Corrosion product behaviour during hot functional tests and normal operation in cycle 1 at Sizewell B
4
1996
... 为保证核电设备在HFT水化学中的预成膜能够在后续一回路正常运行水化学中有效保护基体且稳定存在，HFT水化学中主要添加B、Li、H和Zn等一回路正常运行水化学成分.目前，世界各国核电站普遍应用的HFT水化学是在除氧的纯水(中性除氧环境)或LiOH溶液(碱性除氧环境)中运行超过300 h[1 ,2 ] .Garbett和Mantell[1 ] 采用的HFT工艺是在1~2 mg/L Li、T > 260℃、溶解氧(DO) < 100 µg/L中运行500~600 h.随后的HFT水化学控制主要采用含溶解氢(DH)的LiOH溶液(碱性还原环境).Kadoya[2 ] 在Ikata 3号机组在0.5 mg/L Li、DH = 30 cm3 /kg H2 O的HFT水化学中运行600 h.以水化学中的Ni浓度为指标，表明HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献为7%.Ito等[3 ] 在Genkai 4号机组采用与Ikata 3号机组相似的HFT水化学，检测离子释放速率发现，Fe和Ni离子的释放速率明显增加.Nishizawa[4 ] 分别采用除氧的纯水、除氧的0.5 mg/L Li溶液、DH = 30 cm3 /kg H2 O的纯水和含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li 4种溶液作为候选HFT水化学，研究表明600合金在含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液中形成富Cr、厚度最薄的氧化膜，且表面氧化膜和冷却剂中的Ni含量均最低.因此，含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液被作为HFT水化学应用在Tomari 1号机组，并与采用相似设计但未经HFT预氧化的对照机组对比，可见Tomari 1号机组的辐射剂量率降低了40%，其中HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献大概为20%.此外，在HFT预成膜过程中，Tomari 1号机组一回路冷却剂中的Fe和Ni浓度也处于相对较低水平.最近优化的分步HFT工艺首先是在含DH的LiOH溶液中预成膜(碱性还原环境)，随后采用停堆水化学(酸性还原和添加过H2 O2 )结束.Garbett等[1 ,5 ] 的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
... [1 ]采用的HFT工艺是在1~2 mg/L Li、T > 260℃、溶解氧(DO) < 100 µg/L中运行500~600 h.随后的HFT水化学控制主要采用含溶解氢(DH)的LiOH溶液(碱性还原环境).Kadoya[2 ] 在Ikata 3号机组在0.5 mg/L Li、DH = 30 cm3 /kg H2 O的HFT水化学中运行600 h.以水化学中的Ni浓度为指标，表明HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献为7%.Ito等[3 ] 在Genkai 4号机组采用与Ikata 3号机组相似的HFT水化学，检测离子释放速率发现，Fe和Ni离子的释放速率明显增加.Nishizawa[4 ] 分别采用除氧的纯水、除氧的0.5 mg/L Li溶液、DH = 30 cm3 /kg H2 O的纯水和含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li 4种溶液作为候选HFT水化学，研究表明600合金在含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液中形成富Cr、厚度最薄的氧化膜，且表面氧化膜和冷却剂中的Ni含量均最低.因此，含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液被作为HFT水化学应用在Tomari 1号机组，并与采用相似设计但未经HFT预氧化的对照机组对比，可见Tomari 1号机组的辐射剂量率降低了40%，其中HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献大概为20%.此外，在HFT预成膜过程中，Tomari 1号机组一回路冷却剂中的Fe和Ni浓度也处于相对较低水平.最近优化的分步HFT工艺首先是在含DH的LiOH溶液中预成膜(碱性还原环境)，随后采用停堆水化学(酸性还原和添加过H2 O2 )结束.Garbett等[1 ,5 ] 的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
... [1 ,5 ]的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
... DH作为PWR一回路运行水化学的一个重要参数，对与一回路水化学接触的设备材料尤其是占一回路表面积62%~75%[35 ] 的SG传热管用690、600等镍基合金在高温高压水中的腐蚀产物类型、氧化膜的保护性、沿晶应力腐蚀开裂敏感性、裂纹生长速率产生较大影响.Nishizawa[4 ] 研究表明，相比于除氧水化学，DH = 30 cm3 /kg H2 O的水化学会降低氧化膜和水化学中的Ni含量.目前核电厂已经应用的HFT水化学中DH浓度是5 cm3 /kg H2 O[8 ,19 ] 和25~40 cm3 /kg H2 O[1 ~4 ,15 ~17 ] ，但是目前实验室和PWR核电站中均无HFT水化学中DH浓度对电厂关键设备材料表面预成膜性质的相关研究. ...
Countermeasures for radiation dose reduction at Ikata unit No.3
2
2000
... 为保证核电设备在HFT水化学中的预成膜能够在后续一回路正常运行水化学中有效保护基体且稳定存在，HFT水化学中主要添加B、Li、H和Zn等一回路正常运行水化学成分.目前，世界各国核电站普遍应用的HFT水化学是在除氧的纯水(中性除氧环境)或LiOH溶液(碱性除氧环境)中运行超过300 h[1 ,2 ] .Garbett和Mantell[1 ] 采用的HFT工艺是在1~2 mg/L Li、T > 260℃、溶解氧(DO) < 100 µg/L中运行500~600 h.随后的HFT水化学控制主要采用含溶解氢(DH)的LiOH溶液(碱性还原环境).Kadoya[2 ] 在Ikata 3号机组在0.5 mg/L Li、DH = 30 cm3 /kg H2 O的HFT水化学中运行600 h.以水化学中的Ni浓度为指标，表明HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献为7%.Ito等[3 ] 在Genkai 4号机组采用与Ikata 3号机组相似的HFT水化学，检测离子释放速率发现，Fe和Ni离子的释放速率明显增加.Nishizawa[4 ] 分别采用除氧的纯水、除氧的0.5 mg/L Li溶液、DH = 30 cm3 /kg H2 O的纯水和含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li 4种溶液作为候选HFT水化学，研究表明600合金在含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液中形成富Cr、厚度最薄的氧化膜，且表面氧化膜和冷却剂中的Ni含量均最低.因此，含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液被作为HFT水化学应用在Tomari 1号机组，并与采用相似设计但未经HFT预氧化的对照机组对比，可见Tomari 1号机组的辐射剂量率降低了40%，其中HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献大概为20%.此外，在HFT预成膜过程中，Tomari 1号机组一回路冷却剂中的Fe和Ni浓度也处于相对较低水平.最近优化的分步HFT工艺首先是在含DH的LiOH溶液中预成膜(碱性还原环境)，随后采用停堆水化学(酸性还原和添加过H2 O2 )结束.Garbett等[1 ,5 ] 的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
... [2 ]在Ikata 3号机组在0.5 mg/L Li、DH = 30 cm3 /kg H2 O的HFT水化学中运行600 h.以水化学中的Ni浓度为指标，表明HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献为7%.Ito等[3 ] 在Genkai 4号机组采用与Ikata 3号机组相似的HFT水化学，检测离子释放速率发现，Fe和Ni离子的释放速率明显增加.Nishizawa[4 ] 分别采用除氧的纯水、除氧的0.5 mg/L Li溶液、DH = 30 cm3 /kg H2 O的纯水和含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li 4种溶液作为候选HFT水化学，研究表明600合金在含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液中形成富Cr、厚度最薄的氧化膜，且表面氧化膜和冷却剂中的Ni含量均最低.因此，含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液被作为HFT水化学应用在Tomari 1号机组，并与采用相似设计但未经HFT预氧化的对照机组对比，可见Tomari 1号机组的辐射剂量率降低了40%，其中HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献大概为20%.此外，在HFT预成膜过程中，Tomari 1号机组一回路冷却剂中的Fe和Ni浓度也处于相对较低水平.最近优化的分步HFT工艺首先是在含DH的LiOH溶液中预成膜(碱性还原环境)，随后采用停堆水化学(酸性还原和添加过H2 O2 )结束.Garbett等[1 ,5 ] 的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
Water chemistry during startup testing at the latest PWR: Genkai unit No.4
1
1998
... 为保证核电设备在HFT水化学中的预成膜能够在后续一回路正常运行水化学中有效保护基体且稳定存在，HFT水化学中主要添加B、Li、H和Zn等一回路正常运行水化学成分.目前，世界各国核电站普遍应用的HFT水化学是在除氧的纯水(中性除氧环境)或LiOH溶液(碱性除氧环境)中运行超过300 h[1 ,2 ] .Garbett和Mantell[1 ] 采用的HFT工艺是在1~2 mg/L Li、T > 260℃、溶解氧(DO) < 100 µg/L中运行500~600 h.随后的HFT水化学控制主要采用含溶解氢(DH)的LiOH溶液(碱性还原环境).Kadoya[2 ] 在Ikata 3号机组在0.5 mg/L Li、DH = 30 cm3 /kg H2 O的HFT水化学中运行600 h.以水化学中的Ni浓度为指标，表明HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献为7%.Ito等[3 ] 在Genkai 4号机组采用与Ikata 3号机组相似的HFT水化学，检测离子释放速率发现，Fe和Ni离子的释放速率明显增加.Nishizawa[4 ] 分别采用除氧的纯水、除氧的0.5 mg/L Li溶液、DH = 30 cm3 /kg H2 O的纯水和含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li 4种溶液作为候选HFT水化学，研究表明600合金在含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液中形成富Cr、厚度最薄的氧化膜，且表面氧化膜和冷却剂中的Ni含量均最低.因此，含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液被作为HFT水化学应用在Tomari 1号机组，并与采用相似设计但未经HFT预氧化的对照机组对比，可见Tomari 1号机组的辐射剂量率降低了40%，其中HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献大概为20%.此外，在HFT预成膜过程中，Tomari 1号机组一回路冷却剂中的Fe和Ni浓度也处于相对较低水平.最近优化的分步HFT工艺首先是在含DH的LiOH溶液中预成膜(碱性还原环境)，随后采用停堆水化学(酸性还原和添加过H2 O2 )结束.Garbett等[1 ,5 ] 的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
Primary water chemistry improvement for radiation exposure reduction at Japanese PWR plants
4
1995
... 为保证核电设备在HFT水化学中的预成膜能够在后续一回路正常运行水化学中有效保护基体且稳定存在，HFT水化学中主要添加B、Li、H和Zn等一回路正常运行水化学成分.目前，世界各国核电站普遍应用的HFT水化学是在除氧的纯水(中性除氧环境)或LiOH溶液(碱性除氧环境)中运行超过300 h[1 ,2 ] .Garbett和Mantell[1 ] 采用的HFT工艺是在1~2 mg/L Li、T > 260℃、溶解氧(DO) < 100 µg/L中运行500~600 h.随后的HFT水化学控制主要采用含溶解氢(DH)的LiOH溶液(碱性还原环境).Kadoya[2 ] 在Ikata 3号机组在0.5 mg/L Li、DH = 30 cm3 /kg H2 O的HFT水化学中运行600 h.以水化学中的Ni浓度为指标，表明HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献为7%.Ito等[3 ] 在Genkai 4号机组采用与Ikata 3号机组相似的HFT水化学，检测离子释放速率发现，Fe和Ni离子的释放速率明显增加.Nishizawa[4 ] 分别采用除氧的纯水、除氧的0.5 mg/L Li溶液、DH = 30 cm3 /kg H2 O的纯水和含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li 4种溶液作为候选HFT水化学，研究表明600合金在含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液中形成富Cr、厚度最薄的氧化膜，且表面氧化膜和冷却剂中的Ni含量均最低.因此，含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液被作为HFT水化学应用在Tomari 1号机组，并与采用相似设计但未经HFT预氧化的对照机组对比，可见Tomari 1号机组的辐射剂量率降低了40%，其中HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献大概为20%.此外，在HFT预成膜过程中，Tomari 1号机组一回路冷却剂中的Fe和Ni浓度也处于相对较低水平.最近优化的分步HFT工艺首先是在含DH的LiOH溶液中预成膜(碱性还原环境)，随后采用停堆水化学(酸性还原和添加过H2 O2 )结束.Garbett等[1 ,5 ] 的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
... PWR核电站一回路设备表面经过HFT水化学预成膜处理主要是为了降低核电站在正常运行和停堆期间的辐射剂量率，因此核电站一回路关键设备材料表面经HFT水化学预氧化后在停堆期间的辐射剂量率是评价HFT水化学的最佳指标[16 ] .但是这些指标通常无法在实验室中模拟获得，存在较大的局限性.由于一回路设备表面向溶液中释放的Ni是放射性核素Co-58的来源，因此也有核电站采用一回路冷却剂和氧化膜中的Ni含量作为HFT水化学预处理质量的评价标准[4 , 17 ] .Tawaki等[20 ] 采用高压釜测试装置研究了金属Ni0 和Ni0.8 Fe2.2 O4 的溶解性，表明由金属Ni0 溶解的Ni离子的溶解趋势与实际核电站相似，即金属Ni0 而并非含Ni的尖晶石是溶解的Ni浓度的主要来源，因此氧化膜中金属Ni0 的含量也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.HFT预成膜的保护性会对金属Ni0 从基体向氧化膜/金属界面的扩散和传输有一定的影响[11 ,21 ~23 ] ，因此氧化膜的保护性也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.目前有实验室正积极探索采用原位高温电化学方法研究HFT水化学对氧化膜性质的影响[24 ~26 ] .此外，在HFT预氧化阶段进行挂样及分析挂样试样表面氧化膜的成分、结构和厚度有助于深入理解不同HFT水化学预成膜的形成机制及其在降低核电设备表面腐蚀速率和停堆辐射剂量率方面的机理.图3 为304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的X射线光电子能谱分析结果.可见，304H不锈钢和690合金表面均形成了富Cr的预成膜，且690合金表面的预成膜中的Ni含量处于较低水平. ...
... DH作为PWR一回路运行水化学的一个重要参数，对与一回路水化学接触的设备材料尤其是占一回路表面积62%~75%[35 ] 的SG传热管用690、600等镍基合金在高温高压水中的腐蚀产物类型、氧化膜的保护性、沿晶应力腐蚀开裂敏感性、裂纹生长速率产生较大影响.Nishizawa[4 ] 研究表明，相比于除氧水化学，DH = 30 cm3 /kg H2 O的水化学会降低氧化膜和水化学中的Ni含量.目前核电厂已经应用的HFT水化学中DH浓度是5 cm3 /kg H2 O[8 ,19 ] 和25~40 cm3 /kg H2 O[1 ~4 ,15 ~17 ] ，但是目前实验室和PWR核电站中均无HFT水化学中DH浓度对电厂关键设备材料表面预成膜性质的相关研究. ...
... ~4 ,15 ~17 ]，但是目前实验室和PWR核电站中均无HFT水化学中DH浓度对电厂关键设备材料表面预成膜性质的相关研究. ...
