21世紀，人類面臨的能源危機問題日益嚴重，不可再生的傳統化石能源日漸枯竭，人類對新能源的需求更加迫切。可控熱核聚變能被認為是最有可能永久解決能源問題的新型能源，具有無限、安全和無放射性核廢料的優點。熱核聚變反應的原理是將受到一定約束條件的氘(D)和氚(T)加熱到極高的溫度，使其在等離子狀態下發生反應，釋放能量。最容易實現的核反應是2D + 3T → 4He (3.5 MeV) + n (中子，14.1 MeV)，其中反應物2D可以從海水中源源不斷地提取，3T可以由中子轟擊Li靶材反應生成，而生成物4He同樣清潔無環境污染[1~3]。

國際熱核聚變實驗堆(international thermonuclear experimental reactor，ITER)計劃是目前規模最大的國際性合作科研項目之一，由歐盟、美國、俄羅斯、印度、日本、韓國和中國共同參與，目標是建成能穩態運行的全超導磁約束托卡馬克實驗堆[4,5]。托卡馬克裝置主體是一個環繞線圈的環形真空室，產生的強磁場雖能約束大部分高溫等離子體，但仍有很多等離子體會不可避免地轟擊真空室內壁和偏濾器，造成壁材料服役性能嚴重下降，甚至影響材料的使用壽命和裝置的安全性[4~7]，這種服役時直接面對等離子體輻照作用的材料即為面對等離子體材料(plasma facing materials，PFMs)，位于真空腔室底部的偏濾器作為面對等離子體部件(plasma facing component，PFC)，其主要作用是排出D/T等離子體反應生成的氦灰以及雜質。

偏濾器服役時會承受低能(< 100 eV)高束流(1022~1025 m-2·s-1) D/T等離子體、高通量(8 × 1018 m-2·s-1)高能(14 MeV)中子流的輻照作用，高能流密度的熱負荷作用和非穩態運行的瞬態事件[8~10]。在如此復雜的服役環境下，偏濾器結構材料的穩定性對于整個托卡馬克裝置正常運行至關重要。

W具有高熔點、導熱性好、低濺射產額和低T滯留等優勢，無論是ITER計劃還是中國聚變工程試驗(China fusion engineering test reactor，CFETR)，均把W作為偏濾器的候選材料[11]。然而W在服役時會受到等離子體輻照作用，導致材料表面產生微納尺度損傷結構，如表面起泡、絨毛結構、孔洞和表面納米組織等，從而引起熱導率下降、表面硬化和脆化，使材料更易發生表面破裂和剝離，影響其再服役性能，進而對核聚變裝置的安全性造成危害。

本文聚焦于W在H/D等離子體作用下的輻照損傷行為，系統總結了國內外科研人員對W的表面起泡行為和服役性能方面的研究現狀，旨在為優化W組織結構和性能，提高托卡馬克裝置運行的安全穩定性，延長使用壽命提供參考。

作為PFMs，W在服役過程中將受到從芯部等離子體逃逸出來的D/T等離子體及其反應產物He和中子的輻照作用，其中D/T等離子體在等離子體中占絕大部分，約90%左右。由于T具有放射性，因此國際上通常采用H/D等離子體進行輻照研究。等離子體輻照會使W表面產生輻照損傷結構，如表面氣泡、絨毛結構和表面納米組織等，尺寸通常在微米和納米量級。

表面起泡是H/D等離子體輻照造成的最主要損傷行為[12~15]，本節先從宏觀的表面起泡現象及其影響因素入手，再由宏觀尺度到微納尺度，依次總結表面氣泡的長大機制和形核機理，綜述了等離子體作用下W損傷缺陷演化的研究進展。

表面起泡現象是指W在受到等離子體輻照后表面出現的表面凸起現象，如圖1[16]所示。不同晶粒取向的W表面上均出現表面起泡現象，根據截面形貌可知，表面凸起對應其下方近表層內的氣泡。

