氘在低活化铁素体/马氏体钢相关再沉积层中的热脱附行为

乔 丽，张学希，2，贺 冉，张 弘，王 鹏

(1.中国科学院兰州化学物理研究所固体润滑国家重点实验室，甘肃兰州 730000;2.兰州大学核科学与技术学院，甘肃兰州 730000)

1 前 言

托卡马克中，第一壁材料与等离子体之间的相互作用研究，对实现国际热核聚变堆(ITER)、中国磁约束聚变能研究装置(CFETR)以及将来商用堆的高参数稳态运行至关重要[1-5]。随着托卡马克装置及其参数的不断改进和提升，用作其第一壁的材料也在不断更新。目前为止，钨是作为第一壁材料的研究热点，而低活化铁素体/马氏体(RAFM)钢因其拥有较好的抗中子辐照性能和相比于钨第一壁材料的较大经济技术优势，是聚变装置主腔室面对等离子体的主要候选材料之一[6-10]。由于直接面向等离子体环境，第一壁材料中会滞留大量氚(T)燃料，从而增加了反应堆的燃料成本，并带来安全隐患，因此了解第一壁材料的燃料滞留特性对于核聚变装置的安全稳定运行起到重要作用[11-13]。当用作第一壁材料时，RAFM 钢材料将受到入射粒子的强通量和热负荷作用。这种情况下，入射粒子将不可避免地从RAFM 钢中刻蚀出其内包含的铁(Fe，RAFM 钢中主要成分)、铬(Cr，在RAFM 钢中约占10 at.%)及钨(W，RAFM 钢中的高原子分数复合材料)等原子，之后入射粒子与刻蚀出的原子将再沉积在RAFM 钢附近表面，这些次生涂层将进一步受到燃料等离子体的作用[13-15]。

目前，国内关于RAFM 钢的研究，主要集中在其作为结构材料时氘(D)或T 在其中的扩散渗透研究[16-18]，国外的研究则将重点放在关于氢(H)或D 与RAFM 钢的相互作用理解上[6-8]，而针对RAFM 钢用作第一壁材料时的再沉积涂层行为研究还未开展。正如文献[19]中所述，由于再沉积金属涂层通常被认为是一种富含缺陷的材料，其微观结构和D 滞留行为与块体材料完全不同，因此需要考察这些再沉积层的氘滞留行为。本研究以氩气(Ar)和氘气混合气氛环境中，磁控溅射制备的Fe、Cr及W 与D 的共沉积层为模型，模拟核聚变装置中燃料等离子体作用下RAFM钢第一壁材料的表面再沉积层，对比研究这些金属及其与氘共沉积层的氘滞留和释放行为。同时，在实验室条件下考察两种不同氘等离子体辐照环境，对上述涂层的氘滞留与释放行为的影响。相关实验结果可为RAFM 钢作为未来核聚变装置面向等离子体第一壁候选材料的基础研究提供一定的参考意义。

2 实 验

2.1 涂层样品制备

实验选用(001)方向的单晶硅(Si)基片作为衬底，采用磁控溅射设备，分别制备出Fe、Cr及W 与D 的共沉积层。在磁控溅射设备的真空室内顶部靶位，分别安装Fe、Cr及W 靶(纯度均为99.99%)，靶尺寸均为φ75 mm ×5 mm，靶中心与基体距离为80 mm。将裁切好的单晶Si基片分别置于无水乙醇和丙酮中，超声清洗10 min，待自然晾干后置于真空室内样品台上。参考文献[20]中给出了关于本研究所使用磁控溅射设备的具体结构和参数描述。

在磁控溅射沉积涂层前，首先将真空室抽至7×10-4Pa的背底真空度，然后通入流量为20 sccm 的Ar，调节真空室气压至2.5 Pa，通过施加500 V(频率10 k Hz，占空比50%)负偏压产生Ar等离子体来刻蚀清洗单晶Si基片20 min，以清除Si片表面的吸附物和氧化层。为了开展对比实验研究制备了三组涂层：第一组涂层为纯Fe、Cr及W 涂层，在磁控溅射过程中通过调节Ar流量为20 sccm、真空室气压为0.75 Pa，直流电源功率为200 W，根据Fe、Cr及W 的沉积速率，分别溅射纯Fe、Cr及W 靶制备出约2μm 厚的纯Fe、Cr 及W 涂层(分别用Fe layer、Cr layer 及W layer表示)；第二组涂层为Fe、Cr及W 与D 的共沉积层，在磁控溅射过程中通过使用20 sccm Ar 与10 sccm氘气混合气体，调节真空室气压至0.75 Pa，直流电源功率为200 W，分别溅射Fe、Cr及W 靶制备得到2μm 厚的Fe、Cr及W 与D 的共沉积层(分别写为Fe&D layer、Cr&D layer及W&D layer)；第三组实验是在第二组实验的基础上，通过在样品台上施加-50 V的偏压，制备得到约2μm 厚的Fe、Cr及W 与D 的共沉积涂层(分别标示为Fe&D (bias)layer、Cr&D(bias)layer及W&D(bias)layer)。

