钢中氢致裂纹机构研究

D0I:10.13374/i.issn1001一053x.1980.01.010 北京钢铁Ψ院学城 1980年第1期 钢中氢致裂纹机构研究 金属物理教研室楷武扬李世琼臂纪美 摘 要 用抛光的恒位移试样对处理到不同强度（口。=92~185公斤/毫米2）的4种低 合金钢在各种致氢环境（如电解充氢、纯氢、气体H:S、水介质、H:S水溶液、 援蚀剂水濬液、丙酮、酒精等有机溶液)下跟踪观案了氢致裂纹的产生和扩展过程。 与此同时也测量了各种致氢环境（电解充氢、H,S水溶液、水溶液、水中阴极化和 阴极极化)下的Iscc(或Ka)和da/dt。並研究了它们随强度变化的规律。 结果表明，当加载裂纹前端的K>Kisce(Kra)后，在上面所說的任何一 种致氢环境下都能产生氢致滞后塑性变形，並由此导致裂纹的产生和扩展。即随着 氢的扩散进入，原裂纹前瑞塑性区及其变形量逐渐增大。对超高强钢，在滞后塑性 区端点形成不连续的氢致裂织，宅们随滞后塑性变形的发展逐渐长大以致互相连 接。当强度降低时，氢致裂纹沿滞后塑性区边界连续地向前扩展。这就表明，在I 型裂纹条件下，“氢脆”是氢致滞后塑性变形的必然结果。 在所有致氢环境下，止裂KIcc(Ka)均随钢的强度下降而升高。强度相同 时，水中加援蚀剂和阳极极化使CIsce升高，阴极极化使KIsce下降，，da/dt升 高，而在H,S她和溶液以及加载电解充氢时KIsce(Kra)最低，da/dt最高。 实验也表明，在电解充氢条件下还能以另一种机构形成裂纹。它们的产生和扩 展不依搬外栽荷，且不伴随有宏观塑性变形。因此是通过氢压机构形成和扩展的。 一、前 言 近百年来，虽然对钢在各种致氢环境下的氢致裂纹（即“氢脆”)机构的研究作了很大 的努力，但仍未取得一致的意见。目前存在有以下几种机构： 1)高温高压条件下氢和钢中的碳生成甲烷〔1)， 2)氢在内部缺陷处沉淀产生巨大的内压〔2)， 3)吸附的氢降低形成裂纹所需的表面能〔3)， 4)吸附的氢降低点阵的键能〔4)〔5)， 5)吸附的氢促进局部塑性变形从而促进断裂〔6)。 第一种机构已搞得比较清楚，但仅限于高温高压条件，它并不适用于一般致氢环境。关 于氢压机构，一般认为仅在特殊条件（如电解充氢〔2），在冷却过程中过饱和氢的析出等 〔7)下才适用。目前更多的作者支持键能下降机构，他们认为表面能下降机构是必要的但不 是充分的〔5)。这几个机构都认为氢致裂纹的产生是原子面在正应力作用下的整体解理过程， 90

北 京 桐 铁 举 映 举 报 1 9 8 0 年第 l 期 钢 中 氢 致 裂 纹 机 构 研 究 金 属物理教研 室 褚斌扬 李世琉 育 纪共 摘 要 用抛光 的恒位移试样对处理 到不 同强度 ( 0 。 = 92 ~ 18 5 公 斤 / 毫米 “ ) 的 4 种 低 合 金钢在各种致氢环 境 ( 如 电解充氮 、 纯氢 、 气体H : S 、 水介质 、 H : S 水溶液 、 缓蚀 剂水溶 液 、 丙 酮 、 酒精等有机 溶液 ) 下 跟踪 观 察了氢 致裂 纹 的产生 和扩展过程 。 与此 同时也测童 了各种致氮环 境 ( 电解充氮 、 H : S 水溶液 、 水溶液 、 水 中阴极 化和 阴 极极 化) 下 的 K : : c 。 ( 或K : 二 ) 和 d a / d t 。 业研 究了它们 随 强度变化 的规律 。 结果表明 , 当加 载裂纹前端 的 K : > K : : 。 。 ( K : 二 ) 后 , 在上 面所 锐 的任 何一 种 致氢 环 境 下都 能产 生氢致滞后 塑性变形 , 业 由此导 致裂纹 的产生 和扩展 。 即 随着 氢 的扩 散进入 , 原 裂纹 前端 塑性区 及 其变 形盈 逐 渐增大 。 对超 高强 钢 , 在滞后 塑性 区端 点形 成不 连续的氢 致裂级 , 它们随 滞后 塑性变形 的发展 还 渐长大 以致 互 相连 接 。 当强度 降低 时 , 氢 致裂纹浴 滞后 塑性 区边 界连续地 向前扩展 。 这就表明 , 在 I 型 裂纹条件下 , “ 氢脆 ” 是氮 致滞后 塑性变形 的必 然结果 。 在所有 致氮 环 境 下 , 止 裂K : : 。 。 ( K : 二 ) 均 随钢的强 度下 降而 升 高 。 强 度相同 时 , 水 中加 援蚀 剂和 阳 极 极化使 K : : 。 。 升 高 , 阴 极极化 使 K : : 。 。 下降 , , d a / d t 升 高 , 而 在 H : S 鲍 和 溶液 以及加 载电解充 氢时 K : s 。 。 ( K : , ) 最低 , d a / d t 最 高 。 实 验也 表明 , 在电解充氮条件下还 能 以 另一 种机构 形成 裂纹 。 它们 的产 生 和扩 展不 佼 报 外载荷 , 且 不 伴随 有宏 观 塑性变形 。 因此是 通过 氢压 机构 形成和 扩展 的 。 一 、 前 、 _ 一 . . . . , . . . 口 近 百 年来 , 虽然 对钢 在 各种 致 氢环境下 的氢 致裂 纹 ( 即 “ 氢脆” ) 机构 的研究 作 了很大 的努力 , 但仍未取得 一致 的意见 。 目前存在 有以 下几 种机构 : l) 高温 高压条件下氢和 钢中 的碳生成 甲烷 ( 1〕 , 2) 氢 在 内部缺陷处沉 淀产生 巨大的内压 ( 2 〕 , 3) 吸附 的氢 降低形成 裂 纹所 需的表 面 能 ( 3〕 , 4) 吸附 的氢降低 点阵 的键能 ( 4 ) ( 5 〕 , 5) 吸 附 的氢 促进局 部塑 性变形从 而 促进断裂 ( 6〕 。 第一种机构巳搞得比较清楚 , 但仅限 于高温高压条件 , 它并 不适用 于一般致氢环境 。 关 于氢压 机构 , 一般认为仅在 特殊 条件 ( 如电解充氢 〔2 〕 , 在冷却 过 程 中过饱 和氢 的析 出 等 〔7 〕) 下才适用 。 目前更多的作者 支 持 键能 下降机构 , 他们 认为表 面能 下降机构 是必 要 的但不 是充分 的 ( 5〕 。 这 几个机构都认为氢 致裂 纹的产生是原 子面在 正应 力作 用 下的整 体解理过 程 , DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 1980. 01. 010

即氢致脆的过程。与此相反，氢助塑性变形的机构则认为任何断裂过程都是局部塑性变性的 结果，氢进入裂纹前端能促进局部塑性变形从而促进断裂。这个机构得到了一些支持(8.9.)。 很显然，要彻底弄清钢中氢致裂纹的机构还需要做很多工作。如果能在各种致氢环境 下，用金相显微镜直接观察到氢致裂纹产生和扩展的动态过程，则将大大加速问题的解快。 我们利用抛光的W。L型恒位移试样就能带着截荷在显微镜下直接观察应力腐蚀裂纹的产生 和发展过程〔10〕〔11)，如利用暗场照明，可把裂纹和塑性变形分辨出来，从而揭示裂纹和塑 性变形的相互关系。把这种金相跟踪技术应用到其它致氢环境也是极其有效的。 考虑到不同致氢环境下氢致裂纹的特点和机构可能是不同的，因此，我们用同样的试样 在各种致氢环境下对氢致裂纹的产生和扩展进行了跟踪观察，并进行了对比分析。与此同 时，也用线弹性断裂力学测量了各种致氢环境下裂纹停止扩展的界限应力场强度因子K:sc: (或Kr)以及裂纹扩展速率da/dt,分析了各种氢致裂纹试样的断口形貌。在此基础上， 我们对钢中氢致裂纹的机构作了论述。 二、试验过程 试验钢的成分见表1。热处理工艺及机械性能见表2。全部试样均是厚为20落米的WoL 改进型恒位移试样。加截后裂纹前端的应力场强度因子K为： VoE F(a Kx=√W (1) (w) 表1 试验钢化学成份(%) 钢 种 碳 硅 锰 硫 磷 铬 镍 钼 30CrMn SiNi2A 0.29 1.11 1.15 0.005 0.028 1.07 1.57 30CrMn SiA 0.30 1.18 0.95 0.0060.019 0.91 40CrNiMo 0.38 0.22 0.640.007 0.0120.69 1.590.19 ZG-18铸钢 0.240.65：0.87 0.005 0.018 1.27 0.54 表2 试验钢热处理工艺及性能 钢 种 热处理工艺 试样 编 公斤/毫米2 公毫米： 8 油淬200℃回火 180 147 12.548.2 油淬500℃回火 133 121 13.7 53 310℃等温不回火 8 161 123 14.1 53 30CrMnSiNi2 A 310℃等温500℃回火i 11 133 310℃等温550℃回火 12 126 114 15.3 51 310℃等温600℃回火 13 111 100 17.5 59.2 310℃等温700℃回火 15 92 91

