Materials challenges in nuclear energy
核能中的材料挑战
Abstract 摘要
核能目前为全球电力供应提供了约 13%,已成为可靠的基荷电力来源。为了使核能继续在可靠性、安全性和经济性方面取得进一步改进,必须成功解决一系列材料挑战。本文总结了当前及未来核能系统中材料的工作环境,并描述了用于主要运行部件的材料。文中还描述了与反应堆功率提升和运行寿命延长相关的材料挑战。目前及下一代水冷裂变反应堆的三大材料挑战主要集中在对两种结构材料的两个老化降解问题(结构材料的腐蚀和应力腐蚀开裂,以及反应堆压力容器的中子辐照脆化),以及改进燃料系统可靠性和事故耐受性问题。文中回顾了轻水反应堆的主要腐蚀和应力腐蚀开裂降解机制。 目前商用核电站普遍使用的 Zr 合金包壳 UO 燃料系统在正常和异常运行条件下的材料退化问题进行了讨论。展望未来的(第四代)裂变和聚变能源系统,存在五种主要的体辐射退化效应(低温辐射硬化和脆化;辐射诱导和改性溶质偏析及相稳定性;辐照蠕变;空位肿胀;高温氦脆化)以及多种腐蚀和应力腐蚀开裂效应(包括辐照辅助现象),这些都会对结构材料的性能产生重大影响。
Keywords 关键词
核材料 辐射效应 应力腐蚀开裂 结构合金(钢和镍基) 核燃料
1. Introduction 1. 引言
获得可靠、可持续且负担得起的能源被视为对全球经济发展和稳定至关重要[1],[2]。核裂变能源在过去 40 年间已成为一种可靠的基础电力来源,提供清洁且经济的电力。截至 2011 年,全球有 435 座核反应堆在运行,发电量为 370 吉瓦 e 。另外还有 108 台机组或 108 吉瓦 e 正在建设或订购中,总共有 543 台机组和 478 吉瓦 e 的电力装机容量。美国是核能发电量最大的国家,有 104 座商业核反应堆获准在 65 个地点运行,总共发电量为 103 吉瓦 e 。这些核反应堆提供了全国近 20%的电力总发电量,以及全球超过 30%的核发电能力。全球范围内,核能满足了约 13%的电力需求[1]。鉴于核能的碳排放量非常低[2],而目前能源生产占全球温室气体排放的 66%[4],核能被认为是管理大气中温室气体及相关气候变化的重要资源[1]。
核反应堆的核心环境对材料来说极为苛刻,这是由于高温、高应力、化学性质具有强腐蚀性的冷却剂以及强烈的辐射通量共同作用的结果。从物理学角度来看,许多使反应堆具有吸引力的特性(例如高比功率、自持反应)对结构材料施加了极高的运行负担。例如,每个铀-235 裂变反应可回收的能量约为 200 兆电子伏特,这比典型的化学反应每个原子高出八个数量级。因此,商业核反应堆核心的典型功率密度约为 50-75 兆瓦/立方米,这比大型煤电厂锅炉炉膛的平均功率密度高出近两个数量级。这种剧烈的热量产生伴随着高能中子(这些中子用于维持裂变反应)和伽马射线的产生,分别通过位移损伤和辐射解离过程使材料退化。 近期活动旨在延长现有水堆的运行寿命,开发功能更强、能力更高的先进裂变反应堆概念,以及聚变能源的即将出现,都对材料提出了更高的要求[5],[6],[7],[8]。
1.1. Types of nuclear fission reactors
1.1. 核裂变反应堆类型
全球主要的反应堆设计是压水堆(PWR),占装机容量的三分之二,其次是沸水堆(BWR)占 21%,重水堆分别占装机容量的 14%(表 1)[3]。所有这些水冷反应堆都使用由 UO₂或其他可裂变锕系氧化物制成的陶瓷燃料芯块来产生热量。陶瓷芯块堆叠在长锆合金管(燃料包壳)内,这些管将核热传递给流动的水冷却剂,并作为主要屏障容纳挥发性放射性裂变产物。其余 5%的核能装机容量来自气冷反应堆、石墨慢化反应堆和液态金属冷却反应堆(表 1)。
Table 1. Power reactors by type, worldwide [3].
表 1. 全球按类型划分的发电反应堆[3]。
Reactor type 反应堆类型 | # Units # 单位 | Net MWe 净兆瓦 e | # Units # 单位 | Net MWe 净兆瓦 e | # Units # 单位 | Net MWe 净兆瓦 e |
---|---|---|---|---|---|---|
Empty Cell | (in operation) (运行中) | Empty Cell | (forthcoming) | Empty Cell | (total) | Empty Cell |
Pressurized light-water reactors (PWR) 压水堆 | 267 | 246555.1 | 89 | 93,014 | 356 | 339569.1 |
Boiling light-water reactors (BWR) 沸水堆 | 84 | 78320.6 | 6 | 8056 | 90 | 86376.6 |
Gas-cooled reactors, all models 气体冷却反应堆,所有型号 | 17 | 8732.0 | 1 | 200 | 18 | 8932.0 |
Heavy-water reactors, all models 重水反应堆,所有型号 | 51 | 25610.0 | 8 | 5112 | 59 | 30722.0 |
Graphite-moderated reactors, all models 石墨慢化反应堆,所有型号 | 15 | 10219.0 | 0 | 0 | 15 | 10219.0 |
Liquid-metal-cooled reactors, all models 液态金属冷却反应堆,所有型号 | 1 | 560.0 | 4 | 1016 | 5 | 2076.0 |
Totals 总计 | 435 | 369996.7 | 108 | 107,896 | 543 | 477894.7 |
表 1 中列出的绝大多数反应堆被归类为第二代反应堆[9],这些反应堆设计于 20 世纪 60 年代,主要在 20 世纪 70 年代至 90 年代实现了初步商业运行。这些反应堆与第一代设计(20 世纪 50-60 年代)区分开来,第一代设计是早期的商业原型和示范反应堆,以及设计于 20 世纪 90 年代的第三代反应堆,后者旨在融入显著的安全和经济进步[9]。过去十年中,第三代反应堆的建设主要集中在亚洲,欧洲最近也建造了一些。当前一代轻水反应堆(LWRs),即第三代+反应堆,在经济和安全方面仍有进一步发展,例如采用被动冷却系统。全球共有 108 座第三代和第三代+反应堆正在订购或建设中,其中 89 座是压水堆。
鉴于压水堆(PWRs)和沸水堆(BWRs)在全球核电站中占有重要比例,这两种类型反应堆的材料问题最受关注。在反应堆的众多材料中,那些承受最极端条件(应力、腐蚀和辐射)的材料对于保障电站安全和可靠性最为关键。图 1 展示了压水堆一回路和二回路的主要部件示意图[10]。一回路中的高压水(约 15.5 MPa)在约 275 °C 下进入反应堆堆芯,从堆芯吸收热量,出口温度约为 325 °C,然后通过蒸汽发生器中的 U 形管将热量传递给低压水。这些水变成蒸汽驱动汽轮机,随后冷凝并循环使用。图 1 还列出了贯穿一回路和二回路所使用的合金,这些合金都与高温水接触,并承受显著的机械应力。反应堆容器内部(包括)的合金也受到不同水平的辐射,这会导致冷却水的位移损伤和辐射分解。 主要的压力边界组件(反应堆压力容器、稳压器、蒸汽发生器、蒸汽管道、汽轮机和冷凝器)由低碳钢或低合金钢制成。奥氏体不锈钢(304、304L、316、316L、321、347)主导着核心结构材料,同时也用于反应堆压力容器和稳压器内表面的包覆(308SS 和 309SS)。弹簧和紧固件等高强度组件由镍基合金制成。容器贯穿件和蒸汽发生器管由镍基合金 690(以前是合金 600,发现其抗应力腐蚀开裂性能不足)制成。冷凝器管通常由钛或不锈钢制成。对于核心内部件和蒸汽发生器管选用镍基合金和奥氏体不锈钢,是由于需要在高温下具有良好的耐水腐蚀性。这些合金由于形成了含铬尖晶石,从而形成致密、高密度的保护性表面层,这些表面层在操作温度下生长非常缓慢,因此腐蚀速率较低。

Fig. 1. Schematic of the primary and secondary circuits of a pressurized water reactor and materials of construction (courtesy of R.W. Staehle) [10].
图 1. 压水堆的主回路和二次回路示意图及建造材料(版权所有 R.W. Staehle)[10]。
压水堆(PWR)和沸水堆(BWR)的主要区别在于后者只有一个水循环回路,该回路设计用于在堆芯中沸腾,蒸汽直接流向汽轮机,从而消除了压水堆中存在的蒸汽发生器和稳压器。两种反应堆类型的运行温度相当(约 300°C),应力与辐射环境也相似。因此,两种反应堆类型的结构合金大部分非常相似。主要区别在于用作燃料棒包壳的锆合金,BWR 燃料包壳针对高氧势环境下的耐腐蚀性进行优化,而 PWR 燃料包壳针对堆芯低势环境下的氢吸收抗性进行优化。BWR 和 PWR 反应堆中常用的锆合金包壳材料总结于表 2。氧势的差异导致两种反应堆类型的水循环回路中材料的应力腐蚀降解产生显著影响,这将在 2.1 节中讨论。
Table 2. Summary of typical commercial zirconium alloys used as cladding in PWRs and BWRs.
表 2. 用于 PWR 和 BWR 堆芯包壳的典型商用锆合金总结。
Reactor type 反应堆类型 | Zr alloy composition 锆合金成分 | Thermomechanical treatment 热机械处理 |
---|---|---|
BWR | Zircaloy-2 (1.5% Sn–0.15% Fe–0.1% Cr–0.05% Ni) | Recrystallized 再结晶 |
PWR | Zircaloy-4 (1.5% Sn–0.2% Fe–0.1% Cr) | Cold-worked and stress relief anneal 冷加工和应力消除退火 |
PWR | ZIRLO (1–2% Nb–1% Sn–0.1% Fe) ZIRLO(1-2% Nb-1% Sn-0.1% Fe) | Quench and temper/stress relief anneal 水淬回火/应力消除退火 |
PWR | M5 (1% Nb) M5(1% Nb) | Recrystallized 再结晶 |
目前全球广泛使用的最后一种反应堆设计是压水重水反应堆(PHWR),其中最常见的版本是加拿大重水铀反应堆(CANDU)。这种反应堆使用重水作为慢化剂和主要冷却剂,通过蒸汽发生器将热量传递给轻水。这种反应堆的关键特性是使用氘作为慢化剂,其中子吸收率足够低,允许使用天然(未浓缩)铀,从而避免了建设昂贵浓缩设施的需求。该系统与轻水反应堆(LWR)在材料方面的主要区别在于使用了锆-铌压力管,这些压力管容纳了包有锆合金的燃料和高压重水。这些压力管安装在穿过薄壁不锈钢压力壳的锆合金-4 热交换管内,该压力壳还包含低温重水慢化剂。因此,锆合金在 PHWR 中作为压力边界材料的作用比在 LWR 中更为重要。
美国及其他国家的多数反应堆建于 20 世纪 70 年代和 80 年代,如今该机组的平均年龄已超过 30 年。图 2 展示了按商业运营年份分类的全球核电站分布情况[11]。由于美国的原始许可证期限为 40 年,许多反应堆运营商正寻求许可证续期,以允许他们再将机组运行 20 年。迄今为止,美国 104 台正在运行的商业反应堆中有 73 台已获得许可证延期,另有 13 个申请正在审查中,一个关键问题是这些机组能够安全、可靠和经济地运行多长时间。限制因素在于关键材料能否在 60 年后继续保持其完整性[5]。这些材料包括反应堆部件、混凝土、电缆和埋地管道。因此,当前反应堆机组的寿命最终取决于材料性能。

Fig. 2. Age distribution of the world’s commercial nuclear power reactors as of December 2011 [11].
图 2. 截至 2011 年 12 月的世界商业核反应堆年龄分布[11]。
1.2. Major materials degradation modes in nuclear energy systems
1.2. 核能系统中的主要材料退化模式
除了要满足基于拉伸性能、热蠕变、循环疲劳和蠕变疲劳的标准材料设计标准外,当前和拟议的未来核能系统的结构材料还必须提供足够的抵抗两种额外的总体环境退化现象的能力:辐射损伤和化学相容性。由于化学相容性问题(腐蚀、应力腐蚀开裂等)在很大程度上取决于特定的冷却剂和工程应用,这些问题将在轻水反应堆(2.2.2)和先进反应堆概念(3.2 和 4)的相关章节中进行讨论。
存在五种主要的体辐射退化效应(低温辐射硬化和脆化;辐射诱导和改性溶质偏析及相稳定性(包括非晶化);辐照蠕变;空位肿胀;以及高温氦脆化)[8], [12], [13], [14], [15], [16],以及水冷反应堆中大量的腐蚀和应力腐蚀开裂效应[13], [17], [18], [19], [20], [21], [22],以及利用其他冷却剂的先进反应堆[23], [24], [25], [26](包括辐照辅助现象),这些都会对核能系统结构材料的性能产生巨大影响。材料因核能反应产生的中子辐照而造成的辐射损伤量,由国际标准化参数位移原子数(dpa)进行量化[27], [28];1 dpa 的位移损伤值意味着,平均每个原子从其晶格位置移动过一次。
中子辐照会在低温和中温辐照时产生明显的硬化现象,这是由于形成了高密度的纳米级缺陷团簇(位错环、氦气泡等),这些团簇阻碍了位错运动。这种硬化通常伴随着抗拉延展性和断裂韧性的降低。辐照硬化和延展性及断裂韧性的降低通常出现在损伤水平高于约 0.1 dpa 时,并且对于同源辐照温度低于 0.35T M 时最为显著,其中 T M 是绝对熔点[26], [29], [30], [31], [32], [33], [34], [35]。图 3 展示了中子位移损伤的适度水平对 250°C 时奥氏体不锈钢[36]和 8-9%铬回火马氏体钢[35]的工程应力-应变曲线的影响。两种材料均表现出辐照引起的屈服应力和抗拉强度的显著增加,延展性大幅降低(尤其是均匀延展性)以及应变硬化能力的下降。 延伸率和应变硬化能力的降低归因于流动局部化(例如位错通道化)[37], [38], [39], [40], [41], [42], [43], [44] 和应变硬化耗尽 [29], [30], [31] 机制。除了延伸率降低外,低温中子辐照通常还会导致断裂韧性下降。图 4 总结了在 250–350 °C 附近、类似轻水堆辐照条件下,304 和 316 奥氏体不锈钢的某些断裂韧性数据 [32], [36], [45], [46], [47], [48]。断裂韧性随辐照剂量的增加而迅速下降,在 5–10 dpa 后接近 50 MPa m 1/2 的值。如果延脆转变温度升高至冷备或热备温度以上,断裂韧性的降低对于体心立方材料(如铁素体/马氏体钢)可能特别值得关注。由于其对公共安全的重要性 [49],反应堆压力容器钢的中子辐射诱变脆化问题已得到广泛研究。

