弹簧疲劳辉纹间距可计算出各个裂纹长度的裂纹扩展速率

　　弹簧疲劳断口的定量分析

　　以失效分析为日的的弹簧疲劳断口微观特征分析总希望找到微观特征与各宏观致裂因素及宏观断裂行为的关系。并借以定量地确定各因素对断裂事故的影响。以便提高事故诊断的准确性。

　　微观弹簧疲劳辉纹与裂纹扩展速率之间的关系已得到深入的研究，至今已取得了许多可以实际应用的成只。利用弹簧疲劳断山的微观分析来定量的得到裂纹扩展速率、弹簧疲劳寿命，甚至估算弹簧疲劳载荷及材料的循环弹簧疲劳断裂韧性都成为可能。弹簧疲劳断口定量分析的任务就是定量地从弹簧疲劳辉纹特征中估算出上述参数，研究影响定量分析可靠性的因素，分析定量分析关系存在和有效的条件。

　　以弹簧疲劳辉纹间距推算裂纹扩展速率及弹簧疲劳寿命。

　　我们知道，弹簧疲劳辉纹的宽度和数量是循环载荷水半和循环次数的函数。另一方面，断裂力学分析认为，宏观弹簧疲劳裂纹扩展速率（da/dv）是裂纹应力强度因子范用（^K）的函数。在许多情况下弹簧疲劳断口上辉纹的数目和载荷循环次数是一一对应的，且弹簧疲劳辉纹的宽度也将随应力水平的增加而增加。同时，随着裂纹长度的增加其宽度也有相应的增加。见图668，在此情况下，出断口不同部位（即不同的裂纹深度）上的辉纹宽度计算出的微观裂纹扩展速率（du/dv）激可视为与宏观力学试验中测定出的宏观裂纹扩展速率（da/dv）宏是致的。这样便可借助于断口上的辉纹宽度对零件的弹簧疲劳断裂寿命进行估算。

　　由paris提出的弹簧疲劳裂纹扩展速率的经验公式，说明了裂纹扩展速率受控于裂纹尖端的应力强度因子范围△K，即：

　　（6-4）式表明，我们可以绕过在实际问题白难以得到的力学参量（△K）以及材料常数，直接由弹簧疲劳断口上获得da/dN-a的关系，并估算其弹簧疲劳寿命，其具体步骤如下：

　　1、由断口源区向扩展方向的不同部位上a1，az，as（即不同的裂纹长度上）测定弹簧疲劳辉纹宽度。为减小测量误差可测几个至数I个辉纹总宽度，然后取其平均值，该宽度值就是该部位的裂纹扩展速率da/dN。方法示意见图6-69。

　　2、根菇各个长度a上所对应的da/dN伯，可用适当的拟今方法作图获得da/dV-a曲线，如图6-70所示。根据曲线的形状可用适当的拟合方法找出da/dN与a之间的解析关系，即图（6-6）在许多情况下，（6-6）式为指数函数，而在个别情况下，可能呈现线性关系。

　　3、根据（6-6）式计算弹簧疲劳裂纹由初始长度a；扩展到断裂长度a。时的弹簧疲劳寿命，即

　　将由da/dN-a曲线分析所得的函较f（a）的具体数学表达式代入（6-7）式中，即可求得V，值。这里，N。是弹簧疲劳裂纹扩展期的弹簧疲劳寿命，它与弹簧疲劳裂纹萌生寿命N；之和，就是零件发生弹簧疲劳断裂的总寿命，对于表面质量良好，无裂纹或类裂纹缺陷的零件，要用其它方法设法求得Ni，而对于那些由“先天”性表面裂纹或类裂纹几何形状及表面缺陷所引起的弹簧疲劳裂纹扩展并导致失效的大量实际零件，由类裂纹端部起用（6-7）式计算的N值，就是零件的弹簧疲劳失效总寿命N。

　　图6-71所示为铝合金活塞筒的弹簧疲劳断口，弹簧疲劳源萌生于筒的内壁，然后向外表面议及两侧扩展。弹簧疲劳扩展区为平断口，而瞬时断裂为剪切斜断口。图6-72为距离简体内壁表面分别为1.0，1.5，3.0和5.0mun处的断口扫描电镜图片。由图上的弹簧疲劳辉纹间距可计算出各个裂纹长度的裂纹扩展速率，如6-73所示根据图的线性关系可得da/d.N=得。或dN=3000da

