氫氣是一種無色無味無毒、燃燒效率高且綠色環保的能源，被稱為21世紀最有發展潛力的清潔能源[1]。提高氫氣的利用率，推動氫能產業的發展，是實現我國雙碳目標的有效途徑[2,3]。將氫氣以一定的比例摻入天然氣中，利用成熟的天然氣管線可以實現氫能長距離、低成本、大規模輸運[1,3]。天然氣摻氫技術不僅能夠降低天然氣利用過程中的碳排放強度還能有效解決風電/光伏等消納問題，保障國家能源安全[4]。

天然氣摻氫后，輸氣管線要長時間暴露在高壓富氫的環境當中，因此天然氣管道摻氫輸送面臨的挑戰之一為管線鋼在氫環境的相容性。目前，在摻氫輸送管道選材方面，國外已有相應的標準規范，例如，美國機械工程師學會規范ASME B31.12-2023中已列出的材料可以直接使用，如A36、A181和A350等，對于API 5L X65及更高級別的管線鋼規定最大工作應力不超過10 MPa；歐洲工業氣體協會(EIGA) IGC Doc 121/14-2014中要求輸氫管線鋼的最大硬度約為22 HRC或250 HB。該硬度極限近似等于約116 ksi (800 MPa)的抗拉強度極限，焊縫的硬度也應低于22 HRC或250 HB。國內也發行了相應的標準，例如，天然氣摻氫混氣站技術規程中要求摻氫天然氣管線材質和附件應符合GB/T 50028的有關規定；GB/T 34542-2018中并未對輸氫管線選材做出具體分類，但是對輸氫管材的評價提供了試驗方法。

國外氫氣輸送管道發展較早，技術相對成熟，輸氫壓力一般為2~7 MPa，管道選材主要包括碳鋼及API 5L X系列管線鋼，如ASTM A53、ASTM 106、X42/X52/X60管線鋼等，最高鋼級為X60；國內摻氫天然氣管道的輸氫壓力一般在4 MPa以下，多采用L245、20鋼等低鋼級管材[5]，X70和X80鋼多用于煤制氣管線[6]，但更高鋼級管線鋼的適用性尚不清楚，缺乏對摻氫天然氣輸送管道材料硬度、強度和韌性的具體要求。

管線鋼在服役過程中不可避免地要受到疲勞載荷。疲勞載荷一方面來自管內輸送介質壓力的波動，另一方面來自管線外的變動載荷，如埋地管線上車輛引起的振動、沼澤地管線浮力的波動、沙漠管線流沙的遷移、穿越管段的卡曼振動等[7,8]。摻入天然氣中的氫氣會在管線鋼表面吸附并分解，以原子氫的形式進入鋼材內部[9,10]，并被管線鋼內部的氫陷阱捕獲[9]，在疲勞載荷的作用下，管線鋼內部的缺陷處會萌生微小裂紋，在氫的作用下疲勞裂紋加速擴展的現象稱為氫致疲勞裂紋擴展(HA-FCG)[11]。臨氫環境中管道運輸系統完整性管理需要考慮管材的疲勞裂紋擴展性能[6]。國內外天然氣管線摻氫工程研究時間較短，大多數國家從21世紀初才開展相應的示范性工程項目[5]，因此摻氫天然氣管線的服役時間也較短，目前缺乏相關的失效案例及數據，但是原有天然氣管線的疲勞失效案例卻時有發生。例如，美國太平洋燃氣電力公司運營管理的132天然氣管線因疲勞裂紋擴展導致管線破裂發生爆炸[12]；中石油西南油氣田分公司富加輸氣站Ф720輸氣管線因管輸壓力頻繁變化，發生疲勞失效，引發天然氣泄漏從而發生管外爆炸[13]。歐洲輸氣管道事故數據組織(EGIG)統計表明，由管道疲勞破壞造成的穿孔和破裂分別占事故總數的29%、17%，并且據我國壓力管道事故調查表顯示，管道疲勞裂紋導致的管道泄漏占事故總數的62.5%[14]。因此，預計氫的加入會進一步提高天然氣管線疲勞失效的風險。因此研究氫在管線鋼中的作用機制，明確管線鋼HA-FCG的機理和影響因素，可以為管線鋼HA-FCG性能的優化和風險評估提供基礎。本文系統綜述了摻氫天然氣環境下管線鋼HA-FCG機理和影響因素的研究進展，并對目前管線鋼HA-FCG研究存在的不足提出了一些亟待解決的問題。

