኱㜰኱Ꮫ᥋ྜ⛉Ꮫඹྠ฼⏝䞉ඹྠ◊✲ᣐⅬඹྠ◊✲ሗ࿌᭩

2015 ᖺᗘ

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

JWRI 䛾䝻䝂
䝬䞊䜽

大阪大学接合科学研究所は、２００９年度に文部科学省から「接合科学共同利用・共同研究拠点」として認定され、溶接工学・接合科学に関する我が国で唯一の総合研究所として、国内外から
広く共同研究員を受け入れている。
本研究所の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。さらに、２０１５年度より国際共同研究員制度を新たに設け、溶接・接合分野の世界拠点として貢献することを目指している。
２０１５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。
• 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（継続／役割分担型）（代表申請者：近藤 勝義 教授）• 微粒子を利用した界面接合制御に基づくスマート接合技術の開拓（継続／役割分担型）（代表申請者：内藤 牧男 教授）• 異種材料をインク素材とする多色的な 3D プリンタプロセスの構築＝造形体の内部における接合界面の観察と評価＝（新規／役割分担型）（代表申請者：桐原 聡秀 准教授）
２０１５年度実施の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

国内共同研究員

国際共同研究員

国内共同研究員

国際共同研究員

２３５人

３人

３０人*

１人

*一般公募研究課題との重複申請課題を含む。
なお、２０１６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。
• 微粒子を利用した界面接合制御に基づくスマート接合技術の開拓（継続／役割分担型）（代表申請者：内藤 牧男 教授）• 異種材料をインク素材とする多色刷的な 3D プリンタプロセスの構築＝造形体の内部における接合界面の観察と評価＝（継続／役割分担型）（代表申請者：桐原 聡秀 准教授）
• ビッグデータを駆使した次世代高品質レーザ溶接技術の研究（新規／ＦＳ型）（代表申請者：川人 洋介 准教授）

ඹྠ◊✲䚷㢟┠୍ぴ䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䚷䚷ඛ㻌ᑟ㻌ⓗ㻌㔜㻌Ⅼ㻌◊㻌✲㻌ㄢ㻌㢟䚷䚷䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䚷䚷␗✀ᮦᩱ᥋ྜ䛻䛚䛡䜛䝬䝹䝏䝇䜿䞊䝹⏺㠃䛾⛉Ꮫ䛸≀ᛶ㻝䠊 ␗ᮦ⏺㠃䛾ᚤ⣽ᵓ㐀䛾ほᐹ䚸ホ౯ රᗜ┴❧኱Ꮫཬ䜃ไᚚ䝣䝷䝑䝅䝳䝷䞁䝥䜰䝙䞊䝹ἲ䛻䜘䜚స〇䛧䛯㻿㼕䝘䝜⤖ᬗ⢏㻔㻱㼞㻕㻛㻿㼕㻻㼤㻛䜺䝷䝇䛻䛚䛡䜛ྛ᥋ྜ⏺㠃䛸⤖ᬗᛶ

ᩍᤵ
෸ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕

ᯇᑿ䚷┤ே
㒊ᐙ䚷ᙲ
ᖹ㔝䚷⩧኱
᪥ୗ㒊䚷᪸ᚿ䞉䞉䞉 㻝㻞䠊 Ỉ⣲㑏ඖἲ䛻䜘䜛㼀㼕㼚㻻䈻㼚㻙䈺㻌䛾స〇 ᮾ໭኱Ꮫ䛸䛭䛾≉ᛶホ౯

ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕

ᕝᓮ䚷ு
࿘䚷೧೧
㥁䚷ᬡ㭉
ᮧୖ䚷ᤩ
ᒣᮏ䚷᫭኱

䞉䞉䞉 㻟

㻟䠊 䜹䞊䝪䞁䝘䝜䝏䝳䞊䝤䛾༢ศᩓ໬䝥䝻䝉䝇䛻䜘䜛㔠ᒓᇶ」ྜᮦᩱ䛾๰〇䛸≉ᛶゎᯒ༢ศᩓ㻯㻺㼀㻌䜢฼⏝䛧䛯㔠ᒓᮦᩱ䛾㧗ᶵ⬟Ⓨ⌧ᶵᵓ䛾ゎ᫂䠉䝏䝍䞁⾲㠃䛾㻯㻺㼀㻌䛻䜘䜛䝘䝜䝇䜿䞊䝹ᵓ㐀䛜㦵᥋ྜ䛻ཬ䜌䛩ຠ
ᯝ䠉

ᐑ἞䚷⿱ྐ
໭ᾏ㐨኱Ꮫ⑓㝔ಖ ㅮᖌᏑ⣔ṑ⛉໭ᾏ㐨኱Ꮫ኱Ꮫ㝔 ኱Ꮫ㝔⏕ す⏣䚷⤮฼㤶
ṑᏛ◊✲⛉

䞉䞉䞉 㻡

ᩍᤵ
኱▼䚷▱ྖ
⤫ᣓ䝬
⏕⏣┠䚷ಇ⚽
䝛䞊䝆䝱䞊䜶䞁䝆䝙䜰 ኱஭䚷ᬡᙪ䞉䞉䞉 㻣㻠䠊 ␗ᮦ⏺㠃䛾ᚤ⣽ᵓ㐀䛾ほᐹ䚸ホ౯ Ⱚᾆᕤᴗ኱Ꮫ
≀㉁䞉ᮦᩱ◊✲ᶵཬ䜃ไᚚ㔠ᒓ㻛㓟໬≀䛾᥋ྜ⏺㠃䛾཯ᛂᒙ ᵓ䛾ゎᯒ䚷䚷ᚤ⢏Ꮚ䜢฼⏝䛧䛯⏺㠃᥋ྜไᚚ䛻ᇶ䛵䛟䝇䝬䞊䝖᥋ྜᢏ⾡䛾㛤ᣅ
ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕
෸ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕

㊊❧䚷ඖ᫂
෇Ꮚ䚷ᘯ႐
ᮌୗ䚷༟ஓ
୸ᮏ䚷♸ኴ㑻

䞉䞉䞉 㻥

ᮾ໭኱Ꮫ

෸ᩍᤵ

⽣Ụ䚷⃈ᚿ

䞉䞉䞉 㻝㻝㻟䠊 ᚤ⢏Ꮚ䜢฼⏝䛧䛯⏺㠃᥋ྜไᚚ䛻 ⟃Ἴ኱Ꮫᇶ䛵䛟䝇䝬䞊䝖᥋ྜᢏ⾡䛾㛤ᣅ䠖䛂㧗ḟ䝬䜽䝻ከᏍ㉁ᵓ㐀䛃䛾ᐇ⌧䛻
ྥ䛡䛶

෸ᩍᤵ

㕥ᮌ䚷⩏࿴

䞉䞉䞉 㻝㻟㻠䠊 ཎᏊ㛫ຊ㢧ᚤ㙾䜢⏝䛔䛯⏕䛝䛯ᚤ⏕≀䛻ാ䛟௜╔ຊ䛾ホ౯኱㜰ᗓ❧኱Ꮫ෸ᩍᤵ㔝ᮧ䚷ಇஅ䞉䞉䞉 㻝㻡㻡䠊 䝉䝷䝭䝑䜽䝇ཎᩱ㢛⢏䛾≀ᛶホ౯䛸䛭䛾඘ሸᛶ䜈ᙳ㡪㛗ᒸᢏ⾡⛉Ꮫ኱Ꮫ ෸ᩍᤵ⏣୰䚷ㅍ䞉䞉䞉 㻝㻣㻝䠊 㻿㻻㻲㻯㻌ᮦᩱᚤ⢏Ꮚ䛾ྜᡂ䛸≉ᛶホ ኱㜰ᗓ❧኱Ꮫ౯㛵す኱Ꮫ㻞䠊 䝃䜲䝈䞉ᙧែไᚚ༢ศᩓ㓟໬㕲䝘䝜⢏Ꮚ䛾⢭ᐦ⾲㠃ಟ㣭䛻䜘䜛᪂つ☢ᛶ⢓ᛶὶయ䛚䜘䜃␲ఝ䝫䝸䝬䞊⢏Ꮚྜᡂἲ䛾㛤Ⓨ−ⅰ−㻌㻌㻌㻌␗✀ᮦᩱ䜢䜲䞁䜽⣲ᮦ䛸䛩䜛ከⰍⓗ䛺䠏䠠䝥䝸䞁䝍䝥䝻䝉䝇䛾ᵓ⠏㻝䠊 䝇䝷䝸䞊≧䝘䝜䝫䝸䝬䞊䛚䜘䜃䝉䝷䝭䝑䜽䝇⢏Ꮚ䜢⏝䛔䛯ప䜶䝛䝹䜼䞊ᆺ䝁䞊䝔䜱䞁䜾䝥䝻䝉䝇䛾㛤Ⓨ

ᮾ໭኱Ꮫ

ᩍᤵ

ᑠᕝ䚷࿴ὒ

䞉䞉䞉 㻝㻥㻞䠊 㟁Ꮚ䝡䞊䝮✚ᒙ㐀ᙧ䛧䛯㔠ᒓᮦᩱ䛾᥋ྜ⛉ᏛⓗほⅬ䛛䜙䛾ホ౯

ᮾ໭኱Ꮫ

෸ᩍᤵ

ᑠἨ䚷㞝୍㑻䞉䞉䞉 㻞㻝㻟䠊 ᭷ᶵ㔠ᒓᵓ㐀య䛸㕲䝣䝍䝻䝅䜰䝙䞁䜢๓㥑య䛸䛩䜛㓟⣲㑏ඖゐ፹䛾ྜᡂᮾி⌮⛉኱Ꮫ෸ᩍᤵ⏣୰䚷ඃᐇ䞉䞉䞉 㻞㻟ຓᩍ୰㔝䚷ᩔ䞉䞉䞉 㻞㻡㻠䠊 ᾏὒ⎔ቃ䛷䛾⪏ஂᛶྥୖ䜢┠ᣦ䛧 ⌰⌫኱Ꮫ䛯᪂つ⁐ᑕ䝥䝻䝉䝇䛾☜❧㻡䠊 ᚤ⢏Ꮚ䝨䞊䝇䝖ග㐀ᙧ䛻䜘䜛䝉䝷䝭䝑䜽䝇ᵓ㐀య䛾స〇⏘ᴗᢏ⾡⥲ྜ◊✲ ୺௵◊✲ ᇼ⏣䚷ᖿ๎ᡤဨ䞉䞉䞉 㻞㻣㻢䠊 ග㐀ᙧἲ䜢⏝䛔䛯㔠ᒓ䛚䜘䜃䝉䝷䝭䝑䜽䝇ᵓ㐀య䛾⮬⏤ᡂᆺ䝬䜲䜽䝻ග㐀ᙧἲ䜢⏝䛔䛯㔠ᒓ䛚䜘䜃䝉䝷䝭䝑䜽䝇〇ᚤ⣽ᵓ㐀䛾ᙧᡂ㤳㒔኱Ꮫᮾி䞉䞉䞉 㻞㻥

−ⅱ−

ຓᩍ

Ჷ᪉䚷⿱୍

䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䚷䚷୍㻌⯡㻌බ㻌ເ㻌◊㻌✲㻌ㄢ㻌㢟䚷䚷䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䛻䛴䛔䛶䛿䚸ඛᑟⓗ㔜Ⅼㄢ㢟䛻䜒ᥖ㍕䚷䚷ຍᕤ䝅䝇䝔䝮㒊㛛䠘䜶䝛䝹䜼䞊ไᚚᏛศ㔝䠚㻝䠊 㔠ᒓ⵨Ẽΰධ᫬䛾䝟䝹䝇䜰䞊䜽䛻䛚䛡䜛ᨺᑕศᕸ䛾ゎ᫂ᮾி㒔ᕷ኱Ꮫ෸ᩍᤵᒾᑿ䚷ᚭ䞉䞉䞉 㻟㻝㻞䠊 ჾቨᏳᐃ໬䜰䞊䜽䛻䛚䛡䜛䜰䞊䜽ຍ⇕䛾䜶䝛䝹䜼䞊䝞䝷䞁䝇䛾ゎ᫂ᮾி㒔ᕷ኱Ꮫ

኱Ꮫ㝔⏕ బ⸨䚷೺䞉䞉䞉 㻟㻟

኱Ꮫ㝔⏕ ⏣୰䚷㐩ᮁ䞉䞉䞉 㻟㻡

ᩍᤵ䞉䞉䞉 㻟㻣㻟䠊 䝟䝹䝇䜰䞊䜽䛻䛚䛡䜛⁐⼥ụ䜘䜚⏕ ᮾி㒔ᕷ኱Ꮫ䛨䜛㕲⵨Ẽ⃰ᗘ䛾᫬㛫ኚ໬㻠䠊 ⇕䝥䝷䝈䝬ᮦᩱ䝥䝻䝉䝇䛾ᩘ್ィ⟬䝅䝭䝳䝺䞊䝅䝵䞁ᮦᩱ䛸䛾ቃ⏺䛻㔜┦ᵓ㐀䜢᭷䛩䜛㧗㏿䜺䝇྿௜䛡䜰䞊䜽䝥䝷䝈䝬䛾㟁☢⇕ὶయゎᯒ㔠ἑ኱Ꮫ㻡䠊 㧗 䝺䞊䝄㢧ᚤ㙾䛻䜘䜛จᅛ䞉ᅛ┦ኚែ䛸䛭䛾ሙほᐹᒁ㒊ⓗ䛺☢ሙ䜢୚䛘䛯ሙྜ䛾䜰䞊䜽䛸⿬Ἴ䝡䞊䝗ᙧ≧䛾ไᚚ䛻䛴䛔䛶Ἀ⦖┴ᕤᴗᢏ⾡䝉 ୺௵◊✲ Ჴཎ䚷㟹䞁䝍䞊ဨ䞉䞉䞉 㻟㻥㻢䠊 ኱ᚄ䛫䜣᩿⿵ᙉ➽䛾䜰䝥䝉䝑䝖⁐᥋䛻㛵䛩䜛◊✲

⇃ᮏ኱Ꮫ

ᩍᤵ

ᑎᓮ䚷⚽⣖

䞉䞉䞉 㻠㻝㻣䠊 䝽䜲䝲⁐⼥ไᚚ䜢⏝䛔䛯㻭㼞㻙㻳㻹㻭㻌⁐᥋䛾Ᏻᐃᛶྥୖᢏ⾡≀㉁䞉ᮦᩱ◊✲ᶵ
ᵓ

䝇䝔䞊
䝅䝵䞁㛗

୰ᮧ䚷↷⨾

䞉䞉䞉 㻠㻟㻤䠊 ⁐᥋䜰䞊䜽⌧㇟䠈⁐⼥ụ⌧㇟䛚䜘 䝃䝺䝆䜸ᕤᴗ㧗➼ᑓ㛛Ꮫᰯ䜃⁐᥋㍺㏦⌧㇟ゎᯒ⁐᥋䜰䞊䜽䛾䝅䞊䝹䝗䜺䝇⤌ᡂ䛸㝜ᴟⅬᣲື䛾ゎ᫂ཬ䜃ᣲືไᚚ䛾䛯䜑䛾ᇶ♏ⓗ◊✲

෸ᩍᤵ

ᡣ㔝䚷ಇኵ

䞉䞉䞉 㻠㻡㻥䠊 ⁐᥋䜰䞊䜽⌧㇟䠈⁐⼥ụ⌧㇟䛚䜘 ⌰⌫኱Ꮫ䜃⁐᥋㍺㏦⌧㇟ゎᯒ
⁐⼥ụ☢Ẽไᚚ䜰䞊䜽⁐᥋䛾⁐⼥ụ䛾ὶື䛚䜘䜃 ᗘゎᯒ

෸ᩍᤵ

ᯇ⏣䚷୍᪼

䞉䞉䞉 㻠㻣㻝㻜䠊 㼀㻵㻳䜰䞊䜽⁐᥋䛻䛚䛡䜛୕ḟඖ㟁☢⇕ὶయゎᯒ䝥䝻䜾䝷䝮䛾㛤Ⓨᮾி㒔ᕷ኱Ꮫ

኱Ꮫ㝔⏕ ᒣᮏ䚷┿ྖ䞉䞉䞉 㻡㻜㻝㻝䠊 ஺ὶ䝔䜱䜾⁐᥋᫬䛾⁐⼥ụཬ䜃㓟໬⭷ୖ䛾㝜ᴟⅬᣲືほ 䛻㛵䛩
䜛◊✲

ᐑᓮ኱Ꮫ

෸ᩍᤵ

䞉䞉䞉 㻡㻞

−ⅲ−⏣୰䚷ᗣつ‫‮‬ᆅ䚷ᩄྐ

㻝㻞䠊 㧗㏿ᗘ䝡䝕䜸䜹䝯䝷䜢⏝䛔䛯ከ┦஺ὶ䜰䞊䜽䛾ྍど໬ᢏ⾡䛾㛤Ⓨ

஑ᕞ኱Ꮫ

Ώ㑓䚷㝯⾜
ᩍᤵ
⏣୰䚷Ꮫ
ຓᩍ
኱Ꮫ㝔⏕ ௒㎷䚷ᬛᖾ䞉䞉䞉 㻡㻠㻝㻟䠊 ཯ᛂᛶ⇕䝥䝷䝈䝬䛾㧗⢭ᗘᩘ್䝅䝭䝳䝺䞊䝅䝵䞁

஑ᕞ኱Ꮫ

ᩍᤵ
Ώ㑓䚷㝯⾜
኱Ꮫ㝔⏕ ༓⥥䚷ၨኴ䞉䞉䞉 㻡㻢㻝㻠䠊 㧗㏿ᗘ䝡䝕䜸䜹䝯䝷䜢⏝䛔䛯⇕䝥䝷 ஑ᕞ኱Ꮫ䝈䝬ྍど໬ᢏ⾡䛾㛤Ⓨ

Ώ㑓䚷㝯⾜
ᩍᤵ
⏣୰䚷Ꮫ
ຓᩍ
኱Ꮫ㝔⏕ ᶫワ䚷ኴ㑻䞉䞉䞉 㻡㻤

ⓑ㇂䚷ṇ἞
ྂ㛩䚷୍᠇
ᯈᇉ䚷ዉ✑
ᚎ䚷㕷㞝

䞉䞉䞉 㻢㻜

䠘䜶䝛䝹䜼䞊ኚ᥮ᶵᵓᏛศ㔝䠚㻝䠊 ᪂䛧䛔䝥䝷䝈䝬䝥䝻䝉䝇ᢏ⾡䜢⏝䛔 ஑ᕞ኱Ꮫ
䛯ⷧ⭷ሁ✚

୺ᖿᩍᤵ
෸ᩍᤵ
෸ᩍᤵ
ຓᩍ

䚷䠘Ꮫෆ䠚
㻝䠊 จ⦰┦䜢฼⏝䛧䛯䝥䝷䝈䝬ᮦᩱ䝥䝻䝉䝇䛾◊✲

኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ෸ᩍᤵఀ⸨䚷๛ோ㻝䠊 㻌䝺䞊䝄ຍᕤ᫬䛻䛚䛡䜛Ⅳ⣲⧄⥔ᙉ໬䝥䝷䝇䝏䝑䜽䛾⇕ⓗ⌧㇟䛻㛵䛩䜛ᩘ್ゎᯒ

ᮾிᕤ⛉኱Ꮫ

෸ᩍᤵ
ㅮᖌ

⳥ụ䚷ྖ
኱ஂಖ䚷཭㞞䞉䞉䞉 㻢㻝㻞䠊 䜶䝛䝹䜼䞊䝡䞊䝮䛻䜘䜛᪂⾲㠃ᨵ㉁ᶵ⬟䛾๰〇▷䝟䝹䝇䝺䞊䝄䞊䜢⏝䛔䛯᪂ᶵ⬟⏕యᮦᩱ๰〇䛻㛵䛩䜛◊✲

㱟㇂኱Ꮫ

ㅮᖌ

ᑠᕝ䚷ᆂ஧

䞉䞉䞉 㻢㻞㻟䠊 䜶䝛䝹䜼䞊䝡䞊䝮䛸≀㉁䛸䛾┦஫స⏝⌧㇟䛾ゎ᫂㉸▷䝟䝹䝇䝺䞊䝄䞊䛻䜘䜛ຍᕤ䝥䝻䝉䝇䛻㛵䛩䜛◊✲

ᐑᓮ኱Ꮫ

෸ᩍᤵ

⏥⸨䚷ṇே

䞉䞉䞉 㻢㻠㻠䠊 䝣䜵䝮䝖⛊䝺䞊䝄䞊䜰䝤䝺䞊䝅䝵䞁䛷ᙧᡂ䛥䜜䛯䝩䜴㓟ሷ䜺䝷䝇ཬ䜃䜰䝹䝭䝜䜿䜲㓟ሷ⾲㠃䛾䝘䝜䝩䞊䝹䛾䝰䝹䝣䜷䝻䝆䞊ኚ

⛅⏣኱Ꮫ

ᩍᤵ
ᑠ⋢䚷ᒎᏹ
኱Ꮫ㝔⏕ ᕤ⸨䚷⍞ᕫ䞉䞉䞉 㻢㻢㻡䠊 ㉸▷䝟䝹䝇䝺䞊䝄䜢⏝䛔䛯䝘䝜࿘ ᒸᒣ኱Ꮫᮇᵓ㐀ᙧᡂ䛻䜘䜛⣽⬊ఙᒎไᚚᶵ
⬟௜୚䛻㛵䛩䜛◊✲

ຓᩍ

⠛Ọ䚷ᮾ࿃

䞉䞉䞉 㻢㻤㻢䠊 ୙ᆒ୍ ᗘሙ䜢฼⏝䛧䛯⤖ᬗ⢏⤌ ᐩᒣ኱Ꮫ
⧊䛾ไᚚ

ᩍᤵ

ᰘᰗ䚷ᩄဢ

䞉䞉䞉 㻣㻜

㮵ඣᓥ┴ᕤᴗᢏ⾡ ୺௵◊✲ ℩▱䚷ၨஂ䝉䞁䝍䞊ဨ䞉䞉䞉 㻣㻞

䠘䜶䝛䝹䜼䞊䝥䝻䝉䝇Ꮫศ㔝䠚㻣䠊 䝺䞊䝄䝤䝺䞊䝆䞁䜾䛻䜘䜛␗✀ᮦᩱ᥋ྜ䛻㛵䛩䜛◊✲−ⅳ−

8． フェムト秒レーザー照射による機能性セラミックスの特性変化

近畿大学

教授
助教

中野 人志
津山 美穂

・・・ 749． 添加金属微粒子の形態制御による 千葉大学
ガラスの高機能化

助教

松坂 壮太

・・・ 75

10． 高強度フェムト秒レーザー照射によ 東京農工大学
るシリコン表面へのプラズモン励起
と観測

准教授

宮地 悟代

・・・ 76

11． 真空粉末床溶融結合法によるTi6Al4V 造形物の基礎研究― 造形初期における造形部の金属粉末溶融固化状態について ―石川県工業試験場 主任技師

山下 順広・・・ 78

12． レーザークラッディングを用いたCo
基合金皮膜形成に関する基礎研
究

近畿大学

教授

吉田 実

・・・ 801． 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

・・・ 81

2． 循環型社会形成と環境調和技術ビ 東京工業大学
ジョンに関する研究些末なエネルギー源を利用したエネルギーハーベスティング

教授

高橋 邦夫

・・・ 84

3． 固体接触界面の熱抵抗モデルの構築と簡易熱解析ツールの開発

熊本大学

教授

富村 寿夫

・・・ 86

4． Modeling of Grounded CPW Line
with Anomalous Skin Effect in THz
band

鹿児島大学

教授

西川 健二郎・・・ 885． 通電熱処理によるｐ 型窒化ガリウム 日本大学のアクセプター活性化とコンタクト
特性---次世代パワー素子用半導体材
料へのコンタクト電極形成と評価--

准教授

前田 将克

・・・ 906． 異種金属材料ろう付時の界面反応
現象

教授

宮沢 靖幸

・・・ 92＜環境調和プロセス学分野＞

東海大学

－ⅴ－

䚷䚷᥋ྜᶵᵓ㒊㛛䠘⁐᥋ᶵᵓᏛศ㔝䠚
ᩍᤵ
኱▼䚷▱ྖ
⤫ᣓ䝬
⏕⏣┠䚷ಇ⚽
䝛䞊䝆䝱䞊䜶䞁䝆䝙䜰 ኱஭䚷ᬡᙪ䞉䞉䞉 㻔㻣㻕⇃ᮏ኱Ꮫ㻞䠊 Ỉ୰⾪ᧁἼ䜢⏝䛔䛯㧗ᶵ⬟ⷧᯈᮦᩱ䛾᥋ྜ䛻䛚䛡䜛␗ᮦ⏺㠃䛾ホ ᓫᇛ኱Ꮫ
ி㒔኱Ꮫ
౯

ᩍᤵ
෸ᩍᤵ
෸ᩍᤵ

䞉䞉䞉 㻥㻠㻟䠊 ␗ᮦ⏺㠃䛾ᚤ⣽ᵓ㐀䛾ほᐹ䚸ホ౯ ≀㉁䞉ᮦᩱ◊✲ᶵᵓཬ䜃ไᚚ㔠ᒓ㻛㓟໬≀᥋ྜ⏺㠃䛾䝘䝜䞊䜸䞊䝎䞊䝺䝧䝹䛾ᵓ㐀䛾ゎᯒ⤫ᣓ䝬⏕⏣┠䚷ಇ⚽
䝛䞊䝆䝱䞊䝫䝇䝗䜽◊ ᮌὠ䚷䛯䛛䛚✲ဨ䞉䞉䞉 㻥㻢䠆㻝䠊 ␗ᮦ⏺㠃䛾ᚤ⣽ᵓ㐀䛾ほᐹ䚸ホ౯ Ⱚᾆᕤᴗ኱Ꮫ
≀㉁䞉ᮦᩱ◊✲ᶵཬ䜃ไᚚ㔠ᒓ㻛㓟໬≀䛾᥋ྜ⏺㠃䛾཯ᛂᒙ ᵓ
䛾ゎᯒ

እᮏ䚷࿴ᖾ
᳃䚷᫛ᑑ
➟⏣䚷❳ኴ

䠆㻠䠊 ␗ᮦ⏺㠃䛾ᚤ⣽ᵓ㐀䛾ほᐹ䚸ホ౯ රᗜ┴❧኱Ꮫཬ䜃ไᚚ䝣䝷䝑䝅䝳䝷䞁䝥䜰䝙䞊䝹ἲ䛻䜘䜚స〇䛧䛯㻿㼕䝘䝜⤖ᬗ⢏㻔㻱㼞㻕㻛㻿㼕㻻㼤㻛䜺䝷䝇䛻䛚䛡䜛ྛ᥋ྜ⏺㠃䛸⤖ᬗᛶ

ᩍᤵ
෸ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕

ᯇᑿ䚷┤ே
㒊ᐙ䚷ᙲ
ᖹ㔝䚷⩧኱
᪥ୗ㒊䚷᪸ᚿ䞉䞉䞉 㻔㻝㻕㻡䠊 ⢏ෆ䝧䜲䝘䜲䝖⏕ᡂ䛻ཬ䜌䛩䜸䞊 ឡ፾኱Ꮫ䝇䝔䝘䜲䝖䛻ᑟධ䛥䜜䛯㌿఩⥙䛾ຠ
ᯝ

ᐈဨᩍᤵ
ㅮᖌ
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕

௰஭䚷Ύ┾
㜰ᮏ䚷㎮㢧
ᑠす䚷᪩ⱑ
ྜྷ⃝䚷ಇᕼ
ᖹᮏ䚷㈗ྐ

䞉䞉䞉 㻥㻤

Ⓨ㟁タഛᢏ⾡᳨ᰝ ୺௵◊✲ すᕝ䚷⪽
༠఍
ဨ
◊ಟ⏕
㰺⸨䚷┤ᶞ

䞉䞉䞉 㻝㻜㻜㻢䠊 㻿㼁㻿㻟㻝㻢㻸⁐᥋㔠ᒓ䛾㧗 ⣧Ỉ୰䛻䛚䛡䜛ᛂຊ⭉㣗๭䜜ᙧែ㻣䠊 ⁐᥋㒊䛾ᶵ⬟䜢ᨭ㓄䛩䜛ᮦᩱᏛⓗ ᮾ໭኱ᏛᅉᏊ䛾ゎ᫂㻟㻜㻠䜸䞊䝇䝔䝘䜲䝖⣔䝇䝔䞁䝺䝇㗰䜴䜵䝹䝗䝕䜱䜿䜲ᢚไ䛾䛯䜑䛾ᚤ⣽
⤌⧊ไᚚ

኱Ꮫ㝔⏕

㬍⏣䚷㥴

䞉䞉䞉 㻝㻜㻞ụ⏣䚷೺ḟ䞉䞉䞉 㻝㻜㻠

ᐩᒣ┴ᕤᴗᢏ⾡䝉 ୺௵◊✲ ᒣᓊ䚷ⱥᶞ䞁䝍䞊ဨ䞉䞉䞉 㻝㻜㻢㻤䠊 ␗ᮦ⏺㠃䛾ᚤ⣽ᵓ㐀䛾ほᐹ䚸ホ౯ 㛗㔝┴ᕤᴗᢏ⾡⥲ ᢏᖌ
ྜ䝉䞁䝍䞊
ཬ䜃ไᚚ
ᙉ໬䜺䝷䝇䠋䝅䝸䝁䞁䛾㝧ᴟ᥋ྜ䛸᥋ྜ⏺㠃䛾ᚤ⣽ᵓ㐀ホ౯㻥䠊 䜰䝹䝭䝙䜴䝮ྜ㔠䛸䝬䜾䝛䝅䜴䝮ྜ㔠䛾㘫᥋⏺㠃䛾ᵓ㐀ゎᯒ−ⅵ−䚷䠘Ꮫෆ䠚㻝䠊 㦵ᚤ⣽⤌⧊䛺䜙䜃䛻㦵㻛䜲䞁䝥䝷䞁䝖᥋ྜ⏺㠃䛾ほᐹ䛸ゎᯒ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ᩍᤵ
ㅮᖌ

୰㔝䚷㈗⏤
▼ᮏ䚷༟ஓ

㻞䠊 ⏺㠃䝘䝜ᵓ㐀ゎᯒ䛻䜘䜛␗✀㔠ᒓᮦᩱ᥋ྜ㒊䛾㧗ಙ㢗໬⤌⧊ไᚚ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ᩍᤵ
෸ᩍᤵ
ຓᩍ
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕

ᘅ℩䚷᫂ኵ
ᑠ᳚䚷ᬛ
ᯇ⏣䚷᭸ᕫ
ὸ㛫䚷᫭ྖ
Ἴከ㔝䚷㑈୍ᮏᒣ䚷ၨኴ㻟䠊 ᛴ㏿ຍ⇕ᾮ┦䜶䝢䝍䜻䝅䝱䝹ᡂ㛗䛻䜘䜚స〇䛧䛯༙ᑟయᚤ⣽ᵓ㐀䛾
⤖ᬗᛶホ౯

ᚿᮧ䚷⪃ຌ
኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ෸ᩍᤵ኱Ꮫ㝔⏕ ኳᮏ䚷㝯ྐ኱Ꮫ㝔⏕ ෠Ọ䚷ᖾᖹ㻠䠊 䝺䞊䝄↷ᑕ䛥䜜䛯䝇䝔䞁䝺䝇㗰⟩䛾 ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ෸ᩍᤵ䝭䜽䝻⤌⧊䛻ཬ䜌䛩〇㐀䝥䝻䝉䝇䛾
ᙳ㡪

᳃䚷⿱❶

㻡䠊 㻭㼘ྜ㔠䛾ⅬḞ㝗㞟ྜయ䛾⤌⧊ゎ᫂ᇼᕝ䚷ᩗኴ㑻

኱Ꮫ㝔ᇶ♏ᕤᏛ◊ ෸ᩍᤵ✲⛉䠘䝺䞊䝄᥋ྜᶵᵓᏛศ㔝䠚㻝䠊 ✀䚻䛾㞺ᅖẼ䜺䝇ᅽ䛻䛚䛡䜛䝇䝔䞁䝺䝇㗰䛾䝺䞊䝄⁐᥋≉ᛶ㏆␥㧗䜶䝛䝹䜼䞊
ຍᕤᢏ⾡◊✲ᡤ◊✲㛤Ⓨ Ṫᰩ䚷ᡂኵ㒊㛗䞉䞉䞉 㻝㻜㻤㻞䠊 䝺䞊䝄ษ᩿䛻䛚䛡䜛䝡䞊䝮䛸ᮦᩱ䛾┦஫స⏝䛺䜙䜃䛻䝺䞊䝄ຍᕤ⌧
㇟䛾ゎ᫂

୕㔜኱Ꮫ

෸ᩍᤵ
ຓᩍ

ᕝୖ䚷༤ኈ
ᑿᓮ䚷ோᚿ

䞉䞉䞉 㻝㻝㻜㻟䠊 ⾲㠃㓟໬䛧䛯㖡㻘㻌ள㖄䛚䜘䜃䜰䝹䝭 ኱㜰ᕷ❧኱Ꮫ䝙䜴䝮㓟໬⓶⭷䛾ᢠ⳦ᛶ

ᩍᤵ

బ⸨䚷჆ὒ

䞉䞉䞉 㻝㻝㻞㻠䠊 䝺䞊䝄䛻䜘䜛㕲㻙䜰䝹䝭䝙䜴䝮␗ᮦ᥋ྜ㒊ᮦ䛾⭉㣗ホ౯

ᩍᤵ

᪥㔝䚷ᐇ

䞉䞉䞉 㻝㻝㻣

ᗈᓥᕤᴗ኱Ꮫ䚷䠘Ꮫෆ䠚㻝䠊 㕲㗰ᮦᩱ䛾䝺䞊䝄䞉䜰䞊䜽䝝䜲䝤䝸䝑䝗⁐᥋኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ᩍᤵ

ᘅ℩䚷᫂ኵ

బ㔝䚷ᬛ୍
㻞䠊 䝅䞁䜾䝹䝰䞊䝗䝣䜯䜲䝞䞊䝺䞊䝄䛻 ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ෸ᩍᤵ䜘䜛㧗㏿⁐᥋᫬䛾๭䜜ឤཷᛶホ౯኱Ꮫ㝔⏕ ᒾ⏣䚷໶ᖹ኱Ꮫ㝔⏕ ャᮧ䚷ᔞஅ㻟䠊 䝺䞊䝄䞉䜰䞊䜽䝝䜲䝤䝸䝑䝗⁐᥋㻌䚷㕲 ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ຓᩍ㗰ᮦᩱ䛾䝺䞊䝄䞉䜰䞊䜽䝝䜲䝤䝸䝑䝗⁐᥋䠐䠊 䜰䝹䝭䝙䜴䝮ྜ㔠䝺䞊䝄⁐᥋㒊䛻䛚䛡䜛䝫䝻䝅䝔䜱䛾Ⓨ⏕ᣲື䛻㛵䛩䜛ᩘ್ゎᯒ㻌䛸䛭䛾ሙほᐹᯇ⏣䚷᭸ᕫ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ኱Ꮫ㝔⏕ ࿘䚷ᔽᴁ−ⅶ−

䠘」ྜ໬ᶵᵓᏛศ㔝䠚
ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕

ᕝᓮ䚷ு
࿘䚷೧೧
㥁䚷ᬡ㭉
ᮧୖ䚷ᤩ
ᒣᮏ䚷᫭኱

䞉䞉䞉 㻔㻟㻕

ᩍᤵஂಖ⏣㻌ṇᗈ䞉䞉䞉 㻝㻝㻥

ᐑ἞䚷⿱ྐ໭ᾏ㐨኱Ꮫ⑓㝔ಖ ㅮᖌᏑ⣔ṑ⛉໭ᾏ㐨኱Ꮫ኱Ꮫ㝔 ኱Ꮫ㝔⏕ す⏣䚷⤮฼㤶ṑᏛ◊✲⛉䞉䞉䞉 㻔㻡㻕䠆㻝䠊 Ỉ⣲㑏ඖἲ䛻䜘䜛㼀㼕㼚㻻䈻㼚㻙䈺㻌䛾స〇 ᮾ໭኱Ꮫ䛸䛭䛾≉ᛶホ౯㻞䠊 㻹㻭㻙㻿㻼㻿㻌ἲ䛻䜘䜛㼀㼕㻙㻹㼓㻌ྜ㔠䛾๰〇䛚䜘䜃䛭䛾≉ᛶ䠆㻟䠊 䜹䞊䝪䞁䝘䝜䝏䝳䞊䝤䛾༢ศᩓ໬䝥䝻䝉䝇䛻䜘䜛㔠ᒓᇶ」ྜᮦᩱ䛾๰〇䛸≉ᛶゎᯒ༢ศᩓ㻯㻺㼀㻌䜢฼⏝䛧䛯㔠ᒓᮦᩱ䛾㧗ᶵ⬟Ⓨ⌧ᶵᵓ䛾ゎ᫂䠉䝏䝍䞁⾲㠃䛾㻯㻺㼀㻌䛻䜘䜛䝘䝜䝇䜿䞊䝹ᵓ㐀䛜㦵᥋ྜ䛻ཬ䜌䛩ຠ
ᯝ䠉

᪥ᮏ኱Ꮫ

㻠䠊 ረᛶຍᕤ䜢฼⏝䛧䛯㍍ྜ㔠」ྜᮦ ி㒔኱Ꮫ
ᩱ䛾㛤Ⓨ䛸≉ᛶゎᯒ✀䚻䛾㈇Ⲵ⤒㊰䛻䛚䛡䜛䝬䜾䝛䝅䜴䝮ྜ㔠ᅽᘏᯈ䛾䜂䛪䜏ᣲື㻡䠊 㻿㻼㻿㻌ᡂᙧ䛧䛯㼏㻮㻺㻌⢏Ꮚศᩓᆺ㻭㼘㻌ᇶ」ྜᮦᩱ䛾⇕≀ᛶ

෸ᩍᤵ

὾䚷Ꮥஅ

䞉䞉䞉 㻝㻞㻝

኱㜰ᕷ❧ᕤᴗ◊✲ ◊✲୺ᖿ Ỉෆ䚷₩ᡤ䞉䞉䞉 㻝㻞㻠䚷䠘Ꮫෆ䠚㻝䠊 ⇞↝ሙ䛻䛚䛡䜛䜒䜏Ẇ䝅䝸䜹䛾⌫≧໬䛻㛵䛩䜛◊✲኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ᩍᤵ
ຓᩍ
ㅮᖌ

㉥ᯇ䚷ྐග
୰ሯ䚷グ❶㻌ᯘ䚷₶㻞䠊 ᶵ⬟ᛶከᏍయ䛾㛤Ⓨ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ᩍᤵ

Ᏹᒣ䚷ᾈ

⚟Ọ䚷ఙဢ
㻟䠊 ㉸㧗⢭⣽⾲㠃ᛶ≧ศᯒ䛻䜘䜛ྂ௦ ኱Ꮫ㝔ᩥᏛ◊✲⛉ ᩍᤵ୰ஂಖ䚷㎮ኵ㻌㟷㖡㙾䛾ᦶ⁛⑞⏕ᡂ㐣⛬䛾ゎ᫂ຓᩍ኱Ꮫ㝔⏕ 䠦䠫䠯䠡䠬䠤䚷䠮䠵䠝䠪㻠䠊 㟁☢䜶䝛䝹䜼䞊ᨭ᥼䝥䝻䝉䝇䜢฼⏝䛧䛯㔠ᒓ䡡༙ᑟయᮦᩱ䛾ᶵ⬟ไᚚ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ෸ᩍᤵ㻡䠊 䜰䝰䝹䝣䜯䝇䝅䝸䜹䛾ṑ⛉⏝ᮦᩱ䜈 ኱Ꮫ㝔ṑᏛ◊✲⛉ ᣍ⪸ᩍဨ䛾㐺⏝㻢䠊 䝞䜽䝔䝸䜰䝉䝹䝻䞊䝇䛾」ྜ໬䛻䜘䜛ᶵ⬟໬ᛶᮦᩱ䛾㛤Ⓨ஭⸨䚷ᖿኵ㻌

㥽㤿䚷࿴ḷᏊ

኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ኱Ꮫ㝔⏕ ỿ䚷Ⅱᕼ㻌㻣䠊 ◁᱈Ẇ䜢ཎᩱ䛻䛧䛯άᛶⅣ䛾〇㐀 ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ኱Ꮫ㝔⏕ ᅵᶫ䚷Ṍᐇ
䛸ᛂ⏝

−ⅷ−

䚷䚷ᶵ⬟ホ౯㒊㛛䠘ᩘ⌮ゎᯒᏛศ㔝䠚
ᗈᓥ኱Ꮫ

ຓᩍ

⏣୰䚷ᬛ⾜

䞉䞉䞉 㻝㻞㻥㻞䠊 పᨺᑕ໬䝣䜵䝷䜲䝖㗰䜢⏝䛔䛯␗ᮦ ᮾ໭኱Ꮫ
⥅ᡭ䛾ホ౯

ᩍᤵ
ຓᩍ

㜿㒊䚷ᘯ஽
ྔ㔝䚷⩧

䞉䞉䞉 㻝㻟㻝㻟䠊 㠀ᐃᖖ⇕㈇Ⲵୗ䛻䛚䛡䜛᰾⼥ྜ⅔ ᮾ໭኱Ꮫ䝎䜲䝞䞊䝍䛾ᵓ㐀೺඲ᛶ䛾ゎᯒⓗホ౯㔝ୖ䚷ಟᖹ㻌෸ᩍᤵ⚟⏣䚷ㄔຓᩍ኱Ꮫ㝔⏕ Ⳣ䚷ᩥᾏ䞉䞉䞉 㻝㻟㻢㻝䠊 ◚ቯຊᏛⓗ䜰䝥䝻䞊䝏䛻䜘䜛෇⟶⥅ᡭ䛾⑂ປᙉᗘホ౯䛻㛵䛩䜛◊✲䚷䠘Ꮫෆ䠚㻝䠊 ⁐᥋⇕※ᙧែ䛚䜘䜃䝡䞊䝗ᙧᡂ䜢 ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ෸ᩍᤵ⪃៖䛧䛯⁐᥋⇕ኚᙧ䝰䝕䝹䛾ᵓ⠏ᐑᆏ䚷ྐ࿴㻌

኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ෸ᩍᤵ㻞䠊 పᨺᑕ໬䝣䜵䝷䜲䝖㗰㻲㻤㻞㻴䛸㻿㼁㻿㻟㻝㻢㻸㗰䛾␗ᮦ䝺䞊䝄⁐᥋㒊䛻㛵䛩䜛ᇶ♏ⓗ◊✲᳃䚷⿱❶㻌㻟䠊 ⿵ಟ⁐᥋㒊䛾ṧ␃ᛂຊศᕸ≉ᛶ䛚䜘䜃෌౪⏝᫬䛾ᛂຊศᕸ≉ᛶホ౯኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ຓᩍ୕ୖ䚷Ḡᕼ㻌

䠘ಙ㢗ᛶタィᏛศ㔝䠚㻝䠊 ከ㍈㈇Ⲵ䛻䛚䛡䜛⑂ປᙉᗘ≉ᛶ䛾 ❧࿨㤋኱Ꮫホ౯䛸䝰䝕䝹໬ᩍᤵ㻞䠊 ᢬ᢠ䝇䝫䝑䝖⁐᥋⥅ᡭ䛾᥋ྜᙉᗘ䛻㛵䛩䜛ಙ㢗ᛶホ౯≉௵ㅮᖌ ఀ⯅⏣䚷᐀៞䞉䞉䞉 㻝㻠㻜

෸ᩍᤵ

຾⏣䚷㡰୍

䞉䞉䞉 㻝㻠㻞

ᐈဨᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕
ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕

୰㎸䚷ᛅ⏨
ቑ⏣䚷㛤
㔠Ꮚ䚷ὒᩥ
㔠ᓮ䚷ಙኴ㑻ᕳᓥ䚷῟ᇼሙ䚷ுభ䞉䞉䞉 㻝㻠㻡

኱㜰ᕤᴗ኱Ꮫ㻟䠊 㗰ᮦ䛾ఙ䜃ᛶ⬟䜢⪃៖䛧䛯⑂ປட 㛗ᓮ኱Ꮫ⿣ఏ᧛ᛶ⬟䜢᥎ᐃ䛩䜛䛯䜑䛾䝅䝭䝳䝺䞊䝅䝵䞁ἲ㻠䠊 ⌧ሙ⁐᥋ᆺᰕᱱ⁐᥋᥋ྜ㒊䛻䛚䛡䜛ᱱ➃௙ཱྀ䝕䜱䝔䞊䝹䛻㛵䛩䜛
ᐇ㦂ⓗ◊✲

᪩✄⏣኱Ꮫ
ಙᕞ኱Ꮫ

ఀ⸨䚷㝯ᇶ

䞉䞉䞉 㻝㻟㻤㻡䠊 ⾲㠃ட⿣䛻ᑐ䛩䜛ட⿣⤖ྜຊ䝰䝕 ஑ᕞ኱Ꮫ䝹䛾ᵓ⠏䛻ྥ䛡䛯ᇶ♏᳨ウ

ᚋ⸨䚷ᾈ஧
෸ᩍᤵ
ᢏ⾡ᑓ㛛 ᮧୖ䚷ᖾ἞⫋䞉䞉䞉 㻝㻠㻣㻢䠊 ᘓ⠏ᵓ㐀⏝㧗ᙇຊ㗰䜈䛾㧗䜶䝛䝹䜼䞊ᐦᗘ⁐᥋䛾㐺⏝෸ᩍᤵ䞉䞉䞉 㻝㻡㻝

㏆␥኱Ꮫ

−ⅸ−

ᓮ㔝䚷Ⰻẚ࿅㻣䠊 ຍᕤㄏ㉳䝬䝹䝔䞁䝃䜲䝖ኚែ䛻క䛖 ᮾ໭኱Ꮫᒁᡤᛂຊኚ໬䛻㛵䛩䜛⤖ᬗረᛶ㻲㻱ゎᯒᩍᤵᑎ⏣䚷㈼஧㑻
኱Ꮫ㝔⏕ ᪂Ꮿ䚷ຬ୍䞉䞉䞉 㻝㻡㻟㻤䠊 䝝䞁䝬䞊䝢䞊䝙䞁䜾ฎ⌮䛻䜘䜛ṧ␃ᛂຊ䛾ゎᯒⓗ᳨ウ

ி㒔኱Ꮫ

෸ᩍᤵ
᭹㒊䚷⠜ྐ
኱Ꮫ㝔⏕ ᯇᮏ䚷⌮బ䞉䞉䞉 㻝㻡㻡㻥䠊 䜲䞁䝣䝷㗰ᵓ㐀≀䛾⁐᥋㒊䛻䛚䛡䜛㜵㣗ሬ⿦䛾⪏ஂᛶホ౯

ྡྂᒇ኱Ꮫ

ຓᩍ

䞉䞉䞉 㻝㻡㻤

ᘅ⏿䚷ᖿே

䚷䠘Ꮫෆ䠚
㙊⏣䚷ᩄ㑻
኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ᩍᤵ㻝䠊 ἲ㠃ཷᅽᯈ䛻䛚䛡䜛䜾䝷䞁䝗䜰䞁ᑎ⃝䚷ᗈᇶຓᩍ䜹䞊⥭ᙇຊ䛾㠀◚ቯホ౯ᡭἲ䛾኱Ꮫ㝔⏕ ᭹㒊䚷᫴୍◊✲㻔㼄⥺䛻䜘䜛ṧ␃ᛂຊ ᐃ⿦⨨䜢฼⏝䛧䛯䜾䝷䞁䝗䜰䞁䜹䞊⥭ᙇຊ䛾㠀◚ቯホ౯ᡭἲ䛾◊✲㻕㻞䠊 䛝⿣Ⓨ⏕䞉㐍ᒎ䛻ཬ䜌䛩ᚤど⤌⧊䛾ᙳ㡪䛻㛵䛩䜛᳨ウ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ᩍᤵ㻟䠊 㗰ᯈ䛾⧞䜚㏉䛧ᗙᒅᣲື䛻㛵䛩䜛◊✲⸨ஂಖ䚷ᫀᙪ
኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ᩍᤵ㎮ᕭ䚷᫭ຓᩍ኱Ꮫ㝔⏕ ᐊ䚷ᑦோ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ᩍᤵ㻠䠊 㛫Ḟ㧗࿘Ἴ㔜␚⧞㏉䛧Ⲵ㔜ୗ䛾⁐᥋⥅ᡭ䛾䛝⿣Ⓨ⏕ᑑ࿨䛻㛵䛩䜛◊✲ᮃ᭶䚷ṇே㻌኱ἑ䚷┤ᶞ㻡䠊 ᪂䛧䛔䝺䞊䝄䝢䞊䝙䞁䜾ᢏ⾡䛾㛤Ⓨబ㔝䚷ᬛ୍኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ෸ᩍᤵ኱Ꮫ㝔⏕ ᒾ⏣䚷໶ᖹ኱Ꮫ㝔⏕ ャᮧ䚷ᔞஅ㻢䠊 䝁䞁䜽䝸䞊䝖䜢ᑐ㇟䛸䛧䛯஧㟁ᴟἲ䛻㛵䛩䜛ᇶ♏ⓗ◊✲኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ኱Ꮫ㝔⏕ ⚟ୖ䚷኱㈗䠘ᶵ⬟ᛶデ᩿Ꮫศ㔝䠚㻝䠊 ᪂ᥦ᱌㻲㻿㼃䝒䞊䝹䛾㕲㗰ᮦᩱ䜈
䛾㐺⏝

㏆␥኱Ꮫ

⏕⏣䚷᫂ᙪ

䞉䞉䞉 㻝㻢㻜㻞䠊 㻲㻿㼃䛻䜘䜛䝉䝷䝭䝑䜽䝇䛸㔠ᒓ䛾᥋ྜᢏ⾡䛾◊✲

బ⸨䚷ⱥ୍Ᏹᐂ⯟✵◊✲㛤Ⓨ ᩍᤵ୺ᖿ◊✲ဨ ụ⏣䚷༤ⱥᶵᵓ୺ᖿ◊✲ဨ ᑠᯘ䚷⚽அ
◊✲ဨ
⸨஭䚷๛
ᮧୖ䚷⚽அ
≀㉁䞉ᮦᩱ◊✲ᶵ 䜾䝹䞊䝥
䝸䞊䝎䞊
ᵓ
◊✲ဨ
ୗ⏣䚷୍ဢ

䞉䞉䞉 㻝㻢㻞㻟䠊 㕲㗰ᮦᩱ䛾ᦶ᧿ᨩᢾ᥋ྜ䠄㻲㻿㼃䠅䛸 ᮾி኱Ꮫ⥅ᡭ䛾ᶵ⬟ホ౯㻭㻱ἲ䛻䜘䜛㗰ᮦ㻲㻿㼃䛾䜲䞁䝥䝻䝉䝇䝰䝙䝍䝸䞁䜾

−ⅹ−

෸ᩍᤵ

ㅮᖌ

ఀ⸨䚷ᾏኴ

䞉䞉䞉 㻝㻢㻠ᆏᮧ䚷຾㻠䠊 㕲㗰ᮦᩱ䛾ᦶ᧿ᨩᢾ᥋ྜ䠄㻲㻿㼃䠅䛸 ᗈᓥ┴❧⥲ྜᢏ⾡ ๪㒊㛗◊✲ᡤ๪୺௵◊ ኱▼䚷㑳⥅ᡭ䛾ᶵ⬟ホ౯✲ဨ䠄⌫㠃䝒䞊䝹䜢⏝䛔䛯Ⅼ᥋ྜᢏ⾡
䛾㛤Ⓨ䠅
⛅⏣኱Ꮫ
㻡䠊 ᦶ᧿ᨩᢾ᥋ྜ䛻䜘䜚ᚓ䜙䜜䜛୰Ⅳ⣲㗰㻔㻶㻵㻿㻙㻿㻠㻡㻯㻕⥅ᡭ䛾ᶵᲔⓗ≉ᛶ䛻㛵䛩䜛◊✲

ᩍᤵ
෸ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕

䞉䞉䞉 㻝㻢㻢⚄㇂䚷ಟᐑ㔝䚷Ὀᚁ኱ஂಖ䚷⇤㻌∾㔝䚷⁞ᖹ䞉䞉䞉 㻝㻢㻤㻢䠊 ᦶ᧿ᨩᢾ⢊ᮎ䝥䝻䝉䝇䛻䜘䜛㉸ᚤ⣽⤖ᬗ⢏䝬䜾䝛䝅䜴䝮ᮦᩱ䛾స〇኱㜰ᕷ❧ᕤᴗ◊✲ ◊✲ဨ
ᡤ

ᮌඖ䚷៞ஂ

䞉䞉䞉 㻝㻣㻝㻣䠊 ෭㛫ᅽᘏ㗰ᯈ㻿㻼㻯㻯䜢ẕᮦ䛸䛧䛯ᘬᙇ䛫䜣᩿ᆺᦶ᧿ᨩᢾⅬ⥅ᡭ䛾సᡂ䛚䜘䜃ᙉᗘホ౯

ᗈᓥ኱Ꮫ

Ⳣ⏣䚷῟

䞉䞉䞉 㻝㻣㻟㻤䠊 ⣧㖡䛚䜘䜃㖡ྜ㔠䛾ᦶ᧿᧠ᢾฎ
⌮䛻䜘䜛ᙉ໬

㔞Ꮚ⛉Ꮫᢏ⾡◊✲ ◊✲୺ᖿ ㇂ᕝ䚷༤ᗣ㛤Ⓨᶵᵓ◊✲๪୺ ℈ཱྀ䚷኱ᖿ䞉䞉䞉 㻝㻣㻡㻥䠊 䝍䞁䜾䝇䝔䞁⿕⭷䛾ᦶ᧿ᨩᢾฎ⌮䛻䜘䜛ᙉ໬㔞Ꮚ⛉Ꮫᢏ⾡◊✲ ◊✲୺ᖿ ㇂ᕝ䚷༤ᗣ㛤Ⓨᶵᵓ䞉䞉䞉 㻝㻣㻣㻝㻜䠊 ᦶ᧿ᨩᢾ䝥䝻䝉䝇䛻䜘䜛㼃㻯㻙㻝㻞㻯㼛㉸◳ྜ㔠⓶⭷䛾ᨵ㉁኱㜰ᕷ❧ᕤᴗ◊✲ ◊✲୺௵ 㛗ᒸ䚷஽ᡤ䞉䞉䞉 㻝㻣㻥㻝㻝䠊 ᦶ᧿⢊ᮎ↝⤖ἲ䛻䜘䜛㻭㼘ྜ㔠䝫䞊䝷䝇㻭㼘䛾స〇

⩌㤿኱Ꮫ

෸ᩍᤵ
༙㇂䚷⚞ᙪ
኱Ꮫ㝔⏕ ▼ཎ䚷⥤஀䞉䞉䞉 㻝㻤㻝㻝㻞䠊 㻭㻰㻯㻝㻞䝫䞊䝷䝇㻭㼘㻛㻭㻝㻜㻡㻜㻌㻭㼘ᯈ䛛䜙 ⩌㤿኱Ꮫ䛺䜛䝃䞁䝗䜲䝑䝏䝟䝛䝹䛾᭤䛢≉ᛶ
䛾ホ౯

෸ᩍᤵ
༙㇂䚷⚞ᙪ
኱Ꮫ㝔⏕ 㡲⸨䚷ಇ䞉䞉䞉 㻝㻤㻟㻝㻟䠊 䝇䝸䝑䝖ධ䜚䝫䞊䝷䝇㻭㼘䝁䜰඘ሸ䝟䜲䝥䛾ᅽ⦰ኚᙧᣲື෸ᩍᤵ༙㇂䚷⚞ᙪ኱Ꮫ㝔⏕ ୰㔝䚷䜖䛝Ꮚ䞉䞉䞉 㻝㻤㻡෸ᩍᤵ༙㇂䚷⚞ᙪ኱Ꮫ㝔⏕ ᳃⏣䚷▱ᮁ䞉䞉䞉 㻝㻤㻣⩌㤿኱Ꮫ㻝㻠䠊 㻯㼡㻙㻭㼘⣔㔠ᒓ㛫໬ྜ≀䠋⣧㻭㼘䛛䜙 ⩌㤿኱Ꮫ䛺䜛䝛䝑䝖䝽䞊䜽⤌⧊䛻䜘䜛䝫䞊䝷䝇㻭㼘䛾ᅽ⦰≉ᛶྥୖᩍᤵ㻝㻡䠊 ᨺᑕග䜢฼⏝䛧䛯␗ᮦ᥋ྜ⥅ᡭᮦ Ἀ⦖ᕤᴗ㧗➼ᑓ㛛 ෸ᩍᤵ䛾ᨩᢾ⤌⧊ྍど໬䛻㛵䛩䜛◊✲Ꮫᰯ㻝㻢䠊 ᦶ᧿ᨩᢾ᥋ྜ䛻䜘䜛㻭㻣㻜㻣㻡䛚䜘䜃㻭㻣㻜㻣㻡㻛㻭㼆㻟㻝䛾᥋ྜ᮲௳䛾᳨ウ䛸᥋ྜయ䛾ᶵᲔⓗ≉ᛶホ౯㱟㇂኱Ꮫ㻝㻣䠊 㠀㕲㔠ᒓ䛾ᦶ᧿᧠ᢾ᥋ྜ䠄䠢䠯䠳䠅⥅ᡭ䛾ᶵ⬟ホ౯䠄䝬䜾䝛䝅䜴䝮ྜ㔠ᦶ᧿᧠ᢾ㒊䛾ᶵ⬟ホ౯䠅Ⲉᇛ┴ᕤᴗᢏ⾡䝉 ୺௵◊✲
ဨ
䞁䝍䞊

−ⅹ
ⅰ−

ㅮᖌ

ᨻᮌ䚷ΎᏕ

䞉䞉䞉 㻝㻤㻥᳃䚷ṇ࿴䞉䞉䞉 㻝㻥㻝⾜Ṋ䚷ᰤኴ㑻䞉䞉䞉 㻝㻥㻟

䠘᥋ྜᵓ㐀໬ホ౯Ꮫศ㔝䠚㻝䠊 䝧䜲䝘䜲䝖⤌⧊䛻䛚䛡䜛⬤ᛶ◚ቯⓎ⏕㐣⛬䛾⣲㐣⛬ゎ᫂

ᮾி኱Ꮫ

෸ᩍᤵ
ᕝ⏿䚷཭ᘺ
኱Ꮫ㝔⏕ ὸᏊ䚷⩧ᖹ䞉䞉䞉 㻝㻥㻡㻞䠊 䝃䝤䝃䜲䝈ヨ㦂∦䛻䜘䜛ⅆ⅏䜢ཷ䛡䛯ᶫᱱ㒊ᮦ䛾㠌ᛶホ౯

ྡྂᒇ኱Ꮫ

ຓᩍ

䞉䞉䞉 㻝㻥㻣

ᘅ⏿䚷ᖿே

䚷䠘Ꮫෆ䠚
㻝䠊 ᮦ㉁ຎ໬䛸ᵓ㐀㒊ᮦᛶ⬟䛾㛵ಀ䛾 ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ෸ᩍᤵ኱⏿䚷඘ண ᡭἲ䛾ᵓ⠏኱Ꮫ㝔⏕ ᗉྖ䚷༤ே㻞䠊 ⁐᥋ᵓ㐀㒊ᮦ䛾䝅䝭䝳䝺䞊䝅䝵䞁䝧䞊䝇◚ቯᛶ⬟ホ౯኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ኱Ꮫ㝔⏕ ΎỈ䚷୓┿㻟䠊 ␗✀㔠ᒓ⥅ᡭ䛾◚ቯᙉᗘ䛸᥋ྜ⏺ ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ኱Ꮫ㝔⏕ 㕥ᮌ䚷♩ኈ㠃ᵓ㐀䛻㛵䛩䜛◊✲㻠䠊 ᚤᑠヨ㦂∦䛻䜘䜛⁐᥋㒊ᒁᡤ㡿ᇦ ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ኱Ꮫ㝔⏕ 㧗ᶫ䚷‽ஓ䛾≉ᛶヨ㦂㻡䠊 ୕ḟඖᘏᛶ䛝⿣㐍ᒎ䝅䝭䝳䝺䞊䝅䝵䞁ἲ䛾ᵓ⠏኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ኱Ꮫ㝔⏕ ከ㇂䚷኱㍜㻢䠊 㧗ᙉᗘ➨஧┦䜢᭷䛩䜛஧┦⤌⧊㗰 ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ኱Ꮫ㝔⏕ ᪥㔝䚷៞୍䛾ᘏᛶ◚ቯᣲື䛾ศᯒ㻣䠊 ᘏᛶ䛝⿣ᡂ㛗᢬ᢠྥୖ䛾䛯䜑䛾ᮦ ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ኱Ꮫ㝔⏕ ୸ᑿ䚷ⱱ႐ᩱ⤌⧊ไᚚ䛻㛵䛩䜛◊✲䚷䚷䝇䝬䞊䝖䝥䝻䝉䝇◊✲䝉䞁䝍䞊䠘䝇䝬䞊䝖䝁䞊䝔䜱䞁䜾䝥䝻䝉䝇Ꮫศ㔝䠚㻝䠊 」ྜᮦᩱ䛾⇕≀ᛶホ౯⏘ᴗᢏ⾡⥲ྜ◊✲ ୺௵◊✲ 㜿Ꮚᓥ䚷䜑䛠䜏 䞉䞉䞉 㻝㻥㻥ᡤဨ䠆㻞䠊 㻿㻻㻲㻯㻌ᮦᩱᚤ⢏Ꮚ䛾ྜᡂ䛸≉ᛶホ ኱㜰ᗓ❧኱Ꮫ౯㛵す኱Ꮫ㻟䠊 ከᏍ㉁ᮦᩱ䛾⇕≀ᛶホ౯

㊊❧䚷ඖ᫂
෇Ꮚ䚷ᘯ႐
ᮌୗ䚷༟ஓ
୸ᮏ䚷♸ኴ㑻

⏘ᴗᢏ⾡⥲ྜ◊✲ ୺௵◊✲ 㜿㒊䚷㝧㤶ᡤဨ㻠䠊 㠀⌫ᙧ⢏Ꮚ䛾㐠ື䛺䜙䜃䛻ᶵᲔⓗ ᮾ໭኱Ꮫ」ྜ໬㐣⛬䛾ゎᯒ㻡䠊 ᚤ⢏Ꮚ䠈䝘䝜⢏Ꮚ䛾ᵓ㐀ไᚚ䛸≉ᛶホ౯㉸ప⇕ఏᑟᮦᩱ䛾⇕≀ᛶホ౯

ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕
෸ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕

ᩍᤵ
ຓᩍ

࿴ḷᒣᕤᴗ㧗➼ᑓ ෸ᩍᤵ
㛛Ꮫᰯ

−ⅹⅱ−

䞉䞉䞉 㻔㻥㻕䞉䞉䞉 㻞㻜㻝

ຍ⣡䚷⣧ஓ
▼ཎ䚷┿࿃

䞉䞉䞉 㻞㻜㻟኱ᮧ䚷㧗ᘯ䞉䞉䞉 㻞㻜㻡

6． 熱反応性開始剤を用いたゲルキャ
スト法による均一性に優れた大型成形体の作製＊7． セラミックス原料顆粒の物性評価とそ充填性へ影響名古屋工業大学准教授

白井 孝

・・・ 207

長岡技術科学大学 准教授

田中 諭

・・・ (17)8． ナノ多孔体材料製造プロセスに関 早稲田大学する研究
粒子ベースモデルを組み込んだ
DEMシミュレーションによるミルの解
析

教授

所 千晴

・・・ 209

9． ミクロ相分離を用いた銀ナノ粒子の 名古屋工業大学
三次元網目状微細配列形成

教授

藤 正督

・・・ 211

10． 多孔質リン酸八カルシウム骨前駆体の微細構造制御

富山大学

教授

森 英利

・・・ 213

11． 成形体の不均質構造形成に関する研究東京工業大学准教授

安田 公一

・・・ 215

12． ナノ結晶複合膜の微細構造評価

群馬大学

助教

佐藤 和好

・・・ 21713． 酸化物ナノ粒子/炭素複合膜の微
細構造評価

群馬大学

助教
佐藤 和好
大学院生 茂木 優太

・・・ 219

准教授

・・・ 221

14． 微粒子、ナノ粒子の構造制御と特 筑波大学
性評価：自発的マイクロ球体化現
象を用いた新奇多孔質球状粒子の
合成

鈴木 義和

＜学内＞
1． 粒子複合化による高性能熱電変換 大学院工学研究科 准教授
勝山 茂
材料の創製
大学院生 山名 崇裕＜ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野＞＊1． スラリー状ナノポリマーおよびセラ
ミックス粒子を用いた低エネルギー型コーティングプロセスの開発

東北大学

教授

小川 和洋

・・・ (19)＊2． 電子ビーム積層造形した金属材料の接合科学的観点からの評価

東北大学

准教授

小泉 雄一郎・・・ (21)＊3． 有機金属構造体と鉄フタロシアニンを前駆体とする酸素還元触媒の合成

東京理科大学准教授

田中 優実

・・・ (23)

助教

中野 敦

・・・ (25)＊4． 海洋環境での耐久性向上を目指し 琉球大学
た新規溶射プロセスの確立－ⅹⅲ－䠆㻡䠊 ᚤ⢏Ꮚ䝨䞊䝇䝖ග㐀ᙧ䛻䜘䜛䝉䝷䝭䝑䜽䝇ᵓ㐀య䛾స〇⏘ᴗᢏ⾡⥲ྜ◊✲ ୺௵◊✲ ᇼ⏣䚷ᖿ๎ᡤဨ䞉䞉䞉 㻔㻞㻣㻕䠆㻢䠊 ග㐀ᙧἲ䜢⏝䛔䛯㔠ᒓ䛚䜘䜃䝉䝷䝭䝑䜽䝇ᵓ㐀య䛾⮬⏤ᡂᆺ䝬䜲䜽䝻ග㐀ᙧἲ䜢⏝䛔䛯㔠ᒓ䛚䜘䜃䝉䝷䝭䝑䜽䝇〇ᚤ⣽ᵓ㐀䛾ᙧᡂ㤳㒔኱ᏛᮾிຓᩍᲷ᪉䚷⿱୍䞉䞉䞉 㻔㻞㻥㻕

⩌㤿኱Ꮫ

ຓᩍ

ᑠᒣ䚷┿ྖ

䞉䞉䞉 㻞㻞㻟ୖ⣭◊✲ဨ㰻⸨䚷⨾⣖Ꮚ㻌 䞉䞉䞉 㻞㻞㻢䠘䝇䝬䞊䝖䜾䝸䞊䞁䝥䝻䝉䝇Ꮫศ㔝䠚㻝䠊 㠀㕲㔠ᒓᮦᩱ䛾ప ᥋ྜ䛻ྥ䛡䛯㔠ᒓሷ⓶⭷ฎ⌮䛾᭱㐺໬᪩✄⏣኱Ꮫ㻞䠊 㟁ᯒἲ䛸㑅ᢥ⁐ゎἲ䜢⏝䛔䛯㻯㻺㼀㼟䜈䛾䝘䝜䝫䞊䝷䝇ᵓ㐀స〇᳨ウ䚷䠘Ꮫෆ䠚㻝䠊 ᚤ⏕≀䛻䜘䜛㔠ᒓ⢏Ꮚ䛾ྜᡂ኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ෸ᩍᤵ
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕
኱Ꮫ㝔⏕

᝷⏣䚷カ㻌
㡲⏣䚷ዌᚿ
௰㇂䚷Ⰻ᫭
㤿䚷ᩥ༤

㻞䠊 㞺ᅖẼไᚚୗ䛾㖄䝣䝸䞊䛿䜣䛰䛾ᚤ⣽䛼䜜ᣲື䛻㛵䛩䜛ᇶ♏◊✲኱Ꮫ㝔ᕤᏛ◊✲⛉ ㅮᖌ

Ᏻ⏣䚷Ύ࿴

−ⅹⅳ−

䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䚷䚷ᅜ㻌㝿㻌ඹ㻌ྠ㻌◊㻌✲㻌ㄢ㻌㢟䚷䚷䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䠆䚷䠘ඛᑟⓗ㔜Ⅼ◊✲ㄢ㢟䠚㻝䠊 㻹㼍㼠㼑㼞㼕㼍㼘㼟㻌㼟㼏㼕㼑㼚㼏㼑㻌㼕㼚㻌㼙㼡㼘㼠㼕㻙㼟㼏㼍㼘㼑㻌㼕㼚㼠㼑㼞㼒㼍㼏㼑㻌㼛㼒㻌㼖㼛㼕㼚㼠㼑㼐㻌㼐㼕㼟㼟㼕㼙㼕㼘㼍㼞㻌㼙㼍㼠㼑㼞㼕㼍㼘
䇷㻵㼚㼠㼑㼞㼒㼍㼏㼑㻌㼍㼚㼍㼘㼥㼟㼕㼟㻌㼛㼚㻌㼏㼍㼞㼎㼛㼚㻌㼚㼍㼚㼛㼠㼡㼎㼑㼟㻌㼍㼚㼐㻌㻭㼘㻌㼙㼍㼠㼞㼕㼤㻌㼛㼒㻌㼏㼛㼙㼜㼛㼟㼕㼠㼑㼟䇷㼄㼕㻓㼍㼚㻌㼁㼚㼕㼢㼑㼞㼟㼕㼠㼥㻌㼛㼒㻌 㻭㼟㼟㼛㼏㼕㼍㼠㼑㻌 㻌㻸㼕㻌㻿㼔㼡㼒㼑㼚㼓㼀㼑㼏㼔㼚㼛㼘㼛㼓㼥㻼㼞㼛㼒㼑㼟㼟㼛㼞䞉䞉䞉 㻞㻞㻥

䚷䠘୍⯡බເ◊✲ㄢ㢟䠚㻝䠊 㻹㼛㼐㼑㼘㼘㼕㼚㼓㻌㼛㼒㻌㼙㼡㼘㼠㼕㼜㼘㼑㻌㼙㼑㼠㼍㼘㻌㼢㼍㼜㼛㼡㼞㼟㻌 㻯㻿㻵㻾㻻㼕㼚㻌㼍㼞㼏㻌㼣㼑㼘㼐㼕㼚㼓㻌㼛㼒㻌㼍㼘㼘㼛㼥㼟㻾㼑㼟㼑㼍㼞㼏㼔㻌㻿㼏㼕㼑㼚㼠㼕㼟㼠㻯㼑㼚㼠㼞㼍㼘䚷㻞䠊 㻵㼚㼢㼑㼟㼠㼕㼓㼍㼠㼕㼛㼚㻌㼕㼚㼠㼛㻌㻲㼑㼍㼟㼕㼎㼕㼘㼕㼠㼥㻌㼛㼒㻌㻲㻿㼃㻌㻼㼞㼛㼏㼑㼟㼟㻌㼒㼛㼞㻌㼃㼑㼘㼐㼕㼚㼓㻌㻝㻢㻜㻜㻹㻼㼍㻌 㻹㼑㼠㼍㼘㼘㼡㼞㼓㼕㼏㼍㼘㻌㻾㼑㼟㼑㼍㼞㼏㼔㻌㼍㼚㼐㻌㻽㼡㼑㼚㼏㼔㼑㼐㻌㼍㼚㼐㻌㼀㼑㼙㼜㼑㼞㼑㼐㻌㻿㼠㼑㼑㼘㻴㼑㼍㼐㻌㼛㼒㻌
㻱㼘㻙㻮㼍㼠㼍㼔㼓㼥䚷㻹㼍㼚㼡㼒㼍㼏㼠㼡 㻭㼎㼐㼑㼘㻙
㼞㼕㼚㼓㻌
㻹㼛㼚㼑㼙
㼀㼑㼏㼔㼚㼛㼘㼛㼓㼥㻌㻰㼑㼜㼍㼞㼠㼙㼑㼚㼠䞉䞉䞉 㻞㻟㻢㻟䠊 㻰㼑㼢㼑㼘㼛㼜㼙㼑㼚㼠㻌㼛㼒㻌㻰㼕㼞㼑㼏㼠㻌㻲㼍㼎㼞㼕㼏㼍㼠㼕㼛㼚㻌 㻿㼔㼍㼚㼓㼔㼍㼕㻌㻵㼚㼟㼠㼕㼠㼡㼠㼑㻌㼛㼒㻌㻯㼑㼞㼍㼙㼕㼏㼟㻼㼞㼛㼏㼑㼟㼟㻌㼛㼒㻌㻼㼛㼞㼛㼡㼟㻌㻯㼍㼠㼔㼛㼐㼑㻌㼒㼛㼞㻌㻸㼕㼠㼔㼕㼡㼙㻙㻵㼛㼚㻌㻮㼍㼠㼠㼑㼞㼕㼑㼟㻌㼎㼥㻌㻳㼑㼘㻙㼏㼍㼟㼠㼕㼚㼓㻌㻹㼑㼠㼔㼛㼐㻾㼑㼟㼑㼍㼞㼏㼔㼑㼞 㼆㼔㼍㼚㼓䚷䞉䞉䞉 㻞㻟㻥

㻰㼑㼢㼑㼘㼛㼜㼙㼑㼚㼠㻌㻵㼚㼟㼠㼕㼠㼡㼠㼑−ⅹⅴ−

㻹㼡㼞㼜㼔㼥䚷
㻭㼚㼠㼔㼛㼚㼥

㻶㼕㼚㼓㼤㼕㼍㼚䞉䞉䞉 㻞㻟㻟

先導的重点研究課題・研究報告書（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）【研究目的】
異種材料の接合部材は勿論のこと、同種材料の接合部であっても、微視的にはその接合界面近傍における元素の局所的濃度分布や結晶配向性の違い、あるいは微細な化合物や自然酸化物の点在なども広義での異種材料接合界面といえる。異材接
合界面の形成メカニズムや界面構造・物性の理解は、健全な接合部材の創製と更なる機能化を図る上で重要な課題である。 そこで、本研究課題では、原子レベルから
ナノ・マイクロといったマルチスケールでの異種材料接合界面の形成機構の解明およびその構造・物性解析を通じて、異材接合技術とそれに資する材料設計に関する基礎学理の体系化と、本研究に係わる国際連携研究拠点の基盤形成を目指す。
【成果概要】
本年度は、(1) アモルファス Ge 膜のフラッシュランプ結晶化における SiOx キャップ
膜の効果、(2) 塗布法と光照射の併用により形成したガスバリア膜/フレキシブル基板の接合界面解析、(3) カーボンナノチューブ（CNT）の単分散による金属基複合材料の高強度化に資する界面構造解析、(4) CNT によるチタン表界面のナノスケール構
造化と細胞付着増殖機構解明の４テーマについて取り組んだ。異材接合界面での組織構造が接合部材の各種物性に及ぼす影響を調査・解析することで、表面反応および界面形成機構の解明、接合部材の信頼性に及ぼす局所界面の影響、界面でのナノスケールの第 2 相形成による応力伝達機構の解明、細胞分化現象における金属／
有機物のナノ界面の影響など、基礎的な現象・機構を理解することができた。いずれの研究課題においても大学院生が参加しており、本先導的重点課題研究を通じて学
生の教育・育成にも貢献できた。また、一部の課題において、接合科学共同利用・共同研究賞の受賞や共同研究者が博士号（歯学）を取得するなどの優れた研究実績にも繋がった。

異材界面の微細構造の観察、評価及び制御
フラッシュランプアニール法により作製した6Lナノ結晶粒 (U 6L2[ガラスにおける各接合界面と結晶性
兵庫県立大学大学院工学研究科
松尾直人、平野翔大、日下部昂志、部家彰
１．目的
6L2[中の6Lナノ結晶粒は、高効率薄膜太陽電池の材料としては非常に魅力的である。理由は、6Lナノ結晶粒を応用した量子切断型太陽電池の場合、１個の紫外領域の高エネルギー光子を可視光領域の個の光子に変換し、光電変換効率を4&理論値のから大幅に増加させるからである。伊藤教授指導の下、反応性スパッタ法
により膜作成を行った後、フラッシュランプアニール（)/$）法により結晶化を行う。結晶化はスパッタ膜の特性に大きな影響を受ける為、スパッタ膜作製を材料科学の観点から取り組む必要がある。本研究の目的は第一に断面7(0による6Lナノ結晶粒の観察、第二に6Lナノ結晶粒6L2[界面、6L2[ガラス基板界面の観察、特にガラス基板の濡れ性が界面構造に与える影響を調べる事は重要である。更に、接合、界面反応物、反応層の関係も調査する。

２．研究方法
反応性スパッタ法により石英基板 W××PP  上に 6L2[ 膜を膜厚 QP 堆積した。6L ターゲット
PPφ と基板間の距離は PP である。スパッタ条件は、5) パワー:、全ガス流量 VFFP、$U2 流
量比 ～、チャンバー内圧力 ×3D である。
試料の予備加熱温度 400℃、照射回数  回、6L ウェハ上に設置した試料とランプとの距離 PP、ランプ印
可電圧 9 の条件で 6L2[ 膜に )/$ を行った。ランプ印可電圧 9 は非晶質 6L 膜が液相（溶融）結晶化
するのに十分なエネルギーを持つ印可電圧である。
6L2[ 膜の組成分析にはエネルギー分散型Ｘ線分光法 ('; を用いた。結晶性（QF6L 粒径）の評価にはラマン分光法を用いた。
 
３．結果
6L2[ 膜の 6L2 組成比の成膜時の 2 流量依存性を )LJ に示す。2 流
量 VFFP で堆積した 6L2[ 膜の 6L2 組成比が他と比較して大きいが、
2 流量が増加するにつれ、6L2 組成比は減少し、2 流量で 6L2 組成比が制御できることが示された。
)/$ 後の試料の光学写真を )LJ に示す。2 流量 ～VFFP で堆積した試料において、)/$ による変色が確認された。6L2[ 中の 6L が非晶質状態から結晶状態に変化すると可視領域の透過スペクトルが変化することから、この変色は )/$ により 6L2[ 膜中の 6L 領域が非晶質相から結晶相へ構造変化（6L2[ 膜中に 6L 結晶粒が形成）したことを示している。
)/$ 後の 6L2[ 膜のラマンスペクトルを )LJ に示す。6L 結晶相 72 フ

−1−
－
1－

)LJ 6L2 UDWLR RI 6L2[ ILOPVEHIRUH )/$ DV D IXQFWLRQ RI 2
IORZUDWH

ォノンに起因するピーク（FP 付近）が 2 流量 VFFP 以外の試料で見られた。多結晶 6L では FP 付
近に残留する非晶質相に起因するブロードなピークが観察される場合があるが、本 6L2[ 膜では非晶質相による信号が確認されず、結晶相と非晶質相のピーク面積の割合（結晶相（結晶相＋非晶質相））で定義される結晶化率は であった。
ラマンピーク位置および半値幅（):+0）の 6L2[ 膜の 6L2 組成比依存性を )LJ および )LJ にそれぞれ示す。点線はシリコンバルク単結晶の値を示す。ラマンピーク位置は ～FP で 6L2 組成比に依存せず、ほぼ一定となった。ラマンピーク位置と 6L2[ 中の QF6L の結晶
粒径は相関があることが知られており、関係式から見積もった 6L2[ 膜中の 6L 結晶粒の平均粒径は QP であった。この粒径は昨年度行った

)LJ  2SWLFDO LPDJH RI WKHVDPSOHVDIWHU)/$

軟 ; 線照射により形成した 6L2[ 中 6L 結晶粒（～QP 平均QP ）よりも小さな値である。この粒径の差異は結晶化（6L 原子の移動）の差異に起因すると考えられる。また、ラマンピーク位置は、結晶粒内の応力によっても変化するため、6L 結晶粒6L2[ 界面、また石英基板との界面の状態の差異も含まれると考えられる。一方、6L2 組成比が増加するほど、):+0 は増加する傾向を示した。ラマンピークの ):+0は結晶粒内の欠陥密度に対応する。)/$ では 6L2 組成比が大きいほど


欠陥密度が大きくなることが示唆された。
)/$ 光源の波長は主に可視領域であり、6L2 領域は )/$ の光を吸収せ)LJ  5DPDQ VSHFWUD RI WKHVDPSOHVDIWHU)/$

ず、6L リッチ領域が光を吸収する。ランプ印可電圧 9 では非晶質
6L の溶融結晶化が起こるため、)/$ 時には 6L2[ 膜中の 6L リッチ領域が数 V 間、溶融する。6L6L および 6L2 の結合エネルギーは H9および H9 であり、6L2[ 中の 2 原子と結合している 6L 原子は容易には移動できないと考えられる。そのため、主に )/$ 時に移動している 6L
原子は 6L2[ 中の 6L リッチ領域に存在する 6L 原子であると予想される。
この 6L 原子移動（凝集・結晶化）は周りの 6L2 との界面に影響されると考えられる。6L2 組成比が  の場合、結晶化は起こっていないが、
6L 濃度の低いと 6L 原子間の距離が大きいため凝集が起こらなかったと

)LJ 5DPDQ SHDN SRVLWLRQ DV D
IXQFWLRQRI6L2UDWLR

考えられる。
４．結論
反応性スパッタ法により石英基板上に堆積した 6L2[ 膜に、)/$ を行い
6L ナノ結晶粒の形成を試みた。ラマン分光法により平均粒径 QP の
6L ナノ結晶粒を形成できることが明らかとなった。6L ナノ結晶粒の粒径は、軟Ｘ線を用いて低温・長時間照射により形成した 6L ナノ結晶粒よりも小さく、6L ナノ結晶粒の微細化には短時間処理が有効であるこ)LJ):+0DVDIXQFWLRQRI6L2
UDWLR
とが示された。



（共同研究分野：溶接機構学分野）




−2−
－
2－




水素還元法による TinO2n-1 の作製とその特性評価
Fabrication and characterization of TinO2n-1 using hydrogen reduction method
東北大学大学院工学研究科 材料システム工学専攻
村上 捷，馮 暁鵬，周 偉偉，山本晃大，川崎 亮
１．目的
熱電材料とは、熱および電気エネルギーを相互に変換する特性を持つ固体材料であり、環境保全への貢献が期待されている。代表例としては Bi2Te3 や Mg2Si などが挙げられるが、これらは高温での酸化や不安定性、毒性などが問題視されている。本研究ではそれらの問題を解決する金属酸化物系熱電材料、中でも酸化チタン TinO2n-1（マグネリ相）に注目をした。ここで、TinO2n-1 に関する過去の研究報告例は少なく、それぞれの相が持つ熱電特性も明らかになっていない。そこで、本研究では、水素還元法による単相の TinO2n-1 の作製とその特性評価を目的とした。
２．実験方法
原料粉末には高純度 TiO2 粉末を用いた。水素還元炉は、試料をセットする石英ガラス管、水素高純度精製装置、ロータリーポンプ、温調器などにより構成される。水素還元炉では、アルミナるつぼの中に試料粉末を入れ、さらにアルミナるつぼをアルミナボートの上に置いたものを石英ガラス管内にセットし、水素ガスを 50 mL(min)-1 の流量で流しながら、熱処理を行った。熱処理条件については。温度を750 ~ 1020 ℃、保持時間を 1 ~ 15 h と変化させて熱処理を行うことで、マグネリ相酸化チタンの単相粉末が得られる条件を調査した。1 回の熱処理につき、試料粉末は後の SPS で焼結する量と同じである 0.
70 g を用いて行った。
マグネリ相単相粉末は、放電プラズマ焼結装置 (Dr. Sinter - S511, 住友石炭鉱業㈱製)を用いて焼結を行った。XRD による相同定, SEM, TEM による組織観察, レーザーフラッシュ法, ZEM, DSC による熱電特性評価を行った.
３．実験結果まず、Fig. 1 に保持時間を 8 h に固定し、熱処理
温度を 800、850、900、950、980 ℃と変化させた
試料の XRD 解析結果を示す。800 ℃で熱処理した試料ではルチル相と Ti9O17 のピークが検出された。850℃で熱処理した試料はルチル相のピークが消失し、Ti9O17 のピークに加え、新たに Ti6O11のピークが検出されたが、900 ℃で熱処理した試料では Ti9O17 のピークが消失し、Ti6O11 のピークと新たに Ti5O9 のピークが検出された。950 ℃で熱処理した試料は Ti6O11, Ti5O9 のピークに加え、新たに Ti4O7 のピークが検出され、そして 980 ℃

−3−
－
3－

Fig. 1 XRD patterns of TinO2n-1(Holding time: 8 h).