即氢 致脆 的过 程 。 与此 相反 , 氢助塑 性变形的机构则认为任何断裂过程都是局部塑性变性的 结果 , 氢进 入裂 纹前端能促进局部塑 性变形从而促进断 裂 。 这个机构得到 了一些支持〔8 . 9 . 〕 。 很显然 , 要 彻底弄清钢 中氢致 裂 纹 的机构还 需要做很多工作 。 如果能在各种致氢环境 下 , 用 金相显微 镜直 接 观察 到氢 致 裂纹产生和扩展 的动态 过 程 , 则将大大加速 问题 的解决 。 我们 利 用抛 光 的 W o L 型恒位 移 试 样就 能带着截 荷在 显微镜 下直接 观 察应 力腐蚀裂纹 的产生 和发展过程〔1 0〕〔 1 1 〕 , 如 利用暗场照 明 , 可把裂 纹和 塑性变形分辨 出来 , 从 而揭 示裂 纹 和塑 性变形的相 互关系 。 把这种 金相 跟踪 技 术应 用 到其 它致 氢环境也是极其 有效 的 。 考虑 到 不 同致氢环境 下氢致裂纹 的特点和机构可能 是不 同 的 , 因 此 , 我 们 用同 样 的试样 在 各种致 氢环境 下 对 氢致 裂 纹的产生和扩 展 进 行 了跟踪观察 , 并进行 了对比 分析 。 与此 同 时 , 也 用线 弹性 断裂 力学测 量 了各种 致 氢环境下裂 纹停止扩展 的界限 应 力场 强度因子 K : : 。 。 ( 或 K : 。 ) 以及 裂纹 扩展 速率 d a/ d t , 分析了 各种 氢致裂纹试 样的断 口形 貌 。 在此 从 础 上 , 我们 对 钢中氢致 裂纹 的机构作了论述 。 二 、 试 验 过 程 试 验 钢 的成分 见表 1 。 热 处理工 艺 及机械性能见 表 2 。 全部试 样均 是厚 为20 毫 米的 W O L 改进 型恒位 移 试样 。 加 截后 裂 纹前端 的应 力场 强度因 子 K : 为 : 、尹、. Wa 了叮`、 F V o E K : = 侧 一 丽厂 ( l ) 可 兰、 勺 、 W ) 表 l 试验钢化学成份 ( % ) _ _ _ _ 夕 _ _ _ _ _ 竺一 _ _ 土竺土1 _ _ 色上 一 匹二竺一 L竺上终 _ _ 3 o e r M n s i N i , A 」 。 _ 2 9 { 1 1 1 1 1 1 。 l 。 。。 ; 1 。 。 , : 1 1 。 : { 1 5 7 Z G一 1 5铸钢 , 0 . 2 4 } 0 . 6 5 0 . 8 7 0 . 0 0 5 { 0 . 0 ` 8 { ` . 2 7 1 0 . 1 9 0 . 5 4 表 2 钢 种 试 验钢 热处理 工艺 及性能 热处理工艺 试 样 编 号 公斤窿米 : ! 公岸)譬米 : 妇匕向了1 几心卜口Jl 油 淬 2 0 ℃ 回 火 油 淬50 0℃ 回 火 3 10 ℃等温不回火 3 10 ℃等温 50 0 ℃ 回火 3 10 ℃等温5 0 ℃ 回火 3 10 ℃等温 60 0 ℃回 火 3 1 0 ℃等温 7 0 ℃ 回 火 1 8 0 1 3 3 1 6 1 13 3 1 2 6 1 1 1 9 2 1 4 7 1 2 1 1 2 3 1 2 . 1 3 . 1 4 _ 4 8 . 2 5 3 5 3 …一 一 n125384 3 0 C r M n s i N i : A 1 1 4 1 0 0 1 5 . 1 7 . 5 1 5 9 . 2

续上表 油淬 400℃回火 16 145 131 13.254 30CrMn SiA 油淬 495℃回火 17 130 120 14.856 油淬200℃回火 21 185 40CrNiMo A 油淬470℃回火 22 143 132 12.9 53.0 油淬500℃回火 18 135 油淬550℃回火 19 121 112 15.256.8 ZG-18 200℃等温200℃回火 20 160 140 10.8 45 其中W=2.55B(B是试样厚度)，E是弹性模量，V。是初始加载位移。F÷ 是裂纹长 度a/w的函数， F)-80.9(÷)-195.8(0)产+80.6(）) -186()+254.6() (2) C(号)是试样的柔度，对于刀口贴在试样外表面的情况，我们进行了柔度标定〔13)。 应当指出，一些作者认为，对恒位移试样，当裂纹扩展后其卸载位移仍等于加载位移， 这个看法是错误的。由于应力腐蚀内表面很粗糙，高低不平，当卸载时，已扩展的裂纹不能 密合，故试样内残留有一部分应变，致使卸载位移比初始位移要小，其差值随裂纹扩展量的 增大而增大。我们的实验证实了这一点〔13)。因此如用止裂后卸载位移对应的载荷计算 K,e则数值偏低。正确计算K的方法，是测出止裂长度/，求得相应的C(品） F(会)代入（④）式就得K:,必要时可对螺钉的非刚性进行修正(12)。在裂纹扩展过程 中，随时测量裂纹长度（可用声发射法、电阻法或直接测量法，本文用直接测量法，也用电阻 法作了对比)，可得a-t曲线，由此可得da/dt-K曲线。 本试验所用的致氢环境有电解充氢（不加载电解充氢，加载下充氢，充氢后加载），纯 氢、气体H.S,水介质（开路、阴极极化、阴极极化），H2S水溶液(5%Nacl+0.5% CH3CooH+饱和H.S),缓蚀剂溶液（0.1NK2CrO,去离子水溶液)，丙酮(0.3% 水)，酒精(0.3%水)B中-2胶（酒精加酚醛树脂）。 在溶液或溶剂中进行金相跟踪观察时，带预裂纹的W。L型试样抛光后先脱水，加载后 半泡在溶液中（抛光面露出）随时取出跟踪观察裂纹产生和扩展的情况，研究极化影响时， 外加电压一般为1.0V。阴极极化时用镁作阳极，阳极极化时，用铜作阴极。 在H,气及H,S气体中，抛光的试样要先脱水，预制裂纹后再加载，在H,S气体中抛光 面要特殊保护，例如浇一层“AC”溶液后再以真空封泥复盖。气体中含水量未分析。但在 H,气中长期放置（如72小时)后抛光表面并没有任何水蚀锈斑，这表明含水量很低。在 92

续 上表 ù匕叹」 任勺月几 3 0 C r M n s i A 油淬 4 0 0 ℃回 火 油 淬 49 5 ℃回 火 1 45 1 3 0 13 1 1 2 0 内斤O` , 1 . 1 5 3 0 5 6 8 乙n只ó 上一,1 11 .11 . 八任一曰互一J`, d跪U 一自ǔ料ùO口,凡 自曰O, 口0 , 五, l `占. 18 5 1 4 3 13 5 12 1 ` 自山O上人,1 一O自ǎ城ùO甘. 4 0 C r N I M o A 油淬 2 0 0 ℃回 火 油 淬 4 70 ℃回 火 油淬 5 0 0 ℃回 火 油淬 5 5 0 ℃回火 Z G 一 18 2” ” ℃ 等温 2” 。 ℃回 火 { 2。 1 6 0 1 4 0 其 中W = 2 . 5 B ( B是 试样厚度) , E 是弹性模 量 , V 。 是 初始加载位 移 。 度 a / w 的函 数 , z 。 \ z 。 、 士 F又令 ) “ 3 0 · ” 6 又令 ) “ ’ ” 5 F (令) 是 裂“ 长 令) 一 `一 7 3。 · 6 (令) 了z l \ , R ù 一 1 1 8 6 (令) 子 · 2 5 4 . 6 (令) ( 2 ) C (刹 是试 样的柔度 , 对于加贴在试 样外表面 的情况 , 我们进 行 了柔 度标定〔13〕 。 应 当指 出 , 一些作者认为 , 对恒位 移试样 , 当裂 纹扩展后 其 卸载位移仍 等于加载位移 , 这个看 法 是错误 的 。 由于应 力腐蚀内表 面很粗糙 , 高低不平 , 当卸载 时 , 已扩展 的裂 纹不 能 密合 , 故试 样内残 留有一部分应变 , 致使卸载位移比 初始位移 要小 , 其差 值 随裂 纹扩 展 量的 增 大而 增大 。 我们的实验 证 实了 这一点 〔1 3 〕 。 因此 如 用 止裂 后卸 载位移对应 的载 荷计 算 K : : 。 。 , 则 数值偏低 。 正 确计算 K : : 。 。 的方法 , F (令) 代入 “ ,式 “ 得 K ! : 。 。 , 是测 出 止裂 长度 · / W , 求得相应 的 C (令) 必要 时可对 螺钉的非刚性进 行 修正 ( 1 2〕 。 在裂 纹扩 展过 程 中 , 随 时 测量裂 纹长度 (可 用 声发射法 、 电阻法或直 接测量 法 , 本 文用直 接测量 法 , 也用 电阻 法 作了对 比 ) , 可得 a 一 t 曲线 , 由此可 得 d a / d t 一 K : 曲线 。 本试 验所用 的致 氢环境有 电解充氢 (不加载电解充氢 , 加 载 下充氢 , 充氢后 加 载) , 纯 氢 、 气体 H : S , 水介质 ( 开 路 、 阴 极极 化 、 阴极极 化) , H : S 水 溶液 ( 5 % N ac l + 0 . 5 % C H 3 C o o H + 饱 和 H : S ) , 缓 蚀剂 溶液 ( o . I N K : C r : O , 去离子 水溶液 ) , 丙 酮 ( 0 . 3 % 水 ) , 酒精 ( 0 . 3 % 水 ) B 中一 2胶 ( 酒精加酚醛树脂 ) 。 在 溶液或溶 剂 中进行金 相跟踪观 察时 , 带预 裂纹 的 W O L 型 试样抛光 后先脱水 , 加 载 后 半泡在溶 液 中 ( 抛 光面 露出) 随时取 出跟踪 观察裂 纹产生 和扩展 的情况 , 研究 极化影响 时 , 外加 电压 一般为 1 . OV 。 阴极 极 化时 用镁作阳极 , 阳极极 化时 , 用铜作 阴极 。 在 H : 气及 H : S 气体中 , 抛光 的试样要先脱水 , 预制裂 纹后 再加载 , 在 H : S 气体中抛 光 面要 特 殊保 护 , 例如浇一层 “ A C ” 溶 液后再以 真空 封泥复盖 。 气体中含水量 未分析 。 但 在 H Z气 中长 期放置 ( 如 72 小 时 ) 后抛光表 面并 没有任何水蚀锈斑 , 这表 明含水量很低 。 在

