摻氫/純氫環境下燃氣輪機的氫致損傷研究進展
2024-08-01 14:15:13
作者：材料導報 來源：腐蝕與防護
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隨著全球能源結構向低碳化轉變，氫能作為一種清潔、可再生的能源形式，正在受到越來越多的關注。摻氫/純氫燃氣輪機作為一種高效能源轉換技術，為氫能的大規模應用提供了重要支撐。然而，氫氣環境下的燃氣輪機熱端部件面臨著氫致損傷的挑戰，限制了其長期穩定運行。
摻氫/純氫燃氣輪機的工作原理類似于傳統的燃氣輪機，但其燃燒過程和燃料系統設計具有一些特殊之處。在摻氫/純氫燃氣輪機中，氫氣作為主要燃料替代了傳統的化石燃料，如天然氣或石油。這種氫氣可以是摻雜了少量氫氣的天然氣，也可以是純氫氣，其使用旨在減少碳排放并實現更清潔的能源轉換過程。在燃燒過程中，氫氣與空氣混合后在燃燒室內燃燒，產生高溫高壓的氣體。這些高溫高壓氣體通過噴嘴進入渦輪，推動渦輪旋轉并產生機械功。機械功然后被傳遞到軸上，驅動渦輪發電機或其他設備。值得注意的是，盡管摻氫/純氫燃氣輪機具有環保和清潔能源的優勢，但氫氣的引入對燃氣輪機典型部件材料在臨氫環境下力學性能和服役安全性提出了更高的要求。在高溫臨氫環境下，燃氣輪機熱端部件易受氫損傷的影響。高溫環境下氫的滲透擴散性加劇，會破壞金屬晶格、降低金屬結合力，并引起局部塑性變形，從而加速部件的氫損傷累積。此外，燃氣輪機啟停機過程和運行時溫度分布不均勻，以及運行過程轉動部件高速旋轉速率的變化，在轉子、噴嘴、復環和透平葉片內部引起較大疲勞載荷，致使高溫蠕變-疲勞是燃氣輪機熱端部件的主要失效形式。盡管國內外學者對金屬氫致損傷進行了大量的研究，但目前對于高溫臨氫環境下燃氣輪機的氫損傷以及耦合蠕變-疲勞的損傷機制仍未有明確的答案。重型燃氣輪機的結構按進氣方向依次為壓氣機、燃燒室、渦輪，如圖1所示，其中熱端部件即燃燒室和渦輪的工作環境受燃氫影響較大。氫氣的火焰速度是甲烷的7倍，且淬火距離（發生名義淬火時熱火焰與冷固體表面之間的距離）僅為碳氫化合物的1/2。這意味著火焰穩定燃燒時，氫火焰在靠近內壁位置呈現類似壁湍流結構，對材料的熱承載能力提出了更高的要求。因此，氣缸、壓氣機、燃燒室和燃氣透平等熱端部件首選材料是鎳基高溫合金，如GH4169（IN718）、GH4706（IN706）、GH4738（Waspaloy）和GH720Li（U720Li）等。
宏觀上看，對于高溫臨氫部件，氫損傷的主要形式為環境氫脆和反應氫脆。兩者都是指外部氫原子進入合金材料內部，導致的合金材料機械性能的劣化。
其中，反應氫脆是特指氫原子進入金屬內部后與合金材料中的一種或多種元素發生反應導致的材料性能的退化。而環境氫脆中，氫原子不與合金內部元素發生反應，而是以可擴散氫的形式存在于空位或間隙處，或在缺陷處以捕獲氫的形式存在，降低了金屬材料的機械性能，從而使得導致延性喪失、強度下降。這兩者都是合金材料常在高溫下表現出的氫脆形式，但反應氫脆往往使得合金材料機械性能永久/不可逆的惡化。
目前，對于氫脆機制沒有一個統一的普適理論。如圖2所示，自Johnson在1875年首次發現氫脆以來，已經進行了100多年的研究，提出了許多基于試驗觀測和理論計算的氫脆模型。
這些理論中，從對材料性能影響是否可逆的角度可分為不可逆氫脆和可逆氫脆。不可逆氫脆包括氫壓理論、氫誘導相變理論（hydrogen-induced phase transformation，HIPT）以及高溫氫腐蝕（high temperature hydrogen attack，HTHA）理論。而可逆氫脆可以由氫增強金屬脫鍵（hydrogen-enhanced decohesion，HEDE）、氫增強局部塑性（hydrogen-enhanced localized plasticity，HELP）和氫增強應變誘導空位（hydrogen-enhanced strain-induced vacancy，HESIV）機制來解釋。
