本稿では各種アルミニウム合金に形成されるナノクラスタ

.

は じ

め

に

の特徴や挙動について述べ，さらにこれらを活用した合金の高強度化や高延性化の重要性について概説する．

近年，環境・エネルギー問題がクローズアップされ，材料

.

に対する様々な期待が寄せられている．中でも軽量で高性能の材料が注目され，新たな材料開発が精力的に展開されている．アルミニウム合金は軽量で耐食性に優れることから様々

時効硬化現象と GP ゾーンの発見

時効硬化現象の発見

な構造材料や機能材料として利用され，用途が急速に拡大し時効硬化現象は， 1906 年に Wilm(3) によって Al Cu Mgている．一方で，アルミニウム合金に対して，さらに高強度系合金で初めて見出された．高温より焼入れた合金を室温でで高延性であること，加えて高成形性を有することなど様々

放置すると時間とともに硬さが増大する現象である．この合なニーズが出されている．アルミニウム合金の高強度化・高金がジュラルミンであり，時間とともに硬化する現象は時効

延性化には析出現象を活用して析出相のサイズや分散状態を硬化と呼ばれる．しかしながら，当時は時効硬化の原因が何最適化することが最も有効な手法の一つである．

であるのかは不明であった．

工業的に利用されている析出強化型アルミニウム合金の代表例として，AlCuMg 系合金(2000系合金)，AlMgSi 系



時効硬化機構の解明

合金( 6000系合金)， Al Zn Mg 系合金( 7000 系合金)があげ時効硬化現象の理由については様々に検討されたものの永られる．これらの合金では時効熱処理により GP ゾーンや中

年不明確であった． 1938年になって， Guinier と Preston が間相などの準安定相が形成され，これらを的確に制御するこ独自に X 線散漫散乱法を用いて Al Cu 合金で Cu 原子の集とにより高強度など優れた材料特性を得ている．焼入れされ合 体 の 存 在 を 見 出 し た(4)(5) ． い わ ゆ る Guinier Preston

た過飽和固溶体から析出相が形成されるときの核生成挙動を

Zone(GP ゾーン)の発見である．この GP ゾーンが時効硬化

把握し，制御することは重要である．析出強化によりアルミした Al Cu 合金中に母相と整合に存在することを明らかにニウム合金のさらなる高強度化を図るためには析出初期に形した．その後，金属中の転位挙動の研究や電子顕微鏡による成される溶質原子の微細な集合体，すなわち，クラスタ(あ直接観察などを通じて AlCu 系合金の時効硬化は GP(1)ゾ

るいはナノクラスタ)の制御と異質核生成作用の活用が有用

ーンや GP ( 2 )ゾーン( u ″相)の形成によることが明らかにさである(1)(2)．また，微量添加元素(マイクロアロイング元素)れた．また，他のアルミニウム合金でも同様に GP ゾーンがを活用してナノクラスタの構造安定性や界面構造などを変化見出され，時効硬化型アルミニウム合金における GPゾーン

させ，これを活用した組織制御，すなわち，ナノクラスタ支の重要性が認識され，今日まで基礎研究や合金開発が進展し援組織制御が重要である(1)．

てきた．時効硬化の機構としては転位が GP ゾーンなど析出2017年 3 月15日，首都大学東京南大沢キャンパスにおける本会第160回春期講演大会において講演
株式会社神戸製鋼所 アルミ・銅事業部門顧問，東京工業大学名誉教授(〒1418688 東京都品川区北品川 5
912)
Nanocluster Controlling to Achieve High Performance Aluminum Alloys; Tatsuo Sato(Aluminum & Copper Business, Kobe Steel, LTD,
Adviser, Tokyo)
Keywords: aluminum alloys, age hardening, twostep aging, nanoclusters, 3dimensional atom probe, mechanical strength
2016年12月14日受理[doi:10.2320/materia.56.338]



本多記念講演相と相互作用し，初期には転位によるせん断が，後期には転気比抵抗値は小さくなる．これは焼入れ速度の増大により焼位の張り出しによる Orowan ループの形成がおこり，強度が入れクラスタの形成が抑制されるためと解釈された．

増大する．従って， GP ゾーンや析出相をより多く均一に分散させ，また，構造安定化することにより時効硬化はより大

ナノクラスタと GP ゾーン

きくなる．GP ゾーンや析出相をより微細均一に形成させる

近年は三次元アトムプローブ(3DAP)の発達により，溶質ために時効初期に形成されるナノクラスタに着目し，それら原子の集合体を直接観察することができる(10) ．図は Al の制御と合金の高性能化について研究を行ってきた．

10 massZn 合金を焼入れ後，室温に保持(自然時効)したと

きの Zn 原子の集合過程を 3DAP で捉えたものである(11) ．

.

