阴极保护电位对Q235钢氢脆敏感性和力学性能的影响

利用拉伸实验和显微硬度测试等方法研究了不同阴极保护电位对Q235钢在3.5%NaCl溶液中氢脆敏感性的影响,并用SEM对断口形貌进行分析。结果表明,随着阴极保护电位的负移,Q235钢的最大抗拉强度和屈服强度没有呈现规律性变化,但断面收缩率减小,材料发生氢脆的可能性加大。当施加电位为-1100 mV时,断口出现准解理断裂特征形貌。     

阴极保护条件下X80钢在新疆农田土壤和模拟溶液中的氢脆敏感性差异研究

选择西部管道用大管径X80钢,通过外加阴极保护电位下的慢应变拉伸试验结合阴极极化曲线对比分析了其在新疆农田水饱和土壤及其模拟溶液中氢脆敏感性的变化规律。结果表明,随阴极保护电位的负移,X80钢的断面收缩率和延伸率逐渐降低,氢脆敏感性增加;农田土壤和模拟溶液中阴极保护电位分别达到-1.15V(CSE,下同)和-1.10V时,X80钢发生明显脆断;X80钢在模拟溶液中的氢脆敏感性高于在土壤中。因此利用土壤模拟溶液对X80钢进行氢脆敏感性研究更偏保守,是适宜的。     

阴极保护电位对E550钢氢脆敏感性的影响

采用慢应变速率拉伸实验方法 (SSRT) 结合断口扫描电镜 (SEM) 观察,研究了阴极保护电位对E550钢在海水中氢脆敏感性的影响.结果表明:随着阴极保护电位负移,E550钢在海水中的氢脆敏感性增加,阴极保护电位为-0.95 V (vs SCE) 时,拉伸试样出现脆性解理断裂特征,电位为-1.05 V时,E550钢断口呈明显脆性断裂特征.     

阴极保护电位对E460钢氢脆敏感性的影响

采用慢应变速率试验(SSRT)和电化学方法结合断口扫描电镜观察,研究了阴极保护电位对E460钢在海水中氢脆敏感性的影响。结果表明,随着阴极保护电位负移,E460钢在海水中的氢脆敏感性增加,阴极保护电位为-0.95V(vs.SCE,下同)时,拉伸试样出现脆性解理断裂特征,电位为-1.05V时,E460钢断口呈脆性断裂特征。     

温度及极化电位对10Ni5CrMo钢氢脆敏感性的影响

采用电化学阻抗谱测试、慢应变速率试验和断口形貌观察等研究了温度和极化电位对10Ni5CrMo钢在海水环境中氢脆敏感性的影响。结果表明:同一温度下,随极化电位负移,电荷转移电阻减小,断裂时间、断后伸长率和断面收缩率明显降低,氢脆系数(F)增加,材料的氢脆敏感性显著增加,且当极化电位达到-1 000mV(vs.SCE)时,氢脆系数已超过安全区允许的最高值25%,此时材料有可能发生氢脆;同一极化电位下,随温度增加,电荷转移电阻减小,断裂时间、断后伸长率、断面收缩率降低,氢脆系数增加,材料的氢脆敏感性增强;与极化电位相比,4～25℃条件下,温度对10Ni5CrMo钢的氢脆敏感性影响较小。     

阴极充氢对1000 MPa级高强钢氢脆敏感性的影响

在海水环境中,采用电化学试验、氢渗透试验和慢应变速率试验(SSRT)以及结合SEM断口观察,研究了阴极充氢对1000 MPa级高强钢氢脆敏感性的影响。结果表明:阴极充氢电位对高强钢的氢渗透行为影响明显,随着阴极充氢电位的负移,氢的扩散系数波动不大,但饱和渗氢电流和氢溶解度逐渐增加,在阴极充氢电位为-1.05 V时,氢的溶解度为3.35 mol/m~3,为最大值。随着阴极充氢电位的负移,断口形貌逐渐由韧性断裂向解理脆性断裂转变,且断口边缘逐渐出现明显的解理裂纹。在阴极充氢电位为-0.91 V时,高强钢的氢脆系数约为25%,为最适宜的阴极保护电位。     

阴极极化对921A钢海水中氢脆敏感性的影响

利用慢应变速率实验和电化学方法研究了921A钢在海水中不同阴极极化电位下氢脆敏感性的变化趋势,并结合三维视频和扫描电镜观察断口形貌。结果表明,随阴极极化电位的负移,921A钢的韧性降低且氢脆系数增加。在极化电位负于 -0.960 V（相对于饱和甘汞电极电位）,921A钢的氢脆系数显著增加至约20%,并出现准解理断裂特征形貌。     

