铬涂层锆合金因其致密的涂层结构和稳定的性能，已成为事故容错燃料包壳的有力候选材料。然而，对于压水堆（Pressurized Water Reactor, PWR）一回路水化学环境（如溶解氢和溶解氧含量）如何影响铬涂层在长期工况下的微动腐蚀行为，目前尚不清楚。虽然研究普遍认为铬涂层的耐磨损性能与其高硬度和化学惰性有关，但循环机械载荷、氧化、腐蚀、磨屑演变和涂层完整性在真实反应堆环境中的复杂交互作用常常被低估。特别是，一回路水中的溶解氢和溶解氧对控制电化学反应至关重要，但它们如何改变铬涂层在长期微动过程中的降解路径，仍有待阐明。

来自上海交通大学等的研究人员旨在揭示溶解氢（Dissolved Hydrogen, DH）和溶解氧（Dissolved Oxygen, DO）在模拟一回路水环境下对铬涂层锆合金包壳与因科镍718弹簧之间支撑架-燃料棒微动腐蚀行为的影响。其核心目标是阐明水化学环境如何调控微动损伤的演化、磨损机制的转变，并最终阐明决定涂层长期性能的机械磨损与环境辅助断裂之间的竞争作用。相关成果于2026年2月20日以“Effect of dissolved oxygen on autoclave grid-to-rod fretting corrosion behavior of Cr coated fuel cladding in simulated primary water”为题发表在《Corrosion Science》。

样品制备：采用多弧离子镀技术在Zr-4合金基体上沉积了厚度约为15微米的纯铬涂层。接触副为Inconel 718合金弹簧。样品在实验前经过清洗。

微动腐蚀测试：实验在高温高压水环境中进行，模拟压水堆实际工况。使用高温高压反应釜，实验条件为：温度315±1°C，压力15.5±0.1MPa，振动频率10Hz，位移幅值±50微米，法向载荷35N，测试时长分别为240、360和480小时。对比了两种水化学条件：溶解氢环境（DO < 10 微克/升）和溶解氧环境（DO = 2000 微克/升）。

图1. 铬涂层包壳管的表面和截面形貌。

图2. 微动腐蚀实验设备与样品示意图。

图3. 溶解氧和溶解氢条件下铬涂层包壳管样品磨痕区域的整体表面光学显微镜图像。

图4. 溶解氢和溶解氧条件下不同循环周期后的磨痕三维形貌和截面轮廓。

图5. 溶解氢和溶解氧条件下不同循环周期时的切向力-位移曲线与摩擦系数演变。

图6. 溶解氧和溶解氢条件下的定量磨损分析。

图7. 溶解氢条件下循环不同时间后样品的表面形貌与能谱分析。

图8. 溶解氧条件下循环240小时后样品的表面形貌与能谱分析。

图9. 溶解氧条件下循环480小时后样品的表面形貌与拉曼光谱分析。

图10. 溶解氧条件下循环不同时间后涂层的截面形貌分析。

图11. 溶解氧条件下涂层的截面形貌与局部力学性能表征。

图12. 溶解氢条件下循环480小时后磨痕中心区域的扫描透射电子显微镜明场像观测。

图13. 溶解氧条件下循环480小时后磨痕中心区域的扫描透射电子显微镜明场像观测。

图14. 磨损表面附近变形区域的透射菊池衍射反极图与核平均取向差图。

图15. 溶解氢与溶解氧条件下铬涂层微动腐蚀机理差异的示意图。

研究结论：

1、溶解氧对微动行为的决定性影响：水化学环境对微动损伤演化起决定性作用。在溶解氢环境下，随着循环进行，摩擦系数趋于稳定，磨损过程逐渐稳定化，阿尔查德磨损系数k持续下降。相反，在溶解氧环境下，磨损加剧并触发不稳定的微动行为，摩擦系数迅速升高并维持在较高水平，阿尔查德磨损系数k持续上升，表明材料去除率随循环进行而加速。微动机制从溶解氢条件下的部分滑移为主，转变为溶解氧条件下的向大滑移演变。

2、磨痕区域的清晰分区与缝隙腐蚀机制：磨痕界面可清晰区分为磨痕区、缝隙区、氧化带区域和非接触区域。接触表面形成的缝隙能够部分限制溶解氧水的进入，但无法完全阻止。氧化带的形成源于缝隙腐蚀机制，而非机械氧化或磨屑再沉积。

3、氧化物膜的作用与局部溶解：当溶解氧到达接触界面时，会促进表面形成机械性能脆弱的非耐磨氧化物膜，从而加速材料降解。此外，局部多孔溶解优先在表面缺陷和孔隙的尖端引发。这导致涂层局部承载能力下降。

4、磨损机制的转变：铬涂层的微动腐蚀行为受一个控制从稳定塑性适应向断裂失稳转变的临界微凸体接触半径支配。在溶解氢条件下，微凸体接触保持机械稳定，剪切应力通过塑性变形和轻微粘着耗散，形成薄而致密的第三体层（Third-Body Layer, TBL），且无贯穿裂纹，属于粘着主导的磨损。在溶解氧条件下，微凸体根部的氧化弱化降低了此临界阈值，导致微凸体接触失稳，促进亚表层裂纹萌生和断裂主导的材料去除，表现为更厚、结构不规则的第三体层以及裂纹、分层等特征。