【正文】 范圍內(nèi)CrK輻射獲得衍射圖案。在50℃空氣氛圍下進行這種類型的測量。用VHX600D數(shù)字式顯微鏡（Keyence GmbH，德國）可以得到在宏觀尺度上斷裂面和頸縮區(qū)域的初始表征。這個Z的參數(shù)是金屬材料對HEE的易感性的一個非常敏感的測量[5,15,21] 。在氫試驗的情況下，使用在所有情況下的內(nèi)部載荷傳感器測得負載。在氫氣氣氛中測試，將容器在1MPa下用純氮氣清洗三次。在這三個研究的合金在上述的生產(chǎn)路線引起了的平均晶粒尺寸（ASTM粒度號G188。所有四個試樣（2個研磨拋光和2無研磨拋光）進行氫試驗，其余兩個作為參考在空氣氣氛中進行。在文獻[58]中，長度30毫米和直徑5mm的六個拉伸試樣通過濕法車削方法從鍛造棒材中心被加工出來。最后，考慮到成本效率，鎳含量要保持在AISI 型304L不銹鋼，即8 ％（重量）的水平，并且合金化處理沒有鉬。錳的合金化有兩個積極的貢獻：首先，它提供了在固溶退火溫度[50]下面心立方相的熱力學穩(wěn)定性，其次，它增加了合金抵抗馬氏體轉(zhuǎn)變（公式（1））的穩(wěn)定性。因此，其含量降低到重量“允許的最小”水平13％。因此，MD30溫度值越低，應變誘導相變成的合金越穩(wěn)定。其目的是最大限度地提高碳含量。在這項工作中，并且為了滿足上述要求，與其相關五個元素被確定為所述合金的主要組成部分，即：碳，錳，鉻，鎳和鋁。眾所周知,一個完全穩(wěn)定的材料并不能保證對HEE的高阻抗[15，31，40], 但是在亞穩(wěn)合金[5，1315，26]中，對HEE無抵抗力也是可能的。該步驟依賴于奧氏體不銹鋼比鐵素體鋼[4,6,810]表現(xiàn)得對氫脆更高的抵抗力的總趨勢。本研究的目的是設計一個精益合金和HEE性奧氏體不銹鋼作為在室溫和零度以下且高壓下氫應用的潛在候選者。這種合金的氫應用的唯一的缺點可能是由較高的鎳含量帶來的成本限制。正如作者詳細的研究討論，高濃度的氫可以修改2169不銹鋼的斷裂機制。在1982年West和Louthan[27]出版了這種合金的更詳細的表征，其中通過在室溫下，以505℃,*105s1應變速率的拉伸試驗的方法，在熱預充電和未充電的狀態(tài)下得到19不同的制造路線。除了盡量減少AISI型316奧氏體不銹鋼中的鎳含量的這種策略，在關于精益合金和HEE耐熱鋼的文獻中遇到的問題解決策略并不是很多。越來越多的SFE將有利于更均勻的變形。幾個研究都集中在通過改變間隙和置換元素[6,1820]的含量來增加奧氏體不銹鋼的穩(wěn)定性。更具體地，如果對易感性的氫環(huán)境脆化（HEE）進行評估，前面文獻與本文都認為穩(wěn)定奧氏體不銹鋼對HEE [2,3,5]表現(xiàn)更高的阻抗。然而,由于其具有高鎳和高鉬含量，這些合金需要一個成本高的解決方案。 關鍵詞：高鋁奧氏體不銹鋼，氫環(huán)境，脆化，奧氏體穩(wěn)定性， 形變誘發(fā)馬氏體 ，合金發(fā)展1. 前言在移動和固定應用領域使用氫發(fā)電通常被認為是一個非常有前途的替代可再生能源和無碳能源之一。關于合金的概念,高碳、高錳、高鋁含量的結合使合金在抵抗應變馬氏體的形成上有一個極高的穩(wěn)定性。氫環(huán)境脆化的磁化率是通過純氫氣的壓力為40 MPa、溫度為50℃的慢應變速率的拉伸測試來評估的。 一種高鋁奧氏體不銹鋼對于氫的應用的發(fā)展過程文章信息：文章歷史： 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 可在線共享2013年版權,氫能源出版物、LLC。在這種條件下,屈服強度、抗拉強度和斷裂伸長在與空氣中的同伴測試相比不受氫的影響。這方面可以通過現(xiàn)場磁測量和其它x射線衍射研究。然而,開發(fā)的氫能源受保證氫安全操作的一些材料高成本的限制。因此,具有相同屬性但還可降低相關成本的新型鋼是需要的。在此上下文中，術語“穩(wěn)定”指的是避免了在一給定溫度下所施加的應變下和馬氏體形成的性能。這些研究表明，增加奧氏體的穩(wěn)定性已在氫氣環(huán)境中對材料的塑性回應產(chǎn)生有利的影響。以降低成本結合到對HEE高阻性的需要已促使最小所需的鎳含量的鑒定。在這方面最早的貢獻之一由Louthan和卡斯基于1976年發(fā)表[8]。不帶電荷的試樣在120MPa氫氣退火條件下的拉伸試驗，根據(jù)面積的減小值，導致約30％的延展性的損失。此外，考慮到由于沒有應變誘發(fā)馬氏體相變，氫輔助的斷裂可通過促進變形[28,29]的局部化的變形機制手段解釋。在這種情況下，在50 ℃進行的10MPa的氫氣氣氛慢應變速率拉伸試驗[31]證明由錳換鎳和氮素添加是不成功的。這種新型合金通過高壓氫氣慢應變速率拉伸試驗方法經(jīng)驗開發(fā)并且合格。以下三個不同的方面被認為是合金化概念的里程碑：a）充分的熱力學穩(wěn)定性，在工業(yè)溶解的退火溫度下確保完全奧氏體相，b）足以抵抗應變誘導奧氏體形成的穩(wěn)定性，以及c）相對較高的SFE。