1．前言

    作为地球环保措施之一，各产业都在积极减少CO₂排放量。其中，由于汽车在行驶过程中排放的CO₂量最高，为减少汽车在寿命周期内CO₂的排放量，汽车制造商对降低汽车燃耗技术进行了大量的研究。为降低汽车行驶时的燃耗，最有效的办法是减小汽车的摩擦损耗和提高发动机整体的燃烧效率，其次是降低车身重量，因此，汽车制造商强烈要求提高汽车用材料的强度，以减轻部分零部件的重量。为满足这一要求，钢材制造商开发了各种高强度汽车用钢材并应用于实际，例如，开发了最大扭应力(T_max)为1200—1300MPa级的高强度弹簧钢应用于汽车悬簧，它是通过提高应力来减轻钢材的重量。

    众所周知，提高钢材强度会增加由使用环境侵入的氢，从而产生的对迟延断裂的敏感性。关于各种冶金因素对高强度螺栓用钢和高强度Pc棒钢在实际应用时的迟延断裂特性的影响，进行了很多研究。关于迟延断裂机理，以前就提出了各种见解。近年来，南云根据以往的大量研究结论，以钢中氢和钢的力学行为为重点，进行了包括材料设计在内的解析。另一方面，关于迟延断裂特性的评价方法，虽然还未有标准的评价方法，但通过改进氢的分析技术，已能获得有关钢中氢的存在状态和含量的详细数据。结果，能将钢中的氢分为扩散性氢和非扩散性氢，并根据这些定量数据对迟延断裂特性进行了讨论。铃木等人根据由环境侵入的扩散性氢的量和通过阴极电荷试验求出的极限扩散性氢量的比较，提出了对钢材迟延断裂特性进行评价的方法。山崎等人对这种评价法进行了改进，并以此作为螺栓用钢的评价方法。另外，还有人提出了以采用电化学穿透法测定的裂纹发生Il每界氢穿透系数为指标，对迟延断裂特性进行评价的方法。在材料设计上，关于迟延断裂特性和合金元素的关系，井村等人的研究报告指出，添加si、Ni、Mo、v、Ti有助于改善螺栓用钢的迟延断裂特性；大和田等人的研究报告指出，在s(；M435钢中添加si、Mn、Cr、Mo、Ti、v、Nb有助于改善迟延断裂特性。此外，为改善迟延断裂特眭，还有的研究报告指出，可以通过添加Mo、v。和高温回火处理来调整钢的显微组织等。

  另一方面，提高汽车用悬簧的强度与迟延断裂现象有关。尤其是，在寒冷地区使用的汽车悬簧通常曝露在干湿反复的腐蚀环境中。这是由于路上撒下的融雪剂含有氯化物离子，汽车在行驶过程中悬簧在应力的反复作用下，处于湿润状态中，然后在停车期间又在静态载荷下恢复干燥。为应对这种环境腐蚀，一般是对悬簧进行充分的涂漆处理，但在行驶过程中由于石头等的碰撞，涂漆会出现脱落。因此，在涂漆脱落处由于前述的干湿反复腐蚀会导致点状腐蚀，由点状腐蚀会导致折断和疲劳断裂，同时在点状腐蚀发生和成长过程中腐蚀反应产生的氢会渗入钢中，诱发迟延断裂。为提高弹簧钢在这种使用环境下的强度，必须弄清迟延

断裂的特性。关于汽车用悬簧钢的迟延断裂特性，青木等人研究了对卷绕成形的实际弹簧进行渗氢和进行评价的方法；冈村等人通过对弹簧用钢丝进行高频热处理来细化晶粒，研究了在扭应力下对迟延断裂特性的影响；中山等人从改善耐氢脆性的角度研究了在高强度弹簧钢中添加Ti后对晶粒细化和扩散性氢的吸附效果。其中，为提高汽车用悬簧的强度和耐盐水腐蚀特性，日本研究了通过添加合金元素和化学钝态处理来改善汽车用弹簧钢的耐点状腐蚀性的技术。