2.2 氘等离子体辐照实验

本实验中主要考察两种氘等离子体环境对所制备金属与氘共沉积层的氘滞留行为影响。第一种氘等离子体环境是直接在上述磁控溅射设备的真空室内进行(称之为1#氘等离子体环境)，具体过程为：将真空室抽至5×10-4Pa背底真空，通入60 sccm 氘气，调节真空室气压至26 Pa，对样品台施加500 V 的负偏压，得到氘等离子体环境。第二种是在实验室搭建的直线等离子体设备(LEPS)上进行(称之为2#氘等离子体环境)，该设备的具体结构示意图和相关描述已在参考文献[5，19]中讨论。本实验中2#氘等离子体辐照的具体过程为：将装有样品的LEPS设备真空室抽至5×10-4Pa的背底真空度，通入50 sccm 流量的氘气，调节真空室气压至0.3 Pa；将功率为500 W 的微波(2.45 GHz)通过氧化铝陶瓷窗口引入真空室，使其与磁场(由通电铜线圈产生)中的电子回旋共振进一步耦合；给样品台施加-100 V 偏压(即38 e V/D 的氘等离子体能量[5])，通过朗缪尔探针(ESPION)测得氘等离子体流量为4×1021D/(m2·s-1)，相应的悬浮电位为15 V，与样品接触的热电偶测得样品温度为335 K。关于LEPS设备的更多细节见参考文献[5]和[19]。在1#或2#氘等离子体环境下，分别通过调节氘等离子体辐照时间，考察氘等离子体辐照通量对涂层中氘滞留行为的影响。

2.3 样品表征

本实验中制备的Fe、Cr及W 与D 共沉积层，表面结构是采用 X 射线衍射仪(XRD，Rigaku RINT-2400)测试分析。其中，XRD 检测Cu靶λKα=1.54184Å，扫描速度为10°/min，掠射角为2°，扫描范围为30°～90°。采用场发射扫描电子显微镜(FESEM，JSM-6701F)观察涂层表面形貌及断面结构。其中，通过对沉积涂层后的单晶Si基片进行裁切，获得金属基共沉积层的截面结构。这些涂层的厚度也是根据FESEM 截面图像测量得到。

原始涂层以及两种氘等离子体辐照后的涂层中，氘热脱附和滞留曲线的检测是通过实验室搭建的超高真空热脱附系统结合热解吸谱法(TDS)来实现。参考文献[5]和[19]中均有相关描述：首先将待加热样品放入管式炉的石英管加热区，然后将石英管抽至1×10-5Pa以下的背底真空度；管式炉从室温开始加热至1173 K，升温速率为10 K/min，在1173 K 下保温10 min，之后管式炉自然降温；采用四极质谱仪(Pfeiffer QME220)的多离子检测模式(MID)，对质量数在2～44(amu)之间的质量通道如2、3、4、16、17、18、19、20、32和44等进行测试。本实验主要记录HD(质量数为3)和D2(质量数为4)的分子释放通量，定量分析此温度梯度下试样中氘的滞留量，其他一些如2、16、32和44等质量通道是用来确定是否有其他杂质从样品中释放[21-22]。质量数为4的信号是通过使用校准过的D2漏瓶来标定，而质量数为3(即HD)的信号则是同时使用校准过的H2和D2漏瓶信号的平均值来校准[23]。使用的D2和H2漏率分别是1.82×10-10和2.01×10-10mol/s。下文中提到的D 总滞留量是由升温开始至达到最高温度时的D2和HD 信号的积分计算得到。在所有数据中，HD 释放曲线对D总滞留量的贡献小于30%[24]。D2和HD 信号背景，是通过对未镀膜的单晶Si基片样品进行相同加热实验测量得到。所有TDS曲线及D 滞留总量数据均为去除背景信号后所得。为了校准样品对管式炉升温过程的温度响应，对直接连接在K 型热电偶上的单晶Si基片样品进行了相同实验参数下的独立测温实验。

