Research progress of hydrogen damage of hydrogen pipelines
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2024
... 随着我国能源和“双碳”战略的实施，研究者越来越认识到发展氢能是实现“双碳”目标，走向绿色环保的必由之路[1,2].发展氢能首先需要解决的是氢的制、储、运和用的问题，其中，氢的输运已成为关键所在.在长距离输运氢的方式中，管道运输仍是最经济、安全和高效的方式之一[3~6].然而，长期在含氢介质中服役，管线材料会面临氢致韧性降低和氢致开裂的风险.为解决问题，除了开发高抗氢脆的管线用钢材外，利用现有天然气管道进行掺氢输送也不失为一种可靠的解决途径[7~9]. ...
输氢管道的氢脆机理研究进展
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2024
... 随着我国能源和“双碳”战略的实施，研究者越来越认识到发展氢能是实现“双碳”目标，走向绿色环保的必由之路[1,2].发展氢能首先需要解决的是氢的制、储、运和用的问题，其中，氢的输运已成为关键所在.在长距离输运氢的方式中，管道运输仍是最经济、安全和高效的方式之一[3~6].然而，长期在含氢介质中服役，管线材料会面临氢致韧性降低和氢致开裂的风险.为解决问题，除了开发高抗氢脆的管线用钢材外，利用现有天然气管道进行掺氢输送也不失为一种可靠的解决途径[7~9]. ...
The development of hydrogen energy in China
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2017
... 随着我国能源和“双碳”战略的实施，研究者越来越认识到发展氢能是实现“双碳”目标，走向绿色环保的必由之路[1,2].发展氢能首先需要解决的是氢的制、储、运和用的问题，其中，氢的输运已成为关键所在.在长距离输运氢的方式中，管道运输仍是最经济、安全和高效的方式之一[3~6].然而，长期在含氢介质中服役，管线材料会面临氢致韧性降低和氢致开裂的风险.为解决问题，除了开发高抗氢脆的管线用钢材外，利用现有天然气管道进行掺氢输送也不失为一种可靠的解决途径[7~9]. ...
中国氢能发展的思考
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2017
... 随着我国能源和“双碳”战略的实施，研究者越来越认识到发展氢能是实现“双碳”目标，走向绿色环保的必由之路[1,2].发展氢能首先需要解决的是氢的制、储、运和用的问题，其中，氢的输运已成为关键所在.在长距离输运氢的方式中，管道运输仍是最经济、安全和高效的方式之一[3~6].然而，长期在含氢介质中服役，管线材料会面临氢致韧性降低和氢致开裂的风险.为解决问题，除了开发高抗氢脆的管线用钢材外，利用现有天然气管道进行掺氢输送也不失为一种可靠的解决途径[7~9]. ...
A hydrogen strategy for a climate-neutral Europe
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2020
... 随着我国能源和“双碳”战略的实施，研究者越来越认识到发展氢能是实现“双碳”目标，走向绿色环保的必由之路[1,2].发展氢能首先需要解决的是氢的制、储、运和用的问题，其中，氢的输运已成为关键所在.在长距离输运氢的方式中，管道运输仍是最经济、安全和高效的方式之一[3~6].然而，长期在含氢介质中服役，管线材料会面临氢致韧性降低和氢致开裂的风险.为解决问题，除了开发高抗氢脆的管线用钢材外，利用现有天然气管道进行掺氢输送也不失为一种可靠的解决途径[7~9]. ...
Hydrogen strategy enabling a low-carbon economy
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2020
Hydrogen strategy for Canada: Seizing the opportunities for hydrogen: A call to action
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2020
Alberta hydrogen roadmap
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2021
... 随着我国能源和“双碳”战略的实施，研究者越来越认识到发展氢能是实现“双碳”目标，走向绿色环保的必由之路[1,2].发展氢能首先需要解决的是氢的制、储、运和用的问题，其中，氢的输运已成为关键所在.在长距离输运氢的方式中，管道运输仍是最经济、安全和高效的方式之一[3~6].然而，长期在含氢介质中服役，管线材料会面临氢致韧性降低和氢致开裂的风险.为解决问题，除了开发高抗氢脆的管线用钢材外，利用现有天然气管道进行掺氢输送也不失为一种可靠的解决途径[7~9]. ...
Hydrogen embrittlement behavior of mixed hydrogen natural gas pipeline steel: A review
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2024
... 随着我国能源和“双碳”战略的实施，研究者越来越认识到发展氢能是实现“双碳”目标，走向绿色环保的必由之路[1,2].发展氢能首先需要解决的是氢的制、储、运和用的问题，其中，氢的输运已成为关键所在.在长距离输运氢的方式中，管道运输仍是最经济、安全和高效的方式之一[3~6].然而，长期在含氢介质中服役，管线材料会面临氢致韧性降低和氢致开裂的风险.为解决问题，除了开发高抗氢脆的管线用钢材外，利用现有天然气管道进行掺氢输送也不失为一种可靠的解决途径[7~9]. ...
