油氣工業中氫對雙相不銹鋼腐蝕行為的影響

劉子軒，王 竹?，唐德志，金 杰，張 雷

1) 北京科技大學新材料技術研究院，北京 100083 2) 中國石油規劃總院，北京 100083

由體積分數接近50%的鐵素體和奧氏體組成的雙相不銹鋼（DSS）具有優異的耐蝕性能和綜合力學性能，被廣泛應用于航空航天、石油化工和海洋領域[1]. 但是雙相不銹鋼在酸洗、電鍍、陰極析氫反應、陰極保護等電化學過程中產生的氫原子會吸附并滲入到雙相不銹鋼中[2]. 其中海洋陰極保護下的氫問題最為嚴重，對雙相不銹鋼造成一系列不可逆損傷，例如氫引起開裂、雙相不銹鋼的脆化問題. 此外，隨著酸性油氣田(含H2S 或者H2S/CO2混合氣體)的開采越來越普遍，雙相不銹鋼材料長期暴露在H2S 環境中導致硫化物應力腐蝕開裂、氫致開裂等問題也日益突出.

針對海水過陰極保護環境和含H2S 的酸性服役環境下氫損傷問題，本文調研了油氣工業臨氫環境下雙相不銹鋼的應用，分析了陰極保護環境和H2S 酸性服役環境下的氫失效問題的異同，明確了氫的引入對于雙相不銹鋼組織、鈍化膜、電化學性能等的影響，總結了臨氫環境雙相不銹鋼的研究現狀及研究方法，旨在為油氣工業領域雙相不銹鋼臨氫環境下的應用提供指導.

1 雙相不銹鋼氫損傷問題

氫脆(HE)是高強度材料中的普遍現象，氫能夠降低雙相不銹鋼的力學性能，達到一定濃度時，材料的塑性會突然消失，造成災難性事故的發生.目前，已經提出氫增強的退聚 (HEDE)、氫增強的局部塑性 (HELP)、吸收誘導的位錯發射(AIDE)和氫增強的應變誘導空位 (HESIV)等氫脆機理. HEDE機制指出氫會由于原子間距離的增加而降低原子間的內聚強度. HELP 認為氫增強位錯形核和遷移導致裂紋尖端局部變形. AIDE 機制是 HEDE 和HELP 的結合，并提出原子間鍵的削弱使得位錯更容易成核. HESIV 機制表明在氫拉伸過程中增加空位的產生，從而導致更早的失效斷裂. 某種氫失效案例的確切機制通常需要幾種機制的組合來解釋所觀察到的結果.

由于雙相不銹鋼中兩相的差異，導致雙相不銹鋼的氫脆研究更加復雜. 目前雙相不銹鋼的氫損傷失效主要出現在海水過陰極保護環境和含H2S 的酸性服役環境. 如Foinaven 油田氫致開裂失效事故是含質量分數為25%Cr 的超級雙相不銹鋼水下連接器在靠近焊縫處發生開裂[3]. 2006 年NACE 報道了海底超級雙相不銹鋼輪轂的失效，被稱為氫脆應力開裂（HISC）[4]. 陰極保護下的氫致開裂問題一直是研究熱點，而陰極極化電位是影響雙相不銹鋼氫脆敏感性的主要因素，深海環境下高的水壓也會影響氫的復合和吸附，進而影響氫致開裂. Vucko 等[5]認為雙相鋼的任何一相中氫脆機理是不同的，鐵素體比奧氏體相對氫脆更敏感，且陰極電位越負，氫脆敏感性就越高. 安維崢等[6]研究了施加的陰極保護電位對深海油氣設施常用22Cr 雙相不銹鋼氫致應力開裂敏感性的影響，結果表明：在實驗室模擬條件下，深海油氣田水下設施用22Cr 雙相不銹鋼在環境溫度為3 ℃、加載應力（σ0.2）達到98%、施加陰極保護電位小于–1070 mVvsSCE 時發生氫致應力開裂，在大于–970 mVvsSCE 時未發現氫致裂紋. 因而施加合適的陰保電位、控制應力范圍、設計可替換的元件是避免陰保下雙相不銹鋼氫致開裂失效的有效途徑. 當無法控制陰保電位時，應控制應力的范圍.

