張春龍，董永昌,2，呂 丹，宋鳳麗，陳思喆，徐春艷,*，劉新華

1.生態(tài)環(huán)境部 核與輻射安全中心，北京 102488;2.中核四0四有限公司，甘肅 蘭州 732850;3.中國(guó)核科技信息與經(jīng)濟(jì)研究院，北京 100048

目前世界范圍內(nèi)投入生產(chǎn)運(yùn)行的乏燃料后處理設(shè)施都是基于PUREX流程的液-液萃取水法后處理工藝流程建立的，硝酸介質(zhì)基本貫穿整個(gè)工藝流程。因此，后處理廠設(shè)備承受著硝酸介質(zhì)的酸性和氧化性而帶來(lái)的腐蝕問題，尤其是那些與沸騰或亞沸騰條件下的硝酸溶液直接接觸的設(shè)備，或者煅燒爐、蒸發(fā)器等工作溫度較高的設(shè)備，面臨的腐蝕問題更為顯著。世界范圍內(nèi)曾發(fā)生數(shù)十起因設(shè)備腐蝕導(dǎo)致泄漏的事件/事故[1-3]。為了確保后處理設(shè)施的安全性和經(jīng)濟(jì)性，在關(guān)鍵設(shè)備設(shè)計(jì)、制造、安裝中需要根據(jù)設(shè)備的工作環(huán)境選擇耐腐蝕性能強(qiáng)的材料(比如低含碳量的不銹鋼、鈦合金或鋯合金等)，在役運(yùn)行期間監(jiān)測(cè)設(shè)備腐蝕狀況，定期進(jìn)行安全評(píng)估，采取合適的老化管理策略[4]等。

日本在后處理設(shè)施研發(fā)和運(yùn)行方面積累了較豐富的經(jīng)驗(yàn)，同時(shí)也非常重視相關(guān)安全科研工作。針對(duì)其后處理設(shè)施中出現(xiàn)的腐蝕問題/事件開展了系列試驗(yàn)研究，研發(fā)出耐腐蝕性能更優(yōu)異的合金材料，并對(duì)關(guān)鍵設(shè)備用材進(jìn)行了更新?lián)Q代。在東海村后處理廠(TRP)定期安全評(píng)價(jià)方面，針對(duì)TRP出現(xiàn)的腐蝕問題或事件，建立了多個(gè)試驗(yàn)裝置，開展了系列試驗(yàn)研究項(xiàng)目；采用幾種腐蝕測(cè)量手段對(duì)TRP實(shí)際使用的鈾尾端設(shè)備進(jìn)行了腐蝕情況調(diào)查和評(píng)價(jià)；對(duì)六個(gè)所后處理廠(RRP)發(fā)生的腐蝕導(dǎo)致泄漏的事件進(jìn)行調(diào)查。本文從以下幾個(gè)方面對(duì)日本開展的相關(guān)研究和評(píng)價(jià)工作進(jìn)行梳理總結(jié)，旨在借鑒日本在后處理設(shè)備腐蝕方面相關(guān)的研究成果和應(yīng)用經(jīng)驗(yàn)，為我國(guó)后處理設(shè)施關(guān)鍵設(shè)備設(shè)計(jì)和制造、設(shè)備壽命預(yù)測(cè)、定期安全評(píng)價(jià)、老化管理策略的制定提供參考和技術(shù)依據(jù)。

1 日本后處理廠發(fā)生的腐蝕事件

1.1 TRP腐蝕事件

TRP位于日本青森縣，于1974年建成，屬于中間試驗(yàn)工廠規(guī)模。原設(shè)計(jì)能力210噸/年，實(shí)際能力為90噸/年。該廠1980年投產(chǎn)，迄今為止已處理了逾千噸的各種堆型的乏燃料，2006年轉(zhuǎn)為研發(fā)設(shè)施，目前已進(jìn)入退役階段。

該廠溶解器等主要設(shè)備材質(zhì)最初采用的是硝酸級(jí)(NAG)不銹鋼，自1977年熱調(diào)試至今，在這些設(shè)備上先后發(fā)生了鍛件的端面腐蝕、傳熱管晶間腐蝕及焊接接頭根部腐蝕等現(xiàn)象或事件[5]。

(1) 1978年8月，酸回收蒸發(fā)器在運(yùn)行6 000 h后發(fā)生泄漏，調(diào)查人員在焊接部分發(fā)現(xiàn)了5個(gè)砂眼，砂眼處局部腐蝕導(dǎo)致了泄漏，現(xiàn)場(chǎng)耗費(fèi)14個(gè)月的時(shí)間更換了一臺(tái)新蒸發(fā)器。但在1983年2月，累積運(yùn)行至13 000 h后，又因加熱管腐蝕而發(fā)生泄漏，最嚴(yán)重處的腐蝕速率達(dá)到了40 mm/a[3,6]，現(xiàn)場(chǎng)又耗費(fèi)8個(gè)月進(jìn)行更換。TRP針對(duì)酸回收蒸發(fā)器腐蝕問題開展了抗腐蝕材料研發(fā)，蒸發(fā)器材質(zhì)由原來(lái)的25%Cr-20%Ni(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)不銹鋼更換為95%Ti-5%Ta合金(Ti-5Ta合金)。經(jīng)實(shí)際運(yùn)行驗(yàn)證，后者抗腐蝕性能更優(yōu)異。

(2) 1982年4月，首端R11溶解器發(fā)生腐蝕泄漏，切換至R10溶解器。1983年2月R10溶解器也發(fā)生泄漏，采取遠(yuǎn)距離遙控維修。生產(chǎn)線安裝了第三臺(tái)新溶解器R12(材質(zhì):25%Cr-20%Ni-0.25%Nb)。為了防止腐蝕，在設(shè)計(jì)上取消了蒸汽夾套區(qū)的焊縫?，F(xiàn)在日本東海村后處理廠溶解器設(shè)備選用的是Ti-Ta系合金Ti-5Ta[7]。

(3) 1982年钚溶液蒸發(fā)器運(yùn)行10 000 h后汽提柱部分出現(xiàn)針孔缺陷，修復(fù)之后，于1984年更換了整個(gè)蒸發(fā)器，汽提柱材質(zhì)由不銹鋼改為抗腐蝕更好的鈦合金和Ti-5Ta合金。