Shutdown corrosion product, radiation field and personnel dose development at the Sizewell B PWR
1
2004
... 为保证核电设备在HFT水化学中的预成膜能够在后续一回路正常运行水化学中有效保护基体且稳定存在，HFT水化学中主要添加B、Li、H和Zn等一回路正常运行水化学成分.目前，世界各国核电站普遍应用的HFT水化学是在除氧的纯水(中性除氧环境)或LiOH溶液(碱性除氧环境)中运行超过300 h[1 ,2 ] .Garbett和Mantell[1 ] 采用的HFT工艺是在1~2 mg/L Li、T > 260℃、溶解氧(DO) < 100 µg/L中运行500~600 h.随后的HFT水化学控制主要采用含溶解氢(DH)的LiOH溶液(碱性还原环境).Kadoya[2 ] 在Ikata 3号机组在0.5 mg/L Li、DH = 30 cm3 /kg H2 O的HFT水化学中运行600 h.以水化学中的Ni浓度为指标，表明HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献为7%.Ito等[3 ] 在Genkai 4号机组采用与Ikata 3号机组相似的HFT水化学，检测离子释放速率发现，Fe和Ni离子的释放速率明显增加.Nishizawa[4 ] 分别采用除氧的纯水、除氧的0.5 mg/L Li溶液、DH = 30 cm3 /kg H2 O的纯水和含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li 4种溶液作为候选HFT水化学，研究表明600合金在含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液中形成富Cr、厚度最薄的氧化膜，且表面氧化膜和冷却剂中的Ni含量均最低.因此，含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液被作为HFT水化学应用在Tomari 1号机组，并与采用相似设计但未经HFT预氧化的对照机组对比，可见Tomari 1号机组的辐射剂量率降低了40%，其中HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献大概为20%.此外，在HFT预成膜过程中，Tomari 1号机组一回路冷却剂中的Fe和Ni浓度也处于相对较低水平.最近优化的分步HFT工艺首先是在含DH的LiOH溶液中预成膜(碱性还原环境)，随后采用停堆水化学(酸性还原和添加过H2 O2 )结束.Garbett等[1 ,5 ] 的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
Corrosion product monitoring during the seventh refuelling outage at Sizewell B
1
2006
... 为保证核电设备在HFT水化学中的预成膜能够在后续一回路正常运行水化学中有效保护基体且稳定存在，HFT水化学中主要添加B、Li、H和Zn等一回路正常运行水化学成分.目前，世界各国核电站普遍应用的HFT水化学是在除氧的纯水(中性除氧环境)或LiOH溶液(碱性除氧环境)中运行超过300 h[1 ,2 ] .Garbett和Mantell[1 ] 采用的HFT工艺是在1~2 mg/L Li、T > 260℃、溶解氧(DO) < 100 µg/L中运行500~600 h.随后的HFT水化学控制主要采用含溶解氢(DH)的LiOH溶液(碱性还原环境).Kadoya[2 ] 在Ikata 3号机组在0.5 mg/L Li、DH = 30 cm3 /kg H2 O的HFT水化学中运行600 h.以水化学中的Ni浓度为指标，表明HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献为7%.Ito等[3 ] 在Genkai 4号机组采用与Ikata 3号机组相似的HFT水化学，检测离子释放速率发现，Fe和Ni离子的释放速率明显增加.Nishizawa[4 ] 分别采用除氧的纯水、除氧的0.5 mg/L Li溶液、DH = 30 cm3 /kg H2 O的纯水和含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li 4种溶液作为候选HFT水化学，研究表明600合金在含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液中形成富Cr、厚度最薄的氧化膜，且表面氧化膜和冷却剂中的Ni含量均最低.因此，含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液被作为HFT水化学应用在Tomari 1号机组，并与采用相似设计但未经HFT预氧化的对照机组对比，可见Tomari 1号机组的辐射剂量率降低了40%，其中HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献大概为20%.此外，在HFT预成膜过程中，Tomari 1号机组一回路冷却剂中的Fe和Ni浓度也处于相对较低水平.最近优化的分步HFT工艺首先是在含DH的LiOH溶液中预成膜(碱性还原环境)，随后采用停堆水化学(酸性还原和添加过H2 O2 )结束.Garbett等[1 ,5 ] 的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
Development of corrosion product behaviour and radiation fields at the Sizewell B PWR from 1995 to 2008
1
2008
... 为保证核电设备在HFT水化学中的预成膜能够在后续一回路正常运行水化学中有效保护基体且稳定存在，HFT水化学中主要添加B、Li、H和Zn等一回路正常运行水化学成分.目前，世界各国核电站普遍应用的HFT水化学是在除氧的纯水(中性除氧环境)或LiOH溶液(碱性除氧环境)中运行超过300 h[1 ,2 ] .Garbett和Mantell[1 ] 采用的HFT工艺是在1~2 mg/L Li、T > 260℃、溶解氧(DO) < 100 µg/L中运行500~600 h.随后的HFT水化学控制主要采用含溶解氢(DH)的LiOH溶液(碱性还原环境).Kadoya[2 ] 在Ikata 3号机组在0.5 mg/L Li、DH = 30 cm3 /kg H2 O的HFT水化学中运行600 h.以水化学中的Ni浓度为指标，表明HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献为7%.Ito等[3 ] 在Genkai 4号机组采用与Ikata 3号机组相似的HFT水化学，检测离子释放速率发现，Fe和Ni离子的释放速率明显增加.Nishizawa[4 ] 分别采用除氧的纯水、除氧的0.5 mg/L Li溶液、DH = 30 cm3 /kg H2 O的纯水和含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li 4种溶液作为候选HFT水化学，研究表明600合金在含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液中形成富Cr、厚度最薄的氧化膜，且表面氧化膜和冷却剂中的Ni含量均最低.因此，含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液被作为HFT水化学应用在Tomari 1号机组，并与采用相似设计但未经HFT预氧化的对照机组对比，可见Tomari 1号机组的辐射剂量率降低了40%，其中HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献大概为20%.此外，在HFT预成膜过程中，Tomari 1号机组一回路冷却剂中的Fe和Ni浓度也处于相对较低水平.最近优化的分步HFT工艺首先是在含DH的LiOH溶液中预成膜(碱性还原环境)，随后采用停堆水化学(酸性还原和添加过H2 O2 )结束.Garbett等[1 ,5 ] 的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
Optimization of SG tubes prefilming process to reduce nickel release
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2008
... 为保证核电设备在HFT水化学中的预成膜能够在后续一回路正常运行水化学中有效保护基体且稳定存在，HFT水化学中主要添加B、Li、H和Zn等一回路正常运行水化学成分.目前，世界各国核电站普遍应用的HFT水化学是在除氧的纯水(中性除氧环境)或LiOH溶液(碱性除氧环境)中运行超过300 h[1 ,2 ] .Garbett和Mantell[1 ] 采用的HFT工艺是在1~2 mg/L Li、T > 260℃、溶解氧(DO) < 100 µg/L中运行500~600 h.随后的HFT水化学控制主要采用含溶解氢(DH)的LiOH溶液(碱性还原环境).Kadoya[2 ] 在Ikata 3号机组在0.5 mg/L Li、DH = 30 cm3 /kg H2 O的HFT水化学中运行600 h.以水化学中的Ni浓度为指标，表明HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献为7%.Ito等[3 ] 在Genkai 4号机组采用与Ikata 3号机组相似的HFT水化学，检测离子释放速率发现，Fe和Ni离子的释放速率明显增加.Nishizawa[4 ] 分别采用除氧的纯水、除氧的0.5 mg/L Li溶液、DH = 30 cm3 /kg H2 O的纯水和含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li 4种溶液作为候选HFT水化学，研究表明600合金在含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液中形成富Cr、厚度最薄的氧化膜，且表面氧化膜和冷却剂中的Ni含量均最低.因此，含DH = 30 cm3 /kg H2 O的0.5 mg/L Li溶液被作为HFT水化学应用在Tomari 1号机组，并与采用相似设计但未经HFT预氧化的对照机组对比，可见Tomari 1号机组的辐射剂量率降低了40%，其中HFT水化学对辐射剂量率降低的贡献大概为20%.此外，在HFT预成膜过程中，Tomari 1号机组一回路冷却剂中的Fe和Ni浓度也处于相对较低水平.最近优化的分步HFT工艺首先是在含DH的LiOH溶液中预成膜(碱性还原环境)，随后采用停堆水化学(酸性还原和添加过H2 O2 )结束.Garbett等[1 ,5 ] 的第一阶段是在1.5 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O中运行240 h；第二阶段是在1150 mg/L B、1.8~2 mg/L Li、DH = 30~40 cm3 /kg H2 O的环境中运行264 h，并添加过氧化氢停堆.通过长期检测可溶性和颗粒状腐蚀产物[6 ,7 ] ，表明在后续服役过程中组件表面形成了具有保护性的氧化膜.Engler等[8 ] 采用了分步HFT工艺，第一阶段是在1.8 mg/L Li、DH = 0~5 cm3 /kg H2 O溶液中运行300h；第二阶段采用H3 BO3 溶液(1100 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 300℃和1800 mg/L B、DH = 5 cm3 /kg H2 O、T = 80℃)和添加过氧化氢溶液停堆，如图1 所示.在后续正常运行阶段检测回路中的Ni浓度浓度，表明经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；而未经HFT预氧化的回路中Ni浓度释放速率较高且随时间延长下降趋势不明显.与未经HFT预氧化的回路相比，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Ni离子释放速率低于未经HFT预氧化的回路.正常运行阶段测试回路中的Fe离子浓度结果显示，经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率在初始阶段较高，随后逐渐降低并达到稳定；未经HFT预氧化的回路中Fe离子释放速率始终处于非常低的水平且较稳定.需要指出的是，经HFT预氧化的回路在达到稳定状态时Fe离子的释放速率高于未经HFT预氧化的回路.此外，CPR1000机组也采用了相似的HFT水化学. ...
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8 ]
Water chemistry parameters at each stage of the step-by-step HFT process<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R8">8</xref>]</sup> Fig.1 ![]()
鉴于一回路水化学(ZWC)中注Zn在降低设备材料表面辐射剂量率和材料腐蚀速率的成功经验[9 ~14 ] ，注Zn的HFT水化学被认为可以在设备材料表面形成稳定且具有保护性的氧化膜，并有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率.Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在日本Tomari 3号机组中尝试应用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg H2 O)，以期望降低该机组在正常运行过程中的辐射剂量率和设备材料的腐蚀速率.图2 为Tomari 3和对照机组采用的HFT水化学(未显示Tomari 3号机组中的Zn浓度).由于Zn-64在核电站中容易被活化为Zn-65，并且Zn-65的半衰期较长，因此一般核电站采用贫化Zn-64的醋酸锌溶液以提高Zn的有益作用.为发挥ZWC的最大优势并防止因过量注Zn引起的不必要的麻烦，HFT水化学中注Zn考虑了以下几个问题：(1) 在氧化物形成阶段开始注Zn；(2) 注Zn浓度与氧化物消耗的Zn浓度相当；(3) 为防止一回路冷却剂中产生沉淀，需及时检测并调整水化学中的Zn浓度.因此Tomari 3号机组在HFT加热阶段即开始注入目标浓度为3~7 µg/L Zn.但考虑到HFT阶段注Zn的同时也会发生Zn的大量消耗，因此在HFT初始阶段注入较高浓度的Zn(最高上限为40 µg/L).为评价注Zn的HFT水化学在降低核电站辐射剂量率和设备材料腐蚀速率的有效性，将Tomari 3号机组的各项指标与采用相似结构、材料、系统配置、水化学、但未注Zn的对照或Tomari 1号机组对比.评价指标包括HFT后SG传热管中挂片试样的表面腐蚀产物分析、机组功率运行期间的水化学、停堆期间的辐射剂量率、一次燃料循环周期内的水化学、换料停堆期间的辐射剂量率和辐射源强度的评估.检测冷却剂中Ni浓度可见：与对照机组相比，Tomari 3号机组冷却剂中的Ni浓度低且浓度变化范围小.通过冷却剂中Ni浓度、净化流量和冷却剂体积计算Ni的腐蚀量表明，Ni的腐蚀量降低至少70%[15 ] .SG传热管中304不锈钢挂片试样经HFT水化学预氧化后的失重分析表明，Tomari 3号机组试样表面的腐蚀产物量比Tomari 1号机组降低75%[16 ] .100%功率运行期间，Tomari 3号机组中的Fe离子浓度与对照机组相近、Ni浓度浓度稍低于对照机组、滤液中Co-58浓度比对照机组高一个数量级、可过滤的Co-58浓度比对照机组高几倍、滤液中和可过滤的Co-60浓度与对照机组相近[16 ] .30%~50%功率停堆期间，表明Tomari 3号机组中去除的Ni含量比对照机组低10%左右.一般认为SG传热管用690合金的腐蚀是Ni的主要来源，因此认为HFT中注Zn可以使SG传热管的腐蚀速率降低10%左右[16 ] .第一次定期停堆期间，Tomari 3号机组的Co-58和Co-60分别比对照机组降低60%和74%.由此推测，Tomari 3号机组的总辐射强度比对照机组降低61%[16 ] .测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
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Fig.1 ![]()
鉴于一回路水化学(ZWC)中注Zn在降低设备材料表面辐射剂量率和材料腐蚀速率的成功经验[9 ~14 ] ，注Zn的HFT水化学被认为可以在设备材料表面形成稳定且具有保护性的氧化膜，并有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率.Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在日本Tomari 3号机组中尝试应用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg H2 O)，以期望降低该机组在正常运行过程中的辐射剂量率和设备材料的腐蚀速率.图2 为Tomari 3和对照机组采用的HFT水化学(未显示Tomari 3号机组中的Zn浓度).由于Zn-64在核电站中容易被活化为Zn-65，并且Zn-65的半衰期较长，因此一般核电站采用贫化Zn-64的醋酸锌溶液以提高Zn的有益作用.为发挥ZWC的最大优势并防止因过量注Zn引起的不必要的麻烦，HFT水化学中注Zn考虑了以下几个问题：(1) 在氧化物形成阶段开始注Zn；(2) 注Zn浓度与氧化物消耗的Zn浓度相当；(3) 为防止一回路冷却剂中产生沉淀，需及时检测并调整水化学中的Zn浓度.因此Tomari 3号机组在HFT加热阶段即开始注入目标浓度为3~7 µg/L Zn.但考虑到HFT阶段注Zn的同时也会发生Zn的大量消耗，因此在HFT初始阶段注入较高浓度的Zn(最高上限为40 µg/L).为评价注Zn的HFT水化学在降低核电站辐射剂量率和设备材料腐蚀速率的有效性，将Tomari 3号机组的各项指标与采用相似结构、材料、系统配置、水化学、但未注Zn的对照或Tomari 1号机组对比.评价指标包括HFT后SG传热管中挂片试样的表面腐蚀产物分析、机组功率运行期间的水化学、停堆期间的辐射剂量率、一次燃料循环周期内的水化学、换料停堆期间的辐射剂量率和辐射源强度的评估.检测冷却剂中Ni浓度可见：与对照机组相比，Tomari 3号机组冷却剂中的Ni浓度低且浓度变化范围小.通过冷却剂中Ni浓度、净化流量和冷却剂体积计算Ni的腐蚀量表明，Ni的腐蚀量降低至少70%[15 ] .SG传热管中304不锈钢挂片试样经HFT水化学预氧化后的失重分析表明，Tomari 3号机组试样表面的腐蚀产物量比Tomari 1号机组降低75%[16 ] .100%功率运行期间，Tomari 3号机组中的Fe离子浓度与对照机组相近、Ni浓度浓度稍低于对照机组、滤液中Co-58浓度比对照机组高一个数量级、可过滤的Co-58浓度比对照机组高几倍、滤液中和可过滤的Co-60浓度与对照机组相近[16 ] .30%~50%功率停堆期间，表明Tomari 3号机组中去除的Ni含量比对照机组低10%左右.一般认为SG传热管用690合金的腐蚀是Ni的主要来源，因此认为HFT中注Zn可以使SG传热管的腐蚀速率降低10%左右[16 ] .第一次定期停堆期间，Tomari 3号机组的Co-58和Co-60分别比对照机组降低60%和74%.由此推测，Tomari 3号机组的总辐射强度比对照机组降低61%[16 ] .测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... DH作为PWR一回路运行水化学的一个重要参数，对与一回路水化学接触的设备材料尤其是占一回路表面积62%~75%[35 ] 的SG传热管用690、600等镍基合金在高温高压水中的腐蚀产物类型、氧化膜的保护性、沿晶应力腐蚀开裂敏感性、裂纹生长速率产生较大影响.Nishizawa[4 ] 研究表明，相比于除氧水化学，DH = 30 cm3 /kg H2 O的水化学会降低氧化膜和水化学中的Ni含量.目前核电厂已经应用的HFT水化学中DH浓度是5 cm3 /kg H2 O[8 ,19 ] 和25~40 cm3 /kg H2 O[1 ~4 ,15 ~17 ] ，但是目前实验室和PWR核电站中均无HFT水化学中DH浓度对电厂关键设备材料表面预成膜性质的相关研究. ...
Application of zinc injection to reduce radiation sources at Takahama unit 4
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2009
... 鉴于一回路水化学(ZWC)中注Zn在降低设备材料表面辐射剂量率和材料腐蚀速率的成功经验[9 ~14 ] ，注Zn的HFT水化学被认为可以在设备材料表面形成稳定且具有保护性的氧化膜，并有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率.Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在日本Tomari 3号机组中尝试应用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg H2 O)，以期望降低该机组在正常运行过程中的辐射剂量率和设备材料的腐蚀速率.图2 为Tomari 3和对照机组采用的HFT水化学(未显示Tomari 3号机组中的Zn浓度).由于Zn-64在核电站中容易被活化为Zn-65，并且Zn-65的半衰期较长，因此一般核电站采用贫化Zn-64的醋酸锌溶液以提高Zn的有益作用.为发挥ZWC的最大优势并防止因过量注Zn引起的不必要的麻烦，HFT水化学中注Zn考虑了以下几个问题：(1) 在氧化物形成阶段开始注Zn；(2) 注Zn浓度与氧化物消耗的Zn浓度相当；(3) 为防止一回路冷却剂中产生沉淀，需及时检测并调整水化学中的Zn浓度.因此Tomari 3号机组在HFT加热阶段即开始注入目标浓度为3~7 µg/L Zn.但考虑到HFT阶段注Zn的同时也会发生Zn的大量消耗，因此在HFT初始阶段注入较高浓度的Zn(最高上限为40 µg/L).为评价注Zn的HFT水化学在降低核电站辐射剂量率和设备材料腐蚀速率的有效性，将Tomari 3号机组的各项指标与采用相似结构、材料、系统配置、水化学、但未注Zn的对照或Tomari 1号机组对比.评价指标包括HFT后SG传热管中挂片试样的表面腐蚀产物分析、机组功率运行期间的水化学、停堆期间的辐射剂量率、一次燃料循环周期内的水化学、换料停堆期间的辐射剂量率和辐射源强度的评估.检测冷却剂中Ni浓度可见：与对照机组相比，Tomari 3号机组冷却剂中的Ni浓度低且浓度变化范围小.通过冷却剂中Ni浓度、净化流量和冷却剂体积计算Ni的腐蚀量表明，Ni的腐蚀量降低至少70%[15 ] .SG传热管中304不锈钢挂片试样经HFT水化学预氧化后的失重分析表明，Tomari 3号机组试样表面的腐蚀产物量比Tomari 1号机组降低75%[16 ] .100%功率运行期间，Tomari 3号机组中的Fe离子浓度与对照机组相近、Ni浓度浓度稍低于对照机组、滤液中Co-58浓度比对照机组高一个数量级、可过滤的Co-58浓度比对照机组高几倍、滤液中和可过滤的Co-60浓度与对照机组相近[16 ] .30%~50%功率停堆期间，表明Tomari 3号机组中去除的Ni含量比对照机组低10%左右.一般认为SG传热管用690合金的腐蚀是Ni的主要来源，因此认为HFT中注Zn可以使SG传热管的腐蚀速率降低10%左右[16 ] .第一次定期停堆期间，Tomari 3号机组的Co-58和Co-60分别比对照机组降低60%和74%.由此推测，Tomari 3号机组的总辐射强度比对照机组降低61%[16 ] .测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Influence of Zn on the oxide layer on AISI 316L(NG) stainless steel in simulated pressurised water reactor coolant
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2009
Influence of Zn on oxide films on Alloy 690 in borated and lithiated high temperature water
7
2011
... PWR核电站一回路设备表面经过HFT水化学预成膜处理主要是为了降低核电站在正常运行和停堆期间的辐射剂量率，因此核电站一回路关键设备材料表面经HFT水化学预氧化后在停堆期间的辐射剂量率是评价HFT水化学的最佳指标[16 ] .但是这些指标通常无法在实验室中模拟获得，存在较大的局限性.由于一回路设备表面向溶液中释放的Ni是放射性核素Co-58的来源，因此也有核电站采用一回路冷却剂和氧化膜中的Ni含量作为HFT水化学预处理质量的评价标准[4 , 17 ] .Tawaki等[20 ] 采用高压釜测试装置研究了金属Ni0 和Ni0.8 Fe2.2 O4 的溶解性，表明由金属Ni0 溶解的Ni离子的溶解趋势与实际核电站相似，即金属Ni0 而并非含Ni的尖晶石是溶解的Ni浓度的主要来源，因此氧化膜中金属Ni0 的含量也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.HFT预成膜的保护性会对金属Ni0 从基体向氧化膜/金属界面的扩散和传输有一定的影响[11 ,21 ~23 ] ，因此氧化膜的保护性也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.目前有实验室正积极探索采用原位高温电化学方法研究HFT水化学对氧化膜性质的影响[24 ~26 ] .此外，在HFT预氧化阶段进行挂样及分析挂样试样表面氧化膜的成分、结构和厚度有助于深入理解不同HFT水化学预成膜的形成机制及其在降低核电设备表面腐蚀速率和停堆辐射剂量率方面的机理.图3 为304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的X射线光电子能谱分析结果.可见，304H不锈钢和690合金表面均形成了富Cr的预成膜，且690合金表面的预成膜中的Ni含量处于较低水平. ...
