导读：氢虽然是一种潜在的能源解决方案，但也是高强度金属中最重要的脆化问题。导致脆化潜在的氢缺陷相互作用问题难以解决。本文研究了一个有趣的氢效应以阐明这些相互作用。通过设计在无外部应力的条件下对样品进行原位电子通道对比成像实验，结果表明，位错（原子尺度线缺陷）在氢解吸过程中可移动的距离达到1.5μm。结合分子动力学和经典的蒙特卡洛模拟揭示出了晶界氢的偏析会引起所需的长程解析切应力，以及短程原子应力波动。因此，在氢的研究中应广泛考虑这种偏析效应。有两个主要因素导致氢触发脆化。首先，由于H是宇宙中最轻的元素（即H原子半径仅为Fe，Ti或Ni原子的1/3），因此即使在室温下，H在金属中的吸收和扩散也可能非常快 。其次，即使总的H摄入量处于百万分之一（ppm）的水平，也会触发氢脆。这两个因素以及缺陷控制的金属塑性和断裂性质导致了对空缺，位错和界面的氢偏析的广泛研究。在一系列理论中，H增强的局部可塑性(HELP)理论引起了最激烈的讨论。根据HELP理论，H通过增加位错的迁移率而引起更局部的塑性变形。对HELP现象的原始解释是通过H对位错应力场的影响分析的。这种机制的最有力证据是通过原位环境透射电子显微镜（TEM）实验证明在H-充电样品（裂纹尖端位错运动提供）。值得注意的是，这些样品受到外部压力。其他研究人员报告了H-充电诱发的滑移迹线。提出其中的位错活性是由于微结构残余应力引起的。残余应力可能会达到足够水平用于触发错位活性，因为H-充电可能引起位错活化应力降低。局部残余应力和H对位错激活应力（阈值）的相互作用，可以解释为什么没有更频繁地观察和报告这种位错迁移率效应的原因。残余应力或H偏析的水平对不仅根据金属加工和H充电条件而变化，而且即使在相同的材料中，其变化也随微观结构的空间变化而变化。然而，以促进错位流动性的H效应没有受到原子模拟证实，反而揭示H引起的位错的钉扎。因此，由氢充电引起的位错活性的起源仍然不清楚。为了进一步发展并解释这种差异，需要对边界条件进行更好的控制实验，该实验将H诱导的微结构应力与其他因素（例如加工残余应力和外部应力）产生的应力隔离开来。为此，日本东北大学金属材料所 Motomichi Koyama教授等人设计了一种专用的实验方法，以研究H对位错运动的影响，以帮助进一步了解此类相互作用的性质。相关研究结果以题“Origin of micrometer-scale dislocation motion during hydrogen desorption”发表在Science advances上。https://advances.sciencemag.org/content/6/23/eaaz1187该实验过程如图1所示。实验材料选择了基于面心立方（fcc）的铁锰（Fe-Mn）基高熵合金。Fcc结构可确保在扫描电子显微镜（SEM）实验过程中缓慢的解吸速率。将样品机械抛光成硅胶胶体，然后在294 K下用H阴极充电3小时。考虑到奥氏体钢的扩散系数[2.7×10 -16 m 2 / s]和充电时间，计算出H影响区的深度约为2μm。充氢后，在将样品放入SEM室之前，先对其进行短暂的胶体二氧化硅抛光。将样品在SEM室中暴露于真空会导致H从样品中解吸。在H解吸过程中，本文使用电子通道对比成像（ECCI）技术观察了位错弛豫和运动。实验结果如图2所示。这些对基于fcc Fe-Mn的合金的测试表明，位错的运动距离很长（> 1.5μm），这仅是从样品中去除了可扩散的H引起的。这种现象的一个例子在图2A中示出。在一系列ECCI显微照片中，随着H从样品表面解吸出来，可以看到平面位错阵列中间距的增加。为了清楚起见，每个位错都标有字母，并且在线提供了位错运动的影像。最大的间距变化发生在2小时后（图2A，第三张和第四张图像），如图2B所示。本文还提供了图2C中该阵列中位错间距的完整定量演变。进行了一些类似的观察，进一步研究了这种材料，其中观察到堆积或纠缠中位错的重排或消失。为了探究位错运动的一般性，对双相不锈钢进行了类似的实验。如图3所示，在奥氏体相中可以看到位错活动（重排和滑移形成）。
