摘要

采用2 MeV質(zhì)子束在360 ℃對(duì)國(guó)產(chǎn)核用304不銹鋼試樣進(jìn)行了輻照實(shí)驗(yàn)，利用高溫高壓水環(huán)境的慢應(yīng)變速率拉伸實(shí)驗(yàn)（SSRT）和SEM、EBSD、TEM等研究了核用304不銹鋼輻照促進(jìn)應(yīng)力腐蝕開裂（IASCC）機(jī)理。結(jié)果表明，慢應(yīng)變速率拉伸過(guò)程中輻照促進(jìn)材料晶界和表面滑移臺(tái)階處形成應(yīng)變集中，且其程度隨輻照劑量增加而增加。滑移臺(tái)階穿過(guò)或終止于晶界，終止于晶界的臺(tái)階造成晶界處產(chǎn)生不連續(xù)滑移，易將位錯(cuò)傳輸?shù)骄Ы纾诰Ы鐓^(qū)域形成位錯(cuò)塞積和殘余應(yīng)變集中。而臺(tái)階不連續(xù)滑移的形成則受毗鄰晶粒的Schmidt因子對(duì)的類型影響。另一方面，輻照促進(jìn)晶界發(fā)生貧Cr富Ni元素偏析，其偏析程度隨輻照劑量增加而增加。SSRT實(shí)驗(yàn)后輻照試樣表面發(fā)生明顯的沿晶應(yīng)力腐蝕開裂，且裂紋數(shù)量隨輻照劑量和外加應(yīng)變?cè)黾佣黾印Ｍ瑫r(shí)，裂紋尖端區(qū)域發(fā)生明顯晶界腐蝕，且氧化物寬度和長(zhǎng)度隨輻照劑量增加而增加。分析認(rèn)為，輻照致晶界應(yīng)變集中和元素偏析的協(xié)同作用造成材料變形行為和晶界腐蝕行為變化是IASCC發(fā)生的關(guān)鍵因素。

關(guān)鍵詞： 核用不銹鋼 ; 質(zhì)子輻照 ; 局部變形 ; 腐蝕 ; 輻照促進(jìn)應(yīng)力腐蝕開裂

核電站的運(yùn)行經(jīng)驗(yàn)表明，堆芯奧氏體不銹鋼材料長(zhǎng)期在強(qiáng)烈中子輻照與高溫高壓水腐蝕環(huán)境服役，會(huì)發(fā)生輻照促進(jìn)應(yīng)力腐蝕開裂（IASCC）[1,2,3]。堆芯不銹鋼材料以IASCC為代表的輻照加速腐蝕失效已經(jīng)成為影響核電站安全高效運(yùn)行的關(guān)鍵問題之一。

研究表明，輻照與不銹鋼材料發(fā)生交互作用產(chǎn)生的結(jié)構(gòu)缺陷、輻照偏析、輻照硬化等損傷結(jié)構(gòu)是IASCC發(fā)生的關(guān)鍵材料因素[4,5,6]，而輻照損傷結(jié)構(gòu)在應(yīng)力作用下發(fā)生的局部不均勻變形是導(dǎo)致開裂的主要機(jī)制[7,8,9]。輻照后材料發(fā)生非均勻局部變形，形成特定的位錯(cuò)通道，而這些位錯(cuò)通道與IASCC緊密相關(guān)。另一方面，與應(yīng)力腐蝕開裂 （SCC）類似，IASCC同樣受材料、應(yīng)力/應(yīng)變和腐蝕性環(huán)境影響。在高溫高壓水腐蝕環(huán)境和應(yīng)力的交互作用下，晶界區(qū)域發(fā)生的剪切應(yīng)變可能促進(jìn)晶界的腐蝕行為，腐蝕行為的改變也會(huì)影響IASCC的發(fā)生[10]。因此，澄清應(yīng)力作用下輻照致材料變形行為和晶界腐蝕行為的變化是闡明IASCC機(jī)制至關(guān)重要的一環(huán)。

