1 前言

核電作為清潔、高效、可持續的新能源，能有效解決煤、石油、天然氣所面臨的不可再生和環境污染的問題，因而在世界范圍內得到廣泛的應用。當今中國正在大力推進核電事業，截至2013年5月份，中國在建核電站數量為28座，占世界在建核電數量的約40%。

核電站核島內的大型容器，如反應堆壓力容器、蒸汽發生器和穩壓器等設備的殼體一般由價格低廉的低合金鋼制成，而和該容器連接的各種管道大多為耐應力腐蝕開裂 （SCC） 性能好的奧氏體不銹鋼，兩者一般需要通過鎳基合金 （如182/82合金） 焊接在一起，即為異種金屬焊接。主要焊接形式有兩種：對接焊（圖1） 和J型坡口焊接 （圖2）。異種金屬焊接在輕水堆核電站中的分布[3]如圖3所示。

圖1 噴管和管道異種金屬焊接位置的典型示意圖[2]

焊接材料經過高溫溶解、冷卻、凝固和收縮等過程，將不可避免地會引入成分梯度、機械性能變化和微觀結構缺陷以及殘余應力等，這些都會降低材料的穩定性、增加環境開裂的敏感性，從而影響核電站的運行安全與使用壽命。

圖2 反應堆容器頂部J型坡口焊接示意圖[3]

材料的SCC是一個很復雜的過程，受到不同應力水平、水化學環境、材料微觀成分和結構交互作用的影響[8]。發生SCC需要3個條件：敏感的材料、腐蝕性環境和拉應力。研究表明，無論是否除氧、溶解氫含量高低、純水或者加藥劑的水、高溫或低溫，在高溫高壓水環境下，不銹鋼或鎳基合金都會發生SCC，而且不存在SCC門檻值。由于核電材料處于復雜、苛刻的運行環境 （雜質離子、溶解氧、高溫和中子輻射等），易發生應力腐蝕，導致核電材料失效，其中焊接接頭對應力腐蝕尤為敏感。世界上已經報道了多起焊接接頭SCC事故，其中2005~2008年上半年期間182/82合金焊接件在一回路水中檢測出一回路水應力腐蝕裂紋情況見表1。一回路主管道焊接接頭出現裂縫導致一回路冷卻劑泄漏，通常為破前漏 （LBB）。在很多情況下，設備出現裂縫和泄漏需要更換相應的組件，將導致反應堆長期停工，帶來嚴重的經濟損失。另外，當今人們面臨將設計壽命為30~40 a的核電站延壽至60 a甚至80 a的艱巨任務，人們更擔心焊接接頭是否會出現沒有泄露征兆的開裂，導致一回路主管道破裂的極端失水事故 （LOCA）。因此，研究異種金屬焊接件應力腐蝕裂紋擴展行為成為近年來實驗研究的重點。本文將重點介紹材料、應力和環境等因素對異種金屬焊接接頭SCC行為的影響。

圖3 182/82焊接合金分布圖[3]

2 材料的影響

對一回路水中使用的材料要求很高，需要長期運行的熱穩定性、合適的抗蠕變強度、完善的金屬加工和焊接技術[17]。在早期的壓水堆核電站設計中，常選用182/82鎳基合金將碳鋼組件和不銹鋼管焊接在一起，但在核電運行中出現多起異種金屬焊接一回路水應力腐蝕開裂 （PWSCC） 事件。近年來，選用Cr含量更高的152/52合金 （含Cr約30%，質量分數） 作為182/82合金的替代材料。材料的化學成分、制備過程和熱處理工藝影響其微觀結構的形成，從而影響材料在一回路水中SCC的敏感性。

圖4 退火態 （或焊后） 材料SCC沿晶開裂形貌

2.1 成分的影響

材料成分對SCC行為影響的研究主要集中在Cr含量上，因為Cr含量是合金表面能否形成穩定、致密的保護性氧化膜的關鍵因素。眾多研究表明，隨著Cr含量的增加，焊接材料抗應力腐蝕的能力增強。Young等研究各種焊接填充材料發現，當晶間的Cr含量達到約21%時，裂紋擴展速率急劇下降。然而，當晶間Cr含量在21%~29%時，焊接金屬材料對PWSCC的抵抗性能相近。Szklarska Smialo-wska等指出，Cr含量低將導致氧化膜更疏松、保護性更低。Huang等研究52-A508和82-A508焊接接頭的SCC行為時發現，在恒應力強度因子 K條件下，裂紋從鎳基合金向低合金鋼擴展至接近融合線時，疲勞裂紋擴展速率更大，并指出可能是由于稀釋效應使融合線附近Cr和Ni含量減小導致。

