Влияние гелия на захват ионов дейтерия в вольфраме и вольфрамовых сплавах W-Cr-Y тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.08, кандидат наук Арутюнян Зорий Робертович

• Арутюнян Зорий Робертович
• кандидат наук
• 2022

Оглавление диссертации кандидат наук Арутюнян Зорий Робертович

Введение

Глава 1. Обзор современного состояния исследований взаимодействия изотопов водорода и гелия с поверхностью материалов в ТЯУ

1.1. Взаимодействие плазмы с поверхностью материалов в ТЯУ

1.2. Перспективные материалы ОПЭ

1.3. SMART сплавы как материал первой стенки

1.3.1. Проблема использования вольфрама при аварийных ситуациях

1.3.2. Концепция SMART сплавов

1.3.3. Тонкие пленки SMART сплавов

1.3.4. Массивные SMART сплавы

1.3.5. Взаимодействие плазмы со SMART сплавом W-Cr-Y

1.4. Взаимодействие изотопов водорода с вольфрамом

1.4.1 Диффузия, растворимость и рекомбинация водорода

1.4.2 Энергия связи водорода с дефектами

1.4.3 Накопление дейтерия в зависимости от дозы облучения

1.5. Взаимодействие гелия с вольфрамом

1.6. Влияние гелия на захват дейтерия в вольфраме

Выводы к главе

Глава 2. Методы исследования и экспериментальные установки

2.1. Методы исследования захвата гелия и водорода в твердом теле

2.2. Ионно-пучковая установка МЕДИОН

2.3. Вспомогательные установки

2.3.1. ТДС-стенд

2.3.2. Установка ППР

2.3.3. Установка ВЧИ-разряд

2.4. Разделение сигналов О2 / 4Не и НО / 3Не

2.5. Калибровка сигналов масс-спектрометра

Глава 3. Взаимодействие гелия с вольфрамом

3.1. Детали экспериментов

3.2. Облучение пучком ионов гелия

3.2.1. Облучение при комнатной температуре

3.2.2. Облучение при повышенных температурах

3.3. Плазменное облучение

3.4. Дозовая зависимость интегрального накопления

3.5. Изотопный обмен

3.5.1. Термодесорбционные спектры изотопов гелия

3.5.2. Изотопный обмен при комнатной температуре

3.5.3. Изотопный обмен при повышенных температурах

3.5.4. Математическая модель изотопного обмена

Выводы к главе

Глава 4. Дейтерий в вольфраме, предоблученном ионами гелия

4.1. Детали экспериментов

4.2. Накопление дейтерия при облучении малой дозой 1019 О/м2

4.3. Моделирование десорбции дейтерия в вольфраме в присутствии гелия

4.4. Накопление дейтерия при облучении дозой 1021 О/м2

Выводы к главе

Глава 5. Накопление дейтерия в вольфраме с наноструктурированной поверхностью

5.1. Детали экспериментов

5.2. Модификация поверхности вольфрама с пухом после отжига

5.4. Захват дейтерия при дозе облучения 1021 О/м2

Выводы к главе

Глава 6. Гелий и дейтерий в вольфрамовых сплавах W-Cr-Y

6.1. Детали экспериментов

6.2. ТДС спектры выхода дейтерия из SMART сплава W-11.6Cr-0.6Y

6.3. Сравнительный анализ ловушек в разных сплавах W-Cr-Y

6.4. Особенности накопления дейтерия в сплаве W-11.6Cr-0.6Y

6.5. Влияние гелия на накопление дейтерия в сплаве W-11.6Cr-0.6Y

Выводы к главе

Заключение

Список литературы

ПРИЛОЖЕНИЕ А

ПРИЛОЖЕНИЕ Б

Список сокращений и условных обозначений

ТЯУ - термоядерная установка ОПЭ - обращенные к плазме элементы

DEMO - демонстрационный термоядерный реактор (DEMOnstration power plant)

СЭМ - сканирующая электронная микроскопия

ТДС - термодесорбционная спектроскопия

РФЭС - рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия

SMART - самопассивируемые сплавы металлов с пониженным термоокислением (Self-passivating Metal Alloys with Reduced Thermo-oxidation)

LOCA - авария с потерей теплоносителя (Loss of coolant accident)

FIB - фокусированный ионный пучок (Focused Ion Beam)

DFT - теория функционала плотности (Density functional theory)

QMS - квадрупольный масс-спектрометр (Quadrupole Mass Spectrometer)

Введение

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние гелия на захват ионов дейтерия в вольфраме и вольфрамовых сплавах W-Cr-Y»

Актуальность темы исследования

Топливом в будущих термоядерных установках (ТЯУ) будет дейтерий-тритиевая смесь. Тритий является радиоактивным, поэтому контроль за его накоплением в стенках ТЯУ имеет первостепенное значение с точки зрения безопасности, а характеристики поведения изотопов водорода в материалах важны для определения пригодности материала для применения в ТЯУ. Обращенные к плазме элементы (ОПЭ) стенки будут подвергаться воздействию интенсивных потоков частиц изотопов водорода, а также гелия и нейтронов, возникающих в процессе реакции синтеза.

Вольфрам будет использован в ITER (международный экспериментальный термоядерный реактор) в качестве материала ОПЭ в области дивертора, подверженного максимальным потокам частиц. Основными преимуществами вольфрама являются низкий уровень накопления изотопов водорода, низкий коэффициент распыления, высокая температура плавления и теплопроводность. В будущих реакторах рассматривается возможность использования вольфрама и в качестве защиты основной части стенки (первая стенка).

В термоядерных реакторах потоки тепла и частиц на ОПЭ будут еще больше, чем в ITER, а следовательно, более жесткие требования к используемым материалам. Уже сейчас разрабатываются новые сплавы и композиционные материалы на основе вольфрама, более устойчивые к тепловым и нейтронным потокам. Перспективным считается использование самопассивирующихся сплавов вольфрама с пониженным термоокислением W-Cr-Y в качестве материала для защиты первой стенки.

Как показывают эксперименты, наличие примеси гелия в водородной плазме существенно влияет на захват водорода в вольфраме. Под действием гелиевой плазмы на поверхности вольфрама может также формироваться сильно развитая наноструктурированная поверхность, что оказывает дополнительное влияние на эффективность захвата водорода.

Таким образом, исследование взаимодействия гелия с вольфрамом и его сплавами, включая влияние гелия на накопление изотопов водорода в термоядерных реакторах, представляет повышенный интерес.

Цель и задачи исследования

Целью данной работы является выявление закономерностей влияния облучения ионами гелия на эффективность захвата и удержание дейтерия в вольфраме и вольфрамовых сплавах W-Cr-Y. Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Реализация возможности облучения образцов на установке МЕДИОН двумя масс-сепарированными пучками ионов гелия и дейтерия, и проведения т-яНи термодесорбционных измерений.

2. Проведение сравнительного анализа накопления гелия в вольфраме в широком диапазоне температур (300 - 1200 К), характерных для ТЯУ, и доз облучения (1019 - 1022 Не/м2).

3. Экспериментальное исследование влияния модификации поверхности вольфрама при облучении ионами гелия с различной энергией (150 - 3000 эВ) на эффективность захвата ионов дейтерия. Моделирование полученных результатов с помощью кода ТМАР7 для оценки энергии выхода частиц из ловушек.

4. Исследование поведения изотопов гелия (4Не, 3Не) в вольфраме при последовательном облучении для анализа характера удержания после достижения насыщения.

5. Измерение параметров и изучение закономерностей захвата дейтерия в вольфрамовом сплаве W-11.6Cr-0.6Y.

Научная новизна

В рамках работы впервые проведено систематическое исследование накопления гелия в вольфраме в широком диапазоне доз (1019 - 1022 Не/м2) с применением т-яНи термодесорбционной спектроскопии (ТДС). Часть термодесорбционных измерений

проведена до высоких температур (до 2550 К), что превышает на 1000 К возможности большинства установок по ТДС и важно для полного анализа захваченного гелия.

Продемонстрирован эффект изотопного обмена атомов гелия в вольфраме в экспериментах с применением двух изотопов гелия (3Не и 4Не).

Впервые исследовано накопление гелия и дейтерия в перспективном сплаве W-11.6Cr-0.6Y, а также в вольфраме с наноструктурированной поверхностью («вольфрамовый пух»).

Научная и практическая значимость работы

Полученные результаты могут быть использованы при оценке накопления трития и определении рабочих режимов работы термоядерных установок, а также для верификации компьютерных кодов, используемых для моделирования различных аспектов взаимодействия плазмы с поверхностью. Модернизация установки МЕДИОН и методика проведения измерений потоков десорбции молекул близкой массы позволит проводить в дальнейшем комплексные исследования одновременного взаимодействия двух сортов ионов с поверхностью различных перспективных материалов.

