不锈钢Ⅲ型试样的氢致开裂和应力腐蚀

D0I:10.13374/j.issn1001053x.1986.02.011 北京钢铁学院学报 1986年6月 Journal of Beijing University No.2 第2期 of Iron and Steel Technology June 1986 不锈钢亚型试样的氢致开裂和应力腐蚀 乔利杰褚武扬肖纪美 (金属物理教研室) 摘要 研究了奥氏体不锈钢Ⅲ型试样的氢致开裂和应力腐蚀。结果表明，动态充氢时Ⅲ型试样 也能发生氢致沸后断裂，且裂纹沿原缺口平面形核和扩展。从而可获得宏观平滑的扭转断口， 但断口上存在少量沿45”面的二次裂纹，一系列实验表明动态充氢能促进奥氏体不锈钢室温 蠕变，故在但扭矩下充氢能使扭转角不断增大，直至试样被断。奥氏体不锈钢Ⅲ型试样在 42%沸腾MgC1:溶液中也能发生应力腐蚀开裂，且裂纹在与缺口平面成45”的平面上形核和扩腰。 实验表明，无论是工型还是Ⅲ型，应力病蚀的门槛值均比氢致滞后断裂门槛值要低，例如 Ktscc/K:x=0.18,KIH/K1x-0.58,KEscc/Kx=0.13 KH/Kx-0.62. 关键词：应力腐蚀开裂 氢致开裂 奥氏体不锈钢 血型试样 Hydrogen Induced Cracking and Stress Corrosion Cracking of Austenitic Stainless Steel under Mode I Loading Qiao Lijie,Chu Wuyangy Xiao Jimei Abstract Hydrogen induced cracking(HIC of austenitic stainless steel under Mode III loading could occur during dynamic charging of hydrogen and the threshold stress intensity was K/K1x=0.62.The torsional angle, i.e.,the torsional plastic deformation,enlarged continuously during dynamic charging under a constant torque,which corresponded with increa- sing the external torque continuously,until the specimen was twisted to 1985-04-01收稿。 113

年 月 第 期 北 京 钢 铁 学 院 学 报 。 ，口口 不锈钢 型试样的氢致开裂和应力腐蚀 乔利杰 褚武扬 肖纪美 金属物理教研室 摘 要 贾玲 研究 了奥氏体不锈钢 型试样的氢致开裂和应力腐蚀 结果表 明 ， 动态充氢时 型试样 也能发生氢致滞后断裂 ， 且裂纹沿原缺 口 平面形核和扩展 从而可获得宏观平滑的扭转断 口 ， 但断 口 上存在少量沿 ’ 面的二次裂纹 ， 一系列实验表 明动态充氢能促进奥氏体不诱钢室 温 蠕 变 ， 故在恒扭矩下充氢能使扭转角不断增大 ， 直至试样被扭断 。 奥氏体不锈钢皿型试样 在 妇多沸腾 ‘ 溶液中也能发生应力腐蚀开裂 ， 且裂纹在与缺口 平面成拈 的平面上形核和扩展 实验表明 ， 无论是 工型还是 型 ， 应力腐蚀的门槛值均比氢致滞后断裂门槛值要 低 ， 例 如 胶 一 一 台， ， ， 皿 。 皿 皿 “ ， 一 关锐词 应 力腐蚀开裂 氢致开裂 奥氏体不锈钢 址 型试样 曰网卿 ， ， 己 ，、 。 电卜 · · ， ， ， 一 ， 一 一 收稿 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1986．02．011

failure,In the flat fracture surface of the delayed failure,however, there wera some secondary cracks propagating along the planes inclined at45°. Stress corrosion cracking of austenitic stainless steel in a boiling MgCl2 so lution could occur under Mode III loading and the threshold value was Ksscc/Kux=0.13.The cracks,however,initiate and propagate along the planes inclined at 45 instead of the original notched plane,where there is no shear stress but the maximum normal stress. Key words:streas corrosion cracking;bydrogen induced cracking;Austenitic staialess stoel; 四0den证sP6ci位00， 前 言 一般认为，只有存在三向应力σ才能引起氢富集从而导致滞后开裂，故对于不存 在三向应力的Ⅲ型试样（如圆柱缺口扭转试样)，将不会产生氢致滞后开裂1-3)。但我 们的工作表明，超高强度钢Ⅲ型试样也能产生氢致滞后开裂，且裂纹沿45°面形核和 扩展〔4)。即使对于无预裂纹扭转试样，充氢后也能沿45°面上产生氢致滞后裂纹(5)。 由于氢在体心立方金属中的应变场是非球对称的〔6)，故能与扭转应力场发生相互作用， 而且其作用能在45°面上有极小值c5.7)。因此，在恒扭矩作用下氢将向Ⅲ型试样的45° 面富集，从而导致裂纹沿45°面形核和扩展。 和体心立方金属不同，氢在面心立方的奥氏体不锈钢中将处在八面你间隙位置，这 时氢的应变场有可能是球对称的。若如此，则它和剪应力场不会发生相互作用，因而氢 也不会富集。这就是说奥氏体不锈钢Ⅲ型试样可能不会产生氢致开裂。但试探性的实验 却表明，不锈钢Ⅲ型试样动态充氢时也能产生氢致带后断裂。这表明，很可能在面心立 方晶体中氢的应变场也是非球对称的，若如此，则奥氏体不锈钢Ⅲ型试样的氢致开裂就 和超高强钢完全类似，但也有可能两者的机理不相同，这正是我们需要研究的第一个问 题。 最近的工作表明(8)，超高强度钢Ⅲ型试样在水介质中也能产生应力腐蚀，而且裂 纹也沿45°面形核和扩展，且获得沿晶断口，这些都和动态充氢相同。另外，如加疏 尿，则可使Ⅲ型应力腐蚀的门槛值KⅢscC下降（同时也使K Iscc下降），动态充氢则可 使其门槛值KmH进一步下降。对I,Ⅲ型试样的测试表明：Kmscc/Kmx:K Iscc/ KIx=KmH/KⅢx:KI/K1x=3.8c8)。综合上述结果可以看出，Ⅲ型试样在水介质 中的应力腐蚀本质上是一种氢致开裂，这和】型试样获得的结论〔911完全一致。对于 奥氏体不锈钢，Ⅲ型试样能否产生应力腐蚀，这是个尚未被研究的问题。我们相信，通 过对奥氏体不锈钢Ⅲ型试样应力腐蚀和氢致开裂的对比研究，以及对I型和Ⅲ型的对比 研究就能更深入地了解奥氏体不锈钢应力腐蚀的机理，而这一点正是长期争议而还没有 114

