HCP 型および BCC 型 Mg 合金の
機械特性
峯

田

才

寛

構造を有しており，純 Mg およびそこから連続する Mg 固

.

は じ

め

に

溶体合金が a Mg 合金に分類される．一般的に Mg 合金と呼ばれるものの多くはこの a Mg 合金である．近年注目をMg およびその合金は実用金属材料中で最も低密度であ集めている Mg1 at Zn2 at Y 合金に代表される長周期

り，次世代を担う軽量材料として注目を集めている．比較の積層規則( Long Period Stacking Ordered: LPSO )型 Mg 合ため，図に種々の実用軽金属材料における密度を示す(1)(2)．

金における母相も a Mg 合金となる(3) ．特徴として a Mg

Mg 合金は軽量性以外にも振動吸収性や生体親和性等の様々合金は優れた強度を有する一方で室温加工性(延性，展性等)な優れた性質を有しており，その期待される主な応用先としが乏しく，それらの改善が a Mg 合金の更なる需要拡大にて自動車産業，航空宇宙産業，医用産業が挙げられる．

向けて必須となる．他方は体心立方( body centered cubic:

Mg 合金は結晶構造の観点から大きく 2 種類に分類するこBCC )構造を有する Mg 合金( b Mg )である．比較的高濃度とができる． 1 つは六方最密充填( hexagonal close packed:の Mg Li 基合金および Mg Sc 基合金が b Mg 合金に分類

HCP)構造を有する Mg 合金(aMg)である．純 Mg が HCPされる．状態図を考えると，これらの合金は Li ないし Sc
中に Mg が固溶している Mg 過剰な固溶体合金となる(4)(5)．
MgLi 基の b Mg 合金は a Mg 合金に比べて強度が低く，軽量性と加工性に優れる傾向がある．そのため，a Mg 合金
では困難である室温加工が可能な超軽量 Mg 合金として注目を集めている．図に各種 Mg 合金の強度および引張伸びの関係(6)(7)を，図に比降伏強度(降伏強度/密度)と圧延加工性の関係を示す(8)(9) ．すなわちどちらの Mg 合金もその機械特性は一長一短であり，それらを改善することで新たな高性能軽金属材料としての飛躍的な需要の増加が期待される．
本稿では，筆者がこれまでに行ってきた研究を交えながら
上記 2 種類の Mg 合金における機械特性改善の試みを紹介する．特に a Mg 合金では加工性改善， b Mg 合金では強度改善に焦点を当て，合金化や加工熱処理での組織制御による機械特性改善について纏める．
図1

種々の軽量金属材料の密度(1)(2)．

弘前大学大学院理工学研究科助教(〒036
8561 弘前市文京町 3)
Mechanical Properties of Mg Alloys Composed of HCP or BCC Phase; Takahiro Mineta(Department of Mechanical Science and Engineering, Graduate School of Science and Technology, Hirosaki University, Hirosaki)
Keywords: magnesium alloy, mechanical property, bodycentered cubic, hexagonal closepacked
2019年12月 5 日受理[doi:10.2320/materia.59.305]

ま て り あ 第59巻 第 6 号(2020)
Materia Japan




.

HCP 型 Mg 合金(aMg 合金)

HCP 型 Mg 合金( a Mg 合金)は比較的強度が高くかつ室温加工性(延性・展性)が乏しいという特徴を有する．本節では種々の a Mg 合金において試みられている加工性改善に向けた研究を紹介する．

a Mg 合金の乏しい室温加工性は，結晶構造に起因する変形異方性が原因であると考えられている． HCP 構造を有す
る a Mg 合金における塑性変形機構として{ 0001}〈 12̃10〉底面すべり，{101̃0}〈12̃10〉柱面すべり，{101̃1}〈12̃10〉一次錐
面すべり，{112̃2}〈1̃1̃23〉二次錐面すべりが知られている(図)(10) ．またその他の塑性変形機構として{ 101̃2 }〈 1̃011 〉，{ 101̃1 }〈 1̃012 〉，{ 101̃3 }〈 3̃032 〉，{ 112̃1 }〈 1̃1̃26 〉等をせん断
図2

