氢脆(HE)的一个关键特征是在氢在作用下从韧性转变为“脆性”断裂。对于多晶材料，这种转变通常归因于在大量非原位实验中氢诱导的微观尺度上的穿晶断裂到晶间断裂。有研究表明晶界(GB)在HE中起着重要作用，氢-GB相互作用是理解穿晶断裂向晶间断裂转变的关键。转变过程可能涉及几种重要的HE机制的协同作用。三种广泛接受的机制是氢增强局部塑性(HELP)、氢增强脱聚(HEDE)和氢增强应变诱导空位形成(HESIV)，HELP的理论基于增强的位错迁移率和氢脆化样品断裂面下方的位错结构演变。

然而，对于这种局部延展性行为如何导致最终的“脆性”断裂的理解仍然存在很大差距。HEDE假设局部裂纹尖端的H可能导致金属鍵的减弱进而断裂，但它不能解释增加的塑性。HESIV假设塑性变形过程中产生的空位通过形成H-空位而稳定，这将进一步与位错相互作用。然而，这些稳定的空位与脆化之间的联系仍然无法解释。所有这些机制在GB上都是可能的，但是断裂模式的转变过程(尤其是初始裂纹的转变)尚未通过原位实验或模拟直接证明，多种机制的验证是氢脆研究中的重要问题之一。

挪威科技大学的研究人员通过对具有∑5(210)[001]晶界的双晶Ni进行单轴应变，建立原子模型阐明了由氢影响的穿晶向晶间断裂的转变，揭示了特定的氢控制塑性机制。发现氢在晶界附近形成局部氛围，引起局部应力集中并抑制变形过程中在晶界处的应力松弛。相关论文以题为“Hydrogen-induced transgranular to intergranular fracture transitionin bi-crystalline nickel”发表在Scripta Materialia。

论文链接： https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2021.114122

研究发现在100,000 MC步骤中，晶粒和GB中的H浓度首先达到c0=0.001，在随后的MC步骤中，由于捕获能量高和体积过剩，H原子继续泵入GB区域。然而，晶粒内部的H浓度略有减少并保持在c=0.0008左右，这主要是由形成的H氛围之间的吸引力相互作用引起的，在15,000,000 MC步骤之后，在c=0.25处达到平衡，表明这种类型的∑5 GB可能是首选的聚集地点。

图1 (a, b, c) 完美∑5(210)[001]GB的平衡结构和∑5、∑3 CTB的H分布图；(d) Ni中H浓度c0与化学势μ之间的关系；(e) GB区域、晶粒内部H浓度与MC之间的关系 

图2 不同H浓度下的应力-应变曲线、孪晶体积分数和不同应变下无H与含H的原子结构

图3 不同区域的等效应力应变曲线和无H与含H的平均等效应力分布

图4 (a) 空位体积分数随H浓度变化的应变函数；(b-g)应变0.18时，随H浓度变化的表面空位

H在100%饱和的情况下，由于高密度位错的塞积，在GB上具有纳米空位形核，这种纳米空位由H引起的从晶粒内部到GB的割裂，表现为H诱导的穿晶断裂向晶间断裂的转变。H能够促进更多的位错在GB上形核、增殖和消失，进而产生更多的孪晶，这些孪晶相互作用，进一步增加位错密度。

本文证明了由H影响控制的穿晶到晶间断裂转变机制，饱和的H可以增加GB区域的初始应力集中，更重要的是抑制GB在变形过程中的应力释放能力，这会导致局部应力集中并促进GB的局部塑性。本文表明了H-GB相互作用和氢增强空位形成是氢致室温下晶间断裂的重要因素。