Положения, выносимые на защиту

1. Результаты измерения термодесорбции гелия из вольфрама до температуры 2500 К после облучения ионным пучком, позволившие определить эффективность захвата гелия при малых дозах облучения (1019 - 1020 Не/см2) в широком диапазоне температур (300 - 1200 К).

2. Эффект снижения при взаимодействии с воздухом температуры выхода захваченного при ионном внедрении в вольфрам гелия, обнаруженный из сравнения т-яЫи и гх-вЫи термодесорбционных измерений после идентичных облучений.

3. Экспериментальные результаты изучения термодесорбции изотопов гелия из вольфрама при последовательном облучении ионами 4Не и 3Не с энергией 3 кэВ, демонстрирующие высокую скорость изотопного обмена при комнатной и

повышенных температурах облучения после достижения предельной концентрации в поверхностном слое.

4. Экспериментальная зависимость эффективности захвата дейтерия в поверхностных слоях вольфрама и сплава W-11.6Cr-0.6Y от дозы (1019 - 1022 Не/м2) предварительного облучения ионами гелия с энергией 3 кэВ, свидетельствующая о резком снижении эффективности захвата при достижении насыщения поверхностного слоя гелием.

5. Экспериментальные результаты о влиянии образования на поверхности вольфрама наноструктурированной поверхности под действием высокотемпературного облучения гелиевой плазмой на захват ионов дейтерия, показывающие определяющую роль концентрации гелия и индуцированных гелием дефектов в повышенном захвате дейтерия.

6. Дозовая и температурная зависимости накопления дейтерия в сплаве W-11.6Cr-0.6Y, демонстрирующие повышенную по сравнению с чистым вольфрамом скорость накопления, и термодесорбционные измерения с разной скоростью нагрева, позволившие вычислить энергию выхода дейтерия из ловушек (Е = 2,21 ± 0,05 эВ), определяющих повышенный захват.

Достоверность и апробация результатов

Достоверность полученных результатов подтверждена повторяемостью результатов при выполнении исследований, а также использованием надежных методов измерения с регулярным проведением калибровки измерения потока десорбции. Моделирование экспериментальных данных проведено с помощью верифицированного кода ТМАР7, широко используемого для подобных задач. Результаты работы были представлены на международных конференциях и опубликованы в реферируемых журналах.

- XXI, XXII, XXIII, XXV Международные конференции «Взаимодействие плазмы с поверхностью» (Москва, 2018 г., 2019 г., 2020 г., 2022 г.)

- XXIII, XXV Международные конференции «Взаимодействие ионов с поверхностью» (Москва, 2017 г., Ярославль, 2021 г.)

- 15th International Workshop on Hydrogen Isotopes in Fusion Reactor Materials (Корея, 2021)

- 20th International Conference on Fusion Reactor Materials (ICFRM-20, Мадрид, Испания, 2021г.)

- XLVI Международная конференция по физике плазмы и управляемому термоядерному синтезу (Звенигород, 2020 г.)

- 18th International Conference on Fusion Reactor Materials (ICFRM-18, Аомори, Япония, 2017 г.)

- 16-я Международная конференция по обращенным к плазме материалам и компонентам для применения в термоядерном синтезе (Дюссельдорф, Германия, 2017 г.)

Публикации по теме диссертации

По теме диссертации опубликовано 9 работ в рецензируемых изданиях [1-9], из них 2 опубликованы в журналах из списка ВАК РФ, и 7 входят в базы данных Scopus и Web of Science.

Личный вклад автора

Сборка и запуск новых узлов установки, проведение экспериментов по облучению материалов дейтерием и гелием на установке МЕДИОН, измерению термодесорбции, обработка экспериментальных данных и моделирование с помощью кода TMAP7 были выполнены лично автором или при непосредственном участии автора.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, шести глав и заключения. Объем диссертации составляет 147 страниц, включая 66 рисунков, 2 приложения, 3 таблицы. Список литературы включает 196 наименований.

Глава 1

Обзор современного состояния исследований взаимодействия изотопов водорода и гелия с поверхностью материалов в ТЯУ

1.1. Взаимодействие плазмы с поверхностью материалов в ТЯУ

С самого начала исследований по реализации управляемого термоядерного синтеза (УТС) взаимодействие плазмы с обращенными к плазме элементами (ОПЭ) является одной из ключевых проблем для получения практической термоядерной энергии. В термоядерных установках (ТЯУ) ОПЭ будут подвергаться воздействию высоких потоков частиц (1019 - 1024 частиц/м2с) изотопов водорода и гелия с энергиями от нескольких эВ до нескольких кэВ [10-12].

Падающие на поверхность частицы могут отражаться от поверхности или взаимодействовать с поверхностью материала (физическое или химическое распыление). Другая часть может проникнуть в объем материала ОПЭ или имплантироваться вблизи поверхностного слоя. Средняя глубина такого слоя обычно находится в интервале от нескольких нанометров до нескольких десятков нанометров в зависимости от материала ОПЭ и энергии падающих частиц [13].

В зависимости от потока и энергии имплантированных частиц, в материале могут образоваться дефекты кристаллической решетки разных типов. Внедренный в материал водород и гелий могут либо диффундировать обратно к поверхности материала и десорбироваться в вакуум (рециклинг водорода/гелия), либо диффундировать дальше в объем материала, где могут накапливаться в различных дефектах (накопление или захват водорода/гелия). Накопление изотопов водорода влияет на термомеханические свойства материалов ОПЭ, топливный баланс в реакторе, контроль плотности плазмы, а также является проблемой с точки зрения безопасности и экономики (запас трития ограничен). Также серьезной проблемой

безопасности может быть проникновение изотопов водорода через ОПЭ в систему охлаждения.

Материалы ОПЭ будут подвергаться воздействию высоких стационарных тепловых нагрузок до 10 - 20 МВт/м2, а во время переходных процессов, таких как срывы и ELM-ы (локализованные на периферии плазменного шнура неустойчивости) - несколько ГВт/м2 [14-16]. Во время горения дейтерий-тритиевой (DT) плазмы, ОПЭ и конструкционные элементы будут облучаться высоким потоком нейтронов с энергией 14 МэВ, что приведет к образованию радиационных дефектов и трансмутации элементов материала, и соответственно изменит термомеханические свойства материала (охрупчивание, набухание, ухудшение теплопроводности и т.д.) [12,17]. Радиационные дефекты могут стать центрами захвата изотопов водорода и увеличить удержание трития в материале.

1.2. Перспективные материалы ОПЭ

В ТЯУ в течение нескольких десятилетий углерод был наиболее распространенным материалом ОПЭ [18,19]. Высокая теплопроводность, отсутствие плавления, низкая хрупкость делают углерод привлекательным материалом. Углерод подвержен высокому химическому распылению [20,21]. Водород легко взаимодействует с углеродной стенкой, образуя летучие углеводородные соединения, которые могут попадать в систему откачки, приводить к интенсивному накоплению трития [22-25]. Эти свойства исключили рассмотрение углерода как перспективного материала для ITER [26].

Использование бериллия в качестве первой стенки в токамаке JET (вольфрамовый дивертор) сильно уменьшило (в 10 - 20 раз) эрозию материала и интегральное накопление водорода по сравнению с полностью углеродной стенкой [27]. Преимуществами бериллия относительно углерода являются его более низкий атомный номер, что приводит к меньшим потерям мощности при попадании в плазму,

химически менее распыляем в водородной плазме [28], что сильно уменьшает эрозию материала [29], а также показывает более низкое накопление водорода [30,31].

Основными недостатками бериллия являются низкая температура плавления, высокий коэффициент физического распыления (рисунок 1.1) и токсичность. Бериллий имеет способность эффективно поглощать кислород [32,33]. Оксид бериллия, как примесь, отрицательно влияет на работу термоядерной плазмы, приводя к нежелательному радиационному охлаждению [34,35]. Несмотря на то, что растворимость водорода в бериллии низкая, накопление водорода в соосажденных слоях бериллия в присутствии кислорода может достичь уровня сравнимой с соосаждением водорода с углеродом [36]. В процессе нейтронного облучения бериллий будет подвергаться трансмутации с образованием преимущественно изотопов 6Li, 7Li, 10Be [37], а также значительному накоплению гелия, что приведет к охрупчиванию [38,39]. Поэтому бериллий является предпочтительным материалом ОПЭ в области относительно слабых потоков частиц и тепловых нагрузок, таких как первая стенка ITER. Применение бериллия в будущих термоядерных электростанциях, которые должны работать в квазистационарном режиме, считается маловероятным из-за высоких потоков частиц на стенку.

Благодаря своим физическим свойствам, таким как высокая температура плавления (3695 К), малый коэффициент физического распыления (рисунок 1.1), высокая теплопроводность, низкий уровень накопления изотопов водорода, умеренная активация термоядерными нейтронами, вольфрам рассматривается в качестве одного из приоритетных материалов для ОПЭ в будущих ТЯУ [40-44].

