核聚变堆面向等离子体钨基材料氢氦效应的第一性原理研究

刘长松，　吴学邦，　尤玉伟，　孔祥山

(中国科学院 固体物理研究所，中国科学院 材料物理重点实验室，安徽 合肥　230031)



核聚变堆面向等离子体钨基材料氢氦效应的第一性原理研究

刘长松，吴学邦，尤玉伟，孔祥山

(中国科学院 固体物理研究所，中国科学院 材料物理重点实验室，安徽 合肥230031)

摘要：钨基材料以其高熔点、高导热率、良好的抗中子辐照和抗溅射腐蚀等优异性能，被视为未来核聚变装置中最有前景的面向等离子材料.在聚变服役环境下，14MeV的高能中子以及低能氢/氦粒子流对钨基材料造成严重的辐照损伤.研究材料的辐照损伤与氢氦效应机理对揭示辐照引起材料微观结构与性能的变化以及探索开发新型抗辐照材料具有重要的意义.近年来，随着计算模拟技术的发展，多尺度模拟方法在聚变堆材料辐照损伤与氢氦效应机理研究方面有着广泛的应用.本文主要结合作者近几年的研究实践，介绍了第一性原理方法在钨中氢氦效应机理方面的一些进展，揭示了钨中基于空位和杂质的氢/氦泡级联成长机制，建立了过渡族合金元素与辐照点缺陷以及与氢/氦相互作用数据库，从而为高性能钨基材料合金化元素的筛选及其制备实践提供理论指导.

关键词：面向等离子体材料；钨；氢氦效应；辐照损伤；第一性原理

引言

随着传统化石能源的逐渐枯竭以及人类对能源需求的不断增长，能源问题已成为人类生存与发展的重大问题之一.核聚变能被认为是可以最终解决人类能源问题的重要途径之一.利用强磁场约束高温等离子体的托卡马克(Tokamak)是最有希望实现受控热核聚变反应的装置[1].由于其技术复杂和条件苛刻，磁约束托卡马克装置仍面临一些急需解决的关键问题.其中，聚变堆材料问题，尤其是面向等离子体材料(PFMs)，是制约托卡马克装置性能及其发展的关键问题之一[2].PFMs作为直接面对高温等离子体的第一壁、偏滤器等的护甲材料，其工作环境极其苛刻，遭受着高温、高热负荷、强束流粒子与中子辐照等综合作用.研究表明国际热核聚变实验堆(ITER)偏滤器要承受极高的热流(10-20MW/m2)，以及强束流(1022-1024m-2s-1)和低能(<100 eV)离子流的辐照[3].

钨(W)以其高熔点、低溅射率和高热导率等优点而被视为未来聚变堆中最有前景的PFM[4-5].ITER和中国东方超环(EAST，中科院等离子体物理研究所)装置中已经使用纯钨作为偏滤器材料.然而，在聚变服役过程中，高能中子将对钨基材料造成严重辐照损伤，导致材料中产生大量的辐照缺陷(如空位和自间隙原子)以及由嬗变反应而产生的大量氢、氦等轻元素，进而对材料的结构与性能造成严重影响.此外，在强束低能氢/氦离子流辐照下，钨基材料的结构也会发生显著变化，如氢/氦聚集引起的起泡、肿胀、硬化、脆化等，导致PFM失效，威胁聚变堆的安全运行[4-5].大量实验研究表明，无论单晶钨还是多晶钨，在氢等离子体辐照下，材料表面都会发生起泡.甚至在低能辐照下，即入射离子的能量远低于它们打出一个空位所需的最低能量时，钨表面仍然产生起泡[6].相比于氢离子，氦离子对材料的辐照损伤更加严重.在氦离子辐照下材料表面出现的纳米丝状结构(文献上称之为Fuzz)会严重影响材料表面的物理和化学性质如热导率、机械性能等[7].近年来，研究发现钨纳米丝的形成与氦泡的融合长大和迁移相关[8].在低能氦离子辐照下，钨表面同样也观察到气泡[9].在氢氦离子和中子协同辐照下，材料的损伤比单一损伤更为严重，且发现钨中氦的沉积深度约为100?，而氢的沉积深度达几个微米[10].然而，关于钨中氢氦气泡的成核和长大、氢氦不同的沉积深度以及氢氦协同效应等微观机理，目前人们尚不清楚.