雙相不銹鋼氫致開裂可用氫壓理論解釋，即由于氫擴散進入材料，在內部聚集形成氫內壓，進而形成裂紋. 由于兩相存在差異，裂紋首先在鐵素體相萌生和擴展，而奧氏體對裂紋擴展存在阻礙作用，因而H2S 環境下雙相不銹鋼的氫致開裂具有選擇性. 童海生等[7]指出氫致裂紋首先是在鐵素體相中形成，擴展到兩相界面處終止. 部分學者通過理論計算等方式研究了氫致開裂. 張鳳春等[8]采用基于密度泛函理論的第一性原理方法開展了H2S 氫致開裂的理論計算，為抗H2S 氫致開裂雙相不銹鋼的設計提供指導. Tao 等[9]建立了數值預測模型來研究2205 雙相不銹鋼的氫輔助開裂（HAC）行為，結果顯示裂紋萌生和擴展主要發生在鐵素體相中，奧氏體相則延緩裂紋的擴展，因此奧氏體的晶粒細化能夠增加雙相不銹鋼斷裂韌性. ISO 15156-1 標準[10]規定了在232 ℃下雙相不銹鋼服役環境的H2S 分壓不能超過10 kPa，超級雙相不銹鋼不能超過20 kPa，因此減少H2S 環境下的氫致開裂一般是通過控制H2S 分壓來實現.

陰保場景下的開裂是由于陰保電位過負發生陰極析氫反應導致大量氫原子進入基體導致的；H2S 環境下的開裂是在自腐蝕狀態下發生的，H2S的毒化作用抑制了氫氣形成氫分子導致更多的質子氫（H）進入到材料表面. 研究表明[11]，陰保場景的開裂傾向于氫輔助開裂，氫在裂紋尖端積累，破壞分4 個階段：（I）氫積累、（II）裂紋萌生、（III）裂紋向外表面擴展、（IV）裂紋縱向擴展. 而H2S 環境下的開裂更傾向于氫鼓泡[12]，氫氣在表面缺陷處聚集，形成氫氣分子，達到一定壓力后形成鼓泡進而引發開裂.

2 氫對雙相不銹鋼腐蝕性能的影響

氫進入雙相不銹鋼，除了引起氫損傷還會因鈍化膜成分和結構的改變而影響耐蝕性能.

2.1 氫對鈍化膜成分和結構的影響

雙相不銹鋼的耐蝕性是由于表面生成的鈍化膜. 人們普遍認為，不銹鋼表面鈍化膜的厚度為幾納米，成分主要為Cr、Mo、Fe、Ni 的氧化物和氫氧化物. Cr 有助于形成保護性鈍化膜，Ni 可以提高鈍化膜的穩定性，Fe 為鈍化膜的基本組成元素. 研究表明，鈍化膜的成分和結構與材料服役環境以及電位有關[13]. 鈍化膜的電化學性能與其耐蝕性密切相關，電化學性能反映和決定膜的形成、破裂、點蝕及鈍化分解等. 氫的存在會改變鈍化膜的成分及結構、半導體類型、降低鈍化膜的穩定性和增加鈍化膜的導電性.

（1）氫改變雙相不銹鋼鈍化膜成分及結構. 部分學者研究了氫對雙相不銹鋼鈍化膜的成分和結構的影響，結果顯示充氫鈍化膜中Cr(OH)3、Cr2O3、FeO 含量降低，FeOOH、CrO3、Fe3O4含量升高.Guo 等[14]對充氫后的雙相不銹鋼鈍化膜做了X 射線光電子能譜儀(XPS)分析，如圖1 所示. Li 等[15]也總結了不同條件下2205 雙相不銹鋼上鈍化膜成分變化，如圖2 所示.