不可逆氫脆理論中，Zapffe等提出的氫壓理論認為，室溫下，金屬表面吸附的氫進入金屬內部，會在缺陷處重新聚集結合成氫分子，導致缺陷處局部壓力逐漸增大，最終導致材料失效。Fischer和Svoboda完成了氫氣內壓的理論計算，Xie等對氫氣泡生長進行了原位觀測，為這一理論提供了有力的證據。而HTHA機制被公認為是材料在高溫臨氫環境下最主要的氫損傷機制。高溫環境下，氫原子與金屬內部溶解的碳發生脫碳反映，形成甲烷。與氫壓理論類似，大分子的甲烷不容易擴散造成在晶界等缺陷處聚集，形成甲烷氣泡，從而導致材料失效。此外，材料充氫試驗表明，氫的大量過飽和會使試樣表面發生顯著的結構變化，Westlake提出了HIPT理論來解釋這種現象。HIPT理論包括兩種類型，氫化物的形成以及氫誘導馬氏體相變。含有氫化物形成元素（如Zr、Ti、Ta等過渡金屬）的材料在含氫量超過溶解度極限時，形成高脆性的氫化物沉淀，裂紋易沿著這些“低能”路徑發生擴展。氫化物的形成以及解理斷裂只發生在氫化物能穩定存在的體系中，微觀結構觀察以及熱力學分析證實了這一過程。而部分材料中（如304不銹鋼）的氫誘導馬氏體相變可以認為是應變誘導馬氏體相變的一種類型，試樣在氫環境下的充氫過程中產生的局部高應力被認為是氫誘導馬氏體相變的驅動力。相變形成的馬氏體具有更高的氫擴散率，從而為氫向晶界和其他局部應力區域擴散提供了快速通道。可逆氫脆機制中，目前主流的兩種氫脆理論分別是Pfeil在1926年提出的HEDE機制和Beachem在1971年提出的HELP機制，其作用機理示意圖分別如圖3a和3b所示。
圖3 (a) HEDE機制示意圖；(b) HELP機制示意圖HEDE理論認為，氫原子的進入，會使得晶格平面或界面的內聚強度降低。且作為易捕獲氫的位置，氫容易在晶界處偏析，進一步減少了金屬原子之間的鍵合強度。基于實驗觀測氫導致金屬沿晶間斷裂為這一理論提供了充分的證據。而HELP理論指出，被位錯捕獲的氫將降低位錯運動的臨界應力強度，促進了位錯的運動。氫對位錯運動速率的增強幅度也根據材料不同而不同，位錯速率的增加導致了更高的位錯密度，使得滑移帶交叉點附近的局部位錯堆積，材料過早失效。最近一些研究表明，HELP是由于堆垛層錯能的降低，從而增加了不全位錯之間的平衡距離來降低交叉滑移的可能性，這種延性的增加將導致局部軟化，增加材料塑性破壞的可能性。HELP理論的提出，解釋了氫導致金屬延性斷裂的現象。Lynch等結合HEDE和HELP兩種理論，提出氫吸附促進位錯發射（adsorption-induced dislocation emission，AIDE）機制。在AIDE理論模型中，充氫材料的裂紋萌生和擴展不僅通過裂紋尖端的位錯發射產生，而且還包括裂紋尖端前沿微孔洞的形核和擴展。在滑移帶交叉點或裂紋前沿塑性區處，由于高應力導致的位錯發射，在裂紋前沿將引起位錯的運動，進而導致孔洞形核和生長。孔洞的形成有助于裂紋的擴展，導致裂紋尖端張開角變小，使得裂紋尖端再次銳化。AIDE機制中，位錯發射是裂紋擴展的主要機制，且氫在裂紋尖端或空位處的擴散和吸附是AIDE機制的必要條件。因此，AIDE機制下材料產生的裂紋可為穿晶擴展或沿晶擴展為主，這取決于材料中易于位錯發射和孔洞形核的位置。裂紋的形核和擴展是由于裂紋尖端區域發生脫聚以及位錯發射而導致的。此外，學者們針對不同的氫損傷現象還提出了HESIV和微孔聚集（nanovoid coalescence，NVC）機制進一步闡明氫脆的機理。 