劉豪，龍海川，鄭鵬飛，邱長軍，陳勇

（1.南華大學(xué)，湖南 衡陽 421001；2.核工業(yè)西南物理研究院，成都 610225）

20 世紀(jì)80 年代以來，先進(jìn)實(shí)驗(yàn)超導(dǎo)托卡馬克（EAST）、國際熱核聚變實(shí)驗(yàn)堆（ITER）和中國聚變工程實(shí)驗(yàn)堆（CFETR）對未來聚變反應(yīng)堆長脈沖高參數(shù)穩(wěn)態(tài)運(yùn)行的鎢基面向等離子體材料開展了大量研究工作[15-16]。其中以添加氧化物（Y2O3、La2O3、Al2O3、ZrO2）或碳化物（TiC、TaC、ZrC）第二相顆粒對鎢基材料的晶粒尺寸、抗拉抗壓強(qiáng)度、再結(jié)晶溫度、韌性–脆性轉(zhuǎn)變溫度和顯微硬度的影響規(guī)律為主要研究內(nèi)容，等離子體與壁相互作用（Plasma-Wall Interactions，PWI）而引起的氫同位素滯留特性和輻照損傷行為研究同樣對開發(fā)新型防護(hù)涂層材料具有重大意義。

1 彌散強(qiáng)化鎢基材料的力學(xué)性能

普遍認(rèn)為，第二相以極細(xì)小的顆粒形態(tài)均勻分布于鎢基材料中，增加相界面積，阻礙晶界位錯的運(yùn)動，顯著提高鎢合金的顯微硬度、延展性、抗拉抗壓強(qiáng)度[17-19]。同時，彌散強(qiáng)化形成的高致密化程度鎢基材料還表現(xiàn)出低韌性–脆性轉(zhuǎn)變溫度、高熱穩(wěn)定性、高抗熱震能力和再結(jié)晶溫度，已逐漸成為聚變反應(yīng)堆中主要的第一壁材料[20-21]。目前，彌散強(qiáng)化鎢基材料主要是以氧化物（Y2O3、La2O3、Al2O3、ZrO2）或碳化物（TiC、TaC、ZrC）作為超細(xì)晶第二相分散劑，但不同制備工藝、固結(jié)方法和強(qiáng)化相含量將對鎢基材料的力學(xué)性能造成顯著差異[22]。如表1 列出了常見粉末制備和固結(jié)方法下氧化物彌散強(qiáng)化鎢合金的組織和力學(xué)性能。

表1 氧化物彌散強(qiáng)化鎢合金的微觀組織和力學(xué)性能Tab.1 Microstructure and mechanical properties of oxide dispersion strengthened tungsten alloy

1.1 氧化物彌散強(qiáng)化鎢基材料

1.1.1 W-Y2O3

稀土氧化物可有效地提高鎢基材料的低溫脆性和再結(jié)晶脆性，原因在于均勻分散在鎢晶粒內(nèi)部的超細(xì)氧化物顆?？梢援a(chǎn)生、固定和積累位錯，進(jìn)一步增強(qiáng)材料的力學(xué)性能，而晶界處的氧化物顆粒會阻礙晶界遷移，有效抑制晶粒的生長[32]。Y2O3具有高熔點(diǎn)（2 690 ℃）、理化性質(zhì)穩(wěn)定等優(yōu)點(diǎn)，被認(rèn)為高性能、超細(xì)晶彌散強(qiáng)化鎢基材料的首選強(qiáng)化相[33]。

