.

は じ

めに

微量の水素によって材料の強度特性が劣化する水素脆性
は，近年の水素エネルギーの利用システム材料や自動車材料の高強度化などでも重要課題である．しかし，半世紀以上にわたる問題にもかかわらず，その実体の解明は意外に遅れていたといえよう．大きな理由は水素の挙動を検出する実験的な困難さにあるが，水素脆性が学際的，すなわち電気化学や表面科学，材料物性，破壊現象としての固体力学に関わる問
題で，それぞれの分野を総合した観点が必ずしも十分でなかったことが挙げられる．
水素脆性はいうまでもなく破壊現象で，水素の役割は最終

図1的な破壊特性だけではなく，破壊過程において理解されなけ

水素添加した低炭素フェライト・パーライト鋼の 3 点曲げ試験の破面(1)．

ればならない．破壊過程では材料内部に組織変化や欠陥生成があり，水素の挙動はそれらと関連して捉える必要がある．
近年，とくに日本で水素の状態分析が活発になり，新しい通して破壊形態に塑性変形の局所化が助長されている特徴がある．

知見が得られている．そして，その手法が材料内部のナノス

そのひとつは破面の平坦化で，き裂の進展抵抗低下を意味

ケールの欠陥検出に利用され，破壊現象と結びつけることにしている．脆化度が小さい場合には延性破面の特徴であるデ

よって水素脆性の実体が解明されつつある．本講では主に鉄ィンプル破面が表れるが，水素添加によって平坦化，微細化

鋼材料についての成果を要約し，水素脆性機構の新しい考えする．脆化が進んだ場合，粒内脆性破壊の特徴であるへき開方を紹介する．

破面は水素脆性では一般的には観察されず，図(1)のような擬へき開と総称される比較的平坦な不規則パターン破面が生.

水素脆性破壊の特徴

じる．この擬へき開破面はディンプル形成が未発達の場合とみなされる．

水素脆性の最大の問題は脆化が鉄鋼では原子比で 10－5 程

さらに特徴的な破面は筋状模様の出現で，粗さは試験条件

度の微量水素で生じることで，この値は機械的性質に影響をによって異なるが擬へき開破面でも図1中の白丸で示したよ

与える通常の合金元素量と比べるとはるかに少ない．そしうに微細筋模様が観察される．この筋状模様は粗粒純鉄試料て，破壊現象としては材料組織や試験条件に依存するが，共で試料内部に発達したせん断変形帯に連続し，変形帯の内部

2011年 3 月25日に予定していた東京都市大学世田谷キャンパスにおける第146回本会春期大会での口頭講演は，東日本大震災の影響により中止したが，本概要掲載により，第146回本会春期大会で発表したものとみなす．
早稲田大学名誉教授(早稲田大学材料技術研究所〒1690051 東京都新宿区西早稲田 28
26)
Function of Hydrogen in Fracture Process; Michihiko Nagumo(Professor Emeritus, Laboratory for Materials Science and Technology, Waseda University, Tokyo)
Keywords: hydrogen embrittlement, thermal desorption analysis, fracture toughness, resistancecurve, ductile fracture, plastic instability, void
nucleation, fractography, vacancy
2010年11月30日受理

ま て り あ 第50巻 第 5 号(2011)Materia Japanには化学腐食されやすい欠陥が生じていることが観察されている(2)．また，寺崎らも水素添加した鉄単結晶試料でマクロ的には( 001)へき開面でも{ 112 }すべり面に対応する交差した微細筋状破面で構成され，向きの異なる筋の交差点に微小ボイドが生成していることを走査トンネル顕微鏡で検出している(3)．これらの観察は高密度転位の相互作用による欠陥生
成を水素が助長し，それが微小ボイド生成をもたらしている
ことを示している．
水素添加による破面の平坦化は破面形成に伴う塑性変形域の縮小を意味しており，対応する現象としては湿潤環境における疲労き裂の開口変位( Crack

Opening

Displacement,

COD)の減少が走査型原子間力顕微鏡その場観察で確かめられている(4)．水素がき裂進展に伴う塑性域の局所化を助長することは，SUS304鋼などでき裂近傍で試料表面に表れるす
べりレリーフの局在化助長として観察されている(5)．

.

