日本金属学会会報■■

2019年 4 月 1 日発行（ 毎月 1 回 1 日発行）

Vol.58 No.4 ISSN 1340-2625

金属なんでもランキング！

ミニ特集「材料技術史から見るこれからの技術展開」〜チタンおよびチタン合金〜■

58

MTERE2 58（4）173〜232（2019）https://jim.or.jp/

準安定ラメラ組織の疲労き裂進展抵抗2019

https://www.jim.or.jp/journal/m/（←まてりあ記事オンライン）

https://www.jim.or.jp/journal/m/

2019
Vol.58
No.4◎会告原稿締切毎月 1 日(翌月号(1 日発行)掲載です．）

金属なんでもランキング No. 2

密度 ………………………………………………………………………………173

ミニ特集「材料技術史から見るこれからの技術展開～チタンおよびチタン合金～」
企画にあたって御手洗容子

北村一浩 ……………………………………………………………175

チタンの製錬・精錬・リサイクル岡部

徹 …………………………………………………176

チタンならびにチタン合金の Additive Manufacturing プロセス
中野貴由

石本卓也………………………………………………………………………………………181

耐熱チタン合金の開発史について

小柳禎彦 …………………………………………………188

b 型チタン合金の高強度・高靭性化の展開

新家光雄………………………………………193

金属積層造形法を用いた医療機器の製品開発から承認まで
石坂春彦
最近の研究

植月啓太………………………………………………………………………………………201

準安定ラメラ組織の疲労き裂進展抵抗

小山元道

野口博司

津R兼彰 …………………206

力学と組織学で疲労き裂進展抵抗を制御する準安定ラメラ組織による疲労特性の改善例を紹介．

研究所紹介

名古屋大学ナノテクノロジープラットフォーム微細構造解析チームの紹介～電子顕微鏡を用いた研究支援と原動力となっているスタッフたち～

産官学交差点

中尾知代 ……………214

Beyond Disciplines―融合を促進する R & D システム・インフラプラットフォーム―

永野智己 ……216

はばたく

毒性学の父にならって

本会記事

会告 ………………………………………………219

次号予告 …………………………………………229

掲示板 ……………………………………………226

金属学会セミナー開催報告 ……………………230

会誌・欧文誌 4 号目次 …………………………228

行事カレンダー …………………………………231

島袋将弥 …………………………………………………………………218

新入会員 …………………………………………229
まてりあ・会誌・欧文誌の投稿規定・投稿の手引・執筆要領，入会申込書，刊行案内はホームページをご参照下さい．
https://jim.or.jp/
今月の表紙写真

電子ビーム積層造形法で形成・制御された Ti48Al2Cr2Nb 金属間化合物の特異的層状構造．(中野貴由，石本卓也本号
181頁図 5 改変)

表紙デザイン北野玲

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6
41 乃木坂ビル 3F FAX 03
3475
5619 E
mailinfo＠jaacc.jp http://www.jaacc.jp/
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O

1

O

2

O

3

O

4

O

5

図1

図2

各元素の密度(室温)．

金属元素の密度ランキング．

参考文献(1) 改訂 4 版 金属データブック日本金属学会編，丸善，(2004)．

次号
ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan

金属素描

No. 3

ハフニウム



企画にあたって御手洗

2018年 9 月20日，第163回秋期講演大会において「材料技術史から見るこれからの技術展開」と題したシンポジウムを開催した．金属材料は精錬，溶解，鋳造，成形(鍛造，圧延など)のプロセスを経て必要な特性を発現させるため，材料開発の歴史の中でプロセス開発は重要な役割を担ってきた．
持続可能な社会のためには，材料特性だけではなく，環境低負荷プロセスや高効率プロセスの開発が必要であり，さらに，これらの新しいプロセスに適した合金開発や応用展開も期待される．これからの材料研究の新展開を考えるために，
今までのプロセスや材料開発の歴史を振り返るとともに，これから期待される新しいプロセスや材料開発，実用分野などについて議論することを目的としてシンポジウムを企画した．「材料と社会」を担当する第 1 分野(旧第 0 分野)と「材料プロセシングを」担当する第 6 分野(旧第 2 分野)の共同企画である．シリーズ化して様々な材料，技術を取り扱っていく予定である．
初回は，航空機材料や生体材料として幅広い分野で使用される Ti をテーマに，製錬，鍛造プロセス， 3 次元積層造形，航空機用耐熱 Ti 合金，生体材料用 Ti 合金，医療デバ
イスの製品開発と承認，と上工程から製品・認証まで幅広い
内容のシンポジウムを開催した．6 名の講師による基調講演を頂いたが，常に 50 から 70 名の聴講者が参加しており，大変盛況であった．大変貴重なご講演をいただいたため，今回は講演の中からいくつか解説記事をいただきミニ特集とした．
まず，東大の岡部徹先生より「チタンの製錬・精錬・リサ
イクル」と題して，チタンの現状と日本の状況を振り返りつ
つ，現在の製造プロセスであるマグネシウム熱還元法の利点と問題点について解説いただき，新しい製錬法の重要性を示していただいた．またチタンスクラップを処理してチタンの一次原料であるスポンジチタンよりも高い純度のチタンを製造する技術についても述べていただいた．
次に，最近注目されている 3 次元積層造形について，阪大の中野貴由先生，石本卓也先生より「チタンならびにチタン合金の Additive Manufacturing プロセス」と題して解説いただいた．積層造形技術の歴史はまだ浅いが，技術の発展を振り返りながら，熱源や結合方式により 7 種あることを示し，積層造形特有のプロセスパラメーターについて解説をいただいた．そこから形状，材質(組織)を制御するためのプロセスパラメータや積層造形特有の組織制御や異方性制御について解説をいただき，積層造形を用いた新しい材料創製への可能性を示していただいた．
また，大同特殊鋼株式会社の小柳禎彦氏には「耐熱チタン合金の開発史について」と題して，a チタン合金を中心に，
航空機，自動車の用途別に開発史を解説いただいた．航空機
用チタン合金では，必要とする特性に応じた添加元素と組織の選択が行われてきたこと，自動車用途ではマフラー部に使用される強度特性は航空機より要求されないが使用温度が高

容

子 北

村

一

浩

く耐環境性が要求されることを解説いただき，チタン合金の耐熱性を向上させるためには耐酸化特性に注目した材料開発
や脆化相として避けられてきた金属間化合物を活用した合金開発が必要であることを示していただいた．
東北大学名誉教授である新家光雄先生には「b 型チタン合金の高強度・高靭性化の展開」と題して，b 型チタン合金を中心に，高強度合金，生体用合金の開発史について解説をいただいた．b 型チタン合金の種類とそれぞれの特徴について説明いただき，高強度を引き出すための加工熱処理について解説をいただいた．生体用合金については，骨のヤング率に近づけるための材料設計法について解説をいただき，さらに形状記憶，ヤング率可変型，低弾性率を維持したままでの高強度化など新しい試みについても解説をいただいた．
最後に，帝人ナカシマメディカル株式会社の石坂春彦氏，植月啓太氏には「金属積層造形法を用いた医療機器の製品開発から承認まで」と題して，整形外科領域で用いられるインプラント材料を積層造形を用いて製造し，医療機器としての承認までの過程や困難の解決法について解説をいただいた．
患者個別インプラント製造に積層造形が適しており，患者のCT 画像から直接 3 次元設計と積層造形によるインプラントの製造が可能になるなど，新しいプロセスが従来の製造方法だけでなく価値観や医療技術をも大きく変える可能性があることを解説いただいた．
本ミニ特集では，様々な観点からチタンについて解説をいただいたが，チタン材料開発の歴史を振り返ることにより，将来の展望が垣間見えたと思う．今後の研究の参考にしていただければ幸いである．
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
御手洗容子
1994年 東京工業大学大学院理工学研究科博士後期課程金属工学専攻修了，同博士(工学)取得
1994年 4 月 日本学術振興会特別研究員(PD)1995年 4 月 科学技術庁金属材料技術研究所(現物質・材料研究機構に)研究員
2014年 4 月から同構造材料研究拠点 副拠点長，グループリーダー．
専門分野相変態，金属組織学，高温力学特性，耐熱材料◎現在耐熱 Ti 合金，高温形状記憶合金の開発を行っている．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

御手洗容子

北村一浩

物質・材料研究機構構造材料研究拠点 副拠点長，耐熱材料設計グループグループリーダー(〒3050047 つくば市千現 121)
愛知教育大学教育学部創造科学系 技術教育講座准教授
Preface to Special Issue ``Future Growth Expected from Technological History of Materials''; Yoko Yamabe Mitaraiand Kazuhiro
Kitamura(Research Center for Structural Materials, High Temperature Materials Design Group, National Institute for Materials
Science, Tsukuba. Aichi University of Education, Kariya)
Keywords: Ti alloys, smelting and refining, additive manufacturing, heat resistance, strengthening, toughness, medical devices, jet engine
2019年 1 月30日受理[doi:10.2320/materia.58.175]

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japanチタンの製錬・精錬・リサイクル
岡

部

徹

将来，技術革新，あるいはエネルギー革新が起こり，効率

.

は じ

め

に

良く，低いコストでチタンが製造できるようになれば，チタ
ンは鉄鋼やアルミニウムに次ぐベースメタルとして飛躍的にチタンは，資源としては無尽蔵の埋蔵量を有し，金属材料需要が増大するであろう．まさに夢の金属材料である．

の中では抜群の耐食性，比強度を有する夢の未来材料である．しかし，現状では，低いコストで鉱石から金属チタンを.

チタンの現状と日本の状況製造する技術が存在しないため，広く一般には普及せず，用途は限定されている．現状では，航空機材料や化学プラン

日本はチタンの生産大国であり，製造技術および研究開発

ト，生体材料などの分野で使用されている．一方で，チタンについては世界のトップランナーであることも，広く一般にはその特殊な機能から，移動体分野やロボット，海洋産業なは知られていない．日本では，年間約 4 万トンのスポンジ

ど様々な分野での応用が期待されている．したがって，高効

チ タ ン が 製 造 さ れ て お り ， 世 界 シ ェ ア の 約 20  を 占 め

率・低コストのチタンの製造法の開発への期待は大きい．まる(2)(3)．高い技術力をもとに，高品質のスポンジチタンを製た，将来チタンが普及し，リサイクル量が増えると，スクラ造しているため，中国に次ぐ世界第 2 位の生産シェアを維ップを回収して精錬しチタン中の不純物を除去・高純度化す持している．全ての資源を輸入し，環境規制が厳しく，高いる新技術の開発も重要な技術課題となる．このような背景か

電力コストと労務費の条件下でも日本がチタンの生産大国でら，本稿では，チタンの現状や製錬法の開発の歴史を振り返あることは，誇るべきことであると筆者は考えている．

るとともに，これから期待される新しい製錬・精錬プロセ

2015 年は，世界で約 18 万トンのスポンジチタンが製造されス，さらには将来必要となるリサイクル技術の方向性についており，約 13 万トンが溶解されインゴット等の展伸材に加て解説する．

工された．日本で生産されるスポンジチタンは品質が高いた
め，その多くが航空機向けに利用される．したがって，スポ.

未来材料チタンが有するポテンシャル

ンジチタンは，そのまま米国をはじめとする海外に輸出されチタンは地殻中に約 0.6存在し，地殻を構成する全元素

さい(4)．現在のチタンおよびその合金の主たる用途は，航空の中で 9 番目に多い(1) ．アルミニウム( Al )や鉄( Fe )の存在

機の構造材等の部品や発電所などの熱交換器などであり，特量には及ばないものの，構造材料として利用できる金属の中殊な事例としては，耐候性の屋根材などがある(2)．

るため，日本の展伸材の生産シェアは12(15000トン)と小ではマグネシウム(Mg)に次いで 4 番目に多い．銅(Cu)や鉛(Pb)，亜鉛(Zn)などのベースメタル(汎用金属)よりも，“資.

チタンの現在の製造プロセス

源的には遥かに豊富に存在する”ことは意外と一般には知られていない．また，チタンの地殻存在量はステンレス鋼の主チタンは，高温では極めて活性な金属であり，金属中の酸

要構成元素であるクロム( Cr )やニッケル( Ni )と比較しても素や鉄などの不純物を直接除去する“精錬”が非常に難しい

桁違いに多い．

金属の一つである．それ故に，鉱石(酸化物)を還元して，鉄資源的に豊富なチタンがベースメタルに比して広く普及しや酸素などの不純物濃度が低い高純度のチタンを製造する技ない理由は，鉱石から金属チタンを 1 トン製造するのに100術が完成するまでに，元素の発見(1791年)から120年を要し万円以上のコストがかかるためである．仮に，ステンレス鋼

た．(表参照)などに経済的に対抗し得るコストでチタンを製造する新技術

現時点でも，チタン中の不純物酸素を効率良く除去・低減が開発されれば，チタンの生産量は10倍，100倍と飛躍的にする技術が工業レベルで達成できておらず，チタンの製錬や成長する可能性を有している．

精錬・リサイクルに関する技術革新が進まない主な理由とな東京大学生産技術研究所 持続型エネルギー・材料統合研究センター センター長教授(〒1538505 東京都目黒区駒場 461)
Smelting, Refining, and Recycling of Titanium; Toru H. Okabe(Integrated Research Center for Sustainable Energy and Materials,
Institute of Industrial Science, The University of Tokyo, Tokyo)
Keywords: titanium, smelting, refining, recycling
2018年10月31日受理[doi:10.2320/materia.58.176]

ミ ニ 特 集表1

チタンの歴史．

1791年
R. W. Gregor(英)により menachanite という鉱石として発見される
1795年
ドイツの化学者 M. H. Klaproth によりルチル鉱石の中に再発見され，チタンと命名される

1887年
L. F. Nilson と O. Pettersson は不純物を多く含む金属チタンを
製造に成功
1910年
M. A. Hunter が，TiCl4 と金属ナトリウムを鋼製反応容器内で反応させ純度99.9のチタンの製造に成功(元素の発見から119年)→製錬がもっとも難しい元素の一つ

1948年
W. Kroll が， TiCl4 を金属マグネシウムで還元する方法を開発
し，工業的な生産が始まる

図1

酸化チタン顔料と金属チタンの生産における鉱石の富化工程(6)．

現在
年間約 20 万トンのチタンがクロール法により製造されているが，今後も需要は増大すると考えられてる
チタンは金属の中では，新しい素材→今後，大いなる発展が期待できる

表2

チタンおよび代表的なチタン合金の製品規格と不純物元素の許容濃度．
チタン中に混入した不純物の酸素や鉄を，チタンから直接，効率良く除去する技術が現時点では確立されていない．このため，鉄や酸素濃度が高いチタンのスクラップは，再溶解して再利用することが困難な場合が多い．
規格(グレード)

純 Ti

許容不純物濃度，Ci(mass)

C

H

O

N

Fe

ASTM Gr. 1

0.08 0.015

0.18 0.03 0.2

ASTM Gr. 2

0.08 0.015

0.25 0.03 0.3

ASTM Gr. 3

0.08 0.015

0.35 0.05 0.3

ASTM Gr. 4

0.08 0.015

0.40 0.05 0.5

TiAlV ASTM Gr. 5 0.08 0.015 0.20 0.05 0.40
合金
ASTM Gr. 23 0.08 0.0125 0.13 0.03 0.25

図2

チタン製錬・加工プロセス(クロール法)(8)．

っている．表には，工業的に利用されているチタンの規格

富化鉱をさらに，塩化して，四塩化チタン( TiCl4)に変換すを示す．表からわかるように，雰囲気制御技術や汚染防御技

ることによって，不純物となる酸素と鉄をチタンから分離し術が進歩した現在も，チタン中の不純物の中で鉄と酸素の除ている．(図 1，参照)

去が極めて難しいことがわかる．

図 2 および図に示すように，チタンは現在，クロール

チタンの鉱石は，主にイルメナイト鉱( FeTiOx )とルチル法とよばれる TiCl4 のマグネシウム熱還元法を利用して製造

鉱( TiO2 )が利用されるが，資源量と価格の観点から，チタされている(5) ．鉄鋼製の反応容器の中で， TiCl4(中間原料)

ン 製 品 の 80  以 上 が イ ル メ ナ イ ト 鉱 か ら 製 造 さ れ て いとマグネシウム(還元剤)を高温(800～1000°C)で反応させ，る(5)(6)．(図参照)鉱石から酸素と鉄を直接除去して，商業

スポンジ状の固体の金属チタン(スポンジチタン)を製造して用純度の金属チタン( 99 )の金属を製造する量産技術は現いる．(図 3 参照)本手法はバッチ式(回分式)であるため，時点では存在しない．このため，現状では，イルメナイト鉱

生産性が低い．還元工程で得られたスポンジチタンは，溶解中に多量に含まれる鉄を除去(アップグレード)して，鉄分が後，加工して展伸材(圧延材)となる．一連の製錬・溶解工程低いチタン富化鉱(アップグレード鉱)を製造し，このチタン

は，酸素や窒素を含まない不活性な雰囲気で行われる．

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan




図3

図4

チタンの還元反応容器(クロール法)(3)．

表3

チタン製錬プロセス開発の今後の課題．プロセスの略称については，参考文献(9)(10)を参照．

金属熱還元法によるチタンの各種製造プロセスの比較(5)．
原

料

還元剤

TiCl4

TiO2

◎
高純度の Ti を確実に製造可能

Mg

還元剤の Mg および副生成物 MgCl2 を揮発により×実用水準まで不純物酸素を除去することが，現在の技術では不可能

容易に除去可能効率の良い MgCl2 の電解が利用可能(クロール法に利用されている)○
高純度の Ti を確実に製造可能

Na

副生成物 NaCl を揮発により除去することが困難

×実用水準まで不純物酸素を除去することが，現在の技術では不可能

還元時の発熱量が大きく，温度制御が困難(ハンター法に利用されている)
△

Ca

○

高純度の Ti を確実に製造可能実用的な還元剤

還元剤 Ca および副生成物 CaCl2 を揮発により

Ca を安価に製造するプロセスが開発されていない．

除去することが困難
還元時の発熱量が Mg を用いる場合よりも大きく，
温度制御が困難かつエネルギーロスが大きい

備考

TiCl4 を出発原料とするプロセスの特徴
TiCl4 を蒸留により容易に高純度化可能であり，原理的に高純度 Ti の製造に適する．

TiO2 を出発原料とするプロセスの特徴
鉱石から安価に高純度 TiO2 を製造するプロセスが開発され

Ti の鉱石は酸化物の状態で産出されるため，

実用的な還元剤は Ca しか存在しないが，Ca は C や O との塩化するための工程が必要．

ていない．
反応性が高く，長時間安定操業を行うことができる電解セルの開発が困難．

現在の技術では，マグネシウム熱還元法により 1 バッチ

MgCl2 は，溶融塩電解法によって金属マグネシウムと塩素

あたり 10トン程度のスポンジチタンを製造できるが， TiCl4

ガス( Cl2 )に再生され，再び TiCl4 の還元や鉱石の塩化に用の還元および反応生成物の分離工程には， 10 日以上の日数いられる．この溶融塩電解によるマグネシウムと塩素の製造を要する．チタンの還元工程の反応生成物(副生成物)であるには，膨大な電力を必要とする．

ミ ニ 特 集

このように，チタンを製造するためには多量のエネルギーと長い時間，そして多くの工数と労力を要するため，製造コ
ストが高くなっている．現時点の技術では，チタンの塊 1トンを製造するのに100万円以上のコストと 2 週間以上のプ
ロセス時間を要する．現在のチタンの世界生産量が 20 万ト
ンに満たないのは，この高コストを負担しても高性能が不可
欠な限られた用途にしか用いられていないためである．

.

新製錬法の可能性

資源的な制約が存在せず，かつ，抜群の性能を有するチタンが普及しない理由は，チタンの製錬プロセス，特に還元・分離プロセスの生産性が極めて低く，チタンの製造コストが高いためである．このため，チタンの製造コストを下げる新製錬法の研究は，国内外で続けられている．筆者自身も 30
年間，この大きな難問に取り組んできた．しかし，技術的な解決の糸口すら現時点では，掴めていない．
新製錬法を確立するためには，酸素や鉄などの不純物が金属チタンに移行・濃縮しないように制御しつつ，効率良くチタンを製造する新技術を開発する必要がある．金属チタンの主たる製錬法であるクロール法は，還元プロセスの速度が非常に遅く，また，チタンの析出形態がスポンジ状の固体で，反応容器に固着するため，プロセスの連続化・高速化が達成できない．しかしながら，現時点では，クロール法に代わる新技術は確立されていない．
新製錬法としては，図に示すように，原料と還元剤の候

図5

チタンのマテリアルフロー(2007年，日本)の一例．
品位の高いスクラップは再溶解されインゴットに再生される．品位の低いスクラップは，鉄鋼用の合金添加材(フェロチタンFeTi 合金)としてカ
スケード利用される(9)(10)．

補の組み合わせだけでも，様々な可能性が考えられる．筆者
は，不純物の制御や還元プロセスの速度という観点から，ク
ロール法と同じく，塩化チタン( TiClx )の金属マグネシウム

め，チタンスクラップを，より高い純度に精錬して再利用す

還元法を利用し，かつ，高速で還元反応を行えるプロセス技

る(アップグレードリサイクル)新技術の開発は重要である．

術が，将来的には重要となると考えている．(表参照(5))

チタンのスクラップを処理して，スポンジチタン(チタンの1 次原料)よりも高い純度のチタンを製造する新技術の開発

.

チタンのリサイクル

に著者らは現在，鋭意取り組んでいる(7)(8)．チタンのリサイ
クルの現状や諸技術については，最近の著者らの解説を参照

将来，チタンの製造量が増大すると，チタンのリサイクル

されたい(9)(10)．(図参照)

も重要となる．現状では，チタンの需要が小さいため，鉄や.

酸素などで汚染されたチタンは，鉄鋼用の合金添加元素とし

お

わ

り

に

て利用されている．鉄鋼産業は，チタンの産業規模に較べて桁違いに大きいため，FeTi 合金の需要は大きく，鉄で汚染

現在，チタンはレアメタルに分類されているが，仮にチタされたチタンは，現時点では鉄鋼用途に吸収され消費されンの製造コストが半分になれば，飛躍的に需要が増大し，スる．しかし，チタンの製造量が増大する場合，要求されるチ

テンレス鋼の巨大な市場の一部に食い込むであろう．夢の材

タンの純度が低く価値が低い用途へのカスケードリサイクル

料チタンがレアメタルからコモンメタルに変身するのを夢見(ダウングレードリサイクル)による消費は，限界が生じる．

て，筆者は長年，研究に取り組んできた．ステンレス鋼など

チタンのリサイクルについても，製錬や精錬と同様，チタンの用途に代わる新材料としてチタンが広く普及する日が待ち中に固溶する酸素や鉄などの不純物をいかに制御するかが最遠しい．

も重要な課題である．現時点では，チタン中の酸素を直接除去する工業プロセスが存在しないため，金属チタンを通常の本稿をまとめるにあたり，東北大学大学院工学研究科

溶解・鋳造法でリサイクルすると必ずチタン製品中の酸素濃

田 修 准教授，京都大学大学院工学研究科

度は増加する．

定准教授，(一社)日本チタン協会

チタンのスクラップの発生量は，将来増大が予想されるた

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan竹

谷ノ内 勇樹 特木下 和宏 氏に貴重なコメントや情報の提供をいただいた．記して感謝する．




文

献

( 1 ) Abundance in Earth's Crust, https://www.webelements.com/( 2 ) 山出善章，北河久和，小池 磨軽金属， 67 ( 2017 ) , 126 
135.
( 3 ) 岡部 徹 NSST つうしん(シリーズ材料の素顔に迫る，
2017年10月1日発行)，no. 97(2017), 23.
( 4 ) 小池 磨(一般社団法人日本チタン協会)第 23 回チタン講習会( 2016 年 10 月 21 日，於 JRSS カーニープレイス本町館)講演
資料．チタン市場の動向．
( 5 ) 竹田 修，岡部 徹軽金属，67(2017), 257263.
( 6 ) J. Kang and T. H. Okabe: Metall. Mater. Trans. B, 45(2014),
12601271.
( 7 ) T. H. Okabe, Y. Hamanaka and Y. Taninouchi: Faraday
Discussions, 190(2016), 109126.
( 8 ) T. H. Okabe, C. Zheng and Y. Taninouchi: Metall. Mater.
Trans. B, 49, (2018), 10561066.
( 9 ) 岡部 徹，竹田 修金属，87(2017), 758764.
(10) 岡部 徹，竹田 修軽金属，68(2018), 636644.

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

岡部徹

1993年 京都大学 大学院博士課程修了
1993 ～ 1995 年 マサチューセッツ工科大学( MIT )博士研究員
東北大学 素材工学研究所助手を経て，2001年より東京大学 生産技術研究所助教授．09年から教授．15年
度より，同研究所 持続型エネルギー・材料統合研究センター センター長，特任教授(兼務)．19年度より
東京大学副学長．
◎ 30 年以上，一貫してレアメタルの研究に取り組んでいる．“プロセス技術がレアメタルをコモンメタ
ルに変える”ことを夢見て，チタンなどの新製錬技術の開発を行っている．最近は，白金族金属，
レアアース，レニウムなどのレアメタルの製造プ
ロセスや新規リサイクル技術，環境技術の研究も行っている．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

ミ ニ 特 集

チタンならびにチタン合金のAdditive Manufacturing プロセス
中

野

貴

由
石
1)

本

卓

也
2)

開発が進み， 2014 年には大阪大学工学研究科附属異方性カ

.

は じ

め

に

スタム設計・ AM 研究開発センターが設立された．当セン
ターは，個々に特徴のあるレーザと電子ビームという異なる

3D プリンタ( Additive Manufacturing ( AM )付加製造)

熱源による金属 AM を保有する，大学では国内唯一の拠点

は，材料を結合・接合することによって 3 次元物体を作製であり，現在でも，「異方性/等方性組織制御」，「カスタマイするプロセスである．その基本概念は 1980 年に小玉秀男氏

ゼーション」を主眼とした金属 AM による形状・組織制御により特許 出願され， 1981 年に論文発表された(1) ．ただ研究が進められている． 2018 年 11 月からは SIP 「統合型材し，特許審査請求を行わなかったため権利化はなされず，世料開発システムによるマテリアル革命」の中の課題として，

界 初 の 商 用 3D プ リ ン タ と し て は ， Chuck Hull 氏 とMI 基盤と金属 3D プリンタでの造形技術開発が航空宇宙材

Raymond Freed 氏によって設立された 3D Systems 社から，料を中心に展開されている．

1987年に樹脂を用いた装置が登場した．

金属 3D プリンタ(Metal AM)は1990年代に本格的な研究開発が進み，1992年に Texas 大により SLS(Selective Laser

. AM の特徴とこれからのデジタルモノづくりへの寄与

Sintering)が開発され，1995年には独 EOS 社が DLS(Direct
Laser Sintering )方式の装置を製品化，その後 2002年にはス

AM は ， 初 期 に は 試 作 品 製 造 の 手 段 と し て Rapid Pro-

ウェーデンの ARCAM 社が電子ビーム溶融(Electron Beam

totyping と呼ばれ，その用途は主に造形の容易な樹脂によるMelting)方式の装置を製品化し，それ以来，治療用医療機器

模型試作にとどまっていた．しかし，現在では，高融点で造や輸送機器分野とりわけ航空宇宙分野への適用が世界規模で形が困難な金属材料やセラミックスにまでその適用範囲が拡模索されるようになった．

大している． ASTM(2) によれば， AM は材料の結合方式に

3D プリンタブームを加速させたのは，2013年のオバマ前依存して 7 種に分類され，中でも直接金属溶融によるもの

大統領が一般教書演説にて，「 3D プリンタに代表される技

は，金属粉末を出発材料とする粉末床溶融結合法( Powder

術によって製造分野でのイノベーションを起こす」と言及し

Bed Fusion 熱源によって EBM ( Electron Beam Melting )たことによる．米国では，公的機関，民間企業，非営利団体と SLM(Selective Laser Melting)がある)，ならびに指向性の連携に基づく America Makes(設立当時の名称は National

エネルギー堆積法(Directed Energy Deposition)である．

Additive Manufacturing Innovation Institute(NAMII))によAM の特徴は必要な部分を選択的に配置/固化させること

り，デジタルモノづくりにおける世界的イニシアチブ獲得のにある．従来の切削加工による材料の成形が引き算によるモ

ため，複数のプロジェクトが推進されてきた．

ノづくりであるとすれば， AM は材料を付加することによ

我が国においても 2014 年 9 月より経済産業省による「三る足し算によるモノづくりである．足し算方式によるモノづ

次元造形技術を核としたものづくり革命プログラム(次世代

くりは，消費者の価値観の多様化に応える少量・多品種生産

型産業用 3D プリンタ等技術開発)」が始動し， 2016年にはによるオンリーワン製品の供給に至適であり，IoT(Internet

技術研究組合次世代 3D 造形技術総合開発機構( TRAFAM )of Things)や AI(Artificial Intelligence)によるスマートファが設立され，国産 AM 装置の産業化推進が試みられた．さクトリーの実現，サイバー空間とフィジカル空間の融合を目らに2014年から開始された内閣府の主導する SIP(戦略的イ指す Society 5.0(3) の実現を後押しするものとして期待が大ノベーション創造プログラム)の 1 つの課題である「革新的きい．したがって，コモディティ化を生じている従来型の大設計生産技術」では， AM によるモノづくり手法の研究・

量生産・大量消費(Mass Production)を脱却し，多品種生産

大阪大学大学院工学研究科マテリアル生産科学専攻1)教授 2)准教授(〒5650871 吹田市山田丘 21)
Additive Manufacturing of Titanium and Titaniumbased Alloys; Takayoshi Nakano and Takuya Ishimoto(Division of Materials andManufacturing Science, Graduate School of Engineering, Osaka University, Suita)
Keywords: additive manufacturing, customization, mechanical properties, microstructural control, simulation
2019年 1 月28日受理[doi:10.2320/materia.58.181]

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan

を効率的に行うマスカスタマイゼーション実現へと直結する.

