LPSO 型 Mg 合金のキンク形成観察とキンク導入加工プロセスの最適化
光 原 昌 寿 山 R 重 人 安 藤 大 輔

一般的な Mg 合金では，塑性変形の際にすべりと双晶変形

.

は じ

め

に

が活動する．LPSO 型 Mg 合金でもすべりは生じるが，双晶
変形はその活動を著しく抑制される．そのような状況で，底昨今のエネルギー問題を背景に，インフラ設備，輸送機器

面すべりをも活動させないような方向から力を加える(例え等で使用される構造用金属部材の軽量化は喫緊の課題となっば，底面法線方向と垂直な方向から圧縮する)と，巨視的にている．軽金属に分類されるマグネシウム(Mg)，アルミニ

は座屈とも捉えられるような結晶面の屈曲が突如として出現

ウム( Al )，チタン( Ti )等の高特性化(特に高強度化)は，こする．ただし，この突発的な変形モードは座屈とは似て非なの課題に対して直接的で工業的価値の高い解決策となり得るものである．それは，この変形モードの発現が変形応力のる．実質的に構造用金属材料中で最軽量である Mg では，低下と直接的には結びつかないことから明らかである．この長周期積層(LPSO: Long Period Stacking Ordered)構造を有ような変形モードを「キンク」と呼び，古くは 1942 年にカし全く新たな概念で強化された合金が我が国で発明(1)され，ドミウム単結晶の変形で発見され(3)，亜鉛単結晶などでも生

世界中から高い関心を集めている．LPSO 型 Mg 合金は，一じることが報告されている(4)．また，高分子材料や地殻・岩般に，MgTM(遷移金属)RE(希土類金属)系の合金組成を石の変形においても同様の変形モードが生じることが知られ有し， LPSO 相と a Mg 相の複相で構成される(1) ．その一ている(5)．しかし，多くの金属材料では転位すべりや双晶変方で，合金の性質を研究する上で，LPSO 相単相で構成され形が容易であり，キンクを発生させるような変形の拘束条件

る Mg 合金(例えば，Mg9Y6Zn 合金(数字はat.，以下でが満たされる場合は稀である．そのため，ここ 60 年は忘れも同様に表現する)など)も広く利用されており，これも広義

られた変形モードであったと言っても過言ではない．そのよ

で LPSO 型 Mg 合金に含まれる．

うな変形モードが現代の最先端の合金において蘇ったことは

Mg は HCP 構造をとり，原子最密面が 2 周期で積層したノスタルジックではあるが，一方で， 60 年超の研究空白期

2H 構造を有する．一方で，LPSO 相は，添加元素が偏析し間がゆえに，塑性変形による「キンク形成」と，導入されたた層が周期的に積層欠陥として導入されることで，より長い

キンクによって後続の変形が強く抑制される(つまり材料が周期構造を有する(2)．このように，濃度変調と積層構造が同強化される)「キンク強化」については，現在でも不明な点期している構造を「シンクロ型 LPSO 構造」と呼び，これが多く残されている．

までに 5 周期( 10H )， 6 周期( 18R )， 7 周期( 14H )， 8 周期

本稿では，はじめにキンク形成挙動を詳細に解析した研究( 24R )の 4 種類が確認されている( H は六方晶， R は斜方例を紹介し，それに加えて，キンクを優先的に，かつ，大量晶)(2)．

に組織中に導入するための塑性加工プロセスを検討した内容

LPSO 型 Mg 合 金 が 従 来 の Mg 合 金 と 大 き く 異 な る 点について報告する．

は，その塑性をもたらす変形モードにある．純 Mg または
九州大学大学院総合理工学研究院准教授(〒8168580 春日市春日公園 61)九州大学大学院工学研究院准教授
東北大学大学院工学研究科准教授
Microstructural Observation and Wrought Processing Optimization for Kinking in LPSO Type Mg Alloy; Masatoshi Mitsuhara, Shigeto Yamasaki, and Daisuke Ando(Department of Advanced Materials Science and Engineering, Kyushu University, Kasuga.
Department of Materials, Kyushu University, Fukuoka. Department of Materials Science, Tohoku University, Sendai)
Keywords: long period stacking ordered type Mg alloy, kink deformation, microstructure, electron microscopy, wrought processing, hardness
2022年 5 月25日受理[doi:10.2320/materia.61.543]

