美国专利Nos.6,171,415、6,289,736、6,458,225、6,338,765、 6,722,175和6,843,957和美国系列号No.10/834,180是现有技术中已 知的，它们公开了超声冲击处理对材料状况和性能的直接作用的方法和 手段，意味着材料的表面及其次表层是该作用和结果的一个整体实体。
劣化的各种类型(分类)、起因、物理性质和机制是已知的。例如， Degradation of Mechanical Systems，Berrαan A.P.著(Novosibirsk： Nauka，1998，-第320页)是本领域中已知的，其公开了结构中的材 料劣化过程、构件失效和受因素的综合作用影响的独特机械系统故障的 结构组织的研究和形式化的结果。也描述了由腐蚀开裂、氢脆、腐蚀和 机械疲劳和侵蚀引起的材料破坏和构件失效过程。
机械系统(MS)的实验研究、试验和运行经验的结果是解决与MS 和由机械系统构成的技术系统(TS)的可靠性和安全性的维持、保养和 恢复有关的问题的信息基础。该工作着力解决由劣化引起的MS的可靠 性变化。MS的劣化是指技术条件的不可逆变化过程、机能失常和不安全 操作。MS的劣化是需要改变结构负荷能力的故障和意外累积过程的一部 分。
为了在制造阶段提供可靠性，基于对可能的劣化过程的认识，努力 开发和改进设计图和模型，建立失效和极限状态的诊断要素和标准，以 及证实试验方法、确定诊断和预测技术条件和保护方法的技术以防止紧 急情况和事故的扩大。
为了确保可靠和安全的操作，对劣化过程的认识能够有效控制和评 估MS的技术条件及其变化的起因、更新部件的寿命和诊断频率、改进 诊断和预测技术和更新MS。
机械系统构成几乎任何技术系统的结构基础。因此，承载结构和机 制的强度和寿命在可靠性研究和维护的一般方法中是最重要的。
MS的故障和部件的寿命损耗以故障和极限状态标准来表征。操作安 全性和必要寿命通过工作能力和负荷能力的保持、补偿外部作用扩散及 其随机性的诊断和预测技术来实现。
在过去数十年来，已经更详细研究了电力工程、化学和石油化学工 业和运输中的失效起因。这已经证实了造成MS的寿命损耗(劣化)和 失效的现象和因果关系的复杂性和多样性。例如，化学反应器中的失效 的研究表明，由于机械、物理和化学效应的不利组合，热交换管道中的 透壁裂纹扩展。这可能是由于不完善的设计标准和规则，制造和检验技 术和操作条件，以及其违例。因此，MS及其部件的强度和寿命问题远未 解决，尤其是由于独特的外部因素和小规模MS和TS，其失效造成显著 的经济和社会后果。
解决此问题的一种方式是将材料和结构力学法与随机过程的理论 相结合。这是MS可靠性理论的基础。劣化失效的可能性在预测出的寿 命界限内相当小并通过虑及劣化失效的物理性质的适当维护系统和寿 命设计来实现。只有基于失效的机械-物理-化学性质的研究，即在可提 供适合失效性质的设计模型、劣化过程的机制和动理学的模型和作为整 体的MS及其各部件的(可操作条件)的质量空间的情况下，才能作出 寿命的有效计算。
但是，独特的化学加工系统的操作经验表明，超过30％的失效确实 归因于在机械-物理-化学因素的同时作用下的不完善设计模型，其不能 实现可靠的寿命预测，但产生不能评估MS的技术条件和可修复性的设 计解决方案。
这种情况下的失效在很大程度上是因为在实验室条件(高压和高温 的综合作用，活跃和侵蚀性的环境，包括快速变化的环境；许多劣化过 程的不能够加速的低速率，等等)下外部因素的不可重现性造成不可能 进行充分的实验研究。毫无疑问，不足的实验研究和试验和因此失效和 极限状态的有效标准的缺乏导致不适当的维护。
参数可靠性理论基于计算可靠性参数，包括物理机械失效模型。这 种理论指出，产品的输出参数由于各部件的磨损和损坏而变化。但是， 在许多情况下，输出参数在机能终止或违反安全操作条件时瞬间的临界 状态之前对破坏值不敏感。例如，在机能终止处，由于透壁裂化或脆性 或延性断裂，在容器、管道和其它部件中发生裂化。
在这种情况下，规定表征穿透裂纹形成或氢脆的危险的参数(裂纹 深度或长度等)。在电流可控制性和许多MS的诊断设施下，这类参数 通常超出控制或控制不足。因此，应该通过可能和假定的破坏的分析和 概率评估来维持这类MS的可靠性。所得结果控制着防止失效扩大和提 供安全性的措施。
MS的故障是一个或数个部件失效之前的最终阶段，其又是由达到临 界值的受损材料引起的。根据材料性质和外部因素，采用各种参数作为 受损衡量标准。破坏参数表征材料的物理、化学和机械性质的变化以及 表面和结构条件的变化。
基本上，目前的测量技术由于其局部应用或由于该工业缺乏必要的 技术手段而不能检测出初始破坏阶段，这在MS开发过程中应该考虑。 这带来确定直接和间接诊断要素和开发评测和预测试验和使用过程中 的状况所需的诊断装置的问题。
描述在各种因素综合作用下改变材料性质和状态的过程的关系是 基本非线性的。主要凭经验研究这些过程并使其形式化。也存在与外部 因素的各种组合下的材料破坏动理学的评测和预测有关的问题。
对MS和TS的多重效应，尤其是在化学、石油化学、核工程学、生 物工程学和管道基础设施中，导致多种多样的劣化过程，它们造成材料 的复杂破坏、寿命损耗和MS故障。识别可能的劣化过程是设计前的研 究和设计工作中的最重要目标。
进行大量的金属物理、冶金、物理化学、强度、耐久性和其它研究 和试验以研究这些过程。这类研究的主要目的是根据初始参数确定结构 和性质变化的机制、动理学和动力学。G.P.Karzov编辑的专著是旨在 综合材料和结构中发生的失效过程的各种研究方法的最新和最全面的 成果之一。
在许多情况下，广泛使用和充分研究的可靠性方法，例如结构剩余 度不适用于不能基于强度和寿命标准提供或正确评估可靠性的MS。例 如，管道、管式设备和压力容器的主要失效标准是由透壁破坏或部件失 效引起的密封失效，从而造成泄漏或大气渗入。
任何破坏过程都可以用其机制、动理学和动力学进行描述。破坏过 程的机制是指决定该过程的因素的组合和相互作用；动理学是指由于初 级运动事件的合并或累积而发生的如微观和/或宏观事件的破坏；动力 学是指该过程随时间的速度变化。因此，破坏机制(劣化机制)与影响 部件材料的许多因素有关；动理学和动力学与材料在微观体积和亚微观 体积内对给定效应的及时响应有关；破坏参数与部件体积内的外部效应 的后果有关。各个破坏过程都是一个集合过程，其伴随着效应与特殊因 果关系的复合作用。任何破坏过程都具有最少数量的主要因素，它们通 常被视为将该过程分类的基础。
识别MS部件材料失效的性质和成因是基本的，因为这构成：评估 强度和寿命的设计模型的基础；正确选择试验方法和条件的标准；验证 MS的诊断、预测和改进方法的初始信息。
在MS的耐久性和可靠性方面，应该研究破坏机制、动理学和参数 以便不仅考虑制造技术来合理地选择部件或结构材料，还主要设定失效 和极限状态的标准、周期性和控制和诊断手段、技术条件、可靠性和安 全性的预测方法。金属物理学家和冶金学家使用术语“材料失效”，而 强度和可靠性专家使用“部件材料破坏”或仅使用“部件破坏”。
材料的化学活性在应力下提高，这种提高在循环应力下甚至更大。 因此，强度和寿命研究不应该仅限于机械标准。造成MS部件失效的腐 蚀-机械破坏主要对化学、石油化学、油加工装置、电力装置和气体和 油管道中的设备失效负责。这种设备被设计用于热质量传递法和化学、 石油和电力技术的重要介质的运输。
材料破坏被描述为由各种破坏微观机制、时间的热波动与在核、位 错、亚结构和结构层面上的同时现象的统计关系引起的多级统计和大规 模过程。使用纯机械标准评估在载荷和介质综合作用下的强度和寿命不 能确保精确性也不能改进这些标准和影响破坏过程。
基于实验研究、试验和受控工作的结果，解决了几乎没有理解的一 些最常见的部件材料破坏过程，例如腐蚀开裂(CC)、氢脆(HE)、腐 蚀疲劳(CF)、机械疲劳(MF)等的物理机械本质。检测对一个或其它 劣化过程负责的最重要因素并确定描述各个过程的破坏参数。表1显示 了主要因素的分类，其包含各种破坏机制并指定破坏过程和参数。由主 要因素引起的破坏过程可以在因素、各因素的各个部分和引发和加速该 过程的附加因素之间的各种数量关系下实现。
表1-材料破坏的主要参数、机制和过程的分类


表2显示了对MS寿命具有显著影响并以裂化为特征的破坏参数的 最常见和危险的类型的分类结果。
表2-裂化参数强化

同样已知的是Accelerated Aging of Materials and Structures： The Effects of Long-Term Elevated-Temperature Exposure(材料和 结构的加速老化：长期高温暴露的影响)，(National Materials Advisory Board of USA(NMAB)，1996)，其针对开发出能够可靠预测 它们在使用中的劣化和新航空器部件的寿命的在航空工业中所用的各 种材料的测试程序的问题。为了预测材料系统长期暴露在航空器结构使 用环境中的响应，必须开发出与破坏和失效有关的物理现象的基本理 解。这只能通过实验材料的表征和描述物理现象的相关算术和计算模型 的开发来建立。在许多情况下，测试标准和编码可用于指导设计和试验 方法的具体类型。但是，对于一些高级材料，例如复合物，可能需要不 同的材料测试方法，并且可能缺乏标准化方法。尽管对相同的基本材料 性质的要求可能类似，用户通常开发他们自己的试验方法。不同的测试 方法可能导致试验数据的不确定性，造成材料选择、设计和制造的不确 定性。
使用加速测试和分析方法评测材料和结构的长期老化响应非常困 难，尤其是对于航空器使用中遇到的复杂状况。即使最佳技术也可能不 会产生材料性能的完全令人满意的预测。但是，由于要设计新的航空器 并在其整个寿命周期内评测材料和结构，开发出能够尽可能最好地理解 材料和结构性能的测试和分析方法对于支持材料选择和结构设计决策 是重要的。及时提供影响关键程序决策的不完全数据比等待开发出完全 严格的数据更好。
对这些问题的考虑导致美国国家航空航天局(NASA)要求National Research Council′s National Materials Advisory Board(NMAB) 识别出与高级材料的老化有关的问题并提议使用加速的评测方法和分 析方法表征未来的航空器材料和结构在其整个使用寿命内的耐久性。建 立NMAB研究委员会以(1)提供长期暴露对未来高性能航空器结构和材 料的影响的综述；(2)推荐对分析方法的改进和使实验室测试和分析 技术加速的方法以表征和预测材料对可能的航空器工作环境的响应；和 (3)确定开发和验证所需测试、预测性分析能力和评测标准所需的研 究。
必须考虑的一般劣化机制，即在所观察到的劣化效应之下的物理事 件或事件链包括：
-微观结构变化和组成的变化，
-时间依赖性形变和所造成的破坏累积，
-环境侵袭和升高的温度的加速效应，和
-上述情况的协同效应。
过去，航空器应用中铝合金的主要破坏机制是腐蚀和疲劳--通常 与老化fleet有关的机制。潜在破坏机制包括微观结构变化、疲劳、蠕 变和环境效应。
最关键劣化机制的测定取决于在特定用途中哪些性质是重要的。例如， 如果强度是关键的，基质沉淀物在高温使用过程中的粗化是重要的；如果 韧度是关键的，晶界沉淀或无沉淀物区域的扩展是重要的；如果蠕变或疲 劳是关键的，微裂纹的成核、生长和接合是重要的。与铝合金的高温应用 有关的潜在破坏机制包括微结构变化、疲劳、蠕变和环境效应。
在外加应力下的高温暴露会引起许多微结构变化，包括基质沉淀物的粗 化(在强度关键的应用中是重要的)和晶界沉淀或无沉淀物区域的扩展(在 韧度关键的应用中是重要的)。空隙或微裂纹的成核、生长和接合降低了 抗疲劳性。抗高周期疲劳性对微观结构不均匀处的微裂纹成核敏感，而疲 劳裂纹生长阈受残留应力程度和由微结构中的变化产生的裂纹末端屏蔽 的影响。抗蠕变性似乎随粒度的提高而改进。此外，冷作业降低了沉淀增 强和分散增强的铝合金中的抗蠕变性。对铝合金而言，需要考虑的由使用 环境相互作用引起的劣化机制包括腐蚀、应力腐蚀开裂、氢脆、固体-金 属脆化和液体-金属脆化。
与钛合金中的断裂过程的复杂性和时间-温度-氢依赖性失效模式的可 能性有关的三个相关问题可能阻碍用于高速民用运输(HSCT)用途的高强 度和高韧度钛合金的开发。这些问题包括微结构变化对形变和局部断裂的 影响、中等温度形变行为的不确定性、和氢脆。
在用于HSCT用途的高强度和高韧度钛合金的长期高温应用中需要考虑 的三个主要因素包括：
-与已经对铝合金研发出的情况类似，应该研发微结构变化(例如β粒 度、α体积分数、晶界α形成、老化时的α形态和亚稳相的变化)的影响，
-适中的使用温度和加载速率对合金性能的影响，包括动态应变时效、 热活化滑动局部化、时间-温度对氢脆的影响、和在低温温度下的形变和 断裂行为，和
-由于来自侵蚀性环境，例如飞机液压流体的溶解氧，拉伸延性和 断裂韧度的劣化。
同样已知的是High Temperature Degradation in Power Plants and Refineries(发电站和炼油厂中的高温降解)，Heloisa Cunha Furtado 和Iain Le May著(Mat.Res.卷7，no.1.Carlos.2004年1月 /3月)，其公开了高温降解机制和这类破坏与剩余安全操作寿命的评估 方法。高温装置中的主要劣化机制是蠕变破坏、微结构劣化、高温疲 劳、蠕变疲劳、脆化、碳化、氢破坏、石墨化、热冲击、侵蚀、液态金 属脆化、和各种类型的高温腐蚀。另外，应力腐蚀开裂和水腐蚀可能构 成问题，尽管在高温部件中通常没有预计到这些破坏机制。但是，当部 件冷却下来且液体仍然存在于其中或与其接触，它们可能发生。又要考 虑各自的各方面。
蠕变是最严重的高温破坏机制之一。蠕变涉及时间依赖性形变。高 温蠕变开裂通常在具有工程重要性的部件(其经过长时间后失效并包括 锅炉过热器和在高温下运行的其它部件、石油化学炉和反应器部件和燃 气涡轮叶片)中以晶间方式发展。在较高温度下，如在局部过热的情况 下可能发生的那样，形变可能局部化，并伴随着大的塑形应变和局部壁 变薄。在略低的温度和在相应较高的应力水平下，断裂可能在性质上是 穿晶的。
微结构劣化是可能通过一些其它过程，例如蠕变、疲劳或其它迅速 断裂导致失效的破坏机制。微结构劣化是一种破坏机制，因为其可能导 致材料强度的显著损失。
与反复施加应力有关的疲劳在高温下会像其在低温下那样造成失 效。在高温下运行的部件中，疲劳通常通过温度变化产生，该温度变化 会造成循环热应力，这会造成热疲劳开裂。这种开裂容易在高约束区域 扩展，详细机制可能是一种局部蠕变变形。
蠕变-疲劳相互作用是涉及蠕变变形和循环应力的复杂破坏过程， 且主要破坏模式可以从在较高频率和较低温度下的主要疲劳裂纹生长 到主要蠕变破坏(其中保持时间长且温度处于该级别的高端)。
沉淀引起的脆化可以以许多不同的方式发生。例如，保持在高温下 或循环通过临界温度范围(大约565至980℃)的奥氏体不锈钢中δ相 的形成造成延性损失和脆化。铁素体不锈钢保持在或冷却至550至400 ℃的温度范围时可能经受脆化现象。如果温度条件被认为可能导致这类 效应，在意料外的破裂扩展之前的长时间暴露后，金相学检查是可取的。 除了在使用过程中暴露在高温下的铁素体钢的脆化和由δ相的形成引 起的奥氏体不锈钢的脆化外，当部件在高温下长时间暴露在碳化气氛中 时，碳化会产生脆性材料。
特别在石油化工厂中发生的氢破坏可能在碳素钢中由于原子氢扩 散到金属中而发生，在此原子氢与Fe3C中的碳结合形成甲烷并消除珠光 体成分。这是微结构劣化的特殊情况，并且由于使用含有使碳化物稳定 化的元素的低合金钢，这种情况如今与过去相比少见得多。
在铁素体钢中，在长时间暴露在高温下后，由于珠光体中的渗碳体 逆转成更稳定的石墨相，可能发生石墨化。这是从前在石油化学部件中 相对经常观察到的微结构劣化的一种特定形式。随着开发出更稳定的 CrMo钢，这种情况如今不常见，但在石油化工厂中和在蒸汽发生器中(其 中温度高且材料不完全稳定)会不时发生。
热冲击涉及迅速温度变化，其产生陡峭温度梯度和因此产生高应 力。这种载荷会产生裂纹，特别是如果冲击负荷是反复的。由此产生的 裂纹通过热疲劳过程扩展。在生热装置和炼油厂中在正常运行条件下不 会遇到这类情况，但可能在紧急情况中发生或由于运行条件的偏移而发 生。脆性材料对热冲击敏感得多，在先进燃气涡轮中变得更常见的陶瓷 部件对这类破坏敏感。
当流动气体中存在粒子时，在高温部件中可能发生侵蚀。这在烧煤 的发电厂中是常见情况，其中飞灰引起的侵蚀会导致管道变薄和节约器 和再热器中的失效，吹灰器侵蚀会造成鼓风机的通道中的那些管道中的 过热器和再热器中的变薄。飞灰侵蚀的解决方案部分取决于改进锅炉烟 气分布和降低局部过高的气体速度。吹灰器侵蚀的控制取决于许多因 素，包括过高的吹送压力、差的维护和在需要时提供有效的管道保护。
对于许多液态-固态金属组合，可能发生液态金属脆化(LME)，对 于精炼工业具有严重后果的一种是由锌引起的奥氏体不锈钢的LME。在 高于750℃的温度下会发生迅速脆化，并据观察在存在Zn源，例如镀锌 钢结构部件时或在存在来自Zn基漆的污染时，在烧制后在不锈钢部件 中产生广泛的裂化。后一来源在Flixborough灾难时造成显著的裂化 (Flixborough，North Lincolnshire，England，1974)。裂化可以极 其迅速(m/s)，使这类裂化发生的应力水平可以低至20MPa。
用于高温应用的合金中的腐蚀的最小化取决于保护性氧化物层的 形成。或者，对于在高温下具有极高强度性质的合金，可能不需要施加 保护性涂层。通常用于提供保护层的氧化物是Cr2O3和Al2O3。腐蚀保护 通常通过保护层的机械失效而破坏，所述机械失效涉及由热循环或由腐 蚀或冲击引起的氧化物散裂。
上述这些不是通常与高温运行部件相关的机制。但是，当装置停工 时，流体可能冷凝且在该装置的管道或容器中可能存在含有污染物的 水。在低温下发生的腐蚀或应力腐蚀开裂可能在该装置的随后运行过程 中导致高温下的优先破坏。
同样已知的是Interaction of Structural Defect and Degradation of Structural Material Properties(结构缺陷与结构材料性质劣化 的相互作用)，G.A.Filippov和O.V.Livanova著(All-Russian Conference Structural Defects and Crystal Strength， Chernogolovka 2002)，其公开了管道金属性质在长时间使用后的劣化 表现为降低的抗脆性断裂性，包括脆性延迟断裂，并由钢的应变老化引 起。管道长期使用对机械性质和抗裂性的影响，表明也致力解决管道钢 的老化机制。对在各种气候条件下运行的19个主要管道的管材样品进 行研究。对构成所有管道的高达80％的17MnSi型钢进行基础统计分析。 为了评测机械性质，从运行中的管道、emergency reels和紧急储备中 提取样品。有效寿命为4至44年。采用Orsko-Khalilovsk冶金厂的目 前生产中使用的金属和来自紧急储备的管道作为初始状况。
标准机械性质，例如拉伸强度，στs，屈服强度，σYg，伸长，δ 和面积降低φ实际上不会随着使用而变(见表3)。在catter limits 内，实验数据接近标准(σs至少520MPa；δ至少24％)。为 了显示对结构变化敏感的性质，需要其它试验，包括对急剧应力集中区 试样和预开裂试样的试验；也应该评测裂纹成核和扩展。
在使用尖缺口试样测试管道时(见表3)，发现冲击强度降低。在 使用20-25年后，在+20℃下的KCV(冲击强度)值(KCV+20)从55-70 降至30-50J/cm2。在-40至+20℃的温度范围内的冲击试验表明，随着 寿命提高，管道金属转化成脆性状态的临界温度(T50)移向较高温度(见 图1)。在使用25-35年后，温度冷脆阈值变成高于0的温度范围。在 管道达到大约25年的使用期时，表征管道金属破坏强度的所有值如尖 缺口统计弯曲试验所示的那样降低。塑形降低大约1.5倍。在25年使 用期后，主要由于裂纹成核功An的降低，管道金属的总断裂能AΣ降低 大约1半(见表3)。裂纹扩展功Ap在较低程度上降低。因此，管道金 属在长期使用过程中的结构变化对裂纹成核功具有最大影响。
图1显示了对于钢17MnSi的管道金属，寿命对脆性状态(T50)转 变温度的影响(符号↑是指在高于+20℃下的脆性状态转变情况)。
影响裂纹发生的极限变形的临界裂纹开口COD在20-25年使用期后 显著降低-大约1.5倍。这意味着钢对应力集中的敏感性提高，即最初 不是非常危险的在管道表面上的应力集中(划痕、擦伤、凹痕等等)会 在长期使用后由于管道金属中的结构状态变化而变严重。
因此，在长期使用过程中，管道金属经受结构状态的变化，这造成 抗脆性断裂性的降低。可以指出，这由于抗微塑形变形性的提高和在载 荷下的更高局部微应力而发生。
表317MnSi型管道钢在长期使用过程中的机械性质劣化
  寿命，   年   σTS，   MPa   σYS，   MPa   Δ，％ Ψ，％   An，   J/cm2   Ap，   J/cm2   KCV-40，   J/cm2   KCV+20，   J/cm2   0   594   411   27 59   14.7   28   53   57   20-25   584   419   27 58   14.4   29   51   55   30-44   572   407   26 56   11.5   23   47   46
管道金属的结构状态变化可能起因于由应力效应、腐蚀性环境和氢 引起的缺陷累积过程。腐蚀过程改变管道金属的表面状况，使金属饱和 氢，这必然形成内部微裂纹状缺陷。在低于钢的最终断裂应力和屈服应 力的静态或准静态应力下微裂纹状缺陷和断裂的累积过程通常被称作 延迟断裂。延迟断裂是暴露在腐蚀环境中的重要高强度钢零件(例如拉 紧螺栓、应变钢丝等)的过早脆性断裂的成因。
根据专门开发的程序在同时暴露在应力、腐蚀性环境和氢下进行延 迟断裂试验。延迟断裂具有三个阶段：潜伏期(裂纹成核阶段)、稳定 裂纹的缓慢生长和迅速断裂。为了评估管道在可能与腐蚀性环境接触的 条件下的可靠操作，最重要的评估是找出抗裂纹成核和扩展性(不像在 冲击测试中那样迅速，而是缓慢)，这就是冲击强度不会影响管道的抗 裂纹形成性的原因。
图2显示了对于钢17MnSi的管道，断裂时间tf和初始应力强度系 数Ki的关系：1-出厂时；2-工作管道；3-应急管道。长时间使用影响管 道金属的延迟断裂倾向，使Ki-vs-tf曲线移向较低的断裂时间区域。因 此，如图2中所示，在相同Ki下，出厂时的管道的断裂时间比工作管道 和应急管道的高得多。
稳定的裂纹扩展速率也取决于寿命。出厂时的管道的金属具有(1-3) ×10-4mm/min的最低稳定裂纹扩展速率。管道的使用寿命越长，稳定裂 纹扩展速率就越高，该速率接近大约80×10-4mm/min。
为了弄清管道金属抗脆性断裂性为什么在长期使用条件下降低，进 行应变老化试验。在长期使用过程中，管道金属的结构状态变化影响最 严重条件下(急剧应力集中区或低温)下的抗断裂性且这明显与应变老 化过程相关。因此，重要的是，研究这种过程以便理解抗断裂性变化的 机制。
仅在固溶液含有一定浓度的碳和氮原子时，才观察到铁和低碳钢的 应变老化。应变老化造成改进的拉伸强度、屈服强度、硬度；SN曲线上 的屈服平稳段；在冲击试验中提高的临界脆化温度；和较低的塑性。应 变老化趋势是金属的重要性质。
为了评估上述金属性质，样品经受屈服分量(2％)下的张力，在200 ℃下保持1小时并测试张力。通过在活性形变终止后的屈服强度增长发 现应变老化的趋势，Δσs(Δσs＝σs-σ2％)。Δσs越高，应变老化 的趋势越大。此外，通过老化状态下管道金属的面积降低φs来评测塑 性。
从图3中看出，在长期使用过程中，钢的应变老化趋势降低，即屈 服强度的增长Δσs和在老化状态下的面积降低较小。这在最初15-30 年使用期间最强烈。使用对形变老化趋势Δσs的影响显示在图3中且老 化管道的面积降低φs显示在图4中。
常见认识是，铁和钢的应变老化趋势取决于固溶体中游离状态，即 未与位错结合的杂质(碳和氮)含量。为了研究管道金属在长期使用条 件下的老化机制，使用对钢结构状况中的局部变化对敏感的内摩擦测量 法。
由内摩擦温度依赖性(IFTD)的测量结果判断固溶体中碳和氮含量。 公知的是，含有游离碳和氮的钢的IFTD曲线具有由自由填隙原子在应 力场中的运动引起的大约40℃的Snoek最大值。固溶体中自由碳和氮原 子越多，Snoek最大值越大。
从30年长期使用后的管道中切下的试样的IFTD曲线如图5和6中 所示具有在60和200-200℃下的两个最大值。17MnSi钢的管道金属在 30年长期使用后的内摩擦温度依赖性，Q-1显示在图5中，在紧急储备中 的显示在图6中。在从紧急储备管道中切下的试样的IFTD曲线的情况 下，在60℃下的最大值更高。在IFTD曲线中，已知当填隙杂质含量高 于2-10-4％时观察到Snoek最大值。因此，可以推断，使用30年的管道 固溶体中的碳和氮含量接近2×10-4％，即在管道条件下，自由固溶体中 的碳和氮含量趋于降低。在管道条件下，碳和氮含量在管道使用过程中 由于塑形形变而降低，这造成新的位错被碳和氮原子固定，在位错上形 成杂质原子的所谓“气氛”并降低其迁移率。IFTD曲线中在200-250℃ 下的最大值的提高也显示出在管道条件下产生形变老化的趋势，这种提 高只有在金属承受塑形形变和随后的老化时才能观察到。
因此，在使用过程中，管道经受压力和温度差以及动态和静态载荷。 管道使用条件使金属中可能出现形变老化，造成提高的抗位错运动性和 金属中提高的局部应力“峰”危险。因此，凹口或裂纹顶点中的局部应 力松弛降低，提高了钢的脆性断裂趋势。为了降低使用超过20年的管 道的脆性断裂危险，尤其是在冬季低温下，在管道停工后，在泵站激活 过程中，应该考虑由形变老化引起的管道金属的提高的冷脆性。
相应地，得出下列结论：
1.为了评估主管道的状况，传统机械性质的知识不足。可靠性评 估标准应该包括对局部结构变化敏感的性质，例如通过延迟断裂试验和 在低温下对裂化或尖缺口的试样的试验获得的那些。
2.在使用25年后的试样上进行尖缺口弯曲试验后，金属的所有抗 断裂性降低。在应力、腐蚀性环境和氢的同时作用下，钢的延迟断裂趋 势据发现对结构变化尤其敏感。
3.在长期使用过程中，管道金属性质由于形变老化而变差，其机 制在于游离碳和氮原子的浓度降低和位错迁移率降低。
同样已知的是Environmental Degradation of Metals(Corrosion Technology)(金属的环境劣化(腐蚀技术))，U.K.Chatterjee，S. K.Bose，S.K.Roy著(Marcel Dekker，2001)，其公开了金属组分 在其加工、储存和使用过程中可能经受的所有类型的环境劣化。范围包 括如水腐蚀、锈污和结垢过程、合金氧化、液态金属侵蚀、氢蚀和辐射 损伤的劣化类型的基础、形式和预防。
为了弄清一般和局部腐蚀效应，公开了大气暴露、高温气体、土壤、 水、弱和强化学品、液态金属和核辐射的效应。这种公开还表明部件设 计的改进可以如何降低腐蚀；氧化剂，例如氧、硫和水蒸汽、卤素和CO2 的高温和低温效应的详情；研究了与液态金属接触的固态金属的瞬时和 延迟失效；强调了氢对金属的影响，包括延性损失和内部剥落、起泡、 裂隙和开裂；概括了对金属的辐射效应，例如辐射生长、空隙溶胀和脆 化和更多。
此外，该公开包括下列主题：水腐蚀、锈污和结垢过程的类型和预 防(金属-氧化剂体系的热力学方面；动理学方面和速率方程；氧化物 和其它无机化合物的缺陷化学；锈污和结垢过程的机制；由晶格和晶界 扩散引起的锈皮生长；在氧化皮和在基底中空隙、孔隙和其它大缺陷的 形成；在生长中的锈皮中的应力和应变扩展；氧化剂在金属中的溶解和 扩散；金属表面准备和预处理的缺陷)、合金氧化、液态金属附着、和 氢蚀。
同样已知的是Accelerated Degradation(加速劣化)，Brigitte Battat著(AMPTIAC，Rome，NY 2001)，其公开了材料劣化和加速劣化 法的简述。通过加速劣化或老化进行的测试在过度应力条件下随时间测 量产品性质。