H,S气体中，因为已用“AC”溶液把裂纹密封，故有少量水也不能进入裂纹从而可排除 水的影响。 电解充氢时应用了三种电解液，5%H:S04,5%H.S0.+0.1me/1CS,,S%H.S0。+ 200mg/1AszO3,电流密度均为0.2A/厘米2，实验表明后两种溶液的效果是一样的。用金 相试样在充氢过程中研究了无载荷件件下氢致裂纹的产生和扩展过程。也用W。L型试样在 加载件件下充氢或先充氢脱水后再加载，跟踪观察氢致裂纹的产生和扩展。 三、试验结·果 1,氢致裂纹产生和扩展的跟踪观案 (1)不加载电解充氢 用金相试样在电解充氢过程中对氢致裂纹形成和扩展过程进行了跟踪观察。如超高强度 10 CrMnSiNi2A钢(1号，0。=180公斤/毫米2)，在含CS.电解溶液中充氢1分就出现了微 裂纹（图1-1）2分后微裂纹从A位置长大到B位置（图1-2），3分后继续长大到了C位置（图 3-3)。继续充氢该裂纹不再长大而不断地在其他部位形成新裂纹并长大。这种氢致裂纹的 形成过程并不伴随有宏观塑性变形，在抛光的试样表面上没有任何滑移线的痕迹（见图】）。 对其他试样（如30 CrMnSiNi2A钢，8号、13号，40 CrNiMo A钢21号、22号）的观察也 证实了这一点，如图2。它是40 CrNiMo A钢(21号，o。=185公斤/毫米)氢致裂纹的扩 展照片（本文附图除图14、15外，均见图版）。 这种氢致裂纹的长大往往是几个微裂纹的连接过程，或是原裂纹不断伸长的过程（裂纹 宽度方向变化极小)。应当指出，至少在超高强钢中，这种微裂纹和宏观夹杂物基本无关。 长条状MS夹杂在酸溶液中充氢时先溶解成空洞，但氢致裂纹并不优先在这些空洞上形 成，如图3。在夹杂下方产生了裂纹，顶端在A处（图3-1），随充氢时间增加，微裂纹变 长，顶端由A长到了B,但夹杂空洞不变（图3-2），继续充氢，在周围a、b等处又产生了许 多小裂纹。但夹杂空洞仍不改变（图3-2）。对其他MS夹杂的跟踪也有类似的情况，至于 硅酸盐，TiN等夹杂也不构成氢致裂纹源。 这类裂纹都是穿晶的（图4），其特征和形成规律跟钢种及强度级别关系不大。充氢条 件则能改变形成微裂纹所需的时间和数量。不加毒化剂(CS:,As,O,)则充氢时间要更 长才能形成微裂纹。 (2)充氢后预制裂纹再加载 用B=20毫米的WoL型恒位移试样充氢后抛光，把缺口内的水吸干，预制疲劳裂纹， 放置17小时后再加载。 图5是强度较低的钢(40 CrNiMo A,22号，o,=143公斤/毫米2)试样氢致裂纹产生 和发展的跟踪照片。在不含毒化剂电解质中充氢2.5小时，加载后裂纹前端存在一个塑性变 形区（图5-1），但随时间延长，裂纹前端塑性区以及变形量逐渐增大（图5-2），即产生了 氢致滞后塑性变形，当滞后塑性变形达到临界状态时裂纹沿滞后塑性区边界向前扩展（图 5-2),在暗场中塑性区显示出亮的波纹线，而裂纹则呈褐色细线，图上用B标出了裂纹前 端，图5-3、5-4、5-5表明，随着氢致滞后塑性变形的进行，裂纹连续地沿滞后塑性区边界 向前扩展。分别到了C、D、E位置。往往在扩展裂纹前端出现小的次生塑性区。 93

H : S 气体中 , 因为 已用 “ A C ” 溶液把裂 纹 密封 , 故有少 量水也不能 进入 裂纹 从而可排除 水 的影 响 。 电解充 氢时应 用 了三种 电解液 , 5% H : 5 0 ` , 5 % H : 5 0 . + o . l m e / I C S : , S % H : 5 0 ` + 2 0 m g I/ A s : O : , 电流 密度均为 0 . 2 A /厘米 “ , 实验 表 明后 两种 溶 液 的效果 是 一样的 。 用 金 相试样在充 氢过 程 中研究 了无 载荷件件下 氢致 裂 纹的产生和扩展过 程 。 也 用 W o L 型试 样在 加载件件 下充氢或先充氢脱水后再加载 , 跟踪观察氢致 裂纹的产生和扩展 。 三 、 试 验 结 ’ 果 1 . 氢致砚故 产 生和 扩展的限踉 观察 ( 1) 不加载电解充氢 用金 相试 样在 电解充氢过 程 中对氢致 裂纹 形成和扩展过 程 进 行 了跟踪 观察 。 如超 高强度 1 0 C r M n s i N i : A 钢 ( 1 号 , a 。 = 1 5 0公斤 /毫米 “ ) , 在 含C S : 电解溶液 中充氢 一分 就 出现 T 微 裂 纹 ( 图 l 一 1) 2 分后 微裂 纹从 A 位置 长 大到 B位置 ( 图 l 一 2) , 3分后继续长 大到 了 C 位置 ( 图 3 一 3) 。 继续 充氢该 裂纹 不再长 大而 不 断地 在 其他 部位 形成新裂 纹 并长大 。 这种 氢致裂纹 的 形 成过 程并不伴 随有宏观塑 性变形 , 在抛 光 的试 样表 面上 没有任何滑移线 的痕迹 ( 见图 1 ) 。 对其 他试 样 ( 如 3 o C r M n s i N i : A 钢 , 8 号 、 13号 , 4 o C r N I M o A 钢 2 1号 、 2 2号 ) 的观察也 证实 T 这 一点 , 如 图 2 。 它 是 4o C r N I M o A 钢 ( 2 1号 , a 。 = 15 5公斤 /毫米 : ) 氢致裂纹 的扩 展照片 ( 本文 附 图除 图 14 、 巧外 , 均 见 图版 ) 。 这种氢致 裂纹 的 长大往 往 是 几个微裂 纹 的连接过 程 , 或是原裂 纹 不断伸 长的过 程 ( 裂 纹 宽度方向变 化极 小 ) 。 应 当指 出 , 至少 在 超 高强钢 中 , 这 种微裂纹 和宏观 夹杂物基 本无 关 。 长 条状 M n S 夹 杂 在 酸溶 液 中 充氢时先溶 解成空 洞 , 但 氢致裂 纹并不 优先在这 些 空 洞上形 成 , 如 图 3 。 在 夹 杂下 方产生 了裂 纹 , 顶 端在 A 处 ( 图3一 1) , 随 充氢时 间增 加 , 微裂 纹变 长 , 顶端 由 A 长到 了 B , 但 夹 杂 空洞不 变 ( 图 3一 2) , 继续 充氢 , 在 周 围 a 、 b 等处又 产生 了许 多小裂纹 。 但 夹杂 空 洞仍不 改变 ( 图 3一 2) 。 对其他 M n s 夹 杂的跟踪也 有类 似 的情 况 , 至 于 硅酸盐 , T I N 等夹 杂也 不构成 氢致 裂 纹源 。 这 类裂纹 都 是穿晶 的 ( 图 4 ) , 其特征和 形成 规律跟钢种及 强 度级 别 关系不大 。 充氢条 件则能改 变形成 微裂 纹 所需的时 间和数量 。 不加毒 化剂 ( C S : , A s : O : ) 则充氢时 间要 更 长才能 形成 微裂 纹 。 ( 2) 充 氢后 预 制裂 纹再加 载 用 B 二 20 毫 米的 W o L 型恒 位移 试 样充氢后抛 光 , 把缺 口 内的水 吸干 , 预 制疲 劳裂 纹 , 放置 1 7小时后 再加 载 。 图 5 是 强度较低 的钢 ( 40 C r N I M o A , 2 号 , a 。 = 1 43 公 斤 /毫米 : ) 试 样氢致 裂 纹产生 和 发展 的跟踪 照片 。 在不 含毒化剂 电解质中充氢2 . 5小时 , 加 载后裂 纹 前端存在一个塑性变 形区 ( 图 5一 1) , 但 随 时间 延 长 , 裂纹 前端塑 性区 以 及变形量逐渐 增 大 ( 图5一 2) , 即产 生 了 氢致滞后塑 性变形 , 当滞后 塑性变形达 到 临界 状态 时裂 纹沿 滞后塑性 区边 界向 前 扩 展 ( 图 5一 2) , 在 暗 场 中塑 性 区显示出亮的 波 纹线 , 而裂 纹则呈 褐 色细线 , 图上 用 B标出 了裂 纹前 端 , 图 5一 3 、 5 一 4 、 5一 5 表 明 , 随 着氢致 滞后塑性变形 的进行 , 裂纹连 续 地沿 滞后 塑 性区边界 向前扩展 。 分 别到 了C 、 D 、 E 位置 。 往往在扩展 裂纹前端出现小的次生塑性区

