高强度钢水介质应力腐蚀研究

本文对应力腐蚀试验的WoL型恒位移试样作了评述。并用它测最了四种高强度钢(30CrMnSiNi_2 A、30CrMnSiA、40CrNiMo、ZG-18铸钢)在水介质中的止裂K_(ISCC)以及da/dt。对其中的30CrMnSiNi_2A钢研究了热处理工艺对K_(ISCC)、da/dt的影响,同时探讨了强度和组织的作用。结果表明,对同一类处理,随强度下降K_(ISCC)提高。在相同强度时,等温后回火组织的K_(ISCC)明显比马氏体组织和不回火贝氏体组织高得多。当强度σ_b≤130～140公斤/毫米~2时,裂纹扩展特征发生了变化,da/dt也大幅度下降。当σ_b<110公斤毫米~2时在水介质中不再产生应力腐蚀裂纹。 我们用不同曲率(ρ)的恒位移缺口试样(B=20mm)测量了缺口形成应力腐蚀裂纹的界限应力强度因子K_(ISCC)(ρ),结果表明A是材料常数。对σ_b=160公斤/毫米~2的30CrMnSiNi_2A钢,A=426公斤/毫米、σ_b=140公斤/毫米~2的30CrMnSiA以及40CrNiMo钢的A值更高。 根据实验数据,运用线弹性断裂力学对30CrMnSiNi_2A钢(σ_b=160公斤/毫米~2)螺桩的应力腐蚀断裂进行了定量分析,并提出了提高螺桩安全性的具体办法。     

钢在H_2S中的应力腐蚀机构

用抛光的WOL型恒位移试样跟踪观察了各种低合金钢在H_2S中应力腐蚀裂纹产生和扩展的规律。结果表明:当钢的强度和K_I均大于临界值之后,在裂纹前端将会发生滞后塑性变形,即裂纹前端塑性区的大小及其变形量将随时间延长而逐渐增加,当这种滞后塑性变形发展到临界状态时就会导致应力腐蚀裂纹的产生和扩展。 对超高强钢来说,当这个滞后塑性区闭合后应力腐蚀裂纹就在其端点形核,随着滞后塑性变形的发展,这些不连续的应力腐蚀裂纹逐渐长大并互相连接。对强度较低的钢,随滞后塑性变形的发展,应力腐蚀裂纹沿着滞后塑性区边界向前扩展。 已经证明这个滞后塑性变形是由氢引起的,称作氢致滞后塑性变形。 利用WOL型试样测量了在H_2S气体以及H_2S饱和水溶液中的K_(ISCC)和da/dt研究了它们随强度变化的规律,以及阴极极化和阳极极化对超高强钢K_(ISCC)和da/dt的影响。     

钢中氢致裂纹机构研究

用抛光的恒位移试样对处理到不同强度(σ_b=92～185公斤/毫米~2)的4种低合金钢在各种致氢环境(如电解充氢、纯氢、气体H_2S、水介质、H_2S水溶液、缓蚀剂水溶液、丙酮、酒精等有机溶液)下跟踪观察了氢致裂纹的产生和扩展过程。与此同时也测量了各种致氢环境(电解充氢、H_2S水溶液、水溶液、水中阴极化和阴极极化)下的K_(ISCC)(或K_(IH))和da/dt。并研究了它们随强度变化的规律。 结果表明,当加载裂纹前端的K_I>K_(ISCC)(K_(IH))后,在上面所说的任何一种致氢环境下都能产生氢致滞后塑性变形,并由此导致裂纹的产生和扩展。即随着氢的扩散进入,原裂纹前端塑性区及其变形量逐渐增大。对超高强钢,在滞后塑性区端点形成不连续的氢致裂纹,它们随滞后塑性变形的发展逐渐长大以致互相连接。当强度降低时,氢致裂纹沿滞后塑性区边界连续地向前扩展。这就表明,在Ⅰ型裂纹条件下,“氢脆”是氢致滞后塑性变形的必然结果。 在所有致氢环境下,止裂K_(ISCC)(K_(IH))均随钢的强度下降而升高。强度相同时,水中加缓蚀剂和阳极极化使K_(ISCC)升高,阴极极化使K_(ISCC)下降,,da/dt升高,而在H_2S饱和溶液以及加载电解充氢时K_(ISCC)(K_(IH))最低,da/dt最高。 实验也表明,在电解充氢条件下还能以另一种机构形成裂纹。它们的产生和     

