摘要

介紹了Ti及其合金發生氫脆可能的深地質環境因素，分別論述了H在Ti中擴散，Ti發生氫脆的實質及機理，總結了多種鈦合金的臨界氫濃度，分析了深地質環境下Ti儲罐發生氫脆的可能性。最后對研究Ti儲罐在深地質環境中氫脆問題進行了展望。

關鍵詞： 高放核廢料； Ti; 氫吸收； 氫脆； TiHx

核能由于其低成本、高效性以及不會產生溫室氣體等優勢，已經被廣泛應用于包括醫學、國防、農業和工業等領域，極大地改善了人類的生活。然而，高放射性核廢料是核能利用過程中不可避免產生的廢物，具有強放射性、較長的半衰期、毒性大等特點，其所含的多種高放射性元素對人體及生物圈的危害極大。例如，锝 （Tc） 是裂變產物，因為其半衰期長、裂變率高和高锝酸鹽的環境遷移率，使得核廢料的長期處置變得更為復雜[1]。目前各國都在大力發展核電站，核電快速發展必然會產生更多的高放射性核廢料。就我國而言，預計到2030年，將產生3000 m2高放射性核廢料。因此，世界各國已將高效處理高放射性核廢料視為核能工業發展所面臨的重要挑戰[2]。

關于高放射性核廢料處置方案，研究人員曾提出“深海床處置”、“冰凍處置”、“液壓籠處置”、“太空處置”及“深地質處置”等[3-8]。目前各國普遍接受的方案是深地質處置法，即將高放射性核廢料處置在距離地表約為500至1000 m深的合適巖體中的儲庫里，形成了以固化后的高放射性核廢料、外包裝材料 （金屬儲罐） 和緩沖回填材料組成的工程屏障和圍巖及其周圍的地質環境構成天然屏障的“多屏障系統”[9-11]。金屬儲罐作為核廢料的第一道屏障尤為重要，Ti及其合金由于良好的耐蝕性，是儲罐備選材料之一。加拿大和日本將Ti及其合金作為儲罐備選材料，并開展了大量研究[12,13]。目前美國計劃在尤卡山的鎳合金容器上使用鈦防滴罩[14-18]。

Ti及其合金良好的耐蝕性歸根結底是因為其表面形成穩定的氧化膜。有研究[19]表明，即使是微量的氧也可以防止Ti上H+發生還原反應，除非它與更活潑的金屬相結合。Ti及其合金表面氧化膜比較完整也會對氫向材料內部滲透產生阻礙。Qin等[20]研究了H在TiO2中的擴散模型，結果表明H在TiO2中擴散系數要比H在Ti中小3個數量級。但是氧化膜十分薄，通常只有幾納米。也有研究[21]表明，在沒有氧化膜的Ti表面上會發生H的快速吸收。然而如果Ti表面氧化膜不能保持完整，其在無氧環境下十分脆弱，尤其是高溫環境下[22,23]。如果暴露在含氫環境中，Ti極易吸收氫。Dwivedi和Vishwakarma[24]將Ti歸類為易受氫脆影響的材料。目前，國內對Ti儲罐在深地質處置過程中可能發生氫脆的研究近乎沒有。然而，全面理解其可能發生氫脆的機理對預測Ti儲罐壽命以及開發新型鈦合金十分必要。本文介紹了Ti及其合金發生氫脆可能的深地質環境因素，分別論述了H在Ti中擴散，Ti發生氫脆的實質以及機理，總結了多種鈦合金的臨界氫濃度，分析了深地質環境下Ti儲罐發生氫脆的可能性。最后對研究Ti儲罐在深地質環境中氫脆問題進行了展望。

1 深地質近域環境

眾所周知，金屬材料腐蝕行為與其周圍環境密切相關，因此開展核廢料儲罐在近域環境中的腐蝕行為是十分必要的。核廢料儲罐需要在深地質下埋藏數萬年甚至是數十萬年，其近域環境也會隨著時間不斷演變，目前多以模型為主模擬演變規律。核廢料儲罐近域環境條件主要包括以下幾個方面：

（1） 溫度。溫度的變化主要是由高放射性核廢料所含的放射性核素衰變而產生的衰變熱引起，其主要通過輻射、對流以及傳導等方式從廢物體向外傳遞[25]。黃彥良等[26]預測了核廢料儲罐近域環境中溫度、濕度的長期演變規律 （見圖1），表明我國高放核廢料在深地質處置過程中儲罐近域溫度最低約在22 ℃；而在埋藏十年后達到最高，約為90 ℃。

