摩擦摩耗による特異ナノ構造層の形成挙動佐藤尚 三 浦 永 理 渡 辺 義 見

筆者らは，近年，摩耗変質層の形成挙動について，巨大ひ

.

は じ

め

に

ずみ加工の観点から研究を行っている(3)(4)(6)(10)(11)．その中でも，筆者らは，複相材料における第 2 相粒子が摩耗変質

金属材料に摩擦摩耗が生じると，摩耗表面に母材と異なる層の形成挙動に及ぼす影響(3)(4)(6)や摩耗変質層の生成に伴う組織を有する摩耗変質層が形成する(1)(12)．この摩耗変質層

相変態挙動(10)(11)に着目をおいている．これらの研究を通じは，微細な結晶粒で構成されたナノ構造組織を有しており，て，筆者らは，複相材料における摩耗変質層の形成挙動や鉄摩擦摩耗中に摩耗表面で生じる巨大なせん断変形によって生

鋼材料の摩耗表面で生じる特異相変態挙動について明らかに成する(1)(12)．一方で，鉄鋼材料への摩擦摩耗によって生成しつつある．本稿では，摩擦摩耗にて導入されるせん断ひずした摩耗変質層は，白層( White layer あるいは White etch-

みの評価方法を述べたうえで，筆者らが遂行した摩耗変質層

ing layer)とも呼ばれており，ナノ結晶粒で構成された組織の形成挙動に関する最近の研究を紹介する．

を有する(5)(7)(9) ．この摩擦摩耗で生じる白層も摩耗表面での巨大なせん断変形で形成されるため，摩耗変質層と白層の.

摩擦摩耗にて生じるせん断ひずみの評価方法

形成は本質的に同じ現象である．
この摩擦摩耗による変質層の形成と類似した現象は，金属

摩耗変質層の形成挙動を巨大ひずみ加工の観点から評価す

材料への切削加工やドリル加工のような機械加工においてもるためには，摩耗で生じるせん断ひずみの測定が必要であ発現する(13)(23) ． Todaka らは， Fe C 合金にドリル加工をる．本節では，これまでの研究で提案された摩擦摩耗で導入施すと加工表面にナノ結晶を有する加工変質層(白層)が形成されるせん断ひずみの評価方法について紹介する(6)(27)．

することを報告した(19)．同様に，Umemoto らは，FeSi 合

Sato らは，摩擦摩耗によって母相結晶粒に生じる公称せ金や FeC 合金へのショットピーニング加工においても，加ん断ひずみの測定方法を提案している(6)．図は，摩擦摩耗

工表面にナノ結晶を有する加工変質層(白層)が形成すると報による結晶粒の変形を示す模式図である．摩擦摩耗中に公称告している(18)(20) ．また，これらの研究でも，加工変質層

せん断ひずみ dnominal の単純せん断変形をうけて，平均結晶(白層)は加工表面で生じる巨大ひずみ変形に起因して生成す

粒径 D の等軸状結晶粒が厚さ c の楕円状結晶粒に変形するると述べている．このような機械加工による加工変質層の形
成挙動は，それに伴う相変態挙動などを含めて巨大ひずみ加工の観点から多く議論がなされている(18)(23) ．一方で，摩擦摩耗による変質層に関する報告では，このような議論が少ない．これは，摩擦摩耗に関する研究の多くが耐摩耗性向上
やそれに関係する微細組織の変化に着目しているためである(24)(26) ．しかし，上述から分かるように機械加工で生成する加工変質層と摩擦摩耗で生じる摩耗変質層には，その形成挙動において密接な関係が存在する．

図1

摩擦摩耗による結晶粒の変形を示す模式図．平均結晶粒径が D である等軸状結晶粒が摩擦摩耗による単純せん断変形によって厚さ c の楕円状結晶粒に変形する(6)．

名古屋工業大学准教授大学院工学研究科おもひ領域(〒466
8555 名古屋市昭和区御器所町)
名古屋工業大学特任准教授大学院工学研究科おもひ領域(現在兵庫県立大学准教授大学院工学研究科物質系工学専攻)
名古屋工業大学教授大学院工学研究科おもひ領域
Formation Behavior of Nanostructural Layer Induced by Sliding Wear; Hisashi Sato, Eri MiuraFujiwara, Yoshimi Watanabe
Present address: Graduate School of(Omohi College, Graduate School of Engineering, Nagoya Institute of Technology, Nagoya. 
Engineering, University of Hyogo, Himeji)
Keywords: wear, giant strain, nanocrystal, phase transformation, aluminum, iron2011年 2 月 8 日受理