Fig. 3. Effect of neutron irradiation to 3 dpa on the engineering stress–strain curves for (a) solution annealed Type 316LN austenitic steel and (b) 8–9% Cr-tempered martensitic steel at 250 °C (based on Refs. [36] and [35], respectively).
图 3. 中子辐照至 3 dpa 对 250 °C 时 (a) 溶解退火 316LN 奥氏体钢和 (b) 8–9% Cr 回火马氏体钢的工程应力–应变曲线的影响(分别基于参考文献 [36] 和 [35])。

Fig. 4. Fracture toughness of Types 304 and 316 austenitic stainless steels following irradiation at LWR-relevant conditions near 250–350 °C [32], [36], [45], [46], [47], [48].
图 4. 在 250–350 °C 附近 LWR 相关条件下辐照后的 304 和 316 奥氏体不锈钢的断裂韧性 [32], [36], [45], [46], [47], [48]。
在中间温度(同源温度>0.3T M )下,辐射缺陷的迁移率增加会导致多种潜在的微观结构演变。中间温度下最重要的辐射退化现象包括辐射诱导的溶质偏析(及相关联的辐射诱导或改性沉淀)、空洞肿胀、辐照蠕变和各向异性生长。图 5 总结了在快中子辐照过程中,由于局部辐射诱导的溶质偏析过程,在初始单相奥氏体不锈钢中可能诱导的众多辐射诱导相[50]。早期研究表明,辐射诱导的沉淀仅限于 400 °C 以上的温度[51],[52],但最近的长期实验观察到在 300 °C 的奥氏体不锈钢中出现了辐射诱导的沉淀[50]。 空位肿胀(由辐照产生的过饱和空位的成核和生长引起)的特点是:在低剂量下(在空位成核和初始生长阶段)呈现初始低肿胀的瞬态阶段,随后进入稳态肿胀阶段,其中体积肿胀的增加与剂量成正比[12], [16], [53], [54], [55]。辐照金属中典型的瞬态后稳态肿胀率约为 0.2–1% dpa −1 ,这对暴露于高中子剂量的结构部件来说会产生不可接受的体积肿胀。因此,研究重点在于识别能够延长低肿胀瞬态阶段并延缓稳态肿胀阶段开始的机制[55], [56]。辐照蠕变[12], [53], [57], [58], [59], [60]和辐照生长[58], [59], [60], [61]除了引起空位肿胀的变化外,还会导致显著的尺寸变化。 辐照生长主要存在于各向异性晶体学体系中,例如密排六方材料;对于这种现象,体积保持不变,但由于缺陷团簇(如位错环)在特定晶体学晶面发生优先形核,导致在某一晶体学方向上出现显著的各向异性膨胀(而在另一方向上发生收缩)。核能系统中的材料,如石墨以及基于锆和铍的纯金属或合金,会表现出辐照生长。辐照蠕变引起的变形量通常与施加的应力和辐照剂量成正比,对于铁素体和奥氏体钢,稳态蠕变顺应系数分别为 0.5 至 1×10^2 MPa^-1 dpa^-1 [12]。辐照蠕变的另一个后果是它可能引起螺栓或弹簧的不希望应力弛豫。图 6 显示了中子辐照后的 Inconel X750 弹簧的测量应力弛豫情况[62]。在约 400°C 下,经过约 20 dpa 的辐照剂量后,弹簧上初始施加的应力几乎完全弛豫。

Fig. 5. Precipitate phases observed in Type 316 austenitic stainless steel after neutron irradiation as a function of temperature and dose. Partially shaded data points at temperatures <400 °C denote the presence of γ′ phase and solid data points are for either G and related phases or an unidentified phase [50].
图 5. 在不同温度和剂量下观察到的 316 型奥氏体不锈钢中子辐照后的沉淀相。温度低于 400 °C 的部分阴影数据点表示存在 γ′ 相,实心数据点表示 G 相及相关相或未识别相 [50]。

Fig. 6. Stress relaxation (normalized to the initial applied stress) for Inconel X750 springs irradiated in the EBR-II fast fission reactor [62].
图 6. 在 EBR-II 快中子增殖堆中辐照的 Inconel X750 弹簧的应力弛豫(相对于初始施加应力进行归一化)[62]。
在高温(高于 0.5–0.6T M )下,晶格缺陷的有效退火会导致大部分辐射损伤的恢复。一个值得注意的例外是与材料内部 (n, α) 反应产生的氦同位素有关。氦可以扩散到晶界,在那里它可以形成大气泡,削弱晶界强度并导致总延伸率显著降低 [63], [64], [65], [66]。这种高温氦脆化现象可能会将核能系统中材料的最高工作温度限制在热蠕变强度考虑所确定的温度显著以下。
2. Materials challenges in current commercial fission reactors
2. 当前商业裂变反应堆中的材料挑战
2.1. Operating environment for materials in existing LWRs
2.1. 现有压水堆中材料的运行环境
压水堆中的材料暴露于多种条件。以下总结了正常、延寿和瞬态条件下的运行环境。乏燃料处置问题虽然重要,但本文不作讨论。
2.1.1. LWR materials under normal operating conditions
2.1.1. 正常运行条件下压水堆材料
核心材料包括燃料材料和结构部件。燃料由形状为直圆柱体的 UO₂燃料棒组成,长度和直径均约为 1 厘米,装入 3-4 米长的锆合金燃料管(包壳)中,这些燃料管被组合成包含控制棒或控制叶片的燃料组件。在压水堆(BWR)中,组件通常包含约 100 根燃料棒,排列成方形阵列。每个 BWR 组件被封装在边长约 12 厘米的方形锆合金管或燃料通道中。控制棒被集合成十字形控制叶片,这些叶片穿过由四组组件组成的组件群,如图 7 所示。BWR 中通常有 700-800 个燃料组件。压水堆(PWR)的组件较少(约 200 个),但尺寸更大(边长约 21 厘米),包含多达 300 根直径略小于 BWR 中燃料棒的燃料棒。PWR 的控制棒分布在整个方形晶格中,并相互连接形成控制棒簇,如图 8 所示。在这两种情况下,控制棒均由填充有碳化硼以吸收中子的不锈钢管制成。 压水堆组件周围没有通道箱,因此组件之间的水流是可能的。压水堆和沸水堆堆芯通常在燃料加料操作之间连续运行 18-24 个月。低放和中放燃料组件在燃料加料停堆期间通常会被移动到堆芯的不同位置,以实现优化的燃料管理,整个堆芯的停留时间为 3-4 个燃料循环(即每个燃料加料循环有三分之一到四分之一的燃料组件被移出),直到它们达到典型的累积燃耗水平,约为每吨铀 40-60 吉瓦天(GWd MTU −1 ),相当于原始铀原子中约 4.2-6.4%的裂变。

Fig. 7. Fuel assemblies and control blade used in a boiling water reactor (image credit GE).
图 7. 沸水堆中使用的燃料组件和控制叶片(图片版权 GE)。

