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1、如有侵权，请联系网站删除，仅供学习与交流一种高铝奥氏体不锈钢对于氢的应用的发展过程【精品文档】第 29 页 一种高铝奥氏体不锈钢对于氢的应用的发展过程文章信息：文章历史： 2012年11月5日 收到2013年2月11日 收到修改稿 2013年2月25日 接收2013年4月4日 可在线共享2013年版权,氢能源出版物、LLC。由爱思唯尔出版有限公司出版，所有解释权归我方所有。 摘要：一种新型高铝奥氏体不锈钢已经在实验室中产生，其目的是发展一种对于氢环境脆化有高抵制力的精密合金化材料。氢环境脆化的磁化率是通过纯氢气的压力为40 MPa、温度为-50的慢应变速率的拉伸测试来评估的。在这种条件下,屈服
2、强度、抗拉强度和断裂伸长在与空气中的同伴测试相比不受氢的影响。此外,在高压和低温的氢环境中，非常高的氢的延展性表现为70%的断面收缩率。合金的精益程度反映在材料的无钼特点和镍含量为8.0%。关于合金的概念,高碳、高锰、高铝含量的结合使合金在抵抗应变马氏体的形成上有一个极高的稳定性。这方面可以通过现场磁测量和其它x射线衍射研究。这种新型合金性能总指标可以参考已经在生产的304L和316L奥氏体不锈钢。保持完全奥氏体结构的性能已经在拉伸试验被确定为氢环境脆化的一个关键因素。 关键词：高铝奥氏体不锈钢，氢环境，脆化，奥氏体稳定性， 形变诱发马氏体 ，合金发展1. 前言在移动和固定应用领域使用氢发电通
3、常被认为是一个非常有前途的替代可再生能源和无碳能源之一。然而,开发的氢能源受保证氢安全操作的一些材料高成本的限制。在这方面,大多数金属材料受到他们机械性能和接触任何氢源延性的恶化，这种现象被称为氢脆1。因此,当前氢的应用利用高合金奥氏体不锈钢,如符合美国钢铁协会的316和310,它们都表现出较高的抗氢脆能力2-7。然而,由于其具有高镍和高钼含量，这些合金需要一个成本高的解决方案。因此,具有相同属性但还可降低相关成本的新型钢是需要的。这种材料可以在全球范围内支持可持续氢能源发展,这将要求巨大的氢生产、存储、分配、和最终用途的基础设施。几十年来，相对于其他金属材料8-10，对氢的应用的奥氏体不锈钢
4、由于其更高的性能，其利用已经获得了重大的关注。更具体地，如果对易感性的氢环境脆化（HEE）进行评估，前面文献与本文都认为稳定奥氏体不锈钢对HEE 2,3,5表现更高的阻抗。在此上下文中，术语“稳定”指的是避免了在一给定温度下所施加的应变下和马氏体形成的性能。而马氏体在HEE11,12中扮演一个小角色，一个马氏体的形成总是被不利影响伴随着。特别是，遇到接受应变诱导-马氏体转变2-5，13-15 更高的倾向，就有较高的塑性损失。几个研究都集中在通过改变间隙和置换元素6,18-20的含量来增加奥氏体不锈钢的稳定性。这些研究表明，增加奥氏体的稳定性已在氢气环境中对材料的塑性回应产生有利的影响。这不仅可
5、以解释减轻形成的应变诱发马氏体的方位，而且还对奥氏体的稳定性和材料相应的堆垛层错能（SFE）的关系进行了解释。特别是，通过十字滑移机制代替平面滑移机制（是由低SFE值19,21-23推动）。，越来越多的SFE将有利于更均匀的变形。以降低成本结合到对HEE高阻性的需要已促使最小所需的镍含量的鉴定。特别是在修饰的AISI型316不锈钢中。根据不同的试验条件19,20,24,25，发现其最低值在11.5和13（重量）之间的，它的有关成本效益仍然过高。除了尽量减少AISI型316奥氏体不锈钢中的镍含量的这种策略，在关于精益合金和HEE-耐热钢的文献中遇到的问题解决策略并不是很多。在这方面最早的贡献之一
