〈一般研究課題〉 単純固溶化処理による歯科用低カラット合金の特異強化機構発現とその応用
助 成 研 究 者

名城大学

赤堀

俊和

単純固溶化処理による歯科用低カラット合金の特異強化機構発現とその応用
赤堀 俊和（名城大学）Development of Unique Strengthening Mechanism and
Its Application of Dental Low Carat Alloy Subjected
to Simple Solidification Treatment
Toshikazu Akahori(Meijo University)

Abstract：
The purpose in this study is to investigate the effect of microstructure on the unique hardening
behavior of dental silver alloy, Ag-20Pd-14.5Cu-12Au (mass%), fabricated by

hot rolling process(AS material), which is in as-received condition, and liquid rapid solidification (LRS) process (LRSmaterial). The following results were obtained.
The microstructure of AS material is consisted of α1 , α, and β phases. The microstructure of
AS material changes to α, β, and β’phases through a solution treatment (ST). The microstructureof LRS material is consisted of α, α1 , and α2 phases without β phase. The microstructure of LRS
material becomes single α phase through ST. Relatively large β phases with the diameter of tensof µm on AS material coarsen according to increasing the ST time, while the small those with thediameter of a few µm are solid-soluted into the matrix. On the other hand, the coherent
participation of β’phases with long and short axes of around 100 nm and 10 nm, respectively, also
occurs during ST although the amount of β’phase decreases with increasing the ST time. The
hardness and tensile strength of LRS material and LRS material subjected to ST are relatively
smaller than those of AS material and AS material subjected to the same treatment. From this－ 43 －

results, the effect of solid solution hardening of α, α1, and α2 phases is lower than that of precipitation
hardening of β’phases. In a case of the unique hardening seems to occur because the precipitationof β’phases are enhanced during ST.
1. はじめに
現在、歯科用銀合金は、インレー、クラウンおよびクラスプ等の歯科補綴修復用材料として広く使用されている。中でもAg-20mass%Pd-14.5mass%Cu-12mass%Au合金は時効硬化型のセミプレ
シャス合金 1,2)であるが、近年、溶体化温度を1123 K程度まで上昇させると、機械的強度が急激に上昇する特異強化挙動が報告されている 3)。この理由として、溶体化処理による固溶強化メカニズム 3)および溶体化処理後の冷却過程において、準安定L10 型規則相の析出による析出強化メカニズム 4)がそれぞれ報告されている。このように、本合金は特異強化挙動を示すことが知られているが、その強化メカニズムに関しては未だ不明な点が多いのが現状である。また、種々の温度で溶体化処理を施した市販の本合金では、母相であるα相および金属間化合物であるβ相が複雑に混在したミクロ組織を呈しており、機械的強度に及ぼす各相の影響に関する研究は、系統的に行われていないのが現状である。そのため、本合金の強化メカニズムに関する固溶強化あるいは析出強化の各影響を詳細に解明するためには、液体急冷凝固法等を用い、本合金中に析出するβ相を強制固溶させた
α単相のミクロ組織とし、その後の熱処理等で構成相を系統的に変化させることが必要と考えられる。
そこで、本研究では、液体急冷凝固法にて作製したAg-20mass%Pd-14.5mass%Cu-12mass%Au
合金および比較材として市販の同合金圧延材を用い、溶体化処理によるミクロ組織および機械的強度の変化を系統的に調査・検討した。
2. 実験方法
2.1供試材、試験片および熱処理
供試材には、市販の歯科用銀合金（石福金属興業製キンパラS-12、Au : 12.0, Pd : 20.0, Ag :51.0, Cu : 14.5, Zn : 2.0, other : 0.5（mass%））熱間圧延材（l: 132 mm× w: 52 mm×t: 2.0 mm）の受入まま材を用いた。
先ず、受入まま材より、板状平滑引張り試験片を機械加工により圧延方向と試験片長さ方向とが一致するように作製した。
一方、受入まま材中のβ相を強制固溶させることを目的とし、液体急冷凝固装置にて、受け入れ
まま材の鋳造を行った。この場合、機械加工にて短冊状（l：15 mm×w：7.5 mm×t：2.0 mm）にした同材を液体急冷凝固装置内の直立型石英管に挿入し、真空中（5.0×10 -3 Pa）にて、電磁誘導加熱により同材を溶融させた後、3s保持し銅鋳型へ鋳造することで、成形した。受入まま材および液体
急冷凝固法により作製した同試料（以後、ASおよびLRSと表記）につき、0.1 Paの真空中で1123 Kにて3.6、7.2、14.4および28.8 ks保持後水冷の溶体化処理を施した。以後、これらの溶体化処理を施したASおよび LRSを溶体化温度および時間を用いSTAS/3.6ks、STAS/7.2ks、STAS /14.4ks、STAS/28.8ks、
STLRS/3.6ks、STLRS/7.2ks、STLRS/14.4ksおよびSTLRS/28.8ksと表記する。

