朱玲旭 , 燕青芝，郎少庭，徐 磊，葛昌纯

(1.北京科技大学 核材料研究所，北京 100083；2.西南交通大学 材料科学与工程学院，成都 610031)

第一壁是聚变堆中直接面向等离子的部件，因此对第一壁材料提出了更高的要求。第一壁材料应能在严酷的辐照、热、化学和应力工况下保持机械完整性和尺寸稳定性[1-2]，即要求第一壁材料必须具有高热导率、高熔点、高抗热冲击性，以及低蒸气压、低溅射产额、低辐照放射性等性能。

钨具有高熔点(3 410 ℃)、高热导率、低物理溅射率(溅射阙值高)、低氚滞留、低肿胀、无化学腐蚀(H入射)、有原位等离子体修复可能性等优点，广泛应用于航空航天、原子能和电子工业等尖端部门。在国际热核聚变实验堆(ITER)中，挡板零件以及偏滤器内外垂直靶的上部区域将采用W护甲。并且ITER的长期目标之一是为热流密度很高的偏滤器底部区域装配W护甲[1]。一个全钨的偏滤器装置已经在JET的ILW(ITER-Like wall)计划中应用，并作为ITER的备选方案之一[3]。

然而纯钨具有韧脆转变温度较高、再结晶温度低、辐照硬化和脆化以及难加工等缺点，因此，制备出满足聚变装置要求的钨材料成为现在研究的热点[4]。目前，主要考虑从成分配比、成型和烧结方法以及烧结后的热处理等制备工艺来提高钨及其合金的性能。由于颗粒弥散强化具有成本低、制备工艺和设备简单等优点，已经得到广泛应用，最常用的弥散相为碳化物和氧化物[5]。本文作者以La2O3和TiC作为增强体的钨基复合材料，与纯W在力学性能和辐照效应等方面进行对比。

1 纯钨的制备和辐照效应

1.1 纯钨的制备

钨粉的制备和烧结方法[6-7]对钨及其合金起着关键的作用。制取金属钨粉的主要方法如下：1) 钨氧化物氢还原法；2) 钨卤化物氢还原法；3) 钨氧化物或钨酸盐碳还原法；4) 钨氧化物或钨酸盐金属热还原法；5) 熔盐电解法。钨粉的制备方法除了粉末冶金法外，还有熔炼法、化学气相沉积法(CVD)、物理气相沉积法(PVD)等。工业上生产钨粉最实用方法是氧化钨氢还原法。钨的烧结通常采用直接烧结法和间接烧结法。直接烧结法多用于规格较小的棒、杆、丝等钨及其合金粉末的冶金棒坯的生产；间接烧结法主要用于大型的板坯。直接烧结法的工艺包括预烧结和垂熔烧结，间接烧结法是将钨及其合金的压坯置于电阻炉、感应炉和其他方式的加热炉中进行烧结。

1.2 纯钨的力学性能

钨的力学性能与其纯度、制备工艺及其表面状态、形变程度等有密切关系。在不同温度条件下，采用不同的制备方法、塑性加工工艺及变形量，以及间隙杂质含量和晶体结构的不同等方面，都会使材料的力学性能不同。表1所列为钨在不同状态下的力学性能[6]。由表1可知，加大变形量能大幅度提高钨的强度。辐照温度为 371～380 ℃、剂量为(0.5～0.9)×1022n/cm2(约1～2 dpa)时，韧脆转变温度由辐照前的60 ℃增加至辐照后的230 ℃[2]。辐照工对钨材料内部结构及硬度也会产生较大的影响[8]。在辐照温度较低(≤400 ℃)时，辐照后钨试样内部出现直径为5～20 nm的位错环，其密度约为(0.01～1)×1023m-3，损伤剂量约为10 dpa；在中等温度下形成少量的孔洞，而当温度为 500～800 ℃时，观察到钨的硬化现象，在550 ℃辐照条件下，中子损伤约 7 dpa时，辐照后的钨孔洞直径约20 nm(晶粒尺寸约为120 nm)；当温度在900 ℃以上时，材料内部有空洞产生，但韧脆转变温度没有变化。另外，在高能量的中子辐照条件下会引发钨晶体结构发生变化，在中子密度为1 MW/m2条件下，钨嬗变产物包括3%Re、0.8%Ta和0.2%Os。在另一实验中，分别将W样品暴露于低能量(60～120 eV)、高热荷(约1022m-2s-1)、高剂量(约 5×1025m-2)的纯 D、D+He、

