1 引言

隨著當前國內(nèi)外汽車、工程機械、兵器、航空航天、船舶等工業(yè)領(lǐng)域的快速發(fā)展，降低成本、改性減重、實現(xiàn)節(jié)能減排已成為必然的發(fā)展趨勢，基于此，促進各類工業(yè)產(chǎn)品的輕量化毫無疑問成為了實現(xiàn)上述目標最為重要的技術(shù)發(fā)展方向之一。以乘用車行業(yè)為例，大量研究表明：對于乘用車質(zhì)量每降低10%，整車油耗將下降6%-8%，碳排放量也將下降4%-6%左右，若能在傳統(tǒng)材料基礎(chǔ)上顯著提升其強度級別、則在保持整車剛強度指標基礎(chǔ)上，能大大降低原材料用量，實現(xiàn)產(chǎn)品輕量化[1]。鋼鐵從其誕生至今一直以來是國內(nèi)外汽車領(lǐng)域應(yīng)用最為廣泛的基礎(chǔ)性原材料，得益于汽車輕量化的助推作用，從上世紀70年代以來以固態(tài)相變作為強化和增塑機制為代表的各類新型汽車用鋼的不斷問世，正逐步取代各類傳統(tǒng)的高強度低合金（HSLA）鋼在汽車工業(yè)領(lǐng)域內(nèi)的應(yīng)用，強度級別也從傳統(tǒng)的300-600MPa快速提升至1000-1800MPa甚至更高。當前國內(nèi)外超高強度汽車用鋼從微觀層面上均可歸結(jié)為以馬氏體、奧氏體、鐵素體、貝氏體等組織相為基礎(chǔ)，通過彼此間的組配形成不同類別的復(fù)相組織，借助相關(guān)合金元素對鋼材相變過程的影響，實現(xiàn)鋼材增強及增塑，使其同時具有優(yōu)異的強度及塑性特性，代表性鋼種有雙相鋼（DP）、相變誘發(fā)塑性鋼（TRIP）、孿生誘發(fā)塑性鋼（TWIP）、淬火-配分鋼（Q&P）、貝氏體鋼、熱成形鋼等，這些新鋼種系列的不斷推陳出新正不斷促進整個汽車行業(yè)的輕量化發(fā)展。

任何一種材料的性能特性均是一種優(yōu)勢與劣勢間的緊密結(jié)合體，對于鋼材而言，隨著強度級別的不斷提升，也不可避免的帶來其他多方面的技術(shù)問題，尤其近年來國內(nèi)外已充分認識到：原材料本身性能的安全性并不意味著其在實際應(yīng)用中也是安全的，這其中就涉及到鋼材的氫致延遲斷裂問題。所謂延遲斷裂是材料在較低應(yīng)力的作用下，經(jīng)過一定時間后突然發(fā)生脆性破壞的一種現(xiàn)象，其是材料、環(huán)境和應(yīng)力相互作用的結(jié)果，是氫致材質(zhì)惡化的一種形態(tài)。研究表明：鋼材在制備、加工、服役過程中均存在氫滲入可能，導(dǎo)致最終零部件產(chǎn)品存在發(fā)生延遲斷裂的風險。隨著強度提高，鋼材延遲斷裂敏感性也隨之增大，當鋼的抗拉強度水平超過約1200MPa時，對氫致延遲斷裂就變得十分敏感，氫致延遲斷裂敏感性高已經(jīng)成為制約各類超高強鋼在汽車等工業(yè)領(lǐng)域內(nèi)實現(xiàn)推廣應(yīng)用的一大重要因素[2-3]。關(guān)于鋼材的延遲斷裂現(xiàn)象研究始于1875年，由Johnson提出證實氫會導(dǎo)致材料力學性能的顯著惡化，并將導(dǎo)致材料產(chǎn)生無預(yù)警的脆斷。多年來，國內(nèi)外由于氫致延遲斷裂引發(fā)的安全事故已屢見不鮮，往往造成嚴重的生命財產(chǎn)損失，如20世紀80年代通用汽車公司曾因車底控制架上螺栓的延遲斷裂失效，召回640萬輛汽車，造成重大經(jīng)濟損失。隨著超高強度級別鋼的發(fā)展及其應(yīng)用領(lǐng)域的 不斷拓展，延遲斷裂現(xiàn)象受到更大程度的關(guān)注。以汽車零部件來講，其產(chǎn)品形狀復(fù)雜，變形量大，因此整車、零部件制造商及材料供應(yīng)商對延遲斷裂性能更加重視，已逐漸成為原材料性能認證的基本項目之一，日本于2000年專門成立了“延遲斷裂研究會”，歐洲自2011年起每年均召開鋼鐵與氫(“Steel＆Hydrogen”)專題會。寶鋼已將氫致延遲斷裂性能評估與改進放在了開發(fā)高強度汽車用鋼的突出位置。本文將總結(jié)當前國內(nèi)外超高強度鋼氫致延遲斷裂領(lǐng)域研究現(xiàn)狀，并對未來該領(lǐng)域發(fā)展趨勢進行展望。