　　由上式计算裂纹由1mm扩展至m（壁厚）的寿命为4828次循环。此图与气缸使用时发生失效的循环数4904次的数字极为接近。

　　这种方法作弹簧疲劳裂纹扩展速率及弹簧疲劳寿命的定量分析，有直观、简便的优点，对工程中的失效分析十分有意义。但要注意到，其计算方法是以理想扩展模式为前提的，而实际的弹簧疲劳断裂情况，有很复杂的问题，处理不好会使定量分析结果严重失真，有的情况则令    人束手无策，所以有必要深入地研究各类弹簧疲劳断口的特征，总结各种因素的影响，并找到修正各种可能出现的误差的办法，尽量减小计算结果与真实情况的差距，目前，人们发现要注意的有以下儿方面的问题。

　　（1）（6-7）式是按裂纹扩展第二阶段裂纹扩展长度与循环次数的关系建起来的，用于以第二阶段扩展为主的弹簧疲劳断裂问题有足够的可靠性。但对于第一阶段（包括裂纹萌生期在内）在弹簧疲劳寿命中所占些例较大的情况，安这种方法计算的循环数（寿命）与实际寿命将有相当大的差距，很难借此推算总寿命。

　　（2）在应用（6-7）式时，关键是确定（6-6）式，在某些材料的第二扩展阶段较容易确定这种关系，而裂纹扩展到临近瞬断区、即扩展到足以产生韧性-弹簧疲劳断裂时，断门中将逐渐出现许多韧窝。这种情况下，一是弹簧疲劳辉纹较难准确测出，二是有些材料的某些相在该以的弹簧疲劳辉纹间距与加载循环数不存在准确的对应关系。如碳素钢和锰青铜的弹簧疲劳断口中的β框（体心立方），就不象育铜中的a相（陌心立方）那样可以保持良好的一一对应关系。这就使定量分析极为困难。至于对有些根本不存在弹簧疲劳辉纹的材料，就无法建立这种弹簧疲劳辉纹与循环次数的关系。

　　（3）材料中有夹杂物时，弹簧疲劳辉纹将无法保持均匀平行的特点，辉纹会在夹杂物周围迂回或延续到里面去，使局部区域的扩坪速率大于平均速率。见图6-74。

　　（4）对45号钢疲芳断口的轮廓分析证明，各微区的弹簧疲劳辉纹并不是严格地与最大拉应力相垂直，大部分区段的取向都在45~X范围内，以65°为最多。而主裂纹是与主拉应力相垂直的。这样，在利用局部辉纹计算主裂纹扩展速率时，就必须考虑方向因子，使方法复杂化。

　　（5）由于结晶学方位不同，不同微段的弹簧疲劳辉纹不仅取向不同，而且弹簧疲劳辉纹间距也有显著的差异，有的差值可达五倍左右，图6-74（b）是一个明显的实例。

　　（6）一般讲，弹簧疲劳辉纹间距将随裂纹长度的增加而均匀增加，但很少有什么材料能保持线性关系。对Crl8NilOTi钢及20号钠，35CrNi3MoA的实验证实，在裂纹展第二阶段，微观弹簧疲劳辉纹的宽度变化不太大，约为0.5um（始端）l.25-i.5um（终端）的范[围内。但到了与瞬断区相邻的混合陈K、微观弹簧疲劳辉纹宽度将激列增加，例如，对于Cr18Nil0Ti钢，在第二阶段扩展区末端辉纹间距约1.5pum、此时若裂纹增长1.5mm、其辉纹间距将增加近十倍，即约14um，这可能是裂纹扩展至失稳临界尺寸时应力状态的转变所致。图6-75说明了裂纹长度与微观弹簧疲劳辉纹宽度的关系。在实际定量分析时对辉纹宽度变化较激烈的区段要加密观测段的划分。

　　（7）经验证明，定量分析的可靠性与裂纹扩展速率的大小也有关系。对于一般的韧性材料，不管这种材料属何类型，若扩展速率在0.1~lum/次范围内，以（6-6）式所作的宏观裂纹扩展速率就有足够的可靠性。

