工作温度范围内的冷裂纹：产生原因及灾难性后果

冷裂纹是指由于材料在较低温度下脆化引起的裂纹（图6-69所示为低合金高强钢熔合区的冷裂纹），因此其危险性更大。产生热裂纹的脆性温度区间往往高于它的工作温度范围；而冷裂纹产生的温度区间往往就是它的工作温度范围。因此，一旦裂纹产生后在工作应力的作用下，冷裂纹有可能迅速扩展，极易造成灾难性的事故。例如，有些大型压力容器在使用过程中发生爆炸，有些甚至在制造后进行水压试验时就发生了破裂。

图6-69　低合金高强钢熔合区冷裂纹

冷裂纹产生的温度与其引起的原因有关，即与材料的脆化温度及内应力的发展过程有关。例如，钢中凡与奥氏体（A）转变成马氏体（M）转变脆化有关的裂纹，则其产生的温度为马氏体开始转变温度MS到室温；凡与γ→σ转变脆化有关的裂纹，则其开始产生的温度显然可以高很多。

根据形成的原因和形成过程的特点，冷裂纹可以分为两大类：一类是与氢的扩散集聚和脆化有关的氢致裂纹，由于它经常具有延迟的特征，因此又通常称为氢致延迟裂纹或延迟裂纹；另一类是与氢无关仅与材料的脆性有关的冷裂纹。

1.氢致裂纹

（1）氢致裂纹形成的条件及影响因素。氢致裂纹普遍存在于具有氢脆性质的材料中。氢脆是这类裂纹的基本特征，是引起这类裂纹的根本原因。前面介绍过，金属的氢脆有两类。一类是由氢化物引起的氢脆，这种氢脆引起的裂纹的形成条件比较简单，是直接由氢的扩散集聚和析出脆性的氢化物引起的，只要具有足够的氢和拉伸应力就会产生裂纹，如钛及其合金中脆性TiH2的析出及拉伸内应力的存在是产生氢致裂纹的基本条件。但对于第二类氢脆的材料而言，它并不形成脆性的氢化物，因此引起裂纹的条件比较复杂，除了必要的拉伸应力外还必须具有氢及对氢脆敏感的组织（如钢中的马氏体），这就是钢中产生氢致裂纹的3个基本条件。

第一个条件是氢的影响。氢在氢致裂纹的形成中起着主要作用，它决定了裂纹形成过程中的延迟特点及其断口上的氢脆开裂特征。金属在高温加工过程中往往溶入了大量的氢，但室温时的平衡溶解度一般都很低（如钢中约为0.000 5mL/100g）。因此，冷却后会有大量的氢以过饱和的形式存在于金属中（如钢的焊缝中含氢量可达1～102mL/100g）。这些过饱和的原子氢在金属中是极不稳定的，即使在室温下也能在金属晶格中自由扩散，甚至可以扩散到金属表面，并逸出金属。这一部分具有活动能力的过饱和氢称为扩散氢。另有一部分过饱和氢通过扩散进入金属缺陷后成为分子氢，失去了进一步活动的能力，残留于金属中，称为残留氢。分子状态的残留氢只有加热到高温重新分解为原子氢后才能继续扩散。在金属中能引起冷裂纹的只是其中的扩散氢，而扩散氢要引起裂纹还必须具备氢的局部集聚和脆化的条件。如果氢的扩散速度很快，则能迅速到达金属表面而逸出。因此，在足够高的温度下（如100℃以上）不会形成裂纹。另外，当氢的扩散受到抑制时（如在很低的温度，-100℃），即使经历很长时间后也不会导致这种延迟开裂。因此，扩散氢在金属中的扩散行为对其脆性和延迟开裂起着决定性的作用。裂纹的产生与其产生部位的局部实际扩散氢的含量有关。

