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