研究[17~19]表明，等離子體輻照作用下W表面起泡行為與輻照劑量和輻照溫度有關。隨著輻照劑量的增加，W表面上尺寸較小的氣泡會聚集融合成尺寸較大的氣泡，表面氣泡的平均尺寸將會增大，而氣泡數量則會減少。Ye等[20]發現在低能H等離子體輻照作用下的W表面上，隨著輻照劑量的增加，氣泡的尺寸從幾十微米增至幾百微米。Jia等[21]利用高束流強度D等離子體在943 K下對W進行輻照并觀察到表面起泡，發現隨著輻照劑量(次數)的增加，表面起泡行為越來越嚴重，如圖2a~c[21]所示。根據圖2d[21]中對氣泡密度和尺寸進行統計的結果可知，氣泡密度隨輻照劑量增加而增加，直至輻照次數超出4次后接近飽和，該變化規律與D滯留量隨著輻照劑量增加而增加的變化規律一致。輻照溫度對表面起泡行為也具有顯著的影響。Luo等[22]發現，隨著輻照溫度升高，表面氣泡密度存在先上升后下降的趨勢，當溫度升高到900 K左右時，不再出現表面起泡現象。輻照溫度主要通過影響D和空位復合體(D-V complex)的形成、擴散和聚集，進而影響表面氣泡的形成[20,23]。表面氣泡隨著溫度升高而逐漸減少至消失，一個原因是D原子的滯留量降低，另一個原因是高溫時D原子的擴散能力更強，使得D原子不易在W的近表面形成富集，使得表面氣泡減少。

除了輻照劑量和輻照溫度，表面起泡行為還與材料表面的晶粒取向有關。Shu等[24]研究發現，表面氣泡容易出現在表面法向接近[111]表面的晶粒上，而在其他表面上氣泡數量較少，但是對于表面氣泡取向依賴性的成因并沒有給出解釋。Lindig等[17]發現，出現在{110}面晶粒上的氣泡沿<111>方向拉長，推測與W的低指數滑移系{110}<111>有關。Miyamoto等[25]也發現了類似的現象，認為這是由于法向[111]的表面為最疏排表面，因此D粒子更容易注入該表面，造成D粒子的注入量和注入深度更大，該解釋是基于之前高能粒子輻照實驗的結果。然而，低能量(50 eV以下) D等離子體的注入深度很淺，晶體取向對于D粒子的注入量以及注入深度的影響應該很小，所以他們對于低能D粒子造成的表面氣泡取向依賴性的解釋存在很大疑問。賈玉振[26]研究發現，[110]表面上六邊形氣泡的邊緣和臺階均垂直于[110]方向，在表面法向接近[111]的表面上，如圖3[16]所示。金屬W的晶格結構為bcc結構，當發生塑性變形時，位錯滑移的滑移方向為[111]方向，而通常的滑移面為{110}面。因此，賈玉振[26]基于W的塑性變形理論提出了表面起泡模型，如圖4[16]所示，即由于W中位錯的滑移方向為[111]方向，所以當輻照表面垂直于[111]方向時，表面的氘泡中存在的較大氣體壓強導致氣泡發生表面變形，從而形成表面氣泡。當輻照表面的法向遠離[111]方向時，氘泡中的氣體壓強不易使氣泡表面產生變形，故氣泡數量較少。基于W塑性變形理論的表面起泡機制可以很好地解釋D等離子體導致的表面氣泡取向依賴性。

表面納米泡也屬于等離子體輻照后W表面起泡現象，并且同樣具有取向依賴性。徐海燕[27]在低能高束流 D 輻照W表面觀察到了形成的納米泡，如圖5[27]所示。按照組織的形貌，納米泡包括三角形組織、條帶狀組織和海綿組織。納米泡在近{111}取向晶粒內為三角形，在近{001}取向晶粒內為海綿狀，其余取向為條帶狀，具有顯著的取向依賴性。

由此可見，在等離子體作用下W的表面起泡具有明顯的取向依賴性。對于較大的微米氣泡，基于W塑性變形理論的表面起泡機制，可以合理解釋等離子體作用下W表面起泡的取向依賴性。對于表面形成的納米泡，在不同取向上形狀各異，基于塑性變形理論的氣泡形核機制是否適用，如何解釋納米泡的取向依賴性仍需要開展進一步的研究工作。

