J. Plasma Fusion Res. Vol.95, No.8 (2019)３６３‐３６４小特集

原型炉級核融合ダイバータおよび先進加速器
コンポーネント開発に向けた共通課題と最新研究
Common Issue and the New Research for DEMO-Fusion Divertor andAdvanced Accelerator Components

１．はじめに能登裕之
NOTO Hiroyuki
自然科学研究機構 核融合科学研究所（原稿受付：２
０
１
９年５月２
３日）

本小特集では，核融合ダイバータ材料として期待されている先進タングステンおよび銅合金に焦点を当てた．これらの先進材料は，核融合工学分野において，極めて優れた特徴を持つ一方，中性子源を目的とした重水
素加速器および素粒子生成を目的とした大強度陽子加速器といった異分野においても重要な位置づけにある．本
小特集では，これらの最新研究や開発現状，実用化へ向けた民間企業の技術を紹介する．
Keywords:
tungsten, plasma facing materials, copper, heat sink materials, bonding technology

原型炉級次世代核融合炉ダイバータは，これまでにない業の持つ独自の技術により冷却コンポーネントに適した接高熱負荷や高エネルギー粒子負荷が重畳する環境に晒され合法が開発されている．

ることが想定されている．そのような環境で用いるために一方で，本小特集では，異分野への応用も見据える内容

は，徐熱性が高く，耐照射特性に優れたコンポーネントのともなっている．現在，様々なタイプの加速器（中性子源，開発が必要不可欠である．現在，この特性を満たすべく開ミュオン生成）分野においても，コンポーネント化の接合発が進められているのが，先進タングステン（W）／銅技術やターゲット部のタングステン高靭性化といった点（Cu）ダイバータである．特にそれぞれの素材（W，Cu）おは，共通的課題となっている．つまり現在，異分野を超えよび接合法における特性の向上を図ることにより，コンてこれらの技術は強く求められる存在となってきている．

ポーネント全体の高性能化が期待されている．アーマ材と図１には本小特集でとりあげる「核融合炉ダイバータ」，

なる W は，これまで再結晶脆化が懸念されてきたが，現「ミュオン等の素粒子生成用大強度陽子加速器ターゲット」

在，これを克服するため，炭化チタン（TiC）を粒界に配置

それぞれにおける W 材料，Cu 材料，およびその接合コン

し た 高 靭 性 化 W‐１．１wt%TiC 合 金 が 開 発 さ れ て い る

ポーネントの共通点を示した．

［１］．また，ヒートシンク部分となる Cu 材料は，これまで

このようにダイバータ開発は，加速器開発と比較し共通

鉄基材料で注目されてきた酸化物分散強化法を取り入れた点が多く，その高性能化は互い大きな影響を与えると期待

全く新しいコンセプトの高強度銅をめざしている．これらできる．本小特集では，コンポーネント開発に必要不可欠の素材研究は，核融合炉材料の分野において，すでに世界な４つの技術における最新研究・技術について紹介する．

的にも注目を 集 めて お り，ハ イ ラ イ ト な 研 究 と いえる

参考文献［２］．加えて，本小特集では，これらの素材を用い，コン
ポーネント化する技術として，「接合法」にも着目した．

［１］A. Hasegawa et al., Mater. Trans. 54, 456 (2013).
［２］G. Carro, J. Nucl. Mater 455, 655 (2014).

W/Cu 接合はこれまでほとんど類を見なかったが，民間企
National Institute for Fusion Science, Toki, GIFU 509-5292, Japanauthor’s e-mail: noto.hiroyuki@nifs.ac.jp

３６３!2019 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.95, No.8 August 2019

分野
部位

核融合
ダイバータ

将来的応用

実験炉→原型炉

大強度陽子加速器
ターゲット
600 MeV―8 GeV
MLF-TS2 計画等

想定構造

研究課題

図１

W 高靭性化Cu 高強度化：第３章
W/Cu 異材接合：第４章

共通（第２章）

本小特集でとりあげる W 材料，Cu 材料，およびその接合コ
ンポーネントの共通点．

３６４

J. Plasma Fusion Res. Vol.95, No.8 (2019)３
６５‐３６９

小特集 原型炉級核融合ダイバータおよび先進加速器コンポーネント開発に向けた共通課題と最新研究

２．大強度陽子加速器標的材・遮へい体として期待されるタングステン
2. Tungsten Material as Target and Shielding for High-Power Proton Accelerator
牧 村 俊 助，栗 下 裕 明，原 田 正 英１）， 河 村 成 肇， 的 場 史 朗， 三 原 智，
牧 宗 慶，新 倉 高 一２）， 鄭 憲 採２）， 長 澤 豊２），尾 ノ 井 正 裕２）
MAKIMURA Shunsuke, KURISHITA Hiroaki, HARADA Masahide１）, KAWAMURA Naritoshi,
MATOBA Shiro, MIHARA Satoshi, MAKI Muneyoshi, NIIKURA Kouichi２）,
JUNG Hun-Chea２）, NAGASAWA Yutaka２）and ONOI Masahiro２）
高エネルギー加速器研究機構（KEK）J-PARC センター，
１）日本原子力研究開発機構（JAEA）J-PARC センター，２）金属技研株式会社（原稿受付：２
０
１
９年５月２
３日）

宇宙の起源・物質や生命の根源の探求をめざし，世界中で高エネルギー粒子加速器を用いた研究が展開されており，更なる成果創出のため加速器の高輝度化・大強度化が望まれている．特に大強度陽子加速器においては
中性子・ミュオンを始めとする二次粒子生成のためにタングステン標的・遮へい体の開発が期待されている．しかし，その入手性や核融合分野におけるダイバータ材と同じく，照射脆化や再結晶脆化の課題が，その性能を制限している．本章では，大強度陽子加速器標的材としてのタングステン材への期待，材料開発の動向を紹介する．
Keywords:
proton accelerator, neutron production target, muon production target, radiation shield, tungsten material,recrystallization embrittlement, radiation-induced embrittlement

２．
１ 高エネルギー陽子加速器によって生成される中性子・ミュオンを用いた研究

強度陽子加速器施設）における二次粒子生成の概念図を示
す．
２．
１．
１ 中性子研究

物質生命科学・素粒子物理学の発展のため高エネルギー
陽子加速器によって加速された（数百 MeV から数百 GeV）

高エネルギー陽子加速器によるパルス状中性子源は，物陽子を標的材に衝突させ，核破砕反応によって生成される質・生命科学研究に利用するための大強度の中性子を発生

中性子・ミュオンを用いた研究が展開されている．本報告させることを目的としている．標的材料には，中性子の生では，特に高エネルギー陽子シンクロトロンを利用したパ成効率から，質量数の大きな水銀やタンタル，タングステ

ルス状中性子・ミュオン生成標的に関して述べる．図１にンなどが用いられる．発生した中性子は，物質・生命科学

J-PARC（Japan Proton Accelerator Research Complex，大研究に利用するにはエネルギーが高すぎるため，減速材（水素含有物質）により冷熱中性子まで減速する．加速器中性子源は，パルス的に陽子ビームを発生させることできるため，飛行時間法が利用でき中性子のエネルギー識別が容易に出来ることが特徴である．
物質・生命科学研究では中性子の波の性質を利用した冷熱中性子による中性子回折・散乱法を利用する．中性子は透過性を持ち，散乱は原子核及びスピンにより生じ，その強度は質量数に依存しない．水素に対して散乱する反応断面積が高いため，水素含有物質の構造解析に大きな役割を果たす．また，大強度化および中性子を単色化させること

