JP6104909B2 - 核融合炉第一壁構成要素およびその作製プロセス - Google Patents

Description

本発明は、
− 銅合金から作られる要素と、
− 中間金属層と、
− 中間金属層と直接接触するベリリウム要素と
を連続して備えるスタックで形成された核融合炉第一壁構成要素に関する。

本発明はまた、１つのそのような構成要素を製造するための方法にも関する。

核融合炉については、特に将来の熱核融合炉ＩＴＥＲ（国際熱核融合実験炉）については、核融合炉の真空室は、プラズマに直接面している第一壁構成要素によって覆われる。第一壁構成要素の役割は、核融合炉の真空室の周囲の現場で働く要員および核施設を熱放射および中性子束から保護することである。

図１は、第一壁構成要素１の概略図を例示する。第一壁構成要素１は、３つの異なる要素、
− 特に３１６ＬＮ型のステンレス鋼から作られる要素２と、
− ヒートシンクとしての役割を果たす、ＣｕＣｒＺｒ合金などの銅合金から作られる要素３と、
− プラズマ（矢印Ｆ）によって放出される熱放射および中性子に直接面しているように設計されかつシールドとしての役割を果たすベリリウム要素４と
のアセンブリによって構成される。

これらの３つの要素を構成する材料はすべて、ベリリウムを除いて、ステンレス鋼要素２および銅合金要素３の中に配置された冷却管５に流れる加圧水によって能動的に冷却される。

これらの材料のアセンブリは、いくつかの技術によって行われることもあり、それらの中で、一軸加圧成形または熱間静水圧圧縮（Ｈｏｔ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ：ＨＩＣ）によって支援される拡散溶接技術が、挙げられることもある。ＨＩＣによって支援される拡散溶接技術は、一般に最もよく使用される。拡散溶接は、ある一定時間内の高圧および高温の同時印加によって接触面全体が溶接されることを可能にする。この溶接技術は、溶接温度がアセンブルされるべき材料の融解温度よりも低いので、実際は固体状態での溶接である。

したがって、核融合炉のための第一壁構成要素の製造は従来、冷却管５が備えられた銅合金要素３とのステンレス鋼要素２のＨＩＣによって支援される拡散溶接のステップを含む。ＣｕＣｒＺｒ合金の場合には、このステップの後に、銅合金３中のクロムおよびジルコニウムの析出物を溶解して元に戻し、過飽和固溶体を得るために、熱処理ステップが続き、水またはガスでの焼き入れによって完了する。最後に、最終ステップは、ＨＩＣによって支援される拡散溶接によってベリリウム要素４を銅合金要素３とアセンブルすることにある。

ベリリウム要素４と銅合金要素３との間のアセンブリ・ステップは、第一壁構成要素を作製するための方法では依然として細心の注意を要するステップのままである。ベリリウムと銅合金との間の接合部（Ｂｅ／Ｃｕ合金）は実際、いくつかの理由により核融合炉のための第一壁構成要素の適用分野で不十分な機械的挙動を提示することもあり、その理由は以下の通りである：
− ベリリウムおよび銅は、４００℃より上で互いに反応して金属間化合物を形成する。これらの金属間化合物は、ベリリウムと銅合金との間の接合部を弱め、最終の機械加工が行われるときにまたはその機械的挙動を試験するように設計された試験中の早期に、後者の破壊をもたらすこともあり得る。

− ベリリウムは、その表面に非常に熱的に安定な酸化物層を有し、その酸化物層は、ベリリウムと銅合金との界面での拡散を減速し、したがって、拡散溶接されたアセンブリの質を低下させることもあり得る。

− ベリリウムおよび銅合金は、異なる熱膨張係数およびヤング率を有する材料であり、そのことは、界面での残留製作応力の発生を引き起こす。

Ｂｅ／Ｃｕ合金接合部のアセンブリおよび機械的挙動を改善するために、多くの研究が、アセンブリの前にベリリウム要素４と銅合金要素３との間に１つまたは複数の層を挿入することによってこれらの２つの要素間の拡散による溶接を行うことを提案する。これらの層は、様々な機能性を有する。ある種の層は、アセンブリの機械的応力を低減し、おそらくはベリリウムと銅合金との間の結合を促進するように設計された柔軟層とすることができる。他の層はまた、拡散バリアとしての役割を果たすこともできる。

