Magdalena GALATANU

UNIVERSITATEA DIN BUCURESTI SCOALA DOCTORALA DE FIZICA

Rezumatul tezei de doctorat

Studii asupra materialelor compozite

avansate destinate

reactoarelor de fuziune nucleara

2018

Doctorand: Magdalena GALATANU

Conducator de doctorat: Prof. CS1 Dr. Gheorghe DINESCU

Multumesc,

in primul rand domnului Prof. Dr. Gheorghe Dinescu, pentru coordonarea acestei

lucrari, pentru efortul depus si sprijinul consistent pe care mi l-a acordat pe intreaga

perioada a studiului doctoral finalizat prin aceasta teza.

De asemenea le multumesc pentru colaborare colegilor mei din INCDFM si din

consortiul EUROfusioni si in mod deosebit:

Doamnei Dr. Monica Enculescu pentru sprijinul acordat in nvestigatiilor prin SEM,

Domnului Ing. George Ruiu pentru sprijinul acordat in procesarea probelor,

Domnului Ing. Mihai Cioca pentru realizarea matritelor din grafit,

Domnului. Dr. Bogdan Popescu pentru realizarea simularilor prin FEM,

Domnului Dr. Ion Tiseanu pentru realizarea microtomografiilor de raze X,

Domnului Dr. Catalin Ticos pentru realizarea experimentelor de iradiere,

Domnului Dr. Cristi Stancu pentru depunerile realizate pe foliiile de W,

Domnilor Ing. Gabriel Dobrescu si Ing. Mihai Mihail pentru sprijinul prompt in

depanarea instalatiilor experimentale,

Colegului si sotului meu, Dr. Andrei Galatanu pentru atragerea interesului meu spre

domeniul materialelor pentru fuziune si pentru criticile constructive in activitatile

legate de elaborarea acestei teze.

Nu in ultimul rand multumesc familiei pentru incurajare si sprijin, iar fiului meu Alex

in particular pentru intelegerea inteleapta a faptului ca „si mami merge la scoala”.

i This work has been carried out within the framework of the EUROfusion Consortium and has

received funding from the Euratom research and training programme 2014-2018 under grand

agreement No 633053, WP-EDU and WP-MAT. The views and opinions expressed herein do

not necessarily reflect those of European Commission.

Magdalena GALATANU

1

Cuprins

1. Introducere 2

2. Materiale pentru reactoare de fuziune nucleara 5

a. Conditii de lucru si cerinte pentru materialele utilizate

in reactoare de fuziune 5

b. Interactiuni intre plasma si peretii incintei 7

c. Efectele iradierii cu neutroni 8

d. Efecte termice 11

e. Domenii critice pentru materiale structurale: divertor si blanket 12

3. SiC, un material ceramic cu potential ridicat pentru aplicatii

in reactoare de fuziune 15

a. De ce este considerat SiC un material bun pentru fuziune 15

b. Nano-structurarea SiC si ajustarea proprietatilor termice

prin dispersii metalice 17

c. Optimizarea morfologiei matricei de SiC 33

4. W, un material refractar de baza pentru fuziune 52

a. Limite si provocari pentru ingineria materialelor cu W 52

b. Compozite cu W ca solutie alternativa pentru armura reactorului 55

c. Compozite multistrat cu W si posibilitatea utilizarii W ca material

structural 80

5. Materiale compozite cu matrice de Cu 102

a. Materiale de interfata in componenta schimbatoarelor de caldura 102

b. Materiale cu gradient compozitional Cu-W 103

c. Bariere termice din Cu cu dispersii ceramice sau C 121

6. Concluzii 156

7. Bibliografie 162

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

2

1. Introducere

Obtinerea de energie in cantitati suficiente pentru a acoperi nevoile mereu in

crestere ale societatii, utilizand resurse disponibile pe termen lung si evitand poluarea

constituie un deziderat de principiu al intregii omeniri. Majoritatea acestor surse, se

bazeaza pe lumina solara, energia eoliana, a mareelor sau cea geotermala. Desi ele pot

fi considerate virtual nelimitate, aceste surse depind insa de factori aleatorii cum este

vremea sau in cazul energiei geotermale sunt greu accesibile. Din aceasta perspectiva,

obtinerea de energie din fuziune nucleara apare ca o alternativa promitatoare.

Maturitatea la care au ajuns stiinta si tehnologia in acest moment ne permit sa speram

ca fuziunea nucleara ar putea fi stapanita si utilizata in producerea de energie intr-un

viitor aflat la numai cateva zeci de ani in fata [1]. Pentru concretizarea sa este nevoie

insa de un urias efort la nivel global, efort concretizat de catre Uniunea Europeana,

care sustine un vast program de cercetare focalizat in aceasta directie.

Un astfel de efort implica in mod evident aproape toate domeniile stiintei, dar in

mod specific trebuie particularizat domeniul legat de dezvoltarea materialelor.

Motivul este firesc pentru ca, desi progresul in celelalte domenii (in special cel legat

de fizica plasmei) este definitoriu pentru posibilitatea sau imposibilitatea realizarii

fuziunii controlate, stiintele legate de materiale sunt direct raspunzatoare pentru

asigurarea unei instalatii de producere a energiei in conditii de eficienta si siguranta.

Astfel, materialele destinate realizarii unui reactor de fuziune nucleara reprezinta

o provocare pentru comunitatea stiintifica mondiala, datorita conditiilor extreme la

care diferitele componente urmeaza sa fie supuse in cursul functionarii. De exemplu,

in cadrul proiectului european privind reactorul DEMO (European Demonstration

Fusion Power Plant) se estimeaza [2] ca materialele care vor constitui armura

reactorului la nivelul divertorului vor trebui sa suporte fluxuri de caldura pana la 10-

15 MW/m2 in cateva mii de cicluri de fuziune pe an de functionare si sa reziste la

iradieri ce pot produce circa 10 dpa (dislocari per atom, in lb. engl.). In cazul

sistemului de conversie a neutronilor in energie (blanket) dozele de iradiere sunt si

mai mari, de pana la 100 dpa, cu fluxuri de energie de ordinul a cativa MW/m2. Aceste

conditii depasesc uneori cu aproape un ordin de marime conditiile uzuale intalnite

chiar si in cele mai avansate reactoare de fisiune [3] si cu multe ordine de marime

solicitarile intalnite in centrale conventionale. La ora actuala asemenea materiale nu

sunt disponibile, de unde rezulta si motivatia unor cercetari extinse si accelerate in

intreaga lume pentru proiectarea, realizarea si testarea unor noi concepte si materiale.

Avand in vedere numarul mic de elemente acceptabile intr-un reactor de fuziune

(pentru a evita producerea de izotopi radioactivi cu durata de viata lunga),

particularitatile materialelor care se formeaza cu aceste elemente, precum si conditiile

extreme la care trebuie sa reziste acestea, este necesara in cele mai multe cazuri

realizarea unor compozite care sa imbine cat mai favorabil proprietatile diferite ale

acestor elemente, fie la nivel de bulk (in volum) fie la nivel de suprafata. In acest sens,

in lucrarea de fata ne propunem sa utilizam si sa dezvoltam tehnicile experimentale

existente in INCDFM pentru a realiza si studia astfel de compozite.

Magdalena GALATANU

3

Dupa ce in capitolul 2 este realizata o scurta introducere asupra problematicii cu

care se confrunta domeniul dezvoltarii materialelor pentru fuziune, in continuare,

lucrarea este focalizata pe trei clase de materiale care reprezinta candidati cu un

potential ridicat in realizarea viitoarelor reactoare de fuziune nucleara. Aceste

materiale au fost produse, procesate si analizate in cadrul studiului doctoral realizat

majoritar in INCDFM, beneficiind totodata si de colaborarea cu grupuri de cercetatori

din INFLPR precum si din cadrul colaborarii cu consortiul EUROfusion.

Astfel capitolul 3 este dedicat materialelor compozite bazate pe SiC, unde

interesul principal a fost pe de o parte realizarea unor materiale cu matrice de SiC

nanostructurata pentru a imbunatati comportarea in cazul iradierii si avand in acelasi

timp o conductibilitate termica crescuta si pe de alta parte cresterea densitatii

matricelor de SiC pentru a putea fi utilizate in cadrul unor compozite intarite cu

diverse fibre.

In capitolul 4 sunt abordate materialele compozite pe baza de W, in care efectele

unor insertii de particule metalice sau ceramice sunt utilizate pentru a studia

posibilitatile de a imbunatati comportarea W in fluxuri mari de caldura si in cazul

expunerii la oxigen. De asemenea sunt prezentate rezultatele obtinute pentru

compozite stratificate realizate prin suprapunerea de folii subtiri metalice din W si

diferite alte metale, asa numitele „W-laminates”, materiale care ar putea oferi o solutie

structurala in cadrul proiectului pentru divertorul reactorului DEMO.

Capitolul 5 este dedicat studiului materialelor de interfata pe baza de Cu. Astfel

de materiale trebuie sa asigure legatura intre o armura care va fi realizata cel mai

probabil din W si schimbatorul de caldura al divertorului care este conceput utilizand

aliaje dure pe baza de Cu [2]. Pentru a realiza aceasta interfata sunt abordate doua

strategii, una bazata pe materiale cu gradient compozitional W-Cu si una bazata pe

materiale de tip bariera termica in care sunt studiate compozite din Cu cu concentratie

mari de materiale ceramice sau C.

Capitolul 6 este destinat prezentarii concluziilor lucrarii de fata, subliniind

posibile strategii de dezvoltare ulterioara a materialelor studiate.

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

4

2. Materiale pentru reactoare de fuziune nucleara

Miezul reactorului de fuziune nucleara este un vas toroidal cu un diametru de

ordinul a zece metri care contine o plasma la presiune de circa 10-3 mbar si o

temperatura de circa 200 milioane de grade. Desi se presupune ca in regimul de lucru,

plasma, care este confinata magnetic, nu trebuie sa interactioneze cu peretii interiori

ai incintei, o astfel de interactiune nu poate fi exclusa datorita turbulentelor

accidentale. In acesta situatie materialele aflate in posibil contact direct cu plasma

(denumite generic ca materiale ale primului perete, „first wall”, sau materiale care

sunt direct expuse plasmei, „plasma facing components”, PFC) trebuie sa

indeplineasca numeroase conditii speciale, unele chiar contradictorii. Mai mult, in

divertorul reactorului, a carui functie este de a permite eliminarea impuritatilor din

plasma, interactiunea dintre particulele din plasma cu PFC este inevitabila. Incinta are

si un rol structural, iar proprietatile mecanice ale materialelor supuse iradierii cu

neutroni sunt diminuate, ceea ce limiteaza durata lor de utilizare. Tot din punctul de

vedere al reactiilor nucleare, materialele trebuie selectate avand in vedere posibila lor

transmutare, precum si activarea lor redusa. Acest criteriu de selectie limiteaza masiv

numarul de elemente acceptabile intr-un reactor de fuziune. Particularitatile acestora,

precum si conditiile specifice la care trebuie sa reziste fac necesara proiectarea si

realizarea unor aliaje sau compozite care sa imbine cat mai favorabil proprietatile

diferite ale materialelor constituiente, fie la nivel de bulk (in volum) fie la nivel de

suprafata. Componentele care sustin primul perete se vor afla si sub efectul unor

gradienti mari de temperatura, necesitand o buna compatibilitate intre valorile

coeficientilor de dilatare termica.

Cea mai intensa interactiune a plasmei cu peretii incintei are loc la nivelul

divertorului, unde sunt presupuse fluxuri de caldura de ordinul a 10-20 MW/m2 si

iradieri cu neutroni de circa 10 dpa (displacements per atom). Prin urmare aici este

nevoie de un material refractar cu conductibilitate termica buna si o rezistenta la

eroziunea fizica (prin „sputtering”). In urma analizelor pro si contra pentru optiuni

incluzand materiale cu Z mic (C, Be) si elemente cu Z mare (W, Mo), atat pentru

ITER cat si pentru DEMO ca optiune de baza a fost selectat W.

Iradierea cu particule energetice cum sunt neutronii produce defecte in

microstructura materialelor, iar acestea conduc la modificarea proprietatilor

materialelor. In functie de doza, sunt afectate in primul rand temperatura de tranzitie

de la ductil la casant, asa numita DBTT (ductile to britle tranzition temperature), si

subsecvent toate proprietatile mecanice ale materialului. Un fapt convenabil pentru

materialele iradiate cu neutroni este acela ca daca iradierea are loc la o temperatura

suficient de inalta sau daca materialul este supus ulterior iradierii unui tratament

termic, materialul revine la starea normala, se reface. Astfel se poate defini o limita

inferioara a ferestrei temperaturii de functionare a unui material. Un alt efect nedorit

Magdalena GALATANU

5

al iradierii cu neutroni, care afecteaza grav materiale ca W este cel al producerii si

acumularii de gaze precum H si He in urma reactiilor nucleare de transmutare.

Fluxuri mari de electroni, ioni si radiatii electromagnetice produc incalzirea

rapida a materialelor care compun PFC si chiar mentinerea unui material solid la

temperaturi inalte o perioada indelungata poate avea consecinte nefaste asupra

microstructurii si a proprietatilor lui fizice. Incalzirea unui metal face ca tensiunile

acumulate in interior (de pilda prin prelucrare la rece, socuri termice, iradiere) sa fie

mai bine acomodate de microstructura intr-un proces complex de revenire (recovery).

Daca temperatura este mai mare, graunti noi nucleaza si apoi cresc pana cand apare o

noua microstructura (in general cu graunti mici, fara tensiuni acumulate. Fenomenul

este cunoscut sub numele de recristalizare. La temperaturi si mai mari, unii dintre noii

graunti vor creste in detrimentul celorlalti pana va aparea o noua structura cu graunti

mari si granite de graunti pronuntate (grain boundary coarsening). Fiind de esenta

termodinamica, procesul de recristalizare se declanseaza de la o anumita temperatura

in sus si rata cu care se manifesta este direct dependenta de temperatura la care se afla

materialul. Un alt efect nedorit al functionarii indelungate la temperaturi inalte si care

afecteaza aliajele, este dat de formarea de precipitate prin iesirea unor elemente ale

solutiei solide din graunti. Aceste fenomene stabilesc limita superioara a ferestrei

temperaturii de functionare a unui material.

Prin urmare, temperatura de la care materialul isi revine, impreuna cu

temperatura de recristalizare definesc fereastra de temperatura in care pot fi utilizate

materialele [8]. Se pune astfel problema daca W poate fi “imbunatatit” sau inlocuit

macar in parte cu aliaje sau compozite. Potentiale solutii sunt investigate in capitolul

3 si 4 din studiul prezent.

Materialele “armurii” PFC trebuie sa poata prelua fluxul de caldura cat mai

rapid si sa-l transfere sistemului de racire in asa fel incat sa nu fie afectate de

recristalizare si in acelasi timp sa nu supuna materialele structurale unor temperaturi

superioare celei de inmuiere. Din aceste considerente rezulta ca si imbinarea armurii

cu materialele structurale constituie o problema serioasa pentru reactoarele de fuziune,

materialele de interfata fiind abordate si in studiul de fata in capitolul 5.

Aceasta scurta prezentare a problemelor cu care este confruntata cercetarea

privind materialele destinate utilizarii intr-un reactor de fuziune permite o definire a

tematicii studiului de prezent, care este focalizat pe zona materialelor expuse

fluxurilor mari de caldura si a interfetelor dintre acestea.

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

6

3. SiC, un material ceramic cu potential ridicat pentru aplicatii in

reactoare de fuziune

a. De ce este considerat SiC un material bun pentru

fuziune

In general, materialele ceramice reprezintă o alternativa moderna pentru

realizarea de diferite componente destinate utilizării in medii extreme, corozive, la

temperaturi înalte sau in câmpuri de radiații precum sunt, cel putin la nivel principial,

si conditiile intalnite intr-un reactor de fuziune nucleara. Materialele ceramice cele

mai adecvate pentru aplicatii in fuziune raman carburile, cu mentiunea ca si metalele

din componenta lor trebuie sa indeplineasca criteriul de activare redusa. In acest

context un material ceramic interesant este carbura de siliciu, SiC. Aceasta si diferite

materiale compozite bazate pe carbura de siliciu sunt adecvate pentru industria

nucleara, datorita stabilității lor structurale in cazul iradierilor intense [9-11] si a

rezistentei lor la coroziune. Pentru cazul particular al reactoarelor de fuziune exista

mai multe aplicatii posibile, una dintre cele mai importante fiind de material structural.