Fig. 8. Fuel assembly and control rod cluster used in a pressurized water reactor (image credits: Commissariat à l′énergie atomique and Westinghouse).
图 8. 压水堆中使用的燃料组件和控制棒簇(图片来源:法国原子能委员会和西屋公司)。
非燃料核心组件包括主要结构,如沸水堆的核心屏蔽(BWR)或压水堆的挡板-形成组件(PWR),以及较小的组件,如螺栓、弹簧、支撑销和夹子。在沸水堆中,核心屏蔽是一个两端开口的圆柱形筒,包围着燃料组件。来自冷凝器的水与从核心中循环回的水混合,在靠近容器的顶部屏蔽附近混合,然后通过由屏蔽和反应堆压力容器(RPV)形成的环隙向下流动,再通过燃料组件向上流动。在压水堆中,挡板-形成组件在迫使进入的水通过由挡板-形成组件和 RPV 内径形成的环隙向下流动,并通过燃料通道以从裂变中移除热量方面发挥着类似的作用。从核心向外,其他关键组件是控制棒驱动机制和外壳,以及反应堆头部(PWR)或底部(BWR)中由焊接奥氏体不锈钢或镍基喷嘴组成的反应堆头穿透件和 RPV。
压力容器(RPV)既作为放射性裂变产物在核裂变反应中产生的压力屏障,也作为包容屏障,因此在反应堆安全中发挥着关键作用。压力容器通常由含 1-2% Mn、0.5-1% Ni、~0.5% Mo 和 0.15-0.4% Si 的碳钢和低合金铁素体钢制成[67],其典型壁厚约为 20 厘米。较旧的轻水反应堆压力容器由滚制钢板焊接而成,形成一个大圆柱体,而较新的容器则由环锻制成,以消除靠近反应堆核心中心的容器“腰带区”的焊缝。顶部和底部封头通常由低合金钢锻件制成,并焊接到中央圆柱形容器(或上封头采用螺栓和垫片连接)。压力容器的内表面通常覆盖 5-10 毫米的奥氏体不锈钢,以提供与反应堆冷却剂的腐蚀兼容性。冷却剂流动和仪表的多个穿透孔通过压力容器制成。 快中子通量在反应堆压力容器(RPV)处比堆芯内部结构低三个到四个数量级[67],但它仍然具有足够的强度,足以引起辐照硬化,可能导致断裂韧性脆化。对于包括正常运行、为燃料更换而进行的冷停堆和其他维护,以及假定的瞬态事故场景(如压水堆中的压热冲击,这种冲击会在压力容器处于运行压力和温度时引入冷水,从而产生巨大的热应力并可能引发裂纹扩展)在内的各种操作条件,保持足够的断裂韧性非常重要。
用于轻水堆芯的材料必须能够承受机械应力、中子辐照以及由于热水或蒸汽引起的腐蚀的共同作用(参见表 3 的第 1 行和第 2 行)。在沸水堆中,堆芯组件的温度范围为 275–288 °C,在压水堆中为 290–320 °C。沸水堆环境的特点是相对于标准氢电极的电化学电位(ECP)在 150 mV 的范围内,或 150 mV SHE ,这是由于堆芯中水的沸腾和辐射分解的共同作用所致。压水堆通过向水中添加氢气(每千克水 35 cc H 2 ,约 3 ppm)来清除辐射分解产物并降低腐蚀电位,从而在较低电位下(<−500 mV SHE )运行。压水堆的初级水还含有 1000 ppm 的硼,以硼酸(H 3 BO 3 )的形式添加,用于反应性控制,以及 2–4 ppm 的锂,以氢氧化锂(LiOH)的形式添加,用于 pH 控制。较低的 ECP 对堆芯材料的腐蚀和应力腐蚀开裂都有利,这是由于压水堆中没有沸腾现象而得以实现。 除了控制 pH 值外,硼还会影响固体腐蚀产物(CRUD)的形成、燃料包壳的腐蚀以及反应堆的反应性控制,这些内容在 2.2 节中简要介绍。燃料和核心部件所承受的应力来自多种来源,包括热膨胀、高速水流、焊接残余应力以及辐射引起的体积膨胀或变形应力。
Table 3. Reactor core environment and materials for light water reactors and advanced fission reactor concepts [7].
表 3. 轻水反应堆和先进裂变反应堆概念的反应堆核心环境与材料[7].
System 系统 | Coolant 冷却剂 | Pressure (MPa) 压力(MPa) | Tin/Tout (°C) | Neutron spectrum, maximum dose (dpa) 中子谱,最大剂量(dpa) | Fuel 燃料 | Cladding 包覆层 | Structural materials 结构材料 | |
---|---|---|---|---|---|---|---|---|
In-core 堆芯内 | Out-of-core 堆芯外 | |||||||
Pressurized water reactor – PWR 压水堆 – PWR | Water – single phase 水 – 单相 | 16 | 290/320 | Thermal, ∼80 热,~80 | UO2 (or MOX) UO 2 (或 MOX) | Zirconium alloy 锆合金 | Stainless steels, nickel-based alloys 不锈钢、镍基合金 | Stainless steels, nickel-based alloys 不锈钢、镍基合金 |
Boiling water reactor – BWR 沸水堆 – BWR | Water – two phase 水——两相 | 7 | 280/288 | Thermal, ∼7 热,~7 | UO2 (or MOX) UO 2 (或 MOX) | Zircaloy 锆合金 | Stainless steels, nickel-based alloys 不锈钢,镍基合金 | Stainless steels, nickel-based alloys 不锈钢,镍基合金 |
Supercritical water cooled reactor – SCWR 超临界水冷反应堆 – SCWR | Supercritical water 超临界水 | 25 | 290/600 | Thermal, ∼30, fast, ∼70 热,约 30,快,约 70 | UO2 | F-M (12Cr, 9Cr, etc.) (Fe–35Ni–25Cr–0.3Ti), Incoloy 800, ODS, Inconel 690, 625, and 718 F-M(12Cr、9Cr 等)(Fe–35Ni–25Cr–0.3Ti)、Incoloy 800、ODS、Inconel 690、625 和 718 | Same as cladding options, plus low swelling stainless steels 与包壳选项相同,此外还有低膨胀不锈钢 | F-M, low-alloy steels F-M、低合金钢 |
Very high temperature reactor – VHTR 超高温反应堆 – VHTR | Helium 氦气 | 7 | 600/1000 | Thermal, <20 热能,<20 | UO2, UCO | SiC or ZrC coating and surrounding graphite SiC 或 ZrC 涂层及周围的石墨 | Graphites, PyC, SiC, ZrC, vessel: F-M 石墨、PyC、SiC、ZrC、容器:F-M | Ni-based superalloys, 32Ni–25Cr–20Fe–12.5W–0.05C, Ni–23Cr–18W–0.2C, F-M w/thermal barriers, low-alloy steels 镍基高温合金,32Ni–25Cr–20Fe–12.5W–0.05C,Ni–23Cr–18W–0.2C,F-M 带热障,低合金钢 |
Gas fast reactor – GFR 气冷快堆 – GFR | Helium, supercritical CO2 氦气,超临界 CO₂ | 7 | 450/850 | Fast, 80 快速,80 | MC | Ceramic 陶瓷 | Refractory metals and alloys, Ceramics, ODS, vessel: F-M 难熔金属和合金,陶瓷,ODS,容器:F-M | Ni-based superalloys, 32Ni–25Cr–20Fe–12.5W–0.05C, Ni–23Cr–18W–0.2C, F-M w/therm barriers 镍基高温合金,32Ni–25Cr–20Fe–12.5W–0.05C,Ni–23Cr–18W–0.2C,F-M 带热障 |
Sodium fast reactor – SFR 钠冷快堆 – SFR | Sodium 钠 | 0.1 | 370/550 | Fast, 200 快,200 | MOX or U–Pu–Zr or MC or MN MOX 或 U–Pu–Zr 或 MC 或 MN | F-M or F-M ODS F-M 或 F-M ODS | F-M ducts, 316SS grid plate F-M 管道,316SS 网格板 | Ferritics, austenitics 铁素体,奥氏体 |
Lead fast reactor – LFR 铅快堆 – LFR | Lead or lead–bismuth 铅或铅铋 | 0.1 | 600/800 | Fast, 150 快,150 | MN | High-Si F-M, ODS, ceramics, or refractory alloys 高 Si F-M,ODS,陶瓷或难熔合金 | High-Si austenitics, ceramics, or refractory alloys 高硅奥氏体、陶瓷或耐火合金 | |
Molten salt reactor – MSR 熔盐反应堆——MSR | Molten salt, for example: FLiNaK 熔盐,例如:FLiNaK | 0.1 | 700/1000 | Thermal, 200 热,200 | Salt 盐 | Not applicable 不适用 | Ceramics, refractory metals, Mo, Ni-alloys, (e.g., INOR-8), graphite, Hastelloy N 陶瓷、难熔金属、钼、镍合金(例如,INOR-8)、石墨、哈斯特洛依镍合金 | High-Mo, Ni-based alloys (e.g., INOR-8) 高钼、镍基合金(例如,INOR-8) |
缩写:F-M,铁素体-马氏体不锈钢(通常含 9-12 wt.% Cr);ODS,氧化物弥散强化钢(通常为铁素体-马氏体);MC,混合碳化物(U,Pu)C;MN,混合氮化物(U,Pu)N;MOX,混合氧化物(U,Pu)O 2 。
反应堆堆芯独特的环境因素是辐射。裂变会产生多种不同类型的辐射,这些辐射以不同方式影响材料。导致材料退化的主要辐射类型是裂变产物、中子和伽马射线。裂变产物由高能(~100 MeV)的较重元素组成(通常质量数在 90 到 150 之间),这些元素直接由裂变过程产生。这些元素以高电荷离子的形式被创建,并在其产生点附近 10 μm 内沉积能量。因此,除了那些在燃料芯块表面附近 10 μm 内产生的裂变产物外,裂变产物损伤仅限于燃料。裂变过程同时释放中子和伽马射线。
中子被产生时具有约 2 MeV 的能量,并通过与冷却剂和结构部件的碰撞而减速。中子是核心材料、燃料包壳和组件辐射损伤的主要来源。燃料包壳(约每 5 年更换一次)的典型位移损伤剂量约为 15 dpa。核心内部结构的累积位移损伤在 40 年后可接近 80 dpa。由于中子慢化(因与冷却剂和核心材料碰撞而能量损失,导致中子能量降低),位移损伤率随距离核心的增加而迅速下降;压水堆的 RPV 壁在运行 40 年后的位移损伤水平通常约为 0.05 dpa,而沸水堆容器壁的相应损伤可低一个数量级。 这种位移损伤会导致微观结构发生显著的温度和剂量依赖性变化(位错环形成、析出物形成/溶解、空洞形成、辐照诱导偏析等)[16],这会影响力学性能(强度/硬度、延展性、断裂韧性及脆化、蠕变、疲劳)。当与环境和高温、应力结合时,还会发生其他形式的退化,如辐照辅助应力腐蚀开裂、腐蚀疲劳和环境增强的断裂韧性退化。
伽马射线场强度大,贯穿整个反应堆芯,这得益于结构部件中的(n, γ)反应。虽然伽马射线引起的原子位移影响不大,但伽马射线的最主要作用在于其加热效应和水化学性质的改变。伽马加热可以使靠近燃料的较厚部件(如挡板-成型板和螺栓)的温度比水温高出高达 60°C。伽马射线还会引发水的辐射分解,产生多种自由基,从而提高反应堆芯的腐蚀电位。腐蚀电位是控制高温下反应堆材料应力腐蚀开裂的关键因素。
除了反应堆压力容器内的材料外,受水化学环境影响的主要部件包括管道、涡轮转子和叶片、冷凝器,以及在压水堆(PWRs)中的稳压器和蒸汽发生器。历史上,主要的材料退化问题包括沸水堆(BWR)管道和蒸汽发生器管的晶间应力腐蚀开裂(IGSCC),以及压水堆(PWRs)压力容器贯穿件的 IGSCC。沸水堆 304 不锈钢管道和蒸汽管道的 IGSCC 是由于焊接残余应力与高温处理导致高碳钢晶界区域迅速形成铬碳化物,使晶界脱铬并使其易受侵蚀的组合作用所致。合金 600 的 IGSCC 发生在蒸汽发生器中,包括一次侧和二次侧,其驱动因素是易感的微观结构和二次侧产生的缝隙,缝隙化学环境有利于晶间侵蚀。
2.1.2. Life extension and power uprates
2.1.2. 延寿和功率提升
由于核电站的初始建设成本相对于燃料和其他运营费用较高,轻水反应堆的平准化电力成本主要受初始建设成本的摊销影响;新核电站的燃料、运营和维护相关年化成本预计约占核电力平准化成本的 20%[68]。这一因素,加上过去十年中轻水反应堆展示的高容量因子,已导致人们显著关注将核电站的运营许可证期限延长至初始期限(通常为 40 年)之外。将反应堆运营许可证再延长 20 年意味着反应堆部件需要保持其完整性,其持续时间比初始 40 年许可证长 50%。这种运营寿命的增加引入了一系列潜在的材料老化问题,这些问题必须在更新许可证过程中予以考虑[5][69]。 虽然增加辐照暴露的影响取决于部件,但运行寿命增加 50%意味着在沸水堆中,顶部导向器底部的位移损伤可能>50 dpa,而屏蔽部件的损伤水平将低 100 倍。像挡板螺栓这样的高通量部件将达到超过 100 dpa 的损伤水平。图 9 大致展示了与沸水堆和压水堆中各种部件失效(顶部)或微观结构/性能变化(底部)相关的通量(损伤)水平,以及运行寿命增加 20 年的影响。寿命延长将增加接收最高通量的部件的最大预期损伤水平,并按比例提高其他部件的损伤水平。此外,还考虑了超过 20 年的额外寿命延长,并显示了与三个 20 年寿命延长相对应的通量(损伤)水平以供比较。

Fig. 9. Neutron fluence (E > 1 MeV) and corresponding displacement damage levels and the corresponding failure modes or changes in microstructure/properties of BWR and PWR components and materials. Dashed lines refer to the maximum expected fluence/dose in PWR core components after the designated time period.
图 9. 中子注量(E > 1 MeV)以及相应的位移损伤水平和沸水堆(BWR)及压水堆(PWR)组件和材料的相应失效模式或微观结构/性能变化。虚线表示指定时间后压水堆堆芯组件的最大预期注量/剂量。
除了寿命延长活动外,利用核电站现有固定资产的另一种方法是修改运行参数(例如冷却剂流量)和/或更改现有设备(例如涡轮机),以实现高功率水平。这些提高功率的请求需要进行详细的安全分析审查。自 1977 年以来,美国核管会已批准了 139 次从 0.4%到 18%不等的功率提升,增加了 6 GW 的发电能力。功率提升对反应堆材料的主要影响包括略微提高运行温度以及永久堆芯内部结构的中子通量和注量增加。
从功率提升和/或寿命延长导致更高的损伤水平可能产生的一个潜在后果是新出现或未预料到的退化模式。其中一种模式是空位肿胀。在快堆材料开发过程中发现了空位的形成和生长[70],快堆的反应堆芯温度范围为 350 至 550°C,损伤速率约为热堆的 10 倍。由于在快堆辐照条件下,不锈钢中的空位形成仅在辐照温度为 400–650°C 时才显著[52],因此空位肿胀最初不被认为是压水堆(LWR)反应堆芯材料的问题,因为反应堆芯组件的最高温度低于这一温度范围。然而,正如空位肿胀模型[71]所预测的,并且最近由长期压水堆辐照实验[72]所证实,较低的损伤速率可能比高剂量率更具破坏性,因为它们在较低的注量下诱导空位形成,并将空位肿胀范围扩展到较低的温度。 此外,如第 2.1.1 节所述,伽马加热会导致较厚部件的温度升高至 380°C,将其推入奥氏体不锈钢在核电站相关剂量率下容易发生空位肿胀的范围内[52][73]。在压水堆中,挡板-成型螺栓在损伤水平低至 7.5 dpa 时就会产生空位[13]。如果螺栓固定的板也发生肿胀,它们会对螺栓施加应力,从而为辐照辅助应力腐蚀开裂(IASCC)创造条件。迄今为止,已有几例因 IASCC 导致的挡板-成型螺栓开裂的实例[20]。
核电站中使用的核芯外材料系统存在多种寿命延长和功率提升问题。许多材料系统,如管道和换热器,可以被视为可替换(尽管昂贵)的部件,因此不受寿命延长考虑的直接影响。然而,对失效机理的预测知识改进可以带来更经济的维护和更换计划,同时提高电站工人和公众的安全。对于反应堆压力容器(RPV),寿命延长和功率提升场景的主要影响是增加容器的累积中子注量。如第 2.2.3 节将讨论的,由于潜在协同作用、晚期出现的溶质-缺陷团簇复合物的成核和生长的不确定性,辐照后的 RPV 钢的长期脆化行为存在显著的不确定性。核电站中各种其他不可替换(或难以替换)材料系统的最大有效寿命也存在不确定性。例如,一个典型的核电站中大约有 1000 公里的电力、控制和仪表电缆。 考虑到电气电缆在从家用电器到车辆、住宅和工厂等应用中容易受到年龄相关退化及短路(由于潮湿、高温等)的影响,而核电站通常环境更为恶劣,因此人们有兴趣开发一套无损评估技术来研究电缆的当前性能和预期寿命[74]。类似地,用于 LWR(轻水反应堆)安全相关结构(例如主包容穹顶和基础板)的混凝土容易受到多种环境退化机制的影响,这些机制作用于水泥基体和钢筋。最感兴趣的研究课题包括长期退化机制(>50 年,包括电离辐射效应)、改进的非侵入式检测技术和改进的修复方法[75]。
2.2. Materials degradation challenges in current LWRs
2.2. 当前 LWR 材料退化挑战
尽管在轻水反应堆(LWRs)的材料方面存在许多潜在的担忧,但过去 10-15 年间商业反应堆所展示的高度可靠的运行性能表明,这些问题大多可以通过适当的材料选择和工程设计得到解决。正如下文所述,被认为最重要的三个具体材料挑战是:(i) 在正常运行条件下探索燃料可靠性和运行燃耗极限的进一步潜在改进,以及在瞬态事故条件下的安全性;(ii) 反应堆部件的腐蚀和应力腐蚀开裂;(iii) 压力容器(RPV)完整性,特别是在寿命延长场景下。
2.2.1. Fuel system challenges during normal operations to high burn-up
2.2.1. 正常运行至高燃耗期间的燃料系统挑战
在极其恶劣的辐射环境中,燃料组件可靠地运行于较长时间段(数个循环,每个循环包括 18-24 个月的连续运行)对于核能的经济性至关重要。燃料故障(如包壳破裂,允许部分气体和挥发性裂变产物进入一回路冷却剂,或其他损坏燃料导致无法正常运行)由于冷却剂净化系统的存在,在运行中的反应堆中可管理少数燃料包壳故障,但由于增加了人员辐射暴露、放射性物质可能泄漏、换料停堆期间增加的检查和燃料组件更换活动,以及可能因一回路允许放射性物质含量限制而导致的过早换料停堆(如果燃料故障过多),这种情况并不理想。
基于单晶 UO 2 燃料并包覆在锆合金包壳中的燃料概念,自 20 世纪 50 年代首次开发以来,在可靠性方面取得了显著改进。锆作为燃料包壳材料的主要优势在于其中子寄生吸收率非常低(因此实现给定燃耗水平所需的燃料初始同位素富集量较少),并且具有良好的可加工性和强度;但锆在热水和蒸汽中的氧化行为相对较差,且由于其六方密堆积晶体结构导致存在各向异性。一系列合金化添加剂使得商用锆合金在正常核反应堆运行过程中具有良好的抗氧化性能。其他包壳选项,如不锈钢,具有更高的中子寄生吸收率,并且在某些核反应堆水化学环境下可能易发生应力腐蚀开裂。1960 年代建造的许多第一代轻水反应堆使用了奥氏体不锈钢(304、316、347 型)或锆合金作为包壳材料。 在 BWR 冷却剂环境中,不锈钢包壳出现了严重的沿晶开裂问题,这是由于高温蒸汽的强氧化性与辐射硬化共同作用促进了应力腐蚀开裂。而锆合金包壳则表现出足够的可靠性[76][77]。在第一代压水堆中,不锈钢包壳通常比锆合金包壳表现更好(燃料棒缺陷率为 0.01%对比锆合金包壳的 0.1-0.3%)。然而,20 世纪 60 年代至 70 年代初锆合金包壳性能的稳步提升以及锆对中子(低)寄生吸收的优越性,导致到 20 世纪 70 年代初锆合金包壳几乎得到普遍采用[76][77]。过去 30 年来,包壳性能持续改进,1980 年机组平均燃料棒失效率约为 1×10⁻⁵,1990 年为 2×10⁻⁴,2010 年约为 3×10⁻³[78][79]。考虑到一个轻水堆约有 5 万个燃料棒,当前燃料可靠性意味着大多数反应堆现在常规运行而无包壳破损。 这一成就更加显著,因为人们认识到在 1980 年至 2010 年期间,平均燃料燃耗增加了两倍以上。由于燃料性能的改进,以及其他反应堆操作的改进(如在线维护的利用和压水堆蒸汽发生器可靠性的提高),美国的裂变反应堆容量因子已从 1980 年的约 60%稳步增加到过去 10 年的约 90%。图 10 显示了 1977 年至 2010 年间美国沸水堆和压水堆电站的燃料平均燃耗和机组平均容量因子[78],[79],[80]。

