高壓氫環(huán)境奧氏體不銹鋼焊件氫脆研究進展

周池樓，何默涵，郭晉，李運泉，5，吳昊，肖舒，陳國華，歐陽瑞祥，何實

（1 華南理工大學機械與汽車工程學院,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 浙江大學能源工程學院,浙江 杭州 310027；4 廣東省特種設備檢測研究院,廣東 佛山 528251；5 廣東省特種設備檢測研究院順德檢測院,廣東 佛山 528300；6 云志壓力容器制造有限公司,廣東 佛山 528312）

氫能由于其無污染、來源廣泛、可再生循環(huán)等優(yōu)點，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，被譽為當今最具有發(fā)展?jié)摿Φ亩文茉础?1 世紀以來，發(fā)達國家均對氫能技術發(fā)展做出規(guī)劃，我國也高度重視氫能汽車的發(fā)展，《中國制造2025》將節(jié)能與新能源汽車列為十大重點發(fā)展領域之一。

高壓儲氫因其設備結構簡單、充裝速度快等優(yōu)點，在目前氫能儲運方式中占主導地位。然而，長期在高壓氫環(huán)境中服役的金屬材料會出現(xiàn)塑性損減、疲勞裂紋擴展速率加快等氫脆現(xiàn)象，嚴重威脅高壓氫系統(tǒng)的運行安全。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。為滿足復雜結構及大尺寸工件的需求，不可避免地會對奧氏體不銹鋼進行焊接處理。例如，低溫高壓儲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氫容器的內筒通常是由奧氏體不銹鋼板焊接而成，此類結構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雜的微觀組織，微觀組織的變化勢必會影響氫在焊縫中的擴散、富集行為，并導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保障高壓氫系統(tǒng)的安全運行尤為重要。

本文主要從以下方面介紹奧氏體不銹鋼焊件氫脆的國內外研究現(xiàn)狀和發(fā)展趨勢。首先，簡要概述奧氏體不銹鋼焊件中氫的來源，介紹常用的材料氫脆敏感性評價方法，討論目前主要的氫脆機理；其次，從內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 焊件中氫的兩種來源

氫可通過兩個途徑進入焊件：一是焊接原材料中的水和其他含氫物質在高溫下分解產(chǎn)生氫原子，同時周圍環(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入金屬，并在金屬中擴散、富集于特定位置。

在冶煉、酸洗、焊接等加工過程中，溶解進入金屬晶格內的氫原子會在晶格內擴散并富集于應力集中的區(qū)域直至達到臨界濃度，同時材料內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)生在金屬材料內部，且氫致開裂的主導因素為晶格內氫原子的移動，該種現(xiàn)象被稱為內部氫脆。高壓氫環(huán)境中的金屬材料會受到外加應力與氫侵入的協(xié)同作用，環(huán)境中的氫通過氣態(tài)運輸、物理吸附、氫分子解離、化學吸附、金屬中擴散和溶解等過程才能到達裂紋尖端，當局部氫濃度達到臨界值時，會發(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因素。

已有學者對奧氏體不銹鋼內部氫脆和外部氫脆的作用過程做了相關研究。如圖1所示，Ogawa等的研究表明，內部氫脆中，由于試樣內部的氫濃度較高，與氫有關的裂紋萌生主要在試樣內部而不是表面，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；當預充氫濃度較低時，晶界處的σ 相附近會成為裂紋形核的位置，此時沿晶界的裂紋萌生及擴展是材料塑性下降的主要原因，隨著預充氫濃度的上升，沿滑移面和孿晶邊界的裂紋逐漸占主導地位。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散進入試樣，因此試樣的表面具有較高的氫濃度，導致裂紋在試樣表面萌生，隨后裂紋沿晶界繼續(xù)向試樣內部擴展；由于氫在奧氏體中的擴散速度較慢，此時占主導地位的擴散方式是氫沿晶界的短路擴散，這也是裂紋沿晶界向試樣內部擴展的主要原因。

圖1 氫脆作用過程[18]

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

1.2 焊件氫脆評價方法

考慮到內部氫脆與外部氫脆作用機制的差異性，材料的氫脆評價方法也相應地分為預充氫試驗和原位氫試驗。

（1）預充氫試驗 首先通過氣相熱充氫、電解充氫等方法對試樣進行預充氫，再將試樣置于空氣中進行各種力學性能測試，國內外學者對預充氫試驗進行了大量研究。預充氫試驗是先充氫、后加載，與氫能承壓設備中氫侵入和加載同步的情況不同，同時預充氫試驗無法還原高壓氫環(huán)境中裂尖高應力梯度區(qū)氫的動態(tài)侵入和偏聚。

