1 核電結構材料的應力腐蝕現象

核電作為一種可持續供應的清潔能源，是我國能源的重要組成部分，安全高效地發展核電是我國能源發展戰略的方針。 《國家核電中長期發展規劃（2011-2020年）》指出，到2020年我國核電裝機總容量將達到5800萬千瓦，核電占全部電力裝機容量的比重將提高到4%以上。

核電發展的最重要前提始終是核電運行的安全性和經濟性，福島核事故之后尤其如此。核電站關鍵結構材料在高溫高壓水和輻照環境下長期服役的可靠性和穩定性是影響核電站的安全性和經濟性的重要因素。

我國目前在建和運行的核電站反應堆以壓水堆為主，其常用結構材料包括鎳基690合金及其焊接金屬鎳基52/152合金，304和316奧氏體不銹鋼，低合金鋼，800合金和碳鋼等。這些結構材料的服役環境為流動的高溫高壓水，承受復雜的工作應力，堆芯部位服役的材料還承受強烈輻照。苛刻的服役環境使材料對環境損傷的敏感性大大增加。研究 [1~3]

及電站運行經驗表明，主回路焊接部位的應力腐蝕開裂與環境疲勞、壓力容器的輻照脆化與環境疲勞、蒸汽發生器傳熱管的腐蝕與應力腐蝕開裂、二回路的流動加速腐蝕及主管道的熱老化等是影響電站運行安全性與經濟性的主要材料環境損傷模式。

在上述環境損傷模式中，應力腐蝕開裂 （SCC）是壓水堆中焊接接頭與蒸汽發生器傳熱管材料失效的主要原因。例如，歐美日等國的壓水堆核電站主回路接管安全端及壓力容器頂部貫穿管等部位的焊接接頭已發生多起SCC失效，造成冷卻介質的泄露 [4] 。

圖1所示的統計結果表明，美國核電站蒸汽發生器傳熱管發生的失效中，SCC所占比例遠高于其它模式。一回路是反應堆中最重要的壓力邊界，焊接接頭是一回路中的關鍵結構，而蒸汽發生器傳熱管占一回路與冷卻劑接觸總截面積的75% [5] 。因此，SCC的發生對電站運行安全帶來極大威脅，修復發生失效的材料及其部件也給電站造成很大的經濟損失。

研究 [7] 表明，高溫高壓水中的SCC是由敏感的材料結構、腐蝕性介質和應力的共同加速作用下的腐蝕行為造成的一個裂紋由局部缺陷萌生到緩慢穩態擴展的過程，因而，材料、水化學和應力是影響高溫高壓水SCC的3個主要因素。而腐蝕是SCC發生的基本過程。對SCC的研究需要圍繞材料、水化學與力學等影響因素，研究SCC萌生與擴展行為，揭示各因素影響SCC的機制，闡明SCC發生條件下腐蝕的動力學過程，進而澄清SCC的機制。SCC研究的最終目的是建立SCC行為定量評價與預測的模型和方法，發展抑制、緩解SCC的應用性技術以服務于核電的安全高效發展。

本文圍繞SCC行為的實驗研究方法、影響因素以及SCC機制的理論分析等幾個方面綜述了核電結構材料SCC開裂研究的進展，討論了研究中亟待解決的問題，指出了研究的發展方向與趨勢。

2 SCC行為的實驗研究

SCC的形成與發展過程主要包括兩個階段，即裂紋的萌生與擴展。相應的SCC行為的實驗研究主要包括以下兩個內容：SCC裂紋的萌生和擴展。

圖1 美國核電站蒸汽發生器600合金傳熱管失效模式與年度失效數量

2.1 SCC裂紋萌生實驗

裂紋萌生實驗的最主要評價指標是裂紋的萌生時間，其它指標還包括裂紋數目和長度等。SCC裂紋在實際服役環境下的萌生時間一般較長，在實驗室條件下通常需要采用加速實驗，對試樣施加一定的拉應力/應變以促進裂紋的萌生。常用方法有慢應變速率拉伸 （SSRT） 和U彎實驗等。