図１

で，弾性散乱のみならず，非弾性散乱情報を取得すること

J-PARC の陽子加速器で作られる粒子［１］．

ができる．このとき運動量変化のみならず，エネルギー変High Energy Accelerator Research Organization,KEK, IBARAKI 319−1106, Japancorresponding author’s e-mail: shunsuke.makimura@kek.jp

３６５!2019 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.95, No.8 August 2019

化を観測することができるので，物質中の振動・構造など

２．
２ 陽子加速器における中性子・ミュオン標的を測りやすい．また，偏極中性子を利用することで，磁気２．
２．
１ 陽子加速器を用いた中性子標的・ミュオン標的の歴史構造を観測することができる．これらに示すように，中性
子は物質・生命科学研究において幅広く利用可能な良好な高エネルギー物理学研究所（現在の高エネルギー加速器

プローブであると言える．中性子は強度の科学とも言わ研究機構：KEK）では，ブースターシンクロトロンから供れ，高エネルギー陽子加速器を利用した中性子源は，加速給される500 MeV，5 μAのパルス状陽子ビームを標的材に器の大強度化によって中性子研究において大きな役割を果発生させることによって，当時は画期的であったパルス状

たすことができる［２］．

の中性子とパイ中間子が崩壊してできるミュオンを発生さ一方で，これらに比較して低エネルギーの陽子加速器をせ実験を行う利用施設が１９８０年に建設され，２００６年まで運利用して中性子を発生させる例では，核融合分野の構造材転が行われた．中性子標的はタングステン標的・劣化ウラなどの材料損傷を観察し，最適な材料を開発する国際核融ン標的を経て，タンタル被覆タングステン標的へと改良が

合材料照射施設（IFMIF）がある．他にもホウ素中性子捕続けられた．パイ中間子およびミュオン（以後，両者を合捉療法（BNCT）は，ホウ素の中性子捕獲反応を利用した

わせてミュオンと呼ぶ）生成標的にはベリリウム固定標的

粒子線医療照射を目的としており，腫瘍細胞に取り込まれが採用された［４］．その後，英国ラザフォードアップルトン

やすいホウ素含有薬剤を投与し，そこに中性子を当てるこ研究所でも１９９０年代に800 MeV，200 μAの陽子ビームパルとで腫瘍細胞へ集中的にダメージを与え治療するものであス状中性子・ミュオンを用いた施設が建設され，２００８年よる．これらに加えて，研究機関や大学において，Li，Beり，東海村 J-PARC において設計値 3 GeV，333 μA の陽子を標的として小型中性子源の設置・運用が進んでいる．

ビームを利用した物質生命科学実験施設（MLF）が建設さ

２．
１．
２ ミュオン研究れた．ブースターシンクロトロンでは，陽子ビームをそれ

ミュオンは電子と同じくレプトンに分類され，２．
２マイ

ぞれの標的に振り分け，ビームタイムをシェアする方式を

クロ秒で電子と２つのニュートリノに崩壊する不安定な素採用していたが，ISIS,J-PARC MLF では，中性子を生成す!

粒子で，負の電荷をもつ粒子（負ミュオン，! ）と，正のる水銀標的の上流にミュオン生成用の黒鉛標的が設置され電荷をもつ反粒子（正ミュオン，!"）が存在する．その認

る串刺し標的方式を採用しており，中性子とミュオンを同

知度は低いが，日常にありふれた素粒子であり電荷をもつ時に発生させることができる．

宇宙線の約７割をミュオンが占め，手のひらを上に向ける２．
２．
２ 陽子加速器を用いた中性子標的・ミュオン標的と，毎秒１個程度のミュオンが通り抜けている．宇宙空間

高エネルギー陽子が標的材に衝突する際には大きな熱がを飛び交う陽子などの一次宇宙線が地球に飛来し，大気発生するため，標的材には耐熱性や熱衝撃耐性も要求され（窒素や酸素）の原子核と反応しパイ中間子が生成され，そる．また，高エネルギー陽子照射による弾き出し損傷・ヘのパイ中間子が崩壊することでミュオンとなり，地表に降リウムや水素同位体などの生成ガス・核破砕生成物によっり注いでいる．

て性能が劣化する．これらの現象は原子炉・核融合炉材料

ミュオンを実験で用いるには宇宙線由来のミュオンではでも起きるが高エネルギー陽子照射の場合は，特に生成ガ数が少なく，人工的に加速した 300 MeV 以上の高エネル

ス・核破砕生成物による影響が大きく，さらに残留放射能

ギーの陽子が必要となる．陽子ビームが標的に照射されては保守性にも影響する，独自の研究が要求される．

生成されたパイ中間子が標的物質表面で崩壊してミュオン

標的材上で生成された中性子は減速材によって減速さが生成される場合，ミュオンはパイ中間子の二体崩壊によれ，中性子反射ミラーを備えたビームラインによって，実り生成されるので決まった運動量で放出される上，反対側

験エリアに輸送される．一方でミュオンは荷電粒子であるに放出されるニュートリノのスピン（常に左巻き）が決ため電磁石などの光学系で構成されるビームラインで実験まっているのでミュオンは１００％偏極している．このようエリアに輸送される．このとき標的材料の密度が高いと発なミュオンを表面ミュオンと呼び様々な実験用途に供され生する中性子・ミュオンの空間的広がりを抑制できるたる．その他，崩壊ミュオンや正負のミュオンを使い分ける

め，実験エリアでも，高密度の中性子・ミュオンを得られことによって，物質の磁気的性質や水素の状態を調べるプ

る一方で標的上での発熱密度も高まる．そのため標的材そ

ローブや非破壊分析のような物性研究に用いられたり，そのものが高温で十分な安定性を備えていることが必要となれ自体が素粒子物理学の研究対象となり原子核の電気的なり，タングステンが標的材として期待されている．

大きさを調べたり，量子電磁気学の検証に役立っている

中性子・ミュオン標的では加速器の大強度化に伴い，発［３］．なお，宇宙線ミュオンには現在の加速器技術では到

熱密度や照射による影響を分散させやすい液体金属標的や達できないほど高いエネルギーをもつものが含まれ，岩石

回転標的が採用されている．この様な方式で標的を冷却しならば数 km 程度を貫通することが可能である．この特徴ている例として，中性子標的では米国オークリッジ国立研を生かして，宇宙線ミュオンによる火山やピラミッド，原究所（ORNL），J-PARC MLF の水銀標的，ミュオン標的で子炉のトモグラフィーなどに応用されている．

はスイスのポール・シェラー研究所（PSI）のメソン標的，
米国ブルックヘブン国立研究所（BNL）E８
２１実験用のミュオン生成 標 的，J-PARC MLF の ミ ュ オ ン 回 転 標 的 が ある．更なる大強度な中性子・ミュオンの発生をめざし，欧３６６