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

圖2 高壓氫環(huán)境原位測試裝置[26]

表1歸納了預充氫試驗與原位氫試驗的特征。

表1 預充氫試驗與原位氫試驗特征對比

常規(guī)的材料力學性能測試方法原則上均可用于焊件的氫脆敏感性評價，但多數(shù)標準或規(guī)范要求的是以下兩類試驗方法。

1.2.1 靜態(tài)試驗方法

評價焊件氫脆的靜態(tài)試驗方法主要包括慢應變速率拉伸（slow strain rate tensile，SSRT）試驗和氫致開裂門檻應力強度因子測試。

慢應變速率拉伸試驗是評價材料在高壓氫環(huán)境中力學性能損減最常用的方法。該方法是通過測試材料在高壓氫環(huán)境和惰性環(huán)境下的相對缺口拉伸強度（relative notched tensile strength, RNTS）和相對斷面收縮率（relative reduction of area, RRA）來評價材料的氫脆敏感性，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。高壓氫環(huán)境下的慢應變速率拉伸試驗主要用于臨氫材料的初步篩選，以降低后續(xù)疲勞試驗或疲勞裂紋擴展速率試驗等測試的試驗成本。美國材料與試驗協(xié)會制定的標準ASTM G142、我國標準GB34542.2—2018以及加拿大和美國聯(lián)合制定的國家標準ANSI/CSA CHMC 1均指定了該方法用于評價材料的氫脆敏感性。

氫致開裂門檻應力強度因子測試是量化材料氫致滯后斷裂敏感性的重要方法。材料中的氫會在應力誘導下向裂尖積聚，當裂尖的局部氫濃度達到臨界值且受到的應力達到某一數(shù)值后，會誘發(fā)原有的裂紋擴展。該過程引發(fā)的最終結果為原有裂紋在低應力水平下發(fā)生裂紋擴展，即發(fā)生了氫致滯后斷裂。該方法測試的力學性能指標為氫致開裂門檻應力強度因子，氫致開裂門檻應力強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展所需的最低應力強度因子，該參量是儲氫系統(tǒng)臨氫部件基于斷裂力學的疲勞分析中確定臨界裂紋和構件疲勞壽命的重要參數(shù)。ANSI/CSA CHMC 1指定了此方法來評價高壓氫環(huán)境對開裂門檻應力強度因子的影響。

1.2.2 動態(tài)試驗方法

評價焊件氫脆的動態(tài)試驗方法主要包括疲勞壽命試驗和疲勞裂紋擴展速率試驗。

疲勞壽命試驗是評價高壓氫環(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)境中的疲勞壽命來評價材料的氫脆敏感性。高壓氫環(huán)境主要影響材料的裂紋擴展過程，高周疲勞試驗循環(huán)時的應變量小，材料在失效前幾乎均處于裂紋萌生階段，因此高壓氫環(huán)境對其疲勞壽命的影響較??；而在低周疲勞試驗中，高壓氫環(huán)境會明顯降低疲勞壽命。美國汽車工程師學會頒布的SAE J2579、我國標準GB 34542.2—2018以及ANSI/CSA CHMC 1均指定了該試驗方法來評價高壓氫環(huán)境對疲勞性能的影響。

疲勞裂紋擴展速率試驗可用于量化評價含缺陷臨氫部件壽命的試驗方法。由于氫原子在裂紋尖端的富集增加了局部區(qū)域的內能，進而造成近門檻值區(qū)域的疲勞裂紋擴展速率上升，裂紋可在較低加載條件下擴展。該試驗得到的d/d-ΔK（應力強度因子）曲線分為三個階段：當Δ＜Δ（下門檻值）為第一階段，此階段裂紋擴展速率d/d為零，但高壓氫環(huán)境會降低Δ，導致裂紋在較低的應力水平下萌生；當Δ（下門檻值）＜Δ＜Δ（上門檻值）時為第二階段，此時裂紋擴展速率（d/d）隨Δ的增大而加快，材料在高壓氫環(huán)境下的裂紋擴展速率比在空氣環(huán)境下明顯提高；當Δ（上門檻值）＜Δ時為第三階段，此時應力強度因子已達到材料斷裂韌性，疲勞裂紋急劇擴大，導致試樣快速斷裂。高壓氫環(huán)境下的疲勞裂紋擴展速率測試能夠更充分地考慮高壓氫環(huán)境對裂紋擴展速率的加劇效應，可為斷裂力學疲勞分析提供必要的設計參量。因此，ANSI/CSA CHMC 1、美國機械工程師協(xié)會制定的ASME Ⅷ-3 KD-10以及我國標準GB34542.2—2018均將其列入基本試驗類型。