表1 不同加工方式、不同规格钨的力学性能[6]Table1 Mechanical properties of tungsten with different processing methods[6]

1.3 纯钨辐照效应

钨用作面向等离子体材料具有一定的应用前景，但是在聚变堆中钨在辐照后容易发生硬化和脆化。烧结后的钨在辐照前韧脆转变温度在200～400 ℃之间，在经过100 ℃、中子辐照剂量为4.2×1021n/cm2(E＞0.1 MeV)的辐照后，韧脆转变温度提高至600 ℃；当D+He+Be等离子体环境中，结果发现暴露于D+He中的钨试样D2滞留量远小于其余两种的，如图1所示[9]。因此，混合加入D和He可以延长W材料的使用寿命。

综上所述，纯钨经辐照后发生严重的辐照损伤和脆化，不能满足聚变堆稳态运行的需要，必须通过成分设计和工艺改进提高钨的抗辐照损伤和辐照脆化[10]。

2 La2O3弥散强化钨基复合材料

纯钨用于聚变堆时，其抗弯强度和断裂强度都不能满足要求，而且通过粉末冶金生产的钨材料，常温下难以加工，由于稀土氧化物具有化学性质稳定、熔点高、稳定性好等优点，因此，国内外研究通过向钨基体中添加 La2O3等稀土氧化物来改善钨材料的性能。

2.1 W-La2O3的制备

掺杂钨粉的方法包括润湿法、喷雾法、预先合金化粉末法、高效球磨法、复式化合法—还原法，还包括萃取法或离子交换法等液液掺杂方法，然后结合氢还原法制取钨合金粉末[6]。生产 W-La2O3粉体的主要方法是将纯钨和氧化镧粉体进行机械合金化、喷雾干燥或者液液掺杂混合[11-12]。其烧结方式和纯钨相同，常用的烧结方式包括热压烧结、电火花等离子体烧结、热等静压烧结、超高压烧结等方法。

图1 W样品暴露于纯D、D+He和D+He+Be 3种等离子环境中的表面形貌和D2热解析光谱Fig.1 Surface morphologies((a), (b), (c)) and thermal desorption spectra((a′), (b′), (c′)) of D2 for W samples exposed to pure-D plasma and D+He and D+He+Be mixture plasmas, respectively at Ei of about 120 eV, фD of about 5×1025 m-2 , Ts of about 573 K and cHe5%, cBe0.8%

虽然关于 W-La2O3复合材料的制备已有较长历史，但当时的W-La2O3复合材料主要应用于电极制品中，对材料的力学性能关注较少；1999年国外开始了用于聚变堆第一壁的 W-La2O3复合材料的制备研究[13]，国内到2007年才见到相关研究报道[14]。

2.2 W-La2O3的力学性能

国内制备La2O3弥散增强钨基复合材料的基本路线是：机械合金化法制备复合粉体，然后在300 MPa压力下冷等静压成型，再在1 823 K条件下进行真空热压烧结。添加弥散相的钨基体在烧结过程中明显产生晶粒细化作用，平均晶粒尺寸为 10～15 μm(纯钨烧结体晶粒平均尺寸为 30～40 μm)，密度为17.98 g/cm3，接近纯钨(密度为18.07 g/cm3)，并且W-La2O3合金的抗弯强度为475 MPa，比纯钨烧结体的抗弯强度(350 MPa)提高了35%，断口形貌为穿晶和沿晶复合型断裂特征[14]。在热冲击试验中，当电子束热流密度为 3 MW/m2时，添加弥散相的试样表面无宏观裂纹，无起皮鼓泡出现，但是有微小裂纹出现；当热流密度增加到5 MW/m2时，试样表面熔化现象严重，有微小空洞产生；当继续增加到8 MW/m2时，试样扭曲破坏严重，表面呈黑灰色，出现点状烧蚀坑[15-17]。

国外分别研究了经轧制和退火后的W-La2O3材料在1 273～1 973 K条件下的屈服强度，并将其和同样处理条件的纯钨进行比较。结果发现[18-19]，轧制后的两种物质的强度相同，退火后的W-La2O3强度比纯钨强度高60～200 MPa。在另一实验中，研究人员用粉末冶金法制备了W-La2O3复合材料，研究发现在室温条件下，复合材料断裂韧性为9.7 MPa·m-1/2，而纯钨的断裂韧性仅为5.4 MPa·m-1/2，提高了约80%。

