核聚變第一壁用W-ZrC材料研究進展與展望

張 濤，吳學邦，謝卓明，李祥艷，劉 瑞，王先平，方前鋒，劉長松

(中國科學院固體物理研究所，安徽 合肥 230031)

1 前 言

隨著傳統化石能源的逐漸枯竭以及人類對能源需求的不斷增長，能源問題已成為人類生存與發展的重大問題之一。核聚變能被認為是可以最終解決人類能源問題的重要途徑之一。利用強磁場約束高溫等離子體的托克馬克是最有希望實現受控熱核聚變反應的裝置[1]。由于其技術復雜和條件苛刻，磁約束托卡馬克裝置仍面臨一些急需解決的關鍵問題。其中，聚變堆材料問題，尤其是面向等離子體材料(PFMs)，是制約核聚變能發展的關鍵問題之一[2]。PFMs作為直接面對高溫等離子體的第一壁、偏濾器等的護甲材料，其工作環境極其苛刻，遭受著高溫、高熱負荷、強束流粒子與中子輻照等綜合作用。研究表明國際熱核聚變實驗堆(ITER)偏濾器要承受極高的熱流(10～20 MW/m2)、以及強束流(1022～1024m-2·s-1)和低能(<100 eV)離子流的輻照[3]。而未來的核聚變裝置如中國聚變工程實驗堆(CFETR)的偏濾器穩態熱流達到40 MW/m2、瞬態毫秒級高達10 MJ/m2，承受14 MeV中子輻射。

鎢(W)以其高熔點、低濺射率和高熱導率等優點而被視為未來聚變堆中最有前景的PFM[4-5]。ITER和中國東方超環(EAST，中科院等離子體物理研究所)裝置中已經使用純W作為偏濾器材料。然而，在聚變服役過程中，高能中子將對W基材料造成嚴重輻照損傷，導致材料中產生大量的輻照缺陷(如空位和自間隙原子)。這些缺陷可以遷移、聚集形成間隙團、堆垛四面體以及空洞等，進而引起材料宏觀性能改變，如腫脹、硬化、脆化以及非晶化等，最終導致材料服役性能降低甚至失效[6-9]。此外，大量的低能高通量氫、氦粒子的輻照以及由嬗變反應而產生的大量氫、氦也會對材料的結構與性能造成嚴重影響。在聚變服役工況條件下，W基材料會同時受到高劑量離位損傷、氫氦效應以及嬗變效應的共同作用，造成材料服役性能嚴重退化。此外，高熱會導致純表面熔化開裂。因此純W無法滿足CFETR服役環境需求，如何提高W基材料的抗輻照性能、抗高熱負荷性能及降低氫滯留性能是第一壁材料研發的焦點問題。

近年來，歐洲、日本及中國針對提高W基材料的力學性能及抗熱沖擊性能、抗輻照性能等都開展了大量的相關研究，研發了一些新型W基合金。Kurishita[10]等通過超塑性形變開發了具有優異高溫力學性能的超細晶(晶粒尺寸～200 nm)W-(0～1.5)%TiC合金材料，其室溫抗彎強度達到～3 GPa，同時具有比純W更好的抗中子輻照和抗He離子輻照性能，但由于其高密度的大角晶界增強了對自由電子的散射，使其熱導率大幅度降低，室溫下僅有ITER級純W熱導率的一半。歐洲研究機構制備了具有高強度、高再結晶溫度及高抗熱沖擊性能的W-1%La2O3及W-1%Y2O3[11-14]。德國Nemeth等發展了100 μm厚超細晶冷軋純W箔，其韌脆轉變溫度大幅降低至-196 ℃[13]。德國Riesch等發展了W纖維增強/韌的W復合材料，提高了W的斷裂韌性[14]。北科大Yan等制備了La2O3、TiC粉末彌散強化的W合金并研究了D在W基材料的滯留行為，發現與純W相比，La2O3的添加增加了D在W中的滯留量，而TiC的添加降低D在W中的滯留量[15]。此外，她們采用表面打磨處理，在W表面形成納米層狀結構，通過納米、亞微米及微米層共存、層間剩余壓應力及平行裂紋的屏蔽共同提高了W基材料的塑性，為進一步提高W基材料的韌性提供了一種輔助方法。核工業西南物理研究院采用快速鍛壓技術制備了高強韌W-Y2O3，其100 ℃彎曲強度達到2 GPa，其抗熱負荷性能大幅度提高。上述研究在設計和制備高性能W基合金方面取得了較大進展，但其綜合性能仍需進一步提高，才能滿足未來第一壁材料苛刻服役環境。