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japanけている結晶方位を，図に併記する標準ステレオ三角形に合. LPSO 単相 Mg 合金におけるキンク形成挙動

わせて色付けている．(c)のGROD(Grain Reference Orientation Deviation)マップと(d)の KAM(Kernel Average Mis-

ここでは，LPSO 単相合金である Mg9Y6Zn 合金一方向orientation )マップは，いずれも結晶方位変化に基づいてひ凝固材を用いた研究成果を示す．一方向凝固時の成長方向とずみを表現するものである． GROD は結晶粒の平均方位か平行に荷重軸を設定して，合金を圧縮すると，図に示すよらの各測定点の方位変化を，KAM は隣接する測定点間の方

うな激しい表面凹凸が発生する．この激しい表面凹凸は，細位差の平均値をそれぞれ表している．図 2 より，初期(変形かなくさび状キンク(Ridge キンクと呼ばれる)が瞬間的・局

前)では各結晶粒内の結晶方位は均一であることがわかる．

所的・連鎖的に生じた結果である．

圧縮変形が開始すると，1st の段階ですでに，視野の一部に

図  に ， SEM ( Scanning Electron Microscope )内 そ の 場

おいて局所的な結晶方位変化が捉えられている． 2nd から

圧 縮 試 験 中 に 実 施 し た EBSD ( Electron Backscattered

4th へと変形が進むに連れて，結晶方位回転の角度が増加

DiŠraction )結晶方位解析結果を示す．すべての画像についし，その領域も拡大している． GROD マップより，結晶方て，圧縮方向は紙面左右方向と一致している．その場圧縮試

位変化が生じた領域はくさび状の形態に発達していくことが験を 4 回中断( 1st ～ 4th と表記)し，それぞれの段階にて，わかる．また，結晶方位変化が生じていない部分とくさび状(a )の SEM 二次電子像中に赤枠で示した領域の EBSD 測定の方位変化領域は，高い KAM 値で色付けられる境界で区を実施した．毎回の観察視野は，極めて精度良く一致させて切られており，さらに，くさび状領域の中にも，同様の境界いる．(b)の結晶方位分布図では，各測定点が観察方向へ向が存在している．ここで( a )の SEM 二次電子像に着目すると， 3rd の段階までは EBSD 測定視野内に目立った変化は観察されていないことがわかる．4th の段階において初めて表面起伏が生じ，組織内部にキンクが形成されたと認識される．そのキンク形成領域は， EBSD 測定において早期に結晶方位変化が生じていたそれと完全に合致する．したがって，
1st から 3rd の間で観察された結晶方位回転は，表面起伏としてキンクが発現する前駆段階であると捉えることができる．我々はこの前駆段階をプレキンクと名付けている(6)．
次に，このプレキンクの発達挙動に着目する．図は，図2 の GROD マップ中に記した白線 A ， B 上における結晶方位回転角の変化(方位差角)を表したラインプロファイルであ
図1

圧縮変形させた Mg9Y6Zn 合金に発生した Ridge キンクの SEM 二次電子像．

図2




る．このプロファイルは白線の左側を起点としており，(a)の Point to origin では起点と白線上の各測定点の方位差角

SEM 内その場圧縮試験により観察した Mg9Y6Zn 合金のキンク形成挙動(a)70度傾斜して撮影した SEM 二次電子像，(b)結晶方位分布図，(c)GROD マップ，(d)KAM マップ．

特

集

図3

図4

圧縮した Mg 9Y 6Zn 合金に発生した Ridge キンクの(a)SEM 二次電子像と(b)GROD マップ．

図5

シリアルセクショニングによるキンクの 3 次元形態観察
結果．

キンク発生領域における結晶方位回転角の線分析結果
(a)Point to origin，(b)Point to point．

を，( b )の Point to point では隣接測定点間の方位差角を示している．変形が進行した 3rd の段階の Point to origin のプ
ロファイルをみると， A と B のいずれも 2 つの方位差角のピークを持つ M 字形状であることがわかる．また， 1st から 3rd へと変形が進むにつれて両ピークの方位差角は増加している．このような傾向は，図 3 において評価した 2 つのキンク以外でも同様であった．次に， Point to point の方位差角プロファイルに着目する．このプロファイルにおけるピークは，上述した高 KAM 値境界に対応する．各 Point topoint プロファイル中で最も右側に位置するピークに着目す