2.3 W-La2O3的辐照效应

将W-1%La2O3暴露在50～700 ℃、100 eV的氚气流中进行研究后发现，当温度为420 ℃时氚滞留达到最大值，而纯 W在320 ℃时达到最大值，并且W-1%La2O3的最大滞留量是纯W的两倍，结果表明：添加La2O3会导致材料内部特别是在晶界处形成明显的氚滞留孔洞[20]。UEDA 等[21]研究了分别经热处理(SR)和再结晶(RE)后的 W、W-K、W-La2O3在1 keV的H3+、653 K、1×1025H/m2辐照条件下氢泡的数量、密度和表面断裂行为，研究发现：W-K和W-La2O3氢泡数量和密度都比纯钨增加(见图2)，且断裂强度也比纯钨低。MADDALUNO等[22]将纯W和W-La2O3暴露在FTU(Frascati Tokamak Upgrade)中，发现在D轰击试样时，纯W在800 K时有明显的D2和HD的解析峰，并且纯W和W-La2O3两者的总解吸D原子个数分别是8.2×1016和3.8×1017，单位解吸D原子数分别为 7.4×1019m-2和3.5×1020m-2，可知纯 W 比W-La2O3材料的D滞留量小一个数量级。

图2 纯W、W-K、W-La2O3热处理(SR)和再结晶(RE)状态的气泡密度[21]Fig.2 Fluence dependence of blister number density for pure W, K-doped W, and La2O3-doped W (SR and RE denote ‘stress relieved’and ‘recrystallized’, respectively)[21]

以上数据显示，La2O3虽然能够细化钨晶粒、起到弥散强化、提高钨合金强度和抗蠕变性能的作用，但是在高温、高剂量粒子辐照条件下，W-La2O3和纯钨相比粒子滞留量会更大，而且不能承受高剂量的粒子束冲刷。

3 TiC弥散强化钨基复合材料

TiC是另外一种研究较多的增强钨基材料的弥散相。TiC具有高熔点(约3 200 ℃)、低密度、与钨相似的热膨胀系数等性质，是W基合金一种较好的增强体材料。

3.1 W-TiC的制备

W-TiC粉体的制备主要先采用机械合金化方法，再进行真空或气氛热压烧结或等静压烧结。宋桂明等[23]研究了用于航天领域中结构材料 W-TiC合金的制备；于福文[5]于2007年开始了W-TiC合金应用于聚变堆第一壁材料的研究，日本则于1999年便有此项工作的研究报道。

3.2 W-TiC的力学性能

种法力等[24]采用机械合金化工艺制备 W-TiC粉体，然后在2 373 K进行热压烧结。结果显示，W-1%TiC中钨的平均晶粒尺寸为1.5 μm（纯钨平均晶粒为6 μm）；当TiC含量＜1%(质量分数)时，随着TiC的加入量的增加，材料的试样抗弯强度单调提高，加入1%TiC时达到最大值1 065 MPa；继续增加TiC含量到1.5%时，材料强度下降到985 MPa。对TiC含量为1%的W-TiC合金进行电子束热冲击试验，材料能承受6 MW/m2的热流冲击。

KITSUNA等[25]通过球磨制粉、热等静压(温度为1 623 K和2 223 K)烧结、再进一步热锻和热轧及热处理等工艺，制备了系列W-TiC复合材料。分析结果表明，W-0.5%TiC样品中钨晶粒尺寸为 0.44 μm，W-0.2%TiC中钨晶粒尺寸为1.6 μm；冲击试验表明，纯 W 材料的韧脆转变温度在544 K左右，而W-0.2%TiC材料的韧脆转变温度为440 K，比纯W下降了大约100 K。为了研究钨合金的再结晶性能，将材料分别在2 073、2 273和2 473 K保温1 h，结果发现W-0.2%TiC试样再结晶温度约在2 273～2 473 K之间，比纯钨的再结晶温度高出850 K；而对于TiC含量为0.5%的样品，整个热处理温度范围内没有发现钨的再结晶和晶粒长大现象，说明其再结晶温度高于2 473 K。KURISHITA等[26]研究了球磨气氛和塑性加工对材料断裂强度的影响。结果表明 W-1.1%TiC-Ar(球磨气氛为 Ar)制备材料的断裂强度为 2.75 GPa，W-0.5%H2(球磨气氛为H2)断裂强度可达到2 GPa。对试样W-1.1TiC/Ar在1 923 K进行热塑性加工后其断裂强度可达到4.4 GPa(见图3)。