对强度级别较低的40 CrNiMo A和30 CrMnSiA钢(18号试样，g,=135公斤/毫米， 16号样，0。=145公斤/毫米2)，以及30 CrMnSiNi:A钢(13号试样，g。=111公斤/毫米2)， 情况完全一样，充氢试样加载后随着原裂纹前端氢致滞后塑性变形的进行，裂纹沿滞后塑性 区边界连续地向前扩展。 如强度级别较高，则充氢后氢致裂纹产生和扩展的情况就有所不同。图6是超高强度的 30 CrMnSiNi2A钢(8号样，g,=161公斤/毫米)氢致裂纹产生和扩展的跟踪照片。在 含CS2溶液中充氢8分钟，放置17小时，经5分钟，裂纹前端的滞后塑性区就得到了一定的发 展（图6-1），10分钟后塑性区继续增大（图6-2），17分后滞后塑性区在B处闭合，同时塑 性区中变形量继续增大（图6-3），经25分后，在第一个滞后塑性区端点产生了氢致裂纹， 在其前端又产生了第二个滞后塑性变形区，同时第一个滞后塑性区中的变形量继续增大（图 6一4)，经40分后在各个滞后塑性区端点B、C、D、E处均产生了不连续的氢致裂纹。同时 各塑性区中变形量逐渐增大（图6-5）。随后，这些微裂纹逐渐穿过塑性区而互相连结。 在含毒化剂溶液中充氢（或不含毒化剂但长时间充氢），试样上原来就存在有许多微裂 纹，它们的产生和塑性变形无关，故在暗场中是亮的细线，当他们和加载方向垂直(I型裂 纹)或成一角度（混合型），则加载后在这些微裂纹端点也会产生氢致滞后塑性变形区。如 图6-1，a、b处裂纹两端已产生滞后变形，c处尚未开始。5分钟后，b处裂纹滞后塑性区增大。 c处裂纹也产生了滞后塑性变形（图6-2）。 对其他超高强度钢试样的观察也有类似情况，即随着氢致滞后塑性变形的进行，首先在 塑性区端点以不连续方式形成微裂纹，并在该裂纹前端又产生新的滞后塑性变形区。然后随 塑性区中变形量的增加，裂纹长大，穿过塑性区而彼此相连。 如预裂纹试样在加载条件下充氢，则除了产生很多无序分布的无塑性变形特征的微裂纹 外，主裂纹则通过氢致滞后塑性变形机构以不连续方式向前扩展，和充氢后加载试样相同。 (3)加载试样在氢气和H,S气体中裂纹的产生和扩展。 恒位移试样抛光后脱水、预制裂纹后再加载、放在氢气中（普氢和高纯氢，常压）和 H:S气体中，裂纹产生及扩展过程和电解充氢完全类似，也是滞后塑性区的直接结果。图 7是超高强度30 CrMnSiNi2A钢(8号，310℃等温o。=161公斤/毫米)在氢气中裂纹产 生和扩展的情况。在普氢中放置1小时，在滞后塑性区端点B、C处已形成了很清楚的氢致裂 纹，B处裂纹已和主裂纹相连（图7-2）。 图8是超高强30 CrMnSiNi:A钢(1号，o。=180公斤/毫米2)，在H,S气体中裂纹 的产生和扩展的照片。在HzS气体中放置4小时后取出，裂纹已扩展了二个塑性区，在第二 个塑性区端点B处又产生了第三个滞后塑性区（图8-2）。经5小时后，在B点已形成清楚的 腐蚀裂纹，同时第三个塑性区在C处闭合，形成裂纹后又产生了第四个塑性区（图8-3），经5.3 小时后，C处裂纹很清楚，同时已和B处裂纹相连，第四个塑性区在D点闭合（图8-4），6小时 后，在D点也产生了裂纹并和整个主裂纹连到一起（图8-5)。和电解充氢及氢气中类似， 在裂纹扩展过程中，原裂纹不断加宽。 (4)水介质应力腐蚀 已对4个钢种，分别处理到不同强度级别的试样作了详细的研究(10〕。结果表明，当材 料强度大于临界值（对30 CrMnSiNi,A钢为o,≥120公斤/毫米2，对40 CrNiMo钢为 ·≥130公斤/毫米2)，裂纹前端Kr大于临界值（即Kr5cc),则在水中应力腐蚀时裂纹 前端会产生滞后塑性变形，从而导致裂纹形核和扩展。 94

对强 度级别 较低的4 o C r N I M o A 和 3 o C r M n s i A 钢 ( 15 号试样 , a 。 = 1 3 5公 斤 /毫米 , , 1 6号样 , a 。 = 1 4 5公斤 /毫米 : ) , 以及 3 o C r M n s i N i : A 钢 ( 1 3号试样 , a 。 = 1 1 1公 斤/毫米 2 ) , 情况完全 一样 , 充氢试 样加 载后 随 着原裂纹 前端氢致滞后 塑 性变形的进行 , 裂纹 沿滞后 塑性 区边 界连续地 向前扩展 。 如 强度级 别较高 , 则充氢后 氢致裂 纹产生和扩展 的情况就 有所不 同 。 图 6 是超 高强度的 30 C r M n s i iN : A 钢 ( 8号样 , a 。 = 16 1公斤 /毫米 2 ) 氢致裂 纹产生和扩展 的跟踪 照片 。 在 含C 5 2溶 液 中充氢8分钟 , 放置 1 7小时 , 经 5分 钟 , 裂 纹前端 的滞后塑性 区就得到 了一定的发 展 ( 图 6一 1) , 10 分钟 后 塑性区继 续 增大 ( 图 6一 2) , 17 分后 滞 后塑 性区在 B 处闭合 , 同时塑 性 区中变形 量继 续增 大 ( 图 6一 3) , 经 25 分后 , 在 第 一个滞后 塑性 区端点产生 了氢致裂 纹 , 在 其 前端又 产生 了第二 个滞 后塑 性变形区 , 同时 第一个滞 后 塑性区 中的变形 量继续 增 大 (图 6一 4) , 经 40 分后 在 各个滞后塑 性区端点 B 、 C 、 D 、 E 处均产 生了不连 续 的氢致裂 纹 。 同 时 各塑性 区 中变 形量逐 渐增大 ( 图6一 5 ) 。 随后 , 这些微 裂纹 逐渐穿过 塑性区 而互 相连结 。 在含毒 化剂溶 液 中充氢 ( 或不 含毒化剂但 长时 间充 氢 ) , 试 样上原来 就存在有许多微裂 纹 , 它 们 的产生 和 塑性变形无关 , 故在暗场 中是亮 的细线 , 当他们 和加载方向垂 直 ( I 型 裂 纹 ) 或成一 角度 (混 合 型 ) , 则加载后 在这些 微裂 纹端 点也会产生氢致滞后 塑 性变 形区 。 如 图6一 1 , a 、 b 处裂纹 两端 巳产生滞后 变形 , c 处尚未开始 。 5分钟后 , b 处裂 纹滞后 塑性区增 大 。 “ 处裂纹 也产生了滞 后塑 性变形 ( 图6一 2) 。 对其他超 高强 度钢试 样的观察也 有类似 情况 , 即 随着氢 致滞 后 塑性变形的进 行 , 首先在 塑 性区端点以不连 续 方式 形成微 裂 纹 , 并在 该裂 纹前端又产生新 的滞后 塑性变形 区 。 然 后随 塑 性区 中变形 量 的增 加 , 裂 纹 长大 , 穿过塑 性区而 彼此 相 连 。 如预裂纹试 样在加 载条件下充氢 , 则除了产生很多无 序 分布的无塑性变形特征 的微裂 纹 外 , 主 裂纹 则通过 氢致 滞后 塑性变形机构以 不连续 方式 向前扩展 , 和充氢后 加载试 样相 同 。 ( 3) 加 载试 样在 氢气和 H : S 气体中裂纹 的产生和扩展 。 恒位 移试 样抛 光后 脱水 、 预制裂 纹后再加载 、 放在氢气 中 ( 普氢和 高纯 氢 , 常压 ) 和 H : S 气体中 , 裂纹产生及扩展过 程和 电解充氢完全 类似 , 也是滞后 塑 性区的直 接结 果 。 图 7是 超 高强度 3 o C r M n s i N i : A 钢 ( s 号 , 3 1 0 ℃ 等温 a 。 = 1 6 1公 斤 /毫米 , ) 在 氢气 中裂纹产 生和 扩 展 的情 况 。 在 普氢中放置 1小时 , 在滞 后塑 性区端点 B 、 C 处已形成 了很清楚 的氢致裂 纹 , B 处裂 纹 巳和 主 裂纹 相连 ( 图卜2) 。 图 8是超 高强 3 o C r M n s i N i : A 钢 ( l 号 , a 。 = 1 5 0公斤/毫米 2 ) , 在 H : S 气 体中裂纹 的产生和扩 展 的照 片 。 在 H : S 气体中放置 4小时后取 出 , 裂 纹 已扩展 了二 个塑 性区 , 在 第二 个塑性 区端点 B 处又产生 了第三 个滞后 塑 性区 ( 图8一 2) 。 经 5 小时后 , 在 B 点已形 成清楚 的 腐蚀裂 纹 , 同时 第 三个塑 性区在 C 处闭合 , 形成裂纹后 又产生了 第四个塑性区 ( 图 8一 3 ) , 经 5 . 3 小时后 , C 处裂 纹很清楚 , 同时 巳和 B处裂 纹相 连 , 第 四个塑 性区在 D 点闭合 ( 图 8一 4) , 6小时 后 , 在 D 点也产生了裂 纹并和 整 个主 裂纹连 到一起 ( 图 8一 5 ) ` 。 和 电解充氢及 氢气 中类似 , 在裂纹 扩展过 程中 , 原裂 纹不 断 加宽 。 ( 4) 水介质应 力腐蚀 已对4个钢种 , 分别处理 到不同强度级 别 的试样作 了详细 的研究 ( 10 〕 。 结 果表 明 , 当材 料强度大于 临界值 ( 对3 o C r M n s i N i : A 钢 为 。 。全 2 2 0 公斤 /毫米 名 , 对 4 o C r N I M o 钢为 a 。 全 13 0公斤 /毫 米 : ) , 裂纹前端 K : 大于临界 值 ( 即 K : s 。 。 ) , 则在 水 中应 力腐蚀时裂 纹 前端 会产生 滞 后塑性 变形 , 从而导致 裂 纹形核和 扩展

