经过不同固溶温度处理的2205双相不锈钢试样充氢24小时后在 0.5mol/L H2SO4 溶液中的应力腐蚀拉伸曲线如图4.10所示。从图4.10中可以看出，不同固溶处理温度下充氢后拉伸过程中试样的抗拉强度具有明显区别。随着固溶温度的升高，试样的抗拉强度呈现下降趋势。
2205双相不锈钢未充氢后在0.5mol/L H2SO4溶液应力腐蚀拉伸参数如表4.4所列，由表4.4可知，不同固溶温度处理后的双相不锈钢具有不同的应力腐蚀参数。
不同固溶温度处理的2205双相不锈钢试样抗拉强度在1050℃时最低，并且当温度超过1050℃后，随着温度的升高，抗拉强度呈现减小趋势，从1050℃的813.384MPa减小至1200℃的779.496MPa.产生以上现象的原因是虽然由于固溶温度的升高而导致相组成中铁素体含量变高，但是由于两相的不均衡性导致较高温度固溶处理试样更容易受氢离子的影响，氢离子影响其抗拉强度，导致较高温度固溶处理试样产生较多的强度损耗。因此，1050℃固溶处理试样表现出较高的抗拉强度。除了具有最高的抗拉强度之外，1050℃固溶处理试样还具有最高的断裂时间、断后伸长率、断面收缩率，分别为63.83h、45.96%、77.7216%,并且随着固溶温度的升高，2205双相不锈钢的断裂时间、断后伸长率、断面收缩率均呈现下降趋势。当固溶温度达到1200℃时，其断裂时间、断后伸长率、断面收缩率达到最低值，分别为50.25h、36.18%、64%。
经过不同固溶温度处理的2205双相不锈钢试样在未充氢与充氢之后的应力腐蚀拉伸对比曲线如图4.11所示。比较不同固溶温度试样的断后伸长量，图4.12给出了不同固溶温度下未充氢与充氢试样的拉伸伸长量。1050℃钢材在未充氢与充氢状态下的伸长量均为最高，分别为13.14mm和11.49mm,随着热处理温度的升高，钢材在两种状态下的拉伸伸长量均表现出下降趋势，1200℃固溶后钢材的伸长率分别只有10.81mm和9.05mm。
比较同一热处理温度下未充氢试样与充氢试样的拉伸曲线，所有试样充氢后拉伸伸长量较未充氢时明显下降，1050℃试样下降1.65mm,且随温度的升高，伸长率的差变大，1200℃的试样伸长率已经下降1.76mm。
评价材料氢脆敏感性方法有很多，本小节采用断面收缩率损失系数和伸长量损失系数两个因子评价不同温度固溶处理后2205双相不锈钢的氢脆敏感性。计算方法如下：
式中：Fa为断面收缩率损失系数；RE为试样充氢后的断面收缩率；Ro为试样在空气中的断面收缩率；FE为伸长量损失系数；EE为试样充氢后的伸长量；E0为试样在空气中的伸长量。
计算结果如表4.5和图4.13所示。
由图4.13可知，断面收缩率损失系数FR与伸长量损失系数FE均在1050℃时达到最小值，并且随着固溶温度的升高，FR与FE均呈上升趋势，并与1200℃时达到最大值。结合表4.5,当固溶处理温度为1050℃时，FR与FE分别为5.82%和11.24%.当固溶温度为1200℃是，FR与FE分别上升至19.57%和16.25%.因为FR与FE是损失系数，所以其值越大，表明试样的氢脆敏感性越高。因此，在固溶温度为1050℃时，材料具有最小的应力腐蚀敏感性，随温度的升高，其应力腐蚀敏感性呈现上升趋势，并在固溶温度为1200℃下达到最大。
慢应变拉伸断裂后的双相不锈钢的断口形貌如图4.14所示。所有充氢拉伸试样断口形貌与未充氢拉伸试样端口形貌呈现明显区别，所有未充氢拉伸试样断口均出现明显的颈缩，且断口平滑，呈现典型的韧性断裂特征。充氢拉伸试样断口边缘不规则，且没有出现明显的颈缩，呈现脆性断裂特征。
未充氢试样断口存在大量韧窝，是明显的韧性断裂，充氢试样则正好相反，所有试样断口均无韧窝，呈现典型的解理断裂特征，有许多解理台阶，并形成河流花样。通过观察还可以发现，充氢试样断口存在大量的二次裂纹，解理台阶和二次裂纹的出现是典型的脆性断裂标志，因此，试样在充氢结束后拉伸，氢原子进入试样，并在力的作用下，导致试样出现了氢脆。
对未充氢试样断口而言，1050℃试样断口存在大量韧窝，相比其他固溶温度，每个韧窝尺寸均较大，深度均较深，并且随着热处理温度的升高，试样韧窝数目逐渐减少，而且变浅，1200℃试样断口韧窝最少，且深度最浅。因此，从断口形貌可知，1050℃未充氢试样断裂韧性最佳，且随着温度的升高，其断裂韧性逐渐下降，1200℃未充氢试样断裂韧性最差。充氢后拉伸试样由于脆性断裂存在大量二次裂纹，1050℃拉伸试样二次裂纹数目较少。而随着温度的上升，试样断裂表面二次裂纹数目变多，且二次裂纹深度增加，脆性明显增大。