3.3 W-TiC的辐照效应

将纯钨和掺杂TiC的钨合金在563 K下进行中子辐照试验，纯W和W-0.3%TiC辐照缺陷的平均直径和数量密度分别是 3.3 nm、3 600/μm3和2.9 nm、2 700/μm3；辐照前后两种材料相比，W-0.3%TiC硬度增量30HV，纯钨的硬度增量63HV。另外，在不同气氛下球磨的W-(0.25～0.8)%TiC，在600 ℃下经中子辐照(剂量为2×1024n/m2)后，不同球磨气氛的W-0.5TiC都没产生辐照硬化现象，而对纯钨来说相同条件下硬度增量98HV；进行He辐照实验后发现，商业纯W在550 ℃、热流密度为3 MeV、辐照剂量为2×1022He/m2的辐照后，材料有表面剥落和裂痕产生，而W-0.3%TiC在辐照剂量为23×1023He/m2时才有此现象，表明在He辐照条件下W-0.3%TiC-H2表皮剥落的临界剂量比商业纯W的高约10倍；同样的D辐照实验中，W-1.1%TiC-Ar和W-1.1%TiC-H2相比处于热处理和再结晶状态的钨没有孔洞和气泡形成，并且D滞留量小了两个数量级[27-29]。

图3 塑性加工前和在1 923 K压缩量约 80%后的W-1.1TiC/Ar-UH应力—应变曲线Fig.3 Stress—strain curves for W-1.1TiC/Ar-UH before and after compression forming to approximately 80% in reduction ratio at 1 923 K (σy indicating proportional limit yield stress)

综上所述，添加一定量TiC可以增强钨基材料高温和室温力学性能，TiC添加量为1.1%时，并经后续热处理后，断裂韧性可达到目前所知的最大值 4.4 GPa。而且晶粒越细，钨基材料的抗弯强度和断裂韧性越好[29]。添加弥散相TiC后，钨合金的抗中子或D或 He辐照性能相比纯钨都有提高，并且在D和He的混合粒子辐照条件下，可以抑制钨材料气泡的产生和D滞留，主要是因为在表面的高密度纳米尺寸He气泡抑制了D的注入[30]。

4 结论

钨材料应用于聚变堆中的研究涉及几个方面的问题：低温脆性、韧脆转变温度高、再结晶温度低，因此加工难度大；经辐照后产生硬化和脆化、起泡等现象。针对以上问题，研究者采用La2O3和TiC等氧化物或者碳化物颗粒弥散到钨基体中，以强化钨的各项性能。研究发现：

1) 与纯钨相比，La2O3的加入能使钨的晶粒尺寸减小约50%，抗弯强度提高35%，断裂韧性提高80%，并能承受5 MW/m2的热流冲击；但La2O3的加入也导致材料抗辐照性能下降，D滞留量增加，氢泡数量和氢泡密度增加。

2) 向钨基体中加入0.2%～1.1%的TiC纳米颗粒，经过热等静压烧结和塑性加工后，能够获得晶粒尺寸小于1 μm的超细晶粒钨合金材料，材料的最大抗弯强度达到4.4 GPa, DBTT比纯钨的降低100 K，结晶温度高于2 473 K。TiC的加入能够显著提高钨的抗辐照性能，与纯钨相比，D滞留量减小，没有明显的辐照硬化，材料表面没有裂纹和剥落。

[1]潘金生, 范毓殿.核材料物理基础[M].化学工业出版社,2007.PAN Jin-sheng, FAN Yu-dian.Physical basis of Nuclear Material[M].Beijing: Chemical Industry Press, 2007.

[2]郝嘉琨.聚变堆材料[M].北京: 化学工业出版社, 2007.HAO Jia-kun.Fusion reactor materials[M].Beijing: Chemical Industry Press, 2007.

[3]张小峰, 刘维良, 郭双全, 姜林文.聚变堆中面向等离子体材料的研究进展[J].科技创新导报, 2010, 3: 118-119.ZHANG Xiao-feng, LIU Wen-liang, GUO Shuang-quan, JIANG Wen-lin.The development of plasma facing materials for fusion reactor[J].Science and Technology Innovation Herald, 2010, 3:118-119.

