Yb掺杂CaZrO_(3)质子导体中氢扩散系数的确定

为研究Yb掺杂CaZrO_(3)体系质子导体的物化性能,以分析纯CaCO_(3),ZrO_(2)及Yb_(2)O_(3)为原料,经固相反应法在1873 K温度下烧结10h制备得到了Yb掺杂CaZrO_(3)质子导体电解质。利用电化学工作站分别测试了5%H_(2)O-95%N_(2)和5%D_(2)O(重水)-95%N_(2)气氛中电解质的阻抗,并获得了电阻弛豫曲线。采用自行设计的数学算法和计算机程序确定了不同温度下氢在电解质试样中的化学扩散系数。计算结果表明,在1073~1373K温度下,CaZr_(0.85)Yb_(0.15)O_(3)-α电解质中氢的化学扩散系数为1.24×10^(-6)~2.23×10^(-6)cm^(2)/s;而CaZr_(0.8)Yb_(0.2)O_(3-α)中氢的化学扩散系数为1.47×10^(-6)~6.67×10^(-6)cm^(2)/s。氢化学扩散系数与温度的关系式分别为D_(H)=1.60×10^(-5)e^(-22499/RT)和D_(H)=1.22×10^(-3)e^(-59509/RT),而对应的扩散激活能分别为0.62和0.23 eV。

菲克定律在氢扩散系数研究中的应用

菲克第一定律、菲克第二定律是氢扩散系数测定的理论依据,但测量时采用的不同初始条件和计算方法会对计算结果造成一定的偏差。针对氢扩散过程中两种初始状态("衰降暂态"、"升起暂态")对应的扩散系数的求解公式及对应电流进行了推导和分析,将理论依据与单电位阶跃的电化学实验方法中的实际模型相结合,得出了实际实验条件下不同初始状态对应的合理的计算方法、实验结果及各自不同的具体应用,通过比较证实"升起暂态"在实验控制方面较佳。

管状样品中高温氢扩散系数的测定

采用气相渗透法测定了Cr18Ni10Ti奥氏体合金管材的氢扩散系数.设计了合适的测试装置,测试温度范围为360-600℃.分别对内表面涂铝及未涂铝的管材样品进行了中、高温度氢扩散系数测试.用有限差分方法计算了管材样品氢渗透曲线和氢扩散系数-特征时间曲线,从而能够处理扩散系数的测试数据.涂铝管材的室温氢扩散系数为5.789×10-20m2/s,氢扩散激活能为8.144×104/mol,分别比未涂铝管材低5-6个数量级和高1倍.

循环伏安法测定纳米晶贮氢合金中氢扩散系数

用双辊快淬法制备了纳米晶稀土贮氢合金,XRD图谱表征为结晶较好的CaCu5六方结构,Scherrer公式计算晶粒大小约为40nm。利用循环伏安法测定了纳米晶稀土贮氢合金电极中的氢扩散系数(DH=1.67×10-7cm2/s),由于纳米晶粒具有较高的结晶度和细小的晶粒尺寸,高密度晶界为氢在合金内部的扩散提供快速通道,提高了贮氢合金的吸放氢效率,从而提高了氢的扩散性能,使电极中氢的扩散系数增大。

纳米晶与非晶Mm(NiCoMnAl)5结构及氢扩散系数研究

通过循环伏安法测定了纳米晶态与非晶态Mm(NiCoMnAl)5贮氢合金电极中的氢扩散系数,并利用XRD、TEM和SAED对贮氢合金进行了结构表征.结果表明:纳米晶合金比非晶合金具有更高的结晶度和细小的晶粒尺寸,大量的晶界为氢原子提供了良好的扩散通道,有利于氢在合金中的扩散,提高了合金电极中氢的扩散系数.

