引　言

鋯（Zr）的熱中子吸收截面比較小，適當(dāng)?shù)靥砑硬煌辖鹪睾蟮玫降匿喓辖穑诟邷馗邏核芯哂休^好的耐腐蝕性能和良好的力學(xué)性能，因此，鋯合金一直被用作壓水堆的燃料元件包殼材料以及某些結(jié)構(gòu)材料。鋯合金服役時(shí)與高溫水反應(yīng)在表面生成氧化膜的同時(shí)還生成氫，部分氫被鋯吸收。氫在鋯合金中的固溶度不大，在室溫時(shí)不到 1 μg/g，在 400℃ 時(shí)也只有 200 μg/g [1] ，超過固溶極限時(shí)，氫將與 Zr 形成氫化鋯析出，平衡態(tài)時(shí)為面心立方結(jié)構(gòu)的 δ 相（ZrH 1.66 ），如果冷卻速度稍快，析出的氫化物將是體心四方結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn) γ 相 [2] 。由于氫化鋯在高溫時(shí)也是脆性物質(zhì)，因此它的析出尤其是析出后以一定的方向排列時(shí)，會(huì)導(dǎo)致鋯合金的力學(xué)性能變壞，成為脆性材料。氫會(huì)沿溫度梯度向低溫方向擴(kuò)散，沿應(yīng)力梯度向高應(yīng)力方向擴(kuò)散；氫化鋯容易在應(yīng)力集中處形核，并傾向垂直于張應(yīng)力方向生長(zhǎng)。因此，反應(yīng)堆中的鋯合金構(gòu)件曾因內(nèi)部存在殘余應(yīng)力而引起氫致延遲開裂（HIDC）導(dǎo)致破壞失效，最早的報(bào)道是發(fā)生在重水堆 Zr-2.5Nb 的壓力管與不銹鋼管滾壓焊接處 [3] ，將這種延遲失效歸因于在焊縫附近缺口的根部形成的氫化鋯，鋯管中的殘余張應(yīng)力為氫化鋯的生長(zhǎng)提供了驅(qū)動(dòng)力。此后，對(duì)該問題有不少的研究，直到將近半個(gè)世紀(jì)后的今日，仍然對(duì)殘余張應(yīng)力與氫化鋯形成之間的關(guān)系十分關(guān)注。已有學(xué)者用擴(kuò)展有限元方法計(jì)算分析了殘余張應(yīng)力大小的分布與生成氫化鋯之間的關(guān)系，結(jié)果表明高的殘余張應(yīng)力有助于氫化鋯的生長(zhǎng)并縮短失效時(shí)間 [4] 。有許多文獻(xiàn)中也常稱這種過程為延遲的氫化物開裂（DHC），筆者認(rèn)為前者的名稱更合適，它包含了這種過程初始階段中氫的擴(kuò)散、析出氫化物時(shí)的形核、生長(zhǎng)和開裂等問題，而后一種命名只著重在形成氫化物之后的開裂問題，因此本文采用 HIDC 而不用 DHC。

在鋯合金的多種論著中，對(duì)兩者都有不同程度的敘述和討論 [2, 5-6] 。

HIDC 是鋯合金在工程應(yīng)用中不能忽視的問題，由于這種過程的發(fā)展比較緩慢，并且難以預(yù)料，最好是將這種過程消除在“萌芽”時(shí)期。在制造鋯合金構(gòu)件過程中表面可能會(huì)引入微缺陷，這種微缺陷是否會(huì)引起 HIDC 是值得研究的問題。本文基于一些與 HIDC 相關(guān)的實(shí)驗(yàn)結(jié)果的分析討論，認(rèn)為鋯合金構(gòu)件表面上如果存在某種“微缺陷”時(shí)，即使在沒有外加應(yīng)力而且內(nèi)部也不存在殘余張應(yīng)力的情況下，鋯合金構(gòu)件也會(huì)發(fā)生HIDC 而被破壞。為了驗(yàn)證這一設(shè)想，設(shè)計(jì)制備了表面具有微縫隙缺陷的鋯合金樣品，研究這種微縫隙缺陷在高溫水中腐蝕時(shí)如何擴(kuò)展引起HIDC 的過程。

