奧氏體不銹鋼因為具有較好的力學性能、加工性能和耐腐蝕性能被選為反應堆堆內構件的主要結構材料。當前核電站的服役壽命正致力于延長至60年或更長時間，堆內構件材料在壽期內將受到高達80 dpa的中子輻照。此時，材料將受到嚴重的輻照損傷(如：輻照誘導相結構[1]、空洞[2]、位錯環[3]等)，進而降低其力學性能[2~4]和耐腐蝕性能，導致材料抗應力腐蝕性能(SCC)[1,4~7]降低，并進一步誘發輻照促進應力腐蝕開裂(IASCC)。IASCC是導致輕水堆(LWRs)堆芯部件開裂乃至失效的關鍵原因之一。自20世紀60年代300系列不銹鋼燃料棒包殼[8]第一次發生IASCC事故以來，先后在沸水堆(BWRs)的高應力組件、低應力組件、焊接堆芯管以及壓水堆堆內構件等關鍵部件發現了IASCC現象[8]。

 

 

 

SCC本身是一種應力、環境和材料微觀結構等多因素耦合的現象[8]，在IASCC中，由于輻照又可與各因素發生相互作用[4]，使得其多因素耦合的行為和機制變得更加復雜。此外，水的輻照分解也曾被認為對IASCC有重要影響，但之后的研究表明[9,10]，向冷卻劑中添加H2可降低輻照分解產物的生成率，從而抑制水的輻解，所以對IASCC幾乎無影響。國際上對奧氏體鋼的IASCC現象已開展一系列試驗研究，以期掌握中子輻照IASCC行為機制，實現對堆內構件老化狀態和壽命的有效評估。由于中子輻照樣品稀少且具有放射性，國內目前主要開展了基于離子輻照的IASCC試驗研究，因為離子輻照效率高、成本低以及感生放射性極低，在IASCC機制研究中頗具優勢。但其損傷深度淺、損傷截面不均勻的固有缺點使其在IASCC行為研究中飽受爭議。因此相關IASCC試驗研究工作亟待開展。本文通過調研總結國內外文獻，綜述了輻照對奧氏體鋼IASCC裂紋萌生、擴展及敏感性變化行為的影響規律，分析了IASCC的微觀機理，總結了輻照后退火(PIA)在IASCC研究中的應用，以期為抑制IASCC提供參考。

 

 

1 輻照對IASCC行為的影響規律

 

IASCC導致的失效過程一般會經歷裂紋萌生、裂紋擴展和失穩斷裂階段，其中，失穩斷裂階段主要由力學因素控制[11]。因此對IASCC的研究主要集中在裂紋萌生和擴展階段，也可用應力腐蝕敏感性的變化進行間接表征。

 

 

 

1.1 IASCC 裂紋萌生的行為規律

 

 

IASCC裂紋萌生占材料斷裂失效過程的大部分時間，是IASCC研究的關鍵階段。整個過程又包括先導期(物質發生變化，材料在特定環境中對IASCC敏感)、孕育期(材料存在微觀滲透)和緩慢擴展期(裂紋擴展速率遠小于裂紋擴展階段)階段[12]，前兩個階段裂紋深度幾乎不發生變化，第三個階段裂紋緩慢擴展至幾十至幾百微米處。

 

 

 

裂紋萌生閾值應力是IASCC裂紋萌生行為的常用表征參數，一般通過恒載荷試驗結果進行確定。研究表明，裂紋萌生閾值應力隨輻照溫度、劑量以及劑量率的增加而降低[10]；在壓水堆一回路水環境中，IASCC裂紋萌生閾值劑量為~3 dpa[10]，閾值應力為約40%屈服強度[12]，若低于這些閾值，一般認為IASCC裂紋萌生不會發生。

 

 

 

裂紋萌生時間是IASCC裂紋萌生行為的另一個重要表征參數，目前直流電位降(DCPD)試驗方法是原位監測裂紋萌生精度最高的方法[13]，甚至可以達到幾微米的分辨率。Ham等[14]根據質子輻照304L不銹鋼的研究結果認為，裂紋萌生時間隨輻照劑量的升高而降低，但由于中子輻照成本過高、樣品稀缺，試驗周期較長以及裂紋萌生位置的隨機性導致此結論對于中子輻照樣品而言缺乏足夠的準確可靠數據支持。

 

 

 

1.2 IASCC 裂紋擴展的行為規律

 

 

IASCC裂紋萌生后將繼續擴展，最終導致材料的失穩斷裂。裂紋擴展速率是表征IASCC裂紋擴展行為的重要參數，一般通過在高溫高壓水中對CT(緊湊拉伸)試樣保持恒定應力強度因子的同時利用DCPD原位測量裂紋長度來實現。

 

 

 

當前研究認為，輻照劑量、屈服強度、應力強度因子K、溫度、加載類型是壓水堆(低ECP環境)內IASCC裂紋擴展速率(CGR)的關鍵影響因素，其關系模型如 式1所示[15]：

 

 

 

 

 

 

式中，C為特定環境下的擬合系數，f(PPU)為加載因子，ST為溫度調節函數，為屈服強度，η為應力強度因子K擬合系數。

 

 

 

IASCC CGR隨輻照劑量的增加而增加，且在8~10 dpa范圍內達到飽和(圖1a)，值得注意的是，劑量對屈服強度的影響呈現出相同的趨勢(圖1b)；此外，PWRs條件下每種中子輻照合金的CGR均隨著應力強度因子(K)的增加呈現出增加的趨勢(圖2a)，但具體的K指數仍受合金添加元素以及服役環境的影響[16]；一般而言，在同等的K條件下，CGR隨著服役溫度的升高而增加(圖2b)，唯一例外的是合金PS02(+Hf)，即摻雜Hf的高純316L不銹鋼(中子劑量9.6 dpa)，其在288℃時的CGR比320℃高出約10倍左右。然而，溫度對CGR的具體影響還需要在包括等效DH、電導率、ECP和加載歷史等變量得到良好控制的實驗條件下進一步驗證。

 

 

 

 

圖1   IASCC數據中CGR與屈服應力的劑量依賴性[15]

Fig.1   Dose dependence of CGR and yield stress in IASCC datas[15]: (a) CGR versus dose plateau behavior of JCB and earlier IASCC data, (b) Irradiated yield stress model and data at 288 ℃ for cold-worked types 316 and 316Ti and types 304 and 304 L stainless steel

 

 

 

圖2   IASCC數據中CGR隨應力強度因子和輻照溫度的變化規律[16]