一种临氢钢的氢扩散系数测定

研究氢在临氢钢中的扩散行为有助于准确评估该材料在临氢环境中的服役寿命。采用双电解池电化学氢渗透法测试了氢在临氢钢中的扩散系数D,并利用基于半无限扩散模型的氢渗透修正公式,分析了试样厚度、充氢电流密度和测试温度等因素对氢渗透率测定值的影响规律。结果表明:氢陷阱会降低氢扩散系数,试样厚度对氢扩散系数测量值没有明显影响,充氢电流密度越大,表征氢扩散系数与理论值越接近,氢扩散系数随测试温度升高而增大,D=0.044 5exp[-25 230/(RT)]。

MH电极中氢扩散系数的测定及其应用

利用恒流放电法测定了金属氢化物(MH)电极中氢原子扩散系数的平均值.通过恒电位法测定了MH电极中氢原子的扩散系数与其荷电态(SOC)的关系.根据MH电极模型可知,增大氢原子扩散系数或减小储氢合金粒径均能提高MH电极的快速充电性能,并能计算出MH电极在不同的初始荷电态、不同充电倍率下,表面氢原子浓度达到最大值所需的时间.

一种车用低合金铸钢氢扩散系数的测定方法

采用双电解池电化学氢渗透法测试氢在一种低合金铸钢中的扩散系数,并利用基于半无限扩散模型的氢渗透修正公式,分析试样厚度、充氢电流密度和测试温度等因素对氢扩散系数测定值的影响规律。结果表明:试样厚度对氢扩散系数测量值没有明显影响,不过从材料均匀性方面考虑,选取较厚的试样应获得更准确的测试值;充氢电流密度越大,表观氢扩散系数与理论值越接近;氢扩散系数随测试温度升高而增大,其关系式为D=0.052 8exp(-22.47/RT)。

氢陷阱对临氢钢氢扩散系数测定的影响

采用双电解池电化学氢渗透法测试氢在临氢钢中的扩散系数,并通过对比修正前后氢渗透公式的拟合结果,评价临氢钢中的氢陷阱对氢扩散行为的影响。结果表明:氢陷阱会降低氢扩散系数的测量值,并导致不同厚度试样的测量值存在差异。从材料均匀性方面考虑,选取较厚的试样应获得更准确的测试值。

电镀时间和温度对U78CrV钢氢扩散系数的影响

氢能使钢材产生氢脆,导致材料的力学性能降低。而氢原子对钢的危害作用由扩散产生,因此了解氢原子在钢中的扩散行为对防治氢鼓泡和氢脆有重要意义。利用电化学氢渗透技术,施加恒定阴极电流,分别通过改变试样电镀时间、试验温度,对U78CrV钢进行氢渗透参数的研究。分析了不同电镀时间、不同试验温度对U78CrV钢的氢扩散系数的影响。研究结果表明:电镀时间过短和过长都会使得阳极极化电流降低,影响氢原子电离形成氢离子,当电镀时间360 s时形成的镍层效果最好。试验温度的升高会提高氢的渗透量(和氢扩散)系数,氢在U78CrV钢的扩散激活能为19 371 J/mol,氢扩散系数与温度的关系式为D=3.14×10^(-3)exp(-19371/RT)。

应力场中氢扩散的实验研究 Ⅰ.拉-压对称应力场

一、前言拉应力是金属或合金发生氢致破裂的基本条件,但已有研究证明,压应力条件下缺口根部仍能萌生氢致裂纹。这说明不均匀应力场是发生氢脆的重要条件。Oriani曾认为:应力可能促进氢扩散,但许多研究都认为,应力并不影响氢在金属中的扩散系数,或者只是改变了稳态氢扩散通量及溶解度。SAKAMOTO等的研究结果指出,退火和淬火、回火钢的氢扩散系数与残余应力有相反的变化关系,而与氢溶解度的变化趋势一致。

B2相FeAl合金的电化学氢扩散行为

以铁粉和铝粉为原料,应用粉末冶金方法制备了B2相FeAl合金,采用电化学方法研究了B2相FeAl合金的电化学氢扩散行为。结果表明:制备所得B2相FeAl合金中的孔洞少而小,组织中出现类似于珠光体的黑白相间条状亚结构的偏析区域,且偏析区域的铝含量高于未偏析区域的;不同阴极充氢电流密度下的稳态氢扩散电流密度均略小于极限氢扩散电流密度;在B2相FeAl合金中氢的扩散通量、有效扩散系数、溶解度均随着阴极充氢电流密度的增加而增大;在阴极充氢电流的作用下,充氢端一侧合金表面的氢脱附反应速率常数远大于吸附反应速率常数,只有极少数的氢能够吸附到合金表面并渗入到合金中,说明在室温水汽环境下B2相FeAl合金氢脆的发生较为缓慢。

