Magdalena GALATANU UNIVERSITATEA DIN BUCURESTI SCOALA DOCTORALA DE FIZICA Rezumatul tezei de doctorat Studii asupra materialelor compozite avansate de

UNIVERSITATEA DIN BUCURESTI SCOALA DOCTORALA DE FIZICA Rezumatul tezei de doctorat Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 2018 Doctorand: 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 EUROfusion i 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.

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 1

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/m 2 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/m 2. 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.

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. 3

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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/m 2 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 4

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. 5

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

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]. 7

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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 retroimprastiati. 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 X 1. 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]. 8

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. 9

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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 contact 2 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. 10

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 11

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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. 12

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 13

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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. 14

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 asanumitele 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. 15

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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], neam 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 16

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 (~10 22 /m 3 ) 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/m 2 pentru un singur puls de plasma. Maximul de densitate al plasmei a fost de aproximativ 1.6 10 22 /m 3, 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 17

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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. 18

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 10 10 e/cm 2 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 19

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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 inalte 3. 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. 20

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 21

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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. 22

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]. 23

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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 24

termic de tip multistrat efectuata pe aceste probe indica o valoare a rezistentei termice de contact W-Ti de aproximativ 3 10-6 m 2 K/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. 25

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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/m 2, 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 inalte 4. 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. 26

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 designul 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 wolframcupru 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% 27

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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. 500 450 400 350 SPS-ed m Cu SPS-ed m W 1 step WCu FGM ( m Cu - m W) W60Cu40 (wt%) commercial (W/m/K) 300 250 200 150 100 50 0 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 Temperature ( C) 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). 28

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/m 2, 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, 29

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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 (Cufoam). 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 30

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 31

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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 termofizice, 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. 32

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-ZrO 2 cu 60% volumetric de ZrO 2 sinterizata la 930 ºC, redata prin imaginea SE a probei. Si aici au fost realizate analize morfo-structurale si ale proprietatilor termofizice 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 33

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara celorlalte compozite testate si pot juca cu succes rolul de bariera termica chiar si in straturi cu grosimi mici, sub milimetrice. 34 Figura 101. Conductibilitatea termica pentru compozitele Cu ZrO 2 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

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 materiale 5 : 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 microtomografie 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. 35

Studii asupra materialelor compozite avansate destinate reactoarelor de fuziune nucleara 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. 36

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. 37