3 实验结果与讨论

3.1 RAFM 钢相关再沉积涂层的结构与形貌

图1(a)是本实验制备出的Fe、Fe&D 以及Fe&D(bias)涂层的XRD 测试曲线。三种Fe基涂层均在44.7°处表现出Fe的衍射峰，对应于体心立方结构的Fe(110)晶面取向生长[25]。图1(b)中的Cr、Cr&D 以及Cr&D(bias)涂层中，体心立方结构的Cr沿44.4°处(110)晶面取向生长，而通入氘气后，Cr&D 以及Cr&D(bias)涂层均表现为沿81.8°处的(211)晶面取向生长[26]，即氘气的加入会影响Cr的生长。而对于图1(c)中的W、W&D 以及W&D(bias)涂层，三种W 基涂层均在40.3°、58.4°、73.3°及87.0°处出现W的衍射峰，分别对应于六方结构W 的(110)、(200)、(211)及(220)晶面[19，27]。氘气加入后，W&D 以及W&D(bias)涂层明显沿(110)晶面方向择优，其他方向的生长受到抑制。

为了研究氘气的引入对磁控溅射沉积几种RAFM 钢相关再沉积涂层表面结构的影响，采用FESEM 观察了Fe、Cr及W 涂层及其与氘共沉积层的表断面形貌，如图2所示。从图可见，金属涂层及其与氘共沉积层的表面形貌与图1中XRD 结果相对应：①引入氘气后，Fe基涂层表面分布均匀的“三角锥”状柱状晶结构，其中Fe&D(bias)涂层表面的“三角锥”状结构最为明显；②Cr基涂层表面表现为均匀的“四角锥”状柱状晶结构，其中Cr&D 与Cr&D(bias)涂层的表面“四角锥”状结构大小相似，而Cr涂层表面的“四角锥”状结构较大；③W 基涂层表面形貌相似呈均匀致密结构，没有明显的锥状或其他结构。综合考察可以发现，三种金属及其与氘的共沉积层均表现出明显的柱状晶结构。

3.2 RAFM 钢相关再沉积涂层的氘热脱附行为

图1 (a)单晶Si基片、Fe基涂层、(b)Cr基涂层以及(c)W 基涂层的XRD图谱Fig.1 XRD pattern of(a)Si substrate，Fe-based layers，(b)Cr-based layers，and(c)W-based layers

图2 (a1-a3)Fe、Fe&D以及Fe&D(bias)涂层，(b1-b3)Cr、Cr&D以及Cr&D(bias)涂层，(c1-c3)W、W&D以及W&D(bias)涂层的FESEM 表面形貌图片(插图中给出了每个样品的截面形貌图)Fig.2 Morphologies of surface and cross-section(insets)of FESEM steel，(a1-a3)Fe，Fe&D layer and Fe&D(bias)layers，(b1-b3)Cr，Cr&D and Cr&D(bias)layers，and(c1-c3)W，W&D and W&D(bias)layers