種々の Mg 合金における降伏強度と引張伸びの関係(6)(7)．

面・せん断方向とする変形双晶の活動が報告されており，それ ら は a Mg 合 金 の 塑 性 変 形 を 考 え る う え で 重 要 と なる(10)(14) ．これらの塑性変形機構のうち常温で容易に活動
す る の は { 0001 }〈 12̃10 〉底 面 す べ り で あ り ， ま た { 101̃2 }〈 1̃011 〉引張双晶( c 軸に平行な引張，または c 軸に垂直な圧縮により活動する)も変形に寄与する．一方で，a Mg 合金
において{ 101̃2 }〈 1̃011〉引張双晶を除く非底面塑性変形機構の常温における活動性が著しく低いことが知られている．底面すべりの活動のみでは von Mises の条件(15) を満たすことができず，材料は任意の形状へ塑性変形することができな
い．ここでの von Mises の条件とは，材料が任意の形状へ
塑性変形するためには 5 種類の独立した塑性変形機構の活動が必要であるというものである．{ 0001}〈 12̃10 〉底面すべりには(0001)[12̃10]，(0001)[112̃0]，および(0001)[21̃10]の 3 種類があり，この中で独立した塑性変形機構は 2 種類となる．a Mg 合金における非底面塑性変形機構の常温における活動性の低さは各塑性変形機構の臨界分解せん断応力

図3

種々の Mg 合金における比降伏強度と冷間圧延性の関係(8)(9)．

(critical resolved shear stress: CRSS)の観点から理解することができる．図に純 Mg の常温における各塑性変形機構の CRSS を示す(16)(22) ．最も CRSS が小さいものが底面すべりであり，約 0.5 MPa となる．一方で柱面すべりや錐面すべりの CRSS は底面すべりのそれの100倍程度の値となることが報告されている．
変形中にどの塑性変形機構が活動するかを議論するためには CRSS のみならず Schmid factor もまた重要になる．単軸

図4




a Mg 合金において報告されている代表的な塑性変形機構．

最近の研究

図5

純 Mg の室温における各塑性変形機構のCRSS(16)(22)．
図6

純 Mg における底面すべりおよび非底面すべり
CRSS の温度依存性(10)．

図7

室温における各塑性変形機構 CRSS の Y 濃度依存性(16)．

負荷応力を s ， CRSS を t ， Schmid factor を S とした場合
それらの関係は以下の式で示される．

s ＝ t/ S(1)

式( 1 )より，t/S の値が小さな塑性変形機構ほど小さな単軸
負荷応力により活動する．言い換えるならば，CRSS が小さ
く Schmid factor が大きな塑性変形機構ほど活動性が高いと考えることができる．ここで，ある応力軸において競合して活動し得る 2 種類の塑性変形機構 A と塑性変形機構 B を考える．塑性変形機構 A および B の CRSS をそれぞれ tA お
よび tB，Schmid factor をそれぞれ SA および SB とする．塑
性変形機構 B に先行して塑性変形機構 A が主たる塑性変形
機構として活動するためには，式( 1 )より

t A/ S A＜ tB/ S B

(2)

もしくは

tA＜(SA/SB)tB

(3)

もしくは

t A/ tB＜ S A/ S B(4)を満たす必要がある．つまり，各塑性変形機構の相対的な活動性を議論する際にはそれらの CRSS 比および Schmid factor 比を考える必要がある．前述のとおり，底面すべりと非底面すべりの CRSS 比( tnonbasal / tbasal )はおおよそ 100程度となる．したがって式( 4 )より，底面すべりに先行して非底
面すべりが活動することができるのは，底面すべりと非底面に伴いt(nonbasal は大きく減少する．結果として，変形温度のすべりの Schmid factor 比( Snonbasal / Sbasal )が 100 を超える応

上 昇 に 伴 い tnonbasal / tbasal が 1 に 近 づ く こ と が わ か る ． 式

力軸のみとなる．そのため非底面すべりが活動可能な応力軸( 4 )より， tnonbasal / tbasal が 1 に近づくほど非底面塑性変形は非常に限られており，その相対的な活動性は低いと言え機構の相対的な活動性が上昇することとなり，高温では様々る．ゆえに a Mg 合金多結晶では von Mises の条件を満たな塑性変形機構の活動が容易となる．したがって，高温ではすことが困難となり，これが a Mg 合金多結晶における乏von Mises の条件を満たしやすくなり，このことが a Mg

