低合金钢水介质中的应力腐蚀机构.pdf_大学文库

D0I:10.13374/j.is8m1001-053x.1979.02.012 北京钢铁学院学报 1979年第2期低合金钢水介质中的应力腐蚀机构北京钢铁学院断裂切性组褚武揚李世琼·俏纪美刘天化摘要用抛光的恒位移试样对不同钢种、不同强度的高强钢在水介质中应力腐蚀裂纹的产生和扩展进行了金相跟踪观察。结果表明：超高强钢(·≥ 160公斤/毫米2的30 CrMnSiNi:A,ZG-18铸钢)应力腐蚀时，裂纹前塑性区逐渐扩大，闭合后形成不连续裂纹，以后随塑性区中变形量增大主裂纹扩展並与新裂纹相连。当强度降低时，(o。≤138公斤/毫米2的30Cr MnSiNi2A,40 CrNiMoA,30 CrMnSiA)塑性区随时间增大，但不闭合，随其变形量增大，原裂纹沿弹望性边界向前扩展。强度更低 (ob<110公斤/毫米2的30 CrKnSiNi2A,ob≤120公斤/毫米2的40Cr NiMoA)塑性区不增大，裂纹也不扩展。同样试样在电解充氢条件或干氢条件下，加找裂纹前端同样能产生滞后塑性变形，而且裂纹产生和扩展的情况完全和水介质中类仪。由此可知，裂纹前端滞后塑性变形是由氢引起的。高强钢或超高强钢在水介质中应力膺蚀的机构如下：阴极放氢，它进入裂纹前瑞引起带后盟性变形，从而导致裂纹的产生和扩展。一、前言高强度钢在水介质小应力腐蚀的机构研究是目前一个很活跃的课题。已发表的论文很多，但到目前为止它仍是一个有争议的问题。一些作者认为氢脆是高强度钢水介质应力腐蚀的唯一机构〔1-3)，另一些人则认为和氢脆一起阳极溶解过程也起重要作用〔4、5)。也有人认为阳极溶解过程是控制过程〔6)。最近有工作表叮，随着强度级别下降应力腐蚀机构由氢脆变为聊极溶解过程〔7)。品然较多的人认为超高强钢水介质应力腐蚀的主要机构是氢脆，但对氢脆的本质尚有较大的分歧。例1，氢作为气体沉淀在缺陷上由此造成的巨大内压使断裂应力降低〔8-9)，溶解的氢降低点阵的解理强度〔10)，氢吸附使形成裂纹所需的表而能下降，从而降低了断裂应力〔11、12)；形成脆的富氢相〔13)：和上述看法相反，1972年Beache m提出：氢的吸附能使位错运动：或增殖更为容易〔14)，Savaye〔15)在研究稀1：时焊接件氢致裂纹的影响时也指 126

北京钢铁学院学报左俘第阴叫 ‘ 涌一蜡叫，，曰叫叭，口口陌，，，曰如一臼阴钾，口开口一呜一 ‘ ，口门卜，一一一低合金钢水介质中的应力腐蚀机构北京钢铁学院断裂韧性组褚武锡李世琼 ’ 肯纪美刘天化摘要用抛光的恒位移试样对不同钢种、不同强度的高强钢在水介质中应力腐蚀裂纹的产生和扩展进行了金相跟踪观察。结果表明超高强钢全公斤毫米的，一铸钢应力腐蚀时，裂纹前黔塑性区还渐扩大，闭合后形成不连续裂纹，以后随塑性区中变形量增大主裂纹扩展业与新裂纹相连。当强度降低时，。三公斤毫米的，，塑性区随时间增大，但不闭合，随其变形量增大，原裂纹浴弹塑性边界向前扩展。强度更低公斤毫米 “ 的，三公斤毫米 “ 的塑性区不增大，裂纹也不扩展。同样试样在电解充氢条件或千氢条件下，加载裂纹前端同样能产生滞后塑性变形，而且裂纹产生和扩展的情况完全厂阳水介质中类似。由此可知，裂纹前端滞后塑性变形是由氢引起的。高强钢或超高强钢在水介质中应力腐蚀的机构如下阴极放氢，它进入裂纹前端引起带后塑性变形，从而导致裂坟的产生和扩展。前言高强度钢在水介质应力腐蚀的机构研究是目前一个很活跃的课题。已发表的论文很多，但到目前为止它仍是一个有争议的问题。一些作者认为氢脆是高强度钢水介质应力腐蚀的唯一机构〔卜〕，另一些人则认为和氢脆一起阳极溶解过程也起重要作用〔、〕。也有人认为阳极溶解过程是控制过程〔〕。最近有工作表明，随若强度级别下降应力腐蚀机构由氢脆变为阳极溶解过程〔〕。虽然较多的人认为超高强钢水介质应力腐蚀的主要机构是氧脆，但对氧脆的木质尚有较大的分歧。例如，氢作为气体沉淀在缺陷上 ‘ 由此造成的巨大内压使断裂应力降低〔一〕，溶解的氢降低点阵的解理强度〔。〕，氢吸附使形成裂纹所需的表而能下降，从而降低了断裂应力〔、幻形成脆的富氢相〔〕和土述看法相反，年提出氢的吸附能使位错运动戍增茄更为客易〔〕，。〔〕在研究稀卜叶焊接件氧致裂纹的影响时也指 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1979．02．012

