工程科学学报.第42卷.第1期：128-133.2020年1月 Chinese Journal of Engineering,Vol.42,No.1:128-133,January 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.07.08.008;http://cje.ustb.edu.cn 高剂量氦离子辐照对新型中子增殖铍钨合金表面结构 的影响 刘平平四，胡文，宋健，贾玉梅，詹倩，万发荣 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:ppliu@ustb.edu.cn 摘要为了确保未来核聚变反应堆的氘氚自持燃烧必需采用中子增殖材料来得到合适的氚增值比.金属铍被认为是最有 前途的核聚变反应堆固态中子倍增材料，但其熔点低，高温抗辐照肿胀性能差，因此需要寻找和研发具有更高熔点和更耐辐 照肿胀的新型中子增殖材料以满足更先进的聚变堆要求.本研究尝试提出并制备了一种更高熔点的铍钨合金(B12W),通过 X射线和扫描电子显微镜对它的相组成和表面结构进行分析.对新型铍钨合金进行高剂量的氦离子辐照，发现合金表面一次 起泡的平均尺寸约为0.8μm,面密度约为2.4×10？cm2,而二次起泡的平均尺寸约为80nm,面密度约为1.28×103cm-2.分析氨 辐照引起的表面起泡及其机制，并与纯铍和铍钛合金表面起泡的情况进行了对比. 关键词氚自持：中子增殖：氨泡：铍金属间化合物：核聚变 分类号TG146.4:0469 Effect of high dose helium ion irradiation on the surface microstructure of a new neutron multiplying Be-W alloy LIU Ping-ping.HU Wen,SONG Jian,JIA Yu-mei,ZHAN Qian.WAN Fa-rong School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:ppliu @ustb.edu.cn ABSTRACT A neutron multiplier must be employed to obtain the proper tritium breeding rate and ensure the self-sustaining combustion of deuterium and tritium in fusion reactors,which represents a new and powerful solution for the energy problem.Several researchers have proposed the use of beryllium,an outstanding nuclear metal,as a promising solid neutron multiplier in the helium- cooled ceramic breeder(HCCB)test blanket module (TBM)of the Chinese TBM program.In this module,beryllium will be subjected to high-dose irradiation with high-energy neutrons during services in reactor to produce a large number of helium ions and significant irradiation damage resulting in extreme performance degradation.Unfortunately,the metal's low melting point and poor irradiation swelling resistance at high temperatures limit its usage in the DEMO reactor.Thus,finding or developing a new neutron multiplier with a higher melting point and better ability to resist irradiation swelling than beryllium in advanced fusion reactors is an important undertaking.Knowledge of the characteristics of the microstructural changes of beryllium and/or beryllium alloys under irradiation is an important factor contributing to the understanding of the degradation of their physical-mechanical properties.In this study,a new beryllium tungsten alloy (Be2W)with a high melting point was proposed and fabricated by hot isostatic pressing.The phase composition and surface structure of Be2W were then analyzed by X-ray and scanning electron microscopy.The Be2W alloy was irradiated with 30 keV He'ions at room temperature at a dose of 1x10 ionscm and ion fluence of 0.2 HA.Microstructural changes 收稿日期：2019-07-08 基金项目：国家自然科学基金资助项目(U1637210.11775018,51601012)
高剂量氦离子辐照对新型中子增殖铍钨合金表面结构 的影响 刘平平苣，胡 文，宋 健，贾玉梅，詹 倩，万发荣 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 苣通信作者，E-mail：ppliu@ustb.edu.cn 摘 要 为了确保未来核聚变反应堆的氘氚自持燃烧必需采用中子增殖材料来得到合适的氚增值比. 金属铍被认为是最有 前途的核聚变反应堆固态中子倍增材料，但其熔点低，高温抗辐照肿胀性能差，因此需要寻找和研发具有更高熔点和更耐辐 照肿胀的新型中子增殖材料以满足更先进的聚变堆要求. 本研究尝试提出并制备了一种更高熔点的铍钨合金（Be12W），通过 X 射线和扫描电子显微镜对它的相组成和表面结构进行分析. 对新型铍钨合金进行高剂量的氦离子辐照，发现合金表面一次 起泡的平均尺寸约为 0.8 μm，面密度约为 2.4×107 cm−2，而二次起泡的平均尺寸约为 80 nm，面密度约为 1.28×108 cm−2 . 分析氦 辐照引起的表面起泡及其机制，并与纯铍和铍钛合金表面起泡的情况进行了对比. 