表1 2005年至2008年上半年在反應堆一回路循環冷卻水中， 182/82合金對接焊焊件檢測出裂紋情況[16]

微量元素也在一定程度上影響SCC行為。Huang等[21,22]指出S在鎳基合金中的溶解度大，在足夠高的溫度下，S可以從A508基體擴散至稀釋區的晶界處，降低52-A508焊接接頭晶界強度和抗應力腐蝕能力。Ozawa等報道了基體金屬 （Inconel 600） 加入Nb后試樣SCC裂紋擴展速率明顯降低，且隨Nb含量增大而下降越大，但是對于182焊接合金則沒影響。對于其他合金成分 （如Si，P和Mn等） 對焊接材料應力腐蝕的影響則鮮有報道。

2.2 微觀結構的影響

核電安全端在進行異種金屬焊接時，焊接材料經融化后形核再結晶生長，使得焊接界面附近的微觀結構很復雜，沿著焊道可以觀察到明顯的柱狀樹枝晶。在一回路水環境下，焊接材料和基體材料SCC一般均為沿晶開裂，但形貌有較大差別，如圖4所示[8]。在焊接界面附近存在一個成分變化梯度較大的過渡區[5,6]，具有很高的SCC敏感性。Lee等[24]研究表明，敏感性很大程度上取決于晶界分布特點和原子結構，低能晶界 （如低 Σ重位點陣晶界） 表現出抑制碳化物沉積和抵抗沿晶應力腐蝕的特性。Hou等[25]對182-A533B異種金屬焊接進行帶縫隙的彎曲橫梁 （CBB） 實驗，發現融合線附近出現I型和II型晶界，且都是大角度晶界，最高的殘余應力和硬度區域存在于融合線和II型晶界之間較窄的范圍內。實驗結果表明，I型和II型晶界比融合線更容易發生SCC，在融合線附近，I型、II型晶界引導裂紋往融合線處生長，如圖5所示。裂紋長至融合線處，在裂尖處通過點蝕出現鈍化的現象，這主要是由于低合金鋼在高溫含氧水中快速氧化導致的，表明融合線是裂紋生長的障礙。Chung等[5]也發現焊接界面附近含有II型晶界，且II型晶界易導致沿晶SCC；明顯的減弱了材料在沸水堆 （BWR） 冷卻水環境下對SCC的抵抗性。

焊縫過渡區還具有復雜的金相組織結構，Chung等[5]對52-A508焊接合金進行了研究，表明在融合線附近觀察到近2 mm的過渡區，包括沿著焊接表面有10~20 μm的馬氏體層；此外，A508基體主要由馬氏體和鐵素體組成，而其熱影響區主要由貝氏體和鐵素體組成。Peng等[26]研究發現182焊接合金沿融合線越近硬度值越高，此外在焊接稀釋區約有0.1 mm寬的高硬度區域，這是由高殘余應力以及Fe和C從低合金鋼中擴散至182焊接合金引起馬氏體相變共同導致的。在高硬度區，隨著離融合線的距離減小，硬度迅速增加可以引起裂紋向融合線擴展時速率減慢。

圖5 SCC裂紋到達融合線之前沿I型和II型晶界生長和裂紋生長至融合線處的SEM像[25]

另外，焊接接頭裂紋生長方向與材料微觀結構的關系也將影響到裂紋擴展速率的大小。White等[27]研究發現，裂紋沿著在晶粒生長方向的高能晶界生長時，裂紋擴展速率最大；裂紋沿著垂直于晶粒生長方向但平行于焊接方向的高能晶界生長時，裂紋擴展速率次之；裂紋垂直于高能晶界 （如垂直于柱狀枝晶） 生長時，裂紋擴展速率明顯減慢。

2.3 焊后熱處理的影響

異種金屬焊接后會出現很高的殘余應力，甚至導致組件經過短期的運行后出現裂紋。因此通常會對焊接接頭進行焊后熱處理[5]，從而改變碳化物分布，降低局部應變、殘余應力和熱影響區的SCC敏感性。