ると，変形の進行に伴って方位差角が増加しているが，位置の変化はほとんどない．一方で，中央のピークや左のピーク
は，方位差角が増加しつつ，位置が左側へと移動している．
このように，表面起伏としてのキンクの前駆段階と考えられ
るくさび状の方位変化領域は左右の 2 領域に分けられ，それの発達挙動には順序や方向性が存在することがわかる．

果を示す．図 5 では，左上に試料の初期表面での GROD マ

続いて，キンクの 3 次元形態について観察した例を紹介

ップを示しており，6 度スライスを繰り返した観察結果を順する．図は，圧縮した Mg 9Y 6Zn 合金一方向凝固材にに並べて示している．各図に付記する数値は初期表面からの発生した Ridge キンクの SEM 二次電子像と GROD マップ

距離であり，括弧内の数値は一つ前のスライスからの変化量である．視野内には(I)～()と記号をつけた 3 つのキンクである．本実験では手動の機械研磨によってスライスを行っが観察される．(I)と()のキンクは Ridge キンクに分類さたため，その間隔を一定にすることは困難であるが，1 スラれる形態を持ち，特に(I)のキンクでは底面の屈曲が急峻でイス当たり平均 17 mm である．初期表面では，先に述べたある．()のキンクでは，像上部と下部にのみ明瞭な屈曲が()の Ridge キンクと()のプレキンクが認められる． 22

認められ，像中央部では底面の曲がりが緩やかである．このmm のスライス像では()のキンクの中央部に急峻な底面屈ような急峻もしくは緩やかな結晶方位回転は GROD マップ

曲が認められるようになり，その形態が図 4 の()のキンの色の変化により明確に捉えることができる．()のキンク

クに類似する．また，()のプレキンクにおいては，その領は表面凹凸が小さく SEM 像では存在を認識しにくいが，域 が 拡 大 し て い る こ と が わ か る ． 37 mm の ス ラ イ ス 像 でGROD マップではくさび型の結晶方位変化領域として判別は，()のプレキンクの領域がさらに拡大し，くさび型の先できる．この特徴から，()のキンクはプレキンクに分類で端が認められるようになるが，キンク内部での底面の湾曲はきる．次に，図に，()と()のキンクについて，機械研

緩やかなままである．さらにスライスを進めると，()と磨の繰り返しによるシリアルセクショニング観察を行った結()のキンクはともに結晶方位変化が増大していくが，そのま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan一方で，領域の拡大はほとんど生じなくなる．特に，どちらおけるキンク形成について述べる．前章にて，LPSO 相に形のキンクでも，くさびの先端の位置が前方の大角粒界に接す成するキンクについて触れた．本章では，aMg 相に形成さる状態で保持され，それ以上の成長を起こしていないことはれるキンクに着目する．これまでに純 Mg においてキンク

興味深い．また，()のキンクは， 92 mm のスライス像以の発生が報告された例はなく，本来，aMg 相においてキン

降においては，()や()のキンクとほぼ同様の形態を示す

ク と い う 変 形 モ ー ド は 活 動 し な い ． し か し ， a Mg 相 とようになる．これらの観察結果は，プレキンクが，成熟した

LPSO 相から成る複相 Mg 合金では，aMg 相においてもキ

Ridge キンクの成長フロントに形成される組織であることをンクが形成する．

示唆しており，プレキンクが Ridge キンクの前駆段階であ

図に，圧縮変形を加えた複相合金( Mg 2Y 1Zn 鋳造まろうと考えた図 2 の SEM その場観察の結果と良く整合すま材)に発生した表面起伏部の観察結果を示す．(a)の SEMる．キンクのさらに詳細な 3 次元形態については，既報の二次電子像において濃灰色で示される部分が母相である a 

論文(7)を参考いただきたい．

Mg 相，淡灰色で示される部分が LPSO 相である．(b )中に

.

