(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｘを添加元素とするＭｇ−Ｘ基二元系合金伸展材であって、
前記Ｍｇ−Ｘ基二元系合金伸展材の成分が、Ｍｇと、Ｍｇに対して固溶限を有する添加元素：Ｘおよび不可避的成分からなると共に、
前記添加元素は、Ａｌ、Ａｇ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｇｄ、Ｙのうちいずれか一種であり、
前記添加元素の添加量が０．００３ｍｏｌ％以上、最大固溶量の８０％以下であると共に、各溶質元素のＭｇに対する最大固溶量は、Ａｌ：１１．５ｍｏｌ％、Ａｇ：３．８ｍｏｌ％、Ｃａ：０．８ｍｏｌ％、Ｍｎ：１．０ｍｏｌ％、Ｓｎ：３．３ｍｏｌ％、Ｚｎ：２．４ｍｏｌ％、Ｇｄ：４．５ｍｏｌ％、Ｙ：３．４ｍｏｌ％であり、
前記伸展材の平均結晶粒サイズが５μｍ以上、５００μｍ以下であり、
全界面長さに対して０．００１以上、０．５以下の変形双晶界面長さの変形双晶が結晶粒内に存在しており、
ＡＳＴＭに準拠した靭性値Ｊが、純Ｍｇ伸展材の１７５［Ｊ／ｃｍ２］に比較して優れた靭性値Ｊを有するＭｇ−Ｘ基二元系双晶導入合金伸展材。
【請求項２】
請求項１に記載のＭｇ−Ｘ基二元系双晶導入合金伸展材の製造方法であって、
鋳造、溶体化処理後に、５０℃以上、５００℃以下の温度域にて、０．０１以上、４以下のひずみ付与する伸展化加工後、更に、
−５０℃以上、３００℃以下の温度域にて、０．００１以上、０．３以下のひずみ付与と、１００℃以上、５００℃以下の熱処理を組み合わせた双晶導入加工を施すこと
を特徴とするＭｇ−Ｘ基二元系双晶導入合金伸展材の製造方法。
【請求項３】
請求項１に記載のＭｇ−Ｘ基二元系双晶導入合金伸展材を用いた衝撃吸収材又は構造材。
【請求項４】
請求項１に記載のＭｇ−Ｘ基二元系双晶導入合金伸展材を用いた自動車。
【請求項５】
請求項１に記載のＭｇ−Ｘ基二元系双晶導入合金伸展材を用いた生体用インプラント材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、破壊靭性に優れたマグネシウム（Ｍｇ）基合金伸展材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｍｇ合金は、次世代の軽量金属材料として注目されている。構造部材として使用する場合、素材の安全性・信頼性を確保するため、壊れにくい、すなわち、高い破壊靭性（以下、靭性）を示す材料の開発が望まれている。しかし、Ｍｇ合金の靭性は、他の金属材料と比較して、優れた値を示さない。具体的には、Ｍｇ合金の靭性は、Ａｌ合金の半分程度である。Ｍｇの低い靱性は、その結晶構造（六方晶）に起因する。室温近傍では底面と非底面（例えば、柱面）との臨界分断せん断応力：ＣＲＳＳの差が大きく、すべり系が乏しい。そのため、塑性変形を継続するためには、変形双晶の形成を必要とする。しかし、靭性試験のように、微小なき裂が存在する場合、変形双晶と母相の界面がき裂の進展経路となり、双晶の存在が脆化を促進することで知られている。
【０００３】
これらの問題を解決すべく、変形双晶の形成を抑制する手法、すなわち微細組織制御法がよく用いられている。例えば、非特許文献１、２では、結晶粒サイズを微細化することで、変形双晶の形成を抑制し、靭性改善が図られている。Ｍｇの結晶粒界近傍では、塑性変形が活性化し、非底面すべりが活動することも指摘されている(非特許文献３)。特に、結晶粒サイズを１０μｍ以下にした場合、塑性変形が活性化する領域は、結晶粒界近傍だけではなく、結晶粒内全域で作用すると報告されている。そのため、微細結晶粒サイズからなるＭｇ合金は、塑性変形を補完する働きのある変形双晶を必要とせず、変形双晶の形成頻度は激減する。一方、Ｍｇ合金の大型部材への適応を見据えた際、平均結晶粒サイズが１０μｍ以下で、結晶粒サイズに分布（ばらつき）のない、均一な微細組織を有する大型素材を創製することが課題として残されている。
