第十二章疲劳与断裂.ppt

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,第十二章 疲劳与断裂,在特定外界条件下工作的构件，虽然所受应力低于材料屈服强度，但服役一定时间后，也可能发生突然脆断。这种与时间有关的低应力脆断称为,延滞断裂,。,外界条件可以是应力，如交变应力；也可以是环境介质，如腐蚀介质、氢气氛或热作用等。,由交变应力引起的延滞断裂，就是,疲劳断裂,；,而在静载荷与环境联合作用下引起的延滞断裂，叫做,静载延迟断裂,，或称静疲劳；,疲劳与断裂是材料、构件和机械最常见的失效方式，约占构件全部失效的,50,90,。,12.1,疲劳,12.2,低温断裂与疲劳,12.3,高温蠕变与疲劳,12.4,环境断裂,氢脆,12.1,疲 劳,一、疲劳概念,1,、疲劳,2,、疲劳失效的特点,二、疲劳裂纹扩展的物理模型,1,、疲劳失效过程,2,、几种物理模型,3,、疲劳裂纹扩展的力学行为与特征,一、疲劳概念,1,、疲劳,材料或构件在交变应力,(,应变,),作用下发生的破坏称为,疲劳破坏或疲劳失效,。,影响构件疲劳行为的因素很多，可以分为四类：材料、外载荷、环境条件和构件的形状和尺寸。,按外载荷的大小，疲劳可分为高周疲劳和低周疲劳。对于金属材料，通常把疲劳失效周次,N,f,10,4,10,5,的疲劳称为,高周疲劳,，反之称为,低周疲劳,；,若每个周期内的载荷参量不随时间而变化，称为,恒幅疲劳,，否则则为,变幅疲劳,；,由变动的外载荷与腐蚀介质共同作用的疲劳为,腐蚀疲劳,；,温度高于再结晶温度或高于,(0.50.6)T,m,时的疲劳，属于,高温疲劳,，,T,m,为金属的熔点；,由于温度的变化形成的变动热应力引起的疲劳，称为,热疲劳,；,低温影响材料的疲劳行为，还没有关于低温疲劳的确切定义；,应变速率大于,10,2,/s,的疲劳问题属于,冲击疲劳,。,2,、疲劳失效的特点,(1),疲劳断裂表现为低应力下的破坏断裂,疲劳失效在远低于材料的静载极限强度甚至远低于材料屈服强度下发生。,(2),疲劳破坏宏观上无塑性变形,与静载荷作用下材料的破坏相比，具有更大的危险性。,(3),疲劳是与时间有关的一种失效方式，具有多阶段性,疲劳失效过程是累积损伤的过程。由交变应力,(,应变,),作用引起的损伤是随着载荷次数逐次增加的，如图,12.3,所示,:,图,12.3,碳钢的疲劳积累损伤曲线,(4),与单向静载断裂相比，疲劳失效对材料的微观组织和缺陷更加敏感,这是因为疲劳有极大的选择性，几乎总是在构件材料表面的缺陷处发生。,(5),疲劳失效受载荷历程的影响,过载损伤会导致疲劳强度的下降,(,如图,12.3,所示,),图,12.4,为钢的拉伸应力应变曲线，加载到,A,点卸载再重新加载，其抗拉强度,b,与末卸载的相同，即未受到载荷史的影响。,图,12.4,工程应力应变曲线,一定的过载也可能延缓疲劳裂纹的扩展，延长疲劳寿命，如图,12.5,所示。,图,12.5,过载引起疲劳裂纹扩展延滞效应,二、疲劳裂纹扩展的物理模型,1,、疲劳失效过程,疲劳裂纹的扩展，一般可分为三个阶段，如图,12.6,所示。,图,12.6 da/dN,K,曲线及其微观机制示意图,K,th,疲劳门槛值；,K,c,最终断裂强度因子；,K,应力强度因子幅值。,整个扩展过程可以近似地以“,s”,形曲线来描述：,A,段为第一阶段，,K,小，扩展速率低，,da/dN,l0,-6,mm/,次，为非连续区，呈现一种结晶学形态的断口；,B,段为第二阶段，,da/dN,10,-5,mm/,次，为连续扩展区，断口形态以疲劳条纹为主；C,段为第三阶段，,da/dN,10,-3,mm/,次，为失稳扩展区，断口形态以“韧窝”,(dimple),、晶间断裂或纤维状为主。