Research and application progress in ultra-high strength stainless steel for aircraft landing gear
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2019
... 飞机起落架虽然在飞机飞行过程中无作用，但却是起降过程中的主要承载部件，其设计要综合考虑空间占用和安全性两方面，因此，通常选用比强度、比刚度、屈强比、耐磨性均优异的超高强钢[1 ] .飞机起降时起落架将承受很大的冲击载荷，同时该部位也易遭受恶劣环境的腐蚀 (如舰载机常服役于高温、高湿、高盐雾的环境).因而在载荷和外部环境共同作用下起落架可能发生断裂失效.应力腐蚀开裂(SCC)是飞机起落架失效的主要模式之一[2 ] ，例如，美国KC-135运输机，曾经一年内多次发生起落架SCC事故[3 ] ；某架波音767飞机的右主起落架后轮轴检查分析发现因SCC而中部断裂[4 ] . ...
... 飞机起落架用超高强钢在发展初期采用静强度设计，主要选用AISI 4130、30CrMnSiA等高强度钢[1 , 2 ] .随后因起落架相继出现疲劳断裂，第二代战机开始采用安全寿命设计，起落架主承力构件使用比强度更高的4330M、AISI 4340等超高强钢[2 ] .为进一步提高起落架的性能，美国开发了抗拉强度高达1900 MPa的300M超高强钢，该钢在1965年首次被用于制造第二代战机起落架.采用整体锻造技术制造出的300M钢起落架具有结构尺寸小、与飞机机体使用寿命相同等优点，因而广泛应用于美国各型军民用飞机[2 ] .300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
... 为增强耐蚀性和耐久性设计，使起落架可以在更加严酷的腐蚀环境 (如海洋大气环境) 中服役，超高强不锈钢得以发展，Custom465等马氏体沉淀硬化不锈钢和FerriumS53二次硬化型超高强钢相继被研发出来.其中，FerriumS53可自发地在表面形成的钝化膜因而具有较好的耐蚀性，使用时无需有毒的镀镉层，已于2017年被美国增编入MMPDS主干材料手册，成为下一代舰载机起落架的首选材料.虽然这些超高强不锈钢的屈强比、K IC 相较于二次硬化超高强钢AerMet100略低，但K TH 提高了30%以上，具有较好的应用前景[1 , 2 , 11 ] .2002年以来我国也成功研制出了新型的超高强马氏体沉淀硬化不锈钢，如钢铁研究总院的F863钢、USS122G钢和北京航空材料研究院的S280钢.这些超高强钢的K TH 测试值不低于70 MPa·m1/2 ，性能十分优异[1 , 2 ] . ...
... [1 , 2 ]. ...
飞机起落架用超高强度不锈钢的研究及应用进展
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2019
... 飞机起落架虽然在飞机飞行过程中无作用，但却是起降过程中的主要承载部件，其设计要综合考虑空间占用和安全性两方面，因此，通常选用比强度、比刚度、屈强比、耐磨性均优异的超高强钢[1 ] .飞机起降时起落架将承受很大的冲击载荷，同时该部位也易遭受恶劣环境的腐蚀 (如舰载机常服役于高温、高湿、高盐雾的环境).因而在载荷和外部环境共同作用下起落架可能发生断裂失效.应力腐蚀开裂(SCC)是飞机起落架失效的主要模式之一[2 ] ，例如，美国KC-135运输机，曾经一年内多次发生起落架SCC事故[3 ] ；某架波音767飞机的右主起落架后轮轴检查分析发现因SCC而中部断裂[4 ] . ...
... 飞机起落架用超高强钢在发展初期采用静强度设计，主要选用AISI 4130、30CrMnSiA等高强度钢[1 , 2 ] .随后因起落架相继出现疲劳断裂，第二代战机开始采用安全寿命设计，起落架主承力构件使用比强度更高的4330M、AISI 4340等超高强钢[2 ] .为进一步提高起落架的性能，美国开发了抗拉强度高达1900 MPa的300M超高强钢，该钢在1965年首次被用于制造第二代战机起落架.采用整体锻造技术制造出的300M钢起落架具有结构尺寸小、与飞机机体使用寿命相同等优点，因而广泛应用于美国各型军民用飞机[2 ] .300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
... 为增强耐蚀性和耐久性设计，使起落架可以在更加严酷的腐蚀环境 (如海洋大气环境) 中服役，超高强不锈钢得以发展，Custom465等马氏体沉淀硬化不锈钢和FerriumS53二次硬化型超高强钢相继被研发出来.其中，FerriumS53可自发地在表面形成的钝化膜因而具有较好的耐蚀性，使用时无需有毒的镀镉层，已于2017年被美国增编入MMPDS主干材料手册，成为下一代舰载机起落架的首选材料.虽然这些超高强不锈钢的屈强比、K IC 相较于二次硬化超高强钢AerMet100略低，但K TH 提高了30%以上，具有较好的应用前景[1 , 2 , 11 ] .2002年以来我国也成功研制出了新型的超高强马氏体沉淀硬化不锈钢，如钢铁研究总院的F863钢、USS122G钢和北京航空材料研究院的S280钢.这些超高强钢的K TH 测试值不低于70 MPa·m1/2 ，性能十分优异[1 , 2 ] . ...
... [1 , 2 ]. ...
Present status and prospect of ultra high strength steel applied to aircraft landing gear
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2017
... 飞机起落架虽然在飞机飞行过程中无作用，但却是起降过程中的主要承载部件，其设计要综合考虑空间占用和安全性两方面，因此，通常选用比强度、比刚度、屈强比、耐磨性均优异的超高强钢[1 ] .飞机起降时起落架将承受很大的冲击载荷，同时该部位也易遭受恶劣环境的腐蚀 (如舰载机常服役于高温、高湿、高盐雾的环境).因而在载荷和外部环境共同作用下起落架可能发生断裂失效.应力腐蚀开裂(SCC)是飞机起落架失效的主要模式之一[2 ] ，例如，美国KC-135运输机，曾经一年内多次发生起落架SCC事故[3 ] ；某架波音767飞机的右主起落架后轮轴检查分析发现因SCC而中部断裂[4 ] . ...
... 飞机起落架用超高强钢在发展初期采用静强度设计，主要选用AISI 4130、30CrMnSiA等高强度钢[1 , 2 ] .随后因起落架相继出现疲劳断裂，第二代战机开始采用安全寿命设计，起落架主承力构件使用比强度更高的4330M、AISI 4340等超高强钢[2 ] .为进一步提高起落架的性能，美国开发了抗拉强度高达1900 MPa的300M超高强钢，该钢在1965年首次被用于制造第二代战机起落架.采用整体锻造技术制造出的300M钢起落架具有结构尺寸小、与飞机机体使用寿命相同等优点，因而广泛应用于美国各型军民用飞机[2 ] .300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
... [2 ].为进一步提高起落架的性能，美国开发了抗拉强度高达1900 MPa的300M超高强钢，该钢在1965年首次被用于制造第二代战机起落架.采用整体锻造技术制造出的300M钢起落架具有结构尺寸小、与飞机机体使用寿命相同等优点，因而广泛应用于美国各型军民用飞机[2 ] .300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
... [2 ].300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
... 在引入了飞机损伤容限设计理念后，300M钢逐渐暴露出断裂韧度 (K IC ) 偏低的缺点.为此，美国进一步研发了二次硬化AF1410超高强钢，其K IC 达到了150 MPa·m1/2 且强度有所提高[8 ] .此后美国又利用应用统计理论和计算机技术，在AF1410钢基础上成功设计出屈服强度高于1750 MPa，K IC 大于135 MPa·m1/2 的AerMet100超高强钢.该钢在1993年获得专利，已成为制造飞机起落架特别是新型战机起落架结构件和先进战机重要承力构件的首选材料.我国也研发了K IC 较高的23Co14Ni12Cr3MoE (A-100) 二次硬化超高强钢，强度达到1800 MPa以上[9 ] .目前，低成本已是飞机起落架设计时需要考虑的一个重要指标，与AerMet100钢有相似的力学性能且应力腐蚀门槛值 (K TH ) 有所提高的Ferrium M54二次硬化超高强钢于21世纪应运而生.Ferrium M54超高强钢通过降低Co含量，少量添加W、Nb、Ti等强化元素的手段，在实现了高强度的同时具有更低的成本，虽然具有较高的性价比，但目前公布的性能还不能完全取代AerMet100钢[2 , 10 ] . ...
... 为增强耐蚀性和耐久性设计，使起落架可以在更加严酷的腐蚀环境 (如海洋大气环境) 中服役，超高强不锈钢得以发展，Custom465等马氏体沉淀硬化不锈钢和FerriumS53二次硬化型超高强钢相继被研发出来.其中，FerriumS53可自发地在表面形成的钝化膜因而具有较好的耐蚀性，使用时无需有毒的镀镉层，已于2017年被美国增编入MMPDS主干材料手册，成为下一代舰载机起落架的首选材料.虽然这些超高强不锈钢的屈强比、K IC 相较于二次硬化超高强钢AerMet100略低，但K TH 提高了30%以上，具有较好的应用前景[1 , 2 , 11 ] .2002年以来我国也成功研制出了新型的超高强马氏体沉淀硬化不锈钢，如钢铁研究总院的F863钢、USS122G钢和北京航空材料研究院的S280钢.这些超高强钢的K TH 测试值不低于70 MPa·m1/2 ，性能十分优异[1 , 2 ] . ...
... , 2 ]. ...
飞机起落架用超高强度钢应用现状及展望
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2017
... 飞机起落架虽然在飞机飞行过程中无作用，但却是起降过程中的主要承载部件，其设计要综合考虑空间占用和安全性两方面，因此，通常选用比强度、比刚度、屈强比、耐磨性均优异的超高强钢[1 ] .飞机起降时起落架将承受很大的冲击载荷，同时该部位也易遭受恶劣环境的腐蚀 (如舰载机常服役于高温、高湿、高盐雾的环境).因而在载荷和外部环境共同作用下起落架可能发生断裂失效.应力腐蚀开裂(SCC)是飞机起落架失效的主要模式之一[2 ] ，例如，美国KC-135运输机，曾经一年内多次发生起落架SCC事故[3 ] ；某架波音767飞机的右主起落架后轮轴检查分析发现因SCC而中部断裂[4 ] . ...
... 飞机起落架用超高强钢在发展初期采用静强度设计，主要选用AISI 4130、30CrMnSiA等高强度钢[1 , 2 ] .随后因起落架相继出现疲劳断裂，第二代战机开始采用安全寿命设计，起落架主承力构件使用比强度更高的4330M、AISI 4340等超高强钢[2 ] .为进一步提高起落架的性能，美国开发了抗拉强度高达1900 MPa的300M超高强钢，该钢在1965年首次被用于制造第二代战机起落架.采用整体锻造技术制造出的300M钢起落架具有结构尺寸小、与飞机机体使用寿命相同等优点，因而广泛应用于美国各型军民用飞机[2 ] .300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
... [2 ].为进一步提高起落架的性能，美国开发了抗拉强度高达1900 MPa的300M超高强钢，该钢在1965年首次被用于制造第二代战机起落架.采用整体锻造技术制造出的300M钢起落架具有结构尺寸小、与飞机机体使用寿命相同等优点，因而广泛应用于美国各型军民用飞机[2 ] .300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
... [2 ].300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
... 在引入了飞机损伤容限设计理念后，300M钢逐渐暴露出断裂韧度 (K IC ) 偏低的缺点.为此，美国进一步研发了二次硬化AF1410超高强钢，其K IC 达到了150 MPa·m1/2 且强度有所提高[8 ] .此后美国又利用应用统计理论和计算机技术，在AF1410钢基础上成功设计出屈服强度高于1750 MPa，K IC 大于135 MPa·m1/2 的AerMet100超高强钢.该钢在1993年获得专利，已成为制造飞机起落架特别是新型战机起落架结构件和先进战机重要承力构件的首选材料.我国也研发了K IC 较高的23Co14Ni12Cr3MoE (A-100) 二次硬化超高强钢，强度达到1800 MPa以上[9 ] .目前，低成本已是飞机起落架设计时需要考虑的一个重要指标，与AerMet100钢有相似的力学性能且应力腐蚀门槛值 (K TH ) 有所提高的Ferrium M54二次硬化超高强钢于21世纪应运而生.Ferrium M54超高强钢通过降低Co含量，少量添加W、Nb、Ti等强化元素的手段，在实现了高强度的同时具有更低的成本，虽然具有较高的性价比，但目前公布的性能还不能完全取代AerMet100钢[2 , 10 ] . ...
... 为增强耐蚀性和耐久性设计，使起落架可以在更加严酷的腐蚀环境 (如海洋大气环境) 中服役，超高强不锈钢得以发展，Custom465等马氏体沉淀硬化不锈钢和FerriumS53二次硬化型超高强钢相继被研发出来.其中，FerriumS53可自发地在表面形成的钝化膜因而具有较好的耐蚀性，使用时无需有毒的镀镉层，已于2017年被美国增编入MMPDS主干材料手册，成为下一代舰载机起落架的首选材料.虽然这些超高强不锈钢的屈强比、K IC 相较于二次硬化超高强钢AerMet100略低，但K TH 提高了30%以上，具有较好的应用前景[1 , 2 , 11 ] .2002年以来我国也成功研制出了新型的超高强马氏体沉淀硬化不锈钢，如钢铁研究总院的F863钢、USS122G钢和北京航空材料研究院的S280钢.这些超高强钢的K TH 测试值不低于70 MPa·m1/2 ，性能十分优异[1 , 2 ] . ...
... , 2 ]. ...
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2006
... 飞机起落架虽然在飞机飞行过程中无作用，但却是起降过程中的主要承载部件，其设计要综合考虑空间占用和安全性两方面，因此，通常选用比强度、比刚度、屈强比、耐磨性均优异的超高强钢[1 ] .飞机起降时起落架将承受很大的冲击载荷，同时该部位也易遭受恶劣环境的腐蚀 (如舰载机常服役于高温、高湿、高盐雾的环境).因而在载荷和外部环境共同作用下起落架可能发生断裂失效.应力腐蚀开裂(SCC)是飞机起落架失效的主要模式之一[2 ] ，例如，美国KC-135运输机，曾经一年内多次发生起落架SCC事故[3 ] ；某架波音767飞机的右主起落架后轮轴检查分析发现因SCC而中部断裂[4 ] . ...
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2006
... 飞机起落架虽然在飞机飞行过程中无作用，但却是起降过程中的主要承载部件，其设计要综合考虑空间占用和安全性两方面，因此，通常选用比强度、比刚度、屈强比、耐磨性均优异的超高强钢[1 ] .飞机起降时起落架将承受很大的冲击载荷，同时该部位也易遭受恶劣环境的腐蚀 (如舰载机常服役于高温、高湿、高盐雾的环境).因而在载荷和外部环境共同作用下起落架可能发生断裂失效.应力腐蚀开裂(SCC)是飞机起落架失效的主要模式之一[2 ] ，例如，美国KC-135运输机，曾经一年内多次发生起落架SCC事故[3 ] ；某架波音767飞机的右主起落架后轮轴检查分析发现因SCC而中部断裂[4 ] . ...
Cracking analysis and protection of the axle of B757 landing gear
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2004
... 飞机起落架虽然在飞机飞行过程中无作用，但却是起降过程中的主要承载部件，其设计要综合考虑空间占用和安全性两方面，因此，通常选用比强度、比刚度、屈强比、耐磨性均优异的超高强钢[1 ] .飞机起降时起落架将承受很大的冲击载荷，同时该部位也易遭受恶劣环境的腐蚀 (如舰载机常服役于高温、高湿、高盐雾的环境).因而在载荷和外部环境共同作用下起落架可能发生断裂失效.应力腐蚀开裂(SCC)是飞机起落架失效的主要模式之一[2 ] ，例如，美国KC-135运输机，曾经一年内多次发生起落架SCC事故[3 ] ；某架波音767飞机的右主起落架后轮轴检查分析发现因SCC而中部断裂[4 ] . ...
B757飞机起落架轮轴断裂原因分析与防护
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2004
... 飞机起落架虽然在飞机飞行过程中无作用，但却是起降过程中的主要承载部件，其设计要综合考虑空间占用和安全性两方面，因此，通常选用比强度、比刚度、屈强比、耐磨性均优异的超高强钢[1 ] .飞机起降时起落架将承受很大的冲击载荷，同时该部位也易遭受恶劣环境的腐蚀 (如舰载机常服役于高温、高湿、高盐雾的环境).因而在载荷和外部环境共同作用下起落架可能发生断裂失效.应力腐蚀开裂(SCC)是飞机起落架失效的主要模式之一[2 ] ，例如，美国KC-135运输机，曾经一年内多次发生起落架SCC事故[3 ] ；某架波音767飞机的右主起落架后轮轴检查分析发现因SCC而中部断裂[4 ] . ...
Correlation between the microstructure and hydrogen embrittlement resistance in a precipitation-hardened martensitic stainless steel
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2021
... 虽然飞机起落架用超高强钢具有优异的性能，但其基体是氢致开裂敏感性较高的马氏体组织，所以较少含量的氢就可能导致超高强钢断裂失效[5 ] .然而，起落架用超高强钢服役过程中不可避免地吸收环境中由化学或电化学反应等腐蚀作用产生的原子氢，降低材料的抗断裂性能.因此，研究氢原子 (H) 在起落架用超高强钢SCC中的作用机制，明确超高强钢SCC的影响因素和机理，可为优化超高强钢SCC性能提供理论基础.本文简要介绍了飞机起落架用超高强钢的发展，综述了飞机起落架用超高强钢SCC的机理、研究方法和影响因素的研究进展，并对当前超高强钢SCC研究的不足指出了一些亟待解决的问题. ...
... 合金成分在SCC行为中起着至关重要的作用，表1 给出了几种飞机起落架用超高强钢的化学成分[22 ] .超高强不锈钢抗SCC性能更优部分原因是其合金成分，如Ferrium S53钢因较高的Cr含量优先取代了M2 C碳化物中的Mo，可能降低析出相的尺寸[18 , 47 ] .理论上，Cr可以通过两个相反的作用影响合金SCC过程.一方面，Cr溶解形成Cr3+ 比Fe的溶解能使裂纹尖端溶液pH更低，进而提升了FPZ中的H浓度；另一方面，高Cr含量使得裂纹尖端更容易形成稳定的钝化膜，反而降低了裂纹尖端的过电位和FPZ中的H浓度[18 ] ，因此Cr的作用还需要进一步澄清.对于Custom 465超高强钢，Ti、Ni在回火时能生成η -Ni3Ti金属间化合物.有研究表明半共格的η 相具有比逆变奥氏体更好的捕氢能力[48 , 49 ] ；此外，过时效时富Ni的η 相溶解进入奥氏体能够提升其机械和化学稳定性；而且η 相可独立转变为细小的条带状逆变奥氏体，从而缓解了应力集中和使形成的逆变奥氏体在应力作用下不易转变成马氏体，提高了合金的氢脆抗力[5 ] . ...
... 马氏体超高强钢中存在少量的奥氏体，分为淬火后没有转化为马氏体的残余奥氏体和回火时析出的逆变奥氏体.奥氏体具有较多的滑移系可以降低裂纹尖端的应力集中，因而在同等应力下裂纹尖端需要更高的H浓度才能扩展[61 ] ；同时，面心立方结构的奥氏体相较于体心立方的马氏体可以容纳更多的H，因而具有更低的H扩散速率和氢致开裂敏感性[55 ] .研究发现，与H有较高结合能的奥氏体可作为马氏体钢中吸收H的不可逆氢陷阱，增加了H在钢中的扩散难度从而降低H的扩散速率[37 , 38 ] .因此，超高强钢中的薄膜状的逆变奥氏体能有效降低超高强钢的SCC敏感性.例如，H在AerMet100钢中的扩散速率比在300M钢中降低了两个数量级左右，主要原因是AerMet100钢的马氏体界面处分布着体积分数在3%左右的逆变奥氏体，而300M钢中的奥氏体只有存在于原奥氏体晶界处的残余奥氏体[36 ] .但也有研究表明奥氏体的存在对超高强钢的抗SCC性能不利.该观点认为外加应力时裂纹尖端较大的应力集中和塑性应变能使奥氏体 (尺寸越大越容易) 转变为含有过饱和C的马氏体组织，转变时的体积效应会引起应力集中；同时在溶解于奥氏体中高浓度H的作用下，局部应力集中会诱发裂纹在新生成的马氏体/奥氏体界面处形核，降低合金抵抗开裂的能力[5 , 18 ] .虽然有大量学者研究了逆变奥氏体对超高强钢中H扩散和分布的影响，但尚未定量揭示逆变奥氏体的含量和尺寸与SCC扩展的关联. ...