6、由Louthan和卡斯基于1976年发表8。他们提出了一个21Cr-6Ni- 9Mn不锈钢，商业上称为NITRONIC 40 ，它可以作为一个氢的应用可能的候选。然而，相同的工作报告中的热预充电试样在空气中在室温下的拉伸试验之后，约50的延展性相应的降低。在1982年West和Louthan27出版了这种合金的更详细的表征，其中通过在室温下，以-505,5.5*10-5s-1应变速率的拉伸试验的方法，在热预充电和未充电的状态下得到19不同的制造路线。不带电荷的试样在120MPa氢气退火条件下的拉伸试验，根据面积的减小值，导致约30的延展性的损失。作者总结出“这个奥氏体不锈钢是在晶界、滑带和其他
7、接口容易致开裂”27。最近由Nibur等进行的一个关于弹塑性断裂力学的研究21-6-9中展现出了显著减少的裂韧性和热预充电标本28耐龟裂增长性。正如作者详细的研究讨论，高浓度的氢可以修改21-6-9不锈钢的断裂机制。此外，考虑到由于没有应变诱发马氏体相变，氢辅助的断裂可通过促进变形28,29的局部化的变形机制手段解释。Louthan和Caskey文献8也介绍了另一种氢应用候选的合金是22Cr-13Ni-5Mn钢。这种材料具有非常瞩目的特性，因为它结合了对阻止诱变马氏体的形成的高稳定性、由于施氮高强度和在氢预充电状态30高的断裂韧性的高稳定性。这种合金的氢应用的唯一的缺点可能是由较高的镍含量带来
8、的成本限制。在这种情况下，在-50 进行的10MPa的氢气气氛慢应变速率拉伸试验31证明由锰换镍和氮素添加是不成功的。具体地，尽管转化成应变诱导马氏体材料的比例可以忽略，但是该材料的延性反应严重减少。这种脆性行为主要是由于氮在促进短程有序的作用和因此产生的较高平面滑移变形31-34中的程度。本研究的目的是设计一个精益合金和HEE性奥氏体不锈钢作为在室温和零度以下且高压下氢应用的潜在候选者。这种新型合金通过高压氢气慢应变速率拉伸试验方法经验开发并且合格。已经知道HEE敏感性的温度和应变速率( 5、13、25，35-39)的依赖性,开发材料和参考合金(304 L、316 L)可以在-50，5.5*
9、10-5 s-1和40 MPa的纯氢气进行测试,这是对HEE的最大敏感性的条件。2. 试验情况2.1 合金化概念 关于新型材料作出的第一个步骤是采用精益合金化的奥氏体不锈钢的标称成分，例如：AISI304型，这是开发合金的基础。该步骤依赖于奥氏体不锈钢比铁素体钢4,6,8-10表现得对氢脆更高的抵抗力的总趋势。以下三个不同的方面被认为是合金化概念的里程碑：a）充分的热力学稳定性，在工业溶解的退火温度下确保完全奥氏体相，b）足以抵抗应变诱导-奥氏体形成的稳定性，以及c）相对较高的SFE。一个淬火后奥氏体组织要求在标准退火温度下提供一个广泛的奥氏体相场,这也可以通过工业加工。第二步是避免应变马氏体
10、转变，这被认为是在合金开发过程一个强制性的一步。众所周知,一个完全稳定的材料并不能保证对HEE的高阻抗15，31，40, 但是在亚稳合金5，13-15，26中，对HEE无抵抗力也是可能的。第三方面,具有相对较高的SFE是增加合金的稳定性的必要特性。具体地说,通过抑制平面滑动19,22,28，41，高SFE预计将引起更多的均匀变形。由于这个原因,进行均匀变形的可能性是在氢辅断裂中抵消氢的影响的一个至关重要的因素,它包括变形的局部化29，36，42-46。在这项工作中，并且为了满足上述要求，与其相关五个元素被确定为所述合金的主要组成部分，即：碳，锰，铬，镍和铝。然后，用满足热力学计算的方法（相图计