在輻照致材料變形行為研究方面[4,7,10,11,12,13,14]，已澄清了輻照損傷微觀結(jié)構(gòu)是導(dǎo)致輻照后材料發(fā)生不均勻局部變形的主要原因。輻照后產(chǎn)生的大量微觀尺寸缺陷，如位錯(cuò)環(huán)和孔洞等，對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用阻礙位錯(cuò)線的滑移，使材料發(fā)生硬化和不均勻局部變形。而局部變形行為受位錯(cuò)環(huán)等缺陷的尺寸和數(shù)量密度（輻照劑量），以及材料因素（如合金化學(xué)成分、晶體特性等）的影響。如360 ℃下經(jīng)1和5 dpa質(zhì)子輻照的18Cr8Ni合金在慢應(yīng)變速率拉伸1%應(yīng)變后，表面形成的滑移臺(tái)階高度（反映變形程度）相差一倍以上[7]。因此，不同的材料由于輻照損傷微觀結(jié)構(gòu)以及位錯(cuò)環(huán)尺寸和數(shù)量密度演化規(guī)律的不同，輻照致材料變形行為也可能存在較大差異。另一方面，澄清了變形過(guò)程中形成的滑移臺(tái)階導(dǎo)致晶界應(yīng)力/應(yīng)變集中和晶界變形是促進(jìn)開裂的主要機(jī)制，明確了晶界局部變形與晶界處臺(tái)階滑移連續(xù)性之間的關(guān)系，指出了晶界處臺(tái)階滑移連續(xù)性與毗鄰晶粒的晶體特性有關(guān)[12,13,14]。因此，全面揭示輻照致晶界局部變形行為變化及其沿晶開裂機(jī)制，需要明確材料晶體特性（如Schmidt因子、晶粒取向等）與晶界處臺(tái)階滑移連續(xù)性的關(guān)聯(lián)。在輻照致晶界腐蝕行為研究方面，目前開展了一些研究，但對(duì)于晶界腐蝕行為及其與IASCC的關(guān)聯(lián)尚存爭(zhēng)議[15,16,17,18]。如Thomas等[16]和Edwards等[17]研究輻照后奧氏體不銹鋼在壓水堆環(huán)境中的裂紋擴(kuò)展時(shí)，觀察到裂紋尖端晶界區(qū)域周圍形成富Cr的尖晶石氧化物和富Ni氧化區(qū)，這些腐蝕產(chǎn)物的特征可以辨識(shí)裂紋尖端晶界區(qū)域發(fā)生了局部腐蝕以及促進(jìn)IASCC的電化學(xué)過(guò)程。而Fukuya等[15]則認(rèn)為，IASCC裂紋擴(kuò)展速率較快，晶界氧化不明顯，因此二者并沒有明顯關(guān)聯(lián)。

如上所述，盡管對(duì)于IASCC的機(jī)制及其影響因素，目前國(guó)外研究者進(jìn)行了許多研究，提出了局部變形導(dǎo)致開裂的機(jī)制，但關(guān)于材料變形行為的影響因素和晶界腐蝕行為與IASCC的關(guān)聯(lián)，迄今為止仍沒有完整而統(tǒng)一的論述。本工作選取國(guó)產(chǎn)核用304不銹鋼為研究對(duì)象，采用質(zhì)子輻照模擬中子輻照，結(jié)合高溫高壓水環(huán)境慢應(yīng)變速率拉伸實(shí)驗(yàn)，分析了輻照后材料的變形行為和晶界腐蝕行為及其影響因素，并討論了輻照致材料變形行為與腐蝕行為變化對(duì)IASCC的影響，為發(fā)展不銹鋼材料的IASCC機(jī)制提供數(shù)據(jù)支持。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料為國(guó)內(nèi)某核電材料企業(yè)提供的固溶態(tài)核用304不銹鋼，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）為：C 0.04，Mn 1.73，Si 0.27，S 0.002，P 0.021，Ni 8.87，Cr 19.51，Co 0.04，F(xiàn)e余量。室溫力學(xué)性能為：屈服強(qiáng)度262 MPa，抗拉強(qiáng)度565 MPa，斷裂延伸率67%，斷面收縮率81.5%。采用高溫高壓水環(huán)境的慢應(yīng)變速率拉伸（SSRT）實(shí)驗(yàn)進(jìn)行IASCC研究，所用試樣為一種標(biāo)距段為矩形橫截面的小型棒狀拉伸試樣，形狀尺寸如圖1所示。制備過(guò)程如下：采用水砂紙將試樣表面依次打磨至3000號(hào)，然后機(jī)械研磨拋光，最后用粒度為40 nm的SiO2懸浮液拋光待輻照表面去除殘余應(yīng)變。拋光后的試樣用去離子水和酒精洗凈烘干，保存。

