氢在钢管壁内的扩散及氢腐蚀实验研究

2022-08-19 11:37仇文杰李国敏熊海燕于文涛兰雪影
力学与实践 2022年4期
关键词:扩散系数电流密度钢材

仇文杰 李国敏 熊海燕 于文涛 兰雪影 孙 晨 ,1) 李 冰 ,2)

*(华东理工大学机械与动力工程学院,上海 200237)

†(国家电投集团科学技术研究院有限公司,北京 102209)

氢能通过更加成熟的储存、运输、转换技术,成为全球增长速度最快的能源之一[1-2]。中国作为全球第一产氢大国,年氢气产量超过2 500万吨,预计在2060年,生产规模可达1亿吨。将制备好的氢气以特定体积浓度混合到天然气管道中,是运输氢能的最佳方式之一[3-4]。管道运输具有运量大,占地小,建设成本低等优点,不仅可以实现氢能的远距离输送,还能节省氢气管道建设的成本[5-6]。近年来,许多国家在天然气管道项目中开展了大量氢混天然气输送示范工程,并有良好的工业应用前景[7-8]。

当金属管道在富氢环境中工作时,由于压力和流量的作用,管道中的部分氢分子解离为氢原子。氢原子尺寸比普通金属原子尺寸小得多,原子氢可在金属结构中渗透、扩散、复合,导致金属材料产生微裂纹,直至严重的结构损伤,即氢腐蚀[9-11]。

图1给出了氢原子在金属材料内部的渗透和扩散过程示意图。当氢进入材料内部,与金属原子或分子发生交互反应,引起金属结构紊乱、损坏,导致材料脆性开裂、断裂等氢损伤。氢损伤的原因可归为3类,下面分述。

图1 (a) 钢管内氢分子分解,氢原子渗透过程;(b) 氢原子挤入空穴及缺陷的示意图Fig.1 (a) Decomposition of hydrogen molecules and permeation of hydrogen atoms in steel pipes; (b) Schematic diagram of hydrogen atom squeezing into holes and defects

(1)氢脆。氢以原子、正负离子等形态进入到材料中,以固溶形式恰好卡在位错及结构缝隙中而达到饱和,使组织位错与滑移无法正常进行,导致金属晶格产生形变,金属整体也表现出脆性。

(2)氢鼓泡。氢以原子形态渗透进入金属后,在内部微缝隙、气孔与空穴等缺陷处不断累积,此过程进行到一定程度,原子氢浓度足够复合为分子氢。随后金属内部聚集的大量原子氢及分子氢会造成局部氢压剧增,使材料表面生成鼓泡或内部产生裂纹。

(3)脱碳。原子氢渗入金属内部后,与钢中的碳反应生成甲烷(Fe3C + 2H2→ CH4↑ + 3Fe),钢中渗碳体减少,强度降低。脱碳一般都发生在高温环境(205℃~595℃)下,且反应中持续生成的甲烷气体累积也会促使金属局部压力增加,产生鼓泡。

对于输氢管道的氢腐蚀困扰,众多研究者对钢试样的氢渗透扩散、氢腐蚀等开展研究。Marie等[12]采用0.01~100 mA/cm2的电流密度,对退火铁试样进行电化学充氢,充氢时间为30 min ~5 h。通过扫描电子显微镜(scanning electroon microscope, SEM)分析,发现试样表面鼓起了几个顶端平坦的巨大“水泡”,“水泡”直径随充氢时间增加而增大。同时铁试样内部存在大量穿晶裂纹。Moshref-Javadi[13]通过搭建Devanathane–Stachurski装置表征钢试样的氢渗透能力,并解释了氢扩散机理。采用热喷涂技术对原始钢材进行改良,氢渗透能力大幅下降,扩散系数也相应减小,达到保护钢管的效果。Hafsi等[14]通过COMSOL Multiphysics软件建模分析了 X52与X80钢的氢扩散系数。在理想状态下模拟得出X52氢扩散系数4.32×10–7cm2/s,提供了一种计算金属理论氢扩散系数的方法。

针对管道输氢需求,以常用的几种管材钢(20#,16Mn,X52)为对象,研究氢渗透扩散性能、渗氢后材料表面形貌及抗腐蚀能力等,所获得的氢扩散系数更具有实际意义。本实验首先搭建了Devanathan–Stachursky渗氢装置,通过电化学方法实现管道材料的可控渗氢,并实时监测、表征试样中的氢浓度。在管材渗氢后,通过SEM分析其表面形貌、裂纹形态,以及与充氢电流大小和充氢时长的相关性。最后测试了管材的动电位极化曲线,获得了自腐蚀电位与自腐蚀电流,对比分析渗氢对材料耐腐蚀性能的影响。

