Mg1-xZnxAl2O4（χ=0~1）尖晶石的離子束輻照效應(yīng)研究

中圖分類號： TL75⁺2.3

尖晶石作為自然界中一種廣泛存在的穩(wěn)定礦物（化學(xué)式通常為 AB₂X₄ ），在高放廢物固化、惰性基質(zhì)燃料宿主材料及核反應(yīng)堆結(jié)構(gòu)材料等領(lǐng)域具有重要的應(yīng)用前景。研究發(fā)現(xiàn)不同A、B位陽離子尖晶石（ MgAl₂O₄ ！ ZnAl₂O₄ ！ MgCr₂O₄ 、 MgGa₂O₄ 、FeCr₂0₄ 和 MgSn₂O₄ ）的耐輻照性能有明顯差異[1-8]。Uberuaga等人[9]研究了 MgAl₂O₄ 、MgGa₂O₄ 和 MgIn₂O₄ 三種不同B位陽離子的尖晶石在 100K 溫度下分別被 的Ne離子和600keV 的 Kr 離子輻照后的結(jié)構(gòu)變化，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，即使在 （平均原子離位，displacements peratom）的 Kr 離子輻照后， MgAl₂O₄ 尖晶石也沒有發(fā)生任何非晶化現(xiàn)象；而 MgIn₂O₄ 尖晶石在約3dpa的Ne離子輻照后發(fā)生了明顯的非晶化，相同輻照條件下 MgGa₂O₄ 尖晶石發(fā)生輕微的非晶。MgAl₂O₄ 和 ZnAl₂O₄ 因為不同的A位陽離子其耐輻照性能也有明顯差異。研究[10]發(fā)現(xiàn) MgAl₂O₄

文獻標(biāo)志碼：A

尖晶石在高于 300K 溫度時能夠承受快中子或重離子 250dpa 的輻照損傷而不發(fā)生非晶，即使在100K 低溫下被 的Xe離子輻照后，其非晶化劑量也高達 。但是 ZnAl₂O₄ 在室溫下被 92MeV 的Xe離子輻照后，當(dāng)輻照損傷達到0.2dpa 時就已經(jīng)發(fā)生完全非晶[11]。由此可見，不同A ?^B 位陽離子對尖晶石的抗輻照性能均有顯著的影響。 0^′Quinn 等人[2]通過在 MgAl₂O₄ 中摻雜不同計量的 Ni²⁺ 離子來改變A位陽離子，進而研究Ni²⁺ 離子摻雜量對其反位參數(shù)的影響，但相關(guān)抗輻照性能的研究尚未開展?？紤]到 Zn²⁺ 和 M_g²⁺ 半徑相似，容易在 MgAl₂O₄ 尖晶石的A位摻雜不同計量的 Zn²⁺ 離子，進而研究 Zn²⁺ 摻雜量對 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石結(jié)構(gòu)及抗輻照性能的影響?；诖耍疚膶⒂貌煌嬃康?Zn²⁺ 離子逐步取代 MgAl₂O₄ 中的Mg²⁺ 離子，通過改變A位陽離子研究 Zn²⁺ 摻雜量對體系結(jié)構(gòu)的影響，并在室溫下通過 He²⁺ 離子束輻照研究體系的結(jié)構(gòu)變化和耐輻照性能

1 尖晶石樣品 制備

本文制備的樣品為 "Mg1-xZnxAl2O4（χ=0、0.2、0.4、0.6、0.8、1.0）尖晶石氧化物陶瓷，采用傳統(tǒng)的高溫固相法在 1500^°C 溫度下合成。試驗所用反應(yīng)原料分別是氧化鋅（ ZnO ）、氧化鎂（ MgO 及氧化鋁（ Al₂O₃ ）粉末，純度均為 99.99% 。高溫固相反應(yīng)方程式如下：

本樣品制備過程主要涉及原料干燥與稱量、初次球磨混料、壓片和燒結(jié)及二次球磨混料、壓片和燒結(jié)等步驟。初燒結(jié)最終溫度為 1000^c ，升溫速率為 10^°C/min ，保溫 24h 。由于陶瓷材料在初次燒結(jié)過程中反應(yīng)程度大，晶體結(jié)構(gòu)變化明顯，得到的樣品致密性較差，孔隙率較高，同時也可能存在原料反應(yīng)不充分的現(xiàn)象。因此將初燒結(jié)樣品二次球磨、壓片并燒結(jié)能有效提高樣品的致密性，同時使原料充分反應(yīng)，得到純凈均勻的樣品。本樣品二次燒結(jié)過程分兩個階段完成，第一階段以 的升溫速率加熱至 1000^c ，保溫 12h ：第二階段在前一階段的基礎(chǔ)上以 的升溫速率加熱至 1500^°C 并保溫 ^48h 。最后以 391 min的降溫速率降至 300^c 后，自然冷卻至室溫并取出樣品。

