钛钒铬基合金的贮氢性能研究

钛钒铬基贮氢合金贮氢量大，吸放氢条件温和，是国内外贮氢材料研究的热点之一。为此研究了钛钒铬基合金中V、Cr含量对贮氢性能的影响，结果表明：随着金属元素V含量的增加，合金的放氢平台压力略有降低和吸放氢量略有增大。而随着金属元素Cr含量的增加，合金的放氢平台压力升高，放氢量则明显提高。随着放氢温度提高放氢的平台压力升高，放氢量则增大。     

Effect of Hydride and Hydrogen—Induced Martensite on Fracture Toughness of TiNi Alloy

TiNi形状记忆合金在充氢时形成的氢致马氏体和氢化物可使合金的KIC明显下降，相对损失高达96％，但其氢致马氏体对KIC相对损失的贡献仅约1．8％，而且不随氢浓度而改变．因此氢致KIC下降几乎全部归因于氢化物．氢化物引起的相对损失ΔKIC^TiNiH／KIC和氢化物的含量(质量分数，%)WTiNiH有关，即ΔKIC^TiNiH/KIC(％)=93(1-eWTiNiH/9.5)．当充氢电流i≥15mA／cm^2时，在氢化物处能产生微裂纹，但微裂纹不会使断裂韧性进一步下降．     

加氢反应器器壁中可移动原子氢浓度探测电化学氢探头

应用Ｄｅｖａｎａｔｈａｎ－Ｓｔａｃｈｕｒｓｋｉ电化学氢渗透速率的测定原理和杜元龙的发明专利、研制了一种在加氢反应器上使用的电化学氢探头,该探头在循环冷却水温低于３２３Ｋ的温度以下变化时,其背景电流密度小于０．６μＡ．ｃｍ＾－２。温度对稳态氢渗透电流密度有较大的影响,测量过程中需要恒定氢探头的温度。     

PZT陶瓷的氢致滞后断裂

ＰＺＴ压电陶瓷单边缺口恒载荷试样两面镀镍后在ＮａＯＨ溶液中动态充氢时能发生氢致滞后断裂．研究了氢致滞后断裂门槛应力强度因子和试样中可扩散氢浓度的定量关系．结果表明,氢致断裂归一化门槛应力场强度因子ＫＩＨ/ＫＩＣ(ＫＩＣ＝１．３４Ｍｐａ·ｍ１/２)随氢浓度对数的升高而线性下降,即ＫＩＨ/ＫＩＣ＝０．４－０．１５５ｌｎＣｏ．当Ｃｏ＝９．８４×１０－４%(对应充氢电流３００ｍＡ/ｃｍ２)时,ＫＩＨ＝０．０１ＫＩＣ．这表明,ＰＺＴ陶瓷具有极高的氢致开裂敏感性．     

CO毒化LaNi4.7l0.3贮氢合金的SIMS分析

应用ＳＩＭＳ方法对ＬａＮｉ４．７Ａｌ０．３贮氢合金被ＣＯ毒化前后的表面进行分析。结果表明：ＬａＮｉ４．７Ａｌ０．３贮氢合金毒化前Ｃ,Ｏ峰不明显,毒化后Ｏ峰明显增高,Ｃ峰明显出现。毒化后生成了Ｌａ－Ｃ,Ｌａ－Ｃ２、Ｌａ－Ｏ的强键,并在合金表面形成了一层化合物薄膜,阻止贮氢合金进一步吸氢,导致ＬａＮｉ４．７Ａｌ０．３贮氢合嘛氢量下降。吸氢速度降低。     

贮氢电池的活化工艺研究

研究了贮氢电池活化工艺与电池初始容量、充放电比率、电池极化、循环寿命之间的关系。结果表明：在设计贮氢合金时适当添加预防裂纹形成和裂纹扩展的合金元素,有利于提高贮氢电池的活化性能。采用适当的活化工艺可以使贮氢电池达到最佳的放放电效率。在研究的最佳活化工艺：活化充电电流为Ic0．4C5A,活化时间为3．0h,放电电流为Id＝0．2C5A,放电终止电压为1．0V,活化次数为6次,经此工艺活经的贮氢电池的容量为246．9h/g,活化时的充放电比率为89％,经过450次充放电循环后,贮氢电池的容量下降28．1％。     

FeTi_(1.3)(Mm)_y合金的贮氢性能及其吸放氢机理研究

系统研究了FeTi1．3（Mm）y（y=0,0．013,0．026,0．039,0．052）合金的贮氢性能,研究结果表明,在FeTi1．3合金中添加少量的富Ce混合稀土Mm可以显著改善合金的活化性能,使未经任何活化处理的合金在室温下经较短孕育期就能吸放氢.这主要是因为,在合金中分别以β-Ti和颗粒夹杂形式存在的过量的Ti和少量的Mm在氢化过程中首先与氢反应,伴随着的晶格膨胀导致合金中出现大量的显微裂纹,从而使合金的活化性能明显改善,FeTi1.3（Mm）y合金还具有较高的贮氢量,FeTi1.3（Mm）0．052合金在333K时的放氢量为177．8mL／g．     