1.3 氫脆機理

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

1.3.1 氫壓理論

金屬材料內部存在很多空位、夾雜、微孔等缺陷，擴散進入材料的氫原子會聚集于缺陷處，并結合形成氫分子。此時，缺陷處形成含氫氣的氣泡，使缺陷附近晶格的氫濃度降低，導致遠處的氫原子向缺陷處擴散。不僅如此，氣泡內的壓力可形成應力梯度，氫原子在濃度梯度和應力梯度的驅動下向氣泡附近擴散。當氣泡內的氫壓達到材料的屈服強度時，氣泡附近則會發(fā)生局部塑性變形；當氫壓達到材料的鍵合力時，則會萌生微裂紋。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、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，他認為氫原子的1s 軌道電子進入過渡金屬未填滿的d軌道后會降低原子間的結合力。然而，該理論無法解釋鋁和鋁合金（d軌道填滿）等材料也存在氫脆現(xiàn)象，該現(xiàn)象說明1s軌道電子進入d軌道并不是原子結合力降低的唯一原因。相關學者在此基礎上作了補充，認為裂紋尖端最大正應力大于等于原子鍵合力時，裂紋尖端的原子對就會被破壞，導致最終的氫致開裂。

氫致弱鍵理論的成立需要兩個前提：一是裂紋的萌生和擴展過程中材料沒有發(fā)生局部塑性變形，裂紋形核及擴展過程完全是原子間正應力作用的結果；二是應力誘導擴散導致氫的富集，致使原子鍵合力降低。一般認為，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，其裂紋擴展主要是通過消耗塑性變形功，因此氫致弱鍵是否是導致金屬氫致開裂的主要因素還需深入研究。

1.3.3 氫促進局部塑性變形理論

氫促進局部塑性變形理論由Beachem提出，并有多位學者作了相應補充。該理論認為金屬中氫原子富集的區(qū)域能加劇位錯的移動，促進局部塑性變形。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。

氫促進局部塑性變形的發(fā)生主要有以下幾個原因：①氫促進位錯增殖，氫原子富集可降低位錯增殖和移動的阻力；②氫的彈性屏蔽作用促進位錯運動，氫原子削弱了位錯與障礙物之間的交互作用，促進位錯移動。

1.3.4 氫吸附誘導位錯發(fā)射理論

氫吸附誘導位錯發(fā)射理論由Lynch于1976 年提出，該理論主要包括位錯形核和位錯向裂紋尖端前方運動兩方面。首先，在外加應力作用下，位錯形核后，將朝著裂紋尖端的前方運動。因此，位錯形核為主導步驟并受到氫吸附的影響，而且位錯形核過程會引起附近幾個原子層原子的協(xié)同剪切變形。因此，該理論認為氫的吸附導致原子間鍵合力減弱從而促進位錯發(fā)射，加速了疲勞裂紋擴展速率。該理論主要強調材料表面吸附氫的作用，卻無法解釋材料內部氫富集導致的局部開裂現(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，該理論認為氫吸附在裂紋內表面后可降低表面能。根據(jù)Griffith 公式判斷，表面能降低會導致斷裂應力下降，斷裂應力降低幅度為表面能的平方根，裂紋可在低應力水平下擴展。但對于塑性較好的材料，其塑性變形功遠大于表面能，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，該理論無法解釋氫原子向裂紋尖端擴散的現(xiàn)象。

1.3.6 位錯傳輸理論

位錯傳輸理論認為氫原子可與位錯形成柯氏氣團，并在較低的應變速率下與位錯一起運動。由于氫原子與位錯有較強的交互作用，氫會在位錯處富集，也就是位錯對氫氣團起到了“釘扎”作用，使氫無法自由運動。當溫度較低時，氫擴散速度慢，無法與位錯同步運動；溫度較高，則會導致氫原子氣團逸散，削弱了位錯的“釘扎”效果。這一理論說明，氫的偏聚與溫度、應變速率有關：應變速率影響位錯移動速度，而溫度影響氫的擴散速率，只有當位錯移動與氫的擴散匹配后才能形成位錯傳輸。