Aircraft landing gear with the development of 300M ultra high strength steel and research
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2011
... 飞机起落架用超高强钢在发展初期采用静强度设计，主要选用AISI 4130、30CrMnSiA等高强度钢[1 , 2 ] .随后因起落架相继出现疲劳断裂，第二代战机开始采用安全寿命设计，起落架主承力构件使用比强度更高的4330M、AISI 4340等超高强钢[2 ] .为进一步提高起落架的性能，美国开发了抗拉强度高达1900 MPa的300M超高强钢，该钢在1965年首次被用于制造第二代战机起落架.采用整体锻造技术制造出的300M钢起落架具有结构尺寸小、与飞机机体使用寿命相同等优点，因而广泛应用于美国各型军民用飞机[2 ] .300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
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飞机起落架用300M超高强钢发展及研究现状
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2011
... 飞机起落架用超高强钢在发展初期采用静强度设计，主要选用AISI 4130、30CrMnSiA等高强度钢[1 , 2 ] .随后因起落架相继出现疲劳断裂，第二代战机开始采用安全寿命设计，起落架主承力构件使用比强度更高的4330M、AISI 4340等超高强钢[2 ] .为进一步提高起落架的性能，美国开发了抗拉强度高达1900 MPa的300M超高强钢，该钢在1965年首次被用于制造第二代战机起落架.采用整体锻造技术制造出的300M钢起落架具有结构尺寸小、与飞机机体使用寿命相同等优点，因而广泛应用于美国各型军民用飞机[2 ] .300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
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Development and research status of materials used for landing gear of civil aircraft
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2018
... 飞机起落架用超高强钢在发展初期采用静强度设计，主要选用AISI 4130、30CrMnSiA等高强度钢[1 , 2 ] .随后因起落架相继出现疲劳断裂，第二代战机开始采用安全寿命设计，起落架主承力构件使用比强度更高的4330M、AISI 4340等超高强钢[2 ] .为进一步提高起落架的性能，美国开发了抗拉强度高达1900 MPa的300M超高强钢，该钢在1965年首次被用于制造第二代战机起落架.采用整体锻造技术制造出的300M钢起落架具有结构尺寸小、与飞机机体使用寿命相同等优点，因而广泛应用于美国各型军民用飞机[2 ] .300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
民机起落架用材料的发展与研究现状
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2018
... 飞机起落架用超高强钢在发展初期采用静强度设计，主要选用AISI 4130、30CrMnSiA等高强度钢[1 , 2 ] .随后因起落架相继出现疲劳断裂，第二代战机开始采用安全寿命设计，起落架主承力构件使用比强度更高的4330M、AISI 4340等超高强钢[2 ] .为进一步提高起落架的性能，美国开发了抗拉强度高达1900 MPa的300M超高强钢，该钢在1965年首次被用于制造第二代战机起落架.采用整体锻造技术制造出的300M钢起落架具有结构尺寸小、与飞机机体使用寿命相同等优点，因而广泛应用于美国各型军民用飞机[2 ] .300M超高强钢是当时强度最高、综合性能最好的起落架用钢之一[6 ] .我国也于20世纪80年代生产出了性能相似的40CrNi2Si2MoVA超高强钢，该钢种在1990年首次应用并达到了与机体相同的使用寿命.此外，针对民用飞机研制生产的300M超高强钢的各项性能也达到了国际先进水平[7 ] .在同一时期，法国和俄罗斯也分别研发了35NCD16和30XΓCH2A超高强钢[6 ] . ...
Influence of Mo on secondary hardening behavior of ultra-high strength AF1410 steel
1
2007
... 在引入了飞机损伤容限设计理念后，300M钢逐渐暴露出断裂韧度 (K IC ) 偏低的缺点.为此，美国进一步研发了二次硬化AF1410超高强钢，其K IC 达到了150 MPa·m1/2 且强度有所提高[8 ] .此后美国又利用应用统计理论和计算机技术，在AF1410钢基础上成功设计出屈服强度高于1750 MPa，K IC 大于135 MPa·m1/2 的AerMet100超高强钢.该钢在1993年获得专利，已成为制造飞机起落架特别是新型战机起落架结构件和先进战机重要承力构件的首选材料.我国也研发了K IC 较高的23Co14Ni12Cr3MoE (A-100) 二次硬化超高强钢，强度达到1800 MPa以上[9 ] .目前，低成本已是飞机起落架设计时需要考虑的一个重要指标，与AerMet100钢有相似的力学性能且应力腐蚀门槛值 (K TH ) 有所提高的Ferrium M54二次硬化超高强钢于21世纪应运而生.Ferrium M54超高强钢通过降低Co含量，少量添加W、Nb、Ti等强化元素的手段，在实现了高强度的同时具有更低的成本，虽然具有较高的性价比，但目前公布的性能还不能完全取代AerMet100钢[2 , 10 ] . ...
Mo含量对AF1410钢二次硬化效果的影响
1
2007
... 在引入了飞机损伤容限设计理念后，300M钢逐渐暴露出断裂韧度 (K IC ) 偏低的缺点.为此，美国进一步研发了二次硬化AF1410超高强钢，其K IC 达到了150 MPa·m1/2 且强度有所提高[8 ] .此后美国又利用应用统计理论和计算机技术，在AF1410钢基础上成功设计出屈服强度高于1750 MPa，K IC 大于135 MPa·m1/2 的AerMet100超高强钢.该钢在1993年获得专利，已成为制造飞机起落架特别是新型战机起落架结构件和先进战机重要承力构件的首选材料.我国也研发了K IC 较高的23Co14Ni12Cr3MoE (A-100) 二次硬化超高强钢，强度达到1800 MPa以上[9 ] .目前，低成本已是飞机起落架设计时需要考虑的一个重要指标，与AerMet100钢有相似的力学性能且应力腐蚀门槛值 (K TH ) 有所提高的Ferrium M54二次硬化超高强钢于21世纪应运而生.Ferrium M54超高强钢通过降低Co含量，少量添加W、Nb、Ti等强化元素的手段，在实现了高强度的同时具有更低的成本，虽然具有较高的性价比，但目前公布的性能还不能完全取代AerMet100钢[2 , 10 ] . ...
Research and development of AerMet100 steel
1
2006
... 在引入了飞机损伤容限设计理念后，300M钢逐渐暴露出断裂韧度 (K IC ) 偏低的缺点.为此，美国进一步研发了二次硬化AF1410超高强钢，其K IC 达到了150 MPa·m1/2 且强度有所提高[8 ] .此后美国又利用应用统计理论和计算机技术，在AF1410钢基础上成功设计出屈服强度高于1750 MPa，K IC 大于135 MPa·m1/2 的AerMet100超高强钢.该钢在1993年获得专利，已成为制造飞机起落架特别是新型战机起落架结构件和先进战机重要承力构件的首选材料.我国也研发了K IC 较高的23Co14Ni12Cr3MoE (A-100) 二次硬化超高强钢，强度达到1800 MPa以上[9 ] .目前，低成本已是飞机起落架设计时需要考虑的一个重要指标，与AerMet100钢有相似的力学性能且应力腐蚀门槛值 (K TH ) 有所提高的Ferrium M54二次硬化超高强钢于21世纪应运而生.Ferrium M54超高强钢通过降低Co含量，少量添加W、Nb、Ti等强化元素的手段，在实现了高强度的同时具有更低的成本，虽然具有较高的性价比，但目前公布的性能还不能完全取代AerMet100钢[2 , 10 ] . ...
AerMet100钢的研究与发展
1
2006
... 在引入了飞机损伤容限设计理念后，300M钢逐渐暴露出断裂韧度 (K IC ) 偏低的缺点.为此，美国进一步研发了二次硬化AF1410超高强钢，其K IC 达到了150 MPa·m1/2 且强度有所提高[8 ] .此后美国又利用应用统计理论和计算机技术，在AF1410钢基础上成功设计出屈服强度高于1750 MPa，K IC 大于135 MPa·m1/2 的AerMet100超高强钢.该钢在1993年获得专利，已成为制造飞机起落架特别是新型战机起落架结构件和先进战机重要承力构件的首选材料.我国也研发了K IC 较高的23Co14Ni12Cr3MoE (A-100) 二次硬化超高强钢，强度达到1800 MPa以上[9 ] .目前，低成本已是飞机起落架设计时需要考虑的一个重要指标，与AerMet100钢有相似的力学性能且应力腐蚀门槛值 (K TH ) 有所提高的Ferrium M54二次硬化超高强钢于21世纪应运而生.Ferrium M54超高强钢通过降低Co含量，少量添加W、Nb、Ti等强化元素的手段，在实现了高强度的同时具有更低的成本，虽然具有较高的性价比，但目前公布的性能还不能完全取代AerMet100钢[2 , 10 ] . ...
Influence of cooling rate during cryogenic treatment on the hierarchical microstructure and mechanical properties of M54 secondary hardening steel
5
2022
... 在引入了飞机损伤容限设计理念后，300M钢逐渐暴露出断裂韧度 (K IC ) 偏低的缺点.为此，美国进一步研发了二次硬化AF1410超高强钢，其K IC 达到了150 MPa·m1/2 且强度有所提高[8 ] .此后美国又利用应用统计理论和计算机技术，在AF1410钢基础上成功设计出屈服强度高于1750 MPa，K IC 大于135 MPa·m1/2 的AerMet100超高强钢.该钢在1993年获得专利，已成为制造飞机起落架特别是新型战机起落架结构件和先进战机重要承力构件的首选材料.我国也研发了K IC 较高的23Co14Ni12Cr3MoE (A-100) 二次硬化超高强钢，强度达到1800 MPa以上[9 ] .目前，低成本已是飞机起落架设计时需要考虑的一个重要指标，与AerMet100钢有相似的力学性能且应力腐蚀门槛值 (K TH ) 有所提高的Ferrium M54二次硬化超高强钢于21世纪应运而生.Ferrium M54超高强钢通过降低Co含量，少量添加W、Nb、Ti等强化元素的手段，在实现了高强度的同时具有更低的成本，虽然具有较高的性价比，但目前公布的性能还不能完全取代AerMet100钢[2 , 10 ] . ...
... 超高强钢中马氏体晶界可分为小角度晶界 (约为12%~17%)，随机取向的大角度晶界 (约为59%~67%) 和大角度晶界中有一些符合重合位置点阵 (CSL) 模型的晶界 (约为20%~30%)，其中CSL晶界因重合位置密度不同又可分为对称孪晶界 (约为总界面的8%~13%) 或其他类型 (约为总界面的7%~17%)[22 ] .马氏体包界面为大角度晶界，但没有重合位置点阵特征，马氏体大角度晶界处的逆变奥氏体晶界也为大角度晶界[18 ] .提高深冷处理冷却速率时，碳原子和空位在马氏体亚结构处偏析可能使其转化为新的板条马氏体边界，从而细化了块状马氏体组织 (图3 )，增强裂纹扩展时的能量消耗[10 ] . ...
... [
10 ]
Enlarged distributions of the boundaries between martensite block (green lines) and packet (red lines) for Ferrium M54 steel after final tempering without (a) and with cryogenic pre-treatment at 1 ℃/min (b) and 3 ℃/min (c), and direct soaking at -73 ℃ (d) <sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R10">10</xref>]</sup> Fig.3 ![]()
研究表明，与CSL晶界和小角度晶界相比，随机取向的大角度晶界为杂质元素和H偏析提供了有力位置，成为了优先的裂纹扩展路径，因此增加CSL界面面积能减弱超高强钢的沿晶开裂倾向[66 , 67 ] .也有文献表明大角度马氏体包界面可以有效降低沿晶面的解理断裂[33 ] ，同时CSL晶界 (主要是对称孪晶界) 具有较强的抗开裂能力[68 ] .但超高强马氏体钢中的单个CSL晶界和小角度晶界的长度相较于裂纹尖端的FPZ而言较小，不会破坏随机大角度晶界网络的连通性.对在三维空间扩展的氢致裂纹而言，只有当长度大于250 nm的小角晶界和CSL晶界比例之和达到50%以上时，才能在较大应力时阻碍裂纹扩展，所以很难通过提高CSL晶界和小角度晶界的比例来显著优化超高强钢的抗SCC性能[18 ] .因此，超高强钢的晶界类型和比例对SCC的影响规律仍需系统研究. ...
... [
10 ]
Fig.3 ![]()
研究表明，与CSL晶界和小角度晶界相比，随机取向的大角度晶界为杂质元素和H偏析提供了有力位置，成为了优先的裂纹扩展路径，因此增加CSL界面面积能减弱超高强钢的沿晶开裂倾向[66 , 67 ] .也有文献表明大角度马氏体包界面可以有效降低沿晶面的解理断裂[33 ] ，同时CSL晶界 (主要是对称孪晶界) 具有较强的抗开裂能力[68 ] .但超高强马氏体钢中的单个CSL晶界和小角度晶界的长度相较于裂纹尖端的FPZ而言较小，不会破坏随机大角度晶界网络的连通性.对在三维空间扩展的氢致裂纹而言，只有当长度大于250 nm的小角晶界和CSL晶界比例之和达到50%以上时，才能在较大应力时阻碍裂纹扩展，所以很难通过提高CSL晶界和小角度晶界的比例来显著优化超高强钢的抗SCC性能[18 ] .因此，超高强钢的晶界类型和比例对SCC的影响规律仍需系统研究. ...
... 超高强马氏体钢的热处理制度是在固溶处理后淬火，再进行深冷处理和时效处理.通过对该热处理制度的改进可以获得了抗开裂性能更佳的微观组织结构.王鑫等[69 ] 针对AerMet100钢的研究表明，时效处理之前在510 ℃进行30 min的预时效处理，能够促进渗碳体的完全溶解并增加逆变奥氏体含量，可能有利于降低H的扩散.Kacana等[70 ] 研究了不同热处理方法对300M钢组织的影响，发现固溶处理后在300 ℃下等温转变30 min后再进行回火时，能观察到在板条马氏体和贝氏体之间存在细小分布的残余奥氏体.深冷处理时加快冷却速度，可以同步细化马氏体基体和M2 C碳化物[10 , 71 ] .目前，尽管大量研究揭示了超高强钢热处理制度与其性能的关系，但热处理制度对SCC的影响仍值得进一步研究. ...
Effect of solid-solution temperature on the microstructure and properties of ultra-high-strength ferrium S53? steel
1
2018
... 为增强耐蚀性和耐久性设计，使起落架可以在更加严酷的腐蚀环境 (如海洋大气环境) 中服役，超高强不锈钢得以发展，Custom465等马氏体沉淀硬化不锈钢和FerriumS53二次硬化型超高强钢相继被研发出来.其中，FerriumS53可自发地在表面形成的钝化膜因而具有较好的耐蚀性，使用时无需有毒的镀镉层，已于2017年被美国增编入MMPDS主干材料手册，成为下一代舰载机起落架的首选材料.虽然这些超高强不锈钢的屈强比、K IC 相较于二次硬化超高强钢AerMet100略低，但K TH 提高了30%以上，具有较好的应用前景[1 , 2 , 11 ] .2002年以来我国也成功研制出了新型的超高强马氏体沉淀硬化不锈钢，如钢铁研究总院的F863钢、USS122G钢和北京航空材料研究院的S280钢.这些超高强钢的K TH 测试值不低于70 MPa·m1/2 ，性能十分优异[1 , 2 ] . ...
Stress corrosion fracture and its precautions on landing gear of airplane
3
2011
... 经常暴露在多变腐蚀环境中的飞机起落架，一般会优先在材料缺陷处萌生SCC并逐渐缓慢扩展[12 ] .超高强钢的SCC是一个复杂的过程，通常认为是阳极溶解和氢致开裂共同作用的结果[12 , 13 ] .H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
... [12 , 13 ].H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
... 表面处理是提高飞机起落架超高强钢耐磨性和抗SCC性能的重要手段.镉、镍等因具有较低的H扩散系数而被广泛应用于超高强钢镀层[79 ] ，超高强钢电镀之后需要进行“去脆化”的热处理 (烘烤)，使电镀时吸收的H逸出以降低钢材组织中的H溶解量[79 , 80 ] .由于镀层对钢材的保护性受镀层的电化学电位、活性、镀层中的缺陷和致密性等性质的影响[29 ] ，所以使用电沉积镀层保护超高强钢SCC也存在一些缺点.例如，电镀时产生的H被基体吸收而易发生氢致开裂失效，镀层在使用中破损后会加速钢材的SCC等问题.Figueroa和Robinson[29 ] 通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
飞机起落架应力腐蚀断裂及预防措施
3
2011
... 经常暴露在多变腐蚀环境中的飞机起落架，一般会优先在材料缺陷处萌生SCC并逐渐缓慢扩展[12 ] .超高强钢的SCC是一个复杂的过程，通常认为是阳极溶解和氢致开裂共同作用的结果[12 , 13 ] .H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
... [12 , 13 ].H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
... 表面处理是提高飞机起落架超高强钢耐磨性和抗SCC性能的重要手段.镉、镍等因具有较低的H扩散系数而被广泛应用于超高强钢镀层[79 ] ，超高强钢电镀之后需要进行“去脆化”的热处理 (烘烤)，使电镀时吸收的H逸出以降低钢材组织中的H溶解量[79 , 80 ] .由于镀层对钢材的保护性受镀层的电化学电位、活性、镀层中的缺陷和致密性等性质的影响[29 ] ，所以使用电沉积镀层保护超高强钢SCC也存在一些缺点.例如，电镀时产生的H被基体吸收而易发生氢致开裂失效，镀层在使用中破损后会加速钢材的SCC等问题.Figueroa和Robinson[29 ] 通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
Investigation of stress corrosion cracking behavior and mechanism analysis of a 1900 MPa-grade ultra-high-strength stainless steel
1
2022
... 经常暴露在多变腐蚀环境中的飞机起落架，一般会优先在材料缺陷处萌生SCC并逐渐缓慢扩展[12 ] .超高强钢的SCC是一个复杂的过程，通常认为是阳极溶解和氢致开裂共同作用的结果[12 , 13 ] .H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
Hydrogen environmentally assisted cracking during static loading of AA7075 and AA7449
1
2020
... 经常暴露在多变腐蚀环境中的飞机起落架，一般会优先在材料缺陷处萌生SCC并逐渐缓慢扩展[12 ] .超高强钢的SCC是一个复杂的过程，通常认为是阳极溶解和氢致开裂共同作用的结果[12 , 13 ] .H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
Modelling of environment assisted cracking
1
1993
... 经常暴露在多变腐蚀环境中的飞机起落架，一般会优先在材料缺陷处萌生SCC并逐渐缓慢扩展[12 ] .超高强钢的SCC是一个复杂的过程，通常认为是阳极溶解和氢致开裂共同作用的结果[12 , 13 ] .H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
Mechanisms and kinetics of environmentally assisted cracking: current status, issues, and suggestions for further work
4
2013
... 经常暴露在多变腐蚀环境中的飞机起落架，一般会优先在材料缺陷处萌生SCC并逐渐缓慢扩展[12 ] .超高强钢的SCC是一个复杂的过程，通常认为是阳极溶解和氢致开裂共同作用的结果[12 , 13 ] .H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
... H在超高强钢的扩散速率一定程度上可以反映其氢致开裂敏感性，而钢中H的传输主要受氢陷阱的H捕获和晶格中的H扩散两个竞争过程的影响.超高强钢中的奥氏体、纳米碳化物以及各组织间的界面、晶界、间隙、位错等，均可作为氢陷阱影响SCC过程
[56 ~58 ] .