圖1   慢應(yīng)變速率拉伸（SSRT）試樣形狀和尺寸示意圖

采用2 MeV質(zhì)子束在360 ℃對(duì)試樣進(jìn)行輻照，有效輻照區(qū)域?yàn)樵嚇訕?biāo)距段中間10 mm范圍，質(zhì)子束的損傷速率為5.96×10-6 dpa/s。此輻照條件下試樣表面的有效輻照穿透深度約為20 μm，其中1~10 μm范圍為均勻損傷層，損傷峰位置約在18.5 μm處[19]。

試樣輻照后，再次用SiO2懸浮液拋光輻照表面約1 h去除表面厚度1~2 μm，確保經(jīng)不同劑量輻照后的試樣表面狀態(tài)保持一致。然后采用SSRT實(shí)驗(yàn)在模擬壓水堆核電站一回路水環(huán)境中研究輻照樣品的變形行為、腐蝕行為及IASCC機(jī)制。一回路水溶液中含有1200 mg/L B、2.3 mg/L Li和2.6 mg/L溶解氫（DH），其中B和Li分別以H3BO3和LiOH·H2O形式加入，DH則通過(guò)控制回路中水箱中的H2分壓實(shí)現(xiàn)。實(shí)驗(yàn)溫度為320 ℃，壓力為13 MPa。實(shí)驗(yàn)開始前先向回路水箱中鼓入H2排出回路中溶解氧（DO）至小于5 μg/L，然后控制水箱中H2分壓為0.08 MPa，以使溶液中DH含量為2.6 mg/L。待回路中DH含量穩(wěn)定后迅速升溫至實(shí)驗(yàn)溫度，保溫72 h后開始SSRT實(shí)驗(yàn)。

SSRT實(shí)驗(yàn)采用的應(yīng)變速率為3×10-7 s-1，共設(shè)0.5、1.5、5.0 dpa以及固溶態(tài)未經(jīng)輻照4種狀態(tài)的試樣。為研究IASCC萌生與變形行為的關(guān)系，采用間斷SSRT實(shí)驗(yàn)，設(shè)1%和3% 2個(gè)應(yīng)變幅值。每個(gè)應(yīng)變幅值實(shí)驗(yàn)完成后，利用FEI XL30掃描電子顯微鏡（SEM）觀察分析試樣表面變形和裂紋萌生行為。而后將試樣清洗干凈繼續(xù)進(jìn)行SSRT實(shí)驗(yàn)至下一個(gè)目標(biāo)應(yīng)變幅值。最后將試樣拉伸至斷裂失效，分析其斷口。