ま て り あ 第50巻 第 8 号(2011)Materia Japan場合を考える．この変形を 2 次元的に考えると，変形前後

は摩耗前後の組織写真から測定可能であるため，摩耗表面近における結晶粒の面積は変化しないため，次式が成立する．

傍における d̃hencky の分布も組織写真から得ることができる．

pD 2
4

＝

pcD
(1＋d2nominal )1/2
4

(1)

さらに，尾中は，繰返し重ね接合圧延加工( ARB )で導入される d̃hencky を次式にて示している(28)．

このとき，摩擦摩耗後試料の結晶粒の厚さ c が，初期結晶d̃hencky＝

粒径 D に比べてはるかに小さい場合( D≫ c)， dnominal は，式( 1 )に基づいて次式により表すことができる．

dnominal＝{(Dc ) －1}  Dc ( D≫c)

(7)

ここで，NARB は加工サイクル数である．1 サイクルの ARB

1/2

2

2ln 2
NARB0.80NARB
3(2)

加工で導入される d̃hencky は d̃hencky0.80 となる． 従来，巨大ひずみ加工法や摩擦摩耗で導入されるひずみ量の表記は，

式( 2 )から分かるように，摩擦摩耗によって導入される

各加工法の間で公称ひずみと対数ひずみが混在していdnominal は，組織写真から c と D を測定することで算出可能

た(28) ．そのため，摩擦摩耗によって導入されるひずみ量とである．そのため，摩擦摩耗で生じる公称せん断ひずみ分布

巨大ひずみ加工法で導入されるひずみ量を直接比較すること

は，摩擦摩耗前後の組織変化から調べることができる(6)．

が困難であった．しかし，Hencky ひずみを用いることによ

一方， Dautzenberg と Zaat は，摩擦摩耗による結晶粒のって，摩擦摩耗で導入されたひずみ量と各巨大ひずみ加工法

変形を単純せん断変形として考え，それによって生じる公称

で生じたひずみ量の直接比較が可能になる．すなわち，摩擦を von Mises 基準に基づいて算出した(27)．

摩耗で生じる現象を巨大ひずみの観点から議論するためには，

Dautzenberg と Zaat の論文によると，摩擦摩耗によって生Hencky ひ ず み を 用 い た 評 価 が 適 し て い る ． 本 稿 で は ，

相当ひずみ d̃nominal

じる d̃nominal は次式で表される．

 D2

 c 2 － 1d̃nominal＝d̃hencky を用いることによって，摩擦摩耗にて生じるせん断ひ

1/2
 

3



ずみ量を ARB 加工の NARB に換算しながら現象を評価する．
Dc 3( D ≫ c)

(3)

.



さらに，式( 2 )および式( 3 )における dnominal と d̃nominal は，d̃nominal＝dnominal( D ≫ c)
3

(4)

Al
Al3Ti 傾斜機能材料への摩擦摩耗にて形成する摩耗変質層の形成挙動(4)(6)

本節では，柔らかい母相中に硬い第 2 相粒子が分散した複相材料における摩耗変質層の形成挙動として，リング状の関係が成立する． dnominal と同様に，摩擦摩耗にて生じる

Al Al3Ti 傾斜機能材料への摩擦摩耗で生じた摩耗変質層のd̃nominal も摩擦摩耗前後の組織写真から算出可能である．

形成挙動について述べる． Al Al3Ti 傾斜機能材料は，リン

しかしながら，公称ひずみは，公称ひずみ量が 1 よりはグ状試料の外周部に向うにつれて Al 母相中の Al3Ti 粒子体

るかに小さな変形について使われる場合が多い(28)(29)．これ

積 分 率 が 大 き く な る 材 料 で あ る(3)(6)(32)(33) ． Watanabe らは，公称ひずみ量が 1 よりはるかに大きな変形の場合，公は，この AlAl3Ti 傾斜機能材料の外周部に摩擦摩耗を施す

称ひずみではひずみの加算性が失われてしまうためであと摩耗表面近傍に Ti が Al 母相中に過飽和に固溶した過飽る(28) ．そこで，尾中は巨大ひずみ加工量の評価法として

和固溶体層が形成することを報告した(3)(4) ．その後， Sato

Hencky ひずみを提案している(28)(29) ． Hencky ひずみは，らはその結果に基づき AlAl3Ti 傾斜機能材料に形成した摩テンソル表現の対数ひずみであり，加算性が必要な巨大な変耗変質層の微細組織およびその形成に必要なせん断ひずみを形の記述に適している(28)(31) ．尾中は，単純せん断変形に検討している(6)．

ついて，von Mises の基準による Hencky ひずみの相当ひず

図は，リング状 AlAl3Ti 傾斜機能材料におけるリング

みを算出した(28) ．その結果，せん断量 g の単純せん断変形における Hencky ひずみによる相当ひずみ d̃hencky は，
2＋ g ＋ g 4＋ g{
}2ln g (g≫1)
2
＝
2