【０００４】
上記の方法とは逆に、変形双晶を活用し、機械的特性（低サイクル疲労特性）に優れたＭｇ合金が特許文献１に開示されている。引張応力と圧縮応力を繰り返し付与する疲労試験では、予ひずみによって導入した変形双晶に対し、Ｄｅｔｗｉｎｎｉｎｇ（双晶の消滅）挙動を発現させることで、引張応力と圧縮応力の降伏異方性が低減し、疲労特性の改善を図っている。しかし、繰り返し応力付与をともなわない靭性試験では、変形双晶が消滅する、Ｄｅｔｗｉｎｎｉｎｇ挙動が起こることがない。そのため、き裂の進展経路となる変形双晶が素材内に残り、靭性は低いことは明白である。また、特許文献１に開示されている予ひずみ導入方法では、変形率が１〜１５％とされているのみで、母材内に存在する変形双晶界面の割合が不明である。更に、予ひずみ導入後、溶質元素を双晶界面に偏析させることを目的とする熱処理がなされていない。そのため、変形双晶界面がエネルギー的に不安定であり、き裂の進展経路となり、靭性向上の効果が望めない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特表２０１２−５３３６８１号公報
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】H. Somekawa et al., Scripta Mater, 53 (2005) p1059.
【非特許文献２】H. Somekawa et al., J. Mater. Res, 22 (2007) p2592.
【非特許文献３】J. Koike et al., Acta Mater, 51 (2003) p2055.
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、Ｍｇ母相の平均結晶粒サイズが５μｍ以上、５００μｍ以下からなるＭｇ−Ｘ基二元系合金伸展材を、ひずみ付与により、全界面長さに対して０．００１以上、０．５以下の変形双晶界面長さの変形双晶を導入した後、熱処理を施すことにより、純Ｍｇ伸展材に比較して優れた靭性を有するＭｇ基合金伸展材を提供することを課題としている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の第１は、Ｘを添加元素とするＭｇ−Ｘ基二元系合金伸展材であって、前記Ｍｇ−Ｘ基二元系合金伸展材の成分が、Ｍｇと、Ｍｇに対して固溶限を有する添加元素：Ｘおよび不可避的成分からと共に、
前記添加元素は、Ａｌ、Ａｇ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｇｄ、Ｙのうちいずれか一種であり、
前記添加元素の添加量が０．００３ｍｏｌ％以上、最大固溶量の８０％以下であると共に、各溶質元素のＭｇに対する最大固溶量は、Ａｌ：１１．５ｍｏｌ％、Ａｇ：３．８ｍｏｌ％、Ｃａ：０．８ｍｏｌ％、Ｍｎ：１．０ｍｏｌ％、Ｓｎ：３．３ｍｏｌ％、Ｚｎ：２．４ｍｏｌ％、Ｇｄ：４．５ｍｏｌ％、Ｙ：３．４ｍｏｌ％であり、
前記伸展材の平均結晶粒サイズが５μｍ以上、５００μｍ以下であり、全界面長さに対して０．００１以上、０．５以下の変形双晶界面長さの変形双晶が結晶粒内に存在しており、
ＡＳＴＭに準拠した靭性値Ｊが、純Ｍｇ伸展材の１７５［Ｊ／ｃｍ２］に比較して優れた靭性値Ｊを有するＭｇ−Ｘ基二元系双晶導入合金伸展材を提供する。
【００１０】
本発明の第２は、発明１のＭｇ−Ｘ基二元系双晶導入合金伸展材の製造方法であって、鋳造、溶体化処理後に、５０℃以上、５００℃以下の温度域にて、０．０１以上、４以下のひずみ付与する伸展化加工後、更に、−５０℃以上、３００℃以下の温度域にて、０．００１以上、０．３以下のひずみ付与と、１００℃以上、５００℃以下の熱処理を組み合わせた双晶導入加工を施したＭｇ−Ｘ基二元系双晶導入合金伸展材の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１１】