例えば、Ｔ．Ｋｕｒｏｄａ他は、文献「Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ ｊｏｉｎｉｎｇ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ｆｏｒ Ｂｅ／Ｃｕ−ａｌｌｏｙ ａｎｄ Ｂｅ／ＳＳ ｂｙ ＨＩＰ」（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｕｃｌｅａｒ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ 第２５８〜２６３巻（１９９８）２５８〜２６４頁）で、拡散バリアとしての役割を果たすように設計された異なる中間層の使用を試験した。多数の成分が、これらの中間層のために試験された。試験は、特にベリリウム要素（Ｂｅ）と銅合金要素（ＤＳＣｕもしくはアルミナ分散によって強化された銅）との間に配置された金属単層（Ａｌ、Ａｇ、ＯＦ−Ｃｕもしくは酸素のないＣｕ、ＢｅＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ）についてか、またはＢｅ要素とＤＳＣｕ要素との間に配置された単層の連続した積み重ねによって形成された多層（Ｔｉ／Ｎｉ、Ｔｉ／Ｎｉ／Ｃｕ、Ａｌ／Ｔｉ／Ｃｕ、Ａｌ／Ｎｉ／Ｃｕ、Ａｌ／Ｍｏ／ＣｕおよびＣｒ／Ｃｕ）について行われた。その層は、堆積法、物理的気相堆積法もしくは電解析出法によってか、または小さい厚さ（５０μｍ）のフォイル（箔）を使用することによって形成される。

中性子衝撃の下で活性化されるので、原子力産業では使用されるはずがない銀を除いて、拡散バリアとして使用されるその他の要素は一般に、温度安定性が非常に高い酸化物（Ａｌ_２Ｏ_３、Ｃｒ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＴｉＯ_２）の形成を引き起こす。しかしながら、バリア層の表面でのこれらの酸化物の形成は、拡散過程を制限し、それによってＢｅ／拡散バリア／銅合金アセンブリの機械的強度を低減することもある。

これらの酸化物の形成を防止するために、上で述べられたバリア層は一般に、銅合金とのより大きい親和性を有し、一方でそれと同時に温度耐久性がより低い酸化物を形成する他の金属層によって真空中で覆われてもよい。これらの層は一般に、純銅または純ニッケルから作られる。それらの層は、前に述べられたバリア層の銅合金上へのアセンブリを容易にするので、例えば米国特許第６１６４５２４号では結合促進層と呼ばれる。一般に純粋状態の金属の形で物理的気相堆積法によって堆積されると、銅および純ニッケルは両方とも、低い弾性限界および高い延性を提示するので、これらの層はまた、柔軟層（または機械的応力低減層）となる機能も有する。それ故に、拡散溶接作業が行われるときにアセンブリを強化することに加えて、それらの層はまた、いったんＢｅ／銅合金接合部が塑性変形によって作製されたならば、Ｂｅ／銅合金接合部での応力の発生を制限もする。

それ故に、米国特許第６１６４５２４号では、拡散バリアとしての役割を果たす薄層を用いてベリリウム要素および銅合金要素と熱間静水圧圧縮によってアセンブルされる本体を作製することが提案された。バリア層は、ベリリウム要素が熱間静水圧圧縮によって銅合金要素とアセンブルされる前に、ベリリウム要素上に形成され、拡散バリア層は、２つの要素間に配置される。拡散バリア層はさらに、チタン、クロム、モリブデンまたはシリコンなどの金属によって形成される。そのような層の厚さは、使用される金属によって異なる。アセンブルされた本体はさらにまた、
− ５μｍから２．５ｍｍの間で構成される厚さをもち、拡散バリア層とベリリウム要素との間に配置されるアルミニウムから作られる機械的応力低減層、
− および／または５μｍから５００μｍの間で構成される厚さをもち、拡散バリア層と銅合金要素との間の、純銅もしくは純ニッケルから作られる結合促進層
を含むこともできる。加えて、本アセンブリ方法は、４００℃から６５０℃の間で構成される温度および２０ＭＰａから３００ＭＰａの間で構成される圧力で行われる。

特許ＥＰ０９０１８６９は、ベリリウム層、銅合金層およびステンレス鋼層を含む複合材料を述べる。例えばニオブから作られる、追加の層が、ベリリウム層と銅合金層との間に挿入される。異なるステンレス鋼−銅合金−ニオブ−ベリリウムの層が、ホットプレス法によって同時にアセンブルされる。

