高強度金型の熱クラックを抑止する設計指針に関する研究
東京都立大学 システムデザイン学部 機械システム工学科教授 若山 修一（2019 年度 一般研究開発助成 AF-2019026-B3）
キーワード：高強度金型材料，熱クラック，ディスク・オン・ロッド試験

１．研究の目的と背景加工の高速化、高応力化に伴い、金型や切削工具等の耐久性・耐磨耗性を向上させるために超硬合金の利用が普及しているが、さらに被加工品の表面性状の向上を目指し、

２．実験方法2.1 試験片
試験片には代表的なエンジニアリングセラミックスであるアルミナセラミックスを用いた。

より表面平滑度の高いサーメット、さらにはセラミックス

試験片原料はアルミナ粉末として大明化学工業（株）製の使用が推進あるいは検討されている。しかしながら、こタイミクロン TM-DAR を使用し、一軸圧縮、冷間等方加れらの材料は塑性変形能が低い本質的な脆性材料であり、圧(Cold Isostatic Press, CIP)により成形体を製作した。そし耐熱衝撃性が低いことが弱点になっている。て成形体を楕円形状に加工後、高温大気炉にて昇温速度

塑性加工中には、摩擦により金型が局所的に急加熱され5 ℃/min.で焼結温度 1,500 ℃まで加熱し 2 時間保持してる場合や、加熱された金型の表面が潤滑油で急冷される場焼結体を得た。その後、試験片の中心部に予き裂の発生起合に大きな熱応力が発生し、その繰り返し(熱疲労破壊)点としてビッカース圧痕を導入し、ブリッジインデンテーで熱クラックが発生することがある。また、押し出し金型ション法により予き裂を導入した。予き裂導入後、試験片を型枠に焼ばめで設置しようとした際に即時破断(熱衝撃表面を 0.3 mm 研削し、残留応力を除去した。予き裂と長破壊)を生じる例も知られている。これらの問題を解決す軸の角度を変化させることにより、き裂先端のモード比をるためには、熱応力を十分に考慮した金型設計技術や耐熱変化させた。また試験片内の水分による応力腐食割れによ衝撃性に優れた材料の開発が不可欠であり、熱クラックのる強度低下を考慮し真空中で 150 ℃、2 時間保持で乾燥し発生および進展、すなわち熱衝撃(疲労)破壊メカニズムのた。

解明および評価法の確立がこれらの材料および金型等の作製後に測定した試験片の見掛け密度、かさ密度および信頼性を確保するためのキーテクノロジーといっても過開気孔率はそれぞれ 3.96 g/cm3、3.95 g/cm3 および 0.26 %言ではない。

であった。開気孔率は 1％未満であり十分ち密な試験片が従来の熱衝撃破壊試験は、加熱した試験片を水中投下に得られた。また試験片の平均粒径は 4.55 μm であった。

よって急冷し、その残留応力を測定する方法が用いられており、セラミックスの場合は JIS R 1648「ファインセラ

2.2 ディスク・オン・ロッド試験

ミックスの熱衝撃試験方法」 に規格化され、サーメット

前述のように、熱クラック発生挙動を理解するには、推にも利用されている。しかしながら、この試験では、評価移する熱応力場と、その下でのミクロ損傷の発生進展によできるのは臨界温度差のみであり、材料間の耐熱衝撃性のって生じる熱クラックの発生過程の両方を同時に評価す

相対的な比較しかできない、などの問題点が指摘されている必要がある。著者らは新たな熱衝撃破壊試験方法としてる。熱衝撃破壊は、局所的な急冷や急加熱に起因する熱流ディスク・オン・ロッド(Disc-on-Rod)試験法を開発して束によって形成される温度場によって生じる遷移的な熱きた(1-3)。図１にディスク・オン・ロッド試験の概要を示

応力の下で、ミクロ損傷が発生・蓄積して巨視き裂(熱クす。本試験では、予加熱したディスク状薄板試験片に低温ラック)が生成される現象であり、熱衝撃の際の熱応力のに保持した金属ロッドを接触させ中央部のみを冷却する評価、およびき裂の発生・進展などの破壊過程の評価、のことにより２軸引張熱応力を発生させて熱衝撃を与える。

2 つを同時に行うことが不可欠である。

その際、金属ロッド下部に AE センサを取付け、金属ロッそこで本研究では、高強度金型における熱クラック発生ドを冷却媒体及び導波棒として用いることにより、AE セ防止技術の開発を目的とし、高強度金型に用いられる超硬ンサを熱から保護すると同時に微視割れなどの損傷に伴合金、サーメットおよびセラミックスの熱クラック発生おう AE 信号を検出し微視破壊過程を評価することが可能でよび進展挙動の評価手法の開発を行った。特に、本研究である。また、試験中の試験片表面の温度分布を赤外線カメは、最も脆性的な破壊挙動を示すセラミックスを研究対象