Вольфрам успешно был применен как материал ОПЭ для дивертора и первой стенки в токамаке ASDEX Upgrade. Переход с углеродной на вольфрамовую стенку уменьшил накопление дейтерия в пять раз [45].

1

I I I

TRIM SDTnmSP

N

10

100 Энергия. эВ

1000

Рисунок 1.1 - Физическое распыление дейтерием (сплошные линии) бериллия, углерода, вольфрама; распыление вольфрама бериллием, углеродом, азотом и изотопами водорода (тонкие пунктирные линии). Химическое распыление углерода (толстая пунктирная линия) дейтерием в интервале низких энергий [27]

Допустимая энергетическая нагрузка в течение 0,3 мс для вольфрама составляет 0,64 МДж/м2 (предел плавления), для углерода - 0,4 МДж/м2 (предел испарения),для бериллия - ~ 0,2 МДж/м2 (предел плавления) [46,47]. Вольфрам считается лучшим выбором для использования в области высоких плазменных нагрузок, такой как дивертор [15,26].

Ожидаемые тепловые нагрузки на первую стенку DEMO будут < 1 МВт/м2, а на дивертор порядка 10 - 20 МВт/м2 в стационарном режиме, и еще более высокие при переходных процессах [47,48]. В ITER предполагаются тепловые нагрузки на стенку < 0.5 МВт/м2 , в области дивертора - мощностью до 10 МВт/м2 в стационарном режиме, и до 20 МВт/м2 при переходных процессах [49-51].

Если в ITER допускается бериллий в качестве облицовки первой стенки, то в случае DEMO это исключено по причине большей нейтронной дозы облучения и длительного импульса горения плазмы. По сравнению с ITER доза нейтронного облучения дивертора DEMO будет на порядок выше, что приведет к более сильному охрупчиванию материала [38,51]. Такое охрупчивание значительно ограничит эксплуатационные характеристики ОПЭ [52]. Длительность импульса горения плазмы в реакторе DEMO будет значительно больше. Работа материала с таким длительным импульсом приводит к усталостному разрушению и радиационной ползучести при высоких температурах [51].

В настоящее время вольфрам многими считается лучшим материалом ОПЭ, который будет использоваться в DEMO не только в области дивертора, но и в качестве материала облицовки первой стенки [42].

Вольфрам также имеет недостатки. Примесь вольфрама в термоядерной плазме приводит к серьезным радиационным потерям энергии [28,53]. Рекристаллизация вольфрама под действием тепловых нагрузок может изменить его механические свойства и повлиять на эксплуатационные характеристики ОПЭ [54].Повторяющиеся тепловые нагрузки могут привести к разрушению из-за термической усталости [55,56]. При комнатной температуре вольфрам очень хрупкий, что усложняет его механическую обработку.

1.3. SMART сплавы как материал первой стенки

1.3.1. Проблема использования вольфрама при аварийных ситуациях

В будущих термоядерных электростанциях, безопасность эксплуатации будет иметь первостепенное значение [57,58]. Потенциальная проблема использования чистого вольфрама в качестве материала ОПЭ - образование радиоактивного летучего оксида вольфрама и его выброс в окружающую среду при аварийных ситуациях.

Авария с потерей теплоносителя (loss of coolant accident - LOCA) в реакторе может привести к повышению температуры материала ОПЭ из-за остаточного тепловыделения. В случае LOCA в реакторе с гелиевым охлаждением, температура ОПЭ может достигнуть > 1000 °C и оставаться на таком высоком уровне несколько недель (рисунок 1.2) [59]. В такой ситуации дополнительная авария с проникновением воздуха в корпус реактора привела бы к образованию летучего оксида нейтронно-активированного вольфрама. Сублимация оксида вольфрама начинается при относительно низкой температуре 550 °C в среде воздуха при атмосферном давлении [60], а при температурах выше 800 °C скорость сублимации резко увеличивается [61].

Проблема испарения оксида вольфрама требует особого внимания в случае DEMO, где предполагается использовать вольфрам как материал первой стенки, а потоки нейтронов будут выше по сравнению с ITER, что приведет к более высоким температурам ОПЭ во время LOCA.

40 60

Время, дни

Рисунок 1.2 - Изменение температуры ОПЭ при аварии с потерей теплоносителя. Представлены кривые для реакторов с разными теплоносителями [59]

Согласно расчетам, сделанным для DEMO, скорость сублимации оксида вольфрама в атмосферу с первой стенки будет достигать несколько сотен кг/ч с поверхности площадью 1000 м2 [62,63]. Ожидаемый мгновенный радиоактивный выброс в окружающую среду составит ~ 4*1017 Бк [64], что сравнимо с суммарным радиоактивным выбросом (без учета выхода инертных газов) 5,2*1017 Бк во время аварии на АЭС Фукусима - 1 [65]. Такое активное испарение материала и радиоактивный выброс при авариях необходимо минимизировать. Поэтому необходимо рассматривать и другие материалы помимо чистого вольфрама.

1.3.2. Концепция SMART сплавов

Для существенного уменьшения или подавления образования оксида вольфрама, была предложена концепция самопассивируемых сплавов металлов с пониженным термоокислением (Self-passivating Metal alloys with Reduced Thermo-oxidation -SMART) [66-71]. В вольфрам добавляют стабильные оксидообразующие легкие элементы, которые имеют низкую активность после нейтронного облучения, хорошую адгезию оксида к сплаву, высокую температуру плавления. Такими легирующими элементами могут стать Cr, Ti, Si, Y [72].

На рисунке 1.3 представлен принцип работы SMART сплава. При обычной работе термоядерного реактора плазма должна распылять первые несколько нанометров поверхности сплава. Легкие легирующие элементы должны распыляться раньше оставляя почти чистую поверхность вольфрама, обращенной к плазме. При повышенных температурах (в ситуациях LOCA) легирующие элементы из объема SMART сплава обогащают поверхность и в присутствии кислорода создают пассивирующий слой на поверхности, защищая вольфрам от дальнейшего окисления и сублимации [72-74].

Рисунок 1.3 - Схема работы SMART сплава при обычных плазменных

нагрузках и в случае аварии

1.3.3. Тонкие пленки SMART сплавов

Первые исследования SMART сплавов были проведены с тонкопленочными образцами [66]. Тонкие пленки сплава получали с помощью магнетронного напыления на подложку. Толщина таких пленок составляла 1 - 5 мкм. С увеличением содержания Si в бинарных пленках (1,7; 3,0; 13; 18 %) скорость окисления уменьшалась по сравнению с чистым вольфрамом. Несмотря на положительный результат, стабильность эффекта не была длительной. Уже после 4 часов окисления концентрация Si, создающая защитный слой SiO2, была исчерпана. Затем вольфрам стал окисляться и оксид вольфрама распространялся по поверхности [66,67].

Последующие исследования проводились с трехкомпонентными пленками. Трехкомпонентный сплав при окислении должен создавать ряд различных оксидов в качестве защитной системы. В зависимости от термодинамики процесса окисления и диффузионных свойств составляющих элементов, формируется последовательность различных оксидных слоев, что должно улучшить защитные свойства. В качестве нового легирующего элемента в систему W-Si был добавлен Cr. Уже первые результаты для пленки WSi10Cr10 показали заметное снижение скорости окисления,

что уменьшилось почти на порядок по сравнению с бинарной системой W-Si при схожих условиях [66]. Однако дальнейшие исследования выявили появление стабильных силицидов вольфрама (WSi2 и W5Si3), которые повышают хрупкость сплава [68], что ограничивает практическое применение Si-содержащих сплавов. В новых разрабатываемых сплавах Si был исключен.

Из-за активного взаимодействия с кислородом и образования стабильных оксидов, Ti был выбран как перспективный легирующий элемент для SMART сплавов. Система W-Cr-Ti уменьшает образование твердых растворов Cr с W, поскольку оба элемента имеют ОЦК решетку. Добавка Ti еще больше снижает нежелательное окисление вольфрама.

Дальнейшие исследования привели к внедрению активных элементов в перспективные сплавы [62,69,72]. Активные элементы могут резко изменить поведение окисления. Одним из таких активных элементов является иттрий [75]. Иттрий значительно влияет на образование оксидной пленки:

- формирует «штифты» на границе раздела сплава и оксидной пленки [76], что усиливает прилипание оксидной пленки к сплаву;

- сегрегирует по границам зерен [77,78], изменяет диффузию так, что оксидный слой растет с поверхности металла предотвращая образование пор;

- благодаря своей активности связывает примеси (S, C, P), препятствуя их попаданию в оксидную пленку.

Иттрий уменьшает толщину защитного оксидного слоя [78]; способен ограничивать рост размера зерна W (Y нерастворим в W) [77] и замедлить скорость роста оксидной пленки [75]. Присутствие иттрия уменьшает остаточное напряжение, улучшает адгезионные свойства оксидных пленок [76,78].