圖1 雙相不銹鋼充氫前（a, c）和充氫后（b, d）鈍化膜XPS 分析[14]Fig.1 XPS analysis of passivation films of duplex stainless steel before (a, c) and (b, d) after hydrogen charge[14]

圖2 2205 雙相不銹鋼不同條件下的鈍化膜原子分數 [15]Fig.2 Atomic fractions of the species in the passive film on 2205 duplex stainless steel under different conditions [15]

（2）氫改變鈍化膜半導體類型. 鈍化膜成分改變會進一步導致半導體類型改變. 大量研究證實，不銹鋼鈍化膜中Cr2O3、FeO、Cr(OH)3表現為p 型半導體，Fe2O3、FeOOH、CrO3、Fe3O4表現為n 型半導體，鈍化膜成分的改變導致充氫后的鈍化膜半導體類型由p 型向n 型的轉變. 另外，氫存在于鈍化膜中，電離產生的電子充當供體，當鈍化膜出現過量電子時，半導體特性也會逆轉. Mott-Schottky被廣泛應用于研究鈍化膜的電子特性，已有研究表明鈍化膜中的氫顯著增加了鈍化膜的電容和供體密度，而高的供體密度對應高的點蝕敏感性. 圖3為 S32750 雙相不銹鋼在不同充氫電流密度下的Mott-Schottky 曲線，從圖中可以看出，隨充氫電流密度增大，鈍化膜的電容增加[16].

圖3 S32750 雙相不銹鋼在不同充氫電流密度下的Mott-Schottky 曲線[16]Fig.3 Mott-Schottky curves of S32750 duplex stainless steel at different hydrogen-charging current densities[16]

2.2 氫對雙相不銹鋼局部腐蝕的影響

氫對雙相不銹鋼局部腐蝕的影響表現在氫可以增加鈍化膜表面活性，促進點蝕、縫隙腐蝕和選擇性腐蝕的發生. 目前，已經證實了雙相不銹鋼兩相鈍化膜合金元素分布存在差異，這種成分差異意味著相之間的腐蝕行為不同，在一定條件下可以發生電偶腐蝕和選擇性腐蝕.

（1）氫可以改變兩相的選擇性腐蝕情況. 自然條件下，兩相中奧氏體耐蝕性更好. 氫能大量溶解在奧氏體相中，降低奧氏體電位，促進奧氏體選擇性腐蝕. Jin 等[17]提出雙相不銹鋼中的耐腐蝕性按奧氏體、奧氏體/鐵素體界面、鐵素體界面的順序降低. 充氫會導致微區電位的變化，選擇性溶解的發生和點蝕位置進一步發生變化. 近年來，掃描開爾文探針力顯微鏡(SKPFM)越來越多的被用于多相合金表面相對電位的研究. 如圖4 所示，Tohme等[18]通過SKPFM 線掃描研究了雙相不銹鋼充氫后微區電位的變化，表明充氫后奧氏體相電位降低. ?rnek 等[19]利用SKPFM 研究了氫致雙相不銹鋼點蝕機理，結果表明，在兩相邊界或鐵素體相內部出現了一些低電位區，可認為是優先腐蝕的點蝕形核部位. 充氫前鐵素體發生選擇性溶解，而充氫后，發現奧氏體的微區電位比鐵素體低，造成的結果為奧氏體發生選擇性腐蝕.