溶質クラスタと焼入れ空孔

各点は Zn 原子を表し， Al 原子は表示していない． Zn 原子は拡散して次第に集まって集合体を形成し，さらに集合体はアルミニウム合金を高強度化，高延性化するためにもっと成長する．AlZn 合金では従来から GP ゾーンが形成されるも有効な手法の一つが上述の析出組織を活用することであことが知られており，クラスタと GP ゾーンをどのように区る．時効熱処理により結晶内の析出相をできるだけ均一高密

別するかが問題である．そこで，これらの集合体のサイズと度に形成させることが重要であり，逆に不均一析出や粒界析

Zn 濃度を調べ，サイズとともに濃度がどのような変化する

出を抑制することが重要となる．そのために溶質クラスタかを調べた．図に室温で各時間保持したときに観察される(単にクラスタと呼称するが，特に微小であることを強調す

集合体のサイズと Zn 濃度の関係を示す(11) ．これより特徴

るときはナノクラスタと呼称)に着目した．図に過飽和固的なことが分かる．すなわち，集合体のサイズが小さいとき溶体からの析出の進行過程とナノクラスタの形成段階を示は Zn 濃度は振れ幅が大きいが，大きくなると次第に Zn 濃

す．過飽和固溶体の相分解により GP ゾーンや中間相が形成

度の振れ幅が小さくなり，約 7 nm 以上になると内部の Znされ，最終的に安定相が形成される．ここで，過飽和固溶体

濃度が約 60 mol と一定になることが分かる．このことかの相分解初期に溶質原子や微量添加元素(マイクロアロイン

ら，ある臨界の大きさ(いまの場合は約 7 nm)以下の場合をグ元素)の集合体としてナノクラスタが形成され，以降の析

クラスタ，以上の場合を GP ゾーンと定義することができ

出挙動に大きな影響を及ぼす(1)．

る．一定の Zn 濃度になるのは GP ゾーンが準安定溶解度ギ

ャップに対応する濃度，すなわち，準安定状態に至るためで焼入れクラスタアルミニウム合金の時効初期にクラスタが急速に形成されることは，直接的な検証は難しかったものの，例えば電気比
抵抗変化などから推測されていた(6)(9) ．例えば， Al Cu 合
金ではごく初期に急速に電気比抵抗が増加し，その後次第に増加速度は緩やかになる．これらの変化は GP ゾーンの形成に起因するもので，急速な変化を Fast reaction と呼んでいる． Fast reaction は焼入れされた凍結過剰空孔によって Cu
原子が低温でも十分に拡散できるために現れる．このように
GP ゾーンが急速に形成されるのであれば，焼入れ時にすでに溶質原子の集合体が形成され，電気比抵抗を増大させている可能性がある．この焼入れ時に存在すると考えられる集合体を焼入れクラスタと呼んでいる．実際に電気比抵抗測定用
線材の直径を小さくして焼入れすると線径の減少とともに電図1

ま て り あ 第56巻 第 5 号(2017)
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図2

Al10Zn 合金の室温時効による Zn 原子クラス
タの形成過程の 3DAP 原子マップ(11) ．( a ) 9 ks,(b) 21.6 ks, (c) 43.2 ks. (d) 108 ks.

均一固溶体からの析出の進行過程とナノクラスタ形成．




図3

図4

ナノクラスタの影響ならびにナノクラスタ支援
組織制御．

図5

Al 1.6 mol  Cu 合 金 お よ び 微 量 添 加 元 素 合 金(0.3 molMg, 0.3 molMg＋0.3 molAg)の時
効硬化曲線(12). (a) RT, (b) 373 K.