圖1   模擬我國核廢料儲罐表面溫度的演變[26]

（2） 地下水成分。甘肅北山作為我國高放射性核廢料儲庫的預選區，其地下水有3種類型：盆地孔隙-裂隙水，水富集最豐富的溝谷洼地孔隙-裂隙水以及分布最廣的山地基巖裂隙水[27]。黃彥良等[28]總結表明，北山地區地下水為偏堿性的高礦化咸水，陽離子主要包括Na+，K+，Ca2+以及Mg2+，陰離子主要為HCO3-，Cl-，SO42-以及NO3-。值得關注的是其中Na+，Cl-和SO42-含量最高，且比含量普遍較低的K+和NO3-高出近4倍。

（3） 溶解氧含量。Yang等[29]通過求解水生物地球化學耦合模型模擬了緩沖材料孔隙中的耗氧過程，獲得了不同模擬情景下的O2濃度變化；并顯示在儲存庫封閉后，最快約4 a后，O2幾乎耗盡。其氧濃度變化如圖2所示。

圖2   深地質環境中氧濃度的模擬演化

（4） 輻射劑量。高放射性核廢料中的主要輻射源是錒系元素的衰變 （例如U，Np，Pu等） 以及β衰變 （例如137Cs和90Sr）。由于來源于壽命較短的裂變產物，β衰變將會成為核廢料儲罐儲存前500年的主要輻射源。有研究依據玻璃化的固體廢料、儲罐容器、空間布置以及厚度的不同，根據模型預測在高放核廢料處置后，其儲罐容器外表面的初始照射劑量率約為0.2~2 Gy·h-1，并且在100 a后降低一個數量級[30-32]。

Schutz[33]認為，導致鈦合金發生氫脆的主要因素有3個：（1） Ti表面有一種不斷生成新原子氫的機制 （如腐蝕）；（2） 當反應溫度高于80 ℃時，氫擴散到α-Ti中的速率更為明顯；（3） pH低于3或高于12，或施加的電位大于-0.70 V （相對于SCE）。綜上所述，我國深地質環境滿足了Ti作為核廢料儲罐發生氫脆的條件。

2 Ti及其合金吸氫與氫脆

2.1 H在Ti及鈦合金中的擴散

在研究Ti發生氫脆行為之前，首先需要清楚H在Ti中的擴散。在早期Wasilewski和Kehl[34]測得H在α-Ti中的擴散系數為：

式中，R為熱力學常數，T為溫度，Dα單位為cm2·s-1。

而Papazoglou和Hepworth[35]給出的擴散系數方程為：

可見，lnDα與1/T呈線性關系。然而這兩組數據的差異是因為不同的實驗方法導致的。Wasilewski和Kehl利用H的β相穩定作用在α-Ti膜上形成β-Ti表面層。這個被H飽和的表面層會成為內部α相的恒定氫源。而Papazoglou和Hepworth在足夠低的壓力下將H2直接從氣相引入到α相中以防止β相的形成。以上兩種H在純鈦中的擴散系數均在溫度高于400 ℃條件下測得。雖然通過外推法能夠得到低溫下的擴散系數，有研究[36]表明這種方法獲得的低溫下的氫擴散系數并不是十分可靠。Wipf等[37]的研究也表明，H在Ti中的擴散在低溫時存在隧道擴散。Phillips等[38]根據Ti表面生成的TiHx厚度隨充氫時間變化關系測得了低溫下 （25~100） ℃ H在Ti中擴散系數，方程如下：

這種根據氫化物厚度求得擴散系數的過程較為復雜，不僅需要通過表征方法確定TiHx具體成分，氫化物厚度測量也比較困難。Zhang等[39]通過改良的Devanathan-Stachurski電解池測得了低溫 （25~100） ℃下H在純Ti中的表觀擴散系數。由于H在Ti中擴散極其緩慢，通過使用超薄的鈦片大大縮短了測量時間，測量結果如下：

