鐘 銘，都 娟，周張健

（1.北京科技大學(xué) 材料學(xué)院，北京 100083；2.核工業(yè)西南物理研究院，四川 成都 610225）

聚變能的研究對于解決人類能源和環(huán)境問題意義重大。聚變能的工程應(yīng)用還存在許多瓶頸問題，其中之一就是關(guān)鍵材料的開發(fā)?，F(xiàn)有材料很難滿足聚變能系統(tǒng)堆芯高溫、強(qiáng)輻照的苛刻環(huán)境。聚變材料研究面臨的任務(wù)是開發(fā)高性能的新型材料和探索提高現(xiàn)有材料性能的途徑。其中，面向等離子體材料（Plasma Facing Materials，簡稱PFMs）用于保護(hù)第一壁結(jié)構(gòu)材料和元件免受等離子體轟擊的損傷，其性能優(yōu)劣關(guān)系到等離子體的穩(wěn)定性，是聚變堆至關(guān)重要的材料之一[1]。鎢具有熔點(diǎn)高、導(dǎo)熱性好、濺射閾值低等優(yōu)良特性，是聚變堆等離子體面材料的重要候選材料[1-3]。對于純鎢而言，其韌脆轉(zhuǎn)變溫度較高，再結(jié)晶溫度較低，強(qiáng)度隨溫度升高而顯著降低，在1 000℃時，整體鎢的強(qiáng)度相對于其室溫強(qiáng)度下降約60%[4]。

為了解決上述問題，通常采取以下方法：將W與Ti，V，Ta和Re等合金元素進(jìn)行合金化或制備鎢基高熵合金[5-7]；通過超細(xì)晶和納米晶顯微組織控制提高韌性[7]；通過將氧化物粒子（如氧化釔）或碳化物粒子（如TiC，ZrC）引入鎢基體進(jìn)行彌散強(qiáng)化[7-10]，以及通過纖維增強(qiáng)增韌等[11-13]。這些方法中，碳化物或氧化物彌散強(qiáng)化對于提高鎢的高溫強(qiáng)度和再結(jié)晶溫度效果最為顯著[14-17]。

在Tokamak聚變堆中，等離子體被環(huán)形磁場所約束，聚變反應(yīng)過程中除了持續(xù)向偏濾器和第一壁放出熱量，還會由于不穩(wěn)定事件發(fā)生，在短時間內(nèi)放出大量的熱量，即所謂瞬態(tài)熱沖擊[18-21]。高約束運(yùn)行模式（High Mode，H-Mode）是未來聚變堆穩(wěn)態(tài)運(yùn)行的一個基本模式，其面臨的最大挑戰(zhàn)之一是高約束條件下邊緣局域模（Edge Localized Modes，ELMs）引起等離子體邊緣區(qū)溫度的周期性和突發(fā)式崩塌，從而導(dǎo)致極為頻繁的瞬態(tài)熱沖擊[22]，其產(chǎn)生的功率密度高達(dá)0.7～1.2 GW/m2，以毫秒量級的時間高頻率作用于面向等離子體材料，極易導(dǎo)致材料的開裂、熔化等損傷行為。高循環(huán)的瞬態(tài)熱沖擊測試（約106次循環(huán)）結(jié)果表明，對于純鎢和鎢合金而言，其表面很容易出現(xiàn)裂紋，進(jìn)而出現(xiàn)裂紋邊緣的熔化，彌散強(qiáng)化鎢則具有相對較好的抗瞬態(tài)熱沖擊性能[18]。

然而，隨著陶瓷彌散粒子含量的增加，復(fù)合材料的導(dǎo)熱系數(shù)將明顯下降。本文以W-ZrC為基體材料，通過加入氧化物制備高性能鎢基材料，探討氧化物加入量對所制備材料顯微組織和抗瞬態(tài)熱沖擊性能的影響。

1 試驗(yàn)部分

1.1 樣品制備

試驗(yàn)所用原料為商品鎢粉（平均粒度2 μm，純度99.9%）、納米ZrC粉（平均粒度50 nm，純度99.9%）、釔粉（平均粒度5 μm，純度99.9%）。將鎢粉、ZrC粉（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為鎢粉的0.5%）和不同含量的釔粉按照設(shè)計成分配比于手套箱中混合后，放入充滿氬氣的WC球磨罐，然后在行星式球磨機(jī)上球磨30 h，轉(zhuǎn)速為380 r/min。球料比為15∶1。