ラでモニタリングし、有限要素解析によって熱応力場の時とした。後述のような著者らが開発したディスク・オン・間履歴を計測している。なお、試験片の板厚は直径に比べロッド試験を利用して、予き裂を含む試験片に種々の熱応て十分小さいため、板厚方向の応力は無視でき、平面応力力比の熱衝撃を与え、様々な破壊モード(開口/せん断の混としての取り扱いが可能である。

合モード)下での熱クラック進展挙動を評価した。

析を行った。き裂を導入した楕円形試験片のモデルを作成し、ディスク・オン・ロッド試験を伝熱解析と構造解析の赤外線加熱炉連成問題として模擬した。
モデルは厚さを 0.6 mm とし、一般的なアルミナの物性試験片試験片値を与えた。所定の初期温度から、全体の表面を室温(25 ℃)に急冷した。その際、ロッドとの接触部以外には空気との熱伝達係数(5 W/m2・K)を与え、接触部の熱伝達金属ロッド係数を大きくすることで中央部のみの急冷を再現した。
試験片とロッドの寸法、予き裂の長さと角度のほか、初期加熱温度 T0 を変えた解析を行い、き裂先端のモード比に着目し、最適な試験条件を検討した。

AE センサ
予加熱

急冷

図１

ディスク・オン・ロッド試験の概要

３．結果および考察
3.1 熱応力解析による試験片・ロッドの形状の決定および試験片の作製

2.3 ディスク・オン・ロッド試験システム

種々の条件で熱応力解析を行った結果、試験片中心部の図２にディスク・オン・ロッド試験システムの模式図を

熱応力比の挙動は試験片とロッドの形状、予き裂の長さと示す。円板もしくは楕円板試験片を IR ランプで加熱し、角度に強く依存し、試験片とロッドの接触部の熱伝達係数

ホルダごと回転・降下させて、冷却ロッドと接触させた。

や初期温度は熱応力比、開口／せん断モード比にはほとん

その際、降下速度をエアダンパで制御し、接触による AEど影響しないことが示された。
本研究では、試験片の長径を 25 mm で固定し、試験片信号を抑制している。
試験中、IR カメラを用いて試験片表面の温度分布を約の短径、ロッドの長径および短径を変更し有限要素解析を60 fps で計測した。また、微視損傷の蓄積過程を明らかに行った。その結果、予き裂が長軸上である場合は、開口モするために、銅ロッド下部に取り付けられた AE センサをード（ModeⅠ）となり、長軸とき裂の角度が 30°の場合用いて AE 計測を行った。FET 内蔵の高感度 AE センサにせん断モード（ModeⅡ）の成分が最大になることが明（(株)富士セラミックス製 M204A、共振周波数 180 kHz）

らかになった。

を用いた。AE 測定条件は、プリアンプゲイン 10 dB、測定周波数 25～2,000 kHz、しきい値 22.8 dB とした。き裂進

3.2 ディスク・オン・ロッド試験

展経路はデジタルビデオカメラで撮影した映像から決定

本研究では、予き裂を導入したアルミナセラミックスをした。その後、有限要素解析ソフトウェア「Marc/Mentat用いてディスク・オン・ロッド試験を実施した。また試験

2018」を用いてき裂経路を反映した 2 次元モデルを作成し、を行う際、予き裂と試験片の長軸の間の角度を変化させる

試験中に測定した温度分布データを導入して構造解析をことにより、き裂先端のモード比を変化させた。
図３に、典型的な試験結果として、予き裂を試験片の長おこなった。

軸上に導入した試験片のディスク・オン・ロッド試験の結2.4 試験条件の決定(熱応力場の FEM 解析)

果を示す。図には、試験片の画像およびその時点における実験に先立ち、所望の熱応力比およびモード比（開口／試験開始（ロッド接触時）からの時間を示している。このせん断モード比））の得られる試験片および冷却ロッドの画像より、試験開始から 0.11 秒後にき裂が小さく不安定形状、予き裂長さ、予き裂角度を決定するため、熱応力解進展し、その後停止する様子が確認された。また、0.46