針對相同氧化物顆粒強(qiáng)化，不同制備工藝及配比對其力學(xué)性能有著極大影響。普遍發(fā)現(xiàn)，粉末冶金、濕化學(xué)以及溶膠–凝膠法等能顯著提高氧化物彌散強(qiáng)化鎢基材料的顯微硬度和延展性，降低孔隙率。粉末冶金與熱鍛的W-2wt.%Y2O3合金中的晶粒含有少量位錯現(xiàn)象，Berkovich 硬度和楊氏模量分別為4.9、400 GPa，DBTT 值在773～873 K 內(nèi)。與機(jī)械合金化條件下的W-2%Y2O3相比，673～1 273 K 的DBTT 值表現(xiàn)出更加優(yōu)異的延展性[34]。Lian 等[35]研究了常規(guī)燒結(jié)和高熱能鍛造的W-Y2O3的熱力學(xué)特性。與常規(guī)燒結(jié)相比，高能鍛造下的W-Y2O3材料的抗拉強(qiáng)度與延展性有所提升，200 ℃下的HERF W-Y2O3的抗拉強(qiáng)度為948 MPa，而軋制的W-Y2O3為846 MPa，并且熱沖擊開裂閾值低于100 ℃。采用新型冷卻干燥和低溫?zé)Y(jié)法制備鎢晶粒尺寸為410 nm 的W-Y2O3合金，發(fā)現(xiàn)Y2O3顆粒能夠吸收自由氧雜質(zhì)，與鎢基體反應(yīng)形成第二相Y2WO6（WO3·Y2O3<20 nm）顆?；蜴u基體界面的W-Y-O 三元相擴(kuò)散層。Y2WO6粒子與鎢形成具有共格或半共格結(jié)構(gòu)材料，顯微硬度高達(dá)(690.2±32.0)HV0.2[36]。Dong 等[37]報道了氫氣氣氛下低溫?zé)Y(jié)制備的W-Y2O3合金，發(fā)現(xiàn)氧化物顆粒的增加使得體積分?jǐn)?shù)和晶間與晶內(nèi)氧化物顆粒的尺寸減小，在700 ℃時，W-Y2O3合金的強(qiáng)度高達(dá)1 134 MPa，總伸長率超過30%。然而，相同成分的W-Y2O3復(fù)合材料在不同溫度下的力學(xué)性能同樣具有差異性，見表2。其原因可能是溫度在300 ℃上時，材料的晶粒不斷長大，發(fā)生再結(jié)晶脆性。

表2 不同W-1.0wt%Y2O3 復(fù)合材料的拉伸性能與溫度的關(guān)系[37]Tab.2 Relationship between tensile properties and temperature of different W-1.0wt% Y2O3 composites[37]

此外，添加V、Ta、Ni、Ti 和Zr 元素可以改善W-Y2O3的致密化程度、表面形貌和力學(xué)性能，提高抵抗輻照脆化硬化能力。采用機(jī)械合金化分別制備了含有V 和Ta 元素的原位分散氧化釔鎢基材料。發(fā)現(xiàn)含V 元素材料具有分散均勻的超細(xì)第二相顆粒，Ta能使不規(guī)則形狀的Y2O3顆粒更具球形，并且顯微組織主要呈現(xiàn)TaVO4和V2O5相，而Y2O3與Ta2O5相互作用形成YTaO4相[40]。類似的，Daoush 等[6]對含有5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Ni 和Y2O3、ZrO2或TiO2彌散強(qiáng)化相的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，與W-Ni-ZrO2和W-Ni-TiO2相比，W-Ni-Y2O3合金具有相對均勻的互聯(lián)結(jié)構(gòu)，更高的致密化程度、抗壓強(qiáng)度和更低的孔隙率，而W-Ni-TiO2具有最高的維氏硬度值?；钚栽豘r 對C、O、N 等雜質(zhì)元素具有很高的親和力，能夠降低C 和O 等氣體間隙元素在晶界產(chǎn)生的缺陷。例如，當(dāng)試驗(yàn)溫度從300 ℃提高到600 ℃時，W-0.2%Zr-1%Y2O3的極限拉伸強(qiáng)度從593 MPa 逐漸下降到478 MPa，總伸長量從9.8%上升到16.4%。在500 ℃以上時，W-0.2%Zr-1%Y2O3合金的強(qiáng)度和延展性均高于W-1%Y2O3，并發(fā)現(xiàn)ZrH2脫氫后，Zr 與晶界處氧先發(fā)生反應(yīng)形成ZrO2，再與Y2O3顆粒結(jié)合成Y-Zr-O 氧化物粒子，表明微量Zr 的晶界強(qiáng)化可以有效提高W-1%Y2O3的低溫延性和抗拉強(qiáng)度[27]。此外，有研究表明，真空燒結(jié)制備的W-0.2%Zr-1%Y2O3由100 ℃上升至200 ℃時，材料的塑性和極限拉伸強(qiáng)度都在不斷提高，該合金的韌性–脆性轉(zhuǎn)變溫度表現(xiàn)為150 ℃[41]。因此，晶粒細(xì)化是提高合金力學(xué)性能的關(guān)鍵因素。