  关于添加Ni、cr、cu、Mo、B等元素有助于提高耐点状腐蚀性和采用浓硝酸进行化学钝态处理可以提高腐蚀疲劳强度的报告等已介绍过。

    另一方面，在以前的耐点状腐蚀性和氢脆化的研究中可以看到，不仅渗入的氢会使强度下降，而且到达最终断裂的时间和耐点状腐蚀陛之间也有相互关系。因此，在此次研究中，根据以前的研究结果，把重新进行合金设计，改善耐点状腐蚀l生的弹簧钢作为试验用材，把耐点状腐蚀性和因点状腐蚀而产生的强度下降及到达最终断裂时间的缩短看作表示发生迟延断裂敏感性的因素，并从添加合金改善耐点状腐蚀性、点状腐蚀的尺寸、腐蚀反应产生的氢的行为等角度进行调查和研究。

    2．实验方法

    对反复在5mass％NaCl水溶液中浸渍和在空气中自然干燥，进行“干湿反复腐蚀”试验的试样，在实施低应变速度抗拉试验(以下简称“SSR．T”)后，根据所得的载荷一位移曲线，对在含有氯化物离子腐蚀环境下的迟延断裂敏感性进行了评价。

    2．1试验用材料

    本次研究使用的试验材料的化学成分示于表1。试验材料有以前作为汽车用弹簧钢而被普遍使用的lIs suPl2和含有很多可提高耐点状腐蚀性元素如Ni、cr、Mo等最大扭应力(T_max)为1，300MPa级Ni—Cr—Mo系高强度弹簧钢HDsl3，还有根据前文得出的结论重新进行合金设计的Ni—Co—Mo—B系高强度弹簧钢HDsl3M。另外，HDsl3M系列弹簧钢中的HDsl3M一1～HDsl3M一4的含c量在0．50～0．44mass％。这些试验用材料是先把热轧后的162mm方钢坯通过热锻成直径20ram的圆钢后进行1173K×3 6ks一炉内冷却的退火处理，然后从圆钢1／2半径部切出直径5mm的圆钢坯料，在表2所示的条件下进行淬火和回火处理。另外，热处理后的硬度为

550～625HV20。

    2 2准点状腐蚀电位的测定

    作为表示试验材料耐点状腐蚀性的指标，根据与以前相同的不锈钢点状腐蚀电位v’c100，可采用命名为v’cql00的准点状腐蚀电位(以下简称“v’cql00'’)表示。根据JISG0577规定的不锈钢点状腐蚀电位测定法，把直径5nma的试样坯料放在已调整到308K±0．5K的5mass％Nacl水溶液(pH5．4)中进行测定。参照电极使用饱和甘汞电极，对极使用白金线，在测定阳极极化曲线后，通过统计处理计算出v’cql00。每个试验材料都进行

了7次的阳极极化曲线测定。

    2．3干湿反复的腐蚀条件

    作为干湿反复腐蚀的试样，采用进行规定热处理后的5mm圆钢坯料制作的平行部直径2mm、平行部长度15mm的SSRT试样。关于干湿反复寓蚀试验，在把试样螺纹部分用硅密封胶进行防腐蚀处理后，先将其浸渍在已调整到308K±0．5K的5mass%，NaCl水溶液中(10．8ks)，然后放在空气中进行干燥(75．6ks)，以此为1次循环，共进行20次循环。另外，反复腐蚀是在无载荷状态下进行的。

    2．4 SSR。T试验

    在试样进行干湿反复腐蚀试验后，将其洗净、干燥后马上放在低应变速度抗拉试验机中，以ε=6．7×10^-6s^-1。的应变速度，在常温环境中进行抗拉试验。另外，每个试验材料都进行5次试验。

