J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７０５

プロジェクトレビュー

日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト
Japan-US Joint Research Project TITAN

１．はじめに
1. Introduction
奥野健二
OKUNO Kenji
静岡大学理学部（原稿受付：２
０
１
３年８月５日）本レビュー報告は日米科学技術協力事業による共同プロ

画の企画，実施，成果のとりまとめが行われてきた．TI-

ジェクト研究「磁場および慣性核融合炉システムにおけるTAN 計画においても大学の研究者からなる研究チームがトリチウム・熱流動制御」通称 TITAN 計画（Tritium Irra-

形成された．研究対象の広がりに伴い，広範な炉工学研究

diation and Thermofluid for America and Nippon）（２００７―

者の参画を得て，連携が深まったことが大きな特徴であ

２０１２年度）のねらい，活動の概要，および成果をまとめた

る．

ものである．このプログラムは，核融合科学研究所とオー本レビュー報告においては，プロジェクトの狙いと進め

クリッジ国立研究所間の学術および科学交流に関する協定方について先ず報告し，続いて各タスクからの成果を中心の附属書−I「磁場および慣性核融合炉システムにおけるとした報告を行い，最後に TITAN 計画の後の計画としてトリチウム・熱流動制御共同研究プロジェクト」に基づき開始された PHENIX 計画の概要を報告する．
TITAN 計画におけるほとんどの研究はアメリカ側との実行されたものである．
日米協力共同プロジェクトは，長年エネルギー分野の日緊密な連携で進められたが，本レビュー報告では，日本側

米科学技術協力協定に基づく文部科学省−米国エネルギーの責任でこれまで発表された成果をまとめた．日米の実行

省間の核融合研究開発に関する交換付属書 I「原子炉を利体制については，次章で報告する．

用した核融合炉材料照射効果基礎研究」に基づき進めら
れ，RTNS-II 計画（１９８２―１９８６年度），FFTF/MOTA 計画
９９５―２０００年度 ），（１９８７―１９９４年度 ）， JUPITER 計画 （１JUPITER-II 計画（２００１―２００６年度）と引き続いて実施された．協 定 は JUPITER-II の 期 間 に 失 効 し，付 属 書 I も
JUPITER-II 計画終了により失効となった．しかし，関係者の絶大な努力により，上記枠組みで次期のプロジェクトを進めることができた．
それぞれの日米共同プロジェクトにおいては，大学連合
による研究チームが核融合科学研究所のもとに組織され計TITAN 計画のロゴ

Radioscience Research Laboratory, Faculty of Science, Shizuoka University, Shizuoka, SHIZUOKA 422-8529, Japanauthor’s email: srkokun@ipc.shizuoka.ac.jp

７０５!2013 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７０６‐７０８

プロジェクトレビュー 日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト

２．プロジェクトの狙いと進め方
2. Objectives and Procedure of the Project
室賀健夫
MUROGA Takeo
核融合科学研究所（原稿受付：２
０
１
３年８月５日）

日米協力事業における共同プロジェクトでは，アメリカの特徴ある施設を用い，日本の技術経験をそこに適用することによりユニークな研究を進めてきた．２００７年４月から２０１３年３月の期間で行われた，TITAN 計画（磁場および慣性核融合炉システムにおけるトリチウム・熱流動制御）においては，核融合炉におけるトリチウムと熱の制御の見通しを明らかにすることを目的とし，強中性子照射，高熱流高粒子束，強磁場下の循環流動など核融合炉特有の環境における試験，および統合モデリングを進めた．本章では，TITAN 計画の狙い，タスクと研究
組織，研究の進め方，成果のとりまとめについて報告する．
Keywords:
tritium, thermofluid, neutron irradiation, blanket, first wall２．
１ はじめに２．
２ プロジェクトの狙い

日米科学技術協力（核融合分野）の共同プロジェクト

TITAN 計 画 は，前 計 画 JUPITER-II（２００１年４月 か ら

は，１９８１年に開始した RTNS-II 計画以来，FFTF/MOTA,

２００７年３月）［１］において，いくつかの先進的なブランケッ

JUPITER，JUPITER-II 計画を経て現在の TITAN 計画にトの要素技術の研究を進展させた成果を受けて計画され到っている．これらに共通するのは，アメリカの特徴ある

た．ブランケットはトリチウムと熱の生産，取り出しを主施設を用い，日本ではできない実験を，日本の技術経験をミッションとするもので，トリチウムと熱の第一壁，回収そこに適用することにより，進めてきたことである．特に系を含めたシステムとして制御の見通しを得る必要があ

原子炉を用いた中性子照射研究は一貫して中心的な役割をる．本計画では，強照射，高熱流束，強磁場下の循環流動

果たしてきた．近年ではさらにテーマの広がりに合わせなど核融合炉特有の環境における試験，および統合モデリて，トリチウム挙動や Plasma Wall Interaction（PWI），熱

ングを通じて，核融合炉におけるトリチウムと熱の制御の

流動関連の研究も加わっている．本章では，TITAN 計画

見 通 し を 明 ら か に す る こ と を 目 的 と し た．図１にの狙いと進め方について報告する．

JUPITER-II計画と比べたTITAN計画のスコープの概念図を示す．
特に特徴的な試験である中性子照射に関しては，トリチ

図１

JUPITER-II 計画と比べた TITAN 計画のスコープの模式図．

National Institute for Fusion Science, Toki, GIFU 509-5292, Japanauthor’s e-mail: muroga@nifs.ac.jp

７０６!2013 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion ResearchProject Review

2. Objectives and Procedure of the Project

T. Muroga

ウム挙動への影響，核変換水素同位体・He 等との相乗作

金属の流速分布計測，イメージングプレートを用いたトリ用など「照射シナジズム」を重点テーマとして取り上げた．

チウム分布の測定技術など日本で培った技術も活用され

また，ブランケット製作で課題となる先進接合材や被覆材

た．

の照射効果，照射下の形状安定性などもスコープに加えた．

２．
３．
２ タスク，研究組織

特に重視したのは，上記の照射とトリチウムなどの相乗表１に，プロジェクトのタスク，サブタスク，使用装置

効果の課題の他，熱流動とトリチウム等物質移行，第一壁と研究目標をまとめた．本計画は物質と熱の輸送現象，照とブランケット間のトリチウム移行など，要素間を跨る熱表１

物質の移行などタスク横断的な課題の推進である．

タスク構成と使用装置，目標．

タスク
サブタスク
使用装置
達成目標
第一壁における物 質 移‐
１ 第一壁
タスク１ １
行，トリチウムインベン
物質・熱輸 トリチウム・STAR/TPE
トリー，第一壁とブラン
物質移行
送現象
PISCES
ケット間のトリチ ウ ム
移行を求める２．
３ プロジェクトの概要
２．
３．
１ 使用装置
主な試験装置は図２に示すように，（１）制御中性子重照射が可能な HFIR（オークリッジ国立研究所），（２）比較的
多量のトリチウムに加え中性子照射材が使用可能な STAR
（アイダホ国立研究所），（３）STAR にあるトリチウムプラ
ズ マ 照 射 装 置 TPE，
（４）強 磁 場 下 で の 熱 流 動 試 験 装 置
MTOR（カリフォルニア大学ロサンゼルス校），（５）複合 PMI（プラズマ・材料相互作用）試験装置 PISCES（カリフォル

１
‐
２ ブラン
ケットトリ
チウム移行

STAR

液体ブランケット 要 素
間のトリチウム移 行 特性を明らかにする

１
‐
３ 熱流動
制御とモデ
リング

MTOR

強磁場環境での熱 流 動実験と比較モデリ ン グ
を進める

HFIR
STAR

トリチウムの 第 一 壁 材，
構造材における移 行 特性に及ぼす照射効 果 を
求める

HFIR

接合・被覆材料システムの照射下 健 全 性 と ト リ
チウム・ヘリウム同時生
成効果を明らかにする

HFIR

構造材料の照射下 動 的
変形挙動とトリチウム・
ヘリウム生成の効 果 を求める

タスク２ ２‐
１ 照 射・
照射複合効 トリチウム
果
複合効果

ニア大学サンディエゴ校）（２０１０年３月まで）である．
特徴的な研究は，HFIR で中性子照射したタングステン
等を STAR に輸送し，重水素プラズマ照射やトリチウム試

２‐２ 接 合・
被覆システ
ムの健全性

験などを行ったことで，照射環境における第一壁のトリチ
ウム滞留についての貴重な情報が得られた．
これらアメリカのユニークな装置を利用するとともに，

２
‐
３ 動的変
形挙動

日本独自の技術を活用し，日米で協力し特徴ある設備を構築したことも本計画の特徴である．例として，STAR 内への液体増殖材の水素同位体溶解度測定装置等の導入，TPE

共通タスク MFE/IFE
システム統 システム統
合モデル
合モデリン
グ

における中性子照射材のプラズマ照射のための試料ホルダの製作，照射接合材の接合強度の評価試験装置のホットラ
ボへの導入，等が挙げられる．また，超音波を用いた液体

図２

使用したアメリカの施設．

７０７

第一壁‐ブランケット・回収系 シ ス テ ム の 物 質・熱輸送に関する統合 モ デルを構築し，炉システム
設計に反映させるJournal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

射複合効果（シナジズム），統合モデルの３タスクからなの立案や調整のための国内研究者会議を毎年１０−１１月と３り，さらに７サブタスクから構成される．なお，タスク１‐１

月初旬の日米報告会に合わせた期間の計２回行った．

は，予算削減のため２００９年度で終了し，それ以降は人物交

各タスク，サブタスクでの研究計画の立案は，国内では流により研究を継続した．共通タスクは本計画の特徴ある

NIFS 共同研究などの機会を活用し，また日米での調整は組織であり，各タスクからそれぞれの成果に基づいて参画

課題ごとに日米ワークショップを開いて担当者で進めた．

し，モデリングツールの整備や高度化，各要素モデルの統２．
４ 成果の取りまとめと公表

合，炉設計への反映などの活動を展開した．
表２に実施体制を示す．体制としては，計画代表，計画各年度の派遣研究やワークショップの成果は，毎年３月

調整担当，タスク責任者，サブタスク責任者，副責任者をに開かれる事業報告会で報告し，報告書として成果が残さ設けた．アメリカの各施設における効率的な研究推進のたれている．各タスクにおける成果は次章より詳細に報告さめ，また照射材の東北大学大洗センターへの輸送の円滑なれるが，TITAN 計画全体については，これまでプラズ実施のため，アメリカの施設と大洗センターのリエゾンを

マ・核融合学会の年会シンポジウム，日本原子力学会の部

組織の中に設けた（施設リエゾン）．

会企画セッション，核融合エネルギー連合講演会での講演，およびいくつかの国際会議においてその成果を公表

本計画では，磁場核融合炉と慣性核融合炉の共通課題を積極的に取り入れることとした．例として，PISCES におし，２編の論文が出版されている［２，３］．また，２０
１０（平成

いて，ディスラプション，ELM，慣性核融合炉第一壁の負２２）年５月には核融合科学研究所において「TITAN 計画

荷の研究を一貫して行えるよう，パルス幅の異なる熱負荷

中間報告会」を開催し，成果を報告するとともに，後半の試験装置を導入した．慣性核融合も関しては特有の工学課

進め方について意見を伺った．本プロジェクトレビューの題についての検討も人物交流を中心に進めた．これらに関ほか，最終報告を NIFS-Report として来春発刊することをわる慣性核融合炉工学のリエゾンも設けた（IFE リエゾ

予定している．

ン）．
２．
３．
３ 計画の進め方

参考文献

研究組織，全体計画，各年度の実施状況，次年度の計画［１］阿部勝憲他：プラズマ・核融合学会誌 85, 251 (2009).
［２］T. Muroga et al., Fusion Sci. Tech. 60, 321 (2011).
［３］T. Muroga et al., Fusion Eng. Des. 87, 613 (2012).

等は日米双方の代表と計画調整担当からなる運営委員会を
毎年２月に開き審議，調整を行った．また，国内での計画

表２

実施体制（計画最終年度における）
．

日本側
アメリカ側
奥野健二（静岡大）P. Pappano（DOE）
室賀健夫（NIFS）
P. Pappano （DOE）
サブタスク
タスク
サブタスク
副責任者
タスク
サブタスク
副責任者
責任者
責任者
責任者
責任者
タスク１：
１
‐
１ 第一壁トリチウ 寺井隆幸
上田良夫
大野哲靖（名大）P. Pappano
R.Doerner
物質・熱輸送現象 ム・物質移行
（東大）
（阪大）
徳永和俊（九大） （DOE）（UCSD）
１‐
２ ブランケットト
寺井隆幸
小西哲之（京大）
B.Merrill
リチウム移行（東大）
深田智（九大）（INL）
１‐
３ 熱流動制御とモ
功刀資彰
横峯健彦（京大）
S.Smolentsev
デリング
（京大）
（UCLA）
タスク２：
２‐
１ 照 射・ト リ チ ウ 木村晃彦
波多野雄治
大矢恭久
R.Kurtz
Y. Katoh
B.Merrill
照射複合効果
ム複合効果
（京大）
（富山大）
（静岡大）
（PNNL）（ORNL）（INL）
２‐
２ 接 合・被 覆 シ ス
木村晃彦
橋本直幸（北大）
T.Yamamoto Y.Katoh
テムの健全性（京大）
長坂琢也（NIFS）（UCSB）（ORNL）
２‐
３ 動的変形挙動長谷川晃
檜木達也（京大）
Y.Katoh（東北大）（ORNL）
共通タスク：
MFE/IFE システム 相良明男
相良明男
橋爪秀利（東北大） R.Nygren
R.Nygren
システム統合モデル 統合モデリング（NIFS）（NIFS）
乗松孝好（阪大） （SNL）（SNL）
施設リエゾン
東北大大洗：四竈樹男（東北大）
ORNL: R.Stoller（ORNL）
INL : B. Merrill（INL）
IFE リエゾン
田中和夫（阪大）
兒玉了祐（阪大）
M.Tillack（UCSD）
米田仁紀（電通大）
計画代表
計画調整
タスク

７０８

J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７
０９‐７１３

プロジェクトレビュー 日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト

３．第一壁・ブランケットの物質熱輸送に関する研究
3. Transport of Materials and Heat In First Walls and Blankets

３．
１ 第一壁トリチウム・物質移行
3.1 Tritium and Mass Transfer in First Wall
徳 永 和 俊，宮 本 光 貴１），大 塚 哲 平，梶 田

信２），大 野 哲 靖２），上 田 良 夫３）

TOKUNAGA Kazutoshi, MIYAMOTO Mitsutaka１）, OTSUKA Teppei, KAJITA Shin２）,
OHNO Noriyasu２）and UEDA Yoshio３）
九州大学，１）島根大学，２）名古屋大学，３）大阪大学（原稿受付：２
０
１
３年８月５日）DT イオンや He イオン，および壁材料イオンが直接照射される第一壁では，トリチウムの蓄積や拡散，あるいは壁材料の損耗や堆積などのトリチウム・物質移行現象が起こり，ブランケット寿命や炉内トリチウム挙動に大きな影響を及ぼす．ここでは，これらのトリチウム・物質移行現象解明のため，高密度プラズマ照射装置（PISCES-B（UCSD），TPE（INL））を用い，タングステン等の壁材料に D，He，T，Be を含むプラズマやパル
スレーザーを照射して，表面状態変化，水素同位体吸蔵・拡散特性，および損耗特性を調べた結果を報告する．
Keywords:
plasma material interactions, tungsten, beryllium, tritium retention, high flux plasma exposure, mixed plasma,
imaging plate, helium bubble, pulse laser

３．
１．
１ Be 混入 D-He 混合プラズマ照射によるタ
ングステン材の表面損傷と共堆積層形成
挙動

試料の温度は 1123 K，照射時間は 1050〜10100 sである．また，典型的な He/D イオン比は 0.2 である．Be は真空蒸発法によりプラズマ中に混入させ，プラズマ中でイオン化し

ITER の DT 放 電 ではダイバータのタングステン（W）ア ー

試料表面に D-He プラズマと共に衝突する．実験を行った

マ材表面は，第一壁アーマ材として使用されるベリリウム

典型的な Be の濃度は 0.2％ である．さらに，試料表面を見（Be）が混入した D-He 混合プラズマの照射を受け，表面損込む部分に設置された可動 witness plate にグラッシーカー

傷が発生すると共に，対向面には水素同位体と Be 等の共

ボン（GC）を取り付け，試料表面から損耗する物質を再堆堆積層が形成される．W 材の表面損傷は，寿命やプラズマ積させた．照射後のタングステン材は，PISCES-B に付属

中への不純物混入に影響を及ぼすと共に，共堆積層はトリしている AES 装置を用いて真空中でその場 AES 分析を行

チウムリテンション，水素同位体のリサイクリングやバルい，その後，試料を取出し，表面および断面の SEM 観察おク材料への水素同位体の拡散等に影響を及ぼしている．特よび EDS 分析を行った．また，再堆積層が形成された GCに，Be共堆積層の特性や水素同位体のリテンションを明ら

は，表面を SEM および AFM を用いて観察すると共に，He

かにすることは，ITER における第一壁のトリチウム量のおよび O ビームを用いた RBS-ERD 同時分析を行った．さ予測やトリチウム除去技術の開発のために重要事項の一つ

らに，RBS 分析の深さプロファイルのシミュレーション計となっている．本研究では，カリフォルニア大学サンディ

算と分析結果の比較により，組成の深さプロファイルを定エゴ校（UCSD）の直線型プラズマ発生装置 PISCES-B を用量的に評価した．

いて，D-He 混合および Be 混入 D-He混合プラズマ照射等にHe，D-He 混合および Be 混入 D-He 混合プラズマ照射による W 材の表面損傷と共堆積層形成挙動について明らか

より W 材の表面には，繊維状の W ナノ構造が形成された．

にした［１‐３］．

図１には，この一例（断面 SEM 像）を示す．これらは，He試料として用いた W 材は粉末焼結法により作製されたのみのプラズマ照射によって発生することから，低エネル

応 力 除 去 処 理 材（PM-W）お よ び 超 微 細 粒 W-TiC 合 金

ギーの He 照射によって発生するものと考えられる．図２（UFG W-0.5 wt%TiC/H2）等である．実験条件は，プラズマ

は，Be を混入しない場合の各種 W 材について照射時間のの照射エネルギーは 60 eV，フラックスは 3〜6×1022 /m2/s，

1/2 乗とナノ構造の厚みをプロットしたものである．ナノ

Corresponding author’s address: Research Institute for Applied Mechanics Kyushu University, Kasuga, FUKUOKA 816-8580, Japan
Corresponding author’s e-mail: tokunaga@riam.kyushu-u.ac.jp

７０９!2013 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013㪜㫏㫇㪼㫉㫀㫄㪼㫅㫋㪸㫃 㪛㪆㪙㪼

㪈

㪇㪅㪈

㪇㪅㪇㪈
㪇㪅㪇㪈

図３
図１

㪇㪅㪈
㪧㫉㪼㪻㫀㪺㫋㪼㪻 㪛㪆㪙㪼

㪈

D/Be 値について実験値とスケーリング則［４］との比較．

Be 混合 D-He プラズマ照射により形成されたナノ構造（断面SEM 像），（試料：UFG W-0.5TiC/H2，照射時間：10100 s）．

い，重水素プラズマに加え，He および Be から成る混合プ
ラズマ（D+He，D+Be，D+He+Be）における材料照射実験を行った．プラズマ照射後の表面および試料内部の微細組織変化を，走査型電子顕微鏡（SEM）および透過型電子顕微鏡（TEM）により観察した．さらに，昇温脱離分析法により D リテンションの評価を行った．
図４は，試料温度５７３K において各種混合プラズマに照射した試料の表面組織を示している．D プラズマに曝した
試料においては，その表面に数 μm 程度の高密度のブリス
図２

照射時間とナノ構造の厚みの関係．

タの形成が確認された．このブリスタの形成には，顕著な結晶粒依存性が認められ，EBSD による結晶方位解析の結構造はインキュベーション時間が経過後発生し，ほぼ時間

果，試料表面の法線方向が〈１１１〉方向に近い結晶粒においの 1/2 乗でその厚みが増加すると共に，組織依存性があるて，ブリスタが形成しやすいことが明らかになった．W

こがわかる．また，He プラズマのみの場合と比較すると，などの BCC 金属にとって〈１１１〉方向は原子の線密度が最D の混合効果はほとんどない．Be を混入した場合は AES

大となる方位で，入射イオンが見込む原子配列の隙間が最分析等の結果，少なくとも表面から数原子層はBeとOのみ

も大きくなる．そのため，D イオンの飛程が比較的深部にであるが，内部には Be は存在しないことがわかった．このまで達し，結果としてブリスタの形成が促進されたと考え

実験射条件では，表面に付着した Be はそのほとんどはスられた．また，最近では NAGDIS における He 高照射した

パッタリングにより損耗しているものと考 えられる．した

タングステンにおいても結晶方位に強く依存した表面変質

がって，表面から注入された Heは，Be層の影響をほとんどが観察されており，結晶のすべり面との関連が指摘されて受けることがなく内部に拡散しナノ構造の厚みが増加する

いる［６］．一方，He や Beの混合は，このような表面形態変ものと考えられる．また，照射エネルギーを下げスパッタ化に著しい影響を与えた．D+He 混合プラズマ照射においリングによる損耗を抑えた場合には，表面には BeW 合金ては，!
!" 〜1% の僅かな He イオン濃度においてもブリスが形成され，これによりナノ構造の形成が抑えられること

タの形成量は抑制され，!
!" 〜5% 以上の He 濃度では，そがわかった．

の形成は確認されなかった．さらに，Be 混合プラズマ照射!

!