... PWR核电站一回路通常采用的硼锂混合溶液也是一种潜在的候选HFT水化学.Sun等[27 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、升高LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对304不锈钢腐蚀行为的影响.表明随LiOH浓度或溶液pH300 升高，304不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低、外层氧化物的平均颗粒尺寸降低、外层氧化膜中Fe和Ni的含量降低而内层成分基本不变.一般认为高温高压水中的双层氧化膜的保护性主要取决于内层.其认为304不锈钢在高温高压硼锂混合溶液中形成的内层氧化膜主要是溶液中的OH- 和基体中的Cr反应生成.较高的LiOH浓度或溶液pH300 会使内层反应更容易进行.Liu等[28 ] 在降低H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中也发现相似规律.随LiOH浓度或溶液pH300 (6.9~7.4)升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗增加、含Fe的氧化物含量增加而含Cr的氧化物含量降低.以上研究结果的共同特点是，随着溶液中LiOH浓度的升高和溶液pH300 升高，不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低及外层氧化物颗粒的平均尺寸降低.但问题是，造成以上电化学结果和氧化物颗粒尺寸变化的具体原因尚不明确，是单纯的LiOH浓度升高还是单纯的溶液pH300 升高还是两者的共同作用造成.与以上研究结果不同的是，Wang等[29 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在同时降低H3 BO3 和LiOH浓度而升高溶液pH300 (6.4~7.5)的高温高压硼锂混合溶液中研究了316L不锈钢的腐蚀行为.表明随着LiOH浓度的降低或溶液pH300 的升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗降低、自腐蚀电流密度增加、外层氧化物颗粒的数量和尺寸均降低.因此可以认为，外层氧化物颗粒的尺寸受到溶液pHT 变化的影响较大.但由于本实验中H3 BO3 浓度也发生了变化，因此316L不锈钢表面氧化膜的电化学响应行为变化的原因仍无法判断.另外Huang等[11 ] 利用动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对690合金腐蚀行为的影响.表明升高LiOH浓度或溶液pH300 ，690合金表面氧化膜的钝化电流密度先增加后降低.690合金在pH300 = 6.8~8.6溶液中的极化曲线只在低电位区间只出现一个较宽的钝化区，而在pH300 = 9.1的溶液中出现了明显的二次钝化.一般认为[30 ] ，低电位的一次钝化区对应于富Cr的氧化膜，而高电位的二次钝化区对应于富Fe和Ni的氧化膜.一次钝化向过钝化和二次钝化的转变主要与Cr的选择性溶解和含Fe、Ni氧化膜的形成有关.此外，有文献也报道了相似的实验规律[31 ~33 ] ，当高温水的pHT 处于6到9之间时，表面的氧化膜保护性较好且材料腐蚀速率(缺陷浓度)与高温水的pHT 无关；而当高温水的pHT < 4或> 10时，氧化膜的保护性较低且材料的腐蚀速率(缺陷浓度)分别随pHT 的降低和升高而增加.另外，也有文献报道[34 ] ，高温水的pH300 位于6.8~8.6区间范围内时，镍基合金和不锈钢的腐蚀产物释放率随pH300 升高而降低. ...
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... [11 ,13 ,28 ]、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... [11 ~13 ,28 ,58 ]、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... [11 ]、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... [11 ]研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Influence of Zn injection on characteristics of oxide film on 304 stainless steel in borated and lithiated high temperature water
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2011
Electrochemical and surface analytical investigation of the effects of Zn concentrations on characteristics of oxide films on 304 stainless steel in borated and lithiated high temperature water
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2013
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... ,13 ,28 ]、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... ~13 ,28 ,58 ]、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... [13 ]认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Comparison of the solubility of ZnFe2 O4 , Fe3 O4 and Fe2 O3 in high temperature water
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2018
... 鉴于一回路水化学(ZWC)中注Zn在降低设备材料表面辐射剂量率和材料腐蚀速率的成功经验[9 ~14 ] ，注Zn的HFT水化学被认为可以在设备材料表面形成稳定且具有保护性的氧化膜，并有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率.Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在日本Tomari 3号机组中尝试应用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg H2 O)，以期望降低该机组在正常运行过程中的辐射剂量率和设备材料的腐蚀速率.图2 为Tomari 3和对照机组采用的HFT水化学(未显示Tomari 3号机组中的Zn浓度).由于Zn-64在核电站中容易被活化为Zn-65，并且Zn-65的半衰期较长，因此一般核电站采用贫化Zn-64的醋酸锌溶液以提高Zn的有益作用.为发挥ZWC的最大优势并防止因过量注Zn引起的不必要的麻烦，HFT水化学中注Zn考虑了以下几个问题：(1) 在氧化物形成阶段开始注Zn；(2) 注Zn浓度与氧化物消耗的Zn浓度相当；(3) 为防止一回路冷却剂中产生沉淀，需及时检测并调整水化学中的Zn浓度.因此Tomari 3号机组在HFT加热阶段即开始注入目标浓度为3~7 µg/L Zn.但考虑到HFT阶段注Zn的同时也会发生Zn的大量消耗，因此在HFT初始阶段注入较高浓度的Zn(最高上限为40 µg/L).为评价注Zn的HFT水化学在降低核电站辐射剂量率和设备材料腐蚀速率的有效性，将Tomari 3号机组的各项指标与采用相似结构、材料、系统配置、水化学、但未注Zn的对照或Tomari 1号机组对比.评价指标包括HFT后SG传热管中挂片试样的表面腐蚀产物分析、机组功率运行期间的水化学、停堆期间的辐射剂量率、一次燃料循环周期内的水化学、换料停堆期间的辐射剂量率和辐射源强度的评估.检测冷却剂中Ni浓度可见：与对照机组相比，Tomari 3号机组冷却剂中的Ni浓度低且浓度变化范围小.通过冷却剂中Ni浓度、净化流量和冷却剂体积计算Ni的腐蚀量表明，Ni的腐蚀量降低至少70%[15 ] .SG传热管中304不锈钢挂片试样经HFT水化学预氧化后的失重分析表明，Tomari 3号机组试样表面的腐蚀产物量比Tomari 1号机组降低75%[16 ] .100%功率运行期间，Tomari 3号机组中的Fe离子浓度与对照机组相近、Ni浓度浓度稍低于对照机组、滤液中Co-58浓度比对照机组高一个数量级、可过滤的Co-58浓度比对照机组高几倍、滤液中和可过滤的Co-60浓度与对照机组相近[16 ] .30%~50%功率停堆期间，表明Tomari 3号机组中去除的Ni含量比对照机组低10%左右.一般认为SG传热管用690合金的腐蚀是Ni的主要来源，因此认为HFT中注Zn可以使SG传热管的腐蚀速率降低10%左右[16 ] .第一次定期停堆期间，Tomari 3号机组的Co-58和Co-60分别比对照机组降低60%和74%.由此推测，Tomari 3号机组的总辐射强度比对照机组降低61%[16 ] .测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
Zinc injection during hot functional test (HFT) in Tomari unit 3
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2009
... 鉴于一回路水化学(ZWC)中注Zn在降低设备材料表面辐射剂量率和材料腐蚀速率的成功经验[9 ~14 ] ，注Zn的HFT水化学被认为可以在设备材料表面形成稳定且具有保护性的氧化膜，并有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率.Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在日本Tomari 3号机组中尝试应用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg H2 O)，以期望降低该机组在正常运行过程中的辐射剂量率和设备材料的腐蚀速率.图2 为Tomari 3和对照机组采用的HFT水化学(未显示Tomari 3号机组中的Zn浓度).由于Zn-64在核电站中容易被活化为Zn-65，并且Zn-65的半衰期较长，因此一般核电站采用贫化Zn-64的醋酸锌溶液以提高Zn的有益作用.为发挥ZWC的最大优势并防止因过量注Zn引起的不必要的麻烦，HFT水化学中注Zn考虑了以下几个问题：(1) 在氧化物形成阶段开始注Zn；(2) 注Zn浓度与氧化物消耗的Zn浓度相当；(3) 为防止一回路冷却剂中产生沉淀，需及时检测并调整水化学中的Zn浓度.因此Tomari 3号机组在HFT加热阶段即开始注入目标浓度为3~7 µg/L Zn.但考虑到HFT阶段注Zn的同时也会发生Zn的大量消耗，因此在HFT初始阶段注入较高浓度的Zn(最高上限为40 µg/L).为评价注Zn的HFT水化学在降低核电站辐射剂量率和设备材料腐蚀速率的有效性，将Tomari 3号机组的各项指标与采用相似结构、材料、系统配置、水化学、但未注Zn的对照或Tomari 1号机组对比.评价指标包括HFT后SG传热管中挂片试样的表面腐蚀产物分析、机组功率运行期间的水化学、停堆期间的辐射剂量率、一次燃料循环周期内的水化学、换料停堆期间的辐射剂量率和辐射源强度的评估.检测冷却剂中Ni浓度可见：与对照机组相比，Tomari 3号机组冷却剂中的Ni浓度低且浓度变化范围小.通过冷却剂中Ni浓度、净化流量和冷却剂体积计算Ni的腐蚀量表明，Ni的腐蚀量降低至少70%[15 ] .SG传热管中304不锈钢挂片试样经HFT水化学预氧化后的失重分析表明，Tomari 3号机组试样表面的腐蚀产物量比Tomari 1号机组降低75%[16 ] .100%功率运行期间，Tomari 3号机组中的Fe离子浓度与对照机组相近、Ni浓度浓度稍低于对照机组、滤液中Co-58浓度比对照机组高一个数量级、可过滤的Co-58浓度比对照机组高几倍、滤液中和可过滤的Co-60浓度与对照机组相近[16 ] .30%~50%功率停堆期间，表明Tomari 3号机组中去除的Ni含量比对照机组低10%左右.一般认为SG传热管用690合金的腐蚀是Ni的主要来源，因此认为HFT中注Zn可以使SG传热管的腐蚀速率降低10%左右[16 ] .第一次定期停堆期间，Tomari 3号机组的Co-58和Co-60分别比对照机组降低60%和74%.由此推测，Tomari 3号机组的总辐射强度比对照机组降低61%[16 ] .测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... [15 ].SG传热管中304不锈钢挂片试样经HFT水化学预氧化后的失重分析表明，Tomari 3号机组试样表面的腐蚀产物量比Tomari 1号机组降低75%[16 ] .100%功率运行期间，Tomari 3号机组中的Fe离子浓度与对照机组相近、Ni浓度浓度稍低于对照机组、滤液中Co-58浓度比对照机组高一个数量级、可过滤的Co-58浓度比对照机组高几倍、滤液中和可过滤的Co-60浓度与对照机组相近[16 ] .30%~50%功率停堆期间，表明Tomari 3号机组中去除的Ni含量比对照机组低10%左右.一般认为SG传热管用690合金的腐蚀是Ni的主要来源，因此认为HFT中注Zn可以使SG传热管的腐蚀速率降低10%左右[16 ] .第一次定期停堆期间，Tomari 3号机组的Co-58和Co-60分别比对照机组降低60%和74%.由此推测，Tomari 3号机组的总辐射强度比对照机组降低61%[16 ] .测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... DH作为PWR一回路运行水化学的一个重要参数，对与一回路水化学接触的设备材料尤其是占一回路表面积62%~75%[35 ] 的SG传热管用690、600等镍基合金在高温高压水中的腐蚀产物类型、氧化膜的保护性、沿晶应力腐蚀开裂敏感性、裂纹生长速率产生较大影响.Nishizawa[4 ] 研究表明，相比于除氧水化学，DH = 30 cm3 /kg H2 O的水化学会降低氧化膜和水化学中的Ni含量.目前核电厂已经应用的HFT水化学中DH浓度是5 cm3 /kg H2 O[8 ,19 ] 和25~40 cm3 /kg H2 O[1 ~4 ,15 ~17 ] ，但是目前实验室和PWR核电站中均无HFT水化学中DH浓度对电厂关键设备材料表面预成膜性质的相关研究. ...
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... [15 ~17 ]和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... [15 ~17 ]首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Zinc injection during hot functional test (HFT) in Tomari unit 3
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2010
... 鉴于一回路水化学(ZWC)中注Zn在降低设备材料表面辐射剂量率和材料腐蚀速率的成功经验[9 ~14 ] ，注Zn的HFT水化学被认为可以在设备材料表面形成稳定且具有保护性的氧化膜，并有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率.Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在日本Tomari 3号机组中尝试应用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg H2 O)，以期望降低该机组在正常运行过程中的辐射剂量率和设备材料的腐蚀速率.图2 为Tomari 3和对照机组采用的HFT水化学(未显示Tomari 3号机组中的Zn浓度).由于Zn-64在核电站中容易被活化为Zn-65，并且Zn-65的半衰期较长，因此一般核电站采用贫化Zn-64的醋酸锌溶液以提高Zn的有益作用.为发挥ZWC的最大优势并防止因过量注Zn引起的不必要的麻烦，HFT水化学中注Zn考虑了以下几个问题：(1) 在氧化物形成阶段开始注Zn；(2) 注Zn浓度与氧化物消耗的Zn浓度相当；(3) 为防止一回路冷却剂中产生沉淀，需及时检测并调整水化学中的Zn浓度.因此Tomari 3号机组在HFT加热阶段即开始注入目标浓度为3~7 µg/L Zn.但考虑到HFT阶段注Zn的同时也会发生Zn的大量消耗，因此在HFT初始阶段注入较高浓度的Zn(最高上限为40 µg/L).为评价注Zn的HFT水化学在降低核电站辐射剂量率和设备材料腐蚀速率的有效性，将Tomari 3号机组的各项指标与采用相似结构、材料、系统配置、水化学、但未注Zn的对照或Tomari 1号机组对比.评价指标包括HFT后SG传热管中挂片试样的表面腐蚀产物分析、机组功率运行期间的水化学、停堆期间的辐射剂量率、一次燃料循环周期内的水化学、换料停堆期间的辐射剂量率和辐射源强度的评估.检测冷却剂中Ni浓度可见：与对照机组相比，Tomari 3号机组冷却剂中的Ni浓度低且浓度变化范围小.通过冷却剂中Ni浓度、净化流量和冷却剂体积计算Ni的腐蚀量表明，Ni的腐蚀量降低至少70%[15 ] .SG传热管中304不锈钢挂片试样经HFT水化学预氧化后的失重分析表明，Tomari 3号机组试样表面的腐蚀产物量比Tomari 1号机组降低75%[16 ] .100%功率运行期间，Tomari 3号机组中的Fe离子浓度与对照机组相近、Ni浓度浓度稍低于对照机组、滤液中Co-58浓度比对照机组高一个数量级、可过滤的Co-58浓度比对照机组高几倍、滤液中和可过滤的Co-60浓度与对照机组相近[16 ] .30%~50%功率停堆期间，表明Tomari 3号机组中去除的Ni含量比对照机组低10%左右.一般认为SG传热管用690合金的腐蚀是Ni的主要来源，因此认为HFT中注Zn可以使SG传热管的腐蚀速率降低10%左右[16 ] .第一次定期停堆期间，Tomari 3号机组的Co-58和Co-60分别比对照机组降低60%和74%.由此推测，Tomari 3号机组的总辐射强度比对照机组降低61%[16 ] .测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... [16 ].30%~50%功率停堆期间，表明Tomari 3号机组中去除的Ni含量比对照机组低10%左右.一般认为SG传热管用690合金的腐蚀是Ni的主要来源，因此认为HFT中注Zn可以使SG传热管的腐蚀速率降低10%左右[16 ] .第一次定期停堆期间，Tomari 3号机组的Co-58和Co-60分别比对照机组降低60%和74%.由此推测，Tomari 3号机组的总辐射强度比对照机组降低61%[16 ] .测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... [16 ].第一次定期停堆期间，Tomari 3号机组的Co-58和Co-60分别比对照机组降低60%和74%.由此推测，Tomari 3号机组的总辐射强度比对照机组降低61%[16 ] .测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... [16 ].测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... [16 ].检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
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HFT water chemistry parameters in Tomari Unit 3 and reference plant (the concentration of Zn in Tomari Unit 3 is not shown)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R16">16</xref>]</sup> Fig.2 ![]()
近几年新开发的AP1000核电机组采用注Zn的分步HFT水化学[18 ] .注Zn分步HFT水化学的第一阶段，是在达到正常运行温度(NOT)和正常运行压力(NOP)平台前，通过添加LiOH、DH和醋酸锌，建立碱性还原性环境，并在该环境下维持至少14 d.第二阶段，是在NOT/NOP平台末期，通过添加H3 BO3 建立酸性还原性条件.第三阶段为降温阶段，通过除氢和添加H2 O2 形成酸性氧化性环境，促进腐蚀产物(尤其是含Ni腐蚀产物)的溶解和释放.Devito等[19 ] 分别在高温高压釜中对比了典型HFT水化学和注Zn的分步HFT水化学(表1 )对304H 不锈钢和690TT合金预成膜性质的影响.为模拟真实核电站中镍基合金表面积：不锈钢表面积 = 6∶1的环境，高压釜中安装了一束690合金管.分别检测了304H不锈钢和690TT合金在典型HFT水化学(碱性除氧环境)和注Zn的分步HFT水化学中氧化膜(不包括最外层氧化膜)的元素浓度，表明304H不锈钢和690TT合金在注Zn的分步HFT水化学中形成的氧化膜均含有8%左右的Zn.304H不锈钢在注Zn的分步HFT水化学中氧化膜的Cr和Fe含量分别是典型HFT水化学中的两倍和一半左右.两种HFT水化学对690TT合金表面氧化膜的元素含量影响不明显.随后在Haiyang 1号机组中采用注Zn的分步HFT水化学并在一回路运行水化学中调试.分析Haiyang 1号机组中经过注Zn的分步HFT水化学预成膜处理的304H不锈钢和690TT合金在一回路运行水化学中浸泡后的氧化膜(不包括最外层氧化膜)平均元素含量，表明304H不锈钢和690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜均含有8%左右的Zn，与高压釜中的试验结果相近.304H不锈钢和690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Cr含量均比基体高.304H 不锈钢经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Fe含量明显下降(与基体相比).690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Ni含量与基体相比稍有下降. ...
