NACHITECHNICALREPORT
Materials

14A1

Vol.

October/2007■ 寄稿・論文・報文・解説
近未来技術展望「高強度鋼の超高サイクル疲労に関する研究動向」
マテリアル事業
機械工具
ロボット
機能部品

Research Trends of Very High Cycle Fatigue
in High Strength Steels〈キーワード〉超高サイクル疲労・高強度鋼・介在物・内部き裂・GBF・破壊モードの遷移富山大学大学院理工学研究部
教授

塩澤 和章

Kazuaki Shiozawa

近未来技術展望「高強度鋼の超高サイクル疲労に関する研究動向」

要1.はじめに旨

地球環境の持続的発展の立場から、機械・構造

産業革命期に始まる金属材料の疲労に関する物の省資源化、省エネルギー化、軽量化などが要請

体系的な研究は、170年余りを経過した今日においされてきている。このような状況下において、過酷環ても活発な研究が行なわれてきている。それは、持境下で長期使用される機械および機械要素の高続可能な地球環境の発展の立場から要求される機

機能化、高効率化、信頼性向上のために、工業用

械・構造物の省資源化、省エネルギー化、軽量化な材料の技術革新が求められてきている。

ど時代の要請に対応して様々な技術開発が行なわ

7

近年、10 回を越える領域における材料の疲労強れ、それに伴う新しい問題点と技術的課題が提起さ

度特性、すなわち超高サイクル疲労に関する現象

れてきているためである。その中で、高機能性を有が注目されている。

する材料の開発とそれの機器設計への適切な適※1※2

本稿では、高強度鋼の超高サイクル疲労のS-N
特性と内部破壊の機構について概説する。

用は高度技術を支え、安全性と信頼性を保障した
高度福祉社会の構築に対して欠くことのできない
基礎的技術課題である。

Abstract
From the viewpoint of the sustainable development in global environment, there have been
demands for machines and structures to pay
such attentions as energy conservation, resource conservation and weight reduction.
Under this situation, a requirement of technological innovation for engineering materials isincreasing in order to improve high function,
efficiency and reliability for machines and components under a long-term employment in a severe service condition.
In recent years, an increasing interest has
been given to the fatigue behavior of materials
7in the region up to 10 cycles, so-called VeryHigh Cycle Fatigue.
This paper is summarized the S-N characteristics of high strength steels in very high cycle
fatigue regime and discussed the mechanismof internal fatigue fracture.

1

近年、金属材料の疲労において「超高サイクル※3※4「ギガサイクル疲労」、「超長寿命域の疲労」
疲労」、などの名称で呼ばれる新しい現象が提起されて、活発な研究が展開され、この現象に焦点を当てた国
1）

際会議も開催されてきている 。
この問題の発端は、設計寿命を越えた使用機器の増加とその機器の安全性を保障した長期有効利用の要求であり、一方において高強度材料の開発と過酷な環境条件での使用の可能性の追求によるものである。
本稿では、高強度鋼に現れる超高サイクル疲労の特徴と研究の到達点について、著者らの研究を中心に概説することにする。

2.超高サイクル疲労とは
1）超高サイクル疲労のS-N曲線（高炭素クロム軸受鋼SUJ2のS-N特性）
3,4）

通常の鉄鋼材料の疲労試験から得られるS-N曲
56

図2は高炭素クロム軸受鋼SUJ2のS-N曲線である 。
5

線は、10 〜10 回程度の繰返しにおいて疲労限度

表面破壊型のS-N曲線には10 回程度以降に疲労が現れ、その応力振幅以下においては疲労破壊を限度が認められるが、10 回以降で内部破壊型の破生じないことになる。この疲労限度を用いて機器の壊機構によって再びS-N曲線が低下する。この内安全寿命設計が行なわれる。