水素の存在状態の検出と脆化との関わり

水素脆性はいうまでもなく水素の存在が前提である．水素雰囲気における固溶水素濃度が水素ガス圧力の平方根に比例するという Sievert 則に従うことはよく知られており，室温の通常の環境では鉄中の固溶水素濃度はきわめて小さい．一方，陰極電解や腐食環境では実効的な水素逃散能の推定は難しいものの，約 550 K 以下では格子欠陥による水素のトラップが顕著であり，測定される水素量のほとんどはトラップ

図2

塑性変形を与えた鉄の水素(トリチウム)吸収量(8) ．( a )歪み量依存性，( b ) 193 K で 20 変形
材の焼なまし温度依存性．

状態である．
水素脆性に関連する重要な知見は塑性変形による水素吸蔵量の増加である．これは純鉄の電気化学的な水素透過実験

するが，不純物との結合やクラスター化によって 473 K 程度まで安定に存在することが知られている(11)．

で，水素拡散の境界条件として求めた電極表面水素濃度が塑図(12)は水素添加有無で 10あるいは 20の塑性歪みを性歪みによって増加し，温度依存性から無歪み状態の吸熱反与えた純鉄試料に，等時焼なましを施した際の平均陽電子寿

応から発熱反応に変化することから見出されている(6)．この命の測定結果である．十分に焼なました試料にたいして塑性場合，水素透過解析における表面水素濃度は固溶水素と可逆歪みを与えた試料の平均寿命 tm は増加し，水素添加して歪的なトラップ水素を含んでおり，水素の拡散係数にも可逆的みを与えるとさらに増加している．そして等時焼なましではなトラップ密度や結合エネルギーを含んだ形で表れる(7)．

約 400, 550, 600 K に大きな回復がある．

近年の大きな進歩は水素の分析技術で，とくに昇温脱離分

図 3 の tm を与える欠陥は 1 種類ではない．そこで，測定析(Thermal Desorption Analysis, TDA)によって分析精度だ

された tm を多成分解析すると，マトリックスと転位，それけでなく，水素の存在状態についての知見が得られている．

に第三成分に分解される．第三成分は 400 ps 以上となり，

予歪みを与えたフェライト鉄に水素(この場合はトリチウム)

焼なまし温度の上昇で寿命が増加する傾向にある．回復温度を添加すると，TDA は単一ピークで放出(吸蔵)量は図(8)から第三成分は空孔性の欠陥と考えられるが，寿命は単空孔に示したように歪み量に伴って増加し，同一歪み量であっての値 175 ps よりもはるかに大きく，空孔のクラスター化をも変形温度によって吸蔵量が異なる．重要なのは予歪み材を示していると考えられる．

焼なますと 473 K 程度の低い温度で予歪みの効果が失われ

表(12) は陽電子寿命成分の相対強度から求めた転位と空ることで，これは予歪みで導入され，水素のトラップサイト

孔の密度である．クラスター化した空孔は単空孔の数に換算として機能する欠陥が点欠陥，原子空孔性であることを示ししてある．この結果は水素による空孔生成助長を示しており，ている．
さらに重要な知見は塑性歪みによる空孔性の欠陥生成が水

TDA による推定を裏づけている．陽電子寿命は試料の平均的な値なので，塑性変形の局所化を考えると，局所的な空孔素によって助長されることで，フェライト鉄だけでなく，マ

密度は 1 桁以上大きいと考えられる．また，水素が転位密ルテンサイト鋼(9) ， Inconel 625(10) などで同様な TDA によ

度の増加を助長することは観察されない．

る水素吸蔵量の増加から一般的に観察されている．塑性変形

塑性変形に伴う現象は転位自体の密度や運動に帰着させてによる空孔生成とその水素による助長は TDA だけではな解析されることが多いが，転位運動に付随する欠陥に注目すく，空孔で選択的な長寿命をもつ陽電子消滅法からも直接的る必要がある．塑性変形による空孔生成の機構にはらせん転に確かめられている．単空孔は室温以下で容易に移動し消滅

