多軸鍛造マグネシウム合金の延性－脆性遷移挙動と延性破壊に及ぼす応力三軸度の影響
都城工業高等専門学校 機械工学科
教授 高橋 明宏
（2019 年度 一般研究開発助成 AF-2019025-B3）
キーワード：マグネシウム合金，応力三軸度，多軸鍛造，延性破壊挙動

１．研究の目的と背景

鍛造を施した Mg 合金の応力三軸度と力学特性や延性破壊

マグネシウム(Mg)合金の密度は，鉄鋼材料の 22%，アル挙動の関連について特に詳しく調査した．また多軸鍛造

ミニウム合金の 63%であり，構造用材料としての利用が期Mg 合金の衝撃試験を実施し，延性－脆性遷移挙動等の調待されている 1)．しかし Mg の結晶構造が最密六方晶であ査も行った．

るため室温での塑性加工が困難である．これは最密六方晶のすべり系が体心立方晶（例えば炭素鋼）や面心立方晶（銅２．実験方法合金やアルミニウム合金）に比べて数が少ないためである．

2・1

供試材

さらに臨界分解せん断応力（Critical Resolved Shear

展伸用 Mg 合金の受け入れサンプルは，熱間押出を行っStress, CRSS）が最も低い底面すべり 2)は室温下で容易にた AZ31Mg 丸棒と AZ80Mg 丸棒（ともに大阪富士工業株式会活動できるが，他のすべり系が高温下（573～673K(300～社製，押出比：13，押出温度：523-623K，押出速度：400℃)程度）にならなければ活動しにくいといった特徴を2000mm/min）を用いた．丸棒断面の平均結晶粒径は，それ持つ 3)．室温での塑性変形能の低さに対して，Somekawa ら

ぞれ AZ31Mg は 16.7m，AZ80Mg は 17.9m であった．今後，は Mg にマンガン（Mn）を添加することで延性が劇的に向この受け入れサンプルを初期材と略記する．

上する 4)ことを報告している．このように合金元素の添加

サンプル製造の鋳造段階で生成されると考えられる粗や熱処理によって延性改善を図ることができる．このよう大晶出物である Mg-Al 系介在物の空間的分布状態を既報

な研究報告の多くは，JIS 等に準拠して平滑な標点間部位11),12)を有する引張試験片を用いて延性評価

5)にしたがって調査した．その結果 AZ31Mg と AZ80Mg 介している．一方，

在物体積率 Vf はそれぞれ 1.9%と 3.9%であり，ある程度の多軸応力状態での変形評価等を行って，その成果を構造材介在物が凝集配置を示す Pólya-Eggenberger（ﾎﾟﾘﾔ－ｴｯｹﾞ料の製品設計に生かすことが多い．多軸応力下での力学試ﾝﾊﾞｰｶﾞｰ）分布を呈することがわかった．

験は，幾何学的な切欠き部位を設けた引張試験片が用いられ，いわゆる応力三軸度の変化に対する終局破断ひずみを2・2多軸鍛造測定することで多軸応力下での延性評価を行っている．近図１は多軸鍛造に関して模式的に示したものであり，圧年，極低温下での管理が必要とされる LNG やメタンハイド

縮鍛造を３パス実施すると鍛造開始前に戻ることを意味レート等の燃料を運搬する交通輸送には燃費効率を考慮する．多軸鍛造は，矩形状の試料の高さを H0，縦を単位長すると，低密度である Mg 合金の構造材への活用は大変合さ a=1，横を b，圧縮鍛造後の高さを H とすると，H と H0

理的である．の関係を真ひずみを用いて表すと式(1)となる．

ところで Mg 合金の力学特性改善に関して，三浦らはAZ80Mg 合金に多軸鍛造（Multi-Directional Forging, MDF）

𝜀 = ℓ𝑛𝐻0= 0.8𝐻(1)を施すことで降伏応力 530MPa，延性 9%を達成した 6)．三

したがって H0 = e0.8・H = 2.22H （e はネイピア数）とな

浦らは展伸用 Mg 合金に冷間加工を施して高ひずみ導入後るため，式(2)と式(3)が成立する．の結晶粒微細化効果等によって，これまでにない力学的性質の向上を達成している．強加工技術 7)-10)は添加元素を必要としないため資源活用上の利点を有する．その中でも，繰り返し高ひずみ導入が可能であり，あわせて加工素材の歩留まりが最も高い MDF 技術に注目が集まっている．