2

ln

d̃hencky

3

3

(5)

であると報告している．そこで，図 1 に示すような摩擦摩耗の単純せん断変形における g を算出すると， g は g＝Ddnominal/D ＝ dnominal になる．そのため， dnominal≫ 1 の場合，

Hencky ひずみによる相当ひずみ d̃hencky は，式( 5 )より，

d̃hencky2ln dnominal
3(6)となる．摩耗表面近傍では，通常大きなせん断変形が生じているため dnominal≫1 が成立する．よって，この d̃hencky は，摩擦摩耗で生じるせん断変形に適用可能である．また，dnominal




図2

リング状 AlAl3Ti 傾斜機能材料におけるリング
表面からの距離に伴う Al3Ti 粒子体積分率の変化 (6 ) ．

最近の研究

図4

摩耗変質層の焼鈍に伴う X 線回折ピークの変化．焼鈍時間の経過に伴い Al3Ti 相ピークが高くなる(4)．

100 mm 程度の摩耗変質層が形成していた．この摩耗変質層には，塑性変形領域との間に明確な境界が存在する．その境界近傍における塑性変形領域の結晶粒は巨大なせん断変形によって扁平状の形状を有しており，その長手方向が摩耗すべり方向に平行に近い方向を向いていた．さらに，摩耗変質層と塑性変形領域の境界近傍において，摩耗変質層内部では走査型電子顕微鏡( SEM )で観察可能な大きさの Al3Ti 粒子が
図3

摩耗表面近傍における( a ) 断面微細組織および(b) a Al 母相中の Ti 濃度分布．試料の摩耗条件
は，初期応力が 0.8 MPa ，すべり距離が 100 m
である(6)．

存在していない．一方で，塑性変形領域では変形によって破壊された比較的小さな Al3Ti 粒子が存在していた．また，図3 ( b )より，摩耗変質層内部の Ti 濃度は 9 mass 以上であり，変質層において局所的に高くなっている．この変質層内部の Ti 濃度は， Al Ti 系平衡状態図における 665 °
C のとき

表面から内周部に向けた Al3Ti 粒子の体積分率変化を示しての最大固溶限 1.24 massに比べてはるかに高い．よって，いる．摩擦摩耗試験で用いた AlAl3Ti 傾斜機能材料は，リ

この結果は，摩耗変質層において，多くの Al3Ti 粒子が破壊

ング表面で板状 Al3Ti 粒子を多く有し，内部に向かうにつれされ，Ti が a Al 母相中に過飽和に固溶した過飽和固溶体をて減少する．摩耗試料は，Al3Ti 粒子を多く有するリング状形成していることを示唆している．後で詳細を述べるが，こ試料の表面が摩耗面で，かつリング状試料の中心軸方向がすの摩擦摩耗にて形成する摩耗変質層は Al Ti 過飽和固溶体

べり方向となるように AlAl3Ti 傾斜機能材料から切り出し

母相と非常に微細な Al3Ti 粒子から構成されている．そこた ． ま た ， 摩 擦 摩 耗 試 験 は ， HV ＝ 190 の 硬 さ を 有 す るで，摩耗変質層の焼鈍による組織変化を X 線回折法(XRD)

S45C を相手材としてブロックオンディスク式摩耗試験機ににより調査した．図にその結果を示す(4)．Al3Ti 相のピーて行った．

クが焼鈍により現れ，その強度は焼鈍時間の増加に伴い増大

摩擦摩耗試験後の摩耗表面近傍における断面組織を図にしている．これは，摩擦摩耗によって形成した摩耗変質層内示す．図 3(a)および(b)は，それぞれ摩耗表面近傍に形成し部の AlTi 過飽和固溶体が，焼鈍によって Al 相と Al3Ti 相

た摩耗変質層近傍における光学顕微鏡写真およびエネルギーとに分解したためである．この時，この焼鈍に伴い硬さの向分散型 X 線分光装置(EDX)による a Al 母相中の Ti 濃度分上も認められている(4)．さらに，図は，摩耗変質層の内部布である．図 3 ( a )から分かるように，摩耗表面には厚さ組織を示す透過型電子顕微鏡(TEM )写真である．この写真

ま て り あ 第50巻 第 8 号(2011)Materia Japan




図6

摩耗変質層近傍における Hencky ひずみによる相当ひずみの分布．

の形成に必要な d̃hencky は 5.2 程度であることが分かる．また，この d̃hencky は，ARB 加工の NARB に換算すると NARB＝6.5 に相当する．よって，第 2 相粒子が分散した複相材料に生成する摩耗変質層は， ARB 加工で NARB＝6.5 に相当する
巨大なせん断変形によって第 2 相粒子の破壊とその過飽和
図5