聯(lián)合采用電子背散射衍射（EBSD）和JEM 2100透射電子顯微鏡（TEM）對(duì)試樣的變形行為進(jìn)行觀察與分析。TEM用于觀察和分析變形的微觀結(jié)構(gòu)和特征，包括形貌觀察、選區(qū)電子衍射（SAED）等。EBSD則對(duì)試樣的變形特征和殘余應(yīng)變分布進(jìn)行測(cè)量與分析。測(cè)量時(shí)，EBSD專用樣品臺(tái)與水平面夾角為70°，加速電壓選為25 kV，測(cè)量步長(zhǎng)設(shè)定為0.45 μm （400倍數(shù)下）和0.10 μm （3000倍數(shù)下）。數(shù)據(jù)采集完成后，采用配套的牛津儀器EBSD附件HKL-Tango軟件對(duì)數(shù)據(jù)點(diǎn)進(jìn)行分析，得到晶粒局部取向差分布、晶粒取向、Schmidt因子等信息。TEM樣品通過(guò)電解減薄制備：首先，將拉伸試樣在10% （體積分?jǐn)?shù)，下同）高氯酸（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，98%）和90%無(wú)水酒精的溶液中電解拋光5 s，去除樣品約3 μm厚度的輻照面表層（包括氧化膜），電解拋光的電流為50 mA，溫度為-15 ℃；然后將輻照面的相對(duì)面（非輻照面）經(jīng)水砂紙研磨減薄至厚度小于60 μm，再?zèng)_孔出3個(gè)直徑為3 mm的圓片；最后，在TenuPol-5減薄儀上將圓片從非輻照面進(jìn)行單面電解減薄至電子能夠穿透。上述EBSD樣品同樣通過(guò)電解拋光方法制備，電解液和電解參數(shù)與制備TEM樣品相同，拋光時(shí)間為15 s。

SSRT實(shí)驗(yàn)后，選取試樣表面萌生的典型裂紋，利用TEM觀察和分析裂紋尖端區(qū)域的晶界腐蝕行為，包括腐蝕產(chǎn)物的形貌觀察、選區(qū)電子衍射結(jié)構(gòu)分析以及能譜儀（EDS）成分分析。采用QUANTA 200 3D聚焦離子束系統(tǒng)制備包含裂紋尖端的TEM樣品，具體過(guò)程如下：首先選定尖銳狀裂紋，選定后在裂紋尖端表面沉積一層Pt用于確定取樣位置和保護(hù)試樣表面腐蝕產(chǎn)物膜，再通過(guò)Ga離子束濺射，最終得到厚度為60~80 nm的TEM樣品。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 材料變形行為

2.1.1 EBSD分析

圖2和3是3%應(yīng)變SSRT實(shí)驗(yàn)后0.5和5.0 dpa輻照試樣的EBSD分析結(jié)果。可以看出，試樣表面殘余應(yīng)變呈現(xiàn)不均勻分布，在晶界和滑移臺(tái)階處明顯集中（圖2b和3b）。晶粒局部取向差分布（ML）可以定量反映材料殘余應(yīng)變的大小[20]，圖2c和3c所示為殘余應(yīng)變相對(duì)應(yīng)ML的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。可見，5.0 dpa輻照試樣的ML大于0.5 dpa輻照試樣，表明試樣表面殘余應(yīng)變隨輻照劑量增加而增加。特別地，在晶界處臺(tái)階呈連續(xù)滑移和不連續(xù)滑移2種狀態(tài)。

圖2   0.5 dpa輻照試樣經(jīng)3%應(yīng)變SSRT實(shí)驗(yàn)后應(yīng)力腐蝕開裂（SCC）區(qū)域的EBSD分析

圖3   5.0 dpa輻照試樣經(jīng)3%應(yīng)變SSRT實(shí)驗(yàn)后SCC區(qū)域的EBSD分析

圖4給出了臺(tái)階連續(xù)滑移和不連續(xù)滑移晶界處的殘余應(yīng)變分布。發(fā)現(xiàn)同一輻照劑量下臺(tái)階不連續(xù)滑移增加晶界殘余應(yīng)變集中程度。對(duì)比殘余應(yīng)變分布和裂紋萌生位置（圖2a、b和圖3a、b），發(fā)現(xiàn)輻照試樣在一回路水中慢應(yīng)變速率加載時(shí)，裂紋都首先在應(yīng)變集中程度大的晶界處萌生。利用EBSD分析該SCC區(qū)域，其晶粒取向、晶界類型和Schmidt因子分布分別如圖2d~f和3d~f所示。裂紋沿隨機(jī)大角晶界（RGB）萌生和擴(kuò)展，孿晶界（CSL，Σ=3）和小角晶界（LAB）并未發(fā)生SCC。Schmidt因子分布圖表明，裂紋萌生與毗鄰區(qū)域2個(gè)晶粒的Schmidt因子數(shù)值大小有關(guān)。

