界面輻照性能的分子動力學(xué)研究

1、物 理 學(xué) 報 Acta Phys. Sin. Vol. 63, No. 15 (2014) 153402SiC/C界面輻照性能的動力學(xué)研究1)1)2)1)1)蘇折1)1)1)(哈爾濱工程大學(xué)核科學(xué)與技術(shù)學(xué)院, 核安全與技術(shù)國防重點學(xué)科, 哈爾濱 150001)2)(環(huán)境保護(hù)部核與輻射安全中心, 北京 100082)( 2013 年 12 月 31 日收到; 2014 年 6 月 5 日收到修改稿)本文通過 動力學(xué)模擬的方法, 研究了5 種含不同空間結(jié)構(gòu)的SiC/C 界面的材料受輻照后的缺陷分布隨時間以及PKA 位置的變化關(guān)系, 并與單質(zhì)SiC 中缺陷分布情況進(jìn)行對比. 利用徑向分布函數(shù)分析了

2、輻照對界面原子排列情況的影響. 研究結(jié)果表明, SiC/C 界面的抗輻照能力明顯低于SiC 內(nèi)部, 不同的空間結(jié)構(gòu)對界面缺陷數(shù)量一定影響. 影響越大.由徑向分布函數(shù)推得界面區(qū)域石墨原子密度高則界面原子排列情況受輻照: SiC/C 界面, 輻照,PACS: 34.20.b, 71.15.Pd動力學(xué)DOI: 10.7498/aps.63.153402被認(rèn)為是吸收輻照缺陷的陷阱, 并能夠提高材料的1抗輻照能力10,11. Bai 等人利用引言動力學(xué)方法解釋了晶界吸收輻照缺陷的可能機(jī)理10. 目前對于復(fù)合結(jié)構(gòu)的界面損傷計算機(jī)模擬研究還少有,近年來, 連續(xù)SiC增韌SiC(以下簡記為SiCf/SiC)

3、復(fù)合材料在輕水堆包殼組件和通道Wallace 等12 使用動力學(xué)方法研究了SiC/C盒1,先進(jìn)裂變堆如高溫氣冷堆2, 熔鹽堆3, 氣界面的輻照性能, 發(fā)現(xiàn)界面附近的SiC 更容易被損4,聚變堆5 和其他輻照條件下的燃傷.Li 等人13使用動力學(xué)方法對Cu 進(jìn)行了料和堆內(nèi)組件方面具有良好的應(yīng)用前景. 其巨大的吸引力在于具有高溫強(qiáng)度高、抗蠕變能力強(qiáng)、耐 腐蝕性好、抗熱沖擊以及誘導(dǎo)放射性和放射余熱低 等一系列優(yōu)點6,7. SiCf/SiC 復(fù)合材料由基體、界面相和 三部分組成. 其中 /基體界面主要起著使裂紋轉(zhuǎn)向和 裂紋擴(kuò)展的作用, 進(jìn)而提高材料的延展性. 目前, 主要使用熱解碳作為界面相材料來調(diào)節(jié)

4、 -基體間的負(fù)荷轉(zhuǎn)移、脫黏和滑動.有研究表明, 即使在低劑量中子輻照后, SiC輻照模擬, 并研究了輻照對材料力學(xué)性能的影響, 發(fā)現(xiàn)空位會影響材料的楊氏模量, 間隙原子會影響材料的屈服應(yīng)變. 本文將在Wallace 等人研究的基礎(chǔ)上建立幾種不同空間取向的復(fù)合界面, 試圖探討界面結(jié)構(gòu)對輻照行為的影響, 希望為研究SiC/C 界面輻照損傷機(jī)理以及輻照力學(xué)性能提供依據(jù).2 計算模型與方法2.1 初始結(jié)構(gòu)由于典型的CVD 熱解碳是高密度的亂層石墨與熱解碳界面的損傷也將導(dǎo)致與基體的剪切強(qiáng)度和結(jié)合強(qiáng)度降低, 從而影響復(fù)合材料的整體性能8.目前SiC/C 界面的輻照損傷機(jī)理尚不明確,而/基體界面的優(yōu)化設(shè)計研

