奥氏体不锈钢焊缝金属氢致滞后断裂门槛值的研究

３０８Ｌ和 ３４７Ｌ奥氏体不锈钢焊缝金属能发生氢致滞后断裂，而且比 ３０４Ｌ母材更敏感．用单边缺口试样动态充氢测出的氢致滞后断裂门槛应力强度因子 ＫＩＨ随可扩散氢浓度 ｃ０的对数而线性下降，即 ＫＩＨ＝８５．２－１０．７ｌｎｃ０（３０８Ｌ）， ＫＩＨ＝７６．１－９．３ｌｎｃ０（３４７Ｌ）， ＫＩＨ＝９１．７－１０．１ｌｎｃ０（３０４Ｌ）．三种材料氢致滞后断口形貌与 ＫＩ以及 ｃ０有关，当ＫＩ较高或 ｃ０较小时是韧窝断口，当 ＫＩ较低或 ｃ０较高时是脆性断口．

TiNi形状记忆合金的氢致滞后断裂

用单边缺口拉伸试样研究了TiNi形状记忆合金在恒载荷下动态充氢时的滞后断裂过程,以及原子氢、氢致马氏体和氢化物在氢致滞后断裂中所起的作用.结果表明,TiNi合金能发生氢致滞后断裂,归一化门槛应力强度因子随总氢浓度对数的增加而线性下降,即KIH/KIC=2.01-0.25lnCT.在恒载荷动态充氢时氢化物含量不断升高,材料的断裂韧性不断下降,这是氢致滞后断裂的主要原因;而原子氢和氢致马氏体在氢致滞后断裂中所起的作用则极小.

Zr基块状非晶的氢损伤与氢致滞后断裂

研究了Zr41.2Ti13.8Ni10Cu12.5Be22.5块状非晶在充氢过程中氢致滞后断裂规律以及氢鼓泡的形核、长大及破裂过程.结果表明,当充氢电流i<20 mA/cm2时,不出现氢损伤(鼓泡及微裂纹),但在恒载荷条件下能发生氢致滞后断裂,其归一化门槛应力强度因子为KIH/KIC=0.63.当i>20 mA/cm2后,无载荷下充氢会产生氢损伤,恒载荷下发生滞后断裂时KIH/KIC从0.63降为0.26.氢鼓泡(直径约为30 nm)形核时的内压pi≈3.6 GPa.随氢的进入,鼓泡不断长大;内压增大至pC≈3.9 GPa时,鼓泡就会解理扩展变成裂纹;但扩展20-30 μm后,内压下降从而止裂.当一定量原子氢进入氢鼓泡后,它又能解理扩展,从而在鼓泡边缘局部解理断口上可以观察到止裂线.

308L和347L焊缝金属的氢致滞后断裂行为

奥氏体不锈钢 30 8L和 347L的焊缝金属能发生氢致滞后断裂 ,而且比 30 4L母材更敏感。用单边缺口试样动态充氢法测出的氢致滞后断裂门槛应力强度因子 KIH随可扩散氢浓度 C0 的对数而线性下降。 3种材料氢致滞后断口的形貌与 KI 以及 C0 有关 ,当 KI 较高或 C0 较小时是韧窝断口 ;当 KI 较低或 C0

TiAl的室温氢致滞后断裂

ＴｉＡｌ镀Ｎｉ－Ｐ后可避免阴极腐蚀．氢化物饱和的试样平面应力断裂韧性ＫＣ（Ｈ）比空气中的ＫＣ值低约２０％．含饱和氢化物试样动态充氢时能发生滞后断裂，这是原子氢引起的．氢致滞后断裂门槛值ＫＩＨ和ＫＣ（Ｈ）的比值约为０．７．

高强钢氢致滞后断裂滞后时间的有限元预测

基于氢相关的内聚力模型,开发了顺次耦合的氢致滞后断裂有限元计算程序,预测了预含氢AISI4135高强钢圆棒缺口试样在常载荷拉伸条件下的滞后断裂时间,并考察了试样初始平均含氢水平对滞后断裂的影响.结果表明,氢相关的内聚力模型可有效预测氢致滞后断裂的断裂时间,有限元预测结果和相关报道较为一致.氢致滞后断裂存在氢临界值,当缺口尖端应力集中区聚集的氢浓度达到临界时裂纹开始形核,此临界值和结构的初始含氢量无关.

