氧化钇含量对W-ZrC复合...微组织和抗热冲击性能的影响_钟铭.pdf

第 37 卷第 3 期China Tungsten IndustryVol.37,No.32022 年 6 月Jun.2022收稿日期：20220601资助项目：核工业西南物理研究院“西物创新行动”（202103XWCXRC002）作者简介：钟铭（1987-），男，广西梧州人，工程师，主要从事粉末冶金及金属热变形加工工程技术研究工作。通讯作者：周张健（1972-），男，陕西合阳人，教授，主要从事先进核能系统材料研究工作。DOI:10.3969/j.issn.1009-0622.2022.03.005氧化钇含量对 W-ZrC 复合材料显微组织和抗热冲击性能的影响钟铭1，都娟2，周张健1（1.北京科技大学 材料学院，北京 100083；2.核工业西南物理研究院，四川 成都 610225）摘要：钨是聚变堆面向等离子体材料的主要候选材料，抗瞬态热冲击能力是其重要的服役性能。为了提高钨的抗热冲击性能，以 W-0.5%ZrC 复合材料为基体，采用放电等离子烧结制备了具有不同氧化钇含量的 W-ZrC-Y 复合材料，采用扫描电镜和透射电镜对氧化钇含量与晶粒组织之间的关系进行研究，通过显微硬度和抗弯强度测试对不同氧化钇含量样品的力学性能进行比较，采用高能电子束对其瞬态热冲击行为进行测试。结果表明，钇添加含量为 0.5%时，所制备的复合材料具有最为均匀的细晶组织，其弯曲强度最高，同时具有最高的抗瞬态热冲击开裂阈值。关键词：钨；面向等离子体材料；氧化钇；抗热冲击性能中图分类号：TG135文献标识码：A聚变能的研究对于解决人类能源和环境问题意义重大。聚变能的工程应用还存在许多瓶颈问题，其中之一就是关键材料的开发。现有材料很难满足聚变能系统堆芯高温、强辐照的苛刻环境。聚变材料研究面临的任务是开发高性能的新型材料和探索提高现有材料性能的途径。其中，面向等离子体材料（Plasma Facing Materials，简称 PFMs）用于保护第一壁结构材料和元件免受等离子体轰击的损伤，其性能优劣关系到等离子体的稳定性，是聚变堆至关重要的材料之一1。钨具有熔点高、导热性好、溅射阈值低等优良特性，是聚变堆等离子体面材料的重要候选材料1-3。对于纯钨而言，其韧脆转变温度较高，再结晶温度较低，强度随温度升高而显著降低，在 1 000 时，整体钨的强度相对于其室温强度下降约 60%4。为了解决上述问题，通常采取以下方法：将 W与 Ti，V，Ta 和 Re 等合金元素进行合金化或制备钨基高熵合金5-7；通过超细晶和纳米晶显微组织控制提高韧性7；通过将氧化物粒子（如氧化钇）或碳化物粒子（如 TiC，ZrC）引入钨基体进行弥散强化7-10，以及通过纤维增强增韧等11-13。这些方法中，碳化物或氧化物弥散强化对于提高钨的高温强度和再结晶温度效果最为显著14-17。在 Tokamak 聚变堆中，等离子体被环形磁场所约束，聚变反应过程中除了持续向偏滤器和第一壁放出热量，还会由于不稳定事件发生，在短时间内放出大量的热量，即所谓瞬态热冲击18-21。高约束运行模式（High Mode，H-Mode）是未来聚变堆稳态运行的一个基本模式，其面临的最大挑战之一是高约束条件下边缘局域模（Edge Localized Modes，ELMs）引起等离子体边缘区温度的周期性和突发式崩塌，从而导致极为频繁的瞬态热冲击22，其产生的功率密度高达0.71.2 GW/m2，以毫秒量级的时间高频率作用于面向等离子体材料，极易导致材料的开裂、熔化等损伤行为。高循环的瞬态热冲击测试（约 106次循环）结果表明，对于纯钨和钨合金而言，其表面很容易出现裂纹，进而出现裂纹边缘的熔化，弥散强化钨则具有相对较好的抗瞬态热冲击性能18。第 3 期钟铭，等：氧化钇含量对 W-ZrC 复合材料显微组织和抗热冲击性能的影响39然而，随着陶瓷弥散粒子含量的增加，复合材料的导热系数将明显下降。本文以 W-ZrC 为基体材料，通过加入氧化物制备高性能钨基材料，探讨氧化物加入量对所制备材料显微组织和抗瞬态热冲击性能的影响。1试验部分1.1样品制备试验所用原料为商品钨粉（平均粒度 2 m，纯度 99.9%）、纳米 ZrC 粉（平均粒度 50 nm，纯度99.9%）、钇粉（平均粒度 5 m，纯度 99.9%）。