1 、鋯合金發(fā)生 HIDC 時(shí)的幾個(gè)重要過程及其必要的環(huán)境條件

發(fā)生 HIDC 時(shí)鋯合金中必須含有氫，并需要能析出氫化鋯，片狀氫化鋯析出生長(zhǎng)的方向要有利于其在外加應(yīng)力作用下發(fā)生開裂，這幾個(gè)因素是發(fā)生 HIDC 的重要環(huán)節(jié)。由于鋯合金的服役環(huán)境是高溫高壓水，當(dāng) Zr 與水反應(yīng)生成氧化鋯和氫時(shí)，一部分氫會(huì)被 Zr 吸收，因而鋯合金構(gòu)件在服役時(shí)必然會(huì)含有氫。氫在存在應(yīng)力梯度的鋯合金晶體中，只要應(yīng)力梯度達(dá)到了一定的閾值，氫就會(huì)沿著應(yīng)力梯度向著高應(yīng)力方向擴(kuò)散，由于氫的這種擴(kuò)散特性，即使氫的含量在鋯合金中還沒有達(dá)到服役溫度時(shí)的固溶極限，也會(huì)在高應(yīng)力區(qū)的應(yīng)力集中處析出氫化鋯。Zr 與氫結(jié)合形成氫化鋯析出時(shí)體積增大，因而片狀的氫化鋯傾向于垂直張應(yīng)力方向析出生長(zhǎng)，這也有利于片狀氫化鋯在生長(zhǎng)到一定長(zhǎng)度時(shí)，在張應(yīng)力作用下發(fā)生開

裂。綜合以上現(xiàn)象看出，只要服役過程中鋯合金晶體中的應(yīng)力梯度不會(huì)因氫化鋯析出和開裂而逐漸松弛，HIDC 過程將持續(xù)不斷地進(jìn)行。下面討論一下 HIDC 過程中幾個(gè)重要環(huán)節(jié)的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。

1.1 應(yīng)力影響鋯合金中氫的擴(kuò)散和氫化鋯析出

過程的透射電鏡（TEM）原位研究雖然氫原子在鋯合金中的擴(kuò)散過程無法直接觀察，但可以用 TEM 原位觀察氫化鋯析出的動(dòng)態(tài)過程，根據(jù)加載樣品中氫化鋯形核位置和生長(zhǎng)過程的規(guī)律，可以知道外加應(yīng)力對(duì)氫原子擴(kuò)散的影響。將寬 3 mm、長(zhǎng) 5 mm、厚 0.08 mm 的鋯合金樣品，在低溫下用雙噴電解拋光減薄，直到樣品中部出現(xiàn)穿孔，穿孔處周圍是樣品薄區(qū)，可供 TEM 觀察。由于在樣品表面上形成了小孔，在小孔及其附近樣品截面大小在不斷變化，樣品拉伸時(shí)就形成了應(yīng)力梯度區(qū)。在小孔直徑處的截面最小，應(yīng)力最大，在小孔周邊的缺口處又會(huì)形成應(yīng)力集中。這為研究應(yīng)力梯度影響鋯合金中氫的擴(kuò)散以及氫化鋯析出時(shí)形核的位置和生長(zhǎng)提供了有利條件。將經(jīng)過高壓釜 400℃ 過熱蒸汽腐蝕處理的 Zr-2 管制成拉伸樣品，并采用 TEM 原位觀察拉伸時(shí)氫化鋯析出生長(zhǎng)的情況，樣品中氫含量約為50 μg/g。拉伸速度為 20 μm/min，當(dāng)拉伸至薄樣品小孔周邊缺口處出現(xiàn)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)停止拉伸，這時(shí)樣品缺口處形成了應(yīng)力集中和應(yīng)力梯度區(qū)。