， 甲 ， 。 。 多 二 。 。 。 二 ， ， “ 讨 ， 。 一 一。 。 ， 、 ， 一 协 亡 二 。 前 月州口目曰口 国 二 一般认为 ， 只有存 在 三向应力仔 才能 引起氢富集从而导 致滞后开裂 ， 故对 于 不 存 在 三 向应力的 址 型试样 如 圆柱缺 口 扭转试样 ， 将不 会 产生氢致滞后开裂 〔卜 〕 。 但我 们的 工作表明 ， 超 高强 度钢 血型试 样也能产生氢致滞后开裂 ， 且裂纹沿 。 面 形 核 和 扩展 〔 通〕 。 即 使对于无预裂纹扭转试样 ， 充氢 后也能沿 “ 面上 产生 氢致滞 后 裂 纹 〔 “ ，。 由于氢 在体心立 方金属 中的 应变场 是非 球对 称 的〔“ ’ ， 故能与 扭 转应 力场 发生 相互作用 ， 而 且其作用 能在 ” 面上有 极小值 〕 。 因此 ， 在恒扭矩 作用 下氢将 向 型试 样的 ” 面富集 ， 从而导 致裂 纹沿 “ 面形核和扩展 。 和 体心立 方金 属不 同 ， 氢在面心立 方的 奥氏体不锈钢 中将处在 八面 体 间隙位置 ， 这 时氢 的应变场有可能 是球对称 的 。 若如此 ， 则它 和剪 应力场不会 发生 相互 作用 ， 因而氢 也不 会 富集 。 这就是说奥 氏体不锈钢 型试样可能不 会 产生氢致开裂 。 但试探性的实 验 却表 明 ， 不锈钢 型试样动态充氢时也 能 产生氢 致滞 后断裂 。 这表明 ， 很可能在面心立 方 晶体 中氢 的应 变场 也 是非球对称 的 ， 若如此 ， 则 奥 氏体不锈钢 型试样的氢致开裂就 和超高强钢 完全 类似 ， 但也有可能两者 的机理不 相 同 ， 这正是我们需要研究 的第一个 问 题 。 最近 的工作表 明即 ， 超高强度钢 型试样在水介 质 中也能 产生 应力腐 蚀 ， 而 且 裂 纹也沿 。 面 形核和扩展 ， 且获得沿 晶断 口 ， 这 些 都和动 态充氢相 同 。 另 外 ， 如 加 硫 尿 ， 则 可使 型应力腐蚀 的门槛值 下降 同时也 使 工 下降 ， 动 态充氢则 可 使其门槛值 皿 进一步 下降 。 对 ， 型试 样 的 侧 试 表 明 工 工 工 二 〔 “ 〕 。 综 合上述结果 可以看 出 ， 皿 型试样在水 介 质 中的应力腐蚀 本质上是一 种氢致开裂 ， 这和 型试样获得的结论 〔 一 完 全一致 。 对于 奥 氏体不锈钢 ， 型试 样能否产生 应力腐蚀 ， 这是 个 尚未被研究 的 问题 。 我 们相 信 ， 通 过对奥 氏体不锈钢 型试 样应力腐蚀和氢致 开裂 的对比研究 ， 以及对 型和 型的对 比 研究就能 更深入地 了解奥 氏体不锈钢应力腐蚀 的机理 ， 而 这一 点正 是 长期争议而还 没有

解决的问题(12-13)。 1实验过程 用1Cr18Ni9奥氏体不锈钢加工成外径D-16mm,截面直径d=10mm圆柱缺口试 样。缺口张角为30°，缺口顶端的卒半径p=0.1mm。该试样如加扭转载荷，则成Ⅲ型 试样，如加拉伸载荷，则成I型试样。全部试样在氩气中经溶处理(1050℃，20) 后水淬。 自制的恒扭矩试验机如图1所示，砝码通 过磨擦力很小的圆盘给试样加载。式样上粘贴 特殊的45°电阻应变片，就可测出加载过程中 扭愆(M)的变化，在缺口上下用螺钉固定刀 口，装上夹式引伸计就可测量扭转角(9)的 变化。这样，在加载过程中就可测出M-日曲 线，如知保行钮矩M恒定，则又可测量加载后 (充氢或不充氢)扭转角随时间的变化曲线， 即室温蠕变曲线。 Ⅲ型试样缺口前端的应力场强度因子用下 式计算〔8)，即 图1应力腐蚀扭转试验机 Km=16MF(d/D)/d√2πd(1) Fig.1 Schematic of torsional loading device F(dD)=8(1-8+2()+8(8)}°+品aD)°+(aD +0.208(d/D)5] 圆柱缺口【型试样的应力场强度因子为 KI=- （1.72D/d-1.27) (2) VD 电解充氢采用1NH2SO4+250mg/1As2O3溶液，电流密度为5×103A/m2,应力 腐蚀介质是42%的MgC12沸腾溶液。 为了比较，也研究了低碳钢和工业纯铁Ⅲ型缺口试样在动态充氢时的氢致滞后断裂 行为。另外，也研究了黄铜Ⅲ型试样在4 NNHOH+3gCuC1:/I溶液（室温）中的应力腐 蚀。 2实验结果 2·1Ⅲ型试样的氢致滞后断裂 巡型试样如在恒扭炬下充氢，则能产生氢致滞后断裂。滞后断裂时间随归一化应力 场强度因子KⅢ/Kmx的变化如图2所示。把Ⅲ型试样在空气中直接加载到断裂，用断 115

