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 983 . 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