光學(xué)相干斷層掃描技術(shù)憑借其操作方便、無創(chuàng)等優(yōu)勢成為眼科醫(yī)生在臨床疾病,特別是眼底病診斷中的輔助檢查手段之一。近年來,OCT掃描在臨床上得到了迅速的應(yīng)用,成像分辨率更高,達(dá)到組織學(xué)水平,可準(zhǔn)確測量黃斑部視網(wǎng)膜厚度。黃斑部是視覺最敏銳的地方,黃斑部視網(wǎng)膜厚度微小的變化也將魂影響中心視力,傳統(tǒng)的眼底檢查如眼底鏡、三面鏡眼底血管熒光造影等在病變不明顯時不太可能準(zhǔn)確定量分析黃斑部視網(wǎng)膜厚度。但是SD-OCT可以清楚地觀察黃斑活體結(jié)構(gòu),并能定向分析黃斑區(qū)厚度,能更早、更準(zhǔn)地了解黃斑部相關(guān)功能的改變。

1.1.2 W-La2O3

由于處于聚變反應(yīng)堆的面向等離子體材料（PFMs）需承受等離子體破壞帶來的瞬態(tài)高熱流，而鎢材料在一定程度上存在再結(jié)晶溫度低和韌脆轉(zhuǎn)變溫度高的性能，無法進(jìn)一步滿足未來聚變反應(yīng)堆的壁載要求[42]。研究表明，La2O3的加入可以明顯細(xì)化鎢晶粒，改善其力學(xué)性能[43]。例如，采用微/納米復(fù)合工藝制備的W-La2O3材料能夠承受200 MW/m2（5 ms）的高溫?zé)崃?，并且?dāng)La2O3的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%時，W 材料的彎曲強(qiáng)度達(dá)到最高。不同La2O3含量的W-La2O3復(fù)合材料的組織和力學(xué)性能見表3[44]。Qin 等[45]采用濕化學(xué)方法制備了相對密度為95.0%的W-La2O3復(fù)合材料，經(jīng)晶界和晶內(nèi)的La2O3氧化物顆粒強(qiáng)化，W-La2O3復(fù)合材料的顯微硬度和抗壓強(qiáng)度分別高達(dá)684.0HV0.2和2 119 MPa，進(jìn)一步證明晶粒細(xì)化是提高材料力學(xué)性能的關(guān)鍵。

表3 不同La2O3 含量的W-La2O3 材料性能[44]Tab.3 Properties of W-La2O3 materials with different La2O3 contents[44]

1.1.3 W-Al2O3

與Y2O3和La2O3氧化物相比，Al2O3以其高硬度、低密度、優(yōu)異的熱化學(xué)穩(wěn)定性和良好的耐磨耐腐蝕性得到廣泛應(yīng)用[46-47]。Wang 等[30]采用水熱合成法和放電等離子體燒結(jié)相結(jié)合，將Al2O3超細(xì)顆粒添加到鎢基體中，研究了放電等離子體燒結(jié)溫度對W-Al2O3復(fù)合材料致密化的影響。研究表明，1 800～2 100 ℃燒結(jié)溫度的W-Al2O3復(fù)合材料的相對密度<92%，在1 900～2 000 ℃時達(dá)到最大值97%，并且隨溫度的升高，晶粒尺寸從2.49 μm 增加到8.21 μm。此外，相同制備方法下，不同的Al2O3成分含量對W-Al2O3復(fù)合材料組織與力學(xué)性能的影響見表4。由于W-6%Al2O3（Al2O3的體積分?jǐn)?shù)為6%）中的氧化物顆粒均勻分布，具有最優(yōu)異的力學(xué)性能，平均鎢晶粒尺寸和顯微硬度值分別為2.78 μm 和435.56HV200g。同樣，采用水熱合成法制備了 Al2O3質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0～1%的W-Al2O3復(fù)合材料，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，Al2O3質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到0.25%時，顯微硬度和抗壓強(qiáng)度分別達(dá)到最大值386HV 和1628 MPa。根據(jù)W-25%Al2O3的熱變形活化能Q=321.79 kJ/mol，進(jìn)一步給出合金的熱變形本構(gòu)方程，如式（1）所示[48]。

表4 不同Al2O3 成分含量的W-Al2O3復(fù)合材料組織與力學(xué)性能[30]Tab.4 Microstructure and mechanical properties of W-Al2O3 composites with different Al2O3 content[30]

式中：ε為合金的應(yīng)變速率，s–1；σ為峰值應(yīng)力或穩(wěn)態(tài)應(yīng)力，MPa；R為氣體常數(shù)，J/(mol·K)；T為熱力學(xué)溫度，K。可以利用應(yīng)力–應(yīng)變曲線峰值和穩(wěn)態(tài)應(yīng)力來評估材料的流動應(yīng)力引起的高溫變形量。