图2 为钢中氢陷阱示意图.
图2 钢中氢陷阱示意图<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R16">16</xref>]</sup> Schematic illustrations of traps for hydrogen in steels: (a) atomic scale, (b) microscopic scale<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R16">16</xref>]</sup> Fig.2 ![]()
4.2.1 马氏体基体 飞机起落架用超高强钢因需较高的强度一般都是马氏体钢，其组织主要为高密度位错的板条马氏体结构.该组织具有较好的H捕获能力，因而氢致开裂敏感性较高，溶质H浓度在3.95~7.9 mg/L时就可能引发开裂[46 , 59 ] .相较于300M钢，AerMet100钢中板条马氏体结构的尺寸更加细小[60 ] ，马氏体板条的细化可以起到改善超高强钢SCC敏感性的作用，但这两种超高强钢的不同H扩散系数是由微观组织中各种氢陷阱的数量和分布造成的，马氏体板条尺寸不是主要原因[36 ] . ...
... [
16 ]
Fig.2 ![]()
4.2.1 马氏体基体 飞机起落架用超高强钢因需较高的强度一般都是马氏体钢，其组织主要为高密度位错的板条马氏体结构.该组织具有较好的H捕获能力，因而氢致开裂敏感性较高，溶质H浓度在3.95~7.9 mg/L时就可能引发开裂[46 , 59 ] .相较于300M钢，AerMet100钢中板条马氏体结构的尺寸更加细小[60 ] ，马氏体板条的细化可以起到改善超高强钢SCC敏感性的作用，但这两种超高强钢的不同H扩散系数是由微观组织中各种氢陷阱的数量和分布造成的，马氏体板条尺寸不是主要原因[36 ] . ...
... 超高强钢的SCC行为对外加电位有较强的依赖性，因为裂纹尖端的过电位控制着H的产生和吸收，从而影响FPZ中晶格溶解的H浓度[16 , 73 ] .阳极极化会促进裂纹尖端溶解和金属阳离子的水解酸化，导致裂纹尖端处溶液的pH值降低，从而提高裂纹尖端的过电位和H浓度.阴极极化使得裂纹内溶液碱化，但是由于过电位太大，使水还原生成H.而弱的阴极极化不但缓解了裂纹尖端的溶解和溶液酸化而且降低了过电位，能有效抑制H在裂纹尖端的聚集，使得超高强钢不易发生SCC[22 , 74 ] . ...
The role of hydrogen in hydrogen embrittlement fracture of lath martensitic steel
1
2012
... 经常暴露在多变腐蚀环境中的飞机起落架，一般会优先在材料缺陷处萌生SCC并逐渐缓慢扩展[12 ] .超高强钢的SCC是一个复杂的过程，通常认为是阳极溶解和氢致开裂共同作用的结果[12 , 13 ] .H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
Hydrogen environment assisted cracking of modern ultra-high strength martensitic steels
19
2017
... 经常暴露在多变腐蚀环境中的飞机起落架，一般会优先在材料缺陷处萌生SCC并逐渐缓慢扩展[12 ] .超高强钢的SCC是一个复杂的过程，通常认为是阳极溶解和氢致开裂共同作用的结果[12 , 13 ] .H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
... 上述模型考虑了影响合金SCC性能的变量，可以通过实验数据反向预测裂纹尖端H的吸收.此外，该模拟为解释组织结构和环境因素对的K TH 和da /dt Ⅱ 的影响提供了基础，可以用来预测超高强钢的SCC行为[21 ~23 ] .例如，Pioszak和Gangloff[18 ] 以该模型为基础，建立了外加电位对多种超高强钢K TH 和da /dt Ⅱ 影响的模型，通过α 、C Hσ-crit 、X crit 等参数的输入可准确预测K TH 和da /dt Ⅱ 并证实了合金纯度与纳米析出相的有益影响.由此可见，基于超高强钢SCC机理和实验数据建立预测模型是研究超高强钢SCC的重要手段. ...
... 目前裂纹扩展实验主要采用位移控制和恒定应力强度因子 (K ) 控制两种加载方式.当采用位移控制加载时，在K TH 以下由直流电位降法检测的裂纹扩展速率存在假的增长，获得的裂纹扩展速率几乎无效且K TH 也不太精确.这是由于加载时裂纹尖端几何形状发生钝化，并导致裂纹尖端塑性随着K 的增加而增大，使得试样的电阻率增加，最终造成翻转直流电位降法监测到的裂纹面的电位降也随之增大[31 ] .此外，当采用位移控制加载时，由于K 的增加，得到的K TH 可能比降K 或准静态K 得到的K TH 要小[32 ] .相比之下，采用载荷控制的恒K 实验，可以利用较长时间使裂纹尖端突破塑性极限，或许能得到更加准确的裂纹扩展速率，并且测试条件更能代表典型的使用条件[33 ] .此外，外加电位、试样SCC过程裂纹尖端聚集的腐蚀产物和裂纹表面粗糙度等也会导致电位法测试结果与实际裂纹物理扩展不一致.然而，这些影响都是可以校正的，不影响裂纹扩展扩展较慢时的分辨率[34 ] .Pioszak和Gangloff[18 ] 和Gangloff[23 ] 采用位移控制升K 的裂纹扩展实验结合高精度的翻转直流电位降法定量测量了超高强钢的亚临界裂纹扩展的K TH 和da /dt 数据，定量评价了AerMet100和300M等超高强钢的SCC性能，分析了电化学和微观组织结构对SCC性能的影响.如图1 所示，AerMet100、Ferrium M54、300M三种钢在3.5%NaCl溶液中的K TH 为12-18 MPa·m1/2 ，但300M钢的da /dt Ⅱ 相比于其他钢较大，说明其抗SCC性能最差；Ferrium S53具有最强的抗SCC性能，K TH 高达77 MPa·m1/2 ，da /dt Ⅱ 与AerMet100钢相当. ...
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18 ]
Crack growth rate <i>vs</i><i>K</i> curves for several ultra-high strength steels in 3.5%NaCl solution at the applied potential of -550 mV<sub>SCE</sub><sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R18">18</xref>]</sup> Fig.1 ![]()
<strong>3.3</strong> 氢表征手段 除分析合金成分、微观组织结构和断口外，量化H在合金中的扩散速率和H溶解量以及明确H分布的特点也是国内外学者探究超高强钢SCC敏感性，揭示SCC机理的主要方式之一[22 ] .氢表征主要有以下几种手段： ...
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18 ]
Fig.1 ![]()
<strong>3.3</strong> 氢表征手段 除分析合金成分、微观组织结构和断口外，量化H在合金中的扩散速率和H溶解量以及明确H分布的特点也是国内外学者探究超高强钢SCC敏感性，揭示SCC机理的主要方式之一[22 ] .氢表征主要有以下几种手段： ...
... 合金成分在SCC行为中起着至关重要的作用，表1 给出了几种飞机起落架用超高强钢的化学成分[22 ] .超高强不锈钢抗SCC性能更优部分原因是其合金成分，如Ferrium S53钢因较高的Cr含量优先取代了M2 C碳化物中的Mo，可能降低析出相的尺寸[18 , 47 ] .理论上，Cr可以通过两个相反的作用影响合金SCC过程.一方面，Cr溶解形成Cr3+ 比Fe的溶解能使裂纹尖端溶液pH更低，进而提升了FPZ中的H浓度；另一方面，高Cr含量使得裂纹尖端更容易形成稳定的钝化膜，反而降低了裂纹尖端的过电位和FPZ中的H浓度[18 ] ，因此Cr的作用还需要进一步澄清.对于Custom 465超高强钢，Ti、Ni在回火时能生成η -Ni3Ti金属间化合物.有研究表明半共格的η 相具有比逆变奥氏体更好的捕氢能力[48 , 49 ] ；此外，过时效时富Ni的η 相溶解进入奥氏体能够提升其机械和化学稳定性；而且η 相可独立转变为细小的条带状逆变奥氏体，从而缓解了应力集中和使形成的逆变奥氏体在应力作用下不易转变成马氏体，提高了合金的氢脆抗力[5 ] . ...
... [18 ]，因此Cr的作用还需要进一步澄清.对于Custom 465超高强钢，Ti、Ni在回火时能生成η -Ni3Ti金属间化合物.有研究表明半共格的η 相具有比逆变奥氏体更好的捕氢能力[48 , 49 ] ；此外，过时效时富Ni的η 相溶解进入奥氏体能够提升其机械和化学稳定性；而且η 相可独立转变为细小的条带状逆变奥氏体，从而缓解了应力集中和使形成的逆变奥氏体在应力作用下不易转变成马氏体，提高了合金的氢脆抗力[5 ] . ...
... 合金中的微量元素对超高强钢SCC的影响不同，P、S、As、Si等杂质元素易在晶界偏析，增加晶界处的缺陷，在H的作用下诱发超高强钢沿晶断裂[33 ] .然而，当AISI 4340超高强钢中杂质元素的总含量小于0.05%时，SCC则转变为穿晶模式[18 ] .加入微量稀土元素可以改善超高强钢SCC性能，稀土元素能以夹杂颗粒的形式吸收杂质元素，缓解杂质元素在晶界处的偏析，从而避免发生沿晶SCC[18 ] .此外，V，Ti微合金化也起到有益的作用.例如，在Ferrium M54超高强钢中加入0.01% Ti后，因MC碳化物稳定性的提高，可以在固溶处理时升高温度促进其他碳化物的溶解，进而使回火时形成高密度、均匀分布的细小M2 C碳化物，同时未溶解的纳米MC碳化物有效避免了固溶处理时奥氏体粗化，使淬火时形成较小尺寸的板条马氏体，有效的提高合金抗SCC性能[51 , 55 ] . ...
... [18 ].此外，V，Ti微合金化也起到有益的作用.例如，在Ferrium M54超高强钢中加入0.01% Ti后，因MC碳化物稳定性的提高，可以在固溶处理时升高温度促进其他碳化物的溶解，进而使回火时形成高密度、均匀分布的细小M2 C碳化物，同时未溶解的纳米MC碳化物有效避免了固溶处理时奥氏体粗化，使淬火时形成较小尺寸的板条马氏体，有效的提高合金抗SCC性能[51 , 55 ] . ...
... 马氏体超高强钢中存在少量的奥氏体，分为淬火后没有转化为马氏体的残余奥氏体和回火时析出的逆变奥氏体.奥氏体具有较多的滑移系可以降低裂纹尖端的应力集中，因而在同等应力下裂纹尖端需要更高的H浓度才能扩展[61 ] ；同时，面心立方结构的奥氏体相较于体心立方的马氏体可以容纳更多的H，因而具有更低的H扩散速率和氢致开裂敏感性[55 ] .研究发现，与H有较高结合能的奥氏体可作为马氏体钢中吸收H的不可逆氢陷阱，增加了H在钢中的扩散难度从而降低H的扩散速率[37 , 38 ] .因此，超高强钢中的薄膜状的逆变奥氏体能有效降低超高强钢的SCC敏感性.例如，H在AerMet100钢中的扩散速率比在300M钢中降低了两个数量级左右，主要原因是AerMet100钢的马氏体界面处分布着体积分数在3%左右的逆变奥氏体，而300M钢中的奥氏体只有存在于原奥氏体晶界处的残余奥氏体[36 ] .但也有研究表明奥氏体的存在对超高强钢的抗SCC性能不利.该观点认为外加应力时裂纹尖端较大的应力集中和塑性应变能使奥氏体 (尺寸越大越容易) 转变为含有过饱和C的马氏体组织，转变时的体积效应会引起应力集中；同时在溶解于奥氏体中高浓度H的作用下，局部应力集中会诱发裂纹在新生成的马氏体/奥氏体界面处形核，降低合金抵抗开裂的能力[5 , 18 ] .虽然有大量学者研究了逆变奥氏体对超高强钢中H扩散和分布的影响，但尚未定量揭示逆变奥氏体的含量和尺寸与SCC扩展的关联. ...
... 超高强钢中马氏体晶界可分为小角度晶界 (约为12%~17%)，随机取向的大角度晶界 (约为59%~67%) 和大角度晶界中有一些符合重合位置点阵 (CSL) 模型的晶界 (约为20%~30%)，其中CSL晶界因重合位置密度不同又可分为对称孪晶界 (约为总界面的8%~13%) 或其他类型 (约为总界面的7%~17%)[22 ] .马氏体包界面为大角度晶界，但没有重合位置点阵特征，马氏体大角度晶界处的逆变奥氏体晶界也为大角度晶界[18 ] .提高深冷处理冷却速率时，碳原子和空位在马氏体亚结构处偏析可能使其转化为新的板条马氏体边界，从而细化了块状马氏体组织 (图3 )，增强裂纹扩展时的能量消耗[10 ] . ...
... 研究表明，与CSL晶界和小角度晶界相比，随机取向的大角度晶界为杂质元素和H偏析提供了有力位置，成为了优先的裂纹扩展路径，因此增加CSL界面面积能减弱超高强钢的沿晶开裂倾向[66 , 67 ] .也有文献表明大角度马氏体包界面可以有效降低沿晶面的解理断裂[33 ] ，同时CSL晶界 (主要是对称孪晶界) 具有较强的抗开裂能力[68 ] .但超高强马氏体钢中的单个CSL晶界和小角度晶界的长度相较于裂纹尖端的FPZ而言较小，不会破坏随机大角度晶界网络的连通性.对在三维空间扩展的氢致裂纹而言，只有当长度大于250 nm的小角晶界和CSL晶界比例之和达到50%以上时，才能在较大应力时阻碍裂纹扩展，所以很难通过提高CSL晶界和小角度晶界的比例来显著优化超高强钢的抗SCC性能[18 ] .因此，超高强钢的晶界类型和比例对SCC的影响规律仍需系统研究. ...
... 超高强钢的各项性能与热处理制度密切相关，改善热处理制度能改变钢中析出物的尺寸、含量与分布，进而提升其抗SCC性能.如细化晶粒能使合金单位体积具有更多的晶界作为氢陷阱，降低H的扩散速率[33 ] .超高强马氏体钢淬火后或时效后在液氮中冷冻，能使部分奥氏体转变为马氏体，这样可能提高钢材的K TH 和降低da /dt Ⅱ [18 ] .Uluc等[52 ] 研究了热处理对AerMet100钢H吸收能力的影响，结果表明，通过盐浴时效处理含奥氏体相的钢比淬火后再深冷处理的不含奥氏体相的钢能吸收更多的H，奥氏体对H的吸收具有促进作用. ...
... 超高强钢的K TH 和da /dt Ⅱ 与外加电位的关系如图4 所示[18 ] .除300M钢外，SCC敏感性随电位变化的趋势相似.阴极极化时，敏感性先降低再升高，存在一个保护电位窗口；阳极极化时，敏感性随外加电位增加而线性增加.例如，Pioszak和Gangloff[18 ] 的研究结果表明AerMet100钢在3.5% NaCl溶液中的开路电位约为-525 mV，当外加电位移约-100 mV时，K TH 迅速增加到70 MPa·m1/2 ，之后随阴极电位的继续增大而降低；da /dt Ⅱ 也相应的先迅速降低了两个数量级左右之后再缓慢增加.其他文献中也得到了相似的实验结果，在外加较小的阴极电位时，da /dt Ⅱ 最大可降低三个数量级左右[21 ] .不同超高强钢的保护窗口电位区间有所差异.例如，Ferrium S53钢的具有较宽的阴极保护窗口，可能是因为高Cr含量导致裂纹尖端形成稳定的钝化膜，减少了H的产生和吸收[18 , 75 ] . ...
... [18 ]的研究结果表明AerMet100钢在3.5% NaCl溶液中的开路电位约为-525 mV，当外加电位移约-100 mV时，K TH 迅速增加到70 MPa·m1/2 ，之后随阴极电位的继续增大而降低；da /dt Ⅱ 也相应的先迅速降低了两个数量级左右之后再缓慢增加.其他文献中也得到了相似的实验结果，在外加较小的阴极电位时，da /dt Ⅱ 最大可降低三个数量级左右[21 ] .不同超高强钢的保护窗口电位区间有所差异.例如，Ferrium S53钢的具有较宽的阴极保护窗口，可能是因为高Cr含量导致裂纹尖端形成稳定的钝化膜，减少了H的产生和吸收[18 , 75 ] . ...
... [18 , 75 ]. ...
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Effects of applied potential on <i>K</i><sub>TH</sub> (a) and d<i>a</i>/d<i>t</i><sub>Ⅱ</sub> (b) of several ultra-high strength steels in 3.5%NaCl solution<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R18">18</xref>]</sup> Fig.4 ![]()
4.4.2 腐蚀环境 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
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Fig.4 ![]()
4.4.2 腐蚀环境 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
... 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
Environmentally assisted cracking: Overview of evidence for an adsorption-induced localised-slip process
1
1988
... 经常暴露在多变腐蚀环境中的飞机起落架，一般会优先在材料缺陷处萌生SCC并逐渐缓慢扩展[12 ] .超高强钢的SCC是一个复杂的过程，通常认为是阳极溶解和氢致开裂共同作用的结果[12 , 13 ] .H在SCC中的作用较为复杂，SCC的整个过程要考虑到氢还原动力学、H的吸收、H在金属中的扩散和分布，以及在局部应力和应变条件下材料与被吸收H的相互作用等方面[14 , 15 ] .具体表现为酸性环境中的H+ 还原和近中性环境中的水脱氧产生H，腐蚀产生的H被合金表面和裂纹尖端吸附，合金表面和裂纹尖端的氧化膜对H进入的阻碍作用，H在合金晶格中的扩散和氢陷阱的捕获行为，以及H在裂纹尖端断裂过程区 (FPZ) 的聚集及其对裂纹扩展的作用等.超高强钢氢致开裂的机理可能是氢致弱键 (HEDE)、氢增强局部塑性 (HELP)、吸附引起位错发射 (AIDE) 的组合，主要取决于合金的断裂模式[16 ] .如Nagao等[17 ] 提出用HELP-HEDE机理解释马氏体钢的氢脆；Pioszak和Gangloff[18 ] 认为超高强马氏体钢的穿晶SCC归因于HELP-HEDE机制；Lynch[19 ] 用AIDE来解释高强钢的环境敏感断裂过程. ...
Equilibrium aspects of hydrogen-induced cracking of steels
1
1974
... 文献[20 ~22 ] 认为裂纹尖端H的生成和扩散速率是控制裂纹扩展的关键，并基于HEDE机制建立了预测超高强钢的应力腐蚀门槛值 (K TH ) 和第二阶段裂纹扩展速率(da /dt Ⅱ )的微观力学模型. ...
Measurement and modeling of hydrogen environment-assisted cracking of ultra-high-strength steel
4
2007
... 上述模型考虑了影响合金SCC性能的变量，可以通过实验数据反向预测裂纹尖端H的吸收.此外，该模拟为解释组织结构和环境因素对的K TH 和da /dt Ⅱ 的影响提供了基础，可以用来预测超高强钢的SCC行为[21 ~23 ] .例如，Pioszak和Gangloff[18 ] 以该模型为基础，建立了外加电位对多种超高强钢K TH 和da /dt Ⅱ 影响的模型，通过α 、C Hσ-crit 、X crit 等参数的输入可准确预测K TH 和da /dt Ⅱ 并证实了合金纯度与纳米析出相的有益影响.由此可见，基于超高强钢SCC机理和实验数据建立预测模型是研究超高强钢SCC的重要手段. ...
... K TH 和亚临界裂纹扩展速率 (da /dt ) 可用来定量表征超高强钢的SCC性能，材料的K TH 越高，da /dt 越小则其抗SCC性能越好.裂纹扩展实验是测试裂纹尖端应力场中K TH 和da /dt 的主要手段[21 ~23 ] ，一般是将单边缺口拉伸试样或紧凑拉伸试样[30 ] 浸泡在3.5%NaCl溶液中，施加载荷的同时利用直流电位降 (DCPD) 方法或交流电位降 (ACPD) 方法实时监测试样上裂纹的长度，从而绘制出da /dt 与K 的关系图.相对而言，DCPD简单易行，对设备要求较低，但ACPD法对试样表面的裂纹更敏感.目前，学者通常利用翻转电流的DCPD方法来监测裂纹扩展，该方法消除了热电势等环境因素的影响，已普遍应用于超高强钢K TH 和da /dt 等SCC指标的测量. ...