圖 1 是同一片氫化鋯在缺口處形核后垂直于拉伸應(yīng)力方向生長(zhǎng)的情況，加載 101 h 時(shí)氫化鋯長(zhǎng)度可生長(zhǎng)至 2 μm [7] 。選區(qū)電子衍射分析表明這種應(yīng)力誘發(fā)析出的氫化鋯都是體心四方結(jié)構(gòu)的 γ 相，不同片狀的氫化鋯之間晶體點(diǎn)陣常數(shù)都有些差別，這應(yīng)該是氫含量不同造成的，以下用 ZrH x 表示γ 相 的 氫 化 鋯 ， ZrH x 與 金 屬 基 體 之 間 存 在(110) γ-ZrHx //α-Zr 、[001] γ-ZrHx //[0001] α-Zr 的晶體學(xué)關(guān)系 [7] 。在拉伸斷口處，可以檢測(cè)到面心立方結(jié)構(gòu)的 δ 相氫化鋯，形態(tài)是細(xì)棒狀或顆粒狀 [7] 。雖然 δ 相是穩(wěn)定相，γ 相是亞穩(wěn)相，兩者析出時(shí)的體積都將增大，但有較大的差別，形成 δ 相時(shí)增大 17.2%，而形成 γ 相時(shí)則只增大 12.3%，這也許是應(yīng)力誘發(fā)析出的氫化鋯是亞穩(wěn)的 γ 相，而穩(wěn)定的 δ 相只有在變形量較大的斷口中才會(huì)析出的原因，同時(shí)也說明與 HIDC 相關(guān)的是 γ 相氫化鋯。 圖 2 記錄了已經(jīng)析出生長(zhǎng)的 ZrH x 在拉伸過程中發(fā)生開裂后在裂紋尖端應(yīng)力集中區(qū)又析出ZrH x 的過程，圖中箭頭標(biāo)記出拉伸應(yīng)力的方向 [8] 。

樣品是 Zr-4，氫含量約為 240 μg/g。圖 2a 和圖 2b 分別是同一片 ZrH x 的 TEM 明場(chǎng)和暗場(chǎng)像，可以看到該片 ZrH x 在應(yīng)力集中的缺口處形核析出和生長(zhǎng)，在拉伸過程中發(fā)生開裂（圖 2c），當(dāng)停止拉伸大約 8 min 后，在裂紋尖端觀察到又有新的 ZrH x 析出，圖 2d 是 30 min 后重新析出的ZrH x 圖像（箭頭標(biāo)記處） [8] 。與圖 1 中 ZrH x 的生長(zhǎng)情況比較，可以看出樣品中氫含量增加后，ZrH x 的生長(zhǎng)速度也明顯加快。以上結(jié)果展示了鋯合金中的氫會(huì)沿著應(yīng)力梯度向著應(yīng)力高的方向擴(kuò)散，然后在應(yīng)力集中處富集形核并析出 ZrH x ，ZrH x 在應(yīng)力作用下發(fā)生開裂，在裂紋尖端又會(huì)析出 ZrH x ，這就是 HIDC 的基本過程。