    2．5点状腐蚀尺寸的测定

    为评价干湿反复腐蚀后点状腐蚀的发生行为和对机械性能的影响，对试样中点状腐蚀尺寸的分布进行了测定。测定前用强碱除锈液将用于干湿反复腐蚀试验的SSR、T试样的锈除去。然后，为使观察面与试样的纵向平行，对埋在试样平行部位的树脂进行研磨，直至中心露出为止。对采用光学显微镜观察的点状腐蚀进行了拍照，并对断面中的所有点状腐蚀的半径(最大宽度的1／2)和深度进行了测定。

    2．6采用氢热分析法调查氢的渗透行为

    在干湿反复腐蚀试验后，为调查腐蚀反应产生的氢在钢中的渗透行为，对带锈层和采用刚玉砂纸机械除锈的SSRT试样，采用具有加热功能的气体色层分析仪对氢的释出曲线进行了测定。在常温至1073K的温度区域内以100K／’h的加热速度对加热释出曲线进行测定。另外，还对采用刚玉砂纸机械除锈而脱落下的锈中的氢进行了测定。

    2．7采用银缀色法观察氢的存在状态

    为能看见在干湿反复腐蚀反应后产生的氢在钢中的渗透和扩散行为，可采用银缀色法观察腐蚀试验后的试样。银缀色处理就是将带锈的腐蚀试样分割成两段，然后将截面研磨成镜面，并作为观察面进行银缀色处理。先把观察用试样浸渍在氰化钾银水溶液中(ph=9．5、常温)，然后用乙醇把水擦干并干燥。采用EPMA对表示氢存在的定影银的分布进行了Ag的定性分析，同时对构成锈层的0和基质中的Fe进行定性分析。

    3．实验结果

    3．1点状腐蚀电位测定和耐点状腐蚀性的比较

    根据各种试验材料的阳极极化曲线求出了v’cql00的正态概率。由此可知，点状腐蚀电位测定结果与以前一样按照正态概率分布，同时耐点状腐蚀性的顺序为：sL3]712<HDsl3M一1<HD S1 3<HDSl 3M一4<HDSl：3M一2<HDSl 3M一3。

    另一方面，作为耐点状腐蚀性的电化学评价方法之一，提出了对因腐蚀电位和点状腐蚀电位之差而产生点状腐绌及点状腐蚀的生长进行判断和评价的方法。当腐蚀电位比点状腐蚀电位高时，会发生点状腐蚀。反之，当两者电位之差变得越小时，就越容易发生点状腐蚀。根据这一见解,本研究在测定点状腐蚀电位之前，还对0．6ks期间自然(腐蚀)电位进行了测定，并就其与腐蚀电位的关系进行了研究。结果表明，耐腐蚀性最差的是干湿反复腐蚀试验中腐蚀电位最低的suPl2，钢种之间的腐蚀电位的顺序与发生点状腐蚀电位(v'cql00)的顺序从定性上来看具有良好的对应关系。因此，关于腐蚀电位与点状腐蚀电位之差，由于钢种之间没有大的差别，因此无法利用两者之差来说明后面将要叙述的在于湿反复试验中的耐点状腐蚀性的差异。但是，由于点状腐蚀电位值本身(Vcql00)和点状腐蚀尺寸之间有良好的相互关系，因此与以前一样，本研究决定采用该V’cql∞来评价耐点状腐蚀性，而不是采用两者电位之差来评价。根据此次研究结果可知，HDsl．3M含有许多诸如Ni、cr、cu、Mo等比Fe贵重的合金元素，同时添加了能够显著提高耐点状腐蚀性的B，因此尽管其Ni和Mo的含量比HDsl3低i但v’cql00提高了，证明合金元素能有效提高耐点状腐蚀胜。另外。根据c含量不同的HDsl3M研究结果可知，如果cr、Ni、Mo含量相同，c含量低的试验材料的耐点状腐t虫性更好。