... 超高强钢的K TH 和da /dt Ⅱ 与外加电位的关系如图4 所示[18 ] .除300M钢外，SCC敏感性随电位变化的趋势相似.阴极极化时，敏感性先降低再升高，存在一个保护电位窗口；阳极极化时，敏感性随外加电位增加而线性增加.例如，Pioszak和Gangloff[18 ] 的研究结果表明AerMet100钢在3.5% NaCl溶液中的开路电位约为-525 mV，当外加电位移约-100 mV时，K TH 迅速增加到70 MPa·m1/2 ，之后随阴极电位的继续增大而降低；da /dt Ⅱ 也相应的先迅速降低了两个数量级左右之后再缓慢增加.其他文献中也得到了相似的实验结果，在外加较小的阴极电位时，da /dt Ⅱ 最大可降低三个数量级左右[21 ] .不同超高强钢的保护窗口电位区间有所差异.例如，Ferrium S53钢的具有较宽的阴极保护窗口，可能是因为高Cr含量导致裂纹尖端形成稳定的钝化膜，减少了H的产生和吸收[18 , 75 ] . ...
... 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
Hydrogen assisted cracking of ultra-high strength steels
8
2015
... 文献[20 ~22 ] 认为裂纹尖端H的生成和扩散速率是控制裂纹扩展的关键，并基于HEDE机制建立了预测超高强钢的应力腐蚀门槛值 (K TH ) 和第二阶段裂纹扩展速率(da /dt Ⅱ )的微观力学模型. ...
... 除分析合金成分、微观组织结构和断口外，量化H在合金中的扩散速率和H溶解量以及明确H分布的特点也是国内外学者探究超高强钢SCC敏感性，揭示SCC机理的主要方式之一[22 ] .氢表征主要有以下几种手段： ...
... 合金成分在SCC行为中起着至关重要的作用，表1 给出了几种飞机起落架用超高强钢的化学成分[22 ] .超高强不锈钢抗SCC性能更优部分原因是其合金成分，如Ferrium S53钢因较高的Cr含量优先取代了M2 C碳化物中的Mo，可能降低析出相的尺寸[18 , 47 ] .理论上，Cr可以通过两个相反的作用影响合金SCC过程.一方面，Cr溶解形成Cr3+ 比Fe的溶解能使裂纹尖端溶液pH更低，进而提升了FPZ中的H浓度；另一方面，高Cr含量使得裂纹尖端更容易形成稳定的钝化膜，反而降低了裂纹尖端的过电位和FPZ中的H浓度[18 ] ，因此Cr的作用还需要进一步澄清.对于Custom 465超高强钢，Ti、Ni在回火时能生成η -Ni3Ti金属间化合物.有研究表明半共格的η 相具有比逆变奥氏体更好的捕氢能力[48 , 49 ] ；此外，过时效时富Ni的η 相溶解进入奥氏体能够提升其机械和化学稳定性；而且η 相可独立转变为细小的条带状逆变奥氏体，从而缓解了应力集中和使形成的逆变奥氏体在应力作用下不易转变成马氏体，提高了合金的氢脆抗力[5 ] . ...
... 几种超高强钢中的主要化学成分[22 ] (mass fraction / %) ...
... Chemical compositions of several typical ultra-high strength steels [22 ] ...
... 二次硬化超高强钢中，纳米碳化物是影响H在钢材中扩散的重要组织因素，而Cr、Mo、Fe是回火时析出的碳化物M2 C形成的主要元素.并且其他元素可能对该碳化物析出造成影响，如Co能提高碳活性使其形核率增加；W能增加其稳定性；Ni能降低渗碳体转变为M2 C碳化物的温度，使其析出更多弥散、均匀分布的纳米碳化物，降低H扩散速率[50 ~52 ] .然而也有研究表明，降低Cr、Ni对Ferrium M54钢的抗开裂性能没有产生不利影响[22 ] .此外，Cr、Ni、Mo等元素在SCC过程中会反应形成较为稳定的钝化膜，一定程度上减弱了SCC进程[53 , 54 ] . ...
... 超高强钢中马氏体晶界可分为小角度晶界 (约为12%~17%)，随机取向的大角度晶界 (约为59%~67%) 和大角度晶界中有一些符合重合位置点阵 (CSL) 模型的晶界 (约为20%~30%)，其中CSL晶界因重合位置密度不同又可分为对称孪晶界 (约为总界面的8%~13%) 或其他类型 (约为总界面的7%~17%)[22 ] .马氏体包界面为大角度晶界，但没有重合位置点阵特征，马氏体大角度晶界处的逆变奥氏体晶界也为大角度晶界[18 ] .提高深冷处理冷却速率时，碳原子和空位在马氏体亚结构处偏析可能使其转化为新的板条马氏体边界，从而细化了块状马氏体组织 (图3 )，增强裂纹扩展时的能量消耗[10 ] . ...
... 超高强钢的SCC行为对外加电位有较强的依赖性，因为裂纹尖端的过电位控制着H的产生和吸收，从而影响FPZ中晶格溶解的H浓度[16 , 73 ] .阳极极化会促进裂纹尖端溶解和金属阳离子的水解酸化，导致裂纹尖端处溶液的pH值降低，从而提高裂纹尖端的过电位和H浓度.阴极极化使得裂纹内溶液碱化，但是由于过电位太大，使水还原生成H.而弱的阴极极化不但缓解了裂纹尖端的溶解和溶液酸化而且降低了过电位，能有效抑制H在裂纹尖端的聚集，使得超高强钢不易发生SCC[22 , 74 ] . ...
Probabilistic fracture mechanics simulation of stress corrosion cracking using accelerated laboratory testing and multi-scale modeling
4
2016
... 上述模型考虑了影响合金SCC性能的变量，可以通过实验数据反向预测裂纹尖端H的吸收.此外，该模拟为解释组织结构和环境因素对的K TH 和da /dt Ⅱ 的影响提供了基础，可以用来预测超高强钢的SCC行为[21 ~23 ] .例如，Pioszak和Gangloff[18 ] 以该模型为基础，建立了外加电位对多种超高强钢K TH 和da /dt Ⅱ 影响的模型，通过α 、C Hσ-crit 、X crit 等参数的输入可准确预测K TH 和da /dt Ⅱ 并证实了合金纯度与纳米析出相的有益影响.由此可见，基于超高强钢SCC机理和实验数据建立预测模型是研究超高强钢SCC的重要手段. ...
... K TH 和亚临界裂纹扩展速率 (da /dt ) 可用来定量表征超高强钢的SCC性能，材料的K TH 越高，da /dt 越小则其抗SCC性能越好.裂纹扩展实验是测试裂纹尖端应力场中K TH 和da /dt 的主要手段[21 ~23 ] ，一般是将单边缺口拉伸试样或紧凑拉伸试样[30 ] 浸泡在3.5%NaCl溶液中，施加载荷的同时利用直流电位降 (DCPD) 方法或交流电位降 (ACPD) 方法实时监测试样上裂纹的长度，从而绘制出da /dt 与K 的关系图.相对而言，DCPD简单易行，对设备要求较低，但ACPD法对试样表面的裂纹更敏感.目前，学者通常利用翻转电流的DCPD方法来监测裂纹扩展，该方法消除了热电势等环境因素的影响，已普遍应用于超高强钢K TH 和da /dt 等SCC指标的测量. ...
... 目前裂纹扩展实验主要采用位移控制和恒定应力强度因子 (K ) 控制两种加载方式.当采用位移控制加载时，在K TH 以下由直流电位降法检测的裂纹扩展速率存在假的增长，获得的裂纹扩展速率几乎无效且K TH 也不太精确.这是由于加载时裂纹尖端几何形状发生钝化，并导致裂纹尖端塑性随着K 的增加而增大，使得试样的电阻率增加，最终造成翻转直流电位降法监测到的裂纹面的电位降也随之增大[31 ] .此外，当采用位移控制加载时，由于K 的增加，得到的K TH 可能比降K 或准静态K 得到的K TH 要小[32 ] .相比之下，采用载荷控制的恒K 实验，可以利用较长时间使裂纹尖端突破塑性极限，或许能得到更加准确的裂纹扩展速率，并且测试条件更能代表典型的使用条件[33 ] .此外，外加电位、试样SCC过程裂纹尖端聚集的腐蚀产物和裂纹表面粗糙度等也会导致电位法测试结果与实际裂纹物理扩展不一致.然而，这些影响都是可以校正的，不影响裂纹扩展扩展较慢时的分辨率[34 ] .Pioszak和Gangloff[18 ] 和Gangloff[23 ] 采用位移控制升K 的裂纹扩展实验结合高精度的翻转直流电位降法定量测量了超高强钢的亚临界裂纹扩展的K TH 和da /dt 数据，定量评价了AerMet100和300M等超高强钢的SCC性能，分析了电化学和微观组织结构对SCC性能的影响.如图1 所示，AerMet100、Ferrium M54、300M三种钢在3.5%NaCl溶液中的K TH 为12-18 MPa·m1/2 ，但300M钢的da /dt Ⅱ 相比于其他钢较大，说明其抗SCC性能最差；Ferrium S53具有最强的抗SCC性能，K TH 高达77 MPa·m1/2 ，da /dt Ⅱ 与AerMet100钢相当. ...
... 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
Techniques for investigation of hydrogen embrittlement of advanced high strength steels
1
2018
... 慢应变速率拉伸实验是一种采用较低的恒定应变 (应变速率通常在1×10-7 ~1×10-5 s-1 ) 速率将棒状或板状样品拉伸至完全断裂，通过对比样品在不同条件下的断裂延伸率和断面收缩率来快速评价材料SCC敏感性的方法.它具备测试时间短、结果分散低、不需要设置指定的测试时间和相较于裂纹扩展实验成本较低等优点[24 , 25 ] .但该方法也存在材料塑性变形远远超过服役时的真实形变，不适用裂纹萌生研究和不能提供可靠的裂纹扩展速率以及K TH 等缺点[26 ] .Wu等[27 ] 通过慢应变速率拉伸实验得到了AerMet100钢的应力应变曲线，以该钢在不同腐蚀环境中的失效时间、失效时应变量和拉伸达到最大载荷时间的各自比值分析应变速率对SCC敏感性的影响，发现应变速率在10-5 s-1 量级时SCC敏感性与应变速率呈线性关系.Hu等[28 ] 利用该实验得到的相对抗拉强度损失率和断面收缩率来评估AerMet100钢氢损伤的相对敏感性.Figueroa和Robinson[29 ] 使用该方法研究了涂层对超高强钢氢致开裂的影响，通过对比有涂层与无涂层对照试样的脆化指数、失效时间和威布尔统计分布的失效概率，评估了钢材的氢致开裂敏感性，发现镀镉涂层相对其他涂层具有最好的抗氢致开裂能力，并且电镀后AerMet100钢因逆变奥氏体表现出比300M钢更低的脆化程度. ...
Review of stress corrosion crack initiation of nuclear structural materials in high temperature and high pressure water
1
2022
... 慢应变速率拉伸实验是一种采用较低的恒定应变 (应变速率通常在1×10-7 ~1×10-5 s-1 ) 速率将棒状或板状样品拉伸至完全断裂，通过对比样品在不同条件下的断裂延伸率和断面收缩率来快速评价材料SCC敏感性的方法.它具备测试时间短、结果分散低、不需要设置指定的测试时间和相较于裂纹扩展实验成本较低等优点[24 , 25 ] .但该方法也存在材料塑性变形远远超过服役时的真实形变，不适用裂纹萌生研究和不能提供可靠的裂纹扩展速率以及K TH 等缺点[26 ] .Wu等[27 ] 通过慢应变速率拉伸实验得到了AerMet100钢的应力应变曲线，以该钢在不同腐蚀环境中的失效时间、失效时应变量和拉伸达到最大载荷时间的各自比值分析应变速率对SCC敏感性的影响，发现应变速率在10-5 s-1 量级时SCC敏感性与应变速率呈线性关系.Hu等[28 ] 利用该实验得到的相对抗拉强度损失率和断面收缩率来评估AerMet100钢氢损伤的相对敏感性.Figueroa和Robinson[29 ] 使用该方法研究了涂层对超高强钢氢致开裂的影响，通过对比有涂层与无涂层对照试样的脆化指数、失效时间和威布尔统计分布的失效概率，评估了钢材的氢致开裂敏感性，发现镀镉涂层相对其他涂层具有最好的抗氢致开裂能力，并且电镀后AerMet100钢因逆变奥氏体表现出比300M钢更低的脆化程度. ...
核用结构材料在高温高压水中应力腐蚀裂纹萌生研究进展
1
2022
... 慢应变速率拉伸实验是一种采用较低的恒定应变 (应变速率通常在1×10-7 ~1×10-5 s-1 ) 速率将棒状或板状样品拉伸至完全断裂，通过对比样品在不同条件下的断裂延伸率和断面收缩率来快速评价材料SCC敏感性的方法.它具备测试时间短、结果分散低、不需要设置指定的测试时间和相较于裂纹扩展实验成本较低等优点[24 , 25 ] .但该方法也存在材料塑性变形远远超过服役时的真实形变，不适用裂纹萌生研究和不能提供可靠的裂纹扩展速率以及K TH 等缺点[26 ] .Wu等[27 ] 通过慢应变速率拉伸实验得到了AerMet100钢的应力应变曲线，以该钢在不同腐蚀环境中的失效时间、失效时应变量和拉伸达到最大载荷时间的各自比值分析应变速率对SCC敏感性的影响，发现应变速率在10-5 s-1 量级时SCC敏感性与应变速率呈线性关系.Hu等[28 ] 利用该实验得到的相对抗拉强度损失率和断面收缩率来评估AerMet100钢氢损伤的相对敏感性.Figueroa和Robinson[29 ] 使用该方法研究了涂层对超高强钢氢致开裂的影响，通过对比有涂层与无涂层对照试样的脆化指数、失效时间和威布尔统计分布的失效概率，评估了钢材的氢致开裂敏感性，发现镀镉涂层相对其他涂层具有最好的抗氢致开裂能力，并且电镀后AerMet100钢因逆变奥氏体表现出比300M钢更低的脆化程度. ...
The slow strain rate stress corrosion cracking test—A 50 year retrospective
1
2016
... 慢应变速率拉伸实验是一种采用较低的恒定应变 (应变速率通常在1×10-7 ~1×10-5 s-1 ) 速率将棒状或板状样品拉伸至完全断裂，通过对比样品在不同条件下的断裂延伸率和断面收缩率来快速评价材料SCC敏感性的方法.它具备测试时间短、结果分散低、不需要设置指定的测试时间和相较于裂纹扩展实验成本较低等优点[24 , 25 ] .但该方法也存在材料塑性变形远远超过服役时的真实形变，不适用裂纹萌生研究和不能提供可靠的裂纹扩展速率以及K TH 等缺点[26 ] .Wu等[27 ] 通过慢应变速率拉伸实验得到了AerMet100钢的应力应变曲线，以该钢在不同腐蚀环境中的失效时间、失效时应变量和拉伸达到最大载荷时间的各自比值分析应变速率对SCC敏感性的影响，发现应变速率在10-5 s-1 量级时SCC敏感性与应变速率呈线性关系.Hu等[28 ] 利用该实验得到的相对抗拉强度损失率和断面收缩率来评估AerMet100钢氢损伤的相对敏感性.Figueroa和Robinson[29 ] 使用该方法研究了涂层对超高强钢氢致开裂的影响，通过对比有涂层与无涂层对照试样的脆化指数、失效时间和威布尔统计分布的失效概率，评估了钢材的氢致开裂敏感性，发现镀镉涂层相对其他涂层具有最好的抗氢致开裂能力，并且电镀后AerMet100钢因逆变奥氏体表现出比300M钢更低的脆化程度. ...
SCC evaluation of ultra-high strength steel in acidic chloride solution
1
2012
... 慢应变速率拉伸实验是一种采用较低的恒定应变 (应变速率通常在1×10-7 ~1×10-5 s-1 ) 速率将棒状或板状样品拉伸至完全断裂，通过对比样品在不同条件下的断裂延伸率和断面收缩率来快速评价材料SCC敏感性的方法.它具备测试时间短、结果分散低、不需要设置指定的测试时间和相较于裂纹扩展实验成本较低等优点[24 , 25 ] .但该方法也存在材料塑性变形远远超过服役时的真实形变，不适用裂纹萌生研究和不能提供可靠的裂纹扩展速率以及K TH 等缺点[26 ] .Wu等[27 ] 通过慢应变速率拉伸实验得到了AerMet100钢的应力应变曲线，以该钢在不同腐蚀环境中的失效时间、失效时应变量和拉伸达到最大载荷时间的各自比值分析应变速率对SCC敏感性的影响，发现应变速率在10-5 s-1 量级时SCC敏感性与应变速率呈线性关系.Hu等[28 ] 利用该实验得到的相对抗拉强度损失率和断面收缩率来评估AerMet100钢氢损伤的相对敏感性.Figueroa和Robinson[29 ] 使用该方法研究了涂层对超高强钢氢致开裂的影响，通过对比有涂层与无涂层对照试样的脆化指数、失效时间和威布尔统计分布的失效概率，评估了钢材的氢致开裂敏感性，发现镀镉涂层相对其他涂层具有最好的抗氢致开裂能力，并且电镀后AerMet100钢因逆变奥氏体表现出比300M钢更低的脆化程度. ...
Study on the hydrogen embrittlement of Aermet100 using hydrogen permeation and SSRT techniques
4
2017
... 慢应变速率拉伸实验是一种采用较低的恒定应变 (应变速率通常在1×10-7 ~1×10-5 s-1 ) 速率将棒状或板状样品拉伸至完全断裂，通过对比样品在不同条件下的断裂延伸率和断面收缩率来快速评价材料SCC敏感性的方法.它具备测试时间短、结果分散低、不需要设置指定的测试时间和相较于裂纹扩展实验成本较低等优点[24 , 25 ] .但该方法也存在材料塑性变形远远超过服役时的真实形变，不适用裂纹萌生研究和不能提供可靠的裂纹扩展速率以及K TH 等缺点[26 ] .Wu等[27 ] 通过慢应变速率拉伸实验得到了AerMet100钢的应力应变曲线，以该钢在不同腐蚀环境中的失效时间、失效时应变量和拉伸达到最大载荷时间的各自比值分析应变速率对SCC敏感性的影响，发现应变速率在10-5 s-1 量级时SCC敏感性与应变速率呈线性关系.Hu等[28 ] 利用该实验得到的相对抗拉强度损失率和断面收缩率来评估AerMet100钢氢损伤的相对敏感性.Figueroa和Robinson[29 ] 使用该方法研究了涂层对超高强钢氢致开裂的影响，通过对比有涂层与无涂层对照试样的脆化指数、失效时间和威布尔统计分布的失效概率，评估了钢材的氢致开裂敏感性，发现镀镉涂层相对其他涂层具有最好的抗氢致开裂能力，并且电镀后AerMet100钢因逆变奥氏体表现出比300M钢更低的脆化程度. ...
... 超高强钢中存在两类碳化物，一类是固溶时未完全溶解的粗大碳化物，如Fe3 C、MC；另一类在回火时析出，作为超高强钢的纳米强化相，如M2 C、M6 C.300M超高强钢因回火温度较低，析出的是与基体不共格的粗大渗碳体，不利于合金的抗SCC性能[62 ] .AerMet100钢中的碳化物主要为固溶时未熔球形颗粒MC (M为Cr、Mo、Fe、Ti)和回火时析出的纳米级的M2 C (M主要为Cr、Mo、Fe)[60 ] .长径比约为3的棒状M2 C碳化物具有密排六方结构，与基体保持共格或半共格关系，过时效热处理会使其失去与基体的共格性[63 , 64 ] .在更高的回火温度下，M2 C碳化物会转变为与基体共格性差的M6 C，虽然结构稳定但尺寸较粗大[51 ] .超高强钢中析出的碳化物始终充当氢陷阱，阻碍H在钢中的扩散，相对而言，均匀、弥散分布的共格碳化物在降低超高强钢氢致开裂敏感性方面起着重要作用.Hu等[28 ] 研究表明AerMet100钢板条马氏体析出的共格M2 C碳化物作为一种可逆氢陷阱，可捕获钢中的绝大部分H而抑制H在钢中的有效扩散；但Pound[65 ] 认为AerMet100钢中不共格的M2 C碳化物不可逆地捕获H，增加了合金内部氢致开裂敏感性，导致合金的K ISCC 降低.也有文献表明析出的纳米级碳化物不利于钢材的抗氢致开裂性能，因为它可作为流动H的储存库，使板条马氏体的边界脆化，诱发氢脆[55 ] . ...