球磨后粉末采用日本助友石炭Dr.Sinter放電等離子燒結(jié)系統(tǒng)進(jìn)行燒結(jié)，燒結(jié)溫度為1 700℃，升溫速度100℃/min。燒結(jié)初始壓力為20 MPa，燒結(jié)過程中逐步增大到50 MPa，達(dá)到預(yù)設(shè)燒結(jié)溫度后開始保溫1 min，保溫完成后切斷電流隨爐冷卻至室溫。所加入的釔粉在球磨和燒結(jié)過程中將與合金內(nèi)的殘余氧反應(yīng)轉(zhuǎn)化成氧化釔。共設(shè)計了四種成分的樣品，釔的添加量分別為0.3%、0.5%、1.0%和2.0%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），分別命名為W-0.5ZrC-0.3Y、W-0.5ZrC-0.5Y、W-0.5ZrC-1.0Y和W-0.5ZrC-2.0Y。

1.2 熱沖擊試驗(yàn)

電子束熱沖擊試驗(yàn)在德國Jülich研究中心的JUDITH1電子熱沖擊裝置（德國于立希研究中心研制）上進(jìn)行。功率為60 kW，最大加速電壓為150 kV，最大電子束流為400 mA，電子束以脈沖形式產(chǎn)生，電子束半高寬為1 mm，掃描頻率高達(dá)100 kHz，電子束在x和y方向的最大掃描范圍達(dá)到50 mm，使材料的測試區(qū)域均勻受熱。電子束對試樣的作用需要考慮試樣對電子的吸收系數(shù)，經(jīng)計算得出鎢的吸收系數(shù)為0.55。將掃描面的面積定為4 mm×4 mm，脈沖時間為1 ms，得到鎢吸收的功率密度為0.1～1 GW/m2。

1.3 顯微組織及力學(xué)性能分析

燒結(jié)試樣首先用不同目數(shù)SiC砂紙依次打磨，然后用平均粒徑為3 μm的金剛石粉進(jìn)行拋光。采用阿基米德排水法測定鎢合金的密度。

硬度測試：顯微硬度計（蔡康光學(xué)HX-1000T），載荷200 g，保持時間15 s。由于放電等離子燒結(jié)有可能存在同一個樣品局部顯微硬度不均勻的情況，分別在圓片的上、下、左、右、中測量樣品的顯微硬度，取平均值。

抗彎強(qiáng)度測試試驗(yàn)：通過線切割從鎢圓片中切得3 mm×2 mm×18 mm的抗彎條，并將抗彎條的3 mm×18 mm和2 mm×18 mm面都進(jìn)行拋光處理。采用萬能電子試驗(yàn)機(jī)（長春科新試驗(yàn)儀器有限公司W(wǎng)DW-00）進(jìn)行三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)，跨距為10 mm，加載速率為0.5 mm/min。

顯微分析：采用德國蔡司LEO-1450掃描電鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）觀察斷口形貌和拋光侵蝕面。采用日本電子JEOL 2200FS透射電鏡（Transmission Electron Microscope，TEM）分析微觀結(jié)構(gòu)，并通過選區(qū)電子衍射（Selected Area Electron Diffraction，SAED）確定材料中彌散粒子的物相。對熱沖擊后的樣品進(jìn)行觀察，對不同試驗(yàn)參數(shù)和不同成分的樣品進(jìn)行對比，分析樣品的抗熱沖擊性能和機(jī)理。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖1為四種燒結(jié)樣品的截面拋光形貌照片。四種燒結(jié)樣品均可見黑色的彌散顆粒分布于灰白色鎢基體中，但不同樣品中彌散顆粒的量、形貌和均勻程度存在明顯差別。比較而言，W-0.5ZrC-0.3Y的彌散粒子數(shù)量較少，尺寸也最小。W-0.5ZrC-0.5Y中彌散顆粒的尺寸和分布最為均勻，彌散顆粒多為球形，均勻分布于晶界上，也有少量較細(xì)的彌散顆粒存在于鎢基體晶粒內(nèi)。而對于釔含量較高的W-0.5ZrC-1.0Y和W-0.5ZrC-2.0Y，其彌散粒子特征明顯不同。在三叉晶界交匯處可見尺寸較大的條形彌散顆粒（如圖1（c）方框所示），具有熔融之后向晶界處擴(kuò)散的特征。釔的熔點(diǎn)為1 522℃，即便轉(zhuǎn)化成Y2O3后，熔點(diǎn)也僅2 410℃，遠(yuǎn)低于純鎢和ZrC的熔點(diǎn)，所以在燒結(jié)過程中Y和Y2O3很容易形成液相而擴(kuò)散。隨著釔加入量的增多，燒結(jié)過程中會產(chǎn)生更多擴(kuò)散速度較快的彌散相，從而在三叉晶界交匯處形成大顆粒彌散相。對圖1（c）方框中彌散相進(jìn)行能譜分析（EDS），結(jié)果表明其主要成分是釔和氧。

