材料在环境介质作用下的断裂

1、第九章 材料在环境介质作用下的断裂腐蚀断口特征实际金属构件或零件在服役过程中， 经常要与周围环境中的各种介质相接触。 环境介质对金属材料力学性能的影响， 称为环境效应。 由于环境效应的作用， 金属所承受的应力即使低于材料的屈服强度， 也会发生突然的脆性断裂， 这种现象称为环境断裂。 环境断裂通常包括应力腐蚀断裂(SCC、氢脆(H日、腐蚀疲劳(CF)、液态金属脆化(LME、辐射脆化等。第一节 应力腐蚀断裂1. 应力腐蚀断裂的特征材料或零件在应力和腐蚀环境的共同作用下引起的断裂叫应力腐蚀断裂。这种断裂是应力和腐蚀共同作用的结果， 这种共同作用可以互相促进， 加速材料损伤，加快裂纹早期形成及扩展，若

2、单独考虑应力的影响时， 发现产生辐射断裂的应力是很小的，如果不是由于环境效应的作用， 这样小的应力是绝对安全的。 应力腐蚀的危险性正在于它常发生在相当缓和的介质和不大的应力状态下，故常常被忽视，导致意外事故的不断发生。据美国ASTM统计，美国仅应力腐蚀开裂造成的损失每年竟超过3000 万美元。应力腐蚀断裂主要有以下特点：(1) 应力腐蚀断裂是脆性断裂， 断口平齐并与主应力垂直。断裂前没有明显的塑性变形， 断口形状呈颗粒状。(2) 造成应力腐蚀断裂的是静应力， 远低于材料的屈服强度，而且一般是拉伸应力 (近年来，也发现在不锈钢在可以由压应力引起、 。这种拉应力可以是外加应力， 也可能是残余应力。

3、焊接、冷加工产生的残余应力和组织变化很容易成为应力腐蚀的原因。(3)应力腐蚀的环境是特定的，各种介质只对特定材料敏感。例如a黄铜只有在氨溶液中才会腐蚀破坏，而B黄铜在水中就能破裂；面新立方的奥氏体不锈钢在氯化物溶液中，容易破裂，通常称“氯脆” ，而体心立方的铁素体不锈钢对此却不敏感；低碳钢和低合金钢在苛性碱溶液中的“碱脆”和在含有硝酸根离子介质中的“硝脆”；铜合金在氨气环境下的“氨脆”等等。常用金属材料产生应力腐蚀的某些环境见表7-1 。(4) 应力腐蚀裂纹常产生大量分叉(图 7-1、，并在大致垂直于影响它们产生及扩展的应力方向上连续扩展，扩展路径可以是穿晶的，但多数是沿晶的。如为穿晶断裂，其

4、断口是解理或准解理的其裂纹有似人字纹或羽毛状的标记。 应力腐蚀的裂纹扩展速率一般在10-910-6m/s，是渐进缓慢的，当这种亚临界的裂纹扩展达到某一临界尺寸后，随之发生断裂。(6) 应力腐蚀的裂纹多起源于表面蚀坑处，而裂纹的传播途径通常垂直于拉力轴。(7) 应力腐蚀是一种局部腐蚀，而且腐蚀裂纹常常被腐蚀产物所覆盖，从外表很难观察到。(8) 纯金属不产生应力腐蚀，杂质含量、合金元素含量对应力腐蚀有重要影响。(9) 阴极保护对于阻止应力腐蚀开裂及终止裂纹扩展有显著效果。材料碳钢和低合金钢不锈钢高强度钢镍基合金铝合金铜合金镁合金钛合金蒙乃尔环境介质 氢氧化钠溶液，硝酸盐溶液，酸性硫化氢溶液，海水，

5、海洋性或工业性气氛酸性氧化物溶液，氯化钠 -过氧化氢溶液，硫化氢,海水，氢氧化钠-硫化氢溶液雨水，海水，硫化氢溶液，氯化钠水溶液热浓氢氧化钠溶液，氟化氢蒸汽和溶液氯化钠-过氧化氢溶液，氯化钠水溶液，水蒸气，海 水氨蒸汽和溶液，含氨离子的水溶液氯化钠-铬酸钾溶液 海水，甲醇，盐溶液 氢氟酸，氟硅酸上述的应力腐蚀断裂特征，可以帮助我们识别断裂事故是否属于应力腐蚀，但一定要综合考虑，不能只根据某一点特征，便简单的下结论。2.应力腐蚀的机理应力腐蚀断裂过程也包括裂纹形成和发展，可分为以下三阶段：（1） 孕育阶段：这是裂纹产生前的一段时间， 在此期间主要是形成蚀坑， 以作为裂纹核心， 当机件表面存在可作