在聚变服役工况条件下，材料同时受到高剂量离位损伤、氢氦效应以及嬗变效应的共同作用.因此，材料的辐照损伤效应是一个极其复杂的过程.材料的微观组织、结构缺陷、辐照剂量、氢/氦聚集、外加温度等多种因素共同决定材料的结构和宏观力学性能.单纯依赖现有的实验方法和检测技术，尚难以系统而全面地认识材料微观结构与宏观性能之间的内在联系，特别是实验上难以直接跟踪和探测原子尺度下缺陷的演化行为.借助现代先进的计算模拟技术来研究材料的辐照损伤微观机理已经成为另外一条重要的途径.多尺度模拟技术已广泛应用于钨基材料的相关研究中[11-13].其中：原子尺度的第一性原理方法研究材料中点缺陷/杂质原子的形成能、扩散路径与激活能、复合团簇的稳定性、聚集和解离行为、缺陷与界面间相互作用等性质；微观尺度的分子动力学模拟初级离位损伤的产生、级联位移过程、点缺陷的迁移和团聚、缺陷团簇的稳定性和迁移率、杂质/缺陷与位错/晶界之间的相互作用等；微观和介观尺度的蒙特卡洛方法和速率理论方法研究缺陷和位错的扩散、氢/氦杂质的长时间迁移、微结构的演化等；介观尺度的三维位错动力学方法研究材料微结构与宏观力学性能的对应关系；宏观尺度的连续介质力学和有限元等方法评估聚变堆各功能模块在实际运行环境中的表现.

近年来，基于密度泛函理论的第一性原理方法已经成为材料辐照损伤机理研究的有力工具，其最大的特点是从最基本的热力学原理出发，以计算量子力学为手段，对体系能量、晶体结构、电子结构等进行无参数的精确计算.其计算过程不需要引入任何经验型参数，计算结构依靠能量准则或原子间力收敛准则.结合合理的物理和热力学模型，则可对材料的宏观物理与化学性质进行直接的理论预测[14].在模拟材料辐照损伤的微观物理机制，特别是杂质、空位、自缺陷原子之间及其与晶格之间的相互作用方面，第一性原理计算可以发挥很大的作用[12-13].例如：法国原子能委员会萨克莱研究所的Fu和Willaime等人系统研究了氦在α-Fe晶格中的溶解与扩散行为，获得了氦原子的最稳定间隙位、结合能、扩散路径和势垒等一系列重要参数，并进一步考虑了氦与空位团簇、自间隙原子的相互作用，考察了氦-空位复合团簇的稳定性规律，其理论结果能够很好地解释实验上氦的热脱附谱结果[15].北京航空航天大学吕广宏课题组系统研究了钨单晶和晶界中氢/氦行为，提出氢泡成核长大的空位捕获机制和应变诱导级联机制[16-17].本文主要介绍近年来我们课题组利用第一性原理方法研究钨中氢氦行为的一些进展，如钨中氢氦气泡的成核长大机制、氢溶解与扩散性质、合金元素-辐照缺陷-氢/氦之间相互作用等，来阐述第一性原理模拟技术在钨基材料辐照损伤研究中的重要作用.

1钨中氢氦气泡的成核长大机制

由于氢氦气泡的形成对金属材料的微结构与力学性能造成严重影响，因此，金属中氢氦气泡的形成机制是一个非常重要的研究课题.目前，关于氢氦气泡的成核与生长机制仍然不清楚.一般来说，气泡的形成需要存在一个过饱和区域，即成核点.金属材料中的固有缺陷(合金元素、杂质等)以及辐照缺陷(空位与自间隙)都可以作为其成核点.针对金属中氢氦气泡的成核和生长机制，目前大量的研究工作都集中在氢/氦与空位的相互作用上，而很少关注空位-氢或空位-氦团簇近邻钨原子的稳定性.人们发现钨中单空位最多可容纳氢原子的个数大约为10-12个[18]，而这些氢原子相对于氢气泡而言氢含量非常小.要想达到实验观察到的氢气泡，需要进一步认识从空位捕获氢原子到氢气泡形成长大的过程.