1.2 RRP腐蝕事件

RRP是日本為緩解其國(guó)內(nèi)乏燃料管理對(duì)核電發(fā)展的壓力，引進(jìn)法國(guó)、英國(guó)和德國(guó)的技術(shù)，部分工藝融合日本本國(guó)技術(shù)建設(shè)的。該廠于1993年開始施工，設(shè)計(jì)處理能力為800 t/a，2006年開始熱調(diào)試[5]，期間經(jīng)過多次延期，截止到2022年5月該廠仍處于最后的熱調(diào)試階段，未正式投入運(yùn)行。

2010年7月30日，RRP發(fā)生高放廢液蒸發(fā)器(HALW蒸發(fā)器)熱電偶套管泄漏事件。這起事件是在更換溫度計(jì)時(shí)發(fā)現(xiàn)了高劑量水平的污染，后經(jīng)事件調(diào)查發(fā)現(xiàn)蒸發(fā)器中熱電偶套管的腐蝕導(dǎo)致發(fā)生此次泄漏事件[8-11]。

2 日本后處理廠設(shè)備腐蝕影響因素研究

2.1 沸騰加熱條件下不銹鋼的腐蝕研究

后處理設(shè)施中存在一些工藝是在沸騰的硝酸溶液中進(jìn)行乏燃料溶解或料液濃縮，這些工藝中的加熱設(shè)備的傳熱面上會(huì)發(fā)生晶間腐蝕從而導(dǎo)致泄漏，同時(shí)溶液中還含有乏燃料中分離出來(lái)的各種金屬離子，其中一些金屬離子會(huì)增強(qiáng)溶液的腐蝕性。早期日本后處理廠主要設(shè)備材質(zhì)為NAG不銹鋼或SUS304超低碳不銹鋼(SUS304ULC)等，如前所述，這些設(shè)備在后處理廠實(shí)際運(yùn)行中出現(xiàn)了腐蝕問題。針對(duì)這種腐蝕現(xiàn)象或問題，日本核能安全組織(JNES)等相關(guān)機(jī)構(gòu)和學(xué)者開展了相關(guān)實(shí)驗(yàn)。

2.1.1針對(duì)SUS310Nb的腐蝕研究 JNES的研究人員針對(duì)后處理設(shè)施中SUS310Nb制濃縮鈾溶解槽(以下簡(jiǎn)稱“溶解槽”)以及高放廢液蒸發(fā)器(以下簡(jiǎn)稱“HAW蒸發(fā)器”)傳熱部件出現(xiàn)的腐蝕問題，建立了模擬沸騰傳熱的實(shí)驗(yàn)室規(guī)模試驗(yàn)裝置(圖1)，從2010年開始，進(jìn)行了傳熱表面腐蝕試驗(yàn)研究，評(píng)價(jià)了加熱條件(表面溫度、熱通量)、溶液的沸騰/不沸騰、溶液組成(釩的濃度)的影響[12-13]。在熱室的手套箱中安裝了電化學(xué)測(cè)量裝置，測(cè)量鉑和SUS310Nb在含有Pu、Np、U和Ru等元素的3 mol/L硝酸鹽溶液中的自然腐蝕電位和極化曲線，并測(cè)定了各溶液的吸收光譜。測(cè)試結(jié)果表明：(1) 腐蝕速率不取決于熱通量，而是取決于表面溫度；(2) 從不同條件的實(shí)驗(yàn)結(jié)果中獲得了溫度和溶液成分對(duì)腐蝕影響的數(shù)據(jù)，并在實(shí)際溶解槽和HAW蒸發(fā)器的硝酸濃度條件下構(gòu)建了腐蝕進(jìn)展的預(yù)測(cè)公式；(3) 加入氧化性金屬離子(Np離子、Pu離子、Ru離子等)的體系自然腐蝕電位比單獨(dú)使用硝酸體系的高，在設(shè)備實(shí)際使用環(huán)境中的沸騰溫度條件下會(huì)加速腐蝕。

圖1 加熱部件腐蝕試驗(yàn)裝置[12-13]Fig.1 Corrosion test device of heating portions[12-13]

2.1.2針對(duì)310超高純合金不銹鋼(310EPH)的腐蝕研究 針對(duì)310EPH在含Cr(Ⅵ)的沸騰硝酸中的腐蝕行為，日本的Yamazaki等[14]開展了相關(guān)實(shí)驗(yàn)，在含1 g/L Cr(Ⅵ)的8 mol/L硝酸溶液中，研究了310EPH合金的質(zhì)量損失和Cr(Ⅵ)還原反應(yīng)之間的關(guān)系。結(jié)果表明，310EPH腐蝕由Cr(Ⅵ)還原反應(yīng)主導(dǎo)，腐蝕質(zhì)量損失的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)可以通過化學(xué)動(dòng)力學(xué)進(jìn)行計(jì)算，因此可以實(shí)現(xiàn)對(duì)其腐蝕行為的預(yù)測(cè)。310EPH用于后處理設(shè)施設(shè)備或部件，在防腐蝕方面能保證安全可靠運(yùn)行。

2.1.3針對(duì)SUS304ULC的腐蝕研究

1) 加熱條件影響及腐蝕機(jī)理研究

圖2 試驗(yàn)裝置示意圖[15] Fig.2 Schematic illustration of test apparatus[15]

Ueno等[15]為評(píng)價(jià)乏燃料后處理設(shè)備部件壽命，建立了大型減壓蒸發(fā)器模擬試驗(yàn)裝置(圖2)，研究了SUS304ULC換熱管在沸騰硝酸溶液中的腐蝕機(jī)理。通過約36 000 h的腐蝕試驗(yàn)，討論了腐蝕量和腐蝕速率在試驗(yàn)期間的變化。該研究采用的腐蝕測(cè)試條件為：9 mol/L硝酸、5 mg/L Ru離子、200 mg/L V離子配制試驗(yàn)溶液。將測(cè)試溶液在硝酸沸點(diǎn)和16 kPa的絕對(duì)壓力下，用約368 K的飽和蒸汽加熱至約343 K。然后通過一系列表征對(duì)腐蝕機(jī)理進(jìn)行了研究。得到以下結(jié)果。(1) 傳熱管表面溫度和熱通量是影響腐蝕的主導(dǎo)因素。在傳熱管表面溫度和熱通量高的沸騰起始部分和頂部均可觀察到較嚴(yán)重的腐蝕。(2) 根據(jù)腐蝕測(cè)試和機(jī)理研究，將腐蝕擴(kuò)散概括為三個(gè)階段(圖3)：在腐蝕擴(kuò)散第1階段開始時(shí)，均勻腐蝕和晶間腐蝕引起了腐蝕量的增加；當(dāng)晶間穿透深度與第2階段晶粒尺寸相等時(shí)，晶粒開始掉落，這一現(xiàn)象導(dǎo)致了第2階段比第1階段的管壁厚度損失更大，腐蝕量逐漸增加；在第3階段，晶間穿透深度的增加大于晶粒尺寸的增加，晶粒不斷掉落。隨著腐蝕時(shí)間的延長(zhǎng)，腐蝕量和時(shí)間呈線性關(guān)系，可以根據(jù)此線性關(guān)系進(jìn)行設(shè)備腐蝕壽命預(yù)測(cè)。

