无氰电镀镉-钛合金对钢基体氢脆性能的影响

宇 波， 汤智慧， 彭 超， 刘 江， 陆 峰， 张晓云， 高 健

(北京航空材料研究院，北京100095)

无氰电镀镉-钛合金对钢基体氢脆性能的影响

宇 波， 汤智慧， 彭 超， 刘 江， 陆 峰， 张晓云， 高 健

(北京航空材料研究院，北京100095)

研究了无氰电镀镉-钛合金工艺对A100钢基体氢脆性能的影响，分别采用测氢仪法、氢含量测定法、恒载荷持久拉伸及慢拉伸的方法对A100钢基体电镀镉-钛合金氢脆性进行评价。结果表明:A100钢具有较低的氢脆敏感性，电镀镉-钛合金后氢大部分存在于镀层中，基体中氢含量较低;采用慢拉伸试验可以评价A100钢电镀镉-钛合金工艺的氢脆性能，试样的断裂强度、断口面积等性能与基体裸材的性能基本一致，说明无氰电镀镉-钛合金工艺具有非常低的渗氢量;试验还证明较小的拉伸速率更有助于氢脆的判断。

A100钢;无氰电镀镉-钛合金;氢脆性;慢拉伸

引 言

电镀镉-钛合金具有耐蚀性好、低氢脆及工艺简单等特点，特别适合于航空工业用高强度钢的防护层。目前国内外对于飞机起落架等重要部位高强度钢的耐腐蚀防护均采用电镀镉-钛合金技术，差别在于美国波音公司采用的是氰化镀镉-钛合金，我国采用的是无氰镀镉-钛合金工艺，二者获得的镀层性能技术指标基本一致，均满足MIL-STD-1500(美军标)［1］和 AMS 2419(美国宇航材料标准)［2］要求。

A100钢是一种韧性非常好的二次硬化型超高强度钢，航空工业中广泛应用于主要承力构件，具有非常好的应用前景。A100钢零件无氰电镀镀镉-钛合金过程中，可能会由于氢的渗入导致金属材料的内部损伤，从而使金属材料在低于材料屈服强度的静应力作用下发生延迟断裂。

本文对A100钢零件电镀镉-钛合金的氢脆性能进行研究，以保障无氰电镀镉-钛合金工艺在A100钢零件上的顺利应用。

1 实验

1.1 基体材料

基体材料采用A100钢(23Co14Ni12Cr3Mo)，其化学成分见表 1［3-4］。

表1 A100钢的化学成分

1.2 电镀镉-钛合金工艺

电镀镉-钛合金工艺流程为:

镀前检查与表面准备→除油→喷砂→弱浸蚀→电镀镉-钛合金→干燥→除氢→检查。

电镀镉-钛合金溶液配方及操作条件为:

1.3 实验方法

1)测氢仪法。采用劳伦斯测氢仪进行测试，氢脆试验

按 HB5067.2［5］分别进行电镀镉-钛合金的氢脆试验。

2)氢含量法。氢含量检测按HB 5220.50-2008进行，采用脉冲加热-热导法测试基体及镀层中氢的质量分数。

3)恒载荷持久拉伸法。按HB5067.1进行，采用缺口圆棒试样电镀镉-钛合金后进行200h持久拉伸试验。试样采用A100钢加工。

4)慢拉伸法。通过控制应变的慢拉伸法对无氰电镀镉-钛合金工艺进行评价，通过对抗拉强度、断面面积及拉伸曲线等指标的比较，分析电镀镉-钛合金工艺对A100钢基体渗氢的影响。

2 结果与讨论

2.1 测氢仪法检测

采用劳伦斯测氢仪对无氰镀镉-钛合金工艺进行测试，测试结果见表2。表2给出了氢压峰(HP)，氢压曲线对时间的积分(Ir)，Hp和Ir值的大小表征电镀过程中探头的吸氢量，氢压峰到半氢压峰的时间(λ)表征工艺的氢脆性能，λ值越大表明镀层越致密，氢越不容易被烘烤去除，工艺造成的氢脆严重。由表2中测试结果可知，无氰镀镉-钛合金λ值较小，满足规定的技术指标要求，低氢脆性能好。

表2 无氰镀镉-钛合金工艺氢的检测结果

2.2 氢含量法检测

采用脉冲加热-热导法测定A100钢电镀镉及镉-钛合金试样的氢含量，考察电镀过程中氢的渗入量，检测结果如表3。

表3 氢的检测结果

从检测结果可以看出，A100钢无氰电镀镉-钛合金试样比镀光亮镉试样氢质量分数高。经过除氢工序后，无氰电镀镉-钛合金试样的氢质量分数稍有降低。将电镀镉-钛合金镀层去除后检测基体氢的质量分数发现，基体w(氢)只有0.000 1%，说明无氰电镀镉-钛合金试样的氢大部分存在于镀层中，只有极少量渗入到基体内，而除氢工序对于镀层中氢的去除没有明显的作用。这一结果与汤智慧的研究结果［6］基本一致，主要由于电镀镉-钛合金工艺特殊的镀层结构决定。

2.3 恒载荷持久拉伸法检测

恒载荷持久拉伸法是目前国内外评价材料氢脆性的主要方法，国内航空业对高强度钢电镀工艺的氢脆性评价主要采用此方法。该方法可以简便、准确地评价出高强度钢零件经表面处理后在使用中发生氢脆的可能性，但无法定量测定材料在表面处理过程中渗氢量影响的程度，同时检测周期较长。