これらの異なる層（拡散バリア層、結合促進層および／または柔軟層）の使用によって達成される改善点を知るために、核融合炉の第一壁構成要素の応力を示す、せん断試験および腐食試験または熱疲労試験が、Ｂｅ要素とＣｕ合金要素との間のある種のアセンブリについて過去に行われた。

しかしながら、試験モデルはしばしば、あまりよく知られていないかつ／または異なる、寸法および冷却条件を有するので、これらの試験の結果は、使用し互いに比較するのが困難である。しかしながら、高強度の過渡的熱流束にさらされる接合部の冷却条件は、その熱疲労挙動に大きく影響を及ぼす。その結果、核融合炉の第一壁構成要素として使用するための柔軟層があるまたはないＢｅ／Ｃｕ合金基準接合部と比較して、文献で作られたアセンブリによって提供される改善点を正しく評価することは困難である。

本発明の目的は、特に基準接合部と比較して改善された熱疲労挙動を提示し、一方では同時に金属間化合物の存在を回避しかつ構造体の機械的応力を制限する、核融合炉に適した第一壁構成要素を提案し、作製することである。

この目的は、添付の特許請求の範囲によって達成される傾向がある。

他の利点および特徴は、非制限的な例のためだけに与えられかつ添付の図面で示される本発明の特定の実施形態の次の説明からよりはっきりと明らかになる。

従来技術による核融合炉第一壁構成要素を横断面で概略的に示す図である。 本発明による核融合炉第一壁構成要素の作製の異なるステップを横断面で概略的に示す図である。 本発明による核融合炉第一壁構成要素の作製の異なるステップを横断面で概略的に示す図である。 本発明による核融合炉第一壁構成要素の作製の異なるステップを横断面で概略的に示す図である。 本発明による核融合炉第一壁構成要素の第２の特定の実施形態の作製の異なるステップを横断面で概略的に示す図である。 本発明による核融合炉第一壁構成要素の第２の特定の実施形態の作製の異なるステップを横断面で概略的に示す図である。 本発明による核融合炉第一壁構成要素の第２の特定の実施形態の作製の異なるステップを横断面で概略的に示す図である。 第１および第２の実施形態による構成要素のベリリウム要素を銅合金要素とアセンブルするためのＨＩＣによって支援される拡散溶接サイクルの第１の例を示すグラフである。 第１および第２の実施形態による構成要素のベリリウム要素を銅合金要素とアセンブルするためのＨＩＣによって支援される拡散溶接サイクルの第２の例を示すグラフである。 本発明による核融合炉第一壁構成要素の第３の実施形態の作製の異なるステップを横断面で概略的に示す図である。 本発明による核融合炉第一壁構成要素の第３の実施形態の作製の異なるステップを横断面で概略的に示す図である。 第３の実施形態に従って作製された構成要素についてベリリウムと銅との間の接合部のエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳまたはＥＤＸ）による走査型電子顕微鏡法（ＳＥＭ）によって得られたスナップショットである。 熱サイクル試験のために使用された基準モデルを横断面で示す図である。

拡散バリア層としてニオブの中間層を用いて、核融合炉第一壁構成要素のベリリウム要素と銅合金要素との間の接合部を作製することが提案される。それ故に、いったんアセンブリが行われたならば、ベリリウム要素と銅合金要素との間の接合部は、これらの２つの要素に加えて、ベリリウム要素と直接接触する中間ニオブ層を含む。

ベリリウム要素と直接接触するように設計された中間金属層を形成するための金属としてニオブを選択することは、核融合炉のための第一壁構成要素としての使用に適しかつより具体的には基準接合部（Ｂｅ／Ｃｕ_ｐｕｒｅ／Ｃｕ合金）と比較して改善された熱疲労抵抗を有する接合部が得られることを可能にする。ニオブは実際、銅との優れた溶接性能力を提示する金属である。その上、ニオブは、ベリリウムおよび銅と冶金学的に相性が良い。ニオブは、一般にベリリウム要素とＣｕ合金との間のアセンブリが基準接合部の場合のように作られるときに現れる、化合物ＢｅＣｕ、Ｂｅ_２Ｃｕなどのもろい金属間化合物を形成しない。