モノづくりシステムであると言える(4)．

.

金属 AM をチタンならびにチタン合金へ適用する意義

金属 AM プロセス
チタンおよびチタン合金は比強度，耐熱性，耐食性などに現在，世界で最も普及している金属 AM 手法は粉末床溶優れるが，酸素を含む他元素との反応性が極めて高く，切削融結合法に基づくものである．図には，粉末床溶融結合法

加工性は必ずしも良好ではない．そのためチタンおよびチタにより格子形状の造形体を作製する手順を模式的に示

ン合金にとって，不活性ガス(レーザ造形の場合)やわずかなす(5)(6)．粉末床溶融結合法は電子ビームやレーザビームといHe ガスを導入した真空雰囲気(電子ビーム造形)にて反応性った熱源を用いて選択的に原料金属粉末を溶融する手法であを抑えて付加製造を可能とする金属 AM は最適な加工法とり，未溶融の粉末を取り除くことで複雑な造形体を創製す

 AM はモールドレス造形
いえる(6) ．その利点としては，

る．内包された除去できない粉末を積極的に利用する Pow- (ニア)ネットシェ法であるため造形体への汚染が少ない，

der/Solid 複合体(7)も提案されている．除去した粉末は90

ープでの造形が可能であるため，切削加工性の低いチタンお以上を再利用するため，基本的には，同一組成の粉末のみでよびその合金において加工を最小限に留めることができる，造形することから，異なる組成の部分からなる複合材料や組 厳密な雰囲気制御により，酸素をはじめとする不純物の影


成傾斜材料には不向きである．一方で，部位毎にプロセスパ

 一体造形により部品点数を削減で響を著しく低減できる，

ラメータを変化させることで局所的に異なる結晶粒組織や結 チタンおよびそのきるため，溶接部位を最小限にできる，

晶方位を形成することが可能である．

合金は輸送機器や医療用デバイスといったカスタマイズ化がプロセスパラメータは，一般に単位体積当たりのエネルギ要求される少量・多品種生産の必要な製品での用途拡大が期ー密度( E )で表現され，出力( P )，ビームの走査速度( v )，待され， AM と IoT の組み合わせはマスカスタマイゼーシ

走査間隔(w )，積層厚さ(h )の関数として，式( 1 )で表されョンに対してのマッチングが良い，などが挙げられる．

る．

例えば，人工関節の大部分は生体親和性の高いチタンおよP
E＝・v w ・h[J/m3](1)

びその合金からなり，その形状は現状では患者の平均骨格形状に基づき規定されている．しかし将来的には，個人の骨格

E は最適な造形体を作製するための最適ビーム条件決定の一形状に対応したカスタマイズ化が進むこと，さらには形状だ

つの手がかりにはなるが，周囲への熱の逃げは考慮されていけでなく後半に述べる内部構造や材質をも変化させることがない点で不十分である．実際の造形物の形状・組織制御には要求され，究極的には患者の疾患の程度や投薬歴までを反映

熱伝導と熱伝達を考慮しつつ，温度分布を時空間にて制御すさせたカスタム化に到達することが期待されている．以上のる必要があり，特に熱源の走査の方法，いわゆるスキャンス

ようにチタンおよびチタン合金における AM 利用の優位性

ト ラテジー( Scan Strategy )により形成 される溶融 池の形から，多種のチタン，チタン合金に対する積層造形体の作製

状，さらにはその周囲の熱勾配を含む温度分布管理が重要とが試みられている．

なる．

金属 AM では，出発原料の組成調整が重要である．合金

図1



( a ) 粉 末床溶 融結 合法の 模式図 ．
( b ) 電子ビーム，( c ) レーザを熱源とした積層造形法の概略図．

ミ ニ 特 集中の各元素の蒸気圧や関連する融点に依存して造形体の組成変動が生じ，特に低融点元素の組成低下が認められる．さらに，とりわけチタン合金では，固溶酸素量の増加にも注意を払う必要がある．一般に一定の真空雰囲気場で造形する電子
ビーム造形では，レーザビームを熱源にする場合に比べ，固溶酸素濃度の上昇が抑制されるが，製品としての規格組成を満足するためには，十分な品質・工程管理が必要となる．
AM では，造形に至る過程で合金作製，粉末化，造形体の作製において複数回の溶融/凝固を繰り返す必要性があり組成管理が困難となる．したがって，最終的な造形物の組成範
囲を基準とし，初期の合金作製からの組成の変動を推算しつつ，組成決定を行うことが必要ある．さらに造形パラメータ

図2

多孔体形状を最適化した臼蓋カップ(帝人ナカシ株 提供)．
マメディカル

の変化による組成変動をも考慮した AM 特有の粉末造形技術の確立が急務となっている．合金粉末を利用せず，純粋粉末を混合して合金を直接造形する場合も考えられるが，混合する構造体の作製が可能であるため，計算機シミュレーショ

の均一性，混合粉末の掃引性・造形性，さらには合金化の際ンの際の要素数が非常に多くなる場合には，トポロジー最適の混合のエンタルピー変化による発熱/吸熱量を考慮する必化と均質化法を相補的に用いて計算負荷を低減しつつ形状パ要性がある．

ラメータ制御を行うことも可能である(11)．

.

形状と材質(組織)の同時制御

材質(組織)パラメータの制御

金属 AM は形状制御を可能にするだけではなく，溶融池
AM は 3 次元形状を制御するための技術とみなされがち

単位での熱流束の特異な方向性や，積層ごとの繰返し造形にであるが，金属 AM は，形状パラメータのみならず，材質

よる溶融/凝固と熱履歴による材質(組織)パラメータを制御(組織)パラメータを制御することができる画期的な手法であできる有力な手段である．

る．これは選択的溶解/凝固を行う際の走査パラメータ(スキ

低弾性 b 型チタン合金の組織・結晶方位制御

ャンストラテジーなど)の制御に依る(8)(10) ．材質と形状は組織制御の中でも，結晶集合組織化や究極には単結晶化を

いずれも金属材料の機能を決定するための最重要因子であおこなうことは，近年の金属 AM での注目すべき技術開発

り，両者の異方性/等方性を考慮しつつ，発現すべき機能を課題の一つである．単結晶化によりヤング率をはじめとする

制御することは，必要な方向に特に優れた機能性を発揮する

力学特性の方位依存性を生じ，同一素材であるにも関わらずことを可能とする．

用途に応じた物性値を選択することが可能となる．単結晶は

形状パラメータの制御粉末を出発原料とする金属 AM では，構造体の形状は 3

従来法では作製に長時間を要し，十分な形状・サイズが得られず，製品化には限界があったが，金属 AM の出現により単結晶製品実現への期待が高まりつつある．

次元 CAD を用いた設計に基づくことから，複雑で任意の 3

例えば，単結晶化の実現は，応力遮蔽を抑制可能な骨イン

次元形状制御が可能である．形状制御は，外形状にとどまらプラントを創製できる．体心立方構造を有するb 型チタン合ず，内部形状(例えば多孔体形状)をも最適化可能であり，要金は，多結晶体でも比較的低い弾性率を示すが，単結晶化に求される機能特性を具現化することができる．

より結晶方位に依存した弾性率の異方性を発現し，〈100〉にその一例として，図には， EBM により製造した Ti て最小のヤング率値となる(12)．さらに，ヤング率値 E100 と6Al4V 合金製の臼蓋カップを示す．本臼蓋カップにおけるその異方性 E111 / E100 は 1 原子あたりの価電子数 e / a に依存

形状の特徴は，連通孔と微小突起(スパイク)を有するポーラ

し，e/a が 4 に近づくにつれて E111/E100 は大きくなり，E100

ス構造であり，本来骨親和性の高いチタン合金に対して，形は小さくなる．

状パラメータ制御によりカップ深部までの新生骨の進入と骨例えば，e/a が4.10と小さく，ISO 583214により規定(13)のアンカー効果により骨カップ間の結合力を高めている．

された Ti15Mo5Zr3Al(mass)合金は，多結晶体にて約

近年では，こうした形状パラメータ制御は，トポロジー最

85 GPa と Ti 6Al 4V ( mass )合金の 110 GPa と比較して適化により任意のモデル入力変数から最適解を算出すること

低ヤング率を示す．さらに Ti15Mo5Zr3Al 合金の単結晶により達成され，特定の制約条件下にて最適形状をシミュレ化により，理論的には E100は 44.4 GPa まで低下する(14)．こーションにより生成可能である．任意の荷重負荷拘束下でサれは皮質骨のヤング率(～ 30 GPa )に匹敵する低値であり，イズや体積の制約を設けることで，力学特性が最大化するよ〈100〉を長管骨長軸と平行方向に設置する場合には応力遮蔽

うな形状が算出されるが，現状では物性値の異方性を投入での抑制が期待される．

きないことが課題である．金属 AM では，微細な形状を有

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan

本合金での， SLM におけるスキャンストラテジーによる




図3

SLM でのスキャンストラテジーによる結晶配向方位の選択性制御．文献(8)より改変引用．

結晶成長方位の選択性制御は，図に示すように，造形体中での結晶方位制御を実現し，造形体の特定方向に低ヤング率の〈 100 〉を優先配向させることを可能とする(8) ．この際，〈 100 〉が優先結晶配向した方位においては低ヤング率を示し，〈011〉優先結晶配向方向では高値を示すことから，金属AM による材質異方性を有する部材の造形が可能になる．


チタン合金( Ti 6Al 4V 合金)の積層造形性，ならびに組織と力学特性

その広範な用途のため，金属 AM 適用の試みのほとんど
が Ti6Al4V 合金に対するものである．造形の方式(EBM,
SLM, LMD(Laser Metal Deposition))に依存して，熱源のエネルギー効率，予加熱の有無，造形時に選択可能なプロセ
スパラメータ範囲に基づき冷却速度が異なることから，造形
体中の組織は大きく異なる．荷電粒子の電磁誘導で走査を可能とする EBM では， 700°
C を超える予加熱が可能であり，比較的小さな冷却速度のため，冷却過程で形成されるラス状
マルテンサイト相)は粗大化する．一方，予a 相(もしくは a′

図4

Ti 6Al 4V 合金の EBM により形成された微細組織．初晶 b 相の柱状晶組織形態を残しつつ大部分が a 相へと変態している．

加熱のない SLM における冷却速度は他の方式と比べ高速で，微細な a' 相が出現することが特徴であり，プロセスマ
ップは大きく異なる(15) ．その上，温度変化により熱収縮と膨張を繰り返すことで，残留ひずみの蓄積は大きくなる．

ルギー密度に対して中間部で最適値を示すとともに，ほぼ100に近い稠密体となる．こうした最適エネルギー条件でTi 6Al 4V 合金を造形した際の力学特性は，こうしたはラス状組織の粗大化や多孔質化が進行することなく，硬度相の存在する SLM
AM 方式の違いに依存して異なる(15)．a′は最大となる． Ti6Al 4V 合金 AM 材では，展伸材に比べ造形体では高い強度と 7程度の低い伸びを示し， LMD でてラス組織の緻密化が起こる．さらに，結晶粒そのもののサもほぼ同程度の機械的特性を示す．一方で EBM では強度はイズも造形材においては急冷により微細化されるため，鋳造低下するが， 10 を超える伸びを発現する．いずれの造形

材に比べて高強度化が進む．

体も鋳造材や展伸材よりも高強度を示すことが一般的であTi 6Al 4V 合金 AM 材は，高温 b 相のマルテンサイト変り，もはや金属 AM 法により造形された Ti6Al4V 合金の態，さらにはそれに続く予加熱による熱処理により，残留 b

力学的信頼性は高いレベルに到達している．

相とラス状の a ( hcp )相からなる複合組織となる．ラス状 a

投入エネルギー密度の低い領域では不定形状ポアからなる

相は b 母相に対し，バーガースの方位関係を示し，式( 2 )

多孔質化が認められ，液相焼結もしくは固相焼結の状態を呈の関係を持つ等価な12種類のバリアント関係が成立する．

する．エネルギー密度が高くなると，明瞭な溶融池跡が認め{11̃0}b//{0001}a,〈111〉b//〈112̃0〉a(2)られるようになる．ポアはエネルギー密度が高い場合であっこの際，液相から固相への変態時に形成される b 相は，積ても低い場合であっても発生することから，相対密度はエネ

層方向に対して平行方向に柱状晶組織として伸長している

ミ ニ 特 集図5

EBM 法にて造形した Ti48Al2Cr2Nb(at)金
属間化合物の光学顕微鏡写真．電子線照射による繰返しの昇温により duplex 組織と g バンドからなる，特異層状構造が発達している． 文献( 7 )図6より改変引用．

熱源(レーザ)走査の際に形成される溶融池形
状．ビーム条件に依存して温度分布，それにともなう溶融池形状は変化する．

(図)．
造形体内部のガス( EBM の場合でも真空に引いた後に，チャージアップに起因するスモーク現象を抑制するため He.

チタン合金造形体の最適条件探索のための計算機
シミュレーション

ガス等をわずかに導入する)を内包する残留ポアの除去のため，適切な条件での HIP(Hot Isostatic Pressing)処理が行わ

チタンおよびチタン合金における造形体の作製にはプロセ

れ る．しかし， HIP 処理 後に高温ま で再加熱した 場合にスパラメータの最適化が重要となる．最近の計算機シミュレ

は，再び内部ポアが復元されることから，耐熱材料のようなーション技術の発達や計算速度の高速化により，機能発揮す高温使用では， HIP 処理を過信することはできない(16)．たる組織の構築までを包含した，パラメータ予測と設計が可能だし，HIP 処理によりポアを消滅させた後の Ti6Al4V 合となりつつある．

金造形体の疲労強度は，鋳造材と展伸材の間に位置する．

図には，熱源となるビームが移動する際に形成される溶つまり Ti6Al4V 合金 AM 材は，ポアの消滅によるクラッ

融池形状を示す．例えば，走査速度が速い場合には，溶融池

ク形成確率の低減により，造形の室温での疲労特性は医療用は長いテールを引きつつ凝固が進行する．こうした溶融池形

ステムや輸送機器部品などでの使用にも耐えられるものであ状は後述するチタン材料の組織形成や結晶方位制御とも深くり，もはや試作品の域を越え，工業製品化が進んでいる．

関わっており，正確なシミュレーションは組織予測をも可能

TiAl 系金属間化合物の造形性と組織・力学制御とする．さらに，造形形状が不均一な場合には，プロセスパ



金属 AM 特有の凝固後の溶融池直下での熱影響は，局所ラメータを制御することで最適な造形を可能とする．この的な繰返し熱処理効果を生じ，これを巧みに利用することで際，最も注目し制御すべき物理量は温度分布であり，温度分

鋳造などでは得られない特異な金属組織を形成することを可布の制御が溶融池形状や最終的な金属組織を決定する．そこ能とする．図には， EBM 法にて造形した Ti 48Al 2Cr 

で，抜熱まで考慮しつつ，溶融/凝固解析による溶融池近傍

2Nb(at)金属間化合物の光学顕微鏡写真を示す．造形体中の温度分布や熱勾配，さらには固相/液相界面の移動速度等では，等軸 g 粒と a2/g ラメラ組織からなる duplex 組織と gを見積もると同時に，フェーズフィールドシミュレーション

バンドを含むニア g 組織からなる層状構造が発達し，その周等により組織の形成過程を予測することが肝要である．加え

期性は造形時の積層厚さと一致する．特異層状組織の存在て，計算時に必要とされる未知の物性値については，第一原は，力学特性を異方性化し， duplex / g バンド界面に対して

理計算等を用いることで，最終的にはプロセスパラメータをの角度を有するとき， g バンド部分がせん断変
荷重軸が 45 °実験的手法だけでなく計算機を用いたシミュレーションによ形を担うことで 550 MPa 以上の高い引張降伏応力と，鋳造り予め設計することが，AM において必要とされている．

材では困難な 2を超える大きな室温伸びの両立が達成される(17)．
このように，金属 AM はチタン合金の材質制御においても極めて有効な手法であることが示されつつあり，形状の自在造形能力と合わせて，形状・材質同時制御による高機能製品の創製に大きく貢献する可能性を秘めている．

溶融池周囲の温度分布を計算するための支配方程式は，固相/液相変化にともなう潜熱の発生を考慮した固体の熱伝導方程式を用いて式( 3 )で表すことができる．

rC p

&T
－k;2T＝Qin＋Qlat&t(3)

ここで， r は密度， Cp は比熱， T は温度， k は熱伝導率，Qin はレーザ入熱量， Qlat は潜熱を表す． Qlat は凝固速度 Vに比例するものとすると，式( 4 )が成立する．

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan




図7

Qlat＝CV＝C

&q
&t

(4)

ただし，C は比例定数であり，q は溶融パラメータ(0液相，造形品の品質管理のための，インプロセスリアルタイムモニタリン
グと補正システムの概念図．

歩は設計段階からの組織形成・機能発現予測をも可能とし，AM 装置と相補的に AM 技術を発展させることが期待される．

1固相)を示す．

q ＝ f( T )(5)

溶融パラメータ q は，融点 Tm よりも小さい場合は 1，大き.

今後必要となる研究開発～インプロセスによるモ
ニタリング・品質管理～

い場合は 0 を取るものとし，融点近傍でこれらを滑らかにつなぐステップ関数 f(T )で表されるものとする．造形中は

3D プリンタ技術そのものは，新方式や複合化(マルチビ

繰り返しスキャンされるため，過溶融の場合には同一箇所がーム化や切削加工との組み合わせなど)が出現・淘汰され，繰り返し溶融を受けることになる．一方でエネルギー密度が造形の高速度化・大型化に加え，製品機能を設計段階で予測不十分な場合には，溶融温度まで粉末温度が到達しない．こするための蓄積データ活用や定式化，自動化が今後進むことうした計算機シミュレーション結果を用いることで，造形体が期待される．その際，金属 3D プリンティングでは，溶接・接合・焼結の 3 次元化技術として捉えることで，既存の形状と組織の同時制御が可能になる．
さらに，計算機シミュレーションから得られた固相/液相

学理の下，新規の技術基盤を構築する必要性がある．

界面の移動速度(R )と温度勾配(G )を用いることで凝固時に一方で，製造技術と同レベルで今後開発が求められるの形成される組織が等軸晶から柱状晶，そして単結晶へと変化

は，「 3D 造形に特化した」 CAD / CAM / CAE システムの構する境界をマップとして示すことができる．これは AM が築である．従来の形状制御技術はもちろん，3D 造形ならで熱拡散をある程度まで制御できることに起因する．合金の凝はの高機能を製品に付与するには，その根源となる内部構造

固マップではそれぞれの軸を R と G で描き，組成的過冷条(微細組織)を部位に応じて適切に作り込むための順シミュレ

件を考慮することで，平滑な固相/液相界面が維持される，ーション，さらに最終的に社会基盤技術としてまで 3D プリ

もしくは液相中にて固相核が発生するかを判別でき， G / R

ンタを発展させるには，必要な機能を直感的に誰にでも引きは式( 6 )で表される．

出すことができるような自動化・半自動化を可能とする逆シG
k0 － 1 1＝mLC0
k0 D LR(6)

ミュレーション手法の構築が強く求められる．
今後の課題として，造形製品の品質管理手法の確立があmL は状態図の液相線勾配，C0 は溶質の初期濃度，k0 は平衡

る．図には，リアルタイムモニタリングでのインプロセス

分配係数， DL は液相中の溶質元素の拡散係数である． G /R

における品質管理・組織制御の例を示す．造形毎に，機能にが大きいほど，さらに左辺より右辺が小さいほど組成的過冷

直接つながるプロセスの健全性を“リアルタイム計測”し，は発生し難い．つまり，組織形成は平衡分配係数や液相中の即座に造形された組織や機能を“リアルタイム推定”，さら

溶質元素の拡散係数からも影響を受けることから， AM 時にはボイドのような欠陥の発生や意図した組織が形成されての完全な平衡状態ではない急冷状態においてはシミュレーシ

いない部位について直ちに，“リアルタイム補正”する一連

ョンには注意が必要である．ただし，こうした計算機シミュの品質管理システムである．

レーションによる組織予測は予めプロセスパラメータを設定

その結果，造形完了時には検査や修正が完了し100の品する基準を示唆するため，計算機シミュレーション技術の進質が保証される金属 AM 技術となり，最高品質での部材製

ミ ニ 特 集文造を可能とする究極のデジタルものづくりとなる．造形中に献

欠陥や結晶方位をリアルタイムでモニタリングし，異常検出
時には即座に造形レシピを修正することで造形・検査・修正にまでその適用範囲は広がっている．工業製品における多品( 1 ) H. Kodama: Rev. Sci. Instrum., 52(1981), 17701773.
( 2 ) ASTM Standard F279212a, Standard Terminology for Additive Manufacturing Technologies (2009).
( 3 ) 内閣府科学技術政策Society 5.0とは，https://www8.cao.go.
jp/cstp/society5_0/index.html.
( 4 ) J. Hagel III, J. S. Brown, D. Kulasooriya, C. Giffi and M. Chen:
The future of manufacturing: Making things in a changing
world, Deloitte University Press, (2015).
( 5 ) T. Nakano and T. Ishimoto: KONA Powder Particle J., 32(2015), 75
84.
( 6 ) 中野貴由軽金属，67(2017), 470
480.
( 7 ) N. Ikeo, T. Ishimoto and T. Nakano: J. Alloys Compd., 639(2015), 336340.
( 8 ) T. Ishimoto, K. Hagihara, K. Hisamoto, S.
H. Sun and T.
Nakano: Scripta Mater., 132(2017), 3438.
( 9 ) K. Hagihara, T. Nakano, M. Suzuki, T. Ishimoto, Suyalatu and
S.H. Sun: J. Alloys Compd., 696(2017), 6772.
(10) S.
H. Sun, K. Hagihara and T. Nakano: Mater. Design, 140(2018), 307
316.
(11) J. Schwerdtfeger, F. Wein, G. Leugering, R. F. Singer, C.
Korner, M. Stingl and F. Schury: Adv. Mater., 23(2011),
26502654.
(12) M. Tane, S. Akita, T. Nakano, K. Hagihara, Y. Umakoshi, M.
Niinomi and H. Nakajima: Acta Mater., 56(2008), 28562863.
(13) ISO 5832
14:2007, Implants for surgery ―Metallic materials―Part 14: Wrought titanium 15molybdenum 5zirconium 3
aluminium alloy (2007).
(14) S.
H. Lee, M. Todai, M. Tane, K. Hagihara, H. Nakajima and
T. Nakano: J. Mech. Behav. Biomed. Mater., 14(2012), 4854.
(15) B. Dutta and F. H. Froes: Metal Powder Rep., 72(2017), 96
106.
(16) S. Tammas
Williams, P. J. Withers, I. Todd and P. B.
Prangnell: Scr. Mater., 122 (2016), 7276.
(17) M. Todai, T. Nakano, T. Liu, H. Y. Yasuda, K. Hagihara, K.
Cho, M. Ueda and M. Takayama: Addit. Manufact., 13(2017),
6170.
(18) F. Trevisan, F. Calignano, M. Lorusso, J. Pakkanen, A.
Aversa, E. P. Ambrosio, M. Lombardi, P. Fino and D.
Manfredi: Materials, 10(2017), 76.
(19) V. Manakari, G. Parande and M. Gupta: Metals, 7(2017), 2.

種・大量生産(マスカスタマイゼーション)が今後の消費者の★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

 先端的解析と AI を活用したリアを同時進行させるため， 高速温度分布測
ルタイム高速結晶方位モニタリング技術，
 欠陥消失・結晶方位補正のた定による欠陥分布推定技術，

めの造形用ビーム制御レシピのリアルタイム作成技術等を組み合わせることになる．これにより，金属積層造形プロセス
は，現在の半導体製造における多層積層構造の製造と同等以上の品質を保証する金属部材製造テクノロジーへと進化し，
超スマート社会に向けたモノづくりの刷新を牽引することを可能とする．そのためには，金属 AM 技術に精通した，「 Society 5.0 」で目指す情報科学技術を駆使した設計・製造両過程を通じた高機能性の担保を可能とするための， 3D 
CAD / CAE に関する高度な専門技術を持つ技術者の養成が必要不可欠である．

.

お わ

り

に

本稿では，金属 AM 研究開発の一般論，とりわけチタン
およびチタン合金の AM 技術について紹介した．金属材料における AM は，単に形状の制御に留まらず，材質(組織)の制御をも可能とし，金属材料製品の特性を最大限にまで引き上げることが期待される．こうした新しいプロセスの一つとしての AM は，反応性が高くカスタマイズ化が要求されるチタン材料にとっては極めて相性の良い技術であり，今後のチタン分野の牽引的プロセスとして期待される．同時に，チタン材料のみならず，アルミニウムおよびアルミニウム合
金(18)，マグネシウムおよびマグネシウム合金(19)などの軽金属，さらにはチタンアルミナイドのような金属間化合物(17)

ニーズに対応したモノづくりであるとすれば， AM 技術の利用は不可避であり，チタン材料をはじめとする軽金属の新しい機能発現の可能性を広げると同時に， AM は計算機設計，情報科学， IoT ， AI などの Society 5.0 の重点項目と深く連携しつつ，第 4 次産業革命へとつながるような今後の研究・開発が大きく進む学際的領域であるといえる．
本稿で紹介した研究の一部は，内閣府が主導する SIP(戦中野貴由
1992年 3 月
1992年 4 月
1996年 3 月
2008年 4 月
2014年12月

大阪大学大学院工学研究科金属材料工学科修士課程修了
大阪大学工学部材料物性工学科助手
博士(工学)(大阪大学)
大阪大学大学院工学研究科マテリアル生産科学専攻教授(現職)
大阪大学工学研究科附属異方性カスタム設計・AM 研究開発セ
ンター副センター長
専門分野生体材料学・結晶塑性学◎「異方性の材料科学」の構築に向け，耐熱性金属間化合物の異方性塑性挙動，生体骨組織の異方性組織の解析手法の確立，異方性インプラントデザ
イン，異方性組織構築メカニズムの解明などを行っている．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

略的イノベーション創造プログラム)「革新的設計生産技術」(管理法人 NEDO)ならびに，「統合型材料開発システムによるマテリアル革命」(管理法人JST)，日本学術振興会科学研究費補助金基盤研究(S)「骨異方性誘導のための「異方性の材料科学」の構築(研究代表者中野貴由)」(2018年度～2022年度)(JP18H05254)の支援によって実施された．
中野貴由

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan

石本卓也




耐熱チタン合金の開発史について
小

柳

禎

彦

および b 型合金とに大別される．

.

は じ

め

に

チタン合金の耐熱性を向上させる場合，a 相は b 相より高温強度が高いため，a 相の強化が基本となる．そのため，耐チタンは 1946 年にクロール法による製造方法が確立さ

熱チタン合金は a 型や a ＋ b 型が選択されている．特に a ＋れ，ようやく実用金属材料として注目され始めた．チタンおb 型合金で b 相量が少ないものをニア a 型と分類しており，よびチタン合金の特徴として，非磁性で鉄鋼材料の 60 程

耐 熱チ タ ン合 金の 多 くは こ のニ ア a 型合 金 であ る． さ ら度の密度，優れた耐食性，高い比強度，生体適合性に優れるに，チタン合金は熱処理条件により，組織制御が可能であことなどが挙げられる．また，熱伝導率が非常に低く，熱膨る．図に代表的な a＋b 型チタン合金の組織形態を示す．

張係数が実用構造用材料中では非常に小さいなど，他の金属

a ＋ b 型チタン合金は，等軸 a 組織，針状組織および等軸 a

材料にはない特徴を有しているため，航空宇宙用途や生体用相と針状組織が混在した混合組織とに分類され，要求特性に途，プラントなど他の金属材料では代替することが難しい過応じて選定される．

酷な環境や，航空機の機体で CFRP の締結用ファスナーな

一般に，室温付近で使用する場合は，強度延性バランス

どで使用されている．チタンおよびチタン合金の基本的な特に優れた等軸 a 組織が採用される．しかし，等軸 a 組織は性については，既にさまざまな報告書や参考書が多数あるの

高温強度が低いため，ほとんどの耐熱チタン合金は高温強度でそちらを参照頂きたい．さまざまな用途で使用されているが高い針状組織あるいは混合組織としている．

チタン合金の中で，本報では，耐熱用途として使用される耐ところで，耐熱チタン合金の用途としては，航空機用途や熱チタン合金に注目し，用途別にこれまでの開発史について

二輪・四輪車用途があげられる．航空機用途では，ジェット

述べる．

エンジンの回転部材であるファンブレードやコンプレッサー
部材で多く使用されている．これは，耐熱チタン合金はニッ.

