通过受控热核聚变获得持久的清洁能源是推动人类社会进步发展的有效途径，然而要想实现聚变能的商用化和工程应用化，仍面临着一系列的问题，其中最主要的问题之一是选择合适的面向等离子体材料(PFMs)。金属W具有较高的熔点、优良的热导性、较好的耐高温热冲击性能、低氚滞留和对轻元素较低的溅射率、较高的中子负荷能力等优点，被选为Tokamak聚变堆中目前最有前景的PFM。在聚变反应堆等离子体运行过程中，PFMs将遭受强烈的瞬态热冲击和高流量载能He、H同位素轰击，且面临14 MeV高能中子辐照等恶劣的运行环境^[1~5]。较高的韧脆转变温度(DBTT>400℃)、较低的再结晶温度(约为1200℃)、辐照脆化等缺点限制了W在聚变堆中的应用。

近年来，许多研究者通过合金固溶强化(如：W-Re合金)^[6]、氧化物纳米颗粒弥散强化(如：W-Y₂O₃、W-La₂O₃)^[7,8]、碳化物弥散强化(如：W-ZrC、W-TiC、W-HfC)^[9~11]等方法提出了高韧性和高延展性的钨基材料，其中，碳化物弥散强化钨基合金材料在聚变堆中的优异性能得到人们的关注。在碳化物弥散强化相中，ZrC相具有较高的硬度、良好的热稳定性和较高的熔点(3420℃)。并且，ZrC与金属W晶格匹配(晶面间距$d_{{(\mathrm{110})}_{\mathrm{W}}}$≈$d_{{(\mathrm{200})}_{\mathrm{Z}\mathrm{r}\mathrm{C}}}$≈0.221 nm)、物理化学性质相近，高温下可以与金属W形成稳定的(Zr, W)C相^[12]。同时，由于ZrC可以与W中晶界处的O元素发生反应生成W-Zr-C_x-O_y复合物粒子，减少游离O元素的含量(N、O等杂质元素在W中晶界处的存在是导致W脆化的主要原因)，进而增加晶界的强度^[13]。鉴于以上所述优点，弥散强化钨基材料W-ZrC合金被广泛研究。

研究^[12~16]表明，W-ZrC合金具有高强度、高韧性、良好的热稳定性、优异的热导率、较高的再结晶温度(1300~1600℃)、较低的DBTT、较高的抗热冲击和抗同位素(He、H)辐照性能等优点。W-ZrC合金的抗弯强度为2.5 GPa，在常温下只有3%的应变，能承受脉冲时间和束流强度分别为5 ms、3.3 MJ/m²的电子束热负荷^[14]。Liu等^[17]用氘(D)等离子体对W-ZrC、W-HfC和W-TiC进行辐照，结果表明，W-ZrC表面泡尺寸最小(约0.1 μm)，另外2种样品表面泡尺寸均在0.1 μm以上，并且在相同D等离子体辐照条件下，W-ZrC相比纯W，H滞留量更低。Liu等^[18]研究了近年来发展的几种钨基材料(包括W-ZrC材料)在低能He⁺下的辐照损伤，结果表明，W-ZrC形成的绒毛结构比其他样品薄，具有更好的抗He辐照性能。

目前为止，不同钨基材料在不同能量和注量的He、H束辐照下，近表面微结构(泡结构、珊瑚状结构、孔洞结构、绒毛结构等)变化已有大量报道^[19~23]。He、H协同辐照下，粉末冶金钨(PM-W)表面微结构的变化情况也有相应研究^[24,25]。在反应堆运行过程中，高能H/He中性束辐照将会是第一壁与偏滤器靶板材料面临的主要挑战。近年来，Liu等^[18]报道了在纯H中性束、H+6%He (原子分数)中性束辐照下的W-ZrC合金表面形貌，其侧重说明掺He对样品的影响，本工作旨在探究H/He中性束辐照条件下缺陷的演化。Doppler展宽慢正电子束分析(DB-SPBA)是研究不同类型样品中微观缺陷演化的一种重要且有效的方法，本工作利用该方法从微观角度进一步研究W-ZrC合金中的缺陷演化。