出盆逃入裂纹尖端能产生型性变形。应当指出，很多人往往根据裂纹长度一一时间仙线（即a-t曲线，用电法或声发射法测出)以及极化对裂纹扩展速率成断裂时间的影响来推论应力腐蚀的机构。一般认为，如a一t曲线是不连续的就是家脆机构〔1、17)，如-t曲线连续就是阳极溶解过程。但也有人认为一t曲线的不连续性是组织不均匀造成的，裂文扩展机构仍是阳极溶解过程〔6)。另外，考虑到缺口或裂纹顶端附近形成封闭电池〔3、18)因此由极化对裂纹扩展速率的影响来推论应力腐蚀机构也疗在很多困难〔19〕。为了能直接召到应力腐蚀裂纹的形成和长大就程，我)利用抛光的恒位移试样，在显微镜下跟踪观察应力腐蚀裂纹的产生和扩展过程。对四个钢种不同热处理状态的试样进行了跟综观察，研究了阳极极化和阴极极化对裂纹扩展过程的影响。为了对比，也在电解充氢状态成干氯气叙下进行了跟踪观察。在此果础我们提出了一个高强度钢在水介质中的应力腐使机杓。二、試验过程试验用钢的热处理工艺以及机械性能如表1所示。表1 试验钢的处理工艺和性能钢种热处阳工艺试 002、号公斤/毫米2公斤/毫米2 900℃油济200℃回火 180 147 11.948.2 270℃问火 2 179 147 11.351.0 350℃可火 3 170 146 11.353.1 500℃可火 133 121 13.753.0 285℃等温不问火 6 166 123 13.750.5 30CrMInS,NA 360℃等温不回火 7 138* 310℃等温不可火 8 161 123 14.253 310℃等温400℃问火 9 159* 450℃问火 10 147w 500℃问火 11 133* 550℃问火 12 12G 114 15.3.51 600℃回火 13 111 100 17.559.2 900℃油淬440℃回火 20 145 131 13.1 54.0 30CrMnSiA 495℃回火 30 131 121 14.856.1 850℃h470℃同火 40 143 132 12.952.8 40CrNiMo A 550℃问火 50 121 112 I5.256.8 ZG-18铸俐 200℃等温230℃回火 90 160 140 11.834.2 由硬度换算而得 127

山气进入裂纹尖端能产生塑性变形。应当指出，很多人往往根据裂纹一长度一一时间曲线即一曲线，协包阻法或声发射法测出以及极化对裂纹扩展速率或断裂时间的影响来推论应力腐蚀的机构。一般认为，如一曲浅是不连续的就是氧脆机构〔、儿如、一曲线连续就是阳极溶解过程。但也有人认为。一曲线的不连续性是组织不均匀造成的，裂纹扩一展机构仍是阳极齐解过程〔〕。另外，考虑到缺口或裂纹顶端附近形成封闭电池〔、〕此由极化对裂纹扩展速率的影响来推论应力腐蚀机构也存在很多困难〔〕。为了能直接看到应力腐蚀裂纹的形成和长大就程，我们利用抛光的恒位移试样，在显微镜下跟踪观察应力腐蚀裂纹的产生和扩展过程。对四个钢种不同热处理状态的试样进行了跟武观察，研究了阳极极化和阴极极化对裂纹扩展过程的影响。为了对比，也在电解充氢状态或干氧气氛下进行了跟踪观察。在此一从础卜我们提出了一个高强度钢在水介质中的应力腐蚀机勺。二、试验过程试验用钢的热处理工艺以及机械性能如表所示。表试验钢的处理工艺和性能公斤毫米 “ 公斤毫米 “ 试编样号臼，八曰土 … 件︸﹄曰乃皿勺产辛岑方介一 … 曰，几任月入丁月，，冲一印一忠， · ℃ 油淬回火 ℃ 回火 ℃ 回火 ℃ 回火 ℃ 等温不回火 ℃ 等温不回火 ℃ 等全敲不回火 ℃ 等温 ℃ 回火刀滩 ℃ 回火 ℃ 卜弓火， ℃ 卜马火， ℃ 回火油淬回火， ℃ 回火 ℃ 李淬。 ℃ 回火 ’ ℃ 回火一铸钢 ℃ 等温 ℃ 回火 · 一 · 一由硬度换算而得

跟踪试样全部是厚为20毫米的改进型WOL但位移试样（图]，见图版）。用螺钉和垫块加载后随裂纹扩展，K,下降，直到止裂，由此可获得K:scc和d/dt。关于测试细节以及热处理工艺、组织结构对应力腐蚀性能的影响，我们在另一篇文章中已作了论述〔20)。抛光试样加载后放入水中，抛光面露出（由于毛细作用，表面层裂纹尖端仍为水介质所包围），用金相显微镜进行跟踪观察。部分试样在止裂后拉断，用扫描电镜观察断口形貌。研究极化对裂纹扩展机构的影响时也用抛光的预裂纹试样，阴极极化时以镁作阳极，阳极极化时以铜作阴极，极化电位为500V。在极化过程中进行金相观察。在电解充氢时用缺口试样，先抛光，再充氢。（电流密度60mA/厘米2，时间2~2.5小时)。充氢后把缺口内的水圾去、吹干，再预制疲劳裂纹，加载后在空气中金相观察。在干氢中做试验时试样先抛光，疲劳后加载，放入流动氢气中定时取出观察。三、試验结果 1.30 CrMnSiNi2A钢，ob≥160公斤/毫米2 6-1号试样(285℃等温g。