部破壊型のS-N曲線は表面破壊型の疲労限度を

7

はさむ応力振幅域で認められ、二段折れ曲り現象（低合金鋼SNCM439のS-N特性）とは異なったものとなる。これを二重S-N曲線と呼び、

図1は低合金鋼SNCM439の片持ち回転曲げ疲と内部破壊型のS-N曲
表面破壊型のS-N曲線［C］2）

労試験から得られたS-N曲線である 。図には焼入れ線［D］からなる二本のS-N曲線の存在が示唆される。

処理後4種類の温度における焼もどし処理を行なった

両破壊型の出現は疲労き裂の発生と進展の容易さ、結果を示している。高温で焼もどしを行なった低強度・すなわち競合によるものであり、材料の微視的組織、低硬度の材料では明瞭な疲労限度が現れる。一方、材料表面の性状、試験環境、残留応力など様々な

低温で焼もどした高強度・高硬度材料では、高応力要因によって変化する。

振幅・短寿命域において試験片表面を疲労き裂発
生起点とする疲労破壊（表面破壊型［A］）から、低応（高速度工具鋼SKH51のS-N特性）

力振幅・長寿命域における試験片内部を疲労き裂発

図３は高速度工具鋼SKH51のS-N曲線である 。

に遷移し、生起点とする疲労破壊（内部破壊型［B］）

試験片表面の性状、すなわち研削加工、エメリー紙

二段折れ曲がり現象を生ずるS-N曲線が現れる。

仕上げ、電解研磨によって表面破壊型のS-N曲線は

SNCM439

異なり、試験片表面の圧縮残留応力の低減によってCantilever-type rotating bending fatigue
In air［A］
Tempered at 433K（HV592）

また疲労
表面破壊型の疲労限度が明確に出現し、

1600
Stress amplitude σa, MPa

1400
1200
1000

400
200
103

図1

104

※5

イオン窒化処理（図3）を施して試料
ング・FPB（図２）、

800

表面の硬化および圧縮残留応力を付与すると、表面（HV360）773Ｋ
893K（HV321）

Crack initiation site
Open mark:Surface
Solid mark:Interior→ Not broken

限度が低下する。同時に、内部破壊型の出現は長寿命側に移行する。試験片表面に微粒子ショットピーニ［B］
573K（ＨＶ477）

600

5,6）

破壊型は現れず内部破壊型のみが生ずるようになる。
この結果、高応力振幅域においては疲労寿命の向

105

106

107

108

109

Number of cycles to failure Nf, cycles

焼もどし温度の異なる低合金鋼SNCM439のS-N曲線2）上が得られるが、内部破壊型の生ずる低応力振幅域
では表面改質による疲労寿命の向上は期待できない。

SUJ2
Grinding
FPB

［C］
［D］

1600

Crack initiation site
Open mark:Surface
Solid mark:Interior

1400
1200

In air
f=52.5Hz
Cantilever-type rotating bending fatigue

1000
800
103

図2

104

105

106

107

108

Number of cycles to failure Nf, cycles

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Tempered at823K-843K
Grinding
Emery-polishing
Electro-polishing
NitridingOpen mark:Surface
Solid mark:Interior

1400
1200
1000
800

In airf=3150rpm
Cantilever-type rotating bending fatigue

600
103

109

高炭素クロム軸受鋼SUJ2のS-N曲線3,4）

NACHI TECHNICAL REPORTStress amplitude σa, MPa

Stress amplitude σa, MPa

1800

SKH51

1600

図3

104

105

106

107

108

Number of cycles to failure Nf, cycles

109

表面処理状態の異なる高速度工具鋼SKH51のS-N曲線5,6）2

近未来技術展望「高強度鋼の超高サイクル疲労に関する研究動向」

2）超高サイクル疲労の破面
S-N曲線に現れた表面破壊型のき裂発生は表面

Bright Facet）と命名している。同様な領域は金属近傍の結晶のすべりまたは非金属介在物を起点と顕微鏡観察では黒く見えることからODA（Optically

する通常の破壊形態である。一方、内部破壊型のまた、FGA（Fine Granular Area）
Dark Area） 、き裂発生起点は試験片内部の非金属介在物である。