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Fig.2 ![]()
近几年新开发的AP1000核电机组采用注Zn的分步HFT水化学[18 ] .注Zn分步HFT水化学的第一阶段，是在达到正常运行温度(NOT)和正常运行压力(NOP)平台前，通过添加LiOH、DH和醋酸锌，建立碱性还原性环境，并在该环境下维持至少14 d.第二阶段，是在NOT/NOP平台末期，通过添加H3 BO3 建立酸性还原性条件.第三阶段为降温阶段，通过除氢和添加H2 O2 形成酸性氧化性环境，促进腐蚀产物(尤其是含Ni腐蚀产物)的溶解和释放.Devito等[19 ] 分别在高温高压釜中对比了典型HFT水化学和注Zn的分步HFT水化学(表1 )对304H 不锈钢和690TT合金预成膜性质的影响.为模拟真实核电站中镍基合金表面积：不锈钢表面积 = 6∶1的环境，高压釜中安装了一束690合金管.分别检测了304H不锈钢和690TT合金在典型HFT水化学(碱性除氧环境)和注Zn的分步HFT水化学中氧化膜(不包括最外层氧化膜)的元素浓度，表明304H不锈钢和690TT合金在注Zn的分步HFT水化学中形成的氧化膜均含有8%左右的Zn.304H不锈钢在注Zn的分步HFT水化学中氧化膜的Cr和Fe含量分别是典型HFT水化学中的两倍和一半左右.两种HFT水化学对690TT合金表面氧化膜的元素含量影响不明显.随后在Haiyang 1号机组中采用注Zn的分步HFT水化学并在一回路运行水化学中调试.分析Haiyang 1号机组中经过注Zn的分步HFT水化学预成膜处理的304H不锈钢和690TT合金在一回路运行水化学中浸泡后的氧化膜(不包括最外层氧化膜)平均元素含量，表明304H不锈钢和690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜均含有8%左右的Zn，与高压釜中的试验结果相近.304H不锈钢和690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Cr含量均比基体高.304H 不锈钢经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Fe含量明显下降(与基体相比).690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Ni含量与基体相比稍有下降. ...
... PWR核电站一回路设备表面经过HFT水化学预成膜处理主要是为了降低核电站在正常运行和停堆期间的辐射剂量率，因此核电站一回路关键设备材料表面经HFT水化学预氧化后在停堆期间的辐射剂量率是评价HFT水化学的最佳指标[16 ] .但是这些指标通常无法在实验室中模拟获得，存在较大的局限性.由于一回路设备表面向溶液中释放的Ni是放射性核素Co-58的来源，因此也有核电站采用一回路冷却剂和氧化膜中的Ni含量作为HFT水化学预处理质量的评价标准[4 , 17 ] .Tawaki等[20 ] 采用高压釜测试装置研究了金属Ni0 和Ni0.8 Fe2.2 O4 的溶解性，表明由金属Ni0 溶解的Ni离子的溶解趋势与实际核电站相似，即金属Ni0 而并非含Ni的尖晶石是溶解的Ni浓度的主要来源，因此氧化膜中金属Ni0 的含量也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.HFT预成膜的保护性会对金属Ni0 从基体向氧化膜/金属界面的扩散和传输有一定的影响[11 ,21 ~23 ] ，因此氧化膜的保护性也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.目前有实验室正积极探索采用原位高温电化学方法研究HFT水化学对氧化膜性质的影响[24 ~26 ] .此外，在HFT预氧化阶段进行挂样及分析挂样试样表面氧化膜的成分、结构和厚度有助于深入理解不同HFT水化学预成膜的形成机制及其在降低核电设备表面腐蚀速率和停堆辐射剂量率方面的机理.图3 为304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的X射线光电子能谱分析结果.可见，304H不锈钢和690合金表面均形成了富Cr的预成膜，且690合金表面的预成膜中的Ni含量处于较低水平. ...
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Effects of zinc injection from hot functional test at Tomari unit 3
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2012
... 鉴于一回路水化学(ZWC)中注Zn在降低设备材料表面辐射剂量率和材料腐蚀速率的成功经验[9 ~14 ] ，注Zn的HFT水化学被认为可以在设备材料表面形成稳定且具有保护性的氧化膜，并有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率.Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在日本Tomari 3号机组中尝试应用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg H2 O)，以期望降低该机组在正常运行过程中的辐射剂量率和设备材料的腐蚀速率.图2 为Tomari 3和对照机组采用的HFT水化学(未显示Tomari 3号机组中的Zn浓度).由于Zn-64在核电站中容易被活化为Zn-65，并且Zn-65的半衰期较长，因此一般核电站采用贫化Zn-64的醋酸锌溶液以提高Zn的有益作用.为发挥ZWC的最大优势并防止因过量注Zn引起的不必要的麻烦，HFT水化学中注Zn考虑了以下几个问题：(1) 在氧化物形成阶段开始注Zn；(2) 注Zn浓度与氧化物消耗的Zn浓度相当；(3) 为防止一回路冷却剂中产生沉淀，需及时检测并调整水化学中的Zn浓度.因此Tomari 3号机组在HFT加热阶段即开始注入目标浓度为3~7 µg/L Zn.但考虑到HFT阶段注Zn的同时也会发生Zn的大量消耗，因此在HFT初始阶段注入较高浓度的Zn(最高上限为40 µg/L).为评价注Zn的HFT水化学在降低核电站辐射剂量率和设备材料腐蚀速率的有效性，将Tomari 3号机组的各项指标与采用相似结构、材料、系统配置、水化学、但未注Zn的对照或Tomari 1号机组对比.评价指标包括HFT后SG传热管中挂片试样的表面腐蚀产物分析、机组功率运行期间的水化学、停堆期间的辐射剂量率、一次燃料循环周期内的水化学、换料停堆期间的辐射剂量率和辐射源强度的评估.检测冷却剂中Ni浓度可见：与对照机组相比，Tomari 3号机组冷却剂中的Ni浓度低且浓度变化范围小.通过冷却剂中Ni浓度、净化流量和冷却剂体积计算Ni的腐蚀量表明，Ni的腐蚀量降低至少70%[15 ] .SG传热管中304不锈钢挂片试样经HFT水化学预氧化后的失重分析表明，Tomari 3号机组试样表面的腐蚀产物量比Tomari 1号机组降低75%[16 ] .100%功率运行期间，Tomari 3号机组中的Fe离子浓度与对照机组相近、Ni浓度浓度稍低于对照机组、滤液中Co-58浓度比对照机组高一个数量级、可过滤的Co-58浓度比对照机组高几倍、滤液中和可过滤的Co-60浓度与对照机组相近[16 ] .30%~50%功率停堆期间，表明Tomari 3号机组中去除的Ni含量比对照机组低10%左右.一般认为SG传热管用690合金的腐蚀是Ni的主要来源，因此认为HFT中注Zn可以使SG传热管的腐蚀速率降低10%左右[16 ] .第一次定期停堆期间，Tomari 3号机组的Co-58和Co-60分别比对照机组降低60%和74%.由此推测，Tomari 3号机组的总辐射强度比对照机组降低61%[16 ] .测量30%-100%功率停堆期间反应堆压力容器(RPV)顶部和主管道的停堆辐射剂量表明：Tomari 3号机组的辐射剂量均低于对照机组，尤其100%功率停堆期间，Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组降低40%[16 ] .检测一次燃料循环周期内运行水化学(5 ± 3 µg/L Zn)中的Fe、Ni、Co-58和Co-60表明，Tomari 3号机组中的Fe浓度与对照机组相近，Ni的浓度比对照机组高，Co-58和Co-60离子比对照机组高两个数量级左右，氧化物颗粒中的Co-58和Co-60含量比对照机组高一个数量级左右[17 ] .第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... [17 ].第一次换料停堆期间测量SG传热管、RPV和主管道等一回路关键设备表面的辐射剂量率，表明Tomari 3号机组的辐射剂量率比对照机组最大低50%.Tomari 3号机组表面的氧化物中Ni含量比对照机组低约20%，因此认为注Zn通过抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂而对机组辐射剂量率降低的贡献为30%左右[17 ] .一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... [17 ].一次燃料循环运行周期内，测量放射性Co-58、Co-60的强度并评估辐射源总强度(辐射强度 = Co-58 + 2.3 × Co-60)表明，与对照机组相比，Tomari 3号机组中Co-58的辐射强度降低48%，Co-60的辐射强度降低57%，辐射源总强度降低50%.测量Tomari 3号机组二次换料停堆期间关键设备表面辐射剂量率表明：SG传热管、RPV内的辐射剂量率是一次循环停堆期间的60%左右，主管道表面的辐射剂量率是一次循环运行的60-80%[17 ] .因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... [17 ].因此，注Zn的HFT水化学可以有效降低核电站的辐射剂量率和腐蚀速率. ...
... PWR核电站一回路设备表面经过HFT水化学预成膜处理主要是为了降低核电站在正常运行和停堆期间的辐射剂量率，因此核电站一回路关键设备材料表面经HFT水化学预氧化后在停堆期间的辐射剂量率是评价HFT水化学的最佳指标[16 ] .但是这些指标通常无法在实验室中模拟获得，存在较大的局限性.由于一回路设备表面向溶液中释放的Ni是放射性核素Co-58的来源，因此也有核电站采用一回路冷却剂和氧化膜中的Ni含量作为HFT水化学预处理质量的评价标准[4 , 17 ] .Tawaki等[20 ] 采用高压釜测试装置研究了金属Ni0 和Ni0.8 Fe2.2 O4 的溶解性，表明由金属Ni0 溶解的Ni离子的溶解趋势与实际核电站相似，即金属Ni0 而并非含Ni的尖晶石是溶解的Ni浓度的主要来源，因此氧化膜中金属Ni0 的含量也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.HFT预成膜的保护性会对金属Ni0 从基体向氧化膜/金属界面的扩散和传输有一定的影响[11 ,21 ~23 ] ，因此氧化膜的保护性也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.目前有实验室正积极探索采用原位高温电化学方法研究HFT水化学对氧化膜性质的影响[24 ~26 ] .此外，在HFT预氧化阶段进行挂样及分析挂样试样表面氧化膜的成分、结构和厚度有助于深入理解不同HFT水化学预成膜的形成机制及其在降低核电设备表面腐蚀速率和停堆辐射剂量率方面的机理.图3 为304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的X射线光电子能谱分析结果.可见，304H不锈钢和690合金表面均形成了富Cr的预成膜，且690合金表面的预成膜中的Ni含量处于较低水平. ...
... DH作为PWR一回路运行水化学的一个重要参数，对与一回路水化学接触的设备材料尤其是占一回路表面积62%~75%[35 ] 的SG传热管用690、600等镍基合金在高温高压水中的腐蚀产物类型、氧化膜的保护性、沿晶应力腐蚀开裂敏感性、裂纹生长速率产生较大影响.Nishizawa[4 ] 研究表明，相比于除氧水化学，DH = 30 cm3 /kg H2 O的水化学会降低氧化膜和水化学中的Ni含量.目前核电厂已经应用的HFT水化学中DH浓度是5 cm3 /kg H2 O[8 ,19 ] 和25~40 cm3 /kg H2 O[1 ~4 ,15 ~17 ] ，但是目前实验室和PWR核电站中均无HFT水化学中DH浓度对电厂关键设备材料表面预成膜性质的相关研究. ...
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... ~17 ]和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... ~17 ]首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
First application of advanced technical for chemistry control during HFT for AP1000
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2021
... 近几年新开发的AP1000核电机组采用注Zn的分步HFT水化学[18 ] .注Zn分步HFT水化学的第一阶段，是在达到正常运行温度(NOT)和正常运行压力(NOP)平台前，通过添加LiOH、DH和醋酸锌，建立碱性还原性环境，并在该环境下维持至少14 d.第二阶段，是在NOT/NOP平台末期，通过添加H3 BO3 建立酸性还原性条件.第三阶段为降温阶段，通过除氢和添加H2 O2 形成酸性氧化性环境，促进腐蚀产物(尤其是含Ni腐蚀产物)的溶解和释放.Devito等[19 ] 分别在高温高压釜中对比了典型HFT水化学和注Zn的分步HFT水化学(表1 )对304H 不锈钢和690TT合金预成膜性质的影响.为模拟真实核电站中镍基合金表面积：不锈钢表面积 = 6∶1的环境，高压釜中安装了一束690合金管.分别检测了304H不锈钢和690TT合金在典型HFT水化学(碱性除氧环境)和注Zn的分步HFT水化学中氧化膜(不包括最外层氧化膜)的元素浓度，表明304H不锈钢和690TT合金在注Zn的分步HFT水化学中形成的氧化膜均含有8%左右的Zn.304H不锈钢在注Zn的分步HFT水化学中氧化膜的Cr和Fe含量分别是典型HFT水化学中的两倍和一半左右.两种HFT水化学对690TT合金表面氧化膜的元素含量影响不明显.随后在Haiyang 1号机组中采用注Zn的分步HFT水化学并在一回路运行水化学中调试.分析Haiyang 1号机组中经过注Zn的分步HFT水化学预成膜处理的304H不锈钢和690TT合金在一回路运行水化学中浸泡后的氧化膜(不包括最外层氧化膜)平均元素含量，表明304H不锈钢和690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜均含有8%左右的Zn，与高压釜中的试验结果相近.304H不锈钢和690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Cr含量均比基体高.304H 不锈钢经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Fe含量明显下降(与基体相比).690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Ni含量与基体相比稍有下降. ...
AP1000机组热态功能试验化学控制新技术的首次应用
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2021
... 近几年新开发的AP1000核电机组采用注Zn的分步HFT水化学[18 ] .注Zn分步HFT水化学的第一阶段，是在达到正常运行温度(NOT)和正常运行压力(NOP)平台前，通过添加LiOH、DH和醋酸锌，建立碱性还原性环境，并在该环境下维持至少14 d.第二阶段，是在NOT/NOP平台末期，通过添加H3 BO3 建立酸性还原性条件.第三阶段为降温阶段，通过除氢和添加H2 O2 形成酸性氧化性环境，促进腐蚀产物(尤其是含Ni腐蚀产物)的溶解和释放.Devito等[19 ] 分别在高温高压釜中对比了典型HFT水化学和注Zn的分步HFT水化学(表1 )对304H 不锈钢和690TT合金预成膜性质的影响.为模拟真实核电站中镍基合金表面积：不锈钢表面积 = 6∶1的环境，高压釜中安装了一束690合金管.分别检测了304H不锈钢和690TT合金在典型HFT水化学(碱性除氧环境)和注Zn的分步HFT水化学中氧化膜(不包括最外层氧化膜)的元素浓度，表明304H不锈钢和690TT合金在注Zn的分步HFT水化学中形成的氧化膜均含有8%左右的Zn.304H不锈钢在注Zn的分步HFT水化学中氧化膜的Cr和Fe含量分别是典型HFT水化学中的两倍和一半左右.两种HFT水化学对690TT合金表面氧化膜的元素含量影响不明显.随后在Haiyang 1号机组中采用注Zn的分步HFT水化学并在一回路运行水化学中调试.分析Haiyang 1号机组中经过注Zn的分步HFT水化学预成膜处理的304H不锈钢和690TT合金在一回路运行水化学中浸泡后的氧化膜(不包括最外层氧化膜)平均元素含量，表明304H不锈钢和690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜均含有8%左右的Zn，与高压釜中的试验结果相近.304H不锈钢和690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Cr含量均比基体高.304H 不锈钢经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Fe含量明显下降(与基体相比).690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Ni含量与基体相比稍有下降. ...
