Nb含量对制氢转化炉管HP合金组织转变规律影响的研究
《高压扭转工艺对Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的研究》范文
《高压扭转工艺对Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的研究》篇一一、引言在众多金属材料中，铝及其合金以其优异的机械性能、耐腐蚀性和良好的可塑性广泛应用于各种工业领域。
尤其是Al-Zn-Mg-Cu合金因其强度高、加工性能良好等特性而备受关注。
高压扭转（High Pressure Torsion，HPT）工艺作为一种新兴的塑性加工技术，通过高压力和扭转应力的结合，可有效改善合金的微观结构和力学性能。
本文将深入探讨高压扭转工艺对Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的影响。
二、实验材料与方法1. 材料准备本实验选用的材料为Al-Zn-Mg-Cu合金，通过铸造方法获得原始铸坯。
2. 工艺过程对所选择的Al-Zn-Mg-Cu合金铸坯进行高温退火处理后，分别在不同条件下进行高压扭转处理。
3. 实验方法采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）等手段对处理后的合金进行微观组织观察，并利用硬度计和拉伸试验机等设备测试其力学性能。
三、高压扭转工艺对组织的影响1. 晶粒结构变化高压扭转处理后，Al-Zn-Mg-Cu合金的晶粒尺寸明显减小，呈现出更为细小的晶粒结构。
这有利于提高合金的强度和韧性。
2. 微观结构变化高压扭转过程中，合金内部出现大量的位错和亚晶界，这些位错和亚晶界的形成有助于提高合金的塑性和抗疲劳性能。
此外，合金中第二相粒子的分布也变得更加均匀，有利于提高合金的力学性能。
四、高压扭转工艺对性能的影响1. 硬度变化经过高压扭转处理后，Al-Zn-Mg-Cu合金的硬度显著提高。
这主要归因于晶粒细化、位错和亚晶界的形成以及第二相粒子的均匀分布等因素的综合作用。
2. 拉伸性能变化高压扭转处理后，合金的抗拉强度和延伸率均有所提高。
这表明高压扭转工艺能够有效地改善合金的塑性和韧性。
此外，经过高压扭转处理的合金在拉伸过程中表现出更好的均匀变形行为。
五、讨论与展望通过对Al-Zn-Mg-Cu合金进行高压扭转处理，我们发现该工艺能够显著改善合金的微观结构和力学性能。
Ti、Zr和Hf元素协同优化Nb-Si基合金显微组织、相组成和室温断裂韧性
Ti、Zr和Hf元素协同优化Nb-Si基合金显微组织、相组成和室温断裂韧性王琪;赵天宇;陈瑞润;王晓伟;徐琴;王墅;傅恒志【期刊名称】《Transactions of Nonferrous Metals Society of China》【年(卷),期】2024(34)1【摘要】采用真空电弧熔炼制备Nb-16Si-xTi-yZr-zHf (x=18, 22;y=0, 4;z=0, 4;摩尔分数,%)合金并研究Ti、Zr与Hf元素对Nb-Si合金物相组成、显微组织、断裂韧性以及裂纹扩展行为的影响。
结果表明:单独添加4%Zr元素能促进(Nb,X)3Si 向Nb固溶体(Nbss)/γ-(Nb,X)5Si3共析反应的发生;同时添加Ti、Zr、Hf元素能进一步促进共析反应的发生。
裂纹倾向于在(Nb,X)3Si中扩展,当裂纹途径Nb固溶体时会发生偏转。
细密的Nbss/γ-(Nb,X)5Si3共晶组织以及层状Nbss/γ-(Nb,X)5Si3共晶组织可以使裂纹产生桥接与分支,阻碍裂纹的扩展。
Nb-16Si-22Ti-4Zr-4Hf的合金化元素含量最高,因此,其室温断裂韧性最好(11.62 MPa·m1/2),相较于Nb-16Si-18Ti提高87.7%,性能的提升主要归因于存在层状共晶组织。
【总页数】9页(P194-202)【作者】王琪;赵天宇;陈瑞润;王晓伟;徐琴;王墅;傅恒志【作者单位】哈尔滨工业大学材料科学与工程学院金属精密热加工国家重点实验室;河南工业大学机电工程学院【正文语种】中文【中图分类】TG1【相关文献】1.合金元素对机械合金化和放电等离子烧结Ti-Nb基合金显微组织的影响2.显微组织对TiAl基合金室温断裂韧性的影响3.TiAl基合金显微组织与室温断裂韧性关系的研究4.Zr对Ti-6-22-22S合金显微组织和室温拉伸性能的影响5.Ti基贮氢合金Ti_(0.3)Zr_(0.225)V_(0.25)Mn_(0.3-x)Ni_(0.45+x)(x=0～0.25)的显微组织及电化学性能因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
《2024年La-Y-Ni基A2B7型储氢合金组成设计及优化研究》范文
《La-Y-Ni基A2B7型储氢合金组成设计及优化研究》篇一一、引言随着新能源汽车和可再生能源领域的发展，储氢技术已成为当前研究的热点。
La-Y-Ni基A2B7型储氢合金因具有高储氢容量、良好的循环稳定性和快速充放电能力，被广泛应用于新能源汽车、可再生能源存储等领域。
本文将重点探讨La-Y-Ni基A2B7型储氢合金的组成设计及优化研究，旨在提高其储氢性能和稳定性。
二、La-Y-Ni基A2B7型储氢合金的组成设计1. 元素选择La-Y-Ni基A2B7型储氢合金的组成主要由La、Y、Ni等元素构成。
其中，La元素能够降低合金的氢化反应活化能，从而提高其反应动力学性能；Y元素能够有效增强合金的结构稳定性，从而提高其循环稳定性；而Ni元素是合金的金属部分，其主要功能是构成稳定的合金结构。
2. 组成比例在La-Y-Ni基A2B7型储氢合金的组成设计中，各元素的含量比例对合金的储氢性能具有重要影响。
一般来说，La和Y的含量应适当调整，以保持最佳的合金结构和储氢性能。
此外，适量的Ni能够增加合金的导电性和力学性能，从而提高其实际应用价值。
三、La-Y-Ni基A2B7型储氢合金的优化研究1. 合金表面处理通过对La-Y-Ni基A2B7型储氢合金表面进行氧化处理、涂层处理等手段，可以改善其表面的化学性质和物理性质，从而提高其储氢性能和稳定性。
例如，在合金表面形成一层保护膜，可以防止合金在充放电过程中与外界发生反应，从而提高其循环稳定性。
2. 制备工艺优化通过优化制备工艺，如改变烧结温度、烧结时间等参数，可以调整La-Y-Ni基A2B7型储氢合金的晶粒大小、晶格结构等微观结构特征，从而改善其储氢性能和稳定性。
此外，采用快速凝固技术等先进的制备方法，也可以提高合金的微观结构和性能。
四、实验方法与结果分析本部分将介绍采用实验方法对La-Y-Ni基A2B7型储氢合金进行组成设计和优化的过程及结果分析。
具体包括实验材料的选择、实验方法的制定、实验过程的实施以及结果的分析与讨论。
制氢转化炉运行问题分析和对策
制氢转化炉运行问题分析和对策崔欣;杨玉国;柴保群;李明【摘要】中国石油化工股份有限公司洛阳分公司40 dam3/h制氢装置自开工以来,转化炉陆续出现了低温板式换热器腐蚀窜漏;烟道堵塞导致排烟温度和炉膛负压居高不下;低负荷时氧体积分数在8％以上;转化炉热效率在85％以下;出口温度达不到设计值;管支吊系统配重脱落等问题.分析认为,燃料气管网系统硫含量超标;预热器预防露点腐蚀措施不完善;集气管的恒力弹簧支吊架没有调整平衡;滑轮配重系统固定和设计制造质量不合格等是主要原因.采取了在低温预热器入口增设翅片管式前置预热器;重新设计低温板式换热器;更换板厚为1.5 mm的铸铁板式换热器;更换转化炉管上下保温箱衬里等措施后,转化炉热效率提升至89％,运行状况有了很大改善.【期刊名称】《炼油技术与工程》【年(卷),期】2015(045)007【总页数】4页(P29-32)【关键词】制氢;转化炉;低温板式换热器【作者】崔欣;杨玉国;柴保群;李明【作者单位】中国石油化工股份有限公司洛阳分公司,河南省洛阳市471012;中国石油化工股份有限公司洛阳分公司,河南省洛阳市471012;中国石油化工股份有限公司洛阳分公司,河南省洛阳市471012;中国石油化工股份有限公司洛阳分公司,河南省洛阳市471012【正文语种】中文中国石油化工股份有限公司洛阳分公司40 dam3/h制氢装置是以加氢干气、焦化干气和芳烃干气为原料，采用轻烃水蒸气转化制氢工艺。
转化炉是该装置的核心设备，设计总负荷为58.53 MW，设计热效率为90%，设计出口温度为850℃，辐射室采用顶烧方式。
该装置自2009年5月开工以来，陆续出现了转化炉出口温度过低(670～730℃);低温板式换热器频繁腐蚀窜漏;烟道堵塞导致排烟温度和炉膛负压居高不下;低负荷时氧体积分数在8%以上;热效率在85%以下的问题。
而高负荷时氧含量又严重不足、炉膛负压偏大，炉出口温度上不去，致使出现转化率低，产品不合格等问题。
制氢转化炉管路部分更换施工方案
目录1工程概况 (2)2主要施工方法及施工程序 (3)3施工工艺 (3)4施工进度计划 (11)5劳动力计划 (12)6施工手段用料 (12)7主要施工机具 (13)8质量保证措施 (14)9安全保证措施 (14)10主要交工技术文件表格 (15)1工程概况1.1工程简介1.1本方案针对辽宁华锦5万标立/小时制氢转化炉已安装176根炉管因厂家未按设计要求制造，从而导致进行更换而编制。
1.2工程特点1.2.1工期短，任务重，施工工序交叉多，施工组织难度大，雨季施工等需要投入足够的机具及劳动力；1.2.2对已安装完的结构、猪尾管、吊挂系统、炉管等进行保护性拆除，对切割后的焊口及结构进行修磨，待厂家更换的炉管到货后进行重新安装及恢复结构等附件。
1.2.3炉管材质特殊，炉管焊接质量要求严格，提高焊接一次合格率和确保焊接质量是本装置最主要的关键点。
高合金炉管的焊接是焊接工作的重点，从其坡口的加工、组对、采用的焊接工艺、焊接过程及焊接环境控制工序须层层把关、严格控制。
1.3主要实物工程量2主要施工方法及施工程序2.1主要施工方法2.1.1 辐射段雨棚结构、上部结构、转化管用主吊150T和辅吊25T吊车拆除及安装。