據Bruemmer等[28]報道，碳化物起到位錯源的作用，導致塑性應變，從而引起裂尖鈍化，減小一回路水SCC敏感性。Guerre等[29]研究182焊接合金時，發現在經過600 ℃/7 h焊后熱處理的材料中存在Cr23C6，而在未經焊后熱處理的材料中則不存在。并指出焊后熱處理可以極大地降低焊料對SCC裂紋擴展的敏感性，焊后熱處理的效果取決于Cr含量、C含量和焊接程序。Huang等[21,22]研究52-A508和82-A508焊接接頭時發現，未經熱處理時，碳化物在晶界處呈半連續狀態；經621 ℃/24 h熱處理后碳化物在晶界處呈連續密集分布；經過621 ℃/8 h+400 ℃/200 h熱處理后，碳化物同時也在樹枝晶界處密集地分布；晶界處Cr的碳化物隨著621 ℃熱處理時間的延長而越加密集。此外，未經熱處理材料的最高硬度值出現在融合線附近；而經過焊后熱處理后，最高硬度值出現在融合線上，硬度峰值位置的轉移與焊后熱處理馬氏體和貝氏體轉變有關。他們還發現，不同的焊后熱處理對異種金屬焊接接頭SCC裂紋擴展速率的影響有較大差別，經621 ℃/24 h熱處理后材料裂紋擴展速率大于未經熱處理的材料，而經621 ℃/8 h+400 ℃/200 h熱處理后材料比未經熱處理的材料抵抗裂紋擴展速率的性能要好。如：當應力強度因子為 16MPam時，52-A508F2焊接接頭經621 ℃/24 h熱處理后的裂紋擴展速率是經621 ℃/8 h+400 ℃/200 h熱處理后的29倍；當應力強度因子為 14.8MPam時，82-A508F2焊接接頭經621 ℃/24 h熱處理后的裂紋擴展速率是621 ℃/8 h+400 ℃/200 h熱處理后的11.6倍。Yeh等[30]研究304L-82焊接接頭時也發現，650 ℃/24 h焊后熱處理很大程度上改變了材料的力學性能，使應力腐蝕敏感性更大。Huang等[31]還發現，雖然82焊接合金Cr含量遠低于52焊接合金，但經過621 ℃/24 h熱處理后，82-A508F2合金的裂紋擴展速率卻低于52-A508F2的。用能量色散X射線光譜儀 （EDX） 橫穿晶界分析得到，經621 ℃/24 h焊后熱處理后52-A508F2晶界附近出現輕微的貧鉻區，這可能對稀釋區的應力腐蝕裂紋擴展速率產生較大影響。不過，經過621 ℃/8 h+400 ℃/200 h熱處理后，82-A508F2合金的裂紋擴展速率高于52-A508F2合金的。

2.4 不同材料SCC裂紋擴展速率對比

不同焊接合金因成分不同而對SCC敏感性差別較大，但其因同一因素 （如溫度、腐蝕電化學電位，SO42^-，Cl^-，冷加工，敏化處理和應力強度因子等） 改變而引起的變化趨勢較為相近。據Ozawa等[23]報道，在未加H的高溫水環境下，改變應力強度因子 K，182合金的裂紋擴展速率約為82合金的5倍 （ K=~ 15MPam時）~100倍 （ K=31~ 45MPam）。White等[27]的實驗數據表明，相同條件下182焊接合金的裂紋擴展速率大約是82焊接合金裂紋擴展速率的2.6倍。Saito等[32]報道表明，82焊接合金晶界Cr含量高于182焊接合金晶界上的可能是導致上述差異的原因。Alexandreanu等[33,34]研究發現，在模擬壓水堆 （PWR） 水環境下 （含2 mg/L H2） 應力強度因子約為 30MPam時，152焊接合金典型的裂紋擴展速率約為10-11 m/s，比182焊接合金低一個數量級；White等[27]指出，當應力強度因子 K＞ 20MPam時，182焊接合金的裂紋擴展速率曲線與600合金鍛造材料裂紋擴展速率曲線平行，數值大約是其4倍。據Seifert等[35]報道，雖然182焊接合金在高溫時比600合金和不銹鋼具有更高的屈服強度，并且有很高的殘余應力和復雜的晶界成分，使其對應力腐蝕敏感性更大，在低溫時裂紋快速增殖，但是182焊接合金的裂紋擴展行為受各種實驗參數的影響同600合金或不銹鋼相類似。