关键词 氚自持；中子增殖；氦泡；铍金属间化合物；核聚变 分类号 TG146.4；O469 Effect of high dose helium ion irradiation on the surface microstructure of a new neutron multiplying Be−W alloy LIU Ping-ping苣 ，HU Wen，SONG Jian，JIA Yu-mei，ZHAN Qian，WAN Fa-rong School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣 Corresponding author, E-mail: ppliu@ustb.edu.cn ABSTRACT A neutron multiplier must be employed to obtain the proper tritium breeding rate and ensure the self-sustaining combustion of deuterium and tritium in fusion reactors, which represents a new and powerful solution for the energy problem. Several researchers have proposed the use of beryllium, an outstanding nuclear metal, as a promising solid neutron multiplier in the heliumcooled ceramic breeder (HCCB) test blanket module (TBM) of the Chinese TBM program. In this module, beryllium will be subjected to high-dose irradiation with high-energy neutrons during services in reactor to produce a large number of helium ions and significant irradiation damage resulting in extreme performance degradation. Unfortunately, the metal ’s low melting point and poor irradiation swelling resistance at high temperatures limit its usage in the DEMO reactor. Thus, finding or developing a new neutron multiplier with a higher melting point and better ability to resist irradiation swelling than beryllium in advanced fusion reactors is an important undertaking. Knowledge of the characteristics of the microstructural changes of beryllium and/or beryllium alloys under irradiation is an important factor contributing to the understanding of the degradation of their physical-mechanical properties. In this study, a new beryllium tungsten alloy (Be12W) with a high melting point was proposed and fabricated by hot isostatic pressing. The phase composition and surface structure of Be12W were then analyzed by X-ray and scanning electron microscopy. The Be12W alloy was irradiated with 30 keV He+ ions at room temperature at a dose of 1×1018 ions·cm−2 and ion fluence of 0.2 μA. Microstructural changes 收稿日期: 2019−07−08 基金项目: 国家自然科学基金资助项目（U1637210，11775018，51601012） 工程科学学报，第 42 卷，第 1 期：128−133，2020 年 1 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 42, No. 1: 128−133, January 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.07.08.008; http://cje.ustb.edu.cn
刘平平等：高剂量氨离子辐照对新型中子增殖铍钨合金表面结构的影响 129· and the types of helium gas-filled blisters that developed on the surface of the alloy after irradiation were subsequently investigated. Blisters with an average size of 0.8 um and in-plane number density of 2.4x10 cm initially develops,followed by blisters with an average size of about 80 nm and in-plane number density of 1.28x10cm2 KEY WORDS tritium self-sustaining:neutron multiplier;helium blister;beryllium intermetallic compounds;fusion 现代人类的生存和发展不仅离不开能源，而 态中子倍增材料，而且也是很好的面向等离子体 且随着现代社会的高速发展，人类对能源的需求 材料阿目前，铍已被选为ITER的中子倍增剂8-oI 还在不断的快速增大，虽然太阳能、风能、水能等 中国的固态氚增殖包层设计也拟采用铍作为中子 都已得到广泛的应用.但是迄今为止，化石能源仍 倍增剂四但是铍的熔点（约1280℃）相对较低， 然是人类最主要的一次能源.化石燃料不仅储量 高温下活性高、且与试验包层选用的不锈钢有一 有限难以满足人类发展的需要，而且在开采、燃烧 定的反应，高温抗辐照肿胀性能差，因此无法满足 的过程中将产生大量CO2(温室气体)和其他酸性 更先进的商用示范(DEMO堆)的要求.研究表明 气体，造成全球气候变暖和严重的生态和环境问 添加Ti、V等元素对金属铍进行合金化，能够有效 题如雾霾等，对人类社会的可持续发展造成严重 改善铍小球的高温抗辐照肿胀等性能2-1)因此， 的威胁.因此，人们将目光投向了清洁、安全、高 富铍的具有高熔点的金属间化合物引起了人们的 效的以新能源和可再生能源为主体的新型能源体 广泛关注，日本学者已经研发了Be12Ti(熔点约 系.在新能源体系中，核能将发挥不可替代的作用凹 1550℃)、Be12V(熔点约1650℃)等铍合金.而钨 核能分为核裂变和核聚变能.核裂变，如重元素轴 具有高熔点(3410℃)，高密度(19.35gcm3)、高硬 的裂变，已得到实际应用.核聚变，如氢的同位素 度、及低膨胀系数、低蒸气压等优异性能，是低活 氘(D)、氚(T)等轻元素的聚变，正在积极研究当 化元素，因此，尝试制备更高熔点的BeW合金.这 中.由于核聚变具有安全（没有像裂变一样的链式 将是一种新的中子增殖材料.此外，在反应堆中， 反应)、清洁（聚变产物无碳）、原料丰富（燃料 材料还必然面临一个问题就是大剂量的中子辐照 D可从海水中提取)等特点，被认为是解决人类能 和氨的注入.由中子倍增反应可知，中子增殖材料 源需求的终极能源回全球最大规模的国际科研合 中的氨比其他的材料要高得多，因此必须重视高 作项目一一国际热核聚变实验堆(international 剂量氦对于辐照损伤结构和性能变化的影响， thermonuclear experimental reactor,.ITER)是人类推 本研究通过热等静压的方法制备了一种新型 动聚变能开发和利用的一个里程碑，并受到了各 的中子增殖铍钨合金，并对制备的铍钨合金样品 国的高度重视，我国也参与其中3 进行高剂量的氦离子辐照，研究氦离子辐照对铍 目前限制核聚变能发展的问题还较多，其中 钨合金表面微观结构的影响，讨论了高剂量氢离 氘氚燃料自持问题和材料问题依然是限制核聚变 子辐照后表面起泡的机制，并对比了铍钨、铍钛和 能发展的关键所在-刀.