Fig.2   Variation of CGR with stress intensity factor (K) (a) and irradiation temperature (b) in IASCC datas[16] (The matrix of samples with different numbers in the figure is high purity 316L stainless steel, and the contents in brackets represent the alloying elements adulterated or removed), The K dependence of the Hf addition alloy samples PS01 (round symbols) and PS02 (square symbols) irradiated to 9.6 dpa and tested in NWC, HWC, and PWR water CGR as a function of temperature for solute addition alloys tested at NRI, SCK-CEN, and U-M in PWR at 288oC and 320oC

 

 

此外，由于加熱方式、實驗室條件、測試過程的不同，輻照奧氏體不銹鋼的IASCC CGR數據呈現出較大的分散性[15](圖1)。因此，在未來的研究中需要分離出更多的變量，更全面地了解數據分散的原因，比如，評估裂紋尖端應變率、構建識別非預期實驗室負載的新方法都可能有助于降低未來統計工作中數據的分散性[17,18]。

 

 

 

1.3 IASCC 敏感性的行為規律

 

 

IASCC敏感性是評價堆芯材料抗IASCC性能的重要指標，通常使用慢應變速率拉伸試驗(SSRT)數據進行表征。目前研究主要采用中子輻照后樣品開展。此外，出于降低研究成本、提高研究效率等方面考慮，也常用離子輻照模擬中子輻照開展IASCC敏感性研究。

 

 

 

中子輻照樣品可采用延伸率和晶間斷裂百分比(IG%)量化敏感性程度。采用以上實驗方法對IASCC敏感性進行研究的結果表明：中子輻照后的總延伸率隨著劑量的增加而降低(圖3a)，并且在10 dpa左右達到飽和，晶間斷裂百分比隨著劑量的增加而持續增加[19]，直到全部形成沿晶斷口(圖3b)。

 

 

 

 

圖3   中子輻照IASCC敏感性參數隨劑量的變化[10,19]

Fig.3   Variation of IASCC sensitivity parameters with dose of neutron irradiation: (a) Yield strength and total elongation as a function of neutron dose for solution-annealed Type 304, 304L, 316L, and 347 stainless steels at 270-380oC[10], (b) Dose dependency of IASCC susceptibility of irradiated 316 stainless steel in a PWR environment with neutron exposure[19]

 

 

離子輻照IASCC樣品只能單面局部受照而且劑量梯度大，因此通常通過裂紋信息(裂紋數量密度、平均長度、長度密度等)和微觀組織信息(局部變形程度)等參數對IASCC敏感性進行間接表征。相關研究表明，輻照劑量對上述參數具有明顯的正相關效應，即隨著輻照劑量增加IASCC敏感性逐漸增大[20]。

 

 

 

基于中子、離子輻照的IASCC試驗研究結果均表明，輻照劑量增加會提高IASCC敏感性，且在特定表征參數上存在著劑量飽和值。

 

 

 

綜上，輻照促進了IASCC裂紋的萌生與擴展，表現為IASCC敏感性的增加：壓水堆一回路水環境中IASCC裂紋萌生閾值劑量為~3 dpa，閾值應力為約40%屈服應力；IASCC CGR飽和劑量為8~10 dpa；中子輻照后樣品總延伸率的飽和劑量為~10 dpa，IG%隨劑量的增加而持續增長。然而，由于裂紋萌生位置的隨機性以及中子輻照樣品難以獲得，導致裂紋萌生時間與劑量的相關性缺乏足夠且可靠的數據支持；另一方面，不同的實驗條件及數據篩選方法導致IASCC CGR數據呈現出很大的分散性。此外，當前大部分關于裂紋萌生與擴展的實驗數據均偏向于工程目的，如裂紋萌生閾值劑量、閾值應力、失效時間等，缺乏對IASCC的機理探索及理論支撐，因此有必要圍繞IASCC微觀機理開展深入研究。

 

 

2 IASCC 機制研究

 

IASCC是一種復雜的現象，由輻照、應力、水化學等多種因素共同作用產生，局部變形、晶界氧化、輻照硬化、輻照誘導偏析(RIS)、輻照腫脹等因素都有助于引發IASCC[21]，然而目前還無法確定何種因素起主導作用。

 

 

 

2.1 局部變形

 

 

局部變形導致IASCC的機理在于：輻照產生的缺陷以及低層錯能合金會大幅降低運動位錯交滑移的可能性，導致位錯運動局域化增強，誘發位錯通道(DC)[7,22]。位錯通道是奧氏體鋼局部變形的主要方式，也是位錯運動阻力最小的路徑。一方面，位錯通道中位錯密度高，一個新啟動的位錯通道傳輸至晶界會導致晶界附近位錯塞積，當對樣品施加較高的應力時，更多的位錯將會加入位錯隊列，在某一時刻，先導位錯會被并入晶界，成為外源晶界位錯(EGBD)，并進一步分解為晶界位錯(GBD)。隨著應力作用下的晶格位錯被不斷“擠壓”至晶界，造成晶界位錯上的應力不斷增大，當其達到一定程度時，會發生劇烈剪切應變，引起殘余應變集中，導致鄰近晶粒的位錯源開動，從而促進局部晶界滑移(晶界變形)或楔形裂紋成核，引起試樣表面保護性氧化膜破裂，導致IASCC裂紋萌生或現有裂紋擴展。另一方面，位錯通道與晶界(GB)的作用方式包括連續DC-GB作用和非連續DC-GB作用[23]，前者易發生在HH型晶界處，而后者傾向于在LL型晶界處產生。非連續DC-GB交界處產生的法向應力往往高于連續DC-GB交界處[24](圖4a)，導致較高的局部應力集中[25]，IGSCC裂紋更容易產生[23~25](圖4a和b)。

 

 

 

 

圖4   DC-GB位置處的法向應力及開裂情況統計[23,24]

Fig.4   Statistics of normal stress and cracking at DC-GB position : (a) Total calculated stress acting normal to the grain boundary as a function of the crystallographic orientation of the deforming grain and the geometric orientation of the grain boundary normal vector[24], (b) Cracking statistics at different DC-GB locations[23]

 

 

值得注意的是，拉應力是局部變形的根本因素[7]，輻照在其中只起到了促進作用，理論上局部應力狀態應比局部變形對IASCC有更好的相關性[8,26]，一般認為，只要晶界處應力狀態相似，即使局部化程度不同，晶界裂紋性質也相近，這可能是Gupta等[8]在低劑量下觀察到質子輻照與重離子輻照裂紋性質相似的原因。

 

 

 

2.2 晶界氧化

 

 