耐熱チタン合金とはケル基合金より600°
C程度まで比強度が高いためであり，比較的温度の低い燃焼器より前方側で使用されている．なお，

チタン合金は，主に hcp 構造である a 相と bcc 構造の b

表に示すように，航空機用途のチタン合金の大半はジェッ相とで構成され，それらの構成割合に応じて a 型， a＋ b 型

トエンジン産業が盛んな米国や英国で開発されている．一図1

a＋b 型チタン合金の代表的なミクロ組織．

大同特殊鋼株式会社 技術開発研究所主任研究員(〒4578545 名古屋市南区大同町230)
History of Development of Heat Resistant Titanium Alloys; Yoshihiko Koyanagi(Corporate Research & Development Center, Daido SteelCo., Ltd., Nagoya)
Keywords: titanium alloy, heat resistance, aerospace, automobile, mechanical property, oxidation resistance2018年11月21日受理[doi:10.2320/materia.58.188]

ミ ニ 特 集表1

代表的なチタン合金の成分組成(mass)．
―a 相安定化元素

Ti

Al

Sn

Zr

Mo

V

Cr

Fe

Nb

Si

Other

a

Bal.

―

―

―

―

―

―

＜0.3

―

―

―

Japan

a

Bal.

―

―

―

―

―

―

1

―

―

0.3O

Ti1Cu

Japan

a

Bal.

―

―

―

―

―

―

―

―

―

1Cu

Ti1.5Al

Japan

a

Bal.

1.5

―

―

―

―

―

―

―

―

―

Ti6Al4V

USA

a＋b

Bal.

6

―

―

―

4

―

―

―

―

―

Ti5/6Al1Fe

Japan

a＋b

Bal.

5～ 6

―

―

―

―

―

1

―

―

―

Ti662

USA

a＋b

Bal.

6

2

―

―

6

―

―

―

―

―

Ti811

USA

a＋b

Bal.

8

―

―

1

1

―

―

―

―

―

Ti6246

USA

Near b

Bal.

6

2

4

6

―

―

―

―

―

―

Ti17

USA

Near b

Bal.

5

2

2

4

―

4

―

―

―

―

Ti6242

USA

a＋b

Bal.

6

2

4

2

―

―

―

―

―

―

Ti6242S

USA

a＋b

Bal.

6

2

4

2

―

―

―

―

0.1

―

IMI685

UK

Near a

Bal.

5

―

5

0.5

―

―

―

―

0.3

―

IMI829UK

Near a

Bal.

5.5

3.5

3

0.3

―

―

―

1

0.3

―

IMI834

UK

Near a

Bal.

5.8

4

3.5

0.7

―

―

―

0.7

0.3

0.06C

Ti1100

USA

Near a

Bal.

6.2

2.7

4

0.5

―

―

―

―

0.5

―

DAT54

Japan

Near a

Bal.

5.8

4

3.5

2.8

―

―

―

0.7

0.3

0.06C

Ti13113

USA

b

Bal.

3

―

―

―

13

11

―

―

―

―

Beta 

USA

b

Bal.

3

4

6

11.5

―

―

―

―

―

―

Ti1023

USA

Near b

Bal.

3

―

―

―

10

―

2

―

―

―

Ti5553

Roussia

Near b

Bal.

5

―

―

5

5

3

―

―

―

―

Beta C

USA

b

Bal.

3

―

4

4

8

6

―

―

―

―

Ti15333

USA

b

Bal.

3

3

―

―

15

3

―

―

―

―

Beta21S

USA

b

Bal.

3

―

―

15

―

―

―

2.7

0.2

―

Ti15Mo

UK

b

Bal.

―

―

―

15

―

―

―

―

―

―

Ti155

UK

b

Bal.

―

―

5

15

―

―

―

―

―

―

Ti1553

Japan

b

Bal.

3

―

5

15

―

―

―

―

―

―

Alloy

DevelopType―

TiFe, O, NCPTib 相安定化元素―

方，二輪・四輪車用途ではマフラー用部材として使用されて常に優れた強度延性バランスを有することから，耐熱用途

おり，二輪・四輪車のマフラー用の耐熱チタン合金は，ほとだけでなく，生体用や構造用など非常に幅広く使用されておんどが日本での開発材であり，各国の産業構造がそのまま材り，現在においても Ti64はもっとも多く使用されているチ料開発にも影響していることがわかる．用途によって要求特タン合金である．航空機用の耐熱チタン合金の開発は Ti64

性が異なるように，航空機向けと自動車向けでは使用環境のから始まっており，現在までに様々な耐熱チタン合金が開発違いに起因して開発の経緯も異なる．そこで，用途別に耐熱されている．表 1 および図に耐熱チタン合金を含めた代チタン合金の開発の考え方を示す．

表的なチタン合金の成分組成と開発の流れを示す．耐熱チタン合金の開発はおおきく 3 つの流れに沿っている．

.


耐熱チタン合金の開発史

航空機用途

1 つ目は，純粋に耐熱性を追及した流れであり， a 相と b

相の強化のため Ti 6Al 4V に Sn と Zr を添加し， V を Moで置き換えた Ti6Al2Sn4Zr2Mo(Ti6242)が1967年に開現在，もっとも多く使用されているチタン合金は米国で発された．その後，耐熱性を向上させるため，Ti6242に Si

1951年に開発された Ti6Al4V(Ti64)である． Ti64は非を添加した Ti 6Al 2Sn 4Zr 2Mo 0.1Si ( Ti 6242S )が 1974

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan




図2

チタン合金の開発の流れ．

年に開発され，大幅に耐熱性が向上した．
さらなる耐熱性の向上を目指し，各成分の最適化や Nb 添

なる．Ti6Al2Sn4Zr6Mo(Ti6246)は1966年に開発された耐熱チタン合金であり，Ti6242より Mo 量が高いため，

加 で 耐 酸 化 性 を 高 め た Ti 5.5Al 3.5Sn 3.0Zr 0.3Mo 

耐熱性は劣るが b 相が強化された成分である．Ti6Al2Sn

1.0Nb0.35Si(IMI829)が1977年に開発された．IMI829は微4Zr6Mo の耐熱性は350°
C程度と耐熱チタン合金の中では高細な針状組織とすることでクリープ特性を大きく向上させつ

くないが，針状組織のため亀裂進展特性に優れ，コンプレッ

つ，疲労強度の低下を抑制している．しかし，コンプレッサ

サーディスクで使用されている．さらに，より高強度で高靭ー部材などの回転体ではクリープ特性に加えて低サイクル疲

性の耐熱チタン合金として Ti 5Al 2Sn 2Zr 4Mo4Cr( Ti

労特性も重要である．そのため，両特性のバランスを高めた

17)が1984年に開発されている．高強度で高靭性の耐熱チタ

Ti5.8Al4.0Sn3.5Zr0.7Mo0.4Nb0.4Si0.06C(IMI834)

ン合金の特徴は，a 相だけでなく b 相も積極的に強化していが 1984年に開発された． IMI834は， C の添加により熱処理る点であり，強力な b 安定化元素である Mo や Cr が多く添での組織安定性を改善し，等軸 a 相を 5～10と制御した混加されている．しかし， Mo や Cr は偏析しやすい元素のた合組織とすることで，優れたクリープ特性と低サイクル疲労

め，偏析しない溶解技術の向上も行われた．

特性を達成している．現在，実用化レベルでは IMI834が耐

3 つ目は，Al 量の増加により形成される Ti との金属間化用温度では最高クラス(590°C)である．表に航空機用代表

合物( Ti3Al や TiAl )の高い耐熱性に注目し，靭延性は劣る

的な耐熱チタン合金の開発年度と開発国および開発指針を示

もののニッケル基合金に匹敵する耐熱性を目指した流れであすが，航空機用の耐熱チタン合金の多くは 1960 ～ 1980 年代

る．高 Al 含のチタン合金については本報では詳細は割愛すに開発されており，開発国は米国および英国が大多数を占めるが，ニッケル基合金の代替として，航空機用ジェットエン

ている．なお，本文中では開発史のため，開発当時によく知ジンの低圧タービンブレード(1)(3)や自動車用ターボチャー

られていた合金名称を使用している．なお， IMI は英国のジャーのタービンホイール(4)(5)として使用されている．

IMI plc (当時は Imperial Metals Industries )のブランドであ

チタン合金において耐熱性を向上させるには，高温強度のり，現在，IMI 社のチタン部門は Titanium Metals Corpora-

低い b 相を極力低減し，a 相を強化することが望ましい．しtion(TIMET)に買収されたため TIMETAL のブランドが適かし，チタン合金では a 相の強化のために a 相安定化元素

用されている．

を増加していくと，Ti3Al という金属間化合物が析出して脆

2 つ目は，耐熱性を向上させつつ，亀裂進展特性や破壊靭化するため，添加量には制限がある．a 相および b 相の安定性などの向上を目指した流れであり，こちらも Ti64がベー化度を表す指標として， Al 当量と Mo 当量が用いられる．

スとなっている．亀裂進展特性や破壊靭性は針状組織が最もAl 当量および Mo 当量について本報では次の式( 1 )(6) およ

優れているため，この系統の合金では b 相の強化も重要と

び式( 2 )(7)を用いて算出した．



ミ ニ 特 集表2耐熱チタン合金の耐熱性向上．

開発年

開発国

合金名称

耐用温度
(°
C)

1954

USA

Ti64

300

Ti6Al4V

1967

USA

Ti6242450

Ti6Al2Sn4Zr2Mo

成分組成(mass)

技術的な特徴成分Al 添加で a 相強化，V 添加で延性改善組織等軸組織から針状組織まで制御可能
成分Sn, Zr 添加で a 相強化
Mo 添加で短時間強度を向上
組織Ti64同様に組織制御が可能

1969

UK

IMI685520

Ti5Al5Zr0.5Mo0.3Si

成分Zr 添加で a 相強化， Si 添加でクリープ強度向上，低 Mo 化で b 相量低下
組織針状組織でクリープ特性改善

1974

USA

Ti6242S

520

Ti6Al2Sn4Zr2Mo0.1Si

1977

UK

IMI829580

Ti5.5Al3.5Sn3.0Zr
0.3Mo1.0Nb0.3Si

1984

UK

IMI834590

Ti5.8Al4.0Sn3.5Zr
0.7Mo0.7Nb0.3Si0.06C

成分Si 添加でクリープ強度向上
組織混合組織でクリープ強度と疲労強度を両立
成分Nb 添加で耐酸化特性向上
組織微細針状組織によりクリープ強度と疲労強度を両立
成分C 添加混合組織の制御組織最適な混合組織によりクリープ強度と疲労強度を両立

Y 金属間化合物(Ti3Al, TiAl)の活用
1990

USA
USA

1990～ GermanyJapan

Aleq＝Al＋

Ti3Al alloy(Super a2)～650

Ti14Al19Nb3.2V2.0Mo

Ti3Al と B2 相の金属間化合物
熱間加工が可能

TiAl alloy(4822, TNM)

700～

Ti34Al4.8Nb2.7Cr
Ti29Al8Nb2Mo0.1B

Ti3Al と TiAl の金属間化合物
Ni 基合金に匹敵する耐熱性

11Sn＋ Zr＋10(O＋N)
3
6

(1)

Moeq＝Mo＋0.67V＋0.44W＋0.28Nb＋0.22Ta＋2.9Fe1.6Cr1.0Al(2)

図に耐熱チタン合金も含めたチタン合金の Al 当量とMo 当量の位置付けを示す．ここでは不純物元素である O やN の影響は除外しているが，通常のチタン合金は O ＋ N 
0.1～0.15程度である．耐熱チタン合金は， Al 当量が高く Mo 当量が低い位置に位置付けられる．ここで，耐熱チタン合金では Al 当量が9.0を超えると Ti3Al 析出による脆化が危惧されるため，O＋N の影響も鑑み，a 相の強化という点では，現在の耐熱チタン合金はほぼ限界まで強化されているといえる．
航空機用途で耐熱材料として多く使用されているニッケル
基合金は，タービンブレードとしての耐用温度が 1940 年代には 700 °C 台だったが，成分組成の最適化や製造方法(精密図3

チタン合金の Al 当量および Mo 当量．

鋳造→一方向凝固→単結晶)の改良，表面処理技術の開発などにより，現在では，材料として 1000 °C を超える耐用温度

 ニッケル基合金のような有効な析出物がなく a
これは，◯を備えており，種々技術の組み合わせにより燃焼器の燃焼温 600°
相の強化だけでは限界がある，◯
C以上では比強度でニ度が 1500 °C 以上の環境でも使用されている．チタン合金に

 a ケースや表層酸化により表面
ッケル基合金より劣る，◯

おいては， Ti 64 の耐熱温度が 300 °C 程度と考えられてお Ti3Al の析出による脆化などが要因と考えられが脆化，◯り，徐々に耐用温度は上昇しているものの，航空機用途ではる．いずれもチタン合金にとっては，非常に克服が困難な問耐熱チタン合金の最高耐熱温度は590°Cとされている．

題であり，長らく IMI834を超える耐熱チタン合金は開発さ

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japanれていない．

も耐熱チタン合金に関する研究開発が行われており，あらゆ

航空機用途では耐熱チタン合金以外にも高強度高靭性の b

る元素，析出物，組織最適化の可能性が追求されてい型チタン合金が，ランディングギアで使用されている．b 型

る(11)(12)．一方で，チタン合金の弱点である耐酸化特性に注合金の開発経緯について詳細な説明は割愛するが，a 型およ目した材料開発や，これまで脆化相として避けられてきたび a＋b 型より，Mo や V などの b 安定化元素が多量に添加

Ti3Al や TiAl などの金属間化合物を積極的に活用した耐熱されており，優れた冷間加工性や耐食性，時効処理によりチ性向上など，新しい視点での取り組みが必要となる．いずれ

タン合金中で最高の強度が得られるなどの特徴がある．

も困難な道のりだが，耐熱チタン合金の新たな一歩として技

術革新が期待される．

自動車用途

最後に，新しい材料や技術の開発は産業構造に大きく影響

自動車用途では，エンジンの吸気/排気バルブや，コンロされるため，航空機や自動車など大きな基盤産業が存在する

ッドなどで適用されたが，コストの問題から一部の高級車やことは材料開発にとって非常に大きい．一方で，材料開発がスポーツカーに適用されたのみで限定的であった．しかし，産業の発展に貢献していることも表わしている．今後も材料

近年，軽量性や意匠性を活かして，フェライト系ステンレス技術の発展が，産業発展の礎となることは変わらないため，鋼の代替として二輪・四輪車のマフラー部材への適用が進ん

材料技術者・研究者の益々の活躍が期待される．

でいる．マフラー部材は航空機部材のような強度特性は要求文

されないものの環境温度は800°
C以上と非常に高く，耐酸化

献性や製品製造を考慮した冷間での成形性などが重視される．
そのため，マフラー部材用の耐熱チタン合金は，純チタンを( KSTI 1.5Al )(8) や Ti 0.5Al 0.2Nb 0.45Si ( KSTI ( 1 ) M. Weimer: 4th International Workshop on Titanium
Aluminides, Nuremberg, Germany, (2011).
( 2 ) 竹川光弘，倉茂将史IHI 技報，53(4)(2013), 16.
( 3 ) MTU Aero Engines Report, 01(2013).
( 4 ) T. Noda: Intermetallics, 6(1998), 709713.
( 5 ) T. Tetsui: Mater. Sci. Eng. A, 329331(2002), 582588.
( 6 ) H. W. Rosenberg: The Science, Technology and Application of
Titanium, ed. by R. I. Jaffee, N. E. Promisel, Pergamon, Press,
Oxford, UK, 1(1970), 851859.
( 7 ) P. J. Bania: JOM, 46(7)(1994), 1619.
( 8 ) 屋敷高司，山本兼司神戸製鋼技報，55(3)(2005), 4347.
( 9 ) 枩倉功和，屋敷高司神戸製鋼技報，54(3)(2004), 3841.
(10) 大塚広明，藤井秀樹，高橋一浩，森 健一新日鉄住金技報，396(2013), 5662.
(11) T. Kitashima, Y. YamabeMitarai, S. Iwasaki and S. Kuroda:
Metall. Mater. Trans. A, 47(2016), 63946403.
(12) T. Kitashima, Y. YamabeMitarai, S. Iwasaki and S. Kuroda:
Proceedings of The 13th World Conference on Titanium,(2015), 479
484.

1.2ASNEX)(9)，あるいは，Ti に1.0の Cu 添加をベースに★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

ベースとして，冷間加工性を維持しつつ，耐酸化性や必要なレベルの高温強度を高める指針で開発されている．耐酸化特性の改善はチタン合金の苦手とする部分であり，耐酸化特性の改善に有効な元素である Al や Si, Nb は添加とともに材料強度を上げるため，冷間での成形性が劣化する．また，通常不純物としてチタン原料に存在する Fe も材料強度を上げつ
つ耐酸化特性を劣化させる．さらに，Cu は低コストで冷間加工性を劣化させずに，高温強度を高める効果が認められた．そのため，マフラー部材用の耐熱チタン合金は，選択元素の違いはあるものの，純チタンをベースに必要な特性を出来る限り少ない元素添加量で達成している．マフラー部材用のチタン合金としては， Ti に Al や Si を添加した Ti 1.5Al

Nb を添加した Ti 1.0Cu 低 O 量( Super TIX10CU )(10) やTi 1.0Cu 0.5Nb 低 O 量 ( Super TIX10CUNB )(10) が あり，日本のチタン製造メーカー各社の特色が表れている．

. 将 来 へ の 期 待
航空機用途で考えた場合，耐用温度としてはほぼ限界にきていると考えられており，さらなる耐用温度を目指した材料

小柳禎彦

2005年 3 月 豊橋技術科学大学大学院工学研究科修士課程修了
2005年 4 月 大同特殊鋼株式会社入社技術開発研究所
配属
2011年 4 月 大同キャスティングス株式会社出向
2012年 3 月 出向解除，大同特殊鋼株式会社入社技術
開発研究所異動
2013年 4 月現職
専門分野チタン合金，金属間化合物，耐熱合金◎チタン合金やチタンアルミ合金，ニッケル基合金の材料開発に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

開発は長らく行われていなかった．しかし，近年，わが国でミ ニ 特 集b 型チタン合金の高強度・高靭性化の展開
新

.

は じ

め

家

光

雄

に

航空機用を中心とする一般構造用 b 型チタン合金の研究
開発は， 1950 年代から始まり， 1990 年代辺りまでは，活発に行われたが，それ以降から停滞している．しかし，b 型チタン合金は，耐食性に優れ，加工が容易で，時効を中心とした熱処理や加工熱処理による高強度化を顕著に行うことができること等から，特に部品の高強度・軽量化に有利である．
また， b 型チタン合金の相変態は，バラエティに富んでおり，鉄鋼材料およびアルミニウム合金と共通するミクロ組織制御も多く，研究開発の歴史も短いこともあって，未だに，未知の部分が多い．
一方，生体適合性に優れ，ヤング率が低いこともあって，生体用としての研究開発が 1980 年代辺りから活発に展開さ

図1

チタン合金の平衡状態図の模式図MSマルテ
ンサイト変態開始温度．

れて来ている．生体用の分野においても高強度・高靭性化は，重要な課題であり，生体との適合性や相互作用等を考慮する必要がある等の一般構造用 b 型チタン合金には無い因子が加わるものの，一般構造用 b 型チタン合金と類似な手法で行われる．
本稿では，主に一般構造用および生体用 b 型チタン合金の高強度・高靭性化のこれまでの展開についての概略を記述
する．

.

b 型チタン合金とは

図(1)に b 安定化度( b 安定化元素濃度)を横軸にとったチタン合金の平衡状態図を模式的に示す．同図中には，b 型チタン合金の組成範囲および b 相安定化度に応じて出現し得

図2

チタン合金の靭性と強度(耐力)の関係．

る種々の相の種類が示されている．b 型チタン合金の範囲は，

b 域温度からの急冷でマルテンサイト変態を起こさず，b 相
単相となる組成からである．実用化されている b 型チタン

では，b 安定化度，冷却速度，熱処理等に応じて，非熱的 v

合金は，現在の所，全て( a ＋ b )組成であることから，正確

相(va)，熱的 v 相(viso)，a 相，b′相等が出現する．また，には準安定 b 型チタン合金である．準安定 b 型チタン合金

b 相安定化度に応じて，変形誘起マルテンサイト( a ″)や v

東北大学名誉教授，東北大学金属材料研究所，大阪大学大学院工学研究科，名城大学大学院理工学研究科，名古屋大学未来材料・システ
ム研究所，関西大学客員教授
Development of Strengthening and Toughening of btype Titanium Alloys; Mitsuo Niinomi(Institute for Materials Research, Tohoku
University, Sendai. Department of Materials and Manufacturing Science, Graduate School of Engineering, Osaka University, Osaka.
Department of Science and Technology, Meijo University, Nagoya. Institute of Materials and Systems for Sustainability, Nagoya University, Nagoya. Department of Chemistry and Materials Engineering, Faculty of Chemistry, Materials and Bioengineering, Kansai University, Osaka)
Keywords: btype titanium alloys, strengthening, toughening, microstructure, thermomechancal treatment, structural materials, biomaterials
2018年12月10日受理[doi:10.2320/materia.58.193]

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan相も出現する．したがって，準安定 b 型チタン合金(以後，

b 型チタン合金)では，熱処理や加工熱処理等により，上述した各相の出現を制御することにより，特性を変化させるこの特性を持つ．
Ti 8Mo 8V 2Fe 3Al ( Ti 8823 )は， TIMET により開発されており，Ti13113 に比べて熱処理性に優れる．
Ti5Al2Sn2Zr4Mo4Cr(Ti17)は，b リッチの(a＋b)とが可能である．

a, ( a ＋ b )および b 型チタン合金の破壊靭性と耐力との関型合金，すなわち Near b 型チタン合金で GE により開発さ係を図(2)に示す．b 型チタン合金は，a および(a＋ b)型チれている．我が国では，総合科学技術・イノベーション会議

タン合金に比べて，より強靭化できることがわかる．

の SIP(戦略的イノベーション創造プログラム)「革新的プロ
セスを用いた航空機用耐熱材料創製技術開発」にて， 1500

.



一般構造用 b 型チタン合金

ton 大型鍛造シミュレーターを用いて製造した Ti17鍛造材のミクロ組織および特性データの蓄積と力学的特性の予測と代表的な b 型チタン合金が進められている(5)．

b 型チタン合金は，航空機用として，米国を中心に開発がTi15V 3Al3Cr3Sn(Ti153)は，米国空軍との契約で進められて来ている．表(3)に主に米国で開発された代表的開発された冷間鍛造高強度合金で，Ti13113 に比べて，な b 型チタン合金につき，合金名，開発年および主な用途

b 安定度がより低い．
Ti 10V 2Fe 3Al は，高鋳造性 Near b 型チタン合金で，等を示す．
最初に実用化された高強度 b 型チタン合金は， Rem Cru

a＋b 合金の同強度レベルの合金に比べて，靭性がより高く，(後に Crucible Steel )により開発された Ti 13V 11Cr 3Al

315°
Cまでの温度での高強度・高靭性使用が可能である．航(Ti13113: B120VCA)で，短時間であれば 923 K(650°C)

空機のランディングギアへの適用がなされており，軽量化にの温度に耐えられる．本合金は， 1964 年に初飛行したオー

有効である．このタイプの Near b 型チタン合金として，ボルチタン製(機体の 93 がチタンおよびチタン合金)と言わー イ ン グ と ロ シ ア の VSMPO と で 開 発 し た Ti 5Al 5V 

れるロッキード社製超音速・高高度戦略ステルス偵察機であ5Mo 3Cr ( Ti 5553 )がある．この合金は， VSMPO が開発

る SR71(Blackbird)の主要合金として採用されている(4)．

し，ランディングギアに用いられた Ti 5Al 5Mo 1Fe 1Cr

SR71 は，マッハ 3.2 の速度で飛行することが出来，機体表( VT 22)から派生している(6) ．ヨーロッパでは， Airbus が面温度が260°
C(500°
F)～316.5°
C(600°
F)に達するとされ，エTi 5553 に 1 mass  の Zr を 添 加 し た 合 金 で あ る Ti 5Al 

ンジン収納筒温度はそれより高温である537.8 °C (1000°
F)に5Mo5V1Zr を実用化している(6)(7)．最近では，Ti5553を達するとされている．

改良した，より高強度である TIMETAL 18 ( Ti 5.5Al 5V 

Ti 11.5Mo 6Zr 4.5Sn ( Beta III )では， Mo が偏析し易い

5Mo2.5Cr0.8Fe)が TIMET により開発されている(8)．
Ti15Mo3Al2.7Nb0.25Si(Beta21S: TIMETAL21S)

傾向にある．
Ti3Al8V6Cr4Mo4Zr(Beta C)は，Ti13V11Cr3Al( Ti 13 11 3 )の 高 Cr 含 有 に よ る 偏 析 を 低 減 す る た め に
RMI により開発されており，Ti13V11Cr3Al 合金と類似

表1
合

金

名

Ti13V11Cr3Al(Ti13
113, B120VCA)
Ti11.5Mo6Zr4.5Sn(Beta III)
Ti3Al8V6Cr4Mo4Zrは，耐熱合金で 290 °C 以上 625 °C までの温度での使用に適している．耐クリープ特性は，Ti6Al4V 並みである．
Ti5Al2Sn4Zr4Mo2Cr1Fe(BetaCEZ)は，CEZUS

主に米国で開発された代表的な b 型チタン合金．
開発年

1950年代中期

主な用途および備考
主にバネ，航空機空中構造や軽量高圧容器，高強度ファスナー

航空機ファスナー(特にリベット)，民生用バネ，歯科矯正ワイヤー
1960年代1960年代中期後半 シェアは極めて少ない(Beta C, 386
44)

Ti8Mo8V2Fe3Al(Ti8823)

1970年代(特許1971年)
1970年代初期

航空機ガスタービンエンジン用鍛造ファンおよびコンプレッサーディスク

1970年代

シート，ファスナー，箔，板，管，ファスナー，箔，板，管，鋳造品，鍛

1979年
1989年

航空機の機体鍛造部品

Ti5Al2Sn4Zr4Mo2Cr1Fe(BetaCEZ)

1990年

フランスで開発，中温度域コンプレッサーディスク，鍛造部品，バネ，フTi4.5Fe6.8Mo1.5Al(TIMETAL LCB)

1990年代低コスト合金Ti5Al2Sn2Zr4Mo4Cr(Ti17)
Ti15V3Cr3Sn(Ti153)

ファスナー，バネ，鍛造部品

造品，繊維強化型複合材料用母材

Ti10V2Fe3Al
Ti15Mo3Al2.7Nb0.25Si(Beta21S: TIMETAL21S)



航空機エンジン，化学，海洋油田関係でも使用，低弾性率インプラント，
複合材用ロール箔ァスナ

ミ ニ 特 集(フランス)により開発された多機能性 Near b 型チタン合金
で，中温度域でのクリープ特性に優れている．

3.5Sn 3Al ( KS8 8 2 4 3 )(11) ， Ti 20V 4Al 1Sn ( SAT 
2041CF )および Ti 22V 4Al ( DAT51 )は，いずれも，ゴルTi 4.5Fe 6.8Mo 1.5Al ( TIMETAL LCB )は， TIMET により開発された低コスト指向合金で， V 等の高コスト元素
を FeMo 母合金を用いて省き，低コスト化を図っている．
本合金では，通常，航空機用に使用できる純度にはなっていフクラブヘッド，眼鏡フレーム，ボルト，スプリング，自動車等の民生用として開発された b 型チタン合金である．


高強度・高靭性化

b 型チタン合金の強靭化は，一般的には，時効処理によりないが，機械的性質を損なうほどではない．
以上の他，米国の RMI により開発された Ti8V5Fe1Al

行われるが，冷間加工が可能であることから，圧延等の汎用や Ti 16V 2.5Al 等 が あ る(3) ． 前 者 は ， 引 張 り 強 さ 1,300

冷間加工法と熱処理とを組み合わせた加工熱処理による試み

MPa 以上を示し，航空機用ファスナーに用いられるが，Feが 1980年代半ばから 1990 年代初期にかけて，盛んに行われの含有量が多いため溶解時に Fe の偏析が生じないように注た．

意することが必要である．後者は，航空機用高強度薄板に用

先ずは，Ti153 合金を対象にした加工熱処理法の分類を図(12)に示す．基本的には，結晶粒の微細化および時効析

いられる．
我が国では，純チタンの使用が主であるため，合金開発は

出 a 相制御を組み合わせることにより，強靭化を達成する．

活発ではないが，いくつかの b 型チタン合金が開発されてTi 15 3 合金では，大内らが図(13) に示す加工熱処理にいる．それらは，航空機用と言うよりは，民生用として用い