圖4 2202 雙相不銹鋼不同時間下充氫的SKPFM 線掃描測量電位. (a) 0.5 h; (b) 3 h; (c) 24 h; (d) 59 h[18]Fig.4 SKPFM line scan measurement potential of 2202 duplex stainless steel hydrogenated at different times: (a) 0.5 h; (b) 3 h; (c) 24 h; (d) 59 h[18]

（2）氫促進點蝕. 氫會降低鈍化膜的耐蝕性，有利于點蝕，尤其是含氯離子的環境[20]. 充氫后雙相不銹鋼鈍化膜耐點蝕能力下降的原因可能為：①氫改變氫氧根離子與氧離子的比例，吸收的氫被氧化為氫原子（質子H），一些質子氫與氧離子（O2–）形成氫氧根離子（OH–），增加了氫氧根離子與氧離子的比例. 而氫氧根離子中的氧更容易被Cl–取代，從而更容易穿透鈍化膜；②氫以質子的形式存在于鈍化膜中，鈍化膜中氫質子聚集形成正電荷區，從而吸引更具腐蝕性的Cl–，達到一定濃度后誘發點蝕；③氫電離產生的電子充當供體，當出現過量電子時，半導體特性將被逆轉；④氫能降低楊氏模量和內聚強度，從而降低鈍化膜的斷裂閾值應力；⑤氫改變鈍化膜合金元素的分布. 此外，氫促進鈍化膜局部Cr 和Mo 元素增加，降低基體局部耐蝕性[21]. Li 等[15]研究了干濕交替環境下氫對雙相不銹鋼鈍化膜點蝕的影響，結果表明氫的引入加強了金屬的陽極溶解，增加了鈍化膜的活性斑點， Cl–可以替換OH–和H2O 在活化斑點處積累，最終導致點蝕的發生，如圖5 所示. Yao 等[22]對2205 雙相不銹鋼充氫動電位極化測試表明氫降低了鈍化膜的穩定性，促進了氯離子誘導的點蝕，增加了2205 雙相不銹鋼在NaCl 溶液中的點蝕敏感性，如圖6 所示. 另外，充氫使雙相不銹鋼的電容弧半徑減小，阻抗更低，表明在充氫后鈍化膜的減弱和保護性能的減弱.

圖5 2205 雙相不銹鋼在不同條件下氫對雙相不銹鋼鈍化膜點蝕. (a) 交替干/濕腐蝕和不加氫; (b) 加氫且不暴露在交替的干/濕環境中; (c) 加氫和交替干/濕腐蝕[15]Fig.5 Schematic diagram of 2205 duplex stainless steel at different conditions: (a) alternating dry/wet corrosion and no hydrogenation;(b) hydrogenation and not exposure to alternating dry/wet environment; (c) hydrogenation and alternating dry/wet corrosion[15]

圖6 2205 雙相不銹鋼在不同充電時間下的動電位曲線[22]Fig.6 2205 potential curve of duplex stainless steel after different charging time[22]

（3）氫加速雙相不銹鋼的縫隙腐蝕. He 等[21]研究了2205 雙相不銹鋼充氫后的縫隙腐蝕行為，結果表明，氫能促進縫隙腐蝕的萌生和傳播、抑制裂縫腐蝕的再鈍化；且帶氫試樣的縫隙腐蝕與不帶電試樣相比表現出更寬但更淺的形貌.

3 氫對雙相不銹鋼組織的影響

近年來，由于材料檢測技術的發展，原子力顯微鏡（AFM）、掃描探針顯微鏡（SPM）、掃描開爾文探針力顯微鏡（SKPFM）被用于雙相不銹鋼組織的研究. 在磁力顯微鏡(MFM)的輔助下，SKPFM已越來越多地用于雙相不銹鋼組織和腐蝕研究.