11、算方法47-49）定义表1中关键成分。分别元素锰、镍、铝的添加把新的合金被确定为“10-8-2.5”。2.2.1. 合金元素的作用从表1中可以看出，10-8-2.5钢是一种高碳合金钢。其目的是最大限度地提高碳含量，因为它对在第2.1节中提到的三个方面有利。即，它不仅奥氏体在固溶退火温度50的热力学稳定性，而且增加了对形成的机械稳定性。从在MD30温度表达公式（1）中碳的贡献则可以推导出最后一个方面。这个公式可以估算出使50的奥氏体转变转变为马氏体51产生30的真实应变时的温度。因此，MD30温度值越低，应变诱导相变成的合金越稳定。另外，添加碳也可以增加的材料52,53的超临界流体萃取。在铬的合
12、金化的情况下，增加其含量会增强对抗（公式（1）形成的稳定性，但同时也将降低钢 50的SFE和热力学稳定性的 fcc范围。因此，铬对奥氏体不锈钢的SFE产生了一个很大的不利影响 52,54 。因此，其含量降低到重量“允许的最小”水平13。这个量在这里不进行评估，它应与足够的耐腐蚀性和在溶解退火温度下“最小”铁素体稳定化的作用结合。作为合金元素的的使用以增加材料的超临界流体萃取的目标基础。铝是在此性能方面有强大而积极的影响55,56。锰的合金化有两个积极的贡献：首先，它提供了在固溶退火温度50下面心立方相的热力学稳定性，其次，它增加了合金抵抗马氏体转变（公式（1）的稳定性。然而，加入的锰也有消极的
13、方面：它降低了在奥氏体不锈钢52,54的SFE。因此，更重要的是由于锰在形成和面心立方相的热力学稳定性的影响。因此， 10%的锰添加到铁素体的稳定化效果相当于铬和铝的添加到铁素体的稳定化效果。最后，考虑到成本效率，镍含量要保持在AISI 型304L不锈钢，即8 （重量）的水平，并且合金化处理没有钼。即，提供的热力学稳定性 50 ，的形成（公式（1）的机械稳定性，并提高了SFE 52,53,57 。2.2. 合金的生产和测试2.2.1.生产 合金10-8-2.5是在实验室中用真空感应炉冶炼铸锭产生的。3公斤的重量和直径50毫米铸坯预加工到42毫米，再经过几次热加工到最终直径16毫米，随后水淬。在
14、文献58中，长度30毫米和直径5mm的六个拉伸试样通过湿法车削方法从锻造棒材中心被加工出来。随后，把试样在工业真空炉在1050 热处理30分钟，其次是在200 kPa压力的氩气中淬火。最后一步是要在氢气58测试期间对材料的性能的避免车削操作不良的影响。经过热处理后，把合金10-8-2.5两个拉伸试样上，手工抛光到1微米，减少几何变形。所有四个试样（2个研磨抛光和2无研磨抛光）进行氢试验，其余两个作为参考在空气气氛中进行。参考材料是奥氏体不锈钢AISI304L型和316L的德意志EDELSTAHLWERKE（DEW，德国）提供的半成品。拉伸试样被加工成一个直径30毫米的棒料中心，并且以相同批次的
15、合金10-8-2.5的试样进行热处理。表1为参考材料拉伸试样化学成分的测量结果。在这三个研究的合金在上述的生产路线引起了的平均晶粒尺寸（ASTM粒度号G6.0）。2.2.2. 测试三种材料在-50在空气和纯氢气（99.9999 H2）下进行了拉伸试验。空气中的试样在环境压力下测试，在测试的试样压力40MPa。在氢气气氛中测试，将容器在1MPa下用纯氮气清洗三次。其次用纯氢气在1MPa连续8清洗 ，然后将容器填充至试验压力。此程序可确保安全性和气体纯度。根据ASTM G129标准39，在空气和氢气的测试中， 使用5.5 *10- 5s-1的初始应变率。在氢试验的情况下，使用在所有情况下的内部载荷