解决的问题〔 一 〕 。 实 验 过 程 用 奥 氏体不 锈钢 加 工 成外径 ， 截面 直径 圆柱 缺 口 试 样 。 缺 口 张角为 “ ， 缺 口 顶端 曲率半径 二 。 该试 样如加 扭转载荷 ， 则 成 型 试样 ， 如加 拉 伸载荷 ， 则 成 型试 样 。 全部试样在氢 气 中经 固溶 处 理 ℃， 后水淬 。 白制 的恒 扭矩试 验机如 图 所示 ， 祛码 通 过磨擦力很小的 圆盘给试样加载 。 试 样上粘 贴 特殊 的 ” 电阻应 变片 ， 就 可测 出加载 过程 中 扭矩 的变化 ， 在缺 口 上下用 螺钉 固定刀 口 ， 装上 夹 式引伸计就可测显 扭 转角 的 变化 。 这 样 ， 在加载过程 中就可测 出 一 曲 线 ， 如 保扮 扭矩 恒定 ， 则 又 可测 量 加 载 后 充氢或不 充氢 扭转角随时 间的变化 曲线 ， 即室温蠕 变 曲线 。 型试 样缺 口 前 端的应力场强 度因子用 下 式计算〔 〕 ， 即 班 二 训石两一 卞下若荞牵淤 布 饰 斤 图 应力腐蚀扭转试验机 五 令卜 告 ’ ‘ 〔 卜 含告 音号 ’ 矗 · 圆 柱缺 口 。 。 。 〕 型试 样的应力场强 度 因子 为 了 万 一 盖 ‘ 电解充氢采用 。 溶液 ， 电流密度 为 ” “ ， 应力 腐蚀 介质是 的 沸腾溶液 。 为 了比较 ， 也研究 了低碳钢 和工业纯铁 班 型缺 口试样在动 态充氢时 的氢致滞 后断裂 行 为 。 另外 ， 也研 究 了黄铜 型试 样在 、 十 溶液 室温 中的应力腐 蚀 。 实 验 结 果 · 型试 样 的 氢致滞后 断裂 班 型试 样如在恒扭矩 下充氢 ， 则能 产生氢致滞 后断裂 。 滞 后断裂时 间随 归一 化 应力 场强度 因子 的变化如 图 所示 。 把 型试 样在空 气 中直接加 载到 断 裂 ， 用 断

裂扭矩代入(1)式就可类Kmx。三个试样的测量值分别为43.26,43.36,43.41， MPa√m,其平均值为43.34MPa,由图2就可获得孤型试样氢致滞后断裂的门槛值 KH 即 K面=号(K+K面8) 其中KⅢg是规定时间内不发生滞后断裂的最大应力场强度因子，K皿：是能发生滞后断裂 的最小值，实测的结果为KⅢ/Kmx=0.62。 @Chargisg,州cdeI @Chargiog,Node ●sCC,hdt是 Oscc,Node I 0.8 ModeI.Charging 9 6 0.6 皇二 Mode I,Charging 0. Mode I,SCC 0 Mode scc tr,h 图21C18Ni9钢Ⅲ型.I型试样在1NHzS0,溶液中动态充氢和在MgCl,溶液中应力腐蚀时断 裂时间tr随Kr/K虹x.Ki/KIx的变化 Figuro 2.Kg/Kax under Mode MI loading and Ki/K:x under Mode I loading vs time-to-failure of HIC during dynamic charging. 实验表明，即使加载至KⅢ/Kmx=0.8(它远比图2的门槛值KⅢH/Kmx要高)， 如不充氢，则经过100h也不产生滞后断裂，这表明，图2所显示的滞后断裂是由氢引起 的。 奥氏体不锈钢Ⅲ型试样如在空气中或1NH,SO4溶液中直接扭断，则可获得典型的 扭转平断口（图3a),它们由拉长的韧窝构成（图3b),因为全部动态充氢所产生的 滞后断口也都是平断口，且有互相研摩的痕迹（见图4a)，这表明，Ⅲ型试样的氢致 裂纹是沿原缺口平面形核和扩展的。和空气中直接扭断的断口不同，充氢的平断口上有 很多二次裂纹，它们似乎沿45°面向纵深扩展，如图4b所示，二次裂面上的断口和直接 扭断的断口并不是不同。 因为沿原缺口的断裂面已被磨平，这表明动态充氢过程中试样的扭转角不断增大直 至被扭断。扭转角的增大显然是扭转塑性变形的结果。在恒扭矩下的塑性变形就是一种 蠕变，这就是说，动态充氢能促进Ⅲ型试样的室温蠕变，从而导致扭转角的不断增大， 直至断裂，为了证实这一点，首先研究了充氢对扭转蠕变曲线（即8-t曲线）的影响。 在空气中加载，随着载荷增大，扭转角8不断增大，停止加载后由于瞬时蠕变，日 116

