还是白点问题？

nthdnhb1979

我司有一批锻件：材质4340，直径450，长度800.锻后砂冷，结果UT测试没有底波，而对半剖切后，MT发现全是密密麻麻的小碎裂纹，也就是白点，故而全部报废。。我这里要有疑问的是锻后砂冷是否会造成上述缺陷，还有就是化学成分中关于Al%的控制，缘由Al可以得到本质细晶粒的原则，Al应该控制在多少范围内？？？
期待高手指点！！！！

admin

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类似帖子论坛里有很多，白点的产生机理以及预防方法都有介绍。

nthdnhb1979

原帖由 admin 于 2009-4-27 09:35 发表

                               
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类似帖子论坛里有很多，白点的产生机理以及预防方法都有介绍。

谢谢帮助，想多问的就是不知一般厚大件的锻造材质，你们的Al%一般控制在多少！！！

fqhhg

Al的作用主要是细化晶粒，在大多数探伤要求一般（起始灵敏度￠2及以上）的厚壁锻件（例如厚度大于300mm、重4t以上锻件）中，细化和均匀化晶粒是比较重要的，而Al作为大多数化合物——例如AlN形式（约占60%以上）出现在钢中时，常以质点“钉扎”在晶界上，阻止晶粒在奥氏体化下的动态再结晶或锻造热效应等作用下长大、粗化。它和氢致白点及氢脆是不搭界的。
目前比较占上风的观点是：白点主要是氢含量超过某临界值后在应力作用下产生。
白点常见，人们知晓得较多，但搞锻造的人对氢脆知道得不太多，其实氢脆在大锻件里是非常普遍、急待大家重视的。关于氢脆，介绍如下。
氢脆的来源和氢脆的特点
; J3 w$ o6 n* B+ s    按照氢脆的来源可将氢脆分为内部氢脆和环境氢脆。所谓内部氢脆就是材料在使用前内部已含有足够的氢并导致了脆性，它可以是材料在冶炼、热加工、热处理、焊接、电镀、酸洗等制造过程中产生。而环境氢脆则是指材料原先不含氢或含氢极微，但在有氢的环境与介质中产生。这样的环境通常有(1)在纯氢气氛中(有少量的水分，甚至干氢)由分子氢造成氢脆；(2)由氢化物致脆；(3)由H2S致脆；(4)高强钢在中性水或潮湿的大气中致脆。无论是内部氢脆还是环境氢脆，其脆化的本质都是一样的。
& `( W2 N$ A6 ]" s2 N$ I    氢脆和应力腐蚀相比，其特点表现在：
6 W6 n8 ]. @. \5 T( z9 N' b    (1)实验室中识别氢脆与应力腐蚀的一种办法是，当施加一小的阳极电流，如使开裂加速,则为应力腐蚀,而当施加一小阴极电流,使开裂加速者则为氢脆。
4 z- {( G4 e5 ^' p7 F( u" r    (2)在强度较低的材料中，或者虽为高强度材料但受力不大，存在的残余拉应力也较小，这时其断裂源都不在表面，而是在表面以下的某一深度，此处三向拉应力最大，氢浓集在这里造成断裂。
3 q% U$ @# c+ W1 N    (3)断裂的主裂纹没有分枝的情况，这和应力腐蚀的裂纹是截然不同的。氢脆的断裂可以是穿晶的也可以是沿晶的，或者从一种裂纹扩展型式转变成另一种型式，但就具体的金属-环境组合来说，氢脆有特定的裂纹形态。例如，在淬火回火钢中氢脆常沿着原奥氏体晶界扩展；而在钛合金中容易形成氢化物，裂纹是沿着氢化物与基体金属的界面上发展。
    (4)氢脆断口上一般没有腐蚀产物或者其量极微。
# v& V& x( P- I6 Y0 Z7 ~, Q2 |    (5)大多数的氢脆断裂(氢化物的氢脆除外)，都表现出对温度和形变速率有强烈的依赖关系。氢脆只在一定的温度范围内出现，出现氢脆的温度区间决定于合金的化学成分和形变速率。形变速度愈大，氢脆的敏感性愈小，当形变速率大于某一临界值后，则氢脆完全消失。氢脆对材料的屈服强度影响较小，但对断面收缩率则影响较大。
& i* M  r, \8 X% y+ k+ ]# s氢脆机理及其防止办法
    氢脆是氢原子和位错交互作用的结果。氢脆的位错理论能成功地解释以下几个重要实验结果：