Westinghouse experience with AP1000 plant hot functional testing chemistry
6
2018
... 近几年新开发的AP1000核电机组采用注Zn的分步HFT水化学[18 ] .注Zn分步HFT水化学的第一阶段，是在达到正常运行温度(NOT)和正常运行压力(NOP)平台前，通过添加LiOH、DH和醋酸锌，建立碱性还原性环境，并在该环境下维持至少14 d.第二阶段，是在NOT/NOP平台末期，通过添加H3 BO3 建立酸性还原性条件.第三阶段为降温阶段，通过除氢和添加H2 O2 形成酸性氧化性环境，促进腐蚀产物(尤其是含Ni腐蚀产物)的溶解和释放.Devito等[19 ] 分别在高温高压釜中对比了典型HFT水化学和注Zn的分步HFT水化学(表1 )对304H 不锈钢和690TT合金预成膜性质的影响.为模拟真实核电站中镍基合金表面积：不锈钢表面积 = 6∶1的环境，高压釜中安装了一束690合金管.分别检测了304H不锈钢和690TT合金在典型HFT水化学(碱性除氧环境)和注Zn的分步HFT水化学中氧化膜(不包括最外层氧化膜)的元素浓度，表明304H不锈钢和690TT合金在注Zn的分步HFT水化学中形成的氧化膜均含有8%左右的Zn.304H不锈钢在注Zn的分步HFT水化学中氧化膜的Cr和Fe含量分别是典型HFT水化学中的两倍和一半左右.两种HFT水化学对690TT合金表面氧化膜的元素含量影响不明显.随后在Haiyang 1号机组中采用注Zn的分步HFT水化学并在一回路运行水化学中调试.分析Haiyang 1号机组中经过注Zn的分步HFT水化学预成膜处理的304H不锈钢和690TT合金在一回路运行水化学中浸泡后的氧化膜(不包括最外层氧化膜)平均元素含量，表明304H不锈钢和690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜均含有8%左右的Zn，与高压釜中的试验结果相近.304H不锈钢和690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Cr含量均比基体高.304H 不锈钢经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Fe含量明显下降(与基体相比).690TT合金经过注Zn的分步HFT水化学预氧化和一回路运行水化学浸泡后的氧化膜中Ni含量与基体相比稍有下降. ...
... 典型HFT和注Zn分步HFT水化学参数对比[19 ] ...
... Comparison of the typical and Zn-injected step-by-step HFT water chemistry parameters[19 ] ...
... PWR核电站一回路设备表面经过HFT水化学预成膜处理主要是为了降低核电站在正常运行和停堆期间的辐射剂量率，因此核电站一回路关键设备材料表面经HFT水化学预氧化后在停堆期间的辐射剂量率是评价HFT水化学的最佳指标
[16 ] .但是这些指标通常无法在实验室中模拟获得，存在较大的局限性.由于一回路设备表面向溶液中释放的Ni是放射性核素Co-58的来源，因此也有核电站采用一回路冷却剂和氧化膜中的Ni含量作为HFT水化学预处理质量的评价标准
[4 , 17 ] .Tawaki等
[20 ] 采用高压釜测试装置研究了金属Ni
0 和Ni
0.8 Fe
2.2 O
4 的溶解性，表明由金属Ni
0 溶解的Ni离子的溶解趋势与实际核电站相似，即金属Ni
0 而并非含Ni的尖晶石是溶解的Ni浓度的主要来源，因此氧化膜中金属Ni
0 的含量也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.HFT预成膜的保护性会对金属Ni
0 从基体向氧化膜/金属界面的扩散和传输有一定的影响
[11 ,21 ~23 ] ，因此氧化膜的保护性也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.目前有实验室正积极探索采用原位高温电化学方法研究HFT水化学对氧化膜性质的影响
[24 ~26 ] .此外，在HFT预氧化阶段进行挂样及分析挂样试样表面氧化膜的成分、结构和厚度有助于深入理解不同HFT水化学预成膜的形成机制及其在降低核电设备表面腐蚀速率和停堆辐射剂量率方面的机理.
图3 为304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的X射线光电子能谱分析结果.可见，304H不锈钢和690合金表面均形成了富Cr的预成膜，且690合金表面的预成膜中的Ni含量处于较低水平.
图3 304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的XPS深度分布图<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R19">19</xref>]</sup> XPS depth profiles of the pre-films formed on 304H stainless steel (a) and alloy 690 (b) after exposure to HFT water chemistry of the AP1000 plant (Zn-injected step-by-step HFT water chemistry)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R19">19</xref>]</sup> Fig.3 ![]()
<strong>3 HFT</strong>水化学中影响材料腐蚀行为的因素 <strong>3.1</strong> 纯<strong>H<sub>3</sub>BO<sub>3</sub></strong> 和纯<strong>LiOH</strong> H3 BO3 和LiOH是一回路正常运行水化学中的主要添加物质，因此纯H3 BO3 溶液和纯LiOH溶液均有可能被用作HFT水化学.大部分电厂的运行经验表明，将除氧或DH的中低浓度的LiOH (0.5和1~2 mg/L Li)溶液作为HFT的初始水化学，会降低电厂在后续正常运行过程中的辐射剂量率.然而Betova等[24 ] 采用电化学阻抗谱(EIS)在模拟HFT条件下研究了H3 BO3 和LiOH对690合金腐蚀行为的影响规律，表明H3 BO3 和LiOH分别对690合金稳态腐蚀起相反作用.LiOH会加速氧化膜/电解质界面上的氧化反应，而H3 BO3 倾向于使690合金表面的氧化膜发生钝化.随着LiOH浓度从0.25 mmol/L增加到1 mmol/L，氧化膜中Cr的氧化速率常数增加了50%且氧化膜的溶解速率加快.较高的LiOH浓度可能会增加氧化膜中的缺陷浓度，使氧化膜中的氧空位具有较高的扩散迁移率，进而使氧化膜以较高的速度生长以补偿氧化膜较高的溶解速率.Peng等[25 ] 利用高温EIS研究了316LN不锈钢在模拟HFT条件下不同浓度的纯H3 BO3 和纯LiOH溶液中的腐蚀行为，表明氧化膜的阻抗随着LiOH浓度的升高而降低且经过纯H3 BO3 溶液预氧化形成的预成膜的阻抗高于经过纯LiOH溶液预氧化形成的预成膜阻抗.分别将经过纯H3 BO3 和纯LiOH溶液预成膜处理的试样在一回路正常运行水化学中浸泡并与未经预成膜处理的试样对比，表明经过纯H3 BO3 溶液预成膜处理的试样阻抗最高，而经过纯LiOH溶液预成膜处理的试样阻抗低于未经预成膜处理的试样阻抗.通过透射电镜(TEM)观察到经过低浓度的纯H3 BO3 溶液预氧化形成的预成膜在后续浸泡在正常运行水化学中，氧化膜中的空洞缺陷尺寸和数量都比经过纯LiOH溶液预氧化形成的预成膜中的空洞缺陷尺寸和数量小.以上实验室的研究结果显示，在PWR核电站一回路运行条件下，H3 BO3 对690合金和316LN不锈钢表面预成膜的保护性起有益作用，但是目前PWR核电站中尚未有采用纯H3 BO3 溶液作为HFT水化学对PWR核电站运行和停堆期间辐射剂量率影响的相关研究，因此纯H3 BO3 溶液是否可以作为HFT水化学还需进一步研究. ...
... [
19 ]
Fig.3 ![]()
<strong>3 HFT</strong>水化学中影响材料腐蚀行为的因素 <strong>3.1</strong> 纯<strong>H<sub>3</sub>BO<sub>3</sub></strong> 和纯<strong>LiOH</strong> H3 BO3 和LiOH是一回路正常运行水化学中的主要添加物质，因此纯H3 BO3 溶液和纯LiOH溶液均有可能被用作HFT水化学.大部分电厂的运行经验表明，将除氧或DH的中低浓度的LiOH (0.5和1~2 mg/L Li)溶液作为HFT的初始水化学，会降低电厂在后续正常运行过程中的辐射剂量率.然而Betova等[24 ] 采用电化学阻抗谱(EIS)在模拟HFT条件下研究了H3 BO3 和LiOH对690合金腐蚀行为的影响规律，表明H3 BO3 和LiOH分别对690合金稳态腐蚀起相反作用.LiOH会加速氧化膜/电解质界面上的氧化反应，而H3 BO3 倾向于使690合金表面的氧化膜发生钝化.随着LiOH浓度从0.25 mmol/L增加到1 mmol/L，氧化膜中Cr的氧化速率常数增加了50%且氧化膜的溶解速率加快.较高的LiOH浓度可能会增加氧化膜中的缺陷浓度，使氧化膜中的氧空位具有较高的扩散迁移率，进而使氧化膜以较高的速度生长以补偿氧化膜较高的溶解速率.Peng等[25 ] 利用高温EIS研究了316LN不锈钢在模拟HFT条件下不同浓度的纯H3 BO3 和纯LiOH溶液中的腐蚀行为，表明氧化膜的阻抗随着LiOH浓度的升高而降低且经过纯H3 BO3 溶液预氧化形成的预成膜的阻抗高于经过纯LiOH溶液预氧化形成的预成膜阻抗.分别将经过纯H3 BO3 和纯LiOH溶液预成膜处理的试样在一回路正常运行水化学中浸泡并与未经预成膜处理的试样对比，表明经过纯H3 BO3 溶液预成膜处理的试样阻抗最高，而经过纯LiOH溶液预成膜处理的试样阻抗低于未经预成膜处理的试样阻抗.通过透射电镜(TEM)观察到经过低浓度的纯H3 BO3 溶液预氧化形成的预成膜在后续浸泡在正常运行水化学中，氧化膜中的空洞缺陷尺寸和数量都比经过纯LiOH溶液预氧化形成的预成膜中的空洞缺陷尺寸和数量小.以上实验室的研究结果显示，在PWR核电站一回路运行条件下，H3 BO3 对690合金和316LN不锈钢表面预成膜的保护性起有益作用，但是目前PWR核电站中尚未有采用纯H3 BO3 溶液作为HFT水化学对PWR核电站运行和停堆期间辐射剂量率影响的相关研究，因此纯H3 BO3 溶液是否可以作为HFT水化学还需进一步研究. ...
... DH作为PWR一回路运行水化学的一个重要参数，对与一回路水化学接触的设备材料尤其是占一回路表面积62%~75%[35 ] 的SG传热管用690、600等镍基合金在高温高压水中的腐蚀产物类型、氧化膜的保护性、沿晶应力腐蚀开裂敏感性、裂纹生长速率产生较大影响.Nishizawa[4 ] 研究表明，相比于除氧水化学，DH = 30 cm3 /kg H2 O的水化学会降低氧化膜和水化学中的Ni含量.目前核电厂已经应用的HFT水化学中DH浓度是5 cm3 /kg H2 O[8 ,19 ] 和25~40 cm3 /kg H2 O[1 ~4 ,15 ~17 ] ，但是目前实验室和PWR核电站中均无HFT水化学中DH浓度对电厂关键设备材料表面预成膜性质的相关研究. ...
Improvement of shutdown chemistry for outer oxide layer removal
1
1991
... PWR核电站一回路设备表面经过HFT水化学预成膜处理主要是为了降低核电站在正常运行和停堆期间的辐射剂量率，因此核电站一回路关键设备材料表面经HFT水化学预氧化后在停堆期间的辐射剂量率是评价HFT水化学的最佳指标[16 ] .但是这些指标通常无法在实验室中模拟获得，存在较大的局限性.由于一回路设备表面向溶液中释放的Ni是放射性核素Co-58的来源，因此也有核电站采用一回路冷却剂和氧化膜中的Ni含量作为HFT水化学预处理质量的评价标准[4 , 17 ] .Tawaki等[20 ] 采用高压釜测试装置研究了金属Ni0 和Ni0.8 Fe2.2 O4 的溶解性，表明由金属Ni0 溶解的Ni离子的溶解趋势与实际核电站相似，即金属Ni0 而并非含Ni的尖晶石是溶解的Ni浓度的主要来源，因此氧化膜中金属Ni0 的含量也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.HFT预成膜的保护性会对金属Ni0 从基体向氧化膜/金属界面的扩散和传输有一定的影响[11 ,21 ~23 ] ，因此氧化膜的保护性也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.目前有实验室正积极探索采用原位高温电化学方法研究HFT水化学对氧化膜性质的影响[24 ~26 ] .此外，在HFT预氧化阶段进行挂样及分析挂样试样表面氧化膜的成分、结构和厚度有助于深入理解不同HFT水化学预成膜的形成机制及其在降低核电设备表面腐蚀速率和停堆辐射剂量率方面的机理.图3 为304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的X射线光电子能谱分析结果.可见，304H不锈钢和690合金表面均形成了富Cr的预成膜，且690合金表面的预成膜中的Ni含量处于较低水平. ...
Analysis of surface oxide films formed in hydrogenated primary water on Alloy 690TT samples with different surface states
1
2014
... PWR核电站一回路设备表面经过HFT水化学预成膜处理主要是为了降低核电站在正常运行和停堆期间的辐射剂量率，因此核电站一回路关键设备材料表面经HFT水化学预氧化后在停堆期间的辐射剂量率是评价HFT水化学的最佳指标[16 ] .但是这些指标通常无法在实验室中模拟获得，存在较大的局限性.由于一回路设备表面向溶液中释放的Ni是放射性核素Co-58的来源，因此也有核电站采用一回路冷却剂和氧化膜中的Ni含量作为HFT水化学预处理质量的评价标准[4 , 17 ] .Tawaki等[20 ] 采用高压釜测试装置研究了金属Ni0 和Ni0.8 Fe2.2 O4 的溶解性，表明由金属Ni0 溶解的Ni离子的溶解趋势与实际核电站相似，即金属Ni0 而并非含Ni的尖晶石是溶解的Ni浓度的主要来源，因此氧化膜中金属Ni0 的含量也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.HFT预成膜的保护性会对金属Ni0 从基体向氧化膜/金属界面的扩散和传输有一定的影响[11 ,21 ~23 ] ，因此氧化膜的保护性也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.目前有实验室正积极探索采用原位高温电化学方法研究HFT水化学对氧化膜性质的影响[24 ~26 ] .此外，在HFT预氧化阶段进行挂样及分析挂样试样表面氧化膜的成分、结构和厚度有助于深入理解不同HFT水化学预成膜的形成机制及其在降低核电设备表面腐蚀速率和停堆辐射剂量率方面的机理.图3 为304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的X射线光电子能谱分析结果.可见，304H不锈钢和690合金表面均形成了富Cr的预成膜，且690合金表面的预成膜中的Ni含量处于较低水平. ...
Influence of dissolved oxygen on oxide films of Alloy 690TT with different surface status in simulated primary water
0
2011
Effects of zinc injection on stress corrosion cracking of cold worked austenitic stainless steel in high-temperature water environments
2
2017
... PWR核电站一回路设备表面经过HFT水化学预成膜处理主要是为了降低核电站在正常运行和停堆期间的辐射剂量率，因此核电站一回路关键设备材料表面经HFT水化学预氧化后在停堆期间的辐射剂量率是评价HFT水化学的最佳指标[16 ] .但是这些指标通常无法在实验室中模拟获得，存在较大的局限性.由于一回路设备表面向溶液中释放的Ni是放射性核素Co-58的来源，因此也有核电站采用一回路冷却剂和氧化膜中的Ni含量作为HFT水化学预处理质量的评价标准[4 , 17 ] .Tawaki等[20 ] 采用高压釜测试装置研究了金属Ni0 和Ni0.8 Fe2.2 O4 的溶解性，表明由金属Ni0 溶解的Ni离子的溶解趋势与实际核电站相似，即金属Ni0 而并非含Ni的尖晶石是溶解的Ni浓度的主要来源，因此氧化膜中金属Ni0 的含量也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.HFT预成膜的保护性会对金属Ni0 从基体向氧化膜/金属界面的扩散和传输有一定的影响[11 ,21 ~23 ] ，因此氧化膜的保护性也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.目前有实验室正积极探索采用原位高温电化学方法研究HFT水化学对氧化膜性质的影响[24 ~26 ] .此外，在HFT预氧化阶段进行挂样及分析挂样试样表面氧化膜的成分、结构和厚度有助于深入理解不同HFT水化学预成膜的形成机制及其在降低核电设备表面腐蚀速率和停堆辐射剂量率方面的机理.图3 为304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的X射线光电子能谱分析结果.可见，304H不锈钢和690合金表面均形成了富Cr的预成膜，且690合金表面的预成膜中的Ni含量处于较低水平. ...
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Effect of water chemistry on the oxide film on Alloy 690 during simulated hot functional testing of a pressurised water reactor
2
2012
... PWR核电站一回路设备表面经过HFT水化学预成膜处理主要是为了降低核电站在正常运行和停堆期间的辐射剂量率，因此核电站一回路关键设备材料表面经HFT水化学预氧化后在停堆期间的辐射剂量率是评价HFT水化学的最佳指标[16 ] .但是这些指标通常无法在实验室中模拟获得，存在较大的局限性.由于一回路设备表面向溶液中释放的Ni是放射性核素Co-58的来源，因此也有核电站采用一回路冷却剂和氧化膜中的Ni含量作为HFT水化学预处理质量的评价标准[4 , 17 ] .Tawaki等[20 ] 采用高压釜测试装置研究了金属Ni0 和Ni0.8 Fe2.2 O4 的溶解性，表明由金属Ni0 溶解的Ni离子的溶解趋势与实际核电站相似，即金属Ni0 而并非含Ni的尖晶石是溶解的Ni浓度的主要来源，因此氧化膜中金属Ni0 的含量也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.HFT预成膜的保护性会对金属Ni0 从基体向氧化膜/金属界面的扩散和传输有一定的影响[11 ,21 ~23 ] ，因此氧化膜的保护性也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.目前有实验室正积极探索采用原位高温电化学方法研究HFT水化学对氧化膜性质的影响[24 ~26 ] .此外，在HFT预氧化阶段进行挂样及分析挂样试样表面氧化膜的成分、结构和厚度有助于深入理解不同HFT水化学预成膜的形成机制及其在降低核电设备表面腐蚀速率和停堆辐射剂量率方面的机理.图3 为304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的X射线光电子能谱分析结果.可见，304H不锈钢和690合金表面均形成了富Cr的预成膜，且690合金表面的预成膜中的Ni含量处于较低水平. ...