裂扭矩代人 式就可获 皿 。 三个试样 的测 量 值 分 别 为 ， ， ， “ 侧瓦 共 平均值 为 迁 ， 由图 就 可获得 皿 型试样氢致滞 后断 裂 的 门 槛 值 皿 即 二。 古 一 ‘ 二 ， ， 。 ， 其中 皿。 是规定时间内不发生滞后断裂的最大应力场强 度因子 ， 那 是能发生滞后断裂 的最小值 ， 实测 的结果 为 二 。 。 比 。 ‘ 弘一 卜。 ‘ ， 月。 如 ， 物 皿 部己 一 洲 心 。 吕 双，‘ 的 万 ， 吕 一 一 助 一 吕 名 、留昌 洲 一 、 、 万 丁 歼一 。 卜一飞矿一‘ 命一 一亩一一 亩， ， 五 吕 奋 户 … 口 飞 侮 才印 图 钢班 型 型试样在 ‘ 溶液中动态充氢和在 ‘ 溶液中应力腐蚀时断 裂时间 随 皿 皿 ， 的变化 ‘ ， 皿 皿 班 一 一 口 卜 实验表 明 ， 即 使加 载至 班 二 它 远 比 图 的 门槛值 皿 要 高 ， 如不充氢 ， 则 经过 也不 产生滞 后断裂 ， 这表 明 ， 图 所显示 的滞 后断裂 是 由氢 引起 的 。 奥 氏体不锈钢 型试样如在空 气 中或 溶液 中直接扭断 ， 则 可获得典型 的 扭 转 平断 口 图 ， 它 们 由拉长的 韧窝构成 图 ， 因为全部动 态充氢所 产 生 的 滞后断 口 也 都是 平断 口 ， 且有互 相研摩 的痕 迹 见 图 ， 这表 明 ， 型试 样 的 氢 致 裂纹是沿 原缺 口 平面形 核和扩展的 。 和空 气 中直 接扭断 的断 口不 同 ， 充氢的 乎断 口 上有 很 多二次裂纹 ， 它 们似 乎沿 ” 面 向纵深扩展 ， 如 图 所示 ， 二 次裂面上的断 口和直 接 扭 断的 断 口 并不 是 不 同 。 因为沿 原缺 口 的断裂面 已被磨平 ， 这表 明动 态充氢过 程 中试 样的 扭 转角不 断 增大直 至被扭断 。 扭 转角的增大显然 是 扭转塑 性 变形的结果 。 在恒扭矩下 的塑性 变形就 是 一 种 蠕 变 ， 这就是 说 ， 动 态充氢能 促进 型试 样的室温蠕变 ， 从而导 致扭转角的不断 增大 ， 直至 断裂 ， 为 了证实 这一 点 ， 首先研 究 了充氢 对扭转蠕 变 曲线 即 一 曲线 的影响 。 在空 气 中加 载 ， 随着载荷 增大 ， 扭转角 不 断 增大 ， 停止加 载 后 由于瞬 时 蠕 变 ， 夕

(a)4X (b)3EM.1000X 图3在空气或1N,S04溶液中直接扭断的宏观()和微现(b)新口形貌 Fig.3 Fracture surface overloaded in air (a)Macrograph (b)Micrograph (8)4X (b)SEM:1000X 图41NH:S0溶液中动态充氢的宏()和撒观二次裂纹(b)断口形貌 Fig.4.Hydrogen induced dolayed fraeture under Mode I loading (a)Macrograph (b)Micrograph of the failuro surface.In region A,there are some soundary cracks propagating on the planes inelin电dat《6” 继续增大，但很快趋于稳定值如图5上AB曲线所示。如接着动态充氢，则经过一段孕 育期后扭转角又开始增大，如图5所示。如不停止充氢，则扭转角不断增大直至试样被 117

、 肠 们曰曰月皿 声 ， 图 卜 居 。 在空气或 “ 溶液中直接扭断的宏观‘ 和徽观‘幻断 口 形貌 ， 卜诬 妞 ‘ 吕 幼二 勺 口 诊 ‘ 图 玉 溶液 中动态充氢的宏观 》和徽观二次裂纹 句断口 形貌 。 ，一。 斌， 二 口 皿 一 鱿 ， 卜 月， 一 二 ‘ 人 二 ， 。 一 召 件 比 ， 二 一 ‘二 ‘ 继续增大 ， 但很快趋于稳定值如 图 上 曲线所示 。 如接着动 态充氢 ， 则经过一 段 孕 育期后扭转角又 开始增大 ， 如图 所示 。 如不停止充氢 ， 则 扭转角不断增大直至试样被

扭断。这表明，动态充氢的效果就相当于不断增加外载荷。即氢促进了扭转塑性变形。· 应当指出，如果沿原缺口面产生了裂纹，则也能使扭转角增大。但进一步的实验表明， 在裂纹形核之前，扭转角就已开始增大，例如，将试样动态充氢至扭转角稍有增大就 卸载，如图5曲线所示，试样经氯化染色(400℃，2血)后在空气中拉断，结果并未发 现有任何氢致裂纹（图6a),另一个试样加载至Km/Kmx=0.7,当动态充氢至扭转角 有明显增大后卸载（见图5曲线），经氧化染色后发现缺口根部长约0.3mm的裂纹（呈 金黄色，图6b),这就表明，在裂纹形核前扭转角的增大是由氢致扭转塑性变形引起 的。只有当这种氢致塑性变形发展到一定程度后裂纹才产生，并导致扭转角的进一步增 大。 Unloading 2 charging 6 0 30 60 90 120 (a) Time,1n。 18 charg吐ng Unloading 15 12 : 9 I 0 30 6090 120 (b) Time min 图51C18Ng钢动态充氢前后蠕变速事的变化 Figure 5.Influence of dynamic charging on a 8-t curve,i.e.,creep curve, 1]8