材料老化或劣化的表征由于不能模拟在实验室中的使用环境而是 困难的。周期载荷或交变载荷、温度、辐射、湿度和影响环境的其它效 应相互作用且不可能重现，尤其是在航空器运行的情况下。然而，新的 部件设计基于已经在整个寿命周期内评测过的材料和结构，因此可以且 必须为新的设计产生测试方法和分析。
表4(基于来自Nelson关于加速测试的书籍的数据汇编(参见 Nelson，W.，Accelerated Testing：Statistical Models，Test Plans and Data Analyses，Wiley Series in Probability and Ma thematical Statistics，1990，第11-49页))提供了劣化机制的分类、它们所影 响的材料、所用的加速应力因素和衡量该响应的被测性质。例如，在金 属、塑料等中发生疲劳，且加速应力因素可以是温度、载荷或化学反应。 被测性质是剩余寿命和累积破坏效应。该信息有助于产生可以外推以测 定剩余寿命的模型。因此，其不同于横跨材料或部件寿命的整个跨度的 加速寿命测试。
表4：劣化机制、材料和失效的定义
  劣化机制   材料   加速应力   被测性质   疲劳   金属、塑料、   玻璃、陶瓷、   复合材料   载荷、温度、化学   (wage、氢、氧)   剩余寿命、残余   强度、累积破坏   腐蚀/氧化   金属、食品&药   品   化学品的浓度、活化   剂、温度、电压、机   械载荷(应力-腐蚀)   基于物理机制   的概率劣化模   型
  蠕变   金属、塑料   温度和机械载荷、载   荷周期变化、化学污   染(例如水、氢、氟)  在恒定载荷下  的塑形形变   裂化   金属、塑料、   玻璃、陶瓷、   复合材料   机械应力、温度、化   学(湿度、氢、碱金   属、酸)  稳定性&贮存寿  命的劣化测试   磨损   橡胶、聚合物、   金属   速度、载荷(量、类   型)、温度、润滑、   化学(湿度)  机械性质的劣  化测试   风化   金属、保护涂   层(例如漆层、   电镀、阳极   化)、塑料、   橡胶   太阳辐射(波长和强   度)、化学(湿度、   盐、硫、臭氧)  腐蚀、氧化锈  污、化学反应
加速老化是指加速暴露以产生用于随后的表征试验的寿命终止微 结构或损坏状态。例如，金属合金微结构的粗化可以通过降低材料的强 度和韧度来加速暴露。当涉及多重破坏机制(例如热机械疲劳)时，可 能需要加速老化和加速寿命测试进行验证。加速老化可以如下实现： (1)提高温度和载荷；(2)在进行试验之前破坏产品；(3)提高暴 露之间的保持时间；和(4)提高导致劣化的化学剂的浓度。
加速劣化试验与加速寿命试验相比具有在材料或部件失效之前分 析性能的优点。劣化试验测定材料中或部件中留下多少寿命，这类认识 能够延长寿命。外推性能劣化以评估其何时达到失效程度能够分析劣化 数据。但是，只有在已经建立性能劣化和合适的性能失效的良好外推模 型的情况下，这类分析才是正确的。
对于涉及多重劣化机制的情况，加速老化应该连续进行：样品应该 每次一个地逐渐暴露在引起劣化机制的条件下直至达到寿命终止状况。
商业和军用航空器的老化是U.S.Department of Defense(美国国 防部)、NASA和the Federal Aviation Administration(美国联邦航 空局)的重要关注事项。这些机构都进行老化问题，例如腐蚀和疲劳的 监测。由于它们暴露在严酷环境中，先进亚音速飞机和超音速用途的候 选材料特别有意义，包括机身材料，例如铝合金、铝-基质复合材料、 钛合金和聚合物-基质复合材料。用于超音速发动机的材料包括镍基超 级合金和陶瓷-基质复合材料。由于它们的广泛应用，铝合金具有大的 信息数据库。
铝合金的劣化机制包括：微结构和组成的变化；时间依赖性形变和 所造成的破坏累积；环境侵袭和升高的温度的加速效应；和上述机制的 协同效应。与铝合金的高温应用有关的破坏机制(例如微结构变化、疲 劳、蠕变、环境效应)显示在图7中。
从一开始，在时间t＝0处就需要知道部件预期寿命。根据特定情 况，寿命可以为大约数百万周期或数年。寿命取决于劣化过程，例如腐 蚀、疲劳、蠕变等。某些部件，例如航空器零件达到该系统的寿命，而 另一些经受疲劳的部件具有紧凑得多的寿命安排。加速测试的目的是使 用从承受应力的运行条件中获得的信息和测试确定在正常运行条件下 主要失效模式的寿命。为了实现这一点，需要对失效模式的机械学理解。 在加速劣化的情况下，温度、载荷和负载循环决定了预测失效模式的寿 命模式。可以通过提高温度，或通过提高载荷和负载循环，或通过使用 所有效应的组合来加速寿命测试。在承受应力的条件下，该模型在几小 时(或分钟)内预测失效。一经验证，使用相同模型预测在标称运行条 件下的寿命。
在部件或装置的早期设计阶段，当尚未选择硬件细节且尚未最后定 下材料选择时，当务之急是使该系统“工作”。下一考虑是性能的优化， 这是指如何使该系统产生更好的结果。下一步骤是确定改进产品的方向 以符合规格。
另一方面，寿命与失效模式和与如规格规定的性能和坚固性在该物 品寿命内的维护有关。由于性能的欠缺或由于刚性和毁灭性击穿，可能 发生使更换成为必要的失效。在这方面，可以使用加速测试法确定和延 长寿命，但其也可用于确定性能改进的方向。
相应地，加速测试是由当前进行的测试程序预测未来的材料和部件 性能的方法。这通过使用比在正常使用环境中经受的更严酷的试验环境 获得。
同样已知的导Dean，Lee编辑的Degradation of Metals in the Atmosphere，(ASTM Special Technical Publication//Stp)，来自1986 年5月在Philadelphia，PA.举行的讨论会的1988论文，其提供了从近 来的试验、长期试验程序和现场试验中获得技术数据的途径，包括对新 的构成材料的数据。
同样已知的是Environment Assisted Degradation Mechanisms in Aluminum-Lithium Alloys(在铝-锂合金中环境辅助的劣化机制)， Gangloff，R.P.；Stoner，G.E.；Swanson，R.E.著(Univ.of Virginia， Charlottesville School of Engineering and Applied Science，1988)， 其提供了对关于基于铝和锂的先进宇航合金的环境-机械劣化机制的研 究需要的综述。报道了旨在表征合金2090的水性和气态环境腐蚀疲劳 裂纹扩展动理学、微结构路径和破坏机制的三种任务的进展。概括了以 分离和测量局部过程为目标的研究，假设该局部过程以控制铝-锂合金 的腐蚀和脆化。
同样已知的是Atmospheric Exposure of Nonferrous Metals and Alloys-Aluminum：Seven-Year Data(非铁金属和合金-铝的大气暴 露：七年数据)，McGeary，F.L.；Summerson，T.J.；Ailor，W.H.著 (Metal Corrosion in the Atmosphere-70th Annual Meeting， ASTM-STP-435，1967，第141-174页)，其公开了对在美国的四个ASTM 场所暴露七年的34可锻铝合金的风化试验的结果。此外，为了比较， 包括在英格兰的五个场所暴露六年的另外三个铝合金的数据。在 Sheffield和London的英国工业气氛暴露据发现产生最大的腐蚀，特别 是在与水平呈30度角暴露的这些板的被护侧上。在这两个国家均在所 有试验场所，在风化表面上观察自限制腐蚀特性。如之前在较老的铝合 金上进行的ASTM B-3试验(ASTM-STP-175)中的情况那样，试验继续 并在20年后再报道。
同样已知的是Environment Assisted Degradation Mechanisms in Advanced Light Metals(先进轻金属中的环境辅助劣化机制)，Gangloff， R.P.；Stoner，G.E.；Swanson，R.E.著(Univ.of Virginia， Charlottesville School of Engineering and Applied Science.1989)， 其公开了研究程序，其大致目标是定量表征合金性状和开发环境失效模 式的预测机制。目前的方案包括：在铝-锂合金的水性氯化物腐蚀疲劳 中的破坏定位机制；在铝-锂合金中局部化水腐蚀的测量和机制；合金 2090的局部化腐蚀和应力腐蚀裂化行为的研究；铝-锂合金的形变和断 裂-溶解氧效应和低温效应；和在先进的粉末冶金铝合金中的高温裂纹 生长。
同样已知的是Microstructural Degradation of Plain and Platinum Aluminide Coatings on Superalloy CM247 During Isothermal Oxidation(在等温氧化过程中在超级合金CM247上的普通铝化物和铝 化铂涂层的微结构劣化)，D.K.Das，Manish Roy，Vakil Singh和 S.V.Joshi著，(″Material Science and Technology″，October 1999， Vol.15，No.10，pp.1199-1208(10))，其公开了在铸造的镍基超级 合金CM247上的通过固体渗入(pack cementation)技术进行的实验， 包括高活性普通铝化物涂层和铝化铂涂层在1100℃下的等温氧化，其主 要目的是系统理解氧化过程中的涂层劣化过程。尽管普通铝化物和铝化 铂涂层氧化过程中的增重从氧化暴露一开始就遵循抛物线动理学，裸合 金被看出表现出明显很长的初始瞬时氧化期(～20小时)，在此期间之 后遵循抛物线定律。对铝化铂涂层而言，恒定的抛物线速率据发现比普 通铝化物涂层低大约两个量级。氧化铝被确定为在多数氧化暴露过程中 在普通铝化物和铝化铂涂层上均形成的唯一氧化物相，尽管在超过～ 200小时的普通铝化物涂层的情况下也发现NiAl2O4。但是，裸合金上的 氧化层据发现由Al2O3、Cr2O3和NiAl2O4构成。在三个不同阶段均看出发 生了普通铝化物和铝化铂涂层在氧化过程中的微结构劣化，但对每一涂 层而言不同。其中详细公开了涉及每种情况下相互扩散层的最终消除的 这种分阶段劣化。
同样已知的是Oxidation-Induced Degradation of Coatings on High Temperature Materials：An Overview(高温材料上的涂层的氧化诱导 劣化：综述)，Jedlinskia，Jerzy著(Proceedings Symp.Elevated Temp Coatings：SCI&TECH，1994，Vol.1，第75-83页)，其公开了侵蚀 性环境和涂布材料之间的相互作用造成后者的加速劣化。对劣化机制的 理解在具有改进的使用性质的材料设计中起到关键作用。还公开了用于 在氧化气氛中的高温用途的涂料开发领域中的现有技术状况。还公开了 主要类型的涂料的沉积程序和劣化机制以及用于改进涂层抗氧化性的 途径和与Ti基合金和C/C复合材料的保护有关的现有问题。
同样已知的是Corrosion and Environmental Degradation(腐蚀 和环境劣化)，Schtze，Michael著；编辑：Robert W.Cahn；Peter Haasen(2000)，其提供了关于整个主题-从基本原理到最新研究结果 -的全面广泛的概述。其由国际顶尖专家团队写成，成为投身腐蚀科学 的任何材料科学家、物理学家或化学家必不可少的参考资料。腐蚀和防 腐蚀性是应用材料科学中最重要的课题之一。腐蚀科学不仅从经济角度 看是重要的，而且，由于其与冶金学、材料物理学和电化学结合的跨学 科性，其也有很高的科学意义。如今，腐蚀科学甚至从表面科学和聚合 物化学中获得新的动力。
同样已知的是Environmental Degradation of Materials and Corrosion Control in Metals(材料的环境劣化和金属中的腐蚀控制)， M.Elboujdaini，E.Ghali编辑(1999)，其包括全世界的专业人员所著 的论文并概括了铝合金、镁合金和钢的腐蚀和性能领域中的最新进展。 深远地除了的金属和应力腐蚀开裂的抑制，以及腐蚀监测、涂施和测试 中的最新技术。详细课题包括：铝合金的腐蚀行为、铝和镁合金的抑制 和保护；加工工业中金属的抑制和保护；钢的辅助裂化：应力腐蚀开裂、 腐蚀疲劳和氢损；电化学和监测技术；材料的耐久性：涂料及其性能。
同样已知的是Role of Microstructural Degradation in the Heat-Affected Zone of 2.25Cr-1Mo Steel Weldments on Subscale Features during Steam Oxidation and Their Role in Weld Failures (2.25Cr-1Mo钢焊件的受热区中的微结构劣化对蒸汽氧化过程中的内 部氧化物形貌的作用及其在焊缝失效中的作用)，R.K.Singh Rama著 (Metallurgical and Materials Transactions，Volume 29A，No.2， 1998年2月)，其提供了通过焊件不同区域的电子和光学显微术表征在 2.25Cr-1Mo钢的焊接过程中引起的与焊池相邻的基底金属，即受热区 (HAZ)中的微结构劣化。为了研究微结构劣化对蒸汽中的结垢动理学 和所产生的内部氧化物形貌的影响，从焊件中提取基底金属样品、HAZ 和焊接金属试样，并在35pct蒸汽1氮的环境中在873K下氧化10小 时。在三个区域和下方的内部氧化物中形成的氧化皮使用电子扫描显微 术(SEM)和电子探针微量分析(EPMA)表征。已经研究了三个焊件区 域中的“游离”铬含量对保护性结垢和对内部氧化物形貌的影响。作为 原则性成就，该研究已经清楚表明在HAZ的蒸汽氧化过程中发生内部氧 化物区域中的氧化诱导空隙形成和相邻区域中的晶界空蚀。还公开了氧 化诱导空隙形成和晶界空蚀在2.25Cr-1Mo钢部件中焊缝的次等使用寿 命中的可能作用。
同样已知的是Basic Types of Materials Corrosion That Designers Must Be Able to Competently Address(设计师必须要完 全解决的材料腐蚀的基本类型)，Desi J.Kiss，M.S.，P.E.著(DJK Engineering，LLC，在互联网站http://djkeng.tripod.com/id3.html 上发表)，其公开了可以制成可用的器具、结构和运输工具的所有材料 都经受腐蚀。各种形式的腐蚀都会影响任何材料。可用于负载或承受重 负荷的多数材料是金属或含金属的，即钢筋混凝土。8种腐蚀形式包括： 应力腐蚀开裂、侵蚀-腐蚀、裂隙腐蚀、电偶腐蚀、粒间侵蚀、均匀侵 袭、点蚀和选择性浸出。还公开了不锈钢的腐蚀、塑料、复合材料和陶 瓷的腐蚀、腐蚀控制和预防。
同样已知的是Microstructural Changes in Austenitic Stainless Steels During Long-Term Aging(长期老化过程中奥氏体不锈钢的微 结构变化)，Y.Minami，H.Kimura，Y.Ihara著(Mater.Sci.Techn.， 2：795-806，1986)，其公开了典型的奥氏体不锈钢的微结构变化、沉 淀行为和机械性质的研究(304小时、316小时、321小时、347小时和 耐蚀铜镍合金a-1)。钢在600-800℃的温度范围内静态老化最多50,000 小时。通过光学和透射电子显微术观察微结构变化，并使用X-射线分析 法识别提取出的残留物。制造每一钢的时间-温度沉淀图。在700℃下老 化的样品中测量σ相的量。测量硬度和冲击值变化和老化样品的拉伸性 能。
同样已知的是Decrease of Ductility in A1-10PCT Mg Alloys During Long-Term Natural Aging(在长期自然老化过程中A1-10 PCT Mg 合金的延性降低)，Y.Kojima；T.Takahashi；and M.Kubo著(1981)， 其提供了在自然老化最多大约13年的过程中A1-10pct Mg铸造合金的 机械性质变化的研究。在自然老化少于3个月的试样中大于20pct的 伸长经过10年因自然老化降至仅1至2pct。通过反转实验和电子显微 术，据发现，延性的这种极大降低是由于在自然老化过程中形成球形 coherent GP区域引起的。透射电子显微术(TEM)研究还表明，GP区 域的结构看起来为L1(sub2)结构，其中Al和Mg原子沿(100)方向 以三维周期性交替排列。
同样已知的是Degradation Due to Creep Deformation of 1CR-1MO-1/4V Steel at 550℃(由1CR-1MO-1/4V钢在550℃下的蠕变 变形引起的劣化)，K.Kimura；T.Kisanuki；S.Komatsu著(Journal of the Iron and Steel Institute of Japan，1985，Vol.71，No.15， 第1803-1810页)，其描述了由在550℃下蠕变持续9500小时的 1CR-1MO-1/4V钢上的蠕变破坏引起的微结构变化和抗蠕变性劣化的研 究。特别地，已经在经过和未经过再热处理的蠕变破坏试样上检查了晶 界空隙对抗蠕变性的影响。金相学观察已经表明在蠕变变形下的三种类 型的微结构变化：通常在回火过程中发生的碳化物的粗化，空隙和裂纹 的形成，和在在先的奥氏体晶界附近的显著恢复。碳化物粗化程度甚至 在加速蠕变阶段中也轻微，且空隙对抗蠕变性的影响可忽略地小。抗蠕 变性的逐渐损失显示为与在先的奥氏体晶界附近的局部恢复紧密相关。
同样已知的是Role of Microstructural Instability in Long Time Creep Life Prediction(微结构不稳定性在长时间蠕变寿命预测中的 作用)，J.W.Jones，S.F.Claeys著(Pentagon Report D026031，1984)， 其描述了微结构不稳定性对使用Al合金6061作为模型材料的长时间蠕 变寿命预测的影响。通过使用加速老化和短时间蠕变试验测量微结构劣 化对稳态蠕变速率的影响，测定微结构变化对长时间蠕变过程中的寿命 的影响。在260℃和288℃的中等应力下，微结构劣化速率极大地影响 蠕变寿命，，且其它工作者提出的方法能够有效预测蠕变寿命。在低应 力下，通过对完全超龄的试样进行短时间蠕变试验和使用简单外推技 术，充分预测出接近100,000小时的蠕变寿命。结果表明，对合金的老 化响应的认识可以以合理的精确度预测长时间蠕变寿命。
同样已知的是Fatigue and Damage Tolerance Behaviour of Corroded 2024T351 Aircraft Aluminum Alloy(腐蚀的2024T351航 空器铝合金的耐疲劳和损坏性)，Al.Th.Kermanidis，P.V. Petroyiannis和Sp.G.Pantelakis著(Theoretical and Applied Fracture Mechanics，Volume 43，Issue1，2005年3月1日，第121-132 页)，其描述了腐蚀的2024T 351合金试样的耐疲劳和损坏性和与未腐 蚀的材料的该性能的比较。在剥蚀环境中预腐蚀的试样上进行实验研究 并包括S-N的推导和疲劳裂纹生长曲线以及断裂韧度的测量。针对不同 的应力比R进行疲劳裂纹生长试验。对于未腐蚀试样，所有机械试验都 在相同的条件下重复以获得参比材料性能。对于被腐蚀的材料，造成抗 疲劳性和耐损坏性的显著降低。在2024铝合金的腐蚀和腐蚀诱导的氢 脆方面论述实验研究的结果。这表明在包括腐蚀区域的部件的耐疲劳和 损坏性分析中需要解释预存的腐蚀对材料性质的影响。
铝航空器结构容易腐蚀和疲劳破坏，这主要在结构接点处相互作 用。腐蚀和疲劳之间的相互作用可能构成航空器的结构完整性的严重威 胁，尤其是随着航空器变旧。腐蚀诱导的结构劣化的当前考虑涉及腐蚀 的存在并伴随着被腐蚀的结构元件的负荷能力的降低，以及疲劳裂纹的 开始。在腐蚀-点蚀中，已经将破坏量化并与在交替浸渍腐蚀过程中被 腐蚀的2024-T3试样的疲劳寿命的降低有关。考虑腐蚀对多点破坏情况 和航空器结构完整性的影响以解释来自蚀坑的多点破坏(MSD)的开始。 另一方面，据发现，之前的剥蚀对2024-T351试样的疲劳裂纹生长速率 没有显著影响。
铝合金的腐蚀侵蚀已经被归类为复杂的氧化过程。在一系列航空器 合金上进行的近期研究已经提供了腐蚀不限于公知的表面破坏过程的 证据，其通过腐蚀缺口的出现来影响屈服强度和疲劳寿命，但是这也是 扩散控制的材料氢脆的成因。
对于含Mg的6xxx系列，除了氧化过程外，在腐蚀过程中产生的氢 可能在材料中扩散并造成氢-金属相互作用。最近的研究已经表明，腐 蚀也可能造成2xx x、7xxx和8xxx铝合金系列的氢脆。尽管尚未充分理 解氢脆过程的机制，但识别出不同的可能的氢捕集位点，这取决于合金 体系。这种氢脆现象反映为被腐蚀的材料区域的拉伸延性的显著降低。 通过氢诱导的局部微观塑性解释所造成的宏观氢脆。使用位错理论解释 该过程。要指出，由于腐蚀和氢脆破坏都是扩散控制过程，所提到的材 料机械性能的劣化被预计为局部发生。但是，目前，没有用于评估材料 的被腐蚀区域的局部材料性能值的实验数据和确定的实验和理论方法。 要指出，对腐蚀和疲劳的相互作用的实验研究通常求助于在某些腐蚀性 环境中进行的疲劳和疲劳裂纹生长试验，而不求助于在预腐蚀材料上进 行的试验，由此，后者代表不同的情况，且对于在更旧飞机中的一系列 实践情况，代表更相关的情况。
已经在腐蚀和腐蚀诱导的氢脆的协同效应的观点下研究和论述了 预腐蚀的铝2024T351合金试样的耐疲劳和损坏性。所进行的实验包括 用于获得S-N曲线的疲劳试验、疲劳裂纹生长试验和断裂韧性试验。对 于不同数值的应力比R，进行疲劳裂纹生长试验。为了比较，所有实验 也对未腐蚀的材料进行。结果已经表明现存腐蚀对2024合金的耐疲劳 和损坏性的基本影响以及在结构的被腐蚀区域的耐疲劳和损坏性分析 中解释腐蚀对材料性质的影响的需要。
对于暴露在剥蚀溶液中36小时的A1 2024 T351，点蚀密度和凹坑 尺寸的一系列测量已经表现出2.586×10-3mm的平均点蚀直径和每100 平方毫米920个样品的点蚀密度。使用立体图像分析进行测量。金相学 腐蚀表征已经表明，对于承受剥蚀36小时，也可以预计到一些粒间腐 蚀。基本的点蚀和粒间腐蚀的存在基本促进了疲劳裂纹的开始，并因此 显著降低了被腐蚀的试样的疲劳寿命。如预期的那样，被腐蚀的试样的 疲劳寿命的降低随着疲劳应力的降低而提高。疲劳持久极限从未腐蚀材 料的175MPa降至预腐蚀试样的95MPa。未腐蚀和被腐蚀的材料的拟合 曲线均使用回归分析法推导。
在被研究的所有情况下，随着裂纹长度增加，被腐蚀的试样的抗疲 劳裂纹生长性的下降似乎比未腐蚀的试样的抗疲劳裂纹生长性快得多。 其反映为明显较低的疲劳寿命、明显更早进入加速裂纹生长区域和被腐 蚀的试样在此阶段中更陡的曲线。对于被腐蚀的试样，在失效之前3秒 的裂纹长度也较小，这被认为构成在仍然确信的试样失效之前的裂纹长 度测量。
裂纹生长可以被认为递增发生并对应于在一定数量的低周期疲劳 后在现有裂纹之前的材料元件疲劳。通过评估材料的腐蚀诱导脆化，被 腐蚀的材料的断裂韧度值更低。通过下一段中论述的断裂韧度测量法证 实被腐蚀的材料的断裂韧度降低。上述考虑可以解释在加速裂纹生长阶 段更高的裂纹生长速率和更陡的裂纹生长提高。被腐蚀的材料的降低的 断裂韧度值解释了失效时降低的裂纹长度，还考虑到在加速裂纹生长速 率阶段较高的裂纹生长速率，解释了被腐蚀的试样的降低的疲劳寿命。
已经研究了腐蚀和腐蚀诱导的氢脆对2024航空器铝合金试样的耐 疲劳和损坏性的影响。实验结果已经表明被腐蚀的材料的抗疲劳性和耐 损坏性的显著降低。在腐蚀和腐蚀诱导的氢脆的协同效应的观点下论述 所得结果。结果表明对于包括腐蚀区域的部件的可靠的耐疲劳和损坏性 分析，需要解释预存的腐蚀对材料性质的影响。
同样已知的是Corrosion-Induced Hydrogen Embrittlement of 2024and 6013 Aluminum Alloys(2024和6013铝合金的腐蚀诱导 的氢脆)，P.V.Petroyiannis，Al.Th.Kermanidis，P.Papanikos和 Sp.G.Pantelakis著，(Theoretical and Applied Fracture Mechanics， Volume 41，Issue 1-3，2004年4月1日，第173-183页)，其公开了 腐蚀对典型的航空器铝合金的机械性质的影响。结果表明，腐蚀暴露造 成屈服和最终拉伸应力的适度降低。此外，即使在短暴露时间后也记录 了失效伸长和应变能密度的急剧降低。被腐蚀的表面的机械加工据发现 恢复了屈服和最终拉伸应力，但没有恢复材料的延性。后者在与某些氢 捕集位点的热解吸对应的温度下热处理后逐步恢复到未腐蚀的材料的 值。这些发现清楚表明，上述合金的腐蚀与体积氢脆相关。拉伸延性的 急剧降低与被腐蚀的材料的残留强度的降低相关。使用基于通用换算概 念的模型将断裂韧度和残留强度的降低与在腐蚀和未腐蚀试样块上由 拉伸试验获得的应变能密度的降低相关联。已经表明，可以使用应变能 密度精确预测被腐蚀的部件的残留强度。
为了评测老化航空器部件的结构完整性，必须考虑腐蚀效应，因为 高强度铝合金的腐蚀和相关氢脆会造成灾难性的失效。当腐蚀与其它形 式的破坏，例如单疲劳裂纹或多点破坏相互作用时，可以削弱腐蚀诱导 的氢脆的影响。已经组织了许多委员会和国际会议以考虑旧航空器中的 材料劣化问题，且一个重要问题是腐蚀。腐蚀诱导的结构劣化的当前考 虑涉及腐蚀的存在并伴随着被腐蚀的结构元件的负荷能力的降低。尚未 充分认识到腐蚀诱导的氢脆对结构完整性而言的重要性，这仍然清楚地 被低估。目前，远没有理解铝合金的腐蚀和氢损机制。所涉及的破坏过 程以原子级发生。铝合金的腐蚀已经被归类为复杂的氧化过程。试验已 经表明，此外，在腐蚀过程中生成的氢可能扩散到材料内部并造成氢在 取决于合金体系的优选捕集位点的浓缩和捕集。
对铝合金的氢脆的多数研究已经在7xxx系列的Al-Zn-Mg合金上进 行。亚稳的氢化铝已经被认为对在水蒸汽中经受应力腐蚀裂化的 Al-Zn-Mg合金的脆化粒间断裂负责。
含有析出的镁的晶界的优先减聚力是对这些合金的粒间断裂的不 同解释。不同铝合金系列，即2xxx、6xxx和8xxx的氢脆仍然被低估且 没有充分用文件证明。另外，还没有充分承认，即使不存在机械载荷也 会发生氢脆，即应力腐蚀开裂对于氢脆是不必要的。证据表明，腐蚀诱 导的氢脆可能对传统2024和6013合金以及先进的2091和8091合金的 韧度和延性的急剧劣化负责。通过量化2024和6013合金中的氢释放和 识别不同的捕集位点来解释这种劣化。通过在与各个被检查的合金的氢 捕集位点对应的温度下热处理被腐蚀和未腐蚀的试样块来利用这些结 果。
被腐蚀的材料的断裂韧度显著降低且必须评测与应变能密度的降 低有关的局部断裂韧度。通用换算法的加入非常有效地应对复杂的交互 腐蚀氢脆过程并且建议检查腐蚀诱导的氢脆对多点破坏(MSD)问题的 影响，其中固定孔的距离会造成材料的局部体积脆化。
进行全面的实验研究以量化腐蚀和腐蚀诱导的氢脆对航空器铝合 金2024和6013的机械性质的影响。除了拉伸试验外，还使用含有一排 两个孔的切口预疲劳(MSD)试样进行残留强度试验。测试腐蚀和未腐 蚀试样。使用通用换算法将断裂韧度和残留强度的降低与在腐蚀和未腐 蚀试样块上由拉伸试验获得的应变能密度的降低相关联。也使用广泛的 断口分析实现实验发现的证实。