2 氫致延遲斷裂機理

目前，國內(nèi)外針對高強鋼材料發(fā)生氫脆斷裂的內(nèi)在機理進行了大量的研究，就產(chǎn)生氫脆現(xiàn)象的原因就在于服役環(huán)境、應(yīng)力分布、材料特性三者間的綜合作用[3]，其中服役環(huán)境決定氫滲入材料基體內(nèi)部的難度；應(yīng)力分布決定了氫元素在基體內(nèi)部的偏聚狀態(tài)；材料特性決定了氫在材料內(nèi)部的可擴散能力、擴散路徑及與氫元素間的交互機理。尤其對于當前在汽車上實現(xiàn)應(yīng)用的大多數(shù)超高強度鋼材而言，其基體多存在高脆硬性組織如馬氏體，存在極高的內(nèi)應(yīng)力，往往具有極高的氫致裂紋敏感性，在一定氫環(huán)境下易于通過應(yīng)力誘導(dǎo)氫元素擴散至該處從而導(dǎo)致材料力學性能降低及發(fā)生氫致延遲斷裂現(xiàn)象。Lovicu研究表明[4]：僅需幾個ppm的氫進入熱成形鋼等超高強度鋼內(nèi)部時就將導(dǎo)致材料強度的急劇下降。M. Smialowsk等[5]對1020鋼進行了研究，得出當鋼種的可擴散氫濃度在小于3ppm范圍時隨濃度增加，鋼材的塑性指標顯著降低。L. J.Qiao在[6]不同沖氫電流密度環(huán)境下利用恒載荷拉伸試驗法研究了X80鋼的氫致延遲開裂性能，結(jié)果表明其氫致延遲開裂臨界應(yīng)力門檻值隨氫濃度升高而呈線性降低趨勢。總體而言，氫脆是否發(fā)生主要取決于氫元素在金屬中的狀態(tài)，如吸附、擴散、富集等，并通過其與顯微組織發(fā)生交互作用，以形成氫壓、弱化金屬原子鍵合力、降低表面能或促進局部塑性變形等方式促使材料力學性能的顯著下降，易導(dǎo)致提前發(fā)生脆性斷裂。針對氫脆的機理研究，國內(nèi)外許多學者對此進行了深入的研究探討，但是截至目前依舊沒有完全得出一套成熟的理論，存在多種解釋，如氫壓理論、氫弱化鍵理論、氫降低表面能理論、氫促進局部塑性變形理論、氫促進空洞形核理論等[7]。