,2,、几种物理模型,根据疲劳断口表面与应力轴的相对位向，裂纹扩展可分为切应变型,(,第一阶段扩展,),和正应变型,(,第二阶段扩展,),两种。,根据裂纹扩展的微观机制，裂纹扩展模型又可以分为三类：滑移型、钝化型和再生核型，见表,12.1,：,3,、疲劳裂纹扩展的力学行为与特征,（,1,）疲劳极限与疲劳门槛值,(Endurance Limit and Fatigue Thresholds),疲劳极限是疲劳曲线水平部分所对应的应力，它表示材料经受无限多次应力循环而不断裂的最大应力。,疲劳门槛值是疲劳裂纹不扩展的,K,最大值。,图,12.8,缺口试件中的应力,/,应变场和疲劳裂纹萌生与扩展区示意图,a,缺口试件中应力,/,应变场简图,b,光滑、缺口疲劳极限,N,与门槛值,Kth,的相互关系,图中：,max,为最大应力；,0,与,N,为光滑与缺口疲劳极限；,K,th,为疲劳门槛值；,K,t,为应力集中系数。,Lukas,导出缺口与光滑试件疲劳极限,N,与,0,的关系：,式中：,K,t,为应力集中系数；,K,atb,为基本门槛值，等于 ；,为缺口半径；,c,为临界应力。,疲劳极限与疲劳门槛值分别反映了交变载荷作用下材料对裂纹萌生和裂纹扩展的抵抗力。因为裂纹的萌生与扩展的机制不同，对于现有的金属材料，在使疲劳极限提高的同时往往降低了疲劳门槛值，反之亦然。,（,2,）小疲劳裂纹的扩展行为,在与长裂纹相同的名义驱动力下，小裂纹扩展较快；在长裂纹的门槛值之下，小裂纹仍以较高的速率扩展，见图,12.9,。,图,12.9,典型的小裂纹与长裂纹扩展行为示意,小裂纹现象主要出现在下述三种情况：,裂纹长度与材料的特征微观尺寸相比不够大；,裂纹长度与裂纹尖端前方的塑性区尺寸相比不够大；,裂纹长度小于某一值。,（,3,）裂纹闭合行为,裂纹闭合现象是指疲劳裂纹在外加拉应力作用下，裂纹张开位移仍为零的状态。,一般认为裂纹闭合的机制有三种：,塑性诱发,(PlasticityInduced),闭合,氧化物诱发,(Oxide-Induced),闭合,粗糙度诱发,(Roughness-Induced),闭合,（图,12.7,）,图,12.7,裂纹闭合的三种形式,Elber,根据实验观察到的裂纹闭合现象提出了有效应力强度因子的概念，定义为：,式中：,最大应力强度因子；,裂纹完全张开时对应的应力强度因子；,有效应力强度因子。,即裂纹扩展的有效驱动力。通过 可以解释应力比,R,对裂纹扩展速率的影响。如图,12.10,所示。,图,12.10 a,裂纹闭合应力强度因子,/,与 的变化,b,裂纹扩展速率与 和 的关系,（,4,）变幅载荷下的裂纹扩展,超载下的延缓效应,(Retardation effect),图,12.11,不同形式的超载对裂纹扩展及寿命的影响,可以看出,:,单个拉应力超载和压,-,拉超载对疲劳裂纹扩展具有最大的延缓效应；而拉,-,压超载较前二者的延缓效应为小；单个压缩超载对裂纹扩展速率影响不大。,超载后产生裂纹扩展延缓效应的主要因素有三个：,a,、裂纹尖端前方超载塑性区内的残余压应力阻止裂纹的延伸；,b,、裂纹尖端后方的闭合效应阻止裂纹张开；,c,、裂纹尖端前方超载塑性区内晶体缺陷密度的增加进一步阻止裂纹的延伸。,1989,年,McEvily,等对,100,超载下的铝合金延缓效应作了定量分析，发现延缓周次与超载塑性区尺寸和试样厚度的比值呈,U,形变化关系，见图,12.12,。