实验性研究腐蚀对航空器铝合金2024和6013的机械性能的影响。 获得下列结论：
-腐蚀诱导的机械性能劣化随暴露时间逐渐发生。拉伸延性按指数 规律降至极低的最终值；
-为了解释该结果，需要通用换算法以使在微观等级下发生的破坏 过程与对材料的宏观机械性质产生的效应之间的差距接近；
-被腐蚀的区域的机械去除恢复了屈服和最终拉伸应力，但没有恢 复拉伸延性，其中后者只有在合金在与氢捕集对应的温度下热处理后才 恢复，这表明被检测的合金的腐蚀与氢脆相关；
-被腐蚀的材料的断裂韧度显著降低；必须评测与应变能密度的降 低相关的局部断裂韧度；和
-可以使用由拉伸试验测得的应变能密度的降低评测由腐蚀诱导的 氢脆引起的结构部件的残留强度降低。
同样已知的是Hydrogen Degradation of Ferrous Alloys(亚铁合 金的氢劣化)，Oriani，Richard A.；Hirth，John P.；Smialowski， Michael编辑(William And rew Publishing/Noyes，1985，第900页， ISBN 0-8155-1027-6)，其提供了氢-金属相互作用的基础、机械论考 量和机械性质劣化的现象学的重要综述。结构材料的氢劣化是在过去50 年间已经获得越来越多关注的严重问题。氢-腐蚀源在水溶液中的普遍 存在性、吸收到输送湿润和受污染烃类的管道中和熔融过程中的污染物 造成该问题的重要性。
同样已知的是The Effect of Hydrogen on the Structure and Properties of Fe-Mi-Cr Austenite(氢对Fe-Me-Cr奥氏体的结构和 性质的影响)，J.Burke；A.Jickels；P.Maulik著(Proceedings of an International Conference.Moran，Wyoming，1976，第102-115 页)，其针对与氢的气态或电解吸收有关的奥氏体钢的延性损失。尽管 这种材料的敏感性比铁素体钢和马氏体钢低得多，但在吸收了高氢浓度 的情况下，机械性质的劣化仍然显著。这明显暗示了材料的应用。此外， 如今在一些类型的应力腐蚀开裂和结构与性质的氢诱导变化之间建立 的清楚联系进一步提高了理解这些材料中的氢脆基本机制的意义。奥氏 体钢的氢脆可以分成两大类型：(1)高氢逸度、低扩散性(即低温) 和奥氏体稳定性的组合造成严重的内应变、自发转化成α’和ε马氏体 和大的粒间和穿晶表面裂化，和(2)组成、温度和逸度的组合使得氢 被吸收而不伴随着总体结构变化。
同样已知的是Decomposition of Carbidesin 2-1/4Cr-1Mo Steels During Hydrogen Attack(氢蚀过程中在2-1/4Cr-1Mo钢中的碳化物分 解)，Shimomura，J.；Imanada，T.著(Scripta Metallurgica，1985， Vol.19，No.12，第1507-1511页)，其公开了通过降低Si含量来 显著改进2.25Cr-1Mo钢中的抗氢蚀性，并已经基于观察到Si含量极大 影响碳化物的组成和晶体结构来在碳化物化学方面解释了Si对氢蚀的 影响。还公开了关于氢蚀过程中发生的碳化物化学的变化的说明，并将 它们与具有不同Si量的2.25Cr-1Mo钢中的机械性质的劣化相关联。
同样已知的是Hydrogen Attack，Detection，Assessment and Evaluation(氢蚀、检测、评估和评测)，R.Kot著(10th Asia-Pacific Conference on Non-Destructive Testing，2001)，其提供了钢中氢 蚀的检测、评估和评测方法的综述。在高温高压下与H2接触的设备可 能经受氢损伤-热氢蚀。原子氢在钢中容易扩散且裂化可能由于在高温 高压下在金属内部空隙中CH4或H2的形成。这造成晶界处的裂隙和脱碳 并伴随着强度的损失，这造成材料不可靠或危险。可以使用氢损坏的钢 中的消音量化材料机械性质的劣化程度。已知这一点，可以评估受影响 的装置的剩余寿命。
氢对金属具有多样的有害影响。氢诱导的金属劣化由暴露在大气中 引起，其中氢被吸收到材料上并造成其机械性能的降低。氢损的严重性 和模式取决于：氢源外部(气态)/内部(溶解的)、暴露时间、 温度和压力、可能与金属发生一定反应的溶液或溶剂(例如酸性溶液) 的存在、合金类型及其制造方法、金属中的间断量、暴露的表面(阻隔 层，例如在金属上作为氢渗透阻隔层的氧化层)的处理、金属表面的最 终处理(例如镍电镀)、热处理方法、和/或残留和外加应力程度。
根据上述变量的组合和数量，氢损可以分类成氢脆、氢化物脆化、 固溶体硬化、内部缺陷生成，并可以进一步细分成如图8中所示的各种 破坏过程。
在氢蚀机制和预防中，氢在材料内形成甲烷气泡，同时与钢的碳反 应。在晶界上和在微小空隙中形成甲烷气泡。由于这类气泡的膨胀和接 合而建立的甲烷压力使空隙扩展成裂缝。裂缝和空隙的生长使金属弱化 且裂缝扩展成大裂纹。
氢蚀程度取决于温度、氢分压、应力水平、暴露时间、钢组成和结 构。在普通碳钢、低合金碳钢和甚至在高于473K下运行的一些不锈钢 中已经报道了氢蚀。氢蚀是在精炼厂中的主要问题之一，其中氢和烃流 在最多20MPa和大约810K水平下处理。为了防止在高温和/或高压下 发生氢蚀，需要高的合金元素含量。在钢中使用铬(Cr)、钼(Mo)、 钨(W)、钒(V)、钛(Ti)、铌(Nb)以提供所需抗性，它们是碳化 物形成元素。
基于工业经验，API 941’s Nelson曲线提供了普遍用于合金选择 的指导。所选择的适当合金显示为刚好在温度-氢分压坐标右边或上方 的曲线，其代表了预期操作参数。
热处理影响钢的耐氢蚀性。例如，淬火和回火的2-1/4Cr-1Mo钢由 于马氏体和贝氏体结构的低抗氢损性而更容易发生氢裂化。应该避免或 小心使用产生过度屈服强度水平的热处理。
工业经验表明，Cr-Mo钢的焊接后热处理有益于抵抗在氢环境中使 用时的氢蚀。常见的实践是要求氢-烃设备制造商在焊接的消耗品上进 行脆化试验并在开始制造之前将所有“低氢”电极储存在热“盒”中。 对低铬钢的预热要求导致在制造过程中由氢引起的焊接开裂最小化。为 了确保最终容器或反应器抗氢蚀，适当的检查、质量控制、良好的设计 和规范的制造商都是必要的。
由于钢暴露在氢环境中而引起氢蚀。破坏严重程度取决于暴露时 间、温度、氢分压、应力水平、钢组成和结构。为了避免/防止氢蚀， 应该使用具有形成稳定碳化物的元素的钢。应该仔细施加热处理以避免 产生具有低抗氢蚀性的结构(马氏体、贝氏体)。在氢和烃处理设备的 制造过程中，适当的检查和质量控制系统是必要的。应该为氢蚀测试用 途提供工厂设备中所用的钢的已氢损和未氢损样品。
同样已知的是Influence of Dissolved Hydrogen on Structure of Oxide Film on Alloy 600Formed in Primary Water of Pressurized Water Reactors(溶解氢对在加压水反应器的原生水中形成的在合金600 上的氧化膜结构的影响)，Takumi Terachi，Nobuo Totsuka，Takuyo Yamada，Tomokazu Nakagawa，Hiroshi Deguchi，Masaki Horiuchi和 Masato Oshitani(Journal of Nuclear Science and Technology，2003， Vol.40，No.7，第509-516页)，其公开了合金600中原生水应力腐 蚀开裂(PWSCC)敏感性与加压水反应器(PWR)的原生水中溶解氢(DH) 含量之间的关系的研究结果。为此，在PWR的模拟原生水中在四种不同 DH条件下形成的氧化膜的结构分析使用切线入射X-射线衍射计 (GIXRD)、电子扫描显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)进行。 特别地，为了进行薄氧化膜的精确分析，对GIXRD使用Spring-8的 synchronotron辐射。氧化膜在无氢条件下主要由氧化镍构成。另一方 面，在1.0ppm DH下形成针状氧化物。在2.75ppm DH的环境中，氧 化膜具有薄尖晶石结构。从这些结果和相图考虑中，大约1.0ppm DH 的条件相当于稳定NiO和氧化尖晶石之间的边界，也相当于PWSCC敏感 性的峰范围。这表明NiO和氧化尖晶石之间的边界可能影响SCC敏感性。
同样已知的是Internal Oxidation as a Possible Explanation of Intergranular Stress Corrosion Cracking of Alloy 600in PWRs(作 为在PWRs中合金600的粒间应力腐蚀开裂的可能的解释的内部氧化)， P.M.Scott著(9tb International Conference on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems-Water Reactors， 1999)，其提供了对压水型堆中内氧化机理的研究。在Scott和Le Calvar 于1993的hydrogenated PWR primary water中，首先提出内氧化是晶 间应力腐蚀开裂(IGSCC)的一种似是而非的机理。其后进行了几次实 验研究以校验该假设。已经采用二次离子质谱法(SIMS)和分析透射电 子显微镜(ATEM)对合金600中的一次裂纹和二次裂纹进行了一些详细 的显微镜检验，初步结果已经公开。公开的是一些批判的观点，其源于 在典型PWR运行温度和腐蚀电位下内氧化机理的适用性。腐蚀电位等于 或低于Ni/NiO氧化还原电位，这是使氧在镍基合金中的粒间扩散的表 观速率与观察到的开裂速率一致和内部氧化的热力学要求的具体问题。 如果采用该机理解释二次侧蒸汽发生器管IGA/IGSCC的话，后一点特别 有意义。第二目标在于描述在较高温度下晶粒间内氧化开裂的已知例子 的形态，以便对此会议中涉及详细检查实际或原型PWR条件下制造的合 金600中裂纹的其它论文提供参考点。
同样已知的是Corrosion and Protection of Aluminum Alloys(铝 合金的腐蚀和保护)，V.S.Sinyavsky、V.D.Valkov和V.D.Kalinin 著(Moscow，Metallurgia，1986)，其公开了对铝合金施以各种类型 的腐蚀(取决于使用条件、合金组成等)。这些类型的腐蚀包括腐蚀开 裂、晶间腐蚀和剥蚀。一些含铜的铝合金倾向于晶间腐蚀。该腐蚀有时 发生在含镁和硅的铝合金中。
因为不正确的热处理和有时由于在如海水、海产和工业气氛的多种 环境中长时间暴露在阳光下，发生铝合金的晶间腐蚀。晶间腐蚀理论认 为，在铝合金的人工老化处理过程中或在90℃至270℃下热处理过程中 制造的其它热效应下，Al-Cu固溶体首先在晶界处破坏并伴以沉淀。沉 淀物的组成接近金属间化合物CuAl2。这在晶界附近产生了铜减少区域。 在晶粒中，金属间化合物沉淀至较小的度，因此在从晶界移动的区域内 固溶体较少耗尽铜。由于在上述温度范围内的热效应，从电化学的观点 来看，铝合金的表面不再被认为是均匀的。在晶界与晶粒之间的电位差 最高至100毫伏，这最终导致了电化学腐蚀。
通常对铝合金施以适宜的热处理(其在整个表面上提供有利的电位 分布)以防止铝合金遭到晶间腐蚀。正确的热处理令合金更为均匀，并 将铜尽可能多地转移到固溶体中，其可以通过快速猝冷法固定。当从 480-500℃下在冷水(40℃)中猝冷，并进一步自然老化时，杜拉铝具 有最佳耐腐蚀性。
当合金同时受到腐蚀环境和静态拉伸应力作用时发生腐蚀开裂。该 应力可以既是外部的，又是内部的。一些铝合金易于发生应力腐蚀开裂。 合金对于此类危险的腐蚀破坏的易受性取决于金属结构、大小和应力与 腐蚀性环境的性质。选择性攻击合金的腐蚀性环境有助于腐蚀开裂。
剥蚀是一种特殊类型的表面下腐蚀，其主要平行于形变向量发展， 在半成品部件成型中产生，并伴以该方向上的裂纹生成、单个金属颗粒 的剥落或样品或部件的完全损坏。该腐蚀可以沿晶界或枝晶晶胞的变形 边界发展，以及穿晶发展。剥蚀基本上是变形的半成品部件的特征。在 一些异常情况下，其可以在采用定向熔析的传统铸件中(例如，在具有 高锰含量的Al-Mg-Li合金中)观察到。
剥蚀可归因于具体的结构状态、第二相和固溶体晶体在形变方向上 的取向、高含量的合金元素或杂质及其不均匀分布、内应力以及取决于 腐蚀环境性质的表面的某些物理和化学状态。
因此，通过下列标准测定使用中的铝合金的耐腐蚀性：表面光洁度、 内部压缩应力(有利的)和表面附近的合金的具体结构，该铝合金是通 过某种猝冷条件制造的。在最适宜的条件下，施加在该铝合金表面的超 声处理极有可能结合上述所有有利因素。
同样已知的是Corrosion of Aluminum and Its Alloys(铝及其合 金的腐蚀)，V.V.Gerasimov著(Moscow，Metallurgia，1967)，其 公开了高度取决于金属杂质的铝的电化学性能与耐腐蚀性。该铝合金的 耐腐蚀性取决于合金元素的性质和数量。在低于100℃的温度下，纯铝 具有最大的耐腐蚀性。在不含活化离子，例如卤素的水和中性环境中， 纯铝的稳定电位处于惰性区域。因此，在此类条件下，铝的耐腐蚀性相 当高。
铝的合金化改变了阳极过程的动力学。铁含量为1％的合金的稳定电 位处于惰性区域。这决定了此类合金的相当低的腐蚀速率，尽管其高于 纯铝。在3％的氯化钠溶液中，该合金的腐蚀速率与铁含量(从0.004％ 开始)成比例升高。
铝与铜的合金化对阳极过程的动力学(铝合金溶液)的影响程度大 于铁的情况。当铜含量提高最多0.01％时，观察到在3％氯化钠溶液中的 腐蚀速率方面略微提高。随着铜含量的进一步提高，腐蚀过程显著增强。
与镍合金化的铝降低了氢和氧over。因引入镍导致的阴极过程加速 提高了合金的稳定电位。含有0.2％镍的合金的标准电位对应于钝态区 域；在此情况下的腐蚀速率低。随着镍含量超过0.6％，稳定电位对应于 过钝化区域；腐蚀速率自然升高。
因此，对于铝，最高1％的合金元素含量对电极过程的动力学具有最 大的影响。当与铁、铜或镍形成合金时，铝合金含有这些元素的金属间 化合物(intermetallide)。金属间化合物的电极电位比铝的稳定电位 更偏阳性，并在铝合金中起阴极的作用。
含量最多1-2％的锰、锌、镁和硅不会加强腐蚀过程。当锌含量提高 到最多25％时，在中性和酸性环境中合金的稳定电位向阴极方向移动。 该合金的稳定电位事实上不受锌含量进一步提高的影响。向铝中加入 0.16％的锌对阴极过程速率几乎没有什么影响。因此，用最多2.05％的锌 合金化铝不会提高，甚至略微降低腐蚀速率。
量最多为5％的镁不会显著提高铝的腐蚀。在中性或酸性环境下，当 铝与镁合金化时，稳定电位降低。相同的是使用锂的情况。
在中性环境下，铝的标准电位事实上不受硅的影响；在酸性环境下， 其升高。固溶体中的硅实际上对铝的腐蚀没有影响，虽然硅金属间化合 物可以存在局部阴极，并加速腐蚀。注意，硅看上去显著提高了铝表面 上的氧化物薄膜的保护性能，因为铝硅合金-型合金是非常耐腐蚀的。 在酸性环境下，0.035至0.078％范围内的钠含量对铝的耐受性非常有害。 在含有0.3-0.4％铁杂质的铝中最大的钠含量应在0.02至0.03％之间。 如果存在于铝中，钠加强了晶间腐蚀。
0.08％的钙含量略微降低了中性环境下工业铝的耐受性；0.5-1.0％ 的钠在0.5-n(n代表溶液的浓度)的碱性溶液中显著加速了铝的腐蚀。 钙杂质在硅的存在下尤其危险。
用镉合金化铝抑制了铜的不利作用。铅对铝的耐受性几乎没有作 用。高于0.01％的钛含量加强了在酸性环境下的腐蚀。铈、钴、铂、银、 钍和钒具有不利影响。例如，含有40％银的铝在100％相对湿度(RH)气 氛下试验几天后即完全损坏(failed)。通过有效地使Ag2Al金属间化 合物起到阴极的作用，导致了高腐蚀速率。在一些例子中，铬、锡和镉 没有效果，但有时它们加强腐蚀。锑提高铝的耐腐蚀性。
甚至少量汞也导致铝的汞齐化，金属表面去钝化和提高的金属溶解 速率。含汞的铝保护器具有充分负的电位，并且事实上不随时间而钝化。
合金化影响稳定电位和耐腐蚀性对pH环境的依赖性。在碱性环境 下，纯铝和大多数铝合金是不耐腐蚀的。在该条件下，掺杂0.5镁的合 金具有最小的腐蚀速率。当铝与镁合金化时，在金属表面生成氧化物薄 膜。该薄膜含有氢氧化镁，其不溶于碱中。在稀释的碱中，合金耐腐蚀 性随镁含量提高而改善。在浓的碱中，镁不能改善铝的耐腐蚀性。与镁 和锰的合金化提高了在氨水中的耐腐蚀性。在含氨水的coke water中， 99-99.5％的铝和含有1.25％的锰或3％的镁的铝合金是耐腐蚀的。
在非氧化性酸中，硅加强了铝的腐蚀，镉抑制了铝的腐蚀。锌和锰 具有不利影响。镁和锡提高了耐腐蚀性。在单相合金中，1％的硅不会降 低金属在硝酸中的耐腐蚀性；在多相合金中，1％的硅显著降低了在65％ 硝酸中的耐腐蚀性。含量为1％的铜，即使不完全溶解在铝中，也会显著 加强在25％的酸中的腐蚀。
在5％和10％的盐酸中，99.996％的铝和含有0.5％的镁的铝合金耐腐 蚀性相当好。在这些情况下的腐蚀速率不超过3-5克/米2天。在相同环 境下，99.5的铝的腐蚀速率分别为352和7780克/米2天。
杂质和合金元素对于在铝及其合金中的点蚀具有显著效果。在 99.99％的铝中，在新鲜水中极少观察到铝的腐蚀。但是在99.5-99.8％ 的铝中，在一周内腐蚀深度可以达到0.3毫米。铝纯度由99.99％降低到 99％提高了在氧离子化区域内的阴极过程速率，并提高了限制扩散电流 和氢离子放电的速率。这加强了点蚀。
局部阴极的作用加强了局部腐蚀。铁和铜含量越高，腐蚀坑的数量 及其深度越大。腐蚀坑通常在相应于金属间化合物排列的轧制方向上取 向。在露出金属间化合物的划痕区域也观察到点蚀。
当在沸水中处理铝表面时，无论什么原因，保护膜在其被削弱的区 域恢复了。此类处理提高了合金对点蚀的耐受性。
各种表面处理，如轧后脱脂、在10％的碱中浸蚀、在磷酸和硝酸的 混合物中化学抛光，对于110合金在蒸馏水中在53-70℃下的耐腐蚀性 没有影响。在氯化物溶液中，表面抛光减少了腐蚀磨损。在0.001-1.0-n 浓度的硫酸钾溶液中，抛光过的铝事实上不会腐蚀。化学抛光减少了20 倍的99.5％铝在87％RH气氛下的腐蚀。
铝合金的表面处理影响它们对点蚀的倾向性。作为初步浸蚀 (preliminary etching)的结果，在2S和3S合金(美国使用的精制 铝合金；新的名称分别为1100和3003)上点蚀的深度在新鲜水中试验 时提高了10-50倍。
破坏不纯的晶粒间物质完整性的塑性形变提高了用铁和镍掺杂的 铝的耐晶间腐蚀性。在淬火和老化前使用较低的加热温度，可以降低晶 界处固溶体的晶粒间内吸附或崩溃。
在腐蚀性环境和机械应力的联合作用下，一些铝合金，例如用镁或 镁与锌掺杂的合金，遭受通常称为腐蚀开裂或应力腐蚀的特殊形式的侵 袭。常常在含有氯化物的环境中观察到这种形式的侵袭。铝合金的腐蚀 开裂可以解释为金属间相Mg2Al3在晶界上沉淀。可以通过金相与电子显 微研究法发现该金属间化合物存在于遭受腐蚀开裂的镁掺杂铝合金的 晶界上。
机械应力在该金属间化合物中产生亚微观缺口和裂纹，促使腐蚀环 境渗入β-相，并加强了该相的分解。此外，拉应力促使β-相沿晶界沉 淀。
镁掺杂的铝合金的腐蚀开裂过程如下。晶界处的β-相在氯化物溶 液中没有钝化，并强烈溶解。该金属间化合物可以在合金的制造与处理 过程中或在拉应力下沉淀。β-相的溶解和亚微裂纹的生成导致生成了 新的金属间化合物的浓缩和沉淀。因此，该过程强烈蔓延深入到金属内。
环境除气或阴极极化使电位向阴极方向移动，并减少β-相的溶解， 由此降低了腐蚀开裂过程。阳极极化或与更为昂贵的金属(铜、不锈钢) 接触提高了β-相的溶解速率(其在氯化物中没有钝化)，并因此加剧 了腐蚀开裂。当在酸或碱中浸蚀合金表面时，腐蚀开裂过程最快。表面 抛光延长了合金至失效的寿命。当pH由0提高至6，样品至失效的寿命 提高。同时掺杂了镁和铜的铝合金与镁-铜二元合金相比不那么容易产 生腐蚀开裂。附加的与0.5-1.5％锌的合金化提高了含7-8％镁的合金的 耐腐蚀开裂性；回火温度和形变程度提高到了合金容易发生腐蚀开裂的 值。
在腐蚀性环境和交变载荷的同时作用下，合金会由于腐蚀疲劳而 失效。由于腐蚀疲劳，氯化物加速了铝合金的失效。在3％的氯化钠溶液 中，2024合金的疲劳极限是107下3.5kg/mm2。
在封闭系统中，抑制剂开始广泛使用以保护金属和合金不被腐蚀。 一些氧化剂，例如铬酸盐和重铬酸盐，用作中性环境下的腐蚀抑制剂(钝 化剂)。在低温下，铬酸盐用于在中性、碱性和弱酸性环境下保护铝及 其合金不被腐蚀。如果在含有至多50-100毫克/升盐的水中加入 0.5-1.0克/升的铬酸钠或铬酸钾，铝及其合金的腐蚀速率将大大降低。 随着盐浓度的增加(尤其是铜)，铬酸盐保护性能降低，并发生点蚀。
其它一些化合物用作抑制剂以保护冷却系统中的铝部件。由此，向 80℃下含有35毫克/升氯化物的河水中加入3％硝酸钠、0.03％磷酸钠和 3％酸式磷酸钠，腐蚀速率降低2-3倍；加入0.03％硝酸钠和硅酸钠、3％ 苯甲酸钠，腐蚀降低6-8倍。
G.V.Akimov论证了杜拉铝的电化学保护。目测显示4米长的杜拉 铝板，在末端被锌带固定，在海水试验后没有任何腐蚀破坏。用跨越氯 化物-银电极的-0.8V电位的阴极极化在6个月内保护海水中的杜拉铝。 在海洋环境下，通过保护剂保护杜拉铝船体不受腐蚀。镁保护剂均匀地 分布在船底，并用涂锌的钢螺栓固定在乙烯基塑料垫上。
同样已知的是Chemical and Electrolytic Treatment of Aluminum and Aluminum Alloys(铝和铝合金的化学和电解处理)，S.Vernik和 R.Pinner著，B.A.Zelenova和N.I.Veselova翻译编辑 (Sudostroyeniye，Leningrad，1960)，其公开了在一些情况下可以 通过涂敷保护涂层来显著提高铝合金的耐腐蚀性。对于铝合金来说，一 般惯例是通过氧化或阳极化形成氧化物膜。阳极化大大提高了铝及其合 金在工业气氛下的耐腐蚀性。对于铝来说最佳的氧化物膜是厚度为 0.0025至0.015毫米并通过在硫酸和草酸中阳极化而获得的氧化物膜。 此类膜可以经受用20％氯化钠喷洒条件下的一年试验。
可以在高温下在水或水溶液中处理金属时生成铝合金表面上的保 护性氧化物膜。可以通过用纯铝镀层实现铝合金在海水中的高耐腐蚀 性。该镀层不仅将合金与腐蚀性环境隔离，还通过电化学方法保护了合 金。为了保护铝合金不被腐蚀，可以采用上釉法。搪瓷在水、酸、弱碱 性清洁剂和城市空气中十分耐用。沥青、聚合物和油漆涂层，以及油脂 用于铝及其合金在气氛与土壤中的腐蚀防护。
同样已知的是Corrosion Theory and Corrosion-resistant Structural Alloys(腐蚀理论和耐蚀结构合金)，N.D.Tomashov和 G.P.Chernova著(Moscow，Metallurgia，1986)，其公开了对于由 金属与干燥气体在高温下接触或与非电解质接触时金属的损坏而言，化 学腐蚀机理是代表性的。当这发生时，与电化学腐蚀相比，氧化-还原 反应以单一事件形式发生。在涡轮喷气发动机和火箭发动机中、在发电 站中等等的零件与结构的运行过程中、在金属热处理过程中的冶金操作 中，气体腐蚀是可能的。
金属在高温下抵抗气体的腐蚀侵袭的能力称为耐热性。金属在高温 下的另一重要性能是高温强度，其定义了材料在此类条件下保持良好机 械性能的能力。该金属可以是耐热的，但不具有良好的高温强度(例如， 在400-450℃下的铝合金)。在600-700℃下，高速钨钢是耐热的，但 并非高温强健的。
按照下式发生金属与氧气之间的相互作用(金属氧化)：Me+O2＝ MeO2。到达金属的氧分子被吸附，即被其表面捕获。氧气在金属中的吸 附通常如下所示。物理吸附发生在清洁表面上，削弱氧原子与分子之间 的键。分子离解，氧原子从金属原子那里吸引电子。当电子朝向氧移动 并且生成的O-2离子等于生成的金属-氧化合物(氧化物)的核时发生化 学吸附阶段。氧-金属相互作用的产物(氧化物)提供具有氧化物膜的 表面，该氧化物膜降低了其化学活性。取决于厚度，金属上的薄膜可以 分类为厚度最多40纳米的薄(不可见)，厚度40-500纳米的普通(由 回火色可见)，或厚度超过500纳米的厚。例如，在铝的情况下：
-在干燥空气中，几天后膜为10纳米厚；
-在600℃下，60小时后膜为200纳米厚；
-阳极化时，膜为3至300微米厚。
对于金属和合金来说，气体腐蚀受外部因素及内部因素的影响，外 部因素如气体组成、压力和气体环境的周转率、温度和加热条件，内部 因素如合金的性质、化学和相组成、机械应力和形变。
氧化物膜的保护性能基本上取决于合金的性质和组成。铬、铝和硅 显著延迟钢材的氧化过程，这是由于生成了具有高保护性能的薄膜。金 属在加热过程中的形变导致薄膜不连续，由此提高了氧化速率。仅仅在 低于重结晶温度的温度下，初步变形对氧化速率没什么影响。
对于气体腐蚀保护，使用耐热合金化、保护性气氛和保护性涂层。
同样已知的是Corrosion and Corrosion Protection(腐蚀和腐蚀 保护)，F.Todt著(Khimiya，Leningrad，1967)，其公开了电化 学腐蚀过程是两个耦合反应的结合：阳极反应(氧化)Me＝Mez++ze； 阴极反应(还原)D+ze＝(Dze)；其中D是吸引因阳极反应(金属电 离)而释放的z-电子(ze)的去极化剂(氧化剂)。电化学腐蚀过程的 图示见图9。
实际合金的表面总是不均匀的，也就是说，存在电位大不相同的区 域。金属表面可以仅仅在结构的显微不平度方面不同(晶界、杂质)， 但也可以在亚微不平度方面不同(晶体结构的缺陷，晶格中的杂质原子 等)。这使阳极和阴极过程局部化，并导致局部腐蚀的生长(例如，点 蚀的生长)--微电元素在电化学腐蚀下的作用理论。
现代电化学腐蚀理论，称为电化学腐蚀的动力学理论，强调当出现 金属-电解质中间相时可以发生金属的电化学损坏。腐蚀的事实不取决 于电解质性质，无论是超纯水或浓缩水溶液的情况下。电解质的量也不 是那么重要：可以是几微米厚的水膜。腐蚀发生的唯一条件是金属电离 的阳极反应与部分金属或其它离子或分子还原的阴极反应在金属表面 上的可能结合。如果阳极反应的平衡电位比至少一种可能的阴极反应的 平衡电位更偏阴性，即为这种情况。在此情况下产生的(稳定)电位将 取中间位置。与腐蚀类型无关，应满足该条件。
当金属浸没到电解液中时，在金属表面与电解质之间存在因生成双 电层而产生的一定的电位差，即在金属-电解质界面处的颗粒的不对称 位。
图10和11显示双电层生成的图示，图10显示金属原子离子转换到溶 液中；图11显示阳离子从溶液中转换到金属表面。
当离子水合能(ion hydration energy)足以破坏金属离子-原子和电 子之间的键时，金属离子转移到溶液中，等量的电子留在金属表面，使金 属表面带上负电荷。此外，这些负电荷从溶液中吸引金属阳离子。这导致 了在金属-电解质界面处的双电层，引发了金属与电解液之间一定的电位 差。
另一种变化是可能的。在金属表面上，阳离子可以从电解液中排出(晶 格中的键能大于水合能)。结果，金属表面获得正电荷，并与溶液阴离子 形成双电层。
电极电位值极大影响腐蚀过程的性质。在阳极和阴极之间的初始电位差 导致了在腐蚀微元作用期间的电流流动。当腐蚀电流在电路封闭后流动 时，电位差降低。作为电流流动结果的此类电位变化称为极化。
取决于阴极上的电极过程，电化学腐蚀可以分类为以下类型：采用氢极 化(氢离子在阴极上再生)-在酸中；采用氧再生-空气，在水中，在盐 溶液中，等等；或采用其它氧化剂的再生。
钝化是在一定电位区域中金属离子化的阳极反应延迟导致的相对高的 耐腐蚀状态。当金属与强氧化剂接触时通常产生钝化状态。但是，对于一 些金属来说，甚至水也是相当强的氧化剂(例如钛)。钝化的膜理论仍是 基础理论之一。有一种吸附理论，其认为，因氧在金属表面的吸附而发生 钝化。已经发现，甚至当吸附的氧的量使得表面甚至不能被一个分子厚的 层覆盖时，仍发生钝化。阻断活性表面区域解释了此现象，其是受限制的。