1 ∶ 𝑏 = 𝑏: 2.22(2)𝑏 = (2.22)0.5 = 1.49(3)

そのため，試料における各辺の寸法比が a：c：b=1.00 :以上のように，高度設計に求められる多軸応力状態や温1.49 : 2.22（図１）となった金型を準備すれば，毎回の度依存性を関連づけた Mg 合金の研究成果は多くなく，極鍛造パス間の真ひずみ = 0.8 を鍛造ごとに累積可能で低温下での調査報告は皆無である．そこで本研究は，円周あり，その上，試料の寸法比を常に一定にできる．更に理切欠きサイズを変化させた丸棒試験片を用いて室温と低論上無限回の鍛造が可能になる．なお，本研究では降温多温での引張試験を実施し，汎用的な展伸用 Mg 合金と多軸軸鍛造を採用した．すなわち鍛造パスごとに鍛造温度を逐次降温させながら実施し，１パス目の鍛造温度は 623K，

ところで円周切欠き付き丸棒試験片では，通常図３(b)２パス目は 523K，そして３パス目は 493K とした．必然的の平滑引張試験片のように平行な標点距離内で軸方向変に金属学的な動的回復・動的再結晶を形成しながら結晶粒位の測定ができない．そこで，引張塑性変形後の体積不変微細化に向けてミクロ組織が変化するという特徴を持っを前提とし，円周切欠きリガメントである断面最小直径のている．なお，n パス目（n=1, 2, 3）の試料を n パス材

ところの有効塑性ひずみ𝜀̅𝑝 を用いて延性を評価することと略記する．
（ = 1.6）のミクロ組織写真を示したものである．図２にした．式(4)に Bridgman の解 13)である𝜀̅𝑝 を示す．
𝑑0
𝜀̅𝑝 = 2ln ( )(4)𝑑𝑝

中の E.D.（押出方向）および F.A.（鍛造方向）は図１を

ここで d0 は試験前の最小直径，dp は変形途中の最小直径参照してほしい．

である．本研究では破断までの連続試験ではなく，負荷-

図２は二種の Mg 合金の初期材（ = 0.0）と２パス材除荷（load-unload）試験を実施した．まず円周切欠き付
2・3

円周切欠き付き丸棒試験片の引張試験方法

き丸棒試験片および平滑引張試験片を用いて破断に至る

図３は，本研究で使用した引張試験片の形状および寸法までの軸変位を測定したベース曲線を得た．その後，ベーである．円周切欠き半径 R は，R=１，3，6，および 12 とス曲線に基づいて引張試験開始から破壊に達するまでのした．比較のため標点部が平滑な丸棒試験片も準備した

軸変位を 20 分割し，この 20 分割した軸変位ごとに試験を（図３(b)）．すべての試験片は熱間押出方向が試験片の長一旦停止する load-unload 試験を採用した．つまり一旦試手方向に同調するように採取・加工した．また MDF の１パ

験を停止するごとに，その瞬間の引張荷重を記録しつつ試ス材～３パス材の試験片は鍛造方向（F.A.）が試験片長手験片中央部の最小直径 dp を透過型レーザー変位形（測定方向になるようにした．引張試験は万能試験機（島津製作

精度 0.1mm）にて測定した．なお，すべての試験をそれぞ所製, 容量 50kN）を用い，負荷速度 1mm/min にて行った．

れ 3 本以上実施した．また別途準備した試験片を複数本準備して，破断直前と考えられる荷重レベルで除荷し，切欠abba

きの最小断面部位を切断採取後，573K-30min の焼きなま

鍛造方向, F.A.

sc

し処理を行ってから超音波音響特性に基づく音弾性法を適用し，き裂発生点の同定 14)を試みた．
多軸鍛造を施した AZ31Mg と AZ80Mg の円周切欠き付き丸棒試験片について，図 3(a)R=1 と R=12 の場合と同等のsc

応力三軸度となるようにサイズを縮小して試験片を作製① 1パス

し，室温で試験を実施した．多軸鍛造材は次に説明する極低温試験は行っていない．
sbascc

極低温での円周切欠き試験は冷媒として液体窒素を用

bsa

囲み，液体窒素を試験片に適量吹きかけるようにして実施

s

② 2パス

③ 3パス

図１

多軸鍛造の概略を示した模式図

(a)

E.D.

(c)

E.D.

図２

いて行った．丸棒試験片部の周辺を発砲ポリスチレン材で

𝑑=1 .

