核電站的運行經驗表明，堆芯奧氏體不銹鋼材料長期在強烈中子輻照與高溫高壓水腐蝕環境服役，會發生輻照促進應力腐蝕開裂(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成為影響核電站安全高效運行的關鍵問題之一。

研究表明，輻照與不銹鋼材料發生交互作用產生的結構缺陷、輻照偏析、輻照硬化等損傷結構是IASCC發生的關鍵材料因素[4,5,6]，而輻照損傷結構在應力作用下發生的局部不均勻變形是導致開裂的主要機制[7,8,9]。輻照后材料發生非均勻局部變形，形成特定的位錯通道，而這些位錯通道與IASCC緊密相關。另一方面，與應力腐蝕開裂 (SCC)類似，IASCC同樣受材料、應力/應變和腐蝕性環境影響。在高溫高壓水腐蝕環境和應力的交互作用下，晶界區域發生的剪切應變可能促進晶界的腐蝕行為，腐蝕行為的改變也會影響IASCC的發生[10]。因此，澄清應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機制至關重要的一環。

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構是導致輻照后材料發生不均勻局部變形的主要原因。輻照后產生的大量微觀尺寸缺陷，如位錯環和孔洞等，對位錯的釘扎作用阻礙位錯線的滑移，使材料發生硬化和不均勻局部變形。而局部變形行為受位錯環等缺陷的尺寸和數量密度(輻照劑量)，以及材料因素(如合金化學成分、晶體特性等)的影響。如360 ℃下經1和5 dpa質子輻照的18Cr8Ni合金在慢應變速率拉伸1%應變后，表面形成的滑移臺階高度(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構以及位錯環尺寸和數量密度演化規律的不同，輻照致材料變形行為也可能存在較大差異。另一方面，澄清了變形過程中形成的滑移臺階導致晶界應力/應變集中和晶界變形是促進開裂的主要機制，明確了晶界局部變形與晶界處臺階滑移連續性之間的關系，指出了晶界處臺階滑移連續性與毗鄰晶粒的晶體特性有關[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)與晶界處臺階滑移連續性的關聯。在輻照致晶界腐蝕行為研究方面，目前開展了一些研究，但對于晶界腐蝕行為及其與IASCC的關聯尚存爭議[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境中的裂紋擴展時，觀察到裂紋尖端晶界區域周圍形成富Cr的尖晶石氧化物和富Ni氧化區，這些腐蝕產物的特征可以辨識裂紋尖端晶界區域發生了局部腐蝕以及促進IASCC的電化學過程。而Fukuya等[15]則認為，IASCC裂紋擴展速率較快，晶界氧化不明顯，因此二者并沒有明顯關聯。

如上所述，盡管對于IASCC的機制及其影響因素，目前國外研究者進行了許多研究，提出了局部變形導致開裂的機制，但關于材料變形行為的影響因素和晶界腐蝕行為與IASCC的關聯，迄今為止仍沒有完整而統一的論述。本工作選取國產核用304不銹鋼為研究對象，采用質子輻照模擬中子輻照，結合高溫高壓水環境慢應變速率拉伸實驗，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IASCC的影響，為發展不銹鋼材料的IASCC機制提供數據支持。

實驗材料為國內某核電材料企業提供的固溶態核用304不銹鋼，其化學成分(質量分數，%)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，Fe余量。室溫力學性能為：屈服強度262 MPa，抗拉強度565 MPa，斷裂延伸率67%，斷面收縮率81.5%。采用高溫高壓水環境的慢應變速率拉伸(SSRT)實驗進行IASCC研究，所用試樣為一種標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。制備過程如下：采用水砂紙將試樣表面依次打磨至3000號，然后機械研磨拋光，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變。拋光后的試樣用去離子水和酒精洗凈烘干，保存。

