周池樓，何默涵，郭晉，李運(yùn)泉，5，吳昊，肖舒，陳國(guó)華，歐陽(yáng)瑞祥，何實(shí)

（1 華南理工大學(xué)機(jī)械與汽車工程學(xué)院,廣東 廣州 510641；2 廣東省安全生產(chǎn)協(xié)同創(chuàng)新中心,廣東 廣州 510641；3 浙江大學(xué)能源工程學(xué)院,浙江 杭州 310027；4 廣東省特種設(shè)備檢測(cè)研究院,廣東 佛山 528251；5 廣東省特種設(shè)備檢測(cè)研究院順德檢測(cè)院,廣東 佛山 528300；6 云志壓力容器制造有限公司,廣東 佛山 528312）

氫能由于其無(wú)污染、來(lái)源廣泛、可再生循環(huán)等優(yōu)點(diǎn)，不僅可作為清潔能源，還可提高傳統(tǒng)化石燃料的利用效率，被譽(yù)為當(dāng)今最具有發(fā)展?jié)摿Φ亩文茉础?1 世紀(jì)以來(lái)，發(fā)達(dá)國(guó)家均對(duì)氫能技術(shù)發(fā)展做出規(guī)劃，我國(guó)也高度重視氫能汽車的發(fā)展，《中國(guó)制造2025》將節(jié)能與新能源汽車列為十大重點(diǎn)發(fā)展領(lǐng)域之一。

高壓儲(chǔ)氫因其設(shè)備結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)單、充裝速度快等優(yōu)點(diǎn)，在目前氫能儲(chǔ)運(yùn)方式中占主導(dǎo)地位。然而，長(zhǎng)期在高壓氫環(huán)境中服役的金屬材料會(huì)出現(xiàn)塑性損減、疲勞裂紋擴(kuò)展速率加快等氫脆現(xiàn)象，嚴(yán)重威脅高壓氫系統(tǒng)的運(yùn)行安全。研究表明，奧氏體不銹鋼具有較好的抗氫脆性能，常用于制造高壓氫系統(tǒng)中的壓力容器、管道、閥門等承壓件。為滿足復(fù)雜結(jié)構(gòu)及大尺寸工件的需求，不可避免地會(huì)對(duì)奧氏體不銹鋼進(jìn)行焊接處理。例如，低溫高壓儲(chǔ)氫容器的筒體是由奧氏體不銹鋼焊接而成，大容積全多層高壓儲(chǔ)氫容器的內(nèi)筒通常是由奧氏體不銹鋼板焊接而成，此類結(jié)構(gòu)均屬于奧氏體不銹鋼焊件。但焊接過程中的熱循環(huán)使焊縫具有比母材更復(fù)雜的微觀組織，微觀組織的變化勢(shì)必會(huì)影響氫在焊縫中的擴(kuò)散、富集行為，并導(dǎo)致焊件與母材的氫脆敏感性產(chǎn)生差異。因此，研究奧氏體不銹鋼焊件的氫脆敏感性對(duì)保障高壓氫系統(tǒng)的安全運(yùn)行尤為重要。

本文主要從以下方面介紹奧氏體不銹鋼焊件氫脆的國(guó)內(nèi)外研究現(xiàn)狀和發(fā)展趨勢(shì)。首先，簡(jiǎn)要概述奧氏體不銹鋼焊件中氫的來(lái)源，介紹常用的材料氫脆敏感性評(píng)價(jià)方法，討論目前主要的氫脆機(jī)理；其次，從內(nèi)部因素和外部因素兩方面論述奧氏體不銹鋼焊件氫脆敏感性的主要影響因素；最后，探討五種典型奧氏體不銹鋼焊件的氫脆特性。

1 焊件氫脆概述

1.1 焊件中氫的兩種來(lái)源

氫可通過兩個(gè)途徑進(jìn)入焊件：一是焊接原材料中的水和其他含氫物質(zhì)在高溫下分解產(chǎn)生氫原子，同時(shí)周圍環(huán)境中的水分、油脂等含氫化合物生成的氫原子被液相金屬吸收并溶解進(jìn)入焊縫；二是在高壓氫氣環(huán)境中，氫分子在金屬表面吸附，分解為氫原子后溶解進(jìn)入金屬，并在金屬中擴(kuò)散、富集于特定位置。

在冶煉、酸洗、焊接等加工過程中，溶解進(jìn)入金屬晶格內(nèi)的氫原子會(huì)在晶格內(nèi)擴(kuò)散并富集于應(yīng)力集中的區(qū)域直至達(dá)到臨界濃度，同時(shí)材料內(nèi)部的氫含量影響了塑性損減程度和氫致開裂過程。裂紋萌生一般發(fā)生在金屬材料內(nèi)部，且氫致開裂的主導(dǎo)因素為晶格內(nèi)氫原子的移動(dòng)，該種現(xiàn)象被稱為內(nèi)部氫脆。高壓氫環(huán)境中的金屬材料會(huì)受到外加應(yīng)力與氫侵入的協(xié)同作用，環(huán)境中的氫通過氣態(tài)運(yùn)輸、物理吸附、氫分子解離、化學(xué)吸附、金屬中擴(kuò)散和溶解等過程才能到達(dá)裂紋尖端，當(dāng)局部氫濃度達(dá)到臨界值時(shí)，會(huì)發(fā)生金屬宏觀上的塑性損減或氫致滯后斷裂現(xiàn)象，該種現(xiàn)象被稱為外部氫脆，而金屬材料的表層吸氫是外部氫脆的主導(dǎo)因素。

已有學(xué)者對(duì)奧氏體不銹鋼內(nèi)部氫脆和外部氫脆的作用過程做了相關(guān)研究。如圖1所示，Ogawa等的研究表明，內(nèi)部氫脆中，由于試樣內(nèi)部的氫濃度較高，與氫有關(guān)的裂紋萌生主要在試樣內(nèi)部而不是表面，裂紋萌生位置主要在晶界（grain boundary，GB）、滑移面（slip plane，SP）和孿晶邊界（twin boundary，TB）等區(qū)域；當(dāng)預(yù)充氫濃度較低時(shí)，晶界處的σ 相附近會(huì)成為裂紋形核的位置，此時(shí)沿晶界的裂紋萌生及擴(kuò)展是材料塑性下降的主要原因，隨著預(yù)充氫濃度的上升，沿滑移面和孿晶邊界的裂紋逐漸占主導(dǎo)地位。外部氫脆中，由于試樣表面直接暴露在高壓、高純的氫氣環(huán)境中，氫在試樣表面吸附并擴(kuò)散進(jìn)入試樣，因此試樣的表面具有較高的氫濃度，導(dǎo)致裂紋在試樣表面萌生，隨后裂紋沿晶界繼續(xù)向試樣內(nèi)部擴(kuò)展；由于氫在奧氏體中的擴(kuò)散速度較慢，此時(shí)占主導(dǎo)地位的擴(kuò)散方式是氫沿晶界的短路擴(kuò)散，這也是裂紋沿晶界向試樣內(nèi)部擴(kuò)展的主要原因。

圖1 氫脆作用過程[18]

基于上述分析，試樣內(nèi)部、表面的氫濃度差異以及裂紋萌生位置的不同是內(nèi)部氫脆與外部氫脆的主要區(qū)別。

1.2 焊件氫脆評(píng)價(jià)方法

考慮到內(nèi)部氫脆與外部氫脆作用機(jī)制的差異性，材料的氫脆評(píng)價(jià)方法也相應(yīng)地分為預(yù)充氫試驗(yàn)和原位氫試驗(yàn)。

（1）預(yù)充氫試驗(yàn) 首先通過氣相熱充氫、電解充氫等方法對(duì)試樣進(jìn)行預(yù)充氫，再將試樣置于空氣中進(jìn)行各種力學(xué)性能測(cè)試，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)預(yù)充氫試驗(yàn)進(jìn)行了大量研究。預(yù)充氫試驗(yàn)是先充氫、后加載，與氫能承壓設(shè)備中氫侵入和加載同步的情況不同，同時(shí)預(yù)充氫試驗(yàn)無(wú)法還原高壓氫環(huán)境中裂尖高應(yīng)力梯度區(qū)氫的動(dòng)態(tài)侵入和偏聚。