樣品制備過程中主要用到的設(shè)備包括：（1）FA1204B電子精密天平；（2）MSK-SFM-1行星式球磨機；（3）MSK-SFM-3三維高速擺震球磨機；（4）YLJ-30TA電動壓片機；（5）KSL-1700X-S微型箱式爐。

2 SRIM軟件模擬

利用 SRIM（The Stopping and Range of Ions inMatter）軟件模擬了 500keVHe²⁺ 在 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ （ ）尖晶石中的離子濃度、原子離位損傷及能量沉積隨入射深度的分布情況。參考一些陶瓷材料的原子離位閾能[13]，將 Zn，Mg，Al 及0原子的離位閾能分別設(shè)為 50eV、55eV、20eV 和60eV 。由于 He²⁺ 在不同組分 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 樣品中的濃度和離位損傷隨入射深度的分布類似，因此以 MgAl₂O₄ 為例分析計算結(jié)果，如圖1所示。He²⁺ 束注量為 1×10¹⁶cm^-2 輻照后產(chǎn)生的最大原子離位損傷在人射深度約 1.20μm 處，對應(yīng)損傷劑量為 ，而 He²⁺ 離子濃度在人射深度約1.25μm 處達到峰值，約為 0.61% 。根據(jù)輻照損傷與入射離子劑量之間的線性關(guān)系[14]，可以依次推出 500keVHe²⁺ 在不同注量下對 MgAl₂O₄ 尖晶石產(chǎn)生的輻照損傷。

He²⁺ 在不同組分 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 樣品中的能量沉積情況也相似，以 MgAl₂O₄ 為例，說明 He²⁺ 核能損與電子能損隨入射深度的分布情況，如圖2所示， He²⁺ 束注量為 1×10¹⁶cm^-2 。在 He²⁺ 入射到樣品近表面處電子能損達到最大值，約為0.466keV/nm ，隨著入射深度的增加， He²⁺ 能量損失越來越多，電子能損逐漸減小。 He²⁺ 核能損失在入射深度 1.20μm 處達到峰值，約為 0.015keV/nm ，與產(chǎn)生最大原子離位損傷的深度一致，說明原子離位損傷主要是 He²⁺ 與原子核的彈性碰撞（核能損）導(dǎo)致的。從整個過程看， He²⁺ 在樣品中能量損失方式以電子能損失為主，核能損失幾乎可以忽略。

3 （204 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ （ ?_x=0～1 ）樣品的輻照 實驗

用能量為 離子束在室溫下對Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石進行不同注量的輻照，結(jié)合掠人射X射線衍射（GIXRD）拉曼（Raman）光譜對樣品輻照層的結(jié)構(gòu)進行表征和分析。

離子束輻照實驗在中國科學(xué)院近代物理研究所的 320kV 全離子綜合實驗平臺上完成。拉曼光譜試驗通過大學(xué)物理科學(xué)與技術(shù)學(xué)院的LabRAMHR800型激光微區(qū)拉曼光譜儀完成，試驗主要參數(shù)為：（1）激光波長： 532nm ;（2）拉曼位移范圍（波數(shù)）： 200～800nm ;（3）光譜分辨率：小于 1cm^-1 ;（4）空間分辨率： 1μm 。GIXRD 測試在中國科學(xué)院化學(xué)物理研究所完成，所用儀器為荷蘭帕納科公司的Empyrean銳影X射線衍射儀。