1.2 應(yīng)力影響 ZrH x 析出時(shí)生長(zhǎng)方向的實(shí)驗(yàn)研究

鋯合金的管材或板材都是經(jīng)過軋制成型，在軋制變形過程中晶粒取向逐漸形成有規(guī)則的排列，即產(chǎn)生了織構(gòu)，由于 ZrH x 析出生長(zhǎng)時(shí)常常與鋯合金的晶體保持一定取向關(guān)系，慣析面是 。因此，從板材軋制方向的縱截面或橫截面上觀察 ZrH x 分布總是呈現(xiàn)有規(guī)律的排列，大多情況下是平行于軋制表面。如果在這種樣品上外加應(yīng)力，并在恒載荷下進(jìn)行 400~150℃ 之間的熱循環(huán)，一方面是為了 ZrH x 能有溶解和再析出的機(jī)會(huì)，另一方面也是模擬鋯合金構(gòu)件服役時(shí)可能遇到的實(shí)際情況，觀察處理后 ZrH x 在樣品截面上分布 的變化，可以知道外加應(yīng)力對(duì) ZrH x 析出時(shí)形核和生長(zhǎng)規(guī)律的影響 [9-10] 。垂直于板材軋制方向加工的拉伸樣品，在 160 MPa 載荷下經(jīng)過不同熱循環(huán)次數(shù)（n）后，ZrH x 分布變化如圖 3所示，拉伸應(yīng)力方向平行于原來 ZrH x 條帶分布的方向（圖 3a），樣品經(jīng)過 2 次熱循環(huán)后對(duì) ZrH x 析出生長(zhǎng)的影響還不明顯（圖 3b），但是經(jīng)過 8 次熱循環(huán)后，原來的帶狀 ZrH x 分布發(fā)生了明顯變化，不少帶狀ZrH x 變成垂直于張應(yīng)力分布（圖3c）。

但是對(duì)于 80 MPa 載荷，即使經(jīng)過 8 次熱循環(huán)對(duì)ZrH x 分布的影響并不大，這一實(shí)驗(yàn)結(jié)果說明了ZrH x 析出時(shí)更傾向垂直于張應(yīng)力方向生長(zhǎng)，但是，能夠產(chǎn)生影響 ZrH x 再取向的應(yīng)力大小存在閾值，實(shí)驗(yàn)證實(shí)該閾值大小與熱循環(huán)次數(shù)有關(guān)，隨熱循環(huán)次數(shù)增加而下降，與 1/n 呈線性關(guān)系 [9-10] 。

1.3 鋯合金復(fù)合板在高溫過熱蒸汽中長(zhǎng)期腐蝕

時(shí)發(fā)生 HIDC 的現(xiàn)象與分析將 3 塊經(jīng)過清潔處理的 Zr-4 板用鋼板套真空封裝和加熱軋制獲得復(fù)合板，去除鋼套切成寬 10 mm 的樣品在 400℃、10.3 MPa 過熱蒸汽中腐蝕 150 d 后，有少數(shù)樣品因腐蝕而發(fā)生了開裂，經(jīng)過觀察分析，認(rèn)為這是 HIDC 引起的結(jié)果 [11] 。圖 4 為包含了腐蝕后裂縫尖端的樣品截面及局部放大圖，經(jīng)過研磨、拋光并侵蝕（80%HNO 3 +10%H 2 O 2 +10%HF 溶液，% 表示體積分?jǐn)?shù)），顯示出 ZrH x 的分布。從圖 4 中可以看出，在裂縫前端有一條平行于裂縫開裂方向的 ZrH x 析出帶，這是 ZrH x 在垂直于張應(yīng)力方向析出生長(zhǎng)后的特征。在裂縫尖端的放大圖中，還可以清楚地看到有幾片 ZrH x 已發(fā)生開裂，但還沒有形成貫穿的裂紋。這是 ZrH x 在張應(yīng)力作用下發(fā)生開裂的現(xiàn)象。金屬 Zr 形成氧化鋯時(shí)體積增大，金屬氧化物與金屬的體積比（P.B.比）是 1.56，因而，當(dāng)形成尖劈狀氧化膜嵌入金屬中時(shí)，在氧化膜前端的金屬基體中必然會(huì)產(chǎn)生張應(yīng)力區(qū)，并與周邊的金屬之間形成了應(yīng)力梯度。當(dāng)腐蝕進(jìn)行到一定程度，吸氫量達(dá)到一定量后，在張應(yīng)力梯度的作用下，氫會(huì)發(fā)生擴(kuò)散并在氧化膜前端高應(yīng)力的金屬基體中富集而析出 ZrH x ，片狀 ZrH x 將垂直于張應(yīng)力的方向析出生長(zhǎng)。由于 ZrH x 在 400℃ 時(shí)仍然很脆，當(dāng)長(zhǎng)大到一定長(zhǎng)度后，在張應(yīng)力的作用下發(fā)生開裂，開裂后的金屬表面繼續(xù)發(fā)生氧化，在氧化膜端頭的金屬基體中又會(huì)形成張應(yīng)力梯度區(qū)，引起片狀 ZrH x 的析出，這種過程的周而復(fù)始就使得尖劈狀的氧化膜不斷向前推進(jìn)，成為HIDC 過程。但是，片狀的樣品在腐蝕實(shí)驗(yàn)時(shí)是自由狀態(tài)，并未受到外加應(yīng)力的約束，那么，HIDC 發(fā)生初始時(shí)必須具備的“外加應(yīng)力”和金屬內(nèi)部局部區(qū)域內(nèi)存在的“應(yīng)力梯度”是如何形成的？這是需要研究分析的問題。