将钨粉、ZrC粉（质量分数为钨粉的0.5%）和不同含量的钇粉按照设计成分配比于手套箱中混合后，放入充满氩气的 WC 球磨罐，然后在行星式球磨机上球磨 30 h，转速为 380 r/min。球料比为 151。球磨后粉末采用日本助友石炭Dr.Sinter放电等离子烧结系统进行烧结，烧结温度为 1 700，升温速度 100/min。烧结初始压力为 20 MPa，烧结过程中逐步增大到 50 MPa，达到预设烧结温度后开始保温 1 min，保温完成后切断电流随炉冷却至室温。所加入的钇粉在球磨和烧结过程中将与合金内的残余氧反应转化成氧化钇。共设计了四种成分的样品，钇的添加量分别为 0.3%、0.5%、1.0%和2.0%（质量分数），分别命名为 W-0.5ZrC-0.3Y、W-0.5ZrC-0.5Y、W-0.5ZrC-1.0Y 和 W-0.5ZrC-2.0Y。1.2热冲击试验电子束热冲击试验在德国 Jlich 研究中心的JUDITH1 电子热冲击装置（德国于立希研究中心研制）上进行。功率为 60 kW，最大加速电压为150 kV，最大电子束流为 400 mA，电子束以脉冲形式产生，电子束半高宽为 1 mm，扫描频率高达100 kHz，电子束在 x 和 y 方向的最大扫描范围达到 50 mm，使材料的测试区域均匀受热。电子束对试样的作用需要考虑试样对电子的吸收系数，经计算得出钨的吸收系数为0.55。将扫描面的面积定为4 mm4 mm，脉冲时间为 1 ms，得到钨吸收的功率密度为 0.11 GW/m2。1.3显微组织及力学性能分析烧结试样首先用不同目数 SiC 砂纸依次打磨，然后用平均粒径为 3 m 的金刚石粉进行抛光。采用阿基米德排水法测定钨合金的密度。硬度测试：显微硬度计（蔡康光学HX-1000T），载荷 200 g，保持时间 15 s。由于放电等离子烧结有可能存在同一个样品局部显微硬度不均匀的情况，分别在圆片的上、下、左、右、中测量样品的显微硬度，取平均值。抗弯强度测试试验：通过线切割从钨圆片中切得 3 mm2 mm18 mm 的抗弯条，并将抗弯条的3 mm18 mm 和 2 mm18 mm 面都进行抛光处理。采用万能电子试验机（长春科新试验仪器有限公司 WDW-00）进行三点弯曲试验，跨距为 10 mm，加载速率为 0.5 mm/min。显微分析：采用德国蔡司 LEO-1450 扫描电镜（Scanning Electron Microscope，SEM）观察断口形貌和抛光侵蚀面。采用日本电子 JEOL 2200FS 透射电镜（Transmission Electron Microscope，TEM）分析微观结构，并通过选区电子衍射（Selected AreaElectron Diffraction，SAED）确定材料中弥散粒子的物相。对热冲击后的样品进行观察，对不同试验参数和不同成分的样品进行对比，分析样品的抗热冲击性能和机理。2结果与讨论2.1显微组织图 1 为四种烧结样品的截面抛光形貌照片。四种烧结样品均可见黑色的弥散颗粒分布于灰白色钨基体中，但不同样品中弥散颗粒的量、形貌和均匀程度存在明显差别。比较而言，W-0.5ZrC-0.3Y 的弥散粒子数量较少，尺寸也最小。W-0.5ZrC-0.5Y 中弥散颗粒的尺寸和分布最为均匀，弥散颗粒多为球形，均匀分布于晶界上，也有少量较细的弥散颗粒存在于钨基体晶粒内。而对于钇含量较高的 W-0.5ZrC-1.0Y 和W-0.5ZrC-2.0Y，其弥散粒子特征明显不同。在三叉晶界交汇处可见尺寸较大的条形弥散颗粒（如图1（c）方框所示），具有熔融之后向晶界处扩散的特征。钇的熔点为 1 522，即便转化成 Y2O3后，熔点也仅2 410，远低于纯钨和 ZrC 的熔点，所以在烧结过程中 Y 和 Y2O3很容易形成液相而扩散。随着钇加入量的增多，烧结过程中会产生更多扩散速度较快的弥散相，从而在三叉晶界交汇处形成大颗粒弥散相。对图 1（c）方框中弥散相进行能谱分析（EDS），结果表明其主要成分是钇和氧。为了进一步了解弥散颗粒的细节并确定其相，采用TEM分析W-ZrC-0.5Y复合材料，并通过SAED表征一些不同形貌的分散颗粒，结果如图 2 所示。