基于第一性原理方法我们研究了钨中空位团簇的形成能力.图1是钨中两个空位之间的结合能随两者之间距离的变化关系曲线.由图可见，空位与空位之间是排斥作用，且空位之间的作用距离是7.5?.这表明空位之间很难自发聚集长大.此外，我们还研究了钨中单空位对氢/氦原子的捕获能力.研究发现单个钨空位可容纳12个氢原子.相比于氢，氦在钨空位中的捕获能更低，且单空位中可容纳14个氦原子，这意味着它更容易在单空位中聚集.虽然单空位中氢/氦很难聚集成泡，然而空位-氢和空位-氦复合体(Vac-Hn和Vac-Hen)则可能产生超量空位，从而导致氢/氦原子的聚集成核与长大.图2是钨中Vac-Hn和Vac-Hen复合体的近邻空位形成能随空位中氢氦原子数目之间的变化关系.由图可见，单空位中不含氢/氦时，其第一和第二近邻空位形成能分别为3.16eV和3.52eV.这表示单空位很难自发长大形成空位团簇或更大的空洞.然而，随着空位中氢/氦原子数目的增加，Vac-Hn和Vac-Hen复合体的第一和第二近邻空位形成能逐渐下降.当n增加到9和4时，Vac-Hn和Vac-Hen复合体的第一和第二近邻空位形成能分别下降至负值.近邻空位形成能的急剧降低意味着复合体周围的空位格点极不稳定，易产生一个新空位从而演化成双空位-氢或双空位-氦复合体.该复合体可以继续捕获氢/氦原子导致三空位的产生.这样空位复合体进一步长大，而长大后的复合体再捕获氢/氦原子，复合体再长大再捕获，直至氢/氦气泡的形成.因此，氢/氮原子可以通过空位“捕获→长大→再捕获→再长大→…”的级联机制长大成泡.由于间隙氢/氦原子可以降低其近邻空位的形成能，因此上述机制可以定性解释实验上观察到的在低能氘/氦离子辐照下，钨表面仍然产生气泡的现象.

图1钨中空位与空位之间的结合能随着它们之间距离的变化关系图.

方形和圆形符号分别表示弛豫后和弛豫前的计算结果.

图2钨中的Vac-Hn和Vac-Hen复合体的第一、第二近邻空位形成能随着复合体中的氢/氦原子数目的变化关系图.

插图为复合体的第一和第二近邻的位置.

图3　钨中空位-杂质-氢团簇缺陷的形成能随氢原子数目的变化关系图(虚线是纯钨中空位的形成能.摘自文献[19])

此外，我们还研究了钨中主要间隙杂质原子(氧、碳和氮)对氢泡成核的影响[19].图3是钨中Vac-Hn复合体和Vac-LE-Hn复合体的缺陷形成能(LE为间隙杂质原子).由图可见，当n≤4时，Vac-LE-Hn复合体的形成能基本不变；当n>4时，复合体形成能随捕获H原子个数的增加而快速增大.特别对于Vac-O-Hn复合体，其缺陷形成能都小于空位形成能，且降低幅度较大，最小值为0.45eV.这些结果表明，空位中的间隙杂质原子能显著增加整个缺陷的热稳定性，这意味着其热平衡浓度增加.例如，钨中氢原子引入后，可以使体系中整体的空位浓度从10-54提高到10-39.但是氧和氮原子可以使空位浓度再次增大，特别是氧原子可以使空位浓度增大到10-7.由此可知，间隙杂质原子的引入能显著增加空位浓度，使得氢捕获点增多，从而增大氢滞留量.因此，杂质可以进一步促进空位诱捕氢/氦原子的能力，最终形成氢/氦泡.

2钨中氢溶解与扩散性质

图4　钨中氢溶解能和扩散激活能随温度的变化关系图.(a)间隙氢扩散示意图.大球代表钨，白色和红色小球分别代表四面体和八面体间隙位置.Path1 和Path2 分别为氢从四面体位置跃迁到第一近邻四面体间隙和第二近邻四面体间隙位置.(b)溶解能随温度变化关系.方形和圆形符号分别代表八面体间隙和四面体间隙溶解能.(c)扩散激活能随温度变化关系.