W材の対向する位置に置かれたGC表面にはBeを混入させた D-He プラズマ照射の場合には，D を含む Be の共堆積層が形成されていた．共堆積層は，Be と共に，D，He，H，O に加え，W 等から構成されており，これらは層状構造を成している．また，表面には共堆積層の厚み，基材の GCの温度等により様相の異なるブリスタ状の凹凸が観察された．図３は，実験で得られた D/Be とスケーリング則［４］を比較したものである．D/Be値は，ほぼスケーリング則の下限程度であり，また，ナノ構造の影響も考えられる．

３．
１．
２ 高密度プラズマ装置 PISCES における D+
He+Be 混合プラズマ照射実験
本節では，ITER で予想される He や Be 共存下におけるプラズマ壁相互作用を予測する目的で行った直線型高密度
プラズマ発生装置 PISCES による混合プラズマ照射実験の成果について簡潔に述べる．詳しくは，当学会誌［５］を参考

図４にしていただきたい．
本研究では，応力除去熱処理を施した W 試料を主に用
７１０

各種混合プラズマ照射（!D~5×1025 m−2，Ts~573 K）した
W の表面 SEM 像．Be 堆積条件下で照射した試料について
は，断面組織像も示している．

Project Review

3.1 Tritium and Mass Transfer in First Wall

K. Tokunaga et al.

では,イオンの入射エネルギーが !"〜60 eV では，Be の堆積面観察から He バブルの形成は飛程（〜数 nm）を遥かに超とスパッタリングによる損耗がほぼ平衡し，明瞭なベリリ

えた材料深部にまで及んでいることが明らかになった．さ

ウム堆積層は形成しないが，SIMS 等による表面分析かららにHeバブルの体積占有率から，Heバブル同士は合体し，表面 5 nm程度のW/Be混合層の形成が確認された．この損材料深部は試料表面と He バブルを介して繋がっていると

耗条件下での D+Be 混合プラズマ照射では，He を含まない評価された．この互いに結合した He バブルが，入射する重場合，試料表面にサブミクロン程度の比較的小さいブリス

水素原子の試料表面までの拡散経路として機能し，結果とタの形成とその剥離が観察されるのに対し，He を追加すして重水素捕捉量の著しい減少をもたらしたと考えられ

ると，Be を含まない混合プラズマ照射の時と同様に，ブリた．PISCES の D+He 混合プラズマ照射においては，１〜スタは形成されず，スムーズな表面が維持されていた．ま

２％程度の僅かな He 濃度においても，大幅な重水素保持

た，比較的低エネルギーの !"〜10 eV では，He の有無に依量の減少がみられており，燃焼プラズマを取り扱う実機装らず Be を主成分とする 1 μm 程度の堆積層が形成された．

置ではトリチウムリテンションの軽減が期待できる．まこのような He および Be 混合の影響は，重水素保持挙動

た，Be 混合プラズマ照射した W 試料の重水素保持特性は，にも顕著に表れた．図５には，各種混合プラズマ照射（!!

Be 堆積層形成の有無により大きく異なった．Be の損耗条

〜5×1025 m−2）した試料の重水素総捕捉量の比較を示し

件下（!"〜60 eV）で，D+Be および D+He+Be 混合プラズ

た．D+He 混合プラズマ照射した試料の重水素保持量は，

マばく露した W 試料においては，重水素プラズマ照射時と重水素プラズマ照射した試料より２桁以上小さなもので比較し，いずれも D 捕捉量が一桁程度小さくなる．試料表あった．図６に見られるように，D+He 混合プラズマ照射面に形成するわずかな Be/W 混合層が，D の試料内部へのした試料内部には，高密度の He バブルが形成しており，断拡散を阻害すると考えられた．一方，Be 堆積層の形成条件（!"〜10 eV）では，D 捕捉量は重水素プラズマ照射時と比較して一桁程度増加した．Be と Dによる共堆積層の形成に起因すると考えられ，仮にDがBe堆積層中に均一に分布しているとすると D/Be〜0.03 と評価された．微細組織観察（図６）からは，Be 堆積層内にキャビティの形成が確認され，D がバブルとして捕獲されていると考えられた．
これらの結果から，Be 混合プラズマ照射においては，堆積，損耗の条件に関わらず，He 混合の影響はほぼ消失しており，重水素保持や微細組織に関し，Be は He より支配的な影響を有する可能性が指摘できる．一方で，実際の核融

図５合炉環境では，高エネルギー中性子の影響や温度の影響を各種混合プラズマ照射（!D~5×1025 m−2，Ts~573 K）した
W の重水素総捕捉量．

考慮することが不可欠である．今後，水素保持特性への影
響も含め，温度や中性子照射の効果についても系統的に評価することが必要である．

３．
１．
３ プラズマによってタングステン材料に注入されたトリチウムの拡散・蓄積挙動
本節では，米国アイダホ国立研究所（INL）のトリチウム
プラズマ実験装置（TPE）を利用し，第一壁候補材料である W に対してトリチウムプラズマ照射実験を実施し，Wにトリチウム（T）を注入した．その後，トリチウムイメー
ジングプレート法（TIPT）［７］によって W 表面および内部のトリチウム分布を測定し，W 中の T の拡散・蓄積挙動を調べた．
試料には，直径１インチ，厚さ 3 mm の円筒形状をした
応力除去多結晶 W（アライドマテリアル社製）を用いた．図７に示すように，TPE において，D で希釈されたト
リチウム（D（T））のプラズマ照射実験を行った．D ガス中のトリチウム濃度は T/D＝0.5％ とした．W 製マスクによりD（T）プラズマ照射領域を絞り，試料表面の４カ所に同時にプラズマ照射を行い，W に D（T）を注入した．この際，プラズマ照射時のバイアス電圧を−100 V，イオン入射フ
図６

ラックスを 1022 m2s−1 とし，フルーエンスが 1025 m−2 とな

各種混合プラズマ照射した W 薄膜試料の微細組織 TEM 像．

るように調整した．詳しい TPE プラズマ条件に関しては
７１１

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

中の水素拡散係数の文献データと比較した．なお，ここでは拡散係数に含まれる同位体効果は実験および解析の誤差範囲内であるとして無視できるものとした．進入成分について求められた見かけの拡散係数は Frauenfelder［１０］に
よって 1198 K 以上の高温で求められたデータを低温度領域に外挿した値によく一致している．このことは進入成分
が溶解水素の格子間拡散によって生じたことを示唆してい
図７

TPE によるトリチウムプラズマ照射実験の概念図．

る．一方，進入成分についてと同じように仮定した境界条件のもとで，表面近傍の偏在成分について見かけの拡散係［８］を参照されたい．試料温度は 393 K〜773 K の所定の温数を求めてみる（図１０中の破線）．求められた値は図１１中度で一定とし，照射時間は２時間とした．

の白抜きの四角および丸のように表され，進入成分すなわ

プラズマ照射実験終了後，TIPT によって照射面のトリ

ち水素の拡散成分よりも一桁以上小さいことがわかった．

チウム分布を測定した．つぎに照射面に垂直に試料を切りこれらの結果から，表面近傍の偏在成分が拡散によって生出し，得られた断面についてトリチウム分布を測定した．
図８（a）は W に423 Kで２時間D（T）プラズマ照射を行った試料の照射表面のトリチウム分布であり，青，緑から黄，赤色になるほどトリチウム濃度が高いことを示している．
図中，４カ所のプラズマ照射領域でのトリチウム濃度が最も高く，その分布がほぼ均一であることがわかる．このプ
ラズマ照射領域を等分するように試料を切断した後，断面について得られたトリチウム分布を図８（b）に示す．図中の点線の長方形領域に注目すると，深さ方向（z 方向）にト
リチウム濃度が徐々に減衰しており，トリチウムが内部にまで進入したことがわかる．トリチウム濃度の高低を数値

図８423 K で２時間 D（T）
プラズマ照射を行った W 試料の（a）
プ
ラズマ照射面および（b）
断面のトリチウム分布．

図９473 K でプラズマから W に注入されたトリチウムの深さ分
布（a）
および（b）
は，
縦軸の相対トリチウム濃度を線形および対数軸としたものをそれぞれ示している．

化し，各深さで平均化した値を深さに対してプロットすると，相対トリチウム濃度の深さ分布（トリチウム深さ分布）が得られる．図９に，縦軸として相対トリチウム濃度の（a）
線形または（b）対数軸をとったトリチウム深さ分布を示す．図９（a）では，極めて高濃度のトリチウムが表面近傍の0.5 mm 以内に偏在しているようである．しかし，図９（b）
では，３桁程度低い濃度のトリチウムがより深い領域である 1.5 mm 深さまで進入していたことが示されている．
表面近傍の高濃度の偏在成分と，0.5 mm深さよりも深い領域への進入成分について，以下のように見かけの拡散係数を評価した．まず，プラズマ照射中には D（T）のプラズ
マからの入射フラックスと試料表面からの放出フラックス
がつり合っていたと考えられるので，D（T）濃度一定の境界条件で表面から深さ方向に D（T）が内部に拡散進入したと仮定した．また，プラズマ照射後には表面での D（T）濃度が零となったと考えられるので，表面濃度零の境界条件
でD（T）が拡散により放出されたとした．ここで仮定した境界条件のもとで，表面の D（T）濃度および見かけの水素拡散係数をパラメータとして拡散方程式の数値計算を行い，得られた理論曲線が実験結果を再現するように，見かけの水素拡散係数を決定した．図１０に（a）473 K および（b）
773 K でプラズマから W に注入されたトリチウムの深さ分布を示す．図中の実線で描かれた曲線が，深い領域の進入成分について求められた理論曲線を示している．注入温度が上昇すると，より深い領域にまで D（T）が進入しており，
その拡散係数が大きくなることが示唆される．図１１に，本

図１
０ （a）
473 K および（b）
573 K でプラズマから W に注入された
トリチウムの深さ分布破線および実線は拡散方程式から導かれた理論曲線を示している．

研究において３
９３K〜７７３K で求められた進入成分のもつ見かけの拡散係数を灰色丸［７］または黒四角［９］で示し，W
７１２

Project Review

3.1 Tritium and Mass Transfer in First Wall

K. Tokunaga et al.

図１
１ W 中の水素拡散係数．
図１２ 典型的な（a）
BeD の発光強度分布と，（b）
同時刻における
BeI（457.3 nm）の発光分布．

じたものではなく，捕獲によって生じたことが示唆される．また，W 中の水素溶解度は極めて低いので，過去の研

軸方向分布を詳細に解析しており，発光分布が広がる原因究においても，そこでの水素挙動が完全には捕獲の影響をが考察されている．

免れなかったことが示唆される．水素捕獲サイトとして有Be の放出に関しては，レーザー強度が 0.1−4 MJm−2

力なのは，水素プラズマまたはイオン照射によって表面近でパルス幅が 1−10 ms程度の領域においては，レーザー照傍の数 nm から数百 μm の領域で高密度に形成される格子射に伴い材料表面温度が上昇し，evaporation による放出

欠陥やブリスタなどと考えられる．実機では，中性子照射が支配的だと考えられた．Be と BeD の分布に関しては，まによって照射欠陥が，試料厚さ全体にわたってほぼ均一にず Be はプラズマ中で電離もしくは D＋との荷電交換により形成されると考えられるため，内部の深い領域でも水素捕Be＋が形成され，Be の中性粒子は消滅するため，BeI の発獲が顕在化すると予想される．W 中のトリチウム蓄積挙動

光強度は試料前面でのみ強かったものと考えられる．さらを評価するうえで，熱放出による総蓄積量だけでなく，表に，Be＋はプラズマ中で広く分布しながら，以下のプロセス

面から nm〜mm オーダー深さの捕獲水素（トリチウム）のBe++D２→BeD+D＋，分布を定量し，これらの温度・時間依存性［１１］を調べる必要がある．

で BeD を形成したと考えられている．

３．
１．
４ ベリリウムのパルス熱負荷応答［１２］機においては Be-C や Be-Wが表面に形成されると考えられこの実験においては，純粋な Be 試料のみを用いたが，実Be に対する間歇的熱負荷応答を調べるため，PISCES-Bている，今後混合層が形成された試料においてパルス応答において重水素プラズマ中で Be 試料にパルスレーザー

性を調査することは重要となる．

（Nd:YAG レーザー
（NEC: M８０１C））を照射し，その後のプ

参考文献

ラズマ内での Be と BeD の挙動を高速カメラを用いて観測
1

1

した．２台の高速度カメラを用い，Be I（2 P-3 D）用光学［１］M.J. Baldwin et al., J. Nucl. Mater. 390, 886 (2009).
［２］K. Tokunaga et al., J. Nucl. Mater. 417, 528 (2011).
［３］K. Tokunaga et al., J. Nucl. Mater. 442, S313 (2013).
［４］G. De Temmerman et al., Nucl. Fusion. 48, 075008 (2008).
［５］宮本光貴：プラズマ・核融合学会誌 89, 355 (2013).
［６］N. Ohno et al., J. Nucl. Mater. 438, S879 (2013).
［７］T. Otsuka et al., Phy. Scri. T136, 014052 (2009).
［８］M. Shimada et al., Rev. Sci. Instrum. 82, 083503 (2011).
［９］T. Otsuka et al., J. Nucl. Mater. 417 issue 1-3 1135, (2011).
［１０］R. Frauenfelder, J. Vac. Sci. Technol. 6, 388 (1968).
［１１］T. Otsuka et al., Fusion Sci. Technol. 60, 1539 (2011).
［１２］S. Kajita et al., J. Nucl. Mater. Mater. 420, 252 (2012).

フィルタ（457.3 nm）と BeD（A2"‐X2!! 帯）用光学フィル
タ（498.7 nm）を通して発光を観測し，Be 中性粒子およびBeD の振る舞いを調べた．
図１２に，典型的な BeD と BeI の発光分布を示す．図の左側に試料があり，レーザーは右から左へと入射され，試料前面にアブレーションプルームが形成されている．図１２（b）は BeI の発光分布であり，BeI は発光が試料前面の小さな領域に集中している．一方で，BeD は発光分布が著しく広がっている．文献［１２］においては，熱伝導計算により表
面温度の上昇を評価し Be の放出機構，および発光分布の

７１３

J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７
１４‐７１８

プロジェクトレビュー 日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト

３．第一壁・ブランケットの物質熱輸送に関する研究
3. Transport of Materials and Heat In First Walls and Blankets

３．
２ ブランケットトリチウム移行
3.2 Tritium Transfer in Fusion Reactor Blanket
寺 井 隆 幸，深 田 智１），小 西 哲 之２），片 山 一 成１），山 本
登 尾 一 幸４），枝 尾 祐 希５），近 田 拓 未

靖３），

TERAI Takayuki, FUKADA Satoshi１）, KONISHI Satoshi２）, KATAYAMA Kazunari１）,
YAMAMOTO Yasushi３）, NOBORIO Kazuki４）, EDAO Yuki５）and CHIKADA Takumi
東京大学，１）九州大学，２）京都大学，３）関西大学，４）富山大学，５）原子力研究開発機構（原稿受付：２
０
１
３年１
０月１
０日）

核融合炉液体ブランケット材として有望なリチウム鉛（LiPb）共晶合金の溶解度に関する過去のデータのば
らつきの原因を，主に LiPb と容器材料との相互作用の有無の観点から調べるため，定容法による実験装置を組み上げ，見かけの水素吸収量に及ぼす容器への残留吸着の効果，接触材料への吸着・吸収の効果をブランクテスト
により見極めながら水素平衡吸収量を求めるととともに，さらにLiPb中のトリチウムに関する正確な溶解度と拡散係数データを，本研究のために特別に設計された透過ポット装置を使って求める共同研究が TITAN 計画の一部として実施された．さらに本日米共同研究において，金属壁からのトリチウム透過阻止のための酸化エルビウ
ム（Er２O３）膜の透過抑制のデータを求めた．本章はこれら実験の内容とこれまで得られた結果について報告する．
Keywords:
tritium, blanket, LiPb, solubility, erbium, permeation

３．
２．
１ 背景と目的

いくつかの容器材料にLiPbを保持し，水素同位体溶解度や核融合炉の安全性および燃料サイクル成立性の観点か

拡散係数への影響の解明を中心に実験的検討を行った．

ら，ブランケットにおけるトリチウム挙動の把握とその制

一方，トリチウムは高温下で容易に金属壁を透過する性

御は重要な課題である．優れた安全性を有する燃料自己補質を有するが，その透過挙動の研究は主に軽水素や重水素給型核融合炉を設計し，適切に運用するためには，ブランを用いて比較的高い圧力範囲で行われていたにすぎず，実ケットシステムでのトリチウム挙動を正しく把握すること

環境のような低水素同位体分圧下での測定は皆無に近かっが必須の課題である．ブランケットシステムは，プラズマた．そこで，本タスクでは，キャリアフリーのトリチウム

対向領域・トリチウム増殖領域・トリチウム回収系で構成を用いて，低水素同位体分圧下における構造材料壁の透過されているが，トリチウム移行は関連しており，最終的に挙動に関する測定を行った．さらには，配管等からのトリは熱輸送も含めて，システム全体として通常運転時，メンチウムの透過漏洩を抑えるために必要とされているトリチ

テナンス時，さらには異常事象時のトリチウム挙動を予測

ウム透過防止膜の開発を目的として，酸化エルビウム（Er２し，これを設計に反映させなければならない．トリチウム

O３）コーティングを施した構造材料試料に対するトリチウ挙動を定量的に把握する上では，溶解度と拡散係数が重要

ム透過実験を行った．

な因子となる．

本タスクでは，キャリアフリーのトリチウムをある程度

現在，液体ブランケット候補材の中で，日米双方の関心の量を使用するため，米国アイダホ国立研究所（INL）内にが高く，その使用が最も期待されている材料はリチウム鉛あり，専用のトリチウム取扱施設であるSTAR（Safety and

共晶合金（Li１６Pb８４，以下 LiPb と称する）である．しかし，Tritium Applied Research）実験室を使用した．６年間のプ

LiPb における水素同位体溶解度の報告値には４桁もの大ロジェクトの初めは京都大学で製作したポット実験装置を

きなばらつきがあり，信頼性の高いトリチウム挙動予測やINL に持ち込み，その後米国側研究者との検討の結果，精度の高いシステム設計が困難な状況である．そこでタス

LiPb への接触容器材料をアルミナ，石英，タングステンと

ク１‐２では，LiPb とその容器材料との相互作用に着目し，変えながら，静的な条件での水素同位体の溶解量を測定しCorresponding author’s address: Kyushu University, Kasuga, FUKUOKA 816-8580, Japan
Corresponding author’s e-mail: sfukada@nucl.kyushu-u.ac.jp

７１４!2013 The Japan S℃iety of Plasma
Science and Nuclear Fusion ResearchProject Review

3.2 Tritium Transfer in Fusion Reactor Blanket

T. Terai et al.

た．後半には動的な拡散測定を九州大学の開発した装置にブランク試験が実験精度を決める重要な因子になるので，よって行うとともに，これまで東京大学で検討されてきた各反応容器を使ってブランクテストを繰り返し，この効果

酸化エルビウムの透過阻止能についてトリチウムを用いてを LiPb 試料がある場合の結果から差し引いて求めること測定した．主な成果について内容とその意義を簡単に説明になる．測定温度は３００℃から６５０℃までの範囲，また圧力する．

は１Pa から１００kPa の範囲である．
（２）アルミナ容器の場合

３．
２．
２ LiPb 水素同位体溶解度測定実験

アルミナ容器を用いた場合の LiPb 水素溶解量の圧力依存性を図２に示す．溶解度 ! が水素圧力 #"!の 1/2 乗に比（１）定容法実験装置
京都大学で制作した LiPb-H 系等温溶解度測定装置の基例する関係 !!"#"!よりわずかに異なっている．これは，本構成を図１に示す．試料充填部①，圧力測定部⑤，真空

低圧側でガス放出の影響と考えられるが概ね Sieverts 則に

排気系⑦，ガス容器部⑧‐⑩等から構成されており，材料従っている．

中への水素溶解の圧力―組成―温度平衡線を定容法で測定

このようにして求めた溶解度測定結果を他の研究者らのした．まず原子比 Li：Pb＝15.7：84.3 に調整した LiPb 合金

報告値と比較して図３に示す．２００９年と２０１１年では加熱体を Ar 雰囲気内に設置した加熱ポットで溶融し，直接容器

系がやや異なるものの同様な手法での実験であるが，試料内に注ぎ込む直接注入法，もしくは液滴から小塊を作製しの充填には２００９年は直接注入法，２０１１年度は粒子充填法を

これを充填する粒子充填法により，容器①内にLiPb試料を用いた．いずれの場合も十分真空排気を行った後，試料の充填した．実験は溶融LiPbに密閉空間で水素ガスを一定時溶融を始めたものの，空気との接触面積が大きな粒子充填

間接触させ，その際の隔膜式圧力計の圧力減少の読みから法の方が相対的に多くの不純物を取り込んだ可能性があ

水素溶解量を求める吸収法と，LiPb と水素ガスを一定時間る．結果を見ると，２００９年に得た値は３００℃〜５００℃におい接触させたのち，LiPb からの放出水素による圧力上昇からて Reiter の値［１］とほぼ等しいが，６００℃では Wu，Aiello

水素溶解量を求める脱離法とを実施した．レンジの異なるらの値に近い．２
０１１年に得た値は２００９年に比べて一桁高圧力計を３つ備えており，広範囲な圧力条件での実験が可

く，Katsuta，Aiello らの値［２］に近い．２００９年の６００℃の値能である．脱離法ではLiPbから放出されるガス成分が水素であることをガスクロマトグラフや四重極質量分析計により確認した．LiPb 試料は実験年度ごとにモリブデン，アルミナ，石英，タングステン製るつぼあるいは反応管内に封入し，温度を一定かつ一様に加熱溶解した．アルミナと石
英容器については抵抗加熱器を用い，タングステンるつぼ
は，誘導加熱により LiPb を昇温した．みかけの水素溶解量
は，装置の構成材料への溶解や反応前後の容積変化の効果を含んでいる．さらに反応器と圧力測定部との温度が異なるので，この影響も正確に定量する必要がある．例えば，
アルミナ容器上部には，金属配管と接続するためのコバー
ル部があり，この部分への捕捉水素や，またアルミナ自体に吸着された水素もわずかながら影響する．したがって，
㽼

215.0

㽷

㽵
V6

400.0

㽵

㽳
㽴
㽲

LiPb 水素溶解量の圧力依存性（図中の三角形は，圧力依存性の傾きが 1 あるいは 0.5 を示す）
．

㽽

V1
㽵
V2
㽵
V3

Test Section

㽵
V4

㽸

㽵
V5

㽺
㽹

図１

図２

㽶

㽺

㽻

京都大学グループ製作の LiPb−H 系等温溶解度測定装置（①試料充填部，②温度制御器，③加熱器，④バルブ，⑤圧力測定部，⑥計測部，⑦真空排気系，⑧⑨⑩ガス容器，⑪圧力調整器，⑫ H2 ガスボンベ）
．

図３

７１５

LiPb 水素溶解度測定結果のまとめ．

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013はアルミナ（Al２O３）容器と LiPb とが化学反応を起こした

Li の蒸発を促進したものと考えられる．実用上微量の不純結果，LiPb 中の不純物が増加し，溶解度が大きくなったと物制御は難しいため，溶解度は１０‐８〜１０‐６［atomic fr/Pa０．５］

考えられる．

の範囲と考えて安全側に立って，核融合炉内のLiPbとタン（３）石英反応容器の場合グステンが接する場所ではトリチウム挙動把握に注意する

６００℃の高温で，Al２O３るつぼとLiPbの間に反応が考えらことが必要であると考えている．

れることから，石英反応容器を用いた実験を実施した．ま３．
２．
３ LiPb トリチウム透過実験

ずバックグラウンド試験を同様に実施した後，石英管内に
LiPb を注ぎ込み，所定の温度で水素溶解度を測定した．

LiPb 中のトリチウム透過試験を最終年度に実施した．透

その結果，石英容器を用いた場合３００℃加熱保持の１
６時

過部分については九州大学透過ポット構造［３］を応用し，間後にクラックが生じた．LiPb と SiO２との化学反応による

T２ガスおよびパージガスのフローシステムについては，ものと考えられる．LiPb の場合，石英管は使用できないこ

INL の Tritium Heat Exchange（THX）装置の仕組みを応とが確認された．図４はその際の反応管の状態を示した写用した．透過ポットの概要を図５に示す．ポット内部は厚真であり３００℃でもクラックが発生した．