[4]郭双全, 葛昌纯, 周张健, 刘维良.聚变堆装置中面向等离子体材料钨涂层研究进展[J].材料导报, 2010, 24(2): 93-97.GUO Shuang-quan, GE Chang-chun, ZHOU Zhang-jian, LIU Wen-liang.Research development of tungsten coatings used as plasma facing materials for fusion reactor[J].Materials Review,2010, 24(2): 93-97.

[5]于福文.面对等离子体W-TiC复合材料的制备与性能研究[D].合肥: 合肥工业大学, 2007.YU Fu-wen.Preparation and properties of W-TiCcomposites based on plasma facing materials[J].Hefei: Hefei University of Technology, 2007.

[6]王发展, 唐丽霞, 冯鹏发, 武 宏.钨材料及其加工[M].北京: 冶金工业出版社, 2008: 14-15.WANG Fa-zhan, TANG Li-xia, FENG Peng-fa, WU Hong.Tungsten material and its processing[M].Beijing: Metallurgical Industry Press, 2008: 14-15.

[7]张彩霞, 周 阳.高性能超细钨粉的制备工艺研究[J].上海有色金属, 2010, 31(4): 189-193.ZHANG Cai-xia, ZHOU Yang.Survey of preparation technologies for high performances superfine tungsten powder[J].Shanghai Nonferrous Metal, 2010, 31(4): 189-193.

[8]BARABASH V, FEDERICI G, LINKE J, WU C H.Material/plasma surface interaction issues following neutron damage[J].Journal of Nuclear Material, 2003, 313/316: 42-51.

[9]MIYAMOTO M, NISHIJIMA D, BALDWIN M J, DOERNER R P, UEDA Y, YASUNAGA K, YOSHIDA N, ONO K.Microscopic damage of tungsten exposed to deuterium-helium mixture plasma in PISCES and its impacts on retention property[J].Journal of Nuclear Materials, 2011, 1: 1-4.

[10]BARABASH V, FEDERICI G., RODIG M, SNEAD L L, WU C H.Neutron irradiation effects on plasma facing materials[J].Journal of Nuclear Materials, 2000, 283/287: 138-146

[11]YAR M A, WAHLBERG S, BERGQVIST H, SALEM H G,JOHNSSON M, MUHANNED M.Chemically produced nanostructured ODS-lanthanum oxide-tungsten composites sintered by spark plasma[J].Journal of Nuclear Materials, 2011,408: 129-135.

[12]XI X L, NIE Z R, WANG W, YANG J C, HAO S M, GUO Y Q,ZUO T Y.Study on preparation and emission properties of nano-composite W-La2O3material[J].Applied Surface Science,2005, 251: 134-138.

[13]SZE F C, DOERNER R P, LUCKHARDT S.Investigation of plasma exposed W-1%La2O3tungsten in a high ion flux, low ion energy, low carbon impurity plasma environment for the international thermonuclear experimental reactor[J].Journal of Nuclear Materials, 1999, 264: 89-98.

[14]陈 勇, 吴玉程, 于福文, 陈俊凌.La2O3弥散强化钨合金的组织性能研究[J].稀有金属材料与工程, 2007, 36(5): 822-824.CHEN Yong, WU Yu-cheng, YU Fu-wen, CHEN Jun-ling.Study on structure and property of tungsten alloy strengthened with dispersed La2O3[J].Rare Metal Materials and Engineering, 2007,36(5): 822-824.

[15]陈 勇, 吴玉程, 于福文, 陈俊凌, 种法力.W-La2O3合金的电子束热负荷性能研究[J].金属功能材料, 2007, 38:1669-1671.CHEN Yong, WU Yu-cheng, YU Fu-wen, CHEN Jun-ling,ZHONG Fa-li.Electron beam heat load properties of W-La2O3alloy[J].Metallic Functional Materials, 2007, 38: 1669-1671.

[16]陈 勇, 吴玉程, 于福文, 陈俊凌.氧化镧增强钨合金高能电子束烧蚀研究[J].金属功能材料, 2007, 14(4): 23-27.CHEN Yong, WU Yu-cheng, YU Fu-wen, CHEN Jun-ling.Study on high energy electron beam ablation of tungsten alloy reinforced by rare earth[J].Metallic Functional Materials, 2007,14(4): 23-27.