（2）原位氫試驗(yàn) 直接將試樣放入高壓、高純的氫氣環(huán)境中進(jìn)行各種力學(xué)性能測(cè)試，圖2為高壓氫環(huán)境原位測(cè)試裝置。由于原位氫試驗(yàn)與真實(shí)工況具有環(huán)境相似、應(yīng)力場(chǎng)相似和氫濃度場(chǎng)相似的特點(diǎn)，能更真實(shí)地反映高壓氫系統(tǒng)臨氫部件的實(shí)際服役工況。因此，美國(guó)、日本、加拿大等國(guó)家均將高壓氫環(huán)境原位測(cè)試作為高壓氫系統(tǒng)產(chǎn)品研發(fā)的首要環(huán)節(jié)。

圖2 高壓氫環(huán)境原位測(cè)試裝置[26]

表1歸納了預(yù)充氫試驗(yàn)與原位氫試驗(yàn)的特征。

表1 預(yù)充氫試驗(yàn)與原位氫試驗(yàn)特征對(duì)比

常規(guī)的材料力學(xué)性能測(cè)試方法原則上均可用于焊件的氫脆敏感性評(píng)價(jià)，但多數(shù)標(biāo)準(zhǔn)或規(guī)范要求的是以下兩類試驗(yàn)方法。

1.2.1 靜態(tài)試驗(yàn)方法

評(píng)價(jià)焊件氫脆的靜態(tài)試驗(yàn)方法主要包括慢應(yīng)變速率拉伸（slow strain rate tensile，SSRT）試驗(yàn)和氫致開裂門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子測(cè)試。

慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)是評(píng)價(jià)材料在高壓氫環(huán)境中力學(xué)性能損減最常用的方法。該方法是通過測(cè)試材料在高壓氫環(huán)境和惰性環(huán)境下的相對(duì)缺口拉伸強(qiáng)度（relative notched tensile strength, RNTS）和相對(duì)斷面收縮率（relative reduction of area, RRA）來(lái)評(píng)價(jià)材料的氫脆敏感性，獲得的RNTS 和RRA 介于0～1 之間，值越小的材料氫脆敏感性越強(qiáng)。高壓氫環(huán)境下的慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)主要用于臨氫材料的初步篩選，以降低后續(xù)疲勞試驗(yàn)或疲勞裂紋擴(kuò)展速率試驗(yàn)等測(cè)試的試驗(yàn)成本。美國(guó)材料與試驗(yàn)協(xié)會(huì)制定的標(biāo)準(zhǔn)ASTM G142、我國(guó)標(biāo)準(zhǔn)GB34542.2—2018以及加拿大和美國(guó)聯(lián)合制定的國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)ANSI/CSA CHMC 1均指定了該方法用于評(píng)價(jià)材料的氫脆敏感性。

氫致開裂門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子測(cè)試是量化材料氫致滯后斷裂敏感性的重要方法。材料中的氫會(huì)在應(yīng)力誘導(dǎo)下向裂尖積聚，當(dāng)裂尖的局部氫濃度達(dá)到臨界值且受到的應(yīng)力達(dá)到某一數(shù)值后，會(huì)誘發(fā)原有的裂紋擴(kuò)展。該過程引發(fā)的最終結(jié)果為原有裂紋在低應(yīng)力水平下發(fā)生裂紋擴(kuò)展，即發(fā)生了氫致滯后斷裂。該方法測(cè)試的力學(xué)性能指標(biāo)為氫致開裂門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子，氫致開裂門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子是指材料在高壓氫環(huán)境中發(fā)生氫致滯后斷裂使裂紋開始擴(kuò)展所需的最低應(yīng)力強(qiáng)度因子，該參量是儲(chǔ)氫系統(tǒng)臨氫部件基于斷裂力學(xué)的疲勞分析中確定臨界裂紋和構(gòu)件疲勞壽命的重要參數(shù)。ANSI/CSA CHMC 1指定了此方法來(lái)評(píng)價(jià)高壓氫環(huán)境對(duì)開裂門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子的影響。

1.2.2 動(dòng)態(tài)試驗(yàn)方法

評(píng)價(jià)焊件氫脆的動(dòng)態(tài)試驗(yàn)方法主要包括疲勞壽命試驗(yàn)和疲勞裂紋擴(kuò)展速率試驗(yàn)。

疲勞壽命試驗(yàn)是評(píng)價(jià)高壓氫環(huán)境下材料受疲勞載荷作用下性能的直接方法。該方法是通過比較相同測(cè)試條件下試樣在高壓氫環(huán)境和惰性環(huán)境中的疲勞壽命來(lái)評(píng)價(jià)材料的氫脆敏感性。高壓氫環(huán)境主要影響材料的裂紋擴(kuò)展過程，高周疲勞試驗(yàn)循環(huán)時(shí)的應(yīng)變量小，材料在失效前幾乎均處于裂紋萌生階段，因此高壓氫環(huán)境對(duì)其疲勞壽命的影響較??；而在低周疲勞試驗(yàn)中，高壓氫環(huán)境會(huì)明顯降低疲勞壽命。美國(guó)汽車工程師學(xué)會(huì)頒布的SAE J2579、我國(guó)標(biāo)準(zhǔn)GB 34542.2—2018以及ANSI/CSA CHMC 1均指定了該試驗(yàn)方法來(lái)評(píng)價(jià)高壓氫環(huán)境對(duì)疲勞性能的影響。

疲勞裂紋擴(kuò)展速率試驗(yàn)可用于量化評(píng)價(jià)含缺陷臨氫部件壽命的試驗(yàn)方法。由于氫原子在裂紋尖端的富集增加了局部區(qū)域的內(nèi)能，進(jìn)而造成近門檻值區(qū)域的疲勞裂紋擴(kuò)展速率上升，裂紋可在較低加載條件下擴(kuò)展。該試驗(yàn)得到的d/d-ΔK（應(yīng)力強(qiáng)度因子）曲線分為三個(gè)階段：當(dāng)Δ＜Δ（下門檻值）為第一階段，此階段裂紋擴(kuò)展速率d/d為零，但高壓氫環(huán)境會(huì)降低Δ，導(dǎo)致裂紋在較低的應(yīng)力水平下萌生；當(dāng)Δ（下門檻值）＜Δ＜Δ（上門檻值）時(shí)為第二階段，此時(shí)裂紋擴(kuò)展速率（d/d）隨Δ的增大而加快，材料在高壓氫環(huán)境下的裂紋擴(kuò)展速率比在空氣環(huán)境下明顯提高；當(dāng)Δ（上門檻值）＜Δ時(shí)為第三階段，此時(shí)應(yīng)力強(qiáng)度因子已達(dá)到材料斷裂韌性，疲勞裂紋急劇擴(kuò)大，導(dǎo)致試樣快速斷裂。高壓氫環(huán)境下的疲勞裂紋擴(kuò)展速率測(cè)試能夠更充分地考慮高壓氫環(huán)境對(duì)裂紋擴(kuò)展速率的加劇效應(yīng)，可為斷裂力學(xué)疲勞分析提供必要的設(shè)計(jì)參量。因此，ANSI/CSA CHMC 1、美國(guó)機(jī)械工程師協(xié)會(huì)制定的ASME Ⅷ-3 KD-10以及我國(guó)標(biāo)準(zhǔn)GB34542.2—2018均將其列入基本試驗(yàn)類型。

1.3 氫脆機(jī)理

氫脆機(jī)理的研究和發(fā)展對(duì)金屬材料的氫脆預(yù)防和抗氫合金的開發(fā)有重要意義，然而氫脆機(jī)理研究開展至今，還沒有一種理論可解釋所有的氫脆現(xiàn)象。目前，已提出的氫脆機(jī)理主要包括氫壓理論、氫致弱鍵理論、氫促進(jìn)局部塑性變形理論、氫吸附誘導(dǎo)位錯(cuò)發(fā)射理論、氫吸附降低表面能理論、位錯(cuò)傳輸理論和氫致相變理論等。

1.3.1 氫壓理論

金屬材料內(nèi)部存在很多空位、夾雜、微孔等缺陷，擴(kuò)散進(jìn)入材料的氫原子會(huì)聚集于缺陷處，并結(jié)合形成氫分子。此時(shí)，缺陷處形成含氫氣的氣泡，使缺陷附近晶格的氫濃度降低，導(dǎo)致遠(yuǎn)處的氫原子向缺陷處擴(kuò)散。不僅如此，氣泡內(nèi)的壓力可形成應(yīng)力梯度，氫原子在濃度梯度和應(yīng)力梯度的驅(qū)動(dòng)下向氣泡附近擴(kuò)散。當(dāng)氣泡內(nèi)的氫壓達(dá)到材料的屈服強(qiáng)度時(shí)，氣泡附近則會(huì)發(fā)生局部塑性變形；當(dāng)氫壓達(dá)到材料的鍵合力時(shí)，則會(huì)萌生微裂紋。氫壓理論可用于解釋氫壓裂紋的產(chǎn)生，常見的氫壓裂紋包括焊接冷裂紋、鋼中白點(diǎn)、酸洗產(chǎn)生的裂紋等。