摩耗変質層内部における微細組織の TEM 観察写
真．摩耗変質層は，(a) 一部が非晶質化し，かつ
ナノ結晶粒を持つ a Al 母相と(b ) 微細な繊維状
Al3Ti 粒子から構成する．回折パターンから母相の非晶質化を示すハローリングが観察される(6)．

固溶および連続動的再結晶による母相の結晶粒微細化を伴いながら形成されることが明らかとなった．
このような複相材料への巨大なせん断変形による第 2 相粒子の破壊および過飽和固溶体の形成は，バルク状試料への巨大ひずみ加工においても報告されている(36) ． Quelennec
らは，Cu 母相中に a Fe 相が分散した CuFe 合金への高圧より，摩耗変質層は，母相の平均結晶粒径が 16 nm で一部

ねじり加工(HPT)に伴う組織変化を調査している(36)．そのが非晶質化し，かつ微細な繊維状 Al3Ti 粒子から構成されて結果，HPT 加工による加工量の増加に伴って，組織微細化いる．以上の結果から，摩耗変質層は，一部が非晶質化したと Cu 母相中に Fe が過飽和に固溶した過飽和固溶体の形成

ナノ結晶粒を持つ Al Ti 過飽和固溶体母相と微細な繊維状が生じることを見出している．Quelennec らは，この過飽和

Al3Ti 粒子から構成されていることが明らかである．

固溶体の形成が巨大なせん断変形に伴うメカニカルアロイン

ここで，摩耗変質層の生成に伴う結晶粒微細化のメカニズ

グ効果によって生じることを述べている．同時に，組織微細 摩擦熱
ムを考えると，その結晶粒微細化メカニズムには，◯化に伴い材料全体の Cu / Fe 界面エネルギーが増大すること

 摩擦摩耗の巨大なせん断に伴う不連続動的再結晶あるいは◯によって， Fe が Cu 母相中に過飽和固溶するための駆動力

変形に伴う連続動的再結晶の 2 つの可能性が考えられる(34)．

が大きくなることも過飽和固溶体の形成要因として挙げていWatanabe らは，本研究と同様の Al Al3Ti 傾斜機能材料にる(36) ．このように，摩擦摩耗による過飽和固溶体の形成

摩擦摩耗試験を供した場合に生じる平均摩擦熱が 100°
Cであは，本質的にバルク状試料への巨大ひずみ加工で生じる過飽ることを報告している(4)．一方，純 Al における不連続動的

和固溶体の形成と同じ現象である．また，摩擦摩耗による過再結晶の発生温度は 200 °C である(35) ．よって，摩擦摩耗試

飽和固溶体の形成要因は，バルク状試料への巨大ひずみ加工

験中に生じる摩擦熱は不連続動的再結晶が発生する温度よりと同様にメカニカルアロイング効果および過飽和固溶体形成も低いため，摩擦摩耗試験中に不連続動的再結晶は生じにくのための駆動力の増大であろう．摩擦摩耗による過飽和固溶

い．それゆえ，摩耗変質層の生成に伴う結晶粒微細化機構

体の形成要因の解明は，我々の今後の課題である．

は，摩擦摩耗で生じる巨大なせん断変形に起因した連続動的再結晶であることが明らかである．そこで，この摩耗変質層が形成するために必要なせん断ひずみについて，式( 6 )の

. FeNi 合金への摩擦摩耗にて形成する摩耗変質層の形成挙動(10)(11)d̃hencky を用いて評価した．図は，摩耗表面からの距離に伴う d̃hencky の変化を示している．塑性変形領域における変質

前節では，相変態が生じなく柔らかい母相中に第 2 相粒層直下での d̃hencky は約 5.2であった．そのため，摩耗変質層子が分散した複相材料における摩耗変質層の形成挙動につい




最近の研究

表1

Fe 33 mass  Ni 合金および Fe 30 mass  Ni 合
金における相変態温度(37)(39).