圖1 燒結(jié)樣品的截面形貌照片F(xiàn)ig.1 Cross section morphology of sintered samples

圖2 W-ZrC-0.5Y的透射電鏡形貌及彌散粒子的電子衍射分析Fig.2 TEM and SAED of W-ZrC-0.5Y composites

為了進(jìn)一步了解彌散顆粒的細(xì)節(jié)并確定其相，采用TEM分析W-ZrC-0.5Y復(fù)合材料，并通過SAED表征一些不同形貌的分散顆粒，結(jié)果如圖2所示。從圖2中可以看出，彌散顆粒大小從幾十納米到數(shù)百納米不等。粒徑大于200 nm的大顆粒大多存在于晶界，細(xì)小顆粒則分布于晶粒內(nèi)。其SAED衍射峰與Y2O3（JCPDS卡76-0151）一致，測量值的面間距略大于JCPDS卡的值，這可能是有一些元素溶解在Y2O3的晶格中。EDS分析表明，彌散顆粒中有鋯的溶解。由于Zr4+和Y3+之間的離子半徑差別很小，在高能球磨和后續(xù)燒結(jié)過程中Zr4+很容易固溶進(jìn)入Y2O3 中[11]。

2.2 力學(xué)性能及斷口形貌

表1列出了W-ZrC-Y復(fù)合材料的密度、抗彎強(qiáng)度和維氏顯微硬度變化情況，同時給出了同樣條件制備的純鎢及W-0.5ZrC樣品的數(shù)據(jù)作為對比。鎢是一種很難燒結(jié)的材料，而Y的熔點(diǎn)相對較低，其在燒結(jié)過程中部分或全部熔化，形成的液相能夠滲入鎢基體中的孔隙，促進(jìn)燒結(jié)樣品的致密化。因而，隨著釔含量的增加，復(fù)合材料的致密度明顯增加。當(dāng)釔含量超過0.5%時，其力學(xué)性能也明顯優(yōu)于純鎢和W-0.5ZrC樣品。但是，隨著釔含量進(jìn)一步提高，其在燒結(jié)過程中形成更多液相，從而在晶界處形成較大的彌散相，并且鎢的晶粒尺寸也粗化，如圖1所示。這導(dǎo)致樣品的顯微硬度和抗彎強(qiáng)度隨著釔含量的增加，出現(xiàn)先升高后降低的趨勢。

表1 W-ZrC-Y樣品的顯微硬度、抗彎強(qiáng)度和燒結(jié)密度及致密度Tab.1 Micro-hardness,flexural strength,sintering density and relative density of W-ZrC-Y composites

樣品W-0.5ZrC-0.5Y的抗彎強(qiáng)度最高，達(dá)到1 073.37 MPa，比W-0.5ZrC-0.3Y、W-0.5ZrC-1.0Y和W-0.5ZrC-2.0Y的抗彎強(qiáng)度分別高93.18%、20.68%和19.87%。這是因?yàn)樵摌悠返膹浬㈩w粒分布最均勻，尺寸最小，對晶界的強(qiáng)化作用更好。當(dāng)釔含量為1.0%時，燒結(jié)樣品獲得最高的顯微硬度。這可歸因于其具有更高的第二相顆粒密度和相對較細(xì)的晶粒組織，如圖1（c）所示。