－ 44 －

この場合、ASおよびLRSならびに後熱処理を施した両試料の表面には、後述するミクロ組織評
価および機械的強度評価で用いるため、#1500までの耐水研磨紙による湿式研磨あるいは同研磨
後、アルミナ懸濁液によるバフ研磨を施し、鏡面仕上げとした。
2.2ミクロ組織評価
走査型電子顕微鏡（SEM）によるミクロ組織観察は、上述した各ASおよびLRSを用い、SEMの反射電子(BSE)像を撮影することにより行った。なお、各相の判別は、SEMに付属しているエネル
ギー分散型X線分析(EDX)装置を用いて面分析による元素マッピングにて行った。
透過型電子顕微鏡(TEM)によるミクロ組織観察は、各ASおよびLRSの掴み部からワイヤー放電加工により直径3.0 mmおよび厚さ1.0 mmの円盤状試料を切り出し、各円盤状試料表面に対して、#4000までのエメリー紙による湿式研磨を施し、その厚さを約0.05 mmに調整した。その後、同試料を、ディンプルグラインダーを用いて厚さ約 0.02 mmまで鏡面仕上げし、最終的にイオンミリ
ングにて中心部付近に数十～百µmの小穴を開け、TEM観察用の薄膜試料とした。TEM観察は、加速電圧200 kVにて行った。
X線回折装置（XRD）による構成相の同定は、上述の各ASおよびLRSを用い、強力X線回折装置を用いて行った。本測定では、管球にCuを用い、管電圧および管電流をそれぞれ40 kVおよび40mAとした。
2.3 機械的強度評価
ビッカース硬さ（HV）測定は、SEMで用いた各ASおよびLRSを用い、マイクロビッカース硬度計にて、押し込み荷重4.9 N（500 g）および保持時間15 sの条件で行った。また、各試料につき10箇所測定を行い、その平均値をその試料におけるHVとした。
3. 実験結果および考察
3.1 ミクロ組織
図1にASにおけるミクロ組織のBSE像およびEDX結果を示す。ミクロ組織で見られる白色の像
は母相の一つであるAg-richのα2 相である。灰色の像は他の母相であるCu-richのα1 相である。両相はfcc構造を呈することが報告されている 5)。一方、1 µm程度の黒色の微細な相および10 µm程度の比較的粗大な像は、PdCu系の金属間化合物であるβ相と考えられ、さらに細分化すると同相はβ1相(PdZn)あるいはβ”相(PdCuXZnX-1 )に属する金属間化合物と報告されている 6)。
図2にSTAS/3.6ks材におけるミクロ組織のBSE像およびEDX結果を示す。溶体化処理にて母相のα1相およびα2 相が固溶することで、同相はα相へ固溶していることが考えられるが、PdCu系の金属間化合物であるβ相が残存しており、2相混合相を呈している。図3に溶体化処理時間を変化させたSTAS/3.6ks、STAS/7.2ks、STAS /14.4ksおよびSTAS/28.8ksにおけるミクロ組織のBSE像を示す。この場合、溶体化処理を施すことで、ASで確認された数μm程度の微細なβ相が優先的にα相中に固溶することが分かるが、28.8 ksまでの長時間での溶体化処理を記した場合においても、粗大なβ相は消滅せず、逆にやや粗大化することがわかる。今回の溶体化温度である1123 Kは、本合金の固相点(公称値：1133 K)に近い。このことから、この粗大なβ相は安定な第2相として液相点付近まで存在していると考えられる。
図4にSTAS/3.6ksにおけるミクロ組織のTEM観察による明視野像（BF）、制限視野回折図形（SADP）－ 45 －

