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氢致开裂的机理主要有氢压理论、氢吸附后降低表面能的理论、氢降低原子间结合力理论（弱键理论）、以及氢促进局部塑性变形的理论。前三种理论认为氢使材料脆断所需的临界应力场强度因子 KI下降，它们原则上不讨论塑性变形在氢致开裂和滞后断裂中的作用。氢促进局部塑性变形的理论则认为，任何断裂过程都是局部塑性变形发展到临界状态的结果，氢能促进塑性变形过程，从而在较低的外应力下就能使局部塑性变形发展到临界值而引起氢致开裂。
氢压理论是由 Bennek 等提出的，由Zapffe进一步完善。氢压理论认为当金属或合金中的氢有较大的饱和度，它们将在各种缺陷处结合成氢分子，形成很大内压，形成材料内部的氢鼓泡甚至微裂纹，在外应力作用下微裂纹不断扩展，最终形成宏观裂纹。氢压理论成功地解释了电解充氢过程中产生的裂纹，钢中白点以及钢在硫化氢溶液中产生的微裂纹。
自从70 年代提出氢促进塑性变形导致断裂观点以来，进行了很多研究，在各种氢致开裂的机理中，褚武扬等认为氢促进局部塑性变形从而促进断裂的机理是最为主要的。氢促进位错发射和运动(即促进局部塑性变形)，因此在比空拉更低的外应力下，氢促进的局部塑性变形就会发展到临界条件，使得局部地区的应力集中等于被氢降低了原子键合力，从而导致氢致微裂纹在该处形核。原子氢进入微裂纹就复合成 H2产生氢压，它能使微裂纹稳定化，同时也能协肋局部应力使之解理扩展。这个氢致开裂的新机理考虑了氢促进的局部塑性变形，氢降低原子键合力氢压的作用。根据这个理论导出的氢致滞后断裂力学参量，从而就可定性解释试样中可扩散氢浓度、氢陷阱、温度以及形变速度对氢致开裂敏感性的影 响，但氢致开裂机理的定量化还有很多工作要做。
为了进一步研究显微组织对 HIC 裂纹敏感性的影响规律，用扫描电镜背散射电子成像（BSE）和能谱仪（EDS）对 HIC 实验后的试样进行分析，研究裂纹萌生的原因；通过对裂纹处的 SEM 和背散射衍射（EBSD）对裂纹扩展路径进行分析，判断氢致裂纹的扩展方式。 ①氢致裂纹萌生
为了研究 X80 钢中的夹杂物对 HIC 敏感性的研究，通过扫描电镜 BSE 和 EDS 对不同组织中的微裂纹和夹杂物成分进行分析，研究裂纹萌生的机理和扩展途径。
图2中的 EDS 结果表明，在裂纹处的夹杂物主要有三种，富 Mn 夹杂（A），Al、Mg、Ca 夹杂（B），和富 Si 夹杂（C）。裂纹在 A 和 B 型夹杂处萌生或穿过，但是在C型夹杂处没有发现裂纹，这说明夹杂物的成分对 HIC 的形成具有显著地影响。Al2O3夹杂是不连续分布的硬脆相，在该夹杂处晶格发生显著的畸变，因此很容易在夹杂物和基体的界面上形成缺陷。另外，氢进入钢基体以后倾向于在这些缺陷处聚集并最终形成裂纹。在 MnS 夹杂物处，由于局部溶解造成的孔洞能够为氢在钢中的聚集提供位置，并可能萌生形成裂纹。此外链条状的 MnS 夹杂是有效的可逆氢陷阱，在也能够产生氢致裂纹。富 SiO2夹杂容易发生形变从而能除残余应力，且其形状为圆形，夹杂
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西安石油大学本科论文 物周围晶格畸变较小，故在 SiO2处没有发现裂纹的萌生。
图2 HIC 敏感性实验后微裂纹处的 BSE 和 EDS
a原始组织、b 空冷组织、c 水淬组织
② HIC 扩展方式分析
为了探究氢致裂纹扩展的机理，用扫描电镜对三种组织试样断面上的微裂纹进行了
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西安石油大学本科论文 观察，分析氢致裂纹的扩展方式，结果如图3所示
图3 不同组织 X80 钢裂纹扩展 a：原始试样，b：空冷试样，c：水淬试样
从图3中可以看出：试样中的氢致裂纹均为典型的阶梯状裂纹，三种组织中裂纹的扩展发生有一定的差异，原始和空冷试样中的氢致裂纹主要以穿晶裂纹为主，水淬试样中则以沿晶裂纹为主，并伴随着少量的穿晶裂纹。 2.2.2 IGSCC 破裂机理
对于 IGSCC 的机理较复杂，还在进一步的研究中。Parkins研究结果认为，对于沿晶应力腐蚀破裂（IGSCC），晶界区与晶粒内部的结构及成份存在很大区别。对于含碳量较低的管线钢，由于晶界碳化物的偏析，使得晶界与晶内的成分有显著差异，晶界区原子能量较高，电位较负，在溶液中相对晶粒内部为阳极，优先溶解，引起强烈的沿晶腐蚀，在应力的作用下，裂纹尖端金属局部塑性变形导致其表面的保护膜破裂，导致阳
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西安石油大学本科论文 极加速溶解，裂纹不断扩展。
胡钢、徐淳淳等研究了 X70 管线钢在 NaHCO3/Na2CO3溶液中应力腐蚀敏感条件下的电极过程及钝化行为。在活化钝化过渡区，钢表面发生的反应比较复杂，电极过程包含 Fe 的阳极溶解、生成钝化膜、钝化膜的化学溶解三种过程，表面破坏处可能成为应力腐蚀裂纹源。