5、究也成為近年來的研究熱點9. 對于非復(fù)合材料而言, 晶界以及界面結(jié)構(gòu), 并且基面與SiC表面大致平行, 而SiC是納米晶結(jié)構(gòu)14, 因此表面SiC 與石墨 哈爾濱工程大學(xué)高?；究蒲袠I(yè)務(wù)費項目(批準(zhǔn)號: HEUCFT1103, HEUCF131507) 資助的課題. 通訊作者.: wangqingyu© 2014 中國物理學(xué)會Physical Society153402-1物 理 學(xué) 報 Acta Phys. Sin.Vol. 63, No. 15 (2014) 153402原子面之間不同角度的空間取向.與模型總原子數(shù)(2.5 萬左右) 相比較小, 認(rèn)為離位原子對整個模型的質(zhì)心位置影

6、響不大. 其中M0本文據(jù)此建立的物理模型結(jié)構(gòu)如圖1 (a) 所示.晶格常數(shù)為4.359 Å (以下記為a0) 的模型上方是石型SiC截面積為16a0 × 20a0, SiC 原子總數(shù)為13440, 石墨原子總數(shù)為16640; M28, M56 和M77 截面積均(3C-SiC), 下方為石墨. 在所有模型中始終保持SiC 位置不變, 通過改變 角的值, 即石墨片層延伸方向與水平方向的夾角(如圖1 (a) 所示), 來獲得不同空間結(jié)構(gòu)的物理模型. 同時, 為使模型的x 和z 方向能夠滿足周期性邊界條件, 本文從一些特定的 值中選取5 個值作為研究對象, 進(jìn)行模擬. 這5 個值

7、分別是0, 28.56, 56.71, 77.32 和90.00, 為敘述方便, 在后文中將這5 種模型分別簡記為M0, M28, M56, M77 和M90, 其中圖1 中所展示的是模型M56. 同時為與單質(zhì)SiC 中缺陷的產(chǎn)生情況進(jìn)行對比, 本文也對單質(zhì)SiC 進(jìn)行了輻照模擬, 記為MW.為16a0 × 14a0, SiC 原子總數(shù)均為9408, 石墨原子總數(shù)分別為12432, 12600 和12544; M90 截面積為16a0 × 18a0, SiC 原子總數(shù)為12096, 石墨原子總數(shù)為16384.2.2原子間勢函數(shù)SiC 原子之間以及石墨與SiC 原子之間相互作

8、用均采用混合Terso-ZBL 勢函數(shù)12. Terso 勢函數(shù)使用了文獻(xiàn)15 中的參數(shù), 其原子間相互作用截斷半徑為3.0 Å. ZBL 16 勢函數(shù)主要描述短程相互作用, 用于表達(dá)兩碰撞原子間的作用. 石墨原子間相互作用采用AIREBO 勢函數(shù)17. 圖1 (b) 是M56模型弛豫后的界面局部圖形, 其的顏色代表其勢能大小.SiC56Oy2.3模擬細(xì)節(jié)在初始模型弛豫階段中, 6 個模型在NPH(等原子數(shù)、等壓、等焓) 系綜下, 采用Langevin 熱浴, 使模型溫度為300 K, 并維持50 ps, 步長均采用1 fs. 在輻照模擬階段, 采用NVE (等原子數(shù)、等體SiC (

9、SiC)C()xz(a)4.75.15.55.96.36.77.17.57.98.38.7SiC積、等能量) 系綜, 由于單次輻照模擬較大的波動, 因此, 前5 個模型分別在距離界面1a0, 2a0, 3a0 和4a0 的原子平面上選取10 個Si 原子, MW 只在一個垂直于y 軸的原子平面上選取10 個Si 原子, 賦予其1.5 keV 的初始能量作為初級碰撞原子 eV(b)圖 1 (網(wǎng)刊彩色) SiC/C 復(fù)合模型結(jié)構(gòu)示意圖及弛豫后的勢能分布 (a) M56 模型結(jié)構(gòu)示意圖; (b) M56 模型弛豫后界面及其周圍原子的勢能分布, 原子顏色代表其勢能大小在5 個復(fù)合模型中, 上方SiC

