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2012 ᖺᗘ

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䞊䜽኱㜰኱Ꮫ㻌 ᥋ྜ⛉Ꮫ◊✲ᡤJoining and Welding Research Institute
Osaka University

JWRI 䛾䝻䝂
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当研究所は、２００９年度に接合科学共同利用・共同研究拠点として認定され、これに関連して共同研究員に係る公募課題には、「一般公募研究課題」と「先導的重点研究課題」の２種類の区分を設けている。一般公募研究課題は、従前までの各研究分野単位での共同研究課題に関するものであり、２０１０年度より開始した先導的重点研究課題では、当研究所として重点的に取り組むべき研究課題を選定し、複数の共同研究員と研究所教員がチームとして参加して当該課題に取り組むものである。 特に、後者の先導的重点研究課題においては、国内外での多様な学術領域との連携研究を通じて、接合科学共同利用・共同研究拠点の発展に資することを目的とする。
２０１２年度においては、以下に示す先導的重点研究課題を選定し、遂行してきた。
• 直接観察ならびにシミュレーションによる溶接・接合機構の可視化とその展開（継続）（代表申請者：村川英一教授）• 摩擦発熱現象を利用した低温プロセスによる接合／改質技術の高度化（継続）（代表申請者：藤井英俊教授）• 可逆的な接合ならびに被覆技術の開発（新規）（代表申請者：桐原聡秀准教授）
２０１２年度に実施した一般公募研究課題と先導的重点研究課題への参加人数は下表の通りである。
一般公募研究課題

先導的重点研究課題

２４０人

４３人*

*一般公募研究課題との重複申請課題を含む。
なお、２０１３年度に実施する先導的重点研究課題として、次の３テーマを選定している。
• 摩擦発熱現象を利用した低温プロセスによる接合／改質技術の高度化（継続）（代表申請者：藤井英俊教授）• 可逆的な接合ならびに被覆技術の開発（継続）（代表申請者：桐原聡秀准教授）• 異種材料接合におけるマルチスケール界面の科学と物性（新規）（代表申請者：近藤勝義教授）

5． 両面から摩擦攪拌接合を施した次世代航空機用α＋β 型チタン合
金厚板の疲労特性

東北大学

准教授

仲井 正昭

・・・ 216． 鋳鉄とフェライト系ステンレス鋼との摩擦攪拌接合

岩手大学

准教授
晴山 巧
大学院生 阿部 安奈

・・・ 237． 摩擦発熱現象を用いたポーラスア 群馬大学
ルミニウムコアパイプ複合部材の創
製

准教授
半谷 禎彦
大学院生 齋藤 雅樹

・・・ 25

准主任研 長田 実
究者

・・・ 27准教授

蟹江 澄志

・・・ 293． 有機分子の可逆キャッピングによる 群馬大学
単斜晶ZrO2ナノ結晶合成

助教

佐藤 和好

・・・ 31愛媛大学
4． テーラーメード型チタンメッシュデバイスの顎骨造成への応用～CAD/RP が拓く顎骨咬合再建の新手法：インプラント治療の次のス
テージへ～

講師

住田 知樹

・・・ 33

5． 光造形法を用いた金属およびセラ 長岡技術科学大学 准教授
ミックス構造体の自由成型セラミック
ス構造体内部のミクロサイズ欠陥評価田中 諭・・・ 406． 白金の酸素還元触媒活性に及ぼすエレクトレット担体効果

可逆的な接合ならびに被覆技術の開発
1． 無機ナノシートの精密集積による高 物質・材料研究機
次メタマテリアルの創製
構
2． サイズ・形態制御単分散酸化鉄ナ
ノ粒子の表面可逆接合による新規
磁性粘性流体の開発

東北大学

九州大学

准教授

田中 優実

・・・ 427． 磁性要素間相互作用を利用した機 九州大学
能可変表面構造の開発

准教授

津守 不二夫

・・・ 448． 酸化スズナノシート集積膜による超
親水性/疎水性コーティングおよび医療用分子センサの開発

産業技術総合研究 主任研究 増田 佳丈
所員＜学内共同研究員＞
1． 大学院工学研究科

講師

宮坂 史和

－ⅱ－

・・・ 46

＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊

一般公募研究課題＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊については、先導的重点課題にも掲載

加工システム部門＜エネルギー制御学分野＞＊1． 高温気体における自己吸収が及ぼ 東京都市大学
すアーク温度への寄与

准教授

岩尾 徹

・・・ （1）

2． 大気圧プラズマ中のプラズマ基礎特性の解明に関する研究

宮崎大学

技術職員

清田 佑一

・・・ 49

3． ArIラジカルの大気圧非平衡マイク
ロ波放電プラズマ中の簡易計測方
法の提案

宮崎大学

外国人研 KENGTHAN
究員
OOMMAR
Yanawan・・・ 51

4． アーク溶接における溶融池の溶け込み深さに及ぼす鉄蒸気の寄与

東京都市大学

大学院生

小島 正和

・・・ 53

5． 大気圧非平衡マイクロ波放電プラ 首都大学東京
ズマ中のイメージング分光法による
O原子ラジカル計測

特任教授

車 孝軒

・・・ 55沖縄県工業技術セ 主任研究 棚原 靖
ンター
員・・・ 57

6． 局部磁場による溶接現象の解析

7． マイクロ波プラズマジェットのプラズ サレジオ工業高等マ気相中の特性解明に関する研究 専門学校
＊8． 溶融池磁気制御アーク溶接の母材 琉球大学
温度分布の測定9． パルスアークにおける陽極への熱流束に及ぼす電流増加率の寄与

東京都市大学10． 大気圧DCパルス放電プラズマ中の 宮崎大学
イメージング分光法によるO原子ラ
ジカル計測

准教授

房野 俊夫

・・・ 59助教

松田 昇一・・・ （10）

大学院生

籾井 平

・・・ 61

講師

湯地 敏史

・・・ 63＜学内＞
1． アーク・フェムト秒レーザハイブリッ
ド溶接法の開発

大学院工学研究科 准教授

佐野 智一

名城大学

平松 美根男＜エネルギー変換機構学分野＞
1． プラズマCVD を用いた高品質グラ
フェンの低温合成

教授＜学内＞
1． 高圧力プラズマを用いた材料開発

大学院工学研究科 准教授

－ⅲ－

伊藤 剛仁

・・・ 65

＜エネルギープロセス学分野＞＊1． 異種金属材料の接合界面における 東京都立産業技術 主任研究 青沼 昌幸
組織形成機構の検討
研究センター
員・・・ （13）

2． Co-Cr-Mo合金電子ビーム微細表
面溶融部における高温割れにおよ
ぼす熱処理の影響

富山県工業技術セ 研究員
ンター

柿内 茂樹

・・・ 66

3． A6063/SUS304薄肉円管継手作製のための摩擦圧接手法の検討

兵庫県立大学准教授

木村 真晃

・・・ 684． 摩擦攪拌プロセスによるコールドス
プレー銅・アルミニウム皮膜の改善

信州大学

准教授
榊 和彦
大学院生 近藤 敬

5． レーザブレージングによる異種材
料接合に関する研究

鹿児島県工業技術 主任研究 瀬知 啓久
センター員

6． 摩擦攪拌接合における塑性流動現 富山大学
象の可視化

・・・ 70・・・ 72

大学院生

永栄 一喜

・・・ 747． 水中衝撃波を用いた非晶質金属
箔の接合における接合プロセスの
解明

熊本大学
崇城大学

教授
助教

外本 和幸
森 昭寿

・・・ 76

8． 制振性を有するチタン合金の窒化プロセスによる表面硬化処理

鈴鹿工業高等専門 講師
学校

万谷 義和

・・・ 78神戸市立工業高等 准教授
専門学校

朝倉 義裕

・・・ 80＜環境調和プロセス学分野＞
1． 環境調和低エネルギー固相接合に関する研究2． 界面ナノワイヤ形成による中間層レ 広島大学
ス機能性薄膜の成膜

准教授

加藤 昌彦

・・・ 82

3． 超弾性材料を用いた磁気駆動トル
クアクチュエータの開発

准教授

日下 正広

・・・ 84

教授

富村 寿夫

・・・ 86

教授

西川 健二郎・・・ 88

6． 双ロールキャスターによるクラッド材 大阪工業大学
作製に関する研究

教授

羽賀 俊雄

・・・ 91

7． 異種金属材料ろう付界面の組織解
析

教授

宮沢 靖幸

・・・ 93

兵庫県立大学4． 固相接合プロセスの熱解析と最適 熊本大学
化のための簡易解析ツールの開発
5． Hot-via Interconnect Technology
towards THz Integrated
ICs/Modules

鹿児島大学

東海大学

－ⅳ－

接合機構部門＜溶接機構学分野＞
生田目 俊秀・・・ 95

2． ショットピーニングを施したNi 基600 発電設備技術検査 研究員
合金溶接金属のTEM 観察
協会
研修生

西川 聡
大井 浩一

・・・ 97

3． 異相界面を有する複合組織鋼の組 島根大学総合科学 教務職員
織解析
研究支援センター林 泰輔

・・・ 99

4． 軟X線照射により結晶化したSiGe/
ガラスの接合界面と結晶性の相関松尾 直人

・・・ 101

1． 金属/酸化物のヘテロ構造におけるナノ構造の解析

物質・材料研究機
構

兵庫県立大学

統括
マネー
ジャー

教授

＜学内＞
1． 急速加熱液相エピタキシャル成長により作製した半導体微細構造の
結晶性評価

志村 考功
大学院工学研究科 准教授
大学院生 片岡 伸文
大学院生 鈴木 雄一朗

2． 衝撃圧縮を作用させた急冷凝固ア
ルミニウム合金の接合組織

大学院基礎工学研 准教授
究科

堀川 敬太郎3． テンパービード溶接部の靭性予測

大学院工学研究科 特任講師

于 麗娜

4． 界面ナノ構造解析による異種金属
材料接合部の高信頼化組織制御

大学院工学研究科 助教

小椋 智＜レーザ接合機構学分野＞
研究部長 殖栗 成夫
主席研究 野田 修
員・・・ 103

講師
柿本 和俊
大学院生 内藤 大介

・・・ 105

准教授
助教

川上 博士
尾崎 仁志

・・・ 107

4． シールドガス遠距離供給時のレー 北海道立総合研究 研究主任
ザ溶接部への影響に関する基礎的 機構
研究

櫻庭 洋平

・・・ 109

5． 銅含有抗菌ステンレス鋼溶接部の抗菌特性

大阪市立大学佐藤 嘉洋

・・・ 111

6． レーザ照射によるプレス成形性への影響について三重県工業研究所 主幹研究 林 一哉
員
主幹研究 増井 孝実
員・・・ 113

1． 溶接ヘッドの熱レンズ現象に関する研究

近畿高エネルギー
加工技術研究所

2． レーザを用いた熱可塑性義歯床用 大阪歯科大学
樹脂と歯科用金属の接合法の開発
3． レーザ切断におけるビームと材料の相互作用ならびにレーザ加工現
象の解明

三重大学

－ⅴ－

教授

＜複合化機構学分野＞
1． SKPFM を用いた局所表面電位差 長岡技術科学大学 教授
計測による高耐食性合金設計法の構築
2． Effect of VGCF content onmechanical and electrical/thermal
properties of Al composites via
powder metallurgy route東北大学

3． Mg 微量添加による黄銅粉末合金 東海大学の組織制御と高強度化機構の解明

鎌土 重晴

・・・ 116川崎 亮
教授
大学院生 范 宇馳
大学院生 山田 類

・・・ 118

教授
研究員

久慈 俊郎
本城 貴充

・・・ 120

教授

久保田 正広・・・ 1224． 粉末冶金法で作製した急冷凝固
Al-Mg-Si 合金の摩擦摩耗挙動解析日本大学

5． 反応焼結法を利用したAlN/Alヒー
トシンク材料の開発

広島県立総合技術 副主任研 坂村 勝
研究所究員

・・・ 124

6． 三次元アトムプローブを用いた純チ 若狭湾エネルギー
タン焼結材における固溶酸素原子 研究センターの分布状態解析主任研究 笹瀬 雅人
員・・・ 1267． 耐熱性Mg 合金の耐食性に及ぼす 富山大学
ミクロ組織の影響

教授

砂田 聡

・・・ 128

8． バイオマスカスケードを利用したア
モルファスシリカ創製プロセスアモ
ルファスシリカのコンクリート材料としての有効活用

松江工業高等専門 教授
学校

高田 龍一

・・・ 132

9． チタン粒子分散マグネシウム基複合材料における母相/添加粒子界面の組織と特性

北海道大学

古月 文志

・・・ 134

10． 共存状態を利用してSPS 成形した
Al/SiC 複合材料の熱物性

大阪市立工業研究 研究室長･ 水内 潔
研究主幹
所・・・ 136

11． 単分散ＣＮＴを利用した金属材料の高機能発現機構の解明

北海道大学病院

宮治 裕史
西田 絵利香・・・ 142

宮下 幸雄

・・・ 144

教授

講師
医員

12． 微細粒Mg 合金の疲労強度特性の 長岡技術科学大学 准教授
評価および疲労メカニズムの解明＜学内＞
1． 機能性多孔体の開発

宇山 浩
大学院工学研究科 教授
大学院生 曺 永佑
大学院生 福家 和弘

2． 電磁エネルギー支援プロセスを利用した金属･半導体材料の機能制
御大学院工学研究科 准教授

－ⅵ－

井藤 幹夫

機能評価部門＜数理解析学分野＞＊1． 残留応力下におけるき裂進展解析 東京理科大学に関する研究－固有ひずみや残留応力のマッピ
ング手法の高精度化検討－

教授

岡田 裕

・・・ （3）

2． 防撓パネル構造の溶接変形予測に関する研究

愛媛大学

准教授
柳原 大輔
大学院生 日高 真一郎

・・・ 1463． 核融合炉低放射化金属材料異材
溶接部の諸特性に及ぼす溶接条
件の影響

東北大学

准教授
野上 修平
大学院生 小西 裕希・・・ 148＜学内＞
1． クリープ変形の高精度数値解析法
に関する研究大学院工学研究科 教授

望月 正人

2． 低放射化フェライト鋼レーザ溶接部 大学院工学研究科 准教授の組織解析とPWHT条件の適正化

森 裕章

3． ビード形成過程と溶接熱変形過程の連成解析手法の確立

大学院工学研究科 講師

宮坂 史和

4． 結晶方位分布を考慮した溶接金属 大学院工学研究科 助教の微視的応力数値シミュレーション

三上 欣希

5． 核融合炉用鉄鋼材料の溶接・接合 大学院工学研究科 助教
性に関する冶金学的検討

荻原 寛之＜信頼性設計学分野＞
1． 薄板軟鋼板のスポット溶接部の溶接残留応力の測定

長崎大学

勝田 順一

・・・ 150

2． 材料の加工硬化現象を考慮した疲 九州大学
労き裂進展挙動評価にむけた基礎
検討－繰り返し載荷条件下における応力～ひずみ関係の取得－

後藤 浩二
准教授
技術専門 村上 幸治
職員・・・ 1523． 結晶塑性FE解析による変形挙動シ 東北大学
ミュレーション

教授

寺田 賢二郎・・・ 154

4． 繰返し軟化挙動のロジスティックス
解析モデル

名誉教授

橋口 公一

・・・ 156

研究員

渡邊 育夢

・・・ 158

九州大学

5． 有限要素解析による複合組織鋼の 物質・材料研究機
力学挙動評価
構

－ⅶ－

准教授

教授
大学院生
大学院生
大学院生
大学院生
大学院生

中込 忠男
放生 政志
藤井 康介
伊藤 龍之介
鳴海 敬大
勝 春樹・・・ 160

7． 火災を受けた鋼橋溶接部の健全性 名古屋大学
評価

助教

廣畑 幹人

・・・ 164

8． 衝撃荷重を受ける鋼構造物の設計 神戸大学
クライテリアに関する研究

准教授

向井 洋一

・・・ 166

6． 建築鉄骨柱梁溶接接合部の耐震安全性に関する研究

信州大学

＜学内＞
1． 建築用鋼材の残留応力調査

大学院工学研究科 准教授
桑原 進
大学院生 竹内 賢太朗

2． 鋼構造における摩擦接合継手の保 大学院工学研究科 助教
有性能に関する研究

亀井 義典＜機能性診断学分野＞
1． 摩擦撹拌処理された鋳造用アルミ
ニウム合金ADC12のSi相の分布形
態とビッカース硬さ香川高等専門学校 講師

伊藤 勉

・・・ 168

2． 銅含有抗菌ステンレス鋼を対象とし 秋田大学
た摩擦攪拌接合に関する研究

教授
准教授
大学院生
大学院生

神谷 修
宮野 泰征
工藤 学也
高橋 聖人

・・・ 170

3． 硬質薄膜被覆ドリルの切削抵抗と被削材との濡れの関係

福井工業大学教授

神田 一隆

・・・ 172

4． 摩擦攪拌粉末プロセスによる低炭素鋼の部分表面硬化

近畿大学

教授

木口 昭二

・・・ 174

5． アルミ合金/鋼の異材点接合技術の開発

広島県立総合技術 副主任研 坂村 勝
研究所究員

・・・ 176

6． 摩擦攪拌接合を併用した展開ブランクの深絞り加工

鳴門教育大学

畑中 伸夫

・・・ 178

准教授
半谷 禎彦
大学院生 鎌田 裕仁

・・・ 180

7． 摩擦攪拌接合（FSW）を用いた3層 群馬大学
傾斜機能ADC12ポーラス金属の創製

教授

8． 表面改質処理によるFSW継手材の疲労特性改善とその破壊メカニズ
ムの調査

沖縄工業高等専門 准教授
学校

政木 清孝

・・・ 182

9． カーボンナノファイバーと軽金属（Al）との濡れ性の改善のための有効なコーティング材の探索

早稲田大学

増田 千利

・・・ 184－ⅷ－

教授10． Mg合金異材摩擦攪拌点接合時の塑性流動現象

広島大学

准教授

山本元道

・・・ 186＜学内＞
１． FSW現象の数値解析モデルの開発

大学院工学研究科 講師

宮坂 史和

1． 高輝度固体レーザーの研究開発

福井大学

川戸 栄

・・・ 188

2． AD法により作製したチタン酸リチウ
ム負極活物質薄膜の電気化学特性に及ぼす超短パルスレーザ照
射、および熱処理の影響

大阪市立工業研究 研究主幹
所

高橋 雅也

・・・ 189

3． フェムト秒レーザーを用いた酸化チ 近畿大学
タン材への新機能付加に関する研
究

教授
中野 人志
大学院生 津山 美穂

・・・ 190

4． 微粒子分散ガラスのレーザ加工特
性

助教
松坂 壮太
大学院生 梅 翔午

・・・ 191

5． レーザー金属製錬に関する基礎研 東京大学
究

客員教授

内田 成明

・・・ 193

6． ハイパワーレーザーが光学系に与える熱的影響の解明

東京工業大学助教

大久保 友雅・・・ 194

7． レーザ局所加熱法による金属材料の自己複合組織化に関する研究

富山大学

教授

柴柳 敏哉

・・・ 195

8． レーザ光追跡法による液相屈折率測定に関する技術開発

富山大学

大学院生

谷口 拓弥

・・・ 1979． 炭素繊維強化プラスチックのレー
ザー加工

近畿大学

大学院生 成山 達也
大学院生 水田 浩平

・・・ 199

10． レーザホログラフィーを用いたソレー係数の計測

富山大学

助教

山根 岳志

・・・ 200准教授

吉田 実

・・・ 202

スマートプロセス研究センター＜スマートビームプロセス学分野＞

千葉大学

近畿大学
11． フェムト秒レーザーアブレーション
による酸化アルミニウム膜の除去加工准教授＜スマートコーティングプロセス学分野＞
1． 複合材料の熱物性評価

産業技術総合研究 主任研究 阿子島 めぐみ ・・・ 203
所
員

2． 多孔質材料の熱物性評価

産業技術総合研究 研究員
所

－ⅸ－

阿部 陽香

・・・ 205

3． 電池の高性能化に向けた粒子設計と分散技術の開発

首都大学東京教授

金村 聖志

・・・ 207

4． DEMシミュレーションによる粒子
コーティングプロセスの解析

東北大学

准教授

加納 純也

・・・ 209

5． 電池電極材料原料微粒子の液中および電極中分散・配列挙動の評
価と制御

東京農工大学教授

神谷 秀博

・・・ 211

6． 含気泡スラリーの高効率作製プロ
セスに関する研究名古屋工業大学准教授

白井 孝

・・・ 213

准教授

多々見 純一・・・ 215横浜国立大学
7． 機械的処理により調製したナノ複合粉体のスラリーを利用した材料の微構造制御
8． 材料の組織構造と熱物性との関係
解析

産業技術総合研究 上席研究 馬場 哲也
所員・・・ 2179． 構造制御及び複合化による機能性 名古屋工業大学
粒子の作製とその特性評価

教授

藤 正督

・・・ 219

10． 骨リモデリングに適合する絹・アパ
タイト複合化人工靭帯の開発

教授

水野 光国

・・・ 22111． 骨再生過程に組込まれる生体吸収 富山大学
性骨補填材の開発

教授

森 英利

・・・ 223

12． 陽極酸化アルミナテンプレートを用 筑波大学
いた酸化チタンナノワイヤーの合成
と評価

准教授

鈴木 義和

・・・ 225

13． ナノクリスタルの分散とゲル化に関する研究

室蘭工業大学助教

山中 真也

・・・ 227

14． 晶析による微粒子生成プロセスにおける微結晶の構造制御と特性評
価

富山大学

助教

山本 辰美

・・・ 229

准教授

小川 和洋

・・・ 231愛知工業大学＜ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野＞
1． ナノセラミックス粒子スラリーを用いたコールドスプレー成膜の可能性
評価

東北大学

＊2． 無機ナノシートの精密集積による高 物質・材料研究機
次メタマテリアルの創製
構

准主任研 長田 実
究者

・・・ （27）

3． 溶射皮膜による生物付着制御に関 鈴鹿工業高等専門 教授
する研究
学校

兼松 秀行

・・・ 233

4． 海洋微生物の付着防止を目的としたコンクリート表面への金属被覆

兼松 秀行
黒田 大介

・・・ 235

鈴鹿工業高等専門 教授
学校
准教授

－ⅹ－

齊藤 丈靖
政岡 弘侑
髙田 瑶子
中田 洸樹

2． エネルギーの高効率利用を目的とした各種デバイス用の配線・接合
技術

大阪府立大学

准教授
大学院生
大学院生
大学院生

3． ナノ構造を有するCu基金属ガラスへのめっき法を用いた電極形成検
討

早稲田大学

主任研究 齋藤 美紀子
員（研究院

4． 鉛フリーはんだ接合部におけるエレクトロマイグレーションの研究：Sn
結晶方向制御中京大学

・・・ 253

・・・ 255

准教授）

教授

山中 公博

1． 導電性接着時の導電性発現機構の考察

大学院工学研究科 教授

上西 啓介

2． ナノ粒子を用いた低温・高信頼化
実装プロセスの開発とそのメカニズ
ム解明

大学院工学研究科 教授

廣瀬 明夫

3． 微生物による金属粒子の合成

惣田 訓
大学院工学研究科 准教授
大学院生 秋山 直之
大学院生 綾野 裕之

・・・ 257＜学内＞

4． 低融点金属を用いた銅の低温接合 大学院工学研究科 准教授

福本 信次

5． 低融点蒸着膜インサートを用いたSi 大学院工学研究科 大学院生
半導体チップ電極への銅リードの
接合

藤本 高志

特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点
1． 同軸型パルスプラズマスラスタの固 首都大学東京
体推進剤供給機構の研究

助教

青柳 潤一郎・・・ 259

2． 磁場重畳型MPDアークジェットにおける高速プラズマ流れ場制御

東北大学

教授

安藤 晃

・・・ 260

3． アルゴン／窒素混合ガスを作動ガスとする層流プラズマジェットを用いた大気熱プラズマCVDによる酸化チタン皮膜の形成

足利工業大学教授

安藤 康高

・・・ 262

4． イオンビーム支援蒸着法による窒
兵庫県立大学
化物薄膜の作製と機械的特性評価

教授

内田 仁

・・・ 264

5． ガストンネル型プラズマ溶射を用い 神戸大学
た高機能性セラミックスの複合体の
評価

客員教授

梅咲 則正

・・・ 266

6． 材料創成に資する高温還元性ガス 宮崎大学
生成用プラズマジェット源の安定化

准教授

各務 聡

・・・ 268－ⅻ－

7． 基材の傾斜がブラスト加工に及ぼ
す影響

近畿大学

8． 耐環境性皮膜の創製とその評価に 北海道大学
関する研究－Al添加によるNbSi2の酸化性改
善－

教授

窪堀 俊文

・・・ 270

教授

黒川 一哉

・・・ 272＊9． 簡便なプラズマ診断についての検討

東北学院大学教授

小池 和雄

・・・ （5）

10． Evaluation of sputtering behaviorof BN for use in lifetime
measurement method

東京大学

助教

ショーンヘルトニー・・・ 273

11． 微粒子、ナノ粒子の構造制御と特 東京大学
性評価
Arイオンビームスパッタリングによる複合薄膜形成大学院生

張 科寅・・・ 274

12． プラズマ溶射法によるタングステン
被覆核融合炉壁材料開発

准教授

徳永 和俊

・・・ 276＊13． イオン加速グリッド上の薄膜電極損 東京都立産業技術 准教授
耗現象の可視化
高等専門学校中野 正勝

・・・ （9）西川 出

・・・ 278

九州大学

14． ガストンネル型プラズマ溶射によるジルコニア系セラミックス溶射被膜材の機械的性質･疲労特性に関する研究大阪工業大学15． かご型同軸ガンを用いた高密度プ
ラズマ生成装置の開発

神戸市立工業高等 教授
専門学校

橋本 好幸

・・・ 279

16． 大気圧空気プラズマ照射による農産物殺菌と植物成長制御

九州大学

准教授

林 信哉

・・・ 280

17． 皮膜と基材の界面の幾何学的形状 東京大学
が皮膜の性能に及ぼす影響

教授

藤本 浩司

・・・ 284

18． BN の体積スパッタリング率算出

大学院生

細田 誠也

・・・ 286静岡大学
19． アルミナ還元用レーザープラズマ
風洞気流の特性評価と還元効率の
推定

助教

松井 信

・・・ 288

20． HMDSNを用いた磁場-パルスプラ
ズマ援用化学気相成長法による環
境セル型透過電子顕微鏡用aSiCN隔膜の特性評価

近畿大学

講師

松谷 貴臣

・・・ 290

21． パルスプラズマの高効率生成およ
び適用検討

岐阜大学

宮坂 武志
准教授
大学院生 伊藤 啓二
大学院生 清水 一樹

・・・ 292

東京大学

－ⅹⅲ－

教授

22． プラズマ反応溶射によるアーク風洞用アノードコーティング

東京都市大学講師

桃沢 愛・・・ 294

23． 大気圧線状グロー放電プラズマの生成

兵庫県立大学

特任教授

八束 充保

・・・ 296

24． 遮熱セラミックスコーティングの高
温弾性異方性

岩手大学

准教授

脇 裕之

・・・ 297－ⅹⅳ－

先導的重点研究課題・研究報告書（直接観察ならびにシミュレーションによる溶接・接合機構の可視化とその展開）【研究目的】
科学および工学における基礎研究は現象の直接観察ならびにこれを説明する理論
が両輪となって進歩発展してきたと言える。溶接を始めとする接合科学も同様であり、先端的な観察技術および計算科学に基づくシミュレーションを活用することにより現象の本質が鮮明な形で可視化できることから、イノベーションの促進のみならず新技術の迅速な実用展開の観点からも必須技術である。この先導的重点課題では、溶接プロセス、材料、力学を統合した可視化技術の実現を目指し、このために必要な基盤
技術の構築を目的としている。
【成果概要】
共同研究として実施されたアークプロセスのシミュレーションによる可視化および溶
接金属の凝固冷却過程の直接観察により多くの可視化情報を得ることができ、熱・物
質輸送、材料組織形成に関する種々の理論モデル構築に活用した。また溶接プロセ
ス、材料・構造強度評価に関わる共同研究としては、接合科学研究所、東京理科大
学、広島大学、大阪府立大学が連携した形で、溶接残留応力および変形の予測から経年変化後の構造物の破壊や疲労強度評価までを一貫した問題ととらえた統合シミュレーションコードの開発を目指した共同研究を実施した。具体的には溶接シミュレーションで得られた温度履歴や残留応力分布を、破壊強度評価シミュレーションに導入するためのマッピング技術、100 万自由度を越えると想定されるので大規模シミュレーション技術およびき裂進展過程のビジュアル化技術を中心にシミュレーションコード
の統合化を進めた。今後は、これらの技術の実用展開が望まれる。

高温気体における自己吸収が及ぼすアーク温度への寄与
東京都市大学岩尾徹

1. はじめにアーク溶接技術において，アークと溶融池は相互に作用し合っている。アークの温度，放射パワーの空間分布が変化すれば，母材への熱流束も変化することが考えられる。入熱以外にも，溶融池へ働く駆動力が，アークの状態によって変化することが知られている。このため，溶接に用いられる超高温なアークの温度や放射分布のような基礎特性に関する研究が行われており，近年では，アークの温度，放射，速度，電磁等の各分布のシミュレーションが行われてきた(1)。しかし，これらシミュレーションの多くは，光学的に薄いアークを仮定し，放射の吸収を無視してきた。また，実際の溶接においては母材からの金属蒸気の蒸発，混入があるが，これを無視した報告も多い。また，溶接における正確な温度分布を算出するには，詳細なエネル
ギーの収支を計算する必要がある。そこで本研究では，金属蒸気混入時における自己吸収を考慮した溶接アークの放射特性の解析を行う。光学的に薄いと仮定したアークとの温度分布との比較を行い，放射の吸収による温度変化，並びに，エネルギーバランスを検討することで，自己吸収が及ぼす温度への寄与を検討した。
2. 計算方法
本研究では，アーク放電側の自己吸収を考慮した
放射特性の解析を行う。そのため，電極，アーク，
母材領域を含めた，アーク－材料が統合した計算領域を設定した。計算モデルを図 1 に示す。座標は，2 次元円筒座標系の軸対象とした。陰極は材料にタ
ングステンを用い，先端の角度は 60°とした。陽極は鉄が主成分である SUS304 を用いた。シールドガ
スを陰極の脇から 10 slm 吹かせている設定にした。
また，金属蒸気は境界には入らないように設定した。
溶接パラメータとして，電流は 150 A，電極間距離は 5 mm とした。本研究で対象とするアークは，以下の計算仮定を満足するものとして計算を行う。定常状態（時間に依存しない），局所熱平衡が成立し，流れは全て層流，電極の溶融は，母材となる陽極のみとし，形成される溶融池表面は常に平面とする。

図 1 計算領域

3. 結果および検討
本研究では，自己吸収によって放射分布が変化したときの温度分布について検討する。図2の左図に温度分
布の変化量を示す。変化量は，考慮した場合から考慮しない場合の差を示す。変化量をみると，軸方向と径方向にそれぞれ変化した。軸方向に変化したのは，自己吸収によって吸収されたエネルギーがもたらしたものであると考えられる。このエネルギーによって，温度は吸収考慮時に上昇し，このために温度勾配が大き
くなり，流速も増大した。つまり，陰極下の高温が流速によって軸方向に移動，陽極に衝突し，径方向へ流れたと考えられる。しかしながら，温度の変化量をみると僅かであり，1%前後の変化しかない。したがって，
自己吸収の考慮により，軸方向と径方向に温度は上昇するが，変化量は1%前後と僅かである結果となった。

－1－

(a)

(b)

図 2 自己吸収による温度分布の変化量（左図）とエネルギーの収支（右図）
図2の右図に自己吸収を考慮した場合(a)としない場合(b)のエネルギー収支を示す。(a) の場合，陰極で35.1
W，アークで1,195 W，陽極で1.85 Wのジュール加熱が生じた。このアークで発生した熱のうち，陰極側へは425 Wが熱伝導，464 Wがイオンにより輸送され，陽極側へは615 Wが熱伝導，697 Wが電子流入により輸送され，アークの放射と熱伝導による損失はそれぞれ297，3.31 Wとなった。陰極のエネルギー収支に着目すると，アークの熱伝導とイオンにより輸送される熱量はそれぞれ425，464 Wであり，逆に熱電子放出，熱伝導および放射による熱損失はそれぞれ，530，81.7，40.5 Wであった。陽極のエネルギー収支に着目すると，アークからの熱伝導と電子流入による入熱量はそれぞれ615，697Wであり，逆に計算領域の下端部への熱伝導と陽極側面への熱伝導および陽極表面からの放射による熱損失は，それぞれ1,086，80.3，2.22Wであった。
入力電力に対する効率は，陽極加熱が70%，陰極加熱が17%，放射損失が16%となった。放射損失に着目すると，自己吸収による吸収量は26 Wであり，このため，温度が上昇して流速を増加させた結果が得られている。
陽極への入熱量は，熱伝導による入熱量は自己吸収を考慮した方が15W増加した。電子流入による入熱量は変わらず，陽極表面からの放射による熱損失も0.04 Wとほとんど変わらない。したがって，入熱量は，全体で1,300 Wと1,315 Wとなり，15 W増加した。自己吸収の影響で，入力電力が13W減少した。これは，電位が0.08 V減少するためである。これによって，アークのジュール熱も10W減少したと考えられる。
4. まとめ自己吸収により，放射の減少，温度の上昇，流速の増加が確認された。これらから，陽極表面のアークの温度が最大120 K上昇した。したがって，入熱量もその温度勾配分15 W上昇した。また，自己吸収は，導電率増加による0.08 Vの電位の減少により，入力電力を13 W減少させた。しかしながら，以上の変化は全体的にみると，温度変化は1%前後，流速も1%前後，吸収量は放射の8%，入熱量は1%前後と極僅かであった。したがって，今回の計算条件では，自己吸収を考慮しなくても精度のよい計算が行えたといえる。つまり，自己吸収は，条件によって考慮する必要性が異なる現象であるといえる。この条件とは，放射や入力電力を増加させたり，アーク長を長くさせたりして増加させること，吸収係数の大きい気体を用いることが挙げられる。
5. 参考文献(1) 池田弘一:“高圧高温アルゴンアークの放射輝度の解析”, 電気論 A, Vol.120, No.4, pp.414-419 (2000).
（共同研究分野：エネルギー制御学分野）－2－

残留応力下におけるき裂進展解析に関する研究-固有ひずみや残留応力のマッピング手法の高精度化検討東京理科大学 理工学部 機械工学科

1． はじめに岡田裕

た．ヤング率とポアソン比をそれぞれ 100 GPa と 0.3，

本研究では，熱弾塑性解析と残留応力下における疲労

降伏応力を100 MPa とした．von Misesの連合流れ則を用やSCCき裂進展解析をシームレスに行うことのできる解

い，弾完全塑性体に近い挙動を示すように，加工硬化係

析システムの構築のための各種要素技術の提案と開発を

数を1/100 MPaとした．

行っている．本年度は，有限要素法による熱弾塑性解析

弾塑性解析により得られた塑性ひずみをき裂解析用有で得られた残留応力や固有ひずみ場をき裂進展解析用の限要素モデルにマッピングした．図2にそのメッシュ図を

有限要素法解析モデルに移動（マッピング）する手法に示す．き裂はモデルの中央に位置しており，図中の赤線

ついて研究開発を進めてきた．

はき裂を示す．き裂解析用のメッシュサイズは，弾塑性熱弾塑性解析とき裂解析で使用する有限要素法解析モ

解析用のモデルと比べて，き裂から離れたところで約1/4，

デルは，それらの間で異なる種類の要素を使用し，メッき裂付近で約1/8，き裂面で約1/16である．要素数は502222，

シュの粗密も大きく違う場合がある．本研究では，熱弾

節点数は689340である．四面体2次要素を用いた．
p
図3に，弾塑性解析によって得られた塑性ひずみ（  yy塑性解析には六面体要素を使用し，き裂進展解析には自動でモデル生成が可能な四面体要素の使用を想定していpと  zz ）をマッピングした結果のy軸方向分布を示す．図4

る．き裂近傍では大変細かい要素分割が要求される．本は，図3の分布を示したデータ点をき裂解析用のモデル上研究では，熱弾塑性解析の結果として得られる残留応力で示したものである．図中で Patch Center は塑性ひずみ

や固有ひずみ分布をスムージングし，さらに四面体有限をマッピングしたき裂解析用有限要素法解析モデルのガ要素のガウス点にマッピングする手法として，局所パッ

ウス点，Data Point は図1の弾塑性解析用有限要素法モデ

チ法(Superconvergence patch recovery, SPR)[3,4]の考え方

ルのガウスポイントである．それらは，点(10.5，0，20.6)に基づく局所最小自乗法(Local least square method, LLSM)と点(10.5，10.0，20.6)を結ぶ直線の近傍点である．図3中を提案する．局所パッチ法は，有限要素法における誤差

でLLSMは提案する局所最小自乗法を用いものである．

の事後推定においてスムージング解を求める際に用いら

Nearestは，各四面体有限要素のガウス点から最も近い六れているものである．ある節点に接続する要素群に対し

面体有限要素のガウス点のデータを使用するものである．

て基底関数を定義し，要素群内のサンプリングポイント

θに対して最小二乗近似を行うという方法である．この考え方を，六面体要素から四面体要素への計算結果のマッピングに適用していく．具体的には，六面体要素において計算された値（固有ひずみや残留応力）を四面体要素
40にマッピングするときに一次の基底関数を定義し，局所的に最小二乗近似を行うものである．

10

平成23年度に開発した一連のプロググラムに対し，平z

成24年度は更に検討を行い，細部の改良を行ってきた．

20
yO
x

本稿では，改良された局所最小自乗法プログラムを用い(a) Model geometry.

たマッピングの例題解析について述べる．

(b) FE model.

Fig. 1 Example applying proposed mapping scheme.

2． 例題解析塑性変形による残留応力のマッピングとその後のき裂
解析に関する例題として曲げ負荷により弾塑性変形をする片持ちはりの問題を設定した．解析モデルの図を図1にy示す．汎用ソフトMSC.Marcを用いて弾塑性解析を行った．

z

要素分割については，x，y，z方向にそれぞれ10，5，19xa

数は1320である．上面が剛体的に運動するよう節点を多yx点拘束し，x軸に対して1度だけ回転を与えた後，除荷しFig. 2 Finite element model for the crack analysis.

分割した．六面体1次要素を用いた．要素数は950，節点

－3－

2b

また，Rezoning は，非線形有限要素法解析でリメッシン

比較対象とした最近傍点のデータを用いる手法やりゾー

グをする際のデータマッピングでよく用いられる手法でニングで用いられる手法と比較し，滑らかなマッピング

ある．弾塑性有限要素法解析で用いたメッシュの形状関結果を得ることができ，局所パッチ法の有効性を示すこ数を用いたマッピングである．Data Pointは弾塑性解析用とができた．また，最終的に計算される応力拡大係数のの有限要素モデルにおけるガウスポイントである．

分布は塑性ひずみのマッピング結果の僅かな違いに大きNearestとRezoningでは，塑性ひずみの分布が階段状

く影響を受ける．マッピングを精度良く行うことが，溶接留応力下の破壊力学解析の高精度化を実現する上で大変重要であることを示唆している．
今後も，熱弾塑性解析による溶接残留応力計算とき裂
進展解析シームレスに繋げることができるよう，研究開発を続けていく．
謝辞: 本研究を進めるにあたって，村川英一教授，芹澤久准教授をはじめとする大阪大学接合科学研究所関係者(a)の方々，大阪府立大学大学院工学研究科，柴原正和准教授，伊藤真介助教ほか大学院生の方々に，データの提供
及びご指導を頂きましたことに，深く感謝いたします．
参考文献[1] MSC.Software
A-Theory

Corporation:

and

Uesr

Marc

2010

Information,

VolumeMSC.Software

Corporation, pp.1236-1237, 2010.
(b)
Fig. 3 Distributions of plastic strains in the y-directions[2] HKS, Inc.: ABAQUS/STANDARD User’s Manual
Version 5.6, Vol.1, 7.4.3, HKS, Inc., 1996.
[3] Zienkiewicz, O.C. and Taylor, R.L. and Zhu, J.Z.: Finite
Element Method-Its Basis and Fundamentals (6th edition),□ Patch center□ Data points

Elsevier Ltd., 2005.
[4] 手塚明，土田英二: アダプティブ有限要素法，丸善，
2003.
[5] Okada, H., Araki, K., Kawai, H.: Stress intensity factorzyevaluation for large scale finite element analysis (Virtualyx(a) Points in the xy-plane.

Crack Closure-integral Method (VCCM) for mixedb) Points in the yz-plane.

mode/complex shaped crack using tetrahedral finite

Fig.4 The position of patch center and data points.

element),

Transactions

of

the

Japan

Societyofであるが，ＬLLSM(局所最小自乗法)は滑らかに塑性ひず

Mechanical Engineers, Series A, Vol.73, No.733,

みをマッピングできたことが図3に示されている．

pp.997-1004, 2007.

次にマッピングされた塑性ひずみを用い，固有ひずみ法を用いき裂解析を行った．応力拡大係数は，岡田ら[5]により提案された四面体要素用仮想き裂閉口積分法(VCCM)で計算した．図5に，算出した応力拡係数の分布を，図6に残留応力（  zz ）の分布を示す．
LLSM，Nearest，Rezoningそれぞれの場合で応力拡大係数は滑らかな分布を示す．しかし，マッピングの手法にFig.5 Stress intensity factors for a=1.92 mm, 2b = 4.8 mm

よって，応力拡大係数の値や分布が大きく異なる．これは，図6示すように，マッピングされた塑性ひずみから固有ひずみ法を用いて残留応力を計算した結果が大き異なるためである．

3． おわりに
本報告では，局所最小自乗法を用いた固有ひずみマッ
ピングを用いたき裂の応力拡大係数の計算例を示した．

Fig. 6 Distribution of stress () in the thickness direction（共同研究分野：数理解析学分野）－4－スマートプラズマシステムの開発とそのプロセス利用、及び効率化に関する研究（簡便なプラズマ診断についての検討）
東北学院大学工学部
小池 和雄
1.

目的
電磁気的に制御可能な特質を利用し、プラズマを材料創製や材料加工などの高エネルギープロセス等に応用するためのシステムの開発には、
強磁場下でのプラズマ噴流のエネルギー分布や光学的放射の変化に関する実験的な検討が必要となる。これまで研究では、放射分光法による磁場下での励起温度分布測定についての検討やデジタルカ
メラにより撮影したプラズマ噴流撮影画像の非圧縮RAWデータから求めた光強度分布と励起温度分布との比較検討を行ってきた。一方、スマートプラズマシステムにおいては、プラズマ状態を迅速に把握することは重要な課題である。
スマートプラズマシステムの応用例の一つとしてプラズマ溶射などのプラズマ援用製膜技術による熱遮蔽膜（TBC）の作製が想定される。2010年度の共同研究においては、大気プラズマ溶射法におけるTBC用粉末の添加によるプラズマ流の変化を、撮影画像の非圧縮RAWデータから求めた光強度分布について色空間としてRGBを用いた検討を行った[1]。今年度は、同様な大気プラズマ溶射法におけるTBC用粉末の添加によるプラズマ流の変化について、撮影画像のRGBデータから色相(Hue)、彩度(Saturation)および明度(Value)を求め、いわゆるHSV色空間を用いた検討を行った。
2. 研究方法
実験は図1にトーチの概略を示すような接合科学研
究所のガストンネル型プラズマ溶射装置を用いて行った。作動気体にはアルゴンを用い、流量を200 l/min.に設定して大気圧下でプラズマ噴流を発生させた。この噴流中に、TBC用粉末のTiO2、ZrO2および Al2O3 を添加した。アーク電流 I は従来のガストンネル型プラズ
マ溶射装置を用いた研究を参考にして、TiO2の場合は200A、300A および 400A、ZrO2 とAl2O3 の場合には

図 1. ガストンネル型プラズマ溶射トーチの概略

200Aと300Aに設定した。TBC用粉末の搬送には約5l/min.のアルゴンを用いた。粉末の供給量や電流 I を変化させた場合の噴流の様相は、デジタルカメラ（Nikon
D2x, 総画素数12.4Mpixels）を用いて同一の露出およびシャッター速度で撮影した。さらに、各設定条件について撮影した10枚の画像を平均化し、平均化した画像を軸補正した後の非圧縮RAWデータから光強度を抽出し、色相、彩度および明度を求めた。本研究では、解析のための抽出領域、すなわち検査面の原点をアー
クの中心線上のトーチ出口部のスリーブからわずかに離れた位置とし、距離はトーチ出口のノズル直径により無次元化した。なお、明度に対するヒストグラムは、
軸方向無次元距離 x/D が2から8、高さ方向は z/D が中心線である0から-2までの画像の下半分の長方形の－5－

図 2. 明度(Value)に対するヒストグラム

領域から求めた。
3. 研究成果
HSV 色空間における明度は RGB 色空間における光強度とほぼ同様であり、RGB 色空間の光強度解析から求めたプルーム長さの結果からも予想されたように、
流れ方向の明度は粉末供給量の増加とともに減少した。本報告では TBC 用粉末の添加量のアークプラズマへの影響について、明度に対するヒストグラムから考察した。図 2 には粉末が ZrO2 で I が 300A の場合について、粉末供給量による明度領域の面積の変化を示す。図の横軸は明度の中心値、縦軸はその明度の範囲の値をとる面積を測定領域の全体の面積で基準化した図 3. 中心線 上の色相 (Hue)の 流れ方向 変化＊

面積 A を表す。粉末供給量が増加するにつれて明度の高い領域の面積 A＊は減少することを示している。
図3 には色相の流れ方向の変化の一例としてTBC 用粉末の供給量が約15g/minで、I が200Aおよび300A の場合の結果を示す。色相は通常 0 から 360 の間の値をとるが、ここでは 0 から 1 の間の値となるように基準化した。色相は供給した粉末の種類によって異なる傾向を示しており、色相のデータにより粉末の種類の確認ができる可能性があることを示している。
図 4 は粉末の供給量が約 15g/min で、I が 300A の場
合のアーク中心線上の彩度の流れ方向変化を示す。すべての TBC 用粉末で彩度は流れ方向に増加する傾向が見られた。
図 4. 中 心線上の彩 度(Saturation)の流れ 方向変化

4. 結論
プラズマを用いた電磁気的に制御可能なスマートプラズマシステムの開発に関連し、
大気プラズマ溶射法における熱遮蔽膜（TBC）の作製におけるプラズマ噴流の挙動について、ガストンネル型プラズマ溶射装置を用いて実験的な検討を行った。今年度は簡便なプラズマ診断について検討するため、TBC用粉末の供給量によるプラズマプル
ームの変化をデジタルカメラの撮影画像の光強度データから求めた色相、彩度および明度について考察した。得られた結果を要約すると以下のようになる。
(1) 明度(Value)は RGB 色空間での光強度解析結果から予想されたように粉末供給量が増加するにつれて流れ方向に減少し、明度の高い領域の面積も減少した。
(2) 色相(Hue)の流れ方向の変化は添加した粉末の種類により異なる傾向を示した。
(3) 彩度はすべての粉末で流れ方向に増加する傾向を示した。
5. 参考文献[1] 小池 和雄：スマートプラズマシステムの開発とそのプロセス利用、及び効率化に関する研究，大阪大学接合科学研究所共同研究報告 2010 年度， 23-24 頁，平成 23（2011）年 7 月（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－6－

溶接止端部に存在する表面き裂の進展解析に関する研究

広島大学大学院工学研究院 助教
田中智行

近年，計算機能力および破壊力学解析技術の発達により，高精度なき裂進展解析が可能となってきている．
本研究の目的は，既存の算式や新しい数値解析手法を用いて溶接止端部に存在する表面き裂の進展解析を実施し，評価，考察を行うことである．既存の算式として WES2805 (1) などに掲載されている Mk ファクタ
ー算式を用いた．また，新しい破壊力学解析技術として四面体二次要素を用いた三次元破壊力学解析，および X-FEM を用いた二次元解析と Mk ファクターを用いた表面き裂進展解析を用いた．き裂進展則にはParis 則を用いた．それぞれのアプローチについて簡単にまとめる．
(a) Mk ファクター算式を用いた方法 (2)Mk ファクターは溶接止端部の応力集中の影響による K 値の変化であり，以下の式で定義される．
(1)
これまでに，さまざまな溶接継手に対する二次元の Mk ファクター算式が提案され，代表的なものがWES2805 などに掲載されている．簡単な算式で与えられているため，き裂進展解析も簡便に行うことがで
きる．
(b) 四面体二次要素を用いた三次元破壊力学解析 (3)三次元の溶接継手中に存在する表面き裂に対して FEM を用いて直接き裂進展させる方法である．四面体
要素を用いることで，き裂進展に伴うメッシュ再分割を行う必要がなく，効率的な表面き裂進展解析が可能である．応力拡大係数の算出には四面体二次要素向け VCCM 法を用いる．任意の位置に存在する表面き裂
のき裂進展解析を行うことが可能である．
(c) X-FEM を用いた二次元解析と Mk ファクターを用いた解析 (4)溶接継手を二次元形状でモデル化し，X-FEM による二次元き裂解析を行い，Mk ファクターを算出する．
その Mk ファクターと三次元表面き裂の K 値算式 (Raju-Newman の解) を用いて三次元の溶接継手止端部に存在する表面き裂の K 値を簡易的に求める．この手順を繰返し，表面き裂を進展させる．二次元のき裂進展解析においてもメッシュ分割を効率的に行うことができる X-FEM を用いる．X-FEM では通常のFEM に対してエンリッチ関数と呼ばれる新しい関数を追加することで，メッシュ再分割を行うことなく効率的なき裂進展解析が可能となる．
Fig. 1 (a) に示すような片側溶接を行った溶接継手に対して表面き裂進展解析を実施した結果を示す．Fig.
1 (b) は用いた寸法値である．この溶接継手に対して，き裂進展解析を実施した．Paris 則の係数として，C= 7.24e-13，m=3.565 とした．応力拡大係数は KI のみを用いて，き裂は平面状に進展すると仮定した．境界条件として引張および曲げの２パターンを用いた．得られたき裂進展結果を示す．Fig. 2 (a) は引張解析に－7－

対する結果，Fig. 2 (b) は曲げ解析に対する結果である．どちらの解析も同様なき裂進展形状が得られていることがわかる．引張解析の場合は，半円状に近い形で進展する．一方，曲げ解析の場合は，半楕円状に進展していることがわかる．曲げ解析では，き裂表面部と最深部で K 値の差に大きな差があるため，き裂表面部の進展が早いためだと考えられる．これらの結果をまとめ，国内外の学術誌への投稿を行っている．

Fig. 1 片側溶接を行った溶接継手モデル [(a) 継手モデル図，(b) 寸法値]

Fig. 2 き裂進展解析結果 [(a) 引張り解析，(b) 曲げ解析]

参考文献(1) Method of assessment for flaws in fusion welded joints with respect to brittle fracture and fatigue
crack growth (WES2805), The Japan Welding Engineering Society, 2007.
(2) Maddox S. J., An analysis of fatigue cracks in fillet welded joints, International Journal of Fracture,
11 (1975) 221-243.
(3) Okada H., Kawai H., Tokuda T., Fukui Y., Fully automated mixed mode crack propagation analyses
based on tetrahedral finite element and VCCM (Virtual crack closure-integral method) International
Journal of Fatigue, 50 (2013) 33-39.
(4) Tanaka S., Okada H., Okazawa S., Fujikubo M., Two-dimensional fracture mechanics analyses using
the wavelet Galerkin method and extended finite element method, International Journal for
Numerical Methods in Engineering, 93 (2013) 1082-1108.
(共同研究分野：数理解析学分野)－8－

イオン加速グリッド上の薄膜電極損耗現象の可視化
東京都立産業技術高等専門学校

中野正勝

1. 概要
イオンエンジンは推進剤をプラズマ化し，電極間に印加した電圧によりイオンを加速噴射する電気推進機であり，非常に高い噴射速度を特徴としている．宇宙空間で確保可能な電力には限りがあるために長期の作動が要求され，ミッションに先立って行われる寿命認定作業が負担となる．イオンエンジンの寿命制限要素の一つであるイオン加速グリッド損耗に関しては数値解析による寿命評価が行われており，その結果を解析するためには損耗現象の可視化が重要である。
イオンエンジンのグリッド損耗は，イオンビームによる直接損耗とイオンビームと中性粒子が衝突することで生じるイオンと相手方の中性粒子（電荷交換衝突と弾性散乱が支配的）による損耗が主たるものである。また、損耗により飛散した損耗原子の一部もグリッドに再堆積することでグリッドの形状変化に寄与する。したがって，イオンビーム軌道の解析と衝突粒子位置や量的評価が，寿命評価ならびに高耐久性グリッドの開発に必要である。
3. μ1 イオンエンジンの損耗例
小型イオンエンジンの1 を例に可視化結果を図 1 に示す。181 時間後のグリッドの損耗状態の実験では円周状の損耗が電極上流面に確認され，孔の下流面には六角形状の損耗が形成された．作動パラメー
タを同一にしてシミュレーションを行った結果から，孔の下流面の六角形損耗は主流のイオンビームが一旦収束して拡大する際の衝突により形成されており、孔の下流側のみに存在している。主流イオンビームは密度が高くエネルギーも大きいことから損耗は短時間に進行し、実験で示される六角形状となる。
一方で上流面には主流イオンビームの衝突はないため，六角形上の損耗は形成されない。
主流イオンビーム以外の電荷交換イオンと中性粒子、弾性散乱イオンと中性粒子について衝突位置を別に表したのが左下の 4 枚の図である。弾性散乱の相手方の中性粒子は加速グリッド上面全体に衝突しているが、電荷交換衝突で生成した粒子と弾性散乱イオンは孔の周辺に円周状に衝突している。損耗寄与分を重みにして重ね合わせた結果は実験で得られた円周状の色変化と一致しており、シミュレーシ
ョンにより実験結果がよく説明できるとともに、損耗原因も特定できるため長時間作動するグリッド
系の設計指針を得ることができる。
4. まとめ
宇宙用の推進機として活躍が期待されるイオンエンジンであるが、効率的な寿命評価を行うには損耗解析とその可視化が重要であり、実際に可視化することで損耗原因を特定することが出来た。

図 1 イオンビームと損耗粒子の可視化（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究開発プロジェクト拠点）－9－

溶接アーク現象，溶融池現象および溶接輸送現象解析
溶融池磁気制御アーク溶接の母材温度分布の測定
所属：琉球大学 機械システム工学科
氏名：松田昇一
1. 目的
アーク溶接は施工の利便性等から，工業的に最も広く利用されている溶接法であるが，特に横向・上向および立向の難姿勢溶接では，重力により溶融金属が垂れ下がり，アンダーカット等の形状欠陥が発生し易く，継手品質や溶接能率の低下の原因となっている．それに対して，我々は溶融池内に流れる電流に磁場を付加することにより溶融池に反重力方向の電磁力を発生させ，溶融金属の流れとビード形状を制御する溶融池磁気制御アーク溶接法( ECMP 法）を提案した．これまでに横向き姿勢のホットワイヤ
Fig.1 Arrangements of welding apparatus DCEN
in flat position

TIG 溶接に ECMP 法を適用(1)し，ビードの垂れ落ち防止し，溶着速度を従来の 2～3 倍にすることができた．また上向姿勢溶接(2)においては，溶接線をまたぐ新しい磁極を製作し，横向姿勢と同じように，ビードの垂れ落ち防止され，良好なビード形状が得ら(b) Arc side

れた．しかしながら外部磁場やワイヤ加熱電流を大きくした場合，アークが極端に傾いたり，アーキン
グが生じやすく，溶接が不安定となる．そのため，(a) appearance

その適用範囲は限られている．その原因の一つとして，外部磁場やワイヤ加熱電流を付加した際の，溶(c) Back side

融金属の流動およびその温度変動のメカニズムが不Fig.2 Camera position

明確であることが考えられる．
そこで，本研究では溶融池磁気制御アーク溶接法

テナイト系ステンレス鋼 SUS304 を使用し，添加ワの適用拡大を目的に，外部磁場やワイヤー加熱電流

イヤにオーステナイト系ステンレス鋼 Y347（φ1.2）を付加したときの溶融池の流動，特に温度分布の変を使用した．溶融池の様子は EOS KISS X50（Canon）

化の様子を観察した．本報ではその観測結果を示す．

に ND フィルターや 980nm のバンドパスフィル

2. 実験装置・実験方法および実験条件

タ等を装着し観察した．撮影速度は 30fps である．

2.1 実験装置の構成および試験片ECMP 法を

溶融池の温度は，カラー撮影のできる高速度カメラ

下向姿勢ホットワイヤ TIG 溶接に適用した場合の実Phantom V311 に ND フィルター と 650nm のバンド

験装置構成図を図 1 に示す．
実験装置は大別して TIG

パスフィルタ類を装着し，得られたカラー画像の 2

溶接トーチと移動台車（図示略），添加ワイヤ及び磁波長の輝度比より，2 色温度測定法の原理を用いて化コイル(各 160 回巻き)より構成されている．TIG

測定した．撮影速度は 1000fps である．解析には溶接電源と添加ワイヤ加熱電源はそれぞれ独立してThermera-HS（Nobby Tech.Ltd.）を用いた．なお標準

設置し，TIG トーチをマイナス極，添加ワイヤをプ

ランプを用いて温度校正を行った．図 2(a), (b)およラス極とした．試験片（母材）は板厚 3mm のオースび(c)に実験装置外観，アーク側および裏波側の溶融－10－

池の撮影する場合のカメラ配置をそれぞれ示す．

(a) Non Filler(b) BX=0mT, IW=0A

2.2 実験装置条件 溶接電流 IA=160A,溶接電圧
E=13V, ワイヤ加熱電流 IW=50A および磁束密度(外部磁場)BX=4.9mT とした．また本実験は裏当材

1880K

2010K

を用いない下向姿勢裏波溶接を行った．
3 実験結果3.1 アーク側の溶融池の温度変化 図 3（a）～(d)にアーク側の溶融池の温度分布を示す．図(a)は(c) BX=4.9mT, IW=0A(d) BX=4.9mT, IW=50A

1950K

1980K

Non Filler ( 通 常 の TIG 溶 接 ), 図 (b) は ColdWire(IW=0A)，図(c)は外部磁場有り(BX=4.9mT)，図(d)は外部磁場とワイヤ加熱電流有り(BX=4.9mT,
IW=50A)の温度測定結果である．また溶接方向は図
左方向，図左上が電極，図中央の左から右方向へ伸びる緑色の領域が溶融池である．代表点として溶融池中央部の温度を比較すると，図(a)は 2010K

Fig.3 Effect of magnetic flux density and wire current on arc
side molten pool temperatureを示しており，他の条件と比較して最も高い．な
お，本結果は山崎(3)らが計測した値とほぼ一致し

Flow

Temperature(a)
Non Fillerている．図(b)は冷たい状態のワイヤ（図左側）が溶融池に挿入されるため，温度が低下し 1880K となる．図(c)では外部磁場によりアークが傾き，比較点の溶融池中央部を直接加熱するため，図(b)と(b)
BX=4.9mT
IW=50A

比較して上昇する．図(d)は加熱されたワイヤが挿入されるため図(c)と比較して上昇する．
3.2 裏波側の溶融池の流れと温度変化

図 4(a),(b)に裏波側の溶融池の様子とその温度分布をそれぞれ示す．溶接方向は図右下から左上方向ある．
熱電流有りの結果である．また流れの写真の明る

融池の温度差は約 200K であった．また裏波側

い箇所および温度分布の白い箇所が高温領域を示す．

の高温度領域は，外部磁場とワイヤ加熱電流を図(a)では高温度の領域が溶融池前縁（図左側）に分付加すると，溶融池前縁部より中央部へ移動し，布しており，その温度はアーク側の溶融池の温度と度の領域が図中央部に移動し，平均表面温度が約5mm

Fig.4 Effect of magnetic flux density and wire current onback side molten pool temperature

なお図(a)は Non Filler，
図(b)は外部磁場とワイヤ加比較すると約 200K 低下する．図(b)では図(a)の高温

5mm

その平均表面温度は約 100K 低下する．
4. 参考文献(1) S. Zenitani, Y. Hiromoto, Y. Manabe, A. Etou and M.

100K 低下した．これはアークが後方に偏向したこと

Kumakura:Development of Vertical TIG Welding Process withによる影響であり，高温の溶融金属の流動が大きくElectromagnetically Controlled Molten Pool Process，Preprints of the

変化したと推測される．

National Meeting of JWS，Vol.75（2004），244-245.
(2) 松田昇一，真鍋幸男，玉城光輝，棚原靖，松本幸礼，又吉勇介：

3. まとめ

溶融池磁気制御溶接法の適用拡大に関する研究－上向，下向姿(1) アーク側溶融池の温度は，添加ワイヤ無しの場

勢での裏波溶接の磁気制御－，溶接学会論文集，第 30 巻，第 2号，116-124，（2012）

合が最も高い．
また Cold wire の場合が最も低く，(3) 山崎圭，山本恵理，鈴木啓一，輿石房樹，宮迴滋，田代真一，

外部磁場を付加した場合，外部磁場とワイヤ加

田中学，中田一博：赤外線二色放射測温法による溶融池表面温熱電流を付加した場合の順に高くなる．

度測定，溶接学会論文集，第 27 巻，第 1 号，34-40，（2009）（共同研究分野：エネルギー制御学分野）(2) 本実験条件下において，アーク側と裏波側の溶－11－レーザー溶接補修技術の標準化に向けた研究開発―レーザー照射条件最適化に向けた溶融池内現象の把握―
Study on standardization of laser welding technologies(11)Understanding the phenomena in molten pool for optimizationof laser irradiation condition

原子力機構 ○山田知典

菖蒲敬久

杉原健太

Tomonori YAMADA Takahisa SHOBU Kenta SUGIHARA

村松壽晴
Toshiharu MURAMATSU

大阪大学接合科学研究所 小溝裕一
Yu-ichi KOMIZO

大型放射光施設(SPring-8)からの高輝度単色 X 線を利用した吸収コントラストイメージングにより、レーザー光走査時に形成する溶融池内流動場のその場観察を行ない、溶融池内対流現象の過渡特性及び気泡発生挙動を評価した。
キーワード：ファイバーレーザー溶接、溶融池、吸収コントラストイメージング、流動場その場観察
１．緒言 原子力機構では、原子力施設を始め一般産業施設に展開可能なレーザー溶接技術開発を進めており、残留応力の精密な評価と制御法の確立に向け、溶接時の温度場の高精度評価を行うため、温度と強連結過程にある溶融池内の対流現象に着目し研究を行なっている。この研究では、大型放射光施設(SPring-8)からの高輝度単色X
線を利用して、ファイバーレーザー溶接中の溶融池内部を直接観察し、現象把握を行なってきた。本報では、レー
ザー光走査時に形成された溶融池内対流現象の過渡特性及び気泡発生挙動に関して報告する。
２．実験 溶融池内現象の観察はSPring-8のビームラインBL19B2を使用した(研究課題番号:2011B1975)。試験片は厚さ1mmのアルミニウム合金であり、表面にトレーサー粒子（平均粒径45μmの炭化タンタル)を塗布した。熱源としてはファイバーレーザー(出力260W、スポット径1.09mm)を用い、シールドガス(N2)を吹付けながら試験片表面を1mm/sで走査させた。この時、レーザー照射部で形成された溶融池内にはトレーサー粒子が入り込み、その過渡挙動を吸収コントラスト法により計測した。X線のエネルギーは30keVであり、検出にはシンチレータ付きCCDカメラを使用した。時間分解能は約0.014秒、空間分解能は約38μmである。
３．結果・考察 図 1 に密度のコントラスト差より確認した半球状の溶融池内の過渡特性を示す。図中の赤い矢
印はレーザー照射部前方の流れを、青い矢印は後方の流れを示している。流動はレーザー照射部を中心とした渦構造であるが、レーザー光固定照射の場合 1)とは異なっており、溶融池前方で小さな渦を、後方で大きな渦を形成した。レーザー走査中はこの流れが継続的に確認できたことから、これが溶融池内の主流と考えられる。溶融池内の温度場の評価には、こうした対流による熱輸送と熱伝導の評価が必要となる。従来の研究では、対流による熱輸送の評価が出来なかったため、熱伝導効果のみにより評価されてきたが、溶融池内のその場観察により流速及び溶融
池形状が得られた事で実測値に基づく評価が可能となった。観察された流速を代表速度、溶融池直径を代表長さとして、ペクレ数(対流による熱輸送/熱伝導)により両者の大きさを比較すると、対流により輸送される熱量は、熱伝導と同等以上となる事が確認できた。従って、温度場の評価には、熱伝導に加えて対流による熱輸送の考慮が必要となる。また、溶融池内の観察では、気泡の発生挙動を観察する事ができた。図 1 に示すように、気泡が溶融池
後方の固液界面より発生したことから、凝固時の溶質元素の偏析に起因すると考えられ、偏析元素が溶接中に金属蒸気となったと予測される。気泡の多くは、発生時に固液界面でトラップされるため、浮上する物は少なく、溶接部に閉じ込められ、ポロシティとして残留した。このような場合には、気泡の発生自体を抑制する必要がある。
レーザー光走査方向

トレーサー粒子(炭化タンタル)
固液界面

固相(a) t = 0ms

気泡

溶融池(液相)

ポロシティ

1mm

(b) t = 89ms

1mm(c) t = 173ms

1mm(d) t = 269ms

1mm

図 1 レーザー走査時の溶融池内流動場
４．結言 溶融池内の流速及び溶融池形状のその場観察により、実測値に基づいて対流による熱輸送の評価が可能となり、熱伝導によるものと同等以上であることが確認できた。残留応力特性に影響を与える溶融池内の温度分
布の評価には、対流による熱輸送の考慮が必要となる。また、溶融池内の気泡は、溶融池後方の固液界面より発生することから、凝固偏析が原因と考えられる。気泡の多くは発生時に固液界面にトラップされるため、溶接不良等を低減するためには、その発生自体を抑制する必要がある。
参考文献 [1] 日本原子力学会 2012 年春の年会 C01（共同研究部門：信頼性評価・予測システム学分野）－12－

先導的重点研究課題・研究報告書（摩擦発熱現象を利用した低温プロセスによる接合／改質技術の高度化）【研究目的】
最近、摩擦発熱現象を利用した接合／改質プロセスの研究開発は積極的に推進され、鉄道車両、自動車を始めとして、種々の分野において実用化が開始されている。
さらに、ものづくりの現場においては、同種金属のみならず、異種金属、あるいは金属と炭素素材やセラミックス、金属とプラスチックスといった異種材料との接合に対する要求も日々高まっている。
そこで本研究課題では、上記の種々の摩擦発熱現象を利用した接合／改質技術をさらに高度化し、当該学問分野の発展に寄与するとともに、国際的な拠点の形成、情報のハブ化を目指す。
【成果概要】
摩擦攪拌接合（FSW）、摩擦攪拌点接合（FSSW）、摩擦攪拌プロセッシング（FSP）、
摩擦圧接(FW)など、摩擦発熱現象を利用した接合／改質技術の高度化を目指し、以下のテーマに取り組んだ。（1）異種金属、金属／炭素素材、金属／プラスチックな
どの異種接合、（2）高張力鋼板、高炭素鋼、高窒素鋼、鋳鉄などの難接合材の接合／改質、（3）レーザおよび高周波熱源との組み合わせによるハイブリッドプロセスの開発、（4）鉄鋼材料を始めとした高融点金属の接合のためのツールの開発、（5）継手／改質部の組織と機械的特性の解明、（6）2 つの X 線源を用いた、プロセス中における塑性流動の解明。これらの活動により、先進的な高度接合プロセスを確立に向けて、当該学問分野の発展に寄与するとともに、東北から九州に至るまでの共同研
究ネットワーク形成を行った。また、Friction Based Welding & Processing に関する国際会議を企画し、平成 25 年度 11 月の開催に向け、準備を進めた。

異種金属材料の接合界面における組織形成機構の検討
地方独立行政法人

東京都立産業技術研究センター

開発本部開発第一部 機械技術グループ
青沼昌幸
1. 目

的

摩擦攪拌接合法(FSW)は固相接合法であることから，従来の溶接では硬く脆い金属間化合物が生成するため困難とされていた異種金属材料の接合に対しても有効とされている．また，新しく開発された合金や複合材料では，その特性を生かすための接合法を選択する必要があるが，FSWによる接合部の性質は従来の溶接によるものと比較して優れていることが多く，工業的に広い適用が期待されている．本研究では，ヤング率が高く，耐熱性や耐摩耗性にも優れた軽合金である過共晶Al-Si合金を対象として，Al-Si-Fe-Cu系合金（以下Al-Si合金と表記）と，市販の工業用純チタン(以下CP-Tiと表記)との摩擦攪拌接合を行い，その接合性と接合部組織の形成機構について検討した．
2. 研究方法
Table 1 に供試材の化学組成を示す．また，Fig.1 に，本研究で用いた Al-Si 合金の光学顕微鏡像を示す．本
研究で用いた Al-Si 合金母材は，Si を 16.6%含む過共晶組成で，マトリックスには微細な粒状の Si が均一に分散した組織となっていた．Al-Si 合金母材および CP-Ti 母材の板厚は 2.0mm とした．板材はツールの回転
方向と進行方向が一致する側(AS)に CP-Ti を配置し，ツールの回転方向と進行方向が一致しない側(RS)に
Al-Si 合金を配置した．接合ツールは SKD61 製とし，ショルダ径 15mm，プローブ径 6mm，プローブ長 1.9mmとし，M ネジ付のプローブを用いた．接合条件は，予備実験の結果から，ツール回転数 850rpm，ツール荷重
7.8kN とし，接合速度を 100，200，300 および 400 mm/min として，攪拌位置については，CP-Ti を 0.5mm 切削するように調整し，攪拌が容易な Al-Si 合金を主に攪拌する位置において接合した．開先は機械加工により平滑に研削し，接合前にアセトン脱脂を行った．
接合後，接合部表面の外観観察を行った．接合部の断面については，光学顕微鏡による組織観察，集束イ
オンビーム加工観察装置(FIB-SEM)，透過型電子顕微鏡(TEM)による明視野像および STEM-HAADF 像による観察を行い，接合界面組織の形成について検討した．
3. 研究結果
Fig.2 に，Al-Si 合金母材，接合速度 100 および 400 mm/min における攪拌部と接合界面の光学顕微鏡像を示す．攪拌部では，CP-Ti 片と，Al-Si 合金母材に含まれる Si 粒子，および，その他の合金元素による金属間化合物が分散しているのが認められた．接合速度 400 mm/min での攪拌部における Si 粒子径は，Al-Si 合金母材と比較して変化が見られず，また，攪拌不足によると考えられる欠陥が多く観察された．接合速度 100 mm/min での攪拌部では，Al-Si 合金母材と比較して Si 粒子が微細化しているのが認められた．また，CP-Ti 側接合界面の変形は，400
mm/min の条件のものと比較して増大していた．

Table 1 Chemical composition of base metals.
Material
Al-Si-Fe-Cu
Material
CP-Ti

Si
16.6
Fe
0.047

Fe
4.21
C
0.006

Cu
2.68
N
0.004

Mg
0.61
O
0.093

Al
75.4
H
0.0023

－13－

Si

50µm

Fig.1 Optical microscope image of Al-Si alloybase metal.

これらの接合部について，接合方向に対し垂直にTraveling speed
100 mm/min

切断した短冊状引張試験片を用い，引張試験を行った．その結果，接合速度 100 mm/min の接合部で，Traveling speed
400 mm/min
Stir zone

Stir zone

平均 275 MPa の引張強度が得られ，これ以上に接合速度を増加すると引張強度は低下する傾向が見られ

Ti

Crack

た．また，これらの接合部の破断位置は全て接合界Ti面であった．

50µm

Fig.3 に，接合速度 100 mm/min での接合界面の，interface

Interface

FIB-SEM による 2 次電子像を示す．接合界面近傍のTi

図中の Al-Si 合金側に認められる白色の相が Si であTi

るが，これらの相は破砕され，接合界面で CP-Ti と混合されていた．接合界面には幅が 3~4μm の混合領域が生成しており，この領域には微細となった Siが分散しているのが確認された．混合領域において

CP-Ti

CP-Ti

攪拌部では，Si 粒子が微細となって分散していた．

Al-Si alloy

Al-Si alloy

Fig.2 Optical Microscope image of stir zone and interfaceof Al-Si alloy / CP-Ti joint.

EDS による定性分析を行った結果，Ti，Al および
Al-Si alloy

Si が検出される領域が存在することがわかった．こ

Mixed zone

CP-Ti

れらのことから，プローブによって破砕分散されたSi 粒子が，混合領域で反応層を形成していることが推察された．また，接合界面近傍の CP-Ti では，結晶粒径が 1μm 未満の微細な等軸晶が認められ，Al-Si
合金側でも結晶粒径が 5μm 未満の微細な等軸晶が確認された．これらは動的再結晶による結晶粒の微4µm

Fig.3 SEM image of Al-Si alloy /CP-Ti joint interface
by FIB-SEM.

細化領域と考えられる．
Fig.4 に接合界面の STEM-HAADF 像と，EDS によ1

る点分析結果を示す．この領域では Al-Si 合金側に
Al-Si alloy

粒状の相が分散していた．これらの相を EDS によりMixed zone

CP-Ti

点分析した結果，Ti と Al の他，Si が検出された．

2

CP-Ti 近傍ではコントラストの異なる層状の領域が2認められた．これらは Ti と Al が層状となって構成されていることが確認され，Si も検出されているこ

3

3とから，これらの合金元素の混合領域であると考え

1

られる．
500µm

Energy (keV)

4. 結

論

過共晶 Al-Si 合金と CP-Ti との接合界面にはこれらの混合領域が生成し，共晶 Si が混合領域に取り込

Fig.4 STEM-HAADF image and result of EDS analysis
at Al-Si alloy / CP-Ti joint interface.

まれる．このことで，接合部の特性に影響を及ぼすと推察される．
本研究の一部は JSPS 科研費 24560902 の助成により実施した。
（共同研究分野：エネルギープロセス学分野）－14－摩擦攪拌プロセスを利用した局所合金化とその組織
関西大学 化学生命工学部
上田 正人
1. 諸言
近年，摩擦攪拌は接合のみならず鋳造欠陥の除去や金属部材の部分硬化等の新規なプロセスとしても注目されている。異種金属を摩擦攪拌接合すると接合部には金属間化合物が生成する等，非平衡で多彩な組織が形成されることが報告されており，本プロセスは局所的な組織制御手法の一つとしても非常に興味深い。本研究では純 Cu 板を突き合わせ，その間にインサート材として純 Zn 板を挟み込んだ状態で摩擦攪拌接合し，接合部における合金化，相構成等の組織を詳細に観察する。
2. 実験方法
２枚の純 Cu 板（100×50×t 2 mm）を突き合わせ，インサート材として純 Zn 板（100×50×t 0.5 or t 1.0mm）を挟み固定した。超硬合金のツール（ショルダ径φ12 mm，プルーブ径φ4 mm，プルーブ長 1.6 mm）を用い， Zn
板上をプルーブの中央が通るように摩擦攪拌接合した。接合条件は回転速度 275～400 rpm，接合速度 200
mm/min，前進角 3°，シリンダー圧力 1500 kgf とした。シールドガスとして Ar ガス，バッキングプレートとして
SKD11 板を用いた。
3. 結果
ツール回転速度を変化させて接合した Cu 板の外観を Fig.1 に示す。接合する板（Cu）の融点が 1083℃であるのに対し，インサート材（Zn）の融点は 419℃と著しく低いため，これを溶融させず接合するには，できるだけ入熱量を小さくする必要がある。インサート材の厚さが 0.5 mm の場合，ツール回転速度が 400rpm で外観上，正常な接合部が得られた。一方，厚さが 1.0 mm の場合，325 rpm まで回転速度を低下させても接合できた。

Fig.1 ツール回転速度を変化させて接合した Cu 板の外観

－15－

接合部近傍に対し，X 線回折試験を行った。接合した
Cu 板の底部には黄銅色が観察されたが，XRD プロファイ
ルにはα相のみ観察された（Fig.2）。接合断面についても同様であった。
0.5 mm Zn 板をインサート材としてツール回転速度 400rpm で接合した Cu 板の断面組織と Zn の分布を Fig.3 に示す。光学顕微鏡，走査型電子顕微鏡で観察したところ，ボイド等の欠陥は認められず，正常に接合されていた。
接合部には Cu の塑性流動に沿った明るいコントラストが観察された。接合断面上部にも一部観察されたが，底部に集中していた。また，その領域は EDS のライン分析から

Fig.2 接合板底部の XRD プロファイル

Zn が検出された箇所に一致していた。さらに点分析では，プローブが通過する部分の底部で，最高 23 mass%の Zn が検出された。一方，プローブ通過点から外れたショル
ダ下でも SEM では明るいコントラストが観察され，最高 8 mass%の Zn が検出された。これらの Zｎは単に金属 Zn
として分布しているのではなく，Cu 中に固溶していると思われる。このように摩擦攪拌プロセスを利用し，融点の大きく異なる金属を局所的に合金化できた。今後，結晶学的な特徴を把握していく予定である。

Fig.3 0.5 mm Zn 板をインサート材として接合した Cu 板の断面組織と Zn の分布(共同研究分野： 機能性診断学分野)－16－

ナノ結晶を有する純銅の組織と引張特性
熊本大学大学院 自然科学研究科 マテリアル工学専攻
北原弘基、溝上智久、安藤愛美、増本圭悟
熊本大学工学部マテリアル工学科
高取あい

１．緒言
金属材料の強化法の一つとして、結晶粒を微細にする結晶粒微細化強化法がある。90 年代後半より、材料に極めて大きなひずみを付与できる巨大ひずみ加工を用いて、平均結晶粒径を１μm 以下まで超微細化した超微細粒材料の研究が世界的に進められている。そのような背景の下、材料表層部のみの平均結晶粒径を 100nm 以下まで超微細化し、材料全体の力学特性や機能特性を向上させる表層強加工の研究も行われている。表層にナノ結晶が導入された表層ナノ結晶材料は、疲労き裂発生の抑制や、耐食性、耐摩耗性の向上などが期待されている。簡易に表層ナノ結晶材料を作製する方法として、ワイヤブラッシング表層強加工が提案されている[1-2]。ワイヤブラッシング表層強加工とは、高速回転しているワイヤブラシを試料に押し当てながらスライドさせることで、材料にひずみを与え、試料表層部の結晶粒をナノ結晶化する方法である。そこで本研究では、純 Cu に対してワイヤブラッシング表層強加工を行い、組織と力学特性を調査することを目的とした。

2．実験方法
試料は、厚さ 1mm の純度 99.9%Cu(3N-Cu)の板材を用い、これを出発材とした。出発材に対して、ワイヤブラッシング表層強加工を施し、ワイヤブラッシング材を作製した。ワイヤブラッシング表層強加工は、NC フライス盤を用い、ブラシの押付荷重と送り速度をそれぞれ変化させて行った。ブラシの材質は、真鍮である。Table 1 に試料名と加工条件の一覧を示す。1-H 材と 1-L 材において、押付荷重は共に 9.8N、送り速度はそれぞれ 250mm/min と 35mm/min、回転数は共に 2000rpm とした。
加工方向は、試料の LD(longitudinal
direction)方向と平行とし、LD 方向に沿って 1 往復させた。ワイヤブラッシング材の組織観察は、試料を集束イオンビームで薄膜化し、透過型電子顕微鏡法(TEM)により行った。得られた TEM 像より、表層から 4m
まで 500×500nm2 ごとの平均結晶粒径を切片法により測定した。引張試験は、室温大気中、Table 1 Processing conditions of the wire-brushed 3N-Cu
samples studied

初期ひずみ速度 8.3×10-4s-1 の条件で行った。

sample pressing load[N] feed rate[mm/min]

引張軸は、LD 方向に平行とした。

1-H
1-L

9.8(1kgf)

250
35

rotating speed[rpm]2000

3．実験結果および考察
ワイヤブラシ材の TEM 観察の結果、試料表層部は高転位密度の加工組織を持った等軸粒を有していることが分かった。また、加工層の厚みは、最大で約 5m であった。表層から 3m の領域では、100nm 以下にナノ結晶化しており、3m 以上の深さ領域では、結晶粒径が大きく変化することが分かった。Figure1 に、
1-L 材の試料表面から深さ 1m における断面 TEM 像を示す。同様の組織は、AZ31B 合金でも観察されて－17－

いる[2]。試料表面近傍の結晶粒径を測定した結果、その平均粒径は 16nm であり、非常に微細なナノ結晶粒が得られることが分かった。また、回折リングを解析した結果、純銅にも関わらず、Zn のピークが観察された。また、このピークは、深さ 1mの領域でのみ観察されたことから、真鍮製のワイ
ヤブラシにより Zn が導入したものと思われる。
Figure 2 に、出発材およびワイヤブラッシング
材の公称応力-公称ひずみ曲線を示す。出発材と比較して、1-H 材および 1-L 材の引張強度および伸びは低下したが、大きな変化は見られなかった。

Fig.1 Cross-sectional TEM image of 1-L: 1m depth.

また、0.2%耐力の大きな変化もなかった。このことは、ワイヤブラッシングを施した Mg 合金の結果[2]とは大きく異なる。
Mg 合金では、加工層の厚みは約 30μm[2]と報告されている。ワイヤブラッシングは試料の両面に施しており、試料全体の厚みが 1mm であるため、試料の板厚に対する加工層の割合は 6%となる。
一方で、純銅では、加工層の厚みは約 5μm で、試料の板厚に対する加工層の割合はわずか 1%であFig.2 Stress-strain curves of the starting, 1-H and 1-Lった。そのため、純銅ではナノ結晶層の厚みが薄sheets.

く、引張特性の向上に寄与しなかったと考えられ
る。
４.

結言

本研究の条件下で、ワイヤブラッシングを施した純銅では、その加工層の厚みは、表層から最大で約 5m であった。
また、
ワイヤブラッシングの真鍮線の成分である Zn の混入が確認された。
引張試験の結果、出発材と比較して、1-H 材と 1-L 材の引張強度、0.2%耐力および伸びに大きな変化は見られなかった。これは、ワイヤブラッシング表層強加工により導入された加工層の厚みが、板材の厚みに対して非常に薄いため、引張特性の向上に寄与しなかったと考えられる。
謝辞
本研究を遂行する上で、大阪大学接合科学研究所の藤井英俊教授から貴重な意見を多数頂きました。
【参考文献】[1] M. Sato et al: Sci. Tech. Adv. Mater. 5 (2004) 145-152.
[2] H. Kitahara et al: Surface & Coatings Tech. in press.
（先導的重点課題）－18－

十字引張型摩擦攪拌点接合継手の疲労特性，および疲労損傷機構の三次元的観察
広島大学大学院 工学研究科 機械物理工学専攻

菅田 淳

１．研究背景，および目的
近年，溶融溶接時の問題を解決できる新しい接合技術の一つとして，摩擦攪拌接合(FSW)技術が注目を集めている．同技術
は溶融溶接時に発生する凝固割れや熱変形などの溶接欠陥を回避でき，継手部の結晶粒粗大化を防止する等，多くの利点を有する接合技術であるものの，施工上の問題点から対象が軽金属に限られており，従来の接合方法では鉄鋼材料に対する施工は困難であることに加え，コスト面において不利とされていた．しかし，近年では種々の鋼材に対し比較的安価に鋼材同士の摩擦攪拌接合を可能にする技術開発が進捗しており，将来的に同技術の適用範囲が大幅に拡大することが期待される．
上述した接合技術を実際の構造物に適用し，安全に運用するためには接合構造体の疲労特性について把握する必要がある
が，鉄鋼材料を基材とする摩擦攪拌接合構造体の疲労挙動に関する知見は僅少である．
本研究では，自動車用鋼板 SPCC を摩擦攪拌点接合(FSSW)により接合した試験体を対象とし，特に接合界面近傍において発生，進展する疲労き裂を詳細に観察することによって同接合体の疲労特性について実験的検討を行った．
２．供試材および実験方法
本研究で使用した供試材料は板厚 t = 0.8mm の自動車用鋼板 SPCC である．同材の化学組成および機械的特性をそれぞれTable 1，Table 2 に示す．同材を Fig. 1 に示す短冊状(150mm×50mm)に機械加工後，2 枚の鋼板を十字型に重ね，その中央部にタングステンカーバイド(WC)を材質とするツールを用いて摩擦攪拌点接合を施し供試材とした．Table 3 に本研究において採用した接合条件を示す．なお，本研究では接合体を構成する 2 枚の鋼板を区別するため，ツールが先に接触する鋼板を上板，摩擦攪拌課程において後ほどツールと接触する鋼板を下板とそれぞれ称する．
静的引張および疲労試験は，島津製作所製電気油圧式サーボパルサを用いた．疲労試験は周波数 f=10Hz，応力比 R=0.01
で行い，試験体の 2 枚の鋼板が完全に分離した時点を疲労破壊の繰返し数と定義とした．また，未破断の試験打切り回数は
N=5×106 cycles とした．

３．実験結果および考察
Fig. 2 に疲労試験結果を示す．なお，同図縦軸は試験体に作用する負荷試験力振幅 Pa を表している．同図より，本研究で対象としたFSSW接合試験体の疲労限度はPa=0.2(kN)程度であることがわかった．なお，静的引張試験によって本試験体の平均的な引張強度は PB=8(kN)であることがわかっているが，それと比べ疲労限度は著しく低い値を示すことが明らかとなった．
次に，疲労試験後の巨視的破壊形態を下板側より観察した結果の代表例として高試験力振幅・短寿命領域および低試験力振－19－幅・長寿命領域における結果を Fig. 3 にそれぞれ示す．同図より，いずれの試験力振幅領域においても試験体接合界面近傍より発生したと推察される疲労き裂が上板および下板の鋼板板厚方向へ進展し，試験体表面に露見した後，上板疲労き裂は鋼
板板厚方向へ，下板疲労き裂は接合部周方向へ進展することにより最終破壊に至った．また，巨視的破壊形態に及ぼす試験
力振幅レベル依存性は認められず，同様の破壊形態はいずれの試験力振幅領域における試験結果でも確認された．
最後に，疲労き裂は 2 枚の鋼板の接合界面，すなわち試験片内部で発生し，複雑に進展しているため，通常の観察手法に
より継手内部の疲労破壊機構を明らかにすることは困難である．そこで本研究では，接合部近傍に生じる疲労き裂の進展挙動を詳細に検討するために，疲労き裂形状を三次元的に観察することを試みた．試験力振幅0.375(kN)の推定破断寿命Nf に対し，任意の繰返し数 N で疲労試験を中断し内部の疲労損傷機構を三次元的に観察した結果を Fig. 4 にそれぞれ示す．
まず，同図(a)に示すように破断寿命に対して 60%程度の繰返し数において，板厚方向へ上板にて最大約 0.3mm および，
下板にて最大約 0.4mm 程度，前述したスリット先端近傍より疲労き裂が進展している様相が観察された．なお 55%程度の繰返し数における三次元的内部損傷機構の観察結果では疲労き裂が確認されなかった．この実験的事実より本研究で用いた試験
体における疲労き裂は推定破断寿命に対し 55~60%程度の時期に発生しており，必ずしも全寿命の早期に疲労き裂が発生しないことがわかった．その後，Fig. 4 の(b)~(c)に示すように繰返し数の増加に従い，上下鋼板内部の疲労き裂が徐々に板厚方向へと進展する挙動を呈すことがわかる．なお，板厚方向への疲労き裂進展に際し，上板内部の疲労き裂は一部に発生し，板幅方向へと成長する一方，下板内部の疲労き裂は複数個所にて発生し，それらが接合部周囲へ進展している様子がわかる．
特に(c)において下板疲労き裂が接合部周囲を覆うように進展する様子が確認されることから，それが接合部の残余面積を減少させ，Fig. 3 に示したように接合部が抜け落ちる巨視的破壊形態を呈した要因であると考えられる．

４．結論
FSSW 接合試験片の疲労強度は，母材，および FSSW 接合試験片の静的引張強さと比べ著しく低いことが明らかとなった．
また試験片内部に発生，進展する疲労き裂を 3 次元的に詳細に観察した結果，低荷重域，および高荷重域における疲労き裂
発生寿命は，それぞれ推定破断寿命の 55%～60%，および 15%～20%程度であり，明らかな負荷荷重レベル依存性が確認された．
（共同研究分野：機能性診断学分野）－20－

両面から摩擦攪拌接合を施した次世代航空機用 α＋β 型チタン合金厚板の疲労特性
東北大学金属材料研究所 1, 東北大学大学院工学研究科 2, 大阪大学接合科学研究所 3
仲井正昭 1, 新家光雄 1, 稗田純子 1, 趙研 1, 小峯和也 2, 藤井英俊 3, 森貞好昭 3
１． 目的
近年、航空機の軽量化による省エネルギーのため、炭素繊維強化複合材料（CFRP）の使用量が増加している。
CFRP との適合性に優れるチタン合金は、CFRP の使用量増加に伴い、需要が増加している。代表的な工業用チタン合金である Ti-6Al-4V 合金（Ti-64）は、強度および延性に優れ、航空機用にも使用されているが、必ずしも加工性が良好でなく、加工コストの低減が一つの課題として挙げられている。この課題に対し、Ti-64 に比べて、同等
以上の機械的特性と、より良好な加工性を有する Ti-4.5Al-2.5Cr-1.2Fe-0.1C 合金（Ti-531C）が㈱神戸製鋼所で開発されている。しかし、これまでに、著者らにより、レーザー溶接が施された Ti-531C の溶接部には、非破壊検査により検出されないほどの微細な気孔が導入され、その結果、実用上もっとも重要な特性の一つである疲労特性が低下することが明らかになっている。この場合、固相状態で接合するため気孔が発生しにくいことを一つの特徴とする摩擦攪拌接合（FSW）を適用することにより、疲労特性をほとんど低下させずに Ti-531C を接合できる可能性があると考えられる。そこで、本研究では、Ti-531C に FSW を施し、その疲労特性を検討した。
２． 研究方法
Ti-531C インゴットを熱間鍛造後、熱間圧延を施し、973 K の真空中で 3.6 ks 保持後空冷の焼鈍処理を施した（FSW-base）。表面の酸化被膜を機械加工に除去し、板厚が 4 mm となるようにした。
プローブ長 2 mm のツールを使用し、試料の表および裏の両面か
ら 2 枚の突き合わせ面に FSW を施した。回転速度を 600 rpm に固
定 し 、 送 り 速 度 を 25 、 100 お よ び 200mm·min-1 と し た（DS-600-25-asweld、DS-600-100-asweld および DS-600-200-asweld）。
また、航空機用部材としての使用を想定するため、ツール回転速度600 rpmおよびツール移動速度100 mm·min-1 の条件に関しては、

Fig. 1 Optical micrographs at second welded zonesof (a) DS-600-25-asweld, (b) DS-600-100-asweld,(c) DS-600-200-asweld, and (d) S-600-100-anneal.

一部の試料に対し、接合後に 973 K の真空中で 7.2 ks 保持後空冷の焼鈍処理を施した（DS-600-100-anneal）。光学顕微鏡観察によりミクロ組織を評価し、ビッカース硬さ試験および疲労試験により力学的特性を評価した。疲労試験後の破断観察を走査電子顕微鏡（SEM）で観察した。
３． 研究結果
Fig. 1 に光学顕微鏡により観察した DS-600-25-asweld、
DS-600-100-asweld、DS-600-200-asweld および DS-600-100-annealの 2 回目攪拌部のミクロ組織を示す。2 回目攪拌部のミクロ組織については、いずれの条件においても、初析 α 相が消滅し、粒内Fig. 2 Optical micrographs at first welded zones of(a) DS-600-25-asweld, (b) DS-600-100-asweld, (c)DS-600-200-asweld, and (d) S-600-100-anneal.

に針状 α 相を含む旧 β 粒および同粒界に沿った粒界 α 相の形成が認められる。DS-600-25-asweld、DS-600-100-asweld お
よび DS-600-200-asweld の平均旧 β 粒直径は、いずれも約 20 μm であり、送り速度による違いは認められない。旧 β 粒
内で α コロニーは形成しておらず、針状 α 相は、特定の方位に配向せずに粒界 α 相および旧 β 粒内から成長している。
DS-600-100-asweld と DS-600-100-anneal とを比較すると、焼鈍により粒界 α 相および針状 α 相が粗大化している。

－21－

Fig. 2 に光学顕微鏡により観察した DS-600-25-asweld 、TSの 1 回目攪拌部のミクロ組織を示す。1 回目攪拌部のミクロ組織
は、2 回目攪拌部と同様に旧 β 粒、粒界 α 相および針状 α 相から

2nd welded zone
1st welded zone

380
370
360
350
340
330
320
310

なるが、2 回目攪拌部と比較して粒界 α 相および針状 α 相の粗大化が認められる。これは、2 回目攪拌時に生じる摩擦熱によって

390

Vickers hardness / Hv

DS-600-100-asweld、DS-600-200-asweld および DS-600-100-anneal

400

L (Tensile direction)

300
0Plane of measurement

これらの相が成長するためと考えられる。
Fig. 3 に DS-600-25-asweld、DS-600-100-asweld、DS-600-200-asweld

Fig. 3 Vickers hardness on S-T planes of
FSW-base and at the first and second
welded zones of DS-600-25-asweld,
DS-600-100-asweld, DS-600-200-asweld,
and DS-600-100-anneal.

および DS-600-100-anneal の攪拌部の S-T 面における硬さを、
FSW-base の同面におけるそれとともに示す。全ての条件において、
S-T 面における硬さは FSW-base の S-T 面における硬さに比べて高い。また、いずれの条件においても、2 回目攪拌部の硬さは、1 回

DS-600-100-anneal
DS-600-100-asweld

DS-laser-anneal
Laser-base

1200

Fig. 4 に DS-600-100-asweld および DS-600-100-anneal の疲労特性を示す。比較のため、同図中に、両面レーザー溶接およびその後の焼鈍処理を施す前後の Ti-531C 厚板（DS-laser-base およびDS-laser-anneal）の疲労特性も示す[M. Nakai et al., Mater. Sci. Eng. A
550 (2012) 55-65] 。 DS-600-100-anneal の 疲 労 強 度 は 、DS-600-100-asweld のそれに比べて高いことから、焼鈍には両面FSW を施した Ti-531C の疲労強度を改善する効果があることが示
唆される。
さらに、
DS-600-100-anneal および DS-600-100-asweld は、
特に高サイクル疲労寿命領域において、DS-laser-anneal に比べて高い 疲 労 強 度 を 示 す 。 し か し 、 Laser-base の 疲 労 強 度 は 、

1000

Maximum cyclic stress, max / MPa

目攪拌部に比べて高い値を示す。

800
600
400
200
0

1000

103

10000

104

100000105

1000000
6

10

10000000
7

10Number of cycles to failure, N

Fig.
4
Fatigue
properties
ofDS-600-100-asweld and DS-600-100-anneal.
Fatigue properties of Laser-base andDS-laser-anneal are included for comparison).

DS-600-100-anneal のそれに比べてかなり高いことから、両面 FSW には何らかの疲労強度を低下させる要因があると考えられる。高サイクル疲労寿命領域で破断した DS-600-100-asweld の破面を SEM で観察した結果、き裂は試料内部において発生していたが、特に介在物やポアは認められなかった。この破面に研磨および腐食を施し、光学顕微鏡で観察した結果、き裂は 1 回目攪拌部内で発生していることが明らかとなった。光学顕微鏡観察結果（Fig.1､2）および硬さ試験
結果（Fig. 3）から、1 回目攪拌部と 2 回目攪拌部とでは粒界 α 相および針状 α 相のサイズが異なり、さらに硬さも異なることから、このような組織と特性とが変化する境界が、疲労強度を低下させる一つの要因となっていると考えられる。
以上のことから、今後、両面 FSW を施さなくても良いように薄板を用い、片面 FSW を施した Ti-531C の疲労特性について調査していく。
４． 結論
突き合わせた Ti-531C 厚板に対して、板の表裏両面から FSW を施し、そのミクロ組織および力学的特性を評価した。その結果、以下の結論を得た。
(1)

両面から FSW を施した Ti-531C 厚板の攪拌部では、旧 β 粒、粒界 α 相および針状 α 相が認められる。また、
1 回目攪拌部では、2 回目攪拌による熱影響を受け、粒界 α 相および針状 α 相の粗大化が認められる。

(2)

両面から FSW を施した Ti-531C 厚板の疲労強度は、両面からレーザー溶接を施した Ti-531C 厚板のそれに比べて高いが、Ti-531C 厚板母材と比べるとかなり低い。破面にポアは認められないが、2 回の FSW を施したことによる熱影
響により、1 回目と 2 回目の攪拌部にはミクロ組織に差違が生じ、母材に比べて疲労強度が低下すると考えられる。
（共同研究分野：機能性診断学分野）－22－鋳鉄とフェライト系ステンレス鋼との摩擦攪拌接合岩手大学大学院工学研究科
晴山

巧

阿部 安奈

１．緒言
球状黒鉛鋳鉄は、鋼に匹敵するほどの強度、靱性をもつ優れた安価な材料だが、耐食性はステンレス鋼の方が優れている。そこで強度の優れた球状黒鉛鋳鉄とステンレス鋼とを複合化できれば、球状黒鉛鋳鉄にはない特徴を得ることができるため、これまで研究が行われてきた。
しかし、鋳鉄は溶接性が悪く、溶融溶接法では、溶接熱による急熱急冷によりセメンタイトを形成（チル化）する。一方、固相接合では、共晶点以下で接合することが可能なため、チル化を防ぎつつ鋳鉄の接合ができる。
そこで、本研究では固相接合法である摩擦攪拌接合（Friction Stir Welding ; FSW）に着目した。過去の研究からオーステナイト系ステンレス鋼と球状黒鉛鋳鉄の摩擦攪拌接合は可能であるが、球状黒鉛鋳鉄に
FSW を施すと接合部の球状黒鉛は変形し破断の起点となる。
本研究では、鋳鉄の接合部を鋼化（脱炭）し、ツールのプローブ長と入熱量を変化させ、黒鉛変形層の形
成無しに接合することが可能か検討することを目的とした。
２．実験方法
本実験で用いた供試材料は、フェライト系ステンレス鋼 SUS430（200×150×1.5mm）と球状黒鉛鋳鉄
FCD450-10（200×150×5）を用いた。
はじめに FCD450-10 を 1000℃の高温保持炉で 24 時間保持し、表面を脱炭した。後にフライス加工を施し、0.8mm の脱炭層を形成した。
ツールは超硬合金ツールを用い、接合条件は、プローブ長 1.6mm,2.0mm、ツール傾斜角 3°、荷重 0.9ton、
回転数 200～400rpm、接合速度 50～150mm/min、SUS の板厚 1.5mm、FCD の板厚は 6mm とし、プローブ長、回転数、接合速度をそれぞれ変化させ実験を行った。接合方法は、上に SUS430 下に FCD450-10 を合わせ、重ねFSW を行った。その後、組織観察、引張せん断試験、ビッカース硬さ試験で評価した。
ここで、回転ピッチとはツールが一回転する間に移動する距離であり、入熱のパラメータとして用いられ、以下の(1)式で求められる。回転ピッチが大きいとき一回転の間に移動する距離が大きいため、入熱が減少する。
…(1)
３．実験結果及び考察
図 1､2 に引張せん断試験結果を表す。プローブ長 1.6mm のとき、脱炭した試料はほぼ一定の荷重で母材破断し、脱炭してない試料は回転ピッチ 0.25mm/r のときにピークが表れ、全て攪拌部で破断した。回転ピッチが小さいときはツールが試料に刺さらず、大きいときはツールが試料を貫通してしまい試験ができなかった。
プローブ長 2.0mm のときも 1.6mm のときと同様に、脱炭した試料はほぼ一定の荷重で母材破断し、脱炭してない試料は攪拌部で破断した。プローブの長さに関わらず、全ての試料において脱炭した試料は脱炭してな
いものよりも強度が大きくなった。ピークが表れた理由として、入熱が小さいとき拡散が不足し、接合が弱くなったことが考えられる。

－23－

図 1 1.6mm ツールの引張せん断試験結果

図22.0mm ツールの引張せん断試験結果

図 3､4 に脱炭有りと無しについて FSW 後の断面のミクロ組織を示す。接合条件はプローブ長 1.6mm、回転
ピッチ 0.2mm/r であり、破断荷重はそれぞれ 7.9kN,6.9kN である。脱炭していない試料には全て黒鉛変形層が見られ、入熱が大きくなるに伴い黒鉛の変形も大きくなった。これより、黒鉛変形層は接合強度に大きく影響し、ピークが表れた理由として考えられる。
また、プローブ 2.0mm の場合、試料に挿入される量が増え、入熱も大きくなる。よって脱炭層を越えて母材の黒鉛を変形させた。また、入熱が大きいものは攪拌部にマルテンサイトを形成することも確認された。
このような理由から強度が低下したものと考えられる。

図3

FSW 後の組織写真（脱炭有り）

図4

FSW 後の組織写真（脱炭無し）

４．結言
球状黒鉛鋳鉄の接合部を脱炭し、フェライト系ステンレス鋼との摩擦攪拌接合を試みたところ、下記の結論が得られた。
(1)鋳鉄への脱炭処理は摩擦攪拌接合に対して非常に有効であることがわかった。
(2)脱炭処理をしていない球状黒鉛鋳鉄において、入熱が小さいと拡散不足が生じ、入熱が大きいと黒鉛が変形することで強度が低下し、破断荷重にピークが表れた。
(3)いずれの試料においても入熱が大きい場合、攪拌部にマルテンサイトを形成し、接合部が脆くなることで強度が低下した。
（共同研究分野：機能性診断学分野）－24－

摩擦発熱現象を用いた
ポーラスアルミニウムコアパイプ複合部材の創製
群馬大学大学院 工学研究科 機械システム工学専攻
齋藤 雅樹，半谷 禎彦
1．目的
ポーラスアルミニウムは内部に多数の気孔を有するため，軽量で衝撃吸収特性に優れた材料である．そのため，ポーラスアルミニウムを自動車などに適用することで，軽量化による燃費向上や衝突安全性能の向上が期待されている．しかし，ポーラスアルミニウムは引張強度や曲げ強度が低いため，現状では自動車への適用に制限がある．この対策としてポーラスアルミニウムをパイプと複合化させることで，引張強度や曲げ強度を向上させることができると考えられる．
著者らは摩擦圧接を利用してスチールパイプとポーラスアルミニウムを簡便に複合化させ，ポーラスアル
ミニウムコアパイプ複合部材(以下ポーラスコアパイプ)を作製する方法を提案した．本手法は，摩擦熱を利用してパイプの壁面にプリカーサを作製するとともに接合し，複合化したプリカーサを加熱・発泡させてパイプとポーラスアルミニウムを簡便に複合化するものである．過去の研究では，摩擦熱によってパイプが溶融する恐れがあるためスチールパイプを使用した．しかし，スチールパイプの利用は重く，ポーラスアルミ
ニウムの特徴も示さなかった．
そこで，本研究ではポーラスコアパイプをさらに軽量化するため，パイプに純アルミニウムである A1070
を用いてポーラスコアパイプの作製を試みる．ただし，A1070 パイプはスチールパイプに比べて融点が低い
ため，発泡の際に溶融してしまう恐れがある．そのため，ポーラスコアの材料には A1070 よりも融点の低い
ADC12 アルミニウム合金を使用し，発泡剤を加えてポーラス化させた．さらに，作製した ADC12 ポーラス
コア/A1070 パイプ複合部材の圧縮特性を調査し，本手法によるポーラスアルミニウムとパイプの複合化の有効性について検討した．
2．研究方法
Fig．1 にポーラスコアパイプの作製方法概略図を示す．まず，Fig．1(a)のように 8 枚のADC12 板材および発泡剤(TiH2，<45μm)と気孔形態安定剤(α-Al2O3，1μm)の混合粉末を積層させ，ジグで固定したパイプ中に入れた．
使用した ADC12 板材の寸法は 13 mm×13
mm×厚さ 3 mm である．なお，ADC12 板材8枚を合計した質量に対してTiH2 を1 mass%，
Al2O3 を 5 mass%添加し，パイプの寸法は外径 20 mm×肉厚 1 mm×長さ 30 mm とした．
次に，Fig．1(b)のように先端が平滑なツールを高速回転させながら押し込むことで摩擦熱による塑性流動を発生させ，ツールとパイプとの間にプリカーサを作製した．ツールには外径 13mm の SUS304 を使用し，ツール回転速度を 800 rpm，押込み速度を 3 mm/min とした．その後，Fig．1(c)のようにジグから取り外し，
高さ 25 mm になるように両端面を切断してプリカーサとした．これをあらかじめ 675℃に保った電気炉の中に入れ，8 分間保持して発泡させた後，水冷して Fig．1(d)に示すようなポーラスコアパイプを作製した．発
泡の際，パイプの形状を維持するため肉厚 2.5 mm のスチールパイプの型に入れて発泡させた．作製後，放電加工により外径 20 mm×高さ 20 mm の試験片を切り出した．この試験片に対し X 線 CT 撮像を行い，画像－25－

処理ソフト用いて平均気孔径および真円度を算出した．圧縮試験は株式会社島津製作所精密万能試験機オー
トグラフ AG-100kNG を用いて，クロスヘッド速度 4 mm/min で行った．その際圧縮挙動を明確にするため，試験片に対し 5 mm 間隔で圧縮方向に垂直な線を引き，ビデオ撮像による圧縮挙動の観察も行った．また，比較のためポーラスコアの無い中空パイプのみについても同様に圧縮試験を行った．
3．実験結果Fig．2 に作製した圧縮試験片の外観写真を，Fig．3に圧縮方向に対して垂直な断面の X 線 CT 画像を示す．
Fig．2 および Fig．3 の断面から，壁面のプリカーサが均等に発泡してパイプに充填されたことがわかる．なお，試験片ポーラス部の気孔率は p = 65.4%であった．
また，Fig．3 に矢印で示した箇所などでパイプがわず
かに薄くなっている部分もあるが，発泡後でも緻密部を維持することが可能であることがわかった．
さらに，接合界面に隙間が見られないことからも，パイプとの接合は良好であるものと考えられる．次に，X 線 CT
画像からポーラス部の気孔形態を評価した結果，平均気孔径は 1.3 mm，真円度は 0.74 であった．よって作製したポーラスコアは良好な気孔形態であると言える．
Fig．4 にひずみが ε = 0 ~ 0.8 のときの圧縮試験の様子を示す．写真からポーラスコアパイプでは中央部から変形するのに対し，中空パイプでは下側の変形後，上側が変形するなど異なる圧縮挙動が観察された．これはポーラスコアの影響により変形モードが変化したためであると考えられる．
Fig．5 に圧縮試験から得られた応力‐ひずみ曲線を示す．今回の結果の他に，摩擦攪拌法により ADC12板材に発泡剤を 1 mass%添加して作製した気孔率 80%のポーラスアルミニウムの結果も示す．ポーラスコア
パイプは中空パイプのように応力が下がらず，応力が一定となるプラトー領域が存在していた．また，曲線の形も中空パイプよりも気孔率 80%のポーラスアルミニウムに近い特徴を有していた．
4．結言
摩擦圧接により作製したポーラスコアパイプは均一な気孔形態のポーラスコアを有しており，パイプと複合化することで軽量かつ高強度化を実現することができた．また，ポーラスコアには ADC12 を，パイプには A1070 を使用しているためリサイクル性の向上も期待できる．
謝辞
本研究の一部は，国立大学法人大阪大学接合科学研究所共同研究利用のもと，藤井英俊教授のご指導により行われました．ここに記して感謝の意を表します．
（共同研究分野：機能性診断学分野）－26－

先導的重点課題・研究報告書（可逆的な接合ならびに被覆技術の開発）【研究目的】
可逆接合・被覆技術とは、工業的に必要十分な信頼性の確保を前提として、実用部材の接合部や被覆層を製造性良く形成するとともに、熱・力・電気・磁気などの外的刺激を付与することで、構成素材の組織や形状を極力保存しながら、省エネルギ
ーかつ低環境負荷での分離・分割を達成させる技術である。本研究課題では、実用性の高い可逆的接合・被覆技術を新たに開発することで、次世代の製造業における、希少金属素材や高品質材料などのリサイクルならびにリユースを促進し、地球環境保護を基盤とした持続可能社会の発展に寄与するべく、新しい科学技術分野の体系化と連携拠点の形成を目指す。
【成果概要】
役割分担型の課題設定に沿い、参画者の専門分野に新概念である「可逆接合」を積極的に取り入れるかたちで、所内教員と共同研究員の間で活発な連携が進められた。金属材料とセラミックスならびに高分子材料の可逆接合に関しては、実用合金と工業用プラスチックの異材接合をはじめ、ナノ微粒子を用いた無機材料の溶射被覆などをテーマとして研究展開がなされた。粒子法など最新のシミュレーション手法を用いた、異種材料における界面形成メカニズムの解明をはじめ、部材内部における熱や応力分布の可視化を基盤としながら、資源の再起循環を意識した分離分割の達成などに焦点が当てられた。生体組織と金属ならびに無機材料の可逆接合に関しては、
バイオセラミックスを用いた人工骨の自由成型を起点として、部材表面の電気化学特性を制御することで、生体親和性を向上させる試みや、生物内における無機物質の循環を理論的に解析した知見に沿い、インプラント形状を最適化する新たな研究が進められた。得られた連携成果の一部は、本研究所主催の国際シンポジウム「4thInternational Conference on The Characterization and Control of Interfaces for High
Quality Advanced Materials (ICCCI 2012)」において公開され、国内外からの高い興味関心を集め、共同研究コミュニティーのさらなる拡大につながる結果となった。

無機ナノシートの精密集積による高次メタマテリアルの創製
	
 
長田	
  実
(独) 物質・材料研究機構 国際ナノアーキテクトニクス研究拠点

研究目的
本研究では、メタマテリアル開発を目指した新たな試みとして、層状金属酸化物の単層剥離により得られる分子シート「無機ナノシート」をベースとした材料開発、機能開拓を行った。伝導性、高誘電性、強磁性を示す酸化物ナノシートをモデルケースに、室温溶液プ
ロセスを用いた積層集積により、隣接するナノシートの種類と積層数を変化させた超格子膜を作製し、金属／誘電体／強磁性体の人工変調構造を構築した。その特性評価を通じて、
光学特性変調やテラヘルツ波制御機能の可能性を検討し、「自然界ではあり得ない」メタマテリアルの創製を目指した研究を進めた。
研究成果	  本年度の共同研究では、酸化物ナノシートを対象に、① 分子設計によるメタマテリアル
用ナノシートの開発、② ナノシート・アーキテクトニクスによる金属―誘電体―強磁性体
超周期構造体の構築と高次メタマテリアルの開発を行った（図１）。

図１．無機ナノシートを用いたメタマテリアルの創製．
① 分子設計によるメタマテリアル用ナノシートの開発：	  これまで開発した酸化チタン、ペロブスカイト系ナノシートなどを対象に、第一原理計
算を援用した分子設計により精密ドーピングやバンド構造制御を行い、メタマテリアル構
築に必要となる、優れた伝導性、誘電性を有するナノシートの設計・開発を行った [1-3]。
酸化チタン系においては、化学組成と構造の精密制御により、誘電特性の自在な制御を実現し、Nbを約30%置換したナノシートでは、膜厚10 nmレベルの薄膜で世界最高の誘電率
320と共に、優れた絶縁性、温度安定性を有することを確認した。他方、ペロブスカイト系
においては、第一原理計算をベースに元素置換や分極構造の最適化を行った結果、RbBiNb2O7、KCaLaNb2TiO10の剥離ナノシートが高い電子分極率を有することを確認した。
この知見に基づき、KCaLaNb2TiO10の単層剥離によりCaLaNb2TiO10ナノシートを作製し、特性評価を行ったところ、メタマテリアル応用に好適な高い誘電率（εr = 270）を有することを確認した。RbBiNb2O7の剥離ナノシート化については現在検討中であるが、本研究の副産物としてRbBiNb2O7が非鉛系としては最高のTC=940℃を有する強誘電体であることを見出した [4]。
	  また、酸化チタンナノシートに対して、Fe, Coなどの磁性元素による精密ドーピングやバンド構造制御を行ったところ、磁性元素の濃度および酸化数に応じて3dバンド準位がフェルミレベル付近で変調し、これにより非磁性半導体から強磁性半導体、ハーフメタル、強磁性金属など自在な特性制御が実現することを明らかにした。さらに、伝導性、レッドッ
クス活性などの機能性ナノシートの開発にも成功し、酸化物ナノシートをベースに金属から半導体、高誘電体、強磁性に至る機能ライブラリーを完成させた。

－27－

② ナノシート・アーキテクトニクスによる高次メタマテリアルの開発：
	  様々な機能性ナノシートの創出に成功した知見をもとに、Layer-by-Layer集積により多層膜や超格子を作製し、メタマテリアルの開発を行った。特に、本研究では、ナノシート
をベースに真珠や貝殻などを模倣した精緻な階層構造を構築し、新規メタマテリアルとしての可能性について検討した。強磁性、高誘電性ナノシート、さらにはナノ粒子（Au, Fe3O4）を融合させた超周期構造体を作製し、隣接するナノシートの種類と積層数を変化させることにより、誘電率や層間の磁気的相互作用を人工的に制御した超格子膜を形成した（図１）。
これらの超周期構造体の電磁場応答について検討したところ、特異な応答は、伝導性RuO2、
高誘電性Ca2Nb3O10ナノシートから作製した人工超格子で確認され、赤外光領域で負の屈折率を示すメタマテリアルとして機能することを見出した。また、誘電体ナノシート（Ti1-dO2、
LaNb2O7、(Ca,Sr)2Nb3O10）をベースに超周期構造体を新たに作製したところ、THz領域
で非磁性の誘電体が磁気双極子のような振舞い、全体構造の実効的な透磁率自在に制御できることを確認した。光学領域での応答については現在検討中であるが、本研究の成果は、従来の金、銀の金属共振器を利用しないAll誘電体積層型メタマテリアルの開発に向けて新たな設計指針を与えると同時に、誘電体の低光損失という特徴を利用したソーラコレクタ、
平面ハイパーレンズなどへの応用が期待される。
	  ナノシート超周期構造体の機能開発のもう一つの試みとして、電磁気機能の探索を行った。誘電性、強磁性ナノシートにおいては、Layer-by-Layer集積により多層膜や超格子を形成することで、誘電、磁気特性の自在な制御が可能となることを実証し、電界効果トラ
ンジスタ、人工強誘電体、磁気光学素子など、多彩な機能デザインが可能であることを明らかにした。また、強磁性ナノシート単層と金ナノ粒子から作製した融合マテリアルは、
巨大磁気光学を示すプラズモン・マテリアルとして機能することを明らかにした（図２）[5]。
このプラズモン・マテリアルは、可視光〜近赤外領域で従来の磁気光学材料を凌駕する106
deg/cmの巨大磁気光学を示し、さらに応答波長の自在な制御も可能であることから、磁気光学センサ、バイオチップなどへの応用を検討している。

図２．ナノシート・プラズモンマテリアル
参考文献
1) M. Osada, T. Sasaki, Adv. Mater., 24, 209-228 (2012).
2) 長田 実, 佐々木高義, 応用物理, 81, 774-778 (2012).
3) 長田 実, 佐々木高義, 固体物理, 47, 25-34 (2012).
4) B. W. Li, M. Osada, T. C. Ozawa, T. Sasaki, Chem. Mater., 24, 3111-3113 (2012).
5) M. Osada, N. Hajdukova-Smidova, K. Akatsuka, S. Yoguchi, T. Sasaki, J. Mater.
Chem. C, 1, 2520-2524 (2013). [Highlighted in Cover Picture]（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）	
 －28－

サイズ・形態制御単分散酸化鉄ナノ粒子の表面可逆接合による新規磁性粘性流体の開発
東北大学

多元物質科学研究所
蟹江 澄志

１．研究の目的
磁気粘性 (MR) 流体とは磁性微粒子をシリコンオイル等に分散させたコロイド分散液である．
この流体は磁場印加によって磁性微粒子が鎖状構造を形成することに起因して粘度が増加し，この特性はダンパー，ブレーキ等に用いられている．MR 流体では分散粒子の沈降が問題となる．
既往の研究では磁性微粒子の表面改質等により分散安定性を向上させ，特性を評価した例が見られる．しかしながら，粒子形態を厳密に制御し，粒子形態が MR 特性に与える影響を調べた研究は見られず，磁場下において形成される鎖状構造と粒子のサイズ・形態との相関は未知である．
さらに，形状異方性を有する磁性微粒子からなる MR 流体は，粘性への異方性の導入など，新たな特性の発現が期待できる．本研究では厳密に形態制御した単分散 Fe3O4 微粒子の異種界面接合に着目した表面改質により，シリコンオイルへの分散性を向上させることで MR 流体を調製し，粒子形態がその特性に与える影響を評価することを目的としている．粒子形態の効果を評価する
ためには Fe3O4 微粒子を一次粒子状態で分散させることが重要である．しかしながら，Fe3O4 磁性微粒子は粒子凝集を抑制することが困難である．そこで本研究では，-Fe2O3 粒子に均一表面シリカコートを施した後，そのまま部分還元させ磁性を有する Fe3O4 粒子に変換することで一次粒子状態での分散を保持することとした．次いで表面シランカップリング処理により Fe3O4 粒子にドデシル基を導入することで，シリコンオイルへの分散性を向上させ，異種界面接合を意識した
新たな MR 流体作成を目的とした．またサイズ・形態を制御した Fe3O4 粒子の形状効果を明らかにすることも目的とした．
２．実験及び結果① 形状異方性を有する単分散酸化鉄の合成
まず既報の調製法に従い立方体型及び形状異方性を有するスピンドル型 -Fe2O3 微粒子を合成した．
(1) 種粒子を用いた Ozaki 法によるスピンドル型 -Fe2O3 微粒子の合成 1)
2.0 M FeCl3 水溶液と 0.090 M KH2PO4 水溶液を混合した．その水溶液中に -Fe2O3 種粒子(Fe3+ 基準で 1.7×10-1 mol% (H1), 2.1×10-3 mol% (H2)) を加え，超音波分散した後，100 °C で 3 日間 (H1) または 4 日間 (H2) 熟成した．遠心分離，洗浄，凍結乾燥を行うことでスピンドル型
-Fe2O3 微粒子 H1 (276±18×56±4 nm) 及び H2 (603±42×123±11 nm) を得た．
(2) ゲル－ゾル法による立方体型 -Fe2O3 微粒子の合成 2)
2.0 M FeCl3 水溶液と 4.8 N NaOH 水溶液を混合 し ， こ れ に -Fe2O3 種 粒 子 (Fe3+ 基 準 で
3.7×10-2 mol% (H3), 9.2×10-3 mol% (H4)) を加え
100 °C で 3 日間熟成した．遠心分離，洗浄，凍結乾燥を行うことで立方体型 -Fe2O3 微粒子 H3(95±9 nm) 及び H4 (184±15 nm) を得た．
② 酸化鉄微粒子のシリカコーティング
次に上記で合成した 4 種類の -Fe2O3 微粒子をそれぞれポリビニルピロリドン (PVP) の EtOH
溶液中で超音波を当てながら室温で 1 日撹拌した．遠心分離で PVP を取り除いた後，アンモニ
アの EtOH 溶液を加え，超音波分散してからテト
ラエトキシシランを撹拌しながら加え，室温で 1日撹拌した．遠心分離，洗浄，凍結乾燥を行うこ－29－

Figure 1. TEM images of Fe3O4@SiO2 particles.