Fig. 10. Summary of US LWR burn-up and capacity factors [78], [79], [80].
图 10。美国轻水堆燃耗和容量因子总结[78],[79],[80]。
由于多种现象都可能引发燃料失效,因此涉及包壳成分、水化学和反应堆运行改进的多方面方法共同促成了燃料性能的提升[81]。在 20 世纪 60 年代和 70 年代初,由于陶瓷 UO₂燃料颗粒中水分过多导致锆合金包壳内部发生氢化,燃料性能相对较差的问题主要受此影响;这一问题通过改进燃料颗粒制造工艺和在反应堆燃料腔中使用吸湿剂得到解决。在 20 世纪 80 年代和 90 年代,随着燃料可靠性的提高,包壳的碎片磨损成为了一个显著问题;反应堆中增加了碎片过滤器,并成功实施了改进的燃料维护程序以最大限度减少碎片的引入。为了平衡不同冷却剂回路组件的腐蚀问题,进行了多次水化学方面的调整。 在压水堆(PWR)的一回路中,添加了 Zn 以抑制蒸汽发生器腐蚀和应力腐蚀开裂,并减少整个系统的腐蚀;添加了 Li 以控制 pH 值(在反应堆循环开始时添加 B 以控制反应性,以保持 pH 值恒定),并将 pH 值从约 6.9 逐步提高到约 7.4,以控制燃料包壳表面的 CRUD 沉积物[79]。在沸水堆(BWR)中,添加了贵金属和 H 以减少应力腐蚀开裂。随着燃耗的增加,由于燃料肿胀加剧,芯块-包壳相互作用变得更加突出。燃料芯块与包壳之间的初始间隙闭合会产生多种机械应力效应以及与活泼裂变产物的多重相互作用。一种成功的方法是采用多层包壳(例如,利用软质 Zr 内衬作为燃料与包壳之间的柔性屏障内衬)[81][82]。 燃料棒直径和包壳厚度也减小了,以降低热通量并促进高燃耗(同时还包括限制启动期间反应堆斜坡速率的操作变更)[81],目前沸水堆(BWR)和压水堆(PWR)的燃料丸直径约为 10 毫米,包壳厚度约为 0.6 毫米[83]。目前高燃耗的主要燃料包壳劣化现象[79][84]包括压水堆中的棒栅磨损,以及沸水堆和压水堆中的包壳腐蚀/氧化/CRUD 沉积和燃料丸-包壳相互作用[85]。棒栅磨损是由冷却剂流动引起的燃料包壳对水平栅格组件的振动所诱导的。在高燃耗下,由于辐照蠕变[12],包壳与栅格组件之间的弹簧力会减弱。通过提供燃料组件的额外加固,以及通过设计变更来最小化燃料棒或组件的振动,并抑制横向流动和喷射(由于通道箱的存在限制了燃料组件之间的流动,棒栅磨损在沸水堆中不是主要问题)。
展望未来,人们希望继续提高燃料燃耗值,同时保持或提高反应堆容量因子,并持续降低燃料失效率直至零(单个燃料棒失效概率小于 1×10^-6)。降低整体燃料循环成本、提高运行灵活性和减少放射性废物量都是提高燃耗带来的好处[81]。由于冷却剂流量增加,在批准功率提升的反应堆中,棒栅间松动问题可能更为突出[85],而更高的燃耗会产生栅格组件中弹簧的额外辐照蠕变弛豫,这可能加剧松动问题。先进的传热水力模型和其他分析将有助于确定新的栅格设计是否可能降低松动程度。由于锆合金各向异性辐照生长,在高燃耗下燃料组件、压水堆控制棒导向管和沸水堆通道板可能发生扭曲(包括受约束部件的弯曲),这可能会阻碍控制棒或叶片的运动,因此需要仔细评估。 最后,在非常高的燃耗下,包壳的氧化可能需要开发新一代的超高抗氧化性包壳。氧化引入了两种潜在的性能退化机制:一是包壳的结构功能因金属损失而减弱,二是可能因氧化过程中蒸汽的还原反应而在包壳中引入氢(包括形成氢化物沉淀,这些沉淀可能成为内部应力集中点)。与氢吸收相关的一个额外问题是,在燃料从反应堆中取出后的乏燃料处理过程中,氢化物沉淀可能从周向重新定向为径向方向[86]。这种氢化物沉淀的重新定向可能导致乏燃料在处理和运输过程中包壳失效,进而影响乏燃料安全管理的成本。当前国际安全规范针对失水事故场景规定,氧化后的包壳厚度应小于壁厚的 15-17%,这相当于氧化层厚度约为 100 微米。 这限制了历史上的包壳材料如 Zircaloy-4 的使用,使其燃耗水平低于~50–60 GWd MTU −1 ,而较新的抗氧化 Zr 合金,如优化的 ZIRLO 和 M5/AXIOM,似乎在堆内表现出适合于燃耗远高于 70 GWd MTU −1 的氧化行为[87], [88], [89]。与功率提升活动相关的稍高温度应该会构成额外的挑战,因为氧化速率会因温度更高而相应增加。
燃料芯块是核反应堆中承受最严酷温度、辐射损伤和化学转化的部件。对于典型的燃料芯块,累积的辐射损伤量接近 1000 dpa,其中 5%或更多的原始铀原子转化为约 10 at.%或更多的裂变产物[90]。最初为单相多晶 UO 2 燃料的微观结构在高燃耗辐照期间由于强烈的位移损伤和化学转化,加上 UO 2 燃料的高功率密度和相对较低的热导率,导致温度梯度超过 1000°C cm −1 ,发生了剧烈变化。特别值得关注的是,在燃耗水平超过约 50 GWd MTU −1 时,在燃料芯块外部的“边缘”区域(燃耗水平最高、温度最低处)形成了纳米级多边形晶粒[90]、[91]、[92]。最初人们担心这种新的高燃耗结构可能会表现出较差的裂变气体保持能力、热导率或其他不良燃料特性。 然而,最近的研究结果表明,高燃耗结构通常表现出与低燃耗微观结构相当或更有利的特性[90]。在高达 83 GWd MTU −1 的燃料辐照试验中观察到了良好的燃料行为[93]。同时也在进行多种替代燃料形式的开创性研究,这些形式与单晶烧结 UO 2 有显著区别,包括惰性基质燃料[94]、金属或陶瓷基质微胶囊化颗粒燃料[95]以及纳米晶氧化物燃料[96],这些燃料在实现非常高的燃耗方面可能具有一些优势。
2.2.2. Corrosion and stress corrosion cracking (SCC) in structural materials
2.2.2. 结构材料中的腐蚀和应力腐蚀开裂(SCC)
轻水反应堆(LWRs)中冷却水的温度范围通常在 275 至 325°C 之间,涵盖了饱和(BWR)至过冷(PWR)的各个阶段。尽管轻水反应堆已运行超过 50 年,但腐蚀仍然是一个重要问题,并且随着时间推移会变得更加突出。腐蚀发生在所有暴露于水环境的主要系统中,包括反应堆堆芯、蒸汽发生器、汽轮机、冷凝器、管道、阀门和管件,以及用于管道和汽轮机部件的碳钢和低合金钢、用于堆芯内部和一回路以及冷凝器的不锈钢、用于蒸汽发生器和反应堆容器贯穿件及焊缝的镍基合金,以及锆合金燃料包壳[17]、[19]、[20]、[97]。
早期的腐蚀问题源于“流行病”,这些通常由不适当的水化学控制引发;氯离子侵入导致汽轮机盘和叶片出现点蚀,不锈钢出现点蚀和应力腐蚀开裂,或二次侧 pH 控制不良导致蒸汽发生器管路出现浪费和缝隙腐蚀,或微观结构或合金化学控制不佳;锆燃料包壳的高腐蚀速率,或由于敏化或焊缝刀边侵蚀导致的不锈钢沸水反应堆管道的应力腐蚀开裂[17]。最近,腐蚀退化以不锈钢蒸汽管道和镍基蒸汽发生器管路及反应堆容器穿透的应力腐蚀开裂、低合金钢的流动辅助腐蚀、锆合金燃料包壳的球状腐蚀、阴影腐蚀、CRUD 诱导的局部腐蚀和磨损等形式出现[18]。更近一些时候,辐照被发现越来越多地发挥重要作用,在辐照辅助应力腐蚀开裂(IASCC)和辐照加速腐蚀中[21][22]。 随着植物老化,最重要的腐蚀问题将集中在应力腐蚀开裂,以及辐照在应力腐蚀开裂和腐蚀中的加速作用。一个最近因腐蚀引起的退化案例发生在 2002 年的戴维斯-贝斯反应堆(压水堆),当容器盖和控制杆驱动 housing 之间的焊缝金属发生应力腐蚀开裂时,冷却剂泄漏到容器盖上。热表面上的水分蒸发导致形成浓缩的硼酸溶液,腐蚀程度如此严重,以至于在容器盖上形成了一个几乎有足球那么大的孔洞。厚约 10 毫米的不锈钢焊缝金属内衬防止了失水事故。
2.2.2.1. Stress corrosion cracking
2.2.2.1. 应力腐蚀开裂
如今,主要的应力腐蚀开裂问题出现在用于蒸汽发生器和容器贯穿件的镍基合金以及反应堆堆芯使用的奥氏体不锈钢上。由于蒸汽发生器管子占冷却剂接触的一回路表面积的约 75%,因此它们的工作性能对反应堆至关重要。图 11 表明,虽然合金 600 蒸汽发生器管子存在多种退化模式,但在过去 25 年中,应力腐蚀开裂一直是主要的失效模式[98]。镍基合金的应力腐蚀开裂对成分和水化学非常敏感。图 12 显示了奥氏体合金在纯水和 0.1% NaCl 中的开裂倾向,作为镍含量的函数;这种开裂可以是沿晶(TGSCC)或穿晶(IGSCC)[10]。请注意,在氯化物中,应力腐蚀开裂在镍含量极端时达到最大值,但在纯水中仅在镍浓度高时发生。不幸的是,最初用于蒸汽发生器和容器贯穿件的合金 600 含有约 78%的 Ni,因此在纯水中也非常容易发生应力腐蚀开裂。 微结构改性(热处理)和水化学控制均未能缓解合金 600 的应力腐蚀开裂(SCC)。斯塔赫尔和戈尔曼根据其电位-pH 组合定义了七种不同的 SCC 模式[97]。事实上,合金 600 中的 SCC 似乎遵循 Ni-NiO 稳定性曲线,在该曲线上裂纹最多,曲线上下裂纹数量均减少(图 13)[10]。由于这个电位和 pH 范围涵盖了通常在服役中可达到的范围,因此控制合金 600 的 SCC 被证明非常困难。结果,合金 600 部件已被合金 690 取代,其名义成分为 60Ni-30Cr-10Fe,在纯水、氯化物和碱性溶液中表现出更高的抗 SCC 性能。然而,历史上在实验室中纯高温水中发现合金 600 难以开裂,从而促成了其在服役中具有抗性的信念。事实上,即使运行多年后,也鲜有开裂事件报道。随着时间的推移,发现潜伏期约为 11-12 年,最终所有工厂都开始出现开裂。 这导致了广泛使用由 690 合金制成的蒸汽发生器。如今的问题是,690 合金对应力腐蚀开裂(SCC)的优越抗性可能是因为潜伏期更长,实际上它最终可能会开始开裂。当前的研究重点是尝试确定是否存在微观结构、加工路线或水化学条件,使得 690 合金易受 SCC 影响。最近发现,单次冷轧使厚度减少 20-30%会增加纯水中裂纹扩展速率超过 100 倍[99]。类似的科研活动正在进行中,以确定对裂纹萌生的敏感性。