... 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
... [28 ]利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
The effects of sacrificial coatings on hydrogen embrittlement and re-embrittlement of ultra high strength steels
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2008
... 慢应变速率拉伸实验是一种采用较低的恒定应变 (应变速率通常在1×10-7 ~1×10-5 s-1 ) 速率将棒状或板状样品拉伸至完全断裂，通过对比样品在不同条件下的断裂延伸率和断面收缩率来快速评价材料SCC敏感性的方法.它具备测试时间短、结果分散低、不需要设置指定的测试时间和相较于裂纹扩展实验成本较低等优点[24 , 25 ] .但该方法也存在材料塑性变形远远超过服役时的真实形变，不适用裂纹萌生研究和不能提供可靠的裂纹扩展速率以及K TH 等缺点[26 ] .Wu等[27 ] 通过慢应变速率拉伸实验得到了AerMet100钢的应力应变曲线，以该钢在不同腐蚀环境中的失效时间、失效时应变量和拉伸达到最大载荷时间的各自比值分析应变速率对SCC敏感性的影响，发现应变速率在10-5 s-1 量级时SCC敏感性与应变速率呈线性关系.Hu等[28 ] 利用该实验得到的相对抗拉强度损失率和断面收缩率来评估AerMet100钢氢损伤的相对敏感性.Figueroa和Robinson[29 ] 使用该方法研究了涂层对超高强钢氢致开裂的影响，通过对比有涂层与无涂层对照试样的脆化指数、失效时间和威布尔统计分布的失效概率，评估了钢材的氢致开裂敏感性，发现镀镉涂层相对其他涂层具有最好的抗氢致开裂能力，并且电镀后AerMet100钢因逆变奥氏体表现出比300M钢更低的脆化程度. ...
... 表面处理是提高飞机起落架超高强钢耐磨性和抗SCC性能的重要手段.镉、镍等因具有较低的H扩散系数而被广泛应用于超高强钢镀层[79 ] ，超高强钢电镀之后需要进行“去脆化”的热处理 (烘烤)，使电镀时吸收的H逸出以降低钢材组织中的H溶解量[79 , 80 ] .由于镀层对钢材的保护性受镀层的电化学电位、活性、镀层中的缺陷和致密性等性质的影响[29 ] ，所以使用电沉积镀层保护超高强钢SCC也存在一些缺点.例如，电镀时产生的H被基体吸收而易发生氢致开裂失效，镀层在使用中破损后会加速钢材的SCC等问题.Figueroa和Robinson[29 ] 通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
... [29 ]通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
Research progress for stress corrosion cracking of stainless steel under marine environment
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2012
... K TH 和亚临界裂纹扩展速率 (da /dt ) 可用来定量表征超高强钢的SCC性能，材料的K TH 越高，da /dt 越小则其抗SCC性能越好.裂纹扩展实验是测试裂纹尖端应力场中K TH 和da /dt 的主要手段[21 ~23 ] ，一般是将单边缺口拉伸试样或紧凑拉伸试样[30 ] 浸泡在3.5%NaCl溶液中，施加载荷的同时利用直流电位降 (DCPD) 方法或交流电位降 (ACPD) 方法实时监测试样上裂纹的长度，从而绘制出da /dt 与K 的关系图.相对而言，DCPD简单易行，对设备要求较低，但ACPD法对试样表面的裂纹更敏感.目前，学者通常利用翻转电流的DCPD方法来监测裂纹扩展，该方法消除了热电势等环境因素的影响，已普遍应用于超高强钢K TH 和da /dt 等SCC指标的测量. ...
不锈钢在海洋环境中的环境敏感断裂研究进展
1
2012
... K TH 和亚临界裂纹扩展速率 (da /dt ) 可用来定量表征超高强钢的SCC性能，材料的K TH 越高，da /dt 越小则其抗SCC性能越好.裂纹扩展实验是测试裂纹尖端应力场中K TH 和da /dt 的主要手段[21 ~23 ] ，一般是将单边缺口拉伸试样或紧凑拉伸试样[30 ] 浸泡在3.5%NaCl溶液中，施加载荷的同时利用直流电位降 (DCPD) 方法或交流电位降 (ACPD) 方法实时监测试样上裂纹的长度，从而绘制出da /dt 与K 的关系图.相对而言，DCPD简单易行，对设备要求较低，但ACPD法对试样表面的裂纹更敏感.目前，学者通常利用翻转电流的DCPD方法来监测裂纹扩展，该方法消除了热电势等环境因素的影响，已普遍应用于超高强钢K TH 和da /dt 等SCC指标的测量. ...
The effect of constrained groove pressing on grain size, dislocation density and electrical resistivity of low carbon steel
1
2011
... 目前裂纹扩展实验主要采用位移控制和恒定应力强度因子 (K ) 控制两种加载方式.当采用位移控制加载时，在K TH 以下由直流电位降法检测的裂纹扩展速率存在假的增长，获得的裂纹扩展速率几乎无效且K TH 也不太精确.这是由于加载时裂纹尖端几何形状发生钝化，并导致裂纹尖端塑性随着K 的增加而增大，使得试样的电阻率增加，最终造成翻转直流电位降法监测到的裂纹面的电位降也随之增大[31 ] .此外，当采用位移控制加载时，由于K 的增加，得到的K TH 可能比降K 或准静态K 得到的K TH 要小[32 ] .相比之下，采用载荷控制的恒K 实验，可以利用较长时间使裂纹尖端突破塑性极限，或许能得到更加准确的裂纹扩展速率，并且测试条件更能代表典型的使用条件[33 ] .此外，外加电位、试样SCC过程裂纹尖端聚集的腐蚀产物和裂纹表面粗糙度等也会导致电位法测试结果与实际裂纹物理扩展不一致.然而，这些影响都是可以校正的，不影响裂纹扩展扩展较慢时的分辨率[34 ] .Pioszak和Gangloff[18 ] 和Gangloff[23 ] 采用位移控制升K 的裂纹扩展实验结合高精度的翻转直流电位降法定量测量了超高强钢的亚临界裂纹扩展的K TH 和da /dt 数据，定量评价了AerMet100和300M等超高强钢的SCC性能，分析了电化学和微观组织结构对SCC性能的影响.如图1 所示，AerMet100、Ferrium M54、300M三种钢在3.5%NaCl溶液中的K TH 为12-18 MPa·m1/2 ，但300M钢的da /dt Ⅱ 相比于其他钢较大，说明其抗SCC性能最差；Ferrium S53具有最强的抗SCC性能，K TH 高达77 MPa·m1/2 ，da /dt Ⅱ 与AerMet100钢相当. ...
The relationship between crack-tip strain and subcritical cracking thresholds for steels in high-pressure hydrogen gas
1
2013
... 目前裂纹扩展实验主要采用位移控制和恒定应力强度因子 (K ) 控制两种加载方式.当采用位移控制加载时，在K TH 以下由直流电位降法检测的裂纹扩展速率存在假的增长，获得的裂纹扩展速率几乎无效且K TH 也不太精确.这是由于加载时裂纹尖端几何形状发生钝化，并导致裂纹尖端塑性随着K 的增加而增大，使得试样的电阻率增加，最终造成翻转直流电位降法监测到的裂纹面的电位降也随之增大[31 ] .此外，当采用位移控制加载时，由于K 的增加，得到的K TH 可能比降K 或准静态K 得到的K TH 要小[32 ] .相比之下，采用载荷控制的恒K 实验，可以利用较长时间使裂纹尖端突破塑性极限，或许能得到更加准确的裂纹扩展速率，并且测试条件更能代表典型的使用条件[33 ] .此外，外加电位、试样SCC过程裂纹尖端聚集的腐蚀产物和裂纹表面粗糙度等也会导致电位法测试结果与实际裂纹物理扩展不一致.然而，这些影响都是可以校正的，不影响裂纹扩展扩展较慢时的分辨率[34 ] .Pioszak和Gangloff[18 ] 和Gangloff[23 ] 采用位移控制升K 的裂纹扩展实验结合高精度的翻转直流电位降法定量测量了超高强钢的亚临界裂纹扩展的K TH 和da /dt 数据，定量评价了AerMet100和300M等超高强钢的SCC性能，分析了电化学和微观组织结构对SCC性能的影响.如图1 所示，AerMet100、Ferrium M54、300M三种钢在3.5%NaCl溶液中的K TH 为12-18 MPa·m1/2 ，但300M钢的da /dt Ⅱ 相比于其他钢较大，说明其抗SCC性能最差；Ferrium S53具有最强的抗SCC性能，K TH 高达77 MPa·m1/2 ，da /dt Ⅱ 与AerMet100钢相当. ...
A review of hydrogen embrittlement of martensitic advanced high-strength steels
4
2016
... 目前裂纹扩展实验主要采用位移控制和恒定应力强度因子 (K ) 控制两种加载方式.当采用位移控制加载时，在K TH 以下由直流电位降法检测的裂纹扩展速率存在假的增长，获得的裂纹扩展速率几乎无效且K TH 也不太精确.这是由于加载时裂纹尖端几何形状发生钝化，并导致裂纹尖端塑性随着K 的增加而增大，使得试样的电阻率增加，最终造成翻转直流电位降法监测到的裂纹面的电位降也随之增大[31 ] .此外，当采用位移控制加载时，由于K 的增加，得到的K TH 可能比降K 或准静态K 得到的K TH 要小[32 ] .相比之下，采用载荷控制的恒K 实验，可以利用较长时间使裂纹尖端突破塑性极限，或许能得到更加准确的裂纹扩展速率，并且测试条件更能代表典型的使用条件[33 ] .此外，外加电位、试样SCC过程裂纹尖端聚集的腐蚀产物和裂纹表面粗糙度等也会导致电位法测试结果与实际裂纹物理扩展不一致.然而，这些影响都是可以校正的，不影响裂纹扩展扩展较慢时的分辨率[34 ] .Pioszak和Gangloff[18 ] 和Gangloff[23 ] 采用位移控制升K 的裂纹扩展实验结合高精度的翻转直流电位降法定量测量了超高强钢的亚临界裂纹扩展的K TH 和da /dt 数据，定量评价了AerMet100和300M等超高强钢的SCC性能，分析了电化学和微观组织结构对SCC性能的影响.如图1 所示，AerMet100、Ferrium M54、300M三种钢在3.5%NaCl溶液中的K TH 为12-18 MPa·m1/2 ，但300M钢的da /dt Ⅱ 相比于其他钢较大，说明其抗SCC性能最差；Ferrium S53具有最强的抗SCC性能，K TH 高达77 MPa·m1/2 ，da /dt Ⅱ 与AerMet100钢相当. ...
... 合金中的微量元素对超高强钢SCC的影响不同，P、S、As、Si等杂质元素易在晶界偏析，增加晶界处的缺陷，在H的作用下诱发超高强钢沿晶断裂[33 ] .然而，当AISI 4340超高强钢中杂质元素的总含量小于0.05%时，SCC则转变为穿晶模式[18 ] .加入微量稀土元素可以改善超高强钢SCC性能，稀土元素能以夹杂颗粒的形式吸收杂质元素，缓解杂质元素在晶界处的偏析，从而避免发生沿晶SCC[18 ] .此外，V，Ti微合金化也起到有益的作用.例如，在Ferrium M54超高强钢中加入0.01% Ti后，因MC碳化物稳定性的提高，可以在固溶处理时升高温度促进其他碳化物的溶解，进而使回火时形成高密度、均匀分布的细小M2 C碳化物，同时未溶解的纳米MC碳化物有效避免了固溶处理时奥氏体粗化，使淬火时形成较小尺寸的板条马氏体，有效的提高合金抗SCC性能[51 , 55 ] . ...
... 研究表明，与CSL晶界和小角度晶界相比，随机取向的大角度晶界为杂质元素和H偏析提供了有力位置，成为了优先的裂纹扩展路径，因此增加CSL界面面积能减弱超高强钢的沿晶开裂倾向[66 , 67 ] .也有文献表明大角度马氏体包界面可以有效降低沿晶面的解理断裂[33 ] ，同时CSL晶界 (主要是对称孪晶界) 具有较强的抗开裂能力[68 ] .但超高强马氏体钢中的单个CSL晶界和小角度晶界的长度相较于裂纹尖端的FPZ而言较小，不会破坏随机大角度晶界网络的连通性.对在三维空间扩展的氢致裂纹而言，只有当长度大于250 nm的小角晶界和CSL晶界比例之和达到50%以上时，才能在较大应力时阻碍裂纹扩展，所以很难通过提高CSL晶界和小角度晶界的比例来显著优化超高强钢的抗SCC性能[18 ] .因此，超高强钢的晶界类型和比例对SCC的影响规律仍需系统研究. ...
... 超高强钢的各项性能与热处理制度密切相关，改善热处理制度能改变钢中析出物的尺寸、含量与分布，进而提升其抗SCC性能.如细化晶粒能使合金单位体积具有更多的晶界作为氢陷阱，降低H的扩散速率[33 ] .超高强马氏体钢淬火后或时效后在液氮中冷冻，能使部分奥氏体转变为马氏体，这样可能提高钢材的K TH 和降低da /dt Ⅱ [18 ] .Uluc等[52 ] 研究了热处理对AerMet100钢H吸收能力的影响，结果表明，通过盐浴时效处理含奥氏体相的钢比淬火后再深冷处理的不含奥氏体相的钢能吸收更多的H，奥氏体对H的吸收具有促进作用. ...
Measurement and modeling of hydrogen environment-assisted cracking in a Ni-Cu-Al-Ti superalloy
1
2016
... 目前裂纹扩展实验主要采用位移控制和恒定应力强度因子 (K ) 控制两种加载方式.当采用位移控制加载时，在K TH 以下由直流电位降法检测的裂纹扩展速率存在假的增长，获得的裂纹扩展速率几乎无效且K TH 也不太精确.这是由于加载时裂纹尖端几何形状发生钝化，并导致裂纹尖端塑性随着K 的增加而增大，使得试样的电阻率增加，最终造成翻转直流电位降法监测到的裂纹面的电位降也随之增大[31 ] .此外，当采用位移控制加载时，由于K 的增加，得到的K TH 可能比降K 或准静态K 得到的K TH 要小[32 ] .相比之下，采用载荷控制的恒K 实验，可以利用较长时间使裂纹尖端突破塑性极限，或许能得到更加准确的裂纹扩展速率，并且测试条件更能代表典型的使用条件[33 ] .此外，外加电位、试样SCC过程裂纹尖端聚集的腐蚀产物和裂纹表面粗糙度等也会导致电位法测试结果与实际裂纹物理扩展不一致.然而，这些影响都是可以校正的，不影响裂纹扩展扩展较慢时的分辨率[34 ] .Pioszak和Gangloff[18 ] 和Gangloff[23 ] 采用位移控制升K 的裂纹扩展实验结合高精度的翻转直流电位降法定量测量了超高强钢的亚临界裂纹扩展的K TH 和da /dt 数据，定量评价了AerMet100和300M等超高强钢的SCC性能，分析了电化学和微观组织结构对SCC性能的影响.如图1 所示，AerMet100、Ferrium M54、300M三种钢在3.5%NaCl溶液中的K TH 为12-18 MPa·m1/2 ，但300M钢的da /dt Ⅱ 相比于其他钢较大，说明其抗SCC性能最差；Ferrium S53具有最强的抗SCC性能，K TH 高达77 MPa·m1/2 ，da /dt Ⅱ 与AerMet100钢相当. ...
Effect of hydrogen on hydrogen permeation and stress corrosion behavior of low alloy steel in acid gas field
1
2020
... 氢渗透实验是测量H在钢中扩散率大小的一种较为简单的方式.该测试在双电解池中进行，中间以待测样品隔开，双电解池分为电化学阴极充氢侧和检测扩散出样品H的氧化侧[35 ] .通过对电化学数据处理可以得到H在超高强钢中的扩散参数，比如H扩散速率等[36 ] . ...
氢对酸性气田低合金钢氢渗透及应力腐蚀行为的影响
1
2020
... 氢渗透实验是测量H在钢中扩散率大小的一种较为简单的方式.该测试在双电解池中进行，中间以待测样品隔开，双电解池分为电化学阴极充氢侧和检测扩散出样品H的氧化侧[35 ] .通过对电化学数据处理可以得到H在超高强钢中的扩散参数，比如H扩散速率等[36 ] . ...
Hydrogen transport and embrittlement in 300 M and AerMet100 ultra high strength steels
5
2010
... 氢渗透实验是测量H在钢中扩散率大小的一种较为简单的方式.该测试在双电解池中进行，中间以待测样品隔开，双电解池分为电化学阴极充氢侧和检测扩散出样品H的氧化侧[35 ] .通过对电化学数据处理可以得到H在超高强钢中的扩散参数，比如H扩散速率等[36 ] . ...
... 恒流充氢测试技术是Wen等[40 ] 设计的另一种评估H在合金中的扩散特性的电化学方法.该技术使用恒电流脉冲对电解池中薄片样品两侧进行电化学阴极充氢，通过电化学工作站监测试样电位变化作出电位与时间的函数，由此可计算出H扩散系数.有文献[36 , 38 , 41 ] 使用恒流充氢电化学法测试了AerMet100钢材中的H扩散系数，结果表明相比较与电化学氢渗透实验，该方法更加适合AerMet100超高强钢. ...
... 飞机起落架用超高强钢因需较高的强度一般都是马氏体钢，其组织主要为高密度位错的板条马氏体结构.该组织具有较好的H捕获能力，因而氢致开裂敏感性较高，溶质H浓度在3.95~7.9 mg/L时就可能引发开裂[46 , 59 ] .相较于300M钢，AerMet100钢中板条马氏体结构的尺寸更加细小[60 ] ，马氏体板条的细化可以起到改善超高强钢SCC敏感性的作用，但这两种超高强钢的不同H扩散系数是由微观组织中各种氢陷阱的数量和分布造成的，马氏体板条尺寸不是主要原因[36 ] . ...
... 马氏体超高强钢中存在少量的奥氏体，分为淬火后没有转化为马氏体的残余奥氏体和回火时析出的逆变奥氏体.奥氏体具有较多的滑移系可以降低裂纹尖端的应力集中，因而在同等应力下裂纹尖端需要更高的H浓度才能扩展[61 ] ；同时，面心立方结构的奥氏体相较于体心立方的马氏体可以容纳更多的H，因而具有更低的H扩散速率和氢致开裂敏感性[55 ] .研究发现，与H有较高结合能的奥氏体可作为马氏体钢中吸收H的不可逆氢陷阱，增加了H在钢中的扩散难度从而降低H的扩散速率[37 , 38 ] .因此，超高强钢中的薄膜状的逆变奥氏体能有效降低超高强钢的SCC敏感性.例如，H在AerMet100钢中的扩散速率比在300M钢中降低了两个数量级左右，主要原因是AerMet100钢的马氏体界面处分布着体积分数在3%左右的逆变奥氏体，而300M钢中的奥氏体只有存在于原奥氏体晶界处的残余奥氏体[36 ] .但也有研究表明奥氏体的存在对超高强钢的抗SCC性能不利.该观点认为外加应力时裂纹尖端较大的应力集中和塑性应变能使奥氏体 (尺寸越大越容易) 转变为含有过饱和C的马氏体组织，转变时的体积效应会引起应力集中；同时在溶解于奥氏体中高浓度H的作用下，局部应力集中会诱发裂纹在新生成的马氏体/奥氏体界面处形核，降低合金抵抗开裂的能力[5 , 18 ] .虽然有大量学者研究了逆变奥氏体对超高强钢中H扩散和分布的影响，但尚未定量揭示逆变奥氏体的含量和尺寸与SCC扩展的关联. ...