采用2 MeV質子束在360 ℃對試樣進行輻照，有效輻照區域為試樣標距段中間10 mm范圍，質子束的損傷速率為5.96×10-6dpa/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，確保經不同劑量輻照后的試樣表面狀態保持一致。然后采用SSRT實驗在模擬壓水堆核電站一回路水環境中研究輻照樣品的變形行為、腐蝕行為及IASCC機制。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則通過控制回路中水箱中的H2分壓實現。實驗溫度為320 ℃，壓力為13 MPa。實驗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含量穩定后迅速升溫至實驗溫度，保溫72 h后開始SSRT實驗。

SSRT實驗采用的應變速率為3×10-7s-1，共設0.5、1.5、5.0 dpa以及固溶態未經輻照4種狀態的試樣。為研究IASCC萌生與變形行為的關系，采用間斷SSRT實驗，設1%和3% 2個應變幅值。每個應變幅值實驗完成后，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進行SSRT實驗至下一個目標應變幅值。最后將試樣拉伸至斷裂失效，分析其斷口。

聯合采用電子背散射衍射(EBSD)和JEM 2100透射電子顯微鏡(TEM)對試樣的變形行為進行觀察與分析。TEM用于觀察和分析變形的微觀結構和特征，包括形貌觀察、選區電子衍射(SAED)等。EBSD則對試樣的變形特征和殘余應變分布進行測量與分析。測量時，EBSD專用樣品臺與水平面夾角為70°，加速電壓選為25 kV，測量步長設定為0.45 μm (400倍數下)和0.10 μm (3000倍數下)。數據采集完成后，采用配套的牛津儀器EBSD附件HKL-Tango軟件對數據點進行分析，得到晶粒局部取向差分布、晶粒取向、Schmidt因子等信息。TEM樣品通過電解減薄制備：首先，將拉伸試樣在10% (體積分數，下同)高氯酸(質量分數，98%)和90%無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面(非輻照面)經水砂紙研磨減薄至厚度小于60 μm，再沖孔出3個直徑為3 mm的圓片；最后，在TenuPol-5減薄儀上將圓片從非輻照面進行單面電解減薄至電子能夠穿透。上述EBSD樣品同樣通過電解拋光方法制備，電解液和電解參數與制備TEM樣品相同，拋光時間為15 s。

SSRT實驗后，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域的晶界腐蝕行為，包括腐蝕產物的形貌觀察、選區電子衍射結構分析以及能譜儀(EDS)成分分析。采用QUANTA 200 3D聚焦離子束系統制備包含裂紋尖端的TEM樣品，具體過程如下：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試樣表面腐蝕產物膜，再通過Ga離子束濺射，最終得到厚度為60~80 nm的TEM樣品。

2.1.1 EBSD分析

圖2和3是3%應變SSRT實驗后0.5和5.0 dpa輻照試樣的EBSD分析結果。可以看出，試樣表面殘余應變呈現不均勻分布，在晶界和滑移臺階處明顯集中(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變的大小[20]，圖2c和3c所示為殘余應變相對應ML的統計結果。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變隨輻照劑量增加而增加。特別地，在晶界處臺階呈連續滑移和不連續滑移2種狀態。

圖4給出了臺階連續滑移和不連續滑移晶界處的殘余應變分布。發現同一輻照劑量下臺階不連續滑移增加晶界殘余應變集中程度。對比殘余應變分布和裂紋萌生位置(圖2a、b和圖3a、b)，發現輻照試樣在一回路水中慢應變速率加載時，裂紋都首先在應變集中程度大的晶界處萌生。利用EBSD分析該SCC區域，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。裂紋沿隨機大角晶界(RGB)萌生和擴展，孿晶界(CSL，Σ=3)和小角晶界(LAB)并未發生SCC。Schmidt因子分布圖表明，裂紋萌生與毗鄰區域2個晶粒的Schmidt因子數值大小有關。

圖5a總結了實驗用材料中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)。相應地，根據毗鄰2個晶粒的Schmidt因子，晶界可以定義為LL、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，圖5b是其統計結果。表明核用304不銹鋼發生IASCC傾向由HH、LH至LL類型依次增加。