の像は母相の一つである Ag-rich の2 相である。
灰色の像は他の母相である Cu-rich の1 相である。
両相は fcc 構造を呈することが報告されている 5)。一方、1 m 程度の黒色の微細な相および 10 m程度の比較的粗大な像は、PdCu 系の金属間化合物である相と考えられ、さらに細分化すると同相
は1 相(PdZn)あるいは”相(PdCuXZnX-1)に属する金属間化合物と報告されている 6)。
BSE image㻌Ag mapping㻌

Pd mapping㻌Cu mapping㻌

Au mapping㻌Zn mapping㻌

図22に
にST
STAS/3.6ks
材におけるミクロ組織のBSE
BSE像および像およびEDX
EDX結果を示す。溶体化処理にて母相の結果を示す。溶体化処理にて母相の図
AS/3.6ks材におけるミクロ組織の相および22相が固溶することで、同相は相へ固溶していることが考えられるが、PdCu
相が固溶することで、同相は相へ固溶していることが考えられるが、PdCu 系の金系の金11相および
属間化合物である相が残存しており、2相混合相を呈している。図に溶体化処理時間を変化さ
属間化合物である相が残存しており、2に溶体化処理時間を変化さ
図 1 BSE image and results相混合相を呈している。図of EDX analysis on specimen33surfaceof AS
図 1㻌 BSE image and results of EDX analysis on specimen surface of AS. 㻌
BSEimage
image㻌㻌
Agmappingmapping㻌㻌Pdmappingmapping㻌㻌
BSE
Ag
Pd

3

Cumappingmapping㻌㻌Cu

Aumappingmapping㻌㻌
Au

Znmappingmapping㻌㻌
Zn

BSE
image
resultsof EDX
analysison specimen
surface
ST AS/
図図2㻌2BSE
BSE
image
andandresults
ofEDX
EDX
analysis
onspecimen
specimensurface
ofST
STof
図
2㻌
image
and
resultsofanalysisonsurfaceof..㻌㻌3 . 6 ks
AS/3.6ks
AS/3.6ks

図3

BSE image of (a) ST AS/ 3 . 6 ks (b) ST AS/ 7 . 2 ks(c) ST AS/ 14 . 4 ks and (d) ST AS/ 2 . 8 ks

せた
た ST
STAS/3.6ks、ST
STAS/7.2ks
、ST
STAS
およ
よび
び
せ
AS/3.6ks、AS/7.2ks、AS /14.4ks/14.4ks お
およびKey Diagram（KD）を示す。BFより、母STAS/28.8ks
におけるミクロ組織のBSE
BSE像を示す。
像を示す。
ST
AS/28.8ksにおけるミクロ組織の相のα相中に長軸:100 nmおよび短軸:数nm程度
この場合、溶体化処理を施すことで、Aで確認
で確認
この場合、溶体化処理を施すことで、Aの微細なラス状析出物の存在が確認できる。
された数m程度の微細な相が優先的に相中程度の微細な相が優先的に相中された数m
SADPよりL10 型のβ’相の析出物であることがに固溶することが分かるが、
28.8ksksまでの長時までの長時に固溶することが分かるが、28.8
確認できる。STAS/3.6ks において析出するβ’相間での溶体化処理を記した場合においても、粗間での溶体化処理を記した場合においても、粗は、固溶して過飽和になったCuが、焼き入れ
大な相は消滅せず、逆にやや粗大化すること大な相は消滅せず、逆にやや粗大化すること時にfcc母相中に格子整合性を有して微細に析がわかる。
今回の溶体化温度である1123
1123KKは、は、がわかる。
今回の溶体化温度である
出し、この場合、格子ミスマッチの大きいc軸本合金の固相点(公称値：1133 K)に近い。このK)に近い。この本合金の固相点(公称値：1133
方向には薄い析出物となると報告されている6)。
ことから、この粗大な相は安定な第 22 相とし相としことから、この粗大な相は安定な第図5にSTAS/28.8ksにおけるTEM観察によるBF、て液相点付近まで存在していると考えられる。
て液相点付近まで存在していると考えられる。
図 44 にに ST
STAS/3.6ks
におけるミクロ組織の TEM
TEM
図AS/3.6ksにおけるミクロ組織の－ 46 －
観察による明視野像（BF）、制限視野回折図形
観察による明視野像（BF）、制限視野回折図形（SADP）およびKey
KeyDiagram（KD）を示す。BF
Diagram（KD）を示す。BFより、母相の相中に長軸:100より、母相の相中に長軸:100 nm
nmおよび短軸:数および短軸:数（SADP）および