圖3為復(fù)合材料抗彎測試樣品的斷口形貌。如圖3（a）可知，W-0.5ZrC-0.3Y中的三叉晶界處可見一些氣孔，存在一些穿晶斷裂；如圖3（b），W-0.5ZrC-0.5Y具有最多的穿晶斷裂，這是因?yàn)閃-0.5ZrC-0.5Y的彌散強(qiáng)化相分布最為均勻，彌散相粒子以球形為主，且具有尺寸最細(xì)的顯微結(jié)構(gòu)特征。如圖3（c）和圖3（d）所示，從 W-0.5ZrC-1.0Y和W-0.5ZrC-2.0Y的斷口形貌看，隨著Y含量的提高，其斷裂特征轉(zhuǎn)變?yōu)橐跃чg斷裂為主。這是由于Y含量較高時，樣品中形成的彌散粒子從球形轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則狀，且尺寸粗化明顯，因此對晶界的強(qiáng)化能力變?nèi)酢?/p>

圖3 燒結(jié)樣品的斷口形貌Fig.3 Fracture surfaces morphology of sintered samples

2.3 熱沖擊性能

圖4為W-0.5ZrC-0.3Y、W-0.5ZrC-0.5Y和W-0.5ZrC-1.0Y經(jīng)過不同功率密度的電子束輻照后表面的形貌圖。由圖可見，W-0.5ZrC-0.3Y樣品在經(jīng)過100次0.38 GW/m2電子束熱沖擊之后，表面出現(xiàn)了裂紋，且裂紋存在分叉，有部分裂紋形成了網(wǎng)狀，在裂紋較為集中的地方，材料還出現(xiàn)了熔化的跡象，如圖4（a）箭頭所示。而提高電子束功率，W-0.5ZrC-0.3Y經(jīng)過100次0.76 GW/m2的電子束熱沖擊之后，表面的裂紋網(wǎng)絡(luò)變得更加密集，但只在圖4（b）箭頭中出現(xiàn)并不十分明顯的熔融跡象。在沒有出現(xiàn)裂紋的地方出現(xiàn)了少量的起皮現(xiàn)象，如圖4（b）圓圈所示。不改變熱沖擊次數(shù)，進(jìn)一步提高電子束的功率密度到1.14 GW/m2，W-0.5ZrC-0.3Y表面的裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展，網(wǎng)絡(luò)進(jìn)一步密集化，表面起皮的面積增大，并出現(xiàn)了兩個較為明顯的熔化點(diǎn)。

圖4 瞬態(tài)熱沖擊后試樣表面形貌Fig.4 The surface morphology after transient heat loading

在經(jīng)過100次0.38 GW/m2電子束熱沖擊之后，W-0.5ZrC-0.5Y試樣的表面幾乎觀察不到任何變化。保持熱沖擊次數(shù)不變，將功率密度提高到0.76 GW/m2時，在電子束掃描區(qū)域的中部，試樣表面微有發(fā)黑，未見裂紋產(chǎn)生。當(dāng)功率密度提高到1.14 GW/m2時，W-0.5ZrC-0.5Y試樣表面才開始產(chǎn)生裂紋，裂紋的寬度較W-0.5ZrC-0.3Y試樣的裂紋細(xì)，且裂紋網(wǎng)絡(luò)呈輻射狀分布。同時，材料表面的黑化現(xiàn)象進(jìn)一步加重，三個功率密度參數(shù)輻照后，材料表面都沒有明顯的熔化痕跡和起皮現(xiàn)象。

W-0.5ZrC-1.0Y經(jīng)過熱沖擊后的損傷情況與W-0.5ZrC-0.3Y類似，在經(jīng)過0.38 GW/m2電子束轟擊100次之后就產(chǎn)生了裂紋，隨著功率密度的提高，表面的裂紋越來越密集，且寬度越來越大。在0.76 GW/m2時，表面出現(xiàn)了明顯的熔化現(xiàn)象，如圖4（h）箭頭所示。隨著功率密度的提高，材料表面的黑化跡象越來越明顯。與W-0.5ZrC-0.3Y比較，W-0.5ZrC-1.0Y并沒有明顯的起皮現(xiàn)象。