10、部分在y 向長度均為22 Å, 下方石墨部分在y 向長度均為26 Å, 與石墨相鄰的第一層原子是Si 原子. SiC 與石墨間距為1.7 Å 12, y 方向采用自由邊界, 同時為了在x 和z 方向使用周期性邊界條件, 各模型x 和z 方向長度視具體情況而定. 為防止模擬過程中模型發(fā)生移動, 本文在計算過程中采用固定質(zhì)心的方法, 即每運行一個時間步長, 通過平移整個模型, 將質(zhì)心調(diào)整到初始位置, 起到固定模型的作用. 考慮到輻照過程中發(fā)生離位的原子數(shù)(幾十)(primary knock-on atom, PKA), 進(jìn)行10 次的模擬, 并保持入射方向均與y 軸呈

11、7, 這主要是為避免溝道效應(yīng), 模擬過程中步長均為0.01 fs, 每次運行60000 步.本文所有模擬計算均由動力學(xué)計算程序LAMMPS (Large-scale Atomic/ Molecular Mas- sively Parallel Simulator) 18 來完成. 為進(jìn)一步分析結(jié)構(gòu)變化, 使用了可視化軟件VMD 19, Atom- eye 20 和Ovito 21.2.4缺陷方法采用截斷半徑為0.9 Å 的Lindemann 球形截斷法來輻照產(chǎn)生的間隙和空位. 如果以正常153402-2物 理 學(xué) 報 Acta Phys. Sin.Vol. 63, No. 15 (2

12、014) 153402格點位置為球心, 以0.9 Å為半徑畫球, 如果球內(nèi)沒時, 該格點被標(biāo)記為空位. 類似的, 如果以給定的原子為球心, 以0.9 Å為半徑畫球, 球內(nèi)沒有正常格點位置時, 該原子被標(biāo)記為間隙22. 由于石向分布函數(shù)25, 即g(r) = (r)/a,(2)其中, (r) 為原子徑向分布的數(shù)密度, a 為界面區(qū)域平均原子數(shù)密度.對于MW 模型, 選擇了輻照缺陷最多的區(qū)域中2 層C 原子和1 層Si 原子的RDF. 同時, 由于各個模型界面處SiC 原子的數(shù)密度相同, 因此本文只計算界面區(qū)域石墨原子的數(shù)密度, 了解其與徑向分布函數(shù)的關(guān)系.墨劇烈的聲子振動,

13、使得該法不適用于石墨中產(chǎn)生的缺陷12. 因此, 本文不統(tǒng)計石墨中產(chǎn)生的缺陷. 同時, 由于界面處第一層Si 原子排列不規(guī)則,無法通過直接的方法準(zhǔn)確的停留在界面處間隙原子的數(shù)量, 本文利用單晶中空位與間隙的數(shù)量相等這一基本原則, 分別統(tǒng)計出SiC 部分界面第一層C(SiC) 以內(nèi)空位和間隙的數(shù)量Nv 和NiSiC, 以及3結(jié)果討論圖2 展示了PKA 在4a0 處的模型M0 和MW 的間隙及空位在SiC 部分中的總數(shù)量隨模擬時間的變化關(guān)系, 從圖中可以看到間隙和空位數(shù)量隨時間先上升并在0.0775 ps (M0) 和0.0918 ps (MW) 時達(dá)到最大值, 這與文獻(xiàn)26 中模擬的Si 入射Si

14、C 的缺陷數(shù)量在0.1 ps 左右達(dá)到峰值相符合, 然后部分間隙與空位復(fù)合湮沒, 數(shù)量隨之逐漸下降, 并在0.40.6 ps 范圍內(nèi)趨于穩(wěn)定. 本文將對0.40.6 ps 內(nèi)的數(shù)據(jù)進(jìn)行平均, 作為穩(wěn)定缺陷數(shù)量. 由于只統(tǒng)計的SiC 內(nèi)部缺陷的數(shù)量, 所以在模型M0 中, 空位與間隙的數(shù)量不相等, 在模型MW 中間隙與空位的數(shù)量相等.進(jìn)入到石墨部分Si 和C 原子的數(shù)量NiC,將NiSiC與NiC 之和作為總的間隙數(shù)量Ni, 則Nv 與Ni 之差即為停留在界面處第一層Si 原子和與其近鄰的第一層石墨原子之間的間隙數(shù)量.2.5離位閾能計算(threshold ment energy, TDE)di