2.1.2 脚手架搭设：在辐射段炉顶EL+17648位置搭设（长16米*宽12米*高10米）的脚手架2.1.3 雨棚彩钢瓦及雨棚结构拆除及搭设防雨棚2.1.4 炉管用[14槽钢加设临时支撑2.1.5炉顶上部结构拆除2.1.6 吊挂系统拆除2.1.7 猪尾管拆除2.1.8 炉管焊口切割及转化管拆除2.1.9焊口及结构修磨2.1.10炉管到货后检验及安装2.1.11上部结构及雨棚结构、彩钢瓦安装2.1.11 安装吊挂系统及猪尾管2.1.12 炉管焊接及附件安装、无损检测2.1.13 管路系统试压2.2主要施工程序3施工工艺3.1.施工准备3.1.1.技术准备3.1.1.1组织相关技术人员与班组人员进行讨论并详细向施工班组进行技术交底；3.1.2施工现场准备3.1.2.1施工机具应性能可靠，工卡具、样板应合格，计量器具应在周检期内；3.1.2.2焊接材料按设备图纸及焊接方案要求正确选用；3.1.2.3现场的消防器材、安全设施应符合要求，并经安全检查部门验收通过。
合金储氢材料吸放氢动力学特征及机理研究
Chuangzheng Yang Department of Physics, Shanghai University, Shanghai
Received: Nov. 23rd, 2020; accepted: Dec. 24th, 2020; published: Dec. 31st, 2020
Abstract
就应用的角度而言，不仅要求材料的吸氢量，还应考虑吸氢的速度、放氢的速度、储氢的稳定性、 吸氢–放氢的循环性能，以及成本和经济效益等；就新材料研发和应用基础研究而言，除应用角度要求 的指标外，材料吸放氢动力学特性和热力学分析也是十分必要的，并需进一步探求影响动力学特性的根 本原因和机理。
众所周知，“在哲学领域，物质决定意识；在自然科学领域，结构决定功能。”合金储氢材料的储 氢性能由合金储氢材料的结构所决定。
要探求储氢材料的吸放氢机理，就必须在进行测定吸放氢动力学曲线的同时，用在线(in situ)或准动 态地实时的测试分析方法观测和研究储氢材料母体的晶体结构和微结构在吸放氢过程中的演变。因此本 文在总结四类合金储氢材料吸放氢动力学特性的规律(第 2 节)和储氢材料母体相结构在吸放氢过程中的 演变规律(第 3 节)的基础上，通过对四类合金储氢材料的晶体结构特征及其与储氢主体(氢化物)之间的关 系的研究(第 4 节)、氢原子在不同储氢材料中的扩散行为及热力学的综合分析，以探求合金储氢材料的吸 放氢机理。
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制氢转化炉下集合管与引压管焊缝开裂的处理
作 为 压力信 号 与仪 表 压力变 送器 连接 （ 图 １ 。 见 ）
向轮 ， 自由滑 动支 撑 ， 其 能 在 温 度 变 化过 程 中 为 使
１２ 焊 缝 开 裂 情 况 ．
引压管与下集合管焊接焊缝上部靠近集合管侧有
一
成投 产 。转化 炉采 用侧烧 式方 箱炉 ， 原料转 化成 氢
气 的反应 在 ４ ８根 转化 炉管 内进行 ， 化 后 的工 艺 转
明显裂纹 ， ０５ｃ 约 ． ｍ长 ； 纹两侧各有 一个小洞 ， 裂 直
径约 １ ｍ， 有明显氢气燃烧 的白色火苗 ， ２ｃ ｍ 约 ｍ长。 １３ ， 格为 ， ５ｍｌ×６ｍｌ 规 ｂ ｉ ｉ。 ２ ｌ ｌ
２ 焊 缝 产 生 裂 纹 原 因 分 析
１ １ 引压管安 装位 置 ．
引压 管位 于转 化 炉 下集 合 管 出 口与转 化 气 蒸 汽发 生器连 接部位 ， 力表引 压管一 路伸 向转化 炉 压
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经 验 交 流
Ｃ ｏ ｉｎ ＆ Ｐｒ ｅ 腐Ｐｅｔｏ 防ｕｓｒ 石ｒ ｓｏ 化ｏｔｃｔｏｎ ｉ 蚀 ｈｅｍｉａ Ｉ 护 油 工 ｎ ｒ 与 ｌ ｎｄ ｔｙ ０ ｒ ｉ ｃ ｃ
２ ０ ６ ， ２ ０ ４ （ １ ） ・ ５ ４
收 稿 日期 ：０５ １ ８ 修 稿 日期 ：０７一Ｏ 一１。 ２０ —１ —２ ； ２０ ｌ ０ 作 者简介 ： 刘 军 （９８一） 男 ， 宁 盘 锦 ， 程 师 ， 业 于 １６ ， 辽 工 毕
图 １ 引 压 管 安 装 位 置
氢环境对高钢级管线钢力学性能影响规律研究
◀石油管工程▶氢环境对高钢级管线钢力学性能影响规律研究∗艾红倪１㊀张东１㊀于浩波２㊀彭世垚３㊀欧阳欣３㊀张对红３㊀刘啸奔１(１ 中国石油大学(北京)油气管道输送安全国家工程中心㊀２ 中国石油大学(北京)油气装备材料失效与腐蚀防护北京市重点实验室㊀３ 国家管网科学技术研究总院分公司)艾红倪ꎬ张东ꎬ于浩波ꎬ等.氢环境对高钢级管线钢力学性能影响规律研究[Ｊ].石油机械ꎬ２０２３ꎬ５１(１２):１３６－１４４.ＡｉＨｏｎｇｎｉꎬＺｈａｎｇＤｏｎｇꎬＹｕＨａｏｂｏꎬｅｔａｌ.Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｈｙｄｒｏｇｅｎｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｏｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｈｉｇｈ￣ｇｒａｄｅｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌ[Ｊ].ＣｈｉｎａＰｅｔｒｏｌｅｕｍＭａｃｈｉｎｅｒｙꎬ２０２３ꎬ５１(１２):１３６－１４４.摘要:在 双碳 目标背景下ꎬ天然气管道掺氢将成为未来大规模㊁长距离输送氢气的主要方式ꎮ但氢气的掺入将会对现有天然气管道运行㊁安全维护等方面带来新的挑战ꎮ针对纯氢环境下高钢级管道力学性能劣化规律不明确的问题ꎬ通过总结并对比现有试验过程中纯氢环境模拟方法ꎬ优选出高压动态气相充氢作为试验的纯氢环境模拟方法ꎬ并在不同纯氢环境㊁１ ０１ˑ１０－４和１ ０１ˑ１０－５ｍｍ/ｓ这２种位移速率下ꎬ针对Ｘ８０管线钢开展了多组高压慢应变速率拉伸试验ꎬ获得试验数据及试样断口形貌ꎬ分析氢对管线钢力学性能的影响ꎮ分析结果认为:在纯氢环境中Ｘ８０管线钢的屈服强度㊁极限抗拉强度相对于空气环境中略微增加ꎬ增加程度均小于８％ꎻ在１ ０１ˑ１０－４和１ ０１ˑ１０－５ｍｍ/ｓ这２种位移速率的氢环境下ꎬＸ８０管线钢的断后伸长率分别减小了６ ０４％和１４ ８８％ꎬ表明随着位移速率的减小ꎬ管线钢氢损伤程度增大ꎻ气相缓蚀剂和环己胺对Ｘ８０管线钢氢损伤均有抑制作用ꎮ研究结果对高压天然气管道掺氢或纯氢管道的设计与评价具有一定的参考价值ꎮ关键词:氢气输送ꎻ高钢级管线ꎻ掺氢ꎻ力学性能ꎻ断口形貌ꎻ相容性试验ꎻ抗拉强度中图分类号:ＴＥ８３２㊀文献标识码:Ａ㊀ＤＯＩ:１０ １６０８２/ｊ ｃｎｋｉ ｉｓｓｎ １００１－４５７８ ２０２３ １２ ０２０ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆＨｙｄｒｏｇｅｎＥｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｏｎＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＨｉｇｈ￣ＧｒａｄｅＰｉｐｅｌｉｎｅＳｔｅｅｌＡｉＨｏｎｇｎｉ１㊀ＺｈａｎｇＤｏｎｇ１㊀ＹｕＨａｏｂｏ２㊀ＰｅｎｇＳｈｉｙａｏ３㊀ＯｕｙａｎｇＸｉｎ３㊀ＺｈａｎｇＤｕｉｈｏｎｇ３㊀ＬｉｕＸｉａｏｂｅｎ１(１ ＮａｔｉｏｎａｌＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＣｅｎｔｅｒｏｆＯｉｌａｎｄＧａｓＰｉｐｅｌｉｎｅＴｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎＳａｆｅｔｙꎬＣｈｉｎａＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＰｅｔｒｏｌｅｕｍ(Ｂｅｉｊｉｎｇ)ꎻ２ ＢｅｉｊｉｎｇＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＭａｔｅｒｉａｌＦａｉｌｕｒｅａｎｄＣｏｒｒｏｓｉｏｎＰｒｏｔｅｃｔｉｏｎｆｏｒＯｉｌａｎｄＧａｓＥｑｕｉｐｍｅｎｔꎬＣｈｉｎａＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＰｅｔｒｏｌｅｕｍ(Ｂｅｉｊｉｎｇ)ꎻ３ 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８８％ꎬｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙꎬｓｕｇｇｅｓｔｉｎｇｔｈａｔａｓｔｈｅｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔｒａｔｅｄｅｃｒｅａｓｅｓꎬｔｈｅｈｙｄｒｏｇｅｎｄａｍａｇｅｔｏｔｈｅｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｉｎｃｒｅａｓｅｓꎻｇａｓｅｏｕｓｃｏｒｒｏｓｉｏｎｉｎｈｉｂｉｔｏｒｓａｎｄｃｙｃｌｏｈｅｘｙｌａｍｉｎｅｅｘｈｉｂｉｔｉｎｈｉｂｉｔｏｒｙｅｆｆｅｃｔｓｏｎｈｙｄｒｏｇｅｎ￣ｉｎ￣ｄｕｃｅｄｄａｍａｇｅｔｏＸ８０ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌ.Ｔｈｅｒｅｓｅａｒｃｈｆｉｎｄｉｎｇｓｐｒｏｖｉｄｅｖａｌｕａｂｌｅｒｅｆｅｒｅｎｃｅｓｆｏｒｔｈｅｄｅｓｉｇｎａｎｄｅｖａｌｕａｔｉｏｎｏｆｈｉｇｈ￣ｐｒｅｓｓｕｒｅｈｙｄｒｏｇｅｎ￣ｂｌｅｎｄｉｎｇｎａｔｕｒａｌｇａｓｐｉｐｅｌｉｎｅｓｏｒｐｕｒｅｈｙｄｒｏｇｅｎｐｉｐｅｌｉｎｅｓ.