W-ZrC样品采用机械合金化方法制备，ZrC的含量约为0.5% (质量分数)。样品尺寸为20 mm×12 mm×6 mm，对样品表面进行抛光使粗糙度降至0.5 μm以下，抛光后样品在1000℃退火5 h以消除应力及缺陷。样品在抛光和退火后均用酒精、丙酮进行超声波清洗以清除表面杂质。W-ZrC合金在室温的基本参数如表1所示。

采用德国马克思·普朗克等离子物理研究所(IPP，Germany)的GLADIS中性粒子束辐照设备对W-ZrC合金样品进行辐照，辐照条件分为纯H中性束和H+6%He中性束辐照。纯H中性束辐照功率和加速电压分别为10 MW/m²和29 kV，总辐照时长为880 s，粒子总注量为3.4×10²⁴ m^-2。H+6%He中性束辐照功率和加速电压分别为8 MW/m²和27 kV，总辐照时长为2100 s，粒子总注量为6.7×10²⁴ m^-2。中性束热流和粒子流密度呈Gaussian分布，辐照时，将样品焊接在加水冷的热沉材料CuCrZr的不同位置(边缘位置和中间位置)，使用高温计测量中性束中不同位置处样品的表面温度。具体辐照细节如表2所示。

首先，用sigma 0159场发射扫描电镜(SEM)对辐照后的样品直接进行观测。然后，在中国科学院高能物理研究所搭建的慢正电子束平台上对辐照后的样品进行慢正电子束Doppler展宽测量，采用²²Na放射源作为正电子源，通过高纯Ge探测器探测正电子湮没辐射γ光子的能谱。由于Doppler展宽谱的能量分辨率较差，通常用参数法来分析Doppler展宽谱的变化，常用的有S参数和W参数^[26]。S和W参数分别表征低动量电子(价电子)和高动量电子(芯电子)的湮没性质，S参数为能量范围在510.2~511.8 keV内的计数与总峰值(499.5~522.5 keV)计数之间的比率，W参数为能量范围在513.6~516.9 keV和505.1~508.4 keV内的计数与总峰值(499.5~522.5 keV)计数之间的比率^[26,27]。由于正电子在样品中优先被空位型缺陷捕获，因此Doppler展宽测量对空位型缺陷尤为敏感，当正电子被空位型缺陷捕获并湮没时，S参数增大，相应的W参数减小。通过改变入射正电子能量(E)得到样品中不同深度处的S值和W值。由于慢正电子束注入材料会有一定的深度分布，所以S-E曲线不能直接反映缺陷的深度分布，有必要对S-E曲线进行分析和处理。通常使用VEPFIT软件^[28]对S-E曲线进行拟合，VEPFIT软件的理论基础是正电子扩散多层模型结构理论，通过求解一维正电子扩散方程对所测S-E曲线进行分析，正电子的一维扩散方程如下^[26]：

式中，$D_{+}$为正电子扩散系数；$n(z)$代表距离表面z深度处的正电子密度；${\kappa }_{\mathrm{e}\mathrm{f}\mathrm{f}}(z)$为正电子有效湮没率，与正电子在体态中的湮没率和缺陷浓度有关；$P(z,E)$为正电子注入能量E处的正电子注入分布。一定能量的正电子入射到样品中，所探测到的S参数信息实际是表面态和各个子层S参数的加权叠加^[26]：

式中，S₁和S_i分别表示表面层和第i层的S参数；f₁(E)和f_i(E)分别为正电子在表面层和第i层湮没的概率；m为层计数。本工作选用入射能量范围为0.18~20.18 keV、束斑直径为8 mm的慢正电子束。正电子在样品中的平均注入深度($\overline{Z}$)和E之间的关系由以下经验公式给出^[26]：