Ｍｇ合金を構造部材として使用する場合、素材の安全性・信頼性を確保するため、壊れにくい、すなわち、高い靭性を示す材料が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】結晶粒界と変形双晶界面に関する模式図。
【図２】双晶導入加工までの製造工程図。
【図３】Ｍｇ−Ａｇ熱処理材の微細組織を光学顕微鏡により観察した写真。
【図４】Ｍｇ−Ａｇ双晶材の微細組織を電子線後方散乱回折法により観察した写真。
【図５】靭性を求めるための三点曲げ試験により得られた荷重−変位曲線。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
結晶粒界と変形双晶および変形双晶界面を図１に示す模式図を用いて説明する。結晶粒界はひとつの結晶粒（図１：Ｇと表記）を取り囲み、隣接する結晶粒同士の結晶方位差角の違いによって大角粒界と小角粒界に大別される。すなわち、結晶方位差角が１５°以上の結晶粒界を大角粒界、１５°未満の結晶粒界を小角粒界と定義される。一方、変形双晶は、Ｍｇ合金の変形組織でよく観察される
0006587174.tif 000002
変形双晶であり、結晶粒内に形成され（図１：ＤＴと表記）、変形双晶界面は、結晶方位差角が８６°で、母相と変形双晶との結晶方位が鏡像の関係を示す。また、変形双晶界面（図１：Ｔと表記）は、変形双晶とＭｇ母相との境界と定義される。
【００１４】
本発明の効果を得るための「全界面長さに対する変形双晶界面長さの割合：Ｆ」は、大角粒界と小角粒界からなる結晶粒界長さの総和と、双晶界面長さの総和で表記される全界面長さに対する割合、すなわち、
【数１】
0006587174.tif 000003
として定義するとき、Ｆの値が０．００１以上、０．５０以下であることが好ましく、０．０１以上、０．４０以下であることがより好ましく、０．０５以上、０．３０以下であることがさらに好ましい。
【００１５】
結晶粒内に変形双晶を導入するためには、素材にひずみを付与する必要がある。数１のＦの値は、ひずみ付与量に依存し、結晶粒内に高密度に変形双晶を導入するためには、大きなひずみを付与する必要がある。しかし、付与するひずみが大きくなるにつれて、変形が局所化する。そのため、Ｆの値が０．５０を超える場合、割れやクラックなどが生じやすく、健全な素材の創製が難しい。一方、Ｆの値が０．００１未満の場合、変形双晶の含有量が微量のため、純Ｍｇの靭性より大きな値を得ることが期待できない。なお、結晶粒界や変形双晶界面の長さは、光学顕微鏡や電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）などを用いて測定すればよい。また、Ｆの値は、規定の格子線を引き、結晶粒界・双晶界面と交差する数を数える、点算法を用いて求めても良い。
【００１６】
なお、実施例では、靭性に及ぼす溶質元素の影響を評価するため、Ｆ＝０．２の例を示している。しかし、Ｆの値が０．００１以上、０．５０以下の範囲内であれば、発明の効果は同じである。
【００１７】
Ｍｇ母相の結晶粒サイズは５μｍ以上、５００μｍ以下であることが好ましく、１０μｍ以上、１００μｍ以下であることがより好ましく、１５μｍ以上、５０μｍ以下であることがさらに好ましい。結晶粒サイズが５００μｍを超える場合、素材の強さ（高強度化）を維持することが難しく、部材として使用することが不可能である。Ｍｇ母相内の結晶粒サイズが５μｍより微細な場合、結晶粒界で塑性変形が活発化し、非底面転位運動がおこりやすくなるため、結晶粒内に変形双晶の導入が難しい。
【００１８】
