第六章 聚变堆材料
聚变堆用SiCf／SiC复合材料的研究进展
与厚度方 向的位 置相关 。编织层面 内和厚 度方向的 ＳＣ纳米 丝 ｉ 都显示为均匀 生长。 Ｗｅ ｎ ｎＹａｇ等 ｌ通 过 Ｃ 工 艺 制备 了 Ｔ ｒｎ ｏＳ ＳＣ复 ＿ ８ ］ ＶＩ ｙａ ｎ－ Ａ／ ｉ 合材料 ， 研究 了基体 中单 晶 ＳＣ纳米 丝对 复合材 料弯 曲性能 的 ｉ 影响 。实验表 明 ， ｉ 晶纳米 丝是非常有效的增强 相 ， ＳＣ单 复合材
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聚 变堆 用 ＳＣ／ ｉ 合材 料 的研 究进展 ／ ｉｆｓｃ复 赵爽等 Fra bibliotek・３ ３・
聚变 堆 用 ＳＣ ／ ｉ ｉ ＳＣ复 合材 料 的研 究进 展
赵 爽 周新贵 于海蛟 王 洪磊 邹世钦 黄泽 兰。 羊建 高。 ， ， ， ， ， ，
量转化效率等特性 ， 同时也存在热导率 、 辐照稳定性 、 气密性 、 连 接技术等方面 的问题ｌ ］ ＿ 。本 文介绍 了近年 来 国际上 ｓＣ ／ ｉ ３ “ ｉｆＳＣ
复合材料制备工艺和各项性 能 的研 究进 展 ， 进行 了总 结和展 并
望。
料的弯 曲模量 、 比例极 限应力 和最 大应 力随纳 米丝体 积分数 线 性增 长 ， 而弯曲性能取决于纳米丝 的碳 涂层厚度 。
ｔ ｒ ｒ ｅ ｉｗｅ 。ｔ ｅ ｐ ｏ ｅ ｔ ｓ ｏ ｃ ａ ｉｓ ａ ｉｔ ｎ ｒ ｓｓ ａ ｃ ，ｇ ｓ ｐ ｒ ｅ ｂ ｌ ｙ ｈ ｒ ａ ｔ ｂ ｌ ｙ ａ ｄ Ｌ Ｐ ｏ — ｏ ｓ ａ ｅ ｒ ｖ ｅ ｄ ｈ ｒ ｐ ｒ ｉ ｆｍｅ ｈ ｎ ｃ ，ｒ ｄ ａ ｉ ｅ ｉｔ ｎ ｅ ａ ｅ ｍ ａ ｉ ｔ ，ｔ ｅ ｍ ｌ ａ ｉ ｔ ｎ ｉ ｂ ｃ ｒ ｅ ｏ ｉ ｓ ｉ ｎ
图 １ Ｓ ｆＳ 复 合 材 料 中纳 米 丝 的显 微 形 貌 ｉ ／ｉ Ｃ Ｃ
核聚变与等离子体物理 混合堆
西南物理研究所设计的两种混合堆
混合增殖堆FEB-E
混合嬗变堆FDTR-ST
中科院等离子体物理研究所设计的混合堆
美国乔治亚理工学院的SABR
这类混合堆的典型特点是： 1) 以增殖核燃料或嬗变次锕系（ MA ）元素为主要设 计目标； 2）冷却方式为双冷，裂变（嬗变）增殖区为液态金属 冷却，产氚区由氦气冷却。 这类混合堆都能满足聚变堆氚自持的要求，氚增殖 比在1.1以上，根据聚变堆的功率水平，能量放大倍数 从10倍左右到100倍左右不等。
聚变-裂变混合堆
核能的发展主要有以下两个关键问题： 核燃料资源的利用率问题。目前以热中子反应堆占 绝对主体的核电结构对铀资源的利用效率仅有 1% ， 现在提出的快中子增殖堆，能把利用效率提高到 10%以上，仍有90%左右的铀资源得不到利用。 放射性废物的处置问题。目前仍无一个成熟的技术 路线可以较好的解决乏燃料的处置这一问题。
2、对聚变核能的意义 受控聚变技术的发展受到理论和工程技术的限制， 要想在数十年的时间内实现商业规模的发电能力还存 在很大的困难。而ITER的功率不过500MW，采用混合 堆技术，可在ITER或更小规模的聚变装置上实现商用 规模的能量输出，可实现聚变能早日服务于人类生产 和生活。此外，ITER要长期运行，必须解决氚的供应 问题，采用混合堆技术，就可以提供这样的可能。
一、系统的描述
聚变堆芯，外边围以由中子增殖材料A（如Be）、可 转换材料Fb（如238U和232Th）、造氚材料（Li）、冷却 剂以及其它结构材料所组成的包层，用以生产聚变堆芯 所需的氚和伴随裂变堆所需的裂变核燃料Fi（如239Pu， 233U），同时产生相当的电功率P 。 e
n+ 6 Li 4 He+T+14.8MeV n 14.8MeV + 238 U X1+X2+ n+Q n+ 232 Th n+ 238 U
聚变示范堆(HCCB-DEMO)氦冷固态氚增殖包层优化设计研究
