從受控熱核聚變中獲得能源進而推動社會可持續發展，一直是人類的終極目標。自1951年蘇聯科學家Tamm和Sakharov提出環形聚變堆理念[1]開始，核聚變事業蓬勃發展，各國先后建造了自己的托卡馬克(Tokamak)裝置并投入運行與研究，如歐洲聯合環(JET)、美國的Tokamak聚變實驗反應堆(TFTR)、日本Tokamak (JT-60)等裝置[2]。經過多年探索，至今國際上已具備建造和運行反應堆級Tokamak實驗裝置的科學技術和工程建設條件[3,4]。中國于2006年加入了國際熱核試驗堆計劃(ITER)，多年來成果顯著。2017年，各國專家發表了《北京聚變宣言》，支持中國建設“中國聚變工程實驗堆(CFETR)”，為ITER與未來核聚變電站之間建起橋梁。

然而，若要將熱核聚變反應堆推向工程應用化或商用化，仍有許多難題有待攻克。關鍵之一便是選擇合適的面向等離子體材料(PFMs)。作為核聚變裝置中直接與等離子體接觸的PFMs，面臨著嚴峻的工況考驗，包括高氫/氦等離子體通量(1×1020~1×1024m-2·s-1)、高熱負荷(10~20 MW/m2)以及高能(14 MeV)中子輻照等[5,6]。W由于其熔點高(3410 ℃)，導熱性能優異、濺射產額低、不與H反應等優點被視為目前最有前景的PFM[7,8,9]。但其作為高原子序數(Z)材料仍存在雜質容忍度低、再結晶脆性、低溫脆性和中子輻射脆化等性能方面的不足[10,11]。如若應用于工程核聚變反應堆中，必須提升鎢基復合材料的相關性能。現階段常用手段包括彌散強化、合金化、復合摻雜強化、纖維增韌強化等，從成分設計和制備工藝為切入點，改善鎢基材料的組織結構，提高其綜合性能。實際聚變反應過程中，不可避免地要考慮到粒子輻照對PFM的影響，具體包括氫氦效應、高劑量離位損傷及嬗變效應。因此，材料的輻照損傷是個極其復雜的過程。高溫粒子轟擊會導致材料內部Frankel對的產生，引起級聯碰撞，引入空位和自間隙原子等缺陷。這類點缺陷會聚集并形成穩定的位錯環、空洞等缺陷簇，造成輻照后材料的腫脹、硬化和脆化等現象，導致材料韌性降低、脆性增加、韌脆轉變溫度升高，退化材料的物理、力學及化學性能，影響反應堆材料的使用壽命[12,13]。研究[14,15,16,17,18]表明，輻照損傷后的W及鎢基材料在微觀結構和顯微形貌上會出現如位移損傷、氣泡、絨毛狀結構、輻照裂紋等變化。國內外研究人員對W及其合金的抗輻照研究從未停止。

本文從氦離子輻照、氫離子輻照、中子輻照和重離子輻照等方面詳細闡述了W及其合金在不同輻照粒子作用下的損傷行為原理及最新研究進展，旨在為后期鎢基材料輻照方面的研究提供參考。

鑒于Tokamak的設計理念，反應后所產生的帶有能量的“He灰”必須從芯部通過偏濾器排出，因而氦離子將主要作用于偏濾器并對其表面造成損傷。反應堆條件下的氦源來自于D-T聚變反應以及入射中子與核素發生的嬗變反應，其中前者為主要來源[13]。He極易在材料的晶界、空位、位錯及顆粒和基體界面處聚集，形成He泡并導致材料腫脹和脆化。研究W及其合金的氦輻照行為首先需要了解He泡形成的機理。目前而言，國際上對此依舊沒有統一定論。一般來說，空位和間隙位置是捕獲He原子形成氣泡的主要原因，實際研究中人們發現H/He原子更傾向于聚集在空位和空位團中，形成VacmXn(X=H、He)復合體[19]。He的聚集會導致材料內局部晶格畸變和應力場的產生，而復合體的聚集恰巧能夠在一定程度上釋放此類應力。該復合體具有很強的結合能且穩定性高，即使在1073 K下依舊可以形成間隙位錯環[20]；當注入的He能量較低時(不足以在W中產生移位損傷)，He原子由于較高的結合能(約1 eV)，會在四面體間隙位置直接自聚集成團，在(110)晶面上聚集成單層的團簇，進而形成He泡[21]，具體的聚集過程見圖1[19]。此外，材料本身的雜質原子、空位和孔隙也會捕獲He原子，形成He泡和間隙環。