奥氏体不锈钢焊缝金属氢致滞后断裂门槛值研究(英文)

3 0 8 L和 3 4 7L奥氏体不锈钢焊缝金属能发生氢致滞后断裂 ,而且比 3 0 4L母材更敏感 .用单边缺口试样动态充氢测出的氢致滞后断裂门槛应力强度因子 K H随可扩散氢浓度 C0 的对数而线性下降 ,即 K H=85 .2 -10 .7ln C0 (3 0 8L ) ,K H=76.1-9.3 ln C0 (3 4 7L ) ,K H=91.7-10 .1ln C0 (3 0 4L ) .三种材料氢致滞后断口形貌与 K 以及 C0 有关 ,当K 较高或 C0 较小时是韧窝断口 ,当 K 较低或 C0

Fe_(74.5)Ni_(10)Si_(3.5)B_9C_2非晶带的氢致滞后断裂

Ｆ０７４．５Ｎｉ１０Ｓｉ３．５Ｂ９Ｃ２非晶带在恒载荷动态充氢时能发生氢致滞后断裂． 测量了不同充氢电流密度ｉ下的氢致滞后断裂归一化门槛应力σＨＩＣ／σＦ，以及进入试样的氢浓度Ｃ０．结果表明． 当Ｃ０≤６７．４ × １０－４％时．σＨＩＣ／σＦ随ｌｎＣ０上升成线性下降．即σＨＩＣ／σＦ＝１．５９－０．３５ Ｉｎ Ｃ０：当Ｃ０＞６７．４×１０－４％后，σＨＩＣ／σＦ＝≤０．１，由于实验精度的限制无法测出真实的σＨＩＣ／σＦ值．

基于内聚力模型的AISI4135高强钢氢致滞后断裂数值模拟

基于有限元ABAQUS软件,利用内聚力模型和与H相关的线性内聚力—张开位移率关系,开发了顺次耦合的氢致滞后断裂有限元计算程序,预测了预充H的AISI4135高强钢圆柱缺口试样在常载荷拉伸条件下的滞后断裂时间和裂纹萌生位置,同时考察初始H含量、缺口尖端应力集中系数和拉伸载荷对滞后断裂的影响,并和文献报道的相关实验结果进行比较.结果表明,CZM模型能够较好地模拟预充H高强度钢的氢致滞后断裂过程,预测结果和实验结果基本一致.氢致滞后断裂存在H临界值,当缺口尖端高应力区聚集的H浓度达到临界值时,裂纹才会在此萌生,此临界值与材料所受的载荷大小、缺口尖端的应力集中系数(缺口半径)有关,而与初始H浓度无关随着缺口尖端应力集中系数、拉伸载荷的降低,滞后时间将显著增大,临界H浓度也增大.

PZT铁电陶瓷氢致滞后断裂的各向异性

使用单边缺口拉伸试样在恒载荷下动态充氢,对PZT—5铁电(压电)陶瓷的氢致滞后断裂(HIC)的各向异性进行了研究.结果表明,极化方向平行裂纹面和垂直裂纹面的试样均能发生氢致滞后断裂,但氢致滞后断裂门槛应力强度因子KIH却显示各向异性,即极化方向平行于裂纹面的门槛值KaIH大于垂直面的门槛值KbIH.但是,对断裂韧性kIC归一化后就不再显示各向异性,即KaIH/KaIC=KbIH/KbIC.因此,氢致滞后断裂的各向异性与断裂韧性一样,归因于应力诱发90°畴变的各向异性.KaIH,KbIH,KaIH/KaIC和KbIH/KbIC均随氢浓度的对数InCo升高而线性下降,例如KaIH/KaIC=KbIH/KbIC=0.4—0.155 InCn.