該法所得擴散系數小于前3種方法測定的結果，說明該測定結果是H在Ti中的表觀擴散系數，該法適合應用于多種環境介質中的測量，能夠直觀反映H在該環境中的擴散快慢。

Bustard等[40]通過核磁共振法測定γ相TiHx中的氫擴散機理。根據自旋晶格弛豫時間T1的測量結果，可以確定原子跳躍τd之間的平均逗留時間。這兩個量與跳躍長度L和示蹤相關因子fT有關：

最終測得氫在TiH1.55和TiH1.71中的擴散系數方程式為：

可見，其指前因子比值9.7/6.1=1.59，這與空位濃度的比值1.55很好地吻合。Stalinski等[41]指出，在γ相TiHx中，指前因子和空位濃度 （2-x） 之間存在直接的比例關系。

比較以上結果可知，H在TiHx中擴散系數小于在Ti基體中的擴散系數，這證實了TiHx的形成會阻礙H繼續向Ti中擴散。這個結果與H在Ti中表觀擴散系數最小相符合。

Christ等[42]采用電化學方法對試樣充氫得到不同氫濃度分布，最后根據數值模擬計算了H在3種不同的鈦合金中的擴散系數。結果同樣顯示，H在鈦合金中的擴散系數與樣品中氫濃度無關并遵循Arrhenius方程。并且認為在α鈦合金中氫擴散最慢，而在穩定的β鈦合金中最快，這種差異在低溫下最顯著，隨著溫度的升高而降低。Miyoshi等[43]研究了H在Ti，Ti88Al12以及Ti3Al中的擴散，認為隨著Al含量的增加，擴散系數的指前因子和活化能增加。Johnson和Nelson[44]通過使用質譜儀的方法，采用氣態氫，H從空心圓柱試樣內表面壁進入并從外表面滲出，測得了溫度400~800 ℃，H2壓力在0.533~266.644 Pa條件下滲透的H2流量P （單位：mol·Pa·s-1·cm-2），其方程為：

其中，H2壓力為p，滲透活化能為6.23×10-5 J·mol-1。

H在金屬中的擴散行為取決于許多因素。對于多晶結構的純金屬，這些因素包括晶體結構的類型、晶界、內應力和空位濃度。在工程合金中，氫擴散受其它因素的影響，如合金元素、雜質的類型和含量、多種相存在等。此外，真實的微觀結構大部分可以充當氫陷阱。因此，通過實驗測定H在復雜的工業合金上的擴散系數，以及相應的頻率因子和微觀結構特征的活化能是非常困難的，并且需要對微觀機理和過程進行詳細了解。另一方面，由于H在Ti中擴散十分緩慢，也加大了測定難度。這也是現有關于H在鈦中擴散研究較少的原因。

2.2 Ti及其合金氫脆

Ti及其合金發生氫脆的實質是因為在其吸收一定量的H之后會與其反應生成TiHx，而TiHx十分容易脆化。TiHx是一種灰色粉末，在空氣中穩定，這種氫化物在約1000 ℃時可完全脫氫。因此，有必要全面了解TiHx的性質。

2.2.1 TiHx的性質

如果氫吸收達到臨界水平 （室溫下H在α-Ti中的溶解度在1.64~12.27 mg/cm3之間），Ti表面就會形成氫化物，氫化物的脆性和彈性性質與母體晶格有很大的不同[45-48]。Ti是副族元素，其核外d軌道存在2個電子空位，擴散在其中的原子氫的核外電子易進入d軌道，鈦氫化合物的標準生成Gibbs焓變值偏負，從熱力學角度來說也是很容易生成的。

TiHx中的H與Ti的原子比例 （H/Ti） 與氫原子的擴散通量有關，因此不同實驗條件下得到的TiHx不一定相同。Yan等[49]計算得到其平均原子比例 （H/Ti） 接近1.6~1.8之間 （除了最低充氫電流密度0.5 mA·cm-2）。Millenbach和Givon[50]通過X射線衍射法測得更高電流密度下 （5~20 mA·cm-2），原子比例 （H/Ti） 在1.62~1.78之間。然而，Phillips等[51]計算出在外加充氫電流密度0.05~3.0 mA·cm-2下氫化物中的H/Ti從1.2增加到1.5 （在0.05 mol·L-1 H2SO4溶液中）。Zhang等[39]分別在外加電流密度1 mA·cm-2的0.05 mol·L-1 H2SO4溶液和模擬北山地下水溶液中進行充氫，X射線衍射測定H/Ti為1.5。