從截面上觀察復(fù)合板側(cè)面結(jié)合處氧化膜的形貌，發(fā)現(xiàn)有些地方的形貌特殊，形成尖劈狀的氧化膜鑲嵌在鋯合金中，而且在尖劈狀氧化膜的端頭還可清晰地觀察到有 ZrH x 析出，如圖 5 所示。該處的氧化膜會(huì)以更快的速度沿著復(fù)合板的結(jié)合面生長(zhǎng)，說明在復(fù)合板結(jié)合層的四周邊沿處，還有一些地方的耐腐蝕性能較差，其原因還有待進(jìn)一步研究。由于 Zr 與 O 結(jié)合生成 ZrO 2 時(shí)體積增大，當(dāng)鑲嵌在鋯合金中的這種尖劈狀氧化膜達(dá)到一定的長(zhǎng)度和深度，尖劈狀氧化膜前端金屬基體中產(chǎn)生的張應(yīng)力也達(dá)到了某一臨界值時(shí)，該處就會(huì)發(fā)生氫的富集并析出 ZrH x ，成為 HIDC 的“源頭”。這樣就可以理解鋯合金復(fù)合板材在高溫高壓水中腐蝕時(shí)，即使處于自由狀態(tài)，沒有外加應(yīng)力，也會(huì)因發(fā)生 HIDC 而導(dǎo)致復(fù)合板重新開裂的現(xiàn)象。

2 、鋯合金表面存在微縫隙缺陷的樣品在高溫高壓水中腐蝕時(shí)發(fā)生 HIDC 過程的實(shí)驗(yàn)研究

從以上討論可以推斷，如果制造鋯合金構(gòu)件過程中在表面留下一些缺陷，如微縫隙、尖銳的劃傷等，那么在服役時(shí)當(dāng)鋯合金構(gòu)件與高溫水反應(yīng)生成氧化膜后，在這種缺陷處就會(huì)形成尖劈狀的氧化膜鑲嵌在金屬中，成為 HIDC 的源頭。為了驗(yàn)證這種分析是否正確進(jìn)行了如下的實(shí)驗(yàn)研究。

2.1 試樣制備及實(shí)驗(yàn)方法

將厚 2 mm 的 Zr-4 板切成寬 2.5 mm、長(zhǎng) 30mm 的短條，經(jīng)過清洗干燥后，將 3 塊并排用夾具夾緊，采用真空電子束焊接方法焊接兩條縫隙，通過調(diào)節(jié)焊接參數(shù)，控制焊接深度，不要將縫隙焊透，這樣在樣品的另一面就留下縫隙狀的缺陷，制成表面有微縫隙缺陷的樣品。