對氫損傷的大量研究往往集中于一種特定的機制上，然而單一的氫損傷機制往往無法準確描述其損傷過程，實際氫損傷過程往往是多種機制共同作用，這取決于工況環境以及材料種類等因素。近年來，基于表征手段的觀察，確定了同一試樣中HEDE和HELP兩種機制共同作用的情況。HEDE機制在晶間斷裂和沉淀相/基體界面脫落過程中被激活；而HELP當損傷開始于滑移帶交叉位置處時被激活。Novak和Martin等提出氫在合金中的關鍵作用與位錯（結合能最低氫捕獲位點）的運動有關，特別是氫的存在促進了位錯在晶界碳化物處的堆積，并引起的碳化物和基體界面之間的脫落。而Wasim和Djukic等認為HELP效應導致的高密度堆積的位錯可能會促進氫向晶界的運輸，從而引發了HEDE損傷機制發生。
在許多情況下，AIDE、HELP和HEDE機制的組合可能會發生，具體取決于材料和其他因素。圖4總結了HELP和HEDE協同作用機制，HELP引發的HEDE機制側重于通過HELP機制的先前活動激活HEDE機制，而HELP+HEDE機制則涉及塑性引發的HE機制和HEDE機制的協同作用。
Arora等通過分析氫對多晶鎳金屬疲勞斷裂的影響，揭示了NVC和HESIV協同作用引發了更快的裂紋擴展速率。同時也指出HELP引發的HEDE機制對疲勞裂紋的萌生起著重要的作用。Ding等推導了S形曲線，量化了晶間斷裂和空位氫濃度的比例。晶界斷裂模式可以通過臨界空位氫濃度來判斷。提出了氫誘導的穿晶向沿間斷裂轉變的納米尺度機理，包括氫、位錯、空位和晶界之間的相互作用，還充分驗證了HELP、HESIV和HEDE機制的協同作用和相互作用。
在摻氫/純氫環境下，燃氣輪機材料的氫致損傷主要源于氫與材料微觀結構中的缺陷相互作用所導致的性能劣化。氫可以在各種類型的晶格缺陷中被捕獲和運輸，例如空位和某些溶質、位錯、晶界、相界面、三相點、沉淀物、微納米裂紋、表面臺階、空隙以及表面氧化層內部，如圖5所示。
確定氫脆背后的控制機制的主要挑戰在于明確具有微觀結構敏感性的氫捕獲原理和氫運輸動力學機制。材料在高溫下的氫損傷機制研究，需要明確材料中不同氫陷阱對氫的響應行為。原子尺度上，結合第一性原理和分子動力學等計算手段，分析空位或溶質原子對材料中氫捕獲以及擴散的影響；微觀層面上，可通過原位或預充氫試驗，用先進的表征手段分析位錯、晶界、相界以及沉淀相等在高溫材料在臨氫環境中失效的關鍵作用。從而探明高溫合金的原子-微觀-宏觀多尺度損傷機理。通過深入理解氫與材料微觀結構的相互作用，可以更準確地評估燃氣輪機材料在氫環境下的性能變化。進一步研究材料內部缺陷與氫的擴散、吸附和析出之間的關系，有助于揭示材料在臨氫環境下的損傷機理。在臨氫環境下，空位被認為是材料局部塑性流動原動力以及損傷開始的關鍵誘因，在氫脆過程中起著核心的作用。HESIV理論認為，材料氫損傷的本質使氫在原子尺度上增強了材料晶格中空位的形成。氫原子進入材料晶體晶格內后，顯著降低了材料中晶體晶格的空位形成能，這在一定程度上能促進新空位的形成。并且氫可以穩定原有的空位，使之不易在位錯運動過程中湮滅。然而，Neeraj等認為，氫能穩定材料在塑性變形過程中產生的空位損傷并導致空位聚集，這是材料中納米孔洞形核生長的主要原因。此外，材料中的溶質原子的類型也影響著材料的氫脆行為，特別是對于氫反應氫脆中的HIPT和HTHA而言，溶質原子在其中起了主導地位。一方面，與溶質原子相連的結構缺陷會影響材料中氫的擴散和分布，這在一定程度上影響了材料的氫脆行為。另一方面，部分溶質原子易與氫原子結合形成高脆性的氫化物，導致材料脆性斷裂。在原子尺度上，可能很難通過顯微表征手段直接觀察到空位和溶質原子與氫的相互作用，基于密度泛函理論和第一性原理的分子動力學計算，能有效的判別空位和溶質原子與氫的相互作用。已經有大量的基于第一性原理的能量計算研究表明，氫對材料中晶格空位的穩定效應是通過形成氫-空位配合物的形式來實現。