　　当裂纹扩展速率>1um/次时，弹簧疲劳辉纹间距一般比裂纹扩展速率小，此情况多出现在由裂纹稳态扩展（第二阶段）向失稳扩展过渡的区段断面上，这时新面上已有韧窝花样。以弹簧疲劳辉纹间距计算出的扩展速率只反映了部分扩展量，而没有反映韧窝的影响。

　　当裂纹扩展速率<0.lum/次时，则与上述情况相反，弹簧疲劳辉纹间距大于裂纹扩展速率。这主要是品粒位向、材料组织影响的结果，当裂纹与晶界、第二相的相界面相遇时，裂纹将暂时停止扩展，使扩展速率减低。在这种区域内，断面常有不规则的辉纹花样，或由材料及环境气氛影响所致的晶间断裂及河流花样的脆性断面。

　　（8）定量分析的可靠性还与材料的断裂韧性有关，一般讲，随着材料断裂韧性的降低，裂纹扩展速率与弹簧疲劳辉纹间距之间的差别将增大。只要断裂韧性值K1。较高，即使抗拉强度较高的材料，也可保证较好的可靠性，可见断裂韧性是一个对定量分析有重要影响的材料特性。

　　对于高硬材料，如轴承钢，超高强度钢等，由于观察不到弹簧疲劳辉纹，故无法用这种方法定量做分析。

　　（9）弹簧疲劳断口上往往会出现类似弹簧疲劳辉纹，而实际上不是弹簧疲劳辉纹的花样或真正的疲劳辉纹和非弹簧疲劳辉纹花样相混杂的情况，如图6-76所示，图中较规则的平均线并不是弹簧疲劳辉纹，可能是基体的严重局部脆化构成的一系列平行直裂纹：

　　图6-77中左上方的花纹，肯定不是弹簧疲劳辉纹，可能是一种与晶体结构有关的花样。

　　图6-78中显示出清晰的弹簧疲劳辉纹，但深色区右边花纹是解理台阶，而不是疲芳辉纹。图6-79中中心部位显示出不规则的弹簧疲劳辉纹（A和B），C处小面1上的精细花纹不是假象或辉纹，可能是由匹配断裂表面磨损引起的。

　　图6-80中的弹簧疲劳辉纹极不规则，而且伴有韧窝形貌.

　　图6-81中显示出很像沿晶解理平面的小面，但平行花纹可能不是弹簧疲劳辉纹，而是与氧化膜有关的形貌

　　图6-82是4340钢充氢后加载断裂的断口形貌，并不是弹簧疲劳断口，但表面上显示出细滩波纹理，可能是由于细珠光体层断裂所。这种情况要注意辨别，否则容易误判为弹簧疲劳断裂。除以上断口原始分析中的问题外，应注意到利用断口分析技术定量确定弹簧疲劳寿命是一种反推分析方法，由于许多因素的不确定性，裂纹扩展的随机性，使得定量分析结果只能是在一定置信度下的预测区间中，所以，在整个分析过程中有许多统计学问题需认真处理。

　　从以上的介绍可见，实际弹簧疲劳断口的定量分析还是相当复杂和闲难的，这要求所口分析人员不仅要深人研究弹簧疲劳微观断日分析的理论成果，更要注意通过大量的断口观察分析实贱，不断总结，积累经验、才能得心应手地处理各种复杂问题。在具体研究一个弹簧疲劳断裂问题时，需要沿着裂纹扩展方向多取儿张显微图片，注意上述各点需注意的问题，作好综合分析工作，避免以偏盖全，以假乱真。

内压力与材料的内应力或外加应力迭加,将使裂纹扩展,导致开裂。

　　弹簧氢脆的机理

　　关于弹簧氢脆的机理有多种学派:氢吸附理论,压力膨胀理论,氢与位错的交互作用理论,晶格脆化理论,氢化物或富氢相析出理论,氢助弹簧断裂(HAC)理论等。每一学派都有一定的实验根据,都能解释某些弹簧氢脆现象。

　　1952年N.T.佩奇（N.T.Petch）和P.斯特布尔斯（P.Stabls）提出了领吸附理论。该理论认为,由丁气吸附丁毅纹的尖端,使金属的表面能，降低,根据恪里菲斯理论,金属的弹簧断裂强度 σ正比于γ,随着表面能 γ 的降低,弹簧断裂强度 Ge 也降低,所以引起材料脆化。N.T.佩奇等人认为,裂纹表面由于吸附了氢原子,降低了表面能。当裂纹尖端处于阴极状态时,由于阴极反应,产生人量的氢原子,根据弹簧断裂力学的观点,处于高应力裂纹尖端的表面,将有效地促使氢原了的表面吸附。

