应力比对D36钢腐蚀疲劳裂纹扩展的影响---硕士论文

硕 士 学 位 论 文应力比对D36钢腐蚀疲劳裂纹扩展的影响Effect of stress ratio on the corrosion fatigue crack growth rate of D36 steel 作 者 姓 名： 学科、 专业： 学 号： 指 导 教 师： 完 成 日 期： 大连理工大学Dalian University of Technology摘 要近年来，随着海洋资源的开发利用，钢平台发挥了越来越重要的作用。但是海洋平台遭受了许多严峻的条件，包括机械因素和环境因素。腐蚀疲劳是结构在波动载荷和腐蚀环境共同作用下的断裂行为。它是舰船结构的主要失效形式之一。因此海洋平台容易发生腐蚀疲劳损伤。据统计数据，腐蚀疲劳损伤是最常见的腐蚀事故，约占总腐蚀损伤的30%。因此，研究材料的腐蚀疲劳性能是十分必要的。为了减少和防止平台钢的腐蚀疲劳，阴极保护技术已在许多工程中得到应用。因此，研究阴极保护下平台钢的腐蚀疲劳应引起更多的重视。对于一个重要的机械因素应力比和腐蚀疲劳的重要特征稳定的裂纹扩展速率。本文主要进行以下工作：（1）应力比对D36钢在空气、海水和不同电位下的疲劳裂纹扩展速率（FCPR）的影响。（2）电位对腐蚀疲劳裂纹扩展速率的影响。（3）D36钢的腐蚀疲劳机理。（1）在不同应力比0.1、0.3、0.5三点弯曲试验条件下，对缺口钢D36钢进行疲劳试验，并用DA/DNK曲线评定疲劳裂纹扩展速率。在不同的环境下进行了系统对比。结果表明，在不同的环境下，DA/DNK曲线随着应力比的增加而向左移动，载荷比的增大导致在给定的循环应力强度下，空气中的疲劳裂纹扩展速率略有变化。在较高的K值下，在海水中有潜在的保护电位，且疲劳裂纹扩展速率接近于空气中的速率。环境效应可以忽略不计。（2）在R0.1、0.3、0.5的范围内分别施加了-400 mV、-600mV、-800 mV、-1000 mV、-1200 mV的电位范围。在R0.1时，研究了-600MV和-1000 MV之间的阴极保护电位范围，确定了最佳保护电位-800毫伏。阳极极化和过阴极保护都会加速裂纹扩展速率。（3）应力比R在0.30.5之间变化，-600MV和-800 MV。结果表明，阴极保护电位（-800 MV）几乎没有保护作用，通过断裂形貌分析，氢脆随应力比的增大而增强。相反，-600MV的保护作用逐渐增强。因此，阴极保护电位范围随应力比的增大而略微向正方向移动。关键词：D36钢；腐蚀疲劳；阴极保护电位；疲劳裂纹扩展速率AbstractWith the development and utilization of marine resources in recent years, steel platform has played a more and more important role. But offshore platform is suffered to many severe conditions, including mechanical factors and environmental factors. Corrosion fatigue is a fracture behavior of structures under the combined actions of fluctuating loads and corrosive environment. It is one of the main failure modes for naval architecture. So the offshore platform is prone to corrosion fatigue damage. According to the statistics data, corrosion fatigue damage is the most common corrosion accident, accounting for about 30% of the total corrosion damage. Therefore, it is essential to study corrosion fatigue properties of materials. In order to reduce and prevent the corrosion fatigue of platform steel, cathodic protection technology has been adopted in many projects. So the study on corrosion fatigue of platform steel under