利用激光干涉微輪廓測量儀測得各試樣經(jīng)各功率熱沖擊后的表面粗糙度，用Ra表示材料的粗糙度參數(shù)。在熱沖擊試驗(yàn)之前，材料表面的平均粗糙度為0.06μm。如表2所示，在經(jīng)過0.38GW/m2的電子束熱沖擊之后，W-0.5ZrC-0.3Y和W-0.5ZrC-1.0Y的表面就開始粗糙化了。隨著功率密度的提高，兩者的粗糙度也在增大。經(jīng)過1.14 GW/m2的電子束熱沖擊，W-0.5ZrC-0.3Y和W-0.5ZrC-1.0Y試樣的表面粗糙度分別達(dá)到了0.37μm和0.52μm。根據(jù)粗糙度變化，可以發(fā)現(xiàn)W-0.5ZrC-0.3Y的抗熱沖擊性能比W-0.5ZrC-1.0Y的稍好。值得注意的是，經(jīng)過0.76GW/m2的電子束沖擊后，W-0.5ZrC-1.0Y的粗糙度出現(xiàn)最大值0.79μm，當(dāng)功率密度提高到1.14 GW/m2后，材料的粗化反而減弱了。從表中數(shù)據(jù)還能看出，試樣W-0.5ZrC-0.5Y具有最好的熱沖擊性能，功率密度為0.38 GW/m2時，材料表面的粗糙度幾乎沒有發(fā)生變化，將功率密度提高到0.76 GW/m2，其表面粗糙度也僅從0.06μm增加到0.07μm。當(dāng)功率進(jìn)一步提高到1.14 GW/m2，試樣W-0.5ZrC-0.5Y的粗糙度才大幅度增加，達(dá)到0.20μm，但其表面粗糙度仍遠(yuǎn)小于同功率密度下的W-0.5ZrC-0.3Y和W-0.5ZrC-1.0Y，甚至小于這兩種樣品經(jīng)0.76 GW/m2電子束沖擊后的粗糙度值。

表2 瞬態(tài)熱沖擊后試樣的表面粗糙度Tab.2 Surface roughness of samples after transient high heat loading

經(jīng)過熱沖擊后，試樣開裂是由于材料在瞬態(tài)熱沖擊下積累的熱應(yīng)力，熱沖擊的功率密度越高，沖擊次數(shù)越多，所積累的熱應(yīng)力就會越大，當(dāng)熱應(yīng)力積累到超過了試樣表面承受的范圍，試樣就會出現(xiàn)開裂的現(xiàn)象。根據(jù)公式σc=E(αΔT)，將純鎢迅速加熱到熔點(diǎn)或者從熔點(diǎn)迅速降溫到室溫左右，產(chǎn)生的熱應(yīng)力約為8～16 GPa左右，遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于其抗拉強(qiáng)度。此外，在熱沖擊過程中，隨著升降溫過程的不斷反復(fù)，材料內(nèi)部拉、壓應(yīng)力也會不斷的轉(zhuǎn)換，因此，造成了材料開裂后，裂紋區(qū)域有向上翹起的現(xiàn)象。從W-0.5ZrC-0.3Y和W-0.5ZrC-1.0Y試樣在低功率密度照射下的開裂狀態(tài)，還可以看出熱沖擊方式的不同對材料造成的影響也會不同，純鎢在低功率密度照射下也會受到損傷，表面發(fā)生起伏而粗糙化，但并沒有產(chǎn)生明顯的裂紋。W-0.5ZrC-0.3Y和W-0.5ZrC-1.0Y試樣的熔化現(xiàn)象，說明在熱沖擊試驗(yàn)時至少在熔化區(qū)域溫度達(dá)到了熔點(diǎn)。仔細(xì)觀察會發(fā)現(xiàn)，發(fā)生熔化的區(qū)域都是多條裂紋（三條以上）相交處，而裂紋較少和沒有產(chǎn)生裂紋的地方?jīng)]有發(fā)現(xiàn)熔化現(xiàn)象。主要原因是，裂紋相交處的熱量比試樣的其他各個位置更難轉(zhuǎn)移。試樣沒有裂紋的區(qū)域能夠向各個方向散熱，所以在熱沖擊的過程中，能夠保持相對較低的溫度。在裂紋的邊緣處，熱量只能從沒有開裂的一側(cè)散失，散熱能力相對較低，從而會積聚相對較多的熱量。而如果有多條裂紋相交，熱量散失的方向就會更少，熱沖擊過程中該處的溫度就會越高，所以，這些多條裂紋相交點(diǎn)更容易發(fā)生熔化。