圖3 SUS304ULC在沸騰傳熱條件下的腐蝕機(jī)理[15]Fig.3 Corrosion mechanism of SUS304ULC under boiling heat transfer condition[15]

2) 鈾對(duì)SUS304ULC腐蝕的影響

據(jù)文獻(xiàn)[16]報(bào)道，當(dāng)硝酸溶液中存在鈾時(shí)，隨著鈾濃度的升高，陰極反應(yīng)得到促進(jìn)，觀察到SUS304ULC的腐蝕情況(表1，以毫米每年為單位的厚度損失，即mm/a)，但總體上腐蝕作用比較小，不影響不銹鋼材料在處理此類設(shè)備中的使用。因此，不銹鋼與硝酸鈾酰溶液接觸的腐蝕作用中，鈾離子的貢獻(xiàn)可忽略，主要是硝酸的腐蝕作用。

表1 SUS304ULC在硝酸鈾酰溶液中的腐蝕測(cè)試[16]Table 1 SUS304ULC corrosion test results for uranyl nitrate[16]

3) 镎對(duì)SUS304ULC腐蝕的影響

镎對(duì)SUS304ULC在9 mol/L沸騰硝酸中的腐蝕影響見圖4[9]，溶液中镎濃度越高，腐蝕速率越快。同一镎濃度條件下，浸沒時(shí)間越長(zhǎng)，腐蝕加速越明顯。

浸泡時(shí)間，h：▲——400，■——200，●——100圖4 镎對(duì)SUS304ULC在9 mol/L沸騰硝酸中的腐蝕加速作用[9]Fig. 4 Corrison acceleration of Np of SUS304ULC in 9 mol/L boiling nitric acid[9]

Motooka等[17]在浸泡和傳熱兩種條件下開展了SUS304ULC在沸騰的硝酸镎溶液中的腐蝕試驗(yàn)。通過對(duì)溶解在溶液中的金屬離子的失重測(cè)量和定量分析進(jìn)行腐蝕速率評(píng)估，用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣的表面形貌，镎的價(jià)態(tài)通過使用光譜儀進(jìn)行分析，結(jié)果示于圖5和圖6。結(jié)果表明：在硝酸溶液中加入镎，加快了不銹鋼的腐蝕速率，可以觀察到晶間腐蝕；將浸泡條件相比，傳熱條件下不銹鋼的腐蝕更明顯；吸收光譜表明镎的再氧化是控制硝酸镎溶液腐蝕的主要因素之一。

空心點(diǎn)——傳熱，實(shí)心點(diǎn)——浸泡◇，◆——溶液A：9 mol/L HNO3；○，●——溶液B：9 mol/L HNO3+3.8 mmol/L Np；▽,▼——溶液C：9 mol/L HNO3+3.8 mmol/L V圖5 SUS304ULC的腐蝕速率[17]Fig.5 Corrosion rates of SUS304ULC[17]

(a)——溶液A，(b)——溶液B，(c)——溶液C圖6 SUS304ULC在實(shí)驗(yàn)條件下的SEM結(jié)果[17]Fig.6 SEM results of SUS304ULC in test conditions[17]

4) SUS304ULC在8 mol/L沸騰硝酸中的腐蝕速率與溫度的關(guān)系

SUS304ULC在8 mol/L沸騰硝酸中的腐蝕速率與溫度的關(guān)系見圖7[9]。由圖7可知：溫度越高，腐蝕速率越大，90 ℃的腐蝕速率約是55 ℃的腐蝕速率的14倍。

圖7 SUS304ULC在8 mol/L沸騰硝酸中的腐蝕速率與溫度的關(guān)系[9]Fig.7 Relationship between corrosion rate and temperature of SUS304ULC in 8 mol/L boiling nitric acid[9]

2.2 鈦合金設(shè)備的腐蝕研究

鈦的存在會(huì)使得合金表面形成穩(wěn)定的氧化膜(鈍化層)，因此鈦合金具有優(yōu)秀的耐腐蝕性能。國(guó)內(nèi)外開展了大量針對(duì)鈦合金用于后處理設(shè)備的腐蝕性能研究[2, 7,18-27]。

日本Kiuchi等[28]在沸騰的、流量為10 mL/(cm2·h)的12 mol/L HNO3中對(duì)純鈦和鈦合金進(jìn)行了試驗(yàn)，試驗(yàn)得到腐蝕速率由大到小順序?yàn)榧僒i>Ti-5Nb>Ti-7Nb>Ti-6.5Nb-1Ta>Ti-6Nb-2Ta>Ti-5.5Nb-3Ta>Ti-5Ta(商業(yè)熔煉產(chǎn)品)>Ti-1.8Nb-5Ta。在Ti中加入這些合金元素可在穩(wěn)定的α相范圍內(nèi)有效增加α相Ti的抗腐蝕性能。并且由于在HNO3中Ta的溶解度較Nb低，所以加入Ta更加有效[28]。

目前國(guó)際上普遍認(rèn)為Ti-5Ta可替代SUS304ULC在后處理溶解器中應(yīng)用。Ti-5Ta合金在室溫下是α相合金。α-β雙相Ti合金以及β單相Ti合金在沸騰的硝酸中的腐蝕試驗(yàn)表明，增加β相穩(wěn)定元素的含量會(huì)降低合金的抗腐蝕性能。α單相合金對(duì)熱硝酸的抗腐蝕能力最好[29]。日本基于運(yùn)行經(jīng)驗(yàn)和科研成果，對(duì)后處理溶解器等設(shè)備材質(zhì)進(jìn)行了三次更新?lián)Q代，由最初采用的NAG不銹鋼變?yōu)門i-5Ta合金。