で熱処理した試料では Ti4O7 単相のピークが検出された。以上より, 熱処理温度を上昇させていくと、検出される試料の相について、TinO2n-1 の n が 9, 6, 5, 4 と小さくなっていることから、熱処理温度の上昇に伴い試料の還元は進んでいることが分かった。また、980 ℃で熱処理した試料は Ti4O7 単相のピークを示した。
同様に熱処理温度を 980 ℃で固定した試料の XRD 解析結果から、1 h で熱処理した試料は Ti9O17 の単相のピークを示したが、2 h で熱処理した試料では Ti9O17 と Ti6O11 のピークが混在していた。2 h 20 min
で熱処理した試料は微小な Ti9O17 のピークと Ti6O11 のピークが混在しており、2 h 30 min では熱処理し2 h 40 min で熱処理した試料は Ti9O17た試料は 2 つのピークに加え、新たに Ti5O9 のピークが検出された。
のピークが消失したが、Ti6O11, Ti5O9 のピークが混在していた。3 h で熱処理した試料も同じく Ti6O11,
Ti5O9 のピークが混在しており、5 h で熱処理した試料では Ti6O11、Ti5O9 のピークに加え、新たに Ti4O7のピークが検出された。6 h で熱処理した試料は Ti6O11 のピークが消失し、Ti5O9 と Ti4O7 のピークが混在しており、
7 h で熱処理した試料では微小な Ti5O9 のピークと Ti4O7 のピークが混在していた。
そして、
8 h で熱処理した試料は Ti4O7 単相のピークが検出された。熱処理温度 980 ℃においては、保持時間が 1
h のとき Ti9O17、8 h のとき Ti4O7 の単相が得られた。また、保持時間が 2 h 40 min のとき Ti6O11 の単相に非常に近いピークを示したが、Ti6O11 の完全な単相を得ることは出来なかった。
Fig. 2 より、Ti9O17 焼結体の ZT の値は 980 ℃-1 h で作製した試料を 750 ℃で焼結した焼結体の値が最も高いことが分かる。これは、Ti9O17(980 ℃-1 h-750 ℃)焼結体の導電率の値が 1. 87×104 Sm-1 であり、熱伝導率の値が最も小さかったことに起因していると考えられる。また、本研究の Ti9O17 焼
結体を S. Harada らの Ti8O15 焼結体と比較すると、
本研究の二つの Ti9O17(980 ℃-1h-750 ℃,850 ℃-6 h-750 ℃)焼結体の方がS. Harada らの Ti8O15 焼結体よりも高い
Fig. 2 バルク試料の性能指数の温度依存性

ZT の値を示すことが分かった。

４．結論
水素還元条件 800 ℃-12 h、850 ℃-6 h、980 ℃-1 h において、本研究で初めて Ti9O17 の単相試料の作製に成功した。850 ℃-6 h、980 ℃-1 h の条件で還元し焼結した Ti9O17 試料はほぼ同等の無次元性能指数(ZT)の値を示した。また、本研究の Ti9O17 は Harada らの Ti8O15 よりも高い ZT の値を示しており、報告されているマグネリ相の中でも優れた熱電特性を示すことが分かった。
５．参考文献Shunta Harada, Katsushi Tanaka, and Haruyuki Inui：“Thermoelectric properties and crystallographic shear
structures in titanium oxides of the Magnèli phases”: JOURNAL OF APPLIED PHYSICS 108, 083703 _2010（共同研究分野：複合化機構学分野）
−4−
－
4－

カーボンナノチューブ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析
単分散 CNT を利用した金属材料の高機能発現機構の解明－チタン表面の CNT によるナノスケール構造が骨接合に及ぼす効果－
1 北海道大学病院歯周・歯内療法科，2 北海道大学大学院歯学研究科歯周・歯内療法学教室

宮治裕史 1，西田絵利香 2① 目的
バイオマテリアル表面のナノ構造化は，表面積増大や生体活性物質の吸着促進により生物学的特性を強く向上す
ることが知られている．そこでチタン（Ti）と生体のインターフェースの適合性向上のため，我々は Ti 表面に単分散カーボンナノチューブ（CNT）をコーティング後に熱処理してナノスケール構造の構築に成功し，表面への細胞付着性が向上することを報告した 1, 2．また，CNT のサイズや濃度によっても生体反応が異なることが明らかになり，小直径で低濃度の CNT は良好な生体適合性を示すことを明らかにした 3-5．そこで今回，小直径 CNT 分
散液の濃度を段階的に設定してナノ微細構造を Ti 表面に作製し，細胞親和性を評価するとともに，骨誘導タンパ
ク質（BMP-2）を併用した場合のラット頭蓋部における骨接合への効果を評価した．
② 研究方法
多層 CNT である Nanocyl NC7000（直径 9.5nm；Nanocyl，ベルギー）を用いて 0.01，0.1，1wt%分散液を作成し，純 Ti プレート（φ8.0，厚さ 1mm；ニラコ）の表面に均一に塗布，大気中で乾燥後，800℃で真空熱処理してコーティングした．各試料のコーティング面を SEM，EDS，XRD にて観察を行った．さらに，MC3T3-E1 細胞を各試料に播種培養後，SEM にて細胞形態を観察，細胞増殖量の測定を行った．次に骨接合試験として，ラット頭蓋骨に 4×4mm の皮質骨欠損を作製した後，各試料に BMP-2 を吸着させて埋植し，5 週後に組織学的に評価した．
③ 研究結果
1wt%CNT で被覆した Ti は黒変したが，他の濃度では変色は少なかった（Fig1）．SEM 観察において，CNT の濃度によってナノ構造の違いを認め，1%では Ti は CNT ネットで完全に被覆されていた．
一方 0.01%では CNT は散在する程度であった（Fig2）．

Fig1. CNT コーティング Ti プレート

Fig3. EDS

Fig2. SEM 観察
EDS 分析の結果，Ti 表面の C は 1%CNT で 57at%，
0.1%で 11at%であり，0.01%では検出されなかった（Fig3）．XRD プロファイルより 1% CNT では炭化チタン（TiC）の生成を認め，これは CNT と Ti の固相反応により生成されたものと考えられたが，低濃度では検出されなかった．低濃度では付着している
CNT 量が少ないため，TiC を検出できなかったと考えられる（Fig3）
．

−5−
－
5－

Fig4. XRD

Fig5. 細胞培養試験（左；SEM 観察，右；プロリファレーションアッセイ）（細胞播種後）各プレートに MC3T3-E1 細胞を 7×103 個播種し，24 時間後の状態を SEM にて観察した．その結果，CNT ネ
ット上に細胞付着を認め， 0.01%CNT では良好な細胞の進展を認めた．培養 1，3，5，7 日目にプロリファレー
ションアッセイを行った結果，0.1，0.01%では Ti と同等の細胞増殖を示した．一方で，1wt%CNT 処理試料では．
増殖は有意に抑制された（Fig5）
ラット頭蓋骨への埋入試験の結果を Fig6 に示
す．各 CNT 濃度ともに良好な生体親和性を示したが，1%CNT では周囲組織に CNT を貪食したと思われる巨細胞の集積を認めた（矢印）．BMP-2 併用試
料の頭蓋骨への埋植の結
果，1%CNT で Ti 試料に近接して新生骨を認めたが，Ti との直接的な骨接合は得られなかった．

Fig6. ラット頭蓋骨への埋入試験④ 結論
小直径 CNT を用いて Ti 表面のコーティング処理を行った結果，Ti 表面にナノ微細構造が構築され，低濃度
CNT 加工 Ti プレートは高い細胞親和性を示した．高濃度 CNT では BMP-2 との併用によって骨形成を促したが骨との十分な接合は得られなかったことから，更なる改良が必要と考えられた．
（参考文献）
1) E Nishida, H Miyaji et al. Preparation and biological evaluation of titanium coated with CNT-net, AAP, 2012.
2) 宮治裕史，西田絵利香ら，カーボンナノチューブコーティングチタンの生体応用，日本バイオマテリアル学会，2012.
3) 西田絵利香，宮治裕史ら，チタン表面のカーボンナノチューブコーティングと生体適合性評価，日本再生医療学会，2014.
4) H Miyaji, E Nishida et al. Bioactive titanium surface using carbon nanotube net film. Visual-JW 2014, 2014.
5) E Nishida, H Miyaji et al. Biocompatibility of CNT-Ti composite surface with different nanomorphologies. IADR, 2015.
6) 西田絵利香，宮治裕史ら，チタンと生体界面間へのカーボンナノチューブによるナノ構造の応用，日本再生医療学会，2016．

（共同研究分野：複合化機構学分野）
−6−
－
6－

異材界面の微細構造の観察、評価及び制御
金属/酸化物の接合界面の反応層の解析
芝浦工業大学 大学院理工学研究科 応用化学専攻 大石 知司
国立研究開発法人 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、大井 暁彦

1. 目的スマート社会の実現へ向けて、センサーを駆使したウエアラブルなどのモバイル機器の需要拡大が望まれ、それを達成するために、薄い、軽い、曲げられるといった特徴をもつフレキシブルデバイスに注目が集まっている。フ
レキシブルデバイスには、液晶、有機 EL、電子ペーパーのフレキシブルディスプレー、大面積化が特徴なフレキ
シブルリチウム二次電池、人体の指先及び皮膚の触覚を高感度で感知する触覚センサー及び太陽光量を自在にコントロールして省エネルギーに寄与する調光フィルムが挙げられ、その世界市場規模は 2020 年に 5000 億円以上になると予測されている。
これらのフレキシブルデバイスの基板材料としては、一般にフレキシブル性をもつポリエステルである有機フィ
ルムが良く用いられている。しかし、有機フィルムは、ガスバリア性が低いためにフレキシブルデバイスの液晶、
有機 EL 及び有機半導体の素子等が酸素・水蒸気によって劣化しやすいこと、かつ耐熱性が低いために高温での薄膜形成に耐えられないといった問題点があった。また、ガスに対する信頼性を向上させるために検討されているガ
スバリア薄膜の作製法として、有機化学気相成長法及びスパッタリング法が主流であるが、これらは高コスト及び製造工程が複雑である。これまでに、我々は、簡便かつ低コスト及び低温度での薄膜形成が可能な光照射を利用した塗布法によるガスバリア薄膜形成技術を研究している。
本研究では、エチレングリコールとテレフタル酸を重縮合反応によって得られた結晶性の熱可塑性ポリエステル
であるポリエチレンテレフタレート(PET)フィルム上に、酸素・水蒸気を遮断する目的にポリシラザンを用いた光照射アシスト塗布法で SiO2 ガスバリア膜を作製した。特に、SiO2 ガスバリア膜の水蒸気透過量と薄膜構造との関連性について調べるために、PET/SiO2 膜の積層構造における膜の緻密性及び界面反応層の有無について、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)観察により解析した。
2. 研究方法
図 1 に、本研究で用いたポリシラザンの光照射及び熱反応で緻密 SiO2 膜を形成する反応の模式図を示す。ポリ
シラザンは Si-N 結合を持つ無機ポリマーであり、光・熱同時処理によって、大気中の酸素、水蒸気と反応して緻密 SiO2 膜へと転化する。この緻密 SiO2 化反応の促進には、光・熱同時処理がキー技術である。低圧水銀ランプの光エネルギー(113kcal/mol )は、ポリシラザンの Si-N、Si-H 及び N-H 結合の結合エネルギー( Si-N:105 kcal/mol、SiH:71kcal/mol、N-H:92 kcal/mol)より大きいために、ポリシラザンの結合を効率的に切断し、低温での緻密 SiO2 膜形成が可能である。

図 1 ポリシラザンの光・熱同時処理による SiO2 膜形成の反応模式図
先ず、20wt%のポリシラザン溶液にジ-n-ブチルエーテルを加えて、5wt%のポリシラザンを作製した。続いて、この 5wt%のポリシラザンを厚さ 100μm の PET フィルム上に、スピンコート法を用いて、1000rpm、60 秒の条件で塗布した。100℃でプレベイクをした後、主要波長が 254 及び 185nm の低圧水銀ランプとラバーヒーターを用いて常

−7−
－
7－

温から 100℃、20 分で光・熱同時処理した。また、得られた緻密 SiO2 膜は PET フィルムの両面に形成した。緻密
SiO2 膜の膜厚は塗布回数を 1 及び 2 回実施する事で、各々110 及び 220 nm となった。
SiO2 ガスバリア膜の水蒸気透過量は、透湿度試験（カップ法：JIS Z0208、MOCON 法：JIS K7129 40℃・90％RH）
により測定した。
3. 結果図 2 に、PET 単体、110 及び 220 nm 膜厚の SiO2 ガスバリア膜の水蒸気透過量を示す。PET 単体では 6.8 g/m2・
day の水蒸気透過量であったのに対して、110 nm 膜厚の SiO2 ガスバリア膜を塗布する事で 1.2 g/m2・day まで水蒸
気透過量を低減できた。更に、SiO2 ガスバリア膜の膜厚を 220 nm と 2 倍に厚膜する事で 0.03 g/m2・day と PET 単体に比べて 1/200 以下と大幅に激減できた。以上より、SiO2 ガスバリア膜を形成する事で、PET フィルムのガスバ
リア性を向上できることが分かった。
8

WVTR (g/m2day)

7

6.8

6

(a) SiO2 (110 nm)

5(b) SiO2 (220 nm)

4
3
2

1.2

1
0

0.03
PET単体

SiO2
(110 nm)

SiO2(220 nm)

図 2 SiO2 ガスバリア膜のガス水蒸気透過量    図 3 SiO2 ガスバリア膜/PET の断面 TEM 像
図 3 に、図 2 でガスバリア性の効果が認められた膜厚が 110 及び 220 nm の SiO2 ガスバリア膜/PET 試料の断面
TEM 層を示す。PET 及び SiO2 ガスバリア膜は、電子線回折でスポット及びハローパターンが認められない事より、アモルファス構造であることが分かった。また、SiO2 ガスバリア膜と PET フィルム間に、膜厚が約 20~50 nmの反応層が認められた。これは、SiO2 ガスバリア膜の作製段階で形成し、お互いに相溶している状態になっており、結果として、密着性を向上させていると考えられる。
4. 結論PET フィルムヘポリシラザンを用いた光・熱同時処理の塗布法によって 100℃の低温度でも緻密な SiO2 ガスバリ
ア膜を形成できた。膜厚 220 nm の SiO2 ガスバリア膜は、水蒸気透過量を 0.03 g/m2・day まで激減でき、優れたガ
スバリア性を示すことが分かった。また、この SiO2 ガスバリア膜/PET の試料は、SiO2 ガスバリア膜と PET フィル
ム間に、膜厚が約 20~50 nm の反応層を形成し、これによって密着層が向上していると考えられる。
以上より、簡便かつ低コスト及び低温度での光・熱同時処理の塗布法は、緻密な SiO2 ガスバリア膜の形成に有望な作製方法の１つであると言える。
本研究の一部は JSPS 科研費で実施された。
本内容について、セラミックス協会[1]で発表済である。
5. 参考文献[1] 山崎祥美ら、日本セラミックス協会 2016 年年会 1P001.
（共同研究分野：溶接機構学分野）

−8−
－
8－

先導的重点研究課題・研究報告書（微粒子を利用した界面接合制御に基づくスマート接合技術の開拓）【研究目的】
本研究課題は、ナノ粒子を含む微粒子の界面構造や各相（固相・液相・気相）
における分散状態の制御に基づいて、新しいスマート接合技術の開拓を目指す。
例えば、やもりの足（毛状粒子の集積）に見られるような接合と分離を可能にする粒子界面やその集合構造の探索、さらには外部刺激によって接合強度を可変に制御できる接合材料（例：磁性粒子分散系の機能性流体）の開発などが挙げられる。本研究課題で得られる成果は、常温や可逆な接合科学の構築にも寄与するものと期待される。

【成果概要】
本年度は、前年度に引き続き、関連分野における研究動向の調査を行うとともに、役割分担型としての共同研究の推進に着手した。前者に関しては、「第５回材料界面の評価と制御に関する国際会議」（ICCCI2015）（2015 年 7 月 7～10 日、倉敷にて開催）において、スマートプロセスに関するセッションを設け、異分野の研究者、技術者との国際的交流により、当該分野における研究動向を調査した。さらに粉体工学会と連携して研究集会を本年 1 月 19 日に開催し、同様の調査を行った。その結果、粒子の衝突固化による常温での成膜プロセスや外部加熱を施さずに機械的な手法のみにより粒子同士を接合して複合粒子を作製するプロセスなどに関する研究動向について、次年度の共同研究推進の基盤となる情報を得た。一方、後者の共同研究に関しては、
外部刺激による可逆的な接合技術として期待される磁気粘性流体に使用するナノ粒
子材料の合成プロセス開発に向けた基礎研究を行った。さらに、生物に学ぶ接合・分離現象を解析するための基礎ツールとして原子間力顕微鏡に着目し、生きた微生物間に働く付着力の評価に関する研究を実施した。

SOFC 材料微粒子の合成と特性評価
関西大学 環境都市工学部 エネルギー・環境工学科
木下卓也、丸本祐太郎
大阪府立大学大学院工学研究科

物質・化学系専攻 化学工学分野
足立元明、円子弘喜

１． 目的
固体酸化物形燃料電池（SOFC）は高変換効率発電装置として既に実用化されているが、耐久性向上とコスト削減のため、作動温度の中低温化（600~800°C）が求められている。中低温での発電性能を維持するためには、電極での反応効率が良い多孔質材料が必要とされている。この要求を解決する微粒子材料合成法として、従来の噴霧熱分解法を改良したクエン酸添加噴霧熱分解法を開発した 1-3)。本法では、クエン酸が高温で燃焼・焼失することにより、多孔質な粒子を合成することができる。本研究では、燃料極材料として NiO−
Gd0.1Ce0.9O1.95 微粒子、空気極材料として La0.8Ca0.2MnO3 微粒子を合成し、合成条件による粒子構造の制御、比
表面積、電気化学特性の向上を試みた。
クエン酸濃度
[M]

合成温度
[°C]

比表面積
[m2/g]

結晶子径
[nm]

反応抵抗
[Ω∙cm2]

２．

研究方法

クエン酸添加噴霧熱分解(CA-USP)法により
NiO−Gd0.1Ce0.9O1.95、La0.8Ca0.2MnO3 微粒子をそれぞれ合成した。各金属の硝酸塩とクエン酸を純水に溶解したものを原料溶液とし、これを超音波噴霧して高温反応管に連続供給し熱分解反応によって生成した酸化物微粒子を静電捕集器によって回収した。合成条件は、金属イオンの総和濃度を 0.2, 0.4 M、クエン酸濃度を 0, 0.2, 0.4 M、合成温度を 800, 1000°C とした。得られた粒子を、TEM、SEM 観察による粒子構造観察、窒素吸着測定による比表面積算出、XRD 測定による結晶子算出により評価した。燃料電池としての特性を評価するために、YSZ 電解質基板に塗布、焼成することで SOFC セルを作製し、貴研究所設置の燃料電池評価装置を用いて交流インピーダンス法により反応抵抗を評価した。
３． 結果（１）燃料極 NiO−Gd0.1Ce0.9O1.95 (NiO-GDC)
図 1 に合成粒子の TEM および SEM 像を示す。クエン酸を添加しないとき(NiO-GDC=0.4 M, CA=0 M)(a, d)、
中実の球形粒子が生成したことがわかる。クエン酸を添加すると(CA=0.4 M)(b, e)、内部に多数の球状の孔が空いたスポンジ状の粒子が生成した。硝酸塩濃度を減らすと(NiO-GDC=0.2 M)(c, f)、殻状の中空粒子が生成した。この生成粒子の違いを以下のように考察した。高温反応管内で原料ミストから水が蒸発し、溶硝酸塩が析出する。この時、クエン酸が添加されていると、クエン酸が硝酸塩とは別々の粒子として析出する。硝酸塩濃度が低いと、硝酸塩粒子の内部に単核のクエン酸粒子が内包されクエン酸が焼失した後に殻状粒子になる。硝酸塩濃度が高いと、硝酸塩粒子の内部に多核のクエン酸粒子が内包され、多孔質スポンジ状粒子になる。図 2 に合成温度に対する比表面積を原料濃度ごとに示す。各濃度とも合成温度を高くすると、比表面積が減少した。粒子を構成する結晶子（一次粒子）が高温で粒成長することで、粒子表面の凹凸が少なくなったこと、粒子内部の空洞に通じる表面の孔が塞がったことによると考えられる。低温で合成することにより、高比表面積の粒子を合成できることがわかった。今後、電池特性の評価を行う。
（２）空気極 La0.8Ca0.2MnO3 (LCM)
図表 1 に窒素吸着測定から得られた BET 式による比表面積と、XRD 測定から得られた Scherrer

−9−
－
9－

0
0.2

(d)

800 (b)
1000
800
1000

(e)

18.0
3.9
51.3
22.7

40 (c)
58
25
47

20.2
11.8
8.5
8.1

Specific surface area[m2/g]

(a)

(f)

80
60

0.4M NiO-GDC 0M CA
0.4M NiO-GDC 0.4M CA
0.2M NiO-GDC 0.4M CA

40
20
0
800

900
1000
1100
Synthesis temperature[℃]1200

図 2 合成粒子の比表面積（キャリアガス流量 5 L/min）
図 1 合成粒子の TEM 像(a), (b), (c)および SEM 像(d), (e), (f)(a)(d) 0.4 M NiO-GDC, 0 M CA, (b)(e) 0.4 M NiO-GDC, 0.4 M
CA, (c)(f) 0.2 M NiO-GDC, 0.4 M CA
（合成温度 1000℃、キャリアガス流量 5 L/min）
表 1 合成粒子の比表面積、結晶子径および反応抵抗 (LSM)

式による結晶子径、交流インピーダンス測定から得られたカソードでの反応抵抗（測定温度 700°C）を示す。
比表面積はクエン酸添加により大きくなり、またそれぞれ低温合成の方が大きくなった。結晶子径はクエン酸添加により小さくなり、またそれぞれ低温合成の方が小さくなった。これらはクエン酸添加により、結晶子径が小さくなり表面の凹凸が増えたこと、内部空孔が生成したことにより比表面積が増加したと考えられる。また、高温合成では、結晶子が粒成長することで、表面の凹凸が滑らかになり、また粒子内部に通じる孔が塞がったことにより比表面積が減少したと考えられる。反応抵抗はクエン酸添加により低減した。これ
は、比表面積の増大により反応界面が増加したことによると考えられる。低温合成の方が抵抗が大きいのは、
カソードと電解質との密着性などによる酸素イオンの伝導パスの形成が未発達であったと考えられ、電解質との複合カソード材料の合成により改善されると考えられる。
４． 結論
クエン酸添加噴霧熱分解法により多孔構造をもつ SOFC 電極材料微粒子を合成した。合成条件により多孔構造が変化することがわかった。またその他にも、セルの製膜条件によっても膜内の多孔構造が変化することが判明した。これらの結果から燃料電池特性の改善が期待される。
５． 参考文献
1)

T. Kinoshita, A. Arastoo and M. Adachi: “Porous particle synthesis for the SOFC anode and cathode materials by citricacid-addition ultrasonic spray pyrolysis (CA-USP)”, Aerosol Sci. Technol. 48, 10, 1089-1098 (2014).

2)

H. Maruko, A. Arastoo, T. Kinoshita, A. Kondo, M. Naito and M. Adachi: “Electrochemical properties of the SOFC cathodeprepared by citric acid-addition ultrasonic spray pyrolysis (CA-USP)”, Abstract of 9th Asian Aerosol Conference (2015) P1-113.

3) T. Kinoshita, H. Maruko, A. Kondo, M. Naito, M. Adachi: “Synthesis of porous La0.6Sr0.4Co0.2Fe0.8O3 particles by citricacid-addition ultrasonic spray pyrolysis (CA-USP)” Abstract of 5th International Conference on the Characterization andControl of Interfaces for High quality Advanced Materials (2015) BP-27.

（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）

−10−
－
10 －

サイズ・形態制御単分散酸化鉄ナノ粒子の精密表面修飾による新規磁性粘性流体および疑似ポリマー粒子合成法の開発
東北大学 多元物質科学研究所 蟹江 澄志
大阪大学 接合科学研究所 阿部 浩也，内藤 牧男
1. 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．そこで本研究では，厳密に形態制御した単分散 Fe3O4 微粒子の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した．一方で近年，無機材料表面にポリマーを修飾する手法として，表面開始原子移動ラジカル重合 (ATRP) が開発され 1)，微粒子表
面のポリマー修飾に用いられている 2)．得られる粒子は，表面が完全にポリマーに覆われているため，
擬似的にポリマー微粒子とみなすことができると考えられる．本手法に依れば，無機粒子表面へ精密にポリマー鎖を導入できることから，将来的には MR 流体の性能向上に高く貢献することが期待される．
そこで本共同研究では ATRP 法によるサイズ・形態制御酸化鉄ナノ粒子表面へのポリマー鎖を導入することにより，形態制御された擬似ポリマー微粒子を合成することをも目的とした．
2. 実験方法
まず，既報に従いスピンドル型 (H1, H2) および立方体型 (H3, H4) の -Fe2O3 微粒子を得た 3,4)．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，1 日撹拌した．遠心分離，洗浄，凍結乾燥で -Fe2O3@SiO2
微粒子を得た．これら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．Fe3O4@SiO2 微粒子 4 種を無水トルエ
ンに分散し，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 で加熱し一晩撹拌した．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．このようにして得られた
DTM 修飾粒子 (DTM/MS1-DTM/MS4) および DTM 未修飾粒子 (MS1-MS4) をそれぞれシリコンオ
イルに分散させることで MR 流体を調製した (粒子濃度:10 wt% or 30 wt%)．MR 流体の磁場中でのレオロジー特性は電磁システムレオメーターにより測定した．また，超小角放射光散乱 (USAXS) 測定により，MR 流体の組織構造を評価した．また，ATRP 法による擬似ポリマー微粒子の合成としてはまず，
既報 3,4) を元に，スピンドル型 (F1, F2) および立方体型 (F3) の -Fe2O3 微粒子を合成した．続いてシランカップリング剤を用いて粒子表面にアミノ基を導入し，さらにアミノ基を介し，ATRP 開始剤をベンジル化により粒子表面に固定した．粒子表面への PMMA 鎖の付与は，フリーの開始剤の存在下，
ATRP により MMA を重合することで行い，F1P, F2P, F3P を得た．分離精製後，共存するフリーの
PMMA の GPC 測定により粒子表面の PMMA の分子量および分子量分布を決定した．
3. 結果および考察
一つの粒子あたりの平均体積が同程度の粒子 DTM/MS1 と DTM/MS3 を用いた MR 流体 (粒子濃度:30 wt%) の降伏応力磁場依存性の結果を Fig. 1 に示す．DTM/MS1 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 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と考えられる．続いて，MR 流
体のナノ組織構造を USAXS により評価した．散乱パターンを Fig. 2 に示す．カーブフィッティング

−11−
－
11 －

Intensity / a.u.

Yield Stress / Paの結果，平均粒子間距離に相当す
120
る散乱の他，凝集構造の存在も示唆された．ドデシル基の修飾の有80
無の違いによる凝集度合いについて現在解析を進めている．
一方，ATRP 法による擬似ポリ
40
マー微粒子の合成に用いた粒子の TEM 像を Fig. 3 に示す．F1
DTM/MS1■ DTM/MS1
DTM/MS3○ DTM/MS3
お よ び F2 は 長 軸 が そ れ ぞ れ
0(Concentration : 30 wt%)
105 および 190 nm, アスペクト
10 -3
10 -2
0
0.02
0.04
0.06
0.08
0.1
比が共に 4.8 であり，また，F3
Magnetic Field / T
q / A-1
Fig. 2. USAXS profiles of size- andの粒径は 85 nm であった．ATRP
Fig. 1. Rheological properties of size- andshape-controlled MR fluids.
shape-controlledMR
fluids.
法により粒子表面への PMMA
鎖を導入することで得られた擬似 PMMA 微粒子 F1P,
F2P, F3P の SEM 像を Fig. 4 に示す．この際，F1P, F2P,
F3P 表面の PMMA の分子量はそれぞれ 45×103, 49×103,
46×103 であり，Mn/Mw はそれぞれ 1.1, 1.2, 1.3 であった．
ATRP 法を用いることにより，ポリマー鎖長がリビングラ
ジカル様に精密に制御された PMMA 鎖を粒子表面へ導入することが可能である事が示された．粒子状の形状とする手法としては，表面 PMMA 修飾ヘマタイト微粒子を 0.10
mg/ml となるように CHCl3 に分散させた後に 10 倍量の
MeOH により再沈殿させることで行った．Fig. 4 に示すとFig. 3 TEM images of -Fe2O3 particles a) F1; b) F2;
おり，F1P, F2P, F3P がコアのヘマタイト微粒子の形態を反 c) F3.
映し，それぞれスピンドル型，キュービック状であることがわかる．一方で，XPS 測定を行ったところ，粒子最表面には PMMA 鎖に由来する炭素のみが観察された．Ar エッ
チング処理を施すことにより鉄のピークが観察されたことから，粒子表面は PMMA 鎖により密に被覆され，サイズ・形態が精密に制御された擬似的な PMMA 微粒子であると理解できる．すなわち，ポリマー微粒子のあらたなサイズ・
形態制御合成法となることが明らかとなった．
4. 結論
本共同研究ではこれまでに厳密に形態制御した単分散 Fig. 4 SEM images of pseudo-PMMA particles a)
Fe3O4 微粒子の異種界面接合に着目した表面改質により，シ F1P; b) F2P; c) F3P.
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してきた．その結果，スピンドル型粒子は，立方体型粒子に比べて MR 効果が大きくなることがわかった．一方，USAXS 測定の結果から，部分的な凝集構造の存在も示唆され，更なる表面修飾法の開発が重要であろうことも示された．その打開策として ATRP 法に着目し，酸化鉄表面への PMMA 鎖の導入法を開発した．その結果，ポリマー鎖長がリビングラジカル様に精密に制御された PMMA 鎖を粒子表面へ導入することが可能である事が示された．今後は，PMMA 修飾 MR 流体 の特性評価に繋げたい．
5. 参考文献
1) J.-S. Wang, K. Matyjaszewski, J. Am. Chem. Soc., 1995, 117, 5614.
2) K. Hayashida, H. Tanaka, O. Watanabe, Polymer, 2009, 50, 6228.
3) M. Ozaki, E. Matijevic, J. Colloid Interface Sci., 1985, 107, 199.
4) T. Sugimoto, Y. Wang, H. Itoh, A. Muramatsu, J. Colloids Surf. A, 1998, 134, 265.
5) K. Kanie, J. Yabuki, K. Hayashida, O. Watanabe, M. Matsubara, M. Nakaya, A. Muramatsu, Chem.
Lett., 2016, 45, 119.
（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）

−12−
－
12 －

微粒子を利用した界面接合制御に基づくスマート接合技術の開拓：「高次マクロ多孔質構造」の実現に向けて筑波大学 数理物質系 物質工学域
鈴木 義和
１．はじめに
これまで我々は、セラミックス原料である炭酸塩や水酸化物・水和物原料中に含まれる CO2 や H2O を、気孔形成に有効利用することにより、造孔剤や有機バインダーを添加することなく、1 m 付近に非常にシャープな細孔
径分布をもつ「三次元ネットワーク型多孔質セラミックス」（uniformly porous ceramics with 3-D network structure,
UPC-3D）を開発してきた。最近では、バルク体での低熱膨張性を特徴とする擬ブルッカイト型化合物に着目しており、MgTi2O5 や MgFeNbO5 組成の多孔質セラミックスの合成を行っている。この過程で、圧粉体を作らずに仮焼し微細組織を観察したところ、加熱のみで自発的にサブミリメーターサイズの球体化した三次元ネットワーク型多孔体が得られるという非常にユニークな現象を見出した。この現象は、まさに、微粒子を利用した界面接合制御に基づくスマート接合技術の一例とも考えられる。そこで、本研究では、今後の共同研究開発プロジェクトに向けたフィージビリティスタディ（FS）として、自発的マイクロ球体化現象の解明を試み、高温その場観察を行った。
２．実験方法
出発原料には MgCO3 (basic)、-Fe2O3 および Nb2O5 粉末を用いた。これらの粉末をモル比で 1:1:1 となるようにエタノール中で湿式ボールミル混合を行い、乾燥後、ふるいがけ(100 メッシュ、 <150 m) を行うことで混合粉末を作製した。この混合粉末をアルミナ製容器に入れ、アルゴンガス雰囲気下で高温レーザー顕微鏡その場観察（Fig. 1）を行った。

Fig. 1 高温レーザー顕微鏡観察（2015 年 7 月 31 日実施）
３．結果と考察平成 27 年度の FS では、レーザー顕微鏡を用いた高温その場観察の予備実験を実施した。この予備実験により・無機系の粉体表面にフォーカスでどのようにフォーカスを取るか・測定中の雰囲気ガスをどのようにすべきか等の知見が得られた。論文未発表のため詳細は割愛するが、高温その場観察結果（追試分）を Fig. 2 に示す。

−13−
－
13 －

Fig. 2 高温レーザー顕微鏡システムでの球状粒子の観察（1267℃）（写真は 2016 年 5 月 16 日実施の追試）
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）に大変お世話になりました。高温レーザー顕微鏡システムを用いた実験に際しては、伊藤和博教授、井上裕滋教授、また大学院生の山本 啓さん、米倉製作所・中村 誠友己様に大変お世話になりました。
2015 年 7 月 31 日に実施した上記の予備実験での着想をもとに、受入担当教員の阿部浩也准教授らと「自発的マイクロ球体化現象を用いた新奇多孔質球状粒子の合成と徐放性キャリアへの応用」と題して、平成 28 年度科研費
基盤研究（B）に応募したところ、平成 28 年度から 31 年度の 4 年間のプロジェクトとして採択されました。FS
から実際の共同研究開発プロジェクトに繋がった実例です。ご関係の皆様のご尽力に感謝いたします。
（共同研究分野 スマートコーティングプロセス学分野）

−14−
－
14 －

原子間力顕微鏡を用いた生きた微生物に働く付着力の評価
大阪府立大学大学院 工学研究科
野村 俊之
1.

目的
微生物は、医療汚染、食品汚染、配管腐食などの弊害を起こす一方、廃水処理、有価物生産などでは広く活用されている。これらの現象では、微生物の界面への付着が深く関わっているが、そのメカニズムの詳細は明らかにされていない。微生物を大きさがミクロンオーダ―の生きたコロイド粒子と捉えると、微生物に働く相互作用から界面現象の解明が期待される。しかし、細胞の場合、従来の DLVO 力に加えて、特異的相互作用、細胞表層の高分子鎖による立体相互作用といった生化学的相互作用も考慮する必要がある。さらに、細胞は柔らかいため、
その弾性変形も重要となる。しかし、それらは極めて複雑なため、理論も確立されておらず解析が困難である。
そこで本研究では、原子間力顕微鏡（AFM）を用いて、生きた細胞に働く相互作用の直接測定を試みた。
2.

研究方法
モデル微生物として、グラム陰性細菌の大腸菌 E. coli（鞭毛なし）とグラム陽性細菌の乳酸菌 L. lactis を用いた。

また、固体表面のモデルとしてシリカ粒子を用いた。分散媒には 5, 20, 154 mM の NaCl 水溶液を用い、菌体は分散媒で洗浄してから実験に用いた。まず、探針と細胞間に働く相互作用を AFM で測定し、Hertz の式を用いてフィッティングすることで細胞のヤング率を評価した。次に、10 µm 程度のシリカ粒子をカンチレバーのチップ先端に固定したコロイドプローブを作製し、シリカ粒子と細胞間に働く相互作用を直接測定し、細胞－シリカの表面間に働く付着力を評価した。なお、菌体はガラス基板上にポリドーパミンで固定した。固定化した細胞は生死染色を行い、生きていることを確認した。
3.

研究結果
各イオン強度における細胞径、ヤング率、および表面電位の評価結果を Table 1 に示す。大腸菌のヤング率は、乳酸菌よりも小さいことが分かった。これは、大腸菌が乳酸菌よりも柔らかいことを意味している。また、大腸菌のヤング率はイオン強度と共に減少するが、乳酸菌のヤング率はイオン強度によらずほぼ一定であった。両者の違いは、細菌の細胞壁の構造の違いによるものと考えられる。細胞壁の構成要素としてペプチドグリカン層がある。大腸菌などのグラム陰性細菌のペプチドグリカン層は、乳酸菌などのグラム陽性細菌と比べて薄いことが知られている。これより、大腸菌を低張液（5, 20 mM）に分散すると、細胞内の浸透圧の増加によって分散媒の水が流入し、細胞が膨張したと考えられる。これは、大腸菌の中位径がイオン強度の減少と共に増加した結果とも良く一致している。一方、乳酸菌はペプチドグリカン層が厚いため、大腸菌よりもヤング率が大きくなり、さらに細胞の膨張も抑制されたため、浸透圧によるヤング率の変化がみられなかったと考えられる。以上より、乳酸菌よりも柔らかい大腸菌が固体表面に付着すると、弾性変形により接触面積が乳酸菌よりも大きくなり、大腸菌と乳酸菌の表面電位は類似していることから、大腸菌の付着力は乳酸菌よりも大きくなると予測される。

Table 1 Median diameter, surface potential and Young modulus of bacterial cells.
Median diameter (µm)

Surface potential (mV)

Young modulus (MPa)

Bacterial
cell

5 mM

20 mM

154 mM

5 mM

20 mM

154 mM

5 mM

20 mM

154 mM

E. coli

0.94

0.88

0.77

-50.3

-22.4

-3.4

1.9

0.44

0.30

L. Lactis

1.29

1.27

1.29

-54.2

-25.2

-4.1

4.7

6.7

5.6

−15−
－
15 －

シリカ粒子と菌体間に働く付着力を Fig.1 に示す。両菌体共に、イオン強度が増加すると付着力が増大することが分かった。これは、菌体－シリカ粒子間の静電斥力が減少したためである。また、大腸菌の付着力は、乳酸菌
よりもやや小さく、大腸菌の付着力が乳酸菌より大きくなるという予測に反する結果になることが分かった。大腸菌の細胞表面には、主にリポ多糖という数 10 nm のポリマーが高密度に存在している。これらはイオン性の高分子であるため、154 mM NaCl 水溶液中では収縮することで層を形成している。一方、乳酸菌の表面にはタイコ酸やリポタイコ酸、多糖類といった数種類のポリマーが存在するが、大腸菌に比べて高分子の密度が低い。そのため、表面の高分子層は大腸菌の方が厚くなり、接触時におけるシリカ粒子との分離距離も増加する。したがって、大腸菌－シリカ表面間の相互作用が指数関数的に減少することで、細胞の柔らかさによる接触面積の増大効
果が打ち消されたものと推察される。
1

較検討した。154 mM 条件下におけるシリカ粒子と未洗浄
菌体間に働く付着力を Fig.2、洗浄菌体と未洗浄菌体の破断距離を Fig.3 に示す。また、洗浄菌体と未洗浄菌体の付着力と破断距離の平均値を Table 2 に示す。
その結果、
EPS

共に未洗浄菌体の方が長かった。これらより、未洗浄菌
体は細胞表面上に EPS 層を形成することで、シリカ粒子

0.4
0.2

0

200

400

600

5 mM
20 mM
154 mM

0.6
0.4
0.2
0

800

Adhesion force (pN)(b) L. lactis

0.8

0

200

400

600

Adhesion force (pN)

800

Fig.1 Histograms of adhesion forces between a silica bead and a washed cell.
0.8

Frequency ( - )いことが分かった。また、付着力の破断距離も、両菌体0.60存在下では、EPS の粘着性により付着力が増大すると予測されたが、両菌体共に、未洗浄菌体の方が付着力は弱

5 mM
20 mM
154 mM

Frequency ( - )洗浄菌体を用いて、同一菌種間で付着力と破断距離を比1(a) E. coli

0.8

0.8

(a) E. coli

0.6Frequency ( - )外ポリマーEPS を分散媒で洗浄により除去していない未Frequency ( - )この推察を検証するために、細胞表面に存在する細胞

0.4
0.2

(b) L. lactis

0.6
0.4
0.2

－未洗浄菌体の分離距離が長くなり、相互作用が減少し0たため、付着力が減少したと考えられる。

0

100

200

300

0

400

Adhesion force (pN)

0

100

200

300

Adhesion force (pN)400

Fig.2 Histograms of adhesion forces between a silica bead and an intact cell.

結論

0.5

コロイドプローブ AFM 法を用いて、生きた細菌に働菌のヤング率は乳酸菌よりも小さく、グラム陰性細菌のペプチドグリカン層はグラム陽性細菌よりも薄いため、粘弾性が高いことが分かった。また、大腸菌は乳酸菌と比べて、イオン強度の影響を受けやすく、浸透圧が低下すると粘弾性が低下することも分かった。それに伴い、WashedIntact0.4

Frequency ( - )く付着力を直接測定した結果、以下の知見を得た。大腸0.5(a) E. coli

0.3
0.2
0.1
0

(b) L. lactis

WashedIntact0.4

Frequency ( - )

4.

0.3
0.2
0.1

0

100

200

300

Rupture length (nm)

400

0

0

100

200

300

Rupture length (nm)400

シリカ粒子と菌体の接触面積は、変形し易い大腸菌の方

Fig.3 Histograms of rupture lengths between a silica bead and a washed/intact cell.

が乳酸菌よりも大きくなるため、付着力も大きくなると

Table 2 Adhesion forces and rupture lengths between a silica
bead and a washed or intact bacterial cell in 154 mM NaCl.

予測されたが、AFM で得られた付着力は、予想と反して

Cell

Adhesion force(pN)

これらより、EPS は菌体の付着力を促進するが、表面間

E. coli (washed)

41.9±9.0

50.0±5.1に存在すると分離距離が長くなるため、付着力は減少す

E. coli (intact)

25.3±4.571.8±14.5

ることを明らかにした。

L. lactis (washed)

56.7±8.3

47.8±5.1（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）

L. lactis (intact)

26.1±4.8

60.7±10.3

同程度であることが分かった。さらに、EPS が存在する
未洗浄菌体の付着力は洗浄菌体より弱いことが分かった。

−16−
－
16 －

Rupture length(nm)

セラミックス原料顆粒の物性評価とその充填性への影響
長岡技術科学大学 工学研究科 物質材料工学専攻
田中諭
1. 緒言
セラミックスの焼結時の内部構造変化を X 線 CT で追跡することで、セラミックス内の粗大欠陥は、成形体の構造に原因があり、焼結によって拡大することが明らかとなり、成形体の構造が非常に重要であることが改めて確認された。周知の通り、一般的な乾式プレス成形では顆粒が用いられるが、この顆粒を用いること自体が不均一の原因である。しかし、顆粒を用いる成形方法は、安価で、安定した成形品を大量に調製できるため、工業上選択され、今後も使用されるはずである。そのため、顆粒を用いた成形において、均質な構造を得るための検討が引き続き必要となる。原料顆粒は、形状を含む種々の性質と、それらの加圧時の応答性が、充填性とその後工程に様々な影響を及ぼしており、事象をますます複雑にしている。成形体の内部構造を均質なものとするには、原料顆粒および成形時のパラメータを整理して、それらの関係を明らかにすることが重要である。原料顆粒のパラメータとしては、形状、顆粒径、密度、粒子配向、バインダの表面偏析がある。これらに対応して、充填性や圧密性が変化する。
本研究では、モデル系として、フリーズドライ法によって、球状で中実の顆粒を用意して、圧密時の構造変化を追跡することとした。比較のためスプレードライ顆粒も用いている。
2. 実験方法
原料にはフリーズドライ（FD）法とスプレードライ（SD）でそれぞれ調製した顆粒を用いた。アルミナ粉（住友化学、AKP20）を用いて、分散スラリーを調製した。分散剤には、乾燥後にバインダ機能も有する、アクリル系
バインダ（Lion 製、AQ2559）を用いた。添加量はアルミナに対して 5wt%である。FD では、調製したスラリー
を超音波スプレーノズルを用いて液体窒素のタンクに対して噴霧させた。冷凍後、顆粒を回収し、フリーズドライ
装置を用いて、顆粒を 20Pa で真空乾燥させた。SD では、直径 1.3m のスプレードライ装置を用いて、入口温度
200 度、出口温度 100 度の条件で噴霧乾燥させた。顆粒の形状や粒径を SEM および浸液透光法で評価を行った。
流動性は安息角で評価した。顆粒の強度は、単一顆粒の強度試験により行った。篩い分けにより、45-63μm の顆
粒を集め、金型に充填させた。成形圧力は、10MPa とした。
3. 実験結果
 Fig.1 にアルミナ顆粒の SEM 写真と、浸液透光画像を示す。噴霧後の顆粒は直径 50-100μm の球形で、中実で

(a)
(a)

(b)

50μm

50μm

Fig.1 Morphology and internal structure of FD granules (a) , and SD granules reference (b)

−17−
－
17 －

࠶ࡿࠋ୍⯡ⓗ࡟ࡳࡽࢀࡿ❑ࡳࡣ࡞࠸ࠋSD 㢛⢏࡛ࡣ⌫≧࡟㏆࠸ࡀ❑ࡳࡀ࠶ࡿࠋࡲࡓࠊFD 㢛⢏ࡼࡾᑠࡉ࠸ഴྥࡀ࠶ࡗࡓࠋFig.2

((a))
(a

࡟ࡣࠊ㢛⢏୍ಶ࡛ࡢᅽ⦰ヨ㦂ࡢ⤖ᯝࡢ Weibull ࣉࣟࢵࢺࢆ♧

(b)
(b
b)

ࡍࠋ㏻ᖖࡢ SD 㢛⢏ࡶ୍⯡ⓗ࡞ PVD ࣂ࢖ࣥࢲࢆ⏝࠸ࡓ㢛⢏ࡼࡾࡶᙉᗘࡣᑠࡉ࠸ࡀ FD 㢛⢏ࡢᙉᗘࡣࡉࡽ࡟ᑠࡉ࠸ࠋFD ࡛ࡣࣂ࢖ࣥࢲ೫ᯒࡀ࡞࠸ࡇ࡜ࡀཎᅉࡢ୍ࡘ࡜⪃࠼ࡽࢀࡿࠋ
Fig.3 ࡟ࠊᡂᙧయࡢෆ㒊ほᐹ෗┿ࢆ♧ࡍࠋᅽຊࡣ 10MPa
࡛࠶ࡿࠋほᐹ㒊఩ࡣᢲࡋᲬ┤ୗ࡜ࠊᡂᙧయ୰ኸ㒊࡛࠶ࡿࠋFD ࡛ࡣぢ࡟ࡃ࠸ࡀ FDࠊSD ࡜ࡶ࡟㢛⢏ࡢᙧࡣṧᏑࡍࡿࠋࡑ
ࡇ࡛㢛⢏ᚄࢆ ᐃࡋࡓࠋᢲࡋᲬ┤ୗ࡛ࡣࠊ㢛⢏ࡣᅽຊ᪉ྥ࡟
ኚᙧࡋࠊ㢛⢏▷ᚄࡀᖹᆒ⣙ 30-35μm ࡜ඖࡢ㢛⢏ᚄࡢ༙ศ⛬ᗘࠊ㛗ᚄࡣ⣙ 50-55μm ࡜࡞ࡾࠊ㛗ᚄࡣඖࡢ㢛⢏ᚄ࡜࠶ࡲࡾ
ኚࢃࡽ࡞࠸⤖ᯝ࡜࡞ࡗࡓࠋᚑࡗ࡚࢔ࢫ࣌ࢡࢺẚࡣ 1.9 ࡛␗᪉ⓗ࡜࡞ࡿࠋ୍᪉ࠊ୰ᚰ㒊࡛ࡣࠊ▷ᚄࡣᖹᆒࡀ 25-30μm ࡛ࠊ

Fig.2 Strength of single granule (a) freeze dry(b) spray dry㛗ᚄࡀ 45-50μm ࡜࡞ࡾࠊ࢔ࢫ࣌ࢡࢺẚࡶ 1.6 ࡜࡞ࡾࠊᢲࡋᲬ┤ୗ࡟ẚ࡭ࡿ࡜➼᪉ⓗ࡟࡞ࡗࡓࠋࡇࡢ⤖ᯝࡣࠊFD㢛⢏ࡢ⣔࡛ࡣࠊᢲࡋᲬ┤ୗ࡛ࡣ㢛⢏ࡣ୍㍈ᅽຊ࡛␗᪉ⓗ࡟ᅽ⦰ࡉࢀࠊ୰ኸ㒊࡛ࡣ࿘ᅖࡢ㢛⢏࠿ࡽ➼᪉ⓗ࡟ᅽ⦰ࢆཷࡅ࡚࠸ࡿࡇ࡜ࢆ♧ࡋ࡚࠸ࡿࠋ୍᪉ࠊSD 㢛⢏࡛ࡣࠊᢲࡋᲬ┤ୗ࡛ࠊ▷ᚄࡀ 36-40μm ࡛ඖࡢ⢏ᚄࡼࡾࡶ 10μm ⛬ᗘᑠࡉࡃࠊ㛗ᚄࡀ 46-50μm ࡛ࠊ㛗ᚄࡣඖࡢ㢛⢏ᚄ࡜࠶ࡲࡾኚࢃࡽ࡞࠿ࡗࡓࠋ࢔ࢫ࣌ࢡࢺẚ࡟ࡍࡿ࡜ࠊ1.3 ࡜࡞ࡗࡓࠋ୰ᚰ㒊࡛ࡣࠊ▷ᚄࡀ 31-35μmࠊ㛗ᚄࡣ 46-50μm ࡛ࠊ࢔ࢫ࣌ࢡࢺẚࡣ 1.4 ⛬ᗘ࡜࡞ࡗࡓࠋSD 㢛⢏࡛ࡣࠊ࢔ࢫ
࣌ࢡࢺẚࡀ኱ࡁࡃኚ໬ࡋ࡞࠸ࡇ࡜࠿ࡽࠊ㢛⢏ࡢᙧ≧ࢆಖࡕࡘࡘࠊ୍ᵝ࡟␗᪉ⓗ࡟ᅽ⦰ኚᙧࡍࡿࡇ࡜ࡀࢃ࠿ࡗࡓࠋ

(a)

(b)

30μm
(c)

㻟㻜μ㼙㻌
(d)

㻟㻜μ㼙㻌

㻟㻜μ㼙㻌

Fig.3 Internal packing structure of the powder compacts prepared by FD granules(a),(c), and SD granules(b), (d). (a), (b) are the top region near the punch, (c), (d) are the center region of the compact.㻌
(ඹྠ◊✲ศ㔝㸸ࢫ࣐࣮ࢺࢥ࣮ࢸ࢕ࣥࢢࣉࣟࢭࢫᏛศ㔝㸧

−18−
－
18 －

先導的重点研究課題・研究報告書（異種材料をインク素材とする多色的な３Ｄプリンタプロセスの構築）【研究目的】
アディティブ・マニュファクチャリングは、２次元断面を次々に積層して３次元構造を創り上げるプロセスであり、型を用いる従来法では成し得ない、複雑に入り組んだ空
間パターンを導入できる。これまでに、レーザや電子ビームの照射により、金属粉末を部分的に溶融し凝固させる溶接技術的な方式や、セラミックス粒子の分散液体を硬化させる粉体焼結的な方式が考案され、実用材料の３Ｄプリンタとして確立されるに至った。しかしながら、名称としての“プリンタ”から連想される、多色刷的に異種材料を用いた造形プロセスは実践されていない。本課題では、金属・セラミックス・高分子など、様々な異種材料を幾何学的に組み合わせ、組織や組成の複合的な分布を人工的に制御しつつ、立体成型を実現する新しいプロセスについて検討する。

【成果概要】
本年度は、(1) レーザおよび電子ビームを用いた金属造形における連続的な溶接現象の観察と解析、(2) セラミック微粒子を含有する樹脂ペーストを素材としたレーザ
造形における重合ならびに焼結挙動の観察と解析、(3) 金属ならびにセラミック製造
形物に内包される構造欠陥の影響評価、(4) 異種材料を複合化した造形部材における接合界面の観察と評価、(5) 部材中における異種材料の配置と分布に対する設計手法の確立、以上の５テーマに取り組んだ。大型の金属ならびにセラミック部材の造形にあたり、局所的な溶接ならびに焼結による断面の形成や積層における、微細な亀裂や空孔など構造欠陥の完全なる抑制は、到達目標として挙げることは重要である
が、実現は極めて難しいと考えられている。構造欠陥の発生メカニズムを探求するとともに、実用的な機械的特性に対して許容しうる範囲を規格化するなど、現実的な対応に向けて検討を進めた。また、一部の研究課題に関しては、海外の研究機関からも研究者が参画しており、本制度の重要課題である国際共同連携研究の実施に向けて、今後も国内外の研究機関との連携・展開を図る計画である。


スラリー状ナノポリマーおよびセラミックス粒子を用いた低エネルギー型コーティングプロセスの開発
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
昨年度の共同研究において，コールドスプレー(CS)法を用いたポリマー材料成膜の可能性が確認できた．対象材料は，ポリマーの一般的な成型法である射出成型法では成型が今案である超高分子量ポリエチレン（Ultra High Molecular Weight Polyethylene: UHMWPE）とし，
未溶融のまま成膜することに成功した．これは活性なナノアルミナ粒子を UHMWPE に混合させることで，成膜に成功している．今年度もスラリー状 UHMWPE の検討にまでは至っていないが，ナノセラミックス粒子添加の効果に関し検討を行った．
２．実験方法
成膜させる粉末は，粒子径 10-60µm の UHMWPE を用い，基材には純アルミ，ポリプロピ
レンを用いた．コールドスプレー装置は，低圧型 CS を用い，ガス温度 100-250℃，ガス圧
力 0.2-0.8MPa で変化させた．粒子の高温ガス中での暴露時間を確保するため，ノズルを通常の 100mm から 200mm に変更した．この際，ガス温度が 250℃であっても粒子温度は 100℃前後であると考えられる．
UHMWPE 粉末には，活性なナノセラミックス粒子を UHMWPE 表面に万遍なく行き渡る
よう 3.8wt%混合させた．この添加セラミックスは，電気的に中性なアルミナ粒子，ポジテ
ィブに帯電しているヒュームドナノアルミナ粒子，ネガティブに帯電してるフュームドナ
ノシリカを選定した．

３．実験結果活性なナノアルミナ粒子を UHMWPE 粉末に混合させ，成膜した際の施工例を図 1 に示す．この場合，どちらの基材上にも UHMWPE 粒子の成膜が可能であることがわかった．

−19−
－
19 －

UHMWPE(+3.8% NANO Al2O3)/AlResin

UHMWPE

Al

100μm

Al

O

100μm

Al

O

UHMWPE(+3.8% NANO Al2O3)/PPResin

UHMWPEPPᅗ 1 ᇶᮦࡢ㐪࠸࡟ࡼࡿࢼࣀ࢔࣑ࣝࢼῧຍ UHMWPE ᡂ⭷⤖ᯝࡲࡓ㸪࣏ࢪࢸ࢕ࣈ࡟ᖏ㟁ࡋ࡚࠸ࡿࣇ࣮࣒ࣗࢻࢼࣀ࢔࣑ࣝࢼࢆῧຍࡋࡓ UHMWPE ⢏Ꮚࢆ
Al ᇶᮦୖ࡟ᡂ⭷ࡋࡓ㝿ࡢ⤖ᯝࢆᅗ 2 ࡟♧ࡍ㸬ᅗ࠿ࡽ㸪࣏ࢪࢸ࢕ࣈ࡟ᖏ㟁ࡋࡓࣇ࣮࣒ࣗࢻࢼ
ࣀ࢔࣑ࣝࢼࢆῧຍࡍࡿࡇ࡜࡛ᡂ⭷ຠ⋡ࡀྥୖࡋ㸪ཌ࠸⭷ࢆᡂ⭷ࡍࡿࡇ࡜࡟ᡂຌࡋࡓ㸬

UHMWPE

100μm

Al

Al
Al

O

ᅗ 2 ࣏ࢪࢸ࢕ࣈ࡟ᖏ㟁ࡋࡓࣇ࣮࣒ࣗࢼࣀ࢔࣑ࣝࢼῧຍ UHMWPE ᡂ⭷⤖ᯝࢿ࢞ࢸ࢕ࣈ࡟ᖏ㟁ࡋࡓࣇ࣮࣒ࣗࢻࢼࣀࢩࣜ࢝ࢆῧຍ UHMWPE ⢏Ꮚࡣ㸪Al ᇶᮦୖ࡟ᡂ⭷ࡉࡏࡿࡇ࡜ࡀ࡛ࡁ࡞࠿ࡗࡓ㸬㸲㸬࠾ࢃࡾ࡟ ௒ᅇ㸪ྛ✀ࢼࣀࢭ࣑ࣛࢵࢡࢫ⢏Ꮚࢆ࣏࣐࣮ࣜ⢏Ꮚ࡟ΰྜࡉࡏࡿࡇ࡜࡛㸪UHMWPE ⢏Ꮚࡢᡂ⭷ᛶࢆ᳨ウࡋࡓ㸬ࡑࡢ⤖ᯝ㸪࣏ࢪࢸ࢕ࣈ࡟ᖏ㟁ࡋࡓࢼࣀࢭ࣑ࣛࢵࢡࢫ⢏Ꮚࡢῧຍࡀ᭱ࡶຠ
ᯝⓗ࡛࠶ࡿࡇ࡜ࡀ᫂ࡽ࠿࡜࡞ࡗࡓ㸬ࡓࡔࡋ㸪ࡇࡢ࣓࢝ࢽࢬ࣒࡟㛵ࡋ࡚ࡣ㸪ࡲࡔ᫂ࡽ࠿࡜࡞ࡗ
࡚࠾ࡽࡎ㸪௒ᚋࡢ᳨ウㄢ㢟࡛࠶ࡿ㸬࠙ཧ⪃ᩥ⊩ ┬␎ࠚ ඹྠ◊✲ศ㔝ࢼࣀ࣭࣐࢖ࢡࣟᵓ㐀ไᚚࣉࣟࢭࢫᏛศ㔝

−20−
－
20 －

Ū

DUIĠ®Ŕ·ŝ­âÔÎĜ¢đŃā

*ņjå}¢ŝ­âÔĖġÉ
  ªô ŧVřŵ£ [ùųĊźŢ¢ŴŵW ģŵĹ Ú¸ŢÎĖ ê Ĵě1ŶĒđ

 ő³ŵŹD FOT=ŵĠ®Ŕ·ŵAdditive Manufacturing (AM) Ĥ"-,ŵĦà(S2KU/ı+ÛĶč·ĈŔĆĢfìŔĆ/Ŕ·,Êļ

½*-,)Ŷ

+ŵ

Í©ċ

ìĥ

­Č 3D FOT=źŪ



*ŵ

ćÃ/ó&,âÔĬİ

uÝ-,Ŷ-$È!ŵŪ

µśĭÚĈCP8âŝ!ŵEBŋèã`)+ŵĭÚśŵħ¹

OT=·Ĉ*-,ŝ­âÔĬİ

Đ¬ŵŝ­âÔ'¤mį¦ŀŨ·ĈŵĭÚĬİ'v¾

ìv¾õ!îĪðŤ
DUI (EB) /Ąÿ,ŝDUIĀĺ (EBM) Ġ®Ŕ·õĿŔ FCC 

EB ŋè×<100>×eĺĔŝŵĠ®×

[1]½*- ŵć IN718 Ùyė| Ni Ō.,/łsŶ!ŵŝ­ŹD F,/Å,ŶáĖġ!ŵEB Ġ®Ŕ·½

v¾×õ IN 718 ŝ/ČĖġĭæ/\Á,.

ćÀ

2ŶĖġ×õ
¹ 45~150µſų²ħ ħ¹ 74 µſŴIN718 ŝ6:0@G2;Ħà/ÔŵEBM Ġ®Ŕ·ľĲųArcam ĚĿ EBM A2XŴ)+ŵē¹ 15 mmŵŲ 85 mm

oçR>A/ŵĠ®(Ū÷¦´ď,Ÿã`Ŕ·ŶCase A ñ# Case B !ŵ^Ąý´/Ų

EB

ŋèšť'ªŵŪ÷/ªŶ,Ŷ EB Ël-,4BP7U!ŵŋè
ū¦´' 10%_YĮeŠ¶+ųĮ¦´Ŵ±25%ğ´°ĤfĠ¶+ųfĠ¦´Ŵ!ŵĠ®ª Case B

Ňűą/u+sŵŋèŪŵĠ®šť/ªů¿ş—»×Ñ]Ū

×°ğ´,ŵe5070%ŲŶŔ·-R>A*Ì (SEM-EBSD) )+ĭÚĬİ/ņjŶ3Ŷĭæ
 Fig.ŷ!ŵR>AŚtŲ\ÁŃ§Ĭİ/ŵ×eG>Fñŏ'Ġ®_X

Case B !ĤŎÚ



mf<001>×µĊ-ŵ(i) Ël4BP7UŜœ´ŗ),ĭÚÇŠý´t±|
ĭæ'ŵ

Š/'Ŕ·×ųBuild Direction: BDŴbŠçĈÚ+ŵBD ś,ŶdŵCase A !ŵĤŎÚ

<001>×,Ŷ-üĬİśçĈÚĬİŶŗ),ßĀĺĭÚ

,çĈ/ĤŎŘĞĐĊ

¨ŵ

)Ĭİ

ÜĂŵ(ii) rÙŗý´{ś(qÜĂŵ ĳ*-,ŶŵĀÎņjĤČ*-,aĄ9HLQU9MT/ÜţŁĩõųFEMŴ)+Ļŵ*ŵrĎūý´{śųGŴĎūĞzœ´ųRŴ/ņjŵÓĉ[2]rG>F/ă

Table 1. Conditions for electron beam melting of Alloy 718 employed in the present study.
Pre-heating
temperature

Layer
thickness

(ûC)

(µm)

Acceleration
voltage (kV)Current(mA)

Line
off-set(µm)

Scanning
speed(mm/s)

Energy density of electron beam for
melting
Area
VolumeLine density
densitydensity(J/mm)(J/mm2)(J/mm3)

A

1000

90

60

8.6

200

246~6620.779~2.098

3.9~10.5

43~117

B

1025

50

60

6.5

150

234~4100.951~1.667

6.3~11.1

127~222

Case,

Electron beam condition for melting

−21−
－
21 －

ĤŎÚçĈÚ
MT^þ/ĻŶFig.2 ! FEM 9HLQU9t±h,ŶEB ŋè×²ĻĀĺDUA\Á/Œ,ēÕū/ę+ŵĸ!ĺā_Xíý´t±'eĲ)+ G  R
V =300 mm/sĤŎÚ*ò& G  R /rG>FFR>@?U=,ŶVý´/Ľ,ŶFig.3 !ŵã`¨ŀÒā,!ŵDUAn|,&,Ŷh" P = 400 WŵkŵDUAŚt! Mixed ŭ+çĈÚüĬİ,

Equiaxed ŭ+DUAï^Ä-ŵ\ĤŎÚ,

Śt!
^Ä-,Ŷ
Ŷŵ¥Ŧ·Ç-,Ĭİ! Fig. 4 ę)ŚtçĈÚ+ŵrG>FaĄ9HLQU9MT),^þ!
)ŵCP8 EB /ŋè,ĨŖğ·Çď,Ŷ-,Ĭİ,^þ!ũ,Ŷ«ŵEBM ! EB ĀÎŰc

ŵFig.4íĀ-, EB ĀÎ°!

Ŷ¼ EBMċń EB ĀÎĕł/ēÎōČ,!ũŶ*¥ŦŔ·!Ħàħ

*ĭÚÇŠ'x.+

Ž3ž

Ő%

ø

ŵûĀ

Ő%

ćÀ

Fig. 1. EBSD IPF map of Alloy 718
fabricated by EBM. (a) Case A: Low
energy density, (b) Case B: High energy
density.

ĊŊ!)+ŀŨ,Ŷ

4ŶĭŉňŮ
 EBM Ŕ·- IN718 ŝďŶ

Ą9HLQU9MT

nŚĬİ!ŵŔ·ã`i¡^þ(v¾ÍŞŵrG>Fa

Ïé-,ŵĊÙā!-*ZĘ

&Ĭİ/Ķv¾,!ķŶh" Fig.3



Fig.2 Temperature distribution in a
melt-pool evaluated by heat conduction
simulation based on finite element
method (FEM) for EBM of Alloy 718.

rG>F!ŵ<PNU5U@G@Tõ),9HLQU9MTĭ
æ

*©

-'

+ŵ¥ű~tëŅ-'$ŵaĄ9HLQU9MT!ŵJP@FUPn/ĳÆŶ-*
ŵ

Ðś



-

÷z
/Ø*

pìĥŵaĄ÷fw
^þÞº-,Ŷ*!ŵE3U;E1UPAõĤ
QU9MTŕÇ,ŵĠ®Ŕ·ÊļĺúÐśđ,/ĳÆrG>F¢9HLQU9MT/ĻŵĬİ·Ç

!Ŷ

¼ä

ĵ,
Ĭİ·Ç9HLx¯Êļ!

Fig.3 Temperature gradient (G) andsolidification rate (R) at solid-liquid/öČ¿īĬİ ©lĤ/&âÔĬİ/'v¾g+ interface of melt-pool simulated by finite
element method (FEM) for electron beam
Ő%ŵ¼ä x¯FR<:!½*-âÔćÃ/'ĐĊ, melting of Alloy 718 plotted onÊļ, ĵÃ'ĝ&+ŵ*,ÊļŬÖ Þº-,Ŷ solidification map constructed bycell-automaton (CA) simulation [2].

ĿŔũ·Ĉ/½*-,Êļ,ŵÂqryæ

5ŶĳÓĉ

[1] S.H. Sun, Y. Koizumi, S. Kurosu, H. Matsumoto, T. Saito, K.
Yamanaka, Y. Li, A. Chiba, Acta Materialia 86 (2015) 305-318.
[2] J.R.ThompsonŵWright State University, Master thesis (2014).
[3] Y. Koizumi, A. Okazaki, A. Chiba, T. Kato, A. Takezawa, Additive
Manufacturing (in press).

Żdoi:10.1016/j.addma.2016.06.001ż

（共同研究分野:ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）−22−－ 22 －

Fig.4. Temperature gradient andsolidification rate at solid-liquid interfaceof melt-pool simulated by finite ele
Fig.4. Cross sectional SEM image of bead
formed by a single scanning of electron
beam on Alloy 718 polycrystal plate.

有機金属構造体と鉄フタロシアニンを前駆体とする酸素還元触媒の合成
東京理科大学工学部 田中優実、桑野潤
東京理科大学総合化学研究科 堀切文裕
大阪大学接合科学研究所 桐原聡秀
1. 目的
固体高分子形燃料電池（PEFC）の酸素還元反応（ORR）触媒には、高い ORR 活性および PEFC 作動下における強酸性環境への耐性を共に具備する白金系の触媒が利用されている。しかし、資源量が少なく高価な白金の使用が PEFC の普及拡大に対する妨げとなっていることから、理想的には現行触媒と同等以上の活性を有し、耐酸性にも優れた非白金系の ORR 触媒の開発が望まれている。このような背景のもと、非白金系の ORR 触媒の有力候補として現在研究が進められている材料の一つにカーボンアロイがある。カーボ
ンアロイとは、炭素骨格内に異種元素が原子レベルで導入された炭素材料であり、窒素や鉄、コバルトを含むカーボンアロ
イが ORR 触媒活性を発現する 1-2）ことはすでによく知られている。我々も先行研究において、炭素骨格中に窒素と鉄を含んだ鉄フタロシアニン（FePc）と 3000 m2g-1 超の比表面積を有する活性炭であるマックスソーブ®との複合体の熱分解物として得られるカーボンアロイ系触媒において良好な ORR 触媒活性が発現する 3）ことを示した。ただし、PEFC への応用を考えた場合、その活性はまだ不十分であることから、我々は、FePc
を前駆体とする ORR 触媒の更なる活性向上を目指すべく、炭素のみからなるマックスソーブ®の代わりに、炭素と窒素およ
び亜鉛によって骨格形成されている多孔性有機金属構造体であるゼオライト型イミダゾレート構造体（降 ZIF-8; Fig. 1）をマトリックスとして利用することを考えた。本研究では、FePcと ZIF-8 との複合体、ならびに FePc と ZIF-8 の熱分解物との複合体を前駆体として得られた触媒試料の ORR 活性について、Fig. 1 Schematic model of ZIF-8.
FePc/max との比較という観点から検討したので報告する。
2. 研究方法
ZIF-8 は、2-メチルイミダゾールの飽和エタノール溶液と酢酸亜鉛の飽和水溶液を等量混合することで得られる沈殿を洗浄し、100℃で乾燥させることにより合成した。得られた粉末試料（以降、ZIF）およびこれを 860℃で 4 時間、N2 中で処理した粉末（以降、cZIF）をそれぞれ FePc のアニリン溶液に懸濁させ、200℃で 0.5 時間処理した後、860℃で 4 時間、N2 中で処理することで複合触媒（以降、前者を FePc/ZIF、
後者を FePc/cZIF と表記する）を作製した。さらに比較として、マックスソーブ®（以降、max）と FePcの複合体を前駆体とした触媒（以降、FePc/max）についても同様に作製した。各試料のキャラクタリゼー
ションは、XRD 測定、ラマン分光測定、XPS 測定および SEM 観察によって行い、ORR 活性は、酸素飽
和下の 0.05 M H2SO4 中における擬定常状態ボルタンメトリー（SSV）によって評価した。
3. 結果と考察
XRD 測定結果より、2-メチルイミダゾールの飽和エタノール溶液と酢酸亜鉛の飽和水溶液下で合成した粉末試料が ZIF-8 の単一相であることを確認した。一方、得られた ZIF 粉末を N2 下で焼成して作製した cZIF の XRD パターンを焼成前のパターンと比較したところ（Fig. 2）、ZIF-8 の構造に由来するピークが消失し、かわりに 25°付近にアモルファスカーボン由来のハローが現れていることが確認された。

−23−
－
23 －

cZIF

Intensity / (a.u.)

Fig. 3 は、合成した ZIF および cZIF の SEM 観察結果である。前者において、ZIF-8 に特徴的なファセ
ット面を有する粒径 1～2 µm の多面体形結晶粒が観測されたが、この形態はアモルファス化した cZIFについても維持されていることが分かる。また、窒素の吸着等温線から、BET 法および t 法により各試料の比表面積を算出したところ、ZIF については
1800～2400 m2 g-1、cZIF については 800～900 m2 g-1と見積もられ、焼成処理を経た cZIF であっても比較的高い比表面積を有していることが示された。
Fig. 4 に、
max 単体、
cZIF 単体、FePc/max、FePc/ZIF
および FePc/cZIF の SSV 曲線を、白金担持炭素触媒（田中貴金属 TEC10E50E；Pt/C と表記する）の結果と共に示した。なお、ZIF は絶縁性化合物であることから、今回の触媒活性評価には供していな
い。
単位触媒量あたりの還元電流密度 jd = 10 µA mg1
における電位を立ち上がり電位（Eon）と定義し、Fig. 3 より各試料の Eon を求めて比較したところ、
max 単体、cZIF 単体ではそれぞれ約 0.69 V（vs.
RHE）、 0.82 V で あった の に 対 し 、 FePc/max 、FePc/ZIF および FePc/cZIF ではそれぞれ、約 0.90
V、0.92 V、0.94 V と見積もられた。白金の 0.99 Vには及ばないものの、FePc を複合した系、
特に cZIFを用いた系において良好な ORR 活性が発現していることが分かる。窒素吸着測定の結果より算出した FePc 複合系触媒の比表面積は、FePc/cZIF の 790
m2 g-1 が最も高く（FePc/max と FePc/ZIF はそれぞれ、580 m2 g-1、630 m2 g-1）
、このことが FePc/cZIF
高い質量活性に寄与していることが示唆された。
の高い質量活性に寄与していることが示唆された。
を比較
一方、単位比表面積あたりの Eon（比活性）を比較した場合においても、FePc/max が約 0.86 V 、
FePc/ZIF が約 0.89 V、FePc/cZIF が約 0.92 V と、質ことが確認され量活性同様、FePc/cZIF が最も高いことが確認された。そこで、各触媒の窒素種に占める、ORR 活性の発現に寄与するグラファイト型窒素の割合を見積もったところ、FePc/cZIF において最も高い値となっていることが分かった。これらの結果より、
FePc/cZIF で発現した高い ORR 活性は、高い比表
面積と ORR 活性サイト密度との相乗効果によるも効果によるものであるものと考えられた。

ZIF-8
ZIFZIF-8 (JCPDS)
10

30
40
20
2θ (Cu-Kα) / degree

Fig. 2 XED patterns of synthetic ZIF and cZIF
with a pattern of reported ZIF-8 (JCPDS).

Fig. 3 SEM images of synthetic ZIF and cZIF.

Fig. 4 SSV curves of max, cZIF, FePc/max,
FePc/ZIF and FePc/cZIF with a curve of Pt/C

参考文献
[1] Dodelet et al. Science, 324, 71 (2009), [2] Ozaki et al., Electrochimica Acta, 55, 1864 (2010)[3] 磯部拓馬 東京理科大学卒業論文 (2013)（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）

−24−
－
24 －

50

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．これまでに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．
本年度は，金属粉体微粒子をプラズマ溶射装置に安定して供給するために，金属微粒子を含有する微粒子
スラリーペーストの作製方法について検討した．
2．研究方法
微粒子スラリーペーストの作製には亜鉛微粉末とアクリル系高分子の液体樹脂を使用した．亜鉛微粉末の平均粒径は7µmである．表1に作製条件を示す．微粉末と液体樹脂を体積率50Vol％として大気中にて混合して，容積500mlのポットに密閉した．これを自転公転式攪拌脱泡装
置にセットし高粘度スラリーペーストを作製した．回転数10s-1の公転により混合液に遠心力が働くことで比重の差による脱泡が可能となる．さらに，回転数5s-1の自転により金属微粒子と液体樹脂が混合される2）．また，金属微粒子を分散させるために直径5mmのアルミナボール数個を密閉ポットに投入した．
図1に参考としてプラズマ溶射装置を示す．微粒子スラ

図 1 プラズマ溶射装置

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）を使用する．

−25−
－
25 －

表1 微粒子スラリーペーストの作製
平均粒径（µm）

分散量(g）

Vol%

Zn微粉末

7

228

50

アクリル系液体樹脂

-

29.5

50

3．結果
50Vol%の亜鉛微粉末と液体樹脂を混合し，自転公転式
攪拌脱泡装置を用いて微粒子スラリーを作製した．混合時間は300sである．得られたスラリーの粘度について確認したところ，せん断力が増加すると固体のような抵抗力がみられ，いわゆるダイラタンシー流体が発生した．
そこで，亜鉛微粉末50gを追加して体積率を変化させて自転公転式攪拌脱泡装置にセットした．混合時間について

Fig.2 Zn 溶射鋼（アーク溶射）も300sの処理を数回に分けて実施し，そのたびにスラリーの粘性について確認した．亜鉛微粉末の体積率を増加させて，さらに混合時間300sの処理を3回程度まで多くすると，微粒子スラリーにチクソ性がみられた．チクソ性とは攪拌のようなせん断力を付加した場合に粘度は低下し，せん断力を除去すると粘性が増加するようなレオロジー特性である．これにより亜鉛微粒子は液体樹脂中で充分に均一分散している可能性が確認された．
以上のような高粘度スラリーペーストを用いて，溶射装置への安定供給を目指し微細な溶射皮膜を今後作
製したい．
4．今後の予定
ペーストを作製するために基礎的な実験を行った．今後は亜鉛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Intensity (a.u)

今回，チクソ性を有する高粘度スラリー● Zn■ Zn5(OH)8Cl2・H2O

■

●

●

180サイクル

■

●

30

40

●
●

●

●

●

●

90サイクルて高粘度微粒子スラリーを作製する．これ
初期材

らの高粘度微粒子スラリーを用いて緻密な溶射皮膜を作製のための各種影響因子およ

10

20

50

60

70

80

90

Diffraction angle, 2(deg.)

び支配的因子の調査を実施する．また，屋Fig.3 Zn 溶射鋼の X 線回折

内外促進暴露試験や電気化学測定試験などを用いて微細溶射皮膜作製プロセスの有効性について検討する．
6．参考文献1）Soshu Kirihara：WELDING TECHNOLOGZY．59，2011，90-95．
2）桐原聡秀 ：溶射，Vol.50，No.3，2013，136-139．
（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）

−26−
－
26 －

微粒子ペースト光造形によるセラミックス構造体の作製
国立研究開発法人 産業技術総合研究所○堀田 幹則、近藤 直樹

阪大接合研

桐原 聡秀

1．緒言
セラミックスは、耐熱性や耐摩耗性、耐食性が要求される高性能な用途において特筆すべき性質を示す。これら特性を有し、電気伝導性を付与した導電性セラミックスは、電極やセンサ、マイクロデバイスなどの導電性部品や小型複雑形状部品への応用が期待されている。この導電性セラミックスを得るための有効な手法は、絶縁性であるセラミックスと導電性材料を組み合わせることである。従来、アルミナ等に種々の導電性材料を添加し焼結することで作製される導電性セラミックスが提案されている。しかし、導電性を向上させるためには、セラミックスに対して一定割合以上の導電性材料を添加する必要があるとともに、導電性材料の均一な分散が極めて重要となる。さらに、上述の手法で作製される
導電性セラミックスでは、電気伝導の異方性を示すことも考えられ、均質な導電性セラミックスを得ることは困難である。本研究において提案する電気伝導性を付与したセラミックスの作製法は、CAD/CAM プロセスの一つである光造形法を利用して、規則的な連続気孔を有する多孔質セラミックス三次元構造体を設計および作製し、この構造体中の気孔部
分に導電性粒子を含有させるというものである。本研究では、セラミックスの中でも強度と靭性が高いジルコニアをセラミックス材料として用い、電気伝導性を付与したセラミッ
クスの構造設計および作製について検討することを目的とした。
2．実験方法
3D-CAD ソフトウェアを用いて、気孔を有する多孔質体モデルを設計した。次に、マイクロ光造形装置を用いて、モデル設計した多孔質構造を呈するジルコニア三次元構造体を成形した。光硬化性樹脂にイットリア安定化ジルコニア粉末を添加し、ボールミルで分散混合させたスラリーをナイフエッジで基板上に塗布し、レーザーによる露光を施した。この二次元硬化膜を積層させることで、三次元構造体を成形した。得られた光造形サンプルを温度 600℃、保持 2 h、大気中で熱処理することによってサンプル中の樹脂を除去し、フルセラミックス三次元構造体を得た。その後、1500℃、保持 2h で熱処理することによって、ジルコニア三次元構造体の焼結を行った。
3．実験結果及び考察
3D-CAD を用いて、空気球を周期的に配列させた反転型ダイヤモンド構造からなる連続
気孔を有する多孔質体モデルを設計した。図 1 に、球からなる反転型ダイヤモンド構造の単位格子を示す。格子定数は 500 m、球のサイズは 250 m とした。そして、図 2 に示す
ように、単位格子を 8×8×4 で積層させることで多孔質体モデルを作成した。なお、この

−27−
－
27 －

多孔質体の気孔率は約 50%である。得られた造形サンプルは、設計した構造とほぼ同様であった（図 3(a)）。焼結後のサンプルは三次元の収縮を生じたが、構造の変形やクラックは観察されなかった（図 3(b)）。以上のように、光造形法を用いることで、規則的な連続気孔を有するジルコニア三次元構造体を作製することができた。この連続気孔の部分に導電性粒子を含有させることによって、電気伝導性を付与したセラミックスが作製可能であることを示した。

Fig.1 Designed inverse diamond unit cell.

Fig.2 Designed porous structure model with an inverse diamond structure bystacking 8×8×4 unit cells.

(b)

(a)

1 mm

1 mm

Fig.3 Photos of green (a) and sintered (b) bodies.

（共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野）

−28−
－
28 －

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
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
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、安全性の向上が求められている。特に近年拡大している電気自動車やバックア
ップ電源などの大型用途では、喫緊の課題となっている。現在のリチウム二次電池には有機溶媒を含む可燃性の電解液が使用されている。そのため、本電解液を不燃性の固体電解質へ置き換える研究が盛んに行われている。この種のリチ
ウム二次電池は、特に全固体リチウム二次電池とよばれ、高い安全性を実現できるだけでなく、これまで電池を利用できなかった高い温度域でも利用できるため、電池の可能性を大きく広げると期待されている。しかし、従来の電池と異なり、電解質が多孔質の電極へ自発的に浸透することがないため、電気化学反応が進行する電解質/電極界面の形成に工夫が必要である。セラミックプロセスに着目した新たなアイデアが必要となる。我々はこれまでの研究で、固体電解質に三次元構造化を施すことで、全固体リチウム二次電池における電解質/電極界面を三次元的に増加させ、電池の内部抵抗を低減できることを明らかにしてきた。また、目的とする構造の三次元構造化固体電解質を再現性良く得る方法として、光造型法に着目し研究を進めてきた。本共同研究では、金属リチウムや高電位正極に対して安定なジルコニア系セラミックス電解質の一種である Li7La3Zr2O12 (LLZ)を対象に構造化に必要なスラリーの最適化を進めた。
2. 実験手法
セラミック電解質 LLZ を固相法で合成した。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。得られた粉末を光硬化性樹脂と混合してスラリーを調製し、ディーメック社
製光造形装置により、LLZ 構造体の前駆体を造形した。スラリーの最適化を行うため、光硬化性樹脂中の LLZ 含有量を変えて光造形を行い、得られた造形体を 600 °C で 1 h 脱脂した後、900 °C で 3 h 焼成、1200 °C で 6 h 焼結を行った。焼結後の構造体を走査型電子顕微鏡(SEM)で観察し、スラリー中の LLZ 含有量が造形性に及ぼす影響を確認した。
3. 結果
LLZ 含有量が 25 vol.%および 30 vol.%のスラリーを用いて光造型を行った結果を図 1 に示す。造形の精度は LLZ 含有量の違いによらず、同等の結果となった。しかし、25 vol.%の LLZ 含量のスラリーを用いて作製した造形体に比べ、30
vol.%の LLZ 含量のスラリーを用いて作製した造形体は、若干湾曲した。各造形体を脱脂・焼成・焼結して得た LLZ 構
造体の外観を図 2 に示す。LLZ 含有量が少ない(25 vol.%)スラリーを用いて作製した LLZ 構造体には割れが生じ、図 3に示す SEM 観察の結果からも規則的な三次元ミクロ構造が形成されていないことが確認された。一方、30 vol.%の LLZ
含量のスラリーを用いて作製した LLZ 構造体は、造形体で認められた湾曲がそのまま残ったものの、割れはほぼ生じず、SEM 観察からも規則的な三次元構造の形成が確認された。
4. 考察と結論
セラミック電解質 LLZ の構造化に用いる光造形用スラリーの最適化を目的とし、スラリー中の LLZ 含有量が LLZ 構
造体の造形精度に及ぼす影響を検討した。スラリー中の LLZ 含有量を 25 vol.%から 30 vol.%へ増加させることで、LLZ
構造体の造形精度を向上できることを明らかにした。しかし、現時点での造形精度は不十分であり、さらにスラリー中の LLZ 含有量を増やすことが求められる。固形分濃度の上昇に伴うスラリーの粘度の増加など、別途検討すべき要因はあるものの、高い造形精度で全固体リチウム二次電池用の LLZ 構造体を得られる可能性を見出した。

−29−
－
29 －

(a)

(b)

Fig. 1 LLZ 含有量が(a) 25 vol.%および(b) 30 vol.%のスラリーを用いて作製された造形体の外観.

(a)

(b)

Fig. 2 各造形体を脱脂・焼成・焼結して得た LLZ 構造体の外観.
(a) 25 vol.%の LLZ 含量のスラリーを用いて作製したもの(b) 25 vol.%の LLZ 含量のスラリーを用いて作製したもの

(a)

(b)

Fig. 3 光造型で作製した LLZ 造形体の SEM 観察像.
(a) 25 vol.%の LLZ 含量のスラリーを用いて作製したもの(b) 25 vol.%の LLZ 含量のスラリーを用いて作製したもの(共同研究分野：ナノ・マイクロ構造制御プロセス学分野)

−30−
－
30 －

一般公募研究課題・研究報告書

金属蒸気混入時のパルスアークにおける放射分布の解明
東京都市大学岩尾徹

1. は じ め に
ア ー ク 放 電 は ，溶 接 や 切 断 な ど に 応 用 さ れ て お り ，ア ー ク の 基 礎 特 性 と し て 温 度 や 放 射 特 性 な どの 計 測 や 数 値 解 析 が 行 わ れ て き た 。特 に ，多く の 産 業 で 適 用 さ れ て い る ア ー ク 溶 接 に お い て ，こ れら の ア ー ク の 基 礎 特 性 は ，金 属 の 溶 融 に よ り 発 生 し た 金 属 蒸 気 の 混 入 に よ り 変 化 す る こ と が 知 ら れて い る (1) 。ま た ，金 属 蒸 気 の 濃 度 に よ っ て も ，放 射 特 性 や 導 電 率 が 変 化 し ，ア ー ク の エ ネ ル ギ ー バ
ランスを変化させる。この金属蒸気の混入によるアークの温度や放射パワーの空間分布の変化は，
ア ー ク と 相 互 に 作 用 し て い る 母 材 へ の 熱 流 束 や 溶 融 池 内 の 駆 動 力 に 寄 与 す る こ と が 考 え ら れ る (2) 。
こ の た め ，詳 細 な 溶 接 プ ロ セ ス を 解 明 す る た め に は ，放 射 パ ワ ー の 空 間 分 布 の 時 間 推 移 の 解 明 が 必
要 で あ る 。特 に ，高 速 に 電 流 が 変 化 す る パ ル ス TIG 溶 接 は ，ア ー ク の 高 速 な 変 化 に よ り 実 験 に よ る
計 測 は 困 難 で あ る 。こ れ ら を 踏 ま え ，溶 融 池 の 溶 け 込 み 深 さ 増 大 に 寄 与 す る 電 磁 力 が 強 く 働 く 電 流
遷移時に着目し，金属蒸気混入時のパルスアークにおける放射分布の時間変化を解析した。
2. 計 算 方 法
本研究では，電極とアーク，母材領域を含めた計算領域に設定した。図１に計算領域を
示 す 。 本 計 算 に お い て ， 雰 囲 気 ガ ス 0.1 MPaの Ar， 電 極 間 距 離 5 mm， 陰 極 は タ ン グ ス テ
ン ， 陽 極 は SUS304， 陰 極 角 度 60°， シ ー ル
ド ガ ス 10 slm と し た 。ま た ，電 流 波 形 は ，ベー ス 電 流 100 A，ピ ー ク 電 流 200 A，デ ュ ー テ
ィ ー 比 0.5， 電 流 遷 移 時 間 0.1， 1.0 ms の パ ル
ス電流を模擬した１回のみの電流立ち上げ波形とした。そして，プラズマは局所熱平衡状
態，層流，非圧縮性であり，放射の自己吸収は考慮しない。また，溶融池平面は平面，溶融金属から発生する蒸気は母材の主成分である鉄のみとし，溶融潜熱は考慮した。初期値
は，溶融池からの鉄蒸気の混入を考慮した雰
囲 気 ガ ス 0.1 MPa の Ar の 定 常 電 流 100 A（ ベ

図１

計算領域

ース電流）の値を用いた。
3. 結 果 お よ び 検 討
図 ２ に 電 流 遷 移 時 間 （ dt = 0.1, 1.0 ms） に お け る 各 電 流 時 の 放 射 パ ワ ー 密 度 分 布 の 時 間 変 化 を 示
す 。時 間 の 経 過 と と も に 電 流 が 増 加 す る と ，陰 極 直 下 と 陽 極 近 傍 に お い て 放 射 パ ワ ー 密 度 が 顕 著 に増 加 し た 。ま た ，電 流 遷 移 時 間 に よ り 放 射 パ ワ ー 密 度 が 異 な り ，ピ ー ク 電 流 到 達 時 に お い て ，電 流
遷 移 時 間 が 短 い 場 合 ，放 射 パ ワ ー 密 度 は ，陰 極 直 下 で 0.91×10 10 W/m 2 ，陽 極 近 傍 で 0.94×10 10 W/m 2と な っ た 。 更 に ， 電 流 遷 移 時 間 が 長 い 場 合 ， 放 射 パ ワ ー 密 度 は ， 陰 極 直 下 で 1.23×10 10 W/m 2 ， 陽
極 近 傍 で 1.18×10 10 W/m 2 と な っ た 。 こ の 電 流 遷 移 時 間 に よ る 放 射 密 度 パ ワ ー の 差 は ， ア ーク温度

−31−
－
31 －

が電流の急峻の増加に追従できず遅れて増加するアーク温度 の 過 渡 応 答 と ，こ の ア ー ク 温
度の過渡応答により生じる流速の低下による鉄蒸気濃度の過 渡 応 答 が 原 因 で あ る 。図 ３ に各電流時における温度と鉄蒸
気 濃 度 を 示 す 。電 流 遷 移 時 間 が短 い 場 合 ，電 流 の 急 峻 の 増 加 に追従できず遅れて増加するた
め ，陰 極 直 下 で は ア ー ク 温 度 は
180 A 時 ， 陽 極 近 傍 で は 140 A
か ら 差 が 生 じ て い る 。ま た ，鉄
蒸気濃度はピーク電流到達時に お い て 0.1%の 差 が 生 じ た 。
以 上 よ り ，電 流 遷 移 時 間 に より ，ア ー ク 温 度 と 鉄 蒸 気 濃 度 が
過 渡 応 答 す る 。そ し て ，陽 極 近
傍では金属蒸気が混入すること に よ り ，放 射 パ ワ ー 密 度 が 増

図２加することが明らかになった。

電流遷移時間における各電流時の放射パワー密度分布の時間変化

4. ま と め
本稿では，金属蒸気混入時のパルスア
ークにおける放射分布の時間変化について解析した。結果として，電流遷移時間
によりアーク温度と鉄蒸気濃度が過渡応答した。このため，特に，金属蒸気濃度が高い陽極近傍において過渡応答が顕著になるほど放射パワー密度は低下した。
5. 参 考 文 献(1) Michio Hirose, Toru iwao, Motoshige
Yumoto,“Radiation

Tungsten

Arc

Loss

WeldingofGas

AffectesbyCurrent Increment”, IEEJ Transactions
on Power and Energy, Vol. 133, No.1 pp.
121-128 2013.

図３

各電流時における温度と鉄蒸気濃度(2) J J Gonzalez, M Bouaziz, M Razafinimanana. A Gleizes, “The influence of iron vapour on an argontransferred arc”, Plasma Sources Science and Technology, Vol. 6, No. 1, pp.20-29 1997.
（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−32−
－
32 －

器壁安定化アークにおけるアーク加熱のエネルギーバランスの解明
東京都市大学佐藤 健
1. はじめに溶接では,高温，高エネルギー密度の特徴から，容易に高温が得られ，電流で制御が容易であるアーク溶接が広く用いられている。この問題点として，シールドガス流量不足などによる入熱不足などで，溶接欠陥が発生することがあげられる(1)。溶融地形状が変化するのは，シールドガス種によってアークの温度分布が変化するために，アークプラズマから陽極金属へ輸送されるエネルギーが変化するからである。このアーク温度分布の制御が，陽極への熱輸送量を決定する重要な要素となる。しかし，対流等の影響で，温度，放射を精度良く解析するのは，困難である。本研究では，アーク加熱のエネルギーバランスを解明することにより，溶接へのフィードバックを行う。具体的には，器壁安定化アークを用い，ガスの流れを一様にし，温度分布の広がりを抑えることで，金属蒸気有無時の放射の大きさからアーク加熱のエネルギーバランスの解明を行う。
2. 計算方法
本研究では，「陰極－アーク－陽極」を統合させ，かつ，外側に器壁を設けた計算領域を構築し解析を行った。図 1 に本研究における計算領域，表 1 に境界条件を示す。ただし，T [K] は温度，ϕ [V] は電位，σ [S/m]は導電率，j [A/m2 ] は電流密度，v [m/s] は流速である。計算領域は 軸対象二次元円筒座標系とし，領域の大きさは軸方向に 45 mm，径方向に 30 mm とした。陰極は半径 1.6 mm のタングステン，陽極は銅を用いて，陰極先端角度 60◦，電極間距離 30 mm，ガス流速 0.82 m/s とした。電流は 100，150，200 A，器壁半径は 3，
5，7 mm とし，プラズマガスと雰囲気ガスは Ar100%，Ar90%-Sc10%，圧力は 0.1 MPa とした。本計算における計算仮定は以下の通りとした。定常状態（時間に依存しない），流れは全て層流，非圧縮性，局所熱平衡が成立，陽極からの金属蒸気の発生は考慮しない，すべての蒸気について，アルゴン中に最初に混入させて高温気体を発生させる，温度増加に伴う蒸気混入率の変化は考慮しない（どの温度でも混入率は一様）。
表 1 境界条件

図 1 計算領域
3. 結果および検討
本研究では，アーク加熱を電流と器壁半径が及ぼすAr100%とAr90%-Sc10%の放射パワーの観点から検討する。
図2に，Ar100% とAr90%-Sc10%における電流が及ぼす放射パワーを示す。図3に，Ar90%-Sc10%，電流200 Aにおけ

−33−
－
33 －

る器壁径が及ぼす入力電力に対する放射パワーの割合を示す。Ar100%では，各器壁半径において，電流を増加させると放射パワーは増加した。また，各電流において，器壁半径3 mmでは，高温体積が支配的となるが，温度体積が小さいため，放射パワーは低くなった。また，器壁半径を3 mmから5 mmへ増加させると放射パワーが増加した。これは，器壁半径の増加により，温度体積分布が広がることで，高温体積と低温体積の釣り合いが取れ，放射パワーに有効な温度体積が増加したためである。しかし，器壁半径を5 mmから7 mmへ増加
させると放射パワーは低下した。これは，器壁半径の増加により，低温体積の増加が顕著となったためである。以上より，Ar100%では，電流の増加と放射パワーに有効な温度体積を生み出す径の設定が入熱を減少させる。また，Ar90%-Sc10%では，各器壁半径において，電流を増加させると放射パワーは増加した。また，各電流において，器壁半径3 mmでは，高温体積が支配的となり，温度体積も小さいため，放射パワーが低くなった。また，器壁半径を3 mmから5 mmへ増加させると放射パワーが増加した。これは，器壁半径の増加により，高温体積よりも，放射パワーに有効な低温体積が増加したためである。更に，器壁半径を5 mmから7 mmへ増加させると放射パワーは増加した。しかし，放射パワーの増加は，器壁半径を3 mmから5 mmへ増加させた時よりも低い。これは，器壁半径の増加による，温度体積の増加が小さく，低温体積の増加が顕著となったためである。また，器壁径を3 mmから7 mmに広げると入力電力に対する放射パワーの割合は，3 mmと7 mmで比較した際に約50%増加した。したがって，器壁半径の増加により，全エネルギー中の放射の割合が増加し，入熱不足が生じている。なお，本研究の放射以外のエネルギーがすべて入熱に使われるわけではない。

図2. Ar100% とAr90%-Sc10%における

図3. Ar90%-Sc10%，電流200 Aにおける器壁径が電流が及ぼす放射パワー

及ぼす入力電力に対する放射パワーの割合

4. 結論
放射パワーが増加する要因は，Ar100%の場合は，電流増加に伴い温度が増加する温度効果が支配的であり，Ar90%-Sc10%の場合は，器壁半径の増加に伴い温度体積が増加する体積効果が支配的であった。以上より，Ar100%時は電流の増加が，Ar90%-Sc10%時は器壁径の増加が放射を上げ，入熱不足を生み出すことが分かり，器壁安定化アークによるアーク加熱のエネルギーバランスの解明ができた。
5. 参考文献(1) 日本溶接協会溶接棒部会技術調査委員会共研第６分科会：「ガスシールドアーク溶接のシールド性に関する研究報告第１回シールド性に関する従来知見の問題」，日本溶接協会機関誌溶接技術 (2009)（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−34−
－
34 －

パルスアークにおける溶融池より生じる鉄蒸気濃度の時間変化
東京都市大学田中達朗

1. は じ め に
TIG ア ー ク 溶 接 は ，高 品 質 な 溶 接 が 可 能 で あ る 。し か し ，入 熱 不 足 や 溶 け 込 み 深 さ の 不 足 が 原 因と さ れ る 溶 接 欠 陥 が 生 じ る こ と が あ る 。 こ の た め ， パ ル ス TIG 溶 接 が 用 い ら れ る 。 パ ル ス TIG ア
ー ク 溶 接 は ，周 波 数 や デ ュ ー テ ィ ー 比 ，電 流 遷 移 時 間 な ど の パ ル ス パ ラ メ ー タ を 変 化 さ せ る こ と が可 能 で あ り ，周 波 数 を 増 加 さ せ る こ と に よ り ，溶 融 池 の 溶 け 込 み 深 さ が 増 加 す る こ と が 実 験 に よ り
報 告 さ れ て い る (1) 。こ の 要 因 は ，急 激 な 電 流 の 増 加 に よ り 生 じ る ア ー ク 温 度 の 過 渡 応 答 に よ り ，入熱 の 集 中 と 電 磁 力 の 増 加 で あ る と さ れ て い る (2), (3) 。し か し ，こ れ ら の 解 析 は ，溶 融 池 か ら 生 じ る 金属 蒸 気 の 混 入 が 考 慮 さ れ て い な い 。こ の た め ，金 属 蒸 気 に よ る ア ー ク 温 度 の 低 下 な ど が 考 慮 さ れ て
お ら ず ，詳 細 な 溶 接 プ ロ セ ス の 解 明 が さ れ て い な い 。以 上 よ り ，本 研 究 で は ，パ ル ス ア ー ク に お ける 溶 融 池 よ り 生 じ る 鉄 蒸 気 濃 度 の 時 間 変 化 を 解 析 す る こ と を 目 的 と し た 。特 に ，溶 融 池 の 溶 け 込 み
深さに寄与する電磁力が顕著になる電流遷移時変化時の金属蒸気濃度の時間変化を解析した。
2. 計 算 方 法
本 研 究 で は ，電 極 と ア ー ク ，母 材 領 域 を 含 め た 計 算 領
域 に 設 定 し た 。図 １ に 計 算 領 域 を 示 す 。計 算 領 域 は ，二次 元 円 筒 座 標 系 の 軸 対 象 と し ，軸 方 向 に 45 mm，軽 方 向に 30 mm と し た 。本 計 算 に お い て ，雰 囲 気 ガ ス 0.1 MPaの Ar，電 極 間 距 離 5 mm，陰 極 は タ ン グ ス テ ン ，陽 極 は
SUS304， 陰 極 角 度 60°， シ ー ル ド ガ ス 10 slm と し た 。
ま た ，電 流 波 形 は ，ベ ー ス 電 流 100 A，ピ ー ク 電 流 200 A，
デ ュ ー テ ィ ー 比 0.5，電 流 遷 移 時 間 0.1，1.0 ms の パ ル ス
電 流 を 模 擬 し た １ 回 の み の 電 流 立 ち 上 げ 波 形 と し た 。そし て ，プ ラ ズ マ は 局 所 熱 平 衡（ LTE）状 態 ，層 流 ，非 圧
縮 性 で あ り ，放 射 の 自 己 吸 収 は 考 慮 し な い 。ま た ，溶 融
池平面は平面，溶融した金属から発生する蒸気はSUS304 の 主 成 分 で あ る 鉄 の み と し ， 溶 融 潜 熱 は 考 慮 した 。非 定 常 計 算 を す る 際 ，初 期 値 は ，溶 融 池 か ら の 鉄 蒸
気 の 混 入 を 考 慮 し た 雰 囲 気 ガ ス 0.1 MPa の Ar の 定 常 電流 100 A（ ベ ー ス 電 流 ） の 値 を 用 い た 。

図１ 計算領域

3. 結 果 お よ び 検 討
図 ２ に 電 流 遷 移 時 間 （ dt = 0.1, 1.0 ms） に お け る 各 電 流 時 の 鉄 蒸 気 濃 度 の 時 間 変 化 を 示 す 。 電 流
遷 移 時 間 が 短 い 場 合 ，陽 極 近 傍 の 軸 中 心 部 に け る 鉄 蒸 気 濃 度 は 変 化 が ほ と ん ど 生 じ な か っ た 。し か
し ，電 流 遷 移 時 間 が 長 い 場 合 ，電 流 が 増 加 す る ほ ど ，陽 極 近 傍 の 軸 中 心 部 に お け る 鉄 蒸 気 濃 度 は 増
加し，陰極側に拡がらず陽極側に滞留した。これらの結果は，電流が急峻に増加したことにより，
ア ー ク の 温 度 が 電 流 の 増 加 に 追 従 で き ず 生 じ た ア ー ク 温 度 の 過 渡 応 答 が 原 因 で あ る 。図 ３ に 電 流 遷
移 時 間 に お け る ピ ー ク 電 流 到 達 時 の ア ー ク 温 度 と 流 速 の 軸 方 向 分 布 を 示 す 。ア ー ク 中 心 部 に お い て ，
電 流 遷 移 時 間 の 変 化 に よ り ア ー ク の 最 大 温 度 は ，21670 K (dt = 0.1 ms), 23040 K (dt = 1.0 ms)と な り ，

−35−
－
35 －

1370 K の 差 が 生 じ た 。 ま た ， 陽 極 近
傍 （ z = 34.6 mm） で は ， ア ー ク 温 度の 過 渡 応 答 が 顕 著 に 生 じ ，12630 K (dt= 0.1 ms), 15380 K (dt = 1.0 ms)と な り ，2750 K の 差 が 生 じ た 。 更 に ， 溶 融 池の 温 度 は ，軸 中 心 部 で 30 K の 差 が 生じた。このため，圧力差により生じる プ ラ ズ マ 流 速 は ，最 大 値 が 248 m/s(dt = 0.1 ms) , 299 m/s (dt = 1.0 ms)となった。
以上より，電流遷移時間が短い場
合，アーク温度の過渡応答が顕著に生じることにより，軸方向流速が低下し，鉄蒸気が吹き流れず陰極側に拡散した鉄蒸気分布になることが明らかになった。しかし，電流遷移時
間が長い場合，アーク温度の過渡応答が顕著には生じず，軸方向流速が速く，鉄蒸気の拡散が抑制され陰極

図２

電流遷移時間における鉄蒸気濃度の時間変化

側に拡散しない鉄蒸気分布となることが明らかになった。
4. ま と め
パルスアークにおける溶融池より生じる鉄蒸気濃度の時間変化を解析した。
結 果 と し て ，電 流 遷 移 時 間 が 短 い 場 合 ，
アーク温度の過渡応答が顕著に生じたことにより陽極近傍のアーク温度が低下した。このため，プラズマ流速が低下し，母材から発生する金属蒸気は，陰極側に拡がった。更に，温度の低下と流速の低下により，陽極近傍の軸中心部における鉄蒸気濃度は低下した。
5. 参 考 文 献

図３

電流遷移時間におけるピーク電流到達時のアーク温度と流速の軸方向分布(1) Fenggui Lu, Shun Yao, Songnian Lou, Yongbing Li, “Modeling and finite element analysis on GTAW
arc and welding pool”, Computational Materials Science, Vol.29, pp.371-378 2004.
(2) T. Momii, T. Iwao, M. Yumoto, “Contribution of Current Transition Time Affected by Heat transfer toAnode in Pulsed Arc Welding”, The International Conference on Electrical Engineering, 2012.
（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−36−
－
36 －

熱プラズマ材料プロセスの数値計算シミュレーション
材料との境界に重相構造を有する高速ガス吹付けアークプラズマの電磁熱流体解析
金沢大学
田中康規
1.