加工过程中，加热和冷却的不均匀使金属内各部分之间存在着相变不同步和内应力等，这将引起氢在金属中的扩散和偏聚。当相变不同步时会引起氢的“相变诱导扩散”。引起相变不同步的原因可以是由于冷却不均匀或材料的成分不均匀（如焊缝和其周围的母材的成分经常不同，焊缝的含碳量一般较低），在冷却快的部位或含碳量低的部位先出现奥氏体的分解转变（如γ→α），而在冷却慢的部位或含碳量高的部位则仍保持奥氏体组织。不同组织中氢的溶解度和扩散能力都不同：在γ转变为α时，由于氢在γ中比在α中的溶解度大，这时氢将由α中向尚未分解的γ中扩散集聚；但由于氢在γ中的扩散系数较小，所以氢集中到这部分奥氏体中后在它发生转变之前往往来不及再由γ中扩散析出，于是冷却后这部分奥氏体的转变产物中将富氢。这就是“相变诱导扩散”引起局部含氢量高的原因。当金属中有内应力存在、特别是有应力集中时，则将促使扩散氢向高的拉应力区集聚，这种现象称为“应力诱导扩散”。在焊接和激光表面重熔时，由于金属局部熔化和吸氢引起的局部含氢量高于四周的基体金属，使氢由高浓度区向低浓度区扩散，这种现象称为“浓度扩散”。因此，在焊缝与基体金属交界处的热影响区中往往存在一个富氢区。

由此可见，在材料加工过程中存在着多种促使氢扩散集聚的条件。无论是什么原因引起氢在金属中的扩散集聚，只要其局部含氢量超过一定的临界值后就会发生氢脆。而引起氢脆的扩散氢临界值与其他两个因素，即组织状态和应力有着密切的关系。

第二个条件是组织的影响。钢材的组织因素也是引起氢脆和氢致裂纹的一个必要条件，如在奥氏体钢中是不会产生氢致裂纹的，而在马氏体钢中则很容易产生这类裂纹，这主要取决于钢材的组织及其塑性。硬度在一定程度上能反映钢材在不同组织状态下的塑性。因此，在一定的成分范围内，钢材的氢脆敏感性随硬度的提高而增大。图6-70反映了钢材的组织和硬度（HV）对氢脆敏感性的影响。图中的IS为氢脆敏感指数，且有

式中，σb——强度极限值（未渗氢）；

　　σlc——下临界应力（渗氢后）。

硬度（HV）对氢脆敏感性指数的影响可以表达为

由图6-70可以看出，高碳马氏体的硬度最高，对氢最敏感。因此，在评定一种钢材的氢脆敏感性及其氢致开裂倾向时，可以简便地通过硬度来进行间接的衡量。例如，为防止焊接时出现冷裂纹，对钢材热影响区的硬度提出了一个最高允许值（如对一般的低碳、低合金钢要求最大硬度值要≤HV 350）。另外，由于钢材的硬度主要取决于它的化学成分，尤其是其中碳的影响最大。因此，可以通过碳当量来反映材料的淬硬倾向及其氢脆倾向和氢致裂纹敏感性。图6-71为碳当量与临界含氢量之间的关系示意。下面是碳当量表达式：

图6-70　钢的组织及硬度对氢脆敏感指数的影响

F-铁素体；P-珠光体；S-索氏体；T-托氏体；ML-低碳马氏体；MH-高碳马氏体

图6-71　碳当量与热影响区临界含氢量的关系

影响钢材氢致开裂的组织因素中，除了与钢材基体的淬硬情况有关外，还与一些析出相和非金属夹杂物等有关。当析出相以弥散的粒子分布于钢材的基体中时，能起吸氢的吸附阱的作用，有利于增加残余氢的含量，减少扩散氢含量，从而降低氢脆敏感性。但是，如果第二相析出于奥氏体晶界或马氏体、贝氏体板条界时，则不仅对这些部位有脆化作用，而且还由于促使氢在这些部位集聚，将引起沿奥氏体晶界或板条界的氢脆开裂。因此，凡能促使回火脆性的晶界析出（如杂质P）都会加剧钢材的氢脆倾向。

非金属夹杂物对钢材氢脆的影响与其尺寸、形状、数量和分布状态有关。如钢中存在条状的、细长的或纺锤状的MnS夹杂时，这些夹杂物不仅与基体之间的结合强度低，而且其尖端又是高应力区，因此，氢很容易向这些部位扩散集聚。当氢达到临界浓度后将导致氢脆和开裂，特别是当这些夹杂物的分布垂直于受力方向时，影响更为严重。因此，减少硫化物的数量，并控制其形态与分布都对降低材料的氢脆有利。但S的含量也不是越低越好，近来发现一些超低S钢的冷裂倾向反而有增加趋势的现象。当存在细小、球形的CaS·MnS复合硫化物或稀土硫化物时，因为增加了氢陷阱而使氢脆倾向降低。