6、为应力腐蚀裂纹的缺陷时（如晶界、孪晶界、夹杂等），则没有 孕育期，只有裂纹扩展期，（2）裂纹亚稳扩展阶段：在应力和环境介质共同作用下，裂纹慢速扩展。（3）裂纹失稳扩展阶段：裂纹达到临界尺寸后产生的机械性断裂。关于在应力和环境介质共同作用下裂纹的形成和扩展问题，有多种理论，迄今较公认的有阳极溶解作为断裂的控制过程的阳极溶解机理和阴极吸氢为控制过程的氢脆机理（氢脆机理将在后面讨论），这里需要注意应力腐蚀开裂（ SCC和氢致开裂（HIC）之间的关系。从 逻辑上讲，它们之间是“交叉” 的即它们的一部分容是重合的。若 SCC主要由腐蚀的阴极过程释氢引起的，则这种 SCC也是HIC;若SCC主要由阳极溶解

7、过程引起的，则这种SCC不是HIC。一般情况下，可采用外加电位的阴极极化的方法来判别SCC机理，即如果加速断裂，则属于HIC机制；若减慢或抑制，则属于阳极溶解机制。使阳极电位下降，加速阳极金属的溶解， 裂纹将逐步向纵深发展， 如图 7-2 所示， 上述阳极 溶解机理实际上经历了滑移 -膜破-阳极溶解 - 再钝化四个过程。 应力腐蚀断裂若是穿晶型的， 则保护膜的破裂是由于在应力作用下局部微区产生滑移台阶所造成的，若为沿晶型， 则因晶间产生偏析或晶间有连续相析出， 而在表面突出的单个晶粒形成的台阶， 使表面保护膜破裂， 最后导致应力腐蚀断裂。例如：马氏体不锈钢的应力腐蚀裂纹主要是沿晶扩展，但在45

8、5C以下回火时，则又是穿晶的。3应力腐蚀断口特征应力腐蚀断口的宏观型貌特征与疲劳断口颇为相似，也存在三个区：（1）断裂源区。一般由局部腐蚀或其它类型的裂纹引起，如点腐蚀、裂隙腐蚀等。这些源 裂纹可以是焊接裂纹，疲劳裂纹，热处理裂纹等。应力腐蚀微裂纹源于表面，并呈不 连续状，裂纹具有分叉较多，较尖锐（呈树枝状）的特征。（2） 应力腐蚀裂纹的亚稳扩展区。这是应力腐蚀裂纹缓慢扩展的过程， 这一过程是材料的 组织与应力及环境介质相互作用的过程， 从宏观上看这个过程的特征是呈脆性的， 即 使是具有高塑性的 Cr-Ni 系奥氏体不锈钢，由于裂纹是沿着材料的某一结晶学方向 （如解理面） ，故常呈黑色或灰黑色

9、，而这些腐蚀产物在以后的断裂事故分析中是相 当重要的。（3）最后瞬断区。是快速拉断区或撕裂区，显示出基体材料的性质。 应力腐蚀的显微裂纹有分叉现象， 说明在应力腐蚀时， 有一主裂纹扩展较快， 其它分支裂纹 扩展较慢。 依据这一特征可以将应力腐蚀与应力疲劳、 晶间腐蚀以及其它形式的断裂区分开 来。应力腐蚀断口的微观形貌有着非常显著的特征：腐蚀坑、腐蚀产物及泥纹花样（图9-3 ，图9-4，图 9-5）。泥纹花样是平坦面上分布直线状的裂纹（如河底干涸状），这是一种腐蚀产物所形成的覆盖物。在穿晶断裂时，电镜下看到的断口为平坦的凹槽（深度大于宽度）、扇形花样、 台阶及河流花样。 凹槽区是由于应力和腐蚀介