15、splace-界面區(qū)域原子鏈由· · · CSiCSigraphitegraphite· · · 組成, 為方便敘述, 將界面處緊鄰石墨的第一層Si 原子命名為1stSi, 第一層C(SiC) 原子命名為1stC, 第一層石墨原子命名為1st graphite, 并以此類推, 單晶SiC 的Si 和C 記為 bSi, bC. 選擇1stC4thC 區(qū)域內(nèi)的C 原子和Si 原子, 并賦予其初始動能和確定方向, 如果Si 或C 的移動距離超過1Å, 則認(rèn)為發(fā)生了一次離位. 對于該移動距離80706050403020100M0 M

16、0 MW 的選取非常重要, 無論過大或過小, 都會造成對離位的誤判, 影響離位閾能計算的準(zhǔn)確性23. 根據(jù)下列公式計算得到Si 和C 的離位閾能24,()1nn方向方向TDE平均 =iTDEi,(1)ii=1i=1其中, i 為第i 個晶向的等效數(shù)量, TDEi 為第i 個晶向上的離位閾能.00.10.20.30.4/ps0.50.6本文選取001, 111 和110向, 對于圖 2 (網(wǎng)刊彩色) 模型M0 和MW 中間隙和空位數(shù)量隨時間變化關(guān)系3C-SiC,向的等效個數(shù)分別為6, 4 和12, 即1 = 6, 2 = 4, 3 = 12.圖3 展示了模型M0(a, b) 和MW(c, d)

17、中間隙數(shù)量達(dá)峰值及穩(wěn)定時的間隙原子分布圖. 從圖3 中可以看到, 模型M0 無論是在間隙數(shù)量達(dá)峰值(a) 或者最終穩(wěn)定時(b), 其間隙原子在界面附近的數(shù)量都明顯高于SiC 內(nèi)部的間隙原子數(shù)量, 而沒有界面的MW 模型其缺陷分布較為分散. 通過計算界面處1stC4thC 區(qū)域的原子的離位閾能, 發(fā)現(xiàn)界面2.6徑向分布函數(shù)計算(radial tion of function, RDF)distribu-為了能夠定量的給出界面處原子的排布信息, 了解輻照對界面原子分布情況的影響, 本文計算了界面區(qū)域(包含1stC, 1stSi 和1stgraphite) 原子的徑153402-3物 理 學(xué) 報 A

18、cta Phys. Sin.Vol. 63, No. 15 (2014) 153402附近的Si 和C 的離位閾能均低于SiC 內(nèi)部的Si 和C, 如表1 所示, 其中界面處Si 和C 的離位閾能與文獻(xiàn)12 一致, 單晶SiC 的離位閾能與文獻(xiàn)26 接近. 這是因為SiC 與石墨的晶格失配在界面區(qū)建立了了界面的抗輻照能力, 導(dǎo)致界面區(qū)產(chǎn)生了的間隙和空位12. 同時, 無論是在界面還是SiC 內(nèi)部,C 的離位閾能均低于Si 的離位閾能, 使得從圖3 中可以清楚的看到C 間隙的數(shù)量明顯多于Si 間隙的數(shù)量.應(yīng)力場, 使得界面區(qū)的離位閾能下降, 降低1stC4thC 區(qū)域的原子的離位閾能(±

19、;0.5 eV)表 11stC2ndSi2ndC3rdSi3rdC4thSi4thCbSibCM0 M28 M56 M77 M90MW8.08.05.68.08.517.917.119.216.618.410.09.38.39.69.620.320.820.021.319.79.98.89.98.89.621.922.020.224.023.410.19.68.99.39.6 55.9 23.9nathan 等對SiC 傾斜晶界的研究結(jié)果一致27. 通過前文敘述可知, 由于界面處原子的離位閾能低于內(nèi)部原子的離位閾能, 使得在界面處SiC 側(cè)4 層原子區(qū)域內(nèi)五個模型缺陷的數(shù)量明顯高于單質(zhì)SiC