同样已知的是Corrosion Cracking and Protection of High-strength Steels(高强度钢的腐蚀开裂和保护)，F.Azhogin著(Moscow， Metallurgia，1974)，其公开了在腐蚀性环境与张应力的联合作用下腐蚀 开裂是可能的。裂纹通常沿垂直于张应力的平面、沿晶界(其通常处于受 应力较低状态)并晶内发展，其对于腐蚀开裂和腐蚀疲劳来说是尤其典型 的。在腐蚀开裂中，韧性金属受到显著的脆性断裂。关于腐蚀开裂机理的 意见是众说纷纭的。
吸附理论提出，溶液阴离子吸附在可移动的位错与其它结构缺陷上。这 降低了表面能，并促进了金属原子键的断裂。作为金属表面上的微细裂纹 中的吸附中表面活性物质的楔进作用的结果，发生裂纹成核(再粘合效 应)。一些研究者认为，炭和不锈钢、钛与其合金的腐蚀开裂可以归因于 渐进的裂纹尖端处的氢吸附，其导致了金属的局部脆化。
电化学理论认为，裂纹发展的主要因素是在裂纹底部(base)加速的金 属阳极溶解。张紧的金属试样表面上产生的主要应力集中点(在高强度材 料中其不能轻易地缓和)会因某些结构缺陷导致在该点处钝化破坏和更高 速的电化学溶解。该电极对的阴极是裂纹的侧表面和试样的部分外表面， 阳极是裂纹尖端。高度局部化的溶解过程在原子级别保持了裂纹的锐度， 并因此在裂纹尖端保持了最大应力集中。裂纹尖端的原子溶解大概为缝隙 或构造断块的凹槽(notch)，其以相对低的线速度产生。在某一瞬间，通 过具有极高线速度的断块或缝隙的随后的脆性断裂实现该凹槽，但是在下 一个断块或晶粒上移动中可能的延迟，随后再次具有较慢的电化学凹槽。 在微观规模，将相当不均匀地发生裂纹发展，直到电化学凹槽和机械性损 坏的交替过于频繁，以至于其成为试样残余部分的雪崩式脆性断裂。
无疑，这样做的话，强化裂纹和腐蚀开裂发展的相伴的过程如下：金属 表面在裂纹尖端的吸氢和在预破坏区域中的氢脆，在强度方面吸附的降低 (Rebinder的楔入效应)、高强度及合金因此的低延性、由于驰豫过程令 在初级应力集中中心中应力集中度不会降低，促进生成应力集中中心和初 级裂纹的合金的微结构的不均匀性(微夹杂物、结构的亚微不完整性)， 位错的性质、微变形和原子晶格在裂纹尖端的崩溃。如果应力不太高，合 金在晶界上具有不那么完美的钝化(例如因杂质的隔离)，裂纹将在晶粒 间发展。否则发生晶粒间的裂纹生长。大多数腐蚀开裂的情况可以在结合 的机械-电化学机理基础上更为详细地解释。
最初，在主要裂缝中，在应力集中点的出现及其生长中的基本角色大概 是由分离金属表面附近的活性环境离子之间的化学吸附相互作用，以及导 致局部表面活化和张紧状态的应力集中中心的非均匀形变(位错)分布来 扮演。
此外，通过机械提高裂纹尖端区域中晶格的张力，裂纹随着阳极过程的 连续活化生长。如果金属的起始状态相应于钝化状态，该活化作用尤其高， 并且张力的重叠导致在裂纹尖端处的局部活化。在最后阶段，宏观机械破 坏以雪崩方式增加，并在机械因素占优时的条件下发生断裂。
在腐蚀开裂中，机械应力和腐蚀环境通过同时作用导致了比这 些因素分别作用时大得多的金属强度损失。在许多环境下金属的腐蚀开 裂在实际中早为人知，例如，如冷凝管、黄铜盒、步枪弹壳的黄铜产品 的所谓季节性开裂；以及如螺旋桨、杆、柴油机、涡轮叶片等钢产品的 腐蚀开裂。
含氮的低碳钢非常容易发生腐蚀开裂。氮对高强度钢材腐蚀开裂的 作用显然与内部应力的改变有关。氮与α-铁和γ-铁形成间隙固溶体。 在钢材中引入钛有助于氮结合在强氮化物中，并防止生成间隙固溶体， 降低了内部应力，提高了高强度钢材的耐腐蚀开裂性。
同样已知的是Metal Fatigue(金属疲劳)(Symposium，Moscow， Inostr.Literatura，1961)，其公开了疲劳是在重复或重复可变应力 下材料中破坏渐渐累积、最终形成裂纹并完全断裂的过程。该过程最为 重要的特征在于，在大大低于(两倍或更高)拉伸强度(其是在静态载 荷下测量的强度)的应力下进行该方法。金属抵抗重复可变载荷的能力 (其称为耐力)大大低于静态强度。金属耐疲劳性的主要表征是疲劳极 限。在相似的试验条件下，通过金属的化学组成和内部结构确定疲劳强 度，其取决于生产工艺。在疲劳过程的不同时期，结构变化的性质和金 属性能如下：
(1)疲劳潜伏期在微屈服阶段，位错源开始作用于单个晶粒并 主要在试样的表面层中起作用。在周期屈服阶段，整个试样体积包括在 塑性形变中。位错开始强烈增殖并于形成的胞结构相互作用。在试样表 面上出现滑移带。周期性强化是疲劳潜伏中的最后一个阶段。比晶粒截 面更短的所谓稳定滑移带出现在试样表面上。这些无能通过除去几微米 厚的表面层来消除，同时在静态形变下产生的滑移带可以通过光致抛光 去除。到了强化阶段的末期，这些带开放并转化为亚微裂纹。
(2)亚微裂纹发展期-位错密度饱和和位错结构转化：许多晶粒 (主要是接近表面的)具有拉得非常长的晶胞，其壁可与晶粒尺寸相比。 此类结构称为带结构。到了第二时期的末端，试样的整个表面覆盖浓密 的亚微裂纹的网，但其没有超出晶界。目前累积的损伤还不能认为是不 可逆的，因此它们没有严重的降低对脆性断裂的耐受性、延性等。
(3)微裂纹形成(当微裂纹在晶界前)，整个机械性能复合大大劣化。 -通过试样受压状态性质测定裂纹生长。塑性形变固定在接近裂纹尖端 的相对狭窄区域内，其中位错密度升高，观察到生成非常微细的晶胞。
(4)当裂纹达到其临界长度时发生完全断裂。
周期载荷下的裂纹成核起因于位错：
-在彼此之间相互作用(如果在末端的两个符号相反的位错位于平面 上，其之间的距离不大于大约10埃(1埃＝10-8厘米)，这些位错以令裂纹 发展的力相互吸引，且其它位错也如此，沿相同平面移动，移向裂纹并 扩张裂纹)
-与各种障碍(晶界)相互作用，防止滑移并导致生成足够强的位错 云。
疲劳断裂的重要阶段是裂纹生长至临界尺寸的阶段。在许多情况 下，以毫米或几十毫米为单位测量由断裂力学关系定义的临界尺寸，使 得在最终断裂前裂纹长度肉眼可见。在疲劳断裂中，断口由两个区域组 成：(1)疲劳开裂发展部分具有与众不同的光滑、有时发亮的外观， 且表面常常具有裂纹扩展前沿的同心外形，其并存于断裂核心中；(2) 第二是作为快速最终断裂的结果所产生的断裂区域。疲劳极限有利地受 同时提高材料强度和延性的此类结构变化(晶粒细化或生成发达结构)、 沿非金属夹杂物的金属纯度(内部集中点)的影响。
在疲劳的情况下，表面层条件尤其重要。最有效的是硬化表面并同 时诱导表面层中残余压应力的处理。在此情况下，疲劳裂纹成核与耐扩 展性同时提高。硬化阻止了滑移的发展，压应力防止表面裂纹开放，减 轻了抗张分力的作用。
同样已知的是Corrosion-fatigue Strength of Steel，A.V. Ryabchenkov著(Moscow，Mashinostroeniye，1953)，其公开了金属 的腐蚀疲劳过程如下所述。首先，因位错密度提高，晶格弹性畸变在金 属表面一些部分累积。随后，在金属内部出现亚微裂纹，其中，在分离 的断块的大量滑移过程中达到临界位错密度。最后，微裂纹生长成为宏 观裂缝。在这发生时，沿最强烈发展的宏观裂缝产生脆性断裂。
表面活性物质的吸附，导致的沿微缝隙的楔入，可以加速环境侵蚀。 如果在腐蚀过程中生成氢，其可以轻易地扩散到金属中。在预断裂区域 中的金属脆化(在裂纹深处)也加速了损坏。在塑性形变中，会加速氢 沿滑移平面区域向金属中的扩散。通过金属晶格内的氢填隙原子阻挡位 错解释了在氢侵蚀下的金属脆化。
环境侵蚀对腐蚀疲劳有相当大的作用。例如，在试验后，锻造的和 高强度铝合金，D16和V95的疲劳极限分别在水中降低了3-45％，在3％ 的氯化钠溶液中降低了4-5倍。
电解质中的腐蚀疲劳是机械-电化学过程。因此，如锌保护板与阳 极金属镀层(锌、镉)的电化学保护是可行的。仅仅如果它们是连续的 话，阴极金属镀层(铅、铜)是相当有效。该金属表面加工也能有效地 导致表面层中的压应力。
同样已知的是Hydrogen Embrittlement of Metals，B.A.Kolachev 著(Moscow，Metallurgia，1985)，其公开了被称为氢脆的吸氢导致 的机械性能的变化。在15％盐酸中用大约2000MPa的强度侵蚀高性能钢 40CrSiNi两小时过程中，断面收缩率从47％降低至0.63％，伸长从10.1 降低到1.65。
在预形变中，氢化钢的长期强度降低。因此，例如强度为2000MPa， 该氢化钢可以在仅仅300MPa的应力下经受延迟脆性断裂。延迟脆性断 裂指的是在不会进一步提高应力的情况下施加静态张应力后片刻零件 或试样的断裂。由于该断裂在远低于抗张强度的应力下，在没有可见塑 性形变的情况下开始，因此是尤其危险的。
在受应力的钢材吸氢过程中也发生了延迟脆性断裂(其被称为氢致 开裂)。这与其表面上的原子氢吸附(Rebinder效应)或最大三维张应 力区域内提高的氢浓度所导致的钢材提高的脆化相关。吸氢中开裂的时 间取决于施加的张应力的水平：应力越大，开裂的时间越短。在高强度 钢材氢致开裂过程中形成的裂纹是脆性特性的，并沿之前的奥氏体晶界 扩散，它们的方向几乎垂直于张应力。
在金属中，氢可以：存在于晶格间隙中，形成间隙固溶体；以分子 形式存在于孔隙、裂纹和其它不规则中；以化合物形式与杂质共存；和 /或以化合物形式与溶剂金属-氢化物共存。金属中氢渗透的来源包括最 初的炉料、其中在金属获取与加工(熔融、热塑性形变、焊接、热处理) 的所有阶段中进行技术操作的环境；电化学处理，如在阴极上的金属沉 积、酸蚀刻等。熔融的金属非常强烈地吸收氢。在高温下，氢被许多金 属(甚至在固态下)吸收(例如钛)。在氢脆条件下，延性降低可以在 很宽的范围内改变：从几个百分比到延性几乎完全丧失。没有统一的氢 脆机理。钢材对氢脆的易感性取决于许多因素，如强度水平和条件、钢 材的组成和结构、以及单个加热(individual heats)的性能。
氢引发的性能变化通常可以通过熟化或退火过程中氢从钢材中解 吸附来消除。但是，在一些情况下，例如高强度钢材，低至5厘米3/100 克的氢含量导致在除去氢时残留的不可逆变化。
氢脆自身表现如下：
(1)氢腐蚀-在长期暴露在高温高压氢环境下的碳钢中发展。这基于 氢与碳之间生成甲烷的相互作用。该反应从表面开始，导致脱碳并形成 渐渐渗入金属内部的裂纹，降低了强度和延性。
(2)氢疫-因从金属表面渗透的氢与溶解在金属中的氧或氧化物之间 的相互作用而发生。所得水蒸汽制造微观不连续。
(3)一次气孔-因氢在熔体中或在晶出面上以分子形式沉淀而产生。
(4)二次孔隙-源自相对于氢过饱和的固溶体分解，并生成充满氢气 的微细亚微孔隙。其比一次孔隙小，并具有近乎球形的形状。
(5)冲击强度和断裂韧性的降低-在其中形成水合物的金属中发生。
(6)延迟断裂-当处于低于屈服强度的恒定载荷下时通常为韧性钢的 提前破坏导致的开裂。
(7)耐形变性降低-对许多金属来说，氢导致抗蠕变性在高温下降低。 在某些条件下该效果加速了损坏。
(8)裂纹、白点、“鱼眼”-总体来说在大型锻件中检测到的缺陷。
(9)气泡形成-氢从含水环境渗透到金属中并以分子形式在缺陷(例 如非金属夹杂物)上累积，随氢气压力升高，金属的连续性渐渐降低。
(10)腐蚀开裂-在许多情况下，这与腐蚀反应中释放的原子氢有关， 其吸附在裂纹表面上并溶解在金属中，同时氢脆加剧。
同样已知的是Hydrogen Embrittlement of Metals(金属的氢脆)， L.S.Moroz和B.B.Chechulin著(Moscow，Metallurgia，1967)， 其公开了金属氢脆的类型非常多样。通常区分两种类型的氢脆：(1) 第一类脆化，因氢含量升高在最初金属中其来源改变，直到施加任何应 力，和(2)第二类脆化，在塑性形变过程中随氢含量升高在金属中形 成的特征所导致。对于氢脆有许多理论。一种理论认为，钢材的氢脆是 在晶界处亚微观与微观孔隙中累积的氢压力下晶间强度损失的结果。
同样已知的是Mechanical Properties of Metals(金属的机械性 质)，M.L.Bernshtein和V.A.Zaimovsky著(Moscow，Metallurgia， 1979)，其公开了蠕变是主要在高温下，在某些恒定载荷下以缓慢和连 续方式塑性形变的金属的性质。蠕变由两种交替的过程组成归因于 冷加工的加固和归因于再结晶或在低于再结晶温度的温度下静止的弱 化。下列类型的塑性形变在蠕变过程中发生在高温下的金属中：(1)滑 动和滑移(位错图)，(2)孪晶，(3)挠曲机理，(4)分层，(5)晶粒的旋 转和相对运动，(6)嵌镶块的旋转和相对位移，(7)晶胞形成机理，(8) 扩散塑性，和/或(9)再结晶机理。
对于在裂纹形成和增殖的过程中晶格空位功能的假设(空位移动和 云)广泛被人接受。
在蠕变过程中，当应力相对较低且致断时间较长时，观察到晶间断 裂。在此条件下，形变主要依靠晶粒移动来累积，即晶粒间塑性。在此 情况下，空位的形成和累积及最终的开裂应在晶界处发生。
在高应力和大蠕变下形成裂纹的条件不同。在此情况下，致断时间 降低，位错-剪切机理(在晶粒体内发展)获得大的效率。在空位累积 和裂纹形成方面，所得滑移线可以起到与晶界相同的作用。
因此，在蠕变过程中，由一种且相同过程导致了金属的晶粒间和跨 晶粒的损坏，即空位的扩散、其在云中聚集或靠近孔隙、孔隙成长微裂 纹，以及最终归因于新空位汇入的裂纹生长。
下列微观缺陷是公认的：
(1)在再结晶过程中形成的成形孔隙与不连续。
(2)通过空位聚集成形的孔隙。
(3)因沿晶界滑移在晶界处产生的Jog开口。当存在多边形化结构时， 在其生成中，空位聚居变位至位错是非常重要的，没有检测到孔隙。如 果该亚结构难以形成，在宽的蠕变温度范围内观察到孔隙。
(4)作为原子键的热活化断裂结果的孔隙与微裂纹成核。在高温损坏 的实际条件下，发生所有上文提及的缺陷(其有助于孔隙成核和微裂纹 发展)至更大或更小的程度。
作为主体与移动的液体气体环境或由此携带的颗粒接触的结果，或 作为固体颗粒碰撞的结果，浸蚀磨损存在于固体颗粒从主体表面上的脱 离作用中。可以列举下列类型的侵蚀磨损：
-在不含具有磨蚀作用的杂质和不具有气蚀的水流中，因为金属与液 体与溶解在其中的氧气的相互作用，因在金属上生成的表面薄膜的液体 流动破坏可以发生磨蚀；
-在具有磨粒的气流中；该气体环境可以或不可以与该金属相互作 用--分别为腐蚀-机械剪切或机械剪切；
-在固体颗粒的射流中。
在容量负荷下，塑性形变过程在整体的某些部分局部化，其中结构 缺陷累积，生成应力集中，且断裂源成核。在表面负荷下，塑性形变过 程不同(保留了它们的位错特性)首先在于在整个接触区域上的复合应 力分布。在整个表面层上和在其任意点上，在塑性形变中接触区域内的 所有部分的金属的参与和断裂是等概率的，导致应力分散。
另一特征在于，在磨损过程中，当紧随磨损产物被带走时发生新的 周期，塑性形变和破裂周期连续交迭。在磨损过程中，薄表面层的构造 和结构(当与外部环境、高应力集中中心和可能的温度升高相互作用时 形成薄膜的可能性)。磨损和撕裂是主体尺寸逐渐变化的过程，由摩擦 面和/或其残余形变的掺料的分离组成。
同样已知的是Corrosion and Protection of Metals(金属的腐蚀 和保护)，M.A.Shluger、F.F.Azhogin和E.A.Efimov著(Moscow， Metallurgia，1981)，其公开了放射性辐射(中子、质子、氘核、α- 与β-粒子和γ射线)对腐蚀过程有显著影响，这种情况在核能工业中 经历。在大多数情况下，射线加剧腐蚀1.5-3倍。
在辐射下可以发生腐蚀速率的急剧升高。铁、铜、锌、镍和铅的大 气腐蚀速率可以提高10至100倍。灾难性的腐蚀在铀合金中展开，其 伴有开裂。
在水冷反应堆中，在铀的水氧化过程中释放出的氢扩散到金属中。 在相对短的时间里，晶体结构因生成氢化铀的局部沉淀而损坏。加入到 水中的氢可以经保护性氧化物膜扩散，并与铀相互作用。所得氢化铀随 即与扩散较慢的水反应，由此生成更为稳定的UO2。释放的氢可以再次 与下一部分铀反应。铀与水形成二氧化铀U+2H2O＝UO2+2H2。铀与氢形 成氢化铀U+2/3H2＝UH3，其随后与水反应生成二氧化铀UH3+2H2O＝ UO2+31/2H2。
当形成保护膜时，氢扩散到基底金属中，使得合金开裂过程中的时 间而不是腐蚀速率是表征材料耐腐蚀性的最重要的。基于试验数据，放 射性辐射在腐蚀机理没有基本改变的情况下对腐蚀过程动力学具有相 当大的影响。辐射分解效应源于在水上的辐射并加速了阴极过程。这可 以在其表面没有厚氧化物膜的金属中观察到。破坏作用在于表面与辐射 粒子之间的弹性和热相互作用，导致金属表面层和氧化物膜中的缺陷。 对于其耐腐蚀性受相保护薄膜生成支配的金属来说(例如，对于铝合 金)，这种效应是危险的。同样，这促进了阳极过程，并对腐蚀速率具 有最为深远的影响。
腐蚀开裂和腐蚀疲劳按照机械-电化学机理发展：裂纹发展电 化学过程，完全断裂残余部分的雪崩式机械损坏；这样做的话，该 方法在裂纹尖端伴有该材料的氢脆。差别在于施加的载荷：腐蚀开裂过 程中的拉伸载荷和在疲劳情况下的周期性载荷。在显微薄片上的裂纹类 型和破裂的类型不同。金属的氢脆有许多表现形式以生成的甲烷或 腐蚀开裂与薄片(锻造中微小裂纹的云)为代价，在开裂前孔隙率和氢 化物对冲击强度的作用。氢也可以对蠕变过程具有不利的作用，导致在 高温下在恒定载荷下运行的结构的过早破坏。在蠕变过程中，破坏过程 在大多数情况下是由归因于空位扩散和孔隙生长进入微裂缝中的裂缝 生成所导致。
因此，材料或结构的劣化提供了其性能方面不可逆改变的方法，导 致元件或结构的机能的终止和它们进一步使用的安全威胁。因材料劣化 而发生并来自各种过程机理的所有多种类型的破坏分成以下的组：局部 和广泛的腐蚀破坏、单一或多条裂纹、微裂纹、晶界处的孔隙和下部结 构，表面起伏的机械磨损和变化、生成残留应力和机械与物理性能的改 变。
其导致劣化并具有单独或组合效应的工作参数可以如下划分：与外 部环境接触相互作用、静态应力、低和高周期性应力，与非电解质或电 解质中活跃的外部环境相互作用、恒定高温(或低温)或周期性变温、 以及暴露在辐射下。导致上述类型损坏的劣化机理归类如下：腐蚀开裂、 氢脆、腐蚀疲劳、机械疲劳、化学腐蚀、电化学腐蚀、侵蚀、蠕变和辐 射脆化。
所有这些机理在性质上不同(在腐蚀过程中元件材料与外部环境之 间化学相互作用、元件材料在电化学腐蚀过程中阳极溶解、原子氢在元 件材料晶格中的渗透和在氢脆过程中金属原子之间键能降低、强烈的位 错增殖且随后生成滑移带和微裂纹在疲劳过程中的发展、滑移、位错滑 移、形成孪晶等等，在蠕变过程中，削弱了辐射脆化过程中晶格中键的 金属原子离子化等，腐蚀开裂和腐蚀疲劳)，但共同之处在于在部件或 结构的材料初始晶格中原子键被削弱或干扰，并因此劣化了它们的性 能。
各种预防和抑制劣化的方法是已知的。例如本领域技术人员已知的 是Materials Degradation and Its Control by Surface Engineering (材料劣化和通过表面工程学控制)，Andrew William Batchelor著， Loh Nee Lam&Margam Chandrasekaran(World Scientific Publishing Co.，1999，p.408，ISBN 1-86094-083-8)，其公开了发生在所有代 表性工程材料中的各种形式的破坏，以及用于抗击材料劣化的表面工程 的传统与现代技术。可能的话，通过大量图表图解科学概念，以尽可能 便于理解。材料劣化研究--例如关于腐蚀--传统上已经对每种类型 材料分成单独的学科。通常作为一个单独的课题研究材料劣化的控制， 如腐蚀与油漆。
同样已知的是Assessment of Service Induced Microstructural Damage and Its Rejuvenation in Turbine Blades(涡轮叶片中的使 用诱发微结构破坏及其恢复的评估)，Koul，A.K.；Castillo，R.著 (Metallurgical Transactions A.1988，Vol.19A，No.8，pp. 2049-2066)，其公开了在包埋材模型IN738LC涡轮叶片在其使用所诱 发的微结构劣化与蠕变性能之间的关联。相当详细地研究了形式为γ相 粗化、MC碳化物退化、晶界M23C6碳化物的连续网络的生成、以及锯齿 形晶界的消失的微观结构退化。由关系式得到的结果能够显示使用诱发 的退化效应，并因此可以用于翻新叶片的资质审核。公开了设计Ni-基 高温合金热等静压翻新循环的系统策略。一旦设计翻新循环，随即可以 用关系式分析微观结构翻新的程度和再加热-处理或热等静压的使用中 接触的涡轮叶片中的蠕变性能。还公开了痕量的Zr对使用中接触的 IN738LC涡轮叶片蠕变性能的影响。
同样已知的是Repair of Air-Cooled Turbine Vanes of High-Performance Aircraft Engines-Problems and Experience，P. Brauny；M.Hammerschmidt；M.Malik著(Materials Science and Technology，1985，Vol.1，No.9，pp.719-727)，其描述了在运行 过程中经受变形、开裂、燃烧和材料劣化的由镍基和钴基高温合金制成 的气冷式涡轮叶片。该部件的复合几何和铸造合金的组成与微观结构不 均匀性限制了修理方法的选择。扩散涂层的选择性化学剥离；通过包括 焊接和钎焊技术的结合方法消除裂纹并修复外形轮廓；并通过扩散渗碳 处理生成涂层是使用的主要方法。该方法可以引起明显降低部件完整性 的缺陷。
同样已知的是Integrating Real Time Age Degradation Into the Structural Integrity Process(将实时老化劣化整合到结构完整性过 程中)，Craig L.Brooks和David Simpson著(NATO RTO′s Workshop 2 on Fatigue in the Presence of Corrosion，Corfu，Greece，1998)， 其公开了一种将飞机的“使用年限退化”方面加入到飞机系统的设计、 制造及维护的现有设计基本结构中。对结构完整性法的适应修改使得工 厂和用户能够满足被称为Aging Aircraft Fleet的需要、时机和挑战。 一些飞机连续使用的经济与安全冲击迫使对现有系统进行提高。公开了 设计结构完整性方法以包括腐蚀的作用、持续不变应力腐蚀开裂和其它 老化相关退化作用的基本原理、装置和技术。以实现飞机系统完整寿命 周期中利益的方式提出一种利用建议装置的可行办法。
同样已知的是Evaluation of Degradation Degree of Metal in Gas Pipelines(气体管道中金属劣化程度的评估)，E.E.Zorin、G.A. Lanchakov和A.I.Stepanenko著(Gas Industry，No.4，2003)，其 描述了在主要管线中金属退化程度的快速诊断法的进展。大量科学工作 致力于研究金属的离散疲劳破坏。但是，研究主要裂纹成核阶段的金属 结构的物理方法无法设计能够可靠地预言基于结构状态性能变化的瞬 间极限状态并由此预言结构寿命的工程快速诊断系统。
设计壳结构并在非稳定载荷下评估使用期限的方法(其基于线性断 裂力学标准)在受控载荷条件下壁厚度超过80-100纳米的项目的情况 下有良好表现。但是，大多数油气管线系统由壁厚最多25毫米的两相 铁素体-珠光体钢材制成。出于许多原因，对此类结构不能预测瞬间的 极限状态。因此，例如，在再成形加工周期过程中，对材料施以相当大 的塑性形变和不能完全控制的热机械效应。一个等级组成的钢材可以具 有基本不同的冶金学。对于层压材料来说，按照线性断裂力学标准难以 发现实际结构中的裂纹萌生条件。
在可变载荷条件下，在低和平均强度钢材中焊接结构的技术检查应 包括记录被检查的金属主体累积损伤(缺陷、外来夹杂物、不连续性) 并同时获得抗实效性参数的过程。在任何类型的可变载荷下，在材料中 记录应力形变座标中的塑性滞后环与周期性蠕变。损坏的可用性模拟金 属局部体积内的塑性形变，并提高了封闭的塑性滞后环参数。环的面积 等于材料中耗散的能量，同时宽度等于每周期的非弹性形变。局部塑性 形变的发展产生新的不连续性，因此在单位体积金属内的破损密度提 高。
在总损伤DΣ中，可以任意记录两个水平：源自金属质量的遗传性损 伤密度D1n和其为在制造结构体的金属再成型过程中产生的遗传性损伤 及其操作条件的函数的后天性损伤密度D2Σ。第一水平的损伤将控制第 二水平增量的强度，这是自然的。
尽管在采用断裂力学标准的裂纹发展研究中取得了可观的成就，但 还不能清楚地描述主要裂纹发展的整个过程。这可以解释为当裂纹大到 尺寸比金属结构元件的裂纹大数百倍时(在第一类型的应力领域内)才 可以使用断裂力学标准。为了开发工程快速诊断方法，人们不得不通过 两相铁素体-珠光体钢材的例子开发在主要裂纹成核阶段一定长度的缺 陷的生成模型。
实际材料的特点是与不同水平的结构(微观结构和宏观结构)相连 的典型线性标度的组合。在描述形变和断裂过程中需要考虑材料结构， 这在断裂力学中是基本的。按照一种分类方法，最关心的是7-10范畴， 即10-5-10-4米长的缺陷，其与结构元件的尺寸相当。
必要性和充分性原则已经整理用作快速诊断法的基础，开发该快速 诊断法用于在使用过程中的结构件：被诊断的结构材料体积应足以反映 再成型和制造技术、使用条件(其导致主要裂纹生成)如何影响该材料。 在此情况下，主要裂纹指的是现有微观裂纹之一，其在给定条件下以比 其余裂纹更快的速度发展，并导致结构件的受控损毁。
结构元素，即可以代表必要和足够体积金属的晶粒，同时，在被诊 断目标表面上的显微硬度测量可以仪器记录施以再成型技术和载荷条 件的结构元素的物理-和-机械性能的变化。
如果沿周线刚性固定的试样取为结构元素，硬度试验压头加压过程 代表外部载荷，显微硬度测量结构将客观反映机械性能、加压形变状态 和结构元素中破损的存在(微观裂纹)。显微硬度数据的结合，即足够 大的数据选择完全，将能够表征被诊断金属体积的条件。
由于压痕的光学观察糟现场条件下是不可能的，可获得的阵列和显 微硬度测量间距(对于铁素体-珠光体钢材，60-80条压痕，间距0.02 毫米)是必需的和充分的。硬度试验压头上的载荷选自该范围，其中 Kirpichev-Kick-Davidenko′s压痕同样条件对于该结构种类的钢材来 说是不可得的。
为了解释所获得的结果，已经提出下列模型：每一从单位面积上获 得的显微硬度测量结果按照三种变体之一的方法处理：
(1)硬度试验压头陷入不具有沿周线的微观裂纹的结构元素中；第一 排的相邻的结构元素也没有被破坏。在此情况下，观察该元素的基础显 微硬度值。
(2)硬度试验压头陷入不具有微观裂纹的结构元素中，但其存在于相 邻的体积内。作为附加三维变形的结构，随后单元体积内不均匀性导致 的应力和应变的再分布导致被诊断元素的接触加固。在此情况下，记录 随局部应力和形变水平提高而增加的显微硬度值。
(3)硬度试验压头陷入在晶界上具有微观裂纹的结构元素中。当金刚 石棱锥压入晶粒中时，由于在来自压头的附加形变下在给定体积内，硬 度试验压头的移动速度大大低于微观裂纹发展的速率，裂纹有发展的时 间。体积连续性被破坏，显微硬度骤然降低
当在一种和相同的加工或结构应力集中中心区域内在一定的维修 间隔内成功地测量显微硬度时，登记“强化的”和“削弱的”结构元素 的新选择的百分比方面的增加。如果这不是由于在第二类型的应力区域 内的跨晶断裂或局部应变硬化，低强度和平均强度的铁素体-珠光体钢 材几乎没有导致晶粒显微硬度急剧降低或升高的相变。The被诊断的目 标表面上的显微硬度测量样品中“加强的”和“削弱的”晶粒百分比变 化动力学将表明使用中的结构件的金属在宏观抗失效性方面的降低值。