Fig. 11. Failure modes of mill-annealed Alloy 600 steam generator tubes in US PWRs over a 38-year period [98].
图 11. 美国压水堆(US PWR)中经轧制退火处理的 Alloy 600 蒸汽发生器管材在 38 年内的失效模式[98]。

Fig. 12. SCC severity of austenitic alloys as a function of nickel content in pure water and 0.1% sodium chloride (courtesy of R.W. Staehle [10]).
图 12.奥氏体合金的应力腐蚀开裂严重程度与镍含量的关系(纯水和 0.1%氯化钠环境)(致谢 R.W. Staehle [10])。

Fig. 13. Modes of SCC in Alloy 600 affected by environmental chemistry (courtesy of R.W. Staehle [10]). Regimes in the figure are: AcSCC: acidic-induced SCC; AkSCC: alkaline-induced SCC; HPSCC: high potential-induced SCC; LPSCC: low potential-induced SCC; AkIGC: alkaline-induced intergranular corrosion; PbSCC: lead-induced SCC and Sy-SCC: sulfide-induced SCC.
图 13.环境化学对合金 600 应力腐蚀开裂模式的影响(致谢 R.W. Staehle [10])。图中所示模式包括:AcSCC:酸性诱导的应力腐蚀开裂;AkSCC:碱性诱导的应力腐蚀开裂;HPSCC:高电位诱导的应力腐蚀开裂;LPSCC:低电位诱导的应力腐蚀开裂;AkIGC:碱性诱导的晶间腐蚀;PbSCC:铅诱导的应力腐蚀开裂;S y- SCC:硫化物诱导的应力腐蚀开裂。
2.2.2.2. Irradiation-assisted stress corrosion cracking
2.2.2.2. 辐照辅助应力腐蚀开裂
奥氏体不锈钢和某些镍基合金的辐照脆化(IASCC)在确保轻水反应堆(LWR)核心部件完整性方面构成了一个重要问题。IASCC 是一个普遍挑战,因为它显然跨越了所有 LWR 设计和材料。表 4 表明,IASCC 已在至少四种水反应堆设计中、11 种不同合金和数十个部件中被观察到。辐照对 IASCC 的具体影响可分为两类:水化学和微观结构[21], [22]。水化学效应包括辐射分解及其对腐蚀电位的影响,以及腐蚀电位对 IASCC 的影响。微观结构效应包括辐射诱导偏析、辐照后的微观结构、肿胀和蠕变,以及 H 和 He 的产生。为解释辐射在应力腐蚀开裂(SCC)过程中的作用,提出的首要机制包括:辐射分解、裂纹尖端应变率、晶界铬贫化、辐照硬化、局部变形和微量元素的辐射诱导溶剂偏析[21], [22]。
Table 4. Summary of observed IASCC issues in LWR components [21], [22].
表 4. LWR 部件中观察到的 IASCC 问题总结[21], [22].
Component 部件 | Material 材料 | Reactor type 反应堆类型 | Possible sources of stress 可能的应力来源 |
---|---|---|---|
Fuel cladding 燃料包壳 | 304 SS 304 不锈钢 | BWR | Fuel swelling 燃料肿胀 |
Fuel cladding 燃料包壳 | 304 SS 304 不锈钢 | PWR | Fuel swelling 燃料肿胀 |
Fuel cladding⁎ 燃料包壳 ⁎ | 20%Cr25%Ni/Nb | AGR | Fuel swelling 燃料肿胀 |
Fuel cladding ferrules 燃料包壳铁圈 | 20%Cr25%Ni/Nb | SGHWR | Fabrication 制造 |
Neutron source holders 中子源支架 | 304 SS 304 不锈钢 | BWR | Welding and be swelling 焊接和膨胀 |
Instrument dry tubes 仪器干管 | 304 SS 304 不锈钢 | BWR | Fabrication 制造 |
Control rod absorber tubes 控制棒吸收棒 | 304/304L/316L SS 304/304L/316L 不锈钢 | BWR | B4C swelling B 4 C 膨胀 |
Fuel bundle cap screws 燃料组件螺帽 | 304 SS 304 不锈钢 | BWR | Fabrication 制造 |
Control rod follower rivets 控制棒跟随铆钉 | 304 SS 304 不锈钢 | BWR | Fabrication 制造 |
Control blade handle 控制刀柄 | 304 SS 304 不锈钢 | BWR | Low stress 低应力 |
Control blade sheath 控制叶片套管 | 304 SS 304 不锈钢 | BWR | Low stress 低应力 |
Control blades 控制叶片 | 304 SS 304 不锈钢 | PWR | Low stress 低应力 |
Plate type control blade 板式控制叶片 | 304 SS 304 不锈钢 | BWR | Low stress 低应力 |
Various bolts⁎⁎ 各种螺栓 ⁎⁎ | A-286 | PWR and BWR 压水堆和沸水堆 | Service 服务 |
Steam separator dryer bolts⁎⁎ 蒸汽分离器干燥螺栓 ⁎⁎ | A286 | BWR | Service 服务 |
Shroud head bolts⁎⁎ 屏蔽头螺栓 ⁎⁎ | 600 | BWR | Service 服务 |
Various bolts 各种螺栓 | X-750 | BWR and PWR 沸水堆和压水堆 | Service 服务 |
Guide tube support pins 导管支撑销 | X-750 | PWR | Service 服务 |
Jet pump beams 喷气泵束 | X-750 | BWR | Service 服务 |
Various springs 各种弹簧 | X-750 | BWR and PWR 沸水堆和压水堆 | Service 服务 |
Various Springs 各种弹簧 | 718 | PWR | Service 服务 |
Baffle former bolts 挡板前螺栓 | 316 SS cold work 316 不锈钢冷加工 | PWR | Torque, differential swelling 扭矩,差胀 |
Core shroud 核心屏蔽 | 304/316/347/L SS 304/316/347/L 不锈钢 | BWR | Weld residual stress 焊接残余应力 |
Top guide 顶部导向 | 304 SS 304 不锈钢 | BWR | Low stress (bending) 低应力(弯曲) |
- ⁎
- Cracking in AGR fuel occurred during storage in spent fuel pool.
AGR 燃料在乏燃料池中储存时发生开裂。 - ⁎⁎
- Cracking of core internals occurred away from high neutron and gamma fluxes.
核心内部构件的开裂发生在高中子和伽马通量之外。
辐照会导致晶界和其他缺陷陷阱附近的局部成分发生显著变化[3], [4]。镍和硅的富集以及铬的消耗会影响对辐照-assisted 应力腐蚀开裂(IASCC)的敏感性,尤其是在氧化条件下。辐照还会改变微观结构,在轻水反应堆(LWR)条件下,有缺陷的位错环代表主要的辐照诱导微观结构缺陷。这些环会阻碍位错运动,导致不锈钢的屈服强度增加高达五倍。辐照硬化与 IASCC 倾向相关,并诱导形成位错通道这种高度局部的变形,这可能有助于 IASCC[100], [101]。辐照还会诱导蠕变,可以缓解宏观应力,并可能增强局部动态变形。其他因素,如肿胀和新生相的形成,可能会在高通量下增强 IASCC。由于辐照的许多效应在空间和时间上重叠,需要更多研究来识别它们在 IASCC 机制中的作用,并开发一套综合的预测方法。 特别是在辐照损伤微观结构中局部变形的演化以及高剂量下新相的出现,是确保核心部件在 40 或 60 年以上保持结构完整性的关键领域,需要更深入的理解。IASCC 的机制仍然是各类轻水反应堆核心部件退化中的主要未解决问题。
在考虑抗 IASCC 奥氏体合金的属性时,以下特性可能是有益的:高 Ni 和 Cr 含量、低 Si 含量、无脆性氧化物和氮化物夹杂物、高晶界重位点晶格分数、低高角度晶界的连通性以及铬碳化物对晶界的覆盖。最后,应考虑铁素体或铁素体-马氏体合金,因为与铁基和镍基奥氏体合金相比,它们对辐射效应和 IGSCC 具有固有的更高抗性[102]。
2.2.2.3. Irradiation-accelerated corrosion
2.2.2.3. 辐照加速腐蚀
在运行于高剂量的轻水反应堆(LWRs)中,另一个主要问题是辐射与腐蚀在辐照加速腐蚀中的相互作用。该过程的机制尚不清楚,但已被证明对腐蚀速率有显著影响。例如,在反应堆内用潮湿的二氧化碳-空气混合物辐照的锆,其氧重量增益比未辐照状态高出五倍以上[103]。研究发现,锆合金的反应堆内腐蚀速率比反应堆外进行的腐蚀速率高 10 倍,其中部分差异归因于反应堆内辐照的氧化物渗透性更大[104]。最近,刘易斯和亨恩[105]发现,将 316 不锈钢箔在室温水中辐照 4 小时后,形成的氧化物比未辐照对照组厚 20 倍。此外,关于 Zircaloy-2 反应堆内辐照的老数据[106]显示,氧化物的重量增益增加了十倍,并且与中子通量呈强线性关系。这些数据表明,腐蚀过程中固体材料的位移损伤产生的效果,比单纯由辐射分解产生的影响要显著得多。
2.2.3. Reactor pressure vessel integrity issues
2.2.3. 堆芯压力容器完整性问题
反应堆压力容器钢的主要两种退化问题是辐射诱导的溶质-缺陷团簇硬化相关的脆化,以及腐蚀和应力腐蚀开裂现象;腐蚀和应力腐蚀开裂问题已在 2.2.2 节中简要概述。
辐照脆化是压水堆(PWR)压力容器最主要的关注点;沸水堆(BWR)中更大的容器直径使得堆芯与容器之间的水中快中子得到更多 moderation,导致与压水堆压力容器相比,快中子通量降低 3 至 10 倍[67]。与反应堆压力容器(RPV)钢辐照硬化及伴随脆化相关的基本机制通常已被理解,包括由于纳米级沉淀物的形成导致 Cu、P 和 Ni 溶质添加产生显著基体硬化所带来的明显有害效应[49], [67], [107]。在过去 25 年间,已开发了一系列改进的辐照脆化机理模型,这些模型清晰地描述了与溶质(Cu、Ni、P)、温度、剂量和辐照通量相关的复杂和协同效应[49], [108]。图 14 展示了含有高浓度 Cu 或 Ni 溶质的 RPV 钢的延脆转变温度(DBTT)预测增加的一个例子[49]。 对于高 Cu、中 Ni 溶质的情况,在低剂量下会迅速形成高密度的富 Cu 析出物,导致在相当于压水堆压力容器几年运行时间暴露水平下出现显著脆化。由于缺乏额外的 Cu 溶质,在初始快速脆化阶段后会发生相对较小的额外脆化。对于高 Ni 的情况,富 Ni 析出物的预测缓慢形核速率导致一个相对低脆化的扩展瞬态阶段,随后伴随着 Mn-Ni-Si 析出物的大量形成而出现明显的脆化。这种“后期萌发相”对反应堆压力容器钢在其设计寿命末期可能出现的加速硬化与脆化的全面影响是当前活跃的研究课题,并可能成为未来压水堆电站运行寿命进一步延长的重大障碍。