図２から図４は、核融合炉のための第一壁構成要素の第１の実施形態を例示する。

図２では、中間ニオブ層６が、ベリリウム要素４と直接接触するためにベリリウム要素４の自由表面に直接形成される。中間ニオブ層６は有利には、１μｍから２０μｍの間、有利には１μｍから５μｍの間で構成される厚さを提示する。この形成ステップは、物理的気相堆積法（ＰＶＤ）、真空蒸着法、プラズマ投射法（ｐｌａｓｍａ ｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎ）または電解析出法などの、任意の種類の方法によって行われてもよい。しかしながら、その形成ステップは好ましくは、ＰＶＤによって行われる。その上、中間ニオブ層６を受け入れるように設計されたベリリウム要素４の自由表面は、必要ならば中間ニオブ層６の形成の前に洗浄される。このことは、化学エッチングなどの従来の脱脂および脱酸作業によって得られてもよいが、しかしまた、ＰＶＤのためのイオン衝撃などの、堆積方法と関連付けられる洗浄技術によって得られてもよい。

次いで、図３で例示されるように、中間ニオブ層６およびベリリウム要素４によって形成されたスタックが、銅合金要素３に面して載置され、２つのアセンブリが次いで、熱間静水圧圧縮（図３で矢印Ｆ’の記号で表される）によって支援される拡散溶接によってアセンブルされる。ＨＩＣによって支援される拡散溶接によるアセンブリ作業は、
− ベリリウム要素４、
− 中間ニオブ層６、
− および銅合金要素３、
によって連続して形成されるスタック７を得ることを可能にする。このスタック７はまた、Ｂｅ／Ｎｂ／銅合金とも記され、図４で例示される。この第１の実施形態は、小さなサイズの構成要素にとって特に有利である。

中間金属ニオブ層６を銅合金要素３と直接接触して配置することは、小さなサイズの構成要素にとって特に有利である。

それにもかかわらず、ある場合には、特により大きなサイズの構成要素については、中間ニオブ層６は有利には、銅またはニッケルから選択される金属によって形成される機械的応力低減層（または柔軟層）と関連付けられてもよい。銅から形成されるまたはニッケルから形成されるによって意味されることは、機械的応力低減層が、純銅または純ニッケルから作られる、すなわち少なくとも９９．９５％の銅またはニッケルを含有するということである。純銅はまた、Ｃｕｃ１とも呼ばれる。

この機械的応力低減層は特に、中間ニオブ層６と銅合金要素３との間に配置される。その役割は、ベリリウム要素と銅合金要素との間のアセンブリに結び付けられる機械的応力を制限することである。機械的応力低減層はまた、ベリリウム要素および銅合金要素のアセンブリが拡散溶接によって行われるときに、結合を強化する機能を有することもできる。

機械的応力低減層を形成するために使用されやすい３つの金属の機械的および熱的特性が、例示を目的として以下の表１で与えられる。

銅およびニッケルについては、機械的応力低減層８は特に、銅合金要素と直接接触して載置される。

図５から図７は、機械的応力低減層８を使用する核融合炉のための第一壁構成要素の第２の実施形態を例示する。

図５では、中間ニオブ層６が、ベリリウム要素４と直接接触するためにベリリウム要素４の自由表面に直接形成される。中間ニオブ層６は有利には、１μｍから２０μｍの間、有利には１μｍから５μｍの間で構成される厚さを提示する。前の実施形態でのように、この形成ステップは、任意の種類の方法によって行われてもよい。しかしながら、その形成ステップは好ましくは、ＰＶＤによって行われる。その上、中間ニオブ層６を受け入れるように設計されたベリリウム要素４の自由表面は、必要ならば中間ニオブ層６の形成の前に洗浄される。

次いで、図６で例示されるように、例えば省略形ＣｕＣ１またはＣｕ−ＯＦ（無酸素高伝導度）の下で知られている、無酸素高伝導度銅などの純銅から作られる、機械的応力低減層８（また柔軟層とも呼ばれる）が、中間ニオブ層６と銅合金要素３との間に配置される。

機械的応力低減層８の載置は例えば、中間ニオブ層６が機械的応力低減層８と面して配置されるように、前記層８を銅合金要素３とベリリウム要素４との間に挿入することによって行われてもよい。

特に、図６では、機械的応力低減層８は、銅合金要素３の上に載置され、そのアセンブリは、第１のスタック９を形成する。中間ニオブ層６およびベリリウム要素４によって形成される第２のスタック１０が次いで、第１のスタック９に面して載置され、第１および第２のスタック９および１０は次いで、熱間静水圧圧縮（図６で矢印Ｆ’の記号で表される）によって支援される拡散溶接によってアセンブルされる。この場合には、アセンブリ・ステップは、機械的応力低減層８が単一作業で銅合金要素３にだけでなく、第２のスタック１０の中間ニオブ層６にも結合されることを可能にする。