O a doua aplicatie posibila este cea de cofrag/canal de ghidaj (FIC – flow insert

channels) pentru curgerea eutecticului LiPb topit in cazul unui blanket realizat pe

conceptul de racire cu plumb. Proprietatile necesare pentru aceste aplicatii sunt in

parte diferite, in special in ceea ce priveste conductibilitatea termica, care pentru

aplicatii structurale trebuie sa fie mare in timp ce pentru aplicatii de tip FIC trebuie sa

fie cat mai redusa. In cadrul studiului prezent, principala aplicatie avuta in vedere este

cea de material structural.

Pentru aplicatii structurale sunt necesare doua proprietati importante, o

rezistenta mecanica crescuta si o conductibilitate termica buna. Rezistenta mecanica

se poate obtine prin insertia unor fibre, din SiC, C sau metalice. Compozitele rezultate

au proprietati mecanice promitatoare, dar metodele clasice de producere conduc la

densitati scazute in materialul care constituie matricea, cu efecte detrimentale in ceea

ce priveste retentia de T si conductibilitatea termica. In aceasta situatie, o alternativa

ar fi nano-structurarea matricei, care ar putea constitui in primul rand o solutie

eficienta de imbunatatire a rezistentei la iradiere. Aceasta se poate realiza prin

procedee de sinterizare asistata de curent electric, in care timpul de mentinere la

temperaturi mari este consistent redus. Mai mult, astfel de procedee permit si o

descrestere a temperaturii de lucru, ceea ce permite in principiu si mentinerea calitatii

fibrelor.

In acest studiu demonstram ca sinterizarea asistata de camp electric si presiune

a nanoparticulelor de SiC este o solutie viabila, capabila sa elimine problemele

generate in cazul aplicarii procedeelor clasice de preparare. Avand in vedere faptul ca

un efect detrimental al nano-structurarii este in mod firesc o descrestere a

conductibilitatii termice (datorita imprastierii electronilor si fononilor pe un numar

crescut de interfete) vom arata de asemenea ca este posibila realizarea de materiale

Magdalena GALATANU

7

SiC nanostructurate cu conductibilitati mari sau macar suficiente pentru a fi utilizate

ca materiale structurale (minim 20 W/m/K la temperatura de 1000 ºC).

b. Nano-structurarea SiC si ajustarea proprietatilor

termice prin dispersii metalice.

Drept prim pas in aceasta abordare a problemei ne-am propus sa realizam

sinteza unor materiale ceramice SiC utilizand pulberi nanometrice din SiC si folosind

avantajele oferite de sinterizarea asistata de camp electric, SPS. SiC, are in general

proprietati mecanice inferioare metalelor, principala deficienta fiind rezultatul unei

ductibilitati reduse, pe care incercam sa o compensam utilizand dispersii metalice. In

acest caz o oarecare ductilizare se realizeaza prin blocarea la nivel intergranular a

dislocatiilor. Evident, in acest scop trebuie alese elemente cu temperaturi ridicate de

topire, un candidat favorit fiind W care are de asemenea o temperatura de sinterizare

ridicata (1800-2000 °C) si un coeficient termic de expansiune (4.5×10-6 K-1 ) nu foarte

diferit de cel al carburii de siliciu (3.3×10-6 K-1 ). Prin urmare, primele experimente au

fost dedicate realizarii de materiale SiC nanostructurate, cu si fara dispersii de W.

Pentru a putea intelege rolul morfologiei in stabilirea proprietatilor termice a

materialelor create au fost utilizate atat pulberi nanometrice de W cu dimensiuni medii

ale particulelor (APS) de 70 nm cat si pulberi micrometrice de W, cu dimensiuni ale

particulelor de cativa microni. Pentru SiC a fost aleasa in acest prim pas o pulbere

nanometrica cu APS 20 nm. Pulberile au fost amestecate mecanic intr-o cutie cu

manusi in atmosfera protectiva de Ar, cu 20% procent masic de pulbere nanometrica

de wolfram (APS 70 nm) si in acelasi procent masic, cu pulbere micrometrica de W

(APS 1 m). Pulberile amestecate, au fost incapsulate in matrite de grafit si sinterizate

la SPS cu un program ce atinge o temperatura maxima de 1850 °C in timp ce se aplica

o forta uniaxiala crescatoare cu temperatura echivalenta cu presiunea exercitata

incepand de la 8 MPa pana la 100 MPa. Un proces similar a fost aplicat si pulberei de

carbura de siliciu simpla, de 20 nm, folosita ca material de referinta.

Asumand regula amestecurilor pentru materialele compozite W-SiC precum si

lipsa reactiilor dintre W si SiC in timpul sinterizarii, pentru matricea de SiC s-a putut

calcula o densitate variind intre 95 % (pentru probele cu dispersii micrometrice) si

98 % (pentru cele cu dispersii nanometrice) din valoarea densitatii teoretice. Aceste

valori sunt surprinzator de mari, daca tinem seama de temperatura relativ joasa si de

timpul scurt de sinterizare (in general valorile raportate in literatura sunt in jur de

90 %). Pentru proba fara dispersii, valoarea obtinuta este de 86 % din densitatea

teoretica.

Analizele efectuate prin difractie de raze X, microscopie electronica de baleiaj

si tomografie de raze X au demonstrat ca materialele produse au o structura

nanometrica spre deosebire de cazul materialelor obtinute prin metode clasice, de

pilda prin presare la cald [22].

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

8

Analiza morfologica facuta cu ajutoruil microscopiei electronice de baleiaj ne

permite sa observam omogenitatea probelor si porozitatea redusa. In figura 4 este

prezentata imaginea SEM a probei cu dispersii de W micrometic, unde se poate

observa cum grauntii de SiC acopera grauntii de W, confirmand faptul ca aceste

dispersii joaca un rol activ in procesul de sinterizare al compozitelor W-SiC.

Figura 4. Imagine obtinuta prin SEM pentru o proba de SiC nanostructurata, continand

dispersii de W micrometric. Se pot observa acoperiri ale grauntilor de W cu SiC, sustinand

ideea ca W actioneaza ca un stimulator de sinterizare pentru SiC.

Pentru a putea analiza cat de bine este realizata dispersia particulelor de W in

matricea de SiC putem a fost utilizata tehnica de detectie a electronilor retro-

imprastiati. In acest caz semnalul difera in functie de Z elementelor componente.

Analiza acestor imagini confirma distributia uniforma a dispersiilor de W, cel putin la

nivel de suprafata. Pentru o evaluare mai buna a morfologiei probelor la nivelul

intregului volum, a fost folosita analiza prin microtomografie computerizata de raze

X1. Cu ajutorul analizei grafice in volum, s-a estimat ca o parte de aproximativ 4%

dispersii micrometrice de W se regaseste in proba cu dispersii de W micrometrice,

valoare cae corespunde intregului volum de W utilizat in proba, confirmand totodata

si dispersia omogena in volum a W. In cazul probei cu dispersii nanometrice de W s-

a putut identifica o fractie volumetrica a W in proba de 0.5% ceea ce inseamna cam

1/8 din totalul de pulbere nanometrica de W existent in proba. Evident restul sau mai

bine spus marea majoritate a W, este dispersat la o scala sub rezolutia de analiza a

echipamentului. Aceasta inseamna ca dispersia este intr-adevar omogena in volum,

confirmand rezultatele obtinute pe suprafata analizata prin SEM.

Analiza proprietatilor termice pentru probele nano-structurate SiC si

compozitele SiC cu dispersii nanometrice si micrometrice de W arata ca desi valorile

conductibilitatii termice sunt mici in cazul unei probe nanostructurate de SiC, prezenta

1 Experimentul de microtomografie cu raze X au fost realizate in INFLPR utilizand o instalatie

dezvoltata de grupul dl. dr. Ion Tiseanu [23].

Magdalena GALATANU

9

dispersiilor metalice produce o crestere a acestora chiar cu 300% in cazul utilizarii

unor dispesii de W nanometrice. Este interesant de remarcat faptul ca proba cu

dispersii nanometrice de W prezinta o difuzivitate mai buna decat cea cu dispersii

micrometrice de W. Acest fapt este la prima vedere contra-intuitiv, deoarece ne-am

astepta ca prin graunti mai mari de W sa se realizeze o propagare mai rapida a fluxului

termic. Contributia mica in volum a W face insa ca rolul acestuia in difuzivitatea

termica sa fie mic comparativ cu cel al SiC, in mod cert neputand fi generata o

contiguitate a transportului termic prin W.

Figura 10. Dependenta de temperatura a conductibilitatii termice a SiC nanostructurat si a

compozitelor cu matrice de SiC nanostructurat si dispersii de W nanometrice si micrometrice.

Explicatia, cel putin la nivel fenomenologic trebuie cautata in fundamentele

proprietatilor termodinamice din materialul compozit. Putem presupune astfel ca

echilibrul termic macroscopic include de fapt dezechilibre termice intre grauntii mai

mari de W care fiind in contact cu multi graunti nanometrici de SiC nu pot ceda

caldura acumulata acestora in aceeasi masura in care o acumuleaza.

Rezultatul principal al acestor investigatii rezida in cresterea masiva a

conductibilitatii termice a probei de SiC cu dispersii nanometrice de W. In pofida

mentinerii unei matrice nano-structurate, in acest caz conductibilitatea termica creste

de cel putin 2-2.5 ori introducand numai un volum mic de W. Prin urmare introducerea

de dispersii nanometrice din W se dovedeste o solutie eficienta in cresterea

conductibilitatii termice si un pas esential pentru luarea in considerare a SiC drept

material structural intr-un reactor de fuziune.

In acest sens, este important sa verificam si posibilitatea alipirii/conectarii

acestuia cu materialele de armura, de pilda W. O astfel de jonctiune trebuie sa asigure

pe langa o rezistenta mecanica acceptabila si un bun transfer termic. Cele mai bune

rezultate au fost obtinute prin utilizarea unui strat tampon de pulbere de V. In timpul

procesului de sinterizare la temperaturi de ordinul 1800-1850 ºC, V este aproape fluid

si difuzeaza puternic in matricea din carbura de siliciu, crescand astfel aderenta.

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

10

Jonctiunea W-V este in general buna [17, 24, 25] desi exista raportari in literatura

privind posibila aparitie a unui efect Kirkendall [26].

Figura 12. Alipirea dintre materialul de armura (W) si compozitul SiC nanostructurat utilizand

un strat tampon de pulbere de V, reliefand “radacinile” pe care le creaza V in SiC.

In figura 12 este prezentata morfologia unei jonctiuni W-V-SiC. Este

remarcabila formarea unor prelungiri ale stratului de V in matricea de SiC sub forma

unor „radacini”. O comparatie privind evolutia conductibilitatii termice pentru acelasi

compozit cu matrice nano-structurata din SiC si dispersii nanometrice de W lipit de o

folie de W (armura) direct si prin utilizarea unui strat tampon de V arata ca rezistenta

termica de contact2 este diminuata in cazul introducerii stratului tampon de V, in

pofida faptului ca V are o conductibilitate termica mult scazuta (~20 W/m/K)

comparativ cu W (~170 W/m/K). Pentru aceste masuratori, pulsul laser a fost aplicat

in ambele cazuri pe partea cu W a probelor lipite.

Pentru a creste si mai mult conductibilitatea se pot urma diferite strategii. Una

dintre ele este evident de a creste continutul de W [12], dar acest fapt produce in

acelasi timp si o crestere a densitatii si implicit reduce avantajul de material mai usor

pe care il are SiC. Alternativ se poate incerca imbunatatirea matricei, fara insa a

renunta la nanostructurarea dorita pentru a imbunatati comportarea la iradiere. In acest

sens poate fi crescuta temperatura sau/si timpul de sinterizare. Aceasta ultima varianta

trebuie insa optimizata pentru a evita cresterea necontrolata a grauntilor de SiC. De

asemenea, nu trebuie uitat faptul ca o cerinta importanta pentru aplicatia in reactorul

DEMO este sa se mentina un grad de porozitate cat mai mic. Avand in vedere acestea,

in continuare au fost investigate posibilitatile de optimizare ale matricii SiC ajustand

pe de o parte parametrii de proces iar pe de alta parte optimizand morfologia.

2 Datorita morfologiei complicate a “radacinilor” create de V in matricea de SiC, o analiza a

conductibilitatii termice intr-un model cu mai multe straturi si determinarea cantitativa a

rezistentei termice de contact este imposibila.

Magdalena GALATANU

11

c. Optimizarea morfologiei matricei de SiC

Pentru a intelege mai bine mecanismul de densificare in SiC si pentru a putea

stabili un compromis intre pastrarea naturii nanostructurate a materialului si cresterea

conductibilitatii termice a fost investigata sinterizarea a diferite combinatii de pulberi

de SiC nanometrice cu diferite marimi de graunti (APS=20 nm, desemnate prin n1 si

APS=40 nm, desemnate prin n2) pulberi micrometrice (APS=1 m). Au fost astfel

realizate combinatii de procente masice 4:1, 3:2, 1;1, 2:3, 1:4 intre pulberi

nanometrice si micrometrice precum si probe martor realizate din pulberi simple.

Toate aceste probe au fost procesate prin SPS, utilizand un ciclu similar cu cel deja

folosit, dar crescand temperatura maxima la 2100 °C.

Densitatea masurata prin metoda Arhimede pentru probele obtinute prin SPS,

indiferent de marimea grauntilor de la care s-a pornit, este in general mare, valorile

fiind net superioare densitatilor obtinute prin piroliza [16]. Probele care contin pulberi

nanometrice sunt in mod sistematic mai dense. De asemenea, utilizarea unor pulberi

nanometrice cu APS mai mic conduce la densitati corespunzatoare mai mari pentru

toate probele continand amestecuri de pulberi micro si nanometrice, cu continut

majoritar nanometric. In aceste cazuri, densitatea materialului este apropiata de

densitatea teoretica (chiar peste 99% in cazul combinatiilor cu pulberi cu APS 20 nm).

Figura 15. Ilustrarea trendului densitatilor in functie de compozitie.

Liniile orizontale reprezinta valoarea densitatii teoretice a SiC.

Corespondenta dintre graficul obtinut pentru pulberi cu APS 20 nm (stanga) si

cel obtinut pentru compozitiile similare cu pulberi APS 40 nm (dreapta) este

pregnanta. Este important de observat ca in ambele cazuri trendul nu este monoton

descrescator. Se pot astfel distinge doua maxime in fiecare grafic. In mod surprinzator,

in cazul unor proportii egale de pulbere micro si nanometrica (1:1) se obtin probe cu

o densitate mai scazuta. Comportarea densitatilor in functie de concentratie, asa cum

este ilustrata in figura 15, sugereaza existenta unor compozitii favorabile atat la

concentratii mari de pulberi nanometrice cat si la aproximativ 40% pulberi

nanometrice versus 60% pulberi micrometrice. Maximul din zona de concentratii

majoritare de pulberi micrometrice poate fi explicat prin considerente privind factorul

de umplere volumic. In contrast, existenta unui maxim in zona de concentratii

majoritare de pulberi nanometrice nu mai poate fi explicata prin considerente similare.

De asemenea, minimul densitatii de la compozitia 1:1 este inexplicabil prin

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

12

aranjamentul geometric al grauntilor. Pentru intelegerea acestei evolutii a densitatii

este necesar sa intelegem in primul rand mecanismul de sinterizare al SiC. Analizand

imaginile de microsopie electronica ale probelor indica prezenta unor clusteri de

particule nanonometrice sau micrometrice puternic lipite prin sinterizare care

sugereaza ca mecanismul de sinterizare este unul de tip nucleatie combinand alipirile

succesive cu cresterile de graunti, pornind de la primele particule alipite si adunand

material in detrimetul vecinatatii. Se poate explica astfel descresterea densitatii pe

masura ce granulatia pulberilor initiale creste. Morfologia probelor sugereaza

posibilitatea ca grauntii micrometrici de SiC sa aiba un rol de activator de sinterizare,

similar cu grauntii de W. Pentru concentratii mari de pulberi micrometrice este evident

ca acesti graunti micrometrici sunt in cea mai mare parte in contact direct unii cu altii

iar grauntii nanometrici umplu cu precadere golurile dintre cei micrometrici. Pe

masura ce concentratia de pulberi nanometrice creste, considerentele legate de

factorul de umplere sunt evident valabile si prin urmare densitatea creste. Acest lucru

se va intampla pana cand este atins raportul volumic care asigura umplerea completa

a spatiului total disponibil intre grauntii micrometrici. Peste aceasta valoare de

concentratii, grauntii micrometrici vor incepe sa fie separati de graunti nanometrici.

