分享：天然气掺氢输送管线钢氢脆敏感性研究进展

0.   引言

氢气（H2）作为一种能源载体，是化石燃料向可再生能源过渡以减少温室气体排放的重要组成部分。管道为氢气运输提供了一种经济有效的方法，利用现有天然气管网可大大降低输氢成本[1]。然而，在管道表面吸附的氢原子会随着浓度梯度驱动而扩散到管材内部：氢原子先在晶体点阵间隙处扩散，并进一步通过空位、位错、晶界和非金属夹杂物等缺陷（氢陷阱）捕获，从而导致氢原子的局域化。当氢浓度达到阈值浓度时，会导致裂纹萌生或产生氢鼓泡，即氢脆（hydrogen embrittlement，HE）[2]，这会造成管材抗拉强度、断裂韧性、延性以及疲劳耐久性等性能的劣化[3-4]，从而严重制约掺氢天然气管道的安全性。HUANG等[5]发现在天然气中加入体积分数5%的H2后，X70钢的服役寿命仅为正常寿命的1/10。可见，氢脆导致的管道失效是亟待解决的问题[6]。 

天然气长输管道用典型管线钢为X52钢、X65钢、X80钢等[7]，一般强度越大，氢脆敏感性也越大[8]。在体积分数10%氢气环境中，X52钢仍具有较高的塑性[9]，X65钢的氢脆指数为11.63%[10]，X80钢的氢脆指数升至16%[7]。除了管线钢自身强度和氢气含量外，应力也对管线钢的氢脆敏感性产生影响。LIN等[11]发现，X65钢的氢脆敏感性随着三向应力的增加而降低，并且位错捕获氢机制在氢脆中占主导地位；ZHANG等[12]基于三维力学-氢扩散耦合有限元模型，发现随着腐蚀缺陷深度和长度的增加，更多的氢聚集在缺陷中心，从而增强了X52钢的氢脆敏感性。目前，广泛接受的氢脆机理主要包括氢压理论、氢致弱键理论、氢增强局部塑性变形理论等，其共同点是应力诱导氢原子在高应力区富集，当富集的氢浓度达到临界值时，材料的断裂应力会降低，进而发生脆断。管线钢的氢脆过程复杂，其钢级、表面缺陷、组织缺陷以及腐蚀环境和运行工况等均会影响氢脆敏感性的变化规律与机制。为了给相关人员提供参考，作者针对天然气掺氢输送管线钢，概述了氢的来源和渗透过程以及氢脆机理，并重点探讨了氢脆敏感性的影响因素，以期为确保天然气掺氢输送管道和能源运输安全提供理论依据与技术支持。 

1.   氢的来源及渗透过程

H2无法以分子形式渗透进金属内部，只有在解离成原子的状态下才能进入金属。材料中的氢来源可分为内氢和外氢，对于天然气掺氢输送管道，内氢来源于冶炼（炉中水分解成氢进入液态金属）、焊接（局部冶炼导致焊条中的水分解）、酸洗（部分表层金属+酸反应生成的氢进入金属）和电镀（析氢过程）等；外氢来源于管道运行条件下氢气流中的H2解离吸附及阴极析氢反应（天然气含有的H2S、CO2和H2O等杂质在管道内壁坑洼处形成积液，湿润的H2S和CO2与管道内壁发生电化学腐蚀，氢通过阴极析氢反应产生）[13]。天然气管道大都处于埋地状态，而我国土壤pH在3~10之间，在湿润的土壤环境中管道外壁会发生电化学腐蚀，氢由阴极析氢反应产生；此外埋地管道通常会进行阴极保护，当阴极保护电位负于析氢电位时，会在管道和土壤的交界处发生析氢反应而产生氢[14]；土壤中的微生物（如硫酸盐还原菌，SRB）新陈代谢的副产物（如H2S）“毒化”也会产生氢[15]。 