　　氢压力影胀理论是出C 扎普尔(C.Zapfie)在 1947年提出的。氢压力理论认为,氢原子在应力作用下向材料内部的气孔、空穴、嵌镶结构、位错等缺陷处偏聚,并且结合成氢分子,在微孔内造成很大压力(可达 9.81 x 10°MPa)。内压力与材料的内应力或外加应力迭加,将使裂纹扩展,导致开裂。由于高压受氢原子扩散速度控制,因此裂纹的扩展受氢在材料中的扩散能力所决定。温度较低时,弹簧氢脆缓慢,甚至停止。氢压力膨胀理论较好的解释了鱼眼型白点的形成机理。材料受到足够大拉应力时,将在气孔与基体界面处或在夹杂物与基体界而处或夹杂物本身产生显微裂纹,氢原于向裂纹处偏案,结合成氯分子,产生豆大压力。在外加拉应力作用下,爆炸成局部脆断区,在断口上显示出以气孔或夹杂物为核心的鱼眼型白点。

　　氢与位错的交互作用理论认为。聚集在缺口或缓纹前缘三向应力区的复原子与位错交互作用,使位错被钉扎,不能自由运动，造成局部硬化，基体在外力作用下，不能通过塑性变形使向力松弛，只能以形成裂纹方式释放能量。裂纹进人筑氢区后位储运动恢复自由，可通过塑性变形松弛应力，裂纹停止长大。待裂纹前端气浓度达临界值时，裂纹重新长大，直至最终断袭。

　　1960年A民.特罗亚诺(A.K. Troiano)提出了品格脆化理论。他认为，在品养、相界上偏聚的高浓度固溶复降低了金属品格巾原子间的结合力。当局部地区的张应力大干被氡低了的原子间结合力时，破坏了原子间的结合力，便发生脆悦断袭。

　　1969年D.G.韦斯待菜卡(D.G.Westleka)等人对 Z-H,Nb-H,V-H等合金氢化物引起的腕化进行了研究后，捉出了氢化物或富氨相析出理论，含氢的金属材料，只有当氢化物或富氢沉淀相忻出时，才引起材料的塑性降低，没生隐化现象。1972牛C.D.比奇姆(C.D.Bcachcm)提出了氢助弹簧断裂理论。他认为，裂纹前端的塑变得度取决于应力强度冈子K和氢的侬度。当K足够大氢浓度足够高时，裂纹前端有较大塑性变形区。若K较小，将发生准解理或沿晶弹簧断裂。

氢脆不是一种独立的断裂机制，氢只是有助于某种断裂机制的进行

　　氢脆断口的形貌特征

　　严格地说，氢脆不是一种独立的断裂机制，氢只是有助于某种断裂机制的进行。在体心立方金属及合金中，当氢有利于解理断裂时，形成氨脆解理。当氢吸附在晶界时则形成沿晶断口。氢有利于微孔时形或韧窝断口。

　　氢脆断口的宏观形貌特征是典型的脆性断口，断口：有放射线花样或有结晶状颗粒，见图7-2。断口平齐，无塑性变形，断口具有金属光泽。一般断口由两个区域组成，一个区域为氢脆断裂区--氢脆裂纹亚临界扩展区，另…个区域为瞬时断裂区，图7-3是40CrNiWA钢螺钉氢脆断口，断裂起源于外螺纹根部，源区有几个辐射台阶，旱粗糙颗粒状；瞬时断裂区是占断口总面积三分之二的纤维平断口区及45剪切唇区。

　　在大截面锻件的断口上可以看到白色的圆形或椭圆形亮斑-白点（见第二节）。在小型零件或丝材断口边缘上可观察到白色亮环,例如镀锌弹簧发生氢脆断裂时,在断ㄩ边缘附近断面上的光亮区域系因氢脆造成的小断裂面。