... H3 BO3 和LiOH是一回路正常运行水化学中的主要添加物质，因此纯H3 BO3 溶液和纯LiOH溶液均有可能被用作HFT水化学.大部分电厂的运行经验表明，将除氧或DH的中低浓度的LiOH (0.5和1~2 mg/L Li)溶液作为HFT的初始水化学，会降低电厂在后续正常运行过程中的辐射剂量率.然而Betova等[24 ] 采用电化学阻抗谱(EIS)在模拟HFT条件下研究了H3 BO3 和LiOH对690合金腐蚀行为的影响规律，表明H3 BO3 和LiOH分别对690合金稳态腐蚀起相反作用.LiOH会加速氧化膜/电解质界面上的氧化反应，而H3 BO3 倾向于使690合金表面的氧化膜发生钝化.随着LiOH浓度从0.25 mmol/L增加到1 mmol/L，氧化膜中Cr的氧化速率常数增加了50%且氧化膜的溶解速率加快.较高的LiOH浓度可能会增加氧化膜中的缺陷浓度，使氧化膜中的氧空位具有较高的扩散迁移率，进而使氧化膜以较高的速度生长以补偿氧化膜较高的溶解速率.Peng等[25 ] 利用高温EIS研究了316LN不锈钢在模拟HFT条件下不同浓度的纯H3 BO3 和纯LiOH溶液中的腐蚀行为，表明氧化膜的阻抗随着LiOH浓度的升高而降低且经过纯H3 BO3 溶液预氧化形成的预成膜的阻抗高于经过纯LiOH溶液预氧化形成的预成膜阻抗.分别将经过纯H3 BO3 和纯LiOH溶液预成膜处理的试样在一回路正常运行水化学中浸泡并与未经预成膜处理的试样对比，表明经过纯H3 BO3 溶液预成膜处理的试样阻抗最高，而经过纯LiOH溶液预成膜处理的试样阻抗低于未经预成膜处理的试样阻抗.通过透射电镜(TEM)观察到经过低浓度的纯H3 BO3 溶液预氧化形成的预成膜在后续浸泡在正常运行水化学中，氧化膜中的空洞缺陷尺寸和数量都比经过纯LiOH溶液预氧化形成的预成膜中的空洞缺陷尺寸和数量小.以上实验室的研究结果显示，在PWR核电站一回路运行条件下，H3 BO3 对690合金和316LN不锈钢表面预成膜的保护性起有益作用，但是目前PWR核电站中尚未有采用纯H3 BO3 溶液作为HFT水化学对PWR核电站运行和停堆期间辐射剂量率影响的相关研究，因此纯H3 BO3 溶液是否可以作为HFT水化学还需进一步研究. ...
Effects of boric acid and lithium hydroxide on the corrosion behaviors of 316LN stainless steel in simulating hot functional test high-temperature pressurized water
1
2022
... H3 BO3 和LiOH是一回路正常运行水化学中的主要添加物质，因此纯H3 BO3 溶液和纯LiOH溶液均有可能被用作HFT水化学.大部分电厂的运行经验表明，将除氧或DH的中低浓度的LiOH (0.5和1~2 mg/L Li)溶液作为HFT的初始水化学，会降低电厂在后续正常运行过程中的辐射剂量率.然而Betova等[24 ] 采用电化学阻抗谱(EIS)在模拟HFT条件下研究了H3 BO3 和LiOH对690合金腐蚀行为的影响规律，表明H3 BO3 和LiOH分别对690合金稳态腐蚀起相反作用.LiOH会加速氧化膜/电解质界面上的氧化反应，而H3 BO3 倾向于使690合金表面的氧化膜发生钝化.随着LiOH浓度从0.25 mmol/L增加到1 mmol/L，氧化膜中Cr的氧化速率常数增加了50%且氧化膜的溶解速率加快.较高的LiOH浓度可能会增加氧化膜中的缺陷浓度，使氧化膜中的氧空位具有较高的扩散迁移率，进而使氧化膜以较高的速度生长以补偿氧化膜较高的溶解速率.Peng等[25 ] 利用高温EIS研究了316LN不锈钢在模拟HFT条件下不同浓度的纯H3 BO3 和纯LiOH溶液中的腐蚀行为，表明氧化膜的阻抗随着LiOH浓度的升高而降低且经过纯H3 BO3 溶液预氧化形成的预成膜的阻抗高于经过纯LiOH溶液预氧化形成的预成膜阻抗.分别将经过纯H3 BO3 和纯LiOH溶液预成膜处理的试样在一回路正常运行水化学中浸泡并与未经预成膜处理的试样对比，表明经过纯H3 BO3 溶液预成膜处理的试样阻抗最高，而经过纯LiOH溶液预成膜处理的试样阻抗低于未经预成膜处理的试样阻抗.通过透射电镜(TEM)观察到经过低浓度的纯H3 BO3 溶液预氧化形成的预成膜在后续浸泡在正常运行水化学中，氧化膜中的空洞缺陷尺寸和数量都比经过纯LiOH溶液预氧化形成的预成膜中的空洞缺陷尺寸和数量小.以上实验室的研究结果显示，在PWR核电站一回路运行条件下，H3 BO3 对690合金和316LN不锈钢表面预成膜的保护性起有益作用，但是目前PWR核电站中尚未有采用纯H3 BO3 溶液作为HFT水化学对PWR核电站运行和停堆期间辐射剂量率影响的相关研究，因此纯H3 BO3 溶液是否可以作为HFT水化学还需进一步研究. ...
Optimisation of the water chemistry during hot functional test of a PWR for improved stability of the passive film on Alloy 690
1
2012
... PWR核电站一回路设备表面经过HFT水化学预成膜处理主要是为了降低核电站在正常运行和停堆期间的辐射剂量率，因此核电站一回路关键设备材料表面经HFT水化学预氧化后在停堆期间的辐射剂量率是评价HFT水化学的最佳指标[16 ] .但是这些指标通常无法在实验室中模拟获得，存在较大的局限性.由于一回路设备表面向溶液中释放的Ni是放射性核素Co-58的来源，因此也有核电站采用一回路冷却剂和氧化膜中的Ni含量作为HFT水化学预处理质量的评价标准[4 , 17 ] .Tawaki等[20 ] 采用高压釜测试装置研究了金属Ni0 和Ni0.8 Fe2.2 O4 的溶解性，表明由金属Ni0 溶解的Ni离子的溶解趋势与实际核电站相似，即金属Ni0 而并非含Ni的尖晶石是溶解的Ni浓度的主要来源，因此氧化膜中金属Ni0 的含量也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.HFT预成膜的保护性会对金属Ni0 从基体向氧化膜/金属界面的扩散和传输有一定的影响[11 ,21 ~23 ] ，因此氧化膜的保护性也可以作为评价HFT水化学预处理质量的标准之一.目前有实验室正积极探索采用原位高温电化学方法研究HFT水化学对氧化膜性质的影响[24 ~26 ] .此外，在HFT预氧化阶段进行挂样及分析挂样试样表面氧化膜的成分、结构和厚度有助于深入理解不同HFT水化学预成膜的形成机制及其在降低核电设备表面腐蚀速率和停堆辐射剂量率方面的机理.图3 为304H不锈钢和690合金经AP1000核电机组的HFT水化学(注Zn的分步HFT水化学)预氧化处理后表面预成膜的X射线光电子能谱分析结果.可见，304H不锈钢和690合金表面均形成了富Cr的预成膜，且690合金表面的预成膜中的Ni含量处于较低水平. ...
Effects of pH and dissolved oxygen on electrochemical behavior and oxide films of 304 SS in borated and lithiated high temperature water
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2012
... PWR核电站一回路通常采用的硼锂混合溶液也是一种潜在的候选HFT水化学.Sun等[27 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、升高LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对304不锈钢腐蚀行为的影响.表明随LiOH浓度或溶液pH300 升高，304不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低、外层氧化物的平均颗粒尺寸降低、外层氧化膜中Fe和Ni的含量降低而内层成分基本不变.一般认为高温高压水中的双层氧化膜的保护性主要取决于内层.其认为304不锈钢在高温高压硼锂混合溶液中形成的内层氧化膜主要是溶液中的OH- 和基体中的Cr反应生成.较高的LiOH浓度或溶液pH300 会使内层反应更容易进行.Liu等[28 ] 在降低H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中也发现相似规律.随LiOH浓度或溶液pH300 (6.9~7.4)升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗增加、含Fe的氧化物含量增加而含Cr的氧化物含量降低.以上研究结果的共同特点是，随着溶液中LiOH浓度的升高和溶液pH300 升高，不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低及外层氧化物颗粒的平均尺寸降低.但问题是，造成以上电化学结果和氧化物颗粒尺寸变化的具体原因尚不明确，是单纯的LiOH浓度升高还是单纯的溶液pH300 升高还是两者的共同作用造成.与以上研究结果不同的是，Wang等[29 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在同时降低H3 BO3 和LiOH浓度而升高溶液pH300 (6.4~7.5)的高温高压硼锂混合溶液中研究了316L不锈钢的腐蚀行为.表明随着LiOH浓度的降低或溶液pH300 的升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗降低、自腐蚀电流密度增加、外层氧化物颗粒的数量和尺寸均降低.因此可以认为，外层氧化物颗粒的尺寸受到溶液pHT 变化的影响较大.但由于本实验中H3 BO3 浓度也发生了变化，因此316L不锈钢表面氧化膜的电化学响应行为变化的原因仍无法判断.另外Huang等[11 ] 利用动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对690合金腐蚀行为的影响.表明升高LiOH浓度或溶液pH300 ，690合金表面氧化膜的钝化电流密度先增加后降低.690合金在pH300 = 6.8~8.6溶液中的极化曲线只在低电位区间只出现一个较宽的钝化区，而在pH300 = 9.1的溶液中出现了明显的二次钝化.一般认为[30 ] ，低电位的一次钝化区对应于富Cr的氧化膜，而高电位的二次钝化区对应于富Fe和Ni的氧化膜.一次钝化向过钝化和二次钝化的转变主要与Cr的选择性溶解和含Fe、Ni氧化膜的形成有关.此外，有文献也报道了相似的实验规律[31 ~33 ] ，当高温水的pHT 处于6到9之间时，表面的氧化膜保护性较好且材料腐蚀速率(缺陷浓度)与高温水的pHT 无关；而当高温水的pHT < 4或> 10时，氧化膜的保护性较低且材料的腐蚀速率(缺陷浓度)分别随pHT 的降低和升高而增加.另外，也有文献报道[34 ] ，高温水的pH300 位于6.8~8.6区间范围内时，镍基合金和不锈钢的腐蚀产物释放率随pH300 升高而降低. ...
Effects of pH value on characteristics of oxide films on 316L stainless steel in Zn-injected borated and lithiated high temperature water
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2014
... PWR核电站一回路通常采用的硼锂混合溶液也是一种潜在的候选HFT水化学.Sun等[27 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、升高LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对304不锈钢腐蚀行为的影响.表明随LiOH浓度或溶液pH300 升高，304不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低、外层氧化物的平均颗粒尺寸降低、外层氧化膜中Fe和Ni的含量降低而内层成分基本不变.一般认为高温高压水中的双层氧化膜的保护性主要取决于内层.其认为304不锈钢在高温高压硼锂混合溶液中形成的内层氧化膜主要是溶液中的OH- 和基体中的Cr反应生成.较高的LiOH浓度或溶液pH300 会使内层反应更容易进行.Liu等[28 ] 在降低H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中也发现相似规律.随LiOH浓度或溶液pH300 (6.9~7.4)升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗增加、含Fe的氧化物含量增加而含Cr的氧化物含量降低.以上研究结果的共同特点是，随着溶液中LiOH浓度的升高和溶液pH300 升高，不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低及外层氧化物颗粒的平均尺寸降低.但问题是，造成以上电化学结果和氧化物颗粒尺寸变化的具体原因尚不明确，是单纯的LiOH浓度升高还是单纯的溶液pH300 升高还是两者的共同作用造成.与以上研究结果不同的是，Wang等[29 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在同时降低H3 BO3 和LiOH浓度而升高溶液pH300 (6.4~7.5)的高温高压硼锂混合溶液中研究了316L不锈钢的腐蚀行为.表明随着LiOH浓度的降低或溶液pH300 的升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗降低、自腐蚀电流密度增加、外层氧化物颗粒的数量和尺寸均降低.因此可以认为，外层氧化物颗粒的尺寸受到溶液pHT 变化的影响较大.但由于本实验中H3 BO3 浓度也发生了变化，因此316L不锈钢表面氧化膜的电化学响应行为变化的原因仍无法判断.另外Huang等[11 ] 利用动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对690合金腐蚀行为的影响.表明升高LiOH浓度或溶液pH300 ，690合金表面氧化膜的钝化电流密度先增加后降低.690合金在pH300 = 6.8~8.6溶液中的极化曲线只在低电位区间只出现一个较宽的钝化区，而在pH300 = 9.1的溶液中出现了明显的二次钝化.一般认为[30 ] ，低电位的一次钝化区对应于富Cr的氧化膜，而高电位的二次钝化区对应于富Fe和Ni的氧化膜.一次钝化向过钝化和二次钝化的转变主要与Cr的选择性溶解和含Fe、Ni氧化膜的形成有关.此外，有文献也报道了相似的实验规律[31 ~33 ] ，当高温水的pHT 处于6到9之间时，表面的氧化膜保护性较好且材料腐蚀速率(缺陷浓度)与高温水的pHT 无关；而当高温水的pHT < 4或> 10时，氧化膜的保护性较低且材料的腐蚀速率(缺陷浓度)分别随pHT 的降低和升高而增加.另外，也有文献报道[34 ] ，高温水的pH300 位于6.8~8.6区间范围内时，镍基合金和不锈钢的腐蚀产物释放率随pH300 升高而降低. ...
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... ,28 ,58 ]、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Effect of pH on corrosion behavior of 316L stainless steel in hydrogenated high temperature water
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2018
... PWR核电站一回路通常采用的硼锂混合溶液也是一种潜在的候选HFT水化学.Sun等[27 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、升高LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对304不锈钢腐蚀行为的影响.表明随LiOH浓度或溶液pH300 升高，304不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低、外层氧化物的平均颗粒尺寸降低、外层氧化膜中Fe和Ni的含量降低而内层成分基本不变.一般认为高温高压水中的双层氧化膜的保护性主要取决于内层.其认为304不锈钢在高温高压硼锂混合溶液中形成的内层氧化膜主要是溶液中的OH- 和基体中的Cr反应生成.较高的LiOH浓度或溶液pH300 会使内层反应更容易进行.Liu等[28 ] 在降低H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中也发现相似规律.随LiOH浓度或溶液pH300 (6.9~7.4)升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗增加、含Fe的氧化物含量增加而含Cr的氧化物含量降低.以上研究结果的共同特点是，随着溶液中LiOH浓度的升高和溶液pH300 升高，不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低及外层氧化物颗粒的平均尺寸降低.但问题是，造成以上电化学结果和氧化物颗粒尺寸变化的具体原因尚不明确，是单纯的LiOH浓度升高还是单纯的溶液pH300 升高还是两者的共同作用造成.与以上研究结果不同的是，Wang等[29 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在同时降低H3 BO3 和LiOH浓度而升高溶液pH300 (6.4~7.5)的高温高压硼锂混合溶液中研究了316L不锈钢的腐蚀行为.表明随着LiOH浓度的降低或溶液pH300 的升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗降低、自腐蚀电流密度增加、外层氧化物颗粒的数量和尺寸均降低.因此可以认为，外层氧化物颗粒的尺寸受到溶液pHT 变化的影响较大.但由于本实验中H3 BO3 浓度也发生了变化，因此316L不锈钢表面氧化膜的电化学响应行为变化的原因仍无法判断.另外Huang等[11 ] 利用动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对690合金腐蚀行为的影响.表明升高LiOH浓度或溶液pH300 ，690合金表面氧化膜的钝化电流密度先增加后降低.690合金在pH300 = 6.8~8.6溶液中的极化曲线只在低电位区间只出现一个较宽的钝化区，而在pH300 = 9.1的溶液中出现了明显的二次钝化.一般认为[30 ] ，低电位的一次钝化区对应于富Cr的氧化膜，而高电位的二次钝化区对应于富Fe和Ni的氧化膜.一次钝化向过钝化和二次钝化的转变主要与Cr的选择性溶解和含Fe、Ni氧化膜的形成有关.此外，有文献也报道了相似的实验规律[31 ~33 ] ，当高温水的pHT 处于6到9之间时，表面的氧化膜保护性较好且材料腐蚀速率(缺陷浓度)与高温水的pHT 无关；而当高温水的pHT < 4或> 10时，氧化膜的保护性较低且材料的腐蚀速率(缺陷浓度)分别随pHT 的降低和升高而增加.另外，也有文献报道[34 ] ，高温水的pH300 位于6.8~8.6区间范围内时，镍基合金和不锈钢的腐蚀产物释放率随pH300 升高而降低. ...