對于表面起泡行為是如何產生的，許多研究團隊開展了相關研究工作。表面氣泡的長大機制主要可歸納為塑性變形機制[16,28,29]、位錯環擠出機制[28,30]和空位聚集機制[31]。其中，塑性變形機制和位錯環擠出機制得到了更加廣泛認可。

塑性變形機制是指較小尺寸的氣泡在近表面通過塑性變形，長大成為尺寸較大氣泡的過程，可以同時用來解釋晶間氣泡和晶內氣泡的長大過程[16,17]。對于晶間氣泡，通常能觀察到在晶界處產生較大的裂紋，其擴展方向與低指數滑移系一致，這是由于材料通過位錯滑移的塑性變形過程釋放氣泡內的過飽和氣壓而引起的應力[17]。對于晶內氣泡，尺寸較大氣泡的晶體取向依賴性和六邊形臺階狀氣泡均與塑性變形機制有關[16]。一些納米泡也被認為是通過塑性變形機制長大[32~34]。例如，Dubinko等[32,33]發現50 eV的高束流強度D等離子體輻照作用下，W近表層的位錯密度增加，產生的原因是等離子體輻照導致材料表面產生溫度梯度和應力梯度，從而引起W產生塑性變形。此外，他們還在W樣品內觀察到“咖啡豆”狀的位錯環，并推測是由于小氣泡在長大過程中擠出位錯環而產生的。然而遺憾的是，作者在該樣品中并未觀察到氣泡，無法直接將氣泡與位錯環/位錯聯系起來，使得該理論存疑。而Guo等[34]的研究雖然觀察到晶內氣泡和其周圍的位錯纏結，但是并未觀察到位錯環，如圖6[34]所示，作者認為氣泡僅通過塑性變形機制長大，而不存在位錯環擠出機制，這與Dubinko等[32,33]的觀點相矛盾。

位錯環擠出機制本質上也是塑性變形過程，只是通常被單獨劃分為一種長大機制[28]。位錯環擠出機制指的是自間隙原子從金屬與氣泡界面處被擠出而形成棱柱位錯環，氣泡內的氣壓是位錯環擠出的驅動力。Condon和Schober[28]研究發現，位錯環擠出機制是Al和Cu等金屬中氫泡長大的主要機制。同時，位錯環擠出也可用來解釋W中氫泡的長大過程[35,36]，其機制示意圖如圖7[28]所示。位錯環擠出機制通常伴隨著一列沿著Burgers矢量平行排列的位錯環[28]，因此這種平行排列的具有相同Burgers矢量的棱柱位錯環成為位錯環擠出機制的直接實驗證據。Hou等[37]通過模擬研究提出位錯環擠出機制是W中團簇長大成為氫泡的主要機制，很多計算模擬工作也從理論上支持了位錯環擠出機制[38~40]。

在此基礎上，Chen等[41]提出氣泡的多階段長大機制，完整闡述了表面氣泡的生長過程。Chen等[41]通過實驗證實了位錯環擠出機制的存在，在晶內氣泡附近觀察到沿<111>方向平行排列的Burgers矢量為$\pm \frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}<\mathrm{111}>$的棱柱位錯環(圖8[41])和剪切位錯環(圖9[41])，并通過理論計算表明，這2種位錯環分別由位錯環擠出機制和剪切位錯環發射機制產生。由此提出氣泡長大過程由多階段組成：當氣泡尺寸較小時，通過擠出位錯環的方式長大；當氣泡處于中間尺寸時，通過剪切位錯環發射機制長大；當氣泡尺寸較大時，位錯環擠出機制重新成為氣泡長大的主要機制。

綜上，在H/D等離子體輻照作用下W中表面氣泡的長大機制研究方面，對于晶間氣泡的長大機制，塑性變形機制得到了廣泛認可。對于晶內氣泡的長大機制，采用氣泡的多階段長大機制，可以合理解釋氣泡的長大過程。