=166公斤/毫米2)裂纹形成和扩展的动态过程见图2。抛光试样加载后在裂纹尖端有一个小的塑性区（图2-1，见图版），放入水中经180分后裂纹前端塑性区开始增大（图2-2），250分后塑性区封闭，在其端点B处形成腐蚀裂纹，在这个过程中塑性区中的变形量不断增大（图2-3）。300分后新裂纹前端(B点)又形成塑性区，并逐渐扩大，原塑性区中斐形量继续增大以致形成裂纹，即主裂纹A向前推进（图2-4）。随时间增长，上述过程重复进行（图2-5-2-8见图版）。720分后卸载，把试样磨去约0.1毫米，塑性变形区香不到了，在A、B、C…处剩有粗裂纹，其间（即原来的塑性区）由细裂纹连接，最后三段粗裂纹之间没有细裂纹（图2-9），这表明这些粗裂纹之间的塑性区中尚未来得及产生细裂纹。在暗场中可以把裂纹和塑性区清楚地分开，如图3-1-3-6（见图版）所示(8-2号试样30Cr MnSiNi2A,0。=161公斤/毫米2)，图上亮的被纹线是塑性区，其中的黑色细线是裂纹。如图3-1A处尚未产生裂纹，在图3-2上A处已：生裂纹，B处尚没有裂纹。在图3-3上A处裂纹已和穿过塑性区中心的主裂纹相连，B处已形成了孤文的裂纹，同时AB塑性区中的塑性变形量也有明显增大。对o。>160公斤/毫米2的其它几种热处理试样（如1、3、5、2、9号试样）也进行了金相跟踪观察，结果表明，裂纹生和扩展的过程！6号、8号完全类似。唯·的区别是有些试样主裂纹沿塑性区中心向前扩展（如图3)，有些则沿弹塑性边界向前扩展，并和塑性区端点原先存在的裂纹相连接。根据断裂力学的观点，在小范围屈服条件下，裂纹前端塑性区大小R和应力场强度因子 K,有关，如对试样表面的平面应力条件，有〔21) R=()或R=g() (D-M模型) 对6-1号试样，初始K,=112公斤/毫米32，σ。.2=123公斤/毫米2)由此算出塑性区大小为 R=0.28~0.33毫米对恒位移试样，随裂纹扩展K,下降，故R急剧下降，如6-1号试样卸载时K,=81公斤/毫米3~2，对应R=0.14~0.17毫米，但实际上由图2可以看出：第一个塑性区为R=0.6毫米，最后一个塑性区R÷0.8毫米。从所有的金相跟踪照片上可看出，塑性区并不一定随裂纹扩展而变小，即实际塑性区的大小并不完全由K!控制。这就明表，我们 128

跟踪试样全部是厚为毫米的改进型恒位移试样图，见图版。用螺钉和垫块加载后随裂纹扩展，下降，直到止裂，由此可获得。。和。关于测试细节以及热处理工艺、组织结构对应力腐蚀性能的影响，我们在另一篇文章中已作了论述〔〕。抛光试样加载后放入水巾，抛光面露出由于毛细作用，表而层裂纹尖端仍为水介质所包围，用金相显微镜进行跟踪观察。部分试样在止裂后拉断，用扫描电镜观察断口形貌。研究极化对裂纹扩展机构的影响时也用抛光的预裂纹试样，阴极极化时以镁作阳极，阳极极化时以铜作阴极，极化电位为。在极化过程中进行金相观察。在电解充氢时用缺口试样，先抛光，再充氢。电流密度厘米乞，时间一小时。充氢后把缺口内的水吸去、吹干，再预制疲劳裂纹，加载后在空气中金相观察。在干氢中做试验时试样先抛光，疲劳后加载，放入流动氢气中定时取出观察。三、拭验结果钢，。七公斤毫米一号试样 ℃ 等温。公斤毫米 “ 裂纹形成和扩展的动态过程见图。抛光试样加载后在裂纹尖端有一个小的塑性区图一，见图版，放入水中经分后裂纹前端塑性区开始增大图一，分后塑性区封闭，在其端点处形成腐蚀裂纹，在这个过程中塑性区中的变形量不断增大图一。分后新裂纹前端点又形成塑性区，并逐渐扩大，原塑性区中变形量继续增大以致形成裂纹，即主裂纹向前推进图一。随时间增长，卜述过程重复进行图一一一见图版。分后卸载，把试样磨去约毫米，塑性变形区看不到了，在、、，· · … 处剩有粗裂纹，其间即原来的塑性区由细裂纹连接，最后三段粗裂纹之间没有细裂纹图一，这表明这些粗裂纹之间的塑性区中尚未来得及产生细裂纹。在暗场中可以把裂纹和塑性区清楚地分开，如图一一一见图版所示一号试样，二价公斤毫米 “ ，图上亮的波纹线是塑性区，其中的黑色细线是裂纹。如图一处尚未产生裂纹，在图一上处已产生裂纹，处尚没有裂纹。在图一上处裂纹已和穿过塑性区中心的主裂纹相连，处已形成了孤立的裂纹，同时塑性区中的塑性变形量也有明显增大。对公斤毫米 “ 的其它几种热处理试样如、、、、号试样也迸行了金相跟踪观察，结果表明，裂纹产生和扩展的过程和号、一号完个类似。唯一的区别是有些试样主裂纹沿塑性区中心向前扩展如图，有些则沿弹塑性边界向前扩 ’ 展，并和塑性区端点原先存在的裂纹相连接。根据断裂力学的观点，在小范围屈服条件下，裂纹前端塑性区大小和应力场强度因子有关，如对试样表面的平面应力条件，有〔〕， ‘ 。、一兀一、、二二一二一一 ‘ 或找一万一丫犷一乙一模型对吐兽试样，初始公斤毫米，，。二公斤毫米 “ 由此算出塑性区大小为二一毫米对恒位移试样，随裂纹扩展下降，故急剧下降，如一号试样卸载时，二公斤毫米 “ 、 “ ，对应。。毫米，但实际上由图可以看出第一个塑性区为今。毫米，最后一个塑性区一二名毫米。一从所有的金相跟踪照片上可看出，塑性区并不一定随裂纹扩展而变小，即实际塑性区的大小并不完全由控制。这就明表，我们

