由于氢而导致金属材料在低应力静载荷下的脆性断裂，称为氢致断裂，又称氢脆。

由于氢原子具有最小的原子半径（r_H=5.3nm），所以非常容易进入金属。在适当的条件下，金属中的原子态氢在外力作用下移动并向危险部位聚集。当两个氢原子相遇可形成氢分子。这些分子状态的氢以及与其他元素形成的气体分子，难以从金属中逸出，这就导致了金属的脆性。

实际上，氢除了可使材料变脆外，在某些条件下还会造成表面起泡等其他损伤，而这类损伤与材料本身的脆性关系不大，故许多资料上将其连同使金属变脆的过程统称为氢损伤。但由于历史的原因，人们还是习惯上把起泡等氢损伤也称为氢脆。在本书中也沿用这一概念。

1.氢进入金属材料的途径

对于由于氢脆导致的断裂失效分析，一个重要的问题就是确定氢的来源。

（1）金属材料基体内残留的氢 金属材料在冶炼、焊接、熔铸等过程中都溶解一些氢。当温度降低或组织变化时，由于氢的固溶度的变化，氢便从固溶体中析出。液态铁中氢的固溶度是γ-Fe的3倍左右，而γ-Fe中氢的固溶度又是α-Fe中的3倍左右。当凝固或冷却速度较快时，氢原子来不及析出，或已析出的氢分子跑不出去，则残留在金属材料内部。

（2）金属材料在含氢的高温气氛中加热时进入金属内部的氢 例如：化学热处理过程中存在吸氢现象。大量的实践和试验早已证实，在进行渗碳过程中可以形成渗氢并导致氢脆断裂。以煤油为渗剂的渗碳气氛中含有大量的氢气，高温下氢在钢中扩散系数很大，极易渗入钢中。但在渗碳炉中加热并滴加煤油保护时，由于仍处于高氢气氛中，钢中的氢不但不能逸出，反而会继续渗入。在碳氮共渗和盐浴氮化过程中，材料组织和工艺控制不当，也会导致氢脆。

（3）金属材料在化学及电化学处理过程中进入金属内部的氢 例如：电镀、酸洗时发生的吸氢现象：

图4-28所示为w（C）=0.15%、w（Mn）=0.40%的钢在15%（质量分数）稀硫酸中电解酸洗后钢中氢含量与温度及时间的关系。从图中可以看出，酸洗时随着温度的升高及时间的延长，都会使钢中的氢含量增加。

（4）金属零件在运行过程中环境中提供的氢 有些金属零件在高温高压的氢气氛中运行，由于氢及含氢气体对于钢的作用，产生氢脆，最后导致金属零件开裂，这类氢脆称为环境氢脆。环境气氛的氢在高温下进入金属内部，并夺取钢中的碳形成甲烷，使钢变脆：

Fe₃C+3H₂→3Fe+CH₄↑

图4-28 w（C）=0.15%、w（Mn）=0.40%的钢在15%（质量分数）稀硫酸中电解酸洗后钢中氢含量与温度及时间的关系

a）氢含量与温度的关系 b）氢含量与时间的关系

图4-29所示为锅炉冷壁管氢脆爆破爆口和裂纹形貌。材料为20钢，较长时间处于pH值低的给水状态运行，爆口附近氢含量为6.10mL/100g，与爆口相对的背火侧的氢含量为0.25mL/100g。爆口呈窗口状，管壁未减薄，为脆性断裂（见图4-29a），在管内壁腐蚀坑处可见多道宏观裂纹，微观裂纹沿晶扩展，裂纹两侧有脱碳现象（见图4-29b）。

发生应力腐蚀破坏的过程中也伴随有氢的作用。在海洋、工业大气和潮湿的土壤中的中高强度钢的延迟断裂，其断裂机理与在中性和酸性介质中的应力腐蚀断裂基本相同，属于氢致断裂。

图4-29 锅炉冷壁管氢脆爆破爆口和裂纹形貌

a）爆口形貌 b）内壁腐蚀产物下微观裂纹（400×）

2.氢致脆断的类型

1）溶解在金属基体中的氢原子析出并在金属内部的缺陷处结合成分子状态，由此产生的高压，使材料变脆。钢中的“白点”即属于此种类型。(www.daowen.com)