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。該理論認為亞穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼在冷卻或變形過程中會發(fā)生馬氏體相變，由于馬氏體的氫擴散系數(shù)較高，故認為馬氏體的氫脆敏感性高于奧氏體。同時，該理論認為氫致開裂的發(fā)生需要氫化物在氫富集處形核并生長，當氫化物達到臨界尺寸時發(fā)生解理開裂，裂紋擴展最終在氫化物界面停止。然而，該理論無法解釋穩(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，雖然針對材料不同的氫脆現(xiàn)象已提出了多種機理，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)材料種類和測試方法，以及多種氫脆機理的協(xié)同作用來解釋對應的氫脆現(xiàn)象。表2歸納了上述七種氫脆機理的作用特點。

表2 氫脆機理及其作用特點

2 焊件氫脆影響因素

2.1 內部影響因素

2.1.1 晶粒尺寸

目前，普遍認為降低奧氏體不銹鋼的晶粒尺寸可降低氫脆敏感性，而且相關理論也得到了實驗驗證。

Brass等的研究表明316不銹鋼晶粒尺寸增加，會導致試樣內的氫含量升高，加劇試樣的氫脆。Chen等通過調控退火溫度獲得了不同晶粒尺寸的試樣，結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 相對斷面收縮率與晶粒尺寸的關系[43]

一般認為，隨著晶粒尺寸的細化，單位面積晶界上雜質的偏聚也隨之減少，進而降低單位晶界上的氫濃度并減少應變局部化，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使焊縫在較高的溫度區(qū)間停留時間變長，導致晶粒有充足的時間生長。因此，對奧氏體不銹鋼進行焊接加工時，應在保證焊接質量完好的前提下，盡量降低焊件在高溫區(qū)的停留時間，防止焊縫和熱影響區(qū)的晶粒粗大，進而提高焊件的抗氫脆性能。

2.1.2 馬氏體

馬氏體強度較高但塑性較低，氫在馬氏體中具有較高的擴散系數(shù)和較低的溶解度，普遍認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提高強度，這會誘發(fā)奧氏體發(fā)生馬氏體相變，預應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到馬氏體組織。試驗結果表明，0.2MPa 的氫氣環(huán)境會加快冷軋試樣和退火試樣的疲勞裂紋擴展速率，但由于冷軋試樣中存在馬氏體，氫氣環(huán)境對疲勞裂紋擴展速率的加劇效應更明顯，導致冷軋試樣表現(xiàn)出更強的氫脆敏感性。李曉剛的研究發(fā)現(xiàn)隨著預應變的增加，焊縫中始終不會出現(xiàn)初始馬氏體，而母材中的初始馬氏體隨預應變量的增加而增加。同時，隨著預應變的增加，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)先擴展路徑，預充氫試樣的斷裂位置逐漸從焊縫轉移至母材部分。圖4為相同預應變量下焊縫與母材中的馬氏體組織。

圖4 預應變后焊縫與母材中的馬氏體組織[51]

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

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

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

2.1.3 鐵素體

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

Nomura 等認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數(shù)的關系。Luppo 等也得到了類似的結論。氫在奧氏體中的溶解度高、擴散速度慢，而在鐵素體中溶解度低但擴散速度快，氫原子易在鐵素體-奧氏體的相界面積聚，并導致裂紋在鐵素體-奧氏體相界面萌生或擴展。

圖5 相對斷面收縮率與鐵素體體積分數(shù)的關系[57]

然而，Tsay等的研究表明，鐵素體對0.2MPa氫氣環(huán)境下304不銹鋼焊件的疲勞裂紋擴展速率無明顯影響，認為馬氏體才是加快疲勞裂紋擴展速率的主要原因。Brooks等認為當鐵素體質量分數(shù)不超過10%時，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焊件氫脆敏感性的影響無法獲得一致的結論。目前，已有學者通過實驗驗證了焊接工藝調控鐵素體的可行性，認為焊接工藝不僅可改變鐵素體的含量，還會導致鐵素體形態(tài)及分布的變化，但其僅研究了焊接工藝對鐵素體的影響規(guī)律，并未進一步分析鐵素體對氫脆敏感性的影響。因此，為探明鐵素體對焊件氫脆敏感性的影響機制，應在研究鐵素體含量的基礎上，深入系統(tǒng)地研究鐵素體分布及形態(tài)對焊件氫脆敏感性的影響，同時探明焊接工藝與鐵素體及氫脆敏感性三者的關聯(lián)機制。

2.1.4 層錯能

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

Louthan 等認為若奧氏體不銹鋼只能產(chǎn)生面內滑移，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，他們認為位錯滑移形式是影響材料氫脆敏感性的原因之一。