7 k4 U, F& D" d9 L    (1)氢脆对温度和形变速率的依赖关系。
/ h, ~# b% Y1 K0 y% ]    氢脆只发生在一定的温度范围和慢的形变速率情况下。当温度太低时，氢原子的扩散速率太慢，能与位错结合形成气团的机会甚少；反之，当温度太高时，氢原子扩散速率太快，热激活作用很强，氢原子很难固定在位错下方，位错能自由运动，因此，也不易产生氢脆。对钢来说，对氢脆最敏感的温度就在室温附近。同样，可以理解形变速率的影响。当形变速率太高时，位错运动太快，氢原子的扩散跟不上位错的运动，因而显示不出脆性。
) |/ }0 J9 |$ l( i    (2)氢脆的裂纹扩展特性。
    高强度钢产生的氢脆，其裂纹扩展是跳跃式前进的。先是在裂纹尖端不远的地方出现一个细小的裂纹，之后这个裂纹在某个时刻突然和原有裂纹连接起来。新裂纹形核地点一般是在裂纹前沿的塑性区与弹性区的交界上。氢要扩散到这里并达到一临界浓度时才能形成裂纹，所需的时间就是裂纹的孕育期。
    (3)氢脆氢纹扩展第二阶段的特性。
    在dt/da～K的关系中，氢脆裂纹扩展出现一水平台，是谓裂纹扩展第二阶段，这一阶段裂纹扩展速率恒定，与应力强度因子无关，而与温度有关，说明dt/da在这一阶段主要决定于化学因素，是一典型的热激活过程。氢原子扩散到裂纹尖端并保持某一浓度是裂纹扩展的决定性因素。金属材料在氢中裂纹扩展速率主要决定于氢原子在基体中的扩散速率。
8 K$ V* T. q& n# F    减少氢脆的办法大致有以下几个方面：
, s2 \' d9 B, g$ [    对于主要是内部氢脆产生的，要多从严格执行工艺规定着手。对于环境氢脆，首要的一条是尽量不用高强度材料，村料强度越高，对氢脆越敏感。
8 k7 b5 ]# S2 F0 Z/ R氢脆有“可逆”“不可逆”之分，形成机理的理论很多。再介绍如下。
9 i. ]' L8 g/ o- o3 Z, s. ^不可逆氢脆
这种类型的氢脆一旦发生，就无法通过中温或室温初晴处理实质恢复，由此造成的塑性损失也是不可
逆的，故称为不可逆氢脆。主要表现有以下三种情况：
  ①氢压裂纹。
, d9 O. b3 Y( I! t  G在材料中某些缺陷位置，H能复合成H2，室温时它是不可逆反应，即H2不会再分解成H。随着进入该缺陷的氢浓度的增加，复合后H2的压力也增大。当氢压大于屈服强度时就会产生局部塑性变形，如缺陷在试样表层，则会使表层鼓起，形成氢气泡。当氢压等于原子键合力时就会产生微裂纹，称为氢压裂纹。氢压裂纹包括钢中白点、H2S浸泡裂纹、焊接冷裂纹以及高逸度充氢时产生的微裂纹等。
②氢致化学变化导致的氢脆——氢腐蚀
0 J0 ?3 C9 j4 K- E在高温高压氢环境下使用较长时间后，由于高压氢与钢中碳作用在晶界上反应生成甲烷，形成的CH4分子不能扩散出来，就在晶界夹杂物处形成气泡，随着甲烷的不断形成，当气泡中的甲烷的压力大于材料在该温度下的强度时就会转化为裂纹，而使材料脆化。
# \8 e* Z# _' V- v# l, y③氢致相变导致的氢脆
* ~4 y; T' H- c/ h$ i1 y氢化物型氢脆 由于ⅣA族(Ti、Zr、Hf)和ⅤA族(V、Nb、Ta)金属极易生成氢化物,因为氢化物是一种脆性中间相，一旦有氢化物析出，材料的塑性和韧性就会下降，即氢化物的析出导致材料变脆。
氢致马氏体相变 对于不稳定的奥氏体不锈钢在室温时是奥氏体，材料塑性和韧性很好。但如深冷淬火（低于-60℃）或室温冷加工，则部分奥氏体转变成马氏体，材料塑性和韧性就明显下降。
可逆氢脆
& ^: p( P6 o- M固溶在金属中的氢在拉伸过程中通过扩散富集，导致材料塑性下降，如果在拉伸前或屈服前把氢除去（室温放置或中温加热），则可使塑性恢复，称为可逆氢脆。具有氢脆敏感性的材料虽然有时候氢的含量甚微，如超高强度钢甚至含有低于1 ppm的氢，但在应力作用下，通过应力诱导扩散，氢也会向三向应力集中区域富集，从而也会引起塑性损失。这种富集是通过氢在金属中的扩散进行的，因而有时间的依赖性，当氢的富集超过一定程度，在一定应力的协同作用下，就会产生氢致滞后开裂和断裂 。高强度结构钢的氢脆破坏，通常就属于可逆氢脆破坏行为。