3.1 GIXRD表征

根據(jù)SRIM模擬結(jié)果，整個輻照層深度約為1.5μm ， He²⁺ 產(chǎn)生的最大離位損傷深度約1.2μm ，因此用掠入射X射線衍射表征輻照層結(jié)構(gòu)時要嚴(yán)格設(shè)置掠入射角，控制探測深度，原則上應(yīng)該超過最大離位損傷對應(yīng)的深度，同時又必須小于整個輻照層深度，避免測到未輻照的基底。試驗前通過全反射臨界角模型計算了最小掠入射角為0.5^° ，但在實際測試時需要考慮具體儀器的特征，例如測角半徑、狹縫等，因此需要在測試過程中不斷調(diào)試掠人射角，直到滿足要求。經(jīng)過一系列調(diào)試，最終確定各組分 M_g1-xZn_xAl₂O₄（x=0～1） 尖晶石的GIXRD人射角為 0.6^° ，掃描范圍為 10^°～ 70^° ，步長為 0.02^° ，每步停留時間為1s。圖3是尖晶石樣品輻照前后的GIXRD圖譜。根據(jù)已有研究[5，15]，離子輻照容易誘發(fā)尖晶石結(jié)構(gòu)發(fā)生相變，當(dāng)電子能損占主導(dǎo)地位（核能損幾乎可以忽略）時，有序尖晶石會轉(zhuǎn)變?yōu)闊o序尖晶石的亞穩(wěn)相，這種相變機制的特征是僅發(fā)生四面體間隙與八面體間隙的原子位置互換，不會改變晶體結(jié)構(gòu)的空間群對稱性。當(dāng)核能損在整個入射離子的能損過程中占據(jù)重要地位時，有序尖晶石會轉(zhuǎn)變?yōu)闊o序巖鹽結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)相，這種相變機制的特征是晶體結(jié)構(gòu)的空間群會從 Fd-3m 轉(zhuǎn)變?yōu)?Fm-3m ，陽離子會全部占據(jù)八面體間隙的4b位置，同時晶格常數(shù)會變?yōu)樵瓉淼囊话?，對?yīng)衍射峰中奇數(shù)峰會消失，相應(yīng)位置的偶數(shù)峰會變成密勒指數(shù)減半的巖鹽相衍射峰，相變過程如圖4所示[16]。通過對比未輻照樣品的衍射峰，發(fā)現(xiàn)即使在最高注量 1× 10¹⁷cm^-2 輻照后，所有樣品的衍射峰均保持尖晶石結(jié)構(gòu)特征峰，這說明 He²⁺ 輻照沒有導(dǎo)致M_S1-xZn_xAl₂O₄（xδ=0～1） 尖晶石向無序巖鹽結(jié)構(gòu)的相變，且圖譜中也未出現(xiàn)類似鼓包的漫散射峰（一般這種峰是非晶結(jié)構(gòu)特有的），說明樣品均沒有發(fā)生非晶化現(xiàn)象。

3.2 拉曼（Raman）光譜表征

Raman光譜是分子振動能級的指紋光譜，每一種材料都有其獨一無二的特征拉曼光譜。根據(jù)群論和相關(guān)研究[17]，尖晶石結(jié)構(gòu)只有五種Raman振動模式，按照波數(shù)從小到大依次是F2g（1）、E。、F_2g（2），F(xiàn)_2g（3） 和 A_1g ；對應(yīng)位置分別是： 311cm^-1 和 772cm^-1 。由于樣品和儀器的差異，振動峰峰位的輕微偏移屬于正?，F(xiàn)象。通常，尖晶石的無序程度會在Raman圖譜的特征峰中有所體現(xiàn)，當(dāng)尖晶石無序程度較高時，整體Raman特征峰的強度較小，峰較寬。當(dāng)無序度增大到一定程度時，在 723cm^-1 位置會逐漸出現(xiàn)一個新的振動峰，該峰是原本在八面體間隙位的B位陽離子發(fā)生位置交換，在四面體間隙為形成新的[ BO₄ ］四面體，該四面體的Al—O鍵通過拉伸振動最終激發(fā)出Raman特征峰，該峰強度越大，尖晶石結(jié)構(gòu)越無序，反位參數(shù)越大[18]