C90油管钢的氢损伤

对比研究了三种油管钢（宝钢的Ｃ９０和日本的ＳＭ９０及ＳＭ９５）的氢致开裂性能．ＳＭ９０，ＳＭ９５和Ｃ９０产生氢损伤的临界扩散氢质量分数（×１０~（－６））分别为１．７６，４．３和８．３８；临界全氢质量分数（×１０~（－６））分别为４．２４，６．３５和１０．２２三种钢在Ｈ_２Ｓ中的门槛应力σ_（ｔｈ）／σ_ｓ分别为０．６４，０．８０和０．８５．三种油管钢抗氢损伤能力和抗氢致滞后断裂的能力是一致的，以Ｃ９０为最好，它和氢的扩散系数无关．Ｃ９０钢缺口试样氢致滞后断裂门槛值Ｋ_（ＩＨ）与可扩散的氢质量分数ｗ_０有关，实验获得Ｋ_（ＩＨ）＝４６－１２．５１ｌｎ_（ｗ０）．理论分析和实验结果完全一致．对Ｃ９０钢，当ｗ_０≤４．８×１０－６时，在任何Ｋ_Ｉ／Ｋ_Ｃ下均将获得韧窝断口；ｗ_０≥７．６×１０~（－６），Ｋ_Ｉ／Ｋ_Ｃ≥０．５时，则氢致韧断；Ｋ_Ｉ／Ｋ_Ｃ≤０．４时，则氢致脆断．     

工业纯α－Ti氢处理产生的微观缺陷及其作用

用正电子湮没、ＴＥＭ和金相方法研究了不同程度氢处理的工业纯α－Ｔｉ产生的微观缺陷及其作用。实验结果表明：渗氢后材料内缺陷数量远大于除氢后材料内的缺陷数量，当渗氢量为０．５８％时，渗氢后材料内的缺陷主要是位错；随氢含量增加，单空位的数量也随之增加；当氢含量达２．１１％时，其缺陷主要是单空位，或者是其自由体积相当于单空位的点缺陷（如晶界、相界上存在的严重畸变区）。ＴＥＭ和金相观察表明，渗氢后位错存在于α－Ｔｉ基体中。除氢后晶粒明显细化。适当的渗氢量引进的微观缺陷，在除氢后可使晶粒细化而且等轴性高。     

重轨钢中氢促进位错发射、运动以及氢致裂纹形核

用自制的恒位移试样在TEM中原位研究了充氢前后位错组态的变化以及氢致微裂纹形核和位错运动及无位错区（DFZ）的关系．结果表明,氢能促进位错发射、增殖和运动．当氢促进的位错发射和运动达到临界条件时,氢致裂纹就在DFZ中或原缺口顶端形核．这个过程和空气中原位拉伸相类似,但氢的存在使得在较低的外应力下氢致裂纹就能形核．     

LaNi4.7Al0.3和MlNi4.5Al0.5合大在H2—CO系统中贮氢性能下？…

研究贮氢合金ＬａＮｉ４．７Ａｌ０．３、ＭｌＮｉ４．５Ａｌ０．５在纯氢（９９．９９９％）及氢中含ＣＯ气体杂质条件下的ｐ－ｃ－ｔ特性及循环性能。结果表明,合金经Ｃ毒化后,平台压升高,平台倾斜加剧,平台宽度缩小,饱和吸氢量减小,毒化后两篑定氢合金的循环性能衰退,而且随着循环次数的增加吸氢量减少,增加ＣＯ的浓度,吸氢量减少更加明显。合金贮氢性能下降的原因可能是由于表面生成了氧化物及新相,阻止了氢的吸附与扩     

工业纯α—Ti氢处理产生的微观缺陷及其作用

用正电子湮没、ＴＥＭ和金相方法研究了不同程度氢处理的工业纯α－Ｔｉ产生的微观缺陷及其作用。实验结果表明：渗氢后材料内缺陷数量远大于除氢后材料内的缺陷数量，当渗氢量为０．５８％时，渗氢后材料内的缺陷主要是位错；随氢含量增加，单空位的数量也随之增加；当氢含量达２．１１％时，其缺陷主要是单空位，或者是其自由体积相当于单空位的点缺陷。ＴＥＭ和金相观察表明，渗氢后位错存在于α－Ｔｉ基体中。除氢后晶粒明显细化     