1) 離子對(duì)Ti-5Ta合金在硝酸中抗蝕性能的影響

Motooka[30]在沸騰的純硝酸溶液中對(duì)Ti-5Ta合金、純Zr和純Nb、硝酸級(jí)NAG Uranus-16不銹鋼和NAG Uranus-65不銹鋼進(jìn)行了均勻腐蝕試驗(yàn)，試驗(yàn)得到Ti-5Ta合金的腐蝕失重均最大，表明Ti-5Ta合金在純硝酸溶液中的抗蝕性能較純Zr、純Nb、NAG Uranus-16不銹鋼和NAG Uranus-65不銹鋼的差。這是由于在沒有氧化性金屬離子的純硝酸環(huán)境中(例如硝酸冷凝液或者沸騰的硝酸溶液中)很難形成氧化膜，腐蝕進(jìn)展相對(duì)較快。

當(dāng)有強(qiáng)氧化離子和鈾的加入時(shí)，Ti-5Ta合金的腐蝕速率較純硝酸溶液中有了很大的降低，抗腐蝕性能遠(yuǎn)好于超低碳不銹鋼，這是由于強(qiáng)氧化性離子(如Cr6+等)和鈾能提高合金的腐蝕電位，使Ti-5Ta合金生成致密的氧化膜，使合金耐蝕性能得到提高[27,29]。如表2所示，與不含鈾離子的硝酸溶液的腐蝕速率相比，鈾的存在反而抑制鈦鋼的腐蝕。

表2 鈦鋼在硝酸鈾酰溶液中的腐蝕測(cè)試Table 2 Ti steel corrosion test results for uranyl nitrate

Sano等[18]研究了Ti-5Ta合金在添加金屬離子(Na+、Ca2+、Al3+)的沸騰硝酸冷凝相中的腐蝕行為，結(jié)果表明，Ti-5Ta合金呈現(xiàn)出均勻腐蝕，合金在冷凝液里的腐蝕速率與硝酸濃度成線性關(guān)系，冷凝相中合金的腐蝕速率與金屬離子的價(jià)態(tài)和濃度成正比。

2) 硝酸冷凝液對(duì)Ti合金設(shè)備的腐蝕

硝酸冷凝液腐蝕是硝酸蒸汽冷凝產(chǎn)生的冷凝液順著材料表面流下，使材料本身發(fā)生腐蝕的現(xiàn)象。后處理設(shè)施中處理硝酸溶液的Ti合金的設(shè)備在長(zhǎng)期運(yùn)行中面臨著硝酸冷凝液腐蝕的問題。Ti金屬其表面氧化膜中TiO2在硝酸溶液中溶解度較高(約為10-2mg/L)，添加的Ta元素能夠有效抑制Ti在氣相冷凝區(qū)因流動(dòng)硝酸造成的腐蝕(由于TaO5在硝酸中的溶解度較低，約為10-4mg/L)[1]。

Akira[6]、Motooka等[30]開展了小型Ti-5Ta合金酸回收蒸發(fā)器的中試試驗(yàn)(試驗(yàn)運(yùn)行時(shí)間約為40 000 h)，測(cè)得Ti-5Ta合金的腐蝕速率低于0.1 mm/a。Ti-5Ta合金用在酸回收蒸餾塔設(shè)備上運(yùn)行20 000 h時(shí)，平均腐蝕速率約為0.27 mm/a。用SUS304L作钚溶液蒸發(fā)器設(shè)備材料，運(yùn)行11 000 h后腐蝕速率達(dá)到2.8 mm/a。Ti-5Ta合金用在钚溶液蒸發(fā)器設(shè)備上進(jìn)行中試試驗(yàn)，在其氣相部合金的腐蝕速率為0.1～0.3 mm/a，局部未觀察到腐蝕現(xiàn)象。

2010年，JNES委托日本原子能研究所(JAEA)針對(duì)其后處理設(shè)施中發(fā)生腐蝕的Ti合金制钚溶液蒸發(fā)器(Ti和Ti-5Ta合金)開展了相關(guān)研究[13,31]，對(duì)钚溶液蒸發(fā)器腐蝕問題進(jìn)行了評(píng)價(jià)。該蒸發(fā)器用于蒸發(fā)濃縮钚純化循環(huán)中的硝酸钚溶液，溶液中含有肼(鈾溶液還原钚的穩(wěn)定劑)。該研究主要考慮兩個(gè)方面腐蝕因素：一是材料表面上的硝酸冷凝作用的影響，進(jìn)行了硝酸蒸氣凝結(jié)區(qū)域環(huán)境下的腐蝕試驗(yàn)，主要參數(shù)為材料表面的冷凝水量和冷凝水的溫度(圖8[31])；另一個(gè)因素是蒸發(fā)器內(nèi)加熱溶液中肼分解產(chǎn)生的氣體的影響，在蒸發(fā)器內(nèi)產(chǎn)生的分解氣體和硝酸冷凝液復(fù)合接觸的環(huán)境下進(jìn)行了腐蝕試驗(yàn)。

結(jié)果表明，不同冷凝液流量條件下，材料腐蝕速率幾乎呈現(xiàn)為恒定值，即材料表面腐蝕速率與冷凝水量無(wú)關(guān)。在以冷凝液溫度為參數(shù)的試驗(yàn)中，發(fā)現(xiàn)腐蝕速率隨著冷凝液溫度的升高而增加。關(guān)于加熱溶液中肼的分解氣體成分的影響，未在試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)加速腐蝕的現(xiàn)象。綜上分析，決定腐蝕速率的主要因素是冷凝液的酸濃度和溫度。在此基礎(chǔ)上，研究人員根據(jù)獲得的研究成果和相關(guān)評(píng)價(jià)，構(gòu)建了腐蝕進(jìn)程的預(yù)測(cè)公式。

圖8 硝酸冷凝液對(duì)設(shè)備腐蝕影響研究裝置[31]Fig.8 Research device for the effect of nitric acid condensate on equipment corrosion[31]

根據(jù)上述的試驗(yàn)結(jié)果，Ti-5Ta合金在作為乏燃料后處理關(guān)鍵設(shè)備上(酸回收蒸發(fā)器、钚溶液蒸發(fā)器等)的材料表現(xiàn)了優(yōu)異的耐腐蝕性，可以取代SUS304ULC作為乏燃料后處理關(guān)鍵設(shè)備用材料。

3) Ti合金氫脆評(píng)價(jià)