とで -Fe2O3@SiO2 微粒子を得た．これらの微粒子を気相水素還元することで Fe3O4@SiO2 微粒
子 MS1 (299±21×65±7 nm)，MS2 (631±43×131±11 nm)，MS3 (82±8 nm)，MS4 (174±16 nm) を得た．Figure 1 にこれらの粒子の TEM 写真を示す．凝集を防ぎつつ表面にシリカコーティング
されている様子が確認できた．また 1 粒子あたりの粒子平均体積を計算したところ MS1(5.3×10-4 m3) と MS3 (5.6×10-4 m3)，MS2 (4.6×10-3 m3) と MS4 (5.2×10-3 m3) がそれぞれ同程度の体積であった．
③ シランカップリング反応による微粒子の表面有機修飾
Ar 雰囲気下で，前項で合成した 4 種類の Fe3O4@SiO2 微粒子をそれぞれ無水トルエン中に加えた．さらにトリエチルアミン，ドデシルトリメトキシシラン (DTM) を加えた後，60 °C まで加
熱し一晩中撹拌した．得られた微粒子を洗浄した後，フーリエ変換赤外光光度計 (FT-IR) 測定に供した結果，それぞれの微粒子表面に DTM が共有結合的に配位していることが確認できた．

Yield Stress / Pa

④ MR 流体としての特性評価
微粒子の分散安定性を評価するため，10 wt%のMR 流体において粒子の沈降試験を行った．その 結 果 ， DTM/MS1-DTM/MS4 は そ れ ぞ れ
MS1-MS4 より沈降速度が遅く，DTM で粒子表面を修飾することによりシリコンオイル中での分散安定性が向上したことがわかった．次に粒子が磁場中で形成する構造を調べるため，
磁場中でグリッドを作製し TEM 観察を行った．DTM/MS2 と DTM/MS4 の TEM 写真を Figure 2. TEM images of chain-like structure ofparticles.
Figure 2 に示す．それぞれの粒子が磁場下にお120
いて可逆接合した鎖状構造を形成していることが確認できた．またスピンドル型粒子は長軸方向に配向していることが確認できた．この結果より，スピンドル型粒子は形状
80
磁気異方性を有しており長軸方向が磁化容易軸であると考えられる．さらに MR 流体の磁場中でのレオロジー特40
性を電磁システムレオメーターにより測定した．1 粒子あ■ DTM/MS1
た り の 平 均 体 積 が 同 程 度 の 粒 子 DTM/MS1 と● DTM/MS3
DTM/MS3 を用いた MR 流体 (粒子濃度:30 wt%) の降0(Concentration : 30 wt%)
伏応力磁場依存性の結果を Figure 3 に示す．DTM/MS1
0
0.02
0.04
0.06
0.08
0.1
Magnetic Field / Tを用いた MR 流体の方が磁場印加による降伏応力の変化する範囲 (MR 効果) が大きかった．また DTM/MS2 と Figure 3. Rheological properties of MR
fluids.
DTM/MS4 を用いた MR 流体では DTM/MS2 を用いた方が MR 効果が大きかった．以上の結果よりスピンドル型粒子を用いた方が MR 効果が大きくなることがわかった．これはスピンドル型粒子が長軸方向へと容易に磁化することにより，立方体型粒子と比較し鎖状構造の強度が高いためである考えられる．
３．まとめ
サイズ・形態を厳密に制御した酸化鉄微粒子を適切に表面修飾することにより，シリコンオイ
ル中で粒子が一次粒子分散した MR 流体を調製した．今後，得られた MR 流体の特性を評価することで MR 特性へ与えるサイズ・形態の効果を明らかにしていく予定である．
【参考文献】
1) T. Sugimoto, and A. Muramatsu, J. Colloid Interface Sci., 1996, 184, 626.
2) T. Sugimoto, Y. Wang, H. Itoh, and A. Muramatsu, Colloids and Surf, 1998, 134, 265.
（共同研究分野：重点領域課題テーマ「可逆的な接合ならびに被覆技術の開発」）－30－

有機分子の可逆キャッピングによる単斜晶 ZrO2 ナノ結晶合成
群馬大学大学院 工学研究科
佐藤 和好

2. 実験
2.1 ZrO2 ナノ結晶の合成
原料には ZrOCl2·8H2O を用いた。これを、超純水に溶 解 し た 後 、 N(CH3)4HCO3 (TMAHC)/ N(CH3)4OH(TMAH)混合水溶液に添加し、0.2M の塩基性炭酸ジル
コニウム錯体水溶液を作製した。次に、本水溶液をテ
フロン容器に注ぎ、ステンレス製容器中 150℃で 6h 水
熱処理して、ZrO2 ナノ結晶の分散水溶液を得た。
2.2 ZrO2 ナノ結晶の構造評価得られた ZrO2 ナノ結晶は、限外ろ過により洗浄した
後、一部を乾燥し、XRD による結晶構造解析を行った。
また、分散液中での粒子サイズを動的光散乱法によって評価した。分散状態での結晶構造ならびに欠陥構造を評価するため、分散液のラマンスペクトルを測定した。また、希釈した水溶液をカーボングリッド上に滴下し、水溶液を除去した後、ナノ結晶を高分解能 TEMで観察した。
2.3 キャッピング剤の低温除去検討
加熱時におけるキャッピング剤の挙動は、空気雰囲
気下での示差熱分析で評価した。また、除去温度前後
で加熱処理した際の結晶構造を XRD で評価した。
3．結果と考察Fig.1 に N(CH3)4+でキャッピングされた ZrO2 ナノ結
晶の XRD パターンを示す。この結果より、得られた
ZrO2 ナノ結晶は単斜晶であることがわかった。また、ピークの半値幅より見積もられる結晶子径は約 5 nm
であり、Fig.2 に示す TEM 像ともよく一致した。加えて、高分解能 TEM 像より、各々の結晶は単結晶であることが分かった。
Fig.3 に動的光散乱法により評価したナノ結晶のサ
イズ分布を示す。
非常に狭いサイズ分布を示しており、その平均径は 13.6 nm であった。本法で測定される粒
子径は、粒子そのもののサイズではなく、溶媒和(水和)層を含んだサイズであることを考慮すると、得られたナノ結晶は単分散していることが強く示唆される。
Fig.4 に分散液のラマンスペクトルを示す。XRD お
よび TEM では、乾燥状態での試料の構造を評価する
ため、粒子の凝集により表面エネルギーが減少し、単斜晶が安定化されている可能性があるが、分散液のラマンスペクトルのピークはすべて単斜晶 ZrO2 に帰属されることから、単分散かつ単結晶の単斜晶 ZrO2 ナノ結晶であることが明らかとなった。

Monoclinic

Intensity ( a. u.)

1. 緒言
ナノ結晶は、バルク結晶とは異なるユニークな特性を示す。これらの特性は、ナノ結晶のサイズ、ファセット、格子欠陥、結晶構造等に強く依存し、これら微細構造の制御如何では、これまでにない特異機能の発現も期待できることから、その精密な制御は材料の基礎科学のみならず応用の観点からも極めて興味深い。
ジルコニア(ZrO2)は、触媒、燃料電池電解質、構造材
料等、その結晶構造に応じた様々な応用がなされている。バルクのジルコニアでは、単斜晶のバルクエネル
ギーが正方晶のそれよりも低いため、室温で単斜晶が安定相であるが、10 nm 以下のナノ結晶では、ギブス
自由エネルギーに対する表面エネルギーの寄与が顕著になるため、単斜晶より表面エネルギーの低い正方晶が室温で安定化される。一方、特に触媒への応用においては、比表面積の大きい単斜晶相の合成が求められるが、これまでに、10 nm のサイズで単分散かつ単結晶の単斜晶ジルコニアナノ結晶の合成に至った例は無い。本研究では、有機分子キャッピングを用いた表面エネルギー制御によって単斜晶ジルコニアナノ結晶の合成を目指すとともに、触媒等へのアプリケーションを想定して、単斜晶構造とそのサイズを維持したまま、有機分子の低温除去(可逆キャッピング)を検討した。

20

30

40
50
2 θ (degree)

60

70

Fig. 1 XRD pattern of as-grown ZrO2 nanocrystals

Fig. 2 TEM image of as-grown ZrO2 nanocrystals－31－晶構造を維持したままキャッピング剤を除去する必要がある。熱分析(Fig.5)より、空気中で加熱した場合、N(CH3)4+は 280ºC 以上で燃焼除去が可能であることがわかった。そこで、得られたナノ結晶を 400ºC で熱処理し N(CH3)4+を完全に除去した後、XRD により結晶構造の評価を行ったところ(Fig.6)、有機分子が除去されたにも関わらず、結晶構造は単斜晶のままであり、結晶子径も約 6nm と微細であった。

40

30

20

10

0

1

10
Hydrodynamic diameter (nm)100

Intensity (a. u.)

Fig. 3 Size distribution of ZrO2 nanocrystals in the aqueous
medium

m
m

150

20

m：Monoclinic phase

m

mmm m

250

m
mmm mm

350
550
450
-1
Raman shift (cm )650

Exothermic

6070(共同研究分野 ナノ・マイクロ構造制御プロセス学
分野)

Endothermic

Dehydration

200
300
Temperature ( ºC)

4050
2 θ (degree)

4.結言
150ºC 程度の水熱処理と、280ºC 程度の熱処理で ZrO2
表面への有機分子の接合ならびに除去を可逆的に行うことが可能であり、キャッピングにより、これまでに合成例のない単分散かつ単結晶の単斜晶 ZrO2ナノ結晶の合成に成功するとともに、除去後も、そのサイズと結晶構造が維持されることを明らかにした。

Burnout@280ºC

100

30

Fig. 6 XRD patterns of ZrO2 nanocrystals after theremoval of N(CH3)4+ through burnout at 400 ºC in air

Fig. 4 Raman spectrum of ZrO2 aqueous dispersion

0

Monoclinic

Intensity ( a. u.)

Frequency (vol %)D Average = 13.6 nm

400Fig. 5 DTA data of N(CH3)4+-capped monoclinic ZrO2nanocrystals in air atmosphere
以上の結果より、N(CH3)4+によるキャッピングを援用した水熱処理によって、10nm 未満の単斜晶 ZrO2 ナ
ノ結晶の合成に成功した。一方、得られたナノ結晶表面の活性点は N(CH3)4+で被覆されているため、触媒等
表面機能を活用する応用に際しては、そのサイズや結－32－

テーラーメード型チタンメッシュデバイスの顎骨造成への応用～

CAD/RP が拓く顎骨咬合再建の新手法：インプラント治療の次のステージへ～

愛媛大学医学部附属病院歯科口腔外科
住田知樹
阪大接合研
桐原聡秀

１．目的
俗に“骨を制するものは歯科を制す”と言われるほど、歯周組織としての『歯槽骨』、口腔機能を大きく支配すると言う意味での『顎骨』は、ともに重要な役割を果たしている。口腔から食物を摂取すると言うことを普段当たり前に感じている人が多い中で、この『骨』を失い、結果として歯を失うことで生活の質を大きく損なっている人が多くいることを我々歯科医師は常に忘れてはならない。しかし、現実にはインプラント治療経験の少ない歯科医師が安全に行いうるいわゆる“難易度の低い症例”は、殊、大学病院においては少ないのが現状である。基本的にはご開業の先生方からの紹介が多くを占め、埋入予定部位に骨が豊富に存在する症例は逆に少ない。教育機関でもある大学病院において熟練した歯科医師のみが手術を許されると言うことは、次代を担う若手歯科医師にとってマイナスに働くと考えられる。
そうは言いながらも現実には小規模な骨造成、いわゆる Guided-bone-degeneration (GBR)、上顎洞底挙上術、各種グラフトなどをはじめとした様々な手法が必要になることが多い。また、我々自身の病院において手術を行った大規模な再建を必要とする症例においても、様々な術式を駆使して骨造成を行い、“咬合の再建”を実現しなければ真の治療のゴールとは言えないのではないだろうか。2012 年 4 月に一部このような症例に保険治療が認められたことはまさにこれを推進し、証明していると言ってもいいのかもしれない。
当科において現在行っている取り組みは、CAD、いわゆる Computer-aided-design から作製したテー
ラーメードチタンメッシュを用い、Rapid Prototyping (RP) 技術にて作製した、汎用性は高いがテーラーメードで有り、誰が行ってもほぼ均一に骨造成が可能となる技術の開発に取り組んだ。
2. 研究方法
Computer-aided-design (CAD)という手法は決して新しい手法ではなく、工業界では古くから使われてきた技術である。しかし、医療分野で本格的に応用が始まったのは 1980 年代であり 3, 4)、その後も改良を重ねながら現在発展途上にある技術と言える。現在では CAD で設計したデザインをいかにして製造するか、その製造過程に焦点が当てられていると言っても過言ではない。歯科業界に目を向けると今や一般的となったいわゆる歯科用金属の削り出し技術である CAD/CAM が最も一般的であろう。殊、インプラント治療に限っても、今や、フレームワークや上部構造だけでなく、サージカルステントをはじめ－33－

とした各種材料を CAD/CAM にて作製可能である。
今回、我々は CAD 後の骨造成用製品作製を Rapid Prototyping という方法にて行った。後にも説明するが、簡単に言えば英語の如く、迅速（rapid）に製品を試作（prototyping）することを目的とした三次元造形法である。平面上に何かを積み上げて物体を作っていくという積層造型法が基本となるが、その中にも光造型法、粉末法、熱溶解積層法、シート積層法、インクジェット法、
選択的レーザー溶融法など様々な方法がある。また、作製した製品がそのまま使用されることも珍しくなくなってきた現在、Rapid Prototyping 法という呼び方も適当でなくなりつつあり、造形したままで実用品として使用する Rapid Manufacturing へと変化してきているのが現状である 5)。
我々が実際に用いた方法も、作製物をそのまま加工し、それを処理し滅菌後に手術に用いたという点では Rapid Manufacturing と呼ぶのが適当で有り、CAD/RM と呼んだ方が良いのかもしれないが、今回はあえてなじみの深い CAD/RP という言葉を用いて話を進めてみたい。
今回、開発に取り組んだのは冒頭に書いたように骨造成を容易に行うためのデバイス作りである。これには先に述べたように大きくインプラント埋入を目的とした小規模骨造成と、顎骨を含めた大規模骨造成に分かれるが、どちらも“咬合の再建”が最終的な目的である。ます、インプラント埋入のための小規模骨造成法から述べてみたい。
３.結果用いた工程を示すと、後述のような図となる。CAD に用いたコンピューターソフトウェアは BioNa○R(Bionic 社)及び FreeForm○R (SensAble 社)である。
まず、患者顎骨の CT を撮影し（図 1-a）、Digital Imaging and Communications in Medicine (DICOM)
データにてコンピューターに取り込み画像の三次元化を行う。図 1-b のように特殊技術を用いてアーチ
ファクトの除去を行い（Bionic 社にて特許取得済み）、隣接歯や下顎管などの解剖学的に重要な部分の抽出を行う（1-c）。次いで理想的な位置へのインプラント埋入シミュレーションを BioNa○R 上で行い（1-d）、露出が予想されるインプラントスレッド部分を把握する。これにより、どれだけの造骨が必要かおおよそ把握できる。この際、あまりにもチタンメッシュ GBR が適さないと考えられる場合には、他の造骨法を考慮することも大切である。これらの情報を元にコンピューター上で必要な造骨部分を FreeForm○R ソ
フトウェアを用いてシミュレートする(1-e)。そして最後にその造骨部分を十分に被覆するチタンメッシ
ュの設計を再度、FreeForm○R を用いて行う (1-f)。

1-a

CT 像

1-b アーチファクトの除去－34－

1-c 半透明抽出1-d インプラント埋入計画
矢印部分は露出が予想される

1-e 予想される造成骨

1-f メッシュの設計

黄色部分は骨の不足が予想される

このようにして設計されたチタンメッシュは下図(1-g)の様に下顎管を避け、理想的な位置に設定されている。

1-g テーラーメードメッシュの設計完成
テーラーメードメッシュの設計が完成すると、このデータを三次元データを表現するデータを保存するファイルフォーマットの一つである Standard Triangulated Language (STL)ファイルと呼ばれる形式に変換する。その後、このファイルを実際に造型機に転送することになる。今回は先に述べた中から選択的レーザー溶融法 (Selective Laser Melting 法: SLM 法)を用いて実際にデバイスの造型を行った。
今回用いたデバイスの造型に用いた装置は Eosint M 270 (Electro Optical システムズ社)である。これは SLM 法を用いた造型機であり、チタンパウダーにレーザービームを照射し、積層により造型していくシステムである。下図は研磨前の造形物であるがこのようなものが出来上がる。

－35－

1-h テーラーメード型メッシュ
空孔率は 30~50%としており、装着後の骨膜や骨髄からの血流を十分に考慮したものとなっている。
また、図 1-h は 2 ヶ所にメッシュの維持孔を設けているが、0.3 mm の厚さであれば 1 ヶ所の維持孔でも十分であることが臨床試験で確認されている。デザインとそのデータ化が完了すれば、あとは造型機が臨床的には問題の無い範囲の寸法精度でデバイスを作製してくれる（1-i）。

1-i 作製物の寸法精度
青、緑の部分などは 50～100 μm の誤差範囲で有り臨床上問題とはならない範囲である。

ここまでの、小規模骨造成用テーラーメードチタンメッシュの作製工程をまとめると下図（1-j）の様になる。黄緑枠内で囲んだ部分が SLM プリンターによる装置作製の部分となる。

1-j テーラーメードメッシュ作製工程のまとめ

－36－

1-k

研磨後のデバイス

チタンメッシュは小規模骨造成の場合は 0.5 mm で作製し、研磨の過程で 0.3 mm に調節する。上図（1-k）の如く研磨を行い滅菌し、手術に備える。
☆ 症例供覧

☆

以上のような工程を経て作製したテーラーメードチタンメッシュを愛媛大学医学部臨床研究倫理審査委
員会の承認を得て臨床研究として行ったので一例を供覧する。

2-a 重度の歯周炎にて大きな骨欠損が見られるが患者はインプラント治療を希望している。

2-b 通法通り埋入を行うが当然スレッド露出が見られる。この患者は下顎隆起が埋入部前方に見られたため、自家骨はそこから採取した。

2-c 切削収集法にて十分な骨が採取でき骨造成部に填入し、チタンメッシュを固定した。

－37－

2-d 埋入予定部位のメッシュ上にドリル径の小孔を設計しておくことにより、簡易ステントとしても使用可能である。これによりドリリングはより容易となりさらなる手術時間の短縮につながる。

2-e 骨造成手術後の 6 ヶ月目の顎堤。2-a と比較し、骨幅を大きく獲得できているのがわかる。メッシュ
除去後に造成骨が確認できる。

2-f 骨造成手術後のメッシュ除去は容易である。鏡面研磨してあるため、インテグレーションは強固では無く剥離子等にて簡単に除去できる。

2-g 最終補綴後の状態。骨幅を獲得できたことで歯周組織も安定しプラークコントロールも良好である。
今回、作製した GBR 用チタンメッシュプレートはコンピューター上で好きな形をデザインすることができ、固定用スクリューの設置位置の決定や簡易ステント使用への応用など、やってみたいと思うことがすぐに画面上に反映できるところに大きな利点がある。下図の如く、一度にたくさんのメッシュを作－38－

成することも可能で有り、しかもこのような形状は CAD/CAM 技術では作製は無理である。材料は薬事認証を得た純チタン粉末を用い、作製した試験片も強度や引張り試験をクリアし JIS 規格を満たしている。今後、さらなる症例の積み重ねと長期の成績を加味し、臨床家の先生方へ供給できる体制作りを目指しているところである。

造型が終わった直後のチタンメッシュたち

4．結論
患者自身は今回の結果に、咀嚼、審美ともに満足している。食事も普通食の摂取が可能となり、今後、
経時的に咀嚼能力や咬合力の変化を観察していくことでより多くのデータが得られ、様々な欠損に対する再建が可能になっていくと思われる。今回は大きな欠損を自家骨で再建するという症例を示したが、近年人工骨の開発、応用もめざましく、将来的には患者本人の身体から骨を採取することなく再建が可能となる時が訪れるかもしれない。

（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）－39－

光造形法を用いた金属およびセラミックス構造体の自由成型セラミックス構造体内部のミクロサイズ欠陥評価
長岡技術科学大学 物質・材料系
田中諭
阪大 接合研 桐原総秀
1.目的
セラミックス中に存在する僅かな粗大欠陥は，機械的特性と信頼性を低下させる．我々はこれまでセラミックス
中に存在する粗大欠陥の数分布とその強度信頼性との関係を議論してきた．
セラミックスを薄片化して透過光で観察する「薄片透光法」は，3 次元情報を得られる点で SEM などの 2 次元情報よりも強力なツールであった．これより，10 数 µm から百 µm 級の大きな欠陥を観察でき数密度も得られた．例えば，アルミナでは，密度が 98％以
上でも 50µm 以上の粗大欠陥が数密度で 10-1 個/mm3 程度必ず存在することも明らかとなった．一方，非破壊検査手法の一つであるトモグラフィー技術は，固体をそのままで内部観察できる優れた方法であるが，その解像度が数十から百 µm と低く，生物等への応用など使用範囲が限定されていた．しかし近年，その解像度が 1µm の装置も開発され，セラミックスでは人工歯の欠陥検出に利用がされ始めてきた．そこで本研究では，分解能 1µm の x
線トモグラフィー装置を利用して，セラミックスの成形体および焼結体の欠陥評価を行い，その有効性を示すとともに，今年度は今後の欠陥除去手法へ利用するための知見を得ることを目的とした．
2. 実験方法
モデル材として，アルミナセラミックスの成形体と焼結体(Alumina Referceram, AL-1) を観察試料として用いた．この試料はスプレードライされたアルミナ顆粒の乾式プレス成形で作製されている (Fig.1). 焼結体の相対密度は~ 98%で高密度である.
成形体および焼結体を立方体（1mm x 1mm x 1mm）に加工した.試料をマイクロ x 線トモグラフィー(micro CT)(SkyScan 1172，電圧 40-100kV，電流 100-250µA)で観察した．0.85µm 以上の内部気孔が観察できる．観察画像
は 2D/3D software (SkyScan CTAn )により再構築された．光学顕微鏡の観察に関しては, 試料を厚さ 100µm にスライス後，研磨した．成形体には適当な浸液を含浸させて，成形体を透明化させた．含浸液はジヨードメタンで屈折率は 1.74 である．これはアルミナと一致する．内部構造は，光学顕微鏡(Olympus BX51)の透過光モードを用いた．焼結体については，100µm の薄片を用意して，直接観察した．
3. 実験結果
図 2 にアルミナ成形体のマイクロ x 線トモグラフィー像を示す。また，図 3 に光学顕微鏡写真像を示す。両者
ともに球状の顆粒痕が観察された．いくつかの粗大欠陥が，黒い領域として観察された．顆粒間および顆粒の窪みに由来すると考えられる．顆粒の痕は，光学顕微鏡の方が非常によく観察された (Fig.3)．一方，マイクロ x 線ト
モグラフィーではやや不鮮明であいまいであった．これは，マイクロ x 線トモグラフィー像では，x 線の吸収で画像が判別され，成形体中の粗大欠陥と粒子充填領域とでは極端な密度変化がなかったことに由来すると考えられる．
図 4 は内部構造とアルミナセラミックスのマイクロ x 線トモグラフィー像である．多くの欠陥が観察された．その大きさは 10µm から 100µm であることがわかった．欠陥の形状は球状ではなく，き裂型である．この結果は，成形体時にみられた顆粒間の隙間が，焼結後も残存したことを示している．以上のように， マイクロ x 線トモグ
ラフィー像は今後セラミックス構造体とその変化等について，焼結体を中心に広く使用可能であることがわかった．

－40－

100µmFig.1

Alumina granules

100µmFig. 2

Internal microstructure of powder compact Fig. 3 Internal microstructure taken by the opticaltaken by the micro CT
microscopy

100µm

100µm
Fig.4 Internal microstructure of alumina ceramics
taken by the micro CT

Fig.5 Internal microstructure of alumina ceramics
taken by optical microscopy and SEM
micrographs of coarse defect（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）－41－

白金の酸素還元触媒活性に及ぼすエレクトレット担体効果
九州大学大学院工学研究院 田中優実
大阪大学接合科学研究所 桐原聡秀
1. 目的
イオン伝導体を介して酸化還元触媒に電圧を印加することで、その活性が飛躍的に向上する現象は、
NEMCA 効果 1）として知られている。しかしこの効果を誘発するには外部電源が必要となるため、発電を目的とするデバイスへの適用が検討された例はなかった。そこで本研究では、静電気蓄積材料である
エレクトレットを触媒担体に用いることで、触媒反応系に静電場を導入するというコンセプトから「ワイアレス NEMCA 効果」を実現できないかと考えた。今回、水溶液中における酸素還元反応を対象として、直流電界処理によって静電気を付与したイットリア安定化ジルコニアセラミックス（YSZ エレクトレット）を触媒担体とした系における、静電荷の極性と触媒活性の相関を調べたので報告する。
2. 研究方法YSZ エレクトレットの作製
金電極を焼き付けた YSZ セラミックス（φ10 mm、厚さ 1 mm）に、200 ℃で 120 分間、および、300 ℃
で 480 分間、250 Vcm-1 の直流電界を印加することで、YSZ エレクトレットを作成した。以降、前者の処理条件で作成した試料の陰極、陽極処理面をそれぞれ Pw 面、Nw 面、後者の陰極、陽極処理面をそれぞれ Ps 面、Ns、未処理 YSZ の表面を 0 面と称する。各試料の帯電状態は、室温から 850 ºC の温度範囲における熱誘起脱分極電流（TSDC）測定により評価した。
酸素還元反応（ORR）触媒の活性評価
金電極付きの未処理 YSZ と YSZ エレクトレット、ならびに比較として用意した金ペレット（φ10 mm、厚さ 1 mm）上に、白金-カーボン ORR 触媒（TEC10E50E、田中貴金属株式会社）のイソプロパノール水溶液懸濁液を滴下し、蒸発乾固させることにより触媒層を形成した。得られた触媒/金電極付き YSZ ディ
スクは、回転ディスク電極（RDE）測定用ホルダーにセットしたのち、窒素バブリング下の 0.1 mol/l HClO4
水溶液中、0.1 V/sec の速度で 0.05～1.4 V 電位範囲を繰返し掃印することにより電気化学的に洗浄した。
また、洗浄後の触媒層に占める電気化学的活性面積（ECA）は、0.05 V/sec の掃印速度で行った CV 測定
結果より見積もった水素脱離電流量 Id（算出範囲= 0.05～0.4 V）を用いて、以下の 1 式より算出した。
ECA＝ Id / Ids

(1)

-2

ここで、Ids（= 210 μCcm ）は単位活性白金面積あたりの水素脱着電荷量である。触媒層の ORR 活性は、
測定回転数= 300、
酸素バブリング下の 0.1 mol/l HClO4 水溶液中で行った LSV 測定（測定範囲= 0.2～1.2 V、
500、800、1000、1200 および 1500 rpm）結果に基づいて作成した Koutecky-Levich プロット（I-1 vs.ω-1/2、2 式参照）から見積もった単位活性化支配電流 Is に（3 式参照）より評価した。
I-1 = 1/Ik + 1/(0.62nFAcD2/3v-1/6)ω-1/2 (2)Is = Ik/ECA (3)
ここで、I は LSV 測定により得られる電流値、n は反応電子数、F はファラデー定数、A は電極幾何面積、c は触媒のバルク密度、D は活物質の拡散係数、v は電解液の動粘度、およびωは回転電極の角振動数、
ECA は電気化学的活性面積である。
3. 結果
YSZ エレクトレットの電荷蓄積状態
図１に、200 ℃で 120 分間および、300 ℃で 480 分間直流電界を印加した YSZ の TSDC 曲線を示す。
ともに電流が検出され、上記の条件で処理した YSZ がいずれも電荷を保持した状態であることが確かめられた。ただし、300 ℃で 480 分間の処理を行った試料における TSDC 電流の極性は、単純なイオン分極による表面電荷形成（直流電界下における酸化物イオン O2-の移動と移動先でのトラッピングに起因するマイナス電荷の発現、および酸化物イオン空孔 Vo··の相対的な移動と局在によるプラス電荷の発現）から予測される極性とは逆であることが分かった。これは、分極処理時に YSZ 表面に注入された e-およびh+の固体内再結合、あるいは、YSZ に注入されたのち対向表面まで固体内拡散した e-および h+の電極側への再放出に起因するものと考えている。なお、TSDC 曲線から見積もった表面蓄積電荷量はそれぞれ、0.06 Ccm-2（200 ℃処理）
、および 3.4 Ccm-2（200 ℃処理）であった。

－42－

Current density /Acm-2

ORR 触媒反応に対するエレクトレット担体効果0
図 2 は、金ペレットと未処理 YSZ（0 面；金電極被、および Pw、Nw、Ps、Ns 面（いずれも金電極被覆）覆）に形成した触媒層の ECA 測定結果（代表値）であo-500
300 C, 480 min
る。いずれも 0.4～0.5 cm2 付近の値を示しており、試o
200 C, 120 min
料間における差異は認められなかった。
図 3 には、各触媒担持試料の ECA 測定結果および、-1000 40
ORR に対する RDE 測定結果より見積もった Is 値と電30圧の関係（代表値）を示した。金ペレット、未分極面
20
及び陽極分極面上の触媒は同程度の活性を示したのに-1500 10
対し、陰極分極面では、他の担体を用いた場合と比較
0
して、酸素還元触媒活性が高くなる傾向を示している
200 400 600 800
ように見える。再現性を調べるために、同様の測定を-2000
各試料 3 回ずつ行って Is 値を比較したところ、陰極分
100 200 300 400 500 600 700 800
極面上における ORR 触媒の活性向上に有意差が認め
Temperature /℃られた。ただし現時点では、触媒活性効果と陰極分極
図 1 分極 YSZ の TSDC 曲線に及ぼす分極処
面上に形成された正味の電荷量、および極性との間に理条件の影響（処理条件：200 ℃、120 分 250
明確な相関関係は得られていない。YSZ を分極処理すVcm-1、および 300 ℃、480 分、250 Vcm-1）
る場合、その表面においては、イオンの移動による分極形成に加えて、電極からの電荷注入によるイオン分極の打消し、さらには、注入電荷の固体内拡散による分極形成が生じているものと考えられる。YSZ 上の触媒活性は、これら各分極形成/打消し効果のバ
ランスによって決定されるものと考えられ、今後より詳細な表面解析を行ってゆく必要がある。
0.7

12

0.6

12
Ns
Nw
0
Au

10

0.4
0.3
0.2
0.1
0.0

Au

0
Pw Nw
Catalyst carrierPs

Ns

図 2 金電極付き未分極/分極 YSZ、および金ペレット上に塗布した白金触媒の ECA（分極処理条件/ Pw、Nw：200 ℃、120 分、250
Vcm-1、Ps、Ns：300 ℃、480 分、250 Vcm-1）

8

Is /mAcm-2

Is /mAcm-2

ECA /cm2

0.5

10

6

Ps
Pw
0
Au

8
6

4

4

2

2

0
0.65

0
0.75
0.85 0.65
0.75
0.85
E /V vs. NHE
E /V vs. NHE

図 3 金電極付き未分極/分極 YSZ、および金ペレット上に塗布した炭素担持白金触媒の Is
値（分極処理条件/ Pw、Nw：200 ℃、120 分、250 Vcm-1、Ps、Ns：300 ℃、480 分、250 Vcm-1）

4. 結論
本研究では、YSZ を基材とするエレクトレットを直流分極処理によって作製、これを担体とした場合における、エレクトレット特性と酸素還元触媒活性との相関を調べた。結果、陰極側で分極処理した YSZ
エレクトレット上に担持した触媒の酸素還元反応活性が、未処理表面や陽極処理面と比較して高くなる傾向を示すことが分かり、エレクトレットの利用による「ワイアレス NEMCA」実現への可能性が示された。
5. 参考文献
1）C. G. Vayenas, et al., Nature 343 625-7 (1990)（共同研究分野：スマートプロセス研究センター/ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）－43－磁性要素間相互作用を利用した機能性可変表面構造の開発
九州大学大学院工学研究院
阪大接合研

津守 不二夫
桐原 聡秀

１．はじめに
これまでの共同研究において，弾性樹脂と磁性粒子とを組み合わせたマイクロアクチュエータの開発を進めてきた．この構造は表面に弾性ピラーをプランクトン表面の繊毛のように敷き詰めたような構造であり，外部磁場により独特の自己組織的な変形を呈するものである．図１に構造の一例を示す[1,2]．
また，この他にも磁性小要素の相互作用と弾性樹脂の変形とを組み合わせたいくつかの構造を提案している[3,4]．このような磁気アクチュエータは外部磁場のオン・オフに従い，構造を可逆的に変化させることが可能である．
２．動的に可変な機能表面
表面に繊毛を有する構造は表面パターンの変形に伴い，その機能表面としての物性を変化させることが可能である．たとえば図２に変形パターン例を示す．直径 50 μm のピラー構造が実際に動的に変化している．このような構造変化により，例えば摩擦状態や濡れ性といった表面物性を制御することが可能である．他に，表面上での微細粒子や細胞の搬送といった応用も考えられる．さらには，周期構造が直接変化していることに着目すると，二次元フォトニックデバイスへの応用も考えられる．
また，もう一つの大きな特徴としては，このピラー構造は，原理的にはミクロンオーダー以下までの微細化が原理的に可能ということである [2]．磁気的相互作用力は構造サイズの 2 乗に比例する．また，
弾性梁のばね定数を考慮すると，ピラーの弾性変形に必要な力もサイズの 2 乗に比例することが分かる．
つまり，構造サイズに依存せずに駆動可能ということである．
３．磁場有限要素法による変形パターン評価
しかし，このような特徴的な変形パターンは事前に評価することが困難である．そこで，磁場有限要素法を用い，磁気的エネルギを評価することにより，どの構造が安定状態かを評価することを試みた．
図３に結果を示す．これは図２の実験結果を考慮したものである．実験結果が示すとおりのより安定な状況が低エネルギであることが，解析でも確認された．
４．今後の展開
本研究では特有の表面構造が可逆的な外部磁場により変形パターンを呈することを示してきた．このような表面構造の変形は可逆的なものであり，表面状態の変化による接合技術へと発展させることが可能であろう．
５．参考文献[1] F. Tsumori et al., J. Jpn. Soc. Powder Powder Met., 56-3, (2009), pp. 127-132.
[2] F. Tsumori et al., J. Jpn. Soc. Powder Powder Met., 56-3, (2009), pp. 133-136.
[3] F. Tsumori and J. Brunne, Proc. MEMS2011, (2011) pp. 1245-1248.
[4] K. Hatama, F. Tsumori, et al., Jpn. J. Applied Physics, 51 (2012) 06FL14-1-4.

－44－

Fig. 1：磁場駆動アクチュエータの模式図．図は最もシンプルな正方格子状のものである．各柱状構造の頂部に磁性粒子を配置してある．

Fig. 3：磁場有限要素法による磁気的エネルギ評価結果．初期
状態 I から II，III と変化するに従い，エネルギが低下しており，より安定な状態になっていることが示される．単なるペアリングだけであれば II’のようなパターンも考えられるが，この場合は II よりもエネルギ的に不安定な状態とわかる．

Fig. 2：マイクロ構造の駆動例（上部からの観察
写真）．ピラーの直径は 50 μm．水平方向の磁場を強めていくと，第一段階で２個ずつがペアになった構造を，第二段階で直鎖状になった構造を生成する．

（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）－45－

マイクロ光造形法を用いた金属およびセラミックス製微細構造の形成
スマートプロセスによるセラミックスのナノ・マイクロ微細構造制御
酸化スズナノシート集積膜による超親水性/疎水性コーティングおよび医療用分子センサの開発

産業技術総合研究所
大阪大学接合科学研究所

増田 佳丈
桐原 聡秀

１．はじめに分子センサ、ガスセンサ、色素増感型太陽電池などにおいては、セラミックス電極の表面積が、感度や変換効率などに大きく影響するため、高い表面積を有するセラミックス膜が求められている。また、電極近傍での検出分子の効率的な拡散のために、分子拡散の入り口となる電極最表面は、流路を確保するために拓けた空間を有し、電極膜の内部に至っては、より微細な凹凸により、反応に寄与する表面積を増大させることが、一つの方策であろう。一方、疎水性、親水性コーティングなどにおいても、微細構造膜が求められており、表面の凹凸構造を制御することにより、疎水性素材は、より疎水性へと、また、親水性素
材は、より親水性へと変性できることが知られている。本研究では、水溶液プロセスによるセラミックス微細構造制御技術[1-2]を用いて、酸化スズナノシート集積膜の合成を行い、疎水性、親水性の評価、ならびに、医療向け分子センサ応用を検討した。
２．酸化スズナノシート集積膜[1]フッ化スズ（SnF2）を溶解した水溶液（25mM）を調整し、真空紫外光露光により表面処理を行った FTO 基板を、200℃にて 20 分間浸漬した。基板表面には、シート形状を有する酸化スズ（SnO2）結晶が生成した（図 1）。酸化スズ
シートは、大型シート、小型シートが混在しており、大型サイズのシートは、面内サイズ 100−500 nm 程度であり、シート厚 10−50 nm 程度であった。
小型サイズのシートは、基板近傍にのみ形成しており、面内サイズ 10−100 nm 程度、シート厚 1−10 nm 程度であった。いずれのサイズの酸化ス
ズシートも、FTO 基板表面にて核形成し、シート形状へと成長したと考えられるが、基板近傍では、小型サイズのシートが多く形成しており、基板から距離を経るに従い、小型サイズのシート数は減少し、最表面では、大型シートのみが観察される構造を有していた。酸化スズナノシート集積膜の形成により、380nm 以上の波長領域において、基板の透過率が向上した。これは、反射率の低下によるものであり、酸化スズナノシート集積膜の反射防止効果を示して
図１ 酸化スズナノシート
いる（図 2）。
集積膜－46－

酸化スズナノシート集積膜（1 ヶ月保管後）は、水に対する静的接触角、前進角、後退角において、それぞれ 125°（図 3a）、140°（図 3b1）、120°（図 3b2）と、高い疎水性を示した。また、真空紫外光露光により、静的接触角 1°以下の超親水性表面へと変性された（図 3c1）。水滴の接触時の写真（図 3c2）には、2 画像が映りこんでおり、その間隔 6.35msecの間での、水滴の広がり速度を示している。さらに 89msec 後（図 3c3）には、水滴が観察できない程度まで濡れ広がっている。材料表面の疎水性、親水性は、表面の凹凸形状により、より高い疎水性、親水性へと向上することが知られている。酸化スズナノシート集積膜においても、表面形状が、高い疎水性、および超親水性に寄与していると考えられる。
また、真空紫外光の露光により、酸化スズ表面に微量に存在する付着有機分子等が除去され、酸化スズの清浄表面が露出したことにより、親水性表面へと変性されたものと考えられる。
さらに、酸化スズナノシート集積膜を電極に用いて、光電変換型のセンシング機構を用い、医療用の分子センサ評価を行った。文献参照[1]図２ 酸化スズナノシート集積膜および

図３ 酸化スズナノシート集積膜の接触角評価。

FTO 基板の透過スペクトルならびに拡散 a 静的接触角、b1 前進角、b2 後退角、c 露光後
反射スペクトルの表面の親水性評価（高速度撮影）[1] Y. Masuda et al., ACS Appl. Mater. Interfaces, 4, 1666 (2012)[2] Y. Masuda et al., J. Solid State Chem., 189 21-24 (2012), Prog. Crystal Growth Characterization

Mater. 58 106 (2012), ISRN Nanotechnology, 2012, 1 (2012), Phys. Status Solidi A, 209(1), 139(2012), Mater. Chem. Phys., 133, 47 (2012), Ionics, 18, 31 (2012), Solid State Sciences, 14, 626(2012), J. Jpn. Soc. Powder Powder Metallurgy, 59(6), 342 (2012), Eur. J. Inorg. Chem., 18,2819-2825 (2011), Thin Solid Films, 519, 5135-5138 (2011), J. Crystal Growth, 314, 180-184 (2011),

J. Nanosci. Nanotechnol., 11, 1-5 (2011), Chem. Eng. J., 168, 955-958, (2011), Jpn J. Appl. Phys., 50,
088006 (2011), Cryst. Growth Des., 10(2), 913-922, (2010), Polymers for Advanced Technologies,
21(3), 211-215 (2010), Cryst. Growth Des., 10(2), 626-631, (2010), Langmuir, 26 (4), 2811-2815(2010), Langmuir, 26 (18), 14814-14820 (2010), Cryst. Eng. Comm., 12, 373-382, (2010), J. Am.

Ceram. Soc., 93(8), 2140-2143 (2010), J. Am. Ceram. Soc., 93(3), 887-893 (2010), J. Am. Ceram. Soc.,
93(3), 881-886 (2010), J. Phys. D: Appl. Phys., 43(1), 1-9, 015501 (2010)（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）－47－

一般公募研究課題・研究報告書

大気圧プラズマ中のプラズマ基礎特性の解明に関する研究
宮崎大学 教育文化学部
清田佑一
１．目的
大気圧プラズマは，半導体製造等における材料表面処理や医療等への産業応用が検討されている。しかし，大気圧プラ
ズマは非平衡状態であるため，プラズマ中の特性を簡単に明確にすることは難しいのが現状である。そのため，大気圧プ
ラズマ中の現象，プラズマ特性，状態を低コストで簡易計測する技術の確立が求められている。
本研究では，大気圧マイクロ波プラズマ中のラジカル生成状態を簡易かつ低コストで明らかにすることを目的として，分光器と高速度カメラの組み合せによる，イメージング分光法による計測を行い，大気圧マイクロ波プラズマの特性を明らかにすることを試みた。
２．研究方法
図１は今回の実験に使用した装置の概略図を示す。プラズマ発生装置は，マイク ロ 波 プ ラ ズ マ 電 源 （ MUGGE
MG0500D-211TC），大気圧マイクロ波プ
ラズマジェット電極，ガス供給設備一式
及び電極冷却設備一式により構成されている。計測装置はレンズや分岐ユニット
等による光学系，分光器（Princeton
Instrument 社，SP2300）２台，高速度
ビデオカメラ（Nac,GX-1）２台，トリガ
ーユニット及び画像データ記録用のパソ
コンにより構成されている。プラズマ電

図 1 実験装置の概略図

極より発生した光は，レンズ及び２分岐ユニットを介して２台の分光器にそれぞれ回折させ，光を特定の２つの波長（777nm，696 nm）に分光した。この２つの波長の分光されたものをそれぞれ２台の高速度ビデオカメラにより観察した。２台の高速度ビデオカメラはトリガーユニットから発生させるトリガー信号により，同期させて撮影した。撮影時は，２台の分光器前後のスリット幅をそれぞれ 2.9 mm に設定した。撮影した像は高速度ビデオカメラに接続したパソコンに取込
んだ。
分光器は，
非球面鏡を用いたチェルニ・ターナー式の分光器であり，400-500 nm の波長を主に回折する 2400 本/mmと 500-800 nm の波長を回折する 1200 本/mm のホログラフィックタイプの回折格子を持っている。プラズマガスとしては，純アルゴンガスを使用し，流量は 10 l/min とした。投入電力は 100 W，2.45 GHz とした。撮影は，水平方向に保持したプラズマジェット電極の出口側からの撮影を行い，半径方向でのプラズマ発生状況を同時に２つの波長を観察した。
３．研究結果
図２は，横向きに保持した大気圧マイクロ波プラズマジェット電極の出口側から同時タイミングで観察した，プラズマ発生の状況を示す。上段は分光器により分光された 777 nm の酸素原子のラジカル，下段は同様に分光された 696 nm のアルゴン原子のラジカルを，高速度カメラにより 20000 μs おきに撮影し同じタイミングで観察したものである。画像より，696 nm のアルゴン原子ラジカルの発生が見られることがわかる。777 nm の酸素原子ラジカルについても，発生し－49－

図 2 プラズマ発生状況観察結果ていることが確認出来た。また，プラズマ発生状況が時間とともに変化していることも観察できた。
４．結論
本研究では，大気圧マイクロ波プラズマによるラジカル生成状態を，分光器と高速度ビデオカメラにより２波長の同時観察を試みた。その結果，酸素ラジカル（777 nm）と窒素ラジカル（696 nm）の２波長の同時観察を行うことができた。
これにより，ラジカルの半径方向の分布を視覚的に捉えることができた。
今後は，ガス種によるプラズマ発生状況の変化や，観察結果と材料表面処理の評価との突き合わせ，DC パルスプラズ
マの観察結果との比較検討等を検討する。
参考文献
１ 湯地・浦山・藤井・飯島・須崎・赤塚:「大気圧非平衡 DC パルス放電プラズマ中の酸素原子とラジカルの簡易計測法の提案」 電気学会プラズマパルスパワー合同研究会資料 PST12, pp.77-80 (2012)（共同研究分野：エネルギー制御学分野）－50－

ArI ラジカルの大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマ中の簡易計測方法の提案
宮崎大学

教育文化学部

ケンタノマーヤナワン

１．はじめに
大気圧非平衡放電プラズマは，非平衡状態であるためにプラズマそのものの特性が明確化していない。そのために，産業応用が難しい現状がある。
そこで著者は，大気圧非平衡放電プラズマ中の特性を見いだすための 1 つの要因としてのプラズマ中から放出されるラジカルの生成状態を視覚的に簡易的な方法でプラズマの基
礎特性を明らかにすることを試みた。その方法として，産業応用も検討した上で，簡易な手法及び視覚的に簡単にプラズマ中のラジカル分布が可能であるイメージング分光法を提案[1]し，大気圧非平衡放電プラズマ中から放出される設定した波長領域におけるラジカルを分光器により計測し，プラズマフ中から放出されるラジカル密度分布を画像的に捉えることに成功したため報告する。
２．実験装置及び方法
図１は，大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマジェットの外観図を示す。同図より，プラズマ発生電源として，大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマの発生には，プラズマ発生
用マイクロ波（2.45 GHｚ）電源及び大気圧プラズマジェットトーチ電極を使用して定常放電を行なっており，マイクロ波の伝送路については同軸ケーブル（RG-393）を使用している。大気圧プラズマジェットトーチ電極の基本的構造は，トーチ全体の主な材質はアルミニウムであり，トーチ放電管には直径 13 ｍｍ及び長さ 170 ｍｍの石英ガラスを用いて，アンテ
ナには直径 7ｍｍ及び長さ 23 ｍｍのアルミニウムを使用している。また，プラズマトーチ吹
き出し口は直径 10 ｍｍとしている。本実験では，
プラズマジェットノズル近傍のプラズマ中から放出されるラジカル生成状態を確認するために，分光器と高速度カメラ(Nac; GX-1)を組み合わせ，
特定波長をフィルタリングし，ArI ラジカル(696nm)の 2D 分布の画像撮影(50fps)を試みた。プラズマの発生条件は，Ar ガス(10 L/min)を用いて，プラズマ投入電力 100 W とした。本実験で使用した分光器は，500~800nm の波長を回折する
1200 本/mm のホログラフィックタイプの回折

Fig.1 Photograph ofAtmospheric-pressure
non-equilibrium discharge plasmajet.

格子で，非球面鏡を用いたチェルニ・ターナー式を使用している。

－51－

３．実験結果及び考察
図 2 は，高速ビデオカメラによって観測した大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマジェ
ットのノズル付近の ArI ラジカルの生成状態を示す。図 1 は，高速度カメラにより撮影した
大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマジェットノズル近傍の ArI ラジカルの 2D 分布画像を示す。同図より，電極中央部のアンテナ部とノズル外壁部にラジカルの分布が揺らぎながら変化していることが確認できる。

Fig.2 Photograph of high speed video camera images inatmospheric-pressure non-equilibrium discharge plasma jet.

４．むすび
本研究では，大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマジェットのノズル付近から放出される
ArI ラジカルの 2 次元分布を簡易且つ視覚的に捉える 2D 観測をイメージング分光法により試みた。その結果，大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマジェットのノズル付近の特定波
長(696nm)をフィルタリングしラジカル観測を行って，ArI ラジカルの生成状態の分布が視覚的に 2D 観測できることが明らかとなった。
今後は，イメージング分光法に使用した装置の改良と得られたデータを 3D 化して，訓観的な温度分布の算出を検討して行く。
参考文献[1] 湯地・浦山・藤井・飯島・須崎・赤塚:「大気圧非平衡 DC パルス放電プラズマ中の酸素原子とラジカルの簡易計測法の提案」 電気学会プラズマパルスパワー合同研究会資料
PST12, pp.77-80 (2012)（共同研究分野：エネルギー制御学分野）－52－

アーク溶接における溶融池の溶け込み深さに及ぼす鉄蒸気の寄与
東京都市大学小島正和

1. はじめにアーク溶接は主要な溶接技術であり，様々な製品の製造工程において欠かすことができない技術である。
溶接においては安全面，信頼性を高く維持させるため，一定の溶け込み深さをえるなど，高品質な溶接が求められる。特に，陽極表面から発生する金属蒸気が，アークの放射や導電率の増減を及ぼすなど，熱源となるアークを著しく変化させることが報告されている(1)(2)。これまでの数値解析による研究報告では金属蒸気の混入率を一様としていたり，溶融金属内の流れ場を考慮していないため，精度の良い溶融金属温度及び，金属蒸気の発生量が解析されているとは言い難い。したがって，アーク溶接における溶接結果に及ぼす金属蒸気の寄与を詳細に議論した例は少ない。 本研究では，アーク溶接における溶融池の溶け込み深さに及ぼす鉄蒸気の寄与を解析することを目的とする。陰極－アーク－陽極を統合した計算モデルを構築し，電磁流体シ
ミュレーションを行うことで，入熱および溶け込み形状の計算を行った。また，陽極から発生する金属蒸気
を陽極材料 SUS304 の主成分である鉄として計算し，鉄蒸気混入時の各種物性値の変化が溶け込み深さに及ぼす寄与を検討した。
2. 計算方法
計算モデルを図 1 に示す。電極間距離を 5 mm，陰極をタングステン，陽極を SUS304 とした。ガスは 0.1
MPa の Ar 雰囲気とした。計算仮定として，プラズマは局所熱平衡（LTE）状態が成立し，層流であり，溶融池平面は常に平面とした。電流は 100 A に設定し計算を行った。本計算において，電磁流体方程式と併せて，材料への入熱量を算出する上で以下の式を用いた。
・陽極への熱流束T 
4qa      j z a   aTaz 
・陰極への熱流束T 
4qc      j iV  j e c   c Tcz・電子電流密度およびイオン電流密度
図 1 計算領域

 e 
je  AT exp  c 
 KTc 2cji  j  j e
ここで，r，z は径方向，軸方向位置，κ は熱伝導率， j は電流密度，Bθ は磁束密度， T は温度，Tc は陰極温度，Ta は陽極温度，A はリチャードソン定数，a, c は陽極，陰極の仕事関数，εa ，εc は陽極，陰極の表面
輻射率， はステファンボルツマン定数，K はボルツマン定数とした。

－53－

3. 結果および検討
図 2 に，解析開始から 2 s 後の鉄蒸気混入時の温度分布を示す。本図は 1000 K 間隔の等高線を引いており，
右半分が鉄蒸気を考慮していない時，左半分が鉄蒸気を考慮した時の温度分布である。結果として，アークへの鉄蒸気混入により，アーク温度が低下した。最高温度は鉄蒸気を考慮していない時で 16300 K，鉄蒸気を考慮した時で 15800 K と算出され，500 K の低下が生じた。陽極近傍では鉄蒸気を考慮していない時で 8100
K，6600 K と算出され，1500 K の低下が生じ，陽極近傍で温度低下が顕著に生じた。この要因は，鉄蒸気混入による放射損失の増加である。鉄の電離電圧は 7.9 eV であり，Ar の 15.8 eV と比較して低く電離しやすい
ため，アーク内に鉄蒸気が混入することによって多量のスペクトルを発し，粒子の内部エネルギーを光エネ
ルギーとして放出するためアーク温度の低下が生じた。また，アーク温度の低下に伴い，陽極への入熱量も低下した。鉄蒸気を考慮していない時で 1310 J，鉄蒸気を考慮した時で 1200 J と算出され，110 J の低下が生じた。
図 3 に，溶け込み深さの時間推移を示す。本図の実線が鉄蒸気を考慮していない時，破線が鉄蒸気を考慮した時の結果を示している。結果として，鉄蒸気がアーク内に混入することで溶け込み深さが減少した。解析開始から 2 s の溶け込み深さは，鉄蒸気を考慮していない時で 0.9 mm，鉄蒸気を考慮した時で 0.5 mm と算出され，アーク内への鉄蒸気混入により溶け込み深さが約半減した。この要因として考えられるのが入熱量の低下である。鉄蒸気混入によって入熱量の低下が生じたことにより溶融池への注入エネルギーが低下した
結果本図の結果のように溶け込み深さが減少した。また，鉄蒸気混入時では，0.5 s 以降で溶け込み深さの時間推移にあまり変化が生じないことが明らかになった。

図 2 鉄蒸気混入時の温度分布

図 3 溶け込み深さの時間推移

4. まとめ
鉄蒸気がアーク内に混入することで，アーク温度の低下し，特に陽極近傍にて顕著に生じることが明らかになった。また，温度低下に伴って入熱量の低下が生じることが明らかになった。
溶け込み深さは，鉄蒸気がアーク内に混入することで約半減することが明らかになった。また，鉄蒸気混
入時では 0.5 s 以降で溶け込み深さの時間推移にあまり変化が生じないことが明らかになった。
5. 参考文献(1) Alain Gleizes, Moez Bouaziz, Jean-Jacques Gonzalez, and Manitra Raza_nimanana:”Inuence of the Anode Material
on an Argon Arc”, IEEE Trans. Plasma Science, Vol. 25, No.5, pp.891-896 (1997).
(2) K. Etemadi , E. Pfender :"Impact of Anode Evaporation on the Anode Region of a High-Intensity Argon Arc"，
Plasma Chemistry and Plasma Processing,Vol.5, No.2 (1985).
（共同研究分野：エネルギー制御学分野）－54－

大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマ中のイメージング分光法による O 原子ラジカル
計測
首都大学東京健康福祉学部車孝軒

１．はじめに
現在，産業界における大気圧非平衡放電プラズマは,医療やバイオテクノロジーなど様々な分野への応用が検討されている。だが，大気圧非平衡放電プラズマは非平衡状態であるためにプラズマ中の基礎特性が明確化していない欠点もある。
そこで著者は，大気圧非平衡放電プラズマ中の特性を見いだすための 1 つの要因としてのプラズマ中から放出されるラジカルの生成状態を確認することにより，プラズマ中の特性を明らかにすることを試みた。その方法として，産業応用も検討した上で，簡易な手法によるイメージング分光法を提案[1]し，大気圧非平衡放電プラズマ中から放出される設定
した波長領域におけるラジカルを分光器により計測し，プラズマフ中から放出されるラジカル密度分布を画像的に捉えることに成功したため報告する。
２．実験装置及び方法
図１は，大気圧非平衡マイクロ波放電プラズ
マジェットの外観図を示す。同図より，プラズ
マ発生電源として，大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマの発生には，プラズマ発生用マイク
ロ波（2.45 GHｚ）電源及び大気圧プラズマジェ
ットトーチ電極を使用して定常放電を行なって
おり，マイクロ波の伝送路については同軸ケー
ブル（RG-393）を使用している。大気圧プラズ
マジェットトーチ電極の基本的構造は，トーチ

Fig.1 Photograph of

全体の主な材質はアルミニウムであり，トーチ

Atmospheric-pressure

放電管には直径 13 ｍｍ及び長さ 170 ｍｍの石

non-equilibrium discharge plasma

英ガラスを用いて，アンテナには直径 7ｍｍ及びjet.

長さ 23 ｍｍのアルミニウムを使用している。また，プラズマトーチ吹き出し口は直径 10 ｍｍとしている。本実験では，プラズマジェット
ノズル近傍のプラズマ中から放出されるラジカル生成状態を確認するために，分光器と高速度カメラ(Nac; GX-1)を組み合わせ，特定波長をフィルタリングし，O 原子ラジカル(777nm)の 2D 分布の画像撮影(50fps)を試みた。プラズマの発生条件は，Ar ガス(10 L/min)を用いて，プラズマ投入電力 100 W とした。本実験で使用した分光器は，500~800nm の波長を回折する 1200 本/mm のホログラフィックタイプの回折格子で，非球面鏡を用いたチェ－55－

ルニ・ターナー式を使用している。
３．実験結果及び考察
図 2 は，高速ビデオカメラによって観測した大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマジェ
ットのノズル付近の O 原子ラジカルの生成状態を示す。図 1 は，高速度カメラにより撮影した大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマジェットノズル近傍の O 原子ラジカルの 2D 分布
画像を示す。同図より，電極中央部のアンテナ部とノズル外壁部にラジカルの分布が揺らぎながら変化していることが確認できる。

Fig.2 Photograph of high speed video camera images inatmospheric-pressure non-equilibrium discharge plasma jet.

４．むすび
本研究では，大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマジェットのノズル付近から放出される
O 原子ラジカルの 2 次元分布を簡易且つ視覚的に捉える 2D 観測をイメージング分光法により試みた。その結果，大気圧非平衡マイクロ波放電プラズマジェットのノズル付近の特定波長(777nm)をフィルタリングしラジカル観測を行って，O 原子ラジカルの生成状態の分布が視覚的に 2D 観測できることが明らかとなった。
今後は，イメージング分光法に使用した装置の改良により，低波長領域の窒素系のラジカル 2D 観測を検討する。
参考文献[1] 湯地・浦山・藤井・飯島・須崎・赤塚:「大気圧非平衡 DC パルス放電プラズマ中の酸素原子とラジカルの簡易計測法の提案」 電気学会プラズマパルスパワー合同研究会資料
PST12, pp.77-80 (2012)（共同研究分野：エネルギー制御学分野）－56－

溶接アーク
溶接アーク現象
アーク現象，
現象，溶融池現象および溶融池現象および溶接輸送現象解析
および溶接輸送現象解析
局部磁場による
局部磁場による溶接現象
による溶接現象の溶接現象の解析
沖縄県工業技術センター 生産技術研究班
棚原 靖
R9

1. 目的
18

これまで，電磁力を利用した磁気制御アーク溶接法を活用して，主として TIG 溶接における重力に起80因するビードの垂れ下がりを改善するための適正条30

件について検討を行ってきた．その中で現状の磁気
57.5

コイルによる改善効果の限界がわかってきた。そこで本研究では、磁気コイルの先端形状を工夫するこ

80とで溶融金属中に局部的な強い磁場を与えた場合のa)磁極先端形状 A（従来型）

溶接現象の解析を行う．
2. 実験方法
実験方法

50

R9

R2

図 1 に溶融池に磁場を発生させる磁化コイルの詳
6

18

R3

細図を示す．磁化コイルは上部ヨークとコイル（各々160 巻）並びに倣いローラを取付けた下部ヨークか3080ら構成されている．電極先端は下部ヨークの間隔

30R340mm の中心に配置される構造となっており，これ

00

5

7.5

15

によって，溶接線に対して垂直に磁場を発生させることができる．
80

本研究では，溶融池に作用する磁場の分布を集中化させるため，図 2 の b)に示すように下部ヨーク先b)磁極先端形状 B（新規）

端幅を従来型に比較して 1/3に縮小した形状とした．

図 2 磁極先端形状

上述の磁極先端形状がビード形状および溶接品質に及ぼす影響を調べるために，下向姿勢・裏当て金を用いない裏波溶接実験を行った．図 3 に実験装置の概略図を示す．母材は板厚 3mm の オーステナイ
ト系ステンレス鋼 SUS304 ，添加ワイヤーには直径1.2mmφの Y347 を用いた．なお，実験に際してはアークの挙動を観察しやすいよう磁化コイルを電極と反対側（試験片裏側）に配置した．
上部ヨーク

図 3 実験装置概略図
3. 実験結果
実験結果
被覆銅線

3.1 磁場分布の
磁場分布の測定
磁極先端形状 A と磁極先端形状 B の磁場分布を比鉄心較したグラフを図 4 に示す．各々比較しやすくなる
下部ヨーク

図 1 磁化コイルの詳細図

倣いローラ

よう Y，Z 軸方向は最大値で，X 軸方向は最小値で除した分布を示している．グラフから Z 軸ならびに－57－

Y 軸においては，
磁極中心±15mm 近傍においては，試験片断面のマクロ写真を図 6 に示す． これより，

約 10％程度磁場の広がりが抑制されていることが試験片裏側の溶融金属の垂れ下がりが，外部磁場のわかるが，Z 軸方向においては，当初期待していた付加により抑制され，ワイヤー電流印加時には，試ほどの磁場の広がりを抑制する効果は確認できなか験片表側に凸となるまでに垂れ下がりが抑制されてった．

いることがわかる．
4.00
3.50

磁極形状B（Ic=3.4A）
磁極形状A（Ic=2A）

磁束密度B（mT）

3.00
2.50
2.00

3mm

1.50
1.00

a)磁極先端形状 A（溶接電流 160[A]磁束密度 4.9[mT]）

0.50
0.00
-25

-15

-5

5

15

25

磁極中心からの距離X（mm）

a)X 方向の磁場分
1.20

3mm

磁束密度B（mT）

1.00b)磁極先端形状 B（溶接電流 160[A]磁束密度 4.9[mT]）0.80

図 5 磁極先端形状違いによるアーク現象

0.60
磁極形状B（Ic=3.4A
磁極形状A（Ic=2A）0.40

B=0[mT] Non-Filler

B=0[mT] Iw=0[A]

0.20

0.00
-25

-15

-5

5

15

25

磁極中心からの距離Y（mm）

b)Y 軸方向の磁場分布3mm

1.2
磁極形状B（Ic=3.4A）
磁極形状A（Ic=2A）

B=4.9[mT] Iw=0[A]

磁束密度B（mT）

13mm

B=4.9[mT] Iw=50[A]

0.8

0.6

0.4

0.2

3mm

0
-25

-15

-5

5

15

3mm

25

磁極中心からの距離Z（mm）

図 6 磁極先端形状 B による断面マクロ写真c)Z 軸方向の磁場分布（溶接電流 160[A]，溶接速度 2.0[m/min]，

図 4 磁場分布の比較

ワイヤー速度 0.7[m/min])3.2 アーク現象
アーク現象
磁極先端形状の違いによるアークの挙動を図 5 に

4. 結論
・本研究において制作した磁極先端形状では，磁場示す．3.1 の Y 軸方向の磁場分布と対応するもので分布の広がりを抑制することができなかった．

あるが，磁場分布の比較と同様に磁極先端形状 A よ・磁極単体での効果は確認でき，ワイヤー電流の印

りも磁極先端形状 B の方が，僅かではあるがアーク

加により，更なる効果が確認できた．

の偏向が小さくなっていることが確認できる．

今後は，磁極形状の設計にシミュレーションソフ
トを活用するなどして，改善を図りたい．

3.3 溶接実験結果
溶接実験結果次に磁極先端形状 B による溶接実験を行った際の（共同研究分野：エネルギー制御学分野）－58－

マイクロ 波 プラズマ ジ ェットの プ ラズマ気 相 中の特性 解 明に関す る 研究サレジオ 工 業高等専 門 学校
房野俊夫

１. は じめ に
これまで著者らは，大気圧非平衡プラズマ中のプラズマ特性を明確にするために，発光分光計測法(1)やレーザー誘起蛍光法(2)など Ply(Polyethylene terephthalate)フィルム表面におけるプラズマ表面処理によるフィル
ム表面の化学分析を行なって，得られた各種化学分析パラメータと計測データとの相関関係を導き出して，プラズマプロセスとプラズマ中のプラズマ基礎特性を比較することによるプラズマパラメータの算出のための研究を行ってきた(3)。
そこで本報告では，これまでの大気圧非平衡プラズマの特性解明における既存の研究よりも低コストの装置で計測方法が容易なイメージング分光法(4)を提案して，大気圧非平衡プラズマ中から放出される設定した波長におけるラジカルを計測し，プラズマ中から放出されるラジカルの密度分布を画像的に捉えることに成功した。得られたラジカルの計測結果から，プラズマ中から放出されるラジカルの生成メカニズムについて検討することを目的とする。
２. 研究方法
２－１ イメージング分光法について
図１は，実験で使用した大気圧非平衡 DC パルス
放電プラズマジェットの外観図と構造を示す。大気圧非平衡 DC パルス放電プラズマジェット(ハイデン研究所製；PJ-6K)を用いて，大気圧非平衡
プラズマジェット中のラジカル生成状態を検討するために，O 原子ラジカル(777 nm)に限定し，分光器(Princeton Inst., Acton SP 2300/2300i)を介して，高速度ビデオカメラ(Nac MEMRECAM,
GX-1) により特定波長をフィルタリングしてイ
メージング分光法として大気圧非平衡 DC パルス
図 1）大気圧非平衡 DC パルスプラズマジェットの放電プラズマジェットノズル近傍から下流部のラジカルの密度 2D 分布の画像撮影(50 fps)を試みた。

外観及び構造図実験に使用した大気圧非平衡 DC パルス放電プラズ
マジェットは，高周波 DC パルス電源（ハイデン研究所製；PHF-1K-W）を使用して，プラズマ発生ガスには，
純 Ar ガス(20 L/min)及び Ar+O2 (2.0 %)混合ガス(20 L/min)を用いて，プラズマ投入電力を 100 W 及び DC パル
ス電源周波数を 10 kHz，印可電圧を 5.0 kV としている。また本実験で使用した分光器は 500~800 nm の波長を回折する 1200 本/mm のホログラフィックタイプの回折格子で，非球面鏡を用いたチェルニ・ターナー式を使用している。
２－２ 大気圧非平衡 DC パルス放電プラズマについて実験に使用した大気圧非平衡 DC パルス放電プラズマジェットは，トーチ形状で，プラズマ中の高いエネ
ルギー密度を保った電子が周囲にある中性分子を励起又は解離することにより，ラジカル生成を行う。

－59－

３. 結

果

図 2(a)は，イメージング分光法によりプラズマガスに純 Ar ガス(20 L/min)を使用して，ノズル近傍の O 原子ラジカルの 2D 分布画像を示す。プラズマガス流とパルス周波数の変化により，O 原子ラジカルの 2D 分布がノズルの下流方向に対して確認できる。同時に，0.02s ごと(15 コマ)のフレーム間隔により，O 原子ラジカ
ルの分布状態の変化が確認できる。図 2(b)は，プラズマガスに Ar+O2 (2.0 %)混合ガス(20 L/min)を使用して，ノズル近傍の O 原子ラジカルの 2D 分布画像を示す。図 2(a)と同様に，プラズマガス流とパルス周波数の変化により，O 原子ラジカルの 2D 分布がノズルの下流方向に対して確認できる。同時に，0.02s ごとのラジカルの分布状態の変化が確認できる。本実験では，大気圧下で発生された酸素プラズマであると考えられ，酸素プラズマ中の解離種が，大気中の酸素や水蒸気分子と反応して，O3 及び O4 などの特殊なラジカルが生成され，寿命の長い各種ラジカルが生成されてノズル近傍に出現しているものと考えられる。

(a)

(b)

図 2）大気圧非平衡 DC パルス放電プラズマジェット中のラジカル分布の高速度カメラ画像
４. 結論

本研究では，大気圧非平衡 DC パルス放電プラズマジェットのノズル付近の O 原子ラジカルの分布が視覚的に観測でき O 原子ラジカルが存在することが明らかとなった。
（１）Ar ガスを用いた大気圧非平衡 DC パルス放電プラズマジェットのノズル近傍から放出される O 原子(777 nm)ラジカルが観測された。
（２）Ar+O2 混合ガスを用いたノズル近傍から放出される O 原子ラジカル(777 nm)が観測された。
（３）イメージング分光法により O 原子ラジカルを 2D 画像による密度分布を観測することが可能となった。
（４）安価で操作が可能なイメージング分光法によりラジカル密度分布の観測が可能となった。
今後は，イメージング分光法に使用した装置の改良及び高速度カメラの台数を増やして 3D 化検討し，低波長領域の酸素系若しくは窒素系のラジカル分布の 2D 若しくは 3D のラジカル分布観測を検討していく。
５. 参考文献(1) T. Yuji, S. Fujii, M.Narong and H. Akatsuka : “Optical Emission Characteristics of Atmospheric-Pressure Non-Equilibrium Microwave
Discharge and DC Pulse Discharge Plasma Jets”, IEEE Trans. on Plasma Science, Vol.37, No.6, pp.839-845 (2009)(2) T. Yuji, H. Kawano, S. Kanazawa, T. Ohkubo and H. Akatsuka：“Laser-Induced Fluorescence Image of OH Radicals in
Atmospheric-Pressure Non-Equilibrium Dry Air Gas DC Pulse Plasma Jet”, IEEE Trans. on Plasma Science, Vol.36, Issue4,
Part 1,pp.976-977 (2008)(3) T.Yuji, Y.Suzaki, T.Yamawaki, H.Sakaue and H. katsuka：”Experimental Study of Temperatures of Atmospheric-Pressure
Non-equilibrium Ar / N2 Plasma Jets and Poly-Surface Processing”, Jpn. J. App. Phys., Vol.46, No.2, pp.795-798 (2007)(4) 湯地敏史, 清田佑一, 車 孝軒, 赤塚 洋, 田代真一, 田中 学：「イメージング分光法による大気圧 DC パルス放電プラズマジェッ
トの OH ラジカル計測」,平成 24 年度電気学会全国大会講演論文集, p.231 (2012).

（共同研究分野：エネルギー制御学分野）－60－パルスアークにおける陽極への熱流束に及ぼす電流増加率の寄与
東京都市大学籾井平

1. はじめにアーク放電を熱源に用いる溶接法は，電源で容易に制御可能なことから，金属材料（陽極母材）を溶接する主要な技術である。このうち，TIG（Tungsten Inert Gas）溶接は，高品質な溶接技術であるものの，電極の保護の観点から低電流を用いる必要がある。このため，陽極への入熱量が低下して母材の深い溶け込み（溶融池）が得られず，溶け込み不良が生じやすい欠点が生じてしまう。この改善のために，溶接電流を周期的にベースと，ピーク電流を繰り返すパルスアーク溶接がよく用いられている。この方法の利点は，パルス電流のパラメータ制御によってアーク放電現象を制御し，溶接の利便性を図る点である。この方法は，母材への単位面積あたりの入熱量である熱流束の制御が可能となり，結果として溶融池の形状を制御できる。特に高周波パルス電流を電源に用いたアーク溶接は，深さ方向の溶け込みの増大することが経験的に報告されている(1)。しかし，パルスアーク放電は過渡的な現象であるため，この理論的な要因は不明である。本研究では，溶融池の形成を促す熱流束を，アーク側の物理現象の観点，具体的には，電流増加率 di/dt によるアークへの寄与から明らかにすることを目的とする。この検討により，溶接時の溶け込み増大を図るための，パルス電流の理論的なパラメータ設定への知見を得る事ができ，溶接の最適化，生産性の向上に貢献できる。
2. 計算方法
計算モデルを図 1 に示す。電極間距離を 5 mm，陰極をタングステン，陽極を SUS304 とした。ガスは 0.1 MPaの Ar 雰囲気とした。計算仮定として，プラズマは局所熱平衡（LTE）状態が成立し，層流，溶融池平面は常に平面とした。本計算では，電磁流体方程式と併せて，材料への入熱量を算出する上で以下の式を用いた。
・陽極への熱流束T 
4qa      j z a   aTaz 
ここで， z は軸方向位置，κ は熱伝導率， jz は電流密度， T はアーク温度， Ta は陽極温度，Φa は陽極仕事関数，εa は陽極の表面輻射率，α はステファンボルツマン定数とした。

図 1 計算領域

図 2 電流波形のモデル－61－

高周波のパルスアーク放電は，電流増加率 di/dt によるアーク放電現象への寄与を大きくできることに着目する(2)。したがって，本研究では，アークの応答を di/dt のみの現象について明らかにすることができるような条件で計算を行う。具体的には，周期的なパルス波形が連続する電流波形ではなく，一定値からの電流の立ち上げを行う電流波形を基に研究を行う。電流波形のモデルを図 2 に示す。
3. 結果および検討
図 3 に，この条件で計算した陽極近傍アークの物理現象の時間変化を，その瞬間の電流値を与えた場合の同位置の定常解と比較した結果を示す。図 4 に，異なる di/dt で電流を立ち上げ，ピーク電流（200A）に到達した時刻における，アーク中心から径方向 12 mm までの熱流束を示す。結果として，図 3 より，パルス時には陽極への熱輸送が遅れて，温度の増加が定常時の値に追従しないが，反対に電界と入力電圧は定常時の値を大きく上回った。温度が追いつかないことから，電流立ち上げ途中では熱電離による電子数が足りないた
め，電流連続を維持するために，電界が上昇することで電子を加速させる物理現象が生じていることが考えられる。このため，陽極近傍アークには電子が集中して，電流密度が上昇することが予測できる。よって図4 では，電流を急峻に立ち上げるほど，電子流入成分の熱流束は，定常時よりも増加することが確認された。
したがって，di/dt の大きい（高周波数）パルスアークは，陽極の中心に入熱が集中することが理論的に確認された。今後は，溶融池の溶け込みと，以上の物理現象の因果関係を調べ，更なる検討を行う予定である。

図 3 アーク側の物理現象の時間変化

図 4 電流立ち上げ直後の時刻における陽極への熱流束

4. まとめアークの温度上昇は，電流の時間的増加に追いつかないため，陽極への熱輸送が遅れる。このため，ピー
ク到達時の点で，電流連続を維持する物理現象が生じて，陽極の中心に電子流入成分の入熱が集中する。
5. 参考文献(1) A. Matsunawa, H. Yamamoto, and S. Hiramoto: “Pulsed Arc Welding”, J. Jpn. Welding Soc., Vol.53, No.6,
pp.284–322 (1984) (in Japanese).
(2) Jin.Onuki：”Development of A New High-Frequency, High-Peak Current Power Source for High Constricted Arc
Formation”,Japanese journal of applied physics, .Vol.41, No.9, pp.5819-5826 (2002).
（共同研究分野：エネルギー制御学分野）－62－大気圧 DC パルス放電プラズマ中のイメージング分光法による O 原子ラジカル計測

宮崎大学

教育文化学部湯地

敏史

１．はじめに現在，大気圧放電プラズマは，あらゆる産業界（例えば，医学分野[1]）において注目されている新しいプラズマ源である。だが大気圧プラズマは，非平衡状態のためにプラズマ中のあらゆるプラズマ基礎特性が明確にされていない現状があるため，多くの産業界において，プラズマ基礎特性が不明確なままの実用化が難しいのが現状である。
これまで著者らは，大気圧非平衡放電プラズマにおけるプラズマ基礎特性を明確化するために，例えば，発光分光計測法を用いた大気圧プラズマ中のプラズマ基礎特性解明における研究を進めてきた[2]。
そのため本報告では，分光法よりも簡易的で視覚的に大気圧プラズマ中から発生するラジカル分布が確認できるイメージング分光法を提案し，ラジカル観測に成功したので報告する。
２．実験装置及び方法
図１は，大気圧非平衡 DC プラズマジェットの外観図を示す。同図より，プラズマ発生電源として，プラズマ発生用高周
波 DC パルス電源（Haiden Laboratory Inc., PHF-1K-W）及びプラズマジェット電極（Haiden Laboratory Inc., PJ-6K）を使用して DC パルス状の放電を加えてプラズマを発生させている。
大気圧非平衡 DC 放電プラズマジェットの特徴は，3.0 μs 以
下で立ち上がり及び立下りの速いパルスによりラジカル発生を制御でき，電界強度が強く，高密度のラジカルが簡易的に発生させることができる機能を有する。本実験では，プラズマジェット
ノズル近傍のプラズマ中から放出されるラジカル生成状態を確認するために，分光器と高速度カメラ(Nac; GX-1)を組

Fig.1 Photograph of

み合わせ，特定波長をフィルタリングし，O 原子ラジカル

Atmospheric-pressure(777 nm)の 2D 分布の画像撮影(50fps)を試みた。プラズマ

non-equilibrium dischargeの発生条件は，Ar+O2(2 %)混合ガス(20 L/min)を用いて，

plasma jet.

プラズマ投入電力 100 W 及び印加電圧 5.0 kV，パルス電源
周波数 10 kHz とした。本実験で使用した分光器は，500~800nm の波長を回折する 1200 本/mm のホログラフィックタイプの回折格子で，非球面鏡を用いたチェルニ・ターナー式を使用している。

－63－

３．実験結果及び考察
図 2 は，高速ビデオカメラによって観測した大気圧非平衡 DC プラズマジェットのノズル
付近の O 原子ラジカルの生成状態を示す。図 1 は，高速度カメラにより撮影した大気圧 DC
パルス放電プラズマジェットノズル近傍の O 原子ラジカルの 2D 分布画像を示す。
同図より，
ノズル近傍から噴き出しているプラズマガス流とパルス周波数の変化により， O 原子ラジカル分布が揺らぎながら変化していることが確認できる。

Fig.2 Photograph of high speed video camera images inatmospheric-pressure non-equilibrium discharge plasma jet.
４．むすび
本研究では，大気圧 DC パルス放電プラズマジェットのノズル付近から放出される O 原子
ラジカルの 2 次元分布を簡易且つ視覚的に捉える 2D 観測をイメージング分光法により試みた。その結果，大気圧 DC パルス放電プラズマジェットのノズル付近の特定波長(777nm)をフィルタリングしラジカル観測を行って，O 原子ラジカルの生成状態の分布が視覚的に 2D観測できることが明らかとなった。
今後は，イメージング分光法に使用した装置の改良により，低波長領域の窒素系のラジカル 2D 観測を検討する。
参考文献[1] 小駒・他：「大気圧プラズマの生成制御と応用技術 改訂版」, S&T 出版㈱ (2012)[2] 湯地・浦山・藤井・飯島・須崎・赤塚:「大気圧非平衡マイクロ波プラズマジェットを用いた PEN フィルム表面処理における基礎特性」 電気学会誌 128-A, No.6, pp.449-455(2008)（共同研究分野：エネルギー制御学分野）－64－大面積・低ダメージ・高密度プラズマ源の開発とナノ構造制御プラズマプロセスの研究— プラズマ CVD を用いた高品質グラフェンの低温合成 —名城大学理工学部
平松 美根男
数十 mTorr の誘導結合型プラズマから数十 Torr で動作するマイクロ波プラズマなど、様々なプラズマ CVD 法を用いてグラフェンの製造に関する一連の実験を行った結果、ダイヤモン
ドやカーボンナノチューブあるいはカーボンナノウォールの成長と同様のラジカル供給のもとで、基板上へのイオン衝撃の影響を抑えることにより、銅やニッケル表面上にグラフェンが製造可能であることを確認した。例えば、プロセスチャンバーがマイクロ波の共振器を形成し、基板ホルダー上部付近でプラズマボールを形成する AsTex 型のマイクロ波プラズマ
CVD 装置では、基板がプラズマボールに晒され、プラズマボール直下では、基板表面がイオ
ン衝撃の影響を受けるため、グラフェンの製造には向かないが、①基板に正のバイアスを印加するなどの方法や、②接地された金属グリッドをプラズマボールと基板との間に挿入し、プラズマボールを基板から離すことで、イオン衝撃の影響を軽減することにより、数層のグラフェン膜の製造が可能となった。
一方、Fig.1 のようなマイクロ波表面波プラズマの場合、プラズマは石英窓直下で生成され、高密度のラジカル生成を維持しながらも、比較的高い圧力下で基板とプラズマとの距離が離れているため、イオン衝撃の影響の軽減が容易であり、グラフェンの製造に向いている。Fig.1の装置を用いて、メタン/水素の混合ガスの圧力 1 Torr、基板温度 850˚C において、Ni 被膜 SiO2
基板上に形成後、15 ˚C/min の割合で室温まで冷却した堆積物のラマンスペクトルを Fig.2 に示す。グラフェンに特徴的な 2D バンドのピークが明確に現れており、形成時間を 1 分とした
場合に、2D バンドのピーク強度は増加した。一方、D バンドの鋭いピークはグラフェンのドメインサイズがまだ小さいことを示唆している。D バンドと G バンドの強度比から推定されるドメインサイズは 25–30 nm 程度であった。さらなる結晶性の向上が今後の課題である。

DG

10 min

2D

5 min
1 min

Fig.1. Schematic of MWPCVD system insurface wave mode

Fig.2. Raman spectra of graphene-based films
on Ni-coated SiO2 by MWPCVD system insurface wave mode for1, 5, and 10 min（共同研究分野：エネルギー変換機構学分野）－65－

Co-Cr-Mo 合金電子ビーム微細表面溶融部における高温割れにおよぼす熱処理の影響
富山県工業技術センター 中央研究所 加工技術課
柿内 茂樹
1.

目的
Co-Cr-Mo (以下, CCM) 合金は耐食性, 耐摩耗性が良好で, 例えば医療用材料として利用されている. 一方, 本

合金は著しい加工硬化性を示すため, 切削・研磨加工では困難を要し, コスト高の要因となっている. 著者は, 本合金の鋳造材の表面品質改善のために電子ビーム (以下, EB)微細表面溶融加工法に関する研究を行っている. しかし, 本合金の鋳造材に対して, 種々の条件で EB を照射すると加工中に割れが発生した. そこで割れが発生した
原因について調査するため, H22 年度の研究 1)では, EB 照射後に形成された溶融部 (FZ)に発生した割れの表面観
察, 断面観察および破面観察を行った. その結果, 割れは, 母材の結晶粒界に沿って溶融部および熱影響部(HAZ)で形成され, HAZ 粒界の延長線上の母材の結晶粒界には, 微細な析出物が観察された. 割れの破面を観察した結果, 破面は 2 種類の形態を呈した. FZ の破面はセル状のデンドライド組織であり, 凝固割れ破面であった 1-2).
HAZ の破面はデンドライトの発達が小さく, 平坦な破面を呈し, 液化割れ破面であった 2). H23 年度の研究 3)では炭素含有量 (以下, C 量)が異なる 2 種の鋳造材を用い, C 量が及ぼす高温割れへの影響について検討した. その結果, Low C 材 (C 量: 0.10 mass%)と比較して High C 材 (C 量: 0.24 mass%)の EB 照射部の表面の場合は, 微小な割れが多数観察された. すなわち, 本合金の鋳造材の金属組織が EB 照射部に発生した高温割れの発生に影響を及ぼすものと考えられた. そこで本研究では, EB 照射による割れの発生を抑制することを目的とし, 鋳造材を熱処理によって金属組織を変化させて, EB 溶融部と母材を比較し, 熱処理が及ぼす高温割れへの影響について調査した.
2.

研究方法
供試材料は, CCM 合金鋳造材の角棒 (寸法: 30×30×200 mm)を切断(寸法: 30×30×5t mm)した. 化学組成を表 1 に示す. 熱処理材は鋳造材を 1270℃, 6hr 保持した後, 1050℃, 0.5hr, 900℃, 0.5hr, 750℃, 0.25hr で炉冷した後, 水冷した. EB 照射試験片は表面のスケールの除去のため, 湿式研磨により表面を調整した. EB 照射試験には電子ビーム
加工機 (三菱電機株式会社製, CNC-eFM-2LB-1VR/L-C105120)を用いた. EB の照射パターンは, 水平方向に EB を往復させながら直角方向に走査し, 面状に照射した (照射面積: 20×20 mm). 照射条件は, 加速電圧 40 kV, ワーキ
ングディスタンス 300 mm, ドットピッチ (ビーム照射間の距離: Dp) 0.02 mm, ビーム電流 3 mA, クロック周波数
10 kHz で一定とした. 加工室圧力は, 約 1.3 Pa である. なお, Dp=0.02 mm, クロック周波数 10kHz で EB を照射した場合, みかけの加工速度に換算すると 12 m/min であった. 顕鏡試料の調整は, 鏡面研磨後に 10 %硫酸メタノー
ルを用いて, 電解エッチング (電解条件: 6 V)により行った.
Table 1 Chemical composition of material used (mass %).
Cr

Mo

Ni

Fe

C

Si

Mn

W

P

S

N

Al

Ti

B

Co

28.35

6.03

0.05

0.16

0.10

0.58

0.51

0.03

< 0.001< 0.001

0.17

0.03

0.01

< 0.001Bal.

3. 研究結果
Fig. 1 に CCM 合金の鋳造材 (Fig.1A)と熱処理材

B

A(Fig.1B)のマクロ組織写真を示す. 鋳造材および熱処理
材のいずれも結晶粒は非常に大きい.

Fig. 2 に鋳造材 (Fig. 2A, B)と熱処理材 (Fig. 2C, D)の光学顕微鏡組織写真を示す. 鋳造材の結晶粒内には樹脂状晶が, 樹枝状晶の間隙には粒状の析出物が観察された(Fig. 2A). 一方, 熱処理材には Fig. 2A で示した樹枝状晶

－66－

10 mm

10 mm

Fig. 1 Appearance of CCM alloys A: as-cast and B: heat
treatment.

は消失していた (Fig. 2C). また, 鋳造材の結晶粒界 (GB, Fig.

BA

2B)は熱処理材のそれ (Fig. 2D)と比較して明瞭に観察された.
Fig.3 に鋳造材と熱処理材の EB 面状照射後の表面の SEM

Grain boundary(GB)

像を示す. 鋳造材, 熱処理材のいずれの表面にも EB の走査
方向に平行したほぼ規則的な凹凸と, 不規則的で湾曲した凹部が形成されていた (Fig. 3A, C). 鋳造材の不規則で湾曲しGB

200 μm

10 μm

D

C

GB

た凹部には, 凹部に沿って, 割れ長さが約 500 μm の割れが形成されていた (Fig. 3B). 熱処理材においても鋳造材と同様に,

GB

不規則で湾曲した凹部に割れが形成されていた. 熱処理材で発生した割れの割れ長さは約 10 μm であり, 鋳造材で発生した割れと比較して, 微小な割れであった.
Fig. 4 に鋳造材および熱処理材の EB 照射部断面の SEM 像

10 μm

200 μmFig. 2 Optical micrographs of CCM alloys A, B: as-castand C, D: heat treatment.

A

B

EB directionを示す. 鋳造材の溶融部 (FZ)は表面から約 60 μm, 熱処理材

CrackのFZは約70 μm形成されており, ほぼ同等の溶け込み深さで

Irregular grooves

あった (Fig. 4A, C). 鋳造材の断面には HAZ から FZ の内部にかけて割れが発生しており (Fig. 4A), HAZ の下部の母材(BM)の結晶粒界には微細な析出物が観察された (Fig. 4B).

200 μm1 mm

CD

一方, 熱処理材の FZ および溶融境界 (FB)下部の HAZ において, 割れの発生が認められず, Fig. 4B で示した微細な析出物は認められなかった(Fig. 4D).

10 μm

1 mm

これらの結果, 本合金の鋳造材に熱処理を与えて, 結晶粒界の析出物を消失 4)させることで, 割れの発生の起点や伸展の要因である局部的な液膜の生成が減少し, EB 照射による割れの発生や伸展が抑制される可能性が示唆された.
4.

Crack

Irregular groove

Fig. 3 SEM images of surface of CCM alloys after EB
irradiation (A, B: as-cast and C, D: heat treatment).
SurfaceA

B
FZ

Solidification crack
Liquation crack
FB

結論
CCM 合金鋳造材と熱処理により金属組織を変化させた熱処理材の組織観察および EB を面状に照射し, EB 面状照射部

Liquation crack

HAZ
B

BM

GB

GB
Fine precipitates
1 μm

50 μm

D

C

の表面観察や断面観察を行い, EB 照射部の高温割れの発生
FBについて検討を行った. 以下に得られた結論を示す.

DFB(1) 鋳造材に 1270℃, 6hr で熱処理を行うことにより, 樹脂

GB

GB
50 μm

状晶および結晶粒界の析出物が消失した.
(2) 鋳造材および熱処理材のいずれにおいても EB 溶融部に割れが発生した. 熱処理材の EB 溶融部で発生した割れは鋳

1 μm

Fig. 4 SEM micrographs of the cross section of CCM
alloys after EB irradiation (A, B: as-cast and C, D: heat
treatment).

造材のそれと比較して微細であった.
5.

参考文献

1) 柿内 茂樹: 大阪大学接合科学研究所共同研究報告書, (2010) 65-66.
2) S. Kakiuchi, S. Tomida, H. Yamagishi, T. Yoneda and K. Nakata: Proceedings of Vidual-JW2012, (2012) 337-338.
3) 柿内 茂樹: 大阪大学接合科学研究所共同研究報告書, (2011) 77-79.
4) S. H. Lee, E. Takahashi, N. Nomura and A. Chiba: Materials Transactions, 46 (2005) 1790-1793.
(共同研究分野: エネルギープロセス学分野)－67－

A6063/SUS304 薄肉円管継手作製のための摩擦圧接手法の検討
兵庫県立大学 大学院工学研究科 木村 真晃
1. 目的
異種材料を組み合わせた異材継手は，様々な材料を適材適所に配置できるなどの利点が多いために各種産業分野からの要求が非常に高く，その使用が益々増加することが予測されている．そこで，高い生産性があり異種金属の接合に適しているという特徴を有している摩擦圧接法の適用が考えられるが，実際に薄肉円管の接合に摩擦圧接法を適用した場合，接合中の摩擦トルクが原因でねじり座屈を生じるために良好な継手が得られない場合もあるため，異材薄肉円管継手の作製に対してほとんど適用されていない．本研究では，このような異材薄肉円管継手を摩擦圧接法により容易に作製できるかを検討するための第一歩として，実際のプラント施設などでの要求が比較的高い Al 合金(A6063)と SUS304 の薄肉円管の組み合わせを取り上げ，摩擦過程中の接合現象を詳細に調べることで異材薄肉円管に対してねじり座屈を生じなく良好に接合することができる摩擦圧接手法を見いだすことを目的とした．
2. 供試材および実験方法
供試材には市販の外径 16mm，内径 13mm の A6063 および SUS304 の円管を用いた．これら母材の引張強さはそれぞれ 243MPa，770MPa であり，母材の強度差が大きな組み合わせである．各供試材を長さ 70mm に切断し，接合端面に平面研削を施して試験片とした．接合にはブレーキ式摩擦圧接機を用い，ブレーキにより回転を急停止させるいわゆる一般的なブレーキ方式による方法と，電磁クラッチを用いて摩擦時間終了と同時に圧接面の相対速度を瞬時に零とする方法(以下，クラッチ方式という)の２種類で接合を行った．圧接条件は，摩擦速度 27.5s-1(1650rpm)，摩擦圧力 30MPa の一定とし，摩擦時間を種々変化させた．接合後，圧接面を横切る断面の観察を行うとともに，円管内外のバリを除去した状態で継手の引張試験を行った．
3. 実験結果および考察
3.1 ブレーキ方式による接合
一般的なブレーキ方式により接合した摩擦過程中の母材様相と摩擦トルク曲線の一例を図１に示す．なお，図中の(1)～(6)はそれぞれに対応している．(1)の接合端面同士が接触した瞬間から摩擦トルクが急激に増加し，摩擦時間約 0.3s で(2)の約 15Nm の初期トルクに到達した．
そのとき，(2)に示すように A6063 側からはわずかにバリが排出された状態を呈したが，SUS304 側では変形は認められなかった．そして，(3)のように摩擦トルクは減
少してバリの排出量が多くなり，(4)～(5)のように摩擦時間の増加にともなって A6063 側のバリの排出量が増加
して SUS304 側へと覆い被さるような状態を呈した．その後，ブレーキが掛かりはじめるとともに摩擦トルクが増加し，回転が完全に停止ししたときに(6)の最終ピーク
トルクを示して零となった．また，ブレーキをかけたことにより(6)に示すように A6063 側が大きく変形したが，SUS304 側では変形は認められなかった．
ブレーキ方式により接合した継手の状態を観察するため，圧接面近傍断面の観察を行った．一例として，図１(3)の状態，すなわち摩擦時間 0.4s で接合を行った継手の結果を図２に示す．なお，アプセット圧力は 60MPa
として継手を作製した．初期トルク直後という比較的短い摩擦時間で接合を行ったのにもかかわらず圧接面から

－68－

図１

ブレーキ方式により接合した摩擦過程
中の母材様相と摩擦トルク曲線

円管の内外へと多量のバリが排出されていることがわかる．すなわち，一般的なブレーキ方式による接合では，組み合わせたときに軟質材に当たる
A6063 側の変形がブレーキ中では特に大きくなるため，このような異材薄肉円管の接合にはブレーキ方式はあまり適していないと判断できる．
3.2 圧接面の相対速度を瞬時に零とする方法(クラッチ方式)による接合
著者は，電磁クラッチを用い，設定した摩擦時間終了時に圧接面の相対速度を零とする接合方法(以下，クラッチ方式という)による接合方法を提案しており，これまでに同種中実丸棒同士の組み合わせを中心にその有用

図２性を実証してきた 1)．また，同接合手法が同種中空丸棒同士の組み合わせについても適用可能であるため 2)，本研究材料のような母材強度

ブレーキ方式により接合した継手の圧接面近傍断面差の大きい組み合わせに対しても適用できる可能性がある．そこ
で，このクラッチ方式により接合を行った．一例として，摩擦時間を図２の実験で示した結果と同じ 0.4s，アプセット圧力 30MPaで接合を行ったときの摩擦トルク曲線と圧接面近傍断面の観察結果を図３に示す．摩擦トルク曲線を見ると，設定した摩擦時間 0.4sで摩擦トルクが急激に減少して零となっており，図１に示したよ
うな接合完了時の摩擦トルクの上昇がないことがわかる．また，圧接面近傍断面を見ると，円管内外へと排出しているバリの量が図２に示した同じ摩擦時間で接合したブレーキ方式の継手と比較するとはるかに少なくなっているのがわかる．したがって，設定した摩擦時間終了と同時に圧接面の相対速度を瞬時に零とする接合方法によりブレーキによる変形を防止することができることが明かとなった．特に，本研究のような組み合わせ，すなわち異材

図３

クラッチ方式により接合したときの摩擦トルク曲線と継手の圧接面近傍断面

薄肉円管の接合に対しては同法が有用であることがわかった．なお，得られた継手の引張強さを実施したと
ころ，A6063 側の圧接面近傍が軟化していたために A6063 母材の約 60%の継手強度であったため，圧接条件を変更して接合を行うなどの必要があるが，これについては今後の検討課題である．
4. 結論
本研究では，各種産業分野において要求が高い異材薄肉円管継手を摩擦圧接法により容易に作製できるかを検討するための第一歩として，Al 合金(A6063)と SUS304 の薄肉円管の組み合わせを取り上げ，摩擦過程
中の接合現象を詳細に調べるとともに良好な継手が得られる接合手法について検討を行った．その結果，一般的なブレーキ方式による接合では，組み合わせたときに軟質側に当たる A6063 側のブレーキ中の変形が非常に大きいために良好な継手が得られにくいが，設定した摩擦時間終了と同時に圧接面の相対速度を瞬時に零とするクラッチ方式による接合を行うことで良好な継手が得られることがわかった．
5. 参考文献
1) 例えば，木村真晃，日下正広，瀬尾健二，冨士明良：低入熱摩擦圧接における摩擦時間，摩擦トルクと継手特性の関係，溶接学会論文集，20-4(2002)，pp.559-565．
2) M.Kimura，A.Ichihara，M.Kusaka，K.Kaizu：Joint properties and their improvement of AISI 310S austenitic
stainless steel thin walled circular pipe friction welded joint，Materials & Design，38(2012)，pp.38-46．
[謝辞]
本研究の遂行に当たり，大阪大学接合科学研究所 所長 中田 一博 教授ご協力を得たことをここに深く感謝申し上げます．また，本研究を遂行するにあたり，実験装置の製作などにおいて兵庫県立大学大学院工学研究科工作センターにご協力を頂いたこと，ならびに，当時，熱心に実験に協力された兵庫県立大学工学部
機械システム工学科学部生の福永一喜君に感謝します．
(共同研究分野：エネルギープロセス学分野)－69－

摩擦攪拌プロセスによるコールドスプレー銅・アルミニウム皮膜の改善
信州大学工学部
信州大学大学院工学系研究科

榊

和彦

近藤

敬

1.目的
コールドスプレー（Cold Spray，以下 CS という）は，金属材料の融点より低温な作動ガスを超音速流とし，その流れの中に材料粒子を投入・加速し，高速で基材に衝突させて皮膜を形成する技術である 1)．従来の粉末を溶融させる溶射法と比較して，熱変質の少ない高品位な皮膜の形成が可能である．しかし，CS 皮膜の特性は CS 条件に大きく左右され，とりわけ粉末を加速させる作動ガスに大きく影響される．作動ガスに He ガスを用いるとそのガス速度の高さから密着力が優れ緻密な皮膜が得られる．しかし，He ガスは非常に高価なため，膜質は下がるが，N2 ガスが一般的に使用されている．膜質の低下は使用粉末の種類や基材との組み合わせなどにもより顕著になり，気孔率の増加や密着力の低下が生じる．高い信頼性，性能を要求される産業界において，それら欠点の改善は不可欠である．そのため，熱処理やレーザー処理，ショットピーニン
グ，超音波衝撃処理 2)といった CS 皮膜の後処理技術の研究が行われている．これら技術は皮膜の微小構造と特性の最適化に有効な手段であると報告されている．しかし，CS 皮膜は今後，多種多様な用途に使われることが予想され，更なる皮膜特性の向上，様々な形状への施工，ラインへの組み込みが必要となり，新たな後処理技術の開発が不可欠である．
そこで，本研究では巨大ひずみ加工の一つである摩擦攪拌プロセス（Frictional Stir Process, 以下 FSP）に注目した．FSPとは，摩擦攪拌接合（Friction Stir Welding）の原理を応用し，ツールと呼ばれる円柱状の回転工具を高速で回転させながら底面を材料に押し当て，その際に発生する摩擦熱と塑性流動によって表面を改質する技術で，各種バルク材への適用 3)のほか，溶射皮膜への適用事例としては超硬合金溶射皮膜の改質に試みられた報告がある 4)．この手法は熱が局所的に発生し，周囲の温度上昇が抑えられ，従来の熱処理プロセスと比較し，入熱量が極めて小さい．そのため，材料の変形が抑えられ，後処理が不要であるといった利点を有する．そのため，FSP を CS の金属皮膜の後処理として適用することで，CS 皮膜の低熱変質な特性を生かしつつ，皮膜の緻密化による耐食性の向上，降伏応力と伸びの向上，皮膜密着力の向上，硬度の上昇が期待される．
本報は基礎実験として，純銅皮膜，純アルミニウム皮膜に FSP を施し，皮膜の機械的特性の改善を試みた．
2.研究方法本研究室で試作の CS 装置にて，Cu 粉末（福田金属箔粉工業㈱，Cu-HWQ10，平均粒径 10μm），Al 粉末（東洋アルミニ
ウム㈱，05-0096，平均粒径 14.3μm）を用いた．FSP 時の塑性変形付与による皮膜の剥を防ぐため，密着力の高い金属皮膜/基材の組み合わせである，Cu 皮膜/Al 基材（A1050），Al
皮膜/軟鋼基材（SS400）で試料を作製した．
図 1 に FSP 処理の概要を，表 1 に FSP 条件を示す（摩擦攪拌接合装置（日立設備エンジニアリング㈱，SHK 207-899））．
主な条件として前進角 θ を 3°，送り速度を 500mm/s，基材からのツール(超硬合金製 フラット：プローブなし)の距離を 0.1mm とした．Cu 皮膜 700μm，Al 皮膜は 600μm の膜厚の皮膜を使用した．FSP では加工物への入熱量が皮膜組織に大きな影響を与える因子のため，回転数を変化させて実験を行った．なお，Al 皮膜に対し 1000rpm 以下では皮膜が剥離し，かつツールに皮膜が強固に付着したため，評価を行わなかった．
FSP 前後の Al, Cu 皮膜の表面と断面組織の観察，表面粗さ，皮膜断面硬さを測定した．なお，皮膜断面硬さの測定は皮膜中央部のみとした．そして Cu 皮膜のみ反射電子像による観察を行った．以上の評価を行い，CS 金属皮膜に及ぼす FSP
回転数の影響を調べた．

図１

FSP 処理の概要

表1

FSP 条件Coating

Cu

Al

Substrate

A5052

SS400

Number of rotation [rpm]50~1500 1500~4000
3.研究結果Traverse
speed[mm/s]
500
3.1 皮膜表面性状に及ぼす FSP の影響
FSP によって Cu，Al 皮膜ともに表面に金属光沢が現れた．
しかし，Cu 皮膜では回転数の増加にともない皮膜が熱により酸化した．図 2 に表面粗さの測定結果を示す．Cu 皮膜では FSP
によって皮膜の表面粗さが低下しており，回転数が低い際は，切削のような表面を有しており，回転数の増加にともない加工痕が生じ，表面粗さが増加した．一方，Al 皮膜の表面粗さは低下せず，1500rpm では表面が著しく粗くなり，回転数の増加にともない，塑性流動が顕著に生じ，加工痕が残るため，表面が平滑化することはなかった．

－70－

図 2 コールドスプレー金属皮膜の表面粗さに及ぼす FSP のスピンドル回転数の影響（0rpm は未処理）
Cross section hardness [HV]

3.2 皮膜断面硬さに及ぼす FSP の影響
図 3 に皮膜断面硬さの深さ方向への推移を示す．Cu 皮膜では
FSP の回転数が 100rpm の時のみ硬度が上昇し，回転数の増加にともない硬度が低下し，最も高回転の 1250rpm で最低の 90HV となった．一方，Al 皮膜では回転数に関係なく皮膜の硬度は低下した．FSP はツールの回転数により入熱量が制御される，Cu 皮膜では回転数の増加にともない軟化していることから，FSP による入熱によって粒成長し，硬度が低下したと考えられる．
3.3 皮膜断面組織に及ぼす FSP の影響
図 4 に示すように FSP によって Cu 皮膜表面から 100~200μmの塑性流動層が形成され，その下の領域では CS 皮膜そのままの皮膜と変わらない粒子形状を有していた．塑性流動層は 100rpm
では 170μm 形成するのに対し，1250rpm では 85μm 程度に減少した．図 2 から 100rpm 以外では皮膜の硬度が低下している．以上の結果より，回転数の増加により入熱量が増加し，粒成長していると考えられる．そして，回転数の増加にともない，塑性流動
層厚さが薄くなるのは，入熱量が増加し，表面付近のみが流動したためと推測される．それに対し Al 皮膜では，皮膜全体に塑性流動層が生じており，皮膜の硬度も一様に低くなった．これには，基材の材質も影響していると考えられ，Cu 皮膜は Al 合金基材，Al 皮膜は軟鋼基材を用い，Al 皮膜の方が熱伝導率の低い材料を使用したため，熱が逃げず，塑性流動が顕著に生じたと推測される．
なお，塑性流動にともない CS 特有の粒子間の気孔は消滅した．
3.4 Cu 皮膜の結晶粒に及ぼす FSP の影響
Cu 皮膜と 100rpm，1000rpm で FSP を施した皮膜の結晶粒観察を行った結果を示す．CS では高速で粒子を衝突させ，粒子界面で生じる塑性変形が生じ皮膜が形成する．そのため，図 4 (a)のように結晶粒にはバラつきがあり，その粒子間または粒子と基材間では変形が大きくナノ結晶組織やアモルファスが観察される．また，
粒子間にわずかな隙間も生じる．この CS 皮膜に FSP を施すと，100rpm では表面付近では数百 nm まで結晶粒が微細化される．最表面では 100nm 程度まで微細化されており，わずかにツールの回
転方向に粒成長していることが分かる．そして結晶粒は，基材に近づくにつれわずかに結晶粒は粗大化し，皮膜中央付近では CS
皮膜の組織と同様な粒子を有する．これは，皮膜断面硬さの推移からも見て取れる．そのため，100rpm の場合，FSP による影響は表面付近に限られる．それに対し，1000rpm では皮膜最表面ではわずかに結晶粒が細かくなっているが，それ以外では数μm であり，表面付近のみならず，基材付近でも粒成長している．

200
180
160
140
120
100
80
60
40
20
0

Cu, As spray
100rpm500rpm1000rpm
1250rpm
Al, As spray
1500rpm2000rpm
2500rpm3000rpm
0

50

100

150

200

250

300

Distance from surface [mm]図 3 コールドスプレー金属皮膜の断面硬さに及ぼす FSP のスピンドル回転数の影響(a) As spray(b) 100rpm

4.結論(1) FSP により Cu 皮膜では表面粗さが低下し，回転数の増加に(c) 1000rpmともない表面が酸化した．Al 皮膜では表面が粗面化した．
(2) 100rpm で Cu 皮膜に FSP を施した条件以外では，Cu，Al 皮
膜共にすべての条件で硬度が低下した．
(3) Cu 皮膜では 100~200μm の塑性流動層が見られ，FSP の回転数の増加にともない，層の厚さが減少した．Al 皮膜では皮膜全体に塑性流動層が見られ，気孔も消滅した．
(4) Cu 皮膜の結晶粒は 100rpm の場合に表面付近が細かくなり，
5m
数百 nm の結晶粒が形成された．一方 1000rpm では FSP によ
る入熱により粒成長し，数μm の結晶粒となった．
図 4 コールドスプレー銅皮膜の断面組織に及ぼす
参考文献
FSP のスピンドル回転数の影響
1) A. P. Alkimov，A. N. Papyrin et al., U. S. Patent 5,302,414（ 1994）．
2) 近藤敬，榊和彦：超音波加振によるコールドスプレー金属皮膜特性改善の試み，日本溶射学会第 93 回（2011 年度春季）
全国講演大会講演論文集，208，（2011）p.35-36．
3) 金永坤，藤井英俊，津村卓也，駒崎徹，中田一博：マルチパス摩擦攪拌プロセスによる ADC12 ダイカスト材の組織と機械的特性の改善，鋳造工学，78，９（2006）p.451-456
4) 森貞好昭, 藤井英俊，ほか：摩擦攪拌プロセスを用いた超硬合金層の改質，溶接学会全国大会講演概要，No.85 (2009)p.248-249.
（共同研究分野：エネルギープロセス学分野）－71－レーザブレージングによる異種材料接合に関する研究
鹿児島県工業技術センター 企画支援部
瀬知 啓久
1.