式中，ρ=19.07 g/cm³，为样品密度；n、A为常数，采用的经验值为：n=1.6，A=4×10^-6 g/(cm²·keV^1.6)。

用SRIM软件模拟纯H和H+6%He中性束辐照下W-ZrC合金中的粒子浓度和损伤随深度分布。由于ZrC含量较低，在模拟中，将W-ZrC中W原子离位能近似取为90 eV (W中W原子离位能)，密度为19.07 g/cm³。10 MW/m² 的纯H中性束粒子能量分布为 28、14和28/3 keV的H粒子分别占22%、43%和35%^[18,29]。H+6%He中性束辐照条件下，He粒子能量为28 keV^[29]。

SRIM模拟结果如图1所示。图1a为粒子浓度随深度分布图，H粒子分布在0~250 nm范围内，浓度峰值位于60 nm左右，He粒子分布范围在0~200 nm，浓度峰值位于70 nm左右。图1b左侧纵坐标轴给出H产生的损伤值，H粒子最大损伤值约为1000 dpa，位于30 nm左右，图1b右侧纵坐标轴给出28 keV He产生的损伤值，损伤峰值约为9000 dpa，位于40 nm左右。

不同辐照条件下W-ZrC样品的表面形貌如图2所示。可见，未辐照样品表面基本平整(图2a)。纯H中性束辐照条件下，No.2样品(1000℃)表面较No.1样品(850℃)表面光滑，大部分针孔状损伤结构消失，表面存在一些凹陷结构，这可能是H泡释放后留下的表面形貌(图2b和c)。这表明，纯H中性束辐照条件下，辐照样品表面温度升高，有利于辐照缺陷损伤的恢复。H+6%He中性束辐照条件下，No.4样品(800℃)表面形成珊瑚状结构，明显比No.3样品(700℃)表面损伤严重(图2d和e)。这表明，在H+6%He中性束辐照条件下，温度对W-ZrC样品辐照损伤有重要影响，温度越高，辐照损伤越严重。

纯H和H+6%He中性束辐照条件下样品的S-E曲线以及对应的VEPFIT拟合结果如图3a所示，上边横坐标轴为不同正电子注入能量对应的平均正电子注入深度。对于W-ZrC样品，S(E)=$f_{\mathrm{1}}(E)S_{\mathrm{1}}+{\displaystyle \sum _{i=\mathrm{2}}^{\mathrm{3}}}{f}_i(E)S_i(E)$，$f_{\mathrm{1}}(E)+{\displaystyle \sum _{i=\mathrm{2}}^{\mathrm{3}}}{f}_i(E)=\mathrm{1}$。为方便，记为S-layer (1)、S-layer (2)、S-layer (3)，每一层拟合得到的S值及相应的正电子注入深度如图3b所示。根据正电子的两态捕获模型，S、W参数有如下关系：

式中，S_d、W_d、S_b、W_b分别为缺陷态(d)和体态(b) S、W参数，R为S、W参数点所在直线的斜率，只与缺陷种类有关，与缺陷浓度无关。若测量的(S、W)参数分布在一条直线上，表明样品中缺陷类型没有发生变化，若出现了几条不同斜率的直线，则相应代表有几种缺陷类型^[26]，图3c为样品在不同辐照条件下的W-S图。

由图3a可见，No.1和No.3样品的S值先降低再升高到一个变化比较缓慢区域，最后再降低；No.2样品的S值则随正电子注入深度逐渐降低，No.4样品的S值先升高到一个变化缓慢区域，再降低。在正电子能量小于2 keV时，4种样品的S值均相对较高，这是由于正电子表面效应造成的。在正电子注入深度0~250 nm范围内，除距表层几纳米范围外，No.1样品的S值明显比No.2样品的大，在整个正电子注入深度范围，No.4样品的S值均比No.3样品的大。H+6%He中性束辐照条件下，S值随温度升高而增大的变化与纯H中性束辐照结果不同。已有实验^[24]表明，不论是H、He依次辐照还是H、He协同辐照，由于He存在，H在W中的滞留量会有所增加；基于密度泛函理论的计算^[30]也表明，在W中He对H具有很强的捕获作用。由图3b可知，No.1、No.3和No.4样品拟合的S参数分为3层，分别是表面层、缺陷损伤层和体层；No.2样品分为2层，分别是表面层和体层。No.1、No.3和No.4样品在第2层拟合得到的S值相对其他层较大，由SRIM模拟结果可见，H、He浓度峰值和损伤峰值均在几十纳米左右，由此可知，H、He浓度相对较高，损伤相对较大是导致这一层中S值较大的原因。No.1、No.3和No.4样品第3层拟合得到的S参数相差不大，说明正电子探测到了样品未损伤的体层区域。