Al 10  Zn 合金の室温時効に伴う溶質集合体の大きさと Zn 濃度の関係(11)．

ある．それ以前のクラスタの段階では Zn 濃度の高いものと低いものとが存在する．以上のようにしてクラスタと GP ゾ
ーンを区別できる．また，ここには示していないが，形状に関してもクラスタの段階では球状に近い不定形であるが，GP ゾーンでは回転楕円体になっている(11)．

.


ナノクラスタ制御と高性能化

ナノクラスタの働き

AlZn 合金を例にクラスタの存在やクラスタと GP ゾーンの区別について述べた．次に，これらのナノクラスタの役割やナノクラスタを活用した組織制御，さらには材料特性の向上などについて述べる．ナノクラスタには様々な特徴や合金
組織・特性への影響があり，その本質を把握し，制御すればアルミニウム合金の高性能化へ結びつけられる．ナノクラス
タの役割・影響について図に示す．例えば，ナノクラスタが形成されるとこれにより合金特性に直接的な影響を及ぼす．例えば，自然時効により強度や硬さが増大する現象(自織をより微細高密にすることができれば，より大きな時効硬然時効硬化)がある．これはナノクラスタと転位との相互作化が期待できる．そのためには様々な方法が考えられるが，用により強度が増大する，いわゆるクラスタ強化である．ま

有用な方法の一つに微量添加元素がある．GP ゾーン形成をた，そのために成形性にも影響を及ぼす．すなわち，曲げ加促進するナノクラスタを多く形成させれば GP ゾーンがより工性，プレス成形性，加工硬化，セレーションなどの現れ方

微細高密になる．図に Al 1.6 mol  Cu 合金ならびに Mgが異なってくる．

添加合金( 0.3 mol )，( Mg ＋ Ag )複合添加合金( 0.3 mol 

一方，ナノクラスタは析出挙動や析出組織に大きな影響をMg＋0.3 molAg)を焼入れ後，自然時効(RT)ならびに373

及ぼす． GP ゾーン形成などの低温時効硬化や二段時効硬K で時効したときの硬さの変化を示す(12)(13)．自然時効にお化，また，結晶粒界近傍の無析出帯(PFZ)の形成に影響し，いて，Mg 添加合金では時効硬化が促進され，大きな硬さに材料の強度や延性を左右する(1)(2)．ナノクラスタを活用してなる．また，373 K 時効では，(Mg＋Ag)複合添加合金では組織制御し，材料特性を向上させることをナノクラスタ支援

初期の時効硬化は緩やかであるが，途中から硬さが次第に大組織制御と呼んでいる．本稿では，主に後者について述べる．

きくなり，ついには最も硬くなる．これらは，微量添加元素

AlCu 系合金




ナノクラスタと微量添加元素

によりナノクラスタが形成され，GP ゾーン形成に影響したためである．図に各合金の析出組織の電顕写真と回折図形を示す． Al Cu 合金と Mg 添加合金の自然時効組織をみる

AlCu 合金では時効により GP ゾーンが微細高密に形成さと Mg 添加合金ではより微細高密に GP ( 1 )ゾーンが形成されるため大きな時効硬化が得られる．これらの GP ゾーン組

れている．一方， Al Cu 合金と( Mg ＋ Ag )複合添加合金の

本多記念講演373 K 時効の組織を見ると GP ( 1 )ゾーンが明瞭に観察されく，析出強化により大きく寄与する．(Mg＋Ag)複合添加合るが，さらに詳しく見ると，(Mg＋Ag)複合添加合金にはよ

金において，このような GP111 ゾーンが形成される理由を知り微細な析出物が形成されていることが分かる．これらを高るため Ag 原子の挙動を 3DAP で観察した． 373 K で 0.6 ks

分解能電顕で観察したものを図に示す．図 7( a )は母相のおよび 86.4 ks 時効したときの 3DAP 原子マップを図 7 ( c ) ,{100}面上に形成された通常の GP(1)ゾーンを示す．一方，( d )に示す．特徴的なことは，初期のクラスタ形成段階に

