低合金钢水介质中的应力腐蚀机构

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

参考文献 (I)C.F.Barth,Corrosion 26 (1970)P353 (2)B.E.wildie,Corrosion 27 (1971)P326 (3)B.F.Brown,Theory of Stress Corrosion Cracking in Alloys (1971) P186 (4)J.C.Soully,Fracture I (1977)P407 (5)R.N.Parkins,Brit Corros.J.7 (1972)P15,154 (6)R.A.Oriani,Acta met 22 (1974)P1065 (7]Hideya Okada,etc,Corrocion 32 (1976)P801 (8)B.A.Bilby.etc Acta Met 10 (1962)P587 (9)M.R.Loutham Jr,Hydrogen in Metals (1974)P53 (10)R.A Oriari Ber.Bunsenges Phys.Chem76 (1972)P848 (11)A.R.Troiano,Trans ASM 52 (1960)P54 (12)H.P Van Leeuwen,Corrosion 31 (1975)P154 (13)C,D Beachem,Met Trans 3 (1972)P437 (l4)S.P.Lynch.R.E Ryne见“Hyd rogen Damage"”editedby C,D.Beachem, (1977)P369 (15)Warren.F.Sarage Sulfide Inclusions in Steel (1974)P233 (16)H.P Van Leenwen,Corrosion 29 (1973)P197 (17)W.W.Gerherich,Proc.Conference Fundamental Aspects of Stress Corrosion Cracking (1967)P426 (18)M.Pourhaux,Theory of Stress Corrosion Cracking in Allogs (1671) P12 (19)Y.A.Marichev,Corrosion 32 (1976)P432 〔20)褚武扬、李世琼、肖纪美、王枨等“高强度钢水介质应力腐蚀研究”北京钢铁学 院《学报》1979年第1期P.157 〔21)褚武杨“断裂力学基础”（科学出版社）1979 (22)J.A.Clum.,cripta Mct 9 (1976)P51 (23)J.D.Loo.elc,Fracture I (1977)P243 (24)J.A.Hendricpson cte,AlME Trans Metal Soc 218 (1960)P832 133

参 考 文 献 〔 〕 ， 〔 〕 ， 〔 〕 ， 〔 〕 ， ， 〔 〕 ， ， 〔 〕 ， ， ， 〔 〕 〔 〕 ， 〔 〕 〔 〕 ， 〔 〕 ， 〔 〕 ， ， 〔 凌〕 见 “ ， 〔 〕 〔 〕 ， 〔 〕 、 ， 犷 ‘ ， 、 、 ， 〔 〕 、 ， 〔 〕 ， 〕 褚武 扬 、 李世琼 、 肖纪美 、 王帐 等 “ 高强 度 钢水介质应 力腐蚀 研 究 ” 北京 钢铁学 院 《 学报 》 年第 期 〕 褚武 扬 “ 断裂 力学基础 ” 科学 出版 社 〔 〕 ， ， 〕 ， 〔 〕 入

低合金钢水介质中的应力腐蚀机构 图版 图1VOI型恒位移试样 图2-1t=0分 图2-2t=180分 图2-3t=250分 图2-4t=300分 3

低合金 钢水 介质 中的应 力腐蚀机 构 图版 图 叭 型 恒 位移试 样 锚嚼户气 协 图 一 二 分 图 一 分 图 一 分 图 一 分

图2-5t=380 图2-6t=500分 图2-7t=560分 图2-8t=600分 图2超高强30 CrMnSiN:A钢应力腐蚀裂纹的产生和扩展×50 4

骥撇蘸濒黝瓢黔麟薰猴 姗矍 一瀚理爵研摘巴催星 嘿黔壤 缨黝 图 币 吕 黝 图卜 分 黝鬓 翻骡嘿羹 霎瑟尸纂口阴显认鬓 图 一 分 图 一 分 图 超 高强 钢应 力腐蚀 裂纹 的产生和 扩展