聚变示范堆（HCCB-DEMO）氦冷固态氚增殖包层优化设计研究氦冷固态陶瓷氚增殖剂示范堆(HCCB-DEMO)设计是由核工业西南物理研究院于2009年提出的一种商用聚变示范堆方案。
其主要特点是：1)聚变功率为2550MW,电功率800MW;2)感应燃烧时间为8小时,等离子体运行模式为稳态反剪切模式：3)采用中性束注入作为电流驱动模式,包括16个TF线圈和6个PF线圈,超导导体采用NB3Sn;4)氚自持燃烧。
包层是聚变示范堆中的关键部件,要求将聚变堆中的热导出以转换成电能,同时还需要在有限的空间内保证氚增殖。
因此,聚变堆中的包层设计是一项具有挑战性的工作。
氦冷固态陶瓷氚增殖剂(HCCB)包层是国际上较为成熟的一种包层方案,是HCCB-DEMO的首选包层,同时也是我国国际热核聚变实验堆(ITER)计划上唯一参试的测试包层模块(TBM)概念。
基于HCCB-DEMO的堆芯方案以及我国近年来在ITER HCCB TBM研究与开发中积累的大量经验与成果,本论文提出了一种氚增殖性能更良好,满足聚变堆热电转换需求的氦冷固态氚增殖剂包层设计方案。
其主要设计参数为：1)包层平均中子壁负载2.3MW/m2,平均表面热负载为0.43MW/m2;2)冷却剂为8MPa氦气,出入口温度为300/500℃,提氚气体为0.3MPa 的氮气：3)结构材料采用中国低活化铁素体钢CLF-1,氚增殖剂采用单相正硅酸锂Li4SiO4小球,中子倍增剂采用双相铍Be小球,第一壁面向等离子体材料采用钨Wu合金。
其基本结构为：由内嵌冷却剂流道的U型第一壁,上下盖板以及背板系统共同包围成盒状结构,内部由垂直以及水平的筋板提供结构支撑,筋板与盖板同样内嵌了冷却剂流道。
筋板之间形成的空间插入增殖单元子模块,每个增殖单元子模块包括两块由正硅酸锂小球填充形成的U型球床区域,分别通过两块内嵌冷却剂流道的U型冷却板包围而成,冷却板外围填充铍小球,后端与增殖单元背板系统相连。
智慧树知到《走近核科学技术》章节测试答案
智慧树知到《走近核科学技术》章节测试答案*****智慧树知到《走近核科学技术》章节测试答案第一章1、下列哪种元素不是以国家命名的（）A:PbB:FrC:GeD:Am答案:Pb2、切尔诺贝利核事故发生在哪一年？（）A:1984B:1985C:1986D:1987答案:19863、核电占本国能源结构比例最大的国家是___。
A:美国B:法国C:日本D:中国答案:法国4、2012年2月19日最新命名的新元素符号是（）A:Mt*****B:DsC:RgD:Cn答案:Cn5、下列国家中，核电占本国能源结构比例最大的国家是（）A:法国B:美国C:日本D:中国答案:法国6、1945年，美国给日本的广岛和长崎投下了两颗原子弹A:对B:错谜底:对7、1.XXX把（）年定为国际化学年是为了纪念XXX获得诺贝尔化学奖100周年A:2009B:2010C:2011D:2012答案:20118、从XXX第一次获得诺贝尔物理奖至今，（）的诺贝尔物理学、化学奖与从事放射性，辐射（粒子）有关。
*****9、元素周期表中U当前的元素被称作超铀元素，超铀元素都是人造元素A:对B:错谜底:对10、铀是自然界存在的原子序数最大的元素A:对B:错答案:对第二章1、亚洲人第一次对新元素的发现做出贡献的是第几号元素？（）A:111B:112C:113D:114谜底:1132、下列哪种元素不是以国家命名的（）A:PbB:Fr*****C:GeD:Am答案:Pb3、2012年2月19日最新命名的新元素标记是（）A:MtB:DsC:RgD:Cn谜底:Cn4、我国高放废物地址处置地下实验室的重点预选区——北山位于（）A:青海B:甘肃C:新疆D:内蒙古答案:甘肃5、除中国外，国际认可的有核武器的国家有（）A:美国B:俄罗斯C:英国D:法国答案:美国,俄罗斯,英国,法国6、中国于（）年试爆第一颗核弹*****A:1962B:1963C:1964D:1965谜底:19647、XXX总理说过，我们绝不首先使用核武器A:对B:错答案:对8、我国科学家初次分解和辨别了23种新核素A:对B:错答案:对9、核能是唯独能代替化石质料的的（）、（）、（）的能源A:高效B:清洁C:经济D:无用谜底:高效,清洁,经济10、重水堆的燃料元件不需要用到六氟化铀A:对B:错*****答案:对第三章1、下列属于电离辐射源的有（）A:α粒子B:β粒子C:中子D:X射线谜底:α粒子β粒子中子X射线2、电离辐射的自然起原不包孕____。
核聚变