図 7(b)では母相の{111}面上にゾーンが形成され，整合ひず

Ag 原子が優先的に集合していることである．後述のように，

みコントラストを呈している．これを GP111 ゾーンと呼んでAg は Mg と強い引力作用があり，また，空孔とも引力作用いる．このような GP111 ゾーンは転位との相互作用が大きがある．このために Mg/Ag/vacancy のクラスタが初期に形成され，また．図 7(c), (d)の 3DAP 原子マップに矢印で示すように母相の{111}面上に形成される．すなわち，(Mg＋Ag )複合添加合金では初期から{ 100 }面上ではなく，{ 111 }面上に原子が集合するクラスタが存在する．これらが GP111
ゾーンになる．この GP111 ゾーンは時効の進行とともに Q
相に遷移すると推察される．


原子間相互作用とナノクラスタ形成

アルミニウム中の各種原子間や原子と空孔間の相互作用の大きさを知るため，第一原理計算(KKRGreen 関数法)を行った(14) ．図に一例として，各種原子と Mg および空孔との 2 体間相互作用の大きさを示す．ここで，正の値は斥力
を，負の値は引力を示す．これより，Cu と Mg は引力作用があり， Ag は Mg とも空孔とも引力作用があることが分かる．このような引力作用のために，Cu/Mg ナノクラスタやCu / Mg /Ag / vacancy ナノクラスタが形成されやすいことが

図6

Al 1.6 mol  Cu お よ び 微 量 添 加 元 素 合 金 ( 0.3molMg, 0.3 molMg＋0.3 molAg)の時効析
出組織(12)．(a) AlCu (RT, 18 ks), (b) Mgadded (RT, 18 ks), (c) AlCu (373 K, 604.8 ks),(d) (Mg＋Ag)added (373 K, 604.8 ks).

理解できる．次に，これらの相互作用パラメータを用い，ナノクラスタ形成過程をモンテカルロシミュレーション法を用いて解析した．計算例として，図に Al Cu 合金およびMg 添加合金について，273 K の条件でモンテカルロステッ

プとともにどのようにナノクラスタが形成されるかを示す(13) ．図 9 には Al 原子は表示せず， Cu 原子， Mg 原子および空孔を表示してある．時間の経過(モンテカルロステッ
プの経過)に伴い，原子が集合し，ナノクラスタを形成する

図7( Mg ＋ Ag )added 合金の高分解能電顕組織ならびに 3DAP 原子マップ(1)．(a) 373 K, 86.4 ks のGP ( 1 )ゾーン，( b ) 373 K, 86.4 ks の GP111 ゾー
ン，(c) 373 K, 0.6 ks の 3DAP 原子マップ，(d)373 K, 86.4 ks の 3DAP 原子マップ．

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図8

アルミニウム中の各種原子と Mg および空孔との 2 体間相互作用(1)．第一原理計算 KKRGreen関数法により求めた．




図9

Al Cu および Mg 添加合金の相分解過程のモン
テカルロシミュレーション(13)．MCS モンテカ
ルロステップ．

図10

Al4.9Zn1.8Mg および Agadded(0.3)合金 の 時 効 組 織 お よ び 無 析 出 帯 ( PFZ ) 組 織(mass)．(a) 373 K, 86.4 ks, (b) 373 K, 86.4
ks, (c) 433 K, 10.8 ks, (d) 433 K, 10.8 ks.

図 11

Al Zn Mg および Ag added 合金のナノクラス
タ形成と PFZ 形成を示すモデル(15)．(a) AlZn
Mg 合金，(b) Agadded 合金．

過程が再現される．ここで，ナノクラスタの形成挙動を両合金で比較すると特徴的なことが分かる．すなわち，Mg を微量添加するとクラスタがより微細高密になる．これは Mg
添加の効果であり，Mg 原子の添加によりナノクラスタの形
成がより促進され，数密度が増えることを示している．このように，微量添加元素の効果により，ナノクラスタがより多く形成され，その結果，GP(1)ゾーンが微細高密になり，時効硬化が大きくなることが理解できる．