前記微細組織を得るための製造工程を図２に示し、下記に説明する。溶製後、鋳造偏析やデンドライト組織を消滅させる溶体化処理した後、５０℃以上、５００℃以下の温度域にて、ひずみ付与を行い、伸展Ｍｇ合金を作製する（以下、伸展化加工と称す）。伸展化加工の目的は、（１）素材の形状を板状、棒状、塊状へ制御することと、（２）Ｍｇ母相の大きさ（結晶粒サイズ）を５μｍ以上、５００μｍ以下にすることである。伸展化加工時の加工温度は５０℃以上、５００℃以下が好ましく、７５℃以上、４５０℃以下であることがより好ましく、１００℃以上、４００℃以下であることがさらに好ましい。５０℃未満の場合、加工中に、割れやクラックが生じ、健全な素材を創製することができない。５００℃を超える場合、結晶粒が粗大化するため、所定の結晶粒サイズを得ることができない。勿論、溶製後、溶体化処理したＭｇ合金が、所定の結晶粒サイズ内であれば、伸展化加工する必要はない。また、ひずみ付与方法は、圧延や押出、鍛造に挙げられるひずみを付与できる塑性加工法であればいずれの方法であってもかまわない。付与するひずみは、０．０１以上、４以下が好ましく、０．０５以上、３．５以下であることがより好ましく、０．１以上、３．０以下であることがさらに好ましい。４を超えるひずみを付与する場合、伸展化加工によってＭｇ母相に導入される転位が飽和する。そのため、結晶粒サイズ微細化の効果を得ることができない。
【００１９】
なお、図２の伸展化加工後の熱処理であるが、伸展化加工によって作製した伸展Ｍｇ合金の結晶粒サイズが、５μｍ以上、５００μｍ以下であれば、熱処理を実施する必要はない。ただし、本実施例で示すとおり、所定の結晶粒サイズ（実施例では２０μｍ）に制御したい場合、本工程を実施すればよい。
【００２０】
次に、伸展化加工によって作製した伸展Ｍｇ合金に対し、−５０℃以上、３００℃以下の温度域にて、ひずみ付与を行う（以下、双晶導入加工と称す）。双晶導入加工の目的は、結晶粒内に変形双晶を導入することである。付与するひずみは、０．００１以上、０．３０以下が好ましく、０．００５以上、０．２５以下であることがより好ましく、０．０１以上、０．２０以下であることがさらに好ましい。０．３０より大きな場合、変形双晶が結晶粒内に大量に導入されるため、変形が局所化し、健全な素材を創製することができない。双晶導入加工時の温度は、−５０℃以上、３００℃以下が好ましく、−２５℃以上、２００℃以下であることがより好ましく、０℃以上、１００℃以下であることがさらに好ましい。３００℃を超える場合、底面と非底面転位のＣＲＳＳの差が小さくなり、非底面転位運動が活動しやすくなる。そのため、変形双晶の導入が困難である。また、−５０℃より低い場合、極低温であるため作業に危険をともない、実用上、不向きである。双晶導入加工に用いる方法は、押出、圧延、鍛造に代表される圧縮ひずみを付与できる塑性加工法であればいずれの手法でも採用できる。
【００２１】
双晶導入加工後、溶質元素を変形双晶界面に偏析させ、変形双晶界面エネルギーの安定化を図るため、熱処理を行う。熱処理温度は、１００℃以上、５００℃以下が好ましく、１２５℃以上、４５０℃以下であることがより好ましく、１５０℃以上、４００℃以下であることがさらに好ましい。熱処理温度が１００℃未満の場合、溶質原子の拡散速度が遅くなるため、溶質元素が双晶界面に偏析するために要する時間が長くなり、工業的観点から望ましくない。熱処理温度が５００℃を超える場合、結晶粒が粗大化するため、所定の結晶粒サイズを得ることができない。なお、双晶導入加工後に、熱処理を実施しない場合、変形双晶界面に溶質元素が偏析しない。そのため、変形双晶界面がエネルギー的に不安定であり、変形双晶界面がき裂の進展経路となり、本発明の効果である純Ｍｇの靭性より大きな値を示すことができない。
【００２２】