目前針對HA-FCG的理論通常基于被學者廣泛接受的氫致弱鍵[15]、氫增強局部塑性[16]、氫增強應變誘導空位[17]、吸附誘導位錯發射[18,19]等理論，4種具有代表性的HA-FCG機理的示意圖見圖1。

(1) Murakami等[20]基于氫增強局部塑性機制提出了氫增強連續疲勞裂紋擴展機制。該機制認為，載荷的增加促使裂紋尖端擴散的氫聚集到高靜水應力區域，高度積聚的溶質氫局部增強了該區域的滑移變形，使得裂紋形狀保持尖銳。(2) Marrow等[21]基于氫致弱鍵機制于1992年提出了氫誘導循環解理機制。該機制同樣認為，載荷的增加促使裂紋尖端擴散的氫聚集到高靜水應力區域，位錯從裂紋尖端發出，裂紋尖端開始鈍化，并在裂紋尖端前方形成了具有高位錯密度的高靜水應力場。隨后，擴散的氫原子被束縛在應力場中，但高度積聚的氫原子降低了晶格的內聚能，促進解理斷裂。該機制中，盡管裂紋的開裂機制是原子脫聚，不伴隨裂紋尖端的塑性變形，但仍需要在裂紋尖端形成塑性應變場以實現高濃度的氫積聚。(3) Nishikawa等[22]根據氫增強應變誘導空位機制提出了氫誘導孔洞聚結機制。該機制假設在加載過程中，氫與裂紋尖端塑性變形區相互作用會產生高密度的微孔，并發生聚合，從而加速裂紋擴展。(4) Birenis等[23]提出了脆性條紋形成機制。該機制提出，隨著加載周期的開始，裂紋尖端以交替滑移機制發生鈍化，并從裂紋尖端發射位錯，在主裂紋尖端前方形成高靜水應力場，該應力場因化學勢較低，有利于氫的聚集。在臨界拉應力和臨界氫濃度的共同作用下，塑性變形受到抑制，裂紋尖端形成解理微裂紋，主裂紋與解理微裂紋結合，推動主裂紋向前擴展直至擴展停止。該機制與氫誘導循環解理機制相似，都認為裂紋擴展的過程是解理斷裂。但是該機制認為螺位錯遷移率的降低在誘導解理斷裂中起著主要作用，而非原子間鍵能的削弱。

材料的微觀組織結構、載荷、環境等因素都會影響管線鋼的疲勞裂紋擴展[24~27]。在大多數的情況下，HA-FCG的發生并不是某一種機制的單獨作用，而是兩種或兩種以上機制的共同作用，迄今為止尚未形成統一的解釋[11,28,29]。因此，摻氫天然氣環境下管線鋼的HA-FCG的機制還需要進一步的深入研究。

氫環境中裂紋擴展過程需要考慮3個問題：(1)裂紋尖端應力場、變形場與內部氫濃度的關系；(2)HA-FCG發生的機制類型；(3) 氫對裂紋擴展的推動力與阻力的影響[30]。近年來，相場模型和內聚區模型為HA-FCG的模擬提供了重要途徑[29,31]。

力學領域的相場斷裂模型由Griffith斷裂理論擴展而來，采用長度尺度參數將尖銳裂紋正則化為擴散裂紋[32]。Griffith理論將斷裂描述為材料中儲存的能量與創造兩個新表面所需的能量之間的競爭，當材料中儲存的能量足以克服材料韌性Gc時，就會發生裂紋擴展[33]。相場模型通過引入額外的連續場變量，將離散的裂紋表面替換為一片受損材料的模糊區域，并能準確地捕捉裂紋的形核、轉向、分支和合并。這樣無需明確跟蹤裂紋表面，就能實現強大的計算[34]。建立基于相場模型的HA-FCG預測模型需要考慮有關氫與裂紋尖端的相互作用的模型和函數，例如變形-擴散-損傷耦合模型、研究材料內部氫擴散的Fick第一定律、氫作用的韌性退化函數以及氫損傷函數等[31,33]。Golahmar等[31]基于相場模型提出了變形-擴散-損傷耦合模型能夠預測任意加載模式和試樣幾何形狀下的疲勞裂紋成核和生長。Cui等[33]將斷裂和疲勞的相場模型、應力輔助氫擴散以及循環和氫貢獻的韌性退化公式相結合，提出了一種預測氫致疲勞的新模型，該模型僅將材料的韌性與含氫量的關系及其在空氣中的疲勞響應作為輸入，就能夠預測HA-FCG行為。