2）环境气氛中的氢在高温下进入金属内部，并夺取钢中的碳形成甲烷，使钢变脆。

3）固溶氢引起的可逆性氢脆。机械零件通常发生的氢致断裂，一般属于此种氢脆。即进入金属内部的氢，以间隙固溶体的形式存在，当金属材料受到缓慢加载的附加应力时（包括残余应力），原子氢由固溶体中析出并结合成分子状态，使钢材变脆。这类氢脆的特点是：

①固溶状态的氢不经任何化学反应，仅含少量的氢即可引起氢脆。例如：对于一般中等强度的钢在高温下含有质量分数为（3～5）×10^-4%的氢，对于高强度钢含有质量分数为1×10^-4%的氢即可引起氢脆。

②此类氢脆具有明显的延迟断裂的性质，即仅当受到缓慢加载，或在低于材料强度极限的应力水平下保持一定时间后才能显示出来。当变形速度大于某一个临界值时，不显示脆性现象。

③此类氢脆仅在一定的温度范围内（-100～150℃）出现，在室温附近最敏感。

④此类氢脆对材料的强度极限、屈服强度、伸长率及冲击性能影响较小，而对材料的断面收缩率影响较大。

4）固溶氢引起的氢脆。在酸洗、热镀锌或镀铝过程中进入钢材内部的氢，在钢材的表皮下析出并转变成分子氢，由此产生的高压在钢的表皮鼓起形成“氢疱”，这也是一种氢致破坏的形式。在含有硫化氢气体的油田管道及容器表面上也能找到这种“氢疱”，其实质也是一种氢脆现象。

材料的硬度较高时通常易产生氢脆断裂，硬度低于22HRC时不发生脆断而产生鼓泡破坏。

3.氢致脆断的断口形貌特征

1）宏观断口齐平，为脆性的结晶状，表面洁净呈亮灰色。实际零件的氢脆断裂又往往与机械断裂同时出现，因此断口上常常包括这两种断裂的特征。对于延迟断裂的断口，通常有两个区域，即氢脆裂纹的亚临界扩展区（齐平部分）和机械撕裂区（斜面，粗糙，有放射线花样）。

对氢脆断裂源区的形态、大小的分析，有助于正确判断氢的来源和断裂的原因。例如：高温高压下工作的零件发生的氢脆，其断裂源不是一点，而是一片，其氢的来源为环境氢的作用。

2）微观断口沿晶分离，晶粒轮廓鲜明，晶界有时可看到变形线（呈发纹或鸡爪痕花样），如图4-30所示。应力较大时也可能出现微孔型的穿晶断裂。

3）显微裂纹呈断续而弯曲的锯齿状，如图4-31所示。

4）在应力集中较大的部位起裂时，微裂纹源于表面或靠近缺口底部。应力集中比较小时，微裂纹多源于次表面或远离缺口底部（渗碳等表面硬化件出现的氢脆多源于次表面）。氢导致的静疲劳破坏这一特征是区分其他形式断裂的唯一标志。因此，在分析断口时，对这一现象要给予足够重视。这一区域一般很小，往往只有几个晶粒范围。

图4-30 氢脆断口微观形貌（3200×）

图4-31 氢脆裂纹的走向形态（100×）

5）对于在高温下氢与钢中碳形成CH₄气泡导致的脆性断裂，其断口表面具有氧化色及晶粒状。微观断口可见晶界明显加宽及沿晶型的断裂特征，裂纹附近珠光体有脱碳现象。

6）氢化物致脆断裂也属于沿晶断裂。这种沿晶断裂与上述氢脆断裂的不同之处在于，除了只有在高速变形时（如冲击载荷）才表现出来外，在微观断口上还可看到氢化物第二相质点。

同一材料的氢脆断口形貌在氢含量及钢的原始组织形态不同时有所变化。钟平等人研究高合金二次硬化钢氢脆敏感性的结果为：450℃回火试样慢弯曲断口，充氢05h，裂纹起始区为沿晶+准解理；充氢4h，裂纹起始区以沿晶断裂为主，存在少量准解理；充氢10h，裂纹起始区为沿晶和穿晶准解理断裂，沿晶区厚度约为130μm。482℃回火充氢0.5h，裂纹起始区为准解理，厚度约25μm；充氢4h和10h，试样的裂纹起始区都为准解理，厚度分别为7μm和11μm，未出现沿晶断裂特征；随着充氢时间延长，试样放射区韧窝变小变浅。充氢对600℃回火试样的断裂形貌没有影响，充氢10h，仍为韧性断裂。