天然气掺氢输送管线钢中氢的来源及吸附、溶解、扩散如图1所示。首先，管内集输的H2做无规则的布朗运动，与管道内表面碰撞，并通过范德华力物理吸附在被碰撞管道内表面；H2在管道内表面发生解离或者管道因电化学腐蚀而发生阴极析氢反应，从而形成化学吸附的氢；吸附氢通过溶解进入次表面[16]，溶解的氢部分结合成氢气离开金属，部分通过金属晶格或空位、晶界、位错等扩散，并在内部应力集中或缺陷附近处聚集，当在氢陷阱（如晶界、非金属夹杂物和位错）处积累的氢浓度超过阈值浓度时，易引起氢脆[6]；在外加应力，甚至无外加应力作用下，管线钢发生氢致开裂（hydrogen induced cracking，HIC），从而导致管道失效。 

图  1  掺氢输送管线钢中氢来源、吸附、溶解、扩散示意

Figure  1.  Schematic of source, adsorption, dissolution, and diffusion of H in hydrogen-blended transportation pipeline steel

2.   氢脆机理

国内外学者对氢脆机理进行了大量研究[17-28]，整个氢脆机理发展历程如图2所示。氢损伤主要集中在一种特定的机制上，而单一的氢损伤机制无法准确描述其损伤过程，实际氢损伤过程是多种机制共同作用的结果。基于模拟和试验，现有氢脆机理在钢中的协同作用可大致分为两类（如表1所示）：一类是氢增强局部塑性变形（HELP）机制介导的氢致弱键（HEDE）理论模型，该模型侧重于通过氢增强局部塑性变形机制的活动激活氢致弱键理论机制，即氢促进位错运动并引发高密度位错堆积，增加碳化物和其他位错势垒处的氢浓度，从而引发氢致弱键理论机制的活化；另一类是氢增强局部塑性变形机制+氢致弱键理论模型，该模型侧重塑性引发的氢脆机制[氢增强局部塑性变形机制、吸附诱导位错发射（AIDE）机制或氢增强应变诱导空位（HESIV）形成机制]和氢致弱键理论机制的协同作用，该协同作用导致钢从以韧性为主的断裂模式向以脆性为主的断裂模式转变，主要受裂纹尖端位错形核/发射与界面脱黏之间的竞争控制[17]。 

图  2  氢脆机理的发展历程

Figure  2.  Development of hydrogen embrittlement mechanisms

有研究[40]认为，材料中的氢脆现象是在氢增强局部塑性变形和氢致弱键的协同作用下发生的：材料中形成的氢气氛增加了位错的滑移率，造成位错滑移带的塞积，增强了局部塑性变形；同时晶界处的氢降低了材料的界面内聚强度，产生氢致弱键效应导致材料发生断裂。LYNCH[19]则结合氢增强局部塑性变形机制和氢致弱键理论，提出了吸附诱导位错发射机制，认为材料裂纹的形核和扩展是裂纹尖端区域发生脱聚以及位错发射导致的；位错发射是裂纹扩展的主要机制，而氢在裂纹尖端或空位处的吸附和扩散是吸附诱导位错发射机制的必要条件。WASIM[41]和DJUKIC等[17]认为，氢增强局部塑性变形效应导致的高密度堆积位错可能会促进氢向晶界运输，从而引发氢致弱键效应。TAKETOMI等[29]也认为，氢脆机理可能由氢致塑性变形（氢增强局部塑性变形机制、氢增强应变诱导空位形成机制等）向脆性氢致弱键断裂转变。 