氫-空位配合物在不同金屬中具有良好的穩定性，是孔洞形核的優先位點。Li等的研究同樣也證明氫-空位配合物將促進納米孔洞的形核和聚集，并增強了材料延性損傷的累積效應。此外，不同位置的晶格空位對氫的捕獲效應也不同，孿晶界處的單個空位可捕獲多個氫原子形成氫-空位配合物團簇，該團簇在很大程度上影響材料的拉伸強度。最新的研究表明，氫-空位團簇對材料拉伸強度的影響取決于金屬原子與氫成鍵的強化效應和成鍵過程中電子轉移的弱化效應之間的競爭。然而，這些研究僅是從能量的角度去解釋氫-空位配合物的產生，無法闡明氫-空位配合物在塑性變形過程中的作用機理。溶質原子與氫的計算研究，主要集中在氫與溶質原子的結合能以及在其附近的擴散行為上。Counts等的計算表明，材料中的C、Ti、Nb、Zr等與氫表現出較強的結合能，易形成較穩定的氫化物，高脆性的氫化物提供了低能量的斷裂路徑。顯微組織觀察和熱力學分析也證明了含有Zr、Ti、Ta等溶質原子的合金材料，在含氫量超過溶解度極限時發生開裂。而高溫臨氫環境下，C在材料中的溶解度，很大程度決定了材料的氫脆敏感性。此外，氫在材料中偏析行為也與溶質原子有關，如Mg容易導致氫偏析，使得氫易困于Mg溶質原子晶格處。研究認為這種氫的偏析行為有利于晶界的脫聚分離。溶質原子對材料氫脆的影響除了與氫結合能關外，還與其本身的大小有關。Mo除了有較強的氫親和力外，還有其較大的原子尺寸，在晶格處形成較大的排斥應力場，這將降低氫的擴散速率，從而削弱了材料的氫脆敏感性。Sawada等將溶質原子與氫的作用分為化學效應和力學效應，氫原子能否在晶體中穩定存在，主要取決于溶質原子的化學效應。由于技術水平的限制，原子尺度上針對氫與氫陷阱的研究僅限于計算模擬，僅從能量角度分析兩者之間的相互作用。并且，關于高溫臨氫環境下原子尺度下的氫陷阱和氫的相互作用，尚未見報道研究。 目前，對于氫與位錯相互作用的理論模型還不夠完善。雖然柯氏氣團理論、連續介質力學理論等模型已被提出來解釋這種相互作用，但他們仍存在一定的局限性，難以完全描述實際材料中復雜的氫脆現象。根據柯氏氣團理論，材料內的可擴散氫原子會在位錯周圍形成一個可以拖曳位錯的氣團，從而阻礙位錯的運動。而Brinbaum和Robertson等基于連續介質力學理論解釋了材料中位錯與被其捕獲的氫的相互作用機理。被位錯捕獲的氫產生“屏蔽”效應，改變遠程位錯之間的彈性相互作用，使得單個位錯在一系列同號位錯中更容易運動，促進了局部的塑性流動。此外，分散的氫-空位配合物或氫-空位配合物團簇與位錯之間的相互作用，對于理解臨氫環境下材料的塑性變形和破壞機制也至關重要。一些研究者認為，氫-空位配合物與晶格空位不同，不會被移動的位錯所吸收，反而會促進位錯的攀移和湮滅。而另一些則認為，類似于柯氏氣團，過量的氫-空位配合物對移動位錯可能起到扎釘作用，并降低位錯的遷移率。采用原子尺度模擬計算和原位先進表征手段可以更直觀地觀察臨氫環境下材料中位錯的演化行為。Gaveriljuk等通過第一性原理計算了氫對電子結構的影響，從電子結構的角度解釋了氫對位錯移動的加速作用。氫在費米能級上降低了電子態密度，使得材料剪切模量降低，從而減小了位錯的發射應力和線張力。然而，Zhu等的細觀尺度模擬結果表明，氫-空位配合物可能對移動位錯起到扎釘作用，特別是在裂紋尖端，從而抑制了位錯的移動和裂尖的進一步鈍化，導致材料脆性失效。Xie等利用環境透射電子顯微鏡證明了移動位錯在氫氣氛圍中失去了移動性。微觀尺度上，早期研究致力于評估氫對材料中位錯密度的影響，但這似乎取決于其他條件。最初，Wilcox等的研究指出，臨氫環境下材料中位錯密度增加并導致微觀結構的變化。然而，這種影響在拉伸應變低于10%時才明顯可見，而在較高應變情況下的差異并不明顯。