第三方面,具有相對較高的SFE是增加合金的穩(wěn)定性的必要特性。然后，用滿足熱力學計算的方法（相圖計算方法[4749]）定義表1中關鍵成分。即，它不僅奧氏體在固溶退火溫度[50]的熱力學穩(wěn)定性，而且增加了對形成的機械穩(wěn)定性。另外，添加碳也可以增加的材料[52,53]的超臨界流體萃取。這個量在這里不進行評估，它應與足夠的耐腐蝕性和在溶解退火溫度下“最小”鐵素體穩(wěn)定化的作用結合。然而，加入的錳也有消極的方面：它降低了在奧氏體不銹鋼[52,54]的SFE。即，提供的熱力學穩(wěn)定性[ 50] ，的形成（公式（1））的機械穩(wěn)定性，并提高了SFE [52,53,57] 。隨后，把試樣在工業(yè)真空爐在1050 ℃熱處理30分鐘，其次是在200 kPa壓力的氬氣中淬火。參考材料是奧氏體不銹鋼AISI304L型和316L的德意志EDELSTAHLWERKE（DEW，德國）提供的半成品。）。其次用純氫氣在1MPa連續(xù)8清洗 ，然后將容器填充至試驗壓力。在空氣/氫氣環(huán)境下使用卡規(guī)/伸長測量計，％彈性極限應力。. 特性描述. 顯微結構和斷裂面在拉伸試樣螺紋部分的縱切面用金剛石研磨膏研磨和拋光到1毫米，進行金相準備。數(shù)字圖像是采用RZ20透鏡和一個50倍的倍率光濾波器，將斷裂面經(jīng)由二次電子與SEM對比研究。[59]把表示鐵素體等效物的儀器讀數(shù)轉(zhuǎn)換成馬氏體的質(zhì)量分數(shù)。把所得到的圖案與由成田等發(fā)表的304型不銹鋼中和馬氏體用的數(shù)據(jù)進行比較[60]。可以看出。同樣，熱力學計算表明，穩(wěn)定的氮化鋁（AlN）已經(jīng)在熔體中形成。圖3中為兩種氣壓下的示例性的拉伸曲線，其中從拉伸曲線的表象可以推斷所研究的材料中的第一差異。與之前的曲線相關聯(lián)的拉伸性能的值和的計算一起示于表2中，作為在相同的條件下進行兩次試驗的平均值。 除了面積的減小的值，三種合金的延展性響應的直接印象從圖 4中所示的為測試試樣的頸縮區(qū)域的宏觀圖像獲得。通過對三個研究合金的體積測量，得到奧氏體穩(wěn)定性的主要特征，旨在檢測鐵磁相的存在。隨著測試的進行，立即出現(xiàn)兩種傾向：首先， AISI型304L低穩(wěn)定性對于工程壓力高于10%，其次。如圖7中顯示的結果給出了相和相的識別，而相沒有任何顯著的貢獻。與此相反，304L合金在空氣氣氛的形成對于氫更為明顯。所有的空氣測試的標本展出了杯錐型的韌窩斷裂。該選擇與拉伸斷裂發(fā)生的三個階段對應，這連續(xù)的三個階段是：在1的中央裂紋開始和生長，在2中沿剪切面增殖 ，在區(qū)域中3斷裂的終止[6365]。氫氣輔助斷裂的區(qū)域確定了在3號，并且在低倍鏡下顯示斜線圖像更明顯。而區(qū)域2是小而淺凹坑的相對光滑表面，區(qū)域1是不平坦的表面，且凹部具有等軸和更深的結構。這與在空氣中觀察試樣的結果一致。然而，在奧氏體不銹鋼中HEE的問題不能被減少到一個標稱組成或鎳等效值的范圍。而新型合金108 ，無論SFE和相應的變形機制的實驗評價都是未來研究的一部分。在測試和表征過程證明了304L鋼的低穩(wěn)定性。與304L鋼合金對比，并且在拉伸強度和斷裂伸長率方面沒有外部氫的不利影響。由于新合金有一個非常高的面積減少（表2），所以隨時間變化，在試樣的頸部表面附近發(fā)生氫致斷裂是很可能的。即，在某些位置上的應力集中高到足以允許氫氣滲透時，外的部分影響氫氣氛，和散裝材料能夠掌控的氫致斷裂的進展。在50℃在40 ，可以觀察一個完全韌窩斷裂?？紤]到這種類型的材料[16,21,58]重要的吸收氫不能通過擴散發(fā)生，材料變形和外部氫氣氛的主要相互作用下是氫原子的。具體地，圖6和7清楚地表明該合金相對于參考的316L具有較高的穩(wěn)定性。然而，這種材料在40MPa的純氫氣和在50C下的性能意味著它是氫能應用的一個有希望的候選對象。在這些條件下，新型合金表現(xiàn)出與316L的參考材料等效的對HEE的高抗性。最后，通過考慮鉬的不存在和與鋼316L相比超過4%鎳含量的減少量，合金附加費預計將顯著降低，從而表現(xiàn)出一種構件在氫環(huán)境中運行的成本效益。參考文獻：[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 andstresscorrosion cracking of stainlesssteel. MetallurgicalTransactions A e Physical Metallurgy and Materials Science1979。46(13):4559e70.[6] Deimel P, Sattler E. Austenitic steels of different position in liquid and gaseous hydrogen. Corrosion Science 2008。10(5):275e9.[11] Shivanyu