SADPお よびKDを 示 す。BFで は 母
るが、ST
AS/3.6ks と比較すると、回折ス
相 中 の 析 出 物 は 不 明 瞭 で あ る。
ポットが弱くなり散漫なストリーク傾
SADPよりSTAS/3.6ksと同様にL10 型の向が強くなっている。ストリークは薄β’相の析出物が存在していることがい板状な析出物および針状の析出物の分かるが、STAS/3.6ksと比較すると、回お場合に観察される。つまり、28.8ks
折スポットが弱くなり
散ks
漫と比べて
なスト
いては’相の析出物は、
3.6
リーク傾向が強くなっている。スト析出量が減少し、c軸方向に薄くなっ
リークは薄い板状な析出物および針ていると考えられる。
このことから、’相の析出物は、溶体化処理の初期段階
状の析出物の場合に観察される。つ図4

Results of TEM observation of ST AS/ 3 . 6 ks : (a) brightfield image, (b) diffraction pattern and (c) key diagram.
Beam direction is parallel to [ 100].

図5Results of TEM observation of ST AS/ 28 .8 ks : (a) brightfield image, (b) diffraction pattern and (c) key diagram.
Beam direction is parallel to [ 100].

図6

XRD profiles of(a) AS, (b) ST AS/ 3 . 6 ks, (c) ST AS/ 7 . 2 ks,(d) ST AS/ 14 . 4 ks, and (e) ST AS/ 28 . 8 ks.

において析出し、その後、Cuなどの拡まり、28.8ksおいてはβ’相の析出物
散・均一化によりその析出が抑制され、は、3.6 ksと比べて析出量が減少し、かつ減少すると考えられる。
c軸方向に薄くなっていると考えられ
図こ6に
ASとおよび溶体化処理時間をる。
のこか ら、β’相 の 析 出 物
変化させたSTAS/3.6ks 、STAS/7.2ks 、STAS
は、溶体化処理の初期段階において、STAS/28.8ks および STLRS/3.6ks におけ/14.4ks析出し、その後、Cuなどの拡散・均る
X 線回折結果を示す。AS では、1
一化によりその析出が抑制され、か相、
2 相および相の回折ピークが確つ減少すると考えられる。
認できる。溶体化処理を施した場合で図6にASおよび溶体化処理時間を変は、相および相の回折ピークのみが化させたSTAS/3.6ks、STAS/7.2ks、STAS /14.4ks、確認できる。一般的に、格子定数の小STAS/28.8ksおよびSTLRS/3.6ksにおけるX線
さい Cu を多く含む1 相と2 相が固溶
回折結果を示す。ASでは、α1 相、α2し、相へ変態したため、同相は2 相
相およびβ相の回折ピークが確認でに比べ高角度側へシフトする 7)。すな
きる。溶体化処理を施した場合では、
わち、受け入れまま材である AS のミα相およびβ相の回折ピークのみがクロ組織は、上述するように fcc 構造
確認できる。一般的に、格子定数のを呈する Cu-rich の1 相、Ag-rich の2
小さいCuを多く含むα1 相とα2 相が固相および PdCu 系の金属間化合物であ溶し、α相へ変態したため、同相はα2る相の 3 相から構成され、同材料に溶相に比べ高角度側へシフトする 7)。す体化処理を施した場合では、相および
なわち、受け入れまま材であるASの
PdCu 系の金属間化合物である相およ
ミクロ組織は、上述するようにfcc構
び L10 型規則相である準安定’相の 3
造 を 呈 す るCu-richのα1 相、Ag-rich
相から構成されると考えられる。
のα2 相およびPdCu系の金属間化合物
図 7 に LRS におけるミクロ組織のであるβ相の3相から構成され、同材BSE 像および EDX 結果を示す。LRS
料に溶体化処理を施した場合では、材は、比較的粗大なランダム網目構造
α相およびPdCu系の金属間化合物でを呈しており、初晶の相が成長し、そあるβ相およびL10 型規則相である準の界面において添加元素の濃度差を生
安定β’相の3相から構成されると考じることから、同界面には1 相およびえられる。