1 实验

1.1 实验材料

实验材料为20#,16Mn,X52三种管道材料,成分见表1。管道公称直径100 mm,壁厚4 mm。按照GB/T 30074—2013从管道上取样(50 mm×30 mm×0.5 mm)进行除锈、金相砂纸打磨、抛光等。另需准备一块纯Ni板进行镀Ni操作。

表1 试样钢组成元素及质量分数Table 1 Constituent elements and content of sample steel

1.2 实验原理

图2给出了采用电化学方法测试氢在金属中渗透扩散的方法。该装置是由两个互不相通的电解池组成。在图2中右侧充氢区采用两电极体系,其中钢板试样(A面)作为阴极,Pt电极作为阳极,使用恒流进行电化学充氢。在左侧氧化区采用三电极体系,其中钢板试样(B面,镀Ni面)作为工作电极,Pt作为辅助电极,Ni丝作为参比电极,采用电化学工作站(辰华CHI760E)进行测试。

图2 Devanathan–Stachursky氢渗透检测图Fig.2 Devanathan–Stachursky hydrogen penetrant testing diagram

在图2的充氢区中,电解产生的原子氢附着在试样A面,一部分渗透进入金属试样内部,一部分复合成分子氢形态逸出。在图2的氧化区内,通过给工作电极施加恒定的氧化电势,可以将由A侧渗入试样内部的原子氢在B侧电化学氧化,同时产生阳极电流。选择氧化电势大小应考虑镀层Ni的承受上限。根据欧阳跃军[15]的研究,在一定范围内渗氢电流随阳极氧化电势上升而增大,渗氢电流较大时便于观察且更易发现饱和电流的规律。当氧化电势达到 +0.3VNi后,渗氢电流基本不再随着电势的上升而增大,此时扩散至B面的原子氢已经完全被氧化。当氧化电势超过 +0.52VNi时,镀层Ni开始被氧化破坏,渗氢电流大幅上升干扰渗氢曲线的真实性,镀层催化原子氢能力也下降。所以,应控制阳极氧化电势在 +0.3VNi~+0.52VNi。本实验选取 +0.35VNi的电势以恰好氧化本体系渗透扩散的原子氢。

当从试样A面扩散至试样B面的原子氢的氧化电流达到稳定值时,此时的电流密度称为稳态渗氢电流密度,用imax(A/cm2)表示。根据Fick第一定律可知

其中,D是氢原子在金属试样的扩散系数,cm2/s;L是金属试样厚度,cm;C0是试样充氢面A侧原子氢浓度,mol/cm3。

由式(1)可计算出原子氢浓度C0

利用上述搭建的氢渗透测量装置,通过测量稳态渗氢电流密度imax,即可由式(2)计算出管道充氢面的原子氢浓度。

在获得稳态渗氢电流密度imax后,以电化学氢渗透过程中氢在金属材料内的扩散行为以及初始与边界条件为依据,通过菲克第二定律可简化得到氢在理想晶体(假设材料没有氢陷阱存在)的渗透电流密度随充氢时间变化的关系式为

其中,ip是瞬时渗氢电流密度,t是渗氢时间。通过理论方程(3)对实验氢渗透曲线的拟合,可得到氢在试样中的扩散系数值D。同理,试样阴极侧的氢浓度也可以根据稳态渗透电流密度计算求得。

计算氢在材料中的扩散系数的另一个常用方法是时间滞后法,即当瞬时渗氢电流密度ip是稳态渗氢电流密度imax的0.63倍时,利用式(4)可以得到氢扩散系数D

式中tL表示ip/imax= 0.63时所对应的氢扩散滞后时间。由于在推导中并未考虑氢原子被捕捉的情况,所以式(4)所求出的氢扩散系数并不能准确地反映氢气在材料中真实的扩散特性。

为了让计算所得的扩散系数尽量与实际情况相近,需要将氢捕捉等误差来源考虑进去。Kumnick等[16]全面分析了氢捕捉机理,提出新的氢渗透理论模型。如果控制氢在进入侧的渗透扩散速率稳定,且仅受氢气传输因素影响,氢扩散过程中没有被氢陷阱束缚干扰。则可在氢气进入侧快速改变充氢电流密度,使氢浓度迅速到达另一个稳定值,用式(5)和式(6)来表示氢扩散系数。