AlZnMg 系合金

Al Zn Mg 系合金は高強度合金であり，航空機や高速鉄

道車両の構造部材として広く利用されている．また，自動車用の軽量高強度材料としても活用されている． Al Zn Mg
系合金では，時効初期に GP ゾーン(GP(1), GP(2))が形成され，その後中間相の h ′相が形成され，大きな時効硬化がおこる．この h ′相は GP ゾーンを経て形成される場合は微細高密になるのに対し，GP ゾーンを経ないで形成される場
合は粗大低密になる．また，GP ゾーンはナノクラスタから連続的に形成されると考えられるため，ナノクラスタの影響を受ける．AlZnMg 合金では Zn/Mg のナノクラスタが形成されるが， Ag を微量添加すると，上述のように Ag は
Mg および空孔と引力作用があるため，Zn/Mg/Ag/vacancyのナノクラスタが容易に形成される．その結果 GP ゾーンが相も高密になり，大きな時効硬化が高密になり，従って，h′得られる．図に Al 4.9 Zn 1.8  Mg 合金ならびに 0.3 
Ag 添加合金(mass)の時効組織(3DAP 原子マップ)ならびに無析出帯(PFZ)組織を示す(15)(18)．3DAP 原子マップから分かるように Ag 添加合金では GP ゾーンがより微細高密になっている．一方， PFZ 組織では Ag 添加合金では PFZ 幅

安定性が低く，また，空孔も粒界に移動して消滅するため，が大幅に狭くなっていることが分かる．すなわち，Ag 添加

析出相に成長できずに PFZ となる．一方，Ag 添加合金でh′により GP ゾーンが微細高密に形成され，また， PFZ 幅がは， Zn / Mg / Ag / vacancy ナノクラスタが形成され，安定性狭くなるため強度と伸びが増大する．ここで， Ag 添加の効析出相に成長する．従っも高く，また，空孔を含むため h ′果について，ナノクラスタ形成挙動の違いを模式図で説明すて，粒内には h ′析出相が高密に形成され，粒界近傍ではる ． 図に Al Zn Mg 合 金 な ら び に Ag 添 加 合 金 に つ い

PFZ 幅が狭くなる．このように，Ag 添加によりナノクラスて，ナノクラスタの形成挙動と PFZ 形成挙動を示す． Al タの形成挙動が異なり，それにより析出組織が微細均一とな

ZnMg 合金ではナノクラスタは粒界近傍でも形成されるがり， PFZ 幅も狭くなる．ナノクラスタ支援組織制御の好例



本多記念講演といえる．


AlMgSi 合金



二段時効挙動測し，ナノクラスタのサイズや組成を解析した．図に
6M9S 合金について，各クラスタの組成として Mg /( Mg ＋
Si)の値を，サイズとして各クラスタ中に含まれる(Mg＋Si)原子の数をとり，両者の関係を示す(19) ．図 13 から， RT のAlMgSi 系合金は中強度の熱処理型合金であり，成形性

場合も363 K の場合もクラスタのサイズが小さい場合には組や耐食性に優れることから自動車用ボディシート材として広成幅の振れが大きく，サイズが大きい場合には組成がある一く使用されている．また，より軽量化のニーズからさらなる定の範囲に収束することが分かる．さらに，363 K の場合に高強度化や高成形性化が求められている．自動車ボディシー

は，RT に比べて一定の組成幅に存在するクラスタの数が多ト材の場合，塗装焼付時の時効硬化，すなわち，塗装焼付硬い．図 13 をもとに， Si の多いクラスタ， Mg Si が同程度の化性(ベークハード性，BH 性)の向上が求められる．この合クラスタ，Mg の多いクラスタに分け，それぞれのクラスタ

金には，室温保持(自然時効)してから人工時効する二段時効の数の違いに着目した．ただし，これらの 3 種類に分類すを行うと十分に時効硬化しないという，いわゆる二段時効のる条件を必ずしも明確にできていないが，二段時効の正の効

負の効果が知られている(1) ． Al Zn Mg 系合金の場合には果と負の効果を理解する上で有効だと判断している．ここで自然時効してから人工時効すると強度がより大きくなる二段は，次の条件に従って，分類している(19)．

時効の正の効果が現れることとは逆である． Al Zn Mg 系

Sirich クラスタ

合金では自然時効中に形成されるナノクラスタが析出硬化に

MgSi クラスタ

0.4＜a≦0.6

有効であるのに対して，AlMgSi 系合金では有害となってMgrich クラスタ

0.6＜a≦1.0

いる．従って，AlMgSi 系合金において自然時効中に何が0≦a≦0.4

ただし，a＝Mg/(Mg＋Si)