No.2样品中的空位型缺陷与No.1样品有所不同，辐照样品表面温度升高使样品中空位型缺陷浓度减少或尺寸减小。由图3b可知，对No.2样品来讲，在正电子注入深度范围内，缺陷层消失，只存在表面层和含有少量H区域的W-ZrC样品的体层。研究^[17,31]表明，在D等离子体辐照条件下，W-ZrC由于其内部含有大量晶界，可作为H的扩散通道，从而导致W-ZrC中的H滞留量较低，在温度为127℃左右时，样品中大部分H就已经逃离到样品表面外，这与图2c的SEM结果相吻合，在No.2样品表面看到一些H释放后留下的凹陷结构。在No.2样品辐照表面温度为1000℃的条件下，一方面，样品中H含量很低；另一方面，H辐照形成的大部分缺陷得到恢复，导致No.2样品中的空位型缺陷浓度和尺寸都很小。与辐照样品表面温度为1000℃的No.2样品相比，No.1样品850℃的表面温度对空位型缺陷恢复作用相对较弱，由于表面温度大于127℃，仍会有很大一部分H逃离样品^[17]，此时样品中的主要缺陷为空位与H之比较大的H-V复合体^[32]，导致No.1样品的S参数较No.2样品大。结合SEM结果可以推测：在纯H中性束辐照条件下，不管是在No.1样品还是No.2样品中都可能会形成H泡，温度不同会导致H泡密度和H泡尺寸不同。通常情况下温度升高会导致样品中空位型缺陷(捕获H的位置)恢复消失，从而阻碍了H泡的形成，同时小H泡的级联融合形成大体积的H泡以及小H泡迁移到样品表面后分解消失都会导致较高温度下H泡密度的减小。因此No.2样品中S参数较No.1样品减小的部分原因可能是H泡密度的减小。

当样品中的He含量达到一定浓度时，随着He的迁移，容易形成氦团簇(He_n)，当He_n生长到一定程度时会挤走晶格附近的W原子，或者He被样品中已有的空位型缺陷所捕获，进而形成氦空位复合体(He-V)。由于He辐照能量(28 keV)相对较高，所以He-V的形成机制主要为后者。当温度达到一定程度时，随着空位的迁移，将会形成更大体积的He-V。H、H-V复合体的迁移也会与He-V复合体结合形成H-He-V复合体。H-He-V复合体的形成主要有2种机制，一种类似于化学吸附^[33]，另一种是由于He-V复合体周围的应力区域对H有一定的吸引^[34]所致。No.3、No.4样品的辐照温度分别为700和800℃，在此温度下，样品中很容易形成较大体积的空位型缺陷，此时样品中的缺陷类型可能是较大体积的He-V复合体、H-V复合体、H-He-V空位复合体。小体积He-V复合体、H-V复合体的迁移合并形成大体积的空位复合体，一方面会导致空位型缺陷数量的减少，S参数减小，另一方面缺陷体积增大会导致S参数增大；H-He-V空位复合体的形成也会导致正电子与芯电子的湮没概率增大，进而引起S参数的减小。温度越高样品中空位型缺陷的迁移合并越容易，综上分析可知，No.4样品S参数较大的原因是由于空位型缺陷体积的增大。