从图 2 中可以看出，弥散颗粒大小从几十纳米到数40第 37 卷(a)W-0.5ZrC-0.3Y；(b)W-0.5ZrC-0.5Y；(c)W-0.5ZrC-1.0Y；(d)W-0.5ZrC-2.0Y图 1烧结样品的截面形貌照片Fig.1Cross section morphology of sintered samples(a)(c)透射电镜显微照片；(b)(d)箭头所指弥散粒子选区电子衍射图图 2W-ZrC-0.5Y 的透射电镜形貌及弥散粒子的电子衍射分析Fig.2TEM and SAED of W-ZrC-0.5Ycomposites200 nm500 nm(a)(b)(c)(d)(a)(b)(c)(d)2 m2 m10 m2 m(123)(-323)(400)(440)(622)(2-22)第 3 期钟铭，等：氧化钇含量对 W-ZrC 复合材料显微组织和抗热冲击性能的影响4110 m百纳米不等。粒径大于 200 nm 的大颗粒大多存在于晶界，细小颗粒则分布于晶粒内。其 SAED 衍射峰与 Y2O3（JCPDS 卡 76-0151）一致，测量值的面间距略大于 JCPDS 卡的值，这可能是有一些元素溶解在 Y2O3的晶格中。EDS 分析表明，弥散颗粒中有锆的溶解。由于 Zr4+和 Y3+之间的离子半径差别很小，在高能球磨和后续烧结过程中 Zr4+很容易固溶进入Y2O3中11。2.2力学性能及断口形貌表 1 列出了 W-ZrC-Y 复合材料的密度、抗弯强度和维氏显微硬度变化情况，同时给出了同样条件制备的纯钨及 W-0.5ZrC 样品的数据作为对比。钨是一种很难烧结的材料，而 Y 的熔点相对较低，其在烧结过程中部分或全部熔化，形成的液相能够渗入钨基体中的孔隙，促进烧结样品的致密化。因而，随着钇含量的增加，复合材料的致密度明显增加。当钇含量超过 0.5%时，其力学性能也明显优于纯钨和 W-0.5ZrC 样品。但是，随着钇含量进一步提高，其在烧结过程中形成更多液相，从而在晶界处形成较大的弥散相，并且钨的晶粒尺寸也粗化，如图 1所示。这导致样品的显微硬度和抗弯强度随着钇含量的增加，出现先升高后降低的趋势。样品 W-0.5ZrC-0.5Y 的抗弯强度最高，达到1 073.37 MPa，比 W-0.5ZrC-0.3Y、W-0.5ZrC-1.0Y和 W-0.5ZrC-2.0Y 的抗弯强度分别高 93.18%、20.68%和 19.87%。这是因为该样品的弥散颗粒分布最均匀，尺寸最小，对晶界的强化作用更好。当钇含量为 1.0%时，烧结样品获得最高的显微硬度。这可归因于其具有更高的第二相颗粒密度和相对较细的晶粒组织，如图 1（c）所示。图 3 为复合材料抗弯测试样品的断口形貌。如图 3（a）可知，W-0.5ZrC-0.3Y 中的三叉晶界处可表 1W-ZrC-Y 样品的显微硬度、抗弯强度和烧结密度及致密度Tab.1Micro-hardness,flexural strength,sintering density and relative density of W-ZrC-Ycomposites样品显微硬度/HV0.2抗弯强度/MPa烧结密度/(gcm-3)致密度/%W326.64472.2918.3295.16W-0.5ZrC478.66790.3117.8793.71W-0.5ZrC-0.3Y561.98555.6217.4592.32W-0.5ZrC-0.5Y562.061 073.3718.2797.38W-0.5ZrC-1.0Y592.30889.4318.3699.45W-0.5ZrC-2.0Y584.52895.4618.37100.00(a)W-0.5ZrC-0.3Y；(b)W-0.5ZrC-0.5Y；(c)W-0.5ZrC-1.0Y；(d)W-0.5ZrC-2.0Y图 3烧结样品的断口形貌Fig.3Fracture surfaces morphology of sintered samples(a)(b)(c)(d)10 m10 m10 m10 m42第 37 卷见一些气孔，存在一些穿晶断裂；如图 3（b），W-0.5ZrC-0.5Y 具有最多的穿晶断裂，这是因为W-0.5ZrC-0.5Y 的弥散强化相分布最为均匀，弥散相粒子以球形为主，且具有尺寸最细的显微结构特征。如图 3（c）和图 3（d）所示，从 W-0.5ZrC-1.0Y和 W-0.5ZrC-2.0Y 的断口形貌看，随着 Y 含量的提高，其断裂特征转变为以晶间断裂为主。这是由于 Y 含量较高时，样品中形成的弥散粒子从球形转变为不规则状，且尺寸粗化明显，因此对晶界的强化能力变弱。