樣品先在 400℃、10.3 MPa 過熱蒸汽的高壓釜中腐蝕 200 d，樣品表面的氧化膜厚約 5 μm，樣品中的氫含量約為 150 μg/g。然后再將樣品進(jìn)行熱循環(huán)處理，觀察表面缺陷的變化。熱循環(huán)是在 350℃、16.8 MPa 水的高壓釜中進(jìn)行，先將高壓釜在大約 2 h 內(nèi)加熱至 350℃，然后斷電降溫至約 150℃（約 6 h），再加熱至 350℃ 斷電，冷卻至約 50℃（約 14 h），一個(gè)循環(huán)時(shí)間控制在 24 h 之內(nèi)。由于樣品經(jīng)過 200 d 腐蝕后，已經(jīng)吸收了氫，在熱循環(huán)時(shí)金屬中的 ZrH x 將發(fā)生周而復(fù)始的溶解和析出過程，如果再疊加上張應(yīng)力的作用，將有可能導(dǎo)致 ZrH x 更容易開裂，引起缺陷縫隙的擴(kuò)展。經(jīng)過腐蝕和熱循環(huán)處理后的樣品用金相制樣方法研磨拋光，測(cè)量缺陷縫隙深度的變化，或在拋光后再用 10%HF+10%H 2 O 2 +80%HNO 3 溶液侵蝕，觀察缺陷縫隙端部周圍 ZrH x 的分布特征。

2.2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果和討論

樣品經(jīng)過 400℃ 過熱蒸汽腐蝕 200 d 后，缺陷縫隙處的截面經(jīng)過研磨、拋光和侵蝕，顯示出的顯微組織如圖 6 所示。由于縫隙中金屬氧化體積增大，在縫隙端部的金屬中形成張應(yīng)力和應(yīng)力梯度區(qū)，引起了氫的擴(kuò)散富集，并析出 ZrH x 。ZrH x 一方面傾向垂直于張應(yīng)力方向生長(zhǎng)；另一方面又要滿足與金屬基體保持某種晶體取向關(guān)系，由于不同縫隙端部金屬基體的晶體取向存在差別，ZrH x 析出生長(zhǎng)后的分布狀況也會(huì)不同。圖 6a 中ZrH x 的分布狀況可能比圖 6b 中的更容易開裂，該處的縫隙也更容易擴(kuò)展。

樣品經(jīng)過 400℃ 過熱蒸汽腐蝕 200 d，再經(jīng)過 350℃ 高溫水中 20 次熱循環(huán)后，樣品的截面經(jīng)過研磨、拋光，觀察到缺陷端部的幾種典型形貌如圖 7 所示。大多數(shù)缺陷端部的形貌如圖 7a所示，縫隙包含了寬窄明顯不同的兩段，顯然窄的那一段縫隙是后來在熱循環(huán)時(shí)發(fā)生開裂形成的，形成縫隙后的金屬表面還未被充分氧化，因而縫隙比較窄；圖 7b 中縫隙的端部有一個(gè)尖頭，這應(yīng)該是縫隙剛發(fā)生開裂的結(jié)果；圖 7c 的縫隙頂端圓滑，這是未發(fā)生開裂的原因。造成這種差別的主要原因應(yīng)該是縫隙端部金屬晶體取向的差別，這將導(dǎo)致 ZrH x 生長(zhǎng)后的分布不同，也將影響縫隙開裂的難易程度。