如圖1[7]，氫壓理論核心是當進入金屬的氫壓等于原子鍵合力時使局部地區(qū)的原子鍵斷裂而形成微裂紋，其與外力無關(guān)也無需延遲時間，只要當氫濃度很高且導(dǎo)致氫壓超過材料屈服強度時就會誘發(fā)局部的塑性變形，形成白點、鼓泡等缺陷，但是采用這種理論還無法很好地解釋可逆氫脆、氫致延遲斷裂等現(xiàn)象。氫弱化原子間結(jié)合力理論（圖2[7]）理論認為通過應(yīng)力誘導(dǎo)擴散，原子氫將富集在最大三相應(yīng)力區(qū)，從而使原子鍵的結(jié)合力大大下降，因而在較低的應(yīng)力下就能發(fā)生脆斷，但近年來國外有研究者通過試驗提出該理論并不成立。如圖3[7]氫降低表面能理論認為氫吸附在裂紋內(nèi)表面降低表面能，降低裂紋擴散所需的臨界應(yīng)力，此模型對塑性較好的材料不適用，因為其裂紋擴散的阻力來自裂紋尖端的塑性變形功，表面能貢獻很小。氫促進塑性變形理論認為任何斷裂過程都是以局部塑性變形為先導(dǎo)的，氫能促進局部塑性變形，從而使材料在較低的應(yīng)力或應(yīng)力場度因子（KIC）以下就能引起氫氣開裂，根據(jù)這個理論而導(dǎo)出的氫致延遲開裂力學參數(shù)，如門檻應(yīng)力σTH或門檻KIC均與臨界氫濃度CTH有關(guān)系。如圖4[7]，氫促進空洞形核理論認為氫通過促進局部塑性變形和降低鍵合力，形成納米微裂紋，并促進微裂紋形成空洞，氫通過在內(nèi)部形成氫壓提高空洞的穩(wěn)定性。就近年來國內(nèi)外相關(guān)研究進展而言，目前尚未就氫滲入導(dǎo)致鋼材性能惡化的微觀機理達成統(tǒng)一，但已逐漸趨向于認為其本質(zhì)在于材料內(nèi)部的氫向應(yīng)力集中的部位擴散聚集，這些應(yīng)力集中的部位往往缺陷較多，氫擴散到這些缺陷處，除氫本身聚集將產(chǎn)生局部高壓力外，還會顯著影響位錯、空位等缺陷周邊的應(yīng)力場，在外應(yīng)力、內(nèi)部殘余應(yīng)力等條件下通過改變基體內(nèi)部缺陷數(shù)量并影響其動力學特性，將促進局部變形，導(dǎo)致延遲斷裂發(fā)生。

圖1氫壓理論示意圖[7]

圖2氫弱化原子間結(jié)合力理論示意圖[7]

圖3氫降低表面能理論示意圖[7]

圖4氫促進空洞形核理論示意圖[7]

3 氫致延遲斷裂影響因素

如前所述，金屬材料的延遲斷裂行為是在材料、環(huán)境和應(yīng)力三者共同作用下發(fā)生的，與材料的特性以及受力狀態(tài)、服役環(huán)境密切相關(guān)。一般來講材料的強度越高，其延遲斷裂敏感性越大。寶鋼研究了1000MPa的馬氏體鋼、Q&P鋼、DP鋼的氫脆敏感性，結(jié)果表明三種鋼在180?彎曲加載狀態(tài)下被置于0.1mol/L鹽酸水溶液中浸泡超過300小時后未出現(xiàn)開裂[8]。上海交大對三種1200MPa的DP鋼、馬氏體鋼、Q&P鋼進行了類似的試驗，將三種鋼材的不同變形程度的U型彎曲試樣置于鹽酸水溶液中浸泡120小時，結(jié)果顯示預(yù)應(yīng)力為1.5GPa、2.0GPa條件下三種鋼均出現(xiàn)開裂[9]。該機構(gòu)同時還針對1500MPa熱成形鋼進行了重復(fù)性試驗，結(jié)果表明施加預(yù)應(yīng)力1.0GPa、1.5GPa、2.0GPa條件下該鋼種僅在2小時內(nèi)均發(fā)生開裂，表現(xiàn)出極強的氫脆敏感性[10]。如圖5[3]為6種不同強度級別的高強螺栓用鋼發(fā)生延遲斷裂的比例與其臨界擴散氫含量之間的關(guān)系，可以看出圖中C、D、E三種1500MPa以上的鋼種發(fā)生延遲斷裂的比例顯著高于A、B、F三種，且對應(yīng)的臨界氫濃度也明顯偏低。目前行業(yè)普遍認為抗拉強度1200MPa是一個危險級別。