1.1.4 W-ZrO2

ZrO2通常為脆性金屬間化合物的增韌強(qiáng)化相顆粒，是因?yàn)楸旧硎蔷哂懈哂捕取⒏呷埸c(diǎn)、耐腐蝕性以及優(yōu)異的熱特性材料。研究表明，高溫的ZrO2冷卻到室溫時，將從立方相轉(zhuǎn)變?yōu)閱涡毕?。Li 等[49]采用粉末冶金法制備的W-xZrO2（x=0%、0.25%、1.0%、1.5%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的微觀結(jié)構(gòu)表明，W-1.5%ZrO2合金的平均晶粒尺寸為47.18 μm，抗壓強(qiáng)度和破壞應(yīng)變分別高達(dá)1941.3 MPa 和23.1%，比純鎢分別提高23.27%和22.37%，如圖1 所示。此外，對于采用水熱法和等離子體燒結(jié)制備的W-ZrO2復(fù)合材料，研究發(fā)現(xiàn)，ZrO2成分含量對W-ZrO2復(fù)合材料的綜合性能影響與文獻(xiàn)[49]研究的結(jié)果類似，W-1.5%ZrO2復(fù)合材料的綜合性能最優(yōu)，顯微硬度為538.8HV，當(dāng)室溫壓縮至應(yīng)變失效時的抗壓強(qiáng)度為1 628 MPa，應(yīng)變率為1.7×10–3s–1[29]。

1.2 碳化物彌散強(qiáng)化鎢基材料

1.2.1 W-TiC

為了緩解高溫下第一壁材料的腐蝕和輻射損傷，TiC 彌散強(qiáng)化鎢基材料以其高抗彎強(qiáng)度、良好的沖擊延展性、優(yōu)異的高溫抗拉強(qiáng)度和抗輻照硬化性能而被廣泛關(guān)注[50-51]。W-TiC 暴露在1.65～1.75 MJ/m2熱流中5 ms 內(nèi)才開始發(fā)生裂紋，而在1 000 脈沖下0.55 GW/m2瞬態(tài)熱負(fù)荷中表現(xiàn)出明顯的脆性斷裂特征[52]。Miao等[53]利用粉末冶金和熱軋工藝相結(jié)合的方法制備了W-0.5%TiC 和W-0.5%TiC合金，這2 種合金在1 400～1 600 ℃具有等溫退火熱穩(wěn)定性。研究表明，熱軋制的W-0.5%TiC 合金在200 ℃下的強(qiáng)度為789 MPa，總伸長率為4.8%，合金在1 600 ℃退火1 h 后的力學(xué)性能明顯下降，比軋制純鎢高250 ℃，并且發(fā)現(xiàn)TiC 彌散強(qiáng)化結(jié)構(gòu)在1 200 ℃的使用環(huán)境下具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性。此外，Lang 等[54]研究了濕化學(xué)和放電等離子體燒結(jié)的制備工藝下不同 TiC 含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)0～0.9%）對W-TiC 合金組織、力學(xué)性能和熱傳導(dǎo)的影響，見表5。研究表明，W-0.5%TiC 合金的力學(xué)性能相對最優(yōu)，在常溫和 800 ℃下的熱導(dǎo)率分別為139.6、105.4 W/(m·K)；TiC 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.1%～0.5%的W-TiC 合金，其熱導(dǎo)率略低于純鎢；TiC 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.7%和0.9%的W-TiC 合金，力學(xué)性能和導(dǎo)熱性能有明顯下降，可能是晶界上的TiC 顆粒不均勻聚集所導(dǎo)致的。

表5 不同TiC 含量的W-TiC 組織和力學(xué)性能[54]Tab.5 Microstructure and mechanical properties of W-TiC with different TiC content[54]

1.2.2 W-TaC

與La2O3和Y2O3相比，TaC 具有更高的熔點(diǎn)（3 880 ℃）和熱穩(wěn)定性，同時TaC 彌散強(qiáng)化能有效提高鎢合金的抗沖蝕性和再結(jié)晶溫度[55]。研究表明，W-0.5%Ta-0.01%C 合金中的TaC 顆粒提高了鎢材料的延展性，能與氧雜質(zhì)在晶界形成Ta-Cx-Oy化合物，降低自由氧濃度而提高晶界強(qiáng)度，并在1 600 K 下具有良好的熱穩(wěn)定性[56]。Miao 等[57]報道了一種在200 ℃時極限抗拉強(qiáng)度為982 MPa 的細(xì)晶W-0.5%TaC 合金材料，在RT～500 ℃的極限抗拉強(qiáng)度均高于570 MPa，并發(fā)現(xiàn)存在大量位錯現(xiàn)象。此外，Xie 等[58]研究了TaC對鎢材料拉伸性能和熱穩(wěn)定性的影響。結(jié)果表明，TaC阻礙晶界遷移、扎釘位錯和細(xì)化晶粒，W-1.0% TaC的再結(jié)晶溫度約為1 400 ℃，軋制的W-1.0%TaC 在室溫下的裂紋閾值為0.33～0.44 GW/m2，而存在的Ta2O5和Ta-Cx-Oy顆粒將導(dǎo)致W-TaC 的抗熱沖擊性能下降。