在測(cè)量了 8 處經(jīng)過熱循環(huán)形成裂紋的長(zhǎng)度后，將樣品重新放入高壓釜中，繼續(xù)在 350℃ 高溫水中進(jìn)行 40 次熱循環(huán)（總共經(jīng)過 60 次熱循環(huán)），樣品取出后經(jīng)過輕微研磨拋光，測(cè)量缺陷深度的變化。表 1 列出了樣品經(jīng)過 20 次和 60 次熱循環(huán)后 8 處缺陷縫隙深度的變化。除了有一處縫隙的深度沒有變化外，其他縫隙的深度都有不同程度的增加，說明表面具有微縫隙缺陷的樣品在高溫水中腐蝕時(shí)，即使樣品沒有受到外加應(yīng)力，這種缺陷也會(huì)引發(fā) HIDC，最終可能導(dǎo)致鋯合金構(gòu)件破損。如果后來 40 次熱循環(huán)時(shí)能將加熱至 350℃和冷卻到 50℃ 停留的時(shí)間都延長(zhǎng)，使已開裂的縫隙表面上生成的氧化膜更厚一些，那么縫隙端頭金屬中的應(yīng)力會(huì)增加，應(yīng)力梯度也會(huì)更大，在縫隙端頭金屬中析出的氫化物也會(huì)增多，裂縫的擴(kuò)展也會(huì)更加明顯。

雖然已經(jīng)知道 Zr-2.5Nb 壓力管的 HIDC 是因?yàn)闈L壓焊接存在殘余張應(yīng)力引起氫化物析出生長(zhǎng)的結(jié)果，但是壓力管工作的環(huán)境大約是 300℃ 的高壓重水，開裂后的縫隙必然會(huì)生成氧化膜，在裂縫端頭的金屬基體中也必然會(huì)產(chǎn)生集中的張應(yīng)力和應(yīng)力梯度區(qū)，這對(duì)于 HIDC 過程的發(fā)展必將產(chǎn)生重要的作用。

3、 結(jié)　論

本文討論了鋯合金中發(fā)生 HIDC 過程的幾個(gè)主要環(huán)節(jié)，認(rèn)為表面上存在某種微縫隙缺陷的鋯合金樣品，在高溫高壓水中腐蝕時(shí)，即使樣品中沒有殘余應(yīng)力，也沒有受到外加應(yīng)力的情況下，但由于這種缺陷處會(huì)形成尖劈狀的氧化膜鑲嵌在金屬中，也會(huì)引發(fā) HIDC 導(dǎo)致缺陷擴(kuò)展。通過研究微縫隙缺陷在 400℃ 過熱蒸汽腐蝕和 350℃ 高壓水中熱循環(huán)時(shí)的行為，得出如下結(jié)論：

（1） Zr 與氧結(jié)合形成氧化鋯時(shí)的 P.B.比為1.56，體積增大。因此，表面存在微縫隙缺陷的鋯合金樣品在高溫水中腐蝕時(shí)，會(huì)生成尖劈狀的氧化膜鑲嵌在鋯合金中，在氧化膜尖端的金屬基體中會(huì)產(chǎn)生張應(yīng)力區(qū)，并與周邊金屬之間形成應(yīng)力梯度。

（2） Zr 與高溫水反應(yīng)生成氧化鋯時(shí)生成的氫一部分被 Zr 吸收，鋯合金中的氫在應(yīng)力梯度的作用下，會(huì)向高應(yīng)力區(qū)擴(kuò)散，并在應(yīng)力集中處形核析出 ZrH x ，片狀的 ZrH x 傾向垂直于張應(yīng)力方向生長(zhǎng)。

（3） 脆性片狀的 ZrH x 在張應(yīng)力作用下會(huì)發(fā)生開裂，在開裂后的裂紋尖端會(huì)形成新的應(yīng)力集中。開裂后的表面形成氧化膜后，在氧化膜端頭的金屬基體中又會(huì)形成張應(yīng)力和應(yīng)力梯度區(qū)。這種周而復(fù)始的過程導(dǎo)致了 HIDC。

（4）表面存在微縫隙缺陷的鋯合金構(gòu)件在核反應(yīng)堆中長(zhǎng)期服役時(shí)，即使不受外加應(yīng)力也會(huì)發(fā)生 HIDC，因此，從結(jié)構(gòu)件的設(shè)計(jì)到加工制造過程中都需要特別注意，避免采用容易產(chǎn)生這類缺陷的方案。

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