... 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
Hydrogen trap states in ultrahigh-strength AERMET 100 steel
2
2004
... 热脱附谱技术 (TDS) 不仅可以量化钢材氢陷阱中的H和测量H扩散率，而且能提供氢陷阱的密度和结合能等信息，主要用于分析H在钢中的捕获和脱附机制.TDS测试结果中不同的峰对应于特定结合能的氢陷阱，可用来区别超高强钢中的氢陷阱种类[37 , 38 ] .然而，该技术因缺乏空间分辨率和时间分辨率在多相体系中不能通过H溢出量识别特定的微观结构[39 ] . ...
... 马氏体超高强钢中存在少量的奥氏体，分为淬火后没有转化为马氏体的残余奥氏体和回火时析出的逆变奥氏体.奥氏体具有较多的滑移系可以降低裂纹尖端的应力集中，因而在同等应力下裂纹尖端需要更高的H浓度才能扩展[61 ] ；同时，面心立方结构的奥氏体相较于体心立方的马氏体可以容纳更多的H，因而具有更低的H扩散速率和氢致开裂敏感性[55 ] .研究发现，与H有较高结合能的奥氏体可作为马氏体钢中吸收H的不可逆氢陷阱，增加了H在钢中的扩散难度从而降低H的扩散速率[37 , 38 ] .因此，超高强钢中的薄膜状的逆变奥氏体能有效降低超高强钢的SCC敏感性.例如，H在AerMet100钢中的扩散速率比在300M钢中降低了两个数量级左右，主要原因是AerMet100钢的马氏体界面处分布着体积分数在3%左右的逆变奥氏体，而300M钢中的奥氏体只有存在于原奥氏体晶界处的残余奥氏体[36 ] .但也有研究表明奥氏体的存在对超高强钢的抗SCC性能不利.该观点认为外加应力时裂纹尖端较大的应力集中和塑性应变能使奥氏体 (尺寸越大越容易) 转变为含有过饱和C的马氏体组织，转变时的体积效应会引起应力集中；同时在溶解于奥氏体中高浓度H的作用下，局部应力集中会诱发裂纹在新生成的马氏体/奥氏体界面处形核，降低合金抵抗开裂的能力[5 , 18 ] .虽然有大量学者研究了逆变奥氏体对超高强钢中H扩散和分布的影响，但尚未定量揭示逆变奥氏体的含量和尺寸与SCC扩展的关联. ...
Trap-governed hydrogen diffusivity and uptake capacity in ultrahigh-strength AERMET 100 steel
3
2002
... 热脱附谱技术 (TDS) 不仅可以量化钢材氢陷阱中的H和测量H扩散率，而且能提供氢陷阱的密度和结合能等信息，主要用于分析H在钢中的捕获和脱附机制.TDS测试结果中不同的峰对应于特定结合能的氢陷阱，可用来区别超高强钢中的氢陷阱种类[37 , 38 ] .然而，该技术因缺乏空间分辨率和时间分辨率在多相体系中不能通过H溢出量识别特定的微观结构[39 ] . ...
... 恒流充氢测试技术是Wen等[40 ] 设计的另一种评估H在合金中的扩散特性的电化学方法.该技术使用恒电流脉冲对电解池中薄片样品两侧进行电化学阴极充氢，通过电化学工作站监测试样电位变化作出电位与时间的函数，由此可计算出H扩散系数.有文献[36 , 38 , 41 ] 使用恒流充氢电化学法测试了AerMet100钢材中的H扩散系数，结果表明相比较与电化学氢渗透实验，该方法更加适合AerMet100超高强钢. ...
... 马氏体超高强钢中存在少量的奥氏体，分为淬火后没有转化为马氏体的残余奥氏体和回火时析出的逆变奥氏体.奥氏体具有较多的滑移系可以降低裂纹尖端的应力集中，因而在同等应力下裂纹尖端需要更高的H浓度才能扩展[61 ] ；同时，面心立方结构的奥氏体相较于体心立方的马氏体可以容纳更多的H，因而具有更低的H扩散速率和氢致开裂敏感性[55 ] .研究发现，与H有较高结合能的奥氏体可作为马氏体钢中吸收H的不可逆氢陷阱，增加了H在钢中的扩散难度从而降低H的扩散速率[37 , 38 ] .因此，超高强钢中的薄膜状的逆变奥氏体能有效降低超高强钢的SCC敏感性.例如，H在AerMet100钢中的扩散速率比在300M钢中降低了两个数量级左右，主要原因是AerMet100钢的马氏体界面处分布着体积分数在3%左右的逆变奥氏体，而300M钢中的奥氏体只有存在于原奥氏体晶界处的残余奥氏体[36 ] .但也有研究表明奥氏体的存在对超高强钢的抗SCC性能不利.该观点认为外加应力时裂纹尖端较大的应力集中和塑性应变能使奥氏体 (尺寸越大越容易) 转变为含有过饱和C的马氏体组织，转变时的体积效应会引起应力集中；同时在溶解于奥氏体中高浓度H的作用下，局部应力集中会诱发裂纹在新生成的马氏体/奥氏体界面处形核，降低合金抵抗开裂的能力[5 , 18 ] .虽然有大量学者研究了逆变奥氏体对超高强钢中H扩散和分布的影响，但尚未定量揭示逆变奥氏体的含量和尺寸与SCC扩展的关联. ...
Hydrogen detection in metals: a review and introduction of a Kelvin probe approach
1
2013
... 热脱附谱技术 (TDS) 不仅可以量化钢材氢陷阱中的H和测量H扩散率，而且能提供氢陷阱的密度和结合能等信息，主要用于分析H在钢中的捕获和脱附机制.TDS测试结果中不同的峰对应于特定结合能的氢陷阱，可用来区别超高强钢中的氢陷阱种类[37 , 38 ] .然而，该技术因缺乏空间分辨率和时间分辨率在多相体系中不能通过H溢出量识别特定的微观结构[39 ] . ...
Use of electrochemical methods to determine chemical-diffusion coefficients in alloys: Application to ‘LiAl’
1
1981
... 恒流充氢测试技术是Wen等[40 ] 设计的另一种评估H在合金中的扩散特性的电化学方法.该技术使用恒电流脉冲对电解池中薄片样品两侧进行电化学阴极充氢，通过电化学工作站监测试样电位变化作出电位与时间的函数，由此可计算出H扩散系数.有文献[36 , 38 , 41 ] 使用恒流充氢电化学法测试了AerMet100钢材中的H扩散系数，结果表明相比较与电化学氢渗透实验，该方法更加适合AerMet100超高强钢. ...
Hydrogen diffusivity in Aermet? 100 at room temperature under galvanostatic charging conditions
1
2003
... 恒流充氢测试技术是Wen等[40 ] 设计的另一种评估H在合金中的扩散特性的电化学方法.该技术使用恒电流脉冲对电解池中薄片样品两侧进行电化学阴极充氢，通过电化学工作站监测试样电位变化作出电位与时间的函数，由此可计算出H扩散系数.有文献[36 , 38 , 41 ] 使用恒流充氢电化学法测试了AerMet100钢材中的H扩散系数，结果表明相比较与电化学氢渗透实验，该方法更加适合AerMet100超高强钢. ...
Atomic-scale insights on hydrogen trapping and exclusion at incoherent interfaces of nanoprecipitates in martensitic steels
1
2022
... 除以上测试手段外，一些先进的材料表征技术也可用来揭示H在合金中的分布.Zhang等[42 ] 通过使用非破坏性的扫描Kelvins探针力显微镜，原位揭示了低合金超高强钢中单个不连续纳米沉淀物的H捕获行为；Zhao等[43 ] 以飞行时间二次离子质谱分析仪测定了超高强马氏体钢裂纹尖端的H分布，明确了H倾向于分布在裂纹周围，并在应力作用下向裂纹尖端聚集.Takahashi等[44 ] 利用具有高空间分辨率的原子探针层析技术对高强钢中氢陷阱进行了原子尺度的直接观察，发现了VC碳化物与基体的共格程度对H的捕获有较大的影响，半共格的VC对H有很强的捕获能力. ...
Effect of cathodic polarisation on stress corrosion cracking behaviour of a Ni(Fe, Al)-maraging steel in artificial seawater
1
2021
... 除以上测试手段外，一些先进的材料表征技术也可用来揭示H在合金中的分布.Zhang等[42 ] 通过使用非破坏性的扫描Kelvins探针力显微镜，原位揭示了低合金超高强钢中单个不连续纳米沉淀物的H捕获行为；Zhao等[43 ] 以飞行时间二次离子质谱分析仪测定了超高强马氏体钢裂纹尖端的H分布，明确了H倾向于分布在裂纹周围，并在应力作用下向裂纹尖端聚集.Takahashi等[44 ] 利用具有高空间分辨率的原子探针层析技术对高强钢中氢陷阱进行了原子尺度的直接观察，发现了VC碳化物与基体的共格程度对H的捕获有较大的影响，半共格的VC对H有很强的捕获能力. ...
Direct observation of hydrogen-trapping sites in vanadium carbide precipitation steel by atom probe tomography
1
2012
... 除以上测试手段外，一些先进的材料表征技术也可用来揭示H在合金中的分布.Zhang等[42 ] 通过使用非破坏性的扫描Kelvins探针力显微镜，原位揭示了低合金超高强钢中单个不连续纳米沉淀物的H捕获行为；Zhao等[43 ] 以飞行时间二次离子质谱分析仪测定了超高强马氏体钢裂纹尖端的H分布，明确了H倾向于分布在裂纹周围，并在应力作用下向裂纹尖端聚集.Takahashi等[44 ] 利用具有高空间分辨率的原子探针层析技术对高强钢中氢陷阱进行了原子尺度的直接观察，发现了VC碳化物与基体的共格程度对H的捕获有较大的影响，半共格的VC对H有很强的捕获能力. ...
Research progress on stress corrosion cracking of stainless steel for nuclear power plant in high-temperature and high-pressure water
1
2021
... 超高强钢的SCC是材料、应力和环境相互作用结果[45 , 46 ] .目前学者主要从合金成分、微观组织结构、应力和环境因素等方面对其SCC行为影响进行研究. ...
核电站用不锈钢在高温高压水中应力腐蚀开裂行为的研究进展
1
2021
... 超高强钢的SCC是材料、应力和环境相互作用结果[45 , 46 ] .目前学者主要从合金成分、微观组织结构、应力和环境因素等方面对其SCC行为影响进行研究. ...
Hydrogen embrittlement in different materials: A review
2
2018
... 超高强钢的SCC是材料、应力和环境相互作用结果[45 , 46 ] .目前学者主要从合金成分、微观组织结构、应力和环境因素等方面对其SCC行为影响进行研究. ...
... 飞机起落架用超高强钢因需较高的强度一般都是马氏体钢，其组织主要为高密度位错的板条马氏体结构.该组织具有较好的H捕获能力，因而氢致开裂敏感性较高，溶质H浓度在3.95~7.9 mg/L时就可能引发开裂[46 , 59 ] .相较于300M钢，AerMet100钢中板条马氏体结构的尺寸更加细小[60 ] ，马氏体板条的细化可以起到改善超高强钢SCC敏感性的作用，但这两种超高强钢的不同H扩散系数是由微观组织中各种氢陷阱的数量和分布造成的，马氏体板条尺寸不是主要原因[36 ] . ...
Austenite and precipitation in secondary-hardening ultra-high-strength stainless steel
1
2018
... 合金成分在SCC行为中起着至关重要的作用，表1 给出了几种飞机起落架用超高强钢的化学成分[22 ] .超高强不锈钢抗SCC性能更优部分原因是其合金成分，如Ferrium S53钢因较高的Cr含量优先取代了M2 C碳化物中的Mo，可能降低析出相的尺寸[18 , 47 ] .理论上，Cr可以通过两个相反的作用影响合金SCC过程.一方面，Cr溶解形成Cr3+ 比Fe的溶解能使裂纹尖端溶液pH更低，进而提升了FPZ中的H浓度；另一方面，高Cr含量使得裂纹尖端更容易形成稳定的钝化膜，反而降低了裂纹尖端的过电位和FPZ中的H浓度[18 ] ，因此Cr的作用还需要进一步澄清.对于Custom 465超高强钢，Ti、Ni在回火时能生成η -Ni3Ti金属间化合物.有研究表明半共格的η 相具有比逆变奥氏体更好的捕氢能力[48 , 49 ] ；此外，过时效时富Ni的η 相溶解进入奥氏体能够提升其机械和化学稳定性；而且η 相可独立转变为细小的条带状逆变奥氏体，从而缓解了应力集中和使形成的逆变奥氏体在应力作用下不易转变成马氏体，提高了合金的氢脆抗力[5 ] . ...
Hydrogen diffusivity and trapping in custom 465 stainless steel
1
2018
... 合金成分在SCC行为中起着至关重要的作用，表1 给出了几种飞机起落架用超高强钢的化学成分[22 ] .超高强不锈钢抗SCC性能更优部分原因是其合金成分，如Ferrium S53钢因较高的Cr含量优先取代了M2 C碳化物中的Mo，可能降低析出相的尺寸[18 , 47 ] .理论上，Cr可以通过两个相反的作用影响合金SCC过程.一方面，Cr溶解形成Cr3+ 比Fe的溶解能使裂纹尖端溶液pH更低，进而提升了FPZ中的H浓度；另一方面，高Cr含量使得裂纹尖端更容易形成稳定的钝化膜，反而降低了裂纹尖端的过电位和FPZ中的H浓度[18 ] ，因此Cr的作用还需要进一步澄清.对于Custom 465超高强钢，Ti、Ni在回火时能生成η -Ni3Ti金属间化合物.有研究表明半共格的η 相具有比逆变奥氏体更好的捕氢能力[48 , 49 ] ；此外，过时效时富Ni的η 相溶解进入奥氏体能够提升其机械和化学稳定性；而且η 相可独立转变为细小的条带状逆变奥氏体，从而缓解了应力集中和使形成的逆变奥氏体在应力作用下不易转变成马氏体，提高了合金的氢脆抗力[5 ] . ...
The environmentally small/short crack growth effect: current understanding
1
2012
... 合金成分在SCC行为中起着至关重要的作用，表1 给出了几种飞机起落架用超高强钢的化学成分[22 ] .超高强不锈钢抗SCC性能更优部分原因是其合金成分，如Ferrium S53钢因较高的Cr含量优先取代了M2 C碳化物中的Mo，可能降低析出相的尺寸[18 , 47 ] .理论上，Cr可以通过两个相反的作用影响合金SCC过程.一方面，Cr溶解形成Cr3+ 比Fe的溶解能使裂纹尖端溶液pH更低，进而提升了FPZ中的H浓度；另一方面，高Cr含量使得裂纹尖端更容易形成稳定的钝化膜，反而降低了裂纹尖端的过电位和FPZ中的H浓度[18 ] ，因此Cr的作用还需要进一步澄清.对于Custom 465超高强钢，Ti、Ni在回火时能生成η -Ni3Ti金属间化合物.有研究表明半共格的η 相具有比逆变奥氏体更好的捕氢能力[48 , 49 ] ；此外，过时效时富Ni的η 相溶解进入奥氏体能够提升其机械和化学稳定性；而且η 相可独立转变为细小的条带状逆变奥氏体，从而缓解了应力集中和使形成的逆变奥氏体在应力作用下不易转变成马氏体，提高了合金的氢脆抗力[5 ] . ...
On the characteristics of M2 C carbides in the peak hardening regime of AerMet 100 steel
1
1998
... 二次硬化超高强钢中，纳米碳化物是影响H在钢材中扩散的重要组织因素，而Cr、Mo、Fe是回火时析出的碳化物M2 C形成的主要元素.并且其他元素可能对该碳化物析出造成影响，如Co能提高碳活性使其形核率增加；W能增加其稳定性；Ni能降低渗碳体转变为M2 C碳化物的温度，使其析出更多弥散、均匀分布的纳米碳化物，降低H扩散速率[50 ~52 ] .然而也有研究表明，降低Cr、Ni对Ferrium M54钢的抗开裂性能没有产生不利影响[22 ] .此外，Cr、Ni、Mo等元素在SCC过程中会反应形成较为稳定的钝化膜，一定程度上减弱了SCC进程[53 , 54 ] . ...
Controlling the MC and M2 C carbide precipitation in Ferrium? M54? steel to achieve optimum ultimate tensile strength/fracture toughness balance
2
2018
... 合金中的微量元素对超高强钢SCC的影响不同，P、S、As、Si等杂质元素易在晶界偏析，增加晶界处的缺陷，在H的作用下诱发超高强钢沿晶断裂[33 ] .然而，当AISI 4340超高强钢中杂质元素的总含量小于0.05%时，SCC则转变为穿晶模式[18 ] .加入微量稀土元素可以改善超高强钢SCC性能，稀土元素能以夹杂颗粒的形式吸收杂质元素，缓解杂质元素在晶界处的偏析，从而避免发生沿晶SCC[18 ] .此外，V，Ti微合金化也起到有益的作用.例如，在Ferrium M54超高强钢中加入0.01% Ti后，因MC碳化物稳定性的提高，可以在固溶处理时升高温度促进其他碳化物的溶解，进而使回火时形成高密度、均匀分布的细小M2 C碳化物，同时未溶解的纳米MC碳化物有效避免了固溶处理时奥氏体粗化，使淬火时形成较小尺寸的板条马氏体，有效的提高合金抗SCC性能[51 , 55 ] . ...
... 超高强钢中存在两类碳化物，一类是固溶时未完全溶解的粗大碳化物，如Fe3 C、MC；另一类在回火时析出，作为超高强钢的纳米强化相，如M2 C、M6 C.300M超高强钢因回火温度较低，析出的是与基体不共格的粗大渗碳体，不利于合金的抗SCC性能[62 ] .AerMet100钢中的碳化物主要为固溶时未熔球形颗粒MC (M为Cr、Mo、Fe、Ti)和回火时析出的纳米级的M2 C (M主要为Cr、Mo、Fe)[60 ] .长径比约为3的棒状M2 C碳化物具有密排六方结构，与基体保持共格或半共格关系，过时效热处理会使其失去与基体的共格性[63 , 64 ] .在更高的回火温度下，M2 C碳化物会转变为与基体共格性差的M6 C，虽然结构稳定但尺寸较粗大[51 ] .超高强钢中析出的碳化物始终充当氢陷阱，阻碍H在钢中的扩散，相对而言，均匀、弥散分布的共格碳化物在降低超高强钢氢致开裂敏感性方面起着重要作用.Hu等[28 ] 研究表明AerMet100钢板条马氏体析出的共格M2 C碳化物作为一种可逆氢陷阱，可捕获钢中的绝大部分H而抑制H在钢中的有效扩散；但Pound[65 ] 认为AerMet100钢中不共格的M2 C碳化物不可逆地捕获H，增加了合金内部氢致开裂敏感性，导致合金的K ISCC 降低.也有文献表明析出的纳米级碳化物不利于钢材的抗氢致开裂性能，因为它可作为流动H的储存库，使板条马氏体的边界脆化，诱发氢脆[55 ] . ...
The role of heat treatment and alloying elements on hydrogen uptake in Aermet 100 ultrahigh-strength steel
2
2015
... 二次硬化超高强钢中，纳米碳化物是影响H在钢材中扩散的重要组织因素，而Cr、Mo、Fe是回火时析出的碳化物M2 C形成的主要元素.并且其他元素可能对该碳化物析出造成影响，如Co能提高碳活性使其形核率增加；W能增加其稳定性；Ni能降低渗碳体转变为M2 C碳化物的温度，使其析出更多弥散、均匀分布的纳米碳化物，降低H扩散速率[50 ~52 ] .然而也有研究表明，降低Cr、Ni对Ferrium M54钢的抗开裂性能没有产生不利影响[22 ] .此外，Cr、Ni、Mo等元素在SCC过程中会反应形成较为稳定的钝化膜，一定程度上减弱了SCC进程[53 , 54 ] . ...