钨中氢同位素滞留问题是面向等离子材料研究领域的热点之一.氢滞留会引起材料的氢脆、起泡、肿胀等问题，导致PFM失效.同时，氚价格昂贵且具有放射性，大量滞留在PFM 中还会造成燃料的损失和对周围环境潜在的放射性危害.因此研究钨中氢滞留行为并寻找有效抑制氢滞留的方法对实现可控热核聚变具有重要意义.为了研究钨中的氢滞留行为，首先需要了解钨中氢溶解和扩散性质.溶解度和扩散系数作为两个最基本的物理参数，它决定了氢在钨中的溶解系数和复合系数.关于钨中氢的溶解度，目前实验数据较少，且由此得到的激活能数据相差较大(变化区间为0.03-1.04eV)[20-23].此外，钨中氢的扩散系数实验数据也十分有限.基于氢脱气与渗透实验，人们获得了钨中较高温度区间(850-2500K)氢的扩散系数[20,22,24-26].近年来，基于氚示踪技术，研究人员获得了较低温度区间(298-673K)氢的扩散系数[23,27-29].目前，虽然人们已经获得了一些氢溶解度和扩散系数的实验数据，但是由于所用实验方法的不同，所获得的溶解能与扩散激活能数据往往差别很大.此外，由于钨中氢溶解度较低且表面捕获效应严重，这使得实验上很难精准地测量其扩散系数，特别是低温端数据.

基于第一性原理方法，我们研究了钨中氢的扩散和溶解性质，并采用准简谐近似方法考察了温度对其影响规律[30].图4是钨中氢的溶解能和扩散激活能随温度的变化关系图.由图4(b)可见，随着温度的升高，位于四面体和八面体位置的氢溶解能逐渐降低，这表明氢的溶解随温度的上升变得更加容易.相对于八面体位置，四面体位置氢的溶解能更低；且随温度升高，其降低速率快于八面体位置.这意味着随着温度的升高，四面体位置的氢更加稳定.由图4(c)可见，钨中氢的两个扩散路径(路径1：四面体间隙跃迁到第一近邻四面体位置；路径2：四面体间隙跃迁到第二近邻四面体位置)的扩散激活能随温度的升高逐渐增大.相比路径2，路径1的激活能要小，且在高温下两者的差值越来越大.这表明随着温度的升高，钨中氢在近邻四面体间隙之间的扩散所需能量值逐渐增加，且路径1为氢的优先扩散路径.

图5　(a)钨中氢溶解度随温度的变化关系(相关数据摘自文献 Frauenfelder[20]，Mazayev[21]和Benamati[24])；(b)钨中氢扩散系数随温度的变化关系(相关数据摘自文献 Frauenfelder[20]，Zakharov[22]，Benamati[24]，Otsuka[27]，Ikeda[23]和Hoshihira[28])

基于Sievert定律我们计算出300-2700K温度范围内氢的溶解度，如图5(a)所示.由图可见，氢的溶解度与温度的依赖关系近似遵从Arrhenius关系式.拟合得到的指数前因子和激活能分别是9.9×10-3和1.25eV，与Frauenfelder的实验结果几乎一致[20].然而，计算得到的氢溶解度数值相对于Benamati的实验结果(850-885K)则要低3个数量级[24].这表明该温度范围内材料中的缺陷如空位、位错和晶界可能对氢滞留量起主导作用.此外，基于Wert-Zener模型和过渡态理论我们也计算出300-2700K内氢的扩散系数，如图5(b)所示.通过考虑温度效应并基于随温度变化的激活能数值，计算所获得的扩散系数在高温侧(>1500 K)与Frauenfelder等人的实验值一致[20].这表明通过计算模拟，人们可以准确描述钨中间隙氢的扩散性质.然而，在低温测(<1500K)，计算值明显要高于实验值，且不同的实验数据之间存在很大差异.这些结果表明低温下氢的扩散很大程度上受到缺陷捕获效应的影响，即低温下空位、位错和晶界等缺陷通过捕获氢、阻滞氢的扩散进而降低氢的扩散系数.因此，我们对低温端氢的扩散系数进行缺陷捕获效应的修正.基于氢的热脱附谱实验结果，我们主要考虑两种类型的缺陷：一类是溶质、位错、界面等，它们可作为氢的弱捕获点，捕获能约为0.5eV；另一类是空位等，它可作为氢的强捕获点，捕获能约为1.3eV.有意义的是，由弱捕获效应修正后的氢扩散系数与300-600K范围内的实验数据一致；而强捕获效应修正后的扩散系数与800-1200K范围内的实验数据一致，如图5(b)所示.这些结果充分表明材料中的缺陷如杂质、空位等严重影响氢在300-1200K温度区间的扩散行为.

3合金元素-辐照缺陷-氢/氦之间相互作用

合金化被认为是提高钨基材料性能的一种重要途径，同时钨在中子辐照下会嬗变一些新元素如铼、锇等.这些合金/嬗变元素不可避免地要与辐照缺陷、氢/氦等之间相互作用，影响它们的聚集与扩散性质，进而改变材料的性能.因此，研究合金/嬗变元素与辐照缺陷以及与氢氦之间的相互作用显得尤为重要.