ZG20MnSi钢的疲劳及腐蚀疲劳断口分析

利用PQ1-6型旋转弯曲疲劳试验机和TSM-1扫描电子显微镜对ZG20MnSi钢进行了空气与水两种介质的对比疲劳试验,探讨了ZG20MnSi钢在水中的条件疲劳极限比在空气中低得多的原因。在水中的试样表面能形成多处裂纹核心,这些裂纹核心在交变应力作用和水的腐蚀作用下得以快速扩展。腐蚀作用一方面使材料表面出现腐蚀坑成为裂纹核心,另一方面腐蚀作用产生的氢进入材料中与位错之间发生交互作用,形成Cottrell气团,造成位错塞积,也能导致裂纹核心的形成,氢还能降低材料原子间结合力,使裂纹尖端表观屈服应力降低,发生滞后塑性变形,加速裂纹的扩展。     

残余奥氏体对40CrNiMoA钢应力腐蚀和腐蚀疲劳裂缝扩展速率的影响

影响高强度钢在水介质中的应力腐蚀和腐蚀疲劳裂缝萌生和扩展特性的因素甚多。本文研究了残余奥氏体含量对40CrNiMoA 钢在蒸馏水中的应力腐蚀和腐蚀疲劳裂缝扩展速率的影响,采用1200℃奥氏体化和870℃奥氏体化以及冰冷处理以获得不同的残余奥氏体含量。实验结果表明在同样的载荷、环境、材质和奥氏体化温度条件下,残余奥氏体是影响40CrNiMoA 钢的应力腐蚀和腐蚀疲劳裂缝扩展速率的重要因素,残余奥氏体的存在将使裂纹扩展减慢。     

铝合金的应力腐蚀和氢致裂纹研究

用抛光的恒位移试样在加载条件下跟踪观察了高强度铝合金在充氢条件下氢致裂纹的产生和扩展过程,结果表明,裂纹前端的塑性区随时间而逐渐增大,当它发展到临界条件时就导致氢致滞后裂纹的产生和扩展。在高纯水及3.5％NaCl水溶中应力腐蚀裂纹的产生和扩展也是以氢致滞后塑性变形为先导的。研究了试验温度对K_(ISCC),da/dt和稳定放氢总量的影响。结果表明,随试验温度升高,K_(ISCC)急剧下降,da/dt升高。这和试样在PH≤3.5的HCl溶液中浸泡充氢后的放氢总量随温度升高相一致。也研究了不同极化电压对da/dt以及放氢总量的影响,结果表明阴极极化和阳极极化均使da/dt升高,但阳极极化更为明显,这和极化对放氢量的影响相一致。纯水中加NaCl将使室温K_(ISCC)明显下降,但对高温时的K_(ISCC)影响不大,这和NaCl能使室温充氢后的放氢量明显增加,但对高温充氢后的放氢量影响很小相一致     

氢致脆化区开裂模型应用于计算门楹值应力强度因子

依据氢进入裂纹尖端区促进局部塑性流动的认识，本建议并发展了一个氢致脆化区开裂模型。首次推导出了确定氢致裂纹扩展门楹值应力强度因子以及环境氢压与门楹值应力强度因子关系的理论公式，定性和定量的分析相符于ＡＩＳＩ４３４０超高强钢的实验结果。     

氢对X80钢在库尔勒土壤模拟溶液中应力腐蚀开裂行为的影响

采用电化学充氢技术、动电位扫描技术、交流阻抗技术(EIS)和慢应变速率拉伸试验(SSRT)研究库尔勒土壤模拟溶液中氢对X80管线钢应力腐蚀开裂(SCC)行为的影响,并利用扫描电镜(SEM)观察试样断口形貌。研究结果表明:充氢电流密度和充氢时间的增加均能加速金属腐蚀反应;随着充氢量的增大,试样自腐蚀电位呈下降趋势,腐蚀速率逐渐增大,氢促进了X80钢在库尔勒模拟溶液中腐蚀的发展;电化学充氢后,X80钢的应力腐蚀开裂行为主要由氢致开裂(HIC)作用决定,阳极溶解过程只起到辅助裂纹形核的作用,因为氢能引起材料局部塑性变形,促进裂纹尖端形核和扩展。     

长期高温高压氢暴露对CrMo钢断裂韧性和裂纹行为的影响

选用CrMo钢经400℃, 20 MPa, 10 h氢暴露后进行拉伸、断裂韧性和疲劳试验.结果表明:CrMo钢已经发生了氢腐蚀,氢蚀使CrMo钢强度、塑性和断裂韧性均有所降低,也使断裂机制由韧窝型转变为解理脆性.氢蚀使疲劳裂纹扩展行为也发生了变化,疲劳裂纹扩展速率增加,降低.CrMo钢氢蚀后,随应力比增加,疲劳裂纹扩展门槛值大幅度降低.     