1.3.2 氫致弱鍵理論

氫致弱鍵理論由Troiano 等于1959 年提出，他認(rèn)為氫原子的1s 軌道電子進(jìn)入過渡金屬未填滿的d軌道后會(huì)降低原子間的結(jié)合力。然而，該理論無(wú)法解釋鋁和鋁合金（d軌道填滿）等材料也存在氫脆現(xiàn)象，該現(xiàn)象說明1s軌道電子進(jìn)入d軌道并不是原子結(jié)合力降低的唯一原因。相關(guān)學(xué)者在此基礎(chǔ)上作了補(bǔ)充，認(rèn)為裂紋尖端最大正應(yīng)力大于等于原子鍵合力時(shí)，裂紋尖端的原子對(duì)就會(huì)被破壞，導(dǎo)致最終的氫致開裂。

氫致弱鍵理論的成立需要兩個(gè)前提：一是裂紋的萌生和擴(kuò)展過程中材料沒有發(fā)生局部塑性變形，裂紋形核及擴(kuò)展過程完全是原子間正應(yīng)力作用的結(jié)果；二是應(yīng)力誘導(dǎo)擴(kuò)散導(dǎo)致氫的富集，致使原子鍵合力降低。一般認(rèn)為，該理論適用于陶瓷等脆性材料。金屬材料的斷裂包含塑性變形，其裂紋擴(kuò)展主要是通過消耗塑性變形功，因此氫致弱鍵是否是導(dǎo)致金屬氫致開裂的主要因素還需深入研究。

1.3.3 氫促進(jìn)局部塑性變形理論

氫促進(jìn)局部塑性變形理論由Beachem提出，并有多位學(xué)者作了相應(yīng)補(bǔ)充。該理論認(rèn)為金屬中氫原子富集的區(qū)域能加劇位錯(cuò)的移動(dòng)，促進(jìn)局部塑性變形。局部化的塑性變形滿足了斷裂的前提條件，使斷裂在較低的宏觀塑性變形下發(fā)生。

氫促進(jìn)局部塑性變形的發(fā)生主要有以下幾個(gè)原因：①氫促進(jìn)位錯(cuò)增殖，氫原子富集可降低位錯(cuò)增殖和移動(dòng)的阻力；②氫的彈性屏蔽作用促進(jìn)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，氫原子削弱了位錯(cuò)與障礙物之間的交互作用，促進(jìn)位錯(cuò)移動(dòng)。

1.3.4 氫吸附誘導(dǎo)位錯(cuò)發(fā)射理論

氫吸附誘導(dǎo)位錯(cuò)發(fā)射理論由Lynch于1976 年提出，該理論主要包括位錯(cuò)形核和位錯(cuò)向裂紋尖端前方運(yùn)動(dòng)兩方面。首先，在外加應(yīng)力作用下，位錯(cuò)形核后，將朝著裂紋尖端的前方運(yùn)動(dòng)。因此，位錯(cuò)形核為主導(dǎo)步驟并受到氫吸附的影響，而且位錯(cuò)形核過程會(huì)引起附近幾個(gè)原子層原子的協(xié)同剪切變形。因此，該理論認(rèn)為氫的吸附導(dǎo)致原子間鍵合力減弱從而促進(jìn)位錯(cuò)發(fā)射，加速了疲勞裂紋擴(kuò)展速率。該理論主要強(qiáng)調(diào)材料表面吸附氫的作用，卻無(wú)法解釋材料內(nèi)部氫富集導(dǎo)致的局部開裂現(xiàn)象，因此主要用于某些特殊的氫致開裂現(xiàn)象，如缺口試樣在快速拉伸下的氫致開裂。

1.3.5 氫吸附降低表面能理論

氫吸附降低表面能理論由Petch 等于1952 年提出，該理論認(rèn)為氫吸附在裂紋內(nèi)表面后可降低表面能。根據(jù)Griffith 公式判斷，表面能降低會(huì)導(dǎo)致斷裂應(yīng)力下降，斷裂應(yīng)力降低幅度為表面能的平方根，裂紋可在低應(yīng)力水平下擴(kuò)展。但對(duì)于塑性較好的材料，其塑性變形功遠(yuǎn)大于表面能，因此氫吸附降低表面能理論不適用于塑性較好的材料。此外，該理論無(wú)法解釋氫原子向裂紋尖端擴(kuò)散的現(xiàn)象。

1.3.6 位錯(cuò)傳輸理論

位錯(cuò)傳輸理論認(rèn)為氫原子可與位錯(cuò)形成柯氏氣團(tuán)，并在較低的應(yīng)變速率下與位錯(cuò)一起運(yùn)動(dòng)。由于氫原子與位錯(cuò)有較強(qiáng)的交互作用，氫會(huì)在位錯(cuò)處富集，也就是位錯(cuò)對(duì)氫氣團(tuán)起到了“釘扎”作用，使氫無(wú)法自由運(yùn)動(dòng)。當(dāng)溫度較低時(shí)，氫擴(kuò)散速度慢，無(wú)法與位錯(cuò)同步運(yùn)動(dòng)；溫度較高，則會(huì)導(dǎo)致氫原子氣團(tuán)逸散，削弱了位錯(cuò)的“釘扎”效果。這一理論說明，氫的偏聚與溫度、應(yīng)變速率有關(guān)：應(yīng)變速率影響位錯(cuò)移動(dòng)速度，而溫度影響氫的擴(kuò)散速率，只有當(dāng)位錯(cuò)移動(dòng)與氫的擴(kuò)散匹配后才能形成位錯(cuò)傳輸。

1.3.7 氫致相變理論

氫致相變主要有兩種途徑：一是氫致馬氏體相變，二是形成氫化物。該理論認(rèn)為亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼在冷卻或變形過程中會(huì)發(fā)生馬氏體相變，由于馬氏體的氫擴(kuò)散系數(shù)較高，故認(rèn)為馬氏體的氫脆敏感性高于奧氏體。同時(shí)，該理論認(rèn)為氫致開裂的發(fā)生需要?dú)浠镌跉涓患幮魏瞬⑸L(zhǎng)，當(dāng)氫化物達(dá)到臨界尺寸時(shí)發(fā)生解理開裂，裂紋擴(kuò)展最終在氫化物界面停止。然而，該理論無(wú)法解釋穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼不存在馬氏體相變，卻仍具有較高氫脆敏感性的現(xiàn)象。

經(jīng)過數(shù)十年的發(fā)展，雖然針對(duì)材料不同的氫脆現(xiàn)象已提出了多種機(jī)理，但目前仍未發(fā)現(xiàn)能夠解釋所有氫脆現(xiàn)象的統(tǒng)一理論。目前，主要根據(jù)材料種類和測(cè)試方法，以及多種氫脆機(jī)理的協(xié)同作用來(lái)解釋對(duì)應(yīng)的氫脆現(xiàn)象。表2歸納了上述七種氫脆機(jī)理的作用特點(diǎn)。

表2 氫脆機(jī)理及其作用特點(diǎn)

2 焊件氫脆影響因素

2.1 內(nèi)部影響因素

2.1.1 晶粒尺寸

目前，普遍認(rèn)為降低奧氏體不銹鋼的晶粒尺寸可降低氫脆敏感性，而且相關(guān)理論也得到了實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。

Brass等的研究表明316不銹鋼晶粒尺寸增加，會(huì)導(dǎo)致試樣內(nèi)的氫含量升高，加劇試樣的氫脆。Chen等通過調(diào)控退火溫度獲得了不同晶粒尺寸的試樣，結(jié)果顯示材料的氫脆敏感性隨晶粒尺寸的減小而降低，如圖3所示。Mine等通過退火處理獲得晶粒尺寸為0.1～0.5μm 的304 不銹鋼試樣，發(fā)現(xiàn)小尺寸晶?？山档?04不銹鋼的塑性損減程度。

圖3 相對(duì)斷面收縮率與晶粒尺寸的關(guān)系[43]

一般認(rèn)為，隨著晶粒尺寸的細(xì)化，單位面積晶界上雜質(zhì)的偏聚也隨之減少，進(jìn)而降低單位晶界上的氫濃度并減少應(yīng)變局部化，繼而增加材料的抗氫脆性能。焊接過程中，較高的焊接熱輸入會(huì)使焊縫在較高的溫度區(qū)間停留時(shí)間變長(zhǎng)，導(dǎo)致晶粒有充足的時(shí)間生長(zhǎng)。因此，對(duì)奧氏體不銹鋼進(jìn)行焊接加工時(shí)，應(yīng)在保證焊接質(zhì)量完好的前提下，盡量降低焊件在高溫區(qū)的停留時(shí)間，防止焊縫和熱影響區(qū)的晶粒粗大，進(jìn)而提高焊件的抗氫脆性能。