氢扩散积聚方程

氢扩散衰减方程

其中,i0是初始渗氢电流密度,imax是充氢电流变化后新达到的稳态渗氢电流密度。当0<i0<imax时,为部分氢渗透积聚;当i0>imax>0 时,为部分氢渗透衰减。通过上述扩散方程与实验渗氢瞬时曲线的拟合,就可以得到氢在材料中更真实的扩散系数D。

1.3 实验流程

1 .3.1 试样的预处理

将每种钢材切割成50 mm×30 mm×0.5 mm的薄片,试样的有效面积为1cm2。依次用1 000#,1 200#,1 500# 金相砂纸将试样表面打磨光亮,并用去离子水冲洗干净。接着依次进行如下处理:碱洗除油(50 g/L NaOH)→水洗→酸洗除锈(10% HCl)→水洗→滤纸吸干→电镀Ni。

1 .3.2 试样表面镀Ni

本实验仅在试样氧化区(B面)镀Ni,以催化钢材中氢扩散进程,使氧化电流稳定且连续。参考Loto[17]介绍的几种镀Ni方法及参数,采用酸性镀Ni法,其中镀液pH值为5~5.5。电镀时电流密度适中,以得到致密稳定的催化Ni层,镀液组成与实验条件如下:

NiSO4·7H2O, 215 g/L; NaCl, 11 g/L;H3BO3, 33 g/L; Na2SO4, 25 g/L; MgSO4,35 g/L;C12H25SO4Na,0.05~1 g/L;pH=5~5.5;温度为18℃~25℃; 电流密度为1 A/dm2;电镀时间为10 min;阴极为钢板;阳极为Ni板。

1 .3.3 电解液的净化

阴极充氢区溶液组成为0.5 mol/L H2SO4+0.56 g/L Na4P2O7·10H2O, 氢 抑 制 剂 Na4P2O7·10H2O能够阻碍原子氢复合为分子氢溢出,对阴极侧原子氢渗透扩散有促进作用。阳极氧化区溶液组成为0.1M NaOH。分别将配置好的上述电解液倒入电解池中,使用两根Pt电极作为两极,在0.20 A/cm2电流密度下电解一定时间,除杂以降低背景电流。

1 .3.4 阴极电解渗氢及阳极氢的氧化

将处理好的钢片试样用704硅胶固定于两个电解池中间,工作面积为1 cm2,再将除杂后的电解液分别加入到两侧H型电解池中(如图3)。镀Ni侧为氧化区加入NaOH溶液,另一侧未镀Ni的充氢区加入0.5 mol/L H2SO4+ 0.56 g/L Na4P2O7·10H2O 溶液。

图3 实验H电解池的搭建Fig.3 Construction of experimental H-electrolytic cell

将H池与工作站连接完后,在氧化区施加+0.35VNi的电位,去除杂质直至电流小于2 μA/cm2。之后保持 +0.35VNi的电位不变,进行氢的氧化实验。采用直流稳压电源对充氢区施加10 mA/cm2的恒电流进行充氢,阴极侧产生的氢原子经过扩散渗透到阳极侧,并立即被阳极侧施加的电势氧化,形成氧化电流。实验期间H池两侧始终保持通N2。当氧化电流到达稳态时(稳态渗氢电流),切断充氢电流,记录氢的氧化电流变化趋势,利用时间滞后法进行计算,得出所选钢板试样的氢扩散系数。

在同样的阳极电位条件下,测定氢渗透瞬时曲线。将充氢电流密度设为6 mA/cm2,待氧化电流到达稳态时,迅速将充氢电流密度从6 mA/cm2切换至16 mA/cm2。到达新的稳态氧化电流时,再迅速将充氢电流密度从16 mA/cm2切换至6 mA/cm2。再次到达稳态氧化电流时关闭阴极充氢,所得曲线即材料的氢渗透瞬时曲线。

1 .3.5 金属氢腐蚀实验

在阴极充氢区域,电解电流密度分别设置为10,20,50,100 mA/cm2等,时间梯度为0.5,1,2,5 h等。对钢材试样进行电化学充氢实验(氢腐蚀),电解液与氢扩散系数实验中的阴极溶液一致。采用SEM分析氢渗透后试样的表面形貌。