相反，Mclnteer等的研究發現，在2.5%~10%的應變范圍內，帶氫試樣中的位錯排列與不帶氫的試樣并無明顯差異，與之相似，Robertson等在拉伸實驗中也得出了類似的結果。利用高壓扭轉技術，Wang等研究了氫作為剪切應變的函數對試樣中位錯演化的影響，結果顯示氫加速了位錯組織的演化，導致形成了更小的位錯胞和更致密的位錯壁。然而，Harris等對暴露于77 K氫氣氛圍的試樣的單軸拉伸試樣進行了顯微表征，并未觀察到位錯胞大小的差異。進一步研究表明，氫環境下金屬位錯演化的行為因材料和條件而異。例如，Wang等發現，碳鋼的位錯演化受到氫的推動，在暴露于氫環境下出現了緊密的位錯帶和細小的位錯胞。然而，Ogawa等的研究表明，氫抑制了純鐵疲勞裂紋附近位錯結構的演化行為，導致塑性降低。此外，最新研究顯示，氫促進位錯增值與演化與晶粒取向相關，這表明HELP機制可能具有取向依賴性。氫和位錯的相互作用是一個復雜的過程，受到多種因素的影響，如材料的晶體結構、氫濃度、應變狀態等。以往研究往往集中在特定條件下的氫和位錯相互作用，對于不同條件下的相互作用機制還存在較大的研究空白，需要進一步加強理論模型的建立，開發多尺度的原位觀測技術，以全面理解氫與位錯相互作用機制。 氫在晶界處的偏析和擴散是導致氫脆的主要機制之一。當金屬處于氫環境中時，氫原子會優先吸附和聚集在晶界處，由于晶界處的原子排列不規則和缺陷較多，使得氫原子更易于在此處停留。這種偏析現象導致了晶界區域的氫濃度增加，從而降低了晶界的內聚能，使得晶界更容易發生斷裂。晶界的結構特征對氫偏析行為具有重要影響。研究表明，共格晶界由于其良好的原子配合和較低的表面能，對氫的偏析具有較高的抵抗能力，相比之下，隨機晶界和高能位錯晶界更容易受到氫的影響。此外，晶界的結構特征也 會影響氫在晶界中的擴散行為。一些研究表明，晶界處的缺陷和孔隙可能會成為氫擴散的通道，促進氫原子在晶界中的遷移和聚集。而對于共格晶界而言，由于其較為緊密的原子排列，可能會限制氫原子的擴散，從而減緩氫對晶界的影響。近年來，隨著計算能力的提高，基于原子尺度的模擬成為研究氫與晶界相互作用的重要手段之一。通過分子動力學模擬和第一性原理計算等方法，可以揭示氫原子在晶界中的偏析和擴散機制，進而為研究材料氫脆機理提供理論指導。模擬計算顯示，在少量氫含量下，氫偏析顯著降低了Σ3(111)晶界的內聚能，晶界內聚能降低的大小和嚴重程度取決于晶界處偏析氫的含量。Huang等計算也表明，無論在Σ3還是Σ5晶界，氫原子的存在都會削弱晶界處的金屬結合強度，但與Σ3晶界相比，同一金屬材料的氫原子更容易在Σ5晶界擴散。此外，晶界取向差異和晶界取向角分布對氫偏析起著重要作用。據Jothi等的研究報道，氫在傾斜晶界處的偏析濃度取決于取向角，隨著傾斜晶界取向角的增大，氫偏析濃度呈現先增加后減小的趨勢，并在35°時達到最大值。沉淀相作為晶體結構中的非均質性區域，對氫的吸附和擴散具有顯著影響。一方面，部分沉淀相具有較大的晶格間隙或孔隙，為氫原子的擴散提供了便捷通道。特別是對于一些金屬合金，沉淀相的局部原子結構可能與基體不同，導致氫在其中的吸附能力和擴散性質不同。沉淀相中更高的擴散速率促進了氫的聚集和固溶，加劇了氫脆性。另一方面，一些特殊的沉淀相，特別是某些碳化物可能對氫具有捕獲和固溶的作用，從而減少氫在晶體中的濃度，降低了氫脆敏感性。此外，沉淀相的形貌和分布對氫的擴散行為也具有重要影響。沉沉淀相的微觀結構調控可以改變氫的擴散路徑，從而影響氫的固溶和析出行為，進而調控材料的氫脆性。通過模擬計算，從能量的角度上來看，氫的捕獲位點不止是沉淀相晶格內部，還大量存在于相界處。Takahashi等通過原子探針成像，證實了沉淀相相界處氫原子被大量捕獲。除模擬計算和原子探針成像這兩種手段外，熱脫附譜法也能定性的表征不同沉淀相氫捕獲能力的大小。