cathodic protection should cause more attention.With respect to an mportant mechanical factor-stress ratio and an important characteristic of corrosion fatigue - stable crack growth rate. The present paper mainly carries out the following work: (1) The effect of stress ratio on fatigue crack propagation rate (FCPR) of D36 steel in air, in sea water, and with different potentials. (2) The effect of potentials on the corrosion fatigue crack rate. (3) The corrosion fatigue mechanism of D36 steel.(1) D36 steel in notched form is tested with three-point bending experiment at different stress ratios 0.1, 0.3, 0.5 and the fatigue crack propagation rates are assessed using the da/dNK curves. A systematic contrast in different environments is made. In air, the results reveal that the da/dNK curve moves left with the increase of stress ratio in different environments and an increase in load ratio results in an slight change in fatigue crack propagation rate in air at a given applied cyclic stress intensity, K. However, the increase is obvious in sea water and with protective potential at intermediate K values, and the fatigue crack propagation rate is close to the rate in air at higher K values. Environment effect can be negligible. (2) A range of potentials, -400mv, -600mv, -800mv, -1000mv, -1200mv, is respectively applied at R=0.1, 0.3, 0.5. The range of cathodic protection potentials between -600mv and -1000mv is investigated at R=0.1 and the optimum protection potential of -800mv is identified. Both anode polarization and over-cathodic protection will accelerate crack rate.(3) Stress ratio R was varied from 0.3 to 0.5 with -600mv and -800mv. The result shows that cathodic protection potential (-800mv) makes little protective effect and by the analysis of fracture morphology, hydrogen embrittlement enhances with the increase of stress ratio. On the contrary, the protective effect of -600mv gradually enhances. So the the range of cathodic protection potentials will slightly move to positive