2.1.2 馬氏體

馬氏體強(qiáng)度較高但塑性較低，氫在馬氏體中具有較高的擴(kuò)散系數(shù)和較低的溶解度，普遍認(rèn)為馬氏體的氫脆敏感性高于奧氏體。

奧氏體不銹鋼在生產(chǎn)過程中可通過冷加工來(lái)提高強(qiáng)度，這會(huì)誘發(fā)奧氏體發(fā)生馬氏體相變，預(yù)應(yīng)變過程中形成的馬氏體被稱為初始馬氏體。Chen等的研究表明301 不銹鋼冷軋減薄20%可形成19.1%的馬氏體，而在退火處理的試樣中并未檢測(cè)到馬氏體組織。試驗(yàn)結(jié)果表明，0.2MPa 的氫氣環(huán)境會(huì)加快冷軋?jiān)嚇雍屯嘶鹪嚇拥钠诹鸭y擴(kuò)展速率，但由于冷軋?jiān)嚇又写嬖隈R氏體，氫氣環(huán)境對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展速率的加劇效應(yīng)更明顯，導(dǎo)致冷軋?jiān)嚇颖憩F(xiàn)出更強(qiáng)的氫脆敏感性。李曉剛的研究發(fā)現(xiàn)隨著預(yù)應(yīng)變的增加，焊縫中始終不會(huì)出現(xiàn)初始馬氏體，而母材中的初始馬氏體隨預(yù)應(yīng)變量的增加而增加。同時(shí)，隨著預(yù)應(yīng)變的增加，焊接接頭母材部分形成的大量初始馬氏體提供了裂紋優(yōu)先擴(kuò)展路徑，預(yù)充氫試樣的斷裂位置逐漸從焊縫轉(zhuǎn)移至母材部分。圖4為相同預(yù)應(yīng)變量下焊縫與母材中的馬氏體組織。

圖4 預(yù)應(yīng)變后焊縫與母材中的馬氏體組織[51]

奧氏體不銹鋼在力學(xué)性能測(cè)試過程中形成的馬氏體稱為動(dòng)態(tài)馬氏體。Tsay等研究了焊縫與母材的裂紋擴(kuò)展行為。與焊縫相比，母材在氫氣中的裂紋擴(kuò)展速率較快，主要原因是焊縫處存在殘余應(yīng)力，對(duì)裂紋萌生及擴(kuò)展有一定的抵抗能力，減少了形變，因此焊縫在試驗(yàn)過程中形成的動(dòng)態(tài)馬氏體含量較少。

Zhang 等認(rèn)為動(dòng)態(tài)馬氏體對(duì)氫脆的影響占主導(dǎo)地位。通過施加不同的預(yù)應(yīng)變獲得不同含量的初始馬氏體，初始馬氏體含量隨著預(yù)應(yīng)變的增加而增加，動(dòng)態(tài)馬氏體的含量隨著預(yù)應(yīng)變的增加而降低，試樣氫含量隨預(yù)應(yīng)變的增加而降低。相同充氫條件下，動(dòng)態(tài)馬氏體中的氫含量比初始馬氏體中的高，而且動(dòng)態(tài)馬氏體中向外擴(kuò)散的氫大部分積聚在馬氏體-奧氏體界面處，導(dǎo)致兩相界面成為裂紋萌生和擴(kuò)展的優(yōu)先區(qū)域。

初始馬氏體和動(dòng)態(tài)馬氏體的形成階段不同，可能對(duì)氫擴(kuò)散和氫致開裂產(chǎn)生不同影響，因此研究初始馬氏體與動(dòng)態(tài)馬氏體對(duì)焊件氫脆敏感性的影響十分必要。

2.1.3 鐵素體

奧氏體不銹鋼熱導(dǎo)性較差、線脹系數(shù)大，通常會(huì)在焊縫中添加5%～10%的鐵素體組織預(yù)防焊接裂紋。目前關(guān)于鐵素體對(duì)奧氏體不銹鋼焊件氫脆的影響主要有兩種觀點(diǎn)：一是鐵素體會(huì)加劇焊件的氫脆；二是鐵素體對(duì)焊件的氫脆無(wú)明顯影響。

Nomura 等認(rèn)為奧氏體不銹鋼焊件的氫脆敏感性隨鐵素體含量的升高而加劇。圖5為氫脆敏感性與鐵素體體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系。Luppo 等也得到了類似的結(jié)論。氫在奧氏體中的溶解度高、擴(kuò)散速度慢，而在鐵素體中溶解度低但擴(kuò)散速度快，氫原子易在鐵素體-奧氏體的相界面積聚，并導(dǎo)致裂紋在鐵素體-奧氏體相界面萌生或擴(kuò)展。

圖5 相對(duì)斷面收縮率與鐵素體體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系[57]

然而，Tsay等的研究表明，鐵素體對(duì)0.2MPa氫氣環(huán)境下304不銹鋼焊件的疲勞裂紋擴(kuò)展速率無(wú)明顯影響，認(rèn)為馬氏體才是加快疲勞裂紋擴(kuò)展速率的主要原因。Brooks等認(rèn)為當(dāng)鐵素體質(zhì)量分?jǐn)?shù)不超過10%時(shí)，304L 和309S 不銹鋼焊件的氫脆不受鐵素體影響。

基于上述分析，僅從鐵素體含量的角度研究鐵素體對(duì)焊件氫脆敏感性的影響無(wú)法獲得一致的結(jié)論。目前，已有學(xué)者通過實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證了焊接工藝調(diào)控鐵素體的可行性，認(rèn)為焊接工藝不僅可改變鐵素體的含量，還會(huì)導(dǎo)致鐵素體形態(tài)及分布的變化，但其僅研究了焊接工藝對(duì)鐵素體的影響規(guī)律，并未進(jìn)一步分析鐵素體對(duì)氫脆敏感性的影響。因此，為探明鐵素體對(duì)焊件氫脆敏感性的影響機(jī)制，應(yīng)在研究鐵素體含量的基礎(chǔ)上，深入系統(tǒng)地研究鐵素體分布及形態(tài)對(duì)焊件氫脆敏感性的影響，同時(shí)探明焊接工藝與鐵素體及氫脆敏感性三者的關(guān)聯(lián)機(jī)制。

2.1.4 層錯(cuò)能

通常，層錯(cuò)能越小的材料發(fā)生交滑移越困難，發(fā)生面內(nèi)滑移的概率更大。根據(jù)位錯(cuò)理論，擴(kuò)展位錯(cuò)寬度與層錯(cuò)能成反比。奧氏體不銹鋼的顯微組織為面心立方結(jié)構(gòu)，而面心立方結(jié)構(gòu)中的全位錯(cuò)可分解為兩個(gè)不全位錯(cuò)，這兩個(gè)不全位錯(cuò)之間夾有一片層錯(cuò)，這種組態(tài)被稱為擴(kuò)展位錯(cuò)。層錯(cuò)是一種原子排列發(fā)生錯(cuò)誤的錯(cuò)排面，出現(xiàn)層錯(cuò)后系統(tǒng)能量會(huì)升高。

Louthan 等認(rèn)為若奧氏體不銹鋼只能產(chǎn)生面內(nèi)滑移，則氫脆敏感性高；若能產(chǎn)生交滑移，則氫脆敏感性低。他們通過電鏡觀察發(fā)現(xiàn)經(jīng)過正常處理后的304L 不銹鋼為面內(nèi)滑移，不產(chǎn)生交滑移，而經(jīng)過特殊形變處理后的304L 不銹鋼容易發(fā)生交滑移，他們認(rèn)為位錯(cuò)滑移形式是影響材料氫脆敏感性的原因之一。

位錯(cuò)滑移形式由層錯(cuò)能決定，層錯(cuò)能可通過式(1)計(jì)算。

式中，各元素以質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)，即各合金元素含量越高，層錯(cuò)能越大，更易發(fā)生交滑移。有人認(rèn)為奧氏體不銹鋼發(fā)生面內(nèi)滑移和交滑移的層錯(cuò)能臨界值=35mJ/m。圖6 為不銹鋼氫脆敏感性隨層錯(cuò)能的變化。