所看到的塑性区并不是加载后裂纹前端的原始望性区，而是在应力腐蚀过程中通过某种微观机构新产生的塑性区，因此，其大小也主要由产生这种迟后塑性变形的微观过程所控制，宏观K,的作用是第二位的。断口观察表：强度gb≥1G0公斤/毫米2的30 CrMnSiNi。A钢应力腐蚀断口金部是典孢的沿品断口（肉4见图版）。悬臂梁们力试样和恒位移试样都是如此，而日断口形貌和 K!大小无关。K,=50公斤/毫米82（已接近K1c=290公斤/毫米3/2）时的断口形貌 (肉4n)和K,=K1scc=60公斤/毫米8,2（图4b)时一样，都是沿晶断口。 2.30 CrMnSiNi2A钢，on≤138公斤/毫米32 对4号（油淬500℃回火0，≤133公斤/毫米2），11号(310℃等温500℃回火，0。= 138公斤/毫米2)和12号(310℃等温550℃回火0。=126公斤/毫米)试样的金相跟踪观察表明，当，≤136公/亳米2时，30 CrMnSiNi2A应力腐蚀裂纹形成和扩展情况和高强度的完个不同。图5（见图版）是11号试样跟踪照片。加载后经15h垫性区开始长大（图5-1）。随膏刚性区继续增大，塑性区内变形量也增大，增大到某一临界值时，裂纹沿弹塑性边界向前扩股（图5一2），在图2、3，塑州区先闭合而在其端点形成不连续裂纹。在图5，塑性区不闭个而是一直询前扩展，随塑性区变形量增大，裂纹沿弹塑性边界连续地向前伸展。同时侧边加宽（比较图5-4和5-7就可清楚的看到这一点）往往在扩展裂纹的前端形成次生塑性区（图5-5,5-7）。4号和12号试样裂纹扩展错况和11号类似。表2 裂纹扩展特征：和性能的关系 Kisco da/dt 钢 ×108 a-t 曲线形式裂纹扩展方式公斤/毫米2公斤毫米：宽米/分 1 180 38 28 台阶状不连续。先在垫性区 179 51.7 21 连续 3 170 60.5 260 端点形裂纹，然后主 166 57.4 2.9 连续裂纹再扩展与之相连 161 60 1.6 连续和台阶形 159 75.5 (图2、3) 10 147 102 0.7 连铁混合型。塑性区端点 7 138 74.5 6.8 台阶形形成裂纹同时，主裂 30CrMn SiNi2 A 纹向前扩展（网7） 133 121 1.0 台阶形连续。随塑性区增大， t 133 178 1. 台阶形裂纹逐渐沿弹塑性区 12 126 260 界扩展（图5） 13 111 14 100 塑性区和裂纹不扩展 15 91 ZG-18铸钢 60 160 169 4.7 连续不连续（图8） 30CrMnSiA 20 145 123 0.8 台阶形 30 131 288 连续（图10） 40 143 147 0.8 连续连续 40CrNiMo A 50 121 不扩展 129

所看到的塑性区并不是加载后裂纹前端的原始塑性区，而是在应力腐蚀过程中通，过某种微观机构新产生的塑性区，因此，其大小也主要由产生这种迟后塑性变形的微观过程所控制，宏观的作用是第二位的。断日观察丧明强度。，七公斤毫米 “ 的钢应力腐蚀断日全部是典型的乃品断口图见图版。悬竹梁恒力试样和恒位移试样都是如此，而且断口形貌和，大小无关。二。公斤毫米 “ 忿已按近。公斤毫米 “ “ “ 时的断口形貌图和，二。。公斤毫米 “ “ 图时一样，都是沿晶断口。钢，。三公斤毫米 “ 对号油淬 ℃ 回火三公斤毫米，号 ℃ 等温 ℃ 回火，。二公斤毫米 “ 和号 ℃ 等温 ℃ 回火二公斤毫米名试样的金相跟踪观察表明，当，〕三公斤毫米 “ 时，应力腐蚀裂纹形成和扩展情况和高强度的完个不同。图见图版是号试样跟踪照片。加载后经垫性区开始长大图一。随着塑性区继续增大，塑性区内变形量也增大，当增大到某一临界伎时，裂纹沿弹塑性边界向前扩展划一，在图、，塑性区先闭台而在其端点形成不连续裂纹。在图弓，塑性区不闭合而是一直向前扩一展，随塑性区中变形量增大，裂纹沿弹塑性边界连续地向前伸展。同时侧边加宽比较图一注和一了就可清楚的看到这一点往往在扩展裂纹的前端形成次生塑性区图一，一。一号和号试样裂纹扩展情况和号类似。表裂纹扩展特征和性能的关系试钊刁矛，，样丈，一曲线形式裂纹扩展方式号公斤米之公斤毫米一毫米分台阶状连续连续连续和台阶形不连续。先在垫性区端点形裂纹，然后主裂纹再扩展与之相连图、甲呀‘口‘ 八厅月八匀八一飞。一 … 、 ‘ 一一一一不一 …曰一卜一… 粼一诬赢夏赢一铸钢 ‘ ‘ · 连续不连续 ‘图、、一鹿一豆丁一蠢一工一… 一台竺形连。、图。一一连续连续不扩展