对超高强钢，在滞后塑性区端点形成不连续裂纹，在新裂纹前端又产生滞后塑性区，与 此同时原塑性区中变形量不断增大导致主裂纹和新裂纹穿过塑性区（或沿边界)相接，如图 9(30 CrMnSiNi2A钢，8号，g。=161公斤/毫米)所示。止裂后磨去'~0.1毫米可以看 到最后几个塑性区中尚未形成裂纹（图9-7），再加到原来的载荷，塑性区又显示出来了。 对强度较低的钢（如o。<133公斤/毫米2的30 CrMnSiNi2A,o。<145公斤/毫米的 40 CrNiMo和30 CrMnSiA),裂纹沿滞后塑性区边界连续扩展，如图10所示。 我们曾研究过不同曲率（p=0.02-1.0毫米)缺口试样的应力腐蚀裂纹形成规律〔13、 14),跟踪观察表明，在缺口条件下仍是通过氢致滞后塑性变形的机构形成微裂纹，缺口和 裂纹没有本质的区别。 应当指出，无论是阳极极化还是阴极极化均不改变水介质中应力腐蚀裂纹产生和扩展的 形貌，对各种强度级别的钢都是如此〔15)。 (5)H,S水溶液中应力腐蚀〔16) 用抛光的恒位移试样研究了各种强度级别的四种低合金钢在H,S饱和水溶液中裂纹产 生和扩展的形貌。结果和水介质中以及电解充氢时一样，也是滞后塑性变形的结果导致了裂 纹的产生和扩展。 超高强钢在H,S水溶液中的跟踪照片见图11。强度较低的钢的照片见图12。 (6)有机溶剂和缓蚀剂中的应力腐蚀 超高强度纲在0.1NK2C「2O,水溶液，丙酮（含0.3%水），无水酒精（含0.3%水）， B中-2胶（酒精加酚醛树脂）中应力腐蚀裂纹的产生和扩展也和水介质中完全类似。图13是 超高强40 CrNiMo(200℃回火o。=185公米/毫米2)在K2Cr2O,水溶液中由滞后塑性变形 导致裂纹形成和扩展的照片。 da 2.止裂Ksce(或K)和dt 处理到不同强度级别的四种低合金钢在各种应力腐蚀和氢致裂纹条件下裂纹的止裂 KIsco（或K1H)和裂纹扩展速度da/dt分别见表3和4。它们随强度的变化见图14和15。 对充氢后加载的试样，氢致裂纹止裂KH和充氢时间有关，即与进入金属的氢量有关。 对超高强30 CrMnSiNi:A钢来说，不同充氢时间（所有试样充氢后均放置17小时）的止裂 KxH如表5。由此可知，对每一个止裂KH值，它随充氢时间增长（即进入金属的氢量增加） 而下降。当初始加载K小于K【H,则不会产生氢致滞后塑性变形，裂纹也不扩展。 为了便于分析，从表3、4和图14、15可以归纳出以下几，点： (1)在各种氢致裂纹的情况下，钢的强度下降，止裂K1s6(或Km)升高，：下降， 这对我们所研究的几个钢种都适用。 (2②)在水介质中，阳授损化或加缓蚀剂使K:6e升高，阴极极化使K16下降。日： 升高，且随强度下降阴极极化和开路的差值也迅速增大。 (3)各种强度级别的钢在H,S水溶液中的KIscc和加载下充氢的K1H基本一致，且其 值远比水介质中要低，随强度下降其值迅速增大。 (4)饱和充氢后加载，其止裂KH小于加载条件下充氢的KH值。 (⑤)在H,S水溶液中，极化对K:0和均无影响，至少对超高强钢是如此。 95

I 对超 高强 钢 , 在滞后塑 性区端点形 成不 连续 裂 纹 , 在 新裂 纹 前端 又产生滞 后 塑性区 , 与 此 同时原塑 性区中变形量不断增 大导致主 裂纹 和 新裂 纹穿过 塑 性区 ( 或沿边 界 ) 相接 , 如 图 9 ( 3 0 C r M n s i N i Z A 钢 , s 号 , a 。 = 2 6 1公斤 /毫 米 2 ) 所 示 。 止裂 后磨去 ` ~ 0 . 1 毫 米可 以看 到最 后几 个塑 性区 中尚未形成裂 纹 ( 图 9一 7) , 再加到原来的载荷 , 塑 性区 又显 示出来 了 。 对 强度较低 的 钢 ( 如 a b < 1 3 3公 斤 /毫米 . 的 3 o C r M n S I N i : A , 。 。 < 1 4 5公 斤 /毫米 名 的 4OC r N I M o 和 s 0 C r M n s i A ) , 裂 纹沿 滞 后塑 性区 边界连续 扩展 , 如图 1 0所示 。 我们 曾研究过不同 曲率 ( p = 0 . 02 一 1 . 0毫米 ) 缺 口 试 样的应力腐蚀裂纹形成 规律 ( 13 、 14 〕 , 跟踪观察表 明 , 在缺 口 条件下仍 是 通过 氢致 滞 后塑 性变形 的机构形成微裂 纹 , 缺 口和 裂 纹没 有本质的区别 。 应 当指 出 , 无论是阳极极化还 是 阴极极化均不 改 变水介质中应 力腐蚀裂纹 产生和扩展 的 形貌 , 对 各种强 度级 别 的钢都是如此 〔1 5〕 。 ( 5) H : S 水溶 液 中应 力腐蚀 ( 16 〕 用 抛 光 的恒位移试 样研究 了 各种强 度级 别 的四 种低 合金钢 在 H : S 饱 和水溶 液 中裂纹 产 生和扩展 的形 貌 。 结果 和水介质 中以 及 电解充氢 时一样 , 也是滞后 塑 性变形的结 果导 致 了裂 纹的产生和扩展 。 超 高强钢 在 H : S 水溶 液中的跟踪照 片见图 1 1 。 强 度较低的钢 的照 片见 图 12 。 ( 6) 有机溶剂和 缓蚀剂中的应 力腐蚀 超高强 度钢 在o . I N K : C r : O , 水溶液 , 丙 酮 ( 含0 . 3 % 水 ) , 无 水 酒 精 ( 含0 . 3% 水 ) , B 中一 2胶 ( 酒精加 酚醛 树脂! ) 中应 力腐蚀 裂纹 的产 生和 扩展也 和水 介质 中完全类似 。 图 13 是 超高强 4 0 C r N I M o ( 2 0 0 ℃回火 a 。 = 15 5公 米 /毫米 2 ) 在 K : C r : 0 7水溶 液 中由滞后 塑性变形 导 致裂纹 形成 粕扩展 的照 片 。 2 . 止 裂 K : : 。 。 ( , K : 。 ) 和 一 昌登 处理到不 同 强度 级 别 的四种 低 合金 钢在 各种 应 力腐蚀和 氢致裂 纹 条 件下 裂 纹的 止裂 K : : 。 。 (或 K : 。 ) 和裂 纹扩展 速度 d a / d t分 别 见表 3 和 4 。 它 们随 强度的变化见 图 14 和 15 。 对充 氢后加 载的试样 , 氢致 裂纹止裂 K : , 和 充氢时 间有关 , 即 与进入金 属的 氢量 有关 。 对超高强 30 C r M n S I N i : A 钢来说 , 不同充氢时 间 ( 所有试样充氢后均放置 1 7小时 ) 的止 裂 K : H如表 5 。 由此 可 知 , 对每一 个止裂 K : 、 值 , 它 随充氢时间 增长 ( 即 进 入金 属 的 氢里 增加 ) 而下降 。 当初 始加 载 K : 。 小于 K : 。 , 则不 会产 生 氢致 滞后 塑 性变形 , 裂 纹也不扩展 。 为 了便 于分析 , 从表 3 、 4 和 图 14 、 15 可 以 归 纳出以 下几点 . ( 1) 在 各种 氢致裂 纹 的情 况下 , 这对我们所研究的几 个钢 种 都适 用 。 _ 二 _ _ 、 _ _ ` . _ . , , . _ , , _ _ . _ d a _ _ _ 钢 的 傲度 卜降 , 止 裂 人 ` s 。 。 ( 或 人 ` 。 ) 汁 局 , 刁飞 一 卜降 , ( 2) 在水介质 中 , 阳极极 化或加 缓 蚀 剂使 K : s 。 。 升 高 , 升高 , 且随 强 度下降阴 极极化 和开 路的差值也迅速增 大 。 阴 极极化使 K : s 。 。 下降 。 一 吕t ( 3) 各种 强度级别 的 钢在 H : S 水溶 液 中的 K : s 。 。 和加 载下充氢的 K : H 基木 一致 , 且其 值 远比水介质 中要低 , 随 强度下 降其值 迅速增大 。 ( 4) 饱 和 充氢后 加载 , 其 止裂 K : 、 小于加 载条件 下充氢的 K : H值 。 ( 5 ) 在 H ; S 水溶液 中 . _ … , , _ d a 二 _ _ , . _ . _ 二 _ _ _ _ . _ ~ . 极 化 对 人 : , “ c 相 一 d 一 t 均 尤 愁响 , 主 少 对超 简 强钠 是如 此