おこっているのかを解明し，制御することが求められる．図著者らはこれまでの研究から， Sirich クラスタは負の効

に Mg および Si 組成の異なる二種類の合金， 8M7S 合金

果を， Mg Si クラスタは正の効果をもたらすと考えてい(Al0.78Mg0.70Si 合金)および 6M9S 合金(Al0.62

る．なお， Mg rich クラスタについては検討が十分には進Mg 093  Si 合金)( mass )について， 3 種類の方法で時効んでいないが，負の効果をもたらすことはなく，正の効果にした場合の時効硬化曲線を示す(19)．すなわち，焼入れ後に寄与するか，復元消滅すると考えている．

すぐに 443 K で時効する場合( Single aging)，焼入れ後に室AlMgSi 合金の二段時効挙動は合金組成によっても異な温に86.4 ks 保持後に443 K で時効する場合(NAAA)およびることがよく知られている．そこで，3 種類の組成の合金に焼 入 れ 後 に 373 K に 18 ks 保 持 後 に 443 K で 時 効 す る 場 合

ついて自然時効したときのクラスタの特徴を 3DAP で調べ(PAAA)の 3 種類である．BH 処理の条件は，例えば，443

た．図に，8M7S，7M8S(Al0.73Mg0.81Si)および

K, 1.2 ks などである．このような BH 処理の条件を考慮す

6M9S 合金について， RT, 108 ks で形成されるクラスタにると，いずれの合金とも NAAA の条件では，Single aging

ついて，サイズおよび組成の分布を示す(19) ．これより，合に比べて硬さが低下している．すなわち，負の効果が現れて金組成によってサイズ分布には大きな違いは認められないいる．一方，PAAA の条件では負の効果は表れず，合金にが，組成分布には明確な差異があることが分かる．従って，よっては正の効果が現れる．このように AlMgSi 合金では室温で形成されるクラスタの組成は合金組成の影響を受ける

一段目の温度条件により，二段時効での硬化量が異なる特徴

ことが明らかになった．これらの結果を解析し，上記のようを示す．これは，室温や373 K 保持中に形成されるナノクラにクラスタ分類を行い，それぞれ 3 種類のクラスタが時間

スタの違いによるものであることをこれまで明らかにしてきとともにどのように変化するかを調べた．結果の一例を図た(20)(24)．

に示す(19)．6M9S 合金の自然時効では Sirich クラスタは多

ナノクラスタの特徴と分類

各組成の合金で形成されるナノクラスタを 3DAP 法で観

図 13
図 12

Al Mg Si 合 金 の 二 段 時 効 硬 化 挙 動(19) ． ( a )8M7S 合金，(b) 6M9S 合金 Single aging: 443 K,
NAAA: RT, 86.4 ks→443 K, PAAA: 373 K, 18
ks→443 K.

ま て り あ 第56巻 第 5 号(2017)
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6M9S 合金のナノクラスタの大きさ( Mg ＋ Si 原子数)と組成の関係(19)．
(a) RT, 108 ks, (b) 363 K, 18 ks．3 種類のナノクラスタに分類．Sirich cluster: a≦0.4, MgSi
cluster: 0.4＜a≦0.6, Mgrich cluster: 0.6≦a.

く形成されるが， 8M7S 合金では， Si rich クラスタの数はと急速な時効硬化性が現れる．さらに Ag を微量添加すると少なく，MgSi クラスタが多いことが分かる． Sirich クラより顕著な急速時効硬化がおこる．図に Al 3  Mg 1 

スタが負の効果をもたらすのは，Sirich クラスタが b″相にCu 合金ならびに Ag を 0.4添加した合金(mass)の443 K

きわめて遷移しにくいためであると考えられるが，その理由における時効硬化曲線を示す(26)(27)．ごく短時間(1～ 2 分程は必ずしも明確ではない． Si rich クラスタは高温でも安定度)で急速に時効硬化することが分かる．また， Ag 添加合で復元しにくいことから内部の結合力が強く， b ″相に構造

金ではより顕著に時効硬化する．図に両合金の443 K 時効

変化することが難しいとも考えられる(25)．一方， MgSi クの析出組織を示す(28) ． TEM での観察では Al Mg Cu 合金

ラスタは安定ではあるものの復元もおこるため， b ″相に構では硬さのプラトー段階に明瞭な析出相は観察されず，ピー

造を組み替えることが容易であり， b ″相に容易に遷移する

ク硬さ直前の段階で複数の析出物( GPB ゾーン， S ′相， Zと考えられる．AlMgSi 合金においては，合金組成や一段相)が観察される．一方， Ag 添加合金ではプラトーが終了