輻照過程中，He泡會在材料表層以下產生并聚集，形成表面起泡現象，嚴重時還會產生納米絲狀結構(fuzz)，影響材料的物化性質，如熱導率和機械性能等[22,23,24,25,26]。Fuzz結構的產生與輻照過程中材料表面溫度及輻照粒子能量有關。通常，在表面溫度達到900~2000 K、輻照能量達到20~250 eV時，鎢材料表面會產生明顯的fuzz結構[27]。當輻照能量低于20 eV時，鎢材料表面不會產生fuzz結構；而當輻照能量高于能量閾值時，鎢材料表面會產生類fuzz結構；當注入能量遠大于該閾值時(例如30 keV)，材料表面會發生嚴重的濺射損傷現象。Liu等[28]對不同氦離子輻照通量和能量下W表面和截面的形貌變化進行了研究(輻照通量2.3×1021~1.6×1022m-2·s-1，He+能量12~220 eV)，發現兩者數值越大，W表面輻照損傷越明顯，且不同條件下表面納米絲狀結構形貌不一。研究表明，鎢材料表面結構的變化與輻照過程中其表面溫度和He+能量有關。在相對較低的輻照溫度下(<1000~1300 K)，注入的He原子會在材料表層以下某一特定晶面平行于表面聚集形成納米He泡，如圖2a~c[28]所示。當He+能量低于原子位移閾值時，表面結構的產生與He原子的擴散和結合能力有關。大量納米He泡的擴散和聚集使得材料表面發生爆裂和腫脹，導致納米絲狀結構的產生。此類結構繼續生長變化形成如圖2c[28]所示的珊瑚狀形態；在相對較高的輻照溫度下(>1300~1600 K)，由于He移動能力增強，會向深處擴散，并聚集在一個垂直于表面的特定晶面上，如圖2d[28]所示。隨著大He泡內部壓強的增大，材料表面發生明顯變化并形成樹狀納米絲結構，如圖2f[28]所示。當He+能量增大時(70~220 eV)，He會向更深處擴散，產生的樹狀結構也會越深。Ito等[29]通過計算機混合模擬得到了類似的fuzz生長機理。

迄今為止，國內外科研工作者對W及其合金在He輻照下的損傷行為進行了大量的研究。輻照產生的He泡和相應的間隙環的密度、尺寸及分布情況與氦輻照的能量、注入劑量以及鎢材料表面溫度有關。Iwakiri等[20]對能量為8和0.25 keV時不同輻照溫度下W表面的形貌變化進行了研究，發現低溫下空位不具備移動能力，因而He泡的生長通過本身內部的高壓逐出間隙原子并吸收He實現。高溫下，由于輻照引入的空位自由移動，He泡的生長通過吸收空位實現。此外，1073 K下產生可見He泡所需的輻照劑量僅為293 K下的1/50。Yi等[30]通過透射電子顯微鏡(TEM)和原位輻照結合的方法研究了10 keV能量下的He+對W表面的輻照影響。由TEM結果可知，只有當輻照劑量大于4.5×1019m-2時，才能觀察到明顯的He泡。研究表明，當輻照溫度低于1473 K時，輻照劑量對He泡生長的影響較小；而當溫度達到1473 K時，He泡生長受輻照劑量變化的影響較明顯，且隨著劑量的增加氣泡逐漸長大，但其密度則基本保持不變。與前者的高能氦輻照不同，Gonderman等[31]對低能量下He+對W-Ta合金的輻照行為進行了研究，并與純W試樣進行了對比。結果表明，即便在離子束能量低于W中移位損傷閾值的前提下，W及其合金中依舊會有明顯的輻照損傷產生，且隨著輻照溫度的升高，輻照造成的材料表面結構變化更顯著，并有絨毛狀fuzz結構產生。Ta的添加在一定程度上能夠減緩這類輻照損傷的產生，但似乎也僅限于提高鎢合金fuzz結構產生所需達到的輻照劑量閾值。

