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。 95I 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