目的

ろう付法をはじめとする異種材料接合は，部材の高付加価値化に有効な手法の一つである 1,2)。しかしながら，これら異種材料接合には，接合時の加熱による接合界面近傍での材質劣化や，熱応力-ひずみの発生に起因する接合欠陥が生じやすいなどの問題点がある。レーザブレージング法は局所的かつ短時間での加熱が可能であり，母材の材質劣化抑制に優れているため，前記の問題点を解決することが可能となる 3)。
また最近，高精度切削加工用工具材料としてバインダレス c-BN の利用が期待されている。この材料は通常のc-BN と異なり，Co などの焼結助剤を含まないことから機械的及び熱的特性に優れる特徴を有している。一方，この材料は非常に高価であるため，単体での工具への応用は困難である。そこで本研究では，工具としての実用化を視野に入れ，局所的かつ短時間での加熱が可能であり，母材の材質劣化抑制に優れたレーザブレージング法を用いたバインダレス c-BN と超硬合金の異材継手を作製し，密着性に及ぼすろう材中の Ti 含有量の影響について検討を行った。
2.

実験方法

供 試 材 料 に は ， 超 硬 合 金 と し て ISO 使 用 分 類 K10 相 当 材(93-95mass%WC-4-5mass%Co)を，窒化ホウ素として高純度バインダレス

Table 1 Chemical composition of
Ag-Cu-Ti alloy brazesc-BN(純度 99.9mass%以上， 8mmΦ * 0.8mm t)を 4 分割したものを使用した。なお，バインダレス c-BN の接合面は，鏡面研磨を施した。
ろう材は，Ag-Cu 比が共晶組成かつ活性材として Ti を用いた Table 1 に示す組成の Ag-Cu-Ti 活性金属ろう材を用いた。なお，Ag-Cu の比率については，いずれの場合でも共晶組成となるように調製した。
基材の超硬合金と窒化ホウ素の間にろう材を挟み，ロータリーポンプを用いて 10-1Pa オーダーまで真空排気を行った後，Ar 雰囲気中にて Table 2

No
1
2
3
4
5

Elements （mass %）
Ag
Cu
Ti
71.49
bal.
0.28
71.34
bal.
0.63
71.21
bal.
0.85
70.90
bal.
1.28
70.26
bal.
1.68

の条件にてろう付を行い，試料を作製した。
作製した試料について，光学顕微鏡による表面観察を行うと共に超音波顕微鏡を用いた接合界面の密着性評価を行った。
3.

実験結果及び考察

接合部のろう付状況とろう材中の Ti 含有率について，Fig.１に示す。いずれの組成においても， WC/Co 基板の裏面温度が 870K 以上になると，ろTable 2 Laser heating condition
Pulsed YAG Average Output (kW)

0.134

Pulsed YAG wave length (nm)1064

CW LD Output (kW)0.02

CW LD wave length (nm)808

Pulse frequency (Hz)100

う材の溶融が見られた。Ti 含有率 0.28 mass%(No.1)~1.68 mass%(No.5)について，接合界面は強固に密着しており，良好な接合が得られた。活性成分を含まないろう材の場合は，一般にセラミックスのろう付は困難である 4)ことから，接合の良否に関する閾値はバインダレス c-BN の場合，Ti 含有率
0.28mass%以下にあると推測される。この値は，h-BN の場合の同閾値(Ti－72－

Scanning speed(mm/s)

st(1 run)

0.6

nd

1.0

rd

1.0

th

1.0

(2 run)(3 run)(4 run)Laser beam diameter (mm)0.5

含有率 0.6mass%以下)5)と比較して 0.3%低くなっている。
バインダレス c-BN と h-BN の表面性状の差異を考慮す
ると，バインダレス c-BN は，h-BN の場合よりもさらに
Ag-Cu-Ti ろう材との濡れ性は良好であると考えられる。
Fig. 2 に Ti 含有率 0.28 mass%と 1.28 mass%のろう材を用いた試料の外観及び界面の超音波顕微鏡像を示す。Fig. 2 a) 及び b) は Ti 含有率 0.28 mass%のろう材を用いた場合， Fig. 2 c) 及び d) は Ti 含有率 1.28
mass%のろう材を用いた場合の観察結果である。
それぞれ中央扇形の黒色部分はバインダレス c-BN，Fig. 1 Ti content dependence of brazing behavior

その周辺の金属光沢部分は基材 WC-Co である。また，
Fig. 2 a) 及び c) に示されるバインダレス c-BN の周囲a) 1.28% Tib) 1.28% Tiの 金属光沢部分は ， 界面か ら あ ふ れ 出た 過剰の
Ag-Cu-Ti ろう材である。Fig. 2 b) 及び d) の黒色領域

binder-lessが接合界面で溶融したろう材に対応する。Fig. 2 b) 及binder-less

c-BN

c-BN

び d) には，バインダレス c-BN との界面に大きな空隙

WC-Coや差異が見られない。このことから，バインダレス c-BN

2mmと WC-Co に挟まれたろう材の密着性は，ろう材中の Ti

Ag-Cu-Ti braze

含有率が 0.28 mass%と低い場合でも，Ti 含有率が 1.28
mass%と高い場合と同等に良好であることが分かる。
4.

d) 0.28% Tic) 0.28% Ti

結論バインダレス c-BN と WC - Co 合金のレーザブレージ

binder-lessbinder-less

c-BN

c-BN

ングを行い，作製した異材継手の光学顕微鏡による表面観察を行うと共に超音波顕微鏡による接合界面の密WC-Co着性評価を行った。

Ag-Cu-Ti braze

バインダレス c-BN と WC-Co に挟まれた Ag-Cu-Ti ろa), c)

Appearance of a specimen

う材の密着性は，ろう材中の Ti 含有率が 0.28 mass%とb), d)

Scanning Acoustic Microscopy image

低い場合でも，Ti 含有率が 1.28 mass%と高い場合と同等に良好であることが明らかとなった。
5.

Fig.2 Interface observation of binder-less c-BN and
WC-Co dissimilar joining specimens interfaces
using Scanning Acoustic Microscopy

参考文献

1) M. G. Nicholas, et. al., Journal of Material Science, 25 (1990) 2679-2689
2) S. D. Peteves, Ceramics International, 22 (1996) 527-533
3) Y. Sechi, et. al., Materials & Design, 31 (2010) 2071-2077
4) Y. Sechi, et. al., Materials Transactions, 50 (2009) 1294-1299
5) 瀬知，大阪大学接合科学研究所共同研究報告 2007 年度 (2008) 37-38(共同研究分野：エネルギープロセス学分野)－73－

摩擦攪拌接合における塑性流動現象の可視化
国立大学法人富山大学大学院
永栄一喜
目

的
摩擦攪拌スポット接合におけるツール近傍の塑性流動を制御し信頼性の高い接合継手を得るための基礎研究として、塑性流動の可視化技術の開発を本研究の目的とする。

研究方法
本研究では金属材料の中で起きる塑性流動現象を可視光線に対して透明な物質での流動現象に置き換えてシミュレートする。従って、金属の高温変形と物理的に相似な性質を持った流体（以下作動流体と呼ぶ）を選定することが大切であるが。今年度は第一段階として透明なニュートン流体を選定し、微小粒子を懸濁した状態で流動を観察することにした。
可視化実験は摩擦接合装置に実験用流体を専用容器に入れてセットし、上部からツールを回転させながら圧入してビデオカメラでスリット光に反射した粒子の運動を観察するという手順である。回転速度は1500RPM とした。なお、流体は気泡を含むため、予め真空脱泡処理を施した後約 4℃の空気中にて数時間保持して粘度を高めた状態で実験に供した。ツールは実際の接合ツールの約 5 倍の大きさであり、実験前にホットエアガンで加熱し、実験時に流体内で半径方向に温度分布が発生するように工夫している。

結果
図１は本研究で採用した作動流体の粘性特性曲線である。図中横軸はせん断変形速度に相当する「ずり変形」速度としての回転速度で、縦軸はせん断応力に相当する「ずり応力」としてのトルク値である。図より
この作動流体はずり応力とずり速度の間に直線関係が成立することがわかる。また、この結果はわずかな応力でも変形することを意味するが、当該流体の粘性の温度依存性が大きいため、接合ツール近傍の温度を上げる工夫をすることで擬似的に金属材料が示す降伏点を持った流体（非ニュートン流体）として振る舞うと考えた。
図２は回転速度 1500RPM の場合の流動挙動のスナップショットである。接合ツールは右ネジが切ってあり、
回転方向との関係により旋回下降流が発生するようになっている。図より、金属の摩擦攪拌スポット接合で報告されている攪拌部の発達と類似の流動が明瞭に確認されている。これに対して図３に示した左ネジの場
合は旋回上昇流が生ずるため攪拌領域の形成は認めらなかった。すなわち、本法による塑性流動の可視化はツール形状最適化において有意な情報を与えるものと期待できる。
また、2 次元粒子速度場解析法（PIV 法）の適用により、ツール近傍で様々な速度場が混在していることも明らかになった。図４にその結果の一例を示す。図中の矢印は流れの方向を示しており、また矢印の色が速度の大小を表している。（赤色から青色へ向けて速度が低下する。）これより、攪拌領域内が相対的であるがその外側の領域よりも低速で流動していることが分かる。この結果は実際の摩擦攪拌スポット接合研究でこれまで積み上げられてきた知見とは合致しないようであるが、今後の詳細な解析と実験手法の改良により精度の高い議論が可能になると考えている。

－74－

結

論
可視光に対して透明なニュートン流体を作動流体に選定し、摩擦攪拌スポット接合時の流動を観察し、金属材料の場合と類似の攪拌領域発達挙動を確認することに成功した。また、PIV 法の適用により、接合ツー
ル周囲での流動は複雑であることと、攪拌領域内ではその周囲の領域に比べて流動速度が小さいことが分かった。これらのことより、透明流体を用いた摩擦攪拌接合の可視化手法は接合ツール形状最適化に対して有意な情報を与えるものと期待できる。
なお、本研究の詳細は本年 11 月に開催される国際会議（International Joint Symposium on Joining and
Welding (IJS-JW) 2013）にて成果報告の予定である。

図２
図１

本研究で採用した作動流体の粘性特性

図３

透明作動流体による摩擦攪拌スポット

透明作動流体による摩擦攪拌スポット接合時の流動挙動可視化結果（右ネジ）

図４

PIV 解析結果

接合時の流動挙動可視化結果（左ネジ）（共同研究分野：エネルギープロセス学分野）－75－水中衝撃波を用いた非晶質金属箔の接合における接合プロセスの解明
崇城大学工学部機械工学科
熊本大学衝撃・極限環境研究センター

森 昭寿
外本和幸

１． はじめに報告者らの研究グループは、金属薄板を金属板上へ接合するために水中衝撃波を利用する方法に着目し、金属ガラス等の超急冷薄膜材料を金属基板上へ接合する技術として爆発圧接技術利用の可能性を検討してきた[1, 2]。そこで非晶質金属箔を異種金属上に接合させる方法として導爆線と呼ばれる紐状の爆薬による水中衝撃波を利用する方法を適用し、部分的な接合の可能性について検討している。過去の報告[3]では、導爆線が試料に近接すること、爆薬近傍から僅かに離れるだけで作用
圧力条件が大きく異なるといった問題が生じた。そこで本報告では、水中衝撃波の作用範囲を限定することで圧力が作用した部分のみの接合の達成を試みた結果について報告する。
２． 実験方法
本研究で使用した実験装置の概略図を図 1 に示す。溝を設けた爆薬支持ブロックの溝の部分に導爆線を取り付け試料の上部に設置する。装置全体を水槽に沈め、一端から起爆することで水中衝撃波が発生し、溝の中を通って、カバープレート及び飛翔板に作用する。導爆線の爆轟速度は約6.3km/s なので、水平に配置すると衝突点が移動する速度が固体中の音速（約 4~6km/s）を超え、良好な接合を達成できないといわれている。そこで、図 1(b)に示すように僅かに傾斜させて配置した。今回は起爆側と終端側の圧力差が大きく生じない程度となるように、β = 4, 6, 10°となるように設定した。溝の幅は導爆線の直径と同じ w=5.5mm と、w=7mm の 2 通りとした。また爆薬支持
ブロック壁面で反射した圧力波を緩和するため、内部壁面の先端に丸み（半径 2mm）を設けた。
このような構造にすることで圧力を作用させる部分を限定でき、容易に線接合ができるものと考えている。スペーサはアルミ箔を用い、アモルファスと母材との間隙を 22μm となるように設定した。母材には厚さ 2mm の純銅板、飛翔板には厚さ 38μm のアモルファス金属箔（MBF20、Metglas製）を用い、カバープレートには厚さ 0.1mm または 0.3mm のステンレス鋼板を用いた。
また、衝撃問題解析ソフトウェアの AUTODYN-2D を利用して、水中衝撃波の作用圧力、アモ
ルファス金属箔の衝突速度の解析を実施した。解析するのに材料構成式のパラメータは既報 [3] で示している値を使用している。
Explosive holder

W

50 mm

Detonating fuse
Cover plate(Stainless steel)
Amorphous film
(MBF20: 38µm)
Base plate(Copper: 2.0mm)

Electric
detonator(a)正面図ß
12 mm
100 mm(b)側面図

図 1 導爆線を用いた爆発圧接装置
３． 実験結果および考察
爆発圧接実験後に回収した試料の外観図の例を図 2 に示す。0.1mm のカバープレートを用いた
場合、図 2 のように起爆側と外周部において大きな割れが見受けられた。ただし溝の直下の範囲ではおおむね良好な接合を得ることができており、最長で 80mm の長さまでクラックを生じずに接合を達成することができた。光学顕微鏡で撮影した接合界面の一例を図 3、図 4 に示す。条件によっては起爆側及び外周部の割れ以外にもクラックが生じている箇所が存在しており、カバープレート－76－

の役割が十分ではなかったと考えられる。爆発圧接において金属が接合するためには飛翔板がある
角度を有しながら母材と高速度で衝突する必要がある。角度を有しながら衝突するため、飛翔板の衝突面側には引張作用が生じ、その逆面は圧縮作用になる。このような現象が生じることで衝突時に飛翔板にクラックが生じるものと推察される。カバープレートと共に飛翔板を変形させると、圧縮作用はカバープレート側で生じるため飛翔板の両面は引張のみが作用することになり、クラックの発生を抑えることができると考えられる。ここではアモルファス金属箔の密度に近いステンレス
鋼薄板をカバープレートとして用いている。そこで厚さを 0.3mm に増やして実験を行った。その結果、外観上の損傷を発生させる状態にすることは成功したものの接合不良箇所が多く見受けられ、最長で 10mm 程度となった。重量増加による衝突速度の減少と考えられる。
Welding direction
w =10mm
w =0mmAmorphous film
Cu
50μm(i) w =0.2 mm

x =25mmx =0mmx =100mm

図 2 回収試料の外観図

50μm(iii) w =2.5 mm

図 3 幅方向の接合界面写真

50μm(a) x =20 mm

50μm(ii) w =1.2 mm

50μm(b) x =25 mm

50μm(c) x =90 mm

図 4 接合方向の接合界面写真
本装置を用いることで試料に作用する水中衝撃波の挙動を明らかにするため、β=4°の時の数値解析の結果を図 5 に示す。起爆装置
である電気雷管の影響を避けるために装置の外まで導爆線を延長したが、その影響を受け、x=10mm まで極めて高い圧力が作用しているのが判る。そのため起爆側で激しい損傷が生じたものと考えられる。また導爆線を傾斜させて配置しているため水平位置に対して圧力が減少していく。ただし装置の終端まで爆発圧接を達成するのに十分な圧力が作用しており、条件設定を最適にすることでより長い距離まで接合を達成できる可能性がある。

図 5 水平方向における水中衝撃圧

４． おわりに本研究では新たな装置を開発し、導爆線を用いた爆発圧接法によるアモルファス金属箔の部分接合を試み、部分的ではあるが接合を達成することができた。良好な状態は得られているものの、接合領域以外の損傷が激しいため、その対策が必要である。
参考文献[1]K.Hokamoto, K.Nakata. A.Mori, S.Tsuda, T.Tsumura and A.Inoue, J.Alloys and Compounds,
472(2009), pp.507-511.
[2]K.Hokamoto, N.Nakata, A.Mori, S.Ii, R.Tomoshige, S.Tsuda, T.Tsumura and A.Inoue, ibid.,
485(2009), pp.817-821.
[3] A.Mori, R.Liqun, K.Shiramoto and M.Fujita: Mater. Sci. Forum, 643 (2011), pp.265-270.
（共同研究分野：エネルギープロセス学分野）－77－

制振性を有するチタン合金の窒化プロセスによる表面硬化処理
鈴鹿工業高等専門学校
万谷 義和
1.目的
チタン合金のマルテンサイトは、六方最密構造（HCP）の α’マルテンサイト（α’）と斜方晶構造の α”マルテンサイト（α”）に大別されており、β 安定型元素濃度が低い場合は α’相が、さらに高い場合は α”相が形成される。α’相は α 相と同じ HCP のために組織形態や濃度差から、α”相は組成により α 相から β 相への遷移的な格子定数を示す斜方晶の針状組織の総称としてマルテンサイトと呼称される。また、その材料特性として、低ヤング率や高い制振性といった機能性を示すことがこれまでにも報告されている。
その中でも α’相の材料特性に関する報告として、航空機用に開発された Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo 合金では溶体化焼入れにより形成された α’+α”組織で高い制振性を示す
こと、Ti-V-Sn 系合金では α’組織を利用することにより低ヤング率－高強度を有するチタン合金の組織設計が可能なことなどが挙げられる。特にチタン合金における α 相と α’相との間では、結晶構造は同じ HCP でありながらも材料特性が大きく異なることは非常に興味深い特徴であり、組織学的な知見をさらに深める必要がある。
また、鉄鋼材料においてマルテンサイトは硬い組織の代名詞のようなものであるが、チタン合金のマルテンサイ
トは硬い組織ではなく、むしろ柔らかい性質を示すものもある。そのため、マルテンサイト組織を利用して高い制振性が得られた場合でも、接触部の摩擦に対する耐摩耗性向上のために、表面硬化が可能であることが望ましい。
チタン合金の特徴を活かしながら表面硬化層を得るためには、異なる金属材料を付着させるのではなく、チタン合
金素材そのものの窒化により硬化を図る方法が効果的であると考えられる。
この場合の窒化処理ではマルテンサイ
ト組織の相分解を避けるため、ガス窒化より低温・短時間で硬化が期待できるプラズマ窒化が適していると考えられる。そこで本研究では、Ti-15Nb 合金の焼入れ α’組織について組織学的な観察とプラズマ窒化に関する基礎的研10・1'

823K AN110

Ti-15Nb 合金を用い、試験片サイズは幅 7mm、長さ00・2'

2.研究方法00・2

10・0'

究を行い、実験結果より α’組織の特徴と表面硬化層形成について検討することを目的とした。

36

38

1223K AQ

70mm、厚さ 1.5mm として切り出した。Ti-15Nb 合金は石英管中に真空封入して 823K、1023K および 1223K で 1

1023K AQ

中で急冷したものを焼入れ材（AQ 材）とした。熱処理後の各相構成について、X 線回折により構成相の同定を行った。また、各試験片についてまた、インパルスハンマーで
約 2.5N の衝撃荷重を加え、マイクロフォンで振動減衰挙動を測定した。1023K での AQ 材について、プラズマ窒化
処理を 723K、773K、873K および 1023K の条件で各 5

Relative intensity

時間の加熱保持後、炉冷したものを焼鈍材（AN 材）、氷水
823K AQ

1223K AN

時間処理を行い、X 線回折で相構成の同定を行った。

10・0

3.結果
各熱処理後の相構成を示した XRD プロファイルが図１である。823K-AN 材の結果より、α 相よりも β 相強度が低
いため、Ti-15Nb 合金は α リッチ α+β 型の組成であることが分かる。焼鈍温度が 1023K、1223K と高くなるにつれて(110)β の回折強度割合が高くなっており、焼鈍温度の上昇

－78－

34

10・1

1023K AN40

42

Diffraction angle, 2θ (deg.)
図 1 Ti-15Nb 合金の各熱処理後の XRD プロファイル

に伴い β 相の割合が高くなっているとみられる。823K-AQ

3

3

材では AN 材よりも β 相の強度割合がさらに高くなってい(a) 823K ANる。一方、1023K および 1223K-AQ 材では、β トランザス以

00上の温度からの焼入れではあるが、β 相は残留していなかっり低角度側へのピークシフトを伴っており、組織観察の結果とあわせてα相とは格子定数の異なる HCP の α’組織が形成されていることが明らかである。この結果から格子定数および軸比について考察すると、α 相から a 軸が膨張してHCP を維持しながらマルテンサイト化するには、c 軸のQ-1=0.30×10-3

Amplitude,(V)た。また、HCP の回折角であるものの、AN 材の回折角よ

-3
0.0
3

0.5

1.0

1.5

Q-1=0.58×10-3
-3
0.0
3

(b) 1023K AN

Q-1=0.21×10-3

1.5

0.5

1.0

1.5

Q-1=6.08×10-3

-3
0.0
3

(c) 1223K AN

0.5

1.0

1.5

(f) 1223K AQ00

Q-1=0.33×10-3

各熱処理材の振動減衰曲線が図２である。AN 材について

1.0

0

-3
0.0
3

ての焼入れ α’相の格子対応になると考えられる。

0.5(e) 1023K AQ

0

膨張割合はわずかで c/a が微減することが、遷移相とし

-3

0.0

は、823K、1023K および 1223K ともに同等の低い振動減衰

0.5

1.0

1.5

Q-1=6.50×10-3

-3

0.0

0.5

1.0

1.5

Time, T(s)能を示した。823K-AQ 材では振動減衰能は少し向上したが、内部摩擦値で Q-1=0.58×10-3 程度であった。これは、焼入れ(d) 823K AQ

図２ Ti-15Nb 合金の各熱処理後の振動減衰挙動により導入された格子欠陥やひずみを有する組織状態が影響していると考えられる。一方 1023K および 1223K AQ 材
-1

TiN ★
Ti2N ◇
TiN0.30▲
-Ti ○@@
-Ti ■-3において α’組織が形成された場合には、Q =6.0×10 以上の高い振動減衰能を示した。振動減衰の大きい金属材料の機構については、組織の特徴によって、複合型、転位型、強◇磁性型、および双晶型に分類されている。本合金では TEM

1023K

回折パターンになっているが、焼入れ α’組織形成に伴うピークシフトは回復し、α 相からの回折パターンになっているように見られる。773K では、弱いながらも窒化物層の回維持されるものの、硬さの上昇はわずかであった。873K で

◇
■

★

■
◇

★

723K
AQ

折も確認でき、表層部に窒化物が形成されていることが分かる。これらのプラズマ窒化条件では、制振性はある程度

★

AN
30

35



からの深さは 10μm 程度と考えられる。723K では HCP の

773K

▲

'

る。Cu-Kα 線による回折のため、X 線で検出している表面

◇

■

'

る。AN 材と AQ 材の XRD プロファイルも下部に示してい

◇▲

・

プラズマ窒化表面層側の XRD プロファイルが図３であ

873K

'

双晶型の減衰機構を有していると考えられる。

Relative intensity

晶内の内部双晶の移動に伴う応力緩和がその役割を担う、

▲
◇

・

組織形態から、マルテンサイト境界およびマルテンサイト

40

45

は明らかな窒化物層 TiN、Ti2N の回折が確認され、また βDiffraction angle, 2θ deg.)相の回折も強く表れた。これはチタン窒化物層が形成され

図３ 各窒化プロセス後の X 線回折による構成相同定ることによって表層部の母相のチタン量割合が低下し、ニオブ量がリッチな β 相として存在しているためであると考えられる。1023K では 873K と同様な回折ピークが検出されているが、TiN0.30 が強くみられる回折ピークのシフト具合から、より窒化が進んでいると考えられる。これらのプラズマ窒化条件では、硬さの向上がみられるものの、制振性は低下した。今後断面硬さ分布や断面組織観察を行い、窒化処理プロセスの改善を行って高い表面硬度と高い制振性を実現させることが課題である。
（共同研究分野：エネルギープロセス学分野）－79－環境調和低エネルギー固相接合に関する研究
神戸市立工業高等専門学校 機械工学科
朝倉義裕
１．目的
金属材料を溶融せずに固相状態で接合する固相拡散接合は，接合時に必要となるエネルギーを低く抑えた接合が可能である．特に高融点金属材料に関して有効である．これまで固相拡散接合を行う際の主な接合条件である，
接合温度，接合圧力，接合時間に関する研究は多く行われてきた．しかし，接合母材表面の状態が接合に及ぼす影響についてあまり検討がなされてこなかった．本研究では，純チタンを対象に母材の表面粗さが固相拡散接合に及ぼす影響について，数値計算により明らかにすることを目的とする．

２．研究方法
本研究では，数値計算により表面粗さと接合時間，および接合機構の定量的な解析を行うため，以下に述べる条件のもとで検討を行った．
2.1 表面密着モデル
数値計算を行うにあたり，高橋らの表面密着モデル[1][2]を利用した．以下にその概要を述べる．
表面密着モデルでは，図１に示すように母材表面を 2 次元の凹凸でモデル化する．凹凸の深さ方向を h，

間隔を 2L とする．
まず，２つの母材の接合表面で峰同士が接触し塑性変形機
構による初期密着が達成される．次に，クリープ変形機構と拡散機構が同時に働き，
初期密着で形成された空隙を徐々に

図１

接合表面モデル図

埋めることで接合が達成される．
2.2 接合条件

表１

表面粗さと接合時間の関係を明らかにするため，表１に示す初期形状（A～D）を仮定した．形状 A を基準に考えると，形状 B
は A の凹凸高さ方向 h00 を 2 倍にしたものである．形状 C は横方向 L00 を 2 倍とし，形状
D は縦横ともに 2 倍としている．空隙断面積

L00[μm]h00[μm]V0[μm2]

A

5.00

0.485

4.85

B

5.00

0.970

9.70

C

10.00

0.485

9.70

D

10.00

0.970

19.4

を比較すると，形状 B,C は A の 2 倍，D は 4倍となっている．
数値計算において設定した接合条件を表

初期形状

表２

接合条件

Material

Temperature[K]Pressure[MPa]

Ti

1125

～50

２に示す．

－80－

3.1 t-S 線図
図２は，接合圧力 P=10[MPa]に固定し，表１で示した 4 種の初期表面形状における接合時間による接合率の変化を示している（t-S 線図）．
接合率が 100%となる接合達成時間に注目するとPercent bonded area S[%]

３．実験結果

100
90
80
70
60
50
40
30
20
10
0

初期形状A
初期形状B
初期形状C
初期形状D
0

2000

初期形状 A のとき tA=1038[s]，B のとき tB=2032[s]，C のとき tC=4196[s]，D のとき tD=8229[s]である．

図２

空隙断面積は同じであるが，接合時間が２倍になる
ことがわかった．形状 B と C では L00 の違いから初期接触点の数に 2 倍の差がある．接触部先端の微小

100
90
80
70
60
50
40
30
20
10
0

な接触面積を等しいと考えれば，B の接触面積は C

D=90%,C=10%
D=70%,C=30%
D=50%,C=50%
D=30%,C=70%
D=10%,C=90%
Plastic deformation

010

3.2 P-S 線図
図３に初期形状 B と C の接合機構図を示す．図中の D=90%,C=10%とは拡散機構が 90%,クリープ変Percent bonded area S[%]の２倍と考えることができるため，接合時間に２倍の差が出たものと考えられる．

0

図３

50

D=90%,C=10%
D=70%,C=30%
D=50%,C=50%
D=30%,C=70%
D=10%,C=90%
Plastic deformation

10表す．図３下の形状 C の結果は B と比較して全体的で比較すると，L00 が大きく，初期接触面積の小さ

20
30
40
Bonding pressure P[MPa]

100
90
80
70
60
50
40
30
20
10
0

形機構が 10%の割合で接合が進行していることをに左にシフトしていることが見て取れる．同じ圧力

10000(t-S 線図)
Percent bonded area S[%]

ることがわかった．初期形状 B，C を比較すると，

8000

初期形状の違いによる接合率の時間的変化

これらから，h00 が 2 倍になると接合時間も約２倍になり，2L00 を 2 倍にすると接合時間が約４倍にな

4000
6000
Bonding time t[s]

20
30
40
Bonding pressure P[MPa]50

初期形状の違いによる接合機構図の違い
上：初期形状 B，下：初期形状Ｃい形状 C の方が拡散機構の寄与率が低くなることがわかった．
４．結論
本研究で行った数値計算により，以下の結果を得た．
・h00 が 2 倍になると接合時間は 2 倍となり，2L00 を 2 倍にすると接合時間が 4 倍となる．
・空隙面積が増大すると低圧力でもクリープ変形機構の寄与が大きくなる．
・空隙面積が等しい場合，2L00 が大きい方が，拡散機構の寄与率が低くなる．
５．参考文献[1] 高橋康夫，青野真也ら：接合中の空隙間隔分布推定手法と密着過程予測モデルの試作，溶接学会論
文集，第 14-4 号 (1996) pp. 666-673.
[2] 朝倉義裕，前田将克，高橋康夫，大谷忠幸：接合機構領域図に基づく固相圧接過程の検討，11th
Symposium on “Microjoining and Assembly Technology in Electronics” (2005) pp. 417-420.
（共同研究分野：環境調和プロセス学分野）－81－

界面ナノワイヤ形成による中間層レス機能性薄膜の成膜

広島大学大学院工学研究院
加藤昌彦

１．緒言
これまでの研究で，時効性合金表面に，CrC からなる硬質ナノワイヤの形成に成功した．図 1 に例を示す．
本ワイヤは，直径が 1μm 以下と極めて細く，長さが数μm から数十μm と高アスペクト比であるとともに，
CrC からなるので導電性や高い強度を有している．さらに，本ナノワイヤは基材から成長しているので，脱図 1 ナノワイヤの代表例

落することはない．本ワイヤの形成により，表面積が増加する点を利用すれば，触媒担体，電極材料，放熱体等への応用が期待でき，先端が鋭利である点を利用すれば，プラズマディスプレイ等のエミッタとしての用途も期待できる．
近年，金属材料の切削においては，難加工材の切削が増加している．難加工材用切削工具には，硬度が極めて高い TiNや DLC 等がコーティングされた工具が使用されている（図２）．コーティング工具の使用において問題となるのは，薄膜のはく離である．はく離を防ぐために，中間層が設けられる．その設計思想は，薄膜と基材の物性値(弾性係数，熱膨張係数)の差異を滑らかに変化させることにあり，そのため数十層にも及ぶ多層膜が用いられ，その組成には環境に有害な元素が含まれる場合が多い上に，層間でのはく離が起こるなど，

図２

切削用コーティング工具の従
来技術および新(提案)技術

完全にはく離を防ぐことは出来ていない．
そこで本研究では，プラズマ放電により高速度鋼(SKH51)基盤表面に円錐状，ナノ・マイクロワイヤ状突起物を形成させたのち， SiC 薄膜をスパッタコーティングした試験片を作成し，SiC 薄膜のはく離強度をビ
ッカース圧子押込み法を用いて評価した．
２．実験方法幅および高さ 1.4mm，厚さが 6mm の高速度鋼(JIS:SKH51)を，1323K で 5.4ks 固溶化熱処理したものを試験片として用いた．試験片を，高周波マグネトロンスパッタ装置(最大波出力 800W)のチャンバー内に設置し，Ar ガスおよび H2 ガスを導入しながら排気速度を制御してチャンバー内圧力を p=5.0Pa に保持し，出力 P=300~500W の各条件で時間 t=0.6～5.4ks の間でプラズマ放電を行うことにより円錐状およびナノ・
マイクロワイヤ状突起物を形成させた．
プラズマ放電を施した試験片に，ヘリコンスパッタ装置(日本真空技術(株)製:MSP-2000-HC3-S2)を用いてSiC 薄膜を厚さが 3μm になるようにコーティングした．

－82－

SiC 薄膜のはく離強度評価は，ビッカース硬さ試験機 (Akashi 製：MVK-HO)を用いた圧子押込み法により定性的な評価を行った．まず，SiC 薄膜の成膜を施した試験片にビッカース圧子を 9.8N の荷重で 10s 押込み，除荷後，光学顕微鏡を用いて圧痕を観察し圧痕近傍の SiC 薄膜のはく離の有無を確認した．圧子を 60個所程度押込み，はく離した数を全押込み数で除した値をはく離割合 Rd と定義した．
３．結果形成させたナノワイヤ２種類について，電子顕微鏡観察により高さおよび直径を計測した結果を表１に示す．いずれも高さは３～４μm，直径は 0.8～1.0μm 程度であるが，密度は A の方が高い．

表１ ナノワイヤの高さ・直径
Height hSpecimen

Diameter dave ,mStandard
deviation

A

4.45

B

3.14

AspectDensity ,%ave , mStandard
deviation

ratio

1.50

0.97

0.12

4.49

26.8

0.98

0.83

0.07

3.78

9.9

試験片 A および B に SiC 薄膜

(a)

(b)

を製膜した後の表面の様子を図３(a)および(b)に示す．いずれも Si
C 薄膜がはく離せず製膜されている．
試験片 A，B および比較としてナノワイヤを形成させずに SiC を製膜した試験片のはく離割合 Rd を評価した結果を，図４に示す．

図３ 界面にナノワイヤを形成したのち SiC を成膜した試験片表面

0.30

密度の高い試験片 A では，はく離い試験片のそれを上回るが，密度が適切な試験片 B では，ナノワイ
ヤを形成させない試験片のそれを下回り，はく離離強度が改善されたことがわかる．
４．結言
界面にナノワイヤを形成させることにより，環境に有害な元素が含まれることが多い中間層を用いずとも

Ratio of delamination Rd

割合が，ナノワイヤを形成させな

Film thickness B2=3m

0.25
0.20
0.15
0.10
0.05
0

D
A

E
B

no wire

図４ SiC 薄膜のはく離割合

はく離強度が改善されることがわ
かった．

（共同研究分野：環境調和プロセス学分野）－83－超弾性材料を用いた磁気駆動トルクアクチュエータの開発
兵庫県立大学大学院 工学研究科 機械系工学専攻
日下正広
１．研究目的近年，航空・宇宙産業において，大きな出力と変形能力を有し，高速応答可能なアクチュエータが求められている．従来，それらの装置には大型で重Revolving shaft
Superelastic wire
Electromagnet

い油圧式のものが使用されてきたが，原油価格の高騰やコスト削減の観点か
ら燃費低減の要求が高まっており，小型・軽量のアクチュエータが望まれている．本研究では，高い負荷能力を持ちかつ超弾性効果により大変形能を有Yoke

する超弾性形状記憶合金に着目し，これと磁場下で磁力を発生する強磁性材
料を最適形状に複合化することにより強磁性形状記憶合金複合材を作製し，Ferromagnetic material

小型・軽量でかつ高負荷能力，大変形能を有する高速磁気駆動トルクアクチ
ュエータを開発することを目的としている．
２．磁気駆動トルクアクチュエータの構造

Fig.1 Structure of torque actuator.

本研究では，Fig.1 に示す磁気駆動トルクアクチュエータを提案した．
短冊状の強磁性材料に穴を開け，超弾性ワイヤを通した複合材を中心の回転軸と外周に配置されたヨークの一つに取り付けている．回転軸にトルクを加えると，複合材中の超弾性ワイヤに応力誘起マルテンサイト変態が発生し，大変形が生じる．この状態で電磁石を ON にすると強磁性材料に磁力が発生する．この磁力によって超弾性ワイヤに逆変態が生じ，ヨークに近い部分から連鎖反応的に吸着されながら逆回転する．この磁気駆動トルクアクチュエータの特徴は，超弾性領域における応力誘Fig.2 Experimental device.

起マルテンサイト変態および逆変態を利用することで，高負荷領域におい
3.5

３．試作機による駆動実験

3.0

Fig.2 に実験装置を示す．直径 2mm の Ti-Ni 超弾性ワイヤを本数 4，
巻数 1 とした複合材を使用したアクチュエータを作製し，回転軸とロードセルを滑車を介してつなぐ．ロードセルに変位を与えることで荷重が加わ

Torque (Nm)て，大きな駆動回転角度を発生させることが可能な点である．

2.5
2.0

A
Without magnetic force
Experimental value(With magnetic force)
Estimated curve(With magnetic force)

1.5

り，変位から回転角を，荷重からトルクを求める．磁力を加えない場合と，

1.0

一定の回転角において，磁力を加えその時に上昇したトルクを測定する実0.5

験（回転角制御実験）を行った．

0.43rad(24.7ﾟ)B

0

Fig.3 にトルクと回転角の測定結果を示す．実線が磁力を加えない状態
での結果であり，上側の曲線が負荷時，下側の曲線が除荷時の関係を表し，

0

0.5

1.0

1.5

2.0

Rotational angle (rad)Fig.3 Torque-rotational angle curve.

ヒステリシスループを示している．また，磁力を加えた状態での結果を Fig.3 の破線で示している．これより，回転角
1.0rad(57.3 ﾟ)において，磁力を加えると図中の A 点から B 点にトルクがわずかに上昇することがわかる．また，この図からトルク 2.49Nm の状態で磁力を加えたとすると，負荷時において破線の矢印で示すように 1.6rad(91.7 ﾟ)から
1.17rad(67 ﾟ)まで 0.43rad(24.7 ﾟ)回転することが推定できる．そこで，トルク 2.49Nm において磁力を加え，その時の駆動回転角を測定する実験（トルク制御実験）を行った．その結果 1.6rad(91.7 ﾟ)から 1.25rad(71.6 ﾟ)までの0.35rad(20.1 ﾟ)回転する結果が得られた．回転角制御実験は若干駆動回転角を大きく推定する傾向にあるが，いずれの実験においても，磁力を加えることで大きな駆動回転角を得られることが明らかとなった．これは，超弾性領域では，－84－

弾性領域に比べ，トルク－回転角曲線の傾きが緩やかになっており，わずかな磁力によるトルクの上昇でも回転角の大きな変化として表れるためである．
４．超弾性ワイヤの最適配置方法の検討
より大きな駆動回転角を得るための超弾性ワイヤの最適配置方法の検討を行った．実験は，ワイヤ全長 L が 359mm（1.5 巻）でのトルク
experiment
Number of wire：5

制御駆動実験を行った．この際，回転軸から外周部まで超弾性ワイヤ本数を 4 本一定とした実験 A， Fig.4 に示すように超弾性ワイヤの配置
を外周部付近では 5 本，回転軸付近では 3 本，その間を 4 本とし実験を行った実験 B，C，D として磁力による駆動回転角を測定した．実験

D
53mm

：4
：

359mm 238mm 173mm 109mm：3

68mm 133mm 197mm

Table 1 Arrangement of superelastic wire.

となっており，実験 D，C，B の順に 3 本部分を短くした．
最大駆動回転角を示す． 1.5 巻 4 本一定の実験 A の結果と２章のC

53mm 53mm

Fig.4 Arrangement of superelastic wire.

D は超弾性ワイヤ 3 本部分が長く，回転軸に巻き付きやすい構造
Table 1 に実験 A，B，C，D それぞれのトルク制御実験における

B

A

Experiment

A

B

C

D

Maximum driving
rotation angle (rad)

0.72

0.35

0.80

0.53

1 巻 4 本一定の実験結果を比較すると，駆動回転角は約 2 倍向上し90

大幅に増加させることが可能であることがわかる．さらに，超弾性ワイヤ
配置方法を変更した場合，Table 1 の結果より，駆動回転角は，実験 C が一番大きく，実験 A，D，B と小さくなることがわかる．この原因を調べるため，超弾性ワイヤの変形形状計測を行った．Fig.5 に変形形状計測結ra(mm)ており，巻数すなわち超弾性ワイヤ長さを増加させることで駆動回転角を

60
50
40
30
20
10
0

120

30

0

experiment
:A
:B
:D
:C

果を示す．実験 A では外周部固定端付近から複合材と外周部との間隙が急激に大きくなり，Fig.5 の丸の部分で間隙が一度小さくなってから，そ

60

210

330

の後大きくなっていることがわかる．これは，回転軸付近の剛性が高いた
め変形が小さかったことが原因と考えられる．実験 B，C，D では回転軸付近の剛性を低くしたため，そのような変形形状はみられなかった．実験
B，C，D を比較すると，実験 D では，複合材が外周部から滑らかに離れ

240

300
270

Fig.5 Comparison of deformations ofsuperelastic wire.

ており，磁力により外周部へ吸着されると考えられる．しかし，超弾性ワイヤ 3 本部分が長すぎるため，回転軸付近の剛性が低く磁力により吸着されても回転軸付近で変形してしまい，大きな駆動回転角に結びつかない．実験 B では，
超弾性ワイヤ 3 本部分が短く磁力により軸が回転するが，外周部付近の変形形状をみると間隙が急激に大きくなっており，最適な変形形状ではないと考えられる．実験 C では，実験 B に比べ，複合材が外周部から滑らかに離れている，
実験 D より超弾性ワイヤ 3 本部分が短い点から，大きな駆動回転角が生じた．よって，実験 C が一番適切な変形形状であると考えられる．今回検討を試みた，複合材内の超弾性ワイヤ本数を段階的に変化させる方法が磁気駆動トルクア
クチュエータの性能向上において有効であることがわかった．今後，外周部付近，回転軸付近それぞれの剛性を最適に保てる超弾性ワイヤの配置方法を FEM 解析によるシミュレーションで検討することで，高性能な磁気駆動トルクアク
チュエータを開発できるものと思われる．
５．結論
超弾性形状記憶合金と強磁性材料からなる高速磁気駆動トルクアクチュエータを提案し，試作機を用いてその性能実験を行った．その結果，超弾性領域において磁力を加えることにより大きな駆動回転角が得られることが明らかとなった．また，超弾性ワイヤ長さ，およびその配置方法をさらに検討することで，より高性能なアクチュエータを開発できるものと思われる． （文献 略）（共同研究分野：環境調和プロセス学分野）－85－

固相接合プロセスの熱解析と最適化のための簡易解析ツールの開発
熊本大学 大学院自然科学研究科 産業創造工学専攻
富 村 寿 夫
１．目 的
固相接合プロセスにおいては、材料の密度、比熱、熱伝導率などの熱物性や接合材料間の接触熱抵抗などの諸因子に起因する複雑な非定常熱移動が生じ、接合結果に大きな影響を及ぼすことが考えられる。しかし、接触面における熱移動プロセスは複雑であり、その伝熱メカニズムは必ずしも明確にはされていない。
また、
このような複雑なプロセスの概要を把握するための、現場レベルでも使用可能な簡易解析ツールも未だ提供されていないようである。
本研究課題で対象とする物理現象を解析するため一般的なツールとして、BASIC、C、FORTRAN などが考えられる。この場合、解析に則したフローチャートを見ながらプログラムを作成し、デバッグを何度も繰り返した末に目的とする解を得ることができる。しかし、苦労して得られたそのような解も、高級なソフトは別として、単に数字の並びとしてしか表示されないので、データセットとして一旦保存した後、別に用意したグラフィックソフトの助けを借りて図示し、やっと対象とする現象の全体像が把握できるというのが一般的のようである[1]。このことから、BASIC、C あるいは FORTRAN などは、文字認識型の解析手法であるといえる。
一方、EXCEL などの表計算機能を利用すると、セルの相対参照、絶対参照、循環参照またワークシート分
析などの基本的な機能を使用ことにより、プログラムを作成することなく、複雑な数値解析を迅速かつ視覚的に実行可能で、解析結果は付属のグラフウィザードを用いて直ちに図示することができる。また、時空間に関する不等メッシュ、境界条件の時間変化、物性値の温度依存性、熱伝達率の空間分布なども容易に組み込むことができる。さらに、マクロや VBA を導入すると、より実用的なレベルでの視覚認識型の解析を行うことができる。なお、最近、岩井ら[1]、森下[2]、Holman[3]、伊藤・上江洲ら[4]などにより数多くの EXCEL
解析事例が示されており、今後、このような解析法の開発と進展が期待される。
本研究課題では、以上のような特徴を有する EXCEL の表計算機能とマクロならびに VBA を導入し、複雑な非定常熱移動を伴う接合プロセスを熱工学的に解析するとともに、最適化のための簡易解析ツールの開発を試みる。
２．研究方法本研究課題では、複雑な非定常熱移動プロセスを数値解析するための基本的な機能として、セルの相対参
照と絶対参照、循環参照そしてワークシート分析などを使用する。
相対参照ならびに絶対参照に関しては、例えばセル B2 を参照するためにそのセルをクリックすると、まず B2 が表示される。続いてファンクションキー[F4]を押すと、絶対参照が選択され表示が$A$1 に変わる。
なお、さらにファンクションキー[F4]を押すと、行のみを固定した複合参照、列のみを固定した複合参照となり、表示も A$1、$A1 と変化する。
循環参照は、離散化した方程式や連立方程式などから、反復計算によって収束解を求める場合などに不可欠な機能であり、本研究課題では頻繁に使用する。循環参照を機能させるためには、例えば EXCEL2003 の場合、メニューバーの[ツール]メニューから[オプション] ([初期設定])ダイアログボックスを選択し、その中の[計算方法]パネルを開き、 [反復計算]の項目にチェックマークをつける必要がある。なお、[最大反復回数]と[変化の最大値]は計算条件に応じ任意に変更することができる。
ワークシート分析は、例えば EXCEL2003 の場合、[表示] → [ツールバー] と進み、その中から「ワークシート分析」をチェックすると、[ワークシート分析] ツールバーが表示される。あるいは、[ツール] → [ワークシート分析] と進み、その中の [ワークシート分析ツールバーの表示] をチェックしても同じツールバーが表示される。ワークシート分析の使用例として、セルの参照が複雑でわかりにくい場合やあるいは参照
が気になるセルがある場合などには、そのセルを選択し、例えば［参照元のトレース］ボタンをクリックすると、セルの参照関係がトレース矢印で表示される。ツールバーには、このほかに、［参照先のトレース］、－86－

［エラーのトレース］、［数式の検証］な
どの各種のボタンが用意されており、さまざまなチェックを視覚的に行うことが
できる。

t (k)
Time

Spreadsheet

Molecular structure of Ti, jk+1

T(K)
T(K(K-1)
T(k+1)
T(k)


T(2)
T(1)
T(0)
P

３．結 果
t (k)
本研究課題では、まずワークシートを
z (j)時系列に対応させた非定常数値解析法について検討した。1 次元の非定常問題の
r (i)
z (j)
場合は、例えば、時系列をワークシートの各行に対応させることにより、1 枚のInitial condition
Parametersr(i)
ワークシートを用いて簡単に実行することができる。しかし、2 次元の場合となると、1 枚のワークシートによる非定常
図 1 複数のワークシートを時系列に対応させた解析法
解析は原理的に可能ではあるものの、実用的であるとは言い難い。
そこで、ここでは、図 1 に示すように、複数のワークシートを時系列に対応させた解析法について検討した。まず計算パラメータに関するワークシート「P」と初期条件に関するワークシート「T(0)」を用意する。
次に、編集機能に含まれる[シートの移動またはコピー]によりワークシート「T(0)」の複製「T(1)」を作成し、このシート上に、解析対象となる系の基礎式と境界条件に関する離散化式を埋め込み、時刻 t = t における反復計算を開始する。続いて、ワークシート「T(1)」を、[シートの移動またはコピー]機能により複製し、ワークシート「T(2)」を作成する。そして、各離散化式の中に含まれる「T(0)」を[すべて置換]ボタンにより「T(1)」に変更し、時刻 t = 2t における計算を実行する。以降、必要な時刻まで上記の操作を反復実行することにより、一連の非定常解を得ることができる。
４．結 論
現場レベルでも使用可能な、固相接合の際の接触面における複雑な熱移動プロセスの概要を把握するための簡易解析ツールを開発することを目的とし、まず EXCEL の基本的な表計算機能のみを導入した場合について検討した。その結果、2 次元の非定常熱移動問題に関しては、複数のワークシートを時系列に対応させた解析法が原理的に有効であることを確認した。しかし、実用的なレベルで使用するためには反復計算の自動化が不可欠であり、今後、マクロならびに VBA の導入について検討する。
５．参考文献[1] 岩井 裕・大村高弘・小糸康志・小林健一・富村寿夫・羽田光明・平澤茂樹・吉田英生、エクセルとマウスでできる熱流体のシミュレーション 第 2 版、丸善 (2010).
[2] 森下悦生、Excel で学ぶ流体力学、丸善 (2001).
[3] J. P. Holman, Heat Transfer (Ninth Edition), McGraw-Hill Higher Education, New York (2002).
[4] 伊藤 章・上江洲 一也、Excel で気軽に化学工学、丸善 (2006).
(共同研究分野 : 環境調和プロセス学分野)－87－

Hot-via Interconnect Technology towards THz Integrated ICs/Modules
Electrical and Electronics Engineering
Graduate School of Science and Engineering
Kagoshima University
Kenjiro Nishikawa
1. Introduction
Many applications using THz frequencies, imaging, security scanning, ultra high-speed wireless communication
systems, etc, have been proposed and developed. Developed systems are huge size and bulky due to the THz modules
based on waveguide interconnect and metal structure. These systems have strongly demanded the miniaturization forcommercialization. The key issue to solve the above requirement is the packaging technology. A wire-bonding
technique cannot apply to the THz modules due to its high loss. A flip-chip interconnect is available for the THz
packaging due to its low loss. However, MMICs (Monolithic Microwave Integrated Circuits) need special structures,such as coplanar lines. The hot-via interconnect concept[1] proposed in 1990s is a strong candidate to realize thecompact THz modules. This interconnect techniques require no specific structures on MMIC and no additional
fabrication processes[2]. The hot-via MMIC and its module demonstration have been developed up to 110 GHz[3]-[5].
This report investigates the performances of the hot-via interconnect in THz frequency region.
2. Hot-via Interconnect Technology
Fig. 1 shows the basic structure of the hot-via interconnect concept. This technology has developed to package/mount
Microstrip-type MMICs on board without loss. Interfaces of MMIC are formed on its backside surface. The hot-via
interconnect that is fabricated by using a via-hole fabrication process can connect both sides. The flip-chip technology
with bumps is used to connect MMIC and board. This structure provides low-loss and low-inductance interconnect
between MMIC and board compared with conventional interconnect technologies, such as the wire bonding: resulting
in high performance RF module. Table 1 compares the hot-via technology with the conventional interconnect
technologies. The table indicates that the hot-via technology has the great advantages. Fig. 2 shows the hot-via
structure on MMIC in detail. The figure shows the top view and the cross-sectional view. In this case, the 20 µm by 20µm square is drawn as the hot-via. Fig. 3 shows the equivalent circuit of the hot-via interconnect. There are tiny
inductances and resistance.

Table 1. Interconnect technology comparison

Fig. 1 Basic structure of hot-via interconnect－88－Fig. 2 Hot-via structure on MMIC

Fig. 3 Equivalent circuit of hot-via interconnect

3. Proposed Structure
Potential of the hot-via interconnect enables us to apply it in terahertz region. However, its inductance value is stilllarge in the THz frequency range. To compensate the loss, the newly developed hot-via interconnect is described in thissection. Fig. 4 shows the proposed hot-via interconnect structure and its equivalent circuit. The key feature is to employ
a parasitic element near a pad. The parasitic element provides tiny capacitance between the pad and ground; that is only
5 fF.
4. Simulation Results
Fig. 5 shows the electromagnetic simulation results. The new hot-via interconnect structure achieves the lowest value
in our knowledge. Up to 150 GHz, it is less than 0.1 dB, and the loss is less than 0.6 dB under 450 GHz. The
corresponding return loss is better than 10 dB at the same frequency range. This structure promises low loss
interconnect in THz region as well as highly integrated and compact module.

Fig. 4 Proposed hot-via structure and its equivalent circuit

Fig. 6 Simulation result－89－5. Conclusion
This report demonstrates the hot-via technology has a great potential to reduce the interconnect loss between MMIC
and board in THz frequency region. The proposed structure with a parasitic element promises the low loss performanceon the MMIC-board interface.
References[1] Patent "Procede d ́interconnexion entre un circuit integre et un support, et circuit integre adapte a ce procede", July
1990, Patent no.French patent number: 2 665 574,U.S. patent number US: 5 158 911, Pierre Quentin, Thomson-CSF[2] F. J. Schmuckle, A. Jentzsch, C. Gassler, P. Marschall, D. Geiger, and W. Heinrich, “40 GHz Hot-Via Flig-Chip
Interconnects,” 2003 IEEE MTT-S International Microwave Symp. Dig., pp. 1167-1170, June 2003.
[3] A. Bessemoulin, “Design Data for Hot-via Interconnects in Chip Scale Packaged MMICs up to 110 GHz,” 2004
European Microwave Conf. Proc., pp. 97-100, Oct. 2004.
[4] W-C. Wu, L-H. Hsu, E. Y. Chang, C. Karnfelt, H. Zirath, J. P. Starski, and Y-C. Wu, “60 GHz Broadband
MS-to-CPW Hot-Via Flip Chip Interconnects,” IEEE Microwave and Wireless Comp. Lett., vol. 17, no. 11, pp.
784-786, Nov. 2007.
[5] PF. Alleaume, C. Toussain, C. Auvinet, D. Domnesque, P. Quentin, and M. Camiade, “Millimeter-wave Hot-Via
interconnect-based GaAs chip-set for automotive RADAR and security sensors,” 2008 European Microwave Integrated
Circuit Conf. Proc., pp. 52-55, Oct. 2008.
（共同研究分野：環境調和プロセス学分野）－90－

双ロールキャスターによるクラッド材作製に関する研究
大阪工業大学工学部 羽賀俊雄
大阪大学接合科学研究所 高橋康夫
１．目的
自動車のラジエターにアルミニウム合金のクラッド材が使用されている．これは，軽量化と放熱特性の点で優れているためである．アルミニウム合金のクラッド材の作製には多くの工程を必要とする．このため省エネルギーのために省工程化が求められている．双ロールキャスターをクラッド材の作製に応用し，薄板の作製と接合を双ロールキャスターで一度に行うことができれば，省エネギーが達成できる．クラッド材の作
製では，クラッド比は最も重要である．本研究ではクラッド材作製用双ロールキャスターによりクラッド材を作製する場合のクラッド比の設定方法について検討した．
２．クラッド材作製用双ロールキャスター
現在のアルミニウム合金のクラッド材の作製工程と本研究のクラッド材作製用の双ロールキャスターの比較を図１に示す．現在のアルミニウム合金のクラッド材の作製工程における板作製と接合の工程を一台のクラッド材作製用の双ロールキャスターに置き換えることが可能である．クラッド材作製用の双ロールキャス
ターは，工程を大幅に短縮することができるので製造エネルギーを節約することができるほかに，面削機械や熱間圧延機，仮付用の溶接機，加熱炉などの設備が不要となるので初期投資費用も大幅に削減できる．

間隔 C
ノズルプレート
芯材

凝固距離 L
ロール周速 v

表材

図１） アルミニウム合金のクラッド材の作製工程(上)とクラッド材作製用双ロールキャスター(下)３．クラッド比
板厚は，図１に示す凝固距離とロール周速によって制御する．クラッド作製用の双ロールキャスターでは，
上下の双ロールキャスターのロール周速は同一であるため，芯材と表材のクラッド比（板厚比，芯材の厚さ/
表材の厚さ）を調節できるパラメータは凝固距離だけである．凝固層の厚さ d は経験的に式(1)で表すことができる．K は凝固定数，L は凝固距離，v はロール周速である．心材に使用する 3003 と表材に使用する 4045

－91－

の凝固状数は，それぞれｋ3003=32mm・min-1/2 ，ｋ4045=25mm・min-1/2 となる．これは予備実験の一枚の板のロールキャスティングにより求めた．
ｄ＝ｋ

(1)

/

クラッド比は，芯材が厚く表材が薄いほうが大きくなる．ラジエターのブレージングシートのクラッド比
は 8~10 である．表材のノズルプレートとロール面の間隔（図１参照）が狭いほど凝固距離は短くなるので表材は薄くなり，クラッド比を大きくすることができる．実用化を想定すると，ノズルプレートとロール面の間隔は，10mm 以上は必要である．図２に式１から求めた上下のロール径が同一の場合のクラッド比を示す．上下のロールが同径の場合は，クラッド比８を達成するためには，2000mm 以上の直径のロールが必要になるが，実用的ではない．ロール径が小さいほど同じロールプレートとロール面の間隔に対して凝固距離を短くすることができる．図 3 はクラッド比が 8 になるときの上下ロール径の組合せを示す．ノズルプレー
トとロール面の間隔が 10mm のとき，クラッド比を８にするためには表材と芯材のロール径をそれぞれ300mm と 800mm にすればよいが，これらのロール径は実用的な寸法である．
図 4 に芯材と表材のロール径をそれぞれ 300mm と 100mm，ノズルプレートとロールの間隔を 3mm として作製したクラッド比 10 のクラッド材の接合界面の線分析，繰返し曲げ試験，冷間圧延の結果を示す．
クラッド材は，接合界面において 2 種類の合金は混合しておらず，曲げや圧延に耐えられるだけの強度を有

Cr=8

C=20m

芯材用ロール径

DrB (mm)していた．冷間圧延後のクラッド比も 10 であり，クラッド比は冷間圧延の影響を受けなかった．

C:ノズルプレートとロール面の間隔(図１参照)

C=10m

C=3mm

表材用ロール径

DrO (mm)

図 2）上下のロール径が同一の場合のロール径

図 3）クラッド比が 8 となる場合の表材用と芯とクラッド比の関係

材用のロール径の関係

(ｂ)

(ａ)
Si
4045

4045

(ｃ)

3003

0.5mm
3003

1mm
4045

図 4）双ロールキャスターにより作製したクラッド比 10 の３層クラッド材の状態．(a)接合界面の線分析，(b)繰返し曲げ試験による破断後の接合界面の状態，(c)冷間圧延後の断面（共同研究分野：環境調和プロセス学分野）－92－

異種金属材料ろう付界面の組織解析
東海大学工学部
宮沢靖幸
１． 目的
軽量高強度合金である工業用純 Ti（CP-Ti）及び Ti 合金は優れた耐食性を示す．また，ステンレス鋼も耐食性に優れた鉄系材料である．これらの材料の複合化が可能となれば，工業的な適用範囲が拡大すると言われている．これまでの研究から，Ti 系ろう材などを用いた場合，接合界面に脆い金属間化合物が生成され，接合性が低下する
事が判っている 1)．そこで，金属間化合物の生成を抑制し，接合強度の改善方法を考案した．考案した方法は傾斜機能ろう材を用いたろう付である 2)．傾斜機能ろう材とは，材質的に不均質なろう材であり，その概念は図 1 に示されている．図 1 に示した通り，それぞれの異種金属材料との相性が優れている 2 種類以上合金箔またはろう材箔を組み合わせて使用する．

母材 1（被接合材）例えば Ti
母材 1 をろう付する際，一般的に用いられる
ろう材 1 または合金箔
母材 2 をろう付する際，一般的に用いられる
ろう材 2 または合金箔

傾斜機能
ろう材

母材 2（被接合材）例えば SUS
図 1 傾斜機能ろう材を用いた異種金属材料間の接合体の概念図
そこで本研究では，Ti 系ろう材と Cu-Mn 系ろう材により構成される傾斜機能ろう材を用い，CP-Ti と SUS316L ス
テンレス鋼のろう付体を作製し，界面反応に考察を加え，基礎的な知見を得る事を目的とする．
２． 研究方法

Table 1 Chemical compositions, solidus andliquidus temperature of Ti-based brazing filler
metal.

母材には，市販の CP-Ti 板 2 種（25mm×25mm×3mm）と SUS316L 丸棒（Φ8mm×5mm）を使用した．

Chemical compositions,mass%

Temperature, ℃

No.

Ti

Zr

Cu

Ni

SolidusLiquidus

1

Bal.

37.5

15

10

-

-

2

Bal.

20

20

20

845

855

3

Bal.

-

15

15

902

935

4

Bal.

-

15

25

900

915

ろう材には，Table1 及び Table2 に示した Ti 系ろう材とCu-Mn-Ni ろう材を組み合わせ，傾斜機能ろう材として用いた．ろう付は雰囲気炉で行った．ろう付温度は予備実験結果
から 1000℃とした．この温度は傾斜機能ろう材の特性を具現化できる温度である．ろう付時間は 3min，15min，30min，
Ar ガス雰囲気中でろう付した．
ろう付後，接合部断面組織を光学顕微鏡で観察し，EPMA を用い，ろう付部の元素分布を調査した．さらに，接合体の機械的性質評価のために圧縮せん断

Table 2 Chemical compositions, solidus and liquidus
temperature of Cu-Mn-Ni brazing filler metal.

試験，マイクロビッカース硬さ試験を行った．

Chemical compositions,mass%

Temperature, ℃

No.

Cu

Mn

Ni

Solidus

Cu-Mn-Ni

Bal.

23.5

9

－93－

Liquidus955

３． 研究結果
Fig.2 に Ti 系ろう材と Cu-Mn-Ni ろう材を用いて，1000℃でろう付した試験片の典型的なろう付部断面組織を示した．Fig.2(a)より，Ti-Zr-Cu-Ni 系ろう材を用いた場
合，フィレット部にクラックが生じた．これは Zr の添加により硬く脆い合金相が形成された事と，Zr の添加によりろう(a) Ti-Zr-Cu-Ni brazing filler metals and Cu-Mn-Ni
brazing filler metals

材の熱膨張計数が小さくなり，それに伴う母材ステンレス
鋼との大きな熱膨張計数差が原因であると考察した．
Fig.2(b)より，Zr を含まない Ti-Cu-Ni 系ろう材を用いた
場合，クラックなどの欠陥は認められず，健全な接合継手が得られた事が判った．
Fig.3 に Ti 系ろう材と Cu-Mn-Ni ろう材を用いて 1000℃，
3min，15min，30min でろう付した試験片の圧縮せん断(b) Ti-Cu-Ni brazing filler metals and Cu-Mn-Ni
brazing filler metals
Fig.2 Typical cross-sectional microstructure at afillet area of the brazed joint with a combination
brazing filler metal.
Brazing temperature: 1000℃. Time: 20min.

試験の結果を示した．Fig.3 より，ろう付時間 3min の場合，
Ti 系ろう材 No.4+Cu-Mn-Ni ろう材を用いたろう付体が300MPa を超える高いせん断強度を示した．全ての場合，
破断はろう材層／ステンレス鋼界面で生じていた．そこで，

400
Shear strength(MPa)

ろう付部断面組織を詳細に検討した結果，界面に形成される金属間化合物相と考えられる化合物層の厚さの減少に伴い，強度の上昇が確認された．
Fig.4 に Ti 系ろう材と Cu-Mn-Ni ろう材を用いて 1000℃，
3min でろう付した試験片のろう付部断面のマイクロビッカ
ース硬さ分布測定結果を示した．Fig.4 と Fig.3 に示した
せん断強度結果より，ろう材層／ステンレス鋼界面の硬さ，No.1+Cu-Mn-Ni Filler
No.2+Cu-Mn-Ni Filler
No.3+Cu-Mn-Ni Filler
No.4+Cu-Mn-Ni Filler

300
200
100
0
0

すなわち，界面に形成された化合物層の硬さの上昇に伴い，せん断強度の低下が確認された．

10

20
Brazing Time(min)30

Fig.3 Compression shear strength of the brazed
joint with a combination brazing filler metal.
Brazing temperature: 1000℃. Time: 20min.

以上の結果より，傾斜機能ろう材を用いた CP-Ti とステンレス鋼のろう付では，ろう材層／ステンレス鋼界面に形Micro-Vickers hardness （Hv)

成される化合物層が必要であり，適切な厚さが得られた
場合，良好なせん断強度を示す健全な継手が得られる事を明らかになった．さらに，Fig.4 に示した結果より界面に形成された化合物層の硬さとろう材層全体の硬さの低下
が硬さ分布の大きな変化を少なくし，接合体の高強度化に結びついたと結論づけた．

800
700
600
500
400
300
200
100
0

CP-Ti Side
No.1+Cu-Mn-Ni Filler
No.2+Cu-Mn-Ni Filler
No.3+Cu-Mn-Ni Filler
No.4+Cu-Mn-Ni Filler

800

４． 参考文献

600

Brazed layer SS Side

400
Distance （µm）200

01) 澤野ら，CP-Ti とステンレス鋼のろう付，日本金属学 Fig.4 Micro-Vickers hardness test of the brazed joint
with a combination brazing filler metal.
Brazing time: 3min Brazing temperature: 1000℃

会秋季大会概要（2010），P.428
2) Miyazawa ら，Brazing of CP-Ti to Stainless Steelwith Using Combination of A Few Kinds of Brazing Filler Metal Foils，Proceedings of ECO-MATES 2011，283-284（共同研究分野：環境調和プロセス学分野）－94－

異材界面の微細構造の観察、評価及び制御
金属/酸化物のヘテロ構造におけるナノ構造の解析
独立行政法人 物質・材料研究機構 国際ナノアーキテクトニクス研究拠点 MANA ファウンドリ
生田目 俊秀
1. 目的
半導体分野の CMOS(Complementary Metal Oxide Semiconductor：相補型金属酸化膜半導体)デバイスの微細化により、LSI(Large Scale Integration：大規模集積回路)の大容量・高速化の開発が進んでいる。近年、CMOS デバイスのゲート絶縁膜の薄膜化に伴ったリーク電流の増大が問題視され、従来のゲート絶縁膜である SiO2(k=3.9)に代わる
Al2O3(k=8)及び HfO2(k~16)等の高誘電率材料が盛んに研究されている。実際に、HfO2 ゲート絶縁膜を用いた CMOS
デバイスを搭載した LSI 製品が量産されている。
しかし、CMOS のゲート長は年ごとに微細化されており、将来のゲート絶縁膜を考えると、HfO2 膜を超える更なる高誘電率な材料(higher-k(k > 30))が要求されている。種々の酸化物が候補材料として考えられるが、多くの結晶構造をとる TiO2 材料が誘電率の観点から興味を持たれている。その中でも、特に、最も高い誘電率を示すルチ
ル結晶構造である。
また、一定の容量を確保するために、ゲートスタック構造は、従来の 2 次元平面構造から 3 次元立体構造へと移行している。代表的な higher-k の成膜法である ALD(Atomic Layer Deposition：原子層堆積)法は、Å オーダーでの膜形成及び 3 次元立体構造体への均一膜形成が可能といった利点を有している。
MOS 構造はメタルゲート電極/Higher-k/極薄膜 SiO2/p-Si のスタックであり、特に、Higher-k 膜を成膜した後の熱処理の PDA (Post Deposition Annealing)プロセスで、Higher-k 膜の結晶性及び Higher-k/SiO2 界面での反応性が大きな懸念点とされている。
そこで本研究では、ALD 法と PDA 法を組み合わせたプロセスで作製した TiO2 膜の higher-k 材料としての有望性について電気特性の結果と物性の両面から照らし合わせて検討した。特に、SiO2 膜上へ形成した TiO2 膜において、
PDA 後の TiO2 の結晶構造及び TiO2/SiO2 界面での反応性の有無について、
大阪大学接合研所有の透過型電子顕微鏡（日本電子製 JEM-2010）で TEM(transmission Electron Microscope)観察及び電子線回折により解析して議論した。
2. 研究方法
TEM 観察する試料は、図 1 に示す TiO2 MOS キャパシタのプロセスで作製した。SiO2(4 nm)/Si(100)基板上に成膜
温度 200 ºC で、原料に Ti[N(CH3)2]4 (TDMAT)及び酸化剤ガスに H2O を用いた ALD 法により、膜厚 6 nm の TiO2膜を成膜した。PDA は、3%H2 雰囲気中、900 ºC30sec で処理した。次に DC(Direct Current：直流)マグネトロンス
パッタリング法及びリフトオフプロセスで膜厚 150 nm の TaC 電極を形成して、図２に示す MOS キャパシタを作製した。続いて、TaC ゲート電極のあるキャパシタ部分を、FIB(Focused ion beam)加工により切り出して TEM 試料とした。

TiO2 MOS capacitors flow
SiO2/p-Si
ALD-TiO2,
・Precursor Ti(N(CH3)2)4 :TDMAT
・Oxidant H2O gas
・Deposition temperature : 200 ºC
PDA:900 C for 30 sec in 3%H2 gas

TaC
Rutile-TiO2
SiO2
SiTaC Electrode formation by sputtering

図 1 TiO2 MOS キャパシタ作製フロー

図２ TaC/TiO2/SiO2/Si スタック構造－95－

3. 結果
先ず、PDA 処理前後の TiO2 膜の結晶構造を XRD(X-ray diffraction)分析で調べた。SiO2(100nm)/Si(100)基板上に、ALD 法でキャパシタ構造の場合より厚膜な膜厚 40nm の TiO2 膜を形成して、3%H2 雰囲気中、900 ºC の PDA を施した。PDA 処理前後の XRD 測定の結果より、PDA 処理前の試料にはピークがまったく認められずアモルファス構造であることが分った。一方、PDA 処理した TiO2 膜は 2θが 27.5に大きなピークが現れ、JCPDS データより、ルチル構造と同定できた。
次に、得られたルチル構造の TiO2 膜の誘電率を調べるために、TiO2 膜厚を 6, 8, 10 及び 12 nm と変えた
Pt/TiO2/SiO2(4nm)/p-Si MOS キャパシタを準備した。全てのキャパシタは SiO2/p-Si 界面の固定電荷を低下するために 3%H2 雰囲気中、400℃30min の熱処理をした。これらのキャパシタの容量-電圧特性から算出した誘電率は 81を示した。
これまで、結晶開始温度が材料の膜厚によって大きく変わり、薄膜になるほど結晶開始温度が高くなることが知られている。前述のキャパシタの TiO2 膜の結晶構造が目的のルチル構造になっているかを調べることは重要である。そこで、膜厚 6nm の TiO2 膜を用いた実キャパシタを断面 TEM 観察及び電子線回折測定することで、結晶構造を調べた。図３に PDA900℃の TaC/TiO2 (6nm)/SiO2/p-Si MOS キャパシタの断面 TEM 像を示す。TiO2 膜には格子パターンが観察され、結晶化していることが分る。また、TiO2/SiO2 界面に着目すると、界面が明瞭であり、しかもコントラストの異なる層も認められない事より、非常に急峻できれいな界面を維持していると考えられる。
次に、この TiO2 膜の電子線回折パターンを図４(a)、(b)に示す。図４(a)は得られた電子線回折斑点に、ルチル構
造の回折リングを白線で示す。また、図４(b)には、アナターゼ構造の回折リングを赤線で示す。両者の斑点と回折リングの一致より、アナターゼと言うよりはむしろルチル構造であることが分った。
以上より、膜厚が 6nm の薄膜においてもルチル構造の TiO2 膜が形成されて、その誘電率が 81 であり、報告されているルチル構造の誘電率値とほぼ同じであることが分った。

図３TaC/TiO2 (6nm)/SiO2/p-Si MOS
キャパシタの断面 TEM 像

図４TiO2 膜の電子線回折班及び(a)ルチル回折リング、(b)アナターゼ回折リング

4. 結論
CMOS 用ゲート絶縁膜の候補材料の一つである TiO2 膜について、
実デバイスの 6nm 薄膜における結晶構造、
TiO2/SiO2 界面での反応について、TEM 観察及び電子線回折の解析をした。その結果、目的とするルチル構造が形成できていることが分った。また懸念していた TiO2 /SiO2 界面での反応は認められず急峻な界面を維持している事も明らかにできた。本内容について、日本金属学会 2013 年春期講演大会で発表した[1]。
5. 参考文献[1] 木村将之、生田目俊秀、山田博之、大井暁彦、成島利弘、伊藤和博、高橋誠、知京豊裕、大石知司、「Anatase/Rutile
型 TiO2 膜の酸素移動とフラットバンド電圧シフトの関係」日本金属学会 2013 年春期講演大会, 58, 2013.

（共同研究分野：溶接機構学分野）－96－

ショットピーニングを施した Ni 基 600 合金溶接金属の TEM 観察
一般財団法人 発電設備技術検査協会 溶接・非破壊検査技術センター
西川 聡，大井 浩一
１．目的
国内の原子力発電プラントの炉内構造物において，応力腐食割れを予防するためにレーザピーニング，ウォータ
ジェットピーニング，およびショットピーニング（SP）等の応力改善工法により圧縮残留応力を付与する場合がある．対象部位の多くは Ni 基合金やステンレス鋼の溶接部で，これらに付与した圧縮残留応力は実機プラントの起動あるいは運転中に生じる応力負荷や熱負荷に対して持続することが確認されている 1), 2)．しかし，応力改善工
法は表面に強加工が付与されるため，熱負荷等で粒界析出が促進される可能性があり，耐粒界腐食性の低下が懸念
された．
このため，
SP を施した Ni 基 600 合金溶接金属の耐粒界腐食性をシュトラウス試験により評価したところ，
SP 無しと比べて耐粒界腐食性が向上し，予想に反する結果となった．そこで本研究では，SP 有無の Ni 基 600 合
金溶接金属について表面近傍の TEM 観察を行い，SP 付与による耐粒界腐食性向上のメカニズムを考察した．
２．研究方法板厚 80 mm の炭素鋼上に Ni 基 600 合金被覆アーク溶接金属を厚さ 15 mm で肉盛した．溶接条件は直流で電流140 A, 電圧 24 V, 溶接速度 3.5 mm/s で，溶接棒をプラス極とした．表 1 に溶接金属の化学成分を示す．肉盛溶接試験体に 893 K，72 ks の熱処理を行った後，肉盛溶接金属の最終層近傍から厚さ 10 mm の試験板を採取し，評価面に電解研磨を施した．その後，Hv=500 のスチールカットワイヤ（0.8 mmφ，0.8 mmL）を用いて，投射速度 60m/s，カバレッジ 200%で SP を施し，793 K，18 Ms で熱時効処理を行った．FIB を用いて評価面近傍から柱状晶粒
界を含む部位で TEM 観察試料を採取し，FE-TEM を用いて加速電圧 200 kV で微細組織観察を行った．さらに，
EDS 分析により Cr と C の濃度分布を調査した．なお，EDS 分析に用いた電子線の直径は約 1 nm であった．
表 1 溶接金属の化学成分（mass%）

C
0.061

Si
0.80

Mn
7.07

P
0.005

S
0.006

Ni
68.30

Cr
14.40

Fe
7.46

Nb
1.53

Ti
0.43

N(ppm) O(ppm)
140
390

３．結果
図 1 に各材料の試料表面近傍における TEM 写真と Cr および C の EDS 分析結果を示す．SP 前は柱状晶粒界にCr が高濃度になる領域が存在し，その周囲に低濃度の領域が見られた．これは，過去の研究 3)から，柱状晶粒界に析出する Cr 炭化物とその周囲に存在する Cr 欠乏層だと考えられ，Cr 欠乏層の形成で耐粒界腐食性が低下したものと考えられる．なお，C は柱状晶粒界で明瞭に濃化する傾向は見られないが，これは試料の汚れ等による影響だと考えられる．一方，耐粒界腐食性が向上した SP 後においても，SP 前と同様に柱状晶粒界で Cr 炭化物と Cr欠乏層が観察されたことから，SP で耐粒界腐食性が向上するのは SP で Cr 欠乏層が消失するためでは無いと言える．このため，SP で付与されるひずみや残留応力等の力学的要因が耐粒界腐食性に及ぼす影響について，今後調査する必要がある．また，SP 後に 793 K，18 Ms の熱時効処理を行った場合は，Cr 欠乏層は観察されなかった．
これは，熱時効処理で Cr 欠乏層中に周囲から Cr が拡散して充填されたためと考えられる．

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2) ⷏Ꮉ⡡, ਛ↰ᔒᵤ㓶, ၳ੗ⴕᒾ, ฎ᧛৻ᦶ, ጊญ◊ᙗ: ࿶❗ᱷ⇐ᔕജઃਈㇱߩᾲᤨലߦࠃࠆᔕജ✭๺᜼േ, ᣣᧄ଻ోቇળ╙ 4 ࿁ቇⴚ⻠Ṷળⷐᣦ㓸, (2007), 276-279.
3) ⷏Ꮉ ⡡: ࠾࠶ࠤ࡞ၮ 600 ว㊄ṁធㇱߩ㜞᷷㜞࿶⚐᳓ਛߦ߅ߌࠆᔕജ⣣㘩ഀࠇ․ᕈߣ⿥㖸ᵄត்ߦࠃࠆഀࠇᬌ಴
ᕈߩะ਄, ᄢ㒋ᄢቇᎿቇඳ჻⺰ᢥ (2010), 31-33.
㧔౒ห⎇ⓥಽ㊁㧦ṁធᯏ᭴ቇಽ㊁㧕－98－

異相界面を有する複合組織鋼の組織解析
島根大学総合科学研究支援センター
林泰輔

1． 目的
エネルギー消費量抑制のため，自動車等の移動体筐体の軽量化が求められており，高比強度構造用材料が改めて注目を集めている．炭素鋼ラスマルテンサイトは低コストで優れた比強度を示すが，焼入まま材は延性に乏しいことから熱処理による炭化物析出を伴う組織制御，複相組織化，他の鋼種との複合化などにより延性の改善が図られている．さらに溶接部位に現れる熱影響部や人工複合組織（たとえば圧延接合による複層鋼など）においては準安定相を含むより複雑な組織が呈出する．このような複雑な組織を最適化し，性能を改善する上ではラスマルテンサイトの変形挙動を理解することが必要となる．ラスマルテンサイト鋼の微細組織と巨視的な変形挙動を結びつけて明らかにすることは困難であったが，近年の分析機器の性能向上に伴いラスマルテンサイト特有の階層型組織の詳細や，階層型組織が塑性変形や破壊挙動に及ぼす影響について先進的研究が報告されるようになってきた[1, 2]．しかし，ラスマルテンサイトの微細構造とマクロな変形を結びつける研究は未だ不十分であり，ラスマルテンサイトが他の相や組織と複合化された際に生じる異種・異相界面が変形挙動に及ぼす影響についても明らかでない点が多い．本研究ではラスマルテンサイト鋼の組織が機械的特性に及ぼす影響について，ラスマルテンサイトの階層的組織中にみられる境界構造に注目しながら明らかにし，フェライト/マルテンサイト複合組織鋼などの異相界面における変形伝達挙動を解析するための基礎を確立することを目的とした．

2． 研究方法
ラスマルテンサイトの階層構造は大きな構造から順に，旧オーステナイト粒界，ほぼ同じ晶癖面を有する
パケット，パケット内でほぼ同じ結晶方位を有するブロック，そして最も小さな構造である微細な板状のラス結晶が挙げられる．その内，旧オーステナイト及びパケット境界は隣接する組織の結晶方位が大きく異なり，変形においては粒界と同様の働きをする．ブロック境界も粒界と同様の働きをするという報告もあるが[3]，境界部組織が転位運動などの変形素過程に及ぼす影響は不明である．また，ラス境界が変形時に果たす役割についても明らかになっていない．そこで，ラスマルテンサイトにおけるブロック及びラス境界部の組織解析を行い，各境界が変形挙動に与える影響を明らかにした上で，その結果を用いてより複雑な複合組織
鋼の組織解析を行うことにした．そのため，以下の２つの実験を行った．
第一に，比較的階層的構造が明確であるマルエージ鋼を用いた実験を行った．マルエージ鋼は微細金属間化合物をラス内に時効析出させることによりバルク鉄鋼材料としては極めて高い強度を得る．炭素による固溶強化など，複雑な過程を経る炭素鋼ラスマルテンサイトとは異なった視点での強化機構解析が可能となり，境界構造の強度に及ぼす影響を知るために重要な知見となる．そこで，時効析出後のラスマルテンサイトについて，析出物と界面構造に関する調査を行った．供試材には Fe-18.0Ni-8.0Co-5.0Mo-0.4Ti（mass %）マ
ルエージ鋼を 480 度において 1-100 時間時効熱処理したものを用いた．
第二に，パケット及びブロック界面ならびにマルテンサイト/フェライト異相界面における塑性変形伝達挙動を明らかにするため，インデンターにより界面周辺に局所変形を導入した試料について，変形領域にお－99－

ける組織解析を行うことを試みた．

3． 結果
マルエージ鋼の組織解析を行った結果，従来から報告されているように[4]，10 nm 以下の微細な金属間化合物が時効初期から析出していることが確認できた．短時間の時効でもラス境界などの境界部には Mo などの固溶元素が集まっており，さらに，図１に透過型電子顕微鏡像を示すように長時間時効熱処理（100 時間）を行った試料ではラスやブロック境界などの境界部周辺に時効初期とは異なる形態の析出物が多数現れる．これらの事実から，時効初期ではラス微細析出物による析出強化のほかにラス境界に濃化した Mo 等によって固溶強化が大幅に促進されていることが示唆される．従って，ラス境界が固溶元素の偏析により強化されていることを加味して従来の強化モデル式を再考する必要がある．
境界部の塑性変形伝達挙動については，準備段階として単純な

図１．100 時間時効したマルエージ鋼
におけるラス境界（矢印で示す）周辺の明視野像．

系である極低炭素マルテンサイト鋼にインデンターを用いて局所変形を導入し，その変形組織解析を行った．
その上でマルテンサイト・フェライト境界部における変形組織解析を行うこととした．マルテンサイト鋼を用いた実験の結果，変形組織解析を行う上で必要なインデント条件，及び変形組織の結晶方位解析に必要な研磨や試料調整条件について知見を得た．さらに複合組織鋼の異相境界についてもインデント条件の最適化は終了し，今後はマイクロサンプリングを用いて変形組織観察を行う予定である．

4． 結論
マルエージ鋼の時効組織に関して，析出物の組成及び境界部組織における固溶元素の偏析に関する知見を得た．また，各段階における時効析出挙動についてもこれまでの報告を再確認するだけでなく，元素分布を含む詳細な知見が得られた．今後はこれらの結果を基に境界部組織が塑性変形挙動に与える影響について解析を行う．異相境界及びラスマルテンサイト境界部の変形組織観察については基礎的な実験を終了し，変形部組織観察と解析の基礎を成すことができた．

5． 参考文献[1] G. Miyamoto, N. Iwata, N. Takayama, T. Furuhara, Acta Mater. 60 (2012) 1139-1148.
[2] M. Michiuchi, S. Nambu, Y. Ishimoto, J. Inoue, T. Koseki, Acta Mater. 57 (2009) 5283-5291.
[3] S. Morito, H. Yoshida, T. Maki, X. Huang, Mater. Sci. Eng. A 438-440 (2006) 237-240.
[4] V. Vasudevan, S. Kim, C. Wayman, Metall. Mater. Trans. A 21 (1990) 2655-2668.

（共同研究分野：溶接機構学分野）－100－

異材界面の微細構造の観察、評価及び制御
軟X線照射により結晶化したSiGe/ガラスの接合界面と結晶性の相関
兵庫県立大学大学院工学研究科
松尾直人、部家彰

１．目的
傾斜濃度Si1-xGex結晶化膜は薄膜太陽電池の材料として長波長領域を吸収することから、非常に重要である。
我々はアンジュレータを光源とするSR軟X線（ニュースバル）照射によりガラス基板上に分子線堆積（MBD）
法により蒸着された厚さ200nmの非晶質からなる傾斜濃度Si1-xGex膜を結晶化した1-3)。島状（ピラミッド）の結晶層が作られていることが、光学顕微鏡観察、XPS、XRDにより推測された。本研究の目的は、第一に断面
TEMによりピラミッド結晶層の詳細観察、第二にSi1-xGex濃度傾斜に関連して基板とのぬれ性なども変わることから、界面の詳細な観察を行うことである。更に、SiGeとガラス基板との接合（密着性）と界面反応物、反応層の関係を調査する。

２．研究方法
堆積速度 0.02 nm/s、背圧 1×10-6 Pa の条件で MBD を用いて傾斜濃度 Si1-xGex 膜を石英基板上に堆積した。
試料は Si0.8Ge0.2/Si0.6Ge0.4/Si0.4Ge0.6/Si0.2Ge0.8/quartz substrate の 4 層構造を有し、各層の厚みは 50nm、全体で 200nm である。軟 X 線照射は放射光施設 NewSUBARU の BL07A（3m アンジュレータ）にて行った。軟 X 線の光子エネルギー50eV、蓄積リング電流 100mA、照射時間 30min、ドーズ量 50mAh である。照射中の試料温度
は放射温度計（放射率 0.8）により測定し、590℃であった。軟 X 線照射後の傾斜濃度 Si1-xGex 膜の結晶構造と Si,Ge 濃度の膜深さ方向分布を透過型電子顕微鏡観察とエネルギー分散 X 線分光（EDX）により評価した。

３．結果
傾斜濃度Si1-xGex膜の断面TEM像と各領域における回折像を図1に示す。Si0.2Ge0.8層とSi0.4Ge0.6 層の回折像か
らこれらの層は高い結晶性を有することが明らかとなった。一方、Si0.6Ge0.4層ではリングとわずかなスポットのパターンが観察された。ラマン分光測定およびXRD測定からSi0.2Ge0.8, Si0.4Ge0.6, Si0.6Ge0.4 層が結晶化していると予想されていたが、本TEM観察により結晶化層が確認できた。しかし、Si0.6Ge0.4層は下層のみ結晶化が生じていることが、このTEM観察より初めて明らかとなった。同じGe濃度の場合、上部の方が照射される（吸収される）軟X線の光子密度が高いため、上部の方がより結晶化しやすいはずである。この結果からSi0.6Ge0.4層の結晶化は結晶化した下の層のSi0.4Ge0.6層の影響を受けていると考えられる。Si, Ge, O, Cの深さ方向分布を図1(b)に示す。軟X線照射後（結晶化後）でもSi,Ge濃度は照射前の状態が維持されていた。また、基板との界面および各層の界面にC,Oのコンタミネーションや界面反応物は観察されなかった。Si0.4Ge0.6 とSi0.6Ge0.4 層界面付近の高分解能断面TEM像を図1(c)に示す。下層のSi0.4Ge0.6層の結晶相（原子配列）が上層のSi0.6Ge0.4層まで繋がっており、軟X線照射結晶化ではエピタキシャル成長が可能であることが明らかとなった。
本研究で用いた傾斜濃度Si1-xGex膜では、最初にSi0.2Ge0.8 層で核形成・核成長が起こると予想される。また、最下層のSi0.2Ge0.8層の石英基板界面の結晶性は高く、界面にアモルファス層はなく、界面付近をキャリアが移動する薄膜トランジスタに応用した場合、良好な電気特性が期待できることも明らかとなった。今後、よ－101－

り詳細な結晶構造解析とSiGe/ガラス基板の接合特性（密着性）との相関について検討する予定である。

図 1 (a) 傾斜濃度 Si1-xGex 膜の断面 TEM 像と各層から得た回折パターン、(b) Si, Ge, O, C の深さ方向分布、(c) Si0.6Ge0.4/Si0.4Ge0.6 界面付近の高分解能断面 TEM 像

４．結論
傾斜濃度 Si1-xGex 膜の軟 X 線照射による結晶化における Ge 濃度依存性と各層の界面の結晶構造を TEM 観察により評価した。軟 X 線照射による結晶化では Ge 濃度が関係しており、Ge 濃度を制御することで結晶化領域を任意に選択できる。また、TEM 観察から Ge 濃度分布は結晶化前後で変化しないことから、軟 X 線を用いた低温結晶化は太陽電池材料として最適な吸収特性を有する結晶相とアモルファス相の比を制御できることが明らかとなった。

参考文献
1) 松尾直人，部家彰：軟X線照射によるSi系半導体の表面ナノ改質と低温結晶化，応用物理，第82巻，第5号（2013年）390-396.
2) A. Heya, K. Kanda, K. Toko, T. Sadoh, S. Amano, N. Matsuo, S. Miyamoto, M. Miyao, and T. Mochizuki:
Low-temperature crystallization of amorphous silicon and amorphous germanium by soft X-ray
irradiation, Thin Solid Films,534 (2013) 334.
3) A. Heya, N. Matsuo, M. Takahashi, K. Ito, and K. Kanda: Crystallization of Si1-xGex Multilayer bySoft X-Ray Irradiation, Appl. Phys. Express (in press)（共同研究分野：溶接機構学分野）－102－

題目「レーザ加工におけるビームと材料の相互作用並びにレーザ加工現象の解明」―

溶接ヘッドの熱レンズ現象に関する研究 ―一般財団法人 近畿高エネルギー加工技術研究所
野田 修

殖栗 成夫

１．目的
ファイバーレーザ等の高集束ﾚｰｻﾞﾋﾞｰﾑを発振器から加工端に導く際に、高集束ゆえに途中の光学系で熱的な変動を受けることが知られている。
本検討では、ﾚｰｻﾞﾋﾞｰﾑがﾌｧｲﾊﾞｰから出射された後の外部光学系での変動、特にﾚﾝｽﾞ内部での熱ﾚﾝｽﾞ現象について、ｼﾐｭﾚｰｼｮﾝを含めて調査検討することを目的とする。

２．研究概要実用的な溶接ﾍｯﾄﾞを想定した場合に、加工対象物の状況を可視化できる観察光学系を有していることが必要となる。ﾌｧｲﾊﾞｰ出射ﾋﾞｰﾑを平行光に配光するためのｺﾘﾒｰﾀﾚﾝｽﾞ並びに加工するための集光ﾚﾝｽﾞの他に、加工対象物からの反射光をﾚｰｻﾞ光と分離するためのｽｸﾚｰﾊﾟｰの挿入が必要となる。（図 1 参照）
本研究では観察光学系を有する溶接ﾍｯﾄﾞの熱ﾚﾝｽﾞ特性について評価を行った。
３．結果

図１ 実用的溶接ﾍｯﾄﾞの概略構造（１）透過型溶接ﾍｯﾄﾞと反射型溶接ﾍｯﾄﾞのｽｸﾚｰﾊﾟｰのｺｰﾃｲﾝｸﾞの比較
透過型ﾍｯﾄﾞ

図 2 に観察光学系用ｽｸﾚｰﾊﾟｰの比較を

反射型ﾍｯﾄﾞ示す。透過型ﾍｯﾄﾞには表裏面の AR ｺｰﾄのみ
反射型ﾍｯﾄﾞには表面のみ HR ｺｰﾄのみとし同一仕様において光学ﾒｰｶ３社より入手した。
(２)観察光学系付き溶接ﾍｯﾄﾞの熱ﾚﾝｽﾞ特性
評価試験
各社のｽｸﾚｰﾊﾟｰを挿入した際の熱ﾚﾝｽﾞ特性

AR ｺｰﾄ@1064nm のみ

全反射ｺｰﾄ@1064nm のみ

図 2 観察光学系用ｽｸﾚｰﾊﾟｰの比較

評価試験装置の構成図を図３に示す。ﾍｯﾄﾞから出射したﾋﾞｰﾑの集光点近傍でﾚｰｻﾞｰﾋﾞｰﾑ
ﾌﾟﾛﾌｧｲﾙ計測、その後方にﾊﾟﾜｰﾒｰﾀを設置しﾚｰｻﾞ出力を計測し、ｽｸﾚｰﾊﾟｰ中央付近の温度を IR ｾﾝｻｰを用いて計測を実施した。
表１にｽｸﾚｰﾊﾟｰ中央部と周辺部の温度差及び、ﾌｫｰｶｽｼﾌﾄ量を比較した結果を示す。

図 3 装置構成図－103－

表１ 透過型及び反射型の観察光学系を有する溶接ﾍｯﾄﾞの熱ﾚﾝｽﾞ特性の比較
項目

A社

B社

C社

A社

B社

ｽｸﾚｰﾊﾟｰ

透過型

反射型

母材

石英

石英

膜

AR

HR

C社

温度差比率

１

１

１

１

6

0.9

ﾌｫｰｶｽｼﾌﾄ量比率

1

1.1

1

1

0.7

0.9

注）A 社の結果を１とした場合の各社の比率として記載した。
表１より透過型溶接ﾍｯﾄﾞについて３社の光学部品を比較した結果、略同等の結果であったが、反射型溶接ﾍｯﾄﾞについては、B 社のｽｸﾚｰﾊﾟｰの温度差が A 社並びに C 社と比較して約６倍増大していることが確認された。また、温度差が増大した B 社の溶接ﾍｯﾄﾞは、ﾌｫｰｶｽｼﾌﾄ量は逆に低減する傾向であることが解った。反射率については３社ともに出荷前の検査結果は同等であったが、B 社の膜数が A,C 社と比較すると異なっていることが判明し、成膜方法によってﾚｰｻﾞｰの吸収による自己発熱量に差が発生したものと推定される。また、反射型ｽｸﾚｰﾊﾟｰにおいては、温度上昇することにより反射表面が平面から凸面へ変形することがｼﾐｭﾚｰｼｮﾝ
結果で得られたことから、ｺﾘﾒｰﾀﾚﾝｽﾞ及び集光ﾚﾝｽﾞでの収束型の熱ﾚﾝｽﾞ特性に対して、発散型の熱ﾚﾝｽﾞ特性となることが推定され、両者の組合せにより溶接ﾍｯﾄﾞ全体の熱ﾚﾝｽﾞ特性は補正され低減したものと推定さ
れる。

４．まとめ
(1) 実用的加工ﾍｯﾄﾞを視野に、観察光学系付き溶接ﾍｯﾄﾞを試作し、内部に挿入するｽｸﾚｰﾊﾟｰについて光学ﾒｰｶ３社の比較を行った結果、反射型ｽｸﾚｰﾊﾟｰについては成膜方法によってﾚｰｻﾞｰの吸収特性が変
わり、温度差が顕著に増加することが確認された。
(2) 反射型溶接ﾍｯﾄﾞについては、ｽｸﾚｰﾊﾟｰの温度上昇が高い方がﾍｯﾄﾞ全体の熱ﾚﾝｽﾞ特性は低下する結果を示した。この結果から、各ﾚﾝｽﾞ部の収束型熱ﾚﾝｽﾞ特性に対してｽｸﾚｰﾊﾟｰは発散型熱ﾚﾝｽﾞ特性となると推定され溶接ﾍｯﾄﾞ全体の熱ﾚﾝｽﾞ特性を補正することができたものと考えられる。熱ﾚﾝｽﾞ補正法として特許出願を行った。
５．今後の課題
当該ﾍｯﾄﾞを用いて低速溶接試験を実施し、溶接品質への影響について調査する予定。
６．参考文献[１] Stanley Ream,et. Al. Zinc sulfide optics for high power laser applications, ICALEO(2007)p903
最後に、本研究実施にあたり、ご指導頂きました大阪大学 接合科学研究所 片山教授、水谷先生に感謝申し上げます。また、本研究は弊所のﾏﾙﾁ共同研究の成果の一部であり参加企業各位（川崎重工業株式会社、
関西電力株式会社、新日鉄住金株式会社、株式会社ダイヘン、日立造船株式会社、三菱重工業株式会社）のご協力・ご支援に対し深く御礼を申し上げます。
（共同研究分野－104－

レーザ接合機構学分野）

レーザを用いた熱可塑性義歯床用樹脂と歯科用金属の接合法の開発
大阪歯科大学 大学院 高齢者歯科学専攻
内藤 大介
大阪歯科大学 高齢者歯科学講座
柿本 和俊
１.目的
義歯破折の防止には，歯科用金属と義歯床用樹脂の接合界面の強度が必要である．しかし義歯床用熱可塑性樹脂（以下ア
クリル樹脂）においては金属接着性プライマーやモノマーは開発されておらず，機械的接合でしか歯科用金属との接合はなされていない．そこで我々は LAMP 接合を熱可塑性樹脂と歯科用金属との接合に応用することを目的に研究を行ってきた．アクリ
ル樹脂とコバルトクロム合金を重ね合わせて LAMP 接合した試料と，アクリル樹脂内においてコバルトクロムパラタルバー用線（以下金属バー線）を接合させた試料を作製し，接合強度の評価，接合部破断面の拡大像を観察し，レーザ照射条件と接合強度の関係について検討した．
２.研究方法実験１として，アクリル樹脂とコバルトクロム合金を重ねて接合した接合
試料について検討した．アクリル樹脂としてアクリジェット®（ハイデンタ
ル・ジャパン）を選択し，10×75×3 mm の商品サンプルを使用した．歯科用金属にコバルトクロム合金のコバルタン®（松風社）を選択し，15×75×1 mmの板状の鋳造体（以下，コバルト板）を作製し用いた．
LAMP 接合には高出力半導体レーザ(LDL laserline)を用い，出力は 160 W,
170 W, 180 W, 190 W, および 200 W の 5 条件とした．ステージ上でアクリル樹脂上にコバルト板を重ねて，両端をジグで固定し，コバルト板側からレーザを移動速度 3 mm/s にて連続照射した（図１）．試料は各条件に付き 5 個ず

図１ 実験１の模式図つ用意した．
接合強度は万能引張試験機（島津オートグラフ AG-10KNE 島津製作所）を用いて引張せん断試験で求め，各照射条件で比較した．次に，接合試料の破断面を観察するために，接合試料のアクリル樹脂をコバルト板から引きはがし，コバルト板側の破断面を走査電子顕微鏡（ERA-8800FE ELIONIX）を用いて観察した．
次に実験２として，LAMP 接合を応用する方法を検討するために，金属バー
をアクリル樹脂内で接着する方法を検討した．35 mm 長に切断したコバルト
クロム合金製の既製パラタルバー（サンコバルト® パラタルバー用線 デン
ツプライ三金 以下コバルト線）を 25×10×3 mm に加工したアクリル樹脂の側面中央に 1 cm 挿入した試料を作製した．金属面への表面処理による影響を調査するため，コバルト線はサンドブラスト処理をしたもの，未処理のものを用意して比較した．
レーザの照射は，実験１の方法に準じて行った（図 2）．アクリル樹脂
内に埋入したコバルトバー線表面に焦点位置を合わせて，長軸方向に 1 cm

図 2 実験 2 の模式図の距離で連続照射を行った．出力は 150，160 および 170 W の 3 条件とした．
試料は各条件について 5 個ずつ作製した．
万能引張り試験機による引き抜き試験を引張り速度 1 mm/s で行って，接合強度を求めた．また，アクリル樹脂から引き抜いたコバルトバー線の接着部の破断面を走査電子顕微鏡にて観察した．

－105－

表 2 実験 2 の引き抜き試験結果

表 1 実験１の引張り試験の結果

３.研究結果と考察
１）実験１の結果と考察
接合強度が最も高かった試料は照射条件 180 W の試料であり，180 W において試料はばらつきが少ない高強度の接合が得られ，接合強度の平均値は 852.2 N あった．照射
条件を因子とした分散分析の結果，照射条件は接合強度に有意な影響を与えることが示され，多くの試料でアクリル樹脂が接合部位を起点とした塑性変形を生じた後に界面図 3 破断面の拡大像破壊した．義歯床部の厚さは 3 mm よりも薄い部分がほとんどであると考えられ，LAMP 接合で十分な接合力が得られたといえる．一方で，強固な接合を得るためには適正な照射条件を選択する必要があるといえる．
破断面拡大像を観察した結果，接合部の外周ほど気泡が密集していた(図３)．気泡が生む運動エネルギーによって気泡が外周に押し出されて密集したためと思われ，接合強度の要である接合端面の強度低下が懸念される．
２）実験２の結果と考察
表面処理の有無で接合強度を比較すると，表面処理を行った試料は高強度を示し，表面処理を因子とした分散分析の結果，表面処理による接合強度への有意な影響を示した．表面処理を行わなかった場合はアクリル樹脂と金属の界面に隙間が生じや
すく，LAMP 接合における金属からの熱伝導が阻害されて接合が得られなかったと推察された．また，受け入れ状態のコバルト
バー線は鏡面仕上げであるため，レーザ光の多くが反射して，入熱量が減少した可能性も考えられる．表面処理を行うことは，LAMP 接合の照射条件の低出力化，接合強度強化に大きな効果を示すことが示唆された．
照射条件で接合強度を比較すると LAMP 接合によって接合強度の上昇傾向が見られたが，得られた値のばらつきが大きく，分散分析の結果，照射条件による接合強度への有意な影響は確認できなかった．製作した試料の技工品質のばらつきが照射後の結果に影響していると思われ，試料製作方法に改良が必要であると考えられた．
コバルトバー線の接合部破断面の拡大像を示す（図 4）．表面処理していない試料表面にはアクリル樹脂の残存はほとんどなかった．表面処理した試料表面には，金属面が確認できないほどにアクリル樹脂が密に残存しており，アクリル樹脂内でのコバルトバー線へのレーザ照射において LAMP 接合が可能であることが示唆された．
４.結論
照射条件が接合強度に有意な影響を示す

図 4 コバルトバー線破断面の拡大像ことが確認され，結果の傾向から適正な照射条件において強度だけでなく精度上昇も期待できる．また，LAMP 接合が樹脂を透過しての金属バーの接合に応用ができることが示唆された．接合予定範囲全面において発生する気泡の密度，量，サイズが均一で適量となる照射条件と照射環境を整えることで，さらなる接合力の増強と品質の向上が期待できると思われる．
(共同研究分野：レーザ接合機構学分野)－106－

レーザ切断におけるビームと材料の相互作用ならびにレーザ加工現象の解明
三重大学 大学院工学研究科
尾崎

仁志，川上

博士

1. 緒言
レーザ切断は産業界で最も早くから取り入れられ，シート材の切断ツールとして広く定着したレーザ加工法の 1 つである．最近では，低炭素鋼やステンレスで板厚 30mm を超える超厚板の切断加工もできるようになってきた 1)．一方で，レーザ切断の高速化及び高品質化が常に求められている．そのためには，レーザ切断の加工現象を解明することが重要である．レーザ溶接では，マイクロフォーカス X 線透過撮影装置を用いた 2 次元のその場観察により，ポロシティの形成機構等の加工現象が明らかにされている 2)．最近では，高輝度 X 線透過型溶接接合機構 4 次元可視化システムの開発により 3 次元のその場観察が可能となっており 3)，摩擦攪拌接合の攪拌部に生じる塑性流動の 3 次元可視化が試みられている 4)．ここで，レーザ切断部のその場観察を行えば，レーザ切断の加工現象を直接的かつ効果的に把握できると考えられるが，それに関する報告は少ない．よって，本研究では高輝度 X 線透過型溶接接合
機構 4 次元可視化システムを用いてレーザ切断部のその場観察を行い，レーザ切断の基礎現象の解明に取り組む．そのためにまず，その場観察用の治具及び試験片を製作した．なお，試験片は板幅方向に X 線を透過させるため，板幅を 4mm 以下に抑える必要があり，それをレーザ切断すると熱の蓄積が起こって正常に切断できないことが予想される．そこで，製作した治具及び試験片において，各種切断条件を変化させてレーザ切断を行うことにより，その場観察を行うための切断条件について検討した．
2. 実験方法
供試材として，みがき棒鋼用一般鋼材 SGD3M を用いた．
化学組成を Table 1 に示す．試験片の寸法は 4×120×4mm とし，Fig. 1 に示すように両端にφ2.2 の穴を開けた．Fig. 2 にその場観察用治具の 3 次元 CAD 図面を示す．Fig. 2 において，部品 I はφ2 のピンであり，前述の試験片の穴にピンを差込み，部品 K で押さえることで試験片 Jを固定した．なお，切断前に試験片表面をエタノール
で脱脂し，試験片の長手方向にレーザ切断を行った．
装置には，TRUMPF 社製 16kW ディスクレーザ発振器 TruDisk16002 及びレーザ切断ヘッドを使用した．なお，レーザの波長は 1030nm，BBP は 8mm*mrad，ファイバー径は 200μm，レンズ焦点距離は 200mm である．レーザ切断条件として，レーザ出力を 1～4kW，切断速度を 1～8 m/min，焦点はずし距離を-2～0mm，アシストガスを O2 / N2 / Ar，アシストガス圧力を 0.2～2MPa と変化させて実験を行った．その際，ノズルギャップ 1mm 及び切断長 80mm は一定とした．

－107－

3. 実験結果
まず，アシストガスに O2 を用いてレーザ切断を行った．その際，ピアシングの過程で試験片が溶損して実験の続行が不可能となる問題が起こったため，今回はピアシング穴の代わりにφ2.1 のドリル穴をあらかじめ試験片に開けておき，その位置からレーザ切断実験を開始することで問題を回避した．
各切断条件を変化させてレーザ切断を行った際のプロセスウィンドウを Fig.3 に示す．○は正常に切断できた条件，▼は試験片が溶損した条件，△は試験片裏面にドロスが付着した条件，×はガウジングとなり切断不可となった条件を示している．(a)～(c)はアシストガスに O2 を用いたときの結果である．(a)のようにレーザ出力及び切断速度を変化させると，低速もしくは高速側で試験片が溶損した．また，(b)のように焦点はずし距離を変化させると，ジャストフォーカスでは試験片が溶損してしまった．(c)のようにアシストガス圧力を変化させると，0.5MPa 以下では試験片裏面にドロス付着が起こり，2MPa になると試験片が溶損してしまった．次に，(d)はアシストガスに N2 または Ar を用いたときの結果であるが，どちらのアシストガスを用いても正常に切断できた．さらに，(e)～(h)はアシストガスに N2 を用いたときの結果である．(e)のようにレーザ出力および切断速度を変化させると，高速側でガウジングが起こり切断不可となった．(f)のように焦点
はずし距離を変化させると，-1mm のときのみ正常に切断できた．(g)のようにアシストガス圧力を変化させると，1MPa では正常に切断できなかった．(h)については，前述のドリル穴を開けず，ピアシングから切断を試みた結果である．アシストガスが N2 のときは，ピアシングから正常に切断可能な条件が得られた．
参考文献
1) レーザー学会：レーザープロセシング応用便覧，エヌジーティー(2006)，164.
2) 川人洋介，水谷正海，片山聖二：ステンレス鋼の 10kW 高出力ファイバーレーザ溶接時の欠陥形成機構と防止法，溶接学会論文集，26-3(2008)，203-209.
3) 川人洋介，片山聖二：新開発の「高輝度 X 線透過型溶接接合機構 4 次元可視化システム｣，阪大接合研ニュースレター，28(2011)，3.
4) 森貞好昭，藤井英俊，川人洋介，中田一博，田中学：高輝度 X 線透過装置を用いた摩擦攪拌接合における塑性流動の 3 次元可視化，溶接学会全国大会講演概要，89(2011)，136-137.

