眾所周知，在純fcc-Ni中，所謂的“恢復階段III”，即單空位開始遷移及其隨后擴散和消失的最低溫度為350 K或更高。即使在低于階段III的溫度下，這些單空位也會通過原子位移以三維空位簇的形式聚集。推測單空位的繼承態上的氫同位素在空位簇形核過程中起著穩定進入的作用。即使在沒有塑性變形的高壓情況下，Ni中也發現了大量空位的形成。預計氫與空位結合將降低空位遷移率，從而推遲階段III。另一方面，在室溫下，通過電解陰極充電或電沉積，在Ni中加入H，也可以觀察到大量的空位形成。氫氣充電可能有利于空位-氫相互作用形成空位團簇。而此前的工作中，這些過程中所涉及缺陷的實際性質并沒有被直接驗證。此外，H在空位形成中的作用以及與氫有關的缺陷動力學還沒有充分了解。了解氫相關缺陷的行為不僅對理解氫對敏感金屬(如Ni)結構的直接影響至關重要，對理解氫-空位相互作用在氫脆機制中的作用也至關重要。

日本千葉大學的研究人員用陽電子湮沒壽命光譜術(PALS)探討了充氫Ni中空位的形成，闡明了室溫(RT)時效過程中出現空位聚集的過程。相關論文以題為“Formation and time dynamics of hydrogen-induced vacancies in nickel”發表在Acta Materialia。

論文鏈接:https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.117264

采用純度＞99%的面心立方鎳板，在Ar氛圍下固溶處理900℃×1h(緩慢冷卻至室溫)，采用電解陰極充電法加入氫氣，以5% H2SO4+3g/L NH4SCN水溶液(25℃)為電解質，在40 mA/cm2的恒定電流密度下充電4小時。在此充電條件下，fcc-Ni在室溫下的H擴散系數為5.12×10-14 m2/s，H在整個樣品中分布不均勻，并傾向于向近表層積累。H濃度隨深度呈指數函數下降，在離表面27μm處幾乎為零。因此，氫致缺陷的深度分布也不均勻。

研究發現H的解吸非常迅速，在充電后的5小時內H濃度降低到1/10。由于H擴散和解吸作用，室溫下氫化物經12 h左右消失。在室溫下(即低于III階段溫度)時效，含氫鎳中的空位也會釋放出氫原子，從而導致空位遷移和聚集。

圖1 含氫的純鎳在室溫下的氫解吸圖

圖2 對含氫Ni的PALS測量結果與(a, c)退火溫度和(b, d) RT時效時間的函數關系

圖3 充氫Ni在室溫下隨時效時間變化的PALS結果

圖4 Ni中氫誘導空位形成和動力學示意圖 (a)氫誘導形成氫化物和空位-氫復合體；(b) RT時效導致氫釋放和空位聚集成空位簇；(c)時效結束后，所有氫都被解吸，只剩下空位團簇

本文研究了Ni中氫致缺陷的形成和動力學。低溫PALS測量和時間分辨PALS測量結果表明，RT下H的加入導致大量單空位缺陷形成。低溫CDB測量表明，在H充電過程中，H與這些空位發生偶聯。在RT時效和H從缺陷中脫附的同時，這些空位聚集形成了空位團簇，這是Ni所獨有的現象，在其他金屬和合金(如bcc-Fe和fcc-Fe)中沒有發現。空位團簇的尺寸隨RT時效過程中H的逐漸脫附而增大，且在H全部脫附和氫化物脫落后尺寸仍保持不變。綜上所述，本研究首次證明了Ni中空位-氫復合體由H充電誘導形成，驗證了現有的理論計算，本文結果為H在Ni中空位的形成和穩定中起重要作用。