J. Plasma Fusion Res. Vol.83, No.3 (2007)２
０
７‐
２１
４

解説

核融合炉ブランケットの先進中性子増倍材料としてのベリリウム金属間化合物の開発
土 谷 邦 彦，河 村 弘，三 島 良 直１），吉 田 直 亮２），田 中 知３），内 田 宗 範４），
石 田 清 仁５），柴 山 環 樹６），宗 像 健 三２），佐 藤 芳 幸７），岩 切 宏 友２），大 沼 郁 雄５）
日本原子力研究開発機構，１）東京工業大学，２）九州大学，３）東京大学，４）日本ガイシ"，
５）東北大学，６）北海道大学，７）秋田大学（原稿受付：２
０
０
６年１
１月２
２日）

原型炉用増殖ブランケットに必要な「高温・高照射環境に耐えうる先進中性子増倍材料」の開発について，ベ
リリウム金属間化合物である Be１２Ti 等に着目し，各種特性（機械的特性，化学的特性，照射特性等）および微小球製造技術開発を全日本規模の産学官連携のもとで実施している．この先進中性子増倍材料の開発における最近の成果について紹介する．
Keywords:
fusion blanket, blanket material, neutron multiplier, characterization, pebble fabrication

１．はじめに

術開発を展開してきた［４‐６］．

核融合炉ブランケットでは，トリチウム生産効率を高め

最近では，高い発電効率を目指した原型炉ブランケット

るために核融合反応で発生した中性子を倍増させる材料に必要な『高温・高照射量に耐えうる先進的機能材料であ（中性子増倍材料）を装荷する必要がある．一般的に中性子るベリリウム金属間化合物開発』が実施されている［７‐８］．

増倍材料としては，主に機械的，化学的特性ならびに照射

特に，金属ベリリウム（Be）を原型炉ブランケットに用い特性について，表１に示すような特性が要求されている．

た場合，中性子照射時におけるスエリングによるブラン

核特性上，増倍材料としては Be，Pb，Bi，Zr およびそれら

ケット容器変形や事故時における高温水との反応による水の化合物が候補材として挙げられているが，（n, 2n）反応の素爆発等が懸念されている［９］．そこで，融点が高く，化学

実効断面積が大きいこと，融点が高いこと，熱伝導率が大的に安定と思われる金属ベリリウムと高融点金属（Ti，きいこと，電気抵抗が小さいこと等の観点から，金属ベリ

Mo，V 等）の金属間化合物（Be１２Ti 等）に着目し，これま

リ ウ ム（Be）が 増 殖 材 料 の 第１候 補 に 選 定 さ れ て き たでの核融合炉開発になかったチャレンジングな材料開発に［１‐３］．この中性子増倍材料は，核融合発電の成否を握る重着手した．

要な位置付けにあり，日本の先導により約１５年間にわたっ

本解説では，これまで全日本規模の産学官連携で行ったてベリリウム微小球の製造技術と特性評価を両輪とした技

ベリリウム金属間化合物について，各種特性評価と微小球の製造技術開発の現状をまとめ，今後の課題，開発の展望

表１

中性子増倍材料に要求される主要機能と材料特性．

主要機能高い中性子増倍特性
適切な温度保持健全性の保持安全性
製作性について紹介する．

要求される材料特性
良好な核的特性高い熱伝導率
良好な耐放射線損傷特性
高い機械的強度，耐久性高い化学的安定性，組織安定性
構造材料との良好な共存性
低い誘導放射能
冷却材との低い反応性
廉価で大量製造が可能
容易な取扱い２．ベリリウム金属間化合物の特性
遷移金属とベリリウムの金属間化合物の代表例とその融点，比重を図１に示す．Be１２M，Be１３M，Be１７M２（M は遷移金属元素）といった高 Be 含有側に高融点で密度の小さい化合物組成が存在し，既存の耐熱金属に匹敵する高融点でTiAl よりも軽い材料が存在する．結晶構造は非常に複雑であり，核融合炉ブランケットに装荷する中性子増倍材料として注目された Be１２Ti は１単位胞に２６原子が配置する hct構造である．最近では，Be-V 系などのベリリウム金属間化

Development of Beryllides as Advanced Neutron Multipliers for Fusion Blankets
TSUCHIYA Kunihiko, KAWAMURA Hiroshi, MISHIMA Yoshinao, YOSHIDA Naoaki, TANAKA Satoru, UCHIDA Munenori, ISHIDA Kiyohito,
SHIBAYAMA Tamaki, MUNAKATA Kenzo, SATO Yoshiyuki, IWAKIRI Hirotomo and OHNUMA Ikuo
corresponding author’s e-mail: tsuchiya.kunihiko@jaea.go.jp