10、质共同作用的结果， 扇形花样和台阶 是由于不同平面上的应力腐蚀裂纹连接的结果， 只是因为观察的方向不同呈现出不同的断口 花纹。总之，应力腐蚀的断口特征比较复杂。它与材料的晶体结构、机械性质、合金成分、热处理状态、环境气氛、温度及压力状态有关。它既可呈现脆性断口，有时也可看到延性断口，而 断裂方式既可是晶间的、也可是穿晶的。例如：一般情况下，低碳钢、低合金钢、铝合金、 a黄铜是沿晶断裂， 而B黄铜和暴露在氯化物中的奥氏体不锈钢，大多数情况下是穿晶的。由上述产生应力腐蚀机理和条件可知， 防止应力腐蚀断裂的方法主要是合理选择材料， 即针 对零件所受的应力和使用条件选用那些应力腐蚀敏感性低的材料，例如

11、：黄铜对氨的应力腐蚀开裂敏感性很高， 因此，接触氨的构件就应尽量避免使用铜合金；其次， 减少或消除零件 中的残余拉应力，可降低SCC敏感性，即在设计上尽量减少零件上的应力集中， 工艺上加热 和冷却要均匀， 必要时采用退火工艺以消除应力， 由于抵消或部分地抵消了外加拉伸应力的 作用，对抑制SCC是有益的；此外，改善介质条件，可以通过加缓蚀剂或保护层，以及减少 和消除促进应力腐蚀的有害化学离子， 通过改变介质条件来避免应力腐蚀； 例如， 通过水的 净化处理降低冷却水与蒸汽水中的氯离子含量， 对预防奥氏体不锈钢的应力腐蚀断裂是十分 有效的，因此，改进金属构件的设计，防止腐蚀介质的富集，是一项重要的抑

12、制SCC措施。最后，从电化学防护来说也可以用阴极保护来防止应力腐蚀的发生，因为阴极极化可降低裂纹扩展速度，但是必须注意，对高强钢或其它氢脆敏感的材料，不能采用阴极保护法。第二节氢脆1 氢的来源及氢脆的特点 由于氢和应力的共同作用而导致金属材料产生脆性断裂的现象，称为氢脆断裂 （简称氢脆） 。金属的氢脆现象早已为人们所关注。 氢进入金属后， 一般都使材料的性能变坏。 金属中氢的 来源很多，可分为“含的”和“外来的”两种，相对应的即为部氢脆和环境氢脆。部氢脆是 指金属在使用前部已含有足够的氢而导致的脆断， 它是金属在熔炼过程中及随后的加工制造 过程（如热加工、热处理、焊接、酸洗、电镀等）中产生的。

13、而环境氢脆则是金属原先不含 或含氢极微，但在服役时含氢的环境介质中产生的。这样的环境常为：（1）在纯氢气氛中（有少量的水分，甚至干氢）由分子氢造成氢脆；（2）由硫化氢（*S）气氛致脆；（ 3） 由氢化物致脆；（4）高强钢在中性水或潮湿的大气中致脆。部氢脆和环境氢脆的区别， 在于氢的来源不同， 但它们的脆化本质是相同的。金属中的氢可有几种不同的存在形式。 一般情况下， 氢以间隙原子状态溶于金属中， 对于大多数工业合金， 氢的溶解度随温度降低而降低。 氢在金属中也可能通过扩散聚集在较大的缺陷 （如空洞、 气 泡和裂纹等）处，以氢分子状态存在。此外，氢还可能和一些过度族、稀土或碱土金属元素 作用，

14、生成氢化物， 或与金属中的第二相作用生成气体产物， 如钢中的氢可与渗碳体中的碳 原子作用形成甲烷等。氢脆（HE和应力腐蚀（SCC相比，具有如下特点：（1）实验室中识别HE和SCC的方法，一般采用极化试验方法（图 7-6 ），即当外加小的阳 极电流而缩短产生裂纹时间的是 SCC（图C）；当外加小的阴极电流而缩短产生裂纹时 间的是HE（图d）。（2）在较低强度的金属中，或受力不大，存在的残余拉应力也较小的高强度金属中，这时 氢脆的断裂源都不在表面，而是在表面以下的某一深度，此处三向拉应力最大，氢浓 集在这里造成断裂。（3） 氢脆断裂的主裂纹没有分叉现象，这是与SCC的裂纹明显不同的。 氢脆的断裂可