5－ 47 －

BSE image	 Ag mapping	 Pd mapping	 Cu mapping	 Au mapping	 Zn mapping	 図7

BSE image and results of EDX analysis on specimen surface of LRS.

図7 BSE image and results of EDX analysis on specimen surface of LRS.

2 相が存在していると考えられる。この
図7にLRSにおけるミクロ組織のBSE
場合、AS において観察された PdCu 系
像およびEDX結果を示す。LRS材は、比の粗大な相は確認することができない較的粗大なランダム網目構造を呈しておため、液体急冷凝固法により相の析出り、初晶のα相が成長し、その界面におが抑制されたと考えられる。図 8 に LRS
いて添加元素の濃度差を生じることかにおけるミクロ組織の TEM 観察によるら、同界面にはα
1 相およびα2 相が存在し
BF，SADP およびKD 示す。BF では、ていると考えられる。この場合、ASに
母相中に析出物は確認できず、SADP よ
図8

Results of TEM observation of LRS : (a) bright field
image, (b) diffraction pattern and (c) key diagram.
Beam direction is parallel to [ 100 ].

おいて観察されたPdCu系の粗大なβ相り fcc 構造の相のみであることがわかは確認することができないため、液体急る。
冷凝固法によりβ相の析出が抑制された
図 9 に STLRS/3.6ks におけるミクロ組織と考えられる。図8にLRSにおけるミクロ組織のTEM観察によるBF，SADPおよびKD示す。BFの BSE 像および EDX 結果を示す。ミクロ組織は、均一な組織を呈しており、LRS 材で観察されたでは、母相中に析出物は確認できず、SADPよりfcc構造のα相のみであることがわかる。
ランダム網目状構造は確認できない。このことから、同界面に存在した1 相および2 相は、相中
図9にSTLRS/3.6ksにおけるミクロ組織のBSE像およびEDX結果を示す。ミクロ組織は、均一な組織に固溶したと考えられる。また、さらに溶体化時間を変化させた
STLRS/7.2ks 、STLRS/14.4ks およびを呈しており、LRS材で観察されたランダム網目状構造は確認できない。このことから、同界面
STLRS/28.8ks におけるミクロ組織は STLRS/3.6ks のそれとほぼ同様な組織を呈しており、長時間の溶体化処理による変化は確認できなかった図
10 に STLRS/3.6ks の TEM 観察による BF、SADP および KD 示に存在した
α1 相およびα2 相は、α相中に固溶したと考えられる。また、さらに溶体化時間を変化さす。BFLRS/7.2ks
では、母相中に析出物は確認されず、SADP
より fcc 構造の相のみであることがわかる。
せたST、STLRS/14.4ksおよびSTLRS/28.8ksにおけるミクロ組織はST
LRS/3.6ksのそれとほぼ同様な組織
図 11 に LRS、溶体化処理時間を変化させた STLRS/3.6ks、STLRS/7.2ks、STLRS/14.4ksLRS/3.6ks
および
STLRS/28.8ks にを呈しており、長時間の溶体化処理による変化は確認できなかった図10にSTのTEM観察における X 線回折結果を示す。LRS では、fcc 構造を呈する、1 および2 相の回折ピークが確認でよるBF、SADPおよびKD示す。BFでは、母相中に析出物は確認されず、SADPよりfcc構造のαきる。この場合、1 および2 相の回折ピークはブロードになっており、凝固ひずみならびに1 お
相のみであることがわかる。
よびSTLRS/28.8ks
は、ほぼ相で構成されてお2 相中の固溶元素濃度量に差があるためと考えられる。
図11にLRS、溶体化処理時間を変化させたST、STLRS/14.4ks
およびSTLRS/28.8ksにおLRS/3.6ks、STLRS/7.2ks
り、相の回折ピークは確認できない。しかし、STLRS/3.6ks の XRD
結果では、および若干の2 相がけるX線回折結果を示す。LRSでは、fcc構造を呈するα、α1 およびα2 相の回折ピークが確認でき確認できる。この溶体化処理時間では、
Cu-rich 相である1 相が残存している可能性が示唆される。
る。この場合、
α1 およびα2 相の回折ピークはブロードになっており、凝固ひずみならびに
α1 およびα2 相中の固溶元素濃度量に差があるためと考えられる。STLRS/28.8ksは、ほぼα相で構成されており、