掺氢天然气输送管线钢氢脆行为的研究进展
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2024
... 随着我国能源和“双碳”战略的实施，研究者越来越认识到发展氢能是实现“双碳”目标，走向绿色环保的必由之路[1,2].发展氢能首先需要解决的是氢的制、储、运和用的问题，其中，氢的输运已成为关键所在.在长距离输运氢的方式中，管道运输仍是最经济、安全和高效的方式之一[3~6].然而，长期在含氢介质中服役，管线材料会面临氢致韧性降低和氢致开裂的风险.为解决问题，除了开发高抗氢脆的管线用钢材外，利用现有天然气管道进行掺氢输送也不失为一种可靠的解决途径[7~9]. ...
Technical and economic analysis on long-distance hydrogen pipeline transportation
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2023
Coupling effect of hydrogen embrittlement and corrosion of X80 pipeline steel in hydrogen-doped natural gas
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2025
... 随着我国能源和“双碳”战略的实施，研究者越来越认识到发展氢能是实现“双碳”目标，走向绿色环保的必由之路[1,2].发展氢能首先需要解决的是氢的制、储、运和用的问题，其中，氢的输运已成为关键所在.在长距离输运氢的方式中，管道运输仍是最经济、安全和高效的方式之一[3~6].然而，长期在含氢介质中服役，管线材料会面临氢致韧性降低和氢致开裂的风险.为解决问题，除了开发高抗氢脆的管线用钢材外，利用现有天然气管道进行掺氢输送也不失为一种可靠的解决途径[7~9]. ...
X80掺氢天然气管道的氢脆与腐蚀耦合作用研究
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2025
... 随着我国能源和“双碳”战略的实施，研究者越来越认识到发展氢能是实现“双碳”目标，走向绿色环保的必由之路[1,2].发展氢能首先需要解决的是氢的制、储、运和用的问题，其中，氢的输运已成为关键所在.在长距离输运氢的方式中，管道运输仍是最经济、安全和高效的方式之一[3~6].然而，长期在含氢介质中服役，管线材料会面临氢致韧性降低和氢致开裂的风险.为解决问题，除了开发高抗氢脆的管线用钢材外，利用现有天然气管道进行掺氢输送也不失为一种可靠的解决途径[7~9]. ...
Research progress on hydrogen damage mechanism of pipeline steel in contact with hydrogen environment
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2024
... 利用现有管道掺氢输送的关键在于如何防止管道用钢的氢脆.由于氢原子体积小，易扩散进管材内部，并在缺陷处富集，导致管材的力学性能降低，含氢的高压环境更会加深氢对材料造成的损伤，影响其服役寿命[10].氢对管材的损伤过程通常包括以下几个步骤：氢分子先在管材表面吸附，然后氢分子解离成氢原子并向基体内渗透、扩散，并在某一缺陷处富集，最终渗透进管材内部的氢浓度高低则决定了材料的氢损伤程度大小[11,12]. ...
临氢环境下管线钢氢损伤机理研究进展
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2024
... 利用现有管道掺氢输送的关键在于如何防止管道用钢的氢脆.由于氢原子体积小，易扩散进管材内部，并在缺陷处富集，导致管材的力学性能降低，含氢的高压环境更会加深氢对材料造成的损伤，影响其服役寿命[10].氢对管材的损伤过程通常包括以下几个步骤：氢分子先在管材表面吸附，然后氢分子解离成氢原子并向基体内渗透、扩散，并在某一缺陷处富集，最终渗透进管材内部的氢浓度高低则决定了材料的氢损伤程度大小[11,12]. ...
Essence and gap analysis for hydrogen embrittlement of pipelines in high-pressure hydrogen environments
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2023
... 利用现有管道掺氢输送的关键在于如何防止管道用钢的氢脆.由于氢原子体积小，易扩散进管材内部，并在缺陷处富集，导致管材的力学性能降低，含氢的高压环境更会加深氢对材料造成的损伤，影响其服役寿命[10].氢对管材的损伤过程通常包括以下几个步骤：氢分子先在管材表面吸附，然后氢分子解离成氢原子并向基体内渗透、扩散，并在某一缺陷处富集，最终渗透进管材内部的氢浓度高低则决定了材料的氢损伤程度大小[11,12]. ...