SSRT實驗是在高溫高壓水環境下以一個緩慢的應變速率對試樣施加應變，直至試樣斷裂。該方法可以較快地對比不同材料或同種材料不同環境下的SCC敏感性，是一種定性或半定量的實驗方法。如文獻[8] 采用該方法研究軋后退火態 600 合金（600MA） 在不同pH值含Pb水中的SCC敏感性。

U彎實驗是指將樣品彎成U型，保證試樣部分表面的初始拉應力到達屈服點，然后將試樣暴露在腐蝕介質中進行實驗。在此過程中，材料不同部位受到不同程度的應力，從而加速其SCC過程。一般對大量試樣進行平行實驗，并定時地中斷實驗觀察各試樣的裂紋萌生情況，以得到裂紋萌生時間。本方法尤其適用于蒸汽發生器U型彎管的SCC裂紋萌生行為研究。

由于SCC是材料在靜態應力條件下發生的開裂，因而SSRT實驗對試樣采用動態加載方式在某些條件下會造成實驗結果的誤差。如對316不銹鋼在超臨界水中進行SSRT實驗，發現材料具有裂紋萌生敏感性。而在恒定應力條件下對該材料進行裂紋擴展實驗則得到了極低的裂紋擴展速率，說明材料在超臨界水環境中具有較高SCC抗性。研究 [9] 認為這是由于材料的快速氧化導致裂紋尖端鈍化造成的。

2.2 SCC裂紋擴展實驗

SCC引起的材料失效主要是由于裂紋萌生繼而擴展，最終導致材料的失穩斷裂。因此研究裂紋擴展行為是分析材料SCC失效的基礎之一，而研究的重點在于精確地測量裂紋擴展的長度，進而計算出裂紋的擴展速率。

裂紋擴展行為的研究，一般采用緊湊拉伸（CT） 試樣，在高溫高壓水環境中對試樣施加應力，同時應用電位降法對裂紋擴展長度進行原位測量。電位降法包括直流電位降 （DCPD） 與交流電位降（ACPD） 兩種方法，其中，DCPD得到了最廣泛的應用。該方法的原理是在試樣的上下表面施加恒定電流，使之在試樣厚度方向上產生恒定的電場。在恒定電流下，利用裂紋兩表面間的電位降差與裂紋擴展長度之間的函數關系，將所測量的電位降值轉換成對應的裂紋長度。

Andresen等 [10,11] 應用此方法系統研究了鎳基合金和不銹鋼等核電材料在模擬服役環境下的SCC裂紋擴展行為及其影響因素。測量時，采用固態繼電器使電流方向周期交替變化消除熱電偶效應和放大漂移的影響，從而進一步提高了測量精度。Ritter等 [12] 也采用定期轉變電流方向的DCPD法研究了低合金鋼及異種焊接件腐蝕疲勞的裂紋擴展行為。在異種金屬焊接件過渡區中，由于材料的化學成分不均勻性導致材料電阻隨裂紋擴展的變化而造成裂紋擴展長度測量的較大誤差。Seifert等 [13] 采用有限元方法通過模擬異種焊接件過渡區的直流電場，對DCPD的測量結果進行了修正。

3 SCC的影響因素研究影響

SCC的因素如上所述，包括材料自身的敏感結構、應力和水化學環境等。目前的工作主要是通過表征材料的微觀結構研究材料因素對SCC的影響，通過研究不同應力、水化學環境下的SCC行為揭示力學以及水化學因素對SCC的影響，并結合高溫高壓水環境腐蝕行為的研究為闡明SCC的機制提供基礎。

3.1 材料因素的影響

影響SCC的材料因素包括晶界化學與碳化物、晶界結構、屈服強度和殘余應力/應變的分布等。

3.1.1 晶界化學與碳化物影響

核電結構材料最常見的SCC模式是沿晶開裂 （IGSCC）。由于偏析，材料晶界處的化學成分和塊體中可能有顯著的不同。對于氧化性水環境和還原性水環境，晶界偏析、沉淀和碳化物的分布對于材料SCC的影響也各不相同。