目前设计的聚变反应堆为 纯铍在高剂量氦离子辐照下的表面起泡情况. 最易实现的氘一氚核聚变反应堆，需要中子增殖材 1实验方法 料来保证氘-氚自持核聚变反应.作为聚变反应燃 料，如前所述氘在地球上的含量非常丰富，而燃料 图1所示为铍钨二元合金相图.从富铍端可 氚在自然界稀少，需要在氚增殖包层中通过中子 以看出，铍和钨可以形成多种铍钨合金化合物如 和锂反应产生，聚变反应中，1个氘和1个氚聚变 Be22W,Be12W和Be2W,它们的熔点分别约为l550, 只产生1个氦和1个中子(H+H→He+n),同时 1750和2250℃.与纯铍相比，合金的熔点都有所 1个中子和1个锂只产生1个氚和1个氦(n+Li一 提高.其中Be22W含铍量最高但是熔点最低，而 H+H),但氚增殖材料中其他元素的存在和包 B,W则刚好相反，熔点高但铍含量低.因此，为了 层组件中高百分比的结构材料导致氚增殖比小于 获得合适的中子增殖比和较高的熔点，Be12W是 1,且各种部件如第一壁等还可能滞留一些氚，这 一个不错的选择.Be12W属于四方晶系，空间群为 就必需采用中子增殖材料通过中子增殖来得到合 I4/mmm(139),a=b=0.734nm,c=4.23nm,其结 适的氚增值比保证氚燃料的自持 构示意图如图1中小图所示. 金属铍被认为是最有前途的核聚变反应堆固 在分别尝试了几种方法后，最终采用热等静
and the types of helium gas-filled blisters that developed on the surface of the alloy after irradiation were subsequently investigated. Blisters with an average size of 0.8 μm and in-plane number density of 2.4×107 cm−2 initially develops, followed by blisters with an average size of about 80 nm and in-plane number density of 1.28×108 cm−2 . KEY WORDS tritium self-sustaining；neutron multiplier；helium blister；beryllium intermetallic compounds；fusion 现代人类的生存和发展不仅离不开能源，而 且随着现代社会的高速发展，人类对能源的需求 还在不断的快速增大. 虽然太阳能、风能、水能等 都已得到广泛的应用，但是迄今为止，化石能源仍 然是人类最主要的一次能源. 化石燃料不仅储量 有限难以满足人类发展的需要，而且在开采、燃烧 的过程中将产生大量 CO2（温室气体）和其他酸性 气体，造成全球气候变暖和严重的生态和环境问 题如雾霾等，对人类社会的可持续发展造成严重 的威胁. 因此，人们将目光投向了清洁、安全、高 效的以新能源和可再生能源为主体的新型能源体 系. 在新能源体系中，核能将发挥不可替代的作用[1] . 核能分为核裂变和核聚变能. 核裂变，如重元素铀 的裂变，已得到实际应用. 核聚变，如氢的同位素 氘（D）、氚（T）等轻元素的聚变，正在积极研究当 中. 由于核聚变具有安全（没有像裂变一样的链式 反应）、清洁（聚变产物无碳）、原料丰富（燃料 D 可从海水中提取）等特点，被认为是解决人类能 源需求的终极能源[2] . 全球最大规模的国际科研合 作项目 — — 国际热核聚变实验 堆 (international thermonuclear experimental reactor， ITER) 是人类推 动聚变能开发和利用的一个里程碑，并受到了各 国的高度重视，我国也参与其中[3−4] . 目前限制核聚变能发展的问题还较多，其中 氘氚燃料自持问题和材料问题依然是限制核聚变 能发展的关键所在[5−7] . 目前设计的聚变反应堆为 最易实现的氘‒氚核聚变反应堆，需要中子增殖材 料来保证氘‒氚自持核聚变反应. 作为聚变反应燃 料，如前所述氘在地球上的含量非常丰富，而燃料 氚在自然界稀少，需要在氚增殖包层中通过中子 和锂反应产生. 聚变反应中，1 个氘和 1 个氚聚变 只产生 1 个氦和 1 个中子（2H + 3H → 4He + n），同时 1 个中子和 1 个锂只产生 1 个氚和 1 个氦（n + 6Li → 4He + 3H），但氚增殖材料中其他元素的存在和包 层组件中高百分比的结构材料导致氚增殖比小于 1，且各种部件如第一壁等还可能滞留一些氚，这 就必需采用中子增殖材料通过中子增殖来得到合 适的氚增值比保证氚燃料的自持. 金属铍被认为是最有前途的核聚变反应堆固 态中子倍增材料，而且也是很好的面向等离子体 材料[5] . 目前，铍已被选为 ITER 的中子倍增剂[8−10] . 中国的固态氚增殖包层设计也拟采用铍作为中子 倍增剂[11] . 但是铍的熔点（约 1280 ℃）相对较低， 高温下活性高、且与试验包层选用的不锈钢有一 定的反应，高温抗辐照肿胀性能差，因此无法满足 更先进的商用示范（DEMO 堆）的要求. 研究表明 添加 Ti、V 等元素对金属铍进行合金化，能够有效 改善铍小球的高温抗辐照肿胀等性能[12−13] . 因此， 富铍的具有高熔点的金属间化合物引起了人们的 广泛关注，日本学者已经研发了 Be12Ti （熔点约 1550 ℃）、Be12V（熔点约 1650 ℃）等铍合金. 而钨 具有高熔点（3410 ℃），高密度（19.35 g·cm−3）、高硬 度、及低膨胀系数、低蒸气压等优异性能，是低活 化元素，因此，尝试制备更高熔点的 BeW 合金. 这 将是一种新的中子增殖材料. 此外，在反应堆中， 材料还必然面临一个问题就是大剂量的中子辐照 和氦的注入. 由中子倍增反应可知，中子增殖材料 中的氦比其他的材料要高得多，因此必须重视高 剂量氦对于辐照损伤结构和性能变化的影响. 本研究通过热等静压的方法制备了一种新型 的中子增殖铍钨合金，并对制备的铍钨合金样品 进行高剂量的氦离子辐照，研究氦离子辐照对铍 钨合金表面微观结构的影响，讨论了高剂量氦离 子辐照后表面起泡的机制，并对比了铍钨、铍钛和 纯铍在高剂量氦离子辐照下的表面起泡情况. 1 实验方法 图 1 所示为铍钨二元合金相图. 从富铍端可 以看出，铍和钨可以形成多种铍钨合金化合物如 Be22W，Be12W 和 Be2W，它们的熔点分别约为 1550， 1750 和 2250 ℃. 与纯铍相比，合金的熔点都有所 提高. 其中 Be22W 含铍量最高但是熔点最低，而 Be2W 则刚好相反，熔点高但铍含量低. 因此，为了 获得合适的中子增殖比和较高的熔点，Be12W 是 一个不错的选择. Be12W 属于四方晶系，空间群为 I4/mmm （139），a = b = 0.734 nm，c = 4.23 nm，其结 构示意图如图 1 中小图所示. 在分别尝试了几种方法后，最终采用热等静 刘平平等： 高剂量氦离子辐照对新型中子增殖铍钨合金表面结构的影响 · 129 ·
·130 工程科学学报，第42卷，第1期 308 3422 e 3200 3000 2800 2600 2400 <2250 S2200k 2100 2000(w 明1800 <1750 1600 1400 BeiW Bee (BBe) 1289 1200 1000 (aBe) 800 S0 0 10 2030405060 70 80 90 100 Be原子分数% 图1铍钨合金相图以及Be12W的结构示意图 Fig.I Phase diagram of Be-W binary alloy and structure schematic of Be2W 压法来制备铍钨合金.首先将纯铍粉和纯钨粉按 50 质量分数Be37%和W63%混合，装人包套中，热等 % 静压，真空度5×10-3Pa,温度为1180℃，保温4h, 得到铍钨合金锭 采用X射线衍射仪对热等静压制备的铍钨合 金的相组成进行分析.其0测角范围为：-10°~168°， 角度重复性为：0.001°，铍钨合金的表面结构，则采 10 用Zeiss Auriga场发射扫描电镜(SEM)进行分析 0 该扫描电镜分辨率为1.0nm@15kV~1.9nm@1kV 200400600 8001000 深度/mm 装配有X射线能谱仪，元素探测范围为B(4)~ 图2SRIM计算的氦离子在铍钨合金中的分布 Fm(100).