經過不同固溶溫度處理的2205雙相不銹鋼試樣充氫24小時后在 0.5mol/L H2SO4 溶液中的應力腐蝕拉伸曲線如圖4.10所示。從圖4.10中可以看出，不同固溶處理溫度下充氫后拉伸過程中試樣的抗拉強度具有明顯區別。隨著固溶溫度的升高，試樣的抗拉強度呈現下降趨勢。
2205雙相不銹鋼未充氫后在0.5mol/L H2SO4溶液應力腐蝕拉伸參數如表4.4所列，由表4.4可知，不同固溶溫度處理后的雙相不銹鋼具有不同的應力腐蝕參數。
不同固溶溫度處理的2205雙相不銹鋼試樣抗拉強度在1050℃時最低，并且當溫度超過1050℃后，隨著溫度的升高，抗拉強度呈現減小趨勢，從1050℃的813.384MPa減小至1200℃的779.496MPa.產生以上現象的原因是雖然由于固溶溫度的升高而導致相組成中鐵素體含量變高，但是由于兩相的不均衡性導致較高溫度固溶處理試樣更容易受氫離子的影響，氫離子影響其抗拉強度，導致較高溫度固溶處理試樣產生較多的強度損耗。因此，1050℃固溶處理試樣表現出較高的抗拉強度。除了具有最高的抗拉強度之外，1050℃固溶處理試樣還具有最高的斷裂時間、斷后伸長率、斷面收縮率，分別為63.83h、45.96%、77.7216%,并且隨著固溶溫度的升高，2205雙相不銹鋼的斷裂時間、斷后伸長率、斷面收縮率均呈現下降趨勢。當固溶溫度達到1200℃時，其斷裂時間、斷后伸長率、斷面收縮率達到最低值，分別為50.25h、36.18%、64%。
經過不同固溶溫度處理的2205雙相不銹鋼試樣在未充氫與充氫之后的應力腐蝕拉伸對比曲線如圖4.11所示。比較不同固溶溫度試樣的斷后伸長量，圖4.12給出了不同固溶溫度下未充氫與充氫試樣的拉伸伸長量。1050℃鋼材在未充氫與充氫狀態下的伸長量均為最高，分別為13.14mm和11.49mm,隨著熱處理溫度的升高，鋼材在兩種狀態下的拉伸伸長量均表現出下降趨勢，1200℃固溶后鋼材的伸長率分別只有10.81mm和9.05mm。
比較同一熱處理溫度下未充氫試樣與充氫試樣的拉伸曲線，所有試樣充氫后拉伸伸長量較未充氫時明顯下降，1050℃試樣下降1.65mm,且隨溫度的升高，伸長率的差變大，1200℃的試樣伸長率已經下降1.76mm。
評價材料氫脆敏感性方法有很多，本小節采用斷面收縮率損失系數和伸長量損失系數兩個因子評價不同溫度固溶處理后2205雙相不銹鋼的氫脆敏感性。計算方法如下：
式中：Fa為斷面收縮率損失系數；RE為試樣充氫后的斷面收縮率；Ro為試樣在空氣中的斷面收縮率；FE為伸長量損失系數；EE為試樣充氫后的伸長量；E0為試樣在空氣中的伸長量。
計算結果如表4.5和圖4.13所示。
由圖4.13可知，斷面收縮率損失系數FR與伸長量損失系數FE均在1050℃時達到最小值，并且隨著固溶溫度的升高，FR與FE均呈上升趨勢，并與1200℃時達到最大值。結合表4.5,當固溶處理溫度為1050℃時，FR與FE分別為5.82%和11.24%.當固溶溫度為1200℃是，FR與FE分別上升至19.57%和16.25%.因為FR與FE是損失系數，所以其值越大，表明試樣的氫脆敏感性越高。因此，在固溶溫度為1050℃時，材料具有最小的應力腐蝕敏感性，隨溫度的升高，其應力腐蝕敏感性呈現上升趨勢，并在固溶溫度為1200℃下達到最大。