位のジョグの引きずりや異符号刃状転位の合体消滅があり，



本多記念講演図3

水素予添加有無で塑性歪みを与えた純鉄の等時焼鈍における陽電子平均寿命とその分散 x2/q(12)．

表1陽電子寿命測定から求めた水素添加有無で塑性歪みを与えた鉄試料の転位密度( Cd )と空孔密度(Cv)(12)．

歪み

Cd(1010/cm2)

Cv(10－7)

無添加

1.0

―

有

り

0.8

1.7

無添加

2.0

1.5

有

1.9

7.7

水

素

図4

旧オーステナイト粒径を細粒化した中炭素マル
テンサイト鋼の水素吸蔵量．下の実線は粒界水
素濃度を一定としたときの計算値(17)．

図5

中炭素マルテンサイト鋼の引張り試験における水素脆化指数 EI と，塑性歪みで増加した水素吸蔵量との関係(17)．

10

20
り

高密度の空孔生成が計算されている(13),(14)．これらの空孔生
成は転位間相互作用の結果なので，高転位密度領域で顕著なことが予想され，前項のせん断変形帯内部の微小ボイド生成と対応している．
TDA 曲線に塑性変形に伴う水素吸蔵量増加の表れ方は一定ではない．一般に水素とトラップとの結合エネルギーが大合の計算値で，実測とよく一致する．一方， 5の塑性歪みを与えると水素吸蔵量は増加するが，細粒化によって増加分は少なくなる．

きく，トラップ密度が高いほど放出ピーク温度は高温側に移そして，図(17) は引張り試験の破断応力あるいは断面減動する．共析パーライト鋼では熱処理ままでは単一ピークの少率の低下率として求めた脆化指数で，塑性歪みによる水素TDA 曲線であるが，冷間伸線加工を施すと高温側に別なピ吸蔵量の増分とよく対応している．さらに，図 4 では塑性ークが現れ，加工度に伴って低温側ピークとともにピーク強歪みを与えた後，523 K で 1 h の焼きなましを行うと水素吸度が増加する(15)．高温ピークはセメンタイトの強加工に伴

蔵量は熱処理ままの値に回復する．この結果は図 2 とよくう欠陥に起因すると考えられるが，水素脆性に直結する重要

一致し，塑性歪みで誘起された水素トラップは空孔性の格子なことは，低温側の水素を放出させ，高温ピークの水素は残欠陥であり，これが脆化に関与していることを示している．

留させたままで破壊試験を行うと脆化は生じないこと(16)同様に脆化度と歪み誘起空孔密度との相関は粒界破壊を示す

で，水素脆性に関与する水素は弱いトラップ状態，いわば拡

中炭素マルテンサイト鋼でも観察されている(18)．

散性の水素である．
水素脆性に塑性歪み誘起空孔が重要な意味をもつことは脆.

破壊過程の解析化度との関係から示される．水素脆性は一般に材料を高強度化すると顕著になるが，同一強度でも脆化度は成分や組織に破壊は一般に微小き裂の生成とその成長の過程をとり，そよって異なる．図(17) は高周波加熱・焼き入れを繰り返しの機構や前後の事情が破壊靱性を決めている．破面はき裂進てオーステナイトを細粒化した中炭素マルテンサイト鋼の引展の最終段階を示すもので，破壊における水素の機能はさら張り変形における水素吸蔵量である． TDA 曲線は単一ピーに先行する各段階において調べなければならない．

クで水素は拡散性であり，水素吸蔵量は熱処理ままでは細粒破壊過程を調べる有力な手法にき裂進展抵抗曲線化に伴って増加する．これは粒界面積の増加によるもので，( Resistance curve, R curve )法がある．これは予き裂をつ