根據鈦-氫相圖 （圖3）[52]，更容易理解TiHx的結構。γ-氫化物具有相對于鈦原子的fcc晶胞，氫原子隨機分布在四面體間隙位置 （CaF2型結構）。對于接近極限成分H/Ti為2的高氫濃度，氫化物在較低溫度下轉變為四方結構；在較低濃度區，H在α相中的固態溶解度在室溫下較小，所以氫化物經常出現在純Ti中[53]。

圖3   鈦-氫相圖[52]

Numakura和Koiwa[53]研究表明，在低溫40~60 ℃下的鈦合金中，TiHx可以形成3種不同的晶體結構和形貌，這取決于TiHx中H/Ti的不同值：具有低氫濃度 （TiH0~1.5） 的氫化物 （有序的fcc結構）；具有中等氫濃度 （TiH1.5~1.9） 的氫化物 （fcc結構）；具有高氫濃度 （TiH1.9~2.0） 的氫化物 （fcc結構）。Panin等[54]認為TiH2具有fcc結構，Ti處在結點位置，每個晶胞有4個Ti原子，H原子位于fcc的四面體間隙位置，每個晶胞有8個H，即CaF2結構，此fcc氫化物的點陣常數a約為0.44 nm，比hcp結構α-Ti的點陣常數 （0.2953 nm） 要大得多。在可測量反應速度的足夠高溫下，鈦-氫合金僅在與氣態氫處于平衡狀態下存在，此時H2壓力是金屬中氫濃度和溫度的函數[55]。根據TiH1.75~TiH1.93之間的氫化物離解熱，可以推算出如下關系：

由于鈦-氫相圖的復雜性，其不同溫度區域的熱力學性質可能還存在一些新的特性[56]，仍需深入研究。

Setoyama等[57]研究了TiHx的力學性能，結果表明TiHx的晶格參數隨氫含量增加而線性增加。TiHx的縱向和剪切聲速均小于鈦基體的。TiHx的彈性模量和顯微硬度也比鈦基體的小，并且都與氫含量有關，其中顯微硬度隨著H的加入而降低。Xu等[58]采用納米壓痕技術也測定了TiHx的硬度、彈性模量和屈服應力等力學性能。通過電沉積法得到TiHx，經掃描電子顯微鏡和X射線衍射證實該TiHx為TiH1.971，然而其結果與Setoyama等[57]的結果相反，TiHx的硬度、彈性模量和屈服應力都稍高于純Ti的。

關于TiHx的熱力學性質，有研究[59]表明TiHx的Debye溫度比純鈦的小，并且隨著氫含量的增加而降低。TiHx的熱容大于鈦基體的熱容，這是由于氫化物的振動導致的。而純Ti和TiHx的熱導率幾乎相同[59]。Setoyama等[57]由聲速和晶格參數估算的TiHx的Debye溫度小于純Ti的，這與熱容量測量的Debye溫度一致。Ito等[60]不僅研究了TiHx熱力學性質，同時還對電學性質進行了研究。結果同樣顯示，氫化物的熱導率與鈦基體的熱導率相同，但會隨溫度的升高略有增加，電子和聲子在TiHx的熱導率中起著重要的作用。TiHx的導電性略低于Ti金屬的，且與氫含量幾乎無關，表現出類似金屬的溫度依賴性。氫化物的電導率隨氫含量的變化未發生明顯的變化。Ti-H體系的Seebeck系數因氫化而由正變為負，TiHx的絕對值保持在最低值，這是金屬材料的典型特征。與此同時，TiHx熱穩定性極高。王耀奇等[61]研究了TiHx的動態分解，認為TiHx的熱分解開始溫度為510 ℃，熱分解過程由4個階段構成，不同階段的熱分解機制不同，速率控制步驟也不同，反應過程中生成了TiHx （0.7＜x＜1.1） 中間產物，其熱穩定性高于TiH2。

總而言之，關于TiHx中H/Ti值在不同環境中是否發生變化還有待進一步研究，最終可以根據H/Ti值去估算Ti中氫含量。關于TiHx的力學性能目前還存在一些爭議，因此仍需深入研究。