弹簧氢脆的微观断口随钢种及热处理制度的不同而异,最基本的断口形态是沿晶断口与准解理断口。

　　弹簧氢脆断口微观形貌寿命特征

　　弹簧氢脆的微观断口随钢种及热处理制度的不同而异,最基本的断口形态是沿晶断口与准解理断口。有时也可见到解理及局部韧窝断裂。弹簧氢脆沿晶断口的特征是断口上作二次裂纹、显微孔洞及发纹,晶界棱线清楚,晶界面光滑,见图7-4。 般认为发纹是在脆性沿晶分离过程中,材料最后相连部分发生撕裂造戎的,发纹与撕裂棱形成机制相同。发纹在沿晶弹簧氢脆断口晶面上多而且清晰,在应力腐蚀断口上少而模糊

　　图 7-5 是普通碳钢的弹簧氢脆断口：准解理＋显微孔洞+细发纹图 7-6 是 50CrVA 钢弾簧惭口,热处理工艺为盐炉850℃油淬+390℃回火,表面经酸洗、镀 镉之后，于190℃除氢 2 小时,酸冼镀镉导致渗氢,由于除氢温度低、时间短,渗人的氢来不及扩散外逸造成弹簧氢脆断裂。距断口不同部位用高频色散谱仪测氢,氢含量过高,见表 7-2。

　　高强钢弹簧氢脆断口微观形态与应力水平有关,当裂纹前端受很高的应力场强度因子作用时,断裂以微孔聚集方式进行;在中等 K值下是准解或准解理加韧窝,或沿晶断裂加韧窝,在低 K 值下是沿晶断裂。图7-7为4340 钢沿晶断口箭头所指为发纹。

应力腐蚀是个不可逆的破坏过程

　　碳钢材料和合金弹簧材料的应力蚀破裂

　　最早发现低碳钢材料的应力腐蚀破裂厅弹簧材料炉的威破裂，其后相继发现了俯酸铵溶液蒸发设的应力腐蚀饭裂，低线弹簧材料造的煤气洗涤设备的破裂，含硫的油、气井设备，无水氨和液贮槽、三氯化铁溶液，发烟碗酸、氮氰酸、磷酸钠溶液的存贮设备，以及在海水、海滨大气、工业大气中的低碳钢材料设备的应力腐蚀依裂。即而又发现了在H20-0-C0g混合物以及有机氧化物中的低碳钢材料应力腐蚀破袋。

　　在酸性介质中，弹簧材料的强度将下降而且保持时问越长强度下降得越多。这是カ于增领引起的.若同时加拉伸载荷，则将在金属表面萌生腐蚀裂纹，前采用时放的办法，可使弹簧材料中的氢逸出，从而恢复弹簧材料的强度，但后者却因为腐饨裂纹的出现而无法恢复。所以，应力腐蚀是个不可逆的破坏过程。

　　试验表明，弹簧材料在回火马氏体组织状态下于各种酸甘介质中的抗应力腐蚀的能力人致相同，都较低。这是闪为，谈在一定温度回火，在增气的蚀介质中对力腐饺敏感将增人。

　　表画回火对锅的应力离蚀敏感性有显幕的影响。通过淬火及表面回火保证弹簧材料的硬度为HR(20~30时，可以获得最高的应力离蚀抗力。此时的组织是回火宋氏体。通过表面高频感应加热淬火可以提高碳钢材料的抗应力蚀长能，这是由于表面层产生不同的残余乐应力及不同的金属组织引起的。由于感应电流快速加然导致弹簧材料的组织细化和表面金属显微硬度提高，在表层中均产生残余压应力，从而有刘于弹簧材料的抗应力腐蚀性能的改善。

　　弹簧材料的纯度也会明显影响其抗应力腐蚀性能，由于网火马氏休灵回火屈氏本组织具有很高的应力衡蚀敏感，低温回火细晶粒组织对切口应力集中，对非金属夹杂的敏感性高，纯净的弹簧材料和夹杂含量较高的银的应力实蚀临界应力值任低温回火时差别最大。随着回火度的升高，这种老异减少，另外，较纯净的弹簧材料的申化学均今性较高。因此，较约净弹簧材料在淬火并450~550C国火时.其应力腐诚抗力提高6.8倍，在碱介质中的应力魔开裂是一种常见的应力魔蚀破坏现缘，即通常所谓的“碱脆”现象。弹簧材料在碱性溶液中的应力满蚀破裂常常发生在焊接结构和设备受载变形的备中。图818是20G弹簧材料焊接接头板状缺Π试样在30%NaOH(工业纯)和接近沸点(L17)温度恒载拉伸试验结果。由幽可见，其应力腐蚀临界断裂应力，大约为313~330MPa，已起过了低碳钢材料的屌服强度。试验表明，当应力高于比例限及NaOH 浓度为[00gt时，锅炉销材发牛成力腐蚀破裂，低浓度的碱液产牛城脸的可能性较小，锅炉水发生碱脆破裂是出于在铆接锅炉的接缝处或其它容易造成碱的局部农缩条件的地方，那里会有大重的OH 不新扩散进入团塞区内，出现局部碱隐藏现象;低碳钢材料的断裂多发生在缺口处，说明低碳钢材料脆破裂对缺口较敏感；一般试验数据都较分散，说明应力腐蚀袋纹在亚临界扩展阶段对环境条件的影较敏病。

