Research and application progress in ultra-high strength stainless steel
1
2020
... 氢脆失效是氢能产业安全发展的重要瓶颈性问题[1 ~4 ] .当材料中的氢浓度超过临界值，会产生各种不可逆氢损伤，如钢中白点、焊接冷裂纹、氢化物以及氢致马氏体等.氢能使材料塑性下降，引起滞后断裂.如果充氢时不产生不可逆氢损伤，则试样在除氢后再在空气中慢拉伸，塑性能恢复.人们把氢致塑性损失和氢致滞后断裂统称为氢脆.氢脆瞬时发生，事先毫无征兆，往往酿成灾难性的恶性事故，严重地威胁着人们生命财产安全.因此，氢脆被认为是对金属结构件最有危害性的因素之一[5 ~10 ] ...
高强度不锈钢的研究及发展现状
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2020
... 氢脆失效是氢能产业安全发展的重要瓶颈性问题[1 ~4 ] .当材料中的氢浓度超过临界值，会产生各种不可逆氢损伤，如钢中白点、焊接冷裂纹、氢化物以及氢致马氏体等.氢能使材料塑性下降，引起滞后断裂.如果充氢时不产生不可逆氢损伤，则试样在除氢后再在空气中慢拉伸，塑性能恢复.人们把氢致塑性损失和氢致滞后断裂统称为氢脆.氢脆瞬时发生，事先毫无征兆，往往酿成灾难性的恶性事故，严重地威胁着人们生命财产安全.因此，氢脆被认为是对金属结构件最有危害性的因素之一[5 ~10 ] ...
A review of research status of hydrogen embrittlement for automotive advanced high-strength steels
0
2020
A review of recent advance on hydrogen embrittlement phenomenon based on multiscale mechanical experiments
0
2021
基于多尺度力学实验的氢脆现象的最新研究进展
0
2021
Crystallographic character of grain boundaries resistant to hydrogen-assisted fracture in Ni-base alloy 725
1
2018
... 氢脆失效是氢能产业安全发展的重要瓶颈性问题[1 ~4 ] .当材料中的氢浓度超过临界值，会产生各种不可逆氢损伤，如钢中白点、焊接冷裂纹、氢化物以及氢致马氏体等.氢能使材料塑性下降，引起滞后断裂.如果充氢时不产生不可逆氢损伤，则试样在除氢后再在空气中慢拉伸，塑性能恢复.人们把氢致塑性损失和氢致滞后断裂统称为氢脆.氢脆瞬时发生，事先毫无征兆，往往酿成灾难性的恶性事故，严重地威胁着人们生命财产安全.因此，氢脆被认为是对金属结构件最有危害性的因素之一[5 ~10 ] ...
Beating hydrogen with its own weapon: Nano-twin gradients enhance embrittlement resistance of a high-entropy alloy
1
2018
... 氢脆失效是氢能产业安全发展的重要瓶颈性问题[1 ~4 ] .当材料中的氢浓度超过临界值，会产生各种不可逆氢损伤，如钢中白点、焊接冷裂纹、氢化物以及氢致马氏体等.氢能使材料塑性下降，引起滞后断裂.如果充氢时不产生不可逆氢损伤，则试样在除氢后再在空气中慢拉伸，塑性能恢复.人们把氢致塑性损失和氢致滞后断裂统称为氢脆.氢脆瞬时发生，事先毫无征兆，往往酿成灾难性的恶性事故，严重地威胁着人们生命财产安全.因此，氢脆被认为是对金属结构件最有危害性的因素之一[5 ~10 ] ...
Research progress of detection techniques for permeated hydrogen
0
2023
Effect of grain size on hydrogen embrittlement of 304L austenitic stainless steel
0
2023
晶粒尺寸对304L奥氏体不锈钢氢脆的影响
0
2023
Research progress on hydrogen permeability behavior of pipeline steel
0
2023
Review of hydrogen embrittlement of medium manganese TRIP steel
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2022
中锰TRIP钢氢致开裂性能研究现状与进展
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2022
Effect of strain rate on hydrogen embrittlement susceptibility of DP780 steel with hydrogen pre-charging
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2022
... 氢脆失效是氢能产业安全发展的重要瓶颈性问题[1 ~4 ] .当材料中的氢浓度超过临界值，会产生各种不可逆氢损伤，如钢中白点、焊接冷裂纹、氢化物以及氢致马氏体等.氢能使材料塑性下降，引起滞后断裂.如果充氢时不产生不可逆氢损伤，则试样在除氢后再在空气中慢拉伸，塑性能恢复.人们把氢致塑性损失和氢致滞后断裂统称为氢脆.氢脆瞬时发生，事先毫无征兆，往往酿成灾难性的恶性事故，严重地威胁着人们生命财产安全.因此，氢脆被认为是对金属结构件最有危害性的因素之一[5 ~10 ] ...
应变速率对预充氢DP780钢氢脆敏感性的影响
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2022
... 氢脆失效是氢能产业安全发展的重要瓶颈性问题[1 ~4 ] .当材料中的氢浓度超过临界值，会产生各种不可逆氢损伤，如钢中白点、焊接冷裂纹、氢化物以及氢致马氏体等.氢能使材料塑性下降，引起滞后断裂.如果充氢时不产生不可逆氢损伤，则试样在除氢后再在空气中慢拉伸，塑性能恢复.人们把氢致塑性损失和氢致滞后断裂统称为氢脆.氢脆瞬时发生，事先毫无征兆，往往酿成灾难性的恶性事故，严重地威胁着人们生命财产安全.因此，氢脆被认为是对金属结构件最有危害性的因素之一[5 ~10 ] ...
Hydrogen embrittlement understood
1
2015
... 认清金属氢脆的机理，对防治氢脆危害和抗氢脆合金设计至关重要.1875年Johnson即认识到金属中的氢脆现象，然而，至今对氢致滞后断裂机理仍存在巨大争议[11 ] .通常氢致滞后断裂的机理分为脆性断裂理论和塑性断裂理论.前者认为氢致开裂过程不以塑性变形为先决条件，后者认为任何金属的开裂过程均以局部塑性变形为先决条件.脆性断裂理论包括氢压理论[12 ] 、氢降低原子键合力理论(亦称弱键理论，HEDE)[13 ] 以及氢化物理论[14 ,15 ] 等.塑性断裂理论主要包括氢促进塑性变形(HELP)理论[16 ] 以及氢/应力诱发空位机制[17 ] 等.此外，随着研究的不断深入，国内外研究人员提出了更多的氢脆机理与模型.例如，单智伟研究团队[18 ] 通过环境透射电子显微镜内的原位弯曲实验并结合原子尺度模拟计算，提出在金属Al中由于局部塑性变形引发小角晶界的动态形成从而促进材料氢脆断裂的新机制.上述几种理论都有存在的理由、适用的范围和对象.具体如下： ...
Direct observation and analysis of crack propagation in iron-3% silicon single crystals
1
1963
... 认清金属氢脆的机理，对防治氢脆危害和抗氢脆合金设计至关重要.1875年Johnson即认识到金属中的氢脆现象，然而，至今对氢致滞后断裂机理仍存在巨大争议[11 ] .通常氢致滞后断裂的机理分为脆性断裂理论和塑性断裂理论.前者认为氢致开裂过程不以塑性变形为先决条件，后者认为任何金属的开裂过程均以局部塑性变形为先决条件.脆性断裂理论包括氢压理论[12 ] 、氢降低原子键合力理论(亦称弱键理论，HEDE)[13 ] 以及氢化物理论[14 ,15 ] 等.塑性断裂理论主要包括氢促进塑性变形(HELP)理论[16 ] 以及氢/应力诱发空位机制[17 ] 等.此外，随着研究的不断深入，国内外研究人员提出了更多的氢脆机理与模型.例如，单智伟研究团队[18 ] 通过环境透射电子显微镜内的原位弯曲实验并结合原子尺度模拟计算，提出在金属Al中由于局部塑性变形引发小角晶界的动态形成从而促进材料氢脆断裂的新机制.上述几种理论都有存在的理由、适用的范围和对象.具体如下： ...
Whitney award lecture—1987: hydrogen—the versatile embrittler
1
1987
... 认清金属氢脆的机理，对防治氢脆危害和抗氢脆合金设计至关重要.1875年Johnson即认识到金属中的氢脆现象，然而，至今对氢致滞后断裂机理仍存在巨大争议[11 ] .通常氢致滞后断裂的机理分为脆性断裂理论和塑性断裂理论.前者认为氢致开裂过程不以塑性变形为先决条件，后者认为任何金属的开裂过程均以局部塑性变形为先决条件.脆性断裂理论包括氢压理论[12 ] 、氢降低原子键合力理论(亦称弱键理论，HEDE)[13 ] 以及氢化物理论[14 ,15 ] 等.塑性断裂理论主要包括氢促进塑性变形(HELP)理论[16 ] 以及氢/应力诱发空位机制[17 ] 等.此外，随着研究的不断深入，国内外研究人员提出了更多的氢脆机理与模型.例如，单智伟研究团队[18 ] 通过环境透射电子显微镜内的原位弯曲实验并结合原子尺度模拟计算，提出在金属Al中由于局部塑性变形引发小角晶界的动态形成从而促进材料氢脆断裂的新机制.上述几种理论都有存在的理由、适用的范围和对象.具体如下： ...
The habit planes of zirconium hydride in zirconium and zircaloy
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1968
... 认清金属氢脆的机理，对防治氢脆危害和抗氢脆合金设计至关重要.1875年Johnson即认识到金属中的氢脆现象，然而，至今对氢致滞后断裂机理仍存在巨大争议[11 ] .通常氢致滞后断裂的机理分为脆性断裂理论和塑性断裂理论.前者认为氢致开裂过程不以塑性变形为先决条件，后者认为任何金属的开裂过程均以局部塑性变形为先决条件.脆性断裂理论包括氢压理论[12 ] 、氢降低原子键合力理论(亦称弱键理论，HEDE)[13 ] 以及氢化物理论[14 ,15 ] 等.塑性断裂理论主要包括氢促进塑性变形(HELP)理论[16 ] 以及氢/应力诱发空位机制[17 ] 等.此外，随着研究的不断深入，国内外研究人员提出了更多的氢脆机理与模型.例如，单智伟研究团队[18 ] 通过环境透射电子显微镜内的原位弯曲实验并结合原子尺度模拟计算，提出在金属Al中由于局部塑性变形引发小角晶界的动态形成从而促进材料氢脆断裂的新机制.上述几种理论都有存在的理由、适用的范围和对象.具体如下： ...
Mechanical properties of metal hydrides
1
1984
... 认清金属氢脆的机理，对防治氢脆危害和抗氢脆合金设计至关重要.1875年Johnson即认识到金属中的氢脆现象，然而，至今对氢致滞后断裂机理仍存在巨大争议[11 ] .通常氢致滞后断裂的机理分为脆性断裂理论和塑性断裂理论.前者认为氢致开裂过程不以塑性变形为先决条件，后者认为任何金属的开裂过程均以局部塑性变形为先决条件.脆性断裂理论包括氢压理论[12 ] 、氢降低原子键合力理论(亦称弱键理论，HEDE)[13 ] 以及氢化物理论[14 ,15 ] 等.塑性断裂理论主要包括氢促进塑性变形(HELP)理论[16 ] 以及氢/应力诱发空位机制[17 ] 等.此外，随着研究的不断深入，国内外研究人员提出了更多的氢脆机理与模型.例如，单智伟研究团队[18 ] 通过环境透射电子显微镜内的原位弯曲实验并结合原子尺度模拟计算，提出在金属Al中由于局部塑性变形引发小角晶界的动态形成从而促进材料氢脆断裂的新机制.上述几种理论都有存在的理由、适用的范围和对象.具体如下： ...
Hydrogen-enhanced localized plasticity—a mechanism for hydrogen-related fracture
8
1994
... 认清金属氢脆的机理，对防治氢脆危害和抗氢脆合金设计至关重要.1875年Johnson即认识到金属中的氢脆现象，然而，至今对氢致滞后断裂机理仍存在巨大争议[11 ] .通常氢致滞后断裂的机理分为脆性断裂理论和塑性断裂理论.前者认为氢致开裂过程不以塑性变形为先决条件，后者认为任何金属的开裂过程均以局部塑性变形为先决条件.脆性断裂理论包括氢压理论[12 ] 、氢降低原子键合力理论(亦称弱键理论，HEDE)[13 ] 以及氢化物理论[14 ,15 ] 等.塑性断裂理论主要包括氢促进塑性变形(HELP)理论[16 ] 以及氢/应力诱发空位机制[17 ] 等.此外，随着研究的不断深入，国内外研究人员提出了更多的氢脆机理与模型.例如，单智伟研究团队[18 ] 通过环境透射电子显微镜内的原位弯曲实验并结合原子尺度模拟计算，提出在金属Al中由于局部塑性变形引发小角晶界的动态形成从而促进材料氢脆断裂的新机制.上述几种理论都有存在的理由、适用的范围和对象.具体如下： ...
... (5) HELP理论认为H能促进位错发射和运动，当扩散/富集的H浓度大于临界值时，在比空拉时更低的外应力下，即会发生氢致塑性变形[16 ] .近年来，随着研究的不断深入，HELP机制逐渐成为氢致滞后断裂的主流机理之一. ...