,图,12.12,延缓周次（,N,d,）随超载（,OL,）塑性区尺寸与试样厚度比值的变化,导出的延缓周次关系式为：,式中：,A,为试验常数；,为屈服强度；,为超载应力强度因子；,E.C.,为“过度闭合”,(Excess Closure),，可用下式表示：,变幅载荷下裂纹扩展特征,在变幅加载下的裂纹扩展速率和恒幅加载下的扩展速率不同。除上述超载延缓效应外，裂纹扩展还会出现停滞或加速。,12.2,低温断裂与疲劳,低温致脆的最大特点是存在某一特定的温度范围，在此温度范围以上的断裂是韧性断裂，不显示脆性断裂的特征；低于此温度范围，为无韧性特征的脆性断裂；在此特定温度范围内的断裂，则显示韧,-,脆过渡形态，同时具有不同程度的韧性和脆性的断裂特征。这种现象称为冷脆。,而材料由韧性断裂转变为脆性断裂的温度,T,K,称为韧,-,脆转化温度，或冷脆转化温度。,一、韧,-,脆转化理论,1,、韧,-,脆转化的物理本质,2,、,Stroh,的韧,-,脆转变温度理论,3,、韧,-,脆转化的,Cottrell,模型,-Petch,屈服理论解释,二、低温疲劳,一、韧,-,脆转化理论,1,、韧,-,脆转化的物理本质,金属材料的韧,-,脆转化过程：,图,12.14,F,、,S,、,S,K,随,T,、,V,和 的变化,可见：解理断裂应力,F,基本上不随温度变化，而屈服点,S,和韧性断裂应力S,K,则随温度升高而急剧降低并与,F,曲线存在交点。,图中,A,点以下为无塑性变形的解理断裂，相当于夏比系列冲击试验的下平台。,A,点对应的温度即为韧,-,脆转化温度,T,K,。,B,点以上为经过塑性变形的纤维撕裂，相当于夏比冲击试验曲线的上平台。,AB,之间为经过塑性变形之后的解理断裂，为韧,-,脆转化过程。,一般用位错的运动解释上述现象。,2,、,Stroh,的韧,-,脆转变温度理论,Stroh,的韧,-,脆转变温度理论认为，金属中的应力集中可能导致两种结果：,其一是激活附近的,F-R,源产生韧性断裂；,其二是产生微裂纹导致脆性断裂。,韧,-,脆转变就是这两种机制竞争的结果。,F-R,源保持不被激活，发生脆断的几率表达式：,或,式中：,p,为某温度下，,t,时间内，位错不被激活而发,生脆断的几率；,为位错振动频率；,k,为波耳兹曼常数；,U(,),为激活被钉扎的,F-R,源需要的激活能；,T,为材料所处的温度。,可见：由于双对数的关系，随着温度,T,的升高，,p,值将很快从,1,变到,0,，这就表明了韧,-,脆转变是发生在很狭窄的温度范围内。,3,、韧,-,脆转化的,Cottrell,模型,-Petch,屈服理论解释,根据,Cottrell,模型，材料的屈服强度为,利用,Hal1-Petch,关系：,y,=,i,+K,y,d,-1/2,解理断裂时，解理断裂应力,F,=,y,而脆断的临界条件为,T=T,K,，则可以推导出,T,K,表达式：,式中：,T,K,为冷脆转化温度；,d,为晶粒平均直径；,G,为材料的切变模量；,为材料的比表面能；,为应力状态系数；,为,Hall-Petch,关系式的斜率；,是,Cottrell,模型中的系数；,B,、,C,为常数，可通过试验确定。,可见，冷脆转化温度,T,K,主要取决于材料晶粒的大小,d,、比表面能,和应力状态,。此外还与系数 、和,B,、,C,两个常数等因数有关。,温度降低和变形速度增加使,i,和,K,y,增大，因而引起脆化。,二、低温疲劳,（,1,）温度降低，光滑试样的疲劳极限明显提高,（,2,）材料在低温下的疲劳缺口系数增大,结论：把常温下测得的疲劳强度用于低温零件设计一般是安全的，但是材料在低温下疲劳缺口敏感性提高，因此低温下更要注意处理好应力集中问题。,对于,BCC,和,HCP,等存在韧,-,脆转化的材料，疲劳强度也有韧,-,脆转化的问题。