对30 CrMnSiNi2A自g,当强度降到低于138公斤/名米2时，其K1scc大幅度提高，裂纹展速度变慢（见表2)，同时断口形貌也发生了改变，图6（见图版）是1？号试样(310℃等温550℃间火))的断口，以准解理为主，往往伴随有沿品或串属的二次裂纹。 3.30 CrMnSiNi2A钢，中等强度级别对中等强度的30 CrMnSiNi2A钢，裂纹扩展具有前两类的混合型特征：。10号试样 (310℃等温450℃回火，σ。=147公斤/毫米2)的跟踪照片见图7（见图版）。加载11h后塑性区开始扩展（图7-1）。15h后，在闭合的塑性区端点形成裂纹，与此同时塑性区中的变形量增大，主裂纹沿弹塑性边界向前扩展（图7-2）。在图7-3，主裂纹已沿弹塑性边界向前扩展了三分之一，但在第二个垫性区的端点尚未形成裂纹。。比较图7-2和7-5可知，随裂纹扩展主裂纹也逐渐加宽。不同热处理工艺，不同强度级别的试样其裂纹展的特征总结在表2。应指：，对30 CrMnSiNi2A钢，o。≤110公斤/毫米2时，作水介质中不再生应力离蚀裂纹。如13号(310℃等温600℃问火)，14号(310℃等温650℃问火)15号(310℃ 等温？00℃回火)试样，初始K1。=330公斤/毫米/？，经500小时，裂纹前端塑性区仍不变化，裂纹也不扩展。当K1o更大时，试样在加载时就开裂。 4.其它钢种裂纹扩展的特征高强度的ZG-18铸钢（σ，=160公斤/毫米2）裂纹形成和扩展楷况和高强度的30CrMn SiNi2A钢(o≥160公斤/毫米2)完金一样（图8）断口也以沿晶为主（图9见图版）。对强度较低的40 CrNiMo A钢(o。=142公斤/毫米2)以及30 CrMnSiA钢(ob= 145公斤/毫米2,131公斤/毫米2)，裂纹扩展情况和较低强度的30 CrMnSiNi2A一样（图10 见图版)。刚加载(K,=300公斤/毫米32)塑性区是对称的（图10-1），经11.5h后塑性区增大而几不对称，主裂纹沿变形量更大的那-~支塑性区边界扩展（图10-2）。随裂纹扩展，原裂纹不断加宽（图10-3），在广展裂纹的前端往往出现次生塑性区（图10-4）。惭口则是准解理和沿晶混合断口（图11图版）。和30 CrMnSiNi2 A钢-样，40 CrNiMo A制的ob<120公斤/毫米2时，在水介质巾不产生应力腐蚀裂纹。 5.a-t曲线在裂纹扩广展过程中随时用读数显微镜测量试样两表而面的裂纹长度，取平均值可作一t曲线。典型的如图12、13（见图版）。裂纹微观不连续展的30 CrMnSiNi2A高强度钢 (σ。≥160公斤/毫米2)，宏观a一t曲线（每次测量均以塑性区端点为标准），有连续的 (图13a见图版)，也有台阶状的（图13b)。裂纹微观沿弹塑性边界连续扩展的30CrMn SiA以及40 CrNiMo A,a-t曲线有连续的（图14,40 CrNiMo A,见图版）也有台阶状的 (图1430 CrMnSiA钢)。不同钢种不同强度级别一t曲线的类型总结在表2。由此可闭，用宏观a-t曲线来推论裂纹扩展的微观机构是有问题的。 6.极化对裂纹扩展的影响金相跟踪和定量测试表明，对强度较低的30 CrMnSiA钢(ob=145公斤/毫米2)无论是阳极极化还是阴极极化，裂纹仍沿弹塑性边界连续：，和开路时完金相同。但极化对裂纹扩展速率有影响。对高强度的ZG-18铸钢（σ。=160公斤/毫米2），阴极极化时裂纹产生 130