direction with the increase of stress ratio.Key Words：D36 steel; Corrosion fatigue; Cathodic protection potential; Fatigue crack growth rate- V -目 录摘 要IAbstractII1 绪论11.1 前言11.2 金属材料腐蚀疲劳概述51.3 腐蚀疲劳国内外现状研究71.3.1 腐蚀疲劳的影响因素81.3.2 腐蚀疲劳裂纹扩展模型111.4 金属材料腐蚀疲劳机理121.4.1 腐蚀疲劳裂纹萌生机理131.4.2 腐蚀疲劳裂纹扩展机理151.5 本文的主要研究内容及意义182 实验研究192.1 实验材料和装置192.1.1 实验材料192.1.2 实验装置192.1.3 疲劳试件制备222.2 实验过程222.2.1 测量断裂韧度222.2.2 疲劳试验262.2.3 电化学实验273 应力比对D36钢疲劳裂纹扩展速率的影响283.1 前言283.2 试验方法283.3 试验结果分析与讨论293.3.1 试验结果处理293.3.2 试验结果分析353.4 建立腐蚀疲劳裂纹扩展速率与应力比的关系模型413.4.1 确定环境加速因子值C(R)413.4.2 建立并验证数学模型433.5 断口分析443.6 本章小结454 电极电位对D36钢疲劳裂纹扩展速率的影响464.1 前言464.2 试验方法464.3 试验结果分析与讨论464.3.1 阳极极化电位对D36钢疲劳裂纹扩展的影响464.3.2 阴极保护电位下D36钢的疲劳裂纹扩展速率484.3.3 过阴极保护电位下D36钢的疲劳裂纹扩展速率504.4 建立腐蚀疲劳裂纹扩展速率与极化电位的关系模型514.4.1 确定环境加速因子值C(E)514.4.2 建立并验证数学模型534.5 本章小结545 应力比对D36钢阴极保护电位的影响555.1 前言555.2 试验方法555.3 试验结果分析与讨论555.4 断口形貌分析595.5 本章小结60结 论62参 考 文 献63附录A 疲劳裂纹扩展速率matlab编程69攻读硕士学位期间发表学术论文情况74致 谢75大连理工大学学位论文版权使用授权书761 绪论1.1 前言海洋作为人类赖以生存的空间，幅员辽阔，超过地球总表面积一半，同时海洋也蕴藏着巨大的生存资源，包括占地球总水量的97%的含水量，超过石油总储量的2/3的石油资源和储量约达1.41014m的天然气资源1。海洋钢结构是通过在海上固定或移动来完成工作的，主要使用材料是钢材，例如：海上固定钻井平台和移动平台、船舶、栈桥和海底油气输送管线等（如图1.1），是研究和勘探海洋资源必不可少的工具。其中，海洋钢平台是油气勘测开发的必要设备，按功能的差异其可划分为生产平台和钻井平台。生产平台支撑采油设备，钻井平台上支撑钻井设备，而按结构形式和特点则可分为三大类：固定式平台、移动式平台以及顺应式平台，其处于极其恶劣的海洋腐蚀环境中，因而平台钢材料性能也得到了广泛的研究。随着我国科学技术的不断进步和经济建设快速发展，海洋事业也得到了更多的关注和更大的发展空间，我国正朝世界上首屈一指的海洋大国迈进。目前，随着海洋开发规模的进一步扩大，钢材料在海洋腐蚀环境中极易发生腐蚀破坏，腐蚀破坏由直接破坏和间接破坏两大类组成，无论何种破坏形式均须经过漫长岁月的积累，并且每年全世界由于腐蚀造成的直接经济损失约占各国国民生产总值的2%-4%，危害极大，其中海洋腐蚀造成的破坏约占总腐蚀破坏的1/32。另外，海洋工程结构也经常发生腐蚀疲劳破坏。发生该破坏的金属材料不仅受到海洋腐蚀介质的影响，还承受着随机或循环的海浪荷载3。大量学者对腐蚀疲劳过程对金属材料性能的影响进行了研究，结果均表明腐蚀过程和荷载作用独立或简单叠加后，材料受到的破坏作用远低于实际破坏水平，而且无论介质和材料如何组合或者在腐蚀性很弱的介质和很低的荷载水平下都会引起腐蚀疲劳破坏，这些都证实了腐蚀作用和交变荷载在腐蚀疲劳破坏过程中是协同影响金属材料，也就是说在腐蚀环境中，较低的应力条件下也可以发生腐蚀疲劳破坏，所以其具有更大的突发性、广泛性及破坏性。海洋平台不仅受到腐蚀环境因素的影响，还要承受重力荷载，波浪载荷，风载荷，冰载荷，地震载荷等力学因素的影响4，因而不易避免发生腐蚀疲劳破坏。如1964年两座海洋钻井平台于东阿拉斯加库克湾被海水摧毁，1965年海上宝石(Sea Gem)号平台在海水中发生腐蚀疲劳破坏、七十年代初期气井平台于北海南部破坏、1980年基兰、亚历山大号半潜式钻井平台于英国北海翻沉等5，这些事故主要是由于立柱、桩腿等部位腐蚀疲劳破坏产生的（如图1.2），造成非常严重的人员伤亡和经济损失。因此，关于腐蚀疲劳的研究形势非常严峻。