各种氢脆机制和缺陷概念对α-Fe中氢脆机理的揭示具有协同作用，这与氢增强局部塑性变形机制+氢致弱键理论模型一致[42]。氢增强局部塑性变形和氢致弱键引发的氢致断裂取决于晶格氢浓度，在较低的晶格和晶界氢浓度下，氢增强局部塑性变形可能占主导地位[43]。WAN等[36]提出了一种基于位错-晶界反应的混合氢脆模型，该模型认为氢脆是通过位错撞击/发射在晶界上产生的，在低氢浓度下，这一结论符合氢增强局部塑性变形机制介导的氢致弱键理论，而在高氢浓度下，附近的位错活动较少，氢脆主要由氢致弱键控制。氢浓度梯度是氢扩散的重要驱动力，若高拉应力区的氢浓度相对较低，而其他区域氢浓度较高，则氢会迁移到高拉应力区[20]，造成氢的偏聚，使该区域的氢浓度达到材料开裂的临界氢浓度。ILIN等[44]发现，氢浓度的增加与应变速率相关，应变速率越低，材料中的氢浓度越高。氢脆机制除受氢浓度的影响外，还受充氢方法（电化学与气态、原位与非原位）、机械测试方法（慢应变速率与高应变速率测试）和计算建模参数等影响。图3总结了氢增强局部塑性变形机制和氢致弱键理论协同作用机制，可知在较低的氢浓度和应力状态下，塑性介导的氢脆机制占主导地位，而在较高的氢浓度和应力条件下，氢致弱键理论占主导地位。 

图  3  HELP和HEDE的协同作用机制[17，45]

Figure  3.  Unified mechanism of HELP and HEDE synergies[17，45]

3.   氢脆的影响因素

3.1   缺陷

3.1.1   焊缝

一般管线钢焊接接头处的氢脆敏感性按母材、热影响区细晶区、热影响区粗晶区、熔合区和焊缝依次增大[46-47]。在焊接过程中，焊缝金属经历奥氏体转变后生成针状铁素体组织，针状铁素体具有良好的韧性，可抑制裂纹扩展，氢脆敏感性最低[48]，且焊缝金属的抗氢脆性能随针状铁素体含量的增加而提高。然而，冷却速率不均匀会导致焊缝中形成马氏体组织，马氏体组织含有较多的晶界和位错缺陷，引发氢脆的概率远高于其他组织，其与铁素体界面易出现氢致裂纹，导致焊缝具有较高的氢脆敏感性；同时，多边形铁素体/针状铁素体相界面可能会作为氢陷阱，加速氢的富集，使得焊缝易发生氢致开裂[49]。焊缝中也可能存在少量奥氏体，有利于降低氢脆敏感性，这主要是由于奥氏体独特的面心立方结构导致氢溶解度高，且氢在奥氏体中的扩散速率低于马氏体中[50]，大部分氢致裂纹都会在奥氏体区域停止扩展[51]；在高浓度H2和应力集中的情况下，奥氏体可能会转变成马氏体，从而增加氢脆敏感性[52]。PENG等[53]发现，对X80钢焊缝进行退火处理后，其组织为均匀的铁素体+珠光体，均匀的组织有利于减少氢的局部富集，降低氢脆敏感性。 

3.1.2   腐蚀缺陷

天然气管道多处于埋地状态，湿润的土壤环境及土壤中的微生物新陈代谢的副产物（如H2S）会使管道外壁发生电化学腐蚀；天然气中含有的H2S、CO2和H2O等杂质在管道内壁的坑洼处形成积液，湿润的H2S和CO2会使管道内壁发生电化学腐蚀。因此，长期服役后天然气管道内外表面均会出现腐蚀缺陷。腐蚀会降低管道壁厚，导致局部应力集中，降低管道的承压能力。在相同内部压力下，外表面腐蚀缺陷处的最大氢浓度大于内表面腐蚀缺陷处，应力集中区和氢积聚区均随缺陷长度的增加而扩大[54]。此外，天然气管道通常会经历压力波动，在压力波动下缺陷中心的应力及应力变化幅度最大[12]，并且随缺陷长度的减小、深度的增加，氢更易在缺陷中心聚集[55-56]。曹宇等[57]研究发现，正方形缺陷较圆形缺陷更易产生应力集中，管道更易失效。可见，内部压力、缺陷形状、缺陷位置、缺陷长度和深度等因素均会对管道缺陷处氢分布及应力集中状态产生显著影响，从而影响管道的氢脆敏感性。 