国际热核实验堆ITER装置
由于核聚变研究是一项耗资 巨大、研究周期相当长的大 科学研究项目，人们开始认 识到只有开展广泛的国际合 作才是加速实现核聚变能利 用的可行之路。 2006 年 11 月21日，中国、欧盟、美国、 日本、俄罗斯、韩国、印度 在法国巴黎正式签署了《国 际热核聚变实验堆 ITER 联 合实施协定》， ITER （国 际热核聚变实验反应堆）是 规划建设中的一个为验证全 尺寸可控核聚变技术的可行 性而设计的国际托卡马克实 验堆。此项目预期将持续30 年： 10 年用于建设， 20 年 用于运行，总花费大约 100 亿美元。
• 磁约束装置有很多种，其中最有希望的可能是环流 器（环形电流器），又称托卡马克（Tokamak）
20世纪50年代 初期，前苏联科 学家塔姆和萨哈 罗夫，提出了实 现磁约束容器的 装置——托卡马 克装置，又称环 流器。核聚变实 现的条件苛刻, 需要：1亿度以上 的高温、长时间 的约束在有限的 空间中、足够高 的密度。聚变装 置（聚变堆）是 多种高新技术的 组合体，聚变研 究水平在一定程 度上代表了一个国家的综合科技 水平。 在此之后 ，美国、英国、日本等国的大型托卡马克装置相继建成并投入使用。20世纪90年代，在 欧洲、日本及美国的几个大型托卡马克装置上，聚变能研究取得了突破性进展。
1991年11月在欧洲的JET装置上首次成功地进行了D-T放电 实验，1997年,JET创下了输出聚变功率16.1MW、聚变能 21.7MJ的世界最高纪录。美国的TFTR装置于1993年10月也 实现了D-T聚变反应；近几年来，日本的JT-60U装置也取得了 受控核聚变研究的最好成绩，获得了聚变反应堆级的等离子体 参数：峰值离子温度～45keV，电子温度10keV，等离子体密 度～1020m-3，聚变三乘积～1.5×1021keV· s· m-3；等效聚变功 率增益达到1.25。至此，聚变能的科学可行性基本得到论证， 已经奠定有可能考虑建造聚变能实验堆，创造研究大规模核聚 变的条件。
核聚变超导材料
核聚变超导材料核聚变是一种拥有巨大能量潜力的能源形式，它能够实现不断的能源供给，不产生二氧化碳等的污染物，并可以有效地解决人类未来的能源危机问题。
核聚变过程涉及到等离子体的高温和高密度等极端条件，这也意味着需要使用高性能的超导材料来构建核聚变设施。
目前主要采用的超导材料是铜氧化物超导体和铌钛超导体，但由于其存在低临界温度和超导性能损耗等限制，从而需要寻找更为优良的超导材料。
核聚变超导材料需要同时满足以下几个条件：1. 高临界温度：核聚变设施中需要大量的电流通过导体，为了减少能量损耗，超导体必须要有高的临界温度。
2. 高Jc值：Jc值表示超导材料获得最大电流密度的能力，因此较高的Jc值对于核聚变能源交换过程中的电流运输至关重要。
3. 高耐磁场：为了长期和稳定运行，超导磁体的耐磁场强度也应尽可能高。
4. 高强度：由于高温等极端条件的存在，超导材料应具有足够的强度和耐久性，以确保其持续稳定运行。
磁体是构建核聚变堆的基本组件，而超导磁体则是磁体中的核心部分。
超导磁体中常常使用的是铜氧化物超导体，因为它具有较高的Jc值和临界温度（约77K），并且具有较好的机械性能。
然而，在高温和高磁场环境下，其Jc值可能会有所下降，从而影响设备性能。
因此，需要寻找合适提高Jc值和耐磁场的超导材料。
在这方面，镁二硼超导体一直备受关注。
镁二硼超导体具有高达39K的临界温度和较高的Jc值，而且具有优良的耐磁性能。
镁二硼超导体的超导机制与铜氧化物超导体有很大的不同，其超导电流是通过电子和空穴之间的阻碍效应来实现的。