扭断 。 这表明 ， 动 态充氢 的效果就相 当于不 断增加外载荷 。 即氢促进 了扭转塑性变形 。 、 应 当指 出 ， 如果沿原缺 口 面 产生 了裂纹 ， 则 也能使扭转角增大 。 但进一步的实验表明 ， 在裂纹 形核之前 ， 扭转角就已开始增大 ， 例如 ， 将 试 样动 态充氢至扭转角稍有增 大 就 卸载 ， 如图 曲线所示 ， 试样经氧化染色 。 。 ℃ ， 后在空气中拉断 ， 结果并未 发 现有任何氢致裂纹 图 ， 另一个试样加载至 皿 。 ， 当动态充氢至 扭转角 有 明显增大后卸载 见 图 曲线 ， 经氧化染色后发现缺 口 根部长约 的裂纹 呈 金黄色 ， 图 ， 这就表明 ， 在裂纹形核前扭转角的 增大 是 由氢致扭转塑性变 形 引 起 豹 。 只有当这种氢致塑性变形发展到一定程度后裂纹才产生 ， 并导 致扭转角的进一步增 大 。 肚 ‘ 又 巴二吧 孟已，，口‘ 二， 场。向 一 劝 ， 一 吐 比助琳 ‘ 飞 ‘ 一七一 吮二已 牙 吕备 百 ， 图 钢动态充氢前后蠕变速率的变化 了 。 心 卜 耳‘ 哆 一 一 七 ， ， 云 ，

~ 也用圆柱缺口试样测量了I型裂纹氢致滞后断裂的门槛值，K/Kx~t,曲线如图 2所示，由此获得的门槛值为K1/Kx=0.58。与Ⅲ型试样相比，两者的归一化门槛值 差别不大。 作为比较，也研究了低碳钢和工业纯铁Ⅲ型试样在动态充氢时的氢致滞后断裂，结 果表明，裂纹也沿原缺口面形核和扩展，从而也获得平断口，这和超高强度钢完全不 同，而和奥氏体不锈钢相同。 2.2Ⅲ型试样的应力腐蚀 奥氏体不锈钢Ⅲ型试样在42%MgC1,沸跷溶液中能发生应力腐蚀，断裂时间随规一 化应力场强度因子K皿/K亚x的变化如图2所示。作为比较，图中也画出了I型试样的 K1/K1x~t,曲线，由此所得的门槛值如表1所示，表上也列出了动态充氢时的氢致滯后 (】无裂纹形成4X (b》已有裂纹4X 图6Ⅲ型试样充氢不调时间后在空气中直接拉断的宏观断口 Fig.6 Macrographs overloaded in air after charging for different time (a)Charging for 30 min,(see fig.5s),no HIC (b)Charging for 75 min.(see fig.5b),HIC with craek sbout 0.5mm long 断裂门槛值，由此可以看出，无论是工型试样还是Ⅲ型试样，其动态充氢门槛值均比相 应的应力腐蚀门槛值要高。应当指出Ⅲ型试样应力腐蚀时裂纹沿着与缺口平面成45°的 面上形核和扩展，9试样在MgC1.中加载到K亚/Kmx=0.5,当45°面上发现有裂纹后 立即卸载，清洗后氧化染色，最后在空气中拉断，结果发现，在45°面上有许多呈金黄 色的裂纹如图7(a)上A区所示，但在原觖口平面上全部是新拉断的光亮区，没有任何应 力腐蚀的痕迹，如图7a上B区所示。在扫描电镜下观察，所有45°面上（即图7a上金黄 色的A区)都是典型的应力腐蚀断口（图7b,c)。在裂纹形核区，基本上是解理断口 （图7b),在裂纹扩展区则是解理和沿晶的混合断口（图7℃)，和I型应力腐蚀断口相 同。其它Ⅲ型试样的应力离蚀断口也有类似的规律性。在Ⅲ型试样原缺口平原面上，尽 管存在最大剪应力，但并不发生应力腐蚀，图7(a)上光亮的B区全部是韧窝断口，如图 119