海水环境十分复杂，内部含有大量的泥沙杂质，有机腐质和各类溶解气体，是天然形成的强电解质溶液，宏观表现为PH值范围为88.2。影响腐蚀作用的因素很多，根据作用机理的不同可划分为化学因素、生物因素和物理因素，它们的影响往往是相互联系的，不仅对不同的金属材料影响不一样，即使是对同一种金属材料在同一海域的影响也会因材料在海水环境中的位置不同而异8。根据海洋腐蚀条件和行为特点，海洋腐蚀环境按海拔从高到低可大致分为五个区带，分别为海洋大气区、浪花飞溅区、潮差区，海水全浸区和海底泥土区。对于海洋钢平台，海洋大气区主要包括飞溅区以上的平台的生产区、生活区和部分导管架等部分，即是和海洋大气环境接触的平台部分。这部分遭受破坏主要是因为海洋大气的腐蚀，且腐蚀程度较轻，因而主要采取涂层法予以保护；浪花飞溅区处于海水平均高潮位以上大约0.61.4m，这部分的特点是在涨潮时不能被海水所浸没，但海水飞沫又能够喷溅到材料表面，它是海洋环境中腐蚀最严重的区域。潮差区是通过潮水水位变动而使钢结构周期性浸入和暴露在空气中的区域，因潮差区以下材料充当阳极被腐蚀，位于潮差区的钢材在空气充入的情况下可充当阴极从而受到保护。海水全浸区是指钢结构全部浸入海水中的区域，这部分腐蚀主要受溶解氧的影响，从而形成电化学腐蚀过程，由于金属材料自身存在的微观损伤或者结构整体损伤使材料各部分的电位不同，以电位较高的部分为阳极，以海水为电解液发生电化学反应9。海泥区的腐蚀作用主要通过海泥微生物和其中的溶解氧产生，处于该区域的钢结构受腐蚀影响不严重，各区域腐蚀速率图如图1.3所示。处于海洋腐蚀环境中金属构件的腐蚀类型主要有均匀腐蚀、点蚀、空泡腐蚀、缝隙腐蚀、冲击腐蚀和电偶腐，其中均匀腐蚀和点蚀是最常见的腐蚀类型。均匀腐蚀常在不易区别阴阳极的地方发生，是指腐蚀介质在金属表面大体以相同的速度进行腐蚀。而点蚀通常只发生在材料表面局部区域内，并不覆盖表面其他区域，常以坑点的形式表现。其特点是危害性大而且不易察觉，若不及时处理可在短时间内形成金属穿孔10。腐蚀只是海洋钢结构的一种失效模式，腐蚀是腐蚀疲劳破坏中的重要环节。 目前，关于金属材料的腐蚀疲劳的研究已经成为科学界的一个重要课题。在造船行业中，人们将钢材按材料特点和性能分为五类，分别为低碳钢、高强度钢、超高强度钢、特殊钢和铸钢。各类钢材的化学成分与机械性能均符合相应钢材等级，如碳含量，其他合金元素含量；屈曲强度，极限抗拉强度，伸长率，断面收缩率，抗冲击韧性，冷弯性等；相关的耐疲劳性能，耐腐蚀性能，可焊性，抗层状撕裂性能，可加工性能等。海洋钢平台结构作为人类用来开发和利用海洋资源的必要工具，不仅处于严峻的海水腐蚀环境中，还要用来支撑总质量超过数百吨的各种设备。这些使用特点也决定了海洋平台用钢板必须具备强度高、韧性好、抗疲劳、很高的耐海水和耐大气腐蚀性能、良好的抗层状撕裂性、良好的冷加工性和好的可焊性等性能。由于近代平台用钢多采用高强度船舶钢，所以虽然现代研制出多种新型平台用钢，但是平台用钢仍按照船舶检验局关于建造钢质船舶的规范选取钢材6。平台钢主要牌号为A、B、D、E(Z15，Z25，Z35)、AH36-FH36(Z15，Z25，Z35)、AH32-FH32(Z15，Z25，Z35)、Cr50、AH40-FH40(Z15，Z25，Z35)、API 2H-Cr42等7且主要级别采用355MPa、420MPa和460MPa。未来海洋平台用钢将向高强度、厚规格及好的耐腐蚀性能和高的低温韧性方向发展。 海洋大气区浪溅区潮差区全浸区海泥区平均高潮位平均低潮位泥水分界线金属厚度相对损失量 为了降低钢材的腐蚀疲劳事故发生率，延长海洋钢结构设备的工作年限，进而最大程度地满足人类的需求，针对钢结构采取腐蚀防护措施是十分必要的。据统计，近一半的腐蚀损失可以通过有效的腐蚀防护措施避免。海洋钢结构腐蚀防护主要包括以下措施：涂层、耐腐蚀材料、表面处理与改性、电化学保护、缓蚀剂等11，当然也可以采用两种或两种以上方式结合防护。其中，电化学保护主要包括牺牲阳极阴极保护和外加电流阴极保护两种形式，因为全浸区的腐蚀形式主要为电化学腐蚀，所以电化学保护法主要对全浸区钢结构起保护作用。其中，牺牲阳极阴极保护法原理如图1.4，这种保护方法不需要外加电源也很难产生腐蚀干扰，简单易行且经济实惠，因而在电流小于1A的小型钢结构中得到了广泛的应用。所谓的外加电流阴极保护系统则是指向被保护通以一定的直流电，电流流向被保护金属形成回路，这样被保护金属电位会低于周围环境电位成为阴极，再和特定材料的辅助阳极一起构成被保护金属材料的保护系统。这种方法具有输出电压电流持续可调，装置寿命长，受环境影响电阻率小，保护范围大等优点，可用于大型海洋钢结构的保护。外加电流阴极保护系统的实施一般采用三电极体系，三电极体系由工作电极，辅助电极和参比电极组成。