慢應變拉伸斷裂后的雙相不銹鋼的斷口形貌如圖4.14所示。所有充氫拉伸試樣斷口形貌與未充氫拉伸試樣端口形貌呈現明顯區別，所有未充氫拉伸試樣斷口均出現明顯的頸縮，且斷口平滑，呈現典型的韌性斷裂特征。充氫拉伸試樣斷口邊緣不規則，且沒有出現明顯的頸縮，呈現脆性斷裂特征。
未充氫試樣斷口存在大量韌窩，是明顯的韌性斷裂，充氫試樣則正好相反，所有試樣斷口均無韌窩，呈現典型的解理斷裂特征，有許多解理臺階，并形成河流花樣。通過觀察還可以發現，充氫試樣斷口存在大量的二次裂紋，解理臺階和二次裂紋的出現是典型的脆性斷裂標志，因此，試樣在充氫結束后拉伸，氫原子進入試樣，并在力的作用下，導致試樣出現了氫脆。
對未充氫試樣斷口而言，1050℃試樣斷口存在大量韌窩，相比其他固溶溫度，每個韌窩尺寸均較大，深度均較深，并且隨著熱處理溫度的升高，試樣韌窩數目逐漸減少，而且變淺，1200℃試樣斷口韌窩最少，且深度最淺。因此，從斷口形貌可知，1050℃未充氫試樣斷裂韌性最佳，且隨著溫度的升高，其斷裂韌性逐漸下降，1200℃未充氫試樣斷裂韌性最差。充氫后拉伸試樣由于脆性斷裂存在大量二次裂紋，1050℃拉伸試樣二次裂紋數目較少。而隨著溫度的上升，試樣斷裂表面二次裂紋數目變多，且二次裂紋深度增加，脆性明顯增大。
從掃描電鏡結果可知，充氫試樣與未充氫試樣呈現兩種斷裂特征，充氫試樣由于氫進入基體，最終導致材料出現氫脆。1050℃試樣在兩種狀態下的韌性均為最高，且隨著熱處理溫度的升高，充氫與未充氫后試樣的韌性均下降。因此，1050℃固溶處理的試樣表現出最小的氫脆敏感性，并且隨著溫度的升高，雙相不銹鋼試樣氫脆敏感性呈現增加趨勢，這與從應力腐蝕拉伸曲線得到的結果相一致。
圖4.15為充氫后試樣拉伸斷裂后的截面圖，雙相不銹鋼的斷口形貌中存在二次裂紋，由圖4.15(a)可知，裂紋由拉伸試樣表面向內部延伸，并終止于奧氏體相中；由圖4.15(b)可以看到裂紋不僅起源于表面，而且能夠從內部萌生，裂紋在內部的擴展受到奧氏體的阻礙作用，當裂紋遇到奧氏體時，會繞過奧氏體繼續傳播。且裂紋均為穿晶裂紋，這表明雙相不銹鋼拉伸過程中斷裂過程為脆性穿晶斷裂。
由慢應變速率拉伸曲線結合拉伸斷裂后的微觀組織綜合分析可知，充氫后試樣較未充氫試樣具有較高的氫脆敏感性，當固溶溫度較低時，2205雙相不銹鋼的氫脆敏感性較低，隨著固溶溫度的升高，氫脆敏感性變大。
當進行陰極充氫時，電化學反應會在鋼材表面產生氫原子，一部分氫原子兩兩結合，以分子氫的形式溢出；另一部分氫原子則通過鋼材表面進入基體。其過程如下：原子氫通過吸附作用吸附在金屬試樣表面：
H+M→(M·Hads)（4.3)
吸附原子氫變成溶解型原子氫，吸附在材料表面，溶解型原子氫通過解吸附溶解在金屬中，再通過Fick擴散進入到金屬材料內部，也可以吸附在位錯露頭處進入材料內部。