2.2.2 Ti及其合金氫脆機理

（1） 純Ti。目前對純Ti氫脆的研究較少，主要因為細晶粒的純Ti試樣以低至中等應變率進行拉伸實驗時，具有很強的抗氫脆性能。Wang等[45]研究了純Ti在pH為1的6% （質量分數） NaCl溶液中，溫度在70 ℃條件下的氫脆行為。結果表明，Gr-2純Ti氫脆敏感性較低，而Gr-3純Ti在低于-800 mV （vs SCE） 時較敏感，并在Gr-3純Ti內部觀察到氫化物相，而Gr-2純Ti內部未觀察到，這主要是因為Gr-3純Ti中氧濃度較高造成的。Briant等[62]也認為僅僅在純Ti表面形成一定厚度的TiHx并不會影響其力學性能。然而在高溫下，純Ti暴露在氫氣中時，很容易形成TiHx同時變得非常脆，與此同時隨著氫濃度的增加，材料的斷裂應變減小，屈服強度和極限抗拉強度都增加。通過掃描電子顯微鏡可觀察到H對純Ti斷裂表面的影響，當氫含量增加時，斷裂表面從未充氫材料中的大微孔聚結轉變為小微孔 （含有600 μg/g H的試樣），最后轉變為脆性面 （含有3490 μg/g H的試樣）。Yan等[49]則認為氫化物完全覆蓋在純Ti表面時，會抑制H進一步向鈦基體中的擴散。這與上述討論H在TiHx中擴散速率較慢相一致。Nishimura等[63]采用恒載法研究了工業純Ti在硫酸和鹽酸溶液中的氫致開裂隨外加應力和實驗溫度的變化規律。結果表明，純Ti在鹽酸溶液中的氫脆敏感性小于在硫酸溶液中的，并推測這是由于裂紋尖端形成的TiCl3的抑制作用所致。研究[64]純Ti在局部氟化物溶液中的應力腐蝕開裂結果顯示，冷軋試樣在含氟溶液中暴露5 d后出現窄裂紋，裂紋與分枝有關，這是應力腐蝕裂紋的特征。暴露在氟化物溶液中的冷軋試樣顯示出脆性斷裂。相反，未暴露試樣的斷裂方式具有韌性，局部氟溶液可引起工業純Ti的應力腐蝕開裂。（2） 鈦合金。當鈦合金在室溫下暴露于外部氫環境中時，從微觀角度看來，主要包含α相的鈦合金在氣-金屬界面處或靠近界面處，脆性氫化物相重復形成和斷裂而降解[65]。當只有α相存在時，降解對外部氫的壓力不敏感，因為α相的氫化物幾乎可以在任何合理的氫分壓下形成。Shih等[46]則認為對于hcp結構的含有4% （質量分數） Al的α鈦合金，在室溫下暴露于氣態氫環境中，根據應力強度的不同，可產生兩種斷裂機制。在低應力下，氫化物的反復形成和解理斷裂使裂紋擴展；在高應力強度下，裂紋擴展速率超過氫化物在裂紋前形成的速率時斷裂模式轉變，氫化物增強的局部化塑性是產生裂紋的主要機制。由于β鈦合金具有很高的氫溶解度，并且不易形成氫化物，因此被普遍認為氫脆敏感性較低 （除高氫壓力外）[66]。然而Young和Scully[67]觀察到Ti-Mo-Nb-Al在遠遠低于氫化β相所需的氫濃度下發生了氫脆。此外，由于H是一種很強的β穩定劑，這些β合金中的α相在高溫下暴露于氫中時可以轉變為β相。因此，由于存在細小的沉淀，針狀α相是大多數β合金的主要強化機制，它們的強度會隨著高溫下氫的吸收而降低[68]。研究人員[69,70]先后研究了鎳鈦超彈性合金在含0.1% （體積分數） 鹽酸的甲醇溶液中吸氫引起的拉伸強度下降以及加工硬化鎳鈦合金在酸性氟化磷酸鹽 （APF） 溶液中的氫脆行為。都是將其浸泡在溶液一段時間后測試其抗拉強度，同時利用熱脫附分析測定鈦合金中吸氫量。結果表明，由于試樣橫截面外圍形成脆性層，斷裂模式由韌性變為脆性。吸附氫的量隨浸泡時間呈線性增加。對于加工硬化鎳鈦合金，當吸氫量大于500 μg/g時，材料的力學性能下降；而鎳鈦超彈性合金在吸氫量為50~500 μg/g之間時，其拉伸強度已經下降。因此，加工硬化的鎳鈦合金對氫脆的敏感性較低。Yokoyama等[71,72]研究了Ti-0.2%Pd合金在氟化物溶液中的吸氫性能以及應力拉伸斷裂。結果表明，Pd能夠很好抑制H在Ti中的吸收，然而Ti-0.2%Pd合金的斷裂敏感性卻高于工業純Ti的。