AB_5型储氢合金低温氢扩散行为研究

用恒电位阶跃法研究了低温下AB5型储氢合金中的氢扩散行为。研究表明,低温下放电深度为50%的AB5储氢合金中,氢扩散系数受阶跃幅值的影响不大,且随着温度的降低而减小,其数量级约为10-8,这是AB5储氢合金低温高倍率放电性能差的原因之一。

氢陷阱对纯净钢SM490B中氢扩散行为的作用

利用电化学氢渗透法研究了氢陷阱对纯净钢SM490B中氢扩散的影响,研究结果表明,在SM490B钢中不可逆氢陷阱对氢的表观扩散系数没有影响,但会延长氢原子的穿透时间,而可逆氢陷阱则降低了氢的表观扩散系数。当氢渗透电流密度小于8 mA/cm^2时,随充氢电流密度增加,氢原子的表观扩散系数随之增大;当氢渗透电流密度大于8 mA/cm^2后,随着氢渗透电流密度的增大,氢在SM490B钢中的表观扩散系数保持恒定。在温度30℃时,氢原子在无氢陷阱的纯净钢SM490B理想晶格中的扩散系数为3.97×10^(-5)cm^2/s。

氢在钢管壁内的扩散及氢腐蚀实验研究

运输含氢气氛的钢管会发生氢腐蚀而性能受损。本研究通过分析原子氢渗透扩散机理,选取常用的三种钢管(20#,16Mn,X52)进行Devanathane–Stachurski渗氢实验。采用扫描电子显微镜分析渗氢后钢材形貌,并以动电位极化曲线比较渗氢前后自腐蚀电位和电流的变化。结果表明:20#钢的氢扩散系数最大,X52最小。随着充氢电流密度增大与充氢时间增长,钢材腐蚀程度也加剧。动电位极化曲线测试表明,16Mn自腐蚀电流上升两个数量级,性能下降明显;X52钢的抗腐蚀性较好,性能下降最少。

Nb对氢在Fe-13Cr-6Al-2Mo合金中扩散行为的作用

采用电化学氢渗透方法研究氢原子在Fe-13Cr-6Al-2Mo和Fe-13Cr-6Al-2Mo-0.5Nb合金中的扩散行为,分析了0.5%Nb(质量分数,下同)对氢原子在Fe-13Cr-6Al-2Mo合金中扩散行为的作用.研究结果表明:当在Fe-13Cr-6Al-2Mo合金中添加0.5%Nb后,合金的晶粒得到细化,同时合金中析出大量弥散分布的细小Fe_(2)Nb相.0.5%Nb的添加大幅度降低了氢原子在Fe-13Cr-6Al-2Mo合金中的表观扩散系数,使氢原子在合金中的扩散激活能提高了50.3%.Nb原子通过提高合金中的氢陷阱浓度,有效降低了氢原子在FeCrAlMo基合金中的扩散速率.

氢在不同成分和显微组织的Mg-Ni合金电极中的扩散能力研究

采用机械球磨的方法,制备了不同成分和显微组织的MgxNi(x=1%、1.5%、2%(原子分数))合金粉,并采用X射线衍射(XRD)和扫描电子显微镜的方法研究了Mg/Ni比对机械球磨过程中Mg-Ni合金粉末组织结构演变的影响。在不同的电位扫描速度下,对具有不同Mg/Ni比和显微组织结构的Mg-Ni合金电极循环伏安曲线进行了测量,并由此计算出了氢在这些电极中的扩散系数,分析了合金成分和显微组织对Mg-Ni合金电极中氢扩散能力的影响。其结果表明,降低Mg/Ni比,能提高Mg-Ni合金在球磨过程中非晶相的形成能力,Mg-Ni和Mg1.5Ni合金获得完全非晶相的球磨时间分别是120和160h。在由细小、分散并且完全非晶态的Mg-Ni合金颗粒制备的电极中,氢表现出较强的扩散能力,其扩散系数为1.98×10-8cm2/s。