圖5 不同強度螺栓鋼延遲斷裂比例&臨界擴散氫含量[3]

微觀組織對鋼材的氫脆敏感性也會產(chǎn)生顯著影響，由于氫在不同組織中的擴散速度和儲存能力不同，因此材料的微觀組織對延遲斷裂敏感性的影響很大，即使是相同的合金成分和抗拉強度，不同微觀組織的材料也會表現(xiàn)出不同的延遲斷裂敏感性。一般單一的馬氏體組織具有最高的氫脆敏感性、其實是馬氏體-鐵素體組織、奧氏體及珠光體一般具有最低的氫脆敏感性。其次在相同應(yīng)力水平下，加工誘發(fā)馬氏體組織的含量越高，則出現(xiàn)延遲斷裂的趨向性越強。此外由于鋼材微觀組織方面的不均勻性，由于原子錯排及局部應(yīng)力場的存在會成為氫元素的捕獲陷阱或氫元素的快速傳輸通道，也能影響鋼材氫脆敏感性。

加工過程是影響鋼材氫脆敏感性的又一大因素。尤其對于超高強度鋼而言，其從材料到實際產(chǎn)品會經(jīng)歷諸如軋制、彎曲、拉拔等工序，會不可避免的在鋼材內(nèi)部殘留一定量的加工缺陷，這些缺陷往往導(dǎo)致該部位處成為應(yīng)力集中點，也同樣會誘發(fā)氫元素的富集，并與氫元素之間產(chǎn)生交互作用，從而影響到鋼材本身的氫脆敏感性。實踐表明鋼材零部件發(fā)生延遲斷裂往往均產(chǎn)生于高應(yīng)力與高氫元素富集的重合區(qū)（圖6[10]）。

圖6 氫致延遲斷裂影響因素示意圖[10]

環(huán)境因素可謂是鋼材發(fā)生氫致延遲斷裂的組推劑，根據(jù)環(huán)境中氫元素來源的不同，主要分為以下兩類：一類是由服役環(huán)境條件（潮濕大氣、酸雨等環(huán)境中）長期暴露下滲入的；另一類是在實際產(chǎn)品制造過程中經(jīng)酸洗、電鍍、焊接等工序侵入的。以焊接為例，其為一典型局部冶金過程，局部的高溫處理就可使焊條（焊絲）中所包含的水分發(fā)生分解產(chǎn)生氫進入鋼材中。綜上所述，材料、應(yīng)力、環(huán)境三大因素中，應(yīng)力狀態(tài)及服役環(huán)境往往難以甚至是不可控制的，因此當前一般趨向于從材料角度入手，降低鋼材氫脆敏感性。

4 不同鋼種的氫致延遲斷裂特性

如前所述，氫脆具有組織敏感性特征，尤其是作為強化相的馬氏體等非平衡組織引發(fā)氫脆的概率遠遠高于鐵素體等平衡組織。由于這些非平衡相往往是構(gòu)成各類高強度鋼尤其是先進高強鋼材料（AHSS）的基體組織，因此針對不同先進高強鋼種的氫脆問題均應(yīng)該得到高度重視[11]。