相對于以上材料設計方案，ZrC彌散強化W基合金具有自身的優勢：ZrC具有更高的熔點，且與W材料有更好的相容性。能夠形成納米級的彌散強化體系，有效控制晶粒長大，使得材料在嚴苛的服役環境下，具有較好的穩定性能。目前國外在研究高性能面向第一壁用W-ZrC合金的涉足較少，基本上利用熔滲反應法制備W-ZrC的復合材料[16]。但這種方法容易引入低熔點的雜質,并且含Zr的陶瓷相質量分數較高(≥10%)，材料的傳熱性能大打折扣，不適合應用到核聚變裝置的條件下，適合用作航空航天應用。國內利用“溶膠-非均相沉淀-噴霧干燥-熱還原”制備了W-ZrC復合粉末，通過燒結制備了W-ZrC塊體，發現ZrC的添加使其燒結性能增加,材料強度及硬度比純W提高,但第二相顆粒達到幾個微米量級，降低了彌散強化效果。而且高含量的第二相顆粒導致材料脆性增加[17,18]。高熱負荷沖擊結果表明，吸收功率為300 MW/m2時，材料表面發生顯著的網狀裂紋[19]。

中科院固體物理研究所核材料研究組采用多尺度計算模擬，深入研究了界面與輻照缺陷相互作用規律及機理和合金元素強化界面提高材料力學性能的物理機制，對新材料設計提出了科學建議，基于計算結果，發展多尺度界面調控[20-31]：研發了平均晶粒為1 μm、晶粒內彌散顆粒尺寸為50 nm的大尺寸(厚度為8.5 mm，10 kg/塊) W-0.5%wt ZrC板材，其性能如下：高強度(室溫抗彎強度為2.5 GPa、拉伸強度～580 MPa/500 ℃)及高塑性(TE～1.1%/室溫，～45%/500 ℃)、低韌脆轉變溫度(DBTT≤100 ℃)；高熱負荷沖擊開裂閾值(室溫～4.4 MJ/m2)，200 ℃下100次(1 MJ·m-2/次)熱沖擊無裂紋；D滯留低于ITER級純W；再結晶溫度為1400 ℃，比ITER級純W提高了大約200 ℃左右。本文重點介紹了中科院固體物理研究所對W-0.5%wt ZrC材料的設計思想，包括多尺度模擬方法研究W中輻照損傷、氫氦行為機理及合金元素強化界面機制，制備工藝及性能評估方面的研究進展，以期為同類型材料的設計與制備提供有益借鑒。

2 材料設計：多尺度計算模擬

2.1 材料損傷自修復機理

近年來，人們逐漸認識到納米結構材料通常具有較好的抗輻照損傷性能[32-35]，這與缺陷阱如表面、晶界(GB)等對輻照缺陷的捕獲、進而促進其復合有關。基于分子動力學(MD)程序、溫度加速動力學(TAD)程序、分子靜力學(MS)程序、實體動力學蒙特卡洛(OKMC)程序、實時計算躍遷能壘的動力學蒙特卡洛程序和探索體系勢能面的“彈性帶”(NEB)程序、“兩體”(dimer)程序以及輻照損傷結構可視化與分析等多尺度模擬程序，作者團隊研究了W、Fe晶界附近輻照產生的自間隙和空位及其團簇的擴散、偏聚、復合過程，揭示了晶界促進的缺陷偏聚和復合、進而提高材料抗輻照損傷的機理[20-24]。

圖1 鎢傾側對稱晶界∑5(210)/[001]附近間隙發射誘導的空位復合：(a)復合路徑示意圖，復合能壘標注在復合路徑上；(b)典型復合路徑上能量變化曲線；(c～j)處于C和D處空位復合原子過程快照Fig.1 Illustration of the annihilation paths induced by the thermally-activated interstitial emission(IE) near ∑5(2 1 0)/[0 0 1] in W (a), the annihilation energy barrier is marked on the path, the annihilation path is given by connecting the initial positions to the final positions of the atoms involved, the atoms with displacements less than 0.5 ? are considered to be immobile during the annihilation, the large green sphere represents a self-interstitial atom(SIA) trapped at the GB; Energy landscapes for V-SIA annihilation (b), the energy of the system prior to annihilation acts as reference; Snapshots for the annihilation process near the GB (c～j)