對于NbC、TiC、VC和Mo2C四種沉淀相，熱脫附譜法結果顯示其對氫捕獲能力的大小以此為NbC>TiC>>VC>Mo2C。碳化物的尺寸和共格與否被認為是決定其氫捕獲能力的主要因素。共格和半共格的沉淀相具有更強的氫捕獲能力，而高溫臨氫環境下，非共格沉淀相可能被激活，Wallaert等在高溫臨氫環境下發現非共格NbC處顯示出較強捕獲位點。因此，調控沉淀相的大小以及結構，被認為是一種有效改善材料抗氫脆性能的方案。鎳基高溫合金中，具有體心四方（D022）晶型結構的主要共格強化相γ″（Ni3Nb）和具有面心立方 （L12）晶型結構的次級強化相γ′（Ni3(Al,Ti)）均勻地分散在晶粒內部。實驗和計算表明γ′和γ″相作為較弱的可逆氫陷阱，其結合能為23~27 kJ/mol，但它們仍會增加鎳基合金的氫脆敏感性。在電化學充氫條件下，鎳基高溫合金的脆化現象在γ′和γ″相存在時更加明顯，導致材料的延展性嚴重降低。此外γ/γ'相界與氫的相互作用對于評估鎳基高溫合金在氫環境中的性能劣化至關重要。Wu等研究表明，氫在γ/γ'相界處造成的損傷比基體晶界處更嚴重，且在高溫下，氫顯著降低了γ/γ′的相界面完整性。為了適應γ/γ′相之間晶格錯配導致的錯配應變，γ/γ′界面處通常形成致密的錯配位錯，并將立方γ′相緊密包裹。當環境中氫濃度較高時，氫往往在γ/γ′相面處積聚，導致材料發生氫脆。盡管已經取得了一些關于氫與晶界和沉淀相相互作用的成果，但仍有一些不足需要進一步研究，特別是關于氫在不同晶界結構和取向下的行為以及沉淀相內部和不同沉淀相之間氫原子的擴散行為還需要更深入的探討，以填補現有研究空白，為開發高性能、抗氫脆的材料提供更深入的理論指導和技術支持。如前所述，臨氫環境對材料性能的影響已被廣泛關注。氫脆是一種嚴重影響結構材料機械性能的現象，其影響可大致分為準靜態和動態兩類。作為制造燃氣輪機等關鍵設備的材料，鎳基高溫合金因其高強度和耐腐蝕性而備受青睞。盡管鎳基高溫合金通常在高溫和腐蝕環境中表現出可靠的性能，但它們仍然容易受到氫脆的影響。因此，為了更好地了解鎳基高溫合金在實際應用中的響應，以及準確評估燃氣輪機等設備臨氫部件的安全性能和使用壽命，我們需要深入研究鎳基高溫合金在氫環境下的性能表現。這包括確定在靜態和動態載荷條件下的氫脆特性。慢應變速率拉伸試驗是評估材料拉伸性能的一種常用方法。對于鎳基高溫合金，其性能的劣化主要體現為延性的下降，通常通過在臨氫環境和參考環境中進行拉伸試驗后減少的面積或延伸率的變化來表示，常用脆化指數（Embrittlement Index，EI）來量化：
式中RAref和RAH2分別是參考環境和臨氫環境下的斷面收縮率或延伸率。大部分研究表明，盡管氫會顯著降低鎳基高溫合金的延性，但其對屈服強度和抗拉強度影響很小。然而，Lu等發現氫會導致鎳基高溫合金軟化，使其屈服強度降低，這歸因于晶界處富含（Cr，Mo）析出物與氫的相互作用。由于晶界處析出相的存在，更多的氫會被捕獲，促進了錯的形核，并使位錯滑移在拉伸加載時更容易滑移。最近的一些研究表明，氫僅導致鎳基高溫合金的屈服強度略微降低。這可能是因為盡管氫在一定程度上促進了位錯的運動，但氫本身也是一種間隙合金元素，類似于碳或氮，可以提高面心立方材料的強度。因此，屈服強度的變化可能是氫原子固溶強化的結果。鎳基高溫合金的氫脆敏感性也受其他外部因素的影響，如氫壓、應變速率和溫度等，如圖6所示。研究結果表明，在300 ℃和600 ℃的氣態氫條件，鎳基高溫合金盡管整體表現為延性斷裂，但仍存在明顯的延性降低的現象，且在且在斷面韌窩底部觀察到δ相沉淀物。圖6 在不同試驗條件下的EI：(a) 不同充氫方式和氫壓及(b) 不同溫度與應變速率δ相在高溫下具有捕獲氫的能力。氫原子傾向于在合金中尋找能量低的位置，并且δ相的結構和化學性質可能會提供這樣的位置，Zhang等通過納米級二次離子質譜法證實了δ相處氫原子的富集。