目的
超高温・高エンタルピーを有するアークプラズマは，産業界において広く利用されている。このアークプ

ラズマは電極を用いて生じさせている。そのため超高温アークと固体電極との接触部分においては，固体電極が溶融・蒸発している。この溶融した金属が定常状態において蒸発するだけでなく，過渡状態において飛散することで，大きな電極の質量損失・損耗に繋がっていることが知られている。そのため，この複雑な電極の損耗現象を解明するためには，定常的なアークプラズマの温度分布，流速分布とともに電極金属の温度分布と損耗量を検討するだけでなく，過渡的な状態におけるそれらの分布と変化を詳細に知る必要がある。
以上の複雑な現象を詳細に明らかにするためには，数値解析によるアプローチが有効である。本研究ではこれまでに継続的に，固体の溶融・高速蒸発を伴うアーク-電極相互作用現象のモデリングおよび数値解析を行ってきている。さらに今回においては高速ガス流を伴うアーク切断トーチを対象とし，定常状態だけでなく，過渡的なアークプラズマの温度分布，流速分布，溶融・蒸発を伴う電極-熱プラズマ相互作用，高速ガスとの相互作用の解明を目指している。本年度は，過渡的なプラズマトーチ内の高速ガス流場に着目し，アークプ
ラズマの温度分布変化を検討した。
2. 研究方法
今年度(H27 年度)は，アークプラズマの過渡挙動を検討した。計算対象を本研究室所属のプラズマ切断装置のアークプラズマトーチ断面とした。図 1 に，計算対象としたアークプラズマトーチの計算空間を示す。本
計算においては，アークプラズマ・ガス部，電極固体部，ノズル固体部のほか，アークプラズマと金属電極との接触部，溶融部も温度計算の対象とする。この計算空間に対して次のような仮定を施した：(i) アークプ
ラズマ・ガスでは局所熱平衡状態(LTE)が成立する。(ii) ガス流は層流であり，乱流の効果は無視する。(iii) アークプラズマ・ガスにおける光再吸収は，波長 200 nm のものに対し放射係数の 20%程度とする。(iv) 電界は
アークプラズマの軸方向成分のみ，磁界は周回方向成分のみとする。(v) 電極の溶融池における流動は無視する。(vi) 電極の酸化反応は無視する。この仮定の下で次のように計算している。ガス部分およびアークプラ
ズマ部分については，過渡項を導入した質量保存・運動量保存・エネルギー保存式のほか，Hf 電極蒸気の質
量保存式を解いた。固体・液体部分においては，溶融潜熱を考慮しながら過渡項を考慮したエネルギー保存
式のみを解くこと
Hf insert

布とその変化を計O2 gas

算した。熱プラズマ

Electrode
Swirl gas

-Hf 陰極面においてCurrent
sourceは，熱電子放出効果，
イオンの表面再結合による加熱効果，

Nozzle熱プラズマからの熱伝達，Hf 表面からの熱放射，蒸発に伴うエネルギ

Arc

Work-piece
plate

Radial position [mm]で固体内部温度分

4.0
3.5
3.0
2.5
2.0
1.5 Cu1.0
0.5 Hf0.0
0

Cu - nozzle

Gas/plasma

2

4
6
Axial position [mm]図 1. プラズマトーチ断面概要と計算空間

−37−
－
37 －

8

ー損失（蒸発潜熱）などを考慮した。Hf 陰極の蒸発量は，蒸発フラックスと再堆積フラックスの差によって決まるとした。蒸発フラックスは，まず飽和蒸気圧を Clausius-Clapeyron 式から求め，それを用いてHertz-Knudsen 式から温度の関数として計算した。再堆積フラックスは，ランダム粒子束から温度と Hf 蒸気
質量分率の関数として計算した。アークプラズマ部分の計算に必要な酸素プラズマ・Hf 蒸気の熱力学輸送特性は，まず熱平衡を仮定した粒子組成計算を計算し，各粒子間の衝突積分データを用いて Chapman - Enskog
法の第一次近似から計算した。放射係数は線スペクトル・制動放射・再結合放射を考慮して上記仮定に基づいて計算した。本年度は，図 1 の装置においてアーク電流を過渡的にランプ的に 0A に変化させた場合にアークプラズマの過渡挙動を計算した。
3.

計算結果
図 2 は，図 1 の各陰極ホルダ形状に対する圧力 0.9MPa, アーク電流 100A のアークプラズマの定常状態から，アーク電流を 1ms かけて線形的に 0A にした場合のアークプラズマ温度の過渡計算結果である。スワー
ル角は 10 度のものである。同図から，流路が細くなっているノズルスロート付近の温度が低下していくとともに，特に Hf 電極全面付近でのアーク温度が大きく変化していることがわかる。
時刻 t=0.005ms においては，
陰極前面においてアーク温度が 15000 K 以上になっている。これはアークが Hf 電極に陰極スポットを形成するため電流密度が上昇し，ジュール加熱により，アーク温度が高くなるためである。時刻 t=0.005ms から時間の経過とともに 15000 K 以上の空間が径方向に広がっている。この理由は以下の通りと考えられる：アー
ク電流を急激に低下させると，電極全面のアーク温度が低下しようとするために質量密度が上昇しようとし，質量保存を満たすために電極表面に向かう方向に流れ
3E2

300
1.9E3

3.5E3

5E3

5000
6.6E3

8.2E3

9.8E3

1000

1.1E4

1.3E4

1.5E4

15000

1.6E4

1.8E4

1.9E4

2.1E4

26000 [K]
2.2E4

2.4E4

Radial position [mm]Radial position [mm]Radial position [mm]33(a) t=0.005 ms(d) t=0.1ms
2
2
1
1
0
0
1
1
2
2
3
3
3
3
(b) t=0.02 ms(e) t=0.5 ms
2
2
1
1
0
0
1
1
2
2
3
3
3
3
(c) t=0.05 ms(f) t=1 ms
2
2
1
1
0
0
1
1
2
2
3
3
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9
Axial position [mm]Axial position [mm]図 2. アーク電流を 100A から 0A に線形的に di/dt=100 A/ms で低下させた場合のアークプラズマ温度分布とその時間変化

−38−
－
38 －

ができ，その流れが，電極が存在するために径方向流
れとして形成される。この
径方向流れに沿って，高温流体が移流したためと考えられる。さらに時間が経過していくに従い，陰極前面でのアーク温度も低下していく。時刻 t=0.5ms においては，温度は 6000K 程度にまで低下している。さらに
この温度は低下していく。
このようにアークの過渡挙動を数値解析によりとらえることで圧力変化なども計算でき，電極損耗に関わる
ドロップレットの飛散の予測などにも繋げていけると考えられる。
（共同研究分野：エネル
ギー制御学分野）

高温レーザ顕微鏡による凝固・固相変態とその場観察
局部的な磁場を与えた場合のアークと裏波ビード形状の制御について
沖縄県工業技術センター 技術支援班班
棚原 靖
1. 目的
これまで，溶融金属の垂れ下がり等を防止するた
めに溶融池磁気制御アーク溶接法をオーステナイト

中央部の磁束密度は，空気中の約 10[mT]に対し，強磁性体においては約 2.2[mT]と著しく低下する結果となったこと．

ステンレス鋼の TIG 溶接に適用し，実験を行ってきた．オーステナイトステンレス鋼は非磁性体（常磁性体）であるため，磁気の変動が少ないことから比較的良好な結果が得られたが，磁性体である鋼管の溶接においては，溶接物に磁気が流れるなどの磁気表 1 溶接条件
ルート間隔
溶接電流
溶接速度
磁化電流
ワイヤー挿入角度
ワイヤー供給速度

0.5，1.0，1.5，2.0[mm]
140[A]
2[mm/sec]
3.0-7.0[A]35[deg]10[mm/sec]

変動の影響が大きいことが予想される．
そこで本研究では，非磁性体であるステンレス鋼の溶接に溶融池磁気制御アーク溶接法を適用した時に得られた良好な結果を元に，強磁性体である炭素鋼溶接時に局部的な磁場を与えた場合のアークの挙動やそのときに形成される裏波ビードの制御法について検討を行った．
2. 実験方法
図 1 実験装置概略図

局部的な磁場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，表 1 に示す実験条件の基，

40
磁極先端

比較的容易な下向姿勢で裏当て金を用いない裏波溶
185

鉄心(φ 20)

接実験を行った．

倣いローラ

被覆銅線
(320巻き)図１に実験装置の概略図を示す．試験片（母材）

40

は板厚 3.2mm の炭素鋼（SS400） ，添加ワイヤー

220には直径 1.2mmφの JISYGW12 を用いた．
磁化コイルは図 2 に示すように，コの字型の軟鋼125

図 2 磁化コイルの詳細図

性ヨークにφ20ｍｍの鉄心を取り付けその周りに耐

磁極位置

磁極位置

熱被覆銅線を各々320 回巻きつけている．試験片に接する部分は，溶融池に対して局部的な磁場を発生できるような形状の磁極先端を取り付けている．
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
図 3 磁場分布の解析結果（Ic=5[A]印加時）

配置した．
2.1 シミュレーションソフトによる磁場分布
実験に際し，市販のシミュレーションソフト

3. 実験結果
3.1 磁場分布の比較

Mugnam（株式会社株式会社アドバンスト・サイエ

図 4 に磁化電流 Ic=3[A]印加時の磁場分布の測定

ンス・ラボラトリー）にて，静磁場分布の解析を行

結果を示す．実際の磁場分布においてもシミュレーった．その結果を図 3a)b)に示す．結果より空気中とションの結果と同様に磁束密度は低下しており，空強磁性体の磁場分布を比較すると，溶接部に当たる

気中と比較して 1/10 程度の磁束密度となっている

−39−
－
39 －

ことから，強磁性体である SS400 への漏れ磁束の影

磁界の向き

響が顕著であることがわかる．

溶接進行方向

3.2 アークの挙動
図 5 には，ビードオンプレート（ルート間隔：0[mm]）とルート間隔 1[mm]溶接時のアークの挙動を示す．

ビードオンプレート溶接時（ルート間隔：0mm 磁束密度：12mT）

ルート間隔 0[mm]溶接時には，磁場を与えているに磁界の向きもかかわらずアークの偏向は小さいが，ルート間隔

溶接進行方向1[mm]の場合においては，ワイヤー挿入の影響もある
が，0[mm]と比較してアークが大きく偏向しているのがわかる．

開先試験片溶接開始時（ルート間隔：1.0mm 磁束密度：12mT）

3.3 裏波ビード外観およびマクロ観察

図 5 ルート間隔の有無によるアークの挙動

開先試験片について溶接実験を行った結果を図 6に裏波ビード形状を図 7 には断面マクロ写真を示す．
10mm

結果より，ルート間隔 0.5[mm]においては，マク
ルート間隔 0.5[mm]ロ写真からは裏波が平坦となっている良好な箇所もあるもののビード全体としては，安定せずルートエ
ッジが残っている箇所も見受けられる．これに対し10mm

ルート間隔 1.0[mm]ではビード外観，断面マクロと
ルート間隔 1.0[mm]もに良好な結果が得られた．ルート間隔 1.5[mm]においては，裏並ビードの外観は良好であるが，断面マクロからは溶融金属が大きく垂れ下がっているの10mmがわかる．ルート間隔 2.0[mm]においては，溶落ち
ルート間隔 1.5[mm]が発生したことから，溶接電流を 120[A]に下げて実験を継続したが，溶落ちは解消したものの不安定なビード形成となった．

10mm

4. 結論
漏れ磁束の影響を考慮し，開先試験片にて溶接実

ルート間隔 2.0[mm]験を行ったところ，ルート間隔 1.0[mm]において最

図 6 ルート間隔の違いによる裏並みビード形状も良好なビード形成を得た．但し，今回の実験では，
溶接速度，ワイヤー供給速度ともに一定としたことから，ほかのルート間隔においても改善の余地は残っているものと考える．
20

20
空気中

18
16

18
16

TP近傍

Y

12
10
8

TP近傍

4

2

2
0
0

5

10

Z 方向

15 20

ルート間隔 1.0[mm]

3mm

3mm

ルート間隔 1.5[mm]

ルート間隔 2.0[mm]86

中心からの距離[mm]

ルート間隔 0.5[mm]104-20 -15 -10 -5

3mm

12

6

0

3mm
0.5mm

14

磁束密度[mT]

磁束密度[mT]

14

Z

空気中

-20 -15 -10 -5

0

5

10

15 20

中心からの距離[mm]Y 方向

図 4 試験片表面近傍の磁場分布

図 7 ルート間隔の違いによる断面マクロ写真（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−40−
－
40 －

大径せん断補強筋のアプセット溶接に関する研究
熊本大学 大学院先端科学研究部 寺崎秀紀
大阪大学 接合科学研究所 田中 学

1.緒論
現在、工場溶接される棒鋼のアプセット溶接において適切な強度が保証される棒鋼径として、10mm、13mm、16mm の３例が挙げられているのみである［1］。本研究では、鉄筋径 19mm 以上のアプセット溶接現象の原理原則を接合中の溶接部及び温度の経時変化の可視化により明らかにし、最大 32mm 径の溶接閉鎖型せん断補強筋のアプセット溶接へと応用する事を目的とする。
2.実験方法
2.1 アプセット溶接 継手効率 100%となる鉄筋径 22〜32mm の太径異形棒鋼 SD345、SD390 のアプセット溶接条件を提案条件（電流：10.3kA、加圧力 0.8MPa）とし、その条件を基準に加圧力不足条件（0.5MPa）、熱量不足条件（5.02kA）を準備して、接合現象の違いを観察した。
2.2 二次元二色温度計測 溶接過程において、高速度カメラと組み合わせて二次元二色温度計測を行い、圧接過程及び温度分布の可視化を図る。
3.実験結果及び考察
Fig.1 に SD390(D32)の提案条件、加圧力不足条件、熱量不足条件それぞれにおける高速度カメラで撮影した接合中の外観写真及び二次元二色温度計測での温度分布を示す。Fig.2 に SD390(D32)における引張試験後の試験片外観写
真を示す。提案条件では、1300℃から 1400℃の間の温度が多く確認でき、膨らみは滑らかに膨らみ、母材破断であった。
適切な圧力で接合すれば、断面積の経時変化が最適なジュール熱の接合部へ投与を可能とし、継手効率 100%になる。
加圧力不足条件では、1500℃を超えている部分が多く確認でき、接合部の断面積は小さく、過剰加熱により花が開いたような状態になることが観察できた。引張試験では熱影響部破断であった。熱量不足条件では、1300℃から 1400℃の間の温度が多く確認でき、Fig.3 に示すように Fe-Mn-O 系酸化物が形成され、接合不良となり、熱影響部破断であった。また、高張力鋼 HD16 で太径異形棒鋼 SD345、SD390 と同様の実験を行ったところ、提案条件では、最適なジュール熱を接合部へ投与でき、十分な強度が確保できたため、引張試験で母材破断が確認できた。
4.結言
32mm 径の溶接閉鎖型せん断補強筋のアプセット溶接において、圧力・電流の調整により適切な断面積の経時変化によって最適なジュールヒートを確保することで継手効率 100%を達成できることを示した。また、そのときの指標として、
1300℃〜1400℃の接合温度の確保が重要であることを接合中の二次元二色温度測定により明らかとした。

参考文献
［1］
土木学会、“突合せ抵抗溶接継手”、鉄筋定着・継手指針(2007 年) 195-198

−41−
－
41 －

Fig.1 左.高速度カメラで撮影した接合中の外観写真
右.接合中の二次元二色温度計測による温度分布(a) 提案条件(b)加圧力不足条件(c)熱量不足条件

Fig.2 引張試験後の試験片外観写真 SD390(D32)(a) 提案条件(b)加圧力不足条件(c)熱量不足条件

Fig.3 接合部断面元素マップ
熱量不足条件 SD390(D32)(a)SEM(b)Mn(c)O(共同研究分野:エネルギー制御学分野)
−42−
－
42 －

ワイヤ溶融制御を用いた Ar-GMA 溶接の安定性向上技術
国立研究開発法人 物質・材料研究機構 構造材料研究拠点
中村 照美
１．目的
純 Ar シールドガス中でソリッドワイヤを用いて GMA 溶接を行うとワイヤ先端部に長く伸びた溶融金属
液柱が生じ、不規則な短絡などが生じて溶接が不安定になる（図１）。ワイヤ先端部の溶融挙動を変えるために、レーザをワイヤ先端部に照射して溶融金属液柱 (CLM: Column of molten liquid metal) を切断して短くすると、不規則な短絡を回避でき Ar-GMA 溶接の安定性が向上する。そこで、本研究では溶融金属液柱をレーザで切断し、溶接安定性に対する影響について検討を行った。
Nozzle
Wire
CLM

Arc
Surface of specimen
10 mm

図 1 純 Ar シールドガス中でワイヤ先端に生じる溶融金属液柱
２．実験方法実験に用いた装置の概略を図２に示す。6 kW のファイバーレーザ (ファイバー径 50μm，焦点距離:150mm)を使用した。レーザのパルスピーク時間は 10 ms、レーザのパルス周波数は 10 Hz である。トーチー母材間距離を 25 mm とし、コンタクトチップ先端（ノズル先端）から 15 mm 離れたワイヤ表面を焦点とする
ようにレーザヘッドの位置を調整した。最大 500 A が使用できる市販の溶接機を使用した。シールドガスは純 Ar ガスを使用し、流量は 25 l/min である。市販の鋼用溶接ワイヤ(ワイヤ径：1.2 mm)を使用し、溶接条
件は電流：250-300 A、電圧：38 V、溶接速度：35 m/min、ワイヤ送給速度：7.0 m/min である。さらに溶接
ワイヤの溶融挙動を高速度ビデオカメラ(撮影速度：5000 frame/s)で観察した。

Torch

Laser head
図2

フアィバーレーザを用いた溶融金属液柱の切断・除去システム

−43−
－
43 －

３．実験結果および考察
パルスレーザのピークパワーを 6.0 kW、ベー
スパワーを 0 kW とし、ワイヤ先端部の溶融金属
液柱の切断挙動を観察した結果を図 3 に示す。レ
ーザ照射前ではワイヤの先端には溶融金属液柱（CLM）が生じている (図 3(a)）
。レーザが照射されると、CLM が切断される(図 3 (b))。
パルスレーザ照射前の電流と電圧を図 4 に示

図 3 レーザ照射時のワイヤ先端の溶融金属の挙動
パルスレーザ条件: ピークパワー 6kw,
周波数 10Hz、溶接条件: I=261A, V=38.6V

す。純 Ar シールドガス中なので電流は不規則に変動し不安定になっている。同じ条件でパルスレーザ照射を行った結果を図 5 に示す。パルスレー

ザのピークパワー時には CLM が切断されアーク長が長くなるので電流が減少し電圧が増加する。パルスレ
ーザのベースパワー時には CLM が切断されずに CLM が伸びはじめるため、アーク長が短くなり電流が増加し電圧が減少する。パルスレーザを照射することで溶接電流と電圧は安定なパルス状に変化する。図 5 に示すように 3.56ｓ付近でパルスレーザを切ると、パルスレーザ照射前と同様な不安定な状態になる。この時のビード外観の変化を図 6 に示す。パルスレーザが照射されないパルスレーザ off の状態ではビード止端部の凹凸の変化が大きい。パルスレーザが照射されるパルスレーザ on の状態では、ビード止端部の凹凸はほとんど認められず良好なビード形状が得られた。このようにワイヤパルスレーザを照射することで CLM を切

3.2

350
300
250
Current 200
150
100
50
0
3.8
4.0

3.4

3.6

50
45
40

500
450
400

Voltage

35

350

30
25

300
250

20
15

Current

10
5
0
3.0

Pulse laser on
3.2

Time t (s）

3.4

3.6

200
150

Current I (A)

35
30
25
20
15
10
5
0
3.0

Voltage

500
450
400

Voltage VBC (V)

50
45
40

Current I (A)Voltage VBC (V)断し、安定なパルス状の電流、電圧を作ることで溶接安定性が向上した Ar-GMA 溶接が可能になった。

100
Pulse laser off 50
0
3.8
4.0

Time t (s）図 4 パルスレーザ照射前I =273 A, V =37.8 V, v =35 cm/min

図 5 パルスレーザ照射後I =261A, V =38.6V, v =35 cm/min

図 6 パルスレーザ照射によるビード外観の変化(共同研究分野:エネルギー制御学分野)

−44−
－
44 －

溶接アーク現象，溶融池現象および溶接輸送現象解析
溶接アークのシールドガス組成と陰極点挙動の解明及び挙動制御のための基礎的研究

サレジオ 工 業高等専 門 学校
房野俊夫

１ . はじ めに
アルミニウムのアーク溶接を行う際に，酸化膜の除去が完全に行われていなかった場合，溶融池
内へ酸化被膜の巻き込み，溶接割れ，ブローホールといった溶接不良の原因となる恐れがある。
高性能・高品質な溶接継手を安定して得るためには，溶接中の酸化膜の除去が必要不可欠である 。 そ の た め に ， 交 流 テ ィ グ (TIG)溶 接 が 用 い ら れ て い る 。 タ ン グ ス テ ン 電 極 が 陰 極 （ － ） で あ る
時 に は ，深 い 溶 け 込 み を 得 る こ と が で き 電 極 の 消 耗 も 少 な い が ，陰 極 点 に よ る 酸 化 膜 の 除 去 作 用 は
働 か な い 。タ ン グ ス テ ン 電 極 が 陽 極（ ＋ ）で あ る 時 に は ，ア ー ク の 集 中 性 が 悪 く な り ，タ ン グ ス テ
ン 電 極 の 温 度 が 上 昇 す る 。そ し て ，電 極 損 耗 が 激 し く な る が ，ク リ ー ニ ン グ 作 用 が 働 き ア ル ミ ニ ウ
ム な ど の 強 固 な 酸 化 膜 を 有 す る 金 属 に 対 し て も 溶 接 を 行 う こ と が で き る [1] 。
それぞれの極性の長所を活かすために，タングステン電極に交流を通電して極性を周期的に陽極（＋）と陰極（－）に交番させて溶接する方法である。(http://www.sanpo-pub.co.jp)
これまで既存の研究において，数値シミュレーションなどにより溶融池の形成機構を解明しようと す る 試 み が 盛 ん に 行 わ れ て き た [2],[3]。
陰 極 点 の 挙 動 や 酸 化 皮 膜 の 除 去 作 用 メ カ ニ ズ ム に つ い て は ，非 常 に 高 い 時 間 分 解 能 で の 観 察 が 必要であり，研究報告は少ない。また，酸化膜の除去過程や陰極点の移動速度等は不明な点が多い。
そこで，本研究テーマでは，交流ティグ(TIG)溶接時の入力波形と陰極点の挙動（溶融池対流）を観察し，シールドガス組成との関連について各写真における電流値を記述し，解明することを目的としている。
２.

研究方法

図 １ は ， 実 験 装 置 を 示 す 。 交流 TIG 溶接機（DAIHEN Co.; DA300P）を用い，シールドガスとして He
ガスを 25 L/min で導入し，
電流値 250A，周波数 70Hz，
EP 比を 0.3 としてアルミニウム板での交流ティグ(TIG)
溶接を行っている。その際に，アーク点弧後約 1 秒後の溶融池を超高速ビデオカメラ(500,000fps）により撮影を行った。
図２は，溶融池を示す。赤色の線で囲んだ部分が，アルミニウムが溶けて溶融池となっている。青色の線で囲んだ部分が，陰極点の作用により，アルミニウム表面の酸化皮膜が除去されている。陰極点を黄色の丸で囲んだ。緑色の矢印は溶融池に映り込んだタングステン電極上に白く見えているのがタングステン電極の先端，下に白く映っているのは，溶融池に反射した電極である。溶融池が波打っていることがわかる。
カメラ側の条件は，毎秒 50 万コマ（500,000fps）のうち，100 コマを連続撮影し，記録した。トリガ回路は使用できなかった為，EP となる時間に偶然当たった時のみ，陰極点を観察できた。
EP 比が 0.3 であるから，10 回撮ったとき 3 回ぐらい当たる。
３. 結論

交流ティグ(TIG)における溶融池挙動を観察すると，図２に示されるように電極直下の溶融金属が変形し始め，ピーク電流通電中，溶融池は強いアーク力によって深くくぼんでいることがわかる。ピーク電流通電終了とともに溶融池のくぼみは周囲の溶融金属によって埋められ，その後ベース時には，溶融池金属は種々の表面形状をとりながら溶融池内でゆれ動いている[4]。溶融池は，その大きさ・形状ならびに表面張力や粘性など溶融金属の物性値によってほぼ定まる固有振動数となる。交流ティグ(TIG)溶接における溶融池の固有振

−45−
－
45 －

Current (A)400

Photographing start (8 ms later)

300
200
100
0
-100

-200
-300
-400

Current setting: 250 A
0

図 1 実験装置
Fig.1 Experimental setup

2

4

6

8

図２

10

12

14

16

18

電流波形とアーク電流が流れてから 8ms の遅延をかけたときの溶融池の様子
Fig.2 Current waveform and display of the welding area
when the time delay of 8ms was set to the high-speed video camera

動数は，ほぼ 10～80Hz の範囲にある[4]。クリーニング領域の外縁部に多くの陰極点が移動していることも確認できる。通常，陰極点は，溶融池中心部に存在することが検討されてきた。これら陰極点が溶融池中心に存在しない理由として，シールドガスの影響により，クリーニング領域の外縁部へガス流とともに移動することが検討されるが，マランゴニ効果により，陰極点が中心部へ存在することもおかしくないものと仮定する。アルミニウム板における交流ティグ（TIG）溶接時の溶融池の観察実験により，高速度カメラにより撮影した画像から，陰極点は溶融池中心部には存在しないことが明らかとなった。
４. これからの課題(1) 実験条件は，大気圧アークの陰極点の挙動であり，画像，位置情報，個数，速度など，70Hz すべてにわたり記し，時間ごとの電流値と共に議論し，測定タイミングを合わせる技術が必要であり，次回の実験から，溶接機本体の WCR からの信号をトリガ信号として，撮影一連のシーケンスを自動化する装置を製作する。
(2) なぜ，陰極点は分裂し複数存在するのか。また，電流の上昇により，陰極点は１つになるのか，今回もこの現象については解明できなかった。このことを鑑み，議論を展開したい。
５. 参考文献[1] Y. Tsujimura and M. Tanaka: Quarterly J. Japan Welding Soc., 30 (4), pp.281-287 (2012) 【 in Japanese】 .
[2] S. Tashiro and M. Tanaka: IEEJ. Trans. on Power and Energy, 132(5), pp.422-427 (2012) 【 in Japanese】 .
[3] S. Lu, H. Fujii, H. Sugiyama and M. Tanaka： Materials Trans., 43(11), pp.2926-2931(2002).
[4] 日 本 溶 接 協 会 編 :新 版 テ ィ グ 溶 接 法 の 基 礎 と 実 際 pp.41-42 (2012)， 産 報 出 版（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−46−
－
46 －

20

Time (ms)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溶融池の流動および温度解析
所属：琉球大学 工学部
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，横向・上向および立向の難姿勢溶接では，重力により溶融

Y

Z

金属が垂れ下がり，アンダーカットやオーバーラ

Xップ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．我々は，その対策として「溶融池磁気制御アーク溶接法：ECMP法」を提案し，既に LNG タンクの横向，立向姿
勢の厚板多層溶接等に実用化している．上向，下向姿勢溶接においても本手法により，ビードの垂Fig.1 Arrangements of welding apparatus
DCEN in flat position

れ落ち防止され，比較的良好なビード形状が得られているが，その適用範囲が限定される．磁場を付加した場合，高温の溶融金属の流動および温度分布が大きく変化する．これらが溶接を不安定にし，本手法の適用範囲を限定している主要因だと考えられるが，その磁場が溶融金属の流動や温度場に与える影響は不明な点が多い．

(a) TIG welding

そこで我々はこれまでに ECMP 溶接時の溶融
池流動や温度変化のメカニズムを明らかにするために，磁場を付加した場合の溶融池の流動と温度場を詳細に観察してきたが，
平成 27 年度研究は主に溶融池の温度測定およびその結果と大阪大学接合科学研究所田中研究室の熱解析プログラムによ(b) ECMP welding

る数値計算シミュレーション結果との比較を行っ

Fig.2 Temperature distribution on the surfaceof the molten pool measured by Two-color
pyrometry

た．
2. 温度計測実験装置・計算および方法
ECMP 法を下向姿勢ホットワイヤ TIG 溶接に適中研究室の熱解析プログラムを使用した．実験お用した場合の実験装置構成図を図 1 に示す．電極

よび計算条件は共に，溶接電流 IA=155A, 溶接電直下の母材表面を原点とし，溶接線方向を Y 軸，

圧 E =13V とした．

母材と平行で溶接線に垂直な方向を X 軸，母材表

3. 実験結果
図 2 (a)，(b)に 2 色温度計測法で測定した TIG お
よび ECMP 溶接の場合の溶融池表面の温度分布をそれぞれ示す．なお図右上の黒い箇所が電極を示し，図中央部の赤から白い領域が高温度領域（溶融池）を示している．図(b)の ECMP 溶接では，付加した外部磁場によりアークが溶接方向に対して後方に偏向することに加え，加熱された添加ワイ

面に垂直な方向を Z 軸とした．なお TIG トーチを
マイナス極，添加ワイヤをプラス極とした．試験片（母材）は板厚 3 ㎜の SUS304 を使用し，ワイ
ヤは 1.2mm 径の YS347 を使用した．溶融池の温度分布は 2 色温度計測法により測定した．数値計
算シミュレーションは大阪大学接合科学研究所田

−47−
－
47 －

ヤを溶融池後方に挿入しているため，図(a)の TIG
溶接の場合と比較して溶融池が後方まで拡がっている様子が見られる．両図中央付近の温度は TIG
溶接が 2060 K，ECMP 溶接が 1920 K を示しており，100 K の差異がみられる．ところで電極直下近傍の溶融池に黒い領域が見られる．これは高温の電極が溶融池に反射しているものであり，溶融池の温度測定範囲を超えているため，黒く表示されている．なお温度を測定する 2 色温度計測法の原理上，アーク点弧時の溶融池の温度分布の測定は困難であるため，
アーク消弧直後（1/1000 秒後）の温度分布を測定している．このように現在の 2
色温度計測法には，一部測定が難しい領域や僅かに測定時間にズレが生じます．そこで，より詳細に溶融池の温度分布を理解するために，大阪大学
接合科学研究所田中研究室の熱解析プログラムを使用し数値計算シミュレーションにより溶融池の温度分布および流動解析を行った．図 3 にアークおよび溶融池の等温度分布図および図 4 に溶融池
表面の温度分布を示す．図 3 上部がアーク，下部が溶融池の温度分布を示しており，それぞれの温
度は温度範囲が極端に異なるため上下別にカラーバーで示している．図 4 の温度分布より溶融池中
央付近の温度は 2000～2250K を示しており，上記
測定値の測定箇所を考慮するとほぼ近い値を示している．
図 5 にアークおよび溶融池の流れ場, 図 6
溶融池表面の速度分布を示す．図 5 より溶融池の流れは，中心から外縁部方向へ強く流れており，
流れの可視化結果（H26 年度共同研究報告書参照）と良く対応している．また図 6 の速度分布より半径方向（X 方向）の流れが支配的であることが示
された．
4. 結論
本稿ではTIG およびECMP 溶接の場合の溶融池

2.0

2.5

Z mm

3.0

3.5

4.0

4.5

-1.0

-0.5

0.0

0.5

1.0

X mm

Molten pool surface temperature K

Fig.3 Calculated temperature contours in TIG
welding of SUS304 (IA=155A)
3000
2500
2000
1500
1000
500
0

2

4

6

8

10

12

14

X mm

Fig.4 Distribution of calculated temperature on
the surface of molten pool in TIG welding of
SUS304 (IA=155A)
2.0

2.5

Z mm

3.0

3.5

4.0

4.5

-1.0

-0.5

0.0

0.5

1.0

X mm

Fig.5 Calculated fluid flow velocity in TIG
welding of SUS304 (IA=155A)

表面の温度測定結果と TIG 溶接の場合の数値計算

Surface velocity of a molten pool mm/s

シミュレーション結果との比較を行った．温度測
定では，測定の条件および測定原理の都合上，アーク直下近傍の温度分布の測定が困難あり，また測定時間に僅かな時間のズレが生じるが，TIG 溶
接においては，数値計算シミュレーション結果とほぼ近い値が得られた．なお溶融池の温度およびその流動は溶融金属の表面張力により大きく変化することが知られていることから，今後より詳細に調べるためには表面張力の検討が必要と考えら
れる．

500

VX
VZ

400

1/2

V=(VX2 +VZ2 )
300
200
100
0
0

2

4

6

8

10

12

14

X mm

Fig.6 Distribution of calculated fluid flow
velocity in TIG welding of SUS304 (IA=155A)
MASAO USHIO, and JOHN J. LOWKE: A
Unified Numerical Modeling of Stationary

5. 参考文献(1) MANABU TANAKA, HIDENORI TERASAKI,

−48−
－
48 －

Tungsten-Inert-Gas Welding Process,Metallurgical and Materials Transactions A,
Vol.33A, 2002.
(2) 田中，田代：アーク溶接における可視化技術のステート・オブ・ジ・アート，溶接学会誌,
82(2)，(2013)，15-20．
（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−49−
－
49 －

TIG アーク溶接における三次元電磁熱流体解析プログラムの開発
東京都市大学山本真司

1. はじめに
TIGアーク溶接は，高能率で汎用性に富み，接合部の品質信頼性に優れていることから広く普及している。
しかし，ガスシールドアーク溶接法は，気体を遮断方法としており，かつ，ノズル先端から溶融池までの距
離が比較的長いことから，屋外では風などの影響を受けやすい。更に，シールドガスを過剰に流しすぎても乱流を起こし，大気を巻込むことがあると報告されている(1)。しかし，ガスは無色透明であることから，シールド不良となっても，その流れを直接観察することはできない。また，アークが風を受けると，アークが湾曲し，入熱が不安定になることや(2)，溶融池に窒素が混入しブローホールなどの欠陥が発生する(1)。したがって，アーク溶接は，溶接熱源となるアークの特性が溶接現象を左右するため，アーク特性に及ぼす横風の影響を解明する必要がある。しかし，このような非対称なアークは，一般的に用いられている軸対称の２次元円筒座標のプログラムでは解析することはできない。このため，本研究では，３次元直交座標系における
電磁熱流体シミュレーションを行うプログラムの開発を行う。
2. 計算方法
本計算では，アーク溶接を模擬するため，３次元直交座標系で電極とアーク領域を統合した計算モデルを構築し，電磁熱流体解析を行った。計算仮定は，非圧縮流れ，層流，局所熱平衡とした。また，本研
究では，定常状態（時間に依存しない）のアークを対象とする。計算には，質量保存式，各方向の運動
量保存式，エネルギー保存式，電流連続の式，オームの法則を使用した(3)。なお，本計算では，マクスウェル・アンペールの式を用いていないため，電磁力の流速への影響を考慮していない。
図１に，計算領域を示す。陰極材料は，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。シールドガスは，陰極の脇から Ar を 10 slm で流した。なお，陽極からの金属蒸気は考慮せず，電極の溶融は，母材となる陽極

図３ 計算領域のみとし，形成される溶融池表面は常に平面とした。
また，溶接パラメータとして，電流は 100 A，電極間距離は 5 mm とした。
3. 結果および検討
図２に温度分布を，図３に流速分布に示す。図２（a）は本計算での解析結果であり，（b）は２次元円筒座標系のプログラムを用いて，同条件での解析を行った結果である。これらを比較すると，最高温度や温度分
布の概形などの傾向がほぼ一致した。また，流速分布も物理現象として合理的な分布が得られ，３次元のプ
ログラムの開発ができた。しかし，本計算では電磁力による流速への影響を考慮していないため，陰極先端
で軸中心へ向かう高速な流れは，存在しない結果となった。このことが，温度分布にも表れ，温度分布が広がり，最高温度が減少した。具体的には，電磁ピンチが生じないため陰極近傍の温度分布が広がり，軸中心

−50−
－
50 －

（a）３次元直交座標系（b）２次元円筒座標系
図２

図３

温度分布

流速分布（YZ 平面）

における流速と陽極表面で外周部に吹き流れる流速が減少することで，陽極近傍の温度分布が収縮した。この結果，本来は 17000 K 程度となる陰極近傍の最高温度が減少し，陽極近傍の温度が上昇した。
4. まとめ本研究では，３次元直交座標系における電磁熱流体シミュレーションを行うプログラムの開発を行った。
結果として，温度分布，並びに，流速分布は，物理現象として合理的な結果が得られたため，本研究により３次元プログラムを開発することができた。今後は，電磁力を考慮した解析を行う予定である。
5. 参考文献(1) 日本溶接協会溶接棒部会技術委員会共研第 6 分科会：「ガスシールドアーク溶接のシールド性に関する研究報告(第 1 回)シールド性に関する従来知見の問題」，溶接技術，Vol.57，No.5, pp.134-140 (2009)(2) 石川周平，別府卓弥，岩尾徹，稲葉次紀：「電流変化時における直交高速空気吹付けアルゴントーチプラ
ズマアークの陽極近傍姿態と受熱量」，電気学会論文誌 B，Vol.126，No.2，pp.173-178 (2006)(3) Toru Iwao, Yusuke Mori, Masato Okubo, Tadashi Sakai, Shinichi Tashiro, Manabu Tanaka, and Motoshige Yumoto :“Modelling of metal vapour in pulsed TIG including influence of self-absorption”, J. Phys. D: Appl. Phys., 43, 434010(2010)（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−51−
－
51 －

交流テ ィ グ溶接時 の 溶融池及 び 酸化膜上 の 陰極点挙 動 観測に関 す る研究
宮崎大学
湯地

敏史

１. はじ めに
現 在 ， (Tungsten Inert Gas)TIG 溶 接 は ， 一 般 的 な 炭 素 鋼 及 び ス テ ン レ ス な ど の 合 金 鋼 や ア ル ミ ，
チ タ ン ，マ グ ネ シ ウ ム な ど の 各 種 材 料 の 一 般 製 品 か ら 半 導 体 製 造 装 置 や バ イ オ 関 連 装 置 ，ロ ケ ッ ト
な ど の 航 空 宇 宙 関 連 機 器 な ど 最 先 端 製 品 の 溶 接 に 広 く 使 用 さ れ て い る 。TIG 溶 接 の 歴 史 は 古 く ，TIG
溶 接 の 溶 融 池 内 部 で の メ カ ニ ズ ム に つ い て は ，陰 極 点 現 象 の 複 雑 さ か ら 未 だ 陰 極 点 挙 動 や 除 去 過 程の 詳 細 ，ま た そ の 速 度 等 の 具 体 的 な 物 理 量 に 関 し て は 未 解 明 な 点 が 多 く ，実 験 的 に 解 明 さ れ た 研 究
事例はない。
そ こ で 本 論 文 で は ，ア ル ミ ニ ウ ム 鋼 材 上 で シ ー ル ド ガ ス に ア ル ゴ ン ガ ス を 用 い た 交 流 TIG 溶 接 時に ，高 速 度 カ ラ ー ビ デ オ カ メ ラ に よ り ，TIG 溶 接 の 電 極 近 傍 と 溶 融 池 近 傍 の 撮 影 を 行 っ た 結 果 ，TIG
溶接の電極近傍のシールドガスの変化と溶融池内近傍の変化をイメージ画像にて撮影することに成功したので報告する。
２.

研究方法

図 1 は ， ア ル ミ ニ ウ ム 板 に お け る 交 流 TIG 溶 接 時 の 溶 融 池 及 び 酸 化 膜 上 の 陰 極 点 挙 動 や ア ー ク
点 弧 直 後 の 陰 極 点 の 観 測 す る た め の 実 験 装 置 概 略 を 示 す 。 同 図 よ り ， 交 流 TIG 溶 接 機 （ DAIHEN
Co.; DA300P） を 用 い て ， シ ー ル ド ガ ス に Ar ガ ス （ 15 L/min） を 導 入 し ， 電 流 値 150A 及 び 周 波
数 70Hz，EP 比 (EP 時 間 /(EN 時 間 ＋ EP 時 間 ))を 0.3 と し た タ ッ チ ス タ ー ト に よ る ア ル ミ ニ ウ ム 板（ t24 mm）で の 交 流 TIG 溶 接 を 行 っ た 。本 実 験 で は ，電 極 棒 を ＋（正 極 ）と して ，母 材 を －（ 負極 ）と し て い る た め ，電 極 消 耗 が 大 き く ，ク リ ー ニ ン グ 作 用 が ア ル ミ ニ ウ ム 板（ 母 材 ）に 効 率 良 く
作 用 す る も の と し て い る 。 実 験 で は ， 2.0%ラ ン タ ナ 添 加 タ ン グ ス テ ン 電 極 棒 （ 品 質 ： エ ル タ ン ；サ イ ズ ： 3.2×150 ｍ ｍ /東 邦 金 属 ㈱ ） を 使 用 し ， 陰 極 径 及 び 先 端 角 は 3.0 mm 及 び 60 °と し た 。
ア ー ク 長 は 5.0 mm と し た 。 ア ー ク 点 弧 後 約 7ms 後 の 溶 融 池 を 高 速 度 カ ラ ー ビ デ オ カ メ ラ(1,900fps； 200μ s 間 隔 ） に よ り 撮 影 を 行 っ て い る 。

Fig.1 Experimental setup

−52−
－
52 －

３.

実験結果及び考察

図 2 は，アルミニウム板における交流 TIG 溶接時の TIG 溶接の電極近傍及びアルミニウム板の溶融池近傍のシールドガスの変化を示す。同図より，交流 TIG 電極のアークが安定するまでの間は青白くシールドガス
が発光しており，安定すると共に，シールドガスが変色して赤色へ変化するのが確認できる。それに伴って，時間経過ごとに，アルミニウム板の中心部に溶融池が確認することができる。

Fig.2 Photograph of High speed color video camera in TIG welding
４．むすび
本研究において，アルミニウム鋼材上でアルゴンガスを用いた交流 TIG 溶接時を高速度カラービデオカメラにより撮影した結果，シールドガスの挙動とアルミニウム鋼材中心部に溶融池ができることが鮮明に取れ得ることができた。
今後は，これらの捉えた画像データより，陰極点等のパラメータを算出して，交流 TIG 溶接時のクリーニ
ング作用のメカニズムの解明に努める。

（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−53−
－
53 －

高速度ビデオカメラを用いた多相交流アークの可視化技術の開発
所属 九州大学

工学研究院

化学工学部門

氏名 田中学，今辻智幸，渡辺隆行
1. 緒論
アーク放電の利用技術として最も広く用いられているプロセスは，金属の接合法の一つであるアーク溶接
プロセスである．Gas Tungsten Arc(GTA)溶接では高融点金属であるタングステン陰極を主に用い，陽極となる母材との間に発生するアーク放電を介して熱プラズマを生成し，母材を溶融接合する．これまでの研究により，母材の溶融池から発生する金属蒸気がアーク中に混入することで，アークや接合特性が変化することが知られている．金属蒸気が及ぼすアーク特性への影響を明らかにするために，アーク中に存在する特定の発光種のみを「可視化」することは有効である．これまでに，高速度カメラによる金属蒸気の可視化に関する研究が始められており，アーク変動現象や，金属蒸気の動的挙動の解明につながると期待されている1)．
一方，新規なアーク放電利用技術として，多相交流アークを高温化学反応場として用いた材料合成プロセスが期待されている．これは，他の熱プラズマと比較してエネルギー効率が高い，ガス流速が遅い，プラズ
マ体積が大きいという特長を有しているためであり，
これまで革新的ガラス溶融技術や，ナノ材料合成プロ
セスへの応用が検討されている 2)．しかし，多相交流
アーク中の温度場，速度場における時間変動特性，空間分布特性は十分に理解されていない．効率的な材料の大量生産プロセスを実現するには，多相交流アーク
中の変動抑制，空間的均一性の向上が望まれていることより，温度場，速度場の変動，分布特性を明らかにする，すなわち「可視化」することは重要である．
アークを用いた溶接プロセスおよび材料創成プロ
セスのいずれにおいても，放電中のマイクロ，ミリ秒
オーダーで生じる物理・化学現象を明らかにするには，極めて重要である．そこで本研究では，アーク放電中の温度場の変動特性を明らかにすることを目的とし，Fig. 1 Experimental setup of multi-phase AC arc
and representative image taken by high-speed

光学的計測による可視化技術の開発を試みた．
2. 実験方法
多相交流アーク発生装置全体図を Fig. 1 に示す．
炉表面から 12 本の電極を放射状に均一に挿入し，各電極に 30°ずつ位相をずらして電圧を印加することで安定なアークプラズマを発生している．電極ごとのアーク電流値は 80A，対極の電極間距離は 100
mm とし，それらの電極間に最大電位差を与えた．
電極酸化防止のためのシールドガスとして Ar ガス
を 60 L/min 流した．なお，雰囲気圧力が及ぼす温度特性への影響に着目し，圧力を 40, 80, 120 kPa と変Fig. 2 Measurement system of high-speed video
camera combined with bandpass filter opticalsystem.

−54−
－
54 －

化させて実験を行った．
本研究では，時間分解能が高く二次元観察が可能である高速度カメラを用いた温度計測を試みた(Fig. 2)．
特定の波長のみを透過するバンドパスフィルターを用いる光学システムを用いることで，特定の波長における発光のみの可視化が可能となる．事前に行った発光分光計測より，中心波長 675 nm および 794 nm のバンドパスフィルターをそれぞれ用いることで，アーク中のある特定の波長における Ar 原子からの発光のみを可視化した．さらに，それらの発光強度比を得ることで，ボルツマンプロット法に基づいた温度解析を行い，多相交流アークの温度場の可視化を試みた．
3. 結果と考察
Fig. 3(a), (b)は，それぞれ多相交流アークの高速度
カメラ画像と温度分布のスナップショットである．
複雑なアークがミリ秒オーダーで変動している様子が見てとれる．また，アークは 6000～12000 K の温度範囲を有しており，電極近傍は特に 10000 K 以上の高温となっていることがわかる．このように高速度カメラとバンドパスフィルター光学系を用いることで，従来の温度計測手法では困難であった，非定常で非軸対象な温度場の計測を実現できた．
Fig. 4 に，異なる圧力における高速度カメラ画像と温度分布を示す．高速度カメラ画像(Fig. 4(a))より，
低圧下では，高圧下と比較しアーク径が大きく広がFig. 3 (a) Representative snapshots and (b)temperature distributions of the multiphase
Ac arc at 120 kPaっていることが見てとれる．一方，温度分布図(Fig. 4(b))より，雰囲気圧力の増加に伴いアーク温度が増加している傾向が見てとれる．これは，圧力の増加に伴いアーク径が細くなるため，電流密度が高くなり，ジュール加熱が大きくなるためだと考えられる．
4. 結論
本研究では，高速度カメラと適切なバンドパスフィ
ルター光学系を用いることで，非定常，非軸対象である多相交流アークの温度場の可視化に成功した．雰囲
気圧力が及ぼす温度特性への影響を検討した結果，雰
囲気圧力の制御により，変動を有する高温場の制御が可能であることが示された．このようにアーク放電中

Fig. 4 (a) High-speed images and (b) temperature
distributions of the multiphase AC arc at
different pressures.

の変動現象を可視化する光学的計測手法を用いることで，放電中の極めて短時間で発生する物理現象を明らかにすることは，アークプロセスの今後のさらなる発展には必要不可欠であると考えられる．
5. 参考文献
1) M. Tanaka, Proc. 6th Int. Conf. Weld. Sci. Eng. (WSE2015), (2015).
2) T. Watanabe, Y. Liu, and M. Tanaka, Plasma Chem. Plasma Processing, 34, 443 (2014).
（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−55−
－
55 －

反応性熱プラズマの高精度数値シミュレーション
所属 九州大学

工学研究院

化学工学部門

氏名 渡辺隆行，千綿啓太
1. 緒論
熱プラズマの特長として，反応速度が著しく高いこと，反応性が高いこと，反応雰囲気を選択できることの3つがある．本研究では，熱プラズマの中でも，冷却水を直接プラズマ源として使用するため，装置を小型化することができる，高い熱効率を得ることができるという利点を持つ水プラズマに着目した．水プラズマ
はHラジカル，Oラジカル，OHラジカルを豊富に持つため高活性を活かしたプロセス展開が望める．しかし，数千Kに及ぶ高温であるためにプラズマジェット内の物理化学過程を知ることは困難である．
本研究ではHラジカルやOHラジカルなどの化学種が存在する水プラズマジェット内の熱流体解析を試みた．数値解析は，反応速度を無限大とみなす局所熱平衡(LTE, Local Thermodynamic Equilibrium）モデルを仮定して行われる場合が多い．しかし，反応速度は有限であるので，反応速度を考慮する反応非平衡(CNE，
Chemically Non-Equilibrium)モデルを用いる必要がある．水プラズマジェットでは，化学種および考慮する反応式が多いため，反応速度を考慮した計算例が少ない．そこで本研究の目的は，水プラズマジェット中の化
学種の反応速度，および拡散を考慮した熱流体解析を行い，化学的非平衡性がプラズマジェットに及ぼす影響を解明することである．
2. 数値解析法
プラズマジェットの温度，速度，および濃度分布は，
プラズマジェットを熱流体として扱い，基礎方程式として流体力学の保存方程式を立て，それらを解くことによって求めることができる．質量，運動量，エネル
ギー，成分の各保存式を連立させて解いた．Fig. 1 に計算領域，Table 1 に境界条件を示す．AB 間の温度おFig. 1 Geometry of calculation domain.

よび速度については、T(A) = 5700 K，T(B) = 500 K，Table 1 Boundary conditions.

u(A) = 1270 m s-1，u(B) = 0 m s-1 とし，それぞれ放物線[K]

上に温度および速度分布を仮定した．また，AB 間は0.9 mm，AC 間は 5.0 mm，AE 間は 15 mm とした．
反応速度を 10 分の 1(CNE モデル-R1/10)，また拡散

[m/s]

A-B
(Nozzle)

係数を 10 分の 1(CNE モデル-D1/10)としたモデルでのB-C

数値解析を行い，CNE モデルと比較することで，反応C-D

速度，および拡散がプラズマジェット中における化学

D-E

的非平衡性に与える影響を検討した．

E-A

[m/s]
0

500

0

0

0

プラズマジェットに対する基礎方程式を立てるために用いられた仮定は以下の通りである．
a) 軸対象である．b) 定常状態で層流である．c) 光学的に薄い．d) 粘性散逸は無視する．e) プラズマにより引き起こされる電場は無視する．f) 考慮する化学種の種類は H2O，H2，O2，H，O，H+，O+，OH，e-の9 つとする．g) H+と O+の数密度の和は e-の数密度と等しいとする．h) 全ての化学種の温度は等しいとする．

−56−
－
56 －

3. 結果と考察
Fig. 2 (a)に LTE モデルでの温度分布図，Fig. 2 (b)にCNE モデルでの温度分布図，Fig. 2 (c)に反応速度を 10分の 1 としたモデルでの温度分布図，Fig. 2 (d)に拡散係
数を 10 分の 1 としたモデルでの温度分布図を示す．Fig.
2 (b)，(c)を Fig. 2 (a)と比較すると，半径方向に温度分布が広がっていることがわかる．これは，温度勾配および濃度勾配の大きい x = 0~1 mm において反応速度より拡
散速度が大きくなり，組成の変化が生じたためと考えられる．その結果，LTE モデルよりも CNE モデルの方が半径方向へのエンタルピーの輸送が大きくなり，温度分布が半径方向に広がっていると考えられる．また，Fig. 2 (d)に示す拡散係数を 10 分の 1 としたモデルでは，LTE モデルと比較すると，半径方向に分布が狭くなっていることがわかる．これは，拡散係数が LTE モデルよりも小さく
なり，半径方向へのエンタルピーの輸送が小さくなっているためである．
Fig. 3 に，温度勾配の大きい x = 0.45 mm における H の
数密度の半径方向分布図を示す．CNE モデルと LTE モデルを比較すると，半径方向位置 0.5 mm 以上において H

Fig. 2 Comparison of temperature distributions.
All temperatures are divided by 1000 K.

の数密度に大きな違いが確認された．LTE モデルでは反応速度が無限大であると仮定しているために，拡散速度に反応速度が追従できている．一方で，CNE モデルでは反応速度が有限であり，温度勾配が急な部分では拡散速
度に反応速度が追従できない．したがって，CNE モデル
は LTE モデルより半径方向に H の数密度分布が広がっている．また，反応速度を 10 分の 1 としたモデルは，CNE
モデルより半径方向分布が広がっている．これは，反応速度が拡散速度により追従できなくなっていることを示している．拡散係数を 10 分の 1 としたモデルでは，半径方向への H の数密度分布の広がりが小さくなっている．
これは，拡散速度が遅くなったため，十分に反応速度が追従できるためと考えられる．

Fig. 3 Effect of chemical kinetics and diffusion
on radial profiles of number density, H
radical at 0.45mm from the nozzle.

4. 結論
本研究では，LTE モデルおよび化学種の反応速度と拡散を考慮する CNE モデルを用いて，大気圧下の水プ
ラズマジェット流の熱流体解析を行った．数値解析により，プラズマジェットと雰囲気ガスの境界領域に近づくにつれて反応非平衡性が強く現れることが確認された．実プロセスでは，温度勾配および濃度勾配の大きい領域における物理化学過程の理解が不可欠であるため，CNE モデルを用いた熱流体解析が重要となることが示唆された．
（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−57−
－
57 －

高速度ビデオカメラを用いた熱プラズマ可視化技術の開発
所属 九州大学

工学研究院

化学工学部門

氏名 橋詰太郎，田中学，渡辺隆行
1. 緒論
熱プラズマは従来から高温熱源として利用され，溶接，溶断，精錬等の分野で活用されてきた．また，熱プラズマが持つ特徴として反応速度が高く，高速のクエンチングプロセスが可能である，酸化・還元雰囲気を選択できるといったことが挙げられるため，近年では熱プラズマを高温反応場として活用する材料プロセスが注目され始めている 1)．
熱プラズマを用いた材料プロセスの中でも，現在多相交流アークの材料合成プロセスへの応用が期待されている．これは，他の熱プラズマと比較してエネルギー効率が高い，ガス流速が遅い，プラズマ体積が大きいという特長を有しているためであり，これまで革新的ガラス溶融技術や，ナノ材料合成プロセスへの応用が検討されている 2)．しかし，多相交流アークは新規な熱プラズマ発生手法であり，基礎現象の理解が不十分であることが実用化に向けての課題となっている．特に電極消耗の低減化により，プラズマの安定性向上や不純物の混入防止が期待されるため，電極消耗現象の理解が強く望まれている．通常，高輝度のアークの影響によりアーク放電中の電極現象の観察は困難である．そこで本研究では，多相交流アークの電極現象の解明を目的とし，熱プラズマにおける電極近傍現象の可視化を試みた．
2. 実験方法
多相交流アーク発生装置は 12 台の交流電源を使用
し．位相を各 30°ずつずらして放電させることで 12本の電極間に大体積の高温領域を安定的に発生させる
熱プラズマ発生装置である(Fig.1)．本研究では，多相アーク発生炉上部に設置した高速度ビデオカメラを用
いて放電電極領域を撮影し，電極近傍での物理現象を可視化することで，放電電極の消耗機構の解明を試みた．電極の観察においては，Fig. 1 中の赤枠内を撮影した．電極現象を観察する際，輝度の高いアークの影
響を無視するため，特定の波長のみを透過するバンド
パスフィルターを用いた光学システムを使用した．この光学システムにより電極からの輻射光および電極金属であるタングステンの蒸気からの発光のみの観察が可能となり，電極溶融部からの液滴飛散および電極金
属の蒸発による電極消耗現象を可視化した．事前に行った発光分光計測より，アーク由来の発光を無視できる波長域を検討し，電極からの輻射光の観測には中心波長 785 nm のバンドパスフィルターを，タングステ
ン蒸気からの発光の観測には中心波長 393 nm のバンドパスフィルターを用いて電極消耗現象の観察を行った．

Fig. 1 Experimental setup of multi-phase AC arc
and representative image taken by high-speed
camera.

−58−
－
58 －

3. 結果と考察
多相交流アーク放電中の電極現象を観察した高速度カメラのスナップショットと電流波形を Fig. 2 に示
す． Fig. 2(a)はタングステン蒸気の観察結果，Fig. 2(b)は電極表面の観察結果を示す．なお，60Hz の交流電源を使用しているため交流周期は 16.7 ms を 1 周期とし，前半が陽極時，後半が陰極時である．タングステン蒸
気観察により，電極蒸発は陽極時にのみ発生している様子が確認された．また，電極表面観察により，先端の溶融部が隆起し，その隆起部が電極表面から分離することで大粒径の液滴が発生することが確認された．
この大粒径液滴は陰極時にのみ発生しており，液滴飛散は主として陰極時に生じていることがわかった．
タングステン蒸気を観察した結果，陽極時においてのみ金属蒸気が緊縮している様子が確認された．陰極
時には電離した金属蒸気がローレンツ力により電極側に引き寄せられ，金属蒸気の発生が妨げられるため陽極時にのみ蒸気の発生が確認されたのだと考えられる．

Fig. 2 Representative snapshots of tungsten
evaporation (a), molten electrode tip (b) andsynchronized current waveform (c).

また，陽極時においてアーク中に金属蒸気が混入することで電流密度が上昇し，アークが緊縮する．結果，アークから電極への熱流束が大きくなり，さらなる蒸発量の増加につながっていることが考えられる．
電極先端の溶融部を観察した結果，陽極時・陰極時のいずれにおいても溶融部の隆起が確認されたが，その隆起部が液滴となって電極から分離・飛散するのは陰極時のみであることが確認された．電極先端における隆起した溶融部に加わる力として(i)表面張力，(ii)電磁力による圧力，(iii)イオン衝突による圧力，(iv)プラ
ズマ気流によるせん断応力が考えられる．影響が小さいと予測されたせん断応力以外の 3 つの力を推算し，液滴飛散機構に関して考察した．ここで，電磁力による圧力は液滴発生を促す力であり，表面張力とイオン衝突圧力は液滴飛散を阻害する力である．陽極時と陰極時を比較すると，陽極時の方がアークから電極への伝熱量が大きいため，電極表面での溶融部面積が大きくなる．したがって，液滴発生を阻む表面張力の値が大きくなる．一方，陰極時では，溶融隆起部の半径が小さくなるため，溶融部に流れる電流密度が増加する．
それにより，電磁力による圧力が増加することで，陰極時にのみ大粒径の液滴飛散が生じたと考えられる．
4. 結論
本研究では，高速度カメラとバンドパスフィルターを用いた光学システムにより，アーク放電中の電極現象の動的挙動の可視化に成功した．結果，多相交流アークの電極現象は交流周期の電流・電圧変動に影響を受けており，電極蒸発は陽極時に，液滴飛散は陰極時に主に発生していることが確認され，電極現象の詳細な観察が可能であることが確認された．この光学システムは電極現象以外にもアーク中における現象の観察に幅広く応用でき，アークプロセスの今後のさらなる発展において非常に重要な技術であると考えられる．
5. 参考文献
1) M. Shigeta, and T. Watanabe, J. Phys. D: Appl. Phys., 40, 2407 (2007).
2) Y. Liu, M. Tanaka, S. Choi, and T. Watanabe, J. Therm. Spray Technol., 21, 863 (2012).
（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

−59−
－
59 －

新しいプラズマプロセス技術を用いた薄膜堆積
九州大学シス情
古閑一憲,

田浪荘汰,

山下大輔,

徐鉉雄,

板垣奈穂,

白谷正治

狭バンドギャップの Ge は多接合太陽電池のボトムセルへの応用が考えられるが、高品
質 Ge 結晶薄膜の低温形成が難しいことが課題である。Ge 結晶薄膜の低温形成法として、
金属誘起層交換成長の研究が行われている[1]。この方法では、結晶方位の揃った大粒径
Ge 結晶薄膜を金属触媒と基板の間に形成可能である。しかし、アニール処理が 20 時間以上と長く、プロセス時間の短縮が課題である。筆者らは最近、金属誘起層交換成長法に非平衡プラズマを用いたスパッタ法を組み合わせて高速低温層交換成長に成功した[2]。
実験では Au 薄膜触媒を 30nm 堆積した石英ガラス基板を用いた。1 インチの Ge ターゲットを用いた RF マグネト
ロンスパッタリング装置に Ar ガスを 0.005Torr 供給し、放電電力 50W で Ge を製膜した。堆積膜組成の膜厚分布はオージェ電子分光装置を用いて測定した。
図１に層交換成長の概要図を示す。スパッタした Ge 原子は基板上の Au 薄膜を透過して Au 薄膜下に形成される。
Au 薄膜上の Ge と Au と基板間の Ge の膜厚比を Ge 透過率として、基板温度依存性調べた結果を図２に示す。基板温度の増加に伴い Au 薄膜を透過する Ge が増加し、基板
温度 144℃では 10 分という短時間で 19.8%の Ge が Au 薄
膜下へ層交換結晶成長した。これは高基板温度ほど、Au

図１． スパッタ法を用いた

薄膜中の Ge の拡散速度が高いためであると考えGe の層交換成長の概要。

られる。この時の Ge 透過の活性化エネルギーは
以下と 170℃以上の場合では層交換が生じなかった。低基板温度では Ge の拡散速度が低いことが、
高基板温度では Au 薄膜が凝集し Au と Ge の層構造が見られないことが原因と考えられる。
[1] J. Park, et al.: J. J. Appl. Phys. 53 (2014) 020302.
[2]M. Shiratani, et al.: ”Novel method of Ge
crystalline thin film deposition on SiO2 by sputtering”
67th Annual Gaseous Electronics Conference. Raleigh,North Carolina. Nov. 2-7, 2014.
（共同研究分野：エネルギー変換機構学分野）

−60−
－
60 －

20

ratio of Ge below andabove Au film thickness(%)

0.72eV であった。しかしながら、基板温度が 74℃

15
10
5
0

0

50 100 150 200 250
osubstrate temperature ( C)

図２．Ge 透過率の基板温度依存性。

レーザー加工時における炭素繊維強化プラスチックの熱的現象に関する数値解析
東京工科大学 大久保友雅，菊池司

1. はじめに

炭 素 繊 維 強 化 プ ラ ス チ ッ ク (Carbon Fiber
Reinforced Plastic=CFRP)は比強度が高く，自動車のボディ等への応用が期待されている．またその加工性の低さから，加工方法としてレーザー加工が注目されている．CFRP をレーザー切断した場合，熱的な影響
により樹脂が除去され，炭素繊維がむき出しになる領域(Heat Affected Zone=HAZ)が形成される事が問題となる．
この HAZ について，実験による観察等は色々となされているが，その物理的詳細に踏み込んだ議論は未だ不十分である．これは CFRP が複合材料である事に一つの原因がある．
そこで，本研究では複合材料のそれぞれの熱伝導率，比熱，吸収係数等に加え，これまで考慮されて来なかった乾燥空気下における酸化の影響を考慮した数値計算を行った．

2. CFRP の乾燥空気下での燃焼数値計算に燃焼の影響を入れるために，島津製作所
製の熱分析装置 DTG-60 を用いて，CFRP の温度に対する質量変化及び発熱量を計測した．その結果を図 1に示す．図に示される通り，460℃付近で樹脂が燃焼し，850℃付近で炭素繊維が燃焼する事がわかった．

𝜌𝜌𝜌𝜌𝜌𝜌𝜌𝜌

𝜕𝜕𝜕𝜕𝜕𝜕𝜕𝜕
= 𝜆𝜆𝜆𝜆𝛻𝛻𝛻𝛻 2 𝜕𝜕𝜕𝜕 + 𝑄𝑄𝑄𝑄̇
𝜕𝜕𝜕𝜕𝜕𝜕𝜕𝜕

ここで𝜆𝜆𝜆𝜆, 𝜕𝜕𝜕𝜕, 𝑄𝑄𝑄𝑄̇ , 𝜌𝜌𝜌𝜌, 𝜌𝜌𝜌𝜌,はそれぞれ各位置にある材料における熱伝導率，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体積法によって計算を行った．
計算領域は３次元直交座標系により表現し，炭素繊維
四本とその回りの樹脂についての計算を行った．境界条
件は，樹脂が繰り返し同じように配置されている事を模擬することから，炭素繊維の側面方向は全周囲を対称境界とした．更に，炭素繊維の先端部分にレーザー照射を模擬した高温を与え，反対端面は対象境界とした．
レーザー照射部の温度は分光分析による温度計測の結果を用い，各材料の蒸発・分解温度に到達すると物質が除去されるようモデル化した．
計算結果を図 2 に示す．灰色が樹脂部であり，濃い灰
色が炭素繊維の断面，薄い灰色が炭素繊維の側面である．
紙面の関係上 50s 後の結果しか掲載しないが，炭素繊維よりも樹脂の方が奥まで除去されている点や，炭素繊
維付近の樹脂が窪んでいる事等，実験結果との定性的一致を得た．

図 2 数値計算による HAZ 形成の様子

4. 結論

図 1

CFRP の示差熱・熱重量同時計測結果

3. 燃焼の影響を考慮した数値計算
レーザー照射時の各材料の温度分布の時間発展を計算した．支配方程式は下記の通りである．

CFRP について示差熱・熱重量同時計測を行い，その結果を用いてレーザー加工時における HAZ の形成についての三次元での数値計算を行った．その結果，様々な面で実験結果との定性的一致を得た．
今後は支配方程式を熱伝導方程式だけでなく，その他の物理現象をモデルに組み込む予定である．
（共同研究分野：加工プロセス学分野）

−61−
－
61 －

エネルギービームによる新表面改質機能の創製
短パルスレーザーを用いた新機能生体材料創製に関する研究
龍谷大学 理工学部
小川 圭二
1. 目的
Ti 基板表面にフェムト秒レーザを照射すると，レーザの偏光方向に対して垂直方向に，周期的な微細構造が自己組織的に形成される．この微細構造上で細胞培養試験を行うと溝方向に沿って細胞が伸展し，この伸展方向は細胞が接着する足場である微細構造の表面形状が大きく影響すると考えられている．しかしながら，直線形状(1 次元)の評価しかできておらず 1)，溝の方向を 2 次元的に変化させた場合については明らかになっていない．
そこで本研究では，溝を環状に形成した場合を対象に微細構造の形成を試みた．そして，細胞培養試験により，細胞の伸展方向の評価を行った．
2. 実験方法
10 mm 角の純 Ti 基板にレーザを照射した．図 1 に微細構造形成のためのフェムト秒レーザ照射光学系の概略図を示す．レーザの波長 775 nm，繰り返し周波数 1 kHz，フルーエンス 0.1 J/cm2，スポット径 60 μm とし，基板を回転させながら，レーザを照射した（図 2）．そして，環状軌道の曲率半径（回転中心から照射位置までの距離）を 50-300 μm と変化させた．また，骨芽細胞を用いて 3 時間培養し，細胞培養試験を行った．

図 1 フェムト秒レーザ照射実験装置概略図

図 2 フェムト秒レーザの掃引照射
3. 実験結果
3.1 フェムト秒レーザを用いた Ti 材料への環状周期的微細構造形成
フルーエンスと掃引速度を変化させてフェムト秒レーザを純チタン基板に掃引照射し，周期的微細構造を形成した．図 3 に曲率半径 200 μm の場合のレーザ照射部の SEM 観察像及び光学顕微鏡像を示す．偏光方向に対して
垂直方向に周期的な微細溝が形成され，それが環状になっていることがわかる．この時の微細構造の溝の周期は約600 nm, 深さ 73 nm, 幅 60 μm であった．なお，曲率半径が 50, 100, 300 μm でも環状の微細構造が形成できた．
今回行った実験では 3 種類（周期的微細構造，マイクロ構造，突起構造）の周期的微細構造が形成された．これらの周期を周期的微細構造の古典モデルから得られる周期の理論値と比較すると，レーザ波長 775 nm のとき理論値の 77 %の周期を持った周期的微細構造が形成されることがわかった．また周期的微細構造は低次の TiO2 であり，これを形成することで濡れ性が向上することが示唆された．

−62−
－
62 －

図 3 レーザ実験の結果

図 4 細胞伸展実験の結果（曲率半径：200 μm の場合，（(a)(b)曲率半径 300 μm，(c)(d)曲率半径 200 μm,(a) SEM 画像，(b) 光学顕微鏡画像）(e)(f)曲率半径 100 μm，(g)(h)曲率半径 50 μm）

3.2 環状周期的微細溝による細胞伸展制御
つぎに，
純チタン基板上にフェムト秒レーザを用いて環状周期的微細構造に対して骨芽細胞を用いて細胞培養実験を行い，曲率が細胞伸展に与える影響を調べた．その結果，細胞の多くは初期位置の溝を外れて環の接線方向に伸展した．一方で，200, 300 μm のときのみ，初期位置の溝に沿って円周方向に伸展する細胞も観察された（図4）．伸展方向の角度と細胞数の割合についての統計をとったところ，曲率半径 300，200，100, 50 μm の場合において細胞が溝の方向に沿って伸展していることが明らかとなり，曲率半径 300 μm の場合に最も周期的微細構造の溝に沿って伸展している細胞の割合が多いことがわかった．また，曲率半径 300, 200 μm のときのみ細胞が円周に沿って曲がっていた．このことより，環状周期的微細構造の形成は可能であり複雑な形状のものへの応用が期
待できる．
4． 結言
フェムト秒レーザを用いて，Ti 基板に周期的微細構造を環状に形成することができた．形成した微細構造上で細胞培養試験を行うと溝の接線方向に伸展する細胞が多く観察された．ただし，円周方向に伸展する細胞も観察された．
5． 参考文献
1) T. Shinonaga, S. Kinoshita, Y. Okamoto, M. Tsukamoto, A. Okada, “Formation of periodic nanostructures withfemtosecond laser for creation of new functional biomaterials”, Procedia CIRP, 42(2016), pp. 57-61.
（共同研究分野：エネルギープロセス学分野）

−63−
－
63 －

エネルギービームと物質との相互作用現象の解明
超短パルスレーザーによる加工プロセスに関する研究
宮崎大学産学・地域連携センター
甲藤 正人
１．はじめに量子エネルギー分野において、レーザーはその特長を活かし、産業分野への応用が盛んである。近年のレーザー装置の進展としては、短波長化と短パルス化がある。短波長化においては、紫外さらには深紫外、真空紫外領域の波長でレーザー発振が期待される。一般に紫外より短波長領域においては、多くの誘電体材料が吸収を持ち、光化学作用の増大と回折限界角が小さいことも併せて、極精密加工に適している。また短パルス化においては、熱拡散で照射部周囲にエネルギーが拡散するより速く、レーザーパルスによるエネルギー供給が終わることから、レーザー照射部近傍のみに局所的にエネルギーを集中させることができ、熱的な影響の少ない加工を施すことが可能である。
宮崎大学においては、これらの特長を併せ持つ短波長・短パルスレーザー光源；真空紫外 (VUV)域である波長
126 nm に発振線を持ち、パルス幅がサブ ps のコヒーレント光源の開発を行っている。さらに、自己位相変調による広帯域光の発生を目指して、VUV 域における光デバイスの開発に着手した。
本共同研究においては、
フェムト秒レーザーによる光プロセスにおいての基礎的な知見を得ることを目的としており、本年度においては、
紫外より短い波長域での超短パルスレーザー光の発生とその応用について検討を行った。

Ions velocity (m/s)

２．超短パルスレーザープロセスの特長
図 1 に 2008 年度に共同研究として実施したファラデー
カップによるイオン電流の計測結果を示す。イオン電流の TOF 波形からイオンの速度を算出し、原子量によりプ
105
fs-fast
ロットしたものを図 1 に示す。ナノ秒 (ns) レーザーならびにフェムト秒 (fs) レーザーによるアブレーションの
いずれにおいても、速度が 104 m/s オーダーで原子量に依ns
存する速度成分があることがわかった。この速度成分に
410おいては、入射レーザーエネルギーがフェムト秒レーザ
ーに比べて高いナノ秒レーザーの方が、イオンの速度がfs-slow
高く、また原子量に対して減少する傾きがほぼ同一であ
0
50
100
150
200
ることが分かった。フェムト秒レーザーにおいては、原Atomic Weight
子量に依存せず 105 m/s の一定速度を持つ高速イオン成図 1 ﾚｰｻﾞｰｱﾌﾞﾚｰｼｮﾝにより放出されたｲｵﾝの速度分が観測された。この高速イオンの成分はナノ秒レーザ
ーでは観測されていなかった。これらのことから、フェムト秒レーザープロセスにおいては、レーザー光電界に依存する過程が高速のイオン放出を誘導し、光エネ
ルギーの吸収から格子緩和、アブレーションに至る過程ではイオンは低速のイオンが放出されているものと推測された。放出粒子の観点からも、フェムト秒レーザープロセスは、その高いピークパワーを活かしたプロセスであることを明らかとした。
３．短波長・超短パルスレーザーシステムの開発とプロセス研究への応用
フェムト秒レーザーにおいては、高いピークパワーを特長とする加工プロセスがあることが明らかになった。短い波長領域においては、物質が吸収率が高く、また光の回折限界角も近赤外から可視域の光に比べて小さくなる。したがって、短波長・超短パルスレーザー光は、極表面の超微細加工を実現できることから注目されている。波長が 200 nm から 105 nm の光は、真空紫外 (Vacuum Ultraviolet: VUV) 光と呼ばれる。VUV

−64−
－
64 －

図2

真空紫外超短パルスコヒーレント光発生システム

A
m
p
lific
a
tio
n
fa
c
to
r

領域においては、フッ化物結晶の除くほとんどの固体材料が強い吸収を示す。フッ化物結晶は透過材として利用することが可能であり、各種光プロセスへの応用には有利である。このため、精密加工や極表面プロセスを可能とする VUV 域超短パルス高輝度コヒーレント光源を提案し、主に宮崎大学のレーザーシステムを用いて、開発を開始した。図 2 に概要を示す。波長 882 nm と 800 nm の 2 台の近赤外チタンサファイアレー
ザーを、ジッター 2 ps 以下で同期発振させ、発振のタイミングは PC での制御を可能とした。波長 882 nm(Tsunami and Spitfire Pro, Spectra Physics) のレーザー出力を 1.2 Torr の Xe ガス中に集光させ、第 7 次高調波
として、波長 126 nm を得た。波長 800 nm のレーザー(Tsunami and Spitfire Ace, Spectra Physics) からの出力は Ar ガス中に集光し、光電場イオン化 (OFI) によりプラズマを生成した。このプラズマからの緩和過程で生じる Ar2* を 126 nm 光の増幅媒質として用いた。これにより、126 nm において、フーリエ限界として 20
fs のパルス幅を持つコヒーレント光が、1 kHz の繰り返し周波数で得られる。これまでに、図 3 に示す様に、3 倍程度の増幅が得られており、システムの最適化により更なる高出力化が期待されている。また、超短パ
ルスレーザープロセスにより、MgF2 の内部加工領域を周期的に形成し、フォトニック構造を有するデバイスを作製する。これに超短パルスレーザーを導入し、自己位相変調による広帯域 VUV コヒーレント光の発生へと展開させる計画である。
このレーザーシステムにおいては、最大で 2 s の
4
パルス遅延を近赤外超短パルスレーザー出力に与えることができる。これは光学遅延においては 6 m という
3.5
長距離の光路差が必要となる遅延時間である。この特3長を活かして、フェムト秒レーザーのエネルギーが光2.5吸収過程から電子過程、熱緩和過程を通じてプロセスが進行する過程を観測する計画である。それぞれのレ2ーザー出力を、光路を同一パス上に重ねあわせた後に、1.5レンズを用いて固体表面に集光照射する。固体表面に
1
パルス間隔を変化させて照射し、その際の加工痕を観察することで、フェムト秒レーザーエネルギーの緩和
0.5過程を観測する。その際にパルス遅延時間を変えて、
0
加工痕の変化を観測することで、2 つのレーザーパル
4
108642 0 2 4 6 81
01
21
スから固体に与えられるエネルギーの時間的な相互作
H
o
r
iz
o
n
ta
lp
o
s
itio
n
(
×1
0
0
m
)
用を観察し、プロセスの基礎過程を明らかにする計画
図 3 真空紫外光増幅率の空間分布である。
（共同研究分野：エネルギープロセス学分野）

−65−
－
65 －

フェムト秒レーザーアブレーションで形成されたホウ酸塩ガラス及びアルミノケイ酸塩表面のナノホールのモルフォロジー変

秋田大学工学資源学研究科
小玉 展宏、工藤瑞己、高橋智子
1. 背景と目的
フェムト秒レーザーアブレーションにより、ワイドギャップをもつ誘電表面に、フェムト秒レーザーアブレーション
でホールアレイを形成した 2 次元フォトニック結晶の作製の試みが幾つかなされている。しかしながら、フェムト秒超
短パルスレーザーの１パルス照射によるアブレーションで形成されるナノホールのモルフォロジー（形状、大きさ、深さ）の材料の構造や組成依存に関する研究はこれまで報告されていない。 特に、アブレーションよって形成されるナ
ノホール形状や大きさ、深さに関する材料の構造や組成依存の研究は少なく、同じ組成を持つガラスと結晶に対するア
ブレーションによるホールのモルフォロジー（形態）については、これまで報告されていない。 我々は、Li+/B3+組
成比 1/2 をもつ Li2O·2B2O3 (LTB)ガラスと Li2B4O7 (LTB) 結晶(正方晶)、及び Li+/B3+ 組成比 1 /3 の Li2O·3B2O3(LBO) ガラスと LiB3O5 (LBO) 結晶(斜方晶) 表面にアブレーションによって形成されたナノホール表面のモルフォ
ロジーの構造と組成による違いを報告してきた。[1] ホールモルフォロジーの材料構造依存に関する知見は、フェム
ト秒レーザーアブレーション過程の解明を目指した基礎研究の一環として重要と考えている。
本研究では、第 1 に、新たに BO4 四面体の 3 次元ネットワーク構造を持つ組成の異なるホウ酸塩ガラスと結晶として、SrO·2B2O3 (SBO)ガラスと SrB4O7 (SBO)結晶(斜方晶) 表面に形成したナノホールの表面モルフォロジ
ーの構造変化および大きさのフルエンス依存を検討した。第 2 に、ホールのモルフォロジーの材料構造の違いがホウ酸塩特有の現象なのか否か、すなわち一般性のある現象なのかにの疑問に対して基礎データを収集するため、新たに、アルミノケイ酸塩 TO4(T=Al,Si) 四面体 2 次元ネットワークを持つアルミノケイ酸塩 Ca2Al2SiO7(CAS)(正方晶)のホール形態とホウ酸塩(LTB,LBO,SBO) 結晶との違いを調べた結果を報告する。これに加え、ホールサイズのフルエンス依存性を報告する。

2. 研究方法
SBO ガラスの作製は、白金るつぼに原料を充填し、電気炉を用いて、1030℃、1h 保持後、自然放冷(降温速度約 5.0℃-3.0℃/min)し合成した。SBO 単結晶および CAS 単結晶は、高周波誘導加熱式の Cz 炉を用い、引き上げ法で 0.8mm/h で育成した。これら４つの SBO ガラスおよび結晶は、極端紫外シンクロトロン軌道放射光(UVSOR)を用い、発光、励起および吸収スペクトルを測定した。ガラスと結晶表面へのホール形成は、中心波長λ = 775 nm, パルス幅 150 fs, 1kHz, 直線偏光,TEM00 モードのフェムト秒レーザーを用い、顕微鏡で集光し(ビームスポット径：約 1.1 μm) 、サンプルをスキャンして、１ホールをシングルパルス( ショット) 照射 ,0.15,0.2,0.3,0.4,0.5,1.0-1.5) (フルーエンス 17.3, 23.1, 34.7, 46.2, 57.2 ,115.6, 173.4 J/cm2) の出力で形成した。ホールは FE-SEM で表面形状を、FIB-SEM で断面を観察し、ガラスと結晶表面のホール形態（形状、大きさ、深さ）を観察した。

3. 結果結果】吸収端波長は、SBO ガラスは 230nm, SBO 結晶は 170nm, CAS 結晶は 210nm 付近の真空紫外域まで透明な酸化物であることを明らかにした。160nm および 70nm の真空紫外光励起で、8K で SBO 結晶は 251nm,

−66−
－
66 －

457nm にピークをもつブロードバンドの固有発光が見られた。一方、SBO ガラスでは発光は見られなかった。
CAS 結晶は 420nm ピークのブロードバンドの固有発光が見られた。これらの発光バンドは BO4 分子基あるいはALO4, SIO4 分子基内遷移により生じる分子性の自己束縛励起子に帰属される。

アブレーションにより形成されたホールの観察の結果、SBO ガラスのホール形態は、以前報告した LTBと LBO ガラスと同じく、フルエンスに依存せずビームプロファイルと同じほぼ円形状であった。(Fig.1(a))
SBO 結晶では表面のホール形状はフルエンスにより変化し、173.4 J/cm2(1.5mW)のときは角に丸みのある４角形状でフルエンスの減少に従い楕円状に変化した。一方、ネットワーク構造に関係すると考えられるホール内部の形状は不等辺４角形または５角形状を示した。(Fig.1(b))

このアブレーションホールの断面モ

ルフォロジーは、BO44 面体のネットワークを関係がるのではないかと推定される。 CAS 結晶の表面のホール形状はフルエンスにより変化し、フルエンスの大きい 115.6-173.4 J/cm2(1.0-1.5mW)の範囲では SBO
ガラスと同様に円形で、57.8 J/cm2(0.5mW) では角に丸みのある長方形状(Fig.1(c))に変化し、最小の 34.7
J/cm2(0.3mW)では、再びビームプロファイルを反映したと考えられる円形ホールが形成された。(Fig.1(d))
得られた結果から、ガラスと結晶のホールのモルフォロジーの違いは LTB, LBO, SBO のようにホウ酸塩の固有の特徴で、CAS のようなアルミケイ酸塩ではガラスと結晶のホールの異方性は見られないと考えられる。
SBO ガラスと SBO 結晶、CAS 結晶のホールサイズは、フルエンスの減少とともに小さくなり、閾値加工であることがわかる。 形成されたホールサイズは、SBO ガラスでは、表面のホール直径 710-1180 nm(4λ/5-3λ/2)、SBO 結晶ではホール内部は、一片の平均 300-400 nm (2λ/5-3λ/5 ) のナノホールが形成される。
また、CAS 結晶においては、表面のホール直径 470-10010nm (3λ/5-13λ/10) のナノホールが形成される事を見出した。BO4、TO4 (T=Al, Si) 四面体の異なるネットワークをもつホウ酸塩 SBO ガラス、SBO 結晶及びアルミノケイ酸塩 CAS 結晶のいずれも、アブレーション閾値付近( 0.2,0.3 mW : 23.1,34.7J/cm2 )では、ビームスポット径 (1.1 μm) 及び波長以下のナノホールが形成されることを明らかにした。

Fig. 1. SEM images of ablated holes on the surface of a SBO glass and a SBO crystal, and a CAS crystal with the laser intensities of
0.15-0.5mW. (a) Image of SBO glass (at 0.15mW), and (b) that of SBO crystals (at 0.3 mW). (c) Image of an ablated hole of CAS crystal (at0.5 mW) and (d) that of CAS crystal (at 0.3 mW).

5. 参考文献 [1] N.Kodama, T.Sakashita, T.Takahashi,M.Tsukamoto,N.Ikeda,Y.Sugimoto, et al., 6th Conf. EUROPHOTON(2014)2 坂下智美、高橋智子、小玉展宏、篠永東吾、塚本雅裕、池田直樹、杉本喜正、
第 27 回日本セラミックス協会秋季シンポジウム 予稿集 2PN01 、2014 年 9 月 10 日 鹿児島大学[3] 工藤瑞己、高橋智子、渡邊玄基、小玉展覧宏、塚本雅裕 2016 年日本セラミックス年会 予稿集 1P06
2016 年 3 月 14 日 早稲田大学(共同研究分野 :エネルギープロセス学分野)

−67−
－
67 －

超短パルスレーザを用いたナノ周期構造形成による細胞伸展制御機能付与に関する研究
岡山大学 大学院 自然科学研究科
篠永東吾

１． 目的
チタン（Ti）や Ti 合金は高耐食性及び機械的性質に優れていることから，現在インプラント材料として最も使用されている生体材料の一種である．しかし，Ti そのものは金属材料であるが故に生体適合性として不十分な点を有している．このことから，Ti に対して新機能を付与する技術の確立が必要である．生体材料への新機能付加の有効な手法の一つに，材料表面へ周期数 100 nm を有するナノ周期構造を形成し，細胞をナノ周期構造の溝方向に沿って伸展させる細胞伸展制御が知られている 1)．
ナノ周期構造の形成には超短パルスレーザが有効なツールの一つである。超短パルスレーザを材料に集光照射すると，レーザ照射スポット内部に自己組織的にナノ周期構造が形成される．これまでの研究で，超短パルスレーザを純 Ti 基板表面に集光照射すると，レーザの偏光に対して垂直な方向へ溝を有するナノ周期構造の形成が可能であることを明らかにしてきた 2)．775nm のレーザ波長であるのに対して，得られたナノ周期構造の周期は約 600nm であった．骨芽細胞を用いて培養試験を行った結果，細胞がナノ周期構造の溝に沿って伸展することが明らかになった．本結果は，Ti 基板上での細胞伸展制御の可能性を示唆している．しかしながら，細胞伸展制御に効果的なナノ周期構造の形状（周期や深さなど）については明らかになっていな
い。超短パルスレーザを用いた場合，ナノ周期構造の形状はレーザ照射パラメータであるレーザ波長，パル
ス幅，レーザフルーエンス，照射回数等で制御することができる可能性がある．本研究では，純 Ti 表面に超短パルスレーザを集光照射し，レーザ波長等のレーザ照射パラメータがナノ周期構造形成時の周期変化に与える影響について実験的に調べた．また，形成したナノ周期構造が細胞伸展に与える影響についても調べた．
２． 実験方法
本実験で用いたレーザ照射セットアップの概略図を図 1(a) に示す．ナノ周期構造形成のため，基本波の中心波長が 775 nm である超短パルスレーザを用いた．レーザのパルス幅，繰り返し周波数はそれぞれ 150 fs，
1 kHz である． 図 1 (b)に示すようにレーザ光はレンズを用いて材料表面へ集光照射し，XY ステージによって集光スポットを掃引させながら照射を行った．また，波長変換器を用いることで，各レーザ波長（第二高
調波の 388 nm，第三高調波の 258 nm）で照射可能にした．
細胞試験を行うため，図 1 (c)に示すように XY ステージを用いて 10×3mm の範囲にナノ周期構造形成領域の作成を試みた．レーザ照射後，ヒト骨芽細胞（MG-63）を用いて細胞試験を行った．細胞試験では，インキュベーターを用いて 3 時間細胞培養し，組織固定を行った．免疫染色を行うことで細胞のアクチンを赤色，
核を青色となるように染色し，細胞伸展の様子を蛍光顕微鏡で観察できるようにした．

図 1 (a)レーザ照射セットアップの概略図，(b)レーザ走査方向，(c)ナノ周期構造形成領域の作成

－68－
－
68 －

３． 実験結果
３．１超短パルスレーザによるナノ周期構造形成
レーザを照射していない Ti 基板表面を図 2(a)に示す．超短パルスレーザの波長 258 nm，388 nm 及び 775 nm
をそれぞれ集光照射した後の試料表面を走査型電子顕微鏡（SEM）により観察したそれぞれの SEM 観察像を図 2 (b), (c), 及び(d)に示す．図 2 から，レーザの偏光Ｅに対して垂直な方向に溝を有するナノ周期構造がそれぞれのレーザ波長で照射した場合において形成された． SEM 観察像から隣接する溝の間隔を周期として測定した。レーザ波長の変化に伴い，形成される周期も線形的に変化し，Ti 基板上に形成される周期は用いたレーザ波長の約 80%程度となることが明らかになった． 本結果よりレーザの波長を変化させることで周期が制御できる可能性が示された．

図 2 Ti 基板表面の SEM 観察像：(a)レーザ照射無し，(b)波長 775 nm，(b)波長 388 nm，(c)波長 258 nm でレーザ照射後.

３．２ナノ周期構造形成による細胞伸展制御細胞試験を行うため，レーザ波長を 775nm とし，ナノ周期構造形成領域を作成した．図 2(d)に示している
ような周期約 600 nm を有するナノ周期構造が 10×3mm のレーザ照射範囲全面に形成されていた．ナノ周期構造を形成した試料を用いて細胞試験を行った後の蛍光顕微鏡観察像を図 3 (a)に示す．比較として，レーザを照射していない試料表面の蛍光顕微鏡観察像を図 3(b)に示
す．ナノ周期構造を形成していない場合，細胞はランダムな方向に伸展しているが，ナノ周期構造を形成することで溝に沿った細胞伸展が観測された．本結果は，波長 388nmで照射して得られるナノ周期構造の場合においても観測された．しかし波長 258nm の場合に得られる周期 180nmの場合においては細胞の伸展がランダムになった．すなわ
ち，周期 270nm 及び 600 nm が細胞伸展に有効である可能性が示唆された．本結果は，論文として投稿（英文・査読あり）され，受理されている 3)．

図 3 Ti 基板表面における細胞試験後の蛍光顕微鏡観察像：(a)ナノ周期構造形
成後，(b)レーザ照射無し.