Ｋｅｙｗｏｒｄｓ:ｈｙｄｒｏｇｅｎｔｒａｎｓｐｏｒｔａｔｉｏｎꎻｈｉｇｈ￣ｇｒａｄｅｓｔｅｅｌｐｉｐｅｌｉｎｅｓꎻｈｙｄｒｏｇｅｎｂｌｅｎｄｉｎｇꎻｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｙꎻｆｒａｃｔｕｒｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙꎻｃｏｍｐａｔｉｂｉｌｉｔｙｔｅｓｔꎻｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈ０㊀引㊀言双碳 目标的提出明确了我国能源系统向低碳化转型的关键时间节点ꎬ而氢能对于 双碳 目标的实现起到了尤为重要的作用[１－２]ꎮ氢能的利用首先要解决大规模㊁安全及高效运输氢气的问题ꎮ利用现有天然气管道输送混氢天然气对降低氢气输送成本㊁扩大输送范围有重要意义ꎬ更有力地促进了西部可再生能源制氢的发展[１]ꎮ进入２１世纪后ꎬ多个国家均设立了天然气管道混氢输送示范项目[３－４]ꎬ并且相继开展了在役天然气管道掺氢试验与研究ꎬ取得了一定的研究成果ꎮ在役天然气管道掺入氢气后ꎬ由于氢气与天然气特性存在差异ꎬ将会给掺氢天然气系统的运行与维护带来技术和安全等方面的挑战ꎬ其中氢对管道母材及焊缝的影响是建设掺氢天然气管道需解决的首要问题ꎮ近年来ꎬ我国天然气长输管道正向着长运距㊁大口径㊁高压力及高钢级方向发展ꎬ且输气干线所用钢材以Ｘ７０和Ｘ８０管线钢为主ꎬ故相关学者相继以高钢级管道为研究对象ꎬ分别针对设计㊁运行㊁评价及维护等诸多方面开展研究[１０－１８]ꎮ在目前氢与管道相容性研究中ꎬ所开展的试验主要针对纯氢环境㊁煤制气环境或低掺氢比(体积分数)条件下等级在Ｘ７０及以下的管线钢力学性能的研究[５－９]ꎬ且由于氢环境试验标准不完善ꎬ导致现有的试验结果不准确ꎬ不同学者得出的研究结论存在显著差异[１９－２２]ꎮ于是提出接近真实管道服役状态的氢环境模拟方法来完善试验标准ꎬ并探究氢环境下高钢级管道力学性能劣化规律ꎬ是我国高压天然气管道掺氢可行性论证的重要一环ꎮ本文通过总结并对比现有试验过程中氢环境的模拟方法ꎬ得出接近于真实管道服役状态的氢环境模拟方法ꎬ并结合研究需求ꎬ以Ｘ８０管线钢为主要研究对象ꎬ开展慢应变速率拉伸试验ꎬ获得试验数据及试样断口形貌ꎬ分析氢对管线钢力学性能的影响规律ꎬ以期为掺氢天然气管道完整性评价提供数据基础ꎮ１㊀试验环境与试验标准１ １㊀氢环境模拟方法在已开展的氢与管道相容性试验中ꎬ对于氢环境的模拟主要分为２类:预充氢环境和临氢环境ꎮ所谓预充氢是指在力学试验开始前将试验所用试样置于静态氢环境下ꎬ充氢完成后再进行力学性能测试试验ꎬ主要采用高压气相预充氢㊁电化学预充氢[２３]以及高压气相热充氢等方法ꎻ动态充氢则是在力学性能测试试验过程中ꎬ采用液相或气相充氢的方法对试样进行动态充氢操作[２４－２６]ꎮ统计已发表文献发现ꎬ目前相关试验主要通过电化学充氢和气相充氢２种方式开展ꎮ由于试验条件限制㊁电化学充氢操作简单等ꎬ目前采用电化学充氢方法进行氢与管道相容性试验占有较大比例ꎮ文献[７]㊁[２７]及[２８]均通过电化学预充氢方法对多种ＡＰⅠ级管线钢(Ｘ６０ＳＳ㊁Ｘ６０㊁Ｘ７０㊁Ｘ８０及Ｘ１００等)的氢脆敏感性进行试验研究ꎬ结果表明:每种管线钢的力学性能都发生了明显下降ꎬ产生了延性损失ꎬ但电化学充氢后的管线钢试样在常温下放置７ｄ后延性损失可恢复ꎬ且充氢后断裂韧度与氢气体积分数呈线性关系降低ꎬ焊缝热影响区表现出较低的冲击性能ꎮ对于气相充氢ꎬ国内多位学者[２９－３１]分别对Ｘ５２㊁Ｘ６０㊁７３１２０２３年㊀第５１卷㊀第１２期艾红倪ꎬ等:氢环境对高钢级管线钢力学性能影响规律研究㊀㊀㊀Ｘ６５及Ｘ７０等多种管线钢分别在纯氢㊁低掺氢比的混氢环境中开展慢应变速率拉伸试验ꎬ结果表明:氢环境下材料的屈服强度和抗拉强度变化不大ꎬ但断后伸长率以及断面收缩率显著降低ꎬ且降低程度随材料强度的增加而增大ꎬ并伴随有断口形貌的变化ꎮ国内外研究机构[３２－３５]在低掺氢比(氢气体积分数为１％)㊁纯氢条件下对Ｘ７０管线钢开展ＣＴＯＤ(裂纹尖端张开位移)试验ꎬ结果表明:氢降低了管线钢的断裂韧度ꎬ在掺氢比１％㊁１０ＭＰａ纯氢条件下Ｘ７０管线钢的断裂韧度从常温下的０ ４２ｍｍ分别降低到０ ２１和０ １１ｍｍꎮ从目前的研究情况来看ꎬ国内外对Ｘ８０管线钢在氢环境下力学性能影响规律的研究较少ꎬ尤其是在高压气相充氢环境下开展的试验较为匮乏ꎬ应大量开展相关试验ꎬ明确在高压氢气条件下氢对Ｘ８０管线钢力学性能的劣化规律ꎮ与电化学预充氢相比ꎬ室温高压气相预充氢在充氢的过程中氢原子在试样表面的扩散更加均匀ꎬ可以有效地改善电化学预充氢后氢原子在试样表面与内部之间存在的较大质量分数梯度问题ꎮ由于掺氢或纯氢管道的运行环境为常温高压含氢环境ꎬ所以采用高压气相的方法是试验试样进行预充氢的最佳方法ꎮ高压气相动态充氢过程中ꎬ氢渗入试样所经历的吸附㊁解离㊁扩散和偏聚行为将与管线钢所受的应力状态耦合ꎬ同时满足工况相似㊁应力场相似及氢质量分数扩散场相似原则[３６]ꎮ因此ꎬ若开展氢环境下管线钢力学性能试验ꎬ目前最准确㊁最能反映管材真实服役状态的氢环境模拟方法为高压气相预充氢＋高压气相动态充氢方法ꎮ１ ２㊀试验标准在试验标准方面ꎬ国内外都已颁布关于氢环境下测定材料力学性能的试验标准ꎮ在国外ꎬ美国材料与试验协会颁布的ＡＳＴＭＧ１４２ ９８(２０１６)«测定金属在氢气中氢脆敏感性的标准试验方法»中ꎬ规定了在高压或高温２种气态含氢环境中测定金属拉伸性能的方法ꎬ其中包括光滑圆棒试样及缺口试样２种用于测试的试样ꎮ国内与氢环境下测定材料力学性能试验有关的标准是ＧＢ/Ｔ３４５４２ ２ ２０１８«氢气储存输送系统第２部分:金属材料与氢环境相容性试验方法»ꎬ标准中规定了氢环境下测定材料力学性能的试验方法㊁设备要求㊁试样信息以及注意事项等但是上述标准还没有形成完整的体系[３７]ꎬ对于氢环境下材料断裂韧度测定的试验方法及标准还没有明确和详细的规定ꎬ试验过程中一些参数的选取范围㊁操作细节也尚未在标准中体现ꎮ由于缺乏国际统一的金属材料相容性试验标准ꎬ目前各国学者使用气相充氢方法得到的试验结果呈现不同形式的分散性ꎬ甚至还存在试验结论相矛盾的情况[６ꎬ３０]ꎮ因此ꎬ亟需进一步开展试验研究ꎬ并制定国际统一的金属材料相容性试验标准体系ꎬ使得试验结果相对准确并呈现可重复性ꎮ２㊀慢应变速率拉伸试验２ １㊀试验准备本文中试验材料选用ø１２１９ｍｍˑ２２ｍｍ的Ｘ８０管线钢ꎬ化学成分(质量分数)如表１所示ꎬ试样如图１所示ꎮ试验开始前ꎬ用１０００号砂纸打磨试样以除去试样表面的加工痕迹ꎬ防止其影响试验结果ꎬ之后使用去离子水冲洗试样ꎬ最后将其放置于真空的干燥器皿中备用ꎮ图１㊀试验试样图Ｆｉｇ １㊀Ｔｅｓｔｓａｍｐｌｅｄｉａｇｒａｍ表１㊀Ｘ８０管线钢的质量分数试验选用美国ＣＯＲＴＥＳＴ公司生产的慢应变速率腐蚀试验拉伸机ꎬ具体试验操作过程参考标准ＡＳＴＭＧ１４２进行ꎮ本文共开展６组试验ꎬ详细工况信息如表２所示ꎮ第１~４组试验可探究氢对管线钢应力应变本构特性的影响ꎬ以及位移速率对管线钢氢致损伤的影响ꎻ第５组试验在氢气环境中加入了气相缓蚀剂ꎬ结合第３㊁４组试验所得的数据８３１ ㊀㊀㊀石㊀油㊀机㊀械２０２３年㊀第５１卷㊀第１２期可探究缓蚀剂对管线钢氢损伤是否存在抑制作用ꎻ环己胺具有极性基因可作为有机缓蚀剂ꎬ为探究其对管线钢氢损伤的影响ꎬ设置了第６组试验ꎬ结合第３㊁４组试验可探究环己胺对管线钢氢损伤是否存在抑制作用ꎮ表２㊀试验工况信息３㊀氢对管线钢力学性能影响规律３ １㊀应力应变本构特性３ １ １㊀氢环境的影响选用表２中第１~４组试验所得到的数据绘制不同条件下Ｘ８０管线钢的应力－应变曲线ꎬ如图２所示ꎮ从图２可知ꎬ在氢气环境与空气环境下Ｘ８０钢弹性阶段无明显差异ꎬ相较于空气环境ꎬ在氢气环境下钢的颈缩点对应的应力和应变值明显增大ꎬ颈缩阶段曲线走势较为陡峭ꎬ且断裂所用时间较短ꎮ在材料力学中描述管线钢拉伸性能的力学性能指标主要包括屈服强度㊁极限抗拉强度㊁试样断后伸长率及断面收缩率[３８]等ꎮ其中试样的断后伸长率㊁断面收缩率可作为氢脆敏感性的量化指标ꎬ断后伸长率和断面收缩率越小ꎬ管线钢的脆性越强[３９]ꎮ本文选用断后伸长率作为Ｘ８０管线钢氢损伤程度的评价指标ꎬ其计算公式为:Ａ＝[(Ｌｒ－Ｌ０)/Ｌ０]ˑ１００％(１)式中:Ａ为断后伸长率ꎬ％ꎻＬｒ为试样断裂后标距段长度ꎬｍｍꎻＬ０为标距段原始长度ꎬｍｍꎮ在氢气环境中ꎬ管线钢断后伸长率相对于空气环境中的降低程度用氢脆指数Ｆ表示[４０－４１]:Ｆ＝Ａ０－ＡＨＡ０ˑ１００％(２)式中:Ｆ为氢脆指数ꎬ％ꎻＡ０为空气中的断后伸长率ꎬ％ꎻＡＨ为在氢气中的断后伸长率ꎬ％ꎮ利用试验数据以及公式得出每组试验Ｘ８０管线钢的力学性能指标ꎬ如表３所示ꎮ图２㊀不同条件下Ｘ８０管线钢的应力－应变曲线Ｆｉｇ ２㊀Ｓｔｒｅｓｓ￣ｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｏｆＸ８０ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ表３㊀氢气或空气环境下Ｘ８０管线钢的力学性能－４ｍｍ/ｓ时ꎬ在氢气环境中Ｘ８０管线钢的屈服强度相较于空气环境中增加了３ ３８％ꎻ对于极限抗拉强度ꎬ在２种位移速率的氢环境下钢的极限抗拉强度相对于空气环境下分别增大了７ ２３％和３ ７７％ꎬ氢使Ｘ８０管线钢的断后伸长率在２种位移速率下分别减小了６ ０４％和１４ ８８％ꎬ使钢的塑性降低ꎮ３ １ ２㊀位移速率的影响将第２㊁４组试验得到数据处理后绘制成如图３所示的曲线ꎮ从图３可以看出:在２种位移速率９３１ ２０２３年㊀第５１卷㊀第１２期艾红倪ꎬ等:氢环境对高钢级管线钢力学性能影响规律研究㊀㊀㊀图３㊀不同位移速率的氢气环境下Ｘ８０管线钢的应力－应变曲线Ｆｉｇ ３㊀Ｓｔｒｅｓｓ￣ｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｏｆＸ８０ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｉｎｈｙｄｒｏｇｅｎｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔｒａｔｅｓ的氢气环境下Ｘ８０钢弹性阶段无明显差异ꎻ对于屈服阶段ꎬ在应变相同的情况下位移速率为１ ０１ˑ１０－４ｍｍ/ｓ的氢气环境中钢所对应的应力值略大于位移速率为１ ０１ˑ１０－５ｍｍ/ｓ的应力值ꎻ在位移速率为１ ０１ˑ１０－４ｍｍ/ｓ的氢气环境下ꎬＸ８０管线钢的颈缩点对应的应力和应变值明显大于位移速率为１ ０１ˑ１０－５ｍｍ/ｓ条件下的值ꎬ颈缩阶段的曲线走势较为平缓ꎬ且断裂所用时间较长ꎮ位移速率对Ｘ８０管线钢氢损伤的影响程度用位移速率变化前后氢脆指数的变化率来表示ꎬ记为Ｋꎬ计算公式如下:Ｋ＝ＦＨ１－ＦＨ２ＦＨ１ˑ１００％(３)式中:Ｋ为影响程度ꎬ％ꎻＦＨ１为试样在较小位移速率条件下的氢脆指数ꎬ％ꎻＦＨ２为试样在较大位移速率条件下的氢脆指数ꎬ％ꎮ利用公式以及试验数据分别得出２组试验Ｘ８０管线钢的断后伸长率㊁氢脆指数以及位移速率影响程度ꎬ结果如表４所示ꎮ从表４可以看出:随着位移速率的减小ꎬＸ８０管线钢的屈服强度和极限抗拉强度都明显降低ꎬ断后伸长率也随之降低ꎬ导致氢脆指数增大ꎬ使Ｘ８０管线钢塑性降低ꎻ位移速率从１ ０１ˑ１０－４ｍｍ/ｓ降低到１ ０１ˑ１０－５ｍｍ/ｓ对钢氢损伤影响程度为５９ ４０％ꎬ说明位移速率对Ｘ８０管线钢氢损伤程度影响较大ꎮ表４㊀不同位移速率条件下Ｘ８０管线钢的力学性能图４㊀不同缓蚀剂条件下Ｘ８０管线钢应力－应变曲线Ｆｉｇ ４㊀Ｓｔｒｅｓｓ￣ｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｏｆＸ８０ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｃｏｒｒｏｓｉｏｎｉｎｈｉｂｉｔｏｒｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ为探究缓蚀剂对Ｘ８０管线钢氢损伤的抑制作用ꎬ选用表２中第３~６组试验所得到的Ｘ８０管线钢应力㊁应变值绘制相应的应力－应变曲线ꎬ结果如图４所示ꎮ从图４可以看出ꎬ这４种不同的试验环境对Ｘ８０管线钢弹性阶段的力学性能无显著影响ꎮ从颈缩点来看ꎬ在纯氢气和氢气＋气相缓蚀剂２种环境下ꎬＸ８０管线钢的颈缩点相近ꎬ且颈缩点对应的应力和应变值均大于空气环境中颈缩点对应的值ꎬ而在图４所示的４种环境中ꎬ在氢气＋环己胺环境下Ｘ８０管线钢的颈缩点对应的应力和应变值最大ꎮ对于总应变ꎬ在氢气＋气相缓蚀剂环境下Ｘ８０管线钢的总应变最大ꎬ空气环境下Ｘ８０管线钢的总应变略小ꎬ而氢气＋环己胺环境下Ｘ８０管线钢的总应变次之ꎬ纯氢气环境下Ｘ８０管线钢的总应变最小ꎮ缓蚀剂对Ｘ８０管线钢氢损伤的影响程度用缓蚀剂加入前后氢脆指数的变化率来表示ꎬ记为Ｉꎬ其计算公式如下:Ｉ＝ＦＨ－ＦＨ＋ＬＦＨˑ１００％(４)式中:ＦＨ为试样在氢气环境中的氢脆指数ꎬ％ꎻＦＨ＋Ｌ为试样在氢气＋缓蚀剂环境中的氢脆指数ꎬ％ꎮ利用公式以及试验数据分别得出每组试验Ｘ８０管线钢的断后伸长率㊁氢脆指数以及缓蚀剂影响程度ꎬ结果如表５所示ꎮ通过观察断后伸长率可以得出ꎬ气相缓蚀剂的加入使Ｘ８０管线钢的断后伸长率相较于纯氢环境增大了２７ ６２％ꎬ甚至高于空气环境中的值ꎬ使管线钢的塑性增强ꎻ环己胺的加入０４１ ㊀㊀㊀石㊀油㊀机㊀械２０２３年㊀第５１卷㊀第１２期使Ｘ８０管线钢的断后伸长率增大了３ １４％ꎬ但低于空气环境中的值ꎬ使管线钢的塑性较纯氢环境略有增强ꎮ氢环境中加入气相缓蚀剂对Ｘ８０管线钢氢损伤影响程度为１５８ ００％ꎬ而加入环己胺的影响程度为１７ ９４％ꎬ意味着气相缓蚀剂和环己胺对Ｘ８０管线钢氢损伤均有抑制作用ꎬ且气相缓蚀剂对其影响程度较大ꎬ环己胺的影响程度较小ꎮ表５㊀不同缓蚀剂条件下Ｘ８０管线钢的力学性能Ｔａｂｌｅ５㊀ＭｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＸ８０ｐｉｐｅｌｉｎｅ试验完成后ꎬ利用ＫＹＫＹ－ＥＭ６２００型扫描电子显微镜对断裂后的试样的断口形貌进行观察ꎬ得到各试样在放大不同倍数下的断口形貌图ꎬ如图５㊁图６及图７所示ꎮ图５㊀氢气或空气环境下Ｘ８０钢试样的断口形貌Ｆｉｇ ５㊀ＦｒａｃｔｕｒｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｏｆＸ８０ｓｔｅｅｌｓｐｅｃｉｍｅｎｉｎｈｙｄｒｏｇｅｎｏｒａｉｒｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ观察图５可以得到:在空气环境中试样断口有明显的颈缩现象ꎬ且收缩面积较大㊁断口面积较小ꎻ在纯氢气环境中试样断口也存在颈缩现象ꎬ但相对于空气环境收缩面积较小㊁断口面积较大ꎬ此现象表明在空气环境中Ｘ８０管线钢试样相对于纯氢环境塑性变形较大ꎻ在空气环境中试样的断口形貌包括中心纤维区和边缘的剪切区ꎮ图５ａ中用红色标记成Ⅰ的区域为中心纤维区ꎬ标记成Ⅱ的区域为剪切区ꎮ剪切区相对平整ꎬ与断面成４５ʎꎮ而在纯氢环境中试样的断口形貌不存在相对平整的剪切区ꎬ只具有中心纤维区ꎬ且出现明显的裂纹ꎬ这意味着氢会导致Ｘ８０管线钢母材的塑性降低ꎮ观察图６中放大１０００倍的Ｘ８０管线钢试样在空气环境中的断口形貌可得ꎬ在空气环境下试样断口形貌以韧窝为主ꎮ其中半径大㊁深度较深的韧窝称为大韧窝(如图６ｂ和图６ｄ中用红色方形标记的区域)ꎬ同时大韧窝周围会夹杂着较小而密集且均匀分布的韧窝称为小韧窝(如图６ｂ和图６ｄ中用红色椭圆形标记的区域)ꎬ此类断口形貌具有典型的韧性断裂特征ꎮ当试验环境为位移速率１ ０１ˑ１０－４ｍｍ/ｓ的纯氢环境时ꎬ观察放大２００倍的试样的断口形貌发现ꎬ在纯氢环境下Ｘ８０管线钢试样出现图６㊀不同位移速率条件下Ｘ８０钢试样的断口形貌Ｆｉｇ ６㊀ＦｒａｃｔｕｒｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆＸ８０ｓｔｅｅｌｓａｍｐｌｅｓｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔｒａｔｅｓ明显的裂纹ꎬ如图６ｅ中蓝色椭圆形标记的区域ꎮ在放大１０００倍的试样断口形貌中大韧窝(红色方形标记的区域)的数量相较于空气中明显减少ꎬ半径变小ꎬ深度变浅ꎬ且小韧窝(红色椭圆形标记的区域)的分布较为稀疏ꎻ同时在韧窝周围出现较小且平滑的过渡区域ꎬ呈现出准解理特征ꎬ如图６ｆ中蓝色方形标记的区域ꎬ此类断口形貌特征为典型的脆性断裂特征ꎮ在其余条件不变的条件下ꎬ将位移速率减小至１ ０１ˑ１０－５ｍｍ/ｓ后ꎬ放大２００倍的试样断口形貌中裂纹尺寸变大ꎬ几乎贯穿整个断面ꎬ如图６ｇ所示ꎮ进一步观察放大１０００倍的试样断口形貌发现ꎬ大韧窝逐渐消失ꎬ小韧窝数量也随之减少且尺寸极为窄小㊁分布更加稀疏ꎬ同时断面较为平滑ꎬ出现较大的准解理平面ꎬ如图１４１２０２３年㊀第５１卷㊀第１２期艾红倪ꎬ等:氢环境对高钢级管线钢力学性能影响规律研究㊀㊀㊀６ｈ所示ꎮ这表明随着位移速率的减小ꎬＸ８０管线钢的塑性损失增大ꎬ且内部出现明显裂纹ꎬ氢脆现象加剧ꎬ失效风险增大ꎮ图７㊀不同环境下Ｘ８０钢试样断口形貌Ｆｉｇ ７㊀ＦｒａｃｔｕｒｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｏｆＸ８０ｓｔｅｅｌｓａｍｐｌｅｓｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｓ对比图７中位移速率为１ ０１ˑ１０－５ｍｍ/ｓ㊁不同环境下进行试验得到的Ｘ８０管线钢母材试样的断口形貌可以得到ꎬ在氢气＋气相缓蚀剂环境下放大２００倍的试样断口形貌中裂纹消失ꎬ断面特征主要以韧窝为主ꎬ如图７ｅ所示ꎮ进一步观察放大１０００倍的试样断口形貌发现ꎬ大韧窝的数量㊁半径及深度均大于纯氢环境中的值ꎬ但小于空气环境中的值ꎬ如图７ｆ所示ꎬ其断裂形式为韧性断裂ꎮ而在氢气＋１００ｍＬ环己胺环境下放大２００倍的试样断口形貌中仍然存在细小的裂纹ꎬ断面特征同样以韧窝为主ꎬ如图７ｇ所示ꎮ进一步观察放大１０００倍的试样断口形貌发现ꎬ大韧窝的数量㊁半径及深度均大于纯氢环境中的值ꎬ但小于氢气＋气相缓蚀剂环境中的值ꎬ如图７ｈ所示ꎬ其断裂形式为韧性断裂ꎮ上述现象说明ꎬ气相缓蚀剂与环己胺均有降低在纯氢环境下Ｘ８０管线钢塑性损失㊁减轻Ｘ８０钢氢损伤程度㊁抑制氢脆的作用ꎬ但气相缓蚀剂对Ｘ８０管线钢氢损伤的影响程度更大ꎬ抑制氢脆作用更强ꎮ４㊀结㊀论(１)高压气相预充氢＋高压气相动态充氢是目前最能反映管材实际服役工况的氢环境相容试验方法ꎮ(２)氢会使管线钢的屈服强度㊁极限抗拉强度略微增加ꎬ在１ ０１ˑ１０－４和１ ０１ˑ１０－５ｍｍ/ｓ这２种位移速率的纯氢环境下分别增大了７ ２３％和３ ７７％ꎬ断后伸长率分别减小了６ ０４％和１４ ８８％ꎻ且位移速率对Ｘ８０管线钢氢损伤程度影响较大ꎬ位移速率从１ ０１ˑ１０－４ｍｍ/ｓ降低到１ ０１ˑ１０－５ｍｍ/ｓ对Ｘ８０管线钢氢损伤影响程度为５９ ４０％ꎬ随着位移速率的减小ꎬ管线钢氢损伤程度增加ꎮ(３)氢会降低管线钢的断裂韧度ꎬ在纯氢环境中的试样断口存在颈缩现象ꎬ但相对于空气环境收缩面积较小㊁断口面积较大ꎬ产生一定的塑性损失ꎬ且断口形貌特征为典型的脆性断裂特征ꎮ同时随着位移速率的减小ꎬ管线钢的塑性损失增大ꎬ且内部出现明显裂纹ꎮ(４)气相缓蚀剂和环己胺对Ｘ８０管线钢氢损伤均有抑制作用ꎬ且气相缓蚀剂对其影响程度较大ꎬ环己胺的影响程度较小ꎮ在抑制管线钢氢损伤的措施中ꎬ可以考虑采用气相缓蚀剂作为氢损伤的抑制剂ꎮ参㊀考㊀文㊀献[１]㊀黄晓勇ꎬ陈卫东ꎬ王永中ꎬ等.世界能源蓝皮书:世界能源发展报告(２０２１)[Ｍ].北京:社会科学文献出版社ꎬ２０２１.ＨＵＡＮＧＸＹꎬＣＨＥＮＷＤꎬＷＡＮＧＹＺꎬｅｔａｌ.Ｂｌｕｅｂｏｏｋｏｆｗｏｒｌｄｅｎｅｒｇｙ:ａｎｎｕａｌｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｒｅｐｏｒｔｏｎｗｏｒｌｄｅｎｅｒｇｙ(２０２１)[Ｍ].Ｂｅｉｊｉｎｇ:ＳｏｃｉａｌＳｃｉｅｎｃｅｓＡｃａｄｅｍｉｃＰｒｅｓｓ(Ｃｈｉｎａ)ꎬ２０２１.