6－ 48 －

図9

BSE image and results of EDX analysis on specimen surface of ST LRS/ 3 . 6 ks .

すなわち、LRS のミクロ組織は、fcc
すなわち、LRS のミクロ組織は、fccβ相の回折ピークは確認できない。し構造を呈する相、Cu-rich の11 相お構造を呈する相、Cu-richの1 相おかし、ST
LRS/3.6ks のXRD結果では、αおよび Ag-richの22 相の 3 相から構成
よび Ag-richの2 相の 3 相から構成
よび若干のα2 相が確認できる。この溶され、溶体化処理時におよび 相11

図 10

Results of TEM observation of ST LRS/ 3 . 6 ks : (a) brightfield image, (b) diffraction pattern and (c) key diagram.
Beam direction is parallel to [ 100 ].

ため、母相のα単相のみとなり、溶体化
処理時間の増加に伴い、準安定β’
相が析㻟㻚㻞㻌 機械的強度㻌
㻟㻚㻞㻌12機械的強度㻌
出すると考えられる。しかしながら、こ図に AS および LRS ならびに溶体

22

され、溶体化処理時に1 および12 相体化処理時間では、Cu-rich相であるαが固溶するため、母相の単相のみが固溶するため、母相の単相のみ相が残存している可能性が示唆される。
となり、溶体化処理時間の増加に伴となり、溶体化処理時間の増加に伴すなわち、LRSのミクロ組織は、fcc構
い、準安定’相が析出すると考えら
い、準安定’相が析出すると考えら造を呈するα相、Cu-richのα
1 相およびれる。しかしながら、この点に関しれる。しかしながら、この点に関し
Ag-richのα2 相の3相から構成され、溶ては今後さらなる調査・検討が必要ては今後さらなる調査・検討が必要
体化処理時にαである。 1 およびα2 相が固溶するである。