在进行样品表面观察时使用到的电子 Fig.2 Content profile of helium in the Be-W alloy calculated by SRIM 加速电压为20和15kV. 采用离子加速器对装在铜靶上的铍钨合金样 对灰白色区域进行放大，如图3(b)所示，再结合能 品进行氨离子辐照.氢离子能量为30kV,有效辐 谱分析和X射线衍射的结果（如图4所示），发现 照面积为1.5cm×1.0cm,电荷为2×1.6×10-9C,束 灰黑色区域为B12W相，小部分灰色区域为W 流强度为0.2A,辐照剂量为1×1018cm2,辐照温 相，如图中标记所示.可见Be12W为合金的主要组 度为室温.图2为利用蒙特卡罗软件SRIM-2013 成部分，在局部区域含有少量的W相.为了获得 (网址为htp:/www.srim.org)计算的铍钨合金中氦 单一Be12W相的材料，则需要对铍钨合金进行后 离子的分布情况.根据计算结果可知，入射离子峰 续均匀化处理，相关工艺尚未见报道.Nakamichi 值约在260nm,离子范围<500nm,峰值剂量的原 和Kim等报道了Be2Ti合金的制备和均匀化处理 子分数约为40% 工艺47均匀化处理虽然可以获得单一相，但是 材料的孔隙率增加，而且更让人意外的是材料与 2实验结果及讨论 水的反应增加表现为探测到了更多反应生成的氢) 2.1铍钨合金的表面结构和相组成 值得指出的是目前制备的Be12W材料的成球率 热等静压法制备的铍钨合金，表面整体呈灰 (制备金属小球的能力)比Be12Ti材料要低很多， 色有光泽.采用扫描电镜对其表面结构进行观察 如何提高Be12W材料的成球率也是未来将要研究 和分析，结果如图3所示.灰黑色的基体里面在某 的方向之一.因此，这里主要介绍了Be12W合金的 些区域散布着一些灰白色的区域，如图3(a)所示， 成功制备，暂未对铍钨合金进行均匀化处理
压法来制备铍钨合金. 首先将纯铍粉和纯钨粉按 质量分数 Be 37% 和 W 63% 混合，装入包套中，热等 静压，真空度 5×10−3 Pa，温度为 1180 ℃，保温 4 h， 得到铍钨合金锭. 采用 X 射线衍射仪对热等静压制备的铍钨合 金的相组成进行分析. 其 θ 测角范围为：−10°～168°， 角度重复性为：0.001°. 铍钨合金的表面结构，则采 用 Zeiss Auriga 场发射扫描电镜（SEM）进行分析. 该扫描电镜分辨率为 1.0 nm@15 kV～1.9 nm@1 kV. 装配有 X 射线能谱仪，元素探测范围为 Be（4）～ Fm（100）. 在进行样品表面观察时使用到的电子 加速电压为 20 和 15 kV. 采用离子加速器对装在铜靶上的铍钨合金样 品进行氦离子辐照. 氦离子能量为 30 keV，有效辐 照面积为 1.5 cm×1.0 cm，电荷为 2×1.6×10−19 C，束 流强度为 0.2 μA，辐照剂量为 1×1018 cm−2，辐照温 度为室温. 图 2 为利用蒙特卡罗软件 SRIM-2013 （网址为 http://www.srim.org）计算的铍钨合金中氦 离子的分布情况. 根据计算结果可知，入射离子峰 值约在 260 nm，离子范围<500 nm，峰值剂量的原 子分数约为 40%. 2 实验结果及讨论 2.1 铍钨合金的表面结构和相组成 热等静压法制备的铍钨合金，表面整体呈灰 色有光泽. 采用扫描电镜对其表面结构进行观察 和分析，结果如图 3 所示. 灰黑色的基体里面在某 些区域散布着一些灰白色的区域，如图 3（a）所示， 对灰白色区域进行放大，如图 3（b）所示，再结合能 谱分析和 X 射线衍射的结果（如图 4 所示），发现 灰黑色区域为 Be12W 相 ，小部分灰色区域为 W 相，如图中标记所示. 可见 Be12W 为合金的主要组 成部分，在局部区域含有少量的 W 相. 为了获得 单一 Be12W 相的材料，则需要对铍钨合金进行后 续均匀化处理，相关工艺尚未见报道. Nakamichi 和 Kim 等报道了 Be12Ti 合金的制备和均匀化处理 工艺[14−17] . 均匀化处理虽然可以获得单一相，但是 材料的孔隙率增加，而且更让人意外的是材料与 水的反应增加表现为探测到了更多反应生成的氢[15] . 值得指出的是目前制备的 Be12W 材料的成球率 （制备金属小球的能力）比 Be12Ti 材料要低很多， 如何提高 Be12W 材料的成球率也是未来将要研究 的方向之一. 因此，这里主要介绍了 Be12W 合金的 成功制备，暂未对铍钨合金进行均匀化处理. 温度/°C 3500 3400 3200 3000 2800 2600 2400 2200 2000 1800 1600 1400 1200 1000 800 600 500 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 1289 (αBe) (βBe) ? <1750 <2250 2100 3422 (W) Be12W Be22W Be Be L W z x W y z x y WBe12 WBe2 WBe22 Be 原子分数/% 图 1 铍钨合金相图以及 Be12W 的结构示意图 Fig.1 Phase diagram of Be‒W binary alloy and structure schematic of Be12W 氦原子分数/% 50 40 30 20 10 0 0 200 400 600 800 1000 深度/mm 图 2 SRIM 计算的氦离子在铍钨合金中的分布 Fig.2 Content profile of helium in the Be‒W alloy calculated by SRIM · 130 · 工程科学学报，第 42 卷，第 1 期
刘平平等：高剂量氨离子辐照对新型中子增殖铍钨合金表面结构的影响 131· 2 um 图3铍钨合金表面结构(a)及局部放大图(b) Fig.3 Surface structure of Be-W alloy (a)and partial enlarged morphology (b) 泡的形成，在热空位和辐照引起的空位可以忽略 ☐：BezW △：Be 的前提下，已有的双原子形核(Di-atomic nucleation) O:W 模型假设基体中两个氨原子相遇形成稳定的泡核， 这样氦泡的形成过程主要受氢的扩散制约四 最近的分子动力学模拟计算结果表明：两个氦 原子形成集团（两个原子之间的距离为0.174nm) 时结合能为0.63eV,而随着更多的氦原子的加入 结合能增加.这就说明氢原子能够通过自捕获形 核，而且一旦氦原子团簇形成就很难将它们再分 20 40 60 80 100 28l) 开.这和前述低温条件下的双原子形核模型是符 图4铍钨合金的相组成 合的.在没有空位的情况下氦原子能够自捕获形 Fig.4 Phase composition of Be-W alloy 成团簇，然而高能粒子辐照将在材料中产生大量 的空位和间隙原子，此时空位和间隙原子对于氢 2.2氦离子辐照对铍钨表面的影响 的捕获则起到主要作用网，分子动力学计算结果 高剂量的氦离子辐照后，铍钨合金样品表面 表明：间隙原子和空位能促进氦原子的聚集，其中 产生了大量的氦鼓泡，结果如图5所示.有一些泡 空位的促进作用非常大，而且氨原子将占据空位 尺寸较大如图5(a)中白色箭头标记所示，一些泡 的位置.这就是说，在有空位和间隙原子存在的情 尺寸较小如图中橙色箭头标记所示，两者尺寸相 况下，氦原子和空位(V)或间隙原子(I)先形成复 差较大.局部区域还有一些大的气泡发生了破裂， 合体(He-V和He-I),然后这些复合体继续捕获 如图5(b)所示 空位和氦原子，从而氦泡形成并长大1.氦原子在 该现象产生的原因比较复杂也是多方面的， 金属中的扩散能比较低，所以氦原子注入到材料 比如高的注入剂量，样品表面质量，以及后续的离 中，非常容易扩散到已经形核的双原子(He-He) 子轰击等图6是材料辐照下表面起泡示意图. 或者复合体(He-V或He-I),从而完成氦泡的长 当样品室温下受到氦离子辐照后，会在样品内部 大过程在氢泡的形核过程中，以上两种机制可 产生大量的氦泡 能都存在，随着辐照的进行材料中空位和间隙原 关于低温下(T<0.2Tm,Tm为材料的熔点)氨 子的增加，后一种机制逐渐占主导地位，成为主要 (a) (b) blister 1 um 图5氦离子辐照后铍钨合金的表面结构.(a)二次起泡：(b)部分一次起泡破裂 Fig.5 Surface structure of helium ion irradiated Be-W alloy (a)and broken of the first blister(b)