图2 ECCI捕获的Fe-Mn基合金在H解吸过程中的位错运动。（a）在H解吸的不同阶段在晶界（GB）处的平面位错堆积。（B）示意性地示出了在t＝ 2和2.5小时时的位错构造。请注意，位错b和c滑动的〜1.5-μm距离。（C）相对于GB的位错的相对位置相对于暴露时间作图。（D到F）给出了H解吸引起的位错运动的其他三个例子。蓝色表示位错受到的影响最大。如图3a的3d视图所示，H原子显示出不均匀的分布：它们主要位于自由表面和GBs上。在绿带ħ偏析的观察报告了各种研究，例如，通过使用低温转移原子探针断层扫描，用各种金属包括Fe和Ni中进行。这些结果如图3所示。由于H原子更喜欢留在GBs中而不是位错，因此它们对位错运动几乎没有固定作用。因此，本文模拟中的当前位错在样品中不受约束地移动。图3c、d显示了带H和无H的样本中位错网络的照片。这两个图的比较表明，在700 ps后，随着新生成的位错5在带H的样品中移动，位错1-3之间的间距增加，类似于图2所示的实验观察结果。当位错5在晶粒中向前移动时，应力分布会发生变化，并且堆积物中的位错会再次重新排列。另一方面，无氢样品在所示区域和样品的其他地方均表现出相对较少的位错活性。图3 镍多晶样品H充电过程中位错运动的原子模拟。
图3 混合MD / GCMC模拟显示，H主要在GBs和自由表面偏析，如（A）3D和（B）2D视图所示。在这里，灰色区域代表GB，红色球体为H原子，浅蓝色原子为六方密堆积（hcp）原子，深蓝色线为位错网络。（C）中显示的H带电样品中位错结构的快照显示出明显的位错重排（请参见黑色箭头）。红色箭头指出在样品的H充电过程中产生的新位错。（D）中的无H样品显示出很少的位错活性。
通过计算研究图2和图3C中实验观察到的位错重排的潜在机制。发现在这些模拟中，未变形的多晶镍样品被充以与实验中相同的H百分比。带氢样品的原子级von Mises应力分布如图4A所示。轮廓是每个原子在6ns以上的应力的时间平均值。从材料和方法两方面介绍了von Mises应力的计算方法。与大部分晶粒相比，GBs上观察到更高的应力水平。图4B绘制了H充电前后体（颗粒内部）和GBs中原子的原子级von Mises应力分布。为了验证所示曲线的稳定性，计算了不同时间段的时间平均值。图4C显示，通过增加平均时间周期，时间平均值饱和。例如，可以看到6ns的曲线相对于5.5ns的平均时间曲线的偏移小于5mpa。饱和表明原子振动引起的应力波动不显著，平均值是决定性参数。图4 由于多晶Ni样品中氢扩散导致的原子级Mises应力分布。（A）原子级冯·米塞斯应力分布的原子模拟。应力对GB的影响更大。（B）氢充入样品之前和之后，冯·米塞斯（von Mises）的累积密度函数（CDF）在晶粒内部（大块）和GBs中的原子应力分布。这两个插图是放大的窗口，显示了由于向样品中充入氢而导致的整体和GBs原子的应力变化了200 MPa。（C）在500 ps至6 ns的不同平均时间段内，冯·米塞斯应力的时间平均值。总之，本文精心设计了一个实验程序来研究H对多晶样品中位错迁移率的影响。从原位ECCI成像分析表明，所研究的fcc合金中H原子的解吸引起了样品表面上微米级的位错运动。混合MD / GCMC模拟表明，位错移动的驱动力是由GBs处H偏析引起的高应力集中提供的。近期微信改版，为了确保材子材女能准时收到推送，请进入公众号，点击右上角进行“星标”，材料学网愿永为你们推送更多优质的内容❤️
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