2.3热冲击性能图 4 为 W-0.5ZrC-0.3Y、W-0.5ZrC-0.5Y 和W-0.5ZrC-1.0Y 经过不同功率密度的电子束辐照后表面的形貌图。由图可见，W-0.5ZrC-0.3Y 样品在经过 100 次 0.38 GW/m2电子束热冲击之后，表面出现了裂纹，且裂纹存在分叉，有部分裂纹形成了网状，在裂纹较为集中的地方，材料还出现了熔化的迹象，如图 4（a）箭头所示。而提高电子束功率，W-0.5ZrC-0.3Y 经过 100 次 0.76 GW/m2的电子束热冲击之后，表面的裂纹网络变得更加密集，但只在图 4（b）箭头中出现并不十分明显的熔融迹象。在没有出现裂纹的地方出现了少量的起皮现象，如图4（b）圆圈所示。不改变热冲击次数，进一步提高电子束的功率密度到 1.14 GW/m2，W-0.5ZrC-0.3Y 表面的裂纹进一步扩展，网络进一步密集化，表面起皮的面积增大，并出现了两个较为明显的熔化点。在经过 100 次 0.38 GW/m2电子束热冲击之后，W-0.5ZrC-0.5Y 试样的表面几乎观察不到任何变化。保持热冲击次数不变，将功率密度提高到 0.76 GW/m2时，在电子束扫描区域的中部，试样表面微有发黑，未见裂纹产生。当功率密度提(a)W-0.5ZrC-0.3Y，0.38 GW/m2；(b)W-0.5ZrC-0.3Y，0.76 GW/m2；(c)W-0.5ZrC-0.3Y，1.14 GW/m2；(d)W-0.5ZrC-0.5Y，0.38 GW/m2；(e)W-0.5ZrC-0.5Y，0.76 GW/m2；(f)W-0.5ZrC-0.5Y，1.14 GW/m2；(g)W-0.5ZrC-1.0Y，0.38 GW/m2；(h)W-0.5ZrC-1.0Y，0.76 GW/m2,(i)W-0.5ZrC-1.0Y，1.14 GW/m2图 4瞬态热冲击后试样表面形貌Fig.4The surface morphology after transient heat loading0.5 mm(b)(a)(c)(d)(f)(e)(g)(i)(h)0.5 mm0.5 mm0.5 mm0.5 mm0.5 mm0.5 mm0.5 mm0.5 mm第 3 期钟铭，等：氧化钇含量对 W-ZrC 复合材料显微组织和抗热冲击性能的影响43高到 1.14 GW/m2时，W-0.5ZrC-0.5Y 试样表面才开始产生裂纹，裂纹的宽度较 W-0.5ZrC-0.3Y 试样的裂纹细，且裂纹网络呈辐射状分布。同时，材料表面的黑化现象进一步加重，三个功率密度参数辐照后，材料表面都没有明显的熔化痕迹和起皮现象。W-0.5ZrC-1.0Y 经过热冲击后的损伤情况与W-0.5ZrC-0.3Y 类似，在经过 0.38 GW/m2电子束轰击 100 次之后就产生了裂纹，随着功率密度的提高，表面的裂纹越来越密集，且宽度越来越大。在 0.76 GW/m2时，表面出现了明显的熔化现象，如图 4（h）箭头所示。随着功率密度的提高，材料表面的黑化迹象越来越明显。与 W-0.5ZrC-0.3Y比较，W-0.5ZrC-1.0Y 并没有明显的起皮现象。利用激光干涉微轮廓测量仪测得各试样经各功率热冲击后的表面粗糙度，用 Ra 表示材料的粗糙度参数。在热冲击试验之前，材料表面的平均粗糙度为 0.06 m。如表2 所示，在经过0.38GW/m2的电子束热冲击之后，W-0.5ZrC-0.3Y和W-0.5ZrC-1.0Y的表面就开始粗糙化了。随着功率密度的提高，两者的粗糙度也在增大。经过 1.14 GW/m2的电子束热冲击，W-0.5ZrC-0.3Y和W-0.5ZrC-1.0Y试样的表面粗糙度分别达到了0.37m 和0.52m。根据粗糙度变化，可以发现W-0.5ZrC-0.3Y的抗热冲击性能比W-0.5ZrC-1.0Y的稍好。值得注意的是，经过0.76GW/m2的电子束冲击后，W-0.5ZrC-1.0Y 的粗糙度出现最大值 0.79 m，当功率密度提高到 1.14 GW/m2后，材料的粗化反而减弱了。从表中数据还能看出，试样 W-0.5ZrC-0.5Y具有最好的热冲击性能，功率密度为 0.38 GW/m2时，材料表面的粗糙度几乎没有发生变化，将功率密度提高到 0.76 GW/m2，其表面粗糙度也仅从 0.06 m增加到 0.07m。