Cum grauntii micrometrici actioneaza ca centre de sinterizare, in jurul lor sinterizarea

va fi mai buna si prin urmare se vor obtine aglomerari dense de pulberi nanometrice,

neexistand destula pulbere nanometrica libera pentru a umple golurile dintre aceste

formatiuni. Prin urmare vor rezulta o serie de goluri (pori) care vor conduce la

scaderea densitatii. Pe masura ce concentratia de pulberi nanometrice creste in

continuare (si in acelasi timp scade numarul de graunti micrometrici cu aglomerari de

graunti nanometrici in jurul lor) se va atinge un nou raport optim si o densitate maxima.

In final, dupa aceasta valoare, densitatea va scadea din nou, de data aceasta pentru ca

in acelasi timp se reduce masiv numarul de centre de activare. Acest scenariul

fenomenologic, este capabil sa explice evolutia densitatilor in functie de concentratia

de pulberi micrometrice si este un rezultat al procesului de sinterizarii asistata de camp

electric SPS [27-29].

Figura 25. Imagine SEM (electroni secundari) pentru o proba realizata din fibre scurte

micrometrice de SIC si pulberi nanometrice (20 nm) de SiC.

Magdalena GALATANU

13

Pentru a putea demonstra acest fenomen am realizat o serie de probe in aceleasi

conditii de proces dar inlocuind grauntii micrometrici de SiC cu fibre scurte (whiskers)

din acelasi material, avand dimensiuni de 18 micrometri drept lungime si diametre de

1.5 micronmetri. Datorita formei specifice si aranjarii imperfecte in matrita volumul

de goluri dintre aceste fibre este mai mare decat in cazul grauntilor aproape sferici.

Prin urmare in cazul in care raportul fibre graunti nanometrici este de 4:1 ne asteptam

ca volumul de graunti nanometrici sa nu fie suficient pentru a umple aceste goluri,

rezultand o porozitate mult mai mare. In figura 25 este prezentata morfologia acestei

probe. Rezultatul este spectaculos, se poate observa clar cum particulele nanometrice

sunt comasate pe fibre in timpul sinterizarii, generand o structura poroasa remarcabila.

Evident, in cazul in care concentratia de pulberi nanometrice este mai mare, de

exemplu la un raport 1:1, golurile dintre fibre sunt umplute.

Pentru a intelege mai bine structura probelor in urma sinterizarii, si pentru a

verifica influenta temperaturii din timpul sinterizarii asupra dimensiunilor de graunti,

probele au fost analizate si prin difractie de raze X. Au fost comparate dimensiunile

de cristalite dintre pulberile de dinaintea sinterizarii cu probele sinterizate si a putut fi

confirmata prezervarea nanostructurarii si penbtru probele sinterizate la 2100 °C.

Un ultim factor important pentru optimizarea matricii de carbura de siliciu este

legat de proprietatile termofizice ale materialului. Tocmai pentru a creste valoarea

conductibilitatii a fost crescuta temperatura de sinterizare pana la 2100 °C. Am vazut

ca acest procedeu nu afecteaza natura nano-structurata a materialului. Rolul

determinant al temperaturii de sinterizare asupra conductibilitatii termice este

prezentata in figura 27, in timp ce sinterizarea la aceeasi temperatura a pulberilor cu

granulatii diferite nu produce diferente majore in comportarea conductibilitatii

termice.

Figura 27. Conductibilitatea termica a probelor nanostructurate de SiC realizate la diferite

temperaturi de sinterizare pornind cu pulberi nanometrice de 20 nm.

Caldura specifica a probelor cu diferite granulatii este practic aceeasi,

comportarea conductibilitatii termice fiind determinata preponderent de difuzivitatea

termica. Pentru a analiza si intelege transportul termic in probele nanostructurate

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

14

produse cu diferite combinatii de pulberi nanometrice si micrometrice, este mai

convenabil sa analizam valorile difuzivitatii termice. Motivul principal este dat de

faptul ca difuzivitatea termica nu depinde explicit de densitatea materialului, a carei

evolutie in functie de compozitie a fost deja analizata.

Figura 31. Difuzivitatile termice obtinute la temperaturile semnificative in definirea ferestrei

de operare a materialului pentru probele realizate prin combinarea pulberilor nanometrice si

micrometrice de SiC. Liniile din figura au rol doar de ghidare vizuala.

Pentru a putea avea o imagine globala asupra proprietatilor termice ale probelor

cu diferitele compozitii ne vom concentra asupra valorilor difuzivitatii termice

obtinute la temperatura de 100 °C si 900 °C. Aceste temperaturi definesc in linii mari

limitele ferestrei temperaturilor de operare pentru acest material si prin urmare au o

relevanta practica. Figura 31 insumeaza astfel rezultatele caracteristice pentru probele

realizate prin sinterizare la 2100 °C utilizand diferite combinatii de pulberi

nanometrice si micrometrice. Aceasta comportare a fost explicata prin faptul ca

iimprasierea purtatorilor de caldura pe interfetele dintre grauntii micrometrici si cei

nanometrici constituie mecanismul principal de limitare al transportului termic,

rezultatul fiind din nou o consecinta a mecanismului de sinterizare prin SPS. Se obtine

astfel o situatie optima pentru 25% particule micrometrice.

Avand in vedere mecanismul de formare al probelor si cel de transport termic,

pe baza datelor prezente rezulta ca o situatie optima din punctul de vedere al reducerii

porozitatii (respectiv de crestere a densitatii) si de asigurare a unei conductibilitati

termice ridicate este realizata fie pentru concentratii de pulberi nanometrice de ordinul

80%, fie pentru concentratii de pulberi nanometrice de ordinul 45%. Aceste valori

depind in mod evident de dimensiunile pulberilor. Pe de alta parte, trebuie precizat ca

valorile conductibilitatii termice la temperaturi inalte (de exemplu 1000 ºC) depasesc

confortabil cerinta minimala de 20 W/m/K.

Magdalena GALATANU

15

4. W, un material refractar de baza pentru fuziune

a. Limite si provocari pentru ingineria materialelor cu W

In mod particular, W fiind metalul cu cea mai ridicata temperatura de topire si

avand un grad de activare redus constituie materialul preferat pentru armura

reactorului si in prezent optiunea principala pentru realizarea divertorului. In cazul

reactorului ITER si cel mai probabil si in cazul DEMO, armura divertorului va fi

realizata sub forma unui monobloc din W [37-39]. Din pacate W are la randul sau si

o serie de dezavantaje, a caror depasire constituie subiectul a numeroase investigatii

experimentale, atat in cadrul consortiului EUROfusion cat si la nivel mondial. In

principal este vorba de asa numita temperatura de tranzitie de la ductil la casant

(DBTT), in cazul W este in jurul valorii de 300-400 ºC [40]. Al doilea dezavantaj

major al W este dat de coeficientul sau de expansiune termica (CTE) de valoare mica

(4.5×10-6 K-1 ) care la imbinarea cu elementele structurale, realizate cel mai probabil

din oteluri sau aliaje de Cu (CTE de ordinul 10÷17×10-6 K-1 pentru oteluri

si16÷18×10-6 K-1 pentru aliaje de Cu) este de natura sa genereze tensiuni mari la

interfata care in urma unor ciclari termice repetate conduc la oboseala termica si

deteriorare imbinarilor. Un al treilea dezavantaj major al W este faptul ca se poate

oxida foarte usor, cu consecinte dramatice in cazul unei defectiuni survenite in

sistemul de racire cu apa. Pentru a reduce sau limita fenomenul sunt investigate asa-

numitele aliaje de W cu auto-pasivare [41].

Atat avantajele W (temperatura inalta de topire, rata redusa de sputtering) cat si

dezavantajele acestuia, enumerate anterior, genereaza si o serie de dezavantaje

practice. Astfel temperatura de topire inalta si gradul mare de oxidare fac ca obtinerea

materialelor din W sa fie dificila, necesitand procesare in vid sau atmosfera inerta si

la temperaturi mari. Ductibilitatea redusa si duritatea fac imposibila prelucrarea

mecanica uzuala. Gradul redus de sputtering fac ca procesele de depunere sa aiba

eficienta redusa si sa necesite timpi indelungati. De asemenea, procesele uzuale de

alipire (de tip sudare sau brazare) sunt mult mai dificil de realizat, necesitand

materiale, tehnici si conditii de lucru speciale.

Prin urmare realizarea de componente din W a necesitat dezvoltarea unor

tehnologii speciale, nu intotdeauna eficiente din punctul de vedere al costurilor. In

momentul de fata, optiunea de baza [39] pentru divertor este cea de tip monobloc de

W, aceste monoblocuri fiind realizate prin PIM (injectare de pulbere in matrite) si HIP

(presare izostatica la cald) la temperaturi inalte. Pentru ITER cel putin, imbinarea cu

elementele schimbatorului de caldura se face prin HRP (presare radiala la cald) [38].

In studiul de fata privind W, ne-am concentrat pe posibilitatea imbunatirii

procesului de fabricare a materialelor pe baza de W, pentru a diminua macar in parte

dezavantajele W pur si pentru a investiga noi metode de procesare si producere de

componente capabile sa rezite unor fluxuri mari de caldura.

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

16

Astfel am avut in vedere in primul rand posibilitatea realizarii de materiale din

W utilizand sinterizarea asistata de camp electric (SPS), pe de o parte prin utilizarea

unor pulberi cu diferite granulatii si pe de alta parte prin includerea in matricea de W

a unor dispersii metalice si ceramice.

In al doilea rand, a fost utilizata procesarea SPS pentru realizarea de compozite

stratificate din folii din W si diferite alte metale, aceste compozite avand proprietati

mecanice superioare W pur, acestea putand fi utilizate chiar ca materiale structurale

in constructia divertorului DEMO [26].

b. Compozite cu W ca solutie alternativa pentru armura

reactorului

Pulberea de W poate fi consolidata prin metode de sinterizare variate.

Sinterizarea clasica necesita temperaturi foarte mari (peste 2000 °C) si dureaza mult.

Desi se obtin rezultate foarte bune [42, 43], ca si in cazul sinterizarii sub presiune

izostatica (HIP), materialul sinterizat se contracta liber, fiind astfel necesara

prelucrarea mecanica a componentelor pentru a fi aduse la forma finala. Comparativ,

metodele SPS si PPS produc componente foarte aproape de forma finala. In cazul PPS,

datorita descarcarilor electrice de mare intensitate se pot insa produce defecte majore

(fisuri) in volumul materialului, metoda fiind mai eficienta in cazul unor compozite

de W [44], in timp ce prin SPS in cazul W se produc materiale cu densitati mai mici

(uneori chiar sub 90% din densitatea teoretica). O explicatie a acestui fenomen putand

fi legata de o sinterizare rapida a unui „schelet” de particule pe traseele de curgere a

curentului pulsat si care defineste volumul probei inainte de fi sinterizata complet

(adica toate particulele conectate). Pornind de la studiul efectuat in referinta [44], ne-

am propus intr-o prima faza sa vedem daca procesul de sinterizare prin SPS in cazul

W pur poate fi imbunatatit. Ciclul ideal de sinterizare pentru un W dens, prezentat in

figura 32, implica 2 paliere, unul situat in jur de 1200 °C si unul la circa 1800 °C.

Incalzirea pana la primul palier se face lent si include un pas intermediar de presare la

cald, in timp ce incalzirea spre cel de-al doilea palier se face brusc, din nou cu un pas

intermediar de presare la cald. Prin ajustarea iterativa a parametrilor de proces,

sinterizarea SPS permite obtinerea de probe de W cu densitate crescuta peste 90%.

Urmand rezultatele obtinute in investigatiile obtinute pentru SiC, ne asteptam ca

densitatea sa depinda de granulatia pulberilor si pentru un raport de marimi de pulberi

de circa 1:10 sa obtinem densificari crescute pentru fractii volumice de ordinul 1:2

intre pulberi nanometrice si pulberi micrometrice. Din acest motiv, utilizand acelasi

ciclu de sinterizare au fost procesate probe din amestecuri de pulberi de W de 80 m

si aproximativ 1-2 m pe de o parte si pulberi de 1-2 m si pulberi de circa 70 nm

(APS) pe de alta parte. Au fost realizate de asemenea probe numai din pulberi

nanometrice.

Analiza valorilor densitatilor arata cu utilizarea unor amestecuri de pulberi cu

granulatii diferite conduce la o crestere a densificarii materialului. Pentru combinatii

Magdalena GALATANU

17

de graunti nanometrici (70 nm) si micrometrici (1-2 microni) au fost obtimnute

densitati de peste 97% din valoarea teoretica. Desi cresterea densitatii materialului

este importanta, in special in legatura cu posibilitatea acumularii de gaze in W,

performanta materialului in conditii similare cu cele dintr-un reactor de fuziune este

mult mai relevanta. Pentru a putea obtine informatii preliminare privind acest

comportament, in cadrul colaborarii cu INFLPR in proiectul de cercetari

complementare, materialele astfel produse au fost investigate prin expunere la jeturi

dense de plasma [45]. Investigatiile au fost realizate utilizand jeturi dense de plasma

(~1022/m3) in pulsuri, produse in Ar la circa 200 mtorr. Jetul de plasma a fost produs

intr-un tun de plasma coaxial, utilizat la o energie fixa a condensatorului de 2 kJ.

Cantitatea de energie pe suprafata probei a fost estimata la aproximativ 0.043 MJ/m2

pentru un singur puls de plasma. Maximul de densitate al plasmei a fost de

aproximativ 1.6 × 1022/m3, iar maximul temperaturii electronilor a fost estimat la

17 eV. Probele au fost analizate prin microscopie electronica de baleiaj, comparativ,

inainte si dupa expunerea la 1 si la 10 pulsuri. Expunerea probelor, a condus la topirea

suprafetelor, aparitia unor crapaturi si formarea unor picaturi de dimensiuni

nanometrice si micrometrice pe zone largi de pe suprafetele expuse, rezultate asteptate

si in concordanta cu cele din literatura [46-48]. Pe baza rezultatelor prezente se poate

concluziona ca materiale produse prin SPS din pulberi de W cu graunti de dimensiuni

mici au o performanta usor imbunatatita fata de cele realizate din pulberi de ordinul

zecilor de microni. In cazul acestora, stresul termic este responsabil de aparitia unor

crapaturi largi si chiar posibile desprinderi de material. Pe de alta parte, nici realizarea

unui material exclusiv din pulberi cu dimensiuni sub 100 nanometri nu constituie o

solutie viabila, efectele expunerii la plasma fiind similare insa la o scala diferita.

Prin urmare solutia imbunatatirii W trebuie cautata in consolidarea materialului

prin aliere, dispersii (particule sau fibre cu orientare aleatorie) sau compozite cu

matrice structurata (fibre orientate sau sisteme stratificate). Proprietatile care

guverneaza comportarea mecanica a W sunt legate de rezistenta/ductibilitatea la

intindere, adica alungirea sa pana la fracturare, rezistenta la deformare plastica (e.g.

rezistenta la cresterea fisurilor) si temperatura de tranzitie de la ductil la casant. Spre

deosebire de alte materiale cu structura cubica cu volum centrat (bcc), microstructura

W (forma si marimea grauntilor acestuia, textura) au un rol major in determinarea

comportarii la fractura [49-56]. Astfel W prelucrat prin deformare are de fapt 2

tranzitii, una de la casant la delaminare si apoi una de la delaminare la ductil [57].

Imbunatatirea proprietatilor mecanice si termo-mecanice ale W ar putea fi obtinuta

prin reducerea unghiurilor dintre fatetele grauntilor, care se poate realiza pentru o

granulatie ultrafina, obtinuta prin deformare plastica severa (SPD) [58, 59] sau prin

aliere mecanica cu mici procente (circa 1%) de ceramici dure cum sunt carburile, de

exemplu TiC [60, 61]. Pana in prezent rezultatele nu au fost spectaculoase din punctul

de vedere al ductibilizarii W [62-65], producand scaderea temperaturii de tranzitie de

la casant la delaminare dar in acelasi timp crescand temperatura de tranzitie de la

delaminare la ductil la valori peste 1100 °C [57]. O situatie similara se regaseste si in

cazul utilizarii ca dispersie a unor metale cu temperaturi de topire joase, cum este de

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

18

pilda potasiu (K) [66]. Trebuie mentionat aici ca dopajul cu K a fost utilizat cu succes

pentru imbunatatirea W din filamentele becurilor cu incandescenta.