表3 各种氢致裂纹的止裂K:sc。(或Km)值（公斤/毫米2） 抗张 水介质Kiscc H,S水溶液KIscoH2S 电介充氢 钢 种 试样号 强 度 开 阳极阴极 开 阳极阴极 气加载充氢后 公斤/毫米 极化极化 极化极化体充氢加载 8 161 60-7084.647.441-42.547.544.444.547.0 86 133 143 98 42.6 41.0 30CrMn SiNi2 A 11 133 178 43-49 139 12 126 240 79 13 111 不产生 215 111 184 15 92 不产生 146 150 21 185 47.8 54.535.2 22 142 147 71 40CrNiMoA 22 142 82 11343 18 135 200 223118 65.5 60.7 19 121 不产生 174 98 30CrMn SiA 17 130 288 192 79.5 20 160 169 48.5 45 ZG-18 铸钢 606 244 143 ◆21号试样在0.1NK,Cr,O,凝蚀剂中K1scc=87.8公斤/毫米2 事事该试样會电解充氢3一5分，已存在杵多氢致微裂纹。 1公斤/毫米2=9.8MPa(9.8MN/米2)1公斤/毫米2=0.31MPam2(0.31MN/米2) da 表4 各种氢致裂纹扩展速度” t(×10毫米/min) 抗强 水 介 质 H,S水溶液 H2S 电解充氢 钢 种 试样号强度 开 阳极阴极 公斤/毫米2 路 极化极化 路 闲极阳极气体加载充氢后 极化极化 充氢加载 8 161 1 1.8 0.55.0 18 14.51419 24 30CrMn SiNi,A 4 133 1.0 2.5 11 12 126 0.3 12 15 92 27 32 21* 185 11.64.335.6 22 142 1 1.5 12.5 40CrNiMo 22 142 1.00.981.8 18 135 0.90.5 1.4 19 19 121 不产生0.3 14 30CrMn SiA 17 130 0.1 1.7 16 d a 96 21号试样在0,1NK2CrzO,缓蚀剂溶液中 d t =1.7×10-3

I 、 表 3 各种 氢致 裂 纹的止裂 K : s 。 。 ( 或K : 砂 值 ( 公 斤 / 毫米 劝 水介质 K : s 。 。 I H : S 水溶液 K : s 。 。 } H : s 电介充氢 加载{充氢后 充氢{ 加 载 气体 开路 极阳极化 阴极极化 开路 阳极极化 阴极极化 抗强 张度 钢 种 试 样号 …公斤 / 毫米 ’ 5 4 7 . 0 8 6 4 1 . 0 QU任J 几J.工. 0UO 6 0一 7 0 8 4 . 6 4 7 . 4 4 1一4 2 . 5 4 7 . 5 4 4 . 4 4 4 1 4 3 9 8 4 2 . 6 1 7 8 4 3一 4 9 2 4 0 7 9 不 产生 2 1 5 1 1 1 不产 生 14 6 1 5 0 1C1 内O八健JU, J八D人O乙l 几1OJ , l ,1 ō二,上. l 123584 3 0 C r M n s i N i : A 洲J | … 州ǔ J ì ! 到J | … 2 1 * { 15 5 4 0 C r N I M o A 1 4 2 1 4 2 1 3 5 1 2 1 4 7 . 8 1 4 7 8 2 2 0 0 不产 生 5 4 5 }3 5 7 l 1 13 }4 3 2 2 3 1 1 8 1 7 4 6 5 . 5 9 8 6 0 _ 7 * . 2 9曰R 一OkJ 自, ó, 1上1 一| 3 0 C r M n s i A l 7 1 3 0 19 2 7 9 . 5 Z G一 18 铸钢 2 0 6 0 6 1 6 0 1 6 9 2 4 4 4 8 . 5 , 15 1 4 3 2 1号试样在0 . I N K Z C r : 0 7 缓蚀 剂 中 K : s 。 。 二 8 7 . 8 公斤 / 毫 米 该试样 甘 电解充氢3一 5分 , 已存 在件 多氮致微 裂纹 。 穿一 - - - - 一 - 一 - 一一一一一~ 2 O 1公 斤 / 毫米 : = 9 . S M P a ( 9 . S M N /米 2 ) ; l公 斤 /毫米 l = 0 . 3 1 M P a n , 2 ( 0 . 3 1 M N /米 2 ) 表 4 . _ _ . ` _ , _ 二 、 _ _ . 、 _ d a 各 种氢 致裂 纹扩 展速 度 一 J t 水 介 ( x 10 一 3 毫米 / m i n ) 质 ’ H Z S 水溶液 H 。 S 电解 充氢 加充一 氢载一 体 . 一又19一 阳极极一化.5 阴极 极化 胜一 ù 极化 极阴极化 开路27182 14 抗强 强度 钢 种 试 样号 公 斤 /毫 米 之 3 0 C r M n s i N i : A 16 1 13 3 12 6 9 2 . 5 { 5 . 0 一 . 5 . 蒲 2 4 一一俪阵准, | .路一180开3 3 2 12584 2 1 * 18 5 14 2 14 2 13 5 12 1 1 1 . 6 1 . 5 4 . 3 { 3 5 . 6 . 2 . 5 . 0 0 . 9 8 · 1 . 8 0 . 9 0 . 5 1 . 4 自曰, 9 8 一`上, 0 , 1 1. QU 4 0 C r N I M o …不产 生 。 · 3 3 0 C 州 r M n s i A l 7 13 0 0 . 1 l 6 , 2 1号试样在0 . I N K : C r : 0 7 缓蚀 剂溶液 中 d a 9 6 d t 7 X 10 一 3

表5 30 CrMnSiNi,A钢不同充氢时间的止裂KxH 充氢时间 (分) 3 5 7 11 15 30 45 60 120 60 60 加 载 100 100 100 100 100 100 100 100 100 65 150 止 裂 100 98 99.5 92 86.5 85 86 86.6 92.8 不扩展 90 &N 1TnazTo uoTanLOS OPTJInS oTinTos ) 片 000L 50m 品 8 ◆ ‘别我永溶液，△带 WoTinIOS OPEJInS ep 205m uoT38sTIIed 3 pouy 97