れ，結晶方位変化が生じている．興味深いことに，この境界示す よう に，圧 縮変形 によ り a Mg 相中に 境界 が形成 さaMg 相と LPSO 相から成る複相 Mg 合金におけるキンク形成は明らかに aMg 相内で途絶えている．(c)には，この境界での結晶方位回転角を 10 mm ごとに測定した結果を示す．

ここでは， a Mg 相と LPSO 相から成る複相 Mg 合金に

ここで図中の A ， B および C は，( b )中に記した位置に対応
する．(c)より，この境界での回転角が，A 点から C 点に向
かうに伴って徐々に小さくなることがわかる．以上のような特徴は一般的な結晶粒界や双晶境界とは明らかに異なっており，これまでに報告されているキンク境界の特徴と類似している．
図は，図 6 で示した境界の STEM(Scanning Transmission Electron Microscope )明視野観察結果である．( a )は境界中央部であり，図 6 の B 点の位置に対応する．この図より，底面に沿うすべり線が境界で屈曲していることが確認でき，この境界がキンク境界であることがわかる．また，底面の回転角は EBSD の解析結果とおおよそ一致していた．(b)は境界先端部であり，図 6 の C 点の領域である．境界近傍に強いコントラストを与える等傾角干渉縞によって，境界が結晶粒内で途切れている様子が確認できる．また，( c )と

図6




圧縮変形を加えた Mg2Y1Zn 合金の(a)SEM 二次電子像，( b ) GROD マップおよび( c )変形により導入された
境界での結晶方位回転角の変化．

図7aMg 相に形成したキンク境界の STEM 明視野観察結果．

特集

( d )は，( b )中にそれぞれ記載した領域を二波励起条件下で撮影したものである．これらの図から，境界先端部において，aMg 相の室温変形ではほとんど生じることのない非底面すべりが活動していることがわかる．このことは，境界の先端部において非常に大きな弾性応力場が生じていることを示唆している．
以上のように，LPSO 型 Mg 合金では，本来，キンク変形を生じないはずの a Mg 相にもキンクが導入される．このことが，LPSO 型 Mg 合金に発現する優れた力学的性質に繋がると考えられる．

.

加工プロセスによるキンク導入量の違いとその強化量

LPSO 相を含有する Mg 合金では再結晶を積極的に生じさせない温間押出加工を施すことで，晶出相の LPSO 相や a 
Mg 母相自体にキンクの導入が可能であり，そのキンクが転位すべりの障害となることで機械強度が向上することが広く知られるようになった．特に， LPSO 相分率が 86 程度であ る Mg 7Y 4Zn 合 金 に お い て 鋳 造 材 の 引 張 強 度 は 150
MPa であるが，温間押出加工により470 MPa まで上昇する

図8

様々な塑性加工方法で得られた組織形態(a)圧延，(b)鍛造，(c)押出，(d)ECAE，(e)溝ロール圧延，(f)HPT．

ことが報告されている(8)．ここで，この著しい強化量には温間押出加工で形成された集合組織による強化だけでは説明で避ける狙いがある．塑性加工法には，鍛造，圧延，押出，ね

きない強化が約2030存在し，これがキンク導入による効

じりという単純な塑性加工法に加えて，溝ロール圧延，果，つまりキンク強化であろうと推察されている(9)．また，

Equal Channel Angular Extrusion ( ECAE )，高圧ねじり加一方向凝固により得られた LPSO 単相合金(Mg9Y6Zn)に工(HPT: High Pressure Torsion)と強加工方法も選択した．

おいて，結晶構造の c 軸方向に垂直に圧縮応力/ひずみを与また，可能な限り塑性加工温度を350°Cに統一している．強えることで容易にキンク変形帯を導入でき，その加工材を元化量の指標にはビッカース硬さ試験(300 gf，10 s 保持)を用の c 軸から 45 度回転して切り出すことで，容易に底面すべいた．ここで，鋳造で得られたランダム方位の多結晶体

り変形できる試料を作製して，再度圧縮変形することで，導LPSO 単相材の硬さはおよそ80 Hv であった．

入したキンクにより底面すべりが抑制されて高強度化するこ

図に，各塑性加工プロセスで得られた典型的な金属組織とも確かめられている(10)．さらに，キンク量と強化量との写真を示す．いずれの塑性加工方法でも，加工中に複数のキ関係性について調べた結果では，単位面積当たりの折れ曲がンクが形成されていることがわかる．それらは，特定の結晶り回数が多いほど(11)(12)，キンク変形による結晶回転角度が粒の内部に高密度に存在している場合が多い．また，このス