图6　钨中3d、4d、5d过渡族合金元素与氢/氦之间的结合能

在中子辐照下，材料中主要产生空位型和间隙型两类辐照缺陷.这些缺陷会向捕获阱(位错、晶界、表面等)处扩散、聚集，进而复合.然而，钨中空位的扩散系数要远远小于间隙扩散系数，这样导致间隙型缺陷会迅速扩散到捕获阱中，从而聚集形成间隙位错环、表面疤等；同时大量的空位在材料内部滞留聚集成空洞.基于第一性原理，我们首先研究了过渡族合金元素(3d:Ti-Cu，4d：Zr-Ag，5d:Hf-Au)在钨中的溶解性质[31].研究结果表明周期表中IVB、VB和VIB 族元素不倾向于在钨块体内聚集；而VIIB、VIII、IB和IIB 族元素倾向于在块体内聚集，形成团簇.通过研究钨中过渡族元素与空位及与自间隙原子之间的结合能，我们发现过渡族合金元素与钨中的空位和自间隙<111>挤列子之间大都相互吸引，且过渡族元素与空位的结合能远小于其与间隙原子之间的结合能[31].由此，我们推测过渡金属合金原子能够通过与空位协同扩散的方式，促进空位扩散，同时也能钉扎间隙型缺陷，阻碍间隙扩散.因此，合金元素可以缩小空位和间隙之间的扩散系数差异，提高缺陷复合几率，降低辐照缺陷浓度，从而提高材料的抗辐照性能.在研究合金元素与点缺陷相互作用规律过程中，我们发现具有较大电负性的溶质原子倾向与空位结合，而具有较小金属半径的溶质原子倾向与自间隙结合.电子相互作用在溶质原子与空位相互作用中起主导因素；而弹性相互作用控制着溶质原子与自间隙间的相互作用.此外，计算获得的合金元素与点缺陷相互作用数据库，主要包括多种缺陷簇的稳态亚稳态缺陷构型及其能量学基本参数(形成能、结合能、作用半径等)和动力学基本参数(扩散机制、扩散激活能以及扩散系数等)，可作为更高时间和空间尺度计算模拟的输入参数(如蒙特卡洛，速率理论等).

图7　纯钨以及常见钨合金中氢扩散系数随温度的变化关系图(摘自文献[34])

基于第一性原理方法，我们研究了过渡族合金元素对钨中氢/氦的溶解和扩散性质的影响[32-34].图6是钨中过渡族元素与氢/氦之间的结合能.由图可见，除了Re和Os两种元素外，其它合金元素与氢/氦之间的结合能都为正值，这表明合金元素与氢/氦之间是相互吸引的.此外，对于3d、4d和5d族元素，随着原子序数的增加，它们与氢/氦之间的结合能都展现出相同的“波浪型”变化趋势.整体上，合金元素与氦之间的结合能远大于其与氢的结合能，且3d族元素与氢/氦结合能大于4d和5d族元素.这表明合金元素对氦的捕获效应更强；相对于4d和5d族元素，3d族元素对氢/氦具有更强的捕获效应.此外，我们还探讨了钨中常见合金元素Re、Os、Ta、Ti、V和Hf对氢扩散行为的影响.图7是纯钨以及常见钨合金中氢扩散系数随温度的变化关系图[34]，合金元素浓度设为104appm.由图可见，Re和Os对氢扩散没有明显影响，Ta略微降低氢的扩散系数，而Ti、V和Hf会显著降低氢的扩散系数.因此，一方面，合金元素可作为氢的捕获点，降低体系中氢的扩散系数，导致氢滞留量增大.另一方面，合金元素能缩小钨中空位与自间隙之间的扩散系数差别，提高缺陷的复合概率，降低缺陷密度，进而减小氢滞留量.该理论结果可以很好解释近期的一些实验现象.在W-Ta合金的氘滞留实验中，人们发现在低能低离子通量的氘等离子辐照下，W-Ta合金中的氘滞留量远大于纯W体系[35]；而在低能高离子通量辐照下，W-Ta合金中的氘滞留量则远小于纯W体系[36].这是因为，在低离子通量辐照下，材料中固有缺陷对氘的滞留量起主导作用.由于合金元素Ta可作为氘的捕获点，因此合金元素的引入会使得材料中氘捕获点的增多，导致氘滞留量的增加.然而，在高离子通量辐照下，材料中辐照缺陷浓度远大于固有缺陷.这时，辐照缺陷对氘的滞留量起主导作用，而Ta的引入能够降低材料中的辐照缺陷浓度，使得合金中氘滞留量低于纯钨.