図中の実線は粒界単位面積あたりの水素濃度が一定とした場

けた試料の引張りあるいは曲げ試験で，き裂進展量にたいし

ま て り あ 第50巻 第 5 号(2011)Materia Japanてそのときのき裂進展力，たとえば非線形弾性体ではき裂進がある．

展に伴う歪みエネルギー解放率 J 積分値をプロットしたもの

図(21)は低炭素フェライト・パーライト鋼で Mn と Ni ので，模式的に図に示される．J 積分は非線形弾性体のき裂

比率を変え，フェライト粒界にある炭化物やパーライト相の先端域における応力・歪み場のパラメータであるとともに，比率を変えた試料の R 曲線である．粒界相はすべりが粒界靱性指標でもある．

を越えて進展する障害となるので，全粒界長さに対して粒界シリコンのようなきわめて脆い材料以外では，はじめに塑相が占める粒界長さの比率を拘束率とすると，延性き裂進展

性変形による予き裂先端の鈍化があり，次いで新たな延性き

抵抗の低下は拘束率の増加と関係づけられる．鋼 A, B, C の裂の発生と安定な進展，そして不安定破壊発生の経過をと

拘束率はそれぞれ58.1, 33.2, 43.5，R 曲線は切欠き試料のる．類似の関係は鉄鋼のシャルピー衝撃試験においても計装

3 点曲げ試験で求めている．

化によって吸収エネルギーと延性き裂長さとの間に認められている(19)．

R 曲線の形が変化する原因は安定延性き裂の進展に伴うエ

ネルギー消費にあり，延性破壊であるからき裂先端における破壊靭性にたいする水素の影響は，予き裂から安定延性き

微小ボイドの生成と連結過程の問題である．延性破壊を特徴

裂の発生，安定延性き裂の進展，脆性破壊発生のそれぞれのづけるディンプルの起点は第二相粒子の割れあるいは界面剥段階について検討しなくてはならない．このうち，延性き裂離を想定する場合が多いが，とくに微細ディンプルでは第二と脆性破壊の発生については次節で述べることとし，ここで相粒子が観察されないことが多い．代わってその機能を果たは延性き裂の進展段階をとりあげる．

すのは空孔の凝集による微小ボイドで，実際にき裂先端に透鉄鋼で測定された R 曲線の特徴はその形が試験温度によ

過電子顕微鏡で観察されている22)．

らないこと(20) である．鉄鋼では試験温度の低下に伴って破そこで，図 7 の場合について室温で 20 の歪みを与えた壊靱性が低下するが，これは不安定脆性破壊が早期に起きる

試料に欠陥のプローブとして水素(トリチウム)を添加したとためで，R 曲線では最終点が同一曲線上を降りてくる．一方，

きの TDA 曲線が図(21) である．水素吸収量は変形しない

R 曲線の傾きは材料の組織因子の影響を受ける．たとえばフ場合は 3 鋼種で差はないが，塑性歪みを与えると吸収量がェライト・パーライト鋼では炭素量の増加によって R 曲線

増加し，すべり拘束率が大きい鋼ほど顕著である．吸収されの傾きが低下する(20)が，同一炭素量でも結晶粒界相の影響たトリチウムは室温では 2～3 日でほとんど放出され，トラップ状態は弱い拡散性である．
すべり拘束は局所的な転位密度の増加をもたらすので，拘束率の増加が歪み誘起欠陥密度の増加をもたらすことは当然である．そして図 7 の R 曲線の違いは変形過程における空孔生成の容易さと関連づけられる．
以上の結果を踏まえて，図 7 の鋼 B とほぼ同一の鋼について R 曲線に及ぼす水素の影響を調べた結果が図(23)である．水素予添加はマクロな欠陥が生じないように比較的弱い条件で行っているが，水素によって延性き裂進展抵抗が顕著に低下する．先の結果を参照すれば，これは水素が塑性変形に伴う空孔性の欠陥生成を助長するためと考えられ，図 5

図6

延性・脆性破壊遷移温度域における J 積分を用いた R 曲線の模式図．(Da安定き裂長さ)の脆化度と水素吸蔵量(欠陥密度)との対応とも一致する．図
9 には J 積分を次節で述べる多孔質材料の降伏関数を用いた有限要素法解析で計算した値も示している．

