初期組織制御を巧みに利用したマルチモーダル組織制御による高強度・高靭性 Mg 合金の材料設計指針の確立
熊本大学 工学部材料・応用化学科 物質材料工学教育専攻
助教 井上 晋一
（2020 年度 奨励研究助成（若手研究者枠） AF-2020038-C2）
キーワード：マグネシウム合金，マルチモーダル，機械的性質，破壊靱性

１．研究の目的と背景化成形材は、繊維状に伸長した加工粒、粗大な再結晶粒、マグネシウム合金（Mg 合金）はその軽量性から輸送機微細な再結晶粒、LPSO 相が混在した 2 相 3 領域のマルチ器等の構造材料としての利用が古くから期待されている

モーダル組織を形成しており、マルチモーダル組織形成がが、(1) 双晶変形発生による強度不足、(2) hcp 構造に由来材料の強靭化に重要であることが明らかになりつつある。

する難加工性、(3) 化学的高活性による低耐食性と易燃性、また、急冷法を用いない LPSO 型 Mg-Zn-Y 鋳造合金押(4) アルミニウム合金より低い靭性といった克服すべき出材においても、2 相 3 領域のマルチモーダル組織が形成明確な課題が存在する。そのため、既存の商用 Mg 合金のすることが報告されているが、LPSO 型 Mg-Zn-Y 鋳造合特性を凌駕する新合金の開発が望まれている。このような金押出材の破壊靱性値 KQ は 10-12 MPa m-1/2 程度である。

状況の中、Zn と Y を極少量添加した新規 Mg-Zn-Y 急速凝LPSO 型 Mg-Zn-Y 鋳造合金押出材のマルチモーダル組織

固粉末冶金合金／鋳造押出合金が開発され、高い強度を有の形成は、LPSO 相の分散度や結晶粒径などの初期組織にすることから注目されている。これら Mg-Zn-希土類（RE）影響を受けると考えられている。そこで、本研究では、高合金の優れた機械的性質の発現には、α-Mg 母相中に晶出強度・高靱性 LPSO 型 Mg-Zn-Y 鋳造合金押出材設計指針

ないし析出する長周期積層（LPSO）構造相が強化相としの確立を目的とし、Al や Yb といった合金元素の添加、押て大きな役割を果たしていることが明らかになりつつあ

出加工前の熱処理といった初期組織制御と押出加工条件

り、LPSO 型 Mg 合金という新たな合金系が学界のみならが機械的性質、破壊靱性およびマルチモーダル組織形成にず産業界でも知られている。急速凝固粉末冶金法で作製さ及ぼす影響を調査した。

れた LPSO 型 Mg-Zn-Y 合金は、500 MPa を超える高強度と組織均質化による高耐食性を示すことから、航空機部材としての適用に期待が持たれている。

２．実験方法試料となる Mg 合金は、Mg-1Zn-2Y-0.1Yb, Mg-1Zn-2Y-Al 合金に代わり、航空機の構造材料に Mg 合金を適用

0.3Al, Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb (at.%)の組成を高周波誘する場合、強度だけでなく、安全性・信頼性を担保する必導溶解炉によって、原料をカーボン坩堝内で溶解させて、要がある。しかしながら、材料中のき裂進展に対する抵抗Ar 雰囲気中で鉄製鋳型に鋳造した。押出前の熱処理は、力である破壊靭性値において、Mg 合金は、Al 合金のおよ溶体化処理 773 K x 12 h, 時効処理 573 K x 5, 12, 24, 48,

そ半分程度であり、高強度 LPSO 型 Mg-Zn-Y 合金におい72 h の条件で実施した。ても破壊靭性特性は一般的な Mg 合金とほとんど変わら鋳造ビレットを旋盤でφ29 mm × 70 mm に加工したのない。そのため、LPSO 型 Mg-Zn-Y 合金を航空機の構造材