50μm

𝑑 = 1 .9(b)

F.A.

(d)

𝑑 = .850μm(a)円周切欠き付き引張試験片

𝑑 = 8.4

F.A.

AZ31Mg の(a)初期材と(b)２パス材そして(b)平滑引張試験片

AZ80Mg の(c)初期材と(d)２パス材のミクロ組織観察結果（各写真の右上に平均結晶粒径を示す）

図３

引張試験片の形状および寸法した（83K で安定して試験が実施できた）．その際，試験片3.520

表面に生成する霜を抑制するため，試験前に円周切欠き部A3.5に有機フッ素系樹脂を軽く塗布した．この極低温試験での

2.78

10

最小直径の測定は，一旦試験を停止して５秒以内に実施した．その後，安定して 83K になった時点で試験を再開するrことにした．負荷速度は 1mm/min で行った．
2・40.25R

45°

応力三軸度

Aの拡大図

円周切欠き先端周辺における多軸応力状態を定量的に図４表現するために，式（5）に示す Bridgman の式 13),15)によ衝撃試験片の形状および寸法る応力三軸度𝜎𝑚 ⁄𝜎̅を用いた．
𝜎𝑚 1𝑎= + 𝑙𝑛 (1 + )𝜎̅32𝑅

打撃棒重り(5)レーザー変位形

ピエゾ式ロードセル

ここで𝜎𝑚 は平均応力，𝜎̅はミーゼス応力（有効応力），R は
図 3(a)に示す曲率半径，a は試験前の円周切欠きの最小断面の半径であり，透過型レーザー変位計での実測値から算出した．破断時の有効塑性ひずみである限界塑性ひずみ𝜀̅𝑓は，き裂発生点とみなした点における最小直径 df を用いて式(6)にて評価した．
𝑑0
𝜀̅𝑓 = 2ln ( )
𝑑𝑓

ロードセル

リニア
ガイド

恒温槽

試験片

ダミー(6)
ハンマー

2・5

衝撃試験方法図５

図４は本研究で用いた衝撃試験片の形状および寸法を落錘式衝撃試験機とロードセル周辺構造示したものである．V 切欠きの衝撃三点曲げ試験片であり，シャルピー衝撃試験のスタンダード試験片の形状を維持

３．実験結果および考察し寸法を縮小して設計した．すべての衝撃試験片は熱間押

3・1

有効塑性ひずみと応力三軸度出方向が試験片の長手方向に同調するように採取・加工し

図６は AZ31Mg と AZ80Mg の円周切欠き付き丸棒試験片た．また MDF の１パス材～３パス材の試験片は鍛造方向における室温での真応力－真ひずみ曲線を示したもので（F.A.）が試験片長手方向になるようにした．

ある．図中の R の値は円周切欠き半径のサイズを示してい

図５は本研究で用いた落錘式衝撃試験機（模式図）とピる．図６(a)AZ31Mg と(b)AZ80Mg ともに，Load-unload 実

エゾ式ロードセルを示したものである．鋼製の円柱打撃棒

験でよく観察されるように，初期負荷段階の弾性域におけにピエゾ式ロードセル（容量 10kN）が組み込まれており，る応力ひずみ応答は明瞭な線形性を示していない．また両打撃棒はリニアガイドを通して試験片 V 切欠き背面に衝図ともに R 値が低いほど降伏点や引張強さレベルは高く撃を与える構造となっている．低温試験では恒温槽に液体なる傾向が見られた．これは R 値と塑性拘束との関連が深窒素を吹きこませ，試験片近傍のダミー試験片が所定温度いことを意味している．またすべての試験片において，載（83K）に達した時に試験を開始した．室温以上の試験温荷が継続している途中の最高荷重にて破断が観察された．

度は，熱風機を用いて実施した．いずれの試験でも，衝撃音弾性法によるき裂発生点は，ほぼ図６にある破断部の直試験片やダミー試験片がずれないように慎重に行った．試前であったため，限界塑性ひずみ𝜀̅𝑓 は破断点での円周断面験温度範囲は 83K から 423K であり，その範囲の 7 水準のの最小直径 df を用いて算出した．

温度で試験を実施した．初期衝撃負荷速度は 1.0m/s とした．重りの重量は，小林らの提案

16)

図７は AZ31Mg と AZ80Mg の円周切欠き付き丸棒試験片に準じて破断までの吸における 83K での真応力－真ひずみ曲線を示したもので収エネルギーよりも 3 倍以上の付加エネルギーとなるよある．図６の結果に比べて，いずれの試験片においても圧うに調整した．