1.2.3 W-ZrC

與 La2O3強(qiáng)化相相比，ZrC 具有更高的熔點(diǎn)（3 540 ℃），并作為吸氣劑減少氧對壁材料的影響。研究表明，ZrC 彌散強(qiáng)化的鎢基復(fù)合材料表現(xiàn)出高強(qiáng)度、高延展性、低韌脆轉(zhuǎn)變溫度、熱穩(wěn)定性以及抗熱震性等優(yōu)異的力學(xué)性能[59-61]。例如，W-0.5%ZrC 合金在室溫下的開裂閾值為 220～330 MW/m2，相當(dāng)于7.0～10.4 MJ/(m2·s1/2)熱負(fù)荷[62]。Xie 等[63]采用粉末冶金和放電等離子體燒結(jié)制備了W-(0.2,0.5,1.0)%ZrC 復(fù)合材料。發(fā)現(xiàn)材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度均在500～600 ℃內(nèi)，W-0.5% ZrC 合金在700 ℃時的極限抗拉強(qiáng)度為535 MPa，總伸長率為24.8%，而ZrC 質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于0.5%時的伸長率將會有所下降。相同溫度下，W-ZrC合金的拉伸性能隨ZrC 含量的增加而上升，但顯微硬度沒有明顯變化趨勢。ZrC 可以與雜質(zhì)氧形成立方Zr-C-O 和單斜ZrO2相，減少氧對晶界強(qiáng)度的影響。此外，一種再結(jié)晶溫度為1 800 ℃以及韌脆轉(zhuǎn)變溫度在400～500 ℃內(nèi)的W-0.5%ZrC-1%Re 復(fù)合材料被報道出來，發(fā)現(xiàn)該材料在700 ℃下的極限拉伸強(qiáng)度和總伸長率分別是純鎢的 1.3、2.6 倍[64]。熱軋制的W-0.5%ZrC 在1 500 ℃下的極限拉伸強(qiáng)度值最高，并表現(xiàn)出晶界強(qiáng)化和第二相顆粒2 種強(qiáng)化現(xiàn)象[65]。

2 彌散強(qiáng)化鎢基材料的氫滯留特性

針對鎢基面向等離子體材料的力學(xué)性能問題，國內(nèi)外研究學(xué)者主要是采用從摻雜組元的合金化、彌散強(qiáng)化以及制備納米鎢等方面來改善。然而，除了優(yōu)良的力學(xué)性能，減少燃料滯留也是目前鎢基面向等離子體材料的首要研究課題，特別是氧化物/碳化物彌散強(qiáng)化下鎢基材料中的氫滯留行為[66]。

2.1 氧化物彌散強(qiáng)化鎢基材料中的氫滯留

氧化物強(qiáng)化相顆粒優(yōu)化提高了鎢基材料的組織和力學(xué)性能，但晶界與晶內(nèi)的氧化物顆粒分散不均，將增加更多氫類的捕獲點(diǎn)，是因?yàn)闅錅襞c材料的晶粒尺寸、織構(gòu)、雜質(zhì)和缺陷密度等具有很強(qiáng)的相關(guān)性。例如，Ti 摻雜的超細(xì)晶粒鎢中的TiO2粒子存在，發(fā)現(xiàn)了更多的D 俘獲位點(diǎn)[67]。Tan 等[68]研究了高能鍛造的W-0.5%Y2O3合金暴露在溫度為443～463 K、離子通量1.2×1022D/(m2·s)下的氘滯留情況。結(jié)果表明，橫截面在0.5～3 h 輻照時間的氘滯留從1.28×1019D/m2增加到 4.96×1021D/m2，而鍛造面的氘總滯留（2.25×1020～9.73×1020D/m2）卻無明顯變化，但產(chǎn)生嚴(yán)重的氣泡現(xiàn)象。另外，利用核反應(yīng)分析和熱解析光譜研究了摻雜 Y2O3顆粒的鎢合金在入射通量為6×1024、7.5×1025D/m2和樣品溫度為370、450、570 K下的氘滯留行為[69]。研究表明，500、370、450 K 的W-Y2O3局部氘濃度與純鎢相差20%～30%，W-Y2O3合金中的總氘濃度比純鎢高約為3.6 倍。這是因?yàn)閾诫sY2O3顆粒的鎢合金存在本征缺陷，具有很高的捕獲能，亞微米孔隙使得高溫氘釋放，并且氘滯留量隨樣品溫度的升高有所增加，在一定溫度下達(dá)到峰值。