,12.3,高温蠕变与疲劳,很多构件长期在高温条件下运转。例如，航空发动机叶片的使用温度高达,1000,，用,Cr-Mo-V,钢制造的汽轮机转子使用温度约为,550,等。,高温对金属材料的力学性能影响很大。,温度和时间还影响金属材料的断裂形式。,一、高温蠕变,1,、蠕变现象和蠕变曲线,2,、蠕变极限和持久强度,3,、蠕变断裂,4,、蠕变断裂机制图,二、高温疲劳,一、高温蠕变,1,、蠕变现象和蠕变曲线,当温度,T(0.30.5)T,m,(T,m,为熔点，单位为,K),时，金属材料在恒载荷的持续作用下，发生与时间相关的塑性变形，称为蠕变。,相应的应变与时间关系曲线称为蠕变曲线。,金属材料的典型蠕变曲线如图,12.16,所示。,图,12.16,典型蠕变曲线,oa,线段是施加外载荷后试样的瞬时应变,0,，不属于蠕变；,曲线,abcd,表明应变是随时间增长逐渐产生的，称为蠕变；蠕变曲线上任一点的斜率表示该点的蠕变速率，用 表示。,根据蠕变速率的变化情况可以将蠕变过程分为三个阶段：,ab,段为蠕变第一阶段，其蠕变速率随时间而逐渐减小，故又称为减速蠕变阶段；,bc,段为蠕变第二阶段，又称恒速蠕变或稳态蠕变阶段，即其蠕变速率保持恒定；,蠕变第三阶段,(cd,段,),的蠕变速率随时间延长急剧增大直至断裂，称为加速蠕变阶段。,蠕变曲线各阶段持续时间的长短随材料和试验条件而变化。如图,12.17,所示：,图,12.17,应力和温度对蠕变曲线影响示意图,a,）等温曲线（,4,3,2,1,）,b,）等压力曲线（,T,4,T,3,T,2,T,1,）,2,、蠕变极限和持久强度,蠕变极限是高温长时期载荷下材料对变形的抗力指标，是高温强度设计的重要依据。它有两种表示方法。,一种是在给定温度下，规定时间内产生一定蠕变总量的应力值，以,(MPa),表示。,另一种是在一定温度下，产生规定的稳态蠕变速率的应力值，以,(MPa),表示。,蠕变极限适用于失效方式为过量变形的那些高温零部件。,持久强度是材料抵抗蠕变断裂的能力。它是在一定温度下，规定时间内使材料断裂的最大应力值，以 表示。,对于锅炉、管道等构件。其主要破坏方式是断裂而不是变形，设计这类构件就要采用持久强度指标。,持久塑性是材料承受蠕变变形能力的大小，用蠕变断裂时的相对伸长率和相对断面收缩率表示。,3,、蠕变断裂,对于不含裂纹的构件或试样，其稳态蠕变速率与蠕变断裂时间或加速蠕变阶段开始时间,t,f,之间存在以下经验关系：,式中：,和,C,f,为材料常数。,实际意义：在早期稳态蠕变阶段得到后，再通过较高应力和较高温度的短期蠕变试验获得,C,f,，则长期蠕变断裂寿命即可由 预测。,对于含有裂纹或类似裂纹缺陷的构件，其蠕变断裂是在裂纹或缺陷尖端再萌生蠕变裂纹，即裂纹开裂、主裂纹扩展和断裂的过程。,缺口构件的开裂时间,(,裂纹扩展孕育期,),t,i,与缺口根部截面的初始应力,0,和绝对温度,T,间有如下关系：,式中：,A,i,、,C,是与温度有关的材料常数；,Q,i,是开裂激活能。,裂纹体的蠕变开裂时间可用应力强度因子,K,I,描述：,式中：,A,i,、,C,是与温度有关的材料常数。,4,、蠕变断裂机制图,晶间断裂是蠕变断裂的普遍形式，高温低应力下情况更是如此。,晶间断裂有两种模型：一种是晶界滑动和应力集中模型另一种是空位聚集模型。,第一种模型：,图,12.18,晶界滑动在三晶粒交界处形成楔形空间,第二种模型：,图,12.20,空位聚集形成空洞,断裂机制图：,影响蠕变断裂机制的最重要因素是应力、温度和加载速率，因此，断裂机制图的纵坐标通常为规范化流变应力,fl,/E,，横坐标为断裂时间,t,f,或相对温度,T/T,m,。