越來越多的研究結果表明[27~32]，晶界氧化是SCC萌生的必要前驅步驟，其對裂紋萌生的影響直接歸因于對晶界強度的影響[33~35]。晶界氧化可以弱化晶界強度，晶界強度隨著晶界Fe-Cr尖晶石氧化物的形成而降低，當其低于外加應力時，氧化晶界斷裂，裂紋萌生。

 

 

 

有文獻指出[36,37],增加輻照劑量可以促進晶界氧化，從而促進IASCC裂紋萌生，這是輻照誘導偏析(RIS)引起的晶界Cr貧化所致。然而，研究[38]表明，當樣品不受應力且在模擬PWR一回路水中長期浸泡后，輻照反而提高316L奧氏體鋼的晶界抗氧化性，這是因為在輻照晶界處偏析的Si由于高擴散率和對O的親和性優先向外擴散并被氧化。一方面，晶間氧化物尖端的富Si氧化物可以作為O的臨時擴散屏障阻止O的流失；另一方面，Si優先擴散產生的空位極大地提高了Cr向氧化物前沿的傳輸效率，導致氧化物尖端的Cr含量升高。Si和Cr的富集結合可以增強晶界抗氧化能力，最終導致晶界氧化速率降低。與之情況不同的是，304奧氏體不銹鋼的晶界氧化仍然以晶界貧Cr為主導因素，這是因為輻照致Fe、Cr、Ni在晶界處的偏析程度與在位錯環處相當，而輻照致Si在304不銹鋼位錯環處的偏析數倍于晶界處[39]，晶界處少量的Si富集既無法阻止O的流失，也無法促進Cr向氧化物前沿擴散，即，對304不銹鋼而言，輻照仍然發揮著促進晶界氧化的作用。綜上，傳統意義上輻照致晶界貧Cr是晶界氧化的主導因素，但晶界及裂尖處Si的富集也在晶界氧化甚至IASCC進程中具有潛在作用，這主要取決于晶界基底元素的含量以及由輻照引起的主要元素(如Cr、Si等)在晶界處的偏析程度。因此，需進一步深入工作以理清輻照影響不同奧氏體鋼晶界氧化的具體機制，此外，還需對應力作用下輻照對晶界氧化的影響行為展開進一步研究，以探明應力-輻照-氧化影響IASCC的協同機制。

 

 

 

2.3 輻照硬化

 

 

輻照硬化本質上是由輻照后材料內部產生的一系列缺陷阻礙位錯運動所引起[40]，其促進IASCC的機理在于：(1)輻照硬化導致基體脆性增加，在位錯塞積造成局部應力應變提高的情況下，更容易誘發IASCC裂紋萌生[41]。(2)在低于宏觀屈服應力的載荷下，輻照硬化使基體更容易在晶界區域發生局部塑性變形，形成位錯通道或轉變為形變孿晶[42]，導致奧氏體鋼局部頸縮和均勻伸長率急劇下降[43]，誘發IASCC裂紋萌生。

 

 

 

然而有不少研究認為輻照硬化不是主要IASCC機制，如對不銹鋼進行的一系列熱處理實驗表明，在硬化程度相當的情況下，輻照硬化比冷加工硬化產生更多的IGSCC[44]，說明硬化不足以解釋IASCC開裂敏感性。另外，對輻照材料進行長時間退火發現，硬度變化滯后于IASCC敏感性變化[40,45]，說明輻照硬化可能不是IASCC的關鍵控制因素。

 

 

 

2.4 輻照誘導偏析(RIS)

 

 

RIS對IASCC的影響主要表現為晶界處的Cr貧化，貧Cr弱化了晶界處氧化膜的保護作用，增加了金屬陽離子的擴散速度和氧空位的滲透性。文獻[46~49]在局部氧化滲透與SCC裂紋擴展之間建立了橋梁：Cr貧化引起的局部氧化滲透在增加金屬離子的擴散速率、導致氧化電荷密度增加(式(2))的同時，也會使氧化膜上出現微孔[50]，導致氧化膜分解的閾值應變降低(式(3))；另外，局部氧化滲透還可以通過提高裂尖氧化速率常數來增加SCC擴展速率[51](式(4))。

 

 

 

 

 

 

式中，Ma為原子量，ρ為裂紋尖端材料密度，z為因氧化所引起的電荷變化，F為Faraday常數，Qd為氧化電荷密度，td為裂尖氧化膜破裂時間，εd為氧化膜分解的閾值應變，εct為裂尖應變率，ka為裂紋尖端的氧化速率常數。

 

 

 

有研究[52]指出，當Cr含量>17%時，合金抗開裂。然而，最新研究[6]表明，即使晶界Cr含量高于17%，也不能保證合金在LWRs條件下完全抗開裂，因此，輻照誘導晶界處的Cr貧化可能并不是IASCC發生的決定因素，即使晶界處不發生Cr貧化，應力腐蝕裂紋擴展也很容易發生[53,54]。

 

 

 

除了Cr，其他元素偏析也可增加IASCC敏感性。Ni的偏析可引起空洞表面的Ni富集和Cr貧化，使得空洞之間的合金基體趨向于轉變為不穩定馬氏體相，裂尖α-馬氏體的存在可誘發脆性增加[55]，從而增加IASCC敏感性。Si和B等元素的偏析，在PWRs的相關電位下也均會發生氧化(SiO2和BO3)，并且產物在高溫水中很容易溶解，從而產生有缺陷的氧化結構[27,31,54,56,57]，因此，晶界處富集的高濃度Si會降低晶界氧化物的抗開裂性[58]。

 

 

 

2.5 輻照腫脹與輻照蠕變

 

 

壓水堆服役壽命延至60年甚至80年意味著處于堆芯的奧氏體鋼將會受到高達80 dpa的中子輻照，高劑量下空洞腫脹導致材料脆化以及“輻照松弛-輻照腫脹”先后發生引起的再加載在材料中產生拉伸或剪切載荷，二者在高溫高壓水的氧化作用下可共同誘發IASCC裂紋的萌生及擴展。

 

 

 

腫脹往往伴隨著一定的輻照蠕變，輻照蠕變在微觀結構層面上是一個非破壞性過程，其致力于將任何應力集中或應力梯度降至最低。當材料發生輻照腫脹時，在空洞附近產生的應力場會激活輻照蠕變，輻照蠕變可以松弛恒定的位移應力，例如螺栓應力和焊接殘余應力，一般認為，輻照蠕變會增強材料的IASCC抗性。然而，雖然蠕變引起的應力松弛降低了應力的平均大小，但多晶材料中的約束可能產生較高的局部應力，引發大量局部晶界變形，導致局部氧化膜破裂，為裂紋的萌生創造條件[59]。此外，輻照蠕變會產生動態應變，由于動態應變會促進IASCC的萌生[60]，所以輻照蠕變也可能發揮了一些作用。