Wang等人利用高分辨率 STEM 研究了 X52和 X65 管线钢的晶界成份，发现在珠光体与珠光体、珠光体与铁素体、铁素体与铁素体的晶界上没有硫和磷
元素的偏析，而在铁素体与珠光体的晶界上发现了 Mn 的周期性富集和贫化，并有渗碳体是富 Mn 的。在SEM 的微观结构研究中，发现在铁素体与铁素体晶界上由碳化物片层，珠光体可能是由这些碳化物片层起始的。由于 C 污染，在 STEM中，未能观察到晶界的碳含量分布，这说明 IGSCC 可能并非是晶界偏析所致。 2.2.3 TGSCC 破裂机理
近十年来，许多专家学者加强了 TGSCC 的研究，对 TGSCC 的产生机理进行了研究，但未达广泛的共识，总结起来有以下几种观点：
（1） 阳极溶解机理
Wang认为近中性 pH SCC 直接与腐蚀率有关，支持阳极溶解机理。而Parkins、Beavers、Rebak等认为单纯的阳极溶解机理不能解释 TGSCC，在近中性溶液中的应力腐蚀破裂并非出现在活化-钝化过渡区，动电位扫描极化曲线表现为活性溶解，TGSCC 裂纹扩展速率至少比由 Faraday定律预测的高 1-2个数量级，因此 TGSCC 不可能是阳极溶解机制。
（2） 氢脆机理
Kushida、Harle等认为近中性 pH SCC 与氢脆机理相关。Rebak、Plumtree 和 Qiao 等证实了进入金属中的氢的作用。Zheng等认为开裂特征与氢脆特征一致，例如 TGSCC 的断口形貌为带有微孔的准解理断裂。汪兵等研究了 16Mn管道钢在近中性 pH 值溶液中的应力腐蚀行为，并认为应力腐蚀开裂为氢脆型应力腐蚀开裂。
（3） 阳极溶解和氢作用的混合机理
Pakins、 Beavers等通过试验验证了在近中性溶液中的应力腐蚀机理为阳极溶解与氢的共同作用。裂纹在钢表面的蚀坑处萌生，蚀坑内有足够产生氢原子的低pH值，土壤介质中含有的大量 CO2维持着近中性水平。氢在近中性pH 土壤中，反应后生成氢原子，进入钢材，使金属脆化，韧性降低，在阳极溶解（降低了钝化膜的稳定性，加快了溶解速率）和氢脆的交互作用下，裂纹萌生和扩展。郭浩等研究了外加电位对 X70 钢在近中性溶液中的应力腐蚀破裂的影响，并认为阴极电位的应力腐蚀机理为氢脆占主导，而自腐蚀电位及阳极电位条件下是氢促进阳极溶解。
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3. X80 管线钢焊接接头的低温断裂
3.1 管线钢的低温脆断韧性
断裂韧性作为材料的本质性能指标，在管线钢的抗断设计和安全评定中得到了广泛的应用，尤其是断裂韧性 CTOD （Crack Tip Opening Displacement 裂纹尖端张开位移）试验。由于断裂韧性 CTOD 试验的加载速率较低，与管线钢的起裂相近，因而在管线钢研究领域，CTOD 是经常使用的开裂型试验和常用的起裂准则。
断裂韧性 CTOD 是为了处理大范围屈服的弹塑性断裂而发展起来的，它是由应力强度因子 KI延伸而来的一种断裂应变判据。应力强度因子只适用于裂纹尖端处于线弹性和小范围屈服的条件，即裂纹尖端附近的塑性区尺寸小于应力强度因子主导区时，才能应用线弹性断裂力学的理论去分析裂纹体的断裂问题。由于输油气管线的延性较好，因而受载时裂纹尖端会发生较大的塑性变形，导致屈服区较大。此时裂纹尖端已不能满足线弹性条件，尽管可以采用线弹性力学的方法加塑性区修正可以处理弹塑性问题，但对于含裂纹构件的承载能力往往预测错误。因而在管线钢的断裂韧性评定中，裂纹尖端位移 CTOD 方法为弹塑性问题的求解提供了可能，并通过大量实验数据积累，已经形成了基于值的管线钢韧性评定标准，已足以保证 CTOD 测试的准确性。同时不少学者已用物理概念明确、理论严密的应力应变场理论导出了σc的表达式，为 CTOD 赋予了较严密的理论依据。
长输埋地管线经历的环境温度范围很广，从热带高温至高原冬季接近零下50℃的低温。目前我国常用的结构钢材在常温下韧性很好，低温条件下韧性降低，因此管线钢既有在常温下发生韧性断裂，也可能在低温条件下发生脆性断裂。裂纹尖端张开位移（CTOD）指标可以作为弹性阶段、小范围屈服直至大范围屈服各个阶段的断裂判据，在管
线钢的断裂分析中 CTOD 指标将会发挥重要作用。
3.2 低温脆断韧性研究
近年来，英国焊接研究所提出的测试断裂韧度 KIC、CTOD(δ)和 JIC的统一试验标准 BS7448，受到国际焊接学会的重视并予以推广应用。目前已被国际标准局（ISO）采纳，编号为 ISO/TC164/SC4-N400。经试验研究表明，随着试验温度的降低，表征 X80管线钢抗开裂性能行为的最大载荷 CTOD 呈现下降趋势，这表明随着工作温度的降低，材料的抗开裂能力变差，焊缝在试验低温时都具有较高的断裂韧度值，而热影响区CTOD 值已经很低，而在低温时仍然有较高的抗开裂性能。比较得到，热影响区仍然是焊接接头抗开裂能力薄弱区域。总结说明X80管线钢整体具有较好的低温抗开裂性能，
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