因為氫的進入，導致材料出現氫脆，慢應變速率拉伸斷裂表現為氫致開裂，此時，氫致開裂成為應力腐蝕開裂的主要原因。對于雙相鋼來說，其相對于對單一相鋼更容易受氫脆的影響。因此，材料的應力腐蝕敏感性較未充氫時有較明顯的增加。
當氫進入材料內部時，許多學者研究了氫在雙相不銹鋼奧氏體與鐵素體中的分布，M.Li研究發現，雙相不銹鋼中奧氏體氫容量較大，氫不易擴散，且氫進人后具有比鐵素體更高的電位。Z.Y.Liu提出，氫易在鐵素體中擴散，在奧氏體中一般在氫陷阱中，擴散系數相差較大。氫在鐵素體與奧氏體的擴散系數具有明顯差別，其數量級分別為Dα≈10-8-10-7㎡/s,D,≈10-16-10-15㎡/s,其分布如圖4.16所示。
雙相不銹鋼中的鐵素體與奧氏體由于具有不同的晶格類型，而導致氫在兩相中的擴散與溶解產生差異。隨著溫度的升高，奧氏體晶粒長大，如圖4.17所示，單個奧氏體的容氫量變大。鐵素體含量的升高，使得單位時間充人的氫原子可以更加均勻的彌散在鐵素體中，并且與鐵素體中位錯等缺陷結合概率增加，更易形成微裂紋源。微裂紋源形成后，氫聚集在裂紋源的位錯周圍，可以顯著降低位錯移動所需要的能量，位錯的遷移變得更加容易。裂紋源位錯遷移率的增加導致局部塑性變形的出現，進而導致裂紋在材料中傳播擴散，最終引起材料腐蝕斷裂。有研究表明，當鐵素體含量過高時，材料的氫脆敏感性也增強。當固溶處理溫度為1200℃時，材料中的鐵素體含量達到62.3%,材料的氫脆敏感性顯著升高。而1050℃固溶處理使試樣中的鐵素體與奧氏體相含量較均勻，兩者之比約為1:1,材料的氫脆敏感性較小。
二次裂紋起源于鐵素體中，奧氏體固溶氫比較多，鐵素體固溶氫較少。氫在裂紋尖端，隨位錯移動，出現z形裂紋。Vigdis Olden等人研究表明：裂紋在擴展的過程中，當其遇見奧氏體而被阻礙后，會改變傳播方向，繞過奧氏體繼續傳播。研究表明鐵素體的氫脆敏感性更高，因此，當氫進入雙相不銹鋼內部一段時間后，鐵素體由于容氫量小而先達到飽和，此時，奧氏體中的氫還在不斷進入，鐵素體由于容氫達到飽和具有較高的氫脆敏感性，在應力的作用下，某些部位由于應力集中而導致裂紋源產生，并在一個時期內向外擴展。
鐵素體相一般能承受較高的應力和耐點蝕性能，奧氏體由于具有較高的延性，能緩解殘余應力和阻礙微裂紋在鐵素體中的擴散。因此，當裂紋傳播遇到奧氏體后，裂紋尖端的形變應力會在奧氏體的作用下得到緩和，裂紋的傳播會被阻礙。隨著溫度的升高，奧氏體晶粒長大。細小的組織有助于提高抗氫能力，可以降低氫脆敏感性。1050℃固溶后的試樣奧氏體組織較1200℃固溶后的試樣奧氏體組織細小，因此，裂紋在高溫試樣中的形成與發展較低溫試樣容易。與此同時，奧氏體在鋼中的含量減少，當熱處理溫度為1200℃時僅為37.7%,此時，裂紋在擴展的過程中遭遇到的奧氏體會減少，奧氏體對裂紋的阻礙效應下降，裂紋在鋼中擴散受到的阻力減小。在兩方面的綜合作用下，當溫度升高時，材料更容易發生氫脆斷裂，表現出較高的氫脆敏感性。