鉄鋼材料の初期組織が摩耗変質層の形成に及ぼす影響Fe33 mass Ni 合金の摩擦表面近傍における光学顕微鏡

Ms

As

室温で加工誘起
マルテンサイト変態Fe33 massNi

－110°
C

200°
C

生じない

ップおよび相分布マップを図に示す．図 7 ( a )および( b )Fe30 massNi

RT～73°C 390°
C

生じる

は，それぞれ 33W 試料および 33L 試料の微細組織を示して

合

金

写真，電子線後方散乱回折法(EBSD)にて得られた逆極点マ

いる．両試料とも，摩耗表面に近づくにつれて g 結晶粒およ表2

試料名

摩耗前の Fe Ni 合金試験片における g 相体積分率(10),(11).
合金オーステナイト化処理後の熱処理

33W

水Fe33 massNi
33L

サブゼロ処理(液体窒素中で1800 s)

30W

水Fe30 massNi
30L

冷

冷

サブゼロ処理(液体窒素中で1800 s)

g 相体積分率99.7 vol.
16.5 vol.
66.4 vol.び a′
相ともに微細化している．また，摩耗変質層と塑性変形領域の間には明確な境界が存在している．図は， XRD
による 5 ピーク法で得られた摩耗表面近傍における g 相体
積分率である．本研究の測定における X 線の深度は計算により約 2 mm であることが推算された．この深度は，摩耗変質層の最大厚さである 50 mm よりも十分に小さい．それゆえ，図 8 に示す測定値は，摩耗変質層内部の g 相体積分率に相当する．図 8(a)より，初期組織が g 単相である 33W 試料に形成した摩耗変質層は，摩擦摩耗による相変態が発生し3.6 vol.

相を多く有ておらず g 単相であった．一方，初期組織に a ′する 33L 試料に生成した摩耗変質層の微細組織も 33W 試料と同様に g 単相である．つまり，33L 試料では，摩擦摩耗にて紹介した．しかし，金属材料には，鉄鋼材料のように加工

よって逆変態が生じている．その結果，FeNi 合金における誘起で相変態が発生する場合がある．例えば，Umemoto お

摩耗変質層における微細組織は，初期組織に関わらず同じ組

よび Todaka らは， Fe C 合金にショットピーニング処理を織になることが分かる．図( a )は，摩擦摩耗を施した Fe 

施すと，加工誘起マルテンサイト変態が発生し，微細なマル

33 massNi 合金の試料におけるビッカース硬さ分布を示し

テンサイト(a′)相で構成された変質層が形成することを報告ている．水冷およびサブゼロ処理両試料とも摩耗表面に向かしている(18)(20) ．また， Todaka らは，ドリル加工を施したって硬さが連続的に増加している．また，摩耗表面近傍にお加工表面においても同様の現象を見出している(19) ．このよける硬さは，両試料とも同じ硬さであった．この硬さ分布かうに，鉄鋼材料への摩擦摩耗や機械加工では，ナノ構造組織

らも，FeNi 合金における摩耗変質層は，摩擦摩耗に起因すを有する変質層が形成し，かつ加工誘起マルテンサイト変態

る逆変態で初期組織に関わらず同じ微細組織を有することがが発現する．しかし，変質層形成に伴って生じる相変態挙動

明らかである．

を調査した報告は少ない．特に，加工誘起マルテンサイト変態が生じる材料の場合，摩擦摩耗のような表層巨大ひずみ加工で生成する変質層の組織は，材料が有する相変態温度やその初期組織に大きく依存するであろう．



鉄鋼材料の相変態温度が摩耗変質層の形成に及ぼす影響

前節では，鉄鋼材料の摩耗変質層が摩擦摩耗中に生じる逆

本節では，鉄鋼材料の初期組織あるいは相変態温度が摩耗変態によって初期組織に関わらず同じ組織になることを述べ

変質層の形成挙動に及ぼす影響を調査した筆者らの最近の研た．そのため，鉄鋼材料の摩耗変質層の微細組織は，相変態究を紹介する(10)(11)．本研究では，摩擦摩耗中に生じる相変温度に依存すると考えられる．本研究では，前節で用いた態の影響を抽出するために Fe Ni 合金を用いた． Fe Ni 合Fe33 mass  Ni 合金に比べて相変態温度が比較的高い Fe

金は，簡単な組織を有し，かつマルテンサイト変態や逆変態

30 massNi 合金に同様の摩擦摩耗試験を供した．図は，が明確に生じる(37)．ゆえに， Fe Ni 合金は相変態の現象をFe30 massNi 合金における摩擦表面近傍の光学顕微鏡写単純化するためのモデル材料として適している．本研究では，真， EBSD による逆極点マップおよび相分布マップを示し

Fe 30 mass  Ni 合金および Fe 33 mass  Ni 合金を用いてている．Fe30 mass Ni 合金においても，摩耗表面に近づ実験を行った．表は，これらの Fe Ni 合金における相変

くにつれて g 結晶粒および a ′相が微細化し，表面にて摩耗態温度を示している(37)(39) ．それぞれの合金に対し，オー

変質層が形成されていた．また，図10(a)の相分布マップかステナイト化処理後に水冷あるいはサブゼロ処理を行い，同ら， 30W 試料における塑性変形領域では，初期組織に比べ一組成の合金で初期組織が異なる試料を作製した．作製したて a′
相が多く存在しており，摩耗中に加工誘起マルテンサ