在內聚區模型中，將材料界面或裂紋尖端周圍的原子結構看作是由內聚區組成的。這個內聚區是一個非常薄的區域，位于裂紋尖端或者界面上，其中存在著一定的原子結構變化，從而導致了局部的能量吸收和塑性變形，這種變化可能包括原子鍵的斷裂、重新形成以及原子位移等，因此內聚區模型與氫致弱鍵機制吻合較好。內聚區模型的主要優點是可以同時考慮裂紋的產生和擴展。由于內聚模型本質上是現象學模型，因此可以調整內聚參數以符合所研究材料的破壞行為，而無需明確表示特定的裂紋生長機制[35]。建立預測模型所用的氫擴散模型和內聚區模型如下所示：

(1)

(2)

式中，De為有效擴散系數，DL為晶格擴散系數，CL為晶格的氫濃度，R = 8.3145 J·mol-1·k-1為通用氣體常數，T為絕對溫度，${\stackrel{\_\_}{V}}_H$為固溶體中氫的部分摩爾體積，σH為靜水應力，D為總損傷率，$\stackrel{•}{D}$c為循環損傷率，$\stackrel{•}{D}$m為單調損傷率。

Fernández-Sousa等[36]將變形-擴散耦合多陷阱模型與循環損傷的內聚區模型相結合，模擬了HA-FCG。他們通過上述模型量化了加載頻率的作用，發現加載頻率與有效擴散率的比值決定了疲勞裂紋擴展行為，并且增加不參與斷裂過程的有益捕獲位點的密度會降低疲勞裂紋的增長速度。Zheng等[29]提出了一種預測HA-FCG的循環內聚區模型，該模型考慮了內聚強度和累積內聚長度的退化，以反映HE對累積內聚長度的影響。

目前，相場模型和內聚區模型在管線鋼HA-FCG的應用研究相對較少，僅有部分學者的預測模型在API 5L X42、X52和X100管線鋼中有所應用[29,37]，并且由于模型公式的限制，大多數模型將氫氣壓力、氫濃度、氫擴散速率、加載頻率和應力比等參數作為影響因素，而溫度、雜質氣體等環境因素并沒有作為變量考慮到預測模型中，缺乏一定的工程應用性，因此仍需對管線鋼的HA-FCG預測模型進行研究。

摻氫天然氣環境下管線鋼的HA-FCG受到材料、載荷和環境等多方面的影響[38]。目前學者主要從微觀組織結構、載荷因素和環境因素等方面對管線鋼HA-FCG行為進行研究。

強度不同的管線鋼的微觀組織結構存在差異，X42、X52、X60管線鋼的微觀組織為鐵素體/珠光體[39,40]，X70管線鋼的微觀組織為鐵素體/珠光體/貝氏體，而X80和X100管線鋼的微觀組織一般為鐵素體/貝氏體[41~43]。管線鋼中的顯微組織、位錯、晶界、夾雜物等位置都有可能成為捕獲氫原子的氫陷阱[44,45]。圖2為氫在管線鋼內部擴散的不同階段示意圖。該部分主要從鐵素體、珠光體、貝氏體和夾雜物等方面綜述微觀組織結構對管線鋼HA-FCG的影響。