[２]㊀朱珠ꎬ廖绮ꎬ邱睿ꎬ等.长距离氢气管道运输的技术经济分析[Ｊ].石油科学通报ꎬ２０２３ꎬ８(１):１１２－１２４.ＺＨＵＺꎬＬＩＡＯＱꎬＱＩＵＲꎬｅｔａｌ.Ｔｅｃｈｎｉｃａｌａｎｄｅｃｏｎｏｍ￣ｉｃａｎａｌｙｓｉｓｏｎｌｏｎｇ￣ｄｉｓｔａｎｃｅｈｙｄｒｏｇｅｎｐｉｐｅｌｉｎｅｔｒａｎｓｐｏｒ￣ｔａｔｉｏｎ[Ｊ].ＰｅｔｒｏｌｅｕｍＳｃｉｅｎｃｅＢｕｌｌｅｔｉｎꎬ２０２３ꎬ８(１):１１２－１２４.[３]㊀ＤＥＭＩＲＭＥꎬＤＩＮＣＥＲＩ.ｃｏｓｔａｓｓｅｓｓｍｅｎｔａｎｄｅｖａｌｕａ￣ｔｉｏｎｏｆｖａｒｉｏｕｓｈｙｄｒｏｇｅｎｄｅｌｉｖｅｒｙｓｃｅｎａｒｉｏｓ[Ｊ].Ｉｎｔｅｒｎａ￣ｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＨｙｄｒｏｇｅｎＥｎｅｒｇｙꎬ２０１８ꎬ４３(２２):１０４２０－１０４３０.[４]㊀ＩＳＡＡＣＴ.ＨｙＤｅｐｌｏｙ:ｔｈｅＵＫ ｓｆｉｒｓｔｈｙｄｒｏｇｅｎｂｌｅｎｄｉｎｇｄｅｐｌｏｙｍｅｎｔｐｒｏｊｅｃｔ[Ｊ].ＣｌｅａｎＥｎｅｒｇｙꎬ２０１９ꎬ３(２):１１４－１２５.２４１ ㊀㊀㊀石㊀油㊀机㊀械２０２３年㊀第５１卷㊀第１２期[５]㊀ＢＡＥＫＵＢꎬＬＥＥＨＭꎬＢＡＥＫＳＷꎬｅｔａｌ.ＨｙｄｒｏｇｅｎｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔｆｏｒＸ－７０ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｉｎｈｉｇｈｐｒｅｓｓｕｒｅｈｙｄｒｏｇｅｎｇａｓ[Ｃ]ʊＡＳＭＥ２０１５ＰｒｅｓｓｕｒｅＶｅｓｓｅｌｓａｎｄＰｉｐｉｎｇＣｏｎｆｅｒｅｎｃｅ.ＢｏｓｔｏｎꎬＭａｓｓａｃｈｕｓｅｔｔｓꎬＵＳＡ:ＡＳＭＥꎬ２０１５:Ｖ０６ＢＴ０６Ａ０１８.[６]㊀ＨＵＡＮＧＧꎬＺＨＥＮＧＪＹꎬＭＥＮＧＢꎬｅｔａｌ.ＭｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＸ７０ｗｅｌｄｅｄｊｏｉｎｔｉｎｈｉｇｈ￣ｐｒｅｓｓｕｒｅｎａｔｕｒａｌｇａｓ/ｈｙｄｒｏｇｅｎｍｉｘｔｕｒｅｓ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉ￣ｎｅｅｒｉｎｇａｎｄＰｅｒｆｏｒｍａｎｃｅꎬ２０２０ꎬ２９(３):１５８９－１５９９. [７]㊀ＭＯＳＴＡＦＩＪＵＲＲＫＭꎬＭＯＨＴＡＤＩ￣ＢＯＮＡＢＭＡꎬＯＵＥＬＬＥＴＲꎬｅｔａｌ.ＡｃｏｍｐａｒａｔｉｖｅｓｔｕｄｙｏｆｔｈｅｒｏｌｅｏｆｈｙｄｒｏｇｅｎｏｎｄｅｇｒａｄａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡＰＩＸ６０ꎬＸ６０ＳＳꎬａｎｄＸ７０ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].ＳｔｅｅｌＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌꎬ２０１９ꎬ９０(８):１９０００７８. [８]㊀ＮＧＵＹＥＮＴＴꎬＰＡＲＫＪꎬＫＩＭＷＳꎬｅｔａｌ.Ｅｆｆｅｃｔｏｆｌｏｗｐａｒｔｉａｌｈｙｄｒｏｇｅｎｉｎａｍｉｘｔｕｒｅｗｉｔｈｍｅｔｈａｎｅｏｎｔｈｅｍｅ￣ｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＸ７０ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌ[Ｊ].Ｉｎｔｅｒｎａ￣ｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＨｙｄｒｏｇｅｎＥｎｅｒｇｙꎬ２０２０ꎬ４５(３):２３６８－２３８１.[９]㊀ＳＯＮＧＥＪꎬＢＡＥＫＳＷꎬＮＡＨＭＳＨꎬｅｔａｌ.Ｎｏｔｃｈｅｄ￣ｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｕｎｄｅｒｈｉｇｈ￣ｐｒｅｓｓｕｒｅｇａｓｅｏｕｓｈｙｄｒｏｇｅｎ:ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎｏｆｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌＸ７０ａｎｄａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｔｙｐｅ３０４Ｌꎬ３１６Ｌｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＨｙｄｒｏｇｅｎＥｎｅｒｇｙꎬ２０１７ꎬ４２(１２):８０７５－８０８２. [１０]㊀郑伟ꎬ张宏ꎬ刘啸奔ꎬ等.断层作用下管道应变计算有限元模型对比研究[Ｊ].石油机械ꎬ２０１５ꎬ４３(１２):１０９－１１３.ＺＨＥＮＧＷꎬＺＨＡＮＧＨꎬＬＩＵＸＢꎬｅｔａｌ.ＣｏｍｐａｒａｔｉｖｅｓｔｕｄｙｏｎｔｈｅＦＥＭｍｏｄｅｌｓｏｆｂｕｒｉｅｄｐｉｐｅｌｉｎｅｕｎｄｅｒｆａｕｌｔｍｏｖｅｍｅｎｔ[Ｊ].ＣｈｉｎａＰｅｔｒｏｌｅｕｍＭａｃｈｉｎｅｒｙꎬ２０１５ꎬ４３(１２):１０９－１１３.[１１]㊀杨辉ꎬ王富祥ꎬ钟婷ꎬ等.基于应变的高钢级管道环焊缝适用性评价[Ｊ].石油机械ꎬ２０２２ꎬ５０(５):１５０－１５６.ＹＡＮＧＨꎬＷＡＮＧＦＸꎬＺＨＯＮＧＴꎬｅｔａｌ.Ｓｔｒａｉｎ￣ｂａｓｅｄａｐｐｌｉｃａｂｉｌｉｔｙｅｖａｌｕａｔｉｏｎｏｆｇｉｒｔｈｗｅｌｄｓｏｎｈｉｇｈ￣ｇｒａｄｅｓｔｅｅｌｐｉｐｅｌｉｎｅ[Ｊ].ＣｈｉｎａＰｅｔｒｏｌｅｕｍＭａｃｈｉｎｅｒｙꎬ２０２２ꎬ５０(５):１５０－１５６.[１２]㊀赵新威ꎬ曾祥国ꎬ姚安林ꎬ等.地震载荷作用下埋地输气管道的数值模拟[Ｊ].石油机械ꎬ２０１４ꎬ４２(３):１０４－１０９.ＺＨＡＯＸＷꎬＺＥＮＧＸＧꎬＹＡＯＡＬꎬｅｔａｌ.Ｎｕｍｅｒｉｃａｌｓｉｍｕｌａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｄｙｎａｍｉｃｒｅｓｐｏｎｓｅｏｆｂｕｒｉｅｄｇａｓｐｉｐｅ￣ｌｉｎｅｕｎｄｅｒｓｅｉｓｍｉｃｌｏａｄ[Ｊ].ＣｈｉｎａＰｅｔｒｏｌｅｕｍＭａｃｈｉｎ￣ｅｒｙꎬ２０１４ꎬ４２(３):１０４－１０９.[１３]㊀张宏ꎬ吴锴ꎬ冯庆善ꎬ等.高钢级管道环焊缝断裂韧性与裂尖拘束关系[Ｊ].石油学报ꎬ２０２３ꎬ４４(２):３８５－３９３.ＺＨＡＮＧＨꎬＷＵＫꎬＦＥＮＧＱＳꎬｅｔａｌ.Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅ￣ｔｗｅｅｎｆｒａｃｔｕｒｅｔｏｕｇｈｎｅｓｓａｎｄｃｒａｃｋｔｉｐｃｏｎｓｔｒａｉｎｔｏｆｈｉｇｈ￣ｓｔｒｅｎｇｔｈｐｉｐｅｇｉｒｔｈｗｅｌｄｓ[Ｊ].ＡｃｔａＰｅｔｒｏｌｅｉｓｉｎｉ￣ｃａꎬ２０２３ꎬ４４(２):３８５－３９３.[１４]㊀ＪＩＡＮＧＪＸꎬＺＨＡＮＧＨꎬＺＨＡＮＧＤꎬｅｔａｌ.Ｆｒａｃｔｕｒｅｒｅ￣ｓｐｏｎｓｅｏｆｍｉｔｒｅｄＸ７０ｐｉｐｅｌｉｎｅｗｉｔｈｃｒａｃｋｄｅｆｅｃｔｉｎｂｕｔｔｗｅｌｄ:ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌａｎｄｎｕｍｅｒｉｃａｌｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ[Ｊ].Ｔｈｉｎ￣ＷａｌｌｅｄＳｔｒｕｃｔｕｒｅｓꎬ２０２２ꎬ１７７:１０９４２０. [１５]㊀张宏ꎬ吴锴ꎬ冯庆善ꎬ等.高钢级管道环焊接头力学性能与适用性评价研究进展[Ｊ].油气储运ꎬ２０２２ꎬ４１(５):４８１－４９７.ＺＨＡＮＧＨꎬＷＵＫꎬＦＥＮＧＱＳꎬｅｔａｌ.Ｓｔａｔｅｏｆｔｈｅａｒｔｏｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｆｉｔｎｅｓｓ￣ｆｏｒ￣ｓｅｒｖｉｃｅａｓｓｅｓｓ￣ｍｅｎｔｏｆｈｉｇｈ￣ｇｒａｄｅｐｉｐｅｌｉｎｅｇｉｒｔｈｗｅｌｄ[Ｊ].Ｏｉｌ＆ＧａｓＳｔｏｒａｇｅａｎｄＴｒａｎｓｐｏｒｔａｔｉｏｎꎬ２０２２ꎬ４１(５):４８１－４９７. [１６]㊀刘啸奔ꎬ房茂立ꎬ郑倩ꎬ等.基于ＰＦＤＨＡ的Ｘ８０管道应变失效可靠度计算方法[Ｊ].应用力学学报ꎬ２０２２ꎬ３９(１):１４８－１５４.ＬＩＵＸＢꎬＦＡＮＧＭＬꎬＺＨＥＮＧＱꎬｅｔａｌ.ＲｅｌｉａｂｉｌｉｔｙｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｍｅｔｈｏｄｆｏｒＸ８０ｐｉｐｅｌｉｎｅ ｓｓｔｒａｉｎｆａｉｌｕｒｅｂａｓｅｄｏｎＰＦＤＨＡ[Ｊ].ＣｈｉｎｅｓｅＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＭｅ￣ｃｈａｎｉｃｓꎬ２０２２ꎬ３９(１):１４８－１５４.[１７]㊀ＷＵＫꎬＺＨＡＮＧＤꎬＦＥＮＧＱＳꎬｅｔａｌ.Ｉｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔｏｆｆｒａｃｔｕｒｅａｓｓｅｓｓｍｅｎｔｍｅｔｈｏｄｆｏｒｐｉｐｅｇｉｒｔｈｗｅｌｄｂａｓｅｄｏｎｆａｉｌｕｒｅａｓｓｅｓｓｍｅｎｔｄｉａｇｒａｍ[Ｊ].ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＰｒｅｓｓｕｒｅＶｅｓｓｅｌｓａｎｄＰｉｐｉｎｇꎬ２０２３ꎬ２０４:１０４９５０. [１８]㊀李燕ꎬ帅健ꎬ隋永莉ꎬ等.含气孔缺陷的管道环焊缝应力分析[Ｊ].石油科学通报ꎬ２０１６ꎬ１(３):４１７－４２４.ＬＩＹꎬＳＨＵＡＩＪꎬＳＵＩＹＬꎬｅｔａｌ.Ｓｔｒｅｓｓａｎａｌｙｓｉｓｏｆｃｉｒ￣ｃｕｍｆｅｒｅｎｔｉａｌｐｉｐｅｌｉｎｅｗｅｌｄｓｅａｍｓｗｉｔｈｐｏｒｅｄｅｆｅｃｔｓ[Ｊ].ＰｅｔｒｏｌｅｕｍＳｃｉｅｎｃｅＢｕｌｌｅｔｉｎꎬ２０１６ꎬ１(３):４１７－４２４. [１９]㊀ＨＡＬＬＪＥꎬＨＯＯＫＥＲＰꎬＪＥＦＦＲＥＹＫＥ.