... 研究表明，渗透进材料内部的氢原子由于其较小原子半径，通常会存在于晶体点阵的间隙处，四面体间隙对于氢原子具有较低的吸收能垒，因此成为稳定的氢原子富集处[19].两种钢经过1 h的预充氢后，仅有少量的氢原子渗透到钢基体内部，均匀分布在四面体间隙处，所以较低的氢浓度不会使金属发生明显的脆化.除了四面体间隙外，渗透氢原子在钢基体内部易被各类冶金缺陷(晶界、夹杂物、第二次相颗粒等)捕获，其具有较高的氢脱附激活能，故氢原子在此发生富集，所以，这些缺陷会成为氢陷阱[19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
高压氢气管道氢脆问题明晰
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2023
... 利用现有管道掺氢输送的关键在于如何防止管道用钢的氢脆.由于氢原子体积小，易扩散进管材内部，并在缺陷处富集，导致管材的力学性能降低，含氢的高压环境更会加深氢对材料造成的损伤，影响其服役寿命[10].氢对管材的损伤过程通常包括以下几个步骤：氢分子先在管材表面吸附，然后氢分子解离成氢原子并向基体内渗透、扩散，并在某一缺陷处富集，最终渗透进管材内部的氢浓度高低则决定了材料的氢损伤程度大小[11,12]. ...
... 研究表明，渗透进材料内部的氢原子由于其较小原子半径，通常会存在于晶体点阵的间隙处，四面体间隙对于氢原子具有较低的吸收能垒，因此成为稳定的氢原子富集处[19].两种钢经过1 h的预充氢后，仅有少量的氢原子渗透到钢基体内部，均匀分布在四面体间隙处，所以较低的氢浓度不会使金属发生明显的脆化.除了四面体间隙外，渗透氢原子在钢基体内部易被各类冶金缺陷(晶界、夹杂物、第二次相颗粒等)捕获，其具有较高的氢脱附激活能，故氢原子在此发生富集，所以，这些缺陷会成为氢陷阱[19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
Hydrogen permeation and hydrogen embrittlement sensitivity of X80 pipeline steel
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2025
... 利用现有管道掺氢输送的关键在于如何防止管道用钢的氢脆.由于氢原子体积小，易扩散进管材内部，并在缺陷处富集，导致管材的力学性能降低，含氢的高压环境更会加深氢对材料造成的损伤，影响其服役寿命[10].氢对管材的损伤过程通常包括以下几个步骤：氢分子先在管材表面吸附，然后氢分子解离成氢原子并向基体内渗透、扩散，并在某一缺陷处富集，最终渗透进管材内部的氢浓度高低则决定了材料的氢损伤程度大小[11,12]. ...
X80管线钢氢渗透行为及氢脆敏感性研究
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2025
... 利用现有管道掺氢输送的关键在于如何防止管道用钢的氢脆.由于氢原子体积小，易扩散进管材内部，并在缺陷处富集，导致管材的力学性能降低，含氢的高压环境更会加深氢对材料造成的损伤，影响其服役寿命[10].氢对管材的损伤过程通常包括以下几个步骤：氢分子先在管材表面吸附，然后氢分子解离成氢原子并向基体内渗透、扩散，并在某一缺陷处富集，最终渗透进管材内部的氢浓度高低则决定了材料的氢损伤程度大小[11,12]. ...
Hydrogen effects on X80 pipeline steel in high-pressure natural gas/hydrogen mixtures
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2017
... 氢对管材力学性能的劣化受多种因素的影响，如管材服役环境的压力、氢气的分压、服役时间以及管材本身内部的显微组织与夹杂物等.其中，有关于掺氢比例对管材力学性能等的影响，Meng等[13]按照美国试验与材料学会(ASTM)标准，在12 MPa压力下，含氢气的体积分数分别为0、5.0%、10.0%、20.0%和50.0%的天然气/氢气混合物中，测量了X80管线钢的力学性能，结果表明X80管线钢在天然气/氢气混合物中易发生氢脆，且氢分压越大，氢脆敏感性越高.刘天乐等[14]的研究同样证实随着掺氢比例的增加，X80管线钢的氢脆敏感性逐渐增大.Moro等[15]则研究了不同氢气压力下X80管线钢拉伸性能的变化规律，并通过断面收缩率对氢脆敏感性进行量化，结果表明当氢气压力超过10 MPa后，X80管线钢的氢脆敏感性将不再受到压力升高的影响.可见，国内外学者对管线钢与气态氢相容性实验的研究主要集中在气相环境中氢浓度及氢压上，有关管线钢与氢作用时间，即预充氢时间则较少见到相关文献报道.然而，预充氢时间作为研究管线钢与氢相互作用时的关键因素对理解管线钢与氢的相容性影响至关重要，亟需探究. ...