代替案によると、機械的応力低減層８はまた、スタック９および１０のＨＩＣ拡散溶接作業が行われる前に、銅合金要素３の上に直接形成され、したがって、アセンブルされることもあり得る。拡散溶接は次いで、銅合金要素３にその時すでに結合されている機械的応力低減層８に中間ニオブ層６が結合されることを可能にすることになる。

どちらの場合も、ＨＩＣ拡散溶接作業は、
− ベリリウム要素４、
− 中間ニオブ層６、
− 機械的応力低減層８、
− および銅合金要素３
によって連続して形成されるスタック１１が得られることを可能にする。このスタック１１はまた、Ｂｅ／Ｎｂ／Ｃｕ_ｐｕｒｅ／銅合金とも記され、図７で例示される。

図８および図９は、ベリリウム要素４の銅合金要素３とのアセンブリのために使用されることが可能なＨＩＣ支援拡散溶接サイクルの２つの例をグラフで示す。

これらの２つの例のサイクルでは、温度および圧力の増加率は、同一である。それらの増加率は、たとえＨＩＣ室のパワーおよび製造されるべき構成要素のサイズによってそれぞれ異なる可能性があっても、図８および図９では約２８０℃／ｈおよび７０Ｂａｒ／ｈである。拡散溶接平坦域はどちらの場合も、５８０℃において１４０ＭＰａ下で２時間発生する。

加えて、５８０℃から周囲温度までの冷却速度は、ベリリウム／銅接合部での残留アセンブリ応力の広がりを制限するように制御される。後者は、通常数十℃／ｈであるが、しかしより高い速度が、接合部の機械的強度に影響を及ぼすことなく達せられてもよい。最後に、図９では、応力緩和平坦域が、接合部での機械的応力の広がりをさらにもっと低減するために、冷却段階中に加えられる。

要素３を形成する銅合金は有利には、ＣｕＣｒＺｒ合金であるが、一方機械的応力低減層８は有利には、Ｃｕ−ＯＦによって形成されてもよい。機械的応力低減層８はまた、純ニッケルから作られてもよい。その上、機械的応力低減層８は一般に、数百マイクロメートルから数ミリメートルの間、より具体的には１００μｍから４０００μｍの間で構成される厚さを有する。

核融合炉のための第一壁構成要素は当然ながらまた、拡散溶接サイクルを用いてあらかじめ銅合金要素３とアセンブルされる、図１で示される要素などの、例えば３１６ＬＮ型のオーストナイト系ステンレス鋼から作られる要素を含むこともできる。

第３の特定の実施形態では、機械的応力低減層８が、純銅から作られるとき、図１０から図１１で例示されるように、アセンブリを行うために純ニッケル層１２を使用することが、有利なこともある。

純ニッケル層１２はその時有利には、ベリリウム要素４の銅合金要素３とのアセンブリ・ステップの前に、中間ニオブ層６の上に直接形成される。純ニッケル層１２は有利には、０．１μｍから１０μｍの間で構成され、有利には０．１から５μｍの間で構成される厚さを提示する。

その上、中間ニオブ層６についてのように、純ニッケル層１２のこの形成ステップは、物理的気相堆積法ＰＶＤ、真空蒸着法、プラズマ投射法、または電解析出法などの、任意の種類の方法によって行われてもよい。その形成ステップは有利には、ＰＶＤによって行われる。最後に、純ニッケル層１２を受け入れるように設計された中間ニオブ層６の自由表面は好ましくは、あらかじめ酸素を除かれる。

この実施形態は、純ニッケルが、アセンブリの前にニオブ表面の酸化に対する保護を提供し、そのことが、銅との界面での酸化物の存在が妨げられることを可能にするので、アセンブリが、純銅から作られた柔軟層を含むときに特に有利である。この実施形態はまた、ニオブと銅との間のＨＩＣ支援拡散溶接作業を容易にもする。

いったん純ニッケル層１２が、中間ニオブ層６の上に直接形成されたならば、これらの２つの層１２および６ならびにベリリウム要素４によって形成されるスタック１３は、銅合金要素３および純銅から作られる機械的応力低減層８によって形成されるスタック９に面して配置される。この載置は、純ニッケル層１２が純銅層８に面して配置されるように行われる。ＨＩＣ支援拡散溶接作業が次いで、２つのスタック１３および９をアセンブルするために行われる（図１０での矢印Ｆ’）。このことは次いで、純銅の柔軟層８の表層部での純ニッケルの拡散をもたらす。

