相変態を利用した高性能マグネシウム合金の開発
小

川

由希子

用されている Mg 合金 AZ31において，この変形双晶が起点

.

は じ

め

に

となり結果的に早期破断に至るとの報告がなされている(1)．
そこで，この難加工性向上のため，結晶配向性の制御や結晶

昨秋，第 28 回日本金属学会奨励賞を戴きましたこと，改粒径微細化による粒界すべりの利用といった方法に加え，すめて関係者の皆様に感謝申し上げます．この度，寄稿の機会

べりによる等方変形が可能な結晶構造の導入が試みられてきをいただきましたので，奨励賞受賞対象である相変態を利用た．Mg にリチウム(Li)を約20 at以上加えると，その結晶した新規マグネシウム合金の開発に関する研究についてご紹

構造は hcp 構造から体心立方(bcc)構造へと変化する(2)．よ介させていただきます．本研究成果は，主に東北大学大学院って， Mg Li 合金においては， bcc( b)相を利用することに博士課程在籍時に得られたものであり，本研究の遂行にあたより加工性の大きな向上に成功し(3)，世界最軽量( 2018年 5り多大なるご指導・ご助言をいただきました，東北大学 小

月現在)ノートパソコンの筐体にも使用されている．

池淳一 教授，須藤祐司 准教授，安藤大輔 助教をはじめ関係者の皆様に深く御礼申し上げます．

これまでに報告されている二元系状態図によると，Mg リッチの組成域，すなわち Mg X 二元系合金において bcc 構
造を取りうる X の候補としては Li の他にスカンジウム(Sc).

マグネシウム合金の現状と本研究の着想がある(4)． Mg Sc 合金における hcp( a )相も Sc を最大で 20
at程度固溶する．一方，両者の二元系状態図には a/b 相境

マグネシウム(Mg)は実用金属の中で最軽量であり，その界の入り方に違いがある(2)(4) ． Mg Li 状態図における a / b

密度は 1.74 gcm－3 と，軽量金属に分類されるアルミニウム

相境界は組成依存性をほとんど持たないが， Mg Sc 状態図(Al)およびチタン(Ti)の約 2/3，1/3 である．この軽さを利においては，高温域でのみ b 相が得られ，b 単相域は高温ほ

点とし，これまでに自動車用部品やノートパソコンの筐体にど低 Sc 濃度側へと張り出しているため，その a/b 相境界は使用されてきた．一方，Mg の持つ欠点の一つに冷間加工性

組成依存性を持つ．このことから，Mg
Sc 合金においては，の乏しさが挙げられ，これに伴う任意形状への成形性の問題

Mg 系ではこれまで例のない相変態を利用し，熱処理条件にから，用途は制限されているのが現状である．この欠点の大応じた組織制御が可能であると予測できる．しかしながら，きな要因は Mg の結晶構造にある．Mg は異方性の高い六方MgSc 合金の機械的特性に関する研究報告は a 単相への Sc晶(hcp)構造をとるため，独立なすべり系が少なく，かつ室

添加効果に限られ(5)，b 相を利用した研究はなされていなか

温においては主すべり系である底面すべりが他のすべり系にった．そこで，本研究では MgSc 合金における a/b 相変態

比べ圧倒的に活動しやすい．従って，すべり変形のみでは等に着目し，機械的特性の向上に加え新たな機能性付与を試み

方変形を生じることが困難であり，この変形の不均一性を補てきた．

うため，変形双晶が導入される．しかしながら，現在最も汎国立研究開発法人 物質・材料研究機構 構造材料研究拠点研究員(〒3050047 つくば市千現 121)
Development of High Performance Magnesium Alloy Through Phase Transformation; Yukiko Ogawa(Research Center for Structural
Materials, National Institute for Materials Science, Tsukuba)
Keywords: magnesium alloy, phase transformation, mechanical property, age hardening, shape memory alloy, martensitic transformation
2019年 2 月27日受理[doi:10.2320/materia.58.395]