図 12 に AS および LRS ならびに溶体の点に関しては今後さらなる調査・検討
化処理時間を変化させた STAS/3.6ks
AS/3.6ks、化処理時間を変化させた STAS/3.6ks 、STAS/7.2ks
STAS
STAS/28.8ks
STLRS/3.6ksが必要である。
AS/7.2ks、AS /14.4ks/14.4ks、
AS/28.8ks、
LRS/3.6ks、STAS/7.2ks、STAS /14.4ks、STAS/28.8ks、STLRS/3.6ks、
3.2
機械的強度
STLRS/7.2ks、STLRS/14.4ks
LRS/7.2ks
LRS/14.4ks および STLRS/28.8ks
LRS/28.8ks
STLRS/7.2ks、STLRS/14.4ks および STLRS/28.8ks
におけるビッカース硬さ（HV）を示す。
図12にASおよびLRSならびに溶体化処
におけるビッカース硬さ（HV）を示す。
AS および STAS/3.6ks
HV、ST
は、それ
理時間を変化させたST
AS/3.6ks おける
AS/3.6ks
AS/7.2ks、AS および STAS/3.6ks おける HV は、それぞれ約
HV 190 および HV 280 である。
ST
AS /14.4ks、STAS/28.8ks、STLRS/3.6ks、STLRS/7.2ks、
ぞれ約 HV 190 および HV 280 である。
本供試材の中でASの HVが最も低く、
ST
におけるビッカー
LRS/14.4ksおよびST
LRS/28.8ks
本供試材の中で AS の HV が最も低く、
STAS/3.6ksのそれは、最も高い値を示し
AS/3.6ks
ス硬さ（HV）を示す。ASおよびSTAS/3.6ksおSTAS/3.6ks のそれは、最も高い値を示している。その後、溶体化時間の増加にけるHVは、それぞれ約HV
190およびHVている。その後、溶体化時間の増加につれHVが徐々に減少し、14.4
ks 以降
280である。本供試材の中でASのHVが最
つれ HV が徐々に減少し、14.4 ks 以降 図 11 XRD profiles of(a) LRS, (b) ST LRS/ 3. 6 ks, (c) ST LRS/ 7. 2 ks,(d) ST LRS/ 14. 4 ks, and (e) ST LRS/ 28. 8 ks.
も低く、STAS/3.6ksのそれは、最も高い値を
7

7－ 49 －

示している。その後、溶体化時間の増加につで同値がほぼ飽和する。過去の報告では、れHVが徐々に減少し、14.4
ks以降で同値がSTAS/3.6ks では、AS で存在していた全てのほぼ飽和する。過去の報告では、ST
AS/3.6ks で
1 相および一部の相が相中に固溶するは、ASで存在していた全てのα
1 相および一部ことで固溶強化が顕著となり、著しく HVのβ相がα相中に固溶することで固溶強化がが増加したと説明されている 7)が、前節で顕著となり、著しくHVが増加したと説明され述べたように、本研究では相中に’相が7)微細析出していた。’相が母相中に高密ているが、前節で述べたように、本研究では度で析出することで、転位の移動に対す
α相中にβ’
相が微細析出していた。β’相が母る障害となる析出強化メカニズムが本合相中に高密度で析出することで、転位の移動
金の強化の支配的因子と考えられる。そに対する障害となる析出強化メカニズムが本のため、さらなる溶体化処理時間の増加
合金の強化の支配的因子と考えられる。そのに伴い、相中の微細な’相は減少し、残ため、さらなる溶体化処理時間の増加に伴い、存する粗大な相の成長が顕在化するこ
α相中の微細なβ’相は減少し、残存する粗大

図 12

Vickers hardness of AS, ST AS/ 3 . 6 ks , ST AS/ 7 . 2 ks,
ST AS/ 14 . 4 ks, ST AS/ 28 . 8 ks, LRS，ST LRS/ 3 . 6 ks , ST LRS/ 7 . 2 ks,
ST LRS/ 14 . 4 ks, and ST LRS/ 28 . 8 ks.

とで、ビッカース硬さの減少が生じを示
なβ相の成長が顕在化することで、ビッカー

したと考えられる。一般に、析出強化に
ス硬さの減少が生じを示したと考えられる。一般に、析出強化により強度が増加した材料では、母より強度が増加した材料では、母相を変形させる際に、第二相粒子によりピン止めされた転位が同相を変形させる際に、第二相粒子によりピン止めされた転位が同粒子内を通過、もしくは通り抜け
粒子内を通過、もしくは通り抜けるためのせん断応力（0）が必要となる。さらに、第二相粒子がるためのせん断応力（τ0）が必要となる。さらに、第二相粒子がミクロ組織中に高密度に析出するほ
0 は、増加する。したがって、溶体化処理時間の増加に伴ど、τミクロ組織中に高密度に析出するほど、
は、増加する。したがって、溶体化処理時間の増加に伴い、析出したβ’相が固溶し、その0