2.2 碳化物彌散強(qiáng)化鎢基材料中的氫滯留

由于碳空位可以有效地捕獲氫同位素，氫在碳化物彌散強(qiáng)化鎢基材料中的滯留差異與碳化物析出有關(guān)。例如，W-1.1TiC 和W-3.3TaC 中的碳化物析出可能提供了大量的氫捕獲點(diǎn)[70]。Oya 等[71]研究了增韌細(xì)晶再結(jié)晶鎢合金（Toughened，F(xiàn)ine-Grained Recrystallized，TFGR W-1.1%TiC）中的氘滯留，其中鎢樣品中氫保率與輻照溫度的關(guān)系如圖 2 所示，TFGR W-1.1%TiC 合金在473 K 時的氘滯留率水平與純鎢基本相同。當(dāng)T>473 K 時，TFGR W-1.1%TiC 合金的氘滯留量均高于純鎢，與D 輻照相比，473 K 下D+He輻照的TFGR W-1.1%TiC 合金的氫滯留降低了70%。同時，NRA 分析出純鎢中的大部分氘原子是停留在近表層，深度>1 μm 的氘原子分?jǐn)?shù)低于0.001%，而TFGR W-1.1%TiC 合金厚度>1 μm 的氘滯留比純鎢高0.004%。表明TiC 致使鎢合金中氘滯留量增加的可能原因是組織結(jié)構(gòu)中存在晶界擴(kuò)散（TiC 分散體作為附加捕集點(diǎn)）和TiD2形成。類似的，利用核反應(yīng)分析和熱解析光譜對暴露在573 K 溫度，注入量1×1026D/m2下的增韌細(xì)晶再結(jié)晶鎢合金（TFGR W-1.2%TiC和TFGR W-3.3%TaC）中的氘滯留情況進(jìn)行測量。發(fā)現(xiàn)W-TiC 在0～8 μm 深度內(nèi)D 的平均滯留量為1.3×1021D/m2，W-TaC 中為1.4×1021D/m2。同時，TDS測得W-TiC 的氘總滯留量為3.9×1021D/m2，W-TaC為3.0×1021D/m2，并且W-TiC 和W-TaC 均出現(xiàn)氘的解吸峰。W-TaC 比W-TiC 中氘滯留率低的原因是Ta和Ti 對氘原子的化學(xué)親和力不同[72]。

圖2 鎢樣品中D 總滯留與輻照溫度的熱解析光譜圖[72]Fig.2 Thermal analysis spectrum of total D retention and irradiation temperature in tungsten sample[72]

Zibrov 等[73]利用核反應(yīng)分析和熱解析光譜測量了W-1.1%TiC 和W-3.3%TaC 合金樣品在800～963 K、100 kPa 壓力下暴露于 D2氣體中的氘含量。發(fā)現(xiàn)W-3.3%TaC 合金中的氘體積濃度和總滯留量均與純多晶鎢大致相同，而W-1.1%TiC 合金中的氘體積濃度比純鎢高出1 個數(shù)量級，說明分散的碳化物顆粒在高溫下存在大量的氘陷阱。將相同材料暴露在低能量（40 eV/D）、高溫（800、1 050、1 250 K）和高通量（1.8×1023～5×1023D·m–2s–1）的等離子體中，發(fā)現(xiàn)在800 K 下的W-1.1%TiC 和W-3.3%TaC 合金的氘捕獲量均比純鎢高出1 個數(shù)量級，而此時W-1.1%TiC 中的氘總滯留量比W-3.3%TaC 高出1.6 倍，是因?yàn)閃-1.1%TiC 在高溫高通量下存在大量的碳化物析出相和界面處產(chǎn)生氘捕獲陷阱[74]。因此，與純鎢相比，W-1.1%TiC 和W-3.3%TaC 合金分別在573～1 250 K和573～800 K 溫度范圍內(nèi)具有很高的氘滯留。