自從fuzz結構首次被Takamura等[32]發現以來，科研工作者們便對其進行了深入的研究。十多年來，從最初的純W到現在的鎢合金(包括W-Re[33]、W-Ta[31]、W-La2O3[33]、W-Lu2O3[34]、W-Y2O3[17]、W-TiC[35]等)，人們試圖從成分設計和制備工藝為切入點，向W中摻雜稀土氧化物、碳化物亦或是合金元素來細化晶粒以改善材料組織結構，進而提高材料抗輻照性能。目前，較為有效的摻雜相以La2O3、Y2O3、TiC為主。Xu等[36]針對第二相添加改善鎢合金抗輻照性能方面進行了相關探索，發現在5 keV He+能量、900 ℃、輻照劑量為1.8×1021m-2條件下，在不同TiC含量的鎢合金中均出現He泡，但添加TiC后的試樣抗輻照性能得到了明顯改善，這與添加第二相后材料的晶粒細化有關。此外，W-2%TiC試樣的抗輻照性能尤為突出，如圖3[36]所示，這主要與納米TiC顆粒能夠捕獲空位及He有關。Khan等[37]進行了系統實驗，發現fuzz結構在形成初期主要與晶粒取向有關，一旦生長成形后，Re元素的作用便顯現出來。研究表明，輻照能量30 eV、1400 ℃條件下，當He輻照通量達到1024m-2·s-1，輻照時間達到400 s時，W-5%Re合金的fuzz層厚度僅約為純W的1/5，如圖4[37]所示。這對核聚變堆用W及其合金的研究而言是個利好消息，畢竟核聚變堆中W發生嬗變的過程本身便會產生Re元素。總而言之，對于優化鎢合金成分設計以提高其抗輻照性能而言，依舊任重道遠。

聚變反應過程中，PFM直接暴露在高通量H同位素離子輻照環境下，H與材料的相互作用會導致輻照脆化和硬化的產生。因此，了解H泡形成機理對實現未來核反應堆設計與運行具有重大意義。相較于He輻照，國內外對W及其合金有關H輻照方面的研究則相對較少。H由于其較強的移動能力，能夠被W中的缺陷捕獲，形成與H結合的缺陷團簇或H泡[13,38]。H泡的形成原理與He泡類似，但鑒于其結合能小(低于0.1 eV)，難以自發地在間隙位置聚集[39]。此外，H原子被注入W中間隙位置時必然會在晶格處造成局部畸變。而其通過遷移并被周邊空位捕獲的過程卻能有效緩解此類現象且會使系統整體變得穩定。研究人員通過比較嵌入能發現，在各類捕獲阱中空位最容易捕獲H原子。

目前人們主要通過第一性原理模擬的手段對W中H泡形成原理進行研究，但具體單空位中最多可容納H原子數量卻依舊未有統一定論。Heinola等[40]認為，室溫條件下單空位最多能捕獲5個H原子；而Johnson和Carter[41]則認為這一上限為6個，甚至更多；You等[42]和Guerrero等[43]則認為有12個；而Ohsawa等[44]則認為是14個。上述模擬結論均認為捕獲的H僅以原子態存在于空位中。然而，Liu等[45]提出了一種新的理論，即當注入的H原子劑量超過1019~1020m-2時，隨著單空位中H原子數量達到臨界密度，后加入的H原子不得已地會在空位中心形成一個H2分子，具體過程如圖5[45]所示。該行為還與材料中的空位數量和溫度有關。H泡的長大表現為其向外推擠周邊間隙原子擴展的過程。當泡內外壓力達到平衡時，H泡停止長大。此外，晶界作為強捕獲阱亦具有很強的吸氫能力。由于最優電荷密度的影響，晶界處的H只會以原子態存在(最多不超過2個)。實驗中觀察到的晶界處H泡實際上是由單空位捕獲氫所致[46]。