圖4   5.0 dpa輻照試樣經(jīng)3%應(yīng)變SSRT實(shí)驗(yàn)后晶界處滑移臺(tái)階的EBSD分析

圖5a總結(jié)了實(shí)驗(yàn)用材料中Schmidt因子的分布，以各占50%比例將其均勻分成高低2檔，即0.29~0.45范圍為低Schmidt因子（L），0.45~0.50范圍為高Schmidt因子（H）。相應(yīng)地，根據(jù)毗鄰2個(gè)晶粒的Schmidt因子，晶界可以定義為L(zhǎng)L、LH和HH 3種類型，且所占比例約為1/4、1/2和1/4。圖2f和3f給出了部分開裂RGB的Schmidt因子對(duì)，圖5b是其統(tǒng)計(jì)結(jié)果。表明核用304不銹鋼發(fā)生IASCC傾向由HH、LH至LL類型依次增加。

圖5   核用304不銹鋼中晶粒的Schmidt因子分布和Schmidt因子對(duì)類型與晶界開裂的關(guān)系

2.1.2 TEM分析

圖6為0.5 dpa輻照試樣3%應(yīng)變SSRT實(shí)驗(yàn)后變形結(jié)構(gòu)的TEM像與分析結(jié)果。可見，試樣內(nèi)產(chǎn)生明顯位錯(cuò)通道（圖6a），而位錯(cuò)通道內(nèi)包含有堆垛層錯(cuò)和位錯(cuò)等變形結(jié)構(gòu)（圖6b和c），表明位錯(cuò)通道內(nèi)的微觀結(jié)構(gòu)隨變形發(fā)生演變。圖6d給出了位錯(cuò)通道演變過(guò)程的TEM觀察結(jié)果。位錯(cuò)通道頭部先形成大量纏結(jié)狀位錯(cuò)，并排排列的平面層錯(cuò)緊隨其后，最后在通道末端缺陷密度快速減少。位錯(cuò)通道呈平面滑移，易于與晶界相交并將位錯(cuò)傳輸?shù)骄Ы纾斐删Ы鐓^(qū)域位錯(cuò)塞積，如圖6e和f所示。

圖6   0.5 dpa輻照試樣經(jīng)3%應(yīng)變SSRT實(shí)驗(yàn)后變形結(jié)構(gòu)的TEM像及分析

2.2 SCC行為

2.2.1 表面觀察與分析

SSRT實(shí)驗(yàn)后，未經(jīng)輻照和輻照試樣表面SCC行為的觀察結(jié)果如圖7所示。輻照試樣表面發(fā)生沿晶SCC并伴有明顯變形導(dǎo)致的滑移臺(tái)階，而未經(jīng)輻照的試樣表面只有少許淺顯的滑移臺(tái)階，并未發(fā)生SCC （圖7a~d）。分析SCC發(fā)生區(qū)域滑移臺(tái)階與晶界作用，發(fā)現(xiàn)SCC與晶界處滑移臺(tái)階不連續(xù)有關(guān)，如圖7e~f所示。圖8是表面裂紋以及滑移臺(tái)階連續(xù)性與SCC關(guān)系的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。可見，臺(tái)階在晶界處的不連續(xù)滑移明顯促進(jìn)晶界開裂，且裂紋數(shù)量隨輻照劑量和應(yīng)變?cè)黾佣黾樱砻髟黾虞椪談┝亢屯饧討?yīng)變明顯促進(jìn)304核用不銹鋼在模擬壓水堆一回路水中的SCC萌生敏感性。

圖7   核用304不銹鋼3%應(yīng)變SSRT實(shí)驗(yàn)后SCC行為的表面SEM像及滑移臺(tái)階與晶界作用示意圖

圖8   核用304不銹鋼間斷SSRT實(shí)驗(yàn)后表面SCC裂紋統(tǒng)計(jì)結(jié)果

圖9是SSRT實(shí)驗(yàn)至斷裂失效后表面二次裂紋觀察結(jié)果。未輻照試樣表面二次裂紋以穿晶應(yīng)力腐蝕裂紋（TGSCC）為主，而輻照后的試樣都為沿晶應(yīng)力腐蝕裂紋（IGSCC），且二次裂紋長(zhǎng)度數(shù)量隨輻照劑量增加而增加。