 

 

 

2.6 輻照誘導相變

 

 

輻照誘導相變對IASCC的影響主要體現在奧氏體鋼中γ(Ni3Si)、G相[61]、δ相[62]、馬氏體相以及α相的變化上。

 

 

 

輻照可促進γ相(Ni3Si)的形成，該相是一種L12結構的金屬間化合物，憑借高Si含量形成的Si氧化膜具有一定的耐腐蝕和抗氧化性[63]，但SiO2在高溫水中易溶解，形成的缺陷結構與γ相極差的延展性[64]共同降低了γ相的IASCC抗性；γ相(Ni3Si)被認為是G相的前體，G相是一種復雜金屬間化合物，它廣泛存在于奧氏體不銹鋼焊縫金屬(具有奧氏體基體和一定量鐵素體組成的雙相結構[65,66])中，通過促進鐵素體的硬化來降低焊縫金屬的力學性能及抗應力腐蝕性能。

 

 

 

輻照加速了δ相的分解，δ相具有很強的SCC抗性(即使在Cl-浸蝕的情況下[67~75])，其機理主要包括以下3種：

 

 

 

(1) 電化學效應：γ相易氧化，導致裂尖部分鈍化，形成陽極，δ相不易氧化，形成陰極，γ/δ界面構成的微電偶腐蝕電池加劇γ相的氧化，使裂紋尖端嚴重鈍化，導致裂尖應變/應力集中降低，裂尖擴展速率降低。

 

 

 

(2) 機械效應：δ相誘導裂紋在γ/δ相界面處分支，導致裂尖的應力強度因子K降低，裂紋擴展驅動力降低，裂紋擴展受阻[74]，然而，也有研究表明：δ相會抑制裂紋分支從而抑制裂紋擴展[5](圖5a)，這可能歸因于基體中δ相含量的差異。

 

 

 

 

圖5   δ相對裂紋擴展的影響機理圖[74]

Fig.5   Mechanism diagram of effect of δ phase on crack growth (a) Diagram of crack growth with network ferrite(b) Diagram of crack growth along the γ/δ phase boundary in the presence of Ti(CN) particles[74]

 

 

(3) 腐蝕緩解效應(圖5b)：Ti促進了δ的形成[76]，并且通過析出TiC來抑制不銹鋼在晶界處析出CrC而造成貧Cr區[77,78]，其作為穩定的“Cr源”以及其對C、N的捕獲(Ti(CN))共同誘導γ/δ相界面處形成富Cr氧化物，抑制γ/δ相界面附近裂紋的進一步氧化。

 

 

 

因此，輻照極大地削弱了δ相抑制SCC的重要作用。

 

 

 

然而，盡管γ(Ni3Si)相、G相、δ相對IASCC的作用機制已經清晰，但仍有部分相的IASCC機制存有爭議，如Fe離子輻照產生的馬氏體(bcc)相可抑制304L不銹鋼的IASCC擴展[5]，但該發現只發生在重離子輻照的情況下，在其它輻照條件下，并未有類似bcc相的報道；此外，輻照也會誘發α相的形成，相關研究[79]認為，α相可以降低奧氏體鋼的抗SCC能力，但其具體影響機制未知。因此相關研究有待進一步開展。

 

 

 

2.7 輻照后退火(PIA)在IASCC機制研究中的應用

 

 

在輻照條件下，奧氏體不銹鋼基體中將形成小缺陷簇、位錯環、沉淀和空洞等多種微觀缺陷，溶質元素在晶界等缺陷阱處也會發生輻照誘導偏析。這些微尺度的變化被認為是導致晶間裂紋敏感性增加的原因，但由于它們在輻照下同時出現，因此很難分離出確切的機制。由于退火時間與溫度的增加可以逐步消除輻照誘導的損傷(位錯環、輻照誘導偏析、沉淀物等)[73,80~85]，如在400~700℃范圍內，輻照誘導形成的G相與α相大幅下降；在500~1000℃范圍內，輻照產生的空洞數量大幅減少；而在800~1100℃范圍內，輻照致He氣泡的密度也在逐步下降至穩定，這為分離出控制IASCC敏感性的主要微觀結構特征提供了機會[73]。因此，輻照后退火(PIA)理論上是一種分離IASCC諸多機制的手段。

 

 

 

研究[85,86]指出，隨著退火時間的延長以及退火溫度的升高，奧氏體鋼的IASCC敏感性、輻照硬化、位錯通道間距、位錯缺陷以及主要元素的偏析程度等檢測特征均有不同程度地降低，但并沒有任何一種機制隨退火條件的變化與IASCC敏感性的變化完全相同(圖6)。更具體地說，大多數被檢測的特征在500℃退火后的變化很小，其中，IASCC緩解的變化最大，并且位錯通道間距表現出與IASCC緩解極為相似的趨勢：500℃ 1 h與550℃ 1 h退火后迅速下降，之后保持不變，表明局部變形與IASCC的相關性最強。此外，晶界Si的RIS與IASCC緩解的相關性僅次于局部變形。然而，有研究[6,87]認為，IASCC作用機制優先級為：局部變形>輻照硬化>RIS(Cr)，表明在特定條件下的RIS與IASCC的相關性需要被重新審視。

 

 

 

 

圖6   IASCC敏感性和材料輻照誘導的特征隨退火條件的變化圖[86]

Fig.6   Plots of IASCC sensitivity and radiation-induced characteristics of the material as a function of annealing conditions (The five material states from left to right are: 5.9 dpa, 5.9 dpa + 500℃ annealing: 1 h and 5.9 dpa + 550℃ annealing: 1, 5, 20 h)[86]

 

 

然而，盡管現有相關研究[73,80,85,86]在PIA恢復輻照誘導微觀特征的規律上取得了一定進展，得出了部分因素與IASCC的關聯程度，但由于退火范圍廣泛，中子輻照樣品稀缺，使得現有工作難以徹底分離影響IASCC的單一微結構與微化學因素，需要進一步設置退火參數以徹底分離單一微觀特征，并分析單一微觀特征對IASCC的影響機制，從而更好地構建IASCC失效預測模型。

 

 

 