在含有溶解液、高放廢液和高濃度钚溶液的容器內(nèi)，水會(huì)被輻照分解產(chǎn)生氫氣。Ti和Zr通常是容易吸收氫的金屬，吸氫會(huì)導(dǎo)致材料脆裂。 JNES的研究人員為了闡明钚溶液蒸發(fā)器中使用的Ti合金(Ti和Ti-5Ta合金)的吸氫脆裂的可能性，開展了輻解產(chǎn)氫、擴(kuò)散行為試驗(yàn)和Ti的表面反應(yīng)特性測(cè)試[13,32]。自2009年度起，進(jìn)行了Ti等材料的吸氫試驗(yàn)和環(huán)境開裂特性評(píng)價(jià)試驗(yàn)。主要測(cè)試條件或方法為：(1) Ti和Ti-5Ta材料在0.1 mol/L硝酸和5 mol/L硝酸鈉(測(cè)試溶液)環(huán)境下使用α射線和γ射線分別輻照1、3、5個(gè)月；其中，α射線源為241Am線源，處于Ti合金試片的上方，241Am線源與測(cè)試溶液未混合；所采用的γ射線為60Co線源，置于試片側(cè)面，與測(cè)試溶液未混合；在硝酸溶液中加入肼，考察肼對(duì)腐蝕的影響；(2) 考察應(yīng)力對(duì)表面吸氫的影響以及吸氫引起的機(jī)械性能變化；在對(duì)試件施加恒定應(yīng)力的同時(shí)，采用陰極充電法添加氫；此外，使用充氫24 h后的試片獲得參考拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)；試驗(yàn)結(jié)束后，通過電子掃描顯微鏡(SEM)觀察從試片側(cè)面和斷面形貌研究斷裂過程，評(píng)價(jià)吸氫特性；(3) 通過有缺口的試片以及在電解氫產(chǎn)生環(huán)境條件下的低應(yīng)變率拉伸試驗(yàn)(SSRT試驗(yàn))檢查了Ti合金的氫脆敏感性；結(jié)果表明：如圖9[32]和圖10[32]所示，Ti合金在α射線照射下的試驗(yàn)中，吸氫量很小，在γ射線照射試驗(yàn)中，5個(gè)月后吸氫量約為2.0 ppm(1 ppm=0.000 1%，下同)，吸氫量比α射線照射略高，此外，當(dāng)硝酸溶液中加入肼時(shí)，發(fā)現(xiàn)Ti合金在100 h內(nèi)吸氫量與γ射線照射條件下吸氫量相當(dāng)；在Ti的斷面上，在試驗(yàn)片的外周附近觀察到氫脆化區(qū)域，觀察側(cè)面時(shí)，確認(rèn)許多裂紋連接形成長(zhǎng)裂紋，在Ti-5Ta的斷面上，氫脆化區(qū)域比Ti小，認(rèn)為氫脆化比Ti少，結(jié)果如圖11[32]所示；在電解氫產(chǎn)生環(huán)境條件下進(jìn)行SSRT試驗(yàn)，檢查了Ti合金的氫脆敏感性，結(jié)果顯示裂紋僅發(fā)生在氫化物層中，未在內(nèi)部擴(kuò)展。綜上所述，從上述加速試驗(yàn)條件(有缺口的試片、電解氫產(chǎn)生環(huán)境)的結(jié)果中，所有觀察點(diǎn)均呈現(xiàn)韌性斷口，無(wú)法確認(rèn)脆化的影響，未發(fā)現(xiàn)Ti合金發(fā)生氫脆的可能性。

圖9 α射線對(duì)Ti合金吸氫量的影響[32]Fig.9 Effect of α-ray on hydrogen absorption of titanium alloys[32]

圖10 γ射線對(duì)Ti合金吸氫量的影響[32]Fig.10 Effect of γ-ray on hydrogen absorption of titanium alloys[32]

(a)——Ti，(b)——Ti-5Ta圖11 Ti和Ti-5Ta合金的SEM結(jié)果[32]Fig.11 SEM results of Ti and Ti-5Ta[32]

評(píng)價(jià)結(jié)果：Ti合金吸氫可能會(huì)從斷面發(fā)生氫脆(通過SEM觀察)，雖然并不顯著，但從發(fā)生機(jī)制上看，監(jiān)管機(jī)構(gòu)應(yīng)將氫脆納入后處理設(shè)施老化管理，并開展趨勢(shì)和對(duì)策的有效性評(píng)價(jià)。未來(lái)需要確認(rèn)硝酸環(huán)境及其對(duì)材料表面的影響，明確硝酸環(huán)境的表面組織結(jié)構(gòu)與滲入的氫含量之間的關(guān)系。

2.3 針對(duì)Ni合金的熱循環(huán)疲勞評(píng)價(jià)

JNES還進(jìn)行了熱循環(huán)疲勞研究[13, 33]，研究目標(biāo)設(shè)備是Ni合金(Alloy625)制的焙燒還原爐，在該設(shè)備中將鈾钚混合溶液的脫硝體在氮?dú)夂蜌錃饣旌蠚怏w的氣氛中高溫加熱，通過焙燒和還原處理制作鈾和钚混合氧化物粉末。在后處理設(shè)施中焙燒還原爐批量操作，每天反復(fù)啟動(dòng)、停止，熱循環(huán)疲勞是該設(shè)備壽命評(píng)價(jià)中重要的長(zhǎng)期變化事件。JNES使用Alloy625和Alloy X進(jìn)行了蠕變?cè)囼?yàn)、疲勞試驗(yàn)、表面氧化膜影響試驗(yàn)等。得到如下評(píng)價(jià)結(jié)果：在疲勞試驗(yàn)中，Alloy 625和Alloy X的固溶材料和熱老化材料的疲勞壽命幾乎相同，另外，大氣環(huán)境下的疲勞壽命比氮?dú)猸h(huán)境下的長(zhǎng)，這是因?yàn)檠趸さ男纬裳舆t了裂紋的產(chǎn)生；蠕變疲勞試驗(yàn)中，在800 ℃的大氣中，在應(yīng)變保持條件下進(jìn)行了8 h的蠕變疲勞試驗(yàn)，模擬了設(shè)備的實(shí)際運(yùn)行條件，發(fā)現(xiàn)無(wú)論施加的應(yīng)變范圍有何差異，應(yīng)變保持期間的應(yīng)力松弛行為幾乎相同；預(yù)先形成表面氧化膜后進(jìn)行疲勞試驗(yàn)，結(jié)果未觀察到氧化膜對(duì)疲勞壽命的影響。基于上述試驗(yàn)結(jié)果，根據(jù)美國(guó)機(jī)械工程師協(xié)會(huì)(ASME)的鍋爐壓力容器設(shè)計(jì)標(biāo)準(zhǔn)對(duì)實(shí)際使用中設(shè)備的蠕變疲勞損傷進(jìn)行了評(píng)估。