４． まとめ本研究では，超短パルスレーザのレーザ照射パラメータを変化させることで，ナノ周期構造形成時の周期の制御について検討した．また，形成したナノ周期構造が細胞伸展に与える影響について調べた．レーザ波
長の変化によりナノ周期構造の周期を変化させることでき，チタン上に形成される周期はレーザ波長の約80%程度である．周期 600nm のナノ周期構造を形成することで Ti 上の細胞伸展制御が可能である．
５． 参考文献
1) S. Fujita, M. Ohshima, and H. Iwata, J. R. Soc. Interface. 6, (2009) S269–S277.
2) T. Shinonaga, M. Tsukamoto, T. Kawa, P. Chen, A. Nagai, T. Hanawa, Appl. Phys. B: Lasers. and Opt. 119, (2015)
493–496.
3) M. Tsukamoto, T. Kawa, T. Shinonaga, P. Chen, A. Nagai, T. Hanawa, Appl. Phys. A: Mater. Sci. & Proc, (2016)
122,120.
（共同研究分野:エネルギープロセス学分野）

－69－
－
69 －

不均一温度場を利用した結晶粒組織の制御
国立大学法人富山大学工学部材料機能工学科
柴柳敏哉
背景と目的
局所加熱法は、特定の領域のみを優先的に組織変化させることができ、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位置づけられている。例えば、溶接のように局所領域に熱エネルギーを集中させると、熱影響部には熱流束に添って温度勾配が生じ、冷却速度に応じて相変態挙動が進行するなどして複数の組織が混在した継手組織が現われる。このことは溶接工学において周知のことであるが、この熱源を数ミクロンまで絞り込んだとしたら、そこにはどのような組織が現われ、その絞り込んだ熱源を任意に走査することでどのような組織を人工的に作り出せるだろうか。
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できる。
熱が組織変化をもたらすことを利用する組織制御においては、材料内の熱移動すなわち温度分布の経時変化を制御することが不可欠である。この目的のため、本研究では、局所加熱を含めた付近位置温度場における組織変化を数値シミュレーションする計算システムの構築を試みた。
計算方法
本研究では、二次元多結晶モデルを計算対象として、モンテカルロ法により不均一温度場における結晶粒成長を計算した。モンテカルロ法は、確率的な時刻同一性を保証する計算手法であるが、その概略を以下に説明する。まず、計算対象とする 2 次元多結晶組織は Potts model といわれる三角格子で構成される計算空間において表現される。本研究で生成した多結晶組織を Fig.１に示す。ここでは、格子点を重心とする正六角形のタイルパターンとなるが、この正六角形をセルと呼び、各セルには自然数を一つ与え、異なる番号のセルの境界は「粒界」として取り扱われる。
セルには「エネルギー」を考えて、それは最近接セル（６個ある）との数字の相違をもとに値を算出する。
組織変化は、全てのセルが同じ番号、すなわち単結晶であるときに系のエネルギーが最小になる。これが結晶粒成長の駆動力と同義であるので、粒成長計算に Potts model が採用される理由である。
粒界移動は、ランダムに選択した一つのセルとその最近接セル（一つ無作為に選ぶ）との間のセル番号の受け渡しにより計算機内で処理される。すなわち、相手のセル番号を自分のセル番号に置き換えることで粒界が１セル分移動したことになる。その際に「移動確率」として材料物性や温度を反映させることができる。すなわち、低温では移動確率が低く、セル番号のやりとりが許されない場合が多くなることで組織変化の温度依存性を数学的に処理する。
温度変化は、差分法により熱移動を計算し、結晶粒組織とは別の計算空間にて数値計算を実行した。すなわち、本研究では、二つの異なる計算空間を層状に重ねて、それぞれの計算空間（層）での結果を相関させながら動的な温度変化に対

－70－
－
70 －

Fig.１ 多結晶組織

応した組織変化を計算した。また、実時間と計算時間の変換係数を、実際の材料における粒成長速度指数と計算結果から得られる速度指数のマッチングをとることで、決定した。
計算結果
Figure 2 は、側方加熱時の温度変化と結晶粒成長の計算結果の一例である。本図も含めて全て 250MCS 時の組織である。図の左側が高温部で左辺から右側へ向かって一方向に熱移動が生じており、計算領域の他の三辺は断熱条件を境界条件として適用している。結晶
粒径は加熱源に近いほど大きく、温度勾配にFig.2 側方加熱の場合(a)温度分布、(b)組織

Fig.3 スポット加熱(a)温度分布、(b)組織

Fig.4 移動点熱源(a)温度分布、(b)組織

したがって粒径が漸減していることが示されている。これは溶接 HAZ 部での粒度分布に類似の組織である。
スポット加熱の計算例を Fig.3 に示す。図の中心部が加熱され、熱伝導で周囲の温度が上昇する時に生ずる粒成長が計算されている。これは、レーザ局所加熱時の組織変化を計算することに相当するが、結晶方位ならびに結晶粒界物性を計算アルゴリズムに採り入れることで集合組織制御の指針策定へと展開できる。
最後に、移動点熱源の場合の計算結果を Fig.4 に示す。スポット加熱における組織変化を基調として加熱源の移動に伴う連続的な組織変化が熱源から一定距離の範囲内で生じていることが示されている。この組織が変化する範囲は材料の熱物性と入熱量の関数であるので、目的の組織を造り出すために必要な最適な入熱量の見積もりが本システムを援用することにより可能になる。本研究では、断熱壁で計算したが、それ以外の境界条件での計算もできる。
まとめ
本研究では、モンテカルロ法による粒成長計算と差分法による熱移動計算を組み合わせることで非定常熱伝導場における組織変化を計算するシステムを構築した。これにより、不均一温度場での粒成長の計算が可能になった。本研究で構築した粒成長計算システムは、未来の状態を予測するツールとして活用できる。レーザ局所加熱法で特定の結晶方位を持つ結晶粒だけを優先的に成長させる組織制御において、加熱対象とする結晶粒が狙い通りに粒成長するかを事前に検討する必要があるが、組織変化予測ツールとして本計算シス
テムは有効である。
筆者と塚本准教授の研究グループにおいて、ロックオン型レーザ局所加熱システムを構築した経験があり、そのシステムにて結晶粒を成長させたり消滅させたりすることに成功している。本計算システムとこのロッ
クオン加熱システムを組み合わせることで結晶粒単位での組織制御が可能になり、これまでに試されたことのない不均一温度場を用いる熱処理技術へと展開できる。

（共同研究分野：エネルギープロセス学分野）

－71－
－
71 －

レーザー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 生産技術部
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。レーザー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)。
一方，セラミックスと金属の活性ろう付において，接合環境の酸素分圧は Ti をはじめとする活性成分の接合特性に大きく影響する。そこで本研究では，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た
レーザーブレージング法における異材接合雰囲気中の残留酸素濃度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 h-BN(相対密度 82.5%，純度 99mass%以上，5mm×5mm×3.5mm t)を使用した。ろう材は，Table 1 に示す
組成の Ag-Cu-Ti 系活性金属ろう材を用いた。基材の超硬合金と窒化ホウ素の間にろう材を挟み，5N グレードの Ar
雰囲気中にて Table 2 の条件にてろう付を行い，試料を作製した。試料作製時の雰囲気としては，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に Ar ガスをフローさせてレーザーブレージングを行った場合と，真空排気を行わず，Ar ガスを 5L/min，10L/min でフローさせた場合の 3 条件にて試料を作製した。試料作製の模式図を Fig. 1 に示す。なお，チャンバーの内容積は 145ml である。
酸素濃度については，チャンバーからの流出ガスを低濃度ジルコニア
式酸素濃度計により測定した。作製した試料について，超音波顕微鏡
での接合界面の密着性評価及びろう材表面の元素分析を行った。
Glass fiber
Beam head
Single Crystal
Diamond5°

Laser beamLaser radiationarea
Metal substrate plateO2 analyzer Ar
Transparent
quartz glass
plate
Ag-Cu-Tibraze metal

Ar
Thermocouple
Specimen
stage

Bulb
ChamberFig. 1 Schematic diagram of laser brazing.

Table 1 Chemical composition of
Ag-Cu-Ti alloy braze
Elements （mass %）
Ag
Cu
Ti
70.26
bal.
1.68
Table 2 Laser brazing 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)
(1st run)(2nd run)
Scanning speed

100
0.6
1.0

(mm/s)(3rd run)th

3.

(4 run)1.0
1.0

実験結果及び考察

Fig. 2 に加熱前のチャンバー内酸素濃度測定結果を示す。図中上側，中央のプロットは，真空排気を行わない状
態で Ar ガスを 5L/min，10L/min の流量にてチャンバー内にフローさせた場合の結果である。下側のプロットは，－
72 72 －－

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 ガスを 5L/min の流量にてチャンバー内にフローさせた場合の結果である。なお，酸素濃度の測定は，チャンバー内の圧力が大気圧に到達した時点から開始した。
いずれの条件でも，時間経過とともに酸素濃度は低減した。
これまでの研究 3, 4)での加熱開始時(180 秒付近)での Ar ガス
流量 5L/min における酸素濃度を比較すると，真空排気無しでは 10ppm，真空排気有りでは 1.8ppm となり，真空排気の有無
で 1 オーダー近い差異が生じた。真空排気無しで Ar ガス流
量を 10L/min に増加させた場合は，3.8ppm まで低減し，真空Fig.2 Oxygen content after the flow of Ar.

排気後 Ar ガス流量 5L/min とした条件に近い酸素濃度が得られた。そこで，同条件における接合特性評価を実施した。
Fig.3 に，真空排気無しにて Ar ガス流量 10L/min として接合

a)

WC-Co

した試料の外観写真と界面の非破壊検査結果を示す 4)。加熱

Braze metal
lump

h-BN

の際，Ar ガス流量の差に起因し，超硬合金基板裏面温度が2mm

れ，界面に大きな欠陥は観察されなかった。接合界面からは

a) Appearance of a
specimen

見られず，せん断強度は 8MPa であり，真空排気有り/Ar ガス
流量 5L/min の場合(6.5MPa)と比較し，同等レベルの強度が得られた 3, 4)。このことから，ろう材中の Ti 含有率が 1.68mass%のAg-Cu-Ti
braze

50K 程度低下したものの，ろう材溶融に必要な温度まで加熱さみ出したろう材表面の分析結果からも接合界面の Ti の酸化は

b)

h-BN
b) Scanning acoustic
microscopy Image

Fig. 3 Appearance of a laser brazed specimen andinterface observation of a h-BN / Ag-Cu-Ti
braze metal / WC-Co interface using
scanning acoustic microscopy. 4)

場合，レーザーブレージング時の真空排気を省略した条件でも，Ar ガス供給のみで接合条件を満たす酸素濃度低減が可能となることが明らかとなった。
4.

結論

六方晶窒化ホウ素と超硬合金の異材レーザーブレージングを行い，異材接合雰囲気中の残留酸素濃度の影響について検討を行った。Ar ガスフロー後 180 秒付近での酸素濃度を比較すると，Ar ガスを 10L/min の流量で供給した場合(3.8ppm)，真空排気後 Ar ガスを 5L/min の流量で供給した場合(1.8ppm)と同様な継手試料が得られ，Ti の酸化の影響は見られなかった。
このことから，ろう材中の Ti 含有率が 1.68mass%の場合，レーザーブレージング時の真空排気を省略した条件であっても，Ar ガス供給のみで接合可能となる酸素濃度低減を実現できることが明らかとなった。今後，酸素濃度が高い条件における継手強度評価等を進め，酸素濃度と接合特性の相関を明らかにする予定である。
5.

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., Journal of Physics Conference Series, 379 (2012) 012048(共同研究分野：エネルギープロセス学分野)

－73－
－
73 －

フェムト秒レーザー照射による機能性セラミックスの特性変化
近畿大学理工学部
中野人志
津山美穂
山縣秀人
1. 目的
光触媒機能を示す酸化チタンは脱臭，防汚などの効果を有することから広く用いられている．酸化チタンは紫外光領域でのみ光触媒機能が発現するため，屋内での使用を目的とした可視光応答型光触媒が望まれている．そこで，先行研究では酸化チタンへフェムト秒レーザー照射によって可視光応答性をもつ酸化チタン光触媒の創製を試みてきた．レーザーを照射すると，膜表面全域に黒色化領域が形成された．この黒色化領域に対して可視光照射下でアセトアルデヒド分解試験を行ったところ，可視光領域でもアセトアルデヒドが分解した．このことから，フェムト秒レーザー照射によって酸化チタンは可視光領域で光触媒機能が発現することが確認された 1)．しかしながら，この波長領域の中で最も光触媒機能の発現に寄与する波長は未だ明らかにされていない．そこで本研
究では，フェムト秒レーザーを用いて形成した可視光応
答型酸化チタン光触媒に対して可視光を照射した際に，光触媒機能の発現に最も寄与する波長を明らかにするため，酸化チタン膜表面に黒色化領域を形成し，アセトア
ルデヒド分解試験を行った．その際，照射する可視光の波長領域を400 nm から20 nm ごとにフィルターを用いて短波長側からカットしていった．
2. 実験方法
酸化チタン膜はガラス基板上に酸化チタン微粒子を含んだエアロゾルビームを照射することによって形成した．
図 1 にフェムト秒レーザー照射実験概略図を示す．フェムト秒レーザーは波長 775 nm，パルス幅 150 fs，繰り返
し周波数 1 kHz である．酸化チタン膜表面に対してフェムト秒レーザーを掃引照射した．このときレーザーフル
ーエンスは 100 mJ/cm2 となるようにエネルギー減衰器を用いて制御した．また，酸化チタンの光触媒機能を可視光照射下においてチャンバー内に充填したアセトアルデ
ヒドの濃度の減少量を調べることにより評価した．アセ
トアルデヒド充填完了後 120 min 暗所で保持し，その後
240 min 可視光を照射した．可視光を照射する際，その波
長領域は色ガラスフィルターを用いて制御した．
3. 結果
図 2 にフェムト秒レーザー照射によって形成された酸化チタン膜の光学顕微鏡像を示す．レーザー照射を行った酸化チタン膜は黒色化された．この黒色化した酸化チ
タン膜を用いてアセトアルデヒド分解試験を行った結果を図 3 に示す．アセトアルデヒド分解試験において，照射する可視光の波長領域を400 nm から20 nm ごとに短波長側からカットしていくと，波長 500 nm よりも短波長領域の可視光がアセトアルデヒドを分解することが認められた．

図 1 フェムト秒レーザー照射実験概要図

図 2 酸化チタン膜の光学顕微鏡像 (a)レーザー未照射 (b)レーザー照射後

図 3 アセトアルデヒド濃度の経時変化
4. 結論
照射する光源の波長領域を短波長側からカットしていくことで，光触媒機能の発現に寄与する波長領域を調べた．フェムト秒レーザー照射を行った酸化チタンの光触媒機能の発現には波長500 nmよりも短波長領域の可視光が有効であることを明らかにした．
5. 参考文献
1) 塚本雅裕，篠永東吾，堀口直人，吉田実，藤田雅之，
阿部信行:高温学会誌 37-6，pp.311-315 (2011)(共同研究分野：エネルギープロセス学分野)

－74－
－
74 －

添加金属微粒子の形態制御によるガラスの高機能化
千葉大学大学院工学研究科 松坂壮太
U1. はじめにU本研究ではこれまで，電圧印加を併用した固体イオン交換法を用いてガラス内部に金属イオンを導入することにより，ガラスの高機能化を図ってきた．本報告では，イオン交換法によって銀微粒子を分散させたガラス基板に対して，レーザ照射や電圧印加といった後処理を行うことによって，微粒子の形態
や凝集位置を変化させ，光学特性の制御を試みた．
U2. 供試材料および実験方法
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400 V（金属
箔側を陽極），印加時間10.8 ksの条件で電圧印加を行った．このような条件で内部に銀微粒子を分散させたガラスに対し，ナノ秒パルスレーザ照射（波長：1064nm，パルス幅：6ns，フルエンス：34J/cm2，ガラ
ス全面にスキャン照射）を行った．またレーザ照射後のガラスに対して，さらにイオン添加時と同じ方向（銀箔側が陽極）で200V，10.8ksの電圧印加を行った試料も準備した．作製したガラス試料に対して，
紫外可視分光光度計による光透過率測定および透過型電子顕微鏡(TEM)観察を行った．
3. 実験結果
Fig. 1にイオン交換ガラス（銀微粒子分散ガラス），レーザ照射ガラス，レーザ照射後に電圧を印加したガラスの光透過スペクトルを示す．同図から分かるように，イオン交換処理のみを行ったガラスでは，400nm以上の可視域で高い透過率（約95%）を維持しており，これはイオン添加前の未処理ガラスとほぼ同等である．一方，レーザ照射を1スキャン行った試料では，波長420nm付近に特徴的な吸収ピークが認
められ，この付近での透過率は50%以下まで低下している．なおここでは示していないが，スキャン回数を増加させることによって，420nm付近の透過率は約30%まで低下することも分かった．一方，レーザ照射後に再び電圧印加を行った試料では，50%以下まで低下していた透過率が約70%まで回復していることが分かる．したがって，銀イオン添加後のガラス試料に対して，レーザ照射と電圧印加を適切に組み合わせることによって，波長420nm付近の透過率を30～70%の間で自在に制御できるものと考えられる．
このようなイオン添加後の後処理によって光学特性が大きく変化した原因を調べるため，TEMによる微粒子添加領域の断面観察を行った．レーザ照射後および電圧印加後の断面HAADF-STEM像をFig. 2 (a),(b)に示す．図中の白い粒子が銀微粒子である．Fig. 2 (a) から，レーザ照射後のガラス表面近傍では，銀微粒子の凝集層，欠乏層，凝集層の三層構造が形成されていることが分かる．またガラス内部の凝集層では，最大で直径10nm程度の銀微粒子が認められた．これまでの研究により，イオン交換後のガラスに
このような構造は認められず，一様に5nm以下の微粒子が分散していたことから，光透過率の減少は粒子径の増加と構造変化によるものと考えられる．一方，レーザ照射後に電圧印加を行った試料(Fig. 2 (b))においても，同様の三層構造が認められるが，ガラス内部の凝集層での微粒子径は若干微細化している．
電圧印加によってこのような形態変化が生じる原因は明らかでなく，今後，詳細な検討が必要である．

Fig. 1 Change in transmissivity of glass by laser
irradiation and voltage application.

Fig. 2 Cross-sectional HAADF-STEM images of (a)laser-irradiated and (b) voltage-applied glass samples.

（共同研究分野：スマートビームプロセス学分野）－
75 75 －－

高強度フェムト秒レーザー照射によるシリコン表面へのプラズモン励起と観測
東京農工大学 大学院工学研究院
宮地 悟代
1. 目的
これまでに表面プラズモンポラリトン（SPP） は、半導体・誘電体・金属などの固体表面にフェムト秒（fs）
レーザーパルスを繰り返し照射することによって誘起されるナノ周期構造生成の主要な物理メカニズムとして議論されており[1-6]、SPP を制御することによってナノ構造の形状を制御することに成功している[4,6]。
波長や偏光、強度のようなレーザーの照射条件によって変化する SPP の波長、減衰長、減衰時間、空間モードが観測できれば、SPP をさらに精密に制御することができるため、固体表面に任意形状のレーザーナノア
ブレーション加工を実現できると期待される。しかし、励起される SPP の特徴を示す信号が直接観測された例はなかった。本研究の目的は、高強度 fs レーザーパルスを Si に照射したときに励起される SPP の特徴を有する信号を観測することである。
2. 研究方法
SPP の波数は、���� � �� ��� �� ⁄��� � �� � であり、�� は真空中での入射光の波数、�� と�� は界面に接する 2媒質の誘電率である[7]。ただし、SPP が励起されるには、Re��� � � Re��� � � �でなければならない。さらに、伝搬光で SPP を励起する場合には、光と SPP が運動量保存則を満たさなければならないため、その方法の一つとして、回折格子による結合法がよく用いられる。回折格子表面に光を角度 =  SPP で入射すると、回折光と入射光、SPP が位相整合条件 ���� � �� ��� ���� � ��� を満たしたとき、SPP が励起される。ここで、��は回折光の次数、�� は回折格子の波数であり、格子の周期間隔を�とすると�� � ����である。このとき、入射光から SPP へのエネルギーの移動が起こるため、反射率 R が急激に減少することがよく知られている[7]。したがって、 を変えて R を測定し、R の急激な減少による極小値（一般的にディップとよばれる）を観測す

ることによって、SPP が励起されたことだけでなく、上述の SPP の特徴をも知ることができる。
本研究では、中心波長 800 nm、パルス幅 100 fs、繰り返し率 10 Hz の Ti:sapphire レーザーシステムから出力される直線偏光の fs レーザーパルスを使用した。反射率測定およびターゲット製作のし易さを考慮し、以下の設計によって Si 回折格子を準備した。
高強度の fs レーザーパルスによって、Si に電子が励起され、その誘電率�� がドルーデモデルに従うとする∗
��、Siと、�� � ��� � ��� ⁄��� � � �⁄�� � と表すことができる。ここで、プラズマ周波数��� � � � �� ���� ����の誘電率��� � ���� � ��������、電子密度 Ne、入射光の角周波数、真空の誘電率�� 、電気素量 e、電子の質量∗� ���� [8]、ダンピング時間�� � ���� [8]である。これまでに、単一の fs レーザーパ
�、光学比有効質量����

ルスを Si 表面に集光・照射すると、フルーエンス F の増加にともなって励起電子の密度 Ne が増加し、フルーエンスが F ~ 400 mJ/cm2 において Ne = 1 – 2  1022 cm-3 でほぼ飽和すると報告されている[8]。本実験においても高密度電子層が Si 表面に生成され、大気と高密度電子層の界面で SPP が励起されると仮定する。大気の誘電率�� � �、Si 回折格子の周期間隔 = 1300 nm、回折光の次数� � �とすると、Ne = 1 – 2  1022 cm-3 となったとき、���� � �� � ���で SPP が励起され、R のディップが観測され得る。したがって、フォトリソグラフ

ィとエッチングによって p 型の Si 基板からラミナー回折格子を作製し、ターゲットとして使用した。この表面形状を走査プローブ顕微鏡（SPM）で測定したところ、 = 1300 nm、溝の深さ 66 nm であった。

反射率測定では、図 1(a)に示すように、システムから出力される fs レーザーパルスを、焦点距離 f = 500 mmのレンズで集光し、入射角 でターゲット表面に照射した。ターゲットからの反射光を f = 150 mm と f = 1000
mm の 1 対のレンズで拡大し、CCD 上へターゲット表面の像を転送した。スポット中心付近の反射光強度を抽出し、ピークフルーエンス F 近傍の反射率 R を求めた。

－76－
－
76 －

(a)

CCD

REFLECTIVITY, R (%)(b) 80f = 1000
f = 150Laser

f = 500


Target

60
40
20
0

図1

10

20
30
40
INCIDENT ANGLE,  (deg)(a)反射率測定のための光学配置図。(b)Si 回折格子の反射率。三角はアブレーションを誘起しないフルーエンス（Fl = 40 mJ/cm2）、丸はアブレーションを誘起するフルーエンス（Fh = 700 mJ/cm2）。
塗られた丸と白抜き丸はそれぞれ p 偏光および s 偏光である。太線と細線は計算結果を示す。
3. 研究結果
本実験では単一パルスの fs レーザーで Si をアブレーションするためにフルーエンスを Fh = 700 mJ/cm2 とした。また、比較のためにアブレーションしないほど十分低いフルーエンスとして Fl = 40 mJ/cm2 を用い、
これら 2 種類のフルーエンスで反射率を測定した。
図 1(b)は、Fh または Fl の fs レーザーを Si 回折格子に入射角 = 10 – 40 で照射して測定した反射率 R を示している。まず、Fl の fs レーザーパルスを Si 回折格子に単一パルス照射したとき、p と s 偏光ともに を増加させても R は単調に変化するだけでディップは見られない。この実験結果は、同図に併せて示しているよ
うに、結合波厳密解析法（RCWA 法）を用いて誘電率ߝୗ୧ を有する Si 回折格子の R を計算した結果と良く一致している。以上の結果は、波長 800 nm の低フルーエンスの fs パルスを照射しても誘電率は本実験で観測できるほど大きく変化せず、SPP は励起されないことを示している。
次に、Fh の fs レーザーパルスを、Si 回折格子に単一パルス照射して R を測定した。結果を同じく図 1(b)に示す。R は p、s 偏光ともに Fl のときよりも高い。また、 を変化させると、s 偏光では R は単調に変化する一方で、p 偏光では ~ 24 で R のディップが見られる。これらの結果は、偏光によらず高いフルーエンスの fs レーザーの照射によって Si 回折格子表面に高密度な電子が励起されたこと、p 偏光では大気と Si 回折
格子の界面に SPP が励起されたことを明確に示している。
4. 結論
高強度 fs レーザーパルスを Si 回折格子に入射角を変えて集光照射し、反射率を測定した。得られた実験結果により、高強度 fs レーザーによって Si に SPP が励起できることを初めて実証した。
参考文献[1] J.E. Sipe, J.F. Young, J.S. Preston, and H.M. van Driel, Phys. Rev. B 27, 1141–1154 (1983).
[2] G. Miyaji and K. Miyazaki, Opt. Express 16, 16265–16271 (2008).
[3] G. Miyaji and K. Miyazaki, K. Zhang, T. Yoshifuji, and J. Fujita, Opt. Express 20, 14848–14856 (2012).
[4] K. Miyazaki and G. Miyaji, J. Appl. Phys. 114, 153108/1-6 (2013).
[5] T. Shinonaga, M. Tsukamoto, and G. Miyaji, Opt. Express 22, 14696-14704 (2014).
[6] K. Miyazaki and G. Miyaji, Appl. Phys. Lett. 107, 071103/1-5 (2015).
[7] H. Raether, Surface Plasmons on Smooth Rough Surfaces and on Gratings (Springer, Berlin, 1988), 5.
[8] K. Sokolowski-Tinten and D. von der Linde, Phys. Rev. B 61, 2643–2650 (2000).
エネルギープロセス学分野

－77－
－
77 －

真空粉末床溶融結合法による Ti6Al4V 造形物の基礎研究― 造形初期における造形部の金属粉末溶融固化状態について ―石川県工業試験場 機械金属部
山下順広
１．目的㻌
真空雰囲気下の金属積層造形において、レーザ光出力を高くまたはレーザ掃引速度を低くし、造形面に投入する単位面積当たりのレーザ光エネルギー量を多くすることで、造形面の表面粗さ Ra が 1μm 以下の滑らかな光沢面を得られることがわかっている 1,2）。本研究では、光沢のある造形面がどのようにして生成されるか調べるため、数ラインのみの造形実験を実施し、造形後の表面観察を行った。また、造形部における金属
粉末の溶融固化状態について調べるため造形断面における観察を行った。
２．実験方法㻌
実験に用いた粉末床溶融結合法（以下 ，PBF と呼ぶ）装置を図 1 に示す。装置は、ビームスポット径φ0.15mm のシングルモードファイバーレーザ（(FITEL, Furukawa Electric Co.）を搭載し、照射位置はガルバノ
ミラーにより制御されている。チャンバー内は、真空ポンプにより真空下雰囲気(1×10-3 以下)にすることができる。
造形実験では、レーザ光出力 200W、レーザ掃引速度 10mm/s および掃引間隔 0.05mm のレーザ光照射条件下において、図 2 に示すようなレーザ掃引を行い、長さ 10mm ラインを 1～4 ライン分掃引させた４種類の造形面を作製した。金属粉末には、平均粒径 35μm の Ti-6Al-4V（大阪チタニウムテクノロジーズ社製）を用い、板厚 5mm の SUS304 板上に厚さ 0.1mm の金属粉末を堆積させ、造形実験を行った。このときのチャ
ンバー内雰囲気は、1×10-3Pa 以下の真空雰囲気下である。
３．実験結果造形後の外観写真を図 3 に示す。１ラインでは、光沢面が認められず、金属粉末が凝集し球状に固化した造形面が得られた。しかし、２ライン以上になると徐々に光沢面が得られ、その幅が増大している。これは、１ラインでは、ほとんどのレーザ光エネルギーが金属粉末に吸収され母材における溶融が乏しく金属粉末が濡れ広がらなかったことが要因と考えられる。一方、２ライン以上になると金属粉末の凝集により母材表面が部分的に露出し、母材へのレーザ光の吸収が増え、母材および金属粉末が溶融し滑らかな面な光沢面が生成されたと考えられる。
造形部中央付近をレーザの掃引方向に対して垂直に切断した断面写真を図 4 に示す。
ガルバノミラーレーザ発振器

造形チャンバー
真空排気
システム

  
図 1 PBF 装置の外観               図 2 レーザ掃引位置

－78－
－
78 －

(a) 1ラ イ ン(b) 2ラ イ ン(c) 3ラ イ ン(d) 4ラ イ ン

1mm

2

1

3

造形ラ イ ン 数4
         図 3 造形後の外観写真              図 4 造形部の断面写真

5 μm(a) 全体      (b) 溶け込み大の部分    (c) 母材と造形層の境界部
図 5 エッチング後の断面写真

１ラインでは、ほとんど金属粉末が溶融固化した造形層が得られていないが、２ライン以上になると、造形層が認められる。さらに、ライン数が増えると部分的に溶け込み深さが増大していることがわかる。造形層における母材金属の影響を評価するため、４ラインの造形断面において、10％しゅう酸水溶液中で電解エッ
チングを行った。
エッチング後の断面写真を図 5 に示す。母材と造形金属との境界に粒界腐食が多く認めら、造形層中に多くの母材金属が入り込んでいることが伺える。また、溶け込み深さが大きかった造形部においても、粒界腐食が認められた。同箇所の金属組成を調べるため、蛍光 X 線分析装置(XGT-5000WR,㈱堀場製作所製)を用いて元素分析を行った。このとき、分析スポット径はφ0.1mm である。分析の結果、Ti25％、Fe52％と母材の金属成分が多く、造形部における希釈が大きいことがわかった。
４．まとめ㻌
本研究では、造形初期における造形部の金属粉末溶融固化状態について観察を行った。１ラインでは光沢面が得られないが、２ライン以上では光沢面が得られた。また、ライン数の増加とともに造形内部において、部分的に溶け込みの深い箇所が発生し、母材との希釈過多が認められた。造形表面に、金属粉末の機能性を均一に持たせるためには、希釈過多が起こらないようにレーザ光投入量の制御が必要と考えられる。
５．参考文献㻌
1)Y.Sato ,M.Tsukamoto ,Y.Yamashita、Surface morphology of Ti-6Al-4V plate fabricated by vacuum selective laser
melting、Applied Physics B (2015)2)Y.Sato ,M.Tsukamoto ,S.Masuno, Y.Yamashita K.Yamashita ,D.Tanigawa ,N.Abe、Investigation of the microstructureand surface morphology of Ti-6Al-4V plate fabricated by vacuum selective laser melting、Applied Physics A (2016) （共同研究分野：エネルギープロセス学分野）

－
79－
－
79 －

レーザークラッディングを用いた Co 基合金皮膜形成に関する基礎研究
近畿大学理工学部
吉田実

実験方法
本研究で用いた実験装置の概略図を図 1 に示す．ノズ
ルを用いて溶融池に粉末を供給し，横 2.6 mm 縦 0.3 mmの矩形のビームプロファイルを有する半導体レーザーを用いて皮膜形成を行った．材料粉末として，高温での硬度低下が少なく，耐摩耗性・耐酸化性を持つ Co 基合金を使用した．基板材料は SUS304 ステンレス鋼基板を用いた．レーザーの波長，出力，パワー密度，材料粉末の粒径，レーザーの入射角及び粉末供給の角角度はそれぞれ
915 nm，500 W，6.4×104 W/cm2，30 µm，XZ 平面上で Z
軸よりX 軸負の方向に20°及びXZ 平面上でZ 軸よりX
軸正の方向に 25°とした．単位面積当たりの入熱量及びZ軸
25°
レーザービーム

20°

粉末供給ノズル
Co 基合金粉末Y軸

Co 基合金被膜
X軸レーザー掃引方向

3.

800

50

600

40
30

400
200
0

Fe質量濃度 (wt%)

結果
図 2 に単位面積当たりの入熱量 2.3×103 J/cm2，粉末供給量 2.5，10，20 g/min でレーザークラッディングにより皮膜形成を行った皮膜のビッカース硬さ及び Fe 質量濃度を示す．図 2 より粉末供給量を増やしていくと，Fe 質
量濃度が減少したことによりビッカース硬さが上昇し希釈の小さい皮膜形成ができたことが分かる．

20

ビッカース硬さ

10Fe質量濃度010
粉末供給量 (g/min)

020

図 2 粉末供給量に対するビッカース硬さ及びFe 質量濃度
図 3 に単位面積当たりの入熱量 1.5，3.1×103 J/cm2，粉末供給量7.5 g/min でレーザークラッディングにより皮膜形成を行った皮膜のビッカース硬さ及び Fe 質量濃度を示す．図 3 より単位面積当たりの入熱量を増やしていくと，Fe 質量濃度が増加したことによりビッカース硬さが減少し希釈の大きな皮膜形成がされたことが分かる．
800
600
400
200
0

ビッカース硬度Fe質量濃度
12
34
単位面積当たりの入熱量 (×102 J/cm2)

5

60
50
40
30
20
10
0

Fe質量濃度 (wt%)

2.

粉末供給量はそれぞれ 3.8×102～3.8×103 J/cm2 及び 3～30
g/min の間で変化させた．レーザースポットをビームの短軸方向に掃引させて成膜した．

ビッカース硬さ (HV)

目的
近年，材料表面の性能を向上させるために異種材料を基板表面にコーティングする表面処理技術の向上が求められている．従来の表面処理として，溶射法やプラズ
マ紛体肉盛溶接などが行われてきた．しかしながら，溶射法では基板との密着性が低く，緻密な皮膜の形成が困難であるという問題がある．また，プラズマ紛体肉盛溶
接では入熱量が大きいため，母材の変形などの熱影響を引き起こしやすいという問題がある．これらの方法に対して近年，レーザーを用いて粉末材料を溶融することで皮膜を形成するレーザークラッディングが注目されている．この手法では集光性に優れるレーザーを用いるため，入熱量を少なくすることが可能である 1)．しかし，レーザークラッディングは，基板溶融し溶着するプロセスなので、母材が皮膜に溶け込むことによる皮膜性能の低下(希釈)を引き起こしやすいという問題がある．先行研究として，粉末静置型で希釈の少ない皮膜形成を行ってきた．しかし，粉末静置型では複雑な形状への皮膜形
成困難である．そのため本研究では，粉末供給方式でのレーザークラッディングによるCo 基合金 ( Stellite No.
6 ) 皮膜形成において、単位面積当たりの入熱量及び粉末量が皮膜に与える影響を調べた．また、希釈の評価として、ビッカース硬さ試験と EDX による Fe 質量濃度の測定を行った．

ビッカース硬さ (HV)1.

図 3 単位面積当たりの入熱量対するビッカース硬さ及び Fe 質量濃度4. 結論
粉末供給方式でのレーザークラッディングによる Co
基合金皮膜形成において，単位面積当たりの入熱量及び粉末供給量が皮膜形成時の硬度ならびに基板との希釈に与える影響が明らかとなった．
5.
1)

基板

図 1 実験装置の概略図

－80－
－
80 －

参考文献
谷川 大地 他，レーザ加工学会誌 Vol. 21，No. 2(2014)(共同研究分野：エネルギープロセス学分野)

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．
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が，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，完全にはく離を防ぐことは出来ていない．
そこで本研究ではこれまでに引き続き，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凸型マイ

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

クロエッジインデント法により評価した．
２．実験方法図３

凸型マイクロエッジインデント法

－81－
－
81 －

高速度鋼(JIS:SKH51)を縦 14mm，横 14mm，高さ 5mm に切断し加工したものを基材として用いた．高周波加熱装置(セキスイ電子株式会社製形式：MU-1700)を用い固溶化熱処理(1323K まで加熱した後 5.4ks 保
持し，水冷)したのち，試験片表面をバフ研磨して鏡面に仕上げた後，アセトン中で超音波洗浄した．その後，高周波マグネトロンスパッタ装置(最大出力 800W)を用いて，チャンバー内圧力を p=5.0Pa に保持しながら出力 P=500W でプラズマ放電を施し，チャンバー内に導入するアルゴン流量，
水素流量および放電時間を様々に変化させ，種々の高さ，直径，および密度をもつ突起物を形成させた．プラズマ放電後，ヘリコンスパッタ装置(日本真空技術(株)製：MSP-2000-HC-3S2)を用いて SiC 薄膜を成膜した．チャンバー内の真空度を約5×10-4Pa まで排気後，Ar ガス(純度 99.9%)を 18sccm で導入しながらカソード，コイルに所定の高周波を加えてターゲットを 32.4ks スパッタさせ，基板表面に膜厚 B1 が 3μm になるようにコーティングした．
SiC 薄膜のはく離エネルギを評価するため，図 3 に示す凸型マイクロエッジインデント法を用いた．まず，
図 1(a)に示すように集束イオンビーム装置(FIB，セイコーインスツルメンツ(株)製：SMI9200D)により，試験片が短冊状になるよう試験片表面に幅 5～10μm，深さ 5μm の溝をつけた．溝の淵から約 15�m の位置に円錐形ダイヤモンド圧子(頂角�=120°，先端曲率半径 r=0.025mm)を，荷重 P を徐々に増加させて押込み薄膜をはく離させた．図 3(b)に圧子荷重-変位曲線を示す．基材のみに圧子を押込んだ時の荷重を P2 とすると，圧子が基材に達したときの皮膜荷重は近似的に P-P2 となる．
界面破壊じん性値 GC は以下の式により求めた．
2Pd  P2 d  sin 2 
G 
C

(1)

2 2 E1b 2 B1 tan 2 

ここで，E1 は薄膜の弾性係数，b はエッジの幅，θは圧子近傍のはく離角度であり，添字の d ははく離時の値を示す．
３．実験結果および考察
３．１

SiC 薄膜製膜後の試験片の様子

ナノワイヤを形成させたのち SiC 薄膜を成膜させた試験片の表面の様子を図 4 に示す．ナノワイヤの平均高さが膜厚と同程度であるので，界面に形成させたナノワイヤの凹凸が表面にあらわれている．

10m

図４

30m

SiC 製膜後の表面の様子

３．２ 凸型マイクロエッジインデント法によるはく離強度評価
試験片に凸型エッジインデント試験を行い，得られたはく離荷重より，式(1)を用いて界面破壊じん性値 GCを求めた．計算に際し E1 はナノインデンタを用いて求めた SiC 薄膜のヤング率と，ナノワイヤのヤング率か

－82－
－
82 －

ら内挿した．
界面にナノワイヤの底面積の総計が占める割合(無次元化底面積)r で整理した結果を図 5 に示す．
界面破壊じん性値は突起がない試験片のそれの 3 倍程度にまで増加し，ナノワイヤの改善効果が明らかとなった．

図５

界面破壊靱性値

４．結言
本研究で得られた結果は以下の通りである．
(1) 凸型マイクロエッジインデント法を SiC 薄膜に適用すると，薄膜のはく離に対応する圧子変位の急激な増加が認められ，薄膜ははく離する．
(2) 界面にナノワイヤを形成した試験片の界面破壊じん性値は，界面に突起を形成しない場合に比べおよそ3 倍に増加し，ナノワイヤの形成がはく離強度向上に有効であることがわかった．
(共同研究分野：環境調和プロセス学分野)

－83－
－
83 －

循環型社会形成と環境調和技術ビジョンに関する研究
些末なエネルギー源を利用したエネルギーハーベスティング
東京工業大学 大学院理工学研究科
国際開発工学専攻
高 橋 邦 夫
１．背景
メガソーラー発電や大規模風力発電など，多くの環境発電は，技術的にも経済的にもシステムのデザインにおいおて大規模な発電電力量を前提としている。小規模な環境発電は，技術的にエネルギ
ー効率を上げにくいためである。我々は，小規模な環境発電に対しても，最小限の付加回路で最大電力追従（Maximum Power Tracking）をできるシステムを検討し，太陽電池や熱電素子でその有用性を実証してきた。このような簡易なシステムは，離島や被災地など電力供給の難しい場所での電力確保に役立つだけでなく，電源確保の難しい場所における自立計測システム網の構築にも役立つ。本研究では，その応用の１つとして，生物が発する熱を利用して発電し，そのエネルギーを蓄積する為のシステムを設計試作したので報告する[1]。
２．微生物を利用したコンポスト製造プロセス
生物工学の分野では，微生物を利用してコンポストを製造するプロセスが研究されている[2]。環境を制御し，微生物を効率よく働かせると，微生物の発生させる熱で周囲の温度を上げ過ぎ，有用な菌株が死滅してしまう事が知られている[1,2]。このような場合にその熱を利用して発電することが合理的である。発電した電力は蓄積しても良いし，また，生物の温度計測やその制御に用いる事も考えられる。例えば，コンポスト製造時にシート状の発電システムをかぶせることで，発酵プロ
セスの温度を計測し，温度が足りなければ発熱を促す指令を送り，温度が上がり過ぎそうであれば積極的に発電することで製造中のコンポストを冷却することができる。
３．最大出力点追従回路
太陽電池，熱電素子，小型風車など，身の回りの些末なエネルギー源からエネルギーを取り出す際，最大出力点を追従する制御が重要になる。太陽電池を直接，充電電池につないでも，エネルギー効率は１％にも満たない場合もある。エネルギーハーベスティングでも，大規模な発電設備の場合は，総電力に余裕があるため，その電力で制御用のパソコンを１台数十Ｗ程度で動かしても，十分発電の意味があるが，身の回りの些末なエネルギー源を動かす場合は，制御用のパソコンの電力を十分に上回る出力の規模が無い限り意味がなく，結果的に大規模な発電設備が必要となってしまう。些
末なエネルギー源をもちいたエネルギーハーベスティングは，場所をとらない小規模設備を，多数稼働させることに意味がある。
４．コンポスト製造時の発熱を利用した発電システムの試作
本研究で用いた熱電素子の電流電圧特性を図１に示す。既に完成させている最大出力点追従の原理を図２に示す。今回設計したシステムの概略図を図３(a)に示す。発熱するコンポストと水冷板の間に熱電素子が配置されている．図３(b)の写真に示すシステムを用い，コンポストの廃熱からエネルギーを取り出せることを実証できた。熱電素子は温度差によって発電するので，発電量は冷却水の流量に依存し，その状況で回路は最大出力点を追従していることも確認できた。また，発電量を増やすことにより，コンポストの温度を下げることができることも確認できた。さらに，電流電－84 84 －－

圧特性だけでなく熱伝導性を考慮して熱電素子を選択することによって，効率的に発電できる可能性が示唆された。
謝辞
コンポスト作製系に関して，東京工業大学の中崎清彦教授の全面的な支援を受けた。心より感謝し
ている。
参考文献
[1] イ クモク，コンポスト化過程における廃熱によるエネルギーハーベスティング装置の試作，
2015 年度東工大修論[2] Nga Thi Dinh, et.al., Biomass and Bioenergy, Elsevier, Vol. 68, pp. 240-249, Sep. 2014.
1 P.S. i-v characteristics

Voltage

v=2VMP-RMPiaround MPP

VMP

IMP
Current0
図１

発電素子の電流電圧特性[1]

図２

(a)
図３

熱電素子の電源特性と最大出力点(b)
試作したシステムの概略図と写真 [1]（共同研究分野：環境調和プロセス学分野）

－
85－
－
85 －

固体接触界面の熱抵抗モデルの構築と簡易熱解析ツールの開発
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 的固体どうしの接合プロセスでは、固体表面のミクロな粗さならびにマクロなうねりに起因する熱流の縮小と拡大に伴う付加的な熱抵抗が生じ、接合結果に大きな影響を及ぼすと考えられる。
本研究課題においては、
このような接合プロセスの熱解析に適用可能な、熱抵抗モデルの構築と Excel ならびに VBA を導入した簡易解析ツールの開発を試みている。そこで，報告 [1] は，現場レベルでの簡易熱解析の実現を目指し，プログ
ラミング知識を必要としない，Excel の表計算機能を利用した解析ツールの導入可能性を示した．次に，報告 [2] では，材料の接合界面における熱移動プロセスを解明する上で重要な接触熱抵抗について検討し，粗さを有する平面間の接触モデルと凸面間の接触モデルに基づく解析結果から，接合面に存在するマクロなう
ねり成分の適切な評価が重要であることを示した．さらに前報 [3] では,円板状固体間の非定常熱伝導問題を具体例として，Excel の表計算機能と簡単なマクロを組み合わせた簡易熱解析ツールの開発例を示した．
ここでは，これまでに得られた研究成果を統合するとともに，接触面にミクロな粗さを有する円柱ロッド間の非定常熱伝導問題について、高温側材料の境界条件の違いを考慮した，Excel の表計算機能と簡単なマクロを組み合わせた簡易熱解析ツールの開発例について報告する．
２．物理モデルおよび基礎方程式
２－１．物理モデル
図 1 に，物理モデルと座標系を示す．断面積 A，長さ bh，熱伝導率h，比熱 ch，密度h の高温側円柱ロッドが，接触熱コンダクタンス h のもとで，断面積 A，長さ bc，熱伝導率c，比熱 cc，密度c の低温側円柱ロッドと接触している．ここで，系の初期温度は Tであり，周囲は断熱されている．この状態で，高温側円柱
ロッドの左面が熱量 Q あるいは温度 Tho でステップ的に加熱され，低温側円柱ロッドの右面は周囲温度 Tce(=T) に保たれた場合について，系の 1 次元非定常温度変化を Excel の表計算機能を用いて数値解析する．
２－２．基礎方程式
図 2 に示すように，高温側円柱ロッドを m 分割，低温側円柱ロッドを n 分割すると，空間メッシュは，それぞれ xh = bh/m，xc = bc/n となる．したがって，完全陰解法を適用した場合，i を格子点番号、k を時間ス
テップ数とすると，図の内点①における時刻 t + t での温度 Tik+1 は，図 3 に基づき，時間t の間にコントロールボリュームに蓄積，流入，流出する熱流のバランスから，次式で与えられる．
Insulated
Tho

Q

A
0

T

h

h
Th
Tc
h c hc c cc
Contact interface

bh

bc

T

Tce

x

図 1 物理モデルと座標系

Qin

A

Qout
Tik ⇒ Tik+1

Ti-1k+1


R
 c

R

Ti+1k+1

x
④
xh
2

①
xh

②③
xh xc
2

①
xc

2

⑤
 xc
2

図 2 解析領域の空間分割と格子点－
86 86 －－

図 3 内点� に関するコントロール
ボリュームと熱流

Sub 反復計算()' 反復計算 Macro
Sheets("T(1)").Copy After:=Sheets(3)Cells.Replace What:="T(0)", Replacement:="T(1)", LookAt:=xlPart, _SearchOrder:=xlByRows, MatchCase:=False, SearchFormat:=False, _ReplaceFormat:=False
End Sub
反復計算の拡張マクロ

第2時間ステップ (t = 2t) “T(2)”における反復計算の実行例

T(2) ～ T(K)Sub 反復計算()
Dim M As Integer, MEND As Integer
Dim SN1 As String, SN2 As String
Dim N1 As String, N2 As String
MEND = Val(InputBox("時間ステップ数は?"))For M = 1 To MEND Step 1
ActiveSheet.Copy After:=Sheets(Sheets.Count)
SN1 = Sheets.Count - 4
SN2 = Sheets.Count - 3
N1 = "T(" + SN1 + ")"N2 = "T(" + SN2 + ")"Cells.Replace N1, N2
Next
End Sub=((C25+E25)/P!$C$17+P!$C$16*'T(0)'!D25)/(P!$C$16+2/P!$C$17)=((C25+E25)/P!$C$17+P!$C$16*'T(1)'!D25)/(P!$C$16+2/P!$C$17)
Sub 反復計算()
マクロの記録結果' 反復計算 Macro
Sheets("T(1)").Copy After:=Sheets(3)Cells.Replace What:="T(0)", Replacement:="T(1)", LookAt:=xlPart, _SearchOrder:=xlByRows, MatchCase:=False, SearchFormat:=False, _ReplaceFormat:=False
End Sub

図 4 第 2 時間ステップの反復計算実行例

図5

反復計算の拡張マクロ Ax ρ c Ti k 1  Ti k   Qin t  Qout t(1)

ここで， コントロールボリュームに流入，流出する熱流 Qin および Qout は，熱抵抗を R (=x/(A))とすると，










Qin Ti k11  Ti k 1 R ，
Qout Ti k 1  Ti k11 R(2), (3)より，式(1)に式(2)および式(3)を代入すると，温度 Tik+1 は，反復計算に基づき，次式で求めることができる．
Ti k11  Ti k11 Aρcx k
Ti

R
t
Ti k 1 Acx 2

R
t

(4)

同様に、高温側円柱ロッドと低温側円柱ロッドの接触面② (i=hm) および③ (i=cm) における高温側端面温度 Thmk+1 と低温側端面温度 Tcmk+1 は、それぞれ次式で与えられる．
k 1
T k 1
1 Aρh ch xh k
1 Aρc cc xc k Tc m 1
Th m  h m 1  AhTckm1
Tc m 
 AhThkm1
2
2
t
Rh
t
Rc
k 1
k 1
， Tc m 
Th m 
1 Aρ h ch xh1
1 Aρc cc xc 1

 Ah

 Ah
2
2
t
Rh
t
Rc

(5), (6)

３．Excel とマクロを導入した簡易熱解析ツールの開発例
図 4 に，第 2 時間ステップ (t = 2t) における反復計算の実行例を示す．ここでは，文字列の検索と置換機能が利用されており，第 2 時間ステップのシートに含まれる，第 0 時間ステップのワークシート名 T(0)が検索され、第 1 時間ステップのワークシート名 T(1)に自動的に置換されている．
図 5 に，反復計算用マクロの作成例を示す．これは，図 4 に示した第 2 時間ステップにおける反復計算の実行例を拡張し一般化したものであり，VBA を導入し，本解析目的に沿う形式にカスタマイズした例である．
４．結 論
接触面にミクロな粗さを有する固体間の 1 次元非定常熱伝導問題を例として、高温側材料の境界条件の違いを考慮した，Excel の表計算機能と簡単なマクロを組み合わせた簡易熱解析ツールの開発例を示した．
５．参考文献[1] 富村寿夫，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，(2012)，pp. 86-87.
[2] 富村寿夫，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，(2013)，pp. 75-76.
[3] 富村寿夫，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，(2014)，pp. 76-77.
(共同研究分野 : 環境調和プロセス学分野)

－87－
－
87 －

Modeling of Grounded CPW Line with Anomalous Skin Effect in THz band
Electrical and Electronics Engineering
Graduate School of Science and Engineering
Kagoshima University
Kenjiro Nishikawa
Abstract
Recently, the terahertz (THz) frequency band has been focused and investigated for developing new applications,such as an ultra-high-speed wireless system, and so on. These new system have demanded a highly integrated andcompact IC, such as CMOS ICs. Transmission loss on the ICs is the most important issue due to insufficient device
performances in THz band. This paper models a grounded CPW line with loss characteristics, including anomalous
skin effect. The anomalous skin effect is characterized by the proposed donut-style conductor structure. The calculated
loss of the grounded CPW line constructed by the donut-style conductor model is 2.5 times higher than those ofprevious models.
Keywords: Terahertz (THz), Anomalous Skin Effect, Grounded Coplanar waveguide (CPW)Introduction
Use of a terahertz (THz) frequency band has been strongly demanded to create new applications such as
ultra-high-speed wireless communication device[1]. However, transmission loss is the major disadvantage of the THz
signal. Increase of the transmission loss in THz frequency band is occurred by various reasons; high-ordertransmission modes, conductor loss, anomalous skin effect, radiation loss, and dielectric loss.
Fig.1 illustrates the motion of electrons in high frequency[2]. In low frequency, as shown in Fig.1 (a), electrons moveto the conductor surface in the case of alternating current. As frequency becomes higher, skin depth becomes thinner.
As a result, the electrons concentrate on surface of conductor. As preventing the free electrons actions, the electron
density of the conductor surface becomes high value and the resistance in the conductor surface increases. When theskin depth becomes thinner than certain thickness, the resistance value becomes high compared with that of theconventional skin effect. This phenomenon is called an anomalous skin effect (ASE).
This paper proposes a donut-style conductor model to characterize the ASE effect and its characteristics arecompared with conventional conductor models by simulation.
Transmission Line Structure
To evaluate the ASE, the grounded coplanar waveguide (CPW) and three conductor models shown in Fig. 2 are
employed. This paper proposes a donut-style conductor model shown in Fig. 2 (a). In addition, this paper compares the
proposed model with a multilayer-style conductor[2] and a normal conductor to characterize the ASE. The donut- andmultilayer-style conductor models employ stepped resistivity structure below metal surface. The models have fivelayers including the bulk copper. The resistivity of a copper conductor caused by the anomalous skin effect[2] isexpressed by x    0

1  2C / x 2

(1)

1  4C / x

Constant C in equation (1) can be expressed asC A 1  p (2),where A=1 and p=0.
The variable x indicates the depth of the conductor surface. Bulk resistivity of copper conductor, ρ0, is 1.72×10-8.
The thickness and resistivity of each layer on the models are calculated by equation (1). Table 1 exhibits the calculated
results.
Simulation results
A cross-sectional view of the grounded CPW line used here is shown in Fig.3. Signal line width is 2μm, Gap
between the ground and the signal line is 6m. The conductor thickness and the dielectric layer (silicon oxide) are 1μm.
The length of the grounded CPW line on simulation is 500μm. The relative dielectric constant of silicon oxide is 3.8.
The simulation was carried out by a commercial electromagnetic simulator, Keysight EMpro.
Fig. 4 shows the calculated characteristics of the grounded CPW line. Fig. 4 (a), (b), and (b) exhibit the characteristic

－88－
－
88 －

impedance, the effective dielectric constant, and the loss, respectively. Black, blue, and red lines plot the donut-style,multilayer-style, and normal conductors, respectively. At 1 THz, characteristic impedance, effective dielectric constant,and loss of the grounded CPW line with the donut-style conductor are 52, 3.49, and 1.75dB/mm, respectively. The
loss value of the CPW line employing the proposed conductor model is 2.5 times higher than those of the other models.
The frequency dispersion of the other parameters of the proposed model is relatively high compared with the othermodels.
The loss characteristic of the proposed donut-style conductor was compared with the measured result shown in ref.
[3]. The measured attenuation of ref. [3] is still 2 times higher than that of the proposed model. However, theirfrequency responses are similar characteristic.
Conclusion
We proposed the donut-style conductor model to evaluate the ASE. The grounded CPW line employing thedonut-style conductor model was calculated. The results indicate the loss value of the proposed model is 2.5 times
higher than that of the other models. The other parameters have relative higher dispersion. In future, we will consider
the real conductivity values and another loss characteristics, such as dielectric loss or radiation loss.
References[1] 2013 IEEE MTT-S IMS Workshop, WMD: Technologies for THz Integrated System. Seattle WA, June 2013.
[2] Akira Tsuchiya and Hidetoshi Onodera, “Gradient Resistivity Method for Numerical Evaluation of Anomalous Skin Effect,”2011 IEEE Workshop
on Signal Propagation on Interconnects, pp.139-142, Nepal, May 2011.
[3] Frank Schnieder and Wolfgang Heinrich, “Thin-film microstrip lines and coplanar waveguide on semiconductor substrates for sub-mm wave
frequencies,” Frequenz, vol.59, Issue.5-6, pp. 1-4, June 2005.

(a) Classical skin effect (b) Anomalous skin effectFig. 1. Motion of electrons in high frequency.

(a) Characteristic impedance

(a)

(b)
(c)
Fig. 2. Conductor model(a) Donut model, (b) Multilayer model, (c) Normal model(b) Effective dielectric constant

Table 1. Resistivity of conductor layer
Layer

Thickness (nm)

0 (Ω/m)

0 - 10

8.6×10-8

10 - 30

4.21×10-8

30 - 50

2.94×10-8

50 - 100

2.32×10-8

100 -1.72×10-8(c) Loss
Fig.4. Transmission line characteristics

Fig. 3. Cross-sectional view of grounded CPW line.
（共同研究分野：環境調和プロセス学分野）

－89－
－
89 －

通電熱処理によるｐ型窒化ガリウムのアクセプター活性化とコンタクト特性
改善---次世代パワー素子用半導体材料へのコンタクト電極形成と評価--日本大学	
  生産工学部	
  	
 

	
 

	
 

大阪大学大学院工学研究科	
  	
  	
  	
  	
  	
 
大阪大学	
  接合科学研究所	
 

	
  	
  	
  	
  	
  	
  	
  	
  	
  前田	
  将克

土田	
  啓介*，Aiman bin Mohd Halil**

	
 

	
  	
  	
  	
  	
  	
  	
  	
  	
  高橋	
  康夫

* 現 (株 )豊 田 自 動 織 機 ， 	  ** 現 University Malaysia Pahang

1． 緒 言現 在 パ ワ ー エ レ ク ト ロ ニ ク ス 材 料 と し て Si 半 導 体 が 用 い ら れ て い る が 性 能 に 限 界 が 来 て い
る ． そ こ で ， 次 世 代 半 導 体 と し て 物 性 的 に よ り 優 れ た GaN が 注 目 さ れ て い る ． し か し ， GaN
半 導 体 の パ ワ ー エ レ ク ト ロ ニ ク ス へ の 実 用 化 に 向 け て 解 決 す べ き 問 題 は ，沢 山 残 存 す る ．そ のひ と つ が p-GaN と 金 属 電 極 と の 低 抵 抗 オ ー ミ ッ ク コ ン タ ク ト の 形 成 で あ る ．
そ の オ ー ミ ッ ク コ ン タ ク ト を 形 成 す る た め に は ，電 極 近 傍 の ド ー プ 密 度 を 上 げ る こ と に よ り
キ ャ リ ア 密 度 を 上 げ る こ と が 有 効 で あ る と 言 わ れ て い る ． し か し ， Mg ド ー プ さ れ た p 型 GaN
で は 溶 解 し て い る 水 素 に よ り Mg が 不 活 性 化 さ れ て し ま う ．そ の た め ，p 型 GaN の キ ャ リ ア 密
度 を 高 め る に は 水 素 を 除 去 す る こ と が 有 用 で あ る ．水 素 は GaN 中 で Mg-H 複 合 体 と し て 存 在 して い る 1) ．一 般 的 な 水 素 除 去 方 法 は 873 K 程 度 の 温 度 で の 熱 処 理 で あ る ．し か し ，高 温 で 熱 処
理 す る と GaN が 分 解 し て 窒 素 ガ ス が 発 生 す る ．そ の 際 に 電 子 が 半 導 体 中 に 残 る た め ，p 型 半 導
体 を 維 持 で き な く な る 2) ．
そ こ で ，本 研 究 で は ，通 電 し な が ら 熱 処 理 す る こ と で 高 温 熱 処 理 を 使 わ ず に 水 素 除 去 を 促 進
させてキャリア密度を高めようと考え，実験を行い電気特性について検討した．
2． 実 験 方 法
実 験 に あ た っ て ， サ フ ァ イ ア 上 に バ ッ フ ァ 層 と し て MOCVD 法 に よ り undope-GaN を 成 長 させ ， そ の 上 に 2 µm の 厚 さ の (0001) 方 向 の p 型 GaN を MOCVD で エ ピ 成 長 さ せ た 試 料 を 用 い
た ．こ れ を 4 mm 四 方 に 切 り 出 し た ．GaN 表 面 は ア セ ト ン で 超 音 波 洗 浄 し た ．コ ン タ ク ト 金 属と し て ， GaN と の 反 応 性 の 少 な い Ni を 使 用 し た ． 電 極 成 膜 に は ， 高 周 波 マ グ ネ ト ロ ン ス パ ッ
タ リ ン グ を 用 い た ．そ の 際 ，幅 2 mm の Al リ ボ ン で 基 板 を 固 定 し ，こ れ を マ ス ク と し て 利 用 した ． 高 純 度 (99.9999%) Ar ガ ス を 導 入 後 ， GaN 基 板 上 に Ni を 成 膜 し ， p-GaN/Ni コ ン タ ク ト を形 成 し た ． 作 成 し た 試 料 の 断 面 模 式 図 を Fig. 1 に 示 す ． 通 電 の 電 気
回 路 も 示 す ．通 電 の 際 に 電 極 と し て 銅 板 を 用 い た ．0.1 MPa の 高 純 度
窒 素 雰 囲 気 で 通 電 熱 処 理 を 行 っ た ． 熱 処 理 温 度 は 673 K と し た ． 通
電 の 電 圧 は 10 V と し た ． 電 気 測 定 は 1.0 V 電 圧 下 の 電 流 値 を 測 定 した ． 電 気 測 定 時 は 10 V の 通 電 を OFF に し た ． 電 気 特 性 の 時
間変化を調べた．比較のために，通電を行わず熱処理のみでFig. 1 Schematic illustrationof applying current flow.

同様の実験を行った．
3． 結 果 お よ び 考 察
Fig. 2 に 通 電 熱 処 理 し た 試 料 と ， 熱 処 理 の み の 試 料 の 電 流 値 の 時 間 変 化 を 示 す ． 縦 軸 の 値 に

－
90－
－
90 －

は 電 流 値 (I) と 熱 処 理 開 始 時 の 電 流 値 (I 0 ) と の 比 (I/I 0 ) を 用 い た ．V=1.0 V と し て I を 計 測 した ． 二 つ の 曲 線 は 測 定 値 か ら 最 小 二 乗 法 を 用 い て 算 出 し た ． 結 果 か ら 熱 処 理 開 始 後 660 s ま での 初 期 段 階 で は ， 熱 処 理 の み の 試 料 (実 線 ) は 通 電 熱 処 理 し た 試 料 (点 線 ) よ り も 電 流 値 が 大
き く 増 加 し て い る こ と が 分 か る ．し か し ，熱 処 理 を 始 め て 660 s 以 降 は 実 線 の 曲 線 は 飽 和 す る ．
一 方 で 点 線 の 曲 線 は 8000 s で 飽 和 す る ま で 増 加 し 続 け る ． こ の 結 果 か ら 通 電 に よ り p-GaN からの水素除去は持続的に生じることが示唆される．
Fig. 3 は 通 電 熱 処 理 に よ る 水 素 のp-GaN か ら の 除 去 過 程 を を 考 察 し た 模式 図 で あ る ． 矢 印 (a) は p-GaN 表 面 から の 水 素 放 出 を 示 す ．こ れ は 通 電 の 有 無に 関 係 な く 熱 処 理 中 に 発 生 す る ． p-GaN
中 の 水 素 密 度 が 下 が り ，飽 和 点 に 達 す ると 水 素 は 放 出 さ れ な く な る ．基 板 温 度 を
上 げ る こ と で p-GaN 中 の Mg-H 複 合 体 は
分 解 し ， 水 素 は H+と し て 存 在 す る ． 通
電 に よ り H + は p-GaN と Ni の 界 面 へ 移 動 する ． 矢 印 (b) は 通 電 に よ る H + の 移 動 を 示
す ． H + の 移 動 に よ り p-GaN/Ni 界 面 以 外 でFig. 2 Normalized values of current ( V = 1.0
V) of samples dependence on time during
annealing at 673 K with and without
current flow under condition of 10 V.

は 水 素 密 度 が 下 が る ．そ れ ゆ え (a) に よ る 水 素 除 去 は 低 下 さ れ ，初 期 段 階 で は 熱 処 理 の み よ り
電 気 特 性 改 善 が 小 さ い ． 矢 印 (c) は p-GaN/Ni 界 面 で の 水 素 除 去 を 示 す ． (b) に よ り 界 面 近 傍
で は 他 の 位 置 よ り も 水 素 密 度 が 高 い ．ま た ，H は Ni に 固 溶
し な い の で Ni/GaN 界 面 を 通 し て (c) に よ り 水 素 除 去 さ れ
続 け る ． (b) と (c) に よ り 水 素 が 除 去 さ れ た こ と は 通 電 熱処 理 さ れ た 試 料 の 結 果 か ら 確 認 で き る ． 8000 s ま で 電 流 値
は 増 加 し 続 け ，飽 和 点 に 達 す る ．こ の と き の 水 素 の 量 は GaN
全体の水素飽和点よりも少なくなるため，熱処理のみよりも電気特性が大きく改善される．
4． 結 言	  通 電 熱 処 理 に よ り 水 素 除 去 が 促 進 さ れ て ， キ ャ リ ア がFig. 3 Schematic illustrationof the routes of H releasemechanism from p-GaN by
applying current flow during
annealing.

増 加 す る ． p-GaN 中 の Mg-H 複 合 体 は 熱 処 理 に よ り 分 解
し て H + が 増 加 し ，通 電 に よ り除 去 さ れ る ．通 電 熱 処 理 の ほ う が 熱 処 理 の み よ り も 多 く の 水 素 を除去できるため，電気特性も大きく改善される．
参考文献
1) S. J. Peatron, J. C. Zolper, R. J. Shul and F. Ren, J. Appl. Phys., Vol. 86, No. 1, (1999) pp. 40-54.
2) Ippei Fujimoto et al., J. Elect. Mater. , Vol. 32, No. 9, (2003), pp. 957-963.
(共 同 研 究 分 野 ： 環 境 調 和 プ ロ セ ス 学 分 野 )

－
91－
－
91 －

異種金属材料ろう付時の界面反応現象
東海大学工学部
宮沢靖幸
１． 目的
近年，製造業において「アルミニウム合金とステンレス鋼」や「アルミニウム合金と銅合金」など，異種金属材料の接合が強く求められている．健全な異種金属材料の接合体が得られれば，材料の適材適所が進み，工業製品の軽量高強度化や環境負荷低減などを達成できると言われている．また，異種金属材料を接合した場合，界面に脆い金
属間化合物相（IMC）が大量に形成され，強度低下を招く．
ろう付は，異種金属材料を接合する方法として有効な方法と言われている．スポットろう付は抵抗加熱による短時間での接合が可能なため，IMC の形成を抑制することが期待できる．そこで，本研究では Ti/SUS，Al/Cu の接合に着目し，Ti/SUS，Al/Cu をスポットろう付で接合し，Ti/SUS，Al/Cu 接合体の接合性へ検討を加えた．
２． 研究方法
Ti/SUS 接合体では，母材にステンレス鋼(SUS304)と工業用純 Ti(CP-Ti)を用いた．母材の寸法は，SUS304 が50mm×7mm×0.8mm，CP-Ti が 50mm×7mm×0.5mm である．ろう材には，本研究室で考案した積層型ろう材を用いた．積層型ろう材とは，それぞれの母材と相性の良い箔状ろう材を組み合わせたものである．本研究では，
CP-Ti と相性の良い Ag 系箔状ろう材(BAg-8)とステンレス鋼と相性の良い Ni 系箔状ろう材(BNi-2，BNi-3，BNi-5，
BNi-6，BNi-7)を用いた．Ag 系ろう材の寸法は 5mm×5mm×50µm，Ni 系ろう材の寸法は 5mm×5mm×38µm である．
Al/Cu 接合体では，母材に純 Al(A1050)と無酸素銅(C1020)を用いた．母材の寸法は，A1050 が 50mm×7mm
×0.8mm，C1020 が 50mm×7mm×0.8mm である．ろう材には，MBF2005®(CuBal.Ni5.7Sn9.7P7)を用いた．
MBF2005®の寸法は 5mm×5mm×20µm である．スポットろう付(溶接)は抵抗加熱を熱源として接合を行う．Al や
Cu といった電気抵抗率が低く，熱伝導率が高い材料はろう付(溶接)に必要な熱量の確保が難しい．そこで，接合に必要な熱量を確保するために，スポット溶接時にカバープレートを用いる研究が報告されている．Fig.1 にカバープレートの模式図を示す．カバープレートは母材の放熱を防ぐ目的と母材に対して熱を供給する目的で使用した．これまで，スポットろう付の分野では，カバープレートを用いてろう付を行った研究は報告されていない．カバープレートには SPCC を用いた．カバープレートの寸法は，12mm×7mm×0.5mm である．
ろう付はマイクロスポット溶接機で行った．マイクロスポッ
ト溶接機で行う実験条件として，Ti/SUS 接合体の場合，ろう付電流値は 600A，ろう付電圧値は 3.5V，ろう付時間は2sec， ろう付加圧力は 4kgf，電極に Cu-W 合金を用い，Ar
ガス雰囲気中で接合した．また，Al/Cu 接合体の場合，ろう付電流値は 700～1100A，ろう付電圧値は 3.5V，ろう付時
間は 2sec，ろう付加圧力は 4kgf，電極に Cu-W 合金を用い，Ar ガス雰囲気中で接合した．
ろう付後，試験片を中速カッターを用いて，半分に切断しFig.1 Schematic diagram of spot brazing
with cover plate.

た．切断後，切断面を#1000～#2000 の耐水用エメリー紙で研磨を行い，バフ研磨機で鏡面研磨した．その後，
Ti/SUS 接合体は王水とクロール液，Al/Cu 接合体は水酸化ナトリウム水溶液と塩化第二鉄水溶液で腐食を行い，ろう付部断面組織を光学顕微鏡で組織観察した．また，EPMA でろう付部の元素分布を分析した．ろう付した試験片の強度試験として引張試験機(Instron®3367)を使用し，評価を行った．各条件の試験片は 3 個作製し，その平均を取り，結果とした．クロスヘッドスピードは 1mm/min とした．

－
92 92 －－

３． 研究結果
Ti/SUS 接合体の機械的性質およびろう付部断面組織観察結果について述べる．Fig.2 に示した引張せん断試験結果より，
BAg-8 単体で使用した場合と比較し，BAg-8 に BNi-6 を積層した場合，引張せん断強度が向上した．この要因を調査するた
めに，ろう付部の断面組織観察を行った．Fig.3 に各条件でろう付した試験片の代表的な断面組織を示す．BAg-8 単体を使用した場合と比較し，BAg-8 に Ni 系ろう材を積層した場合，
SUS304 側の界面反応が大きくなり，ろう材層の体積が大きくなった．また，Fig.3 に示す通り，どのろう材を用いた場合でも，ろう材層は主に 3 つの相(phase A，phase B，phase C)により構成されている．EPMA 分析結果及び Cr-Fe-Ti 三元系状態図

Fig.2 Tensile shear test results of the Ti/SUS
joints brazed with a combination brazing filler
metal.

より，phase A は，SUS304 と CP-Ti の溶解によって，ろう付中に形成された Cr6Fe18Ti5 であると考えられる．phase B は，
CP-Ti からろう材凝固時に形成した初晶であると考えられる．
さらに含まれている Fe や Cr は Ti 合金に対して，β相安定化元素として作用するので，この相は初晶βTi であると判断できる．phase C には Ag が多く含まれており， 他の元素含Fig.3 Typical cross sections at the Ti/SUS
brazed joint.

有量から，phase C は，Ag 固溶体であると考えられる．
次に Al/Cu 接合体の同様の結果について述べる．カバープレートを用いたことで，引張せん断強度が約 40%向上
した．試験片の断面組織結果より，カバープレートを用いたことによって，母材の放熱が抑制され，発生する熱量が増したと考えられる．また，熱伝導率の低いカバープレートが熱源となり，母材に熱を供給したと考えられる．これらにより，ろう付部の熱量が増し，界面反応が促進された結果，ろう付部の体積が大きくなり，引張せん断強度が向上したと考察した．また，ろう付電流値が大きくなることで，ろう付部の体積が大きくなった．これは，ろう付電流値が大きくなることで，発生する熱量が大きくなったからだと考えられる．また，700～1000A ではろう材が完全に溶融せず，ろう材箔の形状を確認することができる．一方，1100A ではろう材が完全に溶融し，ろう材箔の形状を確認することができなかった．さらに，800A からカバープレートと Cu と接合した．カバープレート表面にボロンコーティングや板厚を変化させた場合においても，カバープレートと Cu が接合した．
Fig.4 に示した引張せん断強度とろう付電流値の関係より，ろう付電流値の増加に伴い，引張せん断強度が向上した．これは，ろう付部の体積が大きくなったこと
で，接合面積が広くなり，引張せん断強度が向上したと考察した．また，ろう付電流値が 1100A になると，ろう材が完全に溶融することが観察されている．このことから，ろう材が完全に溶融しない場合は，引張せん断強度が低く，ろう材が完全に溶融した場合は，引張せん
断強度が高くなると考えられる．700～1000A ではろう材層，1100A では Al 母材で破断していることがわかっ

Fig.4 Relation between brazing current and tensile
shear strength of the Al/Cu joints brazed with
MBF2005® brazing filler metal and cover plate.

た．
（共同研究分野：環境調和プロセス学分野）

－93－
－
93 －

水中衝撃波を用いた高機能薄板材料の接合における異材界面の評価
崇城大学工学部機械工学科  
京都大学 エネルギー理工学研究所
熊本大学パルスパワー科学研究所

 森 昭寿 笠田竜太 外本和幸１．はじめに これまで我々は、爆薬の爆発によって生じた水中衝撃波を金属薄板に作用させて高速加速し、別の金属板上へ爆発圧接する方法について研究を実施し、各種高機能材料薄板の爆発圧接を試みてきた。この方法を用いて、超急冷薄膜材料の接合[1,2]や、タングステン薄板の接合[3,4]などに成功している。今回は、いくつかの高融点金属薄板を銅板上へ接合することを試みた結果を報告する。
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。寸法の詳細は割愛するが、ここで用いた装置
では、爆薬を傾斜させて水平方向への衝突点移動速度を減少させるとともに、爆薬の厚さを雷管側から遠ざかるにつれて増加させる方法を用いている。この装置を用いることで、金属板上に作用す
る水中衝撃波の圧力を、水平方向の位置によらず概ね一定にすることができる[1,2]。爆薬には SEP（カヤクジャパン社製、爆速約 7km/s、密度 1300kg/m3）を用い、左端の雷管によって起爆した。
ここで、爆薬の初期傾斜角はα＝20°とし、爆薬と試料の平均距離 D を 30mm として実験を行った。母材は 3mm 厚さの工業用純銅板とし、金属薄板と銅（3mm 厚）の間隙は 0.1mm（一定）とした。金属薄板としてはニオブ（0.5mm 厚）、タンタル（0.2mm 厚）で 50x50mm のサイズのものを実験に供した。金属薄板上には SUS304 鋼製のカバープレート(0.2mm 厚)が設置してある。接合された材料は爆轟方向に平行に中心部を切断し、研磨後の組織を光学顕微鏡観察した。
Waterl
Explosive (SEP)
Cover + flyer plates

Detonator

X

D=30mm

Seal
Cu

Anvil

図 1 今回使用した水中衝撃波を用いる爆発圧接装置の模式図
３．実験結果および考察
 爆発圧接実験後に回収した試料左端からの水平方向位置 X の変化に対する接合境界組織を、図 2～図 3 に示す。
図 2 は、ニオブ薄板の銅板上への爆発圧接実験結果を示すが、いずれの位置でも爆発圧接特有の波状界面を形成しており、はく離やクラック等の欠陥も認められず、良好に接合している状況が認められた。ただし、境界には両相が溶融・混合して生じたと思われる層が存在していたので、接合条件としてはエネルギーがやや過剰であったと思われる。
 図 3 は、タンタル薄板の結果であり、こちらの接合状況もはく離やクラックなどは認められず比較的良好である一方、接合境界には波状界面が形成されているものの、両相の混合層が層状に形成されている状況が認められた。
 今後、接合組織の詳細な解析と接合条件との比較検討を実施する計画である。さらに混合層による接合性の良否について検討するとともに、最適な接合条件についても明らかにしていきたい。

－
94－
－
94 －

Nb

X=10mmNb

Cu

X=20mmCuNb

X=30mm

X=40mm

Nb

Cu

Cu

100m


図 2 接合断面の光学顕微鏡写真（Nb-Cu）

Ta

X=10mmTa

Cu

X=20mmCuTa

X=30mmTa

Cu

X=40mm

Cu


100m

図 3 接合断面の光学顕微鏡写真（Ta-Cu）
参考文献[1] K. Hokamoto, K. Nakata. A. Mori, S. Tsuda, T. Tsumura and A. Inoue, J. Alloys andCompounds, 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] P. Manikandan, J.O. Lee, K. Mizumachi, A. Mori, K. Raghukandan and K. Hokamoto, J.
Nuclear Mater., 418(2011), pp. 281-285.
[4] D. Mori, R. Kasada, S. Konishi, Y. Morizono and K. Hokamoto, Fusion Engineering and
Design, 89(2014), pp.1086-1090.
（共同研究分野：溶接機構学分野）－
95 95 －－

異材界面の微細構造の観察、評価及び制御
金属/酸化物接合界面のナノーオーダーレベルの構造の解析
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 超薄膜エレクトロニクス
木津 たきお、生田目 俊秀

1. 目的
次世代の高精細で大画面なディスプレイを実現するには，高い電界効果移動度を有し大面積で成膜可能な薄膜半導体が必要である．その半導体素子の候補材料としてアモルファス酸化膜半導体が注目されている．また，従来材料であるアモルファスシリコンと比較して，素子の微細化が可能であり，機器の低消費電力化にもメリットがある．
しかしながら，作製プロセス中の保護膜形成過程において発生する水素プラズマに対して敏感であり，プラズマ
由来のダメージによる素子間の特性にバラつきや酸素欠陥由来のキャリア生成によるチャネル層の金属化が問題となっている[1-3]．現行の製造プロセスでは，保護膜形成前に酸化シリコンをバッファ層として堆積することでプラズマダメージの抑制を試みているが，均一性の限界や程数の増加に伴うコスト増加などの課題を残している．
本研究では，成膜条件の調整によって導電体から絶縁体までを連続的に制御可能な酸化膜半導体の特長を活かし，半導体膜と絶縁体膜を連続的に形成することで，二層構造の酸化薄膜トランジスタ(OxTFT)を作製し，プロセス安定性の高さと高移動度と高安定性を両立可能な OxTFT の創製を目指す．
2. 研究方法，上層
積層構造の二層チャネルは，下層が移動度の高い ISO3（ターゲット構成比，In2O3:SiO2 = 97 : 3 wt.%）が安定性の高い ISO20（ターゲット構成比，In2O3:SiO2 = 79.4 : 20.6 wt.%）で構成される．膜厚は，それぞれ 5 nmとした．下層の ISO3 は，DC スパッタリングで成膜した．成膜時の酸素濃度は，50%とし全圧は 0.25 Pa とした．
一方，上層の ISO20 は，RF スパッタリングで成膜し，出力，酸素濃度および全圧は ISO3 と同様とした．ISO3
および ISO20 は，大気暴露しない連続工程で成膜した．積層チャネルを形成後，電子ビーム蒸着にて Ti 40 nm を成膜した後，酸化防止のキャップ層として Au 10 nm を連続成膜した．チャネル形状は，長さ 350 μm，幅 1000μmとした．その後，チャネル特性及びチャネル-電極間のコンタクト改善のため大気中 250 ℃でアニールした．電気特性評価は大気中で暗所にて実施した．
3. 結果
二層 ISO 膜の膜質を確認するため，トランジスタを作製後，薄片を切り出し断面透過型電子顕微鏡（TEM）観察した（図 1）
．TEM 観察の結果，チャネル部分にコントラストのある ISO の二層構造を確認した．また，電子
ビーム回折を行ったところ，ディフラクションパターンが見えないことから，いずれの膜もアモルファスであることが分かった．

図 1 二層 ISO20/3 薄膜の断面

図 2 ISO20/3 TFT の伝達特性(a)と出力特性(b)図 3 単層 ISO3 TFT と二層
ISO20/3 TFT の伝達特性

TEM 像および SAD 像

－96－
－
96 －

図 2 に二層 ISO TFT の伝達特性(a)および出力特性(b)を示す．ハンプやヒステリシスがなく ss 値の小さい Normally-off の TFT 挙動が得られた．また，絶縁体的な ISO20の膜が上層にあるにもかかわらず，高い on 電流を維持した．これは，
ソース・ドレイン（SD）電極直下
で薄い Ti 酸化膜が形成されている

図 4 アニール処理する前(a)，水素雰囲気中 250 ℃で 60 min アニール後(b)，およことより，ISO20 膜から酸素が奪わ

びオゾン酸化雰囲気中 250 ℃で 30 min アニール後(b)の ISO20/3 の TFT 特性

れ，酸素欠陥（VO）が生成したためだと考える．また，図 3 に示すように，単層 ISO3 TFT と比較すると，二層 ISO (以下，ISO20/3 と呼ぶ) TFT では立上り電圧が 0 V 付近に抑えられ Normally-off を保ちながらも高い移動度を示すことが分かった．また，ヒステリシスや ss 値が大きく改善されていることから，膜中や膜界面でのトラップが減少できていると考えられる．
これは，ISO20 膜中の過剰酸素によって，膜中や膜界面の VO が補償されるためだと考える[4]．
ここで，水素耐性およびリカバリー効果について評価する為，水素還元およびオゾン酸化が ISO20/3 膜に及ぼす影響について調べた．図 4 に，アニール処理する前，水素雰囲気中 250 ℃で 60 min アニール後およびオゾン
酸化雰囲気中 250 ℃で 30 min アニール後の ISO20/3 の TFT 特性を示す．水素アニールにより，ゲート電圧依存性のない金属的な膜となっているのが分かる．これは，ISO3 膜中に水素中アニールにより生成した VO 由来キャ
リアが増加する為だと考える．その後のオゾン中アニールにより，立上り電圧が 0V 付近へシフトし，ヒステリシ
スやハンプのない特性に改善した．これは，強い酸化雰囲気中で熱アニールすることで，ISO3 膜中から水素が放出されると共に膜中の VO が減少する為だと考える．比較の為に，単層 ISO3 でも同様の実験を行った結果，単層ISO3 ではオゾンアニールによる特性改善が見られなかった．これより，ISO20 膜によるキャッピングすることにより，ISO3 膜からの酸素脱離を抑制すると共に，水素による特性劣化を効果的に防止できると考える．
4. 結論
Si 添加量の多い ISO（ISO-20）で Si 添加量の少ない ISO（ISO-3）をキャッピングすることで，下層の高移動
度 ISO 膜のポテンシャルを維持したまま，Normally-off かつ安定な OxTFT が作製可能であることを実証した．
今後は，ISO 膜中の酸素や水素原子を定量的に評価し，各種雰囲気アニールで起こる現象を原子オーダーで明らかにしていきたい．本研究による成果は応物にて発表し，Journal of Applied Physics に投稿中である[5]．
5. 参考文献[1] M. Kim, J. H. Jeong, H. J. Lee, T. K. Ahn, H. S. Shin, J.-S. Park, J. K. Jeong, Y.-G. Mo, and H. D. Kim,
Appl. Phys. Lett. 90, 212114 (2007).
[2] K.-S. Son, T.-S. Kim, J.-S. Jung, M.-K. Ryu, K.-B. Park, B.-W. Yoo, K. Park, J.-Y. Kwon, S.-Y. Lee, andJ.-M. Kim, Electrochem. Solid-State Lett. 12, H26 (2009).
[3] J.-C. Jhu, T.-C. Chang, G.-W. Chang, Y.-H. Tai, W.-W. Tsai, W.-J. Chiang, and J.-Y. Yan, J. Appl. Phys.
114, 204501 (2013).
[4] T. Orui, J. Herms, Y. Hanyu, S. Ueda, K. Watanabe, I. Sakaguchi, N. Ohashi, H. Hiramatsu, H.
Kumomi, H. Hosono, and T. Kamiya, J. Disp. Technol. 11, 518 (2015).
[5] 第 63 回応用物理学会春季学術講演会, 19p-P12-16 (2016).
（共同研究分野：溶接機構学分野）－
97 97 －－

粒内ベイナイト生成に及ぼすオーステナイトに導入された転位網の効果
愛媛大学大学院理工学研究科 
阪本辰顕，仲井清眞，小西早苗，吉澤俊希．平本貴史
1. 目的
粒内ベイナイトからなる組織を有する鉄鋼材料は強度と靱性に優れており、溶接金属の組織制御にも利用されている。我々は、これまで粒内ベイナイトの組織制御のために、核生成サイトとして割れの起点となる介在物ではな
く転位網を利用する研究を行っている。
伸びに及ぼす微細組織の要因として、我々は、隣り合うベイナイト・ラスのすべり系の平行性が変形の伝搬に影響していると考えており、すべり系の平行性の良いラスの集合体（$JJUHJDWHRIEDLQLWHODWKVZLWKQHDUO\SDUDOOHOVOLSV\VWHPVEHWZHHQQHLJKERULQJEDLQLWHODWKV$/36）が伸びに影響する要因であると考えている。
$/36 のサイズは一つの要因として考えられ、これまで $/36 のサイズは引張試験後のディンプルのサイズと関係があることを示唆する結果を得ているが、不明な点が多い。
本研究では、引張試験を行った後の試験片の破断面近傍における後方散乱電子線回折法（(%6'）による方位解析を行うことにより、ディンプルと $/36 の関係を調べた。
 実験方法
試料の化学組成を表 1 に示す。この試料に 1400℃で 300s 間の溶体化処理を施した後、500℃で 40s 間の等温保持を施し、ベイナイトを生成させ氷塩水に焼入れた。今回、オーステナイト化前処理は行っていないが、これまでの研究結果よりベイナイトは転位網からも生成していると考えられる。引張試験を室温にて、歪速度 5×10-4s-1
で行い、破断した試料の破面近傍の結晶方位を EBSD で解析した。得られた結果を用いて、隣接するベイナイト・ラス間のすべり系の平行性を解析した。すべり系として{110}  1 11  と{211}  1 11  を考え、すべり面同士のなす角度とすべり方向同士のなす角度
表 1 試料の化学組成(mass%)を求めた。両方の角度（θ）が同時にある一定値以下（隣接ベイナイト・ラス間のすべり系の良い領域）を取る領
域を ALPS と定義し、ディンプルのサイズに対応する ALPS サイズを求めた。つまり、この ALPS サイズの時のθ値を決定した。

a

b

c

d


 結果および考察 図 1 に引張り前の逆極点図（IPF）
マップと引張り後の破面近傍の IPF マ
ップを示す。破面に近いほど、同じ結晶方位を示す色の領域が狭くなっており、破面近傍では変形の影響でベイナイトの結晶方位が変化していることが分かる。図 1 の結果を用いて、隣接ベイナイト・ラス間のすべり系の平行性を解析した結果を図 2 に示す。図図 1 (a-c)引張試験後の破断試料の EBSD 測定から得られた IPF マッ

2 において黒い線がすべり系の平行性

プと(d)引張前の試料から得られた IPF マップ．

－98－
－
98 －

の悪いラス境界を示す。すa

べり系の平行性の悪い境
界で ALPS が囲まれると考えられるため、結晶粒径を測定する方法で通常用いられる線分法にてALPS のサイズを測定した。その結果を図 3 に示す。 b
図 3 には、SEM で測定したディンプルのサイズも示されている。図 3 より、
ALPS のサイズは破面近傍の箇所より破面から遠く離れた箇所のほうが大きな値を示すことが分かる。またディンプルのサイズは 3.1μm であり、破面近傍では ALPS のサイズ

図 2 図 1 から得られたすべり系の平行性の解析結果．平行性のしきい値は(a)10度と(b)15 度である．黒線はすべり系の平行性の悪い境界を表す．各図の下の数字
は ALPS のサイズを表す．

がθ ＝ 10°～15°の範囲にあると推察されるが、破面から離れるとこのθ値を有する ALPS のサイズが大きくなることが分かる。
破面近傍の ALPS のサイズが破面から離れた箇所
より小さくなった原因として、変形により ALPS 内にセル壁や小角粒界が形成され、すべり系の平行性の悪い境界が発生したためであると考えられる。
我々は、ALPS のサイズが伸びに影響すると考えており、ALPS のサイズがディンプルのサイズと関係していると考えているが、本研究によりディンプルのサイズは変形前の ALPS のサイズとは一致せず、

図 3 ディンプルのサイズおよび破面からの距離に破面に近づくにつれて ALPS サイズとほぼ一致する

対する ALPS のサイズ．

ことが明らかとなった。つまり、θ ＝ 10°～15°の境界が破面上のディンプル・サイズと一致することから、隣接ベイナイト・ラス間のすべり系の平行性が良い領域、つまり ALPS のサイズは、θ ＝ 10°～15°の境界であると考えられる。
 結論
粒内ベイナイト鋼の引張試験後、破断した試料の破面近傍の (%6' 解析を行い、$/36 のサイズとディンプルのサイズの関係を調べた。破面近傍では破面から離れた箇所より $/36 のサイズが小さいことが分かった。またディン
プルのサイズは破面近傍の $/36 のサイズとほぼ一致しており、引張試験前の $/36 サイズとは一致しないことが分かった。これは破面近傍は大きな変形を受けているため、セル壁や小角粒界が生成され、すべり系の平行性の悪い
境界が $/36 内に生成されたためであると考えられる。
（共同研究分野：溶接機構学分野）     

－
99－
－
99 －

SUS316L 溶接金属の高温純水中における応力腐食割れ形態
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，齊藤 直樹
１．目的
国内の沸騰水型原子力発電プラントの炉内構造物において，SUS316L や SUS304L 等の低炭素オーステナイト系
ステンレス鋼の溶接部に応力腐食割れ（SCC）が発生することが報告されている．検出された SCC の多くは溶接
熱影響部を起点とするものであるが，溶接金属から SCC が発生する事例が少なからず報告 1)されている．溶接金属から発生する SCC の特徴を把握するため，溶接後の熱履歴に着目し，種々の温度で熱時効処理を施した SUS316L
溶接金属を作製して高温純水中で CBB 試験を行ったところ，一部の試験片に SCC が複数個発生した．そして，SCCを包含する領域の結晶方位図を EBSD 測定したところオーステナイト粒界から SCC が発生し，その後フェライトの成長方向に沿ってオーステナイト粒内で進展していることが明らかとなった 2)．平成 27 年度は，これ以外の SCCについても同様の測定を行い，溶接金属に発生する SCC の金属組織的特徴を把握することを試みた．
２．研究方法板厚 25 mm の平板突合せ溶接継手をティグ溶接で製作した．なお，溶接条件は，電流 165 A，電圧 10.5 V，溶接
速度 1.5 mm/s，ワイヤ送給速度 0.136 g/s で，パス間温度を 150 ℃以下とした．表 1 に溶接金属の化学成分を示す．
製作した溶接継手を 573-673 K，23.4 Ms で熱処理し，溶接金属から溶接線直交方向と溶接線方向の二方向で板厚 2mm，幅 10 mm，長さ 50 mm の試験片を同条件で 4 枚，合計 24 枚採取した．そして，試験片を専用の曲げ治具にセットし，試験片表面に 1%の曲げひずみと 0.2 mm の隙間を付与し，隙間にはグラファイトファイバーウールを挿入した．試験片をセットした治具を 563 K，7 MPa で溶存酸素濃度 8ppm の高温純水中に 11.6 Ms 浸漬し，浸漬後の試験片断面に観察された SCC について，SCC を包括する領域の EBSD 測定を行って結晶方位図を得た．
なお，
EBSD 測定時の SEM の加速電圧は 20 kV で，測定ステップは 0.25-0.5 μm とした．

C
0.01

Si
0.47

Mn
1.51

P
0.024

S
0.001

Ni
12.07

Cr
18.32

Fe
Bal.

表 1 溶接金属の化学成分（mass%）

Mo
2.13

N
0.020

O
0.003

３．結果
673 K で熱処理した試験片 1 枚のみに複数の SCC が発生した．図 1-3 に SCC の光
学顕微鏡観察結果と EBSD 測定結果を示す．なお，光学顕微鏡写真の白色部はオー
ステナイト，筋状の灰色部はフェライトである．図 1 に示す SCC は，光学顕微鏡写
真およびオーステナイトの結晶方位図より，オーステナイト粒内と思われる箇所から発生し，オーステナイト粒内で進展していた．山田ら 3)は SUS316L 溶接金属について，高温純水中の CT 試験で進展させた
SCC の金属組織を調査しており，オース
テナイトとフェライトの境界に沿って

50μm

50μm
光学顕微鏡

フェライト オーステナイト

図 1 CBB 試験片断面の光学顕微鏡観察結果および EBSD 測定結果１

－100－
－
100 －

SCC が進展することを報告している．しかし，本研究で観察された SCC は，フェライトの結晶方位図から境界部を選択的に進展する傾向は見られなかった．この理由として，SCC の試験温度や水環境の相違等が考えられる．一方，図 2 および図 3に示す SCC も発生および進展はオーステ
ナイト粒内であったが，先端部近傍でオーステナイトとフェライトの境界で部分的に進展していた．以上より，オーステナイ 15μm
ト粒界から SCC が発生し，その後フェラ
イトの成長方向に沿ってオーステナイト

15μm
フェライト

光学顕微鏡

オーステナイト図 2 CBB 試験片断面の光学顕微鏡観察結果および EBSD 測定結果２粒内で進展していた過去の測定結果 2)と併せると，
SUS316L 溶接金属の SCCの発生と進展に関して金属組織上共通した傾向は見られず，種々のタ
イプの SCC が存在することが示唆
された．
４．結論
673 K で熱処理した SUS316L 溶
接金属について，高温純水中に発生した SCC の金属組織的な特徴を
EBSD 測定により明らかにすることを試みた．その結果，SCC の発生箇所と進展経路に関して金属組
織上共通した傾向は見られず，種々のタイプの SCC が存在することが

50μm

50μm
光学顕微鏡

フェライト

オーステナイト

図 3 CBB 試験片断面の光学顕微鏡観察結果および EBSD 測定結果３示唆された．
５．参考文献1) 鈴木俊一, 熊谷 克彦, 岡村 祐一, 福田 俊彦, 山下 裕宣, 山下 理道: 維持基準を適用した炉心シュラウドのSCC 損傷評価，保全学, 3-2(2004), 59-64.
2) 西川 聡: SUS316L 溶接金属の高温純水中における応力腐食割れ形態, 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 (2013), 93-94.
3) 山田 卓陽, 寺地 巧, 宮本 友樹, 有岡 孝司:ステンレス鋼溶接金属部の高温水中 SCC 進展挙動, INSS Journal
Vol.16 (2009), 127-135.
（共同研究分野：溶接機構学分野）

－101－
－
101 －

溶接部の機能を支配する材料学的因子の解明
304 オーステナイト系ステンレス鋼ウェルドディケイ抑制のための微細組織制御
東北大学大学院工学研究科材料システム工学専攻
鴇田 駿
1. 目的
オーステナイト系ステンレス鋼は優れた機械的特性と良好な耐食性から様々な用途に使用されているが，溶接施工時にその溶接熱影響部でウェルドディケイと呼ばれる深刻な粒界腐食が発生することが大きな問題となっている．
粒界腐食をはじめとする粒界に起因する劣化現象(粒界劣化現象)を抑制する方策として，
Watanabe[1]や Palumbo
ら[2]によって提唱された粒界工学(grain boundary engineering: GBE)が注目されている．金属材料の結晶粒界は，低エネルギー粒界であり優れた耐粒界腐食性を有する対応粒界と，それ以外のランダム粒界に大別することができる．
これらの性質を利用し，対応粒界の頻度を増加し，ランダム粒界の連続性を分断することで，粒界劣化現象を抑制できることが期待される．筆者らの研究グループでは，粒界工学に基づく微細組織制御(粒界制御)の適用によって
304 オーステナイト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性が向上することを報告した．[3]粒界制御プロセスの高効率化や信頼性の向上のために，粒界制御を行った材料において実際に腐食の進展を抑制している粒界の構造を明らかにすることは非常に重要である．しかしながら，従来行われている EBSD 法を用いた粒界性格分布解析では，試料の表面における粒界の構造しか観察できないため，試料内部の粒界性格分布を知ることは困難である．そこで本研究では，大阪大学接合科学研究所所有の 3 次元微細組織解析装置を利用し，試料内部を含めた 3 次元的な粒界構造のより詳細な観察手法を確立することを目的とした．
2. 研究方法
供試材として，Table 1 に示す化学組成の 304 オーステナイト系ステンレス鋼を使用した．受入材に溶体化処理を行った試料を母材(base material)とし，母材に圧下率 3%の冷間圧延を行った後，1220K にて 72 時間焼鈍した粒界制御材(grain boundary engineered material)を作成した．幅 5 mm×長さ 5 mm×厚さ 1 mm に加工した母材と粒界制御材を湿式エメリー紙で研磨したのち，1 μm のアルミナ粒子でバフ研磨を行った．10%過塩素酸エタノールを用いた電解研磨を行った試料に，EBSD (electron backscatter diffraction)法を用いた粒界性格分布解析を行った．
上記の粒界性格分布解析により得られた粒界性格分布を参考に，3 次元微細組織解析装置を用いた EBSD 解析を行った．FIB (focused ion beam)による試料加工の概略図を Fig. 1 に示す．Fig. 1 に示すように，まず FIB 加工により試料より 50 μm × 50 μm のマイクロサンプルを切り出し，これを試料台の上に固定した．こうして得られた突起状の試料の表面から数 µm を FIB 加工によって削り取り，これと表面における EBSD 解析を繰り返し行うことで，試料内部の粒界性格分布の解析を試みた．
Table 1. 304 オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成(wt. %)
C

Mn

Si

P

S

Ni

Cr

Fe

0.04

1.27

0.58

0.032

0.001

8.15

18.36

bal.