Тонкопленочный сплав W-Cr-Y, с оптимально подобранной концентрацией легирующих элементов 11,6% Cr и 0,6% Y [62], был получен магнетронным напылением. Скорость окисления резко уменьшилась для системы W-Cr-Y по

сравнению c W, W-Cr, W-Cr-Ti при одинаковых условиях окисления: при выдержке в течение 15 минут в среде 80% Ar и 20% O2 при температуре 1273 К и давлении 1 бар (рисунок 1.4). Окисление пленки W-Cr-Y продемонстрировало наименьшую скорость окисления с параболической зависимостью от времени, тогда как кривая W-Cr-Ti стала отклоняться от параболического закона после ~ 600 с окисления, а W-Cr - через 300 с. Резкое уменьшение прироста массы при окислении чистого вольфрама после ~200 с связано с расслоением оксида вольфрама [70].

0,20

1 0,15

s

»N

1 0-10

S н

| 0,05 а а С

0,00

0 200 400 600 800

Время окисления, с

Рисунок 1.4 - Зависимость прироста массы от времени окисления для чистого вольфрама и пленок сплавов на основе вольфрама: (1) W, (2) W-10.3Cr, (3^-10.70--1.Ш, (4^-П.60--0^

На рисунке 1.5 показаны FIB сечения окисленных пленок W-10.3Cr, W-10.7Cr-1.1Ti, W-11.6Cr-0.6Y. В случае бинарной системы W-Cr, наблюдается окисление на глубине, а также большое количество пор. При добавлении второго легирующего элемента ситуация значительно улучшается. Для системы W-Cr-Ti окисление на глубине почти полностью подавляется, количество пор уменьшается, но cмешанный оксидный слой между сплавом и защитным слоем все еще присутствует.

Все это приводит к улучшению стойкости к окислению, но к нарушению режима (параболическая зависимость) окисления. В случае новой системы W-Cr-Y, разница в морфологии поверхности была существенной. Не было обнаружено окислений на глубине, смешанных оксидов и пор. Защитный слой Cr2O3 был значительно тоньше и плотнее.

Рисунок 1.5 - FIB сечения тонких пленок, окисленных в течение 15 минут в среде 80 % Ar+ 20 % O2 при температуре 1273 К: (а^-10.30-, (б) W-10.7Cr-1.1Ti, (в) W-11.6Cr-0.6Y

Для использования таких SMART сплавов в условиях работы термоядерной электростанции, требуются массивные сплавы толщиной 4-6 мм (толщина первой стенки). Тонкая пленка быстро окисляется, а на сопротивляемость к окислению требуется несколько недель.

1.3.4. Массивные SMART сплавы

Изготовление массивных образцов начинается с механического легирования порошковой смеси с составом 88 масс. %W / 11,4масс. % Cr / 0,6 масс. % Y. Порошки перемешивались в атмосфере Аг в планетарной шаровой установке (мельнице) с использованием размольных стаканов и шаров из WC. Параметры механического легирования были оптимизированы для получения гомогенно-легированного порошка при минимальном времени помола (60 ч), чтобы минимизировать попадание

примесей из шаров и стаканов. После механического легирования порошок уплотнялся методом искрового плазменного спекания [79]. Были получены образцы с мелкой нанозернистой структурой с размерами зерен 100 - 200 нм и однородным распределением 15 - 30 нм частиц оксида иттрия по границам зерен W-Cr (рисунок 1.6).

Рисунок 1.6 - Микроструктура сечения сплава W-11.6Cr-0.6Y полученного методом искрового плазменного спекания [70]

На рисунке 1.7 представлены результаты изменения массы чистого W, SMART сплава, и чистого оксида хрома. Было измерено, что скорость окисления SMART сплава в 104 раза меньше, чем у чистого вольфрама во время непрерывного окисления при 1273 К c подачей влажного воздуха (70%) в течение 10 дней [80]. Сублимация приводит к уменьшению массы за счет выброса сублимированного материала. По причине сложности измерения скорости сублимации Cr в составе SMART сплава, была отдельно измерена сублимация оксида хрома (оранжевая штриховая линия). Было показано уменьшение сублимации вольфрама почти в 40 раз для SMART сплава [81,82].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Арутюнян Зорий Робертович, 2022 год

Список литературы

1. Harutyunyan Z. et al. Tungsten fuzz annealing effect on deuterium retention in polycrystalline tungsten // J. Nucl. Mater. 2022. Vol. 567. P. 153811.

2. Harutyunyan Z. et al. Analysis of trapping sites for deuterium in W-Cr-Y SMART alloy // Vacuum. 2022. Vol. 199. P. 110956.

3. Ogorodnikova O.V. et al. Effect of the presence of helium in tungsten on deuterium retention // J. Nucl. Mater. 2021. Vol. 548. P. 152873.

4. Harutyunyan Z. et al. Deuterium trapping in the subsurface layer of tungsten pre-irradiated with helium ions // J. Nucl. Mater. 2021. Vol. 548. P. 152848.

5. Арутюнян З.Р. et al. Захват дейтерия в наноструктурированном поверхностном слое вольфрама, образованном при высокотемпературном облучении гелиевой плазмой // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2020. № 12. P. 21-27.

6. Арутюнян З.Р. et al. Удержание дейтерия в поверхностном слое вольфрама, предварительно облученном ионами гелия // Известия Российской академии наук. Серия физическая. 2020. Vol. 84, № 6. P. 882-886.

7. Gasparyan Y. et al. Helium retention in tungsten under plasma and ion beam irradiation and its impact on surface morphology // Phys. Scr. 2020. T171. P. 014017.

8. Ryabtsev S. et al. Helium retention in tungsten irradiated with He+ ion beam at elevated temperatures // Nucl. Instruments Methods Phys. Res. Sect. B Beam Interact. with Mater. Atoms. 2019. Vol. 460. P. 108-113.

9. Ryabtsev S.A. et al. Influence of the Initial Defect Structure on Helium Trapping in Tungsten under Ion Implantation // Phys. At. Nucl. 2018. Vol. 81, № 11. P. 15411546.

10. Roth J. et al. Recent analysis of key plasma wall interactions issues for ITER // J. Nucl. Mater. 2009. Vol. 390-391, № 1. P. 1-9.

11. De Temmerman G., Hirai T., Pitts R.A. The influence of plasma-surface interaction on the performance of tungsten at the ITER divertor vertical targets // Plasma Phys. Control. Fusion. 2018. Vol. 60, № 4. P. 044018.

12. Ueda Y. et al. Baseline high heat flux and plasma facing materials for fusion // Nucl. Fusion. 2017. Vol. 57, № 9. P. 092006.

13. W. Eckstein. Penetration (Range) // IPP Report 17/20. 2010. 65 p.

14. Federici G. et al. Key ITER plasma edge and plasma-material interaction issues // J. Nucl. Mater. 2003. Vol. 313-316. P. 11-22.

15. Loarte A. et al. Chapter 4: Power and particle control // Nucl. Fusion. 2007. Vol. 47, № 6. P. S203-S263.

16. UEDA Y. Status of Plasma Facing Material Studies and Issues toward DEMO // Plasma Fusion Res. 2010. Vol. 5. P. S1009-S1009.

17. Pintsuk G. Tungsten as a Plasma-Facing Material // Comprehensive Nuclear Materials. 2012. Vol. 4. P. 551-581.

18. Barabash V. et al. Armour Materials for the ITER Plasma Facing Components // Phys. Scr. 1999. T81, № 1. P. 74.

19. Duffy D.M. Modeling plasma facing materials for fusion power // Mater. Today. 2009. Vol. 12, № 11. P. 38-44.

20. Roth J. Review and Status of Physical Sputtering and Chemical Erosion of Plasma Facing Materials. 2005. P. 203-224.

21. Philipps V. et al. Chemical erosion behaviour of carbon materials in fusion devices // J. Nucl. Mater. 2003. Vol. 313-316. P. 354-359.

22. Roth J. et al. Flux dependence of carbon chemical erosion by deuterium ions // Nucl. Fusion. 2004. Vol. 44, № 11. P. L21-L25.

23. Jacob W. Redeposition of hydrocarbon layers in fusion devices // J. Nucl. Mater. 2005. Vol. 337-339. P. 839-846.

24. Matthews G.F. Material migration in divertor tokamaks // J. Nucl. Mater. 2005. Vol.

337-339. P. 1-9.

25. Wienhold P. et al. Short and long range transport of materials eroded from wall components in fusion devices // J. Nucl. Mater. 2003. Vol. 313-316. P. 311-320.

26. Pitts R.A. et al. Physics basis and design of the ITER plasma-facing components // J. Nucl. Mater. Elsevier B.V., 2011. Vol. 415. P. S957-S964.