文獻 [14] 對不同C和P含量的600合金，設計了不同的熱處理工藝得到了不同的Cr在晶界的貧化程度，并在還原性水環境中進行了SCC敏感性實驗。結果顯示，C在固溶體中的存在會在很大程度上降低SCC敏感性；P在固溶體中會阻礙位錯運動，從而輕微降低合金的SCC敏感性；雖然Cr的貧化對還原性水環境中的抗SCC能力并無影響，但在氧化性水環境中，輕微的Cr貧化會明顯地促進沿晶開裂 [15~17] 。文獻 [18] 研究了182合金枝晶間SCC行為與枝晶面上和穿枝晶面上的微觀化學成分分布的關系，發現穿枝晶面上Cr含量較多，而枝晶面上P偏聚嚴重，這可能是182合金較多發生枝晶間SCC的原因之一。

關于晶界碳化物的微觀特征及其分布對SCC的影響已開展了大量研究。研究 [19] 發現，600MA合金中的晶界碳化物主要為Cr 7 C 3 ，而經熱處理的600合金 （600TT） 其晶界碳化物主要為Cr 23 C 6 ，該碳化物與晶界一側的基體共格，與晶界結合強度高，因而明顯改善了材料在壓水堆一回路水中的 IGSCC 抗力。文獻 [20] 研究了經過和未經過TT熱處理的600合金中碳化物的分布對SCC行為的影響，發現還原性高溫高壓水中呈網格狀連續分布的晶界碳化物會使SCC抗性增強，而晶內碳化物的分布會增加SCC的敏感性。對182合金的研究發現 [21] ，較高的C/Nb比例會導致較多連續的晶界碳化物形成，其存在可以降低 IGSCC 的敏感性，但增加了產生熱裂紋的幾率。此外，晶界碳化物還可能導致局部的應力集中，從而增加SCC開裂傾向 [22,23] 。

3.1.2 晶界結構

晶界結構對IGSCC行為有顯著影響。根據文獻 [24,25] ，晶界結構分為隨機大角晶界、重合位置點陣 （CSL） 晶界與小角晶界等。研究 [26] 表明，小角晶界和CSL晶界SCC抗性較好，而隨機大角晶界易發生SCC。研究合金的晶界特征與結構，通常采用電子背散射衍射 （EBSD） 技術，其是基于掃描電鏡中電子作用于傾斜的樣品表面所形成的Kikuchi花樣來確定晶體結構、取向以及其它信息的方法 [27] 。

一般鎳基600和690合金所含的CSL晶界中，有很大一部分是 Σ 3孿晶界。由于 Σ 3晶界的晶界能很低 （約為隨機晶界的1/50），因而幾乎不發生沿晶開裂現象 [26] 。雖然具有大量 Σ 3孿晶界的材料SCC抗性可能較好，但由于 Σ 3孿晶界不處于晶界主要網絡上，未阻斷大角晶界的連通性，因而其抗性改善并不是直接由于 Σ 3孿晶界的作用。研究 [28,29] 表明，由于 Σ 3孿晶界與大角晶界作用，在相交處生成CSL晶界，這些具有良好SCC抗性的CSL晶界處在主要晶界網絡上，阻斷了大角晶界的連通性，因而材料的SCC抗性得到了改善。由此可知，材料是否具有較強的SCC抗性，僅以 Σ 3孿晶界的含量來判斷是不充分的 [29] 。

此外，CSL晶界的偏差角也是一項非常重要的參數。偏差角存在的原因是在一定的范圍內引入位錯調整界面上原子的排列，使原子位置盡可能少的被擾亂。這種位錯是晶界位錯 （重合位置點陣的位錯），相當于原來的CSL晶界上疊加了小角度晶界。據文獻 [26] 報道，在鎳基合金和不銹鋼等材料中，偏差角較大的 Σ 3晶界也會發生SCC。

3.1.3屈服強度的影響

不銹鋼和鎳基合金等核電常用結構材料受到冷加工或輻照的影響時屈服強度的增加會使材料的SCC敏感性上升 [5,30] 。如對316和304不銹鋼的研究 [30] 發現，冷加工程度與屈服強度的增加呈正比關系，屈服強度的增加會使SCC裂紋擴展速率以指數形式增加。又如對304不銹鋼的研究 [31] 表明，輻照導致的位錯環結構會使材料的屈服強度增加，進而導致SCC敏感性上升。

