氫對2.25Cr-1Mo鋼力學性能及斷裂行為影響的定量分析

中圖分類號 TQ050.4+1 文獻標志碼 A文章編號 0254-6094(2025)04-0560-08

加氫反應器作為石油精煉系統的核心設備，2.25Cr-1Mo鋼憑借其優良的耐高溫性和抗氫性，被廣泛應用于加氫設備的設計和制造[1.2]。由于反應器長期服役于高溫、高壓、臨氫環境，會不可避免地發生氫脆、回火脆等一系列材料損傷和性能退化的現象。其中，氫脆作為2.25Cr-1Mo鋼主要損傷形式之一，長期以來一直是加氫反應器安全運行的研究重點[3.4]

為探究材料氫脆失效的根本原因，諸多學者針對鉻鉬鋼的顯微組織、力學性能、斷裂機制開展了廣泛研究[5.6]。NGUYENTT等分析了高壓氫對加氫反應器中Cr-Mo鋼斷裂韌性的影響7]，研究發現，由于氫的存在，材料的斷裂韌性不僅明顯下降，而且暴露于氫氣環境中的試樣在宏觀裂紋形成前就出現了晶間裂紋，提出氫增強局部塑形機制(HELP)[8-0]初始活性不足時，氫致脫黏機制(HEDE)[1l~13]可以主導材料的脆化過程。LIQ等通過對充氫后的2.25Cr-1Mo-0.25V鋼及其焊縫進行力學性能測試，測試結果表明，母材具有更高的抗氫性能，夾雜和碳化物數量的增多是導致材料強度降低的主要原因[14]。然而，PEREIRAPAS等在對2.25Cr-1Mo-0.25V鋼及焊接接頭的氫擴散系數和溶解度測定時，發現馬氏體和殘余奧氏體的存在使母材組織的氫吸收量遠高于其他部位，母材表現出的脆化特征最為明顯，抵抗氫脆的能力更差[15]。盡管眾多學者對Cr-Mo鋼氫脆斷裂失效行為進行了廣泛研究，但多為比較評價或是定性分析，目前尚未建立氫含量與材料相關力學性能指標間的定量關系。此外，考慮到氫擴散、氫俘獲、氫脆裂紋萌生和擴展機制的復雜性和多樣性[16.17]，針對鉻鉬鋼的氫脆斷裂行為仍有待進一步研究。

本研究探討了氫含量對2.25Cr-1Mo鋼氫脆敏感性和斷裂韌性的影響，建立了氫含量與充氫時間以及斷裂韌性的定量關系，明確了氫對該合金鋼斷裂行為的關鍵微觀組織和作用機理，為建立客觀的材料韌性指標和安全的化工設備運行環境提供依據。

1試驗方法

對試驗鋼進行室溫（ 25^°C )條件下的充氫處理，充氫時試樣材質、電解液組分和溫度、充氫時間以及電流密度均對試驗結果產生重要影響。為避免充氫過程中材料遭受不可逆的氫損傷，使用塊狀試樣反復進行預充氫試驗，以確定合理的工藝參數。制備 1mol/L 的氫氧化鈉溶液作為電解液，電流密度設定為 10mA/cm² 。電解液中添加1g/L的硫脲作為毒化劑，防止氫氣在試樣表面逸出，促使更多的原子氫滲透到材料內部。在充氫過程中，試樣充當陰極，輔助電極采用鉑片電極。利用甘油測氫儀收集擴散氫，測氫裝置溫度始終維持在 60^°C ，集氣過程持續 ^48h ，盡可能確保試樣中擴散氫的充分釋放。