第三个条件是力的影响。图6-72是高强钢渗氢缺口试样恒载拉伸时的断裂特征示意图。从中可以看出，当应力高于某一上临界值σuc时，断裂即时发生、无延迟现象，但此时的强度低于无氢时的缺口拉伸强度σn。当应力在σuc和σlc之间时，断裂具有延迟特征，而且拉应力越小，启裂所需的临界氢浓度越高，延迟时间（即潜伏时间）越长。当应力低到接近下临界应力σlc时，启裂所需的氢浓度较高，因此氢扩散、集聚所需的时间也相应延长，甚至可能长达几十小时才能发生氢致断裂。当应力小于σlc时不会发生断裂，即在这种条件下不产生氢致延迟裂纹。因此，σlc可以用来衡量一定含氢量时材料的氢致断裂敏感性。(www.xing528.com)

图6-72　渗氢高强钢的断裂特征示意

综上，氢、组织和应力对氢致裂纹的影响是非常复杂的，相互之间有着密切的关系。含氢量越高、组织氢脆敏感性越大、应力越大，则产生氢致裂纹的倾向越大。当材料的氢脆倾向很大时，有可能在加工结束、冷却到室温的过程中就已开裂。因此，氢致裂纹也不一定都具有明显的延迟特点。

（2）氢致裂纹的形成机制。氢脆及其引起的开裂问题在材料科学中是一个重要的理论问题，存在着多种学说，如最早提出的空穴氢压脆化学说及后来的一些与氢和位错交互作用有关的学说。延迟裂纹的形成机制可以通过氢的应力诱导扩散理论得到较为圆满的解释。如图6-73所示，由微观缺陷构成的缺口作为裂纹的尖端，形成应力集中的三向应力区，于是在应力的诱导下氢向该区扩散富集，并促使位错移动或增殖，此时缺口尖端微区塑性应变量随氢量的增加而增大，当氢量达到临界浓度时发生局部开裂，导致裂纹向前扩展，并在裂纹尖端形成新的三向应力区（如图6-73中的A'），促使氢向新的三向应力区内扩散聚集，此时裂纹暂停向前扩展，只有当裂纹尖端的局部氢浓度重新达到临界值时，裂纹才能进一步向前扩展。所以，氢致裂纹的扩展是一个断续的过程，其中裂纹停顿的阶段正是氢扩散聚集并达到临界浓度所需要的时间。因此，这种裂纹除带有明显的氢脆特征外，还具有延迟特征。在快速加载条件下由于位错运动很快，在氢的扩散尚未达到富集时，裂纹已迅速扩展，因此这种情况下就看不到明显的氢脆特征，此时的断口形貌为韧窝断口。这正好解释了为什么这种氢脆（即第二类氢脆）只有在加载很慢时或低于屈服应力的恒载时才能出现，此时的断口形貌为氢脆准解理断口或沿晶断口（见图6-74）。氢脆准解理与一般的解理不同，它不是沿{100}面，而是沿{110}或{112}面。沿晶断口主要发生于高强钢的氢脆断口中，由于此时晶内产生了高强度的孪晶马氏体，使应变集中于晶界，或者由于晶界有杂质（如P）偏析使晶界脆化。因此，氢致延迟裂纹的断口存在两种典型的形貌，即穿晶的氢脆准解理断口和沿晶断口，有时也可能是两种同时存在的混合断口。

图6-73　氢致裂纹的发展过程原理图

图6-74　氢脆裂纹端口

（a）沿晶断口特征；（b）氢致准解理断口特征

（3）氢致裂纹的预防措施。为了降低金属中扩散氢的含量，应该控制原材料或辅助材料中的含氢量，如焊接时用低氢或超低氢焊条；采用低氢的加工工艺，如在控制气氛或真空环境中进行熔炼和焊接；焊接时采用预热方法降低冷却速度，使氢有条件逸出并能改善组织；当材料的氢脆敏感性很高时，应在加工过程中或在加工后及时进行除氢热处理，处理温度和时间对含氢量的影响如图6-75所示。

为了改善组织，选材时应尽量降低钢的含碳量或碳当量；加工一些淬硬倾向大的钢材时（如焊接时），为降低奥氏体分解时的冷却速度（延长800～500℃之间的冷却时间，即t=8/5或减慢马氏体转变时的冷却速度都可以采取预热或缓冷的办法。另外，也可以与除氢处理结合进行改善组织的热处理。