从扫描电镜结果可知，充氢试样与未充氢试样呈现两种断裂特征，充氢试样由于氢进入基体，最终导致材料出现氢脆。1050℃试样在两种状态下的韧性均为最高，且随着热处理温度的升高，充氢与未充氢后试样的韧性均下降。因此，1050℃固溶处理的试样表现出最小的氢脆敏感性，并且随着温度的升高，双相不锈钢试样氢脆敏感性呈现增加趋势，这与从应力腐蚀拉伸曲线得到的结果相一致。
图4.15为充氢后试样拉伸断裂后的截面图，双相不锈钢的断口形貌中存在二次裂纹，由图4.15(a)可知，裂纹由拉伸试样表面向内部延伸，并终止于奥氏体相中；由图4.15(b)可以看到裂纹不仅起源于表面，而且能够从内部萌生，裂纹在内部的扩展受到奥氏体的阻碍作用，当裂纹遇到奥氏体时，会绕过奥氏体继续传播。且裂纹均为穿晶裂纹，这表明双相不锈钢拉伸过程中断裂过程为脆性穿晶断裂。
由慢应变速率拉伸曲线结合拉伸断裂后的微观组织综合分析可知，充氢后试样较未充氢试样具有较高的氢脆敏感性，当固溶温度较低时，2205双相不锈钢的氢脆敏感性较低，随着固溶温度的升高，氢脆敏感性变大。
当进行阴极充氢时，电化学反应会在钢材表面产生氢原子，一部分氢原子两两结合，以分子氢的形式溢出；另一部分氢原子则通过钢材表面进入基体。其过程如下：原子氢通过吸附作用吸附在金属试样表面：
H+M→(M·Hads)（4.3)
吸附原子氢变成溶解型原子氢，吸附在材料表面，溶解型原子氢通过解吸附溶解在金属中，再通过Fick扩散进入到金属材料内部，也可以吸附在位错露头处进入材料内部。
因为氢的进入，导致材料出现氢脆，慢应变速率拉伸断裂表现为氢致开裂，此时，氢致开裂成为应力腐蚀开裂的主要原因。对于双相钢来说，其相对于对单一相钢更容易受氢脆的影响。因此，材料的应力腐蚀敏感性较未充氢时有较明显的增加。
当氢进入材料内部时，许多学者研究了氢在双相不锈钢奥氏体与铁素体中的分布，M.Li研究发现，双相不锈钢中奥氏体氢容量较大，氢不易扩散，且氢进人后具有比铁素体更高的电位。Z.Y.Liu提出，氢易在铁素体中扩散，在奥氏体中一般在氢陷阱中，扩散系数相差较大。氢在铁素体与奥氏体的扩散系数具有明显差别，其数量级分别为Dα≈10-8-10-7㎡/s,D,≈10-16-10-15㎡/s,其分布如图4.16所示。
双相不锈钢中的铁素体与奥氏体由于具有不同的晶格类型，而导致氢在两相中的扩散与溶解产生差异。随着温度的升高，奥氏体晶粒长大，如图4.17所示，单个奥氏体的容氢量变大。铁素体含量的升高，使得单位时间充人的氢原子可以更加均匀的弥散在铁素体中，并且与铁素体中位错等缺陷结合概率增加，更易形成微裂纹源。微裂纹源形成后，氢聚集在裂纹源的位错周围，可以显著降低位错移动所需要的能量，位错的迁移变得更加容易。裂纹源位错迁移率的增加导致局部塑性变形的出现，进而导致裂纹在材料中传播扩散，最终引起材料腐蚀断裂。有研究表明，当铁素体含量过高时，材料的氢脆敏感性也增强。当固溶处理温度为1200℃时，材料中的铁素体含量达到62.3%,材料的氢脆敏感性显著升高。而1050℃固溶处理使试样中的铁素体与奥氏体相含量较均匀，两者之比约为1:1,材料的氢脆敏感性较小。
二次裂纹起源于铁素体中，奥氏体固溶氢比较多，铁素体固溶氢较少。氢在裂纹尖端，随位错移动，出现z形裂纹。Vigdis Olden等人研究表明：裂纹在扩展的过程中，当其遇见奥氏体而被阻碍后，会改变传播方向，绕过奥氏体继续传播。研究表明铁素体的氢脆敏感性更高，因此，当氢进入双相不锈钢内部一段时间后，铁素体由于容氢量小而先达到饱和，此时，奥氏体中的氢还在不断进入，铁素体由于容氢达到饱和具有较高的氢脆敏感性，在应力的作用下，某些部位由于应力集中而导致裂纹源产生，并在一个时期内向外扩展。
铁素体相一般能承受较高的应力和耐点蚀性能，奥氏体由于具有较高的延性，能缓解残余应力和阻碍微裂纹在铁素体中的扩散。因此，当裂纹传播遇到奥氏体后，裂纹尖端的形变应力会在奥氏体的作用下得到缓和，裂纹的传播会被阻碍。随着温度的升高，奥氏体晶粒长大。细小的组织有助于提高抗氢能力，可以降低氢脆敏感性。1050℃固溶后的试样奥氏体组织较1200℃固溶后的试样奥氏体组织细小，因此，裂纹在高温试样中的形成与发展较低温试样容易。与此同时，奥氏体在钢中的含量减少，当热处理温度为1200℃时仅为37.7%,此时，裂纹在扩展的过程中遭遇到的奥氏体会减少，奥氏体对裂纹的阻碍效应下降，裂纹在钢中扩散受到的阻力减小。在两方面的综合作用下，当温度升高时，材料更容易发生氢脆断裂，表现出较高的氢脆敏感性。