O alta metoda ar putea fi alierea, dar sunt putine elemente care sa aiba o

solubilitate acceptabila in W, iar aplicarea criteriului de activare redusa pentru

elementele de aliere restrange si mai mult posibilitatile. Singurul succes remarcabil in

ductibilizarea W a fost oferit pana acum de alierea cu Re (la peste 7%), Re reducand

tensiunea Peierl si facilitand astfel deplasarea dislocatiilor [67, 68]. Solutia nu este

insa viabila pentru ca Re nu are activare redusa iar in urma iradierii cu neutroni W

este transmutat in Re si cresterea concentratiei de Re poate genera o faza casanta [69].

Incercarile de a face aliaje de W cu Ta sau V au evidentiat lipsa unei imbunatatiri a

ductibilitatii W [69].

O ultima varianta care poate fi explorata este aceea data de realizarea unor

compozite cu W. Compozitele pot fi cu particule, fibre scurte cu dispunere aleatorie

sau fibre lungi cu dispunere ordonata si in fine cu structuri planare, compozite

stratificate, asa numitele W-laminate. Avand in vedere necesitatea indiscutabila de a

avea un W imbunatatit in cadrul reactoarelor energetice de fuziune (DEMO si post-

DEMO), la ora actuala exista un efort concentrat in cadrul consortiului EUROfusion

pentru gasirea si definirea unor rute tehnologice pentru producerea a noi materiale

compozite cu continut mare de W. Se lucreaza intens la aliaje de W cu Cr si oxizi de

Y [62, 64, 65] cu rezultate promitatoare din punctul de vedere al comportarii la oxidare.

Pe de alta parte alierea produce o descrestere consistenta a conductibilitatii termice a

W, facand acest material impropriu pentru utilizarea in componenta divertorului, dar

acceptabil pentru blanket. In acelasi timp, tot in linia compozitelor cu particule

dispersate sunt investigate compozitele W-SiC [12] precum si mai recent W-W2C [70]

si W-ZrC [71]. In cazul compozitelor cu fibre scurte, problema principala este legata

de inter-difuzia care apare chiar in timpul procesarii si continua accelerat in cazul

imbatranirii termice. Interfete mai bune pot fi obtinute la interfatarea fibrelor lungi

[72] dar realizarea unor astfel de compozite pe scala larga industriala este inca un

deziderat [73]. In contrast, compozitele stratificate nu au aceasta problema, procesarea

si caracterizarea acestora fiind abordata de grupul de la KIT si grupul nostru din

INCDFM. In continuare, in aceasta sectiune, sunt prezentate rezultatele obtinute in

testarea compozitelor cu particule, sectiunea urmatoare fiind dedicata compozitelor

stratificate. Pentru compozitele cu particule, in acest studiu interesul nostru este

focalizat asupra unei testari preliminare pentru a putea determina cele mai

promitatoare rute de dezvoltare a acestor materiale.

In acest sens ne intereseaza in primul rand modul in care se sinterizeaza prin

SPS materiale produse din pulberi de metale avand temperaturi de topire mult diferite.

Pentru aceasta au fost utilizate dispersii de Fe, Cr, Re si Ir cu diferite concentratii in

matricea de W. De asemenea au fost sinterizate si compozite W-SiC, insa spre

deosebire de studiul din capitolul anterior, aici SiC este materialul dispersat, cu

concentratii de cel mult 15% volumetric.

Magdalena GALATANU

19

Figura 35. Imagine SEM de electroni secundari pentru proba cu W cu 2% SiC. Sagetile indica

pozitia dispersiilor la granite de graunti.

In figura 35 este prezentata morfologia probei din W cu dispersii de SiC

nanometric cu 2% concentratie volumetrica care arata clar ca particulele dispersate

sunt dispuse in zona de granita dintre grauntii de W putand astfel contribui la

imbunatatirea proprietatilor termo-mecanice. Odata cu cresterea concentratiei

volumetrice a dispesiilor de SiC, datorita inomogenitatilor inerente rezultate in urma

amestecarii apar si aglomerari de SiC care impieteaza asupra proprietatilor mecanice

si de transport termic. Probele produse au fost iradiate cu acceleratorul LINAC din

cadrul INFLPR cu fascicule de elctroni de 6 MeV, in pulsuri de 4 µs cu frcventa de

50 Hz timp de 60 secunde in atmosfera ambianta. Fasciculul de electroni are o fluenta

de 5.7 × 1010 e/cm2 pe puls. Rezultatele iradierii compozitelor W-SiC arata ca

ruguozitatea probelor scade cu cresterea concentratiei de SiC pe de o parte si pe de

alta parte si ca efectul iradierii asupra suprafetelor este diminuat odata cu cresterea

continutului de SiC. Estimarile temperaturilor atinse in timpul iradierii arata ca

temperatura suprfetei expuse creste cu scaderea concentratiei de SiC. Oferind o

posibila explicatie pentru diminuarea efectelor iradierii la cresterea concentratiei de

SiC.

Un alt tip de materiale abordate sunt compozitele cu matrice de W si dispersii

metalice refractare, Re si Ir. Consolidarea prin SPS a W-Re produce materiale cu

densitati mici (poroase) si nu conduce la aliere nici macar la zona contact dintre

graunti. In cazul W-Ir, porozitatea descreste atat ca pondere cat si ca marime a porilor

odata cu cresterea continutului de Ir.

Foarte interesant este faptul ca Ir pare sa umple golurile dintre grauntii de W

intr-un mod sistematic, sugerand aproape un fenome similar cu cel observat in cazul

compozitelor cu SiC si V. Aceasta inseamna ca la temperatura de sinterizare utilizata

Ir este suficient de plastic pentru a „curge” printre grauntii de W, umpland golurile si

generand o matrice. Si aceste probe au fost iradiate cu electroni in conditii similare.

Pentru W-Ir o comportare mai buna este obtinuta la concentratii mai mici de Ir, in

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

20

concordanta cu estimarile temperaturii la suprafata expusa. Prin urmare, utilizarea Re

nu este o solutie viabila, dar de alta parte, compozitele W-Ir merita o investigatie mai

consistenta pentru a intelege modul de formare si a putea optimiza materialul.

Avand in vedere rezultatele obtinute pentru aliajele cu autopasivare, [62-65, 74,

75] au fost realizate amestecuri de pulberi de W si Cr corespunzand unor procente

masice de Cr de ~5%, ~10%, ~15% si respectiv ~20%. Analiza morfologica prin SEM

a probelor obtinute arata indiscutabil ca W si Cr reactioneaza in timpul procesarii,

aparand atat o faza bogata in Cr cat si o faza bogata in W [76]. Acest lucru este

explicabil prin prisma diagramei de faze W-Cr care contine o multitudine de solutii

solide care se separa in cele doua tipuri de faze. In cazul materialelor W-Cr datorita

formarii solutiilor solide, conductibilitatea termica este redusa sub 100 W/m/K, iar

iradierile cu electroni arata o imbunatatire continua a calitatii suprafetei materialelor

dupa iradiere o data cu cresterea continutului de Cr. Aceasta poate fi pusa mai degraba

pe seama protectiei la oxidare pe care o ofera Cr din fazele W-Cr, fiind necorelata cu

valorile estimate ale temperaturii atinse in timpuil iradierii.

Pentru a putea finaliza acest studiu preliminar asupra posibilitatii realizarii de

compozite din W cu dispersii metalice a fost analizata si posibilitatea utilizarii unor

metale cu temperatura de topire inferioara temperaturii de procesare prin SPS. Metalul

ales in acest sens este Fe (temperatura de topire 1535 °C). Pentru a evita topirea

globala a materialului in timpul procesarii au fost preparate si analizate specimene de

W cu concentratii volumetrice sub 5% de Fe. Densitatile relative ale materialelor

produse scad o data cu crestera concentratiei de Fe, explicabil prin faptul ca volumul

Fe topit este mai mare decat al celui solid iar la solidificare acesta se lipeste de grauntii

de W dar nu mai umple complet volumul pe care il ocupase fiind topit. Un fenomen

asemanator se intampla in W dopat cu K. Conductibilitatile termice ale compozitelor

W-Fe sunt reduse, sub 70 W/m/K, dar, interesant, cresc o data cu cresterea

temperaturii. Un ultim punct de interes legat de compozitele W-Fe este faptul ca

acestea pot supravietui ciclarii termice asa cum a fost aratat pentru proba cu 3% Fe in

urma investigatiilor prin calorimetrie la temperaturi inalte3.

c. Compozite multistrat cu W, posibilitatea utilizarii ca

material structural

Pe langa compozitele cu dispersii si cele cu fibre, exista si posibilitatea de a crea

compozite stratificate. Acestea implica imbinarea unor straturi de W cu straturi de alte

materiale intr-un sistem unitar beneficiar al avantajelor oferite de fiecare componenta.

Laminarea multipla „la rece” a W (la circa 400 °C) produce folii cu o structura de

graunti fina si orientata, iar recent s-a demonstrat ca foliile de W cu grosimi sub un

milimetru (ideal cateva zecimi de milimetru) pot fi ductile chiar si la temperatura

3 Masuratorile au fost efectuate la sediul NETZSCH-Gerätebau GmbH in Germania in cadrul

unui stagiu de antrenament cu echipamentele produse de aceasta firma. Multumim pe aceasta

cale sprijinului acordat.

Magdalena GALATANU

21

camerei [77] iar aceasta caracteristica a W in forma de folie poate fi folosita pentru a

dezvolta materiale structurale bazate pe W [78-80]. Incercarea de a transfera aceste

proprietati ale foliilor de W la materiale bulk din W, au rezultat in conceptul denumit

„W-laminate”, adica compozite multistrat alcatuite din folii de W si folii din alt metal

dispuse alternativ. Diferite incercari de obtinere a laminatelor pe baza de W s-au

realizat cu scucces, precum alipirea prin brazare a foliilor de W (de exmplu utilizand

aliaje Cu-Ag) sau alipirea prin difuzie folosindu-se Ti sau Zr ca materiale de interfata

[81]. Urmand aceste rute de obtinere, au fost produse componente masive precum tevi

[82]. Unele deficiente au fost observate le expunerea acestor materiale compozite la

temperaturi inalte [83] sau in timpul iradierii cu neutroni [84] si mai multe solutii care

ar putea imbunatati comportarea W in urma iradierii cu neutroni au fost deja

investigate [85-87]. Acestea acopera procedee clasice de aliere sau preimplantare cu

ioni, iar recent a fost sugerat faptul ca o solutie ar putea fi si utilizarea unor folii din

W dopat cu K [88].

In acest context, lucrarea de fata se concentreaza pe producerea compozite

laminate bazate pe W obtinute prin metoda FAST (field assisted sintering technique,

o alta denumire echivalenta SPS). Avantajul evident a acestui mod de obtinere de

laminate, este faptul ca intreg procesul este foarte rapid si mai ales ca partea de

procesare la temperaturi inalte (in particular aici prin temperaturi inalte intelegem

temperaturi mai mari de 1000-1200 °C, adica temperatura de recristalizare a W)

dureaza doar cateva minute, chiar daca folosim impreuna cu W in compozite materiale

cu puncte inalte de topire precum Ti sau V. Drept consecinta fenomenul de

recristalizare este redus, fapt esential pentru conservarea proprietatilor mecanice bune

ale foliilor de W. In acelasi timp se pot atinge temperaturi apropiate de temperaturile

de topire ale celorlalte metale, facand din procesul de alipire un proces similar

procesului de brazare.

In cazul laminatelor W-Cu, W este mai incalzit decat Cu si la intefata W-Cu ,

caldura se transfera de la W catre Cu. Adaugand efectul suplimentar al descarcarilor

electrice, Cu va incepe sa se topeasca la suprafata si pot aparea fie infiltratii in

defectele de pe suprafeta W, fie micro-bule de Cu topit (datorita tensiunii superficiale)

care pot avea un efect de fragilizare asupra W. In aceste situatii se vor crea tensiuni in

suprafata W cu posibila propagare in interior si producere de fracturi sau chiar

detasari/delaminari de material. Pe de alta parte, in cazul utilizarii unor metale mai

prost conductoare electric decat W (cum sunt de exemplu Fe, Pd, Ti, V) acestea din

urma se vor incalzi mai puternic in comparatie cu W prin efect Joule, atingand in cazul

ideal o temperatura in care devin quasi-fluide, alipirea devenid un proces de brazare.

Primele compozite stratificate realizate prin FAST au fost laminatele W-Cu,

pentru care au fost determinati parametri optimi de proces in functie de grosimea si

numarul foliilor utilizate. In general forta aplicata nu trebuie sa depaseasca valorile

care genereaza o presiune de ~35 MPa, iar temperaturile de procesare se situeaza in

zona de 780-850 °C. Valorile mai joase sunt necesare pentru compozitele cu folii de

Cu mai groase groase si cu un numar mai mare de perechi de folii W-Cu. Trebuie

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

22

precizat ca odata cu descresterea grosimii foliilor de Cu ajustarea parametrilor devine

din ce in ce mai dificila, pentru folii de exemplu de 7 m acest lucru nefiind practic

posibil

Figura 53. Laminat W-Cu realizat din folii de W si Cu de 100 m cu parametrii optimi de

proces (imagine de electroni retro-imprastiati).

In contrast pentru cazul foliilor cu grosimi de 100 m se pot obtine materiale

perfect uniforme si fara deformari, asa cum este ilustrat in figura 53. La o magnificare

crescuta se poate de asemenea observa faptul ca interfata W-Cu este usor zimtata

(serated interface) si nu prezinta discontinuitati, fapt care dovedeste calitatea imbinarii

realizate prin FAST. Aceasta a fost investigata prin masuratori ale conductibilitatii

termice, analizandu-se rezitenta termica de contact. Analiza coeficientului de dilatare

termica masurata in lungul foliilor arata ca la temperaturi de pana la circa 150 °C,

comportarea laminatului respecta regula amestecului direct, ceea ce implica ca

materialul se afla intr-o stare in care atat W cat si Cu se comporta elastic. Odata cu

cresterea temperaturii se trece la o stare in care W continua sa se comporte elestic dar

Cu devine progresiv plastic Drept urmare, valorile expansiunii termice descresc.

Analiza proprietatilor mecanice a fost realizata in colaborare cu grupul de la KIT [89].

Rezultatele obtinute la diferite temperaturi au evidentiat in cazul incercarilor la

tractiune ca probele produse in grupul nostru sunt perfect comparabile cu cele similare

produse prin alipire prin difuziune termica la KIT in ceea ce priveste modulul de

elesticitate, rezistenta la rupere si valoarea limitei de curgere aparenta si usor

superioare in ceea ce priveste alungirea la rupere. Si incercarile la impact (Charpy) in

functie de temperatura au evidentiat valori similare pentru temperatura de tranzitie de

la ductil la casant si pentru energia Charpy (circa 6 J). Pe langza timpul redus de

procesare, un avantaj important al procesarii FAST este scalabilitea spre productie

industriala prin utilizarea unui sistem hibrid care combina incalzirea asistata de camp

electric cu laminarea la cald. Un prototip pentru un astfel de echipament a fost

proiectat si testat in INCDFM la scala de laborator, obtinandu-se astfel de laminate

W-Cu intr-un proces dinamic de roluire.

Magdalena GALATANU

23

Al doilea tip de laminat abordat este W-V. Avand o temperatura de topire mult

mai inalta decat Cu (cu peste 800 °C mai mare), V este un element promitator pentru

cazul unui divertor conceput cu fluid de racire operand la temperaturi inalte. In plus,

avand o rezistivitate electrica mai mare decat W, V se preteaza pentru o alipire prin

FAST apropiata de brazare. In aceasta situatie ne punem intrebarea daca putem

optimiza procesul de imbinare FAST in asa fel incat sa nu depasim temperatura de

recristalizare a W (circa 1200 °C), dar obtinand totusi un material robust. Aceasta s-

ar putea dovedi insa o tinta greu de atins, deoarece investigatii deja realizate [26]

asupra laminatelor W-V procesate prin alipire prin difuziune termica au aratat

prezenta porilor Kirkendall, rezultati in urma deplasarii interfetei inspre metalul cu

coeficient de difuzie mai mare (efectul Kirkendall). In cazul FAST, pentru o

temperatura de circa 1200 °C si o presiune de 40÷45 MPa pentru un laminat W-V

format din 20 de perechi de folii de W de 110 m si V de 127 m, se pot obtine

materiale netensionate, cu straturi uniforme si cu interfete usor zimtate („serated

interface”), ideale din punctul de vedere al imbinarii, calitatea care a fost demonstrata

si prin masuratori de transport termic. Pentru a verifica efectele expunerii la

temperaturi inalte, probele au fost incapsulate in fiole de quartz in vid la o presiune

de 10-6 mbar si incalzite cu o rata de incalzire de aproape 5 °C/min pana la 1000 °C.