圖6 相對(duì)斷面收縮率與層錯(cuò)能的關(guān)系

雖然位錯(cuò)滑移特征對(duì)氫脆敏感性有一定影響，但并不是決定氫脆敏感性的主導(dǎo)因素。如穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼的層錯(cuò)能較高，位錯(cuò)可呈交滑移特征，但在預(yù)充氫后仍出現(xiàn)較大的塑性損減。并且，對(duì)于體心立方的金屬材料，位錯(cuò)僅呈交滑移狀，但其氫脆敏感性卻高于亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼。

2.1.5 化學(xué)成分

與奧氏體相比，馬氏體的滑移模式更易受到溶解氫的影響，馬氏體相變會(huì)增加奧氏體不銹鋼的氫脆敏感性。奧氏體不銹鋼抗氫脆性能較好的原因是Ni 等奧氏體穩(wěn)定化元素可以增加奧氏體相的穩(wěn)定性，降低相變的發(fā)生，材料抗氫脆性能隨Ni 含量的上升而提高。

Zhang 等研究了鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)氫脆敏感性的影響，鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)Ni與氫脆敏感性的關(guān)系如圖7所示。研究表明，當(dāng)鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)Ni在27%以上時(shí)不發(fā)生氫脆，應(yīng)變誘發(fā)馬氏體的含量隨著鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)Ni降低而增加，而氫致開裂裂紋主要沿馬氏體邊界擴(kuò)展。因此，他們認(rèn)為高壓氫氣環(huán)境引起的材料氫脆主要受鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)Ni影響。

圖7 1MPa氫氣和氦氣環(huán)境下溫度和鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)Nieq對(duì)316不銹鋼相對(duì)斷面收縮率的影響[65]

Michler等認(rèn)為若要保證奧氏體不銹鋼良好的抗氫脆性能，需將Ni元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制在12.5%以上。馬氏體相變會(huì)增加奧氏體不銹鋼的氫脆敏感性，Ni 等奧氏體穩(wěn)定化元素提高了奧氏體相的穩(wěn)定性，材料的抗氫脆性能也隨之提高。

衡量焊縫合金成分的指標(biāo)為鉻質(zhì)量分?jǐn)?shù)Cr與鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)Ni，可通過式(2)計(jì)算，對(duì)照舍弗勒?qǐng)D可進(jìn)一步預(yù)測(cè)焊縫中的鐵素體含量。

式中，各元素以質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)。鉻質(zhì)量分?jǐn)?shù)Cr與鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)Ni不僅可用于預(yù)測(cè)焊縫鐵素體含量，還可用于判斷焊縫的凝固模式。鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)Ni不僅可調(diào)控奧氏體不銹鋼母材的氫脆敏感性，還可影響焊件的氫脆敏感性。Luppo 等研究了鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)Ni對(duì)焊縫內(nèi)部氫脆的影響，鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)Ni較高的試樣通常具有較高的層錯(cuò)能，焊縫在預(yù)充氫后的塑性損減更小。

焊件的化學(xué)成分主要與焊接填充材料相關(guān)，如何選擇合適的焊接填充材料是通過調(diào)控化學(xué)成分預(yù)防焊件氫脆的關(guān)鍵。據(jù)此，未來(lái)可重點(diǎn)關(guān)注專門用于臨氫材料焊接的填充材料，從調(diào)控化學(xué)成分的角度提高焊件的抗氫脆性能。

2.1.6 殘余應(yīng)力

焊接接頭組織的不均勻性，導(dǎo)致氫在焊縫中的擴(kuò)散與富集行為不同于母材，加上焊接殘余應(yīng)力的存在會(huì)導(dǎo)致氫在焊縫中的擴(kuò)散行為更加復(fù)雜。

蔣文春等通過有限元模擬研究了焊接殘余應(yīng)力對(duì)氫擴(kuò)散的影響。他們認(rèn)為焊縫中的氫會(huì)在焊接殘余應(yīng)力梯度的驅(qū)動(dòng)下向高應(yīng)力區(qū)富集，由于焊縫和熱影響區(qū)存在的殘余應(yīng)力促進(jìn)了氫的擴(kuò)散和富集，最終導(dǎo)致焊縫的性能惡化并發(fā)生與氫有關(guān)的開裂。

Fu 等在研究301L 不銹鋼焊件的氫脆時(shí)也討論了殘余應(yīng)力對(duì)氫擴(kuò)散的影響。微觀表征顯示焊縫區(qū)域具有較高的殘余應(yīng)變，說明殘余應(yīng)力主要集中在焊縫。圖8 為母材（base metal,BM）、熱影響區(qū)（heat affected zone,HAZ）和焊縫（weld metal,WM）區(qū)域的殘余應(yīng)力分布。由于焊縫具有較高的殘余應(yīng)力，母材和熱影響區(qū)內(nèi)的氫原子有向焊縫區(qū)域擴(kuò)散的趨勢(shì)。

圖8 氫原子在焊縫中的擴(kuò)散與吸附[71]

根據(jù)氫的應(yīng)力誘導(dǎo)擴(kuò)散特性，氫原子會(huì)向最大拉應(yīng)力處擴(kuò)散。根據(jù)上述分析，蔣文春等和Fu等的研究說明氫原子向焊縫和熱影響區(qū)擴(kuò)散受到的是殘余拉應(yīng)力的影響。這與Tsay 等的結(jié)論一致，即熔合區(qū)存在的殘余拉應(yīng)力會(huì)導(dǎo)致焊接接頭性能惡化。

基于目前的研究，認(rèn)為焊接殘余應(yīng)力會(huì)加劇焊件的氫脆敏感性。殘余應(yīng)力引起焊縫內(nèi)應(yīng)力場(chǎng)的不均勻，影響了氫原子的擴(kuò)散行為，導(dǎo)致焊接接頭性能劣化。因此，應(yīng)建立有效的消應(yīng)力處理方法，緩解或消除殘余應(yīng)力對(duì)焊件性能的劣化作用有助于提高焊件的抗氫脆性能。

2.2 外部影響因素

2.2.1 溫度

溫度會(huì)影響氫原子在焊件內(nèi)的擴(kuò)散，從而影響氫原子與位錯(cuò)的交互作用。根據(jù)位錯(cuò)傳輸理論的觀點(diǎn)：溫度過高或過低均會(huì)減弱位錯(cuò)對(duì)氫原子的捕獲效果，導(dǎo)致氫原子無(wú)法與位錯(cuò)形成“柯氏氣團(tuán)”并隨位錯(cuò)一起移動(dòng)。例如，304 和316 不銹鋼在220K 具有最大的氫脆敏感性，在室溫條件下氫脆敏感性較小，但溫度低于78K后便不存在氫脆。

Fukuyama 等研究了溫度對(duì)氫脆敏感性的影響，不同溫度下奧氏體不銹鋼的氫脆敏感性如圖9所示。試驗(yàn)結(jié)果表明，氫脆敏感性隨溫度變化的原因有兩個(gè)：一是馬氏體相變的發(fā)生，溫度會(huì)影響馬氏體含量，應(yīng)變誘發(fā)馬氏體的含量隨著溫度降低而逐漸上升；二是氫的擴(kuò)散，預(yù)充氫溫度不同使得試樣內(nèi)的氫含量不同，溫度過高會(huì)導(dǎo)致擴(kuò)散氫的逸出，而溫度過低則會(huì)抑制氫在材料內(nèi)部的擴(kuò)散。

圖9 1.1MPa氫氣環(huán)境下溫度對(duì)多種不銹鋼相對(duì)斷面收縮率的影響[74]

2.2.2 氫氣壓力

焊件所處服役環(huán)境的氫氣壓力越高，氫分子碰撞的總能量則越高，即氫分子分解為氫原子的概率越大。在一定壓力范圍內(nèi)，隨著氫氣壓力的升高，進(jìn)入焊件的氫原子數(shù)量會(huì)增加，從而加劇焊件的氫脆。

Walter 等認(rèn)為在0.1～13.8MPa 的氫氣環(huán)境下，材料的氫脆敏感性與氫氣壓力的平方根成正比。Masaaki等發(fā)現(xiàn)在0～40MPa的氫氣壓力下，304不銹鋼的氫脆敏感性隨氫氣壓力升高而增加，但超過40MPa 后，氫脆敏感性的上升趨勢(shì)逐漸減緩。圖10 為氫氣壓力對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展速率（d/d）的影響。Yoshikawa 等的結(jié)論也與Masaaki 等的結(jié)果相似，即在一定范圍內(nèi)的氫氣壓力下，奧氏體不銹鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率隨氫氣壓力的升高而增加，原因是氫氣壓力升高導(dǎo)致氫在試樣中的溶解度上升。當(dāng)氫氣壓力繼續(xù)升高時(shí)，氫脆敏感性變化不明顯，說明在較高的氫氣壓力下，氫的溶解度不再是氫脆敏感性的決定因素。