20、中相同區(qū)域內(nèi)的缺陷數(shù)量. 同時由于5 個模型結(jié)構(gòu)的不同, 各個模型界面間隙的數(shù)量也差異.10(M0 M28 M56 M77 M90 MW8(a) M0(b) M06t/0.6 ps420168081624/A18(b)M0 M28 M56 M77 M90 MW15(c) MW(d) MW圖 3 (網(wǎng)刊彩色) 模型M0(a, b) 和MW(c, d) 中間隙數(shù)量達(dá)峰值及穩(wěn)定時的間隙原子分布圖紅色為SiC 中的129C 間隙原子,為Si 間隙原子6圖4 展示了6 個模型穩(wěn)定后缺陷的數(shù)量隨深度變化的關(guān)系. 17.436 Å 處, 即4a0 處, 為PKA 所在位置, 0 Å 處為

21、界面所在位置. 從圖中可以看到, MW 模型4a0 到1a0 的范圍內(nèi)的缺陷數(shù)量與其他復(fù)合模型并沒有明顯差異, 即遠(yuǎn)離界面的SiC 內(nèi)部所產(chǎn)生的輻照缺陷并不受界面的影響, 這與Swami-30/A(網(wǎng)刊彩色)PKA 處于 4a0 位置的模型M0, M28,圖 4M56, M77 和M90 中的SiC 部分和MW 中間隙(a) 和空位(b) 數(shù)量隨模擬時間的變化關(guān)系(離界面距離 0 Å 處即為界面所在位置, 17 Å處為PKA 所在位置)153402-4t/0.0918 pst/0.6 pst/0.0775 ps物 理 學(xué) 報 Acta Phys. Sin.Vol. 63,

22、No. 15 (2014) 153402圖5 展示了模型M0 的SiC 內(nèi)部缺陷數(shù)量隨PKA 位置的變化關(guān)系. 從圖中可以看出, 在本文的模擬距離范圍之內(nèi), 隨著PKA 到界面距離的增大, SiC 內(nèi)部的缺陷數(shù)量也在不斷增多. 這是因為當(dāng)PKA 距離界面較遠(yuǎn)時, 在SiC 內(nèi)部會發(fā)生更隨PKA 離界面的距離的增大而增多. 這是由于鄰近界面處的原子離位閾能較低以及有的次級碰撞原子到達(dá)界面共同作用的結(jié)果. 圖中并未發(fā)現(xiàn)界面角度與間隙數(shù)量之間 明顯的規(guī)律, 但從表1 來看, 5 個復(fù)合模型界面附近的原子離位閾能并沒有很大差別, 由此可以推斷, 造成界面輻照行為差異的主要 與離位閾能無關(guān). 值得注意的

23、是, 在較長的模擬時間尺度內(nèi)(109 s 量級), 晶界或界面能夠表現(xiàn)出有效的吸收輻照缺陷的能力10, 但是從本文的模擬結(jié)果來看, 在1012 s 的時間尺度內(nèi), 界面并沒有對缺陷的消除產(chǎn)生明顯的作用, 或許這需要更長的時間尺度去驗證.多的碰撞級聯(lián), 產(chǎn)生的次級碰撞原子, 進(jìn)而產(chǎn)生 的缺陷. 同時由于部分間隙原子進(jìn)入到界面以及石墨當(dāng)中, 使得從圖中可以看到空位的數(shù)量大于間隙的數(shù)量.45M0 M0 4035圖7 和表2 分別為PKA 位置在4a 處模型M0,30250M28, M56, M77, M90 和MW 界面處輻照前后RDF 的變化情況和界面區(qū)域石墨原子的密度. 圖7 (a)(e) 中,