3.1.3   组织缺陷

管线钢组织中不可避免地存在着空位、位错、晶界以及夹杂物等缺陷，这些缺陷作为氢陷阱可以捕获氢，使氢发生聚集，对氢的扩散产生影响，从而影响氢脆敏感性。 

空位可俘获氢并抑制氢的扩散，从而显著增加空位的平衡浓度[58]。然而，对于单个空位可以容纳几个氢仍存在争议。NAZAROV等[59]研究发现，面心立方结构铁基体中的单个空位是一个高效且宽敞的陷阱，可以容纳多达6个氢。成应晋等[60]则认为，在真空条件下单个空位可以容纳3个氢。HAYWARD等[61]研究发现，氢易与空位结合形成氢-空位团簇，而与邻近的铁原子则结合较少，空位浓度的增加可能导致氢脆。汤伟杰等[62]发现，γ-Fe（Fe8H、Fe7H）中的空位不仅是捕获氢的陷阱，还会降低氢的扩散激活能，促进氢的扩散。作者所在课题组发现，在无缺陷α-Fe中两个氢原子间不会自发形成H2，而被单个空位捕获的氢达到14个时，空位中心形成H2，H2的形成增加了空位处的应力，进一步敏化钢的氢脆行为。 

位错可作为氢的可逆陷阱：当氢进入金属内部后，会与位错发生交互作用，影响材料的氢脆敏感性。JEMBLIE等[63]研究发现，热轧复合钢管中位错处的氢会降低其韧性，证实了位错处的氢富集会使材料氢脆敏感性增加的结论。在塑性变形中，钢中的螺位错对其韧性起主导作用；氢通过促进螺位错运动，促使塑性局域化，降低材料的氢脆敏感性；但是若塑性局域化过度，会导致局部变形集中，形成微裂纹等缺陷，这些缺陷又会成为氢的富集场所，同时导致应力集中，从而增加材料的氢脆敏感性[28]。 

晶界处的原子排列无序，结构不稳定，氢只需较低的能量就可以穿过晶界，扩散难度较低，因此氢在钢中沿晶界的扩散现象显著[64]。金属材料的氢脆断裂类型按断口特征分为沿晶断裂和穿晶断裂。沿晶断裂的机理可由氢致弱键理论解释，即当氢在晶界处聚集到一定浓度时，会削弱晶界的结合强度，从而促使裂纹的产生。对于穿晶断裂的产生机理，最新研究[65]认为，局部塑性变形引发小角度晶界的动态形成，同时吸引氢在小角度晶界处偏析，从而促进裂纹扩展。晶界对氢脆的影响是局域性的：一方面，晶界的高能区域会吸引氢沿晶界聚集，导致材料失效[27]，其中大角度晶界促进裂纹萌生，而小角度晶界促进裂纹扩展[66]；另一方面，氢会被大量晶界陷阱捕获，导致每个晶界区域的氢浓度降低[67]。晶界作为氢陷阱，适当改变其数量可以使氢分布均匀化，使局部氢浓度降低，从而降低氢脆敏感性。 

氢在含碳、氮的夹杂物处易发生偏析，使得氢的渗透速率降低。同时，氢与含硫夹杂物（如MnS等）和含氧夹杂物（如Al-O、Si-O等）的结合能极高，极易在这些夹杂物区域聚集，导致氢致裂纹的萌生和扩展[68]。PENG等[69]研究发现，在基体中均匀分布的氢会逐渐被MnS等夹杂物以及碳、氮化合物析出相捕获，在这些夹杂物与析出相周围发生富集；当局部区域的氢浓度达到临界值后，裂纹形核并沿着偏析区扩展，最终导致材料断裂。ZHAO等[70]也发现，氢导致的疲劳裂纹倾向于在MnO等夹杂物周围扩展。由于夹杂物的取向和尺寸特征复杂，其对氢扩散行为的影响也较复杂。周池楼等[71]指出：氢的扩散通量和扩散系数随夹杂物与氢扩散方向夹角的增大而减小；不同于位错可为氢提供通道，夹杂物对氢的通道效应减弱，捕获效应增强；减小夹杂物尺寸并使其在钢中弥散分布可降低氢的大规模富集，从而显著减小夹杂物对氢扩散的影响范围，夹杂物取向和尺寸对氢扩散模型的影响如图4所示。夹杂物尺寸和形状也是影响裂纹扩展的重要因素，大尺寸夹杂物，细长的硫化锰（MnS）和团簇状的氧化物会导致钢的氢脆敏感性增加[69]。条纹状复合夹杂物会产生高残余应力，使得钢易发生开裂[72]。控制非金属夹杂物的尺寸，并复合成球状，有利于提高钢的抗氢致开裂性能[73]，这是因为细小而分散的球形夹杂物不易产生应力集中。 