（共同研究分野：レーザ接合機構学分野）－108－

シールドガス遠距離供給時のレーザ溶接部への影響に関する基礎的研究（地独）北海道立総合研究機構産業技術研究本部工業試験場
製品技術部生産システム・製造技術グループ
櫻庭

洋平

１．目的
レーザ溶接において，溶接部へのシールドガスは表面の酸化や過剰なガス溶存の防止(1)，プルーム除去によるレーザ光の安定化(2)(3)など，溶接能力や品質に大きく影響する．しかしながら立体構造物のレーザ溶接
では，狭隘部や深穴などシールドガスのノズルを近接させるのが困難な箇所も多く，リモートレーザなどレーザのみに依る溶接が主体となるため，板厚の制限や材料の対応可否など溶接能力の面で制約が大きい．
本研究ではレーザ溶接の適用範囲拡大を目的に，シールドガスノズルを加工点遠方に配置したときの溶接
品質への影響を，プルームの除去状況や表面酸化の状態により評価し，動作干渉の少ない遠距離からシール
ドガスを適切に供給する技術を開発する．
２．研究方法
本研究は，レーザ溶接時にシールドガスを加工点遠方から供給した場合に，レーザ誘起プルームの除去や表面酸化の防止などシールドガスに求められる機能の適否を判別し，長到達距離のシールドガスノズル設計に必要なノズル配置やガス流量の良否条件を得ることとした．本研究の実験装置を Fig.1 に示す．
レーザ発振器は TRUMP 製ディスクレーザ：TruDisk16002（最大出力:16kW）を使用し，レーザ焦点径がφ0.20mm の光学ヘッドからレーザを照射した．出力は 2kW 固定とし，焦点位置は試験片の表面（Z:±0mm）とした．また，プルームやスパッタの観測にはナックイメージテクノロジ製高速度カメラ：MEMRECAM
GX-1PLUS を使用し，溶接方向の横側から観測した．高速度カメラのフレーム数は 10,000fps とした．
試験片は SUS304 の 5.0mm 板を使用し，これにビードオンプレート溶接を行った．シールドガスは圧縮窒
素（0.25MPa）を使用し，サイドガスノズルとバックシールドによる両面供給とした．サイドガスノズルの配置は，加工点後方のレーザ光軸から 30°の軸上とした．シールドガスノズルはノズル径：20φ，8φ，2φの 3 種類を使用し，加工点とノズル先端の距離はそれぞれ近接（15mm），中間（30mm），遠距離（50mm）の 3 段階とした．また，ガス流量は 10L/min，30L/min，50L/min の 3 段階で行った．（Fig.2）
シールドガスの適否について，レーザ光路上や溶接部周辺に残存するプルームの有無や程度を高速度カメラの画像から判別した．
また溶接部の表面酸化状態は，溶接ビードが金属光沢を維持していたものを“良好”，
薬品洗浄で金属光沢が回復したものを“普通”，薬品洗浄でも金属光沢が回復しないものを“不良”とした．

Fig.1

Experimental Equipment

Fig.2

Shield-Gas Nozzle（Left : 20φ Center : 8φ Right : 2φ）

－109－

３．結果
３．１

シールドガス配置とプルーム除去能力の関係

一般的なノズル近接状態（20φ－15mm）におけるガス流量ごとのプルーム除去効果を Fig.3 に示す．ガス流量：10L/min では光路上のプルームによるレーザの干渉が確認されたが，流量の増加とともにプルームが減少していることが確認された．これに対し 8φや 2φの小口径ノズルでは，同じガス流量でも流速が速く到達距離が長くなるため，ノズルの距離が離れても近接時と同程度のプルーム除去効果が確認された．（fig.4）

Fig.3

Difference of Plume by Shield-Gas Flow Rate

（Left : 50L/min Center : 30L/min Right : 10L/min）
３．２

Fig.4

Plume by Small-Diameter Nozzle（Left : 8φ-30mm Right : 2φ-50mm ）シールドガス遠距離供給時のビード表面状態

Fig.5 に，プルームの除去効果がほぼ等しい 20φ-15mm-50L/min と 2φ-50mm-10L/min のビード状態を示す．
小口径ノズルでは，流速による周辺酸素の巻き込みが顕著となるため流量・距離を問わず黒色酸化し，薬品
洗浄後も金属光沢の回復しない不良ビードのみとなった．また 2φノズルでは，30L/min 以上のガスを供給した場合，ビードがめくれレーザ切断に近い状態が確認された．
（Fig.6）Fig.5

Comparison to Welding Bead

Fig.6

（Left : 20φ-15mm-50L/min Right : 2φ-50mm-10L/min）

Inside Out of Welding Bead
（2φ-30mm-30L/min）

４．結論
到達距離の長い小口径ノズルは遠距離からのプルーム除去には有効だが，プルームを飛ばす機能とビードを包み込む酸化防止機能とで要求されるガス流量や流速，範囲が大きく異なるため，シールドガスの遠距離供給では機能毎に分化したノズル設計や配置が必要となることを確認した．
今後，光学干渉計を利用したガス流可視化観測を行い，シールドガス分布や範囲の観測，各ノズルのガス流干渉対策などを進め，シールドガスの遠距離供給技術の確立を目指す．
５．参考文献1)

片山聖二，吉田大輔，松縄朗：オーステナイト系ステンレス鋼のレーザ溶接性に及ぼす窒素シール
ドガスの影響，高温学会誌

2)

Vol.30No.2，(2004)，p.93-99．

川人洋介，木下圭介，松本直幸，水谷正海，片山聖二：高出力ファイバーレーザによるステンレス
鋼溶接時のレーザ誘起プルームの高速度観察および分光分析，溶接学会論文集

第 25 巻

第 3 号，(2007)，p.455-460．
3)

川人洋介，大岩晋平，水谷正海，片山聖二：長焦点距離集光光学系を用いた高出力ファイバーレー
ザ溶接時のレーザ誘起プルームの影響，溶接学会論文集

第 29 巻

第 1 号，(2011)，p.18-23．

（共同研究分野：レーザ接合機構学分野）－110－

銅含有抗菌ステンレス鋼溶接部の抗菌特性
Antimicrobial Characteristics of Copper Including Stainless Steel Weldment
大阪市立大学大学院工学研究科
佐藤 嘉洋
１．緒 言
近年、様々な分野において微生物が関与する事件・事故が多発し問題となっている。その微生物が関与する問題の中に微生物腐食(Microbiologically Influenced Corrosion: MIC)がある．その防止策として抗菌性金属材料が注目されている． 抗菌性金属材料には銀，銅，亜鉛等が知られており，殺菌剤等の対策と比べて環境への影響の低さ，コスト面，手入れが容易などのメリットが多く関心が高まっている．しかし，抗菌性金属材料の溶接後の抗菌特性がどのように変化するかはほとんど知られていない．さまざまな構造物に溶接加工が施されている中，溶接部で MIC が多くみられるという問題点もあり溶接部での抗菌特性の変化を評価することが重要である．抗菌特性の変化を評価することができれば抗菌性金属材料を用いた構造物の開発につながると期待される．
本研究は，抗菌性金属材料である銅含有抗菌ステンレス鋼の溶接後の抗菌性を評価することを目的とする．

２．実験方法2．1 使用材料
本実験では SUS304 鋼に 4%程度の銅を含有したオーステナイト系ステンレス鋼（以下，母材）に TIG 溶接を施した試料（以下，溶接部）を用いた．Table 1 に用いた材料の化学成分を示す。35mm×35mm×2.0mm に切断した各供試材をアセトン中で 15 分間超音波洗浄し，これを 70％エタノールで滅菌した後，UV 照射の下で十分に乾燥させたものを試験片とした．
TableA1 Chemical component of test sample(mass%).

C

Si Mn Ni Cr

P

S

Cu Mo

N

CuSUS 0.036 0.62 1.69 9.29 18.19 0.029 0.001 3.69 0.06 0.025
2．2 GTA 溶接試験片にアルゴンをシールドガスとしてビード・オン・プレート法にて GTA 溶接を行った．ビード幅を一定に保つために始め 1～2 秒間静止した後に走行させて，溶接方向を交互に溶接し試料全面をビードで覆った。溶接条件は、溶接速度を 3.5×10-3 (m/s)，溶接電流を 70 (A)，溶接電圧を 9.2〜10.3（V），アルゴンガス流量は 0.33
l/s およびパス間温度は 50℃である。
2．3 抗菌試験
溶接したままの試験片面に対して，フィルム密着法（JIS Z 2801）に準拠して抗菌性試験を行った。試験菌はEscherichia coli NBRC 3972（以下，大腸菌(E.coli )）と Staphylococcus aureus subsp．aureus NBRC 12732（以下，黄色ブドウ球菌(S.aureus )）を用いた。この場合，JIS に定める 24 時間後の試験の他に，3，6，12 時間後の試験も行い溶接後の抗菌力変化の確認も同時に行った。

３．実験結果・考察
3．1 抗菌性評価
ビード表面は，Cu 酸化物と思われる黒色生成物で覆われていた．母材および溶接部の抗菌性評価結果を大腸菌の場合について Fig.A1 に，黄色ブドウ球菌について Fig.A2 に示す．黄色ブドウ球菌については溶接部も母材と同様にコントロールと比べて菌数が 2 桁以上減少しており，抗菌性を有することがわかる．しかし，大腸菌については溶接部の値のばらつきが大きく今回の実験では抗菌性の有無を確認することはできなかった．これより－111－

溶接を施しても，黄色ブドウ球菌に対しては母材と同程度の抗菌特性を有していることが分かる．

Fig.1AAntibacterial effect evaluated by film contact

Fig.2 Antibacterial effect evaluated by film contact method (S.aureus)．

method (E.coli)

Fig.A3 Changes of viable count for 24 hours (E.coli )．

Fig.A4 Changes of viable count for 24 hours (S.aureus )．

Fig.A3 は，試験菌を大腸菌として試験片と菌液の接触時間を 3，6，12，24 時間とした時の生菌数の変化を示している，母材では，12 時間までに生菌数が 10 以下になることが分かる．一方，溶接部試験片では値のばらつきが大きいが 12，24 時間で生菌数が母材より多い結果が複数得られたので母材試験片と比べて抗菌力は低下すると考えられる．表面の銅の析出状態に変化が生じたため抗菌力が低下したのではないかと考えられるが析出状態の変化を確認することはできなかった． Fig.A4 は，試験菌を黄色ブドウ球菌とした場合の結果である．溶接部試験片の抗菌性が銅に比べてやや低下している．このように抗菌性材料の銅含有抗菌ステンレス鋼を溶接した
ら抗菌作用は低下すると考えられる． また，値のばらつきは菌の持つ，銅耐性に起因する遺伝子や酸化酵素の違いや細胞膜構造の違いが影響しているのではないかと考えられる．

４．結言
抗菌性金属材料である銅含有抗菌ステンレス鋼にアルゴンをシールドガスとしてビード・オン・プレート法にて GTA 溶接を行い，試料表面をビードで覆い，溶接部の抗菌特性を調べ以下の結論を得た。
(１）

溶接部は黄色ブドウ球菌に対して抗菌特性を示し，黄色ブドウ球菌に対しては溶接加工によっても抗菌性は維持される．

(２）

試験時間 3，6，12，24 時間においての試験において，溶接部の抗菌特性は母材に比べて低下することが見受けられる．これは溶接を施したことによって，表面の銅の析出状態が変化したからではないかと考えられる．これは今後の検討課題である．
（共同研究分野：レーザ接合機構学分野）－112－

各種材料のレーザ接合性とその接合部の特性評価～

レーザ照射によるプレス成形性への影響について～
三重県工業研究所
林一哉、増井孝実

１．目的
自動車の軽量化が進む中、自動車の構造部材や外板への高張力鋼板の適用が広がってきている。しかし、より高強度の高張力鋼板においては、その成形加工時に生じる課題もいくつかある。今回は、高張力鋼板のプレス加工時に問題となるスプリング・バックに対し、レーザ照射によるスプリング・バック
角の改善効果について、特に超高張力鋼板（980MPa 以上）での確認をその目的とした。
２．研究方法２－１

実験方法１）試験片形状：70mm×20mm×1.8mm 厚２）冷延鋼板強度：270MPa、590MPa、980MPa３）レーザ照射
図１のように供試体(裏面)に熱電対を接合し、表 1 で示した条件にて供試体(表面)にレーザ照射を行った際に、どの程度の温度になるかを事前に確認し、供試体への照射条件を設定した。供試体と選定した各種条件の関係を表 2 に示す。
レーザの照射は、
図 2 に示す模式図の様に実施した。
表１

レーザ出力
操作速度
スリット幅
その他
図１ 測温方法

表２

４２０℃
３５０℃
２５０℃
２８０℃

照射条件

350W、400W、450W
1.5mm/s
3mm、1mmｆ：100mm、WD：88mm

供試体温度と照射条件照射条件

出力：450W、操作速度：1.5mm/s、スリット幅：3mm
出力：400W、操作速度：1.5mm/s、スリット幅：3mm
出力：350W、操作速度：1.5mm/s、スリット幅：3mm
出力：500W、操作速度：1.5mm/s、スリット幅：1mm

図２ 照射模式図－113－４）V 字曲げ試験
スプリングバック角の測定には V 字曲げ試験を用いた。
V 字曲げ試験は、図３に示す要領で実施し、除荷後の角（Δθ）を万能投影機にて計測した。

図３

V 字曲げ試験方法

３．結果
３－１

スプリングバック角

レーザ照射部を内側としたＶ字曲げにて、生じるスプリングバック角をレーザ照射条件にて比較した結果を図３に示す。
また、レーザ照射部を外側としたＶ字曲げについても実施したが、980MPa 級の高張力鋼板においては、レーザ照射終端部において割れが確認された。このため、スプリング
バック角としては、小さくなった。
図３３－２

レーザ照射とスプリングバック角

硬度

レーザ照射による硬度変化を確認する

×ために、図４に示す供試体のレーザ照射部(×印)と非熱影響部（○印）の箇所に×○

ついてそのビッカース硬度を測定した。

×

測定位置は、両端面から５mm の箇所と中央の３点で数値はその平均値とした。

図４

硬度の変化については、高張力700鋼板(980MPa,590MPa)においては、
350W での照射により硬度の若干の低下がみられたが、400W、450W と出力をあげるにしたがって、硬度が上がる

ビッカース硬度（Hv)

図５にレーザ照射と硬度の関係を示す。

800

ビッカース硬度測定箇所

600
500
400

980MPa300

590MPa200

270MPa1000傾向にあることが確認された。

0

また、980MPa 級高張力鋼板に 700℃、

350W

400W

450W

レーザ照射出力10 分の熱処理(空冷)をほどこすと、590MPa

図５

－114－

レーザ照射と硬度

級高張力鋼板と同等の硬度となることは別途確認している。
３－３

照射終端部

組織

レーザ照射の始点から終端部までの組織を確認するために、照射部断面の組織を観察した。

A

B

終端部近傍の写真を図６、また図６B 部の組織を拡大した写真を図 7 に示す。
図６より、組織的に熱影響が確認できる範囲は、

図６

レーザ照射とその組織終端部から約 2mm 程度（両端矢印部）であった。
特に、領域 B においては、組織が大きく変化し、
一部マルテンサイト化しており硬度が部分的に高くなっていることがうかがわれる。
また、図６は、供試体（980MPa）に 350W にてレーザ照射した際の組織写真である。450W の場合は、終端部からの熱影響範囲が約 4mm 程度と広範となることは確認した。

図７

領域 B 拡大

４．結論
スプリングバック角に対して、レーザ照射による熱処理の改善効果は確認できなかった。
高張力鋼へのレーザ照射により、焼き入れに近い状態と考えられる硬度の上昇が見られた。
当初の目的であるスプリングバック角の改善をより明確にするために、以下の点に配慮し、追加デー
タの取得を図りたい。
・レーザ照射終端部での組織改善→今回、供試体をサンドした樹脂プレートを除くことで、供試体への熱だまりを抑制し、終端部のみでの組織、硬度変化を起こさないようにコントロールする。
・スプリングバック角の改善→今回、熱影響部を狭くする狙いで、スリット幅を 3mm、1mm にて実験を実施したが、広範囲に照射することや照射時間などを考慮することで、入熱量を増やし硬度の低減化をはかる。

（共同研究分野：レーザ接合機構学分野）－115－

SKPFM を用いた局所表面電位差計測による高耐食性合金設計法の構築
長岡技術科学大学
1. 目的

鎌土

重晴

ることを確認した．それぞれの試料の SEM 画像を

これまでの共同研究を通じて，マグネシウム合

Fig.1 に示す．

金において，初期段階でのガルバニック腐食現象

同図からα-Mg 母相と分散物の面積比を算出しでの腐食速度は，母相-分散物界面における表面電た結果，面積比はどれも約 4%と同程度であること

位差（VSPD）およびアノード部・カソード部の面が確認された．その後α-Mg 母相-分散物の局所界積比（面積比）に依存することを明らかにした．

面におけるガルバニック腐食現象を定量的に評価

そこで、本年度は，上記の因子のうち電位差 VSPDするため，SKPFM を用いて界面の表面電位差を計の違いが初期のガルバニック腐食に及ぼす影響を測した．さらに試料全体の腐食現象を比較するた

ミクロ・マクロ両方の観点から定量的に検討すべ

め，1 L，303 K，5 wt%の NaCl 水溶液を用いて 60

く、SKPFM による電位分布解析を行った．

sec の 塩 水 浸 漬 試 験 を 実 施 し た ． 腐 食 後 に もSEM-EDS による組織観察を行い，AFM を用いて

2. 実験方法

各界面における表面凹凸像を測定し，腐食試験前

Fe, Mg2Ni, Mg2Cu をα-Mg 母相中に分散させる

後の凹凸像の変化および pH の変化から微視的，ため純 Mg 粉末(純度：99.5wt%，平均粒径：180μm)

巨視的両方の観点から腐食量を定量的に評価した．

に純 Fe (純度：99.9wt%，平均粒径：150μm), 純
Ni (純度：99.5wt%，平均粒径：5μm), 純 Cu(純度：3. 実験結果

99.5wt%，平均粒径：150μm)を各々3 at% 添加し，3.1 微視的腐食量計測結果

卓上ボールミルを用いて 90r/min の回転速度で 5

塩水浸漬試験後の各試料の SEM 画像を Fig.2 に時間の混合を行った．続いて放電プラズマ焼結装

示す．同図より，どの試料においても分散物側が置(SPS)を用いて，融点以下の温度 723 K，圧力 40

浸食された形跡は確認されなかった．他方α-Mg

MPa にて 10 min 保持し固相焼結させた．最後に得母相側は明確に浸食されており，特にα-Mg 母相とられた試料を黒鉛坩堝(内径：18.5mm)内に投下し，分散物の界面において他の領域よりもより多く浸赤外線ゴールドイメージ炉を用いて 973K にて 10食されたことが SEM 像のコントラストからも確分間保持し，溶解した．溶解後，黒鉛坩堝内で冷認された．SKPFM により計測した，各試料におけ却し，鋳造材を得た．

るα-Mg 母相-分散物界面における VSPD と塩水浸漬

本試料に対し SEM-EDS による組織観察および
XRD 分析をすることで各試料ともそれぞれα-Mg

試験前後における表面形状の変化量の関係を
Fig.3 に示す．

母相中で目的とする分散物が均一に分散し存在す

30μm

15μm

15μm

Fig.1 SEM image (a) Mg-Fe, (b) Mg-Mg2 Cu and (c) Mg-Mg2 Ni before corrosion test.

－116－

3500

度は Fe>Ni> Cu であると報告されている(1)．今回

3000

Corr. Rate, mm3/day

既往研究によると，同一添加量における腐食速の結果においても母相の腐食量に相当する界面での表面形状の変化量は同様の傾向を示しており，Mg 合金における Fe, Ni, Cu の添加はこの順番で局
部電池の駆動力に比例してα-Mg 母相の腐食が促進されたことがわかる．

2500
2000
1500
◆Mg-Fe■Mg-Ni▲Mg-Cu

1000
500
0

50

y = 29.624x + 16.655
R² = 0.9705

45

Height change, nm

y = 4341.7x - 1027.1
R² = 0.9357

0

40

0.2
0.4
0.6
0.8
1
Surface potential difference, VSPD /V

Fig.4 Relationship between surface potential
difference and corrosion rate.

3530◆Mg-Fe■Mg-Ni▲Mg-Cu

25
20

4. 結言
ガルバニック腐食現象において，α-Mg 母相-分散物界面における局所的な腐食量はその領域にお

15
0

0.2

0.4

0.6

0.8

1

ける SKPFM を用いた界面での表面電位差によっSurface potential difference, VSPD / Vて定量的に評価・解析することができることを明Fig.3 Relationship between surface potential
difference and height change.

らかにした．また，その値は試料全体の腐食現象の評価においても同様に評価が可能であることを明らかにした．なお，本結果をもとに，２種類以

3.2 巨視的腐食量計測結果

上の分散化合物相が存在する場合での腐食速度に

塩水浸漬試験中における水溶液の pH 変化から算出した各試料の腐食速度を Fig.4 に示す．

おける複合則の検討，ならびに固溶元素が初期ガ
ルバニック腐食現象へ与える影響の調査・解析を同図より，試料全体の腐食速度においても先の行う予定である．

電位計測結果と一致した．この結果は，α-Mg 母相と分散物の微視的異材界面における電位差の計測
結果を用いることで，その分散物が試料全体の初期ガルバニック腐食現象に与える影響を評価することが可能であることを示している．

Mg
1μm

Fe

参考文献
(1) J. D. Hanawalt, et al., Transactions American
Institute of Mining Metallurgical and Petroleum
Engineers, 147 (1941) pp.273-299.

Mg2Ni

Mg
1μm

Mg

Mg2Cu

1μm

Fig.2 SEM image (a) Mg-Fe, (b) Mg-Mg2 Cu and (c) Mg-Mg2 Ni after corrosion test.

（共同研究分野：複合化機構学分野）－117－

Effect of VGCF content on mechanical and electrical/thermal properties
of Al composites via powder metallurgy route東北大学大学院工学研究科

范 宇馳

山田 類

川崎 亮

1. Introduction
In

order

to

obtainelectrical/thermal

simultaneous

performances,

high

CNTs

mechanicalwas

proposedandasreinforcement to prepare Al composites. In the last report, weused as-received pure Al, milled Al+0.1, and Al+0.2 wt.%VGCF as
starting powders. It was showed that the tensile strength was
greatly improved after adding 0.2 wt.% VGCF, with slight electrical(a)conductivity decrease. In order to investigate the strengthening

Agglomeration(b) Good segregation

Fig. 2 Surface morphology of milled Al+0.6VGCF powders

mechanism and the effect of VGCF content and ball milling
process on the final properties, in this study, milled Al, Al+0.4,

3. Results and discussion

Al+0.6, and Al+0.8 wt.% VGCF were employed to fabricate Al

XRD patterns of powders, SPSed and extruded samples showed

composites.

only Al phase was detected in these samples, as shown in Fig. 3.

2. Experimental procedures
Pure Al powders (106~180 μm in diameter) and VGCF-H (~150
nm in diameter and ~15 μm in length) were used as the starting
materials in this study. Their morphologies were shown in Fig. 1. A
two-step mixing process was applied. First, 200 g Al powder wastable milled with 0.15 g oil for 1 h. Then 4 contents (0, 0.4, 0.6 and0.8 wt.%) of VGCF with 12 g Al2O3 ball (6 mm in diameter) wereadded to the powders obtained after step 1 and mixed for 4 h.
With increasing VGCF content, both quantities of severe
agglomerations and segregation of VGCF increase. Fig. 2 shows
the dispersion effect of Al+0.6VGCF powder.
Fig. 3 XRD patterns of powders, SPSed and Extruded samples

The preparation procedures were the same as last report: SPSedooat 550 C for 30 min, at pressure of 30 MPa; hot-extruded at 500 C,

The tensile Stress-Strain curves of the pure Al (as-received), pureunder the ram velocity of 0.5 mm/s, from Ø42 to Ø12mm.

Al (milled, standard), Al+0.2VGCF, Al+0.4VGCF, Al+0.6VGCF,
and Al+0.8VGCF, are shown in Fig. 4. The tensile properties wereobtained from the S-S curves and shown in Table 1.
Table 1 Mechanical properties of P/M extruded Al-VGCF composites(a) VGCF(b) Pure Al
Fig. 1 Morphologies of the starting materials

－118－

-1

-1

It can be seen that the 0.2%YS and UTS of pure Al were greatly

and from about 208 to 200 W/(m K ), respectively. Figure 6

improved after ball milling. With the increase of VGCF content, theshowed the fractured surface morphologies of pure Al (milled) andtensile strength initially increased from about 110 MPa to 120 MPa,

Al+0.6VGCF samples after tensile test. It can be seen that pure Al

with 0.6 wt.% VGCF. From 0.6 to 0.8 VGCF, a small strength

showed highly ductile fracture mode, with deep and large dimples

decrease existed. Meanwhile, with increasing VGCF, theon the surface. With the Al+0.6VGCF, it seemed that a mixture ofelongation was generally decreased from 38% to 24%. However,

dimple fracture and ‘slip’ fracture existed, which might contributethe hardness maintained at a similar level.

to the improvement of yield strength, UTS, and the decrease ofelongation.

(a)Fig. 4 Typical tensile Stress-Strain curves of extruded samples

standard pure Al(b) Al+0.6 VGCF

Fig. 6 Fracture surface morphologies after tensile test

Although VGCF agglomerations existed in all the Al-VGCF
composites, and tended to increase with the increase of VGCF
content under the same fabrication process, the segregatedamount of VGCF was also improved, which contributed to theenhancement of tensile strength. It can be proved from thefractured single VGCF on the tensile fracture surface (Fig. 7). It
also indicated that the matrix and VGCF had a strong interface totransfer the load, which will be investigated by TEM in the next(a)step. In the next stage, EBSD analysis of extruded samples toinvestigate the grain refinement effect and the interfaces between
Al and VGCFs will be carried out.

(b)
Fig. 5 Electrical (a) and thermal (b) conductivity of extruded samples(a)

The electrical and thermal properties at RT of Al materials are(b)

Fig. 7 Single fractured VGCF on tensile fracture surface (a) and the VGCF

shown in Fig. 5(a) and (b), respectively. It is clear that with theplaying as a ‘bridge’ to resist fracture of matrix

increase of VGCF content (from 2# to 6#), electrical and thermal
conductivities have a small decrease from about 60 to 58 IASC%,（共同研究分野：複合化機構学）－119－

Mg 微量添加による黄銅粉末合金の組織制御と高強度化機構の解明
東海大学工学部応用化学科
1. 緒言
α-β 二相黄銅合金は優れた熱・電気伝導性，耐食性，塑性加工性を有しており，電子部品や光学部品などの精密機械材料に多く利用される．また，従来は鉛（Pb）の添加によって優れた切削性を実現していたが，環境・人体への影響から，その使用量削減が急務である（1）．そのため，Pb 代替物質として
ビスマス（Bi）による黄銅合金への快削性付与が行われている．しかしながら，現在，Pb の代替物質として普及しつつある Bi には（1）資源供給不安，（2）黄銅合金のリサイクル性低下などの問題点が挙げられる．よって，資源・エネルギーの有効活用の観点から，Bi 以外の代替物質による黄銅合金への快削性付与が求められている．本研究グループでは，次世代完全鉛フリー快削性黄銅合金として，粉末冶金法によって固体潤滑性を有する黒鉛粒子（Gr）と黄銅合金粉末を複合化した快削性黄銅粉末合金を開発した．当材料の切削性は市販の Pb 添加材に匹敵する（2）．
一方，構造用材料や機械部品の軽量化・省資源化を目的に，
Gr 複合快削性黄銅粉末合金の高強度化が期待されている．一
般的な高強度黄銅合金は，その材料組織設計手法としてアルミニウム（Al），マンガン（Mn），ケイ素（Si）などの高強度化成分を多量に添加し, 固溶強化や硬質な金属間化合物相の分散による複合強化を行う（3）．しかしながら，高強度化成分の多量添加によって硬質な金属間化合物相が粗大化し，また前述した Al，Mn，Si は快削性付与物質 Gr と容易に硬質な炭化物を形成する．硬質な金属間化合物と炭化物の増加および快削性付与物質 Gr の相対的な減少によって切削性と延性の低下が懸念されることから，従来の材料組織設計手法では Gr
複合快削性黄銅粉末合金の高強度化は困難である．
そこで，本研究では，次世代完全鉛フリー高強度・快削性
黄銅合金の創製を目標に，Gr 複合快削性黄銅粉末合金の高強度化を実現するための新規な材料組織設計手法として Mg 微
量添加を提案した．Mg 微量添加によって微細組織制御を行った Gr 複合快削性黄銅粉末合金組織の模式図を Fig. 1 に示す．
Mg 微量添加によって硬質な金属間化合物相の粗大化を抑制する．また，高強度化成分である Mg と Gr は硬質な炭化物を生成しにくい．さらに，金属間化合物相の固相分解および Mg
固溶限の温度変化を利用した微細析出粒子の分散により結晶
粒微細化などの高強度化が期待される．本年度は，1.0 mass%の Mg を微量添加した Gr 複合快削性黄銅粉末合金押出材の微細組織制御による高強度化を行い，Mg 微量添加の有用性を検証した．
2. 試料と実験方法
Cu-40msas%Zn 黄銅合金粉末（Cu-40Zn），純 Mg 粉末（純度 99.5 %），Gr 粒子（純度 99.9 %）のメディアン粒径はそれ
ぞれ 122 μm，169 μm，10.7 μm である．Cu-40Zn 粉末および
Cu-40Zn 粉末に 1.0 mass%の純 Mg 粉末を添加した混合粉末に対して，0.75，1.25 mass%の Gr 粒子を卓上ボールミル（AV-2,
Asahirika）で回転速度 90 rpm，混合時間 240 min の条件下にて混合した（Cu-40Zn+xGr，Cu-40Zn+1.0Mg+xGr, x = 0, 0.75,
High strength mechanism
Grain refinement
Solid solution
Hard β-phaseGrGr

久慈 俊郎・本城 貴充

1.25 mass% ）． 各 粉 末 に 対 し て ， 放 電 プ ラ ズ マ 焼 結 装 置（SPS-1030S, SPS Syntecs）により成形圧力 30 MPa，焼結温度
973 K，保持時間 30 min，真空度 6 Pa にて焼結を行った．SPS
焼結ビレットはマッフル炉（KDF S-70, Denken）を用いて，
Ar 雰囲気にて 973 K，15 min 保持した後，2000 kN プレス（SHP-200-450, Shibayamakikai）により直ちに熱間押出加工を施した．プレス加工速度は 3 mm･s-1，押出比は 37 とし，φ7 mmの押出材を作製した．押出材の組織構造解析には走査型電子顕微鏡（FE-SEM, JSM-6500F, Jeol）による組織観察，ならびに X 線回折装置（XRD-6100, Shimazdu）による相同定，FE-SEMに装着したエネルギー分散 X 線分光器（Energy dispersive
spectroscopy, EDS, JED-2300, Jeol）による相の元素分析を行った．また，FE-SEM に付属のスロースキャン CCD カメラ（DigiView IV Detector, EDSA-TSL）を用いて電子後方散乱回折（EBSD）による結晶方位解析を行った．押出材の機械的性
質に関しては，各試料より引張試験片（平行部長さ：15 mm）
を 3 本 採 取 し ， ひ ず み 速 度 5×10-4 s-1 に て 引 張 試 験（AUTOGRAPH AG-X, Shimazdu）を行った．微細組織の硬度測定には微小部ビッカース硬度計（HMV-2T, Shimadzu）を使用し，試験力は 245.2 mN，圧子の試験力負荷時間は 15 s とした．φ4.5 mm のハイスドリル（NEXUS-GDS, OSG）を使用し，乾式条件にてドリル切削加工試験を行った．切削方向は押出加工方向に平行とし，ドリル工具の回転速度は 700 rpm，負荷
荷重 98 N により切削加工を施した．深さ 5 mm の穴加工の完了までの時間を計測し，得られた送り速度を切削性評価指標とした．
3. 実験結果と考察
3.1 Mg 微量添加による黄銅粉末合金押出材の微細組織制御
押出材 Cu-40Zn+1.25Gr，Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr の SEM 組織観察結果を Fig. 2 に示す．各押出材は微細な α-β 二相組織によって構成され，XRD 解析により得られた α 相と β 相のメ
インピーク回折強度から Cu-40Zn+1.25Gr，Cu-40Zn+1.0Mg+
1.25Gr の β 相比率はそれぞれ 33.8 %，49.4 %となった．Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr に対して，α 相および β 相のメインピーク回折角度より算出した各相の結晶格子間隔を用いて，Mg 固溶元素量を算出した．その結果，母相中には 0.3-0.7 at.%程度の微量の Mg が固溶元素として存在したことから，前述した β 相比率の増加は，β 相安定化元素である Mg が原因と考えられる．
また，Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr において，約 1 μm の微細な金属間化合物が分散し（粒子密度：0.43 μm-2），XRD 解析より
MgCu1.5Zn0.5 と同定した．この金属間化合物相は熱間押出加工の予備加熱において固溶した Mg が，押出加工後の冷却過程において微細に析出したと考えられる．また，押出材中にはGr 粒子が均一に分散しており，Mg 微量添加の有無に関わらず，0.75，1.25 mass%の Gr 粒子添加によって，押出材中の Gr
分散密度はそれぞれ 13×10-3，20×10-3 μm-2 となった．EDS 分
析より Gr 粒子とその近傍に分散する MgCu1.5Zn0.5 金属間化合物との界面および Gr 粒子と黄銅粉末合金母相との界面において明確な反応相や Mg 濃化域は確認されなかった．
(a)(a) Cu-40Zn+1.25Gr
Cu-40Zn+1.25Gr
Gr
Gr

(b)
(b) Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr
Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr
MgCu
Zn 0.5
MgCu1.5
1.5Zn0.5β-phaseβ-phaseα-phaseα-phasePrecipitatesGrGr

β-phaseβ-phaseGrain

Grα-phaseCu
Zn
β-phase Mg

Fig. 1. Schematic illustration of microstructure of machinable
brass alloy with small amount of Mg additive.

α-phaseα-phase55 μm
μm
Extrusion direction

55 μm
μm

Fig. 2. SEM observation on extruded Cu-40Zn+1.25Gr (a) and Cu40Zn+1.0Mg+1.25Gr (b) specimens.

－120－

次に，押出材 Cu-40Zn+1.25Gr，Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr のEBSD による α-β 二相分布の解析結果を Fig. 3 に示す．Mg 微
量添加によって α-β 二相組織は微細化した．特に，押出材
Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr の平均結晶粒径は 1.99±0.04 μm であり，Mg 無添加押出材 Cu-40Zn+1.25Gr（平均結晶粒径：3.22±0.21μm）と比較して，38 %微細化した．この結晶粒微細化は，押出加工後の冷却過程において，β 相から相変態した α 相の粒成長を，微細な析出粒子がピンニングすることによって実現したと考えられる．

Cu-40Zn+1.0Mg+xGr においては Mg 微量添加による素地の高強度化に伴って若干の切削性低下が確認されるものの，平均送り速度は Gr 粒子添加量に対してほぼ線形に増加しており，その変化率は 0.21 (mm･s-1)･(mass%Gr)-1 を示した．Mg 無添加材 Cu-40Zn+xGrGr と 同 程 度 の 変 化 率 （ 0.27 (mm ･ s-1) ･(mass%Gr)-1）を示したことから，押出材 Cu-40Zn+1.0Mg+xGr
においても，固体潤滑性を有する Gr 粒子の添加量増加によって，ドリルと被削材の接触面に存在する Gr 粒子量が増大して比切削抵抗が低減したと考えられる．

3.2 Mg 微量添加による力学特性と切削性への影響
1.0 mass%の Mg 微量添加によって黄銅粉末合金押出材の硬度は大幅に増加し，Cu-40Zn+1.25Gr，Cu-40Zn+ 1.0Mg+1.25Grの硬度はそれぞれ 141 Hv，182 Hv であった．Mg 微量添加による硬度増加（41 Hv）の要因は，前節の組織構造に関する解析結果に基づくと，硬質 β 相比率の増加，Mg による固溶強化
および結晶粒微細化による可動転位の固着・抑制と考えられる．ここで，押出材の硬度 H は，α 相と β 相の体積率 Vα，Vβ
および Mg 固溶量 cMg,α，cMg,β によって次式で表される．

4. 結言
本研究では，次世代完全鉛フリー高強度・快削性黄銅合金の創製を目標に，Mg を微量添加した Gr 複合快削性黄銅粉末
合金の微細組織制御によって高強度化を試み，力学特性と切削性の向上効果を検証した．以下に得られた知見を総括する．
（1）Mg を微量添加した Gr 複合快削性黄銅粉末合金押出材
は平均結晶粒径 1.99 μm の微細な α-β 二相組織に 0.3-0.7 at.%
程度の Mg が固溶元素として存在した．また，1 μm 程度の微
細な析出粒子が分散し，さらに Gr 粒子が均一に分散（分散粒
子密度：20×10-3 μm-2）した．Mg と Gr の相互作用は確認されず，微細組織構造を実現した．
（2）押出材 Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr は耐力値 342 MPa，最大引張応力値 511 MPa，延性 10 %以上の高強度特性を示した．
主な高強度化機構は Mg による固溶強化および結晶粒微細化による可動転位の固着・抑制である．
（3）押出材 Cu-40Zn+1.0Mg+xGr の平均送り速度は Gr 粒子添
加量に 比例し て増加 した． その変 化率 は 0.21 (mm･ s-1) ･(mass%Gr)-1 を示し，素地の高強度化は Gr 粒子の分散による快削性付与効果を阻害せず，良好な切削性を実現した．
以上の結果より，Gr 複合次世代完全鉛フリー高強度・快削性黄銅粉末合金の実現に対して，Mg 微量添加は優れた組織制
御手法および高強度化合金設計法といえる．

k = σd / (dCu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr-1/2－dCu-40Zn+1.25Gr-1/2)
上式より，ホールペッチ係数 k は 408±30 MPa/μm-1/2 と算出できた．これは，既往研究にて得られている k 値（457 MPa/μm-1/2）と同程度であることから，前述した高強度化機構の寄与率は妥当であると言える（5）．他方，Gr 粒子添加量に伴って最大引
張応力値と延性（破断伸び）が低下した．Gr 粒子添加量に伴う最大引張応力値 σu（MPa），延性 Elon.（%）の変化率 dσu/dx，dElon./dx は Mg 微量添加の有無に関わらず，それぞれ-31 MPa･
(mass%Gr)-1，-10 (%)･(mass%Gr)-1 程度であった．これは Gr
粒子が応力集中部となったことが要因と考えられる．
押出材のドリル切削加工試験から得られた平均送り速度 Faの Gr 粒子添加量 x への依存性を Fig. 5 に示す．
(a)(a) Cu-40Zn+1.25Gr
Cu-40Zn+1.25Gr(b)(b) Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr
Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr

Gr
Gr
Gr
Gr

35 μm
Extrusion direction

35 μm
α-phaseβ-phaseFig. 3. α-β grain distributions of extruded Cu-40Zn+1.25Gr (a) andCu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr (b) specimens by EBSD analysis.

参考文献（1）K. J. Puttlitz et al., J. Mater. Sci., 18 (2007) 347-365.
（2）H. Imai et al., Trans. JWRI, 38 (2009) 25-30.
（3）日本伸銅協会 (編), 銅および銅合金の基礎と工業技術,
日本伸銅協会, (1996).
（4）日本材料学会 (編), 機械材料学, 日本材料学会, (2007).
（5）E. Werner et al., Mater. Sci. Eng., 68 (1985) 175-182.
600
Nominal stress, σ /MPa

上式より，硬質 β 相比率の増加による硬度増分は 5 Hv，Mg
固溶強化による硬度増分は 13 Hv と算出した．また，結晶粒微細化による硬度増分は，前述した 2 つの強化因子の差分として 23 Hv となった．よって，Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr の高強度化に対して硬質 β 相比率の増加，Mg による固溶強化，結晶粒微細化の各寄与率はそれぞれ 12 %，32 %，56 %となった．
押出材 Cu-40Zn+xGr，Cu-40Zn+1.0Mg+xGr の応力ひずみ曲
線を Fig. 4 に示す．Mg 微量添加によって大幅に耐力値が向上
した．特に，Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr は耐力値 342 MPa，最大引張応力値 511 MPa を示し，Cu-40Zn+1.25Gr（耐力値：232 MPa，
最大応力値：424 MPa）と比較してそれぞれ 47 %，21 %増加
した．また延性は 10 %以上を維持した．一般的に耐力値と硬度の間には線形関係が成り立つことから （ 4 ），耐力値の向上（110 MPa）に対しても，硬度と同様の割合で前述した 3 つの強化機構が作用していると考えられる．よって，
Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr においては，β 相比率の増加による耐力値の増分は 13 MPa，Mg 固溶強化分は 35 MPa と算出でき，結晶粒微細化による強化分は σd = 62 MPa となった．ここで，平均結晶粒径とその変形応力との間には，ホールペッチの関
係 σ = kd-1/2 + σ0 が成立することから，本研究におけるホール
ペッチ係数 k は次式で求められる．

550
500
450
400
350
300
250

Strain rate: 5 ×10-4 s-1

200
0

0.1

Cu-40Zn
Cu-40Zn+0.75Gr
Cu-40Zn+1.25Gr
Cu-40Zn+1.0Mg
Cu-40Zn+1.0Mg+0.75Gr
Cu-40Zn+1.0Mg+1.25Gr

0.2
0.3
Nominal strain, ε

0.4

0.5

Fig. 4. Nominal stress-strain curves of extruded Cu-40Zn+xGr andCu-40Zn+1.0Mg+xGr specimens in tensile.
Average feed speed, Fa /mm･s-1

H = (17.6 cMg,α2/3 + 132)Vα + (23.3 cMg,β2/3 + 164)Vβ

0.5
Cu-40Zn+xGr
Cu-40Zn+xGr
0.4

dFa/dx= 0.27(mm･s-1･(mass%Gr)-1)

Cu-40Zn;1.0Mg+xGr
Cu-40Zn+1.0Mg+xGr

0.3
0.2

dFa/dx= 0.21

0.1(mm･s-1･(mass%Gr)-1)

0
0

0.25

0.5
0.75
Gr content, x (mass%)

1

1.25

Fig. 5. Dependence of average feed speed on Gr content of extruded
Cu-40Zn+xGr and Cu-40Zn+1.0Mg+xGr specimens.

－121－（共同研究分野：複合化機構学分野）

粉末冶金法で作製した急冷凝固 Al-Mg-Si 合金の摩擦摩耗挙動解析
日本大学生産工学部
1. 緒言

久保田 正広たことを確認後，
純 Mg を 5％の溶損を見込んで添加した．

従来の溶解鋳造法（Ingot Metallurgy : I/M）は，凝固冷

溶湯を十分な攪拌と保持後，φ50×250 の金型に鋳込み合却速度が約 10-1 K/s と非常に遅いため，結晶粒や晶出物の金鋳塊を作製した．鋳造温度は各合金とも 1123 K 一定と十分な組織制御が困難である．一方，急冷凝固法（Rapid

した．Table 1 に示す作製した合金鋳塊の組成分析値は，Solidification : RS）では凝固冷却速度が 104～106 K/s と非目標組成の 5 %以内が得られた．各合金鋳塊から，ガスア

常に速く，結晶粒の微細化や固溶限の拡大が起こる．これ

トマイズ法と単ロール法を組み合わせた急冷凝固装置 4）でまでの研究では，高濃度 Al-Mg-Si 合金急冷凝固 P/M

各合金当たり約 1.2 kg の急冷凝固フレークを作製した．得(Powder Metallurgy : P/M)材において，Mg2Si の組成比にられたフレークを金型中で 540 MPa×60 s の条件で冷間プ

対して Mg 量を過剰に添加した合金の引張強さが高いこと

レスし，圧紛体とした．それを真空度 1.33×10-3～10-4 Pa，が報告されている 1）．低炭素社会の観点から軽量構造部材

温度 623 K，保持時間 7.2 ks で真空脱ガス処理を行った後，として Al-Mg-Si 系合金の需要が拡大することが期待され押出し比 25:1，押出し温度 673 K で熱間押出しを行いφ7ているが，構造部材には，強度のほかに耐摩耗性が要求さmm の P/M 材を作製した．合金鋳塊から P/M 材と同様のれる場合が多い．しかしながら，国内外でこれらの P/M 材工程および加工条件で I/M 材を作製した．

の耐摩耗特性に関する報告は少ない．著者らはこれまでにTable 1

Al-10Mg-Si 合金の摩耗特性におよぼす亜共晶領域の Si 添

Nominal and analyzed compositions of

加量の影響を調べ，Mg2Si の組成比に対して Si 過剰合金にNominal composition(mass%)
Al-10Mg
Al-10Mg-1Si
Al-10Mg-5Si
Al-10Mg-10Si
Al-10Mg-15Si
Al-10Mg-20Si
Al-10Mg-25Si

比べて Mg 過剰合金の摩耗特性が向上することを報告した
2）．しかし，摩耗特性に有効とされる初晶 Si3）が晶出する

過共晶側の Si を含む急冷凝固 P/M 材については，まだ明らかにされていない．本研究では，過共晶領域の Si の添加量に対する機械的性質および摩耗特性の知見を得ることを
14

量を含む合金 2）との比較検討を行った．さらに，前報 2）12と同様に機械的性質や耐摩耗特性に対する凝固冷却速度の違い，すなわち溶解鋳造法と急冷凝固法の影響を調べるた
めに鋳塊から作製した I/M 材，急冷凝固フレークから作製した急冷凝固 P/M 材を比較検討した．

Mg過剰
Al+Mg2Si+Al3Mg2

Si過剰
Al+Mg2Si+共晶Si

640

組成を Mg 量と Si 量で示した Fig. 1 によると，図中に示N)，Mg(3 N)，Si(4 N)を用いて Table 1 に示した所定の組成に配合し，アルミナ坩堝を使用して大気中で 2.5 kg 溶解
した．まず純 Al を溶解した後純 Si を添加し，完全に溶け

10

15

20

25

Fig. 1 Nominal composition of tested alloys plotted on
the equilibrium phase diagram of Al-Mg-Si system.

を 1～25 mass%の範囲で変化させた．また，各合金の配合

15，20，25 Si では過共晶合金である．合金の溶製には Al(45Si content, CSi /mass%

組成分析値を示す．Al-10mass%Mg をベースに Si 添加量

Si および 5 Si では Mg 過剰合金，10 Si では Si 過剰合金，

Al-10Mg
Al-10Mg-1Si
Al-10Mg-5Si
Al-10Mg-10Si
Al-10Mg-15Si
Al-10Mg-20Si
Al-10Mg-25Si

0

Table 1 に本研究で作製した合金の目標組成および化学した Al-Mg2Si 擬二元組成および Al-Si 二元の共晶点から 1

過共晶

亜共晶

8

2

2. 実験方法

Al+Mg2Si+初晶Si

10Eutectic point

Mg content, CMg /mass%

目的とした．また，既に報告されている亜共晶領域の Si

Analyzed composition(mass%)
Al-10.0Mg
Al-10.5Mg-1.04Si
Al-10.2Mg-5.01Si
Al-10.1Mg-10.1Si
Al-10.6Mg-14.8Si
Al-10.6Mg-20.2Si
Al-10.9Mg-24.8Si

P/M 材および I/M 材の組織はケラー試液で腐食後，光学顕微鏡で観察した．P/M 材および I/M 材の構成相の同定は
Ｘ線回折で行った．P/M 材および I/M 材の硬さは表面をエメリー紙で研磨後，バフ研磨し，ビッカース硬度計を用いて測定した．耐摩耗試験はピン・オン・ディスク方式で行った．
ディスクには S45C( 240 HV) を使用し，直径 55 mm，厚さ 5 mm に機械加工後，表面を平面研削した．作製した－122－

P/M 材および I/M 材は直径 6 mm，長さ 20 mm に機械加晶 Si が Si 過剰合金だけに晶出すると考えられるので，こ工し，アセトンで洗浄した後，摩耗距離 5 km，摩擦力 24.5の共晶 Si が摩耗特性に影響をおよぼした考えられる．

N 一定とし，摩擦速度を 0.63 m/s，0.94 m/s，1.26 m/s，

180

1.57 m/s，1.89 m/s と変化させ摩耗試験を行った．摩耗量VH

はピンおよびディスクの試験前後の重量差から評価した．

,
s
s
e
n
d
r
a
h
s
r
e
k
c
i
V

摩耗試験はすべて無潤滑の乾式で行った．
3. 実験結果および考察
Fig. 2 に押出しままの過共晶合金の P/M 材および I/M 材

160
140
120
100
80
60
P/M
I/M

40

の光学顕微鏡による組織写真を示す．P/M 材では I/M 材に20比べて初晶 Si および Mg2Si 粒子の微細化が達成されてお0

り，かつそれらは均一に分散しており急冷凝固の効果が認

0

5

10

15

20

Si content, a/mass%

25

められた．亜共晶組成の合金においても同様の傾向が観察
Fig. 3 Hardness of Al-10Mg alloys containing various
amount of Si produced by P/M and I/M processes.

されている 2）．X 線回折結果から 1Si 合金 P/M 材およびI/M 材の構成相は，Mg2Si と Al3Mg2 の回折ピークが認め300

られ 2），5 Si 以上の添加した合金では Al3Mg2 の回折ピー
クは消失し，Mg2Si(450 HV)と非常に硬い Si(1450 HV)の250

Al-10Mg-15Si

Al-10Mg-20Si

Wear loss, W/mg

回折ピークが同定された 2）．
Al-10Mg-25Si

I/M
10μｍ

10μｍ

10μｍ

200

Sliding speed(Pin)
P/M I/M
0.63m/s
0.94m/s
1.26m/s
1.57m/s
1.89m/s

150
100
50
0

P/M
10μｍ

10μｍ

0

5

10

15

Si content, a/mass%

20

10μｍ

Fig. 4 Wear loss as a function of Si content for Al-Mg-Si
alloys (load 24.5 N and sliding distance 5km).

Fig. 2 Optical micrographs of as-extruded I/M and P/Mmaterials of hypereutectic Al-Mg-Si alloys．
Fig. 3 に各 P/M 材および I/M 材の硬さを示す．すべての供試材で I/M 材より P/M 材の方が高い硬さを示した．
Mg 過剰合金 P/M 材は，Si の添加量に依存せず 140 HV 程度を示した．10 Si を添加した P/M 材では 90 HV 程度を示
し，過共晶合金 P/M 材では Si の添加量が増加するにつれて硬さも比例的に増加した．25 Si を添加した合金では 160
HV 程度を示し最も高い硬さが得られた．一方，過共晶合
金 I/M 材では，Si の添加量には依存せず 60 HV 程度を示した．これは Fig. 2 に示したように P/M 材では急冷凝固の効果により初晶 Si が微細かつ均一に分散したが，I/M 材では粗大なためと考えられる．Fig. 4 に 摩擦力 24.5 N で摩擦距離 5 km 一定とした時の Si の添加量に対するピンの摩耗量を示す．0.94 m/s までは摩耗量に大きな変化は認められず，一定値を示した．一方，1.26 m/s では 10 Si において摩耗特性は低下した．これは，Fig. 1 に示したように共4. 結言
過共晶領域の P/M 材の硬さは急冷凝固によって，I/M 材より化合物がより微細に分散することで高い値を示した．
Al-10Mg-10Si 合金の耐摩耗特性は，共晶 Si の影響によって低下した．Mg 過剰合金および過共晶合金では，Si 過剰
側合金に比べて摩擦速度による摩耗形態の遷移が抑制され，優れた摩耗特性を示した．
参考文献
1) 藤井秀紀，
菅又信，
金子純一，
軽金属 48（1998）
511-516．
2) 江川大基，久保田正広，軽金属学会第 117 回秋期大会講演概要，（2009），331-332．
3) 山田始，田中他喜男，
大塚英夫，
軽金属 37（1987）
83-88．
4）菅又信，礒村裕臣，金子純一，堀内良，軽金属 37（1987）
366-374．
5) 笹田直，摩耗，養賢堂，(2008)，45
6) 笹田直，摩耗，養賢堂，(2008)，60（共同研究分野：複合化機構学）－123－

粉体プロセスによる機能性焼結材料の開発と特性解析（反応焼結法を利用したAlN/Alヒートシンク材料の開発）
広島県立総合技術研究所
坂村

勝

１．緒言
エネルギー密度の高い電池やLED照明等では放熱技術が鍵とされており，高放熱特性を有するAlN,Si3N4等のセラミックス系ヒートシンクが注目されつつある。しかし，セラミックスは①1800℃程度の高温での焼結が必要，②硬質であるため，焼結後の加工が困難，③高価という問題がある。そこで，本研究では，安価なAl粉末を600℃程度の低温・雰囲気制御中で焼結することにより，表面に高熱伝導・高放熱特性を
表1有するAlN，内部に機械加工が可能で，かつ，熱伝導性に優れるAlを有するAlN/Al複合材料系のヒートシンクを開発することに取り組んだ。

混合条件

混合装置
容
器

フリッチュ㈱製遊星型ボ－ルミル
ステンレス製250ml

ボ － ル

窒化珪素製10φ
材料:ボール=1:3 (重量比)大気100rpm(約１G)

Ｉ

I

２．実験方法雰 囲 気（１）焼結体の作製
回 転 数
原材料として Al 粉末（平均粒径 3μm），Cu 粉末（平均 処理時間
7.2ks
粒径 1μm）及び Mg 粉末（粒径 180μm 以下）を用い，Cu， 処 理 量
20g
Mg の添加量は，1～4wt％とした。混合条件を表 1 に示
4000
●
●Al
す。得られた混合粉末 3g を 30mm×10mm のモールドに▽AlN
入れ，流動パラフィン及びエタノールを少量滴下した
3000▼CuAl2後に，引張圧縮試験機で 50，100，150，200MPa の加2000
圧力で成形体とした。
●
得られた成形体は真空乾燥炉で 473K，172.8ks で脱
1000
●
●
▽
▽▽
脂を行った。焼結については，真空度 1～2×10-5torr
0とした後，昇温速度 0.055K/s で焼結温度 923K まで昇
10
20
30
40
50
60
70
80
温し，保持時間 7.2ks 経過後は室温まで炉冷して行っ２θ
図１ Al X 線回折スペクトルた。木村らや D.Kent らによると Al の窒素雰囲気焼結において窒化は 673K 付近から起こるとしている 1),2)。
4000
●
●Al
そこで，窒素は窒化の起こり始める前の 623K から流
▽AlN
3000
し始め，焼結体取り出しまで流し続けた。窒素は純度▼CuAl2
99.9％のものを用い，窒素の流量は 1L/min とした。
2000●
（２）焼結体の評価●●
脱脂後の成形体及び焼結体の重量を測定し，焼結後1000▼▼の重量増加量から AlN 生成量を推測した。成形体の密0度は，脱脂後の成形体の寸法を 1/100mm オーダーまで
10
20
30
40
50
60
70
80
測定し，直方体と仮定して体積を求め，前述の成形２θ
図２ Al-4％Cu X 線回折スペクトル
体重量を体積で除することで算出した。焼結体の密5000
度は JIS-Z2501（焼結金属材料の密度測定方法）に準●Al●じて，水中での重量測定によって行い，焼結体の相
▽AlN
4000
▼CuAl2の同定は X 線回折装置を用いて行った。
Ｉ

3000

３．結果及び考察（１）相の同定
図１～３に Al，Al-4wt％Cu，Al-4wt％Mg の成形圧力 200MPa の焼結体の X 線回折スペクトル示す。Al 焼
結体及び Al-4wt％Mg 焼結体は Al の他に AlN のピークが認められた。一方，Al-4wt％Cu 焼結体は Al の他に

－124－

●

2000

●
1000

●

▽

▽▽

0
10

20

30

40

50

60

２θ

図３

Al-4％Mg X 線回折スペクトル7080

重量増加率（％）

焼結体密度（％）

100
CuAl2 のピークは認められたものの，AlN
Alのピークは明確には認められなかった。
Al-1%Cu（２）密度と AlN 生成量の相関調査
Al-2%Cu90
Al-3%Cu
Al が AlN となる際には重量が 1.52 倍とAl-4%Cu
なるため，焼結体の重量増分が AlN 生成に
Al-1%Mg
起因するものと仮定して，重量増分と焼80
Al-2%Mg
結体の相対密度の相関を調査した。図４
Al-3%Mg
Al-4%Mgに成形体密度と焼結体密度の相関を示す。
70
全体的な傾向として，成形体密度が高い
50
60
70
80
90
100
ほど焼結体密度が高い傾向にあるものの，成形体密度（％）
Cu の添加量を増やしていくと，成形体密図４ 成形体密度と焼結体密度の相関度が低くても焼結体密度が上昇し，3，4wt％添加材では 95％以上と高くなること
10Alが分かる。これは，Cu 添加では，図２に示
8Al-1%Cu
し た と お り ， CuAl2 が 生 成 し て お り ，
Al-2%Cu
Al-CuAl2 共晶の Al2O3 に対する濡れ性が良好
6Al-3%Cu
Al-4%Cu
なこと 3)に起因するものと推定される。ま4
Al-1%Mg
た，Mg 添加については，1wt％添加では密Al-2%Mg
度は低下するものの，添加量を増やすと Al
2
Al-3%Mg
焼結体よりも密度が向上することが分かる。
Al-4%Mg
0
Al-Mg 二元系平衡状態図より，Al-Mg 系では
70
75
80
85
90
95
100
Mg 量が増えるに伴い，液相が生成しやすく
焼結体密度（％）
なり，液相の生成によって密度は上昇した
図５ 焼結体密度と重量増加率の相関ものと推定される。図５に焼結体密度と重量増加率の相関を示す。添加元素の種類，量に関係なく，焼結体密度と重量増加率はトレードオフの関係にあることが分かる。
（３）窒化抑制のメカニズム
前述のとおり，Al を窒素雰囲気で焼結した際には，窒化を促進させようとすると密度は上がらず，密度を上げようとすると窒化が抑制される関係にあることが分かった。近藤らは Al-Si-Mg 系の焼結において，Snを添加すると Sn が旧粉末粒界に流出し，金属 Al と窒素との反応が阻害されるとしている 4）。これと同様に，
Al-Cu 系，Al-Mg 系ともに，密度を上昇させるためには液相を生成させる必要があるものの，一旦，液相が生成すると金属 Al と窒素の反応が阻害され，窒化は抑制されることが分かった。つまり，液相の存在によって窒化が抑制されるのは Cu 添加に限ったことではなく，系にかかわりなく液相が生成すると窒化は抑制されることが判明した。

４．結論
本研究では，Al 粉末成形体を窒素雰囲気中で焼結した際の AlN の生成量及び密度が添加元素の種類及び量でどのような影響を受けるのかについて調べ,以下のことが分かった。
1) Cu の添加量を増やしていくと密度は上昇し，3，4wt％Cu では 98％以上となるものの，窒化は抑制される。
2) Mg の添加量 1wt％では密度は低下するが，窒化は促進される傾向にある。これに対し，Mg の添加量が 2wt％
を超えると密度は上昇傾向にあるものの，窒化は抑制される。
3) Al 焼結体の密度を上昇させるためには液相の存在が不可欠である。しかし，液相の存在により Al と窒素の反応が阻害され，窒化は抑制される傾向にあると推定される。
今後は，Cu と Mg を複合添加し，焼結時のヒートパターンを変更することで，焼結体密度を高く維持した状態で AlN を形成する条件を探索していく。
参考文献
1) 木村淳,近藤勝義,渡辺龍三：粉体及び粉末冶金,49，1042(2002).
2) D.Kent,J.Drennan,G.B.Schaffer：Acta Mater.，59，2469(2011).
3) W.Kehl，H.F.Fischmeister：Powder Metall.，23，113(1980).
4) 近藤勝義，木村淳，渡辺龍三：粉体及び粉末冶金,47，36(2002).

（共同研究分野：複合化機構学分野）－125－

三次元アトムプローブを用いた純チタン焼結材における固溶酸素原子の分布状態解析
公益財団法人若狭湾エネルギー研究センター
笹瀬 雅人
1.

研究目的
近年，日本発の夢の新素材として注目される多層カーボンナノチューブ（MW-CNT）による金属材料の高強度化が検討されている。しかし、溶解金属への CNT 添加においては、CNT 凝集体の分散や金属中での浮遊分離による強度低下、特に、チタンの場合には粗大な TiC 粒子合成・分散による延性低下といった問題が生じる。
本研究では、粉末冶金法を基調とし，完全固相（非溶解）プロセスにより上述した様々な課題を解決し、チタンにおける特定サイトへの酸素固溶強化と CNT 単分散強化といった従来の金属複合化手法にはない革新的な材料・プロセス設計の構築を目指す。
現在，大阪大学接合科学研究所近藤研究室では、チタンにおける特定サイトへの酸素固溶強化により高強靭性純チタン材の開発に成功している 1)。一方、特定サイトへ導入された酸素の化学状態や分布形態などの局所的な情報が不足しているため、チタン中の酸素固溶強化メカニズムの詳細については明らかになっていない。
透過型電子顕微鏡 (TEM)は、試料に電子線を照射し、その内部構造を主に観察することから、試料の形状や表面構造に加え、試料内部の結晶構造、格子欠陥の存在及び元素組成及び化学状態などを知ることができる。一方、TEM の軽元素に対する検出限界は非常に低く、溶質原子クラスターの検出はほとんど不可能だといえる。
一方、三次元アトムプローブ(3DAP)は、電界イオン顕微鏡(FIB)に位置敏感型検出器付の質量分析機を装備した分析装置で単一元素の質量分析と位置同定できる究極的な局所分析装置である。
イオンの種類を飛行時間測定により同定するので検出効率が原理的には質量にかかわらず一定である。したがって、窒素、酸素、炭素、ボロンなどの実用材料で特に重要な軽元素の定量分析が可能である。
本年度は、チタン中の転位や欠陥構造などの構造的な情報を高分解能透過型電子顕微鏡により得て、同時に酸素の同定及び 3 次元の原子分布を原子レベルの分解能で実現し、転位や欠陥中にピン止めされている酸素元素の状態分析を実現させることを目的とする。
2.

研究結果
2.1

高分解能透過型電子顕微鏡による転位・欠陥構造の観察

高強靭性のチタン材を作製するためには、チタン結晶中に存在する「転位」の動きを止めることが有効であり、本研究では酸素固溶により転位をピン止めしていると考えられる。従って、高強靭性を持たせるために酸素を導入したチタン材を透過型電子顕微鏡により微細組織観察し、その組織中に含まれる「転位」と、その付近の酸素濃度について分析を行った。
その結果、電顕明視像から転位がチタン中に均一に分布していることを確認した。さらに、その転位付近にビームを絞り、酸素元素の状態分析を電子エネルギー損出分光 (EELS) 法による測定し、酸素元素に起因するスペク
トラムを得ることができた。しかし、スペクトルの形状及び位置から詳細に解析を行うと、酸素単体ではなくチタン酸化物の状態で存在していることが明らかとなった。
すなわち、一度チタン中に固溶した酸素は、転位に集まり、そして、その付近のチタンと結合して、酸化チタンのスペクトルが検出した（図１）と推定される。
2.2 三次元アトムプローブによるチタン中に固溶している酸素の状態分析
三次元アトムプローブ(3DAP)により、酸素の同定及び 3 次元の原子分布を原子レベルの分解能で実現し、転位や欠陥中にピン止めされている酸素元素の状態分析を行った。
試料は、FIB 集束イオンビーム加工装置と電解研磨法により、先端が φ100 nm 程度の針状チタン試料を作成した。
3DAP 観察には、エネルギー補償位置敏感型アトムプローブを用いた。先鋭な針状試料に 10 keV 程度の高電圧をかけると試料最先端で高電界となり、電界蒸発 (試料表面の中性原子が+イオン化し表面から脱離する) 現象が発－126－

生する。電界蒸発したイオンは、二次元検出器により原子配列が特定され、検出器に到達するまでの飛行時間から
イオン種、特にチタン及び酸素、炭素、窒素を同定した。さらに深さ方向に連続的にイオンを検出し、再構築する
ことによりチタン中の酸素の三次元での元素分布を得た。その結果、検出されたチタン及び酸素、炭素、窒素は、
自然なばらつきの範囲内で均一に分布していることが明らかとなった。また、実際に固溶している酸素量は、チタン中に導入した酸素量 2.0 mass %より非常に少ない酸素量が見積もられた。この結果は、以前得られた X 線回折の結果を支持するものであり 2)、固相拡散した酸素元素がチタン中に均一に分布していることを示している。

図１．酸素原子固溶純チタン焼結材のマススペクトル分析結果

図２．3D-アトムプローブによる構成元素分布解析結果
3.

結論
本共同研究では、「高分解能透過型電子顕微鏡による転位・欠陥構造の観察」と「三次元アトムプローブによるチタン中に固溶している酸素の状態分析」の二つの観点から、チタン中に固溶している酸素の状態や分布形態の観察を行った。その結果、添加した TiO2 粒子が分解し、酸素原子がチタン母相中に均一固溶しているのが明らかとなった。さらにこの均一分布して酸素が、チタン複合材の力学的特性を向上させているといえる。
今後、チタン中に混入する酸素量を変化して、チタン中に固溶している酸素量の状態分布をより定量的に評価し、チタン中の酸素固溶強化メカニズムについて明らかにすることを目的とする。また、チタン中のカーボンナノチューブの分布状態についても同様な方法にて明らかにする予定である。
4.

参考文献

1) 吉村知浩，今井久志，近藤勝義: 純チタンの結晶粒微細化と酸化物分散強化, 日本金属学会誌, 73 号, 第 10 巻,
768-772, (2009).
2) T. Yoshimura, T. Threrujirapapong, H. Imai, K. Kondoh: Mechanical Properties of Oxide Dispersion Strengthened Pure
Titanium Produced by Powder Metallurgy Method, Materials Science Forum, Vols. 654-656, 815-818, (2010).

(共同研究分野：複合化機構学分野)－127－

耐熱性 Mg 合金の耐食性に及ぼすミクロ組織の影響
富山大学大学院理工学研究部
砂田
1.

聡

緒 言
マグネシウム合金は実用金属の中では最も軽く，高い強度を持つ物質として知られている．また，他の金属と比べても資源が豊富にあるなど多くの利点を持っている．そのため，マグネシウム合金はあらゆる業界・分野において注目されている．特に，自動車・航空機・宇宙開発などの分野・産業において軽量化にむけて有望な材料であると期待されている．これらの分野においては，軽量かつ耐熱性に優れたマグネシウム合金が求められている．しかし，マグネシウム合金は標準電極電位が実用金属中で最も低く，電気化学的には活性な金属であり腐食しやすい欠点を持つ．
本研究では，マグネシウム合金の腐食特性について特に報告数が少ない Mg-9mass%Al である AM90 合金に
Ca を添加した AX 系耐熱マグネシウム合金(Mg-Al-Ca 合金)の腐食特性について調査した．そのため，本研究では Ca を添加して作製した AX 系耐熱マグネシウム合金の彫像まま材状態での NaCl 水溶液中における Ca
含有量の及ぼす腐食特性について電気化学的に調査するために，ミクロ組織観察と分極曲線測定および定電
気量腐食試験を行い調査した．本研究では，Mg-9mass%Al である AM90 合金を基本材とし，AM90 合金に
1mass%Ca を添加した AX91 合金および AM90 合金に 3mass%Ca を添加した AX93 合金を使用した．
2.
実験方法【 試 料 】 本 実 験 に 用 い る 試 料 は Mg-9mass%Al(AM90) ， Mg-9mass%Al-1mass%Ca (AX91) ，Mg-9mass%Al-3mass%Ca(AX93)を目標組成とした．作製工程としては，工業用純度の純 Mg, 純 Al インゴッ
トおよび純 Mn フレークと Al–2.5mass%Be 母合金を，総量が 400 gf となるように切出した．その後，CO2に SF6 を 2% 混合した防燃用保護ガスを溶湯表面に吹付けながら，1023K の温度で純 Mg インゴットを溶解した．同温度で純 Al インゴットを添加後，993 K に保持しながら，純 Mn フレーク，Al-2.5mass%Be 母合
金の順番で溶湯中に所定の量を添加した．鋳型は Y ブロック形状の銅製の鋳型を用意した．Iga 鋳型温度が453K まで低下すると同時に 953K の溶湯を鋳込み，型温度が 473K になった時点で鋳型から鋳物を取出し，空気中において放冷した．得られた鋳物は，縦 100mm，横 12mm，高さ 30mm の試験片採取部と，その上部にある逆台形状の押し湯部から構成される．そして，試験片採取部より 15×12×2 mm のプレート状試料を切出し試料として使用した
また，電気化学的試験法を用いて実験を行う際には各試料の電極面を耐水エメリー紙を用いて 80~2000 番まで研磨を行った後に，アセトン脱脂を行い洗浄，乾燥した後に，電極面を 1×10-4m2 残し周囲をシリコンで絶縁し，試料電極とした．
【分極曲線の測定】 作製した各試料の電気化学的特性を調査するために，分極曲線測定を実施した．恒温槽を 298K に一定に保ち，電解槽に 1.029mass%の NaCl 水溶液を加えた後に，1.8ks 間高濃度窒素ガスを用いて，窒素脱気を行った．その後，試料電極設置後に，12ks 間自然浸漬を行いポテンショスタットにて，電位走査速度を 0.5×10-3 V/s に設定し，電位および電流密度の対数値を記録した．作用電極には，研磨後脱脂を行った 15×12×2mm のプレート状の試料片を用い，反応面積は 1.0×10-4 m2 とした．対極には Pt を照合電極には，Ag/AgCl(3.33 kmol·m-3KCl)電極をそれぞれ用いた．また，電位走査範囲は腐食電位(Ecorr)からアノード側では(-1.7 V ~ -1.0V)の範囲，またカソード側では(-1.4V ~ -2.0V)を範囲として設定した．
【定電気量腐食試験】
作製した各試料の腐食形態について調査するために定電気量腐食試験を実施した．分極曲線測定と同様な条件下において，12ks 間自然浸漬を行った．その後，ポテンショスタットを用いて，設定電位を各試料のアノード領域およびカソード領域での Ecorr+0.03V とし，反応面積 1.0×10-4 m2 に電荷量が 5 C/cm2 になるまで電流を流し，腐食させた．また，実験後すばやく試料表面を脱イオン水を用いて洗浄し，真空デシケータ中において乾燥させた．そして，各試料断面を光学顕微鏡(OPM)を用いて観察した．
3. 結果および考察
3.1 ミクロ組織
3 種類の試料のミクロ組織を Fig.1 として示す．また，前述したように 3 種類の試料はともに鋳造まま材状－128－

態の試料を使用した．Fig.1(a)に示される AM90 合金のミクロ組織は，初晶 -Mg 相とその間隙に晶出した晶
出β相(Mg17Al12)との共晶+が観察された．次に，Fig.1(b)に示される Ca を 1mass%添加した AX91 合金のミクロ組織は，初晶相とその間隙に晶出した晶出相および新たにフレーク状に析出された相(Al2Ca)の三相によって構成されている．
最後に，Fig.1(c)に示される Ca を 3mass%添加した AX93 合金のミクロ組織は，
AX91
合金のミクロ組織と同様に初晶相とその間隙に晶出した晶出相およびフレーク状に析出された相の三相によって構成されている．しかし，AX91 合金のミクロ組織と比較するとα相と少量の相および大量の相によって構成さている．
以上のことから，Ca 含有量が増加するに従って相は減少し，相は増加することが示される．
また各試料の相および相の体積率 Vf()と Vf()の測定結果を Table 1 として示す．
3.1 分極曲線測定
Fig.2 に鋳造まま材状態での AM90 合金，AX91 合金および AX93 合金のアノード分極曲線を示す．AM90
合金は電流密度が 1×100 A·m-2 前後から分極曲線が始まり，AX91 合金および AX93 合金は電流密度が 5×101
A·m-2 前後から分極曲線が始まった．その後，腐食反応が自然浸漬状態において進行している際には，腐食電
位 Ecorr は反転し，限界的電気流動を示した．また，その際に求められた各試料の腐食電位 Ecorr の値はそれぞれ AM90 合金は-1.55V，AX91 合金は-1.49V，AX93 合金は-1.46V を示した．そのことから，Ca 含有量が増加するに従って，腐食電位 Ecorr は上昇した．
次に，Fig.3 に鋳造まま材状態での AM90 合金，AX91 合金および AX93 合金のカソード分極曲線を示す．
AM90 合金，AX91 合金および AX93 合金は電流密度が 1×102A·m2 から分極曲線が始まった．その後，アノー
ド分極曲線と同様に腐食反応が自然浸漬状態において進行している際には，腐食電位 Ecorr は反転し，限界的電気流動を示した．また，その際に求められた各試料の腐食電位 Ecorr の値はそれぞれ AM90 合金は-1.6V，
AX91 合金は-1.51V，AX93 合金は-1.47V を示した．そのことから，Ca 含有量が増加するに従って，腐食電位
Ecorr は上昇した．また，カソード領域中ではカソード反応が促進されることによって，皮膜が十分に生成される．そのため，腐食速度 Icorr の値がアノード領域中よりも顕著な値が得られると考えられる．ターフェル
外挿法を用いて，各試料の腐食速度 Icorr の値を求めた．そして，求めた各試料の腐食速度 Icorr の値をそれぞれ示す．AM90 合金は 1.032 A/m，AX91 合金は 3.41 A/m および AX93 合金は 7.99 A/m を示した．その後，求めた各試料の腐食速度 Icorr の値をまとめたものを Fig.4 として示す．このことから，Ca 含有量が増加するに従って，腐食速度 Icorr が増加することが分かった．これには，試料中に含まれる相が影響していると考えられる．
以上の結果について，エバンスの分極特性図を用いて説明したものを Fig.5 として示す．Fig.5 より，Ca 含有量が増加するに従って，水素発生カソード反応が促進され，腐食電位 Ecorr が上昇し，腐食速度 Icorr が増加することを示した．その要因について調査をするために，定電気量腐食試験を実施した．
3.2 定電気量腐食試験
定電気量腐食試験後の各試料表面を Fig.6 として示す．(a)AM90 合金は，表面に細かい腐食が見られた．
(b)AX91 合金は，表面に白色半透明の生成物が堆積し，一部に孔食(局部腐食)が見られた．(c)AX93 合金は，激しく腐食されており，表面に多くの白と黒の孔食が見られた．このことから，Ca 含有量が増加するに従って，腐食が進行していることが分かる．3 種類の試料とも同様に 5C/m2 電荷量を流したのにも 関わらず，腐食の進行状況に大きな差が出た要因としては，実験前の 18ks 間の自然浸漬時間が関係していると考えられる．
次に，各試料の腐食断面のミクロ組織を OPM を用いて，撮影したそれぞれの写真を Fig.7 として示す．
(a)AM90 合金は，晶出相と隣接する-Mg 相が優先的に溶解されることによって，相が試料から脱落したことが分かる．相および析出カソード極として作用し，カソード反応が促進されると考えられる．(b)AX91 合
金は，相と隣接する相が溶解されることによって，相が試料から脱落したことが分かる．相がカソード極として作用し，カソード反応が促進されることが考えられる．(c)AX93 合金は，相と隣接するα相が溶解されることによって，相が試料から脱落したことが分かる．相がカソード極として作用し，カソード反応が促進されることが考えられる．また，AX91 合金と比較すると，ミクロ組織観察と同様に相は，溶解され－129－たため，ほとんど観察されなかった．
以上の結果より，相および相よりも電位が低い相が優先的に溶解されるため，相および相がカソード極として作用し，カソード反応を促進させることによって，腐食が進行すると考えられる．また，Ca 含有量が増加するに従って，相が多くなるため，特に相がカソード反応の促進および腐食を進行させる要因として考えられる．
4 結 言本実験で得られた主要な結果を要約すると以下のようになる．
・AX91 合金と AX93 合金のミクロ組織写真を比較すると相が減少し，相増加することを示す．
・Ca 含有量が増加するに従って，カソード反応が促進され，腐食電位 Ecorr は上昇し，腐食速度 Icorr は増加する．その要因としては，Ca 含有量が増加するに従って，カソード極にあたる相が多く析出されるためである．
・ -Mg 相中の相(Mg17Al12)および相(Al2Ca)はカソード極として作用し，カソード反応を促進させることで，相の腐食を進行させる．

(a)AM90(b)AX91γβTable 1 The volume fraction of β phase and γphase of each sample (%).

Ca additive amount(mass%)
β-phase volume
fractionVf(γ)β-phase volume
fractionVf(β)

β
10μm

10μm

(c)AX93

γ

AM90

AX91

AX93

0

1

3

0

5.19

15.5

5.51

6.78

1.046

10μm

-0.90
-1.0
AM90
AX91
AX93

-1.1
-1.2
-1.3
-1.4
-1.5
-1.6
-1.7 -3
10

-2

10

-1

0

1

10
10
10
Current density, I / A·m-2

2

10

3

10

Fig. 2 Anodic polarization curves of AX93 andAX91 and AM90 magnesium alloy in 1.029 mass%
NaCl solution at 298 K.

－130－

Potential , E / V vs. Ag / AgCl (3.33kmol·m-3KCl)

Potential , E / V vs. Ag / AgCl (3.33kmol·m-3KCl)

Fig. 1 Optical micrographs of AM60 magnesium alloy in the conditionof ; (a) AM90, (b) AX91, (c) AX93

-1.4
-1.5
-1.6
-1.7
-1.8

AM90
AX91
AX93

-1.9
-2.0 -4
10

10

-3

-2

-1

0

1

10
10
10
10
Current density, I / A·m-2

2

10

10

3

Fig. 3 Cathodic polarization curves of AX93 andAX91 and AM90 magnesium alloy in 1.029 mass%
NaCl solution at 298 K.

10Potential , E / V vs. Ag / AgCl
(3.33kmol・m-3KCl)

Corrosion current density, Icorr / A·m-2

12

7.99 A/m2

8.0
6.0
4.0

3.41 A/m2

Ecorr

Icorr

2.0
1.032 A/m2

0.0

促進

AM90

Current density, I / A·m-2

AX91

Fig.4 Corrosion current density ofalloys in the condition of as cast.

(a)

AX93

Fig. 5Evans diagram for polarization.

magnesium

(b)
(a)

2 mm

(b)

2 mm
10μm

(c)

10μm

(c)

2 mm

10μm

Fig. 7 Optical micrographs of (a) AM90, (b) AX91, (c)AX93, corroded under the constant quantity of 5C/cm2.

Fig.6
Optical micrographs of AM60
magnesium alloy corrodedunder the constantquantity of electric charge of 5C/cm2 ; (a) AM90,(b) AX91, (c) AX93.

（共同研究分野：複合化機構学）－131－

バイオマスカスケードを利用したアモルファスシリカ創製プロセスアモルファスシリカのコンクリート材料としての有効活用
松江工業高等専門学校 環境･建設工学科 教授 高田龍一
１．はじめに世界的なセメント需要は, 中国, インド, ブラジルなどの新興国の経済発展に伴い, 年々増加の一途を辿っている。そのため世界各国でのセメント産業においてエネルギー消費量, CO2 ガス排出量もまた増加傾向にある。各国
でのセメント産業におけるエネルギー原単位は, 日本に比べて高い値を有している。つまり日本のセメント製造技
術は, 他国に比べて高い省エネ効果を有していることを示している。そこで我が国の持つセメント製造技術を用いて更なるエネルギー原単位の削減を可能とする技術が実用化できれば, 新興国をはじめ, 世界各国に技術移転が可能といえる。このような背景のもと, 籾殻由来のシリカであるバイオシリカの研究が進められている。１）
バイオシリカの製造に当たっては酸処理を行う行程が伴い,これまでの研究ではシリカの純度を高めるために酸濃度を高くしていたが,経済性を高めるためにはこの処理濃度を低く抑えることが課題である。この場合,自ずとシ
リカ純度の低下が生じることになる。
本研究では、この酸処理濃度の違いが強度発現にどのように影響するか検討を行うことを目的とする。また,昨年の研究において混和剤（高性能減水剤、消泡剤）を用いた場合、使用していないものと比較して強度低下の傾向を示した。この確認試験を行い,原因について検討を行う。さらに,昨年までの研究から最も高い強度発現を示す混入率が10％程度であることを突き止めているが、高純度シリカの場合これを補うだけのカルシウムの存在があれば,混入率の高いところで更なる強度の増加が期待され,高炉セメントを使用して強度の発現傾向を調査した。
２．実験概要強度の特性を調査するためにバイオシリカ(1.92g/cm3)を混和材としたモルタルを用いてフロー値，空気量，曲げ強度，圧縮強度についての比較検討を行った。強度試験については体積配合で材齢 7 日, 28 日, 91 日の強度試験を行っ

表1 配合表モルタル(%) セメント(g) バイオシリカ(g) 標準砂(g) 水(g)
減水剤（ml）
0
540
0
1350
270
0 (0.0)
10
486
33
1350
270
0 (1.5)
20
432
66
1350
270
0 (3.0)
30
378
99
1350
270
0 (4.5)た。
配合は水セメント比 50%でセメント骨材比 1：2.5 の体積配合で作製し，バイオシリカの混入率はセメント体積割で0%，10%，20%，30%の 4 水準とした。また,減水剤を使用したものについては,流動性を一定にするために 0%をベースに混入量の検討を行った。この方法としては,混和材 30%
混入時に必要な高性能減水剤量を混和剤 0%のフロー値の±2.5cm 以内になるよう試行錯誤して求め，これを按分す

フロー値(cm)2520
高酸処理バイオシリカ

15

低酸処理バイオシリカ
減水剤

10

高炉セメント
5
0
0%

10%

30%

図1 フロー値

る形で各水セメント比の各混入率に対して高性能減水剤，
消泡剤量の決定をした。体積配合で混入率 10%の場合，高

20%
混入率

空気量(%)
5.0

性能減水剤は 1.5ml で 20%の場合は 3.0ml，30%では 4.5ml

4.5で基準値から±2.5cm 内に収まった。

3.5

３．結果と考察

2.5

4.0
高酸処理バイオシリカ

3.0

低酸処理バイオシリカ

2.0

減水剤

各供試体のフロー値，空気量の結果を図 1，図 2 に示す。

1.5

高炉セメント

空気量は,幾分ばらつきがあるがほぼ基準値の 3.8%±1.5％

0.5

1.0
0.0
0%

になっている。
フロー値は,混入率の増加に伴って,減少していることが

－132－

10%

20%
混入率

30%

40%

図2 空気量分かる。バイオシリカが微粒分であることによる粘性の増加

圧縮強度(N/mm2)が考えられる。高酸処理したものほどこの傾向が強い。混和

70.0

剤を使用したものは,0%に対して,±2.5cm に納まっている。
図 3 に高酸処理バイオシリカを使用した場合の,圧縮強度を示す。コントロールと比較すると,混入率 10%で同等の強度があり,28 日強度にいたっては混入率 10％が 16%高強度であっ

図2 空気量

60.0
50.0

7日強度

40.0

28日強度
30.0

91日強度

20.0
10.0
0.0
0%

た。また,10%より混入率が増加するに従って，圧縮強度は減少する傾向がみられる。混入率 20%~30%の強度が低下しているのはバイオシリカの量が多すぎたため，反応する水酸化カルシウムが足りなかったことでポゾラン反応があまり起きなかったのではないかと考えられる。また、28 日強度で急激な強度増進が見られ, 91 日強度は 28 日強度に比較し強度増進が小さくなっている。このことから, バイオシリカは反応性が高示す。高酸処理バイオシリカ同様,混入率 10%が最も高強度で

20%

30%

混入率

図3

圧縮強度(高酸処理バイオシリカ)

圧縮強度(N/mm2)
70.0
60.0
50.0
7日強度

40.0

28日強度
30.0

91日強度

20.0
10.0
0.0
0%

く, 早い段階でポゾラン反応が進んでいると考えられる。
図 4 に,低酸処理バイオシリカを使用した場合の圧縮強度を

10%

10%

20%

30%

混入率

図4

圧縮強度(低酸処理バイオシリカ)

圧縮強度(N/mm2)70.0あり,混入率が増加するに従い圧縮強度が減少している。コン60.0

トロールと比較しても,低酸処理バイオシリカ使用時のほうが

40.0

50.0
7日強度
28日強度
30.0

低強度である。また,図 3 と比較すると,混入率 10%で 3%,20%
で 9%,30%で 18%低酸処理バイオシリカ使用時が低強度であ

91日強度

20.0
10.0
0.0
0%

る。このことから,酸処理濃度が低下すると,ポゾラン反応による強度増進が低下し, 酸処理濃度の高いバイオシリカほど混和材に適していることが考えられる。

10%

20%

30%

混入率

図5 圧縮強度(減水剤,高酸処理バイオシリカ)
圧縮強度(N/mm2)70.0
60.0

図 5 に,減水剤を用いた場合の圧縮強度を示す。コントロ

50.0ールと比較すると,混入率 10%が同等の強度発現であった。

40.0

図 3 と比較すると,混入率 10%は強度差 1%未満とほぼ等し

20.0

28日強度

であるバイオシリカ表面に減水剤が入り,ポゾラン反応が抑

91日強度

10.0

いが,20%では 10%,30%では 9%減水剤使用時が低強度となり,昨年同様,強度低下の傾向を示した。
このことから,多孔質

7日強度

30.0

0.0
0%

10%

20%

30%

混入率

図6

圧縮強度(高炉セメント,高酸処理バイオシリカ)

制されていると考えられる。
図 6 に高炉セメントを用いた場合の圧縮強度を示す。コントロールと比較すると,混入率 10％がコントロールと同等の強度であり,混入率が増加すると圧縮強度が減少している。図 3 と比較すると,混入率 10%で 13%,20%で29%,30%で 31%高炉セメント使用時が低強度となった。高炉セメントでカルシウム分を補うことによる強度増進を期待したが，強度増進は確認できなかった。このことからカルシウム分を補うことによる高炉セメントの強度増
進は表れないと考えられる。
４．まとめ
バイオシリカを混入させた場合, 28 日強度の圧縮強度が高強度を示しており,早期強度に優れていることが明らかになった。酸処理濃度の違いについては、濃度の高いバイオシリカほど混和材に優れていることが明らかになった。減水剤を使用した場合，昨年同様に強度低下の傾向を示した。これは,バイオシリカが多孔質であることが原因と考えられるので今後の検討が必要である。

（共同研究分野：複合化機構学分野）－133－

チタン粒子分散マグネシウム基複合材料における母相/添加粒子界面の組織と特性
北海道大学 地球環境科学研究院
1. 緒言
マグネシウム（Mg）合金は実用金属中最軽量であり，工業製品の軽量化において期待される材料である．しかしながら Mg 合金はヤング率が 45GPa で，
アルミニウム（Al）の 70.3GPa，代表的な鉄鋼材料
である SS400 材の 206GPa と比較して低く，耐力値も他金属合金に比べて低い値を示す．そのため，Mg
合金を構造部材として利用するには強度面で問題が存在する．Mg の強化手法の一つとして高強度・高剛性を有する第 2 相分散による複合強化法が挙げられ
る．Mg 基複合材料における分散強化粒子の要求性能として，①ヤング率が素地の Mg より高いこと，②Mgと分散第 2 相との反応によって脆性な化合物を形成しないこと，③界面での濡れ性が良いことが挙げられる．また，複合材料の延性保持の観点から，上記に加えて④添加粒子自身が延性を有することが分散
第 2 相に求められる条件である．
そこで，本研究では，汎用 Mg 合金に対して高延
性かつ Mg よりも高いヤング率を有し Mg と脆性化合物を形成しないチタン（Ti）を分散第 2 相として利(1)用する．既往研究 により，純 Mg と Ti は良好な濡れ性を示し，Ti 粒子の添加によって純 Mg の高強度化が可能であることが報告されている．一方，本研
究では汎用 Mg-Al 系合金を利用することから，Mg
合金中に含まれる Al が Ti との濡れおよび整合性に影響を及ぼすことが予想される．また，Mg は標準電極電位の低い卑な金属(2)であることから，母材 Mg 合金/Ti 界面におけるガルバニック腐食について検討する必要がある．つまり，界面に Al-Ti 系金属間化合物相が生成する場合，この化合物相が母相 Mg 合金の腐食現象に影響を及ぼすと考えられる．本年度は，濡れ性および Mg 合金/Ti 界面におけるガルバニック腐食現象を調査することで汎用 Mg-Al 系合金に対するTi 粒子添加の有用性を検討した．
2. 実験方法
2.1 静滴法による高温濡れ性評価方法
汎 用 Mg-Al 系 合 金 と し て AZ80 （ 公 称 組 成Mg-8.4%Al -0.6%Zn-0.25%Mn）を使用し，静滴法を用いて AZ80 と Ti の高温濡れ現象を調査した．試験機チャンバー内に AZ80 試料および Ti 基板をそれぞれ配置し，チャンバー内を 3×10-3Pa 程度まで真空排気した．試験温度 1073K まで昇温した後，高純度
Ar ガスを充填し，1073K にて 300s 保持し，溶融させた AZ80 試料を MgO 管の先から Ti 基板上に滴下した．試料滴下直後からデジタルカメラを用いて液滴画像を 20s 毎に撮影し，液滴の挙動を記録した．
実験後の試料については，AZ80 と Ti 基板の界面構造を調査するべく，SEM-EDS を用いた組織観察と元素分析，微小部 X 線回折装置を用いた組成分析を行った．比較として，純 Mg と Ti の組合せについても同様の評価を行った．

古月文志

2.2 Mg 合金/Ti 界面における局所腐食現象の評価方
法
2.2.1 界面特性評価用試料の作製方法
Mg 合金母相と Ti 粒子の界面での特性を評価する
ため，界面組織を模擬的に再現した Mg 合金/Ti 接合
材料を以下の手順により作製した．出発原料にはAZ80 押出材（直径;16mm）および純 Ti 押出材（直径;16mm）を用いた．両材料の押出垂直断面を接触させた状態でカーボン型に充填し，温度 673K，圧力
40MPa，保持時間 1.8ks の条件で SPS 装置にて直径16mm ， 長 さ 約 50mm 程 度 の 固 相 焼 結 体 （ 以 下AZ80-Ti（SPS））を作製した．この接合体を温度1073K，Ar 雰囲気に管理した赤外線ゴールドイメー
ジ炉中で 1.8ks 保持し，AZ80 を溶融させた接合体試料（以下 A80-Ti（IF））を作製した．
2.2.2 SKPFM による界面の表面電位差測定
Mg 合金/Ti 接触界面での表面電位差が局部的な腐食現象に及ぼす影響を定量的に調査するため，走査型 ケ ル ビ ン プ ロ ー ブ フ ォ ー ス 顕 微 鏡 （ Scanning
Kelvin Probe Force Microscope;SKPFM）を利用してMg 合金母材/Ti 界面における表面電位差を測定した．
SKPFM は試料表面を走査する探針と試料の間に交流電圧を印加して静電気力による探針の振動から試料の表面電位を測定する手法であり，探針と試料表面の表面電位差 VCPD を測定する．母相および第 2相の表面電位をそれぞれ Vm，Vg とし，探針の表面電位を Vp とすると，母相/第 2 相界面の表面電位差 Vm-g
はVmg  Vm  Vg 

 Vm  Vp  Vg  Vp
 VCPDm  VCPDg
(1)と表せる．したがって，SKPFM により測定される母相-探針の表面電位差（VCPD-m）および第 2 相-探針の表面電位差（VCPD-g）の差が母相/第 2 相界面の表面電位差に相当する．
2.2.3 塩水浸漬試験による耐食性の評価
溶液温度を 303K に保持した 5mass%塩化ナトリ
ウム水溶液中に試料を浸し，塩水浸漬環境下における腐食試験を行った．試験中，酸化還元反応(Mg+2H2O=Mg(OH)2+H2)により発生した水素が試料表面に付着するのを防ぐため本実験では，マグネチックスターラーを用い，塩水の攪拌により試料表面の気泡を取り除いた．実験前および 3 時間浸漬後の試料表面における SEM-EDS 分析を行った．
3. 実験結果および考察
3.1 高温濡れ性評価結果および界面における組織
観察
溶融 AZ80 を Ti 基板上に滴下した際，滴下直後から濡れ角は 10°以下となり，純 Mg-Ti と同様の良好－134－࡞⃿ࢀᛶࢆ♧ࡋࡓ㸬⁲ୗᚋ㸪ヨ㦂 ᗘ 1073K ࡟࡚
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Ti-Al ⣔㔠ᒓ㛫໬ྜ≀ࢆ᭷ࡍࡿᮦᩱ࡛ࡣ,࢞ࣝࣂࢽࢵ
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(2) ᪥ᮏረᛶຍᕤᏛ఍㸸࣐ࢢࢿࢩ࣒࢘ຍᕤᢏ⾡ 2004㸬(3) ᪥ᮏ࣐ࢢࢿࢩ࣒࢘༠఍㸸㔠ᒓᮦᩱࢩ࣮ࣜࢬ 2009㸬

(Resin)Ti plate Mg

Al

O

Ti

㸦a㸧Heat treatment time 2.4ks
AZ80

Mg
Ti plate Mg

Al

O

Ti

5ȝm

㸦b㸧Heat treatment time 180s

5ȝmFig.1 SEM-EDS analysis results on surface Ti plateafter wettability test for 2.4ks (a) and 180s (b).
Ti

AZ80
AZ80

AZ80

Ti
1.58
[V]

Mg

Ti
10ȝm

Al
(a)

Surfacepotential

10ȝm

0.22

AZ80-Ti (SPS)
Ti

AZ80
AZ80

1.26
[V]

Mg

Ti
Al
10ȝm
(b)

Surfacepotential

10ȝm

0.25

AZ80-Ti (IF)Fig.2 SEM-EDS analysis on surface potential
difference at bonded interface of AZ80/Ti.
AZ80
AZ80

Ti

AZ80
AZ80

Ti

(a)

5ȝm
AZ80-Ti (SPS)

(b)

5ȝm
AZ80-Ti (IF)Fig.3 SEM observation on AZ80-Ti interface
AZ80-Ti (SPS) (a) and AZ80-Ti (IF) (b) after salt
water immersion test.

－135－㸦ඹྠ◊✲ศ㔝㸸」ྜ໬ᶵᵓᏛ㸧

共存状態を利用して SPS 成形した Al/SiC 複合材料の熱物性
大阪市立工業研究所 材料プロセシング研究室長 兼 研究主幹
水内 潔
1 緒言
炭化ケイ素(SiC)は，硬度、耐熱性、化学的安定性に優れることから、研磨材、耐火物、発熱体などに広く用いられている．また，広いバンドギャップ(3.25eV)，高い絶縁破壊電界(3MV/cm)，及び，高熱伝導率(λ＝100～350W/mK)を有することから 1，2)，高温半導体などパワーデバイスとしての研究開発も進められている．
一方 SiC は，高熱伝導率のみならず，低熱膨張係数(α＝4.5×10-6) 1，2)も併せ持つため，放熱用金属基複合材料の充填材としての利用も検討されている．特に，Al マトリックス中に SiC 粒子を充填した Al/SiC 複合材料の場合，高熱伝導率，低熱膨張率，および，低密度を有し，かつ SiC 単体よりもはるかに低温で成形できることから，軽量なヒートス
プレッダーとしての実用化が期待されている． Al/SiC 複合材料については、Chu らが，無加圧含浸法を用いて複合化することにより，Al-65vol.%SiC において 186W/mK の熱伝導率を得ている 3)．また彼らは，Al と SiC の混合粉末を固相状態で SPS 成形することにより，成形中の Al4C3 の生成を抑制し，Al-55vol.%SiC において 224W/mK の熱伝導率を得ている 4)．我々は最近，高熱伝導性を有する材料として，現存する材料中最も高い熱伝導率(λ＝2000W/mK)1，2)を有するダイ
ヤモンド粒子を，金属中に分散したダイヤモンド粒子分散型金属基複合材料を放電プラズマ焼結法(SPS)5-7)を用いて成形することにより，放熱性に優れた金属基複合材料の開発を行ってきた 8-13)．また，Al-Diamond 系では、SPS 成形中に固-液共存状態を持続させることが，ポアの充填や Al/ダイヤモンド界面密着性の向上に有効に作用することを明らかにしてきた 11, 12)． そこで，本研究では，マトリックスとして Al を，充填用フィラーとしてα型炭化ケイ素(α-SiC)をそれぞれ選択し，前報で報告した持続型固-液共存状態を利用した SPS 成形法 11, 12)を用いて，さらに高い熱伝導率を有し，かつ，低熱膨張係数も併せ持つ Al/SiC 複合材料の成形を試みたので報告する．
2

実験方法

出発材料としては，α型炭化ケイ素(α-SiC)粉末(大平洋ランダム(株)製 GMF-60FH2，平均粒子径 110μm)を充填材として用いた．用いた SiC 粉末粒子の外観の SEM 写真を Fig．1 に示す．粒子形状は球状でなく，やや角ばった塊状である．
また，
マトリックス用の出発材料としては，
純 Al 粉末(99.9％, 150mesh, 三津和化学薬品(株)製 )，及び，Al-5mass％
Si 合金粉末(平均粒子径 70μm. ヒカリ素材工業(株)製)を用いた. なお，Al-5mass%Si 合金粉末の熱伝導率は 163W/mKと低いため 1），多量の使用は複合材料そのものの熱伝導率を低下させる可能性がある. そこでまず，純 Al 粉末と Al-Si
合金粉末を体積比で 9：1 の割合で混合し，さらに，この混合粉末と SiC 粉末を，SiC 体積分率が全体の 40～55vol.%となるような配合比で混合した. この混合体を超硬製ダイセット中に充填し，2Pa の真空中で，加圧力 80～300MPa，昇温速度 1.08K/s，保持過程での加熱速度 0.05K/s，焼結温度 798～876K，保持時間 1.56ks の条件で SPS 成形し，直径10mm×厚さ約 2mm のディスク状試料を作製した. 測温は，ダイ内壁より 5mm の位置のダイ温度を K 型熱電対で測定する
ことにより行なった.作製されたディスクについて，相対密度の測定，SEM(JSM-6460LA)による組織観察，レーザーフラッシュ法(ULVAC-RICO Laser PIT)による熱伝導率の測定，及び，熱膨張測定装置(Rigaku TMA8310) による熱膨張係数の測定を行った.なお相対密度は，アルキメデス法(JIS(K7112)の C 法(浮沈法))に基づいて複合材料の密度をまず測定し，その値を，ポロシティーが無いと仮定して複合則により計算した理論密度の値で除することにより算出した．
3

結果および考察3.1 Al/SiC 複合材料の SPS 成形中の緻密化挙動
Fig．2 に，Al/SiC 複合材料の SPS による作製条件と，複合材料の成形中の緻密化曲線を示す．成形は前報 11, 12)同様，
Al-Si 合金の固-液共存状態を極めて固相率の高い状態に維持しつつ行っている．まず，室温から 798K まで 1.08K/s で

1
－136－

昇温し，ダイ温度が 798K に達した時点で昇温速度を 0.05K/s に下げ，876K まで低速加熱する．ダイ温度が 876K に達した時点で電源を切り，加熱を停止して放冷するが，加熱停止と同時に加圧力を 80MPa から 300MPa まで増加させ，その状態で 180s 保持した後，除荷した．Fig．2 の緻密化曲線を見ると，試料の緻密化は 473K から活発に進行し 723K 付
近から緩慢になる．ところが，ダイ温度 800K 付近でキンク(Fig．2 中の○印)を生じ，30s 程度の短時間の急速な緻密化が生じる．これは，純 Al よりも融点の低い Al-5mass％Si 合金粉末(固相線温度 850K，液相線温度 905K)1)の溶融を示すものと思われる． 798K から 876K までの低速加熱過程でも緻密化は緩やかに進む．この過程では，前報 11)で述べた
ように，マトリックス中では，極めて固相率の高い(液相率の低い)固-液共存状態が長時間持続し，液相部分が複合材
料中のポアを埋めながら緻密化が進行するものと考えられる．純 Al 合金粉末と Al-5mass%Si 合金粉末粒子の元々の体積比は 9：1 であるから，最終的には，マトリックス全体が Al-0.5mass%Si 合金になると考えられる．
低速加熱過程において，ダイ温度 876K を越えると成形時のクロスヘッドの移動速度が急上昇し始める．これは，この時点で試料温度が Al-0.5Mmass%Si 合金の固相線温度に達したことを示すものと思われる．したがって，これ以上加熱した場合，固相率が単調に減少(液相率が単調に増加)し，冷却時の凝固収縮による材料中へのポアの残存や，ダイパンチ間隙へのマトリックスの浸み出し等の原因になりやすいと思われる．したがって，低速加熱はダイ温度 876K で停止し，放冷している．なお，加熱停止直後に加圧力を 80MPa から 300MPa に増加させるのは，ダイ温度が 876K に達した時点でもなお試料中に残存しているポアを，液相でさらに充填し，かつ，Al マトリックスと SiC 粒子との密着性を向上させるためである．末吉ら 14)は，複合材料の加熱圧縮成形においては，フィラー間隙へのマトリックス金属の充填が不十分な段階からの高加圧力の付与は，フィラー同士の強固な密着を生ぜしめ，フィラー間隙へのマトリックス金属の侵入を阻害することから，まず低圧成形でマトリックス金属をフィラー間隙に充分充填し，その後の高圧成形でフィラー/マトリックスの密着を図るという，2 段階加圧の有効性を報告している．したがって，本研究においても，798Kから 876K までの低速加熱過程においては Al マトリックスの液相部分を SiC 粒子間隙に侵入しやすくするために，あえて 80MPa という低荷重で成形し，ダイ温度が 876K に達し，加熱停止した直後に 300MPa まで加圧力を増やすという方法を採用した．
3.2 SiC 粒子体積分率と相対密度との関係
Table 1 は，SPS 成形した Al/SiC 複合材料の相対密度の SiC 粒子体積分率との関係を示している. SiC 粒子体積分率
40％～50％の範囲内においては，ほぼ 100％の相対密度が得られた．SiC 粒子体積分率が 55％の場合，相対密度は若干低下するが，それでも 99.8％であった．同様の方法で作製した Al/ダイヤモンド複合材料 11，12）の場合と比較すると，充填粒子の体積分率が 45％以上の場合，Al/SiC 複合材料の相対密度は Al/ダイヤモンド複合材料のそれを上回った．
これは，今回の Al/SiC 複合材料の SPS 成形時の最大加圧力が 300MPa であり，
Al/ダイヤモンド複合材料の場合の 80MPaと比較して高いことが 1 つの要因と考えられる．
3.3 組織と生成相
Al-50vol.％SiC 複合材料の SEM による組織観察結果を Fig．3 に示す．濃灰色の SiC 粒子が淡灰色の Al 中に分散した組織を呈している．SEM 観察の範囲内では，Al/SiC 界面において，Al4C3 の生成によると思われる反応層は認められなかった．Fig．4 に Al-50vol.％SiC 複合材料の X 線回折結果を示す．Al，SiC(4H)および SiC(6H)の 3 種類の回折ピークが観察され，複合材料中の SiC は，出発材料の SiC 粉末と同じく４H 構造と６H 構造が混在した状態であることが認められた．なお，X 線回折結果からも Al4C3 のピークは認められなかった．本研究で用いた，持続型固-液共存状態を利用した SPS 成形法は，固相率が極めて高い固液共存状態での成形であり，かつ，液相の存在位置が時々刻々移動するため，
Al/SiC 界面反応の生じにくい成形方法と考えられる．しかしながら，ナノサイズの Al4C3 粒子が Al/SiC 界面に微量に生成している場合，X 線回折ではとらえにくいと思われる．したがって，Al4C3 の存在の確認には，TEM と STEM-EDX を併用した詳細な観察が必要と考えられる．
3.4 熱伝導率
Al/SiC 複合材料の熱伝導率と SiC 粒子体積分率との関係を Fig. 5 に示す. Al-40vol.％SiC 複合材料においては

2
－137－

240W/mK の熱伝導率が得られた．SiC 粒子体積分率が 40～50vol.%の範囲内では，SiC 含有量の増加と共に熱伝導率は増加し，Al-50vol.％SiC 複合材料において 252W/mK の熱伝導率が得られた．Al-55vol.%SiC では熱伝導率はやや低下するが，それでも 246W/mK を示した．このように，SiC 粒子体積分率 40～55vol.％の範囲において 240W/mK を越える熱伝導率が得られ，同一粒子体積分率における Chu ら 13)のデータを 22～32W/mK 上回る熱伝導率が得られたことについては，
前述のように，持続型固-液共存状態を利用して SPS 成形 9, 10)したことと，300MPa という高圧力を付与したことにより
Al マトリックスと SiC 粒子が密着し，高い相対密度が得られたことが主要因と考えられる．
3.5 熱膨張係数
Fig．6 に Al/SiC 複合材料の熱膨張係数の理論値と実測値を合わせて示した。粒子分散型複合材料の熱膨張係数の理論式としては，Turner15)のモデルと Kerner16)のモデルの 2 種類が提唱されている．このうち，Kerner のモデルは，分散粒子とマトリックスの界面で生ずるせん断応力の影響を考慮しているためより広く用いられている．本研究においても，
Kerner のモデルを用いて理論計算値と実測値の比較を行った．本研究で作製した Al/SiC 複合材料の熱膨張係数の実測値は，Al-40vol.%SiC において 14.3×10-6，Al-50Vvol.%SiC において 12.5×10-6 であった．これらの実測値は，熱膨張係数の大きい Al をマトリックスとし熱膨張係数の小さい SiC を分散粒子として計算した，Kerner の Upper line(上限の曲線)で示される理論値を越えず，若干下回る値であった．この結果は，本研究で作製した Al/SiC 複合材料の粒子/
マトリックス界面の密着性が良好であることを示している．
4

結論

持続型固-液共存状態を利用した放電プラズマ焼結法(SPS)により，α型炭化ケイ素(α-SiC)粒子分散型 Al 基複合材
料を作製し，以下のことを明らかにした.
(1)SiC 粉末，純 Al 粉末，及び，Al-5mass%Si 粉末の混合粉末は，SPS により加圧力 80～300MPa，昇温速度 1.08K/s，保持過程での加熱速度 0.05K/s，焼結温度 798～876K，保持時間 1.56ks の条件
で緻密化できる. この条件で成形した場合，Al/SiC 複合材料は，SiC 粒子体積分率 40～50vol.%の範囲において，ほぼ100％の相対密度を示した.
(2)Al/SiC 複合材料の熱伝導率は，SiC 粒子体積分率 40～50vol.%の範囲では，粒子体積分率の増加とともに増大し，Al-50vol.%SiC において，最高の熱伝導率 252W/mK が得られた．
(3) Al/SiC 複合材料の熱膨張係数の実測値は Kerner モデルの理論式の Upper line にほぼ一致し，Al/SiC 界面の密着性が良好であることが示唆された．
文

献1) Metals Handbook, Vol.2 - Properties and Selection: Nonferrous Alloys andSpecial-Purpose Mater., ASM Inter. 10th Ed.