... HELP在氢致滞后断裂中扮演重要角色的认知，最早可以追溯到1972年Beachem的工作[19 ] .他发现氢致断裂的断口表面有撕裂脊和韧窝等塑性特征，并且指出断口表面特征与金属组织状态密切相关.然而，Beachem的这一论断并非基于对变形组织演化的观察或者氢影响塑性的直接观测[19 ] .对氢促进位错运动的直接观测，是20世纪8，90年代由伊利诺伊大学的研究团队(代表人物有Birnbaum、Robertson以及Sofronis)完成的[20 ~26 ] .该研究团队在带环境室的高压电镜中原位观察表明，拉伸试样如通入Ar气，则原来静止的位错保持不动；但如通入相同压力的H2 (压力很小95 Torr，否则H2 散射电子，成像不清楚)，则位错运动，而且其速率随氢压升高而升高(详见图1a~g 中310S不锈钢在不同氢压下的位错塞积图像[22 ] )；若把H2 抽出，则位错停止或反向运动.对bcc金属α -Fe，fcc金属Al、Ni和不锈钢以及hcp金属α -Ti均获得相同的结论[20 ~26 ] .氢促进位错运动的原因被归结为氢氛围的弹性屏蔽效应.相距为r 的两个共面平行刃位错的相互作用力τ D 为[16 ] ： ...
... [
16 ]
In-situ electron microscopy observation of hydrogen-enhanced dislocation motion<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R22">22</xref>]</sup> and elastic shielding of hydrogen atmosphere<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R16">16</xref>]</sup>: (a-f) images showing the dislocation pile-up at different hydrogen pressure (0、35、50、70、90、95 Torr) in 310S stainless steel, (g) after introducing H<sub>2</sub>, dislocation pile-up of 310S stainless steel moves from the black lines to the white lines, (h) the elastic force between dislocations of Nb varies with the dislocation spacing in the presence and absence of hydrogen Fig.1 ![]()
式中，μ 为剪切模量，b 为Burgers矢量的模，v 是Poisson比.对于金属Nb，当不存在氢氛围时，τ D /μ (剪切应力与剪切模量之比)的值随r /b (沿滑移面归一化距离)的变化见图1h 的黄色实线.如果位错周围存在氢氛围，则氛围中所有氢原子作用在该位错上的合应力τ H 为[16 ] ： ...
... [
16 ]: (a-f) images showing the dislocation pile-up at different hydrogen pressure (0、35、50、70、90、95 Torr) in 310S stainless steel, (g) after introducing H
2 , dislocation pile-up of 310S stainless steel moves from the black lines to the white lines, (h) the elastic force between dislocations of Nb varies with the dislocation spacing in the presence and absence of hydrogen
Fig.1 ![]()
式中，μ 为剪切模量，b 为Burgers矢量的模，v 是Poisson比.对于金属Nb，当不存在氢氛围时，τ D /μ (剪切应力与剪切模量之比)的值随r /b (沿滑移面归一化距离)的变化见图1h 的黄色实线.如果位错周围存在氢氛围，则氛围中所有氢原子作用在该位错上的合应力τ H 为[16 ] ： ...
... 式中，μ 为剪切模量，b 为Burgers矢量的模，v 是Poisson比.对于金属Nb，当不存在氢氛围时，τ D /μ (剪切应力与剪切模量之比)的值随r /b (沿滑移面归一化距离)的变化见图1h 的黄色实线.如果位错周围存在氢氛围，则氛围中所有氢原子作用在该位错上的合应力τ H 为[16 ] ： ...
... 以伊利诺伊大学研究团队为代表的科研人员基于环境电镜技术和理论计算手段，给出了HELP机制的直接物理图像，提出了氢弹性屏蔽理论，这奠定了HELP理论的基础.进一步地，通过应力弛豫实验发现，氢可以促进Ni[16 ] 、Ni-C[16 ] 、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
... [16 ]、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
Hydrogen-enhanced dislocation activity and vacancy formation during nanoindentation of nickel
1
2009
... 认清金属氢脆的机理，对防治氢脆危害和抗氢脆合金设计至关重要.1875年Johnson即认识到金属中的氢脆现象，然而，至今对氢致滞后断裂机理仍存在巨大争议[11 ] .通常氢致滞后断裂的机理分为脆性断裂理论和塑性断裂理论.前者认为氢致开裂过程不以塑性变形为先决条件，后者认为任何金属的开裂过程均以局部塑性变形为先决条件.脆性断裂理论包括氢压理论[12 ] 、氢降低原子键合力理论(亦称弱键理论，HEDE)[13 ] 以及氢化物理论[14 ,15 ] 等.塑性断裂理论主要包括氢促进塑性变形(HELP)理论[16 ] 以及氢/应力诱发空位机制[17 ] 等.此外，随着研究的不断深入，国内外研究人员提出了更多的氢脆机理与模型.例如，单智伟研究团队[18 ] 通过环境透射电子显微镜内的原位弯曲实验并结合原子尺度模拟计算，提出在金属Al中由于局部塑性变形引发小角晶界的动态形成从而促进材料氢脆断裂的新机制.上述几种理论都有存在的理由、适用的范围和对象.具体如下： ...
Hydrogen enhanced cracking via dynamic formation of grain boundary inside aluminium crystal
1
2021
... 认清金属氢脆的机理，对防治氢脆危害和抗氢脆合金设计至关重要.1875年Johnson即认识到金属中的氢脆现象，然而，至今对氢致滞后断裂机理仍存在巨大争议[11 ] .通常氢致滞后断裂的机理分为脆性断裂理论和塑性断裂理论.前者认为氢致开裂过程不以塑性变形为先决条件，后者认为任何金属的开裂过程均以局部塑性变形为先决条件.脆性断裂理论包括氢压理论[12 ] 、氢降低原子键合力理论(亦称弱键理论，HEDE)[13 ] 以及氢化物理论[14 ,15 ] 等.塑性断裂理论主要包括氢促进塑性变形(HELP)理论[16 ] 以及氢/应力诱发空位机制[17 ] 等.此外，随着研究的不断深入，国内外研究人员提出了更多的氢脆机理与模型.例如，单智伟研究团队[18 ] 通过环境透射电子显微镜内的原位弯曲实验并结合原子尺度模拟计算，提出在金属Al中由于局部塑性变形引发小角晶界的动态形成从而促进材料氢脆断裂的新机制.上述几种理论都有存在的理由、适用的范围和对象.具体如下： ...
A new model for hydrogen-assisted cracking (hydrogen “embrittlement”)
2
1972
... HELP在氢致滞后断裂中扮演重要角色的认知，最早可以追溯到1972年Beachem的工作[19 ] .他发现氢致断裂的断口表面有撕裂脊和韧窝等塑性特征，并且指出断口表面特征与金属组织状态密切相关.然而，Beachem的这一论断并非基于对变形组织演化的观察或者氢影响塑性的直接观测[19 ] .对氢促进位错运动的直接观测，是20世纪8，90年代由伊利诺伊大学的研究团队(代表人物有Birnbaum、Robertson以及Sofronis)完成的[20 ~26 ] .该研究团队在带环境室的高压电镜中原位观察表明，拉伸试样如通入Ar气，则原来静止的位错保持不动；但如通入相同压力的H2 (压力很小95 Torr，否则H2 散射电子，成像不清楚)，则位错运动，而且其速率随氢压升高而升高(详见图1a~g 中310S不锈钢在不同氢压下的位错塞积图像[22 ] )；若把H2 抽出，则位错停止或反向运动.对bcc金属α -Fe，fcc金属Al、Ni和不锈钢以及hcp金属α -Ti均获得相同的结论[20 ~26 ] .氢促进位错运动的原因被归结为氢氛围的弹性屏蔽效应.相距为r 的两个共面平行刃位错的相互作用力τ D 为[16 ] ： ...
... [19 ].对氢促进位错运动的直接观测，是20世纪8，90年代由伊利诺伊大学的研究团队(代表人物有Birnbaum、Robertson以及Sofronis)完成的[20 ~26 ] .该研究团队在带环境室的高压电镜中原位观察表明，拉伸试样如通入Ar气，则原来静止的位错保持不动；但如通入相同压力的H2 (压力很小95 Torr，否则H2 散射电子，成像不清楚)，则位错运动，而且其速率随氢压升高而升高(详见图1a~g 中310S不锈钢在不同氢压下的位错塞积图像[22 ] )；若把H2 抽出，则位错停止或反向运动.对bcc金属α -Fe，fcc金属Al、Ni和不锈钢以及hcp金属α -Ti均获得相同的结论[20 ~26 ] .氢促进位错运动的原因被归结为氢氛围的弹性屏蔽效应.相距为r 的两个共面平行刃位错的相互作用力τ D 为[16 ] ： ...
Hydrogen embrittlement of α titanium: in situ TEM studies
2
1988
... HELP在氢致滞后断裂中扮演重要角色的认知，最早可以追溯到1972年Beachem的工作[19 ] .他发现氢致断裂的断口表面有撕裂脊和韧窝等塑性特征，并且指出断口表面特征与金属组织状态密切相关.然而，Beachem的这一论断并非基于对变形组织演化的观察或者氢影响塑性的直接观测[19 ] .对氢促进位错运动的直接观测，是20世纪8，90年代由伊利诺伊大学的研究团队(代表人物有Birnbaum、Robertson以及Sofronis)完成的[20 ~26 ] .该研究团队在带环境室的高压电镜中原位观察表明，拉伸试样如通入Ar气，则原来静止的位错保持不动；但如通入相同压力的H2 (压力很小95 Torr，否则H2 散射电子，成像不清楚)，则位错运动，而且其速率随氢压升高而升高(详见图1a~g 中310S不锈钢在不同氢压下的位错塞积图像[22 ] )；若把H2 抽出，则位错停止或反向运动.对bcc金属α -Fe，fcc金属Al、Ni和不锈钢以及hcp金属α -Ti均获得相同的结论[20 ~26 ] .氢促进位错运动的原因被归结为氢氛围的弹性屏蔽效应.相距为r 的两个共面平行刃位错的相互作用力τ D 为[16 ] ： ...
... [20 ~26 ].氢促进位错运动的原因被归结为氢氛围的弹性屏蔽效应.相距为r 的两个共面平行刃位错的相互作用力τ D 为[16 ] ： ...
HVEM studies of the effects of hydrogen on the deformation and fracture of AISI type 316 austenitic stainless steel
0
1990
Hydrogen effects on the interaction between dislocations
3
1998
... HELP在氢致滞后断裂中扮演重要角色的认知，最早可以追溯到1972年Beachem的工作[19 ] .他发现氢致断裂的断口表面有撕裂脊和韧窝等塑性特征，并且指出断口表面特征与金属组织状态密切相关.然而，Beachem的这一论断并非基于对变形组织演化的观察或者氢影响塑性的直接观测[19 ] .对氢促进位错运动的直接观测，是20世纪8，90年代由伊利诺伊大学的研究团队(代表人物有Birnbaum、Robertson以及Sofronis)完成的[20 ~26 ] .该研究团队在带环境室的高压电镜中原位观察表明，拉伸试样如通入Ar气，则原来静止的位错保持不动；但如通入相同压力的H2 (压力很小95 Torr，否则H2 散射电子，成像不清楚)，则位错运动，而且其速率随氢压升高而升高(详见图1a~g 中310S不锈钢在不同氢压下的位错塞积图像[22 ] )；若把H2 抽出，则位错停止或反向运动.对bcc金属α -Fe，fcc金属Al、Ni和不锈钢以及hcp金属α -Ti均获得相同的结论[20 ~26 ] .氢促进位错运动的原因被归结为氢氛围的弹性屏蔽效应.相距为r 的两个共面平行刃位错的相互作用力τ D 为[16 ] ： ...
... [
22 ]与氢气团弹性屏蔽效应
[16 ] In-situ electron microscopy observation of hydrogen-enhanced dislocation motion<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R22">22</xref>]</sup> and elastic shielding of hydrogen atmosphere<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R16">16</xref>]</sup>: (a-f) images showing the dislocation pile-up at different hydrogen pressure (0、35、50、70、90、95 Torr) in 310S stainless steel, (g) after introducing H<sub>2</sub>, dislocation pile-up of 310S stainless steel moves from the black lines to the white lines, (h) the elastic force between dislocations of Nb varies with the dislocation spacing in the presence and absence of hydrogen Fig.1 ![]()
式中，μ 为剪切模量，b 为Burgers矢量的模，v 是Poisson比.对于金属Nb，当不存在氢氛围时，τ D /μ (剪切应力与剪切模量之比)的值随r /b (沿滑移面归一化距离)的变化见图1h 的黄色实线.如果位错周围存在氢氛围，则氛围中所有氢原子作用在该位错上的合应力τ H 为[16 ] ： ...
... [
22 ] and elastic shielding of hydrogen atmosphere
[16 ] : (a-f) images showing the dislocation pile-up at different hydrogen pressure (0、35、50、70、90、95 Torr) in 310S stainless steel, (g) after introducing H
2 , dislocation pile-up of 310S stainless steel moves from the black lines to the white lines, (h) the elastic force between dislocations of Nb varies with the dislocation spacing in the presence and absence of hydrogen
Fig.1 ![]()
式中，μ 为剪切模量，b 为Burgers矢量的模，v 是Poisson比.对于金属Nb，当不存在氢氛围时，τ D /μ (剪切应力与剪切模量之比)的值随r /b (沿滑移面归一化距离)的变化见图1h 的黄色实线.如果位错周围存在氢氛围，则氛围中所有氢原子作用在该位错上的合应力τ H 为[16 ] ： ...