由图3c可知，No.1样品的S、W参数点分布情况较为复杂，部分参数点分布较为散乱，表明样品中的缺陷种类并不单一，图中给出了2种可能存在的缺陷类型。No.2样品中S、W点基本分布在一条直线上，说明在正电子注入深度范围内，样品中空位型缺陷类型基本没有发生变化或者正电子对于体积很小的缺陷类型变化不敏感。这表明在纯H中性束辐照条件下，辐照样品表面温度由850℃升为1000℃时，样品中的缺陷类型趋于一致。No.3和No.4样品中的缺陷类型多样，No.4样品的S、W参数点分布更为散乱。这表明在H+6%He中性束辐照条件下，辐照样品表面温度由700℃升为800℃时，样品中缺陷类型复杂性增加。

不同中性束辐照样品中每一层的正电子有效扩散长度如表3所示。由表可知，第1层中的正电子有效扩散长度较其他层的扩散长度小，而第3层中较大，正电子有效扩散长度在一定程度上反映了样品中缺陷的分布情况。一般来讲，空位型缺陷损伤浓度和体积越小，正电子有效扩散长度越大，反之，正电子有效扩散长度越小。纯H中性束辐照条件下，No.2样品在第3层中的正电子有效扩散长度大于No.1样品的正电子有效扩散长度。H+6%He中性束辐照模式下，No.3样品和No.4样品第3层中的正电子有效扩散长度相差不大；No.3样品在第2层中的正电子有效扩散长度大于No.4样品在第2层中的正电子有效扩散长度。 No.1、No.3和No.4样品第3层拟合的S值约为0.42，这表明正电子探测到了样品的体层区域，VEPFIT拟合结果较为合理。No.2样品之所以在第3层拟合的S值约为0.41，小于样品体层区域的S值，很可能是由于少量H对样品中空位的填充，导致注入的正电子与芯电子发生湮没的概率增大，引起S参数相对于体层区域较小。

通过对W-ZrC样品进行DB-SPBA可知，在4种辐照条件下，800℃的H+6%He中性束辐照产生的空位型缺陷损伤最为严重，空位型缺陷损伤层最宽。SEM结果也显示，在此条件下样品表面损伤最为严重，表面形成珊瑚状结构。从SRIM模拟可知，28 keV He粒子产生的损伤比H粒子产生的损伤大得多，损伤值约为H粒子产生损伤值的9倍。从样品的SEM像也可得知，H+6%He中性束辐照条件下，样品损伤较纯H中性束辐照条件更为严重。DB-SPBA结果也显示，有He存在的情况下，样品中的空位型缺陷类型更为复杂，缺陷损伤层加宽。相对He来讲，H较容易发生去吸附行为，尤其对于W-ZrC来讲，内部由于存在大量的晶界，而晶界又可作为H快速扩散通道，导致在表面温度为1000℃的条件下，样品中可能只含有极少量H，空位型缺陷在1000℃温度条件下也会恢复消失。通过VEPFIT拟合结果可知，在此条件下，缺陷损伤层消失。而800℃的表面温度条件下，虽然样品中H含量也不多，但辐照形成的空位型缺陷损伤不如1000℃下恢复得完全。SEM结果显示，表面温度为850℃的样品的形貌比表面温度为1000℃样品的辐照损伤较为严重；DB-SPBA显示出表面温度为850℃的样品比1000℃样品的空位型缺陷浓度或尺寸更大，形成宽约110 nm的缺陷损伤层。需指出的是，虽然DB-SPBA通常情况下反应的是样品中空位型缺陷的演化情况，但这些空位型缺陷与样品表面形貌有着密不可分的联系，空位型缺陷的情况在一定程度上能反映样品表面的损伤情况。

(1) 纯H中性束辐照条件下，辐照样品表面为850℃时，样品中缺陷主要是空位与H之比大的H-V复合体；辐照样品表面为1000℃时，样品中辐照形成的空位型缺陷大部分得到恢复且大部分H逃到样品表面外，样品中不存在缺陷损伤层，缺陷类型也趋于一致；SEM结果表明，1000℃的样品表面损伤得到恢复。W-ZrC合金具备优异的高温抗H辐照性能。

(2) H+6%He中性束辐照条件下，辐照样品表面温度为800℃时，空位型缺陷体积较700℃样品中大，缺陷损伤层更宽，缺陷类型也更为复杂；SEM观察结果表明，800℃的样品表面损伤更为严重。