8）

図４に内部き裂発生起点近傍のSEM観察結果をて呼び方が異なっており、現時点では統一した呼び示す。

方は無い。これらGBF領域は10 回以上の疲労によっ

※6

7）

9）

、RSA（Rough Surface Area） など研究者によっ
6

※7

6

介在物を起点としてその周囲にフィッシュアイが形て破壊した破面に観察される。一方、10 回以前の成されている。介在物周囲を詳細に観察すると、白短寿命域で内部破壊した試験片にはGBF領域は（図
く輝いた粒状で凹凸の激しい領域が認められる（b））
ことから、GBF領域の形成
形成されない（図４４（ a ））。この 領 域を著 者らはG B F（ G r a n u l a r

は超高サイクル疲労の大きな特徴である。

※8

フィッシュアイ

④
B
GBF領域

①
50μm

③

②
20μm

A
（a）GBF領域を有する破面 σa＝950MPa,Nf＝6.3×108

④
B

③
①

40μm

20μm
（b）GBF領域の無い破面 σa＝1,600MPa,Nf＝3.7×105

図4

3

内部き裂発生型破面のSEM観察〔SUJ2 鋼〕③
A3）破壊起点の破壊力学的検討（GBF領域を形成してき裂が進展）

破壊起点となった非金属介在物は、鋼種によっ

GBF領域の大きさは応力振幅によって異なるが、

などで、
その大きさ
て異なるがTiC、TiN、Al2O3、VC、介在物寸法の２〜６倍程度である。図より、 K GBF

は5〜35μm程度である。介在物の大きさ areaincをはいずれも K th 以上の値となっており、長期間の微小欠陥として、式（1）および（2）から求めた応力

繰り返しによって介在物周囲にGBF領域を形成しK incと破壊繰返し数N f の関係をた後にき裂が進展して疲労破壊することが理解でき※9拡大係数範囲る。すなわち、低応力振幅域の疲労では介在物から

図5に示す。

直接き裂が発生・進展できないが、GBF領域を形成
表面き裂発生型

することによって可能となる。従って、どのような機Kinc,s＝0.65

構によってGBF領域が形成されるかは興味ある課題

σa π areainc,s （1）であり、またこの形成機構の解明が超高サイクル疲
内部き裂発生型

σa π areainc,iKinc,i＝0.5

労解明の鍵となる。
（2）

なお、GBF領域の形成開始は疲労寿命の５〜１０％程度であり、全寿命の９０％以上がGBF領域の形成

表面介在物およびGBFを形成しない内部介在10）に費やされていることが実験的に明らかにされている 。

４MPa√
m以上の値を物の応力拡大係数範囲は、

mは表面き裂の下限界応力拡大係数範囲
MPa√3）

K thとほぼ同様の値である 。従って、内部介在物からのき裂発生・進展はK th以下では不可能であり、疲労限度が現れるはずである。
図中には介在物周囲に形成されたGBF領域のと同様にして求めた応力大きさ areaGBF から式（２）拡大係数範囲

KGBFを併記した。

⊿Kinc and ⊿KGBF, MPam 以 下 の値となっている。 K ＝４
れは４M P a √m

示すのに対して、GBFを形成する内部介在物のそ

SKH51

8
7
6

⊿Kth for surface crack

5
4
3

2
103

Grinding
Emery-polishing
Electro-polishing
NitridingOpen mark:⊿Kinc
Solid mark:⊿KGBF｜mark:Surface inclusion