さ 1 mm のフェライトの !
‐鉄板で２つに仕切られており，（４）タングステンるつぼの場合

鉄板の上部に溶融 LiPb を設置させる．板の下部空間（透過タングステンるつぼを使ったトリチウム溶解度実験装置

一次側）に T２/He ガスを供給し，鉄板および LiPb を透過しを INL の STAR 実験室内に組み上げ，誘導過熱法，LiPb

た T２が上部空間（透過二次側）に達する．He 中の T２分圧

容器健全性，測定分析手法を検討し，引き続いて，真空度

は 10−3，0.15，2.4Pa である．透過二次側を別の He によっ

試験，誘導加熱法昇温試験によりトリチウム実験装置の最て連続パージすることで，透過 T２を測定系に輸送する．装適化を進めた．トリチウム溶解度実験装置は，アルゴン

置の大部分はグローブボックス内に設置されるものの，高（Ar）置換型グローブボックス内に設置されており，LiPb

濃度 T２が定常的に供給される透過一次側ステンレス鋼かは石英容器内のタングステン製るつぼに充填され，誘導加らのトリチウム透過によりグローブボックス内部が強く汚熱コイルを用いて加熱される．６
００℃以上の高温まで加熱染されるのを避けるため，透過ポット全体を石英管内に収される石英容器はトリチウムを透過させずタングステンはめた．供給ガス中に水蒸気が存在するとトリチウム挙動へ

トリチウム溶解度が非常に小さく LiPb との共存性もよい．

のシステム効果が大きいため，透過一次側経路および二次誘導加熱を行うことにより断熱材を用いる必要はなくトリ側経路には吸着塔（MS：モレキュラーシーブ）を設け，T２

チウム捕捉量を低減できる点，石英容器のシール部分が室ガスおよび He 中の不純物水蒸気を除去する．一次側，二次温に保たれており，加熱中も気密が保たれる点，るつぼ温

側共に透過ポットを通過したガスは電離箱を通ってトリチ度が一定値で安定する点を確認した．バルブ操作や昇温制

ウム回収系へ輸送される．軽・重水素での予備実験の際に御をグローブボックス外から行うための PC コントロール

は，電離箱通過後のガスの一部がリークバルブを通じて質プログラムの更新作業を進めた．実験システムが完成し，量分析計に導入される．バルブは遠隔操作可能な空気圧式

軽水素を用いた試験を行った後，効率的にトリチウム実験

バルブとした．トリチウムリークを極力低減するため，接を行うための，操作条件を検討し，効果的なブランケット

続コネクタにはほぼすべてスウェージロック社製 VCR コ

LiPb からのトリチウム回収について考察した．

ネクタを用い，配管と接続コネクタとは溶接接合した．

タングステンるつぼを用いた場合５００℃での昇温試験時

T２/He 混合ガスを使った６００℃での透過実験の結果の一に試料の一部が蒸発し，黒色の付着物によって石英内壁が例を図６に示す．!-Fe のみに比べて，LiPb 存在下（図では覆われ温度制御が困難となった．タングステンるつぼと石英容器との大きな温度勾配，比較的大きなLiPb自由表面が

図４

実験前後の石英反応管．

図５

７１６

LiPb のトリチウム透過試験装置．

Project Review

3.2 Tritium Transfer in Fusion Reactor Blanket

T. Terai et al.

LLE で示す）で定常および非定常透過率に違いがあり，この非定常透過時の濃度変化より，LiPb の溶解度と拡散係数が求められる．濃度変化計算は，TMAP コードで解析している．本試験より先に行った!-Fe のみにおける比較的高い
水素圧力での透過予備試験では，図６の結果に比べて高い
水素透過率が得られており，!-Fe のみの試験ではトリチウ
ム分圧が小さく鉄の表面でのトリチウム解離反応が透過に影響を及ぼしている可能性が高い．本報告を執筆の段階で最終結果をとりまとめ中であり［４］，近く成果が公表される．
図６ !-Fe と LiPb 層の T2 透過曲線の比較．

３．
２．
４ Er２O３透過阻止膜
本課題では，実環境に近いブランケット条件下におけるトリチウム移行挙動を解明するために，管材を用いた試験体系，また 100 ppm 未満の低トリチウム濃度下における核融合材料中のトリチウム透過速度を測定した．さらに，近年優れたトリチウム透過防止性能が示されている酸化エルビウム（Er２O３）薄膜によるトリチウム透過抑制を検証した．以上を通して，核融合炉環境における構造材料からのトリチウム透過予測に貢献するのみならず，これまで平板における作製が主であった Er２O３薄膜が管材においてもト
リチウム透過防止性能を付与できることを実証し，ブランケットにおけるトリチウム制御技術の確立に資することとした．
核融合炉材料として低放射化フェライト鋼 F８２H 管材を用い，管型トリチウム透過装置で試験を実施した．試料は

図７F８２H 板材および管材のトリチウム透過係数温度変化．

両端を溶接することで試験体に加工し，石英管の内部に設置し試料の内側と外側で一次系と二次系の循環路を隔ててる．また，透過速度の T２分圧依存性を調べたところ，分圧いる．T２含有He混合ガスを一次系に循環させ，誘導加熱にの指数が拡散律速である0.5より高かったことから（0.77），

よって加熱された試料部分から透過したトリチウムを，二表面反応の寄与が存在していると考えられる．したがっ

次系に導入された純 He で回収し，電離箱で透過量を測定て，トリチウム濃度をさらに増加させていけば，表面反応

した．試料温度は，
６５０℃以上においては赤外線カメラで二の寄与は小さくなり，より文献値に近い透過係数となるこ

次元分布として測定し，赤外線カメラの測定下限であるとが想定され，この結果は透過試験中に試料の酸化が起

６５０℃以下においてはパイロメーターを用いて位置と温度

こっていないことを示唆している．しかしながら，40 ppm

を観測し，温度分布を求めた．Er２O３薄膜は平板試料でののトリチウムを使用した場合，３５０，３９０℃において透過係実績がある有機金属分解法を用い［５］，ディップコーティ数が減少しており，透過係数の温度依存性が乱れている様

ングによって F８２H 管材に塗布，乾燥，熱処理を経て成膜子がわかる．試験は３７０，３９０，３５０℃の順に実施したことかした．

ら，３９０℃の試験において酸化が起こった可能性がある．

図７に未被覆 F８２H 管材のトリチウム透過係数の温度依

次に，Er２O３薄膜を施した試料の透過試験を実施した．

存性を示す．平均温度４００℃以下での試験では，二次系の透試験は５００〜７５０℃で実施したが，６００℃以下では実験時間過した T２濃度は試験時間中に定常に達していなかったた

内に明確な透過は確認できなかった．これは未被覆試料のめ，指数関数でフィッティングして定常値を求めた．定常

場合と同様に，表面効果の寄与が大きく，透過が定常に達値に達するまで長い時間を要する原因として，管材の厚さするまで数日以上のきわめて長い時間を要するためである

が 1.5 mm と過去の研究より大きいこと，また T２分圧が低と考えられる．６５０℃および７００℃においては透過が確認さいため，試料表面および金属中のトリチウム固溶量が飽和れたが，通常トリチウム透過測定に用いる試料近傍に設置

せず，拡散時間が長くなるためと考えられる．透過係数はされた電離箱では，一度定常に達しかけた後に，トリチウ

過去の研究結果（純重水素使用，分圧 104−105 Pa［６］）と比

ム濃度が上昇し続けるメモリー効果と見られる挙動があら

べて１桁弱小さい値を示した．

われた．この挙動は再現性が高く，また未被覆の試料では

ここで特筆すべきことは，トリチウム濃度が 1.2 ppm か

みられないものであったことから，Er２O３薄膜表面に由来

ら40 ppmに増加したとき，同じ試験温度にかかわらず透過するものと考えられる．メモリー効果は HTO が電離箱内係数が上昇していることである．これは，T２分圧が低いほに吸着されることによって顕著に発現するため，試料表面

ど吸着等の表面反応の寄与が大きくなるためと考えられ

で T２が HTO に変化し，一次，二次側両方においてメモ
７１７

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

リー効果を生じた可能性がある．一方で，ヒュームフードに設置した電離箱では定常値に達している様子が見られた．高温，長時間保持後の定常状態において，トリチウム
濃度はグローブボックスおよびヒュームフード内では一定になるため，薄膜試料にかぎり，ヒュームフード内の電離箱出力を用いて透過量の解析を行った．図８に F８２H 基板
および Er２O３薄膜試料について，過去に調べられた板材と今回得られた管材の結果を比較したものを示す．Er２O３薄膜試料は過去に平板に成膜した試料と同等の性能を示した．一方で同じトリチウム濃度で比較すると，未被覆の基板に対して 1/100 程度となった．これは，未被覆試料では低トリチウム濃度における表面効果の寄与が大きく透過係
数が比較的小さかったため，トリチウム透過防止膜による低減の割合が小さくなったためと判断できる．

図８

F82H基板およびEr2O3 薄膜試料の透過試験結果と過去の報告との比較．

３．
２．
５ まとめ
本研究では，ブランケット中のトリチウム移行に関し

よる表面反応の寄与が確認された．ディップコーティて，以下の研究を行った．

ングで作製した Er２O３薄膜を施した管材試料では，過去! LiPb 共 晶 合 金 に 対 し て，水 素 溶 解 度 測 定 を 行 っ たの研究と同等の透過防止性能を示すことが明らかにところ，容器材料やるつぼ材料との反応により，測定値なった．また，未被覆試料ではみられなかったメモリーは大きな影響を受けた．得られた結果を総合すると，効果から，薄膜表面においてトリチウムが HTO へ変化−８

現時点で は，LiPb への水 素 同 位 体の溶 解 度は１０ 〜した可能性が示された．

１０−６［atomic fr/Pa0.5］の範囲と考えて，安全側に立って

参考文献

設計に用いることが妥当であると考えられる．
" LiPb 中のトリチウム溶解度と拡散係数を同時に測定す［１］F. Reiter, Fusion Eng. Des. 14, 207 (1991).
［２］A. Aiello et al., Fusion Eng. Des., 81, 639 (2006).
［３］Y. Edao et al., Fusion Sci. Technol. 60, 994 (2011).
［４］R. Pawelko et al., Fusion Sci. Technol. in contribution.
［５］T. Chikada et al., J. Nucl. Mater. 442, 533 (2013).
［６］T. Chikada et al., Nucl. Fusion, 51, 063023 (2011).

るために，装置を作製し，トリチウム拡散透過実験を実施し，LiPb 中のトリチウム透過率を求めることができた．
# 核融合炉材料および透過防止膜中のトリチウム透過挙動を調べた結果，未被覆試料では，低濃度トリチウムに

７１８

J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７
１９‐７２４

プロジェクトレビュー 日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト

３．第一壁・ブランケットの物質熱輸送に関する研究
3. Transport of Materials and Heat In First Walls and Blankets

３．
３ 熱流動制御とモデリング
3.3 Flow Control and Thermofluid Modeling! 刀 資 彰，横 峯 健 彦，植 木 祥 高，結 城 和 久１）， 佐 竹 信 一２），江 原 真 司３），橋 爪 秀 利３）
KUNUGI Tomoaki, YOKOMINE Takehiko, UEKI Yoshitaka, YUKI Kazuhisa1）,
SATAKE Shin-ichi2）, EBARA Shinji3）and HASHIZUME Hidetoshi3）
京都大学，１）山口東京理科大学，２）東京理科大学，３）東北大学（原稿受付：２
０
１
３年７月３
０日）

日米科学技術協力 TITAN プロジェクトのタスク１‐３では強磁場環境での熱流動特性の把握とモデリング構築を行った．本稿ではプロジェクト全期間を通してのタスクの全体成果の概要を報告する．
Keywords:
magnetohydrodynamics, fusion blanket, thermofluid modeling, lead-lithium, liquid metal loop, MHD experiment,
flow instrumentation, MHD pressure drop mitigation, mixed convection, flow stability and transition

３．
３．
１ 研究の背景と目的した．図２に MTOR 施設の全体写真を示す．

液体金属ブランケットにおける強磁場下の熱流動は，プラズマ閉じ込め磁場と相互作用し，MHD（magnetohydro-

３．
３．
３ 成果概要dynamics）の影響を大きく受ける点に特徴がある．強磁場（１）強磁場下の液体金属流量配分試験

下の液体金属流の流速分布，流動不安定性および冷却管内

常温で液体である水銀を作動流体として用いた MHD 流

流量配分は，除熱と熱溜まりの形成，腐食，トリチウム輸動試験ループを建設した後に，ブランケット内流路に必ず送および漏洩に大きな影響を与えるため，MHD 熱流動メ

存在するマニホールド（単流路から平行三流路に分岐）を

カニズムの解明と流動制御が課題となっている．このた

模擬した電気絶縁壁流路を用い，三流路への流量配分に対め，タスク１‐３では強磁場環境での液体金属熱流動特性のする磁場効果，絶縁壁の効果について検討を行った．各分

把握とモデリング構築を行った．それに加え，プラズマ閉

岐流路の流量は電気ポテンシャル・プローブを用いて計測

じ込め磁場中を液体金属が流動する際に液体金属流ならびした．その結果，電磁力（ハルトマン数：Ha）と慣性力（レに導電壁に誘起電流が発生し，流れ方向とは反対方向に
ローレンツ力 が 加わ り，電 磁 力 に よ る 多 大 な 圧 力損失（MHD 圧損）を受けることが知られているが，これを低減する手法の開発・実証実験と数値モデリングを行った．
図１にプロジェクトにおける本タスクの研究対象の概要図を示す．本タスクの成果はこれまでに幾度か報告してきたが［１，２］，本節ではプロジェクト全期間を通しての本タスクの全成果の概要を報告する．

３．
３．
２ 使用施設
強磁場下での熱流動特性を把握するため，カリフォルニ
ア大学ロサンゼルス校（UCLA）に設置されている幅約15 cm，長さ約 1 m の長尺空間に最大 2 T の均一磁場を発生
さ せ る 強 磁 場 熱 流 動 試 験 装 置 MTOR（Magneto-

図１

Thermofluid Omnibus Research）施設を用いて実験を実施

TITAN 計画における Task1-3 の研究領域．

Corresponding author’s affiliation: Kyoto University
Corresponding author’s e-mail: kunugi@nucleng.kyoto-u.jp

７１９!2013 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

イノルズ数：Re）の比 N= Ha2/Re が９０を超えた領域では均領域）においても MHD 圧損を計測し，３次元 MHD 熱流体

一に流量分配されることを明らかにした［３］．この他に，強解析コード HIMAG（米国 HyPerComp 社）を用いた数値解

磁場による乱流非等方化現象を詳細に把握すること目的

析結果と比較して良好な一致を得た（図５［６］）．

に，多点型電気ポテンシャル・プローブ測定系を開発し（３）リチウム鉛 MHD 実験ループの建設て，等方乱流から擬似二次元乱流への遷移について研究を本タスクでは，MTOR 施設に付属してリチウム鉛 MHD行った［１］．

実験ループ（Magnetohydrodynamic PbLi Experiment:（２）リチウム鉛の流体計測手法の開発

MaPLE）を建設した（図６）．建設した MaPLE ループはリ本タスクでは液体金属冷却材の候補であるリチウム鉛

チウム鉛を作動流体とした MHD 流動実験の実施を可能に（PbLi）を作動流体に用いた MHD 流動実験を計画・実施しした現時点において米国で唯一であり，世界でも数少ないた．これに並行して，融点が２３５℃と比較的高い上に，酸素研究施設となっている．試験部の容量に応じて最大総量約との反応性も高い液体金属であるリチウム鉛に適した流速

200 kgのリチウム鉛共晶合金（米国Atlantic Metals & Alloy

計測法ならびに差圧計測法を新たに開発した．はじめに，社製）を運転に使用している．最高運転温度は３５０℃であリチウム鉛の流速度分布を把握するため，高温超音波ドッり，ループ配管には SUS３０４を使用した．

プラー流速計測法（HT-UDV）の構築を行った．計測に不図６に示すとおり，MaPLE ループはグローブボックス

可欠なリチウム鉛の音響物性値を取得した後に［４］，不活が付属したリチウム鉛タンク，電磁ポンプ，電磁流量計，

性カバー・ガス中の酸素濃度を 1 ppm 以下に制御した条件

流動試験部，リチウム鉛の液温と流量を制御するループ制

で HT-UDV をリチウム鉛回転流に適用し，流速分布が計測

御系と各所温度や流動パラメータ等を記録するデータ収録可能であることを実証した［５］．図３に低酸素条件下での系から構成されている．MaPLE ループは，多大な MHD

HT-UDV 音響試験部の写真を示す．

圧損が負荷された場合でも十分な流量を確保できる揚程を

溶融リチウム鉛は不活性雰囲気下においても徐々に酸化有した電磁ポンプ（米国 Creative Engineers 社製 Style Vが進行するため，直接液圧を測定する形式の差圧計を用い型）を備えており，予め性能確認試験を行った後に MaPLE

るとセンサー面に酸化物が形成されて測定不能に陥るため，不活性カバー・ガスを介して間接的にリチウム鉛流れの差圧を測定する手法を構築した（図４）．そして構築した差圧計が強磁場環境下でも機能し MHD 圧損を充分な精度をもって測定できることを示した．次に，一様磁場領域とは異なり３次元 MHD 効果が顕在化する，フリンジ磁場下（磁場空間分布が０から一定値まで連続的に立ち上がる

図２

図４

リチウム鉛差圧計の概念図（p1：流体上流部圧力；p2：流体下流部圧力；p’1：上流部緩衝容器内圧力；p’2：下流部
緩衝容器内圧力；H：緩衝容器高さ；H1：上流部緩衝容器
内液位；H2：下流部緩衝容器内液位；H0：緩衝容器‐測定
配管間距離）．

図５

リチウム鉛差圧計の測定結果の比較［６］（横軸：磁場分布の中心位置からの距離；縦軸：圧損値；Measurement：
本測定結果；Eq. (9)：発達した MHD 流動 の 圧 損 の 理 論
値；Simulation: MHD 数値解析結果）．

MTOR 施設：（A）
Big Ol’ B-field（BOB）強磁場発生装置：
B）Quarter Torus（QTOR）装置．

図３

リチウム鉛の低酸素条件下での HT-UDV 音響試験部．

７２０Project Review

3.3 Flow Control and Thermofluid Modeling

T. Kunugi et al.

図６

MaPLE ループの全体写真と概念図；（A）
グローブボックス；（B）
PbLi タンク；（C）
データ収録系；（D）
試験部；（E）
BOB 強磁場発生装置；（F）
ループ制御系．

図７

電磁ポンプ性能試験結果（Estimation：リチウム鉛使用時のポンプ性能の予測値）．

図８

三面複層コーティング流路：（上）製作法概念図（下）製作時．

ループに適用した．図７は MHD 圧損負荷を変えて電磁ポンプの流量‐吐出圧を性能評価した結果を示したものである．この結果から，強磁場を流路に印加した際にも MaPLE
ループが MHD 実験を実施できる能力を有していることがわかる．リチウム鉛の取り扱い技術，MaPLE の建設と運転方法ならびに性能評価試験に関する詳細は参考文献［２，７］に記載している．
（４）MHD 圧損低減技術開発・実証試験
MHD 圧損低減技術は電気絶縁被膜や Flow Channel Insert（FCI）など様々提案されているが，それらに共通する
要点はいかに液体金属と流路の導電壁を電気的に絶縁できるかに集約される．電気絶縁被膜は壁材の金属と熱膨張率が異なるため亀裂が発生し，それを通して通電を許す可能
図９

性が高い［８］．また，高熱負荷や放射線照射に曝されるプ

圧力損失の実験値と数値解析値の比較［７］．

ラズマ対向面に絶縁を施すのは不都合である．このような技術的困難を避けるため，プラズマ対向面を除いた三面に示した差圧測定系を用いた．図９に印加磁場が 1.8 T の場

絶縁を施し，液体金属が直に絶縁被膜層に接触しないよう合の圧力損失の実験値と数値解析値の比較を示す．製作し流路内壁に薄い金属層を加え積層加工した流路（三面複層

た三面複層コーティング流路は絶縁層をもたない導電流路

コーティング流路）を開発した（図８）．絶縁層に亀裂が生に比べて MHD 圧損を約１０分に１に大幅低減することを実じても，金属表層の存在により液体金属の侵入を防ぎ流路証し，同時に本タスクの数値モデリングの数値解析結果との絶縁性が保たれる構造になっている．

も良好な一致を得た［７，９］．

母材を SUS３１６をとした流路内幅 20 mm，高さ 8 mm，長

この他に，FCI を用いた MHD 圧損低減技術の開発と実さ 800 mm の三面複層コーティング流路を日本国内で製作証試験にも取り組んでいる［７］．試験には米国 Ultramet

し，MaPLE ループの試験部として据え付けて，MHD 圧損

社製の発泡体を主体とした炭化ケイ素（SiC）を使用した低減性能の定量的評価を行った．この試験には３．
２節にて

（図１０）
．発泡体炭化ケイ素をリチウム鉛に浸漬する静的試
７２１

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

測速部を対象流動の主流部に侵入させる必要性は必ずしもないが，測定対象が MHD 流動の場合は超音波プローブが導電性であるため，電気的境界条件に影響される MHD 流
動に擾乱を及ぼす可能性がある．印加磁場に平行な面に設置する場合は全く影響を及ぼさないが，垂直な面に設置する場合は超音波プローブの存在が電流分布を変え，結果として流速度分布に大きな影響を与えることがわかった［１］．
これらの数値モデリングとともに，液体金属に特有の界
図１０ 発泡体炭化ケイ素 FCI［７］．

面現象が MHD 流動に与える影響を含めた数値モデリングを行った．一般に濡れ性が悪い壁面上に非常に薄い速度境

験を終え，リチウム鉛の炭化ケイ素気孔内への侵入がない界層が形成された場合，壁面で流動スリップが生ずることことを確認した（図１１）．80 mm 角，厚み 10 mm，長さ 300が知られているが，強磁場中の液体金属流れは MHD 効果

mm 管状の発泡体炭化ケイ素をステンレス製の矩形管内により急峻な速度境界層が形成される．特に，液体金属がに固定して FCI とし，流路長 1800 mm の矩形試験部を Ma-