3 應力的影響

核電站組件在運行的過程中將受到殘余應力、工作應力和裝配應力等的共同作用，促使材料在一回路水中發生SCC開裂。焊接會產生很高的殘余環向應力，促進強度較低的管嘴材料發生軸向PWSCC裂紋萌生和擴展。此外，安裝前的表面機械加工將產生薄的、劇烈的表面變形層，增加了材料表層的屈服強度和抗拉強度，并產生很高的殘余應力。實驗中通過模擬一回路水環境，改變材料的加載方式和改變 K的大小來研究應力對SCC行為的影響。

3.1 殘余應力的影響

異種金屬焊接一般用于PWR核反應堆一回路水中，在焊接過程中出現異常或者未經過充分焊后熱處理時，接頭內會形成很高的殘余應力，從而引起PWSCC。焊接殘余應力是裂紋生長的主要驅動力，了解異種金屬焊接的殘余應力對評價組件的PWSCC敏感性具有很重要的作用。大量研究通過采用有限元模擬[36]-[38]或鉆孔法[7]和分切法[2]等來獲得焊接材料殘余應力分布情況。Huang等[20,31]研究發現，雖然621 ℃/24 h焊后熱處理使得接頭殘余應力減小很多，但在高溫水環境下，材料和環境的交互作用對裂紋擴展速率的影響是最主要的，殘余應力對SCC裂紋擴展速率的影響較材料Cr含量影響小，但對空氣中疲勞裂紋擴展速率影響很大。52-A 508F2合金在300 ℃空氣中的疲勞裂紋擴展速率和焊接接頭殘余應力分布緊密相關。

3.2 加載方式的影響

試樣加載的波形、應力比、頻率和時間對裂紋擴展的方式和速率均有顯著的影響[39]。近十幾年來，有大量實驗[35,40]-[44]研究緊湊拉伸試樣 （CT樣） 在模擬一回路水環境中裂紋擴展速率變化規律。在實驗初期加載三角波預制腐蝕疲勞裂紋，裂紋生長迅速，且呈穿晶斷裂；之后改加載波形為梯形波或恒載荷，裂紋繼續向前擴展，但擴展速度顯著降低，裂紋呈沿晶斷裂。Alexandreanu等[33,45]研究發現當應力比 R （所加最小載荷和最大載荷的比值） 較小，頻率很大時，機械疲勞占主要因素，在PWR水環境中的裂紋擴展速率和空氣中的裂紋擴展速率相近，斷口呈穿晶斷裂形貌。改變加載方式，如應力比 R增大，頻率變小時，穿晶斷裂可以轉變為沿晶斷裂，測得PWR水環境中裂紋擴展速率比空氣中的裂紋擴展速率要大。

3.3 應力強度因子的影響

給試樣施加的應力越大，裂尖位置的應力強度因子越大。眾多研究表明，焊接材料[20,22,23,27]和基體材料[10,46,47]的SCC裂紋擴展速率都隨 K的增大而增大。White等[27]總結了在溫度為325 ℃，模擬PWR一回路水環境下182焊接合金裂紋擴展速率和 K的關系，得出裂紋擴展速率滿足：

4 水化學環境的影響

據Rebak[1]報道，當今世界上運行的核電站中有超過82%的堆型是輕水冷卻堆型，包括272座PWR和84座BWR。兩者一回路水環境的區別[10,48]如下：（1） 溫度：大部分BWR結構材料工作溫度為274 ℃，而PWR為288~343 ℃；（2） pH值：BWR為5.6，PWR通過加入H3BO3和LiOH調節pH值至約7.2；（3） 溶解氫：大部分美國的BWR為~0.04 mg/L，PWR為~3 mg/L。在這些不同的影響因素中，對不銹鋼來說溫度的影響最為重要，對于鎳基合金來說溫度和溶解氫含量都特別重要，而pH值對不銹鋼和鎳基合金的影響都很小。一回路水具有高溫高壓，并且還含有少量溶解氧、SO42^-和Cl^-等雜質的特點，使得反應堆組件，尤其是異種金屬焊接部分具有很高的PWSCC敏感性。Andresen總結發現結構材料在不同的狀態下 （退火、焊接、敏化或冷加工） 和不同的水環境下 （BWR或PWR），對同種影響因素有相同的關聯性并呈現連續性變化。

圖6 300 ℃時Ni-H2O的Pourbaix圖[53]