２０７!2007 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.83, No.3 March 2007

表２
主 な
融 点
機械的特性

Be-Ti 合金の物性および特性結果．
特性

トリチウム増殖率（TBR）

構造材料（F８２H）との両立性
中性子照射による体積膨張率（スエリング）トリチウム保持放出特性
耐酸化特性・水蒸気反応性
中性子照射特性
図１

特 性 結 果1,500〜1,700 ℃
高いクリープ特性を有し，室温で脆性，高温では延性が発現する．
金属Beより10 ％程度低いものの，トリチウム増殖
材料との混合充填により改善
できる．
反 応 層 厚 さ が 金 属 Be の 1/5
以下と小さい．
金属 Be の 1/50 以下と小さい．
金属 Be より放出温度が低く保持量が小さい．
1,000 ℃に お い て 金 属 Be の
1/1,000 以下と小さい．
金属 Be に比べ，照射損傷が小
さい．

ベリリウム金属間化合物の代表例とその融点と比重の関係（JAERI-Conf 2004-006 より転載）．

合物も研究が始められている．Nb，Zr などの高融点金属との化合物も融点が高く耐熱材料としては魅力的である．ここでは，ベリリウム金属間化合物の特性評価として，比較的融点が低く取扱が容易な Be-Ti 合金について，3〜10.5 at％の Ti を含む Be-Ti 合金を試作し，機械的特性，化学的特性，電子線，重水素・ヘリウム粒子および中性子照射による照射特性を調べた．これまで得られている Be-Ti 合金の物性および特性を表２にまとめた．
２．
１ ベリリウム金属間化合物の状態図研究
ベリリウム金属間化合物の材料開発の推進のための基礎データとして重要な合金状態図の整備を行った［１０］．特に，核融合炉ブランケットで有望とされる Be-Ti および
Be-V 二元系合金状態図の発展的な改良を企図した．Be，Ti
および V の純金属を原料として，Be-Ti および Be-V 合金をアーク溶解により製作し，平衡化熱処理後，EPMA により組織観察と組成分析を行い Be 側状態図を構築した．図２に Be-Ti および Be-V 二元系合金状態図を示す．この結果，
ASM の状態図集に見られない複数の化合物相の存在が新たに確認された．また，第１原理バンド計算によって得られる化合物相の生成エネルギー等の熱力学量を従来の状態図計算（CALPHAD）法に導入することにより，上記合金の状態図の整備も行われている［１１］．
２．
２ トリチウム増殖率（TBR）の評価
中性子増倍材料としての適用性に関して，トリチウム増殖率（TBR）の観点から評価した［１２］．評価した核融合炉

図２

ブランケット（図３参照）は，水冷却固体増殖ブランケッ

Be-TiおよびBe-V二元系状態図（JAERI-Conf 2004-006より転載）．

トを基本モデルとし，トリチウム増殖材（チタン酸リチウム（Li２TiO３））微小球と中性子増倍材微小球の充填領域が別

Be１２Ti 微小球を用いたブランケットの TBR は Be 微小球をれたものと両微小球を混合して充填したもの（混合充填）で用いた場合と比較して１割程度の減少にとどまった．一

予備的検討を行った．計算コードは DOT3.5，核データは方，混合充填した場合の TBR は混合していない場合のFUSION-40 を 用 い，Li２TiO３微 小 球 の 焼 結 密 度 は 85 ％TBR より１割程度改善できることが明らかになった．今TD，６Li 濃縮度は 50 ％とした．ベリリウム金属間化合物は後，現在検討しているテストブランケットモジュール

Be１２Ti を用いた．予備的評価結果を表３に示す．この結果，（TBM）にベリリウム金属間化合物を装荷した場合の適応
２０８

Commentary

Development of Beryllides as Advanced Neutron Multipliers for Fusion Blankets

K. Tsuchiya et al.

図４ Be-Ti合金中のTi含有量とF82H側反応層厚さとの関係［１５］．

おけるTi含有量の最適値は５at％以上であることが明らかになった．今後，構造材料と Be-Ti 合金との両立性試験も行っていき，Be の拡散現象のさらなる解明を行う．
図３

一方，中性子増倍材料とトリチウム増殖材料の微小球の予 備 的 TBM 評 価 に 用 い た ブ ラ ン ケ ッ ト の 基 本 モ デ ル（JAERI-Conf 2004-006 より転載）．