圖9   核用304不銹鋼SSRT實(shí)驗(yàn)至斷裂失效后表面二次裂紋的SEM像

2.2.2 裂紋尖端結(jié)構(gòu)特征

圖10和11為3%應(yīng)變SSRT實(shí)驗(yàn)后0.5和5.0 dpa輻照試樣中裂紋尖端結(jié)構(gòu)特征的TEM像與分析。電子衍射分析表明，裂紋尖端部位有明顯變形結(jié)構(gòu)，為加載過(guò)程中產(chǎn)生的大量位錯(cuò)和孿晶變形帶。裂紋開口內(nèi)覆蓋有氧化物顆粒，裂紋尖端部位則形成連續(xù)狀氧化物，氧化物長(zhǎng)度和寬度隨輻照劑量變化有所不同（圖10a和11a）。0.5 dpa輻照試樣裂紋尖端氧化物長(zhǎng)約160 nm，而5.0 dpa輻照試樣氧化物長(zhǎng)約為230 nm，且其寬度也明顯大于0.5 dpa輻照試樣上的氧化物。EDS結(jié)果表明，2種輻照劑量下裂紋尖端氧化物均貧Cr和Ni，但氧化物的Cr含量存在差異（圖10a和11a）。0.5 dpa輻照試樣裂紋尖端氧化物的Cr含量約為12.7% （原子分?jǐn)?shù)，下同），增加輻照劑量至5.0 dpa時(shí)，裂紋尖端氧化物的Cr含量降低至6.6%。此外，用EDS還分析了距離裂紋尖端氧化物約200 nm處輻照偏析致晶界化學(xué)成分變化，如圖10c和11c所示。0.5和5.0 dpa輻照試樣晶界處都發(fā)生了富Ni和貧Cr，但貧Cr程度隨輻照劑量增加而增加。

圖10   0.5 dpa輻照試樣經(jīng)3%應(yīng)變SSRT實(shí)驗(yàn)后裂紋尖端TEM像與分析

圖11   5.0 dpa輻照試樣經(jīng)3%應(yīng)變SSRT實(shí)驗(yàn)后裂紋尖端TEM像與分析

2.2.3 斷口觀察與分析

圖12為一回路水環(huán)境中SSRT實(shí)驗(yàn)后0.5和5.0 dpa輻照試樣斷口的SEM像，其沿試樣厚度方向分為3層：IGSCC區(qū)、TGSCC區(qū)和韌性斷裂區(qū)。表層以下100 μm范圍內(nèi)觀察到冰糖狀斷口，可辨識(shí)該區(qū)域發(fā)生IGSCC斷裂（圖12a和d）。在IGSCC區(qū)域，觀察到明顯的滑移臺(tái)階，滑移臺(tái)階與晶界相交，表明IGSCC受滑移臺(tái)階與晶界相互作用影響，這與SCC行為表面觀察結(jié)果一致。根據(jù)輻照損傷深度分布，只有表層以下20 μm范圍為輻照區(qū)域，表明80~100 μm范圍IGSCC由輻照損傷層擴(kuò)展而來(lái)。IGSCC層向下依次為TGSCC和韌性斷裂區(qū)，且TGSCC層深度隨輻照劑量增加而增加。