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3
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9) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, S. Yamada, M. Tanaka, M. Sugioka, T. Takeuchi, J. Tani, M. Kawahara, J. –h. Lee and
Y. Makino: “Thermal Properties of Diamond Particle-Dispersed Cu-Matrix-Composites Fabricated by Spark Plasma Sintering(SPS), Mater. Sci. Forum, 638-642(2010)2115-2120.
10) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, Y. Morisada, M. Sugioka, M. Itami, I. Kawafune, M. Kawahara and Y. Makino ：“Thermal
Conductivity of Diamond Particle Dispersed Aluminum Matrix Composites Produced in Solid-Liquid Co-Existent State by
SPS”，J. Jpn. Soc. Powder Powder Metallurgy, 55(2008)96-100.
11) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, Y. Morisada, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, J. Tani, M. Kawahara and Y. Makino ：“Thermal Properties of Diamond Particle Dispersed Aluminum Matrix Composites Fabricated in Continuous Solid-Liquid
Co-Existent State by SPS”，J. Jpn. Soc. Powder Powder Metallurgy, 56(2009)438-443.
12) K. Mizuuchi, M. Kawahara and Y. Makino : “Densification and Development of Synthesis Route for Enhancing Performance ofHeat Dissipative Metal Matrix Composites in Continuous Solid-Liquid Co-Existent State”, J. Jpn. Soc. Powder Powder
Metallurgy, 58(2011) in press.
13) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, Y. Morisada, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, M. Kawahara and Y. Makino :“Microstructure and Thermal Conductivity of Ag/Diamond Composites Fabricated in Solid-Liquid Co-Existent State by SPS”, J.
Jpn. Soc. Powder Powder Metallurgy, 56(2009)768-774.
14) H.Sueyoshi，T. Maruno, K. Yamamoto, Y. Hirata, S. Sameshima, S. Uchida, S. Hamauzu, S. Kurita : “Processing of Continuous
Ceramic Fiber/Iron Alloy Composite”, J. Japan Inst. Metals, 10(2001)961-966.
15) P. S. Turner: “Thermal –Expansion Stresses in Reinforced Plastics”, J. Res. NBS., 37(1946)239-250.
16) E. H. Kerner: “The Elastic and Thermo-elastic. Properties of Composite Media”, Proc. Phys. Soc., B69(1956)808-813.

Fig.1

A SEM micrograph of α-SiC powder as-received.

4
－139－

共同研究分野： 複合化機構学分野

Fig. 2

Change in the relative packing density and the temperature of the Al/SiC composite during SPS process as a function ofsintering time, along with the change in the pressure loaded to the composite during SPS.

A SEM micrograph taken from Al-50vol.%SiC composite fabricated by spark plasma sintering (SPS).

Al/α-SiC○：Al●：S iC （4H)■：S iC （6H）

Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ

Fig．3

20

Fig. 4

40

60
2θ

80

100

An X-ray diffraction profile taken from Al-50vol.%SiC composite fabricated by SPS.

5
－140－

Thermal conductivity, λ/(W/mK)

300

250

200

150
35

40

45

50

55

60

Volume fraction of SiC, V f(%)

Fig. 5

Change in thermal conductivity of SiC particle dispersed Al matrix composite fabricated by spark plasma sintering (SPS) asa function of the volume fraction of SiC particles in the composite.

Coefficient of thermal expansion, α(×10-6 )25Turner line
Kerner upper line
Kerner lower line

20

Experimental

15

10

5

0
0

20

40

60

80

100

Volume fraction of SiC, V f(%)

Fig．6 Comparisons of coefficients of thermal expansion, predicted theoretically for Al and SiC composite and measured
experimentally for Al-matrix composite containing 40 and 50 vol.% SiC particles.

For comparison, a curve obtained theoreticallyusing Turner’s equation is also depicted.

Table 1

Relative packing density of SiC particle dispersed Al matrix composite fabricated by spark plasma sintering (SPS).
Composite

Al-40vol.%SiC

Al-45vol.%SiC

Al-50vol.% SiC

Al-55vol.%SiC

Relative packing density (%)

100

100

100

99.8

6
－141－

カーボンナノチューブ（ＣＮＴ）の単分散化プロセスによる金属基複合材料の創製と特性解明－単分散ＣＮＴを利用した金属材料の高機能発現機構の解明－
ＣＮＴコーティングチタンの生体応用
北海道大学病院保存系歯科，歯周・歯内療法科
宮治裕史，西田絵利香①目的チタン（Ti）は歯科用インプラントや歯科矯正用アンカー，骨固定材など生体材料として広く用いられている．これまでに Ti と生体のインターフェースの適合性改善のために様々な表面処理法が検討されてきた．近年カーボン
ナノチューブ（CNT）が細胞付着性や増殖性を促進することが報告されている．今回純 Ti 表面を CNT 皮膜（CNT-net）を用いてコーティングを行い，コーティングの状態および生体親和性を評価したので報告する．

②研究方法
Multi-wall CNT（NC7000，Nanocyl S.A., ベルギー）の分散液（CNT 濃度；1wt％）を用いて，純Ti プレート（ニラコ，東京）の表面に CNT-net を作成後，850℃で真空熱処理して CNT-net/Ti とした．CNT-net コーティング面を SEM および AFM

Fig1. CNT-net/Ti と表面の SEM 像にて観察を行い，XRD による分析を行った．次にMC3T3-E1 細胞を CNT-net/Ti および Ti に播種して培養を行い，24，72 時間後に SEM にて細胞付着性を観察した．また全身麻酔下にてラット背部皮下に Ti および CNT-net/Ti プレートを移植し，10日後に組織学的に生体親和性を評価した．また，35日後に摘出したプレート表面を SEM にて観察した．

Fig2. CNT-net/Ti 表面の AFM 像③研究結果
Ti はコーティング処理によって CNT-net で完全に被覆され黒色となり，SEM 観察において CNT-netの均一な網目構造が Ti 表面に形成されていることを確認した（Fig1）．AFM 観察の結果，コーティン
グ層の厚みは 200nm 程であった（Fig2）．

XRD プロファイルより CNT-net/Ti に炭化チタン（TiC）の生成を認め，これは熱処理過程での CNTと Ti の固相反応により生成されたものと考えれら
れ，CNT-net は Ti 表面に強固に固着していること

Fig3. CNT-net/Ti および Ti の XRD 結果が示された（Fig3）
．

－142－

拡大

Fig4. Ti，CNT-net/Ti 上での細胞付着性の観察．72 時間培養後（SEM）
培養試験において，
CNT-net コーティング面に付着した細胞は純 Ti 表面に比較して細胞伸展が良好であり，
72 時間後において付着細胞数は増加した．細胞は突起を伸ばして CNT-net に付着しており，細胞親和性は良好であると考えられた（Fig4）．

ラット皮下へ埋植後 10 日目の組織学的観
察結果では，Ti と同様に CNT-net/Ti 周囲の結合組織に炎症性細胞浸潤はほとんど認められず，血管の拡張やマクロファージの出現も示さなかった．したがって
CNT-net/Ti は良好な生体親和性を有する
ことが明らかになった（Fig5）．

Fig5. ラット皮下埋入後の組織学的評価
埋植後 5 週の CNT-net/Ti をラット体内から摘出しコーティング面を SEM 観察した
ところ，CNT-net の脱落は認められず
CNT-net 上に細胞や細胞外基質が大量に付着しており，CNT-net コーティングは生体内で安定であると考えられた（Fig6）．

Fig6. 5 週後摘出した CNT-net/Ti の表面の SEM 像④結論
Ti 表面に均一に形成された CNT-net コーティングは生体内においても脱落せず，良好な細胞親和性，生体親和性を有することが明らかとなった．本研究によって CNT コーティングチタンが生体材料として応用できる可能性が示された．

（共同研究分野 複合化機構学分野）－143－

微細粒 Mg 合金の疲労強度特性の評価および疲労メカニズムの解明
長岡技術科学大学・工学部
宮下 幸雄
1．目的
マグネシウム合金は、実用金属中、最も軽量で比強度に優れるため、軽量化を目的として輸送機器の構造材への実用化が進められている。一般に、金属材料の強度と結晶粒径の間には、Hall-Petch の関係が知られており、結晶粒の微細化は強度特性向上の有効な手段である。本研究では、とくに、マグネシウム合金の微視組織の制御法として、RCP(Roll Compaction)加工に注目した。同手法により得られた粉体を用いて製作した押出材は、異方性が小さく、優れた強度特性を有する 1)．本研究では、これまでに、RCP 加工を施した AZ31 マグネシウム合金押出材の疲労強度特性を調べてきた。本報告では、これまでの研究結果をまとめ、RCP 加工を施した AZ31 マグネシ
ウム合金押出材の疲労メカニズムについて考察した。
2. 研究方法
供試材には、RCP 加工を施し、その後、押出した AZ31 マグネシウム合金（以下、RCP 材と呼ぶ）を用いた。
また、その比較材として、市販の AZ31 マグネシウム合金押出材（以下、市販材と呼ぶ）を用いた。供試材の微視
組織の観察例および機械的性質をそれぞれ Fig.1 および Table 1 に示す。RCP 材と市販材の平均結晶粒径は、それぞれ、約 1μm および 68μm である。疲労試験片の試験部直径は 4mm、疲労強度試験の負荷条件は応力比-1、
周波数 1～50Hz、荷重波形が正弦波とした。疲労試験は実験室環境中で行い、実際の温度と湿度は、20～28℃、40～66％RH 程度であった。き裂発生・伝ぱ挙動を観察するため疲労中断試験も行った。疲労中断試験における負荷応力振幅は、いずれの材料も同程度の疲労寿命となるように、RCP 材が 180MPa、市販材が 130MPa とした。
3. 研究結果
疲労強度試験の結果より得られた S-N 曲線を Fig.2 に示す。同図より、107cycle における疲労強度は、それぞれ、RCP 加工を施した押出材で 150MPa、市販の押出材で 100MPa であり、RCP 材の方が、市販材よりも高い
破面観察より、RCP 材および市販材のいずれも試験片表面が破壊起点となっていた。また、Fig.3 に示すように、
RCP 材の破壊起点部には、Al-Mn 系化合物の存在が示唆される場合が認められた。疲労中断試験より、RCP 材では、発生したき裂が主き裂となり、そのまま進展したのに対し、市販材では、複数の疲労き裂が双晶に沿って発生し、それらのき裂が成長し、やがて合体する様子が確認された。また、RCP 材では、全疲労寿命の約 72.5％で表面き裂長さ 2c=18.2μm の疲労き裂の発生が確認された。他方、市販材では、全疲労寿命の約 5.7％のサイクル数で、表面き裂長さ 2c=38.5μm の疲労き裂の発生が確認された。市販材およびこれまでに報告されているマグネシ
ウム合金と比べて、RCP 材の疲労き裂発生寿命が著しく長い、すなわち、き裂発生抵抗が大きい。上述の疲労中断試験より得られた表面き裂の進展挙動を、き裂伝ぱ速度と応力拡大係数の関係に整理して Fig.4 に示す。なお、
表面き裂は、半円形状を仮定している。また、同図中には、RCP 材を供試材として CT 試験片を作製し、疲労き裂伝ぱ試験を行った結果も示している。疲労き裂伝ぱ試験は、実験室環境で行い、負荷条件は応力比 0.1、繰り返し速度 20Hz の正弦波とした。CT 試験片、すなわち、長いき裂の場合には、き裂開閉口挙動が認められた。Fig.5に、応力拡大係数範囲（ΔK）と有効応力拡大係数範囲／応力拡大係数範囲（ΔKeff/ΔK）の関係を示す。同図より、下限界付近を除くと、ΔKeff/ΔK は約 0.75 程度の一定値を示している。Fig.5 より、表面き裂の伝ぱ曲線は、有効応力拡大係数範囲で整理した長いき裂の伝ぱ曲線とほぼ一致していることがわかる。すなわち、表面き裂に対しては、き裂開閉口の影響がほとんどないと考えられる。Fig.4 より、長いき裂では、ΔK=1.4 MPa m1/2 付近で、き裂
伝ぱ曲線に折れ曲りが観察された。このときの塑性域寸法を算出すると、約 0.88μm であり、RCP 材の平均結晶粒径とほぼ一致していた。塑性域寸法と組織の代表寸法(例えば結晶粒径)の関係は、破壊機構に関係すると考えられるため 2)、ΔK=1.4 MPa m1/2 付近で破壊機構の遷移が生じている可能性が考えられる。

－144－㧚߹ߣ߼
RCP ടᎿࠍᣉߒߚ AZ31 ࡑࠣࡀࠪ࠙ࡓว㊄᛼಴᧚ߪ‫ޔ‬㜞޿∋ഭ߈ⵚ⊒↢ᛶ᛫ࠍ᦭ߒߡ޿ࠆߚ߼‫ޔ‬Ꮢ⽼᧚ߣᲧセߒߡ‫ޔ‬㜞޿∋ഭᒝᐲࠍ␜ߒߚ‫⚿ޕ‬᥏☸ᓘ߇ᄢ߈޿Ꮢ⽼᧚ߩ႐วߦߪ‫ޔ‬෺᥏߇߈ⵚߩ⊒↢⿠ὐߣߥࠆ႐ว߇⹺߼ࠄࠇ
ߚ߇‫ޔ‬RCP ᧚ߢߪ‫ޔ‬ਥߦ‫ޔ‬Al-Mn ♽ൻว‛ߥߤ߇⎕უ⿠ὐߣ⠨߃ࠄࠇࠆ‫∋ޕ‬ഭ߈ⵚવ߬․ᕈߦ㑐ߒߡ‫ⵚ߈ޔ‬㐳ߐ߇㐳޿႐วߦߪ߈ⵚ㐿㐽ญ᜼േ߇⹺߼ࠄࠇߚ߇‫ޔ‬⍴޿߈ⵚߢߪ߈ⵚ㐿㐽ญߩᓇ㗀ߪ߶ߣࠎߤߥߊ‫ޔߚ߹ޔ‬RCP ᧚ߩ߈ⵚવ߬ᛶ᛫ߪᏒ⽼᧚ߣ߶߷ห⒟ᐲߢ޽ߞߚ‫∋ࠆߥࠄߐޕ‬ഭᒝᐲะ਄ߩߚ߼ߦߪ‫ޔ‬⎕უ⿠ὐߣߥࠆ੺࿷‛ߩኸᴺ
೙ᓮ߇㊀ⷐߢ޽ࠆ‫ઁޕ‬ᣇ‫ޔ‬ታ᭴ㅧ‛ࠍ⠨߃ߚ႐ว‫ޔ‬ᰳ㒱߿ᔕജ㓸ਛㇱߩሽ࿷ߪㆱߌࠄࠇߥ޿ߚ߼‫ⵚ߈ޔ‬વ߬ᛶ᛫ߩ
ะ਄߽੹ᓟᬌ⸛ߔࠆᔅⷐ߇޽ࠆߣ⠨߃ࠄࠇࠆ‫ޕ‬ෳ⠨ᢥ₂
1) K. Kawabata, et.al., Proceedings of the 7th International Conference on Magnesium Alloys and Their
Applications, pp.113-118 (2006).
2) ᚭ᫃ᕺ㇢ࠄ㧘᧚ᢱ, 52 -7 , pp821-826 (2003).
Table 1 Tensile properties of materials used.
Material
Extruded AZ31
via RCP process
Commercial
extruded AZ31

Tensilestrength,MPa

0.2%proof
stress,MPaElongation,
%

323

254

20

247

206

22.8

Fig.1 Microstructure of materials used. (a) extruded
AZ31 via RCP process, (b) commercial extruded.
AZ

Fig.2 S-N curves for the extruded AZ31 via RCP
process and a commercial extruded AZ31.

Fig.3 Result of EDS analysis for fracture surface of extruded
AZ31 via RCP process. ıa=130MPa, Nf=38625cycles.

1'K eff / 'K

0.9

Long crack䋨CT specimen䋩

0.8
0.7

Surface
crack

0.6
0.5
0.5

1

1.5

2

'K

Fig.4 Relationship between 'Keff /'K and 'K in
extruded AZ31 via RCP process.

Fig.5 Crack growth curves of surface crack and long crack in
extruded AZ31 via RCP process.

㧔౒ห⎇ⓥಽ㊁㧦ⶄวൻᯏ᭴ቇ㧕－145－

防撓パネル構造の溶接変形予測に関する研究
愛媛大学大学院理工学研究科
柳原大輔，日高真一郎
１．研究目的船体などの大型鋼構造物は比較的薄いパネルに多くの補強材を溶接した防撓パネル構造となっており，防撓パネルには溶接による変形や残留応力などの初期不整が生じる。この初期不整の程度を予測することは，構造強度上あるいは建設・建造の精度管理の上で重要となる。本研究では，船体に用いられる防撓パネル構
造を対象として，その溶接変形を固有変形法に基づいた有限要素解析を実施して推定する。解析結果を別途実施された変形計測結果と比較して解析の精度を確認するとともに，解析時間の短縮法について検討する。
２．研究の方法
本研究では，船体構造の建造過程における小組材の溶接変形の推定を試みた。Fig.1 に対象とした小組材を示すが，底板パネルに L 型断面のロンジ材 7 本とトランス材，さらに，ロンジ材間の補強材 11 本が溶接された防撓パネル構造になっている。なお，底板パネル部の寸法は概ね 6500×4500×12mm である。
一般に溶接変形を精度良く推定するには，有限要素法を用いた熱弾塑性解析が用いられるが，その解析には莫大な時間を要する。一方，大阪大学接合科学研究所で開発された JWRIAN は，固有変形法に基づいた
溶接変形解析ソフトウェアであり，弾性の有限要素法解析を行うだけの短時間で，溶接変形解析が可能になっている。そこで，本研究では，JWRIAN を使って小組材の溶接変形の推定を行った。解析では，圧縮残留応力による座屈変形が生じる可能性もあったため，大変形を考慮した非線形解析とした。
解析時の境界条件として，最も少ない支持点数で剛体変位を拘束できる 3 点支持（Fig.2）を考えた。加えて，実際に定盤上で溶接される状況を再現するため，底板をロンジ材や補強材の取り付け線に沿って多数の要素で支持する境界条件も考えた（Fig.3）。この場合，支持要素と底板との間に界面要素と呼ばれる接触バネが自動で生成される。支持要素と底板の間のギャップが正の場合には，小組材は拘束されることなく自由に変形することができ，これが負になる場合には大きな剛性が自動的に与えられるため，支持要素上の部材が下方向に変位することはない。
３．結果
Fig.4 に 3 点支持境界条件の下で得られた溶接変形を示す。z 方向の拘束のない頂点で面外変形が大きくなり，最大変位は 260mm

Fig.1 解析対象とした小組材

Fig.2 3 点支持境界条件となった。実際には，定盤に置いて溶接作業を行っているので，下方向にこれほどの変形が生じることはない。従って，このような単純な境界条件では，実現象の再現

Fig.3 要素支持境界条件（接触バネによる多点支持）ができないことが分かった。
Fig.5 に要素支持境界条件で得られた溶接変形を示す。 Trans 材を軸にほぼ対象の形になった。板の端部－146－では上向きの変形が発生し，補強材の溶接の影響により②の位置で最大変位（約 37mm）が生じた。また，底板と L 型
ロンジ材の隅肉溶接によって，やせ馬歪が発生している。
Fig.6 に要素支持境界条件での JWRIAN の解析結果と，別途実施した溶接変形の計測結果の比較を示す。図は底板だけを抜出し，変形量を 30 倍に拡大している。 変形図より両者
とも Trans 材を軸としてほぼ対象な変形を示しており，変Fig.4 3 点支持境界条件下の溶接変形とz 方向変位分布（鉛直下向きが正）形モード，変形量とも，ほぼ同じ傾向を示している。この結果より，JWRIAN を用いて溶接変形を定量的に推定できることが分かった。
Fig.5 に示した解析結果は，全ての部材を一斉仮付けし，その後実際の溶接作業と同様に全 40 工程の逐次順次溶接を実施した。この場合の計算時間は，AMD Phenom Ⅱ X4 820を搭載した PC で約 2 時間 30 分であった。生産現場での使用を想定すると，計算時間をできるだけ短縮させることが望ましい。そこでまず，L 型ロンジ材と Trans 材との溶接が小Fig.5 要素支持境界条件下の溶接変形とz 方向変位分布

組材全体の変形に与える影響は小さいと推測し，この溶接を無視した。さらに，部材郡を一斉に溶接する方法を試みる。
つまり，(1) 全ての部材を一斉仮付け，(2) 底板と L 型ロン
ジ材 7 本の一斉溶接，(3) 底板と Trans 材の溶接，(4) 底板と補強材 4 枚の一斉溶接，(5) 底板と L 型ロンジ間の補強材
7 枚の一斉溶接の，全 5 工程で解析を行う。
Fig.7 に一斉溶接を施した場合の解析より得られた溶接変(a) JWRIAN形を示す。図から分かるように，変形モードや変形量は Fig.5とほぼ同じとなっている。また解析時間は 10 分程度であった。この結果から，(1) 最終形状に影響を与えないような溶接箇所を推測して作業工程から除く，(2) 同じような部材が多数ある場合や，同じ領域内にある部材は一斉溶接を実施す
るという工程の短縮で，大幅な計算時間の短縮が可能になることが分かった。この方法を取り入れることで，より大型ブロックでの解析も可能になると考えられる。

(b) 変形計測
Fig.6 JWRIAN 解析結果と変形計測結果（z 方向変位）

４．結論
本研究では，船体に用いられる防撓パネル構造を対象として，その溶接変形を大阪大学接合科学研究所にて開発された
JWRIAN を用いて推定した。その結果，実際の溶接組み立て状態を再現するために，多数の接触バネで解析モデルを支持することで，精度の高い変形推定結果が得られることが明らかとなった。また，同じような部材については一斉溶接を

Fig.7 一斉溶接を施した解析による溶接変形とz 方向変位分布施すことで，解析時間を大幅に低減できることも分かった。

（共同研究分野：数理解析学分野）－147－

核融合炉低放射化金属材料異材溶接部の諸特性に及ぼす溶接条件の影響
東北大学大学院工学研究科
野上修平、小西裕希
1．緒言
核融合炉の構造材料としては、低放射化フェライト鋼と呼ばれる高クロムフェライト/マルテンサイト鋼の適用が有力とされている。しかし、低放射化フェライト鋼の使用上限温度は 500～600℃とされているため、より高温での核融合炉の運転を実現させるためには、低放射化フェライト鋼の利点を生かした高温材料が必要である。その観点において、高速炉燃料被覆管などへの適用を目指して開発された酸化物分散強化高クロム鋼（高クロム ODS鋼）の核融合炉への適用が検討されている。
低放射化フェライト鋼や高クロム ODS 鋼などは、主として使用温度や照射損傷が過酷なブランケットなどの主要な部位に適用されると考えられる。一方でその周辺機器には、生産性やコストなどの面から、オーステナイトス
テンレス鋼などの汎用鋼が適用されると考えられる。そのため、機器を実現するためには、低放射化フェライト鋼
や高クロム ODS 鋼と汎用鋼の間で異材接合が必要とされる。
低放射化フェライト鋼については、異材接合に関する種々の研究結果が報告されており、著者らも、低放射化
フェライト鋼 F82H とオーステナイトステンレス鋼 SUS316L の電子ビーム溶接継手の試作結果について報告した[1, 2]。一方で、ODS 鋼を用いた異材接合に関する研究報告は限られており、接合技術についても未だ確立されたものはないと考えられる。
本研究では、非溶融接合として代表的な手法の一つである摩擦撹拌接合（FSW）の ODS 鋼を用いた異材接合に対する適用性を検討する前段階として、ODS 鋼同士の FSW 共材接合性について検討することを目的とした。
2．FSW 継手の試作
本研究で用いた試料は、15%クロムを含有する高クロム ODS 鋼である。素材は、メカニカルアロイングの後、熱間押出しおよび熱間鍛造（1150℃）を実施し、その後最終熱処理（1150℃×1 時間、空冷）を実施した。製作した素材の板厚は 1.5 mm である。
FSW 施工は、超硬合金製のツールを適用し、接合科学研究所の装置を用いて実施した。施工時のツールの送り
速度は 50 mm/min、ツール回転数は 250、300、350、400 rpm とした。図 1 に製作した FSW 継手の外観写真を、図2 に送り速度 250 rpm における断面金相写真を示す。本実験の範囲内では、ツールの送り速度に関わらず、製作した継手には割れなどのマクロ欠陥は観察されなかった。また、断面観察の結果、厚さ方向に渡ってポアやミクロき裂なども確認されず、FSW 接合部は、攪拌部（SZ 部）と熱影響部（HAZ）に大別された。
3．FSW 継手の微細組織と硬さの分布
FSW 接合した試験片断面に対してビッカース硬さ測定を実施した結果を図 3 に示す。どの回転数の試験片でも撹拌部最上面は軟化していたが、高回転数では底面近傍でも軟化が観察された。走査型電子顕微鏡による電子線後方散乱（EBSD）法を用いた観察の結果、撹拌部では再結晶化による等軸粒の形成が観察された。ビッカース硬さと結晶粒径はホールペッチの関係を示しており、再結晶化や撹拌時の入熱による結晶粒の粗大化によって軟化が起こったと考えられる。
参考文献[1] N. Hara, S. Nogami, T. Nagasaka, A. Hasegawa, H. Tanigawa, T. Muroga, Fus. Sci. Tech. 56 (2009) 318-322.
[2] S. Nogami, N. Hara, T. Nagasaka, A. Hasegawa, T. Muroga, Fus. Sci. Tech. 60 (2011) 335-338.
（共同研究分野：数理解析学分野）

－148－

Back

Front

Front

10ｍｍ

10ｍｍ

Back

Front

Back

Front

Back

10ｍｍ

10ｍｍ

図 1．製作した FSW 継手の外観写真

ＢＭ

ＨＡＺ

ＳＺ
2 mm

図 2．製作した FSW 継手の断面金相写真（送り速度 250 rpm）

図 3．製作した FSW 継手における断面ビッカース硬さ分布－149－

薄板軟鋼板のスポット溶接部の溶接残留応力の測定

長崎大学 大学院 勝田 順一
大阪大学 接合研 堤 成一郎

１． 目的
近年，自動車外殻も構造部材として利用するようになり，外板のスポット溶接部の疲労破壊の防止，寿命予測が課題となってきた。溶接部の疲労寿命を推定する場合には，溶接残留応力を精度よく推定する必要があることは，よく知られていることである。
従来から，溶接残留応力は切断法が用いられてきた。しかし，スポット溶接部は外形が小さく，周辺を含めても従来のひずみゲージを貼付して切断する方法では残留応力分布を把握することは，非常に困難であった。
そこで，本研究では，スポット溶接部にせん断が作用するような継手試験片と引張り力が作用する試験片を製作し，それらの溶接残留応力をパルテック工業㈱社製の小型Ｘ線残留応力測定装置（μ-Ｘ360）を用いて溶接残留応力の測定の可能性を探ることを目的とする。
２． 研究方法
使用した薄板鋼板は，一般加工用冷延鋼板（SPCC）と深絞り用冷延鋼板（SPCE）である。これらの鋼板を用いて，それぞれ２種類の試験片を作成した。試験片を，図１，図 2 に示す。なお，試験片上に黒マジックで印をつけた個所が残留応力を計測した箇所である。

（単位：㎜）（単位：㎜）
図１ せん断型試験片

図２ 引張り型試験片

小型溶接残留応力測定器の外形を，図３に示す。
この計測器は，金属表面の残留応力を非破壊で計測する装置であり，試料のセットが簡単であること，測定が約 90 秒と短時間であること，比較的狭い部分の測定が可能であることなどの特徴があり，スポット溶接部周辺の溶接残留応力の測定には，適しているのではないかと考えられた。
図３ 小型残留応力測定装置－150－

３． 結果
図４に，SPCC 鋼のせん断型試験片の残留応力計測結果を，図５に，SPCE 鋼のせん断型試験片の残留応力計測結果を示す。
-87MPa-79MPa129MPa

計測不可

計測不可

97MPa

28MPa

51MPa

21MPa

7,000MPa
8,000MPa
4,000MPa

79MPa
337MPa235MPa327MPa14MPa
194MPa

計測不可

図４ SPCC 鋼せん断型試験片残留応力計測結果

40MPa-40MPa225MPa

図５ SPCE 鋼せん断型試験片残留応力計測結果

図６に，SPCC 鋼の引張り型試験片の残留応力計測結果を，図７に，SPCE 鋼の引張り型試験片の残留応力計測結果を示す。
-201MPa-112MPa

55MPa-37MPa102MPa241MPa

56MPa
91MPa

393MPa

図４ SPCC 鋼引張り型試験片残留応力計測結果-42MPa

図５ SPCE 鋼引張り型試験片残留応力計測結果

今回の小型溶接残留応力測定器を用いて，スポット溶接残留応力を計測した結果，小さな箇所を狙って溶
接残留応力を計測することは可能であり，操作も容易であった。溶接残留応力の計測結果については，SPCC
鋼の場合には，計測ごとの結果のばらつきが少なく，想定内の計測結果であったが，SPCE 鋼の場合には，計測ごとのばらつきが非常に大きく，想定できないような値も計測された。
今後は，この原因を明らかにして，簡易的に溶接残留応力の計測が可能となるよう検討したい。

（共同研究分野：信頼性設計学分野）－151－

材料の加工硬化現象を考慮した疲労き裂進展挙動評価にむけた基礎検討― 繰り返し載荷条件下における応力～ひずみ関係の取得 ―所 属 九州大学
氏 名 後藤浩二・村上幸治
１． 研究背景と目的
大型溶接構造物の疲労き裂成長挙動を定量的に評価しようとする場合，S-N 曲線と線形累積損傷則の組み合わせによる手法（S-N curves approach）が一般的であるが，この手法には以下に示す問題点が残されている．
A) 疲労亀裂の成長履歴を定量的に推定することができない．したがって，疲労損傷過程の発展途中で脆性破壊が生じる場合について，これに対する安全性を評価することが困難である．
B)

変動荷重条件下における寿命を，線形累積損傷則を適用して推定しているが，線形累積損傷則では荷重履歴の影響を定量的に評価できないため，寿命推定に大きなばらつきが生じる．

C)

疲労破壊状態に対する定義が S-N 曲線ごとに異なる場合や，破壊状態の定義そのものが曖昧である
ため，S-N 曲線の取得に使用した試験片の疲労破壊状態と実機の疲労破壊状態が異なることが一般的である．

上述の問題を克服するためには疲労亀裂成長挙動・履歴を定量的に推定できる破壊力学による手法（fracture mechanics approach）が有効と考えられるが，Paris 則に代表される一般的な破壊力学手法では変動
荷重条件下における疲労亀裂成長履歴を定量的に推定できないことが知られている．そこで，著者らのグループでは，疲労亀裂の成長挙動に重要な役割を示す疲労亀裂開閉口挙動と亀裂先端近傍の繰り返し塑性挙動を定量的に評価でき，変動荷重条件下での疲労亀裂成長挙動を比較的良好に推定できる実績を有する，RPG
応力基準 1)に基づく疲労亀裂成長履歴評価に取り組んでいる．この一環として疲労亀裂開閉口挙動・亀裂先
端近傍の塑性ヒステリシス挙動を定量的に推定するための数値シミュレーションを構築しているが，モデルの簡易化等の観点から，材料の応力～ひずみ関係を等方硬化弾完全塑性体として取り扱っている．一方，大型溶接構造物に多用される溶接構造用鋼の応力～ひずみ関係は移動硬化・加工硬化特性を示すことが知られている．また，疲労過程のような繰り返し載荷条件下では応力～ひずみ関係は単調載荷条件下と異なることも知られている．
疲労亀裂成長履歴推定の精度向上のためには，実材料が示す応力～ひずみ関係を数値シミュレーションに導入することが必要であるため，本研究では溶接構造用鋼を対象に疲労亀裂成長シミュレーションに実装するための応力～ひずみ関係の取得を実施した．
２． 研究方法
溶接構造物用圧延鋼材 SM400B を用いて Fig.1 に示す砂時
計形丸棒試験片を作成し，繰り返し載荷に供した．載荷中には，最小断面積部分の直径変化と荷重の時刻歴を計測し，試
験片（断面）形状変化影響の補正 2）を考慮して応力～ひずみ関係の測定を行った．
繰返し荷重試験では， Landgraf らの提案した多段ひずみ振幅試験 3)を参考にし，荷重を制御する方法にて実施した．制

Fig.1 Specimen configuration used.

御の際の荷重振幅増分については複数のケースを設定した．
また，比較検討のため，繰り返し載荷試験を実施する前に，単調載荷条件での応力～ひずみ関係も測定した．

－152－

３． 結果測定された繰り返し載荷条件下の応力～ひずみ関係の例を Fig.2 に示す．図中には，測定結果から得られた移動硬化曲線を，1 つの定常ループの最大応力と引張塑性ひずみが生成される上降伏応力の平均値を結んだ近似曲線として与えた結果も示している．ここで示していない測定結果も含めて総合的に検討した結果，ヒステリシスループの発生荷重振幅，ひずみ幅が異なる事が確認された．このような結果が得られた原因として，今回の実験では 1 つの荷重振幅について付与する繰返し数を固定しておらず，定常ループと判断出来た瞬間を記録するという方法を採用したため，荷重振幅毎の載荷繰り返し数が異なっており，測定された応
力～ひずみ関係に荷重履歴が影響したものと推察される．すなわち，繰り返し載荷条件下における応力～ひずみ関係の測定については，測定ルールについてより詳細な規定を設けることが必要であると考えられ，これについては今後のさらなる検討が必要である．

200
True stress[MPa]True stress[MPa]

200

0

−200

−0.005Experiment
Cyclic stress−strain curve
Kinematical hardening curve

0

0.005

0

−200

−0.0050.01

Experiment
Cyclic stress−strain curve
Kinematical hardening curve

0

0.005

0.01

True strain

True strain

Fig.2 Examples of measured stress versus strain diagrams under cyclic loading condition.
疲労亀裂先端近傍で生じる塑性ヒステリシスでは，今回の実験で測定された範囲より大きなひずみが生じていることが数値シミュレーションや弾塑性 FEM 解析結果より推察されるため，シミュレーションへの実装の観点からは，より大きなひずみ範囲における応力～ひずみ関係の測定が必要である．これについては，
今回使用した試験手法で達成することは容易ではないため，実験手法についても更なる検討が必要である．
４． 参考文献
1)

Toyosada, M., Gotoh, K. and Niwa, T., Fatigue crack propagation for a through thickness crack: a crack
propagation law considering cyclic plasticity near the crack tip, International Journal of Fatigue, Vol.26, No.9,
2004, pp.983-992.

2)

Bridgman, P.W., Studies in Large Plastic Flow and Fracture, McGraw-Hill, (New York), 1950, Chp.1.

3)

Landgaf, R.W., Morrow, JD., Endo,T., Determination of the Cyclic Stress-Strain Curve, Journal of Materials,
JMLSA, Vol.4, No.1, 1969.
（共同研究分野：信頼性設計学分野）－153－

結晶塑性 FE 解析による変形挙動シミュレーション

東北大学 災害科学国際研究所
寺田賢二郎
大阪大学 接合科学研究所
堤 成一郎

１． 目的
組織スケールからの材料特性評価を目指した数値解析的アプローチとして、組織の不均一性を陽に考慮できる結晶塑性有限要素法を用いた研究が近年盛んに行われている。
そこで得られるシミュレーション結果は、材料組織と降伏挙動、加工硬化特性、さらには疲労き裂発生の評価などにも有益な情報を与える。これまでに著者らは、巨視的弾性条件下の繰返し荷重下で計測される非弾性挙動を対象とした現象論的・繰返し塑性
モデルを提案すると共に、き裂発生に関する考察を行っている。また、結晶塑性 FEM モデルを用いた数値シミュレーションにより、単調および繰返し載荷時の巨視的弾性条件下における塑性ひずみの発生に対する基礎的考察を行ってきた。しかし、巨視的弾性繰返し負荷条件下における主要な疲労プロセスであると考えられる微小な塑性ひずみ発生とその累積、さらにそれらに対する介在物の影響等に関する考察は十分に行われているとは言い難い。本研究では、結晶塑性モデルを導入した有限要素シミュレーションにより、巨視的
弾性条件下で発生する塑性ひずみに関する基礎的検討を行うことを目的とする。
２． 研究方法
本研究では、汎用 FEM コード ABAQUS に結晶塑性モデルをユーザサブルーチンとして組込むことにより、
FE シミュレーションを行う。Figure 1 に解析に用いた有限要素メッシュおよび境界条件を示している。解析
領域は 2D 平面ひずみ条件を仮定し、100μm 四方に 27 個の結晶粒を想定した。また、8 節点アイソパラメト
リック要素を用いて要素数 2142 にメッシュ分割した FE モデルの下面を上下方向の変位を固定、左側面は横方向変位を固定として上面の全節点に一定速度の強制変位を与えて計算を行う。なお材料の滑り系を指定する必要があるが、本研究では簡単のために BCC のうち
主要 12 滑り系を採用する。また、27 個の結晶粒の方位はランダムに与えた（Figure 1 参照）。分解せん断応力を c、その初期値を c 0 として、各滑り系は次の硬化特性、 c =  c 0  r, r = q[1 exp (a*p)]で与える。ここで、r は硬化・軟化関数であり、p は各積分点における全滑り系の塑性ひずみの累積値を表している。また、ランダムに与えた結晶方位以外で解析に必要な物性値，材料の速度効は、ヤング率（E0）,ポアソン比（）果に関するパラメータαおよびβ、分解せん断応力の、材料硬化パラメータ a および q である。
初期値（ c 0）
なお、本研究では実質的に載荷速度の影響が出ないよ
うにパラメータを設定した。

－154－

Fig. 1 Analyzed FE models of a random-oriented
27grains with boundary condition.

３． 結果モデル O を用いて計算した単調引張過程の応力－ひずみ関係を実験結果と合わせて Figure 2に示している。ここで示した軸ひずみは、解析
領域端部の変位から換算した公称値である。この図より、上降伏後の下降伏挙動およびその後の plateau 挙動がシミュレートできていることがわかる。これは分解せん断応力 c が臨界値（
c 0）に達した後に、硬化・軟化関数 r に従って急激に c が減少することで表現されている。な
お本研究では、plateau 挙動までのシミュレーションを想定して、硬化・軟化関数 r を規定した。
Figure 3(a)-(c)に、モデルを用いて計算を行

Fig. 2 Stress-strain curves predicted by the model O together
with the experimental results for SM400B material.

った際の軸ひずみの増加に伴う累積塑性ひずみの発展の様子を示している。Figure 3(a)より、
上降伏応力より低い、いわゆる巨視的弾性の応力・ひずみ状態でも、結晶方位に依存した塑性
滑りが生じていることが確認できる。ただし、
塑性滑りは結晶間でリンクするには至っておらず、島状に孤立している。さらに載荷が進んだ(a)  =0.0017

状態の Figure 3(b),(c)より、上降伏状態に到達し、下降伏挙動を示すと共に、島状に孤立していた塑性滑りがリンクして、大きな塑性ひずみを生じることが確認できる。
なお、本解析条件における巨視的弾性応力条
件下での塑性ひずみ発生応力に影響を与える因子として、介在物のサイズ・配置、弾性係数以(b)  =0.0021

外に、その周りの結晶方位関係が挙げられるが、その組み合わせは無数にあり、今後統計的な処理により考察を深める必要がある。

(c)  =0.0029

Fig. 3 Evolution of accumulated plastic strain predicted bymodel O with increase of axial strain.

（共同研究分野：信頼性設計学分野）－155－

繰返し軟化挙動のロジスティックス解析モデル

九州大学 名誉教授
橋口公一
大阪大学 接合科学研究所
堤 成一郎

１． 目的
各種機械・構造物の疲労き裂発生・伝播寿命を支配する重要な力学的因子の一つに繰返し応力に伴う塑性ひずみの発生とその累積が挙げられる．疲労中に計測される塑性ひずみ振幅（p）と疲労き裂発生寿命（N）との相関は特に高く，いわゆる Manson-Coffin 則の成立として示されている．一方，比較的小さな繰返し応力が作用する“高サイクル疲労”
試験中には，小繰返し回数間に計測された応力－ひずみ曲線からは明瞭な塑性変形が確認されず，いわゆる“巨視的弾性”応答を示す．しかし，巨視的弾性条件下の一定両振り繰返し応力によっても，サイクル数の増加に伴って突如塑性
ひずみが発生し，その後疲労き裂発生に至る．
これまで巨視的弾性条件下の疲労き裂発生予測手法の確立を目的として，転移動力学的考察に基づく研究が行われている．そこでは可動転位密度や転位の移動平均距離など，材料の内部構造に関するある程度の情報を元に繰返し数と塑性ひずみ振幅の関係を規定する，いわゆるロジスティック曲線に基づいている．本稿では，完全両振り繰返し載荷試験により得られる応力－ひずみ関係を対象として，特に高応力繰返しに伴う可動転位の消滅を考慮したロジスティック解
析モデルを提案する．

２． 研究方法
軟鋼に対する観測によると，一定応力振幅・高サイクル疲労下のき裂発生までには，初期に塑性ひずみ幅p がほぼゼロである巨視的弾性の第 I 段階，p が急増する第 II 段階，p がピークを向かえた後，載荷応力によってはp が次第に減少する段階 III に分類できる．また，転位動力学的には段階 I から II の間は，転位が急激に増殖すると共に，局部的な塑性変形領域が試験片全体に拡大していく段階であると言われている．また，この間の全転位密度 t は単調に増加し，p のピーク時に t も飽和する．以上の各段階を包括的に予測可能な解析モデルの定式化を目指す．

３． 結果
疲労過程における塑性ひずみ幅p は，可動転位密度を m，転位の平均移動距離を l とすると次式で与えられる．
 p   m lb
(1)b はバーガースベクトル長さである．なお，可動転位密度 m は全転位密度 t の増加と共に次第に増加するが， t は応力の繰返しに伴う転位の増殖と，それに伴って転位同士が出会う確立が高くなり異符号転位の相互消滅が競合した結果として存在していると考えられる．次に，繰返し荷重が作用して転位密度が増加すると転位が移動しにくくなり，可動転移の移動距離が減少するとして，本研究では a を比例定数とする次の関係を仮定する．
l

a

(2)

t

また，全転位密度 t に対する可動転位密度 m の割合を r として，次の関係を仮定する．
m  r  t , ( 0  r  1 )(3)以上の式(2)および(3)を式(1)に代入すると，
  p  a r m l

－156－

(4)

が得られる．なお，転位の二重交差すべり機構に関する考察によれば，正負の転位は同数作られ，応力が高くなる程その数は多くなるので，それだけで消滅する転位の割合も多くなるものと考えられる．そこで本研究では r の具体形として a を一定繰返し応力，を材料定数とする次式を提案する．
 a 
r 

y 



(5)

ここに， y は材料の降伏応力である．次に，繰返し数と m の関係についてモデル化する．一般に m が増加すれば転位同士が出会う確立が高くなり，正負の転位によって消滅が生じる．これまで，繰返し負荷の 1 サイクル当たりの m の変化として次式が導出されている．
d m
 m  m2dn

(6)

上式を初期可動転位密度 m＝ m 0 をもとに解けば
 1
 C exp( n) m  
ここに，

C

1

m0



(7)




式(7)は，いわゆるロジスティック曲線と呼ばれる．しかし，式(7)は初期に塑性ひずみ幅p の潜伏期を示し，その後急増して一定値に漸近する曲線を表すのみで，段階 III で見られるような塑性ひずみ幅の減少傾向を表すことができない．
なお，段階 III では繰返し応力が作用して全転位密度t が増加する間に点欠陥が形成され，それに起因する短範囲の摩擦応力の増加によって可動転位が移動しにくくなり，結果的に平均自由行程が減少すると考えられている．
そこで，式(6)の可動転位消滅項に(1 + n)の補正係数を追加した次式が提案されている．
d m
 m   (1   n) m2
dn(8)

上式を解くと次式が得られる．
 

m   

 



 
  1
 C exp( n) 
n

2
 
 

(9)

ここで， は塑性ひずみ幅が増加するときの繰返し回数，は可動転位の消滅係数，は荷重 1 サイクル辺りの硬化量を表している．また，式(9)は次式で近似される．
m  





1

m0

exp( n)   1
n
 

(10)

なお本研究では，一定応力振幅下の初期可動転位密度 m 0 として，式(3)より得られる次式で与える．
m0  R t 0(11)式(4)および(10)より，繰返し数の増加に伴う可動転位密度  m の変化がわかれば塑性ひずみ幅の変化がわかる．なお，
式(4)中の比例定数 a は単位大きさ１としても実験結果とのフィッティング上問題はなく，ロジスティック曲線は，，および の 4 つのパラメータを用いて評価される．ただし，ロジスティック曲線を用いた解析では，塑性ひずみ幅pを予測するのみで，材料の応力－ひずみ関係は予測されないことに注意が必要である．

（共同研究分野：信頼性設計学分野）－157－

有限要素解析による複合組織鋼の力学挙動評価
所 属

物質・材料研究機構

氏 名

渡邊育夢

1． 目的
鉄鋼材料は合金元素添加や熱処理などによって，その特性を多彩に変えることから，主要な構造材料にも関わらず多くの研究課題が残されている。材料の特性は原子および材料組織スケールの不均一性に起因し，発現することから，これらの不均一性を制御することが次世代の材料開発指針として考えられており，産学連
携プロジェクトが実施されている。
数値シミュレーションは計測データ間の補間や実験的には見えない情報の可視化に有用と考えられている。
材料組織の不均一性を陽に考慮できる有限要素法を用いた数値解析アプローチ[1, 2]は，モデリングの自由度の高さから，計測データや他のシミュレーション結果を統合し，巨視的な材料特性の評価につなぐ役割を担える可能性がある。
本研究では，Ferrite 相，Pearlite 組織，Bainite 組織，Martensite 組織といった主要な鉄鋼組織を含む複合組織
鋼の有限要素解析を実施し，その適用性について調査した。
2． 研究方法
強度の異なる Ferrite 相と Martensite 組織で構成される Dual-Phase 鋼を対象として，材料組織の有限要素解析
手法を適用する。ここでは，Martensite 組織の体積分率 43.4 パーセントを目標として，Fig.1 の 4 種類の有限要素メッシュを作成した。それぞれ球形介在物が体心立方構造(BCC)および面心立方構造(FCC)として分布する理想的な材料組織の形態を想定し，Martensite 組織(灰色の領域)が介在物または母相であるとき，体積分率が目標の値となるように，10 節点四面体要素で有限要素メッシュを作成した。Ferrite 相と Martensite 組織の力学挙動は，一般的な金属塑性構成モデルを用いて，日本鉄鋼協会"変形特性の予測と制御"研究会[3]のデー
タベースを用いて材料定数を与える。この有限要素モデルに周期境界条件を設定し，マクロ単軸引張変形を想定したマクロ変位勾配を付与する数値解析を実施する。
3． 結果
数値解析結果として得られたマクロ応力-ひずみ関係と材料組織中の応力分布を Fig.2 および Fig.3 に示す。
Fig.2 中に参考のため，各相の力学特性として与えた単相の応力-ひずみ関係および対応する実験結果を示した。Fig.2 からわかるように，高強度な Martensite 組織が連結している場合，離散している場合と比較して，高強度となる。材料組織中の応力分布を見ると，全てのケースにおいて,高強度な Martensite 組織が主に応力を,強度の低い Ferrite 相がひずみを受け持っていることが確認できる。
材料組織の有限要素解析では,任意の材料組織の形態を考慮できることが特徴である。Fig.2 のように,対象とする材料によっては,材料組織の形態が有力な強化機構として機能する。したがって,材料組織の有限要素メッ
シュの作成には細心の注意が必要である。また,本数値解析では,Ferrite 相と Martensite 組織の界面に対して特別なモデル化は行わなかった。しかし,Fig.3 より,局所的に 2GPa を超える大きな応力が発生しており,界面剥
離やすべりが発生しても不思議ではない。今後，商用有限要素ソフトウェアに実装された界面モデルを用いて，剥離・すべりのモデル化を含めた数値解析に取り組む予定である 。

－158－

4． 参考文献[1] 寺田賢二郎, 菊池昇, 均質化法入門, 丸善, 2003.
[2] 渡邊育夢, 上路林太郎, 複合組織鋼の非均質組織に基づく力学挙動モデリング手法 , 鉄と鋼, Vol.98,
pp.283-289, 2012.
[3] 日本鉄鋼協会 変形特性の予測と制御部会, 変形特性の予測と制御, 東京, 1994.

BCC(a)

BCC(b)

Fig.2 Macroscopic Stress-Strain Relationships

FCC(a)

FCC(b)

Fig. 1 Finite Element Models of Dual-Phase SteelBCC(a)

BCC(b)

FCC(a)

FCC(b)

Fig.3 Mises Stress Distributions of Microstructure（共同研究分野：信頼性設計学分野）－159－

建築鉄骨柱梁溶接接合部の耐震安全性に関する研究
信州大学 工学部 建築学科
中込 忠男
信州大学大学院 工学研究科
放生 政志 藤井 康介
伊藤 龍之介 鳴海 敬大 勝 春樹
1．はじめに建築構造物の高層化、大スパン化に伴い高強度の鋼材(高張力鋼) の実用化が進みつつある。しかし、一般的に鋼材は高強度になるほど高降伏比となり塑性変形能力が低下する。1) そのため、高張力鋼を梁材に用いることは少ない。また
H-SA700 は基本的に弾性範囲内での使用が前提とされている鋼材であるため、これまでに行われてきた研究も主に弾性範囲の挙動に着目しており、
塑性変形能力に関する検討はほとんど行なわれていない。そのため、想定外の地震に対する塑性
変形域での挙動を把握することは重要であると考えられる。
そこで本研究では、前年 2) 3)に引き続き梁材として H-SA700 を用いた柱梁溶接接合部の耐力及
び変形能力を実大破壊実験により明らかにすることを目的とする。
２．実験概要2.1 試験体形状・パラメータ
図 1 に試験体形状及び設置状況を、表 1 に実験パ

ラメータ一覧を示す。接合部ディテールをパラメータとして、孔空きフランジ方式を用いた現場溶接型試験体を 2 体、ドッグボーン工法を用いた現場溶接型試験体を 1 体、水平ハンチ工法を用いた現場溶接型試験体を 2 体、比較試験体としてスカラップを有する現場溶接型試験体を 1 体と工場溶接型ノンスカラップ工法試験体を 1 体、計 7 体製作した。
試験体は柱梁溶接接合部をモデル化した実大ト型試験体とした。梁部材に組立 H 形鋼 BH-600
×200×19×25、BH-600×300×19×25 を使用し、柱部材は B□-400×400×32、内ダイアフラムには PL-32 を用いた。使用鋼材には全て H-SA700Bを使用した。 図 2 に接合部詳細図を示す。工場
溶接接合形式は上下フランジ共に外開先とした。現場溶接接合形式は、通常下側梁フランジの開先は内開先、上側梁フランジの開先は外開先とするが、実験のため上下フランジ共に内開先とした。スカラップを有する試験体のスカラップ形状
は JASS6 で推奨されている r=35mm のスカラップ
底に r=10mm のアールを設けた複合円型スカラッ

7

7
35ﾟ
17

200mm

1.12

水平ハンチ工法(溶接タイプ)
水平ハンチ工法(切り出しタイプ)

200mm(梁端350mm)

1.27

200mm(梁端350mm)

1.27

ノンスカラップ工法

200mm

-

G_H_W
G_H_C
K_NS

工場溶接型

75

1.17

ドッグボーン工法

42 116 42

1.12

300mm

300
225

75

回し溶接なしBacking Plate

200mm

孔空きフランジ方式

300
225

b=500

Backing Plate

孔空きフランジ方式

G_DF17

G_DF17－160－

G_RS1275

ガス溶断、グラインダー仕上げ

65

G_DF12a=100

R7

Backing Plate

応力比γ

200mm

124

Backing Plate

Backing Plate

フランジ幅

従来型ストレート124

6- φ62

G_DF12接合部ディテール

現場溶接型

404

6- φ44

G_S

H-SA700B

接合形式

現場溶接接合形式

88

75

88

50 100 50

400

Beam Flange
R10
R35

75

B□-400×400×32

表 1 実験パラメータ
鋼材

35ﾟ

工場溶接接合形式

PL-25（H-SA700B）
500

35ﾟ

22-M24(SHTB)

150

35ﾟ

図 1 試験体形状及び載荷状況

G_RC12

ColmunBeam Flange

2850（柱フェイスから加力点までの距離）3050（柱と梁のピン支持間距離）

試験体名Beam Web

75

500

7

+

BH-600×200×19×25

1000（冶具間距離）2000（柱のピン支持間距離）

PL-25

Colmun

-

R100

G_H_W
図 2 接合部詳細

G_H_Cࡼࡾࠊ⁐᥋㔠ᒓ㒊 '(32 ࡢ◳ᗘࡣẕᮦ࡟ẚ࡭኱ࡁࡃ࡞ࡾࠊ+$= 㒊࡛ࡣ㌾໬ࡀぢࡽࢀࡿࠋࡲࡓࠊ+$=㒊࡜ '(32 㒊ࡢቃ⏺࡛◳໬ࡍࡿഴྥࡀ࠶ࡿࡇ࡜ࡀ
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810
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789
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918
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93
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-83.0

-109.6
-31.4
-78.0
-12.4
-83.1

258
197
276
85
148

258
247
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5
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(HV)

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G_DF12

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P(kN)

1200

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0

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-800

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0.5
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-1600
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⤊ᒁ᫬ᮇ㸸
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-150

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-1200

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0.5
0.9
0.7
1.8
1.4
1.9
1.5
4.1
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-50
50
į(mm)

G_DF17

1600

1200

P(kN)

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0

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P(kN)

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-959
859
-792
1330
-1296
964
-976
1461
-1460
1487
-1450
1,023
-1,021Ws
ȈWĮ䠄mm䠅 䠄mm䠅 䠄kN䞉mm䠅 䠄kN䞉mm䠅
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37728
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28167
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44972
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38661
77
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122971
20180
1.02
-55
-63
97494
15376
0.99
81
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G_DF12(P=792kN į=42mm)
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G_DF17(P=1080kN į=42mm)
K_NS(P=885kN į=41mm)

1.5
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－163－

700

火災を受けた鋼橋溶接部の健全性評価
名古屋大学大学院 工学研究科 社会基盤工学専攻
廣畑 幹人
１．はじめに車両事故等を原因とする鋼橋の火災被害に対し，火災後における鋼橋の健全性評価のため，受熱温度推定
や鋼材の機械的性質の変状調査などが実施されている 1)．鋼材サンプルの入手しやすい一般部や高力ボルトについては調査事例が幾つか報告されているが，サンプルの入手が困難な溶接部について，火災後の継手健全性を調査・評価した例は少ない．製作時に熱履歴を受けている溶接部は，火災による加熱や消火による冷却の影響を受けて機械的性質や靱性が大きく変化する可能性があり，一般部以上の配慮が必要とされる．
本稿では，火災および消火を想定した加熱・冷却履歴が構造用鋼溶接継手の諸特性に及ぼす影響を明らかにするため実施した一連の基礎的実験の結果について報告する．
２． 供試鋼材および実験供試体
供試鋼材は溶接構造用圧延鋼材 SM490YA であり，板厚は 12mm である．供試鋼材の化学組成および機械的性質（ミルシート値）を表－1 に示す．供試鋼材に図－1 に示すレ形開先を設け，CO2 アーク溶接により 3
層 3 パスの溶接継手を作製した．溶接金属は 490MPa 級鋼用（YGW11）を用いた．作製した継手を，溶接線を中心として 100mm×200mm に切断し，実験供試体とした．
３．加熱・冷却実験
電気炉を用いて供試体を 600℃および 900℃まで加熱し約 1 時間保持した後，空冷および水冷により冷却した．供試体と同一寸法の鋼板に熱電対を挿入し測定した冷却時の温度履歴を図－2 に示す．900℃に加熱した場合，800℃から 500℃までの冷却速度は，水冷では 35.2℃/sec.であり，空冷では 0.55℃/sec.であった．
４．継手特性の評価試験
加熱および冷却した供試体に対し，組織観察を実施した．また，板厚方向中央においてビッカース硬さ試
験を実施した．さらに，試験温度 0℃でシャルピー衝撃試験（供試体数：3）を実施した結果を表－2，図－3，
図－4 に示す．
加熱温度が 600℃の場合は，冷却方法によらず各部位の組織状態および硬さ分布は溶接のままと変わらなかった．加熱温度が 900℃で空冷の場合
表－1 供試鋼材の化学組成および機械的性質
は，母材部と HAZ の組織が均一化し，
Chemical compositions (Mass %)溶接金属部の組織が細粒化した結果，母
C
Si
Mn
P
S
材部，HAZ および溶接金属部の硬さは
0.16
0.31
1.44
0.023
0.003
ほぼ一様となった．加熱温度 900℃，水Mechanical properties
冷の場合（冷却速度 35.2℃/sec.）はマル
YieldstressTensile strength
Elongation
テンサイト組織が生成され 2)，母材部，
(MPa)
(MPa)
(%)
HAZ において著しい硬化（HV 約 400）
430
568
24
が見られた．
加熱温度が 600℃で空冷および水冷 Filler: YGW11の場合と，加熱温度が 900℃で空冷の場 Heat input: 2326 (J/mm)
合は，各部位のシャルピー吸収エネルギ (Average per pass)
ーは溶接のままと大差なかった．加熱温度が 900℃で水冷の場合は吸収エネル
ギーが著しく低下し，試験温度 0℃において母材部，HAZ の吸収エネルギーが27J 以下になる場合があった．溶接金属部においても硬化や吸収エネルギーの低下が生じたが，溶接金属部の炭素量（カタログ値 0.08%）は母材に比べ少な

45°

x

3
2

12

1

6
図－1

－164－

Backingplate

x: Measured position of
hardness

開先形状，積層および断面マクロ写真

Maximumtemp. (℃)
900
600

Water
cooling

Cooling type
Air
Water
Cooling rate(from 800 to 500℃)
0.55℃/sec.
35.2℃/sec.

表－2 組織観察結果（400 倍）
Maximum
temp. (℃)
Cooling
type

As
weld

600
Air

Water

900
Air

Water

BM

Air
cooling

HAZ

図－2

冷却時の温度履歴
Depo

いため，溶接金属部は加熱・冷却による性質の変状が母材に比べ抑制される可能性を結果は示唆している．

Maximum temp.
600 900(℃)
Air
Coolingtype
Water
As weld:

５．まとめ
火災および消火を想定した加熱・冷却履歴が構造用鋼溶接継手の諸特性に及ぼす影響を明らかにするため，一連の基礎的実験を実施した．
得られた主たる知見を以下に示す．
(1) A1 変態点（727℃）以下の加熱（600℃）では，冷却方法によらず，加熱・冷却履歴が溶接継手の諸特性（組織，硬さ，シャルピ
ー吸収エネルギー）に及ぼす影響は小さい
ことを確認した．
(2) A1 変態点（727℃）以上の加熱（900℃）から空冷した場合，溶接継手の特性は溶接のままと比べてほとんど変わらないことを確認した．水冷した場合は母材部，HAZ において著しい硬化と共にシャルピー吸収エネ
ルギーの低下が生じた．
(3) 溶接金属部は熱履歴を受けることを想定し炭素量を少なく抑えて製作されているため，加熱・冷却による性質の変状が母材に比べ抑制される可能性を結果は示唆していた．

BM

HAZ

Depo

図－3 ビッカース硬さ試験結果
M+S
M
M-S

参考文献
1) 例えば，大山 理，今川雄亮，栗田章光：火災による橋梁の損傷事例，橋梁と基礎，
2008-10，pp.35-39．
2) 日本鉄鋼協会編：鋼の熱処理 改訂 5 版，丸善，1969．

Maximum temp.
600 900(℃)
Air
Coolingtype
Water
As weld:

図－4 シャルピー衝撃試験結果（試験温度 0℃）（共同研究分野：信頼性設計学分野）－165－

衝撃荷重を受ける鋼構造物の設計クライテリアに関する研究
神戸大学大学院工学研究科建築学専攻

1．はじめに「衝撃」とは、”物体の衝突、打撃あるいは爆発などにより、急激に力が加えられ、短時間内に被衝突体へのエネルギー伝達が行われる現象の総称“であるとされる。現在、耐衝撃性能評価小委員会内に建築物の耐衝撃設計ガイドライン準備ＷＧが結成され、建築学会としては初となる建築物の耐衝撃設計の考え方に関する出版物策定に向け、活発な活動を展開している。
本共同研究はＷＧ内の活動の一部として、建築構
造物の中でも衝撃に関する研究事例の少ない鋼構造
建築物を対象とし、鋼構造部材を設計するためのクライテリアについて検討を進めてきた。本報では、現在までの検討結果を報告する。
２．建物全体の被害状態レベル／部材の損傷状態レ
ベル／部材損傷の限界状態境界
建物全体の被害状態のレベルは、偶発的な作用を受けた後の建物の外観や構造的な損傷状態、あるいは想定される被害状況などを鑑みて、設計目標と関連付けた上で、表 1 のように段階分けする。但し、想定する荷重種別により、損傷状態を規定する記述が異なる場合もある。なお、表 1 において、小被害を超える被害レベルでは、非構造部材の損傷状態については規定できないものと考えた。
地震や強風による建物被害の想定は、骨組としての構造物全体架構の水平変形状態に対し、機能性、修復性、安全性の観点から限界損傷状態が規定され、それに応じた架構の変形に伴うクライテリアが提示されている。耐衝撃設計においても、建物の水平変形（sidesway）が生じるような大規模な荷重作用が
表１

建物全体の被害状態の段階分類

被害レベル

被害状態

D0

無被害

構造材には目に見える損傷はない。

D1

微被害

構造材にわずかな損傷が生じる。

D2

軽被害

構造材がわずかに降伏。局所変形は生じない。

D3

小被害

構造材にわずかな残留変形・局所変形を生じる。

想定される場合は、建物全体の被害状態は、部材別の SDOF 解析による応答評価手法で判定できる範囲を超えている。従って、フレームモデルなどによる応
答解析に基づく検証が別途必要となり、当然ながら、ガイドラインで示す簡易な動的応答評価手法でなく、より詳細なモデル化に基づく数値解析による性能評
価が求められる。
なお、対象とする建築物、想定する衝撃作用のシ
ナリオの範疇では、もっぱら衝撃力の作用を受ける
建築物の部分は、限定的であり、また直接的な損傷の状況は局所的な被害であると想定される。従って、以下に提案する設計クライテリアは、建物の水平変形が生じない程度の荷重作用下で、直接衝撃荷重を受ける部材単位の応答予測値に対して、その部材の損傷状態を評価するための応答限界値として規定している。
一方、衝突や爆発などの衝撃作用の被害状況の特徴として、地震や強風とは異なり、衝撃力の直接的な作用を受けるエリアと、それらのエリアの損傷の影響を受ける周辺エリアにおいて、設備・機能面や人的な被害は、もっぱら構造物の主体構造の損傷よりも、補助的な構造部材や非構造部材の損傷状況に
直接的な影響を受ける。従って、建物の設備・機能保持性と人的安全性に対する防護目標を完備するために対象建築物の全体架構に要求される耐衝撃性能
は、①主要構造材、②補助構造材、③非構造材、に対する損傷レベルを相互に関連付けた要求性能表により規定される。この、衝突や爆発による部材レベ

表３
限界状態
境界
RL0:
無被害限界

記述・備考
非構造材にわずかな損傷が生じる。

RL1:
微損傷限界

非構造材に永久変形が生じる。
非構造材にその機能を失う大変形を生じる。
非構造材が破損したり、飛散したりする。

RL2:
小損傷限界

D4

中被害

構造材に大きな残留変形・局所変形を生じる。

D5

大被害

進行性崩壊、局所崩壊、倒壊の危険がある大変形を生じる。

表２

建物全体の被害状態と部材損傷レベルとの関係

建物全体の被害状態
無被害
微被害
軽被害
小被害
中被害
大被害

主要構造材
無損傷
微損傷
小損傷
中損傷
大損傷

補助構造材
無損傷
微損傷
小損傷
中損傷

非構造材
微損傷
小損傷
中損傷
大損傷

大損傷

甚大損傷

向井 洋一

RL3:
中損傷限界

RL4:
大損傷限界

－166－

構造部材の損傷レベルとの限界状態境界
要求性能レベルと許容される損傷状態[無損傷]
目に見える損傷を生じない。

応答範囲
RL0を下回る[微損傷]
残留変形・局所変形を生じない。
構造材に小さな傷やクラックが生じる。

RL0-RL1[小損傷]
小さな残留変形・局所変形を生じる。
わずかな損傷を生じる。

RL1-RL2[中損傷]
中程度の残留変形・局所変形を生じる。
部材の支持力を減少するような破損を生じない。

RL2-RL3[大損傷]
大きな残留変形・局所変形を生じる。
部材の支持力を喪失するような破損を生じない

RL3-RL4[甚大損傷]
部材の安定が保持されず、進行性破壊の危険がある。

RL4を超えるࣝࡢᦆയ≧ែ࡜ᘓ≀඲యࡢ⿕ᐖ≧ែ࡜ࡢ㛵㐃௜ࡣࠊ⾲  ࡢࡼ࠺࡟♧ࡉࢀࡿࠋࡲࡓࠊ୺せᵓ㐀㒊ᮦࡢᦆയࣞ࣋ࣝࡣࠊ㒊ᮦࡢせồᛶ⬟ࢆ‶㊊ࡍࡿ࠿ࢆุᐃࡍࡿ ẁ㝵ࡢࠕ㝈⏺≧ែቃ⏺㸦OLPLWVWDWHERXQGDULHV㸧ࠖ࡟༊ศࡉࢀࡿ  ࡘࡢ࢝ࢸࢦ࣮࡛ࣜᐃ⩏ࡍࡿ㸦⾲ 㸧ࠋ㸱㸬㒊ᮦタィࢡࣛ࢖ࢸࣜ࢔ ࢃࡀᅜࡢᘓ⠏ᵓ㐀≀ࡣࠊ⪏㟈タィ࡜⪏㢼タィࢆ㏻ࡌ࡚ᆅ㟈ࡸᙉ㢼࡟㛵ࡍࡿタィ⏝እ஘࡟ᑐࡍࡿᡤᐃࡢ
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2
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－167－

摩擦撹拌処理された鋳造用アルミニウム合金ADC12のSi相の分布形態とビッカース硬さ
香川高等専門学校 機械工学科
伊藤

勉

1. 緒言
本研究で使用した鋳造用アルミニウム合金ADC12はアルミニウム合金ダイカストの中で最も用途が多く，生産量の約半分は自動車用であり，次いで産業機械器具用，電気・通信機器用，日用品，農機具・漁具用，精密機械用などに用いられている[1]．本研究では摩擦攪拌処理（Friction Stir Processing: FSP）によって非固溶性のSi晶出相を微細分散することによりADC12（Al-Si-Cu）合金を高強度化，高機能化することを目的としている．そこで，本稿ではFSP後の撹拌部（Stir Zone: SZ）に存在するSi相に着目した組織の特徴とビッカー
ス硬さの関係について報告する．
2. 方法供試材としてアルミニウム合金ダイカストADC12 （長さ：200 mm×幅：70 mm×厚さ：3 mm）を用いた．
その公称化学組成をTable 1に示す．
処理工具形状はショルダー直径が14，プローブ直径M6，プローブ長さ2.4 mmである．本研究では工具回転数（NR）範囲 800～1600 rpm，工具移動速度（v）範囲 60～300 mm/minでFSPを行なった．工具傾角は前進3°，工具回転方向は反時計回り，初期工具挿入量は2.5 mmである．FSPは供試材の板幅の中央部に対し，長さ110 mmの範囲を室温，大気中で行なった．FSPには日東製機製の摩擦攪拌接合装置を用いた．
ミクロ組織の観察には，走査型電子顕微鏡（Scanning Election Microscope: SEM）を用いた．観察試料を耐水エメリー紙（#800～#4000）で粗研磨したのち，ダイヤモンドペースト（ダイヤモンド粒度 ; 3，および，1 m）によるバフ研磨により観察面を鏡面に仕上げた．
ビッカース硬さ試験には株式会社マツザワ製のMXT-を用いた．板厚中央部 （表裏面から1.5 mm）の処
理部中心を原点とし，±12 mmの範囲を1 mm間隔で測定した．試験条件は室温・大気中，荷重4.9 N，保持時
間10 秒である．
3. 結果および考察
3.1 ミクロ組織
Fig. 1にBMと各FSP条件で処理されたSZのミクロ組織を示す．本合金はダイカスト材であるためBMにはSi
相が板状・粒状に晶出しているが，FSP後のSZではSi相は破砕され，母相中に粒状に分散した． Si相の粒径を定量評価するため，SEM写真からSi相の面積をプラニメータで測定し，2次元形状を円と仮定することで粒径を算出した．Si相の観察にはSEMを用いているため，SEMレベルで可視化出来る粒子を対象としており，
本研究の結果はSi相の粒径を過大評価しているものと考えられるが，BMのSi相の粒径は～4mの範囲に分布
し，平均粒径は約1.4mであった．一方，SZのSi相の粒径分布は～2.5mの範囲に分布し，どのFSP条件においてもSi相の平均粒径は1.1m以下となった．よって，FSPによりSi相は微細化される傾向が認められたが，劇的に微細化する結果は得られなかった．これは，BMに含まれるSi相の2次元形状が板状であるものを円状に仮定して算出していることが1つの理由と考えられる．
3.2 Si相の粒径とFSP条件
Fig. 2にSi相の平均粒径とNR/v比の関係を示す．図よりNR/v比が小さいほどSi相の粒径が微細化されているのが分かる．これまでの報告[2]では，NR/v比が小さいほど母相の平均結晶粒径が微細化することが報告されているが，NR/v比を小さくすることでSi相のような第2相粒子も微細化することが可能であることが本研究から明らかとなった．
3.3 Si相の粒径とビッカース硬さ
各 FSP 条件での SZ における平均硬さ（HV）と Si 相の平均粒径の関係を Fig. 3 に示す．図より Si 相が微細になるほど高い HV が得られる傾向が認められた．これは FSP による母相の結晶粒微細化と Si 相の微細分－168－

散による分散強化が重畳したためと考えられる．
4. 結言
アルミニウム合金 ADC12 に FSP を施し，Si 相の分布形態とビッカース硬さについて調査し，以下の結果を得た．
[1] FSP によりアルミニウム合金 ADC12 中に存在する Si 晶出相は微細に破砕された．微細化の程度は FSP
条件に依存し，NR/v 比が小さいほど微細化する傾向が認められた．
[2] Si 相が微細になるほど高い HV が得られる傾向が認められた．これは FSP による母相の結晶粒微細化とSi 相の微細分散による分散強化が重畳したためと考えられる．
参考文献[1] 武井英雄: 金属材料学，今泉誠文社，(1977)，pp. 202-207.
[2] 伊藤勉，君崎広大，菅島奈美，藤原雅美，小野沢元久：日本大学工学部紀要，49 (2008), pp. 79-92.

Table 1 Chemical composition of alloys studied. (wt%)( a ) BM

Fig. 2 Average particle diameter of Si as a function of
1 0 mNR・v ratio for aluminum alloy ADC12.

( b ) SZ: NR = 8 0 0 rp m , v = 3 0 0 m m /m i n

1 0 mFig. 1 Microstructures of aluminum alloy ADC12. (a)BM and (b) SZ.
Fig. 3 Vickers hardness as a function of average particle
diameter of Si for aluminum alloy ADC12.
（共同研究分野：機能性診断学分野）－169－

銅含有抗菌ステンレス鋼を対象とした摩擦攪拌接合に関する研究
秋田大学大学院工学資源学研究科

宮野 泰征，神谷修，工藤 学也， 髙橋 聖人

1.諸言
銅含有抗菌ステンレス鋼は，特殊な熱処理により母相中に Cu を 0.5m 程度の微細な ε-Cu 相として均一
分散析出させることで，優れた抗菌性を有する高機能金属材料である 1) ．しかし，この材料に溶融溶接を適用すると ε-Cu 相の再固溶による抗菌性が低下してしまうことが知られている．ε-Cu 相を維持可能とする接合プロセスの実現は，この材料の用途の拡大の課題とされている．近年，鉄鋼材料を初めとする難溶接材料を対象とした摩擦攪拌接合(FSW)の研究が展開されている 2）．摩擦攪拌接合はツールと呼ばれる円柱状の工具を高速回転させ，摩擦熱により被接合材を軟化，塑性流動させ，材料の融点以下の温度で接合を実現する
画期的な固相接合プロセスである ．銅含有抗菌ステンレス鋼を対象に摩擦攪拌接合を適用した場合，条件によっては ε-Cu 相を継手中に維持できる可能性があり，抗菌性を有し、かつ機械的特性が良好な継手を作製できる可能性があると考えた．
現在，著者らは銅含有抗菌ステンレス鋼を対象に摩擦攪拌接合の適用を検討し，機械的特性および抗菌性について一連の検討を展開している．本報告では，摩擦攪拌接合継手の機械的特性について報告する．
2.実験方法
2.1 供試材
供試材の化学組成を Table 1 に示す．組成は SUS304 鋼と似ているが，Cu を 3.69mass%含有している．
Table 1 銅含有抗菌ステンレス鋼の化学組成 (mass%)

C
0.04

Si
0.62

Mn
1.69

P
0.03

S
0

Ni
9.29

Cr
18.2

Cu
3.69

Mo
0.06

N
0.03

Fe
Bal.

2.2 摩擦攪拌接合試験
150×30×2tmm の板材を対象に，突合せ条件で摩擦攪拌接合試験を実施した．Si3N4 製ツール(ショルダ: φ
15mm，プローブ: φ6mm)を使用し，接合速度は 100mm/min 一定，ツール回転速度は 400, 800rpm の 2
条件を設定した．
2.3 機械的特性評価
接合部断面観察，ビッカース硬度測定，および引張試験を実施した．引張試験は，接合線に直角な方向に接合界面を中心とする寸法 50mm の試験片を作製し，評点間距離 13mm，引張速度 1mm/min で実施した．
3.実験結果と考察
3.1 接合部断面マクロ観察
Fig. 1 に接合部断面の外観を示す．両条件で接合欠陥がなく，攪拌部が裏面まで達しており，健全な接合継手が得られた．回転速度の増加に伴い攪拌部(SZ)，熱影響部(HAZ)の領域が増大している様子が確認

Fig. 1 銅含有抗菌ステンレス鋼摩擦攪拌接合継手の断面写真

された．回転速度 800rpm の条件では，回転速度 400rpm の条件で確認されない帯状の組織が確認された．
この組織については，ツールの摩耗の影響を疑っている．

－170－

3.2 接合部断面ミクロ観察
Fig. 2 に母材(BM)，熱影響部，攪拌部の光学顕微鏡写真を示す．回転速度 400rpm の条件では，
熱影響部，攪拌部ともに母材と同程度の粒径が維持されていた．これに対し，入熱量が大きい
回転速度 800rpm の条件では，攪拌部，熱影響部の粒径が粗大化する傾向が確認された．
3.3 ビッカース硬度測定
Fig. 3 に接合部断面のビッカース硬度分布を示す．回転速度 400rpm の条件では，母材と同程

Fig. 2 銅含有抗菌ステンレス鋼摩擦攪拌接合継手の光学顕微鏡写真

度の硬度が維持されていた．回転速度 800rpmの条件において，硬度を母材と比較すると，熱影響部においては軟化が確認され，攪拌部では硬度の上昇が確認された．攪拌部での硬度の上
昇は Fig. 1 で確認された帯状の組織の可能性を疑っている．
3.4 引張試験
Fig. 4 に引張試験の結果を示す．回転速度
400rpm の条件は， 800rpm の条件よりも強度，伸びに優位な結果が示された．これは，回転速Fig. 3 銅含有抗菌ステンレス鋼摩擦攪拌接合継手のビッカース硬度分布

度 800rpm の条件で確認された熱影響部における硬度の低下に関連するものと考えている．
4.結言(1)回転速度 400, 800rpm の両条件で健全な外観の継手を作製した．
(2)回転速度 400rpm の条件で，粒径は母材と同程度に維持され，回転速度が 800rpm の条件では，攪拌部，熱影響部の粒径が粗大化する傾向を確認した．
(3)ビッカース硬度において，回転速度 400rpm

Fig. 4 銅含有抗菌ステンレス鋼摩擦攪拌接合継手の応力ひずみ線図の条件で攪拌部は母材と同程度の硬度が維持され，一方，回転速度 800rpm の条件では熱影響部における軟化傾向を確認した．
(4)引張強度は，両条件を比較すると回転速度 400rpm の条件の方が優れていることを確認した．
5.参考文献1) 菊地 靖志：抗菌機能化金属材料, まてりあ, 41 (2002), 551
2) 藤井 英俊：FSW(摩擦攪拌接合)－鉄鋼材料を中心に－, 溶接学会誌, 77 (2008), 19
謝辞
材料を提供いただきました, 大阪市立大学 工学研究科 教授 佐藤 嘉洋 博士に感謝いたします．

（共同研究分野：機能性診断学分野）－171－硬質薄膜被覆ドリルの切削抵抗と被削材との濡れの関係
福井工業大学

工学部

機械工学科
神田一隆

1. はじめに切削工具等の耐摩耗用途への硬質薄膜の開発は、工具摩耗を抑制するために硬度と耐酸化性の改善を重要視して行われてきた。しかし、実際の工具の摩耗は機械的摩耗や化学的摩耗が複合した形で進行する。また、工具への被加工材の溶着が、工具寿命の低下や仕上げ面の劣化といった工具性能に影響を及ぼす場合がある。そこで本研究では、硬質薄膜と被加工材の濡れ性に着目し、各種硬質薄膜と純鉄の濡れ性を評価するとともに、硬質薄膜を被覆したドリルを用いて切削抵抗の測定と溶着現象の観察を行い、両者の関係について検討した。
2. 実験方法
被加工材に対応する供試材として純鉄(99.995%)を用い、硬質薄膜の供試材として W 円板上にPVD 法でコーティングしたものを用いた。濡れ性は図１に示す改良型静滴法を用いて接触角を測定することで評価した。本手法は溶融金属の液滴を基板上に滴下した直後から濡れの時間変化を測定できることに加え、He-Ne レーザー光源と高解像度デジタルカメラの使用により、自発光の強い温度下でも鮮明な画像を得ることができる特長を有する。
実験手順は、まず薄膜基板をヒーター中心部

specimen

program controllerのステージ上に配置し、液滴試料は試料滴下装置のチューブ内に配置した。次に、真空炉内を

GV
RP

-4

約 5.0×10 Pa まで真空引きした後、チャンバー
内へ脱水処理した Ar-3%H2 ガスを 1 気圧まで充填し、さらにガスのフローを継続しながら、試料を所定の温度まで加熱した。溶融金属の滴下は滴下管内と真空炉内の差圧を利用して行い、滴下直後から 10 秒毎に 1 回撮影することで接TMP
RP

dropping
devicethermocouple
C heater

V1

Band-passfilter

He-Ne
laser

digital camera
Ar-3%H2 gas
Mo reflector

substrate

図 1 濡れ性測定装置側面図

触角の測定を行った。
切削試験による切削抵抗測定は、被加工材として炭素鋼 S50C を用い、直径 6mm のドリルに各種硬質薄膜を PVD 法によりコーティングしたものを用いて行った。切削抵抗を測定するため、図 2

toolmaterial under test
kistler dynamometer

amplifieroutput unitに示すようにマシニングセンタに切削動力計と被加工材を取り付け、動力計で測定した抵抗値をチャージアンプを介して、出力ユニットでデ

図 2 切削抵抗測定装置図

ータ化を行った。切削条件は切削速度 80 m/min、
送り 0.15 mm/rev、ドライ、穴深さ 15 mm と一定とし、連続で 10 回行った。そのうち、1 回目、2回目はドリル表面の薄膜の粗さの違い等による値のばらつきがあるため、3 回目以降の平均値を切削抵抗とした。

－172－

3. 実験結果

150
TiC
TiN
TiCN
TiAlN
TiSiN
TiBON
CrN
CrSiN
AlCrSiN

図 4 に 1550℃における溶融純鉄の各種硬質薄120

接触角 117°と濡れ性が最も悪く、CrN 膜で 0°と非常に良くなった。CrN 膜でこのような結果が得られたのは、Fe と Cr の親和性が良く、溶解速Contact angle, °膜に対する接触角の経時変化を示す。TiAlN 膜で9060

度が極めて速いためだと思われる。
30

図 5 に切削速度 80 m/min で 10 回の切削試験を行って得られた切削抵抗の値を示す。1 回目は 2

0
1

回目以降の値と比較してばらつきが大きいこ

10100Time, s

1000

10000

とがわかる。これは前述したように、薄膜の図 3 純鉄と各種硬質薄膜の接触角の経時変化種類によって表面粗さが異なることによる800影響と考えられる。そこで、本研究では表面

700
Cutting force, torque, N

平均値を切削抵抗の評価に用いた。
図 5 に各種薄膜の接触角と切削抵抗の測定
結果を示す。切削抵抗は薄膜の種類により変

600
500
400
300

化し、その値は接触角の変化とよく一致して200いる。その中で、接触角が最も大きい TiAlN 膜

1000において、切削抵抗の値が最も小さくなり、接触

450

なる。

った結果、TiO2 の酸化膜が形成していること

120

250

80

200

60

150

40

100

20

0

の接触角よりも大きくなっていると考えら

140

100

300

50

が確認された。TiO2 の形成による影響で実際れ、TiN 膜の接触角がより小さいとすると、

12

350

Cutting force, torque, Nれる。ESCA を用いて TiN 膜の表面分析を行

10

Cutting force (S50C)
Contact angle (Fe)400

しかし、TiN 膜においては接触角の値に対TiN 膜の表面が酸化している可能性が考えら

4
6
8
Cutting hole number, holes

図 4 S50C に対する各種被覆ドリルの切削抵抗角が小さい CrSiN 膜では、切削抵抗が最も大きくして切削抵抗が大きく、濡れ性試験に用いた

2

Contact angle, °粗さの影響が少ないと思われる 3 回目以降の

TiN
TiCN
TiAlN
TiSiN
TiBON
CrSiN
AlCrSiN

0
TiAlN AlCrSiN TiSiN

TiCN

TiN

TiBON CrSiN

図 5 各種薄膜の接触角と被覆ドリルの平均切削抵抗

切削抵抗と濡れ性の値が非常に良く一致する。
4. まとめ
1550℃の Ar-3%H2 雰囲気中の純鉄と硬質薄膜の濡れは、調査した薄膜の中では TiAlN 膜で接触
角が 117°と最も悪く、CrN 膜で 0°と非常に良かった。また、切削試験において、切削抵抗の値と接触角は良い相関を示し、接触角が大きいほど切削抵抗は小さくなった。
以上より、濡れ性評価および切削抵抗測定から、濡れ性と切削性能には強い相関があり、濡れ性による工具用薄膜の評価は非常に有用であることが示唆された。
（共同研究分野：機能性診断学分野）－173－

摩擦攪拌粉末プロセスによる低炭素鋼の部分表面硬化
近畿大学理工学部 木口昭二
１．緒言
プレス金型や工作機械の摺動部に用いられる材料は、耐摩耗性等の機械的特性を向上させ、部材の寿命を延長させる目的により、各種表面硬化処理が施されている。しかし、鉄鋼材
料の焼入れ硬さは炭素量によって変化し､炭素量が低い材料では十分な硬度は得られない。
そこで本研究では、焼入れ性の乏しい低炭素鋼に対して炭素粉末を添加し、摩擦攪拌粉末
プロセスを行うことで、焼入れ性の向上を図るとともに、炭素の攪拌および拡散にツール
移動速度、ツール回転速度などの各種プロセス条件が及ぼす影響について調査を行った。
２．実験方法基材として低炭素鋼 SPCC(300mm×100mm×3.2mm：C 0.04%)、分散させる粉末として炭素粉末（純度>99.9%、粒径 20μm）を用いた。図 1 に示すように突合せ部に 1mm のプレートを挟んだ状態で固定し、それによりできたギャップに粉末を充填し、摩擦攪拌粉末プロセスを行った。ツールのショルダ径は 15mm、プローブ径 6mm、プローブ長 3.15mm とした。プロセス条件は、移動速度を 100mm/min 一定とし、回転速度を 250rpm～3000rpm の範囲で変化させる手法と、回転速度を 500rpm 一定とし、移動速度を 25mm/mi
n～200mm/min の範囲で変化させる手法を行い、それぞれの条件が炭素粉末の分散に与える影響を調査した。その後、炭素の拡散およびマルテンサイト変態を目的とし、2pass 目を
行った。
回転

粉末

移動
ギャップ
1mm

図１ 摩擦攪拌粉末プロセス模式図
３．実験結果図 2 に移動速度を 100mm/min 一定とし、回転速度を変化させた場合の試料表面および断面写真を示す。回転速度 1000rpm 以上の条件の表面において溝状欠陥が発生しており、回転速度 750rpm 以下の条件の表面においては、平滑な処理面が得られた。この結果から、
高回転速度時にあらわれた欠陥は、材料がプローブの回転についていくことができなかったために生じたと考えられる。
図 3 に回転速度 500rpm 一定とし、移動速度を変化させた場合の試料表面および断面写真を示す。断面をみると、移動速度が小さくなるにつれて、組織中に取り込まれる炭素粉－174－

末量が増加し、広範囲に分散していることがわかる。これは、接合速度が 100mm/min を超えると、ギャップに充填していた粉末の多くがツールの移動時に基材中に攪拌される前に排出されてしまうためであると考えられる。基材中に炭素粉末を十分に分散させるには、
50mm/min 以下の低移動速度でプロセスを行う必要がある。
図 4 に回転速度 500rpm、移動速度 50mm/min で炭素粉末の分散を行った後、炭素の拡散およびマルテンサイト変態を目的として回転速度 1000rpm、移動速度 50mm/min の条件
で 2 回目のプロセスを行った試料の硬度分布図および試料断面を示す。硬度分布図からわかるように、表面近傍において 800HV 以上と非常に高い硬度を示した。これは、炭素の拡散に十分な温度まで昇温し、その後の急速冷却によって、組織がマルテンサイト変態したためである。
回転速度

試料表面

試料断面

移動速度

250rpm25mm/min

500rpm50mm/min750rpm100mm/min

1000rpm

200mm/min

試料表面

試料断面

2mm

10mm

2000rpm

図 3 試料表面および断面形態に及ぼす移動速度の影響 (500rpm 一定)

3000rpm
10mm

2mm

図 2 試料表面および断面形態に及ぼす回転速度の影響 (100mm/min 一定）

0300

ビッカース硬度,HV
600
900

硬度分布
試料断面
2mm

図 4 プロセスを 2pass 行った試料の硬度分布図および試料断面４．結論
炭素含有量が低い低炭素鋼においても、摩擦攪拌粉末プロセスを用いて炭素粉末を添加することで、マルテンサイト変態による表面硬化が可能である。
溝状欠陥の発生を防ぐため回転速度は 750rpm 以下で、炭素粉末を基材中に十分に分散させるため移動速度は 50mm/min 以下でプロセスを行うことが望ましい。

（共同研究分野：機能性診断学分野）－175－㠀㕲ᮦᩱࡢᦶ᧿ᨩᢾ᥋ྜ㸦)6:㸧࡜⥅ᡭࡢᶵ⬟ホ౯ 㸦࢔࣑ࣝྜ㔠㗰ࡢ␗ᮦⅬ᥋ྜᢏ⾡ࡢ㛤Ⓨ㸧                                   ᗈᓥ┴❧⥲ྜᢏ⾡◊✲ᡤ                                 ᆏᮧ ຾ 
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－176－

-30

Distance from the start measurement point（μm）

400
300
200
100
0
200

300

400

500

160
140
120
100
80
60
40
20
0
0

500

1000

1500

2000

2500

0

3000

Hardness of the backing plate material (HV)

Fig.8
Fig.8 Relationship between the hardness of the backing
plate material and the height of the swell on the backside of the weld.

160
140
120
100
80
60
40
20
0
0

100

200

300

400

500

Maximum attainment temperature (℃)

Fig.7
Fig.7 Relationship between the maximum temperatureand the height of the swell on the back side of the weld.

Height of the swell on theback side of the weld (μm)

Height of the swell on theback side of the weld (μm)

Heat conductivity of the backing plate material（W/m･K）
Fig.6
Fig.6 Relationship between the heat conductivity of thebacking plate material and the maximum attainment
temperature.

Height of the swell on theback side of the weld (μm)

Maximum attainment
temperature (℃)

500

100

20

Fig.5
Fig.5 Height of the swell on the back side of
the welds with various backing plates.

Fig.4
Fig.4 Back shape of the weld with a WC-Co
backing plate..

0

40

Si3O4

20000

C1020

15000

60

Al2O3

10000

80

A7075

5000

100

A6061

0

120

A5052

0

140

A2017

30

160

A1050

60

WC-Co

Height of the swell on theback side of the weld (μm)

Back shape of the weld（μm）

90

160
140
120
100
80
60
40
20
0
0

200

400

600

800

Elastic modulus of the backing plate material
(GPa)
Fig.9
Fig.9 Relationship between the elastic modulus of thebacking plate material and the height of the swell on theback side of the weld.

図８より，接合裏の膨らみを抑制するためには裏当材の硬さは概ね HV100 以上は必要であると言える。また，横山らが鋼/鋼の重ね摩擦攪拌点接合において接合裏の膨らみ抑制に効果的である 1)としていた低弾性率材の裏当材としての使用については，今回の実験からは，その効果を確認できなかった。
４．結論
本研究では，A5052/SPCC/A5052 の重ね継手の上 2 枚の点接合を実施し，最下材である A5052 に発生する膨らみが裏当材によってどう変化するかについて調査を行った。その結果， 裏当材として，熱伝導率が低く，硬さが概ね HV100 以上の材料を用いると，最下材 A5052 に発生する膨らみを低減できることが分かった。
参考文献
1) 横山毅士，大橋良司，藤本光生：溶接学会全国大会概要集,84(2009),68.

（共同研究分野：機能性診断学分野）－177－

摩擦攪拌接合を併用した展開ブランクの深絞り加工

鳴門教育大学生活健康系コース
畑中 伸夫

１． はじめに深絞り加工は，一枚の板材から容器形状の製品を成形する加工法として，広く用いられている。しかし，大きな素板から深い容器を一工程で成形しようとすると，フランジ部の絞り抵抗が大きいため，パンチ肩部で破断する。絞り抵抗を小さくする方法として，フランジの一部を切り取った展開ブランクを用いた深絞り加工法１）が提案されている。しかし，展開ブランクを用いた成形品の側壁部には，継ぎ目が存在するため，密閉容器として使用することができない。このため、継ぎ目部を絞り加工と同時に接合する方法の開発が求められている。
摩擦攪拌接合２）は，1991 年，英国 The Welding Institute (TWI) によって開発された比較的新しい接合技術であるが，急速に適用分野が拡大している．FSW は固相状態で材料を接合するため、他の溶融溶接に比べて，接合部の機械的性質が優れていることや接合による変形が極めて小さいことなど、製造プロセスにおける工程低減のメリットが大きい生産技術である．
本研究の目的は，展開ブランクの深絞り加工において，絞り加工と同時に隣接するフランジを摩擦攪拌接合すること
により，一工程で深い気密性を有する容器を成形する方法を開発することである。2012 年度は、摩擦攪拌接合条件について検討した。
２． 実験方法
実験に使用した材料は，板厚２mm および１㎜のアルミニウム合金板 A5051-O である。本材料は、成形性とともに適度な強度を有することから、プレス加工をはじめ広範な用途に使用されている。接合用試験片は、板幅 50 ㎜、長さ 300mmの短冊状にレーザー切断により素板から切り出した。接合は、試験片側面を突き合わせて、治具で固定して行った。ツ
ール材料は SKD61、ツール寸法は、ショルダー径 12mm、プローブ部 M4 右ネジ、プローブ長さは板厚に合わせて、1.9mm
および 0.9mm である。接合条件は、主軸回転速度 100～1500rpm、送り速度 500～2500mm/min で行った。主軸の前進角は３°一定である。接合結果を評価するために、接合材の中心付近から、試料を切り出し、引張試験を実施した。
３． 実験結果
３.１外観評価
外観上、トンネル状の欠陥や溝状の欠陥は観察されず、プローブが破損することもなかった。低回転数・高送り速度の場合に、図１に示すように接合表面に深いショルダーの接触痕およびバリが観察された。高回転数の場合には、図２に示すように微小なバリは発生したが、巨大なバリの発生は観察されなかった。また，板厚１mm、高回転数・低送り速度の場合には、治具への強固な固着が生じた。
３.２ 全伸びおよび破断箇所
図３は引張試験後の試験片の破断形状を示す．破断位置は，(a)接合部での破断，(b)後退側での破断，(c)前進側での破断に分類された．

－178－

図１接合表面の例(a) 接合部破断(b) 後退側破断(c) 前進側破断(d) 接合欠陥部破断

図２バリの発生
図３ 各種破断形式

３.３ 接合強度および全伸び
図４は各接合条件における接合強度を，回転ピッチで整理して示す。図４(a)は t=1mm の場合である．母材の引張強さよりも，接合後の強度は多くの場合に向上した．図４(b)は t=2mm の場合である．母材の引張強さよりも，回転ピッチが大きくなると，少し低くなった．なお，右端のデータは 1500(rpm)/1500(m/s)の場合であり，本接合実験の中で，唯一，破断面観察により明確な接合欠陥が目視により観察された．
図５は各接合条件における全伸びを回転ピッチで整理して示す．ｔ=2mm の場合である．両板厚の場合とも，全伸びは母材に比べ低下し，ばらつきが大きく，定性的な傾向は観察されなかった．

（a） ｔ=1mm(b) t=2mm

図４ 回転ピッチの増加に伴う接合強度の変化.

図５全伸びの変化(t=2mm).

４． 結 論
アルミニウム合金板 A5052－O に対して，各種加工条件で摩擦攪拌接合を行い，接合強度等を検討した結果，以下の知見を得た．
１）本実験材料は，広範な加工条件のもとで良好な摩擦攪拌接合を行うことが可能である．
２）継手強度は，母材強度とほぼ等しい値を得ることができた．また，接合強度のばらつきは少ない．
３）全伸びは，加工条件により大きなばらつきを示した．
謝辞 本研究の一部は国立大学法人大阪大学接合科学研究所共同研究利用のもと，藤井英俊教授のご指導により行われました．ここに記して，感謝の意を表します．
参考文献
１）畑中伸夫ほか：アルミニウム板の展開ブランクを用いた深い容器の作製，軽金属，58-2(2008)，65-70．
２）社団法人：摩擦攪拌接合，産報出版，(2006)，12．
（共同研究分野：機能性診断学分野）－179－

摩擦攪拌接合（FSW）を用いた
3 層傾斜機能 ADC12 ポーラス金属の創製
群馬大学大学院 工学研究科 機械システム工学専攻
鎌田 裕仁，半谷 禎彦
1．目的
ポーラス Al は超軽量で衝撃吸収特性に優れる多機能部材である．
このことから自動車をはじめとする輸送機器への適用により，燃費と安全性の向上が期待されている．ポーラス Al を衝撃吸収材として用いる場合，圧縮強度が段階的に変化する傾斜機能化が有効であると考えられる．歩行者側を変形しやすい低強度部，搭乗者側を変形しにくい高強度部とすることで，対人事故では歩行者の，対物事故では搭乗者のダメージ低減が期待される．
ポーラスAl の傾斜機能化としてADC12Al 合金ダイカストを用いる方法が提案されている(1)．
過去の研究よりダイカストの内部ガスを膨張させることで発泡剤不使用でもポーラス Al を作製できること，
その際の気孔率は内部ガス量に比例し，気孔径は細かく均一となることが知られている(2)．一方，発泡剤を使用した際には使用量に応じて気孔率や気孔径の大きさの制御が可能となる(3)．これらの特性を利用して，異なる内部ガス量や発泡剤使用量の組み合わせで発泡前駆体であるプリカーサを複数作製し，それらを接合して発泡させることで部位ごとに気孔率や気孔径が異なるポーラス Al が作製可能と考えられる．ポーラス
Al の圧縮特性は気孔率や気孔径の影響を受けるため，傾斜機能化が可能となる．
本研究では摩擦攪拌法(FSP 法)により，内部ガス量の異なる 2 種類の ADC12 ダイカスト板材に発泡剤使用・不使用を組み合わせ，3 種の気孔率と気孔径を持つ 3 層傾斜機能ポーラス Al を作製した．得られた傾斜機能ポーラス Al に対して圧縮試験を実施し，その圧縮挙動や圧縮特性の調査を行った．
2．研究方法Table 1 に本研究で用いたダイカスト板材の内部ガス量と発泡剤使用・不使用の組み合わせを示
す．発泡剤は水素化チタン(TiH2)粉末であり，散布量は攪拌部質量に対する割合である．発泡剤とは別に気孔形態安定剤としてアルミナ(Al2O3)粉末を一律 5 mass%使用した．Fig.1 に本研究にて実施した FSP 法の概略図を示す．まずダイカスト板
材の間に発泡剤や気孔形態安定剤の粉末を散布し，その上から FSP を行って内部ガスや粉末を均一に
攪拌・分散させた(Fig.1(a)~(b))．得られた積層板の上下を反転し，同様に粉末の散布と FSP を行った
(Fig.1(c)~(d))．この一連の作業を Table 1 に示した板材と発泡剤散布量の組み合わせそれぞれに実施
し，異なる 3 つの積層板 A，B，C を作製した．次に機械加工によりそれぞれの積層板の攪拌部を切断した(Fig.1(e))．切断面同士を突き合わせて突き合わせ部で摩擦攪拌接合(FSW)を行い接合した後，攪拌部からプリカーサを切り出した(Fig.1(f))．これを保持温度 675 ℃，保持時間 14 min で金型内発泡させポーラス Al を作製した．作製したポーラス Al は放電加工により 15×15×30 mm3 に成形し，圧縮試験片とした．これに対し X 線 CT 撮像を行い，得られた画像から気孔率と気孔径を算出した．圧縮試験は圧縮速度 6 mm/min で行
い，ビデオ撮像により圧縮過程における試験片の変形挙動を観察した．

－180－

3．実験結果
Fig.2 に圧縮試験より得られた応力-ひずみ曲線を，
Fig.3 にその際の試験片の変形挙動を示す．Fig.2 および Fig.3(a)~(b)より，ひずみが 0.1 程度までは A 部の変形に伴うプラトー領域が確認できる．続いてひずみが0.1~0.2(Fig.3(b)~(c))，0.2~0.3(Fig.3(c)~(d))ではそれぞれ
A-B 間，B-C 間の遷移領域が変形していることがわかる．ひずみが 0.3~0.4(Fig.3(d)~(e))の間では B 部の変形も進行している．ひずみが 0.4~0.6 で見られる 2 つ目のプラトー領域は，B 部の変形が進行していること(Fig.3(e)~(g))を考慮すると，B 部のものであるといえる．
B 部のプラトー応力値は A 部のものに比べ高くなっているが，これは，B 部は A 部に比べ気孔率と気孔径が小さいために高強度となるためである．C 部については，ひずみが 0.5 まではほとんど変形していないことがわかる．ひずみが 0.67~0.7 程度で 3 つ目のプラトー領域が現れたが，これは最後に残った C 部の変形によるものと考えられ，気孔率や気孔径の関係から他の 2 か所より高い応力値を示している．各プラトー領域の間で応力値の上昇が見られるが，これは低強度部の緻密化が進行することで，高強度部にも負荷がかかり始めるために生じると考えられる．以上より，作製した 3 層傾斜機能ポーラス Al は各層の強度に応じた圧縮挙
動や圧縮特性を示すことが示唆された．
4．結言
ADC12 ダイカストを用いたポーラス Al の特性を利用することで，FSP 法により異なる 3 種の気孔率と気孔径を有する 3 層傾斜機能ポーラス Al が作製可能であった．また，作製したものは各層の強度に応じた圧縮
挙動や圧縮特性を示した．
５．参考文献(1) Hangai Y., et al., Mater. Sci. Eng. A 556 (2012) 678-684．
(2) 半谷，加藤，宇都宮，北原，桑水流，吉川，日本金属学会誌，74 (2010) 592-597．
(3) T. Utsunomiya, K. Takahashi, Y. Hangai, S. Kitahara, Mater. Trans., 52 (2011) 1263-1268．
謝辞
本研究の一部は，国立大学法人大阪大学接合科学研究所共同研究利用のもと，藤井英俊教授のご指導により行われました．ここに記して感謝の意を表します．
（共同研究分野：機能性診断学分野）－181－

表面改質処理によるFSW継手材の疲労特性改善とその破壊メカニズムの調査
沖縄工業高等専門学校 機械システム工学科
政木清孝
1．目的
アルミニウム合金の接合技術として，摩擦攪拌接合(FSW)が利用されるようになった1-3)．FSW継手材を機械構造部材として使用する場合，継手には振動などによる繰返し負荷が生じるため，疲労特性の評価が必要である．特にFSW接合部では接合時の摩擦熱で材料の軟化が生じるため，継手材の疲労特性は軟化部分の強度特性に依存すると考えられる．つまり何らかの方法で接合部近傍組織の強度特性を改善すれば，継手材の疲労強度改善に繋がると考えられる．そこで，本研究ではレーザピーニング処理を適用して，その処理の有効性と疲労特性に及ぼす影響について検討した．
2．実験方法
2.1 供試材
供試材は市販の厚さ3mmのA6061-T6圧延材である．FSW継手材の作成には汎用フライス盤を使用し，先端に長さ3mm，M4の逆ねじを有するφ10mmのツールを用いた．FSW接合条件は，予備実験の結果をふまえて，
主軸回転数：1400rpm，送り速度：41mm/min，前進角：3°とした．
2.2 疲労試験片および試験方法
試験片形状を図1に示す．試験片はワイヤ放電加工機を用いて，試験片中央が接合部となるように採取した．なお，試験片側面のワイヤ放電加工跡は，エメリ研磨にて除去した．疲労試験には変位制御の片持
ち平板曲げ疲労試験機(テークスグループ製 PBF-30)を用い，応力比R=-1，室温・大気中，負荷繰返し速度1300cpmの条件にて実施した．疲労破断後には破面観察を行った．
2.3 レーザピーニング処理(LP処理)
LP処理とは，パルス状のレーザを水などの透明媒質中で金属表面に照射し，発生する高圧プラズマの成長を抑制することによって生じる衝撃波を利用して，材料表面をピーニングする技術である 4)．代表的ピーニング技術であるショットピーニング処理と比較して，材料の深い領域まで圧縮残留応力を導入できるという特徴がある．本研究では株式会社 東芝 佐野雄二氏のご協力をいただき，YAGレーザを用いる日本
式LP処理をFSW継手に適用した．LP処理条件を表1に示す．表面，裏面を同一のパルス密度で照射すると試
験片に顕著な反りを生じたため，この反りが低減するように表裏で異なる処理条件（パルス密度）とした．
なおLP処理は図2の矢印に示すような施工パターンで実施しているため，試験片表面には規則的なLP痕が形成されている．以下では母材の試験片をA6061，LP処理を施したA6061試験片をLP-A6061，FSW継手材を
FSW，FSWにLP処理を施した試験片をLP-FSWと称す．
3. 実験結果
3.1 疲労試験結果
図3に疲労試験結果を示す．図中のFSWのプロットに *印を付与したものは，接合欠陥が起点となった試験片である．本研究で使用したA6061の107回疲労強度（疲労限度）は110MPa，FSWは90MPaであった．A6061にLP処理を適用すると疲労特性は大幅に改善され，疲労限度も約50MPa向上して160MPaとなった．一方，
FSWにLP処理を適用すると，疲労限度が30MPa向上して120MPaとなった．この値はA6061と比較しても10MPa
高く，LP処理がA6061とFSWの疲労限度向上に有効であることが分かった．図4にFSWとLP-FSWのマクロ破面
写真を示す．FSWとLP-FSWでは，試験片表面を起点として多数のき裂が発生していることがわかる．このFSWとLP-FSWの疲労破断位置を調査したところ，図5のようにFSW接合時に形成されるツールショルダ走査
痕と母材の段差部分であった．しかし，ツールショルダの走査痕が残存していても，LP処理を施すことで母材（A6061）と同等か，それ以上に疲労限度を向上できる事が分かった．
1 2. 565

表１

1 2. 5

LP処理条件（代表的パラメータ）

φ 7 -418
30

Pulse energy
[mJ]

Spot
diameter
[mm]

60

0.7

25

R 42 .