为了考察暴露于氘等离子体环境对几种RAFM钢相关再沉积涂层的氘滞留行为影响，首先研究了未经氘等离子体辐照的原始涂层氘热脱附行为，如图3所示。图3(a)中给出了原始Fe、Fe&D 以及Fe&D(bias)涂层的氘脱附速率随加热温度的变化曲线。原始Fe涂层中不含有氘原子，而图3(a)中Fe涂层在674 K 处出现的微小氘脱附峰是由热脱附真空腔室的背底导致。对比Fe涂层，Fe&D 以及Fe&D(bias)涂层均在674 K 处出现微小氘脱附峰。由此可见，在本实验条件下通过在磁控溅射过程中引入氘气，仅有微量氘进入到涂层形成Fe&D 或Fe&D (bias)涂层。图3(b)中，通入氘气后，Cr&D 涂层中的氘脱附量与Fe&D 涂层的相当，且脱附峰也位于673 K 附近，即仅有微量氘进入到Cr&D 涂层。但是，在磁控溅射沉积Cr&D 涂层过程中对样品台施加偏压后，大量氘滞留在Cr&D(bias)涂层中，氘从366 K 附近开始脱附，主峰位于500 K 附近。这一现象明显不同于上述Fe&D(bias)涂层，即沉积涂层过程中施加偏压使得大量氘进入到Cr&D (bias)涂层。图3(c)中的W&D 与W&D(bias)涂层均有大量氘滞留且分别从542 和479 K 处开始脱附，主峰分别出现在660和590 K 处。对比以上结果可以看到：①磁控溅射沉积金属涂层过程中，引入氘气后仅有极少量的氘进入到Fe&D或Cr&D 涂层，结合FESEM 形貌结果可以看到，虽然Fe或Cr涂层含有较丰富的空隙和孔洞等缺陷，但这些缺陷也为氘的扩散提供了大量通道，导致最终仅有微量氘被俘获并与金属形成共沉积涂层；②由于W 涂层表现出明显不同于Fe与Cr的致密结构，不能为氘提供大量扩散通道，因此大量氘被捕获进入W&D 涂层；③当对样品台施加偏压时，由于氘等离子体能量的增大，大量氘进入Cr&D(bias)以及W&D(bias)涂层中；④各金属涂层结构和组分的不同导致样品捕获氘的阱能及氘在样品中的扩散行为不同，因此氘在各涂层中的热脱附曲线形状不同，一般来说，在低温区释放的氘归因于较低能阱(如晶界和位错等)中俘获的氘，而在高温区释放的氘则归因于占据在较高能阱(如空位和空洞等)中的氘[22]。

图3 原始涂层氘热脱附曲线：(a)Fe基涂层、(b)Cr基涂层以及(c)W 基涂层。图(b)中所示插图给出了曲线的放大图Fig.3 Deuterium releasing rate spectra of(a)Fe-based layers，(b)Cr-based layers and(c)W-based layers.The illustration in(b)shows the enlarged curve

接下来主要考察不同氘等离子体辐照环境对涂层中氘滞留行为的影响。图4(a)是在1#氘等离子体环境下辐照10 min后的Fe基涂层氘脱附速率随加热温度的变化曲线。Fe基涂层均在351 K 处开始出现氘的脱附，主峰分别位于726 K、736 K 和736 K 处。相对于Fe涂层，Fe&D 和Fe&D(bias)涂层的氘脱附区均向高温区偏移约10 K，即1#氘等离子体环境导致氘占据在Fe基涂层的高能俘获位，而更多的氘占据在Fe&D 和Fe&D (bias)涂层的高能俘获位。图4(b)中，暴露于1#氘等离子体环境后，Cr与Cr&D 涂层的氘脱附行为类似，均从367 K 处开始脱附且脱附峰位于470 K 附近并伴随有分别位于441、510 及543 K 处的三个次强峰。但是，Cr&D (bias)涂层中氘的脱附明显向高温区偏移约30 K，具体表现为主峰出现在503 K 处(与图3(b)中原始Cr&D(bias)涂层中氘的脱附峰基本一致)，伴随有三个分别位于476、534及608 K 处的次强峰，即更多的氘仍然占据在Cr&D(bias)涂层的低能俘获位。图4(c)中的W 基涂层中的氘脱附行为基本一致，均在343 K 处开始脱附，主峰分别位于433、439和437 K 处，对应于晶界和位错等固有缺陷中捕获的氘[10，22]。由此可见：①在1#氘等离子体辐照后，三种金属基涂层中均有大量的氘滞留；②上述氘主要占据在Fe基涂层的高能阱位置，Cr基和W 基涂层的低能阱位置；③对比图3可以发现，虽然部分氘在沉积过程中已进入涂层，但涂层内缺陷未被填满，导致1#氘等离子体辐照后仍有大量氘被涂层俘获[28-29]。

图4 1#氘等离子体环境下辐照10 min后，样品的氘热脱附曲线：(a)Fe基涂层、(b)Cr基涂层以及(c)W 基涂层Fig.4 Deuterium releasing rate spectra of(a)Fe-based layers，(b)Cr-based layers and(c)W-based layers after exposed to 1# D plasma for 10 minutes