大きいほど材料強化に有効であること(13) も示された．ここ

ケールでの組織観察では，キンク形態は主に Ridge タイプ

で，キンク変形による結晶回転には大きな回転角度を有するであるが，緩やかに LPSO 相が湾曲している箇所も散見さ

くさび型 Ridge キンクや，小さな回転角度でキンクが密にれ，TEM レベルでは Ortho タイプも観察されることが示唆

並んで形成され扇型に組織回転させる Ortho キンクが報告された．図に，各塑性加工プロセスで得られた材料のビッされており，これらキンク導入がどうして材料強化に寄与す

カース硬さを塑性加工で与えた相当ひずみ量で整理したグラ

るのかについては，新学術領域研究「ミルフィーユ構造の材

フを示す．このグラフには既報(14) の内容に新たに単純ねじ料科学」において回位や幾何学的理論での解釈が試みられてり変形，渦状押出の結果を加えたものである．ビッカース硬いる．その詳細な解説は後述の特集記事をご参照いただきた

さは相当ひずみ量と強い正の相関があることが見受けられい．本稿では，キンク変形帯を高密度・高体積分率導入するる．一方で，各塑性加工プロセスにおいて同一の相当ひずみ

こ と で LPSO 型 Mg 合 金 が 高 強 度 化 す る と い う 前 提 に 立

量に着目すると，単純圧縮である鍛造に比べて，溝ロール圧

ち，最も多く研究されている温間押出加工と，様々な塑性加

延や HPT のような材料拘束があり，多方向から複雑な変形工方法で得られた材料の強化量を同一方法で測定・比較してが加わるような加工方法の方がビッカース硬さの増分が大き最適な塑性加工法の提案を試みた研究を紹介する．

いことが示唆される．その理由は初期材にランダム配向の鋳サンプルには， LPSO 相がほぼ 100 (その他金属間化合造材を用いているので，鍛造などの単純な加工方法ではその物相を微量に含有する)である Mg 9Y 6Zn 鋳造材を用い変形方向と初期結晶方位においてキンクを形成しやすい粒にた．これは，aMg 相を含むことで問題が複雑化することをのみキンクが形成されるが，多方向から複雑な変形が加わる

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan




図9

様々な塑性加工方法で得られた材料の Vickers 硬さと相当塑性ひずみの関係．

場合には多くの粒で，かつ二次的，三次的なキンクの導入が可能になるからだと考えている．また，溝ロール圧延ではその材料の上下方向と挿入方向を変えることで，材料に一定方向の大きなせん断を加える「リバース圧延」を施すことが可能であり，通常の方法と相当ひずみ量は同じであっても，せん断変形が大きな試料ではキンクの形成割合が大きく，強化
量も大きくなること(15) が報告されている．このように強化量をせん断ひずみ量で整理できる可能性が示唆され，現在，各塑性加工プロセスの FEM 解析を行って強化量を比較する研究を新学術領域研究の活動の中で行っている．
しかし，たとえ多方向から複雑な変形が加わる強加工法で超高強度材が創製できたとしても，その加工可能なサイズはごく小さく，構造用部材として用いるのは困難である．そこ

図10(a)押出比 R4 の通常押出，(b)90度のねじり変形を加えた押出比 R4 の渦状押出により得られた組織形態．

で，押出加工においてダイス形状を工夫することで，ねじり変形を導入する強加工法である渦状押出に注目した研究を行っている．図で示すように，渦状押出では通常押出に比べマグネシウム合金の既存の強度延性バランスを凌駕するよて，Ortho タイプのキンクの割合が多く，明確な Ridge タイ

うな材料にすべく研究を続けていきたいと考えている．

プのキンクは稀であった．ここで， 450 °C で R4 の押出比で加工した通常押出ではビッカース硬さが 117 Hv であった一

.

ま

と

め

方で，同一形状のダイスに材料回転に寄与する溝を加えた渦状押出においては 107 Hv とその強化量は相当塑性ひずみ量

本稿では LPSO 型 Mg 合金におけるキンクの組織的特徴が大きいのにも関わらず小さかった．このような特徴は，単およびその形成，さらにはキンクをより効果的に導入するた

位面積当たりの折れ曲がり回数が多いほど(11)(12)，または，めの塑性加工方法の探索について紹介した．本新学術領域研

キンク変形による結晶回転角度が大きいほど(13)材料強化に究を通して，新たな Mg 合金(例えば，MgMg2Ca 共晶合金

有効であるとする報告と一致する．その一方で，圧縮変形能など)や他の金属系(例えば Ti 合金， Fe C 合金， Al 基共晶を比較すると，渦状押出材の方が約 3 倍圧縮(破断ひずみ合金など)，さらにはセラミックスや高分子といった金属と30強)できることがわかった．このような力学特性の変化