試料の詳細は，表の通りである．これらの試料を用いて，イト変態が生じていることが分かる．一方， Fe 30 mass 

ブロックオンディスク式磨耗試験機にて摩擦摩耗試験を行っ

Ni 合金の摩耗変質層における g 相体積分率を図 8 ( b )に示

た．

す．摩耗表面での g 相体積分率は，両試料とも初期組織に比べて高い．また，摩耗変質層における g 相体積分率は，初期組織に関わらず 30W および 30L 試料ともに近い値である．

ま て り あ 第50巻 第 8 号(2011)Materia Japan




図7

図8

図9

摩耗表面からの距離に伴うビッカース硬さ変化  ( a ) Fe 33 mass  Ni 合 金 ， ( b ) Fe 30
massNi 合金．

図 10

光学顕微鏡および EBSD にて観察した( a ) 30W
および(b) 30L における摩耗変質層近傍における微 細 組 織 ( 左 図  光 学 顕 微 鏡 写 真 ( OP ) ， 中 央
図逆極点マップ( IPF )，右図相分布マップ(PD))．EBSD の結果は Confidential index＞0.2
のみをマッピングしている．

光学顕微鏡および EBSD にて観察した( a ) 33W
および(b) 33L における摩耗変質層近傍における微細組織(左図光学顕微鏡写真(OP)，中央図
逆極点マップ(IPF)，右図相分布マップ(PD))．
EBSD の 結 果 は Confidential index ＞ 0.2 の み をマッピングしている．

XRD にて測定された摩耗前後における摩耗表面
近傍の g 相体積分率変化( a ) Fe 33 mass  Ni
合金，(b) Fe30 massNi 合金．

Fe33 mass  Ni 合金に形成した摩耗変質層の g 相体積分率

さらに，図 9(b)に示すように，摩耗変質層の硬さは 30W おに比べて 3 ほど低い値を示した．これは， Fe 30 mass 

よ び 30L 両 試 料 と も 同 じ 硬 さ で あ る ． よ っ て ， Fe 30

Ni 合金の相変態温度が Fe 33 mass  Ni 合金の相変態温度massNi 合金への摩耗においても逆変態が発生するため，に比べて高いためであると考えられる．この様に，本研究の摩耗変質層は初期組織に関わらず近い組織になる．また，FeNi 合金に生成した摩耗変質層の微細組織は，相変態温度Fe
30 massNi 合金の摩耗変質層における g 相体積分率は，に依存する．




最近の研究

じた逆変態も，巨大なせん断変形と摩擦熱に起因して生じているであろう．さらに，図10(a)に示すように，30W 試料で相が多く，摩耗変質層で g 相が多い組は塑性変形領域で a ′織を有しており，逆変態の前に加工誘起マルテンサイト変態が発生している．ゆえに，鉄鋼材料における摩耗変質層は，摩擦摩耗に伴うせん断変形によって加工誘起マルテンサイト
変態が生じた後，さらに大きなせん断変形と摩擦熱に起因す
る逆変態および結晶粒微細化によって形成されることが分か
った．

.

お

わ

り

に

本稿では，摩擦摩耗で生じるせん断ひずみ評価方法を述べ
図 11

摩耗変質層近傍における Hencky ひずみによる相当ひずみの分布．

たうえで，摩耗変質層の形成挙動を巨大ひずみ加工の観点から紹介した．摩擦摩耗に伴う変質層の形成挙動では，巨大ひずみ加工で生じる現象と同様に，ナノ構造組織の形成や特異な相変態挙動が発生する．



鉄鋼材料における摩耗変質層形成に伴う相変態挙動

このような金属材料への摩擦摩耗に伴う現象を上手に利用
すれば，材料表面に新たな機能を付与する技術につながるこFeNi 合金における摩擦摩耗では摩耗変質層形成に伴い逆とが期待できる．特に，鉄鋼材料への摩擦摩耗にて生じる特変態が生じた．本節では，摩擦摩耗による逆変態の発生要因

異な相変態挙動は，材料表面の磁気特性制御への応用が可能について検討する．摩擦摩耗中の逆変態の主な発生要因としであろう．従来の鉄鋼材料に対する表面処理技術は，材料表て摩擦熱が考えられる．そこで，熱電対を用いて摩擦摩耗中面で加工誘起マルテンサイト変態を生じさせて磁性を付与すに生じた摩擦熱を測定した結果，摩擦熱は最大で230°
Cであることが可能であった．しかし，本稿で紹介した特異な相変った．この摩擦熱は表 1 に示すように Fe30 massNi 合金態挙動を応用すれば，加工に伴う逆変態によって材料表面のの逆変態開始温度(As 点)に比べて低い．そのため，摩耗変磁気特性を弱める効果が見込める．さらに，摩擦摩耗のよう質層の形成過程で生じる逆変態の発生要因は摩擦熱の他に存な表面加工は，加工によって導入されるひずみ量が材料内部在する．