    根据该正态概率图求出了在50％．概率中的v’cql00，与以前一样将其作为表示各种试验材料的耐点状腐蚀性的指标。

    3．2发生腐蚀时SSR．T试验特性的变化

    根据suPl2和HDsl3在SSR．T试验时没有实施腐蚀的试样(0循环)和实施20次干湿反复腐蚀循环的试样所得的重叠的载荷一位移曲线可知，所有试验材料在腐蚀时的最大载荷都比没有腐蚀时的低。另外，无论有无腐蚀，都会发生位移，有腐蚀的试验材料的位移比没有腐蚀的试验材料减小，而且，suPl2的最大载荷下降和位移减小的程度都比HDsl3的大，其它试验材料也获得了不同的结果。

    3．3耐点状腐蚀性和点状腐蚀尺寸的分布

    根据实施2()次干湿反复腐蚀循环的SSRT试样除锈后的表面及其断面可知，suPl2中所观察到的点状腐蚀的最大宽度和深度都是最大。另一方面，v’cql00提高的HDsl3、HDsl 3M一1和HDsl3M一3所形成的点状腐蚀的最大宽度和深度都比suPl2小。

根据suPl2、HDsl 3、HDsl3M一1和HDsl3M一3的测定结果，按照深度和半径(最大宽度的1／2)的关系可知，准点状腐蚀电位的测定结果和耐点状腐蚀性好的HDsl3M一3的点状腐蚀深度和半径都最小，尺寸分布的偏差也小。

另一方面，在耐点状腐蚀性差的suPl2中能观察到深度大约100μm的点状腐蚀，或者半径大约140斗m的点状腐蚀，而且suPl2的腐蚀深度和腐蚀半径分布的偏差都是最大，由此可以清晰地看出试验材料的耐点状腐蚀性和点状腐蚀尺寸分布之间的相互关系。

    3．4干湿反复腐蚀试验后的氢加热释出曲线

    在进行20次干湿反复腐蚀循环试验后，对带锈层的试样的氢加热释出曲线进行了测定。在许多试验材料中能观察到3处峰值，即在523K附近出现第一峰值，在673～773K出现第二峰值，在823～100K出现第三峰值。另外，这3处峰值的温度和高度

因试验材料的不同而不同。

    4．研究

    根据以上实验结果，对添加合金元素改善耐点状腐蚀h生和因试样表面及点状腐蚀内部的腐蚀反应而产生的氢所造成的迟延断裂敏感性的关系、迟延断裂敏感性的主要因素和因寓蚀反应产生的氢的存在状态及其影响进行了研究。

    4．1改善耐点状腐蚀性的合金设计方案的验证

根据vˊcql00比较可知，在本研究中作为试验材料增加了HDsl3M系弹簧钢，虽然能提高耐点状腐蚀性元素Ni和Mo的含量比HDsl3少，但耐点状腐蚀不比HDsl3逊色。可以认为这是由于根据以前研究成果之一的提高耐点状寓蚀性合金设计方案，在添加了Ni、cr、Mo、cu的基础上，又添加了能显著提高耐点状腐蚀性的B所产生的结果。由此验证了以前提出的旨在提高耐点状腐蚀性的合金设计方案的有效性。另一方面，关于以前没有研究的含c量的影响，根据含c量不同的HDsl3M系弹簧钢的研究结果可知，如果Ni、Cr、Mo含量相同，含c量低有助于改善耐点状腐蚀性。