104

105

106

107

108

Number of cycles to failure Nf, cycles

109

図5 き裂発生起点の応力拡大係数範囲と疲労寿命の関係〔SKH51 鋼〕

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4

近未来技術展望「高強度鋼の超高サイクル疲労に関する研究動向」

3.GBF領域の特徴
前述したように、疲労破壊の起点となった介在物れる。一方、GBF領域を形成しない破面の介在物

周囲に形成されるGBF領域は超高サイクル疲労にとっ周囲はフィッシュアイ内部と同程度の粗さとなっている。

GBF領域の特徴を述べ、て重要な因子であることから、

SPM（走査型プローブ顕微鏡）によるGBF領域

11-13）。

その形成機構を明らかにすることにするの観察結果を図７（a）に鳥瞰図として示す。粒状の凹凸が明瞭に観察される。

（特徴１−粗さが大きい）

また、同図（b）は供試材の微視的組織観察結果

図６は破面の粗さ測定結果の一例である。同図（a）

であり、供試材の表面を電解エッチングによって基材はGBF領域を形成した破面、図（b）はGBF領域を部を溶解して炭化物を残す処理を行なったものである。

形成しない破面の介在物近傍の粗さプロファイルで

図より、球状の微細炭化物の分布が観察され、ある。図より、GBF領域の粗さはその外側領域（フィッGBF領域の粒状の凸部と類似の様相が認められる。

シュアイ内部）に比較して２〜３倍大きいことが認めら
GBF領域

拡大

①

②

③

④

②

Rmax=0.462μm

10μm

1μm

A

Rmax=1.008μm

B

1μm

5μm

（a）GBF領域を有する破面
③

①

A

③

（拡大）

④

20μm

1μm

B

①非金属介在物②ＧＢＦ領域③フィッシュアイ領域④フィッシュアイ外側領域（b）GBF領域の無い破面

図6

破面粗さ測定結果〔図4の線A-Bに沿う測定〕

SEM観察

μm
5μm

μm
（a）GBF領域

5μm

μm
SEM観察

（b）供試材の組織

図7

SUJ2 鋼のGBF領域および供試材組織の走査型プローブ顕微鏡（SPM）観察結果〔対応するSEM観察結果を併記し、対応部を矢印で示す〕
5

μm

12

（特徴２−粗さは炭化物の大きさと同程度）

Number of particles

10

GBF N=90
Specimen N=62864

上記のSPM観察結果を基に、GBF領域の凸部

2（面積）および組織中の炭化物の大きさ
（面
の大きさ

0

積）
を求めて、
その分布状態をヒストグラムとして表0

0.2 0.4 0.6 0.8

図8

わした結果を図８に示す。
両大きさの分布は良く対応しており、凸部の大きさ察される。
図９は微細炭化物の平均直径とGBF領域の粗さ
R maxの関係であり、数鋼種の結果をまとめたものである。両者の間には線形関係が認められ、炭化物

Surface roughness Rmax, μm

る粒状の凸部は組織中の微細炭化物であることが推2

2.2 2.4

GBF領域の凸部および供試材組織中の微細炭化物の大きさ分布〔SKH51 鋼〕

1.2

DURO-F3

Rmax

1

HAP40
SKH51

SKD61

0.6

Rmax

0.4

SCM435
SNCM4390.2

Rmax=dc0

図9

DURO-SP

SUJ2
Carbide particle:Small

0.8の大きな鋼種ほど粗さが大きくなる傾向を示す。

（特徴３−高濃度の炭素が検出）

1.2 1.4 1.6 1.8 2

1.4の平均値は1.10μm、炭化物のそれは1.13μmであって両者はほぼ等しい。従って、GBF領域に観察され

1

Area of particle,μm

0.2

0.4

Carbide particle:Large

0.6

0.8

1

Average diameter of carbide dc, μm

1.2

GBF領域の最大粗さと炭化物の平均直径との関係※10

図10はEPMAによる介在物周囲の炭素（C）分析を行なった結果である。同図（a）はGBF領域を有する破面のGBF結果であり、GBF領域には高濃度の炭素が検出される。
一方、図（b）はGBF領域の形成されない破面の分析結果であるが、介在物周囲は均一な炭素が検SEM出されており、GBF領域とは著しく異なっている。

10μm

C

（a）GBF領域を有する破面

供試材表面を前述した電解エッチングした場合、それを施さない場合に比べて明らかに高濃度の炭素が検出された。GBF領域の凹凸が組織中の微細炭化物のはく離によって生ずるものと考えると、破面上に残された炭化物によって高濃度の炭素が検出されることになる。