鐵素體是管線鋼中最常見的顯微組織，按照形狀可以分為針狀鐵素體(AF)和多邊形鐵素體。其中AF具有高密度的位錯，易捕獲氫原子。AF與管線鋼中的珠光體和貝氏體等組織相比具有優異的抗氫致開裂性能[46]。而多邊形鐵素體通常晶粒尺寸較大，位錯密度較低，氫捕獲能力較差，因此當管線鋼中多邊形鐵素體的比例增大時，氫擴散系數增大，氫陷阱數量減少[47]。Cheng等[48]將一定量的Ce加入到X80管線鋼當中，表明Ce能夠細化鋼中的夾雜物，促進了AF的生成并降低了容易產生應力集中的馬氏體/奧氏體相的體積分數；具有隨機取向的AF晶界和AF與板條貝氏體的高角度晶界不僅能阻礙位錯的運動，提高管線鋼的強度，還能阻礙裂紋擴展[49]。此外，鐵素體晶粒尺寸也會對管線鋼的開裂敏感性產生影響，當鐵素體晶粒尺寸增大時，作為可逆氫陷阱的晶界數量減少，擴散進入管線鋼中的氫含量減少，氫致開裂敏感性降低[50,51]。因此，細小的AF主要是通過大量的捕獲氫，阻礙氫的擴散以及裂紋擴展來抵抗管線鋼的HA-FCG。

珠光體組織多在X42、X52、X60和X70等低強度和中高強度管線鋼中出現[50~52]，其內部的鐵素體/滲碳體層和鐵素體/珠光體界面影響氫的擴散和捕獲以及裂紋的萌生[26]。由于珠光體中鐵素體/滲碳體層與氫的高結合能(66.3 kJ/mol)[53]，使得其成為了不可逆氫陷阱，同時鐵素體/珠光體界面也會提供大量的氫陷阱[26]，阻礙氫在鋼中的自由擴散。研究表明，氫在管線鋼中擴散路徑的曲折性會對管線鋼的有效氫擴散系數造成影響[52]。在帶狀鐵素體/珠光體結構中，珠光體晶粒中較低的擴散率會導致氫優先通過鐵素體晶粒進行擴散，這種曲折的擴散路徑會導致有效氫擴散系數的取向依賴性[54]。

雖然珠光體可能成為氫致微裂紋萌生的優先位點[55]，但是管線鋼中獨特的鐵素體/珠光體帶狀結構能起到阻礙或促進裂紋擴展的作用。Ronevich等[56]在氫壓P = 21 MPa、頻率f = 1 Hz、應力比R = 0.5的實驗條件下研究了X65管線鋼的HA-FCG行為，結果表明當裂紋垂直于帶狀珠光體時裂紋擴展速率明顯較低，這歸因于帶狀珠光體阻礙裂紋擴展和氫擴散的協同效應。而平行于裂紋擴展路徑的珠光體片層會發生脆性分層斷裂，顯著促進裂紋擴展(圖3)。因此珠光體組織表現出抑制/增強HA-FCG的雙重作用[57, 58]。

管線鋼中的貝氏體組織按照形狀可以分為粒狀貝氏體和板條貝氏體。貝氏體的氫捕獲效率比AF低，但高于珠光體[46]。粒狀貝氏體由鐵素體基體和M/A島組成，具有高碳含量、高硬度和高位錯密度的M/A島具有很強的氫捕獲能力，當氫濃度超過臨界值時，會引起局部的應力集中導致裂紋的產生和擴展，通常裂紋會沿著M/A島和鐵素體基體的界面擴展[59]。與粒狀貝氏體相比，板條貝氏體的板條邊界能夠捕獲更多的氫，進而導致板條貝氏體中氫濃度增加，促使貝氏體板條邊界分離。裂紋在氫和載荷的作用下持續擴展[60]。因此含有板條貝氏體組織的管線鋼要比含有粒狀貝氏體和鐵素體組織的管線鋼脆性開裂敏感性更高[60,61]。

管線鋼中夾雜物的類型相當復雜，主要有MnS、SiO2、(Ti、Nb、V)(C、N)、MgO和一些多元素夾雜物(Mn-S-Al-Nb-N)等[62~64]。夾雜物對摻氫天然氣環境下管線鋼HA-FCG的影響主要與其大小、含量和形狀有關。尺寸較大的夾雜物周圍會提供許多的氫捕獲位點，極易成為裂紋形核的中心[65]。同時當管線鋼中夾雜物的含量較高時，也會增強對氫的捕獲作用，在鋼中產生大量的裂紋形核位點，促進裂紋擴展[66,67]。夾雜物按形狀主要分為球形、矩形和針狀。球形夾雜物與氫的結合能較低只能捕獲少量的氫，而矩形和針狀的夾雜物的邊緣比較鋒利，會在附近產生較大的錯配應變，導致應變能增加，能捕獲更多的氫，因此更容易發生裂紋形核[62,68]。