2.2 氦离子辐照对铍钨表面的影响 高剂量的氦离子辐照后，铍钨合金样品表面 产生了大量的氦鼓泡，结果如图 5 所示. 有一些泡 尺寸较大如图 5（a）中白色箭头标记所示，一些泡 尺寸较小如图中橙色箭头标记所示，两者尺寸相 差较大. 局部区域还有一些大的气泡发生了破裂， 如图 5（b）所示. 该现象产生的原因比较复杂也是多方面的， 比如高的注入剂量，样品表面质量，以及后续的离 子轰击等[18] . 图 6 是材料辐照下表面起泡示意图. 当样品室温下受到氦离子辐照后，会在样品内部 产生大量的氦泡. 关于低温下（T < 0.2Tm，Tm 为材料的熔点）氦 泡的形成，在热空位和辐照引起的空位可以忽略 的前提下，已有的双原子形核（Di-atomic nucleation） 模型假设基体中两个氦原子相遇形成稳定的泡核， 这样氦泡的形成过程主要受氦的扩散制约[19−22] . 最近的分子动力学模拟计算结果表明[23] ：两个氦 原子形成集团（两个原子之间的距离为 0.174 nm） 时结合能为 0.63 eV，而随着更多的氦原子的加入 结合能增加. 这就说明氦原子能够通过自捕获形 核，而且一旦氦原子团簇形成就很难将它们再分 开. 这和前述低温条件下的双原子形核模型是符 合的. 在没有空位的情况下氦原子能够自捕获形 成团簇，然而高能粒子辐照将在材料中产生大量 的空位和间隙原子，此时空位和间隙原子对于氦 的捕获则起到主要作用[24] . 分子动力学计算结果 表明：间隙原子和空位能促进氦原子的聚集，其中 空位的促进作用非常大，而且氦原子将占据空位 的位置. 这就是说，在有空位和间隙原子存在的情 况下，氦原子和空位（V）或间隙原子（I）先形成复 合体（He‒V 和 He‒I），然后这些复合体继续捕获 空位和氦原子，从而氦泡形成并长大[23] . 氦原子在 金属中的扩散能比较低，所以氦原子注入到材料 中，非常容易扩散到已经形核的双原子（He‒He） 或者复合体（He‒V 或 He‒I），从而完成氦泡的长 大过程[25] . 在氦泡的形核过程中，以上两种机制可 能都存在，随着辐照的进行材料中空位和间隙原 子的增加，后一种机制逐渐占主导地位，成为主要 (a) (b) W Be12W Be12W 200 μm 2 μm 富W区 图 3 铍钨合金表面结构（a）及局部放大图（b） Fig.3 Surface structure of Be‒W alloy (a) and partial enlarged morphology (b) 相对强度 0 20 40 60 80 100 2θ/(°) : Be12W : Be : W 图 4 铍钨合金的相组成 Fig.4 Phase composition of Be‒W alloy 1 μm 1 μm blister blister (a) (b) 图 5 氦离子辐照后铍钨合金的表面结构.（a）二次起泡；（b）部分一次起泡破裂 Fig.5 Surface structure of helium ion irradiated Be‒W alloy (a) and broken of the first blister (b) 刘平平等： 高剂量氦离子辐照对新型中子增殖铍钨合金表面结构的影响 · 131 ·
·132 工程科学学报，第42卷，第1期 He 气泡内的过压，P为气泡的内压，y为表面张力 如果给定材料的断裂应力为，那么当过压 (P)足够大，大到σ超过材料的o时，一些大的气 泡就会发生开裂从而合并成一个微米级的超大气 泡，从而造成材料表面起泡.随着离子的持续轰击 泡 基体 。自间隙原子·氨(He)原子 和气泡内部的气压的不断增大，一些大的起泡还 可能发生破裂和剥落.如果离子注人剂量够大，后 续的离子注入后，可能在之前的大泡上或者剥落 后的表面再次起泡，可称之为二次起泡2-29，如图6 所示 结合图5和图6可以看出，在大剂量的氢离子 一次起泡 二次起泡 的轰击下，铍钨合金样品的表面发生了二次起泡 基体 基体 现象.铍钨合金氦离子辐照后表面起泡统计结果 图6氨离子辐照下材料表面起泡示意图 显示在0.1um以下的气泡很多，另一尺寸分布是 Fig.6 Schematic diagram of materials surface blistering under helium 在0.8m附近.具体尺寸统计如图7(a)所示.可 ion irradiation 见二次起泡的尺寸明显的小于一次起泡，但是数 的氢泡形核和长大机制.而在注入的过程中，由于 量明显增多.因此，单独对二次起泡进行统计，结 氦有很低的扩散能，非常容易扩散迁移到已有的 果如图7(b)所示.铍钨合金表面一次起泡的平均 氢泡核处，故氦泡的长大主要通过吸收氦原子来 尺寸约为0.8um,面密度约为2.4×10？cm2,而二次 长大 起泡的平均尺寸约为80nm,面密度约为1.28× 随着氦离子的不断注入，原来产生的氦泡通 103cm2.尺寸相差1个量级，面密度也相差1个量 过吸收氦原子、空位或者He-V复合体而不断长 级.对纯铍和铍钛的样品也进行了氦离子辐照（剂 大同时伴随着新的氦泡产生，但是由于离子注入 量为1×107cm2,比铍钨合金的剂量低1个量级)， 的分布是不均匀的（如图2所示）而且缺陷分布也 也观察到了二次起泡现象，而且纯铍的样品表面剥 是类似的不均匀，这就使得在距离表面不远处（如 落严重，二次起泡尺寸也较大（平均尺寸约4~8um): 200nm左右)会产生一个大的气泡带.Evans基于 铍钛样品的局部也发生了剥落，二次起泡也较严 气泡间破裂提出了一个材料表面起泡机制，其公 重（平均尺寸约1~2um).相较而言，铍钨合金在 式如下2 经历了更高剂量的氦离子辐照后，表面起泡尺寸 较铍钛和纯铍的都小，二次起泡尺寸在I00nm以 o=P'πr21d2-πr2 (1) 下，并且没有明显的剥落现象 P'=P-2r/y (2) 3结论 式中，σ为垂直与表面的平面内总的平均拉应力， r为气泡的半径，d为最近邻气泡中心的距离，P为 金属间化合物Be12W由于具有高的熔点、高 100 30 (a) (b) 面密度：1.28×103cm 形 25 二次起泡： (b) 20 平均尺寸：80nm 60 一次起泡： 平均尺寸：0.8m 10 面密度：2.40×107cm2 -0.200.20.40.60.81.0121.4 60 10 80 90 100 10 起泡尺寸m 起泡尺寸hm 因7氢离子辐照后被钨合金的表面起泡.(a)表面起泡尺寸分布：(b)表面2次起泡尺寸分布 Fig.7 Surface blister of helium ion irradiated Be-W alloy:(a)size distribution of blister on Be-W alloy surface;(b)size distribution of secondary blister on the surface