ち、押出比 10:1、押出温度 623 K、ラム速度 1.5, 2.0, 2.5,料として適用するためには、さらなる破壊靭性特性の向上

4.0, 4.5, 5.5, 6.0 mm s-1 で押出加工を施し、鋳造合金押出が必要である。破壊靭性を向上させるためには、(1) 強度材を作製した。機械的特性を調査するために、ひずみ速度と延性を同時に向上させること、(2) 高い加工硬化能を発5 × 10-4 s-1 で室温引張試験を行った。また、破壊靱性試験現させることが重要となってくる。近年、材料にマルチモを 1CT (試験片幅 W = 50 mm)試験片の 1/6 のサイズの試ーダル組織を形成させた材料において、高強度と高延性の験片を用いた。予き裂導入後の開口試験は、試験速度 0.55両立を果たすことができるため注目を集めている。このマMPa m-1/2 で行った。Mg-Zn-Y 系合金の組織観察に光学顕

ルチモーダル組織は、延性を担う粗大粒や強度を担う微細微鏡、SEM 、EBSD、TEM、HAADF-STEM/EDS を用粒・析出物が混在した不均一性を有する組織である。最近

いた。の研究において、急速凝固粉末冶金法で作製された LPSO
型 Mg-Zn-Y 合金は、塑性加工前に熱処理を施すことで、３．結果

値 15-20 MPa m1/2 と高い破壊靭性値を示すことが明ら

押出比 10、押出温度 623 K、ラム速度 2.5 mm s-1 の条件かとなった [1]。従来のナノサイズの結晶粒のみで構成さで押出加工を施した LPSO 型 Mg-1Zn-2Y 鋳造合金押出材

れた LPSO 型 Mg-Zn-Y 合金急速凝固固化成形材と異なり、は、0.2%耐力 330 MPa、伸び 6%である [2]。押出加工によ押出前熱処理を施した LPSO 型 Mg-Zn-Y 合金急速凝固固って、-Mg 相の微細な再結晶粒領域、繊維状の加工粒領

KIC

域と繊維状の LPSO 相領域のマルチモーダル組織で形成

3-2 Yb 添加の影響されている。ここでは、Al や Yb 添加、押出条件、熱処理

図 3 に LPSO 型 Mg-1Zn-2Y に Yb を 0.1 at%添加したが LPSO 型 Mg-1Zn-2Y 合金の機械的性質やマルチモーダ合金鋳造まま材の組織を示す。鋳造材の-Mg 相の結晶粒ル組織形成の影響を調査した。

径は、40-300 m であり、Mg-1Zn-2Y 合金や Mg-1Zn-2Y0.3Al 合金鋳造材とよりも微細化していた。

3-1 Al 添加の影響
図１に LPSO 型 Mg-1Zn-2Y に Al を 0.3 at%添加した合金鋳造まま材の組織を示す。鋳造材の-Mg 相の結晶粒径は、200-700 m 程度であり、Mg-1Zn-2Y 合金鋳造材の結晶粒径 50-400 m よりも粗大化した結晶粒が観察された。

図 3 Mg-1Zn-2Y-0.1Yb 合金鋳造まま材の組織 (a) 光学顕微鏡写真, (b) IPF map
Mg-1Zn-2Y-0.1Yb 合金押出材の機械的性質は、0.2%耐力 270 MPa、伸び 11％を示した。Yb を添加することで、
図 1 Mg-1Zn-2Y-0.3Al 合金鋳造まま材の組織 (a) 光学顕微
鏡写真, (b) IPF map
LPSO 型 Mg-1Zn-2Y-0.3Al 合金押出材の機械的性質は、0.2%耐力 335 MPa、伸び 7％を示した。破壊靱性値 KQ は、10.9 MPa m-1/2 を示した。この破壊靱性値は、Mg-Zn-Y 合金押出材と同程度であった。Al を 0.3 at%添加しても Mg1Zn-2Y 合金への機械的性質に大きな影響を及ぼさなかった。図 2 に Mg-1Zn-2Y-0.3Al 合金押出材の組織を示す。
Al を添加しても -Mg 相の微細な動的再結晶粒領域、繊0.2%耐力が著しく低下した。破壊靱性値 KQ は、9.1 MPa m1/2を示した。図 4 に Mg-1Zn-2Y-0.1Yb 押出材の組織を示す。微細な動的再結晶粒領域の体積分率 50％と、Mg-1Zn2Y や Mg-1Zn-2Y-0.3Al 合金押出材より増加していることが観察された。また、動的再結晶が促進されたことにより、繊維状加工粒領域の面積分率が減少していた。動的最結晶粒の結晶粒径は、4.0 m と Mg-1Zn-2Y や Mg-1Zn-2Y0.3Al 合金押出材よりも粗大化していた。そのため、降伏強度の減少は、ランダム配向した粗大な動的再結晶粒領域が増加したため、0.2％耐力が減少したと考えられる。