本発明の効果を得るための添加元素と添加量について説明する。添加元素は、Ｍｇに０．１ｍｏｌ％以上、１０ｍｏｌ％以下の範囲内で固溶する溶質元素で、Ａｌ、Ａｇ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｇｄ、Ｙのうちいずれか一種類を選択できる。各元素の添加量は、０．００３ｍｏｌ％以上、最大固溶量の８０％以下が好ましく、０．００５ｍｏｌ％以上、最大固溶量の７５％以下がより好ましく、０．０１ｍｏｌ％以上、最大固溶量の７０％以下がさらに好ましい。添加量が０．００３ｍｏｌ％未満の場合、添加元素は塑性変形や機械的特性に影響を及ぼさず、不純物元素として認識される。一方、最大固溶量の８０％を超える場合、伸展化加工時に、添加元素が析出し、Ｍｇ母相内に金属間化合物を形成する。これらの金属間化合物は、靭性試験時に応力の集中サイト、すなわち破壊の起点となるため、靭性の低下を招き、本発明の効果を得ることができない。なお、実施例では、添加量が０．３ｍｏｌ％の例を示しているが、勿論、添加量が０．００３ｍｏｌ％以上、最大固溶量の８０％以下の範囲内であれば、純Ｍｇよりも高い靱性が得られる。また、各溶質元素のＭｇに対する最大固溶量は、Ａｌ：１１．５ｍｏｌ％、Ａｇ：３．８ｍｏｌ％、Ｃａ：０．８ｍｏｌ％、Ｍｎ：１．０ｍｏｌ％、Ｓｎ：３．３ｍｏｌ％、Ｚｎ：２．４ｍｏｌ％、Ｇｄ：４．５ｍｏｌ％、Ｙ：３．４ｍｏｌ％である。
【実施例】
【００２３】
市販の純Ｍｇ(９９．９８ｍａｓｓ％)と添加元素の添加量が０．３ｍｏｌ％となるように秤量し、各種二元系Ｍｇ合金を重力鋳造にて溶製した。溶解温度は７００℃、溶解保持時間を５分とし、直径５０ｍｍ、高さ２００ｍｍの鉄製鋳型を用いて鋳造した。鋳造材を５００℃、２時間にて溶体化処理した後、添加元素と不可避成分の元素濃度をＩＣＰ発光分光分析法により分析評価した。分析の結果を表１に示す。
【００２４】
【表１】
0006587174.tif 000004
【００２５】
伸展化加工するために、溶体化処理後の鋳造材を、機械加工により、直径４０ｍｍ、長さ６０ｍｍの円柱押出ビレットに加工した。加工後のビレットを１７５〜３７０℃に設定したコンテナ内で３０分間保持した後、押出比１９：１にて押出加工を行い、板厚５ｍｍ、板幅１０ｍｍ、長さ５００ｍｍ以上の板形状の押出材を作製した。その後、平均結晶粒サイズを２０μｍ程度にするため、熱処理を行った。（以下、熱処理材と称す）熱処理温度と時間は表２に示すとおりである。
【００２６】
【表２】
0006587174.tif 000005
【００２７】
光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡／電子線後方散乱回折装置を用いて、二元系Ｍｇ合金の微細組織観察を行った。図３に観察した典型的な微細組織例を示す。図３では黒線で囲まれた領域がひとつの結晶粒（Ｍｇ母相）であり、切片法によって求めたＭｇ−Ａｇ合金熱処理材の平均結晶粒サイズは２１.１μｍあった。なお、各二元系Ｍｇ合金熱処理材の平均結晶粒サイズは、表２にまとめている。添加元素に関係なく、ほぼ２０μｍの平均結晶粒サイズを示すことが分かる。
【００２８】
次に、変形双晶が母相内に含有したＭｇ合金の製造方法について述べる。変形双晶を導入するため、熱処理材に、室温にて双晶導入加工を行った。ひずみは、インストロン型万能試験を用い、圧縮試験により付与した。ひずみ付与方向は、押出方向に対して、平行方向とした。ただし、変形双晶界面長さを制御するため、圧縮ひずみは０．０２〜０．０３とした。その後、溶質元素を双晶界面に偏析させるため、１５０℃に設定したマッフル炉内で、２時間、熱処理を行った。（以下、双晶材と称す）
【００２９】
光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡／電子線後方散乱回折装置を用いて、双晶材の微細組織観察を行った。図４に観察した典型的な微細組織例を示す。図３とは異なり、図４では、矢印で示すように、母相内にレンズ状からなる微細組織の存在が確認できる。電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）を用いた解析から、