表面淬火时氢应力的腐蚀与防护(摘要)

在钢棒表面淬火时,普通的冷却介质（水、油）等实际上也应认为是一种腐蚀钢棒的腐蚀剂。这些淬火介质在高温下分解而产生氢分子。同时,在淬火初期,在钢棒表面总存在一个张（拉）应力区,氢分子在张应力作用下,渗透到淬火钢棒表面,形成了一种氢应力腐蚀,这使得钢棒表面的腐蚀、变形和裂纹被加剧了,对于高强钢,这种情况显得尤为严重。针对上述情况,建立了相应的“应力一温度”及‘应力一淬硬深度”曲线的经验公式,提出了防止氢应力腐蚀的保护措施：钢在淬火时,应采用一定的抗氢应力腐蚀的缓和剂做为淬火介质。通常可考虑的缓和剂有：KflH－1,KflH－2,苯三羟基D比睛氯,卡它品一A,硫豚,亚硝酸二环已胺,乌洛托品与少量三价砷化合物的混合剂等。这些缓和剂将在钢棒淬火冷却初期,使钢棒表面形成一种均匀的电极电位（并提高氢的电极电位）,从而使得氢应力腐蚀程度降低或得到缓解。     

焊接氢致延迟裂纹的研究

本文采用焊接热模拟高温充氢试样和实际焊接接头试样进行弯曲试验,并用电视录像方法观察和拍摄了氢致延迟裂纹的动态过程,定量地评定了不同材料、不同扩散氢含量和应变量对氢致裂纹敏感性的影响,研究了试样厚度对裂纹形成和扩展的影响。试验结果表明:①焊接热模拟高温充氢试样的弯曲试验方法可以定量评定含氢量和应变量对氢致裂纹敏感性的影响;②厚度为3mm 和5mm 的弯曲试样,裂纹首先在试样内部形核,内部裂纹的扩展领先于表面塑性变形区,所以厚试样的表面塑性变形区并非是氢致裂纹亚临界扩展过程中裂纹前端的塑性区,因而仅从厚试样的表面现象研究裂纹的动态过程是不适宜的。厚度为2mm 的试样表面先裂,裂纹在试样表面裂得快,可以用它来观察氢致裂纹的动态过程;③对试样断口进行了扫描电镜观察,发现随着试样含氢量的增加,IG 增加,QC 的塑性变形痕迹减小,韧窝变细。     

复合型加载下缺口前应力应变分布的有限元分析

用有限元法计算了一种低合金高强钢缺口试样在非对称四点弯曲加载(Ⅰ Ⅱ型复合加载)下缺口前端的变形和应力应变分布.研究结果表明:纯Ⅰ型加载时,缺口前端变形和塑性区形状对称分布.Ⅰ Ⅱ型复合加载下缺口前端的变形为一侧钝化,另一侧锐化,塑性区顺时针旋转一个角度θ,且θ随Ⅱ型载荷比例的增加而增大.表征缺口前端变形程度的d/b0值,随外加载荷P/Pgy的增加和Ⅱ型载荷比例的增加而增大.另外,对缺口前端最小塑性区路径上的最大切向正应力σθθ、三相应力度σm/和等效塑性应变εp的分布,以及它们随外加载荷P/Pgy和Ⅱ型载荷比例的变化规律也进行了分析,发现缺口试样的开裂遵循最大切应力判据.     

硫化氢介质中注汽管材的应力腐蚀试验

应力腐蚀门槛值是评价管道抗应力腐蚀能力的重要性能参数。采用胜利油田现场使用的20g、13CrMo44、ST45．8、ST45．8．Ⅵ注汽管材，制作含有预制裂纹的恒位移双悬臂梁（DCB）试件，在H2S介质中进行了应力腐蚀试验，得到4种钢材的应力腐蚀门槛值KISCC和应力腐蚀裂纹扩展速率da／dt。试验结果表明，ST45-Ⅳ钢的KISCC值最大，裂纹扩展速率最小，具有较强的抗应力腐蚀开裂能力。含碳量低、减少块状铁素体，细化组织有利于提高管材抗应力腐蚀的能力，管材在硫化氢介质中的应力腐蚀开裂属于氢致开裂和阳极溶解型混合开裂。     

氢对表观屈服强度的影响——氢致滞后塑性变形的原因研究

应用光滑拉伸试样,弯曲试样以及预裂纹WQL型试样具有对广泛拉伸强度的多种低碳及低合金钢研究了电解充氧对表观屈服强度的影响,并对氢致滞后塑性变形进行了金相观察。结果表明:氢对光滑拉伸试样屈服强度的影响不明显。随钢种不同,充氢后屈服强度可能没有变化,也可能升高或降低,但其差值小于10％。对存在应力梯度的无裂纹弯曲试样以及预裂纹WOL试样,当钢的强度和进入的氢量超过临界值后氢能使表观屈服强度明显降低,从而引起氢致滞后塑性交形,最终导致氢致滞后裂纹的产生和扩展。随钢的强度升高,进入的氢量增加,氢致表观屈服强度下降也愈明显。另外,具有更大应力梯度和三向应力的裂纹试样,下降效应比无裂纹弯曲试样更为明显。氢致表观屈服强度下降作用是扩散控制过程,明显依赖变形速度和试验温度。另外,它具有可逆性,随着氢的逐渐消除,表观屈服应力也逐渐回到未充氢状态的数值。氢致表观屈服强度下降和原始变形量及是否存在加工硬化关系不大。根据上述实验事实,本文对屈服强度下降的原因作了探讨。     