Dupa 1000 de ore la aceasta temperatura (in jur de 6 saptamani), probele au fost racite

incet (cu o rata de 5 °C/min) pana la temperatura camerei. In mod surprinzator, nu a

putut fi decelata prezenta unor pori Kirkendall, in contradictie cu rezultatele obtinute

de grupul de la KIT [26]. Pentru a ne convinge daca procesarea prin FAST este

responsabila de aceasta imbunatatire semnificativa o serie de probe realizate in

aceleasi conditii si cu aceleasi materiale prin FAST in INCDFM au fost trimise la KIT

in vederea realizarii tratatamentului termic si a analizei prin microscopie. Desi o

anumita porozitate poate fi decelata in V dupa tratarea termica timp de 1000 ore,

aceasta are o distributie aleatoare in proba, total diferita de cea a probelor produse la

KIT. Mai mult, dupa expunerea la 1000 °C timp de numai 100 ore, in probele produse

prin FAST nu se pot observa deloc pori in timp ce in probele produse la KIT, prin

alipire prin difuziune termica, porii Kirkendall sunt deja clar vizibili. Prin urmare

diferenta de comportament intre cele doua tipuri de probe este astfel validata. Pentru

a exclude posibilitatea unei calitati mai proaste a foliilor de V utilizate la KIT au fost

produse prin FAST in INCDFM si specimene de laminate W-V cu acelasi V utilizat

la KIT. Probele astfel realizate au fost trimise la KIT pentru tratament termic si analiza

iar investigatia este in acest moment in desfasurare.

Al treilea si ultimul tip de laminat abordat in aceasta lucrare este W-Ti. Avand

o temperatura de topire mai inalta decat Cu (cu aproape 600 °C mai mare), si Ti este

un element promitator pentru cazul unui divertor conceput cu fluid de racire operand

la temperaturi inalte. La fel ca si V, Ti are o rezistivitate electrica mai mare decat W

si se preteaza la randul sau pentru o alipire prin FAST apropiata de brazare. In plus Ti

se poate lamina in folii foarte subtiri cu un cost rezonabil ceea ce il face viabil si pentru

procesare de laminate W-Ti la scala industriala. Suplimentar, Ti are si o buna

comportare in cazul iradierii cu neutroni, in acest sens existand diferite studii [90, 91].

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

24

Acestea sunt argumente importante pentru a dezvolta laminate W-Ti. Din nefericire,

expunerea indelungata la temperaturi inalte (1000 de ore la 1000 °C), duce la o

puternica interdifuzie a celor doua metale asa cum s-a putut constata atat in rezultatele

grupului de la KIT [83] obtinute pentru laminate W-Ti alipite prin difuziune termica,

cat si din rezultatele proprii. Aceasta comportare face ca laminatele W-Ti sa nu fie

acceptabile pentru pentru aplicatii care implica expunerea la temperaturi inalte. Avad

in vedere avantajele ipotetice mentionate initial pentru utilizarea foliilor de Ti in

laminatele W-Ti, au fost cautate solutii pentru a inhiba aceasta interdifuzie. O blocare

a interdifuziei W-Ti ar putea fi realizata in principiu prin crearea unei bariere de

difuzie intre foliile de W si Ti, adica utilizarea unui strat protector din alt material.

Aici pot fi avute in vedere doua variante. In prima am putea incerca sa oprim complet

difuzia metalelor, de exemplu utilizand un strat ceramic, dar proprietatile mecanice

proaste ale materialelor ceramice (lipsa ductibilitatii) ar contribui la deteriorarea

proprietatilor mecanice ale compozitului. O a doua varianta ar fi utilizarea unui strat

metalic (generic notat cu M), ales in asa fel incat in urma interdifuziei M-W pe de o

parte si interdifuziei M-Ti pe de alta parte sa genereze o bariera de concentratie, adica

sa conduca la interfata la concentratii de W si Ti situate in zona de separare intre faza

bogata in W si cea bogata in Ti. In urma analizarii posibililor candidati a fost ales Cr,

care formeaza un singur intermetalic cu Ti, TiCr 2 si doar solutii solide cu W. Pentru

a testa conceptul, folosind o tehnica de depunere in radiofrecventa (RF sputtering), au

fost depuse straturi subtiri de circa 100-150 nm de Cr pe ambele fete ale foliilor de W

cu grosimi de 100 m. Foliile de W cu depuneri au fost folosite impreuna cu folii de

Ti cu grosimi de 50 si 100 m pentru a produce laminatele W-Ti prin metoda FAST.

Figura 67. Morfologia unui laminat W-Ti produs prin FAST cu folii de W de 100 m (pe

suprafete a fost depus in prealabil un strat de Cr cu grosime de 100-150 nm) si folii de Ti cu

grosime de 50 m, dupa expunerea timp de 1000 ore la o temperatura de 1000 °C. In insertie

este prezentat un detaliu al interfetei acestui laminat. (imagini de electroni retro-imprastiati).

Asa cum au dovedit investigatiile morfologice prin SEM, stratul de Cr depus a

„supravietuit” procesului de imbinare prin FAST iar in urma unei analize de transport

Magdalena GALATANU

25

termic de tip multistrat efectuata pe aceste probe indica o valoare a rezistentei termice

de contact W-Ti de aproximativ 3×10-6 m2K/W, indicand un contact termic foarte

bun.

In figura 67 este prezentata morfologia unui laminat W-Ti cu interfete de Cr

dupa un tratament termic de 1000 ore la 1000 °C. Poza principala ofera o imagine de

ansamblu a probei aratand faptul ca foliile nu au suferit modificari in urma expunerii

indelungate la temperaturi mari. In insertia figurii este prezentat un detaliu al interfetei

W-Ti la magnificare crescuta. Se poate observa usor ca si dupa tratamentul de

imbatranire termica de 1000 ore interfetele nete sunt conservate si chiar si stratul

depus de Cr poate fi detectat. Evident, ne asteptam in acest caz ca acest strat sa contina

diferite concentratii de W si Ti. Pentru a putea caracteriza fenomenul complex de

interdifuzie W-Cr-Ti care are loc la interfata este necesara realizarea unei analize prin

microscopie electronica de transmisie de inalta rezolutie (HRTEM), impreuna cu

investigatii de spectroscopie de pierdere de energie a electronilor (EELS), in curs.

Concluzionand sectiunea dedicata compozitelor stratificate cu W putem afirma

ca metoda FAST de producere a acestor materiale constituie o solutie eficienta pentru

realizarea laminatelor de W si diverse metale. Rezultatele obtinute pot reintroduce

laminatele W-V si W-Ti in lista materialelor cu potential aplicativ in aplicatii destinate

reactoarelor de fuziune.

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

26

5. Materiale compozite cu matrice de Cu

a. Materiale de interfata in schimbatoare de caldura

In cazul divertorului, armura trebuie sa faca fata chiar in cazul stationar unui

flux de caldura de circa 10 MW/m2, iar in cazul unor evenimente tranzitorii sau

turbulente in plasma, acest flux de caldura poate avea valori si cu un ordin de marime

mai mari. Indiferent de comportarea materialului de armura, caldura absorbita trebuie

preluata mai departe de un sistem de racire, acest lucru realizandu-se printr-un

schimbator de caldura (heat sink) care preia caldura materialului si o transfera unui

fluid de racire. Exista mai multe scenarii avute in vedere pentru racirea divertorului,

grupate in doua concepte, unul implicand temperaturi joase ale fluidului de racire si

unul implicand temperaturi mai inalte ale acestui fluid. Primul caz este cel avut in

vedere si pentru ITER si face apel la racirea cu apa, iar cele de-al doilea caz implica

racirea cu He gazos la temperaturi inalte4.

Pentru scenariul de racire cu apa, in momentul de fata este avuta in vedere

utilizarea unor tevi realizate din materiale bazate pe Cu. In cazul cel mai fericit,

utilizand cele mai bune aliaje existente pe baza de Cu [92] cum sunt de pilda CuCrZr

sau GlidCop se pot crea sisteme de racire care sa reziste pana la temperaturi de 300-

350 ºC. Exista speranta ca, prin realizarea unor aliaje noi, cum sunt cele de tip ODS-

Cu [93], sau prin utilizarea Cu armat cu W in diferite forme [94], sa poata fi ridicata

temperatura de operare a acestor componente pana spre 400-450 ºC. Din pacate Cu si

aliajele bazate pe Cu incep sa reactioneze chimic cu apa la presiune si temperatura

ridicata. Astfel se apreciaza ca temperatura maxima a apei nu ar trebui sa depaseasca

150 ºC in mod normal si la limita sa atinga cel mult 200 ºC. Tinand seama si de

efectele de ciclare termica si iradiere cu neutroni, chiar si aceste valori ar putea fi prea

optimiste. Fiindca W din armura are o comportare buna abia peste 800 ºC, rezulta ca

este necesara introducerea unor materiale de interfata intre W si schimbatorul de

caldura bazat pe aliaje sau compozite din Cu.

Un astfel de material trebuie in mod evident sa indeplineasca cerintele tipice

utilizarii in reactoarele de fuziune (activare redusa, rezistenta la iradiere). In plus,

evident ca este necesar ca un material de interfata sa poata fi usor conectat atat cu W

cat si cu materiale bazate pe Cu, asigurand totodata si o solutie pentru reducerea

efectelor generate de diferentele dintre coeficientii de expansiune termica ai W si Cu.

In cadrul lucrarii de fata, pentru realizarea unor materiale de interfata intre W si Cu

au fost abordate doua directii complementare.

Prima dintre aceste directii este constituita de posibilitatea realizarii unor

materiale compozite W-Cu care sa asigure o trecere graduala de la W spre Cu. Este

4 Racirea divertorului sau a blanket-ului cu He la presiune inalta este conditionata de realizarea

unor materiale structurale adecvate, care in momentul de fata lipsesc. De asemenea,

contaminarea He cu T si reciproc constituie un risc in cazul unui accident in sistemul de racire.

Magdalena GALATANU

27

vorba de asa numitele materiale cu gradient functional, care in cazul de fata ar trebui

sa rezolve din start problema diferentei dintre coeficientii de expansiune termica si in

acelasi timp sa asigure o curgere fireasca a fluxului de caldura spre sistemul de racire.

Cea de-a doua directie abordata porneste de la presupunerea ca, indiferent de design-

ul divertorului, constrangeri legate de greutate sau/si functionalitate nu vor putea

permite reducerea temperaturii in armura de W suficient de mult pentru a nu afecta si

schimbatorul de caldura, adica temperatura la granita cu acesta va depasi limita

maxima admisa de circa 400 ºC. Un astfel de material ar trebui sa franeze curgerea

caldurii actionand ca o asa-zisa bariera termica.

b. Materiale cu gradient compozitional Cu-W

Materialele cu gradient functional (FGM) pot fi utilizate ca material de interfata

la imbinarea componentelor realizate din materiale cu proprietati diferite [95-99]. In

particular, in aplicatiile pentru DEMO, conectarea armurii cu materialele din zona de

transfer de caldura a reactorului constituie o adevarata provocare [38, 100, 101], iar

una dintre posibilele optiuni este de a folosi un FGM din W si Cu cu o grosime de

aproximativ 1-2 mm care sa faca legatura intre cele doua materiale. Din diagrama de

faze a Cu cu W rezulta faptul ca acestea nu sunt deloc metale miscibile [102], si in

acest caz pot deveni interesante pentru pentru realizarea de materiale compozite cu

gradient compozitional. Straturile cu concentratii diferite pot fi realizate cu diverse

metode, consolidarea in stare solida [96, 98, 103-108], interactia dintre Cu lichid si W

solid [109-111], sau prin diferite metode de depunere [95, 99, 112]. Infiltrarea Cu topit

intr-o matrice de W presinterizata se poate face prin diferite metode [110, 111, 113],

unele aplicabile deja industrial dar prezinta si unele dezavantaje precum goluri ce pot

persista in matricea de W.

O alternativa posibila este data de tehnica de sinterizare a pulberilor in camp

electric (SPS). In aceasta varianta de sinterizare, caracteristica esentiala a tehnicii

provine din sistemul de incalzire, fundamental diferit de cel clasic. In cadrul acestui

studiu, utilizand metoda SPS, au fost realizate diferite straturi compozite din wolfram-

cupru pornind de la pulberi nanometrice si micrometrice pentru ambele materiale.

Aceste straturi, avand compozitii W-Cu variate gradual, permit prin alipire realizarea

de materiale cu gradient functional. Un avantaj al metodei SPS este dat de faptul ca

se pot chiar realiza compozite cu mai multe straturi intr-un singur pas, realizand direct

materiale FGM. Au fost procesate prin SPS atat probe realizate dintr-un singur strat

(pentru a permite determinarea proprietatilor individuale in functie de compozitie) cat

si materiale FGM (cu mai multe straturi compozitionale). Au fost stabiliti atat

parametrii de proces optimi cat si limitele concentrationale in care por fi consolidate

astfel de materiale. Pentru probele realizate din graunti micrometrici de exemplu, o

limita minima a fost stabilita la ~20% concentratie volumetrica de Cu (~10% masic).

Pentru cuantificarea proprietatilor termice ale compozitelor din W-Cu, in aceast studiu,

a fost selectata limita volumica superioara a concentratiei de wolfram la 75%, in mod

simetric, cea mai joasa limita a concentratiei volumetrice de wolfram a fost aleasa 25%

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

28

si a fost analizata si compozitia intermediara cu 50% concentratie volumetrica W.

Pentru toate probele au fost analizate in detaliu densitatile, micro-structura si

proprietatile termo-fizice. Contrar asteptarilor initiale, s-a dovedit ca utilizarea

pulberilor nanometrice din W nu este oportuna, datorita formarii unor clusteri din Cu

topit acoperiti cu nanoparticule de W, asa cum se observa in figura 72. Nici utilizarea

pulberilor nanometrice de Cu nu este viabila, datorita aglomerarii greu controlabile a

grauntilor de Cu si generarea unor inomogenitati.

Figura 72. Iimagine de electroni secundari de detaliu pentru materialului compozit nm W-nm

Cu 1:3: aglomerarile sferice de W sunt formate din mici graunti de W,

cu dimensiuni de circa 60 nm.

Temperature (°C)

0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000

(

W/m

/K)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

SPS-ed m Cu SPS-ed m W

1 step WCu FGM (m Cu - m W)W60Cu40 (wt%) commercial

Figura 81. Conductibilitatea termica intre temperatura camerei si 1000 °C pentru un FGM W-

Cu realizat din pulberi micrometrice cu 3 straturi (1:3+1:1+3:1) avand o grosime totala de 1

mm. Pentru comparatie sunt prezentate si valorile pentru alte materiale (vezi in text).

Magdalena GALATANU

29

In urma analizei comparative a proprietatilor termofizice a fost demonstrat ca

cele mai bune valori pentru conductibilitatea termica sunt obtinute pentru combinatiile

din pulberi micrometrice si in continuare pentru realizarea de materiale FGM au fost

utilizate numai pulberile micrometrice.

Un rezultat notabil este faptul ca pentru materialul FGM, conductibilitatea

termica este aproape constanta pe tot interalul de temperatura, avand o valoare de

aproximativ 200 W/m/K, asa cum se poate observa in figura 81. Acesta valoare este

comparabila si chiar mai mare la temperaturi inalte decat valorile raportate in literatura

pentru probele obtinute prin sinterizare in camp de microunde la temperaturi peste

temperatura de topire a cuprului, [98] si cu mult mai mare decat cele raportate pentru

probe obtinute prin alte metode [96]. Din punct de vedere aplicativ, rezultatele

prezente [116] arata ca se pot produce prin procedee care tin de metalurgia pulberilor

materiale de tip FGM din W si Cu. Utilizarea sinterizarii asistata de presiune permite

realizarea unui astfel de material cu mai multe straturi intr-un singlu ciclu de

sinterizare. Metoda este utila pentru realizarea unor materiale FGM cu grosimi de

circa 1 mm (sau mai mari). Utilizand particule de W si Cu cu dimensiuni micrometrice

se pot obtine materiale FGM cu proprietati termo-fizice excelente, printr-o procedura

simpla si cu avantaje deosebite in ceea ce priveste forma si geometria componentelor.

c. Bariere termice din Cu cu dispersii ceramice sau C

Din punctul de vedere al transferului de caldura, un FGM W-Cu are valori ale

conductibilitatii termice intre cele ale W si Cu si prin urmare nu poate proteja

schimbatorul de caldura in cazul in care apare o supraincalzire a armurii. Chiar si in

cazul in care consideram conditii stationare de operare a divertorului, adica prezenta

unui flux de caldura stationar de 10 MW/m2, asa cum reiese din simulari FEM ne

aflam in situatia in care temperatura la partea superioara a blocului de Cu este situata

la circa 440 ºC, adica deasupra limitei acceptabile de operare pentru acest material.