Ｇａｓｄｅｔｅｃ￣ｔｉｏｎｏｆｈｙｄｒｏｇｅｎ/ｎａｔｕｒａｌｇａｓｂｌｅｎｄｓｉｎｔｈｅｇａｓｉｎｄｕｓｔｒｙ[Ｊ].ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＨｙｄｒｏｇｅｎＥｎｅｒｇｙꎬ２０２１ꎬ４６(２３):１２５５５－１２５６５.[２０]㊀ＹＩＬＤＩＲＩＭＡ.ＮＡＴＵＲＡＬＨＹ(ｔｈｅｐｏｔｅｎｔｉａｌｏｆｅｘｉｓｔｉｎｇｎａｔｕｒａｌｇａｓｎｅｔｗｏｒｋｆｏｒｈｙｄｒｏｇｅｎｄｅｌｉｖｅｒｙ)ｐｒｏｊｅｃｔｏｂ￣ｊｅｃｔｉｖｅｓａｎｄｓｏｍｅｒｅｓｕｌｔｓ[Ｃ]ʊ１８ｔｈＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＰｅ￣ｔｒｏｌｅｕｍａｎｄＮａｔｕｒａｌＧａｓＣｏｎｇｒｅｓｓａｎｄＥｘｈｉｂｉｔｉｏｎｏｆＴｕｒｋｅｙ.ＡｎｋａｒａꎬＴｕｒｋｅｙ:ＥｕｒｏｐｅａｎＡｓｓｏｃｉａｔｉｏｎｏｆＧｅｏ￣ｓｃｉｅｎｔｉｓｔｓ＆Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓꎬ２０１１:ｃｐ－３７７－００１５５. [２１]㊀ＡＮＯＮ.ＧＤＦＳｕｅｚꎬＭｃＰｈｙｉｎＦｒｅｎｃｈＧＲＨＹＤｐｒｏｊｅｃｔｏｎｍｅｔｈａｎｅꎬｈｙｄｒｏｇｅｎ[Ｊ].ＦｕｅｌＣｅｌｌｓＢｕｌｌｅｔｉｎꎬ２０１２ꎬ２０１２(１２):１０.[２２]㊀ＫＩＰＰＥＲＳＭＪꎬＤＥＬＡＡＴＪＣꎬＨＥＲＭＫＥＮＳＲＪＭꎬｅｔａｌ.Ｐｉｌｏｔｐｒｏｊｅｃｔｏｎｈｙｄｒｏｇｅｎｉｎｊｅｃｔｉｏｎｉｎｎａｔｕｒａｌｇａｓｏｎｉｓ￣ｌａｎｄｏｆＡｍｅｌａｎｄｉｎｔｈｅＮｅｔｈｅｒｌａｎｄｓ[Ｃ]ʊＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＧａｓＵｎｉｏｎＲｅｓｅａｒｃｈＣｏｎｆｅｒｅｎｃｅ２０１１(ＩＧＲＣ２０１１).ＳｅｏｕｌꎬＫｏｒｅａ:ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＧａｓＵｎｉｏｎＲｅｐｒｅｓｅｎｔｅｄｂｙｔｈｅＳｅｃｒｅｔａｒｙＧｅｎｅｒａｌ(ＩＧＵ)ꎬ２０１１:１１６３－１１７７. [２３]㊀张士欢ꎬ王荣.Ｘ８０管线钢电化学充氢后的断裂特３４１２０２３年㊀第５１卷㊀第１２期艾红倪ꎬ等:氢环境对高钢级管线钢力学性能影响规律研究㊀㊀㊀性研究[Ｊ].石油机械ꎬ２００８ꎬ３６(１):１６－１８.ＺＨＡＮＧＳＨꎬＷＡＮＧＲ.ＳｔｕｄｙｏｆｆｒａｃｔｕｒｅｔｏｕｇｈｎｅｓｓｏｆＸ８０ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌｈｙｄｒｏｇｅｎｃｈａｒ￣ｇｉｎｇ[Ｊ].ＣｈｉｎａＰｅｔｒｏｌｅｕｍＭａｃｈｉｎｅｒｙꎬ２００８ꎬ３６(１):１６－１８.[２４]㊀李守英ꎬ胡瑞松ꎬ赵卫民ꎬ等.氢在钢铁表面吸附以及扩散的研究现状[Ｊ].表面技术ꎬ２０２０ꎬ４９(８):１５－２１.ＬＩＳＹꎬＨＵＲＳꎬＺＨＡＯＷＭꎬｅｔａｌ.Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｄ￣ｓｏｒｐｔｉｏｎａｎｄｄｉｆｆｕｓｉｏｎｏｎｓｔｅｅｌｓｕｒｆａｃｅ[Ｊ].ＳｕｒｆａｃｅＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙꎬ２０２０ꎬ４９(８):１５－２１.[２５]㊀ＰＯＵＮＤＢＧ.Ｔｈｅａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｏｆａｄｉｆｆｕｓｉｏｎ/ｔｒａｐｐｉｎｇｍｏｄｅｌｆｏｒｈｙｄｒｏｇｅｎｉｎｇｒｅｓｓｉｎｈｉｇｈ￣ｓｔｒｅｎｇｔｈａｌｌｏｙｓ[Ｊ].Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎꎬ１９８９ꎬ４５(１):１８－２５.[２６]㊀ＺＨＡＮＧＴＹꎬＺＨＥＮＧＹＰꎬＷＵＱＹ.Ｏｎｔｈｅｂｏｕｎｄａ￣ｒｙｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓｏｆｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌｈｙｄｒｏｇｅｎｐｅｒｍｅａｔｉｏｎｔｈｒｏｕｇｈｉｒｏｎ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＥｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌＳｏｃｉｅ￣ｔｙꎬ１９９９ꎬ１４６(５):１７４１.[２７]㊀ＷＡＮＧＲ.ＥｆｆｅｃｔｓｏｆｈｙｄｒｏｇｅｎｏｎｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｔｏｕｇｈｎｅｓｓｏｆａＸ７０ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌ[Ｊ].ＣｏｒｒｏｓｉｏｎＳｃｉｅｎｃｅꎬ２００９ꎬ５１(１２):２８０３－２８１０.[２８]㊀ＬＥＥＪＡꎬＬＥＥＤＨꎬＳＥＯＫＭＹꎬｅｔａｌ.Ｈｙｄｒｏｇｅｎ￣ｉｎ￣ｄｕｃｅｄｔｏｕｇｈｎｅｓｓｄｒｏｐｉｎｗｅｌｄｃｏａｒｓｅ￣ｇｒａｉｎｅｄｈｅａｔ￣ａｆ￣ｆｅｃｔｅｄｚｏｎｅｓｏｆｌｉｎｅｐｉｐｅｓｔｅｅｌ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＣｈａｒａｃｔｅｒ￣ｉｚａｔｉｏｎꎬ２０１３ꎬ８２:１７－２２.[２９]㊀ＮＡＮＮＩＮＧＡＮＥꎬＬＥＶＹＹＳꎬＤＲＥＸＬＥＲＥＳꎬｅｔａｌ.Ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎｏｆｈｙｄｒｏｇｅｎｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔｉｎｔｈｒｅｅｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｓｉｎｈｉｇｈｐｒｅｓｓｕｒｅｇａｓｅｏｕｓｈｙｄｒｏｇｅｎｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｓ[Ｊ].ＣｏｒｒｏｓｉｏｎＳｃｉｅｎｃｅꎬ２０１２ꎬ５９:１－９.[３０]㊀ＢＡＥＤＳꎬＳＵＮＧＣＥꎬＢＡＮＧＨＪꎬｅｔａｌ.Ｅｆｆｅｃｔｏｆｈｉｇｈｌｙｐｒｅｓｓｕｒｉｚｅｄｈｙｄｒｏｇｅｎｇａｓｃｈａｒｇｉｎｇｏｎｔｈｅｈｙｄｒｏ￣ｇｅｎｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔｏｆＡＰＩＸ７０ｓｔｅｅｌ[Ｊ].ＭｅｔａｌｓａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌꎬ２０１４ꎬ２０(４):６５３－６５８. [３１]㊀张体明ꎬ王勇ꎬ赵卫民ꎬ等.高压煤制气环境下Ｘ８０钢及热影响区的氢渗透参数研究[Ｊ].金属学报ꎬ２０１５ꎬ５１(９):１１０１－１１１０.ＺＨＡＮＧＴＭꎬＷＡＮＧＹꎬＺＨＡＯＷＭꎬｅｔａｌ.Ｈｙｄｒｏ￣ｇｅｎｐｅｒｍｅａｔｉｏｎｐａｒａｍｅｔｅｒｓｏｆＸ８０ｓｔｅｅｌａｎｄｗｅｌｄｉｎｇＨａｚｕｎｄｅｒｈｉｇｈｐｒｅｓｓｕｒｅｃｏａｌｇａｓｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ[Ｊ].ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｓｉｎｉｃａꎬ２０１５ꎬ５１(９):１１０１－１１１０. [３２]㊀ＢＡＥＫＵＢꎬＬＥＥＨＭꎬＢＡＥＫＳＷꎬｅｔａｌ.ＨｙｄｒｏｇｅｎｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔｆｏｒＸ－７０ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌｉｎｈｉｇｈｐｒｅｓｓｕｒｅｈｙｄｒｏｇｅｎｇａｓ[Ｃ]ʊＡＳＭＥ２０１５ＰｒｅｓｓｕｒｅＶｅｓｓｅｌｓａｎｄＰｉｐｉｎｇＣｏｎｆｅｒｅｎｃｅ.ＢｏｓｔｏｎꎬＭａｓｓａｃｈｕｓｅｔｔｓꎬＵＳＡ:ＡＳＭＥꎬ２０１５:Ｖ０６ＢＴ０６Ａ０１８.[３３]㊀ＮＧＵＹＥＮＴＴꎬＰＡＲＫＪＳꎬＫＩＭＷＳꎬｅｔａｌ.Ｅｎｖｉｒｏｎ￣ｍｅｎｔｈｙｄｒｏｇｅｎｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔｏｆｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌＸ７０ｕｎ￣ｄｅｒｖａｒｉｏｕｓｇａｓｍｉｘｔｕｒｅｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓｗｉｔｈｉｎｓｉｔｕｓｍａｌｌｐｕｎｃｈｔｅｓｔｓ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ:Ａꎬ２０２０ꎬ７８１:１３９１１４.[３４]㊀ＳＨＡＮＧＪꎬＷＡＮＧＪＺꎬＣＨＥＮＷＦꎬｅｔａｌ.Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｅｆｆｅｃｔｓｏｆｐｕｒｅｈｙｄｒｏｇｅｎｖｓ.ｈｙｄｒｏｇｅｎ/ｎａｔｕｒａｌｇａｓｍｉｘ￣ｔｕｒｅｏｎｆｒａｃｔｕｒｅｔｏｕｇｈｎｅｓｓｄｅｇｒａｄａｔｉｏｎｏｆｔｗｏｃａｒｂｏｎｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＬｅｔｔｅｒｓꎬ２０２１ꎬ２９６:１２９９２４. [３５]㊀ＳＨＡＮＧＪꎬＺＨＥＮＧＪＹꎬＨＵＡＺＬꎬｅｔａｌ.ＥｆｆｅｃｔｓｏｆｓｔｒｅｓｓｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎｏｎｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＸ７０ｉｎｈｉｇｈ￣ｐｒｅｓｓｕｒｅｈｙｄｒｏｇｅｎ￣ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇｇａｓｍｉｘｔｕｒｅｓ[Ｊ].ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＨｙｄｒｏｇｅｎＥｎｅｒｇｙꎬ２０２０ꎬ４５(５２):２８２０４－２８２１５.[３６]㊀郑津洋ꎬ周池楼ꎬ徐平ꎬ等.高压氢环境材料耐久性测试装置的研究进展[Ｊ].太阳能学报ꎬ２０１３ꎬ３４(８):１４７７－１４８３.ＺＨＥＮＧＪＹꎬＺＨＯＵＣＬꎬＸＵＰꎬｅｔａｌ.Ｒ＆Ｄｏｆｍａｔｅｒｉａｌｓｔｅｓｔｉｎｇｅｑｕｉｐｍｅｎｔｉｎｈｉｇｈ￣ｐｒｅｓｓｕｒｅｈｙｄｒｏｇｅｎ[Ｊ].ＡｃｔａＥｎｅｒｇｉａｅＳｏｌａｒｉｓｓｉｎｉｃａꎬ２０１３ꎬ３４(８):１４７７－１４８３. [３７]㊀张来斌ꎬ胡瑾秋ꎬ张曦月ꎬ等.氢能制－储－运安全与应急保障技术现状与发展趋势[Ｊ].石油科学通报ꎬ２０２１ꎬ６(２):１６７－１８０.ＺＨＡＮＧＬＢꎬＨＵＪＱꎬＺＨＡＮＧＸＹꎬｅｔａｌ.Ｒｅｓｅａｒｃｈｓｔａｔｕｓａｎｄｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｔｒｅｎｄｓｏｆｓａｆｅｔｙａｎｄｅｍｅｒｇｅｎｃｙｇｕａｒａｎｔｅｅｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙｆｏｒｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎꎬｓｔｏｒａｇｅａｎｄｔｒａｎｓ￣ｐｏｒｔａｔｉｏｎｏｆｈｙｄｒｏｇｅｎ[Ｊ].ＰｅｔｒｏｌｅｕｍＳｃｉｅｎｃｅＢｕｌｌｅｔｉｎꎬ２０２１ꎬ６(２):１６７－１８０.[３８]㊀ＣＨＥＮＧＹＦ.Ａｎａｌｙｓｉｓｏｆｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌｈｙｄｒｏｇｅｎｐｅｒ￣ｍｅａｔｉｏｎｔｈｒｏｕｇｈＸ－６５ｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｅｅｌａｎｄｉｔｓｉｍｐｌｉｃａ￣ｔｉｏｎｓｏｎｐｉｐｅｌｉｎｅｓｔｒｅｓｓｃｏｒｒｏｓｉｏｎｃｒａｃｋｉｎｇ[Ｊ].Ｉｎｔｅｒ￣ｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＨｙｄｒｏｇｅｎＥｎｅｒｇｙꎬ２００７ꎬ３２(９):１２６９－１２７６.[３９]㊀褚武扬ꎬ乔利杰ꎬ李金许ꎬ等.氢脆和应力腐蚀[Ｍ].北京:科学出版社ꎬ２０１３:２４３－２４６. [４０]㊀ＭＯＲＯＩꎬＢＲＩＯＴＴＥＴＬꎬＬＥＭＯＩＮＥＰꎬｅｔａｌ.Ｈｙｄｒｏ￣ｇｅｎｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔｓｕｓｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙｏｆａｈｉｇｈｓｔｒｅｎｇｔｈｓｔｅｅｌＸ８０[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ:Ａꎬ２０１０ꎬ５２７(２７/２８):７２５２－７２６０.[４１]㊀ＴＡＫＡＳＡＷＡＫꎬＩＫＥＤＡＲꎬＩＳＨＩＫＡＷＡＮꎬｅｔａｌ.Ｅｆｆｅｃｔｓｏｆｇｒａｉｎｓｉｚｅａｎｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｄｅｎｓｉｔｙｏｎｔｈｅｓｕｓ￣ｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙｔｏｈｉｇｈ￣ｐｒｅｓｓｕｒｅｈｙｄｒｏｇｅｎｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｅｍ￣ｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔｏｆｈｉｇｈ￣ｓｔｒｅｎｇｔｈｌｏｗ￣ａｌｌｏｙｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].Ｉｎｔｅｒ￣ｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＨｙｄｒｏｇｅｎＥｎｅｒｇｙꎬ２０１２ꎬ３７(３):２６６９－２６７５.㊀㊀第一作者简介:艾红倪ꎬ女ꎬ生于２０００年ꎬ２０２２年毕业于中国石油大学(北京)油气储运工程专业ꎬ现为在读硕士研究生ꎬ研究方向为油气储运设施结构强度ꎮ地址: (１０２２４９)北京市昌平区ꎮｅｍａｉｌ:ＡＨＮ＿２４６＠１６３ ｃｏｍꎮ通信作者:刘啸奔ꎬ电话:(０１０)８９７３１２３９ꎮｅｍａｉｌ:ｘｉａｏｂｅｎｌｉｕ＠ｃｕｐ ｅｄｕ ｃｎꎮ㊀收稿日期:２０２３－０６－０６(本文编辑㊀王刚庆)４４１ ㊀㊀㊀石㊀油㊀机㊀械２０２３年㊀第５１卷㊀第１２期。
天然气制氢转化炉下集气支管裂纹的焊接与修复
天然气制氢转化炉下集气支管裂纹的焊接与修复王海军【摘要】分析转化炉旧下集气支管裂纹产生原因,介绍焊接过程中存在的难点和解决方案,分析管道应力与裂纹生成的关联.【期刊名称】《内蒙古石油化工》【年(卷),期】2015(000)019【总页数】2页(P71-72)【关键词】焊接裂纹;管道应力;固溶处理;金相分析【作者】王海军【作者单位】中海石油天野化工有限责任公司,内蒙古呼和浩特010000【正文语种】中文【中图分类】TE646中海石油天野化工年产20万t甲醇装置天然气制氢转化炉是由五环科技设计的方箱顶烧管式炉，热管系统由上海卓然于2005年制造。
下集气管材质为ZG10Ni32Cr20Nb合金管，规格为Φ393×Φ244×22，其正常工况温度815℃，工作压力2.2MPa，管内介质为 H2、N2、CO、CO2、CH4 等混合气体。
2014年7月15日晚22点员工巡检时发现转化炉下集气支管异径管处（图1A－A）保温里有微小蓝色火苗蹿出，经确认是焊缝出现裂纹。
停车后对12根集齐管相同部位着色探伤发现共有5根管均在下部有相同的情况。
图1 下集气管示意图图2 集气支管部件图图3 异径管1 修复措施①首先采取了直接打磨裂纹，选用NiGrFe—3焊条焊接的方法，焊接完成后着色探伤发现焊肉与异径管（1－6）母材的热融合区开裂，第一种方法失败。
②切断管子、松开转化炉顶部恒力弹簧吊架减少拉应力，重新对口进行二次焊接，相同的情况再次出现，位置还是在靠近异径管处出现裂纹，虽然焊接手法试了多种，但裂纹依旧。
③对异径管拍片探伤检查没有发现缺陷。
④第二方案将异径管（1－6）细管端材质劣化严重的地方用角磨机割掉，补焊一段2008年更换下来的集气直管，结果异径管一侧的焊肉熔合区还是出现裂纹。
⑤最终更换了全部异径管（1－6）后问题得以解决，详细见图2。
2 原因分析①检查发现在转化炉冷态下，支撑输气管的2块石板有7mm的间隙，说明弹簧吊架通过炉管和猪尾管将力作用在了输气管上，从而使得输气总管上移。
一段转化炉高温炉管剩余寿命评估
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摘 要 ：对 满载荷服 役 ９ａ又停 炉 ６ａ 需继续使 用的一段 转 化 炉高 温炉 管的剩 余寿命 进行 了评 估 ， 后 评估 采用微 观 组织 分级 法和 以硬 度测 量 为基础 的 多元 回 归法 。结 果表 明 ， 炉 管的 剩余 寿 命 约 为 该
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Ｎｂ含量对制氢转化炉管ＨＰ合金 组织转变规律影响的研究
何承厚 （中国石油化工股份有限公司，北京１００７２８）
摘要：离心铸造的ＨＰ４０和ＨＰ４０一Ｎｂ合金被广泛用作制氢转化炉炉管材料，通常管壁温度可高 达１０００℃。通过观察ＨＰ４０和ＨＰ４０一Ｎｂ合金在原始铸态和高温状态下的显微组织，研究了不同 Ｎｂ含量对合金共晶组织稳定性的影响。采用扫描电镜和ｘ射线衍射仪研究了炉管材料的显微组 织和相结构。研究结果表明：在碳含量０．４％左右的ＨＰ合金中，Ｎｂ含量０．２１０％～０．３５７％时主要 起到固溶强化作用，共晶碳化物主要是Ｍ ｃ，，仅有少量的富Ｎｂ共晶ＭＣ散布在晶界上；当Ｎｂ含量 ０．８９％～１．５５％时，ＨＰ４０一Ｎｂ原始铸态组织中析出了富ｃｒ的Ｍ，ｃ 碳化物和富Ｎｂ共晶ＭＣ。对 于高温状态下的ＨＰ４０一Ｎｂ合金，在晶界和枝晶间形成的富Ｎｂ共晶的ＭＣ提高了原始共晶组织的 稳定性，使得炉管材料的使用温度可向高温推移。 关键词：组织转变；ＨＰ４０合金；Ｍ Ｃ ；Ｎｂ 中图分类号：ＴＱ０５４ 文献标识码：Ａ 文章编号：ＩＯＯＩ一４８３７（２０１０）０６—０００７—０４ ｄｏｉ：１０．３９６９／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１—４８３７．２０１０．０６．００２
Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ Ｎｉｏｂｉｕｍ ｏｎ ｔｈｅ ＩⅥｉｃｒ０ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｆ ＨＰ Ａｌｌｏｙｓ Ｕｓｅｄ ｉｎ Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｇｅｎｅｒａｔｉｏｎ Ｔｕｂｅ
ＨＥ Ｃｈｅｎｇ——ｈｏｕ （Ｃｈｉｎａ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ＆Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ，Ｂｅｉｊｉｎｇ １ ００７２８，Ｃｈｉｎａ）
．Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ＨＰ４０ ａｎｄ ＨＰ４０一Ｎｂ ａｌｌｏｙｓ ｍａｄｅ ｂｙ ｃｅｎｔｒｉｆｕｇａｌ ｃａｓｔｉｎｇ ａｒｅ ｗｉｄｅｌｙ ｕｓｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｍａｔｅｒｉａｌ ｏｆ ｔｈｅ ｒｅｆｏｒｍｅｒ ｉｎ ｈｙｄｒｏｇｅｎ ｇｅｎｅｒａｔｉｏｎ ｔｕｂｅ，ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ａｔ ｔｈｅ ｓｕｒｆａｃｅ ｏｆ ｔｈｅ ｔｕｂｅ ｒｅａｃｈｅｄ ｕｐ ｔｏ １０００ ｑＣ．Ｂｖ ｏｂｓｅｒｖｉｎｇ ｏｆ ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ａｓ—ｃａｓｔｅｄ，ｔｅｍｐｅｒｅｄ ａｎｄ ｓｅｒｖｅｄ ＨＰ４０ ａｎｄ ＨＰ４０一Ｎｂ ｔｕｂｅｓ， ｔｈｅ ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｎｂ ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ ｏｎ ｔｈｅ ｓｔａｂｉｌｉｔｙ ｏｆ ｔｈｅ ｅｕｔｅｃｔｉｃ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｗａｓ ｓｔｕｄｉｅｄ．Ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ｔｕｂｅ ｗａｓ ｒｅｓｅａｒｃｈｅｄ ｂｙ ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＳＥＭ）ａｎｄ Ｘ—ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｏｍｅｔｅｒ（ＸＲＤ）． Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔ ｉｎｄｉｃａｔｅｄ ｔｈａｔ ｉｎ ｔｈｅ ＨＰ ａｌｌｏｙ ｉｎ ｗｈｉｃｈ Ｃａｒｂｏｎ ｃｏｎｔｅｎｔ ｗａｓ ａｂｏｕｔ ０．４％．ｔｈｅ Ｎｂ ｃｏｎｔｅｎｔ ａｔ ｔｈｅ ｒａｎｇｅ ｏｆ ０．２１０％ｔｏ ０．３５７％，ｔｈｅ Ｎｂ ｐｌａｙｅｄ ａ ｍａｊｏｒ ｒｏｌｅ ｉｎ ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ，ｔｈｅ ｅｕｔｅｃｔｉｃ ｃａｒｂｉｄｅ ｗａｓ Ｍ７ Ｃ３，ｏｎｌｙ ａ ｌｉｔｔｌｅ Ｎｉ—ｆｉｃｈｅｄ ｅｕｔｅｃｔｉｃ ＭＣ ｄｉｆｆｕｓｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ．Ｗｈｅｎ ｔｈｅ Ｎｂ ｃｏｎｔｅｎｔ ｗａｓ ｒａｎｇｅｄ ｆｒｏｍ ０．８９％ｔｏ Ｉ．５５％，ｔｈｅ Ｃｒ—ｒｉｃｈｅｄ Ｍ７Ｃ１ ａｎｄ Ｎｂ—ｒｉｃｈｅｄ ｅｕｔｅｃｔｉｃ ＭＣ ｗｅｒｅ ｉｓｏｌａｔｅｄ ｔｈｅ ＨＰ４０一Ｎｂ ａｓ—ｃａｓｔ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ．Ｗｈｅｎ ｔｈｅ ＨＰ４０一Ｎｂ ａｌｌｏｙ ｗｏｒｋｅｄ ａｔ ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．ｔｈｅ Ｎｂ—ｒｉｃｈｅｄ ｅｕｔｅｃｔｉｃ ＭＣ ｗｈｉｃｈ ｗａｓ ｆｏｒｍｅｄ ａｒｏｕｎｄ ｔｈｅ ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ ａｎｄ ｔｈｅ ｄｅｎｄｒｉｔｅｓ ｆａｃｉｌｉｔａｔｅ ｔｈｅ ｕｓｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａ— ｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ｔｕｂｅ ｍａｔｅｒｉａｌ ｔｏ ｈｉｇｈｅｒ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ｍｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ；ＨＰ４０ ａｌｌｏｙｓ；Ｍ７ Ｃ３；Ｎｂ
・７・ ＣＰＶＴ Ｎｂ含量对制氢转化炉管ＨＰ合金组织转变规律影响的研究 ＶｏＷ７．Ｎｏ６ ２０１０ １ 引言 在石油化工行业，制氢转化炉炉管是完成烃 类蒸汽转化制氢的关键部件 Ｊ。根据美国石油 协会推荐的常规设计方法ＡＰＩ ５３０，炉管的设计寿 命通常为１０００００ ｈ（约１１．４ ａ） Ｊ，不过炉管的实 际服役寿命从３００００～１５００００ ｈ不等，取决于石 化企业实际操作条件和材料的性能。制氢转化炉 材料通常采用离心铸造的ＨＰ４０和ＨＰ４０一Ｎｂ合 金，通常管壁温度可高达１０００℃。在长期高温服 役过程中，炉管材料的微观组织会发生变化，二次 碳化物在奥氏体基体上析出，骨架状一次共晶碳 化物的粗化，使得材料高温性能下降；在骨架状碳 化物处产生蠕变空洞，空洞聚集形成微观裂纹，裂 纹扩展等蠕变损伤累积过程 Ｊ。 Ｎｂ是强碳化物形成元素，在碳含量０．５％左 右的ＨＰ炉管中添加Ｎｂ元素，可以在奥氏体基体
上析出更加弥散的二次碳化物和改变共晶碳化物 的数量、形态，起到强化的作用 ’ ，从而保证炉 管材料在长期高温服役状态下的组织稳定性。文 中研究了Ｎｂ含量从０．２１０％～１．５５％范围变化 的炉管材料实物在时效和高温服役过程中的组织 变化规律。
２材料和试验方法 试验材料选用４件成品管件，管件采用中频 感应炉冶炼，离心浇注成管状，其化学成分采用 Ｓｐｅｃｔｒｏ ＭＡＸｘ直读光谱仪进行，结果如表１所示。 ４件炉管的碳含量在０．４％左右，铌含量０．２１％
～１．５５％之间变化。显微组织研究采用ＺＥＩＳＳ Ｓｕｐｒａ４０的场发射扫描、Ｄ８ Ａｄｖａｎｃｅ Ｘ射线衍射 等研究方法。在管材的横截面上显示和观察显微 组织。组织的显示采用盐酸硫酸铜溶液作为浸蚀 剂 表１制氢转化炉炉管化学成分 （％） 炉管编号 Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｎｉ Ｃｒ Ｎｂ Ｍｏ Ｐ Ｓ 备注 １ ０．４５ｌ １．８５ ０．８３ ３５．７０ ２５．２３ Ｏ．２１０ ０．０２９ Ｏ．０１５ ０．００６９ ＨＢ４ｏ ２ ０．３４５ １．８１ １．１５ ３８．６３ ２６．０５ ０．３５７ ０．０３０ ０．０２２ ０．０ｌ４ ＨＰ４｜Ｄ ３ ０．４３７ １．２６ １．１０ ３６．５８ ２５．０７ ０．８９ ０．０３０ ０．０１８ ０．００６６ ＨＰ４０一Ｎｂ ４ ０．４４２ １．３３ １．１２ ３４．７４ ２５．７８ １．５５ ０．０４１ ０．Ｏ１７ ０．０１Ｏ ＨＰ４０一Ｎｂ
３试验结果与讨论 ３．１原始铸态显微组织 图１，２分别示出了１ 和３ 铸态炉管试样的 背散射电子像。
图１ １ 炉管铸态组织的背散射电子像２０００× 炉管显微组织为奥氏体基体加共晶碳化物， 其中骨架状的是富Ｃｒ的Ｍ Ｃ 共晶碳化物，白色 块状为富Ｎｂ的ＭＣ。Ｎｂ含量为０．２１０％的１ 试 ・８・ 图２ ３ 炉管铸态组织的背散射电子像２０００ Ｘ 样中，由于Ｎｂ含量较少，且大多固溶在奥氏体中， 仅有局部少量的块状或者棒状的富Ｎｂ的ＭＣ共 晶体；Ｎｂ含量为０．８９％的３ 试样中，随着Ｎｂ含 量增多，块状、棒状或者树枝状的富Ｎｂ的ＭＣ共 晶体与富ｃｒ的Ｍ，ｃ 一同出现在晶界上。 ３．２ 时效、高温服役后显微组织 对１ ～３ 炉管试样进行了１１５０℃，１００ ｈ时 效处理，显微组织的背散射电子像见图３～５。由 图３，４可知，Ｎｂ含量０．２１０％的１ 炉管和 第２７卷第６期 压 力 容 器 总第２１１期 ０．３５７％的２ 炉管试样经过１１５０ ｏＣ，１００ ｈ时效处 理后，富Ｃｒ的Ｍ ｃ 依然呈骨架状分布在奥氏体 晶界，富Ｎｈ的ＭＥ共晶体也呈块状、棒状分布在 晶界，奥氏体基体上析出了大量块状富Ｃｒ的 Ｍ Ｃ 碳化物，相比较而言，无论１ 炉管试样中二 次析出的Ｍ： ｃ 碳化物数量和体积大小要比２ 炉 管试样严重。 图３ １ 炉管在１１５０℃，１００ ｈ时效处理后的 背散射电子像２０００ ｘ 图４ ２ 炉管在１１５０℃，１００ ｈ时效处理后的 背散射电子像２０００× 图５ ３ 炉管在１１５０℃，１００ ｈ时效处理后的 背散射电子像２０００× 由图５可知，Ｎｈ含量０．８９％的３ 炉管试样 经过１１５０ ｑＣ，１００ ｈ时效处理后，富Ｃｒ的Ｍ ｃ 依 然呈骨架状分布在奥氏体晶界，富Ｎｈ的ＭＣ共晶 体也呈块状、棒状分布在晶界，奥氏体基体靠近晶 界的部位析出了少量块状富Ｃｒ的Ｍ：，ｃ 碳化物， Ｍ， Ｃ 碳化物析出量比１ 和２ 炉管试样要少得 多。 由上述时效试验可见，当碳含量在０．４％时， 随着Ｎｂ含量从０．２１０％增加至０．８９％，奥氏体晶 界上一次共晶的骨架状富Ｃｒ的Ｍ Ｃ 分布在和块 状富Ｎｂ的ＭＣ共晶体形态和数量基本没有变化， 炉管中二次析出富ｃｒ的Ｍ：，Ｃ 碳化物析出受Ｎｂ 含量的影响。由于奥氏体中碳与Ｎｂ结合形成共 晶的富Ｎｈ的ＭＣ，因此减少了高温情况下二次碳 化物的析出量。 图６示出一段管壁温度９００ ｏＣ操作条件下服 役近６４０００ ｈ炉管试样的背散射电子像，图７示 出了该炉管横截面的相结构。
图６ ４ 炉管在９００ ｏＣ操作温度下服役近６４０００ ｈ的 背散射电子像２０００ Ｘ
图７ ４ 炉管在９００ ｏＣ操作温度下服役 近６４０００ ｈ的相结构 可以看出，呈骨架状的富Ｃｒ的Ｍ，Ｃ 基本转 变为富ｃｒ的Ｍ ｃ 、富Ｎｂ的ＭＣ共晶体呈块状、 树枝状分布在奥氏体晶界，在奥氏体晶内析出了 大颗粒四边形富Ｃｒ的Ｍ：，Ｃ 碳化物，以及数量多
・９・