相較于表面氣泡的長大機制，表面氣泡的形核機理是低能高束流等離子體輻照W領域長久以來備受關注的難題。表面氣泡可根據氣泡出現的位置分為晶間氣泡和晶內氣泡2種。晶界被廣泛認為是晶間氣泡的初始形核位置[42,43]，且可以通過觀察表面起泡的截面形貌得到證實，即表面凸起下方對應的近表層沿晶界發生的開裂現象[17]。但是很多研究發現，起泡現象不僅出現在晶界處，也出現在單個晶粒內部，即晶內氣泡[34,44]，顯然此時晶界形核理論不再適用。

晶內氣泡的形核位置通常為晶粒內部的空位、空位團簇[45,46]和位錯[26,47]等缺陷處，因此主要觀點為空位形核理論和位錯形核理論。關于空位形核理論，Liu等[45]提出，空位的自由表面可與H原子結合，引起H的聚集從而導致氣泡形成。然而，H/D致起泡現象也多次被觀察到出現在低能高束流H/D等離子體輻照后的再結晶W表面晶粒內部[14,24,44,45,48]。但是再結晶材料內的初始空位濃度很低，且當H/D等離子體的入射能量低于W的離位閾值時，基本不會產生新的空位型缺陷，因此無法為氣泡形核提供足夠的空位。Fukai等[49~52]提出，由于已有空位與H形成復合體(V-H n complex)，新空位的形成能降低，并以此解釋在高壓氫環境下bcc金屬生成過飽和空位現象?；谶@一理論，Shu等[24,48]提出將再結晶W中的起泡行為和氘滯留歸因于空位形核機制。然而，研究[53]表明，通過形成V-H n 復合體只能使新空位的形成能降低至2.45 eV，該數值仍然很高，所以空位濃度依然會非常低(室溫時為10-39)，不足以支持空位形核機制產生晶內氣泡的觀點。此外，空位或V-H n 復合體在室溫下通常為不可動狀態，但是很多研究[23,24]在室溫輻照條件下也觀察到了氫致起泡現象。因此，空位形核理論并不能完全解釋氣泡的形核。

位錯形核理論是指晶體內的位錯捕獲H/D原子，使其聚集在位錯核心從而形成氣泡。Terentyev等[47]利用熱脫附技術觀察到W內氘的滯留量與位錯密度呈正相關。Chen等[54]首次在實驗上證實了鋼中存在的位錯會捕獲H原子。此外，很多計算方面的研究也支持位錯是氫泡初始形核位置的觀點。研究發現，W中的位錯與H原子具有較強的結合能，例如H原子與螺型位錯的結合能為0.55 eV[55]，與<111>刃型位錯的結合能為0.89 eV[56]。而且，H原子可通過位錯通道進行快速擴散。Smirnov和Krasheninnikov[57]發現，H原子被1/2<111>螺型或刃型位錯捕獲后形成高H含量的盤狀團簇。但是，這些計算結果只表明H原子會在位錯上聚集，并未給出氣泡的形成過程。Guo等[34]在實驗上觀察到在低能D等離子體輻照下，再結晶W晶粒內的氣泡附近存在<001>刃型位錯，以及位錯纏結處存在<111>刃型位錯反應，且氣泡更傾向于在高位錯密度處產生。根據Cottrell[58]理論，bcc金屬發生塑性變形時，<100>刃型位錯通過2個可動位錯滑移和合并而生成，并作為解理裂紋初始形核位置。Guo等[34]推斷氫泡的形核是由于H原子被<100>刃型位錯捕獲，形成盤狀團簇并通過向外發射1/2<111>刃型位錯進而繼續擴展。然而，該研究中并沒有直接實驗證據能夠說明被位錯捕獲的H原子是如何形成盤狀團簇，以及盤狀團簇是如何進一步成為氫泡。

