采用超高强度钢(300M钢)研究缺口试样的拉伸性能。

(1) 热处理工艺

试验300M钢的热处理工艺如下：930℃正火+650~670℃高温回火，洛氏硬度要求≤33HRC；870℃油冷淬火+300℃回火两次，抗拉强度R_m要求为(1960±100)MPa。

(2) 试样

采用光滑拉伸试样和缺口拉伸试样进行试验。试样形貌如图1所示，光滑试样的形状尺寸参见GB/T 228.1-2010，缺口试样的形状尺寸见图2。

图1 光滑拉伸试样和缺口拉伸试样宏观形貌

图2 缺口试样的形状尺寸示意图

(3)试验结果

从表1可以看出，缺口试样的抗拉强度远远高出光滑试样的，说明缺口部位的强度升高了，这一特性更容易引发氢脆型断裂。两试样拉伸试验的应力-应变曲线如图3所示，可见缺口试样是在无屈服的情况下就发生了断裂，而且在断裂前也并不是像光滑试样那样处于完全的弹性变形阶段，而是在相同应变的情况下，应力均有所降低。该现象与试样缺口处的应力集中以及位错运动时的塞积有关。

表1 拉伸试验结果

图3 拉伸试验应力-应变曲线

吸氢特性

1 氢元素的缺口效应

(1) 缺口前方的氢富集

于广华等用Ⅰ型缺口试样研究了缺口前方的氢富集情况，结果表明：不加载时，缺口前方各点的氢含量在平均值上下波动，这也表明在热处理及试样加工过程中所产生的应力集中对氢的分布没有影响，而且加载前缺口附近的氢含量是均匀分布的；加载后氢的分布出现了两个峰值，第一个峰值紧靠缺口，第二个峰值距离缺口0.5~0.6mm，如图4所示。

随着载荷的增大，第一个峰值逐渐降低，第二个峰值则逐渐升高，而且峰的位置也逐渐远离缺口。

(2) 内部氢元素的缺口效应

内部氢元素诱发氢脆型断裂是螺栓制造过程中渗入的氢元素滞留在钢中，在拧紧螺栓后扩散、集中至螺纹等应力集中部位，导致发生氢脆型断裂的状况，如图5所示意。其典型案例是，螺栓电镀工序中渗入钢中的氢元素导致的氢脆型断裂。

图5 内部氢的扩散特性

内部氢元素诱发氢脆型断裂也包含原材料本身所含有的氢元素。

(3) 外部氢元素的缺口效应

外部氢元素诱发氢脆型断裂可分为：①螺栓表面吸附的冷凝水是一种弱电解质，可产生少量的H^＋，如果冷凝水中还溶解有酸类物质，其水解作用也会产生H^＋，这些H^＋会向应力集中明显的缺口部位扩散、富集，如图6所示意；②已拧紧的螺栓表面暴露在腐蚀性环境中，在表面发生腐蚀的同时产生H^＋，所产生的H^＋渗入钢中之后集中在应力集中部位，从而导致氢脆型断裂。

图6 环境氢的扩散特性

2 螺栓氢脆型断裂的本质

氢脆可分为两大类：第一类为外部氢脆，氢主要来源于潮湿空气、冷凝水、腐蚀及腐蚀坑处等；第二类为内部氢脆，氢主要来源于热处理、酸洗、电镀、除油等工序。

(1) 热处理工序引入氢

连续式网带炉是紧固件行业首选的热处理设备，特别适合于批量生产的中小规格的紧固件，为了避免加热过程中的氧化和脱碳，生产方通常采用保护气氛。保护气氛常采用高纯度甲醇经高温催化裂解产生的气体：CH₃OH→CO＋2H₂。淬火加热时，在较高的加热温度下，氢很容易渗入到螺栓中。

(2) 酸洗工序引入氢

酸洗是把工件放在稀盐酸中搅动10~15min，酸洗的主要作用是去除钢材表面的锈层。工件在酸洗时产生如下反应：Fe＋2HCl＝FeCl₂＋H₂，生成的氢气会渗入到螺栓中。

(3) 除油工序引入氢

由于阴极除油的速度较快，所以多数企业在生产中采用了阴极除油。但在阴极除油过程中由于阴极反应会产生大量的氢原子，附着在工件表面，从而产生渗氢。

(4) 电镀工序引入氢

电镀过程中的阴极反应会产生大量的氢，并渗入钢中。镀层过厚也会阻碍除氢时氢的逸出。

(5) 电镀后未除氢或除氢不彻底除氢必须在电镀后、钝化前进行，除氢温度为190~230℃。

根据内部可逆性氢脆理论，在应力作用下，裂纹前端塑性区附近将形成高位错密度区，在这些区域中，氢的自由能很低，因此金属内部的其他氢原子依赖于运动着的位错将涌向这些低自由能区域，由于此运动位错对氢原子起到了“泵”的作用，这就形成了所谓的柯垂耳气团，造成裂纹前端氢原子的富集，于是不但容易形成裂纹，而且会使裂纹加速扩展，这就是内部可逆氢脆的本质。环境氢脆与内部氢脆并不存在本质性差别，只不过前者氢来源于外界环境，而后者氢原子则存在于金属之中。当环境中的氢通过表面吸附并溶解入金属后，其对金属的脆化过程就与内部氢脆完全一样。

在外加载荷的作用下，螺纹根部或螺纹头部过渡圆角附近因应力集中而产生应力梯度，由于应力诱导扩散，原子氢富集在裂纹尖端局部区域。裂纹尖端水解作用可产生H^＋(pH值为3.7~3.9)，当有效氢含量达到临界值时，可以使局部区域的表观屈服强度明显下降，于是在较低的K_Ⅰ作用下就能产生氢致滞后塑性并导致滞后断裂。