标准规范下载简介：
内容预览由机器从pdf转换为word，准确率92%以上，供参考
GB／T 15970.11-2022 金属和合金的腐蚀 应力腐蚀试验 第11部分：金属和合金氢脆和氢致开裂试验指南.pdf金属和合金的腐蚀应力腐蚀试验 第11部分：金属和合金氢脆 和氢致开裂试验指南
本文件提供了设计和进行金属或其合金抗氢脆和氢致开裂试验时需考虑的关键特性的指导。 注：本文件不涉及具体测试方法，具体测试方法可参照参考文献中给出的其他文件。
本文件没有需要界定的术语和定义。
4.1.1表面膜会显著减少吸氢，例如钝化膜或碳钢表面在H2S环境中生成的硫化物膜。薄膜破裂将增 强局部吸氢，这意味着动态塑性应变和应变速率尤其重要。在这种情况下，通过氢渗透试验测得的吸氢 与开裂之间通常没有关系，因为吸氢仅位于局部膜破裂的位置。当焊缝中可能存在与残余应力或微观 化学相关的显著亚表面敏感区时是例外的。此时，在测试之前宜进行焊缝的详细表征。 4.1.2如某些双相不锈钢，在静载荷下JBT 4261-2019 低压成套开关设备和控制设备 辅件术语.pdf，如果存在明显的蠕变，可能会引起动态塑性应变。 4.1.3在腐蚀活跃的合金测试中，开裂与合金吸氢量之间通常存在相关性。在这种情况下，动态塑性 应变可能对吸氢量的影响较小。 4.1.4在各种合金中，动态塑性应变和应变速率在氢的位错输运中可能是较为重要的。氢原子的迁移
及其在位错处的俘获意味着位错可以输送氢（尽管受到微观结构边界的限制)，并且可能在敏感部位（例 如晶界处）聚集氢。
4.2.1氢原子是可移动的，并且可以扩散到与主要来源位置有一定距离的潜在敏感位点。一个基本的 问题是，实验室测试宜进行多长时间才能确保吸氢量足以反映服役时的行为，在服役状态下，其暴露时 间通常以年为计。关键因素是开裂位置与氢的主源的相对距离。如果距离较远，则测试时间需要考虑 这一点。因此，氢的扩散系数和测试时间是很重要的。例如，在氢致延迟断裂中，可能需要分析氢在浓 度梯度和应力梯度下随时间的分布，以评估服役期间出现开裂的可能性。 4.2.2裂纹的位置取决于整体情况。它可能与中心偏析的低合金碳钢管的厚度中心位置有关。如果 使用预制裂纹试样，开裂位置显然是局限于预制裂纹尖端。在焊缝中，裂纹可能会在亚表面出现。 4.2.3如果测试的耐蚀合金处于钝态，那么氢的主要来源位置很可能是在局部应变区域，因为钝化膜 破裂处为氢渗人提供了主要通道。 在这种情况下，除非在点蚀（或缝隙腐蚀)条件下进行测试，否则测试时间可能要相对适中。与点蚀 和缝隙腐蚀相关的局部侵蚀性化学物质，以及保护膜的溶解，将促进氢的吸收。如果裂纹起源于点 蚀，蚀坑尺寸可能是一个影响因素，因此，暴露时间在此条件下可能存在特定影响。尽管应力可能对暴 露时间的选择有影响，如果不超过临界点蚀/缝隙腐蚀温度时，开裂可能并不发生。 4.2.4对于没有保护膜的材料体系，氢的主要来源受溶液成分和外加电位的复杂影响。如果在溶液中 存在促进氢生成和吸收但在裂纹中匮乏的物质，则氢的主要来源是暴露于溶液的外表面的部分。例 如，酸性溶液和含有H2S的溶液。然而，在H2S环境中，随着暴露时间的延长，在暴露的外表面上形成 硫化铁膜使氢的吸收量逐渐减少，并可能使氢的主要来源位置变为裂纹尖端处。 在“侵蚀性”较低的环境或气相环境中，氢吸收可能倾向于发生在裂纹尖端。在阴极保护电位下使 用预制裂纹试样时，由于电位下降和裂纹中化学变化，氢主要来源于外表面。