也 用圆柱缺 口 试样测量 了 工型裂纹氢致滞后断裂的门槛值 ， ， 曲线 如 图 ， 所示 ， 由此获得的 门槛值为 。 。 与 型试样相比 ， 两者的归一化门槛值 差别不大 。 作为比较 ， 也研究 了低碳钢和工业纯铁 班 型试样在动态充氢时的氢致滞后断裂 ， 结 果表明 ， 裂纹也沿原缺 口面形核和扩展 ， 从而也获得平断 口 ， 这和超 高强度钢 完 全 不 伺 ， 而和奥氏体不锈钢相同 。 班 型试样的应力腐蚀 奥氏体不锈钢 班 型试样在 沸腾溶液 中能发生应力腐蚀 ， 断裂时 间随规一 化应力场强度因子 的变化如图 所示 。 作为 比较 ， 图 中也画 出了 工型 试 样 的 一 ， 曲线 ， 由此所得的门槛值如表 所示 ， 表上也列 出了动 态充氢时的氮致滞 后 无裂纹形成 ‘幻 已有裂纹 ‘ 图 班型试样充氢不同时间后在空气中直接拉断的宏观断口 写 一， ‘ 一 、 一 加 云 ‘ ‘ ‘ 一性 一 一 生 。 ， ‘ ‘ ‘ ‘ ， ‘ 二 一 店 ， 份 ‘ 二 断裂门槛值 ， 由此 可以看 出 ， 无论是 型试样还是 班 型试 样 ， 其动态充氢门槛值 均比相 应的应力腐蚀 门槛值要高 。 应当指 出瓜 型试样应力腐蚀时裂纹沿着与缺 目 平面成‘ 。 的 面上形核和扩展 ， 禅 试样在 中加载到 皿 皿 。 ， 当 。 面 上发现有裂纹后 立即 卸载 ， 清洗后氧化染色 ， 最后在空气中拉断 ， 结果发现 ， 在 。 面 上有许多呈金黄 色的裂纹如 图 上 区所示 ， 但在原缺 口 平面上 全部是 新拉断 的光亮区 ， 没有任何应 力腐蚀的痕迹 ， 如图 “ 上“ 区所示 · 在扫描电镜下 观察 ， 所有 “ ’ 面上 ‘ 即 图 “ 上 色的 区 都是典型的应 力腐蚀断 口 图 ， 。 。 在裂纹形核区 ， 基本上是解理断鳍口 《 图 ， 在裂纹扩展区则是解理和沿晶的混 合断 口 图 ， 和 型应 力腐蚀断 口相 祠 。 其它 型试样的应力腐蚀 断 口 也有 类似的规律性 。 在 班 型试 样原缺 口 平原面 上 ， 尽 臂存在最大剪应力 ， 但并不发生 应 力腐蚀 ， 图 “ 上光亮的 区 全部是 韧窝断 口 ， 如 图

(a)宏观断口 (b)裂纹形核这1000X (e)扩展区1000X (d)缺口平面(B区)1000X 图7奥氏体不锈钢应力病蚀的断口形貌 Fig.7 Fracture surface of SCC in 42 MgClasolusion under Mode M loading, A is region of SCC and B is a rogion of tensile failure in air. (a)Macrograph (b)Micrograph of ipitial rogion.(c)Micrograph of propagated region.(d)Micrograph of fracture surface in air (B region). 表1Ⅲ型和I型应力腐：及氢致开裂门槛值 Table1 Threshold Values of SCC and HIC under mode I and mode I loading ModoⅢ Mode I K重H/K夏X, KEH,Kascc KI/K1x KIB,K18C Kusca/Kx MPa /m KI8cc/K1x MPa /m HIC 0.62 26.9 0.58 25.5 scc 0.13 5.6 0.18 8.0 120

’ 宏观断口 裂纹形核这 。 扩展区 缺 口平面 区 图 寸 奥氏体不锈钢应力扁蚀的断 口 形貌 ，止 时 书 篮解 ’ 的基，玉妞 马 二 二 居 ， 炙 乞 ， 。 。 红 ‘ “ 五 砰 ‘ 。 性主 元 。 ‘ 典 妞 二 乎 ￡ ‘ 。 表 一 班 型和 工型应 力 腐恤及 氢致 开 裂门 槛 值 入 ， 如 皿 妞 皿 又 ， 皿 ‘ 。 。 班 皿 ， 皿 压 ， 一 、 ” ， 一 瓜 。 。 。 。 。 。 。

7(d)所示。应当指出，即使用光滑扭转试样，也能产生应力腐蚀，且裂纹也在45°面上 形核和扩展，如图8(a)所示。 (s)1Cr18Ni9无裂纹扭转试样 (b)a黄铜皿型试样 图8光滑扭转试样的应力腐蚀开裂 Flge 8 Stress corrosion cracking for a amooth torsional apecimen (a)austenitic stainlesa stoel in a boiling 42%MgCl:solution (b)a-brass in 4N NHOH-13gCuCl solution 实验也表明，α黄铜Ⅲ型试样或无裂纹扭转试样在NH4OH溶液中也能产生应力腐 蚀且裂纹也沿45°方向形核和扩展，如图8(b)所示，顺便指出，在汽福中的应力腐蚀比 液相更为敏感，在液相中均匀腐蚀较严重。 3.结果讨论 奥氏体不锈钢Ⅲ型试样动态充氢能产生滞后开裂，但裂纹沿原缺口面形核和扩展， 这一点与超高强度钢完全不同。图5表明，动态充氢能促进扭转塑性变形，即促进Ⅲ型 试样的蠕变，从而在恒扭矩下也能使扭转角不断增大，直至试样被扭断。我们用无裂纹 拉伸试样进一步证明，动态充氢确实能使奥氏体不锈钢的室温蠕变速率明显增大(15)， 例如，当预形变量超过8%后，动态充氢能使蠕变速率增大3一7倍15)。 氢为何能促进塑性变形包括扭转变形和室温蠕变呢？最近的工作表明(1)，氢将在 位错周围形成对称的气团。如存在外应力，这时氢和合应力场的互作用能就不再对称分 布，从而气团也要变成不对称。计算指出，当气团内的氢原子重新分布时就会有一个力 作用在位错上，它将协助外应力促进位错的增殖和运动。这就表明，氢能使得产生局部 塑性变形所需的外应力xc(称为表观屈服应力)明显下降（低于屈服强度τg)。例如， 对a-Fe,当T=300K,初始氢浓度C=0.18wppm时，tc=0.37xs。这表明，充氢后 在很低的外应力下（约是不含氢的1/3）就能产生局部塑性变形。 虽然奥氏体不锈钢Ⅲ型试样的氢致裂纹沿原缺口面形核和扩展，但并不能认为在面 ·心立方的不锈钢中，氢和剪应力场不会发生交互作用。因为低碳钢和工业纯铁（体心立 121