氫對雙相不銹鋼組織的影響表現在氫引起的雙相不銹鋼的組織變化：

（1）氫引發相變. 對于奧氏體相，氫的引入誘導其發生馬氏體相變；對于鐵素體，氫的引入使其產生微孿晶. Guo 等[23]采用SKPFM 和MFM 對2507雙相不銹鋼的氫致相變進行了研究. 結果表明：氫在鐵素體晶粒中誘導形成針狀微孿晶，而在順磁性奧氏體晶粒中形成α′馬氏體和ε 馬氏體. 氫誘導相變與微區低電位密切相關，相變首先在磁馬氏體板條或相邊界處發生，然后在針狀微孿晶周圍出現，可視為點蝕形核位. Luo 等[24]利用背散射電子（EBSD）和通道對比成像（ECCI）技術組合分析了充氫后的2205 雙相不銹鋼組織. 結果表明充氫使得雙相不銹鋼α 相的位錯密度增加，γ 相充氫出現堆垛層錯，而堆垛層錯可以進一步形成ε 馬氏體.這意味著充氫可以引發奧氏體馬氏體相變. G?owacka等[25]使用磁力顯微鏡（MFM）研究了雙相不銹鋼在陰極氫充電后發生的微觀結構變化. 在奧氏體中表現為形成α′馬氏體磁性板條，鐵素體中觀察到針狀微孿晶，如圖7 所示. 這些組織的變化可能導致雙相不銹鋼的斷裂由韌性轉變為脆性和疲勞裂紋擴展速率增加.

圖7 雙相不銹鋼充氫后的微觀結構. (a) 磁模式; (b) 形貌模式[25]Fig.7 Microstructure of duplex stainless steel after hydrogen filling: (a) magnetic mode; (b) morphology mode[25]

（2）氫導致兩相位錯密度急劇增加. 例如，G?owacka 等[26]利用透射電子顯微鏡（TEM）觀察雙相不銹鋼微觀結構的演變，發現充氫后鐵素體相位錯密度大量積累. Barnoush 等[27]認為氫氣減少了激活位錯源所需的應力，從而在充氫過程中奧氏體表面上形成滑移線，隨著充氫時間的延長，滑移線的密度增加，如圖8 所示. 而位錯的增值會反過來加速雙相不銹鋼的氫脆，研究表明，位錯運動會攜帶氫原子移動至相邊界，最終在相邊界處聚集，加速雙相不銹鋼的晶間氫脆壞，如圖9 所示[28].

圖8 雙相不銹鋼界面的EC–AFM 圖. (a) 進行充氫之前; (b) 原位充氫1 h; (c) 原位充氫2.5 h; (d) 奧氏體晶粒表面的放大倍率圖像 (左邊是鐵素體晶粒，右邊是奧氏體晶粒，通過凸晶界區分) [27]Fig.8 EC–AFM images of duplex stainless steel: (a) before hydrogen charging; (b) after 1 h charge in-situ hydrogen; (c) after 2.5 h charge at in-situ hydrogen; (d) high magnification image of austenite grain surface(ferritic grains on the left, austenite grains on the right, which can be distinguished by the convex grain boundaries) [27]

圖9 DS-H 鋼氫脆模型示意圖[28]Fig.9 Schematic diagram of hydrogen embrittlement model of DS-H steel[28]

4 氫在雙相不銹鋼中的擴散路徑

氫在雙相不銹鋼中的擴散路徑及分布是理解局部氫濃度與結構變化相關性的基礎，并且雙相不銹鋼經常受到氫輔助開裂（HAC）的影響. 因此氫擴散成為了關鍵問題. 由于氫在鐵素體和奧氏體中的溶解度和擴散速率不同，導致氫在雙相不銹鋼中的擴散路徑產生差異. 奧氏體的氫溶解度比鐵素體高2～3 個數量級；而鐵素體中的擴散系數是奧氏體的104～105倍，因而奧氏體因其對氫高溶解度和低擴散系數而被視為氫陷阱.