16、传感器测得负载。在空气/氢气环境下使用卡规/伸长测量计，以确保的0.2弹性极限应力。可测得的性能有屈服强度（Rp0.2） ，极限抗拉强度（Rm）和延伸到破裂（A）。此外，用数码卡尺测量试样的初始和最终直径的缩颈围可得到（Z）中的减少值。这个Z的参数是金属材料对HEE的易感性的一个非常敏感的测量5,15,21 。2.3. 特性描述2.3.1. 显微结构和断裂面在拉伸试样螺纹部分的纵切面用金刚石研磨膏研磨和抛光到1毫米，进行金相准备。然后用V2A溶液（100ml H2O，加入100ml HCl，将10ml HNO3），以显示样品的微观结构。通过光学显微镜观察蚀刻的样品，而用LEO1530-VP扫描
17、电子显微镜（SEM）的装置通过能量色散X射线谱（EDS），把抛光条件下的样品用于非金属夹杂物的鉴定。用VHX-600D数字式显微镜（Keyence GmbH，德国）可以得到在宏观尺度上断裂面和颈缩区域的初始表征。数字图像是采用RZ-20透镜和一个50倍的倍率光滤波器，在所试验的条件下得到的.在获得断裂的宏观图像后，将断裂面经由二次电子与SEM对比研究。2.3.2.奥氏体稳定性随后就地使用FERITSCOPEMP30设备（Helmut Fischer GmbH，德国）磁感应法得到拉伸试验过程中马氏体的形成。由于前期的研究已经表明，负载状态影响了材料的磁性反应。，在-50空气氛围下进行这种类型的测
18、量。使用1.7的修正系数59把表示铁素体等效物的仪器读数转换成马氏体的质量分数。对空气和氢气的测试样品的剩余部分通过X射线衍射（XRD）装置进行主体材料中形变诱发马氏体的形成的第二个测定。纵向切片金相制备出前标距长度。然后从断裂面和距长度的开头之间中间点使用XPERT-MPD衍射仪在（62o-165o）2的范围内Cr-K辐射获得衍射图案。把所得到的图案与由成田等发表的304型不锈钢中和马氏体用的数据进行比较60。3. 结果3.1.热力学稳定性 在表1中合金10-8-2.5的计量化学成分，用于计算相应的相位图。其中把0364-5916软件THERMOCALC S 61在与热力学数据库TCFe6.
19、2 62结合使用。所得到的图如图1 ，其中虚线示出了相应碳的等值线。可以看出，合金10-8-2.5呈现了一种主要的铁素体凝固。此外，在碳含量和温度范围的宽奥氏体领域表示出充分的热力学稳定性。从而通过溶液退火处理，接着进行快速冷却的方法可以获得完全奥氏体组织。特别是，可在涵盖了标准的工业实践的1050和1150范围之间进行处理该材料。同样，热力学计算表明，稳定的氮化铝（AlN）已经在熔体中形成。因为这个阶段的发生是由于残留的氮含量（总是存在于有一定规模的实验室生产） ，所用的材料的微观结构与AlN体积分数有小的关系或者不相关。3.2.显微组织和力学性能测试在测试前，由于第2.2节中所描述的生产过
20、程的一个结果，所有的试样表现出典型的奥氏体组织。3种合金分别在-50大气压力下的空气中和在40MPa的氢气气氛中进行拉伸测试，如在2.2.2节中描述。图3中为两种气压下的示例性的拉伸曲线，其中从拉伸曲线的表象可以推断所研究的材料中的第一差异。观察到AISI型304L不锈钢有一个显着的应变硬化，而316L和10-8-2.5合金呈现平稳和更韧性应力/应变响应。在这两种环境中的拉伸曲线的比较表明，受到氢影响的304L钢的拉伸强度和断裂伸长率严重降低，而316L和合金10-8-2.5在空气和氢有相同表现。此外，合金10-8-2.5和所参考的AISI型316L不锈钢在氢气气氛中有非常类似的曲线。与之前的