壁面に濡れが悪い場合には壁面スリップの発生が生じ，流PLE ループに取り付け MHD 圧損低減性能の評価を行う動動不安定化が懸念されている．本タスクでは濡れ性の定量的試験を進めており，現在は試験部の製作が終了し試験実的な指標である接触角に着目し，炭化ケイ素材表面上のリ施を行っている．この試験にも３．
２節にて示した差圧測定

チウム鉛の接触角を測定し，濡れ性が超撥水性（接触角が系を用いている．
今後は２本の管状の発泡体炭化ケイ素を流れ方向に直列

（a）

（b）

に矩形管内に配置して，FCI 接続部の影響を定量的に評価する計画である．この実験的研究に並行して実験装置試験
部体系を模擬した三次元 MHD 数値シミュレーションも行っている．実験的研究と数値的研究を相補的に進め，このような複雑形状をもつ場合においても包括的な理解を得るための一連の研究を継続して実施している．
（５）MHD 数値解析コードの開発と数値モデリング
本タスクでは MHD 擬似二次元流れの乱流モデル開発な
らびに数値解析コード開発を行った［１０］．これに加え，低

図１
２ MHD 乱流直接数値シミュレーション：（a）
非 MHD 乱流
Ha ＝ 0；（b）
MHD 乱流 Ha ＝ 65．磁場による乱流抑制現象の再現．

プラントル数流体（図１２）と高プラントル数流体の MHD
乱流熱伝達について，浮力の影響を含めて直接数値シミュ
レーション（DNS）を用いた検討を行った
［１１，
１２］
．
開発した数値解析コードを用いて実験に先駆けて予備検討を行い，その解析結果を実験設計に反映してきた．その一例を図１３に示す．これは３．
２節で示した HT-UDV 計測の
超音波プローブを印加磁場方向に対して平行な面，垂直な面のどちらに設置するかにより，測定対象である MHD 流動に及ぼすプローブ擾乱効果について定量的に評価した数
値解析結果である．超音波を利用する HT-UDV 計測では，

図１
３ 数値解析による HT-UDV 計測が MHD 流動に与える影響の評価：（左）
印加磁場と平行な面（サイドレイヤー壁面）に設置する場合のダクト断面流速度分布；（右）垂直な面（ハルトマン壁面）に設置する場合のダクト断面流速度分布．

（a）

（b）

図１
１ 静的試験後の炭素エアロゲル浸潤処理した発泡体炭化珪素
断面（カバー・ガス 0.1 MPa 環境下でリチウム鉛７
０
０℃に約
１
０
０時間浸漬後）：（a）
二分割後（b）
断面拡大写真．

図１
４ 炭化ケイ素表面上のリチウム鉛液滴．

７２２

Project Review

3.3 Flow Control and Thermofluid Modeling

T. Kunugi et al.

１５０°以上）を示すことを明らかにした（図１４［１３］）．壁面
流動スリップが生じる場合，MHD 擬似二次元流がハルト
マン境界層（磁場に垂直な壁面近傍の速度境界層）内においてジュール散逸し，粘性散逸が減少するという特異な渦構造となり，流動スリップがない場合に比べて流れが不安定化することを示した（図１５［１４］）．このようにして，例
えば Dual Coolant Lead-Lithium（DCLL）ブランケット概念
図１
５ MHD 流動スリップの数値シミュレーション：（左）流動ス
リップ小さい場合の流速度分布；（右）流動スリップ大きい場合の流速度分布［１４］．

のようにリチウム鉛と炭化ケイ素を用いる場合には MHD
流動スリップが生ずる可能性を指摘した．
この他にも，核融合炉環境下と同等の強磁場が印加される場合において，流れの慣性力の影響が無視できず，流れが不安定化して層流から乱流に遷移することが最新の研究で明らかになっている．一例としては，液体金属が導電壁
流路を流れる際に印加磁場と平行な壁面の近傍には高速度
ジェット流が，主流部では一様流速度流が形成されるのに対して，流路全体で M 字型の流速度分布をとる．ジェット流分布が有する変曲点においては Kelvin-Helmholtz 型の流動不安定性により，流れが不安定化して最終的に乱流化する可能性が指摘されている．本タスクでは擬似二元 MHD

図１
６ DCLL ポロイダル管におけるMHD混合対流の三次元数値解析；
Ha 数の増加に伴い浮力の影響の顕在化し逆流が発生．

流動における渦‐壁面の相互作用について数値的研究を行い，その特性を明らかにした［１５］．もう一つの例として，浮力の影響が挙げられる．ブランケット内において中性子束による体積加熱により流体内で温度差が生まれ，その結果としてポロイダル管のように鉛直方向に長い流路内では浮力の影響が顕在化し MHD 混合対流となる．本タスクではこの複雑流動現象の存在を指摘し［１０］，その流れの安定性解析を行うとともにDNS型の数値解析を行い，強乱流領域においては渦‐壁面相互作用と様々な渦間相互作用が支配的であること，弱乱流領域においては流れの渦は流速度分布の変曲点近傍に局所的に存在することを明らかにして，流動特性の詳細な理解を得た．図１６，１７［１６，１７］にその解析結果の一例をそれぞれ示す．

３．
３．
４ まとめ
本タスクでは液体金属 MHD 熱流動の基礎的特性について実験的手法，数値的手法そして解析的手法を活用して総図１
７ MHD 混合対流乱流の瞬時渦度分布：強乱流（a）
Ha ＝ 50，
Ha ＝ 75，Gr ＝ 108, Re ＝ 7500．弱
Gr ＝ 108，Re ＝ 5000；（b）
Ha ＝ 120,
乱流（c）
Ha ＝ 75，Gr ＝ 5 × 107，Re ＝ 10000；（d）
Gr ＝ 108，Re ＝ 5000
［１７］．

合的に研究した．その結果，磁場下の複雑体系流路における流量配分，MHD 圧損，乱流，三次元から擬似二次元流れ
への流動遷移，流動スリップに関する定量的な評価方法な
らびに信頼できる数値解析手法が確立された．また，リチ［２］T. Kunugi et al., J. Appl. Nucl. Sci. Technol. 5, 72 (2012).
［３］K. Messadek and M. Abdou, Magneto- hydrodynamics
45, 233 (2009).
［４］Y. Ueki et al., Fusion Sci. Technol. 56, 846 (2009).
［５］Y. Ueki et al., Fusion Sci. Technol. 60, 506 (2011).
［６］F.-C. Li et al., Fusion Eng. Des., 88, 3060 (2013).
［７］S. Smolentsev et al., Fusion Eng. Des. 88, 317 (2013).
［８］Y. Ueki et al., Fusion Eng. Des. 85, 1824 (2010).
［９］M. Aoyagi et al., Proc. NTHAS8, Paper no. N8P1089 (2012).
［１０］S. Smolentsev et al., Fusion Eng. Des. 83, 771 (2008).
［１１］S. Satake et al., Fusion Eng. Des. 85, 1326 (2010).
［１２］Y. Yamamoto and T. Kunugi, Fusion Eng. Des. 86, 2886
(2011).

ウム鉛 MHD 実験ループを建設するとともに，リチウム鉛に適用可能な 流 体測 定 手 法 を 構 築 し た．次 い で 様々な
MHD 圧損低減手法を開発し，実証実験と数値解析を通してその有効性を示した．この他にも，浮力の影響を含めたMHD 流動の不安定性解析ならびに数値解析を行うなど数多くの研究成果を得た．また，本タスクには日米双方から博士課程学生が参加し，プロジェクト全期間を通して３名の博士号を輩出し，若手研究者の人材育成にも大きく貢献
できた．

参考文献
［１］S. Smolentsev et al., Fusion Eng. Des. 87, 777 (2012).

７２３

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

［１３］Y. Ueki et al., Fusion Eng. Des. 86, 2297 (2011).
［１４］S. Smolentsev, Theoretical Comput. Fluid Dynamics 23,557 (2009).

［１５］S. Smolentsev et al., Phys. Fluids 24, 024101 (2012).
［１６］N. Vetcha et al., Physics of Fluids 25, 024102 (2013).
［１７］S. Smolentsev et al., Fusion Eng. Des. in press (2013).

７２４

J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７
２５‐７３０

プロジェクトレビュー 日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト

４．照射複合効果に関する研究
4. Irradiation Synergism

４．
１ 照射・トリチウム複合効果
4.1 Irradiation-Tritium Synergism
波 多 野 雄 治，大 矢 恭 久１）， 原

正 憲， 小 田 卓 司２），大 塚 哲 平３），佐 藤 紘 一４），張
１）

鯤

２）

HATANO Yuji, OYA Yasuhisa , HARA Masanori, ODA Takuji ,OTSUKA Teppei３）, SATO Koichi４）and ZHANG Kun

富山大学水素同位体科学研究センター，１）静岡大学大学院理学研究科，２）東京大学大学院工学系研究科，
３）

九州大学大学院総合理工学研究院，４）京都大学原子炉実験所（原稿受付：２
０
１
３年８月２日）プラズマ対向材料中のトリチウム挙動に及ぼす中性子照射の影響を明らかにするため，候補材であるタング
ステンをオークリッジ国立研究所の研究炉 High Flux Isotope Reactor（HFIR）で中性子照射した上で，アイダホ国立研究所の線型プラズマ装置 Tritium Plasma Experiment（TPE）にて同位体である重水素の高フラックスプラ
ズマにばく露し，捕獲重水素濃度と昇温脱離挙動を調べた．照射欠陥の捕獲効果により水素同位体滞留量が著しく増大すると共に，加熱処理による除去が困難となるため，同位体交換法等の新たなトリチウム除去技術の開発が必要であることが示された．
Keywords:
neutron irradiation, tritium inventory, hydrogen isotope, plasma-facing material, tungsten, radiation damage, trap,
retention, diffusion

４．
１．
１ 研究の背景と目的（HFIR）で中性子照射した W 試料をアイダホ国立研究所

核融合炉プラズマ対向壁中のトリチウム（T）の滞留お（INL）の 線 型 プ ラ ズ マ 装 置 Tritium Plasma Experiment

よび壁からの再放出は，事故時および保守作業時の安全性（TPE）にて高フラックス D プラズマにばく露し，W 中のを評価する上で極めて重要な課題である．タングステン

水素同位体滞留挙動に及ぼす中性子照射の影響を調べた．

（W）はプラズマ対向材料候補材として有望視されている

TPEは著者らの知る限り世界で唯一のTを含む放射性物質

が，融点および熱伝導率が高いのみならず，水素同位体溶を取り扱える高フラックス線型プラズマ装置であり，高中解度が低いこと，かつ水素同位体による損耗率が低く T

性子束が得られる HFIR と共に，本研究目的の達成に不可を高濃度に含有する共堆積層を形成しにくいことも W を欠であった．TPE では T を含むプラズマを生成できるが，用いる大きな理由となっている．一方で，金属中の原子空

試料に飛散性の高い T を注入すると，その後の核反応法

孔やボイドなどの欠陥は水素同位体の捕獲サイトとして働（NRA）による水素同位体の深さ方向分析等が実施できな

くことが知られており，中性子照射により T 滞留量が増大

くなり，実験結果の解析が困難になるという問題があっする可能性があるものの，これまではイオン照射によるシ

た．加えて，イオン照射実験でみられた照射効果は，水素ミュレーション実験のみが実施されており［１］，実際に中の溶解・拡散における同位体効果（質量数の平方根程度）

性子照射材を用いた研究例は見当たらなかった．イオン照をはるかに上回るものであった．そこで，W に関する研究

射で欠陥を導入した W 試料を重水素（D）プラズマにばく

では主に D プラズマを用いた．なお，DT プラズマにばく露した実験では，500 K 以下の温度では照射効果により捕露した中性子照射 Mo 中の T 滞留量の非破壊測定，比較材

獲 D 濃度が約 1 at.％にも達しているものの［１］，高温でのとしての中性子照射 Ni 中の D 滞留量測定等も実施したが，滞留量には大きなばらつきがあり［２］，中性子照射材を用

紙面の都合で詳細は割愛する．

いた検証が必要であった．

４．
１．
２ 使用施設以上のような背景から本タスクでは，オークリッジ国立
研 究 所（ORNL）の 研 究 炉 High Flux Isotope Reactor

本タスクの研究の流れを図１に示す．まず富山大学で調Corresponding author’s address: Hydrogen Isotope Research Center, University of Toyama, Toyama, TOYAMA 930-8555, Japan
Corresponding author’s e-mail: hatano@ctg.u-toyama.ac.jp

７２５!2013 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

さ 1 mm が標準的な試料サイズとなっており，本タスクでINL, USA
ORNL, USA

T and D exposure byplasma machine TPE

Neutron
Irradiaon

Thermal desorpon
spectroscopy

U. Wisconsin, USA採用した試料は面積が標準の1/18，体積が1/90というミニ

Nuclear Reacon
Analysis (NRA)

チュア試験片に相当する．
また，W を高フラックス水素同位体プラズマにばく露す
ると，表面にブリスタ（高圧ガスの蓄積による瘤状の隆起）

n-irradiated (radioacve) samples

samples
U. Toyama,
Japan

図１

が生じることが知られている．本タスクの目的は W バルク

Internaonal Research Center for Nuclear
Materials Science, Instute for Materials
Research, Tohoku U., Japan

中での照射欠陥による水素同位体の捕獲を調べることであるが，TDS 測定では試料のどの部分に水素同位体が蓄積しMicrostructure Analysisていたかは直接にはわからないため，表面のブリスタに多タスク２‐１における使用施設と研究の流れ．

量の水素同位体が蓄積されると捕獲水素同位体量の定量に著しい支障をきたすこととなる．プラズマにばく露される

製した W 試料を ORNL に送付し，HFIR にて中性子照射を表面に平行に結晶粒界が伸展した組織では高密度にブリス行った．HFIR は世界で最も高い中性子束を有する研究用タが形成されることがわかっている［４］．これは，水素同原子炉の一つであり，６年間という限られた研究期間で中位体が粒界に蓄積しガス化することによりブリスタ生成の性子照射を完了するためには不可欠であった．中性子照射起点となるためと考えられる．そこで本タスクでは，粒界された試料の一部を INL の Safety and Tritium Applied Re-を拡散する水素同位体が表面近傍に蓄積せず速やかにバル

search（STAR）施設に送り，TPE を用いて高フラックス

ク内部へ輸送されるよう，結晶粒界がプラズマにばく露さ

D プラズマにばく露した．上述のように TPE は世界で唯一れる表面に垂直に伸展する微細組織とした．具体的には，の T を含む放射性物質を取り扱える高フラックス線型プラ

直径 6 mm の高純度 W 棒をスライスし，表面を鏡面に研磨ズマ装置で，本タスクの目的遂行のために最も適した装置することで試料とした．研磨後の試料を 1173 K で３０分間真であった．照射欠陥中に 捕 獲 さ れ た D 濃 度 を 核 反応法

空中にて熱処理した．W は室温近傍では脆性であり，特に（NRA）で，また D の全滞留量および捕獲エネルギーを昇

このように薄くかつ表面に垂直に伸展した結晶粒界を有す

温脱離法（TDS）で測定した．NRA による測定はウィスコ

る試料は曲げ応力や径方向の引っ張り応力に弱くなるが，

ンシン大学で実施した．このように複数の米国研究機関に後述するような工夫によりこの問題を解決することで，ブまたがって研究を展開した例は，日米科学技術協力事業プ

リスタの少ない状況で水素同位体滞留量を測定できた．

ロジェクト研究の歴史の中でもほとんどない．今後のより

図２に TPE とそのイオンソースおよび試料ホルダーの

詳細な原型炉設計活動に向け，要素技術研究の統合が必要

模式図を示す．
［５］ TPE はカソード（LaB6）から試料までとなる．それぞれ異なる得意分野を持つ米国研究機関と共の 距 離 が お よ そ 160 cm の 線 型 プ ラ ズ マ 装 置 で あ り，

同研究を展開できたことは，今後の統合的課題に関する研

2.5×1022 m−2s−1 程度のフラックスの水素同位体プラズマ究の実施に向けて大きな礎となった．中性子照射試料の一が得られる．プラズマの直径は約 50 mm である．同装置は部は東北大学金属材料研究所附属量子エネルギー材料科学

放射線管理区域内のグローブボックス中に設置されてお国際研究センターへも送付されており，陽電子寿命測定等

り，最大 1.5 g の T が使用可能であり，0.1〜3.0％ 程度の Tによる空孔型照射欠陥の分析や長時間 D2 ガスばく露後のを含むプラズマを生成することができる．また，放射化しTDS 測定の準備が進められている．今後，これら国内研究た試料の取扱が可能である．試料ホルダーは試料を載せるで得られるデータも活用し，TITAN 計画の成果について

Cu ステージ，冷却水循環システム，試料を固定するための考察をさらに深める予定である．

４．
１．
３ 成果概要（１）微小試料プラズマばく露技術の確立
中性子照射 W 中の水素同位体挙動に関するデータがこれまでなかった最大の原因として，試料が放射化し取り扱いが困難となることが挙げられる．先述のようにTPEは放射性物質を取り扱えるプラズマ装置ではあるものの，試料交換等は手作業で行う必要がある．そこで本タスクでは，不純物による誘導放射能を抑えるため試料に!アライドマ
テリ ア ル 社 製 の 純 度 99.99％ の 高 純 度 W を 用 い る と 共に，試料サイズを極力小さくすることとした．FISPACT2001 コードを用いて中性子照射後の試料からの放射線強度を予測したところ［３］，直径 6 mm，厚さ 0.2 mm とすれば１年程度の減衰期間を経たのち実験を開始できることが
図２わかった．そこで，本タスクではこのサイズを採用した．
ただし，TPE では直径１〜２インチ（25.4〜50.8 mm），厚７２６

TPE（上），LaB6 カソード（右下）および試料ホルダー（左下）の模式図［５］．

Project Review

4.1 Irradiation-Tritium Synergism

Y. Hatano et al.

マスクからなる．試料はプラズマからの入熱により加熱さ（5−7）×1021 Dm−2s−1，フルエンスは（5−7）×1025 Dm−2

れ，Cu ステージと試料の間に材質や形状が異なるプレーとした.プラズマにばく露した後,ウィスコンシン大学におトを挿入し熱伝達を調整することで試料の温度制御が可能

いて NRA により D の深さ方向分布を測定した.プローブ

である．試料温度は背面から熱電対を押し当て測定する．

ビームには 3.5 MeV 3He イオンを用いた．また，試料を再直径 6 mm，厚さ 0.2 mm という微小な試料を TPE でプ

び INL へ輸送したのち，TDS 測定を実施した．昇温速度は0.167 K/s（10 K/min）とした．

ラズマにばく露する場合には，試料よりもそれを押さえる
マスクの方が圧倒的に大きい面積でプラズマと接触するた

図４に 中 性 子 照 射 試 料 中 の D 深 さ 方 向 分 布 を 示 す．

め，マスク材料のスパッタリングおよび試料上への堆積が［３，６］どちらの温度でも照射量の増大と共に D 濃度が上昇懸念された．そこで，図３（a）中に矢印で示したマスク材しており，中性子照射によって形成された欠陥が水素同位を，試料と同じ W で作成した．開口部の直径は 4 mm とし体の捕獲サイト と し て 働 い て い る こ と を 示 し て い る．

た．試料表面に入射するプラズマの均一性を確保すると共473 K でプラズマにばく露した場合の D 濃度は，0.025 dpaに，アークの発生を防ぐため，開口部壁には傾斜を付けた．

で 0.3 at.％，0.3 dpa で約 0.8 at.％に達しており，中性子照射

W は難加工性の材料であるが，放電加工技術により設計通後の W がこの程度の温度でプラズマにばく露されると，高りのマスクを製造することができた．また，温度測定に用濃度に水素同位体が蓄積されることがわかる．ただし，中いる熱電対も大きな障害となった．従来は熱電対の弾性を性子照射量は一桁増大しているのに対し，D 濃度はせいぜ

利用して試料に押し付けていたが，応力の微妙な調整がでい数倍上昇した程度である．室温近傍でイオン照射によりきないため，0.2 mm厚の試料ではプラズマからの熱負荷が欠陥を導入した実験では 0.7 dpa 程度で捕獲サイト密度が付与されると同時に高い確率で試料が破損した．そこで飽和する傾向が見られており［１］，0.025 dpa と 0.3 dpa で

図３（b）に示すようにマイクロメーターを搭載した微動機の捕獲 D 濃度の差は中性子照射においてもそのような捕獲

構に熱電対を取り付け，最小限の応力で試料と接触させる

サイト密度の飽和傾向が現れる可能性を示している．今後こととした．その結果，試料の破損はほとんど起こらなく中性子をより高線量照射した試料について実験を行い，どなった．以上の様な工夫により，微小 W 試料を高フラックの程度の濃度で捕獲サイトが飽和に達するのかを明確にす

ス水素同位体プラズマにばく露する技術を確立した．な

る必要がある．473 K でプラズマにばく露した場合には，

お，特にこの技術開発においては米国側の多大な貢献が深さ約3 μmまでは捕獲D濃度がほぼ均一であり，より深部あった．

では D 濃度が深さと共 に 減 少 す る 傾 向 を 示 し て い る．

（２）タングステン中の重水素滞留挙動に及ぼす中性子照射

Frauenfelder［７］によって報告されている W 中の固溶水素の拡散係数より，473 K での値は 3×10−11 m−2s−1 と求めらの影響
中性子照射は HFIR の冷却水温度（約 323 K）にて 0.025

れる．この値を用いて 104 秒のプラズマばく露中におけるおよび 0.3 dpa まで行った．0.025 dpa 照射試料では約３００

平均拡散距離を計算すると 700〜800 μm 程度となる．深さ日，0.3 dpa 照射試料では約８００日誘導放射能を冷却したの約3 μm以降でのD濃度の減少は，照射欠陥による捕獲効果

ち，これらの試料を ORNL から INL へ輸送し，TPE を用で実効的な水素同位体の拡散係数が小さくなっていること

いて 473 K および 773 K で高フラックス D プラズマにばくを示している．

露 し た．入 射 エ ネ ル ギ ー は 100 eV，フ ラ ッ ク ス は

図３

図４

本タスクで開発した微小試料用 TPE 試料ホルダー．

７２７473 K および 773 K で D プラズマにばく露した中性子照射
W および非照射材中の D 深さ方向分布［３］．

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

773 K でプラズマにばく露した場合の D 濃度は 0.025 dpaがある．なお，773 K でのプラズマばく露中に照射欠陥ので 0.2 at.%，0.3 dpa で約 0.4 at.%であり，473 K の場合に比一部が回復したこともあり得るが，この点に関しては現べやや低い値となってはいるものの依然として高いレベル

在，陽電子寿命測定等により調査中である．

にある．すなわち，壁温度が少々上昇しても T 滞留量が劇0.025 dpa 照射試料の TDS 測定の結果を，非照射試料の的に減少するわけではない．一方で，捕獲 D 濃度は深さ約