4.2 迟延断裂敏感性主要因系素的分析

关于ssRT试验中最大载荷和位移在腐蚀前后的变化因试验材料的不同而不同的现象，首先根据其与试验材料的耐点状腐蚀性的关系进行比较研究。如表2所示，由于各种试验材料的硬度不同，因此各种材料本身所具有的抗拉强度不同，即用于腐蚀试验的试样的最大载荷呈不同的值。因此，根据对各种试验材料迟延断裂敏感性的比较，用没有腐蚀试样的最大载荷及位移值除以腐蚀后试样的最大载荷及位移值，计算出“标准化最大载荷”和“标准化断裂位移”。尤其是，标准化断裂位移包含了直至断裂所需的时间因素，从迟延断裂敏感性的观点来看，可以认为这是妥当的指标。因此，将其称为“标准化断裂时间”，并作为表示迟延断裂敏感性的指标。而且，通过对这些形成标准化的特睦和作为耐点状腐蚀性指标的v’cql00的关系比较，研究了耐点状腐蚀性对迟延断裂敏感性的影响。根据试验材料的v’cql00和标准化最大载荷的关系，以及由位移求出的标准化断裂时间和v。cql00的关系可知，当v’cql00越低时，标准化最大载荷的下降越小，反之，当v’cql00提高时，标准化最大载荷得以改善，接近1。另外，随着V’cqloo的提高，标准化最大载荷的偏差会减小。同样，即使在V’cql00和标准化断裂时间的关系中，也能看到随着V’cql00的提高，断裂时间的缩短得以大幅度改善。由此可知，添加合金  元素有助于提高V’cql00，即改善试验材料所具有的耐点状腐蚀性可以提高在干湿反复腐蚀环境下的迟延断裂敏感性。

根据断口观察结果可知，以前推坝0在5mass％Na(：l水溶液的干湿反复腐蚀环境中因点状腐蚀而产生断裂是一种氢脆性断裂现象，它是由于点状腐蚀内部的腐蚀反应会促进氢向钢中的渗透和扩散所致。本研究结果也证明了以前的研究结论，并认为提高V’cql00可以提高迟延断裂敏感性是由于通过改善耐点状腐蚀性a]以抑制腐蚀反应，由此可以抑制氢的产生及其向钢中的渗透和扩散的缘故。

根据测定的点状腐蚀的平均深度及半径和V’cql00的关系可知，当V’cql00越高，则点状腐蚀的深度和半径都越小。因此，可以认为耐点状腐蚀的差与点状腐蚀的尺寸有关，它是一种几何学的缺陷，会影响强度特性，不能仅仅从因腐蚀反应产生氢的观点来研究。也就是说，在减小试样断面积的l司时，点状腐蚀的半径和深度的变化会改变点状腐蚀的深宽比(深度／半径)，点状腐蚀深度的增加会影响点状腐蚀底部中的应力集中系数。因此，对影响迟延断裂敏感性的主要因素做了进一步的研究。如表3所示，它包括了带锈层的试样在常温下扩散性氢的量(在氢释出曲线上从常温到573K为止的低温区域中释出氢的量)、点状腐蚀的最大深度、最大直径、由此求出的点状，腐蚀的深宽比及应力集中系数。另外，根据观察的点状腐大深度(a)和半径(c)求出的深宽在比，采用下式计算了应力集中系数(a)

应力集中系数(a)=1+2×(a/c)^1/2。

关于各种因素所产生的影响程度，由于用于多变量解析的数据少，因此对标准化的最大载荷及断裂时间和前述各种因素之间的相互关系进行了直线回归分析，根据所得的相关系数和R值进行评价。解析结果归纳于表4。影响正常最大载荷和断裂时间的最大因素，从相关系数和R值来看，是点状腐蚀的最大深度，其次是v。cql00值大的相关系数。另一方面，从应力集中系数和带锈层的试样来看，与低温区域释出氢的量有关的相关系数表明，当符号为“正”时，作为一种现象来说，它表示相反的相互关系。

    以上结果说明，从点状腐蚀的深度和半径的分布状态来看，添加合金元素可以改善耐点状腐蚀性，影响迟延断裂敏感性，但是，由于它和原来认为与迟延断裂现象有直接关系的低温区域释出氢的量的关系尚不清楚，因此决定在下节对它和氢的关系做进一步的研究。

4.3渗入钢中氢的存在状态

    由于前一节用于比较的低温区域释出氢的量是从带锈层的试样加热释出的氢，因此在进行20次的干湿反复腐蚀循环后，迅速用刚玉砂纸除锈进行加热分析。根据除锈后试样测定的氢释出分析结果可知，除锈后的试样在带锈层释出曲线中所观察到的523K附近的第一峰值消失，只能看到在673～7’73K温度区域的第二峰值和在823～1000K高温区域的第三峰值。为调查消失的第一峰值的氢源，对用刚玉砂纸除锈后剥落下来的锈本体进行了氢加