倒的に延性が低下した．したがって Mg 合金の延性に関して，応力三軸度の変化よりも試験温度の依存性が高いこと

2・6

破面観察方法等

2.3 節および 2.5 節で説明した試験の後，走査電顕を用いて破面観察を行った．それら以外に各変形レベルでの試
験片内部の様相について調査するため，試験片中央部を切り出して光学顕微鏡を用いて観察した．

がわかった．また極低温の試験においても最高荷重のところで破断し，83K での引張強さは室温のそれに比べて高くなる傾向にあった．
図８は多軸鍛造を 2 パス施した AZ31Mg と AZ80Mg の円周切欠き付き丸棒試験片における室温での真応力－真ひ600600

R=1400500

R=6R=3真応力, 𝜎真応力, 𝜎500

R=12300

平滑材

200100

R=1, 2パス200(a)AZ31Mg

000.050.10.150.200.05

600600500

R=3R=6400

平滑材

300
2001000.150.2

R=1, 初期材 R=1, 2パス

R=12, 2パス

500

R=12真応力, 𝜎

R=10.1真ひずみ, 𝜀𝑝真ひずみ, 𝜀𝑝真応力, 𝜎

R=12, 2パス

R=12, 初期材

300

100(a)AZ31Mg, 室温

0400

R=12, 初期材
300

200100(b)AZ80Mg, 室温(b)AZ80Mg

0000.05

0.10.15

00.2

0.05

0.1

0.150.2真ひずみ, 𝜀𝑝真ひずみ, 𝜀𝑝

図６R=1, 初期材

400

室温で実施した Load-unload 試験による(a)AZ31Mg と(b)AZ80Mg の真応力－真ひ図８

室温での多軸鍛造(a)AZ31Mg と(b)AZ80Mgの真応力－真ひずみ曲線

ずみ曲線
600

R=1R=3 R=6真応力, 𝜎500

図９である．AZ31Mg および AZ80Mg ともに，応力三軸度の増加とともに限界塑性ひずみが低下した．また極低温の

R=12400

83K での結果も若干ではあるが低下傾向を示した．AZ31Mg

平滑材

300と AZ80Mg のそれぞれの近似曲線での低下傾向を比較する

200100と，AZ80Mg において特に高応力三軸度での低下傾向が強(a)AZ31Mg, 83Kい．したがって AZ80Mg は応力三軸度（切欠き）に対して000.05

0.10.150.2

真ひずみ, 𝜀𝑝600

真応力, 𝜎ディンプル破面を伴う延性破壊のボイド成長の動力学として有効塑性ひずみと応力三軸度を関連づけた Rice-

R=1R=3R=6R=12平滑材

500400Tracey によるモデル式(7)18)が以下のように表現される．
𝑑𝑅𝑉𝜎𝑚= 0.28𝑑𝜀̅𝑝 𝑒𝑥𝑝 (1.
)(7)
𝑅𝑉𝜎̅300200100

ここで RV は球形ボイド半径，𝑑𝜀̅𝑝 は有効塑性ひずみの増分(b)AZ80Mg, 83Kである．このモデル式は完全な塑性体に球形状ボイドが存000.050.1

0.150.2

真ひずみ, 𝜀𝑝

図７敏感といえる．

極低温で実施した Load-unload 試験による(a)AZ31Mg と(b)AZ80Mg の真応力－真ひずみ曲線在する前提で与えられている．また係数の 0.28 と 1.5 を材料定数 a と b にして式(8)のように書き換える．
𝑑𝑅𝑉𝜎𝑚= 𝑎𝑑𝜀̅𝑝 𝑒𝑥𝑝 (𝑏 )(8)
𝑅𝑉𝜎̅た．この結果からは破断までの延性が若干向上することが式(8)を積分すると以下のようになる．
𝑅𝑉𝜎𝑚ℓ𝑛 () = 𝑎𝜀̅𝑝 𝑒𝑥𝑝 (𝑏 )𝑅𝑉0𝜎̅わかる．これは前述した図２の結果から，多軸鍛造を 2 パ

ここで RV0 は初期ボイド径である．仮に延性き裂発生時のス施すことで結晶粒は微細化され，また初期材に比べて，臨界ボイド径が一定であるとすれば，この式の左辺を定数