Fig. 14. Predicted increase in the radiation-induced DBTT of RPV steel for two solute concentrations [49].
图 14. 两种溶质浓度下 RPV 钢辐射诱导 DBTT 的预测增加[49]
需要进一步研究的压力容器脆化问题包括[49]、[67]、[108]:(i)高剂量、长运行寿命和辐照通量对硬化与脆化的影响;(ii)热致热变化的影响以及替代材料(如监测试样)的定量准确性;(iii)Ni 浓度对富 Ni“后期形成相”形成与脆化影响的作用;(iv)断裂韧性主曲线概念的定量有效性(曲线形状是否普遍、夏比冲击与断裂韧性测试的相关性、晶间断裂的后果等);(v)尺寸(约束)效应及其他现象对预裂纹夏比(或更小)监测试样韧性相关性的影响,可能导致参考断裂韧性的偏倚估计;(vi)正确考虑反应堆容器壁厚方向中中子注量率和位移损伤剂量的大幅衰减(约 5 倍);(vii)开发更高保真度的建模和微观结构分析,以更好地理解各种关键实验参数的作用和协同效应;(viii)磷偏析导致晶间断裂的可能性;(ix)热退火和再辐照研究,以探究周期性容器退火的可行性与优化条件,以缓解辐照脆化;(x)研究长期(>50 年)热老化对低合金钢微观结构和性能的影响。 最后,应继续研究焊缝的中子辐射脆化(包括各种焊后热处理的影响)。
2.3. Materials challenges during off-normal events
2.3. 非正常事件期间的材料挑战
在用于定义商业反应堆运行安全限值的基准安全分析中,已考虑了两种主要的瞬态运行场景:反应性引发事故(RIAs)和失冷事故(LOCA)。RIA 事件是指裂变率(反应堆功率)的意外增加,例如控制棒意外弹出[109]可能引发的情况。RIA 场景会导致燃料功率和温度的快速增加,这可能导致燃料包壳的潜在失效,并使放射性物质释放到一回路冷却剂中。由于包壳的机械性能随辐照时间的增加而退化,安全当局已为燃料中允许的最大能量沉积建立了设计限值,该限值随燃耗的增加而降低。由于轻水反应堆的反应性负系数会迅速导致过剩反应性的减少,并且在整个事件期间一回路冷却剂流量会持续,因此 RIA 事件持续时间相对较短。 小破口事故场景基于以下知识:裂变反应堆在关闭后数天和数周内仍会因燃料和核心材料中的各种放射性衰变过程继续产生大量衰变热;例如,反应堆紧急停堆后 1 秒时的残余热量相对于满功率反应堆值约为 6%,停堆 1 天后约为 0.5%。考虑到商业反应堆在满功率时通常会产生超过 3000 兆瓦的热功率,这些残余热量值对 LOCA 场景构成了显著的热量移除挑战。如果没有足够的热量移除,核心温度的升高会导致包壳破裂,放射性物质释放到一回路冷却剂中。LOCA 事件可能在高温下持续数小时或数天,具体取决于冷却能力丧失的严重程度。
尽管锆合金在轻水核反应堆的常规运行条件下已发展出非常优异的燃料性能(第 2.2.1 节),但在事故场景下,带有锆合金包壳的 UO 2 整体燃料的行为远未得到优化。氢的吸收和辐射诱导硬化会导致锆合金包壳的延展性降低,从而损害 RIA 事件(燃料颗粒因快速加热而膨胀)期间颗粒-包壳机械相互作用相关的包壳失效抗力[110]。如果发生明显的包壳破损,陶瓷 UO 2 燃料颗粒存在显著破碎和散播的可能性。对于失水事故场景,锆合金氧化速率随温度升高而迅速增加,这将降低包壳的力学性能,并可能导致包壳破损和/或断裂,进而由于包壳碎片堵塞冷却剂通道,导致反应堆芯内燃料组件的冷却剂流量减少。 锆的氧化热高也会对堆芯加热产生很大影响;考虑到一个典型的 1000 兆瓦压水堆堆芯含有约 30,000 公斤的包壳,如果完全氧化,将释放约 55 兆瓦时的热量(注:沸水堆堆芯的通道箱中也含有几乎相当的锆)。这可能会引发自催化反应,其中锆氧化产生的热量导致堆芯温度升高,进而导致更快的氧化和热量产生。最后,蒸汽氧化锆会产生潜在的爆炸性氢气(如果所有包壳都被蒸汽氧化,将产生约 1200 公斤)。锆合金/UO 燃料系统在严重事故条件下的不足,例如 2011 年日本地震和海啸后在福岛第一核电站发生的事故,已导致人们对提高核反应堆在罕见但可信的事故场景中的安全性产生了浓厚兴趣[111]。
考虑到在事故场景中,燃料系统的关键功能是维持堆芯冷却能力,并尽量减少或防止燃料和裂变产物的扩散,因此设计具有改进事故耐受性的轻水堆燃料系统主要有三种潜在方法。(i) 利用与高温蒸汽反应动力学降低的包壳选项;与锆合金等合金相比,将包壳高温氧化速率降低一个或多个数量级,将几乎消除氧化热输入的贡献,并按比例减少氢气的产生。此类方法包括利用抗氧化涂层或开发具有显著改善抗氧化性能的新合金(无论是锆基合金还是新合金)。(ii) 利用具有改进高温力学性能和抗氢脆性的燃料包壳(高强度和短期蠕变强度、良好的热冲击抗性、高熔点)。 (iii) 利用较低温运行的新型燃料形式,具有更高的燃料熔化裕度、增强的裂变产物(例如燃料微封装或吸气技术)的保留能力,以及与 UO₂相比更低的燃料分散概率。由于燃料系统本质上是一种可替换的商品,只要几何形状和正常运行下的性能不会对反应堆运行产生负面影响,就可以通过(使用上述一种或多种方法)以增量改进的方式实施新型燃料,提高事故耐受性。
除了燃料系统的潜在变化外,如果成功开发出具有高事故耐受性的燃料,还有几个其他核心材料系统将考虑进行改进。例如,目前许多压水堆使用的 AgInCd 控制棒具有相对较低的熔点(约 900 °C)。类似地,许多沸水堆中使用的控制叶片,其内部嵌有不锈钢管内的 B₄C 颗粒,在约 1170 °C 时开始发生共晶 Fe-B 反应。应追求用于中子控制的更高温度材料选项。
3. Materials challenges in future fission reactor concepts
3. 未来裂变反应堆概念中的材料挑战
目前,全球正在建设几座所谓的第三代和第三代+轻水反应堆核电站,这些核电站的设计旨在提高效率、被动安全性和经济性。在很大程度上,这些反应堆代表了一种渐进式的设计变化,利用的材料系统与当前的(第二代)轻水反应堆相似,因此新反应堆面临的材料挑战将与现有反应堆面临的挑战相当。另一类考虑中的轻水冷却反应堆将采用工厂内建造技术和新的设计,高度强调被动安全性,以建造小型(50–300 MW)核电站;这些小型模块化反应堆(SMRs)的部分材料挑战将在下一节中讨论。最后,将对第四代反应堆概念的材料挑战进行简要讨论。
3.1. Materials challenges for proposed light-water small modular reactors
3.1. 提议中的轻水小型模块化反应堆的材料挑战
由于建设大型(约 1000 MW e )核电站需要高昂的资本成本,因此已经提出了多种小型模块化反应堆(<300 MW e )的设计方案[112]。为了与传统的规模经济(有利于大型反应堆,每兆瓦 e )竞争,提出的小型反应堆将采用工厂内的模块化建造技术,然后通过铁路或驳船运输主要部件,在反应堆现场进行最终建设。概念设计包括轻水和其他冷却剂[112]、[113]。先进反应堆概念(非轻水冷却剂)面临的材料问题,在性质上与第 3.2 节中讨论的概念第四代系统相似。由于这些工程设计的初步性质,许多具体的 SMR 材料问题目前尚不确定。例如,目前尚不确定 SMR 的水化学是否与现有 LWRs 中使用的相比会有任何重大变化。
对于计划在未来 10 年内建造的轻水冷却设计,大多数材料问题预计与第二代和第三代反应堆面临的问题相当。一个关键问题是确定工厂组装中使用的制造工艺是否在材料性能方面相对于标准制造技术有任何优势(或劣势)。例如,增材制造等先进制造技术有可能降低专用泵部件和其他设备的制造成本,但重要的是要在原型运行环境下比较材料的微观结构和性能与常规锻造材料的差异。许多轻水小型模块化反应堆的一个关键设计变化是采用整体包容式设计(即压水堆的蒸汽发生器位于反应堆压力容器内)。在某些概念中,一回路水流经管子外部,导致所有运行中的压水堆所使用的传统蒸汽发生器的一回路和二回路发生逆转。 整体包容系统具有显著的安全优势,因为它消除了大管道失水事故的可能性。然而,考虑到核反应堆仍然偶尔会因蒸汽发生器管路出现应力腐蚀开裂问题,并且水化学控制的发展与蒸汽发生器几何形状密切相关,除非蒸汽发生器可靠性得到进一步改进,否则管式蒸汽发生器的一、二次侧倒置以及蒸汽发生器日常检查的可及性有限,可能会成为问题的根源。
3.2. Proposed next-generation (Generation IV) fission reactor concepts
3.2. 拟议的下一代(第四代)裂变反应堆概念
3.2.1. Brief overview of the six Generation IV concepts
3.2.1. 六种第四代概念简介
在过去 10 年里,美国能源部与第四代国际论坛共同探索了六种特别有吸引力的先进反应堆概念,作为潜在的下一代(第四代)核动力系统[114],[115]。这些概念是从 2002 年第四代合作计划第一阶段中,在全球科学家和工程师向美国能源部提交的数百个想法中选出的[114]。目标是识别具有以下一项或多项特性的概念:提高效率、产生工艺热以驱动化学过程(如氢气生产)、提高安全性和减少废物产生。最终选定的概念包括超临界水冷反应堆(SCWR)、钠冷快堆(SFR)、铅冷快堆(LFR)、超高温反应堆(VHTR)、气冷快堆(GFR)和熔盐反应堆(MSR)。表 3 总结了这些反应堆类型的基本特性以及为各种主要部件提出的材料[7]。 请注意,所有设计都要求更高的运行温度和辐射剂量,这对材料的完整性提出了更高的要求。
为了允许在更高的温度下运行,先进的第四代反应堆概念采用了不同的冷却剂,包括超临界状态的水、钠和铅铋等液态金属、熔融盐以及高压氦气。第四代反应堆概念的材料挑战源于极高的燃料温度、强烈的辐射通量以及冷却剂兼容性问题。因此,燃料、包壳、结构材料、反应堆容器以及这些材料与冷却剂之间的相互作用,为 21 世纪更坚固的核反应堆概念带来了最大的挑战。先进反应堆核心中使用的结构材料将面临前所未有的温度、辐射剂量和应力组合。如图 15 所示,所有先进设计的共同特点是相比当前的轻水反应堆,具有更高的运行温度。另一个独特特征是裂变中子同时存在强烈的碰撞位移损伤。几乎所有的第四代反应堆概念都要求辐射损伤水平超过轻水反应堆的运行经验。 另一个提议的概念是行波反应堆(TWR),它需要燃料包壳的完整性达到接近 600 dpa 的损伤水平。对更坚固材料的需求扩展到了压力容器,它是大多数反应堆设计中的主要安全结构。

Fig. 15. Temperature and dose requirements for in-core structural materials for the operation of the six proposed Generation IV advanced reactor concepts, the traveling wave reactor and fusion reactor concepts. The dimensions of the colored rectangles represent the ranges of temperature and displacement damage for each reactor concept.
图 15. 六种提议的第四代先进反应堆概念、行波反应堆和聚变反应堆概念中,用于核心结构材料运行的温度和剂量要求。彩色矩形的大小表示每个反应堆概念的温度和位移损伤范围。
3.2.2. Materials-limiting phenomena for Generation IV concepts
3.2.2. 第四代核能概念中的材料限制现象
表 3 中所有设计的较高温度和损伤水平将加速腐蚀和氧化动力学,并为材料退化开辟新的途径。根据图 15 中的位置以及冷却剂的性质,六种第四代核能概念和 TWR 可分为三大类。SFR、LFR、MSR 和 TWR 都将运行在较高温度和非常高的损伤水平下,并将使用液态金属或熔盐作为冷却剂。GFR 和 VHTR 将经历较低的损伤水平,但温度更高,并将使用相对无害的氦气作为工作流体。SCWR 是独特的第三类,因为它是第四代设计中唯一的用水冷却的反应堆;与其他概念相比,它将经历较低的损伤水平(与当前 LWRs 相当的损伤),但反之将运行在高温和高压下,此时腐蚀和应力腐蚀开裂问题可能变得至关重要。
3.2.2.1. High-temperature, high-dose fission concepts
3.2.2.1. 高温、高剂量裂变概念
第一组(SFR、LFR、MSR、TWR)所面临的高温、高剂量运行环境挑战,将使强度、蠕变和蠕变疲劳行为的重要性进一步提升,同时低温下的断裂韧性也备受关注。尽管冷却剂与结构材料之间的化学相互作用会带来一些降解挑战,但主要担忧是核部件中预期的极高辐射损伤水平。在这种高损伤水平下,主要的降解模式很可能由空位肿胀和相稳定性驱动。空位肿胀发生在 0.35–0.55T M 的同义温度范围内,对于钢材(325–650 °C),这一温度范围与这四种高温、高剂量概念的反应堆核心温度范围重叠。图 16 比较了在快裂变反应堆谱中经 400–550 °C 辐照至高剂量后,Type 304L [116]、316 [12]以及 Ti 改性(D9)[12]奥氏体不锈钢和 9–12% Cr 回火铁素体/马氏体钢[12]、[117]、[118]、[119]的空位肿胀行为(通过浸泡密度测量获得)。 在所有情况下,空位肿胀行为包括初始的低肿胀瞬态阶段,随后是高肿胀率阶段(对于奥氏体钢接近 1% dpa[12])。尽管结构应用中允许的最大体积肿胀量取决于设计,但基于典型的工程设计考虑,体积肿胀量>5%通常是不被接受的。当体积肿胀量>10%时,在辐照奥氏体钢中也观察到了严重的脆化现象[120]。多年对奥氏体合金的研究与开发通过利用肿胀抗性微观结构(如 Ti 改性奥氏体钢中的细小 TiC 析出物)成功延长了低肿胀瞬态阶段,但稳态空位增长的延迟不足以避免在运行到几代四核反应堆概念所考虑的高剂量期间出现显著的空位肿胀(参见图 9,图 10)。因此,正在考虑更多抗辐射合金,如 2.5–12% Cr 贝氏体-铁素体-马氏体钢,用于高剂量核心内部和反应堆压力容器应用。 加剧这一问题的是由于辐射诱导或增强的溶质偏析[121], [122]以及高能位移级联引起的沉淀物弹道溶解[122]导致的相不稳定。辐照可以成核或溶解相,改变基体的溶质成分并促进空洞生长[123]。此外,为提高合金强度而添加的粒子的溶解会导致软化,并损害高温强度和蠕变性能。例如,用于高温应用的镍基合金中提供强度的γ′基体沉淀物在辐照下不稳定[121], [122], [124], [125], [126]。此外,辐射可以在晶界和其他缺陷陷阱处诱导脆性相的形成,从而降低延展性并降低断裂韧性[124], [125], [127]。