Hydrogen effects on the character of dislocations in high-purity aluminum
0
1999
Direct observations of the effect of hydrogen on the behavior of dislocations in iron
0
1983
An HVEM study of hydrogen effects on the deformation and fracture of nickel
0
1986
The effect of hydrogen on dislocation dynamics
3
2001
... HELP在氢致滞后断裂中扮演重要角色的认知，最早可以追溯到1972年Beachem的工作[19 ] .他发现氢致断裂的断口表面有撕裂脊和韧窝等塑性特征，并且指出断口表面特征与金属组织状态密切相关.然而，Beachem的这一论断并非基于对变形组织演化的观察或者氢影响塑性的直接观测[19 ] .对氢促进位错运动的直接观测，是20世纪8，90年代由伊利诺伊大学的研究团队(代表人物有Birnbaum、Robertson以及Sofronis)完成的[20 ~26 ] .该研究团队在带环境室的高压电镜中原位观察表明，拉伸试样如通入Ar气，则原来静止的位错保持不动；但如通入相同压力的H2 (压力很小95 Torr，否则H2 散射电子，成像不清楚)，则位错运动，而且其速率随氢压升高而升高(详见图1a~g 中310S不锈钢在不同氢压下的位错塞积图像[22 ] )；若把H2 抽出，则位错停止或反向运动.对bcc金属α -Fe，fcc金属Al、Ni和不锈钢以及hcp金属α -Ti均获得相同的结论[20 ~26 ] .氢促进位错运动的原因被归结为氢氛围的弹性屏蔽效应.相距为r 的两个共面平行刃位错的相互作用力τ D 为[16 ] ： ...
... ~26 ].氢促进位错运动的原因被归结为氢氛围的弹性屏蔽效应.相距为r 的两个共面平行刃位错的相互作用力τ D 为[16 ] ： ...
... 以伊利诺伊大学研究团队为代表的科研人员基于环境电镜技术和理论计算手段，给出了HELP机制的直接物理图像，提出了氢弹性屏蔽理论，这奠定了HELP理论的基础.进一步地，通过应力弛豫实验发现，氢可以促进Ni[16 ] 、Ni-C[16 ] 、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
Quantitative tests revealing hydrogen-enhanced dislocation motion in α-iron
3
2023
... 单智伟团队[27 ] 通过基于原位环境透射电镜的新型定量实验方法，对比研究了α -Fe中单根螺位错在含氢/不含氢条件下的运动行为，证明了氢促进螺位错的运动.图2 结果表明，当向真空样品室通入2 Pa的氢气并在电子束辐照的帮助下对样品进行充氢后，试样中螺位错的启动应力σ c 从104.8 MPa降低至75.6 MPa，下降幅度为27%以上；同时，相应的位错最大滑动位移δ max 也大幅增加，从10.8 nm增加到17.8 nm.该结果在单个位错尺度上验证了HELP机制. ...
... [
27 ]
Motion of a single screw dislocation of <i>α</i>-Fe in the presence and absence of hydrogen<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R27">27</xref>]</sup>: (a) bright-field transmission electron microscope image showing the pillar after a series of cyclic compression loading and unloading sessions. A mobile dislocation tagged as 1 in the boxed region is magnified and observed in Fig.2b, the white spots indicate the pinning points, (b) configurations of dislocation 1 at <i>σ</i><sub>max</sub> in vacuum (<i>N</i> = 1) and in 2 Pa H<sub>2</sub> (<i>N</i> = 2), (c) loading engineering stress <i>σ</i> and the digitally tracked projected glide distance <i>δ</i> of dislocation 1 in a typical load cycle are shown as a function of time. The critical stress for activating the dislocation (<i>σ</i><sub>c</sub>) and the maximum glide distance (<i>δ</i><sub>max</sub>) are also indicated, (d, e) measured <i>δ</i><sub>max</sub> and <i>σ</i><sub>c</sub> of dislocation 1 as a function of loading cycle number in vacuum (d) and in 2 Pa H<sub>2</sub> (e). Errors for measurements of <i>δ</i><sub>max</sub> and <i>σ</i><sub>c</sub> are ±1.4 nm and ±9.5 MPa, respectively. Error bars represent standard deviation. The tests in 2 Pa H<sub>2</sub> were started after the pillar had been exposed to the 2 Pa H<sub>2</sub> atmosphere for ~2 h. Scale bars, 100 nm Fig.2 ![]()
以伊利诺伊大学研究团队为代表的科研人员基于环境电镜技术和理论计算手段，给出了HELP机制的直接物理图像，提出了氢弹性屏蔽理论，这奠定了HELP理论的基础.进一步地，通过应力弛豫实验发现，氢可以促进Ni[16 ] 、Ni-C[16 ] 、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
... [
27 ]: (a) bright-field transmission electron microscope image showing the pillar after a series of cyclic compression loading and unloading sessions. A mobile dislocation tagged as 1 in the boxed region is magnified and observed in Fig.2b, the white spots indicate the pinning points, (b) configurations of dislocation 1 at
σ max in vacuum (
N = 1) and in 2 Pa H
2 (
N = 2), (c) loading engineering stress
σ and the digitally tracked projected glide distance
δ of dislocation 1 in a typical load cycle are shown as a function of time. The critical stress for activating the dislocation (
σ c ) and the maximum glide distance (
δ max ) are also indicated, (d, e) measured
δ max and
σ c of dislocation 1 as a function of loading cycle number in vacuum (d) and in 2 Pa H
2 (e). Errors for measurements of
δ max and
σ c are ±1.4 nm and ±9.5 MPa, respectively. Error bars represent standard deviation. The tests in 2 Pa H
2 were started after the pillar had been exposed to the 2 Pa H
2 atmosphere for ~2 h. Scale bars, 100 nm
Fig.2 ![]()
以伊利诺伊大学研究团队为代表的科研人员基于环境电镜技术和理论计算手段，给出了HELP机制的直接物理图像，提出了氢弹性屏蔽理论，这奠定了HELP理论的基础.进一步地，通过应力弛豫实验发现，氢可以促进Ni[16 ] 、Ni-C[16 ] 、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
Hydrogen-induced intergranular failure of iron
1
2014
... 以伊利诺伊大学研究团队为代表的科研人员基于环境电镜技术和理论计算手段，给出了HELP机制的直接物理图像，提出了氢弹性屏蔽理论，这奠定了HELP理论的基础.进一步地，通过应力弛豫实验发现，氢可以促进Ni[16 ] 、Ni-C[16 ] 、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
The effects of hydrogen on the deformation and fracture of β -titanium
1
2001
... 以伊利诺伊大学研究团队为代表的科研人员基于环境电镜技术和理论计算手段，给出了HELP机制的直接物理图像，提出了氢弹性屏蔽理论，这奠定了HELP理论的基础.进一步地，通过应力弛豫实验发现，氢可以促进Ni[16 ] 、Ni-C[16 ] 、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
Three-dimensional molecular dynamics simulation of hydrogen-enhanced dislocation emission and crack propagation
1
2002
... 以伊利诺伊大学研究团队为代表的科研人员基于环境电镜技术和理论计算手段，给出了HELP机制的直接物理图像，提出了氢弹性屏蔽理论，这奠定了HELP理论的基础.进一步地，通过应力弛豫实验发现，氢可以促进Ni[16 ] 、Ni-C[16 ] 、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
氢促进位错发射和裂纹扩展的三维分子动力学模拟
1
2002
... 以伊利诺伊大学研究团队为代表的科研人员基于环境电镜技术和理论计算手段，给出了HELP机制的直接物理图像，提出了氢弹性屏蔽理论，这奠定了HELP理论的基础.进一步地，通过应力弛豫实验发现，氢可以促进Ni[16 ] 、Ni-C[16 ] 、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
Mechanism of hydrogen-facilitated nucleation of cleavage crack
1
1995
... 以伊利诺伊大学研究团队为代表的科研人员基于环境电镜技术和理论计算手段，给出了HELP机制的直接物理图像，提出了氢弹性屏蔽理论，这奠定了HELP理论的基础.进一步地，通过应力弛豫实验发现，氢可以促进Ni[16 ] 、Ni-C[16 ] 、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
氢促进解理裂纹形核的机制
1
1995
... 以伊利诺伊大学研究团队为代表的科研人员基于环境电镜技术和理论计算手段，给出了HELP机制的直接物理图像，提出了氢弹性屏蔽理论，这奠定了HELP理论的基础.进一步地，通过应力弛豫实验发现，氢可以促进Ni[16 ] 、Ni-C[16 ] 、bcc-Fe[28 ] 、310S不锈钢[29 ] 的应力弛豫，降低位错热激活运动的面积及热激活焓.氢降低位错热激活面积就是使应变速率升高，从而使位错运动速率升高.此外，研究还表明，氢可以导致应变集中和滑移共面性，促使滑移带变得更粗更直，滑移台阶更高，滑移间距更大[26 ] .利用分子动力学、位错动力学等计算模拟手段，人们发现氢能够促进位错的发射和增殖，能够促进裂纹的形核与扩展[30 ,31 ] .上述研究结果丰富了HELP理论的内涵，给出了有价值的见解，但仍然无法建立HELP机制与最终断裂之间的关系，原因如下： ...
Observation of hydrogen trapping at dislocations, grain boundaries, and precipitates
1
2020
... (1) 氢弹性屏蔽理论是基于金属Nb的计算得出，而Nb的氢致断裂机制为氢化物理论，而非HELP机制；氢弹性屏蔽理论只考虑了氢对位错间弹性应力场的影响，对氢与位错芯的交互作用关注不够；只有当氢富集浓度较大时(超过10%，见图1h )才会有明显的弹性屏蔽效应，而实际上金属中的氢浓度很难富集到如此程度，Chen等[32 ] 的研究表明氘在晶界和位错等缺陷处的富集浓度不过0.1%. ...