当功率进一步提高到 1.14 GW/m2，试样 W-0.5ZrC-0.5Y 的粗糙度才大幅度增加，达到0.20 m，但其表面粗糙度仍远小于同功率密度下的W-0.5ZrC-0.3Y 和 W-0.5ZrC-1.0Y，甚至小于这两种样品经 0.76 GW/m2电子束冲击后的粗糙度值。表 2瞬态热冲击后试样的表面粗糙度Tab.2Surface roughness of samples after transient highheat loading样品表面粗糙度/m0.38 GW/m20.76 GW/m21.14 GW/m2W-0.5ZrC-0.3Y0.080.230.37W-0.5ZrC-0.5Y0.060.070.20W-0.5ZrC-1.0Y0.110.790.52经过热冲击后，试样开裂是由于材料在瞬态热冲击下积累的热应力，热冲击的功率密度越高，冲击次数越多，所积累的热应力就会越大，当热应力积累到超过了试样表面承受的范围，试样就会出现开裂的现象。根据公式c=E(T)，将纯钨迅速加热到熔点或者从熔点迅速降温到室温左右，产生的热应力约为 816 GPa 左右，远远大于其抗拉强度。此外，在热冲击过程中，随着升降温过程的不断反复，材料内部拉、压应力也会不断的转换，因此，造成了材料开裂后，裂纹区域有向上翘起的现象。从 W-0.5ZrC-0.3Y 和 W-0.5ZrC-1.0Y 试样在低功率密度照射下的开裂状态，还可以看出热冲击方式的不同对材料造成的影响也会不同，纯钨在低功率密度照射下也会受到损伤，表面发生起伏而粗糙化，但并没有产生明显的裂纹。W-0.5ZrC-0.3Y 和W-0.5ZrC-1.0Y 试样的熔化现象，说明在热冲击试验时至少在熔化区域温度达到了熔点。仔细观察会发现，发生熔化的区域都是多条裂纹（三条以上）相交处，而裂纹较少和没有产生裂纹的地方没有发现熔化现象。主要原因是，裂纹相交处的热量比试样的其他各个位置更难转移。试样没有裂纹的区域能够向各个方向散热，所以在热冲击的过程中，能够保持相对较低的温度。在裂纹的边缘处，热量只能从没有开裂的一侧散失，散热能力相对较低，从而会积聚相对较多的热量。而如果有多条裂纹相交，热量散失的方向就会更少，热冲击过程中该处的温度就会越高，所以，这些多条裂纹相交点更容易发生熔化。值得注意的是，在所有的开裂试样中，只有W-0.5ZrC-0.3Y 出现了起皮的现象，其他的试样只发生了开裂。这可能与 W-0.5ZrC-0.3Y 的力学性能在所有试样中最差有关。试样起皮的可能机理有两种。一种可能是由于电子束的轰击使材料产生微观缺陷，提高电子束的功率密度后，材料的微观缺陷长大成了宏观缺陷的起皮现象；另一种可能是，虽然试样通过开裂释放了相当的热应力，但在试样表面的残余热应力还是造成了试样的起皮。综上所述，试样热冲击的开裂、局部熔化和起皮的现象并不是相互独立的存在的，它们之间有着内在的联系。热应力是造成试样损伤的主导因素，所以材料的力学性能对材料的抗热冲击性能起着至关重要的作用。从测试的结果可以看出，试样的抗弯强度越强，其抗热冲击能力越强。而材料的强44第 37 卷度又是由其微观结构决定的。所以，综合显微组织、力学性能和抗瞬态热冲击行为，W-0.5ZrC-0.5Y 由于具有分布最为均匀的细小弥散粒子，和最高的抗弯强度，而具有最优的抗热冲击性能。值得一提的是，虽然由于 ZrC 和 Y 的加入促进了钨样品的烧结致密化，细化了钨晶粒尺寸，且形成了较多细小的弥散强化粒子，从而明显提高了材料的强度和抗瞬态热冲击能力。但是另一方面，ZrC 和 Y 的加入将会降低钨的热导率，从而可能对钨的长时间抗稳态热冲击能力造成一定的影响，需要对由于 ZrC 和 Y的加入引起的热导率变化情况进行系统测试，进而对其抗热冲击能力进行评估。3结论采用高能球磨和 SPS 制备了 W-0.5ZrC-0.3Y、W-0.5ZrC-0.5Y、W-0.5ZrC-1.0Y 和 W-0.5ZrC-2.0Y等复合材料。研究了钇添加量对复合材料显微组织、力学性能和抗瞬态热冲击性能的影响，结论如下：（1）钇的添加对复合材料的烧结致密化有很好的促进作用，W-ZrC-Y 复合材料的密度随钇含量的增加而增加。钇添加量为 0.5%时，样品的晶粒组织和弥散粒子的分布最为均匀，其弥散粒子主要为 Y2O3。（2）所有 W-ZrC-Y 复合材料的抗弯强度均明显高于纯 W，其中 W-0.5ZrC-0.5Y 的抗弯强度最高。W-0.5ZrC-1.0Y 和 W-0.5ZrC-2.0Y 也表现出较高的抗弯强度。