# S) K+ t6 S( ]$ {  可逆氢脆的最后破坏，起码要具备3个必要条件:临界氢含量、临界应力和对氢脆敏感的组织。高强钢热处理后的组织通常对氢脆都很敏感。由于可逆氢脆失效过程受氢扩散控制，故一方面构件中必须含有一定量的扩散氢，另一方面构件在受力作用过程中的应变速率必须足够低，以使氢能充分地进行扩散而集中。就是说受氢扩散控制的氢脆破坏是一个氢致滞后开裂和断裂过程，而突发的应力或过高的应变速率不体现氢对开裂的作用]。例如，飞机起落架的氢脆破坏，往往不是由于着陆时所受巨大冲力而断裂，而常常在地面装载货物或在滑跑过程中产生断裂，并且在脆断前又表现不出任何迹象。
2 d  t" @  r9 c. G' d- ^7 \氢脆机理
当前氢脆机理的研究成果，基本包括氢压理论、弱键理论、吸附降低表面能理论、氢促进局部塑性变形导致脆断的理论等。
▲氢压理论
* u4 [" _1 U- F& c) b; Q6 y在H2气环境中，H2分解为H原子进入金属中，其浓度CH和P1/2成正比。反过来，如果溶解在金属中的H进入某些特殊区域(如夹杂或第二相界面、空位团)就会复合成H2，即2H→H2，这时该处的H2气压力P就和CH2成正比，但由于H2不是理想气团，压力较高时要用逸度f代替，则有：
        f =CH2exp(-2∆H/RT)                               (1)
8 a8 @# q; ?4 M' ^9 d2 \( j    当局部区城CH很高，按上式算出的逸度换算成压力后等于原子键合力σth时，就会使局部地区的原于键断裂而形成微裂纹氢压理论可以很好地解释各种氢压裂纹，如钢中的白点、H2S诱发裂纹、焊接冷裂纹以及充氢时产生的鼓泡和裂纹的形成机理。但对于可逆氢脆，如氢致可逆塑性损失以及氢致滞后开裂，仅仅用氢压理论无法解释氢致微裂纹或微空洞形核后，氢压可能促进裂纹核的稳定性或促进其扩展，但对裂纹形核起控制作用的并不是氢压。
▲氢降低键合力(弱键)理论
氢降低原子键合力理论认为：当局部应力集中σyy等于原子键合力σth时，原于键就破裂，从而微裂纹形核。固溶的原于氢能使原于键合力从σth降为σth(H)。这样，使氢致微裂纹形核所需的局部应力集中将从σyy＝σth降低为σyy(H)＝σth(H)。这样一来就会使造成局部应力集中所需的临界外加应力从σc降为σc(H)，或使临界应力强度因子从KIC降为KIH。因此，裂纹更容易形成[2,30~32]。
▲氢降低表面能理论
7 [9 i3 c  n1 A7 D氢降低表面能理论认为：氢吸附在表面就会使表面能由γ降为γ(H)。根据Griffith理论，断裂应力σs或断裂韧性KIC和γ1/2成正比，因而当氢使γ   下降，必然使σc降为σc(H)，或使KIC降为KIH，从而增大裂纹形成倾向。
4 j9 C4 J% G3 T4 x0 y! z9 `▲氢促进塑性变形理论
; w1 |" g2 X/ b) i4 S/ \* T/ X& D4 P认为任何断裂过程都是局部塑性变形发展到临界状态的结果。氢能促进局部塑性变形，从而使材料在较低的应力或KIC以下就能使局部塑性变形达到临界值而引起氢至开裂。由于在较低的KIC下就能开裂，使得断裂行为在宏观上向脆性方向转化。
▲氢促进空洞形核理论
0 b8 n* ^* o" Y" @" S8 `/ P* \2 }5 s蒋兴刚等人将氢致局部塑性变形理论、氢降低表面能理论（或弱键理论）及氢压理论综合起来，提出了氢促进空洞形核的新机制。认为氢通过氢通过促进局部塑性变形和降低键合力，一方面促进纳米微裂纹的形核，另一方面促进微裂纹钝化成微空洞，即氢促进了空洞的形核。氢通过在空洞内部形成氢压及降低键合力升高了空洞的稳定性。
" N7 b3 c0 L' ~以上是本人的一些笔记摘录，供参考——其实搞工艺的稍知道一些理论就好，但对它的危害要高度重视。
对氢的预防——在锻造工序可能最有效的是在650C下的长期保温、扩散氢浓度，当然，锻造中的各种对策和锻后热处理中其它方面对策都有作用——但我以为最关键的是做好扩氢。
" B3 u* g- O/ V* Q5 m0 Y, q, R关于大锻件扩氢计算，请见本人在工厂里时写的一个规范，见附件。