混合充填を考慮したブランケットモデルについて，Be-Ti
合金と Li２TiO３との両立性の評価が行われた［１６］．800 ℃で

表３

ベリリウム金属間化合物を用いた場合の TBR への影響
（JAERI-Conf ２
０
０
４
‐
０
０
６より転載）．

Be
Be１２Ti
Be１２W

1,000時間まで加熱した結果，Be１２TiではLiの拡散が認められなかったことから，Be１２Ti は Be よりも Li２TiO３との両立性にも優れていることが明らかになった．

分離充填型ブランケットの TBR 混合充填型ブランケットの TBR
1.27
1.32
1.12
1.23
0.77
0.72

"

耐酸化性
金属ベリリウムは，高温における酸素との反応性が高く，実用上の観点から耐酸化性改善方策が求められている．このため，Be-Ti 合金について，高温における酸素との性について，詳細に検討をすすめていく必要がある．

反応を調べた［１７］．試験では，800 ℃および 1,000 ℃の乾燥

２．
３ 化学的特性

空気中で高温酸化し，熱天秤により質量変化を測定した．

!

図５に 800 ℃における Be-Ti 合金の酸化増量曲線を示す．

Be-Ti 合金と構造材料との両立性
Be-Ti 合金（Ti 含有量：3−8.5 at％）について，核融合炉

Be-Ti 合金の酸化増量は，同条件における Be および Ti の酸

構造材料（ステンレス鋼（SUS３１６LN 等）やフェライト鋼

化増量と比べて著しく小さいことがわかった．この傾向（F８２H））との両立性試験を行い，接触界面における反応層

は，1,000 ℃においても同 様 で あ っ た．ま た，試 験 後 のの厚さや反応生成物等の同定などの評価を行った．

Be-Ti 表面に生成した皮膜は非常に薄く，数十〜百 nm 程度

Be-Ti 合金と SUS３１６LN との両立性試験［１３‐１４］の結果，の厚さであった．XPS により皮膜の化学成分を観測した結SUS３１６LN 側に Be の進入による反応層（Be２Fe 相，BeNi

果，いずれの条件で酸化した試料についても皮膜は主に相，Be 相，Fe-Cr 相等の混在している相）が形成されていBeO から形成されており，Be-Ti 表面に生成した BeO は Be

ることがわかった．一方，Be-Ti 合金と F８２H との両立性試

表面に生成したものより緻密な形態を持つことが観察され

験［１５］の 結 果，SUS３１６LN の 場 合 と 同 様，F８
２H 側 に Beた．これらの知見により，1,000 ℃においても，Be-Ti 合金の進入による反応層が形成されており，この反応生成物がは高温，酸素雰囲気下での安定性が極めて高いことがわ

Be２Fe 相，Be 相，Fe-Cr 相等の混在している相であることかった．

がわかった．次に Ti 含有量と反応層厚さとの関係を図４に#水蒸気との相互作用

示す．!Be 相を含んだ Be-Ti 合金（5 at%Ti および 7 at%

金属ベリリウムは，高温における水蒸気との反応性が高Ti）を用いたときの SUS３１６LN 側反応層厚さは，Be 金属のく，水侵入事故時に水素が発生し，重大事故になることが場合と比較して，600 ℃で約 1/10 以下，800 ℃で約 1/5 以

懸念されている．このため，Be１２Ti について，高温におけ下であった．これらの実験結果から，両立性という観点にる水蒸気との反応を調べた［１８‐１９］．試験は，1 ％の水蒸気
２０９Journal of Plasma and Fusion Research Vol.83, No.3 March 2007