位錯滑移形式由層錯能決定，層錯能可通過式(1)計算。

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

圖6 相對斷面收縮率與層錯能的關系

雖然位錯滑移特征對氫脆敏感性有一定影響，但并不是決定氫脆敏感性的主導因素。如穩(wěn)態(tài)奧氏體不銹鋼的層錯能較高，位錯可呈交滑移特征，但在預充氫后仍出現(xiàn)較大的塑性損減。并且，對于體心立方的金屬材料，位錯僅呈交滑移狀，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 等研究了鎳質量分數(shù)對氫脆敏感性的影響，鎳質量分數(shù)Ni與氫脆敏感性的關系如圖7所示。研究表明，當鎳質量分數(shù)Ni在27%以上時不發(fā)生氫脆，應變誘發(fā)馬氏體的含量隨著鎳質量分數(shù)Ni降低而增加，而氫致開裂裂紋主要沿馬氏體邊界擴展。因此，他們認為高壓氫氣環(huán)境引起的材料氫脆主要受鎳質量分數(shù)Ni影響。

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

Michler等認為若要保證奧氏體不銹鋼良好的抗氫脆性能，需將Ni元素的質量分數(shù)控制在12.5%以上。馬氏體相變會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為鉻質量分數(shù)Cr與鎳質量分數(shù)Ni，可通過式(2)計算，對照舍弗勒圖可進一步預測焊縫中的鐵素體含量。

式中，各元素以質量分數(shù)計。鉻質量分數(shù)Cr與鎳質量分數(shù)Ni不僅可用于預測焊縫鐵素體含量，還可用于判斷焊縫的凝固模式。鎳質量分數(shù)Ni不僅可調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 等研究了鎳質量分數(shù)Ni對焊縫內部氫脆的影響，鎳質量分數(shù)Ni較高的試樣通常具有較高的層錯能，焊縫在預充氫后的塑性損減更小。

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

2.1.6 殘余應力

焊接接頭組織的不均勻性，導致氫在焊縫中的擴散與富集行為不同于母材，加上焊接殘余應力的存在會導致氫在焊縫中的擴散行為更加復雜。

蔣文春等通過有限元模擬研究了焊接殘余應力對氫擴散的影響。他們認為焊縫中的氫會在焊接殘余應力梯度的驅動下向高應力區(qū)富集，由于焊縫和熱影響區(qū)存在的殘余應力促進了氫的擴散和富集，最終導致焊縫的性能惡化并發(fā)生與氫有關的開裂。

Fu 等在研究301L 不銹鋼焊件的氫脆時也討論了殘余應力對氫擴散的影響。微觀表征顯示焊縫區(qū)域具有較高的殘余應變，說明殘余應力主要集中在焊縫。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)域的殘余應力分布。由于焊縫具有較高的殘余應力，母材和熱影響區(qū)內的氫原子有向焊縫區(qū)域擴散的趨勢。

圖8 氫原子在焊縫中的擴散與吸附[71]

根據(jù)氫的應力誘導擴散特性，氫原子會向最大拉應力處擴散。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)擴散受到的是殘余拉應力的影響。這與Tsay 等的結論一致，即熔合區(qū)存在的殘余拉應力會導致焊接接頭性能惡化。

基于目前的研究，認為焊接殘余應力會加劇焊件的氫脆敏感性。殘余應力引起焊縫內應力場的不均勻，影響了氫原子的擴散行為，導致焊接接頭性能劣化。因此，應建立有效的消應力處理方法，緩解或消除殘余應力對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

溫度會影響氫原子在焊件內的擴散，從而影響氫原子與位錯的交互作用。根據(jù)位錯傳輸理論的觀點：溫度過高或過低均會減弱位錯對氫原子的捕獲效果，導致氫原子無法與位錯形成“柯氏氣團”并隨位錯一起移動。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。試驗結果表明，氫脆敏感性隨溫度變化的原因有兩個：一是馬氏體相變的發(fā)生，溫度會影響馬氏體含量，應變誘發(fā)馬氏體的含量隨著溫度降低而逐漸上升；二是氫的擴散，預充氫溫度不同使得試樣內的氫含量不同，溫度過高會導致擴散氫的逸出，而溫度過低則會抑制氫在材料內部的擴散。

圖9 1.1MPa氫氣環(huán)境下溫度對多種不銹鋼相對斷面收縮率的影響[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，隨著氫氣壓力的升高，進入焊件的氫原子數(shù)量會增加，從而加劇焊件的氫脆。