所示 。 应当指出 ， 即 使用光滑 扭转试样 ， 也能产生 应力腐蚀 ， 且裂纹也在 。 面 上 形核和扩展 ， 如 图 〕所示 。 馨 ， 无裂纹扭转试样 幻 黄铜 型试样 图 光滑扭转试样的应力腐蚀开裂 ‘ 。 。 。 。 名 五 盆 七 ‘ 。 。 ‘ 。 ‘ 心 解 。 “ 一 ‘ ‘ 一 ， 注 实验也表明 ， 黄铜 型试样或无 裂纹扭转试样在 溶液 中也能 产生 应 力 腐 蚀且裂纹也沿 “ 方向形核和扩展 ， 如图 所示 ， 顺便指 出 ， 在汽 相 中的应力腐蚀比 液相更为敏感 ， 在液 相 中均匀腐蚀 较严重 。 结 果 讨 论 奥氏体不锈钢 型试样动 态充氢能产生漪后开裂 ， 但裂纹份原缺口 面形核和扩展 ， 这一 点与超高强度钢完全不 同 。 图 表明 ， 动态充氢能促进扭转塑性变形 ， 即促进 型 试样的蠕 变 ， 从而 在恒 扭矩 下也能 使扭 转角不断增大 ， 直至 试 样被扭断 。 我们 用无裂纹 拉伸试样进一步证 明 ， 动 态充氢确实能 使奥 氏体不锈钢的室温蠕变速率 明显 增 大〔川 ， 例如 ， 当预 形 变量超 过 后 ， 动 态充氢能使蠕变速率增大 一 倍〔 “ 〕 。 氢为何能促进 塑性 变形包括扭转变形和室温蠕 变呢 最近的工 作表 明〔 的 ， 氢将 在 位错周围形成对称 的 气团 。 如存在外应 力 ， 这时氢和 合应力场 的互 作用能就不再对称分 布 ， 从而 气团也要 变成不 对称 。 计算指 出 ， 当气团 内的氢原子重 新分布时就会有 一 个力 作用 在位错 上 ， 它 将 协助 外 应力促 进位错 的增殖和运动 。 这就表 明 ， 氢能 使得产生 局部 塑性变形所需的外应力， 。 称为表观屈服 应力 明显下降 低于屈服强度， 。 。 例如 ， 对 一 ， 当 ， 初始氢浓 度 时 ， 。 二 。 。 。 这表 明 ， 充 氢 后 在很低的外应力下 约 是不 含氢的 就能 产生局 部塑性变形 。 虽然奥氏体不锈钢 型 试样的氢致裂纹沿原缺 口 面 形核和扩展 ， 但并不能认为在面 心立方的不 锈钢 中 ， 氢和剪应 力场不 会发生 交互作 用 。 因为低碳钢和工 业纯铁 体心立

方)Ⅲ型试样的氢致裂纹也沿原缺口面形核，和超高强度钢完全不同。因为低强度钢 (包括不锈钢)的室温蠕变很明显，而且其门槛值又很高，当Km>KⅢⅡ后缺口前端已 产生了明显的塑性变形，氢进入后能明显促进蠕变，从而使扭转角不断增大，直至裂纹 形核和扩展。在这种情况下，通过应力诱导扩散，氢在最小互作用能面（即45°面）上 富集而引起的氢致开裂仅起次要作用。图4表明，在奥氏体不锈钢Ⅲ型断口上存在一些 沿45°面扩展的二次裂纹，它们可能就是通过氢富集而引起的。 实验表明，奥氏体不锈钢Ⅲ型试样应力腐蚀时，其裂纹沿45°面形核和扩展。这一 点和动态充氢完全不同，另外，无论是工型还是Ⅲ型，应力腐蚀的断口形貌均是解理或 沿品（图8），而同一试样动态充氢时的滞后断口则与此完全不同，是明显的准解理或 韧窝断口。可以看出，奥氏体不锈钢在MgC1z中的应力腐蚀并不是一种氢致开裂过程。 把I,瓜型试样的应力腐蚀门槛值和氢致开裂门槛值相比较也可证实这个结论。由表1 可以看出，K>KsCC,K皿H>KⅢScC。如果外加载荷使应力场强度因子处在这两个门 槛值之间，即KIscC<KI<K或Kmscc-<KⅢ<KⅢH,这时仍能产生应力腐蚀，但却不 会产生氢致开裂。很显然，在这种情况下，应力腐蚀必然是由阳极溶解过程所控制的， 因为应力腐蚀机理不会随载荷大小而改变，故上述结果也证明奥氏体不锈钢在沸践 MgC12溶液中的应力腐蚀是由阳极溶解过程所控制的。 对于阳极溶解的细节，目前也有争议，一般认为可用滑移一溶解机理来解释，但对 亚型试样或无裂纹扭转试样来说，无论是不锈钢还是α~黄铜，应力腐蚀在45°面上形 核和扩展，如果滑移使膜破裂是溶解的先决条件，则裂纹应该出现在缺口平面上（该平 面上剪应力最大，而正应力为零)，不应该出现在剪应力为零的45°面上，而事实却恰 恰相反。这表明，宏观正应力决定了阳极溶解型应力腐蚀的形核位置，而宏观剪应力并 不产生应力腐蚀。所以，滑移一溶解机理是值得怀疑的。 4结 论 (1)奥氏体不锈钢Ⅲ型试样动态充氢能产生滞后断裂，但裂纹沿原缺口面形核和 扩展，从而获得平的滞后断口。但在上面有一些二次裂纹，这是氢促进蠕变从而导致扭 转角不断增大而引起的。 (2)奥氏体不锈钢Ⅲ型试样在42%MgCl沸腾溶液中能产生应力腐蚀，裂纹在 45°面上形核和扩展，具有最大剪应力的原缺口面上并不产生应力腐蚀。 (8)无论是I型试样还是Ⅲ型试样，其动态充氢的门槛值均比应力腐蚀的相应值 要高得多，而且应力腐蚀和氢致开裂的断口形貌也不相同。 参考文献 (1)John,C.S.T.;Gerberich,W.W.:metall.Trans,4A,(1973),589. (2)Green,J.A.S.Hayden,H.W.;and montagne,W.G:Effect of Hydrogen on BehoVior of materials.Eds.Thompson,A.W.and Bernstein,I.M.:TMS-AIME,Warrendale,PA,1976, P.200. (3)Hayden,H.W.Floreen,S.:Corrosion,27(1971),429. C4) Ch,W,Y.(褚武扬)；Hsiao,C.M(肖纪美)；Ju,S.Y(朱淑彦)：WanB,C(王枨)：Corrosion, 122