図５

800 ℃に お け る Be-Ti 合 金 の 酸 化 増 量 曲 線（JAERI-Conf
2004-006 より転載）．

を含むアルゴンガスを Be１２Ti 試料に流通させ，水素の発生

図６

Be12Ti と水蒸気との水素発生率の関係（Andert らの金属ベリリウムと水蒸気との水素発生率の試験データにプロッ
ト）
．

図７

Be-Ti 合金の比強度における温度依存性［２２（］耐熱合金であるインコネル 738LC との比較）．

量を測定した．水素の生成は約 600 ℃から始まり，試験温度の 1,000 ℃まで水素濃度は増加した．1,000 ℃で温度を保持したとき，スイープガス中の水素濃度は減少していることから，水素の発生は観測されなかった．試験後の Be１２Ti
試料の表面観察の結果，試料表面は水蒸気による酸化のた
め起伏が増加していたが，この酸化層は表面に限られており，内部への進行はなかった．金属ベリリウムと水蒸気との反応による水素発生率とBe１２Ti試料との水素発生率の比較を図６に示す．同図に示されたとおり，1,000 ℃においても，水素発生率は金属ベリリウムと比較して 1/1,000 以下
であり，Be１２Ti は高温，水蒸気下で極めて高い安定性を有することが明らかにされた．
２．
４ 機械的特性
金属間化合物特有の脆性を改善するため，Ti もしくは V
含有量の異なるBe-TiおよびBe-V合金の機械的特性の評価の一環として，!Beを含むBe-TiおよびBe-V合金について，室温における圧縮強度を測定した［２０］．その結果，!Beを含む Be-Ti および Be-V 合金の室温における破断伸びが0.5〜2 ％と Be１２Ti や Be１２V の破断伸びより多少改善されることを明らかにした．一方，発電ガスタービンへの耐熱材料開発が NEDO 事業として行われ［２１］，Be-Ti 合金の比強度が評価された［２２］．図７に 示 す と お り，1,200 ℃で の性を調べるため，重水素を打ち込んだ試料について，そのBe-8.5 at％Ti（Be１２Ti と Be１７Ti２の混相合金）の比強度はイ

場透過電子顕微鏡（TEM）観察を行った［２３］．Be１２Ti を室

ンコネル７３８LC よりも大きいことが明らかにされた．ま温で照射した場合，照射量が 6×1020 D/m2 を超えたところ

た，Be１２Ti と Be１７Ti２とからなる合金は，耐熱温度 1,100 ℃から，直径 2 nm 程度の微小な欠陥が高密度に観察された．

を示す世界最高の高温クリープ特性を有していた．以上の一方，400 ℃で照射した場合，照射量が 6×1021 D/m２に達結果より，Be-Ti 合金は耐熱性，低比重を兼ね備えた高温

しても欠陥は観察されず，欠陥は金属 Be よりも約１桁高材料として魅力的な特性を有していることが明らかにさい照射量で生成することがわかった．また，重水素イオン

れ，核融合炉ブランケットの中性子増倍材料としての使用

照射・昇温脱 離 特 性（図８参 照［２４］）を 調 べ た と こ ろ，

温度も高くできる可能性があることを見出した．

Be１２Ti では約 100 ℃から重水素の脱離が観測されたが，Be２．
５ イオン照射効果は 550 ℃まで脱離が観測されなかった．また，300〜600 ℃

Be１２Ti について，トリチウム吸収（インベントリー）特までの重水素保持率は Be１２Ti で 5 ％と Be（66 ％）と比べ２１０

Commentary

図８

Development of Beryllides as Advanced Neutron Multipliers for Fusion Blankets

K. Tsuchiya et al.

重水素イオン照射後の昇温脱離特性［２４］（重水素（8 keV,＋D２）
照射量：1×1021 D/m2，照射温度：400 ℃）．

て非常に小さいことが明らかになった．このことは，BeTi 合金は基本的に水素同位体のインベントリーが小さ

図９

く，耐照射特性にも優れていることを示唆している．これ

イオン照射後の Be と Be１２Ti の透過型顕微鏡写真（2.15 ×1022 e/cm2‐1.40 × 1015 Heions/cm2）．

らの知見に基づき，単純な反応速度論的手法を用いて，照射下における欠陥の蓄積過程の評価も行われている［２５］．
ま た，Be１２Ti に 室 温，300 ℃お よ び 500 ℃で 1.25 MeVの電子（照射損傷模擬）および 100 keV のヘリウムイオン（He 生成模擬）を打込み，透過型顕微鏡観察および微小硬さ計（ナノインデンター）により機械的特性を評価した［２６］．イオン照射後の透過型顕微鏡写真を図９に示す．室温で照射した Be１２Ti には欠陥はなく，500 ℃でも小さな欠陥が存在するのみであった．15,000 appmHe までHeイオンを打ち込んだ Be１２Ti の硬さ試験においては，10,000 appmの He イオン照射領域までは硬さに大きな変動はなかった
が，15,000 appmHe まで照射すると硬さは著しく低下した．これは，Be１２Ti 内に He バブルやブリスターなどが形成したためと考えられる．また，Be１２Ti は照射後，照射欠陥等が形成していないことから，複雑な結晶構造により点欠
図１０ 中性子照射後のBe12Tiのスエリング特性（照射温度：500 ℃，
ヘリウム生成量：70 appmHe，照射損傷量：0.5 dpa）
（JAERI-Review 2002-032 より転載）．