为了降低内应力，设计和加工过程中应尽量降低零部件或结构的拘束度；加工过程中的加热和冷却应尽量均匀，以避免产生过大的内应力和组织应力；当加工过程中内应力不可避免时，应在加工后及时进行消除应力的退火处理，这种处理也能同时起到除氢和改善组织的作用。

图6-75　脱氢处理温度与时间的影响

2.淬火裂纹

淬火裂纹与淬硬倾向有关，它产生于淬硬倾向大的、含碳量较高的碳钢和合金钢中，与氢致裂纹的不同之处是：淬火裂纹与氢无关。例如，真空电子束焊接大厚度中、高碳钢时，容易产生淬火裂纹。

淬火裂纹的产生原因是硬脆的片状孪晶马氏体高速生长时相互撞击或与晶界撞击时引起的微裂纹，以及在淬火应力或加工过程中引起的其他内应力的作用下扩展成的宏观裂纹。这类裂纹具有明显的沿原奥氏体晶界脆性断裂的特征，断口呈典型的冰糖状形貌（见图6-76）。这种断裂特征的形成，除了与晶内淬硬非常严重而使应变集中于晶界处有关外，还与晶界偏析导致的晶界脆化有关。根据断口表面的俄歇电子能谱仪分析结果，发现它与回火脆性类似。当晶界上存在C和P等元素的偏析时就能引起晶界脆化，加大钢材的淬火开裂倾向。因此，严格控制含P量或加入能与P结合的微量稀土元素铈均可以降低淬火裂纹的倾向。另外，从孪晶马氏体的晶内强化出发，淬火裂纹都产生于最大硬度值大于HV 600的钢材中，如含碳量大于0.4%的中碳钢，在800～500℃的范围内当冷却时间t<3.5s时就会产生淬火裂纹。因此，淬硬倾向越大的钢材，淬火裂纹的倾向也越大。例如，在锻造一些空冷自淬火钢（如高速钢W18Cr4V，W9Cr4V，马氏体不锈钢4Cr13，9Cr18和高合金工具钢3Cr2W8，Cr12等）时，空冷就能生成马氏体和产生较大的组织应力，很容易形成冷裂纹。因此，锻后必须采取缓冷的措施，最好锻后及时进行退火、消除内应力。另外，在模锻时要防止冷却模具的介质喷到锻件上引起开裂。在焊接时为改善组织和缓解内应力，应采用预热和缓冷的措施，而且预热温度应随着淬硬倾向的增加而提高。

图6-76　冰糖状沿晶断口

此外，由于孪晶马氏体对氢脆非常敏感，因此如在加工过程中同时有氢污染时，则淬火裂纹可能与氢致裂纹同时存在，并对氢致裂纹起诱发作用。

3.其他冷裂纹

这类裂纹与氢脆和孪晶马氏体组织都无关，是由于其他的一些脆化因素引起的冷裂纹。根据脆化原因大致可以分为3种类型：

（1）脆性的磷化物、硫化物和氧化物夹杂在高应力（内应力和外部拘束力）的作用下引起的裂纹。如在铸铁和铸钢件中S，P含量高时都能形成脆性化合物，促使冷裂纹的产生，其中P的作用更为严重。另外，在一些复杂的大型铸件中，当脱氧不足时，晶界上聚集有大量氧化物夹杂时也容易产生冷裂纹。

（2）碳化物引起的脆化与冷裂。如焊接铸铁时，只要出现了白口组织冷裂纹就很难避免。又如奥氏体高锰钢在铸造和焊接时，当含碳量偏高或冷却速度太慢而在奥氏体晶界上析出脆性的网状碳化物后，就很容易产生冷裂纹。在用堆焊或激光表面合金化制造一些含有大量碳化物的耐磨层时，一般耐磨性越高的材料冷裂倾向越大。

（3）由硬脆的金属间化合物引起的冷裂纹。如有些铬镍奥氏体不锈钢在900～700℃缓慢冷却时，会出现脆性的σ相，加工过程中如不注意也会引起冷裂纹。因此，锻造这类钢材时终锻温度一般都取900℃；在对这类钢材进行多层焊时，如果在σ相产生的温度区间停留时间较长，也会引起脆化和裂纹。