夾雜物之間的距離和尺寸也會對HA-FCG產生影響，Mostafijur等[69]在20 mA/cm2的恒定電流密度下研究電化學充氫對X70鋼的影響，觀察到夾雜物之間的距離越短、尺寸越小，裂紋在夾雜物之間的擴展就越容易。但是夾雜物對HA-FCG的作用并非都是負面的，Huang等[70]和Liu等[71]研究表明氫致裂紋不會在SiO2上產生。當亞微米富Nb夾雜物均勻地分布在鋼中時，氫捕獲效應較強，有效阻礙氫自由擴散，從而提高了鋼對HA-FCG的抵抗力[72]。綜上所述，控制管線鋼中夾雜物的尺寸、分布以及形狀可以有效地提高管線鋼的抗HA-FCG能力。

管線鋼焊接接頭可以分為母材、熔合區、熱影響區和焊縫。因微觀結構不同，這些位置的HA-FCG表現出明顯差異[73]。Gan等[74]研究了X100管線鋼焊接接頭的氫致開裂敏感性，當母材和焊縫中夾雜物的尺寸、類型和成分均相似時，夾雜物對母材和焊縫的氫致開裂敏感性是相同的。疲勞裂紋會優先在硬質相中擴展，當母材微觀結構為鐵素體/珠光體時，由于珠光體硬度大于鐵素體，裂紋在珠光體中擴展很快，而鐵素體相因其高的延展性具有良好的抵抗裂紋擴展的能力[73, 75]。此外，焊接過程中容易產生成分偏析，而成分不均勻的組織易成為疲勞裂紋優先擴展的路徑[75]。殘余應力對焊接接頭的HA-FCG也有影響，殘余壓應力使得有效的應力強度因子范圍ΔK和最大應力強度因子Kmax降低，裂紋擴展的驅動力衰減，從而降低疲勞裂紋擴展速率(da/dN)[76,77]。

Huang等[78]在10 MPa的天然氣/氫氣混合物中研究了氫氣對X70鋼焊接接頭HA-FCG的影響，發現母材和焊縫中的細小的AF具有較高的位錯密度，能夠捕獲較多的氫。而熱影響區中的粗貝氏體組織更容易受到氫的影響，使得熱影響區的da/dN明顯大于母材和焊縫。此外，焊接接頭處不同區域之間的組織分布不存在較為明顯的邊界，難以針對不同區域進行研究。在進行疲勞裂紋擴展實驗時，可以對不同區域分別取樣[77]，研究焊接接頭不同區域間da/dN的差異。同時還需要考慮焊接過程中產生的殘余應力的影響，利用調整柔度比(ACR)方法以消除殘余應力造成的裂紋閉合現象[76]，對實驗數據進行校正。

針對熱影響區，還可以采用焊接熱模擬技術，通過模擬實際焊接過程中的溫度變化得到模擬焊接熱影響區試樣，并在臨氫環境中進行實驗，可以為實際焊接熱影響區試樣的研究提供一定的參考[79,80]。Nguyen等[80]通過焊接熱模擬技術再現了實際焊接熱影響區焊縫子區域的微觀結構，并采用慢應變速率拉伸實驗研究了X70管線鋼焊縫對氫氣的敏感性，結果表明，焊縫各區域對氫氣的敏感性按照焊縫、模擬細晶熱影響區、模擬粗晶熱影響區和母材的順序依次增加。

應力比(R = Kmin/Kmax)是影響管線鋼HA-FCG性能的重要參數，R與最大應力強度因子Kmax和應力強度因子范圍ΔK的關系[81]如下所示：

(3)

Ronevich等[82]研究了多種X100管線鋼焊縫的HA-FCG行為，其中殘余應力會使實際應力比R偏移0.5，甚至出現負應力比的情況，負R條件會大大降低da/dN。隨著R的增大，da/dN也會隨之增大，但是R與da/dN之間的關系并非是線性的。Cialone和Holbrook[83]研究表明，在低應力比(R < 0.4)下，da/dN與氫氣中的應力比無關；而在較高的應力比下，氫氣中的da/dN增加，但是這種增加主要歸因于Kmax達到了氫氣中的斷裂閾值。