2.4 Zr合金

Zr和Zr合金在沸騰濃硝酸中的耐腐蝕性能優(yōu)異，已被用作乏燃料后處理廠設(shè)備材料，比如法國(guó)阿格廠的UP-3溶解器和日本RRP的溶解器使用的就是Zr合金。日本TRP將SUS304L、SUS310ULC、NAG Uranus-65、Ti和Zr試樣放入酸回收蒸餾塔設(shè)備中進(jìn)行了1 850 h的腐蝕試驗(yàn)。Ti在試驗(yàn)中試樣與溶液接觸部分和未接觸部分的腐蝕速率均為0.25 mm/a，NAG Uranus-65在試驗(yàn)中未接觸部分的腐蝕速率小于0.1 mm/a，與溶液接觸部分的腐蝕速率達(dá)到了0.1 mm/a，SUS304L在試驗(yàn)中未接觸部分的腐蝕速率超過了0.5 mm/a，SUS310ULC在試驗(yàn)中與溶液接觸部分的腐蝕速率不到0.05 mm/a，而Zr在與溶液接觸部分和未接觸部分都未發(fā)現(xiàn)腐蝕現(xiàn)象[27]。

同時(shí)，也有研究表明Zr合金在沸騰硝酸條件下會(huì)出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕開裂(SCC)的現(xiàn)象[2, 34]。針對(duì)Zr合金的應(yīng)力腐蝕行為，Motooka等[30]在沸騰的3 mol/L硝酸中進(jìn)行了Zr、Nb和Ti-5Ta合金的腐蝕試驗(yàn)，得到Zr的腐蝕失重最低。同樣條件下的電化學(xué)試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)Zr的鈍化電流密度最低，鈍化性最好。

徐建平[2]、Ishijima[35]采用電化學(xué)實(shí)驗(yàn)方法，研究了Zr在沸騰硝酸溶液中的應(yīng)力腐蝕機(jī)理。結(jié)果表明：對(duì)于電位與應(yīng)力腐蝕敏感性之間的關(guān)系，Zr的應(yīng)力腐蝕行為歸因于Tarnish斷裂模型(一種斷裂力學(xué)模型)；Zr的應(yīng)力腐蝕敏感性主要受表面形成氧化膜厚度的影響；在實(shí)驗(yàn)中，Zr的SCC僅發(fā)生在過鈍化區(qū)，采用Zr制造的后處理設(shè)備在鈍化狀態(tài)下運(yùn)行時(shí)，設(shè)備中不發(fā)生SCC。

Nagano等[36-38]在Zr中加入不同含量的Ti和Ta來(lái)研究在硝酸溶液中Zr的應(yīng)力腐蝕裂紋敏感性的改善。結(jié)果表明，添加Ti的Zr-15Ti合金，在沸騰的硝酸和外加電位條件下不發(fā)生SCC現(xiàn)象，這是由于合金表面形成了一種由ZrO和TiO組成的穩(wěn)定的鈍化膜；添加Ta對(duì)改善Zr合金的SCC現(xiàn)象不如添加Ti明顯。即Ti作為合金元素加入Zr中，能降低Zr在沸騰硝酸環(huán)境中應(yīng)力腐蝕裂紋的敏感性。

3 TRP鈾尾端設(shè)備腐蝕評(píng)價(jià)

為了掌握和評(píng)價(jià)東海后處理鈾尾端設(shè)備在高溫和高鈾濃度條件下的腐蝕情況，JAEA的Yamanaka等[16]開展了相關(guān)研究工作。考慮到后處理過程中鈾尾端料液中鈾含量和操作溫度，選擇了TRP蒸發(fā)器和脫硝器作為研究對(duì)象開展了腐蝕評(píng)價(jià)。TRP鈾尾端硝酸鈾酰溶液(UNH)的處理過程為：首先，硝酸鈾酰經(jīng)第一級(jí)蒸發(fā)器蒸發(fā)，質(zhì)量濃度由60 g/L濃縮至400 g/L，蒸發(fā)器中酸的濃度從約0.02 mol/L提高到0.2 mol/L，液體溫度約為102 ℃；料液經(jīng)二級(jí)蒸發(fā)器蒸發(fā)，硝酸鈾酰質(zhì)量濃度由400 g/L濃縮至約1 000 g/L，蒸發(fā)器中酸的濃度從約0.2 mol/L提高到0.5 mol/L，液體溫度約為115 ℃；料液進(jìn)入脫硝器，將濃硝酸鈾酰料液轉(zhuǎn)化為UO3粉末，操作溫度約為320 ℃。

一級(jí)蒸發(fā)器(圖12(a))材質(zhì)為SUS304ULC，腐蝕裕量1 mm，累計(jì)運(yùn)行時(shí)間約6.5×104h，累計(jì)處理量約1 600 t U；二級(jí)蒸發(fā)器(圖12(b))材質(zhì)Ti合金，腐蝕裕量1 mm，累計(jì)運(yùn)行時(shí)間約20 000 h，已處理約500 t U；脫硝器(圖12(c))材質(zhì)SUS304ULC，腐蝕裕量1 mm，累計(jì)運(yùn)行時(shí)間約2.5×104h，累計(jì)處理量約450 t U。

3.1 腐蝕評(píng)價(jià)方法

腐蝕評(píng)價(jià)方法主要采用超聲波測(cè)量方法和內(nèi)部目視法，其中超聲波測(cè)量方法使用超聲波測(cè)厚儀，基于日本標(biāo)準(zhǔn)《通過超聲波脈沖回波技術(shù)測(cè)量厚度的方法》(JIS Z 2355)[16]進(jìn)行測(cè)量。對(duì)于第一級(jí)和第二級(jí)鈾溶液蒸發(fā)器和脫硝器采用超聲波測(cè)量，其中第二級(jí)鈾溶液蒸發(fā)器和脫硝器，需要先拆除設(shè)備上覆蓋的隔熱材料后，用超聲波測(cè)厚儀從外部進(jìn)行測(cè)量。內(nèi)部目視法：拆下法蘭，用攝像機(jī)拍攝二級(jí)蒸發(fā)器和脫硝器內(nèi)部的照片，通過照片觀察相關(guān)腐蝕情況。