27. Brezinsek S. Plasma-surface interaction in the Be/W environment: Conclusions drawn from the JET-ILW for ITER // J. Nucl. Mater. 2015. Vol. 463. P. 11-21.

28. Conn R.W., Doerner R.P., Won J. Beryllium as the plasma-facing material in fusion energy systems—experiments, evaluation, and comparison with alternative materials // Fusion Eng. Des. 1997. Vol. 37, № 4. P. 481-513.

29. De Temmerman G. et al. An empirical scaling for deuterium retention in co-deposited beryllium layers // Nucl. Fusion. 2008. Vol. 48, № 7. P. 075008.

30. Wilson K.L. et al. Beryllium—a better tokamak plasma-facing material? // J. Vac. Sci. Technol. A Vacuum, Surfaces, Film. 1990. Vol. 8, № 3. P. 1750-1759.

31. Nygren R.E., Smith M.F. Beryllium, an alternative material for plasma-facing components // Fusion Technol. 1991. Vol. 19, № 4. P. 2092-2097.

32. Winter J. Wall conditioning in fusion devices and its influence on plasma performance // Plasma Phys. Control. Fusion. 1996. Vol. 38, № 9. P. 1503-1542.

33. Tomastik C., Werner W., Stori H. Oxidation of beryllium - A scanning Auger investigation // Nucl. Fusion. 2005. Vol. 45, № 9. P. 1061-1065.

34. Rogerson J.E., Davis J., Jacobs V.L. Oxygen impurity radiation from Tokamak-like plasmas // J. Quant. Spectrosc. Radiat. Transf. 1977. Vol. 17, № 3. P. 343-349.

35. Morozov D.K., Baronova E.O., Senichenkov I.Y. Impurity radiation from a tokamak plasma // Plasma Phys. Reports. 2007. Vol. 33, № 11. P. 906-922.

36. Mayer M. et al. Codeposition of hydrogen with beryllium, carbon and tungsten // J. Nucl. Mater. 1996. Vol. 230, № 1. P. 67-73.

37. Gilbert M.R., Sublet J.-C., Forrest R.A. Handbook of activation, transmutation, and

radiation damage properties of the elements simulated using FISPACT-II & TENDL-2014; Magnetic Fusion Plants. 2015. P. 1-696.

38. Gilbert M.R. et al. An integrated model for materials in a fusion power plant: transmutation, gas production, and helium embrittlement under neutron irradiation // Nucl. Fusion. 2012. Vol. 52, № 8. P. 083019.

39. Kesternich W., Ullmaier H. Mechanical properties and microstructure of helium-implanted beryllium // J. Nucl. Mater. 2003. Vol. 312, № 2-3. P. 212-223.

40. Philipps V. Tungsten as material for plasma-facing components in fusion devices // J. Nucl. Mater. 2011. Vol. 415, № 1. P. S2-S9.

41. Pitts R.A. et al. Physics basis for the first ITER tungsten divertor // Nucl. Mater. Energy. 2019. Vol. 20. P. 100696.

42. Bachmann C. et al. Issues and strategies for DEMO in-vessel component integration // Fusion Eng. Des. 2016. Vol. 112. P. 527-534.

43. Tanabe T. Review of hydrogen retention in tungsten // Phys. Scr. 2014. T159. P. 014044.

44. Lassner E., Schubert W.-D. Tungsten // Chasqui. 1999. Vol. 18, № 2. 100 p.

45. Neu R. et al. Overview on plasma operation with a full tungsten wall in ASDEX Upgrade // J. Nucl. Mater. 2013. Vol. 438. P. 34-41.

46. Janeschitz G. Plasma-wall interaction issues in ITER // J. Nucl. Mater. 2001. Vol. 290293. P. 1-11.

47. Bolt H. et al. Plasma facing and high heat flux materials - needs for ITER and beyond // J. Nucl. Mater. 2002. Vol. 307-311. P. 43-52.

48. Linsmeier C. et al. Development of advanced high heat flux and plasma-facing materials // Nucl. Fusion. 2017. Vol. 57. P. 092007.

49. Carpentier-Chouchana S. et al. Status of the ITER full-tungsten divertor shaping and heat load distribution analysis // Phys. Scr. 2014. Vol. T159.

50. Pitts R.A. et al. A full tungsten divertor for ITER: Physics issues and design status //

J. Nucl. Mater. 2013. Vol. 438. P. S48-S56.

51. You J. -H. A review on two previous divertor target concepts for DEMO: mutual impact between structural design requirements and materials performance // Nucl. Fusion. 2015. Vol. 55. P. 113026.

52. Stork D. et al. Developing structural, high-heat flux and plasma facing materials for a near-term DEMO fusion power plant: The EU assessment // J. Nucl. Mater. 2014. Vol. 455, № 1-3. P. 277-291.

53. Putterich T. et al. Calculation and experimental test of the cooling factor of tungsten // Nucl. Fusion. 2010. Vol. 50. P. 025012.

54. Morgan T.W. et al. ITER monoblock performance under lifetime loading conditions in Magnum-PSI // Phys. Scr. 2020. T171. P. 014065.

55. Klimov N. et al. Experimental study of PFCs erosion and eroded material deposition under ITER-like transient loads at the plasma gun facility QSPA-T // J. Nucl. Mater. 2011. Vol. 415. P. S59-S64.

56. Zammuto I. et al. Cracks avoidance with a modified solid tungsten divertor in ASDEX Upgrade // Fusion Eng. Des. 2018. Vol. 136. P. 1052-1057.

57. Taylor N., Cortes P. Lessons learnt from ITER safety & licensing for DEMO and future nuclear fusion facilities // Fusion Eng. Des. 2014. Vol. 89, № 9-10. P. 1995-2000.

58. Taylor N. et al. Resolving safety issues for a demonstration fusion power plant // Fusion Eng. Des. 2017. Vol. 124. P. 1177-1180.

59. Maisonnier D. et al. The European power plant conceptual study // Fusion Eng. Des. 2005. Vol. 75-79. P. 1173-1179.

60. Gillet M., Delamare R., Gillet E. Growth of epitaxial tungsten oxide nanorods // J. Cryst. Growth. 2005. Vol. 279, № 1-2. P. 93-99.

61. Smolik G.R. et al. Oxidation and volatilization from tungsten brush high heat flux armor during steam exposure // Fusion Eng. Des. 2001. Vol. 54, № 3-4. P. 583-591.

62. Wegener T. et al. Development of yttrium-containing self-passivating tungsten alloys

for future fusion power plants // Nucl. Mater. Energy. 2016. Vol. 9. P. 394-398.

63. Wegener T. et al. Development and analyses of self-passivating tungsten alloys for DEMO accidental conditions // Fusion Eng. Des. 2017. Vol. 124. P. 183-186.

64. Litnovsky A. et al. Smart first wall materials for intrinsic safety of a fusion power plant // Fusion Eng. Des. 2018. Vol. 136. P. 878-882.

65. Steinhauser G., Brandl A., Johnson T.E. Comparison of the Chernobyl and Fukushima nuclear accidents: A review of the environmental impacts // Sci. Total Environ. Elsevier B.V., 2014. Vol. 470-471. P. 800-817.

66. Koch F., Bolt H. Self passivating W-based alloys as plasma facing material for nuclear fusion // Phys. Scr. 2007. T128. P. 100-105.

67. Koch F., Köppl S., Bolt H. Self passivating W-based alloys as plasma-facing material // J. Nucl. Mater. 2009. Vol. 386-388. P. 572-574.

68. Koch F. et al. Oxidation behaviour of silicon-free tungsten alloys for use as the first wall material // Phys. Scr. 2011. T145. P. 014019.

69. Litnovsky A. et al. Advanced smart tungsten alloys for a future fusion power plant // Plasma Phys. Control. Fusion. 2017. Vol. 59, № 6. P. 064003.

70. Litnovsky A. et al. New oxidation-resistant tungsten alloys for use in the nuclear fusion reactors // Phys. Scr. 2017. T170. P. 014012.

71. García-Rosales C. et al. Oxidation behaviour of bulk W-Cr-Ti alloys prepared by mechanical alloying and HIPing // Fusion Eng. Des. 2014. Vol. 89, № 7-8. P. 1611-1616.

72. Litnovsky A. et al. Smart tungsten alloys as a material for the first wall of a future fusion power plant // Nucl. Fusion. 2017. Vol. 57. P. 066020.

73. Litnovsky A. et al. Smart alloys for a future fusion power plant: First studies under stationary plasma load and in accidental conditions // Nucl. Mater. Energy. 2017. Vol. 12. P. 1363-1367.

74. Litnovsky A. et al. Smart Tungsten-based Alloys for a First Wall of DEMO // Fusion

Eng. Des. 2020. Vol. 159. P. 111742.

75. Lang E. The Role of Active Elements in the Oxidation Behaviour of High Temperature Metals and Alloys / ed. Lang E. Dordrecht: Springer Netherlands, 1989. 374 p.