A mixed-conduction model for the oxidation of stainless steel in a high-temperature electrolyte: estimation of kinetic parameters of oxide layer growth and restructuring
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2005
... PWR核电站一回路通常采用的硼锂混合溶液也是一种潜在的候选HFT水化学.Sun等[27 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、升高LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对304不锈钢腐蚀行为的影响.表明随LiOH浓度或溶液pH300 升高，304不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低、外层氧化物的平均颗粒尺寸降低、外层氧化膜中Fe和Ni的含量降低而内层成分基本不变.一般认为高温高压水中的双层氧化膜的保护性主要取决于内层.其认为304不锈钢在高温高压硼锂混合溶液中形成的内层氧化膜主要是溶液中的OH- 和基体中的Cr反应生成.较高的LiOH浓度或溶液pH300 会使内层反应更容易进行.Liu等[28 ] 在降低H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中也发现相似规律.随LiOH浓度或溶液pH300 (6.9~7.4)升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗增加、含Fe的氧化物含量增加而含Cr的氧化物含量降低.以上研究结果的共同特点是，随着溶液中LiOH浓度的升高和溶液pH300 升高，不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低及外层氧化物颗粒的平均尺寸降低.但问题是，造成以上电化学结果和氧化物颗粒尺寸变化的具体原因尚不明确，是单纯的LiOH浓度升高还是单纯的溶液pH300 升高还是两者的共同作用造成.与以上研究结果不同的是，Wang等[29 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在同时降低H3 BO3 和LiOH浓度而升高溶液pH300 (6.4~7.5)的高温高压硼锂混合溶液中研究了316L不锈钢的腐蚀行为.表明随着LiOH浓度的降低或溶液pH300 的升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗降低、自腐蚀电流密度增加、外层氧化物颗粒的数量和尺寸均降低.因此可以认为，外层氧化物颗粒的尺寸受到溶液pHT 变化的影响较大.但由于本实验中H3 BO3 浓度也发生了变化，因此316L不锈钢表面氧化膜的电化学响应行为变化的原因仍无法判断.另外Huang等[11 ] 利用动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对690合金腐蚀行为的影响.表明升高LiOH浓度或溶液pH300 ，690合金表面氧化膜的钝化电流密度先增加后降低.690合金在pH300 = 6.8~8.6溶液中的极化曲线只在低电位区间只出现一个较宽的钝化区，而在pH300 = 9.1的溶液中出现了明显的二次钝化.一般认为[30 ] ，低电位的一次钝化区对应于富Cr的氧化膜，而高电位的二次钝化区对应于富Fe和Ni的氧化膜.一次钝化向过钝化和二次钝化的转变主要与Cr的选择性溶解和含Fe、Ni氧化膜的形成有关.此外，有文献也报道了相似的实验规律[31 ~33 ] ，当高温水的pHT 处于6到9之间时，表面的氧化膜保护性较好且材料腐蚀速率(缺陷浓度)与高温水的pHT 无关；而当高温水的pHT < 4或> 10时，氧化膜的保护性较低且材料的腐蚀速率(缺陷浓度)分别随pHT 的降低和升高而增加.另外，也有文献报道[34 ] ，高温水的pH300 位于6.8~8.6区间范围内时，镍基合金和不锈钢的腐蚀产物释放率随pH300 升高而降低. ...
The mechanism of high temperature aqueous corrosion of steel
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1989
... PWR核电站一回路通常采用的硼锂混合溶液也是一种潜在的候选HFT水化学.Sun等[27 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、升高LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对304不锈钢腐蚀行为的影响.表明随LiOH浓度或溶液pH300 升高，304不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低、外层氧化物的平均颗粒尺寸降低、外层氧化膜中Fe和Ni的含量降低而内层成分基本不变.一般认为高温高压水中的双层氧化膜的保护性主要取决于内层.其认为304不锈钢在高温高压硼锂混合溶液中形成的内层氧化膜主要是溶液中的OH- 和基体中的Cr反应生成.较高的LiOH浓度或溶液pH300 会使内层反应更容易进行.Liu等[28 ] 在降低H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中也发现相似规律.随LiOH浓度或溶液pH300 (6.9~7.4)升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗增加、含Fe的氧化物含量增加而含Cr的氧化物含量降低.以上研究结果的共同特点是，随着溶液中LiOH浓度的升高和溶液pH300 升高，不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低及外层氧化物颗粒的平均尺寸降低.但问题是，造成以上电化学结果和氧化物颗粒尺寸变化的具体原因尚不明确，是单纯的LiOH浓度升高还是单纯的溶液pH300 升高还是两者的共同作用造成.与以上研究结果不同的是，Wang等[29 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在同时降低H3 BO3 和LiOH浓度而升高溶液pH300 (6.4~7.5)的高温高压硼锂混合溶液中研究了316L不锈钢的腐蚀行为.表明随着LiOH浓度的降低或溶液pH300 的升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗降低、自腐蚀电流密度增加、外层氧化物颗粒的数量和尺寸均降低.因此可以认为，外层氧化物颗粒的尺寸受到溶液pHT 变化的影响较大.但由于本实验中H3 BO3 浓度也发生了变化，因此316L不锈钢表面氧化膜的电化学响应行为变化的原因仍无法判断.另外Huang等[11 ] 利用动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对690合金腐蚀行为的影响.表明升高LiOH浓度或溶液pH300 ，690合金表面氧化膜的钝化电流密度先增加后降低.690合金在pH300 = 6.8~8.6溶液中的极化曲线只在低电位区间只出现一个较宽的钝化区，而在pH300 = 9.1的溶液中出现了明显的二次钝化.一般认为[30 ] ，低电位的一次钝化区对应于富Cr的氧化膜，而高电位的二次钝化区对应于富Fe和Ni的氧化膜.一次钝化向过钝化和二次钝化的转变主要与Cr的选择性溶解和含Fe、Ni氧化膜的形成有关.此外，有文献也报道了相似的实验规律[31 ~33 ] ，当高温水的pHT 处于6到9之间时，表面的氧化膜保护性较好且材料腐蚀速率(缺陷浓度)与高温水的pHT 无关；而当高温水的pHT < 4或> 10时，氧化膜的保护性较低且材料的腐蚀速率(缺陷浓度)分别随pHT 的降低和升高而增加.另外，也有文献报道[34 ] ，高温水的pH300 位于6.8~8.6区间范围内时，镍基合金和不锈钢的腐蚀产物释放率随pH300 升高而降低. ...
The mechanism of high temperature aqueous corrosion of stainless steels
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1991
Influence of pH on properties of oxide films formed on type 316L stainless steel, Alloy 600, and Alloy 690 in high-temperature aqueous environments
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2003
... PWR核电站一回路通常采用的硼锂混合溶液也是一种潜在的候选HFT水化学.Sun等[27 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、升高LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对304不锈钢腐蚀行为的影响.表明随LiOH浓度或溶液pH300 升高，304不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低、外层氧化物的平均颗粒尺寸降低、外层氧化膜中Fe和Ni的含量降低而内层成分基本不变.一般认为高温高压水中的双层氧化膜的保护性主要取决于内层.其认为304不锈钢在高温高压硼锂混合溶液中形成的内层氧化膜主要是溶液中的OH- 和基体中的Cr反应生成.较高的LiOH浓度或溶液pH300 会使内层反应更容易进行.Liu等[28 ] 在降低H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中也发现相似规律.随LiOH浓度或溶液pH300 (6.9~7.4)升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗增加、含Fe的氧化物含量增加而含Cr的氧化物含量降低.以上研究结果的共同特点是，随着溶液中LiOH浓度的升高和溶液pH300 升高，不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低及外层氧化物颗粒的平均尺寸降低.但问题是，造成以上电化学结果和氧化物颗粒尺寸变化的具体原因尚不明确，是单纯的LiOH浓度升高还是单纯的溶液pH300 升高还是两者的共同作用造成.与以上研究结果不同的是，Wang等[29 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在同时降低H3 BO3 和LiOH浓度而升高溶液pH300 (6.4~7.5)的高温高压硼锂混合溶液中研究了316L不锈钢的腐蚀行为.表明随着LiOH浓度的降低或溶液pH300 的升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗降低、自腐蚀电流密度增加、外层氧化物颗粒的数量和尺寸均降低.因此可以认为，外层氧化物颗粒的尺寸受到溶液pHT 变化的影响较大.但由于本实验中H3 BO3 浓度也发生了变化，因此316L不锈钢表面氧化膜的电化学响应行为变化的原因仍无法判断.另外Huang等[11 ] 利用动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对690合金腐蚀行为的影响.表明升高LiOH浓度或溶液pH300 ，690合金表面氧化膜的钝化电流密度先增加后降低.690合金在pH300 = 6.8~8.6溶液中的极化曲线只在低电位区间只出现一个较宽的钝化区，而在pH300 = 9.1的溶液中出现了明显的二次钝化.一般认为[30 ] ，低电位的一次钝化区对应于富Cr的氧化膜，而高电位的二次钝化区对应于富Fe和Ni的氧化膜.一次钝化向过钝化和二次钝化的转变主要与Cr的选择性溶解和含Fe、Ni氧化膜的形成有关.此外，有文献也报道了相似的实验规律[31 ~33 ] ，当高温水的pHT 处于6到9之间时，表面的氧化膜保护性较好且材料腐蚀速率(缺陷浓度)与高温水的pHT 无关；而当高温水的pHT < 4或> 10时，氧化膜的保护性较低且材料的腐蚀速率(缺陷浓度)分别随pHT 的降低和升高而增加.另外，也有文献报道[34 ] ，高温水的pH300 位于6.8~8.6区间范围内时，镍基合金和不锈钢的腐蚀产物释放率随pH300 升高而降低. ...
Laboratory simulation of crud deposition on Zr-alloy fuel cladding in simulated pressurized water reactor primary coolant
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2023
... PWR核电站一回路通常采用的硼锂混合溶液也是一种潜在的候选HFT水化学.Sun等[27 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、升高LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对304不锈钢腐蚀行为的影响.表明随LiOH浓度或溶液pH300 升高，304不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低、外层氧化物的平均颗粒尺寸降低、外层氧化膜中Fe和Ni的含量降低而内层成分基本不变.一般认为高温高压水中的双层氧化膜的保护性主要取决于内层.其认为304不锈钢在高温高压硼锂混合溶液中形成的内层氧化膜主要是溶液中的OH- 和基体中的Cr反应生成.较高的LiOH浓度或溶液pH300 会使内层反应更容易进行.Liu等[28 ] 在降低H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中也发现相似规律.随LiOH浓度或溶液pH300 (6.9~7.4)升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗增加、含Fe的氧化物含量增加而含Cr的氧化物含量降低.以上研究结果的共同特点是，随着溶液中LiOH浓度的升高和溶液pH300 升高，不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低及外层氧化物颗粒的平均尺寸降低.但问题是，造成以上电化学结果和氧化物颗粒尺寸变化的具体原因尚不明确，是单纯的LiOH浓度升高还是单纯的溶液pH300 升高还是两者的共同作用造成.与以上研究结果不同的是，Wang等[29 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在同时降低H3 BO3 和LiOH浓度而升高溶液pH300 (6.4~7.5)的高温高压硼锂混合溶液中研究了316L不锈钢的腐蚀行为.表明随着LiOH浓度的降低或溶液pH300 的升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗降低、自腐蚀电流密度增加、外层氧化物颗粒的数量和尺寸均降低.因此可以认为，外层氧化物颗粒的尺寸受到溶液pHT 变化的影响较大.但由于本实验中H3 BO3 浓度也发生了变化，因此316L不锈钢表面氧化膜的电化学响应行为变化的原因仍无法判断.另外Huang等[11 ] 利用动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对690合金腐蚀行为的影响.表明升高LiOH浓度或溶液pH300 ，690合金表面氧化膜的钝化电流密度先增加后降低.690合金在pH300 = 6.8~8.6溶液中的极化曲线只在低电位区间只出现一个较宽的钝化区，而在pH300 = 9.1的溶液中出现了明显的二次钝化.一般认为[30 ] ，低电位的一次钝化区对应于富Cr的氧化膜，而高电位的二次钝化区对应于富Fe和Ni的氧化膜.一次钝化向过钝化和二次钝化的转变主要与Cr的选择性溶解和含Fe、Ni氧化膜的形成有关.此外，有文献也报道了相似的实验规律[31 ~33 ] ，当高温水的pHT 处于6到9之间时，表面的氧化膜保护性较好且材料腐蚀速率(缺陷浓度)与高温水的pHT 无关；而当高温水的pHT < 4或> 10时，氧化膜的保护性较低且材料的腐蚀速率(缺陷浓度)分别随pHT 的降低和升高而增加.另外，也有文献报道[34 ] ，高温水的pH300 位于6.8~8.6区间范围内时，镍基合金和不锈钢的腐蚀产物释放率随pH300 升高而降低. ...
锆合金包壳在模拟压水堆一回路冷却剂中的表面污垢沉积行为研究
1
2023
... PWR核电站一回路通常采用的硼锂混合溶液也是一种潜在的候选HFT水化学.Sun等[27 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、升高LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对304不锈钢腐蚀行为的影响.表明随LiOH浓度或溶液pH300 升高，304不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低、外层氧化物的平均颗粒尺寸降低、外层氧化膜中Fe和Ni的含量降低而内层成分基本不变.一般认为高温高压水中的双层氧化膜的保护性主要取决于内层.其认为304不锈钢在高温高压硼锂混合溶液中形成的内层氧化膜主要是溶液中的OH- 和基体中的Cr反应生成.较高的LiOH浓度或溶液pH300 会使内层反应更容易进行.Liu等[28 ] 在降低H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中也发现相似规律.随LiOH浓度或溶液pH300 (6.9~7.4)升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗增加、含Fe的氧化物含量增加而含Cr的氧化物含量降低.以上研究结果的共同特点是，随着溶液中LiOH浓度的升高和溶液pH300 升高，不锈钢表面氧化膜的阻抗升高、钝化电流密度降低及外层氧化物颗粒的平均尺寸降低.但问题是，造成以上电化学结果和氧化物颗粒尺寸变化的具体原因尚不明确，是单纯的LiOH浓度升高还是单纯的溶液pH300 升高还是两者的共同作用造成.与以上研究结果不同的是，Wang等[29 ] 采用高温EIS和动电位极化曲线在同时降低H3 BO3 和LiOH浓度而升高溶液pH300 (6.4~7.5)的高温高压硼锂混合溶液中研究了316L不锈钢的腐蚀行为.表明随着LiOH浓度的降低或溶液pH300 的升高，316L不锈钢表面氧化膜的阻抗降低、自腐蚀电流密度增加、外层氧化物颗粒的数量和尺寸均降低.因此可以认为，外层氧化物颗粒的尺寸受到溶液pHT 变化的影响较大.但由于本实验中H3 BO3 浓度也发生了变化，因此316L不锈钢表面氧化膜的电化学响应行为变化的原因仍无法判断.另外Huang等[11 ] 利用动电位极化曲线在固定H3 BO3 浓度、增加LiOH浓度的高温高压硼锂混合溶液中研究了LiOH浓度和溶液pH300 (6.8~9.1)对690合金腐蚀行为的影响.表明升高LiOH浓度或溶液pH300 ，690合金表面氧化膜的钝化电流密度先增加后降低.690合金在pH300 = 6.8~8.6溶液中的极化曲线只在低电位区间只出现一个较宽的钝化区，而在pH300 = 9.1的溶液中出现了明显的二次钝化.一般认为[30 ] ，低电位的一次钝化区对应于富Cr的氧化膜，而高电位的二次钝化区对应于富Fe和Ni的氧化膜.一次钝化向过钝化和二次钝化的转变主要与Cr的选择性溶解和含Fe、Ni氧化膜的形成有关.此外，有文献也报道了相似的实验规律[31 ~33 ] ，当高温水的pHT 处于6到9之间时，表面的氧化膜保护性较好且材料腐蚀速率(缺陷浓度)与高温水的pHT 无关；而当高温水的pHT < 4或> 10时，氧化膜的保护性较低且材料的腐蚀速率(缺陷浓度)分别随pHT 的降低和升高而增加.另外，也有文献报道[34 ] ，高温水的pH300 位于6.8~8.6区间范围内时，镍基合金和不锈钢的腐蚀产物释放率随pH300 升高而降低. ...
Effect of zinc addition scenarios on general corrosion of Alloy 690 in borated and lithiated water at 330o C
1
2021
... DH作为PWR一回路运行水化学的一个重要参数，对与一回路水化学接触的设备材料尤其是占一回路表面积62%~75%[35 ] 的SG传热管用690、600等镍基合金在高温高压水中的腐蚀产物类型、氧化膜的保护性、沿晶应力腐蚀开裂敏感性、裂纹生长速率产生较大影响.Nishizawa[4 ] 研究表明，相比于除氧水化学，DH = 30 cm3 /kg H2 O的水化学会降低氧化膜和水化学中的Ni含量.目前核电厂已经应用的HFT水化学中DH浓度是5 cm3 /kg H2 O[8 ,19 ] 和25~40 cm3 /kg H2 O[1 ~4 ,15 ~17 ] ，但是目前实验室和PWR核电站中均无HFT水化学中DH浓度对电厂关键设备材料表面预成膜性质的相关研究. ...
Measurement of the nickel/nickel oxide transition in Ni-Cr-Fe alloys and updated data and correlations to quantify the effect of aqueous hydrogen on primary water SCC
3
2003
... DH浓度对材料腐蚀行为的影响主要体现在不同温度下Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度的变化.材料在不同温度的高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度可通过Attanasio和Morton[36 ] 以及Andresen等[37 ] 的公式计算(计算结果如图4 所示).Ni和NiO的稳定区间分别高于和低于临界DH浓度.Bai等[38 ] 认为高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下(即NiO的稳定区)时，可以在182合金表面观察到Ni(OH)2 (约占氧化的Ni含量的35%)和尖晶石氧化物(约占氧化的Ni含量的65%).Nakagawa等[39 ] 和Jeon等[40 ] 研究表明600和690合金在低DH浓度的高温水中生成的外层氧化物主要为NiO.以上结果显示，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下时，Ni在氧化膜中主要以氧化态形式存在.Bai等[38 ] 和Lee等[41 ] 的结果显示，高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上(即金属Ni0 的稳定区)时，182合金和316不锈钢表面形成的外层氧化物为主要是Fe3 O4 .同时Jeon等[40 ] 的结果显示690合金在DH浓度高于Ni/NiO转变线以上时，氧化膜中观察到了金属Ni0 的中间层.推测认为，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上时，Ni主要以金属态形式稳定存在，因此外层氧化膜主要是Fe-氧化物或存在金属Ni0 的中间层. ...