另一方面，由于可以恢復輻照引起的結構變化(圖7a)和力學性能的變化[79](圖7b)，PIA也被認為是降低水環境中輻照材料IASCC敏感性[86](圖6)的有效策略之一。然而，研究[54]表明，PIA可以顯著抑制加氫水化學(HWC)中的裂紋擴展速率(CGR)，但對正常水化學(NWC)中CGR的影響不大(圖8)，即使它恢復了大部分輻照誘導的微觀結構變化，這表明PIA緩解IASCC的作用機制并不是簡單地恢復輻照誘導的損傷結構，而很大程度上取決于試驗環境與PIA的相互作用。

 

 

 

 

圖7   微觀缺陷與力學性能隨退火條件的變化[79,85]

Fig.7   Variation of microscopic defects and mechanical properties with annealing conditions: (a) size and number density of dislocation loops in 304L stainless steel irradiated to 5.9 dpa under different annealing conditions[85], (b) recovery of yield strength (

) and ductility as a function of annealing temperature[79,85]

 

 

 

圖8   輻照至5.9 dpa的304L不銹鋼在不同退火條件和不同水環境下的裂紋擴展速率[54]

Fig.8   CGR of 304L stainless steel irradiated to 5.9 dpa under different annealing conditions and different water environments[54]

 

 

綜上，局部變形與輻照硬化對IASCC的影響機制本質上都是輻照致位錯塞積所引起的材料性能變化，然而，晶界應力狀態與IASCC的相關性要強于局部變形；晶界氧化是IASCC裂紋萌生的關鍵步驟；RIS主要通過輻照誘導晶界處Cr的偏析來影響IASCC，然而，許多次要元素的偏析對IASCC的影響機制還沒有被很好地理解；輻照腫脹與輻照蠕變相繼出現，但二者對IASCC的作用截然相反；輻照誘導相變對IASCC的作用主要體現在奧氏體鋼中

 

(Ni3Si)、G相、δ相、馬氏體相以及α相的變化上，但馬氏體與α相對IASCC的具體影響機制仍不明確。以上每種機制都可不同程度地促進或抑制IASCC。此外，PIA可以通過調節退火參數來一定程度上恢復輻照誘導產生的微結構與微化學變化，從而得出控制IASCC行為的主導機制。然而，由于實驗樣品稀缺，退火范圍廣泛，使得現有研究難以徹底分離輻照誘導的單一微觀特征。

 

3 總結與展望

 

堆內構件不銹鋼的IASCC是核電老化狀態評估、壽命管理及許可證延續(LTO)論證的重要內容，目前國內外針對IASCC行為以及敏感性評價進行了大量實驗，包括恒載荷、直流電位降監測(DCPD)和慢拉伸等，在IASCC機制方面取得了一系列進展，包括局部變形、晶界氧化、輻照硬化、RIS、輻照腫脹以及輻照誘導相變等，同時關于PIA在IASCC中的應用研究方面也取得了一定進展，包括評價IASCC作用機制的相關性和抑制IASCC的萌生與擴展等，但仍存在一些問題有待解決，主要包括以下幾個方面：

 

 

 

(1) 輻照主要影響IASCC裂紋萌生和擴展，但裂紋萌生位置的隨機性使得實驗觀測的裂紋萌生時間精度不高，并且中子輻照條件的缺乏導致裂紋萌生時間與劑量的相關性缺乏足夠的可靠數據支持，此外，由于加熱方式、實驗室條件、測試過程的不同，IASCC CGR數據呈現出很大的分散性，尚需改進并統一IASCC裂紋萌生及擴展的測試和數據篩選、修正及歸一化方法，此外，由于中子輻照樣品稀缺且試驗難度較大，導致中子試驗數據較少，工程應用的可靠性差，需進一步在歸一化試驗的前提下，統計分析中子試驗數據，科學構建IASCC失效預測模型。

 

 

 

(2) IASCC機制框架基本完善，但仍然有個別細節仍需進行補充研究，比如晶界處局部變形與應力狀態的相互依存關系、應力作用下輻照對晶界氧化的影響規律、RIS與IASCC相關性的有效評價、晶界處次要元素的偏析行為及其對IASCC的作用、馬氏體相與α相對IASCC的作用機制等。盡管目前IASCC作用機制的優先級已通過PIA手段得到一定程度地量化，但PIA不能徹底分離輻照誘導的微結構及微化學，導致其在研究單一微觀特征對IASCC的作用機制上存在一定局限性。此外，如何闡明各機制間的耦合效應對IASCC的影響是評價堆內構件老化狀態以及預測其服役壽命應重點關注的問題。

 

 

 

我國由于中子、質子輻照實驗難度大、數據難以獲得，一般使用重離子輻照模擬中子輻照的實驗環境，盡管在IASCC機制方面取得了一些進展，但并不能滿足獲得高劑量輻照下對IASCC現象一些規律性認識的要求，距離在實際工況下壓水堆堆內構件IASCC行為的預測仍有一段距離，尚需在現有研究的基礎上深入開展IASCC行為機理實驗研究，充分吸收國外的經驗和成果，解決退役材料的熱室測試技術，建立離子輻照與中子輻照IASCC行為機制的映射關系，為我國進一步優化核電老化狀態評估體系、建立起可用于堆內構件IASCC失效預測模型提供充分的數據支持和可靠的機理研究保障。

 

 

參考文獻:

 

[1] Wang R S, Xu C L, Liu X B, et al. The studies of irradiation as‐ sisted stress corrosion cracking on reactor internals stainless steel under Xe irradiation [J]. J. Nucl. Mater., 2015, 457: 130

[2] Maksimkin O P, Tsai K V, Turubarova L G, et al. Void swelling of AISI 321 analog stainless steel irradiated at low dpa rates in the BN-350 reactor [J]. J. Nucl. Mater., 2007, 367-370: 990 

[3] Jin H H, Shin C, Kim D H, et al. Irradiation induced dislocation loop and its influence on the hardening behavior of Fe-Cr alloys by an Fe ion irradiation [J]. Nucl. Instrum. Methods Phys. Res., Sect., 2008, 266B: 4845 

[4] Gupta J, Hure J, Tanguy B, et al. Evaluation of stress corrosion cracking of irradiated 304L stainless steel in PWR environment using heavy ion irradiation [J]. J. Nucl. Mater., 2016, 476: 82

[5] Jiao Z, Was G S. Impact of localized deformation on IASCC in austenitic stainless steels [J]. J. Nucl. Mater., 2011, 408: 246 

[6] Jiao Z, Was G S. Localized deformation and IASCC initiation in austenitic stainless steels [J]. J. Nucl. Mater., 2008, 382: 203

