在PH=1的HC1水溶液(50℃)中，外加不同的极化电压(-600毫伏到+600毫伏) 浸泡充氢(3.5小时)，然后测量在50℃下的放氢总量，其值随外加电压的变化也表示在图 13。把它和同一图上50℃下不同外加电压对da/dt的影响相比，可以看到外加电压对da/dt 及放氢量的影响是一致的，即极化能使da/dt以及放氢量均增加，但阳极极化则更为明显。 四、结果讨论 我们的结果袭明，虽然高强度铝合金在INH,SO,水溶液中电解充氢时不能产生氢致滞 后裂纹。但在中性水溶液中电解充氢或在PH≤3.5的HC1水溶液中浸泡充氢却能产生氢致 裂纹。这是因为在H,SO,溶液中试样表面的氧化膜阻碍了原子氢的进入。·而在中性水溶液 中电解充氢或在PH≤3.5的HC1水溶液中长期浸泡时由于表面能不断被腐蚀而剥离，原子 氢能不断的进入试样内部。故带着载荷长时间充氢时就能产生氢致滞后裂纹。 图2、图3和图4表明，铝合金中氢致滞后裂纹是通过氢致滞后塑性变形的机构产生 的。 这一点是和低合金钢相同的。对超高强钢，只有当滞后塑性区闭合后才能在其端点形成不 连续的氢致裂纹。当钢的强度降低时，则裂纹沿滞后塑性区边界向前扩展〔5一7)。对高强度 铝合金，滞后塑性变形滞后裂纹的关系更为复杂，而且和试样的取向有关。尽管这样，氢致滞 后塑性变形仍然是氢致滞后裂纹的先决条件，这一点是和低合金钢一样的。 我们对钢的实验表明〔13)，虽然氢对光滑拉伸试样的屈服强度没有影响，但如试样中存 在有应力梯度时（如弯曲试样或预裂纹试样），则充氢后表观屈服应力（它是产生宏观塑性 变形所需的外应力)就能明显的下降，而且和钢的强度以及进入的氢盘有关。这种氢致表观 屈服应力的下降可以通过去氢处理而回复，而且它明显依赖应变速度及试验温度〔13)。对铝 合金来说，很可能也存在类似的结果。由于在裂纹前端存在应力梯度，原子氢通过应力诱导 扩散浓集在裂纹前端区城，形成“原子气团”。它能产生巨大的内压，这个内压的切应力分 量能协助外应力产生塑性变形从而使产生局部塑性变形所需的外应力（即表观屈服应力）明 显下降，即在较低的K,下就能产生氢致滞后塑性变形，当它发展到临界状态时就能导致滞 后裂纹的产生和扩展。 比较图3和图2就可以着出，高强度铝合金在高纯水介质中应力腐蚀裂纹的产生和扩展 过程和氢致裂纹完全类似。也是氢致滞后塑性变形的必然结果。应力腐蚀和氢致裂纹的断口 形貌完全类似，也可以说明高强度铝合金水介质中应力腐蚀的本质是氢致滞后裂纹。 高强度铝合金在高纯水中K1,::随试样温度升高而下降的结果（图11）是不能用已发 表的阳极溶解机构加以解釋的。它只能用氢致滞后裂纹机构来解釋，因为图1416表明， 随着温度升高，放氢量明显升高。而由低合金钢的工作表明〔13)，随初始氢含量升高，表观 屈服应力急剧下降，对Wo1试样来说，因K,:cc=Dτ(13〕(te*是表现屈服力)故K1sc: 也随初始氢含量增加而急剧下降，同样的道理也可解釋da/t随温度的升高而升高（当然随 温度的升高氢的扩散速度加快也是使da/dt升高的原因之一)。条一方面随温度升高气团的 TS项的贡献(S为嫡)增加，平衡氢浓度变小，这将会使表观屈服应力下降，故在τ一T 曲线上存在极值，我们对钢的实验证明了这一点。这就可解释为何超过65℃后K1c:随温度 的变化就很小了。根据应力腐蚀的氢致裂纹机构可以满意的解釋温度和CI~对K:5:c的影响。 由于C1能促进表面膜的破裂和腐蚀（比较在高纯水和NaC1中试样的腐蚀程度可证明这一 102在 二 的 水溶液 ℃ 中 ， 外加不 同的极化 电压 一 毫伏到 毫伏 浸泡充氢 小时 ， 然后 测里 在 ℃ 下的放氢 总盘 ， 其值随外加 电压 的变化也表示在图 。 