図２

ディスク・オン・ロッド試験システム

図３

ディスク・オン・ロッド試験中のき裂進展挙動（右端は試験後の試験片）秒後、0.67 秒後にもき裂の小さな不安定進展と停止を繰素解析モデルに導入した。その後、構造解析を行い、仮想返している。したがって、熱応力下で、き裂は巨視的にはき裂閉口法を用いることで、き裂先端におけるエネルギ解安定成長しているものの、実際には、小規模の不安定成長放率を算出した。と停止を間欠的に繰返していることが理解される。

図５に、予き裂が長軸上にある試験片のディスク・オ

また、図３は、開口モード（ModeⅠ）のみでせん断モ

ン・ロッド試験から得られた熱応力下でのき裂進展抵抗をード（ModeⅡ）成分がない場合であるが、き裂が若干の示す。図中、横軸は初期き裂長さからのき裂進展長さであ偏向があるものの、おおむね直線的に進展していることがり、縦軸はき裂進展抵抗、すなわち開口モード（Mode Ⅰ）わかる。

き裂進展抵抗 GIR、せん断モード（Mode Ⅱ）き裂進展抵抗

図３から測定したき裂進展量および AE 発生挙動を図４

GIIR および総き裂進展抵抗 GR（＝GIR＋GIIR）である。図よに示す。図中、実線が AE 累積エネルギであり、AE 信号のり、き裂の進展にともなって、き裂進展抵抗 GR が上昇す強度の累積値を表している。また、プロットした点が個々ることが確認される。また、せん断モードの GIIR は極めての AE 信号の振幅値であり、破線がき裂進展量である。図小さく開口モードの GIR が支配的であり、実験前の有限要より 0.11 秒後にき裂が大きく進展する不安定成長が確認

素解析結果とよく一致している。

され、それに伴い AE 信号が発生し、AE エネルギが急増し以上のように、熱応力下でのき裂進展挙動と熱応力分布ていることが確認される。またその後、き裂が時間の経過を精度良く記録し、両者を対応させて有限要素解析することともに間欠的に進展していくことが確認でき、結果としとで、熱応力下でのき裂進展抵抗を評価できる技術が開発て巨視的にき裂が安定成長したことが理解される。そして、されたといえる。

き裂の小規模な不安定進展に伴って AE 信号が検出され、全体として、き裂の安定成長とともに、AE エネルギが増加することが確認できる。

４．結び
本研究では、高強度金型材料の熱クラック発生・進展を防止することを最終目標として、セラミックスの熱応力下3.3 熱応力下でのき裂進展抵抗のき裂進展過程を評価した。楕円形の薄板試験片に予き裂試験中、き裂経路をビデオカメラによって特定し、IRを導入し、著者らの開発したディスク・オン・ロッド試験

カメラで記録した温度分布を、き裂経路を反映した有限要で熱衝撃を与えた。予き裂の角度を変化させることで、

図４

ディスク・オン・ロッド試験中の AE 累積エネルギ(実線)、AE 振幅(赤点)およびき裂進展量(破線)の推移図５

熱応力下でのき裂進展抵抗

謝

様々な開口（Mode Ⅰ）／せん断（Mode Ⅱ）比が得られる。

辞試験中のき裂進展挙動をビデオカメラで記録した。き裂経本研究の遂行に対し、公益社団法人 天田財団から研究路を導入した有限要素モデルを作成し、試験中に IR カメ

助成金によってご支援いただいたことを記し、心より謝意

ラで測定した温度分布を境界条件として与え、構造解析にを表します。

よって熱応力分布を求め、き裂先端のエネルギ解放率を算出した。
その結果、き裂は巨視的には安定成長したものの、実際には、小規模の不安定成長と停止を間欠的に繰り返す不連

参考文献
1） S. Wakayama, S. Kobayashi and T. Wada, Journal ofAcoustic Emission, Vol.23, pp. 150-155 (2005)

続過程であることが明らかになった。また、き裂進展に伴

2） T. Sakai, S. Wakayama, G. Kametani, K.Yoshida and T.

い、き裂進展抵抗は向上した。セラミックスにおけるこのAkatsu, Bulletin of JSME Mechanical Engineering

ようなき裂進展抵抗の向上挙動は、機械的応力下では多数

Journal, Vol. 1, No. 1, pp. 1-10 (2014)

報告されているが、本研究では、国内外で初めて熱応力下でのき裂進展抵抗の評価に成功した。
高強度金型の熱破壊を防止するためには、熱クラックの発生のみならず進展過程を解明することが不可欠であり、本研究により、熱クラック防止のための基礎的知見が得られたといえる。

3） T. Akatsu, H. Takashima, Y. Shinoda, F. Wakai and S.
Wakayama, Int. J. Appl. Ceram. Technol., 1–9 (2016)