早在20世纪60年代我国就对实船采用外加电流阴极保护进行了试验研究，并于20世纪70年代初就将外加电流系统成功地运用在第一艘驱逐舰上。同时我国也制定了关于“船体外加电流阴极保护系统”的国家标准，目前外加电流阴极保护装置也已大量应用在船舶上。确定合理的保护参数是外加电流阴极保护的核心内容。为金属材料施加合理的外加电位，使金属总电位和电解池阳极电位达到平衡，才能达到最佳保护效果。此时称取得平衡的临界外加电位为最小保护电位，该保护电位对应的电流密度定义为最小保护电流密度，采用这种方法可以将金属腐蚀破坏大大降低甚至停止12。如果施加电位的大小不合理，可能会产生欠保护导致阳极溶解或者过保护导致氢脆，从而加速金属破坏。因此，外加电流阴极保护度由腐蚀介质与结构接触面的外加电流密度控制。1.2 金属材料腐蚀疲劳概述腐蚀疲劳是工程结构或构件在交变荷载与腐蚀环境交互作用下，逐渐开裂而提前失效的现象。金属材料的腐蚀疲劳按腐蚀介质可以分为气相腐蚀疲劳和液相腐蚀疲劳两类13。其中，金属材料的气相腐蚀属于化学腐蚀，而液相腐蚀通常需要电解质溶液，金属材料在电解质溶液中发生电化学腐蚀。影响腐蚀疲劳的因素很多，是一个非常复杂的构件失效模式。其损伤特征主要有三个，一是材料或结构的抗疲劳性能很大程度地降低。构件寿命在腐蚀疲劳情况下较单纯疲劳情况大大缩短，且在该情况下金属材料通常没有疲劳极限。另一个是腐蚀疲劳性能受加载波形和频率影响较大，这与单纯疲劳结果有一定差异。此外，由于腐蚀介质的作用，应力集中或材料表面微观几何性质对腐蚀疲劳的影响不大。无腐蚀介质影响时，材料的疲劳寿命是由疲劳裂纹的萌生，稳定扩展和失稳断裂阶段组成的，且裂纹萌生寿命占总寿命的90%14。对一定的金属材料，即使试件具有不同的几何特征，只要保证实验环境和加载条件相同，通常其所得的疲劳裂纹扩展速率也会大致相同，所以量度金属材料的疲劳裂纹扩展性能一般采用da/dN-K关系曲线15。大部分的合金疲劳裂纹扩展阶段da/dN-K关系曲线如图1.5。曲线由三部分组成。A区中每循环平均裂纹增长长度小于晶格间距，处于裂纹扩展门槛值附近，当KKth时，裂纹不扩张或者扩展速率极低，只有KKth，疲劳裂纹才扩展明显，且速率会随着K的增加而增大；B区是通常意义上的Pairs区域，这一区域的logda/dN-logK曲线呈线性关系，裂纹扩展速率符合da/dN=C(K)m的数学关系；C区中K值偏大，且裂纹扩展速率急速增大进而引发断裂。10-2 KcB区A区dadN=CKmlogda/dN1m10-4C区10-610-8logK图1.5 疲劳裂纹扩展速率的分区示意图Fig 1.5 Schematic of different fatigue crack propagation rate zones 然而，当腐蚀环境和疲劳荷载的共同作用时，构件破坏过程与单纯疲劳大致相似。而与单纯疲劳破坏不同的是，在腐蚀疲劳破坏过程中，腐蚀疲劳裂纹扩展寿命占其总寿命的90%，而疲劳裂纹萌生阶段仅占总寿命的不到10%14。这说明腐蚀疲劳裂纹阶段直接控制海洋钢平台寿命的长短，同时也说明就是由于腐蚀介质的作用显著地缩短了裂纹的形成寿命，腐蚀疲劳寿命才会比空气中疲劳寿命明显缩短16。腐蚀疲劳损伤在构件内部积累逐渐达到临界水平时开始产生裂纹，这一阶段是属于疲劳裂纹萌生阶段。随后进入裂纹稳定扩展阶段，裂纹长度和扩展速度达到临界水平时，裂纹快速扩展以至最后构件失稳断裂，其扩展类型可以简单归纳为三类。第一类是所谓的真腐蚀疲劳扩展，环境对该类型影响较小，接近纯疲劳行为17，而且其da/dN-K曲线与纯疲劳da/dN-K曲线大致平行，例如铝合金在淡水中的腐蚀疲劳行为即属此类。第二类是所谓的应力腐蚀疲劳扩展，是力学疲劳和应力腐蚀的简单叠加，当KmaxKIscc，应力腐蚀疲劳行为就不会发生17，而当KmaxKIscc时，应力腐蚀过程会大大加快腐蚀疲劳裂纹的扩展速率，之后，da/dN-K曲线会出现一段平台区，马氏体镍钢在氢气中的疲劳裂纹扩展属于这种类型。第三类是真腐蚀疲劳和应力腐蚀疲劳的混合类型，该类型介于第一类和第二类之间17，属于该类型的金属材料，即使，腐蚀环境仍会加速材料的疲劳裂纹扩展，高强钢在NaCl溶液中疲劳裂纹扩展符合该类型特征。这三种类型的da/dN-K曲线示意图如图1.6 (a) (b) (c)。 腐蚀环境腐蚀环境惰性环境腐蚀环境惰性环境惰性环境logda/dNlogda/dNKISCC KIC or KClogKKIC or KclogKlogKlogda/dNKISCC KIC or KC(c)(b)(a)图1.6 由力学和环境控制的疲劳裂纹扩展类型示意图. (a) 真腐蚀疲劳 (b) 应力腐蚀疲劳 (c)混合腐蚀疲劳Fig 1.6 Schematic representations of the combinations of mechanical fatigue and environmentally assisted crack growth. (a) true corrosion fatigue (b) stress corrosion fatigue (c)Mixed corrosion fatigue1.3 腐蚀疲劳国内外现状研究腐蚀疲劳现象最早是由Haigh18于1917年在其腐蚀疲劳实验室实验报告中提出的。