圖12   0.5和5.0 dpa輻照試樣在一回路水中SSRT實(shí)驗(yàn)后斷口的SEM像

3 分析討論

3.1 輻照致材料變形行為變化

如圖2,3,4所示，SSRT實(shí)驗(yàn)后材料表面滑移臺(tái)階和晶界處殘余應(yīng)變集中程度隨輻照劑量增加而增加，且臺(tái)階不連續(xù)滑移更能造成晶界殘余應(yīng)變集中。材料輻照后產(chǎn)生的大量位錯(cuò)環(huán)等缺陷造成位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻，在應(yīng)力作用下，材料發(fā)生局部非均勻變形，形成位錯(cuò)通道（圖6）。位錯(cuò)通道一方面將位錯(cuò)環(huán)等缺陷傳輸至晶界，導(dǎo)致晶界區(qū)位錯(cuò)塞積和發(fā)生劇烈剪切應(yīng)變，如圖6e和f所示。另一方面，位錯(cuò)通道與試樣表面相交，通道內(nèi)位錯(cuò)與試樣表面作用形成滑移臺(tái)階（圖7）。研究[21]表明，核用304不銹鋼受輻照后位錯(cuò)環(huán)的數(shù)量密度和尺寸都隨輻照劑量增加而增加。因此，在加載過(guò)程中高劑量輻照試樣更易發(fā)生不均勻變形，晶界和滑移臺(tái)階處殘余應(yīng)變集中程度也相應(yīng)較高。

3.2 輻照致裂紋尖端區(qū)域晶界腐蝕行為變化

裂紋尖端TEM觀察和分析（圖10和11）得到以下特征：裂紋尖端晶界與裂紋面形成了連續(xù)狀氧化物，周圍存在明顯變形結(jié)構(gòu)，且在前沿未氧化晶界處發(fā)生貧Cr富Ni成分偏析。上述特征表明，裂紋尖端晶界腐蝕行為與晶界變形和晶界化學(xué)成分變化緊密相關(guān)。當(dāng)試樣表面暴露于高溫高壓水環(huán)境，由于輻照偏析造成晶界處貧Cr （圖10c和11c），晶界首先發(fā)生加速氧化[19]。而在隨后加載過(guò)程中，腐蝕行為還受變形行為影響[22]。如3.1節(jié)所述，加載過(guò)程中試樣發(fā)生不均勻變形，導(dǎo)致晶界區(qū)晶格畸變和殘余應(yīng)變集中（圖2b和3b）。晶格畸變和殘余應(yīng)變能夠提高氧在晶界區(qū)的擴(kuò)散速率，從而促進(jìn)氧化[23,24]。

如上所述，0.5和5.0 dpa輻照試樣裂紋尖端區(qū)域晶界腐蝕行為變化可歸因于輻照偏析和晶界變形程度的差異。如圖10c和11c所示，輻照劑量由0.5 dpa增加至5.0 dpa，原始晶界貧Cr程度增加，導(dǎo)致氧化物中Cr含量（圖10a和11a）和氧化物保護(hù)性降低。另一方面，增加輻照劑量促進(jìn)材料不均勻變形程度升高，導(dǎo)致晶界應(yīng)變集中程度增加，進(jìn)而促進(jìn)氧化速率加快。因此，增加輻照劑量通過(guò)降低氧化物Cr含量和促進(jìn)晶界變形共同促進(jìn)晶界腐蝕行為。

3.3 輻照致變形行為和晶界腐蝕行為變化對(duì)IASCC的影響

如圖8所示，增加輻照劑量明顯促進(jìn)核用304不銹鋼在壓水堆一回路水中的IASCC敏感性，而輻照致材料變形行為和晶界腐蝕行為變化是促進(jìn)IASCC發(fā)生的關(guān)鍵因素。