15、以是 穿晶的，也可以是沿晶的，裂纹扩展型式可从一种转变为另一种，但氢脆一般有特定 的裂纹形态。如，淬回火钢中的氢脆裂纹沿原奥氏体晶界扩展；而钛合金氢脆裂纹是 沿氢化物与基体金属的界面上发展。（ 4） 氢脆断口上一般没有腐蚀产物或其量极微。（5）大多数的氢脆（除氢化物的氢脆） ，都表现出对温度和形变速率有强烈的依赖关系。 氢脆只在一定的温度围出现，出现氢脆的温度区间决定于合金的化学成分和形变速 率。形变速率愈大，氢脆的敏感性愈小，当形变速率大于某一临界值后，则氢脆完全 消失。氢脆对材料的屈服强度影响较小，但对断面收缩率则影响较大。关于HE和SCC的异同列于表9-2中氢脆应力腐蚀1裂纹从部开始，断

16、口较平整裂纹从表面开始，断口不平整2裂纹几乎不分叉，有二次裂纹裂纹分叉，有较多二次裂纹3萌生裂纹处无腐蚀产物萌生处有腐蚀产物4 .裂纹源可能是一个或多个。多在三向应裂纹源可能是一个或多个。不一定在应力集力区萌生裂纹源中处萌生裂纹源5.对轧向敏感，沿轧向开裂与轧向无关6 断口多为沿晶，也可出现穿晶解理或准一般为沿晶，也有穿晶解理断裂解理断裂7.裂纹走向与正应力垂直裂纹走向与正应力垂直&部氢脆不一定要有拉应力作用必定要有拉伸应力作用9.合金和纯金属均可发生氢脆只有合金才易发生，纯金属不敏感10.只要有含氢的或能产生氢的环境或介质一种合金只对几种特定介质敏感，而浓度与数量不一定很大11.只要

17、含氢，无应力也发生无应力时，合金对腐蚀环境可能是惰性的12对组织敏感，高强度钢愈愈易发生氢脆对组织敏感，高强度钢断裂抗力下降明显13.由阴极吸氢造成晶格弱化由阳极反应造成腐蚀14.阴极保护反促进吸氢采用阴极保护可减轻腐蚀2.氢脆断裂机理目前存在的氢脆断裂机理很多，下面简要予以回顾。(1) 氢的扩散机理该理论认为，如果裂纹尖端处于阳极区，则由于阳极反应的结果， 使介质中的氢离子获得电子还原成氢原子，氢原子一部分合成氢分子逸出，一部分原子氢要向金属基体的部扩散，氢一旦在基体产生高浓度的聚集现象，便使得该区域的金属脆化。(2) 压理论氢脆的压理论首先是由 C.扎普夫(C C. Zapffe )在19

18、47年提出来的。他认为在裂纹或缺口尖端的三向应力区，形成了很多微孔核心，氢原子在应力作用下向这些核心扩散， 并且结 合成氢分子，由于微孔核心很小，只要有很少的氢气就可产生相当大的压力。 这种压力大到足以通过塑性变形或解理断裂使裂纹长大或使微孔长大，连接， 最后引起材料过早断裂。 该理论能较好的解释鱼眼型白点的形成机理。( 3) 吸附理论氢的吸附理论是 1952年N T.佩奇(N. T. Petch )和P .斯特布尔斯(P . Stabls )提出的。该理论认为活性氢原子吸附在裂纹尖端降低了表面能，减少了形成裂纹所需做的功， 因此激发了裂纹的形成和扩展。( 4) 位错输送理论该理论最早是由T.