しい室温加工性の一因であると考えられる．

合金多結晶における変形温度を上昇させることによる加工性

一方で a Mg 合金は変形温度を高くすることで加工性が向上の要因であると考えることができる．

向上することが知られている(23) ．このこともまた，各塑性

近年，比較的室温延性に優れた a Mg 合金として Mg Y

変形機構の相対的な活動性という観点から理解することがで二元系合金が注目されている(24)． Mg Y 合金における延性

きる．図に純 Mg における各塑性変形機構の CRSS の温改善効果もまた，各塑性変形機構の CRSS の観点から理解度依存性を示す(10)．この図における各 CRSS は単結晶試験

することができる．図に単結晶を用いて実験的に定量化さ片を用いて実験的に求められたものである． tbasal の温度依れ た 各 塑 性 変 形 機 構 CRSS の Y 濃 度 依 存 性 を 示 す(16) ．

存性に比べ tnonbasal の温度依存性が大きく，変形温度の上昇

CRSS の Y 濃 度 依 存 性 は 塑 性 変 形 機 構 ご と に 明 瞭 に 異 な

ま て り あ 第59巻 第 6 号(2020)
Materia Japanる．特に Mg Y 合金における柱面すべり CRSS は純 Mg のtnonbasal / tbasal が 1 に近いことがわかる．そのため純 Mg にそれに比べて小さく， Y 添加による固溶軟化の傾向が報告

比べて Mg Y 合金では非底面塑性変形機構の相対的な活動されている．この Y 添加による柱面すべり CRSS の低下は性が高くなり，結果として Mg Y 合金では von Mises の条

密度汎関数理論(density functional theory: DFT)の観点から件を満たしやすくなると考えられる．このことが Mg Y 合も示唆されている(25) ．上述の通り， tnonbasal / tbasal が 1 に近金における室温延性改善の要因であると言える．

づくほど複数の塑性変形機構の活動が容易となり von Mises

Y 添加による非底面塑性変形機構の相対的な活動性の向の条件が満たしやすくなると言える．図に tnonbasal / tbasal

上を示す研究例をいくつか紹介する． Mineta らは純 Mg おの Y 濃度依存性を示す．純 Mg に比べて Mg Y 合金ではよび MgY 合金単結晶を用いた in situ Brinell インデンテーション(顕微 Brinell インデンテーション)を行い， Y 添加による圧痕形状異方性の低減を報告している(26) ．図に純Mg お よ び Mg Y 合 金 単 結 晶 の ( 12̃10 ) に 圧 入 し た 顕 微
Brinell インデンテーション結果を示す．球状圧子を用いたにも関わらず圧痕形状は円形とならず，楕円形の圧痕形成過程が in situ 観察された．楕円形圧痕の長径方向は[0001]，
短径方向は[101̃0]と平行であった．これは，HCP 構造に起因する変形異方性を反映したものであると考えることができる．圧痕形状を楕円形と考えることで長径 dL と短径 dS を定義し，変形過程の in situ 観察から計測した各試料におけるdL および dS の押し込み荷重依存性を図に示す．Y 添加により dL および dS はともに減少していることがわかる．圧痕
径の減少は硬さの増加を意味するため，これは Y 添加による硬化を表している．また圧痕形状異方性を定量的に評価するため，図に dL / dS の押し込み荷重依存性を示す． dL / dS
が 1 に近いことは圧痕形状が円形に近く圧痕形状異方性が
図8

図9




室温における CRSS 比( tnonbasal / tbasal )の Y 濃度依存性．

小さいことを意味する．図 11 に示す通り，押し込み荷重に関わらず Y 添加により dL / dS は 1 に近づいた．これは Y 添(a ) 純 Mg ，( b) Mg 1.3 at Y および( c) Mg2.3 at  Y 単結晶における顕微 Brinell インデンテーションから得られた変形過程の in situ 観察像(26)．

最近の研究

加による圧痕形状異方性の減少を意味する．またその際の圧および[ 101̃0 ]の両方への圧痕拡張に寄与する．図 9 に示す

痕形状と NixGao モデル(27)に基づく活動する塑性変形機構

通り， Y 添加の有無に関わらず( 0001 )と平行なすべり線のの関係を図に示す． Nix Gao モデルより，[ 0001 ]への圧導入が観察された．これは底面すべりの活動が[ 0001 ]への痕拡張には(0001)[12̃10]せん断ひずみ，[101̃0]への圧痕拡