Fig. 16. Comparison of the volumetric void swelling behavior of Type 304L [116], 316 [12] and a Ti-modified (D9) [12] austenitic stainless steel and 9–12% Cr-tempered ferritic/martensitic steels [12], [117], [118], [119] following irradiation at ∼400–550 °C to high doses in a fast fission reactor spectrum.
图 16. 在快堆谱中经 400–550 °C 辐照至高剂量后,304L 型[116]、316 型[12]以及 Ti 改性(D9)[12]奥氏体不锈钢和 9–12% Cr 回火铁素体/马氏体钢[12]、[117]、[118]、[119]的体积孔隙肿胀行为比较。
然而,某些类型的第二相粒子已显示出对高剂量中子辐照的良好稳定性,并在高温下提供强度,同时改善辐照损伤效应。例如,向奥氏体 Fe–Cr–Ni 合金中控制添加 Ti 和 P 已被证明可以产生 TiC 或 M 2 P(M = Fe 等)析出物的细小弥散,与标准 Fe–Cr–Ni 合金相比,在高剂量(~100 dpa)辐照后,空位肿胀抗力有显著提高[51], [128], [129], [130]。类似地,氧化物弥散强化合金中的纳米级(Y,Ti,O)富集颗粒似乎在辐照下表现出良好稳定性,并在高温下比铁素体-马氏体合金提供显著强度优势[131], [132], [133], [134], [135]。纳米级氧化物的额外好处在于它们在修复辐照损伤中的作用。高颗粒密度提供了非常大的表面积用于点缺陷捕获,通过复合促进自修复[56],从而将净累积辐照损伤保持在较低水平。
3.2.2.2. Very high-temperature gas-cooled concepts
3.2.2.2. 超高温气体冷却概念
当从中等温度设计转向非常高温设计时,结构材料面临的挑战会显著加剧,在这些设计中,材料必须承受接近 1000°C 的温度(GFR、VHTR)。由于动力学非常迅速,合金在这些温度下的腐蚀和氧化是不可避免的。在所有情况下,挑战都是开发冷却剂-材料系统,形成保护性和自愈性薄膜,以确保结构在反应堆寿命期间的长久性。
在气冷反应堆概念所设想的极端工作温度下,石墨和陶瓷复合材料是结构材料的领先候选者[136]。除了在复杂高功率能源系统中使用低延展性材料所带来的众多工程设计问题外,中子位移损伤引起的性能退化也构成了特殊挑战。由于石墨的六方密堆积晶体结构对其中子位移损伤的各向异性响应,需要使用专门制造的“核级”石墨才能实现所需的部件寿命[136]。对于承受相对较高位移损伤暴露或工程应力的部件,必须使用陶瓷复合材料代替石墨。尽管如此,金属仍然是换热器等传热部件最可行的材料。
在这个概念中,高温氦气将流经一个中间换热器,在那里它将热量传递给二级冷却剂。这样的温度需要使用富含铬(约 22 wt.%)并由 Mo、Co 和 W 添加物强化的镍基合金(例如 Inconel 617 和 Haynes 230®)[137]。氦气不可避免地含有百万分之几(ppm)水平的 CO、CO 2 、H 2 、H 2 O 和 CH 4 作为杂质,这些杂质主要来自高温石墨核心与 O 2 、N 2 和水蒸气的泄漏反应,以及燃料、隔热材料和核内结构材料等反应堆材料的脱气[138]、[139]。
根据杂质浓度、温度和合金成分的不同,杂质会与换热器的金属表面发生反应,导致氧化、氧化物还原、渗碳和脱碳。氧化铬在氧分压高于临界值时稳定,在分压低于该值时会还原。类似地,碳化铬在碳活性高于临界值时稳定,在低于临界值时会发生脱碳。氧化、脱碳和渗碳会降低合金的力学性能;例如,氧化会减少构件的承载截面,内部氧化物析出物作为合金表面附近的优先裂纹起始点[140],这可能会降低合金的蠕变和疲劳寿命。与纯氦气和空气环境相比,在渗碳环境中,合金 800H[141]、合金 617[142]和哈氏合金 X[143]的蠕变断裂延展性显著降低;图 17 展示了氧气和甲烷杂质对合金 617 蠕变断裂行为的影响(注意甲烷杂质条件下蠕变寿命更长但次级蠕变阶段更低)。在渗碳过程中,沿晶界形成粗大的半连续碳化物膜,这可能作为优先的裂纹萌生和扩展路径,并可能降低合金的使用寿命。晶界迁移和滑动已被确定为候选合金(如 1000°C 下的合金 617)的主要蠕变变形机制[144][145],而脱碳导致的碳化物溶解可能导致蠕变强度显著下降。因此,详细了解微观结构退化的氧化机制和速率对于估算部件寿命和制定改善合金抗氧化性能的缓解策略至关重要。然而,如果没有涂层或屏障层的保护,未保护的合金不太可能保持在 1000°C 时保持完整性。 在 VHTR 环境下,开发不牺牲导热性的防护层,可能是结构材料面临的最重要主要挑战。