3.2 腐蝕評(píng)價(jià)結(jié)果

3.2.1超聲測(cè)量法

(1) 一級(jí)蒸發(fā)器

與氣相和液相接觸的部件幾乎沒有變薄，但在氣相-液相結(jié)合部分觀察到腐蝕速率為0.018 mm/a。推測(cè)附著于蒸發(fā)器的氣液相部分的壁面的硝酸鈾酰溶液的濃度因蒸發(fā)而增加，腐蝕作用增強(qiáng)，但整體腐蝕影響不大。

(a)——一級(jí)蒸發(fā)器，(b)——二級(jí)蒸發(fā)器，(c)——脫硝器圖12 鈾尾端設(shè)備結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)圖[16]Fig.12 Outline of U end equipments[16]

(2) 二級(jí)蒸發(fā)器

觀察到與氣相接觸的部件的腐蝕速率為0.053 mm/a，但液相區(qū)域幾乎沒有變薄。推測(cè)是氣相區(qū)域產(chǎn)生的硝酸蒸汽影響的結(jié)果，該結(jié)果與純硝酸中鈦離子的腐蝕速率大的鈦鋼的特性相吻合。

(3) 脫硝器

在脫硝器上部氣相接觸部分觀察到腐蝕速率為0.079 mm/a，在脫硝器中心氣相接觸部分觀察到腐蝕速率為0.044 mm/a。推測(cè)歸因于脫硝反應(yīng)產(chǎn)生的NOx和蒸汽的影響。脫硝器上部壁面變薄較明顯。

3.2.2內(nèi)部目視法 二級(jí)蒸發(fā)器與氣相接觸的部件表面變成黑紫色并且觀察到干燥粗糙的表面，與液相部分接觸的部件表面呈金屬光澤，幾乎沒有顯示任何變薄。與超聲波測(cè)量結(jié)果一致。觀察到脫硝器內(nèi)部基本到處為黑色干燥粗糙的表面。

總體上，鈾尾端第一級(jí)、第二級(jí)蒸發(fā)器和脫硝器的設(shè)備腐蝕速率均較低，耐腐蝕性良好，設(shè)備部件材料的選擇適當(dāng)，可以滿足未來(lái)的運(yùn)行需求。

4 RRP高放廢液蒸發(fā)器熱電偶套管腐蝕泄漏事件調(diào)查

RRP于2010年7月30日發(fā)生HALW蒸發(fā)器熱電偶套管腐蝕泄漏事件。高放廢液蒸發(fā)器及熱套管結(jié)構(gòu)示意圖和熱套管內(nèi)部腐蝕情況示于圖13[9]和圖14[8]。針對(duì)這起事件，RRP從設(shè)計(jì)、制造和施工缺陷以及運(yùn)行條件等方面，采取內(nèi)部目視、加壓測(cè)試、γ測(cè)量確認(rèn)污染位置、超聲波等技術(shù)手段查找泄漏原因。通過測(cè)量損傷部分的厚度和表面粗糙度的超聲波測(cè)量結(jié)果，證實(shí)了熱套管帽發(fā)生腐蝕[8-12]。

圖13 高放廢液蒸發(fā)器及熱套管結(jié)構(gòu)示意圖[9]Fig.13 Structure of HALW evaporator and the thermowell[9]

調(diào)查組從材料選擇、結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)和腐蝕控制方面排查了HALW蒸發(fā)器可能的設(shè)計(jì)缺陷。結(jié)果表明：蒸發(fā)器熱電偶套管相關(guān)材質(zhì)選用具有高耐腐蝕性的SUS304ULC。熱套管的承受載荷遠(yuǎn)低于容許應(yīng)力(內(nèi)壓、地震、熱應(yīng)力)。焊接在支架上的熱套管不與其他部件接觸。熱套管的厚度足以應(yīng)對(duì)镎在HALW蒸發(fā)器中的腐蝕加速作用[9](圖4)。

盡管調(diào)查證實(shí)了蒸發(fā)器熱電偶套管在制造和施工等制造過程中不存在任何缺陷，但是腐蝕還是發(fā)生了。調(diào)查組調(diào)查了蒸發(fā)器運(yùn)行歷史，發(fā)現(xiàn)從2007年3月熱試驗(yàn)的第5批結(jié)果觀察到蒸發(fā)器底部溫度升高。溫度上升發(fā)生在蒸發(fā)周期后半段，推測(cè)是由于底部沉積物阻止蒸發(fā)器內(nèi)的對(duì)流流動(dòng)，使得蒸發(fā)器底部溫度升高，由正常運(yùn)行的55 ℃上升至90 ℃以上(最高達(dá)到105 ℃)。根據(jù)圖7，該溫度下的腐蝕速率是設(shè)計(jì)條件55 ℃下腐蝕速率的14倍。同時(shí)镎的腐蝕加速效果是設(shè)計(jì)條件下腐蝕速率的1.7倍(圖4)。因此，以上原因?qū)е聦?shí)際腐蝕速率是設(shè)計(jì)條件下的24倍，數(shù)值為0.5 mm/a。即，在較高的溫度和镎的腐蝕加速情況下，腐蝕速率達(dá)到了0.5 mm/a，高于SUS304ULC在w=65%硝酸過渡腐蝕下的腐蝕速率0.1 mm/a[9,39]，調(diào)查組確認(rèn)熱電偶套管帽的厚度足以應(yīng)對(duì)0.5 mm/a的腐蝕速率，但由于熱電偶套管帽是通過鍛造制造，因此提出了隧道腐蝕的可能性。同時(shí)，調(diào)查組確認(rèn)不存在由Cl-引起的點(diǎn)蝕和應(yīng)力開裂腐蝕的可能性。綜上，調(diào)查組最終推斷鍛造制造的熱套管帽發(fā)生了隧道腐蝕，導(dǎo)致了此次泄漏事件。日本針對(duì)這次腐蝕事件的經(jīng)驗(yàn)反饋和糾正措施為：采用低酸洗滌的方式溶解掉沉積物中的主要成分(硝酸鋇、硝酸鍶沉淀)，對(duì)于其他沉積物，進(jìn)行定期清洗，在洗滌操作結(jié)束時(shí)，洗滌廢液被排放到下游設(shè)施中，排出殘留在蒸發(fā)器底部的沉淀物；限制蒸發(fā)器溫度，除了洗滌操作外，當(dāng)溫度上升到65 ℃時(shí)，停止?jié)饪s操作，以防止底部溫度高的操作。

圖14 熱套管內(nèi)部腐蝕情況[8]Fig.14 Corrosion condition of thermowell inside[8]