1 .3.6 动电位极化曲线测试

取三种钢材试样表面处理后以20 mA/cm2电化学充氢1 h。采用三电极体系,电解液为0.5M H2SO4溶液(1M = 1 mol/L),充氢后的钢材作为工作电极,Pt片为辅助电极,饱和甘汞为参比电极,使用普林斯顿2273电化学工作站测试动电位极化曲线。其中扫描速度为1 mV/s,扫描电位从 –1 V开始向正向扫描至+1 V。在所测试的动电位极化曲线中以开路电位的 –0.25~+0.25 V范围作为Tafel曲线的强极化区,用于获得自腐蚀电流和自腐蚀电位。

2 结果与讨论

2.1 镀Ni层致密性分析

进行氢渗透实验前,需将阳极侧镀Ni,如图4所示,图4为镀层Ni在SEM下1 000倍与3 000倍的放大微观图。图中Ni层覆盖率高,且颗粒致密,能起到良好氢催化效果。表2为镀层的能谱仪(energy dispersive spectrometer, EDS)元素组成情况,Ni的质量百分数大于90%,与SEM图中的高覆盖率吻合。同时镀层中也存在O和Fe元素,可能是制样过程中试样表面被氧化所带来的。在除杂工作中,可进一步减小因氧化物而带来的误差。

图4 氢催化层Ni的SEMFig.4 SEM of hydrogen catalytic layer Ni

表2 镀层Ni的EDS元素组成表Table 2 EDS element composition of Ni coating

2.2 氢扩散系数

三种实验材料(20#,16Mn,X52)的首次充氢氧化电流密度曲线如图5所示。采用时间滞后法依次计算每种材料的氢扩散系数及原子氢浓度,如表3所示。

表3 20#,16Mn和X52钢材的氢扩散系数和原子氢浓度Table 3 Hydrogen diffusion coefficient and atomic hydrogen concentration of 20#, 16Mn and X52

观察图5可知,当原子氢渗入时,在20#钢内扩散速度最大,红色曲线值迅速上升,反应最快,首先到达平台保持稳定。若在工作环境中,20#钢因其内部氢扩散速率最大也将最快发生氢腐蚀。而X52和16Mn两种钢稳态渗氢电流大小相近,曲线上升速度也接近,氢敏感性相似。氢扩散系数的计算结果也和图解分析一致,X52和16Mn的氢扩散系数相近且小于20#钢的值。X52钢的氢扩散系数最小,20#钢氢扩散系数最大。扩散系数与氢原子在钢材中流动的难易程度有关,理论上氢扩散系数越大,就越容易发生氢腐蚀。实验测得的X52氢扩散系数比文献[14]测得的数值小一个数量级。文献是在理想状态下进行的模拟计算,不考虑材料存在缺陷等实际情况,本实验方法是材料真实氢扩散系数的体现,对管道输氢材料的选择,更具有实际意义。

图5 20#,16Mn和X52试样首次充氢的氧化电流密度–时间曲线Fig.5 Oxidation current density time curve of 20#, 16Mn and X52 filled with hydrogen for the first time

在充氢侧施加一个充氢电流,电解生成的氢原子并不是瞬间渗透进钢材的,而是受试样表面状况的影响,堆积到一定浓度后开始逐渐渗透。首次充氢时,一部分氢被材料中的氢陷阱捕捉,导致扩散过程被阻碍,减慢氢原子到达阳极氧化区进程。所以,上述两种因素会影响时间滞后法计算的氢扩散系数,该扩散系数被认为是有效扩散系数(表观扩散系数)。一般来说该值比氢在钢中的实际晶格扩散系数值要小。

图6和图7为改变充氢电流密度所得的稳态渗氢瞬时曲线。由于充氢侧一直在充氢,体系始终处于稳定饱和的氢扩散状态,即通过这种方法所得的氢扩散系数不依赖充氢侧氢浓度大小,且氢陷阱造成的影响大幅减小(不可逆氢陷阱一直处于被填满状态),拟合得到的氢扩散系数更接近真实值。因为氢陷阱的影响减弱,材料中渗透扩散的氢原子数量增加,所以采用稳态渗氢瞬时曲线拟合所得的氢扩散系数略大于首次充氢的氢扩散系数。

图6 20#,16Mn,X52充氢密度6→16→6 mA/cm2的积聚、衰减瞬态曲线Fig.6 20#, 16Mn, X52 hydrogen charging density 6→16→6 mA/cm2 accumulation and attenuation transient curve