使用MD和MS方法，考察了晶界在修復納米結構W中輻照損傷方面扮演的能量學和動力學角色。研究發現，在輻照過程中，相對于空位而言，自間隙原子被晶界優先吸收，從而在級聯碰撞冷卻后形成晶界附近富含空位而晶界內部復合自間隙的缺陷結構。晶界通過降低其附近空位/自間隙的形成能和擴散能壘而作為缺陷阱，特別是自間隙原子在晶界附近不需要克服能壘即可遷入晶界。優先進入晶界內的間隙可與附近的空位以低能壘、多原子協同參與的方式復合。同時我們發現，晶界增強空位擴散、復合的區域較為有限(1～1.5 nm)，使得該區域體積分數較小(幾個百分點)[22,24]。

采用MS方法考察了W晶界處自間隙原子發射誘導的空位復合機理。研究發現，圍繞自間隙原子形成空位-自間隙自發復合區域，在該區域內空位-自間隙通過自發的間隙發射而復合。在此區域之外，空位或者自間隙需要克服較低的能壘復合，具體的原子過程涉及到空位擴散與間隙發射的耦合(圖2)。進一步計算不同發射程度的間隙周圍空位-自間隙復合動力發現，自間隙原子的局域激發誘導復合區域向鄰近區域拓展或傳播，該圖像適用所考察的鎢、鐵、銅金屬的表面以及晶界。作者課題組提出了“發射阻力”(勢阱深度除以勢阱半寬度)表征間隙原子從缺陷阱處發射的難易程度，其物理含義為自間隙從缺陷阱處激發單位長度時所須克服的能量，即采取三角勢近似實際的間隙勢阱時勢阱的斜率。基于此，作者推測自間隙發射誘導的復合機理適合所有的納米金屬。

綜合分子動力學、靜態計算和實體動力學蒙特卡洛方法，模擬分析了W納米晶中自間隙原子及其團簇復合空位的動態圖像[19]。研究發現，輻照誘導的自間隙原子團簇缺陷在靠近局域緊湊的晶界結構時被反射進晶粒內部，可與晶粒內部空位進行復合(圖2)；自間隙團簇被局域疏松的晶界結構捕獲后可通過動態發射復合晶界附近的空位：單個自間隙原子偏聚至晶界后，沿晶快速運動，聚集成雙間隙；其活性與晶界附近空位活性相當時，晶界附近空位通過雙間隙沿晶運動和空位向晶界偏聚的耦合過程而消除。

圖2 分子動力學模擬觀察到的局域緊湊的晶界結構反射自間隙原子團簇與局域疏松的晶界結構吸收間隙型缺陷間相互作用過程Fig.2 Representative snapshots of the single SIA and SIAn near the GB from MD simulations at 300 K within one nano-second: For the single SIA, SIA2 and SIA6, three frames of the animation are presented, e.g. the snapshots at t1, t2 and t3 for the SIA, the results near the pure and a SIAn-loaded ∑5(3 1 0) GB, respectively (a) and (b), the motion snapshots of the SIA, SIA2 and SIA6 near the pure and SIAn-loaded ∑113 (8 7 0), respectively (c) and (d), the results near the intrinsic dense region of ∑113 (8 7 0) (e); In (a～e), the GB position is indicated by the pink colored dashed line, atoms are colored according to their potential energy, atoms with the energy deviation from the bulk energy value less than 0.1 eV are not shown, the green circle marks the SIA after it is absorbed by the GB or the surface, in (a) and (c), the pink colored arrow directed towards the vacant site at the GB illustrates the trapping of the SIA by the GB, in (b), (d) and (e), the pink colored arrow that is along the main axis of the SIA and directed towards the surface indicates the reflection of the SIA by the GB in the subsequent evolution, in (a) and (b), axes X and Y are along directions [1 0] and [3 1 0], respectively for ∑5(3 1 0) GB, while in (c～e), are respectively along directions [7 0] and [8 7 0] for ∑113(8 7 0) GB