で傾斜しているため，傾斜機能材料の創製にもつながる．しIvanisenko らは， Fe C 合金に対して HPT 加工を施した

かし，これらの技術を確立するためには，摩擦摩耗に起因す際に生じる相変態挙動を調べた(40) ．その研究において，る転位組織の形成挙動のような基礎的な課題を解決しなけれFe C 合金への HPT 加工によって bcc から fcc への逆変態

ばならない．今後，この現象の傾斜機能材料への適用を目指が生じることを見出している．同時に，Ivanisenkoらは，こして，摩擦摩耗による変質層形成挙動に関する学術的な現象の要因を高い圧力と巨大なせん断変形で As 点が低下するた解明に努めたい．

めと報告している(40) ．さらに， Li らは， SUS304 に対して

本研究は，文部科学省

科学技術研究費補助金

特定領域

HPT 加 工 を 施 し ， そ の 加 工 に 伴 う 相 変 態 挙 動 を 調 査 し研究「巨大ひずみ」(課題番号 19025005)，日本学術振興会

た(41) ．その結果， HPT 中において，公称相当ひずみが 3.0

科学技術研究費補助金

若手研究 B (課題番号 21760553 ，以下(d̃hencky＝1.9以下)で加工誘起マルテンサイト変態が発生

23760664)，文部科学省

地域イノベーションクラスタープ

し，それ以上のひずみにおいて逆変態が生じることを見出し

ログラム(グローバル型)～東海広域ナノテクものづくりクラて い る ． ま た ， Li ら は ， そ の 相 変 態 挙 動 を 動 的 相 変 態

財 豊田理化学研究所の支援により行った成果
スター～および(DPT)と呼び，HPT 加工中の加工熱と巨大なせん断変形のの一部をまとめたものである．本研究を行うにあたり，摩擦両方に起因して DPT が生じることを報告している(41)．

摩耗で生じたせん断ひずみ測定および組織観察に関して東京

本研究の摩擦摩耗試験においても，摩擦摩耗中に巨大なせ工業大学大学院総合理工学研究科の加藤雅治教授，尾中晋教

ん断変形と約230°
Cの摩擦熱が生じていた．さらに，摩耗表

授および藤居俊之准教授に多大なご指導を頂いた．また，本面からの距離を関数とした d̃hencky の分布を図に示す．摩研究の実験を遂行するにあたり，東京工業大学大学院総合理

耗変質層直下における d̃hencky は 5.3 であり， Fe Ni 合金にお株 )および名古屋工業
工学研究科の村瀬崇氏(現古河スカイ

ける摩耗変質層が d̃hencky＝5.3(NARB＝6.6相当)で形成してい株 )に多大大学大学院工学研究科窪田優一氏(現新日本製鐵

る．この値は，前節で述べた AlAl3Ti 傾斜機能材料での摩なご協力を頂いた．この場を借りて御礼を申し上げる．

耗変質層形成に必要な d̃hencky ＝ 5.2 とほぼ一致しており，かつ Li ら に よ っ て 報 告 さ れ た 加 工 に 伴 う 逆 変 態 に 必 要 なd̃hencky＝1.9に比べて大きい．よって，本研究の摩擦摩耗で生