... 超高强钢的各项性能与热处理制度密切相关，改善热处理制度能改变钢中析出物的尺寸、含量与分布，进而提升其抗SCC性能.如细化晶粒能使合金单位体积具有更多的晶界作为氢陷阱，降低H的扩散速率[33 ] .超高强马氏体钢淬火后或时效后在液氮中冷冻，能使部分奥氏体转变为马氏体，这样可能提高钢材的K TH 和降低da /dt Ⅱ [18 ] .Uluc等[52 ] 研究了热处理对AerMet100钢H吸收能力的影响，结果表明，通过盐浴时效处理含奥氏体相的钢比淬火后再深冷处理的不含奥氏体相的钢能吸收更多的H，奥氏体对H的吸收具有促进作用. ...
Nitriding behavior and mechanical properties of AerMet100 steel and first-principles calculations of phase interfaces
1
2022
... 二次硬化超高强钢中，纳米碳化物是影响H在钢材中扩散的重要组织因素，而Cr、Mo、Fe是回火时析出的碳化物M2 C形成的主要元素.并且其他元素可能对该碳化物析出造成影响，如Co能提高碳活性使其形核率增加；W能增加其稳定性；Ni能降低渗碳体转变为M2 C碳化物的温度，使其析出更多弥散、均匀分布的纳米碳化物，降低H扩散速率[50 ~52 ] .然而也有研究表明，降低Cr、Ni对Ferrium M54钢的抗开裂性能没有产生不利影响[22 ] .此外，Cr、Ni、Mo等元素在SCC过程中会反应形成较为稳定的钝化膜，一定程度上减弱了SCC进程[53 , 54 ] . ...
Effect of microstructure on corrosion behavior of high strength martensite steel—A literature review
1
2021
... 二次硬化超高强钢中，纳米碳化物是影响H在钢材中扩散的重要组织因素，而Cr、Mo、Fe是回火时析出的碳化物M2 C形成的主要元素.并且其他元素可能对该碳化物析出造成影响，如Co能提高碳活性使其形核率增加；W能增加其稳定性；Ni能降低渗碳体转变为M2 C碳化物的温度，使其析出更多弥散、均匀分布的纳米碳化物，降低H扩散速率[50 ~52 ] .然而也有研究表明，降低Cr、Ni对Ferrium M54钢的抗开裂性能没有产生不利影响[22 ] .此外，Cr、Ni、Mo等元素在SCC过程中会反应形成较为稳定的钝化膜，一定程度上减弱了SCC进程[53 , 54 ] . ...
3
2012
... 合金中的微量元素对超高强钢SCC的影响不同，P、S、As、Si等杂质元素易在晶界偏析，增加晶界处的缺陷，在H的作用下诱发超高强钢沿晶断裂[33 ] .然而，当AISI 4340超高强钢中杂质元素的总含量小于0.05%时，SCC则转变为穿晶模式[18 ] .加入微量稀土元素可以改善超高强钢SCC性能，稀土元素能以夹杂颗粒的形式吸收杂质元素，缓解杂质元素在晶界处的偏析，从而避免发生沿晶SCC[18 ] .此外，V，Ti微合金化也起到有益的作用.例如，在Ferrium M54超高强钢中加入0.01% Ti后，因MC碳化物稳定性的提高，可以在固溶处理时升高温度促进其他碳化物的溶解，进而使回火时形成高密度、均匀分布的细小M2 C碳化物，同时未溶解的纳米MC碳化物有效避免了固溶处理时奥氏体粗化，使淬火时形成较小尺寸的板条马氏体，有效的提高合金抗SCC性能[51 , 55 ] . ...
... 马氏体超高强钢中存在少量的奥氏体，分为淬火后没有转化为马氏体的残余奥氏体和回火时析出的逆变奥氏体.奥氏体具有较多的滑移系可以降低裂纹尖端的应力集中，因而在同等应力下裂纹尖端需要更高的H浓度才能扩展[61 ] ；同时，面心立方结构的奥氏体相较于体心立方的马氏体可以容纳更多的H，因而具有更低的H扩散速率和氢致开裂敏感性[55 ] .研究发现，与H有较高结合能的奥氏体可作为马氏体钢中吸收H的不可逆氢陷阱，增加了H在钢中的扩散难度从而降低H的扩散速率[37 , 38 ] .因此，超高强钢中的薄膜状的逆变奥氏体能有效降低超高强钢的SCC敏感性.例如，H在AerMet100钢中的扩散速率比在300M钢中降低了两个数量级左右，主要原因是AerMet100钢的马氏体界面处分布着体积分数在3%左右的逆变奥氏体，而300M钢中的奥氏体只有存在于原奥氏体晶界处的残余奥氏体[36 ] .但也有研究表明奥氏体的存在对超高强钢的抗SCC性能不利.该观点认为外加应力时裂纹尖端较大的应力集中和塑性应变能使奥氏体 (尺寸越大越容易) 转变为含有过饱和C的马氏体组织，转变时的体积效应会引起应力集中；同时在溶解于奥氏体中高浓度H的作用下，局部应力集中会诱发裂纹在新生成的马氏体/奥氏体界面处形核，降低合金抵抗开裂的能力[5 , 18 ] .虽然有大量学者研究了逆变奥氏体对超高强钢中H扩散和分布的影响，但尚未定量揭示逆变奥氏体的含量和尺寸与SCC扩展的关联. ...
... 超高强钢中存在两类碳化物，一类是固溶时未完全溶解的粗大碳化物，如Fe3 C、MC；另一类在回火时析出，作为超高强钢的纳米强化相，如M2 C、M6 C.300M超高强钢因回火温度较低，析出的是与基体不共格的粗大渗碳体，不利于合金的抗SCC性能[62 ] .AerMet100钢中的碳化物主要为固溶时未熔球形颗粒MC (M为Cr、Mo、Fe、Ti)和回火时析出的纳米级的M2 C (M主要为Cr、Mo、Fe)[60 ] .长径比约为3的棒状M2 C碳化物具有密排六方结构，与基体保持共格或半共格关系，过时效热处理会使其失去与基体的共格性[63 , 64 ] .在更高的回火温度下，M2 C碳化物会转变为与基体共格性差的M6 C，虽然结构稳定但尺寸较粗大[51 ] .超高强钢中析出的碳化物始终充当氢陷阱，阻碍H在钢中的扩散，相对而言，均匀、弥散分布的共格碳化物在降低超高强钢氢致开裂敏感性方面起着重要作用.Hu等[28 ] 研究表明AerMet100钢板条马氏体析出的共格M2 C碳化物作为一种可逆氢陷阱，可捕获钢中的绝大部分H而抑制H在钢中的有效扩散；但Pound[65 ] 认为AerMet100钢中不共格的M2 C碳化物不可逆地捕获H，增加了合金内部氢致开裂敏感性，导致合金的K ISCC 降低.也有文献表明析出的纳米级碳化物不利于钢材的抗氢致开裂性能，因为它可作为流动H的储存库，使板条马氏体的边界脆化，诱发氢脆[55 ] . ...
Grain size and grain-boundary effects on diffusion and trapping of hydrogen in pure nickel
1
2012
... H在超高强钢的扩散速率一定程度上可以反映其氢致开裂敏感性，而钢中H的传输主要受氢陷阱的H捕获和晶格中的H扩散两个竞争过程的影响.超高强钢中的奥氏体、纳米碳化物以及各组织间的界面、晶界、间隙、位错等，均可作为氢陷阱影响SCC过程[56 ~58 ] .图2 为钢中氢陷阱示意图. ...
Effect of initial dislocation density on hydrogen accumulation behavior in martensitic steel
0
2020
Review of hydrogen embrittlement of medium manganese TRIP steel
1
2022
... H在超高强钢的扩散速率一定程度上可以反映其氢致开裂敏感性，而钢中H的传输主要受氢陷阱的H捕获和晶格中的H扩散两个竞争过程的影响.超高强钢中的奥氏体、纳米碳化物以及各组织间的界面、晶界、间隙、位错等，均可作为氢陷阱影响SCC过程[56 ~58 ] .图2 为钢中氢陷阱示意图. ...
中锰TRIP钢氢致开裂性能研究现状与进展
1
2022
... H在超高强钢的扩散速率一定程度上可以反映其氢致开裂敏感性，而钢中H的传输主要受氢陷阱的H捕获和晶格中的H扩散两个竞争过程的影响.超高强钢中的奥氏体、纳米碳化物以及各组织间的界面、晶界、间隙、位错等，均可作为氢陷阱影响SCC过程[56 ~58 ] .图2 为钢中氢陷阱示意图. ...
The influence of microstructure on the hydrogen embrittlement susceptibility of martensitic advanced high strength steels
1
2018
... 飞机起落架用超高强钢因需较高的强度一般都是马氏体钢，其组织主要为高密度位错的板条马氏体结构.该组织具有较好的H捕获能力，因而氢致开裂敏感性较高，溶质H浓度在3.95~7.9 mg/L时就可能引发开裂[46 , 59 ] .相较于300M钢，AerMet100钢中板条马氏体结构的尺寸更加细小[60 ] ，马氏体板条的细化可以起到改善超高强钢SCC敏感性的作用，但这两种超高强钢的不同H扩散系数是由微观组织中各种氢陷阱的数量和分布造成的，马氏体板条尺寸不是主要原因[36 ] . ...
Transmission electron microscopy examination of hardening and toughening phenomena in Aermet 100
2
1993
... 飞机起落架用超高强钢因需较高的强度一般都是马氏体钢，其组织主要为高密度位错的板条马氏体结构.该组织具有较好的H捕获能力，因而氢致开裂敏感性较高，溶质H浓度在3.95~7.9 mg/L时就可能引发开裂[46 , 59 ] .相较于300M钢，AerMet100钢中板条马氏体结构的尺寸更加细小[60 ] ，马氏体板条的细化可以起到改善超高强钢SCC敏感性的作用，但这两种超高强钢的不同H扩散系数是由微观组织中各种氢陷阱的数量和分布造成的，马氏体板条尺寸不是主要原因[36 ] . ...
... 超高强钢中存在两类碳化物，一类是固溶时未完全溶解的粗大碳化物，如Fe3 C、MC；另一类在回火时析出，作为超高强钢的纳米强化相，如M2 C、M6 C.300M超高强钢因回火温度较低，析出的是与基体不共格的粗大渗碳体，不利于合金的抗SCC性能[62 ] .AerMet100钢中的碳化物主要为固溶时未熔球形颗粒MC (M为Cr、Mo、Fe、Ti)和回火时析出的纳米级的M2 C (M主要为Cr、Mo、Fe)[60 ] .长径比约为3的棒状M2 C碳化物具有密排六方结构，与基体保持共格或半共格关系，过时效热处理会使其失去与基体的共格性[63 , 64 ] .在更高的回火温度下，M2 C碳化物会转变为与基体共格性差的M6 C，虽然结构稳定但尺寸较粗大[51 ] .超高强钢中析出的碳化物始终充当氢陷阱，阻碍H在钢中的扩散，相对而言，均匀、弥散分布的共格碳化物在降低超高强钢氢致开裂敏感性方面起着重要作用.Hu等[28 ] 研究表明AerMet100钢板条马氏体析出的共格M2 C碳化物作为一种可逆氢陷阱，可捕获钢中的绝大部分H而抑制H在钢中的有效扩散；但Pound[65 ] 认为AerMet100钢中不共格的M2 C碳化物不可逆地捕获H，增加了合金内部氢致开裂敏感性，导致合金的K ISCC 降低.也有文献表明析出的纳米级碳化物不利于钢材的抗氢致开裂性能，因为它可作为流动H的储存库，使板条马氏体的边界脆化，诱发氢脆[55 ] . ...
Mechanical properties of nanostructure of biological materials
1
2004
... 马氏体超高强钢中存在少量的奥氏体，分为淬火后没有转化为马氏体的残余奥氏体和回火时析出的逆变奥氏体.奥氏体具有较多的滑移系可以降低裂纹尖端的应力集中，因而在同等应力下裂纹尖端需要更高的H浓度才能扩展[61 ] ；同时，面心立方结构的奥氏体相较于体心立方的马氏体可以容纳更多的H，因而具有更低的H扩散速率和氢致开裂敏感性[55 ] .研究发现，与H有较高结合能的奥氏体可作为马氏体钢中吸收H的不可逆氢陷阱，增加了H在钢中的扩散难度从而降低H的扩散速率[37 , 38 ] .因此，超高强钢中的薄膜状的逆变奥氏体能有效降低超高强钢的SCC敏感性.例如，H在AerMet100钢中的扩散速率比在300M钢中降低了两个数量级左右，主要原因是AerMet100钢的马氏体界面处分布着体积分数在3%左右的逆变奥氏体，而300M钢中的奥氏体只有存在于原奥氏体晶界处的残余奥氏体[36 ] .但也有研究表明奥氏体的存在对超高强钢的抗SCC性能不利.该观点认为外加应力时裂纹尖端较大的应力集中和塑性应变能使奥氏体 (尺寸越大越容易) 转变为含有过饱和C的马氏体组织，转变时的体积效应会引起应力集中；同时在溶解于奥氏体中高浓度H的作用下，局部应力集中会诱发裂纹在新生成的马氏体/奥氏体界面处形核，降低合金抵抗开裂的能力[5 , 18 ] .虽然有大量学者研究了逆变奥氏体对超高强钢中H扩散和分布的影响，但尚未定量揭示逆变奥氏体的含量和尺寸与SCC扩展的关联. ...
Stress corrosion cracking behavior of 300M steel under different heat treated conditions
1
1985
... 超高强钢中存在两类碳化物，一类是固溶时未完全溶解的粗大碳化物，如Fe3 C、MC；另一类在回火时析出，作为超高强钢的纳米强化相，如M2 C、M6 C.300M超高强钢因回火温度较低，析出的是与基体不共格的粗大渗碳体，不利于合金的抗SCC性能[62 ] .AerMet100钢中的碳化物主要为固溶时未熔球形颗粒MC (M为Cr、Mo、Fe、Ti)和回火时析出的纳米级的M2 C (M主要为Cr、Mo、Fe)[60 ] .长径比约为3的棒状M2 C碳化物具有密排六方结构，与基体保持共格或半共格关系，过时效热处理会使其失去与基体的共格性[63 , 64 ] .在更高的回火温度下，M2 C碳化物会转变为与基体共格性差的M6 C，虽然结构稳定但尺寸较粗大[51 ] .超高强钢中析出的碳化物始终充当氢陷阱，阻碍H在钢中的扩散，相对而言，均匀、弥散分布的共格碳化物在降低超高强钢氢致开裂敏感性方面起着重要作用.Hu等[28 ] 研究表明AerMet100钢板条马氏体析出的共格M2 C碳化物作为一种可逆氢陷阱，可捕获钢中的绝大部分H而抑制H在钢中的有效扩散；但Pound[65 ] 认为AerMet100钢中不共格的M2 C碳化物不可逆地捕获H，增加了合金内部氢致开裂敏感性，导致合金的K ISCC 降低.也有文献表明析出的纳米级碳化物不利于钢材的抗氢致开裂性能，因为它可作为流动H的储存库，使板条马氏体的边界脆化，诱发氢脆[55 ] . ...
M2 C precipitates in isothermal tempering of high Co-Ni secondary hardening steel
1
1996
... 超高强钢中存在两类碳化物，一类是固溶时未完全溶解的粗大碳化物，如Fe3 C、MC；另一类在回火时析出，作为超高强钢的纳米强化相，如M2 C、M6 C.300M超高强钢因回火温度较低，析出的是与基体不共格的粗大渗碳体，不利于合金的抗SCC性能[62 ] .AerMet100钢中的碳化物主要为固溶时未熔球形颗粒MC (M为Cr、Mo、Fe、Ti)和回火时析出的纳米级的M2 C (M主要为Cr、Mo、Fe)[60 ] .长径比约为3的棒状M2 C碳化物具有密排六方结构，与基体保持共格或半共格关系，过时效热处理会使其失去与基体的共格性[63 , 64 ] .在更高的回火温度下，M2 C碳化物会转变为与基体共格性差的M6 C，虽然结构稳定但尺寸较粗大[51 ] .超高强钢中析出的碳化物始终充当氢陷阱，阻碍H在钢中的扩散，相对而言，均匀、弥散分布的共格碳化物在降低超高强钢氢致开裂敏感性方面起着重要作用.Hu等[28 ] 研究表明AerMet100钢板条马氏体析出的共格M2 C碳化物作为一种可逆氢陷阱，可捕获钢中的绝大部分H而抑制H在钢中的有效扩散；但Pound[65 ] 认为AerMet100钢中不共格的M2 C碳化物不可逆地捕获H，增加了合金内部氢致开裂敏感性，导致合金的K ISCC 降低.也有文献表明析出的纳米级碳化物不利于钢材的抗氢致开裂性能，因为它可作为流动H的储存库，使板条马氏体的边界脆化，诱发氢脆[55 ] . ...
Effects of microstructures on the fatigue crack growth behavior of laser additive manufactured ultrahigh-strength AerMet100 steel
1
2018
... 超高强钢中存在两类碳化物，一类是固溶时未完全溶解的粗大碳化物，如Fe3 C、MC；另一类在回火时析出，作为超高强钢的纳米强化相，如M2 C、M6 C.300M超高强钢因回火温度较低，析出的是与基体不共格的粗大渗碳体，不利于合金的抗SCC性能[62 ] .AerMet100钢中的碳化物主要为固溶时未熔球形颗粒MC (M为Cr、Mo、Fe、Ti)和回火时析出的纳米级的M2 C (M主要为Cr、Mo、Fe)[60 ] .长径比约为3的棒状M2 C碳化物具有密排六方结构，与基体保持共格或半共格关系，过时效热处理会使其失去与基体的共格性[63 , 64 ] .在更高的回火温度下，M2 C碳化物会转变为与基体共格性差的M6 C，虽然结构稳定但尺寸较粗大[51 ] .超高强钢中析出的碳化物始终充当氢陷阱，阻碍H在钢中的扩散，相对而言，均匀、弥散分布的共格碳化物在降低超高强钢氢致开裂敏感性方面起着重要作用.Hu等[28 ] 研究表明AerMet100钢板条马氏体析出的共格M2 C碳化物作为一种可逆氢陷阱，可捕获钢中的绝大部分H而抑制H在钢中的有效扩散；但Pound[65 ] 认为AerMet100钢中不共格的M2 C碳化物不可逆地捕获H，增加了合金内部氢致开裂敏感性，导致合金的K ISCC 降低.也有文献表明析出的纳米级碳化物不利于钢材的抗氢致开裂性能，因为它可作为流动H的储存库，使板条马氏体的边界脆化，诱发氢脆[55 ] . ...
Hydrogen trapping in high-strength steels
1
1998
... 超高强钢中存在两类碳化物，一类是固溶时未完全溶解的粗大碳化物，如Fe3 C、MC；另一类在回火时析出，作为超高强钢的纳米强化相，如M2 C、M6 C.300M超高强钢因回火温度较低，析出的是与基体不共格的粗大渗碳体，不利于合金的抗SCC性能[62 ] .AerMet100钢中的碳化物主要为固溶时未熔球形颗粒MC (M为Cr、Mo、Fe、Ti)和回火时析出的纳米级的M2 C (M主要为Cr、Mo、Fe)[60 ] .长径比约为3的棒状M2 C碳化物具有密排六方结构，与基体保持共格或半共格关系，过时效热处理会使其失去与基体的共格性[63 , 64 ] .在更高的回火温度下，M2 C碳化物会转变为与基体共格性差的M6 C，虽然结构稳定但尺寸较粗大[51 ] .超高强钢中析出的碳化物始终充当氢陷阱，阻碍H在钢中的扩散，相对而言，均匀、弥散分布的共格碳化物在降低超高强钢氢致开裂敏感性方面起着重要作用.Hu等[28 ] 研究表明AerMet100钢板条马氏体析出的共格M2 C碳化物作为一种可逆氢陷阱，可捕获钢中的绝大部分H而抑制H在钢中的有效扩散；但Pound[65 ] 认为AerMet100钢中不共格的M2 C碳化物不可逆地捕获H，增加了合金内部氢致开裂敏感性，导致合金的K ISCC 降低.也有文献表明析出的纳米级碳化物不利于钢材的抗氢致开裂性能，因为它可作为流动H的储存库，使板条马氏体的边界脆化，诱发氢脆[55 ] . ...