直到1926年由McAdam提出了“腐蚀疲劳”的概念，并且McAdam和Lahmann也出版了和腐蚀疲劳有关的著名论文，他们的研究引起了科学界的广泛关注，随后，众多学者就该课题展开了更加深入的研究。腐蚀疲劳是很多海洋钢结构破坏的主要原因，这一结论逐步为人们所接受，例如海洋设备和船舶等极易受到腐蚀疲劳的影响。自上个世纪的40年代到50年代，研究主要集中于船体结构的腐蚀疲劳。另外，由于腐蚀疲劳裂纹扩展是评估结构强度，耐久性和可靠性的重要内容，所以作为腐蚀疲劳的重要特征，疲劳裂纹扩展问题在上个世纪50年代日益受到重视。60年代中期Leckie首先采用了施加电位的方法来研究所施加的电位和静止放置且带有裂纹试样的裂纹增长速率之间的关系，该方法随后被主要应用于防止材料的腐蚀疲劳和测量疲劳裂纹扩展速率。70年代的研究工作和前期的基础研究有一定差异，其对腐蚀疲劳的应用和工程实践方面的研究更加深入。20世纪70年代末和80年代初国内外学者总结了腐蚀疲劳的长期研究成果，此间研究主要针对各种因素对腐蚀疲劳裂纹扩展速率曲线的影响进行定性研究，以及应用模型计算腐蚀疲劳裂纹扩展速率进行定量研究。随着海洋工程的发展，腐蚀疲劳的研究将对实际工程的应用列为重点19。由于材料所处的环境十分恶劣，人们为了使材料的性能和质量得以提升从而更加满足实际工程，会逐渐重视和解决实际过程中产生的腐蚀疲劳问题 20,21。 1.3.1 腐蚀疲劳的影响因素Wei和Speidel22认为，众多因素可以影响腐蚀疲劳裂纹的扩展行为，一般情况可分为力学因素、环境因素和材料自身因素三大类。力学因素包括最大应力因子或最大应力，加载频率，应力比，循环加载波形等23；环境因素包括环境温度，盐度，PH值，在溶液中有害物质浓度以及电化学电位等；材料因素包括材料的热处理方法、合金成分及构件的几何尺寸形状等。 （一） 环境因素关于温度对腐蚀疲劳寿命的影响，20世纪30年代已有学者对其进行研究24，研究表明在15到35温度范围内，对空气中的疲劳寿命影响不大，而会使人工海水中的软钢疲劳寿命降低一半。此后很多学者对不同腐蚀体系进行研究，温度对腐蚀疲劳寿命影响各有不同，没有统一的定论25。 臧启山等26通过实验研究了人工海水中的温度和pH对A537海洋用钢疲劳裂纹扩展的影响并对其作用机理进行了分析和讨论。实验结果表明，疲劳裂纹扩展速率在不充氧的人工海水中随着温度的升高而略增加，因为热量的增加会降低电解液的电阻，使电化学腐蚀反应更易于进行，从而加速了阳极和阴极过程。而在对人工海水充氧的情况下，当温度从0上升到40时裂纹扩展率没有多大差别。这是由于充氧促进了氧化和腐蚀过程，反应生成了的很多腐蚀产物会积聚在裂纹两侧和裂尖，导致应力强度因子降低从而减慢了疲劳裂纹扩展。对pH实验研究结果显示，在相同的应力条件下，当时，疲劳寿命会随着pH增大而略有增加。当，pH对疲劳寿命基本没有影响，但疲劳寿命在后会显著增大。这种实验结果表明，酸性溶液对材料有害。钱友荣等学者27通过在18，35和55的蒸馏水中进行腐蚀疲劳裂纹扩展试验，证明了超高强度钢30CrMnSiNi2A腐蚀疲劳扩展速率在中等K值区随着温度的上升而增大，并得到了温度和K值对裂纹扩展速率影响的复合表达式。路民旭等28研究了超高强度钢GC-4 (40CrMnSiMoVA)在3.5%NaCl中性溶液腐蚀疲劳裂纹扩展的温度效应，并讨论其影响规律与机制。结果表明，GC-4钢在3.5% NaCl溶液中平台区(中K区)腐蚀疲劳裂纹扩展速率随着温度的增长而增大，氢扩散控制其过程，因为氢扩散激活能约为腐蚀疲劳裂纹扩展的激活能的两倍。在高K区和低K区，可能与断裂韧性的温度效应和腐蚀产物有关，温度对腐蚀疲劳裂纹扩展的影响出现交叉现象。 （二） 力学因素加载频率国内学者普遍认为加载频率对惰性环境的裂纹扩展速率影响程度较小，但加载频率对腐蚀介质却是影响腐蚀疲劳裂纹扩展速率的一个重要因素29。Vosikovsky30对3.5% NaCl溶液中两种钢的腐蚀疲劳试验结果表明较低的频率可使中等K条件下的疲劳裂纹扩展速率增加。赵建平31等学者通过0Cr18Ni9钢的腐蚀疲劳实验，实验结果也表明频率对很高和很低的K下的裂纹扩展速率的影响不明显，但疲劳裂纹扩展速率在中等K下会随着频率的增大而明显减小。Austen32通过对3.5% NaCl溶液中的835M30钢腐蚀疲劳行为研究得出相似的结论。