热分析。根据由HDsl3M一1曲线和的锈本身测定的氢释出带锈层的试样及除锈后的试样的氢释出曲线，可以认为从常温到600K释出的第一峰值的氢大部分是由锈层而产生的氢，从823K到10f)OK之间释出的第三峰值的氢是由钢而产生的氢。另一方面，虽然从673K到773K温度区域中观察到的除锈后第二峰值的氢量比带锈层时的减少，但仍能观察到。另外，在其它试验材料的氢分析结果中也能观察到相同的现象，由此可以推测这第二峰值与存在于锈层和钢界面中的氢的释出相对应。

因此，为了解试样断面内的锈层、锈层一钢界面附近和钢内部吸入氢的存在状态，采用银缀色法进行了观察。根据HDsl：3M一1进行20次干湿反复腐蚀试验后Ag和。的检测状况来看，可知氢存在于锈层本体和锈层一钢界面附近的钢中。尤其是在锈层一钢界面附存在的氢比锈层本体多，界面成为了氢大量积聚区。而且，由于不仅锈层存在着氢同时钢中也存在着氢，因此在点状腐蚀底部的腐蚀的最蚀最前线能看到氢渗入钢内部。根据这些状态分析结果可以推测在前述的673～773K温度区域释出的氢是在锈层／钢界面中钢一侧富集的氢。而且，对在锈层一钢界面的钢一侧存在的氢进行观察对以前的观察结果来说具有重要的意义。以前认为，因点状腐蚀而产生的脆性断裂现象可以推测是在锈层存在情况下因腐蚀反应生成的氢向钢中渗入、扩散而产生的。不达，关于腐蚀么应而产生的饴在锈层和钢界面富集的原因，虽然界面中有非晶质锈层的存在，且它与锈层中的平衡关系，还有钢中捕集的氢的分布和Ni、Si富集层会影响氢向钢内部的扩散行为等，但由于没有能免明确做出结论性的数据，因此它仍是今后研究的课题。

调查了在673～773K温度区域内释出氢的量和标准化断裂时间的关系。另外，氢量是根据重新用作干湿反复腐蚀试验的试样求出的，它与SSRT试样不同。随着该温度区域中氢的增加，即界面富集氢的量增加，迟延断裂第三性呈增加的趋势。另外，在试验材料中，耐用点状腐蚀性好的HDS13 和HDS13M-1的迟延断裂敏感怀比SUP12低。这暗示着提高耐点状腐蚀性、减小发生点状腐蚀的尺寸，同时降低腐蚀反应而产生氢的量，减少锈层和钢界面中富集的氢，有助于改善因点状腐蚀而产生的迟延断裂敏感性。对于锈层一钢界面富集的氢，与以前一样进行了直线回归分析。结果，由于释出氢的量本身很小，由此可以确认虽然相关系数为一0．14(R。值=0．58)，比点状腐蚀尺寸和v·cql00的相关系数小，但如果该界面富集氢的量增多，敏感性也会增加。另外，在主要因素解析中，相关系数最大的点状腐蚀的最大深度再次暗示了它与断面积减小和应力集中有关，同时与腐蚀反应形成的点状腐蚀及其成长过程中产生氢的量所造成的脆化有关。

 4．4耐迟延断裂敏感性的改善

根据以上见解可以推测，因干湿反复腐蚀而产生的点状腐蚀会增加迟延断裂敏感性是由于在前述的锈层一钢界面中存在着富集的氢所致。因此，为进一步掌握富集氢的影响，对试样进行了再加热处理，在释出和去除氢之后，再次进行了SSR。T试验。对于suPl2和HDsl3，在进行20次干湿反复腐蚀循环试验后进行了两种条件的再加热处理，一是“573K×10．8ks一卒冷”的低温加热处理；二是再次进行“淬火和回火”处理的高温加热处理。在SSRT试验前，确认了再加热后试样硬度的变化。suPl2在热处理前后的硬度几乎没有变化，为640I-tV20。HDsl3在热处理后的硬度从639}tV20提高到662I-tV20，虽然只提高了一点点，但没有发生再加热处理届硬度本身的降低，这一点已得到确认。