因此，在氫氣環境中，δ相可能會成為氫的陷阱，促使氫原子聚集在該區域，且削弱了δ相與基體的結合力。并且盡管相較于δ相而言，γ'和γ''相對氫的捕獲能力較弱，其對鎳基高溫合金的氫脆敏感性仍有一定的影響。此外，相較于單一的外部氫環境，270 ℃條件下，預充氫（內部氫）會導致鎳基高溫合金具有更高的氫脆敏感性，且隨著氫壓以及應變速率的增大，延性降低更為嚴重。氫化后的鎳基高溫合金的典型形貌特征通常通過掃描電子顯微鏡圖像表征，包括斷口和截面。例如，圖7a和7b展示了氫化后鎳基高溫合金的典型斷口特征。氫化后的試樣的宏觀斷口頸縮特征不明顯，其斷口形貌分為準解理斷裂區和韌性斷裂區。同一試樣的微觀斷口也呈現出明顯的脆性斷裂特征，包括解理臺階和平坦斷面，但仍存在少量細小的凹坑，表明氫誘導斷裂過程中存在部分塑性變形。圖7c和7d則顯示了縱截面上的裂紋擴展模式特征。氫脆作用下，鎳基高溫合金在拉伸斷裂時表現出典型的沿晶擴展模式，并伴有大量的晶間孔洞。正如前文所述，氫削弱了基體γ相晶界處以及δ相與基體界面處的結合力，導致界面脫聚。圖7 典型氫化鎳基合金拉伸形貌特征：(a) 宏觀斷口形貌；(b) 微觀斷口形貌；(c) 裂紋擴展模式；(d) δ相的脫聚針對氫氣環境下鎳基高溫合金的斷裂韌性，常采用預制裂紋試樣進行斷裂韌性測試以量化材料的抗斷裂性能。在這種測試中，試樣承受單調增加的載荷，并實時監測裂紋張開位移。通常使用平面應變斷裂韌性KIC或彈塑性斷裂韌性JIC來表示斷裂韌性。
值得注意的是，氫誘導的斷口形貌會隨著裂紋尖端氫含量的變化而變化。有研究報道，穿晶開裂模式所需的氫量要小于晶間開裂模式，這意味著氫的存在會降低材料的局部斷裂韌性，并且這種影響會隨著斷裂方式的不同而產生變化。表1列出了幾種鎳基高溫合金在空氣中和氫氣中的斷裂韌性數據，值得注意的是，無論氫條件如何變化，相較于空氣環境，鎳基高溫合金的斷裂韌性都明顯降低。
在研究氫氣環境下鎳基高溫合金的拉伸斷裂性能時，我們主要關注鎳基高溫合金材料在單調加載條件下的應變應力響應以及最終的斷裂行為。然而，隨著研究的深入，人們逐漸意識到在實際應用中，鎳基高溫合金更常受到動態循環加載的影響，而氫氣環境下的裂紋擴展性能對其耐久性和可靠性具有重要影響。在動態循環加載條件下，氫對鎳基高溫合金的有害影響通常體現為明顯的疲勞裂紋擴展速率的增加和疲勞壽命的減少，這一現象通常被稱為氫輔助疲勞裂紋擴展。在鎳基高溫合金這種析出相強化合金中，循環變形通過析出相在位錯滑移面上的反復剪切加劇了裂紋尖端的循環塑性區內的塑性不均勻性，在此區域內累積了大量的塑性應變。這有時會導致裂紋沿局部不均勻變形優先萌生擴展，表明循環塑性區內氫輔助裂紋形核的到加強。但是，與其他氫脆敏感性高的結構材料相比，鎳基高溫合金的裂紋擴展速率的提高可能并不大，這種現象可能歸因面心立方結構中極低的氫擴散率。換而言之，在暴露于氫氣環境條件下，裂紋尖端處的氫吸附和擴散是裂紋擴展速率的決定性因素。氫對裂紋擴展行為的影響，對機械變量（載荷比和頻率）和環境變量（溫度和氫壓）存在明顯的依賴性。普遍認為，較低的載荷頻率會加快氫輔助疲勞裂紋擴展的速率。研究表明，當載荷頻率低于0.1 Hz時，氫對疲勞裂紋擴展速率的加速效果是明顯的，但當載荷頻率高于0.1 Hz時，氫輔助疲勞裂紋擴展的加速作用隨著載荷頻率的增加而減弱，Wan等也報道了相似的結果。較低的載荷頻率會增加裂紋 尖端處的氫濃度幅度，進一步降低了裂紋擴展的臨界應變。載荷頻率越低，裂紋尖端處氫氣的濃度波動幅度越大，穿透深度越大，進一步加速了裂紋的擴展。并且，氫加速裂紋擴展的速率常常與斷裂模式的變化相關聯，不同應力狀態下的斷裂模式可能會發生變化。