此外，研究還表明，晶界或表面除了作為點缺陷(空位和間隙)的阱外，還可以作為小型空位團簇(所含空位數1～9)的阱。空位團簇在晶界附近具有較高的活性。其經過塊體擴散、局部吸收和局部沿晶擴散過程而被晶界吸收[22,36]。

為了深入考察晶界對輻照缺陷產生和演化的影響，基于晶界與缺陷作用的一系列參數：缺陷形成能、偏聚能、擴散-復合能壘以及相應的作用范圍[22]，采用OKMC評估了純W與納米晶W抗輻照損傷性能。結果表明，納米W中缺陷存活比例遠低于純W(圖3)。

圖3 不同溫度下純W與納米W中初始100 appm空位-自間隙對演化1 h后存活比例Fig.3 Fraction of the survived vacancies (Vs), V-clusters (Vn) and self-interstitial atom clusters (SIAn) in pure W (a) and in a nano-W system (b) as a function of temperature, the system with 100 appm of Vs and SIAn evolved for one hour

理論模擬結果表明，通過復雜的微觀過程(如反射自間隙及其團簇、自間隙沿晶運動、團簇化與空位偏聚的耦合、自間隙發射與空位擴散、偏聚的耦合)，引入晶界能有效捕獲或者復合W材料中的輻照誘導缺陷，增強W納米晶的抗輻照損傷性能。這為通過細化W晶粒提高W基材料抗輻照損傷性能提供了理論依據。同時近期研究表明晶界捕獲缺陷、復合缺陷的能力與晶界結構有關。除了細化晶粒外，有必要通過晶界工程優化晶界類型，以取得更佳的抗輻照損傷性能。

2.2 W中合金元素偏聚與強化界面機制研究

引起W低溫脆性的主要原因之一是雜質元素偏聚在晶界，造成晶界結合強度降低，導致晶間脆斷。而微合金化和晶界優化設計是提高材料力學性能的重要途徑，通過添加一些有益的合金元素來強化界面、降低界面能，不僅可有效提高材料的強度與韌性，而且還能提高晶界結構的熱穩定性。然而，目前合金元素強化W晶界的作用規律與機制尚未清楚。例如，哪些元素易強化/脆化晶界？合金元素強化晶界能力與晶界的結構與類型是否存在關系？因此，人們需要全面認識合金元素強化W晶界能力與合金元素自身以及晶界結構之間的關系，進而為W基材料合金元素的優化選擇以及晶界結構的調控提供理論指導。

基于DFT方法，作者團隊研究了19種過渡族合金元素(3d：Ti～Ni; 4d: Zr～Pd; 5d: Hf～Pt)在不同類型W對稱傾側晶界(傾側軸為[100]、[110]、[111])中的偏聚和強化/脆化效應[25]。通過能量學方法(偏聚能和強化能)和動力學拉伸模擬(拉伸強度)來定量描述元素偏聚引起的晶界結合強度的變化，獲得強化能與晶界結構以及與合金元素自身性質(金屬半徑/最外層價電子數)之間的關系。研究結果表明合金元素強化/脆化晶界能力與晶界結構密切相關。合金元素易強化晶界能較大的晶界，而易脆化晶界能較小的晶界。此外，合金元素強化晶界能力與元素自身的金屬半徑成正相關(如圖4所示)。研究結果表明，尺寸效應在其偏聚強化界面過程中起主導作用，即金屬半徑比W小的合金元素，易在晶界面處偏聚并能強化界面。該研究為高性能W基材料合金元素的優化選擇以及晶界的優化設計提供了理論指導：在晶界處添加Zr, Hf, Ta, Re及Ru等元素可有效提高晶界的結合強度，從而改善材料的力學性能。

圖4 不同晶界結構中合金元素的強化能與元素金屬半徑及晶界能之間的關系圖[25]Fig.4 Dependences of strengthening energies ΔESE of alloying solutes on the metallic radii of solutes and the grain boundary energy for different tungsten grain boundary structures[25]