SEM

30μm

C

（b）GBF領域の無い破面

図10

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内部破壊の起点となった介在物周囲のEPMAによる
炭素濃度分析結果
〔（a）はTiC系介在物、（b）はAl2O3系介在物〕
6

近未来技術展望「高強度鋼の超高サイクル疲労に関する研究動向」

4.FRASTA法による

GBF領域形成のシミュレーション※11

FRASTA(Fracture Surface Topographic Analysis)法

るGBF領域以降では、介在物を中心にして同心円

は、破面凹凸の３次元情報（トポグラフィー）
をコンピュー状に白色部が大きくなっている。一方、GBF領域をターにとり込み、両破面を重ねあわせることによって形成しない試験片のFAPPでは、白色部（き裂）はその後両破面を試験片の破壊前の状態を形成し、介在物を起点として同心円状に連続的に形成され、引離し処理を行なうことによって破壊過程の再現（シ

離散的な白色部は認められていない（図（b）参照）。

ミュレーション）を行なうものである。
この方法は、破面の垂直方向から観察する破断の結果を図１２に示す。図中の薄墨色部分は両破面透視図（FAPP, Fracture Area Projection Plots）

面の重ねあわせの際に生じた破面の重なりであり、と試 料 側 面から観 察 する横 断 面 投 影 図（ X S P ,き裂先端部に生じた塑性変形量に対応する。図（a）

Cross Sectional Plots）によって試料内部の破壊

より、GBF領域に対応する領域では介在物から離14,15）の様子を観察することができる。

れた位置に白色部（き裂）が現れ、疲労の進行に伴っ

図11はFRASTA法によって求めたFAPP（破断て成長・連結している様子が認められる。一方図（b）

面透視図）の一例である。図中の黒色部分は未破より、GBF領域を形成しない試験片のXSPでは介断部を白色部分は破断部、すなわちき裂を表わし

在物から直接き裂が発生・進展する様子が観察され、ている。また、図中の数値は両破面の引離し距離で前 者 の結 果とは明らかに異なっている。以 上 のあり、疲労の進行過程に対応する。図（a）のGBF領

FRASTAの結果から、GBF領域の特徴として離散的域を形成する試験片の結果より、疲労の初期段階

な微小き裂が発生し、それらの進展と合体を生ずるこにおいて、介在物周囲に微細な複数の白色部（微とがあげられる。

小き裂）が現れ、疲労の進行に伴ってこの白色部
また大きさが大きくなって隣接部との数が増 加し、連結する様子が認められる。SEM観察で認められ

7

同様に、FRASTA法で求めたXSP（横断面投影図）

解析領域のSEM像

解析領域のSEM像

10μm

20μm
※12

（1）0μmInclusion（2）0.121μm（1）0μm（2）0.126μm

Inclusion

GBF
20μm

10μm
（4）0.363μm（3）0.242μm（5）0.484μm（5）0.504μm（6）0.605μm（a）介在物周囲にGBF領域を形成する場合（4）0.378μm（3）0.252μm（6）0.632μm（b）介在物周囲にGBF領域を形成しない場合

図11 FRASTA法によるコンピューター・シミュレーションから得た破断面透視図（FAPP）の一例〔図中の白色部分が破面（き裂）を示し、疲労の進展による破壊の進展過程を示している〕
Inclusion

Fish-eye（2）0.073μm
1μm（1）0μmFish-eye
1μm

Inclusion GBF

20μm（1）0μm10μm（2）0.162μm（4）0.219μm（3）0.146μm（5）0.569μm（3）0.324μm（4）0.486μm（5）0.648μm（6）0.810μm（6）0.734μm（a）介在物周囲にGBF領域を形成する場合（b）介在物周囲にGBF領域を形成しない場合

図12 FRASTA法によって得られた横断面投影図（XSP）の一例〔図中の白色部がき裂であり、疲労過程中のき裂進展の様子を再現したもの。図11 SEM像中の白線に沿う断面での解析結果〕