的氦泡形核和长大机制. 而在注入的过程中，由于 氦有很低的扩散能，非常容易扩散迁移到已有的 氦泡核处，故氦泡的长大主要通过吸收氦原子来 长大. 随着氦离子的不断注入，原来产生的氦泡通 过吸收氦原子、空位或者 He‒V 复合体而不断长 大同时伴随着新的氦泡产生，但是由于离子注入 的分布是不均匀的（如图 2 所示）而且缺陷分布也 是类似的不均匀，这就使得在距离表面不远处（如 200 nm 左右）会产生一个大的气泡带. Evans 基于 气泡间破裂提出了一个材料表面起泡机制，其公 式如下[26] ： σ = P ′ πr 2 /(d 2 −πr 2 ) （1） P ′ = P−2r/γ （2）P ′ 式中，σ 为垂直与表面的平面内总的平均拉应力， r 为气泡的半径，d 为最近邻气泡中心的距离， 为 气泡内的过压，P 为气泡的内压，γ 为表面张力. P ′ 如果给定材料的断裂应力为 σF，那么当过压 （ ）足够大，大到 σ 超过材料的 σF 时，一些大的气 泡就会发生开裂从而合并成一个微米级的超大气 泡，从而造成材料表面起泡. 随着离子的持续轰击 和气泡内部的气压的不断增大，一些大的起泡还 可能发生破裂和剥落. 如果离子注入剂量够大，后 续的离子注入后，可能在之前的大泡上或者剥落 后的表面再次起泡，可称之为二次起泡[27−29] ，如图 6 所示. 结合图 5 和图 6 可以看出，在大剂量的氦离子 的轰击下，铍钨合金样品的表面发生了二次起泡 现象. 铍钨合金氦离子辐照后表面起泡统计结果 显示在 0.1 μm 以下的气泡很多，另一尺寸分布是 在 0.8 μm 附近. 具体尺寸统计如图 7（a）所示. 可 见二次起泡的尺寸明显的小于一次起泡，但是数 量明显增多. 因此，单独对二次起泡进行统计，结 果如图 7（b）所示. 铍钨合金表面一次起泡的平均 尺寸约为 0.8 μm，面密度约为 2.4×107 cm‒2，而二次 起泡的平均尺寸约 为 80 nm，面密度约 为 1.28× 108 cm‒2 . 尺寸相差 1 个量级，面密度也相差 1 个量 级. 对纯铍和铍钛的样品也进行了氦离子辐照（剂 量为 1×1017 cm‒2，比铍钨合金的剂量低 1 个量级）， 也观察到了二次起泡现象，而且纯铍的样品表面剥 落严重，二次起泡尺寸也较大（平均尺寸约 4～8 μm）； 铍钛样品的局部也发生了剥落，二次起泡也较严 重（平均尺寸约 1～2 μm）. 相较而言，铍钨合金在 经历了更高剂量的氦离子辐照后，表面起泡尺寸 较铍钛和纯铍的都小，二次起泡尺寸在 100 nm 以 下，并且没有明显的剥落现象. 3 结论 金属间化合物 Be12W 由于具有高的熔点、高 He 气泡 一次起泡 二次起泡 基体 自间隙原子 氦(He)原子 基体 基体 图 6 氦离子辐照下材料表面起泡示意图 Fig.6 Schematic diagram of materials surface blistering under helium ion irradiation 占比/% 占比/% 100 80 60 40 20 0 30 25 20 15 10 5 0 −0.2 0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4 60 70 80 90 100 110 起泡尺寸/μm 起泡尺寸/nm (a) (b) (b) 一次起泡: 平均尺寸: 0.8 μm 面密度: 2.40×107 cm−2 二次起泡: 平均尺寸: 80 nm 面密度: 1.28×108 cm−2 图 7 氦离子辐照后铍钨合金的表面起泡. （a）表面起泡尺寸分布；（b）表面 2 次起泡尺寸分布 Fig.7 Surface blister of helium ion irradiated Be‒W alloy: (a) size distribution of blister on Be‒W alloy surface; (b) size distribution of secondary blister on the surface · 132 · 工程科学学报，第 42 卷，第 1 期
刘平平等：高剂量氨离子辐照对新型中子增殖铍钨合金表面结构的影响 133· 的铍含量可能成为未来中子增殖剂的重要候选材 beryllium intermetallic compounds to neutron multiplier of fusion 料.通过热等静压，成功制备了富含Be12W相的铍 blanket.Fusion Eng Des,2002,61-62:391 [13]Kurinskiy P,Moeslang A,Chakin V,et al.Characteristics of 钨合金.对其进行了高剂量的氦离子辐照，辐照温 microstructure,swelling and mechanical behaviour of titanium 度为室温，辐照剂量为1×1018cm2.采用扫描电镜 beryllide samples after high-dose neutron irradiation at 740 and 分析了辐照前后的铍钨合金表面微观结构的变 873 K.Fusion Eng Des,.2013,88(9-10):2198 化，发现经历高剂量氦离子辐照后表面有起泡，并 [14]Nakamichi M,Kim J H.Homogenization treatment to stabilize the 且发现二次起泡现象.铍钨合金表面一次起泡平 compositional structure of beryllide pebbles.J Nucl Mater.2013. 440(1-3):530 均尺寸约为0.8um,面密度约为2.4×10'cm2,而二 [15]Nakamichi M,Kim J H.Fabrication and hydrogen generation 次起泡的平均尺寸约为80nm,面密度约为1.28× reaction with water vapor of prototypic pebbles of binary 108cm2.比较了纯铍、铍钛合金以及铍钨合金在 beryllides as advanced neutron multiplier.Fusion Eng Des,2015, 不同剂量下（铍钨合金剂量最高）氦离子辐照后表 98-99:1838 面起泡的情况，铍钨合金的二次起泡尺寸最小，这 [16]Kim J H,Nakamichi M.Optimization of synthesis conditions for plasma-sintered beryllium-titanium intermetallic compounds.J4/ 也为判断3种材料的抗辐照性能提供了实验依据. loys Compd,2013,577:90 致谢 [17]Nakamichi M,Kim J H,Munakata K,et al.Preliminary characterization of plasma-sintered beryllides as advanced neutron 感谢海宝特种金属有限公司的帮助， multipliers.J Nuc/Mater,2013,442(1-3,Suppl 1):S465 [18]Liu PP,Zhan Q,Fu Z Y,et al.Surface and internal microstructure 参考文献 damage of He-ion-irradiated CLAM steel studied by cross-sectio- nal transmission electron microscopy.JAlloys Compd,2015,649: [1]Freidberg J.Plasma Physics and Fusion Energy.Beijing:Science 859 Press,2010 [19]Zhang C H,Chen K Q,Wang Y S,et al.Formation of bubbles in (Freidberg Jeffrey.等离子体物理与聚变能.北京：科学出版社， helium implanted 316L stainless steel at temperatures between 25 2010) and550C.J Nucl Mater,1997,245(2-3):210 [2]Wang N Y.Fusion Energy and Its Future.Beijing:Tsinghua University Press,2001 [20]Zhang C H,Chen K Q,Wang Y S,et al.The formation of helium bubbles in 316L stainless steel irradiated with 2.5 MeV He'ions (王乃彦.聚变能及其未来.北京：清华大学出版社，2001) [3]Rebut P H.ITER:the first experimental fusion reactor.Fusion Eng 4 cta Phys Sin,1997,46(9):1774 Des,1995,30(1-2):85 (张崇宏，陈克勤，王引书，等.2.5MeV的He离子辐照316L不绣 [4]Barabash V,Peacock A,Fabritsiev S,et al.Materials challenges 钢中氦泡的形核与生长研究.