ものと合わせて図５に示す．
［８，９］この図の最も重要な特徴

3 μm以上の領域においても大きくは低下しておらず，上述

は，非照射試料からの D の脱離が 700 K 程度で完了していのように照射欠陥による捕獲効果で実効的拡散係数は減少るのに対し，中性子照射材からの脱離は 1173 K 以上の温度してはいるものの，高温では拡散過程がより活性化されるまで継続している点である．すなわち，中性子照射で形成ことで D が捕獲サイトを埋めながら NRA による検出限界

された照射欠陥に捕獲された水素同位体を熱脱離させるに深さより奥へ浸入していることがわかる．イオン照射が表は高温が必要であることがわかる．比較のため，2.8 MeV Fe

面近傍にのみ欠陥を形成するのに対し，中性子照射では材

イオンを用いて 0.027〜3 dpa の損傷を与えた W 試料を，同料の厚さ方向にほぼ均一に照射欠陥が導入されるため，こ様に TPE を用いて 473 K で D プラズマにばく露し TDSのような深部への水素同位体の浸入は T 滞留量の著しい増測定を行った．
［１０，
１１］前述のように，中性子照射とは異大につながる重要な現象である．この点については，のちなりイオン照射では表面近傍にのみ損傷が形成される．

に TDS の結果も踏まえてより詳しく考察する．

2.8 MeV Fe イオンでの損傷領域深さは約 1 μm である．こ773 K において捕獲 D 濃度が 473 K と比べ低かった原因の場合には，D 滞留量は照射量と共に明確に増大したものの一つとして，高温では水素同位体による照射欠陥占有率の，脱離温度域に大きな変化はみられなかった．
［１０］すなが低下することが挙げられる．平衡状態において中性子照わち，中性子照射材で脱離温度が著しく高温へシフトした

射 W 中で捕獲サイトが水素同位体により占有される確率のは，単に照射欠陥が形成されたのみならず，D が照射欠

%t は，W 結晶格子中に固溶する水素同位体の濃度の関数と陥を占有しながら試料内部まで拡散したためである．中性

して次式のように表される．

子照射試料中の D 滞留量は 473 K でプラズマにばく露した#(*+!*!
%$)/$%.!*!#)/,##!%.!*$
#!%&$
"%&!
#

場合が 1.2×1021 Dm−2，773 K の場合が 6.4×1021 Dm−2 で（１）あった．図４に示すように，NRA で測定された捕獲 D 濃度

ここで，添字 *は捕獲サイトとして働く欠陥の種類，%& はは 473 K でプラズマにばく露した方が 773 K に比べて明らW 結晶中の格子間位置の占有率，#(*+!*は各捕獲サイトと水かに高かった．TDS で測定した滞留量で逆転がみられたの素同位体の結合エネルギー（捕獲サイトと格子間位置でのも，773 K では D がより深部に浸入したためである．仮に

水素同位体のエンタルピー差），$)/はプラズマへばく露さ

NRA で測定された深さ 5 μm での捕獲 D 濃度（約 0.2 at.%れる W の温度である．#(*+!%""なので，たとえ %& が一定＝1.2×1026 Dm−3）で D が均一に分布していたとすると，であっても %.は温度の増大と共に減少する．加えて，多く

773 K でのプラズマばく露後に D は約 50 μm の深さまで浸の場合に %& も温度の上昇と共に減少する．単純に考える入していた計算になる．深部では捕獲 D 濃度は低下していと，プラズマばく露下における試料表面での粒子バランス

るはずなので，実際にはより深くまで D が浸入していたとは以下の様に書ける．

考えられる．これらの結果は，中性子照射を受けた W を高$%&$#$*+"%&"'$'"%-#

温でプラズマにばく露すると，照射欠陥による捕獲と深部（２）への拡散により水素同位体滞留量が大きく増大することを

ここで，$*+はプラズマからの入射 D フラックス，#は入射最初に確認したものであり，W をプラズマ対向材料としてした D イオンが試料中へ溶解する確率，%-は表面再結合定

用いる際の安全評価の上で重要な情報を提供できたと考え

数，"''は表面直下での D 濃度，!は D の濃度と格子間位ている．なお，0.3 dpa 中性子照射試料の TDS 測定の結果に置占有率の間の換算係数である．プラズマからの入射エネ

ついては現在解析中であり，別途報告する予定である．

ルギーは熱エネルギーに比べて十分大きいので，#の温度依存性は無視できる．%-は W 表面が完全に清浄であれば温度の上昇と共に減少するはずであるが，実際にはプラズマ
中の酸素や炭素などの不純物元素や試料表面に偏析した不純物元素等により再結合放出に対する活性化障壁が形成され温度上昇と共に増大する［１］．したがって，先述のように%& は温度上昇と共に減少することとなる．すなわち，温度上昇に伴う捕獲 D 濃度の減少は，%&および )/,##(*+!*!
%$)/$の減少により説明することができる．%& がプラズマからの入射フラックスや W の表面状態に依存するので，中性子照射W中のT滞留量が温度のみならずプラズマ条件により変化することは明白である．単に水素同位体がどれだけ溜
図５

まったかということだけでなく，バルク中の固溶水素同位体の濃度（化学ポテンシャル）をも考慮して議論する必要
７２８473 Kおよび773 KでDプラズマにばく露した中性子照射材（0.025 dpa）および非照射材の D 昇温脱離スペクトル［９］．

Project Review

4.1 Irradiation-Tritium Synergism

Y. Hatano et al.

773 K でプラズマにばく露した試料の TDS スペクトルを
拡散解析コード TMAP4 を用いてフィッティングした例を図６に示す．
［２］このフィッティングでは，単純化のため
以下のような仮定をした．
（１）厚さ 0.2 mm の試料中に完全に D で飽和された場合に0.2 at．％に相当する密度で単一種の捕獲サイトが均一に分布している．
（２）プラズマ入射側表面より 50 μm の深さまでの捕獲サイ
トが D で飽和されると共に，残り 150 μm の領域にはD は存在しない．
（３）表面反応速度は十分に速い．

図６773 K で D プラズマにばく露した中性子照射 W（0.025dpa）からの D 昇温脱離スペクトルおよび TMAP4 でのシ
ミュレーション結果（脱捕獲の活性化エネルギーを1.83 eV
と仮定）
［２］
．

図７

中性子照射 W からの T 脱離のシミュレーション結果（捕獲
サイト密度 0.2 at．
％，脱捕獲の活性化エネルギー 1.8 eV）［９］．

（４）TDS 測定中に捕獲サイト密度は変化しない．すなわ
ち，照射欠陥は回復しない．
これらの仮定のもとで脱捕獲の活性化エネルギー !!"#
をフィッティングパラメータとしてTMAP4にてTDSスペ
クトルの再現を試みたところ，!!"#を 1.83 eV としたときにピーク位置を再現できた．TMAP4 による解析では 1190 K
付近にショルダーがみられているが，これはプラズマにばく露していない側の表面からの D の脱離によるものである．実測スペクトルでこのような反対側表面からの脱離の寄与が見られないのは，TDS 測定中に照射欠陥の一部が回復しているためと考えられる．また，実際には中性子照射
により原子空孔やその集合体，転位ループなど多様な欠陥が形成されているはずであり，かつ同一の欠陥種でも捕獲される水素同位体原子数により !!"#の値が変化する可能性がある．上述の !!"#の値（約 1.8 eV）はあくまで（１）〜（４）の仮定のもとで得られた値であり厳密な物理的背景を持つ
ものではないが，中性子照射 W 中の水素同位体輸送を大まかに評価するには有効であると考えられる．そこで，次節ではこの値を用いて中性子照射WからのT脱離挙動を評価

以上の様な状況を鑑み，TITAN 計画とほぼ並行して実した結果を紹介する．

施された科学研究費特定領域研究「核融合炉実現を目指し（３）中性子照射タングステンからのトリチウム脱離挙動評価

たトリチウム研究の新展開」において，イオン照射試料に

図７は仮に第一壁アーマー材として用いられる W の厚よる同位体交換法に関する予備実験を H と D を用いて実施

さを 0.6 mm とし，TMAP4 を用いて T の脱離を評価した結した．先述のように，673 K において T 濃度がほとんど減果である．中性子照射により 0.2 at.％相当の捕獲サイトが少しなかったのは，捕獲サイトからの T の脱離が全く起こ形成されており，初期にはそれらが全て T で占有されていらないからではなく，一旦脱離した T が再捕獲されるためると 仮 定 し た．脱 捕 獲 の 活 性 化 エ ネ ル ギ ー を 1.8 eV とである．したがって H や D に予め捕獲サイトを占有させてし，真空装置のベーキング処理温度の例として 673 K，おおけば，T の脱離が促進できる可能性がある．このようなよび事故時や保守作業時に冷却が停止された場合の温度の考えのもと，特定領域研究では 20 MeV の W イオンを照射

例として 973 K での放出挙動を計算した．縦軸は W 中の T

して 0.5 dpa の損傷を与えた W 試料中にガスばく露法でまの平均濃度である．計算の結果，673 K では捕獲効果によず D を導入し，そののち真空中および 0.1 MPa の H2 ガス中

り実効的拡散係数が著しく低下しているため，１０時間程度

で 673 K において１０時間加熱した．結果は既に本誌プロの加熱では T はほとんど除去できないことがわかった．な

ジェクトレビュー等［９，１２］に報告しているので詳細は割愛

お，673 K で捕獲サイトからの T の脱離が全く起こらない

するが，真空中で加熱したのちは約８０％の D が残存していわけではなく，一旦脱離した T が別の空いた捕獲サイトにたのに対し，H2 ガス中で加熱した場合に残存した D は初期再捕獲されることを繰り返しながら移動するため，結果と量の１６％にすぎなかった．すなわち，H に捕獲サイトを占して実効的拡散係数が小さくなる．一方，973 K では１０時有させることで，D の脱離を著しく加速することができた．

間で半分以上の T が放出されることがわかった．このこと

今後，国内研究において実際に中性子照射試料から T を除

は，冷却が停止された際に第一壁が崩壊熱によりこの程度

去する実証実験を進める必要がある．この手法を核融合炉の温度に加熱されると T が放出されることを示 し てい

で応用する際には，崩壊熱等を利用して可能な限り高温でる．したがって，真空加熱以外に T を除去する技術を確立

H，D を用いた放電洗浄を行うことになると考えられる．

することが望ましい．
７２９

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

４．
１．
４ まとめ

際の安全性評価の上で重要な知見を見出すことができた．

中性子照射した W 中の D 滞留・放出挙動を調べ，照射欠
陥による捕獲効果がこれらの挙動に大きな影響を及ぼすこ

参考文献とを明らかにした．473 K でプラズマにばく露した場合に［１］J. Roth and K. Schmid, Phys. Scripta T145, 014031 (2011).
［２］Y. Hatano et al., Mater. Trans. 54, 437 (2013).
［３］Y. Hatano et al., Nucl. Fusion 53, 073006 (2013).
［４］Y. Ueda et al., J. Nucl. Mater., 337-339, 1010 (2005).
［５］M. Shimada et al., Rev. Sci. Instrum. 82, 083503 (2011).
［６］M. Shimada et al., Phys. Scripta T145, 0014051 (2011).
［７］R. Frauenfelder, J. Vac. Sci. Technol. 6, 388 (1969).
［８］M. Shimada et al., J. Nucl. Mater. 415, S667 (2011).
［９］Y. Hatano et al., J. Nucl. Mater. 438, S114 (2013).
［１０］Y. Oya et al., Phys. Scripta T145, 014050 (2011).
［１１］M. Kobayashi et al., Fusion Eng. Des. 88, 1749 (2013).
［１２］T. Yamanishi et al., J. Plasma Fusion Res. 88, 508 (2012).

は，捕獲 D 濃度は約 1 at.％に達した．773 K では濃度はやや低下したものの，より深部（〜50 μm）まで D が拡散した
ため，滞留量は逆に増大した．また，非照射 W からの D
放出が 700 K 程度で完了したのに対し，中性子照射試料では 1173 K 以上の温度まで放出が継続した．これらの結果をより，中性子照射 W 中の T 挙動を予測するには，照射欠陥による強い捕獲効果のもとでの長距離拡散の理解が不可欠と結論した．従来のイオン照射によるシミュレーション実験では，表面近傍にのみ照射欠陥が導入されるため，このような長距離拡散の効果は明確にはみられておらず，本タ
スクの遂行により W をプラズマ対向材料として使用する

７３０

J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７
３１‐７３６

プロジェクトレビュー 日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト

４．照射複合効果に関する研究
4. Irradiation Synergism

４．
２ 接合・被覆システムの健全性
4.2 Joining and Coating System Integrity
木 村 晃 彦，橋 本 直 幸１），盧

相 熏２），薮 内 聖 皓３），大 貫 惣 明１）

KIMURA Akihiko, HASHIMOTO Naoyuki１）, NOH Sanghoon２）, YABUUCHI Kiyohiro３）, OHNUKI Somei１）
京都大学エネルギー理工学研究所，１）北海道大学大学院工学研究科，
２）

韓国原子力研究所，３）東北大学大学院工学研究科（原稿受付：２
０
１
３年８月２日）ブランケット製作における枢要な課題である構造材料の接合・被覆技術開発および接合部の健全性に及ぼす中性子照射影響を調べ，材料システム統合化を行った．開発が困難とされていた ODS 鋼の接合法として，固相拡散接合（SSDB）および摩擦撹拌接合（FSW）法が適していることや電子ビーム（EB）溶接した F82H 鋼ジョ
イントの照射後引張特性が母材と同等であることが判明した．また，十分な強度をもつ W/ODS 鋼ジョイント製作の可能性を示した．
Keywords:
blanket, neutron irradiation, joints, coating, helium bubbles, synergistic effects

４．
２．
１ 研究の背景と目的に，ODS 鋼の接合技術開発，真空プラズマ溶射（VPS）タ

ブランケットの製作にあたっては，システムの形式にもングステン（W）被覆あるいは摩擦撹拌処理した ODS 鋼のよるが，構造材料の接合および被覆技術開発が枢要な課題

照射影響評価および電子ビーム（EB）溶接した F82H 鋼にとなる．特に，接合・被覆部が中性子照射を受けた際に被おける中性子照射影響に関する研究成果を紹介する．

る損傷の度合いは，ブランケットの寿命に深くかかわると

４．
２．
３．
１ ODS 鋼の接合技術開発

推測 さ れ る．本 タ ス ク に お い て は，Oak Ridge National

ODS 鋼は，RAF 鋼に比べ，使用最高温度が１５０℃程度高Laboratory（ORNL）にある出力 85 MeW の原子炉，High

くなるため，ブランケットの高効率化が可能である．しかFlux Isotope Reactor（HFIR）を用いて，接合部や被覆部の健全性に及ぼす中性子照射影響ならびに核変換 He や H

表１の影響について調べることを目的とした．

HFIR
ターゲット位置・高速中性子束：
1〜2×1015 n/cm2s
・熱中性子束：3×1015 n/cm2s

４．
２．
２ 使用施設：HFIR
HFIR は，同位体生成を目的とする軽水炉であり，表１

中性子束に示すように，熱中性子フラックスが大きく，照射量の高年間照射量（Steel）
冷却材
照射容積い領域での照射実験に向いている世界的にも稀有な材料照
射試験炉の一つであり，高い年間稼働率を維持している．

４．
２．
３ 成果の概要

照射
キャプセル

本研究では，DEMO 炉用のブランケット構造材料としての使用が期待されている酸化物分散強化（ODS）鋼や国際
熱核融合実験 炉（ITER）の Test Blanket Module（TBM）の構造材料に選定されている低放射化フェライト
（RAF）
鋼

特徴

に対し，接合及び被覆の技術開発を進めつつ，接合材および被覆材に及ぼす中性子照射影響を調べた．ここでは，特HFIR の概要と特徴．

20-30 dpa
水50 cm3
・無計装キャプセル
・温度制御範囲：
８
０〜８
０
０℃

RB＊位置
・高速中性子束：4×1014 n/cm2s
・熱中性子束：1.2×1015 n/cm2s
7 dpa
水600 cm3
・計装キャプセル
・温度制御範囲：
８
０〜４
０
０℃

・核変換効果研究
中性子遮蔽材の利用（Eu2O3）・電気抵抗等の「その場」測定の実績
・交番温度変動照射
220/350℃，300/500℃

Corresponding author’s address: Institute of advanced Energy, Kyoto University, Gokasho, Uji, KYOTO 611-0011, Japan
Corresponding author’s e-mail: kimura@iae.kyoto-u.ac.jp

７３１!2013 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

し，一般の溶接法ではナノスケールの酸化物粒子の分散状構造体との十分な連結強度を維持できるものでなければな

況を変えてしまい，ODS 鋼の優れた特性を損なうことにならない．本研究では，W/ODS 鋼の固相・液相拡散接合技

るため，他の接合法を開発する必要がある．ここでは，ま術開発も行った．その結果，１２４０℃での拡散接合により，ず，ODS 鋼どうしの同種金属接合，次に，W との異種金属

界面強度が300 MPaという高いねじり強度の達成に成功し接合技術開発を進めた．本研究では，耐食性に優れた 15Cr

た．また，真空プラズマスプレー（Vacuum Plasma Splayed:

系 ODS 鋼（15Cr-(0 or 4)Al-2W-0.35Y2O3）の摩擦撹拌接合

VPS）法 を 用 い た VPS-W の 熱 衝 撃 特 性 評 価 に お い て，（Friction Stir Welding : FSW）および固相拡散接合（Solid

7.5 MW/m２，Beam on: 60 s，Beam off:140 s，照 射 回 数：

State Diffusion Bonding : SSDB）の技術開発を行い，その照

30 cycles）の熱負荷に耐える VPS-W 被覆材の作製にも成射下健全性を評価することを目的とした．

功した．

１）FSW 法の開発

４．
２．
３．
２ VPS-W 被覆 ODS 鋼における中性子照射影響

FSW（図１）は，回転速度 800 rpm，走査速度 50 mm/min

W は高融点金属で耐熱性に優れ，スパッタリング損耗がで実施した．摩擦撹拌処理は，結晶粒径の粗大化を招き，小さく，水素のインベントリーも小さいことから核融合炉

室温における強度を顕著に低下させたが，ODS 鋼に期待さの開発において重要なブランケット第一壁材料と考えられれている高温強度については，わずかな低下にとどまり，ている．一方，W はもともと脆性的な材料である上に照射実用化の可能性を確認することができた．

脆化も生じやすく，破壊靭性の向上が課題となっている．

２）SSDB 法の開発

厚さが数 mm 以上のバルク材では破壊靭性の向上は困難で

SSDB は，１２００℃，25 MPa，１時間保持の条件で実施し，あるが，厚さが 1 mm 以下の薄板材においては，平面応力

接合部インサート材の有無の影響を調査した．インサート状態が構成されるため，原理的にはバルク材料に比べて，材は融点が１２００℃以下のため，その部分だけは溶融するこ

見かけ上，破壊靭性が高くなる．したがって，W を第一壁と か ら 液 相 拡 散 接 合（Transient Liquid Phase Bonding:に適用する場合，バルク材としての適用に比べ，被覆材

TLPB）と も 呼 ば れ る．そ の 結 果，図２に 示 す よ う に，

（薄板材あるいはコーティング材）としての適用が有利と

SSDB 材および TLPB 材ともに，引張強度は未接合材と同なる．

等であることを確認した．一方，伸びに関しては，TLPB

一方，薄くすることで，プラズマによる熱衝撃や損耗には未接合材の半分以下に減少したが，SSDB 材では伸びの対する抵抗が低下することが懸念される．また，一般にバ低下が全く認められず，ほぼ完全な接合強度を得ることにルク材とコーティング材とでは，密度，材料組織および不成功した．

純物濃度が異なるため，コーティング材の特性を評価して

３）W/ODS 鋼の接合

お く 必 要 が あ る．そ こ で 本 研 究 で は，W/F82H 鋼 及 び

核融合エネルギーの実現に向けた第一壁およびダイバー

W/ODS 鋼の接合方法においてVPS法によるW被覆を実施

タの製作においては，タングステン（W）被覆技術が不可欠し，その照射後挙動を調べるために被覆断面に対して硬さである．W の最大の難点は，その低すぎる破壊靱性であ分布を測定し，照射前の分布と比較した．

り，室温においても全く塑性変形しない点である．高熱負F82H 鋼および ODS 鋼を基板として Ar・H2 混合ガスに荷を断続的に受けるプラズマ対抗材料は，高融点でかつ優よる VPS を用い，純度 99.9%W 粉末を被覆した．被覆時のれた熱疲労特性を持つことが要求され，それを支える支持

基板の予熱温度は５５０℃，基板の厚さは 3 mm である．VPS-W 被覆材を HFIR において，５００℃でそれぞれ 4.5 dpa，9.6
dpa の照射量（Fe 換算）まで照射した．
照射後の断面硬さ分布を調べるために硬度試験機（Mitutoyo AAV-500）を用い，荷重 1 kgf，測定点間隔 0.2 mm
で１０秒間保持して測定した．非照射材についても同条件で硬さ測定を行い，照射後結果と比較した．
図３に HFIR 照射前後の被覆断面に対する硬さ分布測定

図１

結果を示す．この図の基板は ODS 鋼であるが，照射前の基FSW 処理後の ODS 鋼の板材．

板の硬さ分布は基板の種類（F82H鋼，K1-ODS鋼，K4-ODS鋼）により異なるが，W 被覆材の硬さに変化は認められな
い．照射後の基板には照射硬化が認められない．これは，照射温度５００℃の場合，中性子照射による照射欠陥の形成速度よりも焼鈍回復作用による欠陥の回復速度がより早い
ことで説明される．一方，VPS-W はこの温度においても照射硬化が生じ，基板の種類に依存せず 350〜380 Hv の硬化が確認された．５００℃での純 W の照射硬化機構は照射欠陥の 形 成 だ け で は な く，W の 核 変 換 に よ っ て rhenium

図２

ODS 鋼の母材，SSDB あるいは TLPB 材の室温における引張特性の比較．

（Re）およびosmium（Os）が形成され，W-Re又はW-Re-Os
合金になることの影響も報告されている［１］．硬化量の照７３２

Project Review

4.2 Joining and Coating System Integrity

A. Kimura et al.

（HAZ）および母材部（BM）で構成され，いずれの箇所にも気孔や亀裂などの溶接欠陥は観察されなかった．撹拌部
は動的再結晶によって結晶粒の粗大化が観察されたが，結晶粒の形状に異方性はみられず，等軸結晶粒が観察された．すなわち，撹拌処理により再結晶化が進み，結晶粒の粗大化が生じたが，ODS 鋼に特徴的な金属組織や強度特性における顕著な異方性が抑制された．撹拌部の酸化物粒子の分散状況を調べた結果，母材とほぼ同様に微細分散されていることを確認した．結晶粒の粗大化に伴い，室温における引張強度は低下したが，酸化物粒子の分散状況の変化は小さく，７００℃での高温引張強度の低下は小さいことを確認した．FSW 法は ODS 鋼においては，その異方性改善
図３