方 型试样的氢致裂纹也沿 原缺 口面形 核 ， 和超高强 度钢 完全不 同 。 因为 低 强 度 锅 包括不锈钢 的室温蠕 变 很 明显 ， 而 且其门槛值 又 很高 ， 当 工 后缺 口前 端已 产生 了明显的塑性变形 ， 氢进入后能 明显 促进蠕 变 ， 从而 使扭转角不 断 增大 ， 直至 裂纹 形核和扩展 。 在这种情况下 ， 通 过应 力诱 导扩散 ， 氢在最小互作用能面 即 。 面 上 富集而 引起的氢致开裂仅起次要 作用 。 图 表 明 ， 在奥氏体不 锈钢 型断 口 上存在一 些 沿 “ 面扩展的二次裂纹 ， 它们可能就是通过氢富集而 引起的 。 实验表明 ， 奥 氏体不锈钢 型试样应 力腐蚀时 ， 其裂纹沿 ” 面 形 核和扩展 。 这一 点和动 态充氢完 全不 同 ， 另外 ， 无论 是 型还 是 型 ， 应力腐蚀 的断 口 形貌 均是 解理 或 沿 晶 图 ， 而 同一试样动 态充氢时的滞 后断 口 则与此完全不 同 ， 是 明显的准解理 或 韧窝断 口 。 可以 看 出 ， 奥氏体不 锈钢在 中的应 力腐蚀并不是一种氢致开裂过程 。 把 ， 型试样的应力腐蚀门槛值和氢致开裂 门槛值相 比较也可证实这个结论 。 由表 可以看 出 ， ， 址 兀 。 如果 外加 载荷 使应 力场强度 因子处 在这两 个 门 槛值 之 间 ， 即 或 二 “ 二 ， 这时仍能产生应 力腐蚀 ， 但却不 会产生 氢 致开裂 。 很显然 ， 在这种情况下 ， 应 力腐蚀必 然是 由阳极溶解过 程所 控制 的 ， 因为应 力腐蚀机理不 会随载荷大小而改变 ， 故上述结果 也证 明奥 氏 体 不 锈 钢 在 沸 腾 溶液 中的 应力腐蚀是 由阳极溶解过程所控制的 。 对于 阳极溶解的细 节 ， 目前 也有争议 ， 一般认 为可用 滑移一溶 解机理 来解释 ， 但对 型 试样或无裂纹扭转试样来说 ， 无论 是不 锈钢 还 是 一 黄铜 ， 应力腐蚀在 ” 面 上 形 核和 扩展 ， 如果 滑移使膜破 裂 是溶解的先 决条件 ， 则裂纹 应该 出现在缺 口 平面上 该 平 面 上剪 应 力最大 ， 而 正应力为零 ， 不应该 出现在剪应 力为零的 。 面上 ， 而事实却恰 恰相反 。 这表明 ， 宏 观正应力 决定 了阳极溶解型应力腐蚀 的形核位置 ， 而 宏观剪应力并 不产生 应 力腐蚀 。 所 以 ， 滑移一溶解 机理 是值得怀疑的 。 结 论 奥 氏体不锈钢 皿 型试样动 态充氢能 产生滞 后断裂 ， 但裂纹沿原缺 口面形核和 扩展 ， 从而获得平的滞 后断 口 。 但在上面有一些二次裂纹 ， 这是氢促进蠕 变从而 导致扭 转角不 断增大而引起 的 。 奥 氏体不锈钢 型试样在 沸 腾溶液 中能 产生应力 腐 蚀 ， 裂纹 在 。 面上形核和扩展 ， 具有最大剪 应力的 原缺 口 面 上并不 产生应力腐蚀 。 无论 是 型试 样还 是 型试样 ， 其动 态充氢的 门槛值均 比应 力腐蚀的相应值 要 高得 多 ， 而且应力腐蚀和氢致开裂的 断 口 形貌也不相 同 。 参 考 文 献 〔 〕 ， ， ， ， ， 〔 〕 ， 人 了 ， ， 口 ， 。 公 ， 一 ， ， 人 ， ， 。 。 〕 ， ， ， ， 遵 〔 〕 ， 褚武扬 ， 肖纪美 。 ， 朱淑彦 。 ‘ ， 王怅 。 卜