陥の形成や離散集合が抑制されていることが考えられる．
今後，イオン照射による模擬試験により，重照射時のベリリウム金属間化合物のトリチウムインベントリー，照射また，高速中性子照射量 4×1020 n/cm２，照射温度 330

特性等を明らかにし，核融合炉条件への適用性について評価を進める．

℃，400 ℃および 500 ℃の条件で照射した Be１２Ti の熱伝導

２．
６ 中性子照射特性率評価を行った［２９］．レーザーフラッシュ法で 1,000 ℃ま日本原子力研究開発機構の材料試験炉（JMTR）を用いでの熱拡散率および比熱の測定を行い，熱伝導率を算出して，Be１２Ti 試料の中性子照射試験を行った．中性子照射は，た．その結果，未照射および中性子照射後の Be１２Ti の比熱

照射温度が約 500 ℃，ヘリウム生成量が 70 appmHe，照射は，ほとんど同じ値であった．未照射 Be１２Ti の場合，温度

損傷量が 0.5 dpa の条件で行った．中性子照射後，トリチウの上昇とともに熱拡散率は減少する傾向であった．照射済

ム放出を調べた結果［２７，２８］，Be１２Ti が金属ベリリウムにBe１２Ti の場合，温度の上昇とともに熱拡散率は増加する傾比べてトリチウムを放出しやすいことがわかった。また，向であった．また，600 ℃における照射済 Be１２Ti の熱伝導

トリチウム放出特性試験後，1100℃ で１時間加熱した試料

率は未照射の Be１２Ti の約半分であった．得られた熱伝導率のスエリング量（図１０参照）は，Be１２Ti が３％以下であり，より，Be１２Ti 微小球を用いた場合の充填体の有効熱伝導率

同じ照射・測定条件で試験した金属ベリリウムと比べてを評価したところ，Be 微小球を用いた場合と比較して 800

1/10〜1/20 以下となることもわかった．

℃で約 10〜20 ％低い値であった．
２１１

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.83, No.3 March 2007

開することが必要不可欠である．

そのほか，IEA 核融合材料国際協力プログラム「ベリリウム金属間化合物共同照射試験（HIDOBE 計画）」に供する，!Be が共存する Be-Ti 合金試料
（Ti 含有量：5 at％およ

４．核融合炉用以外に期待される用途

び 7 at％）を製作し，照射試験炉 HFR を用いた４年間の照ベリリウム金属間化合物の核融合炉以外への応用とし射により，Be 中の He 生成量として 6,000 appm のデータをて，発電ガスタービンへの耐熱材料開発が NEDO 事業とし取得する計画である［３０］．

て行われた［２１］．前述したように，Be１２Ti と Be１７Ti２のベリリウム金属間化合物を含む Be-Ti 合金は，耐熱温度 1,100

３．製造技術℃を示す世界最高の高温クリープ特性を有しているとともベリリウム金属間化合物は脆いため，回転電極法によるに，耐酸化特性は，Ni 基超合金や TiAl などを遥かにしのぐ

微小球の製造は Be 微小球製造のように容易ではない．開ことが明らかになった．この結果から，この Be-Ti 合金は

発当初，HIP（高温等方加圧）法で製作した Be１２Ti 製回転

高温材料として発電ガスタービンなどの運転効率向上に魅

電極棒による微小球の試作試験を行ったところ，アーク加力的な特性を有していることを明らかにした．

熱による熱衝撃によって電極棒が破損し，微小球の製造がまた，ラーベス相を有する Be２M のベリリウム金属間化できなかった．このため，Be-Ti 合金の脆性を改善するた合物について，Be２Ti の水素吸蔵特性試験が NEDO 事業とめ，溶解鋳造法を基本とした電極棒の開発を行い，回転電して行われた［３２］．その結果，Be２Ti の水素吸蔵量が約 2極法による微小球製造試験を開始した．まず，脆性を改善

mass％まであることがわかり，水素吸蔵合金としての可能するための試験として，チタン含有量（5〜15 at％Ti）によ性も秘めていることがわかった．

る Be-Ti 合金の延性を調べた［２８］．Ti 含有量と Be-Ti 合金の硬さの関係を図１１に示す．7 at%Ti までのチタン含有量５．まとめをもつ電極棒は Be１２Ti 相と !Be 相の混合した組織を有し，ベリリウム金属間化合物の材料開発に関して，比較的融十分な延性を有することが明らかされた．この組成を有す