氫氣中裂紋閉合也會影響da/dN，裂紋閉合可以通過腐蝕產物、第二相顆?；蛄鸭y斷口表面凹凸不平處的閉合來延緩裂紋擴展[11,84]，因此在計算裂紋尖端處的有效應力強度因子范圍ΔKeff時，需要考慮不同應力比R條件下裂紋閉合的作用。應力比R主要是通過改變Kmax來影響管線鋼的da/dN，當應力強度因子范圍ΔK不變時，應力比R越大裂紋開始擴展時對應的Kmax就越大，有效裂紋擴展的驅動力ΔKeff也就越大，da/dN就越高。

疲勞載荷的頻率直接影響氫環境下材料斷裂的性質，特別是在低、高載荷頻率下，其疲勞行為是不同的[38]。Fassina等[85,86]研究了載荷頻率對管線鋼在氫環境下的疲勞行為發現，氫能夠在低頻率下遷移到裂紋尖端，從而增強了氫對裂紋擴展的影響。在加載頻率較低時，一個加載周期的時間越長，氫能夠擴散到裂紋尖端更深處。根據氫誘導循環解理機制，氫氣在裂紋尖端區域滲透越深就可能會使得解理斷裂的裂紋推進時間更長，從而導致da/dN增加[87]。Drexler等[41]在氫氣壓力P = 34 MPa、載荷頻率f = 0.01、0.1和1 Hz、載荷比R = 0.5的條件下，研究了X70管線鋼的裂紋擴展行為，在0.01 Hz的加載頻率下da/dN達到了最大。Alvaro等[88]在電化學充氫條件下研究了載荷頻率(f = 0.1、1和10 Hz)對Fe-3%Si鋼和X70鋼疲勞裂紋擴展的影響也得出了相似的結論，發現頻率越低，氫氣對裂紋擴展的加速作用就越明顯，這種加速作用與從穿晶斷裂機制到準解理斷裂機制的轉變有關。

研究表明氫分壓相同時載荷頻率的降低對裂紋擴展的促進作用會達到飽和，而氫分壓會影響da/dN增加的頻率依賴性[87,89]。Yamabe等[90]研究表明當氫壓P ≤ 10 MPa時，隨著載荷頻率的減小，氫對da/dN的加速作用逐漸增大，但是當加載頻率降低到0.001 Hz時，da/dN的加速作用瞬間減小直至消失。當氫壓P ≥ 45 MPa，加載頻率降低到0.001 Hz時，da/dN的加速作用并未減小。值得注意的是，在氫壓P = 45 MPa，f = 0.001 Hz時，da/dN的加速作用達到了上限。但當氫壓增加到90 MPa，f ≤ 0.001 Hz時，da/dN持續增長，加速作用不存在上限。

管線鋼內部施加的氫氣壓力影響著管線鋼的裂紋擴展速率和裂紋萌生[38]。An等[91]和Slifka等[92]研究了氫壓對X80、X52和X100管線鋼HA-FCG的影響，不同氫壓下的da/dN與ΔK關系曲線如圖4所示。結果表明，da/dN隨著氫壓的增大而增大，對于X100和X80而言，da/dN的增加與氫壓的增大有關，而氫壓與X52鋼da/dN之間的相關性尚不清楚，這可能與材料之間的微觀結構差異有關[91]。同時有學者認為氫壓的增大對縮短疲勞壽命的影響要明顯大于對疲勞裂紋擴展的影響，當氫氣壓力從0.2 MPa增加到8.0 MPa時，da/dN增加了3倍；然而，疲勞壽命減少了約90%[91]。關于低氫壓對管線鋼裂紋擴展的影響與高氫壓情況存在一定的差異，León-Cázares等[93]在氫分壓為0.1和20.7 MPa的條件下研究了X52鋼的裂紋萌生和擴展行為，較低的氫壓0.1 MPa下，da/dN會增加而氫氣對裂紋萌生幾乎沒有影響，但是隨著壓力增大到207 MPa，氫對疲勞過程的影響增大，裂紋萌生的循環次數降低，這與An等[91]的研究結果一致。