總結以上研究可見，純Ti表面形成的氫化物對其力學性能影響不大，只有當氫化物分布均勻才會發生明顯影響作用。然而，氫化物的生成對氫吸收有阻礙這一點對純Ti抗氫脆性能有利。同時個別離子的存在也對其氫脆有影響。然而對于鈦合金而言，因為合金中的多種元素的影響，其氫脆機理較為復雜。

3 深地質環境中鈦儲罐發生氫脆可能性

根據之前所討論的金屬儲罐與緩沖回填材料界面O2含量演變規律可見，在放置完儲罐封閉地下儲庫后，儲庫會逐漸從一個有氧的環境轉變為無氧的環境，更有利于析氫反應的發生。析氫反應有幾個基本步驟[73]，反應式如下：

其中，式 （11） 為H的吸附，式 （12） 為和H重組形成H2分子，式 （13） 為一些吸附的H原子可能被吸收到晶格中。

Ti儲罐在吸氫后材料自身的性能可能發生改變，同時儲罐在服役期間會受到熱-水-力的耦合作用，還可能遭受地震等強地殼運動的破壞，產生前期難以預見的氫誘導脆裂。因此，Ti儲罐所處的深地質近域環境更為苛刻復雜。

3.1 氫來源

根據Shoesmith等[74]的觀點，主要有兩種產氫來源，一種是地下水受到高放核廢料輻照分解所產生的H，另一種是電化學腐蝕所析出的H原子。然而有研究[74]表明，除了在高劑量率 （＞102 Gy·h-1） 和高溫 （＞150 °C） 條件之外，放射性產生的H的直接吸收似乎并不顯著。因此，大多數研究多以鈦儲罐在深地質環境中的電化學腐蝕產H為主。電化學腐蝕所產生的H又根據腐蝕類型分為以下3種[75]：

（1） 全面腐蝕產H。反應方程式為：

氫吸收速率將由腐蝕反應速率控制，腐蝕反應速率決定可吸收氫的生成速率。由于TiO2極不溶解，所以腐蝕反應將有效地限制在氧化膜的生長反應中。

（2） 縫隙腐蝕產H。反應方程式為：

一旦發生縫隙腐蝕，由縫隙外的鈍化表面上的氧還原和縫隙內的質子還原來支持，從而導致足夠數量的原子氫吸收，最終大量氫化物形成。由于氫吸收需要通過氧化膜 （TiO2），因此吸收過程中必然經歷氧化膜的氧化還原轉變：

縫隙腐蝕產氫與鈦材料本身關系密切，例如Gr-2鈦合金，較容易發生縫隙腐蝕，然而對于Gr-7和Gr-16鈦合金，幾乎不會發生縫隙腐蝕。

（3） 鈦合金與其它金屬電耦合產H。Ti與活性金屬 （如Zn、Mg、Al和碳鋼） 的耦合作用已被充分證明，當溫度超過80 ℃時，有可能導致氫吸收和最終脆化[33]。

3.2 臨界氫濃度

H在Ti中的來源大體包括兩種：內氫和外氫[76]。內氫，即H在鈦材使用之前就存在于金屬內部。一般是由于材料在冶煉、熱加工、熱處理、酸洗、電鍍、焊接、冷加工等工藝過程中吸收的H。外氫是指材料在使用過程中從外界環境中進入的H[52]。因為H在Ti中有一定的固溶度，該固溶度存在最大臨界值，當Ti中的氫含量超過了H在Ti中的固溶度時，就與Ti結合生成TiHx。而臨界氫濃度 （HC） 和H在Ti中的固溶度完全不同。