より，引張り強さ 1,862 MPa および伸び 10 以上の驚異的られていると言えよう．表(3)(9)に我が国で開発された代表な強度・延性(伸び)バランスを達成している．その後，Ti

的な b 型チタン合金につき，合金名，開発年および主な用

153 等について，上記の強度・延性値をターゲットに種々途等を示す．

の加工熱処理が提案され，強度・延性特性が報告されている．

Ti 15Mo 5Zr は，我が国で最初に開発された b 型チタン

著者ら(14) は，通常の溶体化・時効処理や溶体化・冷間圧合金で，耐食性に優れている．この合金に Al を加え非熱的延・時効処理，図(14) に示す既に高力アルミニウム合金のv 相の析出を抑制した T 15Mo 5Zr 3Al も開発されてお強靭化で報告されている加工熱処理法および図(14) に示す

り，やはり耐食性に優れていることから，他のチタン合金が新たに提案した加工熱処理法 Ti 15 3 に適用し，図およ

使用出来ないような腐食性環境で使用される．また，近年，び(14)に示す強度および延性(伸び)ならびに靭性および強生体用としても JIS 規格に登録されている．

度(引張り強さ)間の関係を報告した．新たに提案した加工熱

Ti 4.5Al 3V 2Fe 2Mo 0.08O ( SP 700 )は， Near b 型チ処理法により，高強度化され，約 1,800 MPa と高い引張りタン合金で，超塑性発現温度が Ti 6Al 4V に比べて 100 K

強さが得られているが，伸びが数とかなり低くなってい低く，プロセスコストの低減が可能である．また，AMS 規

る．なお，高強度側で比較的良好な靭性が得られている．新格(米国航空宇宙用材料規格)に日本から初めて登録された合たに提案した加工熱処理法では，溶体化後，冷間強圧延を行金である．

い a 相の時効析出サイトとなる転位を多量に導入し，そのTi 15Mo 3Al ( KS15 0 3 )(10) ， Ti 7.5V 8Cr 1.6Fe 

表2
合

金

名

後短時間溶体化により微細亜結晶粒とし，次いで低温で時効

日本で開発された代表的な b 型チタン合金．
開発年

主な用途および備考

Ti15Mo5Zr

1960年後半～
1970年初期

神戸製鋼開発，化学工業用，蒸気タービンブレード

Ti15Mo5Zr3Al

1960年後半～
1970年初期

神戸製鋼開発，多用途(例えば，天然ガス採掘プラント)，発電設備のター

Ti4.5Al3V2Fe2Mo0.08O(SP700)

19861989年

NKK(現 JFE ホールデイングス)開発，AMS，規格(米国航空宇宙用材料規格)合金，航空機用超塑性成形加工部品，ゴルフクラブヘッド，工具，

ビンブレード

自動車部品，時計バンド，登山用品

Ti20V4Al1Sn(SAT2041CF)

1986年

住友金属工業(現日本製鉄)開発，主に民生用(ゴルフクラブヘッド，眼鏡
フレーム，ボルト，スプリング，自動車等)

Ti15Mo3Al(KS1503)

1990年代以降

神戸製鋼開発，主に民生用(ゴルフクラブヘッド，眼鏡フレーム，ボルト，スプリング，自動車等)

Ti16V4Sn3Al3Nb(KS16433)

1990年代以降

神戸製鋼開発，主に民生用(ゴルフクラブヘッド，眼鏡フレーム，ボルト，スプリング，自動車等)

Ti7.5V8Cr1.6Fe3.5Sn3Al(KS88243)

1990年代以降

神戸製鋼開発，低コスト合金，主に民生用(ゴルフクラブヘッド，眼鏡フTi22V4Al(DAT51)

1990年代以降

大同特殊鋼開発，主に民生用(ゴルフクラブヘッド，眼鏡フレーム，ボル

レーム，ボルト，スプリング，自動車等)
ト，スプリング，自動車等)

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan




図3

Ti153 合金を対象にした加工熱処理法の分類．

図4

Ti153(Ti15V 3Cr 3Sn 3Al)合金に施された加工熱処理の模式図(ST 溶体化処理 CR冷間
圧延)．

図5

通常の加工熱処理プロセスの模式図(a) (溶体化処理＋冷間圧延＋短時間溶体化処理＋時効)および(b)ロックウェルインターナショナル(Rockwell International)中間加工熱処理(RIITMT).
C.R., AC および WQ は，冷間圧延，空冷および水冷を示す．

図6

新たに提案した加工熱処理プロセス(a)新プロ
セス I および(b)新プロセス II. C.R., AC およびWQ は，それぞれ冷間圧延，空冷および水冷を示す．

を 施 し強 度上 昇 に寄 与す る 微細 a 相 を 析出 さ せる ．さ らに，冷間強圧延を施し，転位を多量に導入後，高温で時効を施し靭性を確保するための粗大 a 相を析出させる．粗大 a
相界面では応力集中により，マイクロクラックが発生し，応力緩和とマイクロクラックが 3 次元に連結し，き裂の偏向をもたらすことにより靭性が改善される．すなわち，き裂先端の塑性変形による内生的要因ではなく，外生的要因により靭性が改善される．この現象は，延性(伸び)の改善には寄与
せず，むしろその低下傾向をもたらすと考えられる(15) ．す上記の新加工熱処理法での時効処理の順番を逆にした加工

なわち，最終的に，微細亜結晶粒中に微細および粗大析出 a

熱処理法も提案されている(16)．この加工熱処理法を図(16)相が均一に分散したミクロ組織となることを目的としていに示す．すなわち，溶体化・冷間強加工後に高温時効によりる(14)．図(14)に新プロセス II を施した場合のミクロ組織の粗大 a 相を析出させ，次いで低温時効により微細 a 相を析

光学顕微鏡写真および透過型電子顕微鏡写真を示す．目的と出させる．この加工熱処理を Ti 15 3 に施した場合の引張したように微細亜結晶粒中に微細および粗大 a 相が析出しり強さおよび伸びを時効時間との関係で図(16)に示す．時ていることがわかる．

効時間が長いと 1,900 MPa 以上の引張り強さが得られていミ ニ 特 集

図7

図8

図9

図 6 に示した新プロセス II 施した Ti 15 3 合金のミクロ組織写真( a )光学顕微鏡写真および(b)透過型電子顕微鏡写真．

図10

溶体化・冷間強加工後高温時効(CWA)から低温時効(CWDA)を行う加工熱処理の模式図．

図11873 K での時効後 673 K で 180 s, 600 s, 1.8 ks お
よ び 10.8 ks. 時 効 し た Ti 15 3 の 引 張 り 強 さ(sB)および伸び(El)の変化．

Ti153 合金に通常プロセスである STA(溶体化＋時効)および冷間強圧延後時効(C. R.)，図 5 に示した( C. R. ＋ 2 段時効)および RI ITMT ならびに図 6 に示した新プロセス I および新プロセス
II を施した場合の伸び(El)と引張り強さとの関係(sB)．

Ti153 合金に通常プロセスである STA(溶体化＋時効)および冷間強圧延後時効(C. R.)，図 5 に示した( C. R. ＋ 2 段時効)および RI ITMT ならびに図 6 に示した新プロセス I および新プロセス
II を施した場合のシャルピー全吸収エネルギー(Et)と引張り強さとの関係(sB)．

るが，伸びが数でかなり低い．約 5の伸びを確保するとすれば，引張り強さは 1,800 MPa 程度となる．
これまでに報告された b 型チタン合金の引張り強さと延性(断面減少率)との関係を図(17)に示す．この図で，引張り強さと延性との関係を外挿すると，b 型チタン合金では，ARB(Accumulative Roll Bonding)や HPT(HighPressure

最大約 2,500 MPa の引張り強さを得ることが可能であるこTorsion )(18) 等の強歪加工と熱処理とを組み合わせた加工熱とが予測される．この引張り強さ以上を達成するには，最近処理も期待される．

注目されている ECAP(Equal Channel Angular Pressing),

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan




表3

これまでに開発された生体用低弾性率 b 型チタ
ン合金例．

b 型チタン合金

ASTM 規格ISO 規格JIS 規格Ti13Nb13Zr
Ti12Mo6Zr2Fe(TMZF)

ASTM F 1713――

ASTM F 1813――

Ti12Mo5Zr5Sn
Ti15Mo

図12

b 型チタン合金の引張強さと延性(断面減少率)．

.


生体用 b 型チタン合金

生体用低弾性率 b 型チタン合金

人工股関節，人工関節，脊柱固定器具，骨折固定器具，人工歯根等の骨を代表とする硬組織代替生体埋入器具構成材料
は，力学的信頼性に優れる金属材料が主である．主な生体用
金属材料としては，チタンおよびチタン合金， Co Cr Mo合金および SUS 316L ステンレス鋼があるが，その中でも生体親和性に最も優れ，非アレルギー性で高耐食性や比強度にも優れるチタン合金が注目されている．生体埋入器具(インプラント)を生体に埋入した場合，インプラントと骨とに均等に応力が伝達しない(応力遮蔽)と骨吸収が生じ，骨の脆弱化を来すため，インプラント，すなわちインプラント構成
材料と骨とに応力が均等に伝達することが要求される．この要求は，インプラント構成材料と骨との弾性変形が類似であることで，したがって両者のヤング率が類似であることで達成される．最も実用化の進んでいるチタン合金である( a ＋b)型 Ti6Al4V ELI(ELI: Extra low interstitial)合金のヤン
グ率( 110 GPa )は，骨のそれ( 10 ～ 30 GPa )よりかなり高い

Ti16Nb10Hf(Tiadyne 1610)
Ti15Mo2.8Nb0.2Si
Ti15Mo5Zr3Al
Ti30Ta―――ASTM F 2066

―

―

―

―

―

―

―

―

―

―

―

―

JIS T 74016―

Ti45Nb
Ti35Zr10Nb

AMS 4982
―

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―

―

―

Ti35Nb7Zr5Ta(TNZT)
Ti29Nb13Ta4.6Zr(TNTZ)

Task Force
F04.12.23

―

―

―

―

―

Ti35Nb4Sn
Ti50Ta

―

―

―

―

―

―

Ti8Fe8Ta
Ti8Fe8Ta4Zr

―

―

―

―

―

―

Ti35Nb2Ta3Zr
Ti22.5Nb0.7Zr2Ta

―

―

―

―

―

―

―

―

―

―

―

―

―

―

―

Ti23Nb0.7Ta2.0Zr
1.2O(Gum Metal)Ti28Nb13Zr0.5Fe(TNZF)
Ti24Nb4Zr7.9Sn(Ti2448)
Ti7.5Mo―――

Ti12Mo3Nb
Ti12Mo5Ta

―

―

―

―

―

―

Ti12Cr
Ti30Zr7Mo

―

―

―

―

―

―

Ti30Zr3Mo3Cr
Ti5Fe3Nb3Zr

―

―

―

―

―

―

が Co Cr Mo 合金および SUS 316L ステンレス鋼のそれら(各々 210 GPa および 180 GPa)よりも著しく低い．Ti6Al
4V ELI 合金は，(a＋b)型チタン合金で，原子充填率の高い

Mo 系合金，TiTa 系合金，TiCr 系合金，TiFe 系合金，

稠密六方晶(HCP: Hexagonal close packed)構造の a 相を多TiMn 系合金および TiZr b 安定化元素系合金に大別され量に含有しており，かつ生体為害性の指摘のある Al およびよう． Ti Fe 系合金や Ti Mn 系合金は Fe や Mn を多く含

V を構成元素としている．そこで，生体為害性の指摘の無有しており，低コスト生体用低弾性率 b 型チタン合金であい 構 成 元 素 か ら な る 原 子 充 填 率 の 低 い 体 心 立 方 晶 ( BCC:

る．生体用低弾性率 b 型チタン合金の設計には，電子論にBody centered cubic)構造を有する生体用低弾性率 b 型チタ

基き開発された d 電子合金設計法が用いられる場合が多々ン合金の開発が 1990 年代中期辺りから始まった．表(19) にある．図(20)に主な a, (a＋b)および b 型生体用チタン合金

これまでに開発された生体用低弾性率 b 型チタン合金を示のヤング率を示す．b 型生体用チタン合金のヤング率が a おす．これらの中で， Ti 13Nb 13Zr 合金， Ti 12Mo 6Zr 

よび( a ＋ b )型生体用チタン合金の場合に比べて，かなり低

2Fe 合金，Ti15Mo 合金，Ti16Nb10Hf 合金，Ti15Mo

いことがわかる．特 に， TNZT や TNTZ のヤング 率は低

2.8Nb
0.2Si
0.26O 合金，Ti
35Nb
7Zr
5Ta 合金(TNZT)，

く，約 55～60 GPa となっている．

Ti 29Nb 13Ta 4.6Zr 合金( TNTZ ) , Ti Mo Sn 合金， Ti 
40Ta 合金，Ti50Ta 合金等は，生体用低弾性率 b 型チタン

形状記憶・超弾性 b 型生体用チタン合金

合金開発の初期に登場している．なお，Ti13Nb13Zr 合金

形状記憶合金である TiNi 合金が生体用として注目されては， Near b 型チタン合金である．これまでに開発された生いるが，その構成元素である Ni のアレルギー感作率が高い

体用低弾性率 b 型チタン合金は，概略 Ti Nb 系合金， Ti 

ことが指摘されたため，生体用低弾性率 b 型チタン合金の

ミ ニ 特 集

図 13

代表的な生体用 a 型，( a ＋ b )型および b 型チタ
ン合金のヤング率の比較．

代表的な生体用 Ni フリー形状記憶・超弾性 b 型
チタン合金．

表4
合金系

生体用形状記憶・超弾性 b 型チタン合金

TiNb 系 TiNb, TiNbO, TiNbSn, TiNbAl, Ti22Nb
(0.52.0)O(at), TiNbZr, TiNbZrTa, TiNb
ZrTaO, TiNbTaZrN, TiNbMo, Ti22Nb6Ta(at), TiNbAu, TiNbPt, TiNbTa, TiNbPd
TiMo系 TiMoGa, TiMoGe, TiMoSn, TiMoAg, Ti
5Mo(25)Ag(mol), Ti5Mo(13)Sn(mol), Ti
TiTa系

ScMo
Ti50Ta(mass), Ti50Ta4Sn(mass), Ti50Ta

その他

10Zr(mass)Ti7Cr(1.5, 3.0, 4.5)Al(mass)

図 14

TNTZ の引張り強さ( sB )，伸び( El )あるいは弾性率(E )と冷間スウェージング加工率との関係．

b 型チタン合金は，ヤング率可変型低弾性率 b 型チタン合金
あるいはヤング率自己調整型低弾性率 b 型チタン合金と呼ばれる．これらには，Ti12Cr 合金(22)，Ti17Mo 合金(23)，
TNTZ 16Ti 4Cr 合 金(24) ， Ti 30Zr 7Mo 合 金(25) や Ti 
30Zr3Mo3Cr 合金(26)がある．


低弾性率を維持したままでの高強度化

b 型生体用チタン合金のヤング率は，通常，溶体化ままのb 単相状態で最も小さくなる．一方，強度は，最も低くなる傾向を示す．したがって，低弾性率を維持したままでの高強度化が望まれる．
静的強度(引張り強度)は，圧延，スウェージングや鍛造等の汎用加工プロセスによる冷間強加工や HPT 等の強歪加工より，溶体化ままでのヤング率を維持したままで大きく上昇

開発とほぼ同時期から，生体用 Ni フリー形状記憶・超弾性させることが可能である(19)．例えば，図(27)に示すように

b 型合金の開発が始まっている．代表的な生体用 Ni フリー

冷間スウェージングによる強加工で溶体化ままでのヤング率

形状記憶・超弾性 b 型チタン合金を表(21)に示す．これらを維持したままで，引張り強さを 800 MPa 以上に改善できは，概略 TiNb 系合金，TiMo 系合金および TiTa 系合金

る．なお，その場合に伸びも良好な値となっている．

に分類出来よう．


ヤング率可変型低弾性率 b 型チタン合金

一方，動的強度(疲労強度)の改善は，冷間強加工で達成されず，時効処理による a 相や v 相の析出や TiB2 や Y2O3 等のセラミックス粒子の分散が必要である．ただし，ヤング率

2010 年代に入ると脊柱固定器具ロッド用に特化した低弾が上昇するので，上記析出相や分散粒子の量を制御する必要性 率 ヤン グ率 可 変型 b 型 チ タン 合金 の 開発 が 始ま って いがある(19) ．図(28) は，低弾性 b 型生体用 TNTZ 合金のヤる．脊柱固定器具ロッドによる脊柱固定術では，狭い体内空

ング率を上昇させるが強度を著しく上昇させる viso 相が析

間にてロッドを脊柱形状に応じた曲げ形状を維持することが出する温度にて時効(低温時効)した場合の時効時間とヤング要求される．曲げ形状維持には，ヤング率が高い方がより有率との関係を示している．さらに，図(28) は，種々の生体利と考えられる．一方，上述したように，患者側には，骨吸用低弾性率 b 型チタン合金の平均的なヤング率である 80

収等を抑制するために低弾性率が要求される．したがって，GPa 以下を示す時効時間である 3.6 および 10.8 ks の場合の患者および整形外科医両者の要求を満たすためには，ロッド

疲労強度を各々示している．図 16 には，溶体化ままおよびの曲げ部分のみが高ヤング率となり，ロッド全体では低ヤン

冷間強加工状態の同合金の疲労限が併記されている． 10.8

グ率となれば良いと考えられる．このようなコンセプトか

ks の短時間時効で疲労強度が大きく上昇していることがわら，ロッドの曲げ部分でヤング率の高い第 2 相が曲げ応力

かる．

により誘起されるような合金組成の低弾性率 b 型チタン合金が開発されるようになっている(22) ．このような低弾性率

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan一般構造用 b 型チタン合金では，強靭化に関する研究がBoyer, G. Welsch and E. W. Collings, ASM International,
Materials Park, OH, USA, (1994), 767999.
( 4 ) R. R. Boyer and H. W. Rosenberg: titanium alloys in the
1980's, eds. R. R. Boyer and H. W. Rosenberg, MetallurgicalSoc. AIME, Warrendale, PA, USA, (1984), 18.
( 5 ) 御手洗容子ふぇらむ，22(2017), 480486.
( 6 ) R. R. Boyer and R. D. Briggs: J. Mater. Eng. and Performance,
14(2005), 681685.
( 7 ) J. D. Cotton, R. D. Briggs, R. R. Boyer, S. Tamitisakandala, P.
Russo, N. Schetnikov and J. C. Fanning: JOM, 67(2015),
12811303.
( 8 ) J. Fanning: Proc. 13th World Conf. on Titanium, Sandiego,
USA, (2013), 859864.
( 9 ) 萩原益夫軽金属，55(2005), 532536.
( 10 ) http: // www.kobelco.co.jp / products / titan / introduction / ks15 
03.html.
( 11 ) http: // www.kobelco.co.jp / products / titan / introduction / ks8 
8243.html.
(12) 牧 正志まてりあ，37(1998), 3134.
(13) C. Ouchi, H. Suenaga and Y. Kosaka: Proc. 6th Word Conf. on
Titanium, Canne, France, (1989), 819.
( 14 ) 新 家 光 雄 ， 小 林 俊 郎 ， 本 田 弘 之 ， 大 薮 行 俊  鉄 と 鋼 ， 78
(1992), 1862
1869.
(15) M. Niinomi and T. Kobayashi: ISIJ Int., 31(1991), 848855.
(16) 丹羽直毅，新井聖，高取英男，伊藤邦夫鉄と鋼，77(1991),
131138.
(17) 河部義邦金属，65(1995), 667
672.
(18) H. Yilmazer, M. Niinomi, K. Cho, M. Nakai, J. Hieda, S. Satoand Y. Todaka: Acta Mater., 80(2014), 172182.
(19) 新家光雄まてりあ，52(2013), 219228.
(20) M. Niinomi: Mater. Trans., 59(2018), 1
13.
(21) 新家光雄軽金属，64(2014), 374
381.
(22) M. Nakai, M. Niinomi, X. F. Zhao, X. Zhao and K. Narita:
Mater. Lett., 65(2011), 688690.
(23) X. F. Zhao, M. Niinomi, M. Nakai and J. Hieda: Acta
Biomaterials, 8(2012), 19901997.
(24) Q. Li, M. Niinomi, J. Hieda, M. Nakai and K. Cho: Acta
Biomaterialia, 9(2013), 80278035.
(25) X. L. Zhao, M. Niinomi, M. Nakai, T. Ishimoto and T. Nakano:Mater. Sci. Eng. C, 31(2011), 14361444.
(26) X. L, Zhao, M. Niinomi, M. Nakai, G. Miyamoto and T.
Furuhara: Acta Biomaterials, 7(2011), 32303236.
( 27 ) 新家光雄，福井壽男，服部友一，許 健二，鈴木 昭まてりあ，41(2002), 221
223.
(28) M. Nakai, M. Niinomi and T. Oneda: Metal. Mater. Trans. A,
43(2012), 294302.

1990 年初期以降，特にバブル経済の時期が終焉した当たり★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

からほとんど行われていない状態が続いている．b 型チタン

1978 年 3 月

図 15

TNTZ のヤング率と低温時効時間との関係．STおよび CR は，それぞれ体化処理および冷間強圧延を施した場合の TNTZ のヤング率を示す．

図16

低温にて 3.6 ks(AT3.6)および 10.8 ks(AT10.8)
時効処理を施した TNTZ の疲労強度． CR および ST は，それぞれ冷間強圧延および溶体化処理を施した TNTZ の疲労限を示している．

.

お わ

り

に

合金では，本文で述べたように 2500 MPa くらいまでの引張り強さが期待出来る．合金設計，加工熱処理によるミクロ
組織制御等を駆使した b 型チタン合金のさらなる強靭化の研究開発が望まれる．
生体用低弾性率 b 型チタン合金では，さらなるヤング率の低減，生体機能化，高疲労強度化等が望まれるとともに，新奇な生体機能性および力学的機能性の付与に関する研究開発が望まれる．

文献( 1 ) T. W. Duerig and J. C. Williams: Beta titanium alloys in the
1980's, eds. R. R. Boyer and H. W. Rosenberg, MetallurgicalSoc. AIME, Warrendale, PA, USA, (1984), 1967.
( 2 ) 新家光雄日本金属学会報，27(1988), 631636.
( 3 ) Materials properties hand book: Titanium alloys, eds. R.

名古屋大学大学院工学研究科博士課程
後期満了(工学博士，博士(歯学))1979 年 4 月2005 年 9 月 豊橋技術科学大学教務職員，助手，教授
2005年10月2016年 3 月 東北大学金属材料研究所生体材料学研究部門教授
2008年 4 月2009年11月 東北大学総長特任補佐
2009年11月2013年 3 月 学際科学高等研究センター長
新家光雄
2009年11月2014年 3 月 東北大学金属材料研究所所長
2016年 4 月現在 東北大学名誉教授，東北大学金属材料研究所客員教授，大阪大学特任教授，名城大学特任教授，名古屋大学未来材料
システム研究所客員教授
2018年 4 月現在 関西大学客員教授
その間，カーネギー・メロン大学客員助教授，デイトン大学客員教授，米国
国防総省ライトパターソン材料研究所外国人研究員，中国東北大学客員教授，天津大学名誉教授，寧波研究所客員教授，上海理工大学客員教授，中南大学客員教授，東北大学(中国)名誉教授．
専門分野生体材料学，構造機能材料◎チタン合金を主体とする金属系生体材料の設計・製造，生物学的および力
学的生体適合性評価，組織制御による高機能化等，貴金属歯科用合金の設計，製造・加工プロセス等，および航空機用チタン合金の組織制御と力学的機能性評価等に関する研究・開発に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

ミ ニ 特 集

金属積層造形法を用いた医療機器の製品開発から承認まで
石

.

は じ

め

坂

春

彦 植

月

啓

太


図1

帝人ナカシマメディカル社で製品化している
様々な部位の人工関節の例．

に整形外科領域で用いられるインプラント材料には，人工関節，内固定材，脊椎固定材などがあり，その国内市場規模は
約 2,100億円といわれている．そのうち，人工関節は約 48
の約 1,015 億を占めている．超高齢社会を迎えた現代社会において，医療の目的が寿命の延長から，活動性を求めた「健康寿命」の延長へとシフトしてきている中，人工関節の需要は今後ますます高まってくると考えらる．
人工関節は長期間にわたり生体内で使用されるものである
ため，生体に対して安全であることは必須条件である．加えて，生体内で関節として機能するためには，その運動や荷重条件に耐えうる材料強度を有していること，適切に稼働する構造をしていることが求められる．さらに，人工関節が一般工業製品と異なることとしては，使用される環境が患者の体内であることから，患者固有の条件が全く異なることにある．つまり身長，体重といった条件から，骨形状，骨質，さら，骨と材料の結合を目指す部分に使用され，コバルトクロ

らには生活様式や活動性などが異なるため，製品が使用されム系の合金は機械的強度の観点から，摺動部材に使用される環境が唯一無二であるという点がある．

る．また高分子材料としては UHMWPE(超高分子量ポリエ

一方で近年，積層造形技術(Additive manufacturing )いわチレンUltra High Molecular Weight PolyEthylene)が摺

ゆる 3D プリンターの技術革新が進み，様々な分野で応用が動部材に，セラミックス材料としては，アルミナやジルコニ進んでいる．人工関節を代表とする整形外科用インプラント

アが主には摺動部材に，アパタイトに代表されるリン酸カルにおいても 3D プリンターの革新によって新たな製品が実現

シウム系材料が骨結合材料として用いられ，場合によってはされてきた．本稿では，これまでに著者らが開発にかかわっ

これら材料の複合材料が使用されることもある．

た事例を中心に，医療機器としての製品開発から実用化までについて概説する．(図)

このように様々な素材が使用されるのだが，基本的にこれらの材料は， ISO や ASTM などの国際規格や JIS などの国内規格でその仕様が定められていることが多い．(表)これ

.

人工関節に使用される材料と規格

らの材料を用いた製品においては，承認実績があり，製造工程において化学的，生物学的に影響を及ぼさないことが示さ

人工関節に用いられる材料は，金属材料，高分子材料，セ

れれば，既承認品目との同等性を示すことで生物学的安全性

ラミックス材料とあらゆる種類の素材が用いられる．金属材

評価や物理的・化学的評価試験を個別にすることは求められ料としては主に，チタン系合金とコバルトクロム系合金が使ないこともある．金属積層造形技術を用いたインプラント製用されることが多い．チタン系の材料は生体親和性の観点か品についても同様の考え方を展開することで，承認に必要と帝人ナカシマメディカル株式会社執行役員 研究部長兼品質保証部長(〒709
0625 岡山市東区上道北方6881)
帝人ナカシマメディカル株式会社マーケティング部 関節・外傷マーケティング課 課長
The Strategy of R&D and Regulatory Science for Putting the Additivemanufactured Medical Device into Clinical Use; Haruhiko
Ishizaka, Keita Uetsuki(Teijin Nakashima Medical CO., LTD., Okayama)
Keywords: additive manufacturing, orthopedics implant, artificial joint, regulatory science, insurance redemption price2018年11月30日受理[doi:10.2320/materia.58.201]

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan




表1

表2

人工関節への使用が確認されている代表的な原材料とその規格．

積層造形を利用した医療機器開発で考慮すべき点(文献(5)から改変)．

なる試験を判断する必要がある．つまり，積層造形に使用すて，一般医療機器(クラス)から管理医療機器(クラス)，る粉末(原材料)，造形品(最終製品)の既承認品との同等性を

高度管理医療機器(クラス，)と分類されているが，人工論じることが重要になる．場合によっては HIP 処理( Hot関節はクラスに分類される．医療機器の許認可を得るため

Isostatic Pressing )を施すことも考えられるし，滅菌，洗浄には，先述の材料特性評価を含む，それぞれのクラス分類にといった製造過程によって，材料にどのような影響がある

応じた評価項目が要求されるが，基本的には「効果・効能」

か，または無いかを論じることで承認申請に必要な試験を判が「予想されるリスク」を上回ること，いわゆる“リスクベ断する必要がある．(表)(10)

ネフィットバランス”が証明される必要がある．この評価項
目および評価方法は申請者が独自に設定し実施することでも.