[7] Gupta J, Hure J, Tanguy B, et al. Characterization of ion irradia‐ tion effects on the microstructure, hardness, deformation and crack initiation behavior of austenitic stainless steel: Heavy ions vs protons [J]. J. Nucl. Mater., 2018, 501: 45

[8] Andresen P L, Was G S. A historical perspective on understand‐ ing IASCC [J]. J. Nucl. Mater., 2019, 517: 380 

[9] Kodama M, Nishimura S, Morisawa J, et al. Effects of fluence and dissolved oxygen on IASCC in austenitic stainless steels [A]. Proceedings of the Fifth International Symposium on Envi‐ ronmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems - Water Reactor [C]. Monterey, 1991: 948 

[10] Chopra O K, Rao A S. A review of irradiation effects on LWR core internal materials-IASCC susceptibility and crack growth rates of austenitic stainless steels [J]. J. Nucl. Mater., 2011, 409: 235 

[11] Liang D S. Stress-based study on the initiation of stress corro‐ sion cracking of irradiated 304 stainless steel [D]. Shanghai: Shanghai Jiao Tong University, 2020 ( 梁 迪 森 . 基 于 應 力 的 輻 照 304 不 銹 鋼 應 力 腐 蝕 裂 紋 萌 生研究 [D]. 上海: 上海交通大學, 2020)

[12] Bosch R W, Vankeerberghen M, Gérard R, et al. Crack initiation testing of thimble tube material under PWR conditions to deter‐ mine a stress threshold for IASCC [J]. J. Nucl. Mater., 2015, 461: 112

[13] Ritter S, Horner D A, Bosch R W. Corrosion monitoring tech‐ niques for detection of crack initiation under simulated light wa‐ ter reactor conditions [J]. Corros. Eng. Sci. Technol., 2012, 47: 251 

[14] Ham J, Yoo S C, Lee Y, et al. Dissolved hydrogen concentration and proton irradiation effect on crack initiation behavior of 304L stainless steel [A]. Transactions of the Korean Nuclear Society Virtual Autumn Meeting [C]. Korean, 2021 

 

[15] Eason E D, Pathania R, Jenssen A, et al. Technical basis part 2 for Code Case N-889: reference stress corrosion crack growth rate curves for irradiated austenitic stainless steels in light water reactor environments [J]. J. Pressure Vessel Technol., 2021, 143: 021202

[16] Ashida Y, Flick A, Andresen P L, et al. The key factors affect‐ ing crack growth behavior of neutron-irradiated austenitic alloys [A]. Proceedings of the 15th International Conference on Envi‐ ronmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems— Water Reactors [C]. The Minerals, Metals, and Materials Soci‐ ety, USA, 2011: 1241 

[17] Hashimoto T, Koshiishi M. Modification of the FRI crack growth model formulation from a mathematical viewpoint [J]. J. Nucl. Sci. Technol., 2009, 46: 295

[18] Rice J R, Drugan W J, Sham T L. Elastic-plastic analysis of growing cracks [A]. Proceedings of the 12th National Sympo‐ sium on Fracture Mechanics [C]. St. Louis, MO, 1980: 189

[19] Bosch R W, Van Renterghem W, Van Dyck S, et al. Microstruc‐ ture, mechanical properties and IASCC susceptibility of stainless steel baffle bolts after 30 years of operation in a PWR [J]. J. Nucl. Mater., 2021, 543:152615

[20] Deng P. Irradiation assisted corrosion and stress corrosion of nu‐ clear-grade 304 stainless steel in high temperature and high pres‐ sure water [D]. Hefei: University of Science and Technology of China, 2018 (鄧 平 . 核級 304 不銹鋼輻照促進高溫高壓水環境腐蝕與 應力腐蝕研究 [D]. 合肥: 中國科學技術大學, 2018)

[21] Gupta J. Intergranular stress corrosion cracking of ion irradiated 304L stainless steel in PWR environment [D]. Toulouse: Université de Toulouse, 2016 

[22] Fukuya K, Nishioka H, Fujii K, et al. Local strain distribution near grain boundaries under tensile stresses in highly irradiated SUS316 stainless steel [J]. J. Nucl. Mater., 2013, 432: 67

[23] McMurtrey M D, Was G S, Patrick L, et al. Relationship be‐ tween localized strain and irradiation assisted stress corrosion cracking in an austenitic alloy [J]. Mater. Sci. Eng., 2011, 528A: 3730

[24] Johnson D C, Kuhr B, Farkas D, et al. Quantitative linkage be‐ tween the stress at dislocation channel–Grain boundary interac‐ tion sites and irradiation assisted stress corrosion crack initiation [J]. Acta Mater., 2019, 170: 166

[25] Deng P, Sun C, Peng Q J, et al. Study on irradiation assisted stress corrosion cracking of nuclear grade 304 stainless steel [J]. Acta Metall. Sin., 2019, 55: 349 (鄧 平, 孫 晨, 彭群家等 . 核用 304 不銹鋼輻照促進應力 腐蝕開裂研究 [J]. 金屬學報, 2019, 55: 349) 

[26] Wang S H, Cai Z Y, Li M Z, et al. Numerical simulation on the local stress and local deformation in multi-point stretch forming process [J]. Int. J. Adv. Manuf. Technol., 2012, 60: 901

[27] Du D H, Sun K, Was G S. Crack initiation of neutron-irradiated 304 L stainless steel in PWR primary water [J]. Corros. Sci., 2021, 193: 109902 

[28] Swaminathan S, Sun K, Was G S. Decoupling the roles of grain boundary oxidation and stress in IASCC of neutron-irradiated 304L stainless steel [J]. J. Nucl. Mater., 2023, 585: 154604

[29] Moss T, Kuang W J, Was G S. Stress corrosion crack initiation in Alloy 690 in high temperature water [J]. Curr. Opin. Solid State Mater. Sci., 2018, 22: 16

[30] Scott P M. An overview of internal oxidation as a possible ex‐ planation of intergranular stress corrosion cracking of alloy 600 in PWRs [A]. BruemmerS, FordP, WasG. Ninth International Symposium on Environmental Degradation of Materials in Nu‐ clear Power Systems- Water Reactors [M]. Newport Beach, Ca, USA:John Wiley & Sons, Inc., 1999

[31] Kuang W J, Feng X Y, Du D H, et al. A high-resolution charac‐ terization of irradiation-assisted stress corrosion cracking of pro‐ ton-irradiated 316L stainless steel in simulated pressurized water reactor primary water [J]. Corros. Sci., 2022, 199: 110187