24、 第一個峰代表石墨中最近鄰C 原子(配位原子) 間距約為1.4 Å 圖7 (a)(e) 第二個峰和圖7 (f) 第一個峰為Si 與最近鄰C(SiC 和石墨) 原子(配位原子) 間距離, 約為1.9 Å. 結(jié)合表2 和圖7 可以看到, 模型M56 的石墨原子密度最小且輻照前后界面區(qū)域原子的RDF 基本重合, 說明模型M56 受輻照后, 界面區(qū)域原子的排列情況并沒有產(chǎn)生很大變化, 具有正常配位數(shù)的原子的數(shù)量沒有發(fā)生顯著的變化. 而模型M90 的石墨原子密度最大且輻照后界面區(qū)域原子的RDF 的峰值明顯下降, 說明模型M90 受輻照后, 界面區(qū)域原子的排列情況發(fā)生了很大的變化, 具

25、有正常配位數(shù)的原子的數(shù)量下降. 模型M0, M28 和M77 的情況則介于模型M56 和M90 之間. 從這一現(xiàn)象可以看出, 界面處石墨原子密度越高, 則輻照對界面原子的排列影響越大. 從模型MW 的RDF 中可以看出其受輻照后原子排列受影響的程度大于所有帶界面的復(fù)合模型 的受影響的程度.SiC/熱 解 碳 界 面 的 輻 照 穩(wěn) 定 性 是 決 定SiC/SiC 復(fù)合材料整體性能的重要因素, 界面的201510504681012141618PKA/A圖 5 (網(wǎng)刊彩色) 模型M0 中SiC 部分空位和間隙數(shù)量隨PKA 離界面距離的變化關(guān)系16M0 M28 M56 M77 M901412108

26、642024PKA/A圖 6 (網(wǎng)刊彩色) 模型M0, M28, M56, M77 和M90 中停留在界面處的穩(wěn)定間隙的數(shù)量隨PKA 離界面距離的變化關(guān)系圖6 展示了模型M0, M28, M56, M77 和M90中停留在界面處的穩(wěn)定間隙的數(shù)量隨PKA 離界面距離的變化關(guān)系. 從圖中可以看到除模型M56 以外, 其余4 個模型停留在界面處穩(wěn)定間隙的數(shù)量均輻照損傷將嚴(yán)重影響與基體的結(jié)合強(qiáng)度和界面摩擦力8,14.輻照產(chǎn)生的間隙、空位或者缺陷團(tuán)簇甚至非晶化對、界面相和基體的殘余應(yīng)力的表 2 模型M0, M28, M56, M77 和M90 界面區(qū)域石墨原子密度(1/Å3)M0M28M56M

27、77M90模型石墨原子密度0.1353975880.1353762590.119496720.1670038030.36038255153402-5Acta Phys. Sin.Vol. 63, No. 15 (2014)物 理 學(xué) 報50 ps0.6 ps0 ps0.6 ps(a)(b)44332211005012345r/Ar/A760 ps0.6 ps0 ps0.6 ps(c)(d)6554433221100012345012345r/Ar/A56(e)0 ps0.6 ps(f)0 ps0.6 ps54433221100012345012345r/Ar/A圖 7 (網(wǎng)刊彩色) 模型M0

28、(a), M28 (b), M56 (c), M77 (d), M90 (e) 和MW (f) 界面處輻照前后的徑向分布函數(shù), 輻照腫脹等均有影響. 實驗研究發(fā)現(xiàn), 熱解面處原子具有較低的離位閾能, 即抗輻照能力較差, 使得界面處SiC 側(cè)4 層原子區(qū)域內(nèi)缺陷的數(shù)量明顯高于單質(zhì)SiC 材料相同區(qū)域內(nèi)的缺陷數(shù)量. 在一定距離范圍內(nèi), PKA 距離界面越遠(yuǎn), 停留在界面處的間隙缺陷越多. 同時, 最終停留在界面處的缺陷數(shù)量與界面空間結(jié)構(gòu)有關(guān), 即界面輻照行為受界面空間結(jié)構(gòu)影響. 界面處較多的缺陷數(shù)量可能會對材料的整體性質(zhì)產(chǎn)生顯著的影響. 通過對界面區(qū)域原子的徑向分布函數(shù)的分析, 可以推出界面區(qū)域石