点の低い Be-Ti 合金にまず着目し，各種特性評価を行ったる材料を溶解鋳造法により小規模電極棒を製作し，回転電結果，核融合炉ブランケットの中性子増倍材料の第１候補

極法で微小球を試作した結果，アーク加熱により電極が破材である金属ベリリウムよりも良好な特性を有しているこ損することなく，微小球を得る見通しを得た［３１］．

とを明らかにし，高温・高照射量に耐えうる先進的機能材

核融合炉ブランケットに必要な微小球を製造するために料であるとともに，固体増殖ブランケットの安全性等に関

回転電極法の適用がまず取り組まれている．また，不純物する設計裕度を広げることが可能であることも明らかにし低減やリサイクルの観点から，回転電極法に使用する電極

た．今後の課題は，さらに高温・高照射に耐えうる材質のは真空溶解鋳造で製造する必要があることから，ベリリウ

選定，原型炉ブランケットの想定使用条件における照射特

ム金属間化合物は溶解鋳造が基本製法であると考えられ性データの取得等，種々のミクロ特性解明，微小球製造技

る．今後，溶解鋳造による電極棒の開発のため，室温で脆術の確立を早急に進め，核融合炉発電の成立性を実証する

く融点の高い本材料で健全なインゴットを作ることが最大ことである．一方，このベリリウム金属間化合物は一般耐の課題であり，実験設備を整備し，本格的な試作試験を展

熱材料などの用途にも活用が期待でき，脆性を克服する材料開発や製造技術開発を行うことも必要不可欠である．まだ，未知の材料開発段階であるので，国内での産学官連携や国際協力を効率的に活用しつつ，研究の裾野を広げながら，研究開発を推進することが重要である．

謝辞

本研究は，九州大学共同利用研究集会や日本金属学会ベ
リリウム金属間化合物研究会等を通して得られた成果をまとめたものである．著者の他，北海道大学の高橋平七郎名誉教授，名城大学の森田健治教授，富山大学の波多野雄治
教授および日本ガイシ!には，様々な有益な議論をいただ
き ま し た こ と に 感 謝 い た し ま す．ま た，本 解 説 で は，
NEDO 産業技術研究助成のもとで実施した成果も一部紹介した．最後に，執筆する機会を与えていただきましたプ
ラズマ・核融合学会誌の編集委員である大阪大学の上田良夫教授および京都大学の山本靖助教授に感謝いたします．

参考文献

図１
１ Ti 含有量の違いによる Be-Ti 合 金 の 硬 さ の 関 係（JAERIReview 2003-032 より転載）．

［１］池上英雄，宮原 昭他編，核融合研究"−核融合炉工学−（名古屋大学出版会，１
９
９
５）
．

２１２

Commentary

Development of Beryllides as Advanced Neutron Multipliers for Fusion Blankets［２］S. Tanaka,Y. Ohara and H. Kawamura, Fusion Eng. Des.
51-52, 299 (2000).
［３］A. Cardella, E. Rigal, L. Bedel, Ph.Bucci, J. Fiek et al., J.
Nucl. Mater. 329-333, 133 (2004).
［４］石塚悦男，河村 弘，坂本直樹，西田精利，斎藤 実：
JAERI-M 94-032 (1994).
［５］石塚悦男，河村 弘：核融合炉 第４号
（１
９
９
６年２月）
．
［６］H. Kawamura and M. Okamoto, Proc. 3rd IEA International
Workshop on Beryllium Technology for Fusion, JAERI-Conf
98-001 (1998).
［７］H. Kawamura, H. Takahashi, N. Yoshida, Y. Mishima, K.
Ishida, T. Iwadachi, A. Cardella, M. Uchida, K. Munakata,Y. Sato, V. Shestakov and S.Tanaka, J. Nucl. Mater. 329333, 112 (2004).
［８］日本金属学会２００５年春期（第１３６回）大会 公募シンポシ
ンポジウム「先進核融合機能材料としてのベリリウム金
属間化合物の物性とその応用展開」，日本金属学会講演概要（２００５）p.81.
［９］D.A. Petti, G.R. Smolik and R.A. Anderl, J. Nucl. Mater.
283-287, 1390 (2000).
［１０］I. Ohnuma, R. Kainuma, M. Uda, T. Iwadachi, M. Uchida
et al., Proc. 6th IEA International Workshop on Beryllium
Technology for Fusion, JAERI-Conf 2004-006 (2004) p.172.
［１１］徳永辰也，西村雅俊，大谷博司，長谷川光弘：Ti-Be
１日本
および V-Be２元系状態図の熱力学的解析，S２・１
金属学会講演概要（２００５）p.86.
［１２］H. Yamada, Y. Nagao, H. Kawamura, M. Nakao, M. Uchidaand H. Ito, Fusion Eng. Des. 69, 269 (2003).
［１３］H. Kawamura, M. Uchida and V. Shestakov, J. Nucl. Mater. 307-311, 638 (2002).
［１４］K. Tsuchiya, M. Uchida and H. Kawamura, Fusion Eng.
Des. 81, 1057 (2005).
［１５］K. Tsuchiya, H. Kawamura and T. Ishida, J. Nucl. Mater.
to be published.
［１６］M. Nakamichi, H. Kawamura and M. Uchida, Fusion Eng.
Des. 69, 1057 (2005).
［１７］Y. Sato, M. Uchida and H. Kawamura, Proc. 6th IEA International Workshop on Beryllium Technology for Fusion,
JAERI-Conf 2004-006 (2004) p.203.
［１８］K. Munakata, H. Kawamura and M. Uchida, J. Nucl. Mater.
329-333, 1357 (2004).