Fig. 1 FIB による試料加工の概略図

－102－
－
102 －

3. 研究結果
FIB による加工中の試料の SEM 像を Fig. 2(a) に示す．FIB による加工を用いて，マイクロサンプルとしては比較的大型の解析用試料の作成に成功した．
Fig. 2(b) に示すように試料の側面に解析位置参照用の溝を FIB を用いて加工し，FIB による加工と EBSD 解析を繰り返しにより粒界の 3 次元構造の解析を試みた．
Fig. 3 に試料表面から深さ 8 μm における EBSD 解析の結果を示す．Fig. 3(a) に解析領域の各点における IQ 値を表す IQ マップを示す．白黒の濃淡が白に近い点ほど IQ 値が高く，EBSD 解析において明瞭な回折パターンが得られたことを示している．Fig. 3(a) において解析領域の全面で明るい像が見られ，FIB 加工後も EBSD 法による粒界
性格分布解析を行うのに適した表面状態が得られたことが示唆された．しかしながら，Fig. 3(b) に示す IPF マップ
では各結晶粒の方位が不明瞭であった．この原因を考察するため，オーステナイト相，フェライト相およびマルテ
ンサイト相の分布状態を示す phase マップおよび IQ マップに phase マップを重ねたものを Fig. 3(c) および Fig.3(d)に示す．FIB 加工前の試料はオーステナイト単相であったのに対して，Fig. 3 においては観察領域のほとんどがフェライト相およびマルテンサイト相となっており，FIB 加工の過程で相変態が生じていた．FIB は試料に Ga イオ
ンを照射して加工を行っていることから，オーステナイト相を不安定化する元素である Ga が FIB 加工中に試料中に添加されたために相変態が生じたと推測される．FIB 加工後の粒界性格分布解析を可能にするための対策として，
fcc 構造がより安定に存在できるニッケル基合金などを用いて解析を行うことが考えられる．

Fig. 2 FIB 加工後の試料のSEM 観察結果

Fig. 3 試料表面から深さ 8 μm における EBSD 解析結果

4. 結論
FIB を用いた試料加工により，明瞭な回折パターンが得られるような表面状態の試料が作成できた．FIB 加工中の相変態を抑制するため，fcc 構造がより安定なニッケル基合金などを用いることで，3 次元の粒界性格分布解析が実現できる可能性が示唆された．
5. 参考文献[1] T. Watanabe, Res Mechanica, 11 (1984), pp. 47.
[2] G. Palumbo, E.M. Lehockey, P. Lin, JOM, 50 (1998), pp. 40.
[3] M. Shimada, H. Kokawa, Z.J. Wang, Y.S. Sato, I. Karibe, Acta Mater., 50 (2002), pp. 2331.
(共同研究分野：溶接機構学分野)

－103－
－
103 －

異材界面の微細構造の観察、評価及び制御
強化ガラス／シリコンの陽極接合と接合界面の微細構造評価
長野県工業技術総合センター

精密・電子技術部門

測定部

池田

健次

１． 目的
スマートフォンなどに利用の”強化ガラス”について，有機接着剤を利用せず金属や半導体との接合が可能となることで，工程短縮等の効果やセンサーなどへの応用展開が図れるため，地域の企業においても検討課題になっている．そこで本研究では，強化ガラスとシリコンとの陽極接合の検討と，接合界面の微細構造評価を行った．
２． 研究方法
・強化ガラスとシリコンについて陽極接合の検討を，温度・時間・電圧の各種接合条件において行った．
強化ガラスは CORNING Gorilla Glass：強化前の状態，厚み 0.55mm，20mm□にカットしたもの，シリコン（Si ウエーハ）：厚み 0.5mm，10～16mm□にカットしたものをそれぞれ使用した．
・シリコンの常温近傍の線膨張率は約 3.2×10-6/K であるのに対し，Gorilla Glass が約 7.5.×10-6/K と差がある．そこで線膨張率が約 3.4×10-6/K とシリコンとさほど差がないホウケイ酸ガラス（硬質ガラス）CORNING 7740 と，線膨張率が約 5.2×10-6/K で Gorilla Glass と 7740 との中間に位置する値の
CORNING 7056 の 2 種のガラスのシリコンとの陽極接合を行って Gorilla Glass との比較に用いた．
・接合界面の評価には超音波映像装置（SAT）による非破壊界面観察と試料を樹脂に埋め込み機械研磨
後，走査型電子顕微鏡（SEM）による界面の断面拡大観察と EDS による元素面分析を行った．
３． 結果と考察
・各接合条件 a-f は以下表 1 のとおり．a-d は Gorilla Glass／シリコン，e は 7056／シリコン，f は 7740
／シリコンの陽極接合である．
・a-f の SAT による界面全体の非破壊観察像は図 1 のとおり．超音波映像の特性から反射強度の強い部
分は明るく表示される．したがって図 1 全体における輝度の高い部分は，間に埃等の異物を噛んだ未接
着部や剥離部の空気層であると考えられる．
・a，b の外周部に見られる輝度の高い部は，接合後の時間経過によりできた剥離部である．また，a，cの界面には図 1a-ⅰや c-ⅱに見られるガラスの割れ（クラック）を確認した。これはシリコンと Gorilla
Glass との線膨張率の差からの歪みの影響からと考える．
・d においては，時間経過による外周部からの剥離部やクラックの確認はないが，図 1 d-ⅲのように 50～100μm 程度の微小な未接合部は確認された．これは硬質ガラスの結果 e，f においても図 1e-ⅳ，1fⅴのように d に比較して少数であるが確認された．
・d-e について断面を SEM で観察した結果は図 2 のとおり．画像左がガラス・右がシリコン．各画像ガラス側に 500nm～700μm のコントラストの違う部が確認できる．
・接合断面について，SEM による EDS マッピングを行った．図 3 は Gorilla Glass とシリコン（接合
条件 d）の結果である．SEM の観察像で得られた界面ガラス側のコントラストの違う部には，Na や Al
元素が欠乏していることが確認できる．
・以上の２点の結果より，SEM 像で見られた接合界面ガラス側は，Na や Al 元素の欠乏層であり，陽－104 104 －－極接合の際のアルカリイオン欠乏層であることが分かる．

a

b

a-ⅰ

d

c

c-ⅱ

図1

d

e

f

d-ⅲ

e-ⅳ

f-ⅴ

接合界面の SAT 像ef

図 2 断面 SEM 像
表1

図 3 EDS マップ

接合条件

a

b

c

d

e

f

温度

[℃]

140

180

160

180

300

400

時間

[s]

300

1800

1800

300

300

600

電圧

[V]

450

450

600

600

600

600

Si サイズ [mm]

10

16

14

14

14

14

４． 結論
線膨張率の差からの歪みの影響と考えられる剥離や割れが生じるが，強化ガラス／シリコンの陽極接合が可能であることが確認された．図 1 f のように比較的良好な接合結果が得られているが，実用化サ
イズでの検討や接合強度について，接合後の強化処理の可否などが今後の課題である．
５． 参考文献
１） 高橋 誠：陽極接合－その原理と，さまざまな材料への応用の可能性，New Glass 98 Vol.25 No.3
(2010),pp.160-168
２） 高橋 誠，池内 建二：接合界面微細組織から見た陽極接合 Study of Anodic Bonding on
Microstructure of Joint Interface，高温学会誌 第37巻 第4号(2011年7月),pp.160-168
３） 岡田 英樹，金内 隆祥，高木 秀樹，大橋 修：シリコンとガラスの陽極接合部に及ぼすガラス材料の影響，日本金属学会誌 第2号(2011年7月),pp.110-115
４） 瀬知 啓久，吉村幸雄：異種材料接合における界面評価，鹿児島県工業技術センター 研究報告 第19号(2005),pp.33-36（共同研究分野：溶接機構学分野）

－105－
－
105 －

アルミニウム合金とマグネシウム合金の鍛接界面の構造解析
富山県工業技術センター
山岸英樹
1. 目的

輸送機器等における軽量化の観点から、アルミニウム合金とマグネシウム合金のマルチマテリアル化技術が望まれている。これらの異材接合には、これまでも拡散接合や摩擦撹拌接合等による技術開発報告がなされている。しかしながら従来の手法は、減圧等の環境が必要なこと、接合加工に時間を要すこと、またその適用条件、例えば点や線接合に限られることなど、実用に供する際に不都合な点も見受けられる。本研究では、大気中の短時間プロセスにおいて、高強度な面接合を可能とする実生産的な技術開発を目的として、大型プレス機を用いた鍛接方法を検討、種々のインサート材を用いた場合の接合界面の反応層 5/ を調査した。

2. 研究方法
Assembled(cast billet)

polishing with
#1000
SIC paper

及ぼす影響を、バーナー炉による予熱温度（雰囲気温度）
及び加工圧力をそれぞれ ～℃及び ～03D まで変化させ評価した。その結果、各インサート材における

φ2041mm interlayer ofpure Cu, Ni or Ti
ForgedMg alloy

φ335

184

した。図  に鍛接前後の材料寸法を示す。インサート材に
㻌
純銅、純ニッケル及び純チタンを用いた場合の接合強度に184

型鍛造による鍛接加工を荷重保持時間  秒間として実施

Load

Al alloy140 母材を $= と $ もしくは $ の鋳造ビレットとし、Mg alloy

Al alloy

図㻝 組立ビレット及び鍛接後試験片寸法（㼙㼙㻕

最高引張強さは、銅インサートで 03D、ニッケルイン
Fig.1 Configration of the assemboled material andafter forged material (dimmension in mm).

サートで 03D、チタンインサートで 03D となった 。なお、チタンインサート材においては、焼きなまされたアルミニウム合金側での母材破断となったため、鍛接後に適当な熱処理を施した。これら最高強度となった各部材の接合界面について、マグネシウム合金側及びアルミニウム合金側においてそれぞれ ),%でサンプリングし、7(0 で観察及び 67(0('6 による成分分析を実施した。なお、評価材は接合部材中央近傍（軸心近傍）から採取した。
3. 結果

  種のインサート材を用いた  つの接合界面の 7(0 明視野像及びマグネシウム合金側接合界面の線分析の結果をそれぞれ図  D 及び図  EG に示す。いずれも薄い反応層が形成されており、特に最高強度を示した
チタンインサート材を用いた部材は最も反応層が薄く 破壊界面となるマグネシウム合金側において概ね ～QP 、また酸化の影響が一番小さいことが明らかになった  。図  に純チタンをインサート材とした接合部材のマグネシウム合金側界面の面分析結果を示す。この反応層には、$= 母材に比べアルミニウム成分が著しく濃化した数十QP 厚の 7L－$O 系金属間化合物が比較的均一に形成されていることが確認できた。すなわち、接合機構として母材の $= に含まれるアルミニウムとチタンとの反応により、薄く良好に接合していることが確認できた。チタンとマグネシウムは相互溶解度が極めて小さい。マグネシウム合金側にクリティカルな反応層を形成させないことが高強度接合界面形成のポイントと考えられる。本鍛接法において、塑
性流動性が高くマグネシウムとの反応が乏しい純チタンをインサート材として用いることで、大気中極短時
間のプロセスでありながらアルミニウム合金とマグネシウム合金の高強度な接合が可能になることが明らかになった。
4. 参考文献[1] H. Yamagishi et al.: Metall. Mater. Trans. A, 㻠㻢 (2015) 3601-3611.
[2]山岸他溶接学会秋季全国大会講演概要 㻥㻣(2015)60-61.

（共同研究分野：接合機構部門 溶接機構学分野）

－106－
－
106 －

－
107 107 －－種々の雰囲気ガス圧におけるステンレス鋼のレーザ溶接特性
一般財団法人 近畿高エネルギー加工技術研究所
殖栗 成夫
１．目的
レーザ溶接は現在様々な金属材料の加工に適用されている。今回、さらに広い範囲で適用されることを念頭に置
き、雰囲気ガス圧が変化したときのレーザ溶接基本特性を把握した。
２．研究方法
レーザ発振器として、16kW ディスクレーザ（トルンプ製
TruDisk 16002）を用いた。減圧の雰囲気での特性は、図１に示す減圧雰囲気容器（以下「容器」と記す）1)を用いた。
レーザビームを導く光ファイバーのコア径はφ0.2mm、出力
光学系はコリメーションレンズの焦点距離 500mm、フォーカ
シングレンズの焦点距離 1,000mm の組合せである。容器内には走行台車が設置されており、その上に供試材を設置する。レーザビームは供試材に対し鉛直に入射する。供試材は図１の容器の向かって左側の扉から出し入れする。
供試材は SUS316L であり、寸法は、W50×D150×H150(mm)である。その化学成分については、表１に示す通りである。溶接速度は 0.3m/min 一定とした。

図１ 減圧雰囲気容器 1)

シールドガスは N2 である。雰囲気圧力を設定する
場合は、予め真空排気ポンプで容器内を排気したあと、ガスボンベから N2 を導入して所定圧力になるように供給する流量の調整を行う。

表 1 供試材の化学成分表

（％）

C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

Mo

CO

0.006

0.65

1.26

0.033

0.001

12.15

17.51

2.05

0.16

３．研究結果
図２は、レーザビームの焦点位置を母材表面から内部へ 10mm の位置に設定した場合のビード外観と、供試材

(a)
(b)
(c)
図２ 種々の雰囲気圧力におけるビード外観と断面マクロ写真（焦点位置：母材表面から内部へ 10mm）(a)0.1kPa、(b)1kPa、(c)10kPa

－108－
－
108 －

の溶接長手方向の中央部を切断して断面マクロ写真を撮影した結果を示したものである。1kPa 以下においては、
低圧雰囲気特有のビード幅が狭く、溶込み深さの深いビード形状となっている。一方 10kPa においては、溶込み
深さがやや浅く、母材内部や表面のビード幅の広い溶込み形状となる。また、ビード外観から分かるように、スパ
ッタの発生は、低気圧ほど少なくなっている。

(a)

(b)

(c)

図３ 種々の雰囲気圧力におけるビード外観と断面マクロ写真（焦点位置：母材表面から内部へ 20mm）(a)0.1kPa、(b)1kPa、(c)10kPa
図３は、レーザビームの焦点位置を母材表面から内部へ 20mm の位置に設定した場合の試験結果である。圧力変化に対する溶け込み特性の状況は、図２の場合と類似している。図４には、図２、図３から得られる溶込み深さを
各雰囲気圧力に対してプロットしたものである。
圧力が約 1kPa のオーダ以下で低気圧雰囲気に特徴的な、細く溶込みの深いビードが形成されることが分かる。なお、
その領域では焦点位置が母材内部 10mm と、20mm とで溶込み深さの変化はほとんどない。

図４ 雰囲気圧力と溶込み深さとの関係

４．結論
ステンレス鋼 SUS316L 材に対して、低気圧雰囲気でのレーザ溶接基本特性を把握した。今回実験した範囲では、
約 1kPa 程度以下の雰囲気圧力で、低気圧特有の細く深い安定した溶込み形状が得られることが分かった。
５．参考文献1） 片山、井戸、西本、水谷、川人、”低真空中における高出力ディスクレーザ溶接による高張力鋼厚板の貫通溶接”、溶接学会論文集、第 23 巻、第 3 号（2015）pp.262-270（共同研究分野：レーザ接合機構学分野）

－109－
－
109 －

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 1)．一方，レーザ切断の高速化及び高品質化が常に求められており，そのためにはレーザ切断の加工現象の解明が重要であると考えられる．レーザ切断において，高い切断品質を達成するためには，溶融金属が被加工物の裏面からスムーズに排出される必要があり 2)，このときの排出挙動が，切断品質に影響することが知られている．一方，溶融金属の排出挙動は切断フロントの形状に影響を受けると考えられることから，レーザ切断部を直接その場観察することが望ましい．しかし，レーザ切断は切断速度が比較的速く，金属が可視光を透過しないことなどから，レーザ切断部を直接その場観察することは困難である．そこで，本研究では近年開発された高輝度 X 線透過型溶接接合機構 4 次元可視化システムを利用し，レーザ切断部のその場観察による，レーザ切断の基礎現象の解明を目標としている．前報では，X 線透過撮影によるレーザ切断部の直接リアルタイム観察画像から，切断フロントの形状を定量化することにより評価し，切断速度の増加により切断フロント下部の後方への遅れが増加することを確認した．そこで本報では，同画像から
溶融金属の排出挙動を観察することにより，切断フロント形状と溶融金属の排出挙動との関係性について検討した．
2. 実験方法
一般的な酸素アシストガスによる軟鋼のレーザ切断を想定し，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．試験片寸法は 4×120×4mm とし，
ピアシングの代替としてφ2 の穴を切断開始点に設けた．また，試験片の両端にφ2.2 の穴を開け，それらの穴を使用して試験片を Fig.1 に示すような観察用治具に固定した．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．
実験装置の概略を Fig.2 示す．
レーザ切断装置として，16kW
ディスクレーザ発振器 TruDisk16002 及び切断ヘッドを使用した．なお，レーザの波長は 1030nm，BPP 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，アシストガスを O2 とし，切断速度を 0.5～7 m/min，アシストガス圧力を 0.25～1MPa と変化させて実験を行った．その際，レーザ出力 2kW，焦点はずし距離-1mm，ノズルギャップ 1mm 及び切断長 70mm は一定とした．
また，レーザ切断部の透視観察装置として，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うち，マイクロフォ
ーカス X 線発生装置（最高解像度 4μm，最大電圧 230kV，最大電流 1mA）を使用し，試験片の側方からレーザ切断部を 2次元で観察した．

－
10 110 －－3. 実験結果及び考察
切断長中央付近における X 線透過画像を画質調整すること
により，試験片裏面からの溶融金属の排出挙動も同時に撮影することができた．Fig.3 に切断長中央付近における試験片下部の X 線画像を示す．セルフバーニングとなった(a)では，溶融金属の排出は切断フロントの直下からだけではなく，切断
フロントから離れた箇所からも起こっていた．また，溶融金属は様々な方向に排出されていた．また，ドロス付着条件となった(b)では，溶融金属は切断フロントの直下のみから排出されていた．しかし，溶融金属の排出方向は不安定で，溶融金属が前後に遥動していた．また，試験片の裏面において溶融金属の飛散が起こるときがあった．次に(c)及び(d)では，溶
融金属は切断フロント直下のみから排出されており，溶融金属が排出される方向もおおよそ安定していた．再びドロス付
着条件となった(e)では，溶融金属は切断フロント直下のみから排出されていたが，一部の溶融金属は試験片の裏面を後方に流れ，そのまま残留していた．
よって，切断速度の増加により溶融金属の排出挙動が変化
していることが分かり，それが変化する現象について検討するため，その定量化を試みた．楠元らの報告 3)を参考に，Fig.4のように溶融金属の排出角(Inclination angle of ejected melt)を測定した．Fig.5 に各アシストガス圧力における切断速度と溶融金属排出角との関係を示す．切断速度を増加させると，排出角が減少することが分かる．また，切断速度が遅いとき，排出角のばらつきが大きくなった．
以上より，切断速度の増加により溶融金属の排出角が減少
し，前報において切断速度の増加により切断フロントの遅れ
角（Fig.4 中のθ）が減少したことから，両者には何らかの相関があることが予想される．そこで，Fig.6 に切断フロントの遅れ角と溶融金属排出角との関係を示す．図より，アシスト
ガス圧力および切断速度によらず，遅れ角と排出角はおよそ比例関係にあることが分かった．よって，溶融金属の排出挙動が切断フロントの形状の影響を受けることが，レーザ切断
中のその場観察から直接確認できた．また，白抜きプロット
で示す良好な切断条件は，溶融金属の排出角が 90o 程度のときに得られていることが分かり，最適な溶融金属の排出挙動が存在することが示唆された．
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) 新井武二，沓名宗春，宮本勇：レーザー切断加工，マシニスト出版，(1994)，5.
3) 楠元一臣，大谷有吾：プラズマアーク切断における溶融金属の排出挙動，溶接学会
全国大会講演概要，70，(2002)，198-199.

（共同研究分野：レーザ接合機構学分野）
－11－
－
111 －

表面酸化した銅, 亜鉛およびアルミニウム酸化皮膜の抗菌性
大阪市立大学大学院工学研究科
佐藤 嘉洋

1．緒 言
院内感染等の微生物による被害への対策として, 抗菌性材料の利用が注目されている. 代表的な抗菌性材料としては, 銀, 銅, 亜鉛などの金属や, 酸化チタン, 酸化亜鉛などの金属酸化物が挙げられる. しかし, 現在報告されている金属酸化物の抗菌性に関する研究は, 大半が粉末やナノ粒子の形態を対象としており, 固体表面として金属酸化物が有する抗菌性はほとんど評価されていない. したがって, 金属が実環境や加工段階において表面酸化した際に, その金属の持つ抗菌力がどのように変化するのかは不明である. また, 金属よりもその酸化皮膜のほうが固体表面として優れた抗菌力を示すのであれば, 金属を表面酸化することで抗菌力を向上させる方法が期待できる. これらの理由より, 抗菌力において金属とその酸化皮膜とを比較することは非常に重要である.
本研究では, 強い抗菌力を有する銅と亜鉛, および酸化皮膜の利用が進むアルミニウムに注目した. 各種金属
を表面酸化した酸化皮膜の抗菌性評価を行い, 母材の抗菌力と比較すること目的とした. また, 各種金属や酸化物の抗菌効果発現において重要な要素と考えられる溶出金属イオン濃度および過酸化水素生成量を調べた.

2．実験方法2.1 各種金属の表面酸化2.1.1 使用材料
供試材には銅, 亜鉛およびアルミニウム（いずれも純度>99. 99%, 厚さ 2mm）の板材を用いた. 各種金属板を25mm×25mm に切断加工し, 耐水研磨紙で#1500 まで湿式研磨した後, アセトン中で超音波洗浄し母材とした.
実験前にそれぞれ，アセトン，エタノールの順に 15 分間超音波洗浄を行い，最後に紫外線に十分照射して滅菌処理を行ったものを試験片とする．ただし，滅菌処理前に母材だけは#1000 まで湿式研磨を行った．
2.1.2 熱酸化法
銅の表面酸化において熱酸化法を用いた. 2. 1. 1 に従って処理した銅の母材を, 電気炉を用いて所定の時間・温度で加熱した. 加熱温度 350℃において, 加熱時間が 5 分と 30 分の銅をそれぞれ酸化皮試験片とした.
2. 1. 3 陽極酸化法
亜鉛およびアルミニウムの表面酸化において陽極酸化法を用いた. 陽極基板として, 2. 1. 1 に従って処理した亜鉛またはアルミニウムの母材を用いた. また, 陰極基板には陽極と同じ大きさ（2mm×25mm×25mm）のステンレ
ス鋼（SUS304）を用いた. 両極の金属は片面のみが電解されるように裏面をビニルテープで被覆しておき, 極間
距離は 100mm で一定とした. 電解は菊水電子製直流定電圧定電流電源を用いて, 直流定電圧で行った. 亜鉛およびアルミニウムを陽極基板としたときの電解浴, 印加電圧, 通電時間を Table. 1 に示す. 電解終了後, 陽極基板を蒸留水で 10 分間煮沸し封孔処理を行い 1)酸化皮膜試験片とした.
Table. 1

Anodizing condition of zinc and－
12 112 －－2. 2 XRD および XPS を用いた表面分析
2. 2. 1 供試材
供試材は 2. 1. 1 の方法で処理した各種金属の母材および 2. 1. 2, 2. 1. 3 の方法で作製した各種酸化皮膜試験片である. 各試験片を XRD においては 10mm×10mm, XPS においては 4mm×4mm に切断加工し測定試料とした.
2. 2. 2 測定装置
XRD 分析は(株)リガク製の X 線回折装置 RINT-2000 を測定に用いた.
XPS 分析は, ESCA-750 を測定に用いた. 銅の母材および酸化皮膜試験片に対しては, Cu2p3/2 スペクトルを測定した. アルミニウムの母材および酸化皮膜試験片に対しては Al2p のスペクトルを測定した.

2.3 フィルム密着法を用いた抗菌性評価
2. 3. 1 供試材
供試材は, 2. 1. 1 と同じ各種金属の母材および 2. 1.2, 2. 1. 3 の方法で作製した各種酸化皮膜試験片である. 各供試材をアセトン中で 15 分間超音波洗浄し, 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ておいた.
ただし, 滅菌処理前に母材だけは耐水研磨紙を用いて#1500 まで湿式研磨を行った. なお, 被覆フィルムは20×20mm2 に切断したポリエチレン製フィルムを用いた. フィルムは実験使用前に70％エタノールで滅菌後, UV 照
射の下で十分に乾燥させておいた.
2.3.2 抗菌試験
BM，AW 及び Brushed 表面に対して，フィルム密着法（JIS Z 2801）を参考に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，0．5，1．5，3，6，
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．
2.3.3 抗菌性評価
抗菌性評価基準は JIS Z 2801 に基づき，以下のように定めた．24 時間後の試験片上の生菌数が 24 時間後のControl の 1%以下である場合，抗菌性を有すると定義した．Control は，抗菌加工が施されていない試料上の生菌数であり，今回は滅菌シャーレ上の生菌数を Control とした．

2. 4 溶出金属イオン濃度測定
2. 4. 1 供試材
供試材は, 2. 3. 1 と同じ各種金属の母材および各種酸化皮膜試験片である. これら試験片および被覆フィルムは,実験前に 2. 3. 1 と同様の方法で処理した.
2. 4. 2 測定方法
各種金属イオン濃度の測定には, ICP-MS(日立テクノサイエンス社製の SPQ9700)を用いた.
各試験片上に蒸留水を滴下し, その上から被覆フィルムを被せた. その後, 試験片を温度 35±1℃, 相対湿度
90%以上の条件下で 24 時間インキュベータ内に保存した. 24 時間後, 試験片上の蒸留水を, 新たに蒸留水で洗い出し0. 1M HNO3 で希釈した. ICP-MS を用いて, CRIモードでHeガス注入下において, 各種金属イオンを検出した.
銅イオンは m/z 63, 亜鉛イオンは m/z 66 , アルミニウムイオンは m/z 27 のイオン強度質量電荷比を測定した.

－113－
－
113 －

2. 5 H2O2 生成濃度の半定量分析
2. 5. 1 供試材
供試材は, 2. 3. 1 と同じ各種金属の母材および酸化皮膜試験片である. これら試験片および被覆フィルムを, 2. 3.
1 と同様の方法で処理した.
2. 5. 2 測定方法
H2O2 濃度の測定には, MACHERY-NAGEL 社製半定量 H2O2 試験紙 Quantofix Peroxide 25 を用いた. 各試験片上に PBS を滴下し, その上から被覆フィルムを被せた. 各試験片の入った滅菌シャーレを, 温度 35±1℃, 相対湿度
90%以上の条件下で一定時間インキュベータ内に保存した. 一定時間経過後, 試験片上からフィルムを剥がし,試験片表面の PBS 中に半定量イオン試験紙を 1 秒間浸けた. 試験紙の変色度を, 試験紙の外箱に記載されたカラースケールと比較し, PBS 中の H2O2 濃度を半定量化した. 試験紙の測定目盛りは, 0-0. 5-2-5-10-25mg/l である.

3．実験結果及び考察
3. 1 表面分析
XPS および XRD を用いて銅, 亜鉛, およびアルミニウムの酸化皮膜試験片の表面分析を行った結果を Fig.1～
Fi g. 3 に示す. Fig. 1 より, 温度 350℃で 5 分間加熱した銅表面には Cu2O と CuO の 2 種類の酸化物が生成していることが確認された. 350℃で 30 分間加熱した銅の表面主成分は CuO であることが確認された. Fig. 2, Fig. 3 より, 陽
極酸化後の亜鉛の表面は ZnO, 陽極酸化後のアルミニウム表面は Al2O3 が生成していることが確認された.
表面分析の結果を参考に, 銅, 亜鉛およびアルミニウムの母材試験片を以下 Cu, Zn, Al と表記する. 350℃で 5分間加熱した銅試験片を Cu2O/CuO, 30 分間加熱した銅試験片を CuO とする. また亜鉛とアルミニウムの陽極酸化後の試験片をそれぞれ, ZnO, Al2O3 と表記する.

Fig. 1 XPS spectra of copper
specimen surfaces

Fig. 2 XPS spectra of aluminumspecimen surfaces

Fig. 3 XRD diffractogram of zincspecimen surfaces

3. 2 抗菌試験の結果
銅の母材および酸化皮膜試験片における 1 時間後の E. coli と S. aureus の生菌数をそれぞれ Fig. 4(a), Fig. 4(b)に示す. 縦軸は試験片あたりの生菌数[cfu/specimen]を示している. 本研究では生菌数の最小値を10� とした. Fig. 4 より,両試験菌において生菌数は Cu＜Cu2O/CuO＜CuO であった. これより, 抗菌力は Cu＞Cu2O＞CuO であると考えら
れる.
(b)

(a)

Fig. 4 Total viable count on copper specimens after 1 hour (a)E. coli, (b)S. aureus

－114－
－
114 －

亜鉛, アルミニウムの母材および酸化皮膜試験片上において E. coli, S. aureus の生菌数を 0~24 時間後に測定した結果を Fig. 5, Fig. 6 に示す. いずれも縦軸は試験片あたりの生菌数[cfu/specimen], 横軸は試験開始後の経過時間を示している. Fig. 5 より, 両試験菌において抗菌力は ZnO>Zn であると確認された. Fig. 6 より, Al2O3 は両試験菌に対して抗菌性を示さず, 抗菌力は Al>Al2O3 であることが確認された. 結果より, 銅とアルミニウムは表面酸化によって抗菌力が低下するが, 亜鉛は表面酸化によって抗菌力が向上すると考えられる.
(a)

(b)

(a)

Fig. 5 Change of viable count for 24 hour onzinc specimens (a)E. coli, (b)S. aureus(b)Fig. 6 Change of viable count for 24 hour on
aluminum specimens (a)E. coli, (b)S. aureus

3. 3 イオン溶出濃度
各種金属の母材および酸化皮膜試験片において, 24h 後の溶出金属イオン濃度を測定した結果を Fig. 7～Fig. 9 に示す. いずれも縦軸はイオン濃度[ppm]である. Fig. 7 より, 銅イオンの溶出量は Cu＞Cu2O/CuO＞CuO であった.
Fig. 8 より, 亜鉛イオン溶出濃度は ZnO>Zn であった.
Fig. 9 より, アルミニウムイオン溶出濃度は Al2O3>Al であった. 以上の結果より, 銅は表面酸化により銅イオン溶出量が低下すと考えられる. 亜鉛およびアルミニウムは表面酸化により金属イオン溶出量が増加すると考えられる. また, 銅と亜鉛において, 表面酸化による抗菌力と金属イオン溶出濃度の増減は一致した. 過去の研究より,
銅イオン, および亜鉛イオンは抗菌作用を有することが明らかである. 3)銅および亜鉛において, 表面酸化後の抗菌力の変化の原因の一つとして, 金属イオン溶出濃度の変化が影響するのではないかと考えられる.

Fig. 7 Concentration of copper ion
eluted from specimens after 24hourFig. 8 Concentration of zinc ion
eluted from specimens after 24hour

－115－
－
115 －

Fig. 9 Concentration of aluminum ion
eluted from specimens after 24hour3. 4

H2O2 生成濃度

各種金属の母材および酸化皮膜試験片の中で, Zn および ZnO のみから H2O2 の生成が確認された. 試験片表面への PBS 滴下から 3 時間後において, H2O2 生成濃度は, Zn が 10~25mg/l, ZnO が 50~100ppm であることが確認された.
ここで, H2O2 濃度を 0~80ppm に調整した PBS 中における 3 時間後の E. coli および S. aureus の生菌数を測定した結果を Fig. 10 に示す. Fig. 10 より, 両試験菌は H2O2 濃度の増加に伴って生菌数の減少が認められた. また, H2O2 濃度が最大の 80ppm において, 3 時間後に E. coli は約 5 桁減少し, S. aureus は 1~2 桁の減少した. 結果より, 抗菌力が
ZnO>Zn となった原因の一つとして, H2O2 生成濃度が ZnO(50~100ppm)のほうが Zn(10~25ppm)よりも多かったことが考えられる.

Fig. 10 Total viable count in H2O2 added PBS after 3 hour

4．結言
本研究では, 銅, 亜鉛およびアルミニウムを表面酸化した酸化皮膜試験片を対象に, 大腸菌（E. coli）と黄色ブドウ球菌（S. aureus）を用いてフィルム密着法により抗菌性評価を行った. また, 各種試験片上における溶出金
属イオン濃度, 過酸水素生成濃度の測定を行い以下の結果を得た.
(1) 銅は表面酸化により抗菌性が低下し, 原因として抗菌作用のある銅イオン溶出量が減少したことが考えられる.
(2) 亜鉛は表面酸化により抗菌力が向上し, 原因として抗菌作用のある亜鉛イオン溶出量および H2O2 生成量の増加が考えられる.
(3) アルミニウムは表面酸化により抗菌力が低下したが, アルミニウムイオンの溶出量は増加した.
(4) 金属の表面酸化による抗菌力の変化, および抗菌力変化のメカニズムは金属元素によって異なると考えられる.

５．参考文献1) 山口靖英. "亜鉛の陽極酸化における電解条件と皮膜の生成過程". (1996).
2) Japanese Industrial Standard. Antibacterial Products—Test for Antibacterial Activity and Efficacy;JIS Z 2801” JapaneseStandards Association, (2010)3) 小松哲也. "大腸菌および黄色ブドウ球菌に対する Ag+, Cu2+, Zn2+, Co+, Ni2+および Mn2+金属イオンの最小殺菌濃度".,
大阪市大学工学研究科修士学位論文 (2008)(共同研究分野：レーザ接合機構学分野）

－116－
－
116 －

レーザによる鉄-アルミニウム異材接合部材の腐食評価
広島工業大学

工学部
日野

１. 目

実

的

自動車などの輸送機器産業では，CO2 排出量の削減のため，燃費向上を目的とした車両重量の軽量化が重要な課題となっている。そのため車両に使用される各種部材に対して軽量化が強く望まれている。これまで
部材を軽量化するため，高強度鋼あるいは軽量材料（アルミニウムおよびマグネシウム合金，プラスチック等）の採用が行われている。軽量化の顕著な手法としては，軽量化材料の採用を挙げることができ、そのため，輸送機器製造において，アルミニウム合金やエンジニアリングプラスチックが積極的に採用され，現在，
車両重量の軽量化に貢献している 1)。
一方，アルミニウムやマグネシウム合金の比強度は，鉄鋼材料のそれよりも優れているが，破断に至るまでの強度が劣るため，強度が必要とされる構造部位への適用は困難である。強度が必要な部位には鉄鋼材料のような高強度材，その他の部位には比強度に優れたアルミニウム合金で構成された部材を適用すれば，さらなる軽量化が実現できる。そのためには両者を強固に接合する必要があるが，現状，鉄－アルミニウム間の接合は，主にボルト・ナットあるいはリベットなどの機械的締結法が適用されている。しかし，作業性や作業時間などに問題があり，コスト高を招くため，生産性に優れた接合法の開発が強く望まれている。
レーザ接合は，制御性や生産性に優れていることから 2)，鉄－アルミニウム異材接合の有望なソリューシ
ョンとして期待されている 3)。その際，鉄－アルミニウム異材接合を実製品に適用するためには機械的な特性とともに長期信頼性の観点から，腐食に関する検討も重要である。鉄とアルミニウムの標準電極電位は，それぞれ-0.44V，-1.70V と，両者間の電位差が大きいため，両者を接合した場合に腐食環境下でのガルバニック腐食が懸念される。
そこで，本研究では，ファイバーレーザによる鉄－アルミニウム異材接合材について，塩水噴霧試験および電気化学測定を行い、ガルバニック腐食を評価するとともに，ガルバニック腐食の発生要因を検討した。
２．研究方法
被接合材には 440 鋼板，亜鉛めっき鋼板，A5052P アルミニウム板(各表１ レーザ接合条件

試料サイズ 40×100×2.0 mm)を用いた。レーザ接合は，重ね溶接を行い，レーザ出力4.0 kW

レーザ光は鋼板側に照射した。実験には最大出力 4kW ファイバーレーザ

ファイバー径

0.1 mmψ

集光径

0.4 mmψ

レーザ接合試験片について，接合部位の表面および断面観察を行い，

前進角

5°

接合状況を調べた。耐食性は，塩水噴霧試験（JIS Z 2371）による腐食の走査速度4.5 m/min

焦点外し距離0 mm

シールドガスArtを使用し，その接合条件を表 1 に示す。

発生状況によって評価した。また，レーザ接合前後の A5052P アルミニ
ウム板について，3%NaCl 水溶液中にて電気化学測定を行った。
３．研究結果図 1 には，440 鋼板－A5052P アルミニウム板におけるレーザ接合後の外観を示す。440 鋼板側にレーザビームを照射し，重ね溶接を行っているため，440 鋼板には幅 3mm のビードが形成されていた。一方，裏面のA5052P アルミニウム板では溶融ビードは形成されなかった。接合部を断面方向からの観察した結果，鋼板とアルミニウム板の接合部界面において，アルミニウム板側に幅0.5mm の溶け込みが生じており，さらに接合界面には金属間化合物層(Al3Fe)が生成し，その平均厚さは約 2μm 以下であることが FE-EPMA
分析より確認された。なお，必要な接合強度を得るためには接合界面に生成する金属間化合物層の平均厚さを 2μm 以下に制御する必要が
図１ レーザ接合後の外観

ある。

－117－
－
117 －

図 2 には，塩水噴霧試験 24 時間後の各試験片の外観を示す。未接合試験片について，鋼板には赤さびが発生し，亜鉛めっき鋼板は全面に白さびが発生したが，アルミニウム
板に顕著な変化は観察されなかった。一方，レーザ接合した試験片について，鋼板－アルミニウム板の組合せでは，鋼板に赤さびが発生し，アルミニウム板に顕著な変化は認められなかった。また，亜鉛めっき鋼板－アルミニウム板の組合せでも，アルミニウム板は変化せず，亜鉛めっき

図 2 塩水噴霧試験 24 時間後の外観

鋼板に白さびが発生した。ここで亜鉛めっき鋼板における白さびは，鉄よりも卑な亜鉛が優先的に腐食することによって生じ，これはガルバニック腐食に基づいている。
しかし，接合試験片でのアルミニウム板よりも鋼板ある
いは亜鉛めっき鋼板が優先的に腐食する結果は，ガルバ
ニック腐食では説明できない。
図 3 には，塩水噴霧試験 240 時間後の各試験片の外観を示す。未接合試験片について，鋼板には激しく赤さびが発生し，亜鉛めっき鋼板からも赤さびが発生した。また，アルミニウム板も図中の破線で囲んだ部分で腐食が

図 3 塩水噴霧試験 240 時間後の外観発生した。一方，接合試験片について，鋼板および亜鉛めっき鋼板の腐食状況は，未接合試験片のそれらと大差はないが，アルミニウム板に腐食は発生せず，未接合試
験片の腐食状況とは異なった。電気化学的に卑なアルミ
ニウムは貴な金属との接合により，ガルバニック腐食が懸念されるが，本実験では，鉄や亜鉛が接合することによってアルミニウム板の耐食性が向上するという逆の結果を得た。

図 4 には，レーザ接合前後の A5052P アルミニウム板についてのアノード分極曲線を示す。レーザ接合後

図 4 各 Al 板のアノード分極曲線のアルミニウム板の腐食電位は接合前のそれよりも約0.4V 貴側にシフトし，レーザ接合がアルミニウム板の表面状態を変化させることがわかった。なお，耐食性の向上は，レーザ接合によってアルミニウム板が加熱され，そのためアルミニウム板に生成する自然酸化膜をより強固な酸化膜へと変化させることによってもたらされると推測した。
４．結論

ファイバーレーザによる鉄－アルミニウム接合材のガルバニック腐食について，塩水噴霧試験によって評価した結果，卑なアルミニウムよりも貴な鉄が優先的に腐食した。この結果はアルミニウムに生成する自然酸化膜が腐食に著しく影響を及ぼすことを示しており，レーザ接合による加熱が自然酸化皮膜をより強固な酸化膜へと変化させ，アルミニウム板の耐食性を向上させると推測した。
５．参考文献1) 堀川

宏:軽金属, 58, (2008), 259-265.

2) 日野実, 水戸岡豊, 村上浩二, 金谷輝人:軽金属, 61 (2011), 112-118.

3) 片山聖二:軽金属溶接, 42, (2004), 16-25.
（共同研究分野：レーザ接合機構学分野）－
18 118 －－MA-SPS 法による Ti-Mg 合金の創製およびその特性
日本大学生産工学部
1.

緒言
純チタンおよびチタン合金の低弾性率化に有効な手段
として多孔質化が挙げられる．しかし，多孔質化に伴い引張強さの低下を招くという欠点も生じる．
著者らは，これまでに高い硬度を有する純チタンを低コストで創製するために，合金元素を添加せずに，潤滑助剤(Process Control Agent : PCA) の ス テ ア リ ン 酸(CH3(CH2)16COOH) を利用し，メカニカルミリング(Mechanical Milling : MM) 法と放電プラズマ焼結(Spark Plasma Sintering : SPS) 法を組み合わせたプロ
セスを考案した 1~3)．
本研究ではメカニカルアロイング (Mechanical
Alloying : MA) 法により純チタンと濡れ性の良い純マグ
ネシウムを組み合わせ生体用 Ti-Mg 合金の創製を試みた．
すなわち，MA-SPS プロセスにより純チタン中に純マグ
ネシウムを均一に分散させ，高強度および低弾性率を有す
る Ti-Mg 合金の創製を目的とした．

られる．MA 4 h 処理した場合，純マグネシウム粉末と考えられる扁平状の粉末は，Mg 粉末の添加量の増加に伴い，その割合が増加した．このことから，純チタンと比較してTable 1 Test materials and designation

3.

Materials

Designation

Ti-0 mass% Mg
Ti-10 mass% Mg
Ti-20 mass% Mg
Ti-30 mass% Mg
Ti-40 mass% Mg
Ti-50 mass% Mg

Pure Ti
Ti-10 Mg
Ti-20 Mg
Ti-30 Mg
Ti-40 Mg
Ti-50 Mg(b)(a)

100 μm

50 μm

2.

実験方法
本研究で用いた純チタン粉末の純度は 99.5 %，粒子径は 45 μm 以下である．一方，純マグネシウム粉末は，純度 99.92 %の切削粉を使用した．
Table 1 に配合組成および材料記号を示す．純チタンに対して，純マグネシウムを 10 mass%ずつ添加し，最大50 mass%まで添加した．各組成の総量が 10 g になるよ
うに精密天秤を用いて秤量した．さらに，PCA としてス
テアリン酸を用い，その添加量は MA 処理中の焼付きを考慮し，適宜変化させた．これらの粉末と工具鋼製ボール
70 gを工具鋼製容器にアルゴンガス雰囲気中で装入した．
MA 処理には振動型ボールミルを使用し，処理時間は4 h，
8 h の 2 条件とした．
作製した MA 粉末は，X 線回折，マイクロビッカース
硬さ試験，走査型電子顕微鏡観察により評価した．
MA 粉末の固化成形には，SPS 装置を用いた．φ 20の黒鉛ダイスを用いて，昇温速度 1.67 K/s，加圧力 49
MPa，保持時間 0.18 ks を一定とし，焼結温度は，純マグネシウムの融点を考慮し 673 K，773 K，873 K の 3 条件とした．ただし，Pure Ti 粉末の焼結温度のみ 1073 K とした．
作製した SPS 材は，X 線回折，ビッカース硬さ試験，密度測定，光学顕微鏡観察により評価した．
実験結果および考察
MA処理前後の粉末の大きさや形態の変化をSEMで観察した組織写真を Fig. 1 に示す．MA 4 h Ti-30 Mg (c) では，角状の粉末と扁平状の粉末が混在した．MA 処理前のそれぞれの粉末 (a), (b) と比較すると，角状の粉末が純チタンであり，扁平状の粉末が純マグネシウムであると考え

久保田 正広

(c)

(d)

50 μm

50 μm

Fig. 1 SEM micrographs of (a) None MM pure Ti,(b) None MM pure Mg, (c) MA 4 h Ti-30 Mg and (d)MA 8 h Ti-30 Mg powders.

延性である純マグネシウムが，MA 4 h の段階では，粉砕される前の塑性変形過程にあったと考えられる．そのため，
MA 8 h 処理した粉末 (d) では，MA 4 h 処理した粉末 (c)と比較して，扁平状の粉末が減少し，球状の粉末へと変形した．
Ti-Mg 粉末の硬さは，純マグネシウム添加量の増加とともに減少した．そこで，それぞれの MA 処理前の粉末の硬さ 189 HV と 41 HV を基準とし，複合則から算出した値 (破線) と実験値を比較した結果を Fig. 2 に示す．その結果，MA 処理後の粉末から得られた実験値は，複合則よりも高い値を示した．これは，MA 処理中に導入された
加工硬化や生成した化合物の分散強化が寄与したためと考えられる．また，Fig. 2 では，純チタンおよび純マグネ
シウムをそれぞれ単体で，MM 処理した時の硬さと比較した．ここで，純チタンおよび純マグネシウムの MM 処
理時間およびステアリン酸の添加量は，Ti-Mg 粉末と同一条件とした．MM 処理後の純チタン粉末の硬さは，MM処理前と比較して，2~2.5 倍程度増加するのに対して，純マグネシウムでは MM 処理前とほぼ同等の硬さを示し，
MM 4 h処理した場合に得られた1.1倍が最大の値であっ

－119－
－
119 －

600

500
SPS materials produced by different sintering temperature
with different mechanical alloyng time

MA 4 h
MA 8 h500

Vickers hardness, HV 1

Vickers microhardness, HV 0.01

Mechanically alloyed powders

400

300

200

300

※1 1073 K sintering※2 873 K sintering

Pure Ti, None MA※1

200

100

100

Theoretical value calculated
from the rule of mixture

Pure Mg, None MA※2

0
0

20

40

60

80

0

100

Mg volume fraction, V /vol. %from mechanically alloyed 4 h powders○：α-Ti ▽：TiH2●：Mg ▲：MgO

873 K
□
●

○ ●

□：TiC

○
○
□

●

▲

●

○

▲

●

○

▲

●

●

●
▲
○
□

●
○
●
□

○○

▽
● ○

○○

● ▽
○
●

▽ ○○

773 K
○
●▽
○● ○
●

673 K

▲
●▽

●
○

○
▽
○
○
●
●

●
○

● ▽

▲

○

●

10

20

30

40

50

Mg additions , a/mass%

Fig. 2Comparison of Vickers microhardness
between theoretical value calculated from rule of
mixture and experimental value as a function of Mg
additions.
Ti -30 mass% Mg SPS materials fabricatedIntensity（arb. units）

MA4h 873 K
MA8h 873 K
MA4h 773 K
MA8h 773 K

400

Diffraction angle, 2 （deg)Fig. 3
X-ray diffraction patterns of as-SPS
materials fabricated from mechanical alloyed Ti-30
Mg 4 h powders with the addition of 0.25 g PCA atdifferent sintering temperatures.

た．従って，純チタンと純マグネシウムでは，MM 処理
中に導入される転位の挙動やその量が異なることが明らかになった．この結果は，純マグネシウム添加量の増加に伴い，実験値が複合則から求めた理論値に近づいたことに対応している．
Fig. 3 に MA 4 h 処理した Ti-30 Mg 粉末を異なる焼結温度で作製した SPS 材の化合物相を同定した結果を示す．
焼結温度 673 K および 773 K では，-Ti および純マグネ
シウムの回折ピークに加え，TiH2 および MgO の回折ピークが認められた．一方，焼結温度 873 K では，-Ti お
よび純マグネシウムの回折ピークに加え，TiC およびMgO が認められた．これらの生成した化合物は，純チタンもしくは純マグネシウムがステアリン酸中に含まれる
水素，酸素および炭素と固相反応し生成したことを示唆している．
MA 処理時間，純マグネシウムの添加量および焼結温度を変化させて作製した SPS 材の硬さを Fig. 4 に示す．なお，焼結温度 673 K で作製した SPS 材は，気孔率が高く鏡面を得ることが困難だったため硬さ測定が不可能だった．Ti-Mg SPS 材の最高硬さは，MA 4 h 処理した Ti-10
Mg 粉末を焼結温度 873 K で作製した SPS 材で得られ，その値は 376 HV を示した．すなわち，MA 処理していな
い純チタンを焼結温度 1073 K で作製した SPS 材 (268Fig. 4 Vickers hardness of Ti-x Mg (x=0, 10, 20, 30,
40, 50) SPS materials produced from different
mechanical alloying time with different sintering
temperatures.

HV) よりも高い硬さが得られた．200 K も低い温度で焼結したにも関わらず高硬度が得られたのは，10 mass%添
加した純マグネシウムが，焼結の際に純チタン同士の結合に対して，バインダーとして寄与し緻密化を促進する効果があったことや固相反応により生成したTiCおよびMgOの分散強化が硬さの増加に寄与したためと考えられる．一方，MA 粉末と同様に，Ti-Mg SPS 材では純マグネシウ
ム添加量の増加に伴い硬さは減少した．従って，純マグネ
シウム添加量をコントロールすることで設計仕様に応じた硬度レベルを有する SPS 材の提供が可能であり，さらに，各 SPS 材で純マグネシウムの回折ピークが同定されたことから低ヤング率化の制御も同時に可能であると考えられる．
4. 結 言MA-SPS プロセスにより高強度および低ヤング率
Ti-Mg 合金の創製を目的として，
MA 処理して得られた粉末を SPS 装置で固化成形した．作製した MA 粉末およびSPS 材の硬度および構成相を評価した結果，以下の知見を得た．
Ti-Mg 粉末の硬さは，MA 処理時間の増加に伴い向上したが，純マグネシウム添加量の増加に伴い減少した．
Ti-10 Mg粉末を焼結温度873 Kで作製したSPS材で最も高い硬さ 376 HV が得られ，MA 処理していない純チタ
ンを焼結温度1073 Kで作製したSPS材よりも約100 HV
高い硬さが得られた．
Ti-Mg SPS 材の純マグネシウム添加量および焼結温度をコントロールすることで設計仕様に応じたバルク材の硬度レベルを提供することが可能である．また，同時にヤング率の制御も可能であることが示唆された．
参考文献
1) 大野卓哉，久保田正広，軽金属，59 (2009)，659-665．
2) 大野卓哉，久保田正広，粉体および粉末冶金，57(2010)，
327-332．
3) 大野卓哉，久保田正広，軽金属，60 (2010)，647-653．

（共同研究分野：複合化機構学分野）

－120－
－
120 －

塑性加工を利用した軽合金複合材料の開発と特性解析
種々の負荷経路におけるマグネシウム合金圧延板のひずみ挙動
京都大学大学院エネルギー科学研究科
浜 孝之
1.研究目的
マグネシウム（Mg）合金は構造部材へ利用される実用金属中で最軽量であり，輸送機器の軽量化を促進する材
料として期待されている．Mg 合金は六方最密構造を有することから，常温では活動可能なすべり系が限られている．そのため塑性変形には双晶の活動が大きな役割を担う[1]．一方双晶は，c 軸に対して引張あるいは圧縮のいず
れかの方向にしか活動できない極性を有する．
そのため双晶活動の大きさは応力状態や境界条件によって大きく異なり，結果として巨視的には非常に強い変形異方性が発現する[2,3]．したがって Mg 合金の 巨視的な塑性変形特性を明らかにするためには，双晶の活動が巨視的な塑性変形に及ぼす影響を明らかにする必要がある．
そこで本研究では，双晶の活動が巨視的な塑性ひずみに与える影響を調査することを目的とする．具体的には，強い底面集合組織を有する AZ31Mg 合金圧延板では，双晶の活動は巨視的には板厚ひずみに大きな影響を及ぼすことが期待されることから，微視的な双晶活動と巨視的な板厚ひずみ発展の相関を実験的に調査した．
2.研究方法
本研究では，市販の AZ31Mg 合金圧延板（板厚 1mm）を用いた．結果は省略するが，処女材においては c 軸が板厚方向に配向した強い底面集合組織が発達している．Mg 合金板に面内圧縮－引張の反転負荷を与えると，圧縮時に活動した双晶が反転負荷直後から活発に回復し，その後回復の収束に伴って通常のすべり主体の変形に移行することが知られている[4,5]．そこで本研究では，圧延方向に予圧縮を付与した試験片に対して引張試験を行い，そのときの巨視的な板厚ひずみ変化と微視的な結晶方位変化を調査した．板厚ひずみは，非接触伸び計により計測される長手方向および幅方向のひずみから体積一定条件を用いて算出した．また結晶方位変化は，複合化機構学分
野で所有する SEM-EBSD 内で引張試験を行い，その場観察により測定した．なお実験の都合上，巨視的な板厚ひずみ変化を調査する実験ではゲージ長さ 50mm の中型試験片を，また微視的な結晶方位変化を調査する実験ではゲージ長さ 10mm の小型試験片を用いた．
3.研究結果以下では例として，6%の圧縮予ひずみを付与した試験片を用いた結果を示す．図 1 に，中型試験片により得られた引張変形時の応力－ひずみ曲線と板厚ひずみ（絶対値）の推移を示す．変形開始直後とひずみ 4%付近で二度の応力急上昇領域が生じ，その結果 S 字状の応力－ひずみ曲線が発現していることが確認できる．これは前述のように，変形前期の双晶回復支配型の変形モードから変形後期のすべり支配型の変形モードへ移行するためと考えられる．変形モードの移行によって変形前期と後期で応力レベルが大きく異なるのは，双晶回復に必要な臨界分解
せん断応力（CRSS）が非底面すべりの活動に必要な CRSS に比べて小さいためと考えられる [4,5]．
一方板厚ひずみの推移をみると，二度目の応力急上昇が生じるのとほぼ同期して板厚ひずみの変化率がわずかに低下していることがわかる．この結果から，当初の予測どおり，双晶回復と板厚ひずみの変化には非常に強い相関があることが示唆される．
続いて図 2 に，小型試験片を用いて SEM 内引張試験を行った際の応力－ひずみ曲線を示す．なお，予圧縮を与えたまま材では高い転位密度のため適切な EBSD 測定を行うことができなかったため，160℃12 時間の条件で焼鈍を施した後に引張試験に供した．過去の研究[6]において，この焼鈍条件を用いることで結晶方位を変化させる
ことなく転位密度のみを低下させることができることが報告されている．
図 2 に示す結果では，図 1 で見られたような明瞭な S 字状曲線は発現していない一方で，変形開始時の降伏応
力は図 1 に示す結果に比べて高い．この結果は，焼鈍により転位密度が低下したことで双晶回復に対するバウシ
ンガー効果が失われ，双晶回復に要する応力が高まったことに起因すると考えられる．したがって本稿で示す中型

－121－
－
121 －

試験片の結果と小型試験片の結果は定量的には比較できず，
あくまで定性的な比較にとどめる必要があることに留意する必要がある．焼鈍条件を合わせた実験は今後の課題である．
図 3 に，SEM 内引張試験中にその場観察した IPF マップを示す．初期（a）では，板厚方向に対して柱面が配向した（すなわち c 軸が板厚方向に対して垂直に配向した）結晶粒が非常に多い．これは，圧延方向に予圧縮を与えたことで活発な双晶活動が生じたためである．その後引張変形が開始すると，板厚方向に柱面が配向した結晶粒の内部にバンド状の筋が発現していく(b, c, d)．これは，双晶回復により c 軸が再び板厚方向に配向したためである．多くの結晶粒内部においては，引張変形の進展に伴ってバンド状の筋が厚さを増し，複数の筋が合体する（e,f）．そして最終的には，結晶粒全体で c 軸が板厚方向に配向した元の方位に回復する．双晶回復は変形前期から非常に活発であり，ひずみ 8%程度（g）の時点で既にほとんどの領域で回復が完了している．一方その後は，結晶方位分布に大きな変化は見られない（h, i, j）．この傾向は，図 1 の S 字状曲線から予測された双晶回復の推移と良く対応している．ただし，図 g 中の矢印で示した結晶粒のように，引張変形中に他の双晶が活動することで双晶回復の進展が阻害される場合も見られる．つまりこの結果から，反転負荷を与えても結晶粒全域が双晶回復せず，双晶が残留する領域もあることが示唆される．Hama ら[7]も光学顕微鏡による双晶面積率の調査により，同様の結果を報告している．
以上の結果から，巨視的な板厚ひずみの発展と双晶の活動/回復の関係は以下のように考えられる．引張変形前期では双晶回復が活発に生じるため，それに伴って板厚ひずみの発生も大きくなる．一方変形後期では底面集合組
織が十分に回復するのに伴って双晶回復も収束し，塑性変形はすべり変形主体で担われるようになる．その結果，
板厚ひずみに対する双晶の寄与がなくなるため，相対的に板厚ひずみの発生が小さくなる．そのため，変形後期では板厚ひずみの変化率がわずかに低下する．
またこれらの結果から，図 1 の板厚ひずみ推移で見られる変化率の変化は双晶回復によって生じる板厚ひずみの有無に起因するものであり，双晶回復は巨視的にも十分大きなひずみを発生させることが明らかとなった．
4.結論
本研究では，予圧縮を付与したマグネシウム合金圧延板を用いて引張試験を行うことで，微視的な双晶の活動が巨視的な塑性ひずみに及ぼす影響を実験的に調査した．その結果，以下の知見が得られた．
(1)引張変形中に，S 字状の応力－ひずみ曲線が発現した．このとき，二度目の応力急上昇が生じるまでの変形前期に比べてその後の変形後期の方が板厚ひずみの変化率が低下することが明らかとなった．
(2)引張試験中のその場観察により次のことが明らかとなった．変形開始時から双晶回復が活発に生じ，底面集合組織が急速に回復する．その後双晶回復が収束すると，それ以降は結晶方位分布に大きな変化は見られない．
(3)以上の結果から，板厚ひずみの変化率が変形後期で低下するのは，双晶回復が収束することで双晶に起因する
板厚ひずみが発生しなくなったためと考えられる．またこのことから，双晶回復は巨視的にも十分大きな板厚ひずみを発生させることが明らかとなった．
5.参考文献[1] Agnew, S.R., and Duygulu, O., Int. J. Plasticity, 21 (2005), 1161–1193.
[2] Lou, X.Y., Li, M., Boger, R.K., Agnew, S.R., and Wagoner, R.H., Int. J. Plasticity, 23 (2007), 44-86.
[3] Hama, T., Kitamura, N., and Takuda, H., Mater. Sci. Eng. A., 583 (2013), 232-241.
[4] Hama, T., and Takuda, H., Steel Res. Int. Sp. Ed., 2012, 1115-1118.
[5] Wang, H., Wu, P.D., Wang, J., Tome, C.N., Int. J. Plasticity, 49 (2013), 36–52.
[6] Xin, Y., Zhou, X., Lv, L., and Liu, Qing, Mater. Sci. Eng. A., 606 (2014), 81-91.

[7] Hama, T., Kariyazaki, Y., Hosokawa, N., Fujimoto, H., and Takuda, H., Mater. Sci. Eng. A., 551 (2012),

209-217.

－12－
－
122 －

300

0.06

250

0.05

200

0.04

150

0.03

100

0.02

50

0.01

0

0

0.02

0.04

0.06

0.08

0.1

0

200

公称応力 /MPa0.07

公称板厚ひずみ(絶対値)

公称応力 /MPa

350

150

b

c d e

g

f

h

i

j

100
50
0

公称長手ひずみ

a
0

0.02

0.04

0.06

0.08

0.1

0.12

公称長手ひずみ

図 1 中型試験片から得られた応力－ひずみ曲線と

図 2 小型試験片から得られた応力－ひずみ曲線．

板厚ひずみの推移．

a

b

c

g

h

d

e

50m
f

i

j

図 3 引張試験中の結晶方位変化．図中の記号 a～j は，図 2 に示す記号と対応する．

（共同研究分野：複合化機構学分野）

－123－
－
123 －

SPS 成形した cBN 粒子分散型 Al 基複合材料の熱物性
大阪市立工業研究所 加工技術研究部長 兼 材料プロセシング研究室長
水内 潔
1 緒言
立方晶窒化ホウ素(cBN)は，ダイヤモンドに次ぐ高硬度(4500～5000 Hv)1，2)を有し，また鉄系材料との反応性が小さ
いため，cBN 粒子を超高圧下で焼結したものは，硬質材料の切削に留まらず，ダイヤモンドでは不可能であった，鋼や鋳鉄の超高速切削といった分野でも用いられている．また電子材料分野では，cBN が高温での耐酸化性に優れ，かつ，広いバンドギャップ(4.6 eV) 1，2)を有することから，パワーデバイスとしての応用も検討されている．
一方 cBN は，高熱伝導率(λ＝200～1300 W/mK)と低熱膨張係数(α＝4.8×10－6) も併せ持つため 1，2)，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(λ＝210 W/mK，α＝24.0×10－6) 1，2)マトリックス中に cBN 粒子を充填した Al/cBN 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 cBN 単体よりもはるかに低温で成形できることから，軽量なヒートシンクとしての実用化が期待されている．Al/cBN 複合材料については，
Al 粉末と cBN 粉末の混合粉末を焼結して複合化し，得られた焼結体の組織，機械的性質および熱物性について調べた
例 3-5）が若干報告されているが，210 W/mK を超える高熱伝導率を有する Al/cBN 複合材料に関する報告は見当たらな
い． 我々は最近，ダイヤモンド，炭化ケイ素(SiC)および窒素アルミニウム(AlN)等の，高熱伝導性を有する粉末粒子
を Al 中に分散させた粒子分散型 Al 基複合材料を放電プラズマ焼結法(SPS)6-10)を用いて成形することにより，放熱性に優れた Al 基複合材料の開発を行ってきた 11-19)． 本研究では，マトリックスとして Al を，充填粒子として立方晶窒化ホウ素(cBN)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 13, 15)を用いて，高熱伝導率と低熱膨張係数も併せ持つ cBN 粒子分散型 Al 基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，立方晶窒化ホウ素(cBN)粉末(平均粒子径 390 μm)を充填材として用いた．また，マトリックス用の出発材料としては，純 Al 粉末(99.9 ％, －45 μm，及び，Al-5 mass％Si 合金粉末(－45 μm)を用いた. 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 cBN 粉末を，cBN 体積分率が全体の 35～50 vol%となるような配合比で混合した．この混合体をダイセット中に充填し，2 Pa の真空中で，室温～798K までの温度範囲を昇温速度 1.08 K/s で高速加熱し，798～876 K の温度範囲を昇温速度 0.05 K/s で低速加熱するという 2 段
階加熱で SPS 成形し，直径 10 mm×厚さ約 2 mm のディスク状試料を作製した．なお，798～876 K の温度範囲での低速加熱は，前報 13-16，18，19)で述べているように，成形中に固-液共存状態を生ぜしめそれを持続させることにより迅速な緻密化を図るためである．今回は，ダイセットとして WC/Co 超硬製ダイセットを用い，成形時の最大加圧力を 80 MPa
および 300 MPa とし，加圧力の影響も調べた．今回，実験で用いた SPS 成形条件を Fig．1 に示す．300 MPa での高圧力下での成形は，全工程を通じてではなく，
ダイ温度が 876 K に達した時点で加熱停止すると同時に加圧力を 80 MPa
から 300 MPa に増加させることにより行っている．これは，ダイ温度が 876 K 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 cBN 粒子との密着性を向上させるためである．末吉ら
21)

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，798 K から 876 K 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 cBN 粒子間隙に侵入しやすくするために，あえて 80 MPa という低荷重で成形し，ダイ温度が 876 K に達し，加熱停止した直後に 300 MPa まで加圧力を増やすという方法を採用した．なお，
いずれの加圧力の場合も，保持時間は 180 s とした．作製されたディスクについて，相対密度の測定，X 線回折による生成相の同定，SEM による組織観察，レーザーフラッシュ法による熱伝導率の測定，及び，熱膨張測定装置による熱膨張係数の測定を行った．

－124－
－
124 －

3

結果および考察

3.1 cBN 粒子体積分率と相対密度との関係
SPS 成形した Al/cBN 複合材料の相対密度の cBN 粒子体積分率との関係を Fig．2 に示す. 加圧力 80 MPa のままで
SPS 成形した場合，cBN 粒子体積分率 35 ％では，ほぼ 100 ％の相対密度が得られる．しかしながら，cBN 粒子体積
分率 35 ％以上では，複合材料の相対密度は cBN 粒子体積分率の増大と共に減少し，cBN 粒子体積分率 40 ％では相対密度は 99.43 ％に，cBN 粒子体積分率 45 ％では相対密度は 99.26 ％に，cBN 粒子体積分率 50 ％では相対密度は94.58 ％に，それぞれ低下する．一方，80 MPa で SPS 成形後，加熱停止直後に加圧力を 300 MPa まで増大させる 2
段階加圧 21)を行った場合，cBN 粒子体積分率 45 ％以下で，ほぼ 100 ％の相対密度が得られた．この場合も，cBN 粒子体積分率が 45 ％を超えると複合材料の相対密度は cBN 粒子体積分率の増大によりやや減少するが，cBN 粒子体積
分率 50 ％においても相対密度は 99.50 ％を維持した．このことから，Al/cBN 複合材料の相対密度増加に対する加圧
力上昇の効果は，cBN 粒子体積分率 50 ％以上で顕著であるといえる．前報 22，23)の Al/AlN 系と比較して，加圧力上昇
が複合材料の相対密度向上に寄与する領域が狭くなっているが，これは，cBN が AlN の 3 倍以上のビッカース硬度を有し，成形中に破壊しにくいことも一因と考えられる．SPS 成形した金属基複合材料の相対密度と加圧力の関係については，Chu ら 24)が Al/SiC 系において同様の傾向を報告している．
3.2 組織と生成相
Al-45 vol％cBN 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 cBN 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/cBN 界面反応層の存在は認められなかった．Fig．4 に Al-45 vol％cBN複合材料の X 線回折結果を示す．Al および cBN の 2 種類の回折ピークが観察されたが，X 線回折結果からも Al/cBN
界面反応層に相当する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/cBN 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，ナノサイズの反応生成物が Al/cBN 界面に微量に生成している場
合，
SEM 観察や X 線回折ではとらえにくいと思われる．
したがって，
反応生成物の存在の確認には，
TEM と STEM-EDXを併用した詳細な観察が必要と考えられる．
3.3 熱伝導率
Al/cBN複合材料の熱伝導率とcBN粒子体積分率との関係をFig. 5に示す. 加圧力80 MPaで成形した場合Al-35 vol％cBN 複合材料においては 279W/mK の熱伝導率が得られた．cBN 粒子体積分率が 35～45 vol%の範囲内では，cBN 含有量の増加と共に熱伝導率は若干増加し，Al-40 vol％cBN 複合材料において 281 W/mK，Al-45 vol％cBN 複合材料において 283 W/mK の熱伝導率がそれぞれ得られた．しかしながら，cBN 含有量が 45vol%を超えると熱伝導率は明らかに低下する傾向が見られ，Al-50 vol%cBN では熱伝導率は 238 W/mK であった．
一方，加圧力 300 MPa で SPS 成形した場合，cBN 体積分率 35～50 vol%の範囲では，いずれも加圧力 80 MPa で成形した場合を上回る熱伝導率が得られた．cBN 体積分率 35 vol%，40 vol%，45 vol%，および，50 vol%における熱伝導率はそれぞれ，293 W/mK，300 W/mK，305 W/mK，および，292 W/mK であり，cBN 含有量が多いほど熱伝導率向上に及ぼす加圧力上昇の効果が顕著に認められた．Fig. 5 に示した Al/cBN 複合材料の熱伝導率と cBN 粒子体積分率との関係と，Fig. 2 に示した Al/cBN 複合材料の相対密度と cBN 粒子体積分率との関係には共通の傾向が認められることから，SPS 成形中の加圧力の増大により Al/cBN 複合材料の熱伝導率か向上したことについては，複合材料の相対密度の向上と Al/cBN 界面密着性の向上の 2 つが主要因と考えられる．
3.4 熱膨張係数
Fig．6 に Al/cBN 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，Turner25)のモデルと Kerner26)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/cBN 複合材料の熱膨張係数の実測

－125－
－
125 －

値は，Al-35 vol%cBN において 17.49×10-6，Al-45 vol%cBN において 16.02×10-6 であった．cBN 含有量の増大と共に複合材料の熱膨張係数は減少するが，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 cBN を分散粒子として計算した，Kerner の Upper line(上限の曲線)で示される理論値やや上回る値であった．この結果は，本研究で作製した Al/cBN 複合材料の粒子/マトリックス界面の密着性がやや弱く，改善の余地があることを示し
ている．
4

論

結

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，立方晶窒化ホウ素(cBN)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) cBN 粉末，純 Al 粉末，及び，Al-5 mass%Si 粉末の混合粉末は，SPS により加圧力 80～300 MPa，昇温速度 1.08 K/s，保持過程での加熱速度 0.05 K/s，焼結温度 798～876 K，保持時間 1.56 ksの条件で緻密化できる. (2)80 MPa から 300 MPa への，SPS 成形中の加圧力の増大が，複合材料の相対密度と熱伝導率の上昇に及ぼす効果は，cBN 含有量が多いほど顕著であった． (3)加圧力 300 MPa 条件で成形した場合，Al/cBN 複合材料は，cBN 粒子体積分率 35～45 vol%の範囲において，ほぼ 100 ％の相対密度を示した. (4) Al/cBN 複合材料の熱伝導率は，cBN 粒子体積分率 35～45 vol%の範囲では，粒子体積分率の増加とともに増大し，加圧力 300 MPa で成形した Al-45 vol%cBN 複合材料において，最高の熱伝導率 305 W/mK が得られた． (5) Al/cBN 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 をやや上回り，Al/cBN 界面の密着性には改善の余地があることが示唆
された．
文

献

1) Metals Handbook, Vol.2 - Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Mater., ASM Inter. 10th Ed.
(1990)1119-1124.
2) ASM Engineered Mater. Reference Book, 2nd Edition, M. Bauccio, Ed. ASM Inter., Mater. Park, OH, (1994)360-369.
3) P.F. Wang, Zh. H. Li, Y.M. Zhu: “Fabrication of high thermal conductive Al-cBN ceramic sinters by high temperature highpressure method”, Solid State Sci., 13(2011)1041-1046.
4) A. McKie, J. Winzer, I. Sigalas, M. Herrmann, L. Weiler, J. Rödel, N. Can: “Mechanical properties of cBN–Al composite
materials”, Ceram. Inter., 37(2011)1-8.
5) X-Z Rong, T. Yano: “TEM Observation of High-Pressure Reaction-Sintered CBN-Al Composites”, J. Mater. Sci., 39 (2004)
4705-4710.
6) N. Tamari, T. Tanaka, K. Tanaka, I. Kondo, M. Kawahara, M. Tokita：“Effect of spark plasma sintering on densification andmechanical properties of silicon carbide”, J. Ceram. Soc. Jpn., 103(1995)12-17.
7) K. Mizuuchi, K. Inoue, K. Hamada, M. Sugioka, M. Itami, M. Fukusumi, M. Kawahara：“Processing of TiNi SMA Fiber
Reinforced AZ31 Mg Alloy Matrix Composite by Pulsed Current Hot Pressing”, Mater. Sci. Eng A, 367(2004)343-349.
8) K. Mizuuchi, K Inoue, M. Sugioka, M. Itami, M. Kawahara I. Yamauchi：“Microstructure and Mechanical Properties of Boron
Fiber reinforced Ti matrix Composites Produced by Pulsed Current Hot Pressing (PCHP)”, J. Japan Inst. Metals,
68(2004)1083-1085.
9) S. Grasso, Y. Sakka and G. Maizza:”Electric current activated/assisted sintering (ECAS)”, a review of patents 1906-2008. Sci.
Technol. Adv. Mater., 10 (2009) 053001.
10) R. Orrù, R. Licheri, A. M. Locci, A. Cincotti and G. Cao:”Consolidation /synthesis of materials by electric current
activated/assisted sintering”, Mater. Sci. Eng. R, 63(2009) 127-287.
11) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, Y. Morisada, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, M. Kawahara, Yukio Makino: “ Thermal
conductivity of diamond particle dispersed aluminum matrix composites fabricated in solid-liquid co-existent state by SPS”,

－
126－
－
126 －

Compos. part B Eng., 42(2011)1029-1034.
12) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, Y. Morisada, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, M. Kawahara, Y. Makino, Mikio Ito:
“Processing of diamond particle dispersed silver matrix composites in solid-liquid co-existent state by SPS and their thermal
conductivity”, Compos. part B Eng., 43(2012)1445-1452.
13) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, J. Tani, M. Kawahara, Y. Makino, M. Ito: “Processing of
Al/SiC composites in continuous solid-liquid co-existent state by SPS and their thermal properties”, Compos. part B Eng., 43(2012) 2012-19.
14) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, T. Nagaoka, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, J. Tani, M. Kawahara, Y. Makino, M. Ito:
“Processing of Al/β-SiC composites in continuous solid-liquid co-existent state by SPS and their thermal conductivity”,
Proc. PM2012 Powder Metallurgy World Congress & Exibition. 17B-S3-5
15) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, M. Kawahara, Y. Makino, M. Ito: “Thermal properties of β-SiC particle dispersed Al matrix
composites fabricated in continuous solid-liquid co-existent state by SPS”, J. Metall. Engineering, 3 (2014) 59-68.
16) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, J. Tani, M. Kawahara, Y. Makino, M. Ito: “Processing of
Al/AlN composites in continuous solid-liquid co-existent state by SPS and their thermal properties”, Compos. part B Eng., 43(2012) 1557-1563.
17) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, Y. Morisada, M. Sugioka, M. Itami, I. Kawafune, M. Kawahara, 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.
18) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, Y. Morisada, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, J. Tani, M. Kawahara Y. Makino ：“Thermal
Properties of Diamond Particle Dispersed Aluminum Matrix Composites Fabricated in Continuous Solid-Liquid Co-Existent Stateby SPS”，J. Jpn. Soc. Powder Powder Metallurgy, 56(2009)438-443.
19) K. Mizuuchi, M. Kawahara, Y. Makino : “Densification and Development of Synthesis Route for Enhancing Performance of Heat
Dissipative Metal Matrix Composites in Continuous Solid-Liquid Co-Existent State”, J. Jpn. Soc. Powder Powder Metallurgy, 58(2011) 63-70.
20) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, Y. Morisada, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, M. Kawahara, 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.
21) 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.
22) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, T. Nagaoka，Y. Morisada, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, J. Tani, M. Kawahara,
Y. Makino, Mikio Ito : ”Thermal Properties of Al/AlN Composites Fabricated in Continuous Solid-Liquid Co-Existent State by
SPS”, J. Jpn. Soc. Powder Powder Metallurgy, 58 (2011) 155-159.
23) K. Mizuuchi, K. Inoue, Y. Agari, Y. Morisada, M. Sugioka, M. Tanaka, T. Takeuchi, J. Tani, M. Kawahara,
Y. Makino : ”Processing of Al/AlN composites in continuous solid–liquid co-existent state by spark plasma sintering”,
Composites: Part B 43(2012) 1557–1563
24) K. Chu, C. Jia, W. Tian, X. Liang, H. Chena, H. Guo : “Thermal conductivity of spark plasma sintering consolidated SiCp/Al
composites containing pores: Numerical study and experimental validation”, Composites Part A, 41 (2010) 161-167.
25) P. S. Turner: “Thermal –Expansion Stresses in Reinforced Plastics”, J. Res. NBS., 37(1946)239-250.
26) E. H. Kerner: “The Elastic and Thermo-elastic. Properties of Composite Media”, Proc. Phys. Soc., B69(1956)808-813.

－127－
－
127 －

973

100

: Load (80MPa→300MPa)

873: Load (80MPa)

Relative packing density, Dr (%)

400

773
300

673
573

200

Load, σ/MPa

Temperature, T/K

500: Temp

473
100

373
273

98

96

94
: 300MPa: 80MPa

0

500

1000

1500

2000

92

0
2500

30

35

40

45

50

55

Volume fraction of cBN，Vf (%)

Sintering time, t/s

Fig. 1 Changes in the temperature of the Al-matrix composite
containing of cBN powder particles and in the pressure applied
to the composite during spark plasma sintering as a function ofsintering time.

Fig. 2 Change in relative packing density ofcBN-particle-dispersed Al-matrix composite fabricated byspark plasma sintering as a function of the volume
fraction of cBN particles in the composite.

50000○: Aluminum: cBN

Intensity

40000
30000
20000
10000
0

20

40

60

80

100

120

2θ

Fig．4 X-ray diffraction pattern taken from Al-matrix composite containing
45vol.% cBN fabricated by SPS, showing two phases.

Fig. 3 SEM micrograph taken from Al matrix
composite containing 45 vol.% cBN fabricated at aload of 300MPa by spark plasma sintering.

30
Coefficient of thermal expansion, α(×10－6)

Thermal conductivity, λ/（W/mK)

400

300

200

100
●：300MPa○：80MPa
0

30

35

40

45

50

Turner line
Kerner lower line

25

Kerner upper line
Experimental

20
15
10
5
0

0

20

40

60

80

100

Volume fraction of cBN, Vf (%)

55

Volume fraction of cBN，Vf (%)

Fig. 5 Thermal conductivity of cBN-particle-dispersed
Al-matrix composite fabricated by spark plasma sintering asa function of the volume fraction of cBN.

Fig ． 6 Comparisons of coefficients of thermal
expansion, predicted theoretically for Al and cBN
composite and measured experimentally for Al-matrix
composite containing 35 and 45 vol.% cBN particles.
For comparison, a curve obtained theoretically using
Turner’s equation is also depicted.

（共同研究分野：複合化機構学分野）－128－－ 128 －

破壊力学的アプローチによる円管継手の疲労強度評価に関する研究
広島大学大学院工学研究院 助教
田中智行
1. はじめに大規模な溶接構造物中の溶接止端部などの局所的な変形を評価する場合，解析モデルを全て Solid モデル
で生成することは解析規模や計算時間の制約から容易ではない．そこで，本研究では Shell 要素と Solid 要
素を Rigid Body Element 3 (RBE3) 法で結合した Shell-Solid モデルを用いて解析の効率化を図る．
Shell-Solid モデルによるき裂進展解析結果と疲労試験結果と比較した内容について報告する．
2. FEM モデル概要
解析対照の試験体の寸法を Fig. 1 に示す．主管は直径 406.4mm，板厚 12.7mm，枝管は直径 139.7mm，
板厚 5.0mm である．

Fig. 1 T-shaped tubular joint test specimen.

3. き裂進展解析による応力拡大係数の比較
Full-Solid モデルと Shell-Solid モデルのサドル部の溶接止端部にそれぞれ 表面き裂を配置し，き裂進展解析を行った．Fig.2(a) に き裂を有する円管継手の Full-Solid モデル，Fig.2(b) に Shell-Solid モデルを示す．本解析では繰り返し荷重 140KN，荷重比 R = 0.05 を想定して，荷重 133KN を枝管上面に加え繰り返し荷重とした．継手構造全体の Shell および Solid 要素一辺の長さは約 5mm であり，き裂周辺部になるほど分割を細かくしていき，き裂前縁の要素一辺の長さは約 0.05mm である．Full-Solid モデルは約 66 万節点，41 万要素であり，Shell-Solid モデルは約 28 万節点，19 万要素である．

Fig. 2 Cracked FEM model [(a) Full-Solid model, (b) Shell-Solid model].

Full-Solid モデルと Shell-Solid モデル，Mk ファクターを用いたき裂進展解析結果を示す． き裂のマウス
部の応力拡大係数とき裂長さの関係を Fig. 3 (a) に示し，き裂最深部の応力拡大係数とき裂深さの関係を Fig.

－129－
－
129 －

3 (b) に示す．
Full-Solid モデルと Shell-Solid モデルの応力拡大係数とき裂長さの関係はよく一致している．
また，FEM の解析結果と Mk ファクターの解析結果もよく一致しており，き裂進展解析における Shell-Solid
モデルの妥当性が検証された．

Fig. 3 Variations in the SIF along the crack [(a) At crack mouth, (b) At deepest point].

4. Shell-Solid モデルと実験の結果比較
円管継手の疲労試験の結果と，Shell-Solid モデルのき裂進展解析の結果を比較する．疲労試験では無き裂
試験体の公称応力が大きい領域から き裂が発生している．そのため，FEM モデルに初期き裂を配置する際においても主応力最大の箇所に表面き裂を挿入した．初期き裂の大きさは幅 0.4mm，深さ 0.2mm である．
主管両端を完全固定し，枝管上面には荷重比 R = 0.01 を想定した荷重 188KN を繰り返し負荷する．
Shell-Solid モデルは約 48 万節点，32 万要素である．
FEM のき裂進展解析と疲労試験の結果を Fig.4 に示す．縦軸はき裂長さ，横軸は負荷サイクル数である．
疲労試験では N = 133,000 サイクルで初期き裂（幅 7.6mm，深さ 2.6mm）を計測している．そのため，FEMの解析結果はき裂幅が 7.6mm の時に N = 133,000 サイクルとし，その位置にプロット点を移動させた．疲
労試験結果と解析結果は良く一致しており，本解析の有効性が検証された．

Fig. 4 Calculated crack propagation curve.

5. おわりに
Shell-Solid モデルを作成し，Full-Solid モデルと解析結果を比較することでその妥当性を検証した．
Shell-Solid モデルを用いて解析を行うと，精度を保ったまま効率化を図ることができる．また，疲労試験結果ともよく一致している．そのため，本提案法を用いる事で破壊力学的アプローチにより円管継手の疲労強度評価を行うことが可能であることがわかった．

参考文献(1) 河原崇浩，八木一桐，田中智行，岡田裕，大沢直樹，破壊力学的アプローチによる円管継手の疲労強度評価に関する研究，日本船舶海洋工学会講演会論文集第 21 号，pp.375-379, 論文番号 2015A-GS8-2.
(共同研究分野：数理解析学分野)

－130－
－
130 －

低放射化フェライト鋼を用いた異材継手の評価
東北大学 金属材料研究所
阿部弘亨、叶野翔
1．緒言
核融合発電は燃料に水素やヘリウムの同位体を用い、発電に伴う二酸化炭素の排出が無く、次世代エネル
ギー源として期待されている。この核融合炉では、核融合反応の際に放出される中性子を遮蔽し、さらに燃料を合成、貯蔵を担う必要があり、これらを“ブランケット”と呼ばれる複合機器で担う設計にある。そのため、ブランケットの構成材料は 573 - 823 K の高温において中性子の照射を受けることから、高温強度特性、耐照射性、低放射化特性などの機能要求があり、これらを満足する材料として F82H 鋼が有望視されている。
現在の国際熱核融合実験炉（ITER）や核融合実証炉（DEMO 炉）の設計では、ブランケット部材には F82H
鋼を用い、加圧水型軽水炉(PWR)と同様条件での軽水冷却を行い、冷却水配管材料としては腐食特性に優れる SUS316L の使用が検討されている[1]。したがってブランケット作製の際には F82H 鋼と SUS316L の異種材料溶接が必要であり、ファイバーレーザー溶接法の適用が検討されている[2]。ファイバーレーザー溶接法
は従来法に比べ溶接部の狭小化が可能で、大気中で使用できるというメリットがあるが、ファイバーレーザ
ー溶接の実機適用にはレーザー出力・走査速度、径、溶接位置、溶接後熱処理条件などの最適化が必要である。
F82H 鋼は、結晶粒微細化強化に加えて、M23C6（M は Cr と W が主成分）と MX（M は Ta と V が主成分であり、X は C と N を主成分）の 2 種類の析出物による析出強化がなされている。しかし近年の研究により、溶接や照射下において析出物の消滅や非晶質化現象が報告されている[3,4]。特に M23C6 は粒界を高密度で被覆することで高温クリープ破断強度の向上に大きく寄与していることから、不安定化により F82H 鋼の健全性への影響が懸念される。これらより、本研究では、ファイバーレーザー溶接施工時の F82H 鋼とSUS316L との界面に形成される熱影響部（HAZ）中の M23C6 の安定性を明らかにすることを目的とし、溶接材ならびに焼鈍処理を施した試料中における析出物特徴を SEM や EPMA を用いて評価した。
2．実験方法
ファイバーレーザー溶接は、板厚 4mm の F82H-T06LN 材と SUS316L 板材（以後、SUS と称する）を突合せ、レーザー出力 4kW、走査速度 4 m/min で溶接した[5]。これら試料の化学組成を表 1 に示す。なお、以後、これを溶接材と称する。そして、溶金部（WM）と F82H 側に形成された溶接熱影響部（HAZ）を分析対象とし、析出物特徴を走査型電子顕微鏡(SEM)、電子線マイクとアナライザ（EPMA）を用いて評価した。また、分析の対象とする試料面は統一し、レーザー走査方向に対して垂直な面とし、HAZ／WM 界面からの距離の関数として整理した。一方で、HAZ では、溶接時の短時間の加熱と冷却が与えられており、析出物の安定性に対して、温度や冷却、熱や元素濃度勾配等の様々な要因が影響している。そこで、本研究では、析出物安
定性への最高到達温度の影響に着目し、種々温度の熱平衡状態下における M23C6 の安定性を評価した。そのため、真空下において 1073 – 1325 K の温度範囲内で 2.4 ks の等温焼鈍処理を施した試料を作製し（以後、焼鈍材と称する）、溶接材における析出物の安定性との比較、考察を試みた。
3．結果および考察
始めに、熱平衡状態下における析出物の安定性を評価するため、各焼鈍材における析出物の挙動を反射電子像（BEI）観察によって評価した。その結果を図 1 にまとめて示す。1073 – 1153 K における焼鈍材では、

－131－
－
131 －

粒界上で M23C6 が確認され、これらは、焼鈍処理温度の上昇に伴い数密度が低下し、1123 K 焼鈍材では、1
視野中（40 x 30 μm）に 2-3 個の程度になった。また、M23C6 の平均粒子径は 1073 – 1150 K 焼鈍材では 210
nm 程度であり、焼鈍処理温度の上昇に伴い粒子径は低下し、さらに、高コントラスト物体が確認された焼鈍材の中で、最も高温で熱処理した 1223 K 焼鈍材においては、平均粒子径は 160 nm であった。このように、焼鈍処理温度上昇に伴い析出物が収縮ないし減少することが分かった。そこで、この収縮ないし消失機構を評価するため、析出物組成を EPMA を用いて評価した。高コントラスト物体が確認された箇所における Crと C 濃度の焼鈍処理温度依存性を図 2 に示す。これより、Cr および C 濃度の焼鈍処理温度依存性は同様の傾向を示していることが分かった。また、これらの濃度は 1123 – 1123 K の温度範囲内で急激に減少し、その後、Cr と C 濃度はそれぞれ、12.2、0.085 wt.%程度で飽和した。なお、母相中の Cr と C 濃度はそれぞれ、
12.5 と 0.083 wt.%であることから、1123 K 以上では、析出物は母相中に固溶状態にあると考えられる。さらに、熱膨張曲線の評価より、F82H 鋼の Ac1 と Ac3 点はそれぞれ、1093 と 1183 K であることが確認されており、Cr および C 濃度の急激な減少は α+γ 域で生じることが分かった。熱平衡状態下における α+γ 域では、温度上昇に伴い、てこの原理に従って γ 域の体積分率が増加する。このことから、α+γ 域で焼鈍処理した試料で確認された、Cr と C 濃度減少は γ の体積増加が影響していると考えられる。なお、Cr の固溶限は α と γ域で大きく、特に Ac1 と Ac3 点近傍では 100 wt.%が固溶できるが [6]、一方で、α への C の固溶限は< 0.1
at.%であるのに対し、γ では≈9 at.%である [6]。これより、α 域における母相中に固溶することのできなかった C は M23C6 や MX 等の炭化物として存在するが、α→γ 相変態により、母相中に炭素が固溶できるようにな
ると、C が炭化物から母相中に拡散し、炭化物の消失ないし収縮が生じたと考察される。
上述の結果より、焼鈍材の EPMA による観察によって、平衡熱処理条件下における M23C6 の再固溶挙動を評価できた。これより、同評価手法を溶接材に適応し、ファイバーレーザー溶接による析出物の不安定化挙動を評価した。図 3 に溶接材の BEI ならびに二次電子像（SEI）を示す。なお、HAZ/F82H、溶金（WM）/
F82H 界面を一点破線で示しており、また、これら写真は EPMA 分析後に撮影したものである。これより、
当溶接条件では、約 200 μm 幅の HAZ 領域が形成されることが分かった。また、SEI より、四角形の低いコ
ントラスト領域が確認された。これは、EPMA 分析によって形成したコンタミであり、このよに、WM/HAZ
界面から種々の距離にける箇所において、EPMA 分析を実施した。これらより、各測定領域における Cr と C
マッピング結果を図 4 にまとめて示す。Cr、C 濃度はグレースケールで表しており、カラーバーを図の右側に示した。Cr マッピングでは、F82H 母相ならびに測定箇所 2、3 では明瞭な高濃度箇所が確認されたが、その後、WM/HAZ 界面に近づくにつれ、高濃度箇所が不明瞭となり、測定箇所 6 では、母相との違いを認識できなかった。また、C マッピングも同様の傾向を示しており、測定箇所 2 までは、明瞭な高濃度箇所が確認できたが、その後は、WM/HAZ 界面に近づくにつれ、明瞭なコントラストとなった。しかしながら、測定箇所 5 においては、Cr マッピングでの濃度の濃淡が確認できるのに対し、C マッピングでは確認できず、析出
物からの元素の溶出速度が Cr と C で異なる可能性が示唆された。これを明らかにするためには、TEM-EDS
分析等が必要であり、これは、今後の研究課題である。これらより、WM/HAZ 界面からの距離で整理した高濃度 Cr、C 部の平均濃度を図 5 に示す。F82H 母相部での Cr と C 濃度はそれぞれ、14.52 と 0.76 wt.%であり、また、WM/HAZ 界面より 265 - 155 μm の領域（測定箇所 1 – 3）においては、この濃度は概ね変化しなかった。その後、110 μm の箇所（測定箇所 4）においては、Cr と C 濃度が急激に低下し、47 μm の箇所におい

－132－
－
132 －

ては、母相濃度と概ね同程度の値を示した。よって、HAZ 内においても、析出物が存在している領域と、しない領域が存在を区別することができ、当溶接施工条件においては、WM/HAZ 界面から 47 μm 以内では、析
出物は消失していることが明らかになった。
4．まとめ
ファイバーレーザー溶接法によって施工された F82H/SUS の HAZ における M23C6 の安定性を明らかにすることを目的とし、溶接材ならびに焼鈍処理を施した試料中における析出物特徴を TEM や EPMA を用いて評価した。その結果、焼鈍材の EPMA 分析より、本実験条件では、析出物形状が 180 nm 以上では、Cr ない
し C マッピング像で同定可能であり、このマッピング像の解析によって、F82H 鋼中の M23C6 は α+γ 域での焼鈍中に再溶解することを確認した。一方で、溶接材では、本溶接施工条件では、WM と F82H との間に 200
μm の HAZ が形成され、この時、WM/HAZ 界面から 155 μm までは母相中と同様の化学組成を有した M23C6が確認されたが、その後、WM/HAZ 界面に近づくにつれて Cr、C 濃度が減少し、47 μm 以内では、M23C6 は確認されなかった。さこれらより、HAZ 内においても、析出物が存在している領域と、しない領域に区別され、当該溶接施工条件においては、WM/HAZ 界面から 47 μm 以内では析出物は母相に再固溶状態にあり、また、155 μm 以上では、母相中と概ね同様の析出状態にあることが分かった。このように、溶接ままの HAZ
部 M23C6 の析出状態が異なっていることから、今後は、これらの領域における溶接後熱処理（PWHT）中の析出物の安定性ないし析出挙動を評価することで、ファイバーレーザー溶接施工方法の最適化に向けた微細組織評価を実施する。
参考文献[1] T. Hirose et al., Fusion Engineering and Design 86 (2011) 2265-2268.
[2] H. Tanigawa et al., Fusion and Engineering Design 83 (2008) 1471-1476.
[3] T. Sawai et al., J. Nucl. Mater. 283 (2000) 657-661.
[4] H. Tanigawa et al., J. Nucl. Mater. 329-333 (2004) 283-288.
[5] H. Serizawa et al., Fusion Eng. Des. 88 (2013) 2466-2470.
[6] Mssalski T.B., Binary Alloy Phase Diagram, ASM international, (1990)

表 1 試料の化学組成 (wt.%)

－133－
－
133 －

ᅗ 1 ↝㕌ᮦࡢ཯ᑕ㟁Ꮚീ. ↝㕌ฎ⌮ ᗘࡣᅗࡢᕥ⫪࡟♧ࡋࡓ.