多軸鍛造を施すと低いレベルで降伏応力を示したためと金の底面集合組織が集中的に生成する．一方で，多軸鍛造と見なすことができる 19)．したがって式(9)は，𝜎𝑚𝜀̅𝑓 = 𝑎′ 𝑒𝑥𝑝 (−𝑏′ )𝜎̅によって底面集合組織が破壊され，結晶粒微細化によってとなる．ここで a’および b’は材料定数である．図９の集合組織の強度は低くなり，加えて結晶方位のランダム化

2 つの破線に対し，AZ31Mg（室温）は a’=0.24，b’=0.99，17)

相関係数 R=0.97 であり，AZ80Mg（室温）は a’=0.26，ずみ曲線（破線）を示し，初期材のそれらは実線にて示し考えられる．元々初期材は熱間押出の加工材であり，Mg 合も進んだためと考えられる．

以上の図６から８に基づいて，き裂発生時の応力三軸度(𝜎𝑚 ⁄𝜎̅)𝑓 と限界塑性ひずみ𝜀̅𝑓 との関連をまとめたものが

(9)

(10)

b’=1.17，R=0.99 であった．
また，き裂発生時の臨界ボイド成長率は式(9)の材料定

み𝜀̅𝑓 を代入することで求めた 20)．
𝑅𝑉𝑐𝑟𝜎𝑚() = 𝑒𝑥𝑝 {0.28𝜀̅𝑓 𝑒𝑥𝑝 (1.
)}
𝑅𝑉0 𝑐𝑟𝜎̅(11)

図１０は式(8)の臨界ボイド成長率(𝑅𝑣𝑐𝑟 ⁄𝑅𝑉0 )𝑐𝑟 の理論値と応力三軸度との関係を示したものである．この結果，室温で試験をした場合，応力三軸度の増大とともに臨界ボイド成長率が増加した．室温での試験結果は応力三軸度が増加するにつれてディンプルが大きく成長するといった示

臨界ボイド成長率, 𝑅𝑣𝑐𝑟⁄𝑅𝑉0 𝑐𝑟

数 a=0.28，b=1.5 そして有効塑性ひずみ𝜀̅𝑝 に限界塑性ひず

1.3

AZ31Mg, 室温
AZ80Mg, 室温AZ31Mg, 室温, 2パスAZ80Mg, 室温, 2パス

1.2

AZ31Mg, 83K
AZ80Mg, 83K

1.1

100.5唆を得た．一方，極低温（83K）での試験結果からは，臨界ボイド成長は応力三軸度の影響をほとんど受けないこ

11.52

応力三軸度, 𝜎𝑚 ⁄𝜎̅ 𝑓

図１０

臨界ボイド成長率と応力三軸度の関係とが認められた．小林ら 21)はジルコニウム（Zr）添加量を20変化させた 7000 系 Al 合金について調査したところ，第二相粒子の体積率，サイズおよび分布状況などの粒子性状にが大きく成長することを報告している．また，式(11)の係数 0.28 は実測値から導出した場合に 0.90 から 6.27 と広衝撃値,直接関係なく，応力三軸度が増加するにつれてディンプル

初期材
1パス材
2パス材
3パス材

15範囲な値を示すと述べている．この係数は金属材料によっ10500て様々な値を示すことから，本研究で取り扱った Mg 合金
20300400500400500(b)AZ80Mg

ズや分布などを考慮した検討，あるいは主に変形双晶に起15衝撃値,因する破壊であれば，Rice と Tracey または Gurson22)の主

3・2200

試験温度, Kについてもボイド核となる晶出物等の第二相粒子のサイ張とは異なるモデルの適用が望まれる．

100初期材
1パス材
2パス材
パス材

105Mg 合金の衝撃試験結果
0

図１１は，AZ31Mg および AZ80Mg の初期材と多軸鍛造材

0100に対して試験温度を変化させて衝撃試験を行ったときの衝撃値を示したものである．両サンプルともに，多軸鍛造による結晶粒微細化に依存せず，極低温の 83K での衝撃値

200300

試験温度, K

図１１AZ31Mg と AZ80Mg の衝撃試験結果が最も低くなる結果となった．極低温の衝撃値は室温に比ンデンテーション評価を行い，粒界近傍の塑性硬さは粒内べて，AZ31Mg 合金で 56%，AZ80Mg 合金で 73%低下した．このそれより 14%高いことを報告している．今回，多軸鍛造の点は Mg 合金の intrinsic な性質であると考えられる．