4.3.1脆化常常与氢捕获有关。提高温度趋向于使氢陷阱占据率降低，但对大多数材料而言这可能会 由氢生成动力学和氢溶解度的提高所补偿。扩散系数也会随着温度的升高而增加，当比较不同温度下 的试验结果时，如果吸氢不是处于稳态且不考虑氢侵人程度的不同，就可能会出现对敏感性的错误认 知。对于处于钝化状态的无保护耐腐蚀合金，只有在温度高于4.2.3中提到的局部腐蚀临界温度时，才 可能会发生开裂。此外，由于金属的塑性倾向于随着温度的升高而增加，因此温度会对脆化有复杂的 影响。 4.3.2测试条件应反映合金在服役中预期使用的温度范围。重要的是需要认识到，对于阴极保护的合 金，最严酷的温度可能是最低温度，因为低温会促进氢捕获。 4.3.3对温度瞬时变化的影响了解有限。如果冷却速率高于氢从金属中逸出的速率，这些信息就非常 重要。对于多数合金来说，随着温度升高，氢在晶格中的溶解度升高，氢陷阱占有率下降，塑性增加。因 此，在足够高的温度下，可能出现存在显著的吸氢但是不发生开裂的现象。然而，如果冷却速度相对于 氢扩散速度更快，则会出现问题。在某些钢中，氢可能以分子氢的形式在界面从晶格析出，从而诱发氢 压导致的开裂；通常，晶格中的氢原子会落人氢陷阱位置。再加上塑性降低，更容易开裂。
目前已经发展了多种较为通用的试验方法，可用来评估材料对氢脆和氢致裂纹的敏感性。氢渗透
电化学方法（ISO17081)在测量吸氢量和氢扩散方面具有指导性。与氢脆和氢致开裂有关的其 金方法，主要用于系统特定的应用，可见参考文献的补充列表。在许多应用中，负载和环境暴露条 多简单，标准的目的也受到限制，因此附加的测试准则并不关键。然而，对于非规范性的测试方法， 测试时需要考虑第4章中提出的问题
试样类型的采用取决于与预期的显著表面缺陷及其随时间演变有关的设计和维护理念。超出屈服 强度的高局部应力外，缺口或预裂试样还有一个附加静应力分量使氢局部化。因此，氢的浓度是局部增 加的。然而，缺口在深度、根部半径是各种各样的，在焊接的情况下，根部相对于热影响区（HAZ)的位 置也是不定的。关于这种测试的研究还不够充分，也没有任何指南。关于缺口细节，目前没有氢脆测试 国家标准，也没有可用的指南。缺口明显会增加失效的可能性。预制裂纹试样可用于分级，但通常还是 用于获得临界应力强度因子和裂纹扩展数据。
5.3.1测试持续时间宜基于4.2中的原则和考虑因素，但为确保有充分的吸氢，需要进行适当的预充 氢。在某些情况下，如阴极极化，利用含有效扩散系数的菲克第二定律，可以相对直接地获取氢浓度随 时间的近似变化。图1展示了阴极充氢过程中典型的慢应变速率拉伸圆柱形试样中氢浓度随时间的变 化。其中，a为圆柱半径，r为至表面的距离，C为r处的平均氢浓度，C为表面氢浓度，r是无量纲时 间（t·D/a²），D是有效扩散系数，t为时间
图1基于菲克定律的实心圆柱试样中氢在归一化深度下的分布
这些曲线显示了归一化时间t（t·De/a²，其中α是圆柱半径)的不同值。 测试持续时间或预充氢时间可能是为了达到稳态氢浓度，但由于在这些类型的测试中裂纹通常从 表面开始，裂纹失稳扩展的临界缺陷尺寸可能较小，在r/a为0.2时，可选择与表面某一距离（如80%） 接近的值。后者有一个判断因素代表了保守和实际测试时间之间的平衡。图2展示了基于菲克定律的 板状试样中的浓度分布。在忽略裂纹的情况下，这些曲线可用作评估紧凑拉伸试样的全厚度充氢程度
的基础。这可以用来指导预充氢。
图323C下super13Cr不锈钢的D计算值随亚表面氢浓度C。的变化曲线