維状加工粒領域と繊維状の LPSO 相が観察された。-Mg相では、動的再結晶粒領域の体積分率 31％であり、Mg1Zn-2Y 合金押出材よりも動的再結晶が抑制された。動的再結晶粒径は 2.9 mm 程度であり Mg-1Zn-2Y 合金押出材と同程度であった。

図 4 Mg-1Zn-2Y-0.1Yb 合金鋳造押出材の組織 (a) 光学顕微鏡写真, (b) IPF map
3-3 Al-Yb 複合添加の影響
Al と Yb を複合添加することで、LPSO 型 Mg-Zn-Y 合
金の機械的性質及びマルチモーダル組織形成に及ぼす影図 2 Mg-1Zn-2Y-0.3Al 合金鋳造押出材の組織 (a) 光学顕微
鏡写真, (b) IPF map

響を調査した。
図 5 に Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金鋳造まま材の組織を示す。鋳造材の-Mg 相の結晶粒径は、50-400 m であり、Mg-1Zn-2Y-0.3Al 合金鋳造材とよりも微細になったが、あることが、わかった。図 8 の動的再結晶粒領域では、結Mg-1Zn-2Y-0.1Yb 合金よりも粗大な結晶粒が形成した。

晶粒界には、Zn、Y、Al、Yb といった合金元素が濃化しMg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合 金 押 出 材 の機械的性質は、ていた。

0.2%耐力 340 MPa、伸び 8％を示した。Yb 添加によって、低下した 0.2%耐力が、Al と複合添加することで Mg-1Zn2Y と Mg-1Zn-2Y-0.3Al 合金押出材と同程度となるまで回復した。破壊靱性値 KQ

表 1 各合金押出材の体積分率と動的再結晶粒径。
押出比 10, 押出温度 623 K, ラム速度 2.5 mm s-1

は、12.1 MPa m-1/2 を示した。

Volume fraction, Vf (%)
AlloydDRX
DRX

WorkedLPSO

regionregionphasecompound(m)

Mg-1Zn-2Y [2]45292602.8

Mg-1Zn-2Y-0.3Al

33422502.9

Mg-1Zn-2Y-0.1Yb

50242604.0

Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb

38342621.4

図 5 Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金鋳造まま材の組織 (a) 光学顕微鏡写真, (b) IPF map
図 6 に Mg-1Zn-2Y-0.1Yb 押出材の組織を示す。微細な動的再結晶粒領域の体積分率 38％と、Mg-1Zn-2Y-0.3Al合金押出材と同程度の微細な動的再結晶粒領域が形成されていた。

図 7 Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金鋳造押出材の動的再結晶粒界の微細な化合物

図 8 Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金鋳造押出材の動的再結晶
粒界の合金元素の濃化
3-4 熱処理の影響
図 6 Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金鋳造押出材の組織 (a) 光
学顕微鏡写真, (b) IPF map

LPSO 相型 Mg 合金は、熱処理によって LPSO 相の形態を制御できることが知られている。そこで、押出加工前の熱処理が、マルチモーダル組織に及ぼす影響を調査した。

表 1 に Mg-1Zn-2Y、Mg-1Zn-2Y-0.3Al、Mg-1Zn-2Y-0.1Yb、

図 9 は、押出加工前に 793 K x 2 h の溶体化処理と 593

Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出材のそれぞれの面積分

K x 5-72 h の時効処理を施した Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb

率と動的再結晶粒径をまとめたものを示す。Yb 添加によ合金の組織を示す。いずれの合金でも LPSO 相と-Mg 粒って動的再結晶粒は促進された。しかしながら、Al と複内に白い線状の析出物が観察された。鋳造まま材では、合添加することで、その動的再結晶粒促進効果が抑制され

LPSO 相はネットワーク状であったが、溶体化および時効た。また、Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出材の動的再結処理を施すことで、板状 LPSO 相となっていた。また、-晶粒の結晶粒径は、1.9 m と他の押出材と比べて微細化