HFIR 照射前後の VPS-W 被覆断面に対する硬さ変化．

だけではなく，高温強度を保特することのできる適切な接合方法であると結論した．
２）FSW 処理後の ODS 鋼の照射硬化挙動

射量依存性を図４に示す．粉末焼結法で製作したバルク W
材は同照射条件で !530 Hv の照射硬化を示したが，本研究次に，FSW 処理を受け，組織が領域ごとに異なる時の照で作成した VPS-W 材は，照射量が増えても !360 Hv 程度

射影硬化挙動の相違について比較検討した．摩擦攪拌処理しの硬化量に止まっており，照射硬化能が小さいことを示し

た ODS 鋼の断面から取得した板試験片（4×16×0.15 mmt）ている．逆に，鉄鋼材料である基板は，焼鈍回復効果にを HFIR（カプセル T9G1）によって３
００℃，1.2 dpa の照射

よって硬度がやや減少しており，この傾向は従来の結果に量で照射し，照射前後における硬度分布を比較した．断面等しい．

硬さ分布を調べるために硬さ試験機 Mitutoyo AAV-500 を

４．
２．
３．
３ FSW 処理した ODS 鋼の照射影響評価

用い，荷重200 gf，測定点の間隔0.5 mmで１０秒間測定した．

１）FSW 処理後の ODS 鋼の組織変化

非照射材についても同条件で硬さ測定を行い，照射後結果

ODS 鋼は，優れた高温強度特性，耐照射性，耐環境性をと比較した．

併せもつため，核融合ブランケット構造材料および燃料被図５に HFIR 照射前後の断面硬さ分布測定結果を示す．

覆管材料として実用化をめざした研究が行われている．し各交点の色は対応する硬さのレベルを示している．母材はかし，前述したように，ODS 鋼を大型・複雑形状を有する

320 Hv 以上の硬さを示しているが，攪拌部は動的再結晶化

ブランケット構造部材に適用するためには，融点を超えてによって結晶粒の粗大化が進み，220 Hv 程度の硬さを示ししまうような通常の溶接法の適用が困難であるために（分ている．これら各領域について，HFIR 照射後はそれぞれ散粒子が粗大化してしまうため），新しい接合技術開発が310〜420 Hv の硬さ分布が認められたが，この結果に基づ

重要課題になっている．FSW法は，ODS鋼の微細酸化物分

き，照射硬化量の分布を示すと，図５（d）のように組織変散粒子を保存できる革新的な固相接合法として期待されて化に伴って硬化量の変化することが判明した．

いる．まず，FSW 法の適用性を 調 べ る た め に，ODS 鋼

図６に摩擦攪拌処理した ODS 鋼の各部（攪拌部，熱影響（Fe-15Cr-4Al-0.5Y2O3）押し出し棒材から切り出した板材部，母材部）の硬化量測定結果を示す．照射後各部の硬化（5 mm 厚）に対する摩擦攪拌処理（FSP）を行い，微細組量は異なるが，照射後に到達した硬さの分布は350 Hv前後

織や硬さについての評価を行った．微細組織および強度特に平滑化されている．すなわち，摩擦攪拌処理によって低性を調べた結果，FSP 後の組織は攪拌部（SZ），熱影響部

下した部分は３００℃の照射の影響で母材部と同等の硬度を示したと言える．これは，摩擦熱の発生により攪拌部の転
位組織の回復が生じたことを示唆しており，各部の転位密度の相違によると推測される．結晶粒度と硬度の相関関係（図７）から計算した転位密度差は 6.5×1011 m と評価されている．今後，照射量依存性及び透過電子顕微鏡による内部組織観察を行う必要がある．
４．
２．
３．
４ EB 溶接した F82H 鋼における中性子照射影響
１）溶接部における硬度変化
F82H 鋼をはじめとする低放射化フェライト鋼およびその EB 溶接材は，一般に，３００℃近傍の温度で中性子照射されると転位ループの形成などに起因した照射硬化が生じ，加えて核変換ヘリウムおよび水素による重畳効果も懸念される．溶接材には，熱影響の度合によっ て 溶 接 金 属 部

図４

VPS-W および各種基板鉄鋼材料における照射硬化の照射
量依存性．

（WM: Welded Metal）と 熱 影 響 部（HAZ: Heat Affected
Zone）が形成され，それぞれの微細組織は結晶粒サイズや
７３３

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

図５

図６

HFIR 照射前後の摩擦攪拌処理した ODS 鋼の（a）
断面組織観察，（b）
照射前の硬さ分布，（c）
照射後の硬さ分布，（d）
照射硬化量．

摩擦攪拌処理した ODS 鋼の各部（母材部，熱影響部，攪拌部）の硬化量．

図８

EB 溶接 F82H 材における照射前後の硬度変化．
（a）
照射前，（b）
照射後．

析出物分布などが母材（Base metal）と異なるため，溶接部の複雑な強度分布に反映される．一般に，WM は硬く，
HAZ では柔らかい．図８は，中性子照射（３００℃，9.6 dpa）
前後における溶接部の硬さ分布を示しており，硬化量は各領域において概ね 100 Hv 程度であり，F82H の EB 溶接材
は母材と同程度の照射硬化を示すといえる．
図７

摩擦攪拌処理した ODS 鋼の各領域における結晶粒度と硬さの関係（Hall-Petch 相関関係）．

２）溶接材の引張特性変化
ホットセル内に設置された引張試験機にて，室温および照射温度（３００℃）での引張試験を実施した．引張試験片
は，ゲージ平行部の中央に溶接境界が存在するように作製
７３４

Project Review

4.2 Joining and Coating System Integrity

A. Kimura et al.

した．F82H-EB 溶接材および F82H-IEA 母材の応力−歪曲線を比較（図９参照）すると，照射前では EB 溶接材は母材に比べ降伏応力はやや大きく，伸びは小さい．またEB溶接
材は，降伏後の加工硬化能も相対的に小さい．照射後は，
F82H 母材および EB 溶接材ともに降伏応力は著しく増加
し，降伏後はほとんど加工硬化せずに破断に至るが，５００℃
照射ではこのような現象はみられない．これは，３００℃照射において生成した転位ループが降伏応力の増加に寄与し，降伏応力後の伸びの減少は，転位チャネリングに代表される局所変形機構が生じていることを示唆している．破断後の破断面を SEM により観察すると，
３００℃で 9.6 dpa まで中性子照射した EB 溶接材の破断面にはマクロな起伏が観察
され，破断面中心においてはディンプル組織が観られた．
また，破断部の先端はくびれており，不均一変形ののち，破断に至ったことが確認された．さらに，破断は試験片平
行部の中央ではなく端部で生じており，微細粒組織の外側で破断する試料も一部存在した．この熱影響部と母材の境界における破断の場合は，先に述べた転位チャネリングに起因する機構とは異なる局所変形が生じていると考えられる．これらの結果から，照射前における組織の均質化は照射脆化の抑制に向けて効果的であるといえる．
３）ヘリウムおよび水素の影響
核変換 He および H が微細組織に及ぼす影響について検討するため，イオン加速器および超高圧電子顕微鏡を用いてシミュレーション照射実験を行った．純鉄に対し，超高図９

圧電子顕微鏡を用いて４００℃で 10 dpa まで電子線照射を行っ て も ボ イ ド の 形 成 は 観 察 さ れ な い が，He＋（1000

F82H および EB 溶接 F82H における照射前後の RT および
３００℃における応力歪曲線．

appm）を室温で予注入した後に電子線照射を行うと，平均径：2.3 nm，数密度：2.2×1021 m−3 のボイドの形成が確認された．これに H＋（2000 appm）予注入が加わった場合は，さらに高数密度のボイド形成（1.3×1022 m−3）が認められたが，平均径（2.4 nm）に大きな変化はみられなかった．電子線照射実験において形成されたボイドのサイズ分布を図１０に示す．電子線照射前に He と H が共に存在した場合，観察されたボイドサイズは，4 nm 以下に限定され，He のみが存在した場合と比較して狭いサイズ分布となっている．

図１
０ He のみあるいは He と H を予注入した後，
４０
０oC で１０dpa
まで電子線照射した純鉄におけるボイドのサイズ分布．

これらの結果から，ボイド形成に及ぼす H と He の重畳効
果が明示された．さらに，室温で H チャージしながら引張試験を行った結果（図１１），H は降伏強度に影響を及ぼさないが著しい伸びの減少を引き起こすことが示され，トリチウム透過の制御は，機械的特性の健全性維持という観点からも重要な課題であるといえよう．

４．
２．
４ まとめ
本タスクでは，構造材料の接合部および被覆部の健全性を中性子照射前後において比較検討した結果，製造が困難とされていたODS鋼の接合法としては，SSDBおよびFSW法が適しており，FSW 材の照射後の硬さが組織に依存しないこと，および F82H 鋼の母材と EB 溶接材の照射後の引張特性がほぼ等しいことがわかった．さらに，W と ODS
鋼を TLPB 法により接合したところ，接合強度 300 MPaが達成され，VPS-W は，５００℃での照射により，顕著な硬図１
１ F82H の引張特性に及ぼす水素の影響．

７３５

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

化を示したが，バルク材に比べ，硬化量が小さいことを明大きい．今後，これらの技術に基づいて，接合・被覆技術

らかにした．

開発が急速に進展すると期待できる．

本研究では，照射量が鉄鋼材料に対し，約 10 dpa 以下であり，硬さなどの照射影響を評価するうえでは十分であっ参考文献

たが，核変換 He や H の影響を調べるうえでは，さらに重［１］S. Noh et al., Acta Materialia 59, 3196 (2011).
［２］A. Hasegawa et al., J. Nucl. Mater. 417, 491 (2011).
［３］S. Noh et al., Material Science Forum 654-656, 2891 (2010).

度の照射が必要である．
ODS鋼の接合技術開発に大きな進展がみられ，Wとの異材接合技術においても高い成立性が示されたことの意義は

７３６

J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７
３７‐７４２

プロジェクトレビュー 日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト

４．照射複合効果に関する研究
4. Irradiation Synergism

４．
３ 動的変形挙動
4.3 Dynamic Deformation Behavior
長 谷 川 晃，檜 木 達 也１），野 上 修 平，四 竈 樹 男
HASEGAWA Akira, HINOKI Tatsuya, NOGAMI Shuhei and SHIKAMA Tatsuo
東北大学，１）京都大学（原稿受付：２
０
１
３年８月２日）タスク２‐３においては低放射化材料である SiC の照射環境下における動的変形挙動を SiC/SiC 複合材料の SiC
繊維およびマトリックスの素材に対して，原子炉内での応力緩和試験を行って明らかにした．またブランケット
における照射環境下で弾き出し損傷の導入とトリチウム生成が同時に起こった際の構造材料中でのトリチウムの挙動について，増殖材と SiC の拡散対の照射材を使って調べた．
Keywords:
irradiation creep, silicon carbide, displacement damage, tritium, synergistic effect

４．
３．
１ 緒言

ることで，見かけ上拡散が促進され，応力負荷環境下で転照射下クリープは核融合炉のように中性子の高い照射線位の移動の異方性などが発現するために起こる［１］．金属量を受ける構造物では材料の寿命を決める大きな因子の１材料では軽水炉などの炉心構造物におけるボルトの応力緩つと考えられている．材料は応力や歪みが負荷されると変和や，高速増殖炉の燃料被覆管の内圧上昇による破損，核形したり内部応力が発生したりする．降伏応力や極限引張融合炉構造材料のブランケット部などで機器の材料の寿命り強さなどは短時間に応力が加わったときの材料が塑性変を決める因子として考えられており，金属材料においては形（永久変形）を始める応力であり，均一伸びが最大にな

オーステナイトステンレス鋼を中心に照射下クリープのるまでの引張り応力として定義されるが，一般には時間に種々の研究が行われてきた［２］．

依存しない量として使われている．一方，クリープ現象はこの照射下クリープの歪み速度は下記のように表される．

時間に依存する変形現象の１つで，例えば短時間応力負荷#!!!##"!

では弾性変形しか起こらないような応力レベルであっても，（１）

１００時間，１０００時間あるいは１年とか１０年という間，応力をここで !!は照射下クリープの応力と歪みの関係を示すコ

かけ続けると，明瞭な塑性変形が起こり，場合によってはンプライアンス（compliance）と呼ばれる係数で単位は材料が破断する現象を言う．クリープの発生機構は種々あMPa−1dpa−1，#は応力（MPa），#は応力指数，"は損傷導るが，高温の材料中で原子の拡散が起こりやすい環境にお入速度（dpa/sec）である．これまでの金属材料においてはける転位の移動や空孔の拡散，粒界のすべりなどによって照射下クリープ速度と負荷応力は線形の応力依存性を示

起こる熱クリープが重要であり，高温環境下で一定の応力

し，#!"とされている．!!は歪み速度が一定となる定常が長時間かかるようなガスタービンの動翼（ブレード）やクリープ領域では一定値であるが，遷移クリープ領域ではボイラー容器などで，その機器部材の寿命を決める重要な照射量（dpa）に依存することが報告されている．照射下ク因子として，機器の設計や保守などで研究されている．

リープは前述のように構造材料の不安定変形から破断に至上記のような高温という環境条件で起こる熱クリープにる変形だけでなく，弾性的に負荷された応力の緩和も引き

対して，原子炉などの中性子照射環境下で弾き出し損傷に起こし，内部応力の緩和という応力状態の変化ももたらよる格子欠陥が材料中に多量に導入される条件下で発現すす．この量は応力残留比（Stress Retention Ratio : "）とし

る時間依存の変形現象を照射下クリープという．これは，て初期応力に対するクリープ変形後に残留する応力の比と通常は熱クリープが起こらないような低い温度においてして定義される．これまでの金属材料での研究では以下のも，照射環境下では原子空孔や格子間原子が多量に存在す挙動が報告されている．照射量の少ない時には " はほぼ１

Corresponding author’s address: Tohoku University, Sendai, MIYAGI 980-8579, Japan
Corresponding author’s e-mail: akira.hasegawa@qse.tohoku.ac.jp

７３７!2013 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

であるが，照射量が増すにつれて応力が緩和し始め，&［６］，SiC のバルク材における照射下クリープ挙動を解明

は０に近づく．この時 !!が小さい場合には，応力緩和が低するために改良された．専用の治具を用いて治具の形状に照射領域から表れ，!!が大きい場合には応力緩和が高照射合わせて，薄片状の試験片をある一定量だけ弾性的にたわ領域まで起こらない．この応力緩和の現象は具体的には軽ませて弾性歪みを与え，それを治具ごと照射し，照射後に水炉の炉心機器に使われる金属製のバネの反発力を低下さ治具から取り外し，照射前に与えた弾性歪みがどれだけ回せ，燃料集合体の破損の原因の１つになる．一方で応力緩復するかを測定する．これにより照射下の応力負荷下でお和により，材料中のき裂先端に発生する応力集中を緩和

こる塑性変形である照射下クリープ量を評価した．この手し，炉心材料におけるき裂発生から進展と破壊に至るプロ

法を曲げ応力緩和（Bend Stress Relaxation: BSR）法といセスを抑制するという利点もある．

う．この時試験片に与えるたわみ量や試験片の厚さを変え一方，セラミックスは元々脆性材料であり，原子力用のることで，試験片に加える応力を試験パラメータとして変構造材料として使われることはあまりなかったため，照射えることができる．試験片は薄板状（40×1 mm，板厚0.05，

下でのクリープ現象はほとんど調べられてこなかった．し0.1，0.15 mm）に加工したものを使用した．この治具の概かし核融合炉の実用炉においては，放射化が起こり難い元要を図１に示す［７］．

素からなり，発電効率を高くできる高温での使用が可能な最初に与えた弾性的たわみの曲率半径を#!として，試験後の曲率半径を #$ とするとSiC（炭化硅素）繊維強化で SiC を母相とするセラミックス
系の SiC/SiC 複 合 材 料 が 構 造 部 材 と し て 検 討 さ れ て お&" #$ "#!

り，降伏応力や熱クリープなどに加えて，照射下クリープ
も構造健全性の担保のためには検討対象の１つとなってい

"$#
!
#
%$ "$
!!!
"
!"! !"
"!!
"!
#$
!

（２）

る［３］．一方，低放射化鉄鋼材料を構造材料として，冷却で定義される&がBSR応力残留比として求められる．実際

材に Pb-Li を使った系においても，Pb-Li 流路内におけるに用いた治具の曲率半径 #!は100 mmであり，板厚を0.05，

MHD 圧力損失を防ぐための電気絶縁材料として SiC/SiC

0.1，0.15 mm と変えることで，試験片に加える曲げ応力を複合材料がフローチャンネルインサートという機能性材とそれぞれ約 100，200，300 MPa とした．

しても検討されている．このフローチャンネルインサート

具体的な応力緩和の評価のための試験片のたわみの状況

は，電気絶縁とともに熱遮蔽材ともなるため，部材内に大を図２に示す．照射後に試験片を治具からはずした際に最きな温度勾配が発生する［４］．そのため照射によるスエリ

初の平らな状態（曲率半径∞）に戻り試験中の弾性歪み変ングや熱膨張により，部材内に内部応力の発生が予想され化が無い場合は &""となり，試験中に応力緩和は起こっている．この内部応力による変形や破損もブランケットシていないことを示す．照射後に治具からはずした後も治具ステムにおいて重要な問題である．

の形状と同じ曲率でたわんだままである場合は，完全に応力緩和したことを示し，#$ "#!となり &"!となる．

このような背景の下に SiC/SiC 複合材料が開発されているが，SiC そのものの材料特性である照射下クリープの

この試験法の特徴として，脆性材料に弾性変形を起こさ

データがほとんどないという状況であった．一方，SiC はせる応力負荷が可能なこと，照射後試験が曲率を計測する

高温 ガ ス 炉 の 被 覆 粒 子 燃 料 の 被 覆 材 と し て１
９７０年代にだけと単純であること，試験片の全長から照射による組織

Price などが応力緩和実験による照射クリープのデータを変化によるスエリングも計測できることが挙げられる．一

発表しているが［５］，実験方法の精度や材料の素性，実験方，脆性的なセラミックスをたわませるために，試験片をデータの整合性など詳細な部分で十分ではなかった．そこ

最小で 50 "m 程度と薄くする必要があり，バルクのセラ

で TITAN 計画のタスク２‐３においては，新たに開発されてミックスから試験片への加工に高度の技術を必要とする．

いる複合材料と同じ素材をもちいて，セラミックス用の応照射は図１で示した治具を図３に示したように組み立

力緩和手法を改良し，SiC の基本的な特性として照射下クて，それを４つ重ねてモリブデンケースに収納し，さらにリープに起因する応力緩和の挙動を明かにし，さらに原子

アルミニウムケースにいれてラビットキャプセルに収納し炉内での照射下クリープ評価のための照射装置開発の検討た［８］．ラビットキャプセル内はヘリウムガスが充填され，を行うことを目的とした．また，TITAN 計画における中ガスの熱伝導によりキャプセル外側の炉水で冷却される．

心テーマであるトリチウムと材料の照射下におけるシナジー効果については，SiC と増殖材料を接触させて原子炉照射し，中性子照射中にトリチウムを注入した試料中のトリチウム分布を調べ，その基本的挙動を明かにすることを目的とした．

４．
３．
２ 実験方法（１）照射下クリープ試験
本研究におけるセラミックスの照射下クリープの試験方法は以下の通りである．この手法の基本原理はセラミック

図１

ス繊維の応力緩和試験のために開発されたものであるが
７３８

照射下応力緩和試験用治具［７］．

Project Review

4.3 Dynamic Deformation Behavior

A. Hasegawa et al.

かしたものと言える．一方，ラビットキャプセルでは熱電対による照射中の温度の計測はできないため，各キャプセ
ルに SiC などの温度モニター材を入れ，照射後の焼鈍による電気伝導測定により照射温度を決定した．照射温度はそれぞれ 653，813，1063，1453 K であった．
照射後試験 は，SiC の放射化のレベルが低いために，
10 dpa 照射の試験片も実験者の手でハンドリングが可能で
図２

応力緩和量の測定方法．

あることから，ORNL の LAMDA において実施した．照射による試験片の曲率半径は，治具から試験片を取り外して光学顕微鏡により測定し，スエリングは試験片のたわみを元に戻して平らにした時の長さ変化から求めた．照射による微細組織変化は，照射試験片を東北大学金研の大洗施設に送って，今後日本国内において調べる予定である．
（２）照射中の SiC 中のトリチウムの挙動
本研究に用いた試験片は，先の JUPITER-II 計画で照射し た SiC（CVD-SiC，Rohm & Hass 社 製）と 固 体 増 殖 材（Li2TiO3，LiAlO2 等の複合酸化物）の拡散対の試験片を用いた．この試験片は JUPITER-II 計画において SiCと固体増
殖材の高温での照射下共存性研究のために，可動式ベリリ
ウム反射体領域（RB＊）の大型の照射試験装置の HFIR‐
１８Jを用いて，図４（a）に示すような配置で，溶接により密封した モ リ ブ デ ン キ ャ プ セ ル 内 に お い て 1073 K で 5.9×
2），SiC の損傷量で 5.9 dpa の照射1025 n/m（!
" !0.1 MeV）を行った試験片である［９］．これらの試験片には原子炉での照射中に中性子と増殖材中の6Li の核反応によって生成したトリチウムがかなり含まれていたため，試料の取り扱いが困難になり，照射後試験が行えなかったものである．
今回 TITAN 計画においてトリチウム挙動が大きなテーマであったので，ORNL の LAMDA においてトリチウム含有試験片の取り扱いや試験片研磨のための手続き，安全性のチェックを行って許可を取り直し，TITAN の試験片とし
図３て再利用したものである．この試料を使って SiC における応力緩和試験用治具（a）
組み立てた治具の外観，（b）
４つの治具を１つの角形ケースに収納した様子，（c）
照射後の試
験片（矢印）を並べた状況［８］．

これらのキャプセルを HFIR の水力ラビットまたは固定ラビ ッ ト に お い て 照 射 し た．照 射 温 度 は 573 K，773 K，1073 K，1473 K の４温度であり，それ ぞ れ 0.01，0.1，1，
10 dpa の損傷量で，合計１６条件の照射を行った．
照射条件は非常に幅広いが，試験片や治具の形状を一定にすれば，ほぼ同じ設計でいくつもの条件で照射が可能になり，予算や試験片の準備の手間を大幅に省くことができた．ラビットキャプセルは小型（照射体積：直径６mm×
長さ 50 mm 程度）のため，大型の試験片や多くの試験片は照射できないが，水力ラビットを用いると原子炉の運転中でもキャプセルの炉心への装荷と取り出しができることから，原子炉の１サイクル（約一ヶ月間）で照射できる約0.5 dpa 以下の照射も可能である．一方，照射に複数回のサ
図４ （a）
SiC と固体増殖材の拡散対の炉内での状況，数個の拡散対をモリブデン合金のキャプセルに挿入し，Ar ガス中で封入したものを照射した．（b）
照射後の SiC 試験片の切断と研磨の方向，（c）
断面研磨後の SiC 試験片の IP を使った露光の方法［１０］．