图  4  夹杂物取向和尺寸对氢扩散模型影响示意[71]

Figure  4.  Schematic of H diffusion model effected by orientation and size of inclusions[71]

3.2   服役环境

3.2.1   氢浓度

掺氢管道中氢气与天然气的密度差易造成氢浓度分布不均匀[74]，局部氢浓度较高会导致钢管氢脆敏感性的增加和力学性能的下降[67]。若氢气混合的天然气输送系统控制在较低压力（小于5 MPa）和较高流速（大于10 m·s−1）下，气体混合均匀性提高，氢原子渗透金属的概率降低，氢脆风险相对减小[74]。随着氢浓度的增大，X52钢的塑性显著下降，氢脆指数显著增大[75]，X70钢和X80钢的塑性和断裂韧性显著降低，疲劳裂纹扩展速率显著增加[76-77]，X100钢的屈服强度和抗拉强度降低[78]。在X70钢的氢脆指数随氢浓度的变化关系中存在临界氢浓度阈值，当氢浓度低于临界阈值时，氢脆指数随氢浓度的增加先迅速增大后缓慢增大，当氢浓度超过临界阈值后，X70钢表面出现氢鼓泡现象，而内部出现氢致裂纹[79-80]。 

3.2.2   温度

在较低温度下氢扩散困难，在材料变形过程中无法偏聚，因此不会导致材料的塑性降低；随着温度升高，参与反应的分子会获得更多的能量，氢在材料中的扩散速率增加，因此材料的氢脆敏感性增加[81-82]。LIU等[83]研究发现，随着温度的升高，304不锈钢和X65钢发生氢脆的可能性增大。然而，卢西博[82]指出，当金属中氢含量上升时，占据低活化能位置的氢会吸引其他氢并在周围形成气团，气团产生阻碍作用，使得其他氢向金属内部扩散时，跃迁所需的活化能增加，导致氢的扩散系数降低。温度主要影响氢的扩散和聚集行为，氢的扩散速率通常随着温度的升高而增加，而在足够低的温度下扩散速率很低，故推测存在温度临界阈值。BROWN等[84]证实，在接近室温条件下钢的氢致塑性损失最显著。低碳马氏体钢在环境温度为25 ℃时的氢脆敏感性最大[85]，X90钢的温度临界阈值为40 ℃[86]。 

3.2.3   应力状态

管线钢所处的应力状态（应变速率和应力存在形式）会影响氢在金属内部的扩散，从而影响氢脆敏感性。ILIN等[44]研究发现，应变速率越低，材料中的氢浓度越高。BROWN等[84]证实，随着应变速率的降低，材料的塑性损失增加。当应变速率较低时，材料内部氢的扩散速率大于位错运动速率，以致氢在位错密集处聚集；当应变速率较高时，位错运动速率大于氢的扩散速率，氢无法在位错密集处聚集，氢浓度不会达到裂纹扩展的临界氢浓度，裂纹呈现非稳态扩展特性。但是，降低应变速率并不一定会增加材料的氢脆敏感性。OKAYASU等[87]研究发现，应变速率最低的高强钢试样并未表现出最高的氢脆敏感性。常用管线钢在不同应变速率下的氢脆指数（基于充氢前后的断后伸长率、断裂韧度等指标计算得到）如表2所示，氢脆指数越大，氢脆敏感性越大，抗氢脆能力越弱。由表2可见，在高压氢气环境下应变速率对X80钢的氢脆敏感性影响不大。综上，在研究过程中需要通过试验明确各种因素（如充氢方式、氢环境、管材强度、氢分压等）与应变速率的耦合作用对管材氢脆敏感性的影响。 