Special Topic Article

2. Tungsten Material as Target and Shielding for High-Power Proton Accelerator

S. Makimura et al.

州核破砕中性子源（ESS），米国 ORNL の第二標的計画，力視されているのがニッケルと銅を微量に添加したタング

J-PARC MLF での第二標的計画でタングステンの回転標的

ステン合金である．このタングステン合金は陽子ビームにが計画されている．

直接，晒されるわけでは無いので，耐熱性能や耐照射性能

２．
２．
３ 大立体角捕獲ソレノイド方式

はそれほど要求されない．密度が高く（18 g/cc 以上）遮へ

陽子ビーム強度を増大させると中性子・ミュオンの強度

い体としての性能が高い上，非磁性であるために高磁場磁を増大することができるが，陽子加速器の建設・運転経費

石内でも問題なく使用できる．さらには熱伝導度も高いたの増大とともに標的周辺の高度な放射化を招く．そのため，比較的容易に放射線による発熱を冷却水によって除去

め，近年，陽子ビーム強度を増大させる代わりに，高効率することが可能である．

に中性子やミュオンを実験エリアに輸送する手法が検討さ

大立体角捕獲ソレノイド内に配置するタングステン遮へれている．中性子の場合は，中性子生成領域やモデレー

い体の寸法は，直径 1.2 m，内径 0.24 m，長さ 1.8 m，総重ター配置の最適化や中性子反射率を向上させるミラーの開量は約３０トンである（図３）．現在，遮へい体を放射状に１２発によって効率化を行う．荷電粒子であるミュオンビーム

分割（１分割は３０°）し，一本当たりの重量が約 2.5 ton となを実験エリアに取り出す場合は，陽子ビームラインに標的る（1/12 遮蔽体）構造を検討している（図４）．1/12 遮蔽からのミュオン捕獲用電磁石を可能な限り近づけ，大きな体は積層したタングステン合金の両側面に冷却板を配置

立体角でミュオンを捕獲する方式が採用されてきた．しかし，真空中への脱ガスを抑えるためにステンレスで被覆す

し，立体角を増大させるために電磁石を大きくすると幾何る構造を計画している．1/12 遮蔽体を円筒形に組み立てた学的に陽子ビームラインとミュオン輸送のための電磁石が遮へい体全体は，ビーム下流側の面のみを架台で支持する

干渉し，さらに捕獲用磁場が陽子ビームラインに非対称な片持ち支持構造である．実際に大立体角捕獲ソレノイド内影響を与える．そのため，ミュオン標的を陽子ビームライに配置する放射線遮へい体をタングステン合金で製造する

ンと，ほとんど同軸に設置された超伝導のソレノイド電磁には次の課題を解決する必要がある．

石中に設置し大立体角でミュオンビームを捕獲する手法

２．
３．
２ 課題１：調達可能なタングステン合金寸法（大立体角捕獲ソレノイド方式）が採用されつつある．この遮へい体の構造や製造方法を決める最も大きな課題の一とき，陽子ビームは，分割されたソレノイド電磁石間を通つが，調達できるタングステン合金の大きさである．目的るので幾何学的な干渉も小さくなるとともに，ほぼ同軸のとするタングステン合金の国内での用途の殆どが小型のブ

ソレノイド中を輸送されるため，陽子ビーム軌道への影響

ロック片や微小な部品であるため，１／１２遮へい体を調達を最小限にとどめることができる（図２）．

可能な材料で製造すると約６
００〜１０００個のタングステン合
金片を積層する必要がある．その場合，タングステン合金

２．
３ 遮へい体としてのタングステン片の加工や組立に膨大な時間と手間がかかると同時に増え

２．
３．
１ 遮へい体としてのタングステン

る接触熱抵抗のため冷却効率も低下する．これらの課題を

上述のように大立体角捕獲ソレノイド方式では，大強度解決するため，海外も含めた大型のタングステン合金片の磁場を実現するために超伝導磁石が採用される．このとき調達を模索しており，タングステン材の主要な供給国であ

ソレノイド磁場が強ければ強いほど収集効果が高くなる

る中国メーカにおいては，比較的大きなタングステン合金

が，二次放射線による発熱は超伝導状態を保つには大きすぎるので，半径の最適化と標的‐超伝導電磁石間に遮へい体を挿入することが必要とされる．この遮へい体として有

図３

図２

ミュオンビーム取り出し概念図．

COMET 実験用標的部断面図．

図４

３６７

1/12 遮蔽体．

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.95, No.8 August 2019を製造できることが判明している．

国際研究センター（東北大 金研）栗下准教授（当時）のグ

２．
３．
３ 課題２：遮へい体の片持ち支持構造

ループによって 主 に 核 融 合 炉 材 料 と し て 開 発 さ れ た．

二次放射線によって発生する熱は冷却板に埋め込まれた

TFGR W-TiC は等軸微細粒構造の再結晶状態にありなが配管中の冷却水で除熱する．その際，二次放射線によってら，チタン（Ti）原子と炭素（C）原子の粒界での固溶・偏冷却水中に大量のトリチウム水を生成するため，可能な限析により，本来割れやすい再結晶後の全ての粒界が割れにり，ミュオン生成標的から離れた位置に冷却配管を配置す

くい強い粒界に変えられているため，室温で 3 GPa を超える必要がある．タングステン合金は鉄の倍以上の比重がある高い曲げ強度と延性を示す．また，結晶粒内と粒界に炭るため，占める体積に比して重量が大きい．当該遮へい体

化チタンのナノ析出物を有するため，粒子照射環境で課題のように，タングステン合金による数十トンクラスの構造となる照射脆化を低減するシンク（逃げ場）サイトを多く物は，世界中を見渡しても稀である．また，遮へい体設置

有する［５，
６］．このように理想的とも言える TFGR W-TiC

エリアの都合上，支持架台の大きさにも制限があり，片持ではあるが小型な試料しか製造できないなど実用化に向け

ち支持構造で支えなければならないため，支持構造体にかた大きな課題を残している．

かる負荷が非常に大きいという課題もある．

２．
４．
２ 金属技研株式会社との共同研究の現状

２．
３．
４ 現在の開発状況

このような状況の中，KEKでは熱処理メーカである金属

現時点では，1/12 遮へい体の製造法として，箱型のステ

技研株式会社との共同研究のもと栗下氏の協力を得て，標ンレス容器内にタングステン合金片と冷却板を配置し，的材として TFGR W-TiC の開発を再開した．目標は製造環

HIP（熱間等方圧加圧法）により全体を一体化した後に，ス境を整備し，TFGR W-TiC を再現すると共に大型化・実用

テンレス容器外面を切削し製作精度を担保する方法の試化に向けた開発を行うことである．
TFGR W-TiC は，「粉末調合」，「メカニカルアロイング

作・検討を進めている．
HIP 以外の方法として，鋳ぐるみによる製造検討も行っ（以下；MA）処理」，「高真空下での加圧焼結」，「粒界す

た．これは国内で材料を調達し多量のタングステン合金片

べり処理」によって製造する．

をステンレス容器内に積層せざるを得ない場合に備えて，（工程１：粉末調合）
高純度タングステンと微量の炭化チタン（約 1.1 wt％）の原料粉末を，侵入型ガス不純物を極力，排除するために酸素濃度 1 ppm 以下の高純度グローブボックス（GB）内で調合・混合して MA 容器内に封入する（図５）．また，真空中で１０００℃までベーキング可能な管状炉を併設しており，粉末中の酸素・窒素濃度を通常の１／１
０以下に低減でき
る．
（工程２：メカニカルアロイング処理）
MA 処理では，MA 容器壁面と容器内のボールとの衝突で混合粉末に大きな機械的エネルギーを付与する三軸加振型ボールミルによって，結晶粒のナノサイズ化および合金化（添加した TiC の Ti 原子と C 原子への分解，およびそれらのタングステン母相への強制固溶）を行う．従来の開発では１気圧の水素雰囲気で粉末調合，MA 処理が行われていたが，本共同研究では設備・手続きの簡素化のため，真空中で MA 容器中に粉末を封入することによって真空中での MA 処理を実現した．
（工程３：高真空下での加圧焼結）