3 彌散強(qiáng)化鎢基材料的輻照損傷行為

未來聚變堆反應(yīng)的問題主要將面臨面向等離子體材料（PFMs）的高溫腐蝕、燃料滯留和輻射損傷。彌散強(qiáng)化可以有效改善鎢基面向等離子體材料的力學(xué)性能，但強(qiáng)化相顆粒在等離子體輻照作用下會有產(chǎn)生不可避免的缺陷，會形成晶格損傷，降低鎢基復(fù)合材料的抗瞬態(tài)熱沖擊能力[75-76]。通常來講，面向等離子體材料（PFMs）主要受到氫、氦和中子以及協(xié)同作用下的輻照作用[77]。不同類型的彌散強(qiáng)化鎢基材料在低能氦離子中隨溫度的升高，表面針孔結(jié)構(gòu)變得越明顯，損傷厚度層也不斷增加[78]。第二相強(qiáng)化相顆粒尺寸和分散深度也是彌散強(qiáng)化鎢基材料輻照損傷的重要影響量[10]。Liu 等[79]研究了低能（200 eV）高通量（5.8×1021或1.4×1022ions·m–2·s–1）氦離子輻照下的W-La2O3的表面損傷。發(fā)現(xiàn)1 100 K 溫度輻照下，W-La2O3表面顆粒發(fā)生濺射，形成微米程度的空穴，而在1 550 K 下形成納米級絨毛，比純鎢低40%，表明La2O3顆粒的存在能抑制鎢內(nèi)的氦離子擴(kuò)散和聚集，并且氦離子輻照引起的腐蝕速率與La2O3含量有關(guān)，如圖3 所示。當(dāng)La2O3的體積分?jǐn)?shù)從0 增加到1.0%時，1 100 K 下W-La2O3的腐蝕速率從9.5×10–3下降到6.3×10–3，而1 550 K 時的腐蝕速率均保持在2.2×10–3左右。此外，W-La2O3和W-Y2O3在低能高通量（50、100 eV，1.37×1022～1.62×1022ions·m–2·s–1）氦離子輻照下，均形成厚度小于5.2 nm 的絨毛層，與氦離子濃度呈正相關(guān)。輻照溫度為1 420 K、離子能量為100 eV 和離子通量為5.83×1026m–2下，各鎢基材料的腐蝕速率如圖4 所示?？梢钥闯?，0.1%～1.0%（體積分?jǐn)?shù)）La2O3含量的鎢合金的質(zhì)量損傷比純鎢低20%，并且表現(xiàn)出最優(yōu)異的抗沖蝕性能[80]。

圖3 不同La2O3 含量的鎢W-La2O3 在輻照溫度1 100、1 550 K 下的腐蝕速率[79]Fig.3 Corrosion rate of tungsten W-La2O3 with different La2O3 content at irradiation temperatures of 1 100 and 1 550 K[79]

圖4 輻照溫度為1 420 K、離子能量為100 eV 和離子通量5.83×1026 m–2 下各鎢基材料的腐蝕速率[80]Fig.4 Tungsten groups at irradiation temperature of 1 420 K, ion energy of 100 eV and ion flux of 5.83×1026 m–2 material corrosion rate[80]

目前來講，鎢在高溫低能氦的輻照下，表面不可避免地出現(xiàn)毛孔、水泡、絨毛，而添加少量碳化物強(qiáng)化相會增強(qiáng)鎢的抗輻照性能[81]。Lang 等[82]研究了1-10%TiC/ZrC 的彌散強(qiáng)化鎢基材料在能量為250 eV，溫度為600、800 ℃，密度為1020cm－2的氦離子輻照下的情況，發(fā)現(xiàn)600 ℃下只有W-TiC 呈現(xiàn)出納米結(jié)構(gòu)，800 ℃下的W-TiC 和W-ZrC 都出現(xiàn)了氣孔和波紋，而 W-TiC 材料表面可觀察到纖維狀結(jié)構(gòu)。此外，W-ZrC 在>800 ℃、低能He 離子和H/He 混合離子中的輻照試驗(yàn)中，發(fā)現(xiàn)純氫輻照只引起材料表面粗糙，而H/He 混合離子會使材料針孔結(jié)構(gòu)增加，顯著降低裂紋產(chǎn)生閾值[78]。同樣，有學(xué)者發(fā)現(xiàn)采用機(jī)械合金化制備的50～200 nm 的超細(xì)晶W-0.5%TiC 突顯出抗中子輻照硬化，并且表明高密度的氘等離子體能使晶粒發(fā)生拋射，可能是晶界較弱的所導(dǎo)致的[83-84]。隨著技術(shù)的不斷發(fā)展，近些年利用超塑性微結(jié)構(gòu)改性來細(xì)化晶粒尺寸，增加材料致密化程度，以此來提高W-TiC材料的抗輻照損傷能力[85]。研究表明，改性后的W-1.1TiC 在300 ℃、處于純D 或D/He 混合等離子體環(huán)境下，具有很高的抗低能、高通量離子轟擊的能力，并表現(xiàn)出較好的抗再結(jié)晶脆性。因此，在氫、氦和中子輻照下，鎢原子遷移和空位的形成率增加，晶粒尺寸增加，但強(qiáng)化相顆粒的存在可以大大降低鎢材料的輻照損傷。