3.1.4 殘余應力/應變的分布

材料內部存在的應力超過一定閾值時，會引發SCC現象。殘余應力和應變的存在會增加材料的SCC敏感性，是誘發SCC的主要因素之一 [32] 。在SCC萌生實驗中，微小裂紋更容易在殘余應變 （即局部取向差） 較大的地方萌生 [33] 。殘余應力/應變產生的主要原因是焊接和冷加工。需要提到的是，在晶界附近的殘余應變等微觀結構損傷是分析殘余應變分布的一項重要參數 [34] ，這是因為奧氏體合金的SCC裂紋在很多條件下沿晶界擴展。

以上論述了材料因素對SCC行為的影響。材料的微觀結構特征并不只是各自獨立影響材料的SCC行為，還存在耦合作用。如焊接熱影響區中的Σ 3晶界附近會產生較大的殘余應變，導致 Σ 3晶界出現較大的偏差角，使其SCC抗性降低 [35] 。

3.2 力學和水化學因素的影響

SCC行為是力學和水化學因素共同作用的結果，力學作用如殘余應力和工作應力等可以使材料結構敏感處在一定水化學條件下萌生裂紋，繼而裂紋在力學與水化學共同作用下發生擴展。力學作用顯著影響 SCC 的萌生和擴展過程。Couvant等 [36] 研究了182合金在模擬一回路水環境下的裂紋萌生敏感性，結果表明，循環加載時SCC的萌生敏感性比恒定加載時高，且溫度越低，應力越大，敏感性差距也越大。基于實驗所得數據，提出了一種預測裂紋萌生時間的模型。對SCC裂紋擴展的研究 [37,38] 發現，不銹鋼的裂紋擴展速率 （CGR） 與應力強度因子 K 呈指數關系。根據實驗得到的CGR數據，文獻 [39,40] 考慮了裂尖應變率的影響，提出了一個計算不銹鋼在氧化性高溫高壓水中的裂紋擴展速率方程。

服役環境的水化學參數對核電結構材料的腐蝕與SCC行為有著重要影響，如腐蝕電位 （ECP）、溶氫、溶氧、pH值和離子濃度等。研究水化學對SCC行為的影響有助于優化電站水化學參數，抑制SCC的萌生與擴展行為。

腐蝕電位升高，SCC敏感性隨之升高。溶氧增加會使腐蝕電位上升，從而增加SCC敏感性。An-dresen [41] 將鎳基合金和不銹鋼等材料的CGR與ECP關系的實驗數據進行了總結，發現在高溫高壓純水中，隨著腐蝕電位的降低，裂紋擴展速率減小。但對于鎳基合金，在腐蝕電位降低到Ni/NiO相轉變附近時，裂紋擴展速率出現一個峰值。如圖2所示，在288 ℃的純水中腐蝕電位約為-550 mV時，182合金的裂紋擴展速率比腐蝕電位為-400~-500 mV條件下的提高了約15倍。該現象可能與Ni/NiO相轉變附近氧化膜穩定性的變化有關 [42,43] 。關于一回路中溶氫量對鎳基合金SCC裂紋萌生和擴展行為的影響，學者已開展了大量的研究 [44~48] 。

溶氫可以影響腐蝕的熱力學和動力學過程，從而影響SCC的敏感性。Rocher等 [45] 和Norring [46] 對600合金在330 ℃下，溶氫量13~44 mL/kg之間的SCC萌生敏感性進行了研究，發現溶氫為25 mL/kg時具有最低的裂紋萌生敏感性。西屋公司的研究 [47] 結果也表明330 ℃下，溶氫為25 mL/kg時，SCC抗性最高。

Cassange等 [48] 的研究表明，當溫度高于290 ℃，溶氫量非常低 （低于10~20 mL/kg） 時，600合金抗SCC萌生的性能更高。對于裂紋擴展行為，通常認為溶氫對鎳基合金SCC裂紋擴展速率的影響與Ni/NiO相轉化有關，在與相轉化對應的溶氫量附近裂紋擴展速率達到峰值 [41,48] 。例如，Andresen [41] 研究發現，325 ℃條件下，溶氫量為10 mL/kg時182合金裂紋擴展速率最大。溶氫量大于此值時，CGR隨著溶氫量上升而下降。