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan. Mg
Sc 二元系状態図の再検討と組織

. Mg
Sc 合金の機械的特性

Mg Sc 二元系状態図はいくつかの報告があるが，各々にb 相の導入による冷間加工性への効果を調査するため， b

異なる点がある(4)(6)(7)．一方，相変態による組織制御を行う

単相および a＋b 二相組織を有する試料の冷間圧延におけるためには，正確な状態図が必要となる．ここで，既報の状態

圧延限界を評価した． b 単相および a ＋ b 二相組織は，各々図の a＋b 二相域に注目すると，実験的には，組織観察によ

690 °
C にて 30 分および 600 °C にて 1 時間熱処理後，水冷する

り単相・二相を分類し，その作り込み組成をプロットするこことにより得た．本実験に使用した合金は， Mg 20.5 at とでのみ推定されており，各々の状態図ではその形状が大きSc であり，反射電子像にて解析した結果，a＋b 二相試料にく異なる．そこで，本研究を開始するにあたり，正確な二相おけ る a 分率 は 37.1 であ った ．ここ で，冷 間加工 性 W

域の決定を行った．この際，拡散対法および合金法の二種類

は，焼鈍を行わずに圧延を続けた際に圧延板の端に明瞭なクを用いた．図に再検討した状態図を示す．得られたデータラックが入るまでの合計圧下率(圧延限界)とし， W ＝( t0 

点は B. J. Beaudry と A. H. Daane によって報告された状態

tcrack/t0)×100()と定義した．t0 は冷間圧延前の板厚，tcrack

図上にプロットしており(4)，図中黒色丸は拡散対法，灰色丸はクラックが生じた際の板厚を示す．また，1 パス当たりのは合金法において b 単相であった試料，白丸は合金法にお圧下率は約 2 とした．図に Mg Sc 合金の冷間加工性をいて a ＋ b 二相であった試料の Sc 濃度測定結果を示してい示す．比較材として，純 Mg および AZ31の冷間加工性も示る．なお，濃度測定には電子線マイクロアナライザ

し た ． 純 Mg, AZ31 の 値 は 参 考 文 献(9)(10) よ り 引 用 し て お( EPMA )を使用した．黒の実線で示したのが，本実験におり，これらの 1 パスあたりの圧下率は約 1 ， 1.5 であっいて得られた二相境界であり，既報状態図における相境界はた ． 従っ て ， 本実 験 にお け る 圧延 条 件 は図 3 に示 し た 純

全て点線で記してある．図 1 より，本実験にて得られた二

Mg, AZ31よりも厳しいものである．しかしながら，MgSc

相域は既報の状態図よりも低 Sc 濃度側に存在し，その傾向

合金の b 単相， a ＋ b 二相試料の合計圧下率は 42, 45 といは高温ほど強いことが分かった(8)．

ずれも高い冷間加工性を示した．純 Mg, AZ31 と比較する再検討した状態図を基に，同一組成を有する MgSc 合金と，その値は約 2 倍であった．更に， a ＋ b 二相試料は b 単において熱処理温度により組織が実際に変化するのかを調査

相とほぼ同等の冷間加工性を示すことが明らかとなった．こした．この際，使用した合金の組成は，Mg20.5 at Sc であり，本研究では主に本組成の合金を用いている．図に示す通り， 690°
C で 10分間熱処理後水冷した場合， b 単相が得
られ， 625, 600 °C で 10分間熱処理後水冷した場合は a＋ b 二相であった．また，600°
Cで熱処理した場合は625°
Cに比べ a
分率が増加していた．従って，図 2 より，a 分率は熱処理温度の低下とともに増加し，その組織は熱処理温度により制御可能であることが確認できた．

図1




MgSc 二元系状態図(4).

図2

様々な熱処理温度における Mg20.5 at Sc の組織，熱処理温度(a) 690°
C, (b) 625°
C, (c)
600°
C，熱処理時間10分間，熱処理後水冷．

図3

b 相を有する Mg20.5 at Sc の冷間加工性(9)(10).