对 · 钢，当强度降到低于公斤毫米时，其。。。大幅度提高，裂纹扩一展速度变慢见表，同时断口形貌也发牛了改变，图见图版是号试样 ℃ 等温 ℃ 回火的断口，以准解理为主，往往伴随有沿晶或串晶的二次裂分交。如钢，中等强度级别对 ‘ “ 等强度的立钢，裂纹扩展具有前两类的混合型特征。号试样 ℃ 等温 ℃ 回火，。，公斤毫米 “ 的跟踪照片见图见图版。加载后塑性区开始扩展图一。后，在闭合的塑性区端点形成裂纹，与此同时塑性区中的变形量增大，主裂纹沿弹塑性边界向前扩展图一。在图一，主裂纹已沿弹塑性边界向前扩展了三分之一，但在第二个垫性区的端点尚未形成裂纹。。比较图一和一可知，随裂纹扩展主裂纹也逐渐加宽。不同热处理工艺，不同强度级别的试样其裂纹扩展的特征总结在表。应当指出，对钢，当。三公斤毫米 “ 时，在水介质中不再产生应力腐蚀裂坟。女「号 ℃ 等温 ℃ 司火，号 ℃ 等温了火号 ℃ 等温加。 ℃ 回火试样，初始。二公斤毫米甘 “ ，经小时，裂纹前端塑性区仍不变化，裂纹也不扩展。当更大时，试样在加载时就开裂。其它钢种裂纹扩展的特征高强度的一铸钢、公斤毫米 “ 裂纹形成和扩展情况和高强度的钢全公斤毫米 “ 一完全一样图断口也以沿晶为主图见图版。对强度较低的钢二二公斤毫米 “ 以及钢公斤毫米 “ ，公斤毫米 “ ，裂纹扩展情况和较低强度的一样图见图版。冈巧加载二公斤毫米 “ ‘ 塑性区是对称的图一，经后塑性区增大而且不对称，主裂纹沿变形量更大的那一支塑性区边界扩展图一。随裂纹扩展，原裂纹不断加宽图一，在扩展裂纹的前端往往出现次生塑性区图一。断口则是准解理和沿晶混合断口图图版。和钢一样，当钢的。。公斤毫米时，在水介质中不产生应力腐蚀裂纹。一曲线在裂纹扩展过程中随时用读数显微镜测量试样两表面的裂纹一长度，取平均不印 “ 作出一曲线。典型的如图、见图版。裂纹微观不连续扩一展的高强度钢。全公斤毫米 “ ，宏观一曲线每次测量均以塑性区端点为标准，有连续的图见图版，也有台阶状的图。裂纹微观沿弹塑性边界连续扩展的以及，一曲线有连续的图，，见图版也有台阶状的图钢。不同钢种不同强度级别一曲线的类型总结在表。由此可知，用宏观一曲线来推论裂纹扩展的微观机构是有问题的。极化对裂纹扩展的影响金相跟踪和定量测试表明，对强度较低的姻，公斤毫米 “ 无论是阳极极化还是阴极极化，裂纹仍沿弹塑性边界连续扩展，和开路时完全相同。但极化对裂纹扩展速率有影响。对高强度的一招铸钢。二公斤毫米 “ ，阴极极化时裂纹产生

和扩展情况和开路时相同。阳极极化时，也和开路时一样，但某些试样在塑性区端点形成裂纹的同时，主裂纹沿弹塑性边界逐渐推进。这表明仅仅根据极化对裂纹扩展速的影响米推论裂纹扩展机构也是有困难的。我们将在另一篇文章中详细介绍这方面的实验结果。 7.电解充氢和干氢气氛中裂纹扩展情况 30 CrMn SiNi:A(ab=160公斤/毫米2,6-5号)和I40 CrNi MoA(gb=143公斤/花米2,40-7号)试样电解充氢后疲劳，金相观察表明，裂纹扩展情况和水介质中应力腐蚀裂纹扩展完全类似。如图14是低强度40 CrNiMo A钢在充氢后裂纹扩展的跟踪照片，加载后 1.5h裂纹前端塑性开始增大，同时主裂纹沿变形量更大的塑性区边界向前推进（图14-2）。在扩展裂纹前端也往往有小的次生塑性区（图14-5）。高强度30 CrMnSiNi2A钢在干氢气氛中，裂纹也以不连续的方式光在塑性区瑞点产生然后主裂纹再穿过塑性区和它相连，这也和水介质中的情况完金一样。我们将在另一篇文章中详细报导这些实验结果。三、结果讨论我们的实验表明：当裂纹前端K,小于临界值(K1scc)时，在水介质中塑性区不会长大，裂纹也不会扩展（如40 CrNiMoA,K1o=121公斤/毫米312，在水中经500小时塑性区仍不改变，裂纹也不扩展)。如果K,大于临界值，但不放入中，塑性区也不会扩根（如 40 CrNiMoA,K1o=325公斤/毫米3,2，在干噪器中放置750小时塑性区仍不变)。实验也表明，当材料强度低于某一临界值（如30 CrMnSiNi2A o。≤110公斤/毫米2,40CrNi MoA,σ。≤120公斤/毫米2)时，即使加足够大的K1,在水中塑性区也不会改变，裂纹不扩展。如果材料强度大于临界值，初始K:也大于临界值K1scc(对缺口试样，则K1必须大于 K1scc(P)〔20)。则在水介质中裂纹前端塑性区将随时间逐渐增大，塑性区中变形量也逐渐增大。当它们达到某一临界状态时，腐蚀裂纹就开始形成或扩展。这就是说，不论是超高强钢或高强度钢，水介质中应力腐蚀裂纹的扩展是和这种“滞后”塑性变形密切有关的。考虑到水介质中裂纹扩展情况和电解充氢及干氢气氛中完金相同（比较图5、8和14可知），因此可以认为，裂纹前端滞后塑性变形的产生（从而导致裂纹形成和扩展）必需要有三个条件，即：①材料强度大于某一临界值；②裂纹或缺口前端K:大于临界值，即要有足够大的集中应力；③要有原子氢广散进入裂纹尖端。在电解充氢（或干氢）条件下，试样内部原来有氢，加载后在袈纹游瑞端：三向应力作用下，氢浓集在裂纹尖端。在水介质应力腐蚀条件下，可认为原子氢是由电化学作用产生的。