Chen等[59]基于位錯形核理論，通過直接實驗證據和模擬計算，提出了氣泡的{100}面形核機制。實驗發現，晶粒內部的微納尺度氫泡分布在{100}面上(如圖10[59]所示)，且氣泡附近有<100>刃型位錯存在。結合分子動力學計算(如圖11[59]所示)，氣泡形核過程可分為4個階段。(1) <100>刃型位錯的生成。H等離子體輻照時表面熱應力可能造成W表面發生局部塑性變形，從而產生位錯及發生位錯反應，生成了<100>刃型位錯。(2) 間隙H原子在<100>刃型位錯上聚集。H原子主要存在于bcc結構W的四面體間隙中，且間隙H原子與<100>刃型位錯之間的結合能較高，使得大量間隙H原子聚集在位錯核心處。(3) 氫泡在位錯張應力區出現。被位錯捕獲的H原子傾向于聚集在位錯的張應力區，沿著<100>方向開裂擴展，形成位于{100}面的氫泡。(4) 出現bcc向fcc轉變的相變區。在氫泡形核初期，氣泡內的氣壓引起周圍區域發生相變，相變區成為間隙H原子繼續向氣泡中擴散的必經區域。據此提出了氣泡的{100}面形核機制：H原子被<100>刃型位錯捕獲，聚集在位錯的張應力區并在應力作用下沿<011>方向擴展形核，形成位于{100}面的氣泡。

表面起泡行為作為H/D等離子體輻照下W表面產生的最主要損傷行為，Chen等[59]提出的氣泡的{100}面形核機制是目前較為接近氫泡最早形核時的狀態，但是對于最初<100>刃型位錯是如何生成的，尚無直接的實驗證據。在W中，刃型<100>位錯難以直接形成，其必然通過位錯反應間接生成。其中一種可能性是用于輻照的W中本身存在具有<100>位錯分量的混合型位錯，在H原子進入W基體后發生了位錯反應，生成<100>刃型位錯。另一種可能是H與W中空位結合生成的V-H n 團簇誘發位錯的生成，即H2分子產生內部應力導致各部分晶體收縮不均形成位錯，或是過飽和空位團導致晶體塌陷形成位錯環。對于初始<100>刃型位錯是通過上述的其中一種機制形成，或是由2種機制共同作用形成，仍需要進一步的驗證。因此，未來的研究工作需要通過進一步確認氫泡形核與位錯類型的關聯，探究初始<100>刃型位錯的形成機理，從而完整地揭示氣泡的初始形核機理。由于表面氣泡的形核和長大過程以及氣泡周圍產生的位錯(環)等缺陷，都將會對W的服役性能產生直接影響，因此有必要對表面氣泡的形核機理開展更深入的研究，其將對抑制起泡行為，提升W的服役性能從而延長使用壽命起到指導作用。

W在等離子體輻照作用下產生的損傷結構不僅會造成表面形貌的改變，更為關鍵的是會引起服役性能的下降。本節從導熱性能和力學性能2個方面總結了等離子體作用下W的損傷與服役性能的研究進展。在此基礎上，介紹了粒子流/熱流協同作用下W的損傷行為研究進展。

在聚變堆PFMs候選材料中，W為熱導率最高的材料[60]。在ITER穩態運行條件下，低能高束流的等離子體輻照會造成W表面的輻照損傷，損傷缺陷對電子和聲子有散射作用，從而導致熱導率降低。進一步地，在高熱負荷作用下，W表面熱量累積形成較高的溫度梯度，產生較大的表面應力，最終導致開裂等失效行為，甚至可能導致局部熔化。Kajita等[61]發現He等離子體輻照下，W表面的納米組織導致表面熱量累積，在加載瞬態熱負荷時，損傷層的表面溫度顯著升高，表明He輻照導致W損傷結構的熱導率下降，熱量集中在表層。Nishijimal等[62]發現在低能等離子體作用下W表面形成絨毛結構，導致W發生局部熔化。因此，等離子體輻照作用下W表面產生的損傷結構會導致表面損傷層熱導率的下降，引起W在高熱負荷作用下表面溫度升高，從而使材料發生再結晶、開裂和熔化等行為[63]。由此可見，研究損傷層熱導率的變化具有非常重要的意義。