試驗材料取自加氫反應器用2.25Cr-1Mo鋼焊接鍛件，其主要化學成分見表1。

wt%

表12.25Cr-1Mo鋼產品態主要化學成分

靜態拉伸試樣依據GB/T228.1—2021《金屬材料室溫拉伸試驗方法》加工，經線切割、車床車削、磨床打磨制成圓棒狀；參照GB/T21143—2014《金屬材料準靜態斷裂韌度的統一試驗方法》，選用臺階型缺口緊拉試樣評價2.25Cr-1Mo鋼的斷裂韌性。并在槽上加工深度為 11mm 的機械缺口以引發疲勞裂紋，預制疲勞裂紋長度控制在 1mm 左右，確保原始裂紋長度 α₀ 在 11.25～13.75mm 之間，在斷裂韌性試驗中，試樣的加載速率設定為0.1mm/min ，后續引發 5mm 的裂紋長度進而繪制J-Δα 阻力曲線。上述試樣經砂紙逐級打磨、酒精除水、丙酮除油、干燥處理后將試樣一端連接導線，試樣中間位置保留為充氫區域，其余表面利用絕緣膠帶進行密封，以進行電化學充氫處理。以上試驗均在室溫條件下MTS809萬能試驗機進行，采用OLYMPUSGX71型金相顯微鏡對合金組織進行檢測，斷口的微觀形貌利用JSM-6380LA型掃描電鏡(SEM)進行觀察。

本研究經電化學充氫建立擴散氫濃度與充氫工藝參數間的定量關系，確定材料內部氫濃度定量控制方法。其次，通過靜態拉伸試驗對試驗鋼的氫脆敏感性進行評估，確定氫致材料塑性損失時的臨界氫濃度。然后，采用緊拉試樣的J積分斷裂試驗，建立氫含量與平面應變斷裂韌性 K_lc 的定量關系。最后，利用掃描電鏡(SEM)對斷口形貌進行分析表征，探究氫含量對材料斷裂行為的作用機理。

2 試驗結果

2.1 顯微組織特征

圖1為2.25Cr-1Mo鋼經電化學充氫前后的顯微組織。由圖可見，無氫條件下，鋼中主要組織由貝氏體和鐵素體構成；充氫后 ΔC_H=1.5ppm，1ppm= 0.001‰ ，顯微組織雖未觀察到明顯變化，但在貝氏體區域內，發現碳化物的分布更為顯著，并且呈球狀分布于鐵素體晶界上，晶界上碳化物的析出量急劇增加。這是由于晶界處具有較高的能量狀態，更易吸附氫原子，導致氫原子在晶界處偏聚并擾亂原子排列，進而促進了析出物的形成。

2.2擴散氫濃度與預充氫時間關系

氫濃度是評價材料氫脆敏感性的關鍵因素，擴散氫濃度 C_H 與預充氫時間t的關系如圖2所示。隨著充氫時間的增加，試樣中擴散氫濃度逐漸增大，并最終趨于穩定。當預充氫時間超過72h后，擴散氫濃度變化不再顯著，表明此時試樣中氫含量已經接近飽和。根據Fick定律，氫的擴散濃度梯度會隨時間延長而逐步降低，在達到特定溫度下的飽和溶解度之后，材料中的氫含量將不再增加，這與試驗結果保持一致。

圖1 2.25Cr-1Mo鋼母材顯微組織

圖2氫濃度與預充氫時間的關系曲線

在一定預充氫時間內 ，試樣中擴散氫濃度 C_H 與預充氫時間t呈下式關系：

C_H=-4.06e^-0.03t+4.74，R²=0.998

2.3氫含量對材料氫脆敏感性的影響

圖3為不同氫含量下2.25Cr-1Mo鋼的應力-應變曲線，由圖可見，絕大多數曲線在達到峰值前基本保持一致，說明氫在材料的彈性變形階段產生的影響相對有限。鋼材強度指標隨氫含量的變化趨勢如圖4所示，試驗鋼的屈服強度未發生顯著變化，而抗拉強度呈先降低后上升的變化趨勢。且當試樣中氫濃度大于 1.5ppm 時，材料的抗拉強度普遍高于未充氫狀態，在 C_H=3ppm 時，抗拉強度達到峰值 592MPa ，最大增幅僅為 2.7% ，說明氫對2.25Cr-1Mo鋼的屈服強度和抗拉強度的影響并不顯著。