積層造形法を用いた医療機器の承認申請

よいが，医療機器によっては審査の公平性・透明性を保つた
めに審査基準が制定されているものもある．人工関節におい医療機器を実用化するためには，「医薬品，医療機器等のては適合性が客観的に判断できる統一的な要件を定めること

品質，有効性及び安全性の確保等に関する法律」(いわゆるが困難であるため，審査ガイドラインが定められている．例

薬機法，改正薬事法)に基づいた許認可を受ける必要があ

えば，人工股関節審査ガイドライン(平成 21 年 3 月 6 日付

る．医療機器はその製品が人体に与えるリスクの程度によっけ，薬食機発第 0306001 号)(1) や人工膝関節審査ガイドライミ ニ 特 集ン(平成21年 3 月 6 日付け，薬食機発第0306004号)(2)がそれ骨結合能を人工関節表面に構築することができるようになっにあたる．これらが整備されたことにより，過去言われていた．そこで，当社では 3D プリンターを応用し「GS カップ」

た海外よりも承認までの時間がかかるというデバイスラグの(医療機器製造販売承認番号 22600BZX00463000 )という問題は解消されつつある．

製品を開発し，実用化することに成功している．(図)

これらの審査ガイドライン策定の動きは 2005 年に経済産

この製品には，次の 3 つの特徴がある．一つ目は骨組織

業省に「医療機器開発ガイドライン評価検討委員会」が，厚が侵入しやすいとされる数百 mm の多孔構造を有し，それが生労働省に「次世代医療機器評価指標検討会」が設置された複層間を連通した構造を有している点である．これにより生ことに端を発しているが，その後， 2007 年に内閣府，文部

物学的に成長した骨組織を孔内に留め，長期的な固着を得る

科学省，経済産業省，厚生労働省が「革新的医薬品・医療機ことを期待している．そして，骨組織が侵入してくるまでの器創出のための 5 か年戦略」をまとめられ，将来の実用化

数週から数か月の間は，物理的に固定させることを期待しが見込まれる技術に対してはワーキンググループが結成されて，最表層には微小突起構造を設けている．そして，3 つ目

たが，積層造形を利用した医療機器もその一つであった．その特徴は多孔質構造と基材が一体で造形されていることであれにより 2014 年に，三次元積層技術を活用した整形外科イる．従来の骨結合面は，メッシュやビーズの拡散接合，アパンプラントに関する評価指標(薬食機参発0912第 2 号)(3)や，タイトなどのコーティングが用いられてきたが，これらには2015 年に，患者の画像データを用いた三次元積層技術によ界面が存在するため，剥離のリスクが払しょくできなかったるカスタムメイド整形外科用インプラント等に関する評価指が，当該製品には界面が存在しないため剥離のリスクが存在

標(薬食機参発 0925 第 1 号)(4) ，積層造形医療機器ガイドラ

しない．2018年10月末現在，1,100例を超える臨床使用がさ

イン(総論)(5)が発出されている．これらによって積層造形技れており，今後の優れた臨床成績が期待されている．

術を活用した医療機器の実用化が進みやすい環境が整いつつ
ある．




患者個別インプラントと手術器械

これらの通知，ガイドラインでは対象材料は金属だけでは人工関節は傷んだ部位を切除し埋植をするが，適切な部位なく，高分子やセラミックスも含むものであるが，積層造形を適切な位置・角度で切除することが重要になることは言うのメリットが示されている一方で，品質管理の観点，最終製までもない．しかし，患者個々に骨形状や切除すべき部位は品の非臨床評価の観点，臨床評価の観点で複数の評価すべき様々であり，骨を切除する精度が人工関節を埋植した予後にことが明示されている．(表 2)

影響することは想像に難くない．つまり，適切な人工関節の当社が積層造形技術を導入し，製品開発に着手したころに設置のためには適切な骨切除が求められる．一般的な人工関はこれらのガイドラインの整備は未整備であったため，医療

節手術においてはカッティングガイドと呼ばれる骨切除をす

機器の審査当局である医薬品医療機器総合機構( PMDA )とるための，いわゆる冶具のようなものを骨に設置し骨切除をの相談活用や，工学分野，医学分野の専門家からのアドバイ行うが，できるだけ小さな皮切領域から骨全体のアライメン

ス等をいただきながら開発活動を続けるとともに，先述のガトを特定し設置するには，綿密な手術前計画と経験を要す

イドライン作成などへも参画させていただくことで，承認取る．そこで，手術前に患者の CT 画像から適切な骨切除箇所

得をすることができた(10)．

を三次元で設計し，最適な骨切除を可能とする個別の患者用のカッティングガイドを実用化している．これにより，設置

.

積層造形を用いた医療機器の開発事例

精度の高い人工関節置換術が可能になった．そればかりか，
手術手技の簡素化により手術時間が短縮される，従来より小積層造形法の利点は，多孔体/緻密体の一体造形が可能な点，カスタムメイド製品が可能になる点，少量多品種生産，

さな皮切で手術が可能になるなど，患者・医師の両者にメリットのある手術が可能となった．

単品生産が容易である点などが挙げられるが，当社ではそれらを利用したいくつかの製品を実用化している．


人工股関節用寛骨臼コンポーネント

GS カップ

人工関節の優れた臨床成績のためには，早期かつ強固に，長期間，骨と人工関節が固定される必要がある．それを実現するためには，素材そのものがもつ生体親和性などの「マテリアル因子」，骨と素材間の物理的な摩擦力や，骨組織が侵入してくることにより固着力を得るなどの「形状因子」，人工関節の設置状態などの「手術因子」があると言われている(6)．3D プリンターではこれまで機械加工などでは実現不可能であった複雑な 3 次元多孔構造を実現することが可能なため，先述の「形状因子」を制御することにより，優れた

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan

図2

積層造形を利用した寛骨臼コンポーネント GS カ
ップ．




図3

積層造形を利用した(a)患者個別インプラントと(b)(c)各種，カッティングガイド．

この技術は人工関節の設置のみならず，変形矯正骨切り術

る．それぞれの定義，価格は表 3 に示すが，製造原価や技にも応用され，優れた臨床成績を残している．従来，骨切り術の詳細には関係なく，機能区分で定義された項目のみで価術は二次元の単純 X 線像から術前計画をし，骨切り角度や格が決定されるということである．(表)

骨切り量は医師の経験によるところが大きかったが，CT の

もちろん，新規性が高い医療機器については新たに償還価

三次元画像データによる術前計画技術と，積層造形の複雑か格を設定されること(C区分申請)もあるが，それをするため

つ単一製品の製作技術により可能になったものである．加えには新機能，新技術であることを証明し，その医療機器によて，骨切り術時に使用するカスタムメイドプレートを合わせって医療経済上の効果が証明される必要があるが，その算定て使用することが可能になり，手術の精度は格段に向上して根拠を示すことは非常に難しく，すでに存在する機能区分にいる．(図)(10)包含される(B 区分)と判断されることが多い．
加えて，この償還価格は二年毎に改定が行われ，価格の再.

日本国内の医療産業特有の製品戦略

設定と機能区分の統廃合が行われるため，仮に C 区分申請で新たな価格を設定できたとしても，ごく数年のうちに他の先にも述べた通り，医療機器として実用化し臨床で使用さ製品と同様の価格設定になることも少なくない．さらに，超れるようにするためには，薬機法に基づきそれぞれのクラス

高齢化社会が進む日本においては医療費の増大が進みすぎな分類に応じた許認可を得る必要がある．そのためには適切ないようにする医療費適正化の政策からも，償還価格は下落の評価を実施する必要があるが，前例の無い新材料や新しい概一途をたどっている．人工股関節用大腿骨ステム(直接固念を有する医療機器は治験が求められることがある．治験を定・間接固定)および大腿骨頚部型髄内釘の例を図に示す

実施する場合には「医療機器の臨床試験の実施の基準に関すが，2002年の価格水準を100とした際に2018年には46.5とな省令)｣(7)に則って行う必要があるが，これは製り， 16 年間で半額以下の価格になった製品もある．本稿で造販売業者にとってはコストの面でも開発期間の面でも非常

は償還価格の見直し・設定の仕組みについては論じないが，に覚悟のいるプロセスとなる．積層造形においては先述のよ医療機器メーカーは市場流通価格に対する戦略を持つことがうなガイドラインの整備が進み，治験を要せずとも実用化が非常に重要になってくる．さらに，研究開発に取り組む際に可能な道筋が見えてきたが，製品化を目指す際には初期段階

はその時の償還価格ではなく，製品化が見込まれる将来の価で薬事戦略をよく検討する必要があると考える．

格と製品販売期間を想定した償還価格に対する戦略をもち，る省令(GCP

また，医療機器特有のものとして，償還価格いわゆる薬価

場合によっては製品化後も絶え間ないコスト削減の戦略をとに対する戦略も重要である．整形インプラント材料は，医療ることが，企業としては重要になってくる．特に，治験を実機器として特定保険医療材料として位置付けされている．こ施するような医療機器の場合， 10 年以上にもわたる開発期

れは「特定保険医療材料の定義について(平成30年 3 月 5 日間がかかることも珍しくないため，この償還価格に対する戦

保医発 0305 第 13 号)｣(8) により，分野番号・分野名・機能区

略はますます重要な意味を持つことになる．

分名・定義と償還価格が設定されている．例えば，人工股関
節ステムについては，骨セメントを用いない「直接固定型」

.

お

わ

り

に

と骨セメントを用いて固定する「間接固定型」で分けられ，そのうち直接固定型にはその表面処理によって，標準型，特現在，日本の医療機器産業は輸入過多の状況であり，整形

殊型の 2 種類があり，合計 3 種類の価格が設定されてい外科インプラントは約 82 が海外製品である．つまり，現ミ ニ 特 集表3

人工股関節用材料大腿骨側材料大腿骨ステムの定義と償還価格．

文

図4

人工股関節用大腿骨ステムと大腿骨頚部用髄内釘の価格の推移(2002年を100とした)．

在日本で用いられている人工関節の多くは海外，特に欧米の国々において開発された製品である．欧米の人種と日本人は体格が異なり，骨形態も異なっている(9)．また生活様式も大きく異なる．例えば，机と椅子を基本とした生活と，畳の上での生活では下肢に求められる可動性には違いがある．これらの観点から，当社では，日本人に最適な人工関節の研究を行い，様々な製品開発を行ってきた．さらに，これらの違いを突き詰めていくと，最終的には「患者個別」というところ
へたどり着く．健康で文化的な生活を送るために求められることが多様化している現代社会において，個々の価値観や生活様式に最適な製品が求められる時代となった．
三次元積層造形法はこれまでの製造方法の概念に変革を起こした革新的な技術である．これまで困難であった製品の実現が大いに期待され，事実多くの産業分野において様々な製品が実用化されてきた．医療機器においても例外ではない．
我々はこの技術を応用することで，個々の患者の求める多様

献( 1 ) 薬食機発第 0306001 号，平成 21 年 3 月 6 日付け厚生労働省医薬食品局審査管理課医療機器審査管理室長通知「人工股関節の審査ガイドラインについて」．
( 2 ) 薬食機発第 0306004 号，平成 21 年 3 月 6 日付け厚生労働省医薬食品局審査管理課医療機器審査管理室長通知「人工膝関節の審査ガイドラインについて」．
( 3 ) 薬食機参発 0912第 2 号，平成 26年 9 月12日付け厚生労働省大臣官房参事官(医療機器・再生医療等製品審査管理担当)通知「次世代医療機器・再生医療等製品評価指標の公表について」
別紙 3 三次元積層技術を活用した整形外科用インプラント
に関する評価指標．
( 4 ) 薬食機参発 0925第 1 号，平成 27年 9 月25日付け厚生労働省大臣官房参事官通知「次世代医療機器・再生医療等製品評価指標の公表について」別紙 3)．
( 5 ) 積層造形医療機器開発ガイドライン2015 (総論)(手引き)経済産業省/国立研究開発法人日本医療研究開発機構．
( 6 ) 菅野伸彦 他 編人工股関節全置換術，金芳堂，(2012)．
( 7 ) 厚生労働省令第 36号，平成 17 年 3 月 23 日「医療機器の臨床試
験の実施の基準に関する省令」．
( 8 ) 保医発0305第 13号，平成 30 年 5 日付け厚生労働省保険局医療課長通知「特定保険医療材料の定義について」．
( 9 ) 松田芳和膝関節形状の性差と人種差． MB Orthop., 24 6(2011), 1
6.
( 10 ) 吉川秀樹 他 編未来型人工関節を目指して―その歴史から将来展望まで―，日本医学館，(2013).
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
石坂春彦
1987年 東京理科大学卒業
株 メディカル事業部開発グループ入社(現，帝2002年 6 月 ナカシマプロペラ
株)
人ナカシマメディカル
2008年～ 経済産業省 次世代医療機器評価指標整備事業 体内埋め込み型
材料分野高生体適合性インプラント開発 WG 委員
2014年～ 体内埋め込み型材料積層造形医療機器開発ガイドライン WG 委員
2017年 4 月～ 現職
専門分野整形外科領域のインプラント他の医療機器の研究開発★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

性の実現を目指して，さらなる研究開発を続けていく必要があると考えている(10)．

石坂春彦

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan

植月啓太




準安定ラメラ組織の疲労き裂進展抵抗，  野 口 博 司 津 R 兼 彰
小 山 元 道1)
2)
2)

形状(9)(12)に敏感である，という点である．例えば，応力負.

はじめに疲労強度を改善するために

荷条件の観点では，繰返し負荷試験特有の実験条件である応力比(2)(3)や負荷応力波形(4)，応力振幅などに対する疲労強度

機械構造物を設計する際の材料選択の基準は「材料強度」の依存性がある．疲労強度に対する試験片形状の影響としてである．材料強度としては降伏強度，最大引張強度，疲労強は，切欠き寸法・形状依存性(9)(10) が大きい他，試験片寸法度などが挙げられる．多くの鉄鋼材料では，疲労強度がこれに対する依存性(11)(12)が大きいことも特徴である．この観点

ら種々ある強度の中で最低値を示すため，安全設計上重要視から，107 回疲労強度(疲労限)のみに注目するのではなく，されている．このため，歴史的に疲労強度の改善が試みられ

高応力振幅側の疲労寿命にも焦点をあて，広範な応力振幅にてきたが，図に示す疲労限( 107 サイクルで壊れない疲労対して優れた疲労寿命を示す耐疲労鋼の実現を目指した．

強度)と引張強度の比例関係(1)が見出されて以来，材料開発

第二の着眼点は，鉄鋼材料の疲労試験では，たとえ無限にの観点において，引張強度から予測される以上の疲労強度改繰り返し応力負荷をしても破壊しないとされる疲労限であっ善を実現することは困難であると認識されている．

ても疲労き裂が発生していることである13)(14)．つまり，鉄この耐疲労鋼創製における閉そく感を打破するために，我鋼材料の疲労限は試料の平均特性ではなく，「最弱組織」に々は機械工学と材料工学のスクラムのもと，次の二点に改めおける「疲労き裂発生後」の「き裂進展停留限界」に対応すて着目した．第一は，疲労強度は他の材料強度と比べて，応る．換言すれば，疲労限で発生したき裂の進展速度は負荷繰

力負荷条件(2)(4)や試験雰囲気(5)(8)などの外部環境や試験片り返し数の増加とともに，最小進展距離である約一原子間距
離以下まで低下することを意味している．(仮に小規模降伏
条件を満たしているとして)応力拡大係数はき裂長さ増大とともに大きくなることから，き裂の進展とともに伝ぱ速度が小さくなり，遂にはき裂伝ぱが止まることを不可思議に思われるかもしれない．これはき裂進展にともなうき裂先端の硬化およびき裂周辺の応力場変化に起因する(15)(18) ．前者の硬化の観点における我々の最近の試みは別報にて概説しているので合わせて参照されたい(16) ．後者の応力場変化はき裂
閉口現象に起因する．最も典型的なき裂閉口である，塑性誘
起き裂閉口について述べる．き裂開口にともないき裂先端の領域が荷重方向へ塑性変形するため，き裂先端の引張方向変位が拘束されている場合は，塑性域が除荷過程で圧縮応力を受ける．圧縮応力場にき裂が進展すると弾性回復するため，
き裂前縁後方の領域に残留引張ひずみが与えられ，き裂面が

図1

従来鉄鋼材料における引張強度と 107 回疲労強度

閉口方向に変位する(図(a ))．この変位により除荷過程で( 疲 労 限 ) の 関 係(1) ．「 材 料 」 29 巻 316 号 24 29(1980)より転載，Copyright 1979，日本材料学会．

き裂面が接触する荷重点(閉口点)が上昇するので，き裂面接
触後の更なる除荷および圧縮過程において，き裂面を圧縮す九州大学大学院工学研究院機械工学部門1)助教 2)教授
現在東北大学金属材料研究所准教授(〒9808577 仙台市青葉区片平 21
1)
Fatigue Crack Propagation Resistance in Metastable Laminated Microstructures; Motomichi Koyama, Hiroshi Noguchi and Kaneaki
Tsuzaki(Department of Mechanical Engineering, Kyushu University, Fukuoka)
Keywords: fatigue crack resistance, laminated microstructure, metastable austenite, crack roughness, crack closure
2019年 1 月11日受理[doi:10.2320/materia.58.206]



最近の研究

図2

棒要素により表現した疲労き裂進展における変形および残留引張ひずみ分布．(a)き裂開口および進展によってき裂後方に残留引張ひずみが形成する．(b)除荷後に残留引張ひずみが形成している領域でき裂面が優先的に接触し，圧縮応力場を形成する．(c)き裂面にかかる圧縮応力に起因してき裂開口臨界応力が上昇する(18)．
“Reproduced with permission from Int. J. Fatigue, 135, 168 (2015). Copyright 2015, Elsevier.”

る応力場が形成する(図 2(b ))．このき裂面にかかる圧縮応

膨張型の変態なので，き裂前方の引張方向変位が拘束されて力が次サイクルのき裂開口を妨げるため，より大きな遠方荷いる場合，塑性域は変態に由来する圧縮応力を受ける．この重がき裂進展に必要となる(図 2( c))．このき裂閉口機構を

圧縮応力場に起因して塑性誘起き裂閉口と類似の機構が働

塑性誘起き裂閉口と呼ぶ(15)(17)(19) ．これは，なぜ疲労き裂

き，疲労き裂進展抵抗を向上させる(25)(26)．これを変態誘起が進展してから停留するのかを理解するために最重要な現象

き裂閉口と呼ぶ．つまり，硬質相と準安定軟質相のラメラ構である．このき裂閉口現象を金属ミクロ組織設計によって制造を有する組織では，き裂屈曲とマルテンサイト変態膨張の御し，き裂進展抵抗を改善することを第二の指針とした．

両方の効果を兼備すると考えられ，高い疲労き裂進展抵抗の

これら二点に基づき選定した金属ミクロ組織を持つ材料

発 現 が 期 待 さ れ る ． Fe 9Mn 3Ni 1.4Al 0.01C ( mass  )が，準安定ラメラ組織を内包する変態誘起塑性(TRIP)マル

TRIP マルエージング鋼は，準安定オーステナイト相と N2

エージング鋼である(20)(21)．本稿では，この TRIP マルエー

MnAl 金属間化合物によって強化された先在マルテンサイト

ジング鋼のミクロ組織が示す疲労き裂進展挙動と関連する疲相からなるラメラ組織(準安定ラメラ複相組織)を有してお

労強度について概説することを目的とする．

り(20)(21)(27) ，上述のコンセプトに基づいて優れた疲労き裂
進展抵抗が現れると期待した．また図に示すように，

. TRIP マルエージング鋼のミクロ組織とその特殊性

TRIP マルエージング鋼の準安定相オーステナイトの形態は

熱処理時間で制御が可能であり(20)(21)(28) ， 873 K ， 1 h 熱処
図に，鉄鋼材料で観察される種々なミクロ組織形態の例

理の場合は，ラメラ構造と表記すると語弊があるが，ラメラを TRIP マルエージング鋼のミクロ組織形態と比較して示構造と同様のき裂進展屈曲を実現するミクロ組織(伸張粒がす．鉄鋼材料では，熱処理により容易に様々な複相組織を得積層した複相組織)を作ることもできる．次節より， TRIP

ることができる．疲労き裂進展の観点において，ミクロ組織

マルエージング鋼におけるミクロ組織と疲労き裂進展挙動のの複相化には短所と長所が存在する．短所は，複相化するこ対応および疲労特性について示す．

とで最弱組織の降伏強度と試料全体の平均降伏強度の差が大きくなり，引張強度疲労強度比が低く現れ易い点にある．

.

TRIP マルエージング鋼の疲労特性とその新規性

長所は，き裂が軟質相に沿って進展するため，疲労き裂が屈曲することである．き裂の屈曲は「粗さ誘起き裂閉口」を通図に図 3 で示した種々鉄鋼材料の応力振幅疲労寿命線

じてき裂進展抵抗を高めることが知られる(22)(23)．粗さ誘起図を示している．ここで，縦軸は異なる強度を有する鋼種間

き裂閉口の機構については後述する．このき裂粗さの効果はの比較をするため，応力振幅を引張強度で除することで規格複相組織がラメラ状に積層することでさらに強化される．例

化している．TRIP マルエージング鋼の引張特性は表に示

えば，フェライトとセメンタイトの微細ラメラ組織を有するしてある．複相組織材(DP 鋼□印)に比べて，複相ラメラ

パーライト鋼は優れた疲労き裂進展抵抗を示す(24) ．き裂屈

組織材(パーライト鋼△印)では疲労限に変化がないもの

曲とは異なる観点として，軟質相を準安定相とした場合，多の，高応力側でより優れた疲労寿命が現れている．この傾向

くの鉄鋼材料は面心立方構造から体心立方構造への変形誘起

は，き裂面粗さの効果(粗さ誘起き裂閉口)に由来すると考え

マルテンサイト変態を示す．このマルテンサイト変態は体積る．まず，疲労限に対してき裂粗さの影響が小さい理由を述

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan




図3

図4

鉄鋼材料で観察される様々な複相組織の例フェライト(a)マルテンサイト(a′)複相組織，aFe3C ラメラ複相組織，a′
オーステナイト(g)準安定複相組織，a′g 準安定ラメラ複相組織(29)“Reproduced with permission
from Science, 355, 1055 (2017). Copyright 2017, AAAS.”

フルマルテンサイト状態(焼入れまま)からの熱処
理時間に伴う TRIP マルエージング鋼のミクロ
組織変化 873 K で( a ) 1 h および( b ) 8 h 保持材の EBSD 相分布図(28)．“Reproduced with permission from Int. J. Fatigue, 100, 176 (2017).
Copyright 2017, Elsevier.”

べる．上述の通り，疲労限ではき裂が停留する．平滑試料を用いた場合，き裂は結晶粒 1，2 個程度の長さ分を進展して停留する．ラメラ構造を有するミクロ組織では，き裂屈曲は
結晶粒径以上の単位で起こるため，平滑材の疲労限におけるき裂に対しては屈曲が十分に現れる前に停留してしまい，き裂粗さの効果が現れない．しかし，疲労限より上の応力振幅
ではき裂の進展寿命(き裂発生から破壊の臨界き裂長さまでの負荷繰り返し数)が疲労寿命に対応するので，き裂粗さの効果が有効に現れる．一方，準安定複相組織材( TRIP 鋼×印)では，疲労限に有意な改善がみられる．高応力振幅で

図5

試験応力振幅を引張強度で除した値を破断寿命に対してプロットしたグラフ(29)．4 種類の金属ミク
ロ組織を持つ鉄鋼の結果を示している．ここでMetastable & Multiphase & Nanolaminate のデー
タが TRIP マルエージング鋼に対応する．挿入図
は TRIP マルエージング鋼の応力振幅疲労寿命関係を示す．赤実線(赤●印)が 1 時間熱処理材，
赤破線(赤○印)が 8 時間熱処理材に対応する．比較材を含めて材料の引張強度は 8001100 MPa の範囲である．“Reproduced with permission from
Science, 355, 1055 (2017). Copyright 2017,
AAAS.”

は全面降伏するため，マルテンサイト変態がき裂閉口に寄与しない．しかし，疲労限近傍ではき裂先端のみで変態膨張が起こるため，き裂閉口現象を促進し，疲労き裂進展抵抗およ



最近の研究

表1

溶体化処理・焼入れ後に 873 K で異なる時間保
持した TRIP マルエージング鋼の室温における引張特性(21) ．本データの試験片は平行部長さ 5mm の板であり，試験温度は室温，ひずみ速度は10－3 s－1 である．
0.2耐力

引張強度

均一伸び

全伸び

Asquench(フルマルテンサイト)

800 MPa925 MPa3

19

1 h 保持765 MPa

920 MPa10

31

8 h 保持670 MPa897 MPa

17

33

図6

図7

( a )ラメラ構造を持たない準安定オーステナイト
鋼の疲労強度(36) ．これらデータを取得するために用いた試料には，微小ドリルと収束イオンビー
ムにより微小欠陥が導入されている．ここでは，応力繰返しによる加工硬化の影響を除くために，縦軸の応力振幅は疲労試験後の硬さで除してある．(b)荷重方向の逆極点図(IPF)マップと(c)相分布図．図中矢印は疲労き裂先端を示している．
“Reproduced with permission from Int. J. Fatigue,
113, 359 (2018). Copyright 2018, Elsevier.”

図8

1 時間熱処理後の TRIP マルエージング鋼における疲労き裂近傍の( a)荷重方向の IPF マップおよび(b)相分布図(28)．“Reproduced with permission
from Int. J. Fatigue, 100, 176 (2017). Copyright
2017, Elsevier.”

873 K で 1 時間熱処理をした TRIP マルエージン
グ鋼の疲労限(400 MPa)での微小疲労き裂進展挙動(30) ．き裂はあるサイクル数以上で停留している．“Reproduced with permission from Int. J. Fatigue, 113, 126 (2018). Copyright 2018, Elsevier.”

び疲労限を上昇させる．今回注目している TRIP マルエー
ジング鋼は赤線(赤○●印)に対応しており，準安定複相組織における高疲労限と，複相ラメラ構造における高応力振幅側の優れた疲労寿命を兼備していることがわかる．換言すれば，複数のき裂閉口機構に起因して，TRIP マルエージング
鋼の疲労特性は広い範囲の応力振幅に対して優れている，といえる．図に示すように，従来鉄鋼材料と同じく疲労限においてもき裂は発生しており，高応力振幅の疲労寿命および疲労限の両方が疲労き裂進展挙動に由来していることを確認

ーステナイト鋼(33) や，炭素添加型高 Mn 鋼34) と同等以上のしている．よって，次節より，TRIP マルエージング鋼にお疲労き裂停留限界を有することを確認している．このことかけるマルテンサイト変態と準安定ラメラ組織のそれぞれに対ら TRIP マルエージング鋼でも同様にマルテンサイト変態

応する疲労き裂進展経路の二点に焦点をあてて説明する．

膨張がき裂進展抵抗向上に寄与していると考えた．実際，図に示すように，疲労き裂近傍ではマルテンサイト変態して.

マルテンサイト変態をともなう疲労き裂進展加工硬化と変態誘起き裂閉口おり，き裂近傍以外ではオーステナイトが残存していることを確認した(29) ．しかし，準安定オーステナイトを有する複相組織を疲労き裂進展抵抗向上に利活用する場合は，複相鋼

まず，マルテンサイト変態と疲労き裂進展の関係について特有の考慮すべき点がある．つまり，単相オーステナイト鋼概説する．初期ミクロ組織をフルオーステナイトとする準安では疲労き裂先端の塑性域全面でマルテンサイト変態が起こ

定オーステナイト鋼では，加工硬化(31)(32)と変態誘起き裂閉るが，複相鋼では変態が塑性域内のオーステナイト領域に限口(25)(26)に起因して優れた疲労き裂進展抵抗が現れる．例えられる点に留意が必要である．き裂先端の塑性域においてマば，図に示すように，準安定オーステナイトステンレス鋼

ルテンサイト変態が起こると，旧オーステナイト領域に圧縮

は，従来疲労き裂停留限界が高いことで知られる熱延ままオ

応力を形成する．しかし，微小疲労き裂に対してこの圧縮応

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan




図9

準安定オーステナイトへ疲労き裂が進展した場合のミクロ組織変化を示す模式図(30)．黒点は金属間化合物を示している．(a)き裂先端がオーステナイトに存在し，(b)き裂の開口とともに変形誘起マルテンサイト変態が起こる．ここで変態は膨張型であり，炭素を含まないために生成マルテンサイトは軟質である．変形は硬質な
マルエージングマルテンサイトとの界面で抑制され，( c )オーステナイト粒内で変形/変態が拡大する．
“Reproduced with permission from Int. J. Fatigue, 113, 126 (2018). Copyright 2018, Elsevier.”

図10

8 時間熱処理後の TRIP マルエージング鋼における(a)旧オーステナイト界面に沿った疲労き裂発生および(b)ラメラと交差するき裂伝ぱと(c)ラメラに沿うき裂伝ぱ(28)．ここで，白黒コントラストがラスマルテンサイトの組織単位の一つであるブロックに対応している．オーステナイト/マルテンサイトラメラの配向方向はこの
マルテンサイトブロックの伸長方向に平行である．“Reproduced with permission from Int. J. Fatigue, 100,
176 (2017). Copyright 2017, Elsevier.”