為了研究W及其合金的H輻照行為及H泡形成和長大機理，Hu等[47]進行了系統的研究，實驗溫度控制在室溫至800 ℃，輻照劑量選擇在1×1020~2.25×1021m-2范圍內。圖6[47]所示分別為W試樣在輻照劑量2.25×1021m-2、不同溫度(500、600和800 ℃)下，H泡密度與平均直徑曲線圖以及氣泡直徑分布區間圖。圖6a[47]顯示氣泡密度在600 ℃時達到峰值隨后在800 ℃有所減少。持續的高溫會使較小的氣泡遷出，亦或是較小的H泡合并形成大的可見氣泡。后續在更大輻照劑量的作用下，氣泡密度會繼續增大。高溫有助于H泡獲得更大的內部壓力，使得其向外推擠長大并形成位錯環，直到內外部壓力達到平衡。800 ℃下H泡的直徑近乎于500 ℃下的2倍，但其數量明顯減少，如圖6b[47]所示。該現象與高溫下H泡的聚集長大有關。Hu等[47]關于H泡形成、長大的結論與上述Liu等[45]的觀點一致。H泡進一步聚集長大會形成可見的H鼓泡(hydrogen blister)[48]。科研工作者對blister的研究比fuzz結構更早，Wang等[49]發現鎢材料中出現的blister尺寸和數量與輻照通量和注入能量有關。室溫下W表面產生blister所需的能量至少為100 eV，輻照通量至少為1019cm-2，而當溫度大于600 ℃時W表面并無blister出現。

由于H在W中的滯留會對材料的機械性能和熱力學性能產生影響，并關系到聚變堆的運行安全，目前對H輻照的研究主要以H同位素氘(D)滯留為主，作為一種評估燃料滯留情況的重要手段[50,51,52]。注入到材料表面的H同位素會被缺陷(位錯、空位、團簇、晶界及雜質等)捕獲并產生H滯留。不同的缺陷與H同位素的結合能不同，這也導致了脫氫過程中溫度區間的差異。通常而言，熱脫附過程中H同位素釋放容易程度為位錯>空位>團簇。大量研究[53,54,55]表明，W中D滯留量隨著輻照劑量、溫度及注入能量的增大而增加。考慮到聚變堆中H、He共存的特點，研究He輻照對D滯留性能的影響同樣至關重要。Iwakiri等[56]研究了W在8 keV-He+預輻照后(2×1021m-2、室溫)的D滯留行為，發現單純注4 keV-D+(1×1021m-2)時大部分注入的D+在400~600 K下得到脫附，而經過He+預輻照的試樣在600~800 K區間段會出現一個新的脫附峰。此外He+預輻照劑量達到2.0×1021m-2時，D滯留總量比單純注D+時高出3倍有余。而在更高輻照通量和更低的注入能量下，He+預輻照同樣會對W中D滯留產生影響。Nishijima等[57]研究了更高劑量和更低注入能下溫度對He+預輻照作用的影響，采用He+預輻照能量20~25 eV、劑量1025~1026m-2，D+輻照能量為80 eV、劑量3.0×1025m-2，發現同樣是He+預輻照，高溫下亞微米尺寸的He泡及其周邊亞間隙缺陷能夠為D的捕獲提供捕獲阱，導致D滯留量增加；而低溫下由于不產生輻照缺陷和熱空位，且此前注入的He占據了大量的捕獲阱，D滯留量減少。Sakoi等[58]研究了He+預輻照劑量對W中D滯留行為的影響，發現室溫下3 keV He+預輻照后再通過1.5 keV D+輻照的W試樣，當前者劑量達到一定值后D滯留量反而大幅降低。低劑量He+預輻照后產生的VacHe復合體能夠吸附D從而導致D滯留的增加。上述現象與大量He泡聚集形成D釋放和擴散通道并使后者能夠擴散至材料表面有關。綜上所述，氫輻照過程中的輻照損傷和H滯留問題不容小覷。