Hydrogen damage of X80 pipeline steel in hydrogen-doped gaseous atmosphere
1
2025
... 氢对管材力学性能的劣化受多种因素的影响，如管材服役环境的压力、氢气的分压、服役时间以及管材本身内部的显微组织与夹杂物等.其中，有关于掺氢比例对管材力学性能等的影响，Meng等[13]按照美国试验与材料学会(ASTM)标准，在12 MPa压力下，含氢气的体积分数分别为0、5.0%、10.0%、20.0%和50.0%的天然气/氢气混合物中，测量了X80管线钢的力学性能，结果表明X80管线钢在天然气/氢气混合物中易发生氢脆，且氢分压越大，氢脆敏感性越高.刘天乐等[14]的研究同样证实随着掺氢比例的增加，X80管线钢的氢脆敏感性逐渐增大.Moro等[15]则研究了不同氢气压力下X80管线钢拉伸性能的变化规律，并通过断面收缩率对氢脆敏感性进行量化，结果表明当氢气压力超过10 MPa后，X80管线钢的氢脆敏感性将不再受到压力升高的影响.可见，国内外学者对管线钢与气态氢相容性实验的研究主要集中在气相环境中氢浓度及氢压上，有关管线钢与氢作用时间，即预充氢时间则较少见到相关文献报道.然而，预充氢时间作为研究管线钢与氢相互作用时的关键因素对理解管线钢与氢的相容性影响至关重要，亟需探究. ...
掺氢环境下X80管线钢气相氢损伤研究
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2025
... 氢对管材力学性能的劣化受多种因素的影响，如管材服役环境的压力、氢气的分压、服役时间以及管材本身内部的显微组织与夹杂物等.其中，有关于掺氢比例对管材力学性能等的影响，Meng等[13]按照美国试验与材料学会(ASTM)标准，在12 MPa压力下，含氢气的体积分数分别为0、5.0%、10.0%、20.0%和50.0%的天然气/氢气混合物中，测量了X80管线钢的力学性能，结果表明X80管线钢在天然气/氢气混合物中易发生氢脆，且氢分压越大，氢脆敏感性越高.刘天乐等[14]的研究同样证实随着掺氢比例的增加，X80管线钢的氢脆敏感性逐渐增大.Moro等[15]则研究了不同氢气压力下X80管线钢拉伸性能的变化规律，并通过断面收缩率对氢脆敏感性进行量化，结果表明当氢气压力超过10 MPa后，X80管线钢的氢脆敏感性将不再受到压力升高的影响.可见，国内外学者对管线钢与气态氢相容性实验的研究主要集中在气相环境中氢浓度及氢压上，有关管线钢与氢作用时间，即预充氢时间则较少见到相关文献报道.然而，预充氢时间作为研究管线钢与氢相互作用时的关键因素对理解管线钢与氢的相容性影响至关重要，亟需探究. ...
Hydrogen embrittlement susceptibility of a high strength steel X80
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2010
... 氢对管材力学性能的劣化受多种因素的影响，如管材服役环境的压力、氢气的分压、服役时间以及管材本身内部的显微组织与夹杂物等.其中，有关于掺氢比例对管材力学性能等的影响，Meng等[13]按照美国试验与材料学会(ASTM)标准，在12 MPa压力下，含氢气的体积分数分别为0、5.0%、10.0%、20.0%和50.0%的天然气/氢气混合物中，测量了X80管线钢的力学性能，结果表明X80管线钢在天然气/氢气混合物中易发生氢脆，且氢分压越大，氢脆敏感性越高.刘天乐等[14]的研究同样证实随着掺氢比例的增加，X80管线钢的氢脆敏感性逐渐增大.Moro等[15]则研究了不同氢气压力下X80管线钢拉伸性能的变化规律，并通过断面收缩率对氢脆敏感性进行量化，结果表明当氢气压力超过10 MPa后，X80管线钢的氢脆敏感性将不再受到压力升高的影响.可见，国内外学者对管线钢与气态氢相容性实验的研究主要集中在气相环境中氢浓度及氢压上，有关管线钢与氢作用时间，即预充氢时间则较少见到相关文献报道.然而，预充氢时间作为研究管线钢与氢相互作用时的关键因素对理解管线钢与氢的相容性影响至关重要，亟需探究. ...