図１１で示されるように、ＨＩＣ支援拡散溶接作業は、その結果、
− ベリリウム要素４、
− 中間ニオブ層６、
− 中間ニオブ層６と銅の柔軟層１４との間に挿入される、銅およびニッケルの合金から作られる追加の中間層１５、
− 銅合金要素３と直接接触する、純銅から作られる応力緩和（または柔軟）層１４、
− および銅合金要素３
によって連続して形成されるスタックを得ることを可能にする。このスタックはまた、Ｂｅ／Ｎｂ／ＣｕＮｉ／Ｃｕ_ｐｕｒｅ／銅合金とも記される。

図１１で１４と記される、純銅から作られる柔軟層はその時、ニッケルがＨＩＣ支援拡散溶接作業の間に拡散しなかった結果として生じる純銅層８の部分に対応する。柔軟層１４は、銅合金要素３と直接接触し、銅およびニッケルの合金から作られる追加の中間層１５によって延長される。

ＨＩＣ支援拡散溶接作業に続く純銅層８でのニッケルの拡散は、この第２の実施形態に従って作られた試料の走査型電子顕微鏡法による観察および図１２で報告されるようなＥＤＳ分析によって確認された。

Ｂｅ／Ｎｂ／ＣｕＮｉ／Ｃｕ_ｐｕｒｅ／ＣｕＣｒＺｒ接合部およびＢｅ／Ｃｕ_ｐｕｒｅ／ＣｕＣｒＺｒ基準接合部をそれぞれもつ、第一壁構成要素を代表する２つのモデルＡおよびＢが、同一の方法で作製され、次いで熱疲労試験にさらされた。

モデルはそれぞれ、次の寸法、３０．６×２７．３×９ｍｍを有する９つのベリリウム・タイルを含む。例えば、基準モデル（Ｂｅ／Ｃｕ_ｐｕｒｅ／ＣｕＣｒＺｒ）は、図１３において横断面で例示される。

本モデルはより具体的には、次の方法で作製される：
１− ３１６ＬＮステンレス鋼基部の上へのＣｕＣｒＺｒの拡散溶接。このアセンブリは、１４０ＭＰａの圧力を２時間１０４０℃の温度で加えることによって高温で行われる。

２− 銅マトリクス中でＣｒおよびＺｒの過飽和固溶体を得るための熱処理サイクル。熱処理サイクルは、９８０℃で真空中において１時間行われる。温度勾配の終わりに、６０℃／ｍｉｎよりも大きい速度でのガス焼き入れが行われる。

３− ２つのモデルについて、２つの材料ＢｅとＣｕＣｒＺｒとの間に同じ厚さの純銅の柔軟層を挿入する、ＣｕＣｒＺｒの上へのベリリウム・タイルのアセンブリ。

モデルＡについては、ニオブおよび純ニッケルの２つの層がそれぞれ、ステップ３を行う前に、ベリリウム要素の上にＰＶＤによって連続して堆積された。これらの層はそれぞれ、約３μｍおよび０．３μｍの厚さを有する。

これらのモデルの冷却は、１２ｍｍの外径および１ｍｍ壁を有し、ＣｕＣｒＺｒ要素３を通り抜ける、図１３で５と記される４つのステンレス鋼管中の加圧水流によって行われる。水の注入および排出は、モデルの同じ側で行われ、管５のそれぞれでの水の流れは、管を２×２の関係で設置する給水ボックス・システムによって確保される。水の流量は、２４ｌ／ｍｉｎ（すなわち、５ｍ／ｓ）であり、その温度は、周囲温度と同じである。

これらの２つのモデルＡおよびＢは次いで、同じ熱疲労試験にさらされる。このことは、モデルＡおよびＢのベリリウム表面に高エネルギー電子ビームを照射することにある。過渡的電子衝撃は、急激な温度の上昇および低下を誘発し、そのことは、材料および接合部が熱サイクルを受けることを可能にする。試験中は、温度の上昇段階および低下段階の継続時間は、それぞれ４０秒である。試験は、０．５から１．５ＭＷ／ｍ^２まで増加するパワー密度についてモデルの表面の高速走査から始める。次いで各モデルは、
− １．５ＭＷ／ｍ^２で１０００サイクル、
− 次いで２ＭＷ／ｍ^２で２００サイクル、
− 次いで２．５ＭＷ／ｍ^２で２００サイクル、
− 次いで２．７ＭＷ／ｍ^２で２００サイクル、
− 次いで３ＭＷ／ｍ^２で２００サイクル
を受ける。パワーは次いで、ベリリウムと銅との間の接合部の破壊が起こるまで、２００サイクルごとに０．２ＭＷ／ｍ^２ステップずつ増加する。