本研究采用了酸洗、喷砂等不同前处理及后处理方法，对A100钢无氰镀镉-钛合金工艺氢脆性能的影响，试验结果见表4。从试验结果可以看出，氢脆性能均满足要求。

表4 横载荷持久拉伸法试验结果

2.4 慢拉伸法检测

采用A100钢持久拉伸缺口试样，分别对电镀镉-钛合金、光亮镀镉以及未表面处理的A100钢试样，进行 10-5s-1、10-6s-1、10-7s-1三种拉伸速率的慢拉伸试验，测试试样的断裂强度以及断裂时间，评价对A100钢氢脆性的影响，试验结果如表5。

从表5中可以看出，A100钢电镀镉-钛合金工艺试棒的断口面积与未表面处理A100钢试样的断口面积基本一致，均为14.4 mm2左右，相比拉伸前的16 mm2都产生了一定的颈缩，说明电镀镉-钛合金工艺对基体的渗氢量较少，拉断过程试样表现出很好的塑性。从试样的断裂时间比较可以看出，未经处理的A100钢基材和电镀镉-钛合金工艺两种拉伸试棒的断裂时间基本一致，而光亮镀镉试棒的拉伸断裂时间有所减小，材料提前发生了断裂，这种现象在拉伸速率低于10-6s-1时更为明显。说明当拉伸速率低于一定值时，氢脆对于材料的力学性能影响更为显著。从断裂强度比较可以看出，未经处理的A100钢基材与电镀镉-钛合金工艺处理的试样断裂强度基本一致，而镀光亮镉处理的试样其断裂强度有一定的降低。图1～图3分别为未经处理的基材、镀光亮镉及电镀镉-钛合金制备慢拉伸试样拉断后的断口形貌。

表5 慢拉伸试验结果

图1 A100钢基材断口形貌

图2 镀光亮镉断口形貌

图3 电镀镉-钛合金断口形貌

通过微观形貌可以明显地看到镀光亮镉材料的氢脆断口，而未经处理的基材及电镀镉-钛合金试样未发现氢脆断口特征。慢拉伸试验结果表明，电镀镉-钛合金工艺对于A100钢基体的渗氢量较小，基本不会产生材料的脆性断裂，而镀光亮镉工艺较显著地向基体内产生渗氢，以致影响材料的力学性能。

图4～图6分别列出了不同拉伸速率下，A100钢、光亮镉镀层和镉-钛合金镀层的对比拉伸曲线。从曲线可以看出在同一拉伸速率下A100钢与镉-钛合金镀层的慢拉伸曲线基本一致，说明渗氢量很小，对于钢基体基本不产生氢脆敏感。而随着拉伸速率的降低，光亮镉镀层与镉-钛合金镀层的最大拉伸应力相差逐渐增大，证明镀光亮镉工艺相比于电镀镉-钛合金工艺渗氢量大得多。从图4、图5和图6可以看出，较低的拉伸速度可更容易比较不同工艺渗氢程度的大小。

图4 10－5s－1拉伸速率下的拉伸曲线

图5 10－6s－1拉伸速率下的拉伸曲线

图6 10－7s－1拉伸速率下的拉伸曲线

3 结论

1)A100钢基体氢脆敏感性较低，采用恒载荷持久拉伸方法进行考核，不同工艺参数条件下进行A100钢电镀镉-钛合金，均可以通过氢脆检验。

2)对A100钢采用无氰电镀镉-钛合金工艺处理后进行慢拉伸试验，试棒的断裂强度、断口面积、断裂时间基本与未经处理A100钢基材一致，证明无氰电镀镉-钛合金工艺过程对基体渗氢很少，显著低于光亮镀镉工艺。

3)慢拉伸方法中的拉伸速率对材料脆性断裂行为具有影响，较小的拉伸速率更有利于材料氢脆性能的判断。

［1］MIL-STD-1500A，Cadmium-Titanium Plating，Low Embrittlement Electro-deposition［S］.

［2］AMS 2419A，Cadmium-Titanium Alloy Plating［S］.

［3］张淑玉，王春旭，史庆南.跳过深冷处理对A100钢断裂韧性的影响［J］.特钢技术，2006，4(49):8-9.

［4］李杰，王丽，李志，等.热处理对高Co-Ni超高强度钢冲击断口的影响［J］.航空材料学报，2008，1，(28):35-39.

［5］HB 5067-2005，镀覆工艺氢脆试验［S］.

［6］汤智慧，张晓云，陆峰，等.镀层结构与氢脆关系研究［J］.材料工程，2006，(10):37-42.

Effect of Cyanide-free Electrodeposited Cd-Ti Coating on Hydrogen Embrittlement of Steel Substrate

YU Bo，TANG Zhi-hui，PENG Chao，LIU Jiang，LU Feng，ZHANG Xiao-yun，GAO Jian
(Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing 100095，China)

Hydrogen embrittlement effects of cyanide-free Cd-Ti plating on A100 steel was studied by hydrogen meter method，hydrogen content determination method，sustained load test(SLT)and slow strain rate test.Results indicated that A100 steel has low sensitivity to hydrogen embrittlement after cyanidefree Cd-Ti plating.Most of the hydrogen remained in Cd-Ti coating while little in metal substrate;slow strain rate test was available to evaluate hydrogen embrittlement effects of cyanide-free Cd-Ti plating on A100 steel.The fracture strength and fracture area of plated samples remained the same as non-plated samples，which meant cyanide-free Cd-Ti plating induced less hydrogen permeation.Slower strain rate would benefit the evaluation of hydrogen embrittlement.

A100 steel;cyanide-free Cd-Ti plating;hydrogen embrittlement;slow strain rate test

TQ153.2

A

1001-3849(2011)11-0001-04

2011-06-12