5

20

W el d zo ne90

図1 試験片形状

25

(mm)
t=3

Pulse density[pulse/mm2]
upper
lower

18
27

Crosswise
direction

図2

－182－

Lengthwise
direction

LP施工パターン

Stress amplitude σa, MPa

250
200

(a)FSW (σ a=160MPa, Nf=1.6×104cycles)

150

*

100
●A6061
○FSW

50 3
10

■LP−A6061□LP−FSW
4

5

6

7

2mm

8

10
10
10
10
10
Number of cycles to failure Nf, cycle(b)LP-FSW

図3

5mm

4

(σa=160MPa, Nf=2.1×10 cycles)
図4 破面マクロ写真

疲労試験結果(a) FSW
図5(b) LP-FSW
破断位置

3.2 LP処理によるピーニング効果
LP処理によるピーニング効果として，粗さの増加，硬さの増加，圧縮残留応力の付与について調査した．
A6061，LP-A6061について試験片長軸(Lengthwise)方向の中心線平均粗さ(Ra), 最大粗さ(Ry),十点平均粗さ(Rz)の測定結果を表2に示す．LP処理により表面粗さは増大し，特にパルス密度の低い上面側が大きくなる傾向にある．続いて，表面近傍，板厚中心部，裏面近傍におけるビッカース硬さ測定結果を 図6に示す．
図中プロット点がLP-FSW，バンドがFSWの硬さ分布を示している．また図中には，試験片表面におけるツールショルダ径，裏面におけるピン径をそれぞれ「攪拌部（Stir zone）」として示した．A6061の硬さは120HV程度であったが，FSWの攪拌部では著しく硬さが低下し，60HV程度となった．LP処理を施すと，表面近傍の攪拌部では20HV，裏面近傍の攪拌部では10HVの硬さ向上となった．最後にX線応力測定法（2θ-sin2ψ法）による試験片表面の残留応力測定結果を，表面に関しては図7に，裏面に関しては図8にそれぞれ示す．
図にはLP-A6061の残留応力測定結果を点線にて示した．FSWの残留応力値は表面，裏面ともにほぼゼロとなっている．これに対しLP-FSWでは，表面，裏面ともにツールショルダ走査痕の範囲内で100MPa程度の圧
縮残留応力が発生しており，接合中心から離れるにつれてLP-A6061の圧縮残留応力値に近づく傾向がある．
表 2 LP処理に伴う表面粗さの変化（試験片長手方向）
Pulse density [pulse/mm2]

Ra[μm]

Ry[μm]

Rz[μm]

-

0.17

1.44

0.92

A6061

4.27

26.16

18.33

27

3.28

20.98

15.88

120
100

Parent metal

Stir zone (top)80
60 ○top●center
Stir zone△bottom(bottom)40−10 −8 −6 −4 −2 0 2 4 6 8 10Distance from weld center, mm

100
Top surface (18pulse) □FSW ■LP-FSW

0
-100
-200

LP-A6061(-213MPa)
Tool shoulder

-300
-10

-5
0
5
10
Distance from weld center, mm

Residual stress140

σr, MPa

18

lower

σr, MPa

upper

Residual stress

Vickers Hardness, HV0.025

LP-A6061

100
Bottom surface (27pulse) □FSW ■LP-FSW

0-100
LP-A6061(-171MPa)-200
Tool shoulder

-300
-10

-5
0
5
10
Distance from weld center, mm

図6 硬さ分布図7 残留応力分布(表)図8 残留応力分布(裏)4．結論
FSW継手材にLP処理を施すことで，表面粗さが増加するものの，接合部に存在する攪拌組織の硬さを向上させ，さらにその硬さ分布に対応するように圧縮残留応力を導入する事が可能である．今回の研究では，接合時に生じる試験片表面のツールショルダ走査痕の段差部分で応力集中が生じ，疲労破壊起点となった
ものの，LP処理を施すことで母材相当まで疲労限度を向上させることができた．ツールショルダ走査痕を除去すれば，更なるFSW継手材の疲労特性改善の可能性があり，今後の検討課題としたい．
（共同研究分野：機能性診断学分野）－183－

題名：高温濡れ現象の解明「カーボンナノファイバーと軽金属（Al）との濡れ性の改善のための有効なコーティング材の探索」
所属：早稲田大学理工学術院総合研究所
各務記念材料技術研究所
氏名：増田 千利
１． 目的カーボン繊維強化複合材料を溶解法により作成するには母材となる金属と繊維との濡れ性がよいことが重要となる。一般にカーボン繊維系とアルミニウム(Al)とは濡れ性が悪いことが知られている。そこで両者の濡れ性を改善する方法として、繊維表面に予め Ni をコーティングしておくことにより濡れ性が改善できないかと考えて、繊維への Ni のコーティングを試みたところ、表面に約 10-20nm 厚さの Ni のコーティングされていることが確認されたので、濡れ性の評価を試みた。
２．研究方法本研究に用いたカーボン繊維は、CVD 法により作成されたカーボンナノファイバー(CNF)で、昭和電工(株)で製造されたもので、直径は約 150nm で、長さ 15μm である。この CNF と Al 粉末と触媒を混合して、ガラス管に真空封入して、500℃で長時間加熱保持したもので、その後得られた CNF 表面を観察したところ、図 1 のように、CNF 表面に Ni がコーティングされていることが確認された 1）。左図が使用した VGCF で昭和電工製であり、中央の図が元素分析の結果で、Ni のみ示すが、ほぼ繊維全体に Ni の分布が見られ、コーティングが出来ている様子がわかる。右図は VGCF とコーティング層との界面の TEM 像で、VGCF 繊維の表面に約 15μm の NI がコーティン
グされ、その上に塊状の Ni が乗っていることがわかる。別途行った XPS による分析の結果、NiO が検出された。
コーティングされた CNF を室温において圧力 50ＭＰa にて加圧成型して直径 20mm の円盤のペレット状のプリフォームを作成した。プリフォームをアルミナ板上に載せ、藤井研究室の濡れ性測定装置の試料ホルダー上に注意
深くセットした。真空引き後、まず 1200℃まで 50 分かけて昇温し 30 分保持し、その後 900℃まで下げて、液滴の滴下を試みた。このプリフォームについても同様に液滴の滴下、液滴の形状の写真から接触角を測定することを試みた。
3 回目であったが、1 年前に実験させていただいた関係で、まず測定条件を思い出す関係で、測定条件の確認、真空状況、液滴の滴下の方法、滴下した液滴の形状測定などについて指導してもらった。
３．結果(Ni コーティングした VGCF)(Ni の元素分析)
図１）．Ni コーティングした VGCF の観察結果－184－（Ni コーティングした VGCF の TEM 像）

前回コーティングしたプリフォームについては 1050℃で滴下を試みたが、液滴がプリフォームに落ちず、滴下できなかった。窒素雰囲気で熱処理を行ったプリフォームについても、1050℃では滴下できなかった。今回はAr+3%H2 雰囲気で、1200℃で Ni の表面にできている酸化物を還元できないかと考えて、この 1200℃まで昇温して、30 分保持を行った。その後 900℃まで下げて、温度が一定になるまで待ち、Al を滴下した。なお雰囲気は Ar+3％
H2 としたままで、
1200℃から 900℃まで 20 分かけて冷却して、900℃になる直前に真空引きし、Ar に置換して 20kpaまで加圧した。図 2 に示すように液滴がアルミナ管から外れず失敗した。液滴を落とす際の差圧を大きくすることが必要と考えられた。記録された画像からは接触角は以前より小さくなっているように思われた。簡易に接触角を測定したところ平均 125°となった。この値は Al コーティングした VGCF のプリフォームを用いた 950℃での実験で得られた接触角の 134.9°2）より低い値となった。低温でありながら低い接触角となったことから、濡れ性の改善に近づいてきたと言えるかもしれない。なお NiO の酸素の除去が十分されたか、また液滴とプリフォームとの界面での反応生成物などの調査を行っていないが、まだ酸素の除去後不十分であれば、接触角の改善がさらに期待できる可能性がある。また文献 4)に示されているナノチューブと Al の接触角 168°よりかなり小さい値が得られたことになる。
次の日に引くことが出来なかった三相線を描くことを目的に同じ条件で実験を行った。
しかし、液滴を落とす時に引く力がかなり強かったせいか、液滴が落ちた瞬間にプリフォームから弾かれるように視界から消えて失敗という結果になった。図３に示す。

（上部アルミナ管に中央の液滴が切食している）
図２）第 1 回目の実験画像（差圧を大きくしたため、液滴がずれた）
図３） 第２回目の実験画像

４．結論
今回の Ni コーティングした VGCF のプリフォームと Al との接触角が約 125°で改善ができた可能性がある。まだ基板の作成方法が VGCF を固めるために、少量の Al 粉末と混合して、室温で押し固めただけであるので、表面状態が凸凹していて平滑でないために、まだ正確な接触角が測定できているとは言えない状態ですが、以前に測定された文献データである接触角の１６４°に比べればかなり改善が出来ている可能性があると考えている。また昨年度の AlN をコーティングした VGCF のプリフォームに対する接触
角約 134．9°（950℃で測定、今回よりも 50℃高温側であった）に比べても改善が見られていると言える。
今回 Ni コーティングした VGCF の表面分析の結果、NiO が検出されているので、これを還元できれば、さらに接触角の改善が見られる可能性があると考えているが、方法をこれから検討していく予定である。
６．文献省略
１）長瀬、小川、増田、２０１２年度早稲田大学期間理工学部機械科学・航空学科卒業論文
２）大阪大学接合科学研究所 2011 年度報告書（共同研究分野：機能性診断学分野）－185－

Mg 合金異材摩擦攪拌点接合時の塑性流動現象
広島大学大学院工学研究科

山本元道

Material Flow during Dissimilar Friction Stir Spot Welding on Mg alloy
By

Motomichi Yamamoto

1. 緒言
近年，摩擦撹拌点接合（Friction Stir Spot Welding，以下 FSSW と称す）が注目され，その適用範囲が拡大している．特に自動車製造において，抵抗スポット溶接の代替技術として，FSSW を用いた Al 合金，Mg 合金，高張力鋼板などの同種材ならびに異種材料の接合が適用あるいは検討されている．同種
材料での塑性流動現象に関しては種々検討されているものの，異材継手での塑性流動現象に関しての検討は少ない．一部検討されている中で，異材の組み合わせによって液化現象が発生し，塑性流動が大きく変化する例が報告されている 1)．さらに，塑性流動を実験的に調査する際に一般的に用いられるトレーサ材料も，FSSW 中に母材と反応してしまうことも考えられる 2~3)．
本研究では， Al 含有量の異なる 3 種類の Mg−Al 二元系合金を作製し，異材および同材の各組み合わせに対して FSSW を行い，断面観察等によって塑性流動現象を調査した．また，トレーサ材料として Cu シートを供試材料間に挿入して FSSW を実施し，Cu シートが塑性流動現象に及ぼす影響についても調査した．
2. 供試材料および実験方法
供試材には，Al 含有量の異なる 3 種類の Mg-Al 二元系合金（板厚：1.6mm）を用いた．それぞれの合金は，以下の通りである．Mg-3%Al 合金（固相線温度 Ts : 607℃），Mg-6%Al 合金（Ts : 557℃），Mg-3%Al合金（Ts : 503℃）．これら 3 種類の合金を上下にそれぞれ組み合わせて，計 9 種類の組み合わせで FSSWを実施した．使用したツールは，ショルダ直径 10mm，プローブ直径 4mm，プローブ長さ 2.2mm，ネジ加工有りとした．FSSW 試験には荷重制御方式（荷重 6,000N，ツール回転速度 3,000rpm）あるいは変位制御方式（ツール挿入速度 2.5mm/s，ツール回転速度 3,000rpm）の装置を使用した．
3. 実験結果および考察
Fig. 1 に，9 種類の組み合わせでの FSSW 施工後の断面観察結果を示す．Mg-3%Al 合金を上板に使用した場合，下板の種類にかかわらず，一般的に観察される摩擦攪拌部の形状と大きく異なっており，
摩擦攪拌領域（SZ）がほとんど形成されていないことが分かる．Mg-3%Al 合金は共晶組織をほとんど有しておらず，Mg-3%Al 合金同材での FSSW において割れや液化現象は報告されていない．Mg-Cu 二元系状態図上での共晶温度（α-Mg+Mg2Cu）は 485℃であり，Mg-3%Al 合金の固相線温度（607℃）よりも非常に低くなっている．Fig. 2 に，Mg-3%Al 合金同材継手での断面観察結果，SEM 画像および EDX
分析結果を示す．Fig. 2 中の A 点における EDX 分析結果（41.2wt%Mg, 5.1wt%Al, 53.7wtCu）から，Mgと Cu との共晶反応によって，当該部で一部融液が発生した可能性が強く示唆される．これまでの研究
から，FSSW 中のショルダ直下は，供試材料の固相線近傍まで上昇することが明らかになっている．
Mg-3%Al 合金を上板として使用した場合，ショルダ直下の温度は Mg-Cu 共晶温度を大きく超えて，攪拌部内および上下板間の境界部でも当該共晶温度を超えると推察される．この結果，Mg-3%Al 合金を上板として使用した場合には，攪拌部の広い領域で Mg-Cu の共晶反応による融液が発生して，本来の塑性流動とは多く異なる現象が生じたと考えられる．
Mg-6%Al 合金を上板に使用した場合を見ると，下板の種類にかかわらず一般的な攪拌部が比較的明瞭に形成されている．Fig. 3 に，Mg-6%Al 合金／Mg-9%Al 合金での攪拌部内の SEM 観察結果を示す．

－186－

攪拌部内には FSSW において一般的に観察される層状組織が認められ，トレーサとして上下板界面に設置した Cu シートが Mg 合金と交互に層を形成していることが分かる．Mg-6%Al 合金の固相線温度（557℃）は Mg-3%Al 合金に比べて低く，Mg-6%Al 合金を上板に使用した場合には，広い領域での Mg-Cu 共晶反応は観察されなかった．しかしながら Fig. 1 を見ると，ショル
ダ直下の攪拌部最上部において Mg-Cu 共晶反応による塑性流動の変化が多少認められる．
Mg-9%Al 合金を上板に使用した場合，攪拌部Fig. 1 Cross-sections of Welded Joints on Each
Combination of Upper and Lower Sheet Materials.

は明瞭に観察されるものの，Mg-6%Al 合金を上板に使用した場合に比べて若干乱れた様相を呈している．特に，下板に Mg-9%Al 合金を使用した同材継手の場合が最も顕著である．Mg-9%Al 合
金には，多量の Mg-Al 共晶組織（α-Mg+Mg17Al12）が存在しており，これまでに割れや融液の発生が多数報告されている．したがって，Mg-9%Al 合金を上板に使用した場合には，Mg-Cu の共晶反応は生じないものの，Mg-9%Al 合金母材中に存在する共晶組織の局部融解の発生が推察される．
4. 結言
3 種類の Mg-Al 二元系合金を用いた同材および異材継手での FSSW 中の塑性流動を，Cu シートをとレーザとして用いて調査し，概略以下の結論を得た．
（1）

Fig. 2 Cross-section and SEM Images ofSimilar Mg-3%Al joint using Cu sheet as tracer
material, and EDX analysis result at point A(41.2 wt%Mg, 5.1 wt%Al, 53.7 wt%Cu).

異材継手での塑性流動現象には，上板材
料の固相線温度が強く影響する．

（2）

塑性流動の調査にトレーサ材料を使用する際には，母材との共晶反応を考慮して選択する必要がある．間違った選択をすると，トレーサ材料と母材との共晶反応によって本来の塑性流動現象と異なる現象が発生してしまう．

参考文献
1.
2.
3.

Fig. 3 SEM Images of Stir Zone in Dissimilar
Mg-6%Al / Mg-9%Al Welded Joint.

M. Yamamoto, A. Gerlich, T.H. North and K.
Shinozaki, "Cracking in Dissimilar Mg-alloy Friction Stir Spot Welds", STWJ, 13 (2008), 583-592.
Q. Yang, S. Mironov, Y.S. Sato, K. Okamoto : Material flow during friction stir spot welding, Material
Science and Engineering A. 527 (2010) 4389-4398.
K. Shigematsu, M. Yamamoto, K. Shinozaki and K. Kadoi : Material Flow on Dissimilar Friction Stir Spot
Welded Joints of Mg Alloys, 溶接学会論文集, (2013).

（共同研究分野：機能性診断学分野）－187－

高輝度固体レーザーの研究開発
Short pulse lasers are required to have favorable properties,
namely, high efficiency, high pulse energy, and highrepetition rate with high reliability, high stabilization,compactness, and cost-effectiveness. These lasers are usefulfor scientific, industrial, and bio-medical applications such as
non-linear spectroscopy, material processing, and laser
surgery. To achieve the favorable properties, it is importantthat the laser gain medium has high gain, long fluorescence
lifetime, high quantum efficiency, broad gain spectrum, and acapability of laser diode pumping. Ytterbium (Yb)-doped
media are believed as one of the most promising media tosatisfy these needs.
In continuous wave (CW) oscillation of the Yb-doped
materials, A. Giesen et al. demonstrated a Yb-doped yttrium
aluminum garnet (Yb:YAG) laser and obtained a highoptical-to-optical conversion efficiency of 82% for theabsorbed pump power under direct pumping of the upper laser
level to minimize heat generation [1]. The Yb:YAG crystal
was cooled at 119 K to reduce the reabsorption loss caused bythermal population of the lower laser level. At room
temperature, high-efficiency operation of the thin-disk Yb
laser was realized by utilizing a complex pumping schemewith 16 to 32 absorption passes using a parabolic mirror andfolding mirrors to reduce the reabsorption loss [2]–[5]. For
example, R. Peters et al. obtained an optical-to-opticalconversion efficiency of 72%. To our knowledge, the highest
optical-to-optical conversion efficiency of 85% was obtained
from a CW microchip Yb:YAG laser with a simple pumping
scheme at room temperature [6], [7]. This efficiency is close
to the quantum limit of 91% for Yb:YAG laser, and it is thehighest for lasers. The architecture characteristics arefollowings; high gain of the laser medium, which was
obtained by high pump intensity above 100 kW/cm2, andprecise compensation of the thermo-optic distortion by thehigh-intensity pumping. The high gain overcomes the laser
cavity loss such as the reabsorption loss of the Yb-doped
materials.
As mentioned above, the efficiency of the CW laser wasapproaching to the quantum limit, however, the efficiency ofshort pulse lasers are lower than that of the CW lasers. The
basic methods for generating high energy short pulses withhigh repetition rate are cavity-dumping and cavity-dumped
mode-locking. Cavity dumped thin-disk lasers were realized
in a long pulse region by utilizing the complex pumping
scheme [5]. C. Stolzenburg et al. obtained a highoptical-to-optical conversion efficiency of 45% with a pulse
width of 350 ns at a repetition rate of 100 kHz. To ourknowledge, the highest efficiency for the cavity-dumped
lasers was realized by our group. The optical-to-opticalconversion efficiency for the absorbed pump power was 72%
with a pulse width of 16 ns at a repetition rate of 100 kHz [8],[9]. These results were realized by high gain of the laser
medium owing to the high-intensity pumping. The efficiency
and the stability of the cavity dumped lasers with highrepetition rate can be improved by the decrease in theintra-cavity pulse buildup time due to high gain of the laser
medium.
For cavity-dumped mode-locked lasers, the efficiency ismuch decreased. A Nd:YVO4 laser with two gain medium was

福井大学工学研究科 川戸 栄
demonstrated by U. Wegner et al. and the optical-to-opticalconversion efficiency was 28.6% for the absorbed pump
power [10]. The pulse energy was 10 μJ with a pulse width of
9 ps at a repetition rate of 1 MHz. G. Palmer et. al. realized achirped pulse Yb:KYW laser with two gain medium [11]. The
optical-to-optical conversion efficiency was 19.5% for theabsorbed pump power with a pulse repetition rate of 1 MHz.
Here, we report a cavity-dumped mode-locked laser whichgain medium was a microchip Yb:YAG crystal [11]. The
average output power was 400 mW and the optical-to-opticalconversion efficiency was 34.8% for the absorbed pump
power. The pulse width was 15 ps at a pulse repetition rate of
100 kHz. The efficiency is highest for cavity-dumped
mode-locked lasers, to our knowledge. To our knowledge, theoptical-to-optical conversion efficiency is the highest reported
to date for cavity-dumped mode-locked lasers. These results
indicate a sufficient possibility of realizing high energy shortpulse lasers with high efficiency, high repetition rate, highreliability, compactness, and cost-effectiveness.
REFERENCES
[1]
[2]
[3]
[4]

[5]
[6]

[7]

[8]

[9]

[10]
[11]

[12]

－188－

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R. Peters, C. Kränkel, K. Petermann, and G. Huber, “Broadly tunablehigh-power Yb:Lu2O3 thin disk laser with 80% slope efficiency,” Opt.
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C. Stewen, K. Contag, M. Larionov, A. Giesen, and H. Hugel, “A
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K. Petermann, D. Fagundes-Peters, J. Johannsen, M. Mond, V. Peters,
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C. Stolzenburg, A. Voss, T. Graf, M. Larionov, and A. Giesen,“Advanced pulsed thin disk laser sources,” in Proc. SPIE, 2008, vol.
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Efficient Continuous-Wave Laser Oscillation in Microchip Yb:YAG
Laser at Room Temperature,” Jpn. J. Appl. Phys., vol. 46, pp. L132–
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S. Matsubara, T. Ueda, M. Inoue, M. Tanaka, K. Otani, S. Kawato, andT. Kobayashi, “High Efficiency Cavity Dumped Operation of Yb:YAG
Laser at Room Temperature”, in Advanced Solid-State Photonics, 2006,
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Kawato, and T. Kobayashi, “Highly efficient nanosecond-pulse
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U. Wegner, J. Meier, and M. J. Lederer, “Compact picosecond
mode-locked and cavity-dumped Nd:YVO4 laser,” Opt. Express, vol.
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G. Palmer, M. Emons, M. Schultze, and U. Morgner, “High peak
power from a mode-locked two-crystal Yb:KYW oscillator withcavity-dumping,” in Advanced Solid-State Photonics, 2011, Technical
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Y3Al5O12 Laser,” Inter. J. Lat. Res. Sci. Tech., vol. 2, pp.434-436, Jan
2013.

（共同研究分野：スマートビームプロセス学分野）

AD 法により作製したチタン酸リチウム負極活物質薄膜の電気化学特性に及ぼす超短パルスレーザ照射、および熱処理の影響
大阪市立工業研究所 高橋雅也

3. 実験結果及び考察
AD 法で作製した Li4Ti5O12 負極活物質薄膜、および、熱処理を行った薄膜は白色だが、超短パルスレーザを照射すると黒色化した。酸化チタンへの照射と同様、酸素欠陥が生じていると考えられる。
図 2 に負極活物質のサイクリックボルタモグラムを示す。レーザ照射によりピークがブロード化しているが、電流値が約 6 倍に増大している。レーザ照射が、抵抗値の低減に有効に働いたと考えられる。
1

図２
レーザ照射前後の負極活物質のサ
イクリックボルタ
モグラム。

I/mA

0.5
レ
ザ
未

0

ー
照

-0.5

加熱処理なしレーザ照射なし

レーザ照射-1750℃加熱処理
レーザ照射あり

-1.5
0.5

1

1.5

2

2.5

3

E/V vs. Li/Li+

1
0.5

I/mA

1. はじめに安全性が高く、高容量が実現できる全固体リチウ
ムイオン二次電池のニーズは高く、さらに薄膜化によりサイクル安定性やレート特性も高まると期待されている。我々は以前、微粒子を固相状態のまま基板に衝突させて製膜するエアロゾルデポジション（AD）法を用いて、Li4Ti5O12 負極活物質薄膜、Li4SiO4・Li3PO4 固体電解質薄膜、および LiFePO4
正極活物質薄膜を積層した全固体薄膜リチウムイオン二次電池を室温で作製できることを示した。この薄膜の電池容量は理論値の 2 割程度で、開放電圧も低いことから、内部抵抗の高いことが分かった。この原因の一つとして、製膜時の衝撃により結晶内部に歪が生じ、抵抗が高まったと考えられる。
一方我々は、酸化チタンなどのセラミックスに超短パルスレーザを照射することで、セラミックスの抵抗値を数ケタ低下させることに成功している。
そこで、AD 法で製膜した Li4Ti5O12 薄膜の電極特性の改善を目的として、負極活物質 Li4Ti5O12 に超短パルスレーザを照射した場合と、熱処理により除歪した場合の影響を検討したので報告する。

接合科学研究所 塚本雅裕、阿部信行

0

-0.5

加熱処理なし-1

750℃加熱処理

図３
熱処理前後の負極活物質のサイクリックボルタモグ
ラム。

2. 実験方法
-1.5
0.5
1
1.5
2
2.5
3
Li4Ti5O12 負極活物質薄膜は、Li4Ti5O12 の粉末を遊E/V vs. Li/Li+
星型ボールミルで粒径を約 200nm に粉砕し、これをヘリウムガス気流中でエアロゾル化し、真空層中750℃で熱処理を行った薄膜の XRD 測定の結果、にノズルを経由して導入して、アルミニウム基板上
ピーク形状が尖鋭化したため、歪が取り除かれたとに堆積させた。
考えられる。
また、結晶相の変化は見られなかった。
改質に用いた超短パルスレーザの波長、パルス幅、
図 3 に熱処理した薄膜のサイクリックボルタモグ
繰り返し周波数は、それぞれ 775 nm、150 fs、及びラムを示す。750℃の熱処理によって電流値が約 6
1 kHz。掃引速度 は 1 mm/s、レーザハッチング間倍増大している。熱処理により歪が取り除かれたこ
隔(下げ幅) は 50 µm で、Li4Ti5O12 負極活物質薄膜全2とが有効に働いたと考えられる。
面にレーザフルーエンス 80mJ/cm となるように照射した。また、除歪のための熱処理は、750℃大気
4. まとめ雰囲気下で 20 分間行った。
Li4Ti5O12 負極活物質薄膜の電極特性は、対極およAD 法により作製した Li4Ti5O12 薄膜のリチウムイ
び参照極にリチウム金属、電解液には LiPF6 を溶解
オン二次電池用負極活物質薄膜の、電極特性改善を目的として、抵抗低減のため、超短パルス秒レーザ
したエチレンの照射、および、熱処理を行った。その結果、どちカーボネートらも抵抗低減に有効に働き、電流、電極容量が増大- ジメチルカ
していることが分かった。
ーボネート混レーザ照射の場合、基材の耐熱性に関わりなく、合溶液を用い、
局所的な改善を行う際に有効であることが分かった。
３極式ビーカーセルで評価(共同研究分野：スマートビームプロセス学分野)
した。
（図 1）
図 1 三極式ビーカーセルの模式図。

－189－

フェムト秒レーザーを用いた
酸化チタン材への新機能付加に関する研究
近畿大学理工学部
中野人志、津山美穂
1. はじめに酸化チタンは主に顔料や光触媒の原料として使われており近年は、その用途を広げる研究が進められている。
そのひとつとしてこれまでにレーザーを用いて酸化チタ
ン膜表面の局所領域に新機能を付加する研究が行われてきた。エアロゾルビームを用いて形成した酸化チタン皮膜に対してフェムト秒レーザーの照射を行うと、レーザー照射部の表面が形状変化することなく黒色化し、黒色化領域では電気抵抗値が減少することが報告されている [1]。
今までの研究では酸化チタン被膜表面の電気抵抗値を減少させてきた。そこで今回は酸化チタン結晶を用い、表面だけではなく内部の電気抵抗率を減少させることを目的とした。
酸化チタン結晶表面へフェムト秒レーザーを集光照射した場合、表面でレーザー光の吸収が起こり、改質できる深さに制限があると考えられる。そのため表面および裏面からの照射を行うことで、深さ方向全領域の電気抵抗値を減少させることを試みた。また、表面が除去されることなく電気抵抗率が減少する領域を調べた。
2. 実験方法
本実験の試料として縦横 10 mm、厚さ 0.5 mm の酸化チタン結晶を用いた。焦点距離 100 mm のレンズを用いてレーザー光を集光し、試料表面および裏面にフェム
ト秒レーザーを掃引照射した。本実験に用いたフェムト秒レーザーの波長、パルス幅および繰り返し周波数はそれぞれ 775 nm、150 fs および 1 kHz である。焦点位置でのレーザースポット径は 60 μm であった。レーザー強度はエネルギー減衰器を用いて制御した。レーザーの掃引速度は、0.1 mm/sec とした。レーザー照射部の表面形
状は、レーザー顕微鏡および走査型電子顕微鏡 (SEM)を用いて観察した。またレーザー照射部における電気抵
抗値は二端子法を用いて測定した。
3. 実験結果
酸化チタン結晶の表面にフェムト秒レーザーを集光
し 1.0 mm×1.0 mm の領域を掃引させた。
レーザー強度を 2.7, 4.0, 5.3, 6.7 TW/cm2 としてレーザー照射したときの酸化チタン結晶表面 SEM 観察像をそれぞれ図１(a), (b), (c), (d)に示す。
図１(a)からわかるようにレーザー強2
度を2.7 TW/cm としたとき酸化チタン結晶表面は除去されていなかった。図１(b), (c), (d)からわかるようにレーザ
ー強度を4.0, 5.3, 6.7 TW/cm2 としたとき表面は除去されていた。また表面照射部に端子を接触させ、もう片方の端子を裏面に接触させ電気抵抗率を調べたところ減少していなかった。次に裏面へ表面照射時と同じ条件で集光し、1.0 mm×1.0 mm の領域を掃引させた。表面照射部と裏面照射部に端子を接触させ酸化チタン結晶厚み分の電気抵抗率を調べたところ減少していた。図２に電気抵抗率のレーザー強度依存性を示した。図２からわかるようにレーザー強度が増加するにしたがって電気抵抗率は減少した。

図１レーザー照射後酸化チタン結晶表面 SEM 観察像(a) 2.7 TW/cm2, (b) 4.0 TW/cm2(c) 5.3 TW/cm2, (d) 6.7 TW/cm2

図２ 電気抵抗率のレーザー強度依存性
4. まとめ本研究では、酸化チタン結晶にフェムト秒レーザー照射を行った。表面からだけではなく裏面からの照射を行うことでレーザー照射部の深さ方向の領域の電気抵抗率を減少させることができた。また、表面が除去されることなく電気抵抗率が減少する領域があることを明らかにした。
参考文献[1] M.Tsukamoto et al : ,Appl. Phys. A 93, 193-196－190－(共同研究分野：スマートビームプロセス学分野)

微粒子分散ガラスのレーザ加工特性
千葉大学大学院工学研究科 松坂壮太 梅 翔午
U1. はじめにU
ガラス材料は，その硬度，絶縁性，耐薬品性等の特長ゆえ，従来の機械加工法，レーザ加工法等では加工が困難な材料である．しかし，電圧印加を併用したイオン交換法を用いてガラス内部に金属ナノ微粒子を導入することにより，レーザ加工特性が大きく向上することが明らかとなった．筆者らはこれまで，ガラス中での金属イオンの拡散・ドリフト挙動を数値解析し，金属添加深さの予測を行ってきた．
本研究では，実験の際に得られた電流値データを数値解析に組み込むとともに，金属とガラスの間の通電路の時間変化モデルを用いて添加深さの予測精度の向上を図った．
U2. 供試材料及び実験方法
U 実験に使用したガラスはホウケイ酸ガラス(Schott，TEMPAX，25×25×1.1mm3)であり，純Ag，Cu箔
（板厚：10 m）と重ね合わせて高真空中(< 1.0 x 10-3 Pa)に設置した後，雰囲気温度623 K，印加電圧100 V（金属箔側を陽極）の条件でイオン交換を行った．作製したガラスに対し電子プローブマイクロアナラ
イザ(EPMA)（日本電子，JXA-8900）により金属微粒子の浸入深さを測定した．
3. 金属イオンの拡散・ドリフト挙動の数値解析方法
電場Eの存在するガラス中でのイオン流束Jは，次のNernst-Planck式によって表される．

J i   DiCqECi  Di ix
kT(i  A, B) ,ここで，A，Bは，それぞれ添加金属およびガラス中のアルカリイオンを表す．また，D：拡散係数，C：
イオン濃度，q：電気素量である．本式を，ガラス中の陽イオン濃度の総量が一定（＝C0）の条件下で解きイオン浸入深さを計算した．その際，実験で得られTable 1 Material properties and calculation conditions.
た電流値から求まるイオン流束値とJA，JBの流束和がSymbol / condition
Unit
Value
常に等しくなるようにガラス内の電位分布を計算し，
DNa
m2/s
1.0 x 10-14
その結果からイオン濃度CA，CBを求めた．計算に使用
DAg
m2/s
2.0 x 10-15
2
したパラメータをTable 1に示す．なお電流曲線からイDCum /s
5.0 x 10-163
オン流束値を求める際に必要な通電面積は，Fig. 1 の
C01/m
1.45 x 1027
A～Dに示すようなモデルを用いて算出した．
Temperature: T
K
623
Applied DC voltage: V0
V
100
U4. 数値解析結果及び考察U
Boltzmann
constant:
k
J/K
1.381
x 1023Fig. 2 に，いくつかの試料における添加深さの計測
Ionic charge: qC
1.602 x 10-19値と，通電モデルA～Dを仮定して計算された添加深さの比較結果を示す． 同図では横軸が添加深さの測定
値，縦軸が計算値であり，図中の傾き1の直線に近いほど正確な推定が行われたことを示す．Fig. 2から分
かるように，銀添加ではモデルCを，銅添加ではモデルBを仮定した場合に最も精度の高い推定が可能となっている．もちろん実際の試料における通電路は，金属箔やガラス基板の表面状態やそれらの間の接触状
態によって変化するため，常にここで提案したモデル
通りの挙動を示すわけではない．しかしモデルBない
しCの通電面積を仮定することによって，±5 m程度の精度で添加深さを推定することが可能となっていることから，通電面積は概ねこの範囲内で変化したものと考えられる．
Fig. 1 Transition models of electric current path in glass substrate－191－

Fig. 2 Comparison of ion penetration depths between experimentally measured and numerically estimated values for (a) silver and (b) copper

Fig. 4
Fig. 3

Change in removed depth with laser shot number for
silver-doped glass. Irradiated energy density was 2.2 J/cm2

SEM photographs of laser ablated holes formed on
silver-doped glasses. (a) 900 and (b) 1000 shots. The
cross-sectional profile between two white arrows is also
shown in each photograph

5. 数値解析結果のレーザ加工への適用
前節で述べた添加深さ推定手法のレーザ加工への適用性を検討するため，Fig. 2 で示したものとは別の試料に対して，添加深さの推定および紫外線ナノ秒レーザを用いた加工実験を行った．
添加金属は銀，
電圧印加時間は 21.6 ks であり，通電モデル B および C を適用して添加深さを推定した．
加工に使用したレーザは Nd:YAG レーザ第 4 高調波（Continuum, Surelite I-20, 波長: 266 nm, パルス
幅：6 ns, 繰り返し：20 Hz）であり，照射位置でのビーム径は 280 m，フルエンスは 2.2 J/cm2 として穴加工を行った．なお，加工深さは共焦点レーザ顕微鏡(Keyence, VK8500)によって計測した．
数値解析の結果，モデル B，C を仮定した場合の浸入深さがそれぞれ 156 m，161 m となった．これまでの研究により，金属イオン添加領域とレーザ加工特性の向上領域は概ね一致することが示されており，
この試料においては，表面から約 160 m の深さまで良好なレーザ加工特性を有するものと予想される．
Fig. 3 にレーザ照射回数と除去深さの関係を示す．同図より，900パルスまでは，一定の加工レート（除去深さ/照射回数）で除去深さが増加しており，また深さのばらつきも極めて小さいのに対し， 1000パルス以降，加工レートが大きく変化し，深さのばらつきも非常に大きくなっている．Fig. 4 に900および1000パルス照射した加工穴のSEM写真を示す．Fig. 4 (a) より，900パルス照射の時点では，加工穴底面が非常に平滑で優れた加工性を維持している一方で，照射回数が1000パルスの場合，先の平滑な底面は破壊され，不規則で荒れた底面形状となっている．このようなレーザ加工特性の急激な変化は，除去深さ約160 m を境界に生じており，この値は数値計算によって予想された添加深さによく一致している．すなわち，加工深さが金属イオンの未添加領域に達したため，加工底面付近では割れや欠けを生じやすい元のガラスの特性が現れたものと考えられる．したがって，金属イオン添加ガラスを微細精密加工に供するためには，レーザ加工
特性向上領域を正確に把握することが必要不可欠であり，本研究で提案した手法は，添加深さの推定に十分利用可能と考えられる．
（共同研究分野：スマートビームプロセス学分野）－192－

レーザー金属製錬に関する基礎研究（2012 年度報告）
東京大学
内田成明
1. 目的
難還元金属酸化物（例えば酸化マグネシウム MgO など）の熱製錬は通常石炭燃焼熱と FeSi などの還元剤を用いて行われる。これは貴重な資源とエネルギーを大量に消費する手法であり、今後の持続性と環境への影響が懸念される。本研究ではレーザー光の集光性能を利用して 4000 度の温度を実現し、環境負荷の少ない還元（製錬）技術の基礎を構築することを目的とする。
4000 度で解離した MgO が高温蒸気中で酸素と再結合し、Mg の収量が減少することを目的とした研究開発が必要である。今年度は Mg の収量を蒸気の温度制御により向上させられることを実証するため蒸気内の Mg 密度分布を定量的に測定することが可能な吸収分光システムを構築することを目的とする。
2. 研究方法
レーザー加熱により生じた Mg 蒸気の密度などをより定量的に測定することが可能な吸収分光に関して基礎的調査を行った。計測対象は酸化マグネシウムから解離したマグネシウムの中性原子（基底状態）である。一般に吸収分光では 285nm の波長が用いられるが、この波長線は振動子強度が高く本研究が対象とするマグネシウム蒸気の面密度に対しては吸収が強すぎるため、適当な波長の吸収線を探索した。
吸収分光の光源と検出器として半導体レーザーと波長計を選定し購入した。半導体レーザーは狭帯域の出力を得るため共振器内エタロンを備えたフィードバックループ波長安定化光源である。
上記吸収分光システムの較正を行うため、マグネシウム蒸気を発生し、封入するセラミック製加熱管を設計した。マグネシウム蒸気は約 1000℃で蒸気圧 1 気圧となる条件を想定するが、非常に反応性の高い気体となる可能性がある（石英も還元されるというデータ有り）。したがって管本体とレーザー入出力窓を特殊なセラミック製（SSA と）とする。
現在、この加熱管の製作を進めており、完成すれば既存の電気炉を用いて加熱試験および分光実験を行う予定である。
3. 結果
MgO を熱解離（還元）して得られるマグネシウム蒸気のプルーム中の密度分布を測定するのに必要な吸収分光器とその較正用のマグネシウム蒸気発生管の選定と設計を行い、蒸気測定の準備が整いつつある。平行してマグネシウムを蒸発させ、アルゴンによる冷却効果や酸素による再酸化効果を検証するための真空チャンバーを製作し、本研究で完成する分光器を用いて酸化マグネシ
ウムからの単体マグネシウム収量向上実験に繋げる
4. 参考文献（1）

Wang Bin, Shigeaki Uchida, Study of Mg Density Distribution in Laser Induced
MgO Ablation Plume with Atomic Absorption Spectroscopy, SolChes 2012,
Sendai Miyagi, Japan (2012).
（共同研究分野：スマートビームプロセス学分野）－193－

ハイパワーレーザーが光学系に与える熱的影響の解明
東京工業大学

1. はじめに
レーザー加工において，レーザー発振器から加工ターゲットまでの光路にある光学系が熱的な影響を受ける事が一般に知られている．特にハイパワーレーザ
ーにおいては，熱的影響により焦点距離の変化やスポット径の変化と言った加工精度の低減を引き起こす．
この問題は今後更なる加工用ハイパワーレーザーを開発する際に解決すべき重要な課題である．
本年度はまず平凸球面レンズについて吸収された
レーザーパワーによる温度上昇を計算し，そこから生じる屈折率分布を計算し，その変化が光線に与える影
響を光線追跡によって求めた．特に過去に行われた計算では AR コートによる発熱が熱流束境界条件で与えられており，非物理的であったためそこに自然対流による冷却の効果を考慮する事によって，境界条件の差の影響について検討を行った．

2. 温度分布計算モデル
本計算では，レーザー照射時のレンズの温度分布について，時間発展及び定常状態について計算を行った．
それぞれに関する支配方程式は下記の通りである．

0 (1)
(2)
ここでλ, T, Q, ρ, C, はそれぞれ熱伝導率，温度，発熱
密度，密度，比熱である．これらの支配方程式に対して有限差分法によって計算を行った．本報告では定常状態についての結果のみを示す．
計算領域は２次元円筒座標とし，直交格子を座標変換する事により外側境界がレンズ形状に一致するようにした．内部格子点分布はポアソン方程式を解く事により決定した．境界条件は，レーザーを凸面側から入射し，凸面は AR コートによる発熱を熱流束とみなし，それと自然対流による熱伝達とのバランスを考慮した境界条件とした．また，円周部は保持部による冷却が完全に行われていると仮定して固定温度とし，それ以外の部分は自然対流による熱伝達を考慮した境界条件として計算を行った．

3. 光線追跡計算モデル
屈折率分布のある媒質内での光線追跡は，下記支配方程式を解く事によって行った．

大久保友雅
(3)

ここで，s, n, r はそれぞれ光線の方向単位ベクトル，屈折率，位置である．これを変数変換し，(4)(5)の連立常微分方程式をルンゲクッタ法により解いた．

4. 計算結果
屈折率を 1.5, dn/dT を 1.0e-5 とし，レーザーパワ
ー密度を 7.64kW/m2, ビーム径Φ40 のトップハット
パターンのビームとして計算を行った．過去に行われた研究では境界条件が熱流束境界条件のみという非物理的境界条件であったため，本研究結果を「バランス境界」として比較を行った結果を図 1 に示す．図 1
は焦点付近での光線集光の様子を示し，縦軸は熱が無い場合の焦点距離を 1 として規格化してある．
図 1 から分かるように，熱流束境界条件では熱レンズ効果による焦点距離の減少を大きく見積もり過ぎてしまう事が確認出来た．

図 1 焦点付近での光線集光の様子

5. まとめ
熱流束のみという非物理的な境界条件では熱レンズ効果による焦点距離の変化を約二倍大きく見積もってしまう事が確認された．今後は熱によるレンズの変形の影響を考慮する事が課題であると考えられる．
（共同研究分野：スマートビームプロセス学分野）－194－

レーザ局所加熱法による金属材料の自己複合組織化に関する研究
国立大学法人富山大学工学部材料機能工学科
柴柳敏哉
目

的
材料組織の不均一性をより効果的に組織制御に活かす方法として、特定の領域のみを優先的に組織変化させるという局所加熱法が考えられる。この組織制御法は元来均質な材料組織に意図的に不均質な状態を造り込む操作であり、従来法では得られなかった特異な組織の創出を意図するものである。
筆者とスマートビームプロセス学分野のグループで共同開発したレーザ局所加熱システムは最小径５μm の領域にレーザ光を集光して加熱できる。これを援用して、任意の照射パターンにより材料表面にレーザ加熱処理を施せば場所により異なる熱履歴（すなわち異なる組織）を持った組織を作ることが期待できる。
本研究では、A2024-T3 アルミニウム合金板に縞状にレーザ局所加熱処理を施して部分的に軟質再固溶領域を作り出し、室温曲げ試験法にて曲げ荷重の異方性を検証することにより上記の不均一性制御の有効性を実証することを目的とする。
研究方法（１）局所加熱処理供試材として 2024-T3 アルミニウム合金板を準備した。板厚は 0.5mm である。レーザ局所加熱処理はFig.1 に示した 2 種類のパターンにより実施した。すなわち、曲げ方向に対して垂直方向に縞状となる場合（a のパターン 1）と平行方向に縞状となる場合(b のパターン 2)である。レーザ光の試料表面における直径は 200μm に調整し，照射条件は、63.7k～111.4k W/cm2 で各照射位置について照射時間を 1～5秒とした。
（２） 曲げ試験
各レーザ照射処理材についてインストロン型万能試験機を用いて室温曲げ試験を行い、最大曲げ荷重を指標としてレーザ局所熱処理による異方性を検証した。レーザ照射パターンと曲げ試験の様子をFig.2 に示した。曲げジグの先端径は 1.0mm で、クロスヘッドスピードは 50mm/min.である。試験後の試験片について、最大引張荷重側（試料下面）の表面を実体顕微鏡ならびに走査電子顕微鏡にて観察し、曲げ試験に伴う表面亀裂発生の有無を確認した。
結果
各照射条件におけるスポット照射材の断面組織を SEM-EBSD 法により解析した結果、レーザ光強度が111.4kW/cm2 で 1 秒間照射した場合、試料表面から 208μm の深さまで熱影響を受けることが明らかになった。エネルギー密度が低すぎる場合には有効な組織変化が現れず、また照射時間が長すぎると溶融す
るため，本実験で目的とする軟質領域の形成には不適当であると判断し、以後のパターン照射実験では一点あたり 111.4kW/cm2 で 1 秒間の条件を採用した。
加熱位置を等間隔で移動させて縞状パターンとなるように照射した試験片の室温曲げ試験結果をまとめて Fig.3 に示す。図中横軸は曲げ治具の移動量で、縦軸は荷重を示している。なお、いずれの試験－195－

片も曲げ試験後に最大引張荷重側表面にクラックは観察されなかった。
受理材の最大曲げ荷重は 118.2N であった。パターン 1 の最大荷重は 74.9N であるのに対してパター
ン 2 の場合は 49.8N となった。すなわち、引張荷重が作用する方向に対してレーザ照射による軟質領域と母材の硬質領域が交互に並ぶ場合は相対的に最大荷重が低くなるという結果を得た。照射パターンによる最大曲げ荷重値の減少率は 33.5%であった。
この結果は、パターン照射により制御された不均質性の付与とそれによる力学特性の異方性をもたらすことが可能であることを意味する．
結論
A2024-T3 アルミニウム合金板に縞状パターンでレーザ局所加熱処理を施し、室温で曲げ試験を実施したところ、曲げ強度に最大で 3 割ほどの異方性が現れることを確認した。すなわち、本システムにより、本来均質であった素材板に「あたかも複合材料組織のような組織：自己複合化組織」を造り込める
ことが実証された。

Fig.1 Two irradiation patterns of laser spot heating on
the aluminum alloy sheet.

Fig.2 Bending tests on the laser heat treatedaluminum alloy sheets with two patterns ofirradiation.

Fig.3 Load-stroke curves of bending tests at ambient temperature
for three specimens such as as-received, laser heat treatedwith pattern-1 and pattern-2.

（共同研究分野：スマートビームプロセス学分野）－196－

レーザ光追跡法による液相屈折率測定に関する技術開発
富山大学 工学部 材料機能工学科
谷口拓弥
１．目的
レーザ光を用いて溶液の屈折率を非接触かつ連続的に測定するシステムの技術開発を行う．被測定溶液を透過した
レーザ光のスポットを連続的にトレースすることで，内部で屈折率変化が生じた場合にそれを光路変化として検出しようとするものである．装置物理的に計測精度に関わるものとして，光軸水平化，振動排除，試験槽ゆがみ補正，温度管理などのレーザ計測環境の厳密化とともに，レーザ光径（スポット光径）の絞り込み，スポット光の安定化（ゆらぎを伴わないこと）も求められる．今回試験槽の並行であるべき 2 枚のレーザ透過面の歪みが計測屈折率に及ぼす影響が明らかとなった．

２．理論および装置

試験槽

検出器-試験槽間
距離 L

計測概念図（屈折率測定光路）を Fig.1 に示す．溶

空気透過光路液で満たしたテストセクションに入射角をつけ，レーレーザ

ザを照射すると，空気透過時（赤）と溶液透過時（青）では投影面上の光点位置が異なる．この差を光点偏倚 lとして計測する．溶液の屈折率の違いが光点偏倚の違

溶液透過光路（濃度に依存）光点偏倚 l
検出器

いとして得られ，光点偏倚から溶液の屈折率を求める

Fig.1 計測概念図

ことができると考える．

レーザ光の波長は 401nｍ（紫色）であり，出射ヘッドに正対する（基準光軸に垂直な）状態で検出器を設置する．
試験槽は内寸法高さ 50mm×幅 50mm×奥行き 30mm であり，2 枚のレーザ透過面（プレキシガラス）の厚さは共に 10mm である．これは回転ステージ上に設置し，レーザ入射角度を任意に変更できるようになっている． 今回は=20℃で検討を行った．
Fig.2 に示す入射角及び試験槽厚さ W，光点偏倚 lとすると，溶液屈折率 n を求める式は，

W
光点偏倚 lθＡ）試験槽に歪みがない（2 枚のレーザ透過面が完全並行である）場合，次式となる．

sin 
n

W sinθ   sin tan 1  
 W cosθ  レーザ透過面（検出器側）…(1)

レーザ透過面（レーザ側）

Fig.2 試験槽に歪みが無い場合の光点偏倚B）試験槽に歪みがある（2 枚のレーザ透過面が非並行の）場合，光点偏倚 l1 より屈折率 n を求める式は次式となる．
ここでレーザ透過面のなす角（ガラス対向面の歪み角）をとする．

n

sin 

 D sinθ  1   2  sin tan 1  
D cosθ，  2  f ( )

－197－

…(2)

レーザ透過面（検出器側）

a

光点偏倚差
l ab

歪みあり
光点偏倚（計測値） l 1
空気透過光路歪みなし
光点偏倚 l 0××溶液透過光路

位置b

Lab

位置a
歪み角α

l 2=l 1－ l 0:歪みによる偏倚差

レーザ透過面（検出器側）

歪み角αl 2=f ()レーザ透過面（レーザ側）

Fig.4 試験槽歪み角算出方法

Fig.3 試験槽に歪みが存在する場合の光点偏倚

ここで，l 2 は試験槽の歪みが生み出す光点偏倚の差であり，歪み角の関数として計算できる．なお，使用する試験槽の歪み角は次の通り事前に明らかにしておいた．歪み角を調べる実験の概念図を Fig.4 に示す．距離が Lab だけ
離れた位置 a と位置 b 間での光点偏倚の差 l ab が求まるとき，次式で歪み角が計算できる．

L tan 1  ab   ab …(3)n H2 0

本検討により作動流体には 20℃の水を使用するとき，Lab=100 mm のとき l ab=0.01938 mm が得られ，Eq.(3)より，使用する試験槽の歪み角は 0.0083°であることがわかった．

３．結果と考察

計測結果がどのように変わるか検討を行った．
実験は温度 30℃，濃度 3 種類 3.0，3.5，4.0wt%の炭酸ナトリウム水溶液に対して光点偏倚 l を計測した．
Fig.5 は求めた光点偏倚に対して，Eq.(1)を用いて屈折率 n 求めた場合（青プロット，歪み角考慮無し）と Eq.(2)を用いて屈折率 n を求めた
場合（赤プロット，歪み角考慮あり）の結果の違いを比較するものである．各プロット点は時間平均を取ったものであり，エラーバーはその際

1.344
屈折率(計測値)n [-]試験槽の歪み角（a=0.0083°）を考慮する場合とそうでない場合とで

理想値

1.340

4.0wt%
3.５wt%
3.0wt%

1.336
1.336

歪み角考慮あり
歪み角考慮無し

1.340

1.344

屈折率(理想値)n [-]の光点偏倚の振動を示している．同図で明らかな通り，歪み角の考慮するとき，計測結果（屈折率）は理想値と良好に一致することが分かった．

Fig.5 屈折率計測結果

４．結論
レーザ光追跡法による液相屈折率測定技術を確立するべく検討を行った．試験槽（レーザ透過面の平行度）の僅かな歪みが屈折率測定結果に及ぼす影響が明らかとなった．

５．参考文献1)屈折率を利用した溶液濃度測定とその“ゆらぎ”について，松井義和，静岡大学技術報告，2，9-15 (1997)（共同研究分野：スマートビームプロセス学分野）－198－

炭素繊維強化プラスチックのレーザー加工
近畿大学理工学部
成山達也、水田浩平
1. はじめに
炭素繊維強化プラスチック(CFRP：Carbon Fiber
Reinforced Plastic)は、比強度や比弾性率が高く、自動車や航空機の軽量化および燃費の向上が可能な
軽量化新素材として注目されている。CFRP は炭素
繊維に樹脂を含浸し、硬化した複合材料である。今後自動車のボディ等で、CFRP の需要が増加すると考えられる[1]。現在、CFRP の加工方法としてレーザー加工が研究されている。レーザーを用いて加工する場合、熱的な影響により必要以上に樹脂が除去され、炭素繊維がむき出しになる領域(熱的影響領域)が形成されると考えられる。熱的影響領域が形成されると、CFRP の強度が低下するという問題がある。CFRP のレーザー加工において、熱的影響領域の低減に適したレーザー波長は明らかにされていな
い。紫外線レーザーは、近赤外光や可視光のレーザーと比較して、炭素繊維および樹脂における光吸収率が高い[2]。その為、加工部周辺における熱的影響が少なく、高品質な加工が可能であると考えられる。
そこで本研究では、CFRP に紫外線ナノ秒パルスレーザーを照射して切断加工を行った。同様に、近赤外光のレーザーを照射して切断加工を行い、加工部
周辺の熱的影響領域について比較した。
2. 実験方法
本実験では波長、パルス幅、および繰り返し周波数がそれぞれ 1064 nm、6 ns および 10 Hz の Q ス
イッチ YAG レーザーを使用した。波長変換素子を用いて第 4 高調波の波長 266 nm に波長変換を行った。図 1 にナノ秒レーザー照射実験装置概略図を示す。平凸レンズを用いて、波長 1064 nm および波長266 nm のレーザー照射スポット径を 80 µm とした。
レーザー強度、掃引速度および照射雰囲気は、それ
ぞれ 5.1×109 W/cm2、800 µm および大気とした。
使用した CFRP はエポキシ樹脂で成形した炭素繊維
クロス CFRP(厚さ 2.2 mm)である。切断後の断面等を走査型電子顕微鏡(SEM)およびレーザー顕微鏡を用いて観察した。

図 1 ナノ秒レーザ照射実験装置概略図

図 2 レーザーを用いて切断後の切断面 SEM 観察像(a)波長 1064 nm (b)波長 266 nm
3. 実験結果
波長 1064 nm および 266 nm のレーザーを用いて切断後の CFRP の切断面 SEM 観察像をそれぞれ図2(a)および(b)に示す。図 2(a)より、切断面において樹脂が除去され、炭素繊維がむき出しになっている
事が確認された。また図 2(b)より、切断面において樹脂が除去されずに残っている事が確認された。
4. まとめ本研究では、CFRP にナノ秒レーザーを照射する
事によって、切断加工を行った。その際、レーザーの波長に着目し、炭素繊維および樹脂における光吸収率が高い紫外光のレーザーを用いる事により、高品質な加工が可能である事がわかった。
参考文献[1]清水 信彦, レーザー研究 38(2010)8.
[2]Alexander Wolynski etal., Physics Procedia
12(2011)P292-301(共同研究分野：スマートビームプロセス学分野)－199－

レーザホログラフィーを用いたソレー係数の計測
富山大学 工学部 材料機能工学科
山根岳志
１．目的
ソレー効果は温度勾配により成分の分布に偏りが生じ，一定温度勾配のもと通常拡散とのバランスにより定常的な濃度勾配を形成する．この現象による金属・半導体の融体も含む溶液中の溶質成分の物質輸送のメカニズムを理解し，液体中のソレー効果を予測する指針を得ることが必要である．本研究ではレーザホログラフィー実時間干渉法を用いた溶液のソレー係数計測技術の開発への道を付ける．

２．研究方法
溶液の屈折率は温度と濃度に依存することから，レーザホログラフィー法による系内の干渉縞（屈折率分布）の非定常計測結果と，壁面間温度差より垂直濃度差が割り出し可能であり，これをソレー効果による系内垂直濃度差の把握とソレー係数決定に利用する．

【上下加熱冷却系におけるソレー効果の理論】
上側加熱，下側冷却系に垂直温度差 ΔT を与えた時，ソレー効果による垂直濃度差 Δc の経時変化は次式で求められる 1) ．
t
n2 

ct 
1e    S T c 0 1  c 0  1  2 ,  n odd n 2 
T





a2
 2D

(１)

c0 は初期重量分率，a は容器高さ，ST はソレー係数であり，拡散係数 D と熱拡散
0

濃度差c[wt%]係数 DT の比でもある．濃度均一状態から加熱冷却することで、上部低濃度、下部
高濃度の濃度勾配が形成される。本研究では文献値が明らかな 39.12wt%エタノー
ル水溶液(ST=3.23×10-3 K-1,D=4.32×10-10 m2/s,DT=1.40×10-12 m2K-1/ｓ)を作動流体とする場合を検討した．付与する温度差 20℃，容器高さ a=0.015m に対するソレー効

0.5
15mm
1
1.5

果によって形成される垂直濃度差の時間変化はFig.2 の通りである．
これによると，

0

20

40
60
時間t[h]

80

100

およそ温度差付与後 70 時間で濃度差が最大 1.54wt%となることが予測される．なFig.1 ソレー効果による濃度差の増加( Eq.(1) )お，24 時間後の濃度差は 1.30wt%である．

【実験装置】
実験装置概略図を Fig.1 に示す．作動流体は文献値が明らかな

防振台 M139.12wt%エタノール水溶液(ST =3.23×10-3 K-1，D =4.32×10-10 m2/s，DT

加熱=1.40×10-12 m2K-1/ｓ)を用いる．これを密閉容器(高さ 15mm×横 40mm
×奥行 9.6mm)に封入し，ペルチェ素子を用いて電気的に上加熱，下冷却

S

M3
BS

冷却

内寸法：H15×L40×W10mm
作動流体：
39.12wt%エタノール水溶液

ND

M4
SF
L

し，この状態を維持する．規定時間後の干渉縞を CCD カメラにて撮影
し，これから屈折率分布を得る．壁間垂直温度差は熱電対にて実測する．

SF

L

本研究ではソレー効果を得る（濃度差を生じさせる）ために容器内に垂直温度差を維持する．本系でのエタノール水溶液の濃度変化により生PH

TS

屈折率分布(干渉縞) + 垂直温度差(実測)Fig.2 実験装置外略図

－200－

M2

He-Ne LASER (30mV)

L

M5
ND

⇒ 垂直濃度差じる屈折率差は温度差付与に起因した屈折率差と比べて非常に小さく，ソレー効果が生じても温度差付与時の干渉縞には一見変化を与えない．そこで，ソレー効果により生じた濃度差を正確に捉える操作として，一定時間の温度差付与後に上下壁の加熱冷却を止め，系内温度差をゼロとするとき，干渉縞を生じる要因が濃度差のみとなる．つまり，温度差がない場合は濃度差起因の干渉縞のみが観察される．ただし，この温度差解消過程において通常拡散により濃度差が小さくなることに注意が必要である．

３．結果
本実験装置，実験方法によりソレー効果を捉えることが出来るかどうかの検討を行った．
比較作動流体はソレー効果を生じない蒸留水
である．
39.12wt%エタノール水溶液と蒸留水について，これらの一方を封入した矩形容器の上加熱，下冷却を行いその垂直温度差 20℃（干渉縞 Fig.3）を 12 時間，或いは 24 時間維持

Fig.3 垂直方向 20℃差付与時の系内干渉縞

Fig.4 垂直方向温度差解消過程の干渉縞した．その後加熱冷却を止め 45min 後，温度差ゼロの系の状態の干渉縞観察を行った．例えば Fig.4 は 24 時
間後に対する温度差解消過程の干渉縞であり，条件を

初
期
状
態

変更した場合の 45 分後の干渉縞を比較したものがFig.5 である．上段が初期状態であり，下段は温度差付
与後の状態である．(a)，(b)図は温度差 20℃を 12 時間

温
度
差
付
与
後

付与した蒸留水及びエタノール水溶液，(c)図は温度差(a)蒸留水（12時間温度差付与）

を 24 時間付与したエタノール水溶液の結果である．
(a)(b)エタノール水溶液（12時間温度差付与）(c)エタノール水溶液（24時間温度差付与）

Fig.4 ソレー効果の確認実験結果（上段：初期状態，下段：20℃温度差付与後）

図より，蒸留水の結果に温度差付与前後で有意な差は見られないが，(b)，(c)図のエタノール水溶液について

は温度差付与後に初期状態では見られなかった干渉縞が観察された．また，温度差の長時間付与で干渉縞の本数が増加することも分かる．この結果より，蒸留水では起こらなかった現象としてエタノール水溶液において温度差付与により時間と共に大きくなって垂直方向に濃度差が生じていることがいえ，これがソレー効果によるものであることい
える．

４．結論
垂直温度差付与したエタノール水溶液においてソレー効果による濃度差形成が本実験装置にて確認できた．今後
は干渉縞定量解析からのソレー係数決定のアルゴリズムを確立することを目指す．

５．参考文献1) Jean K. Platten:”The Soret Effect: A Review of Recent Experimental Results”, Trans ASME J Appl Mech, 73, 5-15 (2006)（共同研究分野：スマートビームプロセス学分野）－201－

フェムト秒レーザーアブレーションによる酸化アルミニウム膜の除去加工
近畿大学理工学部
吉田実
1.

目的

機械的強度、電気絶縁性及び耐磨耗性に優れてい
る酸化アルミニウム（Al2O3）は電子回路基板上の絶縁膜などとして実用化されている。近年電子回路基板の高集積化に伴い、様々なレーザーを用いた微細な穴あけ加工が行われている。フェムト秒レーザーに代表される超短パルスレーザーは、ナノ秒などのレーザーに比べ、熱的影響部の形成を抑えた加工を行うことができるため、精密加工において優位性があると考えられている[1]。また、透明材料に対しても、多光子吸収過程による非線形吸収を起こし、ア
ブレーション加工を行うことが可能である[2]。図 1に Al2O3 のバンドギャップエネルギーと照射する
フェムト秒レーザーの光子エネルギーとの関係を示す。基本波 1 光子当りのエネルギーは 1.60 eV であるため、酸化アルミニウムのバンドギャップエネル
ギーに相当するためには 5 光子が必要となる。第二高調波及び第三高調波における 1 光子当りのエネル
ギーはそれぞれ 3.20 eV 及び 4.81 eV であり、バンド
ギャップエネルギーに相当する光子数は基本波より少なく、それぞれ 3 光子及び 2 光子で済む。そこで
本研究では、Al2O3 膜へフェムト秒レーザーの基本
波、第二高調波及び第三高調波を照射し、アブレーション閾値の変化を調べた。

波 258 nm を使用し、パルス幅及び繰り返し周波数はそれぞれ 150 fs 及び 1 kHz である。レーザービーム
は、集光レンズを用いてスポット径 60 μm に集光させた。レーザー強度は、1/2 波長板と偏光板からなる
エネルギー減衰器を用いて調節した。また、走査型
電子顕微鏡（SEM）及びレーザー顕微鏡を用いて、レーザー照射後の Al2O3 膜表面を観察した。
3.

研究結果
パルス数を 100 pulses とした際の、レーザー波長と Al2O3 膜のアブレーション閾値の関係を図 2 に示す。照射するフェムト秒レーザーの波長が短い程、
Al2O3 膜のアブレーション閾値が低下することが分かった。

図 2 レーザー波長と Al2O3 膜のアブレーション閾値の関係

4.

結論
本研究では、エアロゾルビーム皮膜形成システム
により形成した Al2O3 膜に対し、フェムト秒レー
ザーの基本波、第二高調波及び第三高調波を用いてスポット照射を行った。その結果、照射するフェム
ト秒レーザーの波長が短い程、Al2O3 膜のアブレーション閾値が低下することを明らかにした。
図1

Al2O3 のバンドギャップエネルギーとフェムト秒レーザーの光子エネルギー

2.

研究方法
試料として、エアロゾルビーム皮膜形成システム
を用いて石英基板上に Al2O3 膜を形成した。皮膜形
成後、Al2O3 膜表面に対してフェムト秒レーザーを照射した。本実験には基本波波長 775 nm のフェムト秒レーザー並びにその第二高調波 388 nm、第三高調

参考文献[1] B. N. Chichkov, C. Momma, S. Nolte, F. vonAlvensleben, A. Tunnermann: Applied Physics A,
Vol. 63 pp. 109-115 (1996)[2] H. Kumagai, K. Midorikawa, K. Toyoda, S.
Nakamura, T. Okamoto and M. Obara: “Ablation ofpolymer films by a femtosecond high-peak-power
Ti:sapphire laser at 798 nm”, Applied Physics Letter,
Vol. 65, pp. 1850-1852 (1994)（共同研究分野：スマートビームプロセス学分野）－202－

複合材料の熱物性評価（独）産業技術総合研究所 材料物性科 熱物性標準研究室
阿子島 めぐみ
1.

緒 言
複合材料には、フィラーを分散させた材料や層状に重ねた材料などがある。遮熱コーティング（Thermal
Barrier Coating, TBC）は、金属等基材の上に形成した膜で、基材を高温や酸化雰囲気から保護して、基材の耐熱温度よりも高温での機器利用を実現する機能性を付加するもので、基材と合わせて層状の複合材料と捉えることができる。TBC を利用した機器の製作においては、機器の設計段階において、基材と TBC 等に使用されている素材それぞれの物性値・特性値、寸法等からシミュレーションを行い、機器として使用する際の耐熱性や耐久性、安全性が検討される。より厳密なシミュレーションを行うためには、材料の物性値・特性値の信頼性が高いことが望まれる。TBC に代表される層状材料の熱物性評価には課題も多い。従来は、評価方法に合わせるために、各層の材料で自立する試料を、実際よりも大きいサイズに製作して個別に用意するな
ど、実物と異なる試料を用いた評価が主流であった。最近では、実物そのものや層の界面の情報に対するニーズが増加している。この課題に着目し、本研究では、層状材料の熱物性評価について検討した。
一例として、電力プラントのガスタービン翼では、Ni 基超合金基材上に厚さ数 100 m の TBC が用いられている。熱設計のシミュレーションにおいては、厚さ方向の熱物性値が必要となるが、厚さ数 100 m の TBC
そのものについて、現状の市販実用測定装置で熱物性評価を行うことは容易ではない。実際よりも倍以上厚く作製して基材から剥がすなどした特別な試料で各層の物性値を測定した結果が報告されている。最近では、従来の測定装置を使用しながら、多層モデルを適用することによって、基材から剥がさずに厚さ数 100 m のセラミックスの熱物性値を求めることが試行されている。基材から剥がさずに評価すると、基材と TBC との界面の熱抵抗を評価できる可能が指摘されている。
本研究では、複合材料の一例として、2 層試料の熱拡散率の測定を行い、界面の熱抵抗の算出を試行した。
2.

実験材料および実験方法
今回は、試行実験である主旨から、実材料に近い試料ではなく、実験結果を検証しやすい試料として、セラミックス 2 層試料を選択した。イットリア安定化ジルコニアの緻密層と多孔質層からなる 2 層試料を入手した。形状は、直径 10 mm で、各層の厚さは、0.918 mm および 0.280 mm、全体で 1.198 mm である。ここでは、ジルコニア緻密層を基材、多孔質層を物性値を求めたい未知層と見立てて検証を行った。
この試料の熱拡散率を、レーザフラッシュ法により評価した。試料厚さは、リニアゲージ（分解能 1μm）
を用い、1 枚の試料内で 5 点測定した平均値とした。この試料は、赤外光に対して透明であるため、測定に際しては、表面を金スパッタ膜（約 100 nm 厚）でコーティングした後、カーボンスプレーを塗布して黒化した。温度上昇曲線は、カーブフィッティング法により解析した。
レーザフラッシュ法[1]は、固体の熱拡散率測定方法として普及している方法の一つであり、厚さが mm オーダの試料に対して、室温から 1000 ℃を超える広い温度範囲で使用されることが多い。産業技術総合研究
所では、レーザフラッシュ法熱拡散率測定装置の測定結果の妥当性確認に使用するための標準を確立し、供給している。本研究の測定も、その標準開発で培った技術を基本とし、さらに今回は応用的な熱拡散率評価
方法として多層モデルを適用して実験を行った。
3. 実験結果および考察
2 層試料の測定に先立ち、基材と未知層それぞれの単層試料も用意して、はじめにこれらの熱拡散率を測定した。単層試料で測定した各層の熱拡散率は、室温において、1.08 x 10-6 m2/s 及び 0.77 x 10-6 m2/s であった。
2 層試料も同様に測定して得られた見かけの熱拡散率は、1.11 x 10-6 m2/s でであった。
レーザフラッシュ法で多層モデルを扱った研究は、以前からなされている。これまで幾つかのモデルや解析解が提案されているが、Lee らによる式[1]、Araki による式[2]、Hartman らによる式[3]、馬場による式[4]が、知られている。3 つの前者は、近似を入れて実空間で多層モデルを、後者はラプラス空間において多層モデルを解いたものなっている。馬場による多層モデルでは、面積熱拡散時間という新しい概念を用い、未知層の熱拡散率だけでなく、界面の熱抵抗も解析解として算出されている特徴がある。今回は、馬場による式を用いて、2 層試料の見かけの熱拡散率から未知層の熱拡散率を算出した。2 層試料の熱拡散率算出に関する式とモデル（Fig.1）を記述する。2 層試料の 2 層目の熱拡散率α2 と熱拡散時間τ2 は、
d2
6 A c  d  c  d   c1 1d1 1  3c2  2 d 2 1
(1)
2  ,
2  2 1 1 1 2 2 2
2
3c1 1d1  c2  2 d 2－203－c  d c  d
R12  1 1 1 2 2 2  A2b  A2 c1 1d1c2  2 d 2(2)

ここで、A2 は、界面に熱抵抗が無い場合の 2 層試料を測定した温度上昇曲線で得られる面積熱拡散時間、
A2b は界面に熱抵抗がある場合の面積熱拡散時間である。また、第 i 層の比熱容量 ci、密度ρi、厚さ di、熱拡
散時間τi（i=1, 2）である。R12 は、第 1 層と第 2 層の間の界面熱抵抗である。
2 層試料の見かけの熱拡散率を、室温から 1000 K を超える温度範囲で測定した結果を、Fig.2(a)に示す。温度上昇曲線を 2 種類の方法で解析して得た結果と、単層試料の測定値から予想した 2 層試料全体の熱拡散率を表示しているが、3 者は良い一致を示している。この見かけ熱拡散率の温度依存性の測定結果から、未知層の熱拡散率を算出した結果が、Fig.2(b)である。単層試料の測定結果と比較して、室温における結果では有
意な差は無いと判断したが、測定した温度範囲全体では、単層試料の測定結果に比べて、多層モデルを用いて 2 層試料の測定結果から算出した熱拡散率が約 15％小さいことが分かった。同じ材料の緻密層と多孔質層を接合した試料であることから、その界面に熱抵抗が生じる可能性は大きくはないと考えるが、Fig.2(b)の結果では、ほぼ温度依存性がない差が存在しているため、界面に熱抵抗があると仮定して、式(2)で熱抵抗を算出すると Fig.2(c)を得た。
(a)(b)
1.2 10-6

1.2 10-6

Two layer

Thermal diffusivity / m2s-1

1.1 101.0 10-6
9.0 10-7
8.0 10-7
7.0 10-7
6.0 10-7

dense/porous (two layer) theoreticaldense/porous (two layer) t1/2

5.0 10-7

porous (single layer)

1.1 10-6
Thermal diffusivity / m2s-1-6

porous (two layer) t1/2 calculated

1.0 10-6

porous (two layer) CFP calculated

9.0 10-7

Porous layer

8.0 10-7
7.0 10-7
6.0 10-7
5.0 10-7

dense/porous (two layer) CFP-7

4.0 10-7200

4.0 10

200

400

600

800

1000

1200

400

Temperature / K

600

800

1000

1200

Temperature / K

Thermal resistanse / K W-1 m-2(c)
8.0 10-5
Thermal resistanse t1/2

6.0 10-5

Thermal resistanse CFP

4.0 10-5
2.0 10-5
0.0
200

400

600

800

1000

1200

Temperature / K

Fig.1 馬場によるフラッシュ法における多層モデル[2]Fig.2 イットリア安定化ジルコニア 2 層試料の測定結果。(a)見かけの熱拡散率の温度依存性、(b)未知層の熱拡散率の算出値、(c)試算した界面の熱抵抗の温度依存性。

4．結言
複合材料の例として、イットリア安定化ジルコニアの 2 層試料の熱拡散率測定を行った。測定した 2 層試料の見かけの熱拡散率から、多層モデルを利用して未知層の熱拡散率を算出し、未知層の単層試料の測定結果との比較を試行した。界面に熱抵抗があることは考えにくいが、測定結果として、2 層試料で算出した値が単層試料の測定結果よりも 15%程度小さいことから、これを界面の熱抵抗と仮定して、熱抵抗を算出した。
今後は、測定結果及び計算結果の妥当性確認を行うとともに、実材料に近い模擬試料による測定を実施して、この多層モデルの適用性を検討する予定である。
参考文献[1] H. J. Lee and R. E. Taylor, Thermal conductivity 14 (1976) 423.
[2] N. Araki et al., Proc. of Jpn Symp. on Thermophysical Prop. (1981).
[3] J. Hartmann, O. Nilsson, J. Fricke, High-Temp. High Press. 25 (1993) 403.
[4] T. Baba, Jpn. J. Appl. Phys., 50 (2009) 05EB04.
（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－204－多孔質材料の熱物性評価（独）産業技術総合研究所 計測標準研究部門
阿部 陽香
1.

緒 言
本研究では、多孔質材料の熱物性、特に比熱容量の測定を行ない、多孔質材料の熱的性質を明らかにすると共にその評価法の検討を行うことを目的としている。多孔質材料とはその内部に多数の微細な孔をもつ固体の総称であり、孔のない緻密な固体とは種々異なる性質をもつ。その特異な性質を利用して、耐火物や断熱材、緩衝材、吸音材などとして、あるいは吸着材、触媒または触媒担体として多方面にわたって使用されてきた。特に近年では、セラミックス系多孔質材料に関して、遮熱コーティング材料としての用途が期待されている。また、多孔質材料は、固体酸化物形燃料電池（Solid Oxide Fuel Cell: SOFC）の電極としても用いられており、SOFC の性能向上には、多孔質の構造制御、材料特性などが重要となる。
本年度は、セラミック系多孔質材料に着目し、高純度アルミナ（純度 99.6 %）の多孔質材料を用いた比熱容量測定を実施した。その結果について報告する。
2.

測定試料および測定方法
測定試料は気孔率 40 %と 60 %の 2 種類の多孔質アルミナである。2 試料は共に連通気孔で形成され、気孔径はそれぞれ 50～100μm、5～40μm である。以下気孔率 40％のアルミナを試料 A、気孔率 60％のアルミナを試料 B とする。
測定法は、示差走査熱量法（Differential Scanning Calorimetry :以下 DSC 法）を用いた。DSC 法は、温度を一定のプログラムに従って変化させながら、基準物質と対象試料に対する入力エネルギー差を測定する技法として知られており、簡便に物質の比熱容量を求めることができる比較測定法である。基準物質としては、
比熱容量が既知の標準物質を用いることが推奨されている。測定プログラムは、等温過程→昇温過程→等温
過程を繰り返すステップ法を使用した[1]。測定装置には参照側と試料側と呼ばれる二つの容器ホルダーがあり、対象試料の熱容量を求めるためには、参照ホルダー側は空の試料容器のみの状態で、試料ホルダー側に(A) 空容器、(B) 容器＋基準物質、(C) 容器＋対象試料、をセットした 3 測定を同条件で行う。測定(B) から
測定(A) の熱流束を差し引くことにより基準物質の熱流束を求め、測定(C) から測定(A) の熱流束を差し引く
ことにより、対象試料の熱流束を求める。二つの熱流束の比較から、ある温度 T での熱容量を算出し、対象試料の質量を用いて比熱容量を得る。基準物質としては、試料容器に合わせてφ5×厚さ 1 mm の円盤状に加工されたαアルミナを使用した。試料容器は、アルミナのオープン容器を使用し、窒素ガス雰囲気中で測定を行った。昇温過程における速度は、JIS 測定規格[1] などで推奨されている 20 K / min と、高速昇温である
120 K / min とし、それぞれの速度における測定結果の比較を行った。
3.

測定結果及び考察
固体アルミナの比熱、密度を c a , a , 多孔質中で空間部を占める窒素ガスの比熱、密度を c n , n ,とすると、多孔質材料の見かけの比熱 c porous は次式で表される[2]。

c porous 1  e  a ca  e n cn
1  e  a  e n

ここで、e は空間率（空隙率）であり、気孔率に相当する。この式を用いて、計算値 c porous を求めることができる。Fig. 1 に速度 20 K / min で昇温を行った試料 A と B の比熱測定結果を示す。試料は、φ5×厚さ 1 mmの円盤状に加工され、質量は、試料 A は 46.20 mg、試料 B は 30.04 mg であった。測定温度は 300、400、500、600 K の 4 点である。▲は固体アルミナの比熱容量の参考値[1]、○は計算値 c porous である。Fig. 2 に、試料 A、B、固体アルミナの参考値における計算値からの残差を示す。各温度における 3 回繰り返し測定による実験標
準偏差をエラーバーで示した。結果より、計算値は固体アルミナの参考値に近い値を示し、多孔質中で空間部を占める窒素ガスの効果は、比熱容量値に影響しないことがわかる。また、試料 A と B の測定値は、計算
値の 1 % 以内であった。
Fig. 3 に速度 120 K / min で昇温を行った試料 A と B の比熱容量測定結果を示す。計算値と比較すると、試料 A、 B の測定値は過大傾向にあり、かつ両者の値に差異が見られた。Fig. 4 に、試料 A、B、固体アルミナの参考値における計算値からの残差を示す。試料 A は計算値から最大 3.4 %、試料 B は最大 11 %の差異が見－205－られた。これは、高速昇温することにより、それぞれの多孔質の特徴である、気孔率、気孔径、熱伝導率、空間部の構造、空間部を占める気体などの影響が現れたと推測される。
1.5

1.1

Residual from Calculated values / %-1

Specific Heat Capacity / J K g

-1

1.15

1.05
1
0.95
0.9
0.85

pole40%_20K/min
pole60%_20K/min
Solid_Reference Values
Calculated Values

0.8
0.75
250

300

350

400

450

500

550

600

1

0.5

0

-0.5

-1.5
250

650

pole40%_20K/min
pole60%_20K/min
Solid_Reference Values

-1

300

350

Temperature / K

550

600

650

20

Residual from Calculated values / %

-1
-1

500

Fig. 2 計算値からの残差(昇温速度 20K / min)

1.2

Specific Heat Capacity / J K g

450

Temperature / K

Fig. 1 多孔質アルミナの比熱容量(昇温速度 20K / min)

1.1

1

0.9

pole40%_120K/min
pole60%_120K/min
Solid_Reference Values
Calculated Values

0.8

0.7
250

400

300

350

400

450

500

550

600

15
10
5
0
-5
-10

-20
250

650

Temperature / K

pole40%_120K/min
pole60%_120K/min
Solid_Reference Values

-15

300

350

400

450

500

550

600

650

Temperature / K

Fig. 3 多孔質アルミナの比熱容量(昇温速度 120K / min)Fig. 4 計算値からの残差(昇温速度 120K / min)4．結言
多孔質材料の熱物性評価を目的として、今回は多孔質アルミナの比熱容量測定を試みた。気孔率 40 %と60 %の 2 種類の多孔質アルミナを DSC 法により昇温速度 20 K / min で測定したところ、計算式から求めた多孔質物質の見かけの比熱と 1 %の範囲内で一致した。さらに高速昇温 120 K / min での測定を行うことにより、2 試料の比熱容量値に差異が現れた。これは、多孔性に起因した熱的性質があることを示唆しており、今後、
様々な多孔質材料を用いたより詳細な検証が必要である。
参考文献[1] JIS R 1672、長繊維強化セラミックス複合材料の示差走査熱量法による比熱容量測定方法[2] 新編熱物性ハンドブック、日本熱物性学会編、養賢堂（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－206－

電池の高性能化に向けた粒子設計と分散技術の開発
首都大学東京都市環境科学研究科
金村 聖志

1. 目的
電気自動車に代表される移動体用途のリチウムイオン電池においては、
高容量と高出力の両立が求められる。
しかし、現在の電池系では、容量と出力はトレードオフの関係にあり、両立は困難である。この問題を解決し、今後益々高まる要望に対応するためには、新しい電池構造を確立が必要となる。我々は、正極と負極が互いに嚙み合わさった櫛型電極
対を一つの例とし、三次元電池の作製に取り組んできた。櫛型電極対を用いることで、電極を厚膜化して容量を大きくしても、正極－負極間の距離が一定に保たれるため、出力特性の低下を抑えることが可能となる。この様な電極構造を再現性良く、且つ高い生産性で得るためには、構造化に適した電極形成技術の開発が必要となる。本研究では、三次元電池の創製を目的とし、構造化電極のための電極活物質粒子の設計とその分散技術を検討した。
2. 実験手法
正極および負極用の電極活物質として、LiFePO4 と Li4Ti5O12 を用いた。使用した LiFePO4 は 300 nm 程度の大きさの一次粒子であるが、Li4Ti5O12 は 6 µm 程度の二次粒子である。構造化電極を精度良く形成するためには微細な活物質粒子が必要である。そこで、Li4Ti5O12 については遊星型ボールミルで粉砕し、微粒子化を図った。直径 5 mm のジルコニアボールを用いて 450 rpm x 10 min の条件でエタノールを用いて湿式で粉砕を行った。LiFePO4 と Li4Ti5O12 は共に現在用いられている LiCoO2 正極やグラファイト負極に比べて電子伝導性が低い。そこで電子伝導性の向上を目的として、カーボ
ンコートを検討した(Fig. 1)。カーボン源となるアスコルビン酸 0.4 g を 40 mL のエタノールに加えて攪拌・溶解し、そこへ活物質粒子 3 g を添加した。ホットスターラーで加熱しながらエタノールを蒸発させ、その後アルゴン(99.999 vol.%)
雰囲気下 700 °C で 1 時間焼成した。各電極活物質の粒子形状を走査型電子顕微鏡で観察し、カーボンコートの状態をラマン分光測定から判断した。また、水系の電極スラリーを調製し、その安定性を活物質粒子のゼータ電位から評価した。
3. 実験結果および考察
電極活物質粒子の大きさは、目的とする構造化精度の 1/10 以下の大きさであることが望ましい。本研究では 20 µm の大きさで電極を構造化することを一つのねらいとしている。
用いたLi4Ti5O12粒子は平均粒径が6.4 µmの二次粒子である。
したがって、構造化に用いるためには、微粒子化が必要である。Fig. 2 にボールミル処理前後の Li4Ti5O12 粒子の走査型電子顕微鏡像を示す。粉砕処理により平均粒径は 1.9 µm に低減し、構造化により適した粒子が得られた。
Fig. 3 にカーボンコート処理を施した LiFePO4 粒子と Li4Ti5O12 粒子のラマンスペクトルを示す。LiFePO4 粒子においては、カーボンに由来する二つのピーク(D バンド: 1330 cm-1 付近, G バンド: 1580 cm-1 付近)のみが確認された。
本結果は、
LiFePO4 粒子がほぼ完全にカーボンで被覆されていることを示唆している。一方、Li4Ti5O12 粒子のラマンスペクトルにおいては、カーボンに由来するピークに加え、Li4Ti5O12 に由来するピークが認められた。このことは、Li4Ti5O12 粒子の表面が完全にカーボンで被覆されておらず、一部で Li4Ti5O12 粒子が露出していることを示唆している。カーボンの被覆状態が異なる原因の一つとして、電極活物質間におけるアスコルビン酸に対するカーボン化触媒能の違いが考えられる。
LiFePO4 は、
オリビン系正極材料LiMPO4 (M = Fe, Mn, Co)の中でカーボン被覆が容易な電極活物質として知られている。
Fe が有機物のカーボン化を促進する触媒として働くことから、類似の機構によるものと推察される。
Fig. 4 に各処理を施した LiFePO4 粒子、及び Li4Ti5O12 粒子のゼータ電位測定の結果を示す。カーボンで被覆すること
で粒子のゼータ電位は負の値となり、その絶対値も大きくなった。負のゼータ電位は、粒子を被覆しているカーボンに含まれるカルボキシル基に由来するものと推察される。結果として、カーボンコートにより電極スラリーの分散安定性は向上し、構造化電極の作製においてその再現性と構造精度が大きく改善できた。
4. 結論
電極の作製において、電極スラリーの安定性は非常に重要である。構造化電極の形成に不可欠な電極活物質の微粒子
は、表面エネルギーが大きいため電極スラリー中で凝集しやすい。カーボンコートは、電極活物質粒子に電子伝導性だ
けでなく、電極スラリー中での分散安定性を付与する有効な手段といえる。

－207－

Fig. 1 電極活物質粒子のカーボンコート条件。

Fig. 2 ボールミル処理による Li4Ti5O12 粒子の微粒子化。

(a)

(a)

Pristine
LiFePO4

Intensity / a. u.

● Carbon

40

20

Carbon-coated
LiFePO4

0-20 -40 -60 -80 -100

Zeta potential / mV
● Carbon○ Li4Ti5O12(b)Ball-milled
Li4Ti 5O12 Carbon-coated
Li4Ti 5O12

Pristine
Li4Ti 5O12

Intensity / a. u.

(b)

40

20

0

-20 -40 -60 -80 -100

Zeta potential / mV
Fig. 3 カーボンコート処理を施した(a)LiFePO4 粒子と Fig. 4 各処理を施した(a)LiFePO4 粒子、及び(b)Li4Ti5O12 粒(b)Li4Ti5O12 粒子のラマンスペクトル。
子のゼータ電位(25 °C, 超純水中に分散)。

（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－208－

DEM シミュレーションによる粒子コーティングプロセスの解析
東北大学多元物質科学研究所
加納純也
1.

緒 言
粒子表面に微粒子を結合させたいわゆる”複合粒子”を作製する試みが活発に進められている．中でも，粉体粒子に機械的応力を作用させて複合化する技術は，新しい単位操作の一つとして注目を集めており
1-4)，樹脂，金属，セラミックスなど幅広い組み合わせによる複合粒子の作製が可能であることが報告されている 3-6)ほか，その応用に関する研究も多数行われている 7)．
一方，装置形状や操作条件が得られる粉体の物性に及ぼす影響を，簡便に評価する手法としてシミュ
レーションが注目されている．特に Cundall ら 8)によって提案された，離散要素法(Discrete Element
Method : DEM)は，粉体装置の内部の様子をシミュ
レーションする手法として，造粒，流動層，ふるい分けなどに適用され成果を上げている．しかしながら，本法を機械的複合化に適用した例は殆ど無いのが現状である．
そこで本研究では，この DEM シミュレーションを機械的複合化に適用し，装置の操作条件，スクレーパーの有無ならびにその位置が機械的複合化に及ぼす影響について検討を行ったので報告する．
2. シミュレーション条件
シミュレーションを行った装置形状を Fig. 1 に示す．これは，摩砕式複合化方法を模擬した形状である．ここで粉体は，回転する円筒容器と内側に固定されたアームヘッドと容器内面との間で力学的作用を受ける．作用を受けた粉体はスクレーパーにより掻き取られ再度作用を受ける．これが繰り返され，複合化が進行する．なお，本研究では，容器径 200mm,
アームヘッド径 50mm, アームヘッドと容器のクリ
アランスは 10mm, スクレーパーの位置は壁から20mm に固定した．
本研究では，回転数・スクレーパーの有無・スク
レーパーの取り付け角度を変化させ，その影響を検討した．回転数は 300~1000rpm，取り付け角度は60~270 度の間で変更を行った．粒子は 2mm のガラス球とした．これを容器中に充填し計算を行った．
なお，実際に行われる複合化処理では複数種の粒子を装置に投入するが，今回は解析を簡単にするため
ガラス球のみを投入した条件で計算を行なっている．
なお，ガラス球の摩擦係数は実際の値より大きい 0.7を採用した．これは，複合化においては，核粒子となるガラス球に加え，被覆される微粒子が存在していることを想定しているためである 9)．

Fig. 1 Schematic configuration of the fabricating
composite particles.
3. シミュレーション結果と考察
Naito ら 10)は，機械的複合化における複合化過程
は単位粉体あたりに加えるエネルギーによって整理できることを報告している．そこで，本研究では，
シミュレーションにより以下で定義される衝突エネ
ルギー Ew を算出することで複合化の進行速度を評価することとした．

∑

1
2

(1)

ここで，mB は粉砕媒体の質量，v は媒体衝突時の相対速度，t はシミュレーション時間である．
Fig.2 にスクレーパー取り付け角度が，衝突エネル
ギーに及ぼす影響を示す．取り付け角度は 60~270度の間で変化させた．また，回転速度が異なる 3 条
件で検討を行なっている．いずれの回転数においても，取り付け角度が浅い(180 度以下)場合，取り付け角度が大きくなるにつれて，衝突エネルギーは一定
か，やや増加する．一方，取り付け角度を 180 度以上とすると，衝突エネルギーは減少する．この傾向

－209－

900
800

Impact energy, Ew[J/s]は，回転数が大きいほど顕著である．
この原因を明らかにするために，粒子の運動状態をシミュレーションにより観察した．スクレーパーの取り付け角度が異なる条件における，粒子の速度分布を可視化した結果を Fig.3 に示す．いずれの条件においても，粒子の速度はスクレーパーによって掻き取られた際に減速したのち，再び円筒部の回転により加速されることがわかる．したがって，取り付け角度が 90 度，180 度の場合，粒子が回転円筒によって十分加速されたのち，アームヘッドと衝突し，複合化が進行するのに対して，スクレーパーの取り付け角度が大きい 270 度の場合，スクレーパーにより減速した粒子が十分加速しないうちにアームヘッドに衝突するため，衝突エネルギーが小さくなったと考えられる．

700
600

500rpm750rpm1000rpm

500
400
300
200
100

60

90

120

150

180

210

240

270

Scraper angle [deg]Fig.2

Relation between scraper angle andimpact energy with a parameter ofrotational speed.

velocity(cm/s)(a) 90 deg (1.0 s)
Fig. 3

6)

用

1)

M. Koishi : J. Soc. Powder Technol., Japan, 24,
18-23 (1987)
M. Koishi : “Biryushi Sekkei”, Kogyo
Chosakai, (1987)
H. Honda, K. Ono, T. Ishizaka, T. Matsuno, T.
Katano, and M. Konishi : J. Soc. Powder
Technol., Japan, 24, 593 (1987)
M. Naito, A. Kondo and T. Yokoyama: ISIJInternational, Vol.33, 915-924 (1993)
T. Yokoyama, K. Urayama, M. Naito, M. Katoand T. Yokoyama: KONA, No.5, 59 (1987)

3)

4)
5)

(c) 270 deg (1.0 s)

Effects of scraper angle on velocity distribution of particles.

引

2)

文

(b) 180 deg (1.0 s)

献

7)

8)

K. Tanno, T. Yokoyama and K. Urayama: J.
Soc. Powder Technol., Japan, 27, 153 (1990)“Funsai to Bunkyu to Hyoumenkaishitsu”,
NGT, 481-592 (2001)

P.A. Cundall and O.D. L. Strack : “A Discrete
numerical model for granular assenblies”,
Geotechnique, 29, 47-65 (1979)

9)

Junya Kano, Naoki Chujo and Fumio Saito:
Advanced Powder Technology, 8,39-51 (1997)10) M. Naito, M. Yoshikawa, T. Tanaka, A.
Kondo : J. Soc. Powder Technol., Japan, 29,434-439 (1992)（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－210－

電池電極材料原料微粒子の液中および電極中分散・配列挙動の評価と制御
東京農工大学大学院工学研究院
神谷秀博
1. 背景と目的
リチウム電池電極は、図１に示したように、正極材には Li 酸化物活物質粒子と導電材としてのカーボンブラック、負極は、Li イオンを充電時に受容するグラファイト粒子と導電材粒子を原料とし、バインダーとともに有機溶剤中で混練
し、塗布、乾燥、圧密等のプロセスにより製造されている。通常、ナノ粒子、微粒子の分散や、塗布後の配列構造の均一化には表面への界面活性剤の吸着など表面改質が用いられるが、電池応用の場合、通常の表面改質では電池特性に負の影響や、電池を大量生産した際に不良品生成の原因となる恐れがあり、物理的操作で均一性化が試みられている。電池の信頼性向上には、電池電極材料の均一性の評価法の確立が必要である。図１中の写真に示したような正極の断面写
真の電子顕微鏡では、活物質と導電材の分布が微視的に観察可能であるが、電極材のマクロな均質性評価は困難である。
また、本研究では、リチウム電池電極材料の簡便で巨視的な均質性や微構造評価法の確立を試みた。

図１ リチウム電池電極の構造
2. 実験方法
図 2 に示したように、液浸透時間は内径 0.013 mm のガラス毛細管中に、図中の組成の電解液を満たし、50 mm×50 mmに切断したサンプルを縦横5等分にした区域、計25ヶ所で、毛細管の下面を膜の表面に接触させて液を膜内に浸透させ、膜表面から 30 mm の位置に液面が到達してから 5 mm の位置まで膜内に液が浸透するまでの時間を測定した。この液浸透時間分布の考察のため、塗膜を 5mm×5mm に切断して測定用セルに 0.2 g 充填し、電極内の細孔径分布を水銀圧入法
により測定した。また、電極の断面及び表面を FE-SEM 観察を行った。

図 2 液浸透時間の測定方法－211－

3. 結果および考察
3.1. 液浸透時間の分布、塗膜の高濃度予備混練（固練り）の効果
液浸透時間測定法で行った塗膜の均一性評価結果の一例を図 3 に示す。この図は X,Y 軸に測定位置、Z 軸にその位置での浸透時間の測定結果を示した。塗布操作のみを行いプレスによる密度調整を行う前の結果である。図 3 から (a)の固練り操作を行った場合、(b)の固練りなしに比べ、ばらつきが少ない傾向がある。プレスを行って、電極密度を 1.5g/cm3に調整した結果も併せてまとめて累積頻度分布で示した図 4 では、固練り有の場合、なしに比べ、浸透時間が長くなる傾向が認められた。

(a) 固練り有(b)固練りなし
図 3 液浸透時間の分布測定例（塗布のみ、プレスによる密度調整なし）

図 4 液浸透時間の分布に及ぼす固練り、プレスによる密度調整の影響
3.2. 細孔径分布との比較による考察
密度を 1.5 g/cm3 に調整した電極について、固練りの有無による細孔径分布の差はほとんどなく、細孔構造は同様であると考えられた。一方、液浸透時間は、固練り有が明確に長い。したがって、液浸透時間は、水銀圧入法では検出できない電極構造を評価できる可能性が示唆された。そこで、FE-SEM により断面および表面の電極構造を観察した。固練りありの電極では、Li 酸化物活物質表面に比較的均一に CB が被覆している傾向が認められた。一方、固練りなしの場
合は SEM 観察中に活物質のチャージアップが観察されるなど、活物質表面に CB が存在しない部位が多いことが観察された。細孔径分布が同様であるにも関わらず、浸透時間に差が生じたのは、活物質表面の CB の被覆状態により、液の濡れ性が異なったことが原因と考えられる。
4．おわりにLi 電池電極の構造、均一性評価の簡便法として、毛細管による液浸透速度を、一定量の液が膜内に浸透する時間で評価した。その結果、水銀圧入法による細孔径分布がほぼ等しくとも、高濃度で予備混練した電極は、Li 酸化物活物質表面への導電性カーボンブラックが均一被覆による濡れ性変化によると考えられる液浸透時間の増加が観察された。
（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－212－

含気泡スラリーの高効率作製プロセスに関する研究
名古屋工業大学 先進セラミックス研究センター
白井 孝

Porosity(%)

1. 目的
外壁などに用いられてきたセラミックスタイルは優れた耐候性、意匠性を持ちながら、重い、加工性が悪いなどの理由により需要が伸び悩んでいる。また、陶磁器産業においては粘土資源の枯渇が大きな問題となっている。これらの問題点を解決するために、新規のセラミックス成形手法の研究が必要とされている。その場固化法はスラリー中にゲル化剤を溶解させ、スラリーを湿潤なゲル体とし、成形する手法であり、近年、様々な研究がなされている 1)2)。この手法は原料の可塑性に依存しないため、様々な粉体を成形することが可能である。また、スラリーの流動過程と固化過程が分利されており、理論的には均一で、複雑な形状を持った成形体の作製が可能である。セラミックス部品などのニアネットシェープ成型法、スラリーに気泡を導入した含気泡スラリーを固化させた多孔質セラミックスの成形など、適応範囲の広い成形手法である。
その場固化法を用いた多孔体構造作製プロセスでは、重合前のスラリーに気泡を導入することで、多孔質な成形体を得ることが可能である。通常、スラリーが固化するまで導入した気泡を維持するために、スラリーに界面活性剤を加え、気泡の導入は機械的攪拌によって行われるが、工業化の観点から含起泡ス
ラリーの連続作成手法の確立が必要となる。本研究では新たに開発した連続発泡混練装置を用いて作製した含起泡スラリーの特性と、それを用いて作製した多孔質セラミックスの諸特性について検討する。
2. 実験方法
Slurry
粉体試料としてアルミナ系廃棄物粉体を用いた 2）。分散剤としてポリ
Foaming Tube＋
Catalyst
Bubbleカルボン酸アンモニウム塩を用い、モノマーにはメタクリルアミド Initiator(MAM)、架橋剤には N,N'-メチレンビスアクリルアミド(MABM)を使用した。また開始剤として過硫酸アンモニウム(APS)、 触媒として
N,N,N',N'-テトラメチルエチレンジアミン(TEMED)を、さらに界面活N2Gas性剤としてアニオン性のラテムル AD25 を用いた。開発した連続発泡Surfactant
混練装置の概略図を Fig1 に示す。本装置の要点は、従来のようにス
Water Solution
ラリーを機械攪拌によって起泡させるのではなく、あらかじめ界面活性剤水溶液と不活性ガス(本件では窒素ガス)と混合し気泡とし、Foamed Slurry
気泡をスラリー中に混合することにある。調整された混合スラリー
Fig.1 セラミックススラリー連を真空脱泡し、スラリー3kg に対し開始剤を 0.25g/kg の添加し、装続混合発泡装置
置のスラリータンクに投入した。触媒は 10 倍に希釈したものを用いた。輸液には液体クロマトグラフィー用の輸液ポンプを用いた。
80
発泡剤としてラテムル AD25 を五倍に希釈したものを用いた。発泡用
Close porosity
気体には窒素ガスを用い、泡剤／気体混合部にはφ8mm の円筒内にφ70
Opem porosity
3mm のガラスビーズを充填して用いた。装置から流出する含気泡スラ60
リーを直接テフロン製型に流し込み、蓋をして静置した。注型後 4h50で脱型した。
40
3. 結果および考察
30
Fig2 に各操作条件で作製した含気泡スラリーを用いた多孔体の気孔20率を示す。気孔率は、スラリーの含気泡率に従い、50ml/min と10
75,100ml/min で異なる値を示した。開気孔率の割合は気孔率が高い
0ものほど高い開気孔率を示した。Fig.3 に、気孔径分布を示す。各操
50
75
100
Slurry flow rate(ml/min)
作条件において、異なる気孔径分布が得られている。Table1 に平均
Fig.2 スラリー流量ごとの気孔率
気孔径と分布関数を示す。スラリー流量 50ml/min の条件では最も大－213－

きな平均気孔径と分布関数を示した。これは気孔率が高いため、スラリー中での気泡の合体、成長が起きやすかったためと考えられる。75、100ml/min の条件では、同じような平均気孔径でありながら、異なる気孔径分布が得られている。これらの結果は、含気泡スラリーの気泡の状態に近いものであり、装置操作条
件によって様々な気孔状態を持つ多孔体が作製可能であることを示している。
Fig4 に吸音率の測定結果を示す。全体に高周波の音ほど良く吸収され、なだらかな肩を持つ右上がりの多孔質吸音材料の特徴的な吸収を示した。スラリー流量 50ml/min の多孔体は本研究におけるサンプル中もっとも高い吸音率を示した。これは、もっとも高い気孔率を持つためと考えられる。スラリー流量 75ml/min
で作製された多孔体は二つのピークを持つ特徴的な吸収を示した。このような吸収は穴あき板の示す吸音特性に似ている。100ml/min で作製したサンプルは気孔率、平均気孔径において 75ml/min とほとんど変わりがなく、気孔径分布のみ異なる値を示しており、吸音特性の違いは、この気孔径分布の違いによるものと考えられる。これら各サンプルの熱伝導率を測定したところ、気孔率の大きなサンプルほど低い熱伝導率を示した。また、吸音率と異なり、気孔径分布による熱伝導率の差はほとんどなかった。このことから、本研究で行ったようなその場固化法によって作製されたセラミックス多孔質体の断熱性は開気孔、閉気孔によらず、全体の気孔率によって定まっていると言える。
70

50ml/min
75ml/min
100ml/min

25

60

20

Sound absorbans(％ )freqency distribution(%)

30

15
10
5

50
A
B
C
50
75
100

40
30
20
10

0

0

0

200
400
poresize diameter(μm)

6000Fig.3 スラリー流量ごとの気孔径分布

1000

2000

3000
4000
Freqency(Hz)

5000

6000

7000

Fig.3 スラリー流量ごとの吸音率

4. 結論
本研究ではセラミックススラリー連続発泡混合装置によって作製された含気泡スラリーを用い、その場固化法による多孔質セラミックスの作製を行うことを目標とした。作製された多孔体は装置の操作条件によって異なる気孔構造(平均気孔径約 100〜216μm,気孔率約 60〜73%)を持っていた。第四項と同じく、気孔率の変化に伴って平均気孔径は大きく、熱伝導率は低く(0.231〜0.343W/m・K)なった。また、気孔径分
布関数はそれぞれの操作条件で異なる値(0.329〜0.687)を示し、スラリー流量の増加に伴って分布は狭くなった。界面活性剤種によって気孔率を変化させた場合には、気孔率、平均気孔径の変化に対して分布関数の変化はほとんど無かったことから、気孔径の分布は気泡導入時の攪拌条件に依存していると考えられる。
5. 参考文献[1] T. Shirai, T. KATO, M. FUJI，“Effects of the alumina matrix on the carbonization process ofpolymer in the gel-casted green body”，J. Euro. Ceram. Soc.，33（2），201-206 (2013)[2] T. Shirai, T. Kato, Y. Endo, H. Watanabe, M. Fuji, M. Takahashi, “Effects of Pore Structureon the Sound Absorption Property of Porous Ceramics Fabricated by In-situ Solidification TechniqueUsing Agar”, Trans. Mater. Res. Soc. Japan, 34, 117-120 (2009).
（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－214－

機械的処理により調製したナノ複合粉体のスラリーを利用した材料の微構造制御
横浜国立大学 大学院環境情報研究院 人工環境と情報部門
多々見純一

目的
アルミナ多孔体は今後の環境エネルギー分野を支える重要な材料として注目されている。これらの多くは、鋳込み成形や押し出し成形などの湿式成形法で作製されている。一方、多孔体の微構造制御のために粒子径分布の異なる粉体が用いられることがあるが、湿式成形では成形中に粒子の偏在などが生じる可能性がある。
機械的粒子複合化プロセスは、高いせん断場を利用して乾式にて微粒子を粗大粒子上に接合させる手法である。これを用いれば、粒子径分布がある原料粉体を用いて湿式成形を行う場合における課題を解決できる可能性がある。そこで本研究では、機械的粒子複合化プロセスにより複合粒子を調製し、これを用いて鋳込み成形することにより、均質な微構造の多孔体を作製することを目的とした。特に、代表的なセラミックスであるアルミナを用いて実験を行った。
実験方法
本研究では、粒径の異なる 2 種類のアルミナ粉体（粗大粒子：平均粒径 20m、微粒子：平均粒径 0.1m）
を用いて実験を行った。粗大粒子と微粒子の重量比が 20：1 になるように秤量し、機械的粒子複合化処理（ホソカワミクロン(株)、NOB-130）を行った。機械的処理の条件は、出力 5kW、1 分保持である。得られた混合粉体 10g に 0.1g の分散剤と 50ml の蒸留水 50ml を加えてスラリーを調製した。このスラリーを用いて減圧鋳込み成形を行い、成形体を得た。乾燥後、成形体を最高温度 1400℃、昇温速度 10℃/min、保持時間 1hの条件で大気中にて焼成した。得られた焼結体に対して、SEM による微構造観察、相対密度測定、ビッカー
ス硬さ試験を行った。比較のために同様の粉体でボールミルによるエタノール中でも湿式混合を行い、同様の条件で焼結体を作製した。
実験結果と考察
図 1 に SEM による複合粒子の微構造観察結果を示す。機械的粒子複合化処理により粗大粒子上に微粒子が均一に付着して分散している様子が確認された。これは、我々がこれまでに実験を行ってきた系と同様の傾向であった。
図 2 にボールミルで調製した混合粉体を用いて得られた成形体の外観写真と SEM 写真を示す。得られた成形体は３層に分離した。すなわち、表面層は微粒子が集積して緻密になっており、中間層は粗大粒子のみが存在していた。底面に近い領域は粗大粒子と微粒子が混在している多孔質であった。一方、粒子複合化処理で得た混合粉体で作製した成形体は、いずれの領域も均一な組織を呈しており、複数の層には分離していなかった（図 3）。
図 4 に機械的粒子複合化(a)およびボールミル混合(b)により得られた焼結体の SEM 写真を示す。いずれの場合も微粒子は観察されなかった。表 1 に得られたアルミナ多孔体の密度を示す。いずれも 55～57%の相対密度となった。一方、機械的粒子複合化プロセスで調製したアルミナ多孔体のビッカース硬さはボールミルと比較して 2 倍の値を示した。これは、分離せずに存在した微粒子がネック成長に効果的に作用したことに起因すると考えられる。

－215－

図 1 複合粒子の SEM 写真

図 2

ボールミルで調製した

アルミナ成形体の SEM 写真

図 3

機械的粒子複合化プロ

セスで調製したアルミナ成形
体の SEM 写真

図 4 アルミナ多孔体の SEM
写真

表 1 アルミナ多孔体の密度とビッカース硬さ
機械的粒子複合化
湿式ボールミル55.7
57.0
相対密度 ／ %133
65
ビッカース硬さ（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－216－

材料の組織構造と熱物性との関係解析
産業技術総合研究所 計測標準研究部門
馬場 哲也
１．はじめに物質・材料が熱を伝えやすいかどうか、一定量の熱を吸収したとき温度が何度上昇するか、あるいは温度を上昇させるとどの程度伸びるか、など物質・材料の熱的性質を定量的に表示した数値が熱物性値である。
高温下で作動する機器や、発熱を伴う機器を、優れた熱効率で安全に使用するためには、構成部材の正しい熱物性値を用いた熱設計を行うことが不可欠である。また化石燃料の消費と炭酸ガスの排出を減らすには、
社会全体の熱エネルギー利用効率の改善が必要であり、そのためには断熱材料・伝熱材料・蓄熱材料などの正確な熱物性値が求められる。
身近な例としては、少ない消費エネルギーで家屋や建造物の内部を快適な温度に保つためには、使用する断熱材の熱伝導率に基づいて壁面等に埋設する断熱材の種類と厚さを決定しなければならない。一方、先端技術分野における例として、宇宙往還機の外壁を構成する高温耐熱材料の熱物性値の必要性が挙げられる。
宇宙往還機の外壁は大気圏再突入時の空力加熱のため高温にさらされる。安全に帰還するためには外壁材料の半球全放射率、熱伝導率、比熱容量などの熱物性値をパラメータとした伝熱シミュレーションを行って材
料表面の到達温度を推定し、材料の耐熱温度を越えない軌道を選択している。
２．熱物性の計測体系と材料の組織構造
熱物性データを含む物性・材料データと温度、圧力などの状態変数との本質的な違いは，測定結果がその対象に対してのみならず、同一状態にある同一（組成、構造などのキャラクタが等しい）の物質材料に対して同一であり普遍的にあてはまることである。

図１

熱物性の計測体系と熱物性データの供給

図１に示される計測体系が整備されることにより、国家標準にトレーサブルで不確かさの評価された信頼性の高い普遍的な価値を有する熱物性データを組織的かつ継続的に生み出される。図２に示されるように、生産される熱物性データを材料の組成・構造を適格に同定できる情報と対応させて（キャラクタリゼーション）熱物性データベースに蓄積することにより、信頼性の高い大量の熱物性データをインターネットに公開
し広範なユーザが速やかに利用することができる。

－217－

熱設計の高度化
熱物性データベース

伝熱シミュレーション
入力データ

標準データ

不確かさの評価された熱物性データ

実用計測技術計測標準の開発と標準物質の供給

熱物性とキャラクタの相関の系統的解明

製造プロセス
構造等のキャラクタ

材料開発の指針

図２ 熱物性データベースと計測標準のトレーサビリティ
このような熱物性データの信頼性は、「計測」に対する不確かさ評価とトレーサビリティの概念を、標準物質に対する標準値、標準データに対する拡張を経て、一般の熱物性データに対する不確かさ評価とトレーサ
ビリティの導入へと展開することによって保証することができる。その実現ためには材料の均質性評価・安定性評価に加えてキャラクタと物性値の相関を定量的に表現する新規の研究課題を解決することが不可欠である。
その取り組みにより熱物性を含む材料標準においては、物理標準（計測の不確かさ評価とトレーサビリテ
ィによる供給）および化学標準（標準物質による供給）と同様の標準供給とともに、器物に依存しない情報である「物性データ」の形態での成果発信の道が拓かれる。

計測の不確かさ評価とトレーサビリティ
標準物質の不確かさ評価とトレーサビリティ
標準データの不確かさ評価とトレーサビリティ
一般の物性データの不確かさ評価とトレーサビリティ
図３ 「計測」の不確かさとトレーサビリティの「物性データ」への展開
３．まとめ
熱物性の精密計測技術の開発、熱物性標準の確立、熱物性標準物質の供給、JIS や ISO などの規格、により構成される計量・計測の社会システムが整備された状況においては、それぞれの材料に対するトレーサブル
で不確かさの評価された熱物性データと、その材料の組織と構造に関する十分な情報（キャラクタリゼーション）とを一対として提供することにより、信頼性が高く再利用可能で普遍的なデータとして蓄積していくことができる。
（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－218－

構造制御及び複合化による機能性粒子の作製とその特性評価
名古屋工業大学 先進セラミックス研究センター
藤 正督
1. 目的
近年、フィラー材料としてセラミックス微粒子が広く利用されており、例えば樹脂にセラミックス微粒子を内包させることで、樹脂の耐摩耗性や耐熱性が向上することが知られている。これらフィラー材料としてのセラミックス微粒子を用途拡大の観点から改良しようとした場合、構造制御や複合化による機能性付与が考えられる。例えばセラミックス微粒子に機能性物質をナノレベルでコーティングまたは担持することで特性の向上や新機能の発現が可能となる。
中空粒子は内部に空洞を有することから，低密度，高比表面積，屈折率差により生じる光学特性といった中実粒子とは異なる性質を示す。これらの性質を活かし，フィラーとして軽量材や断熱材 1)等に応用されている。その他にも，シェル構造が制御されたメソまたはマクロ多孔性中空粒子は，ナノ空間を有するためフィルターや担体として利用されている 2), 3)。さらに担体に用いる場合，粒子内壁に触媒等の機能性物
質を複合化できれば，外部環境から保護するカプセル化機能やユニークな光学特性の発現が期待される。
しかし，これまで機能性物質を粒子内壁へ選択的に複合化する研究例は少なく，合成プロセスの検討は十分に行われていない。本研究では，シリカ中空粒子のシェル構造を制御し，内壁への選択的な複合化を試みた。機能性物質には一例として知見のある酸化スズを用いた。
2. 実験方法
シリカ中空粒子は，ポリスチレン（PS）粒子をコアとした有機粒子テンプレート法により合成した。PS
粒子を分散させた 2-プロパノール溶液にアンモニア水を加え pH を調節した後，オルト珪酸テトラエチル（TEOS）を加え，TEOS の加水分解・縮重合反応により PS 粒子表面をシリカでコーティングした。その際，アンモニア水の添加量と反応時間を変化させてシェル構造を制御した。合成されたコアシェル粒子を固液分離し乾燥させた後，PS ビーズを加熱除去することでシリカ中空粒子を得た。Fig.1 にシェルの見かけの疎密が異なるシリカ中空粒子の TEM 画像を示す。細孔が確認された疎なシェルの中空粒子を A とし，細孔を有するものの比較的密なシェルの中空粒子を B とする。
次に，合成したシリカ中空粒子を減圧下で加熱乾燥させBた。その後，自然冷却させ，濃度 0.5 M に調製したアセチ
A
ルアセトナート塩化スズ溶液を滴下含浸させた。この混合液を室温で 5 日間攪拌した後，加圧ろ過により固液分離した。回収粒子を乾燥させ，さらに 200 ℃で 2 時間熱処理した。最後に酸素雰囲気下で 600 ℃，1 時間の熱処理によりシリカ・酸化スズ複合中空粒子を得た。得られた複50 nm
合粒子は走査型電子顕微鏡（SEM）および透過型電子顕微
鏡（TEM）により観察し，X 線回折（XRD）測定による酸化Fig.1 シリカ中空粒子の TEM 画像
スズ結晶の確認を行った。また，紫外・可視光吸収スペク
トルを測定し，複合粒子の光学特性を評価した。
3. 結果および考察
Fig.2 に複合粒子の XRD 回折パターンを示す。低角度側に非晶質特有の立ち上がりと 28°，34°，50°
付近にピークが現れており，それらのピークは酸化スズのピークと一致し，複合粒子サンプル中の酸化ス
ズの存在が認められた。
Fig.3 に複合粒子の TEM 画像を示す。いずれのシリカ中空粒子も複合化することによって粒子内壁に 5~7
nm 程度の黒い微粒子が確認できるようになる。XRD 回折パターンの結果から，この微粒子が酸化スズと考－219－

えられ，粒子内壁に点在した形態である。また，複合粒
子 B の方が A の粒子より粒子内壁の酸化スズ微粒子が多いことが確認できる。
導入量の差異にはシリカ中空粒子のシェルの疎密が大きく影響したことが考えられる。合成過程においてアセチルアセトナート塩化スズ溶液を含浸させる際，溶液はシェルの細孔を介して粒子内部まで浸入する。ここで固液分離を行うと，疎なシェルを有する中空粒子 A では，内壁や細孔に吸着したアセチルアセトナート塩化スズ
以外は抜け切る。それに対し，中空粒子 B では中空粒子
A と比較してシェルが密なため溶液が濾過されにくく，
粒子内壁を中心に複合化されたものと考えられる。
Fig.4 に複合粒子 B の紫外・可視光ス
ペクトルを示す。比較として複合化す
る前のシリカ中空粒子 B と市販の酸化スズ粒子（一次粒子径：10～15 nm）のスペクトルも測定した。このスペクトルから，得られた複合粒子の吸収端が，酸化スズ単体のそれと比較して低波長側へシフトしていることが確認された。この測定結果からバンドギャ
ップエネルギーを算出すると，市販の酸化スズ粒子が 3.7 eV に対して，複合粒子は 4.0 eV となり，0.3 eV 大きくなった。これは，複合粒子中の酸化スズが数ナノメートル程度に微粒化されている為，ナノサイズ特有のバンドギャップシフトが起こったためと考えられる。

Fig.2

複合粒子の XRD 回折パターン

市販の酸化スズAbsorption intensity (‐)

中空粒子B

300

複合粒子B

400

500

600

Wave length (nm)Fig.4 複合粒子の紫外・可視光
吸収スペクトル

4. 結論
シェル構造を制御したシリカ中空
粒子にアセチルアセトナート塩化ス
ズ溶液を滴下・含浸させ，その後，乾燥および熱処理することでシリカ中 Fig.3 複合粒子の TEM 写真
空粒子と酸化スズの複合化を試みた。
合成された複合粒子は，シリカ中空粒子内壁に酸化スズ微粒子が点在した形態であり，目的の複合粒子の合成に成功した。また，シェルの疎密が粒子形態に影響を及ぼすこと示唆され，比較的密なシェルを用いることで粒子内壁に均一に酸化スズを複合化できることが分かった。
5. 参考文献[1] M. Fuji, H. Watanabe, J. Soc. Powder Technology Japan, 46, 671-680 (2009)[2] L. Li, J. Ding, J. Xue, J. Chem. Mater., 21, 3629 (2009)[3] L.M. Xu, J.X. Wang, L.X. Wen, J.F. Chen, J. Mater. Sci., 41, 517-523 (2006)（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－220－

骨リモデリングに適合する絹・アパタイト複合化人工靭帯の開発
愛知工業大学 機械工学専攻
水 野 光 国1.