结构水平上的使用中的结构件的金属中破损成核与发展的机理可 以表示如下：a)尺寸最多相当于晶粒长度的现有“继承的”微观裂纹 和结构缺陷的发展，新微观裂纹核的出现，结构的一般松弛的发展；b) 第二类型应力场梯度的变化核成长(晶粒水平上平衡的应力)和新的高 应力集中区域的形成；c)当破坏覆盖晶粒断块时，进一步生长、合并 并从微观裂纹转化为宏观裂纹的应力集中区域内微观裂纹成核(破坏)。 在结构件的金属中破损发展阶段不能正确地被微观压痕法所反映，由于 进一步的裂纹生长被在结构中平衡的第一类型的应力场控制到更大的 程度(工作应力，焊接应力等)。
因此，显微硬度数据选择的完整性代表材料承受载荷能力的程度， 即，记录在试验条件下在现有负荷条件下金属中主要裂纹生长必需和足 量条件的开始、如果显微硬度测量数据选择以柱形图形式表示，其中数 据沿显微硬度大小分布，随后当前使用中的柱形图将相对于材料起始条 件下的数据而移动。
损坏累积参数kp是比较显微硬度分度柱形图的定量标准：kp＝Kp/Kp °，其中Kp、Kp°是显微硬度分布柱形图在目前使用时和在起始条件下 的简约频率。考虑到加权系数aj，简约频率以单个频率的总和由柱形图 计算，该加权系数能够统一考量显微硬度数据的每一间距的贡献(值)。
Kp＝∑aifj  其中fj＝nj/Nj显微硬度数据单个间隔的频率
本文中，N＝∑nj晶粒总数；nj导致显微硬度数据的给定间 隔的数。
加权系数aj的设计方法基于0.1至1.0的分布图的线性逼近。应 保留起始条件柱形图的编号来计算该加权系数。
表5

注意：σTS和σTS的分散是25MPa，在Tc＝20℃下冲击强度KCV-- 0.2MJ/m2，在低于0℃温度下为0.01-0.07MJ/m。
使用中的金属的显微硬度测量柱形图的简约频率Kp，在恒定基础上 升高，同时损坏累积常数kp总是大于1并同样升高。
选择采自Urengoi气体凝析油田的受控辊轧钢管用于研究。紧急储 备管的机械性能与使用20年后的管的机械性能相比。管的金属在化学 组成和机械性能方面接近于强度等级Cr65的钢材。从使用20年的管部 分上切下的试样的金相分析表明，该金属没有能够通过无损检验法检测 的裂纹。
如图5中所示，在宽温度范围(+20至-75℃)内在长期使用后的受 控轧制钢试样的冲击试验过程中，在耗用于主要裂纹从凹槽成核的能量 方面和在与紧急储备管试样性能相比的分布能量方面，抗失效性显著降 低。在长时期使用后，裂隙管金属的强度性能(屈服强度和抗张强度) 略微提高，同时可塑性和延性性能(伸长和冲击强度)降低。应当注意， 管金属性能沿轧制方向和垂直轧制方向是各向异性的。在长期使用后的 材料中，垂直轧制方向的所有机械性能的改变率大于沿轧制方向的改变 率。
图12显示对于部分应急储备管和使用20年后的管的表面显微硬度 测量选择的完全性。使用20年后，显微硬度数据的阵列向左侧，较低 数据一侧移动。这表明管金属的严重损坏。数量上，在长期使用后的管 部分表面上获得的显微硬度数据选择的完整性的变化可以通过损坏累 积系数kp＝3.604来表征。
注意，在累积使用损坏条件下，仅仅在受控轧制钢材中才观察到此 类实质性显微硬度向较低数据一侧移动，这对于这种结构类型的其它被 检钢材而言并不典型(钢材3、20、10、09Mn2Si)。后者(及其焊接接 头)可以通过选择完整性中更均匀的变化该表征，即，损坏累积伴以选 择中不正常高和不正常低的显微硬度数据的百分数的同时增长；仅仅在 最后阶段记录不正常低的数据的增长。这可以归因于用于控制轧制钢材 的制造技术。早至板材制造阶段，金属母体施以真实的残余塑性形变。 在非稳定条件下实现塑性滞后环要求对金属母体施以接触应变硬化至 抵挡该微观裂纹发展。如果材料体积的形变能力用尽，在渐进的裂纹尖 端的应力弛豫是可能的，裂纹将其打断并连续生长，累积势能。测试下 在目标表面上获得显微硬度数据的选择完整性的处理中，在没有应变硬 化的情况下在长期使用载荷下，记录受控轧制钢材的普遍松弛的过程。
可以从研究中得出结论，可以在结构加工和使用应力集中点区域内 被诊断的目标表面上测量显微硬度，以便评价金属劣化程度，并在显微 硬度数据选择完整性和宏观损坏成核和结构中发展的耐受性能之间建 立关联关系。
同样已知的是Effects of Mixed Metal Addition on Surface Film and Corrosion.Prevention of Stainless Steelin BWR Water，Takeshi Sakai、Yoshiyuki Saitoh、Yuuji Midorikawa和Teruchika Kikuchi 著(9th International Conference on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems-Water Reactors，1999)，其 提供向一次水反应堆中施用混合金属填加的结果。作为将锌注入BWR水 中的替换技术，混合金属填加已经开发。混合金属填加使用锰、镍、镁 的化合物和少量天然锌。锌浓度降低至不会提高活化Zn-64辐射累积的 容许极限，即按照在Onagawa-1的反应堆水的分析结果，低于1ppb，并 且混合金属元素降低在不锈钢表面上的腐蚀和辐射累积的协同效应是 预期的。在目前的研究中，进行高温高压釜试验以研究混合金属填加对 氧化物薄膜特征和不锈钢在模拟的BWR环境中的腐蚀的作用。结果表明， 混合金属填加可以是锌单独注入的替换技术。
同样已知的是Microstructure and Evolution of Mechanically-Induced Ultrafine Grain in Surface Layer of Al-Alloy Subjected to USSP(经受USSP的Al-合金的表面层中机械诱导的超细 晶粒的微结构和演化)，X.Wu、N.Tao、Y.Hong、B.Xu、J.Lu、K. Lu.著(Acta Materialia，2002，No.50，第2075-2084页)，.其提 供了用高清晰度透射电子显微镜研究通过超声喷丸(USSP)猛烈锻制过 的铝合金7075表面层中的超细颗粒化(UFG)微结构以了解微结构演变 和与结构形成有关的晶粒细化机理的结果。
超细颗粒化(UFG)材料具有吸引人的科学重要性。这些材料结构 上的特征在于非常细的晶粒尺寸(纳米级或亚微米级)和大量晶界区(及 体积)。UFG材料具有不寻常的和非凡的机械和物理性能，其从根本上 不同于，并且常常远远优于传统的粗糙粒状多晶类似物。大塑性形变 (SPD)是一种有效的加工方法，用于通过向金属和合金强行施加强塑 性应变来制造各种UFG结构件。通过SPD制造UFG材料可以获得高于其 它技术(例如惰性气体冷凝法、高能球磨和滑动磨损)、的两个显著优 势。首先，能够制造大块样品。第二，这些样品不含任何残余的孔隙和 污染物。通过SPD引入的所得微观结构基本上是晶粒细化的，并伴随着 高内部应力和高能非平衡晶界。几种技术现在可用于制造几百百分比级 别的必需的高塑性应变，包括等通道转角挤压(ECAP)、高压扭转法 (HPT)、多向锻造法、多轴变形和反复弯曲矫直(RCS)。
包括在SPD中的微观结构演变的理解是具有理论和技术角度的极大 重要性的研究课题的本质问题。该机理应不仅解释晶粒细化，还可以解 释生成具有提高的应变的高角度晶界。之前的研究已经证实，在重复形 变过程中，在过程起始阶段晶粒尺寸细化最为显著，例如低的和介质应 变，而在进一步应变时保持基本不变。但是，在大的应变下，晶界取向 差占首要地位。暴露在无规和多方向形变下的变形表面能有效地提高低 角度晶界取向差发展为高角度晶界取向差。最近的研究报道了与滑移系 及其相互作用相关的晶粒细化。通过在ECAP过程中运行多滑移系以制 造被位面封闭的超细位错胞。在RCS过程中由位错沿滑动面叠覆生成超 细亚晶粒。但是，SPD过程中晶粒细化本身根本的机理到目前为止还没 有什么进展。即使大多数研究已经描述了微观结构与机械性能的变化， 他们不能揭示对动态塑性应变的微观结构响应，因此，不能阐明UFG结 构对塑性应变的关系。
USSP技术的原则如下。高频率(20kHz)的高能超声波发生器振动 反射室，其中7.5毫米直径的不锈钢弹丸共振。弹丸随即在材料表面上 施加重复的、高速的和多方向的冲击。结果，通过接触载荷赋予表面剧 烈应变。同时建立在上表面处从0深入矩阵至最大值的应变梯度。在之 前的文献中报道了设备的详情。在本研究中，在真空中在室温下进行 USSP处理15分钟。
微观结构研究已经揭示USSP法可以在材料表面层中引入UFG结构。 由于应力在整个形变层上的增加，距离层顶面越近，晶粒尺寸越细小。 存在三种水平的晶粒尺寸：(1)具有内部拉长亚晶粒和晶胞断块(CBs) 的平行、延伸的微带(MBs)(第一水平)，(2)等轴的、亚微粒化的 结构(第二水平)，和(3)等轴的、纳米微粒化结构(第三水平)。 当接近顶面时，晶粒显得更细、更等轴化、更取向错误和更均匀分布。
在多晶材料中，位错滑移、累积、相互作用、缠结和空间重排导致 晶粒细分以便在形变过程中提供塑性应变。
反复USSP能够向表面层提供高应变率的高应变。大塑性应变可以 制造高密度的位错，其在提高的应变下在阻断滑移时是有效的，结果， 对于供给大量塑性应变的机理响应会将原始晶粒细分为具有在它们晶 界上形成的位错的亚晶粒。晶粒细分在宏观规模上发生，并在低应变下 生成MBs。随着进一步的应变，亚晶粒可以进一步破碎为更小的CBs。 在更大的应变下可以制造亚微-和纳米-尺寸亚晶粒。
通过反复进行USSP，可以实现非常高的应变。注意，高密度的位错 常常存在于各种晶粒尺寸的形变结构中。同时，产生低角度晶界，其意 味着在形变过程中连续产生新的晶界。随着提高的应变，以越来越微细 的规模发生微观细分。结果，结构细化的过程可以成功进行到亚微和纳 米状态。
多方向喷丸硬化可以导致甚至在相同亚晶粒内部的具有应变路径 的滑移系的变化大大不同于其它SPD法导致的形变。位错不仅仅与现有 活性滑移系中的其它位错相互作用，还与之前形变中产生的非活性位错 相互作用。这会促进亚晶粒的生成。结果提高了晶粒细化的效率。
等轴、高度取向错误的晶粒的发展由两个步骤组成，即，通过晶粒 细分和随后的晶界取向错误演变生成亚晶粒。但是，晶粒细分得到的亚 晶粒在稳定前具有临界尺寸，其与一定值的应变有关。晶粒细分不会不 确定地连续，并且最终，在给定量的形变后，连续应变再也不能降低亚 晶粒的尺寸。在此阶段，由于位错移动受到更严的限制，相邻亚晶粒中 的滑移系将相应施加的应变而被激活，以便将这些亚晶粒旋转到更为能 量有利的取向。喷丸提供多方向应变途径和高应变速率，这在促进亚晶 粒旋转时尤其有效。高取向错误发展的机理应当是亚晶粒旋转。因此， 亚晶粒的累积旋转显然是作为提供进一步形变、得到高度取向错误的等 轴晶粒的方法的首要机理。
通过激活滑移系控制亚晶粒的形变，其中已经达到临界分解切应 力。在塑性应变过程中，可以在各个单独的亚晶粒中激活不同的滑移系 组合。因为取向不同，相邻的取向错误的亚晶粒将具有不同的活化滑移 系。某些滑移系将选择性活化以尽量降低亚晶粒中的内能。相邻的取向 错误的亚晶粒将旋转到一致，以便在选择性活化的滑移系的驱动力下尽 量降低横过亚晶界的能量。随着应变提高，位错滑移亚晶粒不再通过沿 相同滑移系统提供形变，并因此开始独立旋转。旋转角度增加，最终称 为高度取向错误的晶粒。当与其它SPD处理方法相比时，USSP产生高应 变速率，其在形变过程中的晶格旋转中起到重要作用。相对于低应变速 率，对于相等的应变增量，高应变速率导致明显更高的流动应力。计算 机模拟揭示了，由于降低的塑性自旋分量和大量活化滑移系，塑性较高 的应变速率在简单剪切中促进晶格旋转至比较低应变速率更高的程度。 已经观察到，亚晶粒之间的平均取向错误角度对于相同的应变而提高， 同时在纯铝拉伸过程中应变速率从6×10-6提高到6×10-1s-1。
因此，USSP提供简单有效的在铝合金7075表面层上制造UFG结构 的方法。USSP过程中微观结构发展的特征在于拉长的微带(MBs)与位 错胞(DCs)的序列、分别具有提高的应变的等轴亚微和纳米晶粒。USSP 过程中晶粒细化和微结构演变如下。在塑性应变过程中，经晶粒细分而 生成亚晶粒以提供应变。为了提供进一步的形变，通过亚晶粒旋转生成 高度取向错误的晶界。
同样已知的是The Effect of Controlled Shot Peening and Laser Shock Peening on the Fatigue Performance of 2024-T351 Aluminium Alloy(受控喷丸硬化和激光冲击硬化对2024-T351铝合金的疲劳性能 的影响)，CA.Rodopoulos，J.S.Romero，S.A.Curtis，E.R.de los Rios，P.Peyre著(Journal of Materials Engineering and Performance， 2003，12(4)，pp.414-419)，其公开了喷丸处理、激光冲击喷丸和双 重(弹丸和激光喷丸)处理对2024-T351的疲劳行为的影响。试验显示， 在所有三种情况下疲劳寿命提高，激光冲击喷丸和双重处理显示比喷丸 处理更优越的疲劳性能。断口金相分析显示，延性损失导致喷丸处理的 性能相对较差。
The potential of采用表面工程技术，如受控喷丸处理(CSP)和 激光冲击喷丸处理(LSP)以改善整块材料的耐疲劳性的潜力早已被汽 车和航工工业所了解。由CSP和LSP带来的有益效果主要来自于在接近 表面区域生成稳定的压缩残留应力和应变硬化。在高强度材料的情况 下，压缩残留应力是两者中更为重要的。但是，在较软的材料中，因为 可以发生残留应力的部分或完全驰豫，应变硬化将占优势。已经报道应 变硬化延缓了微观裂纹的生长，但加速了低残留延性所导致的长裂纹扩 展。但是在高强度材料中，通过次表面裂纹发展(通常在拉伸残留应力 平衡压缩残留应力场的区域内)，压缩残留应力的有益效果可以折衷。 在光滑的疲劳部件中或在其中表面引发没有被认为是临界成核点的的 元件中，次表面裂纹甚至可以是有害的。表面粗加工是CSP的主要有害 作用。因远源应力的局部加厚，表面粗加工可以说明短疲劳裂纹的过早 出现与增长。
后者表明，施用表面工程以提高耐疲劳性是不直接了当的，其可以 是其中表面工程甚至具有负面效果的情况。为了确定地设置条件(在该 条件下CSP和LSP可以产生有益结果)，着手进行这些表面处理在 2024-T351铝合金的耐疲劳性方面的研究。
使用Tealgate喷丸机进行受控喷丸处理。喷丸强度为4A，这可以 采用S110(直径0.279毫米，硬度410.5-548.5Hv)球形铸钢丸、入射 角45度和200％的覆盖率来实现。在研究最大、近表面、残留应力时推 荐这些条件以平衡提高的表面粗糙度。
在水密封中用在绿色波长(0.532微米)条件下运行的Continuum YAG Laser(Powerlite plus)进行激光冲击喷丸。输出能量大约1.3 焦，脉冲持续时间为6-7纳秒。所有试样被70微米的铝涂层保护，不 受LSP的热效应影响。激光密度设定为10GW/cm2(预计压力5GPa)，焦 点为2毫米。用50％的重叠率处理试样(1遍＝4次局部脉冲)，并充用 2至3遍。
结果表明，两种LSP和双重处理可以独立于它们的原始表面抛光而 显著提高材料的疲劳寿命。但是双重处理显示与单一LSP处理差的性能， 其证实了关于低残留延性的发现。另一方面，归因于CSP的寿命仅仅与 EDM抛光相比时才确实提高。与镜面抛光相比，CSP显得在疲劳寿命上 没什么效果。CSP的不佳性能在差不多5M周期标记时甚至更引人注意。 用提出的理论分析解释此成绩。按照该工作，部分残留应力用于平衡表 面提高的粗糙化(扩大的公称应力)。对于所选的CSP处理和相应的Kt， 分析认为，对于施加的200-300MPa的应力水平，在第一个50微米深度 内的平衡残留应力为90-125MPa。以上表明，残留应力的其余部分应使 疲劳寿命有一定提高。
为了帮助解释试验数据，进行广泛的断口金相分析。用Camscan Mark 2SEM检查断裂表面。在检查前，表面在醇基溶液中超声清洗过。 图13-18显示了在300MPa的最大应力下所有六组试验的裂纹成核位点 和早期裂纹生长。
更特别地，图13显示了具有镜面抛光的早期材料的表面裂纹开裂 和裂纹生长。断口组织的显微镜照片清楚地表明有刻面的生长(剪切模 式生长)。图14显示具有EDM抛光的早期材料的表面裂纹开裂和裂纹 生长。近表面区域显示多裂纹核的迹象，可能因不规则表面所导致。图 15显示S110-200％-45°CSP试样的角裂开裂和裂纹生长形态。The有 刻面区域扩展到大约150微米的深度。有刻面区域被劈裂状疲劳断裂环 绕。图16显示LSP 10GW/cm2(2遍)的裂纹开裂和裂纹生长。断口组织 的显微镜照片表明表面裂纹开裂，裂纹在50微米分支。裂纹B的传播 路径几乎平行于应力的方向。图17显示LSP 10GW/cm2(3遍)的裂纹开 裂和裂纹生长。断口组织的显微镜照片表明表面裂纹开裂，裂纹在90 微米分支。裂纹A的传播路径几乎平行于应力的方向。图18显示来自 典型的喷丸处理凹痕的裂纹开裂。裂纹分支也很明显。
在具有镜面状抛光的试样中缺少表面应力集中度特征导致单一的 裂纹核(可能在一内含物处)，并导致近乎半环形的表面开裂(参见图 13)。另一方面，EDM抛光的粗糙表面促进了多裂纹成核位点，其早期 相连，且裂纹采用拉长的半椭圆形(参见图14)。4A CSP的断裂表面 显示受限制的有刻面的裂纹生长，以及广泛可见的劈裂状疲劳生长，这 可以解释为更快生长的角裂。以上增强了最初的延性损失假定。延性损 失可以归因于近表面区域因加工硬化所导致的非常高和不规则的位错 密度。在LSP的情况下，断裂表面表现出裂纹的支化。在两种情况下 (2遍或3遍)，一部分裂纹被观察到几乎平行于应力方向传播，并表 明缓慢裂纹生长速率。裂纹路径与相应的残留应力的封闭检查表明了 “平行”裂纹沿最小残留应力传播的倾向。另一方面，“垂直的”裂纹 表现出增长量的有刻面生长，尤其在两遍的情况下。双重处理显示出更 接近于LSP(裂纹分支)的断裂迹象。与CSP相反，双重处理没有显示 出劈裂状断裂的迹象。
因为，CSP和双重处理提供近表面层的硬化，并且仅仅CSP显示延 性损失的迹象，假定在双重处理的情况下，通过近表面位错的可能的重 新排列，LSP产生的残留应力补偿可能的延性损失。这意味着，归因于 残留应力的部分驰豫，CSP材料的疲劳性能不佳是可能的。在本文中， 重要的是注意到残留应力驰豫依赖时间和应力水平。因此，可以通过将 残留应力驰豫图联系裂纹长度获得更好的理解。
疲劳试验数据显示，即使所有处理(CSP、LSP和双重处理)都提高 了疲劳寿命，LSP和双重处理具有远为优越的性能。断口金相分析表明， 这是由于GSP而非LSP与双重处理过的试样所经受的延性损失现象和可 能的残留应力驰豫。
总之，可以得出下列结论：
(1)CSP、LSP和双重处理预计可以提高机械加工不佳的部件的疲劳 寿命，由此降低生产成本；
(2)如在CSP和双重处理中那样，发现LSP导致可忽视的应变硬化；
(3)LSP和双重处理表现出远比CSP更为优越的疲劳改进；
(4)在CSP中可能出现归因于应变硬化和可能的残存应力驰豫的延性 损失，并需要进一步研究；和
(5)预应力该材料(双重处理)可以提高残留应力的量级，并同时稳 定该残留应力。
同样已知的是Basic Metallurgy，G.A.Kashenko著(Moscow， Mashgiz，1957)，其公开了金属的结晶态由彼此以已知距离排列并通 过自由电子键合的离子确定。原子位置代表所谓的晶格点。排列点可以 形成各种几何轮廓，提供具有特定构造的晶格。各个晶格占据的空间可 以不同且晶格体积可以任意大。为了表征晶格，其最小部分可以仅以单 位轮廓的形式解释，这种单位轮廓在复制时，构成整个晶格。这种最小 晶格被称作单位晶格或晶胞，其通常限定了各个晶格的类型。
对于晶体，下列晶体体系根据坐标轴的斜率和参数的相对长度建 立：立方体、四面体、正交晶、单斜晶等等。铝例如具有面心立方晶格 (具有这种晶格类型的金属通常非常容易塑性形变)，铁具有面心立方 晶格和体心立方晶格。立方晶格的特征在于，轴之间的所有角度均为90 °，所有参数相同。多面体的典型轮廓是立方体。立方晶体的变体包括 空间中心的(或体心的)晶格，其与简单立方晶格的区别在于，如图19 和20中所示，除了在立方体角上的原子外，其在立方体中心具有一个 原子；还包括面心晶格，其如图21和22中所示具有位于所有立方面的 各个角和中心的原子，即呈现为具有居中面的立方体。另外，图19和 20分别显示了晶格形式和晶胞形式的体心晶格。图21和22分别显示了 晶格形式和晶胞形式的面心晶格。
因此，各个金属元素是结晶体或晶体。结晶体中粒子排列的几何规 整度赋予其一些特性以使其与非结晶或无定形体不同。首先，各向异性 或vectoriality是指根据方向的性质差异。结晶体的另一特征是存在 滑移面或裂理，粒子在对晶体施加的机械作用下沿着其滑移或剥离。这 弄碎晶体(如果脆性)或使其形变，即非破坏性地改变外部形式。
在第一情况下，金属件的断裂具有清楚表面，沿着该表面，晶体更 容易断裂。这类表面如图23-25中所示被称作裂理面。当没有发生失效 且晶体仅形变时，这由粒子沿滑移面的滑移造成。
金属从液体中结晶始终在将其过冷并可获得结晶中心时开始。这造 成不同类型的结晶形成。在一些例外情况下，可能形成几何规则的全重 或全断面晶体。但是，这需要某些有利条件。通常，晶体由不规则的外 部形状构成并因此被称作微晶。
具有两种类型的晶体。在一种情况下，或多或少接近多面体的几何 规整度的外部形状呈现圆形。这类晶体被称作晶粒或颗粒。在另一情况 下，结晶形式具有带有未填充空间的支化形状，并且被称作枝晶，其通 常呈现所形成的晶体的初相。
任何金属都是包含许多晶粒的多晶体。相邻晶粒具有取向不同的晶 格。晶界被称作高角度边界，因为相邻晶粒中的结晶方向形成最多数十 度的角度。
各晶粒由形成所谓亚结构的独立亚晶粒构成。亚结构相对于彼此以 从分数到数单位度数的角度偏移取向(off-oriented)。亚晶粒测得为 0.1-1微米，其比晶粒小1/3。独立的晶体(晶粒)之间的边界通常为 宽度最多2-3原子间距的过渡区域。这种区域中的原子与在晶粒体中不 同地排列。此外，杂质趋于富集在技术金属的晶界处，这进一步打乱规 则的原则排列。在亚晶粒边界处观察到略小的扰乱。金属中的位错密度 随亚晶粒晶向偏移度的提高和亚晶粒度的降低而提高。
晶粒度显著影响金属性质。大晶粒主要伴随着较低的金属机械质 量。此外，其它性质可能改变，这可以解释为晶粒间边界的或多或少的 延伸。总体而言，晶界对金属性质的影响首先表现为，这些晶界是分隔 晶粒的表面，其中金属本身的粒子(原子)在能量方面与位于晶粒内的 晶格中的原子不同。晶粒间的粒子被认为具有较高能量，例如在包括金 属及其合金的各种物体中出现的现象中起到重要作用的表面能。因此， 无规排列的原子形式的晶粒之间的夹层(其有时被视为非晶金属膜)可 能影响作为整体的整个金属件的性质。
但是，除了由金属原子本身构成的这类薄膜外，实践中所用的金属 始终具有杂质，其也可能以薄膜或夹杂物形式位于晶粒间的空隙中并影 响金属性质。例如，如果这类薄膜是弱的(脆性)，晶粒之间的键会被 弱化，且金属会在晶界处的机械作用下断裂。在这种情况下，观察到金 属的晶间断裂。如果断裂在晶粒内出现，则会发生晶内断裂。
下面公开固体金属中的结构变化。可以仅在经受同素异形变化的金 属中以热形式(通过仅在固态中加热和冷却)由粗粒获得细粒。这类变 化构成从一种晶格向另一晶格的转变，即从一个位置到另一位置的原子 重排。每一晶格类型是金属的同素异形变体或变型，这通常被称作相， 而以几种变变型形式存在的金属被称作多晶型金属。每一变型具有其自 己的温度区域--在此区域中其是稳定的，因此在某些温度下，应该从 一种变型过渡到另一种。由此，发生被称作二次结晶的结晶过程，其与 在液体固化过程中发生的初次结晶不同。
多晶型金属包括铁。在铁中，在固化点(1540℃)和普通温度之间 存在几种同素异形变化。实践中最常见的是在910℃下的变化，其造成 γ变型在冷却过程中转变成α变型(在加热过程中反之亦然)。这种变 化的本质在于，构成具有居中面的立方体的γ-铁晶格的原子重排成居 中的立方晶格，这是α-铁的典型情况。内部结构的这种变化伴随着晶 粒晶体的外部形状的变化，即发生重结晶。在重结晶中，晶粒度显著降 低。新的晶体彼此紧密相邻，提高了金属强度。
因此，通过利用金属中的同素异形变化，可以诱发重结晶并由粗粒 获得细粒。粗粒铸铁向细粒的热处理或退火铁的这种微结构变化的一个 实例显示在图26-27中。更特别地，图26显示了铸铁的微结构(×20)， 图27显示了退火铁的微结构(×100)。
如果在金属中(例如在铝中)没有出现同素异形变化，晶粒可能不 能以上述方式(仅热处理)细化。在这种情况下，唯一的方法是预先机 械成型，其诱发金属的所谓塑性形变。此后，可以通过加热获得各种尺 寸的晶粒。
该方法可以仅用于韧性金属，即能够在不失效的情况下承受机械效 应和改变其外部形状(形变)的那些。金属可以通过各种方法机械成型， 包括轧制、拉伸、锻造、压力成型等。每种情况根据所施加的方法具有 一些特有的金属性状；但是，在所有情况下，发生的主要过程是金属的 塑性形变，其包括改变金属的外部形状而不损失完整性和强度。
金属形变伴随着其强度的提高和延性(即进一步形变的能力)降低。 金属硬度与提高的强度同时改进。在实践中，金属变成“刚性”。由于 形变获得的金属的这种状态通常被称作冷作业。冷作业状态主要由在对 金属中的晶粒晶体的机械作用过程中晶格粒子的位移或滑移诱发。
金属的形变通常从沿着最容易滑移面(这些面中的原子彼此非常紧 密)的在力(当上述滑移面相对于这种力更方便地定位时，该力较小) 作用下的滑移开始。在单晶圆形试样的拉伸中类似的滑移示意性显示在 图28-30中，即在单晶锌中的滑移。试样的拉伸在于薄金属层(被称作 packs或blocks)相对于彼此的多滑移。更特别地，图28显示了六方 柱形式的锌单晶(基础(横截面))。该面是最容易的滑移面，图29 和30显示了沿该方向滑移的晶体试样中的粒子块。
与滑移同时，薄金属层(blocks)逐渐改变其与张力相对的方向， 其平面趋于转向对滑移而言较不方便，即具有最大的滑移阻力的位置。 因此，随着晶体形变，进一步形变所需的应力提高。除了最容易的滑移 面旋转到不利的位置，滑移过程中金属中提高的应力可能由与滑移位置 附近的粒子的不规则位置有关一些其它因素(晶格畸变、plane warp、 最细片段的形成、空隙等)引起。
因此，沿最容易的滑移面的滑移阻力达到一定值，其中滑移停止并 沿着不同方向或二次滑移面(其是对滑移而言较不方便和有利的方向) 开始。沿着这些二次方向的滑移没有达到如初次滑移的情况中那样的大 程度，并在明显提高的应力下发生直至后者造成滑移层的彼此分离，这 可能造成试样失效。
因此，只有在一个晶体内发生的简单滑移(平移)，即沿着晶体中 单独的blocks的平面的相对位移才能解释其中在塑性形变中发生的变 化的本质并造成冷作业状态。在现实中，即使在一个晶体中，形变也不 仅限于简单滑移(平移)；当粒子团不仅沿平面滑移还旋转一定的角度 时，也可能发生双位移。因此，在形变中，在仅一个晶粒晶体中的结构 变化相当复杂。
当多晶粒(多晶)金属(呈现为多个紧密相邻的晶粒)形变时，该 方法变得更复杂。通常具有各种取向(方向)的晶粒的这种相邻性应该 天然阻碍了各晶粒中的自由滑移并据说防止形变。通常在晶界处出现并 阻碍block滑移的晶间物质可以具有相同作用。
但是，尽管存在这类抑制，滑移仍然在晶粒中发生且各晶粒伸长(或 在压缩中变平)并由主要在一个方向上取向并构成之前完整晶粒的“片 段”的多个滑块构成。
实际上，形变金属的结构检查显示了类似的伸长晶粒。图31显示 了形变铁的微结构(×100)，图32显示了未形变铁的微结构(×300)。 在强形变过程中，晶粒变得如此长以致它们在形状上更像纤维且这是形 变金属的这类结构被称作纤维的原因。因此，这种结构中的“纤维”是 相同的初始金属晶粒，仅具有由于滑移而改变的构造和晶格畸变。因此 仍然没有晶粒细化。该结构没有明显的独立细粒，且只有之前的(初始) 晶粒的伸长边界可见。在低形变程度下，该结构可能与初始结构几乎没 有不同，因为晶粒伸长小且晶界未被破坏。在这种情况下，正在进行的 塑性形变的结构指征是在金属的形变金相切面上以在整个晶粒切面上 分布的平行或交叉线形式出现的滑移线。铁的未蚀刻金相切面上的滑移 线的实例显示在图33中。