... [
36 ,
37 ]
Variations of Ni/NiO phase boundary with DH concentration and temperature<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R36">36</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup>: (a) Attanasiol, (b) Peter Fig.4 ![]()
DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
... [
36 ,
37 ]: (a) Attanasiol, (b) Peter
Fig.4 ![]()
DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
Effects of hydrogen on stress corrosion crack growth rate of nickel alloys in high-temperature water
3
2008
... DH浓度对材料腐蚀行为的影响主要体现在不同温度下Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度的变化.材料在不同温度的高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度可通过Attanasio和Morton[36 ] 以及Andresen等[37 ] 的公式计算(计算结果如图4 所示).Ni和NiO的稳定区间分别高于和低于临界DH浓度.Bai等[38 ] 认为高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下(即NiO的稳定区)时，可以在182合金表面观察到Ni(OH)2 (约占氧化的Ni含量的35%)和尖晶石氧化物(约占氧化的Ni含量的65%).Nakagawa等[39 ] 和Jeon等[40 ] 研究表明600和690合金在低DH浓度的高温水中生成的外层氧化物主要为NiO.以上结果显示，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下时，Ni在氧化膜中主要以氧化态形式存在.Bai等[38 ] 和Lee等[41 ] 的结果显示，高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上(即金属Ni0 的稳定区)时，182合金和316不锈钢表面形成的外层氧化物为主要是Fe3 O4 .同时Jeon等[40 ] 的结果显示690合金在DH浓度高于Ni/NiO转变线以上时，氧化膜中观察到了金属Ni0 的中间层.推测认为，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上时，Ni主要以金属态形式稳定存在，因此外层氧化膜主要是Fe-氧化物或存在金属Ni0 的中间层. ...
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37 ]
Variations of Ni/NiO phase boundary with DH concentration and temperature<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R36">36</xref>,<xref ref-type="bibr" rid="R37">37</xref>]</sup>: (a) Attanasiol, (b) Peter Fig.4 ![]()
DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
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37 ]: (a) Attanasiol, (b) Peter
Fig.4 ![]()
DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
Electrochemical and spectroscopic characterization of oxide films formed on Alloy 182 in simulated boiling water reactor environment: effect of dissolved hydrogen
3
2018
... DH浓度对材料腐蚀行为的影响主要体现在不同温度下Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度的变化.材料在不同温度的高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度可通过Attanasio和Morton[36 ] 以及Andresen等[37 ] 的公式计算(计算结果如图4 所示).Ni和NiO的稳定区间分别高于和低于临界DH浓度.Bai等[38 ] 认为高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下(即NiO的稳定区)时，可以在182合金表面观察到Ni(OH)2 (约占氧化的Ni含量的35%)和尖晶石氧化物(约占氧化的Ni含量的65%).Nakagawa等[39 ] 和Jeon等[40 ] 研究表明600和690合金在低DH浓度的高温水中生成的外层氧化物主要为NiO.以上结果显示，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下时，Ni在氧化膜中主要以氧化态形式存在.Bai等[38 ] 和Lee等[41 ] 的结果显示，高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上(即金属Ni0 的稳定区)时，182合金和316不锈钢表面形成的外层氧化物为主要是Fe3 O4 .同时Jeon等[40 ] 的结果显示690合金在DH浓度高于Ni/NiO转变线以上时，氧化膜中观察到了金属Ni0 的中间层.推测认为，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上时，Ni主要以金属态形式稳定存在，因此外层氧化膜主要是Fe-氧化物或存在金属Ni0 的中间层. ...
... [38 ]和Lee等[41 ] 的结果显示，高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上(即金属Ni0 的稳定区)时，182合金和316不锈钢表面形成的外层氧化物为主要是Fe3 O4 .同时Jeon等[40 ] 的结果显示690合金在DH浓度高于Ni/NiO转变线以上时，氧化膜中观察到了金属Ni0 的中间层.推测认为，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上时，Ni主要以金属态形式稳定存在，因此外层氧化膜主要是Fe-氧化物或存在金属Ni0 的中间层. ...
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
Influence of dissolved hydrogen on oxide film and PWSCC of Alloy 600 in PWR primary water
3
2003
... DH浓度对材料腐蚀行为的影响主要体现在不同温度下Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度的变化.材料在不同温度的高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度可通过Attanasio和Morton[36 ] 以及Andresen等[37 ] 的公式计算(计算结果如图4 所示).Ni和NiO的稳定区间分别高于和低于临界DH浓度.Bai等[38 ] 认为高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下(即NiO的稳定区)时，可以在182合金表面观察到Ni(OH)2 (约占氧化的Ni含量的35%)和尖晶石氧化物(约占氧化的Ni含量的65%).Nakagawa等[39 ] 和Jeon等[40 ] 研究表明600和690合金在低DH浓度的高温水中生成的外层氧化物主要为NiO.以上结果显示，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下时，Ni在氧化膜中主要以氧化态形式存在.Bai等[38 ] 和Lee等[41 ] 的结果显示，高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上(即金属Ni0 的稳定区)时，182合金和316不锈钢表面形成的外层氧化物为主要是Fe3 O4 .同时Jeon等[40 ] 的结果显示690合金在DH浓度高于Ni/NiO转变线以上时，氧化膜中观察到了金属Ni0 的中间层.推测认为，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上时，Ni主要以金属态形式稳定存在，因此外层氧化膜主要是Fe-氧化物或存在金属Ni0 的中间层. ...
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
Effects of dissolved hydrogen on general corrosion behavior and oxide films of alloy 690TT in PWR primary water
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2017
... DH浓度对材料腐蚀行为的影响主要体现在不同温度下Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度的变化.材料在不同温度的高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度可通过Attanasio和Morton[36 ] 以及Andresen等[37 ] 的公式计算(计算结果如图4 所示).Ni和NiO的稳定区间分别高于和低于临界DH浓度.Bai等[38 ] 认为高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下(即NiO的稳定区)时，可以在182合金表面观察到Ni(OH)2 (约占氧化的Ni含量的35%)和尖晶石氧化物(约占氧化的Ni含量的65%).Nakagawa等[39 ] 和Jeon等[40 ] 研究表明600和690合金在低DH浓度的高温水中生成的外层氧化物主要为NiO.以上结果显示，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下时，Ni在氧化膜中主要以氧化态形式存在.Bai等[38 ] 和Lee等[41 ] 的结果显示，高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上(即金属Ni0 的稳定区)时，182合金和316不锈钢表面形成的外层氧化物为主要是Fe3 O4 .同时Jeon等[40 ] 的结果显示690合金在DH浓度高于Ni/NiO转变线以上时，氧化膜中观察到了金属Ni0 的中间层.推测认为，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上时，Ni主要以金属态形式稳定存在，因此外层氧化膜主要是Fe-氧化物或存在金属Ni0 的中间层. ...
... [40 ]的结果显示690合金在DH浓度高于Ni/NiO转变线以上时，氧化膜中观察到了金属Ni0 的中间层.推测认为，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上时，Ni主要以金属态形式稳定存在，因此外层氧化膜主要是Fe-氧化物或存在金属Ni0 的中间层. ...
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
Characterization of oxide layers formed on type 316 stainless steel exposed to the simulated PWR primary water environment with varying dissolved hydrogen and zinc concentrations
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2021
... DH浓度对材料腐蚀行为的影响主要体现在不同温度下Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度的变化.材料在不同温度的高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度可通过Attanasio和Morton[36 ] 以及Andresen等[37 ] 的公式计算(计算结果如图4 所示).Ni和NiO的稳定区间分别高于和低于临界DH浓度.Bai等[38 ] 认为高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下(即NiO的稳定区)时，可以在182合金表面观察到Ni(OH)2 (约占氧化的Ni含量的35%)和尖晶石氧化物(约占氧化的Ni含量的65%).Nakagawa等[39 ] 和Jeon等[40 ] 研究表明600和690合金在低DH浓度的高温水中生成的外层氧化物主要为NiO.以上结果显示，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以下时，Ni在氧化膜中主要以氧化态形式存在.Bai等[38 ] 和Lee等[41 ] 的结果显示，高温水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上(即金属Ni0 的稳定区)时，182合金和316不锈钢表面形成的外层氧化物为主要是Fe3 O4 .同时Jeon等[40 ] 的结果显示690合金在DH浓度高于Ni/NiO转变线以上时，氧化膜中观察到了金属Ni0 的中间层.推测认为，当高温高压水中DH浓度处于Ni/NiO转变线以上时，Ni主要以金属态形式稳定存在，因此外层氧化膜主要是Fe-氧化物或存在金属Ni0 的中间层. ...
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
Effect of dissolved hydrogen on the electrochemical behaviour of Alloy 600 in simulated PWR primary water at 290o C
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2011
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
Electrochemical investigation of oxide films formed on nickel alloys 182, 600 and 52 in high temperature water
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2011
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
The effects of dissolved hydrogen on the corrosion behavior of Alloy 182 in simulated primary water
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2015
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
Effects of alternating dissolved oxygen and dissolved hydrogen on the corrosion behavior of alloy 52 in high temperature high pressure water
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2020
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
Effect of dissolved hydrogen on corrosion of Inconel Alloy 600 in high temperature hydrogenated water
2
2011
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
Effect of dissolved hydrogen on corrosion of 316NG stainless steel in high temperature water
1
2015
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
Crack growth behavior for stress corrosion cracking of 690 alloy in high temperature water
3
2010
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
... [48 ]的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
690合金在高温水中的应力腐蚀裂纹扩展行为
3
2010
... DH浓度对核电设备材料在高温高压水中形成的氧化膜的保护性也会产生较大影响.Qiu等[42 ] 采用高温电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线研究了290℃高温硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(0和5 cm3 /kg H2 O)对600合金腐蚀行为的影响.表明600合金的钝化电流密度随DH浓度升高而增加.同时拟合EIS所得Warburg阻抗(离子缺陷传输电阻)结果显示，600合金表面氧化膜的Warburg阻抗随DH浓度升高而降低，离子扩散更易进行.这可能说明600合金表面氧化膜中的缺陷浓度随DH浓度升高而增加，导致H2 直接扩散至内层氧化膜并还原NiO.Nakagawa等[39 ] 的动电位极化曲线和Figueiredo等[43 ] 、Lee等[41 ] 、Xu等[44 ,45 ] 、Peng等[46 ] 的高温EIS也得到了相似的电化学结果.同时Dong等[47 ] 报道了在288℃不同DH浓度(1.7、3.4和6.8 cm3 /kg H2 O)的高温高压纯水中，316NG不锈钢的失重量随DH浓度升高而增加.然而Jeon等[40 ] 利用透射电镜研究了330℃硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2.2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、35、50、65和100 cm3 /kg H2 O)对690合金腐蚀行为的影响.表明690合金的均匀腐蚀速率、厚度均随DH浓度增加而降低.DH浓度从5增加至35 cm3 /kg H2 O时，690合金的均匀腐蚀速率降低72%左右；继续增加DH浓度至65 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率下降幅度较小；后续增加DH浓度至100 cm3 /kg H2 O的区间内，690合金的均匀腐蚀速率几乎不变.另外，与上述结果不同的是，但体纯等[48 ] 采用动电位极化曲线研究了690合金在340℃不同DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)的高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中的动电位极化曲线.表明690合金的钝化电流密度随着DH浓度升高呈现先上升后下降的趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的钝化电流密度高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.690合金的钝化电流密度在DH = 10 cm3 /kg H2 O (340℃高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度附近)时出现峰值.可见，尽管大量关于DH浓度对材料电化学腐蚀行为的研究都表明升高DH浓度会降低氧化膜的保护性，但是也有实验得到不同结果，因此HFT中DH浓度对材料电化学腐蚀行为的影响还有待于进一步研究. ...
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
... [48 ]的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
Review of stress corrosion crack initiation of nuclear structural materials in high temperature and high pressure water
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2022
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
核用结构材料在高温高压水中应力腐蚀裂纹萌生研究进展
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2022
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
Using tapered specimens to study the effect of hydrogen and surface finish on SCC initiation in Alloy 182 under boiling water reactor conditions
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2017
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
Influence of dissolved hydrogen on structure of oxide film on Alloy 600 formed in primary water of pressurized water reactors
1
2003
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
Effects of dissolved hydrogen and surface condition on the intergranular stress corrosion cracking initiation and short crack growth behavior of non-sensitized 316 stainless steel in simulated PWR primary water
1
2017
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
Stress corrosion cracking initiation and short crack growth behaviour in Alloy 182 weld metal under simulated boiling water reactor hydrogen water chemistry conditions
1
2018
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
Effect of partial pressure of hydrogen on IGSCC of Alloy 600 in PWR primary water
1
1991
... 此外，DH浓度是影响材料尤其是镍基合金应力腐蚀开裂敏感性和裂纹生长速率的一个重要因素[49 ] .Bai等[50 ] 、Nakagawa等[39 ] 、Terachi等[51 ] 研究表明高温水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度是600或182合金一次侧应力腐蚀开裂敏感性最大的点.但体纯等[48 ] 利用交流电位降技术(ACPD)研究了340℃高温高压硼锂混合溶液(1200 mg/L B/2 mg/L Li)中DH浓度(5、10、30 cm3 /kg H2 O)对冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率的影响.表明随DH浓度升高，冷轧态690TT合金应力腐蚀裂纹扩展速率呈现先上升后下降趋势，DH = 30 cm3 /kg H2 O处的应力腐蚀裂纹扩展速率高于DH = 5 cm3 /kg H2 O.冷轧态690TT合金的应力腐蚀裂纹扩展速率在DH = 10 cm3 /kg H2 O时(340℃高温高压水中Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度位于10 cm3 /kg H2 O附近)出现峰值.同时Zhong等[52 ] 和Bai等[53 ] 等分别在316不锈钢和182合金上也观察到类似现象.以上的研究结果均表明当DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时，材料(尤其是镍基合金)在高温水中的应力腐蚀开裂敏感性和裂纹扩展速率达到峰值.这与但体纯等[48 ] 的电化学实验结果也保持一致.Peng等[46 ] 和Bai等[38 ] 分别采用电化学EIS和Mott-Schottky曲线研究了600和182合金在不同DH浓度的高温水中的腐蚀行为，表明600和182合金表面形成的氧化膜缺陷浓度均在Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度时最高.据此推测认为，材料(尤其是镍基合金)在DH浓度为Ni/NiO转变线对应的临界DH浓度处的阻抗降低和应力腐蚀开裂敏感性、裂纹扩展速率出现峰值可能是氧化膜中较高的缺陷浓度导致.另外，与上述结果不同的是，Rebak和Szklarska-Smialowska[54 ] 认为600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性与NiO的稳定性有关.600合金只有在表面氧化膜中存在Ni的氧化物时才会出现晶间应力腐蚀开裂敏感性.因此NiO的Gibbs自由能越低，600合金的晶间应力腐蚀开裂敏感性越高.可以通过向高温高压水中通入较高的DH浓度降低600合金的应力腐蚀开裂敏感性. ...
Research progress on stress corrosion cracking of stainless steel for nuclear power plant in high-temperature and high-pressure water
1
2021
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
核电站用不锈钢在高温高压水中应力腐蚀开裂行为的研究进展
1
2021
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Understanding the zinc behaviour in PWR primary coolant: a comparison between French and German experience
1
2008
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Zinc addition and its effect on the corrosion behavior of a 30% cold forged Alloy 690 in simulated primary coolant of pressurized water reactors
1
2019
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
The effect of high-temperature water chemistry and dissolved zinc on the cobalt incorporation on type 316 stainless steel oxide
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2018
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
... [58 ~63 ]和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Corrosion mitigation in coolant systems in nuclear power plants
0
2016
Investigation of cobalt deposition behavior with zinc injection on stainless steel under BWR conditions
0
2004
Synergy effect of simultaneous zinc and nickel addition on cobalt deposition onto stainless steel in oxygenated high temperature water
0
2003
Investigation of cobalt buildup behavior and suppression by zinc injection on stainless steel under HWC conditions using simultaneous continuous measurements of corrosion and cobalt buildup
0
2015
Cobalt radioactivity behaviors in a BWR environment and countermeasures for dose rate reduction
1
2015
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
Effect of zinc additions on oxide rupture strain and repassivation kinetics of iron-based alloys in 288o C water
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1996
... 鉴于PWR核电站一回路正常运行水化学中注Zn在降低关键设备表面辐射剂量率[15 ~17 ] 、腐蚀速率[15 ~17 ] 和裂纹扩展速率[23 , 55 ] 的成功经验，Hayakawa等[15 ~17 ] 首次在Tomari 3号机组采用注Zn的HFT水化学(0.5 mg/L Li、5 µg/L Zn、DH = 25~35 cm3 /kg).与对照机组相比，Tomari 3号机组在第一次定期停堆期间和第一次循环运行过程中，辐射源强度分别降低了61%和50%.第二次换料停堆期间，Tomari 3号机组SG传热管、RPV、主管道内的辐射剂量率是第一次循环停堆期间的60%~80%.采用TEM分析了不锈钢挂片样品表面的氧化膜[16 ] ，其分为附着污垢层、外层和内层.其中附着污垢层的主要元素是Fe，外层主要是Ni，内层主要是Cr，而Zn主要存在于尖晶石结构的内层.推测水化学中的Zn主要通过以下两种方式掺杂进入氧化膜中，一方面水化学中的Zn会进入内层氧化膜，形成具有较高稳定性的Zn-Cr尖晶石氧化物，从而抑制放射性Co在氧化膜中的掺杂；另一方面具有较高稳定性的含Zn氧化物会替换已经掺杂在氧化膜中的放射性Co，进而降低Co在氧化膜中的掺杂.此外，PWR核电站的运行经验表明：一回路水化学中注入约5 µg/L Zn可以有效降低电厂的辐射剂量率和腐蚀速率[9 , 56 ] .实验室研究结果显示一回路水化学中注入10 µg/L Zn可以有效提高氧化膜的阻抗[11 ,13 ,57 ] 、降低氧化膜的钝化电流密度[11 ,13 ,28 ] 、降低氧化膜的厚度[11 ~13 ,28 ,58 ] 、降低氧化膜中的Ni含量[11 ] 、降低氧化膜中的Co的掺杂[58 ~63 ] 和降低裂纹扩展速率[64 ] .另外，实验室中也进行了一回路运行水化学中的注Zn浓度对材料腐蚀行为影响的相关研究.Liu等[13 ] 认为当Zn浓度不超过50 µg/L时，304不锈钢在高温水中生成的氧化膜阻抗随Zn浓度的升高而增加；当Zn浓度超过50 µg/L时，阻抗基本保持不变.而Huang等[11 ] 研究表明690合金在高温水中氧化膜的阻抗随注入Zn浓度(0~150 µg/L)的升高而增加. ...