緒 言
靱帯損傷に対する再建手術が盛んになるにつれ、人工靱帯の需要が近年増加し続けており、繊維素材の編み方に工夫を凝らして機械強度を保持した人工靱帯が開発され、臨床に使用されてきた。しかし過酷な環境下であるヒト体内では長期間にわたる強度が不十分であり、また骨との接触摩耗粉の発生による組織壊死などが問題となっている。そのため現状では、伸縮性を付与したメッシュ状繊維の両端に自家腱を移植接合し、大腿骨と脛骨に金属性ステープルやスクリューで固定する手術が主流となっており、靱帯機能を完全に代用する安全な人工靱帯の開発が望まれている。
本研究では、機械的特性に優れた絹表面に、骨リモデリングの吸収－再生過程によって自家骨への置換が可能な骨類似アパタイト(HAp)を複合化させ、損傷した靭帯を完全に置換する人工靱帯の開発を目的とする。
絹は機械的強度と適度の弾性、および他の繊維に比して 10 倍にも及ぶ衝撃切断エネルギーを有し、生体材料の内でも機械的特性が要求される靱帯の代替材料としての活用が期待できる。骨代替材料の開発では、骨主成分の水酸アパタイトを焼成した材料開発が中心であるが、この材料はヒト生理環境下で安定に存在するため、破骨細胞による骨吸収を起点とする骨リモデリングには組込まれず、いずれは排除や結合組織による被包化が懸念される。
そのため本研究では、ヒトの骨産生により近いバイオミメティックな手法を用いて絹との複合化を図る。また絹表面のHAp 形成能の向上を図る方法として化学的な表面改質法を検討し、速やかな複合化を実現する最適合成プロセスの設計指針の構築を目的とする。
2.

実験材料および実験方法
実験のフローを Fig.1 に示す。絹には生糸を精錬したフィブロイン絹の織布と絹糸を使用した。擬似体液
SBF は Kokubo らの方法に従って調製し、また pH はトリス緩衝液および 1M-HCl によって調整し、体温下36.5℃で標準の pH=7.25～7.4 であった。なお昨年度の結果に基づき、骨類似 HAp が明確に確認できる SBF
中イオン濃度を 2.0 倍とした 2.0-SBF も調製して浸漬実験に使用した。
交互浸漬法によるアパタイト形成能の向上
交互浸漬に使用する溶液は CaCl2 および K2HPO4 で、濃度はいずれも 25～400mM に調製した。交互浸漬では試験片を①20mL の CaCl2 溶液に浸漬、②蒸留水による洗浄および乾燥、③20mL の K2HPO4 溶液に浸漬、④蒸留水による洗浄および乾燥、の工程を繰り返した(Fig.2)。このとき浸漬時間を 10s～1h、また浸漬回数を1～10 回で変化させ、溶液濃度とともに HAp 形成能に及ぼす影響を考察した。
未処理および交互浸漬処理を施した試験片は、恒温槽で 36.5℃に保持された SBF50mL を入れた PE 製容器に最長 28 日間浸漬し、HAp の形成を行った。なお SBF は 7 日間毎に取り換えた。所定時間浸漬を続けた試
験片は、蒸留水で洗浄したのちデシケータ内で十分に乾燥させ、FE-SEM(日本電子、JSM-6700F)による形態
観察、EDS(日本電子、JED-2200)および EPMA(日本電子、JXA-8230)による表面の元素分析、ラマンスペクト
ル(日本分光、NRS-7100)による結晶同定に供した。

生糸(セリシン)
絹糸(フィブロイン)
交互浸漬処理(CaCl2, K2HPO4)

生体模倣反応(SBF+超音波)

生体模倣反応(SBFに浸漬)
分析(形態・組成・結晶構造)
SEM, EDS, EPMA, TF-XRD

Fig.1 実験方法のフロー

Fig.2 交互浸漬による絹の表面処理－221－

Fig.3 2.0-SBF に 14 日間浸漬させた絹布 (未処理)

Fig.4 2.0-SBF に 28 日間浸漬させた絹布 (未処理)

Fig.5 1.0-SBF に 1 日浸漬させた絹糸の表面状態(濃度 50 mM、浸漬時間 30 s、繰り返し回数 3 回)

Fig.6 1.0-SBF に 3 日浸漬させた絹糸の表面状態(濃度 100 mM、浸漬時間 30 s、繰り返し回数 3 回)

3.

実験結果および考察
Fig.3 には、未処理の絹布を 2.0-SBF に 14 日間浸漬した後の表面の SEM 撮像を示した。疎らではあるが絹表面に結晶の析出が確認できる。さらに浸漬を続けた 28 日後の SEM 撮像を Fig.4 に示す。Fig.3 の状態から、花弁状に結晶が大きく成長している様子を見ることができる。析出した結晶はレーザーラマン分光光度計により、HAp 特有の 960 cm-1 でピークが観測され、HAp と確認できた。なお HAp 析出量が少ないため、SEM
撮像を基にした EDS および EPMA による表面の元素分析をした結果、Ca、P および O イオン以外に、
数 mass%の Mg、K、Na および Cl イオンも検出され、また Ca/P 比は概ね 1.27 であった。表面分析の結果ではあるが、ヒト体内で産生する天然骨に類似して、HAp の Ca2+や OH－サイトがこれらイオンに置換した Ca 欠損型の骨類似 HAp が形成されていることが予想される。
絹表面の-OH のように、HAp 析出を誘起する官能基を有する表面上では、結晶は一般に花弁状で観察される。リン酸カルシウム化合物の中で板状結晶を示す結晶としてはリン酸八カルシウム OCP とリン酸三カルシ
ウム TCP が考えられるが、TCP はヒト環境下では産生されないことがわかっている。したがってヒト環境下を模擬した SBF 中で観察される花弁状結晶は、OCP を経由して HAp に成長している可能性が推測される。
上記の結果より、絹表面への十分な HAp 成長のためには、2.0-SBF への浸漬でも 28 日程度必要である。Figs.5
および 6 には交互浸漬処理(浸漬時間 30 s、繰返し回数 3 回)を行った絹糸試験片を、1.0-SBF に 1 日および 3日浸漬した場合の結果を示す。浸漬溶液濃度 50mM で SBF に 1 日浸漬した場合でも花弁状 HAp が確認され、さらに浸漬溶液濃度を上げ、かつ SBF 浸漬時間を 3 日にした場合には、Fig.4 の結果と同様な結晶成長が起きている。一般に骨類似 HAp の形成では、その前駆体であるアモルファスリン酸カルシウム ACP 形成に時間がかかる。そのため絹表面への ACP 固定が、HAp 形成能向上を左右する重要な技術課題となるが、本実験結
果より、絹表面への交互浸漬処理の有用性および処理条件の依存性が明らかとなった。
（共同研究分野: スマートコーティングプロセス学分野）－222－

骨再生過程に組込まれる生体吸収性骨補填材の開発
富山大学大学院

ナノ新機能材料学域
森 英 利

1.

緒 言
水酸アパタイト(Ca10(PO4)6(OH)2: HAp)に関して、化学的に合成するいわゆる
焼結 HAp が広く臨床応用されているが、これは生体親和性と繊維性組織の介在なくして母床骨と直接結合する骨伝導性を有することに起因している。しかし
HAp に対して過飽和なヒト環境下では、溶解することなく安定して存在するため、破骨細胞による吸収を起点とする骨リモデリング(Fig.1)には組込まれず、その結果、周囲骨が経時的にリモデリングされて新生骨に置換していく過程で異物として認識され、いずれは排除や結合組織による被包化に移行することが懸念される。したがって生体に埋入される材料は骨のモデリング素材となるものであり、その後に生ずるリモデリングにも対応して成熟骨に移行することが望 Fig.1 骨の吸収・再生過程ましい。
本研究は、骨前駆体として有力なリン酸八カルシウム(Ca8H2(PO4)6・5H2O: OCP)に着目し、骨欠損部への埋入後に HAp へと転化し、その後は生理的な骨の形成過程に組込まれることが期待できる骨前駆体の最適な設計指針の確立を目的としている。とくに本報では、超音波照射による OCP の HAp 転化への促進効果ついて検討した結果を報告する。現在、骨治癒の促進を目的として保険適用下でも低出力超音波パルス照射(LIPUS)
が広く利用されており、周波数 1.5～3 MHz、低出力 0.125～3 W/cm2 パルス照射の治療機器が一般的であるが、骨治癒過程における早期の骨癒合に至るまでのメカニズムは解明されていないものの臨床報告例は多く、骨形成速度に何らかの影響を及ぼすことが期待できる。
2.

実験材料および実験方法
出発原料は CaHPO4・2H2O(DCPD)と CaCO3 で、下記の反応を利用して OCP を合成した。

この反応は DCPD → OCP → HAp の逐次反応であるため、昨年度までの成果を踏まえ、中間生成物の OCP を
安定かつ効率的に生成する最適条件として反応温度 60℃、反応時間 12h で合成した(Fig.2)。また OCP の HApへの転化能の評価は Kokubo らの方法に従って調製した擬似体液(SBF)中で行った。なお pH はトリス緩衝液(トリヒドロキシメチルアミノメタン H2NC(CH2OH)3)および 1M-HCl によって調整し、体温下 36.5℃で標準の
pH=7.25～7.4 であった。OCP の SBF への浸漬では、SBF50 mL を入れた PE 製容器に合成した OCP 粉末 0.25
g を入れ、恒温槽内で SBF 温度を 36.5℃に保持して、外部より超音波照射器(Celcom 社製 ultra UX-301)を使用
して超音波(周波数 1 MHz、超音波出力 5 W/cm2)を照射した(Fig.3)。超音波は、連続照射とパルス照射(0.5～100 Hz 内で 5 パターン)を 1 日 1 時間照射し、浸漬は最長 21 日間行った。所定時間浸漬を続けた試料は濾過・水洗したのちデシケータ内で十分に乾燥させ、FE-SEM による形態観察、粉末 XRD による結晶相の同定、および EDS や EPMA による表面の元素分析に供した。

Fig.2 OCP 合成方法の概要
3.

Fig.3 超音波照射実験の概要

実験結果および考察
Fig.4 に最適条件下で合成した OCP の SEM 撮像を示す。OCP に特徴的な薄刃状の結晶が得られていること－223－

Fig.4 合成 OCP (60℃で 12 時間反応)

Fig.5 超音波照射による XRD パターン変化

Fig.6

SBF 浸漬 7 日後の OCP 表面の SEM 撮像が確認され、SBF への浸漬試料とした。各結晶相の特異的なピークとして、OCP の場合は(010)面(2θ= 4.7 °) 、
HAp の場合は(300)面(2θ= 32.9 °)を用い、各結晶相の生成量を相対的に比較した。ここで HAp の最強回折
ピークは (211)面(2θ=31.8 °)であるが、OCP の(241)面(2θ=31.7 °)と重なるため、HAp 生成の判定には(300)
面を用いることとする。
Fig.5 には、パルスおよび連続波として超音波照射した試料の 7 日後の XRD パターンを示した。HAp 生成量が少ないために明確には判断できないが、連続波に比してパルス波の方が、またパルス周波数が低くなる
につれ回折強度が多少ではあるが高くなる傾向がみられる。また OCP 試料を SBF に 21 日間浸漬した場合にも、同様な傾向が得られたことを確認している。Fig.6 には SBF に 7 日間浸漬した OCP 結晶の SEM 撮像を示した。薄刃状 OCP 結晶の上に柱状結晶が析出しており、その形態および XRD 回折結果より HAp と判断できる。超音波照射条件による形態の成長に及ぼす影響を明確には確認できなかったが、無照射の場合に比して成長している傾向は確認される。
OCP から HAp への転化機構については、HAp 層を基にした in situ における加水分解と、OCP 溶解後に HApが再析する機構が知られているが、本報の実験で析出した HAp は後者のメカニズムに基づくことが推測される。リン酸カルシウム[Ca(OH)2-H3PO4-H2O]系における水中(25℃、pH=5～10)での溶解度曲線に基づけば、HAp
がどのリン酸カルシウムよりも溶解度が低く、最も安定している。そのため HAp 以外のリン酸カルシウム系
材料は、pH=7.2～7.4 の生理的環境下であっても一旦溶解し、その後の最終生成物としては最安定の HAp として再析出すると考えられる。このことは水中という平衡状態における溶解度積を基準にしているが、HApが過飽和となっている体液内では、HAp とその他のリン酸カルシウムの溶解度の差は相対的にさらに大きくなる。加えて生体内に埋入した場合には、体液が還流していることを考慮すれば、OCP のような HAp 以外のリン酸カルシウムはさらに溶解が大きく生じることが予想される。
一般に化学量論的 HAp は Ca10(PO4)6(OH)2 で表されるが、PO43-は pH>10 でしか安定に存在しないため、生体内環境下の pH=7.2～7.4 では Ca9(PO4)5(PO4) (OH)のような Ca 欠損型として存在している。この Ca2+が欠損
していても必ずしも空孔になるとは限らず、イオン半径の近い K や Mg および Na イオンなどに置換されるのが一般的である。また生理的環境下では CO3-が豊富に存在するため、PO4 サイトの HPO42-と容易に交換した Ca 欠損型になる。よって SBF 中でも OCP が溶解-再析出の機序に従えば、生体内と同様に Ca2+が欠落した HAp が産生されると考えられる。
（共同研究分野: スマートコーティングプロセス学分野）－224－

陽極酸化アルミナテンプレートを用いた酸化チタンナノワイヤーの合成と評価
筑波大学数理物質系物質工学域
鈴木 義和
１．はじめに近年、エネルギー・環境材料として酸化チタン系ナノ材料が広く注目を集めている。酸化チタンは色素増感太陽電池（DSC）用の半導体電極材料や水素製造・環境浄化用の光触媒材料として有望視されており、微粒子状の形態に加え、ナノチューブ、ナノワイヤー、ナノファイバー等の１次元ナノ材料が開発されている[1,2]。
本共同研究では、筑波大学で陽極酸化アルミナ(Anodic Aluminum Oxide: AAO)テンプレートを用いた酸化チタン
ナノワイヤーを合成し、大阪大学にてその微構造解析を実施した[3]。
２．実験方法テンプレートとして孔径 200 nm、厚さ 60 m の陽極酸化アルミナ(Anodic Aluminum Oxide: Anodisc25, Whatman)を使用した。また、Ti源として C12H28O4Ti (tetraisopropyl orthotitanate: TTIP)を、溶媒として(CH3)2CHOH (isopropanol: i-PrOH)、また Ti をキレート化させて加水分解速度を遅くさせるために C5H8O2(acetylacetone: ACA)を使用した。
TTIP と ACA のモル比を 1:1 とし、TTIP と溶媒の体積比率を 1:4 とした溶液を調製し、AAO テンプレートに導入した。溶液の導入には、AAO テンプレートを吸引瓶上に乗せて下部から減圧する、吸引滴下法を用いた（図１）。その後、大気中水蒸気との加水分解により TiO2を析出させた後、大気雰囲気で 700℃、1 時間焼成を行った。焼成後、AAO テンプレートを 1 M HCl を用いて溶解除去し、遠心分離により
図１ 吸引滴下法によるナノワイヤー作製

液相と固相に分離することにより試料を得た。
３．結果と考察

吸引滴下法により、直径約 200 nm、長さ最大約 60 m とテンプレートのサイズに対応したナノワイヤーを得る
ことができた（図２）。ナノワイヤーはアナターゼ型 TiO2 微結晶から構成されており、直線性に優れた構造を有していることが明らかになった[3]。

図２ 吸引滴下法により作製した TiO2 ナノワイヤー （撮影：接合研・中村衣利氏）[3].

－225－AAO テンプレートを前駆体溶液中に浸漬した場合では、テンプレート表面近傍にのみ溶液が浸入し、短尺のナノロッドが得られる（図 3(a)）
。一方、吸引滴下を行った場合では、テンプレートの厚みに対応した長尺のナノワ
イヤーを得ることが可能である（図 3(b)）
。今回開発した手法を用いることで、比較的簡便にナノワイヤーの長さ制御を行うことが可能となった。これは、AAO テンプレートへの前駆体溶液の「スマートコーティング」であると考えることもでき、今後の溶液系ナノテクノロジー技術への貢献が期待できる。

図3

AAO テンプレートへの前駆体溶液導入法による試料形状の違い。(a)浸漬法(immersion setting)によるナノロッド形成、(b) 吸引滴下法（vacuum and drop setting）によるナノワイヤー形成 [3].

謝 辞本共同研究を実施するに際し、受入担当教員の阿部浩也准教授（スマートプロセス研究センター）、また、來間
和男様、中村衣利様（接合研技術部）に大変お世話になりました。また、積極的に実験を進めてくれた筑波大学大学院生の愛須一史君に記して感謝いたします。
参考文献
1. 鈴木義和、"色素増感太陽電池における１次元ナノ材料の電極応用"、セラミックス、45 [7] 528-532 (2010).
2. Y. Suzuki, and S. Yoshikawa, "Synthesis and Thermal Analyses of TiO2-Derived Nanotubes Prepared by the
Hydrothermal Method," J. Mater. Res., 19 [4] 982-985 (2004).
3. K. Aisu, T. S. Suzuki, E. Nakamura, H. Abe, Y. Suzuki, "AAO-Template Assisted Synthesis and Size Control of
One-Dimensional TiO2 nanomaterials," in contribution.
（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－226－

ナノクリスタルの分散とゲル化に関する研究
室蘭工業大学くらし環境系領域
山中真也

1.

目的
我々はナノサイズの炭酸カルシウムが高濃度（～5mass%）に分散した透明な液体を有している。この分散液には、自発的な三次元構造の形成によるゲル化が観察される（図1参照）。さらに、ゲル中のナノ粒子は凝集過程を経てサブミクロンの構造体を形成する。しかし、これらの特異な現象についてはその発現機構の理解が十分ではない。そこで本共同研究では、得られた炭酸カルシウム粒子の細孔分布測定、SEM、TEM観察から、

図 1：炭酸カルシウムナノ粒子分散液に見られこの特異現象を理解するとともに、粒子構造制御法につる特異なゲル化現象

いて検討した。

2.

研究方法
エタノールとエチレングリコールの混合溶媒と水酸化カルシウムを反応容器に入れ、温度を 20°C に調節した。二酸化炭素と窒素の混合ガスを 1 L/min の流量で吹き込み、炭酸化反応を開始した。反応完了後、3500 rpm
で 20 分間遠心分離することで固液分離した。上澄み液を所定温度で熟成させた後、再び遠心分離して、得られた沈殿物を 24 時間真空乾燥させた。なお熟成温度は 20、200°C とした。生成物の比表面積と細孔分布は、
窒素吸着量測定装置（ユアサ アイオニクス製、AUTOSORB-1-c/MK 2）で測定した。結晶形状は、SEM（JEOL
JSM-6380A）および本制度で利用した TEM により観察した。
3.

結果

(a)

図 2 に示すように、凝集構造および一次粒子の形状は、熟成温度によって明らかに異なっている。20、200°C で熟成して得られた粒子の比表面積はそれぞれ約 80、200
m2/g、細孔径（ピーク径）はそれぞれ 3、12 nm であった。

1 m 200 nm

従来から、エマルションやポリマーをテンプレートとした多孔質炭酸カルシウムの合成法が提案されてきた[1、(b)2]。しかしこれらは、原理的にテンプレート界面における炭酸カルシウムの不均一核生成を利用する方法であり、不要な均一核生成を抑えるため、どうしても溶液濃度を低くする必要があった。その結果、得られる多孔体の収量が少ない、あるいは粒子を得るまでに長時間要すると

1 m 200 nm

いう課題があった。本法は、これを解決できる可能性が

図 2：メソポーラス炭酸カルシウムの形状ある。

(a) 20°C、(b)200°C

－227－

4.

結論
メソポーラス炭酸カルシウムを得る新規合成法を提案した。本制度を利用することで多孔質炭酸カルシウ

ムの粒子構造を詳細に検討することができた。また熟成温度が多孔質炭酸カルシウムの構造に影響を及ぼしていることが分かった。

5.

参考文献

[1] D. Walsh et al., Nature, 377, 320 (1995)[2] F. W. Yan et al., Cryst. Eng. Comm, 14, 1554 (2012)（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－228－

晶析による微粒子生成プロセスにおける微結晶の構造制御と特性評価
富山大学大学院

理工学研究部
山本

１．緒

辰美

言

晶析操作は医薬品や化成品の製造工程における重要な分離精製法のひとつであり、結晶の多形や粒径の制御は重要な要素技術になっている。特に医薬品製造分野では、通常冷却晶析を用いるが、生成される結晶形
は、薬本来の薬効や結晶粉体のハンドリング特性に大きく影響を及ぼす。例えば、水溶液からの晶析で得られるアスパラギン酸結晶は通常板状結晶であるが、一般に板状結晶は柱状結晶に比べ固液分離した際に結晶に付着残留する母液量が多いため、結晶への不純物の取り込みが多く、高純度の結晶を得ることができない
ので、晶析時の結晶形としては板状結晶よりも柱状結晶が望まれている。一方、アスパラギン酸のβ形結晶は柱状晶であるが、β形結晶は通常のα形に比べて低温域の溶解度が高く不安定であるため、α形のままで柱状の結晶を得る方法が望ましい。昨年度は、L-アスパラギン酸の冷却晶析において超音波を照射すること
により結晶の形状が変化し、照射条件を適切にコントロールすれば棒状結晶が得られることを実験的に示した 1)。今年度は、特に照射時間の影響について検討した。
2.

実験方法
L-アスパラギン酸(関東化学、特級試薬)の粉末を 293K における飽和濃度の 2 倍の濃度となるように蒸留水に加え、333K で 2 時間マグネチックスターラー(540rpm)を用いて撹拌し完全に溶解させた後、3.5K / min の冷却速度で 298K まで冷却した。その後、溶液を 293K に保ちつつ 20kHz 超音波を所定時間（1, 5, 10, 15min）照射した。超音波発生装置(BRANSON SONIFIER model450D)と振動子(先端部直径 3mm)を用い、浸漬深さ5mm で超音波を照射した。超音波照射出力は 3 段階に変えたが、K 型熱電対を用いた熱量法 2) で測定した
各出力は 13、46、67 W/cm2 であった。照射後一定時間恒温槽中に放置してから採取した結晶懸濁液の顕微鏡写真から、L-アスパラギン酸結晶の長短比と平均粒径の度数分布を求めた。更に照射 24 時間後の結晶懸濁液を濾過して得られた結晶粉末をデシケーター中で乾燥後、X 線回折(XRD)パターンも測定した。
３．実験結果および考察

Figure 1 に生成された結晶の光学顕微鏡写真例を示す。無照射の場合には板状晶が多く見られたが、僅か1分間でも超音波を照射すると柱状晶の割合が非常に多くなった1)。Figure 2 に長短2軸平均径と(短軸／長軸)比の累積頻度分布例を示す。照射時間を長くすると平均径は小さくなるが、長短比は大きくなり柱状晶の割合が減った。また、照射24時間に採取した結晶のＸ線回折パターンを Figure 3に示すが、どの照射時間でもα形結晶が得られていることはわかった。更にｂｃ面の乱れを反映している (200)面の回折線が相対的に強いことから双晶が形成されていると推測された。光学顕微鏡で観察された柱状晶
も、板状結晶が双晶を形成している可能性が高く、Figure 4 に示すように SEM 観察でも薄い板状晶が積み重なって柱状になったような画像が得られており、それを裏付けているものと考えられる3)。
４．結言

L-アスパラギン酸の単純な冷却晶析では板状α形結晶ができるが、今年度は特に照射時間の影響について検討し、超音波照射によって結晶の形状が時間と共に変化し、固液分離工程において板状結晶に比べ結晶への不純物の取り込みが少ないと考えられる柱状α形結晶が得られることが確認された。

－229－

(b) 46W/cm2US-irradiation(a) Non-irradiation

Fig.1 Microphotographs of L-aspartic acid crystal at 24hr after US irradiation for one minute
100

Cumulative frequency [%]Cumulative frequency [%]

100
80
60
40
20
0

0

46W/cm2
15min
10min
5min
1min
non-irr.
100
200
300
(breadth + lenth) /2 [μm ]

400

80

46W/cm2

60

15min
10min
5min
1min
non-irr.

40
20
0

0

0.5
breadth / length [-]1.0

Fig. 2 Effects of US irradiation on the size and shape of L- asparaginic acid crystal.

Fig. 3 XRD patterns of L-asparaginic acidcrystal on 46W/cm2 US irradiation.

Fig. 4 SEM image of a rod type crystal of Lasparaginic acid after US irradiation.

［参考文献］
1) 山本ら，分離技術会年会要旨集，S5-2 (2012)
2) Koda, S. et al., Ultrasonic Sonochemistry, 10 (2003), 149-156
3) 山本ら，粉体工学会第49会夏期シンポジウム（2013年7月）にて口頭発表予定（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）－230－

ナノセラミックス粒子スラリーを用いた
コールドスプレー成膜の可能性評価
東北大学大学院工学研究科
小川和洋
大阪大学接合科学研究所
桐原聡秀
1. はじめにコールドスプレー(CS)法は，数十 μm オーダーの金属粒子を固相状態のまま高圧ガス流によって音速前後まで加速させ，基材に衝突させ，皮膜を形成する技術である．CS 法の利点としては，従来の溶射や溶接と比較し，成膜時における酸化や相変化といった熱的影響が少ないことや，短時間の簡易な操作による施工が可能である 1)点が挙げられる．
近年，CS 法による成膜は，金属粒子のみならず，一部のセラミックス粒子の成膜も可能になってきている2)-3)．これらは，金属粒子との混合により金属粒子がボンド材料として作用し成膜可能になるものや，活性な数十 nm の粒子を凝集させ 2 次粒子径を数十ミクロンにした粉末材料が用いられている．活性なナノ粉末を
ナノサイズのままで直接供給し，噴射可能であれば成膜の可能性が高くなるものの，ナノ粒子は送給時にノズル内で付着しノズルを閉塞させてしまう等の問題を有する．そのため，ナノ粒子を凝集させた数十ミクロンの粒子の使用が望ましいが，製造が困難という問題がある．そこで，本研究においては，活性なナノセラ
ミックス粒子をスラリー状にし，コールドスプレーにおけるガス粒に供給し，成膜する技術の確立を目指す．
2. 実験
スラリー化する粉末は，結晶粒径数十 nm の SiC を選定した．アクリル系の液体高分子へ体積割合 50%でSiC を分散し，自転公転式の遠心撹拌脱法装置を用いて 15 分間混合することでチクソ性を有するスラリー素材を調合した．
調合したスラリーを用い，図 1 に示すコールドスプレー装置を用い，成膜を試みた．スラリーはノズル先端に T 字型の経路を設け，ガス粒に直角方向からガス圧により，押し出した．この際，チクソ性スラリーの供給量を制御するため，スラリー側へ送るガス圧をコントロールした．

図 1 コールドスプレー装置模式図－231－

3. 実験結果
上記のコールドスプレー装置およびチクソ性スラリーを用い，鋼製基材上への成膜を試みた．その結果，スラリー状ナノセラミックス粒子の供給には成功したが，スプレー条件を変化させても現時点では成膜に至っていない．
4. 今後の展望
今回の実験においては，コールドスプレー法を用いてスラリー状ナノセラミックス粒子を供給可能かどうか，さらには成膜可能かどうかを検討した．供給に関しては，ガス圧を変化させることで供給量の制御が可能であることはわかった．しかし，成膜に関しては，現時点では液体高分子が成膜の障害となり，皮膜になるに至っていない．今後，ガス温度を制御し，液体高分子を飛ばしながら，ナノセラミックス粒子のみが成膜するようスプレー条件を検討していく．また，今回用いた SiC は顕著に硬度の高い材料である．次回は酸化物系のセラミックス粒子を用い，その可能性を検討していく．

参考文献
1) 榊和彦, コールドスプレーの概要と研究・開発の動向, 溶接学会誌, 75(2006), pp.632-638.
2) M. Yamada, H. Isago, H. Nakano and M. Fukumoto, Cold Spraying of TiO2 Photocatalyst Coatingwith Nitrogen Process Gas, Journal of Thermal Spray Technology, 19 (6), (2010), pp.1218-1223.
3) H. Y. Lee, S. H. Jung, S. Y. Lee, Y. H. You and K. H. Ko, Correlation between Al2O3 Particles andInterface of Al-Al2O3 Coatings by Cold Spray, Applied Surface Science, 252 (5), (2005), pp.1891-1898.

（ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）－232－

溶射皮膜による生物付着制御に関する研究鈴鹿工業高等専門学校
兼松

材料工学科

秀行,

大阪大学接合研究所
桐原

聡秀

１．目的
冷却水は家庭や商用施設、工場など至る所で用いられている。しかし、細菌が材料表面に付着することにより管内壁にバイオフィルムが形成すると熱交換の効率が低下したり腐食劣化が起こったりする。材料表面を改質することによりバイオフィルム形成を制御することができるといわれている。鉄鋼材料に各種金属の溶射を施し、鈴鹿高専にて開発したバイオフィルム加速形成装置を用いて、バイオフィルム制御の可能性を検討した。

２．実験方法
試験片は溶射されていない鉄鋼材料（SS400）の試験片を＃１としステンレス皮膜を溶射法で作製した試験片を 2 つ（封孔処理したものを＃２と未処理のものを＃３）の３つを用意した。Table1 にその詳細を示す。バイオフィルム形成を行なうため Figi.2 のような下部にタンク、上部にカラムを配置し塩ビ管で接続をした浄水循環系の装置を作製した。タンク容量は２０L、電磁ポンプにより水槽から浄水をくみ上げ試料を装填したカラムに浄水を流し中間板に浄水を当ててから水槽に戻すというサイクルを
約１週間行なった。実験終了後試験片を取り出し光学顕微鏡による３D 解析を行ない、低真空 SEM で
倍率 1000 倍、各試験片の 2 箇所のバイオフィルムの形成状況と元素分析を行った。
３．結果と考察
光学顕微鏡に備わった 3D 解析によって表面の観察及び解析をした結果を示す。この Fig.3、Fig.4 はSS400 未処理のものである。３D 解析を行うと通常の金属材料上でバイオフィルムの特徴的なパターンを観察することが、高倍率で可能となる。ところが、問題点は凹凸の非常に激しい試料については難し
く、また定量的な解析が困難であるという点である。Fig.3 の浸漬前の結果に比べると、確かに浸漬後はバイオフィルムが若干多く認められた(Fig.４)。こうしたバイオフィルム特有の 3D 解析像は溶射していない試料#1 のみに認められたが、それ以外の溶射していない試料については解析不可能であった。なぜならば、溶射表面の凹凸の方がバイオフィルムの凹凸よりも顕著なために、この方法での観察が困難であったからである。そこで SEM-EDX を使って観察を行った。通常の高真空の SEM ではバイオフィ
ルムが水を多量に含むために、観察は困難であるが、この場合に使った低真空の SEM では、バイオフ
ィルムの観察が可能となった。ステンレス溶射した試料の浸漬後の SEM 像を Fig.5 と Fig.6 に示す。
Fig.5 は封孔処理を施さなかった溶射材で、腐食がよく起こった試料である。この場合バイオフィルムと腐食生成物が混在しており、その両者を分離することはこの方法によっては難しかった。Fig.6 は封孔処理を施したステンレス溶射した試料である。この場合は、腐食が著しく押さえられていることがわかる。
４．結言
通常著者らが行ってきた光学顕微鏡観察による 3D 解析の場合、腐食面とバイオフィルム面の区別が比較的容易であったが、溶射試料については、この手法が使えなかったために、結果的に腐食面のみの評価となった。しかしながら、バイオフィルムが形成されるとその凹凸のあるプロフィールのために、酸
素濃淡電池が形成されて腐食が起こると言われている。そのため、腐食面がみられたことはバイオフィ－233－

ルム形成を間接的に示唆していると言える。

Table 1 実験に用いた試料
Substrate

Coatingfilm

Spray coating

sealing＃１：SS400

non

non

non

＃２：SS400

SUS316L

PL

Si-X＃３：SS400

SUS316L

PL

Si-X

PL: プラズマ溶射法
Fig.2 バイオフィルム加速形成装置図．

Fig.3 浸漬前の SS400 の光顕 3D 解析像

Fig.4 浸漬後の SS400 の光顕 3D 解析像

Fig.5 封孔処理をしていないステンレ

Fig.6 封孔処理をしたステンレス溶射

ス溶射した試料の SEM 像

した試料の SEM 像（共同研究分野：ナノマイクロ構造制御プロセス学分野）－234－

海洋微生物の付着防止を目的としたコンクリート表面への金属被覆
鈴鹿工業高等専門学校
黒田 大介, 兼松 秀行
大阪大学接合研究所
桐原 聡秀
1.目的
セメントと骨材からなるコンクリートはそれら材料と空隙を含んだ複合材料といえる。例えば、多くの酸化物を構成元素とするポルトランドセメント(23.1%SiO2 -5.0%Al2O3 -3.0%Fe2O3-63.8%CaO-1.6%MgO-2.0%SO3-0.4%
NaO-0.5%K2O)は水と混練することにより空隙を含むゲル構造を発達させながら硬化して最終的にセメントとなる。コンクリートは種々の構造物の素材として主に使用されており、港湾では海洋構造物や消波ブロックの素材として使用されている。
海洋環境に材料を浸漬した場合には、どのような材料でも浸漬初期には小型の微生物の付着（ミクロ付着）が生じる。この小型の微生物が増殖することにより形成された粘着性のコロニーをバイオフィルムと呼ぶ。このバイオフィルムが発達してやがてより大型の生物（フジツボ、蠣などの汚損生物）が付着（マクロ付着）する。ミクロ付
着とマクロ付着は密接に関係していると考えられており、材料へのミクロ付着を制御することによりマクロ付着を制御できると考えられる。前述したようにコンクリートは空隙を含む構造体であることから、金属などの平滑な表面を有する材料よりも微生物付着に敏感であると考えられる。
コンクリートを漁礁として使用する場合には微生物を短期間で付着させることが重要となるが、取水設備に使用する場合には微生物付着を抑制する必要がある。
本研究では、コンクリートへの微生物付着制御の可能性を検討するために、種々の金属材料をコンクリート表面に溶射によって被覆し、伊勢湾岸の海洋環境中での微生物付着挙動を調査した。
2.研究方法一般的に使用されているコンクリートを実験に使用した。
コンクリートはモルタルを混錬することにより作製し、質量比でセメント：標準砂：水セメント＝1：3：0.5 とした。JISR5201 に準拠した混錬機を使用して機械練りにより練り混ぜし、テーブルバイブレータにて型詰めした。また、20±2 度での水中養生を行い、材齢 28 日後に切断して Fig. 1 に示す形状に整えた。これらコンクリート片に Ti、Fe-Cr、Sn、Ni-Cr(50:50)、Ni-Cr(80:20)、Cu、
Zn、Fe のそれぞれの金属材料を溶射により表面に被覆して海洋浸漬試験に供した。表面への金属材料被覆の効果を検証するために、前述のそれぞれの金属材料を被覆していない試料および Cu, Ni のそれぞれをコンクリートと一緒に混練した試料についても海洋浸漬試験を実施した。これら 11 種類の試料をポリマー製のメッシュ状ホルダ
ーに入れ、伊勢湾岸に位置するマリーナ河芸（三重県津市千里 854-3）に設置されている浮き桟橋(Fig. 2)に海面からの深さが 2 m 一定となるように吊り下げた。なお、浸漬試験の期間は 1 週間とした。試料を海水から引き揚げた後に光学顕微鏡、X 線回折装置、蛍光 X 線分析装置などを用いて微生物の付着形態を評価した。

Fig. 1 コンクリート試料の形状

Fig. 2 浸漬試験に使用した浮き桟橋

－235－

3.結果
1 週間の海洋浸漬試験を実施した試料の表面を光学顕微鏡を用いて観察した結果、フジツボ、貝類、甲殻類の幼虫など種々の生物の付着が認められた。
金属材料の溶射被覆や金属材料の混錬を行っていないコンクリート試料の表面上で観察された甲殻類の幼虫とフジツボを Fig. 3 および Fig. 4 にそれぞれ示す。また、これらのマクロ生物
付着を目視により確認した結果を Table1 に示す。

Fig. 3 未処理のコンクリート試料上で観察

Fig. 4 未処理のコンクリート試料上で観察された甲殻類の幼虫されたフジツボTable 1 海洋浸漬試験後のそれぞれの試料表面への生物付着の有無
処理方法
生物付着有無

Ti

Fe-Cr

Sn

50Ni-50Cr

80Ni-20Cr

Cu

Zn

Fe

Ni

Cu

(溶射)

(溶射)

(溶射)

(溶射)

(溶射)

(溶射)

(溶射)

(溶射)

(混錬)

(混錬)

○

×

○

○

○

○

×

×

○

○

Table 1 に示すように、生物の付着状況によって試料を 3 つのグループに区分することが出来た。生物付着がほとんど認められなかったコンクリート試料は Fe-Cr、Fe、Zn をそれぞれ溶射被覆した試料であった。しかしながら、Fe あるいは Fe-Cr を溶射被覆した試料については Fig. 5 に示すように被覆した Fe が著しく酸化しているため、生物付着の状況が正しく評価できていない可能性が高い。これは、マクロ生物付着の前段階としてミクロ生物
付着（バイオフィルム形成）が Fe イオンの存在によって促進されるためであると考えられる。

Fig. 5 Fe 溶射試料の表面（浸漬試験後）

Fig. 6 Zn 溶射試料の表面（浸漬試験後）

一方、Zn を溶射被覆した試料では Fig. 6 に示すように生物付着は認められなかった。これは、Zn は Fe よりも卑な金属材料であるため Zn が優先的に腐食することでコンクリート中に含まれる Fe の溶出が少なくなったと考えられる。これら以外の金属材料を被覆した試料については適度にコンクリートから Fe が溶出するため生物が付着したと考えられる。これらの結果は、蛍光 X 線分析装置で定量した試料表面の Fe 含有量の結果と良い一致を示した。溶射金属の種類を変化させることによりコンクリート表面上への生物付着性を制御できることがわかった。
（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）－236－

ガラス基板への金属膜溶射とバイオフィルム抑制について
鈴鹿工業高等専門学校
幸後

材料工学科

健，兼松

秀行

大阪大学接合研究所
桐原

聡秀

１．目的
バイオフィルムとは微生物細菌から作り出される多糖類膜であり、様々な病原の温床となることや材料への腐食を早める要因とされ、近年では種々の汚れ蓄積の原因になることも示唆されている。抗菌材料に関する研究は数多く研究されているが、一方で抗バイオフィルムについての報告例は少ない。我々は幾つかの金属材料についての抗バイオフィルム特性に議論してきたが、金属材料の形状や成膜手法などについての議論は未だ十分ではなかった。本研究では、抗バイオフィルム特性を示す銅について、溶射法を用いた試料を作製し、板状の銅と抗バイオフィルム特性について比較を実施した。
２．実験方法銅粉末（日本アトマイズ加工株式会社，5μｍ，99.9％）をエチルセルロース含有樹脂と体積比 1:1で混合し溶射用塗布ペーストを調製した。このペーストを Ar-He プラズマ溶射を用いてガラス基板（旭硝子株式会社）に塗布した。塗布条件として、照射ノズル－ガラス基板の照射距離を 20 cm～50 cm とした。作製した銅塗布ガラス基板は Fig.1 に示すバイオフィルム加速形成装置のカラム内に設置した。
３．結果と考察
溶射法によって形成した試料の XRD パターンを Fig.2 に示す。結果より、溶射の距離による銅試料の結晶相の変化は見られず高純度の銅であることがわかる。また、照射ノズル－ガラス基板の照射距離
20 cm にて形成した銅粒子の SEM 写真を Fig.3 に示す。写真より、出発原料とほぼ同等の大きさの銅粒子と共に 10μｍ程度の銅粒子も確認されたが、それ以上の大きさの粒子は確認できなかった。これらの結果は溶射による試料の酸化や窒化などの反応、及び造粒などの過程が殆どなく溶射前の試料の状態
でガラス基板上に形成できたことを表している。さらに、得られた試料についてバイオフィルム加速形成装置に 1 週間浸漬した後に、ビデオマイクロスコープによる焦点深度測定で形成したバイオフィルム
について評価した。Fig.4 は銅板，溶射未処理ガラス，銅粉末溶射後のガラス試料のバイオフィルム加速形成試験後の写真である。写真より、溶射した試料は数十μｍ～程度の厚い層と数μm 以下の薄い層から形成されていることがわかる。バイオフィルムはさらに試料中に形成されたボイドの中にしか形成されておらず、溶射で形成された銅層にはバイオフィルム形成が確認されなかった。これに対して銅板の方では同じ銅でありながらバイオフィルム形成が試料上に観察されている。これは、溶射した試料が銅板に比べて多孔質であるために、水中での銅イオンの溶出が促進され抗バイオフィルム性が増加したためと考えられる。
４．結論
溶射により形成した銅膜の抗バイオフィルム特性について評価した。溶射法により多孔質な膜が形成されたことで比表面積が増加し、板状の試料よりもイオン溶解性の高い膜が形成されたと考えられる。
抗バイオフィルム特性には試料膜の形状も重要であることが示され、溶射法によって従来抗バイオフィ
ルム特性が弱かった材料についてより機能性が増すことが期待される。

－237－

学会発表
"Unti-Biofouling of Metal On Glass Substrate Deposited by Thermal Spray",T.Kougo, H.Kanematsu,
S.Tasaki, S.Kirihara, International Thermal Spray Conference and Exposition (ITSC) 2013, May 13,
2013.

Fig.1 バイオフィルム加速形成装置図．

Fig.2 溶射した銅粉末試料の XRD パターン．

Fig.3 溶射した銅粉末試料のＳＥＭ写真．

Fig.4 バイオフィルム加速形成試験後の各試料のバイオフィルム観察結果．
（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）－238－

マイクロ光造形法を用いた全固体型リチウム電池の創製
首都大学東京都市環境科学研究科
棟方 裕一、金村 聖志
大阪大学接合科学研究所
桐原 聡秀
1. 目的
リチウム二次電池の用途拡大に伴い、電池の安全性やエネルギー密度、出力密度のさらなる向上が求められている。
これまでに安全性の改善へ向けた様々な対策が施されているが、現在のリチウム二次電池は、電解液に有機溶媒を使用しているため、根本的に可燃性である。したがって、安全性の問題を解決するためには、電池を不燃性の部材で構成することが求められる。このような観点から、セラミック電解質を用いた全固体リチウム二次電池が注目されている。セラミック電解質を用いると、これまで電池系で問題視されてきた電解液の漏れや電池の発火がないため、電池の安全性が大きく向上する。また、100 °C 以上の高温でも運用できるなど、これまで限定されていた電池の用途が大きく広がると期待される。しかしながら、電解質にセラミック材料を適用すると、電解質と電極活物質との接触が困難になり、電池反応の起点となる電解質/電極活物質界面の形成が不十分となる。したがって、実用レベルの全固体リチウム二次電池を実現するためには、電解質と電極活物質の界面を増やす工夫が必要となる。
我々は、セラミック電解質を用いてマイクロサイズの孔が交互に規則的に配列したハニカム構造体を形成し、各面に存在する孔へ正極活物質と負極活物質がそれぞれ充填された全固体リチウム二次電池について検討を進めてきた。このような構造をとることで、単位体積当たりの電解質/電極活物質界面が増加され、電池の内部抵抗が大幅に低減されることをこれまでに明らかにしてきた。電解質/電極活物質界面をさらに増加させるためには、より小さな孔を形成すればよ
いが、従来の鋳型法ではその成形が困難であった。そこで本研究では、マイクロ光造形法の適用を検討した。本造形法
により、より微細な孔が規則的に形成されたセラミック固体電解質シートの作製を試みた。また、試作したセラミック
固体電解質シートに電極活物質を充填し、全固体電池としての特性を評価した。
2. 実験手法
ジルコニア系セラミックス電解質の一種である Li7La3Zr2O12 (LLZ)を合成し、その構造化を図った。LiOH、La(OH)3、ZrO2 を Li : La : Zr = 7.7 : 3 : 2 となる比率で乳鉢混合し、900 °C で 6 h 煆焼した。
煆焼粉末に-Al2O3 を 0.125 mol%（vs. LLZ）
添加し、フリッチュ社製遊星型ボールミル P-6 を用いて、500 rpm で 12 h、粉砕・混合した。得られた粉末と光硬化性樹脂を混合（粉末 : 樹脂 = 1：3 in vol.）してスラリーを調製し、ディーメック社製光造形装置 Acculas SI-2000 により、LLZ
構造体の前駆体を造形した。この造形体を 600 °C で 1 h 脱脂した後、1000 °C で 12 h 熱処理し、焼結された LLZ の構造体を得た。LLZ 構造体の孔に LiCoO2（LCO）ゾルおよびゾルから調製した LCO 粉末を導入し、800 °C で 1 h 焼成してLCO/LLZ 複合体とした。作製した LCO 電極正極上へ Au を蒸着して集電性を高め、対極に Li 金属を配置してフルセルとし、電気化学測定を行なった。
3. 実験結果および考察
Fig. 1 に-Al2O3 を添加して作製した LLZ 構造体、および本構造体へ LCO の前駆体ゾルと LCO の粉体を充填して作製した LCO/LLZ 複合体の走査型電子顕微鏡像を示す。光造形法を用いることで寸法精度に優れた LLZ 構造体を得ることに成功した。しかし、その微細構造は比較的多孔質であり、構造体が数 µm 以上の大きな粒子から構成されていることが明らかとなった。光造形のために合成した LLZ 粒子は 1 µm 以下であるため、光硬化性樹脂と混合した際、あるいは
光造形の過程で LLZ 粒子が凝集したものと推察される。緻密性を向上し、リチウムイオン伝導性に優れた LLZ 構造体を実現するためには、より微細な LLZ 粒子を用いること、あるいは凝集を防ぐための光造形プロセスの検討が必要なことが明らかとなった。得られた LLZ 構造体へ LCO の前駆体ゾルと LCO の粉体を充填した場合、一部の孔において前駆体ゾルが反対面へ透過する問題が生じた。これは LLZ 構造体が多孔質なためである。ゾルの透過は正極-負極間に電子伝導パスを形成する可能性があり、極力抑えることが求められる。この観点からも LLZ 構造体の緻密性は重要である。
Fig. 2 に作した LCO/LLZ 複合体の XRD 測定結果を示す。複合体中の LLZ は、立方晶のガーネット型酸化物として同定された。また、LCO についても不純物の生成は認められず、両者の間で反応が起こっていないことが確認された。
Fig. 3 に LCO/LLZ 複合体へ Li 金属負極を適用して作製した全固体電池の充放電特性を示す。ここでは正極と負極の短絡を防ぐため、Li 金属負極と LLZ 構造体の間にポリマー電解質の薄膜を配置した。2.5 µA cm-2 の電流密度で充放電を－239－行った結果、容量密度として 13 µA h cm-2 が得られた。容量密度は小さいものの、充放電を繰り返すことが可能であった。
4. 結論
光造形法を用いてセラミック電解質の構造化を図り、全固体電池を試作した。造形した LLZ 構造体の緻密性が十分でないため、電池の作製が困難となり、容量密度も小さなものであったが、電池としての動作が確認された。今後の課題
は、LLZ 構造体の緻密性の向上であり、光造形に用いる LLZ の微粒子化だけでなく、光硬化性樹脂に対する分散性の確保が必要といえる。今後、それらの検討を進めると共に、全固体電池の出力密度を向上するための電極活物質－固体電解質界面の設計を進める。

Fig. 1 -Al2O3 を添加して作製した LLZ 構造体 (左)とその孔へ LCO ゾル/粒子混合体を充填して作製した LCO/LLZ
複合体(左)の走査型電子顕微鏡像.

Fig. 2 作製した LCO/LLZ 複合体の XRD パターン.

Fig. 3 LCO/LLZ 複合体へ Li 金属負極を適用して試作した全固体電池の充放電特性(但し、LLZ と Li 金属負極間へ短絡防止のためにポリマー電解質薄膜を配置したもの). 電流密度を 2.5 µA cm-2 とし、充放電を行った.

(共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野)－240－

マイクロ溶接による高温用金属基複合材料および傾斜機能材料の作製～高融点複合炭化物・窒化物セラミックス構造体の作製～
中央大学理工学部
小林 亮太
大阪大学接合科学研究所
桐原 聡秀
1. 目的
複合非酸化物セラミックスは複数の非酸化物を組み合わせた材料であり、新規な構造材料・機能性材料として注目されてきている。特に、複合炭化物には優れた機械的特性、耐熱性、耐食性などに加えて、特異な電気的特性や磁気的特性を示すものがあり、超伝導材料や熱電変換材料などとして研究がすすめられているものがある。
本研究では、昨年度に引き続き Mo と Re の複合炭化物である Mo7Re13C を扱い、その超伝導特性に注目した。この化合物は-Mn 構造を有し、8 K で超伝導転移を示すことが報告されている[1][2]。我々は、既往の研究で利用されていたアーク溶融法ではなく、より一般的なプロセスである焼結法による合成を試みてきた。
その結果、炭化タングステン（WC）製のボール・ポットを用いて 96 h の遊星ボールミル粉砕を行い、これを 1750℃で常圧焼結させることでほぼ単一相の試料を作製し、その試料が 6.1 K で超伝導となることを確認した[3]。一方で、ポット・ボールをクロム鋼製のものに変えると超伝導特性は消失することも確認された。
元素分析および XRD 測定の結果、大量の Fe がポットから試料中に混入し、さらに Mo7Re13C の結晶格子内に固溶していることが明らかとなった。本研究では、Mo7Re13C の合成時に意図的に Fe を添加した試料を新たに合成し、超伝導特性への影響を調査することを目的とした。
2. 研究方法
原料粉末として Mo および Re（（株）レアメタリック、99.99%）、C（（株）レアメタリック、99.95%、Fe（レアメタリック、99.9%））を用いた。これらを Mo : Re : C :Fe = 7 : 13 : 1 : 0.5 になるように秤量し、炭化タ
ングステン製のポット（12 ml）とボール（φ10 mm）を用い、96 h の遊星ボールミル混合を行った。得られた粉末をφ12 mm のペレット状に成形し、カーボン炉を用いてアルゴン雰囲気下 1750℃ 2 h の条件で焼結を行った。得られたペレットについて、粉末 X 線回折（XRD）による構成相の同定、超伝導量子干渉計（SQUID）
による磁化率測定をそれぞれ行った。
3. 結果得られた試料は鈍い金属光沢を示す灰黒色のペレットであったが、ペレットの一部が融解して変形していた。これは、Mo や Re より融点が低い Fe が添加されているためであると考えられる。従来の Mo7Re13C 試料と今回の Mo7Re13CFe0.5 試料の XRD パターンを比較したところ、いずれも-Mn 構造の Mo7Re13C で構成されていたが、回折ピークの位置は今回の試料の方が低角度側にシフトしていた。これは Fe の原子半径のが Moや Re より小さく、結晶格子のサイズが小さくなったためであると考えられる。今回作製した Mo7Re13CFe0.5
試料の超伝導転移温度は 3.1 K であり、Fe を添加していない Mo7Re13C 試料よりも低くなっていた。この理由として、Fe が持つ磁性が Mo7Re13C のクーパー対を破壊したことが考えられる。
4. 結論
遊星ボールミルを用いて Mo、Re、C、Fe の原料粉末を微細に混合し、原料の融点以下の温度である 1750℃－241－

で 2 h 焼結することで、Fe が少量固溶した Mo7Re13CFe0.5 の合成を試みた。作製された試料は Mo7Re13C と同様に-Mn 構造であった。一方、超伝導転移温度は Fe の添加により低下していた。この理由として、Fe の磁性が超伝導性を破壊したことが考えられた。今後は、Fe の量をさらに変化させて試料の合成と評価を行っていく予定である。
5. 参考文献[1] K. Kawashima, A. Kawano, T. Muraoka, J. Akimitsu, Physica B , .378-380 , 1118–1119 (2006).
[2] K. Kawashima, T. Muranaka, J. Akimitsu, Sci. & Tech. Adv. Mater., 7, 9–11 (2006).
[3] 大西貴文 他, 日本セラミックス協会 2011 年年会予稿集, 1H18 (2011).
（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）－242－

海洋環境での耐久性向上を目指した新規溶射プロセスの確立
琉球大学工学部
中野 敦
大阪大学接合科学研究所
桐原 聡秀

1．目的
金属溶射は耐食性皮膜として優れた特性を示し多くの大型鋼構造物に適用されているが，その耐久性や腐食量の経年変化について十分に調査確認した例は少ない．また、海洋環境における施工事例は少なく，海洋環境における防食法としての溶射方法が広く普及していないのが現状である．申請者は、Zn-Al系溶射鋼の防錆性能について，大気暴露試験や加速腐食試験および電気化学的手法を用いて評価を行ってきた．しかしながら，金属溶射鋼は耐久性が良好であるため試験結果が明確でない場合が多く，さらに長期的かつ継続的な調査を要する．このため，より短い時間で実環境に近い結果と成りうる評価法が必要となる．
本研究では，金属やセラミックスのナノ粒子を用いた新しい溶射プロセスを活用し、はじめに緻密な溶射被覆材料を作製する．その作製した溶射皮膜について，被覆層の特性や海洋環境を想定した腐食のメカニズ
ムについて明らかにする．また，短期間で実環境に近い結果となる腐食評価方法について検討し，新規溶射プロセスの一部を構築することを目的としている．

2．研究方法図1にプラズマ溶射装置を示す．新規プラズマ溶射装置の操作方法と微粒子スラリー作製方法について検討した．
2種類のアルミナ微粉末（Al2O3；平均粒径170nm/1.8µm）を使用して微粒子スラリーを作製した．表1に作製条件を示す．アルミナ微粉末を液体樹脂（アクリル系高分子）に各条件のVol％で混合して，自転公転式攪拌装置にてスラリー化した．微粒子スラリーをスラリー供給用シリンジに注入し，シリンジの動作ガスとキャリアガスを制御してプラズマ溶射ガンへスプレーする．溶射する基板には冷延鋼板SPCC-SB（50×50mm）を使用した．

図 1 プラズマ溶射装置

表1 微粒子スラリー作製条件
微粉末
Al2O3

平均粒径

混合時間（min）

Vol%

170nm

20

37

1.8µm

30

70

－243－

3．結果
2種類のアルミナ微粉末（Al2O3；平均粒径170nm/1.8µm）を使用して微粒子スラリーを作製した．ナノ粒子
スラリー（平均粒径170nm，37Vol％）は，微粒子スラリー（平均粒径1.8µm，70Vol％）に比べて粘性が小さ
かった．これはアルミナ微粉末と液体樹脂の体積比に起因している．これらのスラリーをシリンジにそれぞれ注入し，新規プラズマ溶射装置を用いてSPCC-SB基板に溶射した．図2に溶射した試験片を示す．ナノ粒子
スラリー(a)は，スプレーノズルからミスト化して噴射されるものの溶射ガンとスプレーノズルとの距離が離れていたために，ナノ粒子スラリーは完全に溶解せず粒状のアルミナ（白色）が基板上に飛散した．微粒子スラリー(b)は，粘性が大きいためにスプレーノズルから噴射することができずに，基板上には溶射されていない．

(a) Al2O3；170nm(b) Al2O3；1.8µm

図2 鋼板上に溶射した被覆層

4．まとめ
今後は粒径の異なる様々なアルミナ微粒子を選定して，スプレーノズルから均一にミスト化するような微粉末と液体樹脂の体積比や混合時間の最適条件について調査して微粒子スラリーを作製する．また，Zn微粒子粉末を用いた微粒子スラリーについても検討する．これらの微粒子スラリーから新規プラズマ溶射技術により緻密な溶射皮膜を作製し，既存の溶射皮膜と電気化学的観点から比較検討する．

5．参考文献1）Soshu Kirihara：WELDING TECHNOLOGZY．59（2011）90-95（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）－244－෭㛫ᅽᘏࡋࡓ⣧ࢳࢱࣥᯈ࡟࠾ࡅࡿ㟁Ẽ᢬ᢠ⋡ࡢ᪉఩౫Ꮡᛶ
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－245－

RAJU-VE2 (Invited Lecture)

Effect of ALPS consisting of BWINGs on Mechanical Properties in Steels
Kiyomichi NAKAI, Tatsuaki SAKAMOTO and Sengo KOBAYASHI
Department of Materials Science and Biotechnology, Graduate School of Science and Engineering,
Ehime University, 3 Bunkyo-cho, Matsuyama, Ehime, 790-8577, Japan
KEY WORDS: (BWING), (small-angle dislocation network), (ALPS), (strength), (toughness)
1. Introduction
BWING (bainite lath nucleated within austenite grain)
is well known to enhance strength and toughness in bainitic
steels [1], and is applied to the strengthening andtoughening of welded metal. It has been reported that
BWING nucleates at inclusions, such as oxides, nitrides
and sulfides [2,3]. Such inclusions are utilized forenhancement of nucleation of BWING. On the other hand,inclusions tend to induce reduction of toughness due tocrack initiation from the inclusions. Our group has clarified
that SADN (small angle dislocation network) acts asalternative nucleation site for BWING [2].
BWINGs are formed through sympathetic nucleation
at a previously formed BWING [4]. Such BWINGs
adjacent to each other have slip systems with goodparallelism, because the sympathetic nucleation of BWING
occurs so as to accommodate transformation strain aroundpreviously formed BWING. BWINGs with goodparallelism forms ALPS (aggregate of bainite laths withnearly parallel slip systems)[2]. It is noted from ourresearches that ALPS is important for toughness in steels.
In the present study, a thermo-mechanical treatment isperformed to introduce SADN into austenite. Effects of
BWING and ALPS on mechanical properties areinvestigated.
2. Experimental Procedure
Chemical compositions of steel used in the present
study is listed in Table 1. Steel was heat-treated as shown in
Fig. 1. Cold-rolling by 20% was performed before
austenitization at 1400°C for 300s. Steels was kept at
500°C for 5s after austenitization for bainite formation
followed by quenching into iced brine.
Microstructure was observed with an optical
microscope. Tensile test was performed at room
temperature at a strain rate of 5×10-5 s-1 with pieces of
2mm thick, 3mm wide and 19mm in gauge length.
3. Results
Figure 2 shows optical micrographs taken from thespecimen without and with cold rolling before
austenitization. Intergranular bainite is significantly formedin the specimen without cold rolling (Fig.2(a)). On the other
hand, intergranular bainite is hardly formed and large
Table 1

Chemical composition of the specimen

C

Mn

P

S

O

Fe

0.14

1.44

0.001

0.001

0.002

Bal.

Fig. 1 Schematic illustration of thermo-mechanicaltreatment.

Fig.2 Optical micrographs of the specimens (a)without cold rolling and (b) with 20% cold rolling
before austenitization.
amount of BWING is formed in steel with cold rolling (Fig.
2(b)).
Figure 3 shows stress-strain curves of steels with andwithout cold rolling. Yield stress, tensile stress and fracturestrain of steel without cold rolling are 821MPa, 1040MPa
and 3.1%, and those of steel with cold rolling are 1040MPa,
1220MPa and 8.9%. This result indicates that steel
consisting of BWING exhibits superior strength and strain.
4. Discussion
4.1 Introduction of SADN into austenite
The result of optical micrographs in Fig. 2 indicatesthat SADN as nucleation sites for BWING is introduced
into austenite (γ) by cold rolling. SADN is introduced asfollows; the initial microstructure of steel before heat
treatment consists of ferrite (α) and pearlite (p) [2]. Coldrolling introduces dislocations into ferrite and cementite.
During reverse transformation, α + p → γ, dislocation is
introduced into small and soft γ by deformation of γ to relaxtransformation strain, because surrounding ferrite andcementite are hardened. Dislocations introduced into γ reactwith each other, resulting in formation of sessile
dislocations. The sessile dislocations will form dislocation
network, that is, SADN.

－246－

RAJU-VE2 (Invited Lecture)

Fig.3 Stress-strain curve of the specimens (a)without cold rolling and (b) with 20% cold rolling
before austenitization.
4.2 Deformation process
Deformation of a bainite lath is accommodated bydeformation of neighboring lath, because slip system inneighboring lath is almost parallel with that in the bainite
lath [2]. After such accommodation of strain, the area ofinterface between the two bainite laths becomes larger thanthat before the deformation. The dislocation density at theinterface becomes lower, resulting in the suppression ofvoid formation at the interface.
During further deformation, several slip systems
would be activated due to rotation of test piece during
tensile test. Dislocations on several slip systems in ALPS
react with each other, resulting in formation of sessile
dislocations. Such reaction of dislocations induces theformation of void within ALPS (Fig.6). The void grows
through dislocation emission from the void. The growth ofvoid is hindered at the boundary between ALPSs because
dislocation motion is hindered at the boundary of ALPS
(Fig.5). The growing void in an ALPS connects withanother growing void in a neighboring ALPS, resulting in
fracture (Fig.6). It is noted that an ALPS will correspond toa dimple.
ALPS would play an important role in improving
toughness because boundary of ALPS mainly stops
dislocation motion. A large ALPS would increase

Fig.5 Schematic illustration of deformation of ALPS.
BWINGs of the same color form an ALPS.

Fig.6 Schematic illustration of deformation of
ALPS to fracture. BWINGs of the same color
form an ALPS.
toughness. As for strength, BWING have good work
hardenability because dislocation motion is modestly
hindered at the interface of neighboring BWINGs. It should
be noted that reduction of the size of BWING will increase
the work hardening ability, resulting in enhancement ofstrength.
Neighboring intergranular bainite laths have almost
same crystallographic orientation, that is, a group ofintergranular bainite is like a single crystal. A cleavage
generated within a lath propagates over the group of laths
easily. Microstructure consisting of intergranular bainite
leads to low ductility.
5. Conclusions
Effects of BWING and ALPS on mechanicalproperties in steels were investigated. In an ALPS, slip
systems of one BWING and another neighboring one is ingood parallelism, resulting in work hardening anddeformation strain accommodation during deformation.
Fine BWING and large ALPS might induce high strengthand toughness, respectively.
Acknowledgements
We gratefully acknowledge Sumitomo Metal
Industries, Ltd. for supplying the materials.
References[1] M. Hamada, S. Okaguchi, Y. Komizo, A. Yamamoto,
N. Takahashi, T. Ikeda and I. Takeuchi, Proc. of 4th Int.
Conf. on Pipeline Techonlogy, Scientific Surveys,
Beaconsfield, UK, (2004) pp.1077-1088.
[2] K. Nakai, T. Sakamoto, R. Asakura, Y. Kotani, N.
Isomura, S. Kobayashi, M. Hamada and Y. Komizo,
ISIJ International, 51 (2011) pp.274-279.
[3] J. –H. Shim, Y. W. Cho, S. H. Chung, J. –D. Shim and
D. N. Lee, Acta Mater., 47 (1999) pp.2751-2760.
[4] D. Zhang, H. Terasaki and Y. Komizo, J. Alloys andCompounds, 484 (2009) pp.929–933.
（共同研究部門：信頼性評価・予測システム学）－247－

再加熱溶接金属の微細組織に関する研究

関西大学化学生命工学部

○甲木

翔、西本

明生

大阪大学接合科学研究所

高田

充志、寺崎

秀紀、小溝

裕一

Investigation for Microstructure of Reheated Weld Metals
by KATSUKI Sho, NISHIMOTO Akio, TAKADA Atsushi,
TERASAKI Hidenori, KOMIZO

Yu-ichi,

キーワード：溶接金属，再加熱，靱性，炭素，パーライト，M-A
Keyword: Weld metal, Reheating, Toughness, Carbon, Pearlite, M-A
1.緒言
低炭素低合金鋼溶接金属において、アシキュラーフェライトは細粒、大角粒界という特徴のため、高強度・高靱性を示すと考えられている[1]。
アシキュラーフェライトは一般的に凝固ままの溶接金属に形成されるが、多層溶接など
再加熱域では形成されないこともあり、その場合には再加熱域の靱性が非再加熱域の靱性よりも低下することがある[2]。そこで、再加熱溶接金属の特性変化を検討した。
2.実験方法
試料として低炭素低合金鋼 Ti-B 系サブマージアーク溶接金属を用いた。試料を 5 ℃/s の昇温速度で 900 ℃、1050 ℃または 1400 ℃まで加熱した後、到達温度で 40 s 等温保持し、-15 ℃/s で室温まで冷却した。
高温レーザ顕微鏡を用いて熱サイクル中の/変態挙動を調査した。
熱サイクルを加えた後、シャルピー衝撃試験を行い、再加熱材の靭性を評価した。
また、組織観察は光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を用いて行った。
3.結果および考察
Fig.1 に再加熱溶接金属のシャルピー衝撃試験結200

ま (as welded) 材 と 同 程 度 の 靱 性 が 得 ら れ た が 、
1050 ℃加熱材は吸収エネルギーが低く、低靱性であった。

vE-60 ℃ / J果を示す。900 ℃および 1400 ℃加熱材では溶接ま

150

100

50
800

Fig.2 お よ び Fig.3 に そ れ ぞ れ 900 ℃ お よ び
1050 ℃まで再加熱した試料の/変態のその場観察

900

1000

1100

1200

1300

1400

1500

Peak temperature / ℃

Fig. 1. Effect of reheating temperatureon the weld metal toughness.

結果を示す。900 ℃まで再加熱した試料では冷却中
710 ℃でオーステナイト粒界から変態が始まった。生成したフェライトはオーステナイトとフェライトの界面からゆっくりと成長していくことが観察された。1050 ℃まで再加熱した試料では 660 ℃から変態を開始した。しかしながら、変態挙動は 900 ℃まで再加熱した試料とは異なっており、粒界フェライトと同時にラス状のフェライトが観察された。

－248－

Fig.4 にそれぞれの試料の光学顕微鏡による組織観察結果を示す。1400 ℃再加熱材は溶接まま材と同じく針状のアシキュラーフェライトであったが、900 ℃、1050 ℃加熱材は塊状のフェライトであった。900 ℃加熱材と 1050 ℃加熱材にはそれほど大きな違いは観察されなかった。フェライト粒径はそれぞれ 9.0 m および 7.7 m であり、低靱性である
1050 ℃まで再加熱した試料のフェライト粒径の方が高靱性である 900 ℃まで再加熱した試料の粒径よりも小さくなっていた。

Fig. 2. Snapshots of in-situ observation inwhich peak temperature is 1173 K.
Fig.5 にそれぞれの試料観察面のフェライト粒間に形成された組織の走査型電子顕微鏡による観察結果を示す。900 ℃まで再加熱した試料では多くのパーライト状の組織が観察された。一方で 1050 ℃まで再加熱した試料では M-A(Martensite-Austenite
constituent)が支配的であった。
パーライト状組織と M-A の違いは変態温度の差によって生じると考えられる。900 ℃まで再加熱した試料では 1050 ℃まで再加熱した試料に比べ変態開始温度が高いため、より容易にオーステナイ Fig. 3. Snapshots of in-situ observation inwhich peak temperature is 1323 K.
ト相に炭素が拡散することができる。また、高い炭素濃化はパーライトへの変態を可能とする。一方で 1050 ℃まで再加熱した試料では変態温度が低いため炭素濃化は限られた範囲のみであり、M-A が形成されるものと考えられる。
M-A は硬くて脆い組織として良く知られており、とりわけ靱性は M-A の形成のため低下する[3]。したがって、1050 ℃まで再加熱した試料の低靱性の原因の一つは M-A の形成であると考えられる。
参考文献[1] R. A. Ricks, P. R. Howell and P. L. Harrison, J.
Mater. Sci. 17 (1982) 732-740.

Fig. 4. The optical micrographsof each sample.

[2] Y. Horii, PHD thesis Osaka University, (1995).
[3] H. Ikawa, H. Oshige and T. Tanoue, Transactions of
Jpn Weld. Soc., 11 (1980) 3-12.
Fig. 5. SEM images of each sample.
（共同研究分野：信頼性評価・予測システム学）－249－

その場観察によるラスマルテンサイトの組織形成機構の解明
島根大学総合理工学部・准教授・森戸茂一
島根大学大学院総合理工学研究科・前期博士課程 2 年・吉田翔【緒言】ラスマルテンサイト（以下ラスＭ）は高強度鋼に現れる組織である。この組織の構成要素である「パケット」や「ブロック」は組織の強度や靭性などの機械的特性に影響を与える。そのため構成要素の制御には組織形成過程を知ることが重要である。近年ラスＭの最小構成単位であるＭ
ラスについて研究が行われ、生成されるＭラスの結晶方位に対するオーステナイト（以下Ａ）粒界および周囲のＡ粒の影響について報告された 1)。しかし組織の形成過程を解析した報告は未だない。
本研究では、ステップクエンチを施し初期組織を現出させた Fe‒18Ni マルエージング鋼を用い、ラスＭの生成初期組織を三次元的に観察した。そして組織形成におけるブロックおよびパケットにおけるバリアント選択の解析を行い、その生成・成長の規則性を見つけることを目的とした。
【実験方法】試料は Fe‒18 mass% Ni マルエージング鋼を用いた。この試料をアルゴン雰囲気中の炉内で 1173K, 3.6ks でＡ化処理後、Ｍ変態開始温度直下の 453K まで急冷し 60s 保持する。そこからソルトバスを用い 873K まで温度を上げ 1.2ks 保持したあと水焼入れを行った。この熱処理を行うことにより、形成初期のラスＭをナイタール腐食で食見分けることができる。処理された試料に対しシリアルセクショニング法による連続二次元観察を行い、三次元解析ソフトウェアを用いて三次元像を再構築した。再構築の際のパケット、ブロックの同定や結晶学的な解析には走査型電子顕微鏡／後方散乱電子線回折で得られた結晶方位データを使用した。
【結果】Fig. 1(a)にラスＭ形成初期の組織を三次元画像で示す。この領域での独立したパケットは5 個存在し、それらのパケットは全て単一ブロックで構成され(a)ていた。これらパケットに含まれるブロックの中で 3 個は隣接したＡ粒と K‒S 関係から 10°以内の方位関係を持っていた。
この傾向はＭラス生成時のルールと一致する。Fig. 1(b)は(a)に含まれるＡの(11̄1)γ と共通最密面平行関係を持つパケットを示す。点線で囲ったパケットは粒内方向に成長しているが、他の 4 個のパケットは旧Ａ粒に沿って現れている。4 個のパケッ
トは旧Ａ粒界と平行にあるように見えるが、晶癖面と旧Ａ粒界20μmとの角度が 10°以内であるのパケットは 1 個であった。
一方、
Ｍラスの伸長方向と旧Ａ界面の角度差を測定したところ、角度(b)
差が 10°以内であるケースが 4 つ存在していた。Ｍ変態時の歪みを緩和するブロックも 4 ケース観察している。またこれらのパケットのうち 3 個で非双晶境界の Σ3 境界と広く接していた。
【結言】上記の結果から、ラスＭ形成初期は 1)Ａ界面とラスの伸長方向が平行で粒界を挟んだＡ粒ともの K‒S 関係を持つ、
もしくは 2)変態歪とＡ界面のなす角小さいバリアントが選ばれブロックが構成されることが明らかになった。これは極低炭
20μm
素鋼等温ラスＭにおけるＭラスのバリアントセレクションと同じである。
Fig. 1 3D images of initial【参考文献】
martensite regions: (a) all packets
1) S. Morito et al.: Proc. of the Int. Conf. on Martensitic and (b) two packets with the sameclose packed parallel relationship.
Transformations, TMS, NM, USA (2009), 649.
（共同研究分野：信頼性評価・予測システム学）－250－

導電性接着剤の硬化挙動と導電性発現過程の解析
群馬大学 先端科学研究指導者育成ユニット
井上 雅博
1. 目的
導電性接着剤は，有機高分子バインダ中に Ag などの導電フィラーを分散させることで電気伝導特性を付与した接着剤である．近年，導電性接着剤に関しては，金属ナノフィラーの低温焼結現象を利用する電気伝導特性改善に関する研究や，Cu などの非銀系フィラーを用いた低コスト化に関する研究など，多彩な研究開発が進められている．
このように導電性接着剤の産業応用拡大の期待が高まっている状況にあるが，基礎科学の観点から見ても研究
課題が山積している．例えば，導電性接着剤における導電性発現メカニズムは正確には明らかにされていない．導電フィラーのパーコレーションネットワークにおいて，フィラー間界面では絶縁バリアを介して電荷移動が起こっていると考えられている．この電荷移動のメカニズムとして，絶縁破壊，ホッピング，トンネリングなどのモデルが提唱されているものの，実態は不明である．
これらのモデルでは有機高分子バインダなどの化学的因子の影響が全く考慮されていないという問題点もある．
導電性接着剤ではバインダの硬化反応の進行に連動して電気抵抗が低下する．さらに，同一のフィラーを同体積分率添加してもバインダの種類や配合組成によって電気抵抗率が異なることはよく知られている．従来は，バインダの硬化および冷却収縮によりフィラー間のギャップが減少し，
界面電気抵抗が減少することが導電性発現の原因であると信じられてきた．しかし，最近，小日向ら 1)が，導電性接着剤の体積収縮率と電気抵抗率の間には明確な相関関係がないことを示したことから，硬化過程での導電性発現挙動を再検証する必要が出てきた．
そこで本研究では，導電性接着剤の導電性発現挙動を解析する手法を確立するため，加熱硬化プロセスにおける導電性接着剤の膨張・収縮挙動と電気抵抗変化を同時測定することを試みた．
2. 研究方法
2-1 硬化挙動解析装置

レーザー変位計1 レーザー変位計2

キュアプロセスでの導電性接着剤の膨張・収縮挙動
を非接触で測定するため，基板表面とサンプルの上面

テフロンリングの高さを同時に２台のレーザー変位計で計測し，基板表面を基準としてサンプルの膨張あるいは収縮率を求めた．また，電気抵抗率の変化を計測するため，基板

ガラス基板

表面に Ag 配線(電気抵抗率～10cm)を焼き付け，直流定電圧電源(300mV)を接続することで電流測定を行った．この場合，電流値が大きいほど電気抵抗が低い

Ag焼付配線

導電性ペースト

Aことを意味するので，電流変化から電気抵抗変化を見積ることが可能になる．装置の概略を図 1）に示す．

図 1）測定装置の概略図

2-2 導電性接着剤サンプルとキュア条件
4,4’-メチレンビス(N,N-ジグリシジルアニリン)にイミダゾール系の硬化剤を混合することで，バインダを調整した．このバインダに Ag フレークを 85wt%添加し，ブチルカルビトールで粘度調整を行いながら遊星型ミキサ
で撹拌を行い，導電性接着剤ペーストを得た．このペーストを図 1）のテフロンリングに充填し，150 °C，1 h の条件でキュアする過程での膨張・収縮挙動と電気抵抗変化を計測した．

－251－

サンプルは昇温過程において熱膨張しており，膨張率は最大 2.2 %までに達した．温度が約
120 °C に達すると収縮に転じているが，別途実施した DSC 測定の結果によるとこの時点で硬化反応が開始されたことがわかった．この硬化収縮は加熱開始から約 1300 s で終息

250
200
150
100
50

Displacement, d (%)

動と電流測定の結果を示す．今回のペースト

Temperature, T (ºC)

図 2）に，今回のモデルペーストのキュア
プロセス(150 °C，1 h)における膨張・収縮挙

3300と急速に収縮が起こり，室温に冷却した時点で加熱開始前の状態に比べて約 4％収縮した．

120
100

0

80

-1

60

temperature

-2

40

-3

20

-4

0
0

1000

2000

3000

4000

-20
5000

Time, t (s)し，等温保持終了まで体積はほぼ一定のまま保たれた(約 0.4%膨張)．その後，冷却に入る

140

current1-50displacement

2

Current, I (mA)

3. 結果

図 2) 導電性接着剤サンプルのキュアプロセス(150 °C，1 h)における膨張・収縮挙動と電気抵抗変化測定結果

一方，電流(電気抵抗)の変化を見てみると，バインダの硬化反応が開始されるのと同期する形で急激に電流が増加した．そして，硬化収縮が終息すると，電流値もほぼ一定の値に保たれた．冷却過程では，冷却収縮が起こる
ことによりわずかに電流値が増加した．
以上の結果から，バインダの硬化反応と同期して電気抵抗が著しく減少したことがわかったが，この電気抵抗の減少が開始された時点ではサンプルが加熱開始前の状態に比べて膨張していたことは注目に値する．
従来の説ではバインダの硬化収縮に伴ってフィラー間に導電コンタクトが形成されるとされてきたが，今回の結果はバインダが熱膨張している状態でも導電コンタクトを形成できるということを示している．
硬化反応と同期する形で導電コ
ンタクトが形成されることは間違いないと考えられるが，それは単に体積収縮が起こるからではなく，別の効果が働いている可能性があり，今後さらに調査する必要がある．
冷却過程でも電気抵抗の減少が見られているが，この過程は硬化反応とは無関係であり，純粋に体積収縮の効
果が現れていると考えられる．この結果から，本導電性接着剤サンプルにおいては，体積収縮は電気抵抗の減少に寄与し得るが，その効果はそれほど大きくないことが示唆された．
著者は，本研究とは別に，剛体振り子試験機を利用したキュアプロセス中の粘弾性特性と電気抵抗変化の同時測定に成功している．今回の膨張・収縮挙動の測定結果と剛体振り子試験による粘弾性特性の測定結果を合わせて考察することにより，電気抵抗が減少する過程とバインダの高分子構造発達の関連性を明らかにできると期待される．
4. 結論
導電性接着剤のキュアプロセスにおける膨張・収縮挙動と電気抵抗変化を同時にその場測定することに成功した．その結果，バインダの硬化反応と同期して著しい電気抵抗の減少が起こるが，体積収縮の影響はそれほど大きくなく，加熱開始前より膨張した状態でも導電コンタクトの形成が起こり得ることが明らかとなった．
この結果は，
バインダの体積収縮による物理的効果のみを考えた従来の説では説明することが困難であり，導電コンタクト形成に関する新しいモデルの構築が必要である．
参考文献
1) 小日向茂，白木義彦，井上雅博，上西啓介, Proc. 19th Symposium on Microjoining and Assembly Technology inElectronics (Mate2013 論文集)，157 (2013)（共同研究分野：スマートグリーンプロセス学分野）－252－

資源とエネルギーの有効循環利用のための要素技術
エネルギーの高効率利用を目的とした各種デバイス用の配線・接合技術
大阪府立大学大学院工学研究科 物質・化学専攻 化学工学分野
齊藤丈靖、政岡弘侑、髙田瑶子、中田洸樹
表１ 実験条件

１. 目的
金型は耐久性や離型性改善のためにコーティングされることが多い。
[1]中でも、Ti系炭化物薄膜は硬度や耐摩耗性の高さで良く用いられる。製膜方法には、スパッタ等の物理蒸着や化学気相成長(CVD)があるが、良好な密着性や段差被覆性から熱CVDが一般的である。しかし、熱CVDでは1000ºC程度の製膜温度が必要であるため、金属母材の変形・変寸が生じる。
そのため、高精度金型や微小金型への適用が制限される。[2,3]
本研究では低温基板上に製膜が可能なプラズマCVDによってTi系炭化物薄膜を形成し、汎用的なRFプラズマ、大型化などで利点を持つパルス
DCプラズマを用いた場合の製膜特性を比較した。
２. 研究方法
実験条件を表 1 に示す。CH4 および TiCl4 を炭素源、チタン源に用い

RF
H2 流量
(sccm)
CH4 流量(sccm)
TiCl4 流量(sccm)
原料中C/Ti比(-)
全圧(Torr)
基板温度
(℃)
電力
(W)
電圧
(V)
周波数
(kHz)

パルスDC
96

6.94～34.7

3.47～17.35

6.94

3.47
1～5

0.16～0.8

0.6～2.4
500

300

-

-

300～750-1～10た。常温で液体の TiCl4 はバブラー温度 55℃に保持し、水素バブリング(RF:96 sccm, パルス DC:48 sccm)で供給した。配向性は XRD、製膜速度は段差膜厚計、硬度は微小硬度計、組成は XPS でそれぞれ評価した。
３. 結果
3-1 原料 C/Ti 比依存性
図 1 に XRD 結果の原料 C/Ti 比依存性を示す。RF プラズマの場合(a)で C/Ti 比が 1,2 の時に TiC(200)面のピー
クが見え、C/Ti 比になるとピークが消失する。一方、パルス DC
プラズマではピークが確認できず、アモルファス化もしくは微結晶化した膜が生成していると考えられる。製膜速度は C/Ti 比
により増加し、250 ～ 550nm/h であった。
図２に C/Ti 比とビッカース硬度の関係を示す。RF プラズマでは C/Ti 比 2 でビッカース硬度 Hv:1070 の最大値を得た。また、
パルス DC プラズマでは C/Ti 比 1 で Hv:1170 の最大値をとり、C/Ti 比の増加につれて減少した。図３に原料 C/Ti 比と XPS による膜中 C/Ti 比の関係を示す。XPS 測定から、量論比（C/Ti=1）に近いほど高い硬度になる傾向があるが、詳細は今後の検討課題である。また、原料 C/Ti 比を増加させると膜中のアモルファ
スカーボンが増加した。既往の報告でも同様の結果があり、硬度の低下の原因であると推測される。[4]3-2 全圧依存性
図４に全圧と製膜速度の関係を示す。RF プラズマでは 0.16～
0.8 Torr の範囲において製膜速度は 250nm/h 程度あったが、パルス DC プラズマでは全圧の増加とともに製膜速度は大きく低下－253－

図１ XRD 結果(原料 C/Ti 比依存性)(a) RF プラズマ(b) パルス DC プラズマした。図５に全圧とビッカース硬度の関係を示す。RF プラズマでは全圧 0.48 Torr において Hv:2015 の最大値を得た。この値は ICP プラズマを用いて 600℃で製膜した既往の報告と同等である。[5]また、パルス DC プラズマでは全圧 1.2 Torr で、Hv:1230 が最大であった。
４. 結論
RF プラズマ、パルス DC プラズマ CVD 法を用いて TiC を低温(500℃)で製膜した。パルス DC プラズマでは
TiC の XRD ピークが見られず、アモルファスもしくは微結晶 TiC であると推測される。C/Ti 比依存性から、RFプラズマでは C/Ti 比 2 で硬度が最大であったが、パルス DC プラズマでは C/Ti 比 1 で最大であった。これは膜中 C/Ti 比が量論比に近づいたためと考えられる。
RF プラズマ(0.48 Torr)で本研究での最大硬度 Hv:2015 を得た。
５. 参考文献[1] 素形材センター 素形材産業ビジョン追補版 (2010)[2] C.W. Lee et al., Thin Solid Films, 86, p. 73, (1981).
[3] C.W. Lee et al., Proc. 8th Int. Con. CVD, p. 540, (1981).
[4] F.Q. Ma, et al., International Journal of Modern Physics B, 24, p. 2357 (2010).
[5] D.S. Han et al., Surface and Coating Technology, 188, p. 446 (2004)
６．謝辞
XPS 測定は東京大学大学院工学系研究科マテリアル工学専攻 霜垣研究室で行った。

図２ 原料 C/Ti 比とビッカース硬度の関係

図３ 原料 C/Ti 比と膜中 C/Ti 比の関係

図４ 全圧と製膜速度の関係

図５ 全圧とビッカース硬度の関係（共同研究分野：スマートグリーンプロセス学分野）－254－

ナノ構造を有するCu基金属ガラスへのめっき法を用いた電極形成検討
早稲田大学 ナノ理工学研究機構 齋藤 美紀子
1.研究目的

熱的に安定な過冷却液体状態を示す金属ガラスは，優れた耐食性や機械的性質などの特性を有することから，様々な実用化に向けた取り組みがおこなわれている 1）．さらに金属ガラスの応用範囲を広げるためには，金属ガ
ラス/金属ガラスや金属ガラス/結晶材料などの信頼性の高い接合技術の確立が急務であるが，金属ガラスを接合する場合には接合時の温度上昇による結晶化や脆化を防止することが重要となる．
そこで，ガラス遷移温度以下で，金属ガラスの良好な接合を達成するために，はんだ付や超音波を利用した金属ガラスの低温接合技術について様々な検討をおこなっている．一方，金属ガラス表面は耐食性に優れるものの，
Cu 基や Zr 基金属ガラス等の場合には安定な酸化物が金属ガラス表面に存在するために，金属ガラス表面に溶融
はんだはほとんど濡れない 2)．したがって金属ガラス表面の接合性を向上するためには，金属ガラス表面の改質が必須であり，本研究では Cu 基金属ガラス表面へのめっき法による電極形成を行い，膜深さ方向の組成分析や結晶構造について検討を行ったなった結果を報告する．
2. 研究方法

単ロール法により作成された厚さ約 50 μm，サイズ 20
mm×20 mm の Cu 基（Cu60Zr30Ti10）金属ガラスを表面研磨した後，HF 水溶液処理をおこない，Cu の濃化層を形成 2)した．その後 Cu 系めっき浴を用いて膜形成を行った．膜
厚み方向の組成分析はオージェ分析を用いて評価を行った．
また結晶組織については透過電子顕微鏡(TEM)を用いて評価を行った．
3. 研究成果

Cu 基金属ガラスを HF 水溶液により処理した後 Cu 系めっき膜を形成後のオージェ分析結果を図 1 に示す．表面かFig. 1 Auger electron spectroscopy of a sample.

ら Cu 層，そして Cu-Zr-Ti の層が観測された．Zr と Ti が選
択的に溶解され，Cu 層のみになりその上に Cu めっき層がTable 1 Standard electrode potential .

形成されていることを確認した．
各元素の酸化還元電位を表 1 に示す．Cu が貴電位であることから Zr と Ti が選択的に溶解していると考えられる．
また，表面の Cu 層と Cu-Zr-Ti の層の間には酸化層が存在することが確認された．選択エッチング工程中に電極部で水素酸化還元電位V vs. SHE

Cu

0.34

Zr

-1.53

Ti

-1.63

以外に酸素発生が起こっていることに起因しているものと考えている．この Cu めっきを行った試料に 280 ℃，1
時間窒素中の熱処理を行った後の組成分析プロファイルを図 2 に示す．熱処理を行ったにも関わらず Cu-Zr-Ti からの Cu の拡散や Cu めっき層から Cu-Zr-Ti 層へ Cu の拡散も起こっておらず，表面の光沢にも変化が観測されなかった.界面での酸素の介在により Cu 拡散が抑制されたものと考えている．

－255－

図 3 に試料の透過電子顕微鏡回折像を示す．約 50 nm 厚のCu ポーラス層とその上にめっき膜が形成されていることを確認した．ポーラス層を通して電子の授受が行われ，Cu め
っき膜が形成されたものと考えている．
4.結論
優れた特性を有する金属ガラス上への電極形成を目的とし，めっき法を用いた検討を進めた．金属ガラス表面に選択エッチング技術を用い，Cuめっき電極形成を試みた．Cuのナノ構
造の伝導性は高く，また緻密なめっき膜の形成を可能とした．
Cuめっき膜とCu-Zr-Ti層の界面に酸素層が存在することを確認した．
今後は，Cu ナノポーラス上の Cu めっき構造の特性や，デアロイにおける電位の影響やエッチングメカニズム解明を進めていく予定である．
Fig.2. Auger electron spectroscopy of a sample after
annealing.
ElectrodepositedCu
5. 参考文献

1) H. Nishikawa, K. WongPiromsarn, H. Abe, T.

Cu-based
metallic glass

Takemoto, M. Fukuhara and A. Inoue, Solderabilityof Bulk Metallic Glasses Using Lead-Free Solders,Mater. Trans., 50 (2009), 1326.
2) H. Abe, K. Sato, H. Nishikawa, T. Takemoto, M.
Fukuhara and A. Inoue, Dealloying of Cu-Zr-Ti
Bulk Metallic Glass in Hydrofluoric Acid Solution,
Mater. Trans., 50 (2009), 1255.
3) M. Saito, H. Fujiwara, J. Mizuno, T. Homma,
Preparation of Nano-structured CoCu Films by
Electrodeposition,

207th

Meetingof

the

100 nmElectrochemical Soc., S1, (2005), 1278
4) P. Strasser, S. Koh, and C. Yu, “VoltammetricCu

porous layer

Surface Dealloying of Pt bimetallic nanoparticles: A
novel synthetic method towards more efficient ORR

Fig. 3 A TEM image of a sample.

electrocatalysts”, ECS Trans., 11 (2007), 167.
5) A. Pareek, S. Borodin, A. Bashir, G. N. Ankah, P.

Keil, G. A. Eckstein, M. Rohwerder, M. Stratmann, Y. Grȕnder, and F. U. Renner, “Initiation and Inhibitation of Dealloying ofSingle Crystalline Cu3Au (111) Surfaces”, J. Am. Chem. Soc., 133 (2011) 18264.
（共同研究分野：スマートグリーンプロセス学分野）－256－鉛フリー高密度微細実装と接合部の高信頼性化
鉛フリーはんだ接合部におけるエレクトロマイグレーションの研究：Sn 結晶方向制御
所属：中京大学 情報理工学部
氏名：山中公博
１．目的
半導体デバイスのフリップチップ接合部が微細化すると同時に半導体デバイスの消費電力が増加している．
このため，フリップチップ接合部の電流密度が増加し，エレクトロマイグレーション（EM)が信頼性問題として懸念されている．
現在の鉛フリーはんだは，主流である SnAgCu をはじめ，主成分は Sn である．Sn は結晶構造に異方性をもつため，他軸より Cu の拡散速度が桁違いに遅い c-軸を，電流が流れる方向にそろえると，エレクトロマイグ
レーションなど拡散系の信頼性寿命を延ばすことが期待できる．また，他軸より柔らかくて熱膨張係数の低
い a-軸を，応力方向にそろえると，温度サイクルなど熱応力系の信頼性寿命を延ばすことが期待できる．
そこで，本研究では，現在の鉛フリーはんだの主成分である Sn の結晶方位を制御する方法を研究する．目
標は，１．リフロー時に，Sn 結晶方向を制御できるようになること，２．しかも，リフロー炉に簡単に設置できること である．
２．研究方法
サンプルには Sn(3N)を使用した．図 1 に実験方法を示す．ホットプレートに置いた溶解るつぼ（外径 7 ㎜、
内径 5 ㎜、高さ 5 ㎜のセラミック円筒）に，この Sn を入れて溶解させた．なお，溶解るつぼの底面には，無酸素 Cu 板（100 ミクロン厚）を敷いた．Sn が溶解した状態のサンプルを，電磁石内に配置し，磁界を印可しながら凝固した．その後，電磁石から出して，常温に戻るまで自然冷却した．なお，電磁石で発生させた磁界は直流磁界である．凝固後のサンプルは断面解析を行い，結晶方位解析を EBSD（Electron BackScatter
Diffraction）で実施した．
以下に，磁界印可条件を記す．
１．溶解時から凝固時まで継続的に印可する
２．溶解時には印可せず，凝固直後から印可する
３．溶解時にも凝固時にも印可しない
上記を磁界 1.3T と 1.0T の 2 条件で行う．

図 1 実験方法概要

－257－

３．結果
これまで，以下のことを明らかにした．
１．
磁界 1.3T を溶解時から凝固時まで継続的に印可した場合，
Sn 結晶の c 軸が磁界方向と直角に配向した．
サンプル断面の代表的な EBSD 像を図 2 に示す．Cu 板との界面付近とサンプルの中心付近を示す．両者
でスケールが異なることに注意．このように，ほとんどの結晶粒が c 軸[001]に配向していることがわかる．
２．磁界を溶解時に印可せず，凝固直後から印可した場合，磁界が 1.3T でも 1.0T でも，Sn 結晶方向は配向しなかった．

図 2 溶融時から凝固時まで継続して磁界（1.3T）を加えた場合の Sn 結晶方位（磁界は上下方向．
）

４．結論
今回，溶解時から凝固時にかけて直流磁界 1.3T を印可することで，磁界と垂直方向に Sn 結晶の c 軸を配向させることができた．このように，期待した結果を得ることができたが，サンプル数が限定されているた
め，今後，サンプル数を増加させる実験を行う．また，磁界の大きさを変化させるなど，他の試験条件で作製したサンプルの解析を継続し，さらに有益な結晶方向制御方法を追求する．また，理論的側面を追求する計画である．
以上（共同研究分野：スマートグリーンプロセス学分野）－258－

同軸型パルスプラズマスラスタの固体推進剤供給機構の研究
首都大学東京 システムデザイン学部
青柳 潤一郎1.

目的「パルスプラズマスラスタ」（以下 PPT）は，固体テフロンを推進剤に用いることで小型軽量，低消費電力の推進システムが構築可能であるため，小型人工衛星の軌道・姿勢制御用の推進機として注目されている．
同軸形状に配置された電極間に中空テフロンを充填した同軸型 PPT は，パルス放電により中空テフロンの内表面を昇華，排気させるため，作動に伴う内径の拡大によって力積が低下する．そのため，ミッションで要求される大きな総力積を発生させるには，固体推進剤の供給機構を設ける必要がある．本研究は推進剤を回転させる供給機構を設計，試作して，パルス放電の持続可能性と供給機構の有用性を示すことを目的とする．
2.

研究方法
図 1 に本研究で設計した同軸型 PPT の推進剤供給機構を示す．陰極(Cathode)は固定され，陰極に設置されたイグナイタ(Ingitor)の微小放電によって，陰極 − 陽極(Anode)間の中空テフロン(Propellant)内を通じた主放電が形成される．主放電により昇華，プラズマ化された
ガスは陰極の中空部を通じて排気され推力となる．4 本の固体推進剤は円形の陽極(Anode)に固定している．陽極をモータ(Stepping
Motor)によって回転させて，陰極 − 陽極間の推進剤を交換する構造であり，推進剤の充填率を高くできる特徴を持つ．中空テフロンの
図 1 同軸型 PPT の推進剤供給機構
キャビティ長さと初期内径はそれぞれ 50mm，3 mm である．
-3
実験は真空環境内で実施した．真空度約 4×10 Pa，PPT の主放電
エネルギー15 J，作動周期 1 Hz の条件で，推進剤 1 本あたり 5,000 shot 作動させた．
3.

研究結果
図 2 に本研究で製作した推進剤供給機構同軸型 PPT の作動回数に対する力積(Impulse bit)の履歴を示す．なおこの試験は同条件で 3 回実施し，試験結果に再現性が得られた．作動回数が増加するごとに力積が低下する傾向は一般的な同軸型 PPT の傾向である．5,000 shot
ごとに新しい推進剤に交換した結果，力積が回復し，その再現性も得られたことから，それぞれの推進剤の独立性が示せた．ただし，連続運転に伴う両電極の汚れ(Charring)が確認されたため，より多本
数，長時間の放電作動ではこの汚れに起因する推進性能劣化が起こ
図 2 作動回数に対する力積履歴
る可能性が考えられる．
合計 20,000 shot の連続作動の結果，総力積 20 Ns, 平均比推力 275 s，平均推進効率 9.3 %を達成した．

4.

結論
本研究では同軸型 PPT の推進剤供給機構を提案，試作して以下の結論を得た．
1) 4 本の推進剤をモータで回転，交換することに成功し，それぞれの推進剤で 5,000 shot ずつの連続パル
ス放電作動に成功した．推進剤の交換による発生力積の再現性が確認できたことから，本機構の有用性が示せた．
2) より実機に近い多本数，長時間の推進剤供給機構に対する設計指針が得られた．

（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－259－

磁場重畳型 MPD アークジェットにおける高速プラズマ流れ場制御
東北大学工学研究科
安 藤

晃

１． 目的
プラズマ熱源としての MPD(Magneto-Plasma-Dynamic)アークジェット装置は、短パルスであるが高エンタル
ピー流を発生できるなど、様々な応用研究に展開しうる熱源として有用な特性を有している。外部磁場重畳型
MPD アークジェット装置の動作特性を評価し、装置改良を進め高速かつ高エンタルピー流を生成するためのプラ
ズマ流れ場制御手法を研究し、プロセス過程への応用研究を展開することを目的とする。
２． 研究方法
本研究は、東北大学の HITOP 装置(HIgh density TOhoku Plasma 装置)を用いて行った。HITOP 装置は、全長 3.3m、内直径 0.8 m の円筒状の真空容器と MPD アークジェットから構成される。MPD アークジェットの概略図を図1 に示す。MPD アークジェットは真空容器の片側に設置されており、中心部の棒状陰極はタングステン製(外直径1 cm)、環状の陽極はモリブデン製(内直径 3 cm)である。放電電流はパルス形成回路(PFN：Pulse Forming Network)
により供給され、最大で 10 kA までの放電電流を約 1 msec 間維持することが可能である。今回の実験では動作ガ
スは H2 および Ar を用いた。HITOP 装置本体の真空容器の周囲には大小 17 個の磁場コイルが設置されており、最大 0.1 T の磁場を形成することが可能である。ここで、MPD アークジェットの陰極先端を原点として流れ方向に Z
軸の正方向を取り、鉛直上方を Y 軸正方向として右手系となるように座標軸 X、Y、Z 軸を定義する。
MPD アークジェット陽極外側には小型磁場コイルが設置されている。コイルの中心は陰極先端から 2.5 cm 上流にあり、パルス電流を流すことでパルス幅が数 10 msec の磁場を生成できる。印加できる磁場強度は最大 0.8 T 程度である。この小型コイルの磁場と HITOP 外部にあるコイルの磁場を重畳すること MPD アークジェット出口部に磁気ノズルを形成する。ここで、B は X= 0 m における軸方向成分の磁場であり、Z=0 m を MPD アークジェットのカソード先端とした。この小型磁場コイルは中心位置を変化させることが可能であり、MPD アークジェット出
口部の磁気ノズル形状を発散型やラバール型などに変更することができる。この MPD アークジェット下流部には発生したプラズマ流の運動量（推力）を計測するための推力スタンドを設置している。また、分光器が設置されており発光分光法を用いて、流速やイオン温度の観測を行った。
３． 結果

8

進性能やプラズマ諸量の測定･考察を行った。

B =0[T]

1.6

zc

B =0.14[T]61.2

B =0.28[T]

4

F [N]

zc
zc

0.8

4
H

2
0
0

2

B =0.05 [T]
0

1

2

3

4

5

6

7

0.4

sp

10

部に重畳する磁気ノズルの印加強度を変化させ、推I

場50 mT を印加した上で、MPD アークジェット出口[10 s]

本研究では、HITOP 装置全体に軸方向の一様磁0I [kA]d

図 2 MPD への印加磁場強度を変えた際の放電電流に対する推力、比推力の依存性(水素ガス)。

図 1 外部磁場重畳型 MPD アークジェット－260－

放電電流 Id を変化させた場合における推力、比推力の推進50

性能を図2に示す。電流の上昇とともに推力が増加し、推進性

40

さらに特性が向上し、最大で８Ｎの推力を得ている。
この磁場重畳時におけるプラズマ特性を調べるために、分光計測を用い、重畳磁気ノズル印加時での流速と温度変化に

Uz (km/s)能が改善していることがわかる。また磁場を重畳することで、

30
20

ついて観測を行った。図３に MPDA 下流部で分光計測により00

計測した流速 Uz (m/s)の重畳磁場強度に対する依存性を示す。
磁場強度が増えるにつれ流速が増加していることがわかる。
さらに、磁場を重畳しない場合はほぼ20km/s で一定であった

50

また、下流に行くにつれ徐々に減少していることが観測され

40

Ti (eV)た。
す。この図からもわかるようにイオン温度は下流に行くにつ0.05 0.1 0.15 0.2 0.25 0.3
Bzc (T)

図３ 各位置での流速の磁場依存性

流速が、磁場重畳により MPD 出口部で大きく上昇すること、

一方、プラズマ流のイオン温度の軸方向分布を図４にしめ

Z = 2 cm
Z = 8 cm
Z = 14 cm
Z = 20 cm

10れ増加する傾向が観測されてた。これらの結果は、磁場重畳により流速が増加した後、発散型磁気ノズル形状により流れ

30
20

Bzc=0.28 T

10

B =0.14 T

0のエネルギーから熱エネルギーへの変換がおこっていることを示している。

zc

B =0 T
zc

0

5

10 15
Z (cm)

2025

図４イオン温度の軸方向分布
４． 結論
外部磁場を重畳した際の MPD アークジェットの推力･比推力および、流速、イオン温度変化を円筒型ターゲットおよび分光計測により測定した。その際、背景磁場として一様磁場50 mT を印加した上で、MPD アークジェット出口部の小型コイルにて発生させた発散型磁気ノズルを重畳し、この印加強度を変化させ、特性の変化を観測した。
磁気ノズル強度が増加することで推力や比推力の推進性能が向上することを確認した。また、磁場印加に伴い流速が増加すること、下流部にいくにつれ流速の減少とイオン温度の上昇が観測された。このような磁気ノズル重畳
により MPD アークジェットにより発生したプラズマ流の特性向上と制御が実現出来ることを示した。
５． 参考文献[1] A. Ando, et al., Trans. JSASS Space Tech Japan, 7, Pb_35 (2009).
[2] H.Tobari, et al.,Phys. Plasmas, 14, 093507 (2007) .
（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点分野）－261－

アルゴン／窒素混合ガスを作動ガスとする層流プラズマジェットを用いた
大気熱プラズマ CVD による酸化チタン皮膜の形成
足利工業大学 工学部
安藤 康高
1.

緒

言

熱プラズマ CVD はこれまで主に減圧下で行われ、国内外の研究機関が 30 年にわたり、100μm/h 以上の成膜速度で従来の CVD 膜と同等の機械的特性を持つ SiC やダイヤモンド皮膜が形成可能である事を明らかにしてきた。しかしながら、開放大気下で施工した場合に高強度皮膜の形成に成功した例は、RF 放電によるプラズマを利用したケースが数例見られる程度で、DC アークジェットを利用したケースでは皆無に等しい。この理由として、DC アークジェットの場合は主に大気プラズマ溶射と同様乱流のジェットを用いているため、上流で形成されたイオンやラジカルが飛行中のプラズマ粒子との衝突により失活するためであると考えられる。
そこで本研究では、層流プラズマジェットを用いた大気熱プラズマ CVD による高強度皮膜形成を図るため、安価な窒素の含有率が 50%を超えるアルゴン／窒素混合ガスを作動ガスに用いた大気熱プラズマ CVD を用い、光触媒材料として知られる酸化チタン皮膜の形成を試みた。
2．実験方法
Fig.1 に、
大気 TPCVD 装置の模式図を示す。本装置は、CathodeAnode (Nozzle)
Water

プラズマトーチ、原料物質供給系、直流電源により構成

Plasma jet

されており、大気プラズマ溶射装置に準じた構造になっている。プラズマトーチは、スロート径 6mm の銅製ノズ
ル、2%ThO2 入タングステン製陰極（φ2.4mm）および陰極ホルダーより構成されており、原料物質供給ポート

Micro
tube
pump

Water

がノズルの先端部分に取り付けられている。基材は、Substrate

15mm×15mm×1mm の SUS304 平板を用い、表面はブラスト処理（グリッド#24）を施し、アセトンによる洗浄を施したものを用いた。成膜は、基材を基材ホルダーに設

Feed stockAr

置した後、供給ポートより原料物質が投入された Ar も

N2

DC
power
supply

しくは Ar/ N2 プラズマジェットを、基材に連続照射することにより行った。原料物質はチタニウムテトライソブ
トキシド（Ti(OC4H9)4、以下 TTIB）をエタノールで希釈したものを使用し、マイクロチューブポンプを用いてプFig.1 Schematic diagram of the ATPCVD
equipment.
Table 1 film deposition conditions
Ar/ N2

ラズマジェット中に供給した。また、成膜中の基材温度（成膜温度）は、放射温度計により測定した。その他のWorking gas(N2 flow rate: 0-2 l/min.)

成膜条件は表１に示すとおりであり、成膜距離も変化させ、成膜距離の薄膜組成に及ぼす影響について調べた。
形成された薄膜は、外観写真撮影のほか XRD による結晶構造解析を行った。
3．実験結果Fig.2 に、層流 Ar プラズマジェット（QAr=5 l/min.）に窒素を添加（QN2=1 l/min.）した場合のプラズマジェット－262－(Ar flow rate: 1-20 l /min)

Input power

25V, 125A*

Deposition distance

100mm

Deposition time

7 min

Feedstock

C2H5OH diluted TTIB**

Ingredient feed rate

200 ml /h

Substrate

SUS304*Exception is indicated in the main text.
**TTIB: Titanium tetra iso butoxide (Ti(OC4H9)4 )外観写真を示す。この場合、窒素を添加した後も層流は維持され、また溶射距離を 100mm に設定する事により基材を溶融させる事なく皮膜を形成することができた。Figs.3-4 に、層流プラズマジェットを用い 2 つの条
件にて酸化チタン皮膜を形成した試料の外観写真及びX 線回折結果を示す。条件 A（QAr =5 l/min., QN2=1 l/min.）の場合にはルチルのみの結晶構造を持つ酸化チタン皮膜であったが、条件 B（QAr=1 l/min., QN2=2 l/min., Input
power: 25V, 75A）の場合には、アナターゼを含むルチル
主体の酸化チタン皮膜となり、窒素を添加する事により層流プラズマによる酸化チタン皮膜の形成が可能である事が明らかとなった。また、安価な窒素を添加する事により Ar 消費量を大幅に抑えた条件でのアナター
ゼを含む酸化チタン皮膜の形成が可能となり、本プロセスの製造コスト低減を図る上で有益な知見を得ることができた。但し、X 線回折結果から銅及び酸化銅のピークが検出され、成膜中にプラズマトーチの陽極がFig.2 Appearance of the plasma jet on the condition

損耗し皮膜中に取り込まれていることがわかった。

of QAr=5 l/min.and QN2=1 l/min.