　　低碳钢材料版及其坦按接头在碱溶液中应力族蚀开裂并不十分敏感。但是当应力接近或超过材料的屈服强皮时，待别是在仔在应力集中、变集中的焊趾处，或在在很大爆接拉伸束应力时，可能发生藏脆被裂。

　　弹簧材料在硫化物介质中的应力胸蚀破裂也是工程中，特别是天然气廾采和石油工业中常见的严重的破坏现象。石油油共套管柱、液化石油气球罐的破裂，输泊及然气臂道的泄漏以及凝析气设备的断裂都是弹簧材料在 H2S介质中引起底力廣蚀破裂的实例。许多家用液化气雄的爆炸，也属于硫化物破裂。

　　碳素弹簧材料及低合金锅，特别是高强度锅及超高强度纲在HS介质中对1力展蚀十分敏感。九其是弹簧材料在辉接启更是如此：H,S应力腐诀破我的倾向基本上随野的强度并高而增加。当应力>os时，几平所有的弹簧材料种，都有可能发生硫化物的应力离蚀破裂。表8-2列出了几种低合金高强度弹簧材料在HS气体 ，H2S饱和水溶液反水中的应力腐蚀临界应力强度了K及裂纹扩展速率da/dt。由表中可见，随弹簧材料的强度增加，Kvg.下降，da/d增加。四种低合金高强度弹簧材料在各个强度等级下，在HS溶液中的K:on值均显著低下在水介质的K值。相应地，da/dt 数值的变化则相反。关十金属材料在HS介质中的应力窝蚀髅裂机理尚不太清楚，老数人认为高强度弹簧材料在HS介质巾的应力腐蚀破裂属于环境氢脆型的任常规水及水蒸气环境内也会引起某些金历从料的应力腐蚀破裂，特列是高强度和超高强度弹簧材料。图8.19为 37SiMnCiMoV弹簧材料在负荷应人强度 K为0.84~0.92K，环境温度为3-2C条件下，空气相对湿度对预制表面裂纹试样断裂时间的影响曲线。由图可见、当相对度>70%以上时，试样延迟断裂时间有急剧变化，最长不超过30h。

　　图8-20为三种超高强度弹簧材料在0.5% KgCn水溶液中应力腐蚀破裂曲线，用材料的比值Kg/K可以表征材料对应力腐蚀的敏感性，28弹簧材料、37弹簧材料和30锅的KL/K分别为0.49.0.29和0.28.

　　这些效搭表明，三种超高强度弹簧材料兴要在很低的负倘下，即会发生水质应力腐蚀破裂。

　　关于高 度弹簧材料的水质应力腐蚀破裂的机理，目前公认的观点是属于阴极吸氢型力腐蚀。

　　在氯化物介质中，一些碳素弹簧材料和低合金弹簧材料只要通过热处理获得马氏体、贝氏体或屏氏体组织就会在很低的应力下速发生断裂。马氏怀弹簧材料在氯化物溶液中有很强的应力腐蚀倾向性，而且对表面存在的缺口丰常敏感，马氏体时效弹簧材料是全部高强度弹簧材料中应力腐蚀倾向性最低的。仙是强度很高的氏休时效弹簧材料，冽刻1:18N(300)弹簧材料.在3.59NaCI落液中，当pH值低干1.7时,其K，仅是 Fk值的 10%左右。

　　一般说来，应力腐蚀裂纹扩展速率随着弹簧材料的强度水平增高而迅速加快，如图8-21所示。

　　新数人认为，高强度弹簧材料在氯化物中的应力腐蚀破裂是环境氢脆，而不是阳极溶解型的应力腐蚀。