Comparison of hydrogen embrittlement in three pipeline steels in high pressure gaseous hydrogen environments
1
2012
... 与天然气相比，在高压气态氢中预充氢会使材料的塑韧性下降.一般而言，金属材料通常表现出氢脆敏感性与材料等级成正比[16]，这是由于材料中的缺陷(夹杂物、析出物等)附近的应力集中的程度通常与材料本身强度成正比[17]；较强的应力集中程度通常会加速氢的扩散和溶解，导致氢脆敏感性升高[18].本研究中，两种钢都表现出随预充氢时间延长，氢脆敏感性增加以及延伸率下降的规律，且X42QS钢的氢脆敏感性远大于X65QS钢，且随着预充氢时间延长，二者差距越明显，且异于传统的认知.即低强度的X42QS钢比高强度的X65QS钢更易受到高压气态氢的影响，这可能与材料的组成、微观结构特征(夹杂物、组织)对其氢致断裂行为影响各异有关. ...
Comparison of hydrogen embrittlement susceptibility of three cathodic protected subsea pipeline steels from a point of view of hydrogen permeation
1
2018
... 与天然气相比，在高压气态氢中预充氢会使材料的塑韧性下降.一般而言，金属材料通常表现出氢脆敏感性与材料等级成正比[16]，这是由于材料中的缺陷(夹杂物、析出物等)附近的应力集中的程度通常与材料本身强度成正比[17]；较强的应力集中程度通常会加速氢的扩散和溶解，导致氢脆敏感性升高[18].本研究中，两种钢都表现出随预充氢时间延长，氢脆敏感性增加以及延伸率下降的规律，且X42QS钢的氢脆敏感性远大于X65QS钢，且随着预充氢时间延长，二者差距越明显，且异于传统的认知.即低强度的X42QS钢比高强度的X65QS钢更易受到高压气态氢的影响，这可能与材料的组成、微观结构特征(夹杂物、组织)对其氢致断裂行为影响各异有关. ...
Influence of stress triaxiality on hydrogen assisted ductile damage in an X70 pipeline steel
1
2023
... 与天然气相比，在高压气态氢中预充氢会使材料的塑韧性下降.一般而言，金属材料通常表现出氢脆敏感性与材料等级成正比[16]，这是由于材料中的缺陷(夹杂物、析出物等)附近的应力集中的程度通常与材料本身强度成正比[17]；较强的应力集中程度通常会加速氢的扩散和溶解，导致氢脆敏感性升高[18].本研究中，两种钢都表现出随预充氢时间延长，氢脆敏感性增加以及延伸率下降的规律，且X42QS钢的氢脆敏感性远大于X65QS钢，且随着预充氢时间延长，二者差距越明显，且异于传统的认知.即低强度的X42QS钢比高强度的X65QS钢更易受到高压气态氢的影响，这可能与材料的组成、微观结构特征(夹杂物、组织)对其氢致断裂行为影响各异有关. ...
Thermodynamics of spontaneous dissociation and dissociative adsorption of hydrogen molecules and hydrogen atom adsorption and absorption on steel under pipelining conditions
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2021
... 研究表明，渗透进材料内部的氢原子由于其较小原子半径，通常会存在于晶体点阵的间隙处，四面体间隙对于氢原子具有较低的吸收能垒，因此成为稳定的氢原子富集处[19].两种钢经过1 h的预充氢后，仅有少量的氢原子渗透到钢基体内部，均匀分布在四面体间隙处，所以较低的氢浓度不会使金属发生明显的脆化.除了四面体间隙外，渗透氢原子在钢基体内部易被各类冶金缺陷(晶界、夹杂物、第二次相颗粒等)捕获，其具有较高的氢脱附激活能，故氢原子在此发生富集，所以，这些缺陷会成为氢陷阱[19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
... [19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
Effect of annealing process on microstructure evolution and hydrogen embrittlement behavior of 304 austenitic stainless steel
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2025
... 研究表明，渗透进材料内部的氢原子由于其较小原子半径，通常会存在于晶体点阵的间隙处，四面体间隙对于氢原子具有较低的吸收能垒，因此成为稳定的氢原子富集处[19].两种钢经过1 h的预充氢后，仅有少量的氢原子渗透到钢基体内部，均匀分布在四面体间隙处，所以较低的氢浓度不会使金属发生明显的脆化.除了四面体间隙外，渗透氢原子在钢基体内部易被各类冶金缺陷(晶界、夹杂物、第二次相颗粒等)捕获，其具有较高的氢脱附激活能，故氢原子在此发生富集，所以，这些缺陷会成为氢陷阱[19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
退火工艺对304奥氏体不锈钢的组织演变及氢脆行为的影响