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8

近未来技術展望「高強度鋼の超高サイクル疲労に関する研究動向」

5.GBF領域形成のメカニズム
以上の実験的観察およびコンピューター・シミュレー

以上の結果、破面のGBF領域には炭化物のはくション結果を総合して、介在物周囲に形成される離によって残留した炭化物と炭化物の抜けた孔が

GBF領域の形成メカニズムとして「微細炭化物のまた高濃存在して、凹凸の大きな粗い破面となり、11-13）

離散はく離説」を提案している。このモデルを（図（d）参照）。
度の炭素が検出されることになる
GBF領域の形成機構としては本モデル以外に、

図１３に示す。
まず、応力の繰り返しによって介在物近傍に存在

介在物近傍にトラップされた水素と応力繰返しの効する微細炭化物が基材からはく離して多数の微小果による材料のぜい化に起因するとする説 、介在き裂が形成される（Step I）。これらの微小き裂は疲

物周辺の組織の微細化とそれによる空隙の形成に

また新たなはく離
労の進行に伴って除々に進展し、起因するとする説 が提案されており、活発な研究による微小き裂が発生し、隣接の微小き裂と連結・が展開されている。

7）

16）

合体する
（Step II）。このき裂発生・進展・連結の繰返しによって、通常のき裂として進展可能な大きさ
のき裂（GBF領域）に成長した後は試料の微視的組織（炭化物を含む）に影響されることなく連続的で直線的なき裂進展を生ずる（Step III）。

②

③

①

②

③
Stress axis①（a）Step I①③Fish-eye（フィッシュアイ）（b）Step II③②①Inclusion（介在物）
②GBF

①

②

③

Inclusion（介在物）
Prior austenitic grain（旧オーステナイト粒）
Spherical carbide（球状炭化物）
Crack（き裂）（c）Step III（d）破面側面図

図13 GBF領域形成モデル「微細炭化物の離散はく離説」の模式図

9

6.疲労き裂進展と疲労寿命評価
材料内部のき裂進展挙動を直接観察することは

SUJ2

10-7

現時点では不可能であり、内部き裂進展挙動に基Rotary bending fatigue
Surface crack（Experimental）
mS=4.05
CS=2.13×10-13

10-8

しかし、得られた
づく疲労寿命評価は困難である。
17）

Crack propagation rate da/dN, m/cycle

S-N曲線からき裂進展挙動を推定する試みがある 。
超高サイクル域の内部き裂発生型破壊の疲労寿命
N fは介在物からのき裂発生寿命N i、GBF領域形成
フィッシュアイ領域形成寿命N Fおよび表寿命N GBF、
面き裂進展寿命N Sから成り、N f=Ni＋N GBF＋N F＋
NSと表わせる。
前述したように、GBF領域の形成期間は疲労寿
ここではN f ＝N GBF
命の９０％以上を占めることから、※13と考えて検討する。き裂進展速度は式（３）のパリス

10-9
10-10
10-11
10-12
10-13

Internal crack
mG=15.2
CG=1.48×10-21

10-14則に従うと仮 定し、介 在 物の大きさ a r e a i n c から
10-15

GBFの大きさ area GBF までのき裂進展寿命N GBF

Kth, surface

は式（４）で与えられる。

10-16
1

ここで、 area GBF は a r e a i n c に比べて十分大きいと仮定すると、式（４）は式（５）で書き換えられる。

（

m

（3）

K）

m

G
Kinc）（NGBF
areainc

（4）

）＝

2
1
1−
（ areaGBF / areainc（m） G−2）/2CG（mG−2）（

mG

Kinc）（

図14

NGBF

2
）＝
areainc （mG−2）CG（5）

ここで、m G 及びC GはGBF領域のき裂進展に対
また、 K incはする式（3）の指数および係数であり、

m G 及びC Gの具体的な値を求めることができる。得
られた結果の一例として、SUJ2鋼のき裂進展速度
da／dNと Kの関係を図14に示す。図中の薄墨領域は表面き裂の実験結果である。GBF領域のき20