阴极极化对高强度船体结构钢焊缝氢脆敏感性的影响

在恒定阴极电位下利用慢应变速率拉伸试验研究高强度船体结构钢焊缝的电化学性能和力学性能。结果表明,试样拉伸断裂主要发生在焊缝的熔合区;结构钢的阴极极化程度对抗拉强度和屈服强度的影响不大;随阴极电位负移,船体结构钢在海水中的延伸率、断裂时间和断裂应变率逐渐减小, 并且当施加阴极电位为-0.89 V（vs SCE）时各项性能最佳。同时,随着阴极电位负移,断裂方式逐渐从韧性断裂向脆性断裂发展,氢脆敏感性逐渐增加,在 -0.70 V~-0.89 V（vs SCE）之间氢脆敏系数低于5%,不发生氢脆;当电位负于-0.94 V（vs SCE）,氢脆敏感性迅速提高,当极化电位为-0.99 V （vs SCE）时氢脆系数显著增大至20%,断口开始出现解理单元细小准解理断裂特征;在负于-1.04 V（vs SCE）时,氢脆系数已高于25%,进入危险区,且断口开始出现较多解理单元粗大的准解理、解理等氢脆断裂特征;随着电位继续负移至-1.14 V（vs SCE）,断口完全出现解理组织、沿晶、穿晶结构或者两者混合的氢脆断裂特征。     

阴极极化对907钢氢脆敏感性的影响

采用慢应变速率拉伸试验方法结合断口扫描电镜观察,研究了阴极极化对907钢在海水中氢脆敏感性的影响。结果表明随极化电位负移,907钢在海水中氢脆敏感性增加,极化电位为-1.06V(vs.SCE)时,拉伸试样出现脆性解理断裂特征,极化电位为-1.16V时,907钢主要为脆性断裂。     

外加电流法对Q235A钢在模拟浪花飞溅区的保护效果

在模拟浪花飞溅区环境中采用外加电流法对Q235A钢实施阴极保护,通过保护电流密度、电化学性能试验,腐蚀形貌观察和保护效率计算研究了保护电位对Q235A钢保护效果的影响。结果表明:在恒电位控制下,保护电流密度在初期较大,之后急速下降并逐级稳定在100mA/m2以下;不同保护电位下,由于表面形成钙镁沉积物,试验钢的极化电阻急剧增大;随着保护电位的负移,阻抗弧直径变大,膜的保护性能加强;恒电位控制在-850mV(vs.SCE)及析氢电位之间时,保护效率可以达到98%以上。     

模拟深海环境中高强钢的阴极保护准则

釆用慢应变速率试验、电化学测试、失重试验以及扫描电镜观察等方法研究了模拟深海环境中阴极极化电位作用下高强钢的腐蚀规律。结果表明:施加阴极极化电位由-0.71V(vs Ag/AgCl,下同)负移至-0.85V,腐蚀速率由0.245 0mm/a减小到0.006 6mm/a,在-0.71~-0.90V电位区间,高强钢主要为韧性断裂;当极化电位等于或负于-0.95V后,断口开始呈现典型脆性断裂特征,高强钢已进入氢脆的危险区。可以确定最佳的阴极保护电位区间为-0.76~-0.94V。     

不同管线钢在电化学充氢状态下的断裂性能

通过对Q235和TP80CQJ两种材料进行静态电化学试验,对其在充氢和未充氢条件下的氢含量、抗拉强度、断面收缩率、伸长率进行分析,并分析其断口形貌。试验发现,Q235和TP80CQJ管线钢在电化学充氢状态下,吸氢质量分数分别为2.162×10-6和2.180×10-6,充氢使Q235和TP80CQJ钢的强度及塑性均下降,脆性增加。     

四种管线钢在电化学充氢状态下的特性

石油、天然气管道输送多采用高压输送方式。输送管线在服役过程中,因腐蚀、阴极保护和输送的石油、天然气中含有少量的H2S等环境因素,氢不可避免地会渗入管线材料内,产生氢损伤氢脆,导致材料性能降低。文章通过动态电化学实验对四种材料充氢条件下氢含量、抗拉强度、断面收缩率、延伸率以及相应的材料断口形貌进行了分析。结果表明:四种材料中,Q 2 3 5钢的强度低,而N 8 0和P 11 0钢的强度高;当慢应变速率为1 0-6/s时,Q 2 3 5、T P 8 0 C Q J、N80和P110钢表现出不同的硫化物应力腐蚀开裂（SSCC）敏感性;同时发现四种材料断裂的微观机制以解理小平面断裂为主要特征,当应变速率降低时,解理平面的面积增大,并出现明显的二次裂纹。     

