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塑性变形在氢致断裂中的作用 总被引:2,自引:1,他引:2
采用慢应变速率拉伸方法,研究了Fe-Si试样在空气中拉伸、动态充氢拉伸及在空气中预应变一定量后动态充氢伸等实验条件下的断理解过程,结果表明,只有在充氢过程中进行塑性变形才能引起氢致开裂,即塑性变形提氢致开裂的必要条件,氢致开裂过程是氢与位错交互作用的过程。 相似文献
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在连续充氢条件下,就42CrMo/0.5mol/LH2SO4体系短时过载对氢致断裂寿命的影响进行了研究。实验结果表明:(1)在材料服股的早期加入短时过载将使氢致断裂寿命延长,(2)在材料服股的后期加入短时过载则会缩短氢致断裂寿命。文中过载引起残余压应力、位错屏蔽效应和过载损伤等方面进行了分析与讨论。 相似文献
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TiAl镀Ni-P后避免阴极腐蚀。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。 相似文献
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Fe74.5Ni10Si3.5B9C2非晶带的氢致滞后断裂 总被引:1,自引:0,他引:1
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. 相似文献
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Mo对高强度钢延迟断裂行为的影响 总被引:4,自引:0,他引:4
在含V和Nb的40Cr钢中添加不同质量分数(0-1.54%)的Mo元素,采用缺口拉伸试样和改进的M—WOL型试样研究了Mo对高强度钢延迟断裂行为的影响.结果表明,随着Mo含量的增加,实验钢的延迟断裂抗力逐渐提高;当Mo含量超过1.15%时,延迟断裂抗力不再提高.EDS分析结果表明,钢中Mo元素在晶界发生偏聚,偏聚范围在几个纳米尺度内.通过电子能量损失谱(EELS)证明,Mo元素在原奥氏体晶界的偏聚能够提高钢的晶界结合强度.在钢中添加Mo能够显著提高钢的回火抗力和晶界结合强度,这是其具有高的延迟断裂抗力的主要原因.碳化物Mo2C对氢的捕集作用亦能够提高钢的延迟断裂抗力.Mo和V元素的二次硬化碳化物在半共格和非共格状态时,实验钢的延迟断裂抗力显著提高. 相似文献
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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. 相似文献
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TiNi形状记忆合金在充氢时形成的氢致马氏体和氢化物可使合金的KIC明显下降,相对损失高达96%,但其氢致马氏体对KIC相对损失的贡献仅约1.8%,而且不随氢浓度而改变.因此氢致KIC下降几乎全部归因于氢化物.氢化物引起的相对损失ΔKIC^TiNiH/KIC和氢化物的含量(质量分数,%)WTiNiH有关,即ΔKIC^TiNiH/KIC(%)=93(1-eWTiNiH/9.5).当充氢电流i≥15mA/cm^2时,在氢化物处能产生微裂纹,但微裂纹不会使断裂韧性进一步下降. 相似文献