微合金元素Cu及等温温度对低碳硅锰钢氢扩散行为的影响

目的探究微合金及热处理工艺对氢扩散的影响。方法设计含0.4%Cu及未含Cu的两种低合金钢,采用两相区保温-淬火-配分(IQ&P)热处理工艺获得280、400℃等温温度的试验钢,通过SEM、EBSD、电化学氢渗透等方法分析其氢扩散行为。结果对于无Cu钢,当等温温度为280℃时,大角度晶界占比55%,残余奥氏体(RA)体积分数约为0.02%,氢扩散系数约为1.82×10^−7 cm^2/s;当等温温度为400℃时,大角度晶界占比51%,RA体积分数约为0.35%,氢扩散系数约为1.30×10^−7 cm^2/s。对于含0.4%Cu的低合金钢,等温温度为280℃时,大角度晶界占比46%,RA体积分数约为0.15%,氢扩散系数约为2.70×10^−7 cm^2/s;贝氏体区等温温度为400℃时,大角度晶界占比33%,RA体积分数约为3.00%,氢扩散系数约为0.40×10^−7 cm^2/s。结论微合金元素Cu的添加,导致晶粒度的细化,大角度晶界占比更低,RA含量更高,从而其氢扩散系数更低,不利于氢扩散行为的发生。当等温温度由280℃升到400℃时,虽然会导致晶粒粗化,但大角度晶界占比更低,且RA含量更高,同样会降低其氢扩散系数,不利于氢扩散行为的发生。由此可知,含0.4%Cu、等温温度为400℃时,IQ&P钢的氢扩散能力最差。

Nb-Ti-Ni体系合金的结构及其氢渗透性能

以Ni30Ti31Nb39为成分基点,通过合金成分的规律性调整(5%,原子数分数),研究系列Nb-Ti-Ni体系合金的相结构与氢渗透性能。研究结果表明:制备的Nb-Ti-Ni合金有两相和三相共2种相结构;两相合金由bcc-Nb(Ni,Ti)固溶体和(bcc-Nb(Ni,Ti)+β2-NiTi)共晶相构成;三相合金除上述两相外,还有少量NiTi2相;两相结构合金的氢渗透性能优于三相结构合金性能,合金中Nb含量越多,bcc-Nb(Ni,Ti)固溶体相含量越大,合金的氢扩散系数(D)增大;Ni和Ti含量增大,则降低了固溶体相的比例,不利于合金氢扩散性能提高;Nb-Ti-Ni体系合金的氢扩散系数为10-9数量级,Nb49Ni25Ti26合金的氢扩散系数最大(5.260 5×10-9 m2/s)。

预充氢马氏体时效钢的氢脆性能研究

目的研究预先存在于试样中的氢对材料力学性能的影响。方法对固溶态和三种时效态18Ni马氏体时效钢,采用双电解槽装置测量了其氢扩散系数,用热分析法获得了材料的氢扩散激活能。采用慢应变速率拉伸法评估了在预充氢后镀镉密封试样的力学性能,并由此评估它们的氢脆敏感性。结果固溶态试样的氢扩散系数最大,为1.40×10^(-8)_ cm^2/s;对时效态试样,当时效温度分别为465、490、530℃时,氢扩散系数分别为6.23×10^(-9)、5.52×10^(-9)、2.84×10^(-9) cm^2/s,即随时效温度升高,扩散系数降低。而扩散激活能正好相反,固溶态的最小,其他的依次逐渐升高。四种试样均显示出氢脆敏感性,且随着预充氢电流密度升高而增大。T465和T490的氢脆敏感性均大于58%,T530的氢脆敏感性小于40%。四种试样的断口形貌均表现为由中心起裂,向周围呈放射状扩展。中心起裂源处为典型的沿晶开裂,扩展区为准解理开裂。结论过时效态样品的抗氢脆性能最好。预先存在于试样中的氢在拉伸过程中向中心富集,造成中心沿晶开裂,与动态充氢拉伸断口相反。