Activation volume and density of mobile dislocations in hydrogen-charged iron
8
2013
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [33 ,34 ,37 ,39 ,45 ]、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [33 ]研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [
33 ,
37 ,
39 ,
42 ]
Hydrogen effects on the dislocation configurations of typical metals<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup>: (a) bcc pure iron<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>]</sup>, in-situ electrochemical hydrogen charging with uniaxial tension, (b) fcc pure nickel<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup>, high pressure torsion after high-pressure hydrogen charging, (c) the ferritic-pearlitic low carbon steel (SS400)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>]</sup>, in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup>, fatigue loading after high-pressure hydrogen charging Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... [
33 ,
37 ,
39 ,
42 ]: (a) bcc pure iron
[33 ] , in-situ electrochemical hydrogen charging with uniaxial tension, (b) fcc pure nickel
[37 ] , high pressure torsion after high-pressure hydrogen charging, (c) the ferritic-pearlitic low carbon steel (SS400)
[39 ] , in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel
[42 ] , fatigue loading after high-pressure hydrogen charging
Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... [
33 ], in-situ electrochemical hydrogen charging with uniaxial tension, (b) fcc pure nickel
[37 ] , high pressure torsion after high-pressure hydrogen charging, (c) the ferritic-pearlitic low carbon steel (SS400)
[39 ] , in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel
[42 ] , fatigue loading after high-pressure hydrogen charging
Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... 造成该物理图像模糊的因素有很多，譬如合金纯度、晶粒尺寸、晶体取向、氢浓度、应变量与应变速率的差异，而其中最重要的影响因素是晶体取向.必须明确指出，文献[33 ~47 ] 均未考虑到位错组织与晶体取向之间的关联性.研究表明，金属在塑性变形过程中的位错组织演化特征严重依赖于晶体取向[49 ~57 ] .例如，Hansen和黄晓旭等[49 ~57 ] 基于大量实验结果，提出了fcc金属位错组织的3种类别(图4a )：(1) 接近[110]的区域为类型1(图4e 中Type 1)，位错组织呈板条状(cell block)，由几何必须位错边界(GNBs)和附生位错边界(IDBs)构成.几何必须位错边界与位错滑移面(111)基本平行，角度偏差小于10°；(2) 接近[100]的区域为类型2 (图4e 中Type 2)，位错组织呈胞状(cell).位错胞之间的取向差较小；(3) 接近[111]的区域为类型3 (图4e 中Type 3)，类型3与类型1类似，区别在于类型3的几何必须位错边界不与位错滑移面(111)平行，角度偏差可高达35°.此外，bcc金属的位错组织同样呈现明确的晶体取向关联性，且跟fcc金属位错组织的晶体取向关联性呈倒易关系，如图4b 所示[58 ] .变形孪晶组织的演化也存在严重的晶体取向关联性，见图4c (课题组未发表结果).变形孪晶与不全位错的性质密切相关，故氢与位错交互作用必将影响变形孪晶组织的演化.研究表明，金属在疲劳加载过程中的位错组织演化也遵循晶体取向关联性，见图4d [59 ] .而图3d 所示的316L不锈钢在高压充氢后疲劳加载导致的变形组织并未考虑晶体取向关联性[42 ] .研究[33 ~47 ] 在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
... [33 ~47 ]在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
The Portevin-Le Chatelier effect in hydrogen charged nickel
4
1964
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [34 ~36 ,38 ]的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [34 ]观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [34 ]的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
The effect of hydrogen on the slip character of nickel
1
1980
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
Effect of hydrogen on the dislocation structure of deformed nickel
2
1984
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [36 ]却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
Influence of hydrogen on dislocation self-organization in Ni
5
2017
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [37 ]采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... ,
37 ,
39 ,
42 ]
Hydrogen effects on the dislocation configurations of typical metals<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup>: (a) bcc pure iron<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>]</sup>, in-situ electrochemical hydrogen charging with uniaxial tension, (b) fcc pure nickel<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup>, high pressure torsion after high-pressure hydrogen charging, (c) the ferritic-pearlitic low carbon steel (SS400)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>]</sup>, in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup>, fatigue loading after high-pressure hydrogen charging Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... ,
37 ,
39 ,
42 ]: (a) bcc pure iron
[33 ] , in-situ electrochemical hydrogen charging with uniaxial tension, (b) fcc pure nickel
[37 ] , high pressure torsion after high-pressure hydrogen charging, (c) the ferritic-pearlitic low carbon steel (SS400)
[39 ] , in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel
[42 ] , fatigue loading after high-pressure hydrogen charging
Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... [
37 ], high pressure torsion after high-pressure hydrogen charging, (c) the ferritic-pearlitic low carbon steel (SS400)
[39 ] , in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel
[42 ] , fatigue loading after high-pressure hydrogen charging
Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
Elucidating the contribution of mobile hydrogen-deformation interactions to hydrogen-induced intergranular cracking in polycrystalline nickel
2
2018
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [38 ]研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
Hydrogen-modified dislocation structures in a cyclically deformed ferritic-pearlitic low carbon steel
6
2018
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
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Hydrogen effects on the dislocation configurations of typical metals<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup>: (a) bcc pure iron<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>]</sup>, in-situ electrochemical hydrogen charging with uniaxial tension, (b) fcc pure nickel<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup>, high pressure torsion after high-pressure hydrogen charging, (c) the ferritic-pearlitic low carbon steel (SS400)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>]</sup>, in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup>, fatigue loading after high-pressure hydrogen charging Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... ,
39 ,
42 ]: (a) bcc pure iron
[33 ] , in-situ electrochemical hydrogen charging with uniaxial tension, (b) fcc pure nickel
[37 ] , high pressure torsion after high-pressure hydrogen charging, (c) the ferritic-pearlitic low carbon steel (SS400)
[39 ] , in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel
[42 ] , fatigue loading after high-pressure hydrogen charging
Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
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39 ], in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel
[42 ] , fatigue loading after high-pressure hydrogen charging
Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... 此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... [39 ]对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
Multi-scale observation of hydrogen-induced, localized plastic deformation in fatigue-crack propagation in a pure iron
2
2017
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... 此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
Interpretation of hydrogen-assisted fatigue crack propagation in BCC iron based on dislocation structure evolution around the crack wake
2
2018
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... 此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
Influence of internal hydrogen content on the evolved microstructure beneath fatigue striations in 316L austenitic stainless steel
5
2021
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议
[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化
[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化
[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响
[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等
[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(
图3a ).Wilcox和Smith
[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等
[35 ] 与Robertson和Birnbaum
[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith
[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等
[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见
图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等
[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等
[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等
[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等
[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等
[44 ] 和Bertsch等
[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等
[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献
[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等
[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)
86 Al
7 Ti
7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解.
图3 氢对典型金属位错组态的影响<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup> Hydrogen effects on the dislocation configurations of typical metals<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup>: (a) bcc pure iron<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R33">33</xref>]</sup>, in-situ electrochemical hydrogen charging with uniaxial tension, (b) fcc pure nickel<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup>, high pressure torsion after high-pressure hydrogen charging, (c) the ferritic-pearlitic low carbon steel (SS400)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R39">39</xref>]</sup>, in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R42">42</xref>]</sup>, fatigue loading after high-pressure hydrogen charging Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... ,
42 ]: (a) bcc pure iron
[33 ] , in-situ electrochemical hydrogen charging with uniaxial tension, (b) fcc pure nickel
[37 ] , high pressure torsion after high-pressure hydrogen charging, (c) the ferritic-pearlitic low carbon steel (SS400)
[39 ] , in-situ fatigue loading under high pressure, (d) 316L austenitic stainless steel
[42 ] , fatigue loading after high-pressure hydrogen charging
Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... [
42 ], fatigue loading after high-pressure hydrogen charging
Fig.3 ![]()
此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... 此外，氢对金属材料疲劳过程中的位错组态的影响研究也备受关注[39 ~42 ] .Wang等[39 ] 对空气和高压氢气环境(40 MPa)相同应力强度因子范围的铁素体-珠光体SS400低碳钢疲劳断口附近的位错形态进行分析(图3c )，可见在空气中疲劳裂纹尖端位错组织以拉长的位错胞状组织和迷宫状组织的形式存在，位错组织化行为在距离裂纹~56 µm处开始消失；而氢气环境中位错胞状组织更小并多为等轴形状，位错组织的存在范围延伸~104 µm.氢可以细化SS400低碳钢疲劳裂纹尖端位错胞尺寸，说明氢促进了低碳钢疲劳过程中位错自组织的演化.然而，Ogawa等[40 ,41 ] 在纯铁中却观察到，氢反而阻碍了纯铁疲劳裂纹尖端附近位错组织的演化进程.上述相互矛盾的报道表明，氢对中高应变区位错集群行为及其他变形组织演化的影响研究仍待进一步进行，针对该科学问题的物理图像仍然是模糊的. ...
... 造成该物理图像模糊的因素有很多，譬如合金纯度、晶粒尺寸、晶体取向、氢浓度、应变量与应变速率的差异，而其中最重要的影响因素是晶体取向.必须明确指出，文献[33 ~47 ] 均未考虑到位错组织与晶体取向之间的关联性.研究表明，金属在塑性变形过程中的位错组织演化特征严重依赖于晶体取向[49 ~57 ] .例如，Hansen和黄晓旭等[49 ~57 ] 基于大量实验结果，提出了fcc金属位错组织的3种类别(图4a )：(1) 接近[110]的区域为类型1(图4e 中Type 1)，位错组织呈板条状(cell block)，由几何必须位错边界(GNBs)和附生位错边界(IDBs)构成.几何必须位错边界与位错滑移面(111)基本平行，角度偏差小于10°；(2) 接近[100]的区域为类型2 (图4e 中Type 2)，位错组织呈胞状(cell).位错胞之间的取向差较小；(3) 接近[111]的区域为类型3 (图4e 中Type 3)，类型3与类型1类似，区别在于类型3的几何必须位错边界不与位错滑移面(111)平行，角度偏差可高达35°.此外，bcc金属的位错组织同样呈现明确的晶体取向关联性，且跟fcc金属位错组织的晶体取向关联性呈倒易关系，如图4b 所示[58 ] .变形孪晶组织的演化也存在严重的晶体取向关联性，见图4c (课题组未发表结果).变形孪晶与不全位错的性质密切相关，故氢与位错交互作用必将影响变形孪晶组织的演化.研究表明，金属在疲劳加载过程中的位错组织演化也遵循晶体取向关联性，见图4d [59 ] .而图3d 所示的316L不锈钢在高压充氢后疲劳加载导致的变形组织并未考虑晶体取向关联性[42 ] .研究[33 ~47 ] 在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
Strong resistance to hydrogen embrittlement of high-entropy alloy
2
2018
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [43 ]未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
Hydrogen embrittlement of the equi-molar FeNiCoCr alloy
2
2018
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [44 ]和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
Hydrogen-induced compatibility constraints across grain boundaries drive intergranular failure of Ni
6
2019
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [45 ]指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [45 ]均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... 直到2019年，Bertsch等[45 ] 在研究氢对纯镍单向拉伸过程中位错组织演化的影响时，才考虑了位错组织的晶体取向依赖性.研究表明，充氢样品在[011]取向晶粒为条带状和胞状，而在[001]和[111]取向晶粒则只有胞状结构.此外，纯镍充氢前后胞状结构的大小也不同.定量统计结果表明，无论对0.08或0.095应变，氢均促进了位错胞尺寸的细化，即氢促进了纯镍中位错的自组织化.Bertsch等[45 ] 虽然考虑了位错组织的晶体取向关联性，但他们采用聚焦离子束(FIB)提取的是表面晶粒，即所揭示的是氢对表面晶粒位错组织演化的影响规律.研究表明[57 ,60 ] ，对于金属多晶体拉伸而言，表面晶粒与芯部晶粒所受的应力应变状态不同，二者存在不同的位错组织演化规律.一般来说，表面晶粒优先发生塑性变形，产生表层硬化现象；随着应变的进一步提升，表层的位错组织演化程度又会被芯部反超.由于常规金属工程结构件足够厚，故与表层晶粒相比，芯部晶粒的氢与位错交互作用将在构件的氢脆断裂中扮演更重要角色.因此，Bertsch等[45 ] 揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
... [45 ]虽然考虑了位错组织的晶体取向关联性，但他们采用聚焦离子束(FIB)提取的是表面晶粒，即所揭示的是氢对表面晶粒位错组织演化的影响规律.研究表明[57 ,60 ] ，对于金属多晶体拉伸而言，表面晶粒与芯部晶粒所受的应力应变状态不同，二者存在不同的位错组织演化规律.一般来说，表面晶粒优先发生塑性变形，产生表层硬化现象；随着应变的进一步提升，表层的位错组织演化程度又会被芯部反超.由于常规金属工程结构件足够厚，故与表层晶粒相比，芯部晶粒的氢与位错交互作用将在构件的氢脆断裂中扮演更重要角色.因此，Bertsch等[45 ] 揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
... [45 ]揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
Effect of Mo doping on the gaseous hydrogen embrittlement of a CoCrNi medium-entropy alloy
0
2021
Effects of interstitial C and N on hydrogen embrittlement behavior of non-equiatomic metastable FeMnCoCr high-entropy alloys
4
2022
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... [47 ]指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
... 造成该物理图像模糊的因素有很多，譬如合金纯度、晶粒尺寸、晶体取向、氢浓度、应变量与应变速率的差异，而其中最重要的影响因素是晶体取向.必须明确指出，文献[33 ~47 ] 均未考虑到位错组织与晶体取向之间的关联性.研究表明，金属在塑性变形过程中的位错组织演化特征严重依赖于晶体取向[49 ~57 ] .例如，Hansen和黄晓旭等[49 ~57 ] 基于大量实验结果，提出了fcc金属位错组织的3种类别(图4a )：(1) 接近[110]的区域为类型1(图4e 中Type 1)，位错组织呈板条状(cell block)，由几何必须位错边界(GNBs)和附生位错边界(IDBs)构成.几何必须位错边界与位错滑移面(111)基本平行，角度偏差小于10°；(2) 接近[100]的区域为类型2 (图4e 中Type 2)，位错组织呈胞状(cell).位错胞之间的取向差较小；(3) 接近[111]的区域为类型3 (图4e 中Type 3)，类型3与类型1类似，区别在于类型3的几何必须位错边界不与位错滑移面(111)平行，角度偏差可高达35°.此外，bcc金属的位错组织同样呈现明确的晶体取向关联性，且跟fcc金属位错组织的晶体取向关联性呈倒易关系，如图4b 所示[58 ] .变形孪晶组织的演化也存在严重的晶体取向关联性，见图4c (课题组未发表结果).变形孪晶与不全位错的性质密切相关，故氢与位错交互作用必将影响变形孪晶组织的演化.研究表明，金属在疲劳加载过程中的位错组织演化也遵循晶体取向关联性，见图4d [59 ] .而图3d 所示的316L不锈钢在高压充氢后疲劳加载导致的变形组织并未考虑晶体取向关联性[42 ] .研究[33 ~47 ] 在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
... ~47 ]在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
Hydrogen embrittlement of a precipitation-strengthened high-entropy alloy
1
2024
... 目前，关于氢对金属材料在中高应变区变形组织演化影响的研究不多，且已有文献结果存在争议[33 ~47 ] ：氢促进位错组态的演化[33 ,34 ,37 ,39 ,45 ] 、氢阻碍位错组态的演化[40 ,41 ] 、以及氢对位错组态演化没有影响[34 ~36 ,38 ] 的结论均有报道.例如，Wang等[33 ] 研究了原位电化学充氢对bcc纯铁位错组态的影响，结果表明与未充氢试样相比，相同应变下充氢试样存在更多的位错缠结(图3a ).Wilcox和Smith[34 ] 观察应变约0.1的纯镍发现，充氢试样的位错密度是未充氢试样的两倍，但是在更高的应变下位错密度在充氢前后的试样中没有区别.McInteer等[35 ] 与Robertson和Birnbaum[36 ] 却发现氢未改变纯镍拉伸试样中的位错组态和密度，与Wilcox和Smith[34 ] 的结果相矛盾.2017年，Wang和Robertson等[37 ] 采用高压扭转处理充氢和未充氢镍，并比较了不同应变下的位错组织特征，见图3b .研究表明，当扭转应变为0.23时，充氢与未充氢试样均呈位错胞结构，且充氢样的位错胞尺寸更小；当扭转应变增大到0.45时，未充氢样品仍旧呈位错胞结构，而充氢试样已发展成为条带状组织.然而，Harris等[38 ] 研究表明，无论在室温还是液氮温度，充氢与未充氢纯镍拉伸试样在相同应变下的位错胞大小、位错与晶界的交互作用均未表现出差异性.人们对高熵合金中氢与位错交互作用亦进行了一定的探索.Pu等[43 ] 比较了CrMnFeCoNi高熵合金与316L不锈钢的氢脆敏感性，并把高熵合金氢脆敏感性的提升归因于氢促位错平面滑移效应在高熵合金中的减弱，即在充氢高熵合金中只发现了代表着位错交滑移的位错胞，而在316L不锈钢充氢样中出现了代表着位错平面滑移的平直状位错组织结构(HDDWs).Nygren等[44 ] 比较了充氢前后等原子比FeNiCoCr高熵合金的位错组织演化，表明位错缠结在充氢前后的样品中均会出现，而位错胞只存在充氢后的样品中.Bertsch等[45 ] 指出氢促进了FeNiCoCrMn高熵合金中位错胞的演化，并促进了变形带密度的增加.Nygren等[44 ] 和Bertsch等[45 ] 均观察到高熵合金充氢后变形会出现孪晶，而Pu等[43 ] 未报道变形孪晶的生成.文献[47 ] 指出C-N共掺杂促进了FeMnCoCr高熵合金位错的平面滑移，导致更多的氢富集在晶界或孪晶界，从而致使氢脆现象的发生.Cheng等[48 ] 的研究表明，氢可以促进(FeCoNi)86 Al7 Ti7 高熵合金在拉伸过程第一阶段变形带的形成.虽然上述工作存在矛盾甚至相反的研究结果，但均加深了人们对高熵合金变形组织演化以及氢脆机理的理解. ...