,图,12.21 Nimonic 80A,合金断裂机制图,图,12.22,断裂机制图示意图,二、高温疲劳,高温疲劳涉及疲劳、蠕变和环境影响等几个与时间有关的过程的交互作用，这些过程在高温疲劳损伤中的相对作用随具体材料而异。,材料在高温下的疲劳行为，除了与循环应力有关，还与材料的化学成分、显微组织和环境等因素有很大关系。,12.4,环境断裂,氢脆,材料由于受到含氢气氛的作用而引起的断裂，统称为氢脆断裂或氢致开裂，简称氢脆。,氢脆主要发生在金属材料构件中。,一、氢脆的类型及特征,1,、氢压裂纹,2,、氢致化学变化导致的氢脆,氢腐蚀,3,、氢致相变导致的氢脆,4,、可逆氢脆,5,、氢致滞后断裂,6,、氢致断裂断口形貌,二、氢脆机理,1,、氢压理论,2,、氢降低键合力,(,弱键,),理论,3,、氢降低表面能理论,4,、氢致开裂新机理,一、氢脆的类型及特征,1,、氢压裂纹,在材料中某些缺陷位置，,H,能复合成,H,2,，室温时它是不可逆反应，即,H,2,不会再分解成,H,。随着进入该缺陷的氢浓度的增加，复合后,H,2,的压力也增大。当氢压大于屈服强度时就会产生局部塑性变形，如缺陷在试样表层，则会使表层鼓起，形成氢气泡。当氢压等于原于键合力时就会产生微裂纹，称为氢压裂纹。,氢压裂纹包括钢中白点、,H,2,S,浸泡裂纹、焊接冷裂纹以及高逸度充氢时产生的微裂纹等。,（,1,）钢中的白点,钢材剖面酸洗后有时可以看到像头发丝一样的细长裂纹，其宽度一般约,1,m,，故也常称为“发裂”。如沿着这些裂纹把试样打断，在断口上可观察到具有银白色光泽的椭圆形斑点，故称为“白点”。,(2)H,2,S,诱发裂纹,碳钢或低合金管线钢在,H,2,S,溶液中浸泡时，即使不存在外应力，试样内部也会产生微裂纹，裂纹呈台阶状。如裂纹处在试样表面附近，则容易在表面引起鼓泡。,H,2,S,在钢的界面上反应生成,H,，它进入试样后富集在夹杂物周围，复合成,H,2,，产生氢压，当分子氢压大于临界值时就会产生裂纹。,(3),焊接冷裂纹,焊接过程是个局部冶炼过程，焊条及大气中的水分会进入熔池变成,H,，当进入的氢量较高时，在焊后的冷却过程中就有可能产生氢压微裂纹,(,类似于钢中白点,),。,采用低氢焊条，焊前焊条和工件烘烤，焊后工件缓冷等措施就可避免焊接冷裂纹。,(4),充氢,(,或酸洗,),过程中产生的微裂纹,在酸洗或电解充氢过程中也有可能产生氢压裂纹。,电解充氢时出现的不可逆氢损伤,(,氢鼓泡或裂纹,),主要是充氢逸度过高引起的。,降低充氢电流密度，不加毒化剂,(,如,As,2,O,3,，,CS,2,等,),或用熔盐充氢代替溶液充氢，就可避免充氢过程中出现不可逆氢损伤。,2,、氢致化学变化导致的氢脆,氢腐蚀,材料在高温高压氢环境下使用较长时间后，有时在晶界附近能产生很多气泡或裂纹，从而引起构件的失效，这种不可逆损伤称为氢腐蚀。,原因：在高温高压下,H,进入钢中后与碳化物反应生成甲烷。形成的,CH,4,分子不能从钢中扩散出来，就在晶界夹杂物处形成气泡，并有很大压力。随着,CH,4,的不断形成，气泡不断长大，当气泡中,CH,4,的压力大于材料在该温度下的强度时就会使气泡转化成裂纹。,在钢中加入Cr,，,Mo,，,Ti,，,V,，,Nb,等碳化物形成元素，形成稳定的合金碳化物，可以大大减小氢腐蚀倾向。,3,、氢致相变导致的氢脆,(1),氢化物析出导致氢脆,很多金属或合金,(,如,Ti,，,Zr,，,Hf,，,V,，,Nb,，,Ta,，,Re,等,),能形成稳定的氢化物，氢化物是一种脆性中间相，一旦有氢化物析出，材料的塑性和韧性就会下降，即氢化物析出导致材料变脆。