目前，氫在雙相不銹鋼中擴散和分布的方法主要聚焦在實驗法和模擬計算. 實驗方法研究雙相不銹鋼的氫擴散開始較早，主要利用Devanathan和Stachurski 的滲透技術. 氫在雙相不銹鋼鐵素體中擴散對整體氫傳輸具有顯著影響，并且奧氏體的嵌入導致了氫擴散路徑更加曲折. 近年來，有限元模擬分析雙相不銹鋼中的氫擴散得到了普遍認可[29]. 有限元模擬軟件包括Abaqus、Ansys 和OOF2等，可以直觀的顯示出氫的分布和擴散路徑，如圖10所示，表明氫的擴散和分布依賴于鐵素體和奧氏體相分布和微觀結構排列，以及氫的擴散方向（橫向、縱向），但大都未考慮奧氏體和鐵素體相界面相互作用.

圖10 雙相不銹鋼在不同氫釋放時間下氫濃度的等高線. (a～c) 鐵素體; (d～f) 奧氏體（頂部表面設置為充氫和解吸表面，黑線表示根據濃度梯度的曲折擴散路徑）[30].Fig.10 Contour of hydrogen concentration at different hydrogen release times in duplex stainless steel: (a–c) ferrite; (d–f) austenite (The top surface is set as a hydrogenated and desorption surface, and the black line indicates the zigzagging diffusion path according to the concentration gradient)[30]

氫在擴散過程中，首先更傾向于在鐵素體和奧氏體界面處聚集，隨后向鐵素體相擴散. 氫微印的結果可以證明這一結論[30]，如圖11 所示. 氫微印的原理是H 將AgBr 還原為Ag 顆粒，能夠直觀地反映氫分布. 將充氫后的雙相不銹鋼做氫微印測試，然后置于掃描電鏡（SEM）下觀察，可以清晰的看到兩相邊界處存在大量的銀顆粒，說明相邊界處的氫含量更高. Ghorani 等[31]采用氫微印技術研究了電解充氫雙相不銹鋼中氫的分布，認為相邊界是氫在雙相不銹鋼中優先穩定的位置，隨后向鐵素體相擴散. 此外，氫在雙相不銹鋼中的擴散路徑是曲折的，氫在擴散過程中需要繞過奧氏體，一些專家學者用幾何彎曲度表述擴散路徑的曲折程度. 幾何彎曲度可以用式（1）表示.

圖11 2205 雙相不銹鋼氫微印測試的SEM 圖. (a) 不充氫的參考樣品; (b～c) 釋放20 min 和打印40 min; (d) b1、b2 和b3 的放大圖; (e～f) 釋放120 min 和打印120 min（黃色虛線表示相邊界或晶界）[30]Fig.11 SEM images of 2205 duplex stainless steel after hydrogen microprinting: (a) nonhydrogenated reference sample; (b–c) 20 min release time and 40 min print time; (d) enlarged areas of b1, b2, and b3; (e–f) 120 min release time and 120 min print time ( The yellow dashed lines are the phase or grain boundaries)[30]

5 現代氫分析技術與方法

通過多種現代分析技術和方法的結合，可以較好地理解雙相不銹鋼中的氫分布以及局部氫濃度和材料結構變化. 目前應用較多的是氫敏感性法和結構表征法.

氫敏感性法利用高微觀尺度的空間分辨率的成像技術，能夠直接觀察到缺陷處和界面位置的氫分布，包括原子探針斷層掃描(APT)、中子斷層掃描(NT)以及飛行時間次級離子質譜(ToF-SIMS).原子探針斷層掃描（APT）是一種納米級材料分析技術，可提供3D（三維）空間成像和化學成分測量.Chen 等[32]使用低溫轉移原子探針斷層掃描觀察了鋼中具有特定微觀結構特征的氫分布. Fan 等[33]使用三維原子探針微量分析研究了殘余奧氏體中氫的分布. 中子斷層掃描是一種使用極化中子探測樣品的非破壞性成像技術. Griesche 等[34]利用中子斷層掃描觀察了鐵樣品中水泡的橫截面圖像，直觀的顯示出水泡區域的氫分布. 飛行時間次級離子質譜(ToF-SIMS)可以直接觀察亞微米尺度微觀結構中氫同位素及相關二次片段離子(如OH、CrH、FeH 等)的分布. Sobol 等[35]利用ToF-SIMS研究了充電后鐵素體和奧氏體中的氫同位素（氘）的分布. 圖12（a）表明在低溫下，氘在奧氏體相中被捕獲，并且向鐵素體的滲出和遷移相當緩慢，而圖12（b）顯示氘從奧氏體“儲層”擴散到鐵素體中，圖12（c）則表明當樣品接近室溫時樣品中氘的逸散. 當溫度升高時，氘在微觀結構中的分布變得可見，因為相之間的界面模糊. 此外，Sobol 等[36]將ToF-SIMS 和EBSD 相結合研究了充氫對UNS S32101不銹鋼結構的影響，將氫濃度和誘導的結構變化聯系起來.