Fig. 17. Effect of methane and oxygen impurities in helium on the creep rupture behavior of Alloy 617 at 843 °C [142].
图 17. 氦气中甲烷和氧气杂质对合金 617 在 843°C 下的蠕变断裂行为的影响[142]。
3.2.2.3. The SCWR concept
3.2.2.3. SCWR 概念
超临界水冷反应堆(SCWR)在第四代核能设计中是独一无二的,因为它是唯一采用水冷的概念。维持水处于超临界状态需要极高的压力,并将整个回路暴露在远超现有知识基础的水温中。直到最近,超临界水中的 IGSCC 和 IASCC 等过程相对未被充分探索。近期研究表明,在轻水反应堆环境中易受这些退化模式影响的合金,在超临界水中也表现出易感性,但由于温度更高,其退化速率更快[146]。用于结构组件的合金大致可分为两类:奥氏体不锈钢和镍基合金对一般腐蚀具有抵抗力,但对 IGSCC 和 IASCC 易感,而铁素体-马氏体合金对应力腐蚀开裂具有抵抗力,但通常表现出更高的氧化速率。对于铁基系统,耐腐蚀性与其铁基和铬基表面氧化物的能力有关,这些氧化物能够作为反应物(氧气和金属离子)传输的屏障。 这些氧化物与其他氧化环境(如蒸汽)在较温和条件下形成的氧化物相同。这些氧化物作为超临界水冷堆中的保护层的行为所面临的主要问题,与先进蒸汽循环的化石能源电厂相似[147]。然而,燃料包壳和冷却管等关键核心部件的壁厚比化石电厂的锅炉管小一个数量级,这给薄保护氧化物层的发展带来了更大的挑战。
氧化物的生长速率和产物形态细节取决于流体的氧含量、温度以及钢的成分,并可能受到其他因素的影响[148],但在超临界水(SCW)环境中暴露后的钢中氧化物结构,与铁素体和铁素体-马氏体(F-M)钢在蒸汽条件下的观察结果相似[147]。由于普遍认为含铬尖晶石相对于氧化铁更能有效阻挡阳离子(金属)和阴离子(氧、OH 等)的渗透[149],因此,在 SCW 环境中,基体氧化物层能够提供最佳的耐腐蚀性能。这一现象在最近关于核级 SCW 条件下钢的研究工作中得到证实[148]、[150]、[151],即随着合金中铬含量的增加,耐腐蚀性能也随之提高。
在 SCW 环境中,材料面临的最严峻挑战是抗应力腐蚀开裂(SCC)和抗晶间应力腐蚀开裂(IASCC)。虽然镍基合金和奥氏体不锈钢在 SCW 中的耐腐蚀性非常好,但它们最容易发生 SCC。在 400°C 及以上的高纯度脱气 SCW 中,奥氏体不锈钢和镍基合金都容易发生晶间应力腐蚀开裂。在奥氏体不锈钢和镍基合金中,裂纹的严重程度随着温度的升高呈指数级增加[152]。在同一 400–600°C 的温度范围内,铁素体-马氏体合金对 SCC 具有抗性[151], [153], [154]。此外,已知易感合金的 SCC 会因金属的持续辐射损伤而加剧[155]。
辐照对 IGSCC 的影响目前仅在 SCW 条件下进行研究,但结果表明辐照会显著增加不锈钢和镍基合金的应力腐蚀开裂程度。316L 不锈钢和镍基合金 690 的质子辐照实验显示,与未辐照样品相比,晶间开裂显著增加。这种开裂的增加不能单独归因于辐照引起的偏析或硬化,因此必然存在多种因素组合或其他缺陷机制在起作用[156]。经过 7 dpa 辐照并在 400 °C 的 SCW 条件下测试后,裂纹密度和裂纹深度均比未辐照情况有所增加。目前有一组关于中子辐照对 SCW 条件下开裂影响的数据,其中一种奥氏体不锈钢辐照剂量超过 40 dpa 后表现出极端脆化[157]。在相同的辐照和测试条件下,铁素体-马氏体合金则表现出抗开裂性能。
4. Conclusions 4. 结论
继续利用核能系统为全球基础电力提供支持,带来了一系列材料研究挑战。当前轻水裂变反应堆(例如,美国反应堆过去十年的平均容量因子为 90%)的高可靠性,证明了这种能源在正常操作条件下的高可靠性。为延长反应堆运行寿命所做的计划,正得到伴随材料研发的支持,以研究腐蚀和中子诱导的材料退化现象。 为持续安全、可靠且经济高效地利用水冷核反应堆进行电力生产,面临三大主要材料挑战:一是深化对奥氏体钢和镍基合金腐蚀及应力腐蚀开裂降解的协同基础机理的理解;二是发展真正可预测的、关于多物理现象的理解,这些现象导致复杂结构合金(尤其是反应堆压力容器钢)的延展性和断裂韧性的辐照硬化与降解;三是核燃料创新,包括研究进一步提高轻水反应堆燃料系统可靠性的方法(是否能在过去 40 年取得的三个数量级改进基础上再提升一个数量级?),以及探索具有更高事故耐受性的新型轻水反应堆燃料系统,同时不降低当前燃料在正常操作条件下的优良性能和可靠性特征。 先进第四代裂变反应堆系统的最终发展直接与成功解决这些概念和激进冷却剂所面临的严峻材料挑战相关,这些挑战包括更高的辐射损伤水平和/或工作温度,所有这些都会损害结构材料的可靠性。由于高能聚变中子谱导致材料中产生高浓度的氢和氦气体,因此需要成功解决聚变能源系统所需材料研究挑战,其难度更大。阻碍第四代裂变和聚变能源概念结构材料发展的一个重要实际问题是对高通量材料辐照的全球能力有限;没有高强度的聚变中子辐照设施,而且快堆试验反应堆的数量正在减少。
Acknowledgements 致谢
作者们感谢 Roger Staehle 慷慨提供数个插图,以及 Jeremy Busby 对初稿的评论。我们还感谢 Robin Grimes(帝国理工学院)对核反应堆燃料和材料的建设性意见,以及 Bo Cheng(电力研究院)、Kurt Terrani 和 Lance Snead(橡树岭国家实验室)以及 Kemal Pasamehmetoglu(爱达荷国家实验室)对事故耐受性燃料考虑因素的贡献。
References
- [1]Nature, 488 (2012), p. 294
- [2]MRS Bull, 33 (2008), p. 264
- [3]World List of Nuclear Power Plants. Nucl News 2012;55:55.
- [4]World Energy Outlook 2008. Paris: International Energy Agency; 2008. p. 211.
- [5]Light Water Reactor Sustainability Program: Integrated Program Plan, INL/EXT-11-23452. Office of Nuclear Energy. US Department of Energy; 2012.
- [6]Greater tolerance for nuclear materialsNature Mater, 7 (2008), p. 683
- [7]Materials challenges for advanced nuclear energy systemsMRS Bull, 34 (2009), p. 10
- [8]Structural materials for fission and fusion energyMater Today, 12 (2009), p. 12
- [9]Prog Nucl Energy, 37 (2000), p. 5
- [10]Staehle R. Personal communication.
- [11]Nuclear Power Reactors in the World. Reference data series no 2. Vienna: International Atomic Energy Agency; 2012.
- [12]J Nucl Mater, 276 (2000), p. 123
- [13]Fundamentals of radiation materials scienceSpringer, New York (2007)
- [14]Phys Plasmas, 12 (2005), p. 058101
- [15]Schilling W, Ullmaier H. In: Frost BRT, editor. Materials science and technology: a comprehensive treatment. Nuclear materials. vol. 10B. Weinheim: VCH; 1994. p. 179.
- [16]R.J.M. Konings (Ed.), Comprehensive nuclear materials, vol. 1, Elsevier, Amsterdam (2012), p. 65
- [17]Corrosion in the nuclear power industryMetals handbook (ninth ed.), Corrosion, vol. 13, ASM International, Metals Park, OH (1987)p. 927
- [18]D. Feron, J.-M. Olive (Eds.), Corrosion issues in light water reactors – stress corrosion cracking, CRC Press, Boca Raton, FL (2007)
- [19]Mater Corros – Werkstoffe Korros, 53 (2002), p. 727
- [20]D. Feron (Ed.), Nuclear corrosion science and engineering, Woodhead Publishing Ltd., Oxford (2012), p. 473
- [21]D. Feron (Ed.), Nuclear corrosion science and engineering, Woodhead Publishing Ltd., Oxford (2012), p. 131
- [22]Corros Rev, 29 (2011), p. 7
- [23]MRS Bull, 34 (2009), p. 35
- [24]J Nucl Mater, 85 and 86 (1979), p. 249
- [25]J Nucl Mater, 191–194 (1992), p. 132
- [26]Fusion Eng Des, 51–52 (2000), p. 55
- [27]ASTM E 521-96. Standard practice for neutron damage simulation by charged-particle irradiation; 2000.
- [28]Nucl Eng Des, 33 (1975), p. 50
- [29]Acta Mater, 52 (2004), p. 1597
- [30]Acta Mater, 56 (2008), p. 1044
- [31]Acta Mater, 56 (2008), p. 1056
- [32]J Nucl Mater, 412 (2011), p. 195
- [33]J Nucl Mater, 206 (1993), p. 287
- [34]J Nucl Mater, 258–263 (1998), p. 183
- [35]J Nucl Mater, 258–263 (1998), p. 1275
- [36]J Nucl Mater, 233–237 (1996), p. 202
- [37]J Nucl Mater, 335 (2004), p. 471
- [38]Acta Metall, 37 (1989), p. 2177
- [39]J Nucl Mater, 351 (2006), p. 295
- [40]J Nucl Mater, 406 (2010), p. 152
- [41]Radiat Eff, 14 (1972), p. 71
- [42]J Nucl Mater, 276 (2000), p. 114
- [43]R.E. Reed-Hill (Ed.), The inhomogeneity of plastic deformation, American Society for Metals, Metals Park, OH (1972), p. 19
- [44]J Nucl Mater, 351 (2006), p. 269
- [45]Int Mater Rev, 42 (1997), p. 45
- [46]J Nucl Mater, 179–181 (1991), p. 572
- [47]J Nucl Mater, 386–388 (2009), p. 277
- [48]J Nucl Mater, 258–263 (1998), p. 301
- [49]PJOM, 61 (2009), p. 17
- [50]Mater Sci Eng B, 73 (2012), p. 67
- [51]J Nucl Mater, 169 (1989), p. 95
- [52]J Nucl Mater, 206 (1993), p. 266
- [53]J Nucl Mater, 216 (1994), p. 97
- [54]J Nucl Mater, 217 (1994), p. 161
- [55]J Nucl Mater, 122 & 123 (1984), p. 367
- [56]J Nucl Mater, 179–181 (1991), p. 105
- [57]J Nucl Mater, 159 (1988), p. 286
- [58]J Nucl Mater, 90 (1980), p. 193
- [59]B.R.T. Frost (Ed.), Materials science and technology: a comprehensive treatment, nuclear materials, vol. 10B, VCH, New York (1994), p. 1
- [60]J Nucl Mater, 159 (1988), p. 257
- [61]Radiat Eff Def Solids, 144 (1998), p. 145
- [62]JOM, 61 (2009), p. 29
- [63]J Nucl Mater, 85 & 86 (1979), p. 795
- [64]N.H. Packan, R.E. Stoller, A.S. Kumar (Eds.), Effects of radiation on materials: 14th international symposium, ASTM STP, vol. 1046, American Society for Testing & Materials, Philadelphia, PA (1990), p. 223
- [65]J Nucl Mater, 323 (2003), p. 229
- [66]Nucl Fusion, 24 (1984), p. 1039
- [67]Integrity of reactor pressure vessels in nuclear power plants: assessment of irradiation embrittlement effects in reactor pressure vessel steels, report no NP-T-3.11. Vienna: International Atomic Energy Agency; 2009.
- [68]Levelized Cost of New Generation Resources in the Annual Energy Outlook 2012. Energy information administration. US Department of Energy; 2012.
- [69]Generic Aging Lessons Learned (GALL) Report. NUREG-1801. Rev 2. US Nuclear Regulatory Commission; 2010.
- [70]Nature, 216 (1967), p. 575
- [71]J Nucl Mater, 206 (1993), p. 306
- [72]P.G. Tipping (Ed.), Understanding and mitigating ageing in nuclear power plants, CRC Press, Boca Raton, FL (2010), p. 308
- [73]J Nucl Mater, 258–263 (1998), p. 1613
- [74]Simmons KL, Hashemian HM, Ramuhalli P, Konnick R, Brenchley DL, Ray S, et al. LWRS program non-destructive evaluation (NDE) R&D roadmap for determining remaining useful life of aging cables in nuclear power plants, PNNL-21731; 2012.
- [75]JOM, 61 (2009), p. 35
- [76]Nucl Eng Des, 33 (1975), p. 94
- [77]J Nucl Mater, 100 (1981), p. 93
- [78]Nucl News, 53 (2010), p. 40
- [79]J Nucl Sci Technol, 43 (2006), p. 951
- [80]Nucl News, 55 (2012), p. 29
- [81]Very High Burn-Ups in Light Water Reactors. NEA report no 6224. Paris: Nuclear Energy Agency, OECD; 2006.
- [82]JOM, 53 (2001), p. 9
- [83]Nucl Eng Int 2004;49(September):26.
- [84]Nucl Mater, 389 (2009), p. 1
- [85]JOM, 63 (2011), p. 53
- [86]J Nucl Sci Technol, 43 (2006), p. 1054
- [87]ASTM Int, 3 (2006), p. 494
- [88]Pan G, Long CJ, Garde AM, Atwood AR, Foster JP, Comstock RJ, et al. In: Proceedings of 2010 LWR fuel performance/topfuel/WRFPM, Orlando, FL; 2010. LaGrange Park, Illinois: American Nuclear Society. Paper 74.
- [89]Nucl Eng Technol, 41 (2009), p. 143
- [90]Mater Today, 13 (2010), p. 24
- [91]J Nucl Mater, 247 (1997), p. 108
- [92]J Nucl Mater, 278 (2000), p. 54
- [93]Nucl Eng Technol, 41 (2009), p. 155
- [94]J Nucl Mater, 274 (1999), p. 47
- [95]J Nucl Mater, 427 (2012), p. 209
- [96]J Nucl Mater, 422 (2012), p. 27
- [97]Staehle RW, Gorman JA. In: 10th international conference on environmental degradation of materials in nuclear power systems-water reactors. Lake Tahoe, CA: NACE; 2001. Special bonus paper.
- [98]EPRI steam generator databaseElectric Power Research Institute, Palo Alto, CA (2011)
- [99]13th International conference on environmental degradation of materials in nuclear power systems, Canadian Nuclear Society, Whistler, British Columbia, Canada. Toronto (2007)
- [100]J Nucl Mater, 408 (2011), p. 246
- [101]J Nucl Sci Technol, 45 (2008), p. 274
- [102]Was GS, Andresen PL. In: Shirzadi A, Wallach R, Jackson S, editors. Structural alloys for power plants: operational challenges and high-temperature materials. Cambridge: Woodhead Publishing, in press [chapter 19].
- [103]J Nucl Mater, 49 (1973), p. 189
- [104]J Nucl Mater, 46 (1973), p. 53
- [105]J Nucl Mater, 265 (1999), p. 325
- [106]J Nucl Mater, 28 (1968), p. 1
- [107]J Nucl Mater, 205 (1993), p. 162
- [108]Nanstad RK, Odette GR, Sokolov MA. In: Proceedings of the ASME pressure vessels and piping conference 2010, vol. 9; 2010. p. 125.
- [109]Nuclear Fuel Behaviour under Reactivity-initiated Accident (RIA) Conditions. NEA report no 6847. Paris: Nuclear Energy Agency, OECD; 2010.
- [110]Nuclear Fuel Safety Criteria Technical Review. NEA report no 7072, 2nd ed. Paris: Nuclear Energy Agency, OECD; 2012.
- [111]Forging a new nuclear safety construct: the ASME presidential task force on response to Japan nuclear power plant events. New York: American Society of Mechanical Engineers; 2012.
- [112]Status and Near-term Prospects of Small and Medium Sized Reactors. Vienna: IAEA; 2010.
- [113]Nucl Technol, 178 (2012), p. 125
- [114]A Technology Roadmap for Generation IV Nuclear Energy Systems. Generation IV International, Forum; 2002.
- [115]GIF R&D Outlook for Generation IV Nuclear Energy Systems. Generation IV International, Forum; 2009.
- [116]Dimensional stability and mechanical behaviour of irradiated metals and alloysAn assessment of the swelling behavior of AISI 304 stainless steel, vol. 2, British Nuclear Energy Society, London (1983), p. 41
- [117]J Nucl Mater, 205 (1993), p. 178
- [118]N.H. Packan, R.E. Stoller, A.S. Kumar (Eds.), Effects of radiation on materials: 14th international symposium, ASTM STP 1046, vol. II, American Society for Testing and Materials, Philadelphia (1989), p. 673
- [119]J Nucl Mater, 212–215 (1994), p. 604
- [120]J Nucl Mater, 251 (1997), p. 252
- [121]J Nucl Mater, 83 (1979), p. 2
- [122]J Nucl Mater, 44 (1972), p. 318
- [123]J.R. Holland, L.K. Mansur, D.I. Potter (Eds.), Phase stability during irradiation, The Metallurgical Society of AIME, New York (1981), p. 191
- [124]J Nucl Mater, 230 (1996), p. 148
- [125]F.R. Shober (Ed.), Irradiation effects on the microstructure and properties of metals, American Society for Testing and Materials, Philadelphia, PA (1976), p. 139
- [126]Nucl Instrum Methods, 182–183 (1981), p. 827
- [127]J Nucl Mater, 392 (2009), p. 341
- [128]Philos Mag A, 61 (1990), p. 733
- [129]CR Phys, 9 (2008), p. 287
- [130]J Nucl Mater, 73 (1978), p. 9
- [131]J Nucl Mater, 341 (2005), p. 103
- [132]J Nucl Mater, 392 (2009), p. 353
- [133]J Nucl Mater, 418 (2011), p. 307
- [134]Annu Rev Mater Res, 38 (2008), p. 471
- [135]J Nucl Mater, 307–311 (2002), p. 749
- [136]MRS Bull, 34 (2009), p. 28
- [137]Evaluation of nickel-based materials for VHTR heat exchanger structural materials for innovative nuclear systems (SMINS)OECD Nuclear Energy Agency, Karlsruhe (2008)p. 79
- [138]Mater Corros – Werkstoffe Korros, 57 (2006), p. 147
- [139]Oxid Metals, 68 (2007), p. 133
- [140]J Nucl Mater, 125 (1984), p. 258
- [141]J Nucl Mater, 394 (2009), p. 46
- [142]J Nucl Mater, 366 (2007), p. 28
- [143]J Nucl Sci Technol, 36 (1999), p. 1160
- [144]Nucl Technol, 66 (1984), p. 283
- [145]Mater Sci Eng, A121 (1989), p. 623
- [146]J Nucl Mater, 395 (2009), p. 11
- [147]Wright IG, Tortorelli PF, Schütze M. Oxidation growth and exfoliation on alloys exposed to steam. EPRI, report no 1013666; 2007.
- [148]J Nucl Mater, 371 (2007), p. 176
- [149]High temperature corrosionElsevier, Amsterdam (1988)
- [150]Allen TR, Tan L, Chen Y, Ren X, Sridharan K, Was GS, et al. In: Proceedings of global 2005, Tsukuba, Japan; 2005. Paper 419.
- [151]J Nucl Mater, 372 (2008), p. 177
- [152]R.J.M. Konings (Ed.), Comprehensive nuclear materials, vol. 5, Elsevier, Amsterdam (2012), p. 279
- [153]J Nucl Mater, 395 (2009), p. 30
- [154]J Nucl Mater, 367–370 (2007), p. 1185
- [155]Proceedings of the 14th International Conference on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems, American Nuclear Society, Lagrange Park, IL (2010), p. 1679
- [156]J Nucl Mater, 371 (2007), p. 107
- [157]T.R. Allen, J.T. Busby, P.J. King (Eds.), 13th International conference on degradation of materials in nuclear power systems – water reactors, Canadian Nuclear Society, Whistler, British Columbia, Toronto (2007)
Cited by (2152)
Accident tolerant fuel cladding development: Promise, status, and challenges
事故耐受性燃料包壳发展:前景、现状与挑战2018, Journal of Nuclear Materials
2018,《核材料杂志》Microstructural stability and mechanical behavior of FeNiMnCr high entropy alloy under ion irradiation
FeNiMnCr 高熵合金在离子辐照下的微观结构稳定性和力学行为2016, Acta Materialia 2016, 《材料科学学报》Accident tolerant fuels for LWRs: A perspective
用于轻水反应堆的耐事故燃料:展望2014, Journal of Nuclear Materials
2014, 《核材料杂志》Radiation damage tolerant nanomaterials
耐辐射损伤纳米材料2013, Materials Today 2013,《材料今日》High Performance Thermoelectric Materials: Progress and Their Applications
高性能热电材料:进展及其应用2018, Advanced Energy Materials
2018,《先进能源材料》Designing radiation resistance in materials for fusion energy
为聚变能源设计材料的抗辐射性能2014, Annual Review of Materials Research
2014,《材料研究年度评论》
版权所有 © 2012 Acta Materialia Inc. 由 Elsevier Ltd. 出版。保留所有权利。