[32] Xie J Y, Zhang S H, Dong J Y, et al. Insights into the superior stress corrosion cracking resistance of FeCrAl alloy in high tem‐ perature hydrogenated water: the critical role of grain boundary oxidation [J]. Corros. Sci., 2022, 208: 110668

[33] Fujii K, Miura T, Nishioka H, et al. Degradation of grain bound‐ ary strength by oxidation in Alloy 600 [A]. Proceedings of the 15th International Conference on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems-Water Reactor [C]. The Minerals, Metals, and Materials Society, USA, 2011: 1447

[34] Dugdale H, Armstrong D E J, Tarleton E, et al. How oxidized grain boundaries fail [J]. Acta Mater., 2013, 61: 4707

[35] Stratulat A, Armstrong D E J, Roberts S G. Micro-mechanical measurement of fracture behaviour of individual grain boundar‐ ies in Ni alloy 600 exposed to a pressurized water reactor en‐ vironment [J]. Corros. Sci., 2016, 104: 9 

[36] Fukumura T, Fukuya K, Fujii K, et al. Grain boundary oxidation of neutron irradiated stainless steels in simulated PWR water [A]. Proceedings of the 18th International Conference on Envi‐ ronmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems– Water Reactors [C]. The Minerals, Metals & Materials Series, USA, 2019 

[37] Deng P, Peng Q J, Han E H. Grain boundary oxidation of pro‐ ton-irradiated nuclear grade stainless steel in simulated primary water of pressurized water reactor [J]. Sci. Rep., 2021, 11: 1371

[38] Deng P, Pen Q J, Han E H, et al. Study of irradiation damage in domestically fabricated nuclear grade stainless steel [J]. Acta Metall. Sin., 2017, 53: 1588 (鄧 平, 彭群家, 韓恩厚等 . 國產核用不銹鋼輻照損傷研 究 [J]. 金屬學報, 2017, 53: 1588) 

[39] Wang S K, Zhang S H, Xie J Y, et al. Clarifying the mitigation effect of proton irradiation on the intergranular oxidation of 316L stainless steel in high temperature water [J]. Acta Mater., 2022, 241: 118408 

[40] Jacobs A J, Wozadlo G P, Gordon G M. Low-temperature an‐ nealing: a process to mitigate irradiation-assisted stress corrosion cracking [J]. Corrosion, 1995, 51: 731

[41] Deng P, Sun C, Peng Q J, et al. Review of stress corrosion cracking of structural materials in nuclear power plants [J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2015, 35: 479 (鄧 平, 孫 晨, 彭群家等 . 堆芯結構材料輻照促進應力腐 蝕開裂研究現狀 [J]. 中國腐蝕與防護學報, 2015, 35: 479)

[42] Onchi T, Dohi K, Soneda N, et al. Mechanism of irradiation as‐ sisted stress corrosion crack initiation in thermally sensitized 304 stainless steel [J]. J. Nucl. Mater., 2005, 340: 219 

[43] Bloom E E. Irradiation strengthening and embrittlement [A]. Conference on Radiation Damage in Metals [C]. Materials Park, OH, 1976: 295 

[44] Grossbeck M L, Allen T R, Lott R G, et al. Effects of Radiation on Materials: The 21st International Symposium [M]. West Con‐ shohocken: ASTM International, USA, 2004: 92

[45] Hash M C, Busby J T, Was G S. The effect of hardening source in proton irradiation-assisted stress corrosion cracking of cold worked type 304 stainless steel [A]. Proceedings of the 21st In‐ ternational Symposium on Effects of Radiation on Materials [C]. Arizona, USA, 2004: 92

[46] Shoji T, Lu Z P, Murakami H. Formulating stress corrosion cracking growth rates by combination of crack tip mechanics and crack tip oxidation kinetics [J]. Corros. Sci., 2010, 52: 769 

[47] Andresen P L, Ford F P. Life prediction by mechanistic model‐ ing and system monitoring of environmental cracking of iron and nickel alloys in aqueous systems [J]. Mater. Sci. Eng., 1988, 103A: 167

[48] Ford F P. Quantitative prediction of environmentally assisted cracking [J]. Corrosion, 1996, 52: 375 

[49] Cui T M, Xu X H, Pan D, et al. Correlating oxidation resistance to stress corrosion cracking of 309L and 308L stainless steel claddings in simulated PWR primary water [J]. J. Nucl. Mater.,2022, 561: 153509

[50] Chen J J, Xiao Q, Lu Z P, et al. Characterization of interfacial reactions and oxide films on 316L stainless steel in various sim‐ ulated PWR primary water environments [J]. J. Nucl. Mater., 2017, 489: 137 

[51] Bruemmer S M, Was G S. Microstructural and microchemical mechanisms controlling intergranular stress corrosion cracking in light-water-reactor systems [J]. J. Nucl. Mater., 1994, 216: 348 

[52] Bruemmer S M, Arey B W, Charlot L A. Influence of chromium depletion on intergranular stress corrosion cracking of 304 stain‐ less steel [J]. Corrosion, 1992, 48: 42

[53] Andresen P L, Morra M M. IGSCC of non-sensitized stainless steels in high temperature water [J]. J. Nucl. Mater., 2008, 383: 97

[54] Kuang W J, Hesterberg J, Was G S. The effect of post-irradia‐ tion annealing on the stress corrosion crack growth rate of neu‐ tron-irradiated 304L stainless steel in boiling water reactor envi‐ ronment [J]. Corros. Sci., 2019, 161: 108183

[55] Zhang K Q, Tang Z M, Hu S L, et al. Effect of cold work and slow strain rate on 321SS stress corrosion cracking in abnormal conditions of simulated PWR primary environment [J]. Nucl. Mater. Energy, 2019, 20: 100697 

[56] Li G F, Kaneshima Y, Shoji T. Effects of impurities on environ‐ mentally assisted crack growth of solution-annealed austenitic steels in primary water at 325o C [J]. Corrosion, 2000, 56: 460

[57] Andresen P, Morra M. Effects of Si on SCC of irradiated and unirradiated stainless steel and nickel alloys [J]. Corrosion, 2005, 7

[58] Garner F A. Void swelling and irradiation creep in light water reactor (LWR) environments [A]. Tipping P G. Understanding and Mitigating Ageing in Nuclear Power Plants: Materials and Operational Aspects of Plant Life Management (Plim): A vol‐ ume in Woodhead Publishing Series in Energy [M]. Cambridge: Woodhead Publishing, 2010: 308

[59] Was G S, Ashida Y, Andresen P L. Irradiation-assisted stress cor‐ rosion cracking [J]. Corros. Rev., 2011, 29: 7 