圖10 不同加載條件下氫氣壓力與(da/dN)H2/(da/dN)空氣的關(guān)系[78]

2.2.3 應(yīng)變速率

已有研究表明，應(yīng)變速率會(huì)對(duì)材料的氫脆產(chǎn)生較大影響。氫在奧氏體不銹鋼中的擴(kuò)散系數(shù)較低，需要足夠的時(shí)間才能擴(kuò)散進(jìn)入試樣內(nèi)部，尤其是在高壓氫環(huán)境中進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時(shí)，若應(yīng)變速率快于試樣內(nèi)部的氫擴(kuò)散，位錯(cuò)對(duì)氫氣團(tuán)的“釘扎”作用會(huì)被削弱，且難以達(dá)到材料的臨界氫濃度，最終導(dǎo)致材料在氫脆發(fā)生之前就已經(jīng)發(fā)生開裂。Pan等對(duì)308、347L 和304L 三種不銹鋼做了相關(guān)研究，結(jié)果表明三種材料的氫脆敏感性均隨應(yīng)變速率的升高而下降。圖11 為應(yīng)變速率對(duì)308、347L 和304L不銹鋼塑性損減的影響。

圖11 不同應(yīng)變速率下308、347L和304L的相對(duì)塑性損減[56]

Omura 等認(rèn)為應(yīng)變速率在3×10～8×10s的范圍內(nèi)時(shí)，奧氏體不銹鋼的常溫高壓氫脆性能受應(yīng)變速率的影響較小。應(yīng)變速率較小時(shí)，氫能同位錯(cuò)一起運(yùn)動(dòng)，同時(shí)為氫在特定區(qū)域的富集提供更多時(shí)間。Robertson 等的研究驗(yàn)證了這個(gè)結(jié)論，在降低應(yīng)變速率后，氫原子隨位錯(cuò)的遷移而擴(kuò)大對(duì)材料的影響區(qū)域，導(dǎo)致試樣的塑性損減加劇。

2.2.4 加載頻率

在高壓氫環(huán)境中對(duì)試樣進(jìn)行疲勞加載時(shí)，加載頻率越低，則單個(gè)循環(huán)的時(shí)間越長(zhǎng)，氫有足夠的時(shí)間擴(kuò)散至試樣內(nèi)部并在裂紋尖端富集，從而對(duì)材料疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響更顯著。圖12 為加載頻率對(duì)304 不銹鋼疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響。因此，考慮到加載頻率對(duì)氫脆敏感性的影響，ANSICSA CHMC 1—2014對(duì)疲勞試驗(yàn)的頻率提出特定要求：低周疲勞的頻率小于等于1Hz，高周疲勞的頻率小于等于20Hz。

圖12 不同氫氣壓力下加載頻率與(da/dN)H2/(da/dN)空氣的關(guān)系[78]

2.2.5 焊后熱處理

奧氏體不銹鋼焊件經(jīng)過焊后熱處理后，焊件原本的微觀組織可能發(fā)生改變，同時(shí)熱處理中新的熱循環(huán)會(huì)對(duì)焊件原本的殘余應(yīng)力產(chǎn)生影響。

王國(guó)強(qiáng)針對(duì)304 不銹鋼焊接接頭的焊后熱處理的時(shí)間和溫度做了相關(guān)研究，熱處理后焊縫區(qū)域變化最明顯的是鐵素體。同一溫度下，隨著熱處理時(shí)間增加，焊縫中的鐵素體由密集到稀疏；同一時(shí)間下，焊縫中的鐵素體隨處理溫度的升高逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，并且700℃下鐵素體由樹枝狀變?yōu)榧?xì)條狀，溫度升高至900℃后鐵素體變?yōu)閳A點(diǎn)狀均勻分布在奧氏體相中。他認(rèn)為熱處理溫度越高，焊件中的鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變速率越快。

Tsay等對(duì)304不銹鋼焊件進(jìn)行了焊后熱處理，隨后在0.2MPa 氫環(huán)境下測(cè)試焊件的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。經(jīng)過焊后熱處理的試樣，焊縫原有的殘余壓應(yīng)力被消除，失去了裂紋擴(kuò)展阻力，因此消應(yīng)力試樣會(huì)在相對(duì)較低的應(yīng)力水平下發(fā)生裂紋萌生或擴(kuò)展，而原始焊接試樣則在較高的應(yīng)力水平下發(fā)生裂紋萌生。

2.2.6 冷加工

亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼的力學(xué)性能通過冷加工硬化可得到明顯提高，這是因?yàn)椴牧习l(fā)生應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變。冷加工硬化會(huì)同時(shí)引起材料的位錯(cuò)、形變孿晶等微觀結(jié)構(gòu)的變化，從而導(dǎo)致奧氏體不銹鋼的力學(xué)性能與氫脆敏感性隨著冷加工過程的改變而變化。圖13 為預(yù)應(yīng)變與相對(duì)伸長(zhǎng)率的關(guān)系。

圖13 預(yù)應(yīng)變量與相對(duì)斷后伸長(zhǎng)率的關(guān)系[53]

王步美等對(duì)304 不銹鋼等離子弧焊、埋弧焊和氬弧焊焊接接頭做了冷加工處理，發(fā)現(xiàn)三種焊接工藝的焊縫區(qū)域均未產(chǎn)生馬氏體。李曉剛的試驗(yàn)結(jié)果與之相似，他認(rèn)為焊縫部分基本不存在應(yīng)變誘發(fā)馬氏體，但母材部分出現(xiàn)的大量馬氏體為裂紋優(yōu)先擴(kuò)展提供路徑，隨著預(yù)應(yīng)變的增加，拉伸試樣的斷裂位置逐漸從焊縫處移至母材部分。此外，預(yù)應(yīng)變量的增加會(huì)導(dǎo)致焊件中的氫含量升高，并降低位錯(cuò)形成能和孿晶、晶界的聚合能。

3 典型奧氏體不銹鋼焊接工藝及焊件氫脆性能

3.1 焊條電弧焊

焊條電弧焊（shielded metal arc welding，SMAW）適用于不同位置、不同厚度不銹鋼板的焊接加工，該工藝具有成本較低、適應(yīng)性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)。

類維生等研究了采用焊條電弧焊的奧氏體不銹鋼焊件的氫脆敏感性。相同預(yù)充氫條件下，焊縫比母材的氫含量更高。預(yù)充氫使焊縫的沖擊值降低，這一效應(yīng)隨著溫度降低而加劇，說明預(yù)充氫對(duì)奧氏體不銹鋼焊件的影響在低溫、快速加載條件下仍能表現(xiàn)出來(lái)，這一點(diǎn)不同于馬氏體鋼。結(jié)果顯示，預(yù)充氫后，焊縫的抗拉強(qiáng)度基本不變，但塑性損減嚴(yán)重。與未充氫試樣相比，預(yù)充氫試樣斷口表面的應(yīng)變誘發(fā)馬氏體含量減少，說明氫抑制了應(yīng)變誘發(fā)馬氏體生成，但由于馬氏體比奧氏體的氫脆敏感性更高，一定數(shù)量的馬氏體仍會(huì)加劇焊縫的氫脆。

He 等研究了98MPa 高壓氫環(huán)境下316L 不銹鋼SMAW 焊件的氫脆敏感性，試驗(yàn)結(jié)果顯示，SMAW 焊件的抗拉強(qiáng)度為540MPa，屈服強(qiáng)度為291MPa，SMAW 焊件的延伸率和斷面收縮率分別為31.4%和64.5%。圖14 為SMAW 焊件的斷口形貌，焊件在氫氣中的斷口形貌與在氬氣中的基本相同，斷裂表面存在大量韌窩，焊件的斷裂模式為微孔融合斷裂。此外，焊縫中的雜質(zhì)導(dǎo)致SMAW 焊件的屈服強(qiáng)度有明顯下降，而且二次裂紋也分布在雜質(zhì)附近?；谏鲜龇治稣J(rèn)為，通過改變焊接材料以減少焊縫中的雜質(zhì)，可適當(dāng)提高焊件的抗氫脆性能。

圖14 焊縫在氬氣和氫氣中的斷口形貌[89]