図7




結晶粒界のすべり拘束率が異なる 3 種の低炭素
フェライト・パーライト鋼の 3 点曲げ試験における J 積分を用いた R 曲線(21)．

図8

室温で 20 の歪みを与えた図 7 の鋼に添加したトリチウムの昇温放出曲線(21)．

本多記念講演て小さくなることが指摘されている(27) ．したがって，水素が原子結合力を弱めれば， Griffith 条件から脆性破壊が起きやすくなることは定性的には当然であるが，問題は定量性にある．
式( 1 )は応力拡大係数 K ＝ s pa を用いた形に書き直されるので K は g とも関係づけられる．脆性破壊発生の限界 K
値は破壊靱性値 KC として実用的な意義をもつが，実測 KCと関係づけた実効 g 値は通常 grev よりも 2 ～ 3 桁大きくなる．そこでモデルの取り方に任意性があるが，例えば高強度鋼で実測された脆性き裂進展開始の K 値の水素による低下
を格子脆化理論から説明するためには，き裂先端の 3 軸引
図9

図 7 の B 鋼で水素添加有無における J 積分の実測値と有限要素法計算値を用いた R 曲線の比較(23) ． fN 核発生ボイド体積率，○，●実測
値，△，▲計算値．

張り 応力 を 22 GPa ，局 所水素 濃度を 無負荷 のとき の 2 ×
106，原子間結合力は水素がない場合の 1/2 となって(24)現実的ではない．水素の粒界偏析による粒界破壊モデルでも事情は同様で，水素原子に顕著な粒界脆化能を仮定しなければならない(28)．

水素脆性で破断に先行する変形過程が重要なことは，純鉄無理が生じる理由は破壊靱性値の内容にある． Griffith 条

および Inconel 625 合金に水素添加有無で引張り試験を行件は先在き裂の不安定化条件なのにたいして，図 6 の R 曲

い，途中除荷して脱水素し，再負荷したときの脆化挙動から線にあるように脆性破壊の発生に先行してき裂先端の鈍化や示されている(10)．すなわち，途中除荷で脱水素した場合で延性き裂の進展がある．さらに，脆性破壊は予き裂先端からも，それ以前の変形時に水素が存在すると再負荷時に水素が離れた位置で新たに発生するのが普通である．実測される破なくても脆化を示し，一方除荷時に 473 K, 30 min の焼なま

壊靱性は脆性破壊発生までの全エネルギーを含むので，先在しをほどこすと脆化は生じない．このことは水素が破断のき裂の不安定化についての Griffith 条件に含まれる g はそのcritical な条件にのみではなく，破壊過程の全体にわたって

一部でしかない．
したがって，脆性破壊においても水素の機能は破壊の全過作用していることを意味している．

程で検討しなくてはならず，エネルギー的に大部分は延性き.


破壊理論への位置づけ

裂進展を含めた塑性変形過程にある．そして図 9 にみられるように，水素は延性き裂進展抵抗を低下させる．

脆性破壊としての扱い

水素脆性ではへき開破面の粒内破壊は一般的には観察され

延性破壊としての扱いないが，脆化機構を脆性破壊として扱っていることが多い．

マクロな変形を伴わない脆性的な破壊でも，局所的には延脆性破壊の基本概念は応力負荷状態における先在き裂の熱力

性破壊過程を伴うことが多い．延性破壊はボイドの生成と成学的な不安定化で，例えば平面応力状態では長さ 2a の内部

長・連結の繰り返しである．ボイド起点としては第二相粒子

き裂にたいするマクロ的な破壊応力 sF は，き裂の表面エネがあるが，4 節で述べたように空孔の凝集がある．ボイドのルギー g を含む式(1)の Griffith 条件で表される．

連結は成長・合体，内部くびれのほかにボイドシート，すな

sF＝ 2Eg/pa(1)

わちせん断帯が内部に微小ボイドの生成を伴いながら隣接しここで最大の問題は g のとり方にある．鉄の表面エネルギ

た大きなボイドを連結する様式がある(29)．塑性変形の局所

ーは 2 J / m2 程度で， g をき裂先端の原子結合を切断する仕化は試料表面形状や材料組織の不均一性で誘起されることが事として計算した値とほぼ一致する．そこで，水素脆性機構