由以上對溶氫量的研究可知，溶氫量對SCC裂紋萌生和擴展影響存在不一致性，因而在實際應用中通過優化溶氫量抑制SCC尚需進一步研究。

一回路水中的H 3 BO 3 和LiOH含量對600合金的SCC臨界應力強度因子和裂紋擴展速率 [49,50] 幾乎沒有影響。而二回路中雜質離子Pb的存在會大大增加600和690合金的SCC傾向，其開裂方式表現為穿晶開裂 [51,52] 。SO 4 2- 和Cl - 在一回路水環境中的存在也會使合金的SCC敏感性上升 [53] 。

圖2 裂紋擴展速率與ECP關系 

3.3 高溫高壓水環境腐蝕的影響

高溫高壓水環境腐蝕在合金表面產生氧化膜。氧化是最基本的腐蝕行為，同時也是SCC的重要過程，氧化膜的結構和成分與SCC裂紋的萌生和擴展過程有著密切的聯系 [54] ，因此，分析研究氧化膜的結構與成分有助于揭示氧化過程的機制，進而為闡明SCC的機理提供基礎。

目前， 對于不銹鋼和鎳基合金等主要核電材料在高溫高壓水環境中產生氧化膜的化學成分和微觀結構已進行了大量研究 [55~63] 。結果表明，不銹鋼的氧化膜具有雙層結構，內層連續致密，對基體金屬具有保護作用，而外層為不連續的大顆粒氧化物。

Ziemniak等 [64] 研究了304不銹鋼在高溫水中的氧化行為，發現材料發生非選擇性腐蝕形成了雙層氧化膜，外層尖晶石結構氧化物的化學組成具有非化學計量比的特點。文獻 [57] 對316不銹鋼的氧化膜進行了分析，發現氧化膜內層為致密的富Cr尖晶石結構，外層為疏松的富Fe尖晶石結構，金屬和氧化物的界面存在富Ni現象。文獻 [58] 對該條件下的氧化行為作了進一步研究，發現氧化膜在氧化1 min時為非晶態，2 min時是納米晶，5 h之后為單晶態。該文獻還研究了應變與氧化的關系：若應變只發生在氧化之前，界面會以晶體學的局部錯配形式相適應，界面處的擴散形式為短路擴散；若應變在氧化過程中增加，氧化行為就在應力最大處集中，擾亂鈍化層的完整結構，可能導致SCC裂紋的萌生。

對于鎳基合金高溫高壓水中形成的氧化膜的研究結果還存在分歧。多數研究 [65~68] 認為，鎳基合金在高溫高壓水中生成的氧化膜類似于不銹鋼的氧化膜，為兩層結構，內層富Cr、致密，外層由FeCr尖晶石組成，較為松散。有的學者 [69~71] 則認為生成的氧化膜為3層，除了富Cr的致密內層和具有FeCr尖晶石結構的松散中間層之外，在中間層上還分散分布著零星的大尺寸尖晶石結構的氧化物，這些氧化物構成了最外層氧化膜。

通過研究氧化膜的結構和成分，澄清了氧化過程的機制。內層氧化膜生長是一種固體生長機制，外層的氧化膜是擴散到溶液中的金屬離子在基體表面發生的再沉積反應形成的 [55,62] ，屬于溶解-沉積機制。

4 SCC機制的理論分析

對于SCC的機理和速率控制步驟，目前進行了許多研究，提出了一些模型，但迄今為止還沒有完整而統一的論述。這是因為SCC裂尖處于大塊金屬中，無法在原子尺度被直接觀察到；斷裂表面常常被腐蝕，因而無法觀察到裂紋尖端的動態變化過程。

SCC裂紋萌生是一種材料表面組織結構、受力情況以及環境因素相互作用的過程。裂紋通常可能在材料的缺陷、晶界以及夾雜物處萌生。如對鎳基合金氧化膜的分析認為，晶界處Cr的選擇性氧化使O可以向內傳輸，進而發生沿晶氧化，裂紋萌生。研究中通常將裂紋萌生時間定義為觀察到裂紋的時間，或是恒應變時應力松弛到一定量的狀態所對應的時間。