图7 20#,16Mn,X52充氢密度:(a) 6→16 mA/cm2部分积聚瞬态曲线;(b) 16→6 mA/cm2部分衰减瞬态曲线Fig.7 20#, 16Mn, X52 hydrogen charging density:(a) transient curve of partial accumulation of 6→16 mA/cm2;(b) 16→6 mA/cm2 partial attenuation transient curve

同时发现在相同电流密度充氢的情况下,第二次充氢所达到的稳态渗氢电流略小于第一次充氢时的稳态电流(图6中1 600 s相对于0 s时的渗氢电流密度)。可能归因于在试样不断的充氢过程中,内部组织逐渐发生氢腐蚀,导致氢原子原本的扩散通道被破坏,阻碍氢在钢板中的扩散,致使稳态渗氢电流减小。通过氢扩散积聚、衰减方程拟合可得氢扩散系数,如表4所示。

由表4可知材料积聚、衰减拟合曲线所得的氢扩散系数大小规律与首次充氢所得的完全一致,积聚瞬态曲线与衰减瞬态曲线拟合得到的氢扩散系数值大小几乎相等(取平均值作为材料氢扩散系数)。这表明此方法不依赖充氢端的氢浓度大小,所得氢扩散系数与充氢电流无关。通过部分积聚、衰减拟合曲线所得的氢扩散系数略大于首次充氢所得的氢扩散系数,是因为此方法不受充氢侧表面处理限制且削弱了氢陷阱捕捉的影响,使材料内部的氢原子渗透、扩散过程始终处于稳态。20#钢的氢扩散系数最大,X52与16Mn氢扩散系数较小,与首次充氢实验获得氢扩散系数的规律一致。

表4 20#,16Mn和X52钢材部分积聚和衰减拟合所得氢扩散系数Table 4 Hydrogen diffusion coefficient obtained by partial accumulation and attenuation fitting of 20#, 16Mn and X52

2.3 氢腐蚀后SEM形貌分析

如图8所示,在20 mA/cm2恒流条件下改变X52钢的充氢时间,之后观察其表面形貌。当充氢时间为0.5 h时,在试样表面仅仅发生点腐蚀,钢材宏观形貌也无明显变化。但当充氢时间逐渐增长时,点腐蚀数量增加;直至充氢6 h,开始出现阶梯式断层裂痕(氢脆)。当充氢时间达到12 h时,整块钢材表面布满沟壑状隆起,边缘处存在更明显的裂纹。这些裂纹是由许多小的二次裂纹扩展合并而成,这表明氢对钢材产生了严重的脆化作用。大量原子氢渗透入材料结构内部,影响组织位错与正常滑移,使材料表现出脆性。当原子氢再次复合为分子氢由钢材内部溢出时,气体体积增大,在溢出过程中容易破坏钢材内部结构,加上氢腐蚀赋予钢材的脆性特点,形成了这种布满沟壑的隆起结构。但这些氢腐蚀大多以裂痕形式存在,鲜少出现氢鼓泡现象。可能是原子氢因浓度过高,迅速复合为分子氢溢出,直接破坏了金属内部及表面,形成该腐蚀样貌。

图8 在20 mA/cm2充氢电流密度下,充氢时间对X52钢试样表面形貌的影响: (a) 0.5 h; (b) 2 h; (c) 6 h;(d) 12 h充氢后的SEM试样表面形貌Fig.8 Effect of hydrogen charging time on surface morphology of X52 steel sample under hydrogen charging current density of 20 mA/cm2: SEM sample surface morphology after hydrogen charging (a) 0.5 h; (b) 2 h; (c) 6 h; (d) 12 h

图9展示了X52和20#钢在不同电流密度下充氢2 h后的表面形貌。随着充氢电流密度递增,腐蚀程度也加剧,也出现了沟壑状腐蚀裂痕。此外,对比X52和20#钢在相同实验条件下的腐蚀情况,发现20#钢腐蚀更严重。在0.50 A/cm2的充氢条件下,20#钢的SEM图显示出更明显的隆起腐蚀,说明其原子氢渗透扩散的速率更快、数量更多,氢腐蚀更加严重。这也与之前计算出的氢扩散系数中,20#钢氢扩散系数值最大,抗氢腐蚀能力较弱的规律一致。对于X52钢较20#钢耐蚀性更好可能归因于20#钢含有更多的C,Mn,S,P等易偏析元素,会导致刚体韧性降低,与H共存时显著降低钢的耐腐蚀性能。X52钢不仅上述易偏析元素含量低,而且由于加入了细化晶粒的Nb,V,Ti元素,氢原子不容易渗透,有效改善其耐蚀性。