21、曲线相关联的拉伸性能的值和的计算一起示于表2中，作为在相同的条件下进行两次试验的平均值。还包括手工打磨合金10-8-2.5的试样的平均值额外的部分。列于表2的结果表明，在任何情况下拉伸试验中的外部氢气不影响屈服强度。另一方面显示316L和合金10-8-2.5对氢的存在下引起的拉伸强度和断裂伸长率没有不利影响。两种情况下略低的唯一的参数是断面（Z）收缩率。在这方面，在气态氢测试的合金10-8-2.5抛光试样的变量对于面积减少与低断裂伸长率有改善。除了面积的减小的值，三种合金的延展性响应的直接印象从图 4中所示的为测试试样的颈缩区域的宏观图像获得。这一观察举例证明AISI型304L不锈钢的宏观脆性
22、行为，与参考材料316L和新型合金10-8-2.5的非常高的延展性。在此放大倍数下，在合金10-8-2.5断裂面上能够识别横向裂纹，而在316L钢上明显。另一方面，在图5中所描绘的合金10-8-2.5的抛光试样表明，在氢气氛中没有断裂面横向裂纹，而有一个典型的杯锥体断裂。3.2.1.奥氏体的稳定性通过对三个研究合金的体积测量，得到奥氏体稳定性的主要特征，旨在检测铁磁相的存在。在-50空气中的拉伸试验过程中用FeritScope MP30设备测量铁素体等效值，然后把它改成马氏体的质量百分比（参见2.3.2节）。图6为所得到的曲线。如图所示，所有的材料从零质量比、零应变开始，这意味着在拉伸试验开始
23、时是一个完全奥氏体结构。随着测试的进行，立即出现两种倾向：首先， AISI型304L低稳定性对于工程压力高于10%，其次，合金316L和10-8-2.5的非常稳定的演化与变形。关于最后的两种材料时,的百分比保持在接近零相应的工程应变到45。合金10-8-2.5显示出比316L钢更稳定的结构，具有对于最后的铁素体等效阅读的马氏体的1.8mass。除了磁反应测量，在空气和氢气中对试样的纵向面进行了X-射线衍射分析以说明和马氏体的形成。如图7中显示的结果给出了相和相的识别，而相没有任何显著的贡献。根据-反射的强度，合金304L似乎不太稳定，而在316L钢可以在连续的-反射识别-马氏体的存在。图7还示
24、出了合金10-8-2.5是三种材料中最稳定的。它具有一个几乎完全奥氏体结构。此外，X-射线衍射分析表明，该测试环境对合金316L和10-8-2.5中马氏体的形成没有影响。与此相反，304L合金在空气气氛的形成对于氢更为明显。这与在空气气氛中有更高的变形程度。类似地，对于主体材料中的形成，X射线衍射图案和磁感应方法之间有一个非常好的相关性。3.3.合金316L和10-8-2.5断口分析在三个合金上进行断口分析，是为了比较在氢气气氛中断裂与对应空气中的失败。所有的空气测试的标本展出了杯锥型的韧窝断裂。由于图4清楚地举例说明了三种合金在空气中的断裂的类型，仅在图8中的测试条件下才呈现出合金10-8-
25、2.5的断口。该图中示出了三个区域的二次电子图像，可以根据低放大率图像的左上角区域得出。这些区域包括中央的颈缩区域（1），中间放射带（2），和外剪切唇区（3）。该选择与拉伸断裂发生的三个阶段对应，这连续的三个阶段是：在1的中央裂纹开始和生长，在2中沿剪切面增殖 ，在区域中3断裂的终止63-65。如图8可以看到,在区域2，浅和等轴的凹痕也证明了韧性的增殖。该凹痕的开口端朝向试样表面的事实表明，断裂增殖从中心向外侧区域发生，如图 8-365中的箭头所示。在与空气的情况对比下，合金10-8-2.5特征的氢测试试样把故障与外区混合起来，在断裂表面的其余部分显示出氢辅断裂和韧窝型断裂，如图9所示。氢气辅