根据suPl2和HDsl3试样热处理后有了很大的恢复。也就再加热处理后进行SSRT试验的载荷一位移曲线可知，在573K的低温加热处理中，没有恢复的最大载荷和位移通过高温加热处理后有了很大的恢复。也就是说，通过673K以上温度的再加热处理，能在此温度以下使稳定富集在界面的氢释出，已确认这一方法的有效性。根据这一结果可以得出以下结论：干湿反复腐蚀后的最大载荷的下降和位移的减小，即断裂时间的缩短，是一种因点状腐蚀反应后在点状腐蚀底部生成的氢向氢向锈层—钢界面的钢一侧富集，然后可以窨向钢中扩散而产生的。

根据此次一系列研究结果，将采用合金元素改善耐点状腐蚀性来改善迟延断敏感性的机理整理如下：添加改善耐点状腐蚀性的合金元素后，在5mass%NaCl水溶液的干湿反复腐蚀中，尤其是在干燥过程中可以抑制点状腐蚀内部产生的腐蚀反应，减小亚铁离子的水解作用和锈生成时因质子释出而产生氢的量。一般认为由此产生的氢会富集在锈层和钢界面，然后在应力负荷下向钢中渗入、扩散，进而导致迟延断裂，但在应力场相同的情况下降低氢的发生量可以减少向裂纹前端移动富集氢的量，抑制强度的下降和最终断裂时间的缩短，结果能降低迟延断裂敏感性。

    另外，根据以前和本研究的见解，重新明确了为改善汽车用悬吊弹簧钢在含有氯化物离子的水溶液中进行干湿反复腐蚀环境下的迟延断裂特性，因此适当添加合金元素是很重要的，它可提高耐点状腐蚀性，减小点状腐蚀尺寸的影响，同时可以减少因这些腐蚀反应而产生的氢。

    5．结束语

    对添加合金元素后的耐点状腐蚀性不同的弹簧钢，即普通弹簧钢JIs suPl2和高强度弹簧钢HDsl3，以及重新进行合金设计以提高耐点状腐触性的高强度弹簧钢HDsl3M系列，进行了在5mass％Nacl水溶液中干湿反复腐蚀后的ssRT试验，根据腐蚀反应产生的氢在钢中的渗入行为和ssRT试验特性，研究了耐点状腐蚀性和迟延断裂敏感性的关系，所得结果如下：

    (1)添加可提高耐点状腐蚀性的元素Ni、cr、cu、Mo和B，并重新进行合金设计的HDsl3M系列高强度弹簧钢的耐点状腐蚀性超过Ni和Mo含量更高的HDsl3弹簧钢。

    (2)以v’cql00为代表的耐点状腐蚀性好的弹簧钢，其生成的点状腐蚀的半径和深度都小，其偏差也小。

    (3)根据干湿反复腐蚀前后ssRT试验结果可知，v’cql()0越高，标准化的最大载荷和断裂时间则越低。

 (4)根据干湿反复腐蚀试验后的氢热分析结果可知，在673～773K温度区域中能看到异常的氢峰值。采用银染色法对氢进行观察可知，这一峰值与腐蚀反应后在锈层和钢界面富集的氢的释出相对应。

    (5)在该界面富集氢的量增加的同时，标准化的断裂时间也会缩短，迟延断裂敏感性会增加。

    (6)通过把在界面富集的氢再加热到673K以上，使其释出，可以使因干湿反复腐蚀而增加的迟延断裂敏感性得以恢复。

    (7)添加有助于提高耐点状腐蚀性的合金元素，可以减少因干湿反复腐蚀生成的氢，改善弹簧钢的耐迟延断裂特眭。