Masuda33采用膜的破裂理论来解释其腐蚀疲劳的裂纹扩展现象，即腐蚀介质和裂纹张口处暴露在空气中的新鲜金属表面发生反应生成钝化膜，形成金属逆向滑移的阻力，该阻力在金属表面逆向滑移时反作用于裂尖，从而推动裂尖向前扩展。在单位周期中，腐蚀介质与裸露金属表面的接触时间会随着频率的降低而增大，这样反应生成氧化膜的厚度和密度均会增大，加大了裂纹扩展的推动力，所以频率越低腐蚀疲劳裂纹扩展速率越大。反之，在单位周期中，随着频率的增大腐蚀介质和裸露金属表面接触时间会缩短，钝化反应减弱，产生的推挤压力小而且持续时间短，所以降低腐蚀疲劳裂纹的扩展速率。另外很多研究表明，“泵合”效应由于在交变荷载的作用使裂尖处反复开合而产生，也就是说裂纹尖端的溶液被反复挤压并与母体溶液进行对流，尽管仍存在限制介质流动的毛细作用，但随着频率的增大，裂尖处溶液酸碱度由于对流的增强而与母液越来越相近，使裂尖溶液的酸性降低，即减弱金属离子的水解作用，从而使腐蚀速度降低，裂纹扩展速率减慢。 （三） 力学因素应力比Dubey34和Boyce35通过紧凑拉伸实验得出不同应力比下的da/dN-K曲线，对比结果表明，应力比越大，Ti-6Al-4V裂纹扩展门槛值越小，而在相同K下裂纹扩展速率越大。Daniel36通过分析不同铝合金的实验数据也得出了类似的结论，并且指出了应力比主要对A区和C区裂纹扩展速率影响较大，对B区裂纹扩展速率影响较小。欧阳辉37通过对比分析R对七种航天金属材料裂纹扩展速率影响的实验结果得出，da/dN随着R增大而增大，且R对塑性较差的材料影响较大，对塑性较好的材料影响很小。Elber38最早认为应力比对金属材料疲劳裂纹扩展速率的影响主要是由于裂纹闭合效应，尤其是A区裂纹扩展速率受其影响较大。众所周知，当裂纹尖端处于海洋腐蚀环境下，腐蚀疲劳裂纹扩展速率会增大。Kang DH39,40等学者通过三点弯曲实验，将相同的应力条件下海水和空气中钢结构疲劳进行对比，不仅验证了海水腐蚀环境会很大程度提高钢结构疲劳裂纹扩展速率，并且得出阳极溶解和氢致开裂机制是加速其疲劳裂纹扩展的两种主要机制。韩恩厚41等对低合金钢ZG20SIMn和SM50B-Zc实验结果进行分析，认为应力比的增大会导致裂尖应变和应变速率的减小，从而导致进入低合金钢中的氢和氢脆敏感性增大，所以氢致开裂是裂纹扩展速率增大的主导因素。赵维民42通过模拟海洋环境中腐蚀疲劳裂纹尖端的应变，利用测得的电流密度理论计算由阳极溶解导致的裂纹扩展速率，结果表明阳极溶解导致的裂纹扩展速率与总裂纹扩展速率相差三个数量级，所以阳极溶解不是导致X80钢腐蚀疲劳裂纹扩展的主要因素。 （四） 电化学因素为了降低腐蚀环境对材料裂纹扩展速率的影响，阴极保护技术日益受到青睐。阴极保护是向被保护的金属通以一定直流电，使其成为阴极而得到保护的一种方法43，具有输出电压电流持续可调，装置寿命长，受环境影响电阻率小，保护范围大等优点。Kenan44和王俭秋45等通过实验验证阳极极化和强阴极极化都会加速裂纹扩展，只有处于阴极保护电位下才能有效地减小裂纹扩展速率。Knop46等对阴极保护状态下不同频率的R12018-M2的裂纹扩展速率进行研究，结果表明低频扩展速率比高频多一个数量级，说明材料在不同的频率下阴极保护效果不尽相同。Jones47通过拉伸疲劳实验，在平均应力不变的情况下改变应力比，得到BS970:976M33构件不同应力比下，在空气，海水和阴极保护情况的S-N曲线，结果均表明在短疲劳寿命区（103-104cycles）增大应力比可以明显降低钢构件强度，且阴极保护下腐蚀疲劳强度在短循环次数区域并没有被提高，说明这个区域的疲劳寿命主要取决于塑性变形而不是环境因素。综上，腐蚀疲劳中应力比对裂纹扩展速率影响的研究较多，但关于应力比改变对金属材料阴极保护电位的影响却鲜有研究。 1.3.2 腐蚀疲劳裂纹扩展模型腐蚀疲劳裂纹扩展模型早期认为应力腐蚀和纯力学疲劳损伤这两个独立的过程构成了腐蚀疲劳过程，腐蚀疲劳裂纹扩展速率就是两者的线性叠加。但是这个模型不具有普遍适用性，尤其不适合的腐蚀疲劳的情况。大量不同的模型用于预测金属材料的腐蚀疲劳裂纹扩展速率，其中，比较具有代表性的是叠加模型和竞争模型。将环境腐蚀因素考虑其中，以Paris公式和其修正形式为基础建立这些模型，从而定量计算腐蚀疲劳裂纹扩展速率48,49。(1) 叠加模型当时，Wei等人提出了用于高估算强度金属的腐蚀疲劳裂纹扩展速率的线性叠加模型50,51。该模型认为情况下腐蚀疲劳裂纹扩展速率为应力腐蚀和纯力学疲劳损伤的线性叠加，即： （1.1）其中，为单纯的疲劳裂纹扩展速率，为应力腐蚀裂纹扩展速率。该模型不仅认为腐蚀疲劳与应力腐蚀有相同的破坏机理，而且以单纯疲劳应力和应力腐蚀引起的裂纹扩展没有联系为前提。