29、墨原子密度越高則受輻照后徑向分布函數(shù)變化越 大, 即界面原子排布受輻照影響越大. 本文的研究結(jié)果將對后續(xù)SiC/C 界面輻照損傷機(jī)理和輻照力學(xué)性能研究提供理論基礎(chǔ)和參考.碳的輻照各向異性是導(dǎo)致界面失效的主要之 9,14,28, 而我們的結(jié)果證實界面附近SiC 的輻照行為也與界面的空間取向有關(guān). 但由于目前所研究的時間尺度僅僅是輻照初期, 并未考慮更長時間尺度的缺陷遷移和相互反應(yīng), 輻照劑量與實驗值和實際使役條件也有差異, 因此界面的這種空間取向問題究竟對材料整體的輻照性質(zhì)產(chǎn)生何種影響仍需 要進(jìn)一步研究.4結(jié)論動力學(xué)模擬, 對不同空間結(jié)構(gòu)的本文基于SiC/C 界面的輻照性能進(jìn)行了研究. 研究表明

30、, 界153402-6grgrgrgrgrgr物 理 學(xué) 報 Acta Phys. Sin.Vol. 63, No. 15 (2014) 15340214Katoh Y, Ozawa K, Shih C, Nozawa T, Shinavski R J, Hasegawa A, Snead L L 2014 J. Nucl. Mater. 448 448 Terso J 1989 Phys. Rev. B 39 5566Zeigler J F, Biersack J P, Littmark U 1985 The Stop- ping and Range of Ions in Solids (V

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32、rn. 55 14Snead L L, Katoh Y, Windes W, Smit K 2008 Trans.Ameri. Nucl. Soc. 98 1019Forsberg C W, Peterson P F, Kochendarfer R A, Areva N P 2008 In Proc. 2008 International Congress on Ad- vances in Nuclear Power Plants, Anaheim, June 812, 2008, p8026Charpentier L, Dawi K, Balat-Pichelin M, Bêche

33、 E,Audubert F 2012 Corros. Sci. 59 127Giancarli L, Goler H, Nishio S, Raray R, Wong C, Yamada R 2002 Fusion Eng. Design 61 307Kohyama A, Konishi S, Kimura A 2005 Nucl. Eng. Des.37 423172181932021Li J 2003 M. Simul. Mater. Sci. Eng. 11 173Alexander S 2010 M015012. Simul. Mater. Sci. Eng. 18422Wang J

34、W, Shang X C, Lv G C 2011 Mater. Eng. 10005 (in10 005) ,2011 材料工程5623Yang L, Zu X T, Xiao H Y, Yang S Z, Liu K Z, GaoF 2005 Acta Phys. Sin. 54 4857 (in) , 祖7Li W T 2007 Introduction of nuclear material(:埮 2007小濤, 4857, Gao F 2005 物理學(xué)報 54Chemical Industry Press) p446 (in) 核材料導(dǎo)論 (北京: 化學(xué)工業(yè)) 第 446 頁24Fa

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38、lar dynamics study of cascade damage at SiC/C interfaceWang Cheng-Long1)Wang Qing-Yu1)Zhang Yue2)Dong Liang1)Li Zhong-Yu1)Hong Bing1)Su Zhe1)1) (College of Nuclear Science and Technology, Fundamental Science on Nuclear Safety and Simulation Technology Laboratory,Harbin Engineering University, Harbin

39、 150001, China)2) (Nuclear and Radiation Safety Center, MEP,100082, China)( Received 31 December 2013; revised manuscript received 5 June 2014 )AbstractContinuous silicon carbide (SiC) ber-reinforced SiC (SiCf/SiC) composites have been considered to be used as structural materials in advanced nuclea

40、r reactors for its excellent properties. Their mechanical properties have been greatly improved during the last decade. But the radiation damage at the SiC and pyrolytic carbon interface would degrade the mechanical integrity of the composites, while the mechanism of degradation is remaining unknown at present.In this study,