圧痕拡張に寄与していることを意味している．一方で，純張には( 101̃0 )[ 12̃10 ]せん断ひずみの導入が必要となる．

Mg 単結晶に比べて Mg Y 合金単結晶では{ 101̃2 }双晶の活(0001)[12̃10]せん断ひずみおよび(101̃0)[12̃10]せん断ひず

動量が明瞭に少ないことがわかる．純 Mg では非底面すべみはそれぞれ底面すべりおよび柱面すべりの活動により導入

り変形機構の CRSS が{ 101̃2 }双晶のそれに比べ著しく高いされるせん断面・せん断方向と一致するため，それら塑性変ため，[ 101̃0]への圧痕拡張は主として{ 101̃2 }双晶の活動に形機構の活動が圧痕拡張に主として寄与すると考えられる．

帰される．これに対して先に示した通り Y 添加により非底

また{ 101̃2 }双晶および二次錐面すべりの活動により導入さ面塑性変形機構の相対的な活動性が高まるため，{ 101̃2 }双れるせん断ひずみ成分を考えると，それらの活動は[ 0001 ]晶のみならず非底面すべりの活動が[ 101̃0 ]への圧痕拡張に寄与していると考えられる．以上より， Y 添加により底面すべりと非底面塑性変形機構の相対的な活動性が近づいたことが圧痕形状異方性の低減の要因であると推測される．また
この圧痕形状異方性は Mg 単結晶のみならず Mg 多結晶においても観察されている(28)．Watanabe らは Y または Al を添加した Mg 合金単結晶に Brinell インデンテーションを行
いその圧痕形状異方性と各塑性変形機構の CRSS との関係を考察している(29) ． Sandl äobes らは室温引張試験後の Mg 
Y 合 金 の 透 過 電 子 顕 微 鏡 ( Transmission Electron Microscopy: TEM )観察を行い，結晶粒界近傍のみならず結晶粒内においても非底面塑性変形機構の活動を確認してい図 10

各 Mg 単結晶を用いた顕微 Brinell インデンテー
ションにより計測された長径 dL および短径 dS の
荷重依存性(26)．

る(30)．これらの実験結果は上述した Y 添加による tnonbasal/

tbasal が 1 に近づくという結果を裏付けるものである．
a Mg 合金の加工性は各塑性変形機構の相対的な活動性に影響を受けるため，CRSS の制御のみならず結晶方位の制御からも加工性を向上させることが可能であると考えられる．
前述の通り a Mg 合金において主として活動する塑性変形
機構は底面すべりである．そのため圧延材では圧延垂直方向( Normal Direction: ND )と平行に[ 0001 ]が配向した強い集合組織を容易に形成し(図)，ランダムな結晶方位を有する

a Mg 合金に比べて a Mg 圧延材では変形異方性が大きくなる．したがって集合組織化を抑制することで a Mg 圧延材の室温加工性が向上すると期待される．集合組織制御による室温加工性向上に関する研究として， Huang らは比較的高温での熱間圧延と焼きなましを組み合わせることで AZ61
合金( Mg 6 mass  Al 1 mass  Zn )や AM60 合金( Mg 6
mass Al＋ 微量な Mn)の集合組織を制御し，高いエリクセ

図 11

各 Mg 単結晶を用いた顕微 Brinell インデンテー
ションにより計測された dL/dS の荷重依存性(26)．

図12

ン値(加工性を評価する指標の一つ)を達成している(31)．また Chino らは MgZn 合金に微量の希土類元素やアルカリ土

NixGao モデルに基づく(12̃10)に圧入した Brinell インデンテーションの変形模式図(26)．

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


図13

a Mg 合金における変形集合組織形成過程の模式図．( ND 法線方向， RD 圧延方向， TD 圧
延直角方向)
図 14

Mg x mass  Li 1 mass  Al 合金における降伏強度および比降伏強度の Li 濃度依存性(34)．

類金属元素を添加することにより集合組織化を抑制し，室温
加工性の改善に成功している(32) ．以上より， a Mg 合金の室温加工性改善には CRSS や結晶方位を適切に制御し複数度 Li 合金である b Mg 合金の 0.2 耐力は a Mg 合金のその塑性変形機構の活動を可能とすることが重要であると言えれより低く，また( a ＋ b )Mg 合金の 0.2 耐力は他 2 種類

る．

に比べて概ね高いことがわかる．ここで，軽量金属材料の機械特性を議論する際には単純な強度のみならず比強度(密度. BCC 型 Mg 合金(b 
Mg 合金)