19、R.巴斯辛(T.R.Bastion )和F.C.阿泽(F.C.Azou)在1951年提出的。 该理论认为氢脆是氢原子和位错交互作用的结果。 固溶体中的氢存在于晶格间隙位 置，氢原子倾向于聚集在刃位错下方，形成 cottrell 气团。显然，在位错密度较高的区域， 其氢的浓度也较高。 当裂纹体受力后， 裂纹尖端既有三向拉应力存在， 又有很高的位错密度， 这都促使氢原子在裂纹尖端富集。 由于氢原子钉扎住位错， 使位错不易运动， 塑性变形困难， 引起材料的局部硬化。 此位错理论成功的解释了氢脆只发生在一定的温度围和慢的形变速率 情况以及高强度钢产生的氢脆裂纹的扩展是跳跃式前进的。( 5) 晶格弱化理

20、论此理论是1960年A. R.特罗亚诺(A. R. Troiano )提出的。其要点是认为高浓度的固溶 氢原子， 可以降低晶界上或相界上金属晶体的原子间结合力， 而局部地区的拉应力又促使氢 原子偏聚， 因此当局部拉应力等于已被氢弱化了的原子间结合力时， 原子间的键合就发生破 坏，材料便产生脆性断裂。该理论解释高强度钢脆性较为合理。(6) 氢化物或富氢相析出理论D. G.韦斯特来尔(D. G. Westlake )等在1969年提出了此理论，即氢原子和某些合金元 素容易形成脆性相的氢化物， 与塑性较好的基体在形变过程中不相容， 氢化物与基体的界面 上易产生裂纹。( 7) 氢促进塑变理论这个理论是

21、 C. D.比奇姆(C. D. Beachem)在1972年提出的。他认为，偏聚的氢帮助了 铁的塑变，局部化的塑变完成了断裂前所需的变形准备，使断裂在较低的宏观塑变下发生。 综述各种氢脆断裂机理， 一般认为， 溶解在钢中的氢通常以原子状态存在， 但为了降低能量， 总愿意与杂质原子、位错、空位、晶界及滑移带等相互作用，并力图结合成氢分子。氢的这 一行为，对钢的氢脆破坏有重要的影响。3氢脆类型及氢脆断口特征 由于氢在金属中所处状态不同及由此导致的脆化机理不同， 氢脆的类型也很多， 下面我们主 要介绍几种常见的氢脆类型及其断口特征。（1） 白点（发裂）或氢鼓泡当钢中含有过量的氢时， 氢在钢中的溶解度

22、随温度的降低而减小。 若过饱和的氢未能扩散逸 出，便聚集在某些缺陷处而形成氢分子， 并产生高压使金属局部撕裂， 而形成微裂纹。 部氢 脆断口往往出现“白点” （图 7-7 ），白点有两种类型：一种是在钢件中观察到纵向发裂，在 其断口上出现白点。 这类白点呈圆形或椭圆形，而且轮廓分明，表面光亮呈银白色，故又叫 “雪斑”或发裂白点，如果发裂前低温长时间保温，则可消除这类白点。另一类白点呈鱼眼型， 它往往是某些以材料部的宏观缺陷如气孔， 夹渣等为核心的银白色斑 点，其形状也为圆形或椭圆形。 圆白点的大小往往同核心的大小有关， 核心愈大， 白点也愈 大，白点区齐平而略为下凹（图b）。产生鱼眼白点，除与

23、氢或缺陷因素有关外，还需具有一定条件，即一定的塑变量和变形速度。若经去氢处理或消除鱼眼核心（缺陷），则白点不出现；小于一定的塑性变形量， 或采用冲击等高的应变速率， 也不会出现白点，所以它是可 以消除的，这类氢脆只降低塑性，不影响金属强度。对于中、低强度钢（包括HRC<22的结构钢或在高温条件下运行的金属构件），在氢气及硫化氢气氛中， 原子氢将进入钢中并在表下某些点上转变为分子氢， 由此产生的高压使钢的表面 层鼓起而在外表面产生的氢鼓泡也属于这一类氢脆。部氢脆断口的宏观形态呈齐平状， 可看到白点或氢鼓泡。 如在大截面构件的断口上可观察到 白点；在小型零件或丝材断口边缘上可观察到白色亮环。

24、 放大检查有时可看到细小的裂纹 （即 发裂）。部氢脆断口的微观形态， 往往是穿晶解理型或准解理型花样。 准解理断口常呈现浮云状、 波 纹状花样。而部氢脆断口在白点区其微观特征为穿晶解理断口，白点区外为准解理加刃窝断口。 氢蚀及氢化物致脆即具有如上的断口特征。环境氢脆的宏观断口为典型脆性断口， 断口平齐， 有发射状棱线， 环境氢脆的微观断口特征 与应力水平等有关，参见后面氢脆沿滞断裂。（ 2） 氢蚀氢蚀是由氢与金属中夹杂物及第二相质点反应生成高压气体而造成的，例如，氢与渗碳体生成甲烷，甲烷在晶界富集降低了晶界结合力而导致氢脆。氢蚀有如下特点：1) 材料经过一定潜伏期后，其塑性开始严重降低，这是由