26、助断裂的区域确定了在3号，并且在低倍镜下显示斜线图像更明显。氢影响的区域分布在断裂表面的边界，并被彼此分开。他们约占整个表面的23。表面的其余部分为韧窝型断裂，但有两种不同的形态。而区域2是小而浅凹坑的相对光滑表面，区域1是不平坦的表面，且凹部具有等轴和更深的结构。在氢中参考材料的断口分析表明，304L有与一些晶界破裂（此处不列出）类似的晶内解理状失败，而316L钢与合金10-8-2.5呈现相似的断裂性。后者如图10所示，在其中显微镜照片的图3表示氢辅助状断裂，区域1和2表示韧窝型断裂。氢影响区域对应约17的表面。在图11中合金10-8-2.5的试样得到了相当令人印象深刻的断口分析结果。图9中
27、观察的的混合失效模式完全改变了三个区域韧窝型断裂。在氢气中的抛光试样的失败与在空气中（图8）的非常相似，根本没有氢致断裂迹象。此外，外部是切变裂痕（3）的断裂面以细长的开放式的凹痕为特点，这表明从中心向试样的外部的增殖方向。这与在空气中观察试样的结果一致。4.讨论稳定的奥氏体不锈钢显示对HEE的高抵抗性，而亚稳定钢呈现对HEE 2-7，26较差阻力。这种相关性已导致在奥氏体不锈钢中HEE在应变诱导马氏体相变中起几乎全部的作用。反过来，应变诱导马氏体相变一般被认为是材料的标称化学组成的重要部分，特别是，镍含量或与镍等效值相应的函数。然而，在奥氏体不锈钢中HEE的问题不能被减少到一个标称组成或镍等
28、效值的范围。所有这些方面必须与耐HEE奥氏体钢的发展过程中应变诱导马氏体相变的出现一起考虑。在这项工作中，该合金的开发过程是基于前述方面的修正值的三个主要属性。具体而言，把抵抗应变诱发马氏体形成的非常高稳定性，和由相对高的超临界流体萃取的方法进行均匀变形的可能性相结合，可以得到一种奥氏体组织。而新型合金10-8- 2.5已经验证前两个要求，无论SFE和相应的变形机制的实验评价都是未来研究的一部分。对于在这项工作中研究的合金，参考材料304L和316L定义了对HEE的高抵抗的边界条件。新型合金可以在两个边界条件之间选择，而在高阻力一侧，即它以AISI 316L型不锈钢相同的方式进行。在这项工作中
29、，研究的合金中主要和最重要的差别依赖于对应变诱导-马氏体相变奥氏体相的稳定性。在测试和表征过程证明了304L钢的低稳定性。在图3所示的拉伸曲线表示的是微观结构的变化的第一个迹象，其中在两种气压下均观察到强应变硬化。这些值连同图4中概述清楚地证明该合金对HEE的高敏感性。通过材料5,13,14,16,17观察到304L钢的宏观低延展性在促进氢的渗透和流通中与马氏体的影响有关。与304L钢合金对比，316L和10-8-2.5都对马氏体有非常高的稳定性，并且在拉伸强度和断裂伸长率方面没有外部氢的不利影响。这两种合金只有在氢气体环境（表2）断面收缩率（Z）的影响较小。比在Z值的区别更重要是图9和11中
30、合金10-8-2.5在机械加工和抛光之间试样发生的失效模式上的变化。这些条件有利于氢致断裂以表面的开裂46的形式出现。只要这些表面的裂纹增长是由外部氢辅助，可以得到图9-3类型的断裂面。由于新合金有一个非常高的面积减少（表2），所以随时间变化，在试样的颈部表面附近发生氢致断裂是很可能的。因此，在表面引发氢致断裂和散装材料的自然预期故障之间发生竞争。从图9中给出的断口形貌，可以推测出氢辅助区域（3）的的发展集中在材料整体性质的某一点，导致断裂模式的变化。一个类似的推理可以应用于如表10所示合金316L的断口分析。即，在某些位置上的应力集中高到足以允许氢气渗透时，外的部分影响氢气氛，和散装材料能够