在形变状态下，基本没有晶粒且该状态本身在热力学上不是非常稳 定，具有过量的自由能。对于在低温下的多数金属，冷作业金属的这种 不稳定状态可以长时间保持不变。但是，这应该在加热中逐渐变成更稳 定的状态，这是实际中的情况。
在已知温度下，在形变晶粒中产生具有未形变(未畸变)晶格的新 晶粒。在这样做时，再发生结晶过程，这被称作重结晶。这种过程的开 始，即开始出现具有未畸变晶格的新的最细晶粒时的温度被称作重结晶 阈值或重结晶温度。对于各种纯金属，该温度不同并可以与金属熔融温 度相对地近似测定。绝对重结晶温度已经表明为绝对熔融温度的大约 0.4。在结晶过程中，晶粒度如此明确地变化以致可以根据各种因素测 量平均晶粒度并可以示意性显示晶粒生长。在空间中绘制的重结晶图可 以代表晶粒度与两个因素(如加热温度和预先形变程度)之间的关系。 因此，机械处理(形变)和随后的加热(重结晶)可以在任何韧性粗粒 金属中使晶粒细化，且重结晶图有助于精确考量主要因素和获得所需尺 寸的晶粒和因此获得各种金属性质。
金属可以通过各种方法，例如球和辊抛光、喷丸硬化、激光增强和 高强度超声法塑性形变。下面表征这些方法中的一些。此外，论述了与 塑性形变对如铝合金和钢之类的金属的结构的影响相伴的效应。
同样已知的导Aluminum Alloys：Structure and Properties(铝 合金：结构和性质)，L.F.Mondolfo著(Butterworths，London，1976)， 其公开了铝合金vs.钢的基础特性。这两种金属都是复杂合金。在从 熔体冷却后，它们可能根据条件(温度、冷却速率)而具有不同的结构。 合金中的杂质增加了复杂性。它们同时以各种细组分形式主要沉淀在基 础结构的微晶边界处。Al-Cu合金(硬铝)的不同在于，在与传统铝接 近的比重下，其强度和硬度不小于软钢(最多大约45-50kg/mm2的σTS 和最多130HB)，且伸长δ为大约20％。如果考虑比强度，即与单位重 量相关的强度(σTS)，这几乎为软钢的三倍。但是，硬钢中的这种强 度可能仅在适当的热处理-硬化和老化(主要是人工的)后获得。要指 出，在刚淬火(从500℃)后，合金具有降低的硬度、拉伸强度和弹性 极限(HB-80；σTS-32kg/mm2；σEL-11kg/mm2)。
在淬火之前的加热过程中，CuAl2化合物溶解，相S(Al2 Mg Cu)。 在室温下，铜溶解度为0.2％，在548℃下为5.7％。在急剧冷却过程中， 过饱和的固溶体固化。稍后，发生下列情况：开始形成Guinier-Preston 区域(高浓度铜区域)；沉淀物粘聚；与晶格的结合没有中断；出现薄 的薄层盘状形式(厚度为几个原子层，长度为)。这造成晶格 的弹性畸变和强度、硬度和屈服强度的提高。
老化合金的结构由α固溶体和不可溶的铁和锰化合物构成。自然老 化耗时1400小时和更久。因此，使用在150-170℃下的人为老化。
尽管存在相当高的机械特性，硬铝材料以低抗腐蚀性-易点蚀、粒 间腐蚀(当CuAl2在晶界处沉淀时)、腐蚀开裂、腐蚀疲劳和缝隙腐蚀 性为特征。
同样已知的是The Effect of High-intensity Ultrasound on Metal Interphase(高强度超声对金属中间相的影响)，第4章，A.I.Manokhin 编辑(Moscow，Nauka，1986)，其公开了金属的超声表面增强基于如 相间运动和原子扩散的物理现象。这类现象的动理学是复杂的并通常由 晶格缺陷(如位错、空位和填隙原子)的分布和与彼此和杂质原子的相 互作用的性质决定。由于超声处理(1-100Hz)形成的位错结构在性质 上不同于在constant sign的塑性形变时形成的位错结构。这种位错结 构主要是具有紧密的壁的亚晶粒的晶胞结构。
在研究中，通过直接接触或直接用振荡器或经由金属集中点，对试 样施加超声能。
在周期加载过程中，在铝中观察到大量位错环。经暗示，通过封闭 空位盘，形成环。在constant sign的形变过程中，观察到位错环，但 数量明显较少。在20kHz频率下的超声处理将铝单晶中的位错密度提高 1-2个量级。在这种情况发生时，观察到充分形成的晶粒结构。亚晶界 在振荡方向上伸长，亚晶粒的平均尺寸为2×10微米。
使用箔通过电子扫描显微镜研究奥氏体刚1Cr8Ni9Ti的位错结构。 在20℃下比较超声处理后和在拉伸和压缩引起的塑性形变后的位错结 构。在拉伸和压缩试样中，位错更平滑，而超声处理的试样具有更扭曲 的位错以及大量阈值(thresholds)和纽结。这证明在超声作用下的交 叉、横向滑动和位错上升。随着温度升高，具有较高位错密度的晶粒数 提高，并且具有形成晶胞结构、大量位错接合(jogs)和纽结的趋势。 数据证明，晶界和碳化物沉淀物是位错来源。
除了位错重排外，超声还造成金属中的原子扩散。在具有各种晶格 的钢中研究铁的自扩散。在具有体心立方(bcc)和面心立方(fee)晶 格的钢中，超声加速了铁在超过一定阈值的形变幅度下的自扩散。此外， 无论晶格类型如何，超声效应造成铁的加速自扩散。
最有前景的技术是用超声工具进行表面处理，这由从超声振荡换能 器接受能量的“形变元件”的冲击作用实施。这种技术提供了显著的表 面微硬度、残留压缩应力和抗滑动摩擦性。表面在压头(“形变元件” 的冲击下塑性形变。形变性质由迅速超声作用和同时向材料中引入(经 由塑性形变饱和区域)高功能超声振荡决定，该振荡在其中引发在强蠕 变区域中的周期应力水平下的高强度超声波和材料应力状态的松弛。在 这种情况发生时，接触点(在超声冲击作用的局部区域中)产生加速的 反复塑性形变并因此，产生强发热(足以发生结构变化)和迅速冷却(足 以使过渡相状态稳定化)。因此，在表面上形成具有由结构变化引起的 新性质的材料。
为了确保工程系统的部件和结构的可靠运行，监测它们的技术条件 并采用延长其寿命的技术措施。当监测复杂系统和设备的技术条件，最 实际的任务之一是客观和及时地检测各种缺陷和控制它们的发展，因为 部件在使用过程中老化。非破坏性方法的系统使用是防止有缺陷的部件 使用中的不合意后果的一种方式。
为了延长部件寿命和恢复其性能，根据它们经受的劣化类型使用下 列基本方法：热处理以改变结构和改进部件材料的性能，热和振动处理 以使残留应力松弛、去除应力集中、保护性涂层、抑制剂和保护剂，通 过化学热处理法进行的表面硬化，和/和通过表面塑性形变(SPD)法进 行的表面硬化。SPD是增强焊缝和机械部件的最简单有效的方法之一。 它们由于下列正面作用而有效：位错密度和微硬度的提高，因此表面层 耐磨性的改进、在部件的表面层中残留压缩应力的创建，和抑制应力集 中对焊缝和焊剂部件的疲劳极限降低的作用。
超声冲击处理(UIT)是最有前景的SPD方法之一。在UIT法中， 当在其中激发超声振荡时，材料的抗塑性形变性暂时降低，并获得大的 加强层深度。这造成高的塑性形变程度和高的由处理诱发的残留压缩应 力水平。UIT也伴随着在被处理的产品的材料中的表面热机械和亚表面 松弛效应。
同样已知的是Degradation，Repair and Rebuilding of Bridges (桥梁的劣化、修补和重建)，(Materials Information/Cambridge Scientific Abstracts，2005，ISBN 0-88387-217-X)，其公开了公路 和铁路桥梁和桥梁建造材料，包括结构高强度和加固钢、钢筋混凝土、 聚合物混凝土和增强塑料的所有形式的劣化。还公开了预想的、正在进 行的或已完成的修补和翻新技术/努力、材料选择和取代和腐蚀预防和 控制。
同样已知的是Preliminary Study Into The Effect Of Exfoliation Corrosion On Aircraft Structural Integrity(对剥蚀对航空器结构 完整性的影响的初步研究)，N.C.Bellinger，J.P.Komorowski，M. Liao，D.Carmody，T.Foland，D.Peeler著(6th Joint FAA/DOD/NASA Aging Aircraft Conference，2002)，其列出了为确定剥落对上机翼 外壳的剩余寿命的影响而进行的研究的结果。已经从自然剥落的由 7178-T6合金制成的上机翼外壳上切下许多试块。这些试块(其中一些 提供经过紧固件的低载荷传递)，含有各种剥落水平。使用恒定幅度的 压缩受控载荷测试每一试块至失效。然后检查断裂表面以测定断裂起 源。试样失效位置不定，裂纹起源位置也是如此。裂纹起源归因于几种 原因，包括平面裂化(剥落)、微振磨损、点蚀和制造的不连续性。迄 今的结果表明，对于受试的剥落水平，剥落不是控制上机翼外壳寿命的 关键因素。
航空器结构中的腐蚀是影响军事和民用航空器fleets的显著经济 和安全问题。美国空军(The United States Air Force)自己估计， 直接腐蚀损失超过$800M/年。腐蚀具有许多形式并影响如今在机身中发 现的多数结构合金。最常见的问题之一是影响轧制板和锻造合金的剥 蚀。剥落经常在上机翼外壳中在紧固孔周围发现，其中其起源于在埋头 孔和钻孔表面中的暴露的端面晶粒。
在ASTM G15-97a中，剥蚀或剥落被定义为从“起始”位置沿着与 表面平行的面，通常在晶界处，侧向扩展的腐蚀，形成迫使金属脱离材 料体的腐蚀产品，从而产生分层的外观。换言之，剥落是严重的粒间腐 蚀的一种形式，其在以轧制方向伸长的晶界处发生。这种腐蚀形式与晶 粒结构的显著方向性相关。在航空器中，材料剥蚀最常见于可热处理的 A1-Mg-Zn(7000系列)、Al-Cu-Mg(2000系列)和Al-Mg合金，但是 其在Al-Mg-Si合金中也可以观察到。剥蚀产品的产生迫使层分开并造 成金属部件溶胀。金属薄片可能被上推并甚至从表面上剥离。
对超过80个关于剥蚀的公开文献的回顾发现，只有11个试图解决 剥落和疲劳问题。在先的剥落和疲劳相互作用研究的主要结论可以概括 如下：
(1)在先的剥落加速疲劳裂纹成核；
(2)在先的剥落提高了疲劳裂纹生长速率(FCGR)；
(3)在先的剥落造成多点破坏(MSD)的更早发作；
(4)造成上述机械现象的一些原因是：材料损耗(横截面降低或 厚度降低)；氢脆(降低的韧度、强度、和材料延性)；和其它化学效 应；和
(5)在先的剥落和疲劳相互作用不仅是经济问题还是安全问题。 剥落破坏与残留疲劳寿命和残留强度之间的数量关系尚未确定。
一些研究已经表明，剥落当存在于紧固件周围时可能比研磨修复少 地降低结构的强度和疲劳性质。在澳大利亚，防腐蚀化合物(CPC)的 施加已经阻止了C-130飞机中的一些剥落破坏，且该飞机无需消除剥落 即可恢复使用。求助于CPC的决定基于来自实验室实验的指示，即CPCs 非常有效地阻止腐蚀和在腐蚀性环境中的裂纹生长。
同样已知的是Fatigue Degradation and Failure of Rotating Composite Structures-Materials Characterisation and Underlying Mechanisms(旋转复合结构的疲劳劣化和失效-材料表征和基础机制)， E.Kristofer Gamstedt，Svend Ib Andersen著(Riso National Laboratory，Roskilde，Denmark，2001)，其公开了旋转复合结构， 其中疲劳劣化与使用中的失效有重要关系。这种应用是，例如，风轮机 中的转动叶片、直升机旋翼桨叶、用于能量存储的风轮、航海和航空螺 旋桨、和造纸机的辊。目的是找出应该作出迫切的努力以便更好地在这 些应用中利用复合材料的领域。为了获得能够获得更可靠和细长的结构 的更好设计方法，必须要有改进的试验方法。此外，与目前的情况相比， 应该更好地了解结构、部件和试样试验结果之间的关系。改进的预测方 法依赖于更好地了解基础破坏机制。在基于机制的模型中，可以优化部 件下部结构或甚至材料微结构以获得可能的最佳抗疲劳性。在本报告中 解决了这些问题，专门强调试验方法，并包括从破坏机制到相关材料性 质。
同样已知的是Metal Properties Degradation in Main Pipelines After Prolonged Service(在长期使用后主管道中的金属性质劣化)， G.A.Filippov，O.V.Livanova和V.F.Dmitriyev著(″Steel″，No. 2，2003)，其公开了对运行条件对管道性质的影响的全面研究的第一部 分的结果。在俄罗斯，多数主管道已经使用超过20年。受应力、腐蚀 环境和氢的影响达到这样长的时间，管道承受着改变金属的物理机械性 质的过程。必须考虑管道金属的实际性质以分析条件、评估剩余寿命并 安排管道的检修进程。管道过早失效主要是由机械来源的应力集中(划 痕、切口、结构缺陷等)和由通过金属与腐蚀性环境的接触形成的缺陷 造成的。长期使用造成管道金属性质由于金属结构状态变化而劣化，且 即使在低于应力上限的应力下也可能失效。降低的抗破坏性可能与金属 老化过程、氢含量和内部应力的提高和缺陷(如微裂纹)的累积相关。
公开了在从位于各种气候中的19个主要油管上获取的管道样品上 进行的分析结果在Central Research Institute of Ferrous Metals 的实验装置中测试钢20、17MnSi、17Mn1Se、19Mn、14CrMnSi、15MnSiTiAl， 10Mn2Si1、14MnNi的样品。在被研究的所有管道中，钢的大致化学组成 百分比如下：钢17MnSi、17Mn1Si和19Mn-81％(分别37％，19％和25％)、 钢steels 20和14MnNi各1％，钢15MnSiTiAl，10Mn2Si1和14CrMnSi
分别3％，5％和9％。钢17MnSi、17Mn1Si和19Mn的等级组成的差别 在于碳和锰含量。但是，管道样品的化学分析表明，钢的实际组成通常 与工业证书不一致并因此对这些钢进行基础统计分析，进一步被称作 17MnSi型的钢。研究总共106个样品，86个来自运行中的管道，9个来 自应急储备、7个来自应急管道、3个来自后援管道，一个样品来自出 厂时的管道。此外，研究许多焊接的管道试样，多数是工厂纵向焊接。 所有现场焊接和8个工厂纵向焊接均具有缺陷。
标准的拉伸特征不足以评估主管道的状况。可靠性评估标准应该包 括对局部结构变化敏感的性质，例如从低温试验、延迟断裂试验和对裂 化和尖切口试样的试验中获得的性质。在使用25年后的试样的尖切口 弯曲试验中，发现金属的所有抗失效性均降低。断裂能主要由于裂纹成 核功的降低而降低一半。冷脆性阈值移向正温度区域。裂纹临界开口降 低1.5倍。钢在应力、腐蚀环境和氢的同时作用下的延迟断裂趋势据发 现对结构破坏最敏感。管道金属在长期使用过程中的抗断裂性的降低与 形变老化过程以及缺陷和内部微应力的累积有关。
同样已知的是Assessment of Age-Related Degradation of Structures and Passive Components for U.S.Nuclear Power Plants (美国核电站的结构和无源元件的老化相关性劣化的评估)，J.I. Braverman，CH.Hofmayer，R.J.Morante，S.Shteyngart和P.Bezler 著(NUREG/CR-6679，BNL-NUREG-52587，2000)，其描述了评估美国核 电站的结构和无源元件的老化相关性劣化的多年研究项目的第一阶段 的成果。此研究项目的目的是研发出可用于作出风险通告决定和解决与 结构和无源元件的劣化有关的技术问题的分析方法和验收标准的验证 和改进的技术基础。用于此研究项目的方法包括三个阶段。第I阶段包 括装置劣化事件的收集和评估，对老化相关性劣化的可用技术信息的评 估，和确定在该研究项目的随后阶段中应该研究哪些结构和部件的 scoping研究。基于第I阶段的成果，在第II阶段中使用现有的和改进 的分析方法评测所选结构和无源元件以评估老化相关性劣化的影响。第 III阶段利用该分析的成果以便向NRC员工提出关于作出与结构和无源 元件的劣化有关的风险通告决定的建议。
同样已知的是The History of Crackingt he RCPB of Swedish BWR Plants，Karen Gott著(9tb International Conference on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems-Water Reactors，1999)，其提出监测瑞典核电站所用的设备 的技术条件的结果。瑞典的核电站被要求向Swedish Nuclear Power Inspectorate(SKI)报告所有裂纹。这种条例适用于涉及机械部件的 结构完整性的SKIs规章覆盖的所有系统。因此，SKI多年来收集了与在 瑞典核电站中观察到的各种劣化机制的历史有关的大量信息。在最近两 年中，将该信息输入专门为该目的建立的数据库。数据库中的信息包括 何时和如何检测裂纹、其尺寸和成因的详情以及系统和部件详情。该数 据库还具有与裂纹或裂纹组相关的所有相关文件的全面参考名单。以在 瑞典沸水反应堆(Swedish boiling water reactors(BWR))的反应堆 冷却剂压力界限(reactor coolant pressure boundary(RCPB))中发 现的趋势描述该数据库及例示其应用。
同样已知的是Degradation of Spacecraft Materials(航空器材 料的劣化)，J.Dever，B.Banks，K.deGroh和S.Miller(NASA Glenn Research Center，2004)，其公开了特定空间环境对外部航空器材料 的威胁的描述但没有解决环境对外部航空器系统以及电子器件的影响。 概括了航空暴露研究以及独立的和综合的航空环境威胁的实验室模拟。 强调了地球轨道环境的影响，因为大部分航空任务是在地球轨道中飞 行，已经提供相当大量的关于材料效应的数据。也公开了与解释材料劣 化结果有关的课题，并将识别出地面测试的不足。推荐通过适当的材料 选择来降低或防止航空环境劣化。
因此，几乎所有工程领域中所用的部件和结构都容易劣化。劣化问 题对工程系统而言最严重，其失效可能造成灾难性的后果，例如人员死 亡、生态破坏和严重的材料损耗。这些包括：运输(桥梁、隧道、铁路、 载重运输结构和升降设施)；油&气和化工厂(主管道系统、泵送站、 蒸馏和其它化学设施)；飞行器(各种类型和用途的飞机)；电力系统 (核电站的核电装置及其电力供应系统、热电站)；航空系统(宇宙飞 行器、发射和火箭系统)；和大的军事设施。
相应地，金属劣化是金属材料由于微缺陷和裂纹的形成和扩展而损 坏的过程，这造成大裂纹和部件荷载能力的损失。因此，包括该部件的 整个结构可能失效。
提供最大可能的使用寿命、阻碍这类部件和结构的老化和延长其有 效寿命的课题是全世界科学家和工程学家面临的最实际的问题之一。在 工程系统中失效、故障或缺陷的出现可能造成灾难性后果，例如全球性 灾难、环境恶化、人员伤亡和严重的财政和材料损失。
没有系统方法，在此领域内的研究是不可能的。可以改进系统条件 的各种措施和任务解决方案在虑及经济标准和限制的情况下确保适当 的可靠性和使用寿命的延长。
之前，失效被视为不可避免的事件。每一材料被认为具有一定的结 构强度。但是，目前，存在不仅评估劣化程度和提供预测还阻滞劣化过 程和甚至修复产品或部件由此延长其使用寿命的方法和机制。也就是 说，材料劣化是可以控制的过程。
阻滞结构材料的劣化和恢复其性能的有前景的方向之一是施加 UIT。除了通过SPD法获得的传统效应，例如高压缩应力水平、提高的 微硬度和抑制应力集中效应外，UIT还伴随着残留应力的松弛；材料中 的超声扩散；劣化的材料性质的恢复；和在超声冲击作用下材料结构的 非晶化。
发明目的和概述
本发明涉及通过超声冲击改进金属性能和防止金属劣化和抑制劣 化的方法和规则(algorithm)。该方法和规则着力解决在外力、热力 学波动和负面环境因素下长期使用过程中的金属性能劣化问题。本发明 还涉及用于抵抗(防止)和抑制由性能随时间发生的不利变化引起的材 料失效的危险的技术。这些问题通常由材料在伴随着金属的环境劣化过 程的已知条件下的原始结构破坏引起。在每一特定情况下，公知的“对 抗”金属劣化的方法包括多种技术，从熔融、铸造、焊接和涂料施加过 程中的冶金合金化到表面上的各种热处理和效应。
本发明提供了在所有上述情况下解决劣化问题的新的通用方法和 规则。下面详细描述这种处理受影响的物体的方法和规则。
金属边界层对该效应的响应及其在该技术效应之前和之后的性质 和状况显著影响亚表面层的特性，其单独或与表面特性结合地决定该方 法的技术效力。该方法和/或规则的效力是指对由材料性质和结构的定 向变化引起的材料性能、结构的应力形变状态和该材料抵抗外力、温度 变化和环境影响的能力的作用程度。因此，本发明的方法和/或规则将 表面及其下方的材料视为两个独立但相互关联的实体并在这种背景下， 提供了提高物体抵抗造成其性能劣化的不利因素的能力的方法。因此， 对被处理的表面和表面下的材料的状况的要求，作为该方法的两个相关 但独立的技术效力标准，决定了影响受影响的物体的表面和其中的材料 的技术特征。相应地，下面详细描述超声冲击方法和/或规则及其在物 体材料的性能劣化具有不同成因的工程领域中的通用用途和具体用途 的变体。
本发明的方法和/或规则也涉及改进金属抗劣化性的任务。该方法 和/或规则引发超声冲击的“软”和力正规化相位的由任务决定的组织 和控制并实现(由其产生的)实际用于抑制劣化的技术效力(根据使用 超声冲击控制的本发明的方法)。“软”是指超声冲击的相位和参数-- 其符合任务并在有可能确定材料的抗冲击性时和在材料的被处理区域 中根据冲击相位出现一定的最小抗冲击性时直接控制材料的预定或实 验确定状态的，从而在保持被处理的材料的中观结构完整性的同时产生 可能的最大增强(塑性形变)。
超声冲击的“软”和力正规化相位的组织和控制的主要阶段优先包 括下列：
-在随后在物体表面上形成最佳中观结构的背景下评估材料的动力 强度；
-根据该方法和/或规则选择控制超声冲击的软或力相位的参数和 深度；
-在抑制已启动的劣化过程和防止其可能性的背景下，材料表面结 构状况的实验或专家分析及其修改任务的定义；
-由任务决定的，正规化(根据控制方法和规则)超声冲击对表面 上下的材料结构的影响的强度和次序的实验或专家选择；
-确定在其“软“相位后在超声冲击过程中力对表面下的材料结构 的影响的参数和次序以保持完整性并提供表面上的材料中观结构的指 定增强；
-本发明的方法和/或规则的准备和连贯实施；
-在样品或模拟器的第一实验系列上实验验证结果与技术任务的匹 配情况；
-将结果输入数据库；和/或
-在材料的表面和表面下的性质的形成阶段中实施以超声冲击控制 水平(通过上述方法选择)为基础的劣化抑制方法和/或规则。
附图简述
参照附图：
图1(现有技术)显示了寿命对钢MnSi的管道金属的脆性状态(T50) 转化温度的影响。
图2(现有技术)显示了对于钢17MnSi，致断时间tf和初始应力强 度系数Ki之间的关系，(1)出厂时，(2)工作管道，和(3)应急管 道。
图3(现有技术)显示了使用对形变老化趋势的影响。
图4(现有技术)显示了老化管道的面积降低。
图5(现有技术)显示了17MnSi钢的管道金属在30年长期使用后 的内部摩擦Q-1的温度依赖性。
图6(现有技术)显示了应急储备中的17MnSi钢的管道金属在30 年长期使用后的内部摩擦Q-1的温度依赖性。
图7(现有技术)显示了与铝合金的高温应用有关的潜在破坏机制。
图8(现有技术)显示了氢损的各种分类。
图9(现有技术)显示了电化学腐蚀过程的示意图。
图10(现有技术)显示了转化成溶液的金属原子离子的双电化学成 层的示意图。
图11(现有技术)显示了从溶液转移到金属表面上的阳离子的双电 化学层成层的示意图。
图12(现有技术)显示了在应急储备管道和使用20年后的管道的 管道部分(钢X65)的表面上获得的表面微硬度数据的完整性。
图13(现有技术)用清楚显示出多面(faceted)生长(剪切模式 生长)的断口组织显微照片显示具有镜面饰面的原始材料的表面裂纹开 始和裂纹生长。
图14(现有技术)显示经过EDM整饰的原始材料的表面裂纹开始和 裂纹生长，其具有显示出多裂纹核迹象的近表面区域。
图15(现有技术)显示了S110-200％-45°试样的角裂开始位置和 裂纹生长形态，其具有延伸至大约150微米深度的多面区域和被裂缝状 疲劳断裂围绕的多面区域。
图16(现有技术)用显示出表面裂纹开始、裂纹支化和扩展路径的 断口组织显微照片显示LSP 10GW/cm2(2道)的裂纹开始和早期裂纹生 长。
图17(现有技术)用显示出表面裂纹开始、裂纹支化和扩展路径的 断口组织显微照片显示LSP 10GW/cm2(3道)的裂纹开始和早期裂纹生 长。
图18(现有技术)用显示出从典型喷丸硬化凹坑开始的表面裂纹和 裂纹支化的断口组织显微照片显示双重处理的裂纹开始和早期裂纹生 长。
图19和20(现有技术)显示空间中心或体心的立方晶格。
图21和22(现有技术)显示面心的立方晶格。
图23-25(现有技术)显示了在简单的立方晶格中的主要滑劈理面。
图26(现有技术)显示了铸铁的微结构。
图27(现有技术)显示了退火铁的微结构。
图28-30(现有技术)显示了锌的单晶圆形试样的张力滑动。
图31(现有技术)显示了形变的铁的微结构。
图32(现有技术)显示了未形变的铁的微结构。
图33(现有技术)显示了在铁的未蚀刻金相断面上的滑移线。
图34和35显示了振荡系统，其中超声冲击伴随着在振荡系统从被 处理的表面上回弹引起的弹性恢复力下的振荡系统运动，和连接到压头 上的振荡系统末端的超声振荡。
图36显示了在本发明的超声冲击过程中的塑性形变分布。
图37显示了超声冲击的频率图。
图38显示了任意排列的随机超声冲击。
图39显示了振荡系统移动(随时间)图的片段。
图40a-40c显示了在reduced to压头端面的振荡系统末端，振荡 系统的速度矢量的提前、软接触和滞后/软冲击。
图41显示了图40a-40c的振荡系统的速度的矢量图。
图42显示了任意排列的超声冲击的示波器照片。
图43显示了在通过UIT形成凹槽之前焊接点的UIT的传统区域。
图44显示了由UIT过程中在无规冲击条件下的局部过度增强引起 的在凹槽边缘的mesodefect。
图45显示了由UIT过程中在无规冲击条件下的局部过度增强引起 的在凹槽中心的mesodefect。
图46显示了在传统增强硬化后的中观结构缺陷。
图47显示了根据本发明的方法在UIT后凹槽的中观结构状态。
图48显示了30微米振幅的独立和指定的均匀(在时间上)分布。
图49显示了在凸面抛物线上超声振幅的指定分布。
图50显示了在凹面抛物线上超声振幅的指定分布。
图51显示了根据线性定律从0微米起的指定振幅提高。
图52显示了铸铁的微硬度图。
图53显示了铸铁的残留应力分布图。
图54显示了未处理的试样在100微米深度下的铸铁结构的腐蚀强 度。
图55显示了UIT处理的试样在100微米深度下的铸铁结构的改进的 腐蚀强度。
图56显示了通过和未通过UIT处理的并在自来水中测试的试样在 腐蚀方面的对比。
图57显示了焊接成的、使用5毫米pinsUIT后的、锤击硬化后的、 喷丸硬化后的、TIG修整后的、TIG修整随后UIT后的和使用3毫米钉 UIT后的钢焊接试样的改进的抗疲劳性的图。
图58显示了钢焊接试样的改进的抗疲劳性的图。
图59显示了钢的改进的腐蚀疲劳强度的图。
图60显示了改进的钢冲击强度的试验结果的图。
图61显示了高强度钢的细分结构，其显示了晶粒减小范围。
图62和63显示了主管道的10Mn2Vb钢焊接点中和高强度钢SUJ2 试样中的白层。
图64和65显示了UIT对焊接碳造船钢中的焊接金属结晶化的影响。