图5 2#氘等离子体环境下辐照10 min后，样品的氘热脱附曲线：(a)Fe基涂层、(b)Cr基涂层及(c)W 基涂层。插图是曲线的放大图Fig.5 Deuterium releasing rate spectra of(a)Fe-based layers，(b)Cr-based layers and(c)W-based layers after exposed to 2# D plasma for 10 minutes.The illustrations show the enlarged curve

随后开展了暴露于2#氘等离子体环境后，几种RAFM 钢相关再沉积涂层中氘热脱附行为的研究。如图5(a)所示，Fe基涂层均在350 K 处开始出现氘的脱附，主峰分别位于736、711和763 K 处。相对于Fe涂层，Fe&D 和Fe&D(bias)涂层的氘脱附峰均减弱。暴露于2#氘等离子体环境后，Cr涂层中仅有少量氘从455 K 处开始脱附并在865 K 处出现脱附主峰，如图5(b)中所示。Cr&D 涂层中的氘脱附相较1#环境下的也向高温区偏移，具体表现为从469 K 开始脱附并在633 K 处出现脱附峰，即2#氘等离子体辐照后大量氘占据在涂层的高能俘获位。值得注意的是，Cr&D(bias)涂层中氘脱附主峰仍出现在506 K 处，即2#氘等离子体辐照后更多氘仍然占据在Cr&D(bias)涂层的低能俘获位。图5(c)中W 与W&D 涂层中氘脱附行为基本一致，主峰分别位于462 K 和451 K 处。W&D 涂层的氘脱附峰高于W 涂层的，与图3(c)中的实验室数据一致，即部分氘在W 与D 共沉积过程中已被俘获。由于2#氘等离子体辐照后，W&D(bias)涂层从单晶Si基体上脱落，考虑为涂层内应力所致，此处不再讨论W&D(bias)涂层。上述结果表明：①在2#氘等离子体辐照后，大量氘滞留在三种金属基涂层中，且氘主要被俘获在Fe基和Cr基涂层的较高能阱位置，W 基涂层的低能阱位置，可见2#氘等离子体辐照条件下，氢同位素可以促进金属Fe和Cr中空位的形成并被空位所俘获[30-31]；②对比图3和图4 中数据可以发现，涂层沉积过程中仅有微量氘参与Fe基与D 共沉积过程，而无论是1#还是2#氘等离子体辐照后，均有大量氘被Fe基涂层的高能阱俘获即较高能量的氘等离子体可以促Fe基涂层中空位等缺陷的形成；③无论是原始涂层还是在1#或2#氘等离子体辐照后，Cr&D(bias)涂层中氘的脱附均在相似的低温区间，即沉积和氘等离子体辐照过程中，大部分氘占据并稳定在Cr&D(bias)涂层的低能阱位置。

3.3 RAFM 钢相关再沉积涂层的氘滞留特性

图6 中综合考察了暴露于1#氘等离子体环境后，几种RAFM 钢相关再沉积涂层中氘滞留总量随氘等离子体辐照时长的变化特性。Fe和Fe&D 涂层的氘滞留总量随1#氘等离子体辐照时长的增长而明显增大，分别由辐照5 min 后的1.15×1019和2.17×1019D/m2增长到辐照1200 min 后的5.28×1019和7.14×1019D/m2，增大了约2～3.5 倍。而Fe&D(bias)涂层的氘滞留总量基本稳定在4.00×1019D/m2附近。总体来说，在本实验的1#氘等离子体辐照条件下，Fe 基涂层中氘滞留总量在1.15×1019～7.14×1019D/m2范围内。暴露于1#氘等离子体环境后，Cr基涂层中氘滞留总量在2.48×1020～1.86×1021D/m2范围内，比Fe基的高出1～2个数量级，且所有Cr基涂层的氘滞留总量均随1#氘等离子体辐照时长的增长而明显增大，辐照1200 min后三种涂层的氘滞留总量较辐照5 min后的均增大了约3.5～6.5 倍。W 基涂层的氘滞留总量在3.30×1019～5.30×1020D/m2范围内，介于Fe基和Cr基涂层的氘滞留总量之间。W 和W&D 涂层的氘滞留总量均随1#氘等离子体辐照时长的增长而增大。与Fe&D(bias)涂层的类似，W&D(bias)涂层的氘滞留总量增长趋势不明显，基本稳定在5.70×1019D/m2附近。综合以上研究结果可以发现：一、在1#氘等离子体辐照后，Fe&D、Cr&D 及W&D 涂层的氘滞留总量均随氘等离子体辐照时长的增长而增大；二、金属涂层或其与氘的共沉积层虽然存在较高的结构缺陷，但在涂层沉积过程中这些缺陷并没有被氘完全填满[30-31]，导致氘等离子体辐照后，仍有大量氘被涂层俘获；三、Fe&D(bias)与W&D(bias)涂层在氘等离子体辐照后增大趋势不明显，结合上述氘热脱附曲线结果，可以猜测在初始氘等离子体辐照阶段这些涂层已被氘充满导致随后的辐照过程中仅俘获微量氘。