由于等離子體輻照造成的表面損傷層深度通常在幾十納米量級[64]，傳統的測量熱導率的穩態方法很難實現表面熱導率的測量[63]。瞬態熱反射法(transient thermoreflectance，TTR)利用了溫度和反射率之間的比例關系，可以通過激光強度分布推導樣品損傷層的熱導率。Qu等[65]在PSI-2設備上采用40 eV He等離子體輻照W，并用TTR法測量了超薄損傷層的熱導率，結果表明，輻照后W的熱導率下降了2個數量級。W損傷層熱導率的下降是由空位、間隙原子、He團簇、氦泡和空穴等輻照缺陷的散射作用引起的。

3ω法是一種利用電學信號測量熱導率的方法，目前主要應用于薄膜熱導率的測量[66]。Cui等[67]在773 K下用60 eV的He等離子體輻照W，輻照劑量為2 × 1024 m-2，采用該方法測量其熱導率，結果表明損傷層的熱導率比未輻照降低了至少80%，原因在于離子輻照引入的大量缺陷引起了電子散射。Tynan等[68]采用該法研究了銅離子(0.5~5.0 MeV)和D等離子體(100 eV)順序輻照后W的熱導率變化，結果表明損傷0.2 dpa的W室溫下的熱導率降低了71%。

根據熱導率的計算公式，可以通過測量熱擴散率間接反映熱導率的變化[69]。瞬態光柵光譜學(TGS)能夠以高時間分辨率(幾秒)和高空間分辨率(約100 µm)測量微米級厚度表面層的熱擴散率。其原理在于利用相干激光脈沖在樣品表面形成瞬態光柵，通過分析衍射探測光束的振幅衰減，確定表面層的熱擴散率。Reza等[70]采用該法測量了在50 eV D等離子體輻照下W的熱擴散率變化，如圖12[70]所示。結果表明，輻照后W的熱擴散率顯著下降。這可能是因為D等離子體輻照在W表面產生的氣泡不僅會減少表面和基體之間的熱接觸，減小了傳熱截面，還會使電子的平均自由程大大縮短，導致熱傳導過程中產生強烈的電子-電子相互作用[63]，從而降低熱擴散率。

上述研究均從實驗角度證實了輻照后W的熱導率會有不同程度的下降，原因在于輻照缺陷對電子和聲子的散射作用。熱導率的下降可以作為輻照損傷程度的評判標準，測量熱導率的變化可以反映等離子體作用下的損傷程度。熱導率的測量精度很大程度上取決于測量方法及條件，因此很有必要研究精確測量損傷層熱導率的方法，建立輻照缺陷和導熱性能之間的關系。

力學性能是評判材料服役性能和使用壽命的重要指標。等離子體輻照后材料的硬化和脆化是輻照后材料力學性能下降的主要表現形式，會引起材料的韌性下降，從而更容易發生脆性解理斷裂而失效。因此，研究等離子體輻照作用下W的力學性能變化及其損傷機制，對未來評價壁材料的服役性能和壽命預測具有十分重要的意義。