焊接残余应力对氢扩散影响的有限元模拟

利用ABAQUS有限元软件开发的氢扩散耦合计算程序，对焊态和焊后热处理状态下残余应力对氢扩散的影响进行了数值模拟，并与无应力状态下的氢扩散进行了比较．结果表明，存在焊接残余应力梯度时，氢向高应力区富集，在热影响区附近，有一个氢浓度低谷，这是氢向高应力区长程扩散所致．经过焊后热处理，应力松弛效果明显，残余应力大幅下降，对氢扩散的影响也大大降低，氢的最高浓度降低了近40％．因此，焊后热处理可以有效降低材料在氢环境下开裂的敏感性．     

新型复合材料Mg/MWNTs的储放氢性能

通过在加氢气氛下高能球磨，制成了新型复合材料Mg／MWNTs。利用XRD，TEM—SAED等手段对该材料进行了微结构分析。采用储放氢实验装置测试了Mg／MWNTs—H2体系的PCT放氢曲线和放氢动力学性能。研究发现：复合材料Mg／MWNTs在2．0MPa氢压时，373，473，553和598K温度下，最大储氢量(质量分数)分别为0．41％，3．37％，5．70％和6．25％；复合材料Mg／MWNTs氢化物的焓变和熵变的绝对值均低于纯Mg，分别降低了10．51％和3．50％；与纳米晶Mg氢化物相比，复合材料Mg／MWNTs不仅最大储氢量显著增加，而且放氢动力学性能也明显改善。     

稀土元素对铸钢中氢的作用及对气孔形成的影响

作者用RH-2定氢仪和电化学氢渗透装置,研究了稀土元素对铸钢中氢的含量、氢的扩散过程及其对气孔形成的影响。试验结果表明,ZG45中含有0．032~0．041%的稀土元素时,可达到固定游离氢、阻碍氢扩散,从而降低气孔率的目的。     

热氢处理对两相钛合金及β钛合金加工态组织的影响

研究了热氢处理对两相钛合金TC21和β型钛合金Ti40加工态组织的影响。研究结果表明：两合金渗氢后β相的数量增加，渗氢量达到一定程度后，有氢化物生成，优先在晶界或位错处聚集，后逐渐扩散到晶粒内部；TC21合金氢处理后，微观组织得到了明显的细化，当氢含量为0．4％（质量分数）时，其细化效果最佳；对于Ti40合金，其细化效果不明显。     

单晶硅压痕裂纹的氢致滞后扩展

利用压痕裂纹恒载荷试样，研究了单晶硅在空气中应力腐蚀以及动态充氢时氢致滞后开裂的可能性；利用卸载的压痕裂纹试样研究了残余应力引起氢致滞后开裂的可能性．结果表明，单晶硅压痕裂纹恒载荷试样当KI=KIC时在空气中并不发生应力腐蚀．在H2SO4溶液中动态充氢，则能发生氢致滞后开裂，止裂时归一化门槛应力强度因子为KIH／KIC≈0.9、卸载压痕裂纹的残余应力在充氢过程中也能引起氢致滞后开裂，归一化门槛应力强度因子为KIH／KIC≈0．9．     

CO毒化LaNi4.7Al0.3贮氢合金的SIMS分析

应用ＳＩＭＳ方法对ＬａＮｉ４．７Ａｌ０．３贮氢合金被 ＣＯ毒化前后的表面进行了分析,结果表明： ＬａＮｉ４．７Ａｌ０．３贮氢合金毒化前 Ｃ, Ｏ峰不明显,毒化后 Ｏ峰明显增高, Ｃ峰明显出现毒化后生成了 Ｌａ－Ｃ, Ｌａ－Ｃ２和 Ｌａ－Ｏ的强键,并在合金表面形成了一层化合物薄膜,阻止贮氢合金进一步吸氢,导致 Ｌ３Ｎｉ４．７Ａｌ０．３贮氢合金吸氢量下降,吸氢速度降低．     

塑性形变对4340钢中氢的富集及传输行为影响

采用渗氢试验和数值计算两种方法研究．了塑性形变对金属中氢的扩散和富集的影响，讨论了４３４０钢中的氢浓度与塑性形变大小、氢扩散时间及边界条件之间的关系．     

电化学充氢条件下X70管线钢及其焊缝的氢致开裂行为

采用电化学充氢的方法研究了X70管线钢在不同浓度硫酸溶液中的氢致开裂(HIC)行为．结果表明,增大充氢电流密度、延长充氢时间以及降低充氢溶液的pH值能够促进氢进入X70钢基体．微观观察表明,X70钢中的非金属夹杂物如氮化物和氧化物等对其氢致开裂行为有不同的影响,氮化物夹杂并不是充氢裂纹的必然形核位置,而Mg,Al,Ca等的氧化物是更为有害的氢致裂纹源．通过氢渗透实验测得室温下氢在X70钢中的有效扩散系数为3．34×10-9cm2／s．对XT0管线钢基体及焊缝试样电化学预充氢后拉伸,焊缝试样的拉伸塑性较差,各项塑性指标在充氢前、后均低于X70钢基体材料．