タングステン合金片の加工の工程を減らすと同時に熱接触を保つことを目的としている．この場合，ステンレス容器の中に，隙間を設けながら製作精度の粗いタングステン合
金片を積層し，その中に溶融した鉛等の鋳ぐるみ材を充填することで，隙間を埋め，一体化するという方法である．
しかし試作の段階でタングステン合金は表面の濡れ性が非
常に悪く，合金表面の濡れ性改善が必要であることが判明した．また，鋳ぐるみ材による遮へい密度の低下，および遮へい体の変形による鋳ぐるみ材とタングステン合金片の接触面の剥離といった課題を解決する必要が有る．
現在，タングステン合金の物性試験や接合試験，冷却試
験などを行いながら，詳細設計を行う為の検証を積み重ねている．２０１９年度中にタングステンシールドの製造法を確定し，1/12 遮蔽体の製作に取り掛かる計画である．

２．
４ 二次粒子生成標的材料としてのタングステン
密度の高さ，融点の高さなどによって標的材としてのタングステンへの期待が高まっているが，タングステンが高温に晒されることによって起きる再結晶脆化および高エネ
ルギー陽子照射による照射脆化は大きな課題である．同様な課題を抱える核融合分野ではダイバータ材としてカリウ
ムドープタングステンやレニウム固溶タングステン，タン
グステン複合材料に関する研究が精力的に進められている．
２．
４．
１ 微細粒・ナノ粒子分散型再結晶タングステン合金，
Toughened Fine-Grained Recrystallized（TFGR）W-TiC
微 細 粒・ナ ノ 粒 子 分 散 型 再 結 晶 タ ン グ ス テ ン 合 金，Toughened Fine-Grained Recrystallized（TFGR）W-TiC

図５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
３６８

高純度グローブボックスの写真［７］．

Special Topic Article

2. Tungsten Material as Target and Shielding for High-Power Proton Accelerator

S. Makimura et al.

能には到達できていない．原因は「MA 処理の最適化不MA 処理された粉末は熱間等方圧加圧法（HIP 法）に足」，「不純物酸素の除去不足」と推測している．

よって焼結を行う．HIP の使用は，MA 処理粉末の大気との 接 触 を 防 止 し，粒 成 長 の 起 こ り に く い 比 較 的 低 温

MA 処理後の粉末を走査型電子顕微鏡付属のエネルギー（１３５０℃）で緻密化を行うためである．この HIP 処理の結分散型 X 線分析によって観察したところ，ナノサイズ化さ

果，タングステン母相中に強制固溶していた Ti と C の各原

れているはずの炭化チタンが 1 μm 程度の粒径のまま残存子は粒界に固溶偏析し，また結晶粒内と粒界にナノ粒子としていることが確認された．MA 処理時間を延ばす事で解して析出するが，固溶偏析も析出も不十分であり，気孔も決は可能である一方で，MA 処理中に，モリブデン合金製

残留している．そこで，引き続いて粒界すべり処理を行う．
（工程４：粒界すべり処理）
続いて材料中に加工組織を残さず，未だ原子状に分解したままの炭化チタンをすべての粒界に均一に偏析・析出させるとともに残留気孔を排除するために，ホットプレスに
よって１５００℃〜１８００℃の温度中，最大 100 MPa 程度の圧力で，超低速にて変位制御を行いながら変形させ，長時間に渡り「粒界すべり処理」（超塑性変形）を継続する．
これまでに金属技研と KEK の共同研究体制では，直径20 mm，厚み 3 mm の TFGR W-TiC の製造に成功した．切り出した試料は三点曲げ試験において室温で 2.6 GPa の破壊強度を持ち，わずかではあるが延性を示した（図６，７）．
２．
４．
３ 現在の課題
現段階では東北大金研で製造された TFGR W-TiC の性の容器およびボールから不純物として混入するモリブデン
濃度（現段階でも 2 wt％程度のモリブデンが混入している）が高まることが予想される．MA 処理の振動数，処理時間，容器，ボール材質の最適化が必要とされる．
完成した TFGR W-TiC の不純物酸素濃度を確認したところ，380 ppm であった．この値は，高純度グローブボッ
クス内でのベーキングのおかげで，小さな値ではあるが．
東北大金研での酸素濃度 160 ppm よりも多い．MA 処理時
間や，各工程での待機時間が影響していると考えられ，効率的な作業工程の立案によって低減をめざしている．
本開発では，製造試料の大型化・実用化をめざしており，上記開発と並行して大量粉末処理装置の開発，大型試料製造装置の開発を産学連携の下，進めている．

２．
５ おわりに大強度粒子加速器における様々な技術は核融合分野と共通している．本章で述べたタングステンに関係する技術だ
けでは無く，極限環境に使用される材料，液体金属に関する技術，トリチウムハンドリング技術や遠隔操作に関連する技術なども共通な課題を抱えており，共同研究を進める
事によって，相乗効果を期待できる．KEK では既に MA処理の基礎研究に関して核融合研との共同研究を展開している．
図６

三点曲げ試験図．

参考文献［１］http://www.j-parc.jp/ja/jparc.html より引用
［２］日本中性子科学会誌 波紋 vol.28 No.1 (2018)「パルス中図７

性子５０周年記念」特集．
［３］K. Nagamine, Introductory Muon Science, (Cambridge University Press, 2003), On line ISBN 9780511470776［４］池田 進・西山樟生 他：KEK 陽子加速器の軌跡―中性００７）子・ミュオン―（高エネルギー加速器研究機構，２ISBN 978-4-9901936-3-8.
［５］H. Kurishita et al., J. Nucl. Mater. 398, Issues 1-3, 87 (2010).
［６］H. Kurishita et al., Mater. Trans. 54, 456 (2013).
［７］物構研ハイライトより引用
https://www2.kek.jp/imss/news/2019/highlight/0218WTiC/

三点曲げ結果［７］．

３６９J. Plasma Fusion Res. Vol.95, No.8 (2019)３
７０‐３７３

小特集 原型炉級核融合ダイバータおよび先進加速器コンポーネント開発に向けた共通課題と最新研究

３．ダイバータ用 ODS-Cu の開発
3. Development of Oxide Dispersion Strengthened (ODS) Copper
for the Divertor of Nuclear Fusion Reactors
大 野 直 子，Aghamiri S.M.S.，鵜 飼 重 治，笠 田 竜 太１），
能 登 裕 之２），菱 沼 良 光２），室 賀 健 夫２）
OONO-HORI Naoko, AHGAMIRI S.M.S., UKAI Shigeharu, KASADA Ryuta１）,
NOTO Hiroyuki２）, HISHINUMA Yoshimitsu２）and MUROGA Takeo２）
北海道大学 大学院工学研究院，１）東北大学 金属材料研究所，２）核融合科学研究所（原稿受付：２
０
１
９年５月２
３日）

銅は高い熱伝導率を持つためダイバータ用部材として有用であるが強度が低く，照射によって著しく脆化す
るため単体での使用は難しい．我々のグループでは銅の酸化物分散強化（ODS 化）と組織制御によって，引張強度と延性を向上させた ODS-Cu を開発した．本章は ODS-Cu の着想に至った経緯・これまでに開発した ODS-Cuの性質，作製に至るまでに駆使した微細組織制御について述べる．
Keywords:
divertor, copper, oxide dispersion, microstructure control, processing, strengthening