DP鋼的馬氏體組織體積分數(shù)一般在5%-30%范圍，目前國內(nèi)外DP鋼主流強度級別看似沒有超過1200MPa這一門檻值，但是依舊不能忽視其內(nèi)部抗拉強度最高可達2000MPa的馬氏體相。Davies[12]研究了DP鋼的氫脆問題，對力學性能相近、成分不同的兩種DP鋼進行電解充氫，并通過拉伸試驗發(fā)現(xiàn)這兩種DP鋼充氫后的屈服強度幾乎不變，而抗拉強度降低，但均勻伸長率僅為未充氫試樣的1/3。通過斷口檢測該研究者認為這可能是由于解理裂紋在高強度馬氏體或鐵素體－馬氏體界面上萌生，然后通過強度較低的鐵素體擴展的結(jié)果。一種觀點認為[13]氫致裂紋易沿DP鋼的鐵素體—馬氏體相界面萌生，具體原因由相界面自身特點、變形以及應(yīng)力誘發(fā)殘余奧氏體相變時顯微組織與氫的交互作用共同決定，盡管鐵素體和馬氏體具有相同的晶體結(jié)構(gòu)，兩相易形成Cube－Cube的取向關(guān)系和對應(yīng)的｛001｝α∥｛001｝Ｍ慣習面，但點陣常數(shù)的差異必然在相界附近產(chǎn)生一定的畸變能甚至錯配位錯，其應(yīng)變場為氫在界面處的富集提供了可能性。其次，塑性形變導(dǎo)致DP鋼內(nèi)靠近兩相界面附近的鐵素體中含有較高密度的可動位錯，有利于氫隨位錯滑移發(fā)生遷移，當這些位錯以交滑移或攀移的方式繞過馬氏體島并在其周圍留下位錯環(huán)時，伴隨遷移的氫可滯留在界面周圍，使得馬氏體島周圍的氫濃度升高，再加上變形時鐵素體和馬氏體塑性應(yīng)變的不相容導(dǎo)致了兩相界面的應(yīng)力集中，更加劇了氫在界面處的富集，從而促進裂紋的萌生。另外，DP鋼中通常會殘留少量的奧氏體（一般體積分數(shù)小于５％），外力作用時容易發(fā)生形變誘導(dǎo)相變，引起額外的體積膨脹和馬氏體島的形狀變化，加重兩相界面處的應(yīng)力集中趨勢，這同樣對氫在界面處的富集起到一定的促進作用。綜上，DP鋼中馬氏體導(dǎo)致的氫脆敏感性與鐵素體－馬氏體兩相界面密切相關(guān)，即滲入到鐵素體基體的氫經(jīng)應(yīng)力誘導(dǎo)和隨位錯遷移至兩相界面，并被界面捕獲，導(dǎo)致晶格內(nèi)聚能降低，或?qū)е戮Ц窕铺卣鞲淖儯蛴捎谏鲜鰞煞N因素的綜合最終導(dǎo)致了DP鋼解理斷裂的發(fā)生。

與DP鋼不同，TRIP鋼原始組織中的馬氏體含量幾乎可以忽略，因此其氫脆效應(yīng)也需另作考慮。McCoy[14]指出由于奧氏體本身塑性好對氫脆不敏感，并且對氫原子有較高的溶解度和較低的擴散速率，在室溫附近可滯留滲入鋼鐵材料內(nèi)部的大量氫原子，使得TRIP鋼在未受力狀態(tài)下對氫脆幾乎不敏感。而隨著變形過程中應(yīng)變誘發(fā)相變的開始，脆性馬氏體相不斷增多，使得TRIP鋼的抗氫脆性能顯著降低，最終導(dǎo)致斷裂發(fā)生。Ronevich[15]等同樣發(fā)現(xiàn)充氫TRIP980鋼顯示出較高的氫脆敏感性，在應(yīng)力應(yīng)變曲線中表現(xiàn)為伸長率隨充氫量的增加急劇下降。變形過程中發(fā)生的應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變，一方面會導(dǎo)致氫脆抑制相殘余奧氏體大量減少，另一方面也會使對氫脆敏感性極高的馬氏體相顯著增多，此消彼長；再加上氫在馬氏體中的溶解度只有奧氏體中的十分之一左右，但擴散系數(shù)卻高出3～4個數(shù)量級，由此導(dǎo)致超出溶解極限的氫能夠以極快的速度向馬氏體中的晶體缺陷處遷移富集，進而引發(fā)局部區(qū)域裂紋的提前萌生、擴展并最終引起脆斷的發(fā)生。因此，應(yīng)變過程中的TRIP效應(yīng)是引發(fā)TRIP鋼高氫脆敏感性的主要原因。