图8　钨中替代位合金/嬗变元素与He的结合能随相对电荷密度之间的变化关系图和分别指纯钨和钨合金中He所处位置的电荷密度. 摘自文献[33])

为了揭示钨中合金元素与氦之间相互作用的内在本质，我们考察了合金元素与氦的结合能与其电子结构之间的关联性.图8是钨中替代位合金元素与He的结合能随相对电荷密度之间的变化关系图[32-33].由图可见，合金原子与He之间的结合能正比于He原子所在位置的电荷密度，即He更易在电荷密度较低处聚集.此外，还发现Re、Ta、Mo、Nb、Os与Tc等元素与氦之间结合能的数值较低，这表明这些元素对氦的捕获效应比较弱.扩散计算表明Re/Ta处He的迁移与扩散行为几乎不受影响；而Os，Ti和V对He有明显的捕获作用，阻碍氦的扩散.综合分析钨中合金元素与氢/氦之间相互作用，我们认为相对于其他元素，Re和Ta更合适作为钨的潜在合金元素，且Ta的引入可以调节中子辐照下钨基材料中Re和Os的浓度.必须指出，上述理论计算结果对高性能钨合金的设计提供了新思路，但是，还需要精确设计实验来考察合金材料在聚变环境下的服役性能，从而确保材料具有良好的力学与抗辐照性能.

4结束语

近十多年来，随着并行计算科学与技术的迅速发展，第一性原理计算方法已经成为核聚变堆中等离子体与壁材料相互作用研究领域的一个可靠的理论手段，它可准确描述材料在辐照下产生的纳米量级缺陷的结构，辐照缺陷或缺陷团簇之间的短程相互作用，以及它们的迁移路径，而实验上很难探测该尺度下材料中辐照缺陷的结构及其演化行为.通过研究与评估材料辐照损伤行为，第一性原理方法往往能揭示出材料在不同温度与辐照剂量下的损伤机制.本文主要结合作者近几年的研究实践，简要介绍了第一性原理方法在钨中氢氦气泡的成核长大机制、氢溶解与扩散性质以及合金元素-辐照缺陷-氢/氦之间相互作用等方面的一些进展.然而，第一性原理方法也存在一些不足：1)模拟体系较小，通常只有100-200个原子.2)无法考察温度效应，目前大部分第一性原理计算都是在0 K下模拟的，需要发展合适的热力学模型来预测材料在室温或更高温度下的结构与性质.3)很难处理缺陷的团簇行为如结构稳定性与扩散性质.当体系中的缺陷团簇较大时，找到最稳定的团簇构型将变得非常困难，处理团簇的扩散性质也变得更加复杂.因此，迫切需要发展贯穿微观-介观-宏观时空尺度的多尺度模拟程序，来研究材料在聚变环境下的结构演化特征与性能变化规律，揭示材料力学性能降级或失效的机理，为聚变堆材料的筛选、研发与服役性能的评估提供理论指导.

参考文献：

[1]李建刚.托卡马克研究的现状及发展[J].物理,2016,45:88-97.

[2]吕广宏,罗广南,李建刚.磁约束核聚变托卡马克等离子体与壁相互作用研究进展 [J].中国材料进展,2010,29:42-48.

[3]ZINKLE S J, SNEAD L L, Designing radiation resistance in materials for fusion energy[J]. Annu Rev Mater Res, 2014,44:241-267.

[4]RIETH M, DUDAREV S L, GONZALEZ de VICENTE S M, et al. Recent progress in research on tungsten materials for nuclear fusion applications in Europe[J]. J Nucl Mater, 2013,432(1-3):482-500.

[5]WURSTER S, BALUC N, BATTABYAL M, et al. Recent progress in R&D on tungsten alloys for divertor structural and plasma facing materials[J]. J Nucl Mater, 2013,442(1-3):S181-S189.

[6]SHU WM, KAWASUSO A, YAMANISHI T. Recent findings on blistering and deuterium retention in tungsten exposed to high-fluence deuterium plasma[J]. J Nucl Mater, 2009,386-388:356-359.