76. Mevrel R. Cyclic Oxidation of High-Temperature Alloys. // Mater. Sci. Technol. 1986. Vol. 3, № 7. P. 531-535.

77. Stroosnijder M.F. et al. The influence of yttrium ion implantation on the oxidation behaviour of powder metallurgically produced chromium // Surf. Coatings Technol. 1996. Vol. 83, № 1-3. P. 205-211.

78. Przybylski K., Garratt-Reed A.J., Yurek G.J. Grain Boundary Segregation of Yttrium in Chromia Scales // J. Electrochem. Soc. 1988. Vol. 135, № 2. P. 509-517.

79. Guillon O. et al. Field-assisted sintering technology/spark plasma sintering: Mechanisms, materials, and technology developments // Adv. Eng. Mater. 2014. Vol. 16, № 7. P. 830-849.

80. Litnovsky A. et al. Advanced Self-Passivating Alloys for an Application under Extreme Conditions // Metals (Basel). 2021. Vol. 11. P. 1255.

81. Klein F. et al. Sublimation of advanced tungsten alloys under DEMO relevant accidental conditions // Fusion Eng. Des. 2019. Vol. 146. P. 1198-1202.

82. Klein F. et al. On Oxidation Resistance Mechanisms at 1273 K of Tungsten-Based Alloys Containing Chromium and Yttria // Metals (Basel). 2018. Vol. 8. P. 488.

83. Litnovsky A. et al. Fusion—Reactor Materials // Encyclopedia of Nuclear Energy. 2021. P. 594-619.

84. Schmitz J. et al. WCrY smart alloys as advanced plasma-facing materials - Exposure to steady-state pure deuterium plasmas in PSI-2 // Nucl. Mater. Energy. 2018. Vol. 15. P. 220-225.

85. Schmitz J. et al. On the plasma suitability of WCrY smart alloys—the effect of mixed D+Ar/He plasmas // Phys. Scr. 2020. T171. P. 014002.

86. Schmitz J. et al. Preferential sputtering induced Cr-Diffusion during plasma exposure

of WCrY smart alloys // J. Nucl. Mater. 2019. Vol. 526. P. 151767.

87. Koslowski H.R., Schmitz J., Linsmeier C. Segregation and preferential sputtering of Cr in WCrY smart alloy // Nucl. Mater. Energy. 2020. Vol. 22. P. 100736.

88. Koslowski H.R., Schmitz J., Linsmeier C. Temporally resolved LEIS measurements of Cr segregation after preferential sputtering of WCrY alloy // Nucl. Instruments Methods Phys. Res. Sect. B Beam Interact. with Mater. Atoms. 2020. Vol. 479. P. 4246.

89. Roth J., Schmid K. Hydrogen in tungsten as plasma-facing material // Phys. Scr. T. 2011. T145.P. 014031.

90. FRAUENFELDER R. Solution and Diffusion of Hydrogen in Tungsten // J Vac. Sci. Technol. 1969. Vol. 6, № 3. P. 388-397.

91. Johnson D.F., Carter E.A. Hydrogen in tungsten: Absorption, diffusion, vacancy trapping, and decohesion // J. Mater. Res. 2010. Vol. 25, № 2. P. 315-327.

92. Fernandez N., Ferro Y., Kato D. Hydrogen diffusion and vacancies formation in tungsten: Density Functional Theory calculations and statistical models // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2015. Vol. 94. P. 307-318.

93. Heinola K., Ahlgren T. Diffusion of hydrogen in bcc tungsten studied with first principle calculations // J. Appl. Phys. 2010. Vol. 107, № 11. P. 113531.

94. Benamati G., Serra E., Wu C.. Hydrogen and deuterium transport and inventory parameters through W and W-alloys for fusion reactor applications // J. Nucl. Mater. 2000. Vol. 283-287. P. 1033-1037.

95. Serra E., Benamati G., Ogorodnikova O. V. Hydrogen isotopes transport parameters in fusion reactor materials // J. Nucl. Mater. 1998. Vol. 255, № 2-3. P. 105-115.

96. Franzen P. et al. Hydrogen trapping in and release from tungsten: Modeling and comparison with graphite with regard to its use as fusion reactor material // J. Nucl. Mater. 1997. Vol. 241-243. P. 1082-1086.

97. Anderl R.A. et al. Deuterium Transport and Trapping in Polycrystalline Tungsten //

Fusion Technol. 1992. Vol. 21. P. 745-752.

98. García-Rosales C. et al. Re-emission and thermal desorption of deuterium from plasma sprayed tungsten coatings for application in ASDEX-upgrade // J. Nucl. Mater. 1996. Vol. 233-237. P. 803-808.

99. Venhaus T. et al. Behavior of tungsten exposed to high fluences of low energy hydrogen isotopes // J. Nucl. Mater. 2001. Vol. 290-293. P. 505-508.

100. Causey R. et al. Tritium retention in tungsten exposed to intense fluxes of 100 eV tritons // J. Nucl. Mater. 1999. Vol. 266. P. 467-471.

101. Venhaus T.J., Causey R.A. Analysis of thermal desorption spectra to understand the migration of hydrogen in tungsten // Fusion Technol. 2001. Vol. 39, № 2. P. 868-873.

102. Ogorodnikova O.V. Recombination coefficient of hydrogen on tungsten surface // J. Nucl. Mater. 2019. Vol. 522. P. 74-79.

103. Pick M.A., Sonnenberg K. A model for atomic hydrogen-metal interactions -application to recycling, recombination and permeation // J. Nucl. Mater. 1985. Vol. 131, № 2-3. P. 208-220.

104. Ogorodnikova O.V., Roth J., Mayer M. Deuterium retention in tungsten in dependence of the surface conditions // J. Nucl. Mater. 2003. Vol. 313-316. P. 469-477.

105. Poon M., Haasz A.A., Davis J.W. Modelling deuterium release during thermal desorption of D+-irradiated tungsten // J. Nucl. Mater. 2008. Vol. 374, № 3. P. 390402.

106. Eleveld H., van Veen A. Deuterium interaction with impurities in tungsten studied with TDS // J. Nucl. Mater. 1992. Vol. 191-194. P. 433-438.

107. Fransens J.R., Abd El Keriem M.S., Pleiter F. Hydrogen-vacancy interaction in tungsten // J. Phys. Condens. Matter. 1991. Vol. 3, № 49. P. 9871-9886.

108. Zibrov M. et al. Experimental determination of the deuterium binding energy with vacancies in tungsten // J. Nucl. Mater. 2016. Vol. 477. P. 292-297.

109. Van Veen A. et al. Hydrogen exchange with voids in tungsten observed with TDS and

PA // J. Nucl. Mater. 1988. Vol. 155-157. P. 1113-1117.

110. Ryabtsev S. et al. Deuterium thermal desorption from vacancy clusters in tungsten // Nucl. Instruments Methods Phys. Res. Sect. B Beam Interact. with Mater. Atoms. Elsevier B.V., 2016. Vol. 382. P. 101-104.

111. Hodille E.A. et al. Simulations of atomic deuterium exposure in self-damaged tungsten // Nucl. Fusion. 2017. Vol. 57. P. 056002.

112. Gasparyan Y. et al. Deuterium ion-driven permeation and bulk retention in tungsten // J. Nucl. Mater. 2011. Vol. 417, № 1-3. P. 540-544.

113. Gasparyan Y.M. et al. Thermal desorption from self-damaged tungsten exposed to deuterium atoms // J. Nucl. Mater. 2015. Vol. 463. P. 1013-1016.

114. Terentyev D. et al. Dislocations mediate hydrogen retention in tungsten // Nucl. Fusion. 2014. Vol. 54, № 4. P. 042004.

115. You Y.W. et al. Dissolving, trapping and detrapping mechanisms of hydrogen in bcc and fcc transition metals // AIP Adv. 2013. Vol. 3, № 1. P. 012118.

116. Heinola K. et al. Hydrogen interaction with point defects in tungsten // Phys. Rev. B -Condens. Matter Mater. Phys. 2010. Vol. 82, № 9. P. 1-5.

117. Heinola K., Ahlgren T. Hydrogen retention to impurities in tungsten: A multi-scale study // J. Nucl. Mater. 2013. Vol. 438. P. S1001-S1004.

118. Haasz A.. et al. Deuterium retention in tungsten for fusion use // J. Nucl. Mater. 1998. Vol. 258-263. P. 889-895.

119. Alimov V.K., Roth J. Hydrogen isotope retention in plasma-facing materials: Review of recent experimental results // Phys. Scr. T. 2007. T128. P. 6-13.

120. Tian Z., Davis J.W., Haasz A.A. Deuterium retention in tungsten at fluences of up to 1026 D+/m2 using D+ ion beams // J. Nucl. Mater. 2010. Vol. 399, № 1. P. 101-107.