TWIP鋼在室溫一般為完全的穩(wěn)定奧氏體組織，從其顯微組織和變形機制可推知該類材料的氫脆敏感性較低，這也得到部分試驗結(jié)果的支持，如Mittal等[16]觀察到預(yù)充氫1～6小時對試樣的變形曲線和伸長率的影響非常有限，但是，Koyama等[17]對Fe-18Mn-0.6C鋼同時進行電解充氫與拉伸試驗時發(fā)現(xiàn)，在1～10Ａ·ｍ－２范圍內(nèi)隨著電流密度的增加，充氫試樣的伸長率和抗拉強度明顯下降。其認為造成這一差異的主要原因是氫在TWIP鋼中的擴散速率非常低，充氫僅導(dǎo)致氫富集在試樣表面若干微米區(qū)域，不足以顯著惡化試樣力學性能；而充氫與應(yīng)變同時進行，則能借助可動位錯對氫的遷移作用有效擴大材料中的氫影響區(qū)，并促進吸氫效率的提高，導(dǎo)致充氫前后伸長率顯著變化。此外Koyama等[17]進一步發(fā)現(xiàn)充氫TWIP鋼試樣表層區(qū)域的斷口主要呈脆性沿晶斷裂，而在試樣心部則為延性的韌窩斷裂。在進一步的研究中發(fā)現(xiàn)氫致裂紋在應(yīng)力作用下優(yōu)先于晶界及孿晶界起裂，分析認為TWIP鋼中晶界本身就是氫的可逆陷阱，利于氫的富集；其次，應(yīng)變過程中形變孿晶的形成及孿晶間的相互作用導(dǎo)致晶界及孿晶界處較大的應(yīng)力集中，在應(yīng)力梯度作用下導(dǎo)致氫向高應(yīng)力區(qū)富集，應(yīng)力與氫的共同作用最終促進了裂紋的萌生。此外大量錳元素的存在易造成成分偏析及硫、磷元素在晶界偏聚，進一步弱化了界面強度。綜合而言，當前國內(nèi)外比較認可TWIP鋼氫脆主要為氫富集引起晶界及孿晶界強度的降低和形變孿晶生長受阻引起的應(yīng)力集中作用所致。

淬火-配分鋼（Q&P）其實是一種經(jīng)過熱處理，具有TRIP效應(yīng)的馬氏體鋼。Lovic等[18]較早的關(guān)注了該類鋼種的氫脆現(xiàn)象，其研究了碳含量為0.23%、殘余奧氏體提及分數(shù)為15%的某Q&P鋼的氫脆特性，結(jié)果表明經(jīng)沖氫處理后的樣品衍生率劇烈降低，抗氫脆能力相比于DP鋼、TRIP鋼等更為強烈，分析認為這是由于殘余奧氏體在拉伸過程中產(chǎn)生的TRIP效應(yīng)的導(dǎo)致的，但這一結(jié)論尚待進一步驗證。

熱成形鋼（M）可算是當前各類超高強度鋼中氫脆敏感性最顯著的一類鋼種，其基體組織一般為淬火馬氏體與少量的貝氏體及殘余奧氏體組織，高溫成型條件下基體產(chǎn)生的強烈的固態(tài)相變導(dǎo)致的晶格畸變，導(dǎo)致這類鋼材內(nèi)部具有大量的缺陷及極強的熱內(nèi)應(yīng)力，在一定氫環(huán)境條件下極易產(chǎn)生氫脆。

5 鋼材氫致延遲斷裂機理

如上所述，高強鋼材發(fā)生氫脆斷裂的本質(zhì)在于在服役載荷及制造殘余應(yīng)力作用下，環(huán)境中的氫元素以一定方式進入鋼材內(nèi)部，與諸如位錯、空位、晶界、第二相等晶體缺陷之間發(fā)生不同的交互作用，從而導(dǎo)致產(chǎn)生不同的效應(yīng)誘發(fā)鋼材發(fā)生或不發(fā)生氫致失效。其中，溶入鋼材內(nèi)部的氫一般可分為可擴散氫與固溶態(tài)氫，大量研究表明前者才有效，因此當前氫脆斷裂研究的焦點就在于可擴散氫與各類晶體缺陷間的交互機理。