多いが，塑性不安定化で促進される．塑性不安定化とは材料

として水素が原子間結合力を弱めるとする格子脆化理が力学的に安定な平衡状態を保てない状態で，ボイドシート

論(24)，あるいはき裂表面への水素吸着によって表面エネル

生成はそのひとつである．

ギーが低下する(25) という考えがある．粒界破壊についても水素脆性では表面切欠き底の特性すべり線内部に微小割れ

水素が粒界偏析して粒界強度を低下させるとすることは基本が生じる現象があり，塑性不安定性助長の表れとして自己触的に同じ考えである．

媒機構(30) が提案されている．これは水素が第二相粒子に割一方，き裂進展前後のエネルギーバランスを一般的に表すれを発生させ，そこから誘起されるせん断変形帯の内部でさと，g は解放される歪みエネルギーの受け皿で，新しいき裂

らに第二相粒子の割れが生ずるとするもので，変形の不均一表面を作る際のき裂先端におけるミクロなプロセスがすべて性に注目している．

含まれる(26)．き裂先端の塑性変形はその主な要因で，その仕事 wp は前記の原子結合の可逆的な切断による表面エネル
ギー grev よりもはるかに大きい．しかし， wp と grev は独立

一方，塑性不安定性には材料の変形特性が重要である．せん断応力 t と塑性歪み gp との関係を

t ＝ h gp

( 2)

ではなく，粒界破壊の場合，粒界強さが弱ければ低応力で粒で表し，硬化係数 h が gp の増加とともに減少する非線形性

界分離するので塑性域の広がりから wp も grev の低下に伴っがあれば，はじめは均一変形でも局所化されたせん断変形帯

ま て り あ 第50巻 第 5 号(2011)Materia Japan

の発生が分岐することが力学的に導かれている(31)．
水素が転位運動を活性化させることは，透過電子顕微鏡その場観察などいくつかの事例がある．そこで，転位がき裂先端の応力場を遮蔽することと類似に，固溶水素雰囲気が転位間あるいは転位と他の応力センターとの相互作用を弱めるとする水素助長局所塑性変形(HydrogenEnhanced Localized
Plasticity, HELP)理論(32)がある．しかし，転位の移動度だ

けでは破壊理論にならない．
そこで，水素は転位にトラップされた状態で降伏応力を低下させるとすると，塑性歪みの増加に伴って降伏応力が低下
し，式( 2 )による塑性不安定性が生じることになる．しかし，ここでも問題は定量性で，せん断変形帯への分岐が十分に少ない歪みで生じるためには，降伏応力の水素濃度依存性のとり方によるが，たとえば初期水素濃度が原子比で 0.2，
降伏応力は水素がない場合から 20 程度低下することが必要になる(33)．
上記の塑性不安定性理論では連続体物質を前提にしている．一方，延性破壊ではボイドの存在があることを考慮しなくてはならない．そこで，ボイド体積率 f を含んだ多孔質物
質の降伏関数が Gurson(34)によって提案され，Tvergaard による修正式(35)は式(3)である．

F＝

( )

sš 2
q2skk
＋2fq1 cos h－ 1－ q 3f 2＝ 0
sš 20
2 šs0

(3)
図 10

ここで šs0 は相当応力で表したマトリックスの変形応力，

šs は相当応力， skk は静水圧応力， q は数値パラメータである．また，f は歪みの増加に伴って新たなボイド発生と成長

低炭素鋼の 3 点切欠き曲げ試験におけるき裂進
展に伴うき裂開口変位(d )とき裂先端リガメントの電気抵抗変化．( a )水素添加なし，( b )水素添
加ありの場合(1)．JJ 積分値，sy降伏応力．

によって増加し，増加速度は
f_ ＝f_ nucleation＋f_ growth(4)と表される．したがって，変形の進行とともに降伏応力は低下し，構成式として式(2)の条件を満たすことになる．