S-N曲線を基に求めたSUJ2 鋼の内部き裂進展速度と応力拡大係数範囲の関係

SUJ2
Crack initiation site
Surface (slip)
Internal (inclusion)

1600

8μm
4μm

1400

6μm

1200

1000

初期応力拡大係数範囲である。S-N曲線を基に、Nf／ a r e a i n c と K inc の関係を求めることによって

10

1800

Stress amplitude σa, MPa

da
＝C（
dN

5
K, MPa√m

60μm
40μm
20μm
Slip size:10μm

10μm√areainc:12μm

Cantilever-type rotating bending fatigue
800
103

104
105
106
107
108
Number of cycles to failure Nf, cycles

109から推定したSUJ2 鋼の
図15 き裂進展速度（図14）
S-N 曲線と実験値との比較〔表面き裂発生型破壊（黒線）はステージIき裂の大きさ、
内部き裂発生型破壊（赤線）は介在物の大きさから推定〕

裂は極めて低速で進展することが理解できる。これらのき裂進展速度を基に、式（5）から疲労寿命を推定した結果を図15の直線で示す。推定したS-N曲
線は介在物寸法に依存し、介在物が小さい程疲労
また実験結果との強度は向上することが理解でき、対応も良好である。
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10

7.おわりに近年注目されている超高サイクル疲労に関する研究の一端を紹介した。

それに対応した材
破壊のメカニズムを明確にして、料の組織制御を行なうことが重要である。

超高サイクル域で生ずる内部破壊は高強度鋼に本稿が、材料開発や機器の開発設計に携わる技

限らずチタン合金、マグネシウム合金、鋳造アルミニ

術者・研究者の方々にいささかなりともお役に立てウム合金などでも生ずることが報告されており、材料

ば望外の喜びである。最後に、本拙稿執筆の機会によってその特徴と機構は異なるようである。信頼を与えて頂いた各位に謝意を表わします。

性の高い高強度・高機能性材料の開発に対して、用語解説※8 GBF（Granular Bright Facet）※1 超高サイクル疲労
107回以上の繰返し負荷によって疲労破断する現象の総称であり、
ギガサ
イクル疲労あるいは超長寿命域の疲労とも呼ばれる。なお、104回までに破断する場合を低サイクル疲労、104〜107回の間で破断する場合を高サ
イクル疲労と呼び、破断繰返し数の領域で区別する。

※2 S−N特性、S−N曲線
材料に繰返し荷重が負荷されたときの材料の疲労特性を調べる試験で、と疲労破断する繰返し数（横軸、対数目
繰返し荷重の応力レベル（縦軸）盛）の関係を図示して得られる曲線であり、通常右下がりの曲線となる。

※3 ギガサイクル疲労

高強度・高硬度鋼の疲労において10 6回を超える寿命域で内部疲労破
壊した破面を走査型電子顕微鏡で観察すると、介在物近傍に白く輝いた粒状の領域が観察され、この領域をGBF（Granular Bright Facet）と呼ぶ。

※9 応力拡大係数き裂を持つ構造物に外力が作用すると、
き裂のまわりには大きな応力集中が生じ、材料の降伏応力や引張強さよりずっと小さな応力で破壊することがある。このとき、き裂のまわりの力学的状態を表すパラメータとして応力拡大係数が用いられる。

※10 EPMA（Electron Probe Micro-Analysis）

超高サイクル疲労と同義語として用いられることが多い。
「ギガ」は109を意味し、109回程度の繰返し数で疲労破断する現象。

Ｘ線マイクロアナライザは電子線を試料に照射し、ミクロン領域の元素分析や二次電子像観察が可能な装置。

※11 FRASTA(Fracture Surface Topographic Analysis)法※4 超長寿命域の疲労
超高サイクル疲労と同義語として用いられることが多い。107回程度以上の繰返し数で疲労破断する現象。

※5 微粒子ショットピーニング（FPB）
金属成品の表面に、目的に応じた材質の微粒子を圧縮性の気体に混合して高速衝突させるという表面改質技術。ファイン・パーティクル・ボンバー
ドメント
（ＦＰＢ）
とも呼ばれる。