對于SCC裂紋擴展機理的研究目前主要提出了滑移氧化-膜破裂模型 [72~74] 、環境耦合斷裂模型 [75]和內氧化模型 [76] 等。

滑移氧化-膜破裂模型是被普遍接受的一個模型。該模型認為：在裸露的金屬表面形成的氧化層在應變作用下發生破裂，基體金屬溶解使裂紋向前推進。隨后，裂紋尖端氧化膜逐漸重新形成，導致再鈍化，裂紋擴展停止。但在裂尖應變的作用下氧化膜再次發生破裂并不斷重復上述過程。據此模型可知，腐蝕和力學作用均促進裂紋擴展。裂紋擴展與氧化膜破裂后暴露在高溫高壓水介質中裸露金屬表面的溶解及鈍化過程的電流密度有關。根據滑移氧化-膜破裂模型得到的裂紋擴展速率 （ V t ） 表達式為：

式 中 ， M 為 原 子 量 （g/mol）； F 為 Faraday 常 數（96500 C/mol）； ρ 為金屬密度 （g/cm 3 ）； Z 為離子價態，2或3； Q f 為參與溶解/氧化過程的電荷密度 （C/cm 2 ）；ε f 為裂尖氧化膜破裂應變，εct 為裂尖應變率。其中，裂尖應變由蠕變、外加應變或穿過塑性變形區的裂紋擴展產生。

環境耦合斷裂模型 [75] 認為：在腐蝕開裂過程中電荷守恒，即裂紋內的電流密度與H的氧化、O的還原以及金屬溶解產生的電流密度總和為零。該模型可以解釋很多實驗中觀察到的現象，如溶解氧含量、電導率、應力強度因子等對裂紋擴展速率的影響，并預測了Cl - 在裂尖處的聚集和裂尖環境的酸化。

內氧化模型是針對一回路水環境下鎳基合金的SCC而提出的 [77] 。此模型認為在氧通過氧化膜/金屬界面向金屬晶格中的擴散過程中，由于Cr的活性較高，在靠近界面的部分Cr優先氧化并在其周圍導致貧Cr。由于鎳基合金在高溫高壓水中主要生成Cr和Ni的氧化物，而Ni氧化物的結構疏松，難以阻礙O向金屬內部擴散，使得上述Cr的優先氧化過程得以重復。

上述這些模型中除滑移氧化-膜破裂模型外，涉及到的參數大部分難以直接測量，為定量計算SCC裂紋擴展速率帶來了困難。而基于滑移氧化-膜破裂模型則成功提出了計算 SCC 裂紋擴展速率的公式。

通過對裂紋尖端的觀察研究，可以更直觀地了解SCC裂紋擴展的機理。Bruemmer等 [78,79] 總結出，不銹鋼的裂尖形貌與水化學條件無關，不銹鋼裂尖存在與金屬基體同取向的氧化膜，其寬度約為數個納米，存在大量的變形結構如剪切帶等，并存在與裂紋交叉的滑移帶，這種形貌說明不銹鋼的SCC遵循滑移氧化-膜破裂機制。而鎳基合金的裂尖形貌明顯受水化學條件影響，其在氧化性水中形成的裂尖形貌與不銹鋼相似，而在還原性水中的裂尖形貌則顯著不同。如600合金的沿晶裂紋尖端區域充滿了多孔納米晶的富Cr氧化物，裂尖前端晶界處由于Cr的選擇性氧化產生了疏松的富Ni結構，并且裂尖處不存在明顯塑性變形，以上特征表明SCC裂紋的擴展遵循內氧化機制。