25、于CH4 气泡的成核长大，需要一定时间后才能达到临界密度；2) 在相同潜伏期下，升高温度可明显降低形成氢蚀所需的压力；3) 当钢中含有形成稳定氧化物或碳化物的某些合金元素，则可显著提高形成氢蚀的温度和压力，即氢蚀敏感性下降；4) 热处理引起组织变化，也相应改变氢蚀的敏感性，球化处理可延长潜伏期，细晶粒潜伏 期短，粗晶粒潜伏期长；5) 纯铁不发生氢脆，随钢中含碳量增加，氢脆敏感性增加，低碳钢比中碳钢敏感性小；6) 钢的屈服强度高，容易发生氢脆破坏；7) 压应力作用下不发生氢脆。 氢蚀断裂的宏观断口形貌呈氧化色及颗粒状。微观断口可见晶界明显加宽及沿晶断裂特征。(3) 氢化物氢脆对于 IVB 或 V

26、B 族金属(如纯钛、钛合金、钒、锆、铌及其合金)与氢有较大的亲和力，因 此极易形成氢化物，使金属脆化。这类氢化物分为两类： 一类是熔融金属冷凝时， 由于氢的溶解度降低而从过饱和固溶体中析 出时形成的， 称为自发形成氢化物； 另一类称为应力感生氢化物， 它是在含氢量较低的情况 下，受外加拉应力作用， 使原来基本上是均匀分布的氢逐渐聚集到裂纹前沿或微孔附近等应 力集中处，当其达到足够浓度后，析出而形成氢化物。氢化物氢脆具有如下特点：1) 氢脆敏感性随温度降低而增加；2) 缺口尖锐度增加，敏感性也增加；3) 裂纹沿氢化物与基体的界面扩展；4) 高速变形才出现脆性断裂；5) 氢脆的敏感性与氢化物的形状

27、有关， 薄片状氢化物因极易生成较大的应力集中而使敏感 性大大增加，对于细晶粒组织，氢化物多呈块状不连续的沉淀，故对氢脆不敏感。氢化物致脆断裂， 也属沿晶型的， 在微观断口上常有许多氢化物， 而在宏观断口上与氢蚀相 似，断裂源不是一点，而是一片，但不呈氧化色，虽然断面也呈颗粒状，但由于氢化物形成 是构件部进行的一个物理化学过程，所以可在常温下进行。(4) 氢致延滞断裂若含有适量的处在固溶状态氢的金属(如高强钢或a +B钛合金)，在低于屈服强度的低应力作用下，经过一段孕育期后，在部， 特别是在三向应力区形成裂纹，这种裂纹在应力持续作用下，不断扩展长大，最后突然发生脆断。这种由于氢的作用而产生的延滞

28、断裂现象称为氢致延滞断裂，大多数氢脆断裂即指这类氢脆，其特点如下：1）只在一定温度围出现，如高强钢在 -100150 C之间，而以室温下最敏感；2）提高应变速率，材料对氢脆敏感性降低；3）显著降低金属材料的断后伸长率，但含氢量超过一定数值后，断后伸长率不在变化，而断面收缩率则随含氢量增加不断下降，且材料强度愈高，下降愈厉害。高强度钢氢致延滞断裂断口的宏观形貌与一般的脆性断口形态相似，有时可见到一些反光的小刻面，断口上常有二个区域：氢脆裂纹的亚临界扩展区（齐平部分）和机械撕裂区（斜面 部分）。其断口微观形貌大多为沿原奥氏体晶界断裂，且晶界面上常有许多撕裂棱。然而， 实际断口上，并不是沿晶断裂，因