这是一种氢致相变引起的氢脆。,(2),氢致马氏体相变,不稳定型奥氏体不锈钢在电解充氢时会发生氢致马氏体相变，形成,或,马氏体，从而降低材料的塑性和韧性。,氢致马氏体相变的本质和冷加工诱发马氏体相变相同。,上述氢损伤,(,氢压裂纹，氢腐蚀，氢致相变,),是不可逆的。均为不可逆氢脆。,4,、可逆氢脆,固溶的氢在拉伸过程中通过扩散和富集导致材料塑性下降称为可逆氢脆。,如果在拉伸前或屈服前把试样中的氢除去,(,室温放置或中温加热,),，则可使塑性恢复。即使初始氢含量很低,(,或介质致氢能力很弱,),，通过应力诱导扩散，氢能逐渐富集，从而也会引起塑性损失。,5,、氢致滞后断裂,在恒载荷,(,或恒位移,),条件下，原子氢通过应力诱导扩散、富集，到临界值后就引起氢致裂纹形核、扩展，从而导致低应力,(,外加应力低于抗拉强度；对预裂纹试样，外加应力强度因子,K,I,K,IC,),断裂的现象称为氢致滞后断裂。,6,、氢致断裂断口形貌氢致断裂可能获得韧性断口,(,韧窝,),，也可能获得脆性断口,(,沿晶，解理或准解理,),。如果氢致断裂是韧窝断口，则称为氢致韧断。,氢致断口形貌和材料本身的成分和组织结构有关，除此之外影响最大的是氢浓度及开裂时外加应力,(,或外加,K,I,),的大小。,一般来说，随强度升高，氢致断口形貌由韧窝变为解理,(,沿准解理,),或沿晶。随,C,H,升高，断口形貌也由韧窝变为解理或沿晶。,二、氢脆机理,1,、氢压理论,在,H,2,气环境中，,H,2,分解为,H,原子进入金属中，其浓度,C,H,和 成正比。反过来，如果溶解在金属中的,H,进入某些特殊区域,(,如夹杂或第二相界面、空位团,),就会复合成H,2,，即,2H H,2,，这时该处的,H,2,气压力,P,就和 成正比，但由于,H,2,不是理想气团，压力较高时要用逸度,f,代替，则有：,当局部区城,C,H,很高，按上式算出的逸度换算成压力后等于原子键合力,th,时，就会使局部地区的原于键断裂而形成微裂纹。,氢压理论可以很好地解释各种氢压裂纹，如钢中的白点、,H,2,S,诱发裂纹、焊接冷裂纹以及充氢时产生的鼓泡和裂纹的形成机理。,2,、氢降低键合力,(,弱键,),理论,氢降低原子键合力理论认为：当局部应力集中,yy,等于原子键合力,th,时，原于键就破裂，从而微裂纹形核。,固溶的原于氢能使原于键合力从,th,降为,th,(H),。这样使氢致微裂纹形核所需的局部应力集中将从,yy,th,降低为,yy,(H),th,(H),。这样一来就会使造成局部应力集中所需的临界外加应力从,c,降为,c,(H),，或使临界应力强度因子从,K,IC,降为,K,IH,。因此，裂纹更容易形成。,问题：,(1),用什么实验能直接证明氢能降低原于键合力,?,(2),键合力随氢浓度下降的定量表达式；,(3),氢降低键合力和氢促进局部塑性变形是否有关系。,3,、氢降低表面能理论,氢降低表面能理论认为：氢吸附在表面就会使表面能由 降为,(H),。根据,Griffith,理论，断裂应力,s,或断裂韧性,K,IC,和 成正比，因而当氢使 下降，必然使,c,降为,c,(H),，或使,K,IC,降为,K,IH,，从而增大裂纹形成倾向。,存在的问题：表面吸附其它气体,(,如,H,2,、,O,2,、,SO,2,、,CO,、,CO,2,、,CS,2,等,),均使表面能下降，但并不引起滞后断裂或产生可逆塑性损失。,4,、氢致开裂新机理,基本思想：,（,1,）氢促进位错发射和运动，即促进局部塑性变形,（,2,）氢降低了原子键合力,th,(H),（,3,）原子氢进入微裂纹复合成,H,2,，产生氢压,问题：如何定量化,?,本章结束！,