實際核聚變反應過程中，面向等離子體材料承受的考驗主要來自于14 MeV的中子輻照。中子轟擊至第一壁材料表面，產生缺陷及其衍生物，如Frankel對、離位峰、位錯環、層錯、貧原子區、微空洞和嬗變元素等，對材料造成輻照損傷。除此之外，中子輻照引入的缺陷還會作為捕獲阱吸收H同位素，導致D滯留的增加。因此關于W及其合金的中子輻照行為研究勢在必行。現階段國際上對中子輻照的研究有限，主要通過計算模擬或利用核裂變中子和散裂中子源進行研究，相關實驗裝置主要有RTNS-Ⅱ中子源、FFTF和EBR-II等快中子實驗裝置、高通量同位素反應堆(HFIR)等。

中子輻照損傷主要表現為晶格原子的移位和核反應產物[59]。快中子會與原子發生級聯碰撞并導致原子移位。多次碰撞后的移位原子會失去能量，產生Frankel對的同時原先的位置亦會形成空洞。材料的位錯運動因有空洞及間隙原子的存在會變得困難，導致材料硬度及屈服強度增大，塑韌性下降。此外，中子輻照過程中W會發生嬗變，轉化為其元素周期表中鄰近的元素Re和Os，造成輻照沉積、輻照硬化和脆化[60,61,62]。相關模擬結果表明，在ITER設計條件下，W的主要嬗變產物為Re；而在核聚變示范堆(DEMO)設計條件下W的主要嬗變產物為Re和Os[63]。圖7[64,65]為中子輻照下W中顯微組織演變原理圖。400~800 ℃條件下，隨著輻照損傷程度的增加，W中依次產生位錯環和空洞。隨后位錯環消失，空洞數量和尺寸均減小并伴隨著針狀沉淀物(σ相和χ相)的產生，材料中嬗變元素含量增加，此類輻照缺陷及沉淀物會顯著地硬化W，增大其脆性的同時縮短工件的使用壽命[66]。

中子輻照造成的輻照硬化還與輻照損傷程度、溫度以及材料中Re含量有關。Hu等[67]結合實驗模擬了在不同輻照溫度及劑量下各類缺陷對材料輻照硬化的影響(如圖8[67]所示)，發現輻照損傷程度較低時(<0.3 dpa)，材料輻照硬化主要由位錯環和空洞引起；而當輻照損傷程度超過0.6 dpa時，析出的金屬間第二相沉淀物則是導致輻照硬化的罪魁禍首。該理論與Fukuda等[68]研究結論一致。Tanno等[69]研究發現，相對于500 ℃，在750 ℃下鎢合金的中子輻照硬化增加緩慢，即高溫有利于將中子與點陣原子碰撞所產生的損傷去除掉從而減緩輻照硬化速率。值得一提的是，在實際反應堆工作時，各類輻照現象是同時存在的。相比于單一輻照而言，H+、He+和中子協同輻照下的材料損傷更嚴重[70]。Shimada等[71]研究發現，HFIR裝置下經0.025 dpa、50 ℃、33 h中子輻照后的樣品相對于未中子輻照樣品D滯留總量提高了40%。

雖然中子輻照的研究意義重大并具有一定可行性，但目前實驗用中子源的強度均太低，不能對聚變反應環境下的高劑量輻照進行模擬研究，且中子輻照存在實驗周期長、費用高及輻照后樣品帶有放射性等問題。因此，現階段研究人員更多的是通過重離子輻照模擬中子輻照實驗。