は結合性が全く異なる材料においても，キンクの発現が報告

は，渦状加工によって導入されたキンクの種類が，Ortho タ

され始めている．今後は，キンクが材料強化に寄与するメカイプに優勢であることに起因していると推察される．すなわ

ニズムを明らかにすることで，従来の固溶強化，析出強化，ち，強化量が小さい理由は Ridge タイプのキンクが少ない

加工強化，結晶粒微細化強化，複合強化に次ぐ第 6 番目のためであり，Ortho タイプのキンクはキンク強化能自体が小

新しい材料強化法として広く認知されることを目指し，キン

さい一方で，加工硬化率を増加させ，均一変形を助長する効ク強化理論構築のための研究を推進していく予定である．キ

果に優れることが示唆された．今後はこの結果も踏まえて，ンクを発現させるために必要不可欠な微細組織とその変形条




特

集

件およびキンク導入のための塑性加工方法が確立されることで，日本発の新奇的な材料創成が一層加速されることを期待してやまない．
本研究は科学研究費補助金(新学術領域研究 18H05475 ，
18H05477 ， 18H05481 ， 19H05116 お よ び 21H00088 ) の 補助を受けて遂行されました．また，本研究の遂行にあたり，
物質・材料研究機構

染川英俊博士，豊橋技術科学大学

戸義一教授，足立望助教，同志社大学

湯浅元仁准教授，九州大学

修士課程の福島碧氏

博士課程の徳澄翼氏，同大学の協力を得ました．また，SEM 内その場圧縮試験は九州大学

西田稔名誉教授，赤嶺大志助教のご協力のもと実施されました．この場をお借りして感謝いたします．

文献( 1 ) 河村能人まてりあ，54(2015), 4449.
( 2 ) 阿部英司まてりあ，54(2015), 5054.
( 3 ) E. Orowan: Nature, 149(1942), 643644.
( 4 ) J. B. Hess and C. S. Barrett: J. Miner., Met. & Mater. Soc., 185(1949), 599606.
( 5 ) A. S. Argon: Philos. Mag., 28(1973), 839865.
( 6 ) S. Yamasaki, T. Tokuzumi, W. Li, M. Mitsuhara, K. Hagihara,
T. Fujii and H. Nakashima: Acta Mater., 95(2020), 2534.
( 7 ) T. Tokuzumi, S. Yamasaki, W. Li, M. Mitsuhara and H.
Nakashima: Materialia, 12(2020), 100716.
( 8 ) K. Hagihara, A. Kinoshita, Y. Sugino, M. Yamasaki, Y.
Kawamura, H.Y. Yasuda and Y. Umakoshi: Intermetallic, 18(2010), 1079
1085.

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan( 9 ) K. Hagihara, Z. Li, M. Yamasaki, Y. Kawamura and T.
Nakano: Acta Mater., 163(2019), 226239.
(10) K. Hagihara, M. Yamasaki, Y. Kawamura and T. Nakano:Mater. Sci. Eng. A, 763(2019), 138163.
(11) H. Somekawa, D. Ando, K. Hagihara, M. Yamasaki and Y.
Kawamura: Mater. Charact., 179(2021), 111348.
(12) Y. Nakasuji, H. Somekawa, M. Yuasa, H. Miyamoto, M.
Yamasaki and Y. Kawamura: Mater. Lett., 292(2021),
129625.
(13) H. Somekawa and D. Ando: Mater. Sci. Eng. A, 780(2020),
139144.
(14) H. Somekawa, Y. Todaka, D. Ando and M. Yuasa: Mater.
Lett., 304(2021), 130653.
(15) H. Somekawa, M. Yamasaki, Y. Kawamura and T. Inoue:
Mater. Charact., 175(2021), 111080.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
光原昌寿
2008年 3 月 九州大学大学院総合理工学府 博士課程修了
2008年 4 月2010年 3 月 九州大学大学院総合理工学研究院 特任助教
2010年 4 月2016年 2 月 九州大学大学院総合理工学研究院 助教
2016年 3 月現職
専門分野高温材料学，金属組織学，材料強度学◎主に高温材料の変形・強度・破壊に関わる材料組織を対象とした研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

光原昌寿

山l重人

安藤大輔