（3）电子束瞬态热冲击测试结果表明，W-0.5ZrC-0.5Y 具有最优异的抗热冲击性能。在经过 0.37 GW/m2和 0.76 GW/m2的电子束冲击后，材料的表面都没有出现明显的裂纹；当功率提高到1.14 GW/m2时，材料表面才产生了数量较多、但细微的裂纹；W-0.5ZrC-0.3Y 和 W-0.5ZrC-1.0Y 在不同功率密度下都发生了开裂现象，有部分区域还出现了熔融现象。参考文献：1LINSMEIER C，RIETH M，AKTAA J，et al.Development ofadvancedhighheatfluxandplasma-facingmaterialsJ.Nuclear Fusion，2017，57：92007.2周张健，钟志宏，沈卫平，等聚变堆中面向等离子体材料的研究进展J材料导报，2005，19：5-8ZHOU Zhangjian，ZHONG Zhihong，SHEN Weiping，et al，ThedevelopmentofplasmafacingmaterialsforfusionreactorJ.Materials Review，2005，19：5-8.3UEDA Y，LEE 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on the Microstructure and Transient Heat LoadingPerformance of W-ZrC CompositeZHONG Ming1,DU Juan2,ZHOU Zhangjian1（1.School of Material Science and Engineering,University of Science&Technology Beijing,Beijing 100083,China;2.Southwestern Institute ofPhysics,Chengdu 610225,Sichuan,China）Abstract:Tungsten is the main candidate material for plasma materials of fusion reactors,and its transient thermal shockresistance is an important service performance.In order to improve the thermal shock resistance of tungsten,W-ZrC-Ycomposites with different addition of yttrium content were prepared by spark plasma sintering with W-0.5%ZrCcomposites as the matrix.It is found that uniformly distributed yttrium oxide particles formed after sintering.Therelationship between the addition content of yttrium and grain structure was studied by scanning electron microscope andtransmission electron microscope.The mechanical properties of samples with different yttrium content were compared bymicrohardness and bending strength test,and the transient thermal shock behavior was tested by high energy electronbeam.The results show that when the yttrium content is 0.5%,the prepared composite has the most uniform fine-grainedstructure,the highest bending strength and the highest threshold of transient t