此外，镁二硼超导体的制备成本也相对较低，容易实现工业化生产。
事实上，目前在磁聚变设备中采用镁二硼超导体的磁体已经开始进入实验室实装阶段，例如ITER磁聚变设备的Toroidal Field Coil中的超导体就采用了镁二硼超导体，这标志着这一材料在超导磁体中的应用已经迈出了重要一步。
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
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【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.【期刊名称】《安徽师范大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2016(039)004【总页数】8页(P307-314)【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【作者】刘长松;吴学邦;尤玉伟;孔祥山【作者单位】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;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;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;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【正文语种】中文【中图分类】O539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.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.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.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. 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.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.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).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.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.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.【相关文献】[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. 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国际热核聚变实验堆_ITER_计划及标准化现状简介
国际热核聚变实验堆(I T E R)计划及标准化现状简介李国青(核工业标准化研究所)介绍了国际热核聚变实验堆(I T E R)计划的产生背景及发展过程。
简述了国际I T E R标准化研究的现状及我国在I T E R标准化研究领域中开展和将要开展的工作。
关键词 I T E R 标准化1 引言核聚变能是资源无限、清洁安全的理想能源。
氘氚核聚变反应的原料是氘(从海水中提取)和锂(可产生氚),在地球上储量极为丰富,足够人类使用一亿年。
反应产物是没有放射性的氦,不存在温室气体排放和环境污染问题;聚变中子对堆结构材料的活化也只产生少量短寿命放射性物质。