图66和67显示了钢试样的改进的机械性质。
图68显示了8毫米对接焊缝的S-N曲线图，其显示了由铝合金制成 的试样的疲劳极限。
图69显示了具有纵向连接点的8毫米试样的S-N曲线图，其表明 铝合金中焊缝的高周期疲劳强度的改进。
图70显示了搭接的8毫米试样的S-N曲线，其显示了表明铝合金 中焊缝的高周期疲劳强度的改进。
图71和72显示了对深度最多2.5毫米的孔隙的抑制和由铝合金制 成的铸造轮胎的寿命延长。
图73和74显示了在由铝合金制成的铸造轮胎的处理中保持的冲击 强度。
图75和76显示了铝合金中硅的沉淀。
图77显示了铝合金中硅的沉淀的微硬度分布图。
图78和79显示了腐蚀剥落后铝合金的强度性质的改进。
图80显示了根据本发明的UIT对具有不同腐蚀程度的试样的抗疲 劳性的影响。
图81和82显示了铝合金的精制结构。
图83显示了在铝合金中的沉淀物迁移和微谱带出现过程中的微硬 度分布图。
图84和85显示了在铝合金中的沉淀物迁移和微谱带出现。
图86和87显示了青铜中腐蚀疲劳强度的提高。
图88显示了金属的环境劣化图。
优选实施方案详述
本发明涉及通过超声冲击改进金属性能和防止金属劣化和抑制劣 化的方法。该方法着力解决在外力、热力学波动和负面环境因素下长期 使用过程中的金属性能劣化问题。本发明还涉及用于抵抗(防止)和抑 制由性能随时间发生的不利变化引起的材料失效的危险的技术。这些问 题通常由材料在伴随着金属的环境劣化过程的已知条件下的原始结构 破坏引起。
金属的各种环境劣化类型显示在图88中。金属的环境劣化包括腐 蚀、氢损、液态金属侵蚀和辐射破坏。腐蚀包括水腐蚀和高温腐蚀。水 腐蚀可以是普遍腐蚀或局部腐蚀。水腐蚀的局部腐蚀可以包括电偶腐 蚀、缝隙腐蚀、点蚀、粒间腐蚀、选择性浸出、侵蚀腐蚀或腐蚀开裂。 高温腐蚀包括金属氧化和热腐蚀。金属氧化可以包括氢脆、氢起泡、薄 片剥落、白点和破碎裂纹，或氢蚀。氢脆可以包括拉伸延性损失、氢应 力开裂、氢环境脆化或由氢化物形成引起的脆化。液态金属侵蚀可以包 括液态金属脆化、晶界渗透和/或液态金属腐蚀。辐射破坏包括辐射生 长、空隙溶胀、辐射增强的蠕变和/或辐射增强和脆化。
在每一特定情况下，公知的“对抗”金属劣化的方法包括多种技术， 从熔融、铸造、焊接和涂料施加过程中的冶金合金化到表面上的各种热 处理和效应。本发明提供了在所有上述情况下解决劣化问题的新方法。 下面详细描述这种处理受影响的物体的方法。
金属边界层对该效应的响应及其在该技术效应之前和之后的性质 和状况显著影响亚表面层的特性，其单独或与表面特性结合地决定该方 法的技术效力。该处理方法的效力是指对由材料性质和结构的定向变化 引起的材料性能、结构的应力形变状态和该材料抵抗外力、温度变化和 环境影响的能力的作用程度。因此，本发明的方法将表面及其下方的材 料视为两个独立但相互关联的实体并在这种背景下，提供了提高物体抵 抗造成其性能劣化的不利因素的能力的方法。对被处理的表面和表面下 的材料的状况的要求，作为该方法的两个相关但独立的技术效力标准， 决定了影响受影响的物体的表面和其中的材料的技术特征。相应地，下 面详细描述超声冲击方法及其在物体材料的性能劣化具有不同成因的 工程领域中的通用用途和具体用途的变体。
本发明的方法涉及改进金属抗劣化性的任务。该方法引发超声冲击 的“软”和力正规化相位的由任务决定的组织和控制并实现(由其产生 的)实际用于抑制劣化的技术效力(根据使用超声冲击控制的本发明的 方法)。“软”是指超声冲击的相位和参数--其符合任务并在有可能 确定材料的抗冲击性时和在材料的被处理区域中根据冲击相位出现一 定的最小抗冲击性时直接控制材料的预定或实验确定状态，从而在保持 被处理的材料的中观结构完整性的同时产生可能的最大增强(塑性形 变)。
超声冲击的“软”和力正规化相位的组织和控制的主要阶段优选包 括下列：
-在随后在物体表面上形成最佳中观结构的背景下评估材料的动力 强度；
-根据该方法选择控制超声冲击的软或力相位的参数和深度；
-在抑制已启动的劣化过程和防止其可能性的背景下，材料表面结 构状况的实验或专家分析及其修改任务的定义；
-由任务决定的，正规化(根据控制方法)超声冲击对表面上下的 材料结构的影响的强度和次序的实验或专家选择；
-确定在其“软“相位后在超声冲击过程中力对表面下的材料结构 的影响的参数和次序以保持完整性并提供表面上的材料中观结构的指 定增强；
-本发明的方法的准备和连贯实施；
-在样品或模拟器的第一实验系列上实验验证结果与技术任务的匹 配情况；
-将结果输入数据库；和/或
-在材料的表面和表面下的性质的形成阶段中实施以超声冲击控制 水平(通过上述方法选择)为基础的劣化抑制方法。
超声冲击伴随着两种运动类型：如图34和35中所示，(1)在振 荡系统从被处理的表面上回弹引起的弹性恢复力下的振荡系统运动，和 (2)连接到压头上的振荡系统末端的超声振荡。如其中所示，基本工 具包括至少一个压头103、波导管102、具有外壳107(其是水冷外壳) 的磁致伸缩换能器101、弹簧106、和带有把手的工具外壳105。磁致伸 缩换能器101、波导管102、压头103、工具外壳105、弹簧106和换能 器的外壳107构成振荡系统(OS)，其具有在结构上固定到其上的工艺 装置。
下面是本发明的整个说明书中和附图中所用的缩写索引：
OS振荡系统；
OSE连接到压头端面上的振荡系统末端；
TS-被处理的表面；
UI-超声冲击；
Vos-振荡系统的振荡速度；
Vose-OSE在超声频率下的振荡速度；
Vr-在一定期间内在Vos和Vose的总和中OSE的合振荡速度；
Mos-振荡系统质量；
Ptmp-超声冲击力的冲量；
fos-OS的振荡运动的频率(200Hz)；
fose-OSE的振荡运动的频率(27000Hz)；
Aos-OS的振荡运动的位移幅度(0.3毫米)；
Aose-OSE的振荡运动的位移幅度(0.03毫米)；
Ψ-超声振荡的相位；
F＝OS对TS的加压力。
图36显示了在本发明的超声冲击过程中的塑性形变分布。平均统 计超声冲击包括在物体上作用的三个时间间隔(在图36中标为a、b和 c)，其规定了在每一冲击事件过程中被处理的材料中的塑性形变分布 强度。这些间隔包括：如图37中所示(a)在被处理的表面与振荡系统 末端的窄间隙中，在高于超声换能器的载频的递增频率下的压头振荡； (b)在系统“振荡系统-压头-被处理的表面”中的同步和同相的不间 断振荡；(c)由于振荡系统从被处理的材料上回弹，在被处理的表面 与振荡系统末端之间的递增间隙中压头的阻尼振荡。
在这种情况发生时，振荡系统的回弹和冲击事件与振荡系统的输出 末端的超声振荡(超声换能器的载频振荡)相比随机发生并形成如图38 中所示的随机相位图，其显示每一超声冲击事件的开始和结束及其三个 时间间隔，即(a)、(b)和(c)。
振荡系统运动速度和带有压头的振荡系统末端的超声振荡速度随 机相加，在受超声冲击影响的表面上造成超出被处理的表面材料中观结 构的动态强度限的动态过载问题。这又造成下列问题：(a)在中观结 构破坏引起的表面损坏上，冲击能的耗散，和这些损坏在随后冲击中的 不利扩展；(b)在表面材料中诱发的塑性形变的强度和深度和由其引 起的有利的压缩应力的降低；和(c)在受影响的物体的材料中，超声 振荡能和因此超声应力波的降低。这些因素使得超声冲击处理质量控制 困难并降低了其技术效力，即一致地再现在表面处和在表面下指定深度 处的被处理的材料的预定结构、状况和性质的能力。
金属的劣化伴随着其中观结构的破坏，主要是在表面层中。表面材 料的动态强度通过表面形变速率根据关系式V＝2σ/ρC确定，其中σ 是在指定负载速率下的动态拉伸强度，ρ是材料密度，C是the sound of speed or deformation propagation in a material，V是表面损坏之 前或之后的作用速度，且ρC是对作用(动态、声、准静态)的抵抗性。
计算表明，在超声频率范围内，具有用于提高超声冲击强度的相当 大的储备。因此，在30微米的超声振幅和27kHz的频率下，振荡速度 为5.5米/秒且在屈服强度为700MPa的钢上的动态作用下的临界速度为 34米/秒。这能够变成最多80kHz的实践上更可行的更高的超声冲击载 频。这种储备在长期时间过程中对引发材料性质劣化的外部因素和环境 非常敏感。因此，所开发出的控制方法的使用在关键的高负荷金属结构 的构造和维护中是现实的。
因此，我们必须解决三重技术任务，包括：(a)在超声冲击过程 中控制材料中观结构以保持其在被处理的表面上的完整性；(b)恢复 劣化的材料中观结构；和(c)在超声冲击过程中直接影响被处理的表 面上下的材料的结构状态和性质。
这种技术任务又要求在(a)振荡系统接近被处理的表面时，(b) 直接在超声冲击过程中，和如果需要另外校正，(c)在经实验确定的 超声冲击在(a)和(b)期间对被处理的表面的作用期间结束时，独立 地形成超声振荡条件。
如上所示，超声冲击处理法伴随着两种振荡模式：(a)振荡系统 集中质量的低频振荡，和(b)耦合谐振元件，即振荡系统的换能器-波 导管-压头的超声频率振荡。这些运动的图的部分及其幅速关系的具体 计算例如显示在图39中。
正振幅相当于OS接近TS。计算在任何给定时刻t的位移、速度和 加速为：x(t)＝Acosωt；v(t)＝-Aωsinωt；a(t)＝-Aω2cos ωt。最大速度为Aω。因此，OS和OSE的最大速度如下：
Vos＝2Aosπfos＝0.38m/sec(最大值)；且
Vose＝2Aoseπfose＝5.09m/sec(最大值)。
可以看出，振荡系统运动伴随着振荡速度的两种频率类型，其中载 频超声振荡速度领先活性振荡速度(振荡系统以此速度接近被处理的表 面)至少1个量级。
因此，本发明的方法包括下列两种主要状况：
(a)超声振荡速度明显超过冲击之前接近被处理的表面的振荡系 统的速度(特别地，如上所示，在具有30微米超声振幅的27kHz频率 和在0.3mm振幅下的200Hz回弹频率下)；和
(b)在与时间间隔对应的时刻，振荡系统振荡模式的迅速变化(更 确切地，在指定驱动脉冲能量下的振荡周期数，包括补偿瞬态过程)， 其足以获得接近速度和冲击开始时的超声振荡速度之间总和的指定降 低、补偿或升高以保护中观结构以防止不利的破坏，和在冲击过程中通 过被处理的表面直接影响被处理的材料的结构和特性。
条件-在此条件下在对材料中观结构的作用相位，即冲击相位中形 成冲击控制方法-显示在图40a-40c中。更特别地，图40a显示了“提 前”，其中OS和OSE的振荡速度的矢量具有一个方向，OSE的合速度， Vr为最大值。当OSE接触TS时，最大冲击脉冲Pimp转移到其中。图40b 显示了“软接触”，其中OS合OSE的振荡速度的矢量相反且合速度Vr 在接触TS时为“0”。更特别地，在接触开始时，冲击脉冲的超声分量 为“0”。图40c显示了“滞后/软接触”，其中OS合OSE的振荡速度 的矢量相反。OSE的合速度(在接触区域中)为最小值。冲击脉冲为最 小值。
因此，在振荡系统结束时超声振荡速度的变化在与OSE匹配的相位 中产生用于控制冲击点处的力脉冲的初始必要条件：从将振荡速度相加 时的“刚性”，到分别在振荡速度相等时或在超声振荡速度超过在超声 频率下的振荡系统接近速度时的“软”接触或冲击。本发明的这类振荡 系统的这类状态的矢量图例如显示在图41中。
图41的图清楚显示在振荡系统和被处理的表面之间初次接触的位 置的“软”冲击形成机制。这种机制在实际冲击的实际示波器图像上的 叠加例如显示在图42中。在软接触时，在冲击开始时OS和tool的超 声振荡速度的合量为0(0)。在软冲击时，在冲击开始时OS和tool的 超声振荡合速度为负数。在刚性冲击时，在冲击开始时OS和tool的超 声振荡合速度为最大值。
图43显示了通过UIT形成凹槽之前韩节点的UIT的传统区域(× 10)。图44和45显示了在无规冲击条件下UIT后的中观结构缺陷类型， 其中图44显示了由UIT(×40)过程中在无规冲击条件下的局部过度增 强引起的在凹槽边缘的mesodefect，且图45显示了由UIT过程中在无 规冲击条件下的局部过度增强引起的在凹槽中心的mesodefect。
图46显示了在传统增强硬化后的中观结构缺陷，即在捶击硬化(× 160)后的表面mesodefect。图47显示了根据本发明的方法在UIT后中 观结构，即凹槽的中观结构的状态。
如下从图47中，通过根据上述方法控制超声冲击参数，形成被处 理的表面的表面和中观结构，其没有会在给定焊接点使用过程中引发劣 化效应的扩展的破坏。此外，在至少1.5毫米的深度下，强塑性形变区 域可见，并且又产生防止在长期过程中在工作负荷下在几何应力浓缩点 区域中出现这类破坏的可靠的物理阻隔层。下面更详细描述这些效应。 在“软接触”或“软超声冲击”后形成增强层的任务通过构成本发明的 方法的一部分的方法解决，该方法包括通过由最大(在被处理的表面强 度方面)功率的软超声冲击引起的塑性形变的饱和区域(具有最佳中观 结构)，由超声冲击引发的超声应力波(对于给定材料而言的最大值) 在表面层和材料中的激发的反向任务。
该任务决定了在亚表面层的处理过程中高功率控制的超声冲击的 控制参数。如上所述和所示，为了保护被处理的表面以防止中观结构破 坏和在饱和区域中产生塑性形变以便使UIT法在表面处的最低扩散损耗 下最佳地延续，超声冲击的“软”相位是必须的，并因此使：(a)与 表面分离并与其同步的振荡系统的压头的有效超声振荡；和(b)与改 性处理表面的保护性质结合，在足够的高功率超声应力波下的激发，以 抑制材料性质劣化的已启动过程的出现或扩展。
图48-51显示了在超声冲击“软”启动后在各种超声冲击振幅变化 下改变表面下的被处理的材料的塑性形变的结果。特别地，集成的示波 器照片显示了在其“软”相位后残留表面塑性形变与1ms长超声冲击的 振幅变化状况之间的关系。所有结果与在图48中所示的实际值范围内 振幅的实际自由下落分布对比地给出，图48还显示了与在时间上均匀 分布的指定的实际使用的30微米振幅的相同依赖性。具体而言，图48 显示了30微米振幅的独立的和指定的均匀(在时间上)分布。图49显 示了图49显示了在凸面抛物线上超声振幅的指定分布。图50显示了在 凹面抛物线上超声振幅的指定分布。图51显示了根据线性定律从0微 米起的指定振幅提高。
超声冲击(在其“软”相位后)的上述集成示波器照片的分析，与 由此产生的塑性形变相关，表明可以如影响材料以抑制金属劣化或其出 现状况的任务决定的那样，在每一冲击事件过程中在宽的范围内控制塑 性形变。超声冲击对金属结构的影响的物理次序首先由具体任务决定。 这种次序的一些通用步骤(包括从材料的初始状况转化成本发明的方法 所引发的状况)是：
(1)表面材料以足以填满粒间缺陷空隙的速率形变，在由“软” 冲击相位引发的塑性形变过程中保持表面材料的完整性和中观结构；
(2)在超声冲击的“软”和力相位过程中，在表面材料的塑性形 变过程中产生的力下封闭结构缺陷边界；
(3)在由被处理的表面材料的塑性形变引起的弹性残留应力下， 借助正规化的超声冲击，包括“软”和力相位的周期，激活缺陷边界封 闭表面；
(4)由冲击在其重复率下产生的力的脉冲下，激活缺陷边界封闭 表面；
(5)在超声冲击作用下激活缺陷边界封闭表面，其中振荡速度的 矢量和由振荡系统集中质量和分布质量的运动速度之间的关系决定，在 由振荡合速度的控制方法规定的相位中振荡系统末端的超声振荡过程 中和因此在超声冲击引起的力脉冲过程中，reduced to振荡系统末端(具 有压头)；
(6)在冲击脉冲和超声作用过程中，在由缺陷边界的位移造成的 摩擦力下，激活缺陷边界封闭表面；
(7)在由超声冲击引起的力脉冲过程中，在经过封闭边界的超声 振荡和超声应力波下激活缺陷边界封闭表面；
(8)在由控制方法规定的相位中以由材料性质和作用任务决定的 超声冲击重复率重现的脉冲作用过程中，在由结构缺陷边界和片段处的 塑性形变和摩擦造成的升高温度区域中，激活缺陷边界封闭表面；
(9)在静态压力、力脉冲、摩擦、加热和超声振荡下，封闭边界 的超声自扩散和湮没；
(10)激活合金相的沉淀，例如在Al合金中的硅沉淀物，这造成 在根据本发明的方法控制超声冲击时材料强度的改进；
(11)与Al合金中的铜类似的不稳定相固定在“软”超声接触和 附随冲击阶段，从而防止在固溶体中沉淀和防止劣化扩展；
(12)与Al合金中的铜类似，激活固溶体中的沉淀物的“反向” 自扩散，这种沉淀物造成弱化结构键并在外力下产生隐藏的结构应力集 中点作为随后金属劣化的核；在这种情况下的反向自扩散是在其“软” 相位之中和之后在正规化的超声冲击下恢复合金的丧失的强度和延性 的手段；
(13)在例如由于纳米结构水平下潜在内应力集中点分布密度的降 低而提高抗疲劳性的过程中，根据本发明的控制方法，由于其“软”启 动之中和之后的正规化超声冲击而激活相位迁移；
(14)在超声冲击下激活材料结构自控制，其中在被处理的材料的 纳米、微观和宏观结构碎片层面上，在适合其任务的旋转、弯曲、孪晶 作用、再结晶、流动、滑动、屈服和老化中，超声冲击的“软”相位和 超声冲击参数的正规化符合被处理的表面和被处理的材料的结构的指 定的有利变化；
(15)作为提高抗劣化性的手段，在正规化超声冲击下激活微级金 属结构的细分、均匀化和排列，其中如由任务决定的那样控制“软”相 位，并此后将超声冲击参数正规化；
(16)在通过组织“软”相位和如任务决定的那样将超声冲击参数 正规化而引发的过程的影响下激活非晶化-作为表面金属结构的纳米 级最终优化方式；
(17)使用控制超声冲击的“软”和力相位的方法以防止金属在初 始状况下的劣化成核、防止和抑制物体材料在其长期使用之中或之后的 劣化；
(18)基于通过上述任何方法获得的实验和专家数据，使用随机超 声冲击的“软”和力相位以保护材料以防止在初始状况下的劣化开始， 防止和抑制材料在长期使用之中和之后的劣化。
每一技术任务--其解决方法包括在声学系列“振荡系统-压头-被 处理的表面”中在同步和同相超声振荡过程中控制超声冲击的软“相位” 和冲击本身的参数--可以，根据被处理的材料结构敏感性，建立对接 近速度与超声振荡系统的输出处的振荡速度的控制和匹配程度的不同 要求。给定任务的有效工程解决方案的唯一标准是以最低能量消耗获得 劣化抑制的所需技术效果。这种条件独立地决定在超声冲击之前和之中 控制对材料的作用速度的必要控制程度的要求。
本发明的方法通过超声冲击保护金属以防止劣化和抑制劣化，包括 提供根据影响材料的至少一种性质和状况的任务规定并基于材料的动 态强度的冲击能，预定驱动脉冲开始时刻，在振荡系统接近被处理的表 面的过程中预定超声振荡系统的超声振荡的相位和振幅。为了实现这一 目的，该方法还通过在包括冲击开始时的合成速度矢量的最大值、最小 值和补偿值的范围内设定超声冲击的上述可调节参数，在振荡系统接触 被处理的材料后的超声冲击过程中根据影响在被处理的表面下的材料 结构和基于使振荡系统从被处理的表面上回弹的要求设定和改变振幅 直至超声冲击终止，提供表面中观结构完整性。
在振荡系统接近被处理的表面的过程中在两者接触之前设定超声 振荡的振幅和相位，以便在接触开始时，冲击的速度和能量符合下列前 提条件：保持表面层中材料的中观结构完整性，并使被处理的表面的塑 性形变程度不超过饱和水平但足以将超声应力传递到被处理的材料中 且声损耗保持在从对指定的随后塑性形变而言足够的水平到由材料的 Q-系数决定的水平的范围内。
本发明的方法进一步包括基于表面材料与其容许的形变速率相关 的动态强度储备，设定振荡系统接近被处理的表面的阶段中的振荡速度 的控制程度，由此提供材料和表面层的中观结构的完整性；基于被处理 的材料在转向指定状态的过程中对超声冲击作用的敏感性，设定超声冲 击过程中的超声振荡强度分布，由此获得在被处理的表面下方的结构和 材料的所述至少性质和/或状态，其中振荡速度控制程度和超声振荡强 度分布根据实验数据或由该任务确定的专业知识预先决定。
在本发明的方法中，表面材料以足以填满粒间缺陷空隙的速率形 变，同时在由软冲击相位引发的塑性形变过程中保持表面材料的完整性 及其中观结构。在超声冲击的软和力相位作用引起的表面材料的塑性形 变过程中产生的力下封闭结构缺陷边界。可以在由被处理的表面材料的 塑性形变引起的弹性残留应力下激活缺陷边界封闭表面。也可以在由预 定重复率下的冲击产生的力的脉冲下激活缺陷边界封闭表面。
缺陷边界封闭表面的激活可以伴随着振荡系统集中质量和分布质 量的运动的振荡速度矢量和的作用，在通过控制振荡合速度的程序设定 的相位中振荡系统末端的超声振荡过程中和在超声冲击引起的力脉冲 过程中，reduced to振荡系统末端。在冲击脉冲和超声作用过程中，在 由缺陷边界的位移造成的摩擦力下，激活缺陷边界封闭表面。
缺陷边界封闭表面的激活伴随着在由超声冲击引起的力脉冲作用 过程中经过封闭边界的超声振荡和波的作用。在本发明的方法中，也在 以符合材料性质和作用任务的在相位中的超声冲击重复率重现的脉冲 作用过程中，在由结构缺陷边界和片段处的塑性形变和摩擦造成的升高 温度区域中，激活缺陷边界封闭表面。
在通过形成和控制由任务决定的超声冲击的“软”和力相位的情况 设定的，振荡系统的静态压力、力脉冲、边界摩擦、加热和超声振荡和 超声应力波下，发生封闭边界的超声自扩散和湮没。
在本发明的优选实施方案中，合金相的沉淀，包括在Al合金中的 硅沉淀物，提供了通过控制超声冲击获得的改进的材料强度。
与Al合金中的铜类似的不稳定相固定在软超声接触和冲击阶段， 从而防止在固溶体中沉淀和防止劣化扩展。
为了抑制劣化或保护金属以防止劣化，通过在其软相位之后及时将 超声冲击强度正规化来实现与Al合金中的铜类似的不利沉淀物在固溶 体中的“反向”自扩散的激活，在这种自扩散中，不利的沉淀物造成结 构键的弱化，产生由外力造成的隐藏的结构应力集中点并引发随后的金 属劣化；这种激活伴随着合金的丧失的强度和延性的恢复。
相位迁移的激活优选根据超声冲击强度随时间的预定变化由于其 软启动之后的正规化超声冲击而发生。这种激活优选伴随着由纳米结构 水平下潜在内应力集中点的重新分布和分布密度的降低造成的抗疲劳 性的提高。
在本发明的优选实施方案中，在金属的纳米、微观和宏观结构碎片 层面上，在超声冲击的正规化“软”相位和随后的力相位过程中，通过 超声冲击激活材料结构在旋转、弯曲、孪晶作用、再结晶、流动、滑动、 屈服和老化中的自控制。作为提高抗劣化性的手段，微级材料结构的细 分、均匀化和排列的激活在“软”和随后的力相位过程中在超声冲击下 进行，其中参数如由任务决定的那样正规化。作为表面金属结构的纳米 级最终优化方式，非晶化的激活由于在“软”和随后的力相位过程中由 超声冲击引发的过程而发生，其中基于由能够使塑性形变区域中的金属 迅速局部加热和冷却的任务决定的实验或专家数据将参数正规化。控制 超声冲击的软和力相位以防止金属在初始状况下的劣化成核、以及防止 和抑制结构的材料在其长期使用之中或之后的劣化。
在优选实施方案中，(1)保护铝合金以防止腐蚀剥落和/或(2) 恢复和/或修复已经因剥落而受损的铝合金的性质。
如下所述，与“对抗”劣化的抑制方法相比较地显示了本发明的方 法的作用，并提供了劣化抑制的一系列工程学解决方案和技术，它们基 于在影响表面中观结构时使用高功率超声冲击的“软”相位并在影响被 处理的表面下方的被处理的材料的性质和状况时控制“软”相位之后的 超声冲击参数。
下面是劣化类型、劣化症状、劣化物理学、劣化发生区域和使用和 转化本发明的影响被处理的表面和被处理的材料的方法以抑制劣化的 实例。
一种劣化类型是机械疲劳。机械疲劳症状包括疲劳裂纹。疲劳过程 包括下列阶段：首先，由于提高的位错密度，晶格的弹性畸变累积；此 后，在金属体中出现亚微观裂纹，其中在独立的块的mass滑移过程中 获得临界位错密度；最后，微裂纹生长成宏观裂纹。随着这种情况的发 生，沿着最强烈扩展的一个微裂纹发生脆性断裂。机械疲劳最常出现在 桥梁、隧道、铁路、载重运输结构和载荷升降装置、航空和运输(负荷 焊缝、应力集中区)中。本发明的方法通过高功率“软超声冲击”(PSUI) (其具有与高功率软超声冲击同步的驱动脉冲的适应开-关时间比调节 (O/OTRM))产生补偿保护阻隔并恢复受损材料的性质。为了实施驱动 脉冲开-关时间比的这种控制，使用脉冲宽度和幅度调节，其在需要提 高同步超声冲击的频率时启动，在它们之间具有小(即对独立的预定振 荡抑制不足)暂停，或使用对振荡的独立恢复不足的瞬态过程的长度。 由此，实现下列事项：在每一超声冲击过程中在时间和空间上的塑性形 变强度分布的控制；在中观结构和结晶结构级别下的表面参数的控制、 其应变形变状态和在现存或可能的损坏区域中的穿透深度；相位的稳定 化、在外部条件(加热、负荷、环境)下材料在其不稳定区域中的结构 和性质的均匀性。
另一劣化类型是腐蚀疲劳。腐蚀疲劳的症状包括从表面扩展的疲劳 裂纹。通过腐蚀机制加速的疲劳失效过程如下引发：表面活性物质的吸 附、在微裂隙中产生楔入效应和造成氢脆的氢扩散。腐蚀疲劳最常出现 在桥梁、隧道、海洋运输、化学工业设备(承受环境侵袭作用的负荷焊 缝和应力集中区)中。本发明提供了防吸附保护和防止吸附的夹杂物接 触结构片段；提高吸附的夹杂物和表面活性物质与吸附表面的迁移性和 结合损失，以及在材料或其结构的受损区域中；和优化表面、其中观结 构和粗糙度、表面层中的残留应力和因此优化了表面材料的抗吸附性 (表面层中材料密度提高)。
另一劣化类型是热和热-机械疲劳。热和热-机械疲劳的症状包括疲 劳裂纹。在疲劳失效过程中，由于低-或高-周期温度效应及其造成的机 械波动应力，部件循环形变。在这种情况发生时，可能由能量获取和消 耗的固有基本过程以及机械使用过程中的附随原因造成加热。热和热- 机械疲劳最常出现在热和核电站、冶金厂(锅炉、熔炉)、汽车和铁路 运输和机械操作(烘焙设备的部件)中。本发明提供了在初始状况下提 高的抗热和热-机械破坏性；基于产生分布式残留应力的补偿阻隔层、 在累积热和热-机械破坏区域中的应力松弛和形变梯度、在结构缺陷区 域中用晶粒材料填充粒间空隙和在晶界处的超声扩散，维持和恢复材料 性质；和作为降低烘焙中的时间和热损失的手段，优化摩擦连接件表面。
另一劣化类型是化学腐蚀。化学腐蚀症状包括材料的均匀溶解、凹 坑形成和点蚀、瑕疵、缝隙腐蚀和腐蚀剥落。化学腐蚀的物理学包括金 属-环境化学相互作用(气体或液体)、在表面上形成新的化学化合物、 材料强度的降低和应力集中点的形成。化学腐蚀的负面影响最常出现在 化工厂、核电站工程、管道运输(油罐、管道、反应器)、航空、和海 洋、铁路和汽车运输(外壳、船壳板)中。本发明提供了对受影响的原 始表面的保护和材料性质的恢复；基于随PSUI过程中“换能器-压头- 表面”系统(TIS)的振幅变化进行设置，提供中观和结晶结构的改性、 表面材料的非晶化、表面材料中残留压缩应力的补偿层的创建；在晶间 腐蚀造成的结构失效区域中在晶界处的脉冲和超声扩散；材料的塑性形 变、晶粒均匀性的提高、用晶粒材料填充粒间空隙、在晶界处的超声扩 散。
另一劣化类型是电化学腐蚀。电化学腐蚀的症状包括伴随着金属溶 解的局部(点蚀)和大表面腐蚀破坏。金属-环境电化学相互作用的机 制包括：阳极过程-金属原子离子化，形成水合在溶液中的离子和金属 中的未补偿电子；电子从阳极反应区转移到阴极过程在热力学和动理学 方面可行的区域的过程；氧化剂-去极化剂施加到阴极区的过程(金属 离子和电解质离子的反应)；阴极过程过量电子被去极化剂同化和 在阴极区中，为去极化剂提供恢复过程的热力学条件；在该区域中，表 面几何均匀性的瓦解和扰乱、结构健的弱化和材料强度的降低。电化学 腐蚀最常出现在含氧运输(船壳板、螺旋桨)、化学工业(油罐、反应 器)、管道、地下和海底管道中。根据本发明抑制电化学腐蚀的负面作 用的意义包括：在材料的初始状况下及其性质恢复中产生电化学腐蚀补 偿阻隔层；优化表面的微观和宏观几何、表面材料结晶结构的均匀性、 作为阳极过程的阻滞手段的表面材料的纳米结晶和非晶化；表面塑性形 变、压缩应力区的创建和提高的材料密度以阻碍表面缺陷的电化学腐蚀 的局部化；在最佳表面中观结构的情况下，使用PSUI机制形成上述表 面状况。