另外，已有研究表明W的低溫脆性主要是因為O, N, P等間隙雜質元素(特別是O)沿晶界分布，這些元素在W中溶解度很低，大部分偏聚在晶界形成脆化層膜，造成晶界結合強度降低，引起晶間脆斷，并顯著升高材料的DBTT[37]。因此，如能降低晶界自由氧、使其形成穩定的氧化物，則可以凈化晶界，同時這些穩定的氧化物又可以釘扎晶界，細化晶粒；在晶粒內彌散分布高熱穩定性的納米顆粒，可強化相界；上述晶界凈化/強化及相界強化協同作用則可大幅提高W基材料的韌性和強度。具有高熔點、高熱穩定性的ZrC可作為微量的添加相。第一性原理計算結果表明因為Zr-O的結合能大于Zr-C[38]，W基體中添加微量的ZrC可以與基體中的自由氧反應形成穩定Zr-C-O顆粒，降低自由氧對晶界的脆化作用；同時ZrC(111)晶格常數與W基體的(110)的晶格常數相同(～0.22 nm)，彌散相與W基體界面處可以形成共格或半共格Kurdjumov-Sachs(K-S)晶向關系,界面處的K-S晶向關系能夠強化純W中較弱的晶界[36]。共格界面的獨特結構使其既可阻礙位錯穿越界面，又可作為位錯的滑移面在變形過程中吸納和儲存位錯，從而增加W基合金的強度及低溫韌性。

3 W-0.5wt% ZrC微結構及性能

在上述計算模擬結果基礎上，通過從小試樣(幾十克)到公斤級棒材及薄板再到大塊體 (10～15 kg)W-ZrC合金的工藝探索及組分優化，最后確定工藝及組分：采用粉體機械合金化、冷壓成型及高溫燒結、高溫軋制工藝，制備了厚度為8.5 mm、每塊重量為10～15 kg左右的W-0.5%wt ZrC板材。作者團隊對上述W-0.5%wt ZrC(WZrC)板材的微結構、力學性能、熱學/抗熱負荷性能、抗等離子體輻照性能及氫同位素滯留做了系統的分析、評估。

3.1 微結構

眾所周知，材料的性能與其微結構如晶粒尺寸、晶粒取向、第二相顆粒的分布等密切相關，因此微結構是決定性能的主要因素。高倍背散射掃描電子顯微鏡照片(圖5a)顯示WZrC由等軸的亞晶構成，亞晶尺寸分布范圍為0.3～3.5 μm，平均晶粒尺寸為1.03 μm，統計結果如圖5b所示。晶粒內的第二相顆粒(ZrC)粒徑分布范圍為29～200 nm，平均尺寸51 nm，且占顆粒總量的79%(如圖5c所示)。晶界處的第二相顆粒分為ZrC顆粒和Zr-C-O顆粒，其中大部分為ZrC顆粒，其粒徑分布范圍為40～200 nm，平均尺寸60 nm，與晶粒內的ZrC粒徑相差不大；還有少量Zr-C-O顆粒，其粒徑分布范圍為250～400 nm，平均尺寸385 nm(如圖5d所示)。

圖5 WZrC合金微結構的掃描電鏡照片(a)，W晶粒尺寸分布(b)，W晶粒內ZrC顆粒尺寸分布(c)，晶界處的ZrC及W-Zr-C-O顆粒尺寸分布(d)[29]Fig.5 SEM image of WZrC alloy (a), the distribution of W grain size (b), the distribution of ZrC particle size inside W grain (c), the size distribution of ZrC particles and W-Zr-C-O particles at grain boundary (d)[29]

同時利用高分辨球差校正電鏡分析了ZrC顆粒與W基體。選區電子衍射照片(圖6a～6d)顯示，ZrC為面心立方結構。從選區電子衍射照片和高分辨傅里葉變換圖像(圖6c和6d)可以看出 [001]ZrC∥[001]W。從相界面高分辨圖像(圖6e)可以看出ZrC的(110)ZrC晶面平行于W的(100)W晶面：(110)ZrC∥(100)W。相界面處沒有觀察到位錯，ZrC與W具有很好的共格界面關系。在W晶界處，ZrC與W基體的共格界面關系同樣存在。計算結果顯示，這種相界面能量最低，最穩定。這正是ZrC顆粒能在W基體中維持穩定、不團聚長大的原因。這種共格相界面既維持了納米ZrC的穩定，使其充分發揮釘扎位錯和晶界的作用，強化晶粒和晶界(位錯通過Orowan機制繞過顆粒)；同時共格相界面還可能成為位錯滑移通道(相對完全不共格或半共格相界來說，共格相界對位錯阻力小)，即位錯切過顆粒，減小位錯塞積，提高材料塑性[29]。