5 對(duì)我國(guó)后處理廠的啟示和建議

1) 后處理廠在強(qiáng)酸、高溫等嚴(yán)酷運(yùn)行環(huán)境下，設(shè)備腐蝕問題比較普遍。后處理設(shè)施工藝系統(tǒng)非常復(fù)雜，普遍存在的腐蝕可能導(dǎo)致易裂變物料和放射性物料意外積累或泄漏，這是后處理設(shè)施需要重點(diǎn)關(guān)注的風(fēng)險(xiǎn)點(diǎn)。相關(guān)設(shè)備設(shè)計(jì)和制造需要采用耐腐蝕性能高的材料，設(shè)施設(shè)備運(yùn)行中需要考慮應(yīng)對(duì)腐蝕的措施和預(yù)防性維修等老化管理措施。

2) 日本針對(duì)后處理廠中出現(xiàn)的腐蝕問題/事件開展了針對(duì)性研究、評(píng)價(jià)和調(diào)查工作，相關(guān)結(jié)論以及防腐蝕材料的選擇對(duì)我國(guó)后處理廠設(shè)備設(shè)計(jì)優(yōu)化、運(yùn)行和安全監(jiān)管具有重要參考價(jià)值和借鑒意義。

(1) 加入氧化性金屬離子(Np離子、Pu離子、Ru離子等)的體系自然腐蝕電位比單獨(dú)使用硝酸體系的高，在不銹鋼制設(shè)備實(shí)際使用環(huán)境中的沸騰溫度條件下會(huì)加速腐蝕。

(2) 超低碳不銹鋼作為核燃料溶解設(shè)備用材料，它在沸騰硝酸中由于過鈍化而出現(xiàn)晶間腐蝕，導(dǎo)致了這種材料在后處理環(huán)境中應(yīng)用的局限性。

(3) Ti-5Ta合金的表面會(huì)形成穩(wěn)定的氧化膜(鈍化層)，具有優(yōu)秀的耐腐蝕性能。當(dāng)有強(qiáng)氧化離子和鈾的加入時(shí)，能提高合金的腐蝕電位，使得Ti-5Ta合金的抗腐蝕性能遠(yuǎn)好于SUS304ULC。Ti-5Ta合金用作乏燃料后處理關(guān)鍵設(shè)備(酸回收蒸發(fā)器、钚溶液蒸發(fā)器等)的材料表現(xiàn)了優(yōu)異的耐腐蝕性，可以取代SUS304ULC等作為乏燃料后處理關(guān)鍵設(shè)備用材料，是目前最具有應(yīng)用前景的材料。

(4) 經(jīng)過20余年的運(yùn)行，基于腐蝕問題/事件研究和防腐蝕材料研發(fā)活動(dòng)，日本TRP設(shè)備用材料進(jìn)行三次更新?lián)Q代，最終選擇目前投產(chǎn)應(yīng)用的Ti-5Ta合金。TRP相關(guān)設(shè)備材質(zhì)主要為：酸回收蒸發(fā)器采用Ti-5Ta合金；溶解器采用Ti-5Ta合金，設(shè)計(jì)上應(yīng)避免蒸汽夾套加熱處的焊縫；钚溶液蒸發(fā)器汽提柱采用Ti-5Ta合金；鈾尾端一級(jí)蒸發(fā)器采用SUS304ULC；鈾尾端二級(jí)蒸發(fā)器采用Ti合金；鈾尾端脫硝器采用SUS304ULC；高放廢液蒸發(fā)器采用SUS304ULC；鈾和钚混合氧化物粉末焙燒還原爐采用Ni合金(Alloy625)。

(5) 日本RRP溶解器材質(zhì)與法國(guó)阿格廠UP-3一樣，均為Zr合金。Zr合金的使用應(yīng)注意其SCC特性，Ti作為合金元素加入Zr中，能降低Zr在沸騰硝酸環(huán)境中應(yīng)力腐蝕裂紋的敏感性。保持Zr制造的后處理設(shè)備在鈍化狀態(tài)下運(yùn)行，可避免SCC的影響。

(6) 對(duì)于高放廢液蒸發(fā)器等高溫條件下運(yùn)行的設(shè)備，硝酸濃度和溫度是影響腐蝕的主要因素，因此除了選擇合適的防腐蝕材料之外，應(yīng)增加運(yùn)行期間的溫度控制措施，如設(shè)置加熱溫度聯(lián)鎖控制，超過規(guī)定運(yùn)行溫度自動(dòng)切斷加熱裝置。另外也要關(guān)注蒸發(fā)器底部沉積物定期清洗，防止運(yùn)行中局部溫度升高帶來(lái)的腐蝕加速溫度。

(7) 在含有溶解液、高放廢液和高濃度钚溶液等輻解產(chǎn)氫較顯著的容器內(nèi)，需要關(guān)注容器材料吸氫脆裂的問題。監(jiān)管機(jī)構(gòu)應(yīng)將氫脆納入后處理設(shè)施老化管理，并開展趨勢(shì)和對(duì)策的有效性評(píng)價(jià)。

(8) 日本后處理廠主要設(shè)備材質(zhì)和腐蝕因素列入表3。

表3 日本后處理廠主要設(shè)備材質(zhì)和腐蝕因素Table 3 Material and corrosion factors of main equipment of Japan reprocessing plant

3) 開展腐蝕問題研究，對(duì)于優(yōu)化設(shè)備的防腐蝕設(shè)計(jì)、確定合適的預(yù)防性維修管理策略、預(yù)測(cè)或延長(zhǎng)設(shè)備壽命具有重要價(jià)值，是保證設(shè)施設(shè)備長(zhǎng)期安全、穩(wěn)定運(yùn)行進(jìn)而實(shí)現(xiàn)商業(yè)規(guī)模后處理廠經(jīng)濟(jì)性的前提。我國(guó)應(yīng)重視后處理廠腐蝕問題研究，加大科研投入，充分利用現(xiàn)有后處理設(shè)施和相關(guān)研發(fā)平臺(tái)，開展腐蝕測(cè)量方法和評(píng)價(jià)方法(如超聲波厚度測(cè)量等)研究，以及耐腐蝕材料和防腐蝕技術(shù)研發(fā)。

4) 在后處理設(shè)施運(yùn)行中，為了便于設(shè)備壽命預(yù)測(cè)、老化管理和定期安全評(píng)價(jià)，應(yīng)考慮腐蝕掛片等便于厚度監(jiān)測(cè)的措施和技術(shù)手段。

5) 持續(xù)關(guān)注日本RRP、法國(guó)阿格廠和印度后處理廠的設(shè)備腐蝕情況和相關(guān)材料研究進(jìn)展。