库尔勒土壤模拟溶液中X80钢焊接接头的应力腐蚀开裂行为

利用动电位扫描技术和慢应变速率拉伸试验(SSRT)以及扫描电子显微镜(SEM)研究了库尔勒土壤模拟溶液中不同外加阴极电位下X80管线钢焊接接头的应力腐蚀开裂(SCC)行为。结果表明:阴极电位对X80钢焊接接头处的SCC敏感性影响较为明显。拉伸试样全部断裂在焊缝或热影响区。在Ecorr下,金属表面裂纹萌生于点蚀坑,试样开裂为阳极溶解机制。当外加电位为-800 m V至-900 m V时,金属处于阴极保护电位区,此时金属的SCC敏感性较低,其开裂机制为阳极溶解和氢致开裂混合机制。当外加电位小于等于-950 m V时,外加电位越低,材料的SCC敏感性越大,此时金属SCC行为表现为氢脆机制。     

CO32--HCO3-溶液中X80管线钢焊接接头的应力腐蚀开裂分析

采用慢应变速率试验(SSRT)、扫描电镜(SEM)观察研究了国产X80管线钢焊接接头在 0.5 mol/L Na2CO3 1 mol/L NaHCO3 溶液中的应力腐蚀开裂(SCC)敏感性.结果表明,拉伸试样全部断裂在焊缝或热影响区.在所研究的电位区间,拉伸试样随着外加电位正向增加,断面收缩率、断裂时间和断后伸长率增加,而断口部位的裂纹平均扩展速率减小,SCC敏感性降低.试样断口形貌在阴极电位条件下呈准解理断裂,在自腐蚀电位和阳极电位条件下,焊缝试样断口主要是韧性断裂.应力腐蚀机理可以用阳极溶解理论和氢致破裂来解释.     

电化学充氢对Cr15铁素体不锈钢和304奥氏体不锈钢氢脆敏感性的影响

研究了充氢时间、充氢电流密度、晶体结构对不锈钢氢脆敏感性的影响。结果表明:对于铁素体不锈钢,随着充氢时间的延长、电流密度的增大,塑性显著降低,氢脆敏感性大幅度增加;通过SEM观察实验钢断口形貌,断裂类型由韧性断裂转变为脆性断裂。而相同条件下,奥氏体不锈钢氢脆敏感性较低,抗氢脆性能较好。充氢后实验钢表面存在大量H,且氢含量随试样深度逐渐降低,晶界可能作为氢陷阱影响实验钢的氢脆敏感性。     

X70钢和X80钢在鹰潭土壤模拟溶液中的氢脆敏感性

采用动态充氢的试验方法,研究X70,X80钢在鹰潭土壤模拟溶液中的氢脆敏感性,即在对X70钢和X80钢试样施加过负阴极保护电位的同时,对试样进行慢应变速率试验。结果表明,随着阴极保护电位变负,X70钢和X80钢的氢脆敏感性均有所增强,在相同的阴极保护电位下,X80钢的氢脆风险大于X70钢。     

外加电位对X90钢及其焊缝在近中性土壤模拟溶液中应力腐蚀行为的影响

采用慢应变速率拉伸(SSRT)实验、动电位极化技术和SEM观察等方法,研究了X90钢基体和焊缝在近中性土壤模拟溶液中不同阴极保护电位下的应力腐蚀行为。结果表明,X90管线钢及其焊缝组织在近中性土壤模拟溶液中均具有一定的应力腐蚀敏感性,裂纹扩展为穿晶腐蚀裂纹;应力腐蚀开裂(SCC)的裂纹萌生与扩展与外加保护电位有关。在开路电位(OCP)~-1000 m V的电位范围内,X90钢的SCC机制均为阳极溶解(AD)+氢脆(HE)的混合机制;在OCP下,由于AD作用较强,SCC敏感性较明显;在-800 m V下,由于AD和HE作用均较弱,导致SCC敏感性最低;而在-900 m V时,由于HE作用明显增强,具有最高的SCC敏感性;在相同电位条件下,焊缝的SCC敏感性高于母材。     

35CrMnSiA超高强度钢典型断口及原因分析

为了分析35CrMnSiA超高强度钢拉伸试样断面收缩率低的断裂机理和断裂原因,采用扫描电镜及能谱仪等对常见的4类断口进行了观察和分析。结果表明,一定量的氢和拉应力的共同作用产生的鱼眼缺陷是导致常规塑性断口断面收缩率低的主要原因。韧脆混合断口是由于在较大颗粒的夹杂物周围产生了氢脆,导致钢的断面收缩率下降。笔尖状断口主要是由于钢中大颗粒夹杂物或氢损伤缺陷造成的。脆性断口是由于机械标识对材料造成了损伤或氢在表面损伤处聚集形成了微裂纹。     

船用5052-O铝合金在海水中的力学和电化学性能(英文)

采用电化学实验和SEM表面形貌观察,对船用5052-O铝合金在海水中的腐蚀保护电位进行优化,以克服诸如点蚀、腐蚀、应力腐蚀开裂和氢脆等行为的发生。在外加电流阴极保护的条件下,最优的保护电位范围为-1.3V～-0.7V。在此电位下,试样的腐蚀电流密度较低,经恒电位实验后,试样表面形貌保持得较好。