Introducerea unui material suplimentar cu conductibilitate termica mai mica (~30

W/m/K) pe post de bariera termica este de natura sa scada temperatura la partea

superioara a blocului schimbator de caldura la valori de circa 310 ºC, acceptabila, de

pilda pentru un aliaj tipic CuCrZr [107].

Ne punem in continuare problema gasirii unui material adecvat pentru acest rol,

si in aceasta sectiune vom prezenta rezultatele obtinute [117, 118] in cautarea,

producerea si caracterizarea unor materiale adecvate pentru a putea fi utilizate pe post

de bariera termica in constructia divertorului. Intr-o prima faza ne concentram asupra

situatiei divertorului realizat sub forma de bloc de Cu (sau aliaj de Cu) cu placa

distincta de W drept armura. In faza urmatoare vom aborda situatia divertorului

conceput ca monobloc de W montat pe teava de aliaj CuCrZr.

Conceptul de bariera termica nu este nou, el este frecvent utilizat in industria de

prelucrare a metalelor precum si in domeniul motoarelor de aviatie si in cel spatial

[119-121]. In aceste cazuri este vorba in general de materiale, de obicei ceramice,

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

30

atasate unor materiale structurale metalice, dar materialele ceramice utilizate ca

bariere termice sunt fie poroase, fie contin boruri si in general sunt greu de prelucrat

si de alipit de materialele metalice. Mai mult, variatiile ciclice si rapide intre

temperaturi mult diferite produc deteriorari masive ale materialelor ceramice uzuale.

Toate aceste conditii le fac neutilizabile pentru aplicatii in reactoare de fuziune. Odata

cu evolutia studiilor privind plasmele de fuziune si a experimentelor efectuate la

diferite facilitati in special la JET, nevoia introducerii unor materiale cu acest rol a

devenit din ce in ce mai clara. [122, 123].

Pe langa rolul principal de a controla curgerea fluxului termic prin

componentele divertorului, materialul de tip bariera termica trebuie de asemenea sa

indeplineasca criteriile de activare redusa si sa nu retina tritiu, conditii similare cu cele

impuse pentru materialul de armura din W [124, 125]. Apoi el trebuie sa permita o

alipire facila dar in acelasi timp rezistenta cu cele doua materiale adiacente, respectiv

cu armura de W si schimbatorul de caldura din aliaj de Cu si sa elimine stresurile

termo-mecanice generate de coeficientii de expansiune termica diferiti ai W si Cu. Au

fost propuse si studiate diferite compozite, precum Cu-diamant [126], W-Cu FGM

[112, 116, 127-129] sau alte diverse compozite W-Cu [130]. Toate aceste materiale,

prezinta conductibilitati termice si coeficienti de expansiune termica situate intr-un

interval dintre cele doua valori ale Wsi Cu, furnizand o tranzitie graduala intre

materiale si, micsorand stresul intre interfete. Astfel de materiale si compozite nu pot

insa juca si rolul propriu-zis de bariera termica. Pentru a fi eficienta o bariera termica

trebuie sa aiba conductibilitatea termica semnificativ mai mica decat cea a

materialelor adiacente, in particular mai mica decat cea a W. Una din cele mai

promitatoare alternative propuse initial [123] a fost constituita de Cu spongios (Cu-

foam). Astfel de materiale se pot realiza in ziua de azi relativ usor la nivel industrial

si, pe langa conductibilitatea termica mult mai scazuta decat a metalului in forma

clasica, prezinta si avantajul ca pot acomoda usor efectele generate de dilatari termice

diferite. Din pacate, porozitate evident foarte mare, creaza probleme privind

acumularea de tritiu si in cazul expunerii la temperaturi mari sunt posibile modificari

ireversibile ale geometriei si dimensiunilor materialului.

In aceaste conditii ne-am gandit la utilizarea pe post de bariere termice a unor

compozite metalo ceramice si am propus o metoda simpla de producere a acestora

prin sinteriezare asistata de camp electric SPS, metoda care permite realizarea unor

compozite pe baza de Cu cu un continut mare (10-40 % volumetric) din diferite

materiale dispersate (oxizi, SiC, C). Desi utilizarea Cu (avand o conductibilitate

termica mare) poate parea paradoxala pentru obtinerea unei bariere termice, exista

cateva criterii importante care au stat la baza alegerii sale ca material matrice. In

primul rand este vorba de faptul ca permite o alipire facila atat cu W cat si cu toate

aliajele sau compozitele pe baza de Cu. In acelasi timp, Cu nu este miscibil cu W si

prin urmare nu pot aparea compusi intermetalici la interfata cu W, chiar daca

temperatura in timpul functionarii se apropie de cea de topire a cuprului. Din punctul

de vedere al materialelor dispersate, evident au fost alese materiale care nu sunt

miscibile si nu interactioneaza chimic cu materialul matrice. Mai mult, atat carbura de

Magdalena GALATANU

31

siliciu cat si carbonul sunt deja luate in considerare si folosite in aplicatii pentru

fuziune, iar oxizii sunt materiale cu conductibilitate termica redusa, folositi de obicei

ca dispersii pentru a intari aliajele. Al si Y nu sunt elemente cu grad redus de activare,

dar pot fi acceptate in prima instanta daca sunt in cantitati mici.

Materialele bariere termice bazate pe cupru, au fost preparate folosind pulberi

de cupru micrometrice (APS=1 m) si nanometrice (APS=40-60 nm). Materialele

folosite ca dispersii au fost pulberi nanometrice de oxizi Y2O3 (APS = 20 nm), Al2O3

(APS = 20 nm), carbura de siliciu, SiC (APS = 20 nm), grafena (APS~ 5 nm × 50 m),

precum si pulbere micrometrica de carbon sau fibe scurte de carbon cu continut scazut

de cenusa.

Au fost stabilite conditiile optime de procesare pentru fiecare material in parte

si au fost realizate analize morfo-structurale si ale proprietatilor termo-fizice pentru

toate combinatiile investigate, stabilandu-se astfel corelatiile intre material,

concentratii si proprietati pe baza carora sa poata fi selectat materialul dorit in functie

de proprietati. Si in acest caz, nano-structurarea matricii de Cu nu este o solutie viabila,

in pofida posibilitatii de a obtine din start valori mai reduse ale conductibilitatii

termice la aceeasi concentratie de material dispersat, deoarece in urma dupunerii al

ciclare termica sunt in final atinse valori similare cu cele ale probelor cu matrice din

Cu micrometric. Pentru materialele cu matrice de Cu micrometric, din punctul de

vedere al transportului termic, selectia se poate face utilizand o diagrama ca cea din

figura 90.

Figura 90. Reducerea difuzivitatilor termice pentru materialele bariere termice exprimate

ca procent din valorii difuzivitatii cuprului pur la temperatura limita de operare

Este interesant de observat ca in timp ce materialele compozite de tipul Cu-oxizi

prezinta o reducere puternica a difuzivitatii termice la concentratii mari de dispersii,

efect natural si de asteptat, datorita conductibilitatii termice cu valori scazute a

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

32

oxizilor, compozitele de tipul Cu-SiC au o performanta mult mai buna in concentratii

mai mici, desi carbura de siliciu are valori mari ale conductibilitatilor termice la

temperatura camerei (100-350 W/m/K). Avand in vedere faptul ca pe de o parte

dimensiunile particulelor dispersate sunt in principiu de aceeasi marime si

temperaturile lor de topire si de sinterizare sunt situate in aproximativ acelasi domeniu

de temperatura, iar pe de alta parte observatia ca morfologiile probelor produse cu

aceste dispersii par similare, reducerea difuzivitatilor termice este cel mai probabil

datorata calitatii interfetelor.

Rezultatele acestei prime etape [117] arata ca este posibila utilizarea unor

compozite metalo-ceramice cu matrice de Cu si dispersii de oxizi, carburi sau C pe

post de bariere termice. Cele mai bune materiale obtinute in acesta etapa sunt cele cu

dispesii de C micrometric (fibre scurte) si cele cu dispersii de SiC. Acestea indeplinesc

atat conditiile necesare privind conductibilitatea termica (pentru cazul divertorului cu

placa distincta de W) cat si pe cele privind coeficientii de dilatare termica pentru

intervale de operare cuprinse intre temperatura camerei si 1000 °C. Utilizarea pentru

producerea acestor materiale a unei tehnologii care tine de metalurgia pulberilor ofera

certe avantaje legate de versatilitatea metodei, care pe de o parte permite o determinare

cu precizie a continutului de material dispersat si implicit a proprietatilor sale termo-

fizice, iar pe de alta parte poate fi folosita pentru a obtine o gama larga de probe cu

forme si dimensiuni diferite.

Valorile obtinute pentru conductibilitatea termica in cazul materialelor studiate

ating la limita maxima de concentratie posibila pentru compozitele din Cu cu dispersii

de C micrometric (~50% volumetric) si alumina nanometrica (~40% volumetric)

valoarea necesara in cazul unui divertor de tip monobloc din W de 10 W/m/K. Aceasta

se intampla insa doar la temperaturi de peste 900 ºC.

Un design de tip monobloc din W pentru divertor, similar cu cel din cadrul ITER

[131], implica constrangeri suplimentare pentru eventualele bariere termice utilizate

ca interfata, intre armura de W si schimbatorul de caldura din aliaj de Cu. In conceptul

de divertor monoblock [132], armura din W este in forma de prisma rectangulara si o

teava de CuCrZr trece prin mijlocul componentei din W. Din start, spre deosebire de

cazul divertorului cu placa distincta de W, in conceptul de monobloc W nu se poate

pune problema inlocuirii unui bloc de W deteriorat, situatie care impune din start

mentinerea mult mai riguroasa a W in fereastra optima de operare, adica in domeniul

800÷1200 ºC [40, 133-135]. Pe de alta parte conservarea rezistentei mecanice a

tubulaturii din CuCrZr, inclusiv in zona de contact cu W impune o atentie maxima,

avand in vedere riscul de aparitie al fisurilor, pentru ca in acest caz schimbatorul de

caldura este redus la nivelul tevii, fara a mai beneficia de blocul protector de material

similar. Evident, avand in vedere conceptul, materialul de tip bariera termica va avea

forma unui inel lat si subtire, ceea ce impune producerii acestuia fie intr-o forma de

banda flexibila, fie direct sub forma de inel, in ambele cazuri materialul trebuind sa

aiba o plasticitate adecvata la temperatura la care se realizeaza imbinarea

componentelor.

Magdalena GALATANU

33

Tinand cont de rezultatele precedente, ne-am propus ca in cazul conceptului de

divertor cu monobloc din W sa investigam compozitele Cu-ZrO2 ca potentiale

candidate pentru materiale de tip bariera termica. ZrO2 este un material ceramic cu o

temperatura de topire ridicata, cu o valoare dintre cele mai mici ale conductibilitatii

termice pentru un oxid, si care prezinta o compatibilitate buna cu Cu. Aceasta ar putea

permite eventuala obtinere a unor conductibilitati termice mai reduse la concentratii

mai mici de material dispersat. Materialele bariere termice Cu-ZrO2 au fost preparate

folosind pulberi micrometrice de Cu (APS=1 m) si pulberi nanometrice de ZrO2

(APS = 20 nm) de la US Research Nanomaterials, Inc. Si in acest caz au fost stabiliti

parametrii optimi de proces in functie de concentratie, iar probele obtinute au fost

caracterizate morfo-structural si din punctul de vedere al proprietatilor termo-fizice.

Surprinzator, pentru compozitele Cu-ZrO2, fractie de oxid poate fi mult mai mare,

atingand chiar si 90% volumetric. Mecanismul raspunzator pentru aceste proprietati

este rezultatul metodei de procesare si al capacitatii Cu de a uda zirconia. Acestea

conduc pentru concentratii mari de oxid la formarea unei matrici de Cu de tip fagure,

cu pereti foarte subtiri, asa cum este ilustrat in figura 98.

Figura 98. Morfologia probei compozite Cu-ZrO2 cu 60% volumetric de ZrO2 sinterizata la

930 ºC, redata prin imaginea SE a probei.

Si aici au fost realizate analize morfo-structurale si ale proprietatilor termo-

fizice pentru toate combinatiile investigate, stabilandu-se astfel corelatiile intre

material, concentratii, parametrii de proces si proprietati pentru a putea selecta

materialul adcvat cerintelor. La concentratii foarte mari de zirconia, de ordinul 90%

volumetric, conductibilitatea termica atinge valori extrem de joase, de ordinul a 1

W/m/K (vezi figura 101). Astfel de valori sunt inferioare ceramicilor izolatoare,

inclusiv cele determinate pentru oxidul de zirconiu care prezinta valori de circa 1,5-2

W/m/K. Acest fapt este surprinzator, avand in vedere ca proba compozita retine cel

putin la curenti mici proprietati electrice similare metalelor. Din punctul de vedere al

conductibilitatii termice, putem spune ca materialele cu zirconia sunt net superioare

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

34

celorlalte compozite testate si pot juca cu succes rolul de bariera termica chiar si in

straturi cu grosimi mici, sub milimetrice.

Figura 101. Conductibilitatea termica pentru compozitele Cu – ZrO2 cu concentratii mari de

zirconia, sinterizate la temperatura de 830 °C.

Pentru a intelege mai bine mecanismele de conductie termica in probe, au fost

investigate conductibilitatile electrice ale probei cu 70% volumetric de zirconia si

cele ale unei probe din spuma de Cu (63% porozitate) pentru comparatie. Analiza

comparata a coeficientilor de transport electric si termic a permis intelegerea

mecanismelor care contribuie la descresterea conductibilitatii termice.

Unul dintre cele mai mari avantaje de a avea Cu in materialele pentru bariere

termice este dat de faptul ca datorita Cu compozitul poate fi usor alipit de ambele

componente din divertor, armura de W si respectiv schimbatorul de caldura din

CuCrZr. Lipirea se poate realiza usor prin diferite metode cum sunt alipirea prin

difuzie, brazarea, tehnologia FAST (field assisted sintering technique), alipirea prin

HRP (hot radial pressing, deja folosit pentru componentele divertorului ITER si

DEMO). In studiul de fata, a fost testatata tehnologia de imbinare FAST care permite

alipirea in timp scurt a celor trei componente.

Prin urmare, in aceasta etapa secunda am demonstrat ca se pot produce materiale

compozite Cu-ZrO2 cu o fractie neasteptat de mare de continut oxidic, pana la 90%

volumetric. Pentru materialele care au in compozitie in jur de 80%, s-au obtinut cele

mai mari valori ale densitatilor, in timp ce valoarile conductibilitatilor termice scad

sub 10 W/m/K pe intreg intevalul de temperatura (de la camera la 1000 °C). O

conductibilitate electrica metalica este pastrata chiar si de materialele cu concentratie

mare de zirconia in compozitie. In acelasi timp, coeficientii de expansiune termica au

valori convenabile din punctul de vedere al diminuarii stresului la jonctiunea W –

Magdalena GALATANU

35

CuCrZr, fiind in jurul valorii de 7×10-6 K-1, intre valorile pe care le au W si Cu. Aceste

proprietati fac aceste materiale ideale pentru a fi folosite ca BT in cadrul conceptului

de divertor cu monobloc de W pentru reactorul de fuziune DEMO. In figura 109 este

prezentata o simulare pentru rolul unei astfel de bariere.

5. Concluzii

In cadrul acestei lucrari au fost sintetizate si analizate o serie de noi materiale si

compozite destinate utilizarii in reactoare de fuziune nucleara, in particular utilizarii

lor in constructia divertorului sau/si blanketului unui astfel de reactor. Aceasta

potentiala destinatie impune in mod particular in cazul divertorului necesitatea unei

comportari bune in fluxuri mari de caldura, iar in cazul blanketului o comportare

foarte buna in fluxuri mari de neutroni. In ambele situatii aceste materiale trebuie sa

indeplineasca criteriul de activare redusa, impermeabilitate cat mai buna la tritiu,

precum si conditii particulare de rezistenta mecanica. De asemenea este important,

avand in vedere costurile de constructie si operare ca aceste materiale sa fie

imbunatatite pentru a rezista la unele posibile accidente, cum sunt cele rezultate din

pierderea fluidului de racire sau fluctuatii mari ale plasmei pe parcursul functionarii

reactorului.