3.2 鎢極氬弧焊

鎢極氬弧焊（tungsten inert gas，TIG）是通過惰性氣體保護(hù)，利用鎢電極與工件之間的電弧熱進(jìn)行焊接的方法。隨著TIG 技術(shù)的發(fā)展，逐漸衍生出深熔鎢極氬弧焊（K-TIG）等先進(jìn)工藝。TIG 的優(yōu)點(diǎn)是鎢電極不熔化，可保持較穩(wěn)定的電弧長(zhǎng)度。

Li等研究了采用K-TIG焊的304L不銹鋼焊件電解充氫后的氫脆敏感性，通過調(diào)節(jié)充氫電流獲得了氫含量不同的試樣。微觀表征結(jié)果顯示奧氏體中存在大量形變孿晶，并且應(yīng)變誘發(fā)馬氏體有在晶界處形成的趨勢(shì)。他們認(rèn)為脆性失效通常發(fā)生在晶界變形的局部化之前，這是位錯(cuò)、氫濃度、應(yīng)變誘發(fā)馬氏體以及形變孿晶綜合作用的結(jié)果，焊件與母材的斷口形貌如圖15 所示。拉伸結(jié)果表明，焊件延伸率從40%減小至15%，而斷面收縮率從51%減小至18%。微觀表征結(jié)果顯示變形后的焊縫中未大量形成應(yīng)變誘發(fā)馬氏體，但變形后的母材中產(chǎn)生了大量應(yīng)變誘發(fā)馬氏體。由于馬氏體強(qiáng)度高于奧氏體，故母材強(qiáng)度、流變應(yīng)力均高于焊縫。通過對(duì)比焊件與母材的化學(xué)成分發(fā)現(xiàn)，焊縫的鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為23.3%而母材的鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為22.6%，因此焊縫中的奧氏體穩(wěn)定性高于母材，故在試驗(yàn)過程中焊縫形成馬氏體的含量低于母材。

圖15 焊縫與母材的斷口形貌[94]

Jackson 等對(duì)采用TIG 焊的304L 不銹鋼焊件預(yù)充氫后的斷裂韌性做了相關(guān)研究。首先，焊縫不同位置的鐵素體含量不同，距離焊縫中心較近位置的鐵素體含量較低，而接近熱影響區(qū)的鐵素體含量較高，這與焊接過程中的溫度梯度有關(guān)。其次，在223K和293K的溫度下測(cè)試預(yù)充氫前后焊件的斷裂韌性，發(fā)現(xiàn)焊件充氫后的斷裂韌性減小至充氫前的50%。由于氫原子容易在鐵素體-奧氏體界面聚集，為裂紋萌生和擴(kuò)展提供優(yōu)先路徑，因此預(yù)充氫試樣的斷裂發(fā)生在鐵素體-奧氏體界面。

3.3 激光束焊

激光束焊（laser beam welding，LBW）是利用高能量密度的激光束使材料熔化，然后熔池凝固形成焊縫的技術(shù)。激光束焊屬于高能密度焊，焊接奧氏體不銹鋼時(shí)可獲得較大熔深。

Fu等采用激光束焊技術(shù)焊接8mm的301L不銹鋼板，并通過電化學(xué)動(dòng)態(tài)充氫技術(shù)（電化學(xué)充氫的同時(shí)進(jìn)行慢應(yīng)變速率拉伸）研究焊件的氫脆敏感性。焊件在空氣中的抗拉強(qiáng)度為640MPa，延伸率為48%，而在動(dòng)態(tài)充氫條件下焊件的抗拉強(qiáng)度下降至550MPa，延伸率降低至30%；母材在空氣中的抗拉強(qiáng)度為950MPa，延伸率為63%，但動(dòng)態(tài)充氫導(dǎo)致母材的抗拉強(qiáng)度下降至570MPa，延伸率下降至13%。上述試驗(yàn)結(jié)果表明焊件的氫脆敏感性低于母材，這與母材和焊縫微觀組織的差異有關(guān)。焊接過程的熱循環(huán)改變了母材原有的微觀組織，焊縫與母材的微觀組織如圖16所示。在焊縫區(qū)域，鐵素體沿熔合區(qū)邊界形成核并朝著焊縫中心成枝狀生長(zhǎng)。此外，在焊縫中的奧氏體邊界處可觀察到棒狀鐵素體，微觀表征結(jié)果顯示裂紋擴(kuò)展路徑垂直于鐵素體生長(zhǎng)方向，冷軋?zhí)幚碚T發(fā)母材中的奧氏體發(fā)生馬氏體相變，且馬氏體成片層狀沿奧氏體晶邊界分布，馬氏體增強(qiáng)了母材的強(qiáng)度但降低了塑性。根據(jù)斷口形貌，判斷焊縫處的斷裂機(jī)制屬于氫誘導(dǎo)應(yīng)力腐蝕開裂。氫原子在馬氏體和晶界中有較快的擴(kuò)散速率，裂紋通過馬氏體-奧氏體界面擴(kuò)展，在斷裂表面可以觀察到沿晶斷裂特征。值得注意的是，當(dāng)裂紋擴(kuò)展至晶界處，氫原子向裂紋尖端聚集并誘導(dǎo)晶間結(jié)合力下降，這屬于氫誘導(dǎo)的應(yīng)力腐蝕開裂（hydrogen induced stress corrosion cracking，HISCC）。

圖16 焊縫與母材的微觀組織[71]

賀聰聰采用預(yù)充氫方法研究了LBW 焊件的氫脆敏感性。結(jié)果顯示，焊件本身的斷面收縮率和延伸率分別為56.41%和66.34%，預(yù)充氫后，斷面收縮率減小至50.14%和45.39%，延伸率減小至58.57%和55.39%。塑性下降的原因是進(jìn)入試樣內(nèi)的氫原子產(chǎn)生應(yīng)力，使焊件的母材部分發(fā)生應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變，導(dǎo)致拉伸試樣在熔合區(qū)邊界斷裂。

激光設(shè)備價(jià)格較高，運(yùn)行和維護(hù)費(fèi)用昂貴，并且焊接過程中使用的保護(hù)氣體價(jià)格不低，這是激光束焊的主要問題。此外，激光若遇到高反射率材料，還可能造成光學(xué)元件損壞。總的來(lái)說，由于該工藝較高的運(yùn)行和維護(hù)成本，目前該技術(shù)還未得到廣泛應(yīng)用。

3.4 電子束焊

電子束焊（electron beam welding，EBW）屬于高能密度焊，對(duì)焊接環(huán)境的要求相對(duì)嚴(yán)格。由于電子束焊的成本較高、焊接環(huán)境較苛刻，對(duì)奧氏體不銹鋼EBW焊件氫脆敏感性的研究相對(duì)較少。

Younes等通過慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)評(píng)價(jià)預(yù)充氫304L不銹鋼TIG焊件和EBW焊件的氫脆敏感性。母材、TIG 焊件和EBW 焊件的斷面收縮率和延伸率均隨著氫含量升高而降低，而三種試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度在預(yù)充氫后有略微提高。當(dāng)試樣的氫濃度為57mg/kg、110mg/kg、160mg/kg 時(shí)，TIG 焊件的延伸率分別下降12%、16%、20%，而EBW焊件的延伸率僅減少了3%、4%、6%。檢測(cè)發(fā)現(xiàn)EBW 焊件中的鐵素體含量?jī)H為1%，而TIG 焊件中的鐵素體質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到8.3%，他們認(rèn)為這是兩種焊件氫脆敏感性產(chǎn)生差異的主要原因。

Yan 等對(duì)采用了電子束焊的沉淀強(qiáng)化奧氏體不銹鋼焊件進(jìn)行了預(yù)充氫處理。微觀表征發(fā)現(xiàn)焊縫內(nèi)存在許多大尺寸沉淀，這些沉淀被高密度位錯(cuò)包圍，并且作為主要的氫陷阱為微裂紋形核提供了優(yōu)先途徑，導(dǎo)致焊縫比母材更易產(chǎn)生氫致開裂，大尺寸沉淀在焊縫中的分布如圖17 所示。在不同的外加應(yīng)力下，焊件的氫致開裂機(jī)理也不同。外應(yīng)力較大時(shí)，位錯(cuò)將氫原子引入晶粒內(nèi)部，并有大量位錯(cuò)堆積在柱狀晶區(qū)域和大尺寸沉淀周圍。微裂紋在大尺寸沉淀周圍形核并擴(kuò)展，進(jìn)而導(dǎo)致氫的富集，引起裂紋尖端的應(yīng)力升高，微裂紋沿著解理面擴(kuò)展，最終表現(xiàn)為穿晶準(zhǔn)解理斷裂特征。外應(yīng)力較小時(shí)，焊縫等軸晶區(qū)域內(nèi)會(huì)有大量滑移帶，氫原子會(huì)被滑移帶捕獲，導(dǎo)致微裂紋沿滑移帶形核并擴(kuò)展，形成解理斷裂。當(dāng)外應(yīng)力足夠小時(shí)，焊縫等軸晶區(qū)域幾乎不存在滑移帶，沿晶界的擴(kuò)散是氫主要的擴(kuò)散方式，最終導(dǎo)致脆性的沿晶斷裂。