圖3不同氫含量下2.25Cr-1Mo鋼的應力-應變曲線

圖42.25Cr-1Mo鋼強度指標隨氫含量的變化趨勢

由圖5可知，在施加陰極電流后，2.25Cr-1Mo鋼的斷后伸長率隨氫含量的增加逐漸降低，最終趨于穩定。當鋼中氫含量僅為1ppm時，試樣斷面收縮率由 77.4% 急劇下降至 60.5% ，說明試驗鋼對氫較為敏感，少量氫的引入就會導致材料的塑性降低。由于斷面收縮率的變化相較于伸長率更為顯著，并且伸長率的測量易受試樣斷面貼合度的影響，極易造成測量誤差。因此，在評估材料氫脆敏感性時斷面收縮率更具參考價值。工程上通常使用氫脆敏感指數 I_? 來判斷材料是否發生氫脆，一般認為 I_?<25% 時，材料不發生氫脆， 25%?I_?? 35% 時，材料有發生氫脆的危險， I_Φ>35% 時，材料氫脆斷裂[18]。氫脆敏感指數計算式為：

圖5不同氫含量下2.25Cr-1Mo鋼塑性損失變化

I_?=(?₀-?_H)/?₀

式中 ?₀ -充氫前的斷面收縮率；?_H -充氫后的斷面收縮率。

2.25Cr -1Mo鋼氫脆敏感指數擬合曲線為：

I_?=150.02-150.4/[1+(0.24C_H)^1.07]，R²=0.998

隨著氫含量的增加，材料的氫脆敏感指數持續上升，由于氫氣易在反應器埋藏裂紋、制造缺陷等位置富集，促使局部氫濃度升高，加速裂紋擴展，導致斷裂的提前發生，最終影響反應器的安全運行。因此，加氫反應器在停工過程中需將器壁內的氫濃度控制在安全范圍內。當試樣中氫含量達到 1.41ppm 時， I_?=35.07% ，此時材料已隸屬氫脆斷裂范疇。值得注意的是，該濃度為氫致材料發生塑性損失的臨界值，這一臨界水平遠低于引發其滯后開裂所需的氫濃度。因此，該安全氫濃度相對保守。

由于氫脆敏感指數的制定標準是基于經驗值確定的，2.25Cr-1Mo鋼的氫脆敏感性仍需結合微觀組織進行綜合評估。利用SEM對試樣的斷口形貌進行表征，如圖6所示。無氫條件下，2.25Cr-1Mo鋼試樣斷口整體呈杯椎狀并出現明顯的頸縮現象，宏觀上可以清晰地觀察到纖維區、放射區和剪切唇。對斷口心部及邊緣區域進行放大觀察，發現韌窩分布較為均勻，其間夾雜數個大韌窩，此時材料的斷裂方式表現為韌性斷裂。

圖6無氫條件下2.25Cr-1Mo鋼拉伸試樣斷口形貌

經電化學充氫處理后，含氫試樣斷口更加平整、韌窩數量變少、尺寸變小，纖維區出現臺階狀花樣，為典型的解理特征(圖7)。即材料發生了一定程度上的韌脆轉變，導致局部塑性變形減少，此時材料表現出較高的氫脆敏感性。這是由于固溶于鋼中的氫原子擴散至晶格間隙，誘導晶格發生畸變，弱化原子間結合力，從而降低位錯運動的阻力。當試樣中由位錯堆積產生的應力達到被氫降低后的原子間結合力時，便會引起微裂紋的形核與擴展，最終導致解理斷裂的發生。

2.4氫含量對材料斷裂機制的影響

在斷裂力學領域，斷裂韌性的測定屬于準靜態的試驗方法，這有利于氫在材料內部充分地向裂紋尖端擴散和聚集。此外，試樣預制裂紋的過程能夠模擬真實工況下反應器可能存在的缺陷，更能準確反映材料氫脆斷裂的實際過程。通過記錄裂紋尖端J積分值及穩定裂紋擴展 Δα ，將得到的數據點按下式擬合，得到 J-Δα 阻力曲線擬合方程：

圖7充氫后2.25Cr-1Mo鋼拉伸試樣斷口形貌 C_H=4ppm ）

J=α+βΔα^?