29、为裂纹尖端的应力场强度因子K1,氢浓度及晶界上杂质元素的偏聚等都会对氢脆的断裂方式产生影响。例如，对40CrNiMo钢，提高钢的纯净度，会使氢脆断口形貌由沿晶断裂转为穿晶断裂；当K1值较高时为微孔聚集型断口，中等K1值则是准解理或准解理加刃窝，或沿晶断裂加刃窝；在较小K1值下是沿晶断口，晶界小平面上有许多撕裂棱。关于钢的氢脆与应力腐蚀断口特征的比较见表7表9-3钢的氢脆与应力腐蚀断口形貌的比较断裂源位置断口宏观特征断口微观特征二次裂纹应力腐蚀肯定在表面，无脆性，颜色较一般为沿晶断较多或很多，呈一例外，且常在暗，甚至呈黑裂，也有穿晶解树根状尖角、划痕、点色，和最后静断理断裂。有较多蚀坑等拉应力区

30、有明显界限，腐蚀产物，且有集中处，断口不断裂源区颜色特殊的离子如平整最深，裂纹有分氯、硫等。断裂叉源区腐蚀产物最多氢脆大多在表皮下，脆性，较光亮，多数为沿晶断没有或极少偶尔在表面应刚断开时没有裂，也可能出现力集中处，且随腐蚀，在腐蚀性穿晶断裂。晶界外应力增加，断环境中放置后，面上常有撕裂裂源位置向表受均匀腐蚀，裂棱，个别地方有面靠近，断口平整纹几乎不分叉刃窝，若未在腐蚀环境中放置， 一般无腐蚀产 物对氢脆的控制与防护参见下图氢脆控制力学11避消增免除加应加表力工面集应压中力力1改1改金1提1正变变属高确合合镀纯制金金层度疋成组冷分织执八、冶金环境1加表去抑面氢制涂处剂层理第三节腐蚀疲劳1. 腐

31、蚀疲劳特点金属构件或零件在交变应力和腐蚀介质的共同作用下引起失效称为腐蚀疲劳。它即不同于应力腐蚀也不同于大气疲劳（机械疲劳），同时也不是腐蚀疲劳和机械疲劳两种因素作用的简单叠加，其不同处见表7-1、7-2，根据这些特征，可有助于具体分析，以便在生产中采取 有效措施防止失效。表9-4应力腐蚀与疲劳特征应力腐蚀腐蚀疲劳1.必定要有拉伸应力作用，是静应力是交变应力作用2.在特疋的材料与介质组合下才发生任何介质中均会出现3.当K1<K1SCC应力腐蚀裂纹不会扩展即使Kmax<K1SCC腐蚀疲劳裂纹仍旧会扩展4 只有一两个主裂纹，主裂纹上有分支小裂纹源有多处，裂纹没有分支裂纹5.一般为沿晶断

32、裂，也有穿晶解理断裂多数为穿晶断裂，但也有沿晶断裂6 .在一定的介质中，应力腐蚀裂纹尖端的腐蚀疲劳裂纹尖端溶液的酸度与周围环境溶液酸度是较高的，总是高于整体环境的平的平均值差别不大均值。7 .只在合金中发生，纯金属不发生应力腐任何材料均可能发生腐蚀疲劳，即使是纯金蚀属也能产生腐蚀疲劳表7-2大气腐蚀与腐蚀疲劳的特征大气疲劳腐蚀疲劳1疲劳曲线有明显的水平台，即有明确的 疲劳极限疲劳曲线没有明显水平台，即没有明确的疲劳极限，通常采用“条件疲劳极限”2疲劳极限与静强度之间存在比例关系腐蚀疲劳极限与静强度之间没有直接关系3.在大气环境中，当加载频率小于1000Hz时，对疲劳极限基本上无影响腐蚀疲劳对加载频率十分敏感，频率越低，疲劳强度与寿命也越低4 光滑试样的裂纹萌生构成疲劳寿命的主要部分腐蚀疲劳条件下裂纹极易萌生，故裂纹扩展是疲劳寿命的主要组成部分2. 金属腐蚀疲劳的破坏机制金属材料在腐蚀介质的作用下形成一层保护膜，由于交变应力的作用，产生了滑移平台，破坏了金属表面的保护膜。由于机械一电化学反应， 在滑移台阶处，进一步产生了微观的腐蚀孔。进而又在交变应力的作用下，在微孔处产生了尖锐的裂纹。而在交变应力和裂纹尖端的 阳极溶解过程共同作用下， 裂纹不断地向前扩展， 最后，到剩余的有效截面小到不足以支