这时整个裂纹表面是极，铁溶解，结体中火杂或第二相构成阴极，在此处产生原子氢，作裂纹尖端三向应力诱导下，扩散加速，浓集在裂纹尖端。这也表明在水介质应力腐蚀条件下，不论强度级别高低，阴极反应总是放氢过程。在水介质应力腐蚀，电介充氢以及予氢裂纹扩展的金相观察技则：盆逃入裂纹尖端在力学条件（下！大于临界值）和料强度条件言近时就能产生滞后塑性变形，氢能使位什形核、增殖或重新运动。可}子显澈镜观密也表明，氯的吸附将促进位捐形核〔22〕。虫然这个过程的详细机构尚不清楚。恨据低碳树充氢扭转试样〔15)以及拉伸试〔23)屈服应力下降的事实，一种可能的机构是氢通过吸附作用使缨文尖端同部地区位错形核、增殖的临界分切 151

和扩展情况和开路时相同。阳极极化时，也和开路时一样，但某些试样在塑性区端点形成裂纹的同时，主裂纹沿弹塑性边界逐渐推进。这表明仅仅根据极化对裂纹扩展速率的影响来推论裂纹扩展机构也是有困难的。我们将在另一篇文章中详细介绍这方面的实验结果。电解充氢和干氢气氛中裂纹扩展情况。公斤毫米 “ ，一号和公斤毫米，一号试样电解充氢后疲劳，金相观察表明，裂纹扩展情况和水介质中应力腐蚀裂纹扩展完全类似。如图是低强度钢在充氢后裂纹扩展的跟踪照片，加载后裂纹前端塑性开始增大，同时主裂纹沿变形量更大的塑性区边界向前推进图一。在扩展裂纹前端也往往有小的次生塑性区图一。高强度钢在干氢气氛中，裂纹也以不连续的方式先在塑性区端饭产生然后主裂纹再穿过塑性区和它相连，这也和水介质中的情况完全一样。我们将在另一篇文章中详细报导这些实验结果。三、结果讨论我们的实验表明当裂纹前端小于临界值。。时，在水介质中塑性区不会长大，裂纹也不会扩展如，。公斤毫米 “ ‘ “ ，在水中经小时塑性区仍不改变，裂纹也不扩展。如果大于临界值，但不放入中，塑性区也不会扩展如，。二公斤毫米 “ ‘ ，在干噪器中放置小时塑性区仍不变。实验也表明，当材料强度低于某一临界值以一。三公斤毫米 “ ，，。三公斤毫米时，即使加足够大的，，在水中塑性区也不会改变，裂纹不扩展。如果材料强度大于临界值，初始也大于临界值，。对缺口试样，则，必须大于。。〔〕。则在水介质中裂纹前端塑性区将随时间逐渐增大，塑性区中变形量也逐渐增大。当它们达到某一临界状态时，腐蚀裂纹就开始形成或扩展。这就是说，不论是超高强钢或高强度钢，水介质中应力腐蚀裂纹的扩展是和这种 “ 滞后 ” 塑性变形密切有关的。考虑到水介质中裂纹扩展情况和电解充氢及干氢气氛中完全相同比较图、和可知，因此可以认为，裂纹前端滞后塑性变形的产生从而导致裂纹形成和扩展必需要有三个条件，即 ①材料强度大于某一临界值 ②裂纹或缺口前端大于临界值，即要有足够大的集中应力 ③ 要有原子氢扩散进入裂纹尖端。在电解充氢或干氢条件下，试样内部原来有氢，加载后在裂纹前端二二向应力作用下，氢浓集在裂坟尖端。在水介质应力腐蚀条件下，飞认为原子氢是由电化学作用产生的。这时整个裂纹表面是阳极，铁溶解，从体中夹杂或第二相构成阴极，在此处产生原子氢，在裂纹尖端三向应力诱导下，扩散加速，浓集在裂纹尖端。这也表明在水介质应力腐蚀条件下，不论强度级别高低，阴极反应总是放氢过程。在水介质应力腐蚀，电介充氢以及干氢，，裂纹扩展的金相观察表明氢进入裂纹尖端在力学条件天大一于临界值材料强度条件台适卜哮就能产生滞后塑性变形，即氢能使位补肠形核、增殖或重新运功。场门显微镜观察也表明，氢的吸附将促进位一吕形核〔〕。级然这个过程的详细机构尚不清楚。限据低碳钢充氢扭转试样〔以及拉伸试样〔〕屈服应力下降的事实，一种一可能的机构是氢通过吸附作川使裂坟尖端局部地区位错形核、绍殖的临界分切

应力下降，从而在裂纹尖端集中应力作用下位错开始增殖和运动，产生滞后变形。很能氢使临界分切应力下降的作用和材料强度级别有关。当强度较低时，作用不明显，从而即使裂纹尖端应力足够大(K1。足够大)也不会产生滞后塑性变形（裂纹也不扩展）。当强度提高时，氢使位错增殖和运动的临界分切应力下降作用比较明显，从而在裂纹尖端三向应力作用下，产生滞后变形，当塑性区中变形量大到一定程度时就导致裂纹扩展。如强度更高，下除作用更明显，塑性变形发展很快，在主裂纹扩展之前塑性区先闭合，在塑性区端点应力及其三向性最大〔22)，氢在三向应力作用下诱导扩散使塑性区端点氢浓度最大。在该处应力也最大，从而首先形成裂纹。以后随塑性区中变形量的增大原裂纹逐渐向前扩展并和塑性区端点的裂纹相连。考虑到氢可能择优吸附在原始奥氏体晶界，氢沿晶界扩散更快以及使晶界断裂所需的变形量可能更小，因此裂纹往往沿奥氏体晶界扩展，强度级别越高，这个倾向越明显。