K. Tsuchiya et al.

［１９］K. Munakata and H. Kawamura, Proc. 7th IEA International
Workshop on Beryllium Technology for Fusion, INL/EXT06-01222 (2006) p.59.
［２０］Y. Mishima, K. Yamamoto, Y. Kimura, M. Uchida and H.
Kawamura, Proc. 6th IEA International Workshop on Beryllium Technology for Fusion, JAERI-Conf 2004-006 (2004)
p.184.
［２１］新エネルギー・産業技術総合開発機構，平成１５年度成果報告書，報告書バーコード１
０
０
０
２
８
３
８．
［２
２］Y. Mishima, N. Yoshida, H. Kawamura, K. Ishida, Y.
Hatano, T. Shibayama, K. Munakat, Y. Sato, M. Uchida,
K. Tsuchiya and S. Tanaka, J. Nucl. Mater. to be published.
［２３］H. Iwakiri, K. Yasunaga, N. Yoshida, M. Uchida and H.
Kawamura, J. Nucl. Mater. 329-333, 880 (2004).
［２４］H. Kawamura, Y. Mishima, N. Yoshida, K. Ishida, Y.
Hatano, T. Shibayama, K. Munakata, Y. Sato, M. Uchida,
K. Tsuchiya and S. Tanaka, Proc. 7th IEA International
Workshop on Beryllium Technology, INL/EXT-06-01222(2006) p.1.
［２５］N. Yoshida, H. Iwakiri and Y. Watanabe, Proc. 7th IEA International Workshop on Beryllium Technology, INL/EXT06-01222 (2006) p.48.
［２６］T. Shibayama, M. Nakamichi, M. Uchida, H. Kawamura,
H. Kinoshita, Y. Kiyanagi, H. Takahashi and N. Nomura,
Proc. 6th IEA International Workshop on Beryllium Technology for Fusion, JAERI-Conf 2004-006 (2004) p.216.
［２７］M. Uchida, E. Ishitsuka and H. Kawamura, J. Nucl. Mater.
307-311, 653 (2002).
［２８］H. Kawamura, E. Ishitsuka, K. Tsuchiya, M. Nakamichi,
M. Uchida, H. Yamada, K. Nakamura, H. Ito, T. Nakazawa,
H. Takahashi, S. Tanaka, N. Yoshida, S. Kato and Y. Ito,
Nucl. Fusion 43, 675 (2003).
［２９］M. Uchida, E. Ishitsuka and H. Kawamura, Fusion Eng.
Des. 69, 499 (2003).
［３０］J.B.J. Hegeman, J.G. van der Laan, H. Kawamura, A.
Moslang, I. Kupriyanov, M. Uchida and K. Hayashi, Fusion Eng. Des. 75-79, 769 (2005).
［３１］M. Uchida, H. Kawamura, M. Uda and Y. Ito, Fusion Eng.
Des. 69, 491 (2003).
［３２］新エネルギー･産業技術総合開発機構，平成 14 年度成果
報告書，NEDO-WE-NET-0211.