3.2 力學性能

圖7a是WZrC的變溫三點彎工程應力-應變曲線。室溫下，WZrC展現出一定的抗彎韌性，應變量～3%，且抗彎強度高達2.5 GPa。100 ℃，WZrC板的彎曲應變為5%，說明其韌脆轉變溫度為100 ℃，比商業純W低了300 ℃左右。當測試溫度由100 ℃提高到600 ℃時， WZrC抗彎強度(最大抗彎強度和屈服強度)隨溫度的升高而下降。圖7b是WZrC的變溫拉伸工程應力-應變曲線。WZrC室溫拉伸強度和延伸率分別為991 MPa和1.1%；100 ℃時，拉伸強度和延伸率分別為1.1 GPa和3%；500 ℃時，拉伸強度為583 MPa，延伸率高達45%。

圖6 WZrC合金中ZrC與W相界面關系分析[29]Fig.6 Interface relationships between W matrix and ZrC[29]

圖7 WZrC的綜合力學性能：(a) 三點彎曲工程應力應變曲線；(b) 拉伸工程應力應變曲線[29]Fig.7 Mechanical behaviors of WZrC at different temperatures： (a) flexural stress-strain curves of WZrC and (b) tensile stress-strain curves of WZrC[29]

3.3 熱導率及抗熱沖擊性能

W合金的熱導率直接關系到其熱傳輸性能、溫度梯度產生的熱應力等，是聚變第一壁材料重要的性能參數。作者團隊測試了WZrC合金的熱導率，并與ITER級純W、日本的超細晶W-TiC材料對比，結果如圖8a所示。WZrC合金的室溫熱導率為157 W/(m·K)，隨溫度的升高熱導率下降，500 ℃時的熱導率為124 W/(m·K)。可以看到WZrC合金的熱導率略低于ITER級純W，這可能由于WZrC中晶界及相界密度高，界面散射強，所以熱導率低于ITER級純W。但是，WZrC的熱導率遠大于超細晶W-TiC材料(<90 W/(m·K))[10]。

抗熱負荷性能是第一壁材料尤其是偏慮器材料的主要性能之一，其性能優劣直接關系到聚變裝置安全穩態運行。第一壁/偏慮器材料不但要承受5～20 MW/m2穩態熱負荷，還要考慮到聚變裝置運行時等離子體破裂時瞬態熱沖擊，所以作者團隊采用吸收功率密度為0.22～1.1 GW/m2、脈沖時長5 ms的電子束轟擊試樣表面(對應試樣吸收電子束能量密度為1.1～5.5 MJ/m2)評估材料抗熱負荷沖擊性能。圖8b顯示了室溫下，不同功率密度電子束轟擊WZrC試樣時，表面開裂和熔化情況。當吸收能量低于3.3 MJ/m2時，WZrC合金表面觀測不到任何損傷現象；當吸收能量為4.4 MJ/m2時，WZrC合金輻照區域表面熔化，但仍未出現裂紋；當吸收能量為5.5 MJ/m2時，WZrC合金表面熔化，并且熔區及其周圍出現主裂紋。說明WZrC瞬態熱沖擊開裂閾值為4.4～5.5 MJ/m2；熔化閾值為3.3～4.4 MJ/m2。

圖8 WZrC、ITER級純鎢及W-TiC合金的熱導率(a);室溫下不同能量電子束轟擊WZrC試樣表面損傷情況(b)Fig.8 Thermal conductivities of WZrC, ITER grade W and W-TiC alloy (a)；SEM images showing the thermal shock resistance property of WZrC (b)

3.4 抗等離子刻蝕能力

由于聚變堆中第一壁材料面臨～1024ions/(m2·s)低能等離子流輻照，會造成表面起泡、刻蝕，造成材料性能嚴重退化，因此第一壁材料的抗等離子輻照性能至關重要。分別使用D+、He+離子輻照進行了輻照實驗。輻照試樣表面直徑8 mm的圓形區域，輻照條件為100 eV He+、90 eV D+，通量為1.2×1021ions/m2·s，基底溫度180～600 ℃。劑量6×1023～ 1×1025ions/m2范圍時，WZrC的離子刻蝕造成的質量損失明顯小于純W、WL10、W-TiC、W-Zr-Y2O3等材料,且隨著輻照劑量的增加，WZrC的優勢越明顯(圖9a和9b)，當劑量高達1×1025ions/m2時，WZrC的質量損失為0.32 mg，而商業WL10的質量損失為1.39 mg(是WZrC的4.3倍)。表面形貌顯示(圖9c)，經過劑量為1025ions/m2100 eV的He+輻照后，商業純W、WL10表面刻蝕嚴重，而ITER級純W雖然沒有嚴重的表面刻蝕行為，但起泡嚴重。WZrC表面看不到刻蝕，沒有大尺寸的He泡出現。