以下の表２は、２つのモデルＡおよびＢについて行われる連続試験を設定する。

この試験の経過中に、Ｂｅ／Ｎｂ／ＣｕＮｉ／Ｃｕ_ｐｕｒｅ／ＣｕＣｒＺｒ接合部に対応するモデルＡは、３．４ＭＷ／ｍ^２のパワーについて１８０サイクルに至るまで耐えたが、一方Ｂｅ／Ｃｕ_ｐｕｒｅ／ＣｕＣｒＺｒ基準接合部に対応するモデルＢは、２．７５ＭＷ／ｍ^２のパワーについて２００サイクル後に基準接合部での破壊の兆候を提示し、前記基準接合部は、３ＭＷ／ｍ^２での２００サイクル後に屈服したことが、観察された。

比較目的のために、相補的な試験が、４つの新しいモデルＣ、Ｄ、ＥおよびＦを作製することによって行われた。最初の３つのモデルＣからＥは、中間層を形成する金属を除いて（モデルＡについてはニオブ、モデルＣからＥについてはＳｉ、ＴｉおよびＣｒから作られる。）モデルＡと同一の構造を有する。モデルＦは、モデルＢと同様に、中間層なしでアセンブルされる（基準モデル）。これらの異なるモデルのアセンブリは、モデルＡおよびＢの条件と同じ条件（同じＨＩＣおよび熱処理サイクル）の下で行われた。

Ｔｉ、ＣｒおよびＳｉの中間層は、ＰＶＤによってベリリウムの表面に堆積され、それらはそれぞれ、Ｎｂの中間層の厚さに匹敵する厚さ（４μｍ±１μｍ）を有する。各モデルＣからＦは、Ｃｕ−ＯＦ型の純銅から作られかつモデルＡおよびＢについてと同じ厚さを有する柔軟層を有する。したがって、熱疲労試験を受ける接合部は、
− Ｂｅ／Ｓｉ／Ｃｕ−ＯＦ／ＣｕＣｒＺｒ（モデルＣ）、
− Ｂｅ／Ｔｉ／Ｃｕ−ＯＦ／ＣｕＣｒＺｒ（モデルＤ）、
− Ｂｅ／Ｃｒ／Ｃｕ−ＯＦ／ＣｕＣｒＺｒ（モデルＥ）、
− Ｂｅ／Ｃｕ−ＯＦ／ＣｕＣｒＺｒ（基準モデルＦ）
である。

モデルＡおよびＢについてのように、これらの４つのモデルは、同じ冷却条件（水の流量は２４ｌ／ｍｉｎ（すなわち、５ｍ／ｓ）であり、その温度は周囲温度の温度である）を使用する同じ設備で熱疲労試験を受けた。

すべての試験は、モデルＡおよびＢについてのような１．５ＭＷ／ｍ^２の代わりに２．７ＭＷ／ｍ^２のパワー密度で始まったので、試験条件だけが、異なる。それにもかかわらず、モデルＣからＥはすべて、同一の基準モデル（ＦまたはＢ）の結果と比較されてもよい。熱疲労試験の結果は、以下の表３で提示される。

試験する間に、Ｓｉ中間層で製作されたモデル（モデルＣ）は、走査段階中に壊れて、この種の中間層で製作されたベリリウムと銅の接合部の質の悪い熱疲労挙動を示した。

Ｔｉの中間層で製作されたモデル（モデルＤ）は、２．７ＭＷ／ｍ^２でたった９１サイクル後に壊れたが、一方Ｃｒの中間層で製作されたモデル（モデルＥ）は、２．７ＭＷ／ｍ^２で１０００サイクルに耐え、次いで３．４ＭＷ／ｍ^２で１３３サイクル後に壊れた。モデルＦの接合部は、３．４ＭＷ／ｍ^２で１００サイクル後に壊れる前に２．７ＭＷ／ｍ^２で１０００サイクルに耐えたので、モデルＥの結果は、中間層のない基準モデル（モデルＦ）で得られた結果と同じように良好である。モデルＥとモデルＦとの間の３３サイクルの差は、これらの条件下で行われた熱疲労試験について予期された実験的ばらつきに対応するように思われる。