目の温度条件などを考慮して Si rich クラスタを抑制し，し，硬さが再び増大する段階で微細な球状の析出相が観察さ

MgSi クラスタを促進するようにすれば，BH 性をより高めれる．時効とともにこれらの析出相は成長するが，全体としることができる．なお， Mg Si クラスタはある程度の大きては微細高密である．このように，Ag 添加により析出組織

 項で述べたことさになると組成がほぼ一定となるため，3.

は大きく変化する．プラトー段階では TEM では析出相は観を踏まえれば，GP ゾーンと呼称することは可能であろう．

察されないが，3DAP 観測によれば，この段階に極めて微細AlMgCu 合金

なナノクラスタが形成されていることが分かる(26)．特に，
Ag 添加合金では Ag を含む球状のナノクラスタが存在してAl Mg 系合金の場合，通常の展伸材の Mg 組成では時効硬化は生じないが，Cu をわずかに(1 mass程度)添加する

図 16

図14

図 15




Al 3  Mg 1  Cu お よ び Al 3  Mg 1  Cu 
0.4  Ag 合金( mass )の 443 K における時効硬化曲線(26)．

3 種類の合金の RT, 108 ks 時効条件における(a)サイズ(Mg＋Si 原子数)および(b) 組成分布(19)．

6M9S, 8M7S 合金の室温保持における各ナノク
ラスタ数の時間変化(19)．
(a) 6M9S 合金，(b) 8M7S 合金．

図17 Al 3  Mg 1  Cu お よ び Al 3  Mg 1  Cu 
0.4Ag 合金の443 K における析出組織(28)．
(a) 10.8 ks, (b) 432 ks, (c) 950.4 ks, (d) 10.8 ks,(e) 86.4 ks, (f) 950.4 ks
写真(c)()GPB ゾーン，() S'相，() Z 相．

本多記念講演本稿で紹介したことの多くは東京工業大学の研究室ならびに神戸製鋼所材料研究所の方々と協力して実施した成果である．ここに深甚なる謝意を表します．

文

図18Al3Mg1Cu0.4Ag 合金を443 K で950.4
ks 時 効 し た と き の 析 出 物 ( HAADF STEM像)(28)．(〈112〉Al 方位)．(a) i5 の領域5 回対称の周期性．( b ) 拡大像．図中に i5 領域の FFT 図
形も示す． 5 回対称になっており，準結晶( iQC:
icosahedral quasi
crystalline)が形成されている．

いる．従って，急速時効硬化はこれらのナノクラスタの形成によるものであり，いわゆるクラスタ硬化の現象である．微細高密に形成されたナノクラスタが転位と大きな相互作用をおこし，強化をもたらすと考えられる．時効硬化のごく初期( 1 ～ 2 分)ではナノクラスタと呼べる集合体も明瞭ではなく，ごくわずかな構造変化で急速時効硬化すると考えられるが，詳細は今後の課題である．また，興味深いことは， Ag添加合金で形成される析出相は準結晶構造をもっていることである(28) ．図に Ag 添加合金の 443 K, 950.4 ks 時効材の
HAADF STEM 像を示す．図 18 ( b )の拡大写真に示すように，5 回対称の周期が存在し，準結晶相となっている．この準結晶相の形成機構については現段階では明確でないが，時効初期に Ag 原子を含むナノクラスタが形成され，それを核生成サイトとして準結晶が形成されると考えられる．このことも今後の興味深い課題である．

.