图6 1#氘等离子体辐照后，RAFM 钢相关再沉积层的氘滞留总量关于辐照时长的关系图Fig.6 Total deuterium retentions of the related re-deposited layers of RAFM steel after exposed to 1# D plasma as a function of exposure time

图7 2#氘等离子体辐照后，RAFM 钢相关再沉积层的氘滞留总量关于辐照通量的关系图Fig.7 Total deuterium retentions of the related re-deposited layers of RAFM steel after exposed to 2# D plasma as a function of exposure fluence

在图7中给出了暴露于2#氘等离子体环境后几种RAFM 钢相关再沉积涂层中氘滞留总量随氘等离子体辐照通量的变化特性。随2#氘等离子体辐照通量的增大，Fe基涂层的氘滞留总量分别保持在1.11×1020、8.36×1019和6.46×1019D/m2附近，没有明显的变化趋势。总体而言，在2#氘等离子体辐照条件下，Fe基涂层氘滞留总量在4.50×1019～1.51×1020D/m2范围内，比1# 环境下的高出0.5个数量级。暴露于2#氘等离子体环境后，Cr基涂层的氘滞留总量变化趋势与Fe基涂层的类似，并分别保持在2.71×1021、3.00×1021和3.23×1021D/m2附近。总的来看，Cr基涂层中氘滞留总量在1.64×1021～4.19×1021D/m2范围内，比Fe基涂层的高出1.5～2.5个数量级，比1#环境下的Cr基涂层高出1个数量级。而W 基涂层的氘滞留总量数据离散情况严重，分布在1.05×1019～2.11×1020D/m2范围内，与Fe基涂层的数据相当，明显低于Cr基涂层的。两种W 基涂层的氘滞留总量均随2#氘等离子体辐照通量的增大而稍有增大。综上可知，在2#氘等离子体初始辐照阶段，Fe基与Cr基涂层已经被氘充满导致随后的辐照过程中仅俘获微量氘，而W 基涂层未被填满导致其在随后的辐照阶段仍能俘获大量氘。

4 结 论

本实验中采用直流磁控溅射方法模拟制备RAFM 钢相关再沉积层——Fe、Cr及W 与D 的共沉积层。分别考察在磁控溅射设备直线等离子体模拟装置的氘等离子体辐照下，RAFM 钢相关再沉积层的氘热脱附与滞留行为。得到以下一些实验结果：

1.在磁控溅射沉积涂层过程中，引入氘气后可以得到含氘的金属基涂层，但引入氘气将对不同涂层的表面形貌和结构产生不同影响。氘与金属共沉积的涂层中氘热脱附行为，因受材料本身的组分和结构影响而存在差异。

2.磁控溅射设备的氘等离子体辐照后，氘主要占据在Fe基涂层的高能阱位置，Cr基和W 基涂层的低能阱位置。Fe基涂层中氘滞留总量比W 基的稍低，比Cr基的低出1～2个数量级，且几组金属基涂层中氘滞留总量均随氘等离子体辐照时长的增大而增大，增长幅度存在差异。金属涂层或其与氘的共沉积层虽然存在较高的结构缺陷，但在涂层沉积过程中这些缺陷并没有被氘完全填满，导致氘等离子体辐照后，仍有大量氘被涂层俘获。

3.在直线等离子体装置的氘等离子体辐照后，氘主要被俘获在Fe基和Cr基涂层的较高能阱位置，W基涂层的低能阱位置。Fe基共沉积层中的氘滞留总量与W 基的基本相当，且均比Cr基的低出1.5～2.5个数量级。在初始辐照阶段，Fe基与Cr基涂层中的氘捕获位已饱和，而W 基涂层中的氘捕获位则未饱和导致其在随后的辐照阶段继续被大量氘占据。