在天然气掺氢输送工况下，管材不可避免地受到外应力的作用。研究[75]发现：对预充氢试样施加外应力后，试样中的部分氢会逸出，导致氢浓度降低，氢脆不明显，因此静态充氢后，材料的主要断裂机制为韧性断裂，具有少量脆性断裂特征；动态充氢后，在工作环境中的氢与应力加载中的氢富集作用下，材料表现出明显的脆性断裂特征。在交变应力作用下，随交变频率增加，即循环应力变化加快，氢渗透电流密度降低，此时更多的氢在钢内部聚集，疲劳裂纹生长速率显著增加，从而明显缩短钢管的剩余寿命[93]。通过循环加载/卸载过程，氢可脱离位错（氢陷阱），使位错恢复无氢状态，从而降低材料的氢脆敏感性[28]。 

管线钢的焊缝中存在的焊接残余应力会影响氢在焊缝中的富集，裂纹易在应力最大位置处萌生和扩展；焊接残余应力对氢扩散行为的影响大于组织不均匀性[47]，同时会诱导氢从母材和热影响区扩散至焊缝[94]，导致残余应力集中区域具有较高的扩散氢浓度。X80钢管道6层环焊缝中的氢浓度峰值是无焊接残余应力时的2.6倍[95]。通过多重焊接工序优化、选择合适的层间温度和焊缝填料缓解焊缝的残余应力[47]，可以提高管道的抗氢脆性能。 

应力主要通过改变管材内部的微观状态来改变氢的扩散和渗透行为。邢云颖[96]研究发现，在电流密度10~125 mA·cm−2的强阴极干扰条件下，进入X80钢内部的氢含量远低于诱发X80钢氢致裂纹形核的平均氢含量，而施加应力后材料的氢脆敏感性增加；在弹性阶段，除了氢陷阱密度，其他氢渗透参数，如氢扩散系数和表面氢浓度等都有所提高；在塑性阶段早期，随着位错数量的增加，氢陷阱密度显著增大，导致氢浓度显著提高，氢发生聚集而使其渗透速率降低；当塑性阶段后期氢陷阱密度达到饱和时，大量的位错运动将形成新的氢扩散通道，从而使氢渗透速率再次增加并趋于稳定。 

3.3   合金元素

硫、磷、铝、锰、硅等元素在炼钢或轧钢时易形成偏析或夹杂物，均会提高氢脆敏感性，而合金元素与碳形成纳米尺寸的碳化物可提供高结合能的不可逆陷阱（氢难以逃逸的陷阱），也可通过细化晶粒尺寸来增加可逆陷阱（氢可逸出的陷阱）的数量，使氢在钢中的分布更加均匀，抑制氢在缺陷部位的聚集，从而提高抗氢脆能力。表3列出了钢中不同合金元素对其力学性能和氢脆敏感性的影响。 

史显波等[106]研究发现，纳米级富铜相（铜质量分数1.06%，1.46%，2.00%）可促进氢陷阱的形成，使氢均匀分布，避免发生局部氢脆。YOO等[107]也认为，添加铜元素（质量分数1%和3%）可降低氢扩散速率，有效提高材料的抗氢脆性能。 

添加钒元素可形成有效的氢陷阱，从而减少可扩散氢数量，降低氢脆风险。钒元素的加入可以增强沉淀强化效果，随着钒元素含量的增加，钢中碳化钒纳米颗粒的析出量增多，有效氢陷阱数量增加，氢扩散系数明显降低，含质量分数0.13%钒的钢具有最好的抗氢致脆化性能[108]。YANG等[109]和DONG等[110]同样发现，添加钒元素可以提高钢的抗氢脆性能。 