相比于上述粒子，重離子(W+、W4+、Fe3+、Cu+等)具有更高的能量和質量[72,73,74]。利用重離子代替中子輻照，可以使輻照劑量在幾天內達到200 dpa，大大縮短時間的同時，還能靈活控制實驗參數(溫度、損傷率、損傷程度等)，甚至可以實現輻照區域的原位觀察。因此，通過重離子輻照的方式對高劑量輻照效應進行模擬研究不失為一種創新。鎢基材料經過重離子輻照后所產生的損傷程度更大，一般以位錯環、大空位團、空洞及析出相為主[75]。金屬被能量大于10 keV的重離子輻照，材料中會產生尺寸小于10 nm的空位型位錯環[76]。

現階段研究人員主要通過重離子輻照的方式對中子輻照損傷或中子預輻照對H滯留的影響進行模擬研究。Kong等[77]采用3 MeV的Au+束研究了重離子輻照下W的損傷行為，輻照劑量為9.3×1013cm-2。結果發現，Au+輻照會在W中產生大量缺陷(位錯環和空位)，進而加劇了材料的氦輻照損傷。Wang等[78]則認為高能、高劑量下的重離子輻照更容易引發鎢基材料的相變轉化。4 MeV的Au+輻照劑量由30 dpa增至100 dpa的過程中，W的晶體結構從fcc開始轉變為bcc并伴隨β-W向α-W的轉變。與上述Au+輻照不同，Yi等[74]研究了自離子(2 MeV W+)對W及其合金的輻照損傷，輻照劑量為3.3×1017~2.5×1019m-2，輻照溫度在300~750 ℃之間。結果顯示，隨著溫度的升高，輻照產生的位錯環尺寸增大、數量減少。與輻照劑量相比，溫度對材料結構損傷的影響更嚴重。此外在相同的輻照條件下，W-Re和W-Ta合金中產生的位錯環密度更高但尺寸相對更小。

Tynan等[79]通過重離子預輻照的方式模擬研究了聚變反應堆條件下中子輻照對W中H滯留行為的影響，氫輻照注入能量和輻照劑量分別為100 eV和1024m-2。研究發現，300 K下Cu+預輻照(0.2 dpa)后的試樣D滯留量為4.6×1020m-2(約為未預輻照試樣的5.5倍)，隨著輻照損傷程度的增大，材料內部捕獲阱的增加必然會導致D滯留增大；而1000 K下Cu+預輻照的試樣D滯留量則有明顯的下降，該現象與退火后空位消失有關；1240 K下Cu+預輻照的試樣D滯留量與未預輻照試樣接近，如圖9[79]所示。此外，還發現室溫下Cu+輻照后的試樣熱導率由(182±3.3) W/(m·K)降至(53±8) W/(m·K)，即輻照損傷會導致材料熱學性能的下降。重離子輻照的可行性和高效性正吸引著越來越多國內外科研工作者的目光。

在數十年的探索過程中，研究尋求適合于先進實驗超導托卡馬克(EAST)、國際熱核聚變實驗堆(ITER)和中國聚變工程實驗堆(CFETR)長脈沖、高參數運行，乃至未來聚變堆穩態運行用的高性能面向等離子體鎢基材料一直是聚變材料人的研究目標，該過程漫長繁瑣但又意義深遠。本文重點闡述了W及其合金在不同輻照粒子作用下材料輻照損傷形成的機理，主要從氦離子輻照、氫離子輻照、中子輻照及重離子輻照幾個方面展開論述。在此基礎上，亦對近年來有關W及其合金輻照領域的研究進行了綜合評述。總而言之，輻照粒子源不同，其對材料造成的損傷形式亦不相同。同種粒子作用下，由于輻照劑量、溫度等參數的不同，樣品形貌特征和缺陷也有差異。

未來面向核聚變堆用鎢基材料的發展需要在實現產量化(如濕化學法制粉)的前提下通過對比各種優化手段，從成分設計和制備工藝為切入點，改善鎢基材料的組織結構，提高其綜合性能。了解輻照機理以及參數變化對材料損傷程度的影響有利于更好地對鎢基材料進行研究測試，進而推動熱核聚變領域的發展。