為了研究 He²⁺ 輻照對 1）尖晶石反位參數(shù)的影響，用激光Raman光譜對輻照層結(jié)構(gòu)進行了研究，對部分特征峰強度的變化進行了分析，從而得到 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石的反位參數(shù)與輻照 He²⁺ 束注量之間的關(guān)系。圖5是尖晶石在輻照前后的Raman光譜圖。對比未輻照樣品Raman特征峰發(fā)現(xiàn)，在不同注量 He²⁺ 束輻照后，各樣品均測到了代表尖晶石結(jié)構(gòu)的特征峰，并且，除了在約 721cm^-1 處存在由 四面體中Al一O鍵的拉伸振動而產(chǎn)生的Raman特征峰，其它范圍內(nèi)均沒有測到其它新的振動峰，同時由于沒有發(fā)現(xiàn)明顯的非晶漫散射峰，說明輻照后樣品仍然保持尖晶石結(jié)構(gòu)且未發(fā)生非晶化現(xiàn)象，和GIXRD結(jié)果一致。另外，隨著 He²⁺ 束注量的增大，各組分樣品的Raman特征峰逐漸變寬，說明樣品的有序度在逐漸降低，即輻照誘導(dǎo)了陽離子反位程度的加重。約 721cm^-1 處特征峰的強度隨著注量的增大而逐漸增大，表明越來越多的 Al³⁺ 離開了原來的八面體間隙，最終穩(wěn)定在四面體間隙形成 四面體，同時約 773cm^-1 處由 [Mg0₄] 一（或 ）四面體的 Mg-0 （或Zn—O）鍵的拉伸振動導(dǎo)致的特征峰，其峰強度隨著注量的增大而逐漸減弱，再次說明 位陽離子互換位置的現(xiàn)象隨著注量的增加而加劇。由此可見， He²⁺ 輻照會誘導(dǎo) Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石的陽離子反位參數(shù)增大，并且隨著注量的增大，反位參數(shù)呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢。

4 輻照結(jié)果討論

4.1 輻照誘導(dǎo)的O-D相變

由于 721cm^-1 和 773cm^-1 兩個位置的Raman特征峰分別反映了 Al³⁺ 和 Mg²⁺ （或 Zn²⁺ ）在四面體間隙位的占位情況，根據(jù)Dwibedi等人[18]的經(jīng)驗公式計算了各組分樣品在不同輻照劑量下的反位參數(shù)，并通過圖6展示這種變化規(guī)律。由圖6可知，輻照后各組分樣品的反位參數(shù)均發(fā)生了不同程度的增大，其中 MgAl₂O₄ 和 M_g0.4Zn_0.6Al₂O₄ 尖晶石的整體增大幅度較小，而 ZnAl₂O₄ 尖晶石的增大幅度最大，在 0～1×10¹⁷cm^-2He²⁺ 束注量輻照后，反位參數(shù)由0.172增至0.473。另外，不同尖晶石的反位參數(shù)隨著輻照劑量的增大速率（即相同輻照劑量增量下反位參數(shù)的增幅）明顯不同，在1×10¹⁶～5×10¹⁶cm^-2 階段，三種尖晶石反位參數(shù)增大速率均有所減小，更高注量階段 MgAl₂O₄ 的反位參數(shù)增大速率繼續(xù)減小，但 M_g0.4Zn_0.6Al₂O₄ 和ZnAl₂O₄ 的反位參數(shù)增大速率又開始增大，其中ZnAl₂O₄ 尖晶石增大更快

在中子和重離子輻照實驗及分子動力學(xué)模擬計算中均已發(fā)現(xiàn)輻照容易誘發(fā)尖晶石的陽離子無序化[1]，而且， MgAl₂O₄ 尖晶石中陽離子反位缺陷（ ）形成能是最低的。因此，Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石被 He²⁺ 輻照后也會產(chǎn)生大量的陽離子反位缺陷，這和TANGMing等人[5]在MgIn₂O₄ 尖晶石 He²⁺ 輻照效應(yīng)研究中得到的結(jié)論一致，文獻還發(fā)現(xiàn) He²⁺ 輻照產(chǎn)生的陽離子弗倫克爾（Frenkel）缺陷對容易湮滅，最后留存下來的只有陽離子反位缺陷。研究[9已證明陽離子Frenkel缺陷對才是導(dǎo)致尖晶石向無序巖鹽結(jié)構(gòu)相變的根本原因，所以 He²⁺ 輻照 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石只能誘導(dǎo)其向無序尖晶石結(jié)構(gòu)相變。2節(jié)SRIM模擬結(jié)果表明 He²⁺ 在 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石中的核能損遠(yuǎn)小于電子能損，這種情況下尖晶石的相變機制是從有序尖晶石向無序尖晶石轉(zhuǎn)變，研究[已經(jīng)證明了這一結(jié)論。還有研究2發(fā)現(xiàn) He²⁺ 對八面體間隙位有極強的“偏好能”，輻照過程中因能量耗盡而沉積在材料中的 He²⁺ 有 95% 的概率占據(jù)八面體間隙位置，當(dāng) He²⁺ 照射 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石后，原來占據(jù)八面體間隙位的 Al³⁺ 會被迫離開去四面體間隙位，這個過程“逼迫”陽離子互換位置，從而使反位參數(shù)增大。但是，尖晶石陽離子亞晶格中固有的空位能夠為缺陷的復(fù)合提供通道，一般在高溫或者體系能量更高時，缺陷通過該通道復(fù)合的速率會加快[9]。所以，輻照誘導(dǎo)的陽離子反位參數(shù)的變化是由反位缺陷的產(chǎn)生和復(fù)合兩種機制共同作用的。隨著輻照劑量的增大，體系累積的能量也逐漸增加，體系的缺陷復(fù)合速率逐漸接近產(chǎn)生速率，這就是為什么在注量 1×10¹⁶～ 5×10¹⁶cm^-2 三種尖晶石的反位參數(shù)的增加均有所減緩的原因。在更高的注量下， Mg_0.4Zn_0.6Al₂O₄ 和ZnAl₂O₄ 尖晶石的缺陷復(fù)合速率接近極限，缺陷產(chǎn)生速率不斷增大，導(dǎo)致反位參數(shù)的增大速率又開始增加。與之相反的是 MgAl₂O₄ 的反位參數(shù)增大速率則持續(xù)減小，由此可見， MgAl₂O₄ 具有更強的缺陷恢復(fù)能力，說明了 MgAl₂O₄ 尖晶石優(yōu)異的抗輻照性能。