イクルを必要とする重照射（1 dpa 以上）においては，固定
ラビットを用いて照射すればよく，平行していくつかの照射実験が可能になるというメリットがある．タスク２‐３の照射マトリックスは，このラビット照射の特徴をうまく生
７３９

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

トリチウムと照射のシナジー効果を調べるにあたっては，固体増殖材と接触していた SiC 表面と，照射雰囲気中にはトリチウムはあったものの固体増殖材に接していなかった
SiC の表面のそれぞれについて，表面近傍のトリチウム量および分布を調べることで，SiC において照射損傷とトリチウム生成が共存している環境におけるトリチウムの挙動の違いを調べた．図４（b），（c）
はこの実験の手順を示したものである［１０］．表面近傍のトリチウム分布は SiC の断面を切り出し，研磨し，この面をイメージングプレート（Imaging Plate: IP）上においてトリチウムからの軟 !線に感光させ，その感光量（Photo-stimulated luminescence : PSL）
を読み出して計測した．

４．
３．
３ 結果
（１）照射下クリープの結果
図５は CVD-SiC の試料で得られた応力緩和の結果を，応力残留比 ! と照射量（dpa）に対してプロットしたものであ

図５

応力緩和におよぼす負荷応力依存性．試験片は Rohm &Hass 製の CVD-SiC［８］．

図６

応力緩和に及ぼす照射量依存性．試験片は高純度 SiC である CVD-SiC と，液相焼結（LPS）
で作製した SiC［１２］．

る［８］．非照射で，負荷応力が約 65 MPa で，! 値は 873 K
で 0.9，1073 K で 0.85，1473 K で 0.75 であり［１１］，高温ほど照射による緩和が顕著に現れた．横軸方向のエラーバー
は，照射開始時の応力と，照射終了後の緩和した後の応力の範囲を示している．照射前の負荷応力が高いものほどエラーバーが大きくなる傾向にある．この結果から，３種類の高純度CVD-SiCを比較しところ，応力残留比!は材料と照射温度，照射量によらずいずれも試験をした応力範囲内
で負荷応力依存性はみられなかった．同じ照射レベルで! の値が応力の大きさによらないということは，応力指数"は１であることを示している．この傾向は，これまで照射クリープの挙動が明らかになっている金属材料やグラ
ファイトなどと同じ傾向である．一方，通常材料の高温環
境下での熱クリープでは "は１より遙かに大きく．SiC の
熱クリープ（1673 K 以上）でも"は１よりも大きな値をとる．
応力緩和挙動の照射量依存性を図６に示す［１２］．試験片は CVI-SiC/SiC および NITE-SiC/SiC 複合材料の母相と同じ CVD-SiC および LPS（液相反応焼結法）による SiC である．応力残留比 ! 値は最初照射量の増加とともに減少す
る．これは照射クリープによる応力緩和の進行を示している．しかし高純度材の CVD-SiC では，0.1 dpa 以上で照射量依存性が飽和する傾向が見られ，応力負荷時間が増加する
につれて遷移クリープから定常クリープに変わって応力緩和が大きくなるという一般的傾向から外れた挙動が見られ応力緩和の照射温度依存性については，図６に示すようた．これは CVD-SiC ではクリープ変形による応力緩和は定に 0.1 dpa までは明確ではないが，1 dpa 以上では照射温度

常クリープではなく，遷移クリープが支配していることをによって応力緩和が異なってくるのも特徴である．さらに示している．一方，LPS 法の SiC では 1 dpa 以上の照射で飽解析してみるといくつか興味深い点が明らかとなった．

和することなく，CVD-SiC に比べて大きな応力緩和を起こ

653−723 K の温度領域での応力緩和の挙動は材料によるしている．これは LPS-SiC では焼結助剤として添加した酸大きな差がないということであり，応力緩和が温度に鈍感

化物などが粒界や粒界三重点などに残っており［１３］，これな領域といえる．

らが高照射量領域での応力緩和に寄与したものと考えられ1063 K を超えると材料間の差が明確になり，LPS では緩ている．図６にある LPS‐２は LPS‐１に比べて焼結助剤を約和の挙動が明確になり，CVD-SiC などの高純度材では応力半分に減らしてものであるが，同じような応力緩和の挙動

緩和が飽和する傾向にあり，製法によってその差が現れてを示しており，LPS の照射誘起の応力緩和は助剤の量そのくる．これらの挙動の異なる原因として微細組織に関連しものには顕著に依存しないと考えられる．

て LPS では焼結助剤が考えられ，CVD-SiC の場合は結晶粒
７４０

Project Review

4.3 Dynamic Deformation Behavior

A. Hasegawa et al.

の大きさや配向がその原因の１つと考えられている．
損傷組織とクリープ挙動の関係については，今後試験片を日本に輸送して行う微細組織観察の結果が待たれるが，
セラミ ッ ク ス で あ る SiC に お け る 照 射 下 ク リ ー プの挙動，特に初期の応力緩和の挙動が，金属材料と多くの共通点をもっていることが明かになったのは大きな成果と考えられる．TITAN 計画では米国側がラビットキャプセルを使って，遷移クリープ後の定常クリープを調査するためのキャプセル設計を行い，その設計とプロトタイプの作製も行われた．今後，これらを使っての SiC/SiC複合材料や金属材
料の照射下クリープ研究がさらに発展する可能性を示したといえる．
（２）照射とトリチウムの同時効果
HFIR で固体増殖材とともに照射した CVD-SiC の断面を

図７

固体増殖材（Li2TiO3）と CVD-SiC の拡散対として HFIR で1073 K，5.9 dpa 照射した SiC の断面を IP で撮影したもの．
赤い部分がトリチウムからの #線による感光部分［１
０］
．

図８

照射した SiC の表面から深さ方向への IP の感光量（PSL）
分
布［１
０］
．

IP を使って放射性物質の分布を調べた結果を図７に示す［１０］．図７はIP（Imaging Plate）の光輝尽発光（Photostimulated Luminescence: PSL）分 布 で あ り，赤 い 部 分 が PSLの高いところ，すなわち #線による感光の高いところである．中央の水色の長方形が試験片の SiC である（白線枠）．
と接触していた面であ
この長方形の上側が Li2TiO（LTO）
3
る．中央の黄色の領域の直下の赤い線状の領域が固体増殖
材料に接した面からの #線により最も強く感光した部分である．SiC そのものにも中性子照射による核変換で14C が生成し，これからの #線の感光が IP のイメージがあらわれる可能性がある．この寄与については同時に増殖材/SiC 拡散
対キャプセルの外にて照射した SiC から得られた IP イメー
ジと比較したが，それは図７の中央の白線枠の長方形と同じ程度の感光量であった．図７からわかるように14C からの感光量は SiC 表面に注入されたトリチウムによる感光量に比べて十分低いことが分かる．また固体増殖材表面側の感光部分は IP に接触している SiC 中のトリチウムからの#線のみならず，IP に接触していない注入表面から空気中に放出された #線によるかぶりによる寄与もある．
図７の長方形の SiC の中央部分における深さ方向の IPの感光量を数値化し，SiC の端面からの距離でプロットしたのが図８である［１０］．Li2TiO（LTO）と LiAlO（LAO）の3
2

1473 K 以上の温度であった．今回のモリブデンのキャプセ

場合と，増殖材なしで拡散対キャプセルの外側で照射されル中は 1073 K で気相のトリチウム雰囲気であったが，このた SiC の表面から断面深さ方向へのトリチウム分布を示

環境では照射中であっても SiC 中には IP の感度にかかるよ!
す．リチウムの核変換6Li!
H により，核反応生成物の!!
""うなトリチウムは熱拡散で SiC 中には入っていない．しかトリチウム（2.74 MeV）と "粒子（2.06 MeV）が反対方向

し増殖材がSiC表面に接している時には，SiCの表面近傍にに放出されるが，固体増殖材料からはそれぞれが弾き出し捕獲されていた．今後の課題として，IP の感光量からの固損傷を作りながらSiC中に注入される．SiC中でトリチウム

体 SiC 中に含有しているトリチウム量の定量や，IP 測定をの最大飛程は約 25 $m である．また6Li は HFIR 中において改良して表面から飛程の 25 $m の間の濃度分布として求め

約２００時間で全て核変換する．この時，これらのイオンにること，微細組織観察によりどのような欠陥にトリチウム

よって SiC 中には約３dpa の損傷が導入される．一方，中性が捕獲されているかなどを明かにする必要がある．

子による照射損傷は約３０００時間で5.9 dpaであり，これらの

４．
３．
４ まとめ

損傷欠陥の総合的な影響があって，1073 K の照射初期の２００時間に SiC 中に注入され，欠陥集合体に捕獲されたトリ

応力緩和試験法により，SiC の照射下クリープ挙動が明

チウムがその後の２８００時間の温度保持によっても SiC 中にらかとなった．今回の試験温度領域では応力緩和の応力指残っていることが示された．

数は１であることを初めて明らかにした．高純度の CVD-

過去には気相状態のトリチウムを熱拡散により SiC 中に

SiC では照射量が１dpa 以上では応力緩和量は飽和する傾導入し た 報 告 な ど が あ っ た が［１４］，気 相 か ら の 導 入 は向が見られたが，液相焼結によるSiCでは1 dpa以上で焼結
７４１

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013［２］F.A. Garner, Comprehensive Nuclear Materials (Elsevier,2012), vol.4, p.74.
［３］Y. Katoh et al., in press, J. Nucle. Mater. (2013).
［４］C.P.C. Wong et al., J. Nucle. Mater. 367-370, 1287 (2007).
［５］R.J. Price, Nucl. Tech. 35, 320 (1977).
［６］G.N. Morscher, J. Am. Ceram. Soc. 75, 136 (1992).
［７］Y.Katoh et al., DOE/ER-0313/35, 13 (2005).
［８］Y.Katoh et al., J. Nucl. Mater. 434, 141 (2013).
［９］H. Katsui et al., Fusion Sci. Tech. 60, 288 (2011).
［１０］H.Katsui et al., in press, J. Nucl. Mater. (2013).
［１１］K.Abe et al., J. Nucl. Mater. 417, 356 (2011).
［１２］T.Hinoki et al., Mater. Trans. 54,472 (2013).
［１３］T. Koyanagi et al., J. Nucle. Mater. 417, 435 (2011).
［１４］R.A. Causey et al., J. Nucl. Mater. 203, 196 (1993).

助剤が原因と思われる大きな応力緩和がおこることがわ
かった．
照射損傷とトリチウムのシナジー効果につては，SiC 表
面に接し，核反応の反跳で SiC 中に注入されたトリチウムが 1073 K で３０００時間の照射によっても SiC 中にとどまっていることが明らかとなった．核反応による反跳粒子や中性子照射によって SiC 中に導入された照射欠陥がその捕獲サイトとして考えられた．一方，気相雰囲気からのトリチウ
ムの SiC への取り込みは本実験からは確認できるほど顕著ではなかった．

参考文献［１］K. Ehrlich, J. Nucl. Mater. 100, 149 (1981).

７４２

J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７
４３‐７４８

プロジェクトレビュー 日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト

５．システム統合モデルに関する研究
5. System Integration Modeling
相 良 明 男，乗 松 孝 好１），橋 爪 秀 利２）
SAGARA Akio, NORIMATSU Takayoshi１）and HASHIZUME Hidetoshi３）
核融合科学研究所，１）大阪大学レーザーエネルギー学研究センター，２）東北大学大学院工学研究科（原稿受付：２
０
１
３年８月１
１日）

日米 TITAN プロジェクトの Common-Task の役割は，磁場核融合炉と慣性核融合炉設計で共通の，ブランケットでの物質・熱輸送循環システムの構築をめざすタスク１‐１から１‐３，タスク２‐１から２‐３までの計６サブタス
ク構成を縦糸とし，その実験研究成果をシステム統合モデリングの横糸によって連結・統合し，結果を各タスク
指針にフィードバックすることである．まず計画前半では，核融合炉ブランケットでの整合性の高いトリチウ
ム・流動システムの構築に向けての要素間の境界条件と，研究課題が整理された．計画後半では，トリチウムとヘリウム複合照射での壁面変質，第一壁トリチウム捕捉と中性子照射効果，伝熱流動と界面物質移動，などの相互関係がモデリングの視点で定量的に評価された．
Keywords:
fusion reactor, modeling, first wall, neutron irradiation, liquid blanket, MHD effect, tritium, permeation

５．
１ 研究の目標

反応生成エネルギーの熱変換およびそれらの高効率輸送と磁場核融合炉および慣性核融合炉の開発に必要な炉工学

有効利用，および環境影響への負荷低減・遮蔽を主機能と基礎の形成をめざす TITAN プロジェクトでは，炉システする複合機器システムである．即ち，ブランケットを単独

ム構成機器での核反応による増殖トリチウムと生成エネル

要素機器として扱うのではなく，核燃焼プラズマと炉外環

ギーの時間的，空間的移行に関する挙動予測とその制御に境を境界条件とする統合システム装置として最適化するこ関する理工学実験研究が各タスクで実施された［１］．これとが重要である．したがって本タスクでは，本計画の各タらに対して当該タスクでは，

スク実験研究と横断的かつ双方向的に連携することによっ"各タスクでのモデリング研究を横断的に連携する，て，システム最適化設計に向けてのモデリングの実施を並"各要素インターフェース研究の整合性の向上を図る，行して進めることを特色とした．

"各タスクへの課題をフィードバックすることにより，タ

本計画の各タスクでは，熱・粒子に関する第一壁プラズ

スク相互の整合性の高い研究推進に反映させる，

マ相互作用挙動（タスク 1-1），ブランケット材料システム

ことを主な役割とした．

での核的・化学的な複合挙動（タスク 2-1,2,3），強磁場下でこれによっての電磁流体的な複合挙動（タスク 1-3）
，熱交換とトリチウ（１）増殖トリチウムと核反応生成エネルギーに関するミク

ム回収系要素間での熱・物質移行挙動（タスク１‐２），につロな物質・熱・流動挙動に基づく，炉内・炉外構造要

いてパルス効果等に関する物理工学研究に基づいて，トリ

素間にわたるマクロな移行挙動に関するシステム統合

チウム移行と流動のメカニズムを実機に近い環境下で明らモデル構築の研究基盤を形成する

かにする研究が進められた．これらによって，各要素過程（２）核融合炉のトリチウム・流動システム構築に向けてのに関する時間的・空間的分布特性に基づくトリチウム・物

整合性の高い研究指針に反映させる

質の各挙動時定数，各輸送係数，それらに関する材料因子（３）磁場核融合炉，慣性核融合炉設計でのブランケットシの影響等を分離した評価が可能になるとともに，各タスク

ステムの最適化に反映させる（４）設計での新しいブレークスルーの創成と新しい実験研の研究要素におけるモデル解析が進められた．本タスク（Common Task）においては，図１の模式図に示すように，究課題を創成する

これらを総合的に組み込み，トリチウムと熱および流動特の４課題を目標とした［２］．

性に関してシステムとして整合性のある統合モデル構築を

５．
１．
１ 研究の方法と特色めざすこととした．同時に，各タスクとの恒常的な連携を

原型炉での主要装置であるブランケットは，核燃焼プラ

基盤にして本タスク研究を進めることにより，各要素の研ズマとの相互作用を境界条件として，トリチウム増殖と核究高度化および要素インターフェース研究の整合性の向上

Corresponding author’s address: National Institute for Fusion Science, Toki, GIFU 509-5292, Japan
Corresponding author’s e-mail: sagara.akio@LHD.nifs.ac.jp

７４３!2013 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

表１

ブランケットシステムの主要課題と境界条件の整理［３］．

原子力学会誌連載講座，全１２回，Vol．
５０, No．
６(２００８）〜Vol．
５１, No．
７（２００９）
今，核融合炉壁が熱い！
〈数値モデリングでチャレンジ〉
章

タイトル

内容

執筆者

（NIFS），
１ 始めに
炉心と炉壁と炉外の 境 界 相良（阪大）
（磁場や慣性方式での を矛盾無くつなげな が ら 乗松
炉設計）
エネルギーを取り出す．そこにはどんな物理と 工 学が渦巻いているか．
２‐
１ 壁の前で何がおきているか 周辺モデリング手法，粒子 滝塚（原機構），
１．物理モデルの動き，流れ，壁の扱いや 畑山
（慶應大）
電場
２
‐
２ 壁の前で何がおきているか 原始・電子の動き方，磁場 畑山，
滝塚
２．プラズマの攻撃 の効果．

図１

３ 壁 の 表 面 で 何 が 起 き スパッタリング，反射，再 大宅
（徳島大）
，
ているか
付着，衝撃脱離，相良

各タスクおよびシステムモデリングの相互関連模式図．

４ 壁 の 中 で 何 が 起 き て 中 性 子・ガ ン マ 線 の 動 き 村田（阪大）
いるか方のモデリング法，反応の 今野（原機構）
計算法，遮蔽

を図るとともに，各タスクへの課題をフィードバックする
ことにより，整合性の高い核融合炉のトリチウム・流動シ

５ 壁 は ど の く ら い 熱 く 放 射 線 発 熱 モ デ リ ン グ 真木
（IIU）
，
なるか
法，弾き出しモデリング 今野（原機構）

ステムの設計に反映させることとした．

６‐
１ 壁の中は傷まないか
１．照射ダメージ

これらにより，炉工学システム統合モデルの構築と方法論の確立を目標とした．
５．
１．
２ 従来の研究との関連及び年次計画

機 械 的 特 性／マ ク ロ モ デ Shrafat（UCLA），
リング，FEM，強度，形状 森下（京大）
変化，バブル形成

６‐２ 壁の中葉傷まないか 欠 陥 生 成，核 反 応 生 成 森下（京大），
２．照 射 ダ メ ー ジ 物，時間変動，ヘリウム蓄 Shrafat（UCLA）の予測
積モデリング

これまでの研究においては，素過程のデータベース化と挙動解明を主な目的として，実験研究条件を絞った基礎的

７ 核 融 合 材 料 の メソ ス 交 換 寿 命，材 料 強 度，変 蕪木，鈴木，
ケールシミュレーション 形，破壊，熱電気物性
板倉
（原機構）

研究としての，材料照射挙動モデル，トリチウム化学挙動
プラズマ壁相互作用での高熱流・物質輸送モデリング，構８ 壁 が 作 る 燃 料 を そ う トリチウム反応，溶解，拡 深田
（九大）
，
するか
散，熱勾配・欠陥作用・今 小田（東大）
後必要なモデル

造材料の中性子・イオン照射効果に関するミクロからマク

９ 壁は熱でどうなるか

逃走電子，アブレーション， 古川（レーザー総研），
磁場の効果，熱伝導と中性 功刀（京大）
子損傷との関係

１
０ 壁の熱をどうするか

冷却モデリング，色々な流 佐竹（理科大），体，磁 場 の 効 果，エ ネ ル 功刀
ギー変換，IFE

１
１ まとめと今後の展望

相互関係モデリング，壁シ 相良，ミュレータへの夢
乗松

モデル，流動境界層モデル等が開発されてきた．米国では，ロまでを繋ぐマルチスケールモデリング，ブランケットの熱・機械構造連結設計モデリング，など以前から重点的に進めている分野がある．一方，日本では，材料界面モデリ
ング，トリチウム挙動モデリング，流動に関する大規模数
値計算モデリング，高効率熱エネルギー変換モデリング，などの研究活動が進んできている．
したがって，これらの日米双方の特色を生かした役割分

物性工学と中性子工学と伝熱流動工学等による，ミクロか担によって，効率的にシステム統合モデル研究を発展させ

らマクロまでをモデリングを中心として，駅伝方式でつなることができる．本計画の各タスクにおいては，これまでげる初めての試みを実施した．これによって，各要素間のの基礎的研究成果に立脚すると共に，新しく核融合特有の境界条件の整合性を整理し，統合モデルに向けての共通理

中性子照射，プラズマ熱粒子照射，複雑分岐流動，強磁場解を構築した．
統合モデリングの前提となる炉設計に関する図２の前半

環境，等の複合条件における実験研究を行うことにより，

項目２．については，主にヘリカル炉を例にして文献［４］で各モデルの高度化が進められた．
本タスクでは，図２に示すように，６年計画の前半では

日米欧の現状について整理を実施した（図３）．それぞれ

主に従来の研究に立脚した課題整理，後半ではシステム統

液体ブランケットと構造材の組み合わせに特徴がある．
他方，図２の後半項目１．と２．については，各タスク内

合モデリングに向けての各タスク成果の整理を具体的に実施することとした．以下にその概要を紹介する．

でもモデリングは実施されて当該特集でも紹介があるの

５．
２ 研究成果の概要

５．
２．
１ W における重水素保持に対する He の影響で，当該タスクで纏めた物について，以下に紹介する．
当プロジェクト全体の中間報告は文献［１］に，および当PISCES における混合プラズマ照射，およびイオンビー

該タスクの最終報告は文献［２］にそれぞれまとめられていムを用いた逐次照射を行ったタングステンの重水素昇温脱る．また，図２の年次計画前半での１．と３．の主要課題お離実験が宮本，Nishijima らによって行われた．その結果とよび主要パラメータの整理と評価に関しては，文献［３］に比較のため，これまでの他の報告例をまとめ（表２），それまとめた．そこでの各章のタイトルと内容をまとめたもの

らを図４および図５に整理した［２］．実験の温度条件に強が表１であり，プラズマエッジからブランケットおよびく依存して，ヘリウム照射による試料内部の微細組織変熱・物質移行までの炉内から炉外に至るシステムを，材料化，特にヘリウムバブルの形成挙動が重水素の保持・放出
７４４

Project Review

図２

5. System Integration Modeling

A. Sagara et al.

磁場核融合（MFE）および慣性核融合エネルギー（IFE）に関するシステム統合モデル研究の年次計画．

図３

世界のヘリカル炉設計の現状と主な仕様［４］．

特性に大きく影響し，現象の把握には内部の損傷組織発達

ジェクトにおいては，Aoyagi らが，UCLA の高温 PbLi

過程の理解が重要であることが示された．一方，現象のモループ（TITAN プロジェクトタスク 1-3 により建設されたデリングには，損傷組織発達過程について時間的，空間的もので試験区間に最大 1.8 T の磁場印加が可能）の試験区に広範な領域を取り扱うマルチスケールモデリングの手法