压载荷对裂尖塑性区影响的有限元分析

本文应用弹塑性有限元方法研究压应力加载对裂纹尖端塑性变形的影响,分别采用具有0.2mm和2mm中心裂纹的高强铝合金板,进行一个周期拉压载荷分析。结果表明压载荷对疲劳裂纹尖端塑性区尺寸具有显著影响,因此压载荷对疲劳裂纹尖端的塑性变形有影响。     

淬火钢磨削表面质量的研究——表面质量在磨损过程中的变化

淬火钢磨削后具有一定的微观几何形状、显微硬度、以及残余应力。但在零件使用过程中,这种几何及物理机械性质均将发生变化。本文就 T7A 碳钢经不同时间磨损后的表面光洁度、显微硬度,以及残余应力分布规律的变化进行了初步的研究,试件先经热处理,并按一定规范磨削。研究结果指出,淬火钢经不同时间磨损后,其表面粗糙度降低;而显微硬度则随磨损时间的增长而增大,例如原始显微硬度为870公斤/毫米~2,经2小时磨损后增加到880公斤/毫米~2,经20小时磨损后则增加到975公斤/毫米~2。硬化程度也增加1—12%。但硬化层深度则无甚变化,处于0.17—0.20毫米。不管表面层原始残余应力是压应力还是拉应力,在磨损后就很快在表面层出现压应力,其值也是随着磨损时间的增长而增大,例如在2小时磨损后σ=-17公斤/毫米~2,而在20小时磨损后则增加到-65公斤/毫米~2。又应力梯度随磨损时间的增长而减小。应力变向点则随磨损时间的增长而增大。     

热处理对40CrMnSiMoVA超高强度钢应力腐蚀裂纹扩展行为的影响

本文研究了热处理对40CrMnSiMoVA(GC-4)超高强度钢应力腐蚀(SCC)裂纹扩展行为的影响,结果表明,不同热处理时GC-4钢在3.5％NaCl溶液中,其应力强度因子门槛值K_(ISCC)没有显著差别,但其应力腐蚀裂纹扩展速度相关较大,随等温温度的升高,应力腐蚀裂纹扩展速度大大降低。这是材料的显微组织性质决定的,与塑性变形能力,屈服强度及氢脆作用有关.     

2．25Cr1Mo钢在硫化氢溶液中的应力腐蚀开裂研究

本文用楔形张开加载（WOL）预裂纹试样进行了2．25Cr1Mo材料在硫化氢水溶液中的抗应力腐蚀试验,研究了2．25Cr1Mo钢在不同浓度硫化氢溶液中的抗应力腐蚀性能。试验测定了2．25Cr1Mo钢在500ppm,1000ppm H2S溶液下的应力腐蚀临界应力强度因子Ksoc和应力腐蚀裂纹扩展速率da／dt。结果表明,随着H2S浓度的升高,2．25Cr1Mo钢的应力腐蚀临界应力强度因子Ksoc下降,应力腐蚀裂纹扩展速率da／dt增大,抗应力腐蚀的寿命缩短。     

热模拟法研究消除应力裂纹

采用模拟焊接热影响区粗晶区应力释放的试验方法,研究ＣＦ－６２钢在焊后热处理过程中的消除应力裂纹敏感性及其形成机理,结果表明：ＣＦ－６２钢焊接热影响区粗晶区具有消除应力裂纹敏感性,并随焊后热处理加热温度的升高而增大,消除应力裂纹敏感性取决于焊后热处理过程中材料所承受的塑性变形量和其进行塑性变形,蠕变变形的能力,粗大晶粒和高残余拉伸应力的存在是产生消除应力裂纹的必要条件。     

Ⅰ型裂纹失稳扩展的临界力学条件

考虑了裂纹前端塑性区的影响,建立了Ⅰ型裂纹在平面应力和平面应变条件下失稳扩展的能量解析式;并由变分法确定了裂纹的临界尺寸。结果表明,当aac1或aac2时,裂纹失稳扩展。讨论表明,裂纹扩展能量随着裂纹尺寸的增加而呈现出先增加后减少的趋势,在临界裂纹尺寸处取得最大值;平面应力条件下裂纹扩展能量高于平面应变条件下裂纹扩展能量;临界裂纹尺寸随外加应力和裂纹张开位移的增大而减少,且平面应力条件下临界裂纹尺寸比平面应变条件下临界裂纹尺寸大。