聚变反应堆本身是安全的,没有核泄漏、核辐射等潜在威胁。
因此,核聚变能是目前认识到的最终解决人类能源问题的最重要的途径之一。
2 I T E R计划相关背景国际上对核聚变的研究已坚持不懈地进行了半个多世纪,并取得了突破性进展。
1985年美国和苏联联合提出通过国际合作建造“国际热核聚变实验堆(I T E R)计划”,用以验证核聚变能大规模应用的科学和工程技术可行性。
其后,欧盟、美国、俄罗斯、日本等国的科学家和工程技术人员,集成当今国际上主要的核聚变能科学和技术的先进成果,经过十几年的努力,于2001年完成了I T E R计划的工程设计及关键部件的研发。
各国评估报告都认为,建造I T E R已没有不可逾越的障碍。
I T E R计划总投资约50亿欧元,预计整个项目的建设期为10年,2018年完工并产生第一个等离子体。
其设计总聚变功率达50万千瓦,是一个与未来实用聚变堆规模相比拟的聚变实验堆,它将研究聚变电站(示范堆和商用堆)一系列的关键科学和工程技术问题,是人类实现受控核聚变的关键一环。
欧盟、俄罗斯、日本、中国、韩国、美国和印度等七国政府都强调了I T E R项目建设的重要性。
美国在重返I T E R计划时发表声明,指出:“聚变能的商用化对美国能源安全和环境具有重要意义,而I T E R作为聚变能国际合作项目,将推动聚变能在本世纪中叶商用化。
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但它在400～800℃之间具有较高的化学溅射率,这不仅侵蚀了碳材料
本身,而且将大量碳原子引入等离子体,使等离子体品质下降。 在这些应用中, 发现一般的纯碳石墨材料存在一些缺点:氚存贮量高、
化学溅射和辐射增强升华损失大以及机械强度较低等。
为克服碳石墨材料这些缺点,美、英、日等国在碳石墨材料的改性研 究方面开展了大量的工作,主要采用陶瓷粒子均质弥散法、新型碳/陶
核 辐 射 屏 蔽 层
热 辐 射 屏 蔽 层
（液氮） ~ -200℃ (80k)
超 导 磁 体
生 物 屏 蔽
~ -269℃(4k)
高温-低温、高压-高真空、强电流-强磁场、中子辐射
聚变堆材料体系
• 聚变堆包层及其材料
– – – – 聚变堆包层结构材料 氚增殖材料 功能材料 冷却剂
• 面向等离子体部件及材料
聚变堆材料
磁约束聚变堆工作原理
氚 循 环 线圈 屏蔽 包层
等 离 子 体
偏滤器
电 循 环
中 子
热 交 换 器
发 电 或 供 热
辐射热
氘、氚
He粒子热
磁约束聚变堆部件径向分布情况
包层功能： • 能量获取
• 氚增殖
• 包容等离子体
产生聚变中子 （14MeV) 堆芯 等离子体
~109℃
增 殖 包 层
102℃
Be
相对较高热导值 高热导率
CBM
可原位修复 高热导
W
与等离子体的相容性（低Z） 低Z 值（积累了大量经验） 无化学溅射 可原位修复 强的吸氧能力 低活性 耐中子辐照能力低 800℃以上耐氧化性差 辐照增强升华 低的抗氧化性
优 点
优良的热冲击性（特别是CFC 材料） 可承受高热应力 低破裂腐蚀率 作为高热通量部件可以用作限制 器及偏滤器材料
三、功能材料--涂层
• 涂层功能
– 防氚渗透 – 作为绝缘层，降低MHD效应 – 防腐蚀层（增殖剂如LiPn）
• 涂层材料
– 氧化物层：Cr2O3、Al2O3、Y2O3、SiO2、TiO2等 – 钛基陶瓷涂层：主要包括碳化钛和氮化钛，或两种的复合或混合 – 硅化物涂层：SiC和Si3N4
• 对涂层要求
DCLL包层：
DFLL DLL、HTL包层：
RAFM作结构材料
2. 面向等离子体部件及材料
2.1 与等离子体相互作用 2.2 低原子序数材料 2.2 高原子序数材料
面向等离子体材料（PFM）功能
在核聚变堆中，面向等离子体材料是一个非常重要的材料 ，它关系到反应堆中等离子体的稳定性、第一壁结构材料 和元件免受等离子体轰击损伤等问题。 主要功能： 1、有效的控制进入等离子体的杂质 2、有效地传递辐射到材料表面的热量 3、保护非正常停堆时其他部件受等离子体轰击而损坏