ᅗ 2 CrࠊC ࣐ࢵࣆࣥࢢ᳨࡛ฟࡉࢀࡓࠊඖ⣲೫ᯒ⟠ᡤࡢ Cr ࡜ C ࡢᖹᆒ⃰ᗘࡢ↝㕌ฎ⌮ ᗘ౫Ꮡᛶ

ᅗ 3 ⁐᥋ᮦࡢ(a)BEI ࡜ࠊ(b)SEI. SEI ࡢᅄゅᙧࡢపࢥࣥࢺࣛࢫࢺᇦࡣ EPMA ศᯒࡢ㝿࡟ᙧᡂࡋࡓ
ࢥࣥࢱ࣑࡛࠶ࡿ.

－134－
－
134 －

ᅗ 4 ⁐᥋ᮦ࡟࠾ࡅࡿ CrࠊC ࣐ࢵࣆࣥࢢ. ᅗ୰ࡢ Location ID ࡣᅗ 3(b)࡜ᑐᛂࡋ࡚࠸ࡿ. ࡲࡓࠊ
HAZ/F82H ࡜ WM/HAZ ⏺㠃ࡢ఩⨨ࢆ୍Ⅼ◚⥺࡛♧ࡋࡓ.

ᅗ 5 CrࠊC ࣐ࢵࣆࣥࢢ᳨࡛ฟࡉࢀࡓࠊඖ⣲೫ᯒ⟠ᡤࡢ Cr ࡜ C ࡢᖹᆒ⃰ᗘࡢ WM/HAZ ⏺㠃࠿ࡽࡢ㊥㞳࡜ࡢ㛵ಀ

㸦ඹྠ◊✲ศ㔝㸸ᩘ⌮ゎᯒᏛศ㔝㸧

－135－
－
135 －

非定常熱負荷下における核融合炉ダイバータの構造健全性の解析的評価
東北大学大学院工学研究科
野上修平，福田 誠，管 文海
1．諸言
核融合炉ダイバータの構造健全性確保のためには、非定常熱負荷下における材料の損傷形成挙動を高精度に評価し、設計や保全に反映する必要がある。熱負荷下における損傷形成挙動の評価に対しては、要素試験体を用いた熱負荷試験などによる実験的なアプローチが有効であるが、一方で、損傷機構の特定が困難であることなどの課題もあるため、
広範囲な条件を対象とすることが可能な計算機シミュレーションを相補的に適用することが望ましい。
本研究では、有限要素解析などのシミュレーションを適用して核融合炉ダイバータの損傷形成挙動を評価し、機器の構造や熱負荷条件とその損傷・破損形態の関係を明らかにすることを目的とする。特に、従来の評価では十分考慮されていなかった構造材料であるタングステンの再結晶挙動や熱機械特性の異方性や不均質性を考慮し、
き裂発生・成長挙動や変形挙動の詳細評価を試みる。
2．実験方法
本研究では、ITER 向けタングステン（W）製モノブロックダイバータの 1/4 モデル（冷却管：CuCrZr 合金、冷却管と W の間の緩衝層：OFHC-Cu）について有限要素解析を実施し、温度分布と応力・ひずみ分布を評価した。
東北大で開発した純 W（PW）、カリウム（K）ドープによりバブル分散強化した K ドープ W（KW）や、さらにレニウム（Re）を添加するにより固溶強化した K ドープ W-3Re（KW3Re）を評価の対象とした。モデルにおける材料は弾完全塑性体を仮定し、ヤング率、ポアッソン比および熱膨張率は文献値を、降伏応力は引張試験による0.2%耐力を、熱伝導率は熱拡散率および比熱の実測値から求めた値を採用した。W 材料は異方性が大きいため、W 材料の応力-ひずみ曲線は Hill 則に基づき異方性を考慮した。ダイバータへの負荷条件としては、熱負荷 1 サイ
クルのみを模擬し、ダイバータ表面に 20 MW/m2 を 10 秒間負荷した後、引続き 20 秒間無負荷状態とした。冷却水
温度および圧力は、それぞれ 25℃および 2 MPa とした[1]。
3．実験結果と考察
20 MW/m2 の熱負荷を与えた際の温度分布を図 1 に示す。冷却管直上に比べ、モノブロック端部では温度の高い領域が、最表面からより深い領域まで形成した。モノブロック断面の温度分布には材料による差が認められなかった。PW と KW については、温度の絶対値も同様のように見受けられるが、KW3R の場合は、最表面端部に一部より高温に達している領域が形成した。PW と KW の熱伝導率にほとんど違いが無いことから、KW の場合の熱負荷時の温度変化は PW と同様であり、違いは認められなかったと考えられる。KW3R の場合、最高温度が純 W や
KW よりも約 200℃高い 2400℃程度となった。Re 添加による熱伝導率の低下の影響が現れたと考えられる。20
MW/m2 の入熱を 10 秒間与えた時点における温度分布を基に求めた、各材料の再結晶開始温度（Tr）以上に達している領域を図 2 に示す。Tr 以上の領域は、PW の場合、最表面から最大で約 8 mm であり、緩衝層との界面近傍までその領域が形成した。KW の場合、Tr が純 W に比べ高いことから、Tr 以上の領域の深さは減少し、最大で 6 mm程度であった。KW3R については、熱伝導率低下に伴う温度上昇が認められたものの、Tr が高いことから、Tr 以
上の領域は最大で約 3 mm であった。したがって、Re 添加による熱伝導率低下の効果よりも、Tr 上昇の効果が大きいことが明らかになった。
図 3 は、20 MW/m2 の熱負荷を与えた際の A 点から D 点における Y 方向応力の時刻歴を下図に示す。A 点から
D 点の位置はコンター図に示したとおりであり、A 点および B 点は熱負荷中におけるマクロき裂の発生起点として可能性が高い。マクロき裂発生には Y 方向応力・ひずみの寄与が大きいと考えられるため、Y 方向応力について評価した。材料によらず、冷却後の引張応力は 400 MPa を超えており、その時点での温度が 100℃程度であることを加味すると、純 W においては、再結晶脆化によるき裂発生の可能性が示唆された。最大引張応力は、降伏応

－136－
－
136 －

力の増加などにより K および Re 添加した材料のほうがわずかに大きかったが、一方で、再結晶脆化は K および
Re 添加によって大幅に改善されるため、これらの材料では、き裂発生が抑制傾向にある可能性が考えられる。
参考文献[1] M. Fukuda, S. Nogami, W. H. Guan, A. Hasegawa, T. Muroga, “Analysis of the temperature and thermal stress in puretungsten monoblock during heat loading and the influences of alloying and dispersion strengthening on these responses,”
Fusion Engineering and Design, 107 (2016) 44-50.

図 1．モノブロック内の温度分布

800
600

800

K-doped W
Y-direction

600

400

200

200

-200
-400

-800

0

10

Time, s

20

0
-200
-400

Point A
Point B
Point C
Point D

-600

Stress, MPa

400

200
0

-800

0

10

Time, s

20

0
-200
-400

Point A
Point B
Point C
Point D

-600

30

K-doped W-3%Re
Y-direction

600

400
Stress, MPa

Stress, MPa

800

Pure W
Y-direction

図 2．再結晶開始温度以上に達している領域

Point A
Point B
Point C
Point D

-600
-800
30

0

10

Time, s2030

図．A 点における Y 方向の応力とひずみの関係（共同研究分野：数理解析学分野）

－137－
－
137 －

多軸負荷における疲労強度特性の評価とモデル化
立命館大学 理工学部 伊藤 隆基
阪大接合研 籾井 秀斗, 堤 成一郎，Fincato Riccardo

１．緒言
各種構造物の安全性の評価に有限要素法による数値解析を用いる場合，その解析精度は採用する解析手法や材料
構成式に強く依存するためその選択が重要となる．
特に実稼働下における複雑な負荷経路を受ける構造物を対象とする場合，材料構成式として非比例負荷時の非弾性挙動を高精度に予測可能なものを選ぶ必要がある．その背景の基，著者の一人はこれまでに，負荷経路が比例負荷から逸脱する非比例負荷挙動の予測の高精度化を目的とした，塑性ポテンシャル面に沿う方向の応力速度による非弾性ひずみ速度の発生を表現し得る接線塑性弾塑性構成式を提案しているエラー! 参照元が見つかりません。エラー! 参照元が見つかりません。．本研究ではこの接線塑性弾塑性構成式の高度化を目的とし，その一つとして非比例負荷かつ繰返し負荷を受ける材料の非弾性荷挙動解析に関する検討を行う．

２．有限要素モデルおよび境界条件
Fig．1 に示す試験片を模した有限要素モデルは，試験片および境界条件が軸対称であることから，ねじり自由度を有する軸対称要素(CGAX4)でモデル化した．試験片は SM490A 材であり，単軸繰返し負荷試験結果の S-S カーブを用いて材料パラメータを同定した．評価点である試験片中央部最外部（Fig．1 中の赤色要素）の応力経路
が Fig．1 右に示すような 325MPa 一定の円形径路となる繰返しの軸荷重およびねじり荷重を試験片上端中央に負荷した．FE 解析には Abaqus/Standard ver.6.13 を用い，UMAT により接線塑性弾塑性モデルエラー! 参照元が見つかりませを実装した．なお，接線塑性弾塑性モデルは，従来の弾性ひずみ速度 De，塑性ひずみ速度ん。エラー! 参照元が見つかりません。

Dp に加え，次式に示す降伏面に沿う方向の応力速度による非弾性ひずみである接線塑性ひずみ速度 Dt を考慮して
いる．

T
D
D e  D p  Dt ; Dt 
A σ*t ; A ; T  ξR b
2G (1  T )(1)

ここに A は，現応力点を通る下負荷面と正規降伏面の大きさの比を表す R，せん断弾性率 G，材料定数 ξ および b

Fig．1 Finite element model of system and boundary condition

－138－
－
138 －

Shear strain / √3 [%]Shear strain / √3 [%]Shear strain / √3 [%](b) Tangential plasticity(ξ=0.4,b=10.0)

Shear strain / √3 [%](a) Conventional plasticity(c) Tangential plasticity(ξ=0.4,b=7.0)(d) Tangential plasticity(ξ=0.4,b=4.0)
Axial strain [%]Fig．2 Strain responses under non-proportional circular stress pathからなる接線塑性ひずみ係数であり，降伏面に沿う応力速度 *t と接線塑性ひずみ速度 Dt を線形的に関係づける．


３．解析結果および考察
Fig．2(a)に接線塑性ひずみを考慮しない従来の弾塑性モデル，(b)，(c)および(d)に接線塑性ひずみに関する材料
パラメータに異なる値を与えた接線塑性弾塑性モデルの解析結果を示す．従来の弾塑性モデル(a)の場合，負荷の繰返し数によらず常に一定のひずみ応答円が確認され，既往の実験的研究結果で指摘されている非弾性ひずみが発現する傾向が再現できていない．これは，応力負荷経路が材料の降伏面上を移動するため，ほぼ弾性的な応答を示すためであると考えられる．一方で接線塑性弾塑性モデルによる解析結果(b)(c)(d)は，降伏面に沿う応力速度による接線塑性ひずみの考慮により，従来モデルと異なりひずみ応答円がシフトする傾向が確認できる．
しかしながら，
既往の実験結果で指摘されているような，
繰返し数の増加に伴いひずみ応答円が徐々に増大する傾向は確認できな
い．これは，接線塑性ひずみ速度の定式化(1)式が，材料のそれまでに受けた負荷経路によって生じた接線塑性ひずみの履歴を考慮していない点によるものであると考えられる．従って，実験結果の傾向をより高精度に表現するには，接線塑性ひずみの発展則に，それまでに材料が受けた接線塑性ひずみの履歴を構成式の内部状態変数として導入する必要があり，改良モデルの応答および実験結果との照査について検討する予定である．
（共同研究分野：信頼性設計学分野）

－139－
－
139 －

抵抗スポット溶接継手の接合強度に関する信頼性評価
大阪工業大学工学部
伊與田宗慶
1.

目的
自動車生産現場においては，抵抗スポット溶接を行う際，異なる板厚の鋼板に対して施工されることが多い．異なる板厚の鋼板に対して溶接を施した場合，同じ板厚の継手と比べて溶接部の継手強度について変化があるという報告がある 1)．また，継手強度以外にも片方の板厚が厚いことにより電極の抜熱効果が薄板側と厚板側では違いが生じることから，ナゲット形成や残留応力分布の変化が生じるものと考えられるが，このことについて検討がなされた例は少ない．継手の残留応力は疲労強度に影響を及ぼすなど，継手の信頼性に大きく影響を及ぼす因子の 1 つであり，詳細に把握することは非常に重要であるものと考えられる．本研究では，接合強度の信頼性評価に向けた検討として，冷間圧延鋼板での抵抗
スポット溶接における板厚比が変化したときの板内部の残留応力分布の変化について，数値シミュレー
ションを用いて解析を行い，残留応力分布に及ぼす板厚比の影響を明らかにすることを目的とする.
2.

研究方法
数値解析モデルを Fig. 1 に，溶接部のメッシュ形状を Fig. 2 に示す．数値解析モデルは2 次元軸対称モデルとして計算を行った．また物性値については，冷間圧延鋼板（SPCC）
相当の材料特性を用いて解析を行った．数値解析方法として，短いタイムステップで計算を区切り，温度解析と応力解析を交互に繰り返しながら行う，連成解析手法を用いた．なFig. 1

Dimension of numerical simulation model of spot
welding.

お，数値シミュレーションには，汎用有限要素解析ソフトの SYSWELD を用いた．
数値解析条件を Table 1 に示す．板厚は片側の板を 1.0 mm と固定して，もう片側の板厚を 1.0 mm から 3.0 mm まで変化させ，板厚比を変化させている．電流値はナゲット直径が 4√t1 となるように，それぞれ設定した．
3.

Fig. 2

研究結果

Finite element model at nugget.

数値解析結果の 1 例を Fig. 3 に示す．板組として，板厚比が 2.0 の組合せ，および板厚比が 4.0 の組合せについて，周方向残留応力分布を示す．
Table 1

Welding condition for numerical simulation.

－140－
－
140 －

板厚比が変化することで，ナゲット形状を含めた板内部の温度分布が大きく異なることから，高い引張
残留応力を示す領域が広がっている．また，(b)のナゲット内部においては，薄板側のナゲット端部において高い引張残留応力を示す領域が拡大していることも分かる．

(a) the case for thickness ratio 2.0
Fig. 3(b) the case for thickness ratio 4.0

Circumferential direction residual stress distribution at spot welds.

Fig. 4 にシートセパレーション先端における，厚板側，薄板側のそれぞれの周方向残留応力の板厚方向分布を示す．薄板側の残留応力分布は，厚板側の板厚変化に伴う残留応力分布変化は小さい．一方，厚板側の残留応力分布については，板厚変化に伴う残留応力分布の変化は大きく，特に板厚が大きくなるに従い，引張残留応力の最大値が大きくなっていることがわかる．

(a) direction of thick plate
Fig. 44.

(b) direction of thin plate

Circumferential direction residual stress distribution in thickness direction.

結論
接合強度の信頼性評価に向けた検討として，冷間圧延鋼板での抵抗スポット溶接における，板厚比が変化したときの板内部における残留応力分布の変化について解析を行った．その結果，板厚比が大きくなるほど，板内部において高い引張残留応力が発生することが明らかとなった．
参考文献
1) 岡田徹，泰山正則，内原正人，“スポット溶接継手強度に及ぼす板厚差の影響”，溶接学会全国大会
講演概要，第 92 集（201），pp.78-79．
（共同研究分野：信頼性設計学分野）

－141－
－
141 －

鋼材の伸び性能を考慮した疲労亀裂伝播性能を推定するためのシミュレーション法

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，鋼構造物の大型化に伴って高強度鋼の使用範囲が広がり，より強度の高い鋼材が適用，または使用が検討されている。高強度材料は，一般に，強度の上昇に伴い，伸び性能は減少する傾向にある。これらの鋼材の伸び性能と疲労亀裂伝播特性の関係を詳細に比較した事例は少なく，伸びの異なる鋼材の疲労亀裂伝播特性を評価する手法も見受けられない。そこで本研究では，まず，降伏応力や引張り強さ，伸びの異なる市販の構造用鋼の疲労亀裂伝播寿命を比較した。さらに，疲労亀裂先端の力学的環境を模擬して，切欠き付丸棒に圧縮，引張り塑性変形を繰返し付与した後の破断伸びの変化を調査した。この繰返し塑性変形付与後の破断伸びを材料限界として用いた数値解析により，疲労亀裂伝播を評価する方法を検討することを目的とした。
２． 研究方法
まず，市販の鋼板（SM400B,SN400B,SM490B,SN490B,
SM570,WES-HW685，板厚 12 ㎜）の疲労亀裂伝播試験を実施した。試験は，各鋼種同じ応力範囲を載荷する場合と，それぞれの対降伏応力に対する載荷応力範囲の比を一定とした場合について行った。Fig. 1 に試験片形状を示す。
なお，伝播試験は，応力比 0.1，載荷速度 10 ㎐で行った。
また，各鋼種（板厚 22 ㎜）を使用して，疲労亀裂先端の圧縮塑性変形と引張り塑性変形の繰返しを模擬した切欠
き付き丸棒試験片を用いて，圧縮－引張り塑性変形付与試(unit : mm)
Fig. 1 疲労亀裂伝播試験片形状

験を実施した。その後，静的に引張り破断させて，伸び変=3.34形の変化につい調査した。Fig. 2 に，試験片形状を示す。

r=0.4

なお，繰返し塑性変形付与試験は，応力比-1.0，載荷速度0.002 ㎐で行った。載荷速度は，塑性変形の繰返しでの発熱による機械的性質への影響を避けるためである。

(unit : mm)
Fig. 2 圧縮－引張り繰返し塑性変形付与試験片形状

試験結果のうち，圧縮塑性ひずみを弾性ひずみ，塑性ひずみをそれぞれ計算して加算した。また，引張り塑性ひずみは，静的引張り破断後，破断絞りを計測し，体積一定則に基づいて単位長さ当たりの換算破断伸びとして算出し，それぞれを用いて図示した。
最後に，換算破断伸びの結果を伝播限界として数値シミュレーションを行い，疲労亀裂伝播試験結果と比較した。数値計算においては，繰返し付与した荷重によるひずみの蓄積が，伝播限界に達すると亀裂が進展するものとして亀裂を進展させ，進展量と繰返し回数で伝播速度を算出した。

３． 結果

－142－
－
142 －

Fig. 3 に，疲労亀裂伝播試験結果を示す。(a)は，対降伏応力に対する載荷応力範囲の比を一定とした場合，(b)は，載荷応力範囲を一定とした場合である。
80

70

Crack Length a(mm)Crack Length a(mm)80●：SM400B●：SN400B●：SM490B●：SN490B●：SM570●：WES-HW685

60
50
40
30
3

10

4

5

10

6

10

70
60
50
40
30

7

10

3

10

Number of cycles N(cycles)410(a) 対降伏応力に対する載荷応力範囲の比を一定とした場合

5

10

6

10

10

Number of cycles N(cycles)

710(b) 載荷応力範囲を一定とした場合

Fig. 3 疲労亀裂伝播試験結果

Fig. 4 に，付与した圧縮ひずみと換算破断伸びの関係の一例を示す。試験は，塑性変形を付与する回数を変えて行っており，繰返し数が多くなるほど，換算破断伸びは低下しているが，ほぼ 100 回で換算破断伸びの低下が収束していることを確認した。ここに示した鋼材では，大きな差異は認められないが，WES-HW685
や SN400B,SN490B では，同等の強度を有するＳＭ材よりも換算破断伸びが低下していることを確認した。
1.0

0.5

0.0
0.00

0.03

0.06

0.09

0.12

Compressive strain ε

1.0

0.5

(c) SM400B の場合

1cycle

0.5

0.0
0.00

0.03

0.06

0.09

0.12

Compressive strain εｃTransformed elongation ⊿LTransformed elongation ⊿LTransformed elongation ⊿L

1.0

10cycles
100cycles

0.0
0.00

0.03

0.06

0.09

0.12

Compressive strain εｃ(a) SM490B の場合

ｃ(b) SM570 の場合

Fig. 4 圧縮ひずみと換算破断伸びの関係への繰返しの影響

-2

10

-3

10

-4

10

-5

10

-6

10

20

40

60 80100

10

-2

10

-3

10

-4

10

-5

10

-6

Fatigue Crack Proagation Rateda/dN(mm/cycles)

10

Fatigue Crack Proagation Rateda/dN(mm/cycles)

Fatigue Crack Proagation
da/dN(mm/cycles)

Fig. 5 に，鋼材の繰返し破断伸びを伝播限界として用いた数値シミュレーション結果を示す。

10

20

40

60 80100

10

-2

10

-3

○ ○ ○：Test results
10

-4

10

-5

10

-6

■

10

20

40

60 80100Stress Intensity Factor Range

Stress Intensity Factor Range

Stress Intensity Factor Range⊿K(MPa・m )⊿K(MPa・m )⊿K(MPa・m )1/2(a) SM400B の場合

1/2(b) SM490B の場合

1/2(c) SM570 の場合

Fig. 5 圧縮ひずみと換算破断伸びの関係への繰返しの影響

－143－
－
143 －

：Analysis resultsなお，この図には疲労亀裂伝播試験の結果も示してある。これらの結果から，まだ，数値シミュレーショ
ン法を改善する余地があるとかんがえているが，鋼材の繰返し圧縮引張り塑性変形を受けた後の換算破断伸びを伝播限界として用いると，疲労亀裂伝播性能を評価するための数値シミュレーションに使用できる可能があることを示すことができたものと考えている。

４． 結論
市販の鋼材の機械的性質が異なる場合について，疲労亀裂伝播特性を調査した。またこれらの鋼材の繰返
し圧縮－引張り塑性変形を受けた後の破断伸び性能を用いて，疲労亀裂伝播性能を評価できる可能性を示すことができた。このことは，疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材を開発する場合に，設定する特性の目標を定めるためにも使用できるものと期待される。

５． 参考文献
1) 大石，勝田，和田：塑性変形の繰返しを考慮した材料限界を用いた疲労き裂伝播シミュレーション，日
本船舶海洋工学会講演論文集，第 16 号，2014，pp551-554
2) 宮崎，勝田：780 級高張力鋼板の疲労亀裂伝播と新しい伝播性能評価について，日本船舶海洋工学会講演論文集，第 19 号，2014，pp269-270
3) 宮崎，勝田：強度と伸びが異なる鋼材の疲労亀裂伝播特性とその評価，溶接学会九州支部講演論文集，第 12 号，2015，pp54-57（共同研究分野：信頼性設計学分野）

－14－
－
144 －

現場溶接型柱梁溶接接合部における梁端仕口ディテールに関する実験的研究
早稲田大学 中込忠男、増田開信州大学工学部 金子洋文、金崎信太郎、巻島淳、堀場亮佑
１． 目的
ノンブラケット方式の柱梁接合部は、工事現場で梁ウェブを高力ボルト摩擦接合、梁フランジを完全溶込
み溶接接合する混用接合が一般的である。工事現場で梁フランジを溶接する場合、施工性から下向溶接での施工になるため、下フランジは内開先となる。そのため、梁ウェブが邪魔板となり、上フランジと同様なノ
ンスカラップのディテールにできない。また、柱梁接合部の梁端仕口部の応力は、スカラップ工法においてスカラップ底に最も集中する。そこで本研究は、ノンブラケット方式の梁端現場溶接部のスカラップ工法に対し、力学的に改善する方法を実験的に明らかにし、ディテールを提案することを目的とする。
２． 実験概要
２．１ 実験パラメータ及び試験体形状
試験体形状・寸法を図１に示す。表１に溶接施工試験に用いたスカラップ部ディテール一覧を、図２～６にその形状を示す。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て梁部材 BH-600×250×
16×28、柱部材□-400×400×25、通しダイアフラムには PL-36 を用いた。現場溶接接合形式は、通常上フランジの開先を外開先、下フランジを内開先とするが、下フランジに着目し、上下フランジ共に内開先とした。一般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Ｒを設けた複合円型スカラップとした。梁フランジと通しダイアフラムの接合には YGW18、φ1.4mm を用いて、下向き姿勢で行う完全溶込み溶接接合とした。エンドタブはスチールタブを用いた。ボルト接合方式を用いた梁ウェブはシェアプレート(PL-16)で高力ボルト摩擦接合とした。高力ボルトは、M22 のトルシア形高力
ボルト(S10T)を用いた。ウェブ溶接接合形式は、柱に溶接接合された裏当て金用プレート(PL-12)を高力ボ
ルト摩擦接合とした。梁ウェブには 35°開先を施し溶接した。なお、仮ボルトは M20 のトルシア形高力ボ
ルト(S10T)を 4 本とし、そのまま残した。

２．２ 接合部ディテール
S_S 試験体は、図 2 に示すような複合円型のスカラップとした。図 3 の S_SP40 試験体、図 4 の S_SP55
試験体は梁フランジ溶接後にスカラップ部に鋼片を挿入したものである。S_SP40 試験体の複合円型 r=35
スカラップは従来の標準的な形状である。S_SP55 試験体はスカラップ径を r=42 とした。S_SP40 試験体
はスカラップ部に鋼片を挿入することにより地震時等に破壊の起点となりうるフィレット底の応力集中を緩和することを目的としたものである。S_SP55 試験体は S_SP40 試験体の鋼片よりさらにダイアフラム部まで伸ばしたものであり、ダイアフラム側になめらかに応力を伝達せる事を目的としたものである。

－145－
－
145 －

図 5 の S_MF 試験体、図 6 の S_ML 試験体は開先の初層側及び表層側に人工欠陥を挿入し、梁フラン
ジ溶接後スカラップ径 r=13 部分を充填溶接したものである。人工欠陥は、高さ 10mm 幅 40mm とし、奥行きを開先に合わせたボリュームのフラックスを設置した。この両試験体はスカラップ径を小径とすること
により、鋼片の挿入はせずに溶接を充填した。なお、開先部の溶接と同種の溶接ワイヤを使用した。S_ML_W
試験体は S_ML 試験体と同様に表層側に人工欠陥を挿入し、ミニスカラップ部を充填溶接後、シェアプレートを裏当て金とし、ウェブ部を立向きにて溶接接合したものである。S_ML_W 試験体はスカラップを充填溶接し、ウェブを連続的に溶接することで、ノンスカラップ形式としたものである。

２．３ 溶接施工条件
柱梁溶接部の溶接施工条件を統一する観点から開先角度 35°、ルート間隔 7.0±0.1mm とした。溶接完了後の外観検査の評価については鉄骨精度測定指針：2014（建築学会）により行った。溶接技能者は現場溶接にも精通した AW 検定有資格者とした。溶接条件の設定に当たり、実際の工事現場溶接では工場溶接に比べ、作業環境や建方状況、人員等、様々な要因により溶接入熱量に大きなばらつきが予想される。そこで当該溶接施工条件の設定については、溶接入熱量を出来る限り高めに施工した。
３． まとめ試験体パラメータ、梁端接合部のディテール、及び溶接施工方法を示した。今後、疲労試験により、それぞれの供試体の耐力に関して考察を行う。
（共同研究分野：信頼性設計学分野）

－146－
－
146 －

表面亀裂に対する亀裂結合力モデルの構築に向けた基礎検討
九州大学 大学院工学研究院 海洋システム工学部門
後藤浩二・村上幸治・山下紘平
１． 研究背景と目的
大型溶接構造物中で発生する疲労亀裂形状は半楕円形状の表面亀裂で近似できることが多いため，表面亀
裂状態における亀裂伝播予測精度の向上は，構造物の強度評価を行う上で重要となる．板厚貫通亀裂に対しては，亀裂結合力モデルに基づき疲労亀裂開閉口挙動を考慮できる疲労亀裂伝播シミュレーション 1),2)が構築されており，特に Toyosada ら 2)によるシミュレーションを用いると，種々の変動荷重条件下に対して比較的良好に疲労亀裂伝播履歴を推定可能である．さらに，表面亀裂に対して疲労亀裂成長履歴を推定する手法として，これらの亀裂を無限板中に存在する板厚貫通亀裂問題に置換する等価分布応力法 3)が提案されている．
等価分布応力法と板厚貫通亀裂に対する疲労亀裂伝播シミュレーションを用いることで表面亀裂の成長履歴を推定することはできるが，この手法を用いる場合は評価対象構造物に内在する亀裂の成長段階に応じた K値を与える必要がある．また，等価分布応力法は，亀裂寸法が構造体に対して十分小さい場合を逸脱すると適切な近似法とは言えない場合もある．本研究では，表面亀裂問題に対する疲労亀裂伝播シミュレーション
を，等価分布応力を介さず実施するための基礎事項として，亀裂結合力モデルを表面亀裂問題に適用出来る
ように拡張することを目的に，Paris の相反定理を用いて表面亀裂の弾性 COD 推定を試みた．
２． 供試材並びに残留応力計測位置
板厚貫通亀裂がモード I のみの変形状態にある場合，亀裂面（亀裂長さ a）の任意位置 x に単位荷重が作用した場合の K 値重み関数を g(x,a)とすると，この単位集中荷重が作用する場合の，x=xi における亀裂開口変位（COD）は（1）式で表される．この時，亀裂面に作用する応力分布を σ(x)とすれば，この応力分布下における亀裂開口変位 V(xi)は，Paris の相反定理 4)より（2）式で与えられる．
2 a
V ( xi )   g ( x, a ) g ( xi , a )daE' 0 a2 aV ( xi )    ( x )  g ( x, a ) g ( xi , a )dadx
0
E' 0

ここで

（1）
（2）

E
: PlanestressE' , E : Young's modulus, : Poisson's ratio2
 E 1    :Plane strain

亀裂結合力モデルは，亀裂先端に生じる塑性域を仮想の亀裂とみなすことで，弾塑性問題を弾性問題の重ね合わせにより近似的に取り扱う数理モデルであり，材料を弾完全塑性体と仮定し，仮想亀裂面に降伏応力一定の引張応力を受けると考える Dugdale モデル 5)が一般に用いられる．Dugdale モデルでは材料を弾完全塑
性体と理想化していることもあり，実際の COD よりも大きめの値を与えることが知られている．これを補正するために塑性拘束係数を導入し，降伏応力を λσY と修正することで亀裂開口量の推定精度向上を図ることが多い．亀裂結合力モデルを適用した場合の x=xi における亀裂開口量は（3）式で与えることができる．
また，仮想亀裂先端位置 a’では応力特異性を有さないので，（4）式よりに塑性域長さ（a’-a）を計算できる．
V ( xi ) 



a'
a'
a'
2 a'
 ( x )  g ( x , a ) g ( xi , a )dadx   Y    g ( x , a ) g ( xi , a )da  dx

xi
a 
 xi
E ' 0

a'

a'

0

a

  ( x) g ( x, a ')dx   g ( x, a ')dx  0
Y

ここで，

－147－
－
147 －



（3）
（4）

Vi:

位置 x=xi における亀裂開口変位，

(x):無亀裂材に外荷重が作用した場合の想定亀裂線上の応力分布，

３． 表面亀裂の弾性 COD の計算
表面亀裂を半楕円形状（Fig.１）で近似した場合，y

亀裂前縁に沿っての K 値は（5）式で与えられる．
（5）

2

式中のm(x0, y0 ; a, b)は亀裂前縁の各点について与えられた K 値重み関数2(x/b) +(y/a) =1
a

6)7)

である．

x
O

K ( P)    ( x0 , y0 )m( x0 , y0 ; a, b) dS
S

b

（5）

ここで，
σ(x0,y0):

亀裂面に作用する応力分布，

m(x0, y0 ; a, b):K 値重み関数，

S:

亀裂面積．

(a) Flat plate with a surface crack.

(b) A semi-elliptical crack.

Fig.１ Schematic illustration of a surface crack.

表面亀裂の亀裂面に任意の応力分布が作用する場合，亀裂面の任意位置における COD は表面亀裂の K 値
重み関数 m(x0, y0 ; a, b)を用いて（6）式で与えられる．
V ( xi , y i ) 

a b
2 a b
 ( x , y )   m ( x , y ; a , b )m ( xi , yi ; a , b )dadcdS
0 0
E ' 0  b

（6）

Table 1 に示す亀裂形状に対し，Fig.1 に示す y 軸上の COD を（6）式により計算し，FEM 解析結果との比較例を Fig.2 に示す．亀裂面への作用応力は(x,y)=1 とした．
Table1 Geometrical conditions of a surface crack.
Aspect ratio (a/b):

0.25, 0.50, 0.75, 1.0

Dimensionless crack depth (a/t):

0.2, 0.4, 0.6, 0.8

Fig.2 より Paris の相反定理を用いた場合，最深部方向（y 軸上）の COD について良好に推定出来ることが確認できる．なお，他の亀裂形状に対しても同程度の精度を有することを確認している．
次に表面部（x 軸上）の COD の比較結果を Fig.3 に示すが，表面部の COD は FEM 解析結果と比較して大きく異なる結果が得られた．これは（6）式の数値積分の問題と考えられる．具体的には被積分関数である K
値重み関数 m を亀裂面全体に渡って数値積分する際に，y 軸上の COD を計算する場合は Fig.4（a）に示すよ
うに表面亀裂長さ b を固定し，亀裂深さ a を変数として扱う．この場合，K 値重み関数 m はアスペクト比 a/b
が 0< a/b <1.0 の範囲の値が用いられる．一方，x 軸上の COD を計算する場合には，Fig.4（b）に示すように
亀裂深さ a を固定し，亀裂長さ b を変数として取り扱う．この場合，K 値重み関数 m は 1.0<a/b の値が使用される．しかしながら，先行研究により K 値重み関数 m が与えられているのは 0.05<a/b <1.0 の範囲に留まっているため，この範囲の被積分関数の精度が劣っていると推察される．
以上より，Paris の相反定理を用いて表面亀裂に対して COD を計算する場合には，現有の K 値重み関数の精度保証を考慮すると，最深部側の板厚方向のみに適用可能であると考えられる．

－148－
－
148 －

−4

−4

[×10 ]
1.8[×10 ]
1.0

Aspect ratio : a/b=0.50
Reciprocal theorem :
FEM :

1.2

a/t=0.8

0.9
a/t=0.6

0.6

a/t=0.4
0.3

Reciprocal theorem :
FEM :

0.8
Elastic COD : V [mm]Elastic COD : V [mm]1.5Aspect ratio : a/b=1.0

a/t=0.8

0.6

a/t=0.6

0.4

a/t=0.4
0.2

a/t=0.2a/t=0.2

0
0.2
0.4
0.6
0.8
1
Dimensionless distance from crack mouth :y/t

0
0.2
0.4
0.6
0.8
1
Dimensionless distance from crack mouth :y/t

Fig.2 Comparison of the COD profile by Equation (6) with FE analysis under elastic condition over y axis.
−4−4[×10 ]
1.8[×10 ]
1.0

Aspect ratio : a/b=0.50

Aspect ratio : a/b=1.0

Reciprocal theorem :
FEM :

1.2
0.9
0.6

0.6

0.4

0.2 a/t=0.2

0.3
a/t=0.2

0

Reciprocal theorem :
FEM :

0.8
Elastic COD : V [mm]Elastic COD : V [mm]

1.5

0.4

a/t=0.4

0.8

a/t=0.6

1.2

a/t=0.4a/t=0.8

1.6

a/t=0.6a/t=0.8

0
0.2
0.4
0.6
0.8
1
Dimensionless distance from crack mouth :x/t

2

Dimensionless distance from crack mouth :x/t

Fig.3 Comparison of the COD profile by Equation (6) with FE analysis under elastic condition over x axis.
y

y

a

a

a'

−b

b

x

−b

(a) y-axis

−b'

b'

b

x

(b) x-axis

Fig.4 Integral method for calculating COD over y-axis and x-axis.

－149－
－
149 －

４． まとめ
表面亀裂問題に対する疲労亀裂伝播シミュレーションの構築に必要な，表面亀裂問題に対する亀裂結合力
モデル構築の第一歩として，Paris の相反定理を用いて表面亀裂の弾性 COD 推定を試みた．その結果，表面亀裂問題に対しても Paris の相反定理を用いて表面亀裂に対して COD を計算できることを確認した．
ただし，現状の表面亀裂に対する K 値重み関数の精度保証を考慮すると，最深部側の板厚方向のみに適用可能であると考えられる．
参考文献
1) Newman, J.C.: FASTRAN II –a fatigue crack growth structural analysis program-, SuDoc NAS 1.15:104159, 1992.
2) 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, Int. J. Fatigue, Vol.26, No.9, pp.983-992, 2004.
3) Toyosada, M., Gotoh, K. and Niwa, T.: Fatigue life assessment for welded structures without initial defects: analgorithm for predicting fatigue crack growth from a sound site, Int. J. Fatigue, Vol.26, No.9, pp.993-1002, 2004.
4) Paris, P.C.: The Mechanics of Fracture Propagation and Solutions to Fracture Arrestor Problems, Document No.
D2-2195, Boeing Co., 1957.
5) Dugdale, D.S.: Yielding of steel sheets containing slits, J. Mech. Phys. Solids, Vol.8, Issue 2, pp.100-104, 1960.
6) Wang, X. and Glinka, G.: Determination of approximate point load weight functions for embedded elliptical cracks,
Int. J. Fatigue, Vol.31, Issue 11-12, pp.1816-1827, 2009.
7) 後藤浩二，大田黒哲哉：表面および埋没き裂の応力拡大係数重み関数に関する一提案,日本船舶海洋工学
会論文集，第 17 号，pp.65-73，2013.
（共同研究分野：信頼性設計学分野）

－150－
－
150 －

建築構造⽤⾼張⼒鋼への⾼エネルギー密度溶接の適⽤
近畿大学 工学部

崎野良比呂

アンダーフィルが形成されている。
1. はじめに
4.ビッカース硬さ試験結果
建築構造用高強度鋼 H-SA700 は、革新的構造材
試験結果の一例として、板厚中央から上に料を用いた新構造システム建築物の研究開発プ
2.5mm のラインの結果を比較したものを図 2 に示
ロジェクトにおいて、経済合理性を追求した高強す。アークはいずれのラインでも熱影響部におい度化を図るため、合金添加量の低減と熱処理工程て 50HV 程度の軟化が見られ、その幅は 2～3mm との省略、簡略化を目指し開発された。当初は、乾なっている。これに対し、レーザでは熱影響部の式接合用の H-SA700A 材しか存在しなかったが、軟化は非常に狭いと推測される。しかし、レーザ
溶接接合用の H-SA700B 材が開発された。一般的では最大 150HV 程度の硬化が溶接金属全体にわに、H-SA700B 材の溶接には作業効率、生産性がたり見られる。ハイブリッドでもレーザと同様に高いアーク溶接を用いる。しかし、溶接入熱によも軟化部は非常に狭いと推測されるが、レーザのって溶接部が軟化し、降伏強度が母材の規格降伏1)
溶接金属部にみられた硬化は一部分のみに抑え強度である 700N/mm²を下回る場合がある 。これられている。
によって母材と溶接部に降伏強度の違いが生ま5. 引張試験結果
れ、母材が荷重に耐えることができても溶接部が溶接板より溶接部を中心に平行部の幅 12mm、荷重に耐えられず、損傷・変形・破断してしまう
可能性があり、H-SA700 の特徴を十分に発揮でき 表 1 H-SA700 の成分分析結果 (Unit: mass%)
なかった。
C
Si
Mn
P
S
Nb
Ni
その解決方法として、レーザ溶接の適用を考え 0.15 0.34
1.2
0.012
0.003
0.02
0.02
た。レーザ溶接では熱影響部を狭くすることが可 Mo
V
Cu
Cr
B
Ceq
Pcm
0.14
0
0.01
0.1
0.00120.42
0.24
能なので、軟化を防止もしくは減少させる効果が期待できる。これによって、H-SA700 の降伏強度 表 2 ハイブリッド溶接の溶接条件の高さを十分に発揮し、様々な用途で使用できる
Gap
Laser power Welding speed
Shield gas
(kW)
(mm)
(cm/min)
可能性がある
0.5
CO₂
7
100
本報では、H-SA700 の溶接熱影響の軟化をレー Arc current
Gas flowWire
ザ/アークハイブリッド溶接（ハイブリッドと称(A)(L/min)Solid wire (φ1.2mm)す）で改善できるか否かをマクロ試験，硬さ試験20020for 780N/mm2 grade steel
および引張試験結果により検討した結果について報告する。
2. 使用鋼材と溶接条件
本研究では、160×165×9mm の H-SA700B 材 2
枚を 160mm の面で突合せ、ハイブリッド溶接した。使用鋼材の成分分析結果を表 1 に、ハイブ
Arc
Hybrid
リッド溶接の溶接条件を表 2 に示す。ハイブリ
Laser
図
1
マクロ試験結果
ッド溶接はアーク先行で行った。また、比較としてアーク溶接試験体とレーザ溶接試験体も実験に供した 2)。
3. マクロ試験結果
図 1 にマクロ試験後の写真を示す。レーザとハイブリッドはアークに比べて溶接金属，熱影響部
共に範囲が狭いことが分かる。軟化部となり得る
熱影響部は、アークが平均で 2mm 以上なのに対して、レーザとハイブリッドは平均で約 1mm であり、レーザの熱影響部の範囲がアークの半分となっている。ただし、レーザでは最大深さ 0.94mm，
図 2 ビッカース硬さ試験結果

－151－
－
151 －

謝辞
本研究は、平成 26 年度 日本鉄鋼連盟「鋼構造研究・教育助成事業」の補助を受けた。また、(株)IHI よりレーザ溶接を施工戴き、 (株)JFE ス
チールには H-SA700 を提供頂いた。ここに記して感謝いたします。
参考文献
1) 日本鋼構造協会：建築構造用高強度 780/mm2
鋼材（H-SA700）鋼材規格および溶接施工要領
2) 崎野良比呂,塩出健太郎,松本直幸,猪瀬幸太郎,堤成一郎: 建築構造用高強度鋼 H-SA700 へのレーザ溶接の適用, 溶接学会全国大会概要，第96 集, pp.118-119.
（共同研究分野：信頼性設計学分野）(c)
図3
荷重(kN)

長さ 85mm の JIS1A 号試験片を切り出し、引張試験に供した。この溶接部を加工していない As
weld 試験体のアーク溶接試験体 2 本を AT-1,
AT-2、レーザ溶接試験体 2 本を以下 LT-1, LT-2、ハイブリッド溶接試験体 2 本を HT-1, HT-2 と称す。さらに、余盛部やアンダーフィルの影響を排除するため、板厚を 6 mm の平板となるように加工した Plate 試験体各 2 本(-3,-4)も引張試験に供した。
試験には 1,000 kN アムスラー型引張試験機を使用し、試験体側面の溶接金属、熱影響部、母材部にひずみゲージを貼付し、局部のひずみの変化を計測した。
試験後の破断位置の写真を図 3 に示す。ハイブ
リッドとレーザは、溶接部中心から約 16mm 離れた母材部がくびれて破断した。これに対してアー
クは熱影響部の近くで破断した。ハイブリッドとレーザは溶接部の軟化部が狭いため周囲の拘束により軟化部で破断せず、溶接部から離れた母材の部分で破断したと考えられる。
荷重―クロスヘッド変位関係を比較したもの
を図 4 に示す。ハイブリッドとレーザの降伏応力が母材のミルシート値と同程度なのに対し、アークの降伏応力は 40N/mm2 程度小さくなっている。
これは、軟化の影響が現れたものと考えられる。
マクロ試験結果を参考に熱影響部の軟化部を狙って試験体側部に貼付したひずみゲ－ジから得られた応力―ひずみ関係を母材部と比較したものを図 5 に示す。アークの熱影響部は母材よりも先に降伏し、そのまま熱影響部のひずみの値が大きくなっている。これはアークの溶接部が軟化していた影響であると考えられる。これに対し、
ハイブリッドとレーザの熱影響部も母材より先に降伏したが、ひずみの値は急には大きくならず、母材の降伏後は母材のひずみが先行して大きくなっている。これはハイブリッドとレーザの熱影
響部が狭く、周りの母材および溶接金属が拘束しているために、熱影響部からの破断が避けられていると考えられる。
6. まとめハイブリッド溶接やレーザ溶接を適用することによって熱影響部の幅を狭められ、溶接部の軟化部も狭くできることが明らかとなった。また、
ハイブリッド溶接ではレーザ溶接に比べ硬化部を狭くすることができた。さらに引張試験の結果
から、ハイブリッド溶接やレーザ溶接の軟化部が非常に狭くなることにより塑性変形が拘束され、
H-SA700 の母材の降伏強度を溶接部でも発揮することができることが明らかになった。

(a)

アーク溶接

(b)

レーザ溶接

ハイブリッド溶接

引張試験片の破断位置

70
60
50
40
30
アーク溶接
レーザ溶接
ハイブリッド溶接

20
10
0
0

2

4

6

8

10

12

14

16

18

クロスヘッド変位(mm)

図4

荷重－変形関係の比較(Plate 試験体)

図5

軟化部の応力－ひずみ関係（共同研究分野:信頼性設計学分野）－152－－ 152 －

加工誘起マルテンサイト変態に伴う局所応力変化に関する結晶塑性 FE 解析
東北大学 災害科学国際研究所 寺田賢二郎、新宅勇一
大阪大学 接合科学研究所 堤 成一郎
１．緒言
高張力鋼の特性向上を目指す中で，オーステナイト組織がマルテンサイト変態することによる，いわゆる TRIP（transformation induced plasticity）効果が積極活用されている．通常，母相のオーステナ
イト相からマルテンサイト相に相転移する間，ほぼ無応力増加で体積膨張するとともに，結晶方位によっては 10％もの大きな変態ひずみを生じることから 1)，材料の応力ひずみ関係や破壊・疲労き裂の発生
時期・進展速度などに大きく影響を与えることが確認されている．一方，Martensite-Austenite (M-A)
Constituent の存在は，破壊靭性値を大きく低下させることはよく知られた現象であるが，その理由は十分に明らかにされないままである．この靭性低下のメカニズが解明されれば，高機能材料の創成や破壊靭性値の定量評価に繋がる可能性がある．
一方，これまでに相変態を考慮した単結晶塑性モデルの構築およびそれらを用いた有限要素法による数値解析検討 2-5)も進んできている．そこでは，結晶すべり 6-11)に加えて，加工誘起変態に伴う変形勾配を考慮することを目的に開発が進められている．これまでに著者らは，結晶塑性 FEM モデルを用いた数値シミュレーション 10) 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や介在物の影響等に関する考察を行うとともに，加工による誘起されるオーステナイトのマルテン
サイト変態が材料の変形挙動，特に破壊起点となりうるマトリックスとの境界付近における応力状態にどのような影響を及ぼすのかなど，定量的な評価を目指した研究 4,5,11)を進めている．しかし，オーステ
ナイトからマルテンサイトへの変態時に 24 の組み合わせの中から結晶方位と載荷条件に応じて選択されるバリアントの特性や，複数のバリアントが生成される際の組み合わせとその変化速度，さらには塑
性すべりとの関係など，不明な点も多く，十分に解明されているとはいえない．
そこで本研究では，まず Idesman ら 2,3) による熱力学モデルを基に，有限変形理論の枠組みで定式化された単結晶の結晶塑性モデル 4,5) に考慮するマルテンサイト変態モデルを応力誘起変態に特化した形に修正する．次に，特定の方位を有する単結晶オーステナイトおよび弾性特性を示す母相内に存在する
円形オーステナイトに対して，単調載荷条件下の変形解析を行い，加工誘起マルテンサイト変態が材料の応力ひずみ曲線や局所的な応力状態さらには変形形態に与える影響に関して考察を行う．
２．解析の概要
汎用 FEM 解析ツール ABAQUS 用に開発したマルテンサイト変態を考慮可能な結晶塑性 FE モデルのユーザサブルーチンを用いて解析を実施した．解析に用いた有限要素モデルおよび境界条件を示している．
２７個のランダム方を有する結晶粒からなる解析領域内において，全体領域の中央付近に位置する結晶粒は加工誘起マルテンサイト変態を呈することが可能な粒とし，それ以外は，弾塑性挙動を呈するものと仮定した．また，解析の計算コスト削減のために，24 個のバリアントのうち，形状ひずみマトリックスが対
称成分のみを有するように平均化させた 6 つのバリアントに絞り，また比較のためにマトリックスの塑性
すべりを考慮するものと，しないモデルで比較を行った．なお，モデル底面を上下方向に固定し，上下端部の相対変位からマクロな公称ひずみを定義した．
３．結果および考察
Fig. 1 に一軸方向引張り除荷時の応力ひずみ関係を示す．また Fig. 2 に弾性および弾塑性応答を呈する
モデルの von Mises 応力分布，Fig. 3 および 4 同条件下のバリアント体積率（青：変態なし，赤：フルマ
ルテン状態）の分布をそれぞれ示している．Fig. 2 より，今回考慮した加工誘起変態可能な領域サイズ程
度では，弾性および弾塑性応答の場合ともに，マクロな応力ひずみ応答に対して変態の有無は優位な差を

－153－
－
153 －

与えないことがわかる．一方，Fig. 2 より，変態分率は同一結晶粒内でも場所によって異なることもわかる．さらに，加工誘起変態が可能な粒内であっても，他の粒との境界付近に応力が集中していることから，その周辺が破壊の起点になる可能性が高いと考えられる．

Figure 1 - Nominal stress vs. nominal strain.

Figure 2 – Nominal stress (ET) inclusion vs. purely elastic
solution.

(a)Figure 3 - Transformed volume fraction vs. nominal strain.

(b)

Figure 4 - Final transformed volume fraction, red = 1, blue
= 0 for θ = 0° (a) and θ = 45° (b).

４．まとめ
本研究では，マルテンサイト変態を考慮した結晶塑性 FE 解析を実施することにより，応力誘起変態にともなうバリアント選択および塑性変形との関係について考察を行った．今後，複数の方位を有する多結晶体
モデルに対する変形解析を行い，局所的な応力ひずみ状態に与える影響をミクロの視点から調査する必要がある．
参考文献
1) A.V. Idesman, et.al., Finite element simulations of martensitic phase transitions and microstructures based on astrain softening model, JMPS, 53, 3, 495-523, 2005, 2) Y. Yoshida, et.al., Strength prediction of cold-worked steel tubes by
the crystal plasticity homogenizing method, Trans. JSCES, 14(2), 903-906, 2009

（共同研究分野：信頼性設計学分野）

－154－
－
154 －

ハンマーピーニング処理による残留応力の解析的検討
京都大学大学院

松本 理佐，服部 篤史
関西大学

石川 敏之

大阪大学

堤 成一郎

す．まず，内部の残留応力分布を推定する面で鋼板を1．目的
母材打撃ピーニング処理は，先端を平らに加工した

切断し，残留応力の解放によって変形する切断面の軸

エアツールを用いて，溶接止端近傍の母材を打撃する

方向の変形量を計測する(Step1)．その変形面を線形有ことで，溶接止端に圧縮応力を導入する方法である．

限要素解析で再現し，変形面を切断前の基準面に戻す

本研究では，母材打撃ピーニング処理によって導入さような軸方向の変形を節点に与えると(Step2)，切断前

れる残留応力を評価するために，母材打撃ピーニングの軸方向の残留応力の分布が予測(Step3)できる．本研

処理によって鋼板に導入される残留応力分布，硬さ分

究では，
ピーニング処理端から 2mm 位置の断面(図 1，

布の変化を計測する．さらに，計測されたデータを用

断面 B)の軸方向の残留応力分布を予測した．

いて，母材打撃ピーニング処理によって鋼板に導入さ(3) ピーニング処理後の鋼板内部のビッカース硬さ
ピーニング処理による硬さ分布の変化を明らかにすれる残留応力分布の簡易な解析手法を提案する．
2．研究方法るために，鋼板の内部でビッカース硬さを計測した．

2.1 試験体

計測位置は，鋼板を図 1 の A-A 位置で放電加工によっ

ピーニング処理によって鋼材に導入される残留応力て切断した面とした．

分布を確認するために，試験体の片側を治具に固定し，3．計測結果図 1 に示す位置に 4 往復ずつピーニング処理を行った．

3.1 鋼板表面の残留応力

1)

ピーニング処理には，ICR 処理で用いるツール を用

ピーニング処理後の軸方向の残留応力の計測結果をいた．この方法では，先端を平坦に加工したタガネを

図 3，4 に示す．この図には，ひずみゲージによる計測

セットしたエアツールで，0.5～0.6N/mm の空気圧を保値を用いて算出した残留応力の計算値と，4 章で行う

2

持して，打撃周波数 90Hz で鋼材の表面を叩いて，施工
個所を塑性変形させることができる．鋼板の板厚は12mm とし，鋼種は SM490Y，SM570 とした．
2.2 計測項目(1) ピーニング処理後の鋼板表面の残留応力
ピーニング処理後の鋼板表面の軸方向の残留応力を，
X 線残留応力測定装置-X360(cos法)を用いて計測した．計測位置は，図 1 の A-A 位置とした．
(2) ピーニング処理後の鋼板内部の残留応力
ピーニング処理後の鋼板内部の残留応力は，コンタ
ー法 2)によって推定した．この手法の概要を図 2 に示

図 2 コンター法による鋼板内部の残留応力の推定

－155－
－
155 －

図 1 試験体

(a) おもて面(b) 裏面図 3 試験体表面の残留応力（SM490Y）(a) おもて面(b) 裏面図 4 試験体表面の残留応力（SM570）

有限要素解析で求めた残留応力の解析値も示している．

ので，両表面から 0.5mm より内部で計測した．

図 3(a)より，SM490Y 材のおもて面では，ピーニン

図 6(a)より，SM490Y 材では，ピーニング処理部直グ処理範囲の外側には圧縮残留応力が生じているが，下の深さ 2.5mm 程度までのビッカース硬さが，周囲のピーニング処理範囲の中央では残留応力がほとんど生

1.1～1.2 倍程度となっている．図 6(b)より，SM570 材

じていなかった．図 3(b)より，試験体 SM490Y の裏面

では，ピーニング処理部直下の深さ 2.5mm 程度までのでは，ピーニング処理範囲の直下に-200N/mm 程度のビッカース硬さが，周囲の 1.0～1.1 倍程度となってい圧縮残留応力が生じた．図 3(a)，(b)より，X 線によるる．したがって，SM490Y 材，SM570 材ではピーニン

計測値とひずみゲージによる計算値は同様な傾向であ

グ処理によって深さ 2.5mm 程度まで鋼材が塑性変形しった．図 4 より，SM570 材も同様の傾向となった．

たと考えられる．

3.2 鋼板内部の残留応力

4．有限要素解析による残留応力の再現

2

鋼板内部の残留応力のコンター法による推定結果

本章では，ICR 処理に準拠したピーニング処理を 4(CM result)を図 5 に示す．この図には，4 章で行う有限往復以上施工した場合の鋼板に導入される残留応力分

要素解析によって得られた残留応力(FE result)も示し

布を，熱膨張ひずみを用いた有限要素解析によって簡ている．図 5(a)より，SM490Y 材では，ピーニング処理

易に再現する方法を提案する．

2

した面とその裏面に-200N/mm 程度の圧縮応力が生じ，鋼板の内部に 50N/mm 程度の引張応力が生じていた．
2

図 5(b)より，SM570 材も同様の傾向であった．

4.1 解析モデル
解析モデルを図 7 に示す．板幅中央に対称条件を設けた 1/2 モデルとした．解析には，汎用の有限要素解
析プログラム ABAQUS CAE/6.14 を用いた．解析には3.3 鋼板内部のビッカース硬さ計測したビッカース硬さを，ピーニング処理を施工

8 節点 6 面体要素を用いた．材料特性は，ヤング率

していない箇所のビッカース硬さの平均値で除した結200kN/mm2，ポアソン比 0.3 とした．材料構成則はバイ

果を図 6 に示す．図 6 の縦軸は板厚の中心からの距離

リ ニ ア 型 モ デ ル と し ， SM490Y 材 の 降 伏 応 力 をを示し，横軸はピーニングの端からの距離を示してい

400N/mm2 とした．構成則の二次勾配は，完全弾塑性にる．鋼板両表面の極近傍の断面の硬さは計測できない

近い値としてヤング率の 1/1000 とした．Von Mises の

－156－
－
156 －

6
4

z (mm)

20-2

CM resultx

FE result

2

-4
-6
-400

z
0

-200

0

2

200

400

x (N/mm )(a) SM490Y-12(a) SM490Y-12

64

z (mm)

20-2

CM result
FE result

x

-4
-6
-400

2

z
0

-200

0

2

200

400

x (N/mm )(c) SM570-12(c) SM570-12

図 5 鋼板内部に生じた軸方向の残留応力

図 6 鋼板内部の硬さ分布

降伏条件と移動硬化則を適用した．
ピーニング処理による打撃箇所の塑性変形は，ピー
ニング処理を施工した幅 5.0mm の領域(図 7 拡大図中の赤色の箇所)に，熱膨張ひずみを導入することで再現する．3.3 節に述べたとおり，ピーニング処理によって

図 7 解析モデル

深さ 2.5mm 程度まで鋼材が塑性変形したので，熱膨張ひずみ導入域の深さを 3.0mm とした．熱膨張ひずみ導5．まとめ

入域では，ピーニング処理によって長手方向と板幅方

本研究では，ICR 処理ツールを用いて，4 往復以上ピ

向に塑性変形が生じる現象を考慮するために，板厚方ーニング処理を施工した場合に生じる残留応力を，熱向の線膨張係数を 0 とした．

膨張ひずみを用いて簡易に推定する解析手法を提案し

熱膨張ひずみの大きさは，残留ひずみの計測値と解た．その結果，降伏応力 405～576N/mm2，板厚 12mm

析値の誤差が最小になるように決定し，そのときの大であれば，導入する熱膨張ひずみを 0.006，熱膨張ひず

きさは，6000であった．したがって，熱膨張ひずみのみの導入深さを 3.0mm とすると，軸方向に生じる残留大きさを 6000として，解析を進める．

応力を精度よく推定できることがわかった．

4.3 残留応力の再現性
鋼板表面に生じた軸方向の残留応力を図 3，4 に示す．
残留応力の計測値と解析値がよく一致した．鋼板内部に生じた軸方向の残留応力を図 5 に示す．鋼板内部でも残留応力の計測値と解析値がよく一致した．
以上より，降伏応力 405～576N/mm2，板厚 12mm であれば，導入する熱膨張ひずみを 0.006，熱膨張ひずみ

参考文献
1) 山田健太郎，石川敏之，柿市拓巳：疲労き裂を閉口させて寿命を向上させる試み，土木学会論文集 A，Vol.65，No.4，
pp.961-965，2009．
2) R. Gadallah, S. Tsutsumi, K. Hiraoka and H. Murakawa:
Prediction of residual stresses induced by low transformation
temperature weld wires and its validation using the contour
method, Marine Structures, Vol. 44, pp.232-253, 2015.

の導入深さを 3.0mm とすると，軸方向に生じる残留応
力を精度よく推定できることがわかった．

－157－
－
157 －

（共同研究分野：信頼性設計学分野）

インフラ鋼構造物の溶接部における防食塗装の耐久性評価
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．緒言
鋼橋に代表されるインフラ鋼構造物は，長期的な供用が要求されるため防食塗装が施される．構造物の溶接部は幾何学的形状および材料特性が母材一般部と異なるため，溶接部に施した防食塗装の耐久性については不明な点が多々ある 1)．本研究では，腐食促進試験を行い，溶接部の防食の劣化性状を分析・評価することでその耐久性を明らかにすることを目的とする．
２．実験供試体および実験方法
150mm×70mm×6mm の SM400A 鋼板にビードオンプレート溶接を施した．供試体を水平に設置した状態で鋼橋に適用される C-5 塗装系による防食塗装を施した．塗装後，溶接止端部に幅 2mm の塗装欠陥（線キズ）を機械加工により設けた．供試体の形状および寸法を図-1 に，種類を表-1 に示す．各供試体，3 体ずつを実験に使用した．
供試体の腐食および防食劣化を促進させるため，塩水噴霧，湿潤，乾燥を繰り返す S6 サイクル環境促進実験 2)を実施した．1 サイクル 6 時間の実験を 400 サイクル実施した．実験後，塗装欠陥部の塗装の隆起（ふくれ）を測定し，塗装健全部からのふくれ高さが 50μm 以上となる領域をふくれ面積と定義し，塗装劣化の評価指標とした 3)．

表-1 供試体の種類

３．実験結果

種類

溶接ビード

平板

―

塗装欠陥の単位長さ当たりのふくれ面積を図-2 および図-3に示す．なお，溶接ビードのある供試体についてはキズの母材
側，ビード側で生じたふくれを分けて評価している．これに合縦ビード

わせ，平板供試体についてもキズの片側における単位長さ当た

溶接りのふくれ面積を表示している．
ビード側

70

母材側

横ビード
SM400A板厚 ：6mm

欠陥
縦キズ
横キズ
縦キズ
ビード上キズ
ビード下キズ
単位：mm（幅：2mm）

塗装欠陥

塗装欠陥

溶接ビード

（幅：2mm）

塗装欠陥

150

塗装欠陥

（幅：2mm）（幅：2mm）

溶接ビード

溶接ビード

塗装欠陥
（幅：2mm）(a) 平板－縦キズ(b) 平板－横キズ(c) 縦ビード－縦キズ

図-1 実験供試体

－158－
－
158 －

(d) 横ビード－上キズ，下キズ

母材側
ビード側
母材側

ビード側
母材側
ビード側

図-2 横キズ供試体のふくれ面積

図-3 横キズ供試体のふくれ面積

横キズの供試体については，平板に比べ溶接ビードのある方がふくれ面積がやや大きい傾向にあった．ビードのない平板に比べ，ビードのある供試体では止端部に塩水が滞留しやすいため，塗装の劣化に差異が生じたものと推察される．また，溶接ビードのある供試体どうしを比べるとばらつきが大きく，ビードの上あるいは下にキズがある場合で明確な違いは確認できなかった．また，キズの母材側，ビード側の違いによるふくれ面積の差異についても，明瞭な傾向が確認できなかった．横キズ供試体において，平板と溶接ビードのある供試体全てのふくれ面積を平均値で比較すると，平板に比べ溶接ビードのある供試体のふくれ面積が約 1.5 倍大きかった．
縦キズの供試体ではビードの有無によらず全体的な傾向として横キズの供試体よりもふくれ面積が小さかった．これは，縦キズあるいは縦ビードの止端には塩水が滞留しにくいためと考えられる．また，ビードの有無およびキズの母材側，ビード側の違いによるふくれ面積の明確な差異はなかった．平板，溶接ビード付
き供試体のいずれにおいても，縦キズよりも横キズを設けた場合の方がふくれ面積が 1.6～2.6 倍大きかった．
４．結言
鋼溶接部に施した防食塗装の劣化特性を明らかにするため，一連の環境促進実験を実施した．得られた主な知見を以下に示す．
(1) 平板供試体，溶接ビード付き供試体のいずれにおいても，縦向きよりも横向きに塗装欠陥を設けた場合の方が塗装の劣化の指標としたふくれ面積が 1.6～2.6 倍大きかった．
(2) 横向きに塗装欠陥を設けた供試体については，平板に比べ溶接ビードのある方がふくれ面積が 1.5 倍程度大かった．しかし，欠陥の母材側，溶接ビード側の違いによるふくれ面積の差異は確認できなかった．
(3) 縦向きに塗装欠陥を設けた供試体については，溶接ビードの有無，キズの母材側，ビード側の違いによるふくれ面積の明確な差異は確認できなかった．
参考文献
1) （社）日本鋼構造協会：重防食塗装，技報堂出版，2012．
2) 伊藤義人，岩田厚司，貝沼重信：鋼材の腐食耐久性評価のための環境促進実験とその促進倍率に関する基礎的研究，構造工学論文集，Vol. 48A，pp. 1021-1029，2002．
3) 金 仁泰，伊藤義人，肥田達久，小山朋久，忽那幸浩：環境促進実験を用いた鋼橋塗装系の腐食劣化評価，構造工学論文集，Vol. 52A，pp. 803-812，2006．
（共同研究分野：信頼性設計学分野）

－159－
－
159 －

新提案 FSW ツールの鉄鋼材料への適用
近畿大学 工学部
生田

明彦

1. 目的
摩擦攪拌点接合において，切削工具の知見を取り入れたツールが提案されてきている1, 2)．また，これらの接合ツールを摩擦攪拌接合に適用した場合，アルミニウム合金においてその有効性が示唆された．そのため，
これらのツールは鉄鋼材料の摩擦攪拌接合においても有効である可能性があると思われる．そこで，本研究では，これらのツールを鉄鋼の摩擦攪拌接合ツールとして使用し，ツール形状の違いが接合部における攪拌
領域におよぼす影響を調査することによって，その適用性を調査し，鉄鋼材料に適するツール形状の設計指
針を得ることを目的とした．
2. 研究方法
実験材料は，板厚 2mm の冷間圧延鋼板（以下，SPCC）を使用した．ツールには図 1 に示すプローブ直径が 4mm の円柱型，三角柱型および月型プローブツール（以下，それぞれ CC，3FC-4 および DMC-4 ツール）で，別に円柱型および月型プローブツールについてはプローブ直径が 6mm のもの（以下，3FC-6 および DMC-6
ツール）も使用して，スターインプレートの摩擦攪拌接合を行った．なお，ツールは超硬合金製で，ショルダ部の直径はいずれも 12mm である．接合条件はいずれのツールも接合距離 100mm で，ツール回転速度を600rpm，前進角を 3°，接合速度を 100～400mm/min の範囲で変化させた．継手の評価は，継手断面の組織観察を行うとともに，その結果から画像処理によって摩擦攪拌接合部相当領域の攪拌領域の大きさを定量化し，板厚中心における攪拌領域内の結晶粒径を線分析法により計測した．さらに，継手断面においてはビッ
カース硬さ分布測定を行った．測定は荷重 0.98N で，板厚中心に対して接合部中心から 0.5mm 間隔で前進側および後進側にそれぞれ 10mm まで行った．また，組織観察と同様の条件で突き合わせ継手を作製し，引張強さを調べた．引張試験片形状は接合部が平滑部中心になるよう機械加工により幅 10mm，平滑部長さ 24mm
および厚さ 1mm の平板試験片とし，引張速度 0.5mm/min で試験を行った．
3. 結果
図 2 は，摩擦攪拌接合を行った場合における外観観察結果の一例を示したものである．
図 2 に示すように，
CC ツールを用いた場合は良好な外観を示したが，3FC-4，DMC-4 および DMC-6 ツールにおいてはプローブの折損が発生し，接合不能であった．また，3FC-6 ツールにおいてはプローブの折損こそ発生しなかったものの前進側に溝状の欠陥が発生した．3FC-4，DMC-4 および DMC-6 ツールは，ツールの圧入時に折損が多発したことから，回転トルクに対する強度不足が考えられる．また，3FC-6 ツールは，プローブ径が大きい
ため折損はしなかったが，その分，径が大きいためにプローブの周速度が大きいことによって，前進側から
大きく流動させられた材料が後退側を経て滞留し，前進側への流動量不足が発生したものと考えられる 3)．
なお，これらの結果より，以後は良好な外観観察結果が得られた CC ツールについて示す．
図 3 は，CC ツールを用いて摩擦攪拌接合を行った場合における断面観察結果の一例として，接合速度100mm/min の場合を示したものである．図 3 に示すように，接合速度 100mm/min においては欠陥もなく，良好な結果となっていたが，他の接合速度においては前進側にワームホール状の欠陥が観察され，良好な結果が得られなかった．それでも，いずれの接合速度であっても比較的明確な攪拌領域が観察された．そのため，攪拌領域面積を求めた．図 4 はその結果を示したものである．良好な接合状態を示した接合速度100mm/min において攪拌領域面積は大きくなっており，欠陥が観察されたその他の接合速度において攪拌領
域面積は接合速度 100mm/min より小さく，値はほぼ同様となっていた．ツールの攪拌能力や接合状態の良否と攪拌領域面積に関連性があることが，接合材料にアルミニウム合金を用いた場合に明らかになっており 4)，
図 4 の結果から鉄鋼材料を用いた場合にも同様の関連があると推察される．

－160－
－
160 －

また，図 5 は断面のビッカース硬さ分布測定結果を示したものである．いずれの接合速度においても攪拌
領域の硬さが上昇しており，接合速度が増加するにつれて概ね攪拌領域における硬さも上昇していた．図 6に継手の引張強さおよび攪拌領域の結晶粒径を示す．接合速度 100mm/min において結晶粒径が大きくなると引張強さが低下し，その他の接合速度において結晶粒径が小さくなると引張強さが低下していた．これら図
5 および 6 の結果から，攪拌領域における硬さの増加および引張強さの上昇は結晶粒径が微細化したことによると考えられる．
4. 結論
鉄鋼材料の摩擦攪拌接合においてツール形状の違いが接合部における攪拌領域におよぼす影響を調査した
結果，プローブ断面形状を変化させた場合，断面積が減少し，回転トルクによる折損等による不具合が発生
しやすいことが示唆された．また，ツールの回転トルク低減のため，単純形状とすることが攪拌性能とツー
ル寿命との観点から望ましいことが推察された．さらに，摩擦攪拌接合継手作製に良好な結果を示した CC
ツールにおいては，継手の硬さおよび引張強さの向上は攪拌領域の結晶粒微細化によるものと考えられる．
5. 参考文献
1) 生田明彦，T. H. North：溶接学会全国大会講演概要，96(2014)，64-65
2) 生田明彦：溶接学会全国大会講演概要，97(2015)，274-275
3) 森貞好昭，今泉拓也，藤井英俊：溶接学会論文集，32(2014), 31-37
4) 生田明彦：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，(2015), 139-140

図 1 接合ツールの形状および寸法

図 2 摩擦攪拌接合部の外観観察結果例（接合速度 100mm/min）

200

10

500

FSW conditions
Tool: JWRI
Welding material: SPCC
Tool rotational speed: 600rpm
Penetration depth from tool tip: 1.9mm
Tool angle: 3°
Traveling speed
100mm/min
200mm/min
300mm/min
400mm/min

150

5

RS

AS

400

FSW conditions
Welding material: SPCC
Tool rotational speed: 600rpm
Penetration depth from tool tip: 1.9mm
Tool angle: 3°

100

200

300

400

Traveling speed, mm/min

図 4 摩擦攪拌領域面積と接合速度との関係

100

-10

-5

0

5

10

Distance from welding center, mm

図 5 摩擦攪拌接合継手のビッ
カース硬さ分布

4

300

3

200

2

100

Tensile strength
Average grain size

CC tool

0

5

0

100

200

300

400

1

Average grain size, m

250

Tensile strength, MPa

FSW conditions
Welding material: SPCC
Tool rotational speed: 600rpm
Penetration depth from tool tip: 1.9mm
Tool angle: 3°

Vickers hardness, Hv

Area of stir zone, mm

215

図 3 摩擦角接合部の組織観察結果例（接合速度100mm/min）

0

Traveling speed, mm/min

図 6 摩擦攪拌接合継手の引張強さ
および攪拌領域の結晶粒径と接合速度との関係（共同研究分野：機能性診断学分野）

－161－
－
161 －

FSW によるセラミックスと金属の接合技術の研究
JAXA（宇宙航空研究開発機構）
佐藤英一、池田博英、小林秀之、藤井剛
NIMS（物質・材料研究機構）
村上秀之、下田一哉
1. 諸言
セラミックスは軽量かつ強度特性に優れるため、ガスタービン、航空エンジン、自動車用エンジン、化学プラ
ントのポンプ部品等の産業機械に加え、半導体、医療用部品等へも幅広く流通している。これまでセラミックスと金属の接合技術は確立されておらず、適切な高温強度、耐酸化性、耐久性を有したセラミックスと金属（特にTi 系金属）の接合技術の確立が求められている。
本研究では接合技術の一つとして摩擦攪拌接合（FSW）に着目し、FSW によるセラミックスと金属の接合技術の確立に向けた研究を大阪大学、物質材料研究機構（NIMS）、宇宙航空研究開発機構（JAXA）の共同研究として実施している。本報告では、平成 27 年度に実施した FSW のトライアルの結果について報告する。
2. 試験方法
供試材にはセラミックスとして窒化ケイ素の試験片、Ti 系金属製試験片を使用した。セラミックスの試験片に対し、Ti 系金属製試験片それぞれについて突合せ、および重ね合わせ条件で摩擦攪拌接合試験を実施した。トラ
イアルは 4 回実施し、その摩擦攪拌接合の条件については表 1 に示す。回転数、ツール速度については過去の実績から設定した。ツール荷重、およびトラベル前進角についてはトライアルを進めながらその場で調整しながら試験を進めた。また得られた試験片、およびツールについては組織観察を行い、接合の状態を確認した。
表 1：FSW トライアルの条件設定
トライアル#1

トライアル#2

トライアル#3

トライアル#4

試験片SN282／純チタン（突合せ）SN282／純チタン（突合せ）SN282／Ti6Al4V（突合せ）

SN282／純チタン（重ね合わせ）

回転数

400rpm400rpm400rpm400rpm

ツール速度50mm/min

50mm/min

50mm/min

50mm/minトラベル前進角

3°

0°

0°

0°

狙い

Ti6Al4Vがβトランザスに達さない接合条件（※1）

トライアル#1で接合がうまくいかなかったた
め、よりツール荷重をかけやすい前進角0°で実施

Ti6Al4Vでのトライアル

重ね合わせのトライア
ル

3. 試験結果と考察
3.1 トライアル試験
トライアル#1 についてはツールを試験片にあてた直後にツールが破損した。ただし試験後のツールは割れているが、表面にはチタンの金属光沢が見られた。そのため FSW によりチタンが軟化し、塑性流動した可能性がある。これについては 3.2 項で詳細に分析した。

(共同研究分野：機能性診断学分野)

－162－
－
162 －

トライアル#2 については最終的にツールは破損したが、ツール接触時はツールが赤熱しており、FSW に必要な摩擦熱は発生していたと思われる。トライアル後の試験片を図 2 に示す。Ti 系金属側は茶色く変色しているのに対し、セラミックス側では変色は見られないため、セラミックス側に熱が十分伝わっていない可能性がある。本
事象はセラミックスと Ti 系金属の熱伝導率の差によるものであり、セラミックスへの入熱が今後の課題といえる。
またツールがせん断破壊されていることから、ツールの強度に対してセラミックスが硬く、ツールの強度が十分でない可能性もある。

図 2：トライアル#2 後の試験片（裏側）3.2 ツールの表面観察
ツール表面に金属光沢が確認されたトライアル#1 後のツールを対象に、ツールを縦にダイヤモンドカッターでカットして試験片との接合面の断面を光学顕微鏡で観察した。一部についてツールと Ti 系金属の箔の間の境界が明確に観察されなかった。そのため、セラミックス製ツールと Ti 系金属の界面は塑性流動している可能性があることが確認された。
また上記ツールに対し、SEM 観察および EDS 分析を実施した。その結果を図 3, 4 に示す。図 3, 4 から明らかなように、Ti 系金属の組織の中に Si3N4 とみられる粒が観察された。そのため、FSW により一部において塑性流動し、粒状に割れたセラミックスと純チタンが攪拌されて接合したと考えられる。

図 3：SEM 観察結果

図 4：EDS 分析結果

4. 結言
FSW によるセラミックスとチタンの接合技術の研究として、平成 27 年度は FSW によるセラミックス（窒化ケイ素）とチタン系金属のトライアルを行った。その結果、接合自体はうまくいかなかったが、塑性流動して攪拌し接合している可能性が確認された。来年度以降は、接合条件の最適化を目指し、試験片の段差をパラメータにする、あるいは素材の表面を加工を施す等の処理を行った後に再度トライアルを行う計画である。

(共同研究分野：機能性診断学分野)

－163－
－
163 －

鉄鋼材料の摩擦攪拌接合（FSW）と継手の機能評価
AE 法による鋼材 FSW のインプロセスモニタリング
国立大学法人 東京大学 大学院工学系研究科
伊藤 海太
1. 目的
摩擦攪拌接合（Friction Stir Welding, FSW）は先端に凸部（プローブ, ピン）
を持つツールを回転させながら金属材料中に押し込み、摩擦熱で融点以下に加熱して軟化させると同時に塑性流動を起こして攪拌する固相接合法の一種である。従来本手法はアルミニウム、マグネシウムなどの低融点金属への応用が主であったが、より硬く高融点のツール材料に関する研究が進み、近年は鋼に対しても応用が拡大しつつある。FSW は溶融溶接より小さな入熱量で接合可能であるため接合部の変形や欠陥は生じにくいが、入熱量の過不足によっては接合不良やツールの破損を起こしやすい。しかし、これらの不良をリアルタイ

図 1) FSW の模式図

ムにモニタリングする手法は確立されていない。Acoustic Emission(AE) 法は材料中の微視損傷や変形を同時に生じる弾性波によって検出する in-situ の非破壊評価手法であるため、上述の目的に有用であると考えられるが、FSWによる接合中はノイズが顕著であるため適用が困難である。そこで本研究では、AE 波形の処理に独自開発の連続波形記録装置を用いてノイズを低減するとともに位置標定精度の向上をはかり、鋼板の FSW 中および FSW 直後の AE を検出する。また、検出された AE の特性とその要因となる現象との対応付けを行う。
2. 研究方法
伊藤が開発した AE 波形連続計測および解析システム「CWM」[1]を利用して、鋼板の突き合わせ FSW を模した環境の接合中から接合直後にかけてのモニタリングを行った。図 2 に試料と AE センサの設置模式図を示す。試料は AE 解析を容易にするため、2 枚の板の界面の摩擦が AE 波形へ影響が発生しないよう、200×100×2 mm の S45C
板１枚の stir-in-plate とした。
ツールは WC 超硬合金製、ショルダ径 12 mm プローブ径 4 mm、挿入量は 1.8～1.9 mm、前進角は 3°という条件を固定として、ツール回転数と接合速度を可変として実験を行った。接合は試料中央の長さ 100 mm に対して行った。AE センサは高感度の富士セラミックス社製 M304A を 4～6 ch 使用した。CWM でセンサの出力電圧をレンジ ±5 V、頻度 10 MSPS、解像度 12 bit で連続的にサンプリングし、全波形をハードディス
クに記録しながらリアルタイムの波形解析によりノイズの除去、AE 事象の検出を行った。
昨年度（平成 26 年度）の研究では、FSW 中に検出される AE 事象の位置標定の精度がしばしば低下することが問題となっていた。この要因は、固体中の AE 波が音速の異なる複数のモードを含むのに対し、FSW 中はノイズレベルが高くかつ不安定であるため、従来の解析手法では特定のモードに限定して波形の立ち上がりを検出できなかったためであった。そこで本年度（平成 27 年度）は AIC（赤池情報量規準）ピッカーによる立ち上がり検出を
従来の 1 箇所からその前後も含めた 3 箇所に増やし、この 3 箇所の時間差から各立ち上がりがどのモードに因るものかを推定する処理を付加した。しかし、これらの新しい波形処理には、検出された立ち上がり時刻の誤差や、立
ち上がりと波のモードの関連付けの誤りが含まれる可能性がある。そこで、誤差の大きな立ち上がり時刻のデータを判定し、データ除去や関連付けエラーの訂正を自動的に行う処理を開発した。
位置標定を改善した結果を図 3 に示す。これは接合条件を調整して故意に接合位置で溝状欠陥を発生させた際の AE 事象の位置標定結果を示したものである。位置標定の改善前は AE 事象が接合位置から大きく離れたものも多く見られたが、改善後は接合位置に集中して、精度が向上していることが分かる。

－164－
－
164 －

図 2) 鋼材 FSW AE モニタリング寸法図

図 3) FSW 中の AE 事象位置標定結果 (左)改善前 (右) 改善後

3. 結果
溶接条件として接合速度（ツール移動速度）とツール回転数を変化させながら試験を行ったところ、大半の AE 事象は接合から最大で十数秒遅れて発生しており、接合直後の冷却過程におけるマルテンサイト
変態によるものと推定された。
図 4 に位置標定結果から接合端部を除く-30 mm ≦ x ≦ 30 mm の範囲で接合後に発生した AE 事象のエネルギーの総和(a)と、接合後の試験体を切断して (x, y) = (0 mm,
0 mm) の断面の EBSD 観察結果から示されたマルテンサイトの分率(b) を示す。黒図 4) 接合条件の違いによる(a)AE エネルギー総和と点は試験を行った条件を示す。両者の傾向(b)EBSD 観察によるマルテンサイト分率はよく一致しており、検出された AE 事象
がマルテンサイト変態によるものであることが裏付けられた。
4. 結論
鋼材 FSW のモニタリングを AE 連続波形計測装置 CWM で行うことで、数多くの AE 事象を検出し、精度良く位置標定することができた。これにより、接合中に検出された AE 事象のうち、位置標定結果からマルテンサイト
変態に伴うものと推定できたものの総エネルギーと、EBSD 観察から得られた試料のマルテンサイト体積分率とを比較したところ、両者がよく対応していた。
謝辞
本研究の一部は JSPS 科研費 JP26820302 の助成、ならびに守谷育英会の研究助成を受けたものです。また、本研
究は東京大学 榎研究室の 榎 学 教授、川口 卓也氏の協力を得て行われました。深く感謝申し上げます。
参考文献[1] K. Ito and M. Enoki, Matar. Trans. 48(6) (2007) 1221.
（共同研究分野：機能性診断学分野）

－165－
－
165 －

鉄鋼材料の摩擦攪拌接合（)6:）と継手の機能評価（球面ツールを用いた点接合技術の開発）
                              広島県立総合技術研究所
                                坂村 勝，大石 郁


１．緒言 アルミニウム合金と鋼の異種金属接合の手法として，著者らは，先端が球面の接合ツールを用いる接合方法を考案した（摩擦アンカー接合）．本技術を A5052/GI 鋼の重ね継手に適用した際に，以下の現象が発生することが判明した．①GI 鋼起因の Zn 液相が接合ツールと GI 鋼の間に存在するため摩擦発熱が不十分となり，そのため，接合ツールを狙い押し込み量まで押し込めな
い．②Zn 液相が A5052 中に流入することに起因する Zn-Al 共晶液相化のために，接合ツールに
Zn-Al 液相が凝着し，接合ツール近傍の A5052 が母材から離脱する．但し，離脱部近傍においてアルミニウム合金と鋼が接合する 1,2) （Fig.1，2 参照）．そこで本研究では，上記①，②の対策として，A5052 と GI 鋼の間にインサート材として SPCC を用いて接合を試みた．

２．実験方法 本研究で用いた接合ツールは，Fig.3に示すように，S45C製のホルダー部と先端に埋め込まれた直径12.7mmの窒化珪素球面から構成され，ホルダー先端部からの球面の突出長さを5mmとした．この接合ツールを用い，厚さ1.0mmのA5052と厚さ1.2mmの GI鋼（めっき厚さ約16μm）の間に厚さ0.6mmのSPCCを挟み
重ね点接合を行った．接合は，Fig.4に示すように，エアシリン
ダ上にセットした試料を回転する接合ツールに押し込むことで実施した．使用したエアシリンダは最大12kNの垂直荷重を発生させることができる．接合条件は，ツー
ル回転数970rpm，狙いツール押し込み量を1.4～2.4mmとして，接合時間 2.5秒とした．
得られた接合材は，光学顕微鏡及び走査型
電子顕微鏡を用いて接合界面近傍の観察を実施し，併せて，JIS Z3136にしたがって引張せん断試験を実施した．

－166－
－
166 －

３．実験結果及び考察 接合継手の断面観察
Fig.5に，狙いツール押し込み量を2.0mmとして接合した材料の断面マクロ写真を示す．写真に示
すとおり，鋼突起がAl合金中に形成されていることが分かる．Fig.6には狙いツール押し込み量を1.4～2.4 mmとした際の断面SEM反射電子像を示す．
いずれの押し込み量においても鋼突起が形成され，押し込み量の増大とともに鋼突起が大きくなっており，2.4mmでは鋼突起がAl合金から乖離していることが分かる．この現象はAl合金/SPCC/SPCCの3枚重ね継手でも認められている現象である 3)．
また，インサート材を用いた場合は，接合ツールを狙いツール押し込み量まで押し込むことが可能であった．
引張せん断強度
Fig.7に狙いツール押し込み量と引張せん断強度の相関を示す．図にはA5052（1.0mm厚）とGI鋼（1.2mm厚）の2枚重ね継手の引張せん断強度も併せて示す．A5052/GI鋼2枚重ね継手では，緒言に記載したように，接合ツールを1.3～1.4mmしか押し込めず，そのため，引張せん断強度は狙いツール押し込み量1.3～1.4mmまでは上昇するが，それ以上では約2.6kN/点で飽和している．これに対して，インサート材を用いたA5052/GI鋼重ね継手
では，押し込み量の増大にともなって引張せん断
強度が上昇し，押し込み量2.4mmでは約3.9kN/点に達した．また，この値は，A5052/GA鋼にインサート材を用いた場合 4)に比し高くなっているが，その原因については，引張せん断試験後の試料の断面観察等で明らかにしているので，参考文献 5)を参照頂きたい．
４．結言
A5052/GI鋼の摩擦アンカー接合において，SPCCインサート材を用いることにより，A5052
中に鋼突起が形成され，引張せん断強度約3.9kN/点を達成することができた．


参考文献


M. Sakamura et al., Preprints of the National Meeting of J.W.S., 94 (2014), 74-75.



M. Sakamura et al., Preprints of the National Meeting of J.W.S., 95 (2014), 74-75.

3)

M. Sakamura et al., Journal of Light Metal Welding, 52-12 (2014), 453-461.

4)

M. Sakamura et al., Preprints of the National Meeting of J.W.S., 96 (2015), 86-87.

5)M. Sakamura et al., Quarterly Journal of Japan Welding Society, 34-2 (2016), 123-134.

（共同研究分野：機能性診断学分野）

－167－
－
167 －

摩擦攪拌接合により得られる中炭素鋼(JIS-S45C)継手の機械的特性に関する研究
秋田大学大学院 理工学研究科
宮野泰征，神谷修，大久保燎，牧野滉平
1.

諸言
近年、元素戦略と燃費向上による環境負荷低減の実現を目的に、輸送機器に適用する構造材料の高強度・高靱性・軽量化に向けた研究が展開されている。なかでも、合金元素としての積極的な炭素利用に着目した鉄鋼材料の革新技術の確立は、我が国の元素戦略上の重要課題の一つとして注目されている。この課題の実現には、溶融溶接時の熱履歴により機械的特性の劣化が誘引されやすい炭素鋼に対し、代替可能・有効な接合プロセスの充実が求められる。我々は、中・高炭素鋼に対し、非溶融接合プロセスの一つである摩擦攪拌接合を適用した際の接合特性について一連の検討を展開している。本報告では、JIS-S45C を対象に摩擦攪拌接合試験を実施した際の、接合パラメータと機械的特性の相関について検討した結果について報告する。
2.

研究方法
供試材には代表的な汎用の炭素鋼 JIS-S45C を使用した。250×30×1.5 t mm 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。接合ツールには WC 製ツール(ショルダ径: 12 mm，プローブ径: 4 mm)を使用した。摩擦攪拌接合は、回転速度を 100～400 rpm、接合速度を 100～400
mm/min の範囲で変化させ、荷重制御条件で実施した。接合中の入熱量を赤外線放射熱画像解析装置により評価した。本報告では Table 1 に示す 4 条件について報告する。得られた接合継手を対象に光学顕微鏡による接合部断面組織観察を行った。また、接合線に垂直方向に攪拌部を標点区間に含む試験片を作製し引張試験を行った。
3.

実験結果と考察

3.1 赤外線放射熱画像解析装置による入熱量の評価

－168－
－
168 －

Table 1 摩擦攪拌接合条件

材料表面に接触 / 回転するツールのショルダ表面を対象に、
摩擦攪拌接合中の温度を赤外線放射熱画像解析装置により測定した。Fig. 1 に赤外線放射熱画像解析装置を使用した接合試
験の外観と温度測定領域の様子を示す。Fig. 2 に各接合条件における最高温度到達時の熱画像解析結果と Fe-C 平衡状態図の関係を示す。赤外線解析画像横に配置したスケールは各測定時の相対的な温度範囲に対応しているが、画像中の高温領域ほど明るく表示されている。なお、温度数値の読み取りは解析装置付属のグラフソフトより実行した。入熱量の大きい条
件、すなわち回転速度の大きな条件ほど最高到達温度が大き

Fig. 1 赤外線放射熱画像解析の様子 A：装置配置

くなるが、温度が最大のものでも 1000℃には到達していない

外観 B：測定領域拡大図 C：赤外線放射熱画像

ことが確認された。また、回転数が 400 rpm の条件では A3 点以上、200rpm の条件では大凡 A3 から A１の範囲、そして 100 rpm の条件では A１点以下に接合温度が制御されており、
接合パラメータを制御することで、接合プロセス中の温度を炭素鋼の変態点に応じて任意に制御しながら、
JIS-S45C 継手の作製が可能であることを確認できた。
3.2 接合部断面組織観察
Fig. 3 に光学顕微鏡で撮影した接合部断面組織観察結果を示す。観察は過塩素酸と酢酸の混合液を用いた電解エ
ッチング後に実施した。すべての条件でツールの攪拌部領域に対応した攪拌部の出現が確認され、表面から裏面間にかけて界面の残存はほぼ確認されない健全な継手組織の様子が確認できる。条件ごとの攪拌領域、組織表出
状況の違いはプロセス中の熱履歴を反映した特徴と思われる。
3.3 引張試験
Fig. 4 は引張試験で得られた結果を応力-ひずみ線図として整理した

Fig. 2 熱画像解析結果と Fe-C 平衡状態図の関係ものである。すべての接合条件において、降伏強度、引張強度ともに母
材よりも優れる結果が確認された。また、比較的低入熱の条件（100 rpm – 100 mm/min、200 rpm – 100 mm/min の条件で、引張強度、延性に優れる結果が確認された。これらの結果は、非溶融の接合プロセスが炭素鋼の継手特性の向上に有効である可能性を示唆する一例と考えられる。

Fig. 3 摩擦攪拌接合継手の接合部断面組織観察結果

－169－
－
169 －

）Fig. 4 各接合継手の引張特性

4.