另一劣化类型是热腐蚀。热腐蚀症状包括材料溶解和蒸发，和结垢。 热腐蚀的物理学包括高温诱发的金属-环境化学相互作用。热腐蚀最常 出现在热和核电站、冶金厂(锅炉、熔炉)和化工厂(反应器)中。本 发明通过使用PSUI机制在材料的初始状况下及其性质恢复中产生化学 腐蚀补偿阻隔层，从而在保护性耐热涂料的施加中和在这些操作的重复 (如果需要，在结垢层上，且如果需要修复表面材料性质)中优化质量 和提高表面合金化深度。
另一劣化类型是辐射腐蚀。辐射腐蚀症状包括腐蚀坑和裂纹。辐射 对腐蚀过程动理学的作用机制包括：由水上的辐射引起并由于水的电离 而加速阴极过程的辐解效应；和由弹性和热金属表面辐射粒子相互作用 构成的破坏效应，这在金属表面层和氧化膜中造成缺陷。这些缺陷促进 了阳极过程并对腐蚀速率具有最深远的影响。腐蚀辐射的负面作用最常 出现在核电工程、军事设施和航天系统中。本发明的影响被处理的表面 和被处理的材料的方法使用PSUI机制在受影响的材料的初始状况下及 其性质恢复中产生辐射腐蚀补偿保护阻隔层，从而：在保护性耐热和辐 射涂料的施加中优化质量和提高表面合金化深度；优化粗糙度方面的表 面状况、中观结构、微晶粒结构和材料非晶化；和产生有利的压缩应力 场和提高表面材料密度。这些操作在受损层上的重复在受影响的初始材 料的层面上提供了表面材料的抗辐射性的恢复。
另一劣化类型是腐蚀开裂。腐蚀开裂症状包括腐蚀裂纹。腐蚀开裂 机制包括：溶液阴离子吸附在可移动的位错和其它结构缺陷上，这降低 了表面能并促进金属的原子键合的断裂；由于表面活性物质在其吸附在 金属表面上的微裂隙中时的楔入作用，出现裂纹成核。这种情况下的高 裂纹扩展速率是由金属在裂纹基底上加速的阳极溶解造成的，其中应力 形变状态通常由拉伸应力集中决定。腐蚀开裂最常出现在化工厂、核电 工程和管道运输(油管、管道、泵送装置、反应器)中。本发明的防止 腐蚀开裂的方法使用PSUI机制在材料的初始状况下和在其性质恢复中 产生防止腐蚀裂纹形成的补偿保护性阻隔层，从而：优化施加到可能或 实际受损的表面上的保护性涂层的质量、粘合性或提高其合金化深度， 以及在中观结构的最佳或指定状况下，在表面的增强或改性中在表面中 诱发有利的压缩应力至预定深度；改变结构并创造材料结构的应力形变 状态以便使降低表面能和弱化原子健的在可移动的位错和其它结构缺 陷上的溶液阴离子吸收不可能；优化表面中观结构并防止由表面活性物 质在其吸附在金属表面上的微裂隙中时的楔入作用引起的裂纹成核；在 具有最佳中观结构的表面上产生压缩应力场，其量级和深度足以防止由 金属在裂纹基底上加速的阳极溶解造成的高裂纹扩展速率，其中应力形 变状态通常由拉伸应力集中决定。
另一劣化类型是氢脆。氢脆症状包括强度性能的降低和脆性裂纹。 氢脆机制包括：原子氢渗入空隙、孔隙和其它晶格缺陷；氢转化成原子 氢，这造成高压；原子氢吸附在部件表面和内部缺陷上，与金属和杂质 形成化学化合物；和降低金属的表面能和抗脆性断裂性。氢脆最常出现 在冶金厂和工程车间、管道(焊接结构、电镀装置)、石化厂(反应器) 和航空(外壳)中。本发明的防止氢脆的方法使用PSUI机制用于：增 强表面合金化质量、粘合强度和电镀层密度；在具有最佳中观结构的表 面上产生压缩应力场，其量级和深度足以防止由原子氢在空隙、孔隙和 其它晶格缺陷中的渗透引起的强度性能降低和脆化裂纹形成；防止氢转 化成分子氢，这产生高片断间压力；防止原子氢吸附在材料表面和内部 缺陷上，与金属和杂质形成化学化合物，这降低金属的表面能和抗脆性 断裂性。
另一劣化类型是液态金属脆化。液态金属脆化的症状包括降低强度 性质和产生脆性裂纹。液态金属脆化机制包括：熔融金属吸附渗入固态 金属预失效区域中；受损区域中表面能和抗金属断裂性的降低。液态金 属脆化最常出现在冶金厂(电镀制造)中。本发明的防止或“修复”液 态金属脆化的方法使用PSUI在表面上产生最佳中观结构和压缩应力场， 其量级和深度足以防止强度性能降低、脆性裂纹的形成、熔融金属吸附 渗入固态金属预失效区域、表面能和抗金属断裂性的降低。
另一劣化类型是侵蚀。侵蚀症状包括表面起伏的变化。侵蚀物理学 包括由于主体与流动液体、气态环境或其夹带的粒子的接触或由于固体 粒子对受影响的表面的撞击而使固体粒子脱离受影响的主体表面。侵蚀 最常出现在管道运输(管道、泵送设施)、航空(涡轮)、海洋运输(螺 旋桨)、火箭和导弹(外壳)中。本发明的受侵蚀表面的防止或恢复方 法使用PSUI产生表面上的最佳密度、粗糙度、中观结构和压缩应力场， 其量级和深度足以防止由于主体与流动液体、气态环境或其夹带的粒子 的接触或由于固体粒子在受影响的表面上撞击而使固体粒子脱离受影 响的主体表面。
另一劣化类型是蠕变。蠕变症状包括在晶界和下部结构层上形成微 裂纹和孔隙(微空隙)。蠕变机制包括：滑动和移动(位移图)；孪晶 作用；滑移面的弯曲；成层；晶粒的旋转和相对运动；嵌镶块的旋转和 相对移动；poligonization；扩散塑性；重结晶机制；和在微观和宏观 层面上的综合缺陷和结构破坏。蠕变最常出现在热和核电站、石化工业、 和航空(在高温下运行的结构、反应器主体和涡轮叶片)。本发明的防 止和“修复”蠕变的方法使用PSUI获得最佳密度、中观结构状况和填 料尺寸的晶粒和在表面处和表面下的压缩宏观应力和微观应力，其量级 和深度足以防止在晶界和下部结构中形成微裂纹和孔隙(微空隙)、滑 动和移动(基于位移图)、孪晶作用、滑移面的弯曲、成层、晶粒的旋 转和相对运动、嵌镶块的旋转和相对移动、poligonization、扩散塑性、 重结晶、和在微观和宏观层面上的综合缺陷和结构破坏。
另一劣化类型是微结构劣化。微结构劣化症状包括材料强度性质的 降低。微结构劣化机制包括在形变体中扩展的微表面从环境中吸收分子 (重组效应)，和在不显著改变微结构的情况下以转化不稳定相为代价 使不利的金属相条件在时间上稳定化(老化)。微结构劣化最常出现在 电站、精炼厂(框架结构)、管道、海洋运输和航空(主体、外壳)中。 本发明的防止和“修复”微结构劣化的方法基于使用PSUI产生最佳的 材料密度、材料表面上的中观结构，和使表面上的塑性形变和压缩应力 场正规化，其量级和深度足以防止由微结构劣化引起的材料强度性能的 降低，这种微结构劣化可以包括在形变体中扩展的微表面从环境中吸收 分子(重组效应)；和/或在不显著改变微结构的情况下以转化不稳定 相为代价使不利的金属相条件在时间上稳定化(老化)。
另一劣化类型是辐射脆化。辐射脆化的症状包括脆性开裂以及屈服 强度的急剧提高。辐射脆化的物理学包括中子流使原子位移或在金属晶 格中产生位移级联(这取决于中子转移到金属原子中的能量)，这产生 沿着边缘被具有提高的填隙原子密度的区域围绕的具有高的空位浓度 的物质体(volumes)。辐射脆化最常出现在核电工程(反应器)、航 天系统和军事设施(导弹体外壳)中。本发明的防止或“修复”辐射脆 化的方法使用PSUI通过表面上下的塑性形变和压缩应力场的正规化获 得被处理的材料的最佳密度和中观结构，其量级和深度足以，在屈服强 度急剧提高的情况下，防止形成由金属晶格中原子位移或位移级联(在 中子流下)(这取决于中子转移到金属原子中的能量)造成的脆性裂纹， 并随后防止形成沿着边缘被具有提高的填隙原子密度的区域围绕的高 空位浓度。
另一劣化类型是剥落。剥落症状包括金属的表面腐蚀剥落并伴随着 应力集中点的形成和强度损失。剥落的物理学包括腐蚀和氢脆的协同效 应。剥落最常出现在航空学中。本发明的防止或抑制正在进行的腐蚀剥 落的方法基于使用PSUI，其水平和时间参数符合经实验确定的获得被处 理的材料的最佳密度以及有保证的其中观结构的完整性的要求，和局部 点加热和从该塑性形变区域耗散的热耗散速率、塑性形变本身和在被处 理的表面上下的压缩应力场的形成和正规化条件的要求，其量级和深度 足以：
-在特别由腐蚀和氢脆的协同效应引起的这些损坏区域中，防止金 属的表面腐蚀剥落以及应力集中点的形成和强度损失，
-防止形成造成组分沉淀(从而产生降低的结构带含量和材料强度) 的不稳定的相，例如Cu，
-激活结构片段边界处的自扩散和消除晶界处的腐蚀开裂，
-在封闭其边界和激活自扩散过程时，消除结构宏观和微观缺陷， 例如孔隙和其它类型的粒间间断，
-提供沉淀物的反向扩散和稳定相的恢复，
-提供该区域中合金元素的沉淀、其浓度密度的提高和材料的强度，
-确保结构机械应力在由来自不稳定相的固溶体的沉淀物造成的其 集中区域中的补偿、重新分布和松弛，
-在此基础上形成超细晶粒结构、其非晶化、材料强度的提高及其 抗腐蚀性。
上文详述的具体工程学解决方案能够转化成本发明的金属劣化抑 制方法的具体实施例。下面详细描述由所开发出的在各种材料上使用超 声冲击的方法的作用实现的技术效果。下面也详细描述这种作用及其条 件和所实现的效果的实验研究结果。更特别地，下面详细描述根据本发 明的超声冲击对金属劣化现象的抑制效果。
因此，在铸铁中，所实现的材料效果是由铸铁制成的汽车制动鼓和 盘的延长的寿命。结果显示在图52-53中。图52显示了微硬度分布， 图53显示了残留应力分布。用于实现这种材料效果的UIT条件优选如 下：f-27kHz；A-30μm；压力21kg；压头-6.35x25mm，R5.5 mm；Dia.-419mm；Rot.-190RPM；第1道；进料-0.8mm/min.； 第2道：进料-0.4mm/min。这种材料效应通过高水平压缩应力的引 入、表面层的微硬度提高、和防止由微结构的使用和加工引起的破坏来 实现。
根据本发明通过UIT在铸铁中的另一材料效果是提高的腐蚀强度， 特别是由VCh45-5型铸铁制成的水铸铁管道ANSI/AWWA C151/A21.51- 96。结果显示在图54-56中。更特别地，图54显示了未处理的试样在 100微米深度下的结构，图55显示了UIT处理的试样在100微米深度下 的结构，图56显示了通过和未通过UIT处理的并在自来水中测试的试 样的对比。这种材料效应的UIT条件优选如下：f-44kHz；A-18μ m；压力-5kg；压头-5x25mm，R5mm；Dia.-230mm；Rot.-16 RPM；进料-0.25mm/min。该材料效应通过在强的正规化塑性形变下 改变表面层结构、通过压缩应力区域的产生和在使用过程中引发中观结 构破坏的表面缺陷的抑制来实现。
在钢实现的材料效果是在Weldox 420钢中焊接试样的提高的抗疲 劳性。结果显示在图57中。用于获得这种材料效果的UIT条件优选如 下：f-27kHz；P最多900W；A-30μm；压力-5kg；超声 冲击持续时间-1.2-2msec。这种材料效果通过高水平压缩应力的引 入、应力集中度降低、超声塑性形变和被处理的材料在应力集中区的结 构改变来实现。在确保使用PSUI保护中观结构以防止在使用和表面准 备过程中的加工诱导破坏和操作破坏的超声振荡条件、压力和压头尺寸 之间，经实验建立优选关系。
在钢中实现的另一材料效果是在Weldox 700钢中焊接试样的提高 的抗疲劳性。结果显示在图58中。用于获得这种材料效果的UIT条件 优选如下：f-27kHz；P-最多900W；A-30μm；压力-5kg； 超声冲击持续时间-0.8-1.2msec。这种材料效果通过高水平压缩应 力的引入、应力集中度降低、超声塑性形变和被处理的材料在应力集中 区的结构改变来实现。在确保使用PSUI保护中观结构以防止在使用和 表面准备过程中的加工诱导破坏和操作破坏的超声振荡条件、压力和压 头尺寸之间，经实验建立关系。
在钢中实现的另一材料效果是在45Mn17A13钢中提高的腐蚀-疲劳 强度。结果显示在图59中。用于获得这种材料效果的UIT条件优选如 下：f-27kHz；P-最多900W；A-30μra；压力-5kg；超声 冲击持续时间-1.5-2msec。这种材料效果通过在被处理的表面和被 处理的材料中引入高水平压缩应力及其结构改变来实现。在确保使用本 发明的超声冲击在使用和表面处理过程中保护中观结构的超声振荡条 件、压力和压头尺寸之间，经实验建立关系。
在钢中实现的另一材料效果是桥梁钢10CrSiNiCu的提高的冲击强 度。结果显示在图60中。用于获得这种材料效果的UIT条件优选如下： f-27kHz；P-最多900W；A-30μm；压力-5kg；超声冲击持 续时间-1.2-1.7msec。这种材料效果通过块状结构在纳米层面的排 列和足以在由超声冲击(其如任选决定的那样正规化)和随后由操作力 引发的准静态和动态载荷作用于被处理的材料期间阻碍中观结构破坏 的压缩应力区域的创建来实现。
在钢中实现的另一材料效果是在高强度钢SUJ2和S33C中的晶粒细 化。结果显示在图61中。用于实现这种材料效果的UIT条件优选如下： f-27kHz；A-25，30和33μm；NI80；压力-20kg；压头-6.35x25 mm；Dia.-5mm；Rot.-500RPM；超声冲击持续时间-1.5-1.6msec。 这种材料效果通过被处理的材料的强超声塑性形变和微结构在纳米层 面的排列和中观结构破坏的抑制实现。
在钢中实现的另一材料效果是在主管道的10Mn2VNb钢焊接点中和 在高强度钢SUJ2的试样中获得“白层”。更特别地，图62显示了10Mn2VNb 钢的焊接点，图63显示了SUJ2钢的试样。用于实现这种材料效果的UIT 条件优选如下：
对于10Mn2VNb钢：f-27kHz；P-最多900W；A-30μm；起 声冲击持续时间-0.8-12msec。
对于SUJ2钢：f-27kHz；A-25，30and 33μm；NI80；压力 -20kg；压头-6.35x25mm；Dia.-5mm；Rot.-500RPM。
这种材料效果通过表面材料在高形变加载速率下的正规化超声冲 击下的强超声塑性形变、相变区域中的局部升温和从冲击区域的迅速除 热实现。
在钢中的另一材料效果通过UIT对焊接碳造船钢10CrSiNiCu中的 焊接金属结晶的影响实现，其包括：(1)未处理的焊缝(UIT之前)中 的树枝状结构比处理过的焊缝(UIT之后)的粗得多；(2)UIT处理过 的焊缝中主要是优选具有更细晶粒的晶粒结构；和(3)UIT之前的未处 理的焊缝中的枝晶比UIT后的长和宽并在更厚的粒间层中。这种效果显 示在图64-65中。更特别地，图64显示了无UIT的焊接，图65显示了 在UIT下的焊接。用于实现这种材料效果的UIT条件优选如下：f-27 kHz；A-30μm；压力-20kg；压头-6.35x25mm；超声冲击持续 时间-1.5-2msec。这种材料效果通过在超声波、声音流、声压和空 化(这些由在超声冲击过程中与超声振荡系统的载波振荡同步的压头超 声振荡引发)的作用下增强扩散过程和金属重结晶来实现。
影响材料的结构和状况的另一材料效果通过烧结粉末钢的UIT实 现。这增强了钢试样的机械性质，该试样含有0.4％C、0.85％Mo，其余 为Fe，包括：(1)最多4.9％的密度升高；和(2)最多32％的强度升高。 烧结试样在UIT之前和在UIT之后的结构状况分别显示在图66-67中。 用于实现这一点的UIT条件优选如下：f-27kHz，-A-28μm；NI64； 压力-17kg；压头-6.35x25mm；进料-400mm/min.；交叉进料- 0.5mm/travel；在0.5YS水平下的静态加压；超声冲击持续时间- 1.2-2msec。该材料效果通过表面材料的强超声塑性形变和在超声冲击 过程中由超声波引起的扩散过程的激活实现。
通过本发明的UIT在铝合金中实现的材料效果是由6061T6合金制 成的试样的提高21％的疲劳极限，和与焊接点的类型相当的结构的提高 32％的疲劳极限。结果显示在图68中。用于实现这种材料效果的UIT条 件优选如下：f-27kHz；P-最多900W；A-最多30Um；处理速 度每2道1.2sec./cm，即对于搭接焊缝每一道0.6sec./cm；超 声冲击持续时间-1.2-1.7msec。这种材料效果通过高水平压缩应力 的引入、应力集中度降低和创建防止在定向塑性形变区域中形成中观结 构缺陷和与缺陷程度对应的压缩应力的物理阻隔层来实现。
在铝合金中实现的另一材料效果是铝合金AA5083(和AlMg4.5Mn) 中焊缝的提高的高周期疲劳强度对于8毫米搭接点和具有纵向连接点的 试样为大约80％。结果显示在图69-79中。更特别地，图69显示了具有 纵向连接点的8毫米试样的S-N曲线，图70显示了搭接点的8毫米试 样的S-N曲线。用于实现这种材料效果的UIT条件优选如下：f-27kHz； P-最多900W；A-最多30μm；超声冲击持续时间-1.2-1.7msec。 这种材料效果通过高水平压缩应力的引入、应力集中度降低、和借助在 固溶体中超声重结晶和在根据本发明的超声冲击过程中激活晶界处的 超声扩散来抑制可能的中观结构破坏来实现。
在铝合金中实现的另一材料效果是近表面的，尤其是在最多2.5毫 米深度下的铸造孔隙率的抑制，并因此延长铸造轮胎，尤其是由 AlSi7Mg、AlSi9Mg和AlSiI1Mg制成的汽车轮胎的合金寿命。结果显示 在图71-72中。用于实现这种材料效果的UIT条件优选如下：f-27kHz； 进料-400mm/min.；交叉进料-0.5mm/travel；压力-15kg；A -30第1道：压头-6.35x25mm，R5.5mm；第2道：Pin-9.05x25 mm，R10mm；超声冲击持续时间-1.2-1.7msec。这种材料效果通过 被处理的材料近表面层的强塑性形变、在超声冲击下封闭的在材料中呈 空隙或间断形式的缺陷边界的超声扩散和对正规化塑性形变区域中的 中观结构缺陷和在本发明的正规化超声冲击和伴随着其对结构的影响 产生的效应(这特别由超声应力波在因超声冲击而形变的材料内的蔓延 过程中降低的抗形变性引起)下与塑性形变程度对应的压缩应力的抑制 来实现。
除了被处理的材料的提高的强度外，通过本发明的UIT在铝合金中 实现的另一材料效果是保持被处理的材料的冲击强度，特别是在由合金 AlSi7Mg、AlSi9Mg和AlSi11Mg制成的铸造轮胎的制造。结果显示在图 73-74中。更特别地，图73显示了在具有增强的缺口的试样上的冲击强 度，图74显示了在从增强的轮胎上切下的试样上的冲击强度。UIT和超 声冲击机械加工(UIM)条件使得能够固定由初始材料层面下的冲击加 载造成的强塑性形变的区域中的冲击强度。在由超声冲击引发的超声应 力波的作用区域中，冲击强度提高12％。用于实现这种材料效果的UIT 条件优选如下：f-27kHz；进料-400mm/min.；压力-15kg；Pin- 9.05x25mm，R0.25mm；楔入44°；条件1：A-10μm；条件2：A- 20μm；条件3：A-30μm；超声冲击持续时间-1.2-1.7msec。附 加UIT条件为：f-27kHz；压头-6.35x25mm，R25mm；UIT条件：第 1道：A-20μm和第2道：A-12μm；UIM条件：V-18m/min.； 进料-0.5mm/rev.；压头-6.35x 33mm，R25mm；第1道：压力- 15kg和A-22μm；第2道：压力-7kg和A-12μm；超声冲击 持续时间-1.2-1.7msec。由于在UIM和UIT过程中，可能在强塑性 形变下发生结构扭曲，这因此可能造成位错阻滞和在被处理的材料中在 晶粒级别上形成其它缺陷，已经根据本发明指定了该状况，其中在应力 集中点的UIT后，却贝试样的冲击强度直接取决于试样尺寸，即形变的 和未形变的材料的体积的关系。解释而言，却贝试验是摆锤型单blow 冲击试验，其中将通常刻了切口的试样作为简支梁支撑在两个末端并通 过下落摆锤的冲击在切口，动态应力集中点处断开。使用吸收的能量作 为通过随后的摆锤升高计算出的冲击强度或切口韧性的度量标准(在使 试样断裂的冲击后)此外，却贝值直接受切口中观结构的影响，其根据 本发明通过在本发明的超声冲击作用过程中的塑性形变和由其引发的 超声应力波正规化来控制。
在铝合金中通过本发明的UIT实现的另一材料效果具体是硅夹杂物 从AlSi11Mg合金的固溶体中沉淀，这是合金夹杂物并提高了材料强度。 这种效果显示在图75-77中。更特别地，图75显示了未处理的试样结 构；图76显示了在UIT处理过的试样上的硅沉淀物；图77显示了未处 理的试样和UIM试样的在深度中的微硬度分布，其清楚表明由于硅夹杂 物在该层中的沉淀，处理过的表面和处理过的材料在至少2毫米深度处 的微强度的提高。用于实现这种材料效果的UIT条件优选如下：f-27 kHz；V-18m/min.；进料-0.5mm/rev.；压头-6.35x25mm，R25mm； 第1道：压力-15kg和A-22μm；第2道：压力-7kg和A-12 μm；超声冲击持续时间-1.2-1.7msec。这种材料效果通过本发明的 UIM通过由其中发生的结构变化使表面层增强来实现。在表面层中，由 初始结构的两相条件(α+共晶(α+Si)+Si)形成更多的固态共晶结构 (α+Si)+Si。该过程也伴随着硅夹杂物在超声冲击下向表面迁移并基本 体现了由于硅在近表面层中沉淀而增强Al-Si合金的目标能力。
通过本发明的UIT/UIM在铝合金中实现的另一材料效果是在腐蚀剥 落后2024-T351合金的性质的恢复。在根据本发明UIT后，剥落试样的 屈服强度提高33％(与未处理的未剥落材料相比19％提高)，最终强度 提高24％(与未处理的未剥落材料相比，在UIT/UIM后，提高达到该材 料在测量精度内的典型强度)。结果显示在图78-79中。用于实现这种 材料效果的UIT条件优选如下：f-36kHz；压头-5x17mm，R25mm； A-18μm；NI64；压力-3kg；进料-400rπm/min.；交叉进料- 0.5mm/travel；超声冲击持续时间-1.0-1.3msec。这种材料效果通 过晶界处的超声冲击扩散来实现。
通过本发明的UIT在铝合金中实现的另一材料效果是从飞机机翼外 壳板上切取的由7075-T6合金制成的试样的周期寿命在轻微腐蚀的试样 中3.2倍的提高和在严重腐蚀试样中2.9倍的提高。图80显示本发明 的UIT对具有不同腐蚀程度的试样的抗疲劳性的影响。用于实现这种材 料效果的UIT条件优选如下：F-36kHz；压头-5x17mm，R25mm；A -20μm；NI64；压力-3kg；进料-400mm/min；交叉进料-0.5 mm/travel；超声冲击持续时间-1.0-1.3msec。本发明的UIT改变了 裂纹成核机制。因此，对于未经UIT的腐蚀试样，裂纹由腐蚀区域与基 底的界面上的粒间裂纹成核；对于根据本发明经过这些部分的UIT的轻 微腐蚀试样，裂纹不成核，这解释为晶界的机械封闭和随后在强超声塑 性形变下的粒间腐蚀破坏区域中它们之间的超声扩散。
通过本发明的UIT在铝合金中实现的另一材料效果是2024-T351合 金冷轧板与初始状态相比的更精细结构(平均从16.52纳米到8-10纳 米)。结果显示在图81-82中。更特别地，图81显示了UIT处理之前 表面层中的结构，图82显示了通过UIT细化的更细的晶粒结构。用于 实现这种材料效果的UIT条件优选如下：f-36kHz；压头-5x17mm， R25mm；A-15μm；NI64；压力-3kg；进料-1000mm/min.；交 叉进料-0.5mm/travel；超声冲击持续时间-0.9-1.2msec。晶粒 细化的这种材料效果由下列原因引起：由于附加形变，形成高位错密度 和孪晶结构；形成微谱带结构；将微谱带结构细分成亚微米晶粒；将亚 晶粒进一步弄碎以便等轴。
通过本发明的UIT在铝合金中实现的另一材料效果，尤其是 2024-T351合金的冷轧板，是沉淀物迁移和10-15纳米宽的微谱带的出 现。这伴随着亚细粒结构自排列过程并在表面层中在纳米级下提高中观 结构的抗机械和腐蚀破坏性。因此。由于本发明的UIT而产生的两个效 果是表面层中微硬度的提高和因此材料的静态强度的提高，和通过沉淀 物，即结构应力集中点的分布密度的降低来创造改进疲劳强度的条件， 以及表面层中结构均匀性的提高。这种效果显示在图83-85中。更特别 地，图83显示了微硬度分布，图84显示了本发明的UIT处理之前的表 面层结构，图85显示了UIT试样中的微谱带。使用能量分散光谱法(EDS) 检查沉淀物表明，沉淀物富含Al、Cu、Fe、Mn和Si。但是，沉淀物的 密度据发现在UIT样品的表面和近表面处表现出最小值。与“仅轧制成 的”状态相比表明，UIT后的沉淀物表现出降低的尺寸，同时它们的密 度在该谱带内表现出最大值。通过上述观察的综合比较，在结构层面上， 潜在的应力浓度分布密度大致降低。这可以被视为提高材料抗疲劳破坏 形成能力的必要条件。用于实现这种材料效果的UIT条件优选如下：f- 36kHz；Pin-5x17mm，R25mm；A-18μm；NI64；压力-3kg；进 料-400mm/min.；交叉进料-0.5mm/travel；超声冲击持续时间- 1.0-1.3msec。这种材料效果通过几何动态重结晶过程实现，其中高能 量和高温度可以达到临界水平并因此造成沉淀物迁移。在任何情况下， 这种效果都伴随着超声冲击的正规化作用、局部加热、热去除、正规化 超声应力波的分布和由此引起的金属塑性形变的正规化。
通过本发明的UIT在青铜中实现的材料效果是腐蚀疲劳强度的提 高，特别是Cu3青铜螺旋桨(BrAl9Fe4Ni4)。结果显示在图86-87。更特 别地，图86显示未处理的样品表面上的腐蚀破坏，图87显示了UIT后 的样品表面。用于实现这种材料效果的UIT条件优选如下：f-27kHz； P-900W；A-最多30μm；Pins-3x20mm，R3mm。这种材料效果 通过高水平压缩应力的引入、表面层结构改性、在结构缺陷(如孔隙) 的边界封闭处的超声扩散、防止破坏和抑制微级和宏观级的中观结构破 坏来实现。
由于不同性质的裂纹构成主要类型的金属劣化的最普遍的最终迹 象，UIT对裂纹开始和扩展动理学的影响的具体方法包括：
(a)具有例如不大于0.5微米的粗糙度和诱导至最多0.7毫米的 相对较小深度的残留压缩应力的“非常”光滑的表面，其中这类表面能 够“长时间”延迟裂纹的开始，并在开始后可能具有相当迅速的裂纹扩 展，和通过上述本发明的UIT技术抑制；
(b)具有例如0.5微米和更大的粗糙度、完整的中观结构和诱导 至最多1.5毫米的中等深度的压缩应力的光滑的表面，其能够在达到相 当大的深度，但不低于0.7-1.5毫米的高压缩应力场内，实现材料较长 的对裂纹开始和开始后的扩展的抵抗性；
(c)具有完整的表面下中观结构(微小表面损坏可能达到不大于 0.003毫米的深度)、亚表面层中的细粒和诱导至最多2.5毫米的较大 深度的压缩应力的光滑表面，其产生较高的材料抗裂纹开始性并在细粒 结构区域和压缩应力场中减缓在开始后的裂纹扩展；
(d)具有完整的表面下中观结构(微小表面损坏可能达到不大于 0.008毫米的深度)、近表面层中的细粒和非晶结构以及使用受控超声 冲击诱导至对给定材料而言最大深度的压缩应力的光滑表面，其产生较 高的材料抗裂纹开始性并在细粒和/或非晶结构区域中减缓裂纹扩展和 在压缩应力场(其基本与被处理的材料的屈服强度相对照)中继续裂纹 减速。
此外，开始的裂纹被“固定”并通过本发明的IT的下列作用延缓 疲劳裂纹的扩展：
(a)裂纹边界的扩散连接；
(b)裂纹扩展区淹没到残留压缩应力区中(裂纹保存)；
(c)去除裂化的金属表面层(类似于研磨)直至未受损的金属。
上述材料效果通过在其软和力相位过程中控制超声冲击参数来实 现。此外，设定超声冲击参数的主要标准是具体工程任务，其决定了对 控制程度的要求。此外，基于实验或专家数据设定超声冲击参数。由此， 根据本发明，超声冲击参数，尤其是在冲击开始时的合速度、冲击能、 重复率合冲击时间、冲击幅度合相位的控制程度根据实验或专家数据由 具体任务决定，其中基于具体技术要求和实际结果以5％至随机值的分散 度设定这些参数。
上面详述的结果证实了使用本发明的超声冲击在机械和结构使用 过程中抑制引发金属劣化的现象和劣化本身(如果这已经发生)的技术 (根据本发明开发的)的高技术效力。
要理解的是，可以在材料上独立或组合地通过所述工程学解决方案 防止或抑制任何上述劣化类型或劣化症状，从而提供实现任何所需技术 效果或任务所需的至少一个材料效果。例如，可以独立地解决基于腐蚀 开裂的劣化以实现一个技术效果或可以与例如热裂化和/或侵蚀结合解 决以实现进一步技术效果。因此，不同的数据元可以互换以针对不同任 务实现不同的结果或技术效果。
本领域技术人员会看出，可以在上述说明书范围内作出各种修改。 在本领域技术人员能力内的这类修改构成本发明的一部分并包含在权 利要求书中。