ま て り あ 第50巻 第 8 号(2011)Materia Japan




文

献

( 1 ) S. B. Newcomb and W. M. Stobbs: Mater. Sci. Eng., 66(1984),
195204.
( 2 ) S. M. Kuo and D. A. Rigney: Mater. Sci. Eng. A, 157(1992),
131143.
( 3 ) Y. Watanabe, N. Yamanaka and Y. Fukui: Metall. Mater.
Trans. A, 30A(1999), 32533261.
( 4 ) Y. Watanabe, K. Yokoyama and H. Hosoda: Mater. Sci.
Forum, 396402(2002), 14671472.
( 5 ) Y. Xu, L. Fang, Q. Cen and J. Zhu: Wear, 258(2005), 537544.
( 6 ) H. Sato, T. Murase, T. Fujii, S. Onaka, Y. Watanabe and M.
Kato: Acta Mater., 56(2008), 45494558.
( 7 ) W. Feng: J. Alloy. Compd., 462(2008), 252255.
( 8 ) 高橋 淳，川上和人，上田正治ふぇらむ，14(2009), 29.
( 9 ) 三 田 尾 眞 司 ， 本 庄 稔 ， H. W. Zhang ， 大 崎 智 ， 宝 野 和
博ふぇらむ，14(2009), 3031.
(10) H. Sato, Y. Kubota, E. Miura-Fujiwara and Y. Watanabe:
Proceedings of the 2nd International Symposium on Steel
Science, The Iron and Steel Institute of Japan, (2009), 249
252.
(11) H. Sato, Y. Kubota, E. MiuraFujiwara and Y. Watanabe:
Mater. Sci. Forum, 654656(2010), 12271230.
(12) F. C. Zhang, B. Lv, C. L. Zheng, Q. Zou, M. Zhang, M. Li and
T. S. Wang: Wear, 268(2010), 12431249.
(13) M. Field and J. F. Kahles: Ann. CIRP, 20(1971), 153163.
(14) D. M. Turley: Mater. Sci. Eng., 19(1975), 7986.
(15) B. J. Griffiths: Trans. ASME. J. Tribol., 109(1987), 525
530.
(16) J. Barry and G. Byrne: Mater. Sci. Eng. A, A325(2002), 356
364.
(17) S. Akcan, S. Shah, S. P. Moylan, P. N. Chhabra, S.
Chandrasekar and H. T. Y. Yang: Metall. Mater. Trans. A,
33A(2002), 12451254.
(18) M. Umemoto, Y. Todaka and K. Tsuchiya: Mater. Trans.,
44(2003), 14881493.
(19) Y. Todaka, M. Umemoto, S. Tanaka and K. Tsuchiya: Mater.
Trans., 45(2004), 22092213.
(20) Y. Todaka, M. Umemoto, Y. Watanabe, A. Yamazaki, C.
Wang and K. Tsuchiya: ISIJ Int., 47(2007), 157162.
(21) 江田 弘材料加工層，養賢堂，(2007), 15.
(22) 梅本実，戸高義一，L. Jingo鉄と鋼，94(2008), 616628.
( 23) 戸高義一，川畑雄士， L. Jinguo，田中修二，小栗和幸，鈴木正，梅本実，土谷浩一鉄と鋼，96(2010), 2128.
(24) Y. Zhan, G. Zhang and Y. Zhuang: Mater. Trans., 45(2004),
23322338.
(25) A. Wang and H. J. Rack: Wear, 147(1991), 355374.
(26) S. C. Tjong and K. C. Lau: Mater. Sci. Eng. A, 282(2000),

183186.
(27) J. H. Dautzenberg and J. H. Zaat: Wear, 23(1973), 919.
(28) 尾中 晋日本金属学会誌，74(2010), 165
170.
(29) S. Onaka: Philo. Mag. Lett., 90(2010), 633639.
(30) A. D. Freed: J. Eng. Mater. Tech., 117(1995), 379385.
(31) H. Hencky: Z. Techn. Phys., 9(1928), 215220.
(32) K. Yamashita, C. Watanabe, S. Kumai, M. Kato, A. Sato and
Y. Watanabe: Mater. Trans. JIM, 41(2000), 13221328.
(33) Y. Watanabe, H. Eryu and K. Matsuura: Acta Mater.,
49(2001), 775783.
(34) F. J. Humphreys and M. Hatherly: Recrystallization andrelated annealing phenomena, Oxford: Pergamon Press,(1995) 377379.
(35) O. Dimitrov, R. Fromageau and C. Dimitrov: Recrystallizationof metallic materials, RiedererVerlag GMBH, (1978) 137.
(36) X. Quelennec, A. Menand, J. M. Le Breton, R. Pippan and X.
Sauvage: Philo. Mag., 90(2010), 11791195.
(37) 牧 正志，狭間徳一，下岡貞正，田村今男材料，24(1975),
296300.
(38) 須藤 一，田村今男，西沢泰二金属組織学，丸善，(1972),
161197.
(39) L. E. Pope: Metall. Trans., 3(1972), 2151
2156.
(40) Y. Ivanisenko, I. MacLaren, X. Sauvage, R. Z. Valiev, H.J.
Fecht: Acta Mater., 54(2006), 16591669.
(41) J. G. Li, M. Umemoto, Y. Todaka, K. Fujisaku and K.
Tsuchiya: Rev. Adv. Mater. Sci., 18(2008), 577582.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
2004 年

佐藤尚

東京工業大学大学院 総合理工学研究科
博士課程修了2004年 マックスプランク鉄鋼研究所 博士研究員
2005年 名古屋工業大学 大学院工学研究科 助教
2009年 現職
専門分野材料組織学，材料強度学◎鉄鋼材料の相変態に関する現象解明や傾斜機能材料の開発に従事．後方散乱電子線回折法を用いたマルテンサイト変態や表層巨大ひずみ加工組織を中心に研究を行っている．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

三浦永理

渡辺義見

最近の研究