材料强度级别改变，塑性区形貌以及裂纹扩展方式也发生改变，但阴极放氢，氢进入裂纹尖端产生滞后塑性变形从而导致裂纹形成和扩展的本质却並没有改变。对低强度材料，虽然裂纹沿弹塑性边界连续扩展，也不能认为阳极溶解过程起控制作用。因为比较图4和图14 可以看到，在水介质中和电解充氢时裂纹都沿弹塑性边界扩展，形貌也一样，而在电解充氢时是不存在阳极溶解过程的。只能认为在这两种情况下裂纹扩展的机构都是和氢致塑性变形有关的。四、结论 1.超高强度钢(o≥160公斤/毫米2的30 CrMn SiNi2A,0b-160公T/笔米的 ZG-18铸钢)水介质应力腐蚀时，製纹前端塑性区逐渐增人，闭合在其端.点首先形成裂纹，以后随塑性区中变形量增大主裂纹逐渐扩展并和新裂纹相连。 2.对强度级别较低的钢（σb<138公斤/毫米的30 CrMnSiNi2A以及40 CrNiMo, 30 CrMnSiA)应力腐蚀时塑性区逐渐增大但不闭合，随塑性区中变形量增大，主裂纹沿弹塑性边界逐渐扩展。当强度级别中等时，裂纹扩展是上述两种情况的混合。当强度级别低于某一临界值时，塑性区不变化，裂纹也不扩展。 3.裂纹微观扩展情况和a-t曲线的连续性并不应，因此仪由a-t曲线来推论裂纹扩技机构是有问题的。 4.阳极极化和阴极极化对裂纹产生和扩展的机构没有影响 5.在电解充氢和干氢中裂纹前端塑性区扩展情况以及裂纹形成和扩展情况和水介质中完金类似。由此可知裂纹前端的滞后塑性变形是由氢引起的，正是这种塑性变形导仪了裂纹的形成和扩展。 6.不同钢种，不同强度级别在水介质中的应力腐蚀机构本质都是一样的，即裂纹尖端电化学作用是阴极放氢过程，在力学条件(K:大于K1scc)和材料强度条件合适时，氢扩散进入裂纹尖端导致滞后塑性变形，随塑性区以及塑性变形量的增大，裂纹形成并扩股。 ※ ※ ※ 屠、姚玉琴、金铮等同志协助进行了金相及断口分析工作，林实、王枨等同志提出了很多宝贵意见，特此致谢。 132

应力下降，从而在裂纹尖端集中应力作用下位错开始增殖和运动，产生滞后变形。很可能氢使临界分切应力下降的作用和材料强度级别有关。当强度较低时，作用不明显，从而即使裂纹尖端应力足够大。足够大也不会产生滞后塑性变形裂纹也不扩展。当强度提高时，氢使位错增殖和运动的临界分切应力下降作用比较明显，从而在裂纹尖端三向应力作用下，产生滞后变形，当塑性区中变形量大到一定程度时就导致裂纹扩展。如强度更高，下降作用更明显，塑性变形发展很快，在主裂纹扩展之前塑性区先闭合，在塑性区端点应力及其三向性最大〔〕，氢在三向应力作用下诱导扩散使塑性区端点氢浓度最大。在该处应力也最大，从而首先形成裂纹。以后随塑性区中变形量的增大原裂纹逐渐向前扩展并和塑性区端点的裂纹相连。考虑到氢可能择优吸附在原始奥氏体晶界，氢沿晶界扩散更快以及使晶界断裂所需的变形量可能更小，因此裂纹往往沿奥氏体晶界扩展，强度级别越高，这个倾向越明显。材料强度级别改变，塑性区形貌以及裂纹扩展方式一也发生改变，但阴极放氢，氢进入裂纹尖端产生滞后塑性变形从而导致裂纹形成和扩展的本质却业没有改变。对低强度材料，虽然裂纹沿弹塑性边界连续扩展，也不能认为阳极溶解过程起控制作用。因为比较图和图可以看到，在水介质中和电解充氢时裂纹都沿弹塑性边界扩展，形貌也一样，而在电解充氢时是不存在阳极溶解过程的。只能认为在这两种情况下裂纹扩展的机构都是和氢致塑性变形有关的。四、结论超高强度钢全公斤毫米 “ 的人一，。二公斤笔米 “ 的一铸钢水介质应力腐蚀时，裂纹前端塑性区逐渐增大，闭合后在其端从首先形成裂纹，以后随塑性区中变形量增大主裂纹逐渐扩展并和新裂纹相连。对强度级别较低的钢。公斤毫米 “ 的以及，应力腐蚀时塑性区逐渐增大但不闭合净随塑性区中变形量增大，主裂纹沿弹塑性边界逐渐扩展。当强度级别中等时，裂纹扩展是上述两种情况的混合。当强度级别低于某一临界值时，塑性区不变化，裂纹也不扩展。裂纹微观扩展情况和一曲线的连续性并不与应，因此仅由一曲线来推论裂纹扩展湘构是有问题的。阳极极化和阴极极化对裂纹产生和扩展的机构没有影响在电解充氢和干氢中裂纹前端塑性区扩展情况以及裂纹形成和扩展情况私水介质中完全类似。由此可知裂纹前端的滞后塑性变形是由氢引起的，正是这种塑性变形导致了裂纹的形成和扩展。不同钢种，不同强度级别在水介质中的应力腐蚀机构本质都是一样的，即裂纹尖端电化学作用是阴极放氢过程，在力学条件大于。和材料强度条伶合适时，氢扩散进入裂纹尖端导致滞后塑性变形，随塑性区以及塑性变形量的增大，裂纹形成并扩展。滚滚浓屠健、姚玉琴、金铮等同志协助进行了金相及断分析仁作，林实、王根等同志提出了很多宝贵意见，特此致谢