把它和 同一 图上 ℃下不 同外加 电压对 的影响相 比 ， 可 以看 到外加 电压 对 及放氢 的影响是一致的 ， 即极化能使 以 及放氢量 均增加 ， 但 阳极极化则更为明显 。 四 、 结果 讨论 我们 的结果丧 明 ， 虽然高强度铝合金在 ‘ 水溶液 中电解充氢时不 能产 生氢致滞 后 裂纹 。 但在 中性水溶液 中电解充氢或在 《 的 水溶液 中浸泡充氢却能产生氢致 裂纹 。 这是 因为在 ‘ 溶液中试样表面 的氧化膜阻碍 了原 子 氢的进入 。 而在中性水溶液 中电解充氢或在 《 的 水溶液 中长期浸 泡 时 由于表面 能不 断被腐蚀而剥离 ， 原子 氢能不断 的进入 试样 内部 。 故带着载荷长时间充氢时就能产生氢致滞 后裂纹 。 图 、 图 和 图 表明 ， 铝合金 中氢致滞 后 裂纹是通过氢致滞 后 塑性变形 的 机构产生 的 。 这一点是和 低合金钢相 同的 。 对超高强钢 ， 只 有当滞后塑性区 闭合后才能在其端点形成不 连 续 的氢致裂纹 。 当钢的强度降低时 ， 则 裂纹 沿滞后 塑性 区边界向前扩展 〔 一 〕 。 对 高 强度 铝 合金 ， 滞后 塑性变形滞后裂纹 的关系更为复杂 ， 而且和 试样 的取 向有关 。 尽管这样 ， 氢致滞 后 塑性变形仍然是氢致滞后 裂纹 的先决条件 ， 这一点是和 低合金钢一样的 。 我们对钢 的实验表 明 〕 ， 虽然氢对光滑拉伸试样的屈 服 强度没有影响 ， 但如试样 中存 在有应力梯度时 如弯曲试样或预裂纹试样 ， 则充 氢后表观屈 服应 力 它是产生宏观 塑性 变形所需的外应力 就能 明显的下 降 ， 而且和钢 的强度以及进入 的氢量 有关 。 这种氢致表观 屈服应 力的下降可 以通过去氢处理而 回复 ， 而且它 明显依赖应 变速度及试验温度〔 〕 。 对铝 合 金来说 ， 很可能也存在类似 的结果 。 由于 在裂纹前端存在应 力梯度 ， 原子 氢通过应力诱导 扩散浓 集在裂纹前端 区域 ， 形成 “ 原子气团” 。 它能产生 巨大的 内压 ， 这个内压 的切应力分 能协助外应 力产生塑性变形从而使产生局 部塑性变形所需的外应 力 即表观屈服应力 明 显下降 ， 即在较低的 下就 能产生氢致滞后 塑性 变形 ， 当它发展 到临界状态 时就 能导致滞 后裂纹的产生和扩展 。 比较图 和 图 就可以 看出 ， 高强度铝合金在高纯水介质 中应力腐蚀裂纹的产生和扩展 过程和 氮致裂纹完全类似 。 也是氮致滞后 塑性变形 的必 然结果 。 应 力腐蚀和 氢致裂纹 的断 口 形貌完全类似 ， 也可以说 明高强度铝 合金水介质 中应力腐蚀 的本质是氢致滞后裂纹 。 高强度铝合金在高纯水中 。 。 随试样温度升高而下 降的结果 图 是不 能用 已发 表 的 阳极溶解机构加 以解裸的 。 它只能用氢致滞后 裂纹机构来解释 ， 因为图 卜 表 明 ， 随粉温度升高 ， 放氢里 明显升高 。 而 由低合金钢 的工作表 明〔 〕 ， 随初始氢含最升高 ， 表观 屈服应力急剧 下降 ， 对 试样来说 ， 因 。 。 老〔 〕 。 朴是表现屈服力 故 。 。 也 随初始氮含盆增加而急剧 下 降 ， ‘ 同样的道理也可解裸 随温度的升高而升高 当然随 温度 的升高氢的扩散速度加快也是使 升高的原因之一 。 条一方面 随温度升高气团的 项的 贡献 为摘 增加 ， 平衡氢浓度 变小 ， 这将会使表观屈服应 力下 降 ， 故在 曹一 曲线 上存在极值 ， 我们 对钢 的实验证明 了这一点 。 这就可解释为何超过 ℃后 。 。 随温度 的 变化就很小了 。 根据应力腐蚀的氢致 裂纹机构可 以 满意的解释温度和 一对 ， 。 。 的影响 。 由于 能促进表面膜 的 破裂和腐蚀 比较在 高纯水和 中试样的腐 蚀程度可 证 明这一 攀