31、掌控的氢致断裂的进展。合金316L更高的清洁度（图2）预计将在材料表面应力集中的减少上发挥有益的作用。后者可以解释在受氢影响的区域分别为17%和23%这种材料和新型合金之间的差异。虽然对HEE易感性的抛光表面的有益效果已在文献中报道 21,67，按照简单的表面处理不能解释在图11中给出了断口结果。在-50在40 MPa氢气氛中测试的合金10-8-2.5的抛光试样，可以观察一个完全韧窝断裂。此外，那些在空中的测试试样与在（图8和9）的氢气气氛中机械加工的样品相比形状，尺寸，和凹坑的分布与有更多类似。由于表面处理，在外部氢46拉伸试验中出现的表面裂纹开始和增殖将被抑制。因此，如果避免了表面裂纹的产
32、生，该材料将从试样63-65中心向外部以自然的方式变形。考虑到这种类型的材料16,21,58重要的吸收氢不能通过扩散发生，材料变形和外部氢气氛的主要相互作用下是氢原子的。在这个方案中,如果新合金通过交叉位移容易变形，在入口的氢原子将分布在不同的滑动系统和变形进行局部化的风险会减少。因此,如果在微观尺度上变形的局限避免，韧性宏观反应就可以预期。该合金10-8-2.5的整体性能可主要在对应变诱发马氏体相变的稳定的基础上理解。具体地，图6和7清楚地表明该合金相对于参考的316L具有较高的稳定性。然而，除了足够的奥氏体稳定性等属性，还需要其他属性才能获得HEE-耐磨材料40。在合金10-8-2.5的情
33、况下，在塑性应变下发生均匀变形的可能性被认为是必要的额外的属性.毫无疑问，对合金10-8-2.5的氢气辅助的断裂进一步调查是必需的。特别是，SFE的实验测定，变形机制的完整描述，和断裂力学性质主要解释了该合金中的氢的行为。然而，这种材料在40MPa的纯氢气和在-50C下的性能意味着它是氢能应用的一个有希望的候选对象。5. 结论 一种有着对氢环境脆化（HEE）高阻抗力的新型的精益合金化的奥氏体钢在实验室中可以通过实证方法手段开发。特别是，高碳、高锰和高铝含量的组合是无钼且含镍量为8.0%材料的基础。与两个营利的AISI 型304L和316L钢相比，合金对HEE的敏感性是借助于40MPa纯氢气环境
34、和-40的慢速率拉伸试验为评价标准的。在这些条件下，新型合金表现出与316L的参考材料等效的对HEE的高抗性。这是主要是，该新型合金的整体性能，可以在对应变诱发马氏体的形成非常高的稳定性的基础上理解。此外，在氢气环境中材料的高延展性表明了在塑性应变下发生均匀变形的一定能力。在氢气气氛中的新型合金的性能意味着它是氢能应用的一个有希望的候选对象。最后，通过考虑钼的不存在和与钢316L相比超过4%镍含量的减少量，合金附加费预计将显著降低，从而表现出一种构件在氢环境中运行的成本效益。鸣谢：作者非常感谢以合同号0327802D为根据the Bundesministerium fur Wirtschaft
35、 und Technologie(BMWi)的财政支持。这些在氢环境的拉伸试验是在“焊接研究所”（TWI，剑桥，英国）中进行的。参考文献：1 Birnbaum HK. Hydrogen embrittlement. Encyclopedia ofMaterials: Science and Technology 2001:3887e9.2 Eliezer D, Chakrapani DG, Altstetter CJ, Pugh EN. Influence of austenite stability on the hydrogen embrittlement andstress-corros
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