121. Ogorodnikova O. V., Roth J., Mayer M. Pre-implantation and pre-annealing effects on deuterium retention in tungsten // J. Nucl. Mater. 2008. Vol. 373, № 1-3. P. 254-258.

122. Golubeva A. V. et al. Deuterium retention in rhenium-doped tungsten // J. Nucl. Mater.

2007. Vol. 363-365, № 1-3. P. 893-897.

123. Wampler W.R., Doerner R.P. The influence of displacement damage on deuterium retention in tungsten exposed to plasma // Nucl. Fusion. 2009. Vol. 49, № 11. P. 115023.

124. Sharpe J.P. et al. Retention behavior in tungsten and molybdenum exposed to high fluences of deuterium ions in TPE // J. Nucl. Mater. 2009. Vol. 390-391, № 1. P. 709-712.

125. Alimov V.K. et al. Temperature dependence of surface topography and deuterium retention in tungsten exposed to low-energy, high-flux D plasma // J. Nucl. Mater. 2011. Vol. 417, № 1-3. P. 572-575.

126. Doerner R.P. et al. Retention in tungsten resulting from extremely high fluence plasma exposure // Nucl. Mater. Energy. 2016. Vol. 9. P. 89-92.

127. Lipschultz B. et al. An Assessment of the Current Data Affecting Tritium Retention and its Use to Project Towards T Retention in ITER. 2010. P. 1-60.

128. 'T Hoen M.H.J. et al. Surface morphology and deuterium retention of tungsten after low- and high-flux deuterium plasma exposure // Nucl. Fusion. 2014. Vol. 54, № 8. P. 083014.

129. Trinkaus H., Wolfer W.G. Conditions for dislocation loop punching by helium bubbles // J. Nucl. Mater. 1984. Vol. 122, № 1-3. P. 552-557.

130. Ullmaier H. The influence of helium on the bulk properties of fusion reactor structural materials // Nucl. Fusion. 1984. Vol. 24, № 8. P. 1039-1083.

131. Abd El Keriem M.S., Van Der Werf D.P., Pleiter F. Helium-vacancy interaction in tungsten // Phys. Rev. B. 1993. Vol. 47, № 22. P. 14771-14777.

132. Juslin N., Wirth B.D. Interatomic potentials for simulation of He bubble formation in W // J. Nucl. Mater. 2013. Vol. 432, № 1-3. P. 61-66.

133. Erents K., Carter G. Trapping and thermal re-emission of helium from poly crystalline tungsten // Vacuum. 1966. Vol. 16, № 10. P. 523-527.

134. Kornelsen E. V. Entrapment of helium ions at (100) and (110) tungsten surfaces // Can. J. Phys. 1970. Vol. 48, № 23. P. 2812-2823.

135. Iwakiri H. et al. Microstructure evolution in tungsten during low-energy helium ion irradiation // J. Nucl. Mater. 2000. Vol. 283-287. P. 1134-1138.

136. Henriksson K.O.E., Nordlund K., Keinonen J. Molecular dynamics simulations of helium cluster formation in tungsten // Nucl. Instruments Methods Phys. Res. Sect. B Beam Interact. with Mater. Atoms. 2006. Vol. 244, № 2. P. 377-391.

137. Lee H.T. et al. Hydrogen and helium trapping in tungsten under single and sequential irradiations // J. Nucl. Mater. 2007. Vol. 360, № 2. P. 196-207.

138. Kajita S. et al. Formation process of tungsten nanostructure by the exposure to helium plasma under fusion relevant plasma conditions // Nucl. Fusion. 2009. Vol. 49, № 9. P. 095005.

139. TAKAMURA S. et al. Formation of Nanostructured Tungsten with Arborescent Shape due to Helium Plasma Irradiation // Plasma Fusion Res. 2006. Vol. 1. P. 051-051.

140. Baldwin M.J., Doerner R.P. Formation of helium induced nanostructure "fuzz" on various tungsten grades // J. Nucl. Mater. 2010. Vol. 404, № 3. P. 165-173.

141. Kajita S. et al. TEM observation of the growth process of helium nanobubbles on tungsten: Nanostructure formation mechanism // J. Nucl. Mater. 2011. Vol. 418, № 1-3. P. 152-158.

142. Valles G. et al. Temperature dependence of underdense nanostructure formation in tungsten under helium irradiation // J. Nucl. Mater. 2017. Vol. 490. P. 108-114.

143. Perez D. et al. The mobility of small vacancy/helium complexes in tungsten and its impact on retention in fusion-relevant conditions // Sci. Rep. 2017. Vol. 7, № 1. P. 1-9.

144. Baldwin M.J. et al. Effect of He on D retention in W exposed to low-energy, high-fluence (D, He, Ar) mixture plasmas // Nucl. Fusion. 2011. Vol. 51. P. 103021.

145. Lee H.T. et al. Hydrogen and helium trapping in tungsten under simultaneous

irradiations // J. Nucl. Mater. 2007. Vol. 363-365, № 1-3. P. 898-903.

146. Ogorodnikova O. V. et al. Deuterium retention in tungsten exposed to low-energy pure and helium-seeded deuterium plasmas // J. Appl. Phys. 2011. Vol. 109, № 1. P. 013309.

147. Alimov V.K. et al. Surface morphology and deuterium retention in tungsten exposed to low-energy, high flux pure and helium-seeded deuterium plasmas // Phys. Scr. 2009. T138. P. 014048.

148. Miyamoto M. et al. Microscopic damage of tungsten exposed to deuterium-helium mixture plasma in PISCES and its impacts on retention property // J. Nucl. Mater. 2011. Vol. 415. P. S657-S660.

149. Ueda Y. et al. Effects of helium ions on hydrogen isotope behavior in tungsten // Fusion Sci. Technol. 2009. Vol. 56. P. 85-90.

150. Miyamoto M. et al. Observations of suppressed retention and blistering for tungsten exposed to deuterium-helium mixture plasmas // Nucl. Fusion. 2009. Vol. 49, № 6. P. 065035.

151. Rusinov A.A. et al. A setup for thermodesorption measurements // Instruments Exp. Tech. 2009. Vol. 52, № 6. P. 871-876.

152. Shustin E.G. et al. Beam plasma discharge at low magnetic field as plasma source for plasma processing reactor // Vacuum. 2009. Vol. 83, № 11. P. 1350-1354.

153. Isaev N. V. et al. A plasmochemical reactor based on a beam-plasma discharge // Instruments Exp. Tech. 2014. Vol. 57, № 1. P. 82-85.

154. Davies S., Rees J.A., Seymour D.L. Threshold ionisation mass spectrometry (TIMS); A complementary quantitative technique to conventional mass resolved mass spectrometry // Vacuum. 2014. Vol. 101. P. 416-422.

155. Morton D.C., Wu Q., Drake G.W.F. Energy levels for the stable isotopes of atomic helium( 4 He I and 3 He I) // Can. J. Phys. 2006. Vol. 84, № 2. P. 83-105.

156. Linstrom Peter. NIST Chemistry WebBook,NIST Standard Reference Database 69 [Electronic resource] // National Institute of Standards and Technology. 1997. URL:

https://webbook.nist.gov/.

157. Eckstein Wolfgang. Reflection. 2009. 169 p.

158. Manhard A., Balden M., Elgeti S. Quantitative Microstructure and Defect Density Analysis of Polycrystalline Tungsten Reference Samples after Different Heat Treatments // Pract. Metallogr. 2015. Vol. 52, № 8. P. 437-466.

159. Guseva M.I., Martynenko Y.V. Radiation blistering // Uspekhi Fiz. Nauk. 1981. Vol. 135, № 12. P. 671.

160. Zelenskij V.F. et al. Thermal desorption of helium from polycrystalline Ni irradiated to fluences ranging from 1 x 1017 to 1 x 1018 He/cm2 // J. Nucl. Mater. 1987. Vol. 151, № 1. P. 22-33.

161. Yamauchi T., Yamanaka S., Miyake M. Thermal release behavior of helium implanted into copper at high fluences // J. Nucl. Mater. 1990. Vol. 174, № 1. P. 53-59.

162. Kornelsen E.V., Van Gorkum A.A. A study of bubble nucleation in tungsten using thermal desorption spectrometry: Clusters of 2 to 100 helium atoms // J. Nucl. Mater. 1980. Vol. 92, № 1. P. 79-88.

163. Gasparyan Y., Efimov V., Bystrov K. Helium concentration measurement in tungsten fuzz-like nanostructures by means of thermal desorption spectroscopy // Nucl. Fusion. 2016. Vol. 56. P. 054002.

164. Fu Z. et al. Thermal desorption and surface modification of He+ implanted into tungsten // J. Nucl. Mater. 2004. Vol. 329-333. P. 692-696.