力場が有効にき裂面に変位を与え，き裂閉口に寄与するため

イトを貫通する必要があるので，強い塑性変形抵抗が生じ，には，圧縮応力場をき裂が迂回せずに変形誘起マルテンサイ

き裂進展速度が低下する．また，き裂がラメラと交差する場

トの領域内を進展する必要がある．つまり，変形誘起マルテ

合は，き裂面がサブ mm スケールの粗さを伴うことも観察さンサイトは，準安定オーステナイトを囲んでいる先在組織れている(29)(37) ．このような小さな粗さは，「き裂面摩擦」(相棒相)よりも軟質である必要がある．TRIP マルエージンの観点から重要である(粗さ誘起応力遮蔽効果と呼ばれグ鋼は 873 K 熱処理で生じる Ni2MnAl 金属間化合物によっる(38))．つまり，ラメラとき裂が交差する場合は，多数の界て先在マルテンサイトが著しく強化されている(35) ので，変面/析出物と転位の相互作用による塑性変形抵抗とサブ mm

形誘起マルテンサイトよりも硬質であり，き裂は変形誘起マ

スケールのき裂面粗さによる摩擦の二点がき裂進展抵抗に寄ルテンサイトの中を進展する．この過程を模式的に図に示与すると考える．

す．まとめると，TRIP マルエージング鋼は「準安定オーステナイト」と「変形誘起マルテンサイトより硬質な先在マル
テンサイト」の組み合わせによって変態誘起き裂閉口の効果が有効に発現したと考える．



ラメラに沿うき裂進展粗さ誘起き裂閉口

前節で説明した通り，ラメラ組織の配向方向がき裂進展方向と大きな角度差を有する場合，ラメラ組織とき裂が交差するためには大きな塑性変形抵抗を上回るき裂進展駆動力が必.


ラメラ構造に関わる疲労き裂進展

ラメラと交差するき裂進展塑性変形抵抗上昇とき裂面摩擦要となる．この大きな塑性変形抵抗を避けるために疲労き裂が迂回して進展する場合は，図10(c)に示したように，き裂がラメラに沿って進展することとなる．このラメラに沿ったき裂進展は，大きく屈曲するため，粗さ誘起き裂閉口(22)(23)

図に TRIP マルエージング鋼の疲労き裂進展挙動を示の発現を助長すると考える†．ここで，粗さ誘起き裂閉口のす．き裂は介在物または旧オーステナイト界面から発生し機構について概説する．き裂面に粗さをともなう疲労き裂進(図 10( a))，ラメラと交差して進展する場合(図 10( b ))とラ
メラに沿って進展する場合(図10(c))がある．ラメラと交差して進展する場合は，多くの異相界面，マルテンサイトブロ
ック界面ならびに金属間化合物で強化された先在マルテンサ† 前述した，先在マルテンサイトが変形誘起マルテンサイトよりも硬いという点は，このラメラに沿ったき裂進展を助長するためにも重要である．

最近の研究

展において，き裂先端の変形によるき裂面対応のずれが有意

裂進展駆動力が小さくなるため，疲労き裂進展速度が遅くなであった場合(図(a))，除荷過程においてき裂面の一部がる．金属間化合物による先在マルテンサイトの強化は，ラメ

早期接触することになる(図11(b))．き裂面の早期接触は，

ラとき裂が交差する場合の塑性変形抵抗を高めるだけでな

更なる除荷によってき裂面に圧縮応力を与えるため，次サイ

く，ラメラに沿ったき裂進展をする場合もき裂屈曲のガイド

クルの開口時に必要な遠方荷重または応力拡大係数が大きくとなることで粗さ誘起き裂閉口を助長する役割があると考えなる．換言すれば，ある遠方荷重およびき裂長さにおけるきる ． つ ま り TRIP マ ル エ ー ジ ン グ 鋼 に お け る ラ メ ラ 構 造
は，高い塑性変形抵抗と粗さ誘起き裂閉口の複合効果により，様々なき裂とラメラ配向方向の組み合わせに対して高い
疲労き裂進展抵抗を与えている．加えて，図 4 ( a)のように
ラメラ組織中の準安定オーステナイトがミシン目状に不連続となった場合，さらに疲労き裂進展抵抗が上昇する．疲労き

図 11

粗さ誘起き裂閉口の模式図(22)(37) ．( a )粗さがあり，かつ上下き裂面の対応がき裂先端の変形によりずれた場合，(b)応力除荷時に早期のき裂接触が起こる．

裂が軟質である準安定オーステナイトを選択的に進展し(図(a))，オーステナイトの伸長方向に沿って変形誘起マルテ
ンサイト中を進展する点は変わらない(図12(b))．しかし，不連続な形態となると，次のオーステナイトにつながるま

図12873 K，1 h 熱処理した TRIP マルエージング鋼における疲労き裂進展を示す模式図(a)オーステナイトへのき裂進展，(b)変形誘起マルテンサイト中の進展，(c)ラス界面に沿ったマレージングマルテンサイト中の進展，( d )ミクロ組織界面でのき裂進展の減速，( e )ラメラ配向方向に対応したき裂の屈曲(30) ．“ Reproducedwith permission from Int. J. Fatigue, 113, 126 (2018). Copyright 2018, Elsevier.”

図13

ラメラ構造の有無による(a)応力ひずみ応答および(b)疲労強度の変化．(c)ラメラ材および(d)非ラメラ材での応力振幅引張強度比0.43におけるき裂面粗さの違い(41)．“Reproduced with permission from Metall. Mater.
Trans. A, Published online, https://doi.org/10.1007/s1166101850816. Copyright 2019, The Minerals,
Metals & Materials Society and ASM International.”

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japanで，硬質なマルエージングマルテンサイト中をき裂は進展す

本研究の多くは，著者の研究室にて博士課程を過ごし，る必要がある(図12(c))．この点を詳述すると，伸長したオ

2018年 3 月に博士の学位を取得した張昭( Zhao Zhang)君のーステナイト粒がマルテンサイト界面に沿ってミシン目状に研究成果に基づいている．また，MaxPlanckInstitut

配置されている場合，このオーステナイト粒の列がき裂進展

Eisenforschung GmbH の Prof. Raabe, Dr. Ponge, Dr. Wang,のガイドとなるため(図 12(d),(e))，オーステナイトが完全

Massachusetts Institute of Technology の Prof. Tasan らとなラメラ形態をとる場合と同様のき裂面粗さが現れることをの連携のもと達成された成果である．この場を借りて深謝す

確認している．つまり，ミシン目状にオーステナイト粒が配る ． ま た ， 本 研 究 の 一 部 は ， JSPS 科 研 費 基 盤 S

置されている場合は，オーステナイトが完全なラメラ状に存(16H06365)の助成を受けて遂行されたものである．

f äur

在する場合と同等なき裂面粗さを有するとともに，マルエー
ジングマルテンサイトを進展する分だけ平均のき裂進展抵抗

文献が上昇する．この効果とオーステナイト粒径が小さくなること(有効結晶粒径の微細化)の二つに起因して，疲労強度を引張強度で規格化した疲労限は， 873 K ， 1 h 熱処理をした
TRIP マルエージング鋼の方が 8 h 熱処理したものより高い(図 5)．
また，き裂面粗さの重要性は，同化学組成，かつ同程度の変態量を有する非ラメラ TRIP マルエージング鋼の疲労強度と比較することで明瞭に見て取ることができる．図(a)にラメラおよび非ラメラ組織を有する TRIP マルエージン
グ鋼の応力ひずみ曲線と変形前金属組織を示す．非ラメラ
TRIP マルエージング鋼では，873 K 熱処理前に冷間加工を施すことで，熱処理後の準安定オーステナイトを微細かつ均一に分散させている(39) ．非ラメラ材では結晶粒が微細となるため，粒界強化によりラメラ材よりも高い引張強度を実現している(39)(40)．しかし，図 13 ( b )に示すように，その高い引張強度にもかかわらず，疲労強度にはラメラ材と非ラメラ材でほとんど差が現れない(41)．つまり，疲労強度引張強度
比はラメラ材の方が高い．この原因はき裂面粗さの違いにあり，図 13 ( c )と( d )の比較からわかるように，非ラメラ材ではき裂面粗さがほとんど消失している．この事実から，疲労強度におけるき裂面粗さの重要性が再確認できる．

.

お わ

り

に

本稿では，ミクロ組織制御による疲労特性改善の指針の一例を示した．材料工学の知見に基づき，ミクロ組織を疲労特性改善に活用するためには，き裂閉口現象という力学現象を理解し，それらが部材形状，外部環境によって如何に変化するかを理解することが鍵であった．ある条件で安全であったものが他の条件で同じく安全であるとは限らず，この危険性の把握にはマクロな力学解析の助けが不可欠である．一方，機械工学の観点においても，ミクロ組織設計の理解に基づく
マクロ構造設計を志すことで，より精緻な材料選定と品質管理，より確かな構造設計を可能とする．特に，水素環境など
経験値の低い環境で構造設計をする場合，ミクロ組織の理解がリスクの査定に重要な価値を生み出す．今回のように，力学とミクロ組織学の連携で見いだされた材料特性向上を好例
として，種々の環境における材料開発および安全構造設計が今後も継続される中で，機械工学と材料工学の真の連携が実現達成されると確信して，筆をおく．

( 1 ) 西島 敏材料，29(1980), 24
29.
( 2 ) M. Klesnil and P. Luk áa ¾s: Mater. Sci. Eng., 9(1972), 231240.
( 3 ) S. Hamada, T. Kinoshita, K. Morishige, K. Hayashi, T. Ishina
and H. Noguchi: Int. J. Fatigue, 56(2013), 8694.
( 4 ) M. R. Bache: Int. J. Fatigue, 25(2003), 10791087.
( 5 ) S. Suresh, G.F. Zamiski and DR.O. Ritchie: Metall. Mater.
Trans. A, 12(1981), 14351443.
( 6 ) 大西洋輔，小山元道，佐々木大輔，野口博司鉄と鋼， 101(2015), 605610.
( 7 ) Y. Onishi, M. Koyama, D. Sasaki and H. Noguchi: ISIJ Int., 56(2016), 855
860.
( 8 ) Y. Ogawa, S. Okazaki, O. Takakuwa and H. Matsunaga: Scripta Mater., 157(2018), 9599.
( 9 ) 濱 野 泰 明 ， 小 山 元 道 ， 濱 田 繁 ， 野 口 博 司  鉄 と 鋼 ， 101(2015), 552
558.
(10) Y. Hamano, M. Koyama, S. Hamada and H. Noguchi: ISIJ Int,
56(2016), 14801486.
(11) A. Carpinteri, A. Spagnoli and S. Vantadori: Int. J. Fatigue, 31(2009), 927
933.
(12) M. Koyama, H. Li, Y. Hamano, T. Sawaguchi, K. Tsuzaki and
H. Noguchi: Eng. Fail. Anal., 72(2017), 3447.
(13) M. Koyama, B. Ren, N. Yoshimura, E. Sakurada, K. Ushioda
and H. Noguchi: ISIJ Int., 57(2017), 358364.
( 14 ) 小山元道，任博 泓，吉村信幸，桜田栄作，潮田浩作，野口博司鉄と鋼，103(2017), 660666.
(15) N. Fukumura, B. Li, M. Koyama, T. Suzuki, S. Hamada, K.
Tsuzaki and H. Noguchi: Theor. Appl. Fract. Mech., 90(2017), 193
202.
(16) 小山元道まてりあ，56(2017), 458461.
(17) W. Elber: Damage tolerance in aircraft structures, ASTM
International, (1971), 230242.
(18) N. Fukumura, T. Suzuki, S. Hamada, K. Tsuzaki and H.
Noguchi: Eng. Fract. Mech., 135(2015), 168186.
(19) B. Li, M. Koyama, S. Hamada and H. Noguchi: Eng. Fract.
Mech., 182(2017), 287302.
(20) M. M. Wang, C. C. Tasan, D. Ponge, A. Kostka and D. Raabe:
Acta Mater., 79(2014), 268281.
(21) M. M. Wang, C. C. Tasan, D. Ponge, A. C. Dippel and D.
Raabe: Acta Mater., 85(2015), 216228.
(22) S. Suresh and R. O. Ritchie: Metall. Trans. A, 13(1982), 1627
1631.
(23) R. Pippan, G. Strobl, H. Kreuzer and C. Motz: Acta Mater., 52(2004), 44934502.
(24) G. T. Gray, J. C. Williams and A. W. Thompson: Metall.
Trans. A, 14(1983), 421433.
(25) A. G. Pineau and R. M. Pelloux: Metall. Trans., 5(1974),
11031112.
(26) Z. Mei and J. W. Morris: Eng. Fract. Mech., 39(1991), 569
573.
(27) M. Wang, C. C. Tasan, M. Koyama, D. Ponge and D. Raabe:
Metall. Mater. Trans. A, 46(2015), 37973802.
(28) Z. Zhang, M. Koyama, M. M. Wang, K. Tsuzaki, C. C. Tasanand H. Noguchi: Int. J. Fatigue, 100(2017), 176186.
(29) M. Koyama, Z. Zhang, M. Wang, D. Ponge, D. Raabe, K.

最近の研究

Tsuzaki, H. Noguchi and C. C. Tasan: Science, 355(2017),
10551057.
(30) Z. Zhang, M. Koyama, M. M. Wang, K. Tsuzaki, C. C. Tasanand H. Noguchi: Int. J. Fatigue, 113(2018), 126136.
( 31 ) 小川卓郎，小山元道，西倉優理，津 o 兼彰，野口博司鉄と鋼，104(2018), 8897.
(32) T. Ogawa, M. Koyama, Y. Nishikura, K. Tsuzaki and H.
Noguchi: ISIJ Int., 58(2018), 19101919.
(33) M. Koyama, Y. Yamamura, T. Sawaguchi, K. Tsuzaki and H.
Noguchi: Int. J. Fatigue, 108(2018), 1824.
(34) M. Koyama, Y. Yamamura, R. Che, T. Sawaguchi, K. Tsuzaki
and H. Noguchi: Int. J. Fatigue, 94, Part 1(2017), 15.
(35) J. Mill áan, S. Sandl äobes, A. AlZubi, T. Hickel, P. Choi, J.
Neugebauer, D. Ponge and D. Raabe: Acta Mater., 76(2014),
94105.
(36) Y. Nishikura, M. Koyama, Y. Yamamura, T. Ogawa, K.
Tsuzaki and H. Noguchi: Int. J. Fatigue, 113(2018), 359366.
(37) T. Mizoguchi, M. Koyama and H. Noguchi: Procedia Structural Integrity, 13(2018), 10711075.
(38) S. Hamada, T. Suemasu, S. Fukudome, M. Koyama, M. Ueda
and H. Noguchi: Int. J. Fatigue, 116(2018), 245256.
(39) M. M. Wang, C. C. Tasan, D. Ponge and D. Raabe: Acta
Mater., 111(2016), 262272.
(40) B. C. Cameron, M. Koyama and C. C. Tasan: Metall. Mater.
Trans. A, 50(2019), 2934.

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan(41) Z. Zhang, M. Koyama, M. Wang, C. C. Tasan and H. Noguchi:
Metall. Mater. Trans. A, (2019), Published online. DOI: 10.
1007/s1166101850816.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
小山元道
2012年 筑波大学大学院数理物質科学研究科博士課程修了
2012年 4 月2013年11月 日本学術振興会 特別研究員 PD
2019年 3 月 九州大学大学院 工学研究院 助教
2013年12月
2019年 3 月現職
専門分野材料強度学◎水素脆化，疲労き裂，高 Mn 鋼などをキーワードに破壊現象を包括的に取り扱っている．最近では Electron Channeling Contrast Imaging など最新組織観察手法を損傷解析に応用している．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

小山元道

野口博司

小山元道

津l兼彰




名古屋大学ナノテクノロジー
プラットフォーム微細構造解析
チームの紹介～電子顕微鏡を用いた研究支援と原動力となっているスタッフたち～
名古屋大学 未来材料・システム研究所
超高圧電子顕微鏡施設

中尾知代

名古屋大学超高圧電子顕微鏡施設では，文部科学省ナノテ

図 1 「名古屋大学 超高圧電子顕微鏡施設で働くスタッフ」超高圧電子顕微鏡の前にて．
後列左から，武藤俊介教授，中野美恵子事務，荒井重勇特任准教授，太田慶子事務，山本剛久教授，
樋口公孝技術職員，山本悠太技術職員．
前列技術補佐員の榎本早希子，中尾知代(筆者)，雪田千恵子．

クノロジープラットフォーム微細構造解析プラットフォーム事業(以下，微細構造解析 PF と略す)を実施しており，筆者

員 2 名，特任教員，施設長，副施設長，そして筆者のようはこの事業が開始されて少し経過した 2014 年から参画してな技術補佐員 3 名を含めた 10 名ほどで，その他多くの先生きた．電子顕微鏡とは全く縁もゆかりもなかった筆者が名古方や学生が施設を利用し，電子顕微鏡群を共用している．微屋大学の超高圧電子顕微鏡施設で働くことが決まったとき，

細構造解析 PF の事業発足から 7 年目を迎えようとしている

誰よりも喜んだのは祖父である．ゆっくりとした動作で“電現在，民間企業，他大学，公的機関からの外部利用者は年々

子顕微鏡”という語を広辞苑で調べ，こう言った．「電子で増加傾向にあり，新規利用者・リピート率共に増えている．

ものをみるなんて，おじいちゃんにはよくわからんけど，一昨年度の成果公開件数は100件以上に達し，そのなかの約20

体何をみるのかね」これから働こうとしている職場は何を件は，近年増加傾向にあるバイオ・高分子に関連している．

ウリにしているのか彼はそこを突いてきたのである．世の過去に支援事例が極めて少なかった新たな分野にも挑戦しな

中のどのようなニーズに対応し，どのようなサービスを提供

がら，幅広く技術支援に対応している．ナノテクノロジープ

しているかということについてすぐに答えることができなか

ラットフォーム事業では，毎年 3000 件を超す事業全体の課ったことで，この素朴な問いかけが一瞬にして私を不安へと題の中から特に秀でた利用成果を 6 大成果として選出して導いたことを記憶している．この事業に携わって 4 年が経いる．我々のチームはこの 6 大成果に 3 年連続して選ばれ過した．未だ経験や技術など様々な面で至らぬことが多いのており， 2016 年度には最優秀賞「超高効率水素製造光触媒

だが，電子顕微鏡を使って身の回りに存在する“小さい”世を実現した新奇薄膜構造の発見とその構造解析」を， 2017

界を覗いた時，なんとも言えない感覚に陥ることが多々あ

年度には「塩ストレス下におけるイネ葉の葉緑体の三次元構

る．ナノスケールレベルで“みる”ということがどんなに特造解析」を，そして 2018 年度には「次世代半導体用配線接別で並外れたことであるかについて，ひっそりとした興奮を合材料の高機能材料開発」という支援事例で受賞を重ねてい感じながらその瞬間に立ち会っているせいなのかもしれな

るのはちょっとした自慢である．また，支援実施者の技術貢い．今回，恐れ多くも若輩者である筆者が自らの働く環境に献に対する表彰制度もあり， 2016 年度に荒井重勇特任准教

ついて紹介する機会を頂いた．右も左もわからなかった私が授が優秀技術賞，山本悠太技術職員が若手技術奨励賞に，そ電子顕微鏡その他諸々の試料作製装置群を使って曲がりなりして 2017 年度には樋口公孝技術職員が若手技術奨励賞に輝にも仕事としてなんとかやってきているのは，まさに働く環いた．高度な技術支援が実施できるのは，専門的な知識で案境そのものに秘密がある．本稿では，名古屋大学における微件ごとにアドバイスしてくださる先生方や，経験豊富で卓越

細構造解析 PF 事業とその支援の主力になっている装置・そした技術を有しているスタッフがいてというのは不可欠な要れら装置をオペレーションするスタッフについてご紹介しな

素である．そして知識と技術に加えて，我々のチームの特徴

がら，当施設の魅力について紹介させていただければと思うは，装置管理・運営から試料作製，観察，分析，評価まで役(図)．

割を分担し，かつ連続的に各段階に加わることで，総合的にこの施設では，1000 kV 反応科学超高圧電子顕微鏡をはじチームで依頼案件に対応していることが挙げられる．つまめとした高性能電子顕微鏡群による観察・分析支援事業を実り，スタッフ全員が各作業レベルに応じて技術を習得しやす施している．常駐している人員は，事務職員 2 名，技術職

い環境のもと，互いに切磋琢磨し協力し合いながらニーズに



研究所紹介

応えられる体制を日々構築しており，このことが利用成果の解するために 3 次元観察の有用性が高まっている．我々の評価へと繋がっているのである．

チームでも，この装置を使って，材料系のみならず生体試料

具体的に当施設の共用装置として研究機関に開放している
代表的な電子顕微鏡群について以下に紹介する．


反応科学超高圧電子顕微鏡JEM1000K/RSの形態学的および分子生物学的な研究支援を行っており，先生方や技術職員のサポート・指導のもと利用者のニーズに寄り添いながら最善を尽くして一つ一つ課題に取り組んでいる．観察技法に正解がないだけに，実際には大いに課題に苦

反応科学超高圧電子顕微鏡の大きな特徴は，試料周囲に様しめられる現実もある．例えば， FIB の切削条件を設定す々なガスを最大 0.1気圧まで導入可能なように設計されているノウハウの蓄積は，一朝一夕で成しえるものでなく，参考ることである．大型電子顕微鏡では世界で唯一の機能を有しにできる情報が少ない初めての試料では，スムーズに観察なている装置である．この革新的なガス導入システムによっどが行えないといったことは日常茶飯事である．そのようなて，金属の酸化・還元過程や，触媒反応などの化学反応を原

中で，皆がチャレンジしていく前向きな姿勢を大切にしてい子レベルで動的にその場観察することが実現できる． 2000

る．失敗を恐れず新たな工夫を考え実行しながら，従来の年代に入り， 200 ～ 300 kV クラスの透過電子顕微鏡においTEM による平面観察のみでは得ることができなかった知見て収差補正装置を搭載した新しい装置が登場し原子レベルのをこの直交型 FIB SEM によって獲得してきた．他機関に超高分解能観察技術が著しく進歩する中，加速電圧が 1000はない名古屋大学微細構造解析 PF のオリジナリティを表現

kV を超える大型装置の超高圧電子顕微鏡も厚い試料中の転するに欠かせない装置である．

位観察や生物試料の立体観察など，他の電子顕微鏡では観察

多くの研究においてそうであるように，電子顕微鏡を用いが困難な研究分野で成果をあげその存在意義を失わないようた研究支援においても実験をして結果を分析・解析・考察すに施設として努力している． 40 年以上にわたり超高圧電子るという一連の流れを繰り返しながらデータを構築していく

顕微鏡に関わってきた荒井特任准教授は，超高圧電子顕微鏡

ことがあるかと思う．そして，同時にこの電子顕微鏡を観察による研究支援についてこう話す．「超高圧電子顕微鏡ででツールとしてきた/している分野において，実験・観察によきることは非常に多くあります．例えば厚みのあるサンプル

り予期せぬ結果が得られたということもやはり多く起こっての観察は 200 kV クラスの電子顕微鏡と比較して10倍程度のいるかと思われる．大学機関という公的な環境を生かし，最厚さまで対応できます．また，ガス実験や STEM EELS マ

先端の計測を行うことや，多種多様な材料を対象に新しい知

ッピングなど分析も得意です．一方，操作については付属の見を輩出し続けることは，当支援事業の魅力の一つに違いな装置が多く全て機能しているのか確認しながら実験を進める

い．しかしながら，働く環境として自身の職場を見つめたとことに注意しなければいけません．研究支援では，持ち込まき，充実感や達成感を持って日々の業務に望める土台になっれるサンプルは多種多様であり実験内容も日替わりです．色ているものは，過去に学ぶ精神を大切にしつつ，常に時代の々できるからこそ，まず，利用者の要望を把握し可能な限り最先端を行く可能性を秘めたアイデアに期待することのでき

詳細な打合せを実施するように心掛けています．利用者の電る環境そのものにあるのかもしれない．名古屋大学微細構造

子顕微鏡の経験レベルや専門性，目的もそれぞれなので，相解析 PF には，記述した以外にも多くの共用装置があり(1)，

手の立場に立って技術的なアドバイスを提案することが一番

大学や企業などが利用することが可能である．電子顕微鏡を

難しいところです．」

使ったことがない，得られた結果の解釈に困っているなど，



高速加工観察分析装置MI4000L(FIBSEM)

FIB(Focused Ion Beam)による切削と SEM による加工面

利用者それぞれのニーズに合わせて対応しているので，ぜひ支援の際はお問い合わせいただきたい．技術相談のみも歓迎している．

の観察をコンピューター管理で繰り返し行うことで連続断面

最後に，ナノテクノロジープラットフォーム事業の共用設像を取得し，試料の微細構造を立体構造として再構築する

備を利用する分野が拡大し，新たな研究が新しい発展を遂げ

Cut&See 技術は，次世代の構造観察技術として大きな期待られるように，名古屋大学微細構造解析 PF チームは今後もが寄せられている．当施設の高速加工観察分析装置は，その邁進していきます．今後とも皆様からのご指導ご鞭撻を賜りような FIB SEM の中でも FIB のイオンビームの軸方向とますよう，よろしくお願い申し上げます．

SEM の観察方向とが直交して配置されているいわゆる直交型タイプであることから， FIB 加工により作製した断面に文

献

対して，その垂直方向から SEM 観察を行うことができるのが最大の特徴である．この特徴は， Cut&See における連続切片像取得時の SEM 観察で非常に有利であり，例えば， 3次元再構築時に構築される領域が小さく制限されてしまうことが無い．また，試料深さ方向には，数 nm ピッチでの切削が可能であるため，ナノスケールレベルでの高品質な 3 次( 1 ) 文部科学省「ナノテクノロジープラットフォーム」高性能電子顕微鏡による反応科学・ナノ材料科学研究支援拠点
http://nanoplat.nagoyamicroscopy.jp/(2019年 1 月15日受理)[doi:10.2320/materia.58.214](連絡先〒4648603 名古屋市千種区不老町)

元再構築像を実現することもできる．近年，試料の構造を理

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan

の生産量と生産性は向上しない．もう一つは，研究の方法論そのものにある．すなわち，主要国では先端機器やコンピュータ，データと処理ソフト，実験方法の標準化(サンプル標

Beyond Disciplines― 融 合 を 促 進 す る R&D シ ス テ
ム・インフラプラットフォーム―

準や測定標準)も含め，ハブ拠点を設けて共通化する仕組み
構築が 90 年代後半から進んだ．一方，日本では研究室ごとに， PI ごとに申請された公的研究費によって導入するスタイルが常態化し，研究室や分野がタコツボ化した面がある．
世界各地でこのように共通化されたハブは，産学官連携と融合領域を拓く共鳴の場・土壌として存在感を発揮するように

国立研究開発法人科学技術振興機構
研究監・総括ユニットリーダー

永野智己

なり，いわば IT プラットフォーマーさながらの R&D プラ
ットフォーマーとして，研究推進・競争力の源泉となっている．さらに最近は，膨大な実験を自動化するロボット実験機
器の導入も進む．今，研究スタイルは大きく変わる時期にき

過去 30 年間で，いわゆる“日本的研究室”の行動様式はている．こうした動きに対応すべく，ディシプリンごとの縦どれだけ変わっただろうか．いずれの分野においても，科学

割り構造を自ら飛び越える人材の育成や，リベラルアーツとの発展段階に伴って研究の対象はより複雑化し，例えばナノしての数理・データ科学の基礎が必須であることは論をまたテクの進展に伴い物質の複雑な構造や機能を原子・分子レベ

ない．各々の研究者は自らを，実験家，理論家，計算科学

ルで制御することができるようになってきたし，ゲノム編集者，そしてデータサイエンティストのいずれかであると称すや幹細胞技術によって，生命の再定義にも迫らんとする研究る．しかし，求められるのはこれらのどれかだけではなく，がおこなわれている．その際，高度な実験機器と，膨大な実総動員するスタイルであろう．そう，``Beyond Disciplines''験回数，同時に生じる実験ビッグデータを処理するコンピュの行動を．もちろん各々には得手/不得手，専門/非専門が当ーティング能力の保有が，研究を進展させ，世界の研究競争

然あるのだが，自らの不得手や非専門を，新たな研究の地平において決定的な差をもたらすことが自明となりつつある．

に踏み出さない理由にしてはならないだろう．個で臨めないにもかかわらず，今日の日本的研究室の日々の行動様式は，

とき，集団でもって初めて取り組めることや前進することが多くの機関でそこまで変わっていない．これには二つの背景できる難問に目を背けてはならない．これを研究環境の観点がある．一つは，科学技術関係予算が頭打ちの状況にあるなからみると， R&D の投資効率を最大化する研究環境へのア

か，一単位研究あたりに必要なリソース・コストは増えていクセスが決定的に重要となる．例えば，高性能電子顕微鏡やるのだが，一人あたりの研究予算は増えない(か減る)構造に

放射光施設を始めとする最先端の計測分析機器へのアクセある．したがってマクロに見れば，同じやり方では研究成果

ス，ナノスケールでの物質制御やデバイス作製を可能にする

研究開発投資効率を最大化するプラットフォーム．



産官学交差点微細加工や合成装置群，これら機器を自在に操る専門技術を有するエキスパートと，彼ら彼女らの持つ知・ノウハウへのる資金管理規則(や自己規制)，雇用制度(契約，評価・処遇，クロアポ等)の改革

アクセス，さらには数十万原子・分子集団のシミュレーショ

構想段階から ELSI/RRI(倫理的，法的，社会的諸問題/責ンを担う第一原理計算/分子動力学計算に用いるコンピュー任ある研究・イノベーション)に取組み，組織やプロジェ

タへのアクセス，データから目的の機能や構造を実現するた

クトの活動予算において，常に数を投じる

めのソフトウェア等のデータ科学ツールの使用．このような先端研究インフラは，その性能を最大限引き出すことを可能

研究者，特に若手が融合・横断テーマに挑戦しやすい組織と仕組み・環境整備にする専門人材の充実と一体不可分で考えなくてはならな

上記に応じて大学や研究機関が自ら変わろうとする組織変い．いくつかの場所へ集中的に整備・蓄積し，プラットフォ

革や人事評価制度の導入と，その基盤構築経費のサポートームとして各地のユーザーが最短で利用することが，戦略上重要となる．またそのような場を，多様な専門性と課題を持つ者とが，産学連携と融合を拓く共鳴の場として，スキル習得やレベルアップの土壌として育てていくことが肝要である．これは材料分野やナノテクに限った話ではない．ライフサイエンスやその他の分野ではより遅れている．今後の課題として以下を提案したい．

これらいずれも構造的な課題に手を打たないまま，世界と伍して研究成果創出の生産性を挙げることや，異分野融合を開拓していくことは叶わない．研究システム・ラボ改革，融合を促進する R&D インフラ・リソースのプラットフォーム
化は，研究開発投資効率を最大化させるための本丸である．

文献

 R&D プラットフォームを核にした，国内外の研究者・技術者・事業家のエコシステム形成
機器の技術世代更新や開発を加味した戦略的調達と，財源を多様化した経営的オペレーションの実現
ハブとなるオープン型拠点の構築と，その持続成長を妨げ

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan( 1 ) JST CRDS: ｢Beyond Disciplines ―JST/CRDS が注目する12の異分野融合領域・横断テーマ(2018年)―｣ CRDSFY2018
RR02.
(2019年 1 月 7 日受理)[doi:10.2320/materia.58.216](〒102
0076 東京都千代田区五番町 7)




図1

.