当たりの引張強度)や比降伏強度(密度当たりの降伏強度)が重要となる．MgLi 合金は Li 濃度の増加に伴いその密度が本節では MgLi 基の BCC 型 Mg 合金(bMg 合金)を主と減少するため，それらの密度の関係はおおまかに a Mg＞(a

して取り扱う．MgLi 基の bMg 合金は Li を多く含有して＋b)Mg＞bMg となる．上記を踏まえ，各 MgLiAl 合金

いるため，a Mg 合金に比べて密度が非常に小さいという特における 0.2 耐力の報告値をそれぞれの密度で除した値

徴 を 有 す る ( Li の 密 度  0.53 Mg / m3 ， Mg の 密 度  1.74

(本稿ではこれを比降伏強度として扱う)を図 14 に併せて示

Mg /m3(1) )．また b Mg 合金は結晶構造が HCP 構造に比べす． Mg Li 合金における b Mg 合金における比降伏強度のて対称性の良い BCC 構造であるため，一般的に a Mg 合金

値は a Mg 合金のそれより高く，軽量金属材料としての機よりも優れた加工性を示す．その一方で b Mg 合金の多く

械特性を考えると寧ろ b Mg 合金の方が優れた強度を有しは強度・耐食性が劣るという特徴を有している．特に Mg ていると解釈することもできる．

Li 二元系の bMg 合金では Li 濃度の増加に伴い軽量性が向

 熱処理によbMg 合金の強度向上に向けた試みとして，◯

上するとともに強度が減少する．例えば Li 濃度を上昇させ

 加工による組織制御が挙げられる．ここる組織制御および◯る こ と に よ り Vickers 硬 度 が 10 HV 程 度 か つ 水 に 浮 く 軟で， Mg Li X 合金( X ＝特定の金属元素)に対して比較的高質・超軽量合金も開発されている(33) ．単純な組織制御によ

温での熱処理を施した後に急冷することで， BCC 相がスピ

り材料のマクロな密度を大きく変化させることは困難である

ノーダル分解したと考えられる組織が形成することが知られため，超軽量な b Mg 合金の特性を改善することにより優ている(6)(8)(35)．Kato(36)が報告している通りスピノーダル分れた超軽量金属材料の開発に繋がると期待される．本節では，解は強度の向上に寄与するため，これを用いた組織制御は

Mg Li 基の b Mg 合金における強度改善に向けた試みを中b Mg 合金の高強度化に繋がると期待される．図に Mg 

心に紹介する．

14 mass Li3 mass Al 合金(LA143)における Vickers 硬MgLi 合金は結晶構造の特徴から 3 種類に分類される．1度の熱処理温度依存性を示す(8)．Vickers 硬度は明瞭に熱処

つは Li 濃度が約 5.5 mass以下のもので，結晶構造は HCP

理温度に依存し，またその強度は Hall Petch 則では説明す

構 造 ， つ ま り a Mg 合 金 に 分 類 さ れ る ． 2 つ 目 は 約 11

ることができない．このスピノーダルライクな組織は本合金

mass 以上の Li 濃度を持つもので，これは BCC 相からなの 他 に Mg 10.95  Li 3.29  Al 0.19  Zr 0.59  Y

る bMg 合金となる．この bMgLi 合金は非常に優れた軽(mass)合金(6)および Mg11 Li3 Al(mass)合金(35)

量性と室温加工性を有している． 3 つ目は Li 濃度が約 5.5においても確認されている．それらの組織観察結果として，

mass から 11 mass のもので，これは HCP 相と BCC 相

熱処理後に数 nm 程度の極微小な濃化相の存在が走査型透過の 2 相から成る合金である．図に Matsuzawa らが報告し

電 子 顕 微 鏡 ( STEM )(35) お よ び 3 次 元 ア ト ム プ ロ ー ブ

た Mg x mass  Li 1 mass Al 合金(安定化処理材)におけ( 3DAP )(6) を用いた分析から確認されている．これが Mg る降伏強度(0.2耐力)を示す(34)．これらの合金では，高濃LiX 合金における熱処理による高強度・高硬度化の要因で




最近の研究

図 15

LA143 合金における Vickers 硬度の熱処理温度依存性(8)．

図17 種々の Mg 合金における Vickers 硬度と密度の関係．点線の傾きは巨大ひずみ加工を施した
LA143 合金の比硬度の 1 つを表す．( p )，( s )はそれぞれ析出強化型，固溶強化型合金を意味する．

eeq＝

1
2
ln
3
1－ r

(5)