Mg 粒内に形成した白い線状の析出物は、クラスター配列した。図 7 および図 8 に Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押ナノプレート（CANaP）と呼ばれ、積層欠陥上に L12 ク

出材の動的再結晶粒の TEM および HAADF-STEM 観察ラスターが配列したものである[3]。これらに押出加工を結果を示す。図 7 の動的再結晶粒領域では、結晶粒界に化施した Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出材の機械的性質合物が形成していた。EDS の測定結果からこの動的再結を図 10 に示す。5 h の時効処理を施した Mg-1Zn-2Y-晶の粒界に存在する化合物は、Al-Yb で構成されたもので0.3Al-0.1Yb 合金押出材が 0.2%耐力 380 MPa、伸び 3.4%と非常に高い強度を示した。破壊靱性値 KQ は、14.8 MPa押出材のラム速度 6.0 mm s-1 でも、322 MPa と高い 0.2%m-1/2 を示した。また、他の時効処理押出材も 0.2%耐力が耐力を示した。

350-362 MPa と時効処理を施していない Mg-1Zn-2Y0.3Al-0.1Yb 合金押出材よりも高い降伏強度を示した。

図 9 Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金鋳造まま材と時効処理材の組織 (a) as-cast, (b) 593 K x 5 h, (c) 593 K x 12 h, (d)593 K x 24 h, (e) 593 K x 48 h, (f) 593 K x 72 h
図 11 ラム速度が Mg-1Zn-2Y 系合金押出材の機械的性質に及ぼす影響
図 12 に時効処理を施した Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出材の組織を示す。ラム速度の増加に伴い、動的再結晶粒領域の面積分率が増加し、動的再結晶粒が粗大化する傾向を示した。時効処理を施した Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb合金押出材では、ラム速度が 6 mm s-1 以上でも結晶粒径が 2.6 m であり、粗大化が抑制された。時効処理を施した Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出材の各領域の体積分率を表 2 にまとめた。動的再結晶と結晶粒の粗大化を抑制とすることは、LPSO 型 Mg-Zn-Y 系合金の高い機械的性質を維持することにとって重要であると考えられる。
図 10 時効処理時間が Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金時効処
理押出材の機械的性質に及ぼす影響
3-5 ラム速度の影響
LPSO 型 Mg-Zn-Y 系合金のマルチモーダル組織は押出加工などの塑性加工によって、形成するため、押出加工条件に大きく影響を受ける。そこで、ラム速度が LPSO 型
Mg-Zn-Y 系合金の機械的性質および組織形成に及ぼす影図 12 ラム速度が Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金時効処理押出材の組織に及ぼす影響

響を調査した。
図 11 にラム速度が Mg-1Zn-2Y-0.3Al、Mg-1Zn-2Y-

表 2 時効処理を施した Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出0.3Al-0.1Yb および時効処理を施した Mg-1Zn-2Y-0.3Al-

材の体積分率と動的再結晶粒径0.1Yb 合金押出材の機械的性質に及ぼす影響を示す。比較

Ramのために Mg-1Zn-2Y 合金押出材の機械的性質も示す[2]。

dDRX
Alloy

1Zn-2Y-0.3Al および Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金、時効処理を施した Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出材も押出

speed

DRX

WorkedLPSO

comp-(mm/s)

regionregion

phase

ound

23551

142

1.445630

142

1.8660211422.7(m)

Mg-1Zn-2Y 合金では、ラム速度に大きく影響を受け、ラム速度 5.5 mm s-1 で 0.2%耐力 250 MPa を示した。Mg-

Volume fraction, Vf (%)

Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb(R10, Te623 K)

速度の増加に伴い、0.2%耐力が低下したが、Mg-1Zn-2Y合金押出材よりもラム速度増加による強度の低下は緩や４．考察かであった。中でも時効処理を施した Mg-1Zn-2Y-0.3Al-

4-1 Al-Yb 複合添加が動的再結晶粒に及ぼす影響

0.1Yb 合金押出材は、また、Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金

Al と Yb を添加することで、動的再結晶粒の粗大化を抑制し、-Mg 相に強いバイモーダル化を発生させる。このなると粗大な動的再結晶粒領域の体積分率が増加した。Al効果は、ラム速度を増加させても組織を微細に保ち、強度と Yb を複合添加すると微細化と粗大化の双方の効果を打を高く保つことの要因の一つだと考えられる。これらの動ち消し、Mg-1Zn-2Y 合金と同程度の結晶粒径となった。