３．
１ 緒言

収し照射脆化を抑制することが広く知られている．また

３．
１．
１ 核融合炉ダイバータとしての銅合金

ODS では母相に合金化元素を固溶させる必要が無いた

粒子排気・熱除去・プラズマ閉じ込め改善の３つの機能

め，純銅の母相を保つことで高熱伝導率の維持も期待できを担うダイバータは，プラズマの直撃と高い熱負荷を受ける．著者らの研究グループは平成２８年度から核融合科学研

る．ダイバータ背面で熱伝達を担うヒートシンクには，適究所の LHD 計画共同研究（課題番号：NIFS16KOBF035

用できる材料の選択肢が狭く，鉄鋼材料による熱除去は不代表者：笠田竜太

可能であり，熱伝導度の高い銅の利用が望ましいとされて（課題番号：16H02443 研究代表者：室賀健夫）の枠組み

いる．構造材としての銅は強度を担保するために他の金属において北海道大学，東北大学，核融合科学研究所の３グとの合金化が必要であるが，銅への合金元素の添加は熱伝ループで ODS-Cu 開発に着手した．３グループともに以後導率低下を招く上，銅及び銅合金は核融合反応で発生したに説明する合金化および焼結手法は，ほぼ同様であるが，中性子の照射によって著しい脆化を起こすことが知られてそれぞれでこれまでの知見を活かし異なる技法を盛り込んいる．これまでに原子炉用に開発されてきた銅合金としでいる．例えば東北大学では，水冷型高エネルギーボールては，国際 熱 核 融 合 実 験 炉 ITER の ダ イ バ ー タ 冷 却 管

ミル合金化プロセスを取り入れ，核融合科学研究所では大に 適 用 さ れ る CuCrZr 合 金，内 部 酸 化 法 で 作 製 さ れ た型化を狙った熱間等方加圧（HIP）による焼結プロセスに

GlidCop" AL-25，その他 CuNiBe 合金等が挙げられるが，取り組んでいる［３］．北海道大学のグループでは，潤滑剤の世話人：室賀健夫）及び科研費基盤 A

いずれも 1 dpa 程度の照射で延性がほぼ０まで低下してし添加や水素雰囲気処理などを取り入れることにより Y2O3

まうことが報告されている［１，２］．延性低下の原因は，照射ナノ粒子の純銅中への微細分散に成功し，加工熱処理を用欠陥に起因する転位チャネリングであると言われている．

いた組織制御によって室温で破断伸び最高１９％，引張強さ

３．
１．
２ 強度・耐照射性の向上をめざした銅の ODS 化

491 MPa を達成した．本章では北海道大学のグループにお銅の高熱伝導率を維持して強度を向上させ，更に照射脆

ける ODS-Cu の作製・微細組織・強度を中心に解説する．

化を克服する銅のデザインとしては，純銅にナノ酸化物粒
子を分散させた酸化物粒子分散強化銅（ODS-Cu）が有力

３．
２ ODS-Cu の作製である．ODS は高速炉用燃料被覆管や核融合炉ブランケッ３．
２．
１ メカニカルミリングによる Y2O3 の微細分散ト用構造材として鉄基 ODS 合金において３０年以上の開図１に ODS-Cu の作製手順を示す．Y2O3 を銅中に分散さ発・研究実績があり，母相の強度を向上させ，更に酸化物せるため，純銅粉末および 0.5 mass％の Y2O3 粉末を遊星型

粒子‐母相の界面に照射損傷によって発生した点欠陥を吸ボールミルに投入し，Ar 雰囲気にて４８時間のメカニカル

Hokkaido University, Sapporo, HOKKAIDO 060-8628, Japancorresponding author’s e-mail: n-oono@eng.hokudai.ac.jp

３７０!2019 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Special Topic Article

3. Development of Oxide Dispersion Strengthened (ODS) Copper for the Divertor of Nuclear Fusion Reactors

図２

図１

N. Oono-Hori et al.

MM 後の粉末概観と回収率．

ODS-Cu の作製手順．

ミリング（Mechanical milling: MM）を行った．純銅は延性が高いため，ミリング中に粘って MM 不良を招き，ボール
ミルの壁面にこびりついて粉末の回収率を悪化させる特徴がある．本研究では 0.5−2 mass％のステアリン酸を MM潤滑剤として添加し，４２０‐４７０rpm の範囲で MM 後の粉末回収率・粉末形状及び Y2O3 の分解を調査した．
図３

図２は MM 条件と MM 後の粉末概観である．①‐③のMM 後の粉末 XRD プロファイル［４］．

SEM 像より，同じボールミル回転速度４２０rpm ではステア方で熱処理を試みた結果，純 H2 気流によって 0.17 mass％

リン酸の量が多いほど粉末回収率が上昇するが，2 mass％
では過剰添加による粉末の汚染が目立つ．粉末回収率は回まで過剰酸素濃度を低減した．

転速度を４７０rpm まで上昇させることで向上し，1 mass％

３．
２．
２ 焼結後の微細組織のステアリン酸添加で９４％の粉末回収率を得ることに成功

MM 後の粉末を放電プラズマ焼結により９００℃，４５分のした（図２④）．図３は 1 mass ％ステアリン酸・ボールミ

条件で焼結した．図４は焼結後の ODS-Cu 中に含まれる酸

ル回転速度４７０rpm の条件で，最高９６時間まで MM をした化物粒子の透過型電子顕微鏡（TEM）像で，図の矢印の先

粉末の XRD プロファイルである［４］．グラフの一番下はは酸化物粒子を示している［４］．酸化物粒子の平均サイズ

MM 無しのもので，下から上に 1 h，6 h，12 h，24 h，48 h，は 10.8 nm，体積率は０．００７５で，内部酸化法によって作製

60 h，70 h，96 h と MM 時 間 が 長 く な る．図３よ り MM

された市販の酸化物分散強化合金である GlidCop! AL-25

時間が長くなるにつれて銅のピーク幅が広くなることが見の酸化物粒子（三角平板の一辺 10 nm，厚さ 2.5−5 nm，数てとれるが，これは MM の強加工によって銅中に大量の転［５］）と同
密度 4.5×1022 m−3 より体積率約 0.01 と見積もる

位が導入され，結晶子が小さくなることに由来する．Y2O3程度の分散である．しかし三角平板状の GlidCop! AL-25の銅中への分解はMMによって銅マトリクスに導入される中の酸化物粒子に対して本研究で開発した材料（以下，開歪に依存しており，Y2O3 のピークは２４時間のMMでほぼ消発材）の酸化物粒子はほぼ球形であり，照射によって生じ失する．銅マトリクスに導入される歪量が飽和するのはおおよそ４８時間以降である［４］．また，炭素または炭化物のピークがすべての条件において存在するが，これはステア
リン酸由来のものである．MM の潤滑剤としてステアリン酸を用いることで，炭素のほかに酸素も粉末に多く混入してしまう（1 mass％のステアリン酸添加によって MM 後に0.26 mass％が含まれる）．この「過剰な酸素」は焼結時に母相の銅と反応し粗大な Cu2O となり，介在物として圧延
加工時の割れの原因となる．本研究では焼結前に水素気流
下で６００‐１０００℃の熱処理を施すことによって過剰酸素濃度の低減を試みた．He／５％H2 の混合気流と純 H2 気流の両

図４

３７１

焼結後 ODS-Cu 中の酸化物粒子概観［４］．

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.95, No.8 August 2019

た点欠陥を等方的に捕獲できると考えられる．左側の写真

目盛の大きさが 1 mm であることを考慮すると，６０％→で示した酸化物粒子には細かいモワレ縞が見られ，銅の格８０％圧延に移行する際の緑色結晶粒の成長は極めて異常で子と酸化物粒子の格子が半整合であることが示唆される．