在較低應力水平下（低ΔK），循環變形過程導致缺陷密度的增加是裂紋形核生長的必要過程，這合理的解釋了氫環境下裂紋擴展行為對循環特性的依賴，低ΔK條件下的斷裂機制被認為是由臨界應變準則（氫晶格缺陷相互作用機制）控制的。相比之下，在較高應力水平下（高ΔK），脫聚首先沿著滑移面發生，當塑性區內被激活的滑移系數量足夠多時，位錯滑移帶相交處產生的納米孔洞同樣也促進了氫輔助疲勞裂紋擴展，高ΔK狀態下的開裂機制可能是由臨界應力準則（HEDE機制）控制的。δ相的存在會加速氫輔助疲勞裂紋擴展速率，δ相與基體之間的界面可能會因氫的存在而受到損害。氫原子在界面處引起局部脆化和損傷，降低了疲勞裂紋的擴展阻力。如圖8所示，含有δ相組織的鎳基718合金樣品在氫環境下的疲勞裂紋擴展速率較無δ相組織的樣品高出近兩個數量級。此外，不同的氫環境條件對疲勞裂紋擴展速率的影響亦顯著。在低ΔK水平下，氣態氫環境（外部氫）中的裂紋擴展速率高于電化學充氫（內部氫）條件下的裂紋擴展速率；而在高ΔK狀態下，情況則正好相反。圖8 不同條件下鎳基高溫合金的疲勞裂紋擴展速率：(a) δ相的影響；(b)氫條件的影響盡管已經對氫氣環境下鎳基高溫合金的裂紋擴展性能進行了一定的研究，但在當前階段仍存在一些不足之處。首先，目前對高溫臨氫環境下鎳基合金裂紋擴展性能的研究報道較少。由于試驗設備的限制以及實驗條件的復雜性，很多研究尚未能夠提供高溫臨氫環境下鎳基高溫合金裂紋擴展行為的全面認識。此外，對于鎳基高溫合金在高溫臨氫環境下蠕變-疲勞加載條件下的裂紋擴展性能研究，目前也尚未有充分的報道。蠕變-疲勞加載條件是很多實際工程應用中的常見工況，然而對于該工況下的裂紋擴展特性，尤其是在氫氣環境下的響應，我們的了解仍然有限。因此，未來的研究可以致力于拓展對高溫臨氫環境下鎳基高溫合金裂紋擴展性能的研究，并加強對蠕變-疲勞加載條件下裂紋擴展的探索，以更全面地了解材料在實際工作環境中的行為。盡管已經提出多種氫損傷機制來解釋材料在臨氫環境下性能劣化行為，但仍未有一種統一的模型來解釋所有材料的氫損傷機理。材料氫損傷的本質是氫與材料氫陷阱的相互作用，如空位、位錯、晶界和沉淀相等，但仍受到其他條件的影響，如溫度、氫壓、載荷等。雖然鎳基合金的臨氫環境下的力學性能被廣泛研究，但在高溫條件下的性能數據仍然匱乏，這可能會影響對摻氫/純氫燃氣輪機鎳基高溫合金部件使用壽命的準確預測。未來隨著國家重點能源發展戰略在天然氣摻氫乃至純氫發電技術領域的部署，摻氫/純氫燃氣輪機發電將成為低碳綠色可持續發展的重要組成部分。然而，對于在摻氫/純氫燃氣輪機臨氫部件的設計和安全評估方面，仍存在許多科學問題亟待解決：（1）目前的鎳基高溫合金氫致損傷研究中，存在著一些邏輯上的整合和改進的空間。高溫下鎳基高溫合金的氫損傷機制尚不明確，而單一的氫損傷理論往往無法完全解釋試驗現象。因此，未來的研究方向之一是探索多種機制協同作用的可能性。結合輔助的計算機仿真和先進的微觀表征技術，可以從氫與鎳基高溫合金微觀結構相互作用的層面上去探明一種普適的氫損傷機理。（2）由于燃氣輪機的高溫高壓特性，目前大部分針對鎳基高溫合金的臨氫性能測試條件與實際工況存在差異。高溫高壓下鎳基高溫合金臨氫性能的原位測試十分困難，導致相關數據匱乏。因此，需要進一步研發高溫高壓臨氫性能測試設備，并完善實驗室針對高溫高壓臨氫環境的原位測試條件，以形成針對高溫高壓臨氫環境的材料性能測試新標準。（3）燃氣輪機部件在實際工況下承受著復雜多變的載荷，而單一載荷條件下的性能測試數據往往無法全面評估部件的安全壽命。因此，需要開展更多工況條件下的高溫高壓臨氫性能測試試驗，并建立不同條件下的材料性能數據試驗庫。基于這些數據庫，可以完善針對燃氣輪機臨氫部件安全壽命評估程序，以更好地保障燃氣輪機的運行安全性。
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