お わ

り

に

アルミニウム合金の高強度化，高延性化において析出現象の重要性を示し，析出組織を最適制御するためには時効初期に形成されるナノクラスタの活用が有効であることを紹介した．特に，ナノクラスタ形成には微量添加元素の役割が重要なこと，ナノクラスタの構造によって析出強化に有効に働く
場合と逆に有害に働く場合とがあることを述べた．ナノクラ
スタ形成には原子原子間，原子空孔間の相互作用の大きさ

献( 1 ) 里 達雄軽金属，56(2006), 592
601.
( 2 ) 里 達雄軽金属，66(2016), 433
443.
( 3 ) A. Wilm: Metallurgie, 8(1911), 225.
( 4 ) A. Guinier: Nature, 142(1938), 569.
( 5 ) G. D. Preston: Nature, 142(1938), 570.
( 6 ) 高橋恒夫，小島 陽，里 達雄軽金属，27(1977), 3
10.
( 7 ) 里 達雄， 小島 陽 ，高橋 恒夫軽 金属， 27 ( 1977 ) , 488 
492.
( 8 ) 里 達雄，小島 陽，高橋恒夫日本金属学会誌，42(1978),702708.
( 9 ) 里 達雄， 小島 陽 ，高橋 恒夫軽 金属， 28 ( 1978 ) , 506 
513.
( 10 ) 廣澤渉一，小椋 智，芹澤 愛，小宮良樹，里 達雄軽金
属，64(2014), 542550.
( 11 ) 小宮良樹，廣澤渉一，里 達雄軽金属， 56 ( 2006 ) , 662 
666.
(12) T. Sato, K. Hirose and S. Hirosawa: Proc. 9th Int. Conf. Aluminum Alloys (ICAA9), ed. J. F. Nie, A. J. Morton and B. C.
Muddle, (2004), 956961.
(13) 廣瀬清慈，里 達雄軽金属，52(2002), 64
70.
( 14 ) 廣 澤 渉 一 ， 中 村 文 滋 ， 里 達 雄 ， 星 野 敏 春  軽 金 属 ， 56
(2006), 621628.
(15) T. Ogura, S. Hirosawa, A. Cerezo and T. Sato: Acta Mater., 58(2010), 5714
5723.
(16) T. Ogura, A. Hirose and T. Sato: Mater. Sci. Forum, 638
642
(2010), 297302.
(17) T. Ogura, S. Hirosawa, A. Hirose and T. Sato: Mater. Trans.,
52(2011), 900905.
(18) 小椋 智，里 達雄軽金属，63(2013), 196203.
(19) S. N. Kim: Doctoral Thesis, (Tokyo Institute of Technology),(2016).
(20) S. N. Kim, J. H. Kim, H. Tezuka, E. Kobayashi and T. Sato:
Mater. Trans., 54(2013), 297303.
(21) S. N. Kim, J. H. Kim, E. Kobayashi and T. Sato: Mater.
Trans., 55(2014), 16471655.
(22) Y. Aruga, M. Kozuka, Y. Takaki and T. Sato: Metall. Mater.
Trans. A, 45A(2014), 59065913.
(23) Y. Aruga, M. Kozuka, Y. Takaki and T. Sato: Mater. Sci. Eng.
A, 631(2015), 8696.
(24) Y. Aruga, M. Kozuka, Y. Takaki and T. Sato: Scripta Mater., 116(2016), 8286.
( 25 ) 足立大樹，中西英貴，浅野峰生軽金属， 65 ( 2015 ) , 411 
415.
( 26 ) 廣 澤 渉 一 ， 大 村 知 也 ， 里 達 雄 ， 鈴 木 義 和  軽 金 属 ， 56
(2006), 673679.
(27) M. Mihara, E. Kobayashi and T. Sato: Mater. Trans., 54(2013), 1898
1904.
(28) M. Mihara, C. D. Marioara, S. J. Andersen, R. Holmestad, E.
Kobayashi and T. Sato: Mater. Sci. Eng. A, 658(2016), 9198.

が深く関わる．最近は 3DAP 法や TEM 法でナノクラスタ★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

を直接観察し，解析できることから，より有用なナノクラス

1979 年

タ制御が可能となっている．また，ナノクラスタそのものによる急速時効硬化や変形挙動との関わりも明確にする必要がある．これによりアルミニウム合金にとどまらず，他の合金系においても微視的な組織制御や高性能化を図ることができると期待される．
里

ま て り あ 第56巻 第 5 号(2017)
Materia Japan達雄

東京工業大学大学院理工学研究科博士課程修了
工学博士
1979年 東京工業大学工学部金属工学科 助手
1988年 マンチェスター大学客員研究員
1991年 東京工業大学工学部金属工学科 助教授
1999年 東京工業大学大学院理工学研究科 教授
2015年 名誉教授
専門分野非鉄金属材料学，金属組織学★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

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