Walter 等認為在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逐漸減緩。圖10 為氫氣壓力對疲勞裂紋擴展速率（d/d）的影響。Yoshikawa 等的結論也與Masaaki 等的結果相似，即在一定范圍內的氫氣壓力下，奧氏體不銹鋼的疲勞裂紋擴展速率隨氫氣壓力的升高而增加，原因是氫氣壓力升高導致氫在試樣中的溶解度上升。當氫氣壓力繼續(xù)升高時，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)空氣的關系[78]

2.2.3 應變速率

已有研究表明，應變速率會對材料的氫脆產(chǎn)生較大影響。氫在奧氏體不銹鋼中的擴散系數(shù)較低，需要足夠的時間才能擴散進入試樣內部，尤其是在高壓氫環(huán)境中進行拉伸試驗時，若應變速率快于試樣內部的氫擴散，位錯對氫氣團的“釘扎”作用會被削弱，且難以達到材料的臨界氫濃度，最終導致材料在氫脆發(fā)生之前就已經(jīng)發(fā)生開裂。Pan等對308、347L 和304L 三種不銹鋼做了相關研究，結果表明三種材料的氫脆敏感性均隨應變速率的升高而下降。圖11 為應變速率對308、347L 和304L不銹鋼塑性損減的影響。

圖11 不同應變速率下308、347L和304L的相對塑性損減[56]

Omura 等認為應變速率在3×10～8×10s的范圍內時，奧氏體不銹鋼的常溫高壓氫脆性能受應變速率的影響較小。應變速率較小時，氫能同位錯一起運動，同時為氫在特定區(qū)域的富集提供更多時間。Robertson 等的研究驗證了這個結論，在降低應變速率后，氫原子隨位錯的遷移而擴大對材料的影響區(qū)域，導致試樣的塑性損減加劇。

2.2.4 加載頻率

在高壓氫環(huán)境中對試樣進行疲勞加載時，加載頻率越低，則單個循環(huán)的時間越長，氫有足夠的時間擴散至試樣內部并在裂紋尖端富集，從而對材料疲勞裂紋擴展速率的影響更顯著。圖12 為加載頻率對304 不銹鋼疲勞裂紋擴展速率的影響。因此，考慮到加載頻率對氫脆敏感性的影響，ANSICSA CHMC 1—2014對疲勞試驗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，同時熱處理中新的熱循環(huán)會對焊件原本的殘余應力產(chǎn)生影響。

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

Tsay等對304不銹鋼焊件進行了焊后熱處理，隨后在0.2MPa 氫環(huán)境下測試焊件的疲勞裂紋擴展速率。經(jīng)過焊后熱處理的試樣，焊縫原有的殘余壓應力被消除，失去了裂紋擴展阻力，因此消應力試樣會在相對較低的應力水平下發(fā)生裂紋萌生或擴展，而原始焊接試樣則在較高的應力水平下發(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性能通過冷加工硬化可得到明顯提高，這是因為材料發(fā)生應變誘發(fā)馬氏體相變。冷加工硬化會同時引起材料的位錯、形變孿晶等微觀結構的變化，從而導致奧氏體不銹鋼的力學性能與氫脆敏感性隨著冷加工過程的改變而變化。圖13 為預應變與相對伸長率的關系。

圖13 預應變量與相對斷后伸長率的關系[53]

王步美等對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。李曉剛的試驗結果與之相似，他認為焊縫部分基本不存在應變誘發(fā)馬氏體，但母材部分出現(xiàn)的大量馬氏體為裂紋優(yōu)先擴展提供路徑，隨著預應變的增加，拉伸試樣的斷裂位置逐漸從焊縫處移至母材部分。此外，預應變量的增加會導致焊件中的氫含量升高，并降低位錯形成能和孿晶、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、適應性強等優(yōu)點。

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。相同預充氫條件下，焊縫比母材的氫含量更高。預充氫使焊縫的沖擊值降低，這一效應隨著溫度降低而加劇，說明預充氫對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，這一點不同于馬氏體鋼。結果顯示，預充氫后，焊縫的抗拉強度基本不變，但塑性損減嚴重。與未充氫試樣相比，預充氫試樣斷口表面的應變誘發(fā)馬氏體含量減少，說明氫抑制了應變誘發(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，試驗結果顯示，SMAW 焊件的抗拉強度為540MPa，屈服強度為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，焊縫中的雜質導致SMAW 焊件的屈服強度有明顯下降，而且二次裂紋也分布在雜質附近?；谏鲜龇治稣J為，通過改變焊接材料以減少焊縫中的雜質，可適當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，利用鎢電極與工件之間的電弧熱進行焊接的方法。隨著TIG 技術的發(fā)展，逐漸衍生出深熔鎢極氬弧焊（K-TIG）等先進工藝。TIG 的優(yōu)點是鎢電極不熔化，可保持較穩(wěn)定的電弧長度。