關于低能(< 100 eV) H/D等離子體輻照對于W力學性能的影響，一般認為輻照引起的位錯、氣泡和孔洞等輻照缺陷是W產生硬化行為的主要原因[71]。Chen等[44]采用納米壓痕實驗和理論模型計算分別獲得了H等離子體在不同輻照溫度下W的壓痕硬度隨壓入深度的變化曲線，如圖13[44]所示。結果表明，輻照溫度為573 K的壓痕硬度高于1273 K的試樣，且1273 K的試樣與原始W的壓痕硬度相比沒有明顯變化，這是因為低溫時在W表面產生的氣泡周圍出現了明顯的位錯，而高溫時由于H的擴散能力增強，W中捕獲的H量減少，未出現明顯的氣泡和位錯?；谖诲e密度定量化推導出的硬度預測理論模型亦證實，由于輻照而引起的位錯密度增加是引起輻照硬化的主要原因。Terentyev等[72]通過納米壓痕實驗測量載荷-位移曲線，研究輻照對亞表面硬度和塑性的影響，認為輻照后W的硬度增加是由于納米孔洞的存在，阻礙了壓痕下方產生的幾何必需位錯的運動。Zayachuk等[73]采用納米壓痕技術對D等離子體輻照的軋制態W和再結晶態W樣品進行了硬度測試，硬度均有顯著增加，且再結晶W的硬化程度比軋制態W更高，推測是由于軋制態W晶粒中的位錯捕獲了擴散的D原子，降低了D原子的擴散率，進而提高了硬化率。Fang等[74]利用納米壓痕法研究了W在D等離子體輻照下的力學性能，并對樣品在不同的D脫附時間進行壓痕測試，結果表明，W出現了明顯的硬化現象，原因是D降低了缺陷的形成能，促進了W中的位錯形核。在施加載荷的過程中，位錯增殖及位錯間相互作用導致了輻照硬化，并且由于W晶格中D原子的存在釘扎了位錯，導致硬度增加。

然而由于低能(< 100 eV) H/D等離子體輻照對W表面造成的損傷層較淺，導致輻照前后材料的力學性能變化容易受納米壓痕的尺寸效應[75~77]或系統誤差等因素干擾。因此，有必要進一步探究嚴謹可靠的實驗手段和數據分析方法，建立微納尺度的損傷結構與力學性能的內在聯系，進而從根本上揭示低能H/D等離子體輻照對W力學性能的影響機制。

W在服役過程中不僅要承受穩態等離子體輻照，還可能承受瞬態高熱流事件。通常采用的研究方法有2種：第1種是順序輻照，即對W先進行等離子體輻照，再進行瞬態高熱流輻照；第2種是同時輻照，即對W同時進行等離子體輻照和瞬態高熱流輻照。

關于順序輻照，Van Eden等[78]利用H等離子體對W表面進行輻照，再利用激光模擬瞬態高熱流作用，發現在相同的激光參數條件下，H等離子體輻照后的W表面更容易發生熔化行為，說明H等離子體輻照造成的缺陷導致W熱導率降低，進而使其在受到熱負荷作用時，輻照損傷更加嚴重。等離子體輻照對于W再服役力學性能的退化，主要體現在發生氫脆和韌性下降。Wirtz等[79~81]利用H等離子體對W進行輻照后，再采用電子束模擬瞬態高熱流，發現在預先受到等離子體輻照的樣品表面，高熱流造成的開裂深度更淺但是裂紋的數量大幅增加，而且裂紋還會向未經過熱負荷輻照的區域擴展。這可能是由于H等離子體輻照產生的氫泡會降低塑性，H原子降低了化學鍵作用力，形成氫化物等原因，造成晶格內部出現過飽和應力從而發生氫脆，進而使得W在熱負荷作用下開裂加重[82]。賈玉振[26]利用穩態D等離子體和脈沖D等離子體對W進行順序輻照，其中脈沖D等離子體能量約為2 eV，主要是等離子體的高熱流作用。結果發現，等離子體輻照后在W的內部形成氘泡，當材料再受到高熱流作用時，氘泡出現明顯長大的現象，氣泡邊緣也出現了明顯的開裂現象，并且表面出現了大量孔洞。該現象的產生可能是由于等離子體脈沖的高熱量造成表面氣泡表層的應變速率提高，從而導致W的韌性明顯下降，因此表面氣泡發生開裂現象?？锥葱纬傻脑蛞彩歉邷叵耊表面氘泡長大破裂的原因[26]。

由此可見，順序輻照時，首先等離子體輻照導致W近表層產生氣泡和位錯等缺陷，這些輻照缺陷可能引起W的熱導率降低和表面硬化現象，導致W在瞬態高熱流作用下更容易發生表面開裂和熔化。因此，等離子體輻照條件下W再服役性能降低的主要原因是等離子體輻照引起了W熱導率和力學性能的下降。