Grain orientation, deformation microstructure and flow stress
2
2008
... 造成该物理图像模糊的因素有很多，譬如合金纯度、晶粒尺寸、晶体取向、氢浓度、应变量与应变速率的差异，而其中最重要的影响因素是晶体取向.必须明确指出，文献[33 ~47 ] 均未考虑到位错组织与晶体取向之间的关联性.研究表明，金属在塑性变形过程中的位错组织演化特征严重依赖于晶体取向[49 ~57 ] .例如，Hansen和黄晓旭等[49 ~57 ] 基于大量实验结果，提出了fcc金属位错组织的3种类别(图4a )：(1) 接近[110]的区域为类型1(图4e 中Type 1)，位错组织呈板条状(cell block)，由几何必须位错边界(GNBs)和附生位错边界(IDBs)构成.几何必须位错边界与位错滑移面(111)基本平行，角度偏差小于10°；(2) 接近[100]的区域为类型2 (图4e 中Type 2)，位错组织呈胞状(cell).位错胞之间的取向差较小；(3) 接近[111]的区域为类型3 (图4e 中Type 3)，类型3与类型1类似，区别在于类型3的几何必须位错边界不与位错滑移面(111)平行，角度偏差可高达35°.此外，bcc金属的位错组织同样呈现明确的晶体取向关联性，且跟fcc金属位错组织的晶体取向关联性呈倒易关系，如图4b 所示[58 ] .变形孪晶组织的演化也存在严重的晶体取向关联性，见图4c (课题组未发表结果).变形孪晶与不全位错的性质密切相关，故氢与位错交互作用必将影响变形孪晶组织的演化.研究表明，金属在疲劳加载过程中的位错组织演化也遵循晶体取向关联性，见图4d [59 ] .而图3d 所示的316L不锈钢在高压充氢后疲劳加载导致的变形组织并未考虑晶体取向关联性[42 ] .研究[33 ~47 ] 在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
... [49 ~57 ]基于大量实验结果，提出了fcc金属位错组织的3种类别(图4a )：(1) 接近[110]的区域为类型1(图4e 中Type 1)，位错组织呈板条状(cell block)，由几何必须位错边界(GNBs)和附生位错边界(IDBs)构成.几何必须位错边界与位错滑移面(111)基本平行，角度偏差小于10°；(2) 接近[100]的区域为类型2 (图4e 中Type 2)，位错组织呈胞状(cell).位错胞之间的取向差较小；(3) 接近[111]的区域为类型3 (图4e 中Type 3)，类型3与类型1类似，区别在于类型3的几何必须位错边界不与位错滑移面(111)平行，角度偏差可高达35°.此外，bcc金属的位错组织同样呈现明确的晶体取向关联性，且跟fcc金属位错组织的晶体取向关联性呈倒易关系，如图4b 所示[58 ] .变形孪晶组织的演化也存在严重的晶体取向关联性，见图4c (课题组未发表结果).变形孪晶与不全位错的性质密切相关，故氢与位错交互作用必将影响变形孪晶组织的演化.研究表明，金属在疲劳加载过程中的位错组织演化也遵循晶体取向关联性，见图4d [59 ] .而图3d 所示的316L不锈钢在高压充氢后疲劳加载导致的变形组织并未考虑晶体取向关联性[42 ] .研究[33 ~47 ] 在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
Dislocation structures. Part II. Slip system dependence
0
2007
Dislocation structures. Part I. Grain orientation dependence
0
2007
Grain orientation and dislocation patterns
0
2006
Microstructural evolution and hardening parameters
0
2001
Grain orientation effect on microstructure in tensile strained copper
3
1998
... 造成该物理图像模糊的因素有很多，譬如合金纯度、晶粒尺寸、晶体取向、氢浓度、应变量与应变速率的差异，而其中最重要的影响因素是晶体取向.必须明确指出，文献
[33 ~47 ] 均未考虑到位错组织与晶体取向之间的关联性.研究表明，金属在塑性变形过程中的位错组织演化特征严重依赖于晶体取向
[49 ~57 ] .例如，Hansen和黄晓旭等
[49 ~57 ] 基于大量实验结果，提出了fcc金属位错组织的3种类别(
图4a )：(1) 接近[110]的区域为类型1(
图4e 中Type 1)，位错组织呈板条状(cell block)，由几何必须位错边界(GNBs)和附生位错边界(IDBs)构成.几何必须位错边界与位错滑移面(111)基本平行，角度偏差小于10°；(2) 接近[100]的区域为类型2 (
图4e 中Type 2)，位错组织呈胞状(cell).位错胞之间的取向差较小；(3) 接近[111]的区域为类型3 (
图4e 中Type 3)，类型3与类型1类似，区别在于类型3的几何必须位错边界不与位错滑移面(111)平行，角度偏差可高达35°.此外，bcc金属的位错组织同样呈现明确的晶体取向关联性，且跟fcc金属位错组织的晶体取向关联性呈倒易关系，如
图4b 所示
[58 ] .变形孪晶组织的演化也存在严重的晶体取向关联性，见
图4c (课题组未发表结果).变形孪晶与不全位错的性质密切相关，故氢与位错交互作用必将影响变形孪晶组织的演化.研究表明，金属在疲劳加载过程中的位错组织演化也遵循晶体取向关联性，见
图4d [59 ] .而
图3d 所示的316L不锈钢在高压充氢后疲劳加载导致的变形组织并未考虑晶体取向关联性
[42 ] .研究
[33 ~47 ] 在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性.
图4 金属变形组织的晶体取向关联性<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R54">54</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R58">58</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R59">59</xref>]</sup> Orientation dependence of deformed microstructure in metals: (a) orientation dependence of dislocation structure of fcc metals with medium to high stacking fault energy during uniaxial tension<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R54">54</xref>]</sup>, (b) orientation dependence of dislocation structure in bcc metals<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R58">58</xref>]</sup>, (c) orientation dependence of deformation twins in fcc metals, black dots indicate orientations that can produce deformation twins (unpublished results from our group, 316L stainless steel was used in this study), (d) orientation dependence of dislocation structure during fatigue loading of fcc metals<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R59">59</xref>]</sup>, (e) types of dislocation structure with different orientations, types 1, 2, and 3 corresponding to I, II, and III in (a) and (b), respectively Fig.4 ![]()
直到2019年，Bertsch等[45 ] 在研究氢对纯镍单向拉伸过程中位错组织演化的影响时，才考虑了位错组织的晶体取向依赖性.研究表明，充氢样品在[011]取向晶粒为条带状和胞状，而在[001]和[111]取向晶粒则只有胞状结构.此外，纯镍充氢前后胞状结构的大小也不同.定量统计结果表明，无论对0.08或0.095应变，氢均促进了位错胞尺寸的细化，即氢促进了纯镍中位错的自组织化.Bertsch等[45 ] 虽然考虑了位错组织的晶体取向关联性，但他们采用聚焦离子束(FIB)提取的是表面晶粒，即所揭示的是氢对表面晶粒位错组织演化的影响规律.研究表明[57 ,60 ] ，对于金属多晶体拉伸而言，表面晶粒与芯部晶粒所受的应力应变状态不同，二者存在不同的位错组织演化规律.一般来说，表面晶粒优先发生塑性变形，产生表层硬化现象；随着应变的进一步提升，表层的位错组织演化程度又会被芯部反超.由于常规金属工程结构件足够厚，故与表层晶粒相比，芯部晶粒的氢与位错交互作用将在构件的氢脆断裂中扮演更重要角色.因此，Bertsch等[45 ] 揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
... [
54 ], (b) orientation dependence of dislocation structure in bcc metals
[58 ] , (c) orientation dependence of deformation twins in fcc metals, black dots indicate orientations that can produce deformation twins (unpublished results from our group, 316L stainless steel was used in this study), (d) orientation dependence of dislocation structure during fatigue loading of fcc metals
[59 ] , (e) types of dislocation structure with different orientations, types 1, 2, and 3 corresponding to I, II, and III in (a) and (b), respectively
Fig.4 ![]()
直到2019年，Bertsch等[45 ] 在研究氢对纯镍单向拉伸过程中位错组织演化的影响时，才考虑了位错组织的晶体取向依赖性.研究表明，充氢样品在[011]取向晶粒为条带状和胞状，而在[001]和[111]取向晶粒则只有胞状结构.此外，纯镍充氢前后胞状结构的大小也不同.定量统计结果表明，无论对0.08或0.095应变，氢均促进了位错胞尺寸的细化，即氢促进了纯镍中位错的自组织化.Bertsch等[45 ] 虽然考虑了位错组织的晶体取向关联性，但他们采用聚焦离子束(FIB)提取的是表面晶粒，即所揭示的是氢对表面晶粒位错组织演化的影响规律.研究表明[57 ,60 ] ，对于金属多晶体拉伸而言，表面晶粒与芯部晶粒所受的应力应变状态不同，二者存在不同的位错组织演化规律.一般来说，表面晶粒优先发生塑性变形，产生表层硬化现象；随着应变的进一步提升，表层的位错组织演化程度又会被芯部反超.由于常规金属工程结构件足够厚，故与表层晶粒相比，芯部晶粒的氢与位错交互作用将在构件的氢脆断裂中扮演更重要角色.因此，Bertsch等[45 ] 揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
... 此外，若要获取氢对位错集群行为影响的准确物理图像，还需要考虑TEM样品的取样方向，即注意FIB取样的规范性.这是因为，即便对同一位置进行TEM位错表征，当取样方向不同时，所得的位错组织特征亦不同[54 ] .对于fcc合金[001]晶面，当TEM试样平行于拉伸方向时，位错胞呈拉长状；当TEM试样垂直于拉伸方向时，位错胞为等轴状结构.因此，除了需要考虑位错组织演化的取向效应以及表面效应，还需要规范FIB取样操作，统一取样方向. ...