图323℃下super13Cr不锈钢的Dr计算值随亚表面氢浓度C。的变化由
合出了在室温下一些低合金钢在阴极保护条件下自
5.3.5在实测材料中计算吸氢量，可能需要考虑非均匀充氢。例如，在酸性环境中低合金和碳钢管道 内部会发生氢致开裂，通常发生在MnS夹杂中心偏析区域，现代炼钢逐渐在消除偏析。在测试这类管 道材料时，宜考虑到需要达到的稳态充氢条件，并且管道内外表面的充氢条件应反映使用条件。后者强 调的是，输送含硫原油或天然气的管道外表面可能受到阴极保护或者可能有腐蚀产物。两者均会影响 氢浓度梯度，可能需要在测试中进行模拟。 5.3.6例如，在电镀或焊接后暴露在良性环境的试样，氢可以长期迁移到局部残余应力高的位置。当 焊接与暴露于外部氢源的情况相结合时，确定适当的测试时间就更为困难。最好的办法是根据预期的 扩散系数进行计算，并检查测试时间（或预加载保持时间）对敏感性的影响，
5.4.2普通试样（包括焊缝）
图5普通试样测试结果与应变速率的相关性示意图 （例1与应力腐蚀环境更相关永盛家园（C区）人货两用施工升降机安装、拆卸要求及顶板加固施工方案（改），例2与充氢环境更相关）
5.4.3断裂力学试样
5.4.3.1大多数试验是基于I型裂纹模式的，但宜认识到，脆化对加载模式很敏感，Ⅱ和Ⅲ型裂纹模式 下的剪切分量可能导致不同的结果。用断裂力学试样测试Kiscc或Km（I型裂纹模式）时，其中Kiscc 是应力腐蚀开裂的临界应力强度因子，Km是氢致应力开裂的临界应力强度因子，其通常随着裂纹口张 开位移速率的减小而减小，并趋于一个应变速率不敏感值。在铝合金中已观察到这种现象，但没有足够 的测试数据用于概括。 图6展示了AISI4340钢在海水中腐蚀的位移速率敏感性。对于该系统，氢的来源极有可能在 裂纹尖端，所以不能用增加的测试时间来解释在最低应变速率下的阈值较低。如果对同一种钢进行 阴极保护试验，氢的主要来源可能在裂纹外表面，应变速率和暴露时间都较为重要。预充氢将具有 针对性。
图620CASTM海水中AISI4340钢的Kscc随加载线位移速率的变化
5.4.3.2采用预制裂纹试样在渐增位移或载荷条件下进行测试并不少见，但由于需要使用更复杂的试 样和仪器，因此成本更高。该试验宜选取在服役中预计存在重大缺陷的地方，并在一系列的裂纹口张开 位移速率下进行，以获得最小的Kscc（Km）。阶梯渐增载荷试验是一个有用的初步测试，可以给出阅 值的近似值。这给出了缓慢增加位移或增加载荷试验开始时初始K值的指导。 在这些测试中，需要确定Kscc可接受值。与缺口试样相同，焊缝试样中预制裂纹的位置可能非常 关键，并且可能需要系统地进行检查。 5.4.3.3值得注意的是，Ksc（Km）的测定可以用DCB或楔形张开式加载（WOL)试样这种K值减小 的试样进行。在这里，裂纹尖端存在与裂纹扩展过程本身相关的固有动态塑性应变。当然，这是不可控 的，不能反映服役中的暂态加载问题。 5.4.3.4当所施加的应力相对于材料的屈服强度较高，且塑性应变超过线性弹性断裂力学的假设时，基 于线性弹性断裂力学（LEFM)概念的分析是不适用的。作为近似方法，可以使用Kgsc（当未完全满足