關于同時輻照，賈玉振[26]同時利用穩態D等離子體和脈沖等離子體(瞬態高熱流作用)對W進行了輻照，認為瞬態高熱流作用對表面起泡行為有顯著影響。當熱流密度較低時，瞬態熱流會導致表面氣泡內部的氣體壓強增大，從而促進表面氣泡的形成。當熱流密度較高時，瞬態高熱流會抑制表面起泡行為，可能的原因是高溫造成近表面D滯留量的下降。另外，Jia等[83]的研究也發現，瞬態高熱流對于表面起泡行為的促進作用，在[110]和[001]表面較為明顯。主要原因是在穩態等離子體輻照條件下，[110]和[001]表面并沒有明顯的表面起泡。當瞬態高熱流作用時，氣泡內壓強增大會造成表面變形，因此瞬態高熱流對表面起泡行為的促進作用較為明顯。而在[111]表面上，穩態等離子體輻照條件下大部分氘泡可以引起表面起泡，此時瞬態高熱流對起泡行為的促進作用不明顯。

同時輻照時的協同增強作用導致W表面裂紋的產生閾值更低[84]。Morgan等[84]利用穩態等離子體和激光脈沖引起的瞬態高熱流對W表面分別進行了同時輻照、順序輻照和穩態等離子體/瞬態高熱流單獨輻照，結果如圖14[84]所示。在同時輻照條件下，穩態等離子體和瞬態高熱流對W的表面損傷具有協同增強作用，輻照過程中造成的輻照缺陷的演變，導致W出現不同的表面損傷行為。相比于單獨穩態等離子體輻照、瞬態熱負荷作用和順序輻照，同時輻照W的損傷閾值更低，表明穩態等離子體和瞬態高熱流的協同作用損傷程度更高。

因此，未來的研究需要構建微納尺度損傷結構、導熱性能和力學性能關系的模型，進而分析粒子流/熱流協同作用對W損傷行為的影響，為提高W服役性能的研究奠定理論基礎。

本文圍繞H/D等離子體輻照作用下W的損傷行為，從表面起泡行為和服役性能2方面詳細介紹了其研究現狀。表面氣泡的形核和長大與位錯(環)等缺陷有關，這些輻照缺陷會導致W的熱導率、力學性能和服役性能的下降，以及粒子流/高熱流條件下的不同損傷行為。因此，有必要建立微納尺度損傷的組織結構與服役性能內在聯系，進而通過調控W的微觀組織以實現對服役性能的提升和使用壽命的延長。

表面起泡是等離子體作用下W最主要的微納尺度損傷行為。氣泡的形核機制有待進一步的研究，目前，無法從實驗上證實氣泡形核是否與除<100>刃位錯的其他位錯類型有關，對于初始<100>刃型位錯的起源也缺少有利的實驗證據。因此，未來的工作可以通過采用塑性變形和增材制造等方法，調控W的微觀組織，形成不同位錯類型的位錯組態，進而開展輻照實驗進行驗證。在此基礎上，揭示在等離子體作用下W的微納尺度損傷規律。

對于損傷組織結構的性能研究，首先應該進一步發展可靠的表面熱導測試技術和力學性能測試技術，以實現對材料物理性能和力學性能的準確測量，進而建立損傷組織結構與物理性能和力學性能之間的關聯，為服役性能的研究奠定理論和實驗基礎。

建立損傷結構和服役性能之間的內在聯系，可以為W的微觀組織調控提供理論基礎。通過大塑性變形、增材制造和化學氣相沉積等工藝方法調控W的晶粒尺寸、晶界結構和晶粒取向，從而實現：(1) 抑制W表面起泡行為，提高再服役性能；(2) 揭示輻照缺陷對性能的影響，進一步建立輻照后W的損傷評價體系；(3) 對材料在實際服役過程中損傷情況進行預測，以滿足未來聚變堆對面對等離子體材料的服役性能要求。

綜上所述，進一步開展等離子體作用下W的損傷行為與性能評價的研究，不僅將為W的服役性能的評價和壽命評估提供理論基礎，而且也將為未來托卡馬克裝置中的W部件的研發提供有力支撐。