HC是一個閾值，當Ti中氫濃度超過這一臨界值時，就只有快速裂紋擴展而不再觀察到慢速裂紋擴展。在臨界氫濃度下，裂紋擴展不是不可避免的，但一旦達到或超過臨界值，就可能出現快速失效。因此，臨界氫濃度可被視為定義材料對氫脆敏感性的特性[75]。然而不同的鈦合金，其臨界氫濃度也不盡相同。Hardie和Ouyang[77]采用慢應變速率技術對預裂紋的致密拉伸試樣進行預充氫處理，認為當合金中氫含量超過200 μg/g時，Gr-5鈦合金的斷裂韌性就發生顯著變化。Clarke等[78]認為，Gr-2和Gr-12鈦合金的HC均隨溫度顯著升高，在92~100 ℃的溫度范圍內達到約1000 μg/g。Sorensen等[79]認為，在出現任何可測量的塑性損失之前，Gr-12鈦合金的氫含量大于500 μg/g，而前提條件是β相的出現和制造織構等其他因素基本保持不變。HC取決于材料的強度。Ikeda和Quinn[80]研究結果表明，Gr-16鈦合金的HC值在1000~2000 μg/g范圍。而根據Gr-7和Gr-16鈦合金的相似性和Pd的作用，估測Gr-7鈦合金的HC至少為1000 μg/g[75]。

在臨界氫濃度的基礎上，Ti儲罐中的氫含量可以作為評估其在服役期是否發生氫脆的標準。因此，測定Ti儲罐氫含量尤為重要。盡管H的定量分析方法眾多，主要包括真空熔融法、氣相色譜法、定容測壓法、氣體容量法、質譜分析法、庫侖定氫法等，現代定氫儀普遍采用惰性氣體熔融法和惰性氣體加熱提取法來測定氫含量[81]。然而Ti儲罐要在深地質環境中埋藏數萬年甚至數十萬年，對其進行實驗測定顯然不現實。目前的研究多以建立模型去估算Ti儲罐中的氫含量。根據恒定的薄膜生長速率和腐蝕速率，Shoesmith等[74]推導出，對于全面腐蝕的Ti儲罐，H的濃度可根據以下表達式計算：

式中，HA是氫含量 （g·mm-3），ρTi為鈦密度 （4.50 g·cm-3），fh是氫吸收效率，Ruc為全面腐蝕速率 （mm·a-1），t為鈦儲罐處置時間 （a），MTi為鈦原子質量 （47.9 g·mol-1），do為金屬厚度的一半。由該式可知Ti儲罐腐蝕速率和其氫吸收效率是估算氫含量的關鍵。Hua等[75]根據通過失重法測得的Gr-7鈦合金腐蝕速率，以及Okada[82]測得硫酸條件下H在Ti中的吸收效率 （0.005~0.015），根據式 （17） 求得在1×104 a以內，氫含量低于Gr-7鈦合金的HC （1×103 μg·g-1）[75]，因此得出結論由全面腐蝕而吸收的氫不足以使Gr-7鈦合金在處置1×104 a間發生氫脆。國內并未有從事氫脆的學者對Ti儲罐在深地質環境中發生氫脆做出評價。Zhang等[83,84]分別估測了Gr-2和Gr-16鈦合金在模擬地下水及高壓實膨潤土環境下的腐蝕速率隨地質處置年代的變化。

總結以上研究可見，Ti儲罐中氫含量的測量是預測其發生氫脆可能性的關鍵，然而氫含量只能進行估測，并且取決于氫吸收效率及腐蝕速率。關于Ti儲罐深地質環境下腐蝕行為研究較多，但是有關氫吸收效率研究甚少。必須說明，Okada[82]所研究的Ti中氫吸收效率并不是在深地質環境條件下獲得的。

4 結束語

綜上所述，Ti及鈦合金作為高放核廢料儲罐在深地質環境中服役期間有發生氫脆的可能，其發生氫脆的實質是材料吸氫后所產生脆性的氫化物，然而因為不同鈦合金中的合金元素不相同，因此具體發生氫脆的機理也不盡相同。關于Ti儲罐的氫脆研究還存在以下難點需要研究和探討：

（1） 目前對Ti儲罐發生氫脆的評估主要建立在氫含量的預測上，然而現有研究對其預測并不準確，需要研究更好的方法去估算鈦儲罐在深地質環境中埋藏至數萬年累積的氫含量。

（2） Ti儲罐在深地質環境下 （尤其在緩沖材料膨潤土環境下） 的腐蝕過程中的滲氫效率目前尚不清楚。

（3） 高放核廢料的輻射性對Ti儲罐氫脆的影響研究甚少，可通過輻照對Ti儲罐腐蝕行為的影響去判斷對其氫脆的影響。

（4） 可以進一步開發和優選合金元素，設計具有較大臨界氫濃度的鈦合金。