[17]种法力, 陈 勇, 吴玉程, 陈俊凌.La2O3弥散增强钨合金面对等离子体材料及其高热负荷性能[J].材料科学与工程学报,2009, 27(3): 415-418.ZHONG Fa-li, CHEN Yong, WU Yu-cheng, CHEN Jun-ling.Tungsten alloys strengthened with dispersed La2O3and its heat flux performance[J].Journal of Materials Science and Engineering, 2009, 27(3): 415-418.

[18]MABUCHI M, OKAMOTO K, SAITO N, NAKANISHI M,YAMADA Y, ASAHINA T, LGARASHI T.Tensile properties at elevated temperature of W-l%La2O3[J].Materials Science and Engineering A, 1996, 214: 174-176.

[19]FALESCHINI M, KREUZER H, KIENER D, PIPPAN R.Fracture toughness investigations of tungsten alloys and SPD tungsten alloys[J].Journal of Nuclear Materials, 2007, 367/370:800-805.

[20]CAUSEY R, WILSON K, VENHAUS T, WAMPLER W R.Tritium retention in tungsten exposed to intense fluxes of 100 eV tritons[J].1999, 266/269: 467-471.

[21]UEDA Y, FUNABIKI T, SHIMADA T, FUKUMOTO K,KURISHITA H, NISHIKAWA M.Hydrogen blister formation and cracking behavior for various tungsten materials[J].Journal of Nuclear Materials, 2005, 337/339: 1010-1014.

[22]MADDALUNO G, GIACOMI G, RUFOLONI A, VERDINI L.Deuterium retention and surface modification of tungsten macrobrush samples exposed in FTU Tokamak[J].2007, 363/365:1236-1240.

[23]宋桂明, 王玉金, 周 玉, 雷廷全, 孙 毅.TiC和ZrC颗粒增强钨基复合材料[J].固体火箭技术, 1998, 21(4): 54-59.SONG Gui-ming, WANG Yu-jin, ZHOU Yu, LEI Ting-quan,SUN Yi.Tungsten matrix composite strengthened with TiC and ZrC particles at elevated temperature[J].Journal of Solid Rocket Technology, 1998, 21(4): 54-59.

[24]种法力, 于福文, 陈俊凌.W-TiC合金面对等离子体材料及其电子束热负荷实验研究[J].稀有金属材料与工程, 2010, 39(4):429-433.ZHONG Fa-li, YU Fu-wen, CHEN Jun-ling.W-TiC alloy plasma facing materials and heat flux performance test under electron beam facility[J].Rare Metal Materials and Engineering, 2010,39(4): 429-433.

[25]KITSUNA Y J, KURISHITA H, KAYANO H, HIRAOKA Y,LGARASHI T, TAKIDA T.Microstructure and impact properties of ultra-fine grained tungsten alloys dispersed with TiC[J].Journal of Nuclear Materials, 1999, 271/272: 423-428.

[26]KURISHITA H, MATSUO S, ARAKAWA H, NARUI M,YAMAZAKI M, SAKAMOTO T, KOBAYASHI S, NAKAI K,TAKIDA T, TAKEBE K, KAWAI M, YOSHIDA N.High temperature tensile properties and their application to toughness enhancement in ultra-fine grained W-(0-1.5)wt% TiC[J].Journal of nuclear Materials, 2009, 386/388: 579-582.

[27]KURISHITA H, AMANO Y, KOBAYASHI S, NAKAI K,ARAKAWA H, HIRAOKA Y, TAKIDA T, TAKEBE K,MATSUI H.Development of ultra-fine grained W-TiC and their mechanical properties for fusion applications[J].Journal of Nuclear Materials, 2007, 367/370: 1453-1457.

[28]KURISHITA H, KOBAYASHI S, NAKAI K.Development of ultra-fine grained W-(0.25-0.8)wt%TiC and its superior resistance to neutron and 3 MeV He-ion irradiations[J].Journal of Nuclear Materials, 2008, 377: 34-40.

[29]KURISHITA H, MATSUO S, ARAKAWA H.Development of re-crystallized W-1.1%TiC with enhanced room-temperature ductility and radiation performance[J].2010, 398: 87-92.

[30]MIYAMOTO M, NISHIJIMA D, BALDWIN M J.Microscopic damage of tungsten exposed to deuterium-helium mixture plasma in PISCES and its impacts on retention property[J].Journal of Nuclear Materials, 2011, 415(1): 1-4.