したがって、これらの結果は、同様に冷却される同一形態のモデルについて、Ｓｉ、ＴｉおよびＣｒから作られる中間層が、Ｂｅ／Ｃｕ−ＯＦ／ＣｕＣｒＺｒ基準接合部と比較して熱疲労挙動にどんな意味のある改善も提供しないことを示す。Ｎｂ中間層だけが、特にそれが純ニッケルの追加の層と関連付けられるときに、これらの特性の顕著な改善が得られることを可能にする。

１ 第一壁構成要素
２ ステンレス鋼要素
３ 銅合金要素、ＣｕＣｒＺｒ要素
４ ベリリウム要素
５ 冷却管、ステンレス鋼管
６ 中間ニオブ層、中間金属層
７ スタック
８ 機械的応力低減層、柔軟層、純銅層
９ 第１のスタック
１０ 第２のスタック
１１ スタック
１２ 純ニッケル層
１３ スタック
１４ 柔軟層、応力緩和層
１５ 追加の中間層

Claims (9)

1. 銅合金要素（３）と、
   ニオブによって形成される中間金属層（６）と、
   前記中間金属層（６）と直接接触するベリリウム要素（４）と
   を連続して備えるスタックで形成された核融合炉第一壁構成要素において、
   前記スタックが、銅から形成されかつ前記中間金属層（６）と前記銅合金要素（３）との間に配置される、機械的応力低減層（８）を含み、
   前記スタックが、ニッケルおよび銅の合金によって形成されかつ前記中間金属層（６）と前記機械的応力低減層（８）との間に配置される追加の中間層（１５）を含むことを特徴とする、構成要素。
2. 前記機械的応力低減層（８）が、前記銅合金要素（３）と直接接触することを特徴とする、請求項１に記載の構成要素。
3. 前記銅合金が、銅、クロムおよびジルコニウムの合金であることを特徴とする、請求項１または２に記載の構成要素。
4. 前記銅合金要素（３）の前記機械的応力低減層（８）側とは反対側の表面に接触するステンレス鋼要素（２）を含むことを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の構成要素。
5. 請求項１から４のいずれか一項に記載の核融合炉第一壁構成要素を作製するための方法において、次の連続するステップ、
   銅合金要素（３）と、ニオブによって形成される中間金属層（６）と、前記中間金属層（６）と直接接触するベリリウム要素（４）と、を連続して備えるスタックの形成ステップと、
   熱間静水圧圧縮によって支援される拡散溶接による前記スタックのアセンブリ・ステップと、を含み、
   前記アセンブリ・ステップが、銅によって形成された機械的応力低減層（８）を、前記中間金属層（６）と前記銅合金要素（３）との間に載置するステップによって先行され、
   加えて、純ニッケルの層（１２）が、前記中間金属層（６）の前記ベリリウム要素（４）とは反対側に形成され、その結果、前記アセンブリ・ステップが、前記機械的応力低減層（８）の表層部での前記純ニッケルの拡散を引き起こし、前記機械的応力低減層（８）の前記表層部が、前記アセンブリ・ステップの後に、前記中間金属層（６）と直接接触する、銅およびニッケルの合金の追加の中間層（１５）を形成することを特徴とする、方法。
6. 純ニッケルの前記層（１２）が、物理的気相堆積法によって形成されることを特徴とする、請求項５に記載の方法。
7. 前記機械的応力低減層（８）を載置する前記ステップが、
   前記銅合金要素（３）の第一の側上への、前記機械的応力低減層（８）の移送、および
   前記機械的応力低減層（８）の前記第一の側とは反対側の第二の側上への、前記中間金属層（６）が備えられた前記ベリリウム要素（４）の移送を含むことを特徴とする、請求項５または６に記載の方法。
8. 前記機械的応力低減層（８）を載置する前記ステップが、
   前記銅合金要素（３）の第一の側に接触する前記機械的応力低減層（８）の形成、ならびに
   前記機械的応力低減層（８）の前記第一の側とは反対側の第二の側上への、前記ベリリウム要素（４）および前記中間金属層（６）を含むアセンブリの移送を含むことを特徴とする、請求項５または６に記載の方法。
9. 前記中間金属層（６）が、物理的気相堆積法によって形成されることを特徴とする、請求項５から８のいずれか一項に記載の方法。

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