ある．同組織の方位分布関数（図６a-d 下）から，逆極点図

右側の写真に示した酸化物粒子は非整合である．モワレ縞

方位マップで見られた緑色結晶粒は｛０１１｝〈２１１〉の黄銅方位の見られる酸化物粒子のサイズは 5−15 nm であり，非整であることがわかる．圧延による黄銅方位の形成は合金型合の酸化物粒子は 15 nm 以上である．

の FCC金属に一般に見られる事象であり，純銅の圧延において優先される銅方位｛１１２｝〈１１１〉とは異なる．黄銅方位が３．
３ 加工熱処理による ODS-Cu の特性向上形成される理由としては，①せん断帯の蓄積②双晶変形に

３．
３．
１ 圧延→再結晶による強度と伸びの飛躍的向上

よる｛１１２〈｝１１１〉からの結晶の回転が挙げられるが，開発材

３．
２で説明した焼結材に最高８０％までの冷間圧延を施しの微細組織観察では両方とも殆ど観察されなかった．代わた後，１００−１０５０℃までの範囲で再結晶熱処理を行い，微細

りに a/6〈１１２〉で表されるショックレーの部分転位が多数組織と強度の関係を調査した．図５は作製した試料の引張観察されたことから，我々は黄銅方位は部分転位の移動に応力−ひずみ曲線で，焼結後加工無し（as-SPS）［４］，焼結よって形成されたと考えている［５］．酸化物粒子によって後８０％冷間圧延（８０％CW）［５］，冷間圧延後７００‐９００℃の間

a/2〈１０１〉完全転位がピン留めされ，その結果 a/6〈１１２〉ので１５−６０分再結晶熱処理を行った試料［５］を比較している．
表１に冷間圧延後及び再結晶熱処理後の 0.2％ 耐力（"!!
，"）

部分転位に分かれた後，それらの転位が｛１１１｝すべり面上

最大引張強度（"#），一様伸び（elu），全伸び（elt）を示す．焼形成される．TEM 観察から，この単結晶の様相を呈する結

結後加工しないままの開発材の0.2％耐力は272 MPa，全伸

晶粒は，同じ方向を持つ無数の微結晶によって構成されてを移動すると，｛１１０｝面が〈２１１〉方向に回転し，黄銅方位がび は１２％で，市 販 材 の GlidCop! AL‐
２５（0.2％ 耐 力：いることが判明した［５］．微結晶の亜粒界による結晶粒界

296 MPa，全伸び：１９％）に匹敵する性能を持つが，伸び強化および圧延によって導入された転位による強化がやや小さい［４］．８０％の冷間圧延を施すと，強度は焼結材

が，８０％冷間圧延後の引張強度の著しい向上に寄与したとの２倍以上に上昇するが，伸びが数％まで落ち込む．しか考えられる．
図６d で示した８０％冷間圧延材に８００℃／３０分の再結晶

し，冷間圧延後に 適切 な 温 度 で 熱 処 理 を 行 う こ とにより，８０％冷間圧延と同程度の強度を保ったまま，伸びを０％冷
熱処理を施した後の集合組織を 図７に示す［５］．８

GlidCop! AL-25 と同程度まで向上させることに成功した．

間圧延後はまるで単結晶のように広がった黄銅方位が出３．
３．
２ 引張強度と集合微細組織の関係

現 し た が，８００℃／３０分 の 再 結 晶 熱 処 理 後 は Goss 方 位

３．
１で引張強度を示した開発材について SEM-EBSD による結晶方位解析を行い，集合微細組織の引張強度への寄与

表１を調査した．図６に焼結後の冷間圧延による集合組織の変加工熱処理条件
８０％圧延
700℃/30 min
800℃/30 min

化を示す［５］．逆極点図方位マップを見ると，圧延率の上昇に伴い緑色の結晶粒が増加・成長し，８０％圧延においてはほぼ全面が緑色の結晶粒に覆われる．図６d に示される

図５

圧延・再結晶熱処理後試料の引張試験結果．
"!!
（MPa） "（# MPa） el（
u ％）
"
460
550
2.3
460
528
4.2
430
491
3

焼結・圧延→再結晶後の ODS-Cu の引張応力‐ひずみ曲線．

３７２

el（％）
t
3.2
13
19

Special Topic Article

3. Development of Oxide Dispersion Strengthened (ODS) Copper for the Divertor of Nuclear Fusion Reactors

N. Oono-Hori et al.

アリン酸を用いた ODS-Cu の作製に成功し，その後の冷間圧延→再結晶熱処理を用いた組織制御によって，高強度と高延性の両立を達成できた．本開発材は現在BR-2において中性子照射実験に供しており，次年度以降に照射後の引張試験を行う予定である．ODS 化の最大の目的は照射後延性を維持することにあり，それがどの程度達成されているかを見極める予定である．併せて，同じ共同研究の枠組みにおいて，熱伝導率の測定やマイクロピラー試験によるイオ
ン照射材の評価を行う予定である．また，開発材の更なる強度と延性の向上を目的とし，液体窒素温度による圧延加工を試み，室温圧延に比べて結晶粒の微細化を促進させ引
図６ （a-d）
２
０％，４
０％，６
０％，お よ び８
０％冷 間 圧 延 後 ODS-Cuの逆極点図方位マップおよび各集合組織の!2 ＝ 0°における
方位分布関数［５］．

張強度を向上させることにも成功している（論文執筆中）．
ODS-Cu の冷間圧延‐再結晶熱処理が強度・延性を確保するための有力な製造方法と考えられるが，その場合，実用的には冷間圧延時に割れが発生しないための改善が不可
欠である．割れの原因は，MM 中にステアリン酸の分解で生成した酸素の混入による Cu2O の生成にある．Cu2O 介在物を起点にして冷間圧延中に亀裂が入ることが知られている．水素気流下での粉末の熱処理によってある程度は酸素を低減できるが，これには限界がある．MM 中に酸素を混

図７ ８０％冷間圧延→８００℃／３０分再結晶熱処理後の逆極点図方，45°，60°における方位位マップおよび集合組織の !2 ＝ 0°分布関数［５］．

入させないためには，潤滑材（ステアリン酸）を用いないことであるが，そうすると粉末同士がくっ付き Y2O3 の微
細分散が達成できない．そこで，ステアリン酸を添加せず，（｛０１１｝〈１００〉）・S 方位（｛１２３｝〈６３４〉）・銅方位が再び現れ，

H2/He雰囲気中のMMを試したが［９］，Y2O3 の微細分散は1 μm 以下の小さな結晶粒と数 μm の転位の少ない大きな結実現できるものの焼結に適した細かい粉末を得ることが難晶粒で構成される二相組織に変化している．８０％冷間圧延しかった．ステアリン酸を添加せずに MM 処理する他の方後のものに匹敵する強度を保ちながら１９％の全伸びを確保

法は，水冷ポットを用いて十分冷却することにより粉末のできた理由はこの二相組織に由来し，小さな結晶粒によっ粗大化を抑制する方法である．この場合はステアリン酸をて強度を，大きな結晶粒（再結晶粒）によって伸びを確保

添加しないので酸素混入はなく，かつ微細な酸化物粒子をしていると考えられる．また，開発材の再結晶熱処理温度得られる可能がある．実用的には，このようにして製造しは 一 般 的 な 冷 間 圧 延 後 の 銅 の 熱 処 理 温 度（２００℃程 度たMM粉末から固化成型体を作製し冷間圧延と再結晶処理［６，７］）よりも数百度高く，〜７００℃程度から開始する［５］．