[7]KAJITA S, SAKAGUCHI W, OHNO N, et al. Formation process of tungsten nanostructure by the exposure to helium plasma under fusion relevant plasma conditions[J]. Nucl Fusion, 2009,49:095005.

[8]ITO A M, TAKAYAMA A, ODA Y, et al. Molecular dynamics and Monte Carlo hybrid simulation for fuzzy tungsten nanostructure formation[J]. Nucl Fusion, 2015,55:073013.

[9]YOSHIDA N, IWAKIRI H, TOKUNAGA K, BABA T, Impact of low energy helium irradiation on plasma facing metals[J]. J Nucl Mater, 2005,337-339:946-950.

[10]HENRIKSSON K O E, NORDLUND K, KRASHENINNIKOV A, KEINONEN J, The depths of hydrogen and helium bubbles in tungsten: a comparison[J]. Fusion Science and Technology, 2006,50:43-57.

[11]WIRTH B D, HAMMOND K D, KRASHENINNIKOV S I, MAROUDAS D, Challenges and opportunities of modeling plasma-surface interactions in tungsten using high-performance computing[J]. J Nucl Mater, 2015,463:30-38.

[12]DUDARVE S L. Density functional theory models for radiation damage[J]. Annu Rev Mater Res, 2013,43:35-61.

[13]BECQUART C S, DOMAIN C. Solute-point defect interactions in bcc systems: focus on first principles modelling in W and RPV steels[J]. Curr Opin Solid State Mater Sci, 2012,16:115-125.

[14]江勇,杨力通,金亚楠,周张健,吕铮.纳米结构铁素体合金中氦捕获的第一性原理研究[J].中国有色金属学报,2015,25(12):3370-3380.

[15]FU C C, TORRE J D, WILLAIME F, et al. Multiscale modelling of defect kinetics in irradiated iron[J]. Nat Mater, 2005,4:68-74.

[16]ZHOU H B, JIN S, ZHANG Y, LU G H, LIU F. Anisotropic strain enhanced hydrogen solubility in bcc metals: the independence on the sign of strain[J]. Phys Rev Lett, 2012,109:135502.

[17]LU G H, ZHOU H B, BECQUART C S. A review of modelling and simulation of hydrogen behavior in tungsten at different scales[J]. Nucl Fusion, 2014,54:086001.

[18]GUERRERO C, GONZALEZ C, IGLESIAS R, et al. First principles study of the behavior of hydrogen atoms in a W monovacancy[J]. J Mater Sci, 2016,51(3):1445-1455.

[19]KONG X S, YOU Y W, FANG Q F, et al. The role of impurity oxygen in hydrogen bubble nucleation in tungsten[J]. J Nucl Mater, 2013,433:357-363.

[20]FRAUENFELDER R. Permeation of hydrogen through tungsten and molybdenum[J]. J Chem Phys, 1968,48(9):3955.

[21]MAZAYEV A, AVARBE R, VILK Y. Solubility of hydrogen in tungsten at high temperatures and pressures[J]. lzv Akad Nauk USSR Met, 1968,6:233.

[22]ZAKHAROV A P, SHARAPOV V M, EVKO E I. Hydrogen permeability of polycrystalline and monocrystalline molybdenum and tungsten[J]. Fiz Khim Mekh Mater, 1973,9:29.

[23]IKEDA T, OTSUKA T, TANABE T. Determination of hydrogen diffusivity and permeability in W near room temperature applying a tritium tracer technique[J]. J Nucl Mater, 2011，415(1):S684-687.

[24]BENAMATI G, SERRA E, WU C H. Hydrogen and deuterium transport and inventory parameters through W and W-alloys for fusion reactor applications[J]. J Nucl Mater, 2000,283-287:1033-1037.

[25]MOORE G E, UNTERWALD F C. Thermal dissociation of hydrogen[J]. J Chem Phys, 1964,40:2639.

[26]RYABCHIKOV L N. Mass spectrometric investigation of the degassing of molybdenum, tungsten and niobium on heating them in vacuum[J]. Ukr Fiz Zh, 1964,9:293.

[27]OTSUKA T, HOSHIHIRA T, TANABE. Visualization of hydrogen depth profile by means of tritium imaging plate technique: determination of hydrogen diffusion coefficient in pure tungsten[J]. Phys Scr, 2009,T138:014052.