圖12 充氫1 h 的雙相不銹鋼樣品預熱期間同一區域的ToF-SIMS 圖. (a) –96～–60 ℃; (b) –58～–30 ℃; (c) –29～–4 ℃[35]Fig.12 ToFSIMS plot of the same area during the warm-up of duplex stainless steel samples charged for 1 h: (a) –96–60 ℃; (b) –58–30 ℃; (c) –29–4 ℃[35]

結構表征法通常通過電子衍射的方式進行，包括透射電鏡和掃描電子顯微鏡(后者通過電子背散射衍射)，通過微觀組織的改變解釋氫對雙相不銹鋼的影響. Pan 等[2]利用TEM 表征充氫后雙相不銹鋼微觀結構的演變. G?owacka 等[37]通過應用SEM 和EBSD 證實了氫對典型2205 雙相不銹鋼中特定相微觀結構的影響，闡明了氫輔助誘導相變. 此外，掃描開爾文探針（SKP）方法作為定量確定局部氫含量的替代方法受到關注，原理是利用表面電位隨著氫含量的增加而降低，進而提供氫分布的信息.

6 總結與展望

（1）雙相不銹鋼的氫損傷失效主要出現海水過陰極保護環境和含H2S 的酸性服役環境，且兩種環境均是由氫的引入導致開裂. 陰保場景是由于陰保電位過負發生陰極析氫反應，氫原子進入材料內部造成；H2S 環境是在自腐蝕狀態下發生的，H2S 的毒化作用抑制了氫氣形成氫分子，從而更多的質子氫（H）進入到基體. 陰保場景的開裂傾向于氫輔助開裂，而H2S 環境下的開裂更傾向于氫鼓泡.

（2）氫對雙相不銹鋼腐蝕性能的影響表現為氫改變雙相不銹鋼鈍化膜成分，降低鈍化膜的穩定性和耐蝕性，增加鈍化膜的導電性. 對局部腐蝕的影響表現為氫可以增加鈍化膜表面活性、促進點蝕、縫隙腐蝕和選擇性腐蝕的發生. 對組織的影響表現為氫引發相變和導致兩相位錯密度急劇增加.

（3）ToF-SIMS、EBSD、SEM、APT、NT 及有限元法等多種現代分析手段相結合，更容易理解臨氫環境下的雙相不銹鋼氫擴散和分布.

（4）氫失效的確切機制通常需要幾種機制的組合來解釋，明確的氫脆機理目前還不完善，爭議較多. 大部分學者積極開展臨氫環境下氫致開裂的理論計算，這對抗氫致開裂雙相不銹鋼的設計有很大幫助.

目前，雙相不銹鋼在油氣工業下的氫損傷問題還有待研究，理論機制仍不完善，需要完善和發展新的模型，才能更好地解釋雙相不銹鋼在油氣工業臨氫環境下的開裂行為. 而且氫在雙相不銹鋼中的擴散路徑有待進一步完善，有限元和理論計算方法是未來研究的發展趨勢. 現代分析技術和理論計算模擬的結合，將會使雙相不銹鋼在油氣工業的應用更加廣泛.