然而大多数情况下，循环应力和腐蚀环境不是独立影响疲劳裂纹扩展的。尤其是的情况，两个过程往往存在显著的交互作用。Wei52等人考虑到交互作用对裂纹扩展过程的影响，对该叠加模型做出了进一步改进。 （1.2）其中，为单纯循环应力和腐蚀介质交互影响下的裂纹扩展扩展速率。该值计算过程比较复杂，与不同状态的腐蚀环境和不同的金属材料有关13。(2) 竞争模型1977年，Austen等53以实际工程为出发点提出了竞争模型，该模型认为腐蚀疲劳裂纹扩展是由应力腐蚀和疲劳过程互相竞争形成的，即腐蚀疲劳裂纹扩展由其中发展较快的部分代表。公式表示如下： （1.3）在实际工程中，虽然过程竞争模型在实际情况下不断得到完善，但该模型仍有一定的限制。根据模型应用的前提，在情况下，腐蚀疲劳过程只会出现应力腐蚀特点，而当时，腐蚀疲劳过程只会出现疲劳裂纹。这样就无法解释为什么在很多腐蚀疲劳情况下会出现混合断口形貌，显然模型不具有普遍适用性54。(3) 其他模型研究人员也提出其他腐蚀疲劳裂纹扩展模型，如位错偶极子模型和交互模型55,56等。其中，交互作用的本质是一个过程因另一个过程的影响被加强或被阻碍，交互模型方程可以通过迭加两大分量（应力腐蚀开裂和疲劳）而得出，常将该模型应用在发生交互作用且对应力腐蚀敏感的体系内。另外，工程实践过程中需要考虑影响腐蚀疲劳的众多因素，当前主要借助试验数据以Paris公式为基础建立有效的数学模型，并对模型进行合理的修正。腐蚀疲劳裂纹扩展速率计算模型通过引入环境加速因子，并和空气中实验数据对比表达： （1.4）其中，为环境加速因子，其与应力比、载荷频率和介质浓度等有关。这种建模方法的基本思路就是将空气中的疲劳裂纹扩展速率作为基准，列出与腐蚀条件和实验条件有关的表达式，并考虑一定的安全系数，进而建立腐蚀疲劳裂纹扩展速率数学模型。建模计算结果和实验结果相比具有很高的一致性，在实际工程中该模型为含缺陷结构的安全评定提供了参考。1.4 金属材料腐蚀疲劳机理通常情况下，腐蚀疲劳在气体环境中和液态环境中的破坏机制并不相同。其中，干燥气体介质中的疲劳为气相腐蚀疲劳。金属材料在气相腐蚀疲劳中通过和腐蚀性气体发生化学反应来降低疲劳寿命13，处于真空环境的疲劳才是标准意义下的纯疲劳，气体是腐蚀介质，而且造成空气疲劳寿命比真空环境有所降低的主要原因是气体中的氧成分。气相腐蚀疲劳的机理主要有4种模型，分别是：氧化膜阻碍滑移模型；氧化膜强化表面模型；气体介质溶解模型；气相吸附表面能降低模型，以上模型适应于各种条件下的腐蚀疲劳。通常液相腐蚀疲劳是指在电解质溶液，尤其是含水的液体介质中发生的疲劳。本课题设计的腐蚀环境为天然海水，因此本文仅针对液相腐蚀疲劳机理进行研究。由于液相腐蚀疲劳破坏是通过金属材料和电解质溶液的电化学反应实现的，所以在相同加载条件下，液相腐蚀疲劳寿命和空气相比会大大缩短。在工程实践中，液相腐蚀疲劳引发事故的比例相对较大，因而研究多集中于金属材料的液相腐蚀疲劳。同空气中疲劳一样，液相环境中的金属材料腐蚀疲劳破坏过程也可以分为裂纹萌生阶段和裂纹扩展阶段。但是不论材料处在腐蚀疲劳裂纹萌生阶段还是扩展阶段，疲劳破坏都是由局部力学损伤和环境损伤逐步累积而成的。力学损伤是在疲劳循环应力作用下微观区域金属不断滑移并逐渐产生滑移带而形成的，而环境损伤则是由金属和腐蚀介质通过电化学反应而引起的，两种作用相辅相成，最终金属发生腐蚀疲劳破坏13。以下分两小节分别介绍腐蚀疲劳裂纹萌生和裂纹扩展机理。1.4.1 腐蚀疲劳裂纹萌生机理疲劳裂纹萌生是发生在金属表面的局部过程，而非全面腐蚀过程。金属表面一旦暴露于腐蚀环境中，就会加快疲劳萌生过程，故而局部损伤破坏速率比全面破坏速率最重要。环境因素的变化可以引起局部破坏速率的变化，进而会导致裂纹萌生的特征位置改变。腐蚀疲劳裂纹萌生破坏过程具有的局部化以及竞争性质致使采用实验手段来鉴别裂纹成核控制机理变得非常困难。腐蚀疲劳裂纹萌生通常过程是，腐蚀介质会优先破坏通过交错机理形成或者由滑移台阶显露的稳定滑移带，致使局部位置的应力增强，从而使疲劳裂纹萌生，同时腐蚀也使稳定滑移带更密集，裂纹萌生位置数量增多57。腐蚀疲劳裂纹萌生过程简单模型如图1.7，金属表面塑性变形容易发生在最先破坏的滑移台阶处未钉扎的位错。位错钉扎位置未钉扎位置图1.7 腐蚀促使滑移台阶显露处裂纹萌生的简单模型示意图Fig 1.7 Schematic of crack initiation model caused by corrosion in glide step Me对水溶液环境而言，腐蚀疲劳裂纹萌生机制主要以下四类，分别为：点腐蚀、膜破裂、形变区的择优溶解和吸附降低表面能。 点腐蚀机制这是腐蚀疲劳裂纹萌生机理的早期理论，发生点腐蚀的材料易发生腐蚀疲劳，而在观察到腐蚀疲劳下也有未发生点腐蚀的情况。相关研究表明点蚀孔很有可能