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2025
... 研究表明，渗透进材料内部的氢原子由于其较小原子半径，通常会存在于晶体点阵的间隙处，四面体间隙对于氢原子具有较低的吸收能垒，因此成为稳定的氢原子富集处[19].两种钢经过1 h的预充氢后，仅有少量的氢原子渗透到钢基体内部，均匀分布在四面体间隙处，所以较低的氢浓度不会使金属发生明显的脆化.除了四面体间隙外，渗透氢原子在钢基体内部易被各类冶金缺陷(晶界、夹杂物、第二次相颗粒等)捕获，其具有较高的氢脱附激活能，故氢原子在此发生富集，所以，这些缺陷会成为氢陷阱[19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
Study on sulfide inclusions and effect of calcium treatment for pipeline steel
1
2006
... 研究表明，渗透进材料内部的氢原子由于其较小原子半径，通常会存在于晶体点阵的间隙处，四面体间隙对于氢原子具有较低的吸收能垒，因此成为稳定的氢原子富集处[19].两种钢经过1 h的预充氢后，仅有少量的氢原子渗透到钢基体内部，均匀分布在四面体间隙处，所以较低的氢浓度不会使金属发生明显的脆化.除了四面体间隙外，渗透氢原子在钢基体内部易被各类冶金缺陷(晶界、夹杂物、第二次相颗粒等)捕获，其具有较高的氢脱附激活能，故氢原子在此发生富集，所以，这些缺陷会成为氢陷阱[19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
管线钢硫化物夹杂及钙处理效果研究
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2006
... 研究表明，渗透进材料内部的氢原子由于其较小原子半径，通常会存在于晶体点阵的间隙处，四面体间隙对于氢原子具有较低的吸收能垒，因此成为稳定的氢原子富集处[19].两种钢经过1 h的预充氢后，仅有少量的氢原子渗透到钢基体内部，均匀分布在四面体间隙处，所以较低的氢浓度不会使金属发生明显的脆化.除了四面体间隙外，渗透氢原子在钢基体内部易被各类冶金缺陷(晶界、夹杂物、第二次相颗粒等)捕获，其具有较高的氢脱附激活能，故氢原子在此发生富集，所以，这些缺陷会成为氢陷阱[19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
Hydrogen trapping and hydrogen embrittlement (HE) susceptibility of X70 grade high-strength, acid-resistant, submarine pipeline steel with Mg treatment
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2023
... 研究表明，渗透进材料内部的氢原子由于其较小原子半径，通常会存在于晶体点阵的间隙处，四面体间隙对于氢原子具有较低的吸收能垒，因此成为稳定的氢原子富集处[19].两种钢经过1 h的预充氢后，仅有少量的氢原子渗透到钢基体内部，均匀分布在四面体间隙处，所以较低的氢浓度不会使金属发生明显的脆化.除了四面体间隙外，渗透氢原子在钢基体内部易被各类冶金缺陷(晶界、夹杂物、第二次相颗粒等)捕获，其具有较高的氢脱附激活能，故氢原子在此发生富集，所以，这些缺陷会成为氢陷阱[19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
Damage assessment and mechanical performance of Cr-Mo steel used in hydrogen storage vessels
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2021
... 研究表明，渗透进材料内部的氢原子由于其较小原子半径，通常会存在于晶体点阵的间隙处，四面体间隙对于氢原子具有较低的吸收能垒，因此成为稳定的氢原子富集处[19].两种钢经过1 h的预充氢后，仅有少量的氢原子渗透到钢基体内部，均匀分布在四面体间隙处，所以较低的氢浓度不会使金属发生明显的脆化.除了四面体间隙外，渗透氢原子在钢基体内部易被各类冶金缺陷(晶界、夹杂物、第二次相颗粒等)捕获，其具有较高的氢脱附激活能，故氢原子在此发生富集，所以，这些缺陷会成为氢陷阱[19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
Hydrogen-induced degradation of high-strength steel pipeline welds: A critical review
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2022