で冷却パイプに加工する方法が現実的と考えられる．

これは母相中に緻密に分散された酸化物粒子の粒界ピン留

参考文献

め効 果 に よ る も の で，ダ イ バ ー タ の使 用 温 度（熱 負 荷
２20 MW/m ，銅 の 熱 伝 導 率 350 W/m/K，冷 却 水 温 度 を［１］S.A. Fabritsiev et al., Nucl. Mater. 233-237, 127 (1996).
［２］S.J. Zinkle, J. Nucl. Mater. 449, 277 (2014).
［３］B. Huang et al., Nucl. Mater. Energy 16, 168 (2018).
［４］S.M.S. Aghamiri et al., Nucl. Mater. Eng. 15, 17 (2018).
［５］S.M.S. Aghamiri et al., Mater. Sci. Eng., A 749, 118 (2019).
［６］Y. Wang et al., Nature, 419, 912 (2002).
［７］L. Lapeire et al., Acta Mater. 95, 224 (2015).
［８］鈴木 哲 他：プラズマ・核融合学会誌 82, 699 (2006).
［９］S.M.S. Aghamiri et al., J. Alloy. Comp. 783, 674 (2019).

１００℃，板厚を 1 mm として１５０℃程度［８］）では開発材の熱負荷による再結晶等の組織変化は起こらず，結晶粒界強化が有効であるといえる．

３．
４ 今後の課題
本章では核融合科学研究所の LHD 共同研究及び科研費基盤 A による共同研究の枠組みで，北海道大学において実施した ODS-Cu の開発成果の一部を示した．潤滑剤にステ

３７３

J. Plasma Fusion Res. Vol.95, No.8 (2019)３
７４‐３７６

小特集 原型炉級核融合ダイバータおよび先進加速器コンポーネント開発に向けた共通課題と最新研究

４．タングステン/銅の異材接合技術
4. Bonding Technology between Dissimilar Materials Such as Tungsten and Copper
辺野喜英郎
BENOKI Hideo
日本タングステン株式会社（原稿受付：２
０
１
９年５月２
３日）

タングステンは特定の過酷な条件下で使用されるが，希少でかつ高価な金属であることから，異種材料と接合して使用されることが多い．本章ではその接合事例として，日本タングステン株式会社が開発した無欠陥接合法「NDB」について製造工程や接合特性を交えながら紹介する．
Keywords:
tungsten, copper, NDB, direct bonding, non defective bonding, brazing, electrical resistance, thermal conductivity

４．
１ はじめに

４．
３ 接合メカニズム
４．
３．
１ NDB の接合過程

高融点金属であるタングステン（W）は，ダイバータや加速器，抵抗溶接，プラズマ放電など，特定の過酷な条件

NDB の工法を図２に示す．治具に W をセットし，Cu

下で使用されるが，希少でかつ高価な金属であることか片を乗せ，非酸化雰囲気電気炉中で Cu を溶解し，その後冷ら，異種材料と接合して使用されることが多い．接合され却して Cu を凝固させ，台金を形成させる．

る異種材料としては，冷却効果を期待して熱伝導率の高い

NDB の理論的な接合メカニズムは充分には解明されて銅（Cu）が台金として使われることが一般的であり，台金

いないが，下記のような過程を経て接合されるものと考えである Cu には適宜水冷穴などが設置され，W の温度上昇

られる．

を抑制する工夫がなされている．W と Cu は，圧入やろう（１）Cu と W が機械的に接している段階……NDB セット時付などの方法により接合された構造が一般的であるが，そこの段階では Cu はミクロ的には微細な凹凸を持つ Wの接合界面において熱伝導が妨げられると，W 側で発生し表面の凸部の一部と接している．

た熱が Cu 側に速やかに伝達されず，W の消耗につながる（２）Cu の溶解により W との接触面積が増加する段階……

場合がある．また，発生した熱により，材料間の熱膨張差

NDB 処理初期段階

やろう材の融点に達することにより，W が接合部においてW の微細な凹凸表面に Cu が入り込み，Cu と W の原子

脱落する場合がある．そこで当社では，これらの課題を解間距離がオングストローム単位となり，原子間相互の引力決す る た め，W と Cu を 直 接 接 合 す る 方 法 と し て NDBが増大していくと考えられる．（図３参照）（Non Defective Bonding）を開発，製品化し，各種用途に展（３）Cu と W との原子間距離がさらに近くなる段階……

開している．

NDB 処理中期段階

４．
２ 製造工程原子間引力が平衡な位置に達し，エネルギー的に最も安定

原子間相互の引力により，さらに原子間距離が縮まり，
NDB による W と Cu の接合品（以下，「NDB 品」）は，図１の工程で製造される．

図１

NDB 品の製造工程．

図２

NDB の工法．

Nippon Tungsten Co., Ltd.
author’s e-mail: benoki@nittan.co.jp

３７４!2019 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Special Topic Article

4. Bonding Technology between Dissimilar Materials Such as Tungsten and Copperな状態になると考えられる．また，自由電子が共通化され，

４．
４ 接合特性擬似的な金属結合が形成されると予想される．（図３参照）

４．
４．
１ 接合強度（図４参照）

H. Benoki（４）Cu が凝固する段階……NDB 処理終期段階

NDB品はろう付品よりも高い接合強度を示している．そCu が冷却されて凝固し，台金が形成される．

の破壊状態は，ろう付品が接合部（ろう層）から破壊して

４．
３．
２ NDB と焼き嵌め，または圧入との比較

いるのに対し，NDB 品は台金そのものが破壊しており，台NDB は原子レベルでの引力で接合が行われているのに金強度より高い接合強度を有していることが示唆される．

対し，焼き嵌めや圧入はお互いの摩擦と圧力による機械的

また，NDB 品もろう付品も，熱衝撃による接合部の強度な接合が行われている．したがって，W を Cu の台金には低下は見られない．むしろ，熱衝撃により Cu の台金がややめ込む場合，W は Cu より熱膨張が小さいため，使用時に硬化したためか双方とも高くなる傾向がみられる．

加熱されると Cu が W よりも膨張して圧力の低下，もしく

４．
４．
２ 熱伝導率（表２参照）

は解離で外れる場合がある．一方，NDB の場合は擬似的な

熱伝導率はろう付品より NDB 品の方が高い値を示して金属結合による接合であるため，熱膨張差が直接の原因といる．これは NDB が接合部に中間層（ろう層）を介在しなして外れることはない．

いことと，接合率がほぼ１００％に近いためと考えられる．

４．
３．
３ NDB とろう付の比較

４．
４．
３ 電気抵抗（表３，図５参照）

ミクロ的にはNDB，ろう付共に接合メカニズムは同じで電気抵抗も熱伝導率の場合と同じ理由でろう付品よりあるが，ろう付の場合は高価な銀ろうが使用され，また，

NDB品の方が低く，しかもばらつきの小さい値を示している．

雰囲気（炉中）ろう付以外はフラックスが必要となり，作業に熟練を要する．一方，NDB は W と Cu を直接接合する
ので，ろう付が不要であり，より接合の信頼性が向上する．
また，NDB は接合部に中間層（ろう層）を有していないた
め，ろう付よりも電気抵抗が小さく，熱伝導性にも優れる．
表１に従来のろう付による接合品（以下，「ろう付品」）と NDB 品の特色の比較を，写真１にろう付品の接合部断面組織を，写真２に NDB 品の接合部断面組織を示す．

図３

NDB 品の接合部断面組織．

図４

NDB とろう付品の接合強度．

原子間の引力および斥力と原子間距離の関係．
表１

従来のろう付と NDB 比較．
ろう付
６
０〜８
０％

NDB
ほぼ１
０
０％

98 N/mm2 以上

127 N/mm2 以上

フラックスが残留することがある

―

接合面積
ろう付強度
（せん断強度）
接合部

写真２

表２
No.