4.1 溫度的影響

在眾多環境影響因素中，溫度對核電材料PWSCC裂紋萌生和擴展的影響最為突出，溫度越高，材料SCC敏感性越大，裂紋擴展速率越大。Alexandreanu等[33,34]發現，當溫度從320 ℃降到300 ℃時，152焊接合金的裂紋擴展速率降低到原來的約1/4；同樣182焊接合金的裂紋擴展速率也隨溫度的降低而減小；Stjarnsater等[49]研究了不銹鋼和鎳基合金緊湊拉伸試樣在溶解氧為0.5 mg/L的高純水中，不同溫度下 （100~288 ℃） 的裂紋擴展速率，發現不銹鋼裂紋擴展速率隨溫度的增高而單調增加，而182合金在這個溫度區間裂紋擴展速率隨溫度變化規律不明顯。

正如很多溫度影響的反應過程一樣，PWSCC的裂紋擴展速率和溫度的關系也可以用Arrhenius方程來表示：

其中， dadt為裂紋擴展速率， Q為裂紋擴展的激活能， R為理想氣體常數， T為溫度 （K）， C為常量。

4.2 溶解氫和溶解氧的影響

O2具有很強的氧化性，將很大程度增強材料的SCC敏感性；H2是還原性氣體，能有效的降低材料的腐蝕電化學電位[51]，從而使材料不易發生SCC。在PWR核電站正常運行期間通常會向一回路水中通H2，達到除氧和降低一回路組件的腐蝕電化學電位的目的。

Paraventi等[11]指出對于182/82焊接合金，在含氫量為2.321 mg/L時SCC裂紋擴展速率是含氫量為4.465 mg/L時的2~3倍。Lima等[52]也報道了類似的結果，含2.232 mg/L H2時182焊接合金的裂紋擴展速率是含4.465 mg/L H2時的3倍，并指出高氫含量時氧化物顆粒尺寸更小，氧化物密度大，使氧化膜更穩定，更具有保護性。Huang等]研究52-A508F2焊接接頭時發現，溶解氧為7~8 mg/L時裂紋擴展速率為1.01×10-7 mm/s；通入H2后 （＜0.01 mg/L O2，0.05 mg/L H2） 裂紋擴展速率降低至5×10-9 mm/s，約為原來的0.05倍。Peng等研究182-A533焊接接頭時發現，加氫使裂紋擴展速率減慢，甚至停止；除氫后，通過增加SO42^-濃度重新激活了裂紋擴展；而當再次通入0.1 mg/L的H2時，裂紋又停止生長。

Andresen等[53]指出對于鎳基合金，試樣SCC裂紋擴展速率隨溶解氫含量增加會出現一個峰值。因為，當改變溶解氫含量時，材料腐蝕電化學電位值將產生很大變化，如Ni-H2O Pourbaix圖 （圖6） 所示，當溶解氫含量使電位接近發生Ni/NiO轉變的對應電位時，鎳基合金處于不穩定狀態，裂紋擴展速率增大，較高或較低的溶解氫含量都將降低裂紋擴展速率。通過大量實驗數據總結得來的氫溶解度和裂紋擴展速率的關系如圖7所示，其中182/82焊接合金裂紋擴展速率峰值和最小值可以相差近8倍。在PWR實際運行條件下，材料應當處在Ni/NiO相界金屬Ni一側。為了減小材料的SCC，最好的選擇就是加大或降低溶解氫含量，使腐蝕電化學電位偏離發生Ni/NiO轉變的對應電位。

4.3 Cl^-濃度的影響

Andresen等[53]指出SCC可能受到溶液中特殊雜質離子的影響 （如Cl^-和SO42^-等）。當雜質離子濃度很低時 （在除氧水中），對鎳基合金和不銹鋼試樣裂紋擴展速率影響很小；但是當濃度達到0.05~0.1 mg/L時，會產生顯著的影響。而對于低合金鋼而言，極低濃度的Cl^- （~0.005 mg/L） 就會較大程度的增加裂紋擴展速率。

Seifert等研究了182-SA 508 Cl.2焊接接頭在模擬BWR環境時的裂紋擴展行為，發現在含0.05 mg/L Cl^-或者0.03 mg/L SO42^-的含氧高溫水中，材料的SCC裂紋擴展速率比純水中高5~10倍。在純水或含SO42^-的溶解氧高溫水中，不論是恒載荷或者是周期性卸載條件下，在SCC敏感性高的182焊接合金中裂紋沿枝晶間生長至融合線時，都出現裂紋生長終止現象，融合線區域對裂紋生長有很大的阻礙作用。但是在含Cl^-的高溫水中，裂紋可以輕松的穿過融合線，并以穿晶的方式快速擴展進入低合金鋼的熱影響區和基體。