... 研究表明，渗透进材料内部的氢原子由于其较小原子半径，通常会存在于晶体点阵的间隙处，四面体间隙对于氢原子具有较低的吸收能垒，因此成为稳定的氢原子富集处[19].两种钢经过1 h的预充氢后，仅有少量的氢原子渗透到钢基体内部，均匀分布在四面体间隙处，所以较低的氢浓度不会使金属发生明显的脆化.除了四面体间隙外，渗透氢原子在钢基体内部易被各类冶金缺陷(晶界、夹杂物、第二次相颗粒等)捕获，其具有较高的氢脱附激活能，故氢原子在此发生富集，所以，这些缺陷会成为氢陷阱[19]，根据氢脱附激活能的高低，可把氢陷阱分为可逆与不可逆型.在以多边形铁素体与分布不均匀的珠光体组织为主的X42QS钢试样中，其较大的晶粒尺寸可能导致更大氢脆敏感性的发生[20].此外，碳化物颗粒的存在使得铁素体/珠光体界面成为氢的主要富集位点，并且在裂纹周围观察到大量碳化物分布(图11a1).此外，夹杂物在机械加载过程中不仅引起应力集中，而且通过充当优先氢捕获位点大大增加了局部氢浓度[11]，尤其是MnS与Al2O3夹杂，X42QS钢中这两类夹杂物的数量明显较多(图5).有研究表明使用Ca和Mg处理可以分别将MnS和Al2O3夹杂物改性为CaS和MgAl2O4夹杂物[21,22]，从而改善材料的氢脆敏感性.此外，X42QS钢中分布的数量更多和尺寸更大的夹杂物更容易成为裂纹源.综上所述，不均匀的铁素体/珠光体组织以及较多的夹杂物使得氢原子容易富集导致裂纹萌生[23].之后随着预充氢时间的延长，钢基体内部的氢浓度升高，导致材料氢脆敏感性指数升高，断口形貌呈现出明显的脆性断裂特征.而X65QS钢试样中贝氏体与针状铁素体组织含量较多，且分布均匀，其中针状铁素体晶界以及高密度位错作为可逆型氢陷阱能够避免扩散进材料内部的氢原子在缺陷处富集[24]，使氢在材料内部均匀分散.因此表现出较好的抗氢脆性能，直至24 h预充氢后断口仍表现出较好的塑韧性. ...
The synergistic action and interplay of hydrogen embrittlement mechanisms in steels and iron: Localized plasticity and decohesion
2
2019
... 目前，常见的高压气态氢脆机理主要有氢增强局部塑形与氢致解理机理，两种机理与渗透进钢基体中的氢浓度密切相关[25~27]，相较于氢增强局部塑形机制，氢致解理机制的产生往往需要更高的临界氢浓度.因此目前珠光体广泛被接受的是低氢浓度时，氢增强局部塑形是主导机制；而高氢浓度时，氢致解理是主导机制[25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
... [25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
Adaptability of typical seamless tube steels to hydrogen-blended natural gas environments and hydrogen-induced damage mechanism
0
2025
典型无缝钢管钢掺氢天然气环境适应性及氢致损伤机理
0
2025
Enumeration of the hydrogen-enhanced localized plasticity mechanism for hydrogen embrittlement in structural materials
1
2019
... 目前，常见的高压气态氢脆机理主要有氢增强局部塑形与氢致解理机理，两种机理与渗透进钢基体中的氢浓度密切相关[25~27]，相较于氢增强局部塑形机制，氢致解理机制的产生往往需要更高的临界氢浓度.因此目前珠光体广泛被接受的是低氢浓度时，氢增强局部塑形是主导机制；而高氢浓度时，氢致解理是主导机制[25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
Effects of CH4 and CO on hydrogen embrittlement susceptibility of X80 pipeline steel in hydrogen blended natural gas
1
2023
... 目前，常见的高压气态氢脆机理主要有氢增强局部塑形与氢致解理机理，两种机理与渗透进钢基体中的氢浓度密切相关[25~27]，相较于氢增强局部塑形机制，氢致解理机制的产生往往需要更高的临界氢浓度.因此目前珠光体广泛被接受的是低氢浓度时，氢增强局部塑形是主导机制；而高氢浓度时，氢致解理是主导机制[25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
Influence of hydrogen enhanced plasticity and decohesion mechanisms of hydrogen embrittlement on the fracture resistance of steel
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2021
... 目前，常见的高压气态氢脆机理主要有氢增强局部塑形与氢致解理机理，两种机理与渗透进钢基体中的氢浓度密切相关[25~27]，相较于氢增强局部塑形机制，氢致解理机制的产生往往需要更高的临界氢浓度.因此目前珠光体广泛被接受的是低氢浓度时，氢增强局部塑形是主导机制；而高氢浓度时，氢致解理是主导机制[25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
The role of hydrogen in hardening/softening steel: Influence of the charging process
1
2015
... 目前，常见的高压气态氢脆机理主要有氢增强局部塑形与氢致解理机理，两种机理与渗透进钢基体中的氢浓度密切相关[25~27]，相较于氢增强局部塑形机制，氢致解理机制的产生往往需要更高的临界氢浓度.因此目前珠光体广泛被接受的是低氢浓度时，氢增强局部塑形是主导机制；而高氢浓度时，氢致解理是主导机制[25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