• 损伤能量高于裂变电站包壳材料能量的104倍
• 嬗变反应
– 核反应的几率增大, 如(n, α), (n,p), (n,γ), (n,2n)等，生产新的原子核；
合金化, 如Nb使用20年，铌材中产生13.5%的Zr，9.5%Mo。
• 氦的影响
– 大量氦对材料引起的氦脆、肿胀等作用
• 聚变中子导致典型结构材料中嬗变反应He产生率5~20appm/dpa，快堆以及 混合谱堆中十分之几appmHe/dpa （ 1appm=1×106表示原子比; dpa表示每个原子的离位次数）
• SiCf/SiC复合材料
– （可选材料）
• 存在问题
– 材料制备工艺技术不成熟，需探 索研究 – 复杂形状尺寸的加工和连接问题 – 与LiPb的相容性问题
四、冷却剂材料
在目前的包层设计中冷却剂主要包括三类，氦气、水以及液 态金属（包括熔盐）。 固态包层的冷却剂主要是氦气和水，而液态包层除了可以用 氦气和水之外，氚增殖剂本身也可以通过自身的流动将热量 带出，起到冷却剂的功能。 固态增殖剂包层由于只有一种冷却剂，因此只能选择单冷模 式。而液态包层则可以选择单冷、双冷或液态金属自冷三种 冷却方式。
– 石墨性能改进方法：掺杂石墨（提高抗氧化能力）
·石墨中加入B、Ti和Si等杂质元素能有效抑制化学溅射现象，并提 高机械性能、热性能、真空性能。
复合材料等方法。
举ห้องสมุดไป่ตู้：石墨
– 最初使用的碳基材料 高纯石墨 – 现在仍然在Takomak中使用，但不适用于未来聚变堆。
– 主要缺点：
• 石墨的孔隙较大，导致水蒸气、H2、O2等多种气体大量贮存于孔 隙，特别是对于聚变燃料氘、氚存贮量高，给聚变实验装置的再 循环控制造成了困难。 • 其耐高温氧化性差，并有高化学溅射和辐照升华(RES)现象，使用 寿命较短等。
强中子辐照
电磁辐射
高热负荷 复杂的机械负荷 物理与化学冲击等
辐照损伤 能量沉积 机械应变及热应变的产生等 材料缺陷的产生材料可用性下降乃至失效
聚变堆特殊条件：高能中子辐照
• 中子能谱
– 大量高能中子（14MeV）
• 离位损伤
– 裂变堆1~2MeV相比有很大不同
结构材料要求及目前材料选择
基本要求：
– 耐14MeV中子辐照（抗辐照） – 低活化
材料选择：
– 奥氏体不锈钢（如316）
• 优点：完备的数据库，良好的焊接与加工性能 • 缺点：热导率低、不抗辐照肿胀，非低活化 用于ITER屏蔽包层，但很难用于未来聚变堆
– 低活化铁素体马氏体钢（RAFM）
• 使用温度约550℃
氦冷方案： HCPB包层： HCSB包层： HCLL包层：
按冷却剂的种类分类
Li陶瓷
LiPb液态合金
熔盐Li
DFLL SLL包层：
RAFM作结构材料
HCML包层：
水冷TBM：
WCLL包层：水压~15MPa, 325 ℃ 液态锂冷包层: Li-V包层：压力~1MPa， 550 ℃ 液态锂铅/氦气双冷包层： LLCB包层： V合金作结构材料
– 材料
• 液态金属锂（Li）、氟锂铍熔盐（FLiBe）、液态锂铅合金 （Li17Pb83）
– 优点：
• 高中子经济性 • 可在线提氚 • 可在线补充Li6
• 固态增殖剂
– 材料：
• 合金型：Al-Li • 陶瓷型：Li2O、偏铝酸锂（LiAlO2）、偏锆酸锂（Li2ZrO3）、 偏硅酸锂 （Li4SiO4）、钛酸锂（Li3TiO3）等；
因而，对PFC材料的总体要求是：
耐高温、低溅射、低氢滞留、与结构材料的兼容等
等离子体与材料表面相互作用
• 等离子体对材料的损伤
– 物理溅射
• 粒子通过碰撞交换给靶，原子能量足以克服靶原子间束缚力而使之逸出表面。
– 化学溅射
• 入射粒子与靶原子发生化学反应，在表面产生不稳定化合物而脱离表面。
– 表面起泡和剥落
结构材料特性
--更先进材料
难熔合金和碳化硅复合材料在耐高温以及抗辐照方面有明显的优势，是 未来先进包层设计的主要候选材料.