Grain orientation dependence of microstructure in aluminium deformed in tension
0
1997
The microstructural origin of work hardening stages
0
2018
New discoveries in deformed metals
5
2001
... 造成该物理图像模糊的因素有很多，譬如合金纯度、晶粒尺寸、晶体取向、氢浓度、应变量与应变速率的差异，而其中最重要的影响因素是晶体取向.必须明确指出，文献[33 ~47 ] 均未考虑到位错组织与晶体取向之间的关联性.研究表明，金属在塑性变形过程中的位错组织演化特征严重依赖于晶体取向[49 ~57 ] .例如，Hansen和黄晓旭等[49 ~57 ] 基于大量实验结果，提出了fcc金属位错组织的3种类别(图4a )：(1) 接近[110]的区域为类型1(图4e 中Type 1)，位错组织呈板条状(cell block)，由几何必须位错边界(GNBs)和附生位错边界(IDBs)构成.几何必须位错边界与位错滑移面(111)基本平行，角度偏差小于10°；(2) 接近[100]的区域为类型2 (图4e 中Type 2)，位错组织呈胞状(cell).位错胞之间的取向差较小；(3) 接近[111]的区域为类型3 (图4e 中Type 3)，类型3与类型1类似，区别在于类型3的几何必须位错边界不与位错滑移面(111)平行，角度偏差可高达35°.此外，bcc金属的位错组织同样呈现明确的晶体取向关联性，且跟fcc金属位错组织的晶体取向关联性呈倒易关系，如图4b 所示[58 ] .变形孪晶组织的演化也存在严重的晶体取向关联性，见图4c (课题组未发表结果).变形孪晶与不全位错的性质密切相关，故氢与位错交互作用必将影响变形孪晶组织的演化.研究表明，金属在疲劳加载过程中的位错组织演化也遵循晶体取向关联性，见图4d [59 ] .而图3d 所示的316L不锈钢在高压充氢后疲劳加载导致的变形组织并未考虑晶体取向关联性[42 ] .研究[33 ~47 ] 在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
... ~57 ]基于大量实验结果，提出了fcc金属位错组织的3种类别(图4a )：(1) 接近[110]的区域为类型1(图4e 中Type 1)，位错组织呈板条状(cell block)，由几何必须位错边界(GNBs)和附生位错边界(IDBs)构成.几何必须位错边界与位错滑移面(111)基本平行，角度偏差小于10°；(2) 接近[100]的区域为类型2 (图4e 中Type 2)，位错组织呈胞状(cell).位错胞之间的取向差较小；(3) 接近[111]的区域为类型3 (图4e 中Type 3)，类型3与类型1类似，区别在于类型3的几何必须位错边界不与位错滑移面(111)平行，角度偏差可高达35°.此外，bcc金属的位错组织同样呈现明确的晶体取向关联性，且跟fcc金属位错组织的晶体取向关联性呈倒易关系，如图4b 所示[58 ] .变形孪晶组织的演化也存在严重的晶体取向关联性，见图4c (课题组未发表结果).变形孪晶与不全位错的性质密切相关，故氢与位错交互作用必将影响变形孪晶组织的演化.研究表明，金属在疲劳加载过程中的位错组织演化也遵循晶体取向关联性，见图4d [59 ] .而图3d 所示的316L不锈钢在高压充氢后疲劳加载导致的变形组织并未考虑晶体取向关联性[42 ] .研究[33 ~47 ] 在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
... 直到2019年，Bertsch等[45 ] 在研究氢对纯镍单向拉伸过程中位错组织演化的影响时，才考虑了位错组织的晶体取向依赖性.研究表明，充氢样品在[011]取向晶粒为条带状和胞状，而在[001]和[111]取向晶粒则只有胞状结构.此外，纯镍充氢前后胞状结构的大小也不同.定量统计结果表明，无论对0.08或0.095应变，氢均促进了位错胞尺寸的细化，即氢促进了纯镍中位错的自组织化.Bertsch等[45 ] 虽然考虑了位错组织的晶体取向关联性，但他们采用聚焦离子束(FIB)提取的是表面晶粒，即所揭示的是氢对表面晶粒位错组织演化的影响规律.研究表明[57 ,60 ] ，对于金属多晶体拉伸而言，表面晶粒与芯部晶粒所受的应力应变状态不同，二者存在不同的位错组织演化规律.一般来说，表面晶粒优先发生塑性变形，产生表层硬化现象；随着应变的进一步提升，表层的位错组织演化程度又会被芯部反超.由于常规金属工程结构件足够厚，故与表层晶粒相比，芯部晶粒的氢与位错交互作用将在构件的氢脆断裂中扮演更重要角色.因此，Bertsch等[45 ] 揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
... 基于该新范式，课题组获得了金属中氢与位错交互作用的准确物理图像，揭示了氢对纯镍/纯铜/NiCr等合金位错组织演化的影响规律，为金属变形组织演化理论提供了新见解
[61 ~65 ] .基于中高层错能金属纯镍的研究结果表明
[62 ] ：拉伸至相同应变(8.3%)，相比于未充氢样，0.0012% (原子分数)充氢样品[100]取向晶粒的位错密度增长了350%、[110]取向晶粒的位错密度增长了104%、[111]取向晶粒的位错密度增长了175%.纯镍不同取向晶粒中氢促位错密度增加幅度按如下顺序：[100] > [111] > [110].
图6 展示了未充氢纯镍以及0.0004% (原子分数)充氢纯镍在同一应变(16.0%)的位错集群行为，并统计了不同取向晶粒中位错胞/IDB的尺寸(
图6c ).对于[100]取向附近的晶粒，充氢前后样品均为位错胞结构；对于[110]和[111]取向附近的晶粒，充氢前后样品均为位错街区(Cell block)组织.0.0004% (原子分数)的氢显著加快了位错自组织化的进程，充氢后[100]取向的位错胞尺寸降低了74%、[110]取向的IDB尺寸降低了38%、[111]取向的IDB尺寸降低了51%.也就是说，在纯镍不同取向晶粒中，氢对位错集群行为的促进幅度按如下顺序：[100] > [111] > [110].该顺序与0.0012% (原子分数)样品中氢对位错密度促进程度的顺序相同.上述结果表明：(1) 氢没有改变纯镍位错组织演化的晶体取向关联性；(2) 氢显著改变了纯镍位错的集群行为，促进了纯镍位错的增殖与自组织化；(3) 氢促位错组织演化这一现象具备显著的晶体取向关联性.进一步地，计算了局部应力和晶界的非协调性，结果表明：氢的存在显著提升了晶粒间局部应力的非协调性，如充氢0.0004% (原子分数)后Δ
σ [100]-[110] 从16 MPa提升到218 MPa，充氢后Δ
σ [100]-[111] 从104 MPa提升到249 MPa.结合拉伸曲线可知，由氢导致的晶界非协调性在氢致断裂中扮演了重要作用.此外，还半定量地探索了HELP与HEDE机制在不同氢浓度纯镍断裂中所扮演的相对权重，发现高浓度充氢合金中HEDE扮演更关键的角色，而低浓度充氢合金中HELP将发挥更重要的角色.这是能够区分HELP和HEDE机制相对权重的为数不多的工作.通过这项工作，本课题组发现了氢促进位错组织演化的晶体取向关联性，为氢脆机理提供了新视角与新见解.
图6 纯镍中氢对位错集群行为的影响研究(应变为16.0%)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R57">57</xref>]</sup> Dislocation structures of differently orientated bulk grains in pure Ni without and with 400 ppm hydrogen after deformed to a strain of 16.0%. The 400 ppm H-charged Ni fractured at 16.0%<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R57">57</xref>]</sup>: (a1) [100], (a2) [110] and (a3) [111] corner grains of uncharged sample, (b1) [100], (b2) [110] and (b3) [111] corner grains of 0.0004% (atomic fraction) H-charged sample. The black circles in the IPFs correspond to the grain orientation along the tensile direction of the site of interest. Note that the diffraction pattern corresponds to the largest cellular area in the TEM foil, (c) Cell/IDB size statistics of the uncharged Ni and 0.0004% (atomic fraction) H-charged Ni at different strain levels Fig.6 ![]()
基于相同范式，课题组还研究了中低层错能金属纯铜中的氢与位错交互作用[63 ] .由于纯铜中较高的断后延伸率以及由此带来的剧烈晶格转动现象，纯铜断裂样品中难以找到[110]取向，故只比较了充氢前后纯铜[100]以及[111]取向中的位错组织.结果表明，氢对纯铜中位错集群行为没有可以察觉的促进作用，这也跟纯铜充氢后没有显著氢脆相吻合.相比于纯镍，纯铜中的氢与位错交互作用非常弱.进一步的计算模拟表明，相较于纯镍，氢在纯铜位错核心及其弹性应力场附近的富集程度极低. ...
... [
57 ]: (a1) [100], (a2) [110] and (a3) [111] corner grains of uncharged sample, (b1) [100], (b2) [110] and (b3) [111] corner grains of 0.0004% (atomic fraction) H-charged sample. The black circles in the IPFs correspond to the grain orientation along the tensile direction of the site of interest. Note that the diffraction pattern corresponds to the largest cellular area in the TEM foil, (c) Cell/IDB size statistics of the uncharged Ni and 0.0004% (atomic fraction) H-charged Ni at different strain levels
Fig.6 ![]()
基于相同范式，课题组还研究了中低层错能金属纯铜中的氢与位错交互作用[63 ] .由于纯铜中较高的断后延伸率以及由此带来的剧烈晶格转动现象，纯铜断裂样品中难以找到[110]取向，故只比较了充氢前后纯铜[100]以及[111]取向中的位错组织.结果表明，氢对纯铜中位错集群行为没有可以察觉的促进作用，这也跟纯铜充氢后没有显著氢脆相吻合.相比于纯镍，纯铜中的氢与位错交互作用非常弱.进一步的计算模拟表明，相较于纯镍，氢在纯铜位错核心及其弹性应力场附近的富集程度极低. ...
Orientation dependence of the dislocation microstructure in compressed body-centered cubic molybdenum
3
2014
... 造成该物理图像模糊的因素有很多，譬如合金纯度、晶粒尺寸、晶体取向、氢浓度、应变量与应变速率的差异，而其中最重要的影响因素是晶体取向.必须明确指出，文献[33 ~47 ] 均未考虑到位错组织与晶体取向之间的关联性.研究表明，金属在塑性变形过程中的位错组织演化特征严重依赖于晶体取向[49 ~57 ] .例如，Hansen和黄晓旭等[49 ~57 ] 基于大量实验结果，提出了fcc金属位错组织的3种类别(图4a )：(1) 接近[110]的区域为类型1(图4e 中Type 1)，位错组织呈板条状(cell block)，由几何必须位错边界(GNBs)和附生位错边界(IDBs)构成.几何必须位错边界与位错滑移面(111)基本平行，角度偏差小于10°；(2) 接近[100]的区域为类型2 (图4e 中Type 2)，位错组织呈胞状(cell).位错胞之间的取向差较小；(3) 接近[111]的区域为类型3 (图4e 中Type 3)，类型3与类型1类似，区别在于类型3的几何必须位错边界不与位错滑移面(111)平行，角度偏差可高达35°.此外，bcc金属的位错组织同样呈现明确的晶体取向关联性，且跟fcc金属位错组织的晶体取向关联性呈倒易关系，如图4b 所示[58 ] .变形孪晶组织的演化也存在严重的晶体取向关联性，见图4c (课题组未发表结果).变形孪晶与不全位错的性质密切相关，故氢与位错交互作用必将影响变形孪晶组织的演化.研究表明，金属在疲劳加载过程中的位错组织演化也遵循晶体取向关联性，见图4d [59 ] .而图3d 所示的316L不锈钢在高压充氢后疲劳加载导致的变形组织并未考虑晶体取向关联性[42 ] .研究[33 ~47 ] 在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
... ,
58 ,
59 ]
Orientation dependence of deformed microstructure in metals: (a) orientation dependence of dislocation structure of fcc metals with medium to high stacking fault energy during uniaxial tension<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R54">54</xref>]</sup>, (b) orientation dependence of dislocation structure in bcc metals<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R58">58</xref>]</sup>, (c) orientation dependence of deformation twins in fcc metals, black dots indicate orientations that can produce deformation twins (unpublished results from our group, 316L stainless steel was used in this study), (d) orientation dependence of dislocation structure during fatigue loading of fcc metals<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R59">59</xref>]</sup>, (e) types of dislocation structure with different orientations, types 1, 2, and 3 corresponding to I, II, and III in (a) and (b), respectively Fig.4 ![]()
直到2019年，Bertsch等[45 ] 在研究氢对纯镍单向拉伸过程中位错组织演化的影响时，才考虑了位错组织的晶体取向依赖性.研究表明，充氢样品在[011]取向晶粒为条带状和胞状，而在[001]和[111]取向晶粒则只有胞状结构.此外，纯镍充氢前后胞状结构的大小也不同.定量统计结果表明，无论对0.08或0.095应变，氢均促进了位错胞尺寸的细化，即氢促进了纯镍中位错的自组织化.Bertsch等[45 ] 虽然考虑了位错组织的晶体取向关联性，但他们采用聚焦离子束(FIB)提取的是表面晶粒，即所揭示的是氢对表面晶粒位错组织演化的影响规律.研究表明[57 ,60 ] ，对于金属多晶体拉伸而言，表面晶粒与芯部晶粒所受的应力应变状态不同，二者存在不同的位错组织演化规律.一般来说，表面晶粒优先发生塑性变形，产生表层硬化现象；随着应变的进一步提升，表层的位错组织演化程度又会被芯部反超.由于常规金属工程结构件足够厚，故与表层晶粒相比，芯部晶粒的氢与位错交互作用将在构件的氢脆断裂中扮演更重要角色.因此，Bertsch等[45 ] 揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
... [
58 ], (c) orientation dependence of deformation twins in fcc metals, black dots indicate orientations that can produce deformation twins (unpublished results from our group, 316L stainless steel was used in this study), (d) orientation dependence of dislocation structure during fatigue loading of fcc metals
[59 ] , (e) types of dislocation structure with different orientations, types 1, 2, and 3 corresponding to I, II, and III in (a) and (b), respectively
Fig.4 ![]()
直到2019年，Bertsch等[45 ] 在研究氢对纯镍单向拉伸过程中位错组织演化的影响时，才考虑了位错组织的晶体取向依赖性.研究表明，充氢样品在[011]取向晶粒为条带状和胞状，而在[001]和[111]取向晶粒则只有胞状结构.此外，纯镍充氢前后胞状结构的大小也不同.定量统计结果表明，无论对0.08或0.095应变，氢均促进了位错胞尺寸的细化，即氢促进了纯镍中位错的自组织化.Bertsch等[45 ] 虽然考虑了位错组织的晶体取向关联性，但他们采用聚焦离子束(FIB)提取的是表面晶粒，即所揭示的是氢对表面晶粒位错组织演化的影响规律.研究表明[57 ,60 ] ，对于金属多晶体拉伸而言，表面晶粒与芯部晶粒所受的应力应变状态不同，二者存在不同的位错组织演化规律.一般来说，表面晶粒优先发生塑性变形，产生表层硬化现象；随着应变的进一步提升，表层的位错组织演化程度又会被芯部反超.由于常规金属工程结构件足够厚，故与表层晶粒相比，芯部晶粒的氢与位错交互作用将在构件的氢脆断裂中扮演更重要角色.因此，Bertsch等[45 ] 揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
Formation mechanisms of cyclic saturation dislocation patterns in [001], [011] and [ 1 ˉ 11] copper single crystals
3
2010
... 造成该物理图像模糊的因素有很多，譬如合金纯度、晶粒尺寸、晶体取向、氢浓度、应变量与应变速率的差异，而其中最重要的影响因素是晶体取向.必须明确指出，文献[33 ~47 ] 均未考虑到位错组织与晶体取向之间的关联性.研究表明，金属在塑性变形过程中的位错组织演化特征严重依赖于晶体取向[49 ~57 ] .例如，Hansen和黄晓旭等[49 ~57 ] 基于大量实验结果，提出了fcc金属位错组织的3种类别(图4a )：(1) 接近[110]的区域为类型1(图4e 中Type 1)，位错组织呈板条状(cell block)，由几何必须位错边界(GNBs)和附生位错边界(IDBs)构成.几何必须位错边界与位错滑移面(111)基本平行，角度偏差小于10°；(2) 接近[100]的区域为类型2 (图4e 中Type 2)，位错组织呈胞状(cell).位错胞之间的取向差较小；(3) 接近[111]的区域为类型3 (图4e 中Type 3)，类型3与类型1类似，区别在于类型3的几何必须位错边界不与位错滑移面(111)平行，角度偏差可高达35°.此外，bcc金属的位错组织同样呈现明确的晶体取向关联性，且跟fcc金属位错组织的晶体取向关联性呈倒易关系，如图4b 所示[58 ] .变形孪晶组织的演化也存在严重的晶体取向关联性，见图4c (课题组未发表结果).变形孪晶与不全位错的性质密切相关，故氢与位错交互作用必将影响变形孪晶组织的演化.研究表明，金属在疲劳加载过程中的位错组织演化也遵循晶体取向关联性，见图4d [59 ] .而图3d 所示的316L不锈钢在高压充氢后疲劳加载导致的变形组织并未考虑晶体取向关联性[42 ] .研究[33 ~47 ] 在揭示金属中可扩散氢与塑性载体位错之间的相互作用时做出了巨大努力，给出了一些初步的物理图像，这非常难能可贵.但遗憾的是，它们均未考虑变形组织的晶体取向关联性.对晶体取向的忽视，将严重降低研究工作的严谨性，甚至得出错误的氢致滞后断裂机理.因此，若要准确揭示金属材料中高应变区的氢与位错交互作用机理，需要首先考虑变形组织的晶体取向关联性. ...