[60] Lin X D, Peng Q J, Han E H, et al. Irradiation-induced precipi‐ tation and inverse coarsening of G-phase in austenitic stainless steel weld metal [J]. Mater. Charact., 2019, 151: 396

[61] Li Z B, Lo W Y, Chen Y R, et al. Irradiation response of delta ferrite in as-cast and thermally aged cast stainless steel [J]. J. Nucl. Mater., 2015, 466: 201

[62] Kumar P. Influence of microstructure on the corrosion behavior of a Ni-Si alloy [J]. MRS Online Proc. Library, 1984, 39: 537 

 

[63] Liu C T, Oliver W C. Environmental embrittlement and grainboundary fracture in Ni3 Si [J]. Scr. Metall. Mater., 1991, 25:1933

[64] Brooks J A, Williams J C, Thompson A W. Microstructural ori‐ gin of the skeletal ferrite morphology of austenitic stainless steel welds [J]. Metall. Trans., 1983, 14A: 1271 

[65] Brooks J A, Thompson A W. Microstructural development and solidification cracking susceptibility of austenitic stainless steel welds [J]. Int. Mater. Rev., 1991, 36: 16

[66] Lu Z P, Shoji T, Dan T C, et al. The effect of roll-processing orientation on stress corrosion cracking of warm-rolled 304L stainless steel in oxygenated and deoxygenated high temperature pure water [J]. Corros. Sci., 2010, 52: 2547

[67] Meng F J, Lu Z P, Shoji T, et al. Stress corrosion cracking of uni-directionally cold worked 316NG stainless steel in simulated PWR primary water with various dissolved hydrogen concentra‐ tions [J]. Corros. Sci., 2011, 53: 2558

[68] Terachi T, Fujii K, Arioka K. Microstructural characterization of SCC crack tip and oxide film for SUS 316 stainless steel in sim‐ ulated PWR primary water at 320o C [J]. J. Nucl. Sci. Technol., 2005, 42: 225

[69] Vankeerberghen M, Weyns G, Gavrilov S, et al. The electro‐ chemistry in 316SS crevices exposed to PWR-relevant condi‐ tions [J]. J. Nucl. Mater., 2009, 385: 517

[70] Sun B Z, Zhou X C, Li X R, et al. Stress corrosion cracking be‐ havior of 316L stainless steel with varying microstructure in am‐ monium chloride environment [J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2021, 41: 811 (孫寶壯, 周霄騁, 李曉榮等 . 不同組織的 316L 不銹鋼在 NH4 Cl 環境下應力腐蝕行為與機理 [J]. 中國腐蝕與防護學 報, 2021, 41: 811) 

[71] Du D H, Wang J M, Chen K, et al. Environmentally assisted cracking of forged 316LN stainless steel and its weld in high temperature water [J]. Corros. Sci., 2019, 147: 69

[72] Manning P E, Duquette D J, Savage W F. Technical Note: the effect of retained ferrite on localized corrosion in duplex 304L stainless steel [J]. Weld. J., 1980, 59: 260-s 

[73] Shalaby H M. Failure investigation of 321 stainless steel pipe to flange weld joint [J]. Eng. Fail. Anal., 2017, 80: 290

[74] Wang J M, Su H Z, Chen K, et al. Effect of δ -ferrite on the stress corrosion cracking behavior of 321 stainless steel [J]. Cor‐ ros. Sci., 2019, 158: 108079

[75] Pickering F B. Physical metallurgical development of stainless steels [A]. Proceedings of the Conference on Stainless Steels 84 [C]. Gothenburg, 1984: 2

[76] Aubrey L S, Wieser P F, Pollard W J, et al. Ferrite Measure‐ ment and Control in Cast Duplex Stainless Steels [M]. St. Lou‐ is, MO: ASTM International, USA, 1982 

[77] Gao J X, Cao H, Zhong W H, et al. Effect of low dose irradia‐ tion of heavy ion on electrochemical corrosion and IASCC be‐ havior of austenitic steel [J]. J. Phys.: Conf. Ser, 2023, 2639: 1742

[78] Cao H, Gao J X, Yang W H, Liu C, Li D X, Zhang P, Zheng Q, Zhong W H. Effect of heavy ion irradiation on the electrochemi‐ cal behavior of 321 stainless steel [J]. NUCL. ENG. DES, 2024, 419: 112972

[79] Gurovich B A, Kuleshova E A, Frolov A S, et al. Investigation of high temperature annealing effectiveness for recovery of radi‐ ation-induced structural changes and properties of 18Cr-10Ni-Ti austenitic stainless steels [J]. J. Nucl. Mater., 2015, 465: 565

[80] Katsura R, Ishiyama Y, Yokota N, et al. Post-irradiation anneal‐ ing effects of austenitic stainless steels in IASCC [A]. Corrosion `98: Annual Conference and Exposition [C]. San Diego,1998: 311

[81] Fukuya K, Nakano M, Fujii K, et al. Separation of Microstruc‐ tural and microchemical effects in irradiation assisted stress cor‐ rosion cracking using post-irradiation annealing [J]. J. Nucl. Sci. Technol., 2004, 41: 1218 

[82] Jacobs A J, Dumbill S. Effects of low-temperature annealing on the microstructure and grain boundary chemistry of irradiated type 304SS and correlations with IASCC [A]. 7th International Symposium on Environmental Degradation of Materials in Nu‐ clear Power Systems-Water Reactors [C]. Breckenridge, 1995: 1021 

[83] Van Renterghem W, Al Mazouzi A, Van Dyck S. Influence of post irradiation annealing on the mechanical properties and de‐ fect structure of AISI 304 steel [J]. J. Nucl. Mater., 2011, 413: 95

[84] van Renterghem W, Konstantinovi? M J, Vankeerberghen M. Evolution of the radiation-induced defect structure in 316 type stainless steel after post-irradiation annealing [J]. J. Nucl. Ma‐ ter., 2014, 452: 158

[85] Jiao Z, Hesterberg J, Was G S. Effect of post-irradiation anneal‐ ing on the irradiated microstructure of neutron-irradiated 304L stainless steel [J]. J. Nucl. Mater., 2018, 500: 220

[86] Hesterberg J, Jiao Z J, Was G S. Effects of post-irradiation an‐ nealing on the IASCC susceptibility of neutron-irradiated 304L stainless steel [J]. J. Nucl. Mater., 2019, 526: 151755 

 

[87] Was G S. Localized deformation as a primary cause of irradia‐ tion assisted stress corrosion cracking [R]. Ann Arbor, MI (Unit‐ ed States): University of Michigan, 2009