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，通過調節(jié)充氫電流獲得了氫含量不同的試樣。微觀表征結果顯示奧氏體中存在大量形變孿晶，并且應變誘發(fā)馬氏體有在晶界處形成的趨勢。他們認為脆性失效通常發(fā)生在晶界變形的局部化之前，這是位錯、氫濃度、應變誘發(fā)馬氏體以及形變孿晶綜合作用的結果，焊件與母材的斷口形貌如圖15 所示。拉伸結果表明，焊件延伸率從40%減小至15%，而斷面收縮率從51%減小至18%。微觀表征結果顯示變形后的焊縫中未大量形成應變誘發(fā)馬氏體，但變形后的母材中產(chǎn)生了大量應變誘發(fā)馬氏體。由于馬氏體強度高于奧氏體，故母材強度、流變應力均高于焊縫。通過對比焊件與母材的化學成分發(fā)現(xiàn)，焊縫的鎳質量分數(shù)為23.3%而母材的鎳質量分數(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 等對采用TIG 焊的304L 不銹鋼焊件預充氫后的斷裂韌性做了相關研究。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。其次，在223K和293K的溫度下測試預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，為裂紋萌生和擴展提供優(yōu)先路徑，因此預充氫試樣的斷裂發(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。激光束焊屬于高能密度焊，焊接奧氏體不銹鋼時可獲得較大熔深。

Fu等采用激光束焊技術焊接8mm的301L不銹鋼板，并通過電化學動態(tài)充氫技術（電化學充氫的同時進行慢應變速率拉伸）研究焊件的氫脆敏感性。焊件在空氣中的抗拉強度為640MPa，延伸率為48%，而在動態(tài)充氫條件下焊件的抗拉強度下降至550MPa，延伸率降低至30%；母材在空氣中的抗拉強度為950MPa，延伸率為63%，但動態(tài)充氫導致母材的抗拉強度下降至570MPa，延伸率下降至13%。上述試驗結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。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。此外，在焊縫中的奧氏體邊界處可觀察到棒狀鐵素體，微觀表征結果顯示裂紋擴展路徑垂直于鐵素體生長方向，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，馬氏體增強了母材的強度但降低了塑性。根據(jù)斷口形貌，判斷焊縫處的斷裂機制屬于氫誘導應力腐蝕開裂。氫原子在馬氏體和晶界中有較快的擴散速率，裂紋通過馬氏體-奧氏體界面擴展，在斷裂表面可以觀察到沿晶斷裂特征。值得注意的是，當裂紋擴展至晶界處，氫原子向裂紋尖端聚集并誘導晶間結合力下降，這屬于氫誘導的應力腐蝕開裂（hydrogen induced stress corrosion cracking，HISCC）。

圖16 焊縫與母材的微觀組織[71]

賀聰聰采用預充氫方法研究了LBW 焊件的氫脆敏感性。結果顯示，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入試樣內的氫原子產(chǎn)生應力，使焊件的母材部分發(fā)生應變誘發(fā)馬氏體相變，導致拉伸試樣在熔合區(qū)邊界斷裂。

激光設備價格較高，運行和維護費用昂貴，并且焊接過程中使用的保護氣體價格不低，這是激光束焊的主要問題。此外，激光若遇到高反射率材料，還可能造成光學元件損壞?？偟膩碚f，由于該工藝較高的運行和維護成本，目前該技術還未得到廣泛應用。

3.4 電子束焊

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

Younes等通過慢應變速率拉伸試驗評價預充氫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度和屈服強度在預充氫后有略微提高。當試樣的氫濃度為57mg/kg、110mg/kg、160mg/kg 時，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%。檢測發(fā)現(xiàn)EBW 焊件中的鐵素體含量僅為1%，而TIG 焊件中的鐵素體質量分數(shù)達到8.3%，他們認為這是兩種焊件氫脆敏感性產(chǎn)生差異的主要原因。