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59 ]
Orientation dependence of deformed microstructure in metals: (a) orientation dependence of dislocation structure of fcc metals with medium to high stacking fault energy during uniaxial tension<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R54">54</xref>]</sup>, (b) orientation dependence of dislocation structure in bcc metals<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R58">58</xref>]</sup>, (c) orientation dependence of deformation twins in fcc metals, black dots indicate orientations that can produce deformation twins (unpublished results from our group, 316L stainless steel was used in this study), (d) orientation dependence of dislocation structure during fatigue loading of fcc metals<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R59">59</xref>]</sup>, (e) types of dislocation structure with different orientations, types 1, 2, and 3 corresponding to I, II, and III in (a) and (b), respectively Fig.4 ![]()
直到2019年，Bertsch等[45 ] 在研究氢对纯镍单向拉伸过程中位错组织演化的影响时，才考虑了位错组织的晶体取向依赖性.研究表明，充氢样品在[011]取向晶粒为条带状和胞状，而在[001]和[111]取向晶粒则只有胞状结构.此外，纯镍充氢前后胞状结构的大小也不同.定量统计结果表明，无论对0.08或0.095应变，氢均促进了位错胞尺寸的细化，即氢促进了纯镍中位错的自组织化.Bertsch等[45 ] 虽然考虑了位错组织的晶体取向关联性，但他们采用聚焦离子束(FIB)提取的是表面晶粒，即所揭示的是氢对表面晶粒位错组织演化的影响规律.研究表明[57 ,60 ] ，对于金属多晶体拉伸而言，表面晶粒与芯部晶粒所受的应力应变状态不同，二者存在不同的位错组织演化规律.一般来说，表面晶粒优先发生塑性变形，产生表层硬化现象；随着应变的进一步提升，表层的位错组织演化程度又会被芯部反超.由于常规金属工程结构件足够厚，故与表层晶粒相比，芯部晶粒的氢与位错交互作用将在构件的氢脆断裂中扮演更重要角色.因此，Bertsch等[45 ] 揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
... [
59 ], (e) types of dislocation structure with different orientations, types 1, 2, and 3 corresponding to I, II, and III in (a) and (b), respectively
Fig.4 ![]()
直到2019年，Bertsch等[45 ] 在研究氢对纯镍单向拉伸过程中位错组织演化的影响时，才考虑了位错组织的晶体取向依赖性.研究表明，充氢样品在[011]取向晶粒为条带状和胞状，而在[001]和[111]取向晶粒则只有胞状结构.此外，纯镍充氢前后胞状结构的大小也不同.定量统计结果表明，无论对0.08或0.095应变，氢均促进了位错胞尺寸的细化，即氢促进了纯镍中位错的自组织化.Bertsch等[45 ] 虽然考虑了位错组织的晶体取向关联性，但他们采用聚焦离子束(FIB)提取的是表面晶粒，即所揭示的是氢对表面晶粒位错组织演化的影响规律.研究表明[57 ,60 ] ，对于金属多晶体拉伸而言，表面晶粒与芯部晶粒所受的应力应变状态不同，二者存在不同的位错组织演化规律.一般来说，表面晶粒优先发生塑性变形，产生表层硬化现象；随着应变的进一步提升，表层的位错组织演化程度又会被芯部反超.由于常规金属工程结构件足够厚，故与表层晶粒相比，芯部晶粒的氢与位错交互作用将在构件的氢脆断裂中扮演更重要角色.因此，Bertsch等[45 ] 揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
Orientation dependence of dislocation structure in surface grain of pure aluminium deformed in tension
1
2022
... 直到2019年，Bertsch等[45 ] 在研究氢对纯镍单向拉伸过程中位错组织演化的影响时，才考虑了位错组织的晶体取向依赖性.研究表明，充氢样品在[011]取向晶粒为条带状和胞状，而在[001]和[111]取向晶粒则只有胞状结构.此外，纯镍充氢前后胞状结构的大小也不同.定量统计结果表明，无论对0.08或0.095应变，氢均促进了位错胞尺寸的细化，即氢促进了纯镍中位错的自组织化.Bertsch等[45 ] 虽然考虑了位错组织的晶体取向关联性，但他们采用聚焦离子束(FIB)提取的是表面晶粒，即所揭示的是氢对表面晶粒位错组织演化的影响规律.研究表明[57 ,60 ] ，对于金属多晶体拉伸而言，表面晶粒与芯部晶粒所受的应力应变状态不同，二者存在不同的位错组织演化规律.一般来说，表面晶粒优先发生塑性变形，产生表层硬化现象；随着应变的进一步提升，表层的位错组织演化程度又会被芯部反超.由于常规金属工程结构件足够厚，故与表层晶粒相比，芯部晶粒的氢与位错交互作用将在构件的氢脆断裂中扮演更重要角色.因此，Bertsch等[45 ] 揭示的氢对位错集群行为的影响仍然不是一个准确的物理图像.综上所述，在氢与位错交互作用的研究中除了要考虑变形组织的晶体取向关联性，还须考虑表层与芯部晶粒中变形组织演化的非同步性，即位错组织演化的表面效应. ...
Orientation dependence of dislocation structure in surface grain of pure copper deformed in tension
1
2021
... 基于该新范式，课题组获得了金属中氢与位错交互作用的准确物理图像，揭示了氢对纯镍/纯铜/NiCr等合金位错组织演化的影响规律，为金属变形组织演化理论提供了新见解[61 ~65 ] .基于中高层错能金属纯镍的研究结果表明[62 ] ：拉伸至相同应变(8.3%)，相比于未充氢样，0.0012% (原子分数)充氢样品[100]取向晶粒的位错密度增长了350%、[110]取向晶粒的位错密度增长了104%、[111]取向晶粒的位错密度增长了175%.纯镍不同取向晶粒中氢促位错密度增加幅度按如下顺序：[100] > [111] > [110].图6 展示了未充氢纯镍以及0.0004% (原子分数)充氢纯镍在同一应变(16.0%)的位错集群行为，并统计了不同取向晶粒中位错胞/IDB的尺寸(图6c ).对于[100]取向附近的晶粒，充氢前后样品均为位错胞结构；对于[110]和[111]取向附近的晶粒，充氢前后样品均为位错街区(Cell block)组织.0.0004% (原子分数)的氢显著加快了位错自组织化的进程，充氢后[100]取向的位错胞尺寸降低了74%、[110]取向的IDB尺寸降低了38%、[111]取向的IDB尺寸降低了51%.也就是说，在纯镍不同取向晶粒中，氢对位错集群行为的促进幅度按如下顺序：[100] > [111] > [110].该顺序与0.0012% (原子分数)样品中氢对位错密度促进程度的顺序相同.上述结果表明：(1) 氢没有改变纯镍位错组织演化的晶体取向关联性；(2) 氢显著改变了纯镍位错的集群行为，促进了纯镍位错的增殖与自组织化；(3) 氢促位错组织演化这一现象具备显著的晶体取向关联性.进一步地，计算了局部应力和晶界的非协调性，结果表明：氢的存在显著提升了晶粒间局部应力的非协调性，如充氢0.0004% (原子分数)后Δσ [100]-[110] 从16 MPa提升到218 MPa，充氢后Δσ [100]-[111] 从104 MPa提升到249 MPa.结合拉伸曲线可知，由氢导致的晶界非协调性在氢致断裂中扮演了重要作用.此外，还半定量地探索了HELP与HEDE机制在不同氢浓度纯镍断裂中所扮演的相对权重，发现高浓度充氢合金中HEDE扮演更关键的角色，而低浓度充氢合金中HELP将发挥更重要的角色.这是能够区分HELP和HEDE机制相对权重的为数不多的工作.通过这项工作，本课题组发现了氢促进位错组织演化的晶体取向关联性，为氢脆机理提供了新视角与新见解. ...
Hydrogen-prompted heterogeneous development of dislocation structure in Ni
1
2023
... 基于该新范式，课题组获得了金属中氢与位错交互作用的准确物理图像，揭示了氢对纯镍/纯铜/NiCr等合金位错组织演化的影响规律，为金属变形组织演化理论提供了新见解[61 ~65 ] .基于中高层错能金属纯镍的研究结果表明[62 ] ：拉伸至相同应变(8.3%)，相比于未充氢样，0.0012% (原子分数)充氢样品[100]取向晶粒的位错密度增长了350%、[110]取向晶粒的位错密度增长了104%、[111]取向晶粒的位错密度增长了175%.纯镍不同取向晶粒中氢促位错密度增加幅度按如下顺序：[100] > [111] > [110].图6 展示了未充氢纯镍以及0.0004% (原子分数)充氢纯镍在同一应变(16.0%)的位错集群行为，并统计了不同取向晶粒中位错胞/IDB的尺寸(图6c ).对于[100]取向附近的晶粒，充氢前后样品均为位错胞结构；对于[110]和[111]取向附近的晶粒，充氢前后样品均为位错街区(Cell block)组织.0.0004% (原子分数)的氢显著加快了位错自组织化的进程，充氢后[100]取向的位错胞尺寸降低了74%、[110]取向的IDB尺寸降低了38%、[111]取向的IDB尺寸降低了51%.也就是说，在纯镍不同取向晶粒中，氢对位错集群行为的促进幅度按如下顺序：[100] > [111] > [110].该顺序与0.0012% (原子分数)样品中氢对位错密度促进程度的顺序相同.上述结果表明：(1) 氢没有改变纯镍位错组织演化的晶体取向关联性；(2) 氢显著改变了纯镍位错的集群行为，促进了纯镍位错的增殖与自组织化；(3) 氢促位错组织演化这一现象具备显著的晶体取向关联性.进一步地，计算了局部应力和晶界的非协调性，结果表明：氢的存在显著提升了晶粒间局部应力的非协调性，如充氢0.0004% (原子分数)后Δσ [100]-[110] 从16 MPa提升到218 MPa，充氢后Δσ [100]-[111] 从104 MPa提升到249 MPa.结合拉伸曲线可知，由氢导致的晶界非协调性在氢致断裂中扮演了重要作用.此外，还半定量地探索了HELP与HEDE机制在不同氢浓度纯镍断裂中所扮演的相对权重，发现高浓度充氢合金中HEDE扮演更关键的角色，而低浓度充氢合金中HELP将发挥更重要的角色.这是能够区分HELP和HEDE机制相对权重的为数不多的工作.通过这项工作，本课题组发现了氢促进位错组织演化的晶体取向关联性，为氢脆机理提供了新视角与新见解. ...