0006587174.tif 000006
変形双晶であることが分かった。また、ＥＢＳＤによって得られた結晶粒界と変形双晶界面長さを用いて、数１から、Ｆ＝０．２２と求まった。各二元系Ｍｇ合金双晶材の全界面に対する双晶界面長さの割合：Ｆは表２にまとめるとおりで、各二元系Ｍｇ合金とも約０．２０であった。
【００３０】
ＡＳＴＭに準拠した靭性評価法とその結果について述べる。双晶材から、板厚３．５ｍｍ、板幅７ｍｍ、長さ３５ｍｍからなる三点曲げ試験片を採取した。すべての試験片は、押出方向に対して平行方向から採取し、Ｖノッチは押出方向に対して垂直に刻入した。き裂先端角の影響を低減するため、疲労試験機を用いて、よき裂を導入した。その後、押込み速度：０．５ｍｍ／ｍｉｎにて、室温三点曲げ試験を実施した。図５に、靭性を得るための三点曲げ試験によって得られた典型的な荷重-変位曲線を示す。これらの曲線は、添加元素よって大きく変化する。例えば、Ｍｇ−Ａｇ合金は大きな最大荷重点と押込み変位を示すが、Ｍｇ−Ｐｂ合金の最大荷重点と押込み変位は、図５の中で最も小さい。図中、破線部で示す箇所が吸収エネルギー：Ｓに相当し、靭性と密接な関係がある。すなわち、Ｓの値が大きい程、靭性は高い値を示す、ＡＳＴＭに基づいた線形破壊力学から、靭性：Ｊは次式で求めることができる。
【００３１】
【数２】
0006587174.tif 000007
ここで、Ｂは板厚（＝３．５ｍｍ）、Ｗは板幅（＝７ｍｍ）、ａ０はよき裂長さである。上記数２によって得られた靭性を表２にまとめる。図５の荷重−変位曲線と同様に、添加元素の種類によって、双晶材の靭性は大きく変化する。実施例で用いた各二元系Ｍｇ合金の結晶粒サイズやＦの値、溶質元素の添加量が同じであったことから、靭性の違いは添加元素の種類に起因すると考えられる。すなわち、Ａｇ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｙ、Ｇｄが靭性向上に有効な添加元素であることが分かる。
【００３２】
［比較例］  
比較例のため、市販の純Ｍｇ(９９．９８ｍａｓｓ％)を用い、実施例と同じ手順にて双晶材を作製し、室温三点曲げ試験を行った。なお、試験条件や試験片形状は、前記と同じある。数２によって得られた靭性は表２のとおりである。二元系Ｍｇ合金双晶材の靭性と比較した場合、ＬｉまたはＰｂを添加した二元系Ｍｇ合金双晶材の靭性は、純Ｍｇ双晶材の靭性であるＪ＝１７５Ｊ／ｃｍ２より小さく、これらの添加元素は靭性改善に効果が乏しく、本発明の効果を得ることができない。一方、Ａｌ、Ａｇ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｙ、Ｇｄの溶質元素を添加した二元系Ｍｇ合金双晶材の靭性は、純Ｍｇ双晶材の靭性であるＪ＝１７５Ｊ／ｃｍ２よりも高い値を示し、これらの溶質元素の添加は靭性向上に極めて有効であることが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００３３】
本発明のＭｇ合金は、靭性に優れるだけでなく、大きな吸収エネルギーを示すことから、自動車などをはじめとする衝撃吸収材や構造材としての適応が可能と言える。また、双晶界面が強度改善に寄与するため、強度と靭性を必要とする生体用インプラント材としての適応も考えられる。
【符号の説明】
【００３４】
Ｇ  大角粒界または小角粒界で囲まれた結晶粒（または、Ｍｇ母相）
Ｓ  吸収エネルギー（靭性）
Ｔ  変形双晶界面
ＤＴ  変形双晶
【図１】
0006587174.tif 000008
【図２】
0006587174.tif 000009
【図３】
0006587174.tif 000010
【図４】
0006587174.tif 000011
【図５】
0006587174.tif 000012