分析發(fā)現(xiàn)，IASCC區(qū)域有明顯局部變形，裂紋主要沿應(yīng)變集中程度高的RGB萌生，CSL和LAB未發(fā)生IASCC，且裂紋毗鄰晶粒的Schmidt因子較小。研究[25,26,27]表明，在304不銹鋼、316L不銹鋼、600合金以及690合金等奧氏體合金中，隨著LAB及CSL晶界數(shù)量的增多，應(yīng)力腐蝕裂紋的數(shù)量和長(zhǎng)度減小，說(shuō)明3類晶界中RGB抗SCC性能最差。因此，實(shí)驗(yàn)中觀察的IASCC裂紋都萌生于RGB。局部變形造成晶界位錯(cuò)塞集和發(fā)生劇烈剪切應(yīng)變。晶界位錯(cuò)塞積造成局部應(yīng)變集中，當(dāng)超過(guò)某一臨界應(yīng)變值后，晶界發(fā)生開裂。Hou等[28,29]在研究高溫水中冷加工奧氏體合金的SCC時(shí)也有相似發(fā)現(xiàn)。晶界應(yīng)變集中程度受Schmidt因子對(duì)類型和輻照劑量等因素影響。如圖13所示，當(dāng)毗鄰晶粒Schmidt因子對(duì)較大時(shí)，晶界平面切應(yīng)力增大，臺(tái)階滑移連續(xù)，位錯(cuò)易穿過(guò)晶界，晶界應(yīng)變集中程度低（圖13c）。而當(dāng)試樣拉伸軸方向與晶界平面近于垂直時(shí)（Schmidt因子對(duì)較小），晶界平面切應(yīng)力小，滑移臺(tái)階易終止于晶界，晶界滑動(dòng)和位錯(cuò)傳輸難以發(fā)生，造成晶界局部應(yīng)變集中（圖13d）。如圖2c和3c所示，5.0 dpa輻照試樣晶界應(yīng)變集中程度高于0.5 dpa輻照試樣，其晶界更易開裂。另一方面，如圖14所示，在高溫高壓水腐蝕環(huán)境與應(yīng)力的交互作用下，輻照促進(jìn)局部變形和輻照偏析也會(huì)促進(jìn)材料的腐蝕行為（圖14a），而腐蝕行為的改變會(huì)影響IASCC的發(fā)生。加載過(guò)程中，晶界發(fā)生剪切應(yīng)變導(dǎo)致氧化膜破裂，也會(huì)促進(jìn)IASCC的萌生及擴(kuò)展[30]（圖14a和b）。

圖13   Schmidt因子和臺(tái)階滑移促進(jìn)晶界應(yīng)變集中示意圖

圖14   晶界局部變形和局部腐蝕促進(jìn)IASCC機(jī)制示意圖

值得注意的是，慢應(yīng)變速率加載下晶界變形速率較快，腐蝕對(duì)IASCC的促進(jìn)作用可能被弱化，這很可能就是造成晶界腐蝕行為與IASCC關(guān)聯(lián)存在爭(zhēng)議的原因。因此，全面澄清輻照致材料變形行為和腐蝕行為變化對(duì)IASCC的影響機(jī)制，今后需要深入系統(tǒng)研究不同類型載荷下的IASCC行為，揭示高溫高壓水環(huán)境不同類型載荷下晶界變形與腐蝕交互作用及其沿晶開裂機(jī)制的異同。

4 結(jié)論

（1） 核用304不銹鋼晶界和表面滑移臺(tái)階處的殘余應(yīng)變集中程度隨輻照劑量增加而增加，且臺(tái)階不連續(xù)滑移提高晶界殘余應(yīng)變集中程度。臺(tái)階不連續(xù)滑移的形成傾向由毗鄰晶粒的Schmidt因子對(duì)類型HH、LH至LL依次增加。

（2） 輻照后核用304不銹鋼在模擬壓水堆一回路水中的變形結(jié)構(gòu)主要為位錯(cuò)通道，位錯(cuò)通道呈平面滑移，易于與晶界相交并將位錯(cuò)傳輸?shù)骄Ы纾斐删Ы鐓^(qū)域位錯(cuò)塞積和應(yīng)變集中。

（3） 輻照試樣晶界在模擬壓水堆一回路水中發(fā)生明顯氧化，且氧化程度隨輻照劑量增加而加劇。這與增加輻照劑量促進(jìn)晶界貧Cr和應(yīng)變集中程度緊密相關(guān)。

（4） 增加輻照劑量促進(jìn)核用304不銹鋼在模擬壓水堆一回路水中的IASCC敏感性。輻照致材料變形行為和晶界腐蝕行為變化是促進(jìn)IASCC發(fā)生的關(guān)鍵因素。