5 近期研究熱點

5.1 冷加工影響

SCC的機制如前所述，冷加工可以增加材料的屈服強度，進而增加材料的SCC敏感性。近期的研究 [80] 發現，冷加工會在材料中造成應變的不均勻性，尤其會在晶界處產生應變集中，這種應變集中可能是影響IG-SCC敏感性的主要機制。又如，對冷加工程度影響SCC 行為的研究 [81] 結果表明，8%和 20%冷加工的600合金，由于其內部存在晶界的應變集中，晶界與晶內應變梯度較大，晶界處殘余應變的集中會導致晶界硬化，進一步促進沿晶開裂行為的發生。40%冷加工的600合金由于其變形量非常大，材料內部殘余應變分布均勻，使得沿晶和穿晶開裂共同發生，裂紋擴展速率降低。

5.2 焊接件的SCC

焊接工藝被廣泛運用于加工制造核電站中的各種關鍵構件。在焊接件的焊接接頭部位，不可避免地會引入微觀結構的缺陷和殘余應力等，這些因素都會增加材料SCC的敏感性 [13,82] ，進而影響到核電站的運行安全。其中，又以異種焊接接頭的SCC敏感性較高，影響其SCC敏感性的因素除了上述微觀結構的缺陷和殘余應力之外，還有材料和結構的不均勻性，主要是母材與焊材之間的成分與結構不一致導致微觀結構不均勻 [13,83] ；焊接過程中受熱分布不均勻使得在熔合線 （FB） 附近存在不均勻的殘余應變，導致FB兩側存在機械性能梯度等 [84,85] 。

對于焊接件中SCC裂紋萌生與擴展行為已進行了大量研究。研究 [13,86] 發現，在鎳基合金/低合金鋼異種焊接件中裂紋在焊接合金內萌生后向焊接熔合線方向擴展，到達熔合線后受到阻礙而停止擴展。但在水中溶氧量較高或添加SO 4 2- ，Cl - 條件下，裂紋可能再啟動，穿過FB進入低合金鋼基材中繼續擴展 [83] 。上述研究主要集中在由焊材內萌生的裂紋擴展的研究，對于母材內萌生的裂紋擴展行為研究較為少見。

6 目前問題與研究趨勢

綜上所述，研究者為了探究SCC的行為規律與內在機理，采用不同研究方法研究了SCC的萌生和擴展行為，對SCC的材料、力學、環境3個重要影響因素均進行了大量的研究，并提出了SCC的機制與模型，進而通過實驗對這些模型進行了驗證，取得了較大進展。但仍存在下述問題亟需得到解決。

在實驗研究方面，首先對裂紋萌生臨界長度的定義還存在爭議，而SCC的萌生行為研究目前主要采用加速實驗，如何應用裂紋萌生時間這一定量指標評估實際服役條件下的裂紋萌生時間，尚缺乏一種有效的評估方法。另外，采用SSRT和U彎等實驗方法無法對裂紋萌生時間進行精確在線監測。

在對壓水堆一回路安全端焊接件等的SCC裂紋擴展行為實驗研究方面，目前的實驗設計都是使裂紋在焊材中萌生后向焊接熔合界面與基材擴展。

而在實際服役條件下，裂紋也可能在基材熱影響區中萌生后向焊材擴展。如在Kashiwazaki Kariwa核電站的堆芯圍筒中就發現了此種裂紋萌生-擴展方式，這說明需要不斷完善相關實驗設計。

在SCC機制研究方面，現有研究結果已基本闡明，鎳基合金在壓水堆一回路水中的SCC行為遵循內氧化機制，而不銹鋼在沸水堆中的SCC遵循滑移氧化-膜破裂機制。但目前已開展的研究對某些材料和環境組合條件下的SCC機制尚無定論，如不銹鋼在壓水堆一回路水環境中的SCC遵循滑移氧化-膜破裂機制還是內氧化機制尚需進一步研究。

為進一步闡明SCC的機制，未來的研究應該在更微觀的層次上探究局部腐蝕向裂紋萌生的轉變過程和裂紋前沿微納米尺度上的擴展機制 [87] ，同時，利用實驗數據與現場數據建立材料失效數據庫，同時建立材料服役行為評價模型，實現對SCC行為的定量評價。另一方面，需要進一步開發緩解、預防SCC的應用性技術手段。通過這些工作，優化核電關鍵材料及其部件的服役壽命，為保障核電站運行安全提供更可靠的技術基礎。