May L. Martin等[19]研究了鋼中的可擴散氫與位錯、空位之間的交互機制（圖7），指出在實際鋼質(zhì)零件服役加載過程中，鋼材基體中的位錯、空位處于不斷增值、運動過程中。進入鋼中的氫元素與位錯相接觸，會降低位錯的形核及激活能，在較低低應(yīng)變速率條件下氫將隨位錯一并發(fā)生移動，且還可促進不同的位錯發(fā)生交叉滑移，從而可促進鋼材的局部塑變變形。此外，擴散氫元素會促進鋼材基體中的局部微裂紋尖端鈍化轉(zhuǎn)變?yōu)榭瘴唬龠M空位的萌生、增殖、擴展、聚集成團，且這種由氫元素產(chǎn)生的空位缺陷具有更高的穩(wěn)定性。在實際服役加載過程中，氫促進位錯的增值，位錯帶動氫一并發(fā)生運動聚集于晶界處發(fā)生堆積，而氫元素在晶界又將促進大量空位形成并合并成空位團簇，極大了增強的晶界處的缺陷程度，增大了應(yīng)力集中有利于形成微裂紋，隨著服役過程的進行，這些微裂紋就及其可能通過擴展引發(fā)零件產(chǎn)品出現(xiàn)早期失效。Afrooz Barnoush等[20]研究了在真空、氫環(huán)境條件下Fe-3wt%Si單晶體的塑性變形過程。如圖8，結(jié)果表明氫進入鋼材基體內(nèi)部后往往沿一定取向進行富集擴散，在一定位向載荷條件下氫致微裂紋也會沿氫元素的富集方向進行擴展而無法通過局部分叉降低甚至消除應(yīng)變能，從而更加易于引發(fā)材料的斷裂。Jamey A. Fenske等[21]研究了鋼材氫致斷裂條件下的斷口形貌。如圖9所示，可以看出對于鋼材而言，其氫致延遲斷裂斷口形貌顯示出顯著的解離脆性斷裂特征。如圖10，當可擴散氫濃度較高時，其往往還可沿多個晶體取向方向發(fā)生富集，從而可開動多個位錯系，使斷口形貌體現(xiàn)出明顯的呈山脈起伏狀的撕裂脊特征。Akihide Nagao等[22]利用帶預(yù)制缺口的彎曲試樣，研究了鋼材在非氫及氫環(huán)境條件下的彎曲力學性能及試樣斷口形貌變化。如圖11所示，結(jié)果表明：經(jīng)過滲氫處理的試樣斷口形貌也隨著氫濃度的增加逐漸由韌性形貌過渡到準解離、解離形貌。T．Doshida等[23]研究者進一步研究了疲勞試樣在不同氫環(huán)境條件下的疲勞性能變化（圖12），結(jié)果表明經(jīng)沖氫處理后的疲勞試樣斷口呈現(xiàn)出明顯的沿晶斷裂特征。近年來國外有研究者開始致力于建立起鋼材氫脆性微觀機理及宏觀性能之間的關(guān)系模型，力求囊括氫濃度、擴散、溫度、加載速率等不同層面的關(guān)鍵參數(shù)于一體，從而實現(xiàn)對鋼材氫脆性能的準確預(yù)測。典型如Jun Song等[24]建立了評價鋼材是否發(fā)生氫致延遲脆斷的關(guān)鍵參數(shù)預(yù)測模型，實現(xiàn)了對某鋼種氫致延遲斷裂的預(yù)測（圖13）。Jun Song等[24]還進一步在該模型基礎(chǔ)上，提出了可表征不同結(jié)構(gòu)金屬材料中氫致延遲斷裂裂紋擴展的動力學模型，并以此為依據(jù)應(yīng)用蒙特卡洛模擬法模擬了鋼的延遲斷裂過程（圖14）。    

備注：以下圖片為引用參考文獻，若有偏差以原期刊文章為準。

圖7 擴散氫與位錯、空位間的交互機制[19]

圖8 不同環(huán)境下Fe-3wt%Si單晶體塑性過程[20]

圖9 氫致延遲斷裂斷口形貌[21]

圖10 氫致延遲斷裂斷口3D形貌[21]

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