图9 充氢电流密度对X52 (a)~(d)与20# (e)~(f)钢试样氢腐蚀影响:(a) 0.010 A/cm2; (b) 0.050 A/cm2;(c) 0.20 A/cm2; (d) 0.50 A/cm2; (e) 0.20 A/cm2; (f) 0.50 A/cm2充氢后的SEM试样表面形貌,时间均为2 h(续)Fig.9 Effect of hydrogen charging current density on hydrogen corrosion of X52 (a)~(d) and 20# (e)~(f): The surface morphology of SEM samples after hydrogen charging was observed for 2 h (a) 0.010 A/cm2; (b) 0.050 A/cm2;(c) 0.20 A/cm2; (d) 0.50 A/cm2; (e) 0.20 A/cm2; (f) 0.50 A/cm2 (continued)

图9 充氢电流密度对X52 (a)~(d)与20# (e)~(f)钢试样氢腐蚀影响:(a) 0.010 A/cm2; (b) 0.050 A/cm2;(c) 0.20 A/cm2; (d) 0.50 A/cm2; (e) 0.20 A/cm2; (f) 0.50 A/cm2充氢后的SEM试样表面形貌,时间均为2 hFig.9 Effect of hydrogen charging current density on hydrogen corrosion of X52 (a)~(d) and 20# (e)~(f): The surface morphology of SEM samples after hydrogen charging was observed for 2 h (a) 0.010 A/cm2; (b) 0.050 A/cm2;(c) 0.20 A/cm2; (d) 0.50 A/cm2; (e) 0.20 A/cm2; (f) 0.50 A/cm2

2.4 动电位极化曲线

图10分别是三种钢材在电化学充氢(氢腐蚀)前后的动电位极化曲线,自腐蚀电流与自腐蚀电位数值,如表5所示。动电位极化测试后取出试样,在其表面可观察到附着了一层致密黑色腐蚀产物并伴有腐蚀裂纹的出现。充氢后的钢材自腐蚀电流均明显增大,黑色腐蚀产物也增多,说明在伴有氢腐蚀的情况下,钢材更易被腐蚀破坏,整体稳定性下降明显。尤其16Mn自腐蚀电流上升两个数量级,性能受损严重。20#和X52钢的自腐蚀电流均上升一个数量级。

表5 充氢前与20 mA/cm2, 1 h电化学充氢后20#,16Mn,X52的自腐蚀电流与电位Table 5 Self corrosion current and potential of 20#, 16Mn and X52 before hydrogen charging or electrochemical hydrogen charging by 20 mA/cm2, 1 h

图10 (a) 充氢前;(b) 20 mA/cm2, 1 h电化学充氢后20#,16Mn,X52的动电位极化曲线Fig.10 (a) Before hydrogen charging; (b) After electrochemical hydrogen charging at 20 mA/cm2 for 1 h,potentiodynamic polarization curve of 20#, 16Mn and X52

3 结论

本文主要讨论了目前常用的三种钢管(20#,16Mn,X52)的氢扩散系数测定、氢腐蚀速率与腐蚀形貌、腐蚀前后的动电位极化曲线,主要结论如下。

(1)通过在钢材阳极侧镀Ni,以两种不同充氢方式分别测得了稳态渗氢电流。在减少氢陷阱捕捉与氢原子浓度堆积的影响后,计算出氢扩散系数 20#:2.84×10–6cm2/s;16Mn:2.60×10–6cm2/s;X52:2.45×10–6cm2/s。其中 X52 钢氢扩散系数最小。

(2)在钢材的氢腐蚀SEM形貌表征中,随着充氢电流密度的增大以及充氢时间的延长,钢材腐蚀裂痕数量增加,腐蚀程度也加剧。X52钢与20#钢均出现了严重的腐蚀现象,相比之下20#钢腐蚀得更严重。归因于X52钢的易偏析元素含量较少,耐蚀性也较好。

(3)通过动电位极化曲线的表征也证明钢材发生氢腐蚀后,整体稳定性下降,耐蚀性能随之下降。其中16Mn自腐蚀电流上升两个数量级,性能下降明显。而X52钢的耐腐蚀性能较好,性能下降较小。

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