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在模拟油田CO2腐蚀环境下,利用XRD、EDS和SEM研究了N80钢点蚀坑的形成与发展。结果表明,Cl^-会在腐蚀产物膜与金属界面处富积成核,加速该区域的阳极溶解,促使点蚀坑的形核;点蚀坑内也有Cl^-富积,在膜与基体界面处形成厚度为3μm的富积层,加速点蚀坑内基体的腐蚀,使得点蚀坑进一步发展。同时,讨论了阳极反应与点蚀坑形貌之间的关系。 相似文献
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渗铝钢的抗氢损伤性能 总被引:1,自引:0,他引:1
采用钝化助镀法在30CrMo钢表面获得热浸铝层,通过扩散渗铝和调质处理获得了渗铝钢试片和试棒.用氢渗透电化学技术测量了渗铝钢在饱和H2S盐水中的渗氢曲线,得到了不同温度(T)下氢在渗铝钢中的扩散系数(D),拟合得到了T与D的关系式,并研究了溶液中NaCl和CO2对稳态氢渗透电流(Imax)的影响.比较了30CrMo渗铝钢在饱和H2S盐水中腐蚀前后的机械性能.结果表明:热浸渗铝钢对氢扩散有明显的阻滞作用,其抗氢损伤性能好于基体钢材. 相似文献
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对退火态低碳钢焊接接头进行了电解充氢,得到了接头不同位置产生氢损伤的微观组织,用电化学方法测量了焊后接头不同位置的氢渗透曲线,计算了接头不同位置的扩散系数、稳态平均氢浓度和扩散氢含量,解释了低碳钢焊接接头的不同位置充氢产生氢气泡、氢鼓泡及氢致裂纹数目差异的机理.结果表明,母材处表征扩散系数远小于焊缝处,平均氢浓度远大于焊缝处,导致母材处的氢渗透与损伤行为较明显,表面溢出氢气泡和近表面产生的氢鼓泡数目远多于焊缝处,然而焊缝处由于塑韧性较母材差,焊接残余应力较大,产生较多氢致裂纹,多位于氢浓度较大的近表面,内部由于拘束较大而产生少数细长裂纹. 相似文献
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根据锅炉在化学清洗中长期存在的腐蚀及氢损伤问题,深入探讨了缓蚀剂作用机理,并研制一种适于低压工业锅炉的一种新型复合缓蚀剂.通过氢脆等一系列理化试验,证明用该缓蚀剂配制的酸洗剂在清洗锅炉设备时,除垢效果好,缓蚀效率高及抗氢脆能力强,获得用户的首肯. 相似文献
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奥氏体不锈钢焊缝金属氢致滞后断裂门槛值的研究 总被引:4,自引:0,他引:4
308L和347L奥氏体不锈钢焊缝金属能发生氢致滞后断裂。而且比304L母材更敏感,用单边缺口试样动态充氢测出的氢致滞后断裂门槛应力强度因子KIH随可扩散氢浓度c0的对数而线性下降,即KIH=85.2-10.7lnc0(308L),KIH=76.1-9.3lnc0(347L),KIH=91.7-10.1lnc0(304L),三种材料氢致滞后断口形貌与K1以及c0有关,当KI较高或c0较小时是韧窝断口,当KI较低或c0较高时是脆性断口。 相似文献
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将40CrMoTi钢拉伸试样空拉致塑性变形大于1%后卸载,充氢至饱和后再空拉,其屈服应力小于卸载前的流变应力,其差值就是固溶氢引起的附加拉应力,它协助外应力促进塑性变形,将不同强度级别(σys=900-1400MPa)的40CrMoTi钢在pH值为4的NaCl溶液中浸泡或电解充氢,以研究氢致附加拉应力与氢浓度及材料强度的依赖关系,结果表明,浸泡后,氢致附加拉应力随强度升高而线性升高,即σad=0.14σys-106.6,氢致附加拉应力随氢氢浓度的对数而线性升高,即σad=55.5 63.6.lnCo(σys=900MPa),σad=-23.5 64.2lnCo(σys=1050MPa),综合:σad=260 0.226σys 63.9lnCo. 相似文献
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管线钢氢致附加应力与氢致门槛应力的相关性 总被引:4,自引:0,他引:4
X80钢在空气中拉伸至塑性变形大于1%后卸缸,充氢至饱再控拉,其屈服应力小于卸载前流变应力,其差值即氢引起的附加应力,它协助外应力促进变形,引起应力集中,进而导致低应力下的脆断(即氢脆),或在低的恒定外应力下就发生氢致滞后断裂,实验表明,氢致附加应力σad随氢浓度C0升高而线性升高,即σad=-14.1 3.89C0,动态充氢慢应变速率拉伸时断裂应力随氢浓度升高而线下降,即σF(H)=675-6.1C0,恒载荷下氢致滞后断裂门槛应力随氢浓度对数升高而线性下降,即бF(H)=675-6.1C0,恒载荷下氢致滞后断裂门槛应力随氢浓度对数升高而线性下降,即σHIC=669-124lnCo. 相似文献
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Fe74.5Ni10Si3.5B9C2非晶带的氢致滞后断裂 总被引:1,自引:0,他引:1
F074.5Ni10Si3.5B9C2非晶带在恒载荷动态充氢时能发生氢致滞后断裂. 测量了不同充氢电流密度i下的氢致滞后断裂归一化门槛应力σHIC/σF,以及进入试样的氢浓度C0.结果表明. 当C0≤67.4 × 10-4%时.σHIC/σF随lnC0上升成线性下降.即σHIC/σF=1.59-0.35 In C0:当C0>67.4×10-4%后,σHIC/σF=≤0.1,由于实验精度的限制无法测出真实的σHIC/σF值. 相似文献
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