圖17 焊縫中的大尺寸沉淀隨機(jī)分布[97]

3.5 等離子弧焊

等離子弧焊（plasma arc welding，PAW）是在TIG 的基礎(chǔ)上發(fā)展起來(lái)的，該工藝具有能量密度大、熱影響區(qū)窄及焊接變形小等優(yōu)點(diǎn)。目前，針對(duì)奧氏體不銹鋼P(yáng)AW 焊件的氫脆敏感性研究相對(duì)較少。

Tsay 等研究了采用等離子弧焊的奧氏體不銹鋼在0.2MPa氫氣環(huán)境中的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。焊件典型的微觀組織為柱狀晶中的骨架鐵素體和奧氏體基體的亞晶界，而母材的微觀組織為等軸奧氏體晶，并伴有少量的孿晶組織，且母材中不存在鐵素體。Tsay等的研究表明，316L不銹鋼焊件在氫氣環(huán)境中的疲勞裂紋擴(kuò)展速率低于母材。經(jīng)過焊接處理的316L 不銹鋼存在殘余應(yīng)力，對(duì)裂紋萌生具有一定的抵抗作用，導(dǎo)致焊縫中的應(yīng)變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變量減少，降低了焊件在氫氣環(huán)境中的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。如圖18所示，焊縫不規(guī)則的微觀組織，導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展路徑呈鋸齒狀，延長(zhǎng)了裂紋的擴(kuò)展路徑。

圖18 母材與焊縫的斷裂表面[52]

有學(xué)者將等離子弧焊與鎢極氬弧焊結(jié)合，形成等離子弧焊打底、氬弧焊蓋面的焊接方法，而此種混合焊接工藝在奧氏體不銹鋼焊件氫脆領(lǐng)域還處于起步階段，未來(lái)可針對(duì)此種混合焊接工藝的氫脆特性展開研究。

表3列舉了上述五種典型奧氏體不銹鋼焊接工藝相應(yīng)焊件的氫脆特性。

表3 典型奧氏體不銹鋼焊件的氫脆敏感性

奧氏體不銹鋼焊件的氫脆敏感性是影響高壓氫系統(tǒng)設(shè)施安全運(yùn)行的重要因素，因此如何選擇合適的焊接工藝是人們較為關(guān)心的問題。已有研究表明，不同焊接工藝制備的焊件可在氫環(huán)境中表現(xiàn)出不同的性能，如TIG 焊件、EBW 焊件在氫環(huán)境下塑性損失明顯但其強(qiáng)度有提高，而SMAW焊件在氫環(huán)境下表現(xiàn)出較低的強(qiáng)度卻具有較強(qiáng)的抗氫脆性能。因此，選擇焊接工藝時(shí)應(yīng)實(shí)現(xiàn)焊件力學(xué)性能與抗氫脆性能的良好平衡，提高奧氏體不銹鋼焊件的服役壽命。

4 結(jié)語(yǔ)

本文綜述了高壓氫環(huán)境奧氏體不銹鋼焊件氫脆的研究進(jìn)展。首先介紹了奧氏體不銹鋼焊件中氫的來(lái)源，描述了內(nèi)部氫脆與外部氫脆的主要特征，同時(shí)介紹了與內(nèi)部氫脆、外部氫脆相對(duì)應(yīng)的氫脆敏感性評(píng)價(jià)方法，總結(jié)了當(dāng)前主流的氫脆機(jī)理；其次，分析了晶粒尺寸、馬氏體、鐵素體、層錯(cuò)能、化學(xué)成分和殘余應(yīng)力等內(nèi)部因素對(duì)焊件氫脆性能的影響，同時(shí)討論了溫度、氫氣壓力、應(yīng)變速率、加載頻率、焊后熱處理和冷加工等外部因素對(duì)焊件氫脆性能的影響；最后，總結(jié)了焊條電弧焊、鎢極氬弧焊、激光束焊、電子束焊和等離子弧焊等典型工藝焊件的氫脆敏感性。

綜上，針對(duì)奧氏體不銹鋼焊件氫脆的研究現(xiàn)狀提出以下建議。

（1）探明初始馬氏體與動(dòng)態(tài)馬氏體對(duì)奧氏體不銹鋼焊件氫脆的影響。首先，初始馬氏體與動(dòng)態(tài)馬氏體的形成階段不同，因此在奧氏體不銹鋼的氫擴(kuò)散和氫致開裂過程中表現(xiàn)出不同的影響作用。然而，大多數(shù)研究者并未區(qū)分初始馬氏體和動(dòng)態(tài)馬氏體對(duì)氫脆的影響，且缺少其相變過程影響因素的深入系統(tǒng)性研究。若能揭示初始馬氏體和動(dòng)態(tài)馬氏體對(duì)材料氫脆的影響，將有助于建立相變過程與奧氏體不銹鋼焊件氫脆敏感性的關(guān)聯(lián)機(jī)制。

（2）探討鐵素體對(duì)奧氏體不銹鋼焊件氫脆的影響機(jī)制。目前，針對(duì)鐵素體影響氫脆性能的研究多從鐵素體含量入手，而鐵素體對(duì)焊件氫脆行為的影響機(jī)制尚未達(dá)成共識(shí)，需要進(jìn)一步細(xì)化鐵素體其他特性對(duì)氫脆的影響。因此，可基于鐵素體含量的研究，深入系統(tǒng)地研究鐵素體分布、形態(tài)對(duì)氫擴(kuò)散、氫富集及氫致開裂的影響，為揭示鐵素體對(duì)奧氏體不銹鋼焊件氫脆的影響機(jī)理提供參考。

（3）開發(fā)適用于臨氫材料焊接的焊接填充材料。首先，以往的研究?jī)H從焊接材料的化學(xué)成分與母材金屬是否匹配的角度選擇焊接材料，而且在研究焊接材料性能時(shí)也僅局限于焊縫的抗裂性能。其次，焊接材料會(huì)引入與母材成分不同的元素或雜質(zhì)，這是影響焊縫凝固模式和元素偏析的主導(dǎo)因素，最終會(huì)引起焊件氫脆性能的改變。因此，未來(lái)研究可關(guān)注專門用于高壓氫環(huán)境焊接承載件的焊接材料，幫助改善焊接承載結(jié)構(gòu)的抗氫脆性能。

（4）建立高壓氫環(huán)境用奧氏體不銹鋼焊接工藝優(yōu)化方法。如何選擇合理的工藝參數(shù)焊接高壓氫系統(tǒng)中承載部件是當(dāng)前面臨的難題之一，目前針對(duì)奧氏體不銹鋼焊件氫脆性能的研究多局限在單一焊接參數(shù)對(duì)焊件性能的影響上，而且焊接熱輸入與焊件氫脆性能的關(guān)聯(lián)機(jī)理也尚未探明。因此，建議系統(tǒng)研究焊接工藝與焊件微觀組織、氫傳輸行為及氫脆性能四者之間的關(guān)聯(lián)機(jī)制，進(jìn)而建立高壓氫系統(tǒng)用奧氏體不銹鋼焊接工藝優(yōu)化方法，提升焊件抗氫脆性能。

（5）采用合理的氫脆測(cè)試方法并建立焊件氫脆性能數(shù)據(jù)庫(kù)。首先，傳統(tǒng)的預(yù)充氫方法是先充氫、后加載，難以反映氫能承壓設(shè)備氫侵入和加載同步的情況，因而國(guó)內(nèi)外常用的臨氫材料試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)均要求采用原位氫試驗(yàn)法來(lái)獲得貼合實(shí)際服役工況的氫脆性能數(shù)據(jù)。其次，由于高壓氫環(huán)境原位檢測(cè)困難，奧氏體不銹鋼焊件在高壓氫氣環(huán)境下的材料性能數(shù)據(jù)匱乏，亟待建立高壓氫環(huán)境下國(guó)產(chǎn)奧氏體不銹鋼焊件氫脆性能數(shù)據(jù)庫(kù)，歸納并總結(jié)不同焊接參數(shù)的焊件在不同氫氣壓力下的氫脆敏感性，為高壓氫系統(tǒng)焊接承載件的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)提供亟需的基礎(chǔ)性能數(shù)據(jù)。