い、析出した’相が固溶し、その体積率が減少するため、HV の減少が顕著に生じたと考えられる。
体積率が減少するため、HVの減少が顕著に生じたと考えられる。
LRS におけるビッカース硬さは約 HV 230 であり、本供試材の中で LRS のビッカース硬さが最も
LRSにおけるビッカース硬さは約HV 230であり、本供試材の中でLRSのビッカース硬さが最も高く、溶体化処理を施した場合では、その溶体化時間の増加に伴いビッカース硬さが減少している。
高く、溶体化処理を施した場合では、その溶体化時間の増加に伴いビッカース硬さが減少してい溶体化処理を施すことで、LRS で存在していた1 および2 相が相中に固溶し、単相へと相変態る。溶体化処理を施すことで、LRSで存在していたα1 およびα2 相がα相中に固溶し、α単相へと相したが、ビッカース硬さの増加は確認できない。そのため、溶体化処理時に生じる特異強化に及ぼ変態したが、ビッカース硬さの増加は確認できない。そのため、溶体化処理時に生じる特異強化にす固溶強化の寄与は小さいことが示唆される。また、溶体化時間の増加に伴いビッカース硬さの減及ぼす固溶強化の寄与は小さいことが示唆される。また、溶体化時間の増加に伴いビッカース硬さ少を示したのは、LRS の残留凝固ひずみの緩和および相の粗大化に起因すると考えられる。
の減少を示したのは、LRSの残留凝固ひずみの緩和およびα相の粗大化に起因すると考えられる。
㻟㻚㻌 結言㻌
3. 結言
市販の歯科用銀合金である Ag-20mass%Pd-14.5mass%Cu-12mass%Au 合金に対し、液体急冷凝固
市販の歯科用銀合金であるAg-20mass%Pd-14.5mass%Cu-12mass%Au合金に対し、液体急冷凝法を用いることで、同合金を単相組織化し、さらにその後の溶体化処理時間を変化させた場合にお固法を用いることで、同合金を単相組織化し、さらにその後の溶体化処理時間を変化させた場合にける機械的性質に及ぼす溶体化処理の影響について調査・検討を行った結果、以下の結言を得た。
おける機械的性質に及ぼす溶体化処理の影響について調査・検討を行った結果、以下の結言を得た。

1.

AS のミクロ組織は、α1、α2 および β 相で構成されている。AS は、その後の溶体化処理により、

α、β および β’相の相構成へ遷移する。LRS のミクロ組織は、α、α1 および α2 相のみで構成され
1. ASのミクロ組織は、α1、α2 およびβ相で構成されている。ASは、その後の溶体化処理によており、β 相は認められない。LRS のミクロ組織は、その後の溶体化処理により、α 単相組織
り、α、βおよびβ’相の相構成へ遷移する。LRSのミクロ組織は、α、α1 およびα2 相のみでへ遷移する。
構成されており、β相は認められない。LRSのミクロ組織は、その後の溶体化処理により、
2. AS に存在する、数十 μm 程度の粗大 β 相は、長時間の高温溶体化処理によってさらにやや粗大
α単相組織へ遷移する。
化し、数 μm 程度の β 相は固溶する。
2. ASに存在する、数十µm程度の粗大β相は、長時間の高温溶体化処理によってさらにやや粗
3. STAS/3.6ks では、α 相中に長軸 100 nm および短軸 10 nm 程度の β’相(L10 型)の整合析出が起こる
大化し、数µm程度のβ相は固溶する。
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3. STAS/3.6ksでは、α相中に長軸100 nmおよび短軸10 nm程度のβ’相(L10 型)の整合析出が起こる
が、さらに溶体化処理時間が増加するに従い、同相は逆に減少する。
4. β相が存在しないLRSおよび溶体処理を施した同材のHVは、Asおよび溶体処理を施した同のそれより全体的に小さい。このことより、α相、α1 相およびα2 相による固溶強化の寄与度
は、β’相の析出強化の寄与度と比較して、小さいことが考えられる。

参考文献
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