は じ

め

に

私は，東京工業高等専門学校専攻科を卒業後，東京医科歯科大学大学院医歯学総合研究科に入学し，現在博士課程 3年次の学生として研究活動を行っております(図)．本稿の執筆にあたり，私のこれまでの研究活動を振り返ると，生物を使って金属の化学的性質を評価することに奮闘してきました．本稿では，これまでの研究内容を記すとともに，今後の抱負を述べさせていただきます．

.

高 専

時

代

東京工業高等専門学校では，庄司良准教授ご指導の下，「バイオアッセイによる金属の生態毒性評価」を行いました．
河川や湖などの淡水域の生物多様性が海洋以上の速さで悪化しており，金属イオンの淡水生態系に対する影響評価が必要であることから，私は淡水産藻類・甲殻類・魚類を用いたバ
イオアッセイによって，様々な金属イオンの生態毒性を評価しました．研究を始めた当時，私は高専本科 5 年生( 20 歳頃)でしたが，このバイオアッセイを実施することで，毒性学の父“パラケルスス(Paracelsus)”の「全てのものは毒であり，毒でないものなど存在しない．その服用量こそが毒であるか，そうでないかを決めるのだ」という格言を，ヴィジ
ュアルで，即時に，理解することができました．というのも，私が実施していたバイオアッセイでは，生物の応答を目視で確認できたためです．例えば，ヒメダカを用いた魚類急性毒性試験で Cu イオンを96 h 曝露したヒメダカを観察すると，低濃度環境中のヒメダカは元気に遊泳し，一方で高濃度
環境中のヒメダカは試験容器の底面で変色・腐敗し，死んでいることがわかります．このように，ヴィジュアルで即時の理解を可能とするバイオアッセイを実施していたからこそ，量の重要性を理解することができました．そして，大学院進学の時期になると「生物を使って材料の評価がしたい」と考えるようになり，大学院説明会などのご縁に恵まれて，東京医科歯科大学への進学を決意しました．

.

修士課程から現在

東京医科歯科大学では，塙隆夫教授と堤祐介准教授ご指導の下，「電気化学的処理による金属系バイオマテリアル表面の生体機能化」を行っております．バイオマテリアル関連感染症の主因である材料表面上でのバイオフィルム形成を防止するためには，抗菌性を有した表面の創製が必要となります．私の研究では，火花放電を伴う電位域での陽極酸化処理
によって，Ag などの金属元素を導入した新表面の開発を行っております．日々，表面の各種キャラクタリゼーション
や，細菌や骨形成細胞を用いた In vitro 試験に奮闘しており
ます．



東京医科歯科大学 塙研究室の集合写真．
(前から 2 列目左端が筆者)

表面に種々の金属元素を導入することは，抗菌性付与において極めて有力な手法であります．一方，抗菌性と毒性に本質的な違いはなく，導入した金属元素は，細菌や生体組織と積極的に反応するため，双方に及ぼす影響を解明し，制御することが要求されます．そこでパラケルススの格言にならって，金属元素の導入量を制御し，導入量による生体活性の相違を網羅的に収集しました．その結果，細菌に対して抗菌性を示す導入量と生体組織に影響を及ぼさない導入量には，重複領域があることを明らかにしました．すなわち，表面に導入する金属元素の量的制御によって，細菌に対してのみ作用する表面の創製が可能となりました．以上のように私は，生物を使って金属の化学的性質を評価し，毒性学の父にならってその性質を制御することができました．
また私事ではございますが，4 月から博士課程 3 年次となり，卒業後の進路をより意識する時期となってきました．正
直なところ，就職活動には不安を感じており，最悪の場合“自称研究者”になってしまうのでは…と考えてしまいます．
できるのであれば金属系バイオマテリアル，とくに抗菌性に関連した研究をこれからもアカデミアで行っていきたいです．しかしながら，現実では「専門に固執せず柔軟な姿勢で取り組むこと」が要求されそうです．そのため，就職活動は“次の専門性を磨くチャンス”と捉えて，悔いのないように臨みたいと思います．また，卒業までの有限時間を最大限有効活用し，博士としてヒトとして成長していきたいと思いま
す．

.

最

後

に

日本金属学会では第 7 分科会(旧第 4 分科会)で自身の研究成果を発表し，第一線で研究活動を行う先生方との検討論議を経て，現在の研究成果に至ることができました．また幸運なことに，旧第 4 分科会が実施した「他医歯薬学系学協会への若手研究者派遣活動」によって，第 32 回日本整形外科学会基礎学術集会に参加させていただきました．臨床系学会参加は，自身の研究を俯瞰的に捉える契機となり，大変貴重な経験を積むことができました．この場をお借りして，貴重な機会を与えてくださいました旧第 4 分科会の先生方に厚く御礼申し上げます．また今回「はばたく」への寄稿という大変貴重な機会を与えてくださいました編集委員の皆様，
推薦してくださった皆様に心より感謝申し上げます．
最後になりますが，研究の遂行にあたり，多大なるご助言とご鞭撻を頂きました東京医科歯科大学 塙隆夫教授，堤祐介准教授に深謝申し上げます．引き続き，厳しくも暖かい
ご指導のほどよろしくお願いいたします．
(2019年 2 月 4 日受理)[doi:10.2320/materia.58.218](連絡先〒1010062 東京都千代田区神田駿河台 23
10)は ば た く

本
会

告

会

記

事

第83回定時社員総会開催案内 …………………………………219
2019年春期講演大会講演概要集 DVD の販売について ……219
2019年秋期講演大会からの講演概要集媒体変更の予告 ……219
講演大会セッション改編および分野(分科)改編のお知らせ…………………………………………………………………220
第61回技術賞，第78回功績賞，第59回谷川・ハリス賞，
第26回増本量賞，候補者推薦依頼 ……………………………224
第51回研究技術功労賞受賞候補者の推薦依頼 ………………225
2019年秋期講演大会の外国人特別講演および招待講演募集…………………………………………………………………225
日本金属学会主催国際会議企画提案募集 ……………………225
若手研究グループ集会 …………………………………………225
金属学会セミナー開催報告 ……………………………………230

掲示板 ……………………………226 次号予告 …………………………229
会誌・欧文誌 4 号目次 …………228 行事カレンダー …………………231
新入会員 …………………………229

事務局 渉 外 ・ 国 際 関 係secgnl＠jim.or.jp
会員サービス全般account＠jim.or.jp
会費・各種支払member＠jim.or.jp
刊 行 物 申 込 みordering＠jim.or.jp
セミナーシンポジウム参加申込みmeeting＠jim.or.jp
講 演 大 会annualm＠jim.or.jp
総 務 ・ 各 種 賞gaffair＠jim.or.jp
学術情報サービス全般secgnl＠jim.or.jp
調 査 ・ 研 究stevent＠jim.or.jp
まてりあ・広告materia＠jim.or.jp
会 誌 ・ 欧 文 誌editjt＠jim.or.jp
公益社団法人日本金属学会
〒


 仙台市青葉区一番町




 FAX 





TEL 
https://jim.or.jp/

投稿規程・出版案内・入会申込はホームページをご利用下さい．
会告原稿締切毎月 1 日で，翌月号掲載です．
掲示板や行事のご案内は，ホームページにも掲載しております．

会

告(ホームページもご参照下さい)第
回定時社員総会開催案内

第83回定時社員総会を下記の通り開催いたします．

年春期講演大会講演概要集 DVD の販売について
2019年春期講演大会の概要集 DVD を販売いたします．
ご購入希望の方は下記要領をご記入の上， E mail または FAX でお申し込み下さい．

社員総会の構成員は定款上の社員である「役員と代議員」となります．

 件名「

年春期講演大会講演概要集 DVD 購入申込」，◯

日時2019年 4 月23日(火) 1300～1345

 送付先住所◯場所エッサム神田ホール 1 号館 3 階「大会議室301」

請求書を添えて送付いたします．ホームページに申込書があります．

 申込者氏名，◯
 会員資格(会員の場合会員番号併記)，◯
 申込数，◯(東京都千代田区神田鍛冶町 322)

会員価本体4,000円＋税 定価本体10,000円＋税 送料360円
報告事項

1.

平成30年度事業報告および事業報告の附属明細書の報告の件

申込先Email: member＠jim.or.jp

FAX 0222236312%

協議事項
第 1 号議案
第 2 号議案
第 3 号議案
第 4 号議案

平成30年度決算承認の件

年秋期講演大会からの講演概要集媒体変更の予告

2019，2020年度代議員及び補欠代議員承認の件
2019，2020年度理事及び補欠理事一括選任承認の件

第 5 号議案

2019，2020年度理事及び補欠理事選任の件
2019，2020年度監事選任の件

第 6 号議案

会員に関する規程改訂の件

問合先

ダウンロードによる配布に変更となる予定です．ご理解の程，お願
いいたします．詳細は次号で会告いたします．

(公社)日本金属学会
 022223
3685

2019 年秋期講演大会より，利用者の利便性を向上させるため，
講演概要集 DVD での発行は廃止とし，概要はウエブサイトからのEmail: gaffair＠jim.or.jp

今後の春秋講演大会開催予定
2019年秋期2019年 9 月11日(水)～13日(金)岡山大学津島キャンパス◇◇

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan◇

2020年春期2020年 3 月17日(火)～19日(木)東京工業大学大岡山キャンパス

講演大会セッション改編および分野(分科)改編のお知らせ
2019年 4 月 1 日
講演大会委員会委員長 杉本 諭

日本金属学会は，「金属に関する理論ならびに工業の進歩発達をはかること」を目的に，材料科学分野のリーディング学会
として，金属及びその関連材料に関する研究成果を世界に発信する活発な活動を展開しています．
講演大会委員会では，講演大会を情報発信と研究者・技術者の交流の場として位置付け，講演大会における討論が更に活発化するようセッション改編と，立場の異なる研究者・技術者にとっても魅力ある講演大会となるよう分野(分科)再編を行いました．
つきましては2019年秋期講演大会から，改編されたセッションと再編された分野(分科)で募集をいたします(まてりあ 5 号
会告予定)．また，講演大会参加者の利便性を向上させるため，講演概要集の Web 化を推進いたします．
なお，セッション分類ならびに分野(分科)の見直し・改訂については，今後もその時代の社会情勢を見ながら弾力的に実施
していきます．

講演大会セッション改編改編された講演大会のセッションは，部門，大分類，中分類，セッションキーワードに分かれています．まず，大きなカテゴリーである 4つの部門(社会，基礎，応用，材料フロンティア)を研究領域に基づいて12の大分類で大括りしました．次にそれぞれの大分類を近い研究領
域で中分類として分け，さらに中分類を細かく研究内容に関係するキーワードに基づいてセッションキーワードに分けました．このセッショ
ンキーワードが講演大会におけるプログラム上のセッション名となる可能性の高いものです．(ただし，講演申し込み数により，統合されて別なセッション名となる場合や，セッションとして組まれない場合などもあります．）この際には，重複するような研究領域を一元化するとともに，講演者にとって該当する研究領域が明確となるように心がけました．

部

門

大

．社会

1.

材料と社会

．物性

2.

物性

．応用

8.

構造材料

9.

．材料フロンティア

11.

計算科学

12.

3.

4.

組織

力学特性

5.

電気・磁気関連材料

分

材料化学

10.

類

6.

材料プロセシング

7.

生体・医療・福祉エネルギー関連材料

先進機能材料(詳細は次頁参照)

新たな分野(分科)体制の改編
講演大会のセッションが上述したように変更されることに伴い，講演大会委員会の分野も12の大分類に基づいて編成し直し，以下の表に示すような体制に変更しました．ただし，講演内容の関係性が強い研究領域である大分類(2. 物性と 9. 電気・磁気関連材料，3. 組織と11. 計算科学)に関しては，同じ分野で担当することとしました．これにより，これまでの 6 分野(分科)体制から 9 分野(分科)の新体制に改編しました．
現分野(分科)体制



新分野(分科)体制

第 1 分野(分科)

エネルギー材料

第 2 分野(分科)

エコマテリアル

第 3 分野(分科)

電子・情報材料

第 4 分野(分科)

生体・福祉材料

第 5 分野(分科)

社会基盤材料

第 0 分野(分科)

材料と社会

Z

第 1 分野(分科)1. 材料と社会
12. 先進機能材料

第 2 分野(分科)2.
9.

第 3 分野(分科)3. 組織
11. 計算科学

第 4 分野(分科)

4.

力学特性

第 5 分野(分科)

5.

材料化学

第 6 分野(分科)6.

材料プロセシング

第 7 分野(分科)7.

生体・医療・福祉

第 8 分野(分科)

8.

構造材料

第 9 分野(分科)10.

エネルギー関連材料

物性
電気・磁気関連材料

本 会 記 事ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan






本 会 記 事ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan候補者の対象

第回技術賞，第回功績賞，第回谷川・ハリス賞，
第回増本量賞，候補者推薦依頼

推薦方法
.

～Web フォームによる推薦になりました～
技術賞，功績賞，谷川・ハリス賞，増本量賞，の各受賞候補者の推薦をお願いいたします．本会では多数の優秀な候補者を表彰し奨学に資したいという考えから，広く一般会員からの推薦(3 名以上連名の正員)を求めております．下記要領により積極的にご推薦下
さい．＊候補者本人による推薦書の提出は認めておりません．

｢工業技術」部門を除いて受賞年度の年月

日時点で歳以下の方．
推薦フォーム推薦者資格を選択する．
入力項目は，全て必須．
応募部門7 部門から該当する部門を選択する．
最終学歴卒業年次および学校名(学部名)を入力，また，大学院修了者は修了年次と大学名も併せて入力する．
本会活動の貢献本会支部，本会の委員会，シンポジウム企画，
セミナー企画，論文投稿等の活動実績を300字以内で入力する．
候補者略歴は10行以内で入力する．

推薦を求める賞(2020年 3 月に受賞予定)
技術賞(第回)
功績
賞(第回)
谷川・ハリス賞(第回)
増 本 量 賞(第回)
年月日(月)推薦締切 各賞共通 
候 補 者 各賞共通 個人を対象とします．
推薦資格 各賞共通 本会社員(代議員)または，3 名以上の正員による連名
推薦方法 Web フォームより推薦内容を入力下さい．
問 合 先 〒980
8544 仙台市青葉区一番町 11432(公社)日本金属学会 各種賞係
 0222233685 %FAX 0222236312
Email: award＠jim.or.jp■第回技術賞 推薦要領
年月日(月)推薦締切 
推 薦 者 本会社員(代議員)または 3 名以上の正員による連名．
推 薦 数 1 名の推薦者が推薦出来る候補者数は，1 名．
主旨 工業技術の改良進歩などに大きな業績を残された方を選
んで本賞を贈りその功労に報いんとするものであります．
候補者の対象 本賞は個人の業績を対象といたします．
推薦方法
. 推薦フォーム
推薦者資格を選択する．
入力項目は，全て必須．
最終学歴卒業年次および学校名(学部名)を入力，また，大学院修了者は修了年次と大学名も併せて入力する．
本会活動の貢献本会支部，本会の委員会，シンポジウム企画，
セミナー企画，論文投稿等の活動実績を300字以内で入力する．
候補者略歴は10行以内で入力する．
業績主題を入力する．
. 業績の大要と推薦理由1,000文字以内にまとめ，入力する．
. 論文リストおよび特許リスト
論文リストは，ページのヘッダに候補者名および勤務先名を明記し，特に主要な論文を「原著論文」「解説論文」「国際会
議論文」に分別し，論文題目，発表誌名，巻号頁共著者を入力する．特許リストを入力する．
推薦 URL gijutsushou.jim.or.jp/entry■第
回功績賞 推薦要領
推薦締切 
年月日(月)推 薦 者 本会社員(代議員)または，3 名以上の正員による連名．
推 薦 数 1 名の推薦者が推薦出来る候補者数は， 1 部門につき 1
名．
主旨 金属・材料工学ならびに関連分野の進歩発達に寄与する有益な論文を発表したもので，しかも将来を約束されるような新進気鋭の研究者，技術者に授賞するものです．
工業技術部門を除いて，受賞対象者には年齢制限が設けられております．
応募部門 物性，組織，力学特性，材料化学，材料プロセシング，
工業材料，工業技術の 7 部門から選び，応募部門を選
択下さい．(部門別に選考いたします)業績主題を入力する．
.
.

業績の大要と推薦理由1,000字以内にまとめ，入力する．
論文リストページのヘッダに候補者名および勤務先名を明記し，特に主要な論文を「原著論文」「解説論文」「国際会議
論文」に分別し，計15編以内を選び，論文題目，発表誌名，巻号頁，共著者を入力する．

推薦 URLkouseki.jim.or.jp/entry■回谷川・ハリス賞

推薦要領

年月日(月)推薦締切 
推 薦 者

本会社員(代議員)または，3 名以上の正員による連名．

推 薦 数

1 名の推薦者が推薦出来る候補者数は，1 名．
本賞は次の各項に該当する業績で高温における金属学の主旨

基礎的分野または工業技術分野の発展に貢献した方，対象となる業績は研究成果の頂点または集積のいずれでも可．
鉄鋼・非鉄金属の製錬
金属材料の熱処理に関連する研究金属および非金属の耐熱材料に関する研究
その他高温における金属学に関する工業的あるいは基礎的研究
推薦方法.

推薦フォーム推薦者資格を選択する．
入力項目は，全て必須．
最終学歴卒業年次および学校名(学部名)を入力，また，大学院修了者は修了年次と大学名も併せて入力する．
本会活動の貢献本会支部，本会の委員会，シンポジウム企画，
セミナー企画，論文投稿等の活動実績を300字以内で入力する．
候補者略歴は10行以内で入力する．
業績主題を入力する．
.
.

業績の大要と推薦理由1,000字以内にまとめ，入力する．
論文リストページのヘッダに候補者名および勤務先名を明記し，特に主要な論文を「原著論文」「解説論文」「国際会議
論文」に分別し，計20編以内を選び，論文題目，発表誌名，巻号頁共著者を入力する．

推薦 URL

tanikawaharris.jim.or.jp/entry■第回増本量賞

推薦要領

年月日(月)推薦締切 
推 薦 者

本会社員(代議員)または，3 名以上連名の正員．

推 薦 数

1 名の推薦者が推薦出来る候補者数は，1 名．
｢機能材料」分野で新 KS 鋼，センダスト，ハードパー

主旨ム，アルフェル，超不変鋼，コエリンバー等幾多の卓越した新素材の発明発見ならびに貴重な研究業績を残された，増本量博士のご功績を永遠に記念し，我が国の金属学界ならびに産業界の進歩発展を熱望された，博士の意
志に応えるため「増本量賞」を創設した．
候補者の対象

機能材料分野で卓越した新素材の発明発見ならびに貴重な研究業績を残され，同分野に関する学理または技術の進歩発展に貢献した方．

本 会 記 事推薦方法
. 推薦フォーム
推薦者資格を選択する．
入力項目は，全て必須．
最終学歴卒業年次および学校名(学部名)を入力，また，大学院修了者は修了年次と大学名も併せて入力する．
本会活動の貢献本会支部，本会の委員会，シンポジウム企画，
セミナー企画，論文投稿等の活動実績を300字以内で入力する．
候補者略歴は10行以内で入力する．
業績主題を入力する．
. 業績の大要と推薦理由1,000字以内にまとめ，入力する．
. 論文リストページのヘッダに候補者名および勤務先名を明記し，特に主要な論文を「原著論文」「解説論文」「国際会議論文」に分別し，計20編以内を選び，論文題目，発表誌名，巻号頁共著者を入力する．
推薦 URL masumoto.jim.or.jp/entry

滞在費補助なし
その他講演大会参加費免除
推薦用紙
所定様式(ホームページからダウンロードして下さい．）により，下記メールアドレス宛に「外国人特別講演推薦」と明記し，書類を添付の上送信して下さい．送信後 2～3 日過ぎても受理メールの無い場合はお問合せ下さい．
年月日(金)推薦書提出期日 推薦書提出先日本金属学会

国際学術交流委員会宛

問 合 先Email: gaffair＠jim.or.jp
 022
2233685

詳

まてりあ58巻 3 号164頁

細ホームページ講演大会→2019年秋期講演大会のご案内

日本金属学会主催国際会議企画提案募集
提案締切日 年月
日(金)

第
回研究技術功労賞受賞候補者の推薦依頼
代議員・支部長の推薦締切日年月日(月)推薦者本会社員(代議員)または支部長
推 薦 数 1 名の推薦者が推薦出来る候補者数は，1 名．
主旨 学校，研究所または工場など現場において，多年にわたり卓越した技術により金属の試験および研究上欠くことが出来ない装置の制作，試料調整，測定および分析などを通じて他の方々の研究成果に大いに貢献したいわゆる「かげの功労者」を選んで本賞を贈り，その功労に報いんとするものである．
候補者の対象通算30年以上実務に従事した方．
受賞時期(年月日)において歳以上の方．
研究遂行上「かげの功労者」として多年にわたり功績著しい方．
「かげの功労者」とは，金属の試験および研究上欠くべからざる
装置の製作，試料の調整，測定および分析などを通じて研究者の研究成果に大いに貢献した方．
企業体において経営者およびそれに準じない人．
管理職(民間企業および行政職の公務員では「課長」以上)でない
人が望ましいが，管理職の場合には事情説明書を添付する．
提出書類
 推薦書候補者の要件をチェックの上，ご推薦願います．
◯
 推薦理由ならびに実務における功労 A4 版 1 頁( 700 字～ 1,000◯字程度)にまとめ，別紙として下さい．
送付方法「研究技術功労賞候補者推薦」と明記の上，下記宛てに Word 添
付書類で送信下さい．
問 合 先 (公社)日本金属学会 各種賞係
 0222233685 %FAX 0222236312
Email: gaffair＠jim.or.jp

提案要項

下記事項を記載した文書( A 判)をもって，本会会長宛に申請して下さい．

 会議の名称(和文名・英文名)，
 会期，
 開催地・会場予定，
 会議の目的・特徴， 日本開催の経緯と意義，
 計画概要，

準備委員会委員

 提案(連絡)責任者(氏(氏名・所属・役職)，

名・所属・役職・住所・電話・Email)問 合 先(公社)日本金属学会

詳Email: gaffair＠jim.or.jp
まてりあ58巻 3 号164頁

細国際会議募集係
 022
2233685

ホームページ行事の案内→国際会議

若手研究グループ集会
若手研究グループ No. 03

第回若手研究グループ「多様な先端観察・測定法を用いた組織の定量と力学特性解析への適用」
現在，各種先端観察・測定法が開発され，それぞれの分野でさらなる高度化とその適用範囲の拡大が進められています．本研究会では，構造用材料に対して各手法を相補的に適用し，新たなシナジー効果を創出する為の基礎指針の確立を検討しています．第 3 回研究会では，先端観察・測定法の各種材料への適用を目指し，新規材料の紹介や具体的な測定事例の報告を行います．また，今後の各技術の相補的利用について議論を行います．参加ご希望の方は下記までお申込み下さい．
日

日(金)～(受付開始)―時 年月

場

所

月日(土)～

いこいの村

能登半島

小会議室「高浜」(〒9250165 石川県羽咋郡志賀町
年秋期講演大会の外国人特別講演および招待講演募集志賀の郷温泉 0767323131)
アクセス

JR 七尾線羽咋駅からタクシーで約30分

プログラム
特別講演

月日(金)講演者著名な外国人研究者とする．

1400～1410

講演時間30分(討論10分)



採択件数3～4 件

1410～1510

滞在費補助10,000円/日(最大50,000円) or (最大 5 日)
その他大会参加費免除，懇親会招待




挨拶

金沢大理工 宮嶋陽司
座長 宮嶋陽司

招待講演
極低積層欠陥エネルギー FCC 金属中のヘテロナノ組織(60)

招待講演

金沢大理工 渡邊千尋

講演者有益な講演が期待される国内に滞在する外国人研究者

1520～1550

講演時間15分(討論 5 分)



採択件数5 件程度

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan

座長 首藤洋志

低合金 TRIP 鋼の残留オーステナイトの安定性に及ぼす結晶
方位とひずみ分布の影響(15)横浜国大 古賀紀光

レーザによる金属基傾斜機能複合材料の積層造形(15)

書の上，応募書類のハードコピーと全応募書類の電子ファイルを収めた電子媒体(USBメモリもしくはCDR/DVDR等)を同封の上，簡易書留等にて下記宛先まで郵送して下さい．なお，応金沢大理工 國峯崇裕
座長 高田尚記

1600～1700




招待講演

募書類や電子媒体は選考終了後も返却いたしません．

ナノ組織材料の変形と強化機構の解明に向けた原子シミュレーション(60)詳

http://www.me.es.osakau.ac.jp/msb/をご覧下さい．

細金沢大理工 下川智嗣

総合討論1710～1900◇東北大学金属材料研究所助教

月日(土)公募◇

幹事会

900～1200

企画責任者

宮嶋陽司(金沢大)，宮澤知孝(東工大)

参 加 費

無料

申込・問合先公募人員

助教名(東北大学は，男女共同参画を推進しています．子育て月日(金)までに Email にて氏名・所属・電話支援の詳細等，男女共同参画の取り組みについては下記

番号・メールアドレスを明記してお申し込み下さい．

URL をご覧下さい．
URL: http://www.bureau.tohoku.ac.jp/danjyo/)Email: miyazawa.t.ab＠m.titech.ac.jp
所属

東北大学金属材料研究所附属量子エネルギー材料科学国際研究センター

専門分野

広い意味での原子力に関わる材料研究や，当センターの設備を活用した研究を行うとともに，当センターにおける国内外の研究者との共同利用・共同研究の推進に熱意

公と意欲を持って取り組んでいただける方．

募

公募資格

を取得見込みの方．

◇大阪大学 大学院基礎工学研究科
機能創成専攻 非線形力学領域 材料構造工学講座
教員(准教授または講師)公募◇
職名および人員
所

属

専門分野

担当科目

博士の学位を有する方，または着任予定前に博士の学位

任期 7 年(審査により再任 1 回 3 年可)年月日(金)必着
公募締切 

任

期

着任時期

准教授または講師 名決定後なるべく早い時期
 履歴書(写真貼付)◯

提出書類

大学院基礎工学研究科 機能創成専攻 非線形力学領域

 研究業績リスト(原著論文，国際会議の発表・プロシ◯

材料構造工学講座

ーディング，著書・解説，特許，招待講演，競争的資金(学部は基礎工学部・システム科学科・機械科学コース

獲得状況，論文引用度データ等)，論文データベース個を兼担)先端材料や構造体の力学特性・物性について実験力学ま人 ID(例えば ResearchID)があればリストの始めに記載．
 主要論文別刷 5 編(コピー可)◯

たは計算力学の観点から解明を目指す，固体力学・構造

 研究業績概要(1,500字程度)◯

力学に関する教育研究分野

 着任後の研究計画と展望(1,500字程度)◯

上記の専門分野に関連する大学院および学部講義・演習

 照会可能者 2 名の氏名と連絡先◯〒3111313 茨城県東茨城郡大洗町成田21452
東北大学金属材料研究所附属量子エネルギー材料科学

書類送付先

科目
応募資格



博士の学位を有する方国際研究センター

大学院博士後期課程の教育研究指導を担当できる方

センター長




当該分野における研究実績があり，新しい分野の開拓や機械※簡易書留で「量子エネルギー材料科学国際研究セン

科学に関する融合研究に意欲のある方

ター

着任時期
提出書類

2019年 9 月 1 日以降できるだけ早い時期(すべて紙媒体に加えて電子媒体でも提出して下さい)

教授

助教

永井康介

応募書類」と朱書のこと．

なお，応募書類の返却はいたしませんのでご了承下さい．

 履歴書(写真貼付，現住所，連絡先( TEL, FAX, E 

問合せ先mail)，学歴(高卒以降)，職歴，研究歴，資格，賞罰等
 論文目録(原著学術論を任意の書式で記載すること) 

教授

永井康介

 029
2673181

FAX 0292674947%

Email: ojime＠imr.tohoku.ac.jp

文，国際会議論文(査読付)，総説・解説，著書，その他に分類し，全著者名，論文題名，発表誌名，発行年，巻号，頁等を記載すること)

 主要原著学術論文の別刷
またはコピー(5 編以内)

 現在までの主要な研究内容
と成果( A4 用紙 1 ページ程度，論文目録と対応させて記述)

 受賞名とその内容
 特許等とその内容


所属学会および社会等における活動状況
助金の取得状況(代表・分担を明記) 各種研究補 着任後の教育・

研究についての計画と抱負(A4 用紙 1 ページ程度)

応募者に関して意見を伺える方 2 名の氏名と連絡先(海助成

一般財団法人材料科学技術振興財団 山l貞一賞募集
募集対象分野(年度) 1. ｢計測評価分野」， 2.
｢バイオサイエンス・バイオテクノロジー分野」
山 l 貞一賞

年月日(火)募集締切 
問合先

年月日(金)必着
応募期限 

一般財団法人

材料科学技術振興財団

山o貞一賞事務局

 0334152200

外の方も可)
詳細Email: prize＠mst.or.jp
https://www.mst.or.jp/Portals/0/prize/index.html

書類送付先・問合せ先〒5608531 大阪府豊中市待兼山町 1
3
大阪大学 大学院基礎工学研究科 機能創成専攻 非線形力学領域

Email: tarumi＠me.es.osakau.ac.jp＊応募書類は，封筒に「非線形力学領域教員 応募書類在中」と朱教授 垂水竜一

本 会 記 事お知らせ

◇東京工業大学 科学技術創成研究院 助教(卓越研究員・テニュアトラック制度適用)公募◇
人

員

公募分野

科学技術創成研究院◇第
回本多記念賞，第回本多フロンティア賞
及び第回本多記念研究奨励賞受賞者◇

助教名

公益財団法人エネルギー関連材料工学分野

本多記念会

応募資格
卓越研究員事業に申請する者(本ポストは卓越研究員を受け入れる予定のポストである)

本多記念会は，平成 31 年 2 月 1 日開催の第 171 回理事会において，平成 31 年度の第 60 回本多記念賞，第 16 回本多フロンティア

博士の学位もしくはそれに相当する能力を有すること．

賞，第 40 回本多記念研究奨励賞の受賞者を決定しましたので，お原子力システム分野などのエネルギー関連材料工学分野，熱力

知らせいたします．
日(金)時分より，東京・神田
なお，贈呈式は，年月

学，速度論，高温物性を中心とした高温冶金物理化学研究を専門

学士会館で行う予定です．

としていること．
任

期

給 与 等

5 年以内(テニュアトラック昇任(准教授)制度を適用)(試用期間 6 カ月)
月給制(本学職員賃金規則による．）

勤務予定地

東京都目黒区大岡山 2 12 1

東京工業大学大岡山キ

ャンパス
着任時期
提出書類

1)
2)

2019年10月 1 日以降，できるだけ早い時期
卓越研究員候補者に採択される前に，東京工業大学への.