值得注意的是，在所有的開裂試樣中，只有W-0.5ZrC-0.3Y出現(xiàn)了起皮的現(xiàn)象，其他的試樣只發(fā)生了開裂。這可能與W-0.5ZrC-0.3Y的力學(xué)性能在所有試樣中最差有關(guān)。試樣起皮的可能機(jī)理有兩種。一種可能是由于電子束的轟擊使材料產(chǎn)生微觀缺陷，提高電子束的功率密度后，材料的微觀缺陷長大成了宏觀缺陷的起皮現(xiàn)象；另一種可能是，雖然試樣通過開裂釋放了相當(dāng)?shù)臒釕?yīng)力，但在試樣表面的殘余熱應(yīng)力還是造成了試樣的起皮。

綜上所述，試樣熱沖擊的開裂、局部熔化和起皮的現(xiàn)象并不是相互獨(dú)立的存在的，它們之間有著內(nèi)在的聯(lián)系。熱應(yīng)力是造成試樣損傷的主導(dǎo)因素，所以材料的力學(xué)性能對材料的抗熱沖擊性能起著至關(guān)重要的作用。從測試的結(jié)果可以看出，試樣的抗彎強(qiáng)度越強(qiáng)，其抗熱沖擊能力越強(qiáng)。而材料的強(qiáng)度又是由其微觀結(jié)構(gòu)決定的。所以，綜合顯微組織、力學(xué)性能和抗瞬態(tài)熱沖擊行為，W-0.5ZrC-0.5Y由于具有分布最為均勻的細(xì)小彌散粒子，和最高的抗彎強(qiáng)度，而具有最優(yōu)的抗熱沖擊性能。值得一提的是，雖然由于ZrC和Y的加入促進(jìn)了鎢樣品的燒結(jié)致密化，細(xì)化了鎢晶粒尺寸，且形成了較多細(xì)小的彌散強(qiáng)化粒子，從而明顯提高了材料的強(qiáng)度和抗瞬態(tài)熱沖擊能力。但是另一方面，ZrC和Y的加入將會降低鎢的熱導(dǎo)率，從而可能對鎢的長時間抗穩(wěn)態(tài)熱沖擊能力造成一定的影響，需要對由于ZrC和Y的加入引起的熱導(dǎo)率變化情況進(jìn)行系統(tǒng)測試，進(jìn)而對其抗熱沖擊能力進(jìn)行評估。

3 結(jié)論

采用高能球磨和SPS制備了W-0.5ZrC-0.3Y、W-0.5ZrC-0.5Y、W-0.5ZrC-1.0Y和W-0.5ZrC-2.0Y等復(fù)合材料。研究了釔添加量對復(fù)合材料顯微組織、力學(xué)性能和抗瞬態(tài)熱沖擊性能的影響，結(jié)論如下：

（1）釔的添加對復(fù)合材料的燒結(jié)致密化有很好的促進(jìn)作用，W-ZrC-Y復(fù)合材料的密度隨釔含量的增加而增加。釔添加量為0.5%時，樣品的晶粒組織和彌散粒子的分布最為均勻，其彌散粒子主要為Y2O3。

（2）所有W-ZrC-Y復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度均明顯高于純W，其中W-0.5ZrC-0.5Y的抗彎強(qiáng)度最高。W-0.5ZrC-1.0Y和W-0.5ZrC-2.0Y也表現(xiàn)出較高的抗彎強(qiáng)度。

（3）電子束瞬態(tài)熱沖擊測試結(jié)果表明，W-0.5ZrC-0.5Y具有最優(yōu)異的抗熱沖擊性能。在經(jīng)過0.37 GW/m2和0.76 GW/m2的電子束沖擊后，材料的表面都沒有出現(xiàn)明顯的裂紋；當(dāng)功率提高到1.14 GW/m2時，材料表面才產(chǎn)生了數(shù)量較多、但細(xì)微的裂紋；W-0.5ZrC-0.3Y和W-0.5ZrC-1.0Y在不同功率密度下都發(fā)生了開裂現(xiàn)象，有部分區(qū)域還出現(xiàn)了熔融現(xiàn)象。