Hydrogen embrittlement of high strength pipeline steels
1
2006
... 目前，常见的高压气态氢脆机理主要有氢增强局部塑形与氢致解理机理，两种机理与渗透进钢基体中的氢浓度密切相关[25~27]，相较于氢增强局部塑形机制，氢致解理机制的产生往往需要更高的临界氢浓度.因此目前珠光体广泛被接受的是低氢浓度时，氢增强局部塑形是主导机制；而高氢浓度时，氢致解理是主导机制[25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
Effects of hydrogen in synthetic natural gas on mechanical properties of X80 steel spiral welded pipe
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2020
... 目前，常见的高压气态氢脆机理主要有氢增强局部塑形与氢致解理机理，两种机理与渗透进钢基体中的氢浓度密切相关[25~27]，相较于氢增强局部塑形机制，氢致解理机制的产生往往需要更高的临界氢浓度.因此目前珠光体广泛被接受的是低氢浓度时，氢增强局部塑形是主导机制；而高氢浓度时，氢致解理是主导机制[25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
煤制天然气中氢对X80钢螺旋焊管力学性能的影响
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2020
... 目前，常见的高压气态氢脆机理主要有氢增强局部塑形与氢致解理机理，两种机理与渗透进钢基体中的氢浓度密切相关[25~27]，相较于氢增强局部塑形机制，氢致解理机制的产生往往需要更高的临界氢浓度.因此目前珠光体广泛被接受的是低氢浓度时，氢增强局部塑形是主导机制；而高氢浓度时，氢致解理是主导机制[25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
Study on the mechanical properties of X80 pipeline steel under pre-charged high-pressure gaseous hydrogen
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2024
... 目前，常见的高压气态氢脆机理主要有氢增强局部塑形与氢致解理机理，两种机理与渗透进钢基体中的氢浓度密切相关[25~27]，相较于氢增强局部塑形机制，氢致解理机制的产生往往需要更高的临界氢浓度.因此目前珠光体广泛被接受的是低氢浓度时，氢增强局部塑形是主导机制；而高氢浓度时，氢致解理是主导机制[25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
Effects of hydrogen on the fracture toughness of a X70 pipeline steel
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2009
... 目前，常见的高压气态氢脆机理主要有氢增强局部塑形与氢致解理机理，两种机理与渗透进钢基体中的氢浓度密切相关[25~27]，相较于氢增强局部塑形机制，氢致解理机制的产生往往需要更高的临界氢浓度.因此目前珠光体广泛被接受的是低氢浓度时，氢增强局部塑形是主导机制；而高氢浓度时，氢致解理是主导机制[25].此外，材料的氢脆机制也与晶粒尺寸、冶金缺陷等因素有着内在关联.以珠光体和铁素体为主的X42QS钢经过1 h预充氢后，其边部在拉伸过程中形变较大，位错集中度高，氢原子又同时增强了裂纹尖端区域的局部塑性变形，提高了位错的迁移率，当裂纹运动到界面处时加速扩展造成较为明显的二次裂纹(图9b1黄色虚线内)[28]，呈现出明显的氢增强局部塑形机制特征[29,30]，但中心区域仍保持了良好的韧性.随预充氢时间延长，钢内氢浓度升高，X42QS钢脆性断裂特征逐渐增强，断口韧窝区、剪切唇区域逐渐减少直至消失，黄色虚线内的脆性区域占比越来越大(图9).另外，仔细观察还发现，受氢脆机制的影响，呈现出脆性区域抵抗变形能力下降所导致的解理断裂特征(图9e)，且随预充氢时间增加，解理面积变大.此外，预充氢24 h后裂纹扩展方式以沿晶扩展为主(图11a2)，此时氢致解理机制成为氢脆的主要作用机制[31,32].对于以针状铁素体和贝氏体组织为主的X65QS钢试样，直到12 h时才在部分区域观察到孔洞连结形成的微裂纹(图10d2黄色虚线内)，其孔洞底端可以看到大的夹杂物或第二相颗粒.表明在X65QS钢中，夹杂物/第二相颗粒是氢的主要富集位点，除氢作用以外，材料在受力变形的过程中孔洞被拉长造成其周围的空位浓度升高(图10e2)，这两种因素的协同作用，使得生长中的孔洞接触相邻孔洞，联结之后进一步发展形成类似裂纹的断口形貌.24 h预充氢后的X65QS钢试样除少数微裂纹外，断口形貌仍以韧性特征为主，未发现明显解理行为，且裂纹扩展行为中穿晶扩展现象明显(图11b2)，穿晶扩展裂纹周围较高的KAM值分布进一步说明了氢促进了位错运动并在裂纹附近塞积(图11b3)，这正是氢增强局部塑形机制作用的效果[33,34]. ...