式(4)中擬合常數 α≥0，β≥0，0?γ?1.

由于2.25Cr-1Mo鋼是一種低合金高強度的高性能材料，依據GB/T21143—2014《金屬材料準靜態斷裂韌度的統一試驗方法》中 J=2.5σ_f △α的鈍化線方程評估該合金鋼的斷裂韌性，其中0.2mm 鈍化線平行線與阻力曲線的交點稱為表觀啟裂韌度，用 J_IC 表示。根據J積分與 K 因子的關系可求得材料的平面應變斷裂韌性 K_IC

K_Ic=[EJ_IC/(1-μ²)]^0.5

式中 E -材料的彈性模量；μ -材料的泊松比。

部分氫含量下 2.25Cr-1Mo 鋼的 J-Δα 曲線如圖8所示。

圖8不同氫含量下 2.25Cr. -1Mo鋼的J-△α曲線

由圖9所示氫含量與斷裂韌性 K_lc 的關系曲線可知， 2.25Cr-1Mo 鋼的斷裂韌性隨著氫含量的增加而顯著降低。

圖92.25Cr-1Mo鋼氫含量與斷裂韌性關系曲線

由圖可知，在未充氫的條件下，材料表現出最佳的抗裂性能，斷裂韌性 K_IC=287.08MPa?m^0.5 。材料氫氫后，當試樣中的氫含量達到 K_IC=146.88MPa?m^0.5 ，相對斷裂韌性損失高達48.83% 。通過將數據擬合，得到氫含量與斷裂韌性之間關系的表達式：

圖10為不同氫含量下2.25Cr-1Mo鋼斷裂試樣的宏觀斷口形貌，斷口表面由3個區域組成，即預制疲勞裂紋區、穩定擴展區和二次裂紋疲勞區，主裂紋由右至左擴展。在無氫條件下，斷口起伏最為顯著，并且具有明顯的微空洞形核、生長和聚并的韌性斷裂特征。當試樣中氫含量上升后，斷口起伏變平緩，起裂處和裂紋擴展區更加顯著，疲勞裂紋區的尺寸也隨之增大，脆性斷裂區域逐漸由邊緣向中心擴展。

圖10 含氫斷裂試樣宏觀斷口形貌

觀察圖11a可知，無氫試樣斷口的裂紋擴展區均勻分布著數個大韌窩，說明材料在該狀態下表現出典型的韌性特征。當試樣中氫含量達到2.12ppm （圖11b)時，斷口中解理面的數量顯著增加，撕裂棱上分布著大量細小韌窩，并伴隨著二次裂紋的形成。裂紋擴展區出現臺階狀花樣，部分區域呈沿晶態勢，斷口整體表現出準解理斷裂特征。在氫含量增至 4.54ppm 后（圖11c），擴展區中無明顯韌窩存在，起裂處出現若干與主裂紋擴展方向垂直的二次裂紋，局部表現為沿晶斷裂。晶面上出現微孔和發紋，在個別晶面上仍可觀察到連續型的河流花樣，這表明裂紋在晶面上解理擴展，此時材料已經發展為沿晶和解理的混合斷裂。