表 5 3 o C r M n s i N i : A #xj 不 同充 氢l一寸bl] 的 止裂 K : 。 ) 一八U) 亮 U一以 ù “ ù 充氢 时间 ( 分 ) 日一L5翔 加 载 K : 。 止 裂 K 了。 1 0 0 9 2 6 0 1 2 0 10 0 1 0 0 8 6 . 6 1 0 0 9 2 . 8 6 5 不扩 展 公0[翔5)06 .` 、 ` 、 ùǎ,.U 门二. O 口 . 亡甘 逮1Q g 1111 ` 0 ùO 勺一óUO n 月上. Un 口On C ,1 呆翻\火肉囚闪 . 的目pT口O. 翻曰T. uo,0卜 的 尹衬卜目。T 甲00 。 议把御狠城棋司 军盔.牟 价 瘤卞 呆 璐芝二呆姗火令d工扣\01 . 山芝工。目 嗬水密侧得吕à哪ǎ乏 吕。的x 碳麟绷俄城件坏蒂呻叫情 o。阮e 山目 O口八O-. 弓妇工的-t 0u 谬口 翻的 . 9甲00 卜 ` 关侧缺S “ 工 。 . 军牟里 扭名 衬习曰月场。,侣叫p的目 口盛O普v 月口山习口护润`,自`1TOT.0 目opT卜`,. tO.P心讨。目oyT 甲甲0OOtN0 、 . 谬。s ` j 9, . 阅O 水密划吸哪早 Tuo月" 月目妇工的Tp 。PTuo.n。 的O矛 o卜n卜N 妇TO。óT口o n.d- ` 的自 . 曰 . OO9俨L0S ~ 、 . 月 啼曰 , 七 } , O 夕t山目6T妇-.o ’ 闷月护目的目TP óo 蒂碳梢碱卜坏恰呻绷 I乃, . 叫 团 旧月书T。o- 月月的的匀O咤 0. T护口oT卜,. 1山0oTP.y闷 护刊甲0甲,0 产11 1 | | , |l| | | ? : `el 心 目 . 丫\。昌, 比勺d 甲00

8.红致裂纹断口观泰 不加载充氢所产生的发纹是穿晶的（在其扩展过程中的某一段可以是沿晶的），见图4。 含有发纹的充氢试样快速拉断的断口也是准解理和韧窝的混合断口，偶而可见少量沿晶。 对超高强度钢，在加载条件下充氢或充氢后加载，氢致滞后塑性变形引起裂纹扩展的断口 完全是沿晶断口（图16），就是对强度较低的30 CrMnSiA钢，断口也以沿晶为主（图17）。 超高强钢(30 CrMn SiNi2A)在H,气中断口以沿晶为主（图18），但晶界面上有明 显的微塑性变形特征（微韧窝和准解理）。在H,S气体中也是典型的沿晶断口（图19a), 晶界面上也有微变形特征（图19b)。 在水介质中断口形貌依輟钢种和强度级别，如对30 CrMnSiNi2A钢，高强度时是典型 型的沿晶断口（图20a),强度降低则以准解理为主（图21），在相同强度下30 CrMn SiNi:A 钢沿晶断口比ZG-18铸钢、40 CrNiMo和30 CrMnSiA等钢更为明显。在H:S水溶液中和 水介质类似，也随强度增大，沿晶比例增大。在相同强度下，它比水介质沿晶倾向更敏感。 如σ，=126公斤/毫米2的30 CrMn SiNi2A钢，在水介质中是准解理（图21），在H:S中 则主要是沿晶断口（图22）。 对超高强钢在水介质中无论是阴极极化（图20b),.还是阳极极化（图20c),对断口 形貌影响不大，在K,CrzO,水溶液中也是如此。 在含少量水的丙酮和酒精等有机溶剂中，断口形貌和水中的类似。 四、结果討論 我们的实验表明，钢中氢致裂纹的机构可以分为两类：一是氢压产生微裂纹，二是氢致 滞后塑性变形导致裂纹的产生和扩展。 1.氢压机构 电解充氢对形成的微裂纹（见图1、2、3)，由于它並不伴随有宏观性变形，又不需要外力 协助，且分布无序，因此是通过氢压机构形成的。即原子氢扩散进入金属后富集在微观缺陷 处，当原子氢变为分子氢时会产生巨大的内压。例如(17)，当局部氢浓度为5c·c/100克时， 室温氢压可达1.74×10：大气压。因此，当局部氢浓度足够大时由此获得的内压足可大于材 料的断裂强度从而导致氢致微裂纹的产生和扩展。这是原子面在正应力作用下的解理过程， 故在抛光的试样表面看不到滑移线。 2,氢致滞后塑性变形机构 实验表明，当钢的强度大于临界值，並且K1>KIscc(或KH)后，预裂纹（或缺口） 试样在所有致氢环境中都能产生氢致滞后塑性变形，即原子氢通过应力诱导扩散将富集在裂 纹尖端附近，当其有效浓度达到临界值时在裂纹尖端集中了的切应力作用下就会产生滞后塑 性变形。正是这种氢致滞后塑性变形的结果，使得超高强钢将在滞后塑性区端点形成不连续 的裂纹並随滞后塑性变形的增大而互相连接。对强度较低的钢，滞后塑性变形的结果将使氢 致裂纹沿滞后塑性区边界向前扩展。从充氢后加载（图5、6），加载后置于H,气（图7）， H,S气体（图8），水介质（图9、10），H.S水溶液（图11、12），K2C:0,溶液（图13） 等一系列金相跟踪照片就可清楚地看到这种氢致滞后塑性变形的发生发展过程，以及它们和 氢致裂纹之间的内在联系。 在电解充氢和氢气条件下，原子氢的来源是很容易理解的。在H,S气体中，按下述反 98

3 . 氮致琪故断 口现 案 不加 载充氢所产生的发纹是穿 晶的 (在 其扩 展过 程中的 某一段可以是沿晶的 ) , 见 图 4 。 含有发纹的充氢试 样快速拉 断的 断 口 也 是准解理和韧 窝的混合 断 口 , 偶 而可 见少量 沿晶 。 对超 高强度钢 , 在 加载条件下充氢或充氢后加载 , 氢致 滞后 塑性变形 引起 裂纹扩展的断 口 完全 是沿 晶断 口 ( 图 1 6) , 就 是 对强 度较低 的 30 C r M n is A 钢 , 断 口 也 以 沿 晶为主 ( 图 1 7) 。 超高强钢 ( 3 0 C r M n S I N i : A ) 在 H : 气中断 口 以 沿 晶为主 ( 图 18) , 但 晶界面 上有明 显的微 塑性变形特征 ( 微韧 窝和准解理 ) 。 在 H : S 气体中也 是典型的沿晶断 口 ( 图 19 a ) , 晶界面 上 也有微变形特 征 ( 图 19 b ) 。 在水介质 中断 口形貌依 摄钢种 和 强度 级别 , 如对30 C r M n s i N i : A 钢 , 高强度时是典型 型 的沿 晶断 口 ( 图 20 a) , 强 度降低 则 以 准解理为主 ( 图 2 1 ) , 在 相 同强度 下30 C r M n s i N i : A 钢 沿晶断 口 比 Z G 一 15铸钢 、 4 o C r N I M o 和 3 0 C r M n s i A 等钢 更为明显 。 在 H : S 水溶液中和 水介质 类似 , 也随 强度增大 , 沿 晶比例 增 大 。 在相 同强度下 , 它 比水介质 沿 晶倾向更敏感 。 如 a 。 = 2 2 6 公斤 /毫米 盆 的 3 0 C r M n s i N i : A 钢 , 在 水介质 中是 准解理 ( 图 2 1) , 在 H : S ` 中 则主要 是沿 晶断 口 ( 图 2 2) 。 对 超 高强 钢在水介质中无论是 阴极极化 ( 图 20 b ) , 还 是阳极极化 ( 图 Zo c ) , 对断 口 形貌影响不大 , 在 K : C r : O , 水溶液 中也 是如 此 。 在含少 量 水的丙 酮 和酒 精等有机溶剂中 , 断口 形貌 和 水中 的类似 。 四 、 结 果 针 箫 我们 的实验表明 , 钢 中氢致裂纹的机构可以分为 两类 : 一是氢压产生微裂纹 , 二是氢致 滞 后塑 性变形导 致裂纹 的产生 和扩 展 。 1 . 氢压 机构 电解充氢对形成 的微裂 纹 ( 见 图 l 、 2 、 3) , 由于它业 不伴随有宏观性变 形 , 又不需要 外力 协助 , 且分布无序 , 因 此 是通过 氢压机构形成的 。 即原子 氢扩 散进 入金 属后富集在微观缺 陷 处 , 当原 子氢变为分子 氢时 会产生巨大的内压 。 例 如〔1 7 〕 , 当局 部氢浓度为s c . c / 1 0 0克时 , 室温 氢压 可 达 1 . 74 x lo ` 大气压 。 因此 , 当局 部氢浓 度足够大 时由此 获得 的内压足可 大于材 料的断裂 强度从 而 导致 氢致 微裂 纹 的产生和扩展 。 这是原子面 在正应 力作用下 的解理过 程 , 故在 抛光 的试 样表面看 不到滑移线 。 2 . 氢致滞后 塑 性变形机构 实验表明 , 当 钢的强度大于临界值 , 业 且 K : > K : s 。 。 ( 或 K : 动 后 , 预 裂纹 ( 或缺 口 ) 试 样在所有致氢环境中都能产生氢致滞 后塑 性变形 , 即原子 氢通过 应 力诱导扩散将富集在裂 纹尖端附 近 , 当其有效浓度达 到 临界值 时在 裂 纹尖端 集中了的切应 力作用 下就会产生滞后 塑 性变形 。 正 是这种氢致滞 后塑 性变形 的结果 , 使 得超高强钢 将在 滞后 塑性区端点形成 不连续 的裂纹业 随滞 后塑性变形 的增大而 互 相连接 。 对强度 较低 的钢 : 滞 后塑 性变 形的结果将使氢 致裂纹沿滞后 塑 性区边界向前扩 展 。 从充氢后 加载 ( 图 5 、 6) , 加载后 置 于 H : 气 ( 图” , H : S 气体 ( 图s ) , 水介质 ( 图 9 、 10 ) , H : S 水溶 液 ( 图 1 1 、 12 ) , K : C r : O : 溶液 ( 图 13 ) 等一系列 金相跟踪照片就 可 清楚地 看到 这种 氢致 滞后 塑性变 形的发生发展过程 , 以 及它们 和 氢致裂 纹之 间 的内在 联 系 。 在 电解充氢和 氢气条件下 , 原子 氢 的来源是很容 易理解的 。 在 H 2 5 气 体 中 , 按下述 反