2.1.2 TEM分析

圖6為0.5 dpa輻照試樣3%應變SSRT實驗后變形結構的TEM像與分析結果。可見，試樣內產生明顯位錯通道(圖6a)，而位錯通道內包含有堆垛層錯和位錯等變形結構(圖6b和c)，表明位錯通道內的微觀結構隨變形發生演變。圖6d給出了位錯通道演變過程的TEM觀察結果。位錯通道頭部先形成大量纏結狀位錯，并排排列的平面層錯緊隨其后，最后在通道末端缺陷密度快速減少。位錯通道呈平面滑移，易于與晶界相交并將位錯傳輸到晶界，造成晶界區域位錯塞積，如圖6e和f所示。

2.2.1 表面觀察與分析

SSRT實驗后，未經輻照和輻照試樣表面SCC行為的觀察結果如圖7所示。輻照試樣表面發生沿晶SCC并伴有明顯變形導致的滑移臺階，而未經輻照的試樣表面只有少許淺顯的滑移臺階，并未發生SCC (圖7a~d)。分析SCC發生區域滑移臺階與晶界作用，發現SCC與晶界處滑移臺階不連續有關，如圖7e~f所示。圖8是表面裂紋以及滑移臺階連續性與SCC關系的統計結果。可見，臺階在晶界處的不連續滑移明顯促進晶界開裂，且裂紋數量隨輻照劑量和應變增加而增加，表明增加輻照劑量和外加應變明顯促進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9是SSRT實驗至斷裂失效后表面二次裂紋觀察結果。未輻照試樣表面二次裂紋以穿晶應力腐蝕裂紋(TGSCC)為主，而輻照后的試樣都為沿晶應力腐蝕裂紋(IGSCC)，且二次裂紋長度數量隨輻照劑量增加而增加。

2.2.2 裂紋尖端結構特征

圖10和11為3%應變SSRT實驗后0.5和5.0 dpa輻照試樣中裂紋尖端結構特征的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構，為加載過程中產生的大量位錯和孿晶變形帶。裂紋開口內覆蓋有氧化物顆粒，裂紋尖端部位則形成連續狀氧化物，氧化物長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約160 nm，而5.0 dpa輻照試樣氧化物長約為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% (原子分數，下同)，增加輻照劑量至5.0 dpa時，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生了富Ni和貧Cr，但貧Cr程度隨輻照劑量增加而增加。

2.2.3 斷口觀察與分析

圖12為一回路水環境中SSRT實驗后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、TGSCC區和韌性斷裂區。表層以下100 μm范圍內觀察到冰糖狀斷口，可辨識該區域發生IGSCC斷裂(圖12a和d)。在IGSCC區域，觀察到明顯的滑移臺階，滑移臺階與晶界相交，表明IGSCC受滑移臺階與晶界相互作用影響，這與SCC行為表面觀察結果一致。根據輻照損傷深度分布，只有表層以下20 μm范圍為輻照區域，表明80~100 μm范圍IGSCC由輻照損傷層擴展而來。IGSCC層向下依次為TGSCC和韌性斷裂區，且TGSCC層深度隨輻照劑量增加而增加。

如圖2,3,4所示，SSRT實驗后材料表面滑移臺階和晶界處殘余應變集中程度隨輻照劑量增加而增加，且臺階不連續滑移更能造成晶界殘余應變集中。材料輻照后產生的大量位錯環等缺陷造成位錯運動受阻，在應力作用下，材料發生局部非均勻變形，形成位錯通道(圖6)。位錯通道一方面將位錯環等缺陷傳輸至晶界，導致晶界區位錯塞積和發生劇烈剪切應變，如圖6e和f所示。另一方面，位錯通道與試樣表面相交，通道內位錯與試樣表面作用形成滑移臺階(圖7)。研究[21]表明，核用304不銹鋼受輻照后位錯環的數量密度和尺寸都隨輻照劑量增加而增加。因此，在加載過程中高劑量輻照試樣更易發生不均勻變形，晶界和滑移臺階處殘余應變集中程度也相應較高。