を施したサンプルのいずれの試験温度での破面からは，粒逆に室温以上の高温域では基本的にヤング率および降伏界をき裂経路とする様子が観察された．したがって Mg 合応力が低下し，かつ延性が向上するため，切欠き先端前方金は，粒界近傍に高ひずみ領域が残留しており，それをトでの塑性域が拡大するために衝撃値が向上したと考えらレースするようなき裂伝播プロセスが生じた可能性は否れる．特に AZ80Mg に関して，多軸鍛造を施した 2 パス材定できない．今後，より詳細な調査が必要である．いずれと 3 パス材は衝撃値が低下する結果となった．三浦ら 17)にしても Mg 合金に関して，極低温下で構造材に適用するは多軸鍛造を施した AZ80Mg の衝撃値に関して本研究と同ためには，低い衝撃値を克服する必要がある．ところで本様な結果を報告している．また染川ら 23)は純 Mg のナノイ研究では 423K の高温度までの衝撃試験を行ったが，炭素鋼におけるシャルピー衝撃試験時の試験温度変化に伴う限界塑性ひずみ, 𝜀̅𝑓

0.3
AZ31Mg, 室温0.25𝜎𝜀̅𝑓 = 0.24𝑒𝑥𝑝 −0.99 𝑚𝜎̅
R=0.970.2

延性－脆性遷移挙動は現れなかった．そのため DBTT を評

AZ31Mg, 室温
AZ80Mg, 室温AZ31Mg, 室温, 2パス
AZ80Mg, 室温, 2パス価できなかった．

AZ31Mg, 83K
AZ80Mg, 83K0.150.1４．結言
本研究では，Mg 合金の延性破壊挙動に及ぼす応力三軸室温𝜎𝜀̅𝑓 = 0.2 𝑒𝑥𝑝 −1.1
R=0.990.05𝑚𝜎̅

度の影響を調査することを目的として，83K と室温で円周000.511.52

応力三軸度 𝜎𝑚 ⁄𝜎̅ 𝑓

図９限界塑性ひずみと応力三軸度の関係

切欠き付き丸棒試験片を用いた負荷-除荷試験を実施し，その試験から求めた有効塑性ひずみを応力三軸度や延性破壊挙動に関連付けて評価した．また多軸鍛造を施した
Mg 合金について 83K から 423K までの試験温度範囲下でシャルピー衝撃試験を行った．本研究にて得られた結果を以Grain下にまとめる．

Magnesium1） 室温で試験したときの AZ31Mg および AZ80Mg 合金は，

Torsion, Mater. Sci. Eng. A., Vol.488, (2008),

応力三軸度の増加に伴い有効塑性ひずみが低下した．
一方，極低温で試験したときの限界塑性ひずみは室温のそれに比べ圧倒的に低下した．
2） 室温で試験をした場合，Rice-Tracey による臨界ボイド

Refinement
AlloyandSuperplasticity

Processed

byinaHigh-Pressure117-124.
10) H. Zhang, Z. Xu, S. Yarmolenko, L. Kecskes andJ. Sankar ： Evolution of Microstructure andMechanical Properties of Mg-6Al Alloy Processed

成長率は応力三軸度の増加に伴って増大した．一方，極by低温（83K）での試験結果からは，臨界ボイド成長は応Annealing Treatment, Metals, Vol.11, (2021), 926.

Differential

Speed

Rolling

upon

Post-

力三軸度の影響をほとんど受けないことが認められた．

11) 戸田裕之, 小林俊郎, 和田義治, 井上直也：破壊力学3） 極低温の衝撃値は室温それに比べて，AZ31Mg 合金でシミュレーションによる金属基複合材料の破壊じん56%，AZ80Mg 合金で 73%低下した．423K から 83K の温性評価とミクロ組織制御法の提案, 日本金属学会誌,

度範囲にて炭素鋼で現れる延性－脆性遷移挙動は観察

Vol.59, (1995), 198-205.

されなかった．

12) H.

Toda,T.

Kobayashi

andA.

Takahashi ：Mechanical Analysis of Toughness Degradation Due

謝 辞

to Premature Fracture of Course Inclusions in

本研究は公益財団法人天田財団の一般研究開発助成

Wrought Aluminium Alloys, Mater. Sci. and Eng.

(AF-2019025-B3)によって行われました．ここに付記し，財団および関係各位に深く感謝の意を表します．また豊橋技術科学大学三浦博己教授ならびに小林正和教授に厚く御礼申し上げます．

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