In acest sens lucrarea prezenta abordeaza trei clase de materiale5:

ceramice si compozite ceramice bazate pe SiC, cu potentiala utilizare atat

ca materiale structurale cat si ca materiale functionale;

materiale si compozite din W, cu potentiala utilizare ca materiale de armura

si ca materiale structurale;

materiale de interfata intre armura de W si schimbatorul de caldura realizat

din Cu sau aliaje pe baza de Cu.

Studiile efectuate au avut in vedere intelegerea si optimizarea tehnologiilor de

procesare (consolidare si respectiv imbinare) pe de o parte, iar pe de alta parte

5 Toate aceste materiale au fost procesate in INCDFM, utilizand tehnica de sinterizare asistata

de camp electric, mentionata in continuare prin SPS (spark plasma sintering) in cazul materialelor obtinute din pulberi si prin FAST (field assisted sintering technique) in cazul

materialelor obtinute din folii metalice sau pentru imbinarile de materiale solide. Depunerile de

straturi subtiri utilizate in studiul „laminatelor de W” au fost realizate in INFLPR (grupul condus de Dr. G. Dinescu). Morfologia si microstructura probelor astfel realizate a fost investigata

utilizand tehnici de microscopie electronica de baleiaj si difractometrie de raze X, iar

proprietatile termo-fizice ale materialelor au fost analizate in urma masuratorilor efectuate cu diferite alte echipamente din infrastructura INCDFM. Investigatiile realizate prin micro-

tomografie de raze X au fost realizate in INFLPR (grupul condus de Dr. I Tiseanu) iar expunerea

materialelor in fluxuri de plasma si fascicule de electroni au fost realizate tot in INFLPR (grupul

condus de Dr. C Ticos). Testele mecanice au fost realizate la KIT-IAM in colaborarea

EUROfusion cu grupul condus Dr. J. Reiser.

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

36

caracterizarea si explicarea proprietatilor materialor astfel obtinute. Pe langa aspectele

de fizica fundamentala implicite in intelegerea comportamentului materialelor

obtinute, evaluarea acestora a fost facuta si prin prisma posibilitatilor de utilizare a lor

in cadrul unui reactor de fuziune. Cele mai importante rezultate obtinute in aceasta

lucrare sunt punctate in continuare, mentionand si dezvoltarile avute in vedere pentru

viitor.

Principalele rezultate privind compozitele cu matrice

nanostructurata de SiC

Utilizand SPS au putut fi sintetizate materiale din SiC avand densitati

apropiate de cea teoretica (98-99%) fara a afecta morfologia nanostructurata

a probelor. Am demonstrat ca in functie de parametrii de proces SPS

(presiune si temperatura) pot fi realizate materiale SiC avand

conductibilitati termice cu valori foarte mici, inclusiv de ordinul

2-3 W/m/K. Asfel de materiale pot avea aplicatii in canalele de ghidare a

fluidului de racire in versiunea de blanket racit dual, cu He si eutecticul din

Pb-Li.

In cazul in care in astfel de matrici SiC nanostructurate sunt introduse

dispersii metalice am aratat ca este posibil, chiar in cazul unor concentratii

mici de aditii, de numai cateva procente, sa se obtina cresteri semnificative

ale conductibilitatii termice, rezultand valori ale acesteia crescute cu pana

la circa 300% in cazul utilizarii dispersiilor de W nanometric.

A fost propusa o solutie tehnologica de alipire a SiC cu materialul de armura

W care permite realizarea unei imbinari robuste si in acelasi timp evita

carburarea W la interfata.

Pentru imbunatatirea in continuare a densitatii matricii de SiC au fost

analizate diferite combinatii de precursori (pulberi SiC) cu granulatii

diferite si au fost determinate combinatiile optime necesare unei densitati

mari (peste 99% din valoarea teoretica).

A fost elucidat mecanismul care contribuie la sinterizarea buna a SiC prin

SPS excluzand utilizarea unor aditivi stimulatori de sinterizare.

Am demonstrat ca in cazul utilizarii unor combinatii de pulberi

micrometrice si nanometrice de SiC, imprastierea purtatorilor de caldura pe

interfetele dintre grauntii nanometrici si cei micrometrici constituie

mecanismul principal de limitare al transportului termic.

Ajustarea corespunzatoare a proportiilor de pulberi micrometrice de SiC in

matricea nanostructurata de SiC permite realizarea de compozite SiC-SiC

cu conductibilitati termice margand pana la 36 W/m/K la temperatura de

1000 °C, mult superioara cerintei de 20 W/m/K impusa de proiectul pentru

un material structural bazat pe SiC.

Magdalena GALATANU

37

Avand in vedere rezultatele obtinute in lucrarea de fata, in perioada

urmatoare ne propunem dezvoltarea de materiale de matrice pe baza de SiC

cu diferite alte dispersii metalice precum si de compozite cu astfel de matrici

intarite cu fibre.

Principalele rezultate privind materialele si compozitele din W cu

potential de utilizare pe post de armura in reactoare de fuziune

Prin optimizarea parametrilor de proces SPS si utilizand diferite combinatii

de pulberi de W cu granulatii mergand de la cateva zeci de nanometri pana

la cateva zeci de micrometri au fost realizate materiale cu densitati de pana

la 97% din valoarea densitatii teoretice.

In urma expunerii la jeturi dense de plasma in pulsuri s-a evidentiat faptul

ca cea mai buna performanta o au materialele cu granulatie mica, in jur de

1 micrometru. Acest rezultat a fost implementat pentru realizarea

componetelor machetelor de divertor care urmeaza sa fie realizate in

INCDFM in vederea testelor in fluxuri mari de caldura care vor fi efectuate

la GLADIS. Cateva din monoblocurile din W realizate in INCDFM in acest

scop sunt prezentate in figura 109.

Figura 109. Monoblocuri din W de 800 nm produse prin SPS in INCDFM.

Au fost realizate prin SPS si investigate din punctul de vedere al

proprietatilor termofizice materiale cu matrice de W si dispersii de SiC, Fe,

Cr, Ir si Re in diferite concentratii.

Pentru compozitele din W cu dispersii de SiC rezultatele obtinute sunt

contradictorii, concentratii mici de SiC implica in general proprietati

structurale si termofizice mai bune in timp ce concentratii mai mari de SiC

conduc la materiale cu proprietati termofizice mai proaste dar cu o

comportare mai buna in fluxuri de caldura, asa cum a rezultat in urma

experimentelor de iradiere cu electroni de 6 MeV in aer utilizand

acceleratorul liniar ALID 7 din INFLPR.

Pentru compozitele din W cu dispersii din metale cu temperaturi inalte de

topire (Re si Ir) rezultatele obtinute sugereaza pe de o parte ca utilizarea Re

nu este o solutie viabila, W si Re neformand un aliaj la procesarea prin SPS.

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

38

Pe de alta parte, in compozitele W-Ir a fost observata o structurare

interesanta a Ir care merita o investigatie mai consistenta pentru a intelege

modul de formare si a putea optimiza materialul in vederea unei utilizari in

cadrul divertorului DEMO, avand in vedere si faptul ca materialul are

conductivitati termice ridicate iar pentru o concentratie de Ir de 5% s-a

obtinut si o comportare acceptabila in urma experimentelor de iradiere cu

electroni de 6 MeV in aer.

Pentru compozitele din W cu dispersii de Cr rezultatele prezente sunt

contradictorii. Pe de o parte la procesarea prin SPS se produce alierea

partiala a W cu Cr in detrimentul omogeneitatii microscopice si asociat cu

o scadere semnificativa a conductiei termice, iar pe de alta parte prezenta

Cr imbunatateste comportamentul materialului la oxidare in atmosfera

uscata sau si umeda, asa cum au aratat experimentelor de iradiere cu

electroni de 6 MeV in aer..

Pentru compozitele din W cu dispersii de Fe, in cazul materialelor cu

concentratii volumetrice sub 5%, am demonstrat ca topirea repetata a Fe in

matricea de W nu afecteaza materialul.

Avand in vedere aceste rezultate ne propunem in viitor investigarea detaliata

a unor compozite cu matrice de W continand diverse combinatii de Ir, otel

si SiC pentru a testa posibilitatea obtinerii unor materiale potrivite pentru

armura divertorului DEMO.

Principalele rezultate privind compozitele stratificate din W cu

potential de utilizare ca material structural in reactoare de

fuziune

A fost testata posibilitatea procesarii prin FAST a compozitelor stratificate

cu folii din W si alte metale asa-numitele „laminate de W”. Am putut arata

ca tehnologia este pe deplin fezabila producand materiale de calitate cu

forme si dimensiuni diferite intr-un timp foarte scurt si mai mult, este

scalabila spre productia industriala.

Pentru laminatele W-Cu procesate prin FAST au fost stabilite conditiile

optime de presiune si temperatura in timpul procesarii si au fost produse

materiale cu proprietati mecanice si termofizice similare cu cele obtinute

prin alipire prin difuziune termica la KIT, asa cum au aratat investigatiile

efectuate in paralel in INCDFM si KIT.

Pentru laminatele W-V procesate prin FAST au fost stabilite conditiile

optime de presiune si temperatura in timpul procesarii si au fost produse

materiale care nu prezinta efecul Kirkendall in urma expunerii prelungite la

temperaturi inalte (1000 ore la 1000 °C), in contrast cu materialele produse

prin difuziune termica la KIT. Acest rezultat remarcabil a fost verificat prin

experimente incrucisate efectuate in INCDFM si KIT.

Magdalena GALATANU

39

Pentru laminatele W-Ti (care fusesera excluse din lista de solutii posibile

datorita inter-difuziei puternice intre W si Ti) a fost propusa si testata solutia

utilizarii unei bariere de difuzie, prin utilizarea unui strat de Cr de 100-150

nm depus pe suprafetele de W. Am demonstrat experimental ca aceasta

procedura ofera rezultatele scontate, stratul de Cr supravietuind atat

procesului de alipire cat si testelor de imbatranire termica. Materialele astfel

produse prezinta o interfata neta W-Ti chiar si dupa expunerea timp de 1000

ore la temperatura de 1000 °C.

Pe baza acestor rezultate care pot reintroduce laminatele W-V si W-Ti in

lista materialelor cu potential in aplicatii destinate reactoarelor de fuziune,

a fost demarat deja in INCDFM in colaborare cu KIT un studiu dedicat

investigarii proprietatilor termomecanice si termofizice ale laminatelor W-

V si W-Ti.

Pentru a putea caracteriza fenomenul complex de interdifuzie W-Cr-Ti care

are loc la interfata din laminatele W-Ti avem in vedere un studiu amplu

implicand diferite metode avansate incluzand HRTEM-EELS si SIMS-

TOF.

Principalele rezultate privind materiale de interfata intre armura

de W si schimbatorul de caldura din Cu sau aliaje pe baza de Cu

In vederea realizarii unor materiale de interfata cu gradient compozitional,

au fost produse prin SPS compozite W-Cu in diferite proportii volumice,

utilizand atat pulberi nanometrice cat si micrometrice din ambele materiale.

Au fost analizate proprietatile termofizice ale acestor materiale si au fost

stabilite corelatiile dintre acestea si proprietatile micro-structurale si

morfologice ale materialelor.

Cele mai bune rezultate au fost obtinute in cazul utilizarii particulelor cu

dimensiuni micrometrice si pe baza unor astfel de combinatii de pulberi am

demonstrat fezabilitatea realizarii unui material cu gradient functional W-

Cu in grosime de 1 mm, intr-un proces. SPS de un singur pas. Materialul

obtinut prezinta proprietati termice foarte bune, cu o conductibilitate

termica aproape constanta de circa 200 W/m/K de la temperatura camerei

si pana la 1000 °C, surclasand valorile raportate pana in prezent in literatura.

A fost de asemenea demonstrata posibilitatea utilizarii FAST pentru

imbinarea compozitelor FGM W-Cu cu materialele adiacente W si CuCrZr,

in vederea utilizarii ca material de interfata in cadrul divertorului unui

reactor de fuziune de tip DEMO.

Pentru ultima versiune de monobloc de W al divertorului DEMO este

necesar un material de interfata de tip bariera termica, cu rolul de a mentine

pe cat posibil materialul de armura si cel al schimbatorului de caldura in

ferestrele de temperatura de operare proprii si de a reduce tensiunile

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

40

mecanice generate la interfata W-CuCrZr in urma urma ciclarii termice. In

acest sens au fost realizate prin SPS o serie de compozite din Cu si diverse

dispersii din materiale ceramice sau C.

Au fost investigate proprietatile termofizice pentru compozitele produse

prin SPS din Cu cu Y2O3, Al2O3 SiC, ZrO2, C micrometric, C nanometric si

grafena si au fost stabilite corelatiile compozitie-proprietati structurale –

proprietati termofizice in vederea selectionarii celor mai adecvate materiale

pentru diferite concepte de divertor.

A fost testata si demonstrata fezabilitatea imbinarii prin FAST a acestor

materiale cu materialele adiacente W si CuCrZr in vederea implementarii in

machete de divertor.

Cel mai surprinzator rezultat este legat de demonstrarea posibilitatii de a

realiza prin SPS compozite perfect consolidate Cu-ZrO2 cu proportii

volumetrice de ZrO2 de pana la 90%, in conditiile unei temperaturi de

procesare sub temperatura de topire a Cu. Aceasta situatie neasteptata, mult

sub limita teoretica de contiguitate a fost explicata pe baza unei morfologii

particulare (de tip fagure) care se formeaza in urma adecvarii parametrilor

de proces SPS la compozitie.

Au fost asfel obtinute materiale cu proprietati electrice de conductor si

conductibilitati termice de izolator cu valori coborand sub 1 W/m/K, sub

valoarea conductibilitatii termice a ZrO2 (~1.5 W/m/K) care este unul din

cei mai buni izolatori termici ceramici.

Pe baza rezultatelor si materialelor obtinute in acest studiu a fost propusa o

tehnologie de lucru, schitata in figura 110, pentru producerea unor

monoblocuri de divertor DEMO incluzand bariere termice cu gradient

compozitional realizate astfel incat sa permita mentinerea W si CuCrZr in

ferestrele de temperatura de operare optime [136]. Acesta tehnologie este

folosita in prezent in INCDFM pentru realizarea unor machete de divertor

in vederea efectuarii de teste in fluxuri mari de caldura.

Figura 110. Schita a procesului tehnologic de implementare a unor bariere termice cu gradient

compozitional in monoblocul de W pentru divertorul DEMO. Pe baza acesteia sunt in curs

de realizare in INCDFM machete de divertor in vederea testarii in fluxuri mari de caldura.

Magdalena GALATANU

41

7. Bibliografie

[1] Francesco Romanelli et al., “Fusion Electricity A roadmap to the realisation of fusion

energy” (2013) ISBN 978-3-00-040720-8, https://www.euro-fusion.org [2] M. Sehila et al., Fusion Sci. Technol. 66 (2014) 38.

[3] P. Yvon et al., Journal of Nuclear Materials. 385(2) (2009) 217.

[4] J.W. Coenen et al., JET SCIENCE MEETING (2014) [5] M.R. Gilbert et al., J.Nucl. Fusion 51 (2011) 043005.

[6] M.R. Gilbert et al.,J.Nucl. Fusion 52 (2012) 083019.

[7] M.R. Gilbert et al., J.Nucl. Mater. 442 (2013) S755.

[8] S.J. Zinkle et al., Fusion Engineering and Design. 51–52 (2000) 55.

[9] Y. Katoh et al., Current Opinion in Solid State & Materials Science 16 (2012) 143.

[10] C.P. Deck et al., Progress in Nuclear Energy 57 (2012) 38. [11] Y. Katoh et al., Journal of Nuclear Materials 417 (2011) 400.

[12] A. Iveković et al., Fusion Engineering and Design 100 (2015) 638.

[13] H. Yang et al., Ceramics International 41 (2015) 14692. [14] H.Yang et al., Ceramics International 41 (2015) 11651

[15] C.P. Deck et al., Progress in Nuclear Energy 57 (2012) 38.

[16] D.H. Jeong et al., J. Korean Ceram. Soc. 20 (1983) 115. [17] M. Galatanu et al., Fusion Engineering and Design 88 (2013) 2598.

[18] T. Taguchi et al., Journal of Nuclear Materials 417 (2011) 348.

[19] K. Shimoda et al. Composite Science and Technology 71 (2011) 326. [20 ] H.J. Yu et al., Fusion Engineering and Design 85 (2010) 1693.

[21] A. Bereciartu et al., Fusion Engineering and Design 86 (2011) 2526.