同時氫壓對疲勞裂紋擴展的作用還受到應力強度因子范圍ΔK的影響，Drexler等[41]研究了氫氣壓力對X70管線鋼da/dN的影響，結果表明，當ΔK介于7~15 MPa·m1/2時，氫氣的影響尤為明顯，即在較低的ΔK下，氫壓的增加促進da/dN增長的效應更加明顯，而在更高的ΔK下，氫壓的作用會迅速達到飽和[94]。而當ΔK足夠低時，HA-FCG的曲線會與空氣中的疲勞裂紋擴展曲線重合，氫氣壓力的變化不會影響這一現象。在5.5 MPa的氫氣壓力下，可以觀察到曲線的重合，但是在34 MPa的氫氣壓力下，低da/dN的數據無法獲取，無法確定HA-FCG曲線與空氣中疲勞裂紋擴展曲線的重合位置關系。因此有關氫氣壓力對管線鋼HA-FCG的影響，還需要進一步的研究和討論。

在實際天然氣管道運輸過程中，環境里存在天然氣的主要成分CH4以及CO、CO2和O2等雜質氣體，這對氫在管線鋼中的擴散行為會產生影響。目前，研究CH4影響氫氣在管線鋼表面吸附與解離的工作相對較少。Staykov等[95]通過密度泛函理論(DFT)研究了CH4對氫氣在Fe(100)表面解離的影響，發現由于CH4具有較高的能壘和正吸附能，并不會影響氫氣的解離作用。Sun等[96]的研究也得出了同樣的結果，但是他們發現CH4分壓的升高會降低氫氣吸附的熱力學趨勢，從一定程度上抑制氫氣的吸附。

雜質氣體可以通過與氫氣爭奪鋼材表面吸附位點的方式來影響氫滲透行為，第一性原理研究表明[97,98]，CO在Fe表面的吸附位點比氫氣具有更低的吸附能，這表明CO會優先吸附在鋼表面，CO的預吸附抑制了氫氣的吸附。此外，預吸附CO的表面會失去電子密度，從而增加氫氣的解離能壘，抑制氫氣的解離[97]，并且O2也能夠通過物理吸附的方式占據表面活性位點來抑制氫的進入[99]，因此CO和O2可以起到一定的抑制氫致開裂的作用。

但是有關CO2影響管線鋼HA-FCG的研究中存在一定的爭論。Zhang等[100]研究表明CO與CO2相比吸附作用更強，能夠更好的抑制管線鋼表面氫氣的吸附，提高管線鋼的抗氫脆性能。因為CO2與氫氣的吸附能相近，所以無法通過占據吸附位點的方式來抑制氫滲透[100]。但有學者利用DFT研究發現，吸附在鐵表面的CO2可以降低氫氣的吸附能加強對氫氣的吸附，并顯著加快溶解到材料次表層的解離氫的溶解速率，導致解離的氫從鋼表面迅速遷移到內部，使得鋼中的溶解氫含量增加，并在裂紋尖端處聚集，提高管線鋼的裂紋擴展速率[27]。

綜上所述，HA-FCG是管線鋼輸送氫氣過程中需要考慮的重要因素。目前，在研究微觀組織結構、載荷因素和環境因素對摻氫天然氣環境下管線鋼HA-FCG的影響方面也取得了一定進展，但是仍然存在一些需要解決的問題。在HA-FCG機理和模型方面，有關HA-FCG的多機理交互作用的研究較少，并且目前的研究模型多為實驗模型，尚未將溫度、雜質氣體等環境因素考慮進模型中，缺乏一定工程實用性，因此還需要進一步建立系統的模型和提出新的研究機理來解釋HA-FCG行為。在影響因素方面，關于應力比、應變速率和加載波形等載荷因素以及溫度、濕度等環境因素的研究還十分缺乏，仍需要進行大量的實驗研究來提高管線鋼在不同服役環境下的適用性。在研究對象方面，針對在役管線或含缺陷的管材的HA-FCG研究較少。此外，焊接金屬材質以及焊接工藝的不同都會使得焊接接頭的微觀組織出現明顯差異，從而影響管線鋼焊接接頭的HA-FCG性能，因此還需要深入研究。