4.2 輻照誘導(dǎo)的體積腫脹

3.1節(jié)圖3GIXRD圖譜可以發(fā)現(xiàn)，隨著 He²⁺ 束注量的增大，所有衍射峰整體向左移動，根據(jù)布拉格方程，說明晶格常數(shù)在逐漸增大。分別計算了各組分樣品在不同輻照劑量下的晶格常數(shù)，并與未輻照樣品作了對比，具體結(jié)果列于表1。根據(jù)尖晶石的立方結(jié)構(gòu)特征，晶格增大意味晶胞體積發(fā)生了腫脹，為了研究體積腫脹與注量之間的關(guān)系，計算了樣品的體積腫脹率 ΔV/V₀，V₀ 表示未輻照樣品的晶胞體積， ΔV 表示輻照樣品晶胞體積與V₀ 的差值，詳細(xì)結(jié)果列于表2。

在注量 1×10¹⁶～5×10¹⁶cm^-2 范圍，樣品均出現(xiàn)了不同程度的體積腫脹，其中腫脹程度最大的是 Mg_0.8Zn_0.2Al₂O₄ 尖晶石，在注量 5×10¹⁶cm^-2 下，體積腫脹率達到了 0.38% ，而腫脹程度最小的是Mg_0.4Zn_0.6Al₂O₄ 尖晶石，在注量 5×10¹⁶cm^-2 下，僅發(fā)生了 0.04% 的腫脹。另外，注量 1×10¹⁶～5×10¹⁶ cm^-2 范圍，各組分尖晶石的腫脹速率（即相同注量增量下體積腫脹率的增幅）均有明顯的減小。He²⁺ 輻照后不僅會產(chǎn)生原子離位損傷，而且最后留在樣品中的 He²⁺ 容易俘獲兩個電子形成He原子，當(dāng)He原子濃度達到一定程度又會相互聚集形成 He 泡，會導(dǎo)致材料的晶胞體積腫脹[21-22]。尖晶石的陽離子亞晶格是非致密的，存在大量的空位缺陷，有助于He原子聚集形成He泡，從而導(dǎo)致晶胞體積腫脹。隨著輻照離子注量的增大，體系的能量也會提高，有助于加速He泡的成核與長大，所以體積的腫脹速率理應(yīng)隨離子注量的增加而增大，但注量 1×10¹⁶～5×10¹⁶cm^-2 范圍，各組分尖晶石的腫脹速率均有明顯的減小，說明導(dǎo)致尖晶石體積腫脹的原因不止He泡。LI等人[23]在另一種氧化物陶瓷燒綠石的離子束輻照效應(yīng)研究中，發(fā)現(xiàn)其腫脹效應(yīng)主要是由陽離子反位缺陷引起的。4.1節(jié)討論 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石反位參數(shù)的增長速率隨輻照劑量變化時發(fā)現(xiàn)，注量 1×10¹⁶ 25×10¹⁶cm^-2 范圍由于體系能量增大，加速了反位缺陷的復(fù)合速率，導(dǎo)致在這一范圍反位參數(shù)的增長速率有所減小。由此可見，陽離子反位缺陷的數(shù)量與體積腫脹有緊密的聯(lián)系，在更高離子注量5×10¹⁶～1×10¹⁷cm^-2 范圍， MgAl₂O₄，Mg_0.4Zn_0.6Al₂O₄ 和 ZnAl₂O₄ 尖晶石的晶胞體積腫脹率分別為0.43%.0.12% 和 0.67% ，且體積腫脹速率與反位參數(shù)增長率的變化趨勢一致。由此可見，陽離子反位缺陷在尖晶石的體積腫脹效應(yīng)中起重要作用，并與He泡共同作用導(dǎo)致 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石的晶胞體積腫脹。根據(jù)樣品體積腫脹速率的變化規(guī)律，在低于 1×10¹⁷cm^-2 注量輻照下，M_g0.4Zn_0.6Al₂O₄ 尖晶石擁有更好的抗輻照腫脹能力， MgAl₂O₄ 次之， ZnAl₂O₄ 最差。