第回本多記念賞(本賞受賞対象研究生体硬組織機能材料の研究開発

氏

名

工学博士

現

職

東北大学名誉教授

.

光雄

第回本多フロンティア賞(褒賞金各万円)

受賞対象研究ナノ・メゾ構造を制御した先進構造材料の創製

氏

名

工学博士

現

職

京都大学大学院工学研究科教授

いぬい

はるゆき

乾

晴行

略歴調書(高卒以上の学歴，職歴，受賞歴，電子メールアドレ
ス)

受賞対象研究

スピン軌道相互作用を用いたスピントロニクスの開拓

 学術論文(査読有)，◯ 国際会議論文，◯ 総説・
業績調書◯

氏

名

工学博士

現

職

東北大学大学院工学研究科教授

めた h 指数(hIndex)を，使用したデータベース名＊とともに付記＊Google Scholar Citations, Scopus，または Inspire

3) 主要原著論文別刷り 3 編以内(コピー可)4) 競争的研究資金及び外部研究資金の獲得実績(科学研究費補助金，受託研究費，その他の競争的資金に分類/名称，課題名，

.

は明記))
研究に関する実績ならびに着任後の研究構想(書式任意， A4
用紙 2 ページ程度)
教育に関する実績および着任後の抱負(書式任意， A4 用紙 2

参考意見を伺える方(2 名)の氏名，所属，および連絡先
年月日(水)必着
公募締切 
書類送付先

〒152
8550 東京都目黒区大岡山 2121

N13
東京工業大学・科学技術創成研究院・先導原子力研究所

小林能直

提出書類は印刷版(1 部)に加えて，電子データ(PDF)を CD
ROM ディスクあるいは USB メモリに入れて，封筒に「東京工業大学・卓越研究員応募書類在中」と朱書きした上，簡易書留にて送付して下さい．
問合せ先

東京工業大学

科学技術創成研究院

先導原子力研究所

小林能直

じゅんさく

新田

淳作

各万円)

受賞対象研究自己治癒セラミックスの創製と超耐熱材料に関する研究

氏

名

博士(工学)

現職

国立研究開発法人物質・材料研究機構主任研究員

おさ だ

とし お

長田

俊郎

受賞対象研究閉じたき裂の高精度計測のための非線形超音波フェーズドアレイ映像法の創出

氏

名

博士(工学)

現職

東北大学大学院工学研究科准教授

ページ程度)
社会活動(学会活動における役職を含む)に関する実績にっ た

第回本多記念研究奨励賞(褒賞金

研究期間，総額，代表・分担，分担額(研究代表者でない場合

7)
8)

みつ お

新家

m.titech.ac.jp 宛メールにてコンタクトをとって下さい．
応募書類については以下とします．

学術論文と国際会議論文の被引用数(Citation)とそれらをまと

6)

にいのみ

当事者間交渉のため， 4 月 24 日までに kobayashi.y.at ＠ 著書，◯
 特許，等に分類/基調講演や招待講演は明記/
解説，◯

5)

金メダル，副賞 万円)

お はら

よしかず

小原

良和

受賞対象研究急冷を用いた電荷ガラス相の開拓とその不揮発相制御に関
する研究

氏

名

博士(工学)

現職

東京大学大学院工学系研究科准教授

か がわ

ふみたか

賀川

史敬

受賞対象研究鉄鋼材料の微小疲労き裂進展抵抗に関する研究

氏

名

博士(工学)

現職

九州大学大学院工学研究院助教

こ やま

もとみち

小山

元道

受賞対象研究Llo 型 FePt 規則合金における新機能性の創出とスピント
ロニクス材料への応用に関する研究

氏

名

博士(工学)

現職

東北大学金属材料研究所准教授

せき

たけ し

関

剛斎

Email: kobayashi.y.at＠m.titech.ac.jp
公募の詳細 下記 Web ページをご参照下さい．
http: // www.hyoka.koho.titech.ac.jp / eprd / recently /koubo/file/koubo20190304ka_ j.pdf

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia JapanMaterials Chemistry

日 本 金 属 学 会 誌 掲 載 論 文Vol. 83, No. 4（2019）

Tatsuya Ohmi, Tatsuki Yamamori and Masatoshi Sakairi―オーバービュー―
多結晶フェライト鋼における降伏・変形挙動
高木節雄

―論
文―
アークプラズマ強制蒸発法による Ag ナノパウダーの作製及び粉末特性評価
峯田才寛

齊藤達也

吉原崇裕

佐藤裕之

アルミニウム平板鋳塊および円柱鋳塊の熱伝達凝固
大和田野利郎シンバルの減衰特性に対する金属組織の影響
小川

渉

菖蒲敬久
小出俊雄

筧 瑞恵
文珠義之

鞍谷文保
水田泰次

メカニカルアロイングと放電プラズマ焼結による Ti
AlN
O 焼結体の作製
浅見廣樹

高澤幸治

Effect of Anodizing Time on Multiscale Porous
Al Alloy Microchannel Wall
Structure of Ti

池田慎一

末松久幸

Scanning Transmission Electron Microscopy
Characterization of Nanostructured Palladium
Film Formed by Dealloying with Citric Acid fromN
Pd Mother Alloy FilmAl
Takuji Ube, Akizumi Kawamoto and Takashi Ishiguro

Measurement of pH in a Thin Electrolyte Droplet
Using the Kelvin Probe Technique
Saya Ajito, Eiji Tada, Azusa Ooi and Atsushi Nishikata
Materials Processing

Deformation Type in Forming of Horn Tubes: Fundamental Research for Forming of Closed Section
Masahiko Sato,
Parts from Sheet Metal
Masaaki Mizumura, Tohru Yoshida, Yukihisa Kuriyama,
Katsuyuki Suzuki and Atushi Tomizawa

Fabrication of Porous Metals with Unidirectionally Aligned Pores by Rod-Dipping Process
Daiki Muto, Tomonori Yoshida, Tomoya Tamai,
Mahiro Sawada and Shinsuke Suzuki

Materials Transactions 掲載論文
Vol. 60, No. 4（2019）―Regular Article―
Materials Physics

Structure and Magnetic Properties of Co
NiSpinel Ferrite Particles Synthesized via CoPrecipitation and Hydrothermal Treatment at
Mikio Kishimoto,Different Temperatures
Hawa Latiff, Eiji Kita and Hideto Yanagihara
Microstructure of Materials

Microstructure Formation Driven by Stored
Energy and Mechanical Property of Pure Titanium
Recycled from Chips by Severe Plastic DeformaPeng Luo
tion
Mechanics of Materials

Characterization of Mechanical Properties for2W) with
Ferritic Heat-Resisting Steels (12Cr
Different Creep-Fatigue Properties by Nano-Indentation
Nobuo Nagashima, Masao Hayakawa and Megumi Kimura

High-Temperature Creep Mechanism of Dual-Ductile-Phase Magnesium Alloy with Long-Period
Masami Fujiwara,
Stacking Ordered Phase
Hidenari Takagi and Kenji Higashida

Mechanical Properties of Pure Titanium
Processed by Cryogenic Rolling and Annealing
Zheng Zhang, Hongjiang Pan, Lifang Meng, Jinxu Zhang,
Xu Yang, Hongliang Gao, Yulan Gong,
Baipo Shu and Xinkun Zhu



Microstructure and Magnetic Properties of Cu
AgLaFe Immiscible Alloys with an Amorphous
Takeshi Nagase, Tomoyuki Terai,
Phase
Tomoyuki Kakeshita, Megumi Matsumoto andYoshikazu Fujii

Image Segmentation and Analysis for Microstruc6Al
4V
ture and Property Evaluations on Ti
Fabricated by Selective Laser Melting
Shiho Miyazaki, Masahiro Kusano, Dmitry S. Bulgarevich,
Satoshi Kishimoto, Atsushi Yumoto and Makoto Watanabe

Preparation of Silver Nanoparticles by Arc Plasma
Takahiro Mineta,
Method and Their Properties
Tatsuya Saito, Takahiro Yoshihara and Hiroyuki SatoEngineering Materials and Their Applications

Dependence of Critical Current on Voltage Probe
Spacing in Superconducting Tape with Multiple
Small Cracks and a Large Crack
Shojiro Ochiai, Hiroshi Okuda and Noriyuki Fujii

Microstructure, Corrosion Behaviors in Different
Li
Simulated Body Fluids and Cytotoxicity of Zn
Alloy as Biodegradable Material
Yu Zhang, Yujiao Lu, Xuemei Xu, Liangjian Chen,
Tao Xiao, Xier Luo, Yang Yan, Ding Li,
Yilong Dai and Kun Yu

A New Process of Thermoplastic Polypropylene
Reinforced by Interlayered Activated Carbon
Fiber Treated by Electron Beam Irradiation under
Nitrogen Gas Atmosphere with Oxygen Prior to
Assembly and Hot-Press
Shodai Kitagawa, Hideki Kimura, Helmut T. Uchida,
Michael C. Faudree, Akira Tonegawa, Satoru Kaneko,
Michelle Salvia and Yoshitake Nishi

本 会 記 事―Rapid Publication―

Microstructure Quantification in Nickel-Based
Superalloy Udimet 720Li

Synergistic Effect of Graphene Oxide and OHMWCNTs on the Cure Kinetics of an Epoxy-AnhyJing Zhang, Kaijun Chen, Song Lv,
dride System

Yoshiya Yamaguchi, Hiromu Hisazawa andYoshihiro Terada

Characteristics and Microstructural Developmentof Cold-Sprayed Copper Coating on Aluminum

Yifan Zhou, Xu Ma and Jijun Tang

Shinji Fukumoto, Kengo Ohta, Tatsunori Yanagimoto,
Yoshihiro Kashiba, Masao Kikuchi, Michiya Matsushima
and Kozo Fujimoto

Editor's Announcement

Investigation of the Cross-Sectional Structure andC of a Nb
Re
Si Alloy
Isothermal Section at 1150°
Fabricated Using a Tetra-Arc Furnace
Shigeru Saito, Toshiyuki Takashima, Toshiaki Horiuchi,
Seiji Miura and Toshio Narita

・・(2019年 1 月22日～2019年 2 月20日)

正

員

伊藤利久
張 咏 杰
中竜也
曽我部信義
富松宏太
学

生

細矢駿行
山本宜秀
早川
頌

日本積層造形株式会社
東北大学
神戸大学
三井金属鉱業株式会社
新日鐵住金株式会社

二 村 典 枝 富士フイルム株式会社
石川史太郎 愛媛大学
田 中 秀 和 大阪大学
Louzguine Dmitri 東北大学
星 谷 優 志 朝日インテック 株式会社

加藤克人
森下雄斗
石川雅仁
立津慶幸

株式会社ジーシー

元女陽介
長野幹雄
遠藤基史

湯地隆介
有野剛史
松村
漱

茨城大学

LG Japan Lab 株式会社
ダイハツ工業株式会社
名桜大学

員
富山大学
静岡理工科大学
東京大学

長岡技術科学大学
国立研究開発法人宇宙航空研究開発機構
茨城大学

京都大学
関西大学

外国一般会員WANG ANNE孫
飛 東北大学

◇

まてりあ

◇

第
巻号

［紹
介］ 2019年春受賞者紹介，2019年度新役員紹介［学会賞受賞記念講演］
材料の一方向性多孔質化と機能 …………中嶋英雄［本多記念講演］ 材料研究における電子顕微鏡法の導入と発展…………………………………………黒田光太郎

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan◇

予告［最近の研究］ スピン偏極パルス透過電子顕微鏡の開発………………………………………………桑原真人―他―（編集の都合により変更になる場合がございます） 村石章「転位に働く力」 ピーチケーラーの式を，演

金属学会セミナー(特別講座)

習も交えて解説するとともに，転位間の相互作用や，鏡像応力による，表面および異相界面近傍に位置する転位の挙動な転位を知る―金属・合金における強度・延性の担い手―

どが，理論式とともに明確に説明された．
 小山
章「外部応力および内部応力下での転位の形状」


転位の安定形状，ギブスエネルギー，およびオイラー方程式(セミナー・シンポジウム委員会企画)との関係から始まり，臨界分解せん断応力と転位安定形状の関係，熱活性化と鞍点形状解，および平均場としてみた内部

開催日 2019年 1 月29日～30日
場 所 東京工業大学 田町キャンパス

応力場と外力の関連性について解説した．
 岸田章「転位の結晶学」，および章「転位の増殖，


切り合いと堆積」 転位の結晶学の集大成である．ステレオ
投影の説明も交え，部分転位，拡張転位，積層欠陥，不動転
金属学会セミナーに，新カテゴリー［特別講座］が設置さ

位，転位の増殖，切り合い，堆積，上昇運動等々，転位の静れ，今回が第 2 回目となる(金属学会セミナー(特別講座)

的および動的幾何学が，実例とともに，わかりやすく解説さは，基礎・基盤的な教育効果に重点をおいたセミナー)．昨

れた．

年度の第 1 回は「状態図・相変態」を題材としたセミナー 村石章「転位の熱活性化運動」，および章「塑性変

で，この時の受講者アンケートで希望が挙がった「転位論」

形の転位論」 マクロ的な塑性変形の転位からの解釈，およを，今回のテーマに選定させていただいた．本特別講座の特 の講
び転位の熱活性化運動の具体的な取り扱いについて，

徴の一つは，従来の金属学会セミナーのようにテキスト書き

義と同様，こちらも演習を交えた実践的な説明がなされた．

下ろしではなく，市販の教科書をテキストとして活用できる 岸田
章「強化機構」 合金の強化メカニズムは，固溶点にある．今回は転位論がテーマであるので，名著と名高強化，析出強化，分散強化，加工硬化，結晶粒微細化であるい，加藤雅治先生の「入門 転位論，裳華房，().」をテ

が，個別の解説にとどまらず，相互の類似性や本質的な相違

キストとさせていただいた．講師は，本分野の第一人者で，点に立脚し，あわせて個々のメカニズムの加算則の考え方にかつ転位論を大学にて日常的に講義されている 3 名(以下敬ついての説明がなされた．

称略)藤居俊之(東工大)，岸田恭輔(京大)，村石信二(東工 小山章「変形の熱力学」 多変数系の熱力学から変形
大)と，本講座のまとめ役として筆者(小山)を加えた計 4 名の熱力学を定式化し，弾性および欠陥エネルギーとヘルムホ ～)であり，2 日間で，8 講義(各 1～1.5時間で，以下の

ルツエネルギーとの関係，ならびに変形問題におけるギブスを実施した．講師間で事前に内容の分担について調整するとエネルギーの活用法について解説した．

ともに，基盤から応用への流れや，ミクロからマクロへの展［1/29,30，東京工業大学

開を，1 日半という集中講義で捉えやすいように，教科書の講者数44名］．

田町キャンパス(国際会議室)，受章の組み合わせを以下のようにアレンジさせていただいた(以下の章番号は，教科書の章番号である)．8 つの講義の内

転位論の世界の豊かさと奥深さを，あらためて思い知った

容と担当は，以下のようにまとめられる．


一日半であった．名著である教科書と，それを咀嚼しようと藤居章「結晶欠陥としての転位の概念」 本テキス

努めた講師の相乗作用の賜物であろう．

トの著者である加藤先生のご紹介から始まり，転位論の歴史

転位論は，金属学の中でも本当に基礎的な学問分野であも含め，その全体像が解説された．特にバーガースベクトル

り，当初，参加希望者数が十分に集まるかどうか危ぶまれたの定義が 1 つではなく，教科書によって変わる場合がある

が，結果的に，先回の状態図・相変態の受講者数を越えた．

ため，この定義を確認する重要性が強調された．

やはり名著の力および金属学の基盤学問の重要性を改めて再

藤居章「弾性論の基礎」，および章「転位の弾性

認識した次第である．関係各位の多大なるご支援・ご協力論」 弾性論の基礎から始まり，刃状転位とらせん転位の弾に，あらためて心より感謝申し上げる．

性ひずみエネルギーを導き出すまでが，わかりやすく丁寧に(文責小山)(企画世話人代表東工大 木村好里，名大 小山敏幸)

説明された．

◇



◇

◇

本 会 記 事

行
開催日

事

カ

名称・開催地・掲載号

レ

ン

主催


年月
軽金属学会第136回春期大会(富山)
10～13

ダ

ー 太字本会主催(ホームページ掲載)
問合先

TEL 0335380232 shomu＠jilm.or.jp
http://www.jilm.or.jp/
日 本 希 土 類 学 会 TEL 066879
7352
(阪大内)
kidorui＠chem.eng.osakau.ac.jp
http://www.kidorui.org
日本機械学会TEL 0353603506 icihara＠jsme.or.jp
https://www.jsme.or.jp/event/2019
36895/
軽金属学会

15～16

第35回希土類討論会(吹田)20～21

講習会「もう一度学ぶ機械材料学」―機械・製造技術者のための基礎講座―(名古屋)20～22

トライボロジー会議2019春

21～24

第55回真空技術基礎講習会(和泉)22

第237回西山記念技術講座
先進エネルギーマネージメントの発展を支える耐熱鋼開発(早稲田大学)

23～24

H31 年度「界面コロイドラーニング 第 35 回現代コロイド・界面化学基礎講座」(東京)

日本化学会

24

第401回講習会 第28回最先端の研究室(工場)め
ぐり ｢スポーツ用義足開発最前線 ―産業技術総合研究所人工知能研究センター(東京)

精密工学会

TEL 0332926163 dcsc＠chemistry.or.jp
https://colloid.csj.jp/
TEL 0352265191
jspe_koushu＠jspe.or.jp
https://www2.jspe.or.jp/

24

第 4 回マルチスケール材料力学シンポジウム(室蘭工大)

日本材料学会

http://www.jsms.jp

29

第238回西山記念技術講座
先進エネルギーマネージメントの発展を支える耐熱鋼開発(大阪)

日本鉄鋼協会TEL 0336695933 educact＠isij.or.jp
https://www.isij.or.jp/mu1q7ec0m

29～31

第24回計算工学講演会(さいたま)

日本計算工学会


～.

第回若手研究グループ「多様な先端観察・測定法を用いた組織の定量と力学特性解析への適用」(石川)(本号頁)

東京

(東京)


年月
世界水素技術会議2019(東京)
2～7

7～9

日 本 ト ラ イ ボ ロ TEL 033434
1926
ジー学会
jast＠tribology.jp
http://www.tribology.jp
大阪府技術協会他 TEL 072553
2329
gkyoukai＠dantai.triosaka.jp//
https: www.jvss.jp/
日本鉄鋼協会TEL 0336695933 educact＠isij.or.jp
https://www.isij.or.jp/mu1q7ec0m

TEL 0338688957 office＠jsces.org
http://www.jsces.org/koenkai/24
日本金属学会・若 miyazawa.t.ab＠m.titech.ac.jp
手研究グループ
No. 032019年度塑性加工春季講演会(同志社大)2019年度溶接入門講座(東京)13～14

第60回塗料入門講座

13～14

H31 年度「界面コロイドラーニング 第 35 回現代コロイド・界面化学基礎講座」(大阪)

日本化学会

14～15

第 6 回 最先端の顕微鏡と理論計算に関する国
際シンポジウム(名古屋)21

日本分析化学会 中国四国支部
学講習会(岡山理科大)ファインセラミッ TEL 052
5813241
クスセンター
amtc6＠intergroup.co.jp http://amtc6.com
日本分析化学会中 TEL 086
2569490
国四国支部
analchem＠chem.ous.ac.jp
http://www.chem.ous.ac.jp/～analchem/
56koshukai/

29～11.9(4 回)

セラミックス大学2019(CEPRO2019)(東工大他)

第 56 回分析化

年月
第 3 回アジア赤外線サーモグラフィコンファレ
1～5ンス(QIRT
Asia2019)(東京)

参加予約
4.4
発表
1.18

5.13

定員
30名
講演
2.15

4.26

水素エネルギー協 TEL 029
8618712 org＠whtc2019.jp
会
http://whtc2019.jp
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

10～11

前期(東大生産技研)

締切

溶接学会

TEL 0358254073
jwsinfo＠tg.rim.or.jp
http://www.jweld.jp/

定員
80名

色材協会

TEL 0334432811 admin＠jscm.or.jp
http://www.shikizai.org/
TEL 0332926163 dcsc＠chemistry.or.jp
https://colloid.csj.jp/

定員
100名

日本セラミックス TEL 033362
5231
協会教育委員会
cersjkyouiku＠cersj.org
http://www.ceramic.or.jp/
日本非破壊検査協 TEL 035609
4011
会(東京)
sec＠qirtasia2019.com
色材協会
TEL 0334432811 admin＠jscm.or.jp
http://www.shikizai.org/

参加
5.31

定員
120名

11～12

第60回塗料入門講座

11～12

第 53 回 X 線材料強度に関するシンポジウム(大阪)

12粉末冶金入門講座(東京)TEL 0787953212
nishida＠kobekosen.ac.jp
http://www.jsms.jp
粉体粉末冶金協会 TEL 075
7213650 info＠jspm.or.jp

22～24

第25回結晶工学スクール(2019年)(大阪大)

応用物理学会TEL 0338287723 igarashi＠jsap.or.jp
https://annex.jsap.or.jp/kessho

7.1

中国金属学会

pricm10＠csm.org.cn
http://www.pricm10.com/

概要
1.31
論文
3.1
論文
7.1

後期(東大生産技研)


年月

～

国際会議(PRICM10)(中国西安)(号頁)

23

2019年茨城講演会(茨城大)

ま て り あ 第58巻 第 4 号(2019)
Materia Japan

日本材料学会

日本機械学会関東 TEL 029438
5046
支部
ibakouen＠ml.ibaraki.ac.jp

定員
100名
講演
3.15




開催日

名称・開催地・掲載号

主催


年月
第22回 XAFS 討論会 (京大)
2～4

4～6

～


22～27

2019年度工学教育研究講演会(東北大)日本工学教育協会 TEL 035442
1021 kawakami＠jsee.or.jp
https://www.jsee.or.jp/
日本金属学会秋期講演大会(岡山大学津島キャン 日本金属学会
TEL 0222233685 FAX 0222236312
パス）(岡山）annualm＠jim.or.jp
20th International Symposium on Boron, Borides 第 20 回 ホ ウ 素 ・ TEL 0258479714
and Related Materials(第20回ホウ素・ホウ化物 ホウ化物および関 takeda＠mech.nagaokaut.ac.jp
および関連物質国際会議)(新潟)
連物質国際会議組 http://sogalabo.jp/isbb2019
織委員会

第 12 回新物質及び新デバイスのための原子レベ
ルキャラクタリゼーションに関する国際シンポジ
ウム(京都)

日本セラミックス TEL 033362
5231 jimask＠cersj.org
協会
http://www.ceramic.or.jp/pacrim13/
日 本 学 術 振 興 会 alc19＠alc.jsps141.org
マイクロビームア https://alc.jsps141.org/alc19
ナリシス第 141 委
員会


年
月
1～4
The 14th International Symposium on Advanced 日本実験力学会
Science and Technology in Experimental
Mechanics(つくば)TEL 0253689310
officejsem＠clg.niigatau.ac.jp
http://jsem.jp/

11～14

NACE EAP Conference 2019
術(横浜)http://www.nacetokyosection.org/

17～22

国 際 ガ ス タ ー ビ ン 会 議 2019Tokyo ( IGTC2019
Tokyo)(東京)
第 22 回ミレニアム・サイエンスフォーラム(東京)日本ガスタービン http://www.gtsj.org/english
学会

EcoDesign 2019国際会議(横浜)

エコデザイン学会 ecodesign2019_secretariat＠ecodenet.com
連合他
http://ecodenet.com/ed2019/
粉体粉末冶金協会 TEL 075
7213650 info＠jspm.or.jp

22

25～27

腐食科学と防食技

粉末冶金基礎・実用講座(京都工芸繊維大)
28～29

年
月
日本 MRS 創立30周年記念国際会議(横浜)
10～14NACE EAP

ミレニアム・サイ TEL 036732
8966 msf＠oxinst.com
エンス・フォーラ http://www.msforum.jp/
ム

日本MRS


年月
8 ～11
COMPSAFE2020 (第 3 回安心・安全・環境に関する計算理工学国際会議)(神戸)

17～19

締切

日本 XAFS 研究会 TEL 075
7536850
yamamoto.kentaro.4e＠kyotou.ac.jp
http://www.moleng.kyotou.ac.jp/～
moleng_04/event/jxafs22/


年
月
27～11.1
The 13th Pacific Rim Conference of Ceramic Societies(PACRIM13)(沖縄)

20～25

問合先

日本金属学会春期講演大会(東京工業大学大岡山
キャンパス)(東京)

TEL 0452638538
info_mrm2019＠jmru.org
https://mrm2019.jmru.org

COMPSAFE2020 secretary＠compsafe2020.org
実行委員会
http://www.compsafe2020.org
日本金属学会TEL 0222233685 FAX 0222236312
annualm＠jim.or.jp

事務局より
 2019年度の会費お払込みのお忘れはありませんか．新年度が始まっておりますので今一度ご確認をお願いいたします．
本号会告(220頁)を致しました通り，2019年秋期講演大会からのセッションが変わります．こちらもご確認下さいますようお願いいたします．
2020年春賞の候補者推薦募集を行っております．沢山のご推薦をお待ちしております．

ま て り あ 第巻 第号（） 発行日
発行所



2019年 4 月 1 日

公益社団法人日本金属学会〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432
TEL 0222233685 FAX 0222236312

発印
発

定価(本体,円＋税)送料円
年間機関購読料金,円(税・送料込)
行 人 山村英明
刷 所 小宮山印刷工業株式会社
売 所 丸善雄松堂株式会社〒1600002 東京都新宿区四谷坂町 1010

本 会 記 事

ã

1

ã

2

2019年 4 月 1 日発行「まてりあ」