間に長さ 800 mm の三面複層コーティング流路を組み込が効果的であることが示唆された．また，モデリングの妥

み，圧力損失測定を行った［８］．

当性評価，精度向上のためには，数値計算のみではなく，

図７に磁場 1.8 T，温度３００℃の条件での下流部におけるよく制御された系における検証実験を相補的に行うことの圧力損失測定結果と，三面複層コーティング流路と通常の重要性が指摘された．

導電壁をそれぞれ想定した数値解析結果を示す．実験結果

５．
２．
２ 三面複層コーティング流路の実証実験

は絶縁コーティングを施していない導電壁における数値解

自己冷却 Li/V ブランケットにおいて，図６に示すよう

析結果と比べると，１０分の１の圧力損失であった．また三な三面複層コーティング流路が提案されており，これまで

面複層コーティング流路での数値解析結果に近い実験値が数値解析および模擬流路を用いた実験によって，MHD 圧得られた．1 T 未満の低磁場環境では，実験結果と数値解力損失低減効果が確認されてきた［５‐７］．TITAN プ ロ

析結果との間にはわずかに違いがみられたが，その差は 1
７４５

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

５．
２．
３ Pb-Li での水素の溶解・拡散

T 以上の強磁場では小さくなり，また磁場に対しては線形変化であった．したがって，より磁場の大きな核融合炉のLiPb 中のトリチウム吸収拡散挙動分析とその結果に基環境下であっても数値解析と比べて大きな圧力損失となる

づき，LiPb ブランケットからのトリチウム回収について核可能性は低く，高い圧力損失低減効果を発揮すると期待で融合炉システム全体でのトリチウムバランスモデル

きる．以上より，三面複層コーティング流路を用いること（図８）を作成し，特にシステムからのトリチウム漏洩につで MHD 圧力損失が大きく低減できることが実験的に実証いて評価した［２］．LiPb ブランケット中の水素同位体溶解

された．

度，拡散係数，透過係数を実験から評価し，過去の研究と比較するとともに同位体効果を明らかにした．例として，
レーザー核融合炉概念設計 KOYO-fast のトリチウム回収
系，熱回収系の大きさを見積るとともに熱交換器からのト

表２

各種の He＋，D＋およびプラズマ照射と実験条件［２］．

び流れ方向のトリチウム濃度分布の取り扱いの重要性が指Ion
energy:HeD

Ion flux:
Ion fluence:#"#!
"#! m−2s−1 ""#!
"#! m−2#!!
!m−2s−1"!!
!! m−2

3.0 keV
3.0 keV(0.2-1.8)×1018
1.0×1018(0.2-1.8)×1022
1.0×1022◇S. Nagata

10 keV
1 keV−−

4.2×1018-6.0×1021 R.T
3.0×1021☆H. Iwakiri

8 keV
4 keV

−
−

(0.1-2.0)×1021
1019-1022

R.T△Y. Sakoi

3 keV
3 keV

5.0×1018
1.0×1018

1.0×1021
1.0×1021

R.T●H.T. Lee

500 eV
500 eV

1018×-1019
1.0×1019

1021-1023(0.5-2.0)×1023

300 K◆B.I.Khripunov

4 MeV
250 eV

−−(1.0-3.0)×1022(0.27-1.3)×1026

373 K★H.T. Lee

500 eV
500eV

1018-1019

3.0×1021

300 K

1.0×1019

2.0×1023▲M. Miyamoto

120 eV
120 eV

5.0×1020
1.0×1022

2.5×1024
5.0×1025

573 K▼D. Nishijima

20-25 eV (0.25-4.8)×1022
80 eV
4.0×1021(1.8-9.0)×1021
3.0×1025

700-1600 K(He)550 K (D)■□ Y. Sakoi

10 eV

3.0×1022

573 K (He)○OY. Oya

1.0×1021

リチウム漏洩の評価をおこなった．流路管内の径方向およImplantation
temperature

摘された．また，熱交換器から許容量以上のトリチウムの二次冷却水系への漏洩防止の必要性と，適切な冷却系の最R.T

適化が課題である．
５．
２．
４ 熱サイクルでのトリチウムの漏洩制御
磁場核融合炉でも慣性核融合炉でも炉心プラズマを除けばほぼシステム的にはほぼ同じで，発電規模の差と，燃焼率の差によるトリチウム循環量に差が出る程度である．実用炉クラスの炉を考えた場合，システム効率を高く保つた
めに蒸気発生器の隔壁の温度は高く保つ必要があり，凝縮器隔壁温度も液化点近傍に保つ必要がある．そのため，いずれのシステムでも熱交換器を通してのトリチウム拡散の

図６
図４

．
W での D 保持料の He＋照射依存性［２］図５

W での D 保持料の D＋照射依存性［２］
．

図７

７４６

三面複層コーティング流路［８］．

実験・数値解析で評価された圧力損失の速度依存性［８］．

Project Review

5. System Integration Modeling

図８

A. Sagara et al.

レーザー核融合炉での Li１
６Pb８
４ループと Rankine サイクルモデル［２］．

抑制は重要な課題となる．また，２次ループに拡散したときの化学的形態も重要である．２次側が液相の場合トリチ
ウム水の形になると思われるが，気相で高温ではトリチウ
ムガスが多くなるという報告もあるので，条件によっては凝縮器にも透過防止対策が必要となる．
（a）

酸化エルビウムなどのコーティングも考えられるが，コーティング法と併用できる方法を施すことが安全性の立場からも望まれる．一つの可能性は図９に示す二重配管を利用してトリチウム水の形で回収する方法である［９］．ト
リチウム水の形にするのは細管の長さが 100 m 近くになり，出口付近のスイープガス中のトリチウム分圧が高くな
り，十分な透過抑制が期待できなくなる恐れがあるためで

（b）

ある．
パイプの内面（２次冷却水側）と酸化回収管表面でのト図９

酸化回収細管をもつ熱交換器用細管の概念［２，９］．

リチウム分圧をゼロ，液体 LiPb 側でのトリチウム分圧を1 Pa と仮定し，有限要素法コード ANSYS で計算した見かけの透過量抑制効果を図１０に示した．横軸は内径 25 mmの蒸気発生器細管に設けられた直径 3 mm の回収細管の本数である．本数を増やすことにより，見かけの熱伝達率が下がるので，その分，面積を増やさなければ必要な伝熱量は確保できない．面積を増やして同じ伝熱量を確保した場合の効果を■で表示した．細管を３０本配置することにより，約１０−４以下に抑制することができる．
２次ループ内でのトリチウムの化学的形態がまだ十分明らかになっていないが，安全性のためには凝縮器以降の３次ループも必要と思われる．３次ループと，酸化膜コー
ティングを併用すれば，核融合炉の熱ループからのトリチ
ウムの拡散漏洩を現行の核分裂炉並にすることは可能と思
われる．
図１
０ 酸化回収管によるみかけのトリチウム透過量の抑制効果．
は熱伝達量を同一にした場合［２，
９］
．

５．
３ まとめ
磁場核融合炉，慣性核融合炉設計で共通の物質・熱輸送

縦糸とし，その実験研究成果をモデリングの横糸によって循環システムの構築は，原型炉以降の定常運転システムの連結・統合し，結果を各タスク指針にフィードバックする実現の根幹となる最重要工学要件である．したがって，当ことを主な役割とした．その成果として，トリチウムとヘ該 Common-Task では，TITAN プロジェクトのタスク１‐１リウム複合照射での壁面変質，第一壁トリチウム捕捉と中から１‐３，タスク２‐１から２‐３までの計６サブタスク構成を性子照射効果，伝熱流動と界面物質移動，などの相互関係
７４７

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013

がモデリングの視点で定量的に評価できたと共に，整合性

参考文献の高い核融合炉のトリチウム・流動システムの構築に向け［１］T. Muroga et al., Fusion Sci. Technol. 60, 321 (2011).
［２］A. Sagara et al., , Mater. Trans. 54, 477 (2013).
［３］相良明男 他：日本原子力学会誌 50, 378 (2008)〜51, 563(2008).
［４］A. Sagara et al., Fusion Eng. Des. 85, 1336 (2010).
［５］H. Hashizume, Fusion Eng. Des. 81, 1431 (2006).
［６］M. Aoyagi et al., Fusion Eng. Des. 85, 1181 (2010).
［７］M. Aoyagi et al., Fusion Sci. Tech. 60, 283 (2011).
［８］M. Aoyagi et al., Proc. NTHAS8 (2012) N8P1089.
［９］T. Norimatsu et al., Fusion Sci. Technol. 60, 893 (2011).

ての今後の研究指針に反映できた．他方，各要素分野間をつなげる研究は今後も継続的に必須であることは勿論のこと，新しい発想や新分野創成も期待できるので，有機的かつ効率よく，あるいは学際的に連結して作業できる仕組みをつくることも，今後重要である．

７４８

J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７
４９‐７５１

プロジェクトレビュー 日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト

６．日米プロジェクトの新しい展開 −PHENIX 計画−
6. A New Japan-US Joint Research Project −PHENIX−
上 田 良 夫，波 多 野 雄 治１）
UEDA Yoshio and HATANO Yuji１）
大阪大学大学院工学研究科，１）富山大学水素同位体科学研究センター（原稿受付：２
０
１
３年８月２
１日）

プラズマ対向材料として現在最も有力視されているタングステンと，水冷却に比べ社会的受容性の観点から多くの利点を有するヘリウムガス冷却によるプラズマ対向機器（Plasma Facing Component: PFC）を主たる対象
として，核融合炉複雑環境下における PFC の健全性と安全性の評価，およびこれらの評価結果に基づく，高い信頼性を有する原型炉ダイバータを実現するための課題の明確化をめざし，２
０１３年（平成２３）年４月から新たに
PHENIX（PFC evaluation by tritium Plasma, HEat and Neutron Irradiation eXperiments）計画が開始された．本章では PHENIX 計画の概要を紹介する．
Keywords:
plasma facing component, tungsten, neutron-irradiation, high heat flux, thermo-mechanical property, tritium inventory

６．
１ 研究の背景と目的

バータを実現するための課題の明確化を目標とする研究計

TITAN 計画を進めることで，第一壁‐ブラ ン ケット‐

画を，TITAN 計画メンバーを中心に進めた．国内の選考

熱・トリチウム回収系にまたがる物質・熱輸送に関する統過程を経て，本提案が認められ，２
０１３年４月から新たに合モデルの構築が進み，液体ブランケットシステムにおけ

PHENIX（PFC evaluation by tritium Plasma，HEat andる熱とトリチウムの移行制御の見通しが得られた．一方

Neutron Irradiation eXperiments）計画が開始された．本章

で，ダイバータは遥かに高い熱負荷を受けるため，プラズ

では PHENIX 計画の概要を紹介する．

マ 対 向 機 器（Plasma Facing Component: PFC）開 発 で

６．
２ 研究の概要と使用施設

は，より高効率な除熱法の開発と精密な材料熱負荷特性評価が求められる．このような背景のもと，プラズマ対向材

PHENIX 計画は３つのタスクにより構成される．図１に料として現在最も有力視されているタングステンと，水冷

ガス冷却ダイバータの開発課題および各タスクの役割分担

却に比べ社会的受容性の観点から多くの利点を有するヘリを，表１に各タスクの達成目標ならびに使用する米国装置

ウムガス冷却による PFC を主たる対象として，核融合炉複表１

雑環境下における PFC の健全性と安全性の評価，およびこれらの評価結果に基づく，高い信頼性を有する原型炉ダイ

図１

PHENIX 計画の構成，使用装置，達成目標．

タスク
使用装置
タスク１
He-loop
PFC における PAL
総括熱流応答の解明

PFC の開発課題と PHENIX 計画のタスク構成．

達成目標
プラズマ対向材料の熱負荷実験とヘリウムガス冷却系での伝熱現象の解明．タスク２，３で得られる材
料特性およびトリチウム挙動に関するデータをもとに，PFC の総括
熱流現象を考慮しプラズマ対向材
料の使用限界を評価する

HFIR
タスク２
材料挙動の理解 −特 徴 と照射効果−

中性子照射環境下における要素材の基本特性変化の理解，破壊靭性等を改善した先進材料の中性子照
射特性評価を通した，原型炉環境下でのダイバータ材料挙動の理解

HFIR
タスク３
トリチウム挙 STAR/TPE
動および中性
子照射効果

タングステンとその合金を中心とす る PFC 要 素 材 に つ い て，ダ イ
バータで想定される高温領域でのトリチウム蓄積・透過挙動とそれに及ぼす中性子照射効果を明らかにする

Corresponding author’s address: Graduate School of Engineering, Osaka University, Suita, OSAKA 565-0871, Japan
Corresponding author’s e-mail: yueda@eei.eng.osaka-u.ac.jp

７４９!2013 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.89, No.11 November 2013を示す．ヘリウムガス冷却は高温ガスタービンサイクルにの高温下での中性子照射・プラズマばく露を実施する．プ

よる高効率発電が可能であり，化学的に不活性で固有の安ラズマばく露には TITAN 計画でも使用した，世界で唯一全性を有する等の優れた特長をもつ．一方で，伝熱性能はの放射性物質を取り扱える高フラックスプラズマ装置

水冷却に比べ劣るため，高温・高圧での運転となり材料へ

TPE を用いる．また，高温ではトリチウム透過がより顕著の負荷が大きくなる．そこで，ヘリウムガス冷却系におけになる可能性があるため，中性子照射試料についてトリチる伝熱現象を詳細に理解し，PFC の構造を最適化すると共ウム透過実験を行う．過渡状態における透過速度の時間変に，高温・高圧・中性子照射という過酷環境下での材料特化とその温度依存性より，中性子照射で形成される捕獲サ性変化と，放射性同位元素であるトリチウムの移行を明ら

イトの密度および捕獲エネルギーを評価する．陽電子消滅

かにする必要がある．

法により空孔型欠陥のサイズや数密度を調べることで，照以上のことを鑑み，タスク１では中性子照射材を含むタ

射欠陥による水素同位体捕獲機構を明らかにする．加えングステン材料の定常・パルス熱負荷実験を行い，熱膨て，ヘリウム添加プラズマ等を用いて，中性子照射とヘリ張・収縮に伴う組織変化や熱疲労を調べる．中性子照射はウム照射の重畳効果について調べる．

タスク２と協力し，TITAN 計画でも使用した ORNL の研

図２に熱負荷のパルス幅とパワー密度で表した PFC の究炉 HFIR で行う．熱負荷実験には ORNL の Plasma Arc

デザインウインドウを示す．タングステンプラズマ対向材

Lamp（PAL）施設を用いる．［１］本装置は PHENIX で新た料の運転可能領域は，定常熱負荷の場合は表面温度が再結に使用するものであるが，既に放射化した中性子照射材を晶温度（〜1400 K）以下，パルス熱負荷（Edge Localized

試験するためのテストセルも構築されている．加えて，本Mode: ELM，ディスラプション）の場合は表面の溶融限界

タスクではジョージア工科大（GIT）のヘリウムループ

以下に存在すると考えられるが，その境界は明確にはわを使用した熱伝達試験を実施する．ガス冷却系では衝突噴

かっていない．特にパルス熱負荷の場合には，そのエネル流による除熱が有望視されているが，衝突噴流熱伝達係数

ギーが溶融限界以下であっても，繰り返し材料に照射されが明らかになっておらず大きな課題となっている．衝突噴

ることで表面近傍の膨張や収縮が繰り返され，金属疲労に流の熱伝達では，噴流域の乱流構造がノズル間隔，ノズル‐よる亀裂が生じうる．この現象は材料の延性や微細組織な

伝熱面間距離，衝突面形状など多くの影響因子により変化

どに依存するが，材料寿命などに与える影響の定量的な評し，それに応じて伝熱機構も大きく変化するため，単純な価には至っておらず，プラズマ照射や中性子照射との重畳系以外では経験則が存在しない．そこで本タスクでは，材効果に関するデータもないのが現状である．

料試験と冷却性能実験を敢えて切り離し，冷却性能実験を

本計画では，中性子照射に伴うプラズマ対向材料の熱伝数値モデル高度化のためのベンチマーク試験として実施す

導度変化をも含めてガス冷却 PFC 中の伝熱過程を理解し，る．

熱応力・熱疲労の発生，照射による破壊靭性の低下，トリ

プラズマ対向材料が中性子照射を受けると，微細組織変チウム挙動の変化等を考慮したうえで，ダイバータの成立

化や核変換元素の生成に伴い熱伝導 度 や 破 壊 靭 性など性 を 評 価 す る こ と を め ざ す．具 体 的 に は，除 熱 性 能

PFC の性能に直結する諸物性が変化することが予想され

10 MW/m2 を目安とした PFC の設計，およびその構造成立

るが，これまで報告例がほとんどない．そこでタスク２で性評価と安全性評価（トリチウム滞留・透過評価），並びは，タングステンおよび破壊靭性や熱伝導度を向上させたにこれらの評価結果に基づく，高い信頼性を有する原型炉

先進タングステン材料，ならびにこれらアーマー材と構造

ダイバータを実現するための課題の明確化を図る．

材の積層材について，高温下での中性子照射による機械的特性および熱特性の変化を調べると共に，詳細な微細組織観察等を通して物性変化の背後にあるメカニズムを明らかにする．先述のように中性子照射には TITAN 計画でも使用した HFIR を用いるが，第一壁・ブランケットを研究対象とした TITAN 計画での照射温度が 573〜923 K であったのに対し，PHENIX 計画では純タングステンにおいて顕著な脆化が生じる再結晶温度付近（〜1473 K）までの高温照射を行う．現在，高温照射を実現するためのキャプセル設
計を進めている．また，本タスクは PHENIX 計画全体の中性子照射を統括し，タスク１および３へ中性子照射材を供給する．
タスク３では，PFC の安全性に直結するトリチウム挙動を調べる．TITAN 計画では中性子照射されたタングステ
ン試料を 373〜773 K で高フラックス重水素プラズマにば
く露し，水素同位体滞留量が著しく増大することを明らかにしたが［２］，PHENIX 計画では PFC の想定使用温度を考

図２

慮し，純タングステンの再結晶温度付近（〜1473 K）まで
７５０

W-PFC の運転可能領域．

Project Review

6. A New Japan-US Joint Research Project −PHENIX−

６．
３ 今後の展開

Y. Ueda and Y. Hatano

参考文献

現在，プロジェクトを開始して約４カ月を経たところで［１］J.D.K. Rivard et al., The use of highdensity infrared heating for surface modification/coating processes, Proc. 18
th Int. Conf. Surf. Modification Technol., 2006, pp.139-146.
［２］Y. Hatano et al., Nucl. Fusion 53, 073006 (2013).

あるが，既に ORNL，INL，GIT に研究者が派遣され，熱伝達試験のプランニング，中性子照射キャプセルの設計，非照射材を用いた熱負荷試験やトリチウム透過実験が進められている．プロジェクト中盤までに中性子照射材に関する初期データを取得する予定である．

７５１

J. Plasma Fusion Res. Vol.89, No.11 (2013)７
５２

プロジェクトレビュー 日米科学技術協力事業 TITAN プロジェクト

７．まとめ
7. Summary
奥野健二
OKUNO Kenji
静岡大学理学部（原稿受付：２
０
１
３年８月２
６日）

謝

日米協力事業 TITAN 計画は「磁場および慣性核融合炉

辞システムにおけるトリチウム・熱流動制御」をテーマに本研究は，はじめに述べたように，日米政府間協定の失２００７‐２０１２年度実施された．計画のねらいは，強照射，高熱効を受けて新しい枠組みを創設することにより共同プロ

流束，強磁場下の循環流動など核融合炉特有の環境におけジェクトの新たな展開が可能になったもので，尽力された

る試験，及び統合モデリングを通じて，核融合炉における核融合科学研究所はじめ関係の方々に深くお礼を申し上げ

トリチウムと熱の制御の見通しを明らかにすることである．研究の企画・実施に関しては，核融合科学研究所の日り，第一壁，ブランケット，回収系を跨る物質熱輸送や，照米協力研究計画委員会の委員長（本島修前所長，小森彰夫

射の複合効果を主テーマとした．

現所長），幹事（須藤滋先生），委員，TITAN アドバイサ

各タスクからの報告にあるように，６年間の TITAN 計

リー各位にご指導ご協力をいただいた．また，照射済み試画の実施により炉工学に多くの研究成果をもたらしたが，料の国内での試験においては，東北大学金属材料研究所量以下に挙げる点も，また TITAN 計画の意義として核融合

子エネルギー材料国際研究センター（大洗センター）に協

炉工学分野に及ぼした影響は大きいものと考える．１）材力をいただいた．以上の関係者に心から謝意を表する．

料，ブランケット，トリチウム，プラズマ・壁相互作用，熱本研究がアメリカ側の多大な協力により遂行できたこと

流動の要素研究グループが協力してプロジェクトを進めるはいうまでもない．最後に，参加協力いただいたアメリカ

ことにより，炉工学の横断的な研究コミュニティが形成さ側の研究者を謝意を込めて列記することで，本レビューのれた．２）核融合炉工学を核エネルギーシステム構築に向締めとしたい（所属は共同研究当時のもの）．

けて，新たな段階を切り拓いた．３）TITAN の支援研究を通して広く国内の炉工研究の活性化，NIFS 共同研究の活オークリッジ国立研究所

性化をもたらした．４）若手研究者の育成にも貢献した．

Y. Katoh, L. Snead, M. Sokolov, R. Stoller

表１は日本からアメリカへの研究のための派遣者数で，アイダホ国立研究所

学生（内数）は，立ち上げ時期は少ないが，後半になるとP. Calderoni , B. Denny, B. Merrill, R. Pawelko,

ほぼ半数を占めている．彼らが TITAN 計画においてアメ

S. Schuetz, P. Sharpe, M. Shimada

リカの代表的な研究施設で共同研究を行った経験は，今後

カリフォルニア大学ロサンゼルス校に大いに活かされるものと期待している次第である．

M. Abdou, K. Messadek, N. Morley, S. Sharafat,
S. Smolentsev
カリフォルニア大学サンディエゴ校

表１

TITAN 計画における日本からアメリカへの研究のための派
遣数（ワークショップ参加を除く）
年度
２
０
０
７
２
０
０
８
２
０
０
９
２
０
１
０
２
０
１
１
２
０
１
２
計

日本からアメリカ
への派遣数
１
４
１
３
１
２
１
１
９
１
１
７
０

M. Baldwin, R. Doerner, D. Nishijima, R. Raffray,
D. Sze, M. Tillack, K. Umstadter, J. Yu

内学生（博士課程）
の派遣数
０
１
３
４
５
５
１
８

カリフォルニア大学サンタバーバラ校
T. Yamamoto
サンディア国立研究所
R. Nygren
パシフィックノースウエスト国立研究所
R. Kurtz
ウィスコンシン大学マディソン校
G. CaoRadioscience Research Laboratory, Faculty of Science, Shizuoka University, Shizuoka, SHIZUOKA 422-8529, Japanauthor’s email: srkokun@ipc.shizuoka.ac.jp

７５２!2013 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research