物理学报，1997,46(9)：1774) for ITER-current status and future activities.J Nuc/Mater,2007, [21]Trinkaus H.Modeling of helium effects in metals:high 367-370:21 temperature embrittlement.J Nuc/Mater,1985,133:105 [5]Hao J K.Fusion Reactor Materials.Beijing:Chemical Industry [22]Trinkaus H.On the modeling of the high-temperature Press,2007 embrittlement of metals containing helium.J Nuc/Mater,1983 (郝嘉琨聚变堆材料.北京：化学工业出版社，2007) 118(1):39 [6]Yu J N.Irradiation Effect of Materials.Beijing:Chemical Industry [23]Li X C,Liu Y N,Yu Y,et al.Helium defects interactions and Press,2007 mechanism of helium bubble growth in tungsten:a molecular (郁金南.材料辐照效应.北京：化学工业出版社，2007) dynamics simulation.J Nuc/Mater,2014,451(1-3):356 [7]Wan F R.Irradiation Damage of Metal Materials.Beijing: [24]Trinkaus H,Singh B N.Helium accumulation in metals during Science Press,1993 irradiation:where do we stand?J Nuc/Mater,2003,323(2-3):229 (万发荣.金属材料的辐照损伤.北京：科学出版社，1993) [25]Fu CC,Willaime F.Ab initio study of helium in a-Fe:dissolution, [8]Raffray A R,Akiba M,Chuyanov V,et al.Breeding blanket migration,and clustering with vacancies.Phys Rev B,2005 concepts for fusion and materials requirements.J Nucl Mater, 72(6):064117 2002.307-311:21 [26]Evans J H.An interbubble fracture mechanism of blister formation [9] Vladimirov P,Bachurin D,Borodin V,et al.Current status of on helium-irradiated metals.J Nucl Mater,1977,68(2):129 beryllium materials for fusion blanket applications.Fusion Sci [27]Gusev V M,Guseva M I,Martynenko Y V,et al.Helium blistering Technol,.2014,66(1上：28 at high irradiation doses.J Nucl Mater,1979,85-86:1101 [10]Giancarli L M,Abdou M,Campbell D J,et al.Overview of the [2]Liu YZ,LiBS.Zhang L.High-temperature annealing induced He ITER TBM Program.Fusion Eng Des,2012,87(5-6):395 bubble evolution in low energy He ion implanted 6H-SiC.Chin [11]Feng K M,Pan C H,Zhang G S,et al.Progress on design and Phys Lett,2017,34(5):052801 R&D for helium-cooled ceramic breeder TBM in China.Fusion [29]Daghbouj N,Li B S,Karlik M,et al.6H-SiC blistering efficiency Eng Des,2012,87(7-8:1138 as a function of the hydrogen implantation fluence.Appl Surf Sci, [12]Kawamura H,Takahashi H,Yoshida N,et al.Application of 2019,466:141
的铍含量可能成为未来中子增殖剂的重要候选材 料. 通过热等静压，成功制备了富含 Be12W 相的铍 钨合金. 对其进行了高剂量的氦离子辐照，辐照温 度为室温，辐照剂量为 1×1018 cm−2 . 采用扫描电镜 分析了辐照前后的铍钨合金表面微观结构的变 化，发现经历高剂量氦离子辐照后表面有起泡，并 且发现二次起泡现象. 铍钨合金表面一次起泡平 均尺寸约为 0.8 μm，面密度约为 2.4×107 cm−2，而二 次起泡的平均尺寸约为 80 nm，面密度约为 1.28× 108 cm−2 . 比较了纯铍、铍钛合金以及铍钨合金在 不同剂量下（铍钨合金剂量最高）氦离子辐照后表 面起泡的情况，铍钨合金的二次起泡尺寸最小，这 也为判断 3 种材料的抗辐照性能提供了实验依据. 致谢 感谢海宝特种金属有限公司的帮助. 参 考 文 献 Freidberg J. Plasma Physics and Fusion Energy. Beijing: Science Press, 2010 （Freidberg Jeffrey. 等离子体物理与聚变能. 北京: 科学出版社, 2010） [1] Wang N Y. Fusion Energy and Its Future. Beijing: Tsinghua University Press, 2001 （王乃彦. 聚变能及其未来. 北京: 清华大学出版社, 2001） [2] Rebut P H. ITER: the first experimental fusion reactor. Fusion Eng Des, 1995, 30（1-2）: 85 [3] Barabash V, Peacock A, Fabritsiev S, et al. Materials challenges for ITER–current status and future activities. J Nucl Mater, 2007, 367-370: 21 [4] Hao J K. Fusion Reactor Materials. Beijing: Chemical Industry Press, 2007 （郝嘉琨. 聚变堆材料. 北京: 化学工业出版社, 2007） [5] Yu J N. Irradiation Effect of Materials. Beijing: Chemical Industry Press, 2007 （郁金南. 材料辐照效应. 北京: 化学工业出版社, 2007） [6] Wan F R. Irradiation Damage of Metal Materials. Beijing: Science Press, 1993 （万发荣. 金属材料的辐照损伤. 