Yan 等對采用了電子束焊的沉淀強化奧氏體不銹鋼焊件進行了預充氫處理。微觀表征發(fā)現(xiàn)焊縫內存在許多大尺寸沉淀，這些沉淀被高密度位錯包圍，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。在不同的外加應力下，焊件的氫致開裂機理也不同。外應力較大時，位錯將氫原子引入晶粒內部，并有大量位錯堆積在柱狀晶區(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展，進而導致氫的富集，引起裂紋尖端的應力升高，微裂紋沿著解理面擴展，最終表現(xiàn)為穿晶準解理斷裂特征。外應力較小時，焊縫等軸晶區(qū)域內會有大量滑移帶，氫原子會被滑移帶捕獲，導致微裂紋沿滑移帶形核并擴展，形成解理斷裂。當外應力足夠小時，焊縫等軸晶區(qū)域幾乎不存在滑移帶，沿晶界的擴散是氫主要的擴散方式，最終導致脆性的沿晶斷裂。

圖17 焊縫中的大尺寸沉淀隨機分布[97]

3.5 等離子弧焊

等離子弧焊（plasma arc welding，PAW）是在TIG 的基礎上發(fā)展起來的，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。目前，針對奧氏體不銹鋼PAW 焊件的氫脆敏感性研究相對較少。

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)境中的疲勞裂紋擴展速率低于母材。經(jīng)過焊接處理的316L 不銹鋼存在殘余應力，對裂紋萌生具有一定的抵抗作用，導致焊縫中的應變誘發(fā)馬氏體轉變量減少，降低了焊件在氫氣環(huán)境中的疲勞裂紋擴展速率。如圖18所示，焊縫不規(guī)則的微觀組織，導致裂紋擴展路徑呈鋸齒狀，延長了裂紋的擴展路徑。

圖18 母材與焊縫的斷裂表面[52]

有學者將等離子弧焊與鎢極氬弧焊結合，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域還處于起步階段，未來可針對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)設施安全運行的重要因素，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度有提高，而SMAW焊件在氫環(huán)境下表現(xiàn)出較低的強度卻具有較強的抗氫脆性能。因此，選擇焊接工藝時應實現(xiàn)焊件力學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 結語

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展。首先介紹了奧氏體不銹鋼焊件中氫的來源，描述了內部氫脆與外部氫脆的主要特征，同時介紹了與內部氫脆、外部氫脆相對應的氫脆敏感性評價方法，總結了當前主流的氫脆機理；其次，分析了晶粒尺寸、馬氏體、鐵素體、層錯能、化學成分和殘余應力等內部因素對焊件氫脆性能的影響，同時討論了溫度、氫氣壓力、應變速率、加載頻率、焊后熱處理和冷加工等外部因素對焊件氫脆性能的影響；最后，總結了焊條電弧焊、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態(tài)馬氏體對奧氏體不銹鋼焊件氫脆的影響。首先，初始馬氏體與動態(tài)馬氏體的形成階段不同，因此在奧氏體不銹鋼的氫擴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)分初始馬氏體和動態(tài)馬氏體對氫脆的影響，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態(tài)馬氏體對材料氫脆的影響，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聯(lián)機制。

（2）探討鐵素體對奧氏體不銹鋼焊件氫脆的影響機制。目前，針對鐵素體影響氫脆性能的研究多從鐵素體含量入手，而鐵素體對焊件氫脆行為的影響機制尚未達成共識，需要進一步細化鐵素體其他特性對氫脆的影響。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)對氫擴散、氫富集及氫致開裂的影響，為揭示鐵素體對奧氏體不銹鋼焊件氫脆的影響機理提供參考。

（3）開發(fā)適用于臨氫材料焊接的焊接填充材料。首先，以往的研究僅從焊接材料的化學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也僅局限于焊縫的抗裂性能。其次，焊接材料會引入與母材成分不同的元素或雜質，這是影響焊縫凝固模式和元素偏析的主導因素，最終會引起焊件氫脆性能的改變。因此，未來研究可關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構的抗氫脆性能。

（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)中承載部件是當前面臨的難題之一，目前針對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)對焊件性能的影響上，而且焊接熱輸入與焊件氫脆性能的關聯(lián)機理也尚未探明。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聯(lián)機制，進而建立高壓氫系統(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）采用合理的氫脆測試方法并建立焊件氫脆性能數(shù)據(jù)庫。首先，傳統(tǒng)的預充氫方法是先充氫、后加載，難以反映氫能承壓設備氫侵入和加載同步的情況，因而國內外常用的臨氫材料試驗標準均要求采用原位氫試驗法來獲得貼合實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)境下國產(chǎn)奧氏體不銹鋼焊件氫脆性能數(shù)據(jù)庫，歸納并總結不同焊接參數(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)焊接承載件的結構設計提供亟需的基礎性能數(shù)據(jù)。