4 結(jié)語

鎢基面向等離子體材料與高熱負(fù)荷和高能粒子流相互作用下的綜合材料性能要求，是限制先進(jìn)聚變反應(yīng)堆高約束參數(shù)穩(wěn)定運(yùn)行的關(guān)鍵技術(shù)難題之一。目前，國內(nèi)外學(xué)者采用彌散強(qiáng)化手段來改善鎢基面向等離子體材料的微觀組織與力學(xué)性能、抗輻照損傷以及氫滯留行為，但當(dāng)前已開發(fā)的彌散強(qiáng)化鎢基材料與未來聚變反應(yīng)堆極端工況下的材料性能仍存在一定差距，主要問題包括以下幾個方面：對于添加第二相強(qiáng)化相顆粒無法均勻分散在鎢基材料晶界，易導(dǎo)致部分區(qū)域開裂；彌散強(qiáng)化鎢基材料中存在大量孔隙，界面結(jié)合力較低；晶界處的部分晶體表現(xiàn)出高度無序狀態(tài)和存在的N、O 雜質(zhì)易降低晶界內(nèi)聚力，使材料延展性顯著降低；粉末固結(jié)的彌散強(qiáng)化鎢基材料中的殘余內(nèi)應(yīng)力沒有將其完全釋放，易于在等離子體沖擊下產(chǎn)生微裂紋。因此，彌散強(qiáng)化鎢基材料的一些關(guān)鍵的基礎(chǔ)問題和技術(shù)還需進(jìn)一步深入探討與研發(fā)。

1）粉末制備工藝和燒結(jié)方法的創(chuàng)新與優(yōu)化。探討不同粉末燒結(jié)方法下的材料密度、孔隙、晶粒尺寸以及力學(xué)性能的變化規(guī)律，針對相同強(qiáng)化相顆粒及配比的單一燒結(jié)方法下產(chǎn)生材料缺陷，建立粉末粒度、燒結(jié)方法與溫度、后處理工藝對材料綜合性能的影響準(zhǔn)則，得出最為優(yōu)化的生產(chǎn)工藝。

2）彌散強(qiáng)化鎢基材料中的強(qiáng)化相種類及含量對力學(xué)性能和抗輻照損傷行為的影響規(guī)律及微觀機(jī)制。明確強(qiáng)化相成分與組織性能的關(guān)系，建立聚變反應(yīng)堆中用彌散強(qiáng)化鎢基材料的成分設(shè)計準(zhǔn)則，確定強(qiáng)化相類型及配比與材料力學(xué)性能和抗輻照損傷的調(diào)控機(jī)制，進(jìn)而制備性能最為優(yōu)異的彌散強(qiáng)化鎢基材料。

3）輻照對彌散強(qiáng)化鎢基材料的微觀結(jié)構(gòu)缺陷的影響規(guī)律，如輻照粒子種類、輻照能量、粒子劑量、輻照溫度等條件對彌散強(qiáng)化鎢基材料的形貌特征與缺陷類型和數(shù)量之間的關(guān)系，深入了解不同粒子及協(xié)調(diào)作用下與增強(qiáng)相鎢材料的相互作用機(jī)理，進(jìn)一步設(shè)計出適用于聚變反應(yīng)堆環(huán)境下的鎢基材料。

4）擴(kuò)展新型強(qiáng)化相類型或添加元素使基體鎢和強(qiáng)化相顆粒細(xì)化和分散均勻。探索微量元素V、Ta、Ni、Ti 和Zr 等對晶粒和氧化物/碳化物強(qiáng)化相顆粒尺寸的影響規(guī)律，確定元素種類及含量與鎢基材料力學(xué)性能之間的關(guān)系，發(fā)展如氮化物（TiN）、硼化物、硅化物等作為新增強(qiáng)化相對鎢基材料綜合性能的影響。