北京: 科学出版社, 1993） [7] Raffray A R, Akiba M, Chuyanov V, et al. Breeding blanket concepts for fusion and materials requirements. J Nucl Mater, 2002, 307-311: 21 [8] Vladimirov P, Bachurin D, Borodin V, et al. Current status of beryllium materials for fusion blanket applications. Fusion Sci Technol, 2014, 66（1）: 28 [9] Giancarli L M, Abdou M, Campbell D J, et al. Overview of the ITER TBM Program. Fusion Eng Des, 2012, 87（5-6）: 395 [10] Feng K M, Pan C H, Zhang G S, et al. Progress on design and R&D for helium-cooled ceramic breeder TBM in China. Fusion Eng Des, 2012, 87（7-8）: 1138 [11] [12] Kawamura H, Takahashi H, Yoshida N, et al. Application of beryllium intermetallic compounds to neutron multiplier of fusion blanket. Fusion Eng Des, 2002, 61-62: 391 Kurinskiy P, Moeslang A, Chakin V, et al. Characteristics of microstructure, swelling and mechanical behaviour of titanium beryllide samples after high-dose neutron irradiation at 740 and 873 K. Fusion Eng Des, 2013, 88（9-10）: 2198 [13] Nakamichi M, Kim J H. Homogenization treatment to stabilize the compositional structure of beryllide pebbles. J Nucl Mater, 2013, 440（1-3）: 530 [14] Nakamichi M, Kim J H. Fabrication and hydrogen generation reaction with water vapor of prototypic pebbles of binary beryllides as advanced neutron multiplier. Fusion Eng Des, 2015, 98-99: 1838 [15] Kim J H, Nakamichi M. Optimization of synthesis conditions for plasma-sintered beryllium–titanium intermetallic compounds. J Alloys Compd, 2013, 577: 90 [16] Nakamichi M, Kim J H, Munakata K, et al. Preliminary characterization of plasma-sintered beryllides as advanced neutron multipliers. J Nucl Mater, 2013, 442（1-3, Suppl 1）: S465 [17] Liu P P, Zhan Q, Fu Z Y, et al. Surface and internal microstructure damage of He–ion–irradiated CLAM steel studied by cross-sectional transmission electron microscopy. J Alloys Compd, 2015, 649: 859 [18] Zhang C H, Chen K Q, Wang Y S, et al. Formation of bubbles in helium implanted 316L stainless steel at temperatures between 25 and 550 °C. J Nucl Mater, 1997, 245（2-3）: 210 [19] Zhang C H, Chen K Q, Wang Y S, et al. The formation of helium bubbles in 316L stainless steel irradiated with 2.5 MeV He+ ions. Acta Phys Sin, 1997, 46（9）: 1774 （张崇宏, 陈克勤, 王引书, 等. 2.5 MeV的He+离子辐照316L不锈 钢中氦泡的形核与生长研究. 物理学报, 1997, 46（9）：1774 ） [20] Trinkaus H. Modeling of helium effects in metals: high temperature embrittlement. J Nucl Mater, 1985, 133: 105 [21] Trinkaus H. On the modeling of the high-temperature embrittlement of metals containing helium. J Nucl Mater, 1983, 118（1）: 39 [22] Li X C, Liu Y N, Yu Y, et al. Helium defects interactions and mechanism of helium bubble growth in tungsten: a molecular dynamics simulation. J Nucl Mater, 2014, 451（1-3）: 356 [23] Trinkaus H, Singh B N. Helium accumulation in metals during irradiation: where do we stand? J Nucl Mater, 2003, 323（2-3）: 229 [24] Fu C C, Willaime F. Ab initio study of helium in α-Fe: dissolution, migration, and clustering with vacancies. Phys Rev B, 2005, 72（6）: 064117 [25] Evans J H. An interbubble fracture mechanism of blister formation on helium-irradiated metals. J Nucl Mater, 1977, 68（2）: 129 [26] Gusev V M, Guseva M I, Martynenko Y V, et al. Helium blistering at high irradiation doses. J Nucl Mater, 1979, 85-86: 1101 [27] Liu Y Z, Li B S, Zhang L. High-temperature annealing induced He bubble evolution in low energy He ion implanted 6H –SiC. Chin Phys Lett, 2017, 34（5）: 052801 [28] Daghbouj N, Li B S, Karlik M, et al. 6H–SiC blistering efficiency as a function of the hydrogen implantation fluence. Appl Surf Sci, 2019, 466: 141 [29] 刘平平等： 高剂量氦离子辐照对新型中子增殖铍钨合金表面结构的影响 · 133 ·