5總結(jié)

本文主要研究了 尖晶石的 He²⁺ 離子束輻照效應(yīng)。在室溫下，用500keVHe²⁺ 離子束對 Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 尖晶石進行輻照實驗，結(jié)合GIXRD 和Raman 技術(shù)研究發(fā)現(xiàn)， He²⁺ 輻照會誘導(dǎo) Mg_1-xZn_xAl₂O₄ 從有序尖晶石向無序尖晶石的結(jié)構(gòu)相變（0-D相變），同時還會造成其體積腫脹。在 1×10¹⁷cm^-2 離子注量輻照后，M_oAl₂O₄，M_o0.4Zn_0.6Al₂O₄ 和 ZnAl₂O₄ 的晶胞體積腫脹率分別為 0.43%.0.12% 和 0.67% 。實驗結(jié)果表明：在低于 1×10¹⁷cm^-2 的離子注量輻照時，Mg_0.4Zn_0.6Al₂O₄ 尖晶石擁有更好的抗輻照腫脹能力， MgAl₂O₄ 次之， ZnAl₂O₄ 最差。

參考文獻：

[1]Sickafus KE，Larson AC，YUN，etal.Cation disorderinhigh dose，neutron-iradiated spinel[J].Journalof Nuclear Materials，1995，219：128-134.

[2]YU Ning，Sickafus K，Michael Nastasi. First observation of amorphization in single-crystal MgAl₂O₄ spinel[J]. Philosophical Magazine Letters，1994，70（4）：235-240.

[ 3]Zinkle S J，Matzke H J， Skuratov V A. Microstructure of swift heavyion irradiated MgAl₂O₄ spinel[J]. MRS Online Proceedings Library，1998，540（1）：299-304.

[4]Ishimaru M，AfanasyevcharkinIV，SickafusKE.Ion-beam-induced spinel-to-rocksalt structural phase transformatinin （204 MgAl₂O₄[J] . Applied Physics Letters，2000，76（18）： 2556-2558.

[5]Baldinoi G，SimeoneD，Gosset D，etal.Whyioniradiationdoes notleadtothesamestructuralchangesinnormal spinels ZnAl₂O₄ ， MgAl₂O₄ and MgCr₂0₄ ？[J].Nuclear Instruments and Methods in Physics Research，， Section B： Beam Interactions With Materials and Atoms，2008，266（12/13）： 2848-2853.

[6]SHEN T D，F(xiàn)ENG Shiha，TANG Ming，et al.Enhanced radiation tolerance in nanocrystalline .Applied Physics Letters，2007，90（26）：263115-263118.

[7]WANG Lumin，GONG Weilang，WANG Shixin，et al. Comparison of ion-beam irradiation effects in X₂Y0₄ compounds [J].Journal of the American Ceramic Society，1999，82（12）： 3321-3329.

[8] XU P，TANG M， Nino JC. In situ studies of ion irradiated inverse spinel compound magnesium stannate （ M_g2SnO₄ ）[J]. Journal of Nuclear Materials，2009，389（3）：410-415.

[9]Uberuaga BP，TANG Ming，JIANG Chao，et al.Opposite correlations betwen cation disordering and amorphization resistance in spinels versus pyrochlores[J]. Nature Communications， 2015，6： 8750.