※6 SEM観察
走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope）によって電子ビームを対象物に照射し、通常は二次電子像を観察するものであり、金属顕微鏡に比べて高倍率の観察が可能である。

※7 フィッシュアイ領域
疲労破面を電子顕微鏡で観察すると、介在物を中心として疲労き裂が進展した跡が観察される。この模様は、魚の目玉に似ていることからフィッシ
ュアイと呼ばれている。

米国SRI Internationalで開発された破面トポグラフィー解析法。破面の三次元凹凸情報をSEMや走査型レーザー顕微鏡などでコンピュータにとり込み、破面の重ね合せ処理によって破壊前の状態を再現し、その後破面間を引き離すことによって破壊過程・履歴をコンピュータによって連続的にシミュレーションする技法。

※12 Inclusion
介在物のこと。

※13 パリス則
疲労き裂進展速度da／dNと応力拡大係数範囲ΔKの関係を両対数グラ
フ上にプロットすると、一般にほぼ直線とみなせる領域が現れる。この現象
はP.C.Paris（米国、1931年〜）によって初めて見出されたことから、両者の関係を表す式da／dN=C(ΔK)mをパリス則という。C,mは材料定数。

参考文献
9）Y.Ochi、T.Matsumura、K.Masaki and S.Yoshida：Fatigue
Fract. Eng. Mater. Struct.、25-8/9（2002）、pp.823-830。

1）超高サイクル疲労に関する国際会議は、 Fatigue Life in the
Gigacycle Regime （1998年6月、パリ・フランス）、 Fatigue in the
Very High Cycle Regime （2001年7月、ウイーン・オーストリア）、The third International Conference of Very High Cycle Fatigue（VHCF-3）（2004年9月、京都/草津）、 The fourth International
Conference of Very High Cycle Fatigue（VHCF-4）（2007年8月、アンアーバー・米国）で開催されてきている。

10）魯 連涛、塩澤和章：日本機械学会論文集、Ａ編、68-675（2002）、
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2）K.Shiozawa、S.Nishino、N.Shibata and Y.Maruyama、in
VHCF-3、Soc. Mater. Sci.、Jpn（2004）、pp.609-616。

12）塩澤和章、森井祐一、西野精一：日本機械学会論文集、70-691（2004）、pp.495-503。

3）塩澤和章、魯 連涛、石原外美：材料、48-10（1999）、pp.1095-1100。

13）K.Shiozawa、Y.Morii、S.Nishino and L. Lu：Inter. Jour. of
Fatigue、28-11（2006）、pp.1521-1532。

11）塩澤和章、森井祐一、西野精一、魯pp.1311-1317。

4）魯 連涛、塩澤和章：日本機械学会論文集、A編、67-662（2001）、
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連涛：材料、52-11（2003）、

14）T.Kobayashi and D. A. Shockey：Ad. Mater. & Processes、
140-5（1991）、pp.28-34。

5）魯 連涛、塩澤和章、森井祐一：日本機械学会論文集、A編、69679（2003）、pp.662-670。

15）塩澤和章：検査技術（日本工業出版）、9-7(2004)、pp.10-17。

6）魯 連涛、塩澤和章：日本機械学会論文集、A編、69-684（2003）、
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16）T.Sakai、H.Harada and N.Oguma：Proc. ECF-16（2006）、
CD-ROM。

7）Y.Murakami、T.Nomoto and T.Ueda：Fatigue Fract. Eng.
Mater. Struct.、22-7(1999)、pp. 581-590。

17）K.Tanaka and Y.Akiniwa：Fatigue Fract. Eng. Mater.
Struct., 25-8/9(2002), pp.775-784。

8）酒井達雄、武田光弘 他４名：日本機械学会論文集、A編、67-663（2001）、pp.1805-1812。

NACHI TECHNICAL REPORT

Vol.14A1

October / 2007

〈発行〉 2007年10月20日
株式会社 不二越 開発本部 開発企画部
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