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狀氧化物，周圍存在明顯變形結構，且在前沿未氧化晶界處發生貧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成分變化緊密相關。當試樣表面暴露于高溫高壓水環境，由于輻照偏析造成晶界處貧Cr (圖10c和11c)，晶界首先發生加速氧化[19]。而在隨后加載過程中，腐蝕行為還受變形行為影響[22]。如3.1節所述，加載過程中試樣發生不均勻變形，導致晶界區晶格畸變和殘余應變集中(圖2b和3b)。晶格畸變和殘余應變能夠提高氧在晶界區的擴散速率，從而促進氧化[23,24]。

如上所述，0.5和5.0 dpa輻照試樣裂紋尖端區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，導致氧化物中Cr含量(圖10a和11a)和氧化物保護性降低。另一方面，增加輻照劑量促進材料不均勻變形程度升高，導致晶界應變集中程度增加，進而促進氧化速率加快。因此，增加輻照劑量通過降低氧化物Cr含量和促進晶界變形共同促進晶界腐蝕行為。

如圖8所示，增加輻照劑量明顯促進核用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IASCC發生的關鍵因素。

分析發現，IASCC區域有明顯局部變形，裂紋主要沿應變集中程度高的RGB萌生，CSL和LAB未發生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晶界數量的增多，應力腐蝕裂紋的數量和長度減小，說明3類晶界中RGB抗SCC性能最差。因此，實驗中觀察的IASCC裂紋都萌生于RGB。局部變形造成晶界位錯塞集和發生劇烈剪切應變。晶界位錯塞積造成局部應變集中，當超過某一臨界應變值后，晶界發生開裂。Hou等[28,29]在研究高溫水中冷加工奧氏體合金的SCC時也有相似發現。晶界應變集中程度受Schmidt因子對類型和輻照劑量等因素影響。如圖13所示，當毗鄰晶粒Schmidt因子對較大時，晶界平面切應力增大，臺階滑移連續，位錯易穿過晶界，晶界應變集中程度低(圖13c)。而當試樣拉伸軸方向與晶界平面近于垂直時(Schmidt因子對較小)，晶界平面切應力小，滑移臺階易終止于晶界，晶界滑動和位錯傳輸難以發生，造成晶界局部應變集中(圖13d)。如圖2c和3c所示，5.0 dpa輻照試樣晶界應變集中程度高于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境與應力的交互作用下，輻照促進局部變形和輻照偏析也會促進材料的腐蝕行為(圖14a)，而腐蝕行為的改變會影響IASCC的發生。加載過程中，晶界發生剪切應變導致氧化膜破裂，也會促進IASCC的萌生及擴展[30](圖14a和b)。

值得注意的是，慢應變速率加載下晶界變形速率較快，腐蝕對IASCC的促進作用可能被弱化，這很可能就是造成晶界腐蝕行為與IASCC關聯存在爭議的原因。因此，全面澄清輻照致材料變形行為和腐蝕行為變化對IASCC的影響機制，今后需要深入系統研究不同類型載荷下的IASCC行為，揭示高溫高壓水環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制的異同。

(1) 核用304不銹鋼晶界和表面滑移臺階處的殘余應變集中程度隨輻照劑量增加而增加，且臺階不連續滑移提高晶界殘余應變集中程度。臺階不連續滑移的形成傾向由毗鄰晶粒的Schmidt因子對類型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構主要為位錯通道，位錯通道呈平面滑移，易于與晶界相交并將位錯傳輸到晶界，造成晶界區域位錯塞積和應變集中。

(3) 輻照試樣晶界在模擬壓水堆一回路水中發生明顯氧化，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晶界貧Cr和應變集中程度緊密相關。

(4) 增加輻照劑量促進核用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IASCC發生的關鍵因素。