ここで r は全圧下率である．また図16に本合金における 3.5
mass NaCl 水溶液中での腐食速度の相当ひずみ依存性を併せて示す．相当ひずみの増加に伴い腐食速度が減少，つまり耐食性が向上していることがわかる．したがって，本合金において巨大ひずみ加工は b Mg 合金の代表的な欠点である強度と耐食性の同時改善に有効であると言える．上記の通り，軽量材料では単位密度あたりの強度(硬度)特性が重要と
図 16

LA143 合金における Vickers 硬度および食塩水
中での腐食速度の負荷相当ひずみ依存性(39)．

なる．ここで単位密度あたりの Vickers 硬度として比硬度を定義する．図に種々の Mg 合金における Vickers 硬度と密度の関係を示す．原点と各データ点を結んだ直線の傾きが比硬度となるため，この傾きが大きいほど軽量材料として優れた比硬度特性を有していると言える．図 17 に破線で示す通あると考えられる．また上記の熱処理による組織制御を行っり，巨大ひずみ加工を施した LA143 は他の軽量金属材料とた LA143 合金は圧延加工性にも優れていることが見出され比べても優れた比硬度特性を有していると言える．

ている(8) ．以上より，熱処理による組織制御は b Mg 合金

近年では Mg
Li 基合金以外の b
Mg 合金として Mg
Sc 基合金に関する報告がある．傾向として， bMgSc 基合金はの機械特性改善に有効であると言える．

bMg 合金の強度改善に向けた他方の試みとして，繰り返b Mg Li 基合金に比べて密度が大きく(～ 2 Mg / m3 )，強度

し重ね接合圧延法(accumulative rollbonding: ARB)(37)や等が高く，加工性が悪い(図 3)傾向にある．MgSc 合金として

径角度付き押し出し法(equal

多く研究が為されているのは(a＋ b)Mg 合金である．ここchannelangularpressing:

ECAP )(38) 等に代表される巨大ひずみ加工( severeplastic

での a 相は Mg 固溶体相であり，b 相は Sc 固溶体相である．

deformation: SPD)による組織制御が行われている．SPD は(a＋ b )MgSc 合金は各固溶体相の組成幅が Mg Li 合金に材料に大変形を付与することで結晶粒径と転位密度を制御

比べて大きい(5)ため，析出強化型の合金として機械特性の制

し，結果として材料の強度を飛躍的に向上させることが可能

御が可能であるという特徴を有する．またその加工性は汎用な手法である．図に SPD の 1 つである繰り返しチャネル的な a Mg 合金に比べ高く，優れた強度延性バランスを有

ダイ圧縮接合(accumulative channeldie compression bond-

していると言える．加えて MgSc 合金における b 相は応力

ACCB)を施した LA143 の Vickers 硬度を示す(39)．付

誘起マルテンサイト変態をし，結果として形状記憶特性や超与した相当ひずみ eeq の増加に伴い Vickers 硬度が増加して弾性特性を示すことが報告されている(40) ．以上より， Mg

ing:

いることがわかる．ここでの eeq は平面ひずみ条件を仮定しLi 基合金のみならず bMg 合金の一種である MgSc 基合金た以下の式で求められる．

もまた新たな軽量高機能材料として注目されていると言える．

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


.

お わ

り

に

本稿では HCP 型 a Mg 合金および BCC 型 b Mg 合金という 2 種類の Mg 合金における機械特性改善に関する試みを紹介した．多くの優れた性質を有している Mg 合金であるが，a Mg 合金では室温加工性が，bMg 合金は強度が劣るという欠点を有している．それらの欠点は多くの研究者たちが合金化，集合組織制御，加工熱処理といった材料学的知見に基づく多種多様な組織制御を行うことにより解決されてきている．それらの研究成果は新たな高性能軽量金属材料とし て の Mg 合 金 の 発 展 に 現 在 進 行 形 で 大 き く 寄 与 し て おり，これからの Mg 合金の展開に期待がされる．
本稿で紹介した研究は，北海道大学三浦誠司教授，池田賢一准教授，弘前大学佐藤裕之教授，東北大学毛利哲夫教授との共同研究のもと遂行されました．

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★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
2017 年 3 月

北海道大学大学院工学院材料科学専攻
博士後期課程修了
2017年 4 月現職
専門分野機械特性，組織制御◎組織制御による高性能金属材料の開発に関する研究に従事．

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峯田才寛

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