5mma) QAr=5 l/min., QN2=1 l/min.

5mmb) QAr=1 l/min., QN2=2 l/min. (Input power: 25V, 75A)

Intensity (a.u.)

Intensity (a.u.)

Fig.3 Appearances of the titanium oxide film deposited samples.

20

30

40

50

60

70

80

90

20

◎
○

30

40

50

60

70

80

2θ(CuKα)2θ(CuKα)a) QAr=5 l/min., QN2=1 l/min.

b) QAr=1 l/min., QN2=2 l/min.,
Input power: 25V, 75A90

Fig.4 XRD patterns of the titanium oxide film deposited samples. (◎: Anatase, ○: Rutile, △: Cu, ▲: CuO)

（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－263－

イオンビーム支援蒸着法による窒化物薄膜の作製と機械的特性評価
兵庫県立大学大学院
内田仁

1．研究背景および目的表面の微細構造は，摩擦・磨耗や濡れ，光学特性などさまざまな物理現象と密接に関連している．したがって，表面微細構造を付与する表面改質法による高機能材料の創製を目的とした研究が多く報告されている．本研究で用いるイオンビーム支援蒸着法（Ion Beam Assisted Deposition: IBAD）は，真空蒸着と同時にイオンビームを照射して薄膜を形成する手法であり，基材と薄膜の界面に成分混合層を形成することを利用した高密着成膜法の一つである．これまでに，報告者らは IBAD 成膜中の基板姿勢を制御することにより，ナノメートルオーダの島状の構造（以下，島状ナノ構造）を有する TiN 薄膜を創製することに成功している．本研究では，島状ナノ構造を有する TiN 薄膜の耐摩耗性を評価した．
2． 実 験 方 法
TiN 薄膜の成膜にはイオンビーム支援蒸着装置を用いた．成膜の概要を Fig. 1 に示す．冷間工具鋼
SKD61 平板を軸回転する丸棒に取り付けるとともに，その直近にイオンビームが法線方向から照射されるように基板を固定した．成膜中，丸棒を軸回転させることにより，基板に対するイオンビームの照射
角度を連続的に変化させた．
チャンバー内を真空排気した後，窒素イオンビームにより 5 分間スパッタクリーニングを施した．その後，純度 99.99 %の Ti を電子ビームにより蒸発させながら，窒素イオンビームを照射することにより
TiN を成膜した．成膜条件を Table 1 に示す．本実験においては，Ti の蒸発速度，イオンビームの加速電圧および単位時間あたりのイオン照射量を固定し，丸棒の回転速度を 0rpm，0.3rpm および 4.8rpm とした．それぞれ膜厚はおよそ 1 m 成膜した．以下では，TiN0rpm 材，TiN0.3rpm 材，および TiN4.8rom 材と呼ぶ成膜した薄膜の摩耗特性は往復式ボールオンディ
スク試験機を用いた．試験垂直荷重は 10N，すべり

In vacuum chamber

Sample holder

速度は 5mm/s とし，3000 往復させ，水平荷重の変化

Substrateを測定した．
3．結果および考察
3.1 表面性状
TiN0.3rpm 材の表面を TiN0rpm 材のそれと比較しSubstrate
45°て Fig. 2 に示す．固定材は凹凸が少なく極めて平滑な表面であるのに対して，回転材は直径 100～200 nm
程度の島状ナノ構造を有していることがわかる．また，回転速度が大きくなると，島の直径は小さくなる傾向にあった．
このような島状構造を有する薄膜が形成された要Electron beam
evaporator (Ti)Ion beam source(N2)

Fig. 1 Schematic illustration of ion beam assisted
deposition with out-of-plane rotation.
Table 1 Deposition conditions.

因として，面外方向への基板の回転により結晶の成Acceleration voltage [keV]

0.2

長・停止が周期的に生じること，基板に対する蒸発

Evaporation rate [nm/s]

0.5

流やイオンビームの入射角が連続的に変化すること，成膜初期における Self-Shadowing 効果(3)など複合的な要因が考えられる．
薄膜の硬さを微小ビッカース試験機により測定し

－264－

2

Ion current density [mA/cm ]0.37

Transport ratio of atom to ion

4Rotational rate [rpm]0, 0.3, 4.8

Film thickness [m]1

たところ，未コーティング材が 680HV であるのに対して，TiN0rpm 材では 700HV，TiN0.3rpm 材では
720HV，TiN4.8rpm 材では 850HV であった．
表面粗さを原子間力顕微鏡により測定した．コーティング材の表面粗さ Ra は TiN0rpm 材，TiN4.8rpm
材，TiN0.3rpm 材の順に大きくなった．
3.2 摩耗特性
ボールオンディスク試験により得られた水平荷重をもとに算出した摩擦係数の変化を Fig.3 に示す．
未コーティング材では試験開始直後から急速に摩擦係数が増加し，最終的に 0.35 程度となった．また，島構造のない TiN0rpm 材では，徐々に摩擦係数が増加し，未コーティング材と同程度の摩擦係数となった．
次に，島状ナノ構造を有する薄膜の場合，開始直後は 0.1～0.15 程度で摩擦係数がほぼ一定となる時間帯が存在し，その後，摩擦係数が増加する傾向にあり，島状構造の付与によって，摩擦係数が大幅に低減されると言える．これは，島の凹凸によって鋼球との接触が点接触に近づくとともに，摩耗により生成する摩耗粉が島の凹部にトラップされることにより，凝着摩耗の発生を抑制したためであると考えられる．また，島の寸法および硬度の影響についてみると，TiN0.3rpm のほうが TiN4.8rpm よりも摩耗係数が小さくなっており，摩擦係数の低減には適度な硬さと島構造による表面の凹凸の存在が有効であるといえる．しかしながら，試験後の鋼球表面の摩耗部から摩耗体積を計算すると，TiN0rpm 材，
TiN4.8rpm 材，TiN0.3rpm 材の順に小さくなり，TiN0.3rpm 材がもっとも相手材への攻撃性が低くなり，
上記の摩擦係数の傾向とは一致しなかった．これは，TiN0.3rpm 材の硬度が鋼球の硬度（620HV）と比較的近いことで互いに摩耗を生じたためであると考えられた．
4．結論(1) イオンビーム支援蒸着法により作製した島状ナノ構造を有する TiN 薄膜の摩擦係数は，島状構造のない TiN 薄膜よりも大幅に低下した．
(2) 硬度が比較的小さく，島状構造を有する場合のほうが，相手材への攻撃性は小さくなった．
5．参考文献1) D. Vick, L. J. Friedrich, S. K. Dew, M. J. Brett, K. Robbie, M. Seto, T. Smy, Self-shadowing and surface
diffusion effects in obliquely deposited thin films, Thin Solid Films, Vol. 339, 1999, pp.88-94.
（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）
0.4

200nm

(a) TiN0rpm

200nm(b) TiN0.3rpm

Friction coefficient

0.3

0.2

Uncoated
TiN0rpm
TiN0.3rpm
TiN4.8rpm

0.1

200nm

0
0

(c) TiN4.8rpm
Fig. 2 FESEM images of surface morphology of TiN films.

－265－

2000

4000

6000

Time [s]Fig. 3 Friction coefficient during ball-on-disk tests.

ガストンネル型プラズマ溶射を用いた高機能性セラミックスの複合体の評価
神戸大学大学院理学研究科化学専攻
梅咲則正
1． 目的
現在、人類社会に主要なエネルギーは多くが電力の形で賄われており、その主要な生産手段は化石燃料を用いたガスタービンによる発電である。ガスタービンではエネルギー効率が性能を決定する主要因子であり、これはよく知られているように、タービン入口ガス温度(TIT)を上昇させることによって高めることができる。TIT を上昇させるためにはタービン部分のいわゆるホットパーツの性能向上が不可欠である。このため、一方向凝固合金、単結晶合金などの高温強度に優れた翼部材の採用、翼の冷却技術、翼表面の熱遮蔽コーティング、さらには排熱回収ボイラ、蒸気タービンとのコンビネーシ
ョンによる排熱の有効利用などの技術開発が鋭意進められている。とりわけ、翼部材に対する熱遮蔽を司るコーティング技術は、主要なキーテクノロジーのひとつとして、EB-PVD、溶射法などのプロセスを用い低熱伝導率のジルコニア系セラミックス膜が採用されてきた。これらの手法は現状 TIT
1300℃級運転における熱遮蔽機能は実用域にあるものの、さらなる高効率をめざした TIT 1500℃級運転、燃料の多様化による耐高温腐食性・耐粒子エロージョン性、起動、停止の複雑化による耐熱衝撃性などにおいては今後要求されるガスタービンの過酷な運転条件に対応しているとは云いがたい。翼部材に対する主要なプロセスのひとつである溶射法では、従来から実用の直流プラズマジェットを用いたプラズマ溶射法が皮膜形成の主流であって、皮膜特性、皮膜形成の生産性などに克服すべき課題が残されているといえる。
大阪大学接合科学研究所の小林明ら１）により開発されたガストンネル型プラズマを用いたプラズマ
溶射コーティングシステムにより作製される酸化物（Al2O3, ZrO2, TiO2）や窒化物（TiN, AlN, Si3N4）などの機能性セラミックス系複合体コーティングは、従来型のプラズマ溶射に比べ高温特性（耐熱、耐腐食性、耐摩耗性）に優れているために、1500℃で連続運転を目指すガスタービンなどの高温部材への適用が期待されている。ガストンネル型プラズマ溶射により，Al2O3やZrO2などの各種高融点セラミックスの混合粉末を用いて、ステンレス等鉄鋼材料基板上に傾斜機能をもつ超硬質セラミックス複合（ZrO2+Al2O3）膜2)を形成することができる。ガストンネル型プラズマ溶射により作製された機能性セ
ラミックス複合体の皮膜構造を調べることにより、高温耐食性や膜の剥離などの特性解明への指針となる。
そこで本研究は、ガストンネル型プラズマを用いて作製したセラミックス系複合体コーティング皮膜構造を調べる手段として、高輝度放射光を用いた計測・解析評価法が溶射皮膜の構造と皮膜特性の解明に有効な手段であるかどうか調査・検討を行った。
2． 研究方法
SPring-8 では電子を光とほぼ等しい速度まで加速し、電磁石によって進行方向を曲げた時に発生す
る細く強力な電磁波である世界最高性能な放射光を生み出すことができる。放射光の特徴は、極めて明るく、細く絞られ拡がりにくく、しかも X 線から赤外線までの広い波長領域を含むことである。
SPring-8 では、以下のように、セラミックスの様な皮膜構造を調べるために有効である。
1) セラミックスコーティングのような厚膜構造の解析に最適なエネルギー範囲の高い硬 X 線で X 線
回折を利用すれば、皮膜表面から深さ方向の構造解析が可能になる。特に、アンジュレーター光源－266－

により単色化された強力な光を利用することも可能となる。
2) 任意の波長の X 線を利用することができるので、XAFS（X 線吸収微細構造）分光法を利用して、皮膜中の特定の元素の周辺構造を調べることができる。

3． 結果ならびに考察
X 線回折から溶射皮膜に残留する応力の状態を調べることができる。溶射皮膜に残留応力が存在す
る場合、皮膜のセラミックス系複合体を構成する結晶の面間隔 d が変化する。結晶面間隔と X 線による回折角との間には Bragg の法則が成り立つ。この関係から測定された回折角から応力値σを求める
ことができる。放射光を用いる場合は、通常の実験室での X 線回折では使用できない～72keV 高エネ
ルギーX 線を利用することができる。高エネルギーX 線回折を用いてセラミックス系複合体から成る
溶射皮膜の残留応力を調べる場合は、通常の実験室では測定ができない皮膜表面から基板までの深さ
方向の残留応力分布を測定することができ、溶射皮膜の剥離機構や接着強度を評価する上で有益な情報を得ることができる。産業利用Ⅰビームライン BL19B2 の X 線 CTR のようなイメージング手法を用いることにより、溶射皮膜中のマクロな欠陥や基板との密着状況を非破壊で観察することが可能になる。
SPring-8 の産業利用Ⅰビームライン BL19B2（偏向電磁石）ならびに産業利用ⅠビームラインⅢ（アンジュレーター）BL46XU の設置されている多軸 X 線回折装置を用いることにより、通常の実験室では測定ができない皮膜表面から基板までの深さ方向の残留応力分布を測定が可能になる。また、
XAFS 分光法は、物質に X 線を照射により、内殻電子の励起に起因して得られる吸収スペクトルを解析して、着目する元素ごとの原子レベルの周辺構造や対称性や価数に係る電子状態を得ることができる。XAFS スペクトルは、吸収端の前後 50eV 程度までの波長領域で得られるスペクトルを XANES（X 線吸収近傍構造）と呼び、内殻電子が非占有軌道への励起に起因するために、着目する元素の価数や配位構造に関する構造情報が得られる。一方、吸収端から 1000eV 程度までの波長領域で得られる
EXAFS（広域 X 線吸収微細構造）は、放出された光電子と隣接する原子により散乱された光電子との干渉により X 線吸収係数が変化することにより得られる振動構造で、フーリエ変換により得られる動径分布関数から、着目する元素の周辺構造（原子間距離、配位原子の数）などを得ることができる。
SPring-8 の産業利用Ⅱビームライン BL14B2 は XAFS 測定の専用ビームラインで測定できる波長範囲
は 3.8～72keV で、（ZrO2+Al2O3）溶射皮膜中の Zr 元素や安定化するために添加されている Y2O3 の Y
元素の周辺構造を調べることにより、剥離や耐食性などに影響を与える欠陥構造を知ることができる。
4． 結論
ガストンネル型プラズマを用いて作製したセラミックス系複合体コーティング皮膜構造を調べる手段として、高輝度放射光を用いた計測・解析評価法が溶射皮膜の構造と皮膜特性の解明に有効な手段であると考えられる。
参考文献
1) Y. Arata, A. Kobayashi, Y. Habara and S. Jing: Gas Tunnel Type Plasma Spraying, Trans. of JWRI, Vol.15-2(1986) pp227-231.
2) 小林､北村：高温学会誌 Vol.26､No.6(2000)､pp.316000).

（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－267－

材料創成に資する高温還元性ガス生成用プラズマジェット源の安定化
宮崎大学工学部機械設計システム工学科
各務聡

1. はじめに酸化物などを原料として材料を創製する場合には，高温の還元ガスが必要となる．本研究では，高温の還元ガス生成に資するプラズマジェット源を試作しその基本性能を評価した．プラズマジェット
源として高エンタルピー流を生成できるアークプラズマジェットを適用し，作動流体にはジメチルエーテル（DME, Dimethyl ether）を適用した．DME は，CH3-O-CH3 なる分子構造式表されるエーテル化合物であり，腐食性や毒性が無く，その燃焼においては煤を生成しない．そこで，DME をプラズマジ
ェット源の作動流体とすることにより，高温の還元性雰囲気ガスを生成し，高機能無機材料創成に資することを目的としている．2011 年度の研究で，電極に煤が生成することが確認された．2012 年度は，放電を安定化させるために，DME/窒素混合ガスを作動流体として適用し，放電の安定性を調べた．
2. 実験装置
Propellant inlet

Insulator(Ceramics)

Mass flow controller
Mixing chamber

Divergent anode(Copper tungsten)

Plenum pressure gauge

DME tank

N2 tank
Cathode(Thoriated tungsten)

Vacuum chamber

ThrusterThrust stand

Displacement
sensor－ +DC power supply

第1図

試作したプラズマジェット源

第2図
第1表

2.1

試作したプラズマ源

作動流体

第 1 図に試作し作動流体流量，mg/s
放電電流，A
DME/N2 混合比（質量比）

たプラズマジェット源の模式図を示す．カソー
ドは，直径 1.0 mm のトリウムタングステン棒
であり，その先端はフラットになっている．
2.2

実験装置

Vacuum pump

実験装置

実験条件
DME/N240，50，60
13，20，30
10/0，9/1，7/3，5/5
3/7，1/9，0/10

試作したプラズマジェット

源の実験は一辺 300 mm の立方体の真空容器内で行った．なお，水平方向には円筒型のエクステンシ
ョンを取り付けてプルームを排気した．この真空容器は，排気速度 240 L/min のロータリーポンプにより減圧され，実験中の背圧は 1～2 kPa である．
DME は，圧力容器に液体として貯蔵し，供給に際してはレギュレータにより圧力を調整し，マスフ
ローコントローラ（コフロック 3665）により流量を一定になるように調節した．なお，圧力容器内で気相として存在する DME を使用しプラズマジェット源に気体として供給した．また，窒素と DME の混合のために，放電用電源には定格電圧 120 V 定格電流 35 A の安定化定電流源を用いた．放電電圧は，抵抗分圧回路により分圧して測定し，放電電流はホール素子を利用した非接触電流計により測定した．

－268－

電電流は 13, 20, 30 A で，作動流体流量は 40～
60 mg/s とした．DME と N2 の混合比は 10/0～
0/10 の範囲で変化させた．

Discharge voltage , V

第 1 表に実験条件を示す．放100

Discharge voltage , V

2.3 実験条件

100

50
0
0

10

20

40

50

60

50

60

50

60

50

60

50

60

50

60

50

60

(a) DME/N2=0/10

3. 実験結果
第 3 図は，放電電流 20 A，推進剤流量 60 mg/s としたときの各混合割合での放電電圧の波形示している．DME の混合割合を高くすると，放電電圧の振れが大きくなった．また，プルームも時折火花

50
0
0

10

状になるなど不安定になっていった．作動実験後に陰2030Time t, s40(b) DME/N2=1/9
Discharge voltage , V

極や陽極の様子を確認すると，推進剤に DME が含まれる場合，混合割合に関係なく，陰極の先端部や陽極のコンストリクタ周辺への煤の付着が見られた．これらの結果より，DME を混合すると放電電圧及びプルームが不安定となるのは，DME に

100
50
0
0

10

20

含まれる炭素から生成される煤が，陰極や陽極に30Time t, s

40(c) DME/N2=3/7

4. まとめ
材料創成に適用する高温の還元性ガスを生成す

Discharge voltage , V

めであると考えられる．

100

Discharge voltage , V

付着することで，アークの付着点が定まらないた

100

50

0
0

10

るために，ジメチルエーテルを作動流体とする
アークプラズマジェットを試作し，放電を安定させるために DME と窒素の混合ガスを作動流体として供給し放電電圧の時間変化を調べた．
窒素を混合することにより，放電が安定するこ

2030Time t, s

40(d) DME/N2=5/5

50
0
0

10

とが確認された．

20

30
Time t, s

40

Discharge voltage , V(e) DME/N2=7/3

参考文献
1) 日本 DME フォーラム編：DME ハンドブッ
ク，Ohmsha, 2007.
2) Kakami, A., Ebara I., Yokote J. and Tachibana,

100
50

0
0

10

T., Application of dimethyl ether to arcjet thruster

20

30Time t, s

40

Discharge voltage , V(f) DME/N2=9/1

as propellant. Vacuum8(1) (2008) 77-81.

（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能
材料開発共同研究開発プロジェクト拠点）

30Time t, s

100
50
0
0

10

20

30
Time t, s

40(g) DME/N2=10/0
第 3 図 各混合割合における放電電圧（放電電流 20 A，推進剤流量 60 mg/s）－269－

基材の傾斜がブラスト加工に及ぼす影響
近畿大学理工学部
窪堀 俊文
1． 緒
言
ブラスト加工は，球状または砥粒状のブラスト材（金属やセラミックスなど）
を圧縮空気などを用いて基材表面に吹きつけ，基材表面の粗面化および清浄化を行う処理法である．ブラスト加工を行う
ことにより，ブラスト材が高速度で基材表面に衝突するため，基材表面に残留応
力 を 生 じ る ピ ー ニ ン グ 効 果 1 ）が 発 生 す る ．
一般にピーニング処理を目的としたものにはショットブラストが用いられ，粗面化処理を目的としたものにはグリットブ
ラストが用いられる．しかし，粗面化処理を目的としてグリットブラストを用いてもピーニング効果が起こり，またショットブラストを用いても幾分かの除去効
果は起こる．すなわち，これらはブラス
ト材を圧縮空気などを用いて基材に吹きつけた結果生じる効果である．しかしながら，複雑な形状の基材にブラスト加工を行う場合，基材に当たるブラスト材の角度を一定にするのは困難であり，基材の傾斜がブラスト加工に及ぼす影響を明らかにする必要がある．従来，ブラスト
加工における噴射角度については残留応力に及ぼす影響についてのみ論じられてき た 2 － 5 ）以 外 ほ と ん ど 報 告 さ れ て い な いのが現状である．そこで本研究では，噴射 角 度 を 90 ° ,75 ° ,60 ° ,45 ° お よ び
30°に 変 化 さ せ て ブ ラ ス ト 加 工 を 行 い ，
ピーニング効果の評価基準であるアーク
ハイト，基材の除去重量から得られる除去率を測定した．
2． 実 験 装 置 お よ び 試 験 片
本実験で用いたブラスト加工装置は，直圧式ブラスト加工装置であり，本装置
を 用 い て ， 噴 射 角 度 θ を
90°,75°,60°,45°,30°と 変 化 さ せ て ，
ピーニング処理および除去処理を行った ． Fig.1は 実 験 装 置 概 略 図 を 示 し た ものである．使用したブラスト材はスチー
ル シ ョ ッ ト S 4 0 （ 平 均 粒 径 d = 0 . 4 m m ）， S 7 0（ d = 0 . 7 m m ），S 1 0 0（ d = 1 . 0 m m ）お よ び ス チ
ー ル グ リ ッ ト G20(d=0.2mm),G40(d=0.4mm),G70(d=0.7mm)G100(d=1.0mm)である．
本実験で用いた試験片は，ピーニング
処理ではアルメンストリップ N 型試験片（ 形 状 寸 法 ： 76mm × 19mm × 0.8mm ， 以 下
Am と 略 称 す る ）で あ る ．ま た ，除 去 処 理
では，鉄，銅，アルミニウム試験片である ．ま た ，除 去 処 理 に お け る 除 去 率 Z(%)
の 測 定 方 法 は ，除 去 重 量 m ( g ) と 試 験 片 重
量 M ( g ) を 測 定 し ，式 Z  m / M  100(%) に より求めた．

Fig.1 Schematic figure of blasting.

3． 実 験 結 果 お よ び 考 察
Fig.2 は ， ブ ラ ス ト 材 に ス チ ー ル シ ョッ ト（ S 7 0 ）を 用 い て ，噴 射 圧 力 p = 4 0 0 k P a ，噴 射 距 離 h=150mm で 一 定 と し ， 噴 射 角 度
θ を 90°か ら 30°ま で 15°間 隔 で 変 化させてピーニング処理を行った場合の，噴射時間 t とアークハイト H との関係を示したものである． t の経過に伴い， H
は 大 き く な る が ， ど の θ に お い て も
t=150s 以 上 に な る と H は 一 定 の 値 を と る
こ と が わ か る ． ま た ， 同 図 よ り t=200sに お い て ， θ =90°の 場 合 と 比 較 す る と ，
θ =75°で は 90°の 98％ の 値 と な り ， ほと ん ど 変 化 が 見 ら れ な い が ，θ = 6 0 ° で は
90 ° の 81 ％ の 値 ， θ =45 ° で は 90 ° の
6 7 ％ の 値 と な り ，さ ら に θ = 3 0 ° で は 9 0 °の 58％ の 値 と な り 著 し く H が 低 下 し て い
るということがわかる．なお噴射角度θ
が 30 ° よ り 小 さ い 場 合 に は 試 験 片 に 対
す る 衝 撃 力 が 1/2 以 下 に な る の で ， 十 分
なピーニング処理および除去処理が期待で き ず 2 ）， 非 実 用 的 で あ る た め 本 実 験 では行わなかった．噴射角度θによってアークハイト H に変化が出た理由として，
噴 射 角 度 θ が 90 ° の 場 合 の 加 工 面 に 垂
直 に 衝 突 す る 力 （ こ こ で は θ ＝ 90°時 のアークハイト H の大きさと仮定する）をF とすると，試験片に対して垂直方向の分 力 は F s i n θ と 表 す こ と が で き る ．θ が
小 さ く な る と Fsin θ も 小 さ く な り 試 験
片に対して垂直方向の分力も小さくなる．
そのためアークハイト H も小さくなると考えられる．

－270－

Fig.2 Relation between arc height H
and blasting time t for S70.

Fig.3 は ， ブ ラ ス ト 材 に ス チ ー ル グ リッ ト（ G 7 0 ）を 用 い て ，噴 射 圧 力 p = 4 0 0 k P a ，噴 射 距 離 h=150mm で 一 定 と し ， 噴 射 角 度
θ を 90°か ら 30°ま で 15°間 隔 で 変 化させてピーニング処理を行った場合の，噴射時間 t とアークハイト H との関係を示 し た も の で あ る ．同 図 よ り ， t の 経 過に 伴 い ， H は 大 き く な り ，ど の θ に お いて も t=150s 以 上 に な る と H は 一 定 の 値 をと る ． ま た ， θ ＝ 30°近 く に な る と H の値が相当低くなっている．この理由は，
ス チ ー ル シ ョ ッ ト（ S 7 0 ）の 場 合 と 同 様 にθが小さくなると試験片に対して垂直方向の分力も小さくなるためと思われる．

と除去率 Z が大きくなる理由としては，
加 工 面 に 衝 突 す る 力（ こ こ で は θ = 9 0 ° 時の 除 去 率 の 値 と 仮 定 す る ）を F と す る と ，
試 験 片 に 対 し て 水 平 方 向 の 分 力 は Fcos
θと表すことができる．θが小さくなると Fcos θ は 大 き く な り 試 験 片 に か か る
水平方向の分力も大きくなる．
Fig.5 は ， Fe 試 験 片 に つ い て ブ ラ ス ト
材粒径 d と除去率 Z の関係を各噴射角度
θ に つ い て 示 し た も の で あ る ．同 図 よ り ，
d が 0.4mm の 場 合 最 も Z が 大 き く な り ，
d = 0 . 2 ，d = 0 . 7 m m の 順 に 小 さ く な っ て い る ．

Fig.5 Relation between removal rate Z
and grain diameter d .Blasting angleθ
was 90°～ 30°.

Fig.3 Relation between arc height H
and blasting time t for G70.

Fig.4 は ， ブ ラ ス ト 材 に ス チ ー ル グ リッ ト（ G 4 0 ）を 用 い て ，噴 射 圧 力 p = 4 0 0 k P a ，噴 射 距 離 h=150mm で 一 定 と し ， 噴 射 角 度
θ を 90°か ら 30°ま で 15°間 隔 で 変 化
さ せ て Fe 試 験 片 に 除 去 処 理 を 行 っ た 場
合の，噴射時間 t と除去率 Z との関係を示したものである．同図より，t の経過に伴い，Z は大きくなっていることがわ
か る ． あ る 時 間 こ こ で は t<10s で は 近 似
直線で示した Z よりも小さい値を示している．この理由として，除去処理開始後
10s 程 度 ま で は ブ ラ ス ト 加 工 に よ る 加 工
硬化がほとんど起こらない状態であると思われるので Z が小さくなったものと考え ら れ る ． ま た ， 噴 射 角 度 θ を 90°よ り
30°に 変 化 さ せ た 場 合 ， 45°≦ θ ≦ 90°

がt i大
F i範
g .囲
4 でRθ
ela
o nきbくe tな
w eる
e nにr つe mれo vて
a l，r aZt eはの
Z and blasting time t .Blasting angle θwas 90°～ 30°( Fe, G40).
小さくなっている．このことから，本実
験 内 で は θ =45°が 最 も 除 去 率 Z の 大 き
く な る 加 工 条 件 と 考 え ら れ る ． 45°≦ θ≦ 90°の 範 囲 に お い て ， θ が 小 さ く な る

4． 結言(1) 基 材 角 度 θ =90°の と き に ア ー ク ハ イ
ト H は最大になり、θが小さくなる
につれて H は小さくなる。
(2) グ リ ッ ト の ア ー ク ハ イ ト H は シ ョ ット の 約 50%程 度 で あ っ た ．
(3) 粒 径 d が 大 き く な る に つ れ て ， ア ー
ク ハ イ ト H の 値 も 大 き く な る ．ま た ，
傾斜をつけてもこの関係は変わらなかった．
(4) 噴 射 角 度 θ =45°の と き に 除 去 率 Z は最大となり ，θがそれより小さくても大きくても Z は小さくなった．
(5) 粒 径 d=0.4mm の 場 合 に Z が 最 も 大 き
く な り 、 0.2mm、 0.7mm の 順 に 小 さ くなる。
参考文献
1) シ ョ ッ ト ピ ー ニ ン グ 技 術 協 会 ： シ ョ ット ピ ー ニ ン グ の 方 法 と 効 果 － 金 属 疲
労 ・ 残 留 応 力 ―, 日 刊 工 業 新 聞 社 ,(1997)3.104.
2) 天 野 礼 光 ， 榊 原 隆 之 ， 脇 田 将 見 ： コ イ
ルばねへのショットピーニングにおける衝突エネルギーシュミレーション，
ば ね 論 文 集 ， 4 8 ，（ 2 0 0 3 ） 2 1 - 3 0 .
3) 石 上 英 征 ，松 井 勝 幸 ，神 泰 行 ，安 藤 柱 ：
応力二段ショットピーニングに関する研究
残留応力分布に及ぼす負荷応力と噴射角度の影響，日本機械学会論文
集 A ， 6 6 ，（ 2 0 0 0 ） 1 5 4 7 - 1 5 5 4 .
4) 日 本 規 格 協 会 ： JIS ハ ン ド ブ ッ ク 1 鉄
鋼 Ⅰ , 日 本 規 格 協 会 ,（ 2 0 0 5 ） 1 3 6 2 - 1 3 6 3 .
5) 日 本 規 格 協 会 ： JIS ハ ン ド ブ ッ ク 1 鉄
鋼 Ⅰ , 日 本 規 格 協 会 ,（ 2 0 0 5 ） 1 3 6 2 - 1 3 6 3 .
（共 同 研 究 分 野 ：特 異 構 造 金 属 ・無 機 融 合 高 機
能 材 料 開 発 共 同 研 究 プロジェクト拠 点 ）－271－

耐環境性皮膜の創製とその評価に関する研究-Al 添加による NbSi2 の耐酸化性改善北海道大学大学院工学研究院附属ｴﾈﾙｷﾞｰ・ﾏﾃﾘｱﾙ融合領域研究ｾﾝﾀｰ
黒川

一哉

1. 目的
地球温暖化やエネルギー資源の枯渇などの環境問題に対処するため、熱機関の稼働温度の上昇が求められている。しかし、既存の材料では耐用温度が限界に達しており、新たな高温材料の開発が求められている。現在、新たな高温材料の一つとして Nb 合金の開発が期待されている。Nbの融点は 2400℃を超え、他の高融点金属と比較して密度も小さく比強度が大きいといった特性を持つ。しかし、耐酸化性が乏しいことが問題であり、Si 濃度の高い NbSi2 コーティングを施すことにより、耐酸化性改善の試みがなされている。しかしながら、NbSi2 でも Si の選択酸化は起きにくく、十分な耐酸化性を示すには至っていない。そこで本研究では耐酸化性に優れた NbSi2 コーティング材の開発の基礎研究として、NbSi2 に Al を添加し耐酸化性の改善を試みた。
2．実験方法
出発原料の各種粉末を NbSi2、NbSi2-1mass%Al、NbSi2-3mass%Al、 NbSi2-5mass%Al の組
成となるよう秤量し、遊星型ボールミル装置にて混合を行った後、カーボンダイに装填し SPS 焼結を行った。焼結は、荷重 40MPa、真空度 4Pa 以下にて、1400℃まで昇温を行った。続いて、作製した試料を用いて酸化試験を行った。酸化条件は大気雰囲気中にて 1000～1400℃の温度域
で 50 時間まで酸化を行い酸化前後の重量を測定し酸化質量変化を求めた。酸化前後の試料の観察・分析には、XRD、FE-SEM、EDS、TEM 等を用いた。
3. 結果と考察
1000℃、1200℃の酸化では NbSi₂に Al を添加することで酸化皮膜厚さはいずれの試料でも薄くなり耐酸化性が著しく向上した (Fig.1)。これらは、酸化初期に表面に形成された SiO₂皮膜やその割れなどから Al が表面へ拡散し表面に Al₂O₃が形成されたため、長時間酸化、高濃度添加のものほど、表面の Al₂O₃の割合が増加し、表面を覆うことで耐酸化性を向上させたと考えられる。
しかし、Al₂O₃皮膜は下地との密着性が乏しく、Fig.2 のように剥離を引き起こした。このため、
Al を添加した試料でも連続的で一様な酸化皮膜の形成は難しいことが分かった。一方、1400℃においては NbSi₂でも耐酸化性に優れたガラス質の SiO₂を形成し、さらに Al を添加した試料では可塑性が高い Al2O3‐SiO₂系酸化物が生成するため表面は緻密な酸化皮膜で覆われる。しかし、
Al 添加試料では 1200℃以下と同様に、皮膜剥離が発生した。以上の結果から、Al 添加は耐酸化性の向上に効果があるものの、皮膜剥離を引き起こす影響もあると結論づけられる。

10µm

Fig.1 Thickness of oxide layer after oxidation at 1000℃.

Fig.2 Cross-sectional image of NbSi₂-5mass%Al oxidized for 25hr at 1200℃.

（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究開発プロジェクト拠点）－272－

Evaluation of sputtering behavior of BN for use in lifetime measurement method
東京大学 大学院工学系研究科 航空宇宙工学専攻
ショーンヘル トニー
1. Introduction
BN is a widely used insulator in many space propulsion devices. Erosion due to ion impact is amajor restricting factor for lifetime. Understanding of the sputtering behavior is necessary to
prevent erosion. Further, small detectors for measurement of erosion in the thrusters areimportant.
2. Experiment Procedure
The ion beam facility at Osaka University was used tosimulate the plasma ion impact found typically in Hall
thrusters. Samples of coated and machined BN were exposedto the beam under varying incident angles and varying ion
beam energy (up to 1000 eV). Sputtering was derived fromusing surface-scanning laser microscope. Same facility wasused to coat BN on prepared samples that were used as
detectors in the propulsion devices.
Fig. 1 Experimental setup
3. Result and Discussion
Sputtering yield for coated and machined BN were successfullymeasured as function of incident angle and beam energy.
Coated BN showed higher sputtering yields due to less rigid
structure as a result of the coating process. A factor of 2.2 ± 0.7
between the two kinds was derived. Values for machined BN
agreed well with standard model predictions. Both kinds
showed similar behavior with a variation of incident angle,
again fitting well with model prediction.

Fig. 2 Impact of material and ion beamenergy on sputtering yield

4. Conclusion
Difference in sputtering yield for coated and machined
BN was derived resulting from differences in theirstructure. As BN-coated chips are used to determine
the erosion in BN-machined parts, the successfulderivation of a calibration factor was important.
Reference[1] 細田誠也、他: “多層コーティング法における BN スパ

ッタリング特性について”. プラズマ応用科学, 19(2):151-154,
2011.

Fig. 3 Sputtering yield as a function of incident angle(共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点)－273－

微粒子、ナノ粒子の構造制御と特性評価
Ar イオンビームスパッタリングによる複合薄膜形成
東京大学大学院

工学系研究科航空宇宙工学専攻

博士後期課程３年

張科寅

1. 背景と目的
電気推進機は，航空宇宙分野におけるプラズマのもっとも重要な活用先の一つであり，宇宙開発コストを大きく低減できることが期待できることから，近年大きな注目を集めている．イオンエンジンを用いたはやぶさの成功は言うに及ばず，ボーイング社の全電化衛星（搭載する推進システムが電気推進のみの衛星）の打ち上げが予定されているな
ど，商用衛星においても今後推進システムの主役を担っていくとこが予想される．
数多くの種類が存在する電気推進機の中でも，ホールスラスタと呼ばれる静電加速型の推進機は，その高い性能（比推力，エネルギー変換効率）から最も注目されているものである．特に同じ静電加速型のイオンエンジンと比較して，推重比とシステムの簡易さで圧倒できることから，次期主力宇宙推進機として期待され，各国で競って研究開発されている．
ホールスラスタの実機搭載におけるもっとも重要な課題の一つとして，プラズマによる損耗の対策，すなわち推進機寿命が挙げられる．ホールスラスタは数千時間にわたる
長時間作動が要求されるため，その推進機寿命は最も重要な性能のひとつである．その寿命は，推進剤の枯渇ではなく，スパッタリングによるチャネルの壁面損耗率によって決定される．加速されたイオンが衝突することによって放電チャネル壁面が侵食され，最終的には磁気回路が露出し，推進機が作動停止に至る．したがって，プラズマによる損耗の抑制や，効率的な損耗，寿命評価法の確立が望まれている．
ホールスラスタの寿命評価はこれまで，長時間耐久試験や分光計測など，さまざまな手法で行われているが，短時間で精度良く測定できる手法は未だ開発されていない．すなわち耐久試験は 1,000 時間オーダーでの試験が必要になるため，繰り返し測定に向かず，分光計測は損耗の定量評価や分布計測が不得意であり，十分な情報を得ることが難しい．そのため，本研究室では，従来よりも短時間，高精度で壁面損耗率を計測可能な新手法として，薄膜の多層コーティングを用いた寿命評価法（多層コーティング法）を提案している．
本研究では，これまでの多層コーティング法に関する研究の継続課題として，定量的な測定精度に関する研究を行った結果について報告する．

－274－

2. 研究方法
多層コーティング法では，図 1 のよ
うに，ホールスラスタの壁面材料であるセラミック（BN:窒化ホウ素）と，損
耗の進行検出用の金属薄膜を交互に数
100 nm のオーダーで薄膜コーティング
したチップを，埋め込み型壁面プロー
ブとして利用する手法である．チャネ
ル壁面に埋め込まれたチップは周囲の図 1 多層コーティング法の原理

チャネル壁と同様に損耗を受け，その進行は金属薄膜層の発光によって可視化される．観測された各金属層の発光の間隔により，セラミック層の損耗時間が測定され，壁面損耗率を求めることが可能となる．
今年度は，上記手法により損耗率を定量測定する際に必要となるキャリブレーション用の実験を主に行った．チップ上の薄膜セラミック層の損耗測定によって，周囲のセラ
ミック壁の損耗率を定量的に測定するためには，薄膜 BN 層とチャネル壁 BN の損耗特性の違いを明確にする必要がある．上記損耗特性の測定と，多層複合薄膜の作成を Ar
ビームスパッタリング成膜装置を用いて，大阪大学接合科学研究所の小林研究室にて行
った．
3. 結果
図 2 にキャリブレーションを行い，東京大学で開発された 300 W 級小型ホールスラスタの壁面損耗率を定量的に測定した結果を示す．
推進剤（キセノン）流量を変化させたときの加速チャネルの壁面損耗率を，SPT 型と CHT型という二つの形態について測定した．測定
結果の不確かさはほとんどキャリブレーショ
ン誤差に起因するものであり，より精度が高い損耗の定量測定を行うためには，キャリブ
レーションの精度向上が必要不可欠であるこ
図 2 磁束密度 VS 壁面損耗率とがわかった．
4. 結論

キャリブレーションを行い，多層コーティング法によって，ホールスラスタのチャネ
ル損耗率を定量的に測定した．
(共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点)－275－

プラズマ溶射法によるタングステン被覆核融合炉壁材料開発
九州大学応用力学研究所
徳永 和俊
１．目的
将来の基幹的なエネルギー源として、核融合炉の開発研究が進められている。この核融合炉の開発において原型炉の設計が進められており、中性子の照射を受ける第一壁・ブランケットの構造材料及びダイバータの冷却管には、低放射化材料が使用される。低放射化材料の中でも、低放射化フェライト・マルテンサイト鋼がそれらの第一候補材料となっている。さらに、低放射化フェライト・マルテンサイト鋼の表面に、スパッタリング及び熱特性に優れているタン
グステンを被覆・接合して使用することが検討されている。しかし、一般的に接合界面における強度は弱い場合があり、また、タングステンと低放射化フェライト・マルテンサイト鋼は、熱膨張率が異なるため、熱負荷によって発生する熱応
力により亀裂や剥離が発生することが考えられる。
昨年度は、大阪大学接合科学研究所及び京都大学エネルギー理工学研究所等との共同研究により、プラズマ溶射法を用いタングステン被覆材を試作し、これらの試料に対して、熱負荷実験を行うと共に、有限要素法を用いた熱・応力解析を行い、熱特性を定量的に評価した結果を報告した。本年度は、プラズマ溶射法によりタングステンを低放射化フェライト・マルテンサイト鋼に被覆した試料をさらに冷却管付の無酸素銅に冶金接合し強制冷却下での熱負荷実験を行い定常状態における挙動を明らかにすると共に、熱解析を行った結果について報告する。
２．実験及び解析方法
実験に使用した試験体は、20 mm ×20 mm × 2.6 mm の低放射化フェライト・マルテンサイト鋼(F82H、Fe-8Cr-2W)の表面に減圧プラズマ溶射法(VPS 法)及び大気圧プラズマ溶射法(APS 法)により W を 1 mm 被覆し、さらに内径 7 mmの冷却管付き無酸素銅(OFHC)に冶金接合することによって作製した。実験では、冷却管を水冷した状態で、W 表面に電子ビームを照射し、0.3～3.4 MW/m2 の熱流束を負荷し、熱負荷実験を行った。熱負荷実験は、20s でビーム電流を所定の電流まで上昇し、その後、40s の間定常値に保ち、その後、0s でビームを OFF した。これを、それぞれの熱流束の条件で行い、熱流束を増加しながら、熱負荷実験を行った。冷却条件は、流速は 18m/s、入口の冷却水の温度は 20℃、冷却水の圧力は 0.7 MPa である。また、電子ビーム照射中、W の表面温度を放射温度計で測定すると共に、F82H と OFHC の界面部の上部及び下部の温度を熱電対を用いて測定した。さらに、3.2 MW/m2 の熱流束で、200 回までの繰り返し熱負荷実験を行った。熱解析では、有限要素法を用いた汎用コードを用い、この試験体の 1/4モデルを作成し、モデルの各材料に温度依存性を考慮した熱伝導率、比熱、密度、熱膨張率等の物性値を定義した。
図 1 に試験体のモデルを示す。また、境界条件として、W 表面に熱流束を負荷し、さらに、冷却管内壁から冷却水への熱伝達に関して、その熱伝達係数を相関式を用いて定義している。このモデルについての熱・応力解析を行い、温度分布、変形図、応力分布図等を求めた。
３．結果
図 2 には、APS-W/F82H/OFHC 及び VPS-W/F82H/OFHC の熱流束を変化させた時の定常状態における表面温度、F82H と OFHC の界面における F82ＨとＯＦＨＣの温度を示した。温度は、熱流束が増加するにつれて上昇している。また、APS-W と VPS-W では、APS-W の方が表面温度が高いことがわかる。SEM による断面の組織観察の結果、
APS-W は、空隙が見られることから、VPS-W と比較し、熱伝導率が低いため表面温度が高いものと考えられる。また、
２００回の繰り返し熱負荷実験では、表面温度及び F82H 及び OFHC の温度変化は発生せず、健全性が保たれることがわかった。
図 3 には、熱流束が 3.4 MW/m2 の場合の表面からの深さ方向の距離に対する VPS-W/F82H/OFHC の定常状態
における温度の実験値及び計算値をプロットした結果を示す。計算値の①は、VPS-W の熱伝導率を純 W の 40 %とした場合、②には VPS-W の熱伝導率を純 W の 16 %した場合及び③は、VPS-W と F82H の界面に、0.1mm の厚みの
3 KW-1 の熱抵抗を入れた場合である。②及び③の場合は、計算値は実験値と一致することがわかる。図 4 には、②の条件で計算した場合の温度分布を示した。熱伝導率が低い F82H の部分で温度変化が大きいことがわかる。図 5 には、VPS-W/F82H/OFHC の場合の熱流束に対する定常状態の表面温度及び F82H と OFHC の界面のそれぞれ上－276－

部及び下部の温度に関して、実験値と計算値を示した。OFHC の温度は、計算値及び実験値がほぼ一致しており、冷却管から冷却水への熱伝達現象は、よくモデル化されていることがわかる。また、表面温度では、熱流束が小さい
場合、実験値の方が温度が高い。これは、VPS-W の表面形状に凹凸があり、電子ビーム照射によりホットスポットが形成されているためであると考えられる。さらに、熱流束が 3.4 MW/m2 の場合の応力解析の結果、VPS-W と F82H の部
分には、熱負荷中、平行方向に VPS-W の部分に引っ張り応力、F82H の部分に圧縮応力のせん断応力が負荷されていることがわかった。これは、F82Ｈが熱膨張率が大きいため、より膨張しようとするが、VPS-W 部分は、熱膨張係数が小さく膨張する割合が少ないため、このような応力が働くものと考えられる。

図 3 表面から深さ方向の距離に関する温度

図 1 試験体のモデル図

Temperature (oC)

1200
APS-W
F82H
OFHC

1000 (a)
800
600
400
200
0
0

1
2
3
Heat flux (MW/m2)

4

図 4 VPS-W/F82H/OFHC の温度分布

1200

700

VPS-W
F82H
OFHC

800
600
400
200
0
0

1

2

3

VPS_W(Exp)600

Temperature[℃]

Temperature (oC)1000 (b)

4

VPS‐W

500

VPS_W(Ana)
F82H(Exp)

400

OFHC(Exp)

200

OFHC(Ana)

100

OFHC

0

Heat flux (MW/m2)

F82H(Ana)

F82H

300

0

0.5

1

1.5

2

2.5

3

3.5

4

図 2 熱流束に対する温度

Heat Flux[MW/m2](a) APS-W/F82H/OFHC

図 5 VPS-W/F82H/OFHC の熱流束に対(b) VPS-W/F82H/OFHCする温度の実験値と計算値の比較（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点学分野）－277－

ガストンネル型プラズマ溶射によるジルコニア系
セラミックス溶射被膜材の機械的性質･疲労特性に関する研究
Mechanical properties and fatigue strength of zirconia ceramics coated material by gas tunnel type plasma
spraying
大阪工業大学
1 緒

工学部

機械工学科

西川

出

言

現在，様々なプラズマ溶射技術が開発されているが，そ3 実験結果の中でも注目されているのが，ガストンネル型プラズマ溶

ガストンネル型プラズマ溶射を用いて作製した試験片に射である．従来の大気プラズマ溶射は，溶射粉末をトーチ

対して，摩耗試験，高温3点曲げ疲労試験を行った結果，得軸方向に対して直角方向から供給するのに対し，ガストン

られた繰返し数と摩耗量の関係をFig.1に，疲労強度とビッ

ネル型プラズマ溶射は，プラズマの周辺を冷却し，プラズ

カース硬さの関係をFig.2に示す．

マの中心の温度を上昇させるサーマルピンチ効果と，溶射粉末の供給がカソードの中心から運搬ガスとともに供給できるメリットを有する．本研究では，このガストンネル型
プラズマ溶射における最適な溶射条件を探索することを目的とする．
2 試験片作製および実験方法
2･1 試験片作製
試験片の基材にはSUS304鋼，縦50mm横50mm厚さ3mmを使用した．ブラスト処理により基材表面に粗面加工を施し，表面を十分に清浄化した．その後，大気圧下でガスト

Fig.1 Result of wear test

ンネル型プラズマ溶射装置を用いて，基材にセラミックス
溶射被覆を施した．溶射粉末はジルコニア(K-90:昭和電工
株式会社)，アルミナ(K-16T:昭和電工株式会社)を使用した．
ガストンネル型プラズマ溶射の溶射条件をTable.1に示す．
また，トラバース速度を10~15mm/secとした．
Table.1 Spray condition of gas tunnel type plasma spraying
MixingrationZrO2/Al2O3
[%/%]

Power
[kW]

Spraying
distance[mm]

Traverse
number[times]Powderfeed
rate[g/min]Working
gas flowrate[/min]

16
18
18
18
15
20
20
20

40
40
40
60
80
80
40
40

6
6
6
6
1
1
3
3

20
20
20
20
20
20
20
20

150
150
170
170
-

80/20

50/50

Fig.2 Relationship between Vickers hardness and number of cycles to
Failure in fatigue test

Fig.1に示すように摩耗繰り返しとともにほぼ単調に摩耗料が増加していることがわかる。より詳細に調べると、●印で示した溶射材料ZrO280%/Al2O320%を用いて作成した溶射皮膜の摩耗量が、ZrO250%/Al2O350%で製作した溶射2･2 実験方法

皮膜のそれよりすべて下回っており、前者の材料がより摩本研究では，溶射条件の違いによる溶射皮膜形成状態の

耗特性に優れていることがわかった．

相異を調査するため，基礎的な機械的性質であるビッカー

Fig.2よりビッカース硬さが高くになると疲労寿命が低

ス硬さと疲労強度に注目した．ビッカース硬さ試験ではマ下していることがわかる．材料別に見ると明らかに溶射材

イクロビッカース硬さ試験機を用い，皮膜の硬度を計測し料ZrO280%/Al2O320%を用いて作成した溶射皮膜の疲労寿

た．計測条件は負荷荷重490.7mN，保持時間15secとして，命が長いことがわかる。疲労特性もこの材料を用いた方が10点の計測結果の平均として硬度HVを求めた．高温3点曲優れる結果となった。

げ疲労試験では荷重波形を正弦波とし，周波数は5.0Hzとした．応力比R=0.1, 応力幅＝300MPa，試験片表面温度は4 まとめ
溶射条件に関わらず，溶射材料をZrO280%/Al2O320%にす873Kの高温環境下で3点曲げ疲労試験を行い，き裂発生寿
命Nfを求めた．試験打ち切り回数は5.0×105回とした．

ることにより摩耗特性・疲労特性の向上が認められた．

（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－278－

スマートプラズマシステムの開発とそのプロセス利用、及び効率化に関する研究（かご型同軸ガンを用いた高密度プラズマ生成装置の開発）
神戸高専電子工学科
橋本好幸
１．はじめに
材料開発の分野でイオン源としてのプラズマ利用を想定した場合，高密度プラズマの生成が大きな課題となる。高密度プラズマを生成する一つの方法に同軸プラズマガンがあるが，一般的な同軸ガンは電極の消耗が激しく，連続して安定したプラズマを得ることができない。近年，同軸ガンの外電極をかご型構造にする
ことで，長時間安定したプラズマを得ることができるという報告があった[1]。そこで，我々はかご型電極を持つ同軸ガンを用いて高密度プラズマの生成実験を行うことにした。昨年までに，実験の初段階として同軸ガンを動作させる電源回路の製作を行い、その動作試験として、もっとも構造が簡単な円筒型同軸ガンを用いて、放電特性を測定した。本年は，実際に応用を想定した高密度プラズマ実験を行うために，同軸プラズ
マガンの電源回路としてマルクス回路を用いることとし，その動作特性についてシミュレーションを行ったので，その結果について報告する。
２．実験方法および結果
図１に実験回路の構成図を示す。電源には，最大出力－360kV (－60kV×6 段), パルス幅 100[nsec],出力インピーダンス 15[Ω]の同軸マルクス装置を用いる。真空容器内は，直径 0.6[m]で長さ 1[m]のステンレス容器であり，真空ポンプにより，10-4 [Torr]まで排気する。同軸プラズマガンは，長さ 350[mm]，内径 3[mm]および外径 9[mm]の円筒である。
図 2 は，マルクス回路を 5[kV]で充電し，同軸Vacuum Chamber

プラズマガンにパルス電圧を供給した場合の出力電圧をシミュレーションにより求めた結果である。

Plasmaシミュレーションは，マルクス回路および同軸プ
ラズマガンの電気的な等価回路を作成し，それをNational Instruments 社の NI Multisim10 を用

MarxGenerator

いて解析した。図 2 の結果より，出力インピーダ
ンス Z=5[Ω]とした時には，出力の最大値は約CoaxialPlasma Gun-10[kV]と小さく，反射波として逆電圧が発生してVacuumPump

図 1. 実験回路の構成いる。Z=15[Ω]とした場合は，出力の最大値は約
Z=50[Ω]の場合は，出力電圧は上昇するものの，電圧はなだらかに減少していくことがわかる。
参考文献
[1]

V.V.Chebotarev,
Nitrogenandet.al.:

Xenon``Dynamics
PlasmaofStreams

Output voltage (kV)

-20[kV] ， パ ル ス 幅 は 約 100[nsec] で あ る 。

−20

Z=5Ω
Z=15Ω
Z=50Ω

−40

Generated by MPC Device'',
Plasma Physics, 13, pp.104-106 (2007).

0

Time (100nsec/div)

図 2. 負荷抵抗 Z を変化させた場合の出力電圧（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究開発プロジェクト拠点）－279－

大阪大学接合科学研究所共同利用報告

大気圧空気プラズマ照射による農産物殺菌と植物成長制御
九州大学大学院総合理工学研究院

1. はじめに
長距離輸送される果物等の農作物は輸送中のカビの発生が大きな問題となっている．対処法の一つであるポストハーベスト（収穫後）農薬の散布は果実等の表面殺菌には非常に有効であるが，栽培中に使用される農薬の数十～数百倍の濃度で使用されることがあり，農産物表面のみならず内側にまで浸透する恐れがある．ポストハーベスト農薬の中には発癌性や催奇形性が疑われるものも多く，日本では使用が許可されていない．そのため，日本の農産物はカビ等の影響により毎年多大な損害を受けているのが実情である．近年，人と環境に無害な農産物消毒方法としてプラズマ低温殺菌法が研究されている．プラズマ中の活性中性粒子（本稿ではラジカルと称する）を用いて消毒・殺菌能力と素材適合性を両立させる試みがなされている．本方法は農産物や食品に使用する薬剤量ならびに薬剤残留の危険性を大きく低減することが可能であり，食の安全性向上に資する技術である．
本研究では，低温殺菌が可能な大気圧非平衡プラ
ズマ中のラジカルによる微生物，特にカビおよびウ
ィルスの不活化特性と農産物殺菌の基礎特性について解説する．

信哉

20L 程度のステンレス製容器内に設置した．
3.

実験結果

3･1 プラズマを用いた滅菌の原理
処理体積の大体積化のためには，短寿命のイオン
や電子ではなく比較的長寿命の中性活性種（ラジカル）を利用する必要がある．本研究では，トーチ型
バリア放電と紫外光を用いて酸素ラジカルを生成した．図 2 にトーチ開口端から 1mm下流での発光ス
ペクトルを示す．窒素分子の 2nd positive bandと 1st
negative bandの各ピークが確認される．トーチ開口
端から 3mm下流では，上記のピークも含めプラズマ
からの発光は全く観測されなくなる．また，紫外光を照射しない場合には，ステンレス容器内のオゾン濃度が 100 ppm程度であるのに対し，254 nmの紫外
ガス
アルミナチ
ューブ

ステンレス
メッシュ
(内周)
銅フィルム
(外周)

～

交流高電
圧電源

実験装置および方法

大気圧バリア放電プラズマトーチの概要図を Fig.
1 に示す．長さ 130 mm，内径 3 mm のアルミナセラ
ミックス管の内外周にステンレス製メッシュ電極を巻設し，外周の電極を接地する．内周の電極に交流高電圧（電圧 4～8 kV， 周波数 12 kHz）を印加することによりアルミナセラミックス管内部にバリア放電を発生させると，生成された大気圧非平衡プ
ラズマおよびラジカルは管内のガス流により外部へトーチ状に噴き出す．プラズマ生成ガスは空気を用いた．窒素酸化物の生成を低減するためにプラズ
マトーチの放電電極上にシリコーンを塗布した．プ
ラズマ・ラジカルの拡散による密度低下を抑制するために，プラズマトーチおよび殺菌対象物は容積－280－

図 1. 大気圧非平衡プラズマトーチの概略．
8000

発光強度 (arb.units)

2.

林

7000

N 2 positive band

6000
5000
4000
3000
2000
1000
0
200

300

400

500

600

700

800

波長 (nm)

図 2. 大気圧非平衡トーチプラズマの発光スペクトル．

光を照射するとオゾン濃度は 50 ppm以下に減少す
る．この減少分が比較的長寿命の酸素ラジカル（一重項酸素原子，O(1D)）と酸素分子に解離しているものと考えられる．酸素ラジカルの生成はケミカルイ
ンジケータで確認した．本実験ではこの一重項酸素原子が殺菌因子と考えられる．
はじめに，微生物として食品に繁殖するカビの大気圧プラズマによる不活化特性を調べた．よく知られ て お り 観 測 が 容 易 な 大 き さ を 持 つ Aspergillus
oryzae（糀カビ）の，乾燥状態であり外部刺激に耐性のある胞子にプラズマを照射した．照射後の胞子を米に播種した．図 3 に，プラズマ照射前後の胞子から成長した分生子柄を示す．照射後の胞子からは分生子柄が発生しないか，または発生しても図 3 右のように分生子
柄には胞子が全く形成されない．また図 4 のように，プラ
ズマ照射により菌子体先端も大きく変形することが分かった．従って，カビ類はプラズマ照射により増殖不可能な状態になると考えられる．また，プラズマの強度や照射時間を増加させることで，好熱菌や納豆菌の芽胞も不活化可能である．
近年，食品に付着するウィルスに起因する食中毒が増加している．ノロウィルス，ロタウィルス，A
型肝炎ウィルス，E 型肝炎ウィルスなどの変異性のウィルスが食中毒を引き起こす．ウィルスは食品中で増殖することはないが，人から人へ食品を介して感染する．しかしながら，ウィルスの有効な不活化
方法は主に加熱処理のみであり，果物等の加熱でき（a）未照射ない農産物への適用は困難である．一方，大気圧放電により生成されるラジカルはほぼ室温であり，対象物は加熱されない．従って，農産物から海産物まで常温でのウィルス不活化処理が可能である．本研
究では，大気圧プラズマによる植物ウィルスの不活化を試みた．本実験では上記の感染症を引き起こす
ウィルスではなく，取り扱いが容易なキュウリモザ
イクウィルス（Cucumber mosaic virus， CMV）を用いた．CMV はエンベロープ（ウィルス最表面の膜状構造）を持たない比較的不活化が困難なウィルスである．従って，CMV で得られた結果は，上記のウィルスにも適用可能と考えられる．
CMV に感染した葉をすりつぶして精製水に懸濁した溶液に空気プラズマを数分間照射した．直径20mm のシャーレに 4 ml の CMV 溶液を入れ，その水面にトーチ状プラズマを照射した．トーチ開口端から水面までの距離は 10～20mm であり，水面には酸素ラジカルのみが照射されプラズマ中のイオンや電子は水面には到達していないと考えられる．プ
ラズマ照射時間は 12 分間とした．プラズマ照射による温度上昇は 10℃以下であった．プラズマ照射前
後 の CMV 溶 液 を CMV の 感 受 性 が 高 い C.
amaranticolar の 葉 に 接 種 し た ． 図 5 に C.
amaranticolar の葉に生じた CMV 病斑を示す．一枚の葉の半分にプラズマ未照射の CMV を接種し，もう 半 分 に 処 理 後 の CMV を 接 種 し た ． C.
amaranticolar を温室にて一週間栽培した後に，葉に（b）プラズマ+紫外線照射

図 3. プラズマ照射前後での Aspergillus oryzae の分生子の形
態変化．
図 5. C. amaranticolar の葉に生じた CMV の病斑．
左半分はプラズマ未照射の CMV，右半分は照射後の CMV 溶液を塗布したもの．

（a）未照射（b）プラズマ+紫外線照射

図 4. プラズマ照射前後での Aspergillus oryzae 菌子の形態変化．

－281－

表 1. 大気圧トーチプラズマ照射による CMV 病斑数の変化．

を 10 分間照射した結果，コロニー数は初期値の1/103程度に減少し大腸菌が完全に不活化された．したがって，プラズマ＋紫外光を用いることにより 30
分間で果物の殺菌が可能である．
微生物も食品の多くも有機化合物で構成されており，反応性の高い大気圧プラズマを照射することにより微生物と同時に食品も組成が変化する可能性がある．以下に農産物の殺菌に適用した場合における大気圧プラズマの選択性について考察する．はじめにプラズマ照射による果実形態への影響を調べた．図 9 にプラズマ照射前後のマンゴーの外観を示－282－（b）プラズマ+紫外線照射（a）未照射図 6. プラズマ照射前後でのミドリカビ胞子の形態変化．

（b）プラズマ+紫外線照射（a）未照射図 7. プラズマ照射前後でのふき取り法によるレモン表面のコロ
ニー数の変化．
100
80

殺菌率 (%)

生じる病斑の数を計測した．表 1 に示すようにプラ
ズマ未照射区の CMV 病斑の数は片葉あたり 23 個～
478 個と幅があったが，プラズマ処理区にはウィルス活性を示す病斑が生じず，酸素種ラジカルでウィ
ルスが完全に不活化されたと推察される．
3･2 農作物・食品等のプラズマ滅菌
大気圧プラズマによる農産物の殺菌特性を調べるために，果実表面への大気圧プラズマ照射を行った．特に農産物の輸送中や保管中での殺菌を考慮して，比較的低密度プラズマを長時間にわたって農産物に照射した．ステンレス容器上部にプラズマトー
チを固定し，紫外光源は紫外線が殺菌対象物に直接照射されない位置に設置した．プラズマトーチから噴出すガス流によって，生成されたプラズマやラジカルが容器内で均一に拡散する．容器内に対象物であるレモンやマンゴーを設置し 30W 程度の電力でプラズマを生成し 10～30 分間照射した．
プラズマ照射の前後で，レモン表面に付着している真菌の Yeast（天然酵母），Penicillium digitatum（ミドリカビ）の不活化の傾向を調べた． 図 6 はPenicillium digitatum 胞子の大気圧プラズマ照射前後の SEM 画像である．プラズマ照射後の胞子は形状が多少変化していることが分かる．このような形状の変化はプラズマや紫外光単独によっては生じないことから，酸素ラジカルの寄与と考えられる．胞子が不活化される際にはこのような変形が見られるが，変形と胞子の不活化との関係は明らかではな
い．不活化のメカニズムについては，今後遺伝子解析等も用いて明らかにする必要がある．
図 7 にレモンに付着しているYeastのコロニーを示
す．スワッブキットを用いてレモン表面からYeast胞子を採取し専用培地でコロニーを形成した．本実験
では，レモン表面に自然状態で存在しているYeast胞子を採取した．図 7（a）に示すコントロール（未照射）に対し，大気圧プラズマに 10 分間曝露するとコロニー数が減少する（図 7（b））．コロニーの直径が照射前後で変化しないことから，Yeastの活性は変化していないと考えられる．本実験ではレモンの底面も同様に殺菌されていることから，レモンが積み重なる状態でも殺菌可能と考えられる．図 8 は大気圧プラズマ照射時間とコロニー数から求めた不活化率との関係を示す．照射時間とともにコロニー数が減少し 30 分間の照射により 1/102程度となりYeast
胞子はほぼ不活化された．同様にして，人間の手に触れたレモンに付着した大腸菌を採取し，プラズマ

60
40
20
0

0

5

10

15

20

25

30

プラズマ照射時間 (min)図 8. プラズマによるミドリカビ不活化率の処理時間依存性．

図 11. 種子に大気圧プラズマを照射した場合のかい
われ大根の様子(右)．左はコントロール（未照射）．

図 9. 大 気 圧 プラズマ 照 射 前 後 の果 実 の外観．左：未照射，右：プラズマ照射．

10

C-H
stretching

8

8

0.15

6

6

C-C
stretching

0.10

N-H
stretching

4

4

0.05

2

2

Thiol quantity (arb. units)

Averaged length (cm)0.20
Absorbance (arb.units)

10
without irradiation
after irradiation

Thiol quantity
Averaged length of sprout

0.00
1000

2000

3000

0

4000

-1

Wavenumber (cm )

0

5

10

15

20

25

30

0
35

Tretment period (min)図 10. レモン果皮表面のプラズマ照射前後の赤外吸収スペクトル．

図 12. 種子に大気圧プラズマを照射した場合のかい
われ大根の長さと，チオール化合物量との関係．

す．表皮がデリケートでダメージを受けやすいマン
ゴーでもプラズマ照射によるダメージは視認出来ない．
プラズマ照射による物性の変化を調べるために，果実の果皮表面およびプラズマが浸透可能な内部の化学組成を調べた．図 10 にレモンの果皮表面の赤外吸収スペクトルを示す．果皮表面には，パラフ
ィンのアルカンのピークが顕著に見られる．果皮表面に形成される層状構造であるクチクラは主にクチンと呼ばれる脂肪酸とパラフィンとの混合物であり，微生物や化学物質から果実を保護している．
図より大気圧プラズマ照射の前後でスペクトルの形状はほぼ変化せず，このクチクラ層は酸素プラズ
マに対しても耐久性があることが分かる．また，表面から数 mm 内部においても赤外吸収スペクトルに顕著な変化は観察されず，プラズマからの紫外線の影響も無いと考えられる．
一方で，細菌類の表面はペプチドグリカンやタン
パク質で構成される細胞壁であり，大気圧プラズマによって容易に酸化分解される．また，グラム陰性桿菌が形成する芽胞の芽胞殻において耐熱性，耐薬品性の原因であるジピコリン酸についても，プラズ
マによって分解される．このように，大気圧プラズ
マは果実の殺菌に適していることが分かった．

3･3 種子の成長促進効果
大気圧プラズマを植物種子に照射し栽培すると，成長速度の向上や発芽時期が揃うといった効果が得られる．図 11 に典型的な成長促進の結果を示す．
図 11（右）は，大気圧プラズマをかいわれ大根の種
子に 10 分間照射し播種した後 4 日が経過したものである．図 12 にかいわれ大根の長さと種子細胞内
チオール量の，種子へのプラズマ照射時間依存性を示す．細胞内チオールは，生体の酸化還元反応やそれによる遺伝子の転写等に深く関わる化合物である．図 12 から分かるように，照射時間が 10 分間の場合にかいわれ大根の長さは未照射の約 2 倍となった．また細胞内チオール量と長さとは良い相関があることが分かる．従って，適度なプラズマ照射によって，植物細胞で酸化ストレスに起因する転写の制御が行われ，細胞周期の加速等により植物成長が促進されたものと推察される．
1) N. Hayashi, A. Nakahigashi, M. Goto, S. Kitazaki, K.
Koga, and M. Shiratani: Jpn. J. Appl. Phys. 50 (2011)
08JF04-1.
2) A. E. Dubinov, E. M. Lazarenko, and V. D. Selemir:IEEE Trans. Plasma Sci. 28 (2000) 180.
（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－283－

スマートプラズマプロセスによる熱遮蔽膜（TBC）の開発——— 皮膜と基材の界面の幾何学的形状が皮膜の性能に及ぼす影響 ———東京大学大学院工学系研究科

藤本浩司

１．緒言
高温で使用される材料の酸化や熱流入を防ぐために、プラズマ溶射により皮膜を施す際には、通常、表面に対してサンドブラスティング等により粗面化処理を行う。著者らは、基材表面が正弦波状にうねっている
場合の二次元モデルの応力計算を行うことにより、界面の幾何学的形状が皮膜の熱応力に及ぼす影響について調べた 1, 2)。本研究では、界面の幾何学的形状が、実際の TBC のように複雑な微視的構造を有する皮膜の割れや剥離に対して、どのような影響を及ぼすのかを定量的に調べることを最終目的とするが、平成 24 年度
は、その準備段階として、一般的な粗面化処理を行った銅製の基材に対して、皮膜材として多用されている
イットリア安定化ジルコニアを、ボンドコートなしで、直接プラズマ溶射した皮膜について、等二軸引張ひずみを作用させた際の、割れの進展挙動について調べた。等二軸引張ひずみは、熱応力によって皮膜材に発生するひずみを模擬するものであり、本実験では、ボール・オン・リング試験法によって作用させた。
２．実験の概要および結果
本実験では、図１に示すように、直径 200 mm、厚さ 2 mm の銅板（C1100P ）の中心部直径 70 mm の領域に、イットリア安定化ジルコニア（ZrO2-8%Y2O3）の粒子を、表１に示す条件でプラズマ溶射した皮膜材を試験片として用いた。なお、溶射に先立って、銅製の基材に対して、表２のようなブラスト条件で粗面化処理を行った。作製された皮膜の厚さは 120～140 m 程度であった。この試験片に対して、図２に示すような、
ボール・オン・リング試験装置で、試験片下面の皮膜のボール直下の領域に対して等二軸引張ひずみを与えた。実際の試験では、試験片と支持リングの間に PTFE のシートを挟んで摩擦を低減させた。

図３に、鋼球の押し込み荷重を増やすことにより、等二軸引張を変化させた際の、皮膜に生じる割れの変化を示す。
３．結言
本研究は、基材に通常の粗面化加工を施し、実際の TBC よりはかなり単純な皮膜について、ボール・オン・
リング試験により、等二軸引張ひずみを与え、皮膜に生ずる割れの挙動を調べた。その結果、以下の事項が判明した。
(1) 約 1 %の等二軸引張ひずみを与えるまでは、割れは殆ど発生しなかった。
(2) 上記ひずみを超えて負荷すると、皮膜の至る所にき裂が発生し、それらが伝播、分岐、合体して、やがては皮膜を島状に分割するような形で割れが拡がっていった。
表１
溶射条件
溶射ガン
プラズマガン
電流
電圧
溶射距離トラバース速度
トラバース幅
トラバース回数
図１

試験片

－284－

溶射条件

組成
粒子径
9MB
アルゴン
水素

ZrO2-8%Y2O3
8～92mSulzer Metco 社製
圧力 100 psi，流量 80 scfh
圧力 50 psi，流量 18 scfh
500 A
70 V
120 mm
600 mm/sec
5 mm
8回

鋼球

表２ ブラスト条件（溶射前処理）
研削材
粒度
エアー圧力
方式

アルミナ
#60
5.0 kgf/cm2
吸引式

試験片（下面側に皮膜）

支持リング

図２

1 mm

ボール・オン・リング試験

1 mm(a) 10 000 

1 mm

1 mm

(b) 14 000 

1 mm(d) 33 000 (c) 23 000 

1 mm(e) 80 000 
図３ 等二軸引張ひずみの増加に伴う割れの進展(f) 110 000 (3) 断面観察を行った結果、皮膜と基材の間の剥離が確認できた。
今後、基材表面の幾何学的形状を定量的にいろいろと変化させ、等二軸引張ひずみを与えた際の皮膜の割れの進展挙動を観察することが望まれる。
参考文献
1) 上西幸司，塩谷義，藤本浩司，「基材表面形状が皮膜の熱応力に与える影響」，プラズマ応用科学，Vol.18，
No.2，2010，pp.152-158．
2) 藤本浩司，「スマートプラズマプロセスによる熱遮蔽膜（TBC）の開発 —— 脆性皮膜における割れと剥離の進展挙動に関する研究 ——」，大阪大学接合科学共同利用・共同研究拠点共同研究報告書（2011 年度），
pp.289-290．
（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－285－

BN の体積スパッタリング
体積スパッタリング率算出
スパッタリング率算出
東京大学大学院 工学系研究科 航空宇宙工学専攻
細田 誠也
1.

目的
ホールスラスタのチャネル内部でイオンの一部が壁面に衝突し損耗を引き起こす。これにより磁気回路が露出し作動停止に至る。このことから、寿命評価は設計を行う上で非常に重要である。本研究室で考案された多層コーティン
グ法 1-2)は、短時間でほぼリアルタイムに、壁面損耗の空間分布、絶対量を測定可能であることから、新たな評価法として有望である。多層コーティング法の測定方法を記す。窒化ホウ素と金属を交互に薄く多層成膜したチップをチャ
ネル壁に埋め込む。作動中、イオンが衝突することで BN 層、金属層が交互に表面に現れてはスパッタされていく。ス
パッタされた金属の固有スペクトルの発光を発光分光法により観測する。発光スペクトルの時間間隔とニ層の金属薄膜に挟まれた BN の膜厚から、損耗率が算出されホールスラスタの寿命評価が可能になる。
しかし、成膜 BN と通常の BN ではその結晶構造に違いがあると予想される 3)。六方晶結晶構造を持つ通常の BNがスパッタされることで、成膜 BN は無秩序な乱層構造になりやすく、通常よりも層間の結合が弱くなっていると考えられる。これにより二種類の BN のスパッタリング特性は異なると予想され、成膜 BN で得られた損耗率を実際の壁面の損耗率に較正する必要が出てくる。成膜 BN と通常の BN のスパッタリング特性を検証する。
2.

研究方法
本実験では、成膜時に不純物が混ざらぬようスパッタ部材は BN N1 という六方晶窒化ホウ素で統一し、SUS チップ

上に成膜を行った。実験は以下の 3 種類を行った。
体積スパッタ率算出のためにイオン源から照射されるイオンビームのターゲット面上での電流密度を測定する。銅製イオンコレクタを設置し、入射するイオンビーム電流を 100 kΩ の抵抗を挟んでオシロスコープで観測する。このときイオンコレクタに電子が入射しないよう-20 V 印加している。
エネルギー依存性検証のため、入射角 45 度のままイオンエネルギーを 250, 500, 750, 1000 eV で変化させる。
角度依存性検証のためイオンエネルギー1000 eV のまま入射角を 0, 15, 30, 45, 60, 75 度で変化させる。
実験は二段階で行う。BN チップ上面半分をカバーで覆いイオンビームを照射する。上から見てイオン源の方向を0 度とすると、180 度方向に SUS チップが取り付けられている。露呈しているチップ上面は損耗を受け、弾かれた BNが SUS チップ上面に成膜される。次に成膜が十分になされた SUS チップをターゲット面に載せ、先と同様にカバーで覆いキセノンイオンで成膜 BN をスパッタする。
カバー面とスパッタ面との高低差から体積スパッタ率を求め、比較することで通常の BN と成膜 BN のスパッタリング
特性の違いを検証する。キセノンガスは流量 1 sccm でイオン源に供給した。
ここで、成膜 BN を膜厚以上に削ってはならないため、予め SUS チップ 1 本に対し半面をカプトンテープで覆い、成膜後剥がすことで膜厚測定を行った。膜厚は約 1.8 µm であった。
3.

結果
測定にはレーザー長深度形状測定顕微鏡（KEYENCE 社製 VK-8550）を使用した。各チップ 3 ヶ所で測定を行った。得られた高さデータを基に表計算ソフトを用いて計算した。諸量の算出においては各チップ測定点における値を平均している。この時の標準偏差を σ とする。
図 1 にイオンビーム電流密度分布を示す。イオンビームは 15 mA としたが実際に測定範囲内に照射された電流積
分値は 250 eV において 26.8%である 4.02 mA、1000 eV でも 9.81 mA となっており、イオン源の最適作動がなされていないことがわかる。
図 2、図 3 に体積スパッタ率のエネルギー依存性、角度依存性を示す。比較のために他のデータ 4-7)を載せているが、同様の傾向を示しており妥当である。成膜 BN の較正係数は 2.22 倍となった。また入射角がある程度大きいほうが BN はスパッタされやすいことも確認された。

－286－

4.

結論

本実験により、成膜 BN は通常より 2.22 倍損耗されやすく、多層コーティング法を用いる際には構成する必要がある
ことが判明した。イオン源の最適作動により体積スパッタ率のエネルギー依存性は他データ同様単調増加の傾向を示すようになると推察できる。

(a) 250 eV(b) 500 eV(c) 750 eV(d) 1000 eV

図 1) 電流密度分布, 0 – 6×10-3 mA/mm2

Standard BN
Normalized sputtering yield

3

Sputtering yield, mm /C

0.5Standard BN
Coated BN
Yamamura model
Garnier
Yalin
Rubin

0.4
0.3
0.2
0.1
0

250

500
750
Ion energy, eV

1000

Garnier

43210

図 2) 体積スパッタ率のエネルギー依存性

Coated BN

15

30
45
60
75
Angle of incidence, deg

90図 3) 体積スパッタ率の角度依存性

5.

参考文献

1)

S. Yokota, Lifetime measurement method for hall thrusters using a multi-layer coating, Journal of IAPS Vol.15-1, 2007.

2)

S. Cho, Research for Hall Thruster Channel Wall Erosion Measurement Method, University of Tokyo Master Thesis, 2010.

3)

H. Kohzuki, Characterization of Ion-Plated BN Films from X-ray Emission Spectra of Boron, J.Japan Inst.Metals Vol.56 No.2,
1992.

4)

Y. Yamamura, Energy Dependence of Ion-Induced Sputtering Yields from Monatomic Solids at Normal Incidence, Atomic Data
and Nuclear Data Tables, Vol.62, No.2, pp.149–253, 1996.

5)

Y. Garnier, Low-energy xenon ion sputtering of ceramics investigated for stationary plasma thrusters, J. Vac. Sci. Technol.
A 17, 3246, 1999.

6)

A.P. Yalin, Differential Sputter Yields of Boron Nitride, Quartz, and Kapton Due to Low Energy Xe+ Bombardment, 43rd
AIAA/SAE/ASME/ASEE Joint Propulsion Conference and Exhibit, AIAA Paper 2007-5314, 2007.

7)

B. Rubin, Total and differential sputter yields of boron nitride measured by quartz crystal microbalance, Journal of Physics D:
Applied Physics, 2009.

（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－287－

アルミナ還元用レーザープラズマ風洞気流の特性評価と還元効率の推定
静岡大学大学院工学研究科
助教

松井

信

１．目的
現在，再生エネルギーの主力は風力や太陽光等であるが，これらの発電量は天候，季節による変動が大きいため，既存の電力ネットワークに大きな負荷を与える．従って，これらの不安定なエネルギー源を主力とするには，蓄電をすることで安定したエネルギー供給源に変換する必要がある.
そこで，本研究ではアルミニウム（Al）をエネルギー媒体とした新しいエネルギーサイクルを提案す
る．本システムでは Al の燃焼により火力発電を行い，燃焼で生成したアルミナを再生可能エネルギー源により還元することでサイクルを構成する．Al の酸化燃焼には CO2 の発生を伴わない．一方で，アルミナ（Al2O3）の還元には，電気分解を用いたホール・エルー法が広く使われているが，還元時に CO2の生成を伴うため，環境への負荷が大きい．そこで我々はレーザープラズマ用いて Al2O3 を熱還元することで CO2 を排出しない新しい還元システムの研究を行なっている．本年度は発光分光法により気流条件を評価し，気流中での還元効率を評価したのでその結果を報告する．
２．アルミナ還元システムの概略
レーザープラズマ風洞を用いた Al2O3 還元システムの概念図を Fig. 1 に示す．連続発振レーザー光をレンズにより集光することで高圧・高温のレーザー維持プラズマ（LSP: Laser Sustained Plasma）を定常的に生成する． この LSP 中に Al2O3 粉体を供給することで熱還元を引き起こし，Al と酸素に解離させる．圧力が高く熱化学平衡を維持したまま冷却すると Gibbs の自由エネルギーの関係から Al2O3 に戻るだけであるが，解離した状態からラバルノズ
ルによって加速させることで，化学組成を維持したままの超音速凍結流を作り出し，酸素と Al の再結合を防ぐ．この超音速気流を水冷した銅板により Al の凝固点以下に冷却することで，Al のみを凝固させ回収する． 銅は酸素原子を酸素分子に再結合させる触媒効果を持っているため，Al の高効率な回収が期待できる．

Fig. 1 Concept of alumina reduction system.

３．実験装置Fig.2 に LSP 生成器の断面図を示す．生成器は入射窓，
LSP 維持部，ラバルノズルで構成されている．ノズルスロー
ト径は 1 mm，出口径は 10 mm である．プラズマ生成用のレーザーとして波長 10.6 µm、最大出力 2.0 kW の連続発振
CO2 レーザーを用いた．焦点距離 127 mm のレーザー集光用
レンズはトラバースステージを用いてレーザー軸方向での移動が可能となっており，金属棒により LSP 着火後，スロート入り口に LSP を移動させることで効率よく気流を生成，引き出せることが可能となる．
LSP 生成器は分光用光学窓が設置された真空チャンバに接続されており，真空チャンバは粉体トラップを通して油回 Fig. 2 LSP generator and measuring system.

－288－

転ポンプとメカニカルブースターポンプにより排気される．発光スペクトルは焦点距離 150 mm の集光
レンズシステムを流れ方向に移動可能なトラバースステージに設置し、コア径 600 m の光ファイバを通じて波長分解能 1.0 nm，測定波長領域 200-1100 nm の分光器を用いて露光時間 100 ms で測定した．
５．実験結果および考察
５．１気流特性診断
LSP により解離した Al と酸素が超音速気流中で再結合していないか検証するため，中心軸上ノズル
出口から 45 mm まで 5 mm 間隔で Al 原子（Al I 396 nm）と主流であるアルゴン原子（ArI 912 nm）の発光スペクトルの空間分布を取得した．発光強度分布を Fig.3 に示す．図よりどちらの発光強度も下流に行くに従い減少しており，その減少傾向はほぼ一致する．気流中の電離度は数％程度と低くアルゴン原子の数密度は測定領域でほぼ一様とみなせるため，ArI 912 nm の強度の低下は電子温度の低下によるものと考えられる．一方，Al 396 nm の発光強度は電子温度の低下に加え，酸素原子との再結合による数密度の低下により減少することが考えられるが，Fig.3 が示すようにその減少傾向は ArI 912 nmと同程度である．すなわち，Al の数密度はノズル出口ら 45 mm の範囲では大きな変化は無く，気流はAl と酸素原子の再結合反応が起こらない凍結状態となっていると考えられる．
５．２還元効率の推定
Al2O3 粉体を供給した場合と純 Al 粉体を供給した際の Al I 396nm の発光強度を比較することで還元効率の推定を行った．Fig.4 に Al および Al2O3 粉体を供給した作動時におけるノズル出口での発光ス
ペクトル分布をそれぞれ示す．ここで Al 粒子の供給量は Al2O3 中の Al 含有量と同じ 5.3 mg/s とした．
その結果，還元効率は 5.5 % であることがわかった．この低い値の原因として，供給した粒子が低温のLSP 周囲部に流れ込んでいること，LSP 振動による熱効率の低下などが考えられ今後さらなる検証が必要である．

2

10

Ar I 922 nm
Al I 396 nm
1

10

200
100

3

10

0

10

20

30

40

Emission intensity, a.u.

Relative intensity (arb.units).

Alumina

Al I 396 nm

0200

Aluminum

Emission intensity, a.u.

4

10

100
0
300 400 500 600 700 800 900 1000

Axial position from nozzle exit (mm).

Wavelength, nm

Fig. 3 Axial emission intensity distributions of
Al I 396 nm and ArI 912 nm lines.

Fig. 4 Emission spectral distributions ofaluminum and alumina powder feeding cases.

６．結論
発光分光法によりレーザープラズマ風洞気流を診断した結果，アルゴンとアルミニウムの発光強度分
布は同様の減少傾向を示しており，これより気流はアルミニウムが解離した状態で存在する凍結流であることを示す．アルミニウムを供給した場合と発光強度を比較した結果，気流中でのアルミナ還元効率
は 5.5 %であることがわかった．
（共同研究分野：耐環境表面改質学分野）－289－

HMDSN を用いた磁場-パルスプラズマ援用化学気相成長法による
環境セル型透過電子顕微鏡用 a-SiCN 隔膜の特性評価
近畿大学 理工学部 電気電子工学科
松谷 貴臣
1.

はじめに

近年，触媒や生体試料など，雰囲気ガスを必要とする高分解能その場観察を実現するため環境セル型
透過電子顕微鏡(E-TEM)の開発が試みられている．
通常 TEM は高真空下で観察するため，鏡筒と反応
ガス雰囲気に置かれた試料を隔離する試料室(環境セル)が設けられているものである．この環境セルには，光源である電子線を透過し，かつ環境セル内の反応ガスを封じる窓(隔膜)が必要となる．従来，隔膜にはアモルファスカーボン膜が使用されていたが，電子線の照射と反応ガスの影響により，数十秒程度で破損していた．
本研究では，新しい隔膜の開発として，電子線の散乱が少ない軽元素で構成され，回折コントラストのない，高強度なアモルファス窒化物隔膜に着目し，成膜速度が速く，被覆性に富むプラズマ援用化学気相成長法：PECVD 法による開発を行ってきた[1,2]．
また磁場を援用させ，パルス電源を用いた MPECVD法を開発し，さらに成膜速度の効率化を実現した[3]．
ここでは，機械的強度に優れたアモルファス SiCN
(a-SiCN) 隔膜に着目し，原料ガスに取扱いが容易な(CH3)3SiNHSi(CH3)3 (Hexamethyldisilazane: HMDSN)を用いた MPECVD 法による開発を試み，その特性評価を行ったので報告する．
2.

実験方法

隔膜作製手順を図 1 に示す．トリアセチルセルロース(TAC) 0.5 % 溶液をスライドガラス上に塗布し，膜厚 150 nm の TAC 膜を形成した．次に水面剥離を行い，TAC 膜を環境セル用 Cu グリッド(直径 3.5 mm
厚さ 200 μm 孔直径 100 μm)上に張り付けた後，
MPECVD 法を用いて成膜を行った．その後，TAC
膜をアセトンによりエッチングすることで隔膜部分のみを露出させた．
開発した MPECVD 法を図 2 に示す．各種ガス流量を HMDSN：20 ml/min.，N2：500 ml/min.，Ar：480
ml/min.，成膜時圧力を 50-150 Pa，電極間距離を 30mm，成膜時間を 5-15 min.とし成膜を行った．プラズマの発生には開発した短パルス電源を使用し，パルス幅 500 μs，周波数 1 kHz とした．作製した隔膜は，光学顕微鏡(Optical Microscopy : OM)，透過型電子顕微鏡(Transmission Electron Microscopy : TEM)，
フーリエ変換赤外分光法(Fourier Transform Infrared
Spectroscopy : FTIR) ， X 線 光 電 子 分 光 法 (X-ray

図 1 隔膜作製手順

図2

MPECVD 装置概略図

Photoelectron Spectroscopy : XPS)，および耐圧試験器
により特性を評価した.
3.

結果および考察

作製した隔膜の分子結合状態を調べるため，FTIRを用いて吸収スペクトルを測定した．図 3 は成膜時
圧力 150，100，50 Pa の条件下で作製した隔膜の FTIR
スペクトルである．隔膜の膜厚は，それぞれ 589，
521，358 nm であった．図中，1200 cm-1 付近は N-H,
Si-N-Si, 1030 cm-1 付近は Si-CH2-Si および Si-O-Si 結合による吸収ピークを示す．これらの吸収スペクト
ルの相対比をとると，成膜時圧力 50 Pa において 1：
3.75 であったのに対し，150 Pa では 1：2.43 であった．また，950 cm-1, 2700-3100 cm-1, 3373-3393 cm-1の吸収はそれぞれ，Si-CH3, CHn および N-H 結合によるものである[4,5]．成膜時圧力 150, 100 Pa ではこ－290－

図 3 作製した隔膜の FTIR スペクトル

Atomic concentration (%)

れらのスペクトルが確認されたが，50 Pa では確認されなかった．成膜時圧力の変化により性質の異なる膜が形成されたことが確認された．これは成膜時圧力が下がったことにより原料ガスである HMDSN の解離が促進されたことが考えられる．また，成膜時
圧力 150, 100 Pa では CHn をもつため，柔軟性のある膜が形成され，50 Pa では有機物の解離により，硬質な膜が形成されたことが考えられる．
作製した隔膜の化学結合状態を XPS により測定した．図 4 には隔膜の組成を，図 5, 6 にはそれぞれC 1s および N 1s XPS スペクトル示す．
図 5 より C-Si,
C-N 結合による C 1s の結合エネルギはそれぞれ
283.4, 285.5 eV であり，C-H および C-C は 284.57 eVである[6,7]．図 6 より N-C, N-Si, N-H 結合による N 1sの結合エネルギはそれぞれ 399.84 eV, 398.04 eV および 397.24 eV である[6,7]．FTIR の結果でも確認されたように，図 5 より，成膜時圧力が下がるとともに，
C の含有量が減少していることがわかった．また，
FTIR の結果では，成膜時圧力 50 Pa において，N-H結合が確認されなかったため，N の含有量は低いも
9.6

100
80

21.1

6.5

39.7

3.8

4.

51.5

60
40

69.3

53.8

20
0

50

100

Si
C
N

44.7

150

200

Deposition pressure (Pa)図 4 作製した隔膜の組成
C-C
C-H

Intensity (arb.u.)

C 1s
C-N

C-Si

50 Pa
100 Pa150 Pa

305

300

295

290

285

280

Binding energy (eV)

図5作製した隔膜の C 1s XPS スペクトル

Intensity (arb.u.)

N 1s

N-C

N-Si

N-H

50 Pa
100 Pa150 Pa

415

410

405

のと予想されたが，図 4 より，150 Pa よりも，増加
していることがわかった．また，図 6 より，成膜時
圧力 150 Pa においては N-H 結合が支配的であったのに対し，50 Pa では N-Si 結合が多くみられた．これ
より成膜時圧力が低ければ，より無機質な膜が作製できることが確認された．成膜時圧力が高い場合では，解離が抑制されるため，N-H 結合が残り，低い圧力の場合では，解離が促進されたため，C の含有量が減少し，
N-Si 結合が増加したものと考えられる．
本研究で開発した E-TEM 用隔膜専用の耐圧試験器により作製した隔膜の耐圧性評価を行った．本研
究において，電子線散乱を防止するため隔膜は薄く，高強度であることが重要であるため，作製した隔膜の膜厚あたりの耐圧性-成膜時圧力の関係の評価を行った．その結果，成膜時間 5 min.において，成膜時圧力 150 Pa の条件下で作製した隔膜は 110 Pa/nmであり，成膜時圧力 50 Pa では 760 Pa/nm であった．
これにより，成膜時圧力 50 Pa における隔膜の膜厚に対する耐圧性向上を確認した．また TEM による評価では，すべての条件で作製した隔膜において電子線に対して透明であり，コントラスト変化のない，
アモルファスの隔膜であることを確認した．

400

395

Binding energy (eV)まとめ

本研究では磁場援用パルスプラズマ化学気相成長法により，E-TEM 用 a-SiCN 隔膜の開発を試みた．
その結果，すべての条件において電子線に対して透明であり，コントラスト変化のない，アモルファス
隔膜の作製に成功した．また，成膜時圧力の変化に伴い，膜質の違いがみられた．成膜時圧力 50 Pa において，CHn, N-H 結合の解離による膜の硬質化に伴う耐圧性の向上が確認された．
参考文献[1] H. Tsutsui, T. Matsutani and T. Kawasaki, AIP
conference proceedings, 1282, pp.39-43, (2010)[2] T. Matsutani, K. Yamasaki, H. Tsutsui et al.,Vacuum, Vol.88, p.83, (2012)[3] K. Yamasaki, H. Tsutsui, T. Matsutani et al.,Plasma Application and Hybrid FunctionallyMaterials, Vol.21, p.82, (2012)[4] A. Grilla and V. Patel, Appl. Phys. Lett., Vol.79,
p.803, (2001)[5] D.R Anderson, “Infrared, Raman, and Ultraviolet
Spectroscopy”, in Analysis of Silicones, A.L Smith,Ed. (Wiley, New York, 1974), Chap.10, p.247[6] V.I. Ivashchenko, O.K. Porada, L.A. Ivashchenko etal., Powder Metallurgy and Metal Ceramics, Vol.48,
Nos.1-2, pp.68-71, (2009)[7] E. Vassallo, A. Cremona, F. Ghezzi et al., Appl. Surf.
Sci., Vol.252, pp.7993-8000, (2006)（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発
共同研究プロジェクト拠点）

図 6 作製した隔膜の N 1s XPS スペクトル－291－

パルスプラズマの高効率生成および適用検討
岐阜大学工学部 宮坂 武志
岐阜大学大学院工学研究科 伊藤 啓二 清水 一樹
１． 目的
パルスプラズマスラスタ（PPT） は固体の推進剤をパルス放電でジェットとして噴出し推力を得
る宇宙用電気推進機の１種であり，構造が単純であり微小なインパルスが得られる特性を生かして宇宙機の精密な姿勢・位置制御への応用が期待されている．ただし，PPT では推進剤の余熱により放電終了後も続くアブレーションである Late-time ablation が無視できず，無駄な推進剤消費，すなわち比推力の低下という形で大きな影響を与えている．これまでこの Late-time ablation を直接観察する目的で，スリット付きの推進剤を用いて高速度撮影を行い，Late-time ablation の持続時間の評価を進めてきたが，本研究ではより直接的な方法としてガラス部を挟む形状の分割推進剤を用いてキャビティ内での Ablation ガス運動の観察を行うことで Late-time ablation の持続時間の見積が可能な評価方法を開発し，推進剤形状に対する依存性や比推力への影響を見積もった．
２． キャビティ直接測定システムの構成
図１にキャビティ内のアブレーション（プラズマ生成）運動を直接測定するための分割推進剤の概念図を示す．本システムは，軸方向に PTFE 推進剤を分割するように設置したガラス部を通じてキャビティ内の様子を高速度カメラ（SHIMAZU 製・HPV-2, 30-1000000fps）により撮影するものである．このシステムを用いた撮影により，上流推進部からの Late-time ablation ガス後端部の到達時間および同ガスの速度を求めることができる．速度から算出したガラス部までの飛行時間を到達時間から除くことで Late-time ablation 終了時間を見積もることができる．この方法を用いて Late-time ablation の持続時間についてキャビティ径依存性（キャビティ径 2 mm お
よび 3mm, PTFE 部キャビティ長 25 mm および 35 mm）の評価を行った．

図１ 分割推進剤の概略

３．結果
放電波形の比較により PTFE 部キャビティ長を合わせることにより，ガラスによる分割推進剤と単一推進剤との間にはわずかな違いしか認められなかった．図２には撮影されたガラス部からの発光をとらえた連続写真の例を示す．アブレーションガスの後端部がガラス中を通りすぎる様
子が明確にとらえられている．これらの写真からアブレーションガス後端部の到達時間および速度を見積もり Late-time ablation (LTA) 持続時間を算出する．
図３には，各キャビティ形状に対して算出した LTA 持続時間を示している．この図から，LTA－292－

持続時間はキャビティ径が小さくなるほど，また，キャビティ長が長くなるほど増加する傾向が認められる．また，キャビティ長による LTA 持続時間の増加は，キャビティ径が小さい場合により顕著になっている．これらの結果は，本評価法が LTA 持続時間に対する最適キャビティ形状指針の導出に有用であることを示している．
また，分割推進剤のプルーム速度について単一推進剤との比較を行った結果，２つの間に明らかな違いは確認できず，本分割推進剤の応用可能性が示された．しかし，ショット後のガラス表面の汚染による作動不安定という問題があることから材質等も含め今後検討していく必要がある．

図２ ガラス部からの発光を撮影した連続写真の例

図３ LTA 持続時間のキャビティ形状依存性

４．まとめ
中央にガラスを配置した分割推進剤を用いて，PPT キャビティの直接発光測定を行い，各キャビ
ティ形状下における Late-time ablation 持続時間合を評価することができた．その結果，Late-time
ablation 持続時間割合は，キャビティ径の小さい場合，有効キャビティ長が長い場合に増加することが示されるなど，本評価法の有効性が確認できた．今後，発光を選択的に測定するなどの詳細な評価に加え，測定用だけでなく分割推進剤自体の高効率プラズマ生成応用についの可能性検討を進めていきたいと考えている．

（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロ ジェクト拠点）－293－

プラズマ反応溶射によるアーク風洞用アノードコーティング
東京都市大学機械工学科
桃沢

愛

1． 目的
アーク加熱風洞は，地上で再突入環境の模擬が可能であることから，スペースシャトルに代表される宇宙往還機
において，大気圏突入時の空力加熱から機体を保護する熱防御材料(TPS : Thermal Protection System)の開発に不可欠な実験装置である．コンストリクタ型アーク加熱風洞はアーク放電の際に電極が損耗を起こすため，特に酸素を作
動流体に含む場合の作動時間が非常に短く，エロージョンによってプラズマ流も汚染される．そこで本研究では，
プラズマ流の汚染を防ぐため，コーティングアノードを用いてアーク加熱風洞（作動流体：Ar-O2）を作動させ，アノードの損耗に与える影響について観察した．

2． 研究方法
アーク風洞用のアノード（直径：φ20mm，厚さ 3mm，中心穴φ2mm）は純銅製のものを用いた．純銅のアノー
ドに，減圧プラズマ溶射装置(LPPS : Low Pressure Plasma Spray)で Cu-50vol.%Cr コーティングを施した．片面のみ溶射したものと両面を溶射した 2 種類を作成した．Cu 粉末粒径は 75 μm, Cr 粉末粒径は 63 μm である．
アーク風洞試験には，アーク放電が発生する電極間まで作動流体を混合せずに供給する非混合型のコンストリク
タアークを用いた．カソードには，ジルコニウムをマイクロ波放電管を用いて窒化した ZrN カソードを使用した．
作動流体は大気圏突入環境を模擬するため，アルゴンと酸素の混合気体を用いた．Fig.1 に非混合型アーク加熱風洞の電極拡大図を示す．Table 1 にアーク加熱風洞の作動条件の詳細を示す．
Table 1 Operating condition of the arc-heater
Current

60A

Voltage

20V

Flow rate (Ar : O2)

3.3 : 0.35 l/min

Operating time

5min

Plenum pressure

50~60kPa

Fig.1 Electrodes in the arc-heater

3． 結果
Table 2 に減圧プラズマ溶射アノードの表面と内壁の各膜厚を示す．また，Cu 粉末粒径は 75 μm, Cr 粉末粒径は63 μm である．Fig. 2，Table 3 に純銅アノード，減圧溶射による Cu-50%Cr コーティングアノードの実験結果示す．
純銅アノードではアークの接触と酸化によって，中心穴から円形に半径約 3.5mm，
面積 35mm2 の損耗が生じている．
片面減圧プラズマ溶射の場合は楕円状に 3mm2 の損耗が生じている．両面溶射の場合では，中心穴から三日月状に約1.5mm2 の損耗がある．以上のようにコーティングを施したアノードの場合，蒸着，減圧プラズマ溶射共に損耗面積
及び損耗量は純銅の場合と比較して極めて小さくなった． Fig.2 より，アークスポットのアノードへの接触部分は，表面だけでなく中心穴内壁にも及ぶためより損耗量を減少させるには中心穴内壁までコーティングする必要がある－294－

ことも明らかになった．アークスポットのアノードへの接触部分は，表面だけでなく中心穴内壁にも及ぶため，より損耗量を減少させるには中心穴内壁までコーティングする必要がある．この点について，両面溶射の場合は中心穴内壁にも 50μm 程度のコーティングを施すことが出来たため，表面しかコーティングできない真空蒸着や，中心穴内壁膜厚が不均一である片面溶射と比べてより大きく損耗量が減少した．これにより，コーティングによってア
ノードの大幅な損耗抑制が達成されたため，15min 以上の長時間作動が可能になると期待できる．
Table 2 Thickness of the anode surface using LPPS

(c)

(a)

Thickness of thesurface

Single side

50μm

Both side

100μm

Thickness of theinner wall

Single side

5~10μmBoth side

50μm

(d)

(b)

Table 3 Mass changes of the respective anodes

5mm

Pure copper

Fig.2 Surface conditions of the respective anodes(a)No-coating: before arc-testing, (b)No-coating:after arc-testing, (c)LPPS with Cu-50vol.% Cr:
single side (d) LPPS with Cu-50vol.% Cr:both
sides
SEM

LPPS
(Single side)
LPPS (Both sides)

Beforearc-testingAfterarc-testing

Wear
amount

8.2371g

8.2112g0.0259g

7.8920g

7.8818g0.0102g7.9974g7.9943g0.0031g

Fig.3 の両面減圧プラズマ溶射のコーティング表面分析より，損耗Cu

部分にクロムと酸素が多く分布していることが確認できた．現段階
ではこの領域に酸化クロム(Ⅲ)，つまり Cr2O3 層が形成されたと断言はできないが，酸化クロムの中で最も安定なものは酸化クロム(Ⅲ)
Cr

O

であり，高温にさらされても存在していることから Cr2O3 である可能性が高い．Cr2O3 は融点が 2266℃と高く，アークスポットの接触による熱溶損を防いだものと思われる．また，同時に酸化銅も生成していると考えられる．

Zr

以上の結果から，コーティングを施すことがアノードの損耗抑制に有効であることが確認された．

4． 結論
Fig. 3 EDX mappings of both sides LPPS with
Cu-50vol.%Cr after arc-testing

減圧プラズマ溶射によって作成した Cu-50%Cr コーティングアノー
ドを用いて，アーク加熱風洞（作動流体：Ar-O2）を作動させ，アノードの損耗に与える影響について観察した．その結果，Cu-50vol.%Cr コーティングアノードの場合では，純銅アノードと比較して損耗量，損耗面積が共に 1 オーダー減少し，これまで作動流体に酸素を含む場合 5min 程度の作動が限界であったが，本研究により 15min 以上の長時間作動に耐えられるようになった．
また，試験後のアークスポットに Cr2O3 層が形成され，この Cr2O3 層がアノード損耗を抑制することを示唆する結果が得られた．
（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－295－

大気圧線状グロー放電プラズマの生成
兵庫県立大学産学連携機構
八束 充保
１．はじめにダイヤモンドライクカーボン(DLC)膜は、高硬度・高耐摩耗・低摩耗特性・高耐食性等の優れた性質を有することから、様々な工業分野へ応用展開されている。しかし、DLC 膜は真空容器中で低気圧放電プラズマを用いて作製されるため、成膜速度は 0.02 m/min 程度と遅く、バッチ処理に限定されるため工場のラインに組み込めない等生産効率が低い。また、高真空を必要とするため装置コストも高い。申請者らは、真空装置を用いないで大気圧下において大面積アモルファスカーボン
膜の高速成膜技術を開発することを目的に大気圧線状グロー放電プラズマ（LGDP）の発生を行ってきた。本研究では、プラズマ生成用と成膜用に２台のパルス電圧を使用して、独立にバイアス電圧を制御することによって安定な LGDP の生成を試みた。
２．実験方法と結果
Fig. 1 は LGDP 発生・成膜装置の概略図である。
まず、平行平板誘電体電極に高繰り返し・高電圧
バイポーラパルスによる誘電体バリア放電を発生し、さらにバリア放電電極と半円筒型バイアス電極(成膜基板兼用)間に別の高電圧パルスを印加して線状プラズマを基板上に引き出して成膜を行う。キャリアガス(He)とカーボン膜原料(CH4)のFig. 1 Experimental setup for carbon film deposition by
LGDP at atmospheric pressure.

混合ガスは平行平板電極上部から流入させる。
He と CH4 の流入速度は、それぞれ 30L/min および 1L/minである。引き出された基板上の放電プラズマ発
光は、光電子増倍管と OMA で観測した。
Fig. 2 は、平行平板電圧、バイアス電圧、バイ
アス電流およびプラズマ発光強度の時間変化である。ただし、バイアス電圧は平行平板電圧より 1 s 遅れて印加している。同図から、バイア
ス電圧印加時にギャップ間に電流が流れ、プラ
ズマ発光が観測される。発光スペクトラムの観測から、He の発光スペクトラムに加えて、強いCH スペクトラム(431.4 nm)が観測された。また、
バイアス電流と CH スペクトラム強度は、バイ
アス電圧の増加に比例した増加した。
３．まとめ
大気圧下における誘電体バリア放電とバイア
ス基板に高電圧バイポーラパルス電圧を印加して、基板上に一様な線状グロー放電プラズマを発生した。線状グロー放電プラズマは、バイアス
電圧により制御できることがわかった。

Fig. 2. Time history of parallel plate voltage (red), bias
voltage (blue), bias current and optical emission of
uniform glow.

（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－296－

スマートプラズマプロセスによる熱遮蔽膜(TBC)の開発－遮熱セラミックスコーティングの高温弾性異方性－
岩手大学 工学部
脇 裕之
１．目的
ガスタービンの入口温度の高温化は直接タービンの効率向上につながることから、
現在その温度は1500℃にも達しており、遮熱セラミックスコーティングおよび耐食合金コーティングを超合金基材に被覆することが必須技術となっている。
これら皮膜の弾性係数は、熱応力や界面靱性の計算に必要不可欠な最も基本的な物性値の１つである。
また溶射皮膜は積層した組織構造のため強い弾性異方性を示すと予想される。しかし、特に膜厚方向の弾性の測定の困難が原因で、その弾性異方性の報告は数少ない。さらに高温下の特性はほとんど把握されていない。本研究では、共鳴超音波スペクトロスコピーにより遮熱セラミックスコーティングの高温弾性特性を明らかにすることを目的とした。
２．共鳴超音波スペクトロスコピー
物体の共鳴周波数は密度と寸法、弾性定数に依存する。密度と寸法を測定しておき、測定値と最も近い共鳴周波数群を与える弾性定数を逆計算によって求め、全ての弾性定数を決定する手法が共鳴超音波スペクトロスコピー法である。三点支持 RUS/LDI 法（1）～（3）は、変位分布をレーザードップラー干渉計で測定し、振動モードや次数を誤り無く特定することができ、正確な逆計算を行うことができるのが特徴である。また試料をチャッキングする必要がないため、脆弱なコーティング材などへも適用できる。
２．１ 試験片
ガスタービンブレード用の遮熱コーティングとして用いられる YSZ (8wt%Y2O3-ZrO2) を作製した。YSZ は大気
プラズマ溶射(APS)で作製した。軟鋼平板に YSZ を溶射した後に、所定のサイズに切断し、基材を機械研磨で除去し、自立皮膜を作製した。自立コーティング試験片は直方体で、レーザを照射する面は研磨し鏡面とした。
２．２ 実験方法
Fig.1 に示すように三点支持は一つの針状の圧電振動子と二つの支持針から構成され、試験片を自重で支持した。
一本の振動子から連続正弦波振動を送り、試験片上面の振動をレーザードップラー加速度計で測定した。試験片上面の振動分布も測定し、振動のモードと次数を特定した。セラミックス試験片はサセプターを介して間接的に加熱した。熱揺らぎによる振動分布測定誤差を軽減するため、計測光路を強制空冷した。

Fig. 1 Three points supported RUS / LDI technique－297－

３．実験結果
コーティングを面内等方性と仮定し、常温下および高温下において全ての弾性係数の測定を行った。一例として
面内方向ヤング率 Ex(=Ey)を Fig.2 に示す。図には溶射まま材（as-spray）と熱処理材（1100℃,10h）の結果を示している。両者を比較すると、溶射まま材では、約 800℃を超えるとヤング率が上昇し始める様子が分かる。事前に熱処理を施した熱処理材ではその傾向はないため、溶射まま材では雰囲気温度によって焼結が起こっていると考えられる。このような低い温度から焼結するのは溶射材料の特徴と考えられる。
また紙面の都合で図は省略するが、面外方向ヤング率 Ez は面内方向ヤング率 Ex よりかなり小さく、異方性が強いことが分かった。これは YSZ が積層粒子構造になっているためと考えられた。このように組織構造とその弾性特性が対応していることが分かった。
その他、全方向のポアソン比とせん断弾性係数の温度依存についても評価した。ポアソン比の温度依存はほとん
ど無く、せん断弾性係数はヤング率の温度依存と同様であった。

In−plane modulus Ex , GPa

50:as−spray:1100℃, 10h

YSZ coating

post−spray treatment
25

0
0

500

Temperature , ℃

1000

Fig. 2 In-plane modulus Ex of each YSZ.
４．結言
遮熱コーティング YSZ の高温下における全方向の弾性特性を共鳴超音波スペクトロスコピーにより測定した。
溶射ままの YSZ は約 800℃を超えると、焼結によりヤング率が上昇し始めることが分かった。また面内方向と面
外方向の異方性が強いことが分かった。また、ポアソン比の温度依存はほとんど無く、せん断弾性係数はヤング率の温度依存と同様の傾向であることが分かった。
５．参考文献(1) Ogi, H., Sato, K., Asada, T. and Hirao, M., Complete Mode Identification for Resonance Ultrasound Spectroscopy, J.
Acoust. Soc. Am., Vol. 112(2002), pp. 2553-2557.
(2) 脇 裕之，久保智史，荻博次，小林明，共鳴超音波スペクトロスコピーによる耐熱コーティングのヤング率異方性測定，日本機械学会論文集 A，76 巻 762 号，pp.151-157(2010-2)(3) 脇 裕之，ガスタービン遮熱コーティングの機械的特性評価技術，日本ガスタービン学会誌，Vol.40, No.4(2012-7),
pp.158-164.

（共同研究分野：特異構造金属・無機融合高機能材料開発共同研究プロジェクト拠点）－298－