る．後者については水素添加して引張り変形させた鉄に生じた割れ先端が非晶質化している観察がある(39)．
き裂進展の解析に多孔質物質としての扱いが妥当なこと

そこで，モデル多孔質物質について，予き裂先端から延性は，図 7 の R 曲線が，式(3)に変形応力と核発生ボイド体積き裂が発生する条件が式( 3 )と式( 4 )右辺の各項の表現式を率の実測値を用い，応力・歪み分布を有限要素法で求めて計用いて求められている(36)．この条件は予き裂先端域で歪み算した J 積分でよく再現されることからも示される(40) ． R

支配で生成するボイド体積率がある限界値に達することで，曲線はボイド発生に敏感である．シミュレーションでは図 9

物理的には局所的な応力伝達能の消失として表現されていの水素添加による R 曲線の低下は核発生ボイド体積率の増る．この理論から予測されることは，延性き裂の発生時にき加に帰せられ，初期核発生ボイド体積率が水素無添加材の裂先端開口変位 d が J 積分値にたいして不連続的に増加する

2.0から3.5に増加することに相当する．

ことである．このジョグは小さいので直接には検出困難であ

さらに，ボイド体積率の増加はき裂先端における歪みやボるが，低炭素鋼について d と J 積分値との比をとることによ

イド分布の局所化を助長することが式(3)を用いた有限要素って実証されている(37)．

法解析から示される．図(23)は図 9 の場合のき裂先端におそこ で，同 様な 測定を 水素 添加有 無につ いて 行う と，ける核発生ボイド分布である．初期核発生ボイド体積率が大図(1)に示したように試験片リガメントの電気抵抗測定から

きいとき裂先端におけるボイド発生が助長され局所化してお水素添加によって延性き裂が早期に発生することが確認されり，き裂進展の容易さとともに破面の平坦化に対応している．

たが， d /( J / sy )には最大値が生じないで連続的に増加す.

る．このことは水素が存在すると微小なジョグが連続的に生結語成すると考えられ，いわば応力伝達能の連続的な消失とみなせる．
もとの理論では歪み支配のボイド源として微小粒子の均一破壊現象としての水素脆性の特徴は，塑性変形に伴う原子空孔性損傷の生成を水素が助長するとして理解される．水素

分布を仮定しているが，粒子であることは本質的な要件では

助 長 歪 み 誘 起 空 孔 ( Hydrogen Enhanced

ない．ボイド源として空孔の凝集は同様な作用をもち，水素Vacancies,

による歪み誘起空孔生成の助長は空孔の凝集あるいは結晶の素の機能を破壊の主因子である損傷の生成助長に帰着させる

不安定化(38) によって塑性不安定性を助長すると考えられ考えで，損傷としては転位の相互作用で生成する空孔の凝集Strain Induced

HESIV)機構(41)は，脆化の主作用因子である水本多記念講演図11

図 9 でき裂進展長さ 200 mm におけるき裂先端の核発生ボイド体積率分布(23)．(a)水素添加なし，(b)あり．

を想定している．破壊現象として自然であり，一連の実験事実で裏付けられるとともに，力学的にも妥当であろう．水素
脆性が微量水素によって生じることは，測定される水素量は
材料中で水素の受け皿となる格子欠陥密度の指標でもあることに注意が必要である．微量水素量を結合する空孔密度でみれば強度特性に影響を及ぼす可能性は高く，材料の水素脆化感受性を評価する上で重要な観点であろう．
しかし，破壊は局所的に進行する現象であり，実験的な局
所情報はまだまだ不十分である．また，水素脆性の表れは材
料や使用環境によって様々であり，作用因子や脆化機構も同一とは限らない．水素脆性を抜本的に解消することは困難であるが，的確な対策や評価法のためには，新しい観点と手法による展開が望まれる．

文

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南雲道彦

1960年 東京大学大学院物理学専攻博士課程 修了
株 入社
1960年 4 月 八幡製鉄(新日本製鉄)
株 参与
1987年 6 月 新日本製鉄
1988年 4 月 早稲田大学教授
2003年 4 月 早稲田大学名誉教授
専門分野材料強度物性，鉄鋼材料，非平衡物質◎鉄鋼材料の高強度化，破壊靱性とくに延性・脆性破壊遷移域靱性の解析に従事．塑性変形に伴うナノ損
傷生成に注目した水素脆性の機構解明に活動．

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