Dislocation evolution in copper in the absence and presence of hydrogen
1
2022
... 基于相同范式，课题组还研究了中低层错能金属纯铜中的氢与位错交互作用[63 ] .由于纯铜中较高的断后延伸率以及由此带来的剧烈晶格转动现象，纯铜断裂样品中难以找到[110]取向，故只比较了充氢前后纯铜[100]以及[111]取向中的位错组织.结果表明，氢对纯铜中位错集群行为没有可以察觉的促进作用，这也跟纯铜充氢后没有显著氢脆相吻合.相比于纯镍，纯铜中的氢与位错交互作用非常弱.进一步的计算模拟表明，相较于纯镍，氢在纯铜位错核心及其弹性应力场附近的富集程度极低. ...
Influence of near-surface dislocation cellular structure on Bauschinger effect
0
2021
Lattice rotation effect on the dislocation pattern of Cu deformed in tension
1
2022
... 基于该新范式，课题组获得了金属中氢与位错交互作用的准确物理图像，揭示了氢对纯镍/纯铜/NiCr等合金位错组织演化的影响规律，为金属变形组织演化理论提供了新见解[61 ~65 ] .基于中高层错能金属纯镍的研究结果表明[62 ] ：拉伸至相同应变(8.3%)，相比于未充氢样，0.0012% (原子分数)充氢样品[100]取向晶粒的位错密度增长了350%、[110]取向晶粒的位错密度增长了104%、[111]取向晶粒的位错密度增长了175%.纯镍不同取向晶粒中氢促位错密度增加幅度按如下顺序：[100] > [111] > [110].图6 展示了未充氢纯镍以及0.0004% (原子分数)充氢纯镍在同一应变(16.0%)的位错集群行为，并统计了不同取向晶粒中位错胞/IDB的尺寸(图6c ).对于[100]取向附近的晶粒，充氢前后样品均为位错胞结构；对于[110]和[111]取向附近的晶粒，充氢前后样品均为位错街区(Cell block)组织.0.0004% (原子分数)的氢显著加快了位错自组织化的进程，充氢后[100]取向的位错胞尺寸降低了74%、[110]取向的IDB尺寸降低了38%、[111]取向的IDB尺寸降低了51%.也就是说，在纯镍不同取向晶粒中，氢对位错集群行为的促进幅度按如下顺序：[100] > [111] > [110].该顺序与0.0012% (原子分数)样品中氢对位错密度促进程度的顺序相同.上述结果表明：(1) 氢没有改变纯镍位错组织演化的晶体取向关联性；(2) 氢显著改变了纯镍位错的集群行为，促进了纯镍位错的增殖与自组织化；(3) 氢促位错组织演化这一现象具备显著的晶体取向关联性.进一步地，计算了局部应力和晶界的非协调性，结果表明：氢的存在显著提升了晶粒间局部应力的非协调性，如充氢0.0004% (原子分数)后Δσ [100]-[110] 从16 MPa提升到218 MPa，充氢后Δσ [100]-[111] 从104 MPa提升到249 MPa.结合拉伸曲线可知，由氢导致的晶界非协调性在氢致断裂中扮演了重要作用.此外，还半定量地探索了HELP与HEDE机制在不同氢浓度纯镍断裂中所扮演的相对权重，发现高浓度充氢合金中HEDE扮演更关键的角色，而低浓度充氢合金中HELP将发挥更重要的角色.这是能够区分HELP和HEDE机制相对权重的为数不多的工作.通过这项工作，本课题组发现了氢促进位错组织演化的晶体取向关联性，为氢脆机理提供了新视角与新见解. ...
Multiscale analysis of hydrogen-induced softening in f.c.c. nickel single crystals oriented for multiple-slips: elastic screening effect
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2019
... 另外，以金属单晶体为研究对象，也能够研究氢与位错交互作用晶体取向关联性.譬如，文献[66 ,67 ] 利用TEM表征了纯镍块体单晶以及Ni-Cr合金块体单晶在充氢前后的位错组态.这是一种有效的方法，能够弥补上述新范式中多晶体在变形过程中的晶格转动以及初始晶体取向未知的缺点，能够为揭示氢与位错交互作用的晶体取向关联性提供更多的信息.然而，比较遗憾的是，尚未见到不同晶体取向的块体单晶中氢与位错交互作用的系统研究.除了块体单晶外，基于微纳加工技术制备的微柱单晶、微悬臂梁单晶可以为氢与位错的交互作用提供有价值的信息.例如挪威科技大学的团队[68 ~72 ] 基于EBSD-FIB联用技术制备微悬臂梁单晶样品，然后在扫描电镜原位力学台上施加应力，原位观察充氢前后的微悬臂梁单晶样品的断裂行为，随后离子束减薄制备TEM薄膜样品，观察氢对位错组织的影响.他们的工作非常精湛，这种方法需要非常娴熟的微纳操作技巧.此外，微悬臂梁样品比TEM薄膜样品的比表面积小得多，位错镜像力或者说位错的表面效应可以被弱化许多.但是，微悬臂梁方法与图5 所示的新范式相比，仍有一些局限或不足之处：(1) 微悬臂梁样品的尺寸为微米级别，氢溢出能力大大增强，因此在扫描电镜真空腔中进行原位加载时，样品中的氢浓度是否还能达到氢脆所需的氢浓度门槛值是存疑的；(2) 微悬臂梁样品的加载方向相对于样品坐标系一直在变化，加载速度是否足够慢(< 10-5 s-1 )也未知，故难以揭示氢对位错组织演化影响的晶体取向关联性.此外，由于缺乏晶界，单晶体(无论块体还是微纳尺度)中的变形组织演化表征无法揭示变形过程中晶粒间的相互作用，这对多晶体工程合金的氢脆机理研究、特别是氢致沿晶开裂研究非常不利.总而言之，与图5 所示的多晶体中氢与位错交互作用研究范式相比，基于单晶的研究范式虽具有一定的局限性，但仍然可以作为一个有力的补充. ...
Correlation between dislocation organization and slip bands: TEM and AFM investigations in hydrogen-containing nickel and nickel-chromium
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2015
... 另外，以金属单晶体为研究对象，也能够研究氢与位错交互作用晶体取向关联性.譬如，文献[66 ,67 ] 利用TEM表征了纯镍块体单晶以及Ni-Cr合金块体单晶在充氢前后的位错组态.这是一种有效的方法，能够弥补上述新范式中多晶体在变形过程中的晶格转动以及初始晶体取向未知的缺点，能够为揭示氢与位错交互作用的晶体取向关联性提供更多的信息.然而，比较遗憾的是，尚未见到不同晶体取向的块体单晶中氢与位错交互作用的系统研究.除了块体单晶外，基于微纳加工技术制备的微柱单晶、微悬臂梁单晶可以为氢与位错的交互作用提供有价值的信息.例如挪威科技大学的团队[68 ~72 ] 基于EBSD-FIB联用技术制备微悬臂梁单晶样品，然后在扫描电镜原位力学台上施加应力，原位观察充氢前后的微悬臂梁单晶样品的断裂行为，随后离子束减薄制备TEM薄膜样品，观察氢对位错组织的影响.他们的工作非常精湛，这种方法需要非常娴熟的微纳操作技巧.此外，微悬臂梁样品比TEM薄膜样品的比表面积小得多，位错镜像力或者说位错的表面效应可以被弱化许多.但是，微悬臂梁方法与图5 所示的新范式相比，仍有一些局限或不足之处：(1) 微悬臂梁样品的尺寸为微米级别，氢溢出能力大大增强，因此在扫描电镜真空腔中进行原位加载时，样品中的氢浓度是否还能达到氢脆所需的氢浓度门槛值是存疑的；(2) 微悬臂梁样品的加载方向相对于样品坐标系一直在变化，加载速度是否足够慢(< 10-5 s-1 )也未知，故难以揭示氢对位错组织演化影响的晶体取向关联性.此外，由于缺乏晶界，单晶体(无论块体还是微纳尺度)中的变形组织演化表征无法揭示变形过程中晶粒间的相互作用，这对多晶体工程合金的氢脆机理研究、特别是氢致沿晶开裂研究非常不利.总而言之，与图5 所示的多晶体中氢与位错交互作用研究范式相比，基于单晶的研究范式虽具有一定的局限性，但仍然可以作为一个有力的补充. ...
Hydrogen embrittlement revealed via novel in situ fracture experiments using notched micro-cantilever specimens
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2018
... 另外，以金属单晶体为研究对象，也能够研究氢与位错交互作用晶体取向关联性.譬如，文献[66 ,67 ] 利用TEM表征了纯镍块体单晶以及Ni-Cr合金块体单晶在充氢前后的位错组态.这是一种有效的方法，能够弥补上述新范式中多晶体在变形过程中的晶格转动以及初始晶体取向未知的缺点，能够为揭示氢与位错交互作用的晶体取向关联性提供更多的信息.然而，比较遗憾的是，尚未见到不同晶体取向的块体单晶中氢与位错交互作用的系统研究.除了块体单晶外，基于微纳加工技术制备的微柱单晶、微悬臂梁单晶可以为氢与位错的交互作用提供有价值的信息.例如挪威科技大学的团队[68 ~72 ] 基于EBSD-FIB联用技术制备微悬臂梁单晶样品，然后在扫描电镜原位力学台上施加应力，原位观察充氢前后的微悬臂梁单晶样品的断裂行为，随后离子束减薄制备TEM薄膜样品，观察氢对位错组织的影响.他们的工作非常精湛，这种方法需要非常娴熟的微纳操作技巧.此外，微悬臂梁样品比TEM薄膜样品的比表面积小得多，位错镜像力或者说位错的表面效应可以被弱化许多.但是，微悬臂梁方法与图5 所示的新范式相比，仍有一些局限或不足之处：(1) 微悬臂梁样品的尺寸为微米级别，氢溢出能力大大增强，因此在扫描电镜真空腔中进行原位加载时，样品中的氢浓度是否还能达到氢脆所需的氢浓度门槛值是存疑的；(2) 微悬臂梁样品的加载方向相对于样品坐标系一直在变化，加载速度是否足够慢(< 10-5 s-1 )也未知，故难以揭示氢对位错组织演化影响的晶体取向关联性.此外，由于缺乏晶界，单晶体(无论块体还是微纳尺度)中的变形组织演化表征无法揭示变形过程中晶粒间的相互作用，这对多晶体工程合金的氢脆机理研究、特别是氢致沿晶开裂研究非常不利.总而言之，与图5 所示的多晶体中氢与位错交互作用研究范式相比，基于单晶的研究范式虽具有一定的局限性，但仍然可以作为一个有力的补充. ...
Hydrogen susceptibility of an interstitial equimolar high-entropy alloy revealed by in-situ electrochemical microcantilever bending test
0
2019
In-situ micro-cantilever bending test in environmental scanning electron microscope: real time observation of hydrogen enhanced cracking
0
2017
In situ electrochemical microcantilever bending test: a new insight into hydrogen enhanced cracking
0
2017
Hydrogen-enhanced intergranular failure of sulfur-doped nickel grain boundary: In situ electrochemical micro-cantilever bending vs. DFT
1
2020
... 另外，以金属单晶体为研究对象，也能够研究氢与位错交互作用晶体取向关联性.譬如，文献[66 ,67 ] 利用TEM表征了纯镍块体单晶以及Ni-Cr合金块体单晶在充氢前后的位错组态.这是一种有效的方法，能够弥补上述新范式中多晶体在变形过程中的晶格转动以及初始晶体取向未知的缺点，能够为揭示氢与位错交互作用的晶体取向关联性提供更多的信息.然而，比较遗憾的是，尚未见到不同晶体取向的块体单晶中氢与位错交互作用的系统研究.除了块体单晶外，基于微纳加工技术制备的微柱单晶、微悬臂梁单晶可以为氢与位错的交互作用提供有价值的信息.例如挪威科技大学的团队[68 ~72 ] 基于EBSD-FIB联用技术制备微悬臂梁单晶样品，然后在扫描电镜原位力学台上施加应力，原位观察充氢前后的微悬臂梁单晶样品的断裂行为，随后离子束减薄制备TEM薄膜样品，观察氢对位错组织的影响.他们的工作非常精湛，这种方法需要非常娴熟的微纳操作技巧.此外，微悬臂梁样品比TEM薄膜样品的比表面积小得多，位错镜像力或者说位错的表面效应可以被弱化许多.但是，微悬臂梁方法与图5 所示的新范式相比，仍有一些局限或不足之处：(1) 微悬臂梁样品的尺寸为微米级别，氢溢出能力大大增强，因此在扫描电镜真空腔中进行原位加载时，样品中的氢浓度是否还能达到氢脆所需的氢浓度门槛值是存疑的；(2) 微悬臂梁样品的加载方向相对于样品坐标系一直在变化，加载速度是否足够慢(< 10-5 s-1 )也未知，故难以揭示氢对位错组织演化影响的晶体取向关联性.此外，由于缺乏晶界，单晶体(无论块体还是微纳尺度)中的变形组织演化表征无法揭示变形过程中晶粒间的相互作用，这对多晶体工程合金的氢脆机理研究、特别是氢致沿晶开裂研究非常不利.总而言之，与图5 所示的多晶体中氢与位错交互作用研究范式相比，基于单晶的研究范式虽具有一定的局限性，但仍然可以作为一个有力的补充. ...