应〔18) Fe+HSFeS+H2 可以产生分子氢，通过吸附作用它能分解成原子氢进入试样。在水介质中，由于裂纹尖端水 介作用可产生离子氢(PH≈3.8)〔19)，它在微电池阴极获得电子就变为原子氢。酒精和 丙酮因含有少量水(0.3%)故也可通过水解作用产生氢。H,S水溶液本身是酸性的，氢离 子获得电子就得原子氢。 实验表明，在水解质应力腐蚀条件下（包括阳极极化和阴极极化），只能通过滞后塑性 变形机构产生氢致裂纹。这表明原子氢富集在裂纹尖端三向应力区並不会沉淀成分子氢，而 是通过某种机构促使滞后塑性变形的进行。在加载电解充氢时，由于单位时间进入的氢浓度 很高，因而除了原子氢扩散到裂纹尖端以滞后塑性变形机构使裂纹形核和扩展外，在其它部 位有可能富巢足够的氢，当它们变为分子氢时就能以氢压机构产生微裂纹。如不加载充氢， 则只能以氢压机构产生微裂纹，如先充氢再加载，则只能按滞后塑性变形机构产生裂纹。在 H2S中除了氢纹滞后塑性变形机构外，也可能以氢压机构形成裂纹。 氢进入裂纹尖端为何能导致滞后塑性变形，这是一个有待进一步解决的问题。 虽然用光滑拉伸试样研究氢对屈服强度的影响已做了很多工作，结果是有争议的，有些 实验表明氢使屈服强度下降〔6、20〕，但更多的工作认为氢对屈服强度没有影响〔21、22)。我 们最近的工作表明〔23)，在存在三向应力梯度条件下（例如裂纹尖端附近）由于应力诱导扩 散局部地区氢浓度能大大提高从而可使局部地区有效屈服应力明显下降，而且有效屈服应力 的下降量明显依赖材料强度及初始氢含量。 根据氢使裂纹尖端局部地区临界分切应力下降的理论就可完满的解释我们的实验结果。 可以认为，当裂纹尖端集中了的切应力等于被降低了的临界分应力τ◆（它和材料强度以及 进入试样的氢浓度有关，也可能和微结构有关)之后就能产生滞后塑性变形，从而导致裂纹 形核和扩展。计第表明裂纹试样沿滞后塑性变形方向（对超高强钢，它和主裂纹成日士45°， 对强度较低的钢9≈70°)的切应力为 t=DKI 当它等于Tc时，相应的K1scc（或K1H),故 1 Ksoo=Dt。 由表3和图14可知，材料的K1scc,即t。除了和强度有关外，也和致氢环境有关，例如充 氢后加载的K!H比加载下充氢的K1H要高，其原因可能和裂纹尖端有效氢浓度有关，充氢后 加载，随滞后塑性变形的进行，氢不断的被位错捕获从而使有效氢浓度很快下降，塑性区扩 展速度也很快下降，最后终于使有效氢浓度小于临界值而使滞后塑性变形停止，故K1“较 高。加载下电解充氢由于能保证裂纹尖端有效氢浓度一直处于饱和，从向K!“有最低值。 由图14知，水介质应力腐蚀时，其K:3c©远比加载充氢的K1H要高，这表明水介质应力 腐蚀时进入裂纹尖端的有效氢量没有饱和。且强度愈低，裂纹前端有效氢浓度也愈低。阴极 极化由于能在试样上放氢，使裂纹前端有效氢浓度曾加，从而KIsco下降，da/dt升高。阳 极极化时外加电场将会影响裂纹尖端封闭电池内的放氢过程，故裂纹尖端有效氢逐下降。 K1scc也升高。在0.1NK,CrzO,溶液中可以通过下述反应〔23)而捕获氢离子，这也会降低 K2Cr202K++Cr20= 99

应 〔18 〕 F e + H : S 上写 F e S + H Z 可 以产 生 分 子 氢 , 通 过 吸 附作 用它能分解成原子 氢进 入试样 。 在 水介质 中 , 由于裂 纹尖端水 介作用可 产 生 离子 氢 ( P H “ 3 . 8 ) 〔1的 , 它在微 电池阴 极获得电子 就变为原子 氢 。 酒 精和 丙酮 因 含有少 量 水 ( 0 . 3 % ) 故也可通过 水解作用产生氢 。 H : S 水溶液 本身是 酸性的 , 氢离 子获得 电子就 得原子 氢 。 实验 表 明 , 在 水解质应力腐蚀 条件下 ( 包 括 阳极极化 和阴 极极化 ) , 只 能通 过滞后 塑性 变形机 构产生 氢致裂 纹 。 这表 明原子 氢富 集在裂纹尖端三 向应力区业 不会沉淀成分 子 氢 , 而 是 通过某 种机 构促 使滞 后塑 性变形 的进 行 。 在 加载 电解充氢时 , 由于 单位时 间进 入 的氢浓度 很高 , 因而除 了原子氢扩 散 到裂 纹尖 端 以 滞后塑 性变形机构使裂纹形核 和扩展 外 , 在其它部 位 有可 能富集足 够的氢 , 当它们 变为分子 氢时 就能 以 氢压机 构产生微 裂纹 。 如不加载充氢 , 则 只 能以 氢压 机构产 生微 裂 纹 , 如 先充氢再加载 , 则只 能按滞后 塑性 变 形机构产 生裂纹 。 在 H : S 中除了 氢纹滞 后 塑性变 形机构外 , 也可能 以 氢压机构形成 裂 纹 。 氢进 入裂 纹 尖端 为何能 导致 滞后 塑性 变形 , 这 是一 个有待进 一步 解决的 问题 。 虽然 用光 滑 拉伸试 样研 究氢对屈 服强 度的影响 已做了很 多工作 , 结果 是有争议 的 , 有些 实 验表 明氢使 屈 服 强度 下 降〔6 、 20 〕 , 但 更 多的工 作认为氢对屈 服 强度没 有影响 ( 2 1 、 2 2 〕 。 我 们 最 近 的工 作表 明 〔23 〕 , 在 存在 三 向应 力梯度条 件下 (例 如 裂 纹 尖端 附近 ) 由于应 力诱 导扩 散局 部地 区氢 浓度 能 大大提高从而可 使局 部地 区有效 屈服应 力明显下降 , 而且有效屈 服应 力 的下降量 明显依 赖材料强 度及初 始氢含量 。 根 据 氢使 裂 纹尖端局 部地 区临界 分切 应 力下降的理论就 可 完满的解释我们的实验结果 。 可 以认为 , 当裂 纹尖 端集 中了的切应 力等于被降低 了 的临界分应 力 : 。 . ( 它和 材料 强度以 及 进 入试 样 的氢 浓 度 有关 , 也 可 能和微 结 构有关 ) 之后 就 能产 生滞 后 塑性变形 , 从 而导 致裂 纹 形 核 和扩 展 。 计算表 明裂 纹试 样沿 滞后 塑性变形方 向 ( 对超 高强 钢 , 它 和 主裂纹成 e 土 4 5 。 , 对强度较低 的 钢0 、 7 0 。 ) 的切应 力为 T = D K : 当它等于 丫 。 却寸 , 相 应的 K : : 。 。 ( 或 K : H ) , 故 、 一 卫一 , , 几 ` ’ 5 C o 一 D “ C 由表 3 和 图 14 可 知 , 材料 的 K , : 。 。 , 即 丫 .o 除 了和 强度有关外 , 也和致 氢环境有关 , 例如充 氢后加 载的 K : H比 加 载 下充氢的 K : , 要 高 , 其原 因可能和 裂纹 尖 端 有效氢浓 度有关 , 充氮后 加 载 , 随 滞后 塑 性变 形的进行 , 氢不断 的被位错捕 获从 而使 有效 氢浓度很 快下降 , 塑 性区扩 展 速度 也很 快下 降 , 最 后终于 使有效 氢浓度小于临界 值 而 使滞后 塑 性变形 停止 , 故 K : H 较 高 。 加载下 电解 充氢 由于 能保证裂 纹尖端 有效氢浓 度 一直 处于饱 和 , 从向 K : , 有最低值 。 由图 14 知 , 水介质 应力腐蚀时 , 其 K . : 。 。远比 加 载充氢的 K , H要 高 , 这表明 水介质应 力 腐 蚀时进 入 裂纹 尖端 的有效氢量没 有饱 和 。 且强 度愈低 , 裂纹前端有效氢浓度也愈低 。 阴 极 极化由 于能在试 样 上放氢 , 使裂纹 前端 有效氢浓度曾加 , 从而 K : : 。 。下降 , d a / d t 升 高 。 阳 极极化时 外加 电场将会 影响裂 纹尖端封闭 电池 内的放 氢过 程 , 故裂 纹尖端 有效 氢 量下降 。 K : s 。 。 也 升 高 。 在 0 . I N K : C r : O , 溶 液 中可 以通 过 下述 反应 〔2 3〕而捕获氢离子 , 这也 会降低 K : C r : 0 7不二 Z K 十 + C r : O , =