[22 ] Y.J. Lee et al., IOP Conf. Series-Mater. Sci. and Eng. 18 (2011) 162014. [23] I. Tiseanu et al. Fusion Engineering and Design 86 (2011) 1646.

[24] A.G. Evans. Acta Materialia 45 (1997) 23.

[25] H. Noto et al., Nuclear Materials and Energy 9 (2016) 411. [26] J. Reiser et al., Int. J. of Refractory Metals & Hard Materials 69 (2017) 66.

[27] J. Hennicke et al., CFI-CERAMIC FORUM INTERNATIONAL 81 (2004) E14.

[28] S. Grasso, et al., Sci. Technol. Adv. Mater. 10 (2009) 053001. [29] M. Suárez, et al., InTech Open: Materials Science: “Sintering Applications” (2013)

ISBN 978-953-51- 0974-7.

[30] B. Riccardi,et al., J.Nucl. Mater. 329-333 (2004) 56. [31] Pi-Yueh Chuang et al., Int. J. of Heat and Mass Transfer 61 (2013) 490

[32] S. Eric et al., Annual Review of Materials Research 42 (2012) 179.

[33] W. Chen, et al., Materials Science and Engineering A 394 (2005) 132.

[34] L. Geuntak et al.,Acta Materialia 144 (2018) 524

[35] M. Galatanu et al., trimisa spre publicare la Ceramics Int. [36] T. Donne et al., “European Research Roadmap -SOFT 2018 to the Realisation of Fusion

Energy”, versiune updatata 2018, https://www.euro-fusion.org

[37] G. Federici et al., Fusion Eng. Des. 109–111 (2016) 1464. [38] F. Crescenzi et al., Fusion Eng. Des. 124 (2017) 432.

[39] J.H. You et al. Fusion Eng. Des. 124 (2017) 364.

[40] L. Bukonte et al., J. Appl. Phys. 115 (2014) 123504. [41] F.. Koch et al., J.Nucl. Mater 386–388 (2009) 572.

[42] S. Antusch et al., Nuclear Materials and Energy 3–4 (2015) 22.

[43] G. Pintsuk et al., Phys. Scr. T167 (2016) 014056. [44] M. Dias et al., Fusion Eng. Des. 98–99 (2015) 1950.

[45] C.M. Ticos et al.¸ Applied Surface Science 434 (2018) 1122.

[46] M. Wirtz et al, J. Nucl. Mater. 443 (2013) 497.

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

42

[47] Y. Kikuchi, et al., J. Nucl. Mater. 438 (2013) S715.

[48] M.S. Ladygina et al., Nukleonika 60 (2015) 293.

[49] J.P. Tran-Huu-Loi et al., Mater. Sci. 20 (1985) 199. [50] B. Gludovatz et al., Phil. Mag. 19 (2011) 3006-3020

[51] B. Gludovatz, “Fracture behaviour of tungsten”, PhD-thesis, Univ. Leoben, 2010.

[52] D. Rupp, S.M. Weygand, J. Nucl. Mater. 386–388 (2009) 591. [53] D. Rupp et al., Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 28 (2010) 669.

[54] D. Rupp, S. Weygand, Phil. Mag. 90 (2010) 4055.

[55] B. Gludovatz et al., Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 28 (2010) 674. [56] M. Rieth, A. Hoffmann, Adv. Mater. Res. 59 (2009) 101.

[57] M. Rieth et al., Adv. Sci. Technol. 73 (2010) 11.

[58] M. Faleschini et al., J. Nucl. Mater. 367–370 (2007) 800. [59] M. Faleschini et al., Nano Eng. Mater. Struct. B 2T15 (2006) 445.

[60] H. Kurishita et al., Mater. Sci. Eng. A 477 (2008) 162.

[61] H. Kurishita et al., J. Nucl. Mater. 398 (2010) 87. [62] A. Calvo et al., Fusion Engineering and Design 124 (2017) 1118.

[63] Suresh Telu et al., Int. J. of Refractory Metals and Hard Materials 36 (2013) 191.

[64] T. Wegener et al., Nuclear Materials and Energy 9 (2016) 394. [65] A. Litnovsky et al., Nuclear Materials and Energy 12 (2017) 1363.

[66] M. Rieth, A. Hoffmann, Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 28 (2010) 679.

[67] S. Wurster, et al., J. Refract. Met. Hard Mater. 28 (2010) 692. [68] L. Romaner et al.,Phys. Rev. Lett. 104 (2010) 195503.

[69] M. Rieth et al, J. Nucl. Mat. 417 (2011) 463.

[70] S. Novak et al., prezentata la SOFT 2018 si trimisa spre publicare la J. Nucl. Mat. [71] Z.M. Xie et al., Scientific Reports 5 (2015) 16014.

[72] J. Riesch et al, Physica Scripta T159 (2014) 014031.

[73] G. Pintsuk et al., “European Materials Development: Results and Perspective”, SOFT 2018 paper trimisa spre publicare la Fus. Eng. and Design.

[74] A. Calvo et al., Int. J. of Refractory and Hard Materials 73 (2018) 29.

[75] A. Litnovsky et al., Fus. Eng. Des., https://doi.org/10.1016/j.fusengdes.2018.04.028 [76] M. Park et al., Journal of Alloys and Compounds 611 (2014) 433.

[77] J. Reiser ey al., J. Nucl. Mater. 423 (2012) 1.

[78] J. Reiser et al., J. Nucl. Mater. 424 (2012) 197. [79] J. Reiser et al., J. Nucl. Mater. 434 (2013) 357.

[80] A.A.N. Németh et al., Int. J. Refract. Met. and Hard Mater. 50 (2015) 9.

[81] J. Reiser et al., J. Nucl. Mater. 436 (2013) 47. [82] J. Reiser et al. Adv. Eng. Mater. 17 (2015) 491.

[83] J. Reiser et al., Int. J. Refrac. Met. and Hard Mater. 51 (2015) 264.

[84] L.M. Garrison et al., J. Nucl. Mater. 481 (2016) 134.

[85] Z. Chen et al., J. Nucl. Mater. 472 (2016) 110.

[86] D.E.J. Armstrong, T.B. Britton, Mater. Sci. Eng. A 611 (2014) 388.

[87] T. Koyanagi et al., J. Nucl. Mater. 490 (2017) 66. [88] T. Palacios et al., Int. J. Refrac. Met. and Hard Mater. 48 (2015) 145.

[89] A. Galatanu et al., SOFT 2018 paper, trimisa spre publicare la Fus. Eng. Design

[90] J.L. Brimhall et al., Radiation Effects 9 (1971) 273. [91] I. V. Gorynin et al., Plasma Devices and Operations 4 (1996) 235.

[92] A. Li-Puma et al., Fusion Eng. Des. 88 (2013) 1836.

[93] G. Carro et al., Fusion Eng. Des. 124 (2017) 1156. [94] A.v. Müller et al., Fusion Eng. Des. 124 (2017) 455.

[95] Pintsuk G. et al.,.J. Mater Sci: 42 (2007) 30.

[96] T. Xi et al., Int. J Refrac Metals Hard Materials 42 (2014) 193. [97] J. Matejícek et al., Fusion Eng Des. 100 (2015) 364.

[98] R. Liu et al., J. Nucl Mater. 431 (2012) 196.

Magdalena GALATANU

43

[99] J. Song J.et al., J. Nucl. Mater.442 (2013) S208.

[100] M. Rieth et al., J. Nucl. Mater. 442 (2013) S173.

[101] D. Stork et al., J Nucl Mater. 455 (2014) 277. [102] J. Kim et al., Nanostructured Materials 10 (1998) 283.

[103] B. Sun.et al., Int. J Refrac Metals and Hard Materials 45 (2014) 76.

[104] Z. Xiaoyong et al., Rare Metal Mater Eng. 44 (2015) 2661. [105] A. Elsayed et al., J. Alloys Comp 639 (2015) 373.

[106] X.L. Shi et al., Materials Characterization 60.(2009) 133.

[107] L. Zhang et al., J. Alloys Comp. 588 (2014) 49. [108] D. Edwards et al., Phil. Mag: 92 (2012) 4151.

[109] J.L. Johnson et al., Metall Mat. Transactions A. 36A (2005) 1565.

[110] J.L. Johnson et al., Metall Mat. Transactions A. 36A (2005) 2814. [111] L. Xu et al., J. Alloys Comp. 592 (2014 ) 202.

[112] M. Richou et al., Fusion Engineering and Design 124 (2017) 338.

[113] Y. Itoh et al., Fus Eng Des 31 (1996) 279. [114] L. Duan et al., Int. Journal of Refractory Metals and Hard Materials 46 (2014) 96.

[115] Y.J. Lee et al., Materia Lett 60. (2006) 2000.

[116] M. Galatanu et al., Mater. Res. Express 5 (2018) 026502 [117] M. Galatanu et al., Fusion Eng. Des. 124 (2017) 1131.

[118] M. Galatanu et al., Fusion Eng. Des. 127 (2018) 179.

[119] T.H.J. Squire, J. Marschall, J. Eur. Ceram. Soc. 30 (2010) 2239–2251. [120] G. Pulciet al., J. Therm. Spray Technol. 20 (2011) 139.

[121] S.Dimitriu et al., Adv. Mater. Res. 1114 (2015) 190.

[122] D. Maisonnier, et al., Nucl. Fusion 47 (2007) 1524. [123] T.R. Barrett, et al., Fusion Eng. Des. 98–99 (2015) 1216.

[124] N. Baluc, et al., Nucl. Fusion 47 (2007) S696.

[125] K. Sugiyama, et al., Nucl. Fusion 50 (2010) 035001. [126] W. Shen, et al., Fusion Sci. Technol. 66 (2014) 260.

[127] G. Pintsuk, et al., Fusion Eng. Des. 66–68 (2003) 237.

[128] Z. Zhou, et al., J. Nucl. Mater. 363–365 (2007) 1309. [129] J.H. You, et al., J. Nucl. Mater. 438 (2013) 1.

[130] M. Schöbel, et al., J. Nucl. Mater. 409 (2011) 225.

[131] T Hirai et al. Physica Scripta T159 (2014) 014006. [132] J.H. You et al, Fus. Eng. Des. 109–111 (2016) 1598.

[133] M. W. Thompson , Philosophical Magazine 51 (1960) 278.

[134] F. Ferroni et al., Acta Materialia 90 (2015) 380. [135] S.L. Wen et al., Fus. Eng. Des. 109 (2016) 569.

[136] M. Galatanu et al., SOFT 2018 paper, trimisa spre publicare la Fus. Eng. Design

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara

44

Articole si prezentari proprii in domeniul tezei de doctorat:

Articole ISI:

“Cracks and nanodroplets produced on tungsten surface samples bydense plasma jets”

C.M. Ticos, M. Galatanu, A. Galatanu, C. Luculescu, A. Scurtu, N. Udrea, D. Ticos, M.

Dumitru, App. Surf. Sci. 434 (2018) 1122.

“Thermophysical properties of Cu-ZrO2 composites as potential thermal barrier materials for a

DEMO W-monoblock divertor”

M. Galatanu, M. Enculescu, A. Galatanu, Fus. Eng. Des. 127 (2018) 179.

“High temperature thermo-physical properties of SPS-edW-Cu functional gradient materials “

M. Galatanu, M. Enculescu, A. Galatanu, Mater. Res. Express 5 (2010) 026502.

“Thermal conductivity and diffusivity of Cu-Y alloys produced bydifferent powder metallurgy

routes”

G. Carro, A. Munoz, M.A. Monge, B. Savoini, A. Galatanu, M. Galatanu, R. Pareja

Fus. Eng. Des. 124 (2017) 1156.

“Cu-based composites as thermal barrier materials in DEMO divertor components“

M. Galatanu, M. Enculescu, G. Ruiu, B. Popescu, A. Galatanu,

Fus. Eng. Des. 124 (2017) 1131.

"Direct sintering of SiC-W composites with enhanced thermal conductivity“

M. Galatanu, B. Popescu, M. Enculescu, I. Tiseanu, T. Craciunescu, A. Galatanu,

Fus. Eng. Des. 88, p. 2598-2602, (2013)

Trimise recent la publicare:

“Thermophysical and mechanical properties of W-Cu laminates produced by FAST joining”

A. Galatanu, M. Galatanu, M. Enculescu, J. Reiser, S. Sickinger, SOFT 2018 paper, trimisa la

Fus. Eng. Des.

“Development of W-monoblock divertor components with included thermal barrier interfaces”

M. Galatanu, M. Cioca, A. Ighigeanu, G. Ruiu, M. Enculescu, B. Popescu, A. Galatanu

SOFT 2018 paper, acceptata (corectii minore) la Fus. Eng. Des.

Prezentari orale la conferinte:

“Morphology and thermo-physical properties of SPS-ed SiC ceramics and composites”

M. Galatanu, M. Enculescu, S. Cretu, A. Galatanu

keynote: Annual Intenational Conference ROMPHYSCHEM 2016 (September 21-24, 2016,

Galati, Romania)

“W-metal laminates: using W paradox to develop W based structural materials by FAST”

M .Galatanu, M. Enculescu, G. Ruiu, A. Galatanu

EURATOM-FUSION RU Day, May 14th, 2015

“Thermal properties of micro- and nano- structured W-Cu functional gradient materials”

M. Galatanu, M. Enculescu, A. Galatanu

“The 25th Symposium on Thermal Analysis and Calorimetry–Eugen SEGAL” (April 15th,

2016, Bucharest, Romania)

Postere:

Magdalena GALATANU

45

“Light as a tool for investigation of materials for energy: Laser Flash Analyses”

M. Galatanu, S. Cretu, G. Ruiu, M. Enculescu, A. Galatanu

“Lights of the world” conference 30.10 – 1.11.2015, Bucharest, Romania

“Tungsten based composite materials obtained by Spark Plasma Sintering as possible armour

materials for fusion reactors”

M. Galatanu, M. Enculescu, A. Galatanu

at IBWAP 2016 (July 7-9, 2016, Constanta, Romania)

“Cu-based composites as thermal barrier materials in DEMO divertor components”

M. Galatanu, M. Enculescu, G. Ruiu, B. Popescu, A. Galatanu

at SOFT 2016, 29th Symposium on Fusion Technology, (September 5-9, 2016, Prague, Czech

Republic)

“Functional interfaces in W-Ti and W-V laminates”

M. Galatanu, M Enculescu, G. Ruiu, C. Stancu, G. Dinescu, A. Galatanu,

at IBWAP 2017, Constanta, Romania, July 11-14, 2017

“Thermophysical properties of W based plasma facing materials for fusion reactors”

M. Galatanu, M. Enculescu, G. Ruiu, A. Galatanu

“17th Conference on Plasma Physics and Applications“, Magurele, Romania, June 15-20, 2017

“Thermal barriers for DEMO W-monoblock divertor”

M. Galatanu, M. Enculescu, G. Ruiu, B. Popescu, A. Galatanu

“16th International Conference on Plasma-Facing Materials and Fusion Applications“,

Duesseldorf/Neuss, Germany, May 15-19, 2017

“Development of W-monoblock divertor components with included thermal barrier interfaces”

M. Galatanu, M. Cioca, A. Ighigeanu, G. Ruiu, M. Enculescu, B. Popescu, A. Galatanu

SOFT 2018 paper, submitted to Fus.Eng. Des.

Co –autor la materiale prezentate la conferinte (alt prezentator): 11

Premii:

M. Galatanu, M. Enculescu, M. Cioca, A. Galatanu, GOLD MEDAL and Diploma of

Excellence pentru “Tehnologie SPS pentru realizarea de componente W-Cu ale divertor-ului

reactorului de fuziune de tip ITER”, ed. XIII International Inventics Salon PRO INVENT, Cluj

Napoca, 25-27.03 2015

M. Galatanu, G. Ruiu, S. Cretu, M. Enculescu, A. Galatanu, GOLD MEDAL and Diploma of

Excellence pentru “Multi-metal, multi-ceramic stratified composite” ed. XIV International

Inventics Salon PRO INVENT, Cluj-Napoca 2016

M. Galatanu, G. Ruiu, M. Enculescu, A. Galatanu GOLD MEDAL and Diploma of Excellence

pentru “Metallic Cu-based thermal barriers with insulator like thermal conductibility” ed. XV

International Inventics Salon PRO INVENT, Cluj-Napoca 2017

M. Galatanu, G. Ruiu, M. Enculescu, A. Galatanu GOLD MEDAL pentru “Metallic Cu-based

thermal barriers with insulator like thermal conductibility” European Exhibition of Creativity

and Innovation EUROINVENT, Iasi, 2017