?6.5 mm 55SiCr淬回火弹簧钢丝滞后断裂研究

Ф6.5mm55SiCr淬回火弹簧钢丝热处理后探伤涂油前发生滞后断裂。对钢丝断裂样品化学成分、力学性能、断口形貌、晶粒度、表面质量和显微组织进行研究。钢丝断裂样品化学成分、力学性能满足标准要求,断口宏观形貌起伏较大,钢丝实际晶粒度为7.7级,淬回火弹簧钢丝显微组织为回火屈氏体加极少量小球状碳化物。结果表明,Ф6.5mm55SiCr淬回火弹簧钢丝滞后断裂主要是由于钢丝次表层存在较大尺寸非金属夹杂物引起的氢致滞后断裂。

高强钢氢脆敏感性和氢致附加应力的相关性

采用慢应变速率试验(SSRT)研究了高强钢40CrMoTi的氢脆敏感性与氢致附加应力的关系。试验表明,氢致附加应力aσd随试样的屈服强度sσ以及固溶氢浓度C0的对数的增加而线性升高,其关系为,aσd=-260+0.226sσ+63.9 lnC0,高强钢恒载荷下氢致滞后断裂门槛应力随氢浓度对数的升高而线性下降,即,σHIC=863-145lnC0(sσ=900 MPa),σHIC=891-183 lnC0(sσ=1 050 MPa)。预充氢试样慢应变速率拉伸时的相对断裂应力σF(H)/σF随氢浓度对数的升高而线性下降,即,σF(H)/σF=0.97-0.18 lnC0(sσ=900 MPa),σF(H)/σF=0.95-0.24 lnC0(sσ=1 050 MPa)。

轮箍氢致裂纹的形成、扩展及预防

以近年来发生崩裂的6个车轮轮箍为研究对象,在进行断口观察、周向应力有限元分析、残余应力测量、紧凑拉伸试样的断裂韧性测试和疲劳裂纹扩展门槛值、氢致滞后断裂临界应力和陷阱氢浓度测定的基础上,研究轮箍崩裂的原因和机理并提出预防措施。结果表明:当轮箍中可扩散氢浓度足够高时,在残余应力(或装配应力与残余应力共同)作用下轮箍内部产生氢致裂纹,氢致裂纹在氢压及拉应力的作用下滞后扩展,氢致滞后断裂临界应力随可扩散氢浓度的增加而降低;对于长大到一定尺寸的氢致裂纹,即使不发生氢致滞后扩展,也会在轮箍运行过程中发生疲劳扩展,轮箍的疲劳裂纹扩展门槛值为5.5MPa·m1/2;预防氢致裂纹导致轮箍崩裂的根本方法是将轮箍中总的氢浓度控制在1.8×10-6以下。

氢对锆基块状非晶的影响

研究ZrTiNiCuBe块状非晶在充氢过程中氢致滞后断裂规律以及氢鼓泡的形核、长大及破裂过程。结果表明 ,当充氢电流i <2 0mA cm2 时 ,不出现氢损伤 (鼓泡及微裂纹 ) ,但在恒载荷条件下能发生氢致滞后断裂 ,其归一化门槛应力强度因子为KⅠH KⅠC=0 .63。当i≥ 2 0mA cm2 后 ,无载荷下充氢能产生氢损伤 ,恒载荷下发生滞后断裂时KⅠH KⅠC从 0 .63降为 0 .2 6。氢鼓泡形成后 ,随着氢的继续进入 ,会发生不连续长大 ,即鼓泡的解理扩展 ,鼓泡内部压力下降从而止裂。当一定量原子氢进入后 ,它又能解理扩展 。

Ni-Fe奥氏体合金的氢脆及成分影响

研究了5种Ni-Fe奥氏体的氢致塑性损失和K_(IC)随成分的变化,发现当Fe含量为60%时,氢致塑性损失极小;Fe为50%时滞后断裂门槛值K_(IH)极小,根据不稳定氢化物含量,固溶氢含量以及位错结构随合金成分的变化解释氢致塑性损失和K_(IH)随成分的变化规律。