的再結晶粒の粗大化の抑制は、TEM 観察結果から以下のMg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出材の動的最結晶粒径は、原理が考えられる。TEM 観察結果から-Mg 相の動的再結

Al-Yb 化合物のピン留め効果と合金元素の粒界の農化に晶粒の粒界には Al-Yb 化合物が形成していた。この化合物

よる Solute drag 効果によって微細化した。

が動的再結晶の成長を抑制（ピン留め効果）したと考えら

熱処理によってネットワーク状の LPSO 相と-Mg 相れる[4]。また、化合物が観察されない粒界でも合金元素ので形成された組織を板状 LPSO 相と CANaP を有する組濃化が観察された（図 7）。粒界への合金元素の濃化は、織に変えることで、動的再結晶粒を抑制することができた。

Solute drag 効果によって、動的再結晶粒の粗大化を抑制す

これは粗大な LPSO 相が減少したため、PSN による動的ると考えられる[5]。これらのピン留め効果と Solute drag 効再結晶が形成しづらくなったためだと考えられる。これら

果の両方からラム速度が増加しても、動的再結晶粒の成長の初期組織制御によって動的再結晶粒を抑制することで、が抑制されたと考えられる。この動的再結晶粒の微細化が繊維状加工粒を増加させることで、0.2%耐力 380 MPa、押出材の 0.2%耐力の向上に繋がった。

破壊靱性 KQ14.8 MPa m-1/2 の Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出材を作製することができた。また、Mg-1Zn-2Y-4-2 熱処理が機械的性質と組織に及ぼす影響

0.3Al-0.1Yb 合金押出材は、高いラム速度でも強度を 320

熱処理によって、ネットワーク上の LPSO 相が、板状MPa 以上を示した。

LPSO 相と CANaP を有する組織に変化した。時効処理を施した Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出材では、動的再結晶が抑制したことで、繊維状加工粒の面積率が増加した。
繊維状加工粒は、底面が押出方向とほぼ平行な結晶方位を有しているため、強度向上につながった。また、CANaP を有する-Mg 相の加工粒では、キンク変形が発生することが知られている。このキンク変形は、強度向上に寄与することが近年明らかとなっている。繊維状加工粒の面積率の増加およびキンク変形の発生によって、時効処理を施した
Mg-1Zn-2Y-0.3Al-0.1Yb 合金押出材は、Mg-1Zn-2Y 合金押出材などよりも高い強度を示したと考えられる。また破壊靱性値 KQ においても時効処理を施した Mg-1Zn-2Y0.3Al-0.1Yb 合金押出材は、14.8 MPa m-1/2 と他の押出材よりも高い値を示した。時効処理を施した Mg-1Zn-2Y0.3Al-0.1Yb 合金押出材では、強化相である繊維状 LPSO相の体積分率が他の押出材よりも 10%程度減少している

図 13 加工粒領域の体積分率と破壊靱性値の関係にも関わらず高い KQ 値を示した。一方で-Mg 相の繊維謝状加工粒の体積分率は、他の押出材と比較して、20-38%辞増加していた。図 13 に繊維状加工粒領域の体積分率と破本研究を行うにあたり、公益財団法人天田財団により壊靱性 KQ の関係を示す。繊維状加工粒の体積分率が増加

2020 年度奨励研究助成（若手研究者枠）AF-2020038-C2 のするに伴い、破壊靱性値が増加していることが示された。

支援を受けました。心より深く感謝の意を表する

このことから、Mg 合金の破壊靱性値を向上させるために

参考文献

は、加工粒をある程度増加させたマルチモーダル組織を形成することが重要であると考えられる。

1）S. Nishimoto, Y. Koguchi, M. Yamasaki, Y. Kawamura,
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５．結言
本研究では、Al や Yb といった合金元素の添加、押出加

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影響を調査した。
Al や Yb を添加することで、鋳造まま材の結晶粒径を変化させた。初期組織の結晶粒径が大きければ、動的再結晶粒径が抑制された。一方で、鋳造材の結晶粒径が微細に

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