[10] YU Ning，Devanathan R，Sickafus K E，et al. Radiation-induced phase transformations in MgAl₂O₄ spinel[ J]. Journal of Materials Research，1997，12（7） ：1766-1770.

[11]Quentin A，Monnet I，Gosset D，et al． Amorphisation of ZnAl₂O₄ spinel under heavy ion irradiation[J]. Nuclear Instruments and Methods in Physics Research，Section B：Beam Interactions With Materials and Atoms，2009，267（6）： 980-982.

[12]O'Quinn E C，Shamblin J，Perlov B，et al.Inversion in Mg_1-xNi_xAl₂O₄ spinel： new insight into local structure[J]. Journal of the American Chemical Society，2017，139（30）：10395-10402.

[13]Zinkle SJ，KinoshitaC.Defect production inceramics[J].Journal of Nuclear Materials，1997，251： 200-217.

[14] 溫娟．8相及納米燒綠石氧化物的離子束輻照效應(yīng)研究[D]．：大學(xué)，2016.

[15] TANG Ming，Valdez JA，WANG Yongqiang，etal.Ion irradiation-induced crystal structure changes in inverse spinel （204號 MgIn₂O₄[J] .Scripta Materialia，2016，125：10-14.

[16] Sickafus K E. Comment on ‘Order-disorder phase transition induced by swift ions in MgAl₂O₄ and ZnAl₂O₄ spinels’by D. Simeone etal.，J.Nucl.Mater.300（2002）151-160[J].Journal of Nuclear Materials，2003，312（1）：111-123.

[17]Lazzeri M，Thibaudeau P.Ab initio Raman spectrum of the normal and disordered MgAl₂O₄ spinel[J].Physical Review B，2006，74（14）：140301.

[18]DwibediD，AvdevM，BarpandaP.Roleoffueloncation disorderin magnesium aluminate spinel preparedbycombustion synthesis[J]. Journal of the American Ceramic Society. American Ceramic Society，2015，98（9）：2908-2913.

[19]LIU Chenguang，LI Yuhong，SHI Tan，et al.Oxygen defects stabilize the crystal structure of MgAl₂O₄ spinel under irradiation[J]. Journal of Nuclear Materials，2019，527：151830.

[20] Afanasyev-Charkin I V. Effects of He²⁺ ion implantation on optical and structural properties of MgAl₂0₄?J? . Vacuum， 2000，58（1）：2-9.

[21] Ullmaier H. Introd uctory Remarks-Helium in Metals[J]. Radiation Effects，1983，78（4）：1-10.

[22]Adams JB，WolferWG.Formation energiesof helium-void complexes in nickel[J].JournalofNuclear Materials，1989， 166（3） ： 235-242.

[23]LIYH，UberuagaBP，Jiang C，etal.Roleofantisite disorderonpreamorphizationswelingintitanate pyrochlores[J]. Physical Review Letters，2012，108（19）：195504.

Abstract：Spinels have been proposed for a multitude of nuclear-energy-relatedapplications，including as nuclearwaste forms，inert matrix fuelsand structure materials for nuclear reactor，due to its excellent mechanical properties，chemical durabilityand radiation resistance.The study of radiation behavior and radiation tolerance have important significance in materials selection，assessment and modification. The 500keV He ions irradiation were performed on Mg_1-xZn_xAl₂O₄（x=0-1） spinels at room temperature with diferent ion fluence.There were a phase transition from order spinel to disorder spinel（O-D）but no amorphization in llof the samples even if the highest ion fluencel ×10¹⁷ ions/ ^cm2 according to the results of grazing incidence X-ray difraction and Raman scattering spectrum （Raman）. The swelling ratio of MgAl₂O₄ ， M_g0.4Zn_0.6Al₂O₄ and ZnAl₂O₄ caused by irradiation is 0.43% ， 0.12% and 0.67% ，respectively. We think M_g0.4Zn_0.6Al₂O₄ spinel have the best radiation swelling tolerance，closely followed by MgAl₂O₄ and ZnAl₂O₄ is the worst when the ion fluenceis below 1×10¹⁷ ions/ cm² . But，maybe the swelling ratio of M_g0.4Zn_0.6Al₂O₄ will outstrip MgAl₂O₄ at the higher ion fluence than 1×10¹⁷ ions/ cm² ：

Key words： spinel;ion irradiation ; 0-D transition; swelling