钼元素作为强碳化物形成元素，可有效降低材料的氢脆敏感性。在铬钼钢中，钼元素可以降低硫、磷等杂质元素在晶界的聚集程度，提高钢的抗氢脆性能。FU等[111]研究发现，铬钼钢中钼元素掺杂使得氢在铁晶体中的固溶更容易，原因在于钼元素会提高氢扩散激活能，显著降低氢扩散系数[112]。作者所在课题组也发现，钼元素的添加使得氢在α-Fe晶胞中的扩散势垒由未添加钼的0.195 eV增加到0.438 eV，说明钼元素的固溶对氢在α-Fe中的扩散具有一定的阻碍作用；同时，钼元素主要以溶质原子的形式存在并在晶界处偏聚，基体中大量钼原子的存在可以延缓氢向夹杂物的扩散，从而延缓裂纹的萌生[113]。对于42CrMo钢和AISI4130铬钼钢，钼元素的理想质量分数分别为1.15%和0.75%~0.90%，而压力容器常用铬钼钢（如30CrMo钢、4130X钢、34CrMo4钢等）[114]中的钼元素质量分数应在0.25%~0.30%。 

铌元素在钢中不仅可细化晶粒、提高强度，同时与碳形成的纳米尺寸碳化物可作为氢陷阱阻碍氢在钢中的扩散。ZHANG等[115]研究发现，添加铌元素后形成的纳米尺寸铌碳化物可延缓氢鼓泡的生成。添加铌元素还可以降低Σ3/大角度晶界的比例，从而增加裂纹扩展阻力，同时NbC的沉淀析出阻碍了氢-位错相互作用，降低了局部塑性变形[113，116]。但是，钢中尺寸超过5 μm的碳化物夹杂，会成为氢富集的中心和氢致裂纹萌生的起点，不利于提高钢的抗氢致开裂性能[117]。因此，在热处理过程中应注意控制合金碳化物的尺寸。 

4.   结束语

在天然气掺氢输送过程中，高压氢气环境会使管道表面吸附的氢原子渗入钢内部致其发生氢脆，其中氢主要由运行时H2的解离吸附、电化学腐蚀阴极析氢反应以及未运行时焊接过程所引入。氢脆发生与否主要取决于裂纹尖端的局部应力状态和氢浓度，不同条件下的主导机制不同。在较低的氢浓度和应力下，塑性介导的氢脆机制占主导地位；而在较高的氢浓度和应力下，氢致弱键理论占主导地位。通过多重焊接工序优化、选择合适的层间温度和焊缝填料缓解焊缝的残余应力、使组织中形成分散的球形夹杂物、采用合适的热处理工艺制备针状铁素体为主的钢材、合理添加强碳化物形成元素（铜、钒、钼、铌等）等均有利于提高管线钢的抗氢脆性能。 

目前，天然气掺氢输送管道用管线钢氢脆的研究仍面临诸多难题：（1）管材氢脆受多种因素影响，复杂因素交互作用以及这些因素如何耦合影响管材的氢脆敏感性相关研究不足，因此今后需要综合考虑影响氢脆敏感性的因素（如氢浓度、温度、管道缺陷等），开展多因素耦合作用下的氢脆研究，明确各因素之间的交互作用机制，建立更全面的氢脆敏感性预测模型；（2）在实际工况中，管材受力复杂，且在掺氢输送过程中因天然气与氢气物性的不同而引起动态局部应力，这些应力变化如何协同影响钢的氢脆敏感性及其影响程度亟待明确，因此需构建多轴应力与动态局部应力联合加载的试验平台，模拟不同输送压力等条件下管材的应力状态，研究应力变化频率、幅度对氢脆敏感性的影响，建立应力-氢耦合作用下氢脆敏感性的理论模型，量化各应力因素对材料氢脆敏感性的影响程度。 

文章来源——材料与测试网