Influence of grain boundary misorientation on hydrogen embrittlement in bi-crystal nickel
1
2014
... 研究表明，与CSL晶界和小角度晶界相比，随机取向的大角度晶界为杂质元素和H偏析提供了有力位置，成为了优先的裂纹扩展路径，因此增加CSL界面面积能减弱超高强钢的沿晶开裂倾向[66 , 67 ] .也有文献表明大角度马氏体包界面可以有效降低沿晶面的解理断裂[33 ] ，同时CSL晶界 (主要是对称孪晶界) 具有较强的抗开裂能力[68 ] .但超高强马氏体钢中的单个CSL晶界和小角度晶界的长度相较于裂纹尖端的FPZ而言较小，不会破坏随机大角度晶界网络的连通性.对在三维空间扩展的氢致裂纹而言，只有当长度大于250 nm的小角晶界和CSL晶界比例之和达到50%以上时，才能在较大应力时阻碍裂纹扩展，所以很难通过提高CSL晶界和小角度晶界的比例来显著优化超高强钢的抗SCC性能[18 ] .因此，超高强钢的晶界类型和比例对SCC的影响规律仍需系统研究. ...
Grain-boundary engineering markedly reduces susceptibility to intergranular hydrogen embrittlement in metallic materials
1
2009
... 研究表明，与CSL晶界和小角度晶界相比，随机取向的大角度晶界为杂质元素和H偏析提供了有力位置，成为了优先的裂纹扩展路径，因此增加CSL界面面积能减弱超高强钢的沿晶开裂倾向[66 , 67 ] .也有文献表明大角度马氏体包界面可以有效降低沿晶面的解理断裂[33 ] ，同时CSL晶界 (主要是对称孪晶界) 具有较强的抗开裂能力[68 ] .但超高强马氏体钢中的单个CSL晶界和小角度晶界的长度相较于裂纹尖端的FPZ而言较小，不会破坏随机大角度晶界网络的连通性.对在三维空间扩展的氢致裂纹而言，只有当长度大于250 nm的小角晶界和CSL晶界比例之和达到50%以上时，才能在较大应力时阻碍裂纹扩展，所以很难通过提高CSL晶界和小角度晶界的比例来显著优化超高强钢的抗SCC性能[18 ] .因此，超高强钢的晶界类型和比例对SCC的影响规律仍需系统研究. ...
The dual role of coherent twin boundaries in hydrogen embrittlement
1
2015
... 研究表明，与CSL晶界和小角度晶界相比，随机取向的大角度晶界为杂质元素和H偏析提供了有力位置，成为了优先的裂纹扩展路径，因此增加CSL界面面积能减弱超高强钢的沿晶开裂倾向[66 , 67 ] .也有文献表明大角度马氏体包界面可以有效降低沿晶面的解理断裂[33 ] ，同时CSL晶界 (主要是对称孪晶界) 具有较强的抗开裂能力[68 ] .但超高强马氏体钢中的单个CSL晶界和小角度晶界的长度相较于裂纹尖端的FPZ而言较小，不会破坏随机大角度晶界网络的连通性.对在三维空间扩展的氢致裂纹而言，只有当长度大于250 nm的小角晶界和CSL晶界比例之和达到50%以上时，才能在较大应力时阻碍裂纹扩展，所以很难通过提高CSL晶界和小角度晶界的比例来显著优化超高强钢的抗SCC性能[18 ] .因此，超高强钢的晶界类型和比例对SCC的影响规律仍需系统研究. ...
Effect of aging process on strength and toughness of AerMet100 steel
1
2016
... 超高强马氏体钢的热处理制度是在固溶处理后淬火，再进行深冷处理和时效处理.通过对该热处理制度的改进可以获得了抗开裂性能更佳的微观组织结构.王鑫等[69 ] 针对AerMet100钢的研究表明，时效处理之前在510 ℃进行30 min的预时效处理，能够促进渗碳体的完全溶解并增加逆变奥氏体含量，可能有利于降低H的扩散.Kacana等[70 ] 研究了不同热处理方法对300M钢组织的影响，发现固溶处理后在300 ℃下等温转变30 min后再进行回火时，能观察到在板条马氏体和贝氏体之间存在细小分布的残余奥氏体.深冷处理时加快冷却速度，可以同步细化马氏体基体和M2 C碳化物[10 , 71 ] .目前，尽管大量研究揭示了超高强钢热处理制度与其性能的关系，但热处理制度对SCC的影响仍值得进一步研究. ...
时效工艺对AerMet100钢强韧性能的影响
1
2016
... 超高强马氏体钢的热处理制度是在固溶处理后淬火，再进行深冷处理和时效处理.通过对该热处理制度的改进可以获得了抗开裂性能更佳的微观组织结构.王鑫等[69 ] 针对AerMet100钢的研究表明，时效处理之前在510 ℃进行30 min的预时效处理，能够促进渗碳体的完全溶解并增加逆变奥氏体含量，可能有利于降低H的扩散.Kacana等[70 ] 研究了不同热处理方法对300M钢组织的影响，发现固溶处理后在300 ℃下等温转变30 min后再进行回火时，能观察到在板条马氏体和贝氏体之间存在细小分布的残余奥氏体.深冷处理时加快冷却速度，可以同步细化马氏体基体和M2 C碳化物[10 , 71 ] .目前，尽管大量研究揭示了超高强钢热处理制度与其性能的关系，但热处理制度对SCC的影响仍值得进一步研究. ...
Influence of heat treatment (routes) on the microstructure and mechanical properties of 300M ultra high strength steel
1
2022
... 超高强马氏体钢的热处理制度是在固溶处理后淬火，再进行深冷处理和时效处理.通过对该热处理制度的改进可以获得了抗开裂性能更佳的微观组织结构.王鑫等[69 ] 针对AerMet100钢的研究表明，时效处理之前在510 ℃进行30 min的预时效处理，能够促进渗碳体的完全溶解并增加逆变奥氏体含量，可能有利于降低H的扩散.Kacana等[70 ] 研究了不同热处理方法对300M钢组织的影响，发现固溶处理后在300 ℃下等温转变30 min后再进行回火时，能观察到在板条马氏体和贝氏体之间存在细小分布的残余奥氏体.深冷处理时加快冷却速度，可以同步细化马氏体基体和M2 C碳化物[10 , 71 ] .目前，尽管大量研究揭示了超高强钢热处理制度与其性能的关系，但热处理制度对SCC的影响仍值得进一步研究. ...
Experimental verification of segregation of carbon and precipitation of carbides due to deep cryogenic treatment for tool steel by internal friction method
1
2013
... 超高强马氏体钢的热处理制度是在固溶处理后淬火，再进行深冷处理和时效处理.通过对该热处理制度的改进可以获得了抗开裂性能更佳的微观组织结构.王鑫等[69 ] 针对AerMet100钢的研究表明，时效处理之前在510 ℃进行30 min的预时效处理，能够促进渗碳体的完全溶解并增加逆变奥氏体含量，可能有利于降低H的扩散.Kacana等[70 ] 研究了不同热处理方法对300M钢组织的影响，发现固溶处理后在300 ℃下等温转变30 min后再进行回火时，能观察到在板条马氏体和贝氏体之间存在细小分布的残余奥氏体.深冷处理时加快冷却速度，可以同步细化马氏体基体和M2 C碳化物[10 , 71 ] .目前，尽管大量研究揭示了超高强钢热处理制度与其性能的关系，但热处理制度对SCC的影响仍值得进一步研究. ...
Influence of local surface strengthening on fatigue properties of components with holes of an A-100 steel
1
2014
... 应力是直接影响超高强钢SCC的主要因素之一.当外加载荷对应的裂纹尖端应力强度因子低于K TH 时，裂纹扩展速率随着K 的增加而增加，此时为SCC裂纹扩展第一阶段；随着载荷的增加，当K 增加到K TH 以后，由于材料裂纹尖端的塑性和FPZ区H扩散速率的限制，裂纹扩展速率随着K 的增加将不再变大，为裂纹扩展的第二阶段.此外，超高强钢内的残余应力也会促进SCC，可进行喷丸或对带孔构件进行孔挤压等表面强化处理来改变构件内部的应力状态，降低超高强钢SCC敏感性[72 ] . ...
表面强化对A-100钢带孔构件疲劳性能的影响
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2014
... 应力是直接影响超高强钢SCC的主要因素之一.当外加载荷对应的裂纹尖端应力强度因子低于K TH 时，裂纹扩展速率随着K 的增加而增加，此时为SCC裂纹扩展第一阶段；随着载荷的增加，当K 增加到K TH 以后，由于材料裂纹尖端的塑性和FPZ区H扩散速率的限制，裂纹扩展速率随着K 的增加将不再变大，为裂纹扩展的第二阶段.此外，超高强钢内的残余应力也会促进SCC，可进行喷丸或对带孔构件进行孔挤压等表面强化处理来改变构件内部的应力状态，降低超高强钢SCC敏感性[72 ] . ...
Modeling of the chemistry and electrochemistry in CracksA review
1
2001
... 超高强钢的SCC行为对外加电位有较强的依赖性，因为裂纹尖端的过电位控制着H的产生和吸收，从而影响FPZ中晶格溶解的H浓度[16 , 73 ] .阳极极化会促进裂纹尖端溶解和金属阳离子的水解酸化，导致裂纹尖端处溶液的pH值降低，从而提高裂纹尖端的过电位和H浓度.阴极极化使得裂纹内溶液碱化，但是由于过电位太大，使水还原生成H.而弱的阴极极化不但缓解了裂纹尖端的溶解和溶液酸化而且降低了过电位，能有效抑制H在裂纹尖端的聚集，使得超高强钢不易发生SCC[22 , 74 ] . ...
Mechanistic and fractographic aspects of stress corrosion cracking
1
2012
... 超高强钢的SCC行为对外加电位有较强的依赖性，因为裂纹尖端的过电位控制着H的产生和吸收，从而影响FPZ中晶格溶解的H浓度[16 , 73 ] .阳极极化会促进裂纹尖端溶解和金属阳离子的水解酸化，导致裂纹尖端处溶液的pH值降低，从而提高裂纹尖端的过电位和H浓度.阴极极化使得裂纹内溶液碱化，但是由于过电位太大，使水还原生成H.而弱的阴极极化不但缓解了裂纹尖端的溶解和溶液酸化而且降低了过电位，能有效抑制H在裂纹尖端的聚集，使得超高强钢不易发生SCC[22 , 74 ] . ...
Computational design for ultra high-strength alloy
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2008
... 超高强钢的K TH 和da /dt Ⅱ 与外加电位的关系如图4 所示[18 ] .除300M钢外，SCC敏感性随电位变化的趋势相似.阴极极化时，敏感性先降低再升高，存在一个保护电位窗口；阳极极化时，敏感性随外加电位增加而线性增加.例如，Pioszak和Gangloff[18 ] 的研究结果表明AerMet100钢在3.5% NaCl溶液中的开路电位约为-525 mV，当外加电位移约-100 mV时，K TH 迅速增加到70 MPa·m1/2 ，之后随阴极电位的继续增大而降低；da /dt Ⅱ 也相应的先迅速降低了两个数量级左右之后再缓慢增加.其他文献中也得到了相似的实验结果，在外加较小的阴极电位时，da /dt Ⅱ 最大可降低三个数量级左右[21 ] .不同超高强钢的保护窗口电位区间有所差异.例如，Ferrium S53钢的具有较宽的阴极保护窗口，可能是因为高Cr含量导致裂纹尖端形成稳定的钝化膜，减少了H的产生和吸收[18 , 75 ] . ...
The effect of alternate immersion on stress corrosion cracking behavior of steel and nickel alloys in natural seawater
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2021
... 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
Studies of evaluation of hydrogen embrittlement property of high-strength steels with consideration of the effect of atmospheric corrosion
1
2013
... 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
Review on corrosion test methods and evaluation techniques for materials in atmospheric environment
1
2022
... 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
材料大气环境腐蚀试验方法与评价技术进展
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2022
... 超高强钢在不同的腐蚀环境下SCC行为是不同的.针对飞机起落架复杂的服役环境，如水陆两栖飞机起落架在海洋和高温大气的服役环境，实验室一般用3.5%的NaCl溶液模拟海水环境下超高强钢的SCC[18 , 21 ~23 , 28 , 36 ] .腐蚀环境的pH越低，超高强钢的SCC越容易发生.例如，Hu等[28 ] 利用SSRT测试了AerMet100钢在不同pH溶液中的SCC性能，发现随pH值的降低，微裂纹不仅出现在钢材侧面还出现内部，高浓度的氢离子加快了钢材的SCC断裂过程.飞机起落架普遍在不同的大气环境中服役，海上服役的水陆两栖飞机还面临着海水浸泡，在海水中进行干湿交替可能较好的模拟起落架实际腐蚀服役环境.Arcari等[76 ] 在流动的未过滤海水中对螺栓加载的各种超高强钢进行干湿交替实验，得出干湿交替循环对钢材的da /dt 和裂纹扩展潜伏时间没有直接相关性，虽然干湿交替明显加速了Ferrium M54钢的SCC过程，但对其他高强钢SCC没有明显的影响.Akiyama等[77 ] 采用SSRT实验研究了不同气候条件的大气暴露对AISI 4135钢的氢致开裂敏感性的影响，发现该钢在湿度和氯化物沉积量相近的条件下，缺口拉伸试样的断裂强度变化不明显.然而，其他高强钢的断裂强度发生了明显变化，可能是内部氢陷阱的差异引起的.并且，随着大气腐蚀实验方法的发展，超高强钢在模拟真实大气环境下的快速实验可能实现[78 ] . ...
Hydrogen embrittlement of high strength steel electroplated with zinc-cobalt alloys
2
2004
... 表面处理是提高飞机起落架超高强钢耐磨性和抗SCC性能的重要手段.镉、镍等因具有较低的H扩散系数而被广泛应用于超高强钢镀层[79 ] ，超高强钢电镀之后需要进行“去脆化”的热处理 (烘烤)，使电镀时吸收的H逸出以降低钢材组织中的H溶解量[79 , 80 ] .由于镀层对钢材的保护性受镀层的电化学电位、活性、镀层中的缺陷和致密性等性质的影响[29 ] ，所以使用电沉积镀层保护超高强钢SCC也存在一些缺点.例如，电镀时产生的H被基体吸收而易发生氢致开裂失效，镀层在使用中破损后会加速钢材的SCC等问题.Figueroa和Robinson[29 ] 通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
... [79 , 80 ].由于镀层对钢材的保护性受镀层的电化学电位、活性、镀层中的缺陷和致密性等性质的影响[29 ] ，所以使用电沉积镀层保护超高强钢SCC也存在一些缺点.例如，电镀时产生的H被基体吸收而易发生氢致开裂失效，镀层在使用中破损后会加速钢材的SCC等问题.Figueroa和Robinson[29 ] 通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
Prevention of hydrogen embrittlement in steels
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2016
... 表面处理是提高飞机起落架超高强钢耐磨性和抗SCC性能的重要手段.镉、镍等因具有较低的H扩散系数而被广泛应用于超高强钢镀层[79 ] ，超高强钢电镀之后需要进行“去脆化”的热处理 (烘烤)，使电镀时吸收的H逸出以降低钢材组织中的H溶解量[79 , 80 ] .由于镀层对钢材的保护性受镀层的电化学电位、活性、镀层中的缺陷和致密性等性质的影响[29 ] ，所以使用电沉积镀层保护超高强钢SCC也存在一些缺点.例如，电镀时产生的H被基体吸收而易发生氢致开裂失效，镀层在使用中破损后会加速钢材的SCC等问题.Figueroa和Robinson[29 ] 通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
Effect of different surface treatments on corrosion behavior of 300M steel in Qingdao marine atmosphere
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2020
... 表面处理是提高飞机起落架超高强钢耐磨性和抗SCC性能的重要手段.镉、镍等因具有较低的H扩散系数而被广泛应用于超高强钢镀层[79 ] ，超高强钢电镀之后需要进行“去脆化”的热处理 (烘烤)，使电镀时吸收的H逸出以降低钢材组织中的H溶解量[79 , 80 ] .由于镀层对钢材的保护性受镀层的电化学电位、活性、镀层中的缺陷和致密性等性质的影响[29 ] ，所以使用电沉积镀层保护超高强钢SCC也存在一些缺点.例如，电镀时产生的H被基体吸收而易发生氢致开裂失效，镀层在使用中破损后会加速钢材的SCC等问题.Figueroa和Robinson[29 ] 通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
不同表面处理方式对300M钢在青岛海洋大气环境下腐蚀行为的影响
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2020
... 表面处理是提高飞机起落架超高强钢耐磨性和抗SCC性能的重要手段.镉、镍等因具有较低的H扩散系数而被广泛应用于超高强钢镀层[79 ] ，超高强钢电镀之后需要进行“去脆化”的热处理 (烘烤)，使电镀时吸收的H逸出以降低钢材组织中的H溶解量[79 , 80 ] .由于镀层对钢材的保护性受镀层的电化学电位、活性、镀层中的缺陷和致密性等性质的影响[29 ] ，所以使用电沉积镀层保护超高强钢SCC也存在一些缺点.例如，电镀时产生的H被基体吸收而易发生氢致开裂失效，镀层在使用中破损后会加速钢材的SCC等问题.Figueroa和Robinson[29 ] 通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
Fatigue and fracture behavior of laser clad repair of AerMet? 100 ultra-high strength steel
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2016
... 表面处理是提高飞机起落架超高强钢耐磨性和抗SCC性能的重要手段.镉、镍等因具有较低的H扩散系数而被广泛应用于超高强钢镀层[79 ] ，超高强钢电镀之后需要进行“去脆化”的热处理 (烘烤)，使电镀时吸收的H逸出以降低钢材组织中的H溶解量[79 , 80 ] .由于镀层对钢材的保护性受镀层的电化学电位、活性、镀层中的缺陷和致密性等性质的影响[29 ] ，所以使用电沉积镀层保护超高强钢SCC也存在一些缺点.例如，电镀时产生的H被基体吸收而易发生氢致开裂失效，镀层在使用中破损后会加速钢材的SCC等问题.Figueroa和Robinson[29 ] 通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
Evaluation of microstructure and fatigue properties in laser cladding repair of ultrahigh strength AerMet? 100 steel
1
2015
... 表面处理是提高飞机起落架超高强钢耐磨性和抗SCC性能的重要手段.镉、镍等因具有较低的H扩散系数而被广泛应用于超高强钢镀层[79 ] ，超高强钢电镀之后需要进行“去脆化”的热处理 (烘烤)，使电镀时吸收的H逸出以降低钢材组织中的H溶解量[79 , 80 ] .由于镀层对钢材的保护性受镀层的电化学电位、活性、镀层中的缺陷和致密性等性质的影响[29 ] ，所以使用电沉积镀层保护超高强钢SCC也存在一些缺点.例如，电镀时产生的H被基体吸收而易发生氢致开裂失效，镀层在使用中破损后会加速钢材的SCC等问题.Figueroa和Robinson[29 ] 通过SSRT实验发现AerMet100钢表面的Zn-14%Ni镀层被腐蚀时，其钢材的平均失效时间从32.9 h大幅减少到21.6 h.采用先进的电镀工艺有助于获得更好的防护效果，如电镀镉钛后，300M钢在海洋大气环境下具有较好的耐蚀性和抗氢脆性能[81 ] .当然，还可在超高强钢表面涂漆或密封剂，避免钢材与腐蚀环境的接触[12 ] .钢材表面的缺陷是SCC的裂纹源，采用激光熔覆表面修复技术定期修复腐蚀造成的损伤也能一定程度上增加起落架的使用寿命[82 , 83 ] . ...