結言

(1) JIS-S45C を対象とした摩擦攪拌接合試験を実施し、接合条件と入熱量の関係を赤外線放射熱画像解析装置により評価した。
(2) 摩擦接合接合条件ごとの 接合部断面組織を光学顕微鏡により評価した。
(3) 各摩擦接合継手の引張特性を系統的に評価し、非溶融で低入熱の接合条件が炭素鋼継手の機械的特性の向上に有効となる可能性があることを確認した。
謝辞
この成果は、独立行政法人新エネルギー・産業技術総合開発機構(NEDO)の委託業務の結果得られたものである。

（共同研究分野：機能性診断学分野）

－170－
－
170 －

摩擦攪拌粉末プロセスによる超微細結晶粒マグネシウム材料の作製
地方独立行政法人大阪市立工業研究所
木元慶久
1. 目的
摩擦攪拌接合（FSW）1) における接合部の組織微細化効果を表面改質に応用した摩擦攪拌プロセス（FSP）2) は，
攪拌部に微細硬質粒子を導入し表面複合化を行う摩擦攪拌粉末プロセス（FSPP）へと発展している 3, 4) ．最近
我々は過去 41 件の文献調査により，径 100 nm 以下の微細粒子を添加し同一箇所に 3～4 回の重複 FSP を施す
ことで，結晶粒径 1 m 以下の超微細粒（UFG）組織が得られることを明らかにした 5)．本研究では，粗大結晶粒を有する Mg 鋳造材にナノ粒子粉末を添加して重複 FSP を行い，UFG 組織の形成を試みた．
2. 研究方法
図１のように，厚さ 25 mm の純 Mg 鋳造材に，攪拌部中央となる
位置にφ4 mm の横穴を加工し，一次粒子径 10 nm の ZrO2 ナノ粒子
粉末を充填し，その上から回転速度 1500 rpm, 送り速度 75 mm/min，
荷重 550～575 kgf の条件で 1～3 パスの重複 FSP を行った．攪拌部
における ZrO2 粉末の体積率は 1.7％と見積られた．光学顕微鏡，レーザー顕微鏡，SEM を用いて断面組織観察を行い，硬さマッピングに
図 1 摩擦攪拌粉末プロセス

より均質性を評価した．
3. 結果および考察

図 2 に光学顕微鏡によるマクロ組織および硬さマッピングを示す．2 パスで攪拌部に粒子が広域にわたり分布
し，パス数が増えるごとに攪拌部の均質化および硬化が進行した．
（入熱不足のため内部欠陥が見られるが，この欠陥はツール送り速度を 50 mm/min に下げ，荷重を 650～700 kgf まで上げることでほぼ消失した．
）図 3 に，3パス後の試料の攪拌部中央 a 点付近のレーザー顕微鏡像および走査型電子顕微鏡像を示す．線分法により求めた結晶粒径は 0.56 m であり，UFG 組織となっていた．図 3 (b)の白く見えるものは ZrO2 粒子が凝集したもので，クラスター径は 3 m 程度以下であった．添加粒子は一次粒子まで分散できていないものの，得られた結晶粒径
は，単一粒子が均一に分散した場合に粒成長の駆動力とピン止め力のつり合いから予測される理想的な最終粒径
Df=4r/(3f)=0.77 m（図 4 に点線で示す）と同程度であった．
4. 結論
一次粒子径 10 nm の ZrO2 粒子を攪拌部中央から供給し 2 パス以上の重複処理を行う FSPP によって，粗大結晶粒を有する Mg 鋳造材を UFG 組織に部分改質できた．
5. 参考文献
1) Thomas, W M et al., International patent application No. PCT/GB92/02203 and GB patent application
No.9125978.8 (1991).
2) R.S. Mishra, et al., Scr. Mater. 42 (2000) 163-168.
3) R.S. Mishra and Z.Y. Ma, Mater. Sci. Eng. A 341 (2003) 307-310.
4) Y. Morisada, et al., Mater. Sci. Eng. A 416 (2006) 344–348.
5) 木元慶久ら，スマートプロセス学会誌 ４巻 3 号 (2015) 148-152 .

－171－
－
171 －

図 2 重複パスによる粒子分散状態および硬さ分布の変化

図 3 3 パス後の a 点付近の (a) レーザー顕微鏡像 および (b) 走査型電子顕微鏡像図 4 添加粒子径と結晶粒径の関係 5)（共同研究分野：機能性診断学分野）

－172－
－
172 －

冷間圧延鋼板 SPCC を母材とした引張せん断型摩擦攪拌点継手の作成および強度評価
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接合法として摩擦攪拌点接合（FSSW）技術が注目を集めている．
本研究室ではこれまで，鉄鋼材料の十字引張型 FSSW 継手に関する疲労特性の検討を行い，一連の実験的知見を得た．しかしながら，実用を想定した設計を行う上では負荷形式を考慮した評価を行う必要があると同時に，疲労寿命を定量的および統一的に評価することが極めて重要である．そこで本研究では，自動車用鋼板として広く使用されている冷間圧延鋼板 SPCCを対象とした摩擦攪拌点接合継手において，昨年度実施した十字引張型継手に採用した接合条件下で引張せん断型 FSSW
接合継手を作成し，負荷形式の変化による接合特性の差異および継手形状における疲労特性の検討と比較を行った．また，鉄鋼材料を対象とした FSSW 技術の汎用化を目的に，これまで使用された板厚 0.8mm と異なる 1.2mm 厚での試験体を作成し，異なる試験片板厚での接合特性および強度特性の実験的検討を行った．
２．供試材，および実験方法
２.１ 供試材料および実験方法 本研究で使用した供試材は自動車用鋼板 SPCC である．同材を板状(50mm×100mm)に加工した後，2 枚の鋼板をせん断型に重ねその中央部をタングステンカーバイド製のツールを用い FSSW を施し供試材とした（最大荷重 1500kgf，ツール回転速度 550rpm，保持時間 2～3 秒）．なお，本研究では板厚 0.8mm，および板厚 1.2mmの鋼板について試験を行ったが，本報告書では紙面の関係上，板厚 0.8mm の鋼板に関して得られた結果を示す．
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，荷重比 Rp(=Pmin/Pmax)=0.01，周波数 f=5~15Hz，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．
３．試験結果および考察 （板厚 0.8mm の場合）
３.１ 接合断面および組織観察 観察結果の代表例として，最大荷重 1500kgf，ツール回転速度 550rpm，保持時間 3 秒にて
FSSW 接合した引張せん断型試験体（TS_1500kgf_3s joint）の接合部中央断面観察結果を Fig. 1(a)に示す．また比較対象として昨年度実施した十字引張型継手の断面観察結果を同図(b)に併せて示す．同図より，引張せん断型継手と十字引張型
継手の接合断面を比較した場合，ともに部材の撹拌は確認されるものの，上板と下板のスリット形状に大きな差異が認められたため，継手形状による比較を行う際に正当な評価が困難であると考えられる．したがって，今後接合形状・状態を統一した接合方法を検討する必要がある．
1mm

1mm

(a) TS_1500kgf_3s joint.
(b) Cross tension type.
Fig.1 Cross section of FSSW specimen.

３.２ 静的引張試験 FSSW 接合した引張せん断型継手（3 種類），および昨年度実施した十字引張型継手の静的引張試験を行った結果の代表例を Fig. 2 に示す．同図は縦軸に負荷した試験力，横軸にピストン変位をそれぞれ示している．静的引張試験は 2~3 本の試験体に対し実施しており，各試験体の平均的な静的強度は図中に示す値を示した．同試験結果より，接合時間が 3 秒の TS_1500kgf_3s joint および TS_1500kgf_3s_hole joint の静的強度は，接合時間が 2 秒の TS_1500kgf_2s jointのそれより高くなる傾向を示し，また十字引張型継手と引張せん断型継手の静的強度を比較した場合，TS_1500kgf_3s jointとほぼ等しい値を示すことがわかった．

－173－
－
173 －

TS_1500kgf_3s joint 7.39kN

6Force [kN]

TS_1500kgf_3s_hole joint
6.83kN4
TS_1500kgf_2s joint 4.22kN

20

10
7.49kN

8

Force [kN]

8

6
4

2
0
6
4
8
0
5
10
15
20
Displacement [mm]Displacement [mm](a) Tension shear type.
(b) Cross tension type.
Fig. 2 Force-displacement curves.
2

0

25

30

３.３ 疲労試験 各継手の疲労試験結果から得られる P-N 曲線を Fig. 3 に示す．なお，同図における縦軸は試験体に負荷した試験力振幅 Pa を，横軸に FSSW により接合された 2 枚の試験体が完全に分離した時点の繰返し数を表している．同図
より，接合時間が 3 秒の試験体 TS_1500kgf_3s joint および TS_1500kgf_3s_hole joint の疲労強度は，接合時間が 2 秒のTS_1500kgf_2s joint のそれより高くなる傾向を示し，静的強度と同様に疲労強度においても接合時間が及ぼす影響が顕著に認められることがわかる．また継手形状に関わらず，疲労限度は静的強度に比べ，著しく低い値を示すことがわかった． 次に，試験体の疲労き裂発生箇所について詳細に検討するため，接合部中央における断面観察を行った．Fig. 4 (a)に負荷試験力振幅 Pa=1.2kN における破断寿命に対し，70~80%程度の繰返し数で試験を停止した TS_1500kgf_3s joint の断面観察結果を，Fig. 4 (b)に負荷試験力振幅 Pa=0.19kN における破断寿命に対し，55~60%程度の繰返し数で試験を停止した十字引張型継手の断面図を示す．同図より，試験体形状に関係なくスリット先端から上板内部を板厚方向へ疲労き裂が進展していたことから，同箇所が疲労き裂の発生起点であると推察される．また，スリット先端に応力集中が起こる
ことにより疲労き裂が発生すると考えられることから，疲労き裂発生起点は負荷形式に依存しないことがわかった．しかし，有限要素解析によるより詳細な考察が必要であり今後の検討課題である．

Cross tension type
TS_1500kgf_3s joint
TS_1500kgf_3s_hole joint
TS_1500kfg_2s joint

Force amplitude,Pa [kN]

1.2
1.0
0.8
0.6

0.4
0.2
0

103

0.2mm
104

105

106

107

Number of cycles to failure,Nf [cycles]
Fig. 3 P-N curves.

0.5mm(a) TS_1500kgf_3s joint (b) Cross tension typeFig. 4 Microscopic of fatigue crack initiation point.

４． 結論
FSSW 接合試験体の接合断面特性を取得した結果，接合時間の変化によらず，結晶構造および硬さ分布は同様の傾向を示したが，接合部長さは接合時間に依存する傾向を示した．また，負荷形式の差異による疲労特性を取得した結果，疲労き裂発
生起点は負荷形式に依存せずスリット先端であることが確認された．しかしながら，本研究の範囲においては，摩擦撹拌接合
による接合範囲が非常に狭く，強度特性においても満足する接合強度を得られたとは言い難いため，今後，鋼板板厚に対応したツール形状および接合条件の詳細な検討が必要である．
(共同研究分野：機能性診断学分野)
－174－
－
174 －

純銅および銅合金の摩擦撹拌処理による強化
量子科学技術研究開発機構 核融合エネルギー研究開発部門
濱口大、谷川博康、小沢和巳
１．緒言
銅および銅合金は、ITER 等の核融合炉におけるダイバータや第一壁等プラズマ対向材のヒートシンク材や冷却管材として用いる事が想定されている。銅は、導電性や熱伝導性等の優れた物理特性を有する事がヒートシンク材や冷却管材として用いられる利点であるが、銅を純銅のまま用いるのは強度や耐摩耗性に問題がある事より、現時点では、比較的高い強度を有する時効硬化型銅合金であるクロムジルコニウム銅（ITER グレード）を用いる事となっている。しかし、クロムジルコニウム銅合金の強度特性は組成および熱処理工程に因るところが大きいが、溶製時の冷却速度の低下に伴い凝固組織が粗大化し、晶出物の局在化によって製品品質が不均一になる事や、接合に伴う入熱によってその強度特性が損なわれる可能性がある等の課題ある他、中性子照射により、照射温度が 150℃以下では 0.1dpa
といった低い照射量でも顕著な照射硬化に伴う加工硬化能の低下と一様伸びの喪失が明らかとなっている。そこで本研究は、機械加工的な表面改質法である摩擦撹拌プロセス（FSP）に着目し、銅および銅合金の強化と組織改質、耐照射性向上を目指した摩擦撹拌プロセスの適用性評価を目的とした。
２．研究成果摩擦撹拌プロセス（以下 FSP と略す）とは、摩擦撹拌接合（FSW）技術を応用し、回転工具を高速で回転させながら材料に押し込み、その時に発生する摩擦熱と撹拌による強歪み導入により、材料を改質する手法である。この手法の特徴は、材料が固相状態で撹拌される為に結晶粒が微細化される事であるが、結晶粒の微細化は照射による欠陥集合体の成長を抑制するといった利点もあり、摩擦撹拌プロセスは材料の強化のみならず耐照射性の向上も期待される強化手法と考えられる。そこでまず初めに、無酸素銅（OFC）板を用い

図 1. FSP 試験後の撹拌部の断面写真、SEM 組織写真および深さ方向硬さ変化（共同研究分野：機能性診断学分野）

－175－
－
175 －

て FSP の銅材料に対する最適適用条件策定とその効果の検証を行った。
FSP では、回転工具の回転速度、押し込み圧力および回転工具の移動速度が主な加工条件となるが、特に回転速度は組織形成（微細粒化）に大きな影響を及ぼす事より、検証試
験では、回転工具の回転速度を 50RPM、100RPM、200RPM、300RPM、500RPM と変化させた 5 種の条件で試験を行い、その影響を調査した。なお、回転工具の移動速度は200mm/s、加圧荷重は 1.5ton に統一し、回転工具は長さ 1.4mm のピン付きを使用した。
図 1 に FSP 処理後の攪拌部の断面写真、SEM を用いた内部組織観察結果、硬さ測定結果を示す。試行の結果、100～300RPM の回転速度で約 50％の硬化量増加と、平均粒径が約1µm までの微細粒化（母相平均粒径：約 50µm）を達成できる事をした。しかし、貫入深さ方向の硬さ減少が急激である、ピン長に対して攪拌部が比較的浅くなる、鬆などの欠陥の形成が見られる等の課題点も明らかとなった。FSP では一般的に回転速度が低いと鬆などの欠陥形成頻度が大きくなる事や、回転速度＝入熱量が攪拌部の深さに影響する事が知られているが、銅は熱伝導率が高く回転速度上昇に伴う効果が発現しにくいと考えられる。
そこで、本試行で明らかとなった課題点への対処法として、プロセス中に強制冷却を行う
方法（液体 CO2 冷却法）を用いて同様の FSP 処理を次に試行した。その結果、未冷却の場
合と同様に 200RPM の回転速度で最大の硬化量を得ることが出来た他、未冷却では硬化が見られなかった 500RPM に於いても約 20％の硬化を確認した。また、低い回転速度でも鬆などの欠陥の形成が無く、未冷却の場合より更に微細粒化が達成された事より、液体 CO2
冷却法が一定の効果を発揮する事が確認された。図 4 は、液体 CO2 を用いて強制冷却した

図 2. 液体 CO2 により強制冷却を行った FSP 試験後の撹拌部の断面写真、SEM 組織
写真および深さ方向硬さ変化
場合の FSP 処理後の攪拌部の断面写真、内部組織観察結果および硬さ測定結果である。
本結果は、銅材料の機械的強化と、耐照射性向上が見込まれる微細粒化と言った観点か
ら FSP 処理が有用である事を示している。これらの結果を踏まえて、今後 ITER ダイバー
タ実規模プロトタイプ用クロムジルコニウム銅冷却管への FSP 適用可能性検証や、FSP 処理を行った銅材料の照射影響を検証する予定である。

（共同研究分野：機能性診断学分野）

－176－
－
176 －

タングステン被膜の摩擦攪拌処理による強化
量子科学技術研究開発機構（前 日本原子力研究開発機構）
谷川博康，小沢和巳
1. 背景と目的
DT 核融合においてエネルギーとして放出される 14MeV 核融合中性子は、プラズマを覆うように配置されるブランケットシステムによって遮蔽される（停止させられる）ことによって熱エネルギーに変換される。このためブランケットのプラズマ対向面は、プラズマからの熱負荷および核融合中性子照射にさらされる過酷な使用環境になる。このブランケット第一壁最表面には、構造材である低放射化
フェライト鋼 F82H に対してプラズマ真空溶射（VPS）タングステン（W）をプラズマ対向材として施工することが考えられている。VPS-W は空孔率が高く熱伝導率が低いという欠点を有するが、これは摩擦攪拌処理（FSP）により解消できることが示されてきた。この FSP 強化時に基盤である F82H も深さ 2mm
にわたって攪拌されて細粒化することから、耐照射性の向上が期待できる。今年度は、この FSP 処理
された F82H および W との界面の耐照射性について評価を実施した。
2. 実験方法
供試材として用いたのは、
FSP 強化した 0.5mm 厚さの VPS－W、およびその基盤として用いられた F82H
鋼 IEA ヒート（Fe8Cr2WVTa）である。FSP 条件は、600 rpm、50 mm /min、2 ton×2 回である。この材料より、元の表面に対して垂直に 1.5 mm×7 mm×0.25 mmt の大きさの短冊片を切出し、機械研磨後、電解研磨にて仕上げた。イオン照射実験は、京都大学エネルギー理工学研究所附属エネルギー複合機構
研究センター設置の複合ビーム・材料実験装置 DuET を利用して行った。デュアル照射は 6.4 MeV Fe3+
イオン＋1.0 MeV He+イオンにて行い、ヘリウムビームについてはエネルギーディグレーダーを利用して、試験片の中央部に行った。照射条件は、ボイドスウェリングの顕著な 470 ℃付近で、30dpa 6.86
×10-4 dpa/s、15 appmHe/dpa とした。照射後試験は、青森県六ヶ所村にある日本原子力機構国際核融合
エネルギー研究センター内原型炉 R&D 棟に設置された集束イオンビーム（FIB）加工装置（FB-2100）
にて、30 m×15 m 四方のミクロ組織観察用薄膜試験片を作成した後、低エネルギースパッタ装置（GENTLE MILL）にて観察薄膜表面をクリーニングし、200 kV 透過電子顕微鏡（JEM-2100F）にてミ
クロ組織観察を行った。
3. 結果と考察
図 1 に、30dpa デュアル照射材した W－F82H 界面 TEM 観察結果を示す。このような W－F82H 接合においては接合界面が母材部よりも顕著な劣化がおこることが懸念されるが、W 部、F82H 部、界面いずれにおいてもボイド・バブルともに観察されなかった。界面については非照射部とくらべて特段の組
織変化は観察されなかった。本結果は、FSP 処理による塑性流動が、W 部、基盤の F82H 部、および界面に強い欠陥シンクを導入し、その結果照射弾き出し損傷による組織発達が抑制されいてることを示唆していると考えられる。
上記の結果から基盤部となる F82H についても、耐照射性の向上が期待されることから、FSP-VPS-W
部を分離させた試料について重照射実験を実施した。図２は、F82H IEA 材（左列） および FSP 処理を受けた F82H IEA 材(FSPed-F82H 右列)における、470 ℃、20 および 50 dpa デュアル照射材から得られたミクロ組織写真である。F82H-IEA では 20dpa では平均径 5.19nm、数密度 4.18×1022 /m3 のボイドが観察されたが、50dpa では平均径 1.78nm の細かいバブルが主として観察された。一方、FSPed-F82Hについて W との界面から 0.75mm 下の領域を対象として観察を行った結果、20dpa ではボイド・バブル
ともに観察されず、50dpa では平均径 1.87nm、数密度 1.97×1023/m3 のバブルが観察された。これらの（共同研究分野：機能性診断学分野）

－177－
－
177 －

結果から、FSP 処理により F82H に導入された塑性流動は、スウェリングを抑制する効果があることが示される。ただし、50dpa 照射された F82H-IEA 材についてボイドスウェリングが 20dpa と比べて顕著で無い結果となっている点については、50dpa 照射実験を再度追試し、確認する予定である

(a)

(b)

(c)

図 1 470 ℃30 dpa デュアル照射された FSPed-VPS-W と F82H の界面の STEM 明視野像（a）, STEM 暗視野像(b)、および 2 重照射領域の STEM 暗視野像（c）

図 2 470 ℃、 20 / 50 dpa デュアル照射された F82H-IEA および FPS 処理された F82H の TEM 明視野像（吸収コントラスト）。

4. 結言
FSP 処理を受けた F82H 鋼、および FSP-W との界面について 470℃ 20、30、50dpa の多重イオンビー
ム照射実験を実施しミクロ組織観察による評価を行った結果、FSP 処理が耐スウェリング性を向上できる可能性を示唆する結果が得られた。
（共同研究分野：機能性診断学分野）

－178－
－
178 －

摩擦攪拌プロセスによる WC-12Co 超硬合金皮膜の改質
地方独立行政法人大阪市立工業研究所
加工技術研究部
長岡亨

１．目的
溶射処理によって形成された超硬合金皮膜は硬度が低く，基材との密着性も低いことから，その応用範囲は限定的である．このような問題に対し，超硬合金皮膜に摩擦攪拌プロセス（FSP）を施すことで，硬度が大幅に向上することが報告されている 1)．しかしながら，皮膜と基材との接合強度に関しては，これまでにあまり検討されておらず不明な点が多い．そこで，本研究では，超硬合金皮膜を厚く形成し，FSP 後にせん
断試験を行うことで，接合強度を明らかにすることを目的とした．荷重条件を種々変化させて超硬合金皮膜に FSP を施し，荷重条件が接合強度に及ぼす影響を検討した．
２．研究方法
溶射処理には，WC-12mass%Co 造粒粉末（平均粒径：40 µm）を用いた．高速フレーム溶射装置を用いて，SKH51 板材上に溶射処理を施した．厚さ 1 mm の超硬合金皮膜を形成させた後，FSP により改質した．
FSP には，プローブの無い円柱状ツール（直径 12 mm）を用いた．ツール回転数は 600 rpm, 移動速度は50 mm/min，前進角は 1.5°とした．荷重は 9.8 kN から 19.6 kN と変化させた．得られた超硬合金皮膜およ
び SKH51 基材について断面組織観察および硬さ分布測定を行った．FSP を行った中心線上から，突起部が超硬合金皮膜，基材部が SKH51 となるようにせん断試験用試験片を切り出し，せん断試験を行った．
３．結果
本実験の条件範囲内では，FSP によって超硬合金皮膜と基材が混ざり合うことはなかった．円柱状ツールを用いることで，水平方向に塑性流動が生じたためと考えられる．図 1 に FSP 前後の中心線の深さ方向硬さ分布を示す．溶射ままの WC-12Co の硬さは 550–1200 HV であった．皮膜内にポアが分散しているためにばらつきが大きくなったものと考えられる．それに対して，FSP 後の皮膜では硬さが大きく上昇し，荷重を大きくすると硬化する領域の深さが深くなった．荷重を 19.6 kN とすると，皮膜の表面から基材との界面近傍まで 1700–2000 HV という高い硬度を得ることができた．FSP の攪拌効果がどの程度の深さまで影響したかは不明であるが，少なくとも摩擦熱と荷重の影響によって皮膜が緻密化し，硬度が大きく上昇したものと考えられる．
図２にせん断試験結果を示す．FSP 前の試験片ではせん断強さは 220–410 MPa であった．荷重 14.7 kNの条件で FSP を行うと，580–650 MPa と大幅に上昇した．この強度は WC-Co/炭素鋼の銅ろう付継手のせん断強さ(350–450 MPa)2)よりも高い値となっている．摩擦熱と荷重の影響によって皮膜と基材の界面における密着性が向上し，せん断強さが増加したものと考えられる．しかしながら，荷重 19.6 kN の条件ではせん
断強さの向上幅は小さくなった．
図３に超硬合金皮膜と基材との界面の断面観察結果を示す．14.7 kN の荷重条件では界面上に化合物相は認められないが，19.6 kN の条件では層状に認められた．SEM-EDX 分析の結果，主に W, Fe, Co, C が検出

－179－
－
179 －

され，これらからなる η 相であると考えられた．適切な荷重条件を選択することで，このような化合物相の生成，成長を抑制し，皮膜と基材の接合強度を大幅に向上させることが可能であることが分かった．
2500

(a)

2000

Microhardness, HV

Microhardness, HV

2500

1500
1000
500

1500
1000
500

0
0

0

5

0

1

2

3

4

5

Distance from surface, d / mm
2500

(c)

Microhardness, HV

Microhardness, HV

2500

1
2
3
4
Distance from surface, d / mm

(b)

2000

2000
1500
1000
500

2000

(d)

1500
1000
500
0

0
0

1

2

3

4

5

0

1

2

3

4

5

Distance from surface, d / mm

Distance from surface, d / mm

図 1 FSP 前後の WC-12Co/SKH51 の深さ方向硬さ分布: (a) FSP 前, (b) 荷重
9.8 kN の FSP 後, (c) 荷重 14.7 kN の FSP 後, (d) 荷重 19.6 kN の FSP 後.

図 2 FSP 前後の WC-12Co/SKH51のせん断強さ．

図 3 FSP 後の WC-12Co/SKH51 界面の断面:(a) 荷重 14.7 kN, (b) 荷重 19.6 kN．

４．参考文献1) Y. Morisada, H. Fujii, T. Mizuno, G. Abe, T. Nagaoka, M. Fukusumi: “Modification of Thermally
Sprayed Cemented Carbide Layer by Friction Stir Processing”, Surf. Coat. Tech., 204 (2010) 2459–2464.
2) H. Ohmura, K. Kawashiri, T. Yoshida: “Cemented tungsten carbide/carbon steel joint brazed withcopper”, Quart. J. Japan Weld. Soc., 6 (1998) 499–504.
（共同研究分野：機能性診断学分野）

－180－
－
180 －

摩擦粉末焼結法による Al 合金ポーラス Al の作製
群馬大学 大学院理工学府 知能機械創製部門
石原 綾乃，半谷 禎彦
1．目的
ポーラス Al は Al 内部に多くの気孔を含む素材である．そのため，緻密材における軽量化の限界を超える，大幅な軽量化が可能となる．加えてポーラス化を行うことで，衝撃吸収能や吸音性，断熱性といった優れた機能を持たせることができる．このような機能を生かし，自動車のバンパー等にポーラス Al を適用することで，衝突時の衝撃緩和などの効果が期待される．現在，ポーラス Al の作製法は発泡法やスペーサー法など様々提案され，研究が続けられている．
ポーラス Al における特性は主に，気孔形態（気孔率やサイズ，形状，分布など）や出発材の特性により大きく変化する．このことから，気孔形態の制御が重要となる．気孔形成の過程は作製法により異なり，発泡法では金属溶
湯中で気泡を発生させ，気孔を形成させる．そのため，均一な気孔形態の形成のためには，発生する気泡の膨張過程を制御する必要がある．それに対し，スペーサー法は，気孔形態の制御が容易である．スペーサー法では，金属粉末とスペーサー粉末の混合粉末を出発材として用いる．混合粉末を型に入れ，加熱，加圧することにより焼結を行う．焼結時もしくは焼結後にスペーサーは取り除かれ，ポーラス金属が得られる．スペーサーの形状が気孔形状として転写されるため，気孔形態の制御が可能となる．しかし，雰囲気全体の加熱が必要であることや作製時間が長いことが短所として挙げられる．この短所を改善することで，実用化へ一歩近づくと考えられる．
そこで本研究では，スペーサー法の一種である摩擦粉末焼結法によるポーラス Al の作製を試みた．この方法では出発材に Al 粉末とスペーサー粉末（NaCl 粉末）を用いる．まず，混合粉末を金型に入れ，高速回転させたツールを押し当てる．混合粉末は押込み時に発生する荷重と摩擦熱によって圧粉，焼結させる．焼結後，水洗することにより，NaCl を除去し，ポーラス Al を得ることができる．この方法では，気孔形態の制御が可能であるとともに，焼結時とスペーサー除去時に雰囲気全体の加熱が不要であり，作製時間も短いことから，省エネルギー化や，生産性の向上が期待される．この作製法では，Al 粉末に純 Al を用いたポーラス Al の作製が可能であることがわかっている．
本研究では，
ポーラス Al の高強度化を目指し，金属粉末に純 Al より強度の高い A6061 Al-Mg-Si Al 合金を用いた．
作製時使用する摩擦攪拌接合装置には荷重制御のものを使用した．過去に行った実験では変位制御の装置で作製を行っていたが，装置の負荷容量の制限により作製条件に制限があった.そのため本研究では荷重制御の装置を用いて作製を行った．作製したポーラス Al は X 線
CT による非破壊観察を行った後，圧縮試験を行い，気孔形態の調査および異なる作製条件による圧縮特性の差の調査を試みた．
2．研究方法図 1 に摩擦粉末焼結法の作製手順の概略図を示す．
出発材には，Al 合金である A6061 粉末（約 20 μm）と NaCl 粉末（425-500 μm）を用いた．この 2 つの粉末を，気孔率 p が 60, 70, 80%となるように混合した．

－181－
－
181 －

混合粉末は中心にΦ13 mm の穴を開けた，厚さ 10 mmの無酸素銅の型に入れ（図 1（a））
，先端部が平坦な超硬合金（WC）ツールを高速回転させながら，3500 kg
で 60 s 押込んだ（図 1（b））
．粉末はツール押込み時の荷重および摩擦熱によって，圧粉，焼結が行われる．
焼結後は機械加工によりポーラス Al 部を切り出し
（図
1（c）
）
，水洗することで NaCl の除去を行った（図 1（d））．以上の工程より，ポーラス Al を得ることができる（図 1（e））．得られたポーラス Al は X 線 CT による気孔形態の非破壊観察を行った後，圧縮試験により圧縮特性を評価した．また，過去変位制御（押込速度 1 mm/min，押込量 3 mm，および 3.5 mm）で作製したポーラス Al との比較を行った．
3．実験結果図 2 に荷重制御および変位制御で作製した，気孔率70%の各ポーラス Al を示す．気孔率 60，70％では水洗時ほぼ崩れは見られなかったが，80%では若干の崩れを生じた．変位制御では 3 min 以上押し込んでいるのに対し，荷重制御では約 1/3 の 1 mim の押込みとなるため加熱される時間が短い．しかし，荷重制御で作製したポーラス Al は変位制御と同程度の焼結状態とみられた．これは変位制御において長時間加熱が行われるため，Cu 型に開けた穴が直径方向に変形し，圧粉が十分になされないことが要因と考えられる．
図 3 に NaCl の SEM 画像，図 4 に各ポーラス Al の X 線 CT 画像を示す．本作製法ではスペーサーに立方体形状の結晶である NaCl を用いているため，X 線 CT 画像でも結晶形状を転写した気孔を確認することができる．また水洗時には，水は試験片表面部から中心部へと浸透し，NaCl を溶解させる．X 線 CT 画像では NaCl が残留している
場合，中心部に白く気孔が確認できない領域が現れるが，本実験では見られなかった．このことから，どの作製条
件でもオープンセル構造であり NaCl が残留していないことがわかる．
4．結言
本研究では， A6061 Al-Mg-Si Al 合金粉末を用いて，摩擦粉末焼結法による高強度ポーラス Al が作製できることが示唆された．
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．
（共同研究分野：機能性診断学分野）

－182－
－
182 －

ADC12 ポーラス Al/A1050 Al 板からなるサンドイッチパネルの曲げ特性の評価
群馬大学 大学院理工学府 知能機械創製部門
須藤 俊，半谷 禎彦
1．目的
ポーラス Al は超軽量であり，圧縮特性に優れる多孔質な金属材料である．しかし，ポーラス Al は緻密材と比較し，引張強度や曲げ強度に劣ることから，構造材として適用するには制限がある．この問題を解決する方法として，
ポーラス Al をコアとしたサンドイッチパネルの作製が挙げられる．サンドイッチパネルはポーラス Al を引張強度の高い板材で補強することによって曲げ強度の向上が期待できる．
現在，
ポーラス Al をコアとしたサンドイッチパネルの作製法としては接着剤を用いる方法やクラッド接合を用いる方法が提案されている．接着剤を用いる方法は容易であるが，リサイクル性や高温下での使用に問題がある．また，クラッド接合を用いる方法は接合工程を増やす必要があり，生産性の問題がある．
過去の研究より FSP (Friction Stir Processing) 法を用いたサンドイッチパネルの作製法が考案されている．
FSP 法を用いた作製法はプリカーサの作製と表面材の接合を同時に行うため，生産性の向上が期待でき，金属接合を実現し接着剤が不要であることからリサイクル性に優れるという特徴を持つ．
サンドイッチパネルを構造材として用いるためには，曲げ特性といった機械的性質の調査が必要不可欠である．
本研究では FSP 法を用いて A1050Al 板材を表面材とし，ADC12 ポーラス Al をコアとしたサンドイッチパネルを作製した．作製したサンドイッチパネルに対して X 線 CT 撮像を用いて気孔形態を観察した．曲げ試験を行うことで曲げ特性と変形挙動を評価した．
2．研究方法図 1 に FSP 法を用いたサンドイッチパネルの作製法を示す．増粘剤である Al2O3 を添加した ADC12 板材とA1050Al 板材を重ねて積層板とした．Al2O3 の散布領域に摩擦攪拌接合を行うことで，ADC12 プリカーサを作製すると同時に A1050Al 板材との接合を行った．冶具を用いて積層板を向かい合わせるようにして固定しながら加熱することによって，プリカーサの発泡と積層板の接合を同時に行い，サンドイッチパネルを作製した．放電加工機を用いて得られたサンドイッチパネルを長さ 130 mm，幅 15 mm に加工し試験片を作製した．

－183－
－
183 －

試験片に対して X 線 CT 撮像を用いた内部気孔形態の観察を行った．その後，三点曲げ試験を行うことで曲げ特性を評価した．実験条件は支持部半径 5 mm，圧子部半径 5 mm，支点間距離 110 mm とし，曲げ試験速度は 2 mm/min
として，試験片下部の表面材が破断するまで行った．また，実験の過程をビデオ撮影することで曲げ試験における変形挙動の観察を行った．
3．実験結果図 2 に曲げ試験による試験片の各変位における変形挙動の画像を示す．変位 x = 4 mm の時点で，ポーラス部の下部の気孔からき裂が生じていることが確認できる．変位 x = 8 mmの時点ではポーラス部のき裂が進展しており，また試験片下部の表面材にき裂が生じ始めていることが確認できる．変位 x = 12 mm の段
階では，試験片下部の表面材が破断しており，試験片上部の表面材が荷重を請け負っている状態になっていることが確認できる．
図 3 に曲げ試験の結果の荷重-変位線図を示す．変位が 2mm を超えた付近から荷重の上昇が緩やかになっていくことから，この時点でポーラス部の内部でき裂が生じていると考えられる．変位が 7 mm 程度で荷重は最大値を示しており，その後は A1050Al 板材に生じたき裂が進展していくことから荷重が減少していったと考えられる．
4．結言
FSP 法を用いて ADC12 ポーラス Al と A1050Al 板材からなるサンドイッチパネルの試験片を作製し，三点曲げ試
験を行った．試験結果から，ポーラス部の下部からき裂が発生し，その後表面材へとき裂が進展した後に表面材が破断していくような変形挙動が確認できた．また，荷重-変位線図から表面材にき裂が生じるまでは荷重が上昇していくような曲げ特性が確認できた．
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．
（共同研究分野：機能性診断学分野）

－184－
－
184 －

スリット入りポーラス Al コア充填パイプの圧縮変形挙動
群馬大学 大学院理工学府 知能機械創製部門
中野 ゆき子，半谷 禎彦
1．目的
ポーラスアルミニウム(以下ポーラス Al)は，軽量で衝撃吸収特性に優れていることから，自動車などの構造用部材として注目されている．しかし，引張強度や曲げ強度が低いことからその利用範囲には制限がある．そこで，ポーラス Al を緻密材と複合化することで，引張強度や曲げ強度を向上させ，その利用範囲を広げることが可能であると考えられる．過去の研究において，摩擦圧接を利用した ADC12 ポーラス Al とスチールパイプ，ADC12 ポーラ
ス Al と Al パイプの複合化が可能であることがわかっている(複合化したものを以下ポーラスコアパイプと呼ぶ)．
ポーラスコアパイプは，静的圧縮試験において ADC12 ポーラス Al 単体よりも高いプラトー応力を発現することがわかっている．
また，衝撃吸収用部材としての利用には，破壊起点の制御が重要である．そこで，本研究ではポーラスコアパイ
プの表面にスリットを入れた，スリット入りポーラスコアパイプを作製した．こうして，パイプ表面に弱い部分を作ることによって，破壊起点の制御が可能になると考える．この試験片に対して X 線 CT を用いて断面画像を撮像
し，気孔率分布を算出した．さらに静的圧縮試験を行い，圧縮変形挙動の観察を行った．これによって，気孔率分
布と破壊起点の関係性およびスリットの有効性を検討する．
2．研究方法図 1 にポーラスコアパイプの作製方法(摩擦内面コーティング法)を示す．まず，ADC12 プリカーサを図 1(a)のよ
うにジグで固定した SUS304 パイプに入れた．
SUS304 パイプは，厚さ 0.1 mm，
外形 20 mm のものを使用した．
ADC12
プリカーサは摩擦攪拌法により作製した．ADC12 プリカーサの作製手順は以下に示すとおりである．まずポーラ
ス Al の原料として，ADC12 板材に発泡剤(TiH2)および気孔形態安定剤(Al2O3)の混合粉末を散布した．各粉末の添加
量は ADC12 板材の質量に対して TiH2 粉末を 1 mass%，Al2O3 粉末を 5 mass%とした．次に突起の付いたツールを高速回転させながら走査することで塑性流動を発生させ，ADC12 中に粉末を攪拌させながら板を接合した．得られた
ADC12 プリカーサをパイプに充填するため，図 1(b)に示すように上部からパイプの径よりも少し小さい径の底が平滑なツールを 800 rpm で回転させながら押込み速度 5 mm/min で押し込む．これにより，摩擦熱によって ADC12 プ
リカーサの塑性流動が発生しパイプ内面にプリカーサがコーティングされた．図 1(c)に示すようにツールを回転させたまま引き抜き，パイプと複合化したプリカーサを作製した．図 1(d)に複合化したプリカーサの断面図を示す．

－
185－
－
185 －

最後に，加熱・発泡することにより図 1(e)に示す断面図のようなポーラスコアパイプを作製した．発泡条件は加熱
温度 730 ℃，保持時間 4.5 min とした．
スリット入りポーラスコアパイプの作製手順は，まず摩擦内面コーティングを施した試験片の表面に，ファインカッターを用いてパイプ表面にわずかに切れ込みを入れる．
これらを発泡し，機械加工によって上下を切り落とし，
高さ 20 mm のスリット入りポーラスコアパイプの圧縮試験片とする．X 線 CT 撮像時の条件は，管電圧 80 V，管電流は 30 A で行った．また，圧縮試験条件は，クロスヘッド速度 4 mm/min で行った．
3．実験結果図 2 に作製したスリット入りポーラスコアパイプの圧縮試験片の外観を示す．体積および質量より算出した気孔率は，82.5 %であった．スリット入りポーラスコアパイプの静的圧縮時の圧縮変形挙動を図 3 に示す．図 3 より，
ひずみ 0.02 の段階においては，気孔率の高い試験片上部とスリットのある試験片中央部が破壊起点となっていることが確認できる．しかし，その後の破壊はスリット部を中心として進行していく様子が確認でき，スリット部が主な破壊起点であると言える．スリットなしのポーラスコアパイプでは，破壊起点が試験片中央部や試験片下部など
様々であるが，スリット入りポーラスコアパイプでは，ほとんどの試験片においてスリット部を起点とした破壊が見られた．
また，静的圧縮試験より，スリットを入れても圧縮応力には影響がないことがわかった．以上の結果より，機械加工によってスリットを入れることにより，圧縮応力を保ったまま，破壊起点の制御が可能であることが示唆された．

4．結言・機械加工によって，スリット入りポーラスアルミニウムコア充填パイプの作製が可能であることがわかった．
・パイプ表面にスリットを入れることによって，破壊起点の制御が可能であることがわかった．
・パイプ表面にスリットを入れても，圧縮応力には影響がないことがわかった．
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．
（共同研究分野：機能性診断学分野）

－186－
－
186 －

Cu-Al 系金属間化合物／純 Al からなるネットワーク組織によるポーラス Al の圧縮特性向上
群馬大学 大学院理工学府 知能機械創製部門
森田 知朗，半谷 禎彦
1．目的
ポーラスアルミニウム（Al）は多孔質構造を有する素材であり，軽量なだけでなく緻密材にない優れた衝撃吸収性，断熱性，吸音性などを有している．そのため，自動車用部材への利用が期待されている．自動車用部材への利用に際して，衝撃吸収性を向上させるためには，圧縮特性を向上させることが重要である．しかし，純 Al 単体のポーラス Al では圧縮特性の向上に限界がある．近年，原材料に Al 合金を用いてポーラス Al を作製することにより，ポーラス Al の高強度化が図られている．しかし，Al 合金によって作製されたポーラス Al は脆性的な破壊挙動となりプラトー領域で応力値の乱れが懸念される．そこで，高強度部と高延性部からなるネットワーク組織を形成させることにより，高強度と高延性を実現したポーラス Al の作製が期待される．一方で，圧縮特性の向上には気孔形態の制御も重要である．それを実現する作製方法としてスペーサー法の一種である摩擦粉末焼結法（Friction powder
sintering process）が挙げられる．摩擦粉末焼結法は，摩擦熱を部分的に数十秒間加えることによって混合粉末を焼結させることができるため，雰囲気全体を長時間加熱する必要がない作製方法である．また，スペーサー除去時に外部熱源が不要なので省エネルギー化が実現できる．
そこで，本研究では摩擦粉末焼結法を用いて気孔率 70 %の Cu 添加ポーラス Al の作製を試みた．Al 粒子の表面に高強度な Al-Cu 金属間化合物を生成させ焼結させることにより，金属間化合物がネットワークのような組織となるため，高強度化と同時に延性的な破壊挙動を維持できることが期待される．得られたポーラス Al は X 線 CT により気孔形状を観察した．その後，静的圧縮試験によりポーラス Al の圧縮特性の評価を行った．これにより Cu 添
加が圧縮特性にどのように影響を及ぼすか調査した．
2．研究方法Al 粉末，Cu 粉末と NaCl 粉末を原材料として用いた．Cu 粉末は Al 粉末に対して 5 mass%，10 mass%あるいは 15
mass%を添加した．また比較のため，Cu 添加していないもの（0 mass%）も作製した．Fig.1 に示すように，Φ15 mmの穴を空けた厚さ 10 mm の無酸素銅の型に NaCl
体積割合 70%となるように Al 粉末と Cu 粉末，
NaCl 粉末を混ぜた混合粉末を入れた．その後，1000 rpm で回転させた超硬合金ツール（WC）を垂直方向に荷重 3000 kg で押し込み，混合粉末を焼結させた．この時，押し込み時間は 20 sec とした．
焼結後，機械加工によって焼結体を取り出し，水洗によって NaCl を除去した．また，各 Cu 添加量に対して 3 試行を行った．X 線管電圧 80 kV，X
線管電流 30 µA の条件で X 線 CT 撮像による非破壊観察を行った後，XRD による金属間化合物の同定を行った．また， SEM によって得られたポーラス Al の気孔壁観察を行った．その後，クロスヘ

－187－
－
187 －

ッド速度 1 mm/min の条件で静的圧縮試験を行った．静的圧縮試験の結果から得られた Cu 添
加ポーラス Al の圧縮特性を比較した．
3．実験結果Fig.2（a），（b）に作製した Cu 添加ポーラス
Al の外観図を示す．得られたポーラス Al は水
洗時，焼結不足による崩れは見られなかった．
Fig.2（c），（d）に得られたポーラス Al の X 線
CT 画像を示す．X 線 CT 画像から水洗により
NaCl 粒子が除去されていることが確認された．
Fig.3 に静的圧縮試験によって得られた応力
ひずみ線図を示す．応力ひずみ線図から，応力値がほぼ一定となるプラトー領域が確認された．
Al-Cu 金属間化合物が生成されることによるプ
ラトー領域での乱れも生じなかった．Cu-0
mass%の条件では延性的な曲線となり，十分な焼結状態だと考えられる．また，Cu-5 mass%，
10 mass%の条件も同様に十分な焼結状態となった．しかし，Cu-15 mass%の条件では圧縮初期において試験片底面部で崩れが生じたため，応力値が低下した．そして，ツール接触部付近
では十分に焼結しているため，ひずみ 0.4 以降
は高強度な曲線となった．したがって，試験片全体を十分に焼結させることで圧縮初期においても高強度な曲線を示すと考えられる．
4．結言
摩擦粉末焼結法により気孔率 70 %の Cu 添加ポーラス Al の作製を試みた．SEM 観察から Cu 粒子が Al 粒子間に存在し焼結していることで，Al-Cu 金属間化合物が生成され，ネットワーク組織となっていることが示唆された．
また，Cu を添加したポーラス Al は水洗時に崩れが見られず，応力ひずみ線図も純 Al のポーラス Al に比べ，高強度かつ延性的な曲線を示した．
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．
（共同研究分野：機能性診断学分野）

－188－
－
188 －

放射光を利用した異材接合継手材の攪拌組織可視化に関する研究
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
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，疲労特性の評価が不可欠である．また，疲労による破壊は接合部で生じることが多く，機器の信頼性を向上させる上でも，接合部の強度改善が重要となる．そこで著者は，A6061，A2024アルミニウム合金を用いてFSW接合材を作製し，その平面曲げ疲労特性と，ピーニング処理による疲労特性改善効果について調査を行っている (1)-(4)．最近では主としてA6061とA2024の異材FSW接合材に注目し，放射光ラミノグラフィによる攪拌組織と疲労き裂の同時可視化のほか (3)，ピーニング処理による疲労特性改善の基礎となる疲労デー
タの蓄積を行っている (4)．今年度も引き続きA6061とA2024の異材FSW接合材を対象として，基礎的な疲労特性の取得と，それぞれの共材FSW接合材の疲労特性との比較を行った．
2. 実験方法
2.1 供試材および疲労試験片
供試材は，市販のAl-Mg-Si系アルミニウム合金A6061（T6処理材）と，Al-Cu系アルミニウム合金A2024
である．A2024には化学成分，機械的性質が同等のT351材とT3材があり，T351材は異材継手に，T3材は共材継手にそれぞれ使用した．FSW継手材の作製には，汎用のフライス盤を使用した．接合条件は主軸回転数1400rpm，前進角3°を共通とし，異材継手およびA2024共材継手では送り速度61mm/minに，A6061共材継
手では送り速度を41mm/minとした．異材継手では前進側にA2024-T351材，後進側にA6061-T6材を配置し，長さ3mm，M4の逆ねじの切られたプローブを有するショルダーφ12mmのツールを用いて作製した．また，共材継手の作製にはA6061-T6材，A2024-T3材についてそれぞれφ10mmおよびφ12mmのショルダー径のツールを用いた．ツールの摩耗を防止するため，プラズマ窒化処理による表面処理を施した．それぞれのFSW
継手から，接合中心が疲労試験片の中央となるように，図1の形状にワイヤ放電加工により採取した．その後，ツール走査痕をフライスによって除去し，エメリ研磨およびバフ研磨によって鏡面仕上げとした．
2.2 疲労試験条件
疲労試験には図2に示す平面曲げ疲労試験機(東京衡機 PBF30X)を用いた．試験条件は変位制御，繰り返し速度23.3Hz，応力比R=-1，室温大気中とした．以下，A6061，A2024母材をBM-A6061，BM-A2024，FSW継手材をそれぞれFSW-A6061，FSW-A2024，FSW-A6061/A2024と称する．
3. 実験結果および考察
3.1 疲労試験結果得られた S-N 曲線を図 3 に示す．比較のため，母材の疲労試験結果も記載した．FSW 材の有限寿命特性に注目す
ると，応力振幅 180MPa おける疲労寿命は全継手材の中で FSW-A2024 が最長となった．また，FSW-A6061 は FSW-A2024に比べ，疲労寿命が 10 倍程度短寿命化し，FSW-A6061/A2024 は FSW-A2024 に従った．続いて，107 回疲労強度（疲労限度）に注目すると，BM-A6061 が約 130MPa，BM-A2024 が約 180MPa であるのに対し，各継手材の疲労限度は
FSW-A6061 が約 120MPa，FSW-A2024 が約 130MPa，FSW-A6061/A2024 が約 125MPa となった．母材に比べ FSW-A2024 では 50MPa の疲労限度低下となったが，FSW-A6061 ではわずか 10MPa の低下であった．
3.2 き裂発生位置と組織硬さ
接合時に生じる熱影響を把握するため，継手材の硬さ分布を調査した．図4に裏面近傍における断面の硬さ分布を示す．図における0の位置が接合中心であり，-側が前進側，＋側が後進側となっている．図より，継手の種類
Welding center
Advancing side

A2024-T351

図1

Retreating side
A6061-T6

疲労試験片形状

図2

－189－
－
189 －

平面曲げ疲労試験機

によらず接合部の軟化が確認された．硬さの最弱部と試験片破断位置との相関性について調査を行ったところ，
FSW-A6061，FSW-A2024 では破壊位置と硬さの最弱部が一致した．しかし，FSW-A6061/A2024 では両者が一致しなかった．FSW-A6061/A2024 の接合部全体の組織観察結果を図 5 に示す．図中の赤枠で示した(a)が硬さの最弱部(SZ)，(b)が破壊位置(TMAZ)である．破壊位置は A6061 側で，結晶粒の微細域から粗大域となる遷移域となっており．組織学的因子と組織硬さがき裂発生に影響をおよぼしたと考えられる．
3.3 き裂進展挙動
FSW-A6061/A2024 のき裂進展挙動を調査するため，レプリカ法によるき裂の観察を行った．き裂発生起点を限定するため，φ0.3mm，深さ 0.3mm のドリル穴を破壊位置付近に付与した．負荷応力は 180MPa で統一した．得られた
FSW-A6061/A2024 のき裂進展速度は FSW-A6061 とほぼ一致した．
表面き裂進展速度とき裂半長の関係を図 6 に示す．
この理由は，破壊位置の調査結果に基づいてドリル穴を A6061 側に付与したため，き裂が A6061 を進展したためと考えられる．しかし，疲労試験によって得られた図 3 の S-N 特性では，FSW-A6061/A2024 の疲労寿命が FSW-A2024に従っていた．FSW-A6061 に比較して疲労寿命が長寿命化した理由は，き裂の発生から 0.3mm までの微小き裂進展
寿命が遅延したためと考えられる．
4. 結論(1) 107回疲労強度を疲労限度とすると，FSW-A6061が約120MPa，FSW-A2024が約130MPa，FSW-A6061/A2024
が約125MPaとなった．
(2) FSW-A6061とFSW-A2024は，硬さの最弱部と一致した．しかし，FSW-A6061/A2024は硬さの最弱部と一致しなかった．
(3) FSW-A6061/A2024のき裂進展曲線はFSW-A6061と同等となったが，疲労寿命はFSW-A2024と同等となった．このことから，き裂の発生から0.3mmまでの微小き裂進展特性が，疲労寿命に多大な影響を及ぼすことが示唆された．
参考文献(1) 政木清孝：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,(2013)182-183.
(2) 政木清孝,西銘一貴,佐野雄二,梶原堅太郎:日本機械学会2013年度年次大会講演論文集，No.13-1,(2013) G031032.
(3) 政木清孝：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,(2014)168-169.
(4) 政木清孝：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,(2015)175-176.
160

BM-A6061
BM-A2024
FSW-A6061
FSW-A2024
FSW-A6061/A2024

250

120

200

100

150
100

BM-A2024

140

Vickers Hardness [HV]Stress amplitude a [MPa]

300

104

105

106

107

BM-A6061

80
60

FSW-A6061
FSW-A2024
FSW-A6061/A2024-10 Advancing side 0

108

Number of cycles to failure Nf [cycle]

図3

Retreating side

10

Distance from weld center [mm]

疲労試験結果図4

接合部の硬さ分布（裏側）Crack propagation rate da/dN[mm/cycle]

A6061 side

A2024 side

10-3

(a)
Weakest(b)

1mm

Fracture position

10-4
10-5

30µm

100µ

(a)攪拌部(SZ)(b)起点部
図5 組織観察結果(FSW-A6061/A2024)

－190－
－
190 －

10-6

BM-A6061
BM-A2024
FSW-A6061
FSW-A2024
FSW-A6061/A2024

0

2
4
6
Half crack length a[mm]図6 表面き裂進展速度（共同研究分野：機能性診断学分野）

摩擦攪拌接合による A7075 および A7075/AZ31 の接合条件の検討と接合体の機械的特性評価
龍谷大学 理工学部
森 正和
1. 目的
摩擦撹拌接合(FSW)は，摩擦熱と塑性流動を利用した接合技術である．しかし，軽金属製厚板の接合部材の機械的特性を評価した報告は，見当たらない．そこで本研究では，A5052 製厚板の接合実験を行い，その機械的特性評価を行った．
2. 実験方法
接合実験は FSW 装置にて実施した．使用ツールは，超硬合金ツール(ショルダー径15 mm，プローブ径6 mm，プローブ長 3.8 mm)である．供試材料は，A5052-O と A5052-H34 の平板とし，いずれも厚さ 5 mm とした．接合条
件は，回転数 500，1000，1500 rpm，接合速度 100，800，1500 mm/min，侵入深さは 3.8 mm 一定とした．そして，組織観察は金属顕微鏡にて，引張試験は万能試験機にて行った．
3. 実験結果及び考察
3.1 接合実験
各種接合条件における A5052-O，A5052-H34 接合実験の結果を表 1，2 に示す．実験した全条件で接合はされたものの目視で判別可能な欠陥の存在を確認できた場合を接合不良（記号×）としている．いずれの材料ともに，良好な接合（記号○）のためには，接合速度を増加させると，それに応じて回転数も増加させる必要があることがわかる.
表 1 A5052-O 材の接合実験結果

接合速度（mm/min.）＼回転数（rpm）
100
800
1500

500

1000

1500

○
×
×

○
○
×

○
○
○

500

1000

1500

○
×
×

○
×
×

○
○
○

表 2 A5052-H34 材の接合実験結果

接合速度（mm/min.）＼回転数（rpm）
100
800
1500

3.2 断面の観察
1000 rpm,100 mm/min.の条件での接合部断面（A-A）写真を図 1 に示す．いずれの材料ともに，接合部底部に，目視では判別できなかった欠陥(キッシング・ボンド)が発生していることがわかった．
3.3 引張試験
A5052-O 材で，キッシング・ボンド部を除去する前(厚さ 5 mm)と，除去した後(厚さ 3 mm)の試験結果の比較を

－191－
－
191 －

図 2 に示す．キッシング・ボンド部を除去すれば，母材同等の引張強度(195 MPa)があることがわかった．だたし，除去前の引張強度は，除去前よりも 20％ほど低かった．

A

接合方向

A

(a)

(b)
キッシング・
キッシング・ボンド

キッシング・
キッシング・ボンド

0.1mm

0.1mm

(a) A5052-O(b) A5052-H34
図 1 接合部断面の金属顕微鏡観察結果

除去前
除去前

除去後
除去後

図 2 引張試験結果
4. 結言
A5052 材の接合部のキッシング・ボンドを取り除けば,母材同等の引張強度を有することが明らかになった．
参考文献 省略（共同研究分野：機能性診断学分野）

－192－
－
192 －

非鉄金属の摩擦撹拌接合（ＦＳＷ）継手の機能評価（マグネシウム合金摩擦撹拌部の機能評価）
茨城県工業技術センター 先端材料部門
行武栄太郎
１．目的

近年，軽金属材料であるマグネシウム合金に関する研究が多く推進されているが，その背景には，輸送機器をはじめとする軽量化を急務としている製品開発がある。しかし，マグネシウム合
金は発火の危険性があるとの観点から，その用途が限定的である。そこで，カルシウムを添加し燃焼しにくくした難燃性マグネシウム合金 1)が開発された。この合金に関しては全国的に種々の技術開発が進んでいる。特に接合技術分野では，溶接時の発火を抑制でるため溶融接合（TIG，MIG）に関しての研究が活発に議論されている。また，固相接合（摩擦圧接合，摩擦撹拌接合）についても同様に多くの研究開発が進んでいるが，難燃性マグネシウム合金における摩擦撹拌接合に関する研究報告はまだ少ない。
本評価では，難燃性マグネシウム合金の輸送機器等の軽量化を必要とする構造物への適応を検討するため，難燃性，機械的強度に優れる市販材の AZX612 難燃性マグネシウム合金押出材を用いて摩擦撹拌接合部の機械的特性を評価することを目的とした。本報告では温間での撹拌部中心
SZ（Stir Zone）の機械的特性について報告する。
２．研究方法摩擦撹拌接合条件は，接合速度：10mm/s，ツール回転数： 1000rpm とした。これは，過去の評価において再現性が高く，安定した継手強度（約 230MPa）を示した条件である。接合供試
材には板厚 3mm，板幅 70mm，長さ 1000mm の難燃性マグネシウム合金(AZX612)押出まま材（三協マテリアル製）を長さ 200mm に切断し用いた。押出方向と平行に突き合せ接合し長さ200mm，板幅 140mm の接合試験片を作製した。突き合せ面は押出ままの状態とする。接合ツー
ル（材質：SKD61）はショルダー径φ12mm，ショルダー角 4°，プローブ長さ 2.8mm（材質：
SCM），M6 の右ねじを用いた。前進角 3°で接合長さ（ツール移動距離）180mm とし大気雰囲
気で接合した。プローブ先端はバックプレートから 0.1mm の距離を維持するよう位置制御し，ツール挿入後 5s 保持し接合を開始した。バックプレートには厚さ 30mm，幅 130mm，長さ 400mmの SS400 プレートを用いた。接合開始時の接合ツール温度は室温とし，連続して接合する場合は，十分冷却（323K 以下）して接合した。
図.1 に試験片採取後の接合試験片を示す。摩擦撹拌部中心 SZ（Stir Zone）の機械的特性を評価には，SZ より平行部幅 2mm，平行部長さ4mm，平行部厚さ 3mm のマイクロ試験片をワイヤー加工で採取し，試験片両面を耐水研磨紙
で各 0.5mm 研磨し厚さ 2mm の試験片を作製して評価した。この試験片形状は引張試験片平行摩擦撹拌部（SZ）

部幅がプローブ径より小さく，平行部全体が SZとなる。SZ の評価では初期歪速度を 1×10-3 として試験温度を室温～473K の温度範囲で接合部の温度依存性について評価した。比較材とし

－193－
－
193 －

図.1 マイクロ試験片（AZX612）

て同形状のマイクロ試験片を AZX612 母材より採取し同様に評価した。また，難燃材として添加されているカルシウムの影響を検討するため，一般的な AZ61 押出まま材（板厚 3mm，板幅 70mm，
長さ 200mm：三協マテリアル社製）を用いて同様な条件にて摩擦撹拌接合した接合体を比較材とした。なお，SZ のマイクロ試験片は接合方向と平行および垂直方向よりそれぞれ採取した。各試験片は接合開始位置より 50mm 進んだ箇所より採取した。母材は押出方向と平行方向および垂直方向から採取した。
３．結果
マイクロ試験片を用いて SZ の温度依存性について評価した。SZ では試験温度の上昇に伴い耐力，引張強さが低下する。473K では耐力と引張強さの差が小さく，加工硬化しない傾向が母材，SZ 共に観察され動的な再結晶が起因していると考えられる。また，母材と SZ では
423K 以上において SZ が高い耐力，引張強さを示した（図.2）。これは，SZ が温間域（423K 以上）では強度が高いこと示している。比較材である AZ61 と AZX612
では SZ において，耐力，引張強さともに大きな差はな
く，試験温度上昇と共に強度が低下することが確認されたが，母材に比べ，その低下率は小さい（強度が低下しにくい）ことが確認された。
これら温間での変形メカニズムを検討するため，SZ を結晶組織観察した結果を図.3 に示す。摩擦撹拌接合部では結晶粒が大きなせん断変形及び動的な再結晶により微図.2 AZX612 温間変形（引張強さ）

細化されていることが確認できた。また，難燃性マグネ
シウム合金中に観察される Al と Ca の晶出物も微細に粉砕され母相中に均一に分散されている。これら微細な結晶組織が起因して摩擦撹拌部の硬さ分布は母材より高い値を示す。したがって，これら晶出物の微細粉砕分散が室温での硬さ向上及び，温間での結晶粒の粒成長を抑制（ピン止め効果）させている一要因と考えられる。よって，難燃性マグネシウム合金 AZX612 の温間引張試験中の SZ は結晶粒の成長が抑制され，母材に比べ強度低下が小さく，変形量も小さくなると考えられる。

図.3 摩擦撹拌部 SZ（AZX612）

４．結論
・接合部も母材と同様に試験温度が上昇すると耐力，引張強さの低下が確認された。
・難燃性マグネシウム合金の摩擦撹拌接合部（SZ）の変形温度による耐力，強度低下率は母材に比べ小さい。
・摩擦撹拌接合部では結晶粒が微細化せれ，硬い晶出物も微細均一に分散されていることで，温間での耐力，強度低下が抑制されていると考えられる。
（共同研究分野:機能性診断学分野）

－194－
－
194 －

ベイナイト組織における脆性破壊発生過程の素過程解明
東京大学大学院工学系研究科システム創成学専攻
浅子翔平／川畑友弥
1. 目的
ベイナイト組織は鋼の化学成分や変態前のオーステナイト結晶粒サイズ、冷却速度、変態温度域などの要因によって様々なミクロ組織を形成する複雑な材料である[1]．中でも未再結晶域にて大きな加工量を確保した TMCP を適用したベイナイトは靭性が良好であることが知られており、幅広い分野に積極的に適用されている．しかしながら、その靭性改善のメカニズムは詳細に解明されたとは言えない．ベイナイト組織は溶接熱影響部においても極めて重要なミクロ組織であるため、脆性破壊発生メカニズムの解明が求められている．鉄鋼材料の脆性破壊メカニズムの解明または、脆性破壊発生に対する抵抗値(靭性値)を評価・予測する研究は、従来から数多く行われてきたが[2]、定量的に脆性破壊限界条件を導出することができていないなどの解決すべき課題が多く残されており、これらを解決するには脆性破壊がどのようなマイクロメカニズムによって発生しているのかを確かめる必要がある．よって本研究では、脆性破壊がどのような機構によって発生するのかを実用鋼を模擬して作成したベイナイト鋼を用いて解明することを目的とし、脆性破壊の発生過程をその場的に観察できる実験系を考案し、実験を行った．
2. 研究方法① 供試材
供試材(Table. 1)を Thermecmaster-Z(富士電波工業)を使用し、未再結晶域である 700℃で強加工することにより試験片材料に加工した．加工前後の試験片形状および観察断面を Fig. 1 に、試験片に与えた熱履歴を Fig. 2 に示す．
Table.1 Chemical composition
Mark
X

C

Si

Mn

0.07 0.23 1.54

OthersNi,Mo,Ti,Nb,Al② 微小三点曲げ試験
Fig. 2 に示す熱履歴を与えた試験片から、Fig. 3 に示すような三Fig. 1 Specimen for observation

点曲げ用ノッチ入り微小試験片を取り出し、-196℃の状況下で 3
点曲げにより脆性破壊を発生させ、破面を観察し、脆性破壊における起点と思われる部位の脆性破面単位を計測した．

③ 特殊圧縮試験片
脆性破壊発生機構を直接的に観察できるよう、試験片形状に工夫をし、圧縮載荷と観察を行った．微小試験片はアーチ構造をしており(Fig. 4)、
その試験片を微小圧縮ステージ(Fig. 5)に搭載し、右側の大きいネジを回すことでステージ間距離を縮める形で圧縮載荷することができる．ネジ 1

Fig. 2 History ofthermomechanical treatment

回転ごとにステージは 300 ㎛ずつ縮まるため、載荷の各段階で状態を保持し、研磨した頂点部分を SEM もしくは EBSD 観察をする．

Fig. 4 Small special compression test
Fig. 3 Small tensile test specimen

specimen

－195－
－
195 －

3. 研究結果① 試験片組織観察
圧縮方向の断面において、結晶方位差が 15 度以内の隣接粒を同一結晶とみなし、EBSD 像から結晶粒径の分布図を得た(Fig.6)．結晶粒径は主に数 µ～30µm ほどの領域に分布してFig. 5 Small compression test machine

いることがわかった．

② 破面観察三点曲げ試験の後に脆性破壊の起点となった点を SEM によって観察し、破面単位を計測した(Table. 2)．Fig. 5 に示した有効結晶粒径の分布
図及び、Table. 2 に示された、破壊起点の破面単位の円相当径の値から、脆性破壊が比較的大きい結晶粒に隣接する MA 付近において発生する可能性が高いことが示唆された．
Fig. 6 Effective grain size distribution

Table.2 Fracture facet size-area of each types
X
each

Av.

Equivalent circle

25.8

20.7

diameter [μm]

40.0

31.8

26.3

③ 特殊圧縮試験
特殊圧縮試験片を、特殊ステージを用いて-196℃で圧縮載荷を行い、途中で取り出し SEM 観察を試みた(Fig.
7)． MA 組織と母相フェライトとの界面乖離が観察され、載荷レベルに応じてその数が増える様子が観察できた．しかしながら、旧オーステナイト粒界との位置の関係性等は不透明なままであった．
microcracks

Fig. 7 Fixed-position observation of microstructure during loading

4. 結論① 三点曲げ試験と破面観察及び、組織の観察から、比較的大きい結晶粒に隣接する MA が脆性破壊の起点となる可能性が示唆された．

② 微小特殊圧縮試験片を用いて、-196℃で圧縮荷重を加えながら段階的に SEM 観察を行うことで、MA 周辺の剥離と考えられるマイクロクラックの形成が確認できた．その数は載荷段階によって増加した．しかしながら、
MA 自身の割れは発見できなかった．つまり、マイクロクラックは MA とマトリックスの剥離によることが示唆される。また、旧オーステナイト粒界等、粒界との位置との関係性等は抽出することができなかった．

5. 参考文献[1] 谷野満,鈴木茂 著, 鉄鋼材料の科学, 内田老鶴圃
[2]J.H.Chen, R. Cao, Micromechanism of Cleavage Fracture of Metals, 2015
（共同研究分野：接合構造化評価学分野）

－196－
－
196 －

サブサイズ試験片による火災を受けた橋梁部材の靭性評価
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．緒言
インフラ構造物である鋼橋が火災被害を受けた場合，消火活動，交通遮断を経て損傷の状況を迅速に判断し，交通網を早期復旧させることが要請される 1)．火災による熱影響が鋼橋の安全性に及ぼす影響を検証するため，被災部位から試験片を採取し，材料試験を実施する場合があるが，被災部位から採取できる試験片
寸法は制限される．可能な限り小型の試験片あるいは標準規格を満たさない試験片を用いた場合，その試験結果を適切に評価・判断する必要がある．本研究では，橋梁の火災を想定した熱履歴を付与した鋼材を対象として，厚さの異なる試験片を用いシャルピー衝撃試験を実施した．シャルピー吸収エネルギーに及ぼす寸法効果を確認し，小型試験片を用いた吸収エネルギーの評価手法について検討した．
２．供試鋼材および熱履歴の付与
供試鋼材は 1958 年に建設された鋼橋のフランジから採取した SM41B である．供試鋼材の化学成分および機械的性質（常温時）を表-1 に示す．橋梁の火災および消火活動による熱履歴 2)を想定して，電気炉を用いて供試鋼材を 900℃に加熱，約 1 時間保持した後に水冷した．加熱・冷却しない鋼材（B 材と称す）と，加熱・冷却した鋼材（F 材と称す）から厚さの異なるシャルピー衝撃試験片（標準試験片：10mm，サブサイズ：7.5mm
および 5mm）を採取した．なお，供試鋼材と試験片の厚さ中心が一致するように試験片を採取した．
３．実験
厚さの異なる試験片を用いて標準試験片と同じ単位面積あたりの吸収エネルギーを得るための温度シフト
量 ΔT について，Wallin3)は以下の式を提案している．
ΔT = 51.4 ln (2 (B/10)1/4 - 1)

(1)

ここで，B は試験片厚さ（mm）である．本実験で使用した厚さの異なる試験片に対し，厚さ 10mm の標準試
験片の試験温度を 0℃とした場合，厚さ 7.5mm および5mm の試験片の試験温度は式(1)よりそれぞれ-8℃，-20℃となる．各試験片に対し，表-2 に示す試験温度でシャルピー衝撃試験を実施した結果を図-1（B 材）および
図-2（F 材）に示す．
加熱・冷却の有無による吸収エネルギーの変化に注目すると，試験温度 0℃および-8℃における標準試験片および厚さ 7.5mm の試験片の吸収エネルギーは加熱・冷却によりそれぞれ約 50%低下した．試験温度-20℃における厚さ 5mm の試験片では，加熱・冷却しなくとも吸収エ
ネルギーが低かったため，加熱・冷却による吸収エネル
ギーの変化は小さかった．

－197－
－
197 －

表-1

供試鋼材の化学組成および機械的性質

Chemical compositions (Mass %)
Si
Mn
P
S
0.051
1.358
0.140
0.020
Mechanical properties
Yield stressTensile strength
Elongation
(MPa)
(MPa)
(%)
265
427
22

C
0.198

表-2

各試験片の試験温度

Specimenthickness
B (mm)
10
7.5
5

Test
temperature
T (℃)
0
0
-8
0
-20

B (mm)
10

7.5
5

図-1

B (mm)

T (℃)

10

0
0
-8
0
-20

7.5
5

B 材のシャルピー衝撃試験結果

図-2

T (℃)
0
0
-8
0
-20

F 材のシャルピー衝撃試験結果

同一試験温度（0℃）では，試験片が薄くなるほど単位面積当たりの吸収エネルギーが高くなるが，試験温度シフト量を考慮し比較すると，B 材では厚さに関係なく単位面積あたりの吸収エネルギーはほぼ同じとなった．F 材については，厚さ 10mm の標準試験片と厚さ 7.5mm の試験片の単位面積あたりの吸収エネルギーはほぼ同じであったが，厚さ 5mm の試験片のみ，単位面積あたりの吸収エネルギーがやや高くなった．加熱・冷却により硬化・脆化した鋼材は熱履歴を付与しない鋼材の場合と試験片厚さに応じた試験温度シフト量が異なる可能性を結果は示唆している．
４．結言
橋梁の火災を想定した熱履歴を付与した鋼材を対象として，厚さの異なる試験片を用いたシャルピー衝撃試験を実施した．得られた主な知見を以下に示す．
(1) 同一試験温度（0℃）では，試験片が薄くなるほど単位面積当たりの吸収エネルギーが高くなったが，Wallinの式を用いて試験片厚さに応じて試験温度をシフトさせることで，熱履歴を付与しない試験片では厚さに関係なく単位面積あたりの吸収エネルギーはほぼ同じとなった．
(2) 熱履歴（900℃から水冷）を付与した試験片では，厚さ 7.5mm の試験片においては試験温度シフトにより単位面積あたりの吸収エネルギーが厚さ 10mm の標準試験片とほぼ同じとなった．厚さ 5mm の試験片では，試験温度をシフトしても単位面積あたりの吸収エネルギーが標準試験片よりも高かった．
(3) 加熱・冷却により硬化・脆化した鋼材は熱履歴を付与しない鋼材の場合と試験片厚さに応じた試験温度
シフト量が異なる可能性を結果は示唆していた．
参考文献
1) 土木学会鋼構造委員会，火災を受けた鋼橋の診断補修技術に関する研究小委員会：火災を受けた鋼橋の診断補修ガイドライン，土木学会鋼構造シリーズ 24，2015.7.
2) 廣畑幹人，北根安雄，伊藤義人：鋼橋の火災を想定した加熱および冷却過程が構造用鋼の溶接継手特性に及ぼす影響，鋼構造論文集，第 21 巻第 84 号，pp.67-78，2014.12.
3) Wallin, K.: Methodology for selecting Charpy toughness criteria for thin high strength steels, Part 1 – determining
the fracture toughness. Report from Working Group 4013/89, Jernkontorets Forskning, 1994.
（共同研究分野：接合構造化評価学分野）

－198－
－
198 －

複合材料の熱物性評価
国立研究開発法人

産業技術総合研究所 物質計測標準研究部門
阿子島 めぐみ

１．研究の背景
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、粒子と繊維を混合した材料などがある。
近年では、エネルギー問題を背景に複合材とすることで機能を向上させた材料の開発が進んでいる。例えば、
軽量かつ電気的絶縁性があるが低熱伝導である高分子材料はセラミックスや金属のフィラーを分散させることで熱伝導性を向上させたり、繊維やスポンジの断熱材を高分子フィルムやアルミ箔等でラミネートして内部を真空にすることで断熱性能を向上させたり、熱伝導率が良くない気体を閉気孔に閉じ込めることで発泡材の低熱伝導化が実現されたりしている。本研究では、ナノ粒子を用いた複合断熱材に注目し、その熱伝導特性の評価を実施した。
断熱材の熱伝導率は、定常法により測定されることが多い。定常法は比較的低熱伝導率で密度が低い材料の熱伝導率測定において実績があり[1]、JIS や ISO も制定されている。定常法では、一般には大型の試料を用い、その平均的な特性が評価されるため、複合材料のマクロな評価への適応が期待される。一方で、必要とする試料が大きく、測定時間が長いため、評価にコストや時間を要し、材料開発へのフィードバックが非効率的な面もある。対照的に、密度が比較的高く緻密で比較的高熱伝導率の固体材料は、フラッシュ法[2]による熱拡散率、DSC 法による比熱容量、質量と寸法から求めたかさ密度をそれぞれ求め、これらの積として熱伝導率を算出する場合が多い。元来、フラッシュ法による断熱材の評価例は少ない。また、試料が小さい
ことおよび非定常な測定であることから複合材料のマクロな評価に対しての有効性は現在議論がなされているところである。しかし、フラッシュ法は、短時間かつ非接触で熱拡散率を測定できる利点があり、この方法を断熱材の評価に用いることができれば、材料開発の効率の向上が期待できる。これまで、我々はフラッシュ法を用いたシリカナノ粒子とガラス繊維の複合断熱材の熱伝導特性の評価に取り組み[3]、評価が可能であるという手応えを得てきた。今年度は、昨年に引き続き親水性シリカ粒子・ガラス繊維・SiC 粉末からなる試料のフラッシュ法による熱拡散率測定の妥当性に関する検討と及びシリカ粒子の組成比を変えた試料の測定を実施した。この報告書では、前者について報告する。

図１ 熱拡散率測定用試料

Normalized temperature rise / arb. units

２．研究方法
熱拡散率測定は産総研で実施した。フラッシュ法の測定装置の概要及び測定条件等は下記の通りである。
・パルス加熱光源：Nd;YAG レーザ（波長 1064 nm、パルス幅 半値時間で約 300μs）
・試料裏面の温度変化観測：赤外放射計（中心波長 4.8 μm）
・測定条件：室温・空気中
・温度上昇曲線の解析方法：Cape & Lehman の式[4,5]及び等面積法[6]によるカーブフィッティング
・パルス加熱強度は１条件で 3 回繰返し測定の平均値を測定結果とした。
図１は、フラッシュ法による熱拡散率測定に用いた親水性シリカ粒子・ガラス繊維・SiC 粉末からなる試料の写真である。試料サイズ・形状は、直径 10mm 厚さ 2.304 mm の円板であった。これらは、原料粉をMechanical Processing で混合後に加圧成形して作製した複合材料の板材から打ち抜いて用意した。試料は接合
科学研究所で合成し、熱拡散率の測定は産総研において行った。
1.0
測定データ
Cape & Lehmanの式
指数関数 exp(- x/c)

0.8
0.6
0.4
0.2
0.0
-10

0

10

20

30

40

50

Time / s

図２観測された温度上昇曲線

－199－
－
199 －

60

試料は図１のように灰色であり、フラッシュ法の測定で用いる近赤外～赤外波長の光の吸収性と非透光性が不十分であったことから、測定に際しては表面全体にカーボンスプレー（日本船舶工具有限会社製、Dry
Graphite Film Lubricant）を塗布した。この試料は熱拡散率が極めて低いため、試料よりも熱拡散率が高いカーボンスプレー塗布層の測定結果への影響を無視することができる。試料の厚さは、カーボンスプレーを塗布する前にリニアゲージで 1 試料あたり 5 点測定した平均値を用いた。
３．研究結果および考察
図２に、昨年度から測定を行っている親水性シリカナノ粒子、ガラス繊維、SiC 粉末からなる試料で観測された温度上昇曲線を示す。温度上昇曲線は、S/N 比が良好であり、熱損失を考慮した解析解である Cape &Lehman の式（図中の実線）とも全体的に良い一致を示した。この温度上昇曲線からは、熱拡散率はハーフタ
イム法の場合 1.99×10-7 m2/s、熱損失を考慮した Cape & Lehman の式の場合 1.30×10-7 m2/s と結果を得た。
理想的な条件下（ハーフタイム法）では、試料裏面の温度はパルス加熱後に上昇して規格化された上昇は1.0 で一定となる。しかし、この温度上昇曲線は、約 8 s の付近で最大値（理想条件下の約 1/2 の温度上昇）を示した後に指数関数的に低下しており、熱損失の影響が極めて大きい。熱損失効果を無視してこの最大値に対してハーフタイム法で求めた熱拡散率は過大評価になることが知られている。熱損失の原因は、輻射と伝熱（試料－試料ホルダ間、試料－周辺空気間）が考えられる。特に、低熱伝導試料による長時間測定と空気中での多孔質（中に空気を含む）試料の測定であることから、試料と周辺空気の間での伝熱による熱損失が支配的であろうと推測する。Cape & Lehman の式は輻射熱損失を仮定しているため、この温度上昇曲線への適用は厳密には相応しくない。そこで、JIS R 1611:2010[6]を参考に、熱損失の補正係数を冷却の時定数か
ら求めて熱拡散率の算出を試行した。JIS R 1611 の式(1)より
 0.1388  kbc km

d2
t1 / 2(1)

ここで、kbc は黒化処理に対する補正係数でありこの測定では無視できるので kbc=1、km は測定条件に伴う補正係数でここでは km=krhl（krhl は熱損失補正係数）とした。d [m] は試料厚さ、t1/2 [s]はハーフタイムである。
図２の破線 exp(-t/c)を適合させて冷却の時定数c [s]が 14.82 s と得られ、JIS R 1611 附属書 B の式(B.4)より補正係数 krh は、
2

3

4

t 
t 
t 
t 
krhl 1.00  2.79   1 / 2   9.86   1 / 2   23.22   1 / 2   20.21   1 / 2  =0.635




 c 
 c 
 c 
 c 

(2)

式(1)(2)より、冷却の時定数から求めた熱損失補正を行った場合の熱拡散率は 1.27×10-7 m2/s と算出された。
また、Cape & Lehman の式同様に主に輻射による熱損失を考慮した補正として、JIS R 1611 附属書 B の式(B.6)
から補正係数を求めた場合には、熱拡散率は 1.44×10-7 m2/s と算出された。
補正係数を用いた熱損失補正の結果は Cape & Lehman の式を適用して得た結果と同程度となった。よって、
輻射熱損失を仮定した補正式の伝熱熱損失を含む実験データへの適用は、実用的には有効であると言える。
４．結論
シリカナノ粒子とガラス繊維の複合断熱材の熱拡散率測定をフラッシュ法により行った。観測された温度上昇曲線についてより詳細に検討をし、断熱材のフラッシュ法による評価では熱損失補正が不可欠であり、従来の補正方法の有効性を確認した。今後はシリカナノ粒子の親水性・疎水性の混合比を変えた試料などの測定を進める予定であり、この結果を役立てたい。
５．参考文献[1] JIS 1412-1:1999” 熱絶縁材の熱抵抗及び熱伝導率の測定方法―第１部：保護熱板法（GHP 法）”(1999).
[2] W. J. Parker, R. J. Jenkins, C. P. Butler, and G. L. Abbott, J. Appl. Phys., 32 (1961) 1679.
[3] T. W. Lian, A. Kondo, M. Akoshima, H. Abe, T. Ohmura, W. H. Tuan, M. Naito, Advanced Powder Technology，Advanced Powder Technology, (2016) doi:10.1016/j.apt.2016.01.008.
[4] J. A. Cape and G. W. Lehman, J. Appl. Phys., 34-7 (1963) 1913.
[5] D. Josell, J. Warren, A. Cezairliyan, J. Appl. Phys., 78-11 (1995) 6867.
[6] JIS R 1611:2010 “ファインセラミックスのフラッシュ法による熱拡散率・比熱容量・熱伝導率の測定方法”(2010).

(共同研究分野: スマートコーティングプロセス学分野)

－200－
－
200 －

多孔質材料の熱物性評価（国研）産業技術総合研究所

物質計測標準研究部門
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（以下比熱）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、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、低熱伝導率を有する材料開発が注目されており、その評価法に関する議論が進められている。そのひとつとして、熱拡散率、比熱、かさ密度から熱伝導率を求める方法について検討がなされている。そこで今年度は、昨年度に引き続き、示差走査熱量法（Differential Scanning Calorimetry :以下 DSC法）を用いて、低熱伝導率材料であるガラス繊維/フュームドシリカ複合多孔体の比熱評価を実施した。
2.

測定試料および測定方法
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、基準物質と測定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、簡便に測定試料の比熱を求めることができる比較測定法である。
測定プログラムは、JIS R1672[1]に従い、等温過程→等速昇温過程→等温過程で構成される。今回は 300～500
K の温度点において、等温過程 10 分、等速昇温速度 10 又は 20 K / min として測定を行った。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、測定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 ① 空容器、② 容器＋基準物質、③ 容器＋測定試料、をセットした 3 測定を同条件で行う。ベースラインの補正後、測定② から測定① の熱流値を差し引くことにより基準物質の熱流値を求め、測定③ から測定① の熱流値を差し引くことにより、測定試料の熱流束を求める。この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、測定試料の質量を用いて比熱を得る。測定試料は、シリカナノ粒子とガラス繊維に SiC 粉体を添加した複合材料であり、接合科学研究所において開発された。シリカナノ粒子については、親水性（Aerosil 300、比表面積：300 m2/g、粒子径：10 nm）と疎水性（Aerosil R812、比表面積：250 m2/g、粒子径：12 nm）の 2 種類を用いた試料を用意し、それぞれTable 1 測定試料情報
シリカ

試料 A

試料 B

試料 C

試料 D

試料 E

Aerosil 300

Aerosil R812

Aerosil 300

Aerosil R812

Aerosil 300 : Aerosil R812 = 1 : 1

10 μm×3 mmL

ガラス繊維
SiC 粉体粒子径 3.3 μm

なし

混合比

シリカ：ガラス繊維：SiC = 60：20：20

シリカ：ガラス繊維 = 75 ： 25

熱流
/ mW

容器＋基準物質

容器＋試料

Fig. 1 試料形状
（直径 5mm、厚さ 1.5mm）

空容器
時間 / 分

Fig. 2

－201－
－
201 －

DSC 曲線例

試料 A、試料 B とした。さらに、SiC 粉体の含有効果を調べるため、SiC 粉体を添加しない試料を 3 種類用意
し、それぞれ試料 C、試料 D、試料 E とした。Table 1 に測定試料の詳細を示す。5 種類の試料は、Fig.1 に示
すように、直径 5 mm×厚さ 1 mm の円板状に加工され、アルミニウム製の測定容器に封じた。基準物質としては、熱容量標準物質 NIST SRM720（合成サファイア）にトレーサブルなαアルミナを使用した。Fig. 2 に測定時におけるベースラインの補正前の DSC 曲線例を示す。3 測定共にシグナルは安定しており、良好であ
った。
3.

測定結果
試料 A、B の測定結果を Fig. 3 に示す。試料毎 5 回測定を行い、その平均値をプロットした。図中のエラーバーは、試料 A における測定の相対拡張不確かさ (k = 2) を示しており、試料 B の平均値は試料 A の不確
かさの範囲内であった。前回の報告 [2] では、試料 A と B の比熱値の差について議論できていなかったが、今回の不確かさの評価により、両者の比熱値には有意な差がないことが明らかとなった。
Fig. 4 に、試料 A の平均値を基準としてプロットした、試料 C、D、E の測定結果を示す。試料 A の相対拡
張不確かさと比較すると、試料 C の測定値は概ね不確かさの範囲内であったが、試料 D、E は不確かさの範
囲には入らない結果となった。
1
試料A
試料B

試料A平均値からの偏差 / %-1

Specific heat capacity / J K g

-1

0.95

10

0.9
0.85
0.8
0.75
0.7

5

0

相対拡張不確かさ

-5

試料C
試料D
試料E

0.65
0.6
250

300

350

400

450

-10

500

300

350

400

450

500

Temperature / K

Temperatrue / K

Fig. 3 試料 A, B の比熱容量

Fig. 4 試料 C, D, E の測定値比較

550

4．結言
低熱伝導率材料として期待されるガラス繊維/フュームドシリカ複合多孔体の比熱容量測定を、300～500 Kの温度範囲において、DSC 法により実施した。親水性又は疎水性シリカで作製された 2 種類の複合多孔体をDSC 法により同条件で測定し、親水性シリカを用いた試料（試料 A）の相対拡張不確かさを算出したところ、疎水性シリカを用いた試料（試料 B）とは測定値に有意な差は見られないことがわかった。不確かさの大きさについては、300 K で比較すると、サファイア等の緻密で安定な固体材料を評価した場合は 1.9 %程度であるのに対し、今回は 2.6 %程度であり、複合多孔体のような複雑な構造の材料では、測定の不確かさは大きくなることが示された。SiC 粉体を含まない 3 種類の試料（試料 C, D, E）についても測定を実施し、試料 A の
相対拡張不確かさと比較した。その結果、親水性シリカを用いた試料（試料 C）については、概ね不確かさの範囲内であったが、疎水性シリカを用いた試料（試料 D、E）については、測定値が大きくなる傾向が示唆
された。
参考文献
[1] JIS R 1672:2006, 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] 阿部陽香, 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（2014）198-199.
(共同研究分野: スマートコーティングプロセス学分野)

－202－
－
202 －

非球形粒子の運動ならびに機械的複合化過程の解析
東北大学多元物質科学研究所 石原真吾，加納純也
1.

行する．

緒言
材料の複合化により様々な新機能材料が創製されADEM は，球形の構成粒子の集合体として任意形ており，特に粒子表面に機械的応力を作用させて微状を表現し，構成粒子同士は相互に連結バネで接続

粒子を結合させる複合粒子の作製技術は，新しい単されている．連結バネには最大ひずみが設定されて位操作の一つとして注目を集めている 1-4)．樹脂，金おり，最大ひずみを超えて連結バネが伸びた場合は属，セラミックスなど幅広い組み合わせによる複合接続を破断することとした．計算に用いた繊維粒子

粒子の作製が可能であることが報告されている 3-6)

を Fig.2 に示す．粒子径 2 mm の構成粒子を連結し，ほか，その応用に関する研究も多数行われている 7)．

全長がそれぞれ 16 mm，8 mm，4 mm となるよう

著者らはこれまで，離散要素法(Distinct Elementに繊維状粒子を作成した．投入した繊維状粒子と球Method : DEM)8)シミュレーションを機械的複合化

形粒子の体積比は 1:1 とした．連結バネ定数，最大に適用し，装置の操作条件などが機械的複合化に及ひずみの値はそれぞれ 1.0 N/mm，1.2 を用いた．回

ぼす影響について検討を行ってきた 9)．球形粒子を転速度が繊維状粒子の破砕に及ぼす影響について検対象とした解析の他，繊維状粒子の装置内挙動を明討するため，300 rpm, 500 rpm, 1000 rpm の 3 つのらかにすることを試みている．実際の複合化プロセ

条件で計算を行った．計算条件を Table 1 に示す．

スでは，繊維状粒子と球形粒子を混合した状態で装置を運転しており，両者の装置内挙動の把握が高効率化において重要である．特に，複合化を行うためには粒子に高エネルギーを印加する必要があるが，印加するエネルギーが大きすぎると粒子が破壊してしまうため，複合化に最適なエネルギーを見極めることが肝要である．ここでは，著者らが開発した
ADEM(Advanced DEM)を用い，球形粒子と繊維状粒子を混合した解析により，それぞれの粒子に印加Fig. 1 Schematic configuration of the fabricating
composite particles.

されるエネルギーと繊維状粒子の破砕挙動を明らかにすることを目的とし，繊維状粒子のアスペクト比が破砕挙動に及ぼす影響について検討を行った．
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Fig. 2 Schematic diagram of rod-like particle

－203－
－
203 －

constist of primary particles.

Table 1 Conditions of simulation

3.

Number of particles [-]20000

Particle length [mm]16, 8, 4Young’s modulus [Pa]7.63×106

Frictional coefficient [-]0.7

Rotational speed [rpm]300, 500, 1000

Scraper angle [deg]270(a) Length: 16 mm

シミュレーション結果と考察
Fig.3 に，回転速度 300 および 1000 rpm における繊維状粒子および球形粒子の装置内での運動挙動を示す．粒子の色は，球形粒子は青色，繊維状粒
子は構成粒子数で色分けをしており，構成粒子数が多いものは赤色で表示した．粒子長が最も長い 16mm の場合，回転速度 1000 rpm ではピンと容器の(b) Length: 8 mm

クリアランスを通過する際に繊維状粒子が破砕された．一方で，粒子長が 8 mm および 4 mm の場合，破砕は起こらなかった．繊維状粒子がクリアランスに対して垂直な向きで侵入した場合に，また粒子長が長いほど破砕されやすいことがわかる．粒子長が短い場合，容器内でのみかけの体積が減少し，遠心力によって粒子が容器壁に押し付けられて形成される粒子層厚が減少することで，粒子とピンの衝突がほとんど起こらなかった．

(c) Length: 4 mm(i) 300 rpm(ii) 1000 rpm
Fig.3 Effect of length of particles for breakage
behavior.

今回の検討では，繊維状の粒子の容器内での運動挙動を解析した．クリアランスに対して繊維状粒子が侵入する際の姿勢が破砕に影響を及ぼすことがわかり，非球形粒子の運動挙動の制御が機械的複合化において重要なことが示された．
参考文献
1)
2)
3)
4)
5)

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. Kato

6)
7)

8)
9)

and T. Yokoyama: KONA, No.5, 59 (1987)
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)
R. Soda, K. Yagi, J. kano, F. Saito, M. Naito:
Journal of Smart Processing, 1, 218-223(2012)(共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野)

－204－
－
204 －

微粒子，ナノ粒子の構造制御と特性評価
超低熱伝導材料の熱物性評価
和歌山工業高等専門学校 知能機械工学科
大村 高弘
1.

緒 言
近年，省エネルギー対策は加速度的に広がり，自動車や鉄鋼，電子部品，半導体など，日本の中心的な産業分野では，熱源からの熱損失を如何に減らすかという研究開発に重点が置かれるようになった．
中でも工業炉や家電製品，建物などの表面からの放散熱量を低減させるための活動は，重要な位置付けになっている．このような状況の中，注目を浴びているのがナノ粒子を使った断熱材である．1000℃まで使用可能なものや 1, 2)，数百度の温度領域で熱伝導率が 0.02W/(m･K)以下のものまで報告されている
3)．しかしながら，これらの熱伝導率に対する評価，特に室温付近での評価例はほとんど無い．その原
因は，工業炉での使用が多いため，高温領域での熱伝導率が重要視されているためである．しかし，実際には室温付近から使用されることが多く，さらに親水性ナノ粒子材料を使用しているものが主流であり，そのため 100℃付近での水による熱伝導率の大きな変化が問題となっている．水分が，熱伝導率に対してどの程度影響するのかについては十分な検討はなされていないのが実状であり，さらに，表面からの放散熱量に大きく影響する熱伝達率の測定については，ほとんど報告例が無い．
そこで，新たに熱伝導率と熱伝達率を同時に測定できる装置を開発し，ナノ粒子/繊維複合材料の断熱性能を検討した．
2.