２１３

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.83, No.3 March 2007

解説執筆者紹介
つち

や

くに

ひこ

いし

土 谷 邦 彦１９９４年東京工業大学大学院理工学研究科後期博士課程修了．日本原子力研究所入所．以来，核融合炉ブランケット増殖関連材料開発に従事．現在，日本原子力研究開発機構
核融合研究開発部門 核融合エネルギー工学研究開発ユニット
ブランケット照射開発グループ，副主任研究員．博士
（工学）
．
むら

ひろし

河 村

かわ

弘

しま

よし

しば

なお

なお

たま

き

むな

かた

けん

ぞう

宗 像 健 三１９８
９年九州大学工学部応用原子核工学科博士後期課程修了，工学博士．住友金属鉱山株
式会社に勤務の後，現在，九州大学大学院総合理工学研究院・助教授．核融合炉や核分裂炉の燃料サイクルに関する研究に従事．趣味は，スノーボー
ド，テニスなど．

あき吉 田 直 亮１
９
４
５年６月３日生まれ．１
９
７
３年大阪大学大
学院基礎工学研究科物理系専攻博士課程修了．マックス・プランク金属物理学研究所
客員研 究 員，九 州 大 学 応 用 力 学 研 究 所 助
手，同助教授などを経て１９８
４年より同教授，現在に至る．格子欠陥，照射損傷の基礎研究を経て，現在ではプラズマ−壁相互作用や中性子照射効果など核融合炉材料に関わる研究に従事．
た

やま

１
９
９
２年北海道大学大学院工学研究科博士後期課程修了．同年東北大学金属材料研究所
助手，２００２年北海道大学大学院工学研究科
助教授，以来，原子力材料開発に従事し電子顕微鏡による照射効果の研究に取り組んでいる．現在，北海道大学 エネルギー変換マテリアル研究センター量子エネルギー
変換材料分野 助教授．博士（工学）．

１９７５年東京工業大学大学院金属工学専修士
過程修了．１９７
９年カリフォルニア大学バー
クレー校大学院材料科学専攻 博 士 課 程 修
了．同大学Assistant Research Engineerを経て，１
９８
１年東京工業大学精密工学研究所助手，１
９
８
９年同助教
授，１
９
９
７年同大学院総合理工学研究科材料物理科学専攻教授，現在に至る．工学博士，Ph.D.
だひと

柴 山 環 樹三 島 良 直

よし

きよ

１
９
７
４年東北大学大学院工学研究科金属材料工学専攻博士課程修了．大同製鋼!（現大同特殊鋼!）入社．１
９８
２年東北大学工学部金属材 料 工 学 科 助 教 授，１
９９
０年２月〜１
１月 英
国，サレー大学客員教授を経て１９９３年東北大学工学部材料物性学科教授，１
９
９
７年同大学院工学研究科材料物性学専攻教授，１
９９８年同未来科学技術共同研究センター教授，２００
５年同大
学院工学研究科金属フロンティア工学教授，現在に至る．工学博士

大阪大学工学部冶金・金属材料工学科卒業
後，１
９
７７年に日本原子力研究所に入所，１９８９
年に軽水炉燃料の熱的照射挙動に関する研究で博士号取得．１
９
９
２年より２
０
０
５年まで核
融合炉ブランケット増殖関連材料開発に従事．現在，日本原子力研究開発機構 経営企画部次長．工学博士．
みだ

石 田 清 仁

さ

とう

よし

ゆき

佐 藤 芳 幸１９８８年東北大学大学院工学研究科修士課程
金属工学専攻修了．１９９
１年秋田大学鉱山学部助手，１９９８年同助教授，現在に至る．博士
（工学）
．

なか

さとる

いわ

田 中

知

岩 切 宏 友１９７７東京大学大学院工学系研究科博士課程修了．東京大学助手，助教授を経て，１９９４東京大学大学院工学系研究科システム量子工学専攻教授．核融合工学，核燃料サイクル工学，放射性廃棄物処理処分の基礎科学の研究に従事．
だ

むね

ひろ

とも

宮崎県都城市出身．２
０００年九州大学大学院
総合理工学研究科博士後期過程単位取得退学後，九州大学応用力学研究所助手，博士（工学）．専門は照射損傷学，核融合炉材料．
おお

うち

きり

ぬま

いく

お

大 沼 郁 雄のり内 田 宗 範１９９
３年東北大学大学院工学研究科材料物性学専攻博士前期課程修了．同年東北大学工学部材料物性学科助手，２００
６年東北大学大
学院工学研究科金属フロンティア工学専攻
創形創質プロセス学講座計算材料構成学分野助教授，現在に至る．博士（工学）．

１９８
６年東北大学金属工学科卒業．同年，日本ガイシ株式会社入社．２
０
０
０年から２
０
０
４年ま
で日本原子力研究所（現日本原子力研究開発機構）に研究員として出向．現在，日本ガイシ株式会社金属事業部技術部課長．工学士．

２１４