[28]HOSHIHIRA T, OTSUKA T, WAKABAYASHI R, TANABE T. Hydrogen behavior near surface regions in Mo and W studied by tritium tracer technique[J]. J Nucl Mater, 2011,417(1-3):559-563.

[29]IKEDA T, OTSUKA T, TANABE T. Application of tritium tracer technique to determination of hydrogen diffusion coefficient and permeation rate near room temperature for tungsten[J]. Fusion Sci Technol, 2011,60:1463-1466.

[30]KONG X S, WANG S, WU X B, et al. First-principles calculations of hydrogen solution and diffusion in tungsten: temperature and defect-trapping effects[J]. Acta Mater, 2015,84:426-435.

[31]KONG X S, WU X B, YOU Y W, et al. First-principles calculations of transition metal-solute interactions with point defects in tungsten[J]. Acta Mater, 2014,66:172-183.

[32]WU X B, KONG X S, YOU Y W, et al. Effect of alloying and transmutation impurities on stability and mobility of helium in tungsten under a fusion environment[J]. Nucl. Fusion, 2013,53:073049.

[33]WU X B, KONG X S, YOU Y W, et al. First principles study of helium trapping by solute elements in tungsten[J]. J Nucl Mater, 2014,455:151-156.

[34]KONG X S, WU X B, LIU C S, et al. First-principles calculations of transition metal solute interactions with hydrogen in tungsten[J]. Nucl Fusion, 2016,56:026004.

[35]SCHMID K, RIEGER V, MANHAR A. Comparison of hydrogen retention in W and W/Ta alloys[J]. J Nucl Mater, 2012,426(1-3):247-253.

[36]ZAYACHUK Y, 't HOEN M H J, van EMMICHOVEN P A Z, et al. Surface modification of tungsten and tungsten-tantalum alloys exposed to high-flux deuterium plasma and its impact on deuterium retention[J]. Nucl Fusion, 2013,53:013013.

DOI：10.14182/J.cnki.1001-2443.2016.04.001

收稿日期：2016-05-20

基金项目：国家磁约束核聚变能发展研究专项(2015GB112001)；国家自然科学基金(11375231).

作者简介：刘长松(1966-)，男，安徽岳西县人，安徽师范大学物理系1984级校友. 中国科学院固体物理研究所研究员，博士生导师. 2000年于中科院固体物理研究所获博士学位. 2003年入选中国科学院“百人计划”. 主要从事聚变堆关键核材料(壁材料与结构材料)的辐照效应理论模拟、功能材料的缺陷性质以及液态与软物质的结构与性质研究.

中图分类号：O539

文献标志码：A

文章编号：1001-2443(2016)04-0307-08

First-Principles Study of Hydrogen and Helium Behaviors of Plasma-Facing Tungsten in Nuclear Fusion Reactors

LIU Chang-song,WU Xue-bang,YOU Yu-wei,KONG Xiang-shan

(Key Laboratory of Materials Physics, Institute of Solid State Physics, Chinese Academy of Sciences, Hefei 230031, China)

Abstract:Tungsten-based materials have been considered as one of the most promising candidates for plasma facing materials in nuclear fusion reactors because of the high melting temperature, high thermal conductivity, good resistance to neutron irradiation and high sputtering resistance. In a fusion environment, the bombardment of high energy (14MeV) neutron and high-flux and low-energy hydrogen (H) and helium (He) ions leads to severe radiation damage of tungsten materials. Investigation on the mechanisms of irradiation damage and H/He behaviors in materials is significantly important to reveal the changes of microstructure and properties due to irradiation and also important to develop advanced irradiation-resistant materials. In recent years, with the development of computer simulation technology, multi-scale simulation techniques have been widely used to study the mechanism of irradiation damage and H/He behaviors of nuclear fusion materials. In this work, in view of our recent years of experience, the progress of first-principles studies on the mechanism of H/He behaviors in tungsten has been introduced. The H/He bubble cascade growth mechanism based on vacancies and impurities in tungsten has been revealed, and the databases of interactions between transition-metal solutes and irradiation point defects as well as H/He have also been built, which provides theoretical guidance for the screening of promising alloying elements and fabrication of high-performance tungsten materials.

Key words:plasma-facing materials; tungsten; hydrogen and helium behaviors; irradiation damage; first-principles

引用格式：刘长松，吴学邦，尤玉伟，等.核聚变堆面向等离子体钨基材料氢氦效应的第一性原理研究[J].安徽师范大学学报：自然科学版，2016，39(4)：307-314.