fqhhg

在许多产品成分要求中，Al常以残量形式报出，不考核。但通常Al的含量还是需要注意，它以钢锭的冶炼、浇注方式不同及产品对探伤要求不同而区别控制。例如在低碳铬钼钢制压力容器锻件中，探伤要求不太高（一级锻件的单个缺陷当量才￠4，远远不如转子的￠2、￠1.6或甚至￠1.1那么要求严），对夹杂物的要求也一般，这时炼钢就可用Al来终脱氧（30T以上钢锭还可MSD——模内真空浇注）。而想残Al量控制在0.015%以上——用Al的化合物来阻止晶粒长大的钢锭浇注时就不能用VCD（即真空碳脱氧），等等等等，不一而足——要看产品要求、冶铸方式等综合考虑选择。
' u) Z3 ~! m2 q# tAl的含量过高常导致夹杂超标等，也不好，日本等许多论文介绍总Al量（注意：非单考核酸溶Al）控制在0.015~0.040%间较好。

haohaoxuexi0920

谢谢4楼，总结的很好！！

ie20020710

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! G7 x0 q; E, Q" s
" A: A: }/ `/ I! H! f8 t4 E
4 G1 U! O$ |- _) R谢谢，很是有用！

lover80

4楼说的非常好，学习了！！

dust101

4楼说的非常好，学习了！！

lybustb

谢谢4楼，总结的很好！