写真１

１
２
３
４

ろう付品の接合部断面組織．

３７５

接合方法
NDB
ろう付

各接合品の熱伝導率．

測定温度
熱拡散
比熱
熱伝導率
［℃］ ［cm2/sec］ ［J/g・℃］［J/cm・sec・℃］
28.4
27.8
27.9
27.6

0.585810.601930.759140.67889

0.20450
0.219900.199300.20930

1.677201.854422.11815
2.00919

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.95, No.8 August 2019

図５
表３

各接合品の電気抵抗．

No.

ろう付品

NDB 品

1
2
3
4
5
1
2
3
4
5

測定回路．

53.26
58.67
31.06
34.20
69.87
30.03
30.26
42.49
29.54
26.92

測定値
［μΩ］
49.64
58.41
31.44
34.64
70.53
29.60
30.26
42.22
28.07
26.38

53.35
57.80
31.25
34.55
70.53
27.73
33.77
45.94
27.78
26.38

平均値 全 平 均［μΩ］ ［μΩ］
52.08
58.29
31.25
49.28
34.46
70.31
29.12
31.43
43.55
31.82
28.46
26.56

４．
５ まとめ
以上，NDB の特徴を述べたが，まとめると次のようになる．
（１）ろう材およびフラックスを使わない直接接合であるた
め，不具合のない健全な接合を行うことができる．
（２）接合面積率はほぼ１００％に近いものが得られる．
（３）接合強度は 127 N/mm2 以上が得られる．
（４）熱伝導率はろう付よりも高い値を示す．
（５）接合部の電気抵抗はろう付よりも低い値を示す．
今後の展望として，NDB の特徴を活かして，その他の用途に応用していくことで，NDBの適用範囲拡大が期待される．

参考文献［１］日本タングステン株式会社：ニッタン技報 19, 7 (1992).

３７６

J. Plasma Fusion Res. Vol.95, No.8 (2019)３
７７

小特集 原型炉級核融合ダイバータおよび先進加速器コンポーネント開発に向けた共通課題と最新研究

５．まとめ
5. Conclusion
能登裕之
NOTO Hiroyuki
自然科学研究機構 核融合科学研究所（原稿受付：２
０
１
９年５月２
３日）

今回の小特集では，核融合開発において，最も難しいコ

タコンポーネント同様に一般的ヒートシンクコンポーネン

ンポーネントの一つとされるダイバータに関する素材およトとして需要があり，日本タングステン社ではその接合・びその接合技術をもとに最新研究の動向や成果を紹介しコンポーネント化のために無欠陥接合法（NDB）を開発した．また同時に種々の次世代加速器においても，その核融た．

合研究の成果が直接的にフィードバックできることが明ら

このような異分野における共通的課題に向けた研究の進かになった．

行および連携は将来的な核融合／加速器分野の研究成果に第２章における高靭性化タングステンは，核融合プラズ

対し，相互的フィードバックが期待できる．その概念図を

マ対向材料として期待される一方で，大強度陽子加速器の図１に示す．今回の特集では異分野の中でも「大学共同利

ターゲットの高性能化に寄与できる可能性を示唆した．こ

用機関の連携」，「産学による連携」といった複合的な枠組

れは，高温における再結晶化時の脆化を抑制できる手法がみを取り上げた．このような複合的連携の試みは，核融合求められている中で再結晶脆化の原因でもある粒界をいか工学のような自然科学分野を連携して実現する開発研究ににして強化するかという点で，異分野間の共通的ブレーク

とっては，これからより一層重要な取り組みであると考えスルーといえる．

られる．その理由として，より高度化し専門に特化した分

第３章では，分散強化銅の開発状況を紹介した．現在，

野同士が連携した時の加速度的飛躍が予想できるためであ

これまで鉄基材料で長きにわたり研究が続けられてきた酸る．また，将来的に，その開発を実践的に支える高度な民化物分散強化（ODS）技術を銅基材料に適用する研究に注

間企業の技術力を深く理解することは非常に重要であると目が集まっている．しかし紹介されたように初めての異な考えられる．

る基材料に適用するということで，これまで鉄基ODS鋼では見られなかった技術的問題が浮かびあがってきた．しかし筆者らの新しいアプローチは強い新規性を示すものであり，今後のコンポーネント高性能化に寄与できると期待できる．
第４章では，ダイバータ製作を念頭に置き，プラズマ対向のためのアーマー材となるタングステン（W）とヒート
シンク材料となる銅材料（Cu）の接合技術に注目した．この部分の最大の課題は，これら異材間では大きく熱膨張率が異なること，融点が大幅に異なること，互いに固溶限を持たないなどの理由により一般的溶融接合はもちろん通常
図１の界面反応接合（拡散接合など）による接着は困難と考え複合的な連携による研究促進の概念．

られている．しかしながら W/Cu の組み合わせはダイバー

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

３７７!2019 The Japan Society of Plasma
Science and Nuclear Fusion Research

Journal of Plasma and Fusion Research Vol.95, No.8 August 2019

!!
の

と

ひろ

小特集執筆者紹介

ゆきおお能 登 裕 之のなおこ

大 野 直 子

大学共同利用機関法人 自然科学研究機構
核融合科学研究所，助教．２
０１
４年京都大学大学
院エネルギー科学研究科博士後期課程修了．
専門は耐熱系金属材料の同種・異材接合であり，現在は，核融合炉ダイバータおよびブランケット用構造材料の開発研究を行っています．そのような開発研究を行う一方で，全国の大学および研究所の皆様との共同研究を通じ，学術発展にも貢献できるよう努めてまいります．
まき""

北海道大学大学院工学研究院材料科学部門助教．２
００
８年東北大学工学研究科知能デバイス
材料学専攻博士後期課程修了，京都大学エネ
ルギー理工学研究所特定研究員を経て，２０
１
１
年より現職．金属材料学・原子力材料工学．ODS 合金等，原子炉炉心構造材の開発および照射損傷．フランス・CEA サク
レー研究所にて９か月の在外研究を経て今年７月に帰国．日
本語・英語・フランス語の３か国語話者．

むら しゅん すけべ牧 村 俊 助

の

き

ひで

お

辺 野 喜 英 郎

高エネルギー加速器研究機構・J-PARC セン タ ー・技 師．研 究 分 野 陽 子 加 速 器 標
的．奥さん，娘，息子，黒柴，リクガメ，トカゲと一緒に水戸市に暮らしています．毎朝五時半の犬の散
歩が心の癒し．仕事に関しては，無知が最大の武器．知らぬが仏の精神で突き進みます．核融合と加速器分野の連携が新たなイノベーションを産み出すと信じています．

日本タングステン株式会社・電機部品事業本部・商品企画グループ所属．２
００
６年，熊本大学
大学院・修士，同年より日本タングステン株
式会社に入社し２
０
１
９年より現職．タングステ
ン・モリブデン系材料を担当．趣味は，音楽鑑賞，温泉，ドラ
イブ，バー巡り，断捨離．最近ギターのレッスンに通い始めて，自分の指の動きと格闘する日々を過ごしています．

３７８