5.5.1各种标准涵盖了环境控制的一般性内容。与氢脆有关的一个独特方面是进行预充氢的程度以及预 充氢期间和之后的保持状态。预充的时间宜根据合金中氢的演变与开裂位置的关系来评估（见5.3)。 5.5.2预充氢仅宜在试样将要暴露的试验条件下进行。预充氢是在无载荷的情况下进行，通常多个试 样在一个电解池中同时进行。在大多数情况下，采用阴极极化的方式，但也可以在暴露于氢气或自腐蚀 条件下进行。预充氢后的关键阶段是移出试样并在测试环境中进行加载。在某些低合金碳钢中，扩散 引起的氢逸出很快。如果测试是在相同的测试环境中进行的，那么这种损失将很快恢复，不会成为 问题。 5.5.3如果热充氢之后在空气中测试，氢的逸出可能就很明显。这种氢逸出对各种合金制成的断裂力 学试件都是如此。由于氢浓度梯度较大，同时重要区域的尺寸只有几μm，所以可能出现裂纹尖端的氢 逸出。裂纹尖端应变破坏表面膜（包括镀镉膜），使得氢更容易逸出并复合成氢分子。氢的逸出在整个 测试过程中是连续的。这会导致结果具有误导性。 5.5.4在对应于服役中最高温度中的高温预暴露，在低温下的力学测试（充分快速冷却），适用于一些 残留氢无法从材料中快速排出的情况
5.6.1焊缝抗氢脆试验在氢吸收、试样类型和残余应力方面提出了具体的挑战。 5.6.2如果存在诸如微裂纹之类的亚表面缺陷，那么在表面生成的氢可能需要一些时间才能传输到缺 陷处。对于一些氢扩散系数非常低的耐蚀合金，如双相不锈钢，这可能需要数年的时间。由于氢在焊缝 金属、热影响区和母材中的扩散系数和溶解度不同，测试时间也难以预计。时间很长的测试是不现实 的，只能通过识别缺陷及位置来避免，因此可以制造带有近表面缺陷的试样。但这并不容易，因为这意 味着在测试之前对每个焊缝进行非破坏性评估是不太可能的。热预充氢是无用的，因为吸氢无法代表 服役环境。因此，在某些焊接耐蚀合金的性能表征中可能存在局限性，
5.6.3.1在选择使用普通试样（即完全机加工），还是使用相关表面处于焊接状态的试样，或者采用缺口 试样或预制裂纹试样的问题上，目前还没有共识。 5.6.3.2普通的完全机加工的焊接试样可以用于性能的比较，这里的关键因素是重现性。这不是一种 令人满意的合格性测试。在测试前宜进行详细的硬度和组织表征，以评估变化的程度，用于对试样的制 备提供指导，并确定任何可能对测试结果产生影响的因素。残余应力也可能随试样厚度而变化。因 此，宜以一致的方式从来源材料（例如管道)中取样。表面宜按照与相关方商定的方式处理，以达到重复 性良好的表面粗糙度，通常R。≤0.25μm。加工试样时，应保持合适的加工速度吴江东群织造(苏州)有限公司-6#厂房先张法预应力混凝土管桩施工组织设计，以避免表面过热和不 必要的冷加工。如果使用润滑剂，会影响试样的表面化学性质。宜使用合适的溶剂清洗试样表面以去 除润滑剂，并在冷空气中干燥。
生变化，宜当记录这种变化的程度。这种厚度变化将导致试样的非均匀应变。这种测试的优点是它保 留了表面的特性，即氧化物性质以及从焊缝到母材的过渡或小缺陷相关的应力集中因素。表面建议用 合适的溶剂清洗，但宜反映使用条件。这种测试通常用于四点弯曲、C形环或平板拉伸试样。平板拉伸 试样特别适用于慢应变速率试验，在定义应力和应变时，给出结果前宜着重考虑试样的厚度变化。 5.6.3.4部分人支持使用待缺口的普通焊接试样，因为它会产生可控缺陷。然而，缺口深度或根部半径 没有标准化。此外，宜考虑缺口尖端的位置。就微观结构而言，该缺口位于最敏感的区域；否则，可能会 出现误导性结果。这可能只能通过在不同位置对缺口尖端进行系统测试来确定。 5.6.3.5采用断裂力学方法（见5.4.3)与缺口试样的理由一致，同时还具有清晰的分析流程。其问题就 像焊缝一样，主要是裂纹的位置。还有一个经常被忽略的因素，即裂纹深度与材料硬度和残余应力的变 化有关。