測定原理および測定方法
フーリエの法則とニュートンの冷却則に基づいて，定常状態で熱伝導率および熱伝達率を測定する方法である．熱伝導率 λ と熱伝達率 α は，それぞれ次式で定義される．
Q d
Qt
(1)
(2)
 t

S 
ma･S

3. 熱伝導率･熱伝達率同時測定装置
Thermocouples for atmospheric temperatures
本装置は試験体の片面をヒータで加熱し，温度差
Thermocouples fortemperatures on the contact
をつけることでフーリエの法則から熱伝導率を求め， surface between specimen Thermocouples for temperatures on surface of specimen
and heater
同時に放熱面（試験体表面）の温度と周囲の空気温
Specimen
度の差からニュートンの冷却則を用いて熱伝達率を
Thermocouple
求めるものである．装置は測定部，計測部，温度制
on the bottom
Heatersurface of heater
御部からなる．測定部の模式図を図 1 に示す．試験
体のサイズは 300mm× 300mm，厚さの範囲は 5～
Thermal insulation
50mm である．各部の温度を測定するために，図 1に示すように，熱電対を装置の上部から下部に向か
図 1.開発した装置の断面模式図って順に，空気中（雰囲気），試験体表面，試験体とヒータとの接触面，ヒータ下部にそれぞれ配置した．

30mm

ここで，d は試験体の厚さ[m]，Qt は試験体を通過する熱量[W]，S は熱流通過面積[m2]である．Δθ は試
験体の温度差[℃]，Δθma は試験体表面温度と空気温度（代表温度）との温度差[℃]である．
本装置では，試験体内部を通過する熱量 Qt を得るために，熱伝導率既知の標準物質を使って，試験体以外の部分，
すなわち装置周縁から放散される熱エネルギーQloss を求め，エネルギー校正を施している．

4. 測定結果と考察
4.1 試験体
ナノ粒子/繊維複合材料（かさ密度：391kg.m3）を試験体とした．
4.2 熱伝導率
図 2 に試験体の平均温度 θ と熱伝導率 λ の関係を示す．図中の白抜きの丸印が，今回開発した装置による測定結果であり，黒抜きの三角印は周期加熱法 4)による測定結果 3)である．実線は周期加熱法によ

－205－
－
205 －

り測定された 300℃以上の結果から得られた熱伝導率 λ の推定式であり，次式で表される．
2.76109 3
T  0.0091
 4.30105  (4)

ここで，T は試験体の平均温度[K]，ρ はかさ密度[kg/m3]である．また，破線は本装置による 30℃～60℃の結果に対する平均値を表しており，その値は約 0.0276 W/(m･K)である．尚，今回の測定結果を見やすくするために図 2 の横軸を対数目盛とした．
図 2 より，60℃以下の温度範囲で，式(4)により推定される熱伝導率と本装置による平均値（破線）との差が約 0.0012 W/(m･K)であることが分かる．この原因として，試験体内部に含有される水分の影響が考えられる．試験体内部に存在する水分（熱伝導率は約 0.6W/(m･K)）が伝熱を促進させたため，熱伝導率が上昇したと考えられる．さらに，本装置の測定結果（白抜きの丸印）と周期加熱法によるそれ（黒抜きの三角印）とを併せた 100℃を頂点とするカスプ波形も観察されており，これも含有されていた水分の 100℃付近における蒸発によるものと考えられる．
したがって，室温から 100℃付近の温度範囲では，試験体内の固体部分，空隙部分以外に，水分ある
いはその相変化を介した伝熱が生じていると考えられる．

・ 0.030

9α [W/(m K)]

λ [W/(m K)]

0.032

10

：New apparatus：Cyclic heat method

0.028

-5%

7
6

0.026
10

+5%
Average・ 8

Average
30 to 60 ℃

50

100
θ [℃]

5
20

500

図 2 熱伝導率304050θma [℃]

6070

図 3 熱伝達率

4.3 熱伝達率
図 3 にナノ粒子/繊維複合材料の熱伝達率 α を示す．横軸の温度は試験体の表面温度と空気の温度（表面から約 30mm 離れた点）との平均温度 θma である．白抜きの丸印が熱伝達率測定結果，実線がその全平均値（約 7.72W/(m2･K)），破線が実線に対する±5%を示している．
この図から，熱伝達率 α は試験体の表面温度や空気の温度にほとんど依存せず一定値であり，±5%以内に収まっていることが分かる．
5. 結 論
熱伝導率と熱伝達率を同時に測定できる装置を開発し，ナノ粒子/繊維複合材料の測定を行った．その結果，次のことが明らかになった．
① 室温付近では断熱材の内部に含まれる水分の影響で，熱伝導率が約 0.0012W/(m･K)ほど高くなったと推定された．
② 100℃付近でカスプ波形的な熱伝導率の急激な上昇が生じた．
③ 熱伝達率は約 7.7W/(m2･K)であり，温度にほとんど影響を受けなかった．
参考文献
1) T. Ohmura, I. Abe, Y. Ito, K. Sato, H. Abe, and M. Naito, J. Soc. Powder Technol, Japan, 46, 461-466 (2009).
2) T. Ohmura, Y. Ito, I. Abe, H. Abe, and M. Naito, J. Soc. Powder Technol, Japan, 46, 806-812 (2009).
3) Tseng-Wen Lian, Akira Kondo, Takahiro Kozawa, Takahiro Ohmura, Wei-Hsing Tuan and Makio Naito.
Ceramics International 41, 9966-9971 (2015).
4) T. OMURA, Int. J. Soc. Mater. Eng. Resour. Vol.9, No.1/2, 17-22 (Sept. 2001).
(共同研究分野: スマートコーティングプロセス学分野)

－206－
－
206 －

熱反応性開始剤を用いたゲルキャスト法による均一性に優れた大型成形体の作製
名古屋工業大学 先進セラミックス研究センター
白井 孝
1. 目的
セラミックス成形体においては、プロセスの利便性の観点から強度制御が容易で、焼成体の均一収縮への要求から、密度分布が均一である事が求められる。特に、大型成形体の作製においては、密度の不均一性が要因となり、乾燥・焼成収縮またはハンドリングによる割れ不良が発生する。このような成形体強度
および密度均一性は、成形体の微構造状態とその分布を反映して決定される。すなわち成形体の微構造状
態を如何に簡便に、高い自由度で制御するかが、セラミックスプロセスに求められている。
セラミックス成形体の微構造を決定する重要な因子の一つとして、粉体の粒度分布が挙げられる。粉体層の粒度分布は、充填密度および一粒子あたりの粒子間接点数を決定する。そして、成形体中の粒度分布を制御する事により、成形体の微構造状態を制御することが可能になる。
これまで、我々の実験結果から、ゲルキャストプロセスにおいて、D50：0.4μm および D50:1μm のアル
ミナ粉体：粒径比 4/10 の粒度配合により、充填特性の高い粒度分布をもつ粉体を調整し、成形することで成形体密度の制御・向上が可能であることが示唆された。そして、本研究ではこれをさらに発展させて、より高い強度および密度向上効果を得るために、粒度分布の中心粒径比をより 4/30 と大きくして検討を行った。具体的には D50:0.4μm および 3.0μm のアルミナ粉体を混合して、ゲルキャストプロセスにおいて成形し、成形体密度およびその均一性と強度について評価を行った。そして、このときに粒径の増大による粒子沈降の密度均一性の影響が懸念されるため、熱によりラジカル発生するアゾ化合物を反応開始剤として用いて検討を行った。
2. 実験方法
本研究では、粒度分布の異なる粉体について混合し、充填度の向上について検討した。D50:0.4μm、0.7
μm および 3μm としてそれぞれ、AA-03,AA-07 および AA-3（いずれも住友化学製スミコランダム）を用いて検討を行った。充填度の計算は、鈴木氏らのモデル１）を用いて計算された空隙率より算出した。図 1 にゲルキャストプロセスの成形体作製手順を示す。
ゲルキャストプロセスの最大の特徴として、その・Distilled Water
・Dispersant :場固化という性格上、スラリー中の粒子分散状態がPoly-carboxyl acid・Al2O3 Powder
直接成形体微構造に反映されることが挙げられる。
・Organic monomer : MAM
しかし、直径 20μm の粒子などは、注型後から硬化
・Cross-linker : MBAM開始までの 10～15 分程度の時間においても沈降し、Pot milling (48Hr 60rpm)
密度の偏りを引き起こすことが懸念される。そこで、本研究では 50～80℃程度の加熱によってラジカル
・Catalyst : TEMED
Defoaming/mixingを発生し、反応開始剤として機能する、アゾ化合物
・Initiator: Ammonium persulfateを用いて検討を行った。
CastingAzo compound
ゲルキャストスラリーの評価として、静的粘性およびオシレーション測定の結果より得られる動的
Demolding
粘性について測定を行った。成形体の評価、解析としては、浸液透光法および SEM による微構造観察、
Drying6days（R.T.) ＋ 1day(80℃, 0.1Pa）
成形体密度測定、成形体 3 点曲げ強度測定を行った。
図 1： ゲルキャストプロセスによる成形体
作製手順

－207－
－
207 －

粒径比
4/200
4/30

95

充填度（%)

90

4/10

85
80
75
70
0

20
40
60
80
0.4μm粒子配合分率100

図２： 0.4μm 粒子配合分率に対するそれぞれの粒径比における充填率の変化

2.4
Green density(g/cm 3 )3. 結果および考察
粉体層の充填密度は、粒子間の付着性および粒度分布（粒径比と分布の広がり）の影響により決定される２）。また、ゲルキャストプロセスにおいては、
スラリー流動時の粒子に加わるせん断応力により、付着性の影響は小さくなり、主に粒度分布の影響によって成形体密度が変化する傾向が見られていた
１）。そこで、さらなる成形体密度向上のために、混合する２種類の粉体の中心粒径比を 4/30 として実験を行った。図２に、粒度分布を持たない（単成分系）粉体において粒径比を変えて推定計算された充填度の、配合分率に対する変化を示す。また粒径
比 4/200 とした際の計算結果も合わせて示す。
到達可能な充填度は粒径比（粒径の差）が大きい
ほど大きくなった。これまで、充填特性の向上により粘性が低下する１）傾向も見られていることから、スラリーの高濃度化に対しても有利になると考えられる。一方で、4/200 の粒径比では最も充填が高くなる条件が非常に狭く、配合条件の制御が困難になると推察される。ゲルキャストプロセスにおける、硬化中の粒子沈降の影響を評価するため、成形体のたて密度分布を評価した。20mmφ×75mm の型へ注型
し、重力方向に並行に立てて円柱状硬化体を得た。
離型乾燥後に 15mm 間隔で直径方向と平行にスライ
スし密度を評価した。図３に、D50 粒径比 4/10 に
おいて AA-03（D50:0.4μm）配合分率 0%および 50%で作製した成形体の密度分布を示す。
図 3 より AA-03 の配合分率が 50%で、沈降速度の小さい微粒の割合が増加しているにも関わらず、下部上部の密度差が大きく、沈降の影響を受けて成形
体密度の均一性は悪くなる傾向が見られている。これは、0.4μm 配合分率の増加により、凝集構造の生成が多くなり、平均的な２次粒子径が増加したためと推察される。また、D50:1μm 粉体においても、上部で密度が若干低下しており、沈降の影響が見られている。この対策として、熱反応性開始剤における硬化時間の制御短縮などが挙げられる。

0%
50%

2.35
2.3
2.25
2.2
2.15
2.1
1

3

5

下→上（スライス幅：15mm）

図 3： 0.4μm 粒子配合分率 0%、50%にお4. 結論
ける円柱状成形体 縦方向密度分布
粒子沈降によるスラリー中濃度勾配が生じる前に、ゲルキャスト硬化反応を完了することで、粒子沈降の影響を排除し、大粒径粉体においても均一な粉体密度分布を持つ成形体が得られることが示された。
5. 参考文献[1] M. Suzuki, H. Kada and M. Hirota, Advanced Powder Technology, 10, 353-365(1999)（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）

－208－
－
208 －

ナノ多孔体材料製造プロセスに関する研究
粒子ベースモデルを組み込んだ DEM シミュレーションによるミルの解析
早稲田大学 理工学術院 環境資源工学科
所 千晴
1. 目的
ナノ材料製造プロセスでは，粉体原料の機械式ミリングや撹拌機，分散機による処理が重要な役割を果たす。しかしながら，これらの装置機構や装置内の粉体挙動は極めて複雑であり，装置機構を十分に理解して粉体挙動を制御することは困難である。したがって，ナノ材料の品質向上およびこれらのプロセスの高効率化を目的とした詳細な装置機構の解明に対しては，実験によるアプローチに加えて，シミュレーションによるアプローチが期待されている。粉体の関わる諸現象をシミュレーションする手法は多数提案されているが，これらの中でも離散要素法（discrete element method; DEM）1)が広く用いられている。従来，DEM シミュレーションでは球形粒子を対象とした研究が多数報告されているが，ナノ材料製造プ
ロセスなどの実産業プロセスでは，粒子の形状が非球形であることが多いことを鑑み，本研究では，粒子ベース剛体モデル 2)を DEM シミュレーションに組み込み，ミル内部の粒子挙動を把握することを目的とした。さらに，粒子ベース剛体モデルを導入した DEM を，数値流体力学（computational fluid dynamics; CFD）と連成させることにより，ミル内部の流体流れが粒子挙動に与える影響を調査し，本シミュレーション手法の有用性を調査した。
2. 研究方法
2.1. シミュレーション手法
本研究では，板状粒子を非球形粒子として対象とした。板状粒子は，多数の細かな構成粒子の集合体としてモデル化し，挙動はニュートンの運動方程式にもとづいて計算した。粒子に作用する力として，接触力，重力に加えて，流体からの相互作用力を考慮した。接触力は，従来の DEM と同様に，Voigt モデルを用いて計算し，流体からの相互作用力は埋込境
界法 3)を用いた直接計算によって評価した。また，流体は非圧縮性流体と仮定し，支配方程式である連続の式およびナビ
エ・ストークス方程式は，スタガード格子を用いて離散化し，フラクショナルステップ法を用いて圧力と速度を計算した。
2.2. シミュレーションモデル
本研究では，薄肉形状を有する板状粒子として電子基板を対象とした。構成粒子を格子状に配置し，基板部分を 1 層の粒子で構成した後，部品を模擬した構成粒子をその上に配置した。基板 1 枚あたり，粒子径 5 mm の構成粒子を 1320 個用いてモデル化した。ミルは，チェーン型の撹拌体をドラム底面に有する破砕機（クロスフローシュレッダー，S-1000，佐藤鉄工株式会社）を対象とした。破砕機のドラム直径，高さはともに 1.0 m である。チェーンを構成するリングは，電子基板と同様に，粒子の集合体により剛体としてモデル化した。リングの構成粒子径は，6 mm とした。そのため，リングそのものの形状は変化しないが，チェーンが外力などによってたわむような複雑な挙動を解析することができる。作成した電子基板のモデルおよびミルのモデルを図 1 に示す。

図 1 シミュレーションモデル（左：基板モデル，右：ミルモデル）

－209－
－
209 －

3. 結果構築したミル内における粒子および流体挙動の把握を目的として，ミル内に基板を投入し，撹拌体であるチェーンを所
定の回転速度で回転させた解析を実施した。ミル内の基板挙動および流体挙動を図 2 に示す。シミュレーション条件は，
試料投入枚数が 50，チェーンの回転速度は，565.5 rpm である。図より，チェーンの回転にともない，基板がミル内部を撹拌されている様子が確認できた。また，チェーンと流体挙動だけの解析から得られたミル内の流れと比較したところ，破砕
機内の垂直方向の流れが，わずかではあるが乱れていることが確認できた。したがって，基板挙動がミル内の垂直方向に対して影響を与えていると考えられる。一方，チェーンの回転位置付近での水平方向の流れは，チェーンと流体挙動だけの解析から得られた流れと同様に，チェーンの回転に沿って空気の流れが生じており，垂直方向のような流れの乱れは確認されなかった。これは，チェーンの回転にともなう流れが強いため，基板挙動や基板とチェーン間の衝突にともなう相互作用は，水平方向の流れに対して大きな影響を与えないためであると考えられる。さらに，ミル内の流体流れが基板挙動に与える影響を定量的に評価するために，ミル内の各高さにおける基板平均速度を比較したところ，流体連成解析をした場合の方が，しない場合と比較して基板の平均速度が大きいことが確認された。とくに，ミル底部付近での差が大きいことから，チェーンの回転にともなう流体流れが基板挙動に影響を与えていることが確認された。また，基板の衝突における接触時間を比較したところ，流体連成解析をした場合の方が，しない場合と比較して接触時間の長い衝突が多く確認された。とくに，基板－チェーン間の衝突における接触時間の増加は，ミルの垂直方向においてチェーンに巻き込まれるような流れによるものであると考えられる。

図 2 ミル内の試料挙動（左：基板挙動，右：流体挙動）
4. 結論
本研究では，粒子ベース剛体モデルを導入した DEM と CFD を連成させた解析を用いて，ミル内の流体流れが板状粒
子挙動に与える影響を調査した。流体連成解析の有無による比較をしたところ，基板平均速度および衝突にともなう接触
時間に顕著な差が確認された。したがって，流体連成解析を行なうことで，粒子の衝突にともなう相互作用力をより詳細に把握可能であり，本解析手法が，装置の最適設計や最適運転条件の提案に活用できる可能性が示唆された。
5. 参考文献
1) P. A. Cundall,O. D. L. Strack, “A discrete numerical model for granular assemblies,” Geotechnique, 29, pp. 47–65, 1979.
2) M. Tanaka, M. Sakai, S. Koshizuka, “Particle-based rigid body simulation and coupling with fluid simulation”, Transactionsof JSCES, No.20070007.
3) T. Kajishima, S. Takiguchi, H. Hamasaki, Y. Miyake, Turbulence Structure of Particle-Laden Flow in a Vertical Plane
Channel Due to Vortex Shedding, JSME Int. J. Ser. B. 44 (2001) 526–535（共同研究分野：スマートコーディングプロセス学分野）

－210－
－
210 －

ミクロ相分離を用いた銀ナノ粒子の三次元網目状微細配列形成
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
ナノテクノロジーの発展と共にナノ粒子の特異な性質を利用した機能性材料の開発が盛んである。ナノ粒子は周知の通り凝集しやすいため、最終製品で所望の物性を得るためには、粒子の分散性を制御し、配列構造を設計することが必要である。その手法として、ペーストの印刷・焼成工程を経るスクリーン印刷法や基板上に微細配列を形成加工するフォトレジスト法等が挙げられる。これらは精密な配列構造を得ることが可能であるが、工程数が多く煩雑であることや、大面積化するためには大型装置の製作が必要であること、適用できる材料に限定があることなどが課題として挙げられる。
そこで本研究では分散液に用いる材料に制限がなく、簡便なプロセスで安価に膜が作製できる非溶媒誘起相分離法（NIPS）を応用した粒子配列膜の新規作製プロセスを提案する。NIPS は相分離を利用して高分子多孔膜を作製する技術の一つである。高分子とそれを溶解しやすい良溶媒と全く溶解しない非溶媒の三成分で構成された高分子溶液の良溶媒を揮発させることによって、溶液状態が不安定になり高分子が三次元網目状に析出する。今回は高分子溶液にナノ粒子を分散させ、基板に塗布し、良溶媒が揮発する際に三次元網目状微細配列を形成する高分子をガイドとして用い、ナノ粒子を三次元網目状に微細配列させた。
上記の原理を用いてセルロースアセテート(CA)/アセトン(Ace)/オクタノール(Oct)の三成分系に 41nm の銀ナノ粒子（AgNp）を分散させることで分散液を作製し用いた。
2. 実験方法
図 1 に AgNp の三次元網目状配列形成
ミクロ相分離を用いた銀ナノ粒子の三次元網目状微細配列形成の概要について示す。Ace に CA（39.8:Ag粒子
wt. % acetyl）を溶解させた後、Oct を添
塗膜
Aceの揮発Oct相 CAネットワーク
加した。均一な溶液になったことを確認した後、41nm の AgNp を投入し超音波照射（Power sonics 社製、Power sonic
glass
glass
ミクロ相分離Model 150）により 10 分間分散させ分散が生じる
分散液液を得た。作製した分散液をドクターブ
拡大図(Ag + CA/Ace/Oct)
レード（DP-150、津川精機製作所）によ
三次元網目状微細配向ってガラスプレート上に速度約 1 m/s、ウェット厚 20μm で塗布した。膜の特性は
図 1：AgNp の三次元網目状配列形成の概要
湿度に依存する溶媒の蒸発速度や温度に影響を受けるため、湿度 40～60 %、室温25℃の一定条件下にて行った。その後、2時間大気中にて乾燥させた。作製した試料は蒸留水に浸水・剥離させ、乾燥し、光学顕微鏡と走査型顕微鏡(SEM)を用いて観察を行った。
光学顕微鏡（KEYENCE 社製 VH-Z500）は多孔膜の構造および AgNp の分散状態を把握するために、
多 孔 膜 表 面を 反 射 光 を 用 い て 観 察 し た 。 ま た、 走 査 型 電 子 顕 微 鏡 (SEM) （ 日 本 電 子 株 式 会 社 製 、JSM-7000FO）は光学顕微鏡では観察できない可視光波長以下の多孔膜の微構造および AgNp の分散状態を観察するために用いた。観察試料は剥離した AgNp 三次元微細配列膜をカバーガラス上に乗せ、ガラスカッターにてカバーガラスごと切断した後カーボンペーストを用いて試料台に固定して作製した。乾燥機
で 110℃、6 時間乾燥させた後、観察を行った。

－211－
－
211 －

3. 結果および考察
今回作製した膜の組成比を表 1 に示す。分
散液の最適な成分比を決めるために予備実験として Ace 量を変化させた AgNp を含有しない三次元微細配列膜を作製した。作製した試料を光学顕微鏡と SEM を用いて観察した
ところ、No.1 から No.3 のように Ace を増加させていくと三次元微細配向膜が緻密になることが分かった。これは Ace が増加することで CA の絡みが解けやすくなったことが原因だと考えられる。また、最も緻密な膜であった No.3 の分散液に AgNp 投入量を 10vol%、
20vol%と変化させ、試料を作製した。SEM を用いて観察を行ったところ、No.4 では三次
元網目状微細構造は観察できるが、粒子濃度が低く AgNp が充填できていないことがわかった。また、No.5 では固体濃度が増加したことで分散液の粘度が上昇し、乾燥による膜形成段階において相分離が起こらず、三次元
網目状微細構造が形成されなかった。この結果より、AgNp の三次元網目状微細構造を形成するためには、母体となる CA と AgNp の最適比率を検討する必要があると分かった。そこで CA と AgNp の合計体積を一定にし、AgNpの添加割合を 10vol%ずつ増加させた試料を作製した。この際、AgNp の増加に伴う膜中の AgNp の配列の変化を図 2 に示す。SEM で試料を観察したところ、No.6 では粒子濃度が低く CA 内部に AgNp の凝集体が多く観察された。しかし、No.7、8 では AgNp が導電パスを形成していることがわかった。これより
CA と AgNp の体積を一定にし、30～40vol%の割合で AgNp を添加すると三次元網目状微細配列が形成することがわかった。
4. 結論
本研究により非溶媒誘起相分離法(NIPS)を応用することで溶媒揮発のみで自発的にAgNp を三次元網目状に配列させることに成功した。この結果より、三成文系溶液とナノ粒子表面の濡れ性を調節した反応系を作製することで様々なナノ粒子の配列が容易に行えることも示唆された。

表 1.三次元微細配向膜の組成比

AgNp AgNp Cellulose Acetate Acetone 1‐ Octanol(vol. %) (g)(g),(cm3)
(g)
(g)
No. 1

----

----

1.17 (0.9 cm3)

10

5.5

No.2

----

----

1.17

20

5.5

No. 3

----

----

1.17

30

5.5

No. 4

10

0.93

1.17

30

5.5

No. 5

20

1.9

1.17

30

5.5

30

5.5

30

5.5

30

5.5

No. 6

20

1.9

No. 7

30

2.8

No. 8

40

3.7

0.94
{Ag + cellulose
acetate= 0.9 (cm3)}
0.82{Ag + cellulose
acetate= 0.9 (cm3)}
0.70{Ag + cellulose
acetate= 0.9 (cm3)}

AgNp20vol% AgNp30vol% AgNp40vol%
図 2：三次元網目状配列構造の AgNp 増加に伴う配列変化（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）

－212－
－
212 －

多孔質リン酸八カルシウム骨前駆体の微細構造制御
富山大学大学院 ナノ新機能材料学域
森 英 利

1.

緒 言
生体吸収性埋入骨材の条件として、骨モデリングの成形素材であると同時に、体内埋入後には骨リモデリ
ングプロセスに組込まれて成熟骨に再生されることが望まれる。その候補としてのリン酸カルシウム化合物のなかでも、リン酸八カルシウム(OCP)は骨主成分の水酸アパタイト(HAp)の前駆体といわれ、現在では体内での痕跡も認められるに至っている。OCP は Ca イオンと PO4 イオンの配列が HAp に類似するアパタイト層とリン酸水素カルシウム二水和物(DCPD)に類似する水和層が交互に積層した構造をとり、生理環境下では加水分解により HAp へと結晶構造転換する物理化学的特徴をもっている。そこで OCP を骨前駆体として骨欠損部に埋入すれば、骨リモデリング過程を経て生体骨類似アパタイトに再生されることが期待できる。また
多孔質化により、材料深部にまで生体組織が速やかに侵入し、骨形成も効率よく進行すると考えられる。しかし OCP は結晶内に水和層を有するため、基本的には焼成によって成形することができない。
本研究は、焼成過程を用いない多孔質 OCP の作製を目的としている。本報では、リン酸二水素カルシウム
一水和物(MCPM)と炭酸カルシウム(CC)の混合粉末をリン酸水素ナトリウム系緩衝液(Na2HPO4-NaH2PO4)で練和し、反応中に発生する炭酸ガスを利用した多孔質化について報告する。また作製した多孔質 OCP の HAp形成能を生理環境下で検討し、速やかな HAp 転化が進行するプロセス条件の検討を行った。
2.

実験および実験方法
OCP 多孔体の調製および評価方法の概要を Fig.1 に示す。ボールミルによって 24 時間解砕した MCPM
0.125 mol と CC 0.025 mol の粉末をメノウ乳鉢で混合した後にシャーレ上へ採取し、粉液比 1.3 [ml/g]でNa2HPO4-NaH2PO4 緩衝液(pH=7.4)を滴下して練和した。気泡（二酸化炭素）の発生が緩やかになるまで練和し、練和泥をチューブに満たして加圧固定し、そのまま恒温槽（36.5℃）に浸漬した。練和開始 2 時間後にチューブから取り出し、36.5℃の蒸留水中に 7 日間浸漬して OCP の合成を行い、その後 36.5℃の擬似体液 SBF中に浸漬し、HAp 転化能を評価した。SBF には最長 6 週間浸漬させ、1 週間毎の試料をそれぞれ XRD による結晶相の同定と SEM による形態観察に供した。
3. 実験結果および考察
Fig.2 に OCP 多孔体の合成反応を示す。出発原料の MCPM および CC 粉末と緩衝液により、およそ 2 時間の反応時間で中間生成物のリン酸水素カルシウム二水和物 DCPD が生成され、この反応過程で発生する CO2
により、Fig.3 に示すような多孔体を得ることができる。この DCPD 多孔体を蒸留水中に 7 日間浸漬して加水分解させれば、OCP 多孔体が合成される。Fig.4 の SEM 撮像(スケール: 1μm)は、DCPD 多孔体が加水分解反応されて変化する様子を示している。OCP に特徴的な薄刃状の結晶構造が数 μm までに成長する過程が確認され、また Fig.5 に示す XRD 回折パターンからも、7 日間で OCP 合成反応がほぼ終了していることが示唆される。

Fig.1 実験方法の概要

Fig.2

－213－
－
213 －

OCP 多孔体の合成反応

Fig.3

Fig.4

DCPD の加水分解による OCP 合成過程の SEM 撮像

Fig.6

Fig.5

DCPD および OCP 多孔体

OCP 多孔体の HAp 転化能の評価

OCP 合成過程の XRD 変化

合成 OCP の HAp 転化能を評価するため、
OCP 多孔体を SBF に浸漬させた。Fig.6 には、7 日および 21 日間浸漬させた場合のSEM 撮像(スケール: 100 nm)を示した。
OCP 結晶表面上に花弁状の HAp 結晶が100～200nm 程度に成長しており、さらにFig.7 の XRD の結果より、OCP の特徴的なピークが減少し、HAp が増加する様子もFig.7 HAp 転化過程の XRD 変化確認できる。
本報で作成する OCP 多孔体の細孔特性は、CO2 発生を伴う合成反応の制御に依存することが予想され、本研究では pH 調整(6.5～8.0)による影響を検討した。その結果、とくに pH=8.0 では CO2 発生反応が遅延して長時間かけて発生することが分かり、チューブに加圧固定した後の見かけ密度に大きな差がみられた。また pH
調整は中間生成物の DCPD から OCP への生成速度に影響を及ぼす結果も得られており、反応速度と細孔特性の関係についての詳細な検討を継続して行っている。
(共同研究分野: スマートコーティングプロセス学分野)

－214－
－
214 －

成形体の不均質構造形成に関する研究
東京工業大学 物質理工学院 材料系
安田 公一
1. 緒

言

顆粒を用いた粉体プロセス(1,2)は，その生産性の高さから，薬品，食品，金属，セラミックスなどの様々な分野で用いられている．特に，高性能セラミックスでの製造では，顆粒を金型成形した後，さらに，冷間静水圧成形（CIP）を併用して成形体の均質性を高めている．しかし，実際の CIP 成形では，密度分布が未だ成形体中に残存しているとの報告(3)もある．そこで，著者ら(4)も，単分散シリカ粒子からなる顆粒の CIP 成形を繰り返し，その際の顆粒の崩壊の割合が，成形体の表面と内部で異なることを報告している．また，その原因として，CIP 成形体内の応力分布を，同心多重球殻モデル(5)を用いて概算し，密度の違いによる応力伝達の違いを指摘している．しかし，従来のモデルは離散モデルによる決定論であったため，顆粒の崩壊強度が，実際には，顆粒径，形状不規則性など要因により，あるばらつきを有していることを，十分考慮することができていなかった．そこで，本研究では，連続体力学モデルを構築し，それに破壊位置の確率論(6)を結合して，成形体中の顆粒の崩壊確率(7,8)を定式化することを目的とした．
2. CIP 成形中の球状成形体内の応力分布
球殻の問題では，通常，ヤング率 E を一定として定式化されているが，成形体では，金型成形の段階で，密度分布が形成され，ヤング率 E にも分布が生じている．ここでは，簡単のため，球状の金型成形体を想定し，そのヤング率が半径 rの関数 E(r)であるとして，これに外部から静水圧が負荷された時の成形体内の応力分布を算出する．
まず，この球状成形体内の任意の位置に微小体積素片を考えて，その力のつり合いから，次式が得られる．

d r (r) 2  r (r)    (r)  0 (1)dr
ここで， r (r) は半径方向応力，  (r) は円周方向応力である．一方， r (r) と  (r) は次式で表される．
r

 r (r) 

du(r)
E(r)
u(r) 

 2 (r)1   (r)drr 
1   (r) 1  2 (r)   (r) E(r)du(r) u(r) 

 (r)


dr
r 
1   (r) 1  2 (r) 

(2)

(3)

(2),(3)式を(1)式に代入すると，

1 dE(r)d 2u(r)  2 (r)d (r)  du(r)
 

2
dr
1   (r) 1  2 (r) dr  dr
 r E(r) dr


2
3
 (r)
1 dE(r)d (r)  u(r)

0
1 

r  1   (r) E(r) dr
1   2 (r) 1  2 (r) dr  r(4)

ポアソン比が一定であると見なせる場合は，

d 2u(r)  2

1 dE(r)  u(r)1 dE(r)  du(r) 2   1 
02
drr  1   E(r) dr  r
 r E(r) dr  dr

(5)

さらに，ヤング率も一定であると見なせる場合は，

d 2 u(r) 2 du(r) 2u(r)


0
r dr
r2
dr 2

(6)

となって，材料力学の教科書に記載されている式に一致する．ここでは，ヤング率の変化のみに着目することにするので，(5) 式の常微分方程式を解いて，変位 u(r) を求め，(2) ,(3)式に代入して，応力分布 r (r) ，  (r) を求めればよい．ただし， (5)式は， E(r)に種々の関数形が考えられるので，解析的に一般解を求めることができないため，数値的に解くことになる．

－215－
－
215 －

3. 成形体内の顆粒の崩壊確率顆粒を作製する際の成形助剤の量や種類，あるいは成形時の温度・湿度などによって，顆粒の力学的応答が変わり(1-3)，
例えば，顆粒自体が塑性降伏して，顆粒壁の跡が残留する場合もあれば，脆性的に崩壊してほぼ均質な成形組織となる場
合もある．塑性降伏する場合は，通常の弾塑性解析で，顆粒が降伏した領域を決定論として議論することができるが，脆性崩壊する場合には，確率論的に議論する必要がある．ここでは，脆性崩壊する場合に着目して，成形体内の顆粒の崩壊確率の算出方法について述べる．
外部から負荷する CIP 圧力を P(<0)とすると，前節で求めた成形体内の半径方向の応力分布 r (r) は，任意の正値関数

 (r) を用いて次式で表すことができる．

 r (r)  P  (r)(7)

すなわち，CIP 圧力 P を参照応力として，成形体内の応力分布を規格化して表すことができる．以上の仮定の基に，崩壊
CIP 圧力|P’|と崩壊位置 r’に関する結合確率密度関数 h( P  , r  ) は，Oh と Finnie の破壊位置の確率論(6)により次式で与えられる．

  V   P   m    1  P   (r  )  m h( P  , r  )d P  dr   exp    e      d P  dr 
P0  V0   P0    P   V0 

(8)

ここで， P  は CIP 圧力の絶対値，m, P0 はワイブル分布関数の形状母数，尺度母数である．Vo は単位体積，Ve は有効体積である．CIP 圧力 P の積分範囲を 0 から P とし, 半径方向に１次元的に積分した K(|P’|, r)関数を，次式のように定義する．
r  (r )dr  1 exp    V   P   
K( P ,r) 
0

m

m

e

    V0   P0    (9)
この K( P ,r) 関数を r で１階微分して，密度関数としたものを k( P ,r) 関数として，次式で定義する．
Le



d
K ( P , r)dr
  V   P  m 
 m (r) 
1  exp    e     Le   V0   P0   k( P , r) (10)

この k( P ,r)dr は，CIP 圧力が 0 から P に変化する時に，半径座標が r から r+dr で顆粒が崩壊する確率を表している．
すなわち， k( P ,r) の変化を見ると，球状成形体内で，半径 r の位置における顆粒の崩壊確率を知ることができる．
文

献

(1)
(2)
(3)
(4)

日本学術振興会高温セラミック材第 124 委員会，”先進セラミックスの作り方と使い方”，日刊工業新聞社（2005）.
M.Okumiya, H.Abe, M.Naito, J.Soc.Powder.Technol., Japan, 47, (2010) pp26-34.
Satoshi Tanaka, and Keizo Uematsu, Transaction on GIGAGU, 1, (1) (2012) 01020.
Kouichi Yasuda, T.Kitamura, Y.Matsuo and T.Shiota, “Densification Process of Powder Compaction by Cyclic CIP”, MS&T
2006 : Processing, (2006) Cincinnati, OH, USA pp495-506.
(5) 安田公一，田中 諭，内藤牧男 粉体工学会誌，vol.51, No.31 (2014) pp.153-162.
(6) H.L.Oh and I.Finnie, Int.J.of Fracture Mechanics, 6 (1970) pp287-300.
(7) K.Yasuda, S.Tanaka, M.Naito, The 31th International Korea-Japan Seminar on Ceramics, Changwon, Korea, Nov.26-29 (2014)
pp111, ST-I02.
(8)安田公一，田中 諭，内藤牧男，日本機械学会第 23 回機械材料・材料加工技術講演会（M&P2015）, Nov.14-15, 広島
大，No. 229, (2015 )pp1-5.
（共同研究分野：スマートコーティングプロセス学分野）

－216－
－
216 －

ナノ結晶複合膜の微細構造評価
群馬大学大学院理工学府
佐藤

和好・堀口

和哉

1. 緒言
固体酸化物型燃料電池(Solid Oxide Fuel Cells; SOFCs)は燃料電池の中でも最も発電効率が高く、また、可燃性ガスを含む高温の排ガスを後段のガスタービンで燃焼、さらには、廃熱を用いて蒸気タービンを駆動させることにより、理論上、燃料の持つ化学エネルギーを 60%以上の効率で電力に変換可能であり、次世代エネルギー変換デバイスとして注目されている。最新鋭の SOFC
においては、電極における電気化学反応速度が高出力化のボトルネックとなっている。そのため、反応速度を向上させるための検討が広く行われている。新規材料の開発が電極の高性能化に向けた一つの大きな潮流である一方[1]、微細構造制御、とりわけ“ナノ構造化”はもう一つの有効なアプローチである。[2]中高温型 SOFC においては、空気極材料である La(Sr)MnO3(LSM) /イットリア安定化ジルコ
ニア(YSZ)多孔質複合体における酸素還元反応(ORR)がセル全体の性能のボトルネックになっている。電極のナノ構造化は、吸着酸素の表面拡散パスの短縮や、LSM/YSZ/O2 からなる反応場(三相界面)の大幅な増大をもたらし、これにより ORR 特性の大幅な向上が期待できる。しかしながら、通常のアプローチでは、1000ºC を超える焼成の際に著しい粒成長を生じ、カソードのナ
ノ構造化は極めて困難である。最近、我々は水中に分散可能な YSZ ナノ結晶の合成に成功している。[3] 本研究では、この YSZ ナノ結晶を用いて、液相プロセスにより均一な LSM/YSZ ナノ結晶複合体を合成するとともに、得られた複合体を集積化・焼成することにより、ナノ構造カ
ソードの作製を試みた。また、その ORR 特性を評価した。
2．実験方法
原料金属硝酸塩水溶液を xYSZ(x=0-12 mol%Y2O3)ナノ結晶分散溶液に加え、LSM 前駆体をYSZ ナノ結晶表面に選択的に核生成させた後、これを洗浄ならびに凍結乾燥して LSM/YSZ 複合前駆体を合成した。次に、これを 1000 ºC で熱処理して LSM/YSZ ナノ結晶複合体を得た。8YSZ 電解質(直径 17mm、厚さ 400～450µm)上に形成した NiO/YSZ 燃料極の対面に、得られた LSM/YSZ ナノ
結晶複合体を含むペーストをスクリーン印刷し、1100ºC で 2 時間焼成して空気極を形成した。ORR 特性は、カソードに乾燥空気を、アノードに 3%加湿 H2 をそれぞれ 100ml/min で供給し、交流インピーダ
ンス測定により評価した。得られた LSM/YSZ ナノ結晶複合体の生成相ならびに微細構造をそれぞれ、
粉末 X 線回折(XRD)および透過型電子顕微鏡－エネルギー分散型蛍光 X 線分光装置(TEM-EDX)で評価した。
3．結果と考察Fig.1 に LSM/8YSZ カソードの STEM-EDS 像を示す。電極は微細な粒子ネットワークから構成される均一な多孔構造を有していることがわかる。また、EDS 像より、LSM と YSZ は隣接配置されており、各々のグレインサイズは 1100ºC で焼成したにも関わらず、100 nm 程度と極めて微細であった。このことは、極めて均一に混合された LSM と YSZ が熱処理時の粒成長を相互に抑制したことを強く示唆している。なお、電極は 0～12mol%の Y2O3 添加量を有するいずれの YSZ ナノ結晶を用いた場合においても類似の微構造を有していた。
Fig.2 に種々の YSZ ナノ結晶を用いて作製したカソードの 800ºC における交流インピーダンススペク
トルを示す。ZrO2 を LSM と複合化させた場合では、大きな電極反応抵抗(1.6 Ω·cm2)を示した。これは、ZrO2 がイオン伝導性を持たないため、反応場が電解質/電極の 2 次元界面に限定されることに起因すると考えられる。3～8YSZ を用いた場合、電極反応抵抗は 0.23～0.28 Ω·cm2 へと著しく減少し、また、

－217－
－
217 －

組成にほとんど依存しなかった。このことは、この組成領域においては、酸素イオン伝導性が電極反応を律速してないことを示唆している。なお、これらの値は、従来のミクロンサイズのものと比べて 1/3 程度
であり、ナノ構造化による ORR 特性の著しい向上が示された。一方、12YSZ を用いた場合、電極反応
抵抗は再び著しい増加を示した。これは、YSZ 中の Y2O3 が粒界に偏析するなどして、粒界抵抗が増加したことに起因するものと考えられる。

Fig. 1 (a)STEM and corresponding (b) EDS mapping of LSM/8YSZ cathode

参考文献

2.0
LSM/ZrO2
LSM/3YSZ
LSM/6YSZ
LSM/8YSZ
LSM/12YSZ

1.5‐Z Imag. / Ω∙cm2

4. 結言
種々の Y2O3 含有量を有する水中分散 YSZ ナノ結晶を用いることにより、ナノ構造を有する
LSM/YSZ カソードの作製に成功した。得られたカソードは Y2O3 含有量が 3～8 mol%の範囲で特に優れた ORR 活性を示した。

[1] Z. P. Zhao, S. M. Haile, Nature, 431 (2004) 170[2] T. Suzuki, Z. Hasan, Y. Funahashi, T. Yamaguchi, Y.
Fujishiro, M. Awano, Science, 325(2009) 852[3] K. Sato, K. Horiguchi, T.Nishikawa, S. Yagishita,
K. Kuruma, T. Murakami, H. Abe, Inorg. Chem., 54(2015) 7976

1.0

0.3

LSM/3YSZ
LSM/6YSZ
LSM/8YSZ

0.2
0.1
0
0

0.1

0.2

0.3

0.5

0.0
0.0

0.5

1.0

Z Real / Ω∙cm2

1.5

2.0

Fig. 2 EIS spectra of LSM/xYSZ
cathode at 800 ºC under OCV

論文発表[1] K. Sato, K. Horiguchi, T.Nishikawa, S. Yagishita, K. Kuruma, T. Murakami, H. Abe, Inorg. Chem., 54(2015) 7976
謝辞
本研究は、接合科学共同利用・共同研究拠点(大阪大学 接合科学研究所)ならびに科学研究費補助金(課題番号：15K18210)の支援により行われたものである。ここに記して謝意を表する。

(共同研究分野:スマートコーティングプロセス学分野)

－218－
－
218 －

酸化物ナノ粒子/炭素複合膜の微細構造評価
群馬大学大学院理工学府
茂木 優太・佐藤 和好
1. 緒言
SnO2は既存のリチウムイオン二次電池(LiB)負極材料である黒鉛と比べて2倍以上の理論可逆容量を有する有望な次世代負極材料である。しかしながら、充放電時に200%以上の体積変化を伴うため、電極構造の破壊による容量低下が大きな問題となっている。そのため、高い容量を確保しつつ、体積変化による電極構造の破壊の抑制が可能な電極構造の設計が必須である。1) 導電性を有する多孔質炭素をSnO2と複合化させ充放電時の体積変化を吸収する試みが行われているが、現状では、耐久性は不十分である。2)これは、複合構造の均一性が乏しいことが原因であると考えられる。最近、我々は水中に分散可能なSnO2ナノ結晶の合成に成功した。3) 本研究では、耐久性に優れたLiB負極の実現を目指して、本ナノ結晶共存下でのグルコースの水熱炭化により、水中に分散したSnO2ナノ結晶の表面に炭素前駆体を選択的かつ均一に生成させるプロセスを提案する。ここでは、その第一段階として、水熱炭化条件が、SnO2/C複合体の微構造や収率に及ぼす影響を調査した。
2．実験方法SnO2 ナノ結晶分散液にグルコースを混合した後、イオン交換水で希釈して 25ml の反応溶液を作製した。次に、本水溶液をバッチ式水熱容器に封入し 175～250ºC で 1～7h の水熱処理を行った。反応生成物は蒸留水で洗浄した後、100ºC で 3h 乾燥して SnO2/C 前駆体を得た。作製した複合体の微構造を透過型電子顕微鏡で観察し、複合体の形成機構を考察した。また、示差熱天秤を用いて、N2 流通下で室温から 600ºC まで加熱して熱分解を行った後、温度を保持しながらガスを O2 に切り替えて燃焼を行い、これらの重量減少量より、前駆体被覆量、揮発分ならびに固定
炭素を定量的に評価するとともに、これらと合成条件との関係を整理した。
3．結果と考察Fig.1に150ºCおよび200ºCで5hの水熱処理により得られたSnO2/C前駆体のTEM像を示す。前者
では、凝集したSnO2ナノ結晶の表面に炭素前駆体が生成している。一方、後者では、SnO2が一次元配列構造を形成しこれを被覆するように炭素前駆体が析出していることが確認された。炭素前駆体の生成に先立って溶液のpHが塩基性からSnO2の等電点(〜pH4)以下まで低下することか
ら、150ºCでは炭素前駆体の生成が、炭素前駆体の形成に先立つpH低下によるSnO2の凝集に比べて遅く、200ºC以上では両者が同時に進行するため、上記のような構造の差異が生じたものと考察される。

Fig. 1 TEM images of SnO2/C precursor synthesized at (a) 150 and (b)250 ºC for 5h

－219－
－
219 －

Fig.2 に熱重量測定より算出した試料の組成を示す。水熱処理温度ならびに時間の増加と共に炭素前駆体の収量ならびに生成した前駆体を熱分解した際に残留する固定炭素量が増加することがわかる。このことは、水熱炭化条件の制御により、複合構造だけでなく、炭素膜の厚みの制御が可能であることを示している。

Fig. 2 Effect of hydrothermal condition on sample compositions
4. 結言
SnO2 ナノ結晶分散液共存下におけるグルコースの水熱炭化により均一な構造を有する SnO2/C前駆体の合成に成功した。また、水熱炭化条件の制御により、複合構造だけでなく、炭素膜の厚みの制御が可能である。
参考文献[1] 宇井幸一, NEDO Press Release, (2010)[2] J. S. Chenet al., J. Phys. Chem. C, 2009, 113 (47), 20504–20508[3] K.Sato,et al., Crystal Growth Des. 2013 ,13 ,1685-1693
謝辞
本研究は、接合科学共同利用・共同研究拠点(大阪大学 接合科学研究所)ならびに科学研究費補助金(課題番号：15K18210)の支援により行われたものである。ここに記して謝意を表する。

(共同研究分野:スマートコーティングプロセス学分野)

－220－
－
220 －

微粒子、ナノ粒子の構造制御と特性評価：自発的マイクロ球体化現象を用いた新奇多孔質球状粒子の合成
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、我々は熱分解反応焼結法を用いた MgFeNbO5 および MgFeTaO5 焼結体の作製について検討している。
これまでの報告では、比較的緻密な焼結体を得るために圧粉体を常圧焼結していた[1]。この反応焼結系について、圧粉体を作らずに熱処理し微細組織を観察したところ、加熱のみで自発的にサブミリメーターサイズの球体化した三次元ネットワーク型多孔体（uniformly porous ceramics with 3-D network structure, UPC-3D）が得られるという非常にユニークな現象を見出した[2]。これまで作製してきた UPC-3D の形状はバルクあるいは厚膜状であったが、球状の顆粒形状にすることができれば、ハンドリング性に優れた触媒や触媒担体に加え、光学材料やドラッグデリバリー、クロマトグラフィー担体など各種の応用が期待できる。
２．実験方法
出発原料には MgCO3 (basic)、-Fe2O3 および Nb2O5 粉末を用いた。これらの粉末をモル比で 1:1:1 となるようにエタノール中で湿式ボールミル混合を行い、乾燥後、ふるいがけ(100 メッシュ、 <150 m) を行うことで混合粉末を作製した。混合粉末の熱処理は大気炉中で行った。また、より精密な温度制御を行うため、TG-DTA 装置を用いて同様の熱処理を行った。
３．結果と考察

Fig. 1 に熱処理温度を変化させたサンプルの低倍率 SEM 写真を示す。熱処理後の粉末および顆粒状のサン
プルを、カーボンテープ状にスパチュラを用いて担持させ、チャージアップを減らすために白金コーティン
グを行ったものである。800℃では、スパチュラで粉末をテープの上に伸ばして盛った手順に相当する微細構造が見られており、特に球状の集合組織等は見られない。900℃では、一部の粒子が 50 ミクロン程度の球状体を形成し始めていることが見て取れる。1000℃では、球状化が顕著に見られるようになるが、1 次粒子間の結合が弱いため、スパチュラで容易に押しつぶされることがわかる。1100℃以上では多くの粒子が自発的に球状化し、大きいものでは約 100 ミクロン、小さいものでは約 50 ミクロン程度のものが観察された。

Fig.1 MgCO3(basic)--Fe2O3-Nb2O5 混合粉末の大気中加熱のみで得られる多孔質マイクロ球体.

－221－
－
221 －

従来の UPC-3D 同様に、均質な三次元ネットワーク構造によりマイクロ球体は構成されており、触媒、触媒担体、徐放性キャリア等への応用が期待されている。顆粒状であることから流動性やハンドリング性に優れており、調湿機能を有する機能性住宅建材等への応用も可能だろう。球体のサイズは、ふるいがけ時の造粒サイズに対応していると推察され、不規則な形態の造粒２次粒子が高温化での局所的な液相形成により球場化するものと考えている。このプロセスについて、合成・応用研究を中心とした本研究と並行して、形成メカニズムの解明を志向したフィージビリティスタディ(FS)を実施している。これについては、別紙にて報告する。

Fig. 2 自発的球体化により得られる多孔質マイクロ球体
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
和男様に大変お世話になりました。
参考文献[1] Y. Suzuki and H. Abe, "Reactive sintering of pseudobrookite-type MgFeNbO5 and MgFeTaO5 ceramics," IOP Conf.
Series: Mater. Sci. Eng., 54, 012011 (2014). http://doi.org/10.1088/1757-899X/54/1/012011[2] Y. Suzuki, H. Tokoro and H. Abe, "Self-organized formation of spherical porous granules only by one-step heat-treatment
in MgO-Fe2O3-Nb2O5 system," Mater. Lett., 163, 43-46 (2016). http://doi.org/10.1016/j.matlet.2015.10.007（共同研究分野 スマートコーティングプロセス学分野）

－222－
－
222 －

非鉄金属材料の低温接合に向けた金属塩皮膜処理の最適化
群馬大学大学院 理工学府
小山 真司
１． 研究背景
近年，地球環境保全の意識の高まりから，様々な構造体の省エネルギー化が求められており，中でもアルミニウムは鉄系材料に比べて比重が 1/3 程度と軽量であることから，輸送機械等の軽量化のために多用されている．また耐食性・耐熱性に優れ高い比強度を有するチタンも適用範囲の拡大が進んでいる．
以前の研究で，金属表面の酸化皮膜を有機酸中で煮沸することにより金属塩に置換し，その金属塩被膜を接合中の加熱により熱分解することにより金属面が露出し，他の接合法に比べ低温で固相接合，あるいは濡れ性の向上が期待できることが分かった．そこで本研究では，チタンどうしの接合部に対する金属塩被膜付
与アルミニウムシートの創製を試み，継手性能に及ぼす金属塩被膜付与条件の最適化を実施した．
２． 実験方法
チタンどうしの接合用試験片には，直径 10 mm で高さ 20 mm の純チタン製丸棒と厚さ 5 mm の板状試験片を準備し，接合面はエメリー紙（#4000）による機械研磨により仕上げた．アルミニウムシート（厚さ 0.5 mm，
純度 99.999%）の金属塩被膜処理は，沸騰させたアルカリ水溶液中で煮沸後，沸騰させたギ酸（純度 98%）中に浸漬することで行った．接合は，チタンどうしの接合界面にアルミニウムシートを挿入し，窒素ガス中にて，接合圧力 12 MPa，接合時間 15 min で一定とし，接合温度を変化させて実施した．接合強度は引張試験により評価し，引張試験後の破面の SEM 観察に加え，接合界面近傍の組織観察を行った．被膜処理面の評価はFT-IR により行った．
３． 実験結果と考察
３．１接合温度と接合強さの関係
引張強さに及ぼすアルミニウムシートの金属塩被膜付与効果を Fig. 1 に示す．なお図中には比較のため，被膜処理を施さなかった場合についても示している．Fig. 1 に示すように，被膜処理を施さなかった場合に比べて，被膜処理を施すことで，接合強さが最大で 90 MPa 増加することが分かった．しかしながら，接合温度を753 K まで上昇させた場合は，継手の接合強さが増加するものの，773 K 以上の場合は接合強さが 753 K の場
合に比べて低下する傾向が認められた．
３．２引張試験後の破面観察
界面破断した要因を調べるため，引張試験後の破面を概観観察した．Fig. 2 に示すように，被膜処理を施さなかった場合は，接合相手材が付着した様子が見受けられないのに対して，被膜処理を施した場合には，接合温度が 713 K であっても Ti 側に付着した Al が見受けられた．これは，Ti と Al の互いの原子面どうしが反応拡散を開始した結果であると推察される．また，Ti と Al の反応拡散を生じたと考えられる面積が，接合温度の上昇とともに増加する傾向を示していた．したがって，反応拡散を生じたと考えられる面積が増加する
ことで，継手の引張強さが上昇したものと推察される．また，接合温度を 773 K に上昇させると，接合部の周囲に光沢のある滑らかな破断形態が観察されたことから，接合温度が高温化すると，Ti と Al の金属間化合物を形成していたものと考えられる．またその結果，脆性的な破壊形態に変化し，継手の引張強さが低下したものと推察される．

－223－
－
223 －

３．３接合部の組織観察
接合界面近傍の組織について調べるため，FE-SEM
により接合界面近傍の組織観察を行った．Fig. 3 に示すように，被膜処理を施さなかった場合には未密着部が認められるものの，被膜処理を施した場合には，どの接合温度においても接合面どうしの巨視的な密着化が達成されていたことが確認できる．ここで，Ti と Al の線膨張係数には大きな違いがあり，Al は Ti の 4 倍程度であることが知られている．したがって被膜処理を施した場合に巨視的な密着化が達成されたのは，金属塩被膜が接合中の加熱により熱分解することで金属面が露出し，Ti と Al が反応拡散を生じることで，より強固な接合が達成された
Fig. 1 Effect of metal salt generation processing
on the relation between bonding temperature andtensile strength.

ためであることが示唆される．また，接合温度を 773
K に上昇させることで接合界面近傍の Ti 側に金属間化合物と考えられる黒色を呈した組織が見受けられるようになった．したがって，接合温度を 773 K に上昇させた場合に継手の引張強さが低下したのは，これらの化合物中での破壊が支配的となったためであると推察される．
３．４改質処理後の生成物分析
アルカリ処理を施した表面に形成される Al(OH)3をギ酸（90%以上）中で煮沸することによって，Alのギ酸塩の塩基性塩を生成することが知られている．
そこで金属塩被膜処理後の Al 表面を FT-IR により表面解析した結果，Fig. 4 に示すように，被膜処理を施すことでエステル結合，炭化水素イオンおよびカルボキシル基に相当するピークが検出された．したがって被膜処理を施すことで，ギ酸エステルおよび Alのギ酸塩が生成されることが分かった．ここで，Alのギ酸塩を加熱すると，323 ~ 423 K の温度域において，脱水および吸熱反応を生じ，573 K 近傍の温度域においては，微粒子状の Al2O3 が生成することが知られている．よって，接合前に Al および酸化皮膜
がギ酸塩に置換され，接合中に熱分解することで，少量の微粒子状の酸化物を生じながら接合初期において Ti と Al の接合面における反応拡散が進行していたものと推察される．その結果，より低温から継Fig. 2 Digital camera images of fractured surfaces
after tensile test.

手の引張強さが向上したものと考えられる．

－224－
－
224 －

４． 結言(1) FT-IR による表面分析の結果，金属塩被膜処理を施すことで，アルミニウムシートの接合表面に Al のギ酸塩が生成され，接合中に熱分解する
ことで，Al の金属面が露出していたものと考えられる．
(2) 上記(1)の結果，金属塩被膜処理を施すことにより，継手の引張強さが接合温度 753 K において
約 100 MPa に達したものと推察される．
(3) 金属塩被膜付与アルミニウムシートを Ti の接合面に適用することで，固相接合において低変形量化が可能であることから，精密接合技術への展開が期待できる．
（共同研究分野：スマートグリーンプロセス学分野）

Fig. 3 FE-SEM micrographs of joint interfaces.

Fig. 4 FT-IR analysis results of Al surfaces
with/without metal salt generation processing.

－225－
－
225 －

電析法と選択溶解法を用いたCNTsへのナノポーラス構造作製検討
早稲田大学 ナノ・ライフ創新研究機構
齋藤 美紀子
1. 研究目的
低炭素化に向けて、サイリスタなどの電力デバイスの活用により省電力や再生エネルギー利用が進められており、これら電力デバイスでも放熱のための実装技術の開発が強く求められている。CNTs は、鋼の 10 倍の強度、銅の 10 倍の熱伝導度、Si の 1.5 倍の電子移動度を持つなど情報、エネルギー、バイオ産業への応用へと期待の大きい材料である。この為半導体個パッケージの導熱性材料や Through-Silicon-Via を使った 3 次元 LSI の配線材料として優れた性質を有するが、実用的には CNTs と放熱及び電気回路との接触抵抗が高いことが課題である。
そこで、今回高密度、高配向を有する CNTs 層（１）の表面に電析膜の積層を試み、電析膜の初期成長メカニズムを解明し、CNTs と電析膜を用いた熱放散の良好な電極構造の提案を本研究の目的とした。一方、ナノポーラス
材料(2、3) は低温での焼結が進行すると報告されており、接合技術への新たな応用化が期待される。本研究では、
ナノポーラス材料の開発とそれによる高性能・高信頼性接合部の創出をおこなうことも目的とした。電析法を用
いて CNTs 層の表面に Au-Ag 合金電析膜を作製し、選択溶解から得られる Au ナノポーラス構造の作製検討や粒子の形態制御の検討を進めた。
2. 研究方法

表１Au-Ag 浴組成

2. 1 実験方法
Au-Ag の膜形成は電気化学測定装置（HZ7000、北斗電工

試薬
濃度
HAuCl4·4H2O 1 mM
AgNO3
2 mM, 4mM
Thiourea
0.2 M
0.01M
H2SO4

株）を用いて行った。表 1 に溶液構成(3) を示す。膜組成分析
は ICP-MS（ICAP-Q、Thermo Scientific）や GD-OES (JY5000RF、堀場製作所社製)を用いて行った。形態観察は FESEM（S-4800、 ㈱日立ハイテクノロジーズ）を用いて行った。実際に SiC 基板上の CNTs(4)への電析は図 1 の概念図に示すように銀ペーストによる電線の CNTs あるいは SiC へ固定さらにはエポキシ樹脂で封止し、試料極を用いて行った。

SiC

2. 2 ナノポーラス構造の作製
表 1 に示すようにチオ尿素(Thiourea)を錯化剤として用い、
Au-Ag の合金膜の形成を行った。-700 mV vs. Ag/AgCl 60 分の電析後硝酸を用い、10 s のエッチングを行った。従来の検討結果から電析後の熱処理により良好なナノポーラス構造が得られているが、本検討では電析後にエッチング処理を進め

図 1

電析用試料概観図

た。
3. 結果
3. 1 CNTs 上の電析ナノポーラス構造
図 2 に試料の CCD 顕微鏡光学像を示す。この写真からは CNT と SiC の接続の差の形態への差は観測されなかった。またデアロイ後において顕著なポーラス構造は見られなかった。むしろデアロイ後において粒子間の隙間が小さくなった。図 3 にデアロイ後の試料の FE-SEM 像を示す。個々の粒子サイズが 1 m 程度

－226－
－
226 －

と比較的大きいこと、さらには SiC に接続し電析を行った試料では少し膜剥がれの様子も確認された。今後さらなる解析、ならびに接合評価を進めていく予定である。

(a) Au-Ag 膜形成後(b) Au-Ag 膜形成後(c) デアロイ後(d) デ ア ロ イ 後

CNT に接続試料

SiC に接続

CNT に接続

SiC に接続20 m

図 2. 試料の CCD 顕微鏡光学像.

(a) デアロイ後

10 m(b) デアロイ後

CNT に接続した試料

SiC に接続した試料

図 3 試料の FE-SEM 像
4.結論

CNTs への Au ナノポーラス構造の作製検討や粒子の形態制御の検討について電析法を用いた検討を進めた。
CNTs へ Au-Ag 電析が可能であること、またデアロイプロセスによる選択エッチングが行えることを確認した。
一般的な例えば Au 蒸着膜上への Au-Ag ナノポーラス構造の形成と比較した場合(5)、粒子サイズが大きいこと
また密着性が少し低減していることが観察結果から推定された。今後組成分析や熱処理の影響についても検討を進め、接合強度との関係について評価を進めていく予定である。
5. 参考文献(1) M. Kusunoki and H. Kato, “High-density and well-aligned carbon nanotubes formed by surface decomposition of SiC”,
Appl. Sur. Sci., 254, 257-261 (2007).
(2) J. Erlebacher, M. J. Aziz, A. Karmer, N. Dimitrov, and, K. Sieradzki, “Evolution of nanoporosity in dealloying”,
Nature., 1410, 450--453 (2001).
(3) Z. Zhang, Y. Wang, Z. Qi, W. Zhang, J. Qin, and J. Frenzel, “Generalized Fabrication of Nanoporous Metals (Au, Pd,
Pt, Ag, and Cu)”, J. Phys. Chem. 113, 12629-12636 (2009). H. Mimatsu, J. Mizuno, M. Saito, T. Kasahara, H. Nishikawa, S.
Shoji, ” Low-Temperature Au-Au Bonding Using Nanoporous Au-Ag Sheets”, J. Appl. Phys., Vol. 52, (2013) pp. 050204.
(4) Y-Y. Tang, C-L. Kao. And P-Y. Chen, “Electrochemical detection of hydrazine using a highly sensitive nanoporous gold
electrode”, Analytical Chimica Acta, 711, 32-39 (2012).
(5) M. Saito, K. Matsunaga, J. Mizuno, H. Nishikawa,“Nano-porous Structure Control under Electrodeposition and Dealloying
Conditions for Low-temperature Bonding”, 5th Electronics System-Integration Technology Conference, ESTC 2014; Helsinki;
Finland; 16 September 2014 through 18 September 2014; Category numberCFP14TEM-ART; Code 109411 Article
number 6962819.

(共同研究分野：スマートグリーンプロセス学分野)

－227－
－
227 －

【先導的重点研究課題（国際共同研究員）】

Materials science in multi-scale interface of jointed dissimilar material―Interface analysis on carbon nanotubes and Al matrix of composites―
Xi'an University of Technology, Li Shufeng
In-situ observation and evaluation on the fracturing behavior of multi-walled carbon nanotubes (MWCNTs)
reinforced powder metallurgy (PM) Al matrix composite materials was carried out by using tensile test equipment
installed in scanning electron microscopy (SEM). Peeling and fracturing phenomena of MWCNT embedded in Al
matrix were obviously and directly observed in this study. The peeling formation and resultant effect on tensile strengthof the composites were examined. Through transition electron microscopy (TEM) characterizations, it was clarified that
defective structures like inter-wall bridges cross-linked adjacent walls of MWCNTs. This structure was helpful toimprove the inter-wall bonding conditions, and resulted in the effective load transfer between the walls and resultant
peeling behaviors of MWCNTs. CNT/Al composites indicated a large improvement of strength compared to themonolithic pure Al material.
Key Words : Powder Metallurgy, Multi-Walled Carbon Nanotubes, Al Composites, Peeling Behavior, Strength

1. Introduction
Multi-walled carbon nanotubes (MWCNTs) consisting of multi-layer tubal graphene sheets, have outstanding and exciting
characteristics compared to the conventional metallic materials, and then they could be applied to the structural and functional
uses (1). For example, CNTs have some merits such as lightweight effect, excellent mechanical and electrical properties andlarge surface area. Therefore, MWCNTs are promising fibrous reinforcements for high-performance composites materials. In
the previous works, CNTs reinforced composites in various matrices have been studied intensively for applications as thenext generation strong structural materials (2). The recent research outputs, however, reported that the mechanical properties of
CNT reinforced composites are still much lower than the expected values. The understanding of the fracturing behaviour of
CNTs in composites is basically essential to the design of high-strength composite materials (3). From in-situ observation
studies on individual MWCNTs of the composites (4), they were clearly observed in a ‘sword-in-sheath’ fracturing mode: theoutermost wall of MWCNTs was fractured and the inner walls were pulled out. Due to the low inter-wall shear strength (4)(5),
it was hard to transfer the applied load to the inner walls of MWCNTs during failure. It led to a low load transfer efficiency
and resultant mild strengthening or toughening effect in CNTs reinforced composite materials. The Recent studies suggested
that the introduction of defective structures, such as inter-wall sp3 bridging, could lead to the enhancement of inter-wall shear
strength of MWCNTs (6)(7). That is, a noticeable load transfer strengthening effect might be achieved in CNT reinforced
composites through the design of CNT structure, especially defects.
In this study, high-defect-density MWCNTs were employed as reinforcements of pure Al matrix composites fabricated bypowder metallurgy route. In-situ SEM observation on CNT/Al composite was carried out to investigate MWCNT fracturing
behaviour during tensile test until complete failure. Peeling fracturing phenomena of MWCTNs were obviously detectedfrom the in-situ SEM observations. Peeling mechanism was examined, and its effect on the mechanical properties was
discussed.

－229－
－
229 －

2. Experimental procedure
In this study, MWCNTs reinforced Al matrix composite materials were fabricated by powder metallurgy route. Pure Al
powder and 0.6 wt.% MWCNT having about 100 nm in diameter and 15 µm in length (VGCF-H) were employed as starting
materials, and mixed by Al2O3 media balls (ball to powder massive ratio of 1:10) using a rocking milling machine for 4 hrs.
The milled powder mixture was subsequently consolidated by sparking plasma sintering (SPS) and the following
hot-extrusion. SPS was conducted by using an SPS system at a sintering temperature of 823 K for 0.5 hr by applying 30 MPa
pressure under a vacuum of 5 Pa. Before hot extrusion, the as-sintered billet was pre-heated at 773 K for 180 s under argon
gas atmosphere. The billet was immediately extruded to a rod using 2000 kN hydraulic press machine. The extrusion ratio
and the ram speed were 12:1 and 0.5 mm/s, respectively. The morphologies of raw CNTs and the extruded CNT/Al
composites were examined by transmission electron microscopy (TEM). TEM samples of the composites were fabricatedwith a focused ion beam (FIB) system. The defect density of MWCNTs was investigated by Raman spectroscopy. In-situ
tensile test of CNTs/Al composite was operated inside a field emission SEM (FE-SEM). The specimen was machined fromthe extrusion rod into a flat dog-bone shape with gauge length of 10 mm. The effective cross-section area is 2 mm in widthand 1 mm in thickness. The sample was placed into the two clamping heads of the tensile machine, and then loaded with atensile speed of 5 μm/s. Tensile test was manually paused and controlled during the tensile test. During the temporary pause
in tensile test, the displacement was held on, and SEM photos on the specimen surface were captured. Tensile loading wasthen restarted to the next pause point until the specimen was fractured. Furthermore, in order to accurately evaluate the tensile
strength at room temperature, a regular tensile test was carried out by using a universal testing machine at a strain rate of
5×10-4 s-1. Tensile specimens with a gauge length of 15 mm and diameter of 3 mm were machined from the extruded rods.
The tensile axis of both in-situ and standard tensile tests was parallel to the extrusion direction. The average tensile strength
was determined from the measurements of 5 specimens.
3. Results and discussion
TEM analysis results of raw MWCNTs at different magnifications are shown in Fig.1. CNTs exhibited a large aspect ratio(length to diameter ratio), and their walls with a spacing of 0.34 nm and many structure defects in the CNTs were clearlyobserved as shown in Fig. 1(b). The high-resolution Fig.1 (c) indicates TEM (HRTEM) image of typical defect morphology.
These defective walls like a bridge, non-parallel to CNTs axis direction, cross-linked the adjacent regular walls which areparallel to the axis. It is well known that Raman spectra evaluation is useful to characterize the defect density of CNTs in theprevious studies (8). The peaks at ~1350 cm-1 and ~1572 cm-1 correspond to a typical D-band (defect) and G-band (graphite),
respectively. The relative intensity between these two peaks (ID/IG) is known to provide useful information in discussion
about the defect density of the internal CNTs. In general, the peak intensity ratio (ID/IG) was measured as ~0.1 for the present
MWCNTs.
Fig. 2 shows TEM photo of the morphology of MWCNT dispersed in the aluminum matrix composite prepared in thisstudy. CNT was well contacted and bonded with Al matrix via a clean interface, and any other interface phases and voids
were never observed in Fig. 2(a). It suggests that CNTs were thermally stable in the present consolidation conditions via SPS
and hot extrusion. As a result, the inter-wall bridging structures have never changed from raw MWCNTs, and introduced into
the composite as indicated by the arrows in Fig. 2(b). In addition, Fig. 2(c) reveals a typical defect consisting of about 30
walls in the framed area in Fig. 2(b). Some walls in the defect did not align with the other walls in the original tubes, that is,these walls were non-parallel to the axis direction and cross-lined with other walls, which were schematically illustrated inFig. 2 (d).
To understand the fracturing behavior of MWCNT reinforcements dispersed in Al matrix under tensile stress, in-situ
observation was carried out by using tensile test equipment installed in SEM. Fig. 3(a) shows a tensile load-displacement
profile of the CNTs/Al composite specimen. SEM observation on MWCNTs was taken place at each point (A~E) in (a), andthe photos were captured on the CNTs fracturing behaviors after pausing at each point as shown in Fig. 3(b-e), respectively.
During the yielding stage of the composite (point A), little microstructure change of the composite was observed. After

－230－
－
230 －

yielding stage, the cracks grew and expanded in the matrix shown in Fig.3(b), CNTs were exposed and restrained the growing
tendency of the crack. With increase in the tensile displacement, the fracturing of MWCNTs started one by one in Fig. 3(c).
For example, the outer walls of the CNT① has fractured, and some debris is touched on the broken area. The fresh innerwalls of CNT① is exposed with a decreased out-diameter as indicated by an arrow Fig. 3(c). In the same observation area,
another CNT② also showed a fracture process with multi-fractured-stages, which was a peeling fracture and completely
different from the phenomenon in case of CNT①. From the outer-diameter gradient of the left CNT segment, it suggests that
CNT① and CNT② initially fractured at the outer layer, and the wall-breaking vertically grew into the CNT with somedepth. Then the fracturing point shifted to another position which was some axial distance away from the previous fracturing
point. This peeling behavior has repeated twice along the tensile direction with CNT②, leaving 3 rod stages with different
out-diameters in Fig. 3(c). The peeling behavior moved on until all of the walls were completely fractured. After tensile test,
ruptured and peeled CNTs were observed on the fracture surface as shown in Fig. 3(d) and (e). CNT③ exhibited a multiple
peeling morphology, and CNT④ showed only one-time peeling. Furthermore, it is interesting that the peeling slopes with
gradually changed CNT outer-diameter were often observed as arrows indicated in Fig. 3(c-e). In case of CNT③, there was along slope between the two stages with outer-diameter of ~230 nm and ~50 nm, and the core was about 10 nm. The
morphology schemes of CNT③ and CNT④ are illustrated in Fig. 3(f). The peeling slopes suggested that the walls
fracturing phenomena was transferred from outer to inner walls of nanotubes through the bonding structure between walls.
These structures, non-parallel to the axis direction, were mostly induced by the bridging walls of defects observed in
MWCNTs as mentioned in Fig. 2.
4. Conclusions
The fracturing behavior of multi-walled CNTs dispersed in PM Al composites in tensile was carefully investigated by in-situ
observation using SEM installing tensile test equipment. A multiple peeling phenomenon was commonly observed in
WMCNTs under tensile loading. The defective bridging walls were helpful to improve the inter-wall bonding conditions,
resulting in the effective load transfer between walls and the peeling behaviours of MWCNTs. This study might provide news
insight into understanding the strengthening effect of CNTs reinforcements of metal matrix composites for high-performancematerials design.

Fig.1 TEM observation on morphology of raw MWCNTs

Fig.2 TEM observation and diffraction pattern of CNTs

used in this study.

dispersed in Al matrix composite. High-magnification
photo (c) shows a box in (b). Double-lines in (c) meanaligning direction of walls, and (d) schematicallyillustrates bridge walls in frame in (c).
－231－
－
231 －

Fig.3 In-situ SEM observations on fracturing behavior of MWCNTs dispersed in Al matrix composite byusing tensile test machine installed in SEM equipment. Load-displacement profile of CNTs/Al composite in
tensile (a), where points A~E correspond to temporarily paused position to observe fracturing phenomenon of
specimens. CNTs confronted a crack advance of Al matrix (b). Two CNTs obviously revealed fracturing or
peeling behavior (c). Two typical peeled CNTs after tensile test (d,e). Morphology scheme of peeled CNTs in(d) and (e) illustrated in (f). White arrows in (c-e) indicate peeling position of MWCNTs.
References(1) Iijima, S., “Helical microtubules of graphitic carbon”, Nature, 354 (1991) pp.56-58.
(2) Popov, V.N., “Carbon nanotubes: properties and application”, Mater Sci Eng R, 43 (2004) pp.61-102.
(3) Bakshi, S.R., Lahiri, D., Agarwal, A., “Carbon nanotube reinforced metal matrix composites - a review”, Inter Mater
Rev 55 (2010) pp.41-64.
(4)Yu M.F., Lourie O., Dyer, M.J., Moloni, K., Kelly, T.F., Ruoff, R.S., “Strength and breaking mechanism of multiwalledcarbon nanotubes under tensile load”, Science 287 (2000) pp.637-640.
(5) Soule, D.E., Nezbeda, C.W., “Direct basal-plane shear in single-crystal graphite”, J Appl Phys 39 (1968) pp.5122–5139.
(6) Peng, B., Locascio, M., Zapol, P., Li, S., Mielke, S.L., Schatz, G.C., Espinosa, H.D., “Measurements of near-ultimate
strength for multiwalled carbon nanotubes and irradiation-induced crosslinking improvements”, Nat Nanotechnol 3(2008) pp.626-631.
(7) Byrne, E.M., McCarthy, M.A., Xia, Z., Curtin, W.A., “Multiwall nanotubes can be stronger than single wall nanotubes
and implications for nanocomposite design”, Phys Rev Lett 103 (2009) 045502.
(8) George, R., Kashyap, K.T., Rahul, R., Yamdagni, S., “Strengthening in carbon nanotube/aluminium (CNT/Al)
composites”, Scripta Mater 53 (2005) pp.1159-63.

（共同研究分野：複合化機構学分野）

－232－
－
232 －

【一般公募研究課題（国際共同研究員）】
Modelling of multiple metal vapours in arc welding of alloys
所属：CSIRO / Manufacturing
氏名：Anthony B. Murphy
1. Introduction
When welding alloys, such as stainless steel, thedifferent metallic elements (such as iron, chromium
and manganese) vaporize at different positions in theweld pool, since they have different boiling points.
Measurements indicate that these vapours have very
different distributions in the welding arc. For example,
in TIG welding of stainless steel with helium shieldingT, the gradients
temperature diffusion coefficient DCrof the mole fraction of iron xFe and helium xHe ,the electric field E, the gradient of the temperature T,
the masses of the respective gases mCr , etc., and thenumber density n and mass density ρ.

gas, it was found in experiments conducted at JWRI

A similar expression gives the mass flux of iron(1) that manganese and chromium are distributed

vapour. Combined ordinary diffusions coefficients forthroughout the arc, while iron remains near thecompositions predicted at two locations above the weld

workpiece.

pool are shown in Fig. 1.

The aim of the project was to apply a new method of
calculating diffusion coefficients for mixtures of threegases to investigate this problem. By using these
diffusion coefficients, it is possible to model, forexample, the diffusion of iron and chromium in ahelium arc.
2. Calculation of three-gas diffusion coefficients
An approach developed recently at CSIRO (2) wasapplied to calculate the diffusion coefficients for a
mixture of helium, iron vapour and chromium vapour.
The mass flux of chromium vapour is given by Dx x   Cr,Fe Fe 
 x

T
2
J Cr  n / mCr mFe mHe  DCr,He xHe    DCr
 ln T E
 DCr E








in terms of the combined ordinary diffusion
coefficients

3. Composition of vapour above weld pool
The composition of the vapour produced from theweld pool depends on the temperature distribution at
the surface of the weld pool, and the alloy composition.

(1)x
DCr,Fe,Fig. 1 Combined ordinary diffusion coefficients for two
mixtures of helium, iron vapour and chromium vapour.
Solid line: 3.6% Fe, 4.4% Cr, 92% He; dashed line: 1.1%
Fe, 1.9% Cr, 97% Fe.

x
DCr,He, the combined electric

Table 1 gives the composition of the stainless steel SS
304 used in the experiments (1), and the boiling point
Tboil and latent heat of vaporization Hvap taken from (3).
Note that 2944 K is commonly used as the boilingfield diffusion coefficientE
DCr, the combined

point of Cr; here the corrected value recommended in

－233－
－
233 －

distribution.

(3) is used.
The vaporization rate is proportional to the vapour

4. Mass flux calculations

pressure, which is given by

The mass fluxes of Fe and Cr were calculated using  H vap  1
1 
Pvap  Patm exp   R  Tl Tboil  

(2)

radii: the weld pool centre, and the radius at which theTable 1 Composition of SS 304 (mass %), composition
used in calculation (mol %), and boiling point and latent
heat of vaporization of the component elements.

Cr

Mn

Ni

Mass %

72.7

18.2

0.86

8.2

Mole %

78.1

21.0

0.86

0*

Tboil (K)

3135

2755

2334

Hvap (kJ/mol)

349.6

344.3

226

and the electric field taken from (4). Results are given
in Table 2 for conditions above the weld pool at two

where Tl is the temperature of the liquid surface.

Fe

Eq. 1, with the gradients in composition, temperature

vaporization rate is largest (r = 1.3 mm). It can be seenthat Cr has a higher diffusion velocity than Fe at bothradii, indicating that Cr will diffuse more rapidly
upwards.
Table 2. Calculated diffusion mass flux J and diffusion
velocity v in the upward direction for Cr and Fe at two
different radiir (mm)* Ni is set to zero, since it is neglected in the calculations

Fig. 2 shows the vaporization rates of Fe, Cr and Mn
as a function of radial distance from the weld poolcentre. The vapour pressure is calculated from thetemperature distribution given in (4), and is integrate2 r2

J (kg/m2/s)

v (m/s)

Cr

Fe

Cr

Fe

0

0.055

0.044

0.61

0.45

1.3

0.00520.0039

0.041

0.028

5. Conclusions
The calculations presented here use a new method to
calculate diffusion coefficients, which allows the ratewith respect to radius using   Pvap (r )r dr d toof diffusion of two different metal vapours to be

take into account the increase in area at larger radii.

applied to the case of Fe and Cr diffusion in helium

0 r1

It is clear that Cr is produced at the greatest rate forradii less than 3 mm. Fe and Mn are produced atsimilar rates, with more Fe produced near the weld
pool centre, and more Mn towards the edge.

calculated self-consistently. The method has been
TIG welding of SS 304.
It was found that the chromium vapour is produced
at higher concentrations and diffuses more rapidly
upwards. This is in agreement with experimental
results (1), which indicate that Fe vapour remains near
the weld pool, while Cr vapour mixes into the arc.
Future work will involve implementing thevaporization and diffusion of different metal vapours in
a computational model of the welding arc, which has
so far been used to treat a single metal vapour (5).

Fig. 2 Vaporization rate of Fe, Cr and Mn, integrated
with respect to radius, and assumed temperature

References(1) M. Tanaka and Y. Tsujimura, ‘Visualization of metal
vapor behavior in TIG welding’, Quart. J. Japan Weld.
Soc. 30 (2012) 164-170(2) X. N. Zhang, A. B. Murphy, H. P. Li and W. D. Xia,
‘Combined diffusion coefficients for a mixture of threeionized gases’, Plasma Sources Sci. Technol. 23 (2014)065044

－234－
－
234 －

(3) Y. Zhang, J. R. G. Evans and S. Zhang, ‘Correctedvalues for boiling points and enthalpies of vaporizationof elements in handbooks’, J. Chem. Eng.
Data 56 (2011) 328–337(4) K. Yamamoto, M. Tanaka, S. Tashiro, K. Nakata, K.
Yamazaki, E. Yamamoto, K. Suzuki and A. B. Murphy,‘Metal vapour behaviour in thermal plasma of gas
tungsten arcs during welding’, Sci. Technol. Weld. Join.
13 (2008) 566–72(5) A. B. Murphy, ‘Influence of metal vapour on arc
temperatures in gas–metal arc welding: convection
versus radiation’, J. Phys. D: Appl. Phys. 46 (2013)
224004（共同研究分野：エネルギー制御学分野）

－235－
－
235 －

【一般公募研究課題（国際共同研究員）】

Investigation into Feasibility of FSW Process for Welding
1600MPa Quenched and Tempered SteelThis research work carried out within the JIJReC Program in cooperation between JWRI, Osaka University
and CMRDI, Egypt, has been published in Materials Science and Engineering A, December 2015.
Introduction
The subject steel with its ultrahigh tensile strength and hardness provides excellent resistance topenetration and shock. Among its applications are mine clearing vehicles for a safer environment,
diplomatic vehicles for safer transportation, cash transport vehicles for better protection and marine
applications. Currently, fabrication of these steel’ structures is made using arc welding processes. The
main problem in this case is the formation of a microstructure highly susceptible to cold cracking. The
precautions used to avoid this problem such as using an undermatching filler metal and increasing thepreheating temperature and heat input lead to a significant deterioration in the mechanical properties.
Based on this concern, the plate thickness needs to be excessively thick to ensure the strength of thewelded structures, which, in turn adds a negative economic aspect. This problem can be overcome using
friction stir welding (FSW). Recently, research works indicated that friction stir welded joints of different
types of steels were successfully produced with maintaining their mechanical properties. However, thefeasibility of FSW of ultrahigh mechanical properties steels has not been adequately researched. This
research study aims at clarifying the feasibility of welding 1635MPa quenched and tempered steel using
the FSW process.
Experimental Procedure
The test material was a 2.2mm thick commercial quenched and tempered steel plate with 1635MPa tensile
strength. Both stir-in-plate and single pass autogenous square butt joints with a machined surface weremade using 150x100x2.2mm plate samples. The welding tool used was a WC-based material and equippedwith a columnar smooth probe rotated in a clockwise direction. The tool had a 12mm shoulder diameter, a
4mm probe diameter and a 2.0mm probe length with an advancing tilt angle of 3o from the plate normal
direction. The rotational speed was varied between 80 and 600rpm while the welding speed was changed
between 80 and 800mm/min. The welded joints were subjected to metallurgical examinations including
EBSD, hardness measurements, and tensile and impact tests.
Results and Discussion
Stir-in-plate welds were made both above and below A1 temperature (723oC/996K), based on different
combinations of tool rotational speed and welding speed. Macroscopic investigation of a cross section offriction stir weld obtained above A1 using 600rpm tool rotational speed and 600mm/min welding speed
showed a complete penetration and sound weld free from unacceptable internal defects (Figure 1). This isdue to a proper plasticity and metal flow resulting from a sufficient heat input. A further increase in thewelding speed to 800mm/min resulted in an incomplete weld penetration. The tool rotational speed was
not further increased beyond 600rpm due to critical durability, fatigue resistance and toughness of the WCbased tool above 1000oC (1273K). Macroscopic investigation of a weld made below A1 using 80rpm tool
rotational speed and 80mm/min welding speed indicated that the weldability of this steel is not feasible
below A1 due to insufficient plasticity and improper metal flow. Optical microscopic examination thefriction stir welded joint of Figure 1 indicated three zones, namely the stir zone (SZ), transient zone (TZ)
and HAZ (Figure 2). The microstructure of the SZ consists of a fine lath martensite with some retained
austenite resulting from high cooling rate. The TZ microstructure consists of two types of martensite

－236－
－
236 －

phases, i.e., a newly formed martensite with an equiaxed grain structure and the originally existing
tempered lath martensitic structure, due to heating between A1 and A3. The HAZ microstructure close to
the TZ consists of coarse martensite needles, which became successively finer in areas farther from the TZ,
but the structure still remained coarse martensitic as a result of over-tempering below A1. The
microstructures of these three zones have been confirmed using EBSD measurements.

Figure 1 Macrograph of a cross section of friction
stir weld obtained above A1 using 600rpm tool
rotational speed, 600mm/min welding speed.

Figure 2 Optical micrographs of the cross sectionof friction stir welded joint of Figure 1.

Typical hardness profiles of the cross sections of the friction stir welded joints obtained both above andbelow A1 temperature are shown in Figure 3. It is clear that the highest average hardness value (575HV)
was obtained at the SZ of the above A1 weld, while its HAZ hardness adjacent to the TZ had remarkably
decreased to 327HV, in comparison with 541HV for the BM. This is related to a fine lath martensitic
structure in the SZ due to a high cooling rate while an over-tempered coarse martensitic structure formedin the HAZ. In comparison with the above A1 weld, the SZ of the below A1 weld showed a dramaticaldecrease in its hardness value (355HV) due to its soft microstructure resulting from over-tempering. The
ultimate tensile strength of the welded joint (1225MPa) as well as its uniform elongation (2.3%) are lower
than those of the base metal (1635MPa, 10.5%). The over-tempered coarse martensitic structure formed in
the HAZ of the welded joint has resulted in a remarkable decrease in its hardness that, in turn, resulted in adecrease in the overall tensile strength of the welded joint. The remarkable decrease of the overall tensile
elongation of the welded joint is attributed mainly to the strength mismatch, as indicated by the hardness
measurements. The results of miniaturized Charpy test disclosed that both the load and absorbed energy
for the stir zone are very close to those of the base metal (Figure 4). This can be linked to fine lathmartensitic structure with a low amount of retained austenite in the stir zone, which is similar to that of theBM.

Figure 3 Hardness contours of welds obtained
above and below A1 temperature.

Figure 4 Bar graphs showing the maximum load
and impact absorbed energies of specimens takenfrom the BM and welded joint obtained above A1.

Conclusions
The obtained results indicate that the FSW above A1 does indeed have the potential for possible
maintaining ultrahigh mechanical properties of the subject steel, which is in contrast to other researchstudies of high carbon steels in which acceptable welds were successfully made below A1 temperature.

－237－
－
237 －

References[1] G. Magudeeswaran, V. Balasubramaniarr, G. Madhusudhan Reddy and T. S. Balasubrarnaniarr, J. Iron.
Steel Res. Int., 15 (2008) 87-95.
[2] T. Miura, R. Ueji and H. Fujii, J. Mater. Process. Tech., 216 (2015) 216-222.
（共同研究分野:機能性診断学分野）

－238－
－
238 －

【一般公募研究課題（国際共同研究員）】
Development of Direct Fabrication Process of Porous Cathode for
Lithium-Ion Batteries by Gel-Casting Method
Shanghai Institute of Ceramics
Zhang Jingxian
1. Purpose
Lithium-ion batteries (LIBs) are indispensable energy storage systems in our lives. The widespread application of LIBs in
portable electric devices, such as mobile phone, laptop computer, digital camera, was achieved by a capacity increase andminiaturization. On the other hand, the fabrication of electrodes (cathode and anode) is still conducted by a classical method as
follows (Fig. 1(a)): (1) powder mixing of active material, conductive carbon and bonder, (2) paste preparation of the mixed
powder with organic solvent, (3) coating of the cathode paste onto a current collector, (4) drying, (5) pressing, and then (6)punching to a desired electrode shape. These multi-step processes consume a large amount of energy. In addition, thistraditional coating method is not suitable for fabricating the electrode with a complicated geometry. Therefore, the developmentof a direct fabrication method of electrode is needed for energy-saving society.
We are addressing the development of the direct fabrication process of cathode for LIBs by a gel-casting method (Fig. 1(b)).
This method is based on the gelation of concentrated slurry, including active material, by in-situ polymerization on the current
collector. By controlling the heating conditions,the organic solvent making up the slurry can
decompose into carbon, which leads to theformation of conductive pass of electrons. The
fabrication of electrodes with the complicatedgeometry available on wearable devices can beachieved by this method. The aim of this joint
research was the development of the direct
fabrication process of cathode for LIBs by thegel-casting method. In this period, weinvestigated the suitable gelation conditions.

Fig. 1 (a) Traditional method and (b) gel-casting method for preparing
electrodes of lithium-ion batteries.

2. Experimental
LiCoO2 powder was bought from jkchemical.com with the purity as 98%. The particle size was 7.348m (Brookhaven
Instruments Corporation), the morphology and the particle size distribution was shown in Fig.2. The specific surface area was
0.646m2/g (Quadrasorb SI/MP). Before preparing slurries, the powder was milled using a plenary mill machine to reduce theparticle size. After milling, the particle size decreased to 0.59m (Brookhaven Instruments Corporation). However, there arestill larger particles inside, as shown in Fig.3.
In this work, initially aqueous LiCoO2 slurries were prepared. However, after coating the slurries on Al foil followed bydrying, several big bubbles were observed on the surface of the coating, it seems there are reactions between Al foil and the

－239－
－
239 －

gelcasting slurries. In addition, thebonding between the coating andAl foil was not so strong andsmall cracks in some place can beobserved.

Therefore,

after

comparison, a low toxic noaqueous gelcasting process was
finally

proposed

using

only

ethanol as the solvent. The
formulation of the paste was as
this: as milled LiCoO2 powder
was used as cathode material.
Carbon black (0.5μm, Shanghai
Coking & Chemical Development

Fig. 2 Initial powder and the particle
size distribution.

Company, China) was used toFig. 3 Milled powder and the particle
size distribution.

improve the electron conductivity. Three different dispersants, glycerol trioleate, castor oil(CTO) and phosphate ester(PE) weretried for comparison. EK Epomer 641(Cheongwoo CFC Co. Ltd) and D.E.H 52 epoxy curing agent (Dow Chemical Company)
are employed to consolidate the slurries. Slurry were prepared by blending the LiCoO2 powder with carbon black in glycerol
trioleate solutions. After ball milling for 24h, the EK Epomer 641 was added and milled again for 2-3h, then DEH 52 wasadded and the slurry was mixing quickly for 5-6min before collecting and coating on the Al foil. The formulation of the slurries
was shown in Table 1. The slurries prepared from the above compositions were cast on one side of Al foil using a doctor blade,and the average thickness of the LiCoO2 sheets after drying were less than 20 m. The pyrolysis of the green tapes wereconducted at 400C at a heating rate of 1.0C/min and held several times in the range of 300-400C in vacuum to transfer theorganic components into carbon.
Rheological measurements were performed on a MCR 301 (Anton paar, Austria). Measurements were carried out at 25C.
The powder and microstructures of as cast LiCoO2 electrode coating were examined by a field emission scanning electron
microscope (JSM-6700F, Jeol, Japan). The porosity of the LiCoO2 coating was characterized by Hg porosimetry(Autopore9500).
Table 1 Formulation of LiCoO2 gelcasting slurries
Raw materials

FunctionContent (wt%)

Content (vol%)LiCoO2

Powder

57.5

18.1

CarbonPowder1.7

1.7

Glycerol trioleate

Dispersant

1.1

1.7

ethanol

Solvent

34.5

70.5

Epomerpolymer

3.4

5.2

D.E.H 52

Cross linker

1.7

2.8

3. Results

－240－
－
240 －

The quality of coating was largely dependent on the composition andprocessing conditions. In order to develop coating with satisfied
properties, three different dispersant, glycerol trioleate, castor oil (CTO)
and phosphate ester (PE) were selected for comparison. Slurries withglycerol trioleate showed well dispersing effect compared with others
dispersants. In the following work, glycerol trioleate was selected as thedispersant and the influence of dispersant content on the dispersion of
LiCoO2 was investigated (the solid loading was kept constants at 20vol%). Fig.4 showed that at about 1.8wt% dispersant, the slurry was inFig. 4 The dispersant content on the slurry
viscosity.

well dispersed state. Next, LiCoO2 slurries with the addition of carbon
and epomer 641 were prepared and the rheological behavior wasinvestigated, Fig.5. It was shown that the slurry with glycerol trioleate
showed shear thinning behavior, indicating a well dispersed state. Afterthe addition of DEH 52, the gelation behavior of EK epomenr in ethanol
was investigated. Fig.6 showed that the gelation occurred slowly at room
temperature and become solidified in about 40mins. Based on the above
study, a slurry formulation was proposed and showed in Table 1.
In our study, it was found that after the addition of DEH 52, the slurry
will experience a gelation at room temperature, though it is not so fast.

Fig. 5 Rheological properties of the slurries
with Epomer 641.

Therefore, after the addition of DEH 52, the slurry was mixed quickly for
6-7 min and then poured out for the subsequent coating on the Al foil. The resulted coating was kept at room temperature forgelation. After about 3-4 hours, a complete gelation of the membrane can be obtained. The membrane stick tightly on the Al
foil. However, it is better to kept at dryer atmosphere, because a long time exposure to the humidity will lead to the detachingof the membrane. The drying of the coating was at 50  C first and kept
for several hours and then at 80-100  C for 2 hours. After drying, thecoating was heated at 400 C for 1h to remove the organic components.
However, it was found that after pyrolysis, the Al foil deformed while thecoating detached at some place. Therefore, presently it is still difficult forheat treatment of the coating after trying several gelation system. A
possible route is to avoid using heat treatment and add some carbon in themembrane to increase the electric

Fig. 6 The gelation behavior of the Epomer
641 with DEH 52.

conductivity.
The microstrucure of thegreen tapes was shown in Fig.7. It
can be seen that a homogenoous
porous strcuture was obtained.
The coating thickness is around20m. Hg porosimetry was used
to characterize the coating. theFig. 7 Micrograph of the green coating after pyrolysised at 400C.

－241－
－
241 －

porosity is as high as 78%. There are two kinds of pores, one is very small pore size around 5nm and another is big poresaround 140nm. The former might come from the gel structure and the latter might be due to the porous nature of themembranses. Furhter work in this area is on process.

Fig. 8 Microstructure of the green coating and the pore size distributon
after pyrolysised at 400C.
4. Conclusion
In this work, a comparison of aqueous gelcasting and non-aqueous gelcasting of LiCoO2 was compared and non-aqueous
gelcasting was selected for the coating on the Al foil. Carbon black was selected to increase the electric conductivity. Glycerol
trioleate was selected as the dispersant. Epomer 641 and D.E.H 52 were used for the gelation. A slurry formulation was
proposed and successfully applied for coating on the Al foil with the thickness around 20m. the membrane was ofhomogeneous and porous structure with the porosity of 78%. Further work on the processing is on the way.
Acknowledgement
This work was supported by the Joining and Welding Research Institute, Osaka University (JWRI). The author was gratefulto Prof. Makio Naito and Dr. Takahiro Kozawa for the hospitality and detail arrangement during conducting the cooperation
program.

(共同研究分野:スマートコーティングプロセス学分野)

－242－
－
242 －