圖7 溶解氫對鎳基合金在高溫水中裂紋擴展速率的影響

4.4 SO42^-濃度的影響

Li等研究了A508-309L/308L焊接接頭，發現在水中加入SO42^-可減小裂紋開裂所需最小電位，同時增加裂紋擴展速率，從而增加過渡區SCC敏感性。Andresen等也報道了高溫純水環境中加入0.5 mg/L的SO42^-就足夠導致A533B鋼具有很高的裂紋擴展速率。Peng等研究182-A533焊接接頭裂紋擴展時發現，在970 h時， K為 30MPam，0.25 mg/L O₂條件下出現裂紋停止生長的現象，加SO42^-至0.05 mg/L可使裂紋重新生長，速率約為7.3×10-8 mm/s。

4.5 BO33^-和Li⁺濃度的影響

一回路水中常加入H₃BO₃作為中子吸收劑，同時加入LiOH作為pH調節劑，使pH值偏堿性，從而有利于提高金屬的穩定性。Andresen等研究發現，在除氧的高溫高壓水中用樹脂除去水中的BO₃^3-和Li⁺前后，試樣的裂紋擴展速率基本不變，BO₃^3-和Li⁺濃度對不銹鋼和鎳基合金的應力腐蝕裂紋擴展行為影響很小。

5 裂紋擴展速率方程

White等[27]分析和總結了大量關于182/82焊接合金在模擬PWR一回路水中裂紋擴展速率實驗數據，考慮溫度、材料、裂紋擴展方向和裂尖應力強度因子的作用，提出了焊接合金的裂紋擴展速率經驗方程如下：

（3）a˙=exp-QgR1T-1TrefafalloyforientKβ

其中， a˙為裂紋擴展速率 （m/s）； Qg為裂紋擴展的熱激活能 （130 kJ/mol）； R為理想氣體常數 （8.314×10-3 kJ/molK）； T為裂紋所在位置的溫度 （K）； Tref為參考溫度 （598.15 K）； a為冪律常數 （325 ℃時取1.52×10-12）；182焊接合金 falloy取1.0，82焊接合金 falloy取0.385； forient一般為1.0，當裂紋擴展方向垂直于枝晶凝固方向時取0.5； K為裂尖應力強度因子 （ MPam）； β為指數 （取1.6）。

6 總結與展望

過去的幾十年里，針對材料、應力和環境等不同的影響因素對焊接材料裂紋擴展速率影響已有大量的研究，也發現一定的規律，但仍然存在如下問題：

（1） 不同焊后熱處理可促進或抑制材料的應力腐蝕開裂行為，焊后熱處理對材料微觀結構和成分分布的影響有待進一步研究；

（2） 當前實驗應力強度因子主要在 25~55MPam條件下進行，對低應力強度因子的研究較少；另外由于在某些情況下[35]，在異種金屬焊接表面的應力強度因子將達到很大的值，實驗研究應該包含應力強度因子為 50~70MPam范圍，這需要用更大的試樣來實驗。

（3） 加Zn2⁺水化學[56]-[58]可以增強材料抵抗SCC能力，已經應用于輕水堆一回路水環境中，但加Zn2⁺水化學對裂紋擴展速率的影響卻未見報道，有待研究。

（4） 由于裂尖與周圍水環境物質交換緩慢，因而裂尖的水化學相對周圍水環境可能有較大的不同，需要使用或研制新型檢測手段，檢測裂尖的水化學。

（5） 需要用新的方法，如：納米二次離子質譜儀 （nano-SIMS）、高分辨率透射電鏡 （HRTEM） 、場發射式掃描電子顯微鏡 （FEG-SEM） 和電子背散射衍射 （EBSD） 等，對焊接接頭和裂縫的微觀結構和成分進行深入分析來加深對應力腐蝕機制的理解，從而獲得預測材料SCC敏感性的模型。

（6） 研究中得到的一些關于不同影響因素對裂紋擴展速率作用的經驗公式，需要通過對不同焊接條件和不同的異質焊接材料測試來進一步驗證。