但其发展时间较短，工业基础薄弱，加工工艺相对较难，而且价格昂贵， 限制了它们在早期聚变堆中的应用，但随着技术的发展，先进材料必将 在聚变堆中扮演重要的角色。 从包层结构材料的发展趋势上看，RAFM钢最有可能率先获得应用，V 合金其次，最后才是SiCf/SiC和W合金。
– 与等离子体相互作用 – 低Z材料 – 高Z材料
• 磁体及其材料
1. 聚变堆包层及其材料
聚变堆包层结构材料 氚增殖材料 功能材料
聚变堆包层
• 包层是聚变堆核心部件
– 能量获取 – 氚增殖 – 包容等离子体
FDS－II
• 涉及材料
– 结构材料 – 氚增殖材料 – 功能材料
一、结构材料
• 聚变堆结构材料(尤其是第一壁材料)所处环境较为恶劣， 对材料要求相对较高。
物理溅射域值高，没有化学 腐蚀（H+）
高熔点 低的氚储存和肿胀 中子辐照后发脆 高的辐射性 高Z（等离子体中可容许浓 度低） 在大的聚变装置中缺乏大量 使用数据 差的加工性
低熔点
氚储存量大
中子辐照后热导降低（但通过退火可 部分恢复） 需一定焙烧和清洗技术 与铜热沉连接时的热膨胀时失配较大 尘埃易爆
缺 点
– 钒合金
• 使用温度700℃
– SiCf/SiC复合材料
• 使用温度1000℃
结构材料特性—RAFM钢
RAFM在日本以及欧洲的研究开展较早，工业基础以及技术已比较成熟， 中国的RAFM（CLAM）钢研究到目前也已经取得了较大的进展。
特点及优点： – RAFM钢的机械性能及热物理性能较好 – 中子活化水平较低 – 具有低的塑脆转换温度（DBTT）和良好的抗辐照损伤能力 – 与液态金属相容性较好 – 较好的抗辐照蠕变与抗疲劳的能力 – 具有很强的现实可行性，而且成本相对较低 关键问题： – 但其在辐照条件下的脆性问题以及磁渗透问题需要解决，而且在高 温条件下的机械性能需要进一步提高（550C）。
– 优点
• 危险性低（无Li反应） • 无磁流体动力学效应（MHD）
液态氚增殖剂材料特性
液态增殖剂主要包括液态金属锂Li、液态锂铅共晶体LiPb、熔盐Flibe等 由于液态氚增殖剂中Li的原子比较高，单位体积内的Li的原子数较多， 因此可以达到较高的氚增殖率。 而对LiPb和FliBe来说，其内部含有的Pb和Be本身就是良好的中子增 殖剂，因此一般情况下液态包层中不需要单独使用中子倍增材料。 液态金属没有中子辐照损伤和热机械性能方面限制，在结构材料温度 允许的条件下其运行温度可以达到很高。
结构材料发展综合评价
e.g.2-Phase Li+W Alloy
风 险 性 、 吸 引 力
RAFM 钢 V合金 SiCf/Si C
成 熟 度 、 可 行 性