165. GUSEVA M.I., MARTYNENKO Y.V. Blistering. 1986. P. 621-670.

166. Behrisch R., Scherzer B.M.U. He wall bombardment and wall erosion in fusion devices // Radiat. Eff. 1983. Vol. 78, № 1-4. P. 393-403.

167. Baldwin M.J., Doerner R.P. Helium induced nanoscopic morphology on tungsten under fusion relevant plasma conditions // Nucl. Fusion. 2008. Vol. 48, № 3. P. 035001.

168. Meyer F.W. et al. Flux threshold measurements of He-ion beam induced nanofuzz

formation on hot tungsten surfaces // Phys. Scr. 2016. Vol. 2016. T167. P. 14019.

169. Ogorodnikova O.V. et al. Deuterium and helium retention in W with and without He-induced W 'fuzz' exposed to pulsed high-temperature deuterium plasma // J. Nucl. Mater. 2019. Vol. 515. P. 150-159.

170. Wilson W.D., Bisson C.L., Baskes M.I. Self-trapping of helium in metals // Phys. Rev. B. 1981. Vol. 24, № 10. P. 5616-5624.

171. Roth J. et al. Hydrogen isotope exchange in tungsten: Discussion as removal method for tritium // J. Nucl. Mater. 2013. Vol. 432, № 1-3. P. 341-347.

172. Schmid K., von Toussaint U., Schwarz-Selinger T. Transport of hydrogen in metals with occupancy dependent trap energies // J. Appl. Phys. 2014. Vol. 116, № 13. P. 134901.

173. Behrisch R., Eckstein W. Sputtering by Particle Bombardment // Topics in Applied Physics. Berlin, Heidelberg: Springer Berlin Heidelberg, 2007. Vol. 110. 1-526 p.

174. Zhou Q. et al. Helium and hydrogen interaction in tungsten simultaneously irradiated by He+-H2+ at high temperature // Int. J. Hydrogen Energy. 2020. Vol. 45, № 16. P. 9959-9968.

175. Ueda Y. et al. Simultaneous irradiation effects of hydrogen and helium ions on tungsten // J. Nucl. Mater. 2009. Vol. 386-388. P. 725-728.

176. Baldwin M.J., Doerner R.P. Hydrogen isotope transport across tungsten surfaces exposed to a fusion relevant He ion fluence // Nucl. Fusion. 2017. Vol. 57, № 7. P. 076031.

177. Zibrov M. et al. Isolation of peaks in TDS spectra of deuterium from ion irradiated tungsten // Phys. Procedia. 2015. Vol. 71. P. 83-87.

178. Li Y.H., Zhou H.B., Lu G.H. Towards understanding the strong trapping effects of noble gas elements on hydrogen in tungsten // Int. J. Hydrogen Energy. 2017. Vol. 42, № 10. P. 6902-6917.

179. Wilson W.D. Theory of Small Clusters of Helium in Metals. // Radiat. Eff. 1983. Vol.

78, № 1-4. P. 11-24.

180. Longhurst G.R. TMAP7 User Manual. 2008.

181. Eckstein W. Calculated Sputtering,Reflection and Range Values. 2002.

182. Grigorev P. et al. Modelling deuterium release from tungsten after high flux high temperature deuterium plasma exposure // J. Nucl. Mater. 2016. Vol. 481. P. 181-189.

183. Ogorodnikova O.V. et al. The influence of radiation damage on the plasma-induced deuterium retention in self-implanted tungsten // J. Nucl. Mater. 2011. Vol. 415, № 1. P. S661-S666.

184. Ogorodnikova O. V., Roth J., Mayer M. Ion-driven deuterium retention in tungsten // J. Appl. Phys. 2008. Vol. 103, № 3. P. 034902.

185. Miyamoto M. et al. Systematic investigation of the formation behavior of helium bubbles in tungsten // J. Nucl. Mater. 2015. Vol. 463. P. 333-336.

186. Ziegler J.F., Biersack J.P., Ziegler M.D. SRIM.The stopping and ranges of ions in matter [Electronic resource] // SRIM Co. 2008. URL: http://www.srim.org/.

187. Yajima M. et al. In situ observation of structural change of nanostructured tungsten during annealing // J. Nucl. Mater. 2014. Vol. 449, № 1-3. P. 9-14.

188. Ogorodnikova O.V. et al. Deuterium and helium retention and corresponding modifications of W under heat loads relevant to ITER transient plasma events: Part I. The power load below the tungsten melting temperature // J. Nucl. Mater. 2022. Vol. 558. P. 153328.

189. Doi K. et al. Spectroscopic study of hydrogen reflection at modified tungsten surface // Fusion Eng. Des. 2018. Vol. 136. P. 100-105.

190. Igitkhanov Y., Bazylev B., Landman I. Plasma facing materials lifetime in steady-state demo operation // Fusion Sci. Technol. 2013. Vol. 64, № 2. P. 245-249.

191. Pisarev A., Giniyatullin B. Influence of True Diffusion Coefficient on Hydrogen Diffusion in Tungsten in the Field of Defects // J. Phys. Conf. Ser. 2019. Vol. 1370, № 1. P. 012061.

192. Poon M. et al. Effects of background gas impurities during D+ irradiation on D trapping in single crystal tungsten // J. Nucl. Mater. 2005. Vol. 337-339. P. 629-633.

193. Homer E. Kissinger. Variation of Peak Temperature With Heating Rate in Differential Thermal Analysis // J. Res. Natl. Bur. Stand. (1934). 1956. Vol. 57, № 4. P. 217-221.

194. Kissinger H.E. Reaction Kinetics in Differential Thermal Analysis // Anal. Chem. 1957. Vol. 29, № 11. P. 1702-1706.

195. Klein F. et al. Oxidation resistance of bulk plasma-facing tungsten alloys // Nucl. Mater. Energy. 2018. Vol. 15. P. 226-231.

196. Maier H. et al. Deuterium retention in tungsten based materials for fusion applications // Nucl. Mater. Energy. 2019. Vol. 18. P. 245-249.

ПРИЛОЖЕНИЕ А

Серия последовательных облучений образца вольфрама ионами гелия (3кэВ) в интервале доз 1019-5*1021 Не/м2 и ионами дейтерия (670 эВЮ) дозой 1019 Б/м2.

Серия последовательных облучений образца вольфрама ионами гелия (3кэВ) в интервале доз 1019-7*1022 Не/м2 и ионами дейтерия (670 эВ/Б) дозой 1021 Б/м2.

ПРИЛОЖЕНИЕ Б

Серия облучений SMART сплава W-11.6Cr-0.6Y ионами дейтерия (670 эВ/D) в интервале доз 1019 - 5*1021 D/м2.

Наименование процесса Длительность процесса, мин

40 1 8 10 8 100 8 200 8 500 8 100 8

Выдержка при 1200 К, МЕДИОН ■

Облучение D3+, D/м2 1019 ю20 1 X 1021 1 X 1021

ТДС до 1200 К ■ У ■ ■ ■ У

Серия последовательных облучений SMART сплава W-11.6Cr-0.6Y ионами гелия (3 кэВ) в интервале доз 1019 - 1022 Не/м2 и ионами дейтерия (670 эВ/D) дозой 1021 D/м2.

Наименование процесса Длительность процесса. мин

40 100 8 0.6 100 8 6 100 8 60 100 8 600 100 8 100 8 100 8

Выдержка при 1200 К, МЕДИОН ■

Облучение D3+, 1021 D/m2 ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■

ТДС до 1200 К г ■ ■ ■ ■ ■ ■

Облучение Не+, Не/м2 ю19 1020 ю21 ю22

Благодарности

Прежде всего, автор выражает глубокую благодарность научному руководителю, и.о. заведующему кафедрой физики плазмы, канд. физ.-мат. наук Гаспаряну Юрию Микаэловичу за научное руководство, плодотворные дискуссии и обсуждение результатов, каждодневную поддержку во время проведения работ над диссертацией.

Автор благодарит научного сотрудника кафедры физики плазмы, канд. физ.-мат. наук Огородникову О.В. за интересные научные дискуссии и идеи, а также профессора кафедры 21, д-ра физ.-мат. наук Писарева А.А. за консультации и ценные замечания в процессе написания диссертационной работы.

Отдельную благодарность автор выражает коллеге Ефимову В.С. за помощь в проведении экспериментов и обсуждении экспериментальных данных.

Автор благодарит всех соавторов научных работ за помощь в проведении экспериментов и написании научных статей.

Автор выражает особую благодарность всему коллективу кафедры 21 за поддержку и помощь при написании данной работы.

В качестве заключительного слова автор считает своим долгом выразить самые теплые слова признательности в адрес безвременно ушедшего заведующего кафедрой физики плазмы, учителя Валерия Александровича Курнаева. С его участием автором были сделаны первые шаги в области науки - физики плазмы. Я благодарен судьбе за то, что был знаком с Валерием Александровичем.