圖11含氫斷裂試樣微觀斷口形貌

在斷裂韌性降低最顯著的斷口試樣中，局部區域仍能觀察到尺寸較小的空洞和淺韌窩，表明氫增強的位錯活動在裂紋尖端極為活躍。當裂紋尖端前方區域的氫濃度升至臨界水平時，將導致空洞成核所需的應力閾值降低。同時，空位形成能和表面自由能的降低將增加空穴成核的速率。空洞會隨著應力的增加而擴展，最終導致裂紋的形成（圖12a)，該過程揭示了HELP機制對材料微觀結構穩定性的影響。另一方面，在預制疲勞裂紋的尖端附近，應力誘導的晶格擴張導致溶解氫在缺陷處聚集。捕獲氫的臨界濃度在晶界處削弱了其內聚強度，從而降低了斷裂的初始應力。同時，氫在晶界處聚集形成氣體團簇并產生內部壓力，減弱晶界間的結合強度促進裂紋沿晶擴展(圖12b)。在斷裂韌性測試中，合金中氫含量越高，沿晶斷裂的趨勢就越顯著。當裂紋尖端應力超過晶界內聚強度時，會加速材料發生脆性斷裂。雖無法直接測量到內聚能的降低，但斷口表面形成的解理區為HEDE機制的存在提供有力依據。隨著試樣中氫含量的增加，斷口最終表現出脆性準解理區域和局部韌性特征，因此認為HEDE和HELP機制的共同作用是2.25Cr-1Mo鋼斷裂韌性顯著降低的原因。

圖12 （2 C_H=4.54ppm 斷口局部形貌

3結論

3.1當充氫工藝參數為電流密度 10mA/cm² 、1mol/L NaOH和 1g/L 硫脲混合溶液時， 2.25Cr. 1Mo鋼母材中氫含量與充氫時間滿足式 C_H= -4.06e^-0.03t+4.74(0?t?144h).

3.2隨著氫含量的增加，2.25Cr-1Mo鋼的屈服強度和抗拉強度未發生明顯變化，斷面收縮率顯著降低，氫脆敏感性持續上升，氫致材料發生塑性損失的臨界濃度為 C_H=1.41ppm ，氫含量與氫脆敏感指數滿足式 [Π_IΦ=150.02-150.4/[1+(0.24C_H)^1.07] 。當C_H=4ppm 時，在纖維區觀察到典型的解理特征，此時材料已經出現了較為嚴重的氫脆現象。

3.32.25Cr-1Mo鋼的斷裂韌性隨氫含量的升高顯著降低，當 C_H=4.54ppm 時，其斷裂韌性降低至K_{IC=146.88MPa?m}^0.5 ，相對斷裂韌性損失高達48.83% 。斷裂韌性與氫含量滿足式 K_IC=299.8- 。

3.4HEDE和HELP機制的共同作用是導2.25Cr-1Mo鋼斷裂韌性顯著降低的主要原因，當材料中氫含量較低時，HELP機制占據主導地位，斷口表面同時存在脆性準解理區和局部韌性特征。隨著氫含量的增加，HEDE機制的活性和主導作用增強，局部區域不同程度地出現沿晶斷裂特征。

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Quantitative Analysis of the Hydrogen Effects on the Mechanical Properties and Fracture Behavior of 2.25Cr-1Mo Steels

LUO Jin-qi， ZHAO Jian-ping，DAI Tao，YANG Zhen-han，WU Yuan (SchoolofMechanicalandPowerEengineering，NanjingTechUniversity)

AbstractAiming at 2.25Cr-1Mo steel's proneness to hydrogen embritleness，the influence law and mechanism of hydrogen content on both hydrogen embritleness sensitivityand fracture toughness of 2.25Cr1Mo steel were discussed by electrochemical hydrogen filing test，static tensile test，fracture test and microstructure analysis and characterization.Meanwhile，the quantitative relationship between hydrogen content and fracture toughness was established，and the critical hydrogen concentration for plastic loss caused by hydrogen was determined. The results show that，with the increase of hydrogen content，the sectionshrinkageandfracture toughnessofthetest steel decreasesignificantly，thehydrogen embrittleness sensitivity index increases and the fracture morphology has anobvious tough-britle transition.It is believed that the joint effect of HEDE and HELP mechanism becomes the main reason offracture toughness decrease of the 2.25Cr-1Mo steel.

Key Words 2.25Cr-1Mo steel，hydrogen content，hydrogen embritlement sensitivity，fracture toughness， fracture morphology

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