3.5 氫同位素滯留

聚變過程中氚滯留關系到聚變堆能否安全經濟運行，因此要盡可能降低第一壁材料內的氚滯留。由于Zr極易吸氫，所以人們會擔心ZrC的加入會不會導致WZrC內氫滯留嚴重。為此，作者團隊通過EAST等離子體放電實驗材料考核平臺及不同溫度下D+輻照兩種方式研究了WZrC的氫同位素滯留行為，輻照熱脫附譜如圖10所示,W-0.5%wt ZrC中的D2滯留量比純W中低一個量級。這充分說明雖然W-0.5%wt ZrC合金中含有Zr，但由于Zr是以高熱穩定氧化物或碳化物形式存在，并沒有出現通常想像的Zr的添加會造成氫滯留增加的現象。

4 結 語

在計算模擬指導下，基于界面調控設計制備了高性能、適合工程應用的W-0.5%wt ZrC材料。此外，此合金粉體也可用來通過3D打印或注射成型技術制造第一壁部件。同時由于其高強、高硬、高密度、耐高溫及細晶的特性，在動能武器彈如穿甲彈彈頭、破甲彈藥型罩及航空航天方面有重要的應用前景。

圖9 不同W基材料在能量為100 eV的He+等離子輻照后質量損失(a)和(b)；不同W基材料在能量為100 eV的He+等離子輻照后材料表面形貌(c)Fig.9 Mass losses of different W alloys irradiated by He+plasma with energy of 100 eV (a) and (b); Surface morphologies of different W alloys irradiated by He+ plasma with energy of 100 eV(c)

圖10 W-0.5%wt ZrC和純W材料D2滯留Fig.10 D2 retention of pure W and W-0.5%wt ZrC alloy

W-0.5%wt ZrC相關服役性能雖然有了大幅提高，但服役性能還有進一步提升的空間。首先力學性能：由于彌散顆粒的平均尺寸均大于或等于初始顆粒尺寸，降低了強化效果，未來可借助ODS鋼中的固溶析出沉淀機制，通過高能球磨及合適的熱處理工藝實現第二相在W中的固溶析出，進一步細化納米顆粒尺寸，提高材料強度、韌性及抗輻照性能；其次降低氚滯留、提高熱導率：通過設計類似柱狀晶提供氚擴散逸出通道，降低氚滯留，同時為減小大角晶界對自由電子的散射，提供自由電子遷移通道，提高材料熱導。基于上述設計思想，可發展多尺度界面結構的W合金，協同提高力學性能、熱導率/抗熱負荷性能及降低氚滯留。

另外，上述W-0.5%wt ZrC性能只是在單場環境下的表征結果，并沒有針對某一種聚變裝置尤其是未來CFETR進行模擬工況多場耦合條件下系統的性能評價及損傷、失效機理研究。而這種多物理場協同耦合作用會導致第一壁材料服役性能的退化可能遠比單一場作用下的性能退化嚴重得多。多場耦合作用下的基礎數據和服役性能評價是預測第一壁材料服役窗口壽命的必要手段、及CFETR 第一壁選材的重要依據。因此，下一步工作重點是開展多場耦合作用下的服役性能評價、壽命評估及其演化規律研究，建立材料近似工況條件下的服役性能數據庫。這不僅對W-0.5%wt ZrC材料，其他第一壁候選材料同樣也要進行此方面的研究。

致謝：感謝國家重點研發計劃(2017YFA0402800)、國家磁約束核聚變專項 (2015GB112000)及國家自然科學基金項目(11735015，11575241, 11374299)資助。感謝核工業西南物理研究院劉翔研究員在熱負荷測試方面的大力幫助，感謝北京航空航天大學呂廣宏教授及大連民族大學劉東平教授分別在D+及He+輻照方面的大力幫助。

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