新 進 気 鋭のことから， Mg Sc 合金における a 相は高い加工性を示すられた高い冷間加工性は， b → a 相変態により弱化またはラと考えられる．そこで，次に a 単相における冷間加工性をンダム化した集合組織と c/a の低下によるものであると結論調査した．また， Mg Sc 合金における a 相は b 相への変態付けられる．

を用いることでその集合組織を制御可能である(11) ．このた

図には，様々な組織を有する Mg20.5 at Sc および実用軽量合金の機械的特性をプロットした(8)(19)(21) ．縦軸はめ，集合組織と冷間加工性の関係も併せて調査した．
本実験では，下記の 2 つの熱処理履歴( A, B )により，異比強度，横軸は引張試験における延性である．ここで，なる集合組織を持つ 2 種の a 単相試料を作製した．A では，

Mg 20.5 at  Sc の比重は Mg, Sc の密度から約 2.01 と推定

600°
Cで 1 時間熱処理後水冷し a＋b 二相とした後，500°
Cでされ，比強度の算出にはこの値を利用した．図 5 に示した

144 時間熱処理後水冷し当軸粒を有する均質な a 単相を得

Mg20.5 at Sc の詳細な機械的特性および熱処理条件は表た．一方，B においては690°
C で30分間熱処理後水冷し b 単

にまとめた．また， b 相を有する Mg Sc 合金を低温で時相とした後， 500 °C で 144 時間熱処理後水冷し当軸粒を有す

効すると，微細な針状または板状の a 相が b 相内に析出しる均質な a 単相を得た．熱処理履歴 A, B を経た a 単相試料

その硬度が著しく上昇する(19)(22)．そこで，初期組織を b 単の(0001)極点図を図(a), (b)に示す．ここで RD は圧延方相および a＋b 二相とし時効処理を施した試料の引張特性を向， TD は圧延直角方向を表している．図 4 ( a )から， A を調査した結果，b 単相を初期組織とした場合にはほぼ弾性域

経た場合には極が TD 方向に広がった弱集合組織を持つこで破断し，非常に脆いことが分かった(19) ．このため，図 5とが分かる．一方で B を経た場合，ランダムな集合組織をには初期組織を a＋b 二相とした場合の時効硬化後の引張特有することが(b)より明らかである．これら a 単相試料の冷性 の み示 し て ある ． 図 5 よ り ，本 研 究 にお い て得 ら れ た

間加工性は図 4 ( c )に示した． A を経た試料の合計圧下率はMg Sc 合金は実用 Mg, Al 合金に比して高延性かつ高比強34 であり， B を経た場合は 40 まで向上することが分かる．従って， Mg Sc 合金の a 単相は純 Mg や AZ31 に比して高い冷間加工性を示し，ランダム配向を有する場合，その冷間加工性は b 単相と比べても遜色ないものであることが明らかとなった．また，弱集合組織を持つ A を経た a 単相
試料においても 30 以上の高い値が得られた一因として，hcp 構造の軸比 c/a の変化があると考えられる．Mg に Li を添加すると，添加量の増加とともに延性は向上することが知られているが，この Li の添加により a 相の c / a が低下し非底面すべりの臨界分解せん断応力(criticalresolved

shear

stress, CRSS)は低下する一方，底面すべりの CRSS は上昇するとの報告がある(12)(16) ．実際に， A を経た a 単相試料中の c / a は，その XRD 測定結果より 1.615 と算出できる( a＝ 0.3229 nm, c ＝ 0.5215 nm )．この値は，純 Mg ( 1.624 )やAZ31(1.625)より小さい値であり(17)(18)，Sc 添加により c/aが低下したと考えられる．以上より，a 単相試料において得

図4

図5

MgSc 合金・実用軽量合金の比強度と延性(8)(19)(21).

( a )熱処理履歴 A を経た a 単相 Mg 20.5 at  Sc の( 0001 )極点図，( b )熱処理履歴 B を経た a 単相 Mg 20.5
at Sc の(0001)極点図，(c)a 単相 Mg20.5 at Sc の冷間加工性(9)(10).

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan




表1

様々な熱処理条件における Mg20.5 at Sc の機
械的特性(8)(19)．

熱処理条件

伸び
()

最大引張強度(MPa)

比強度(MPa･g－1･cm3)

500°
C 10分
550°
C 10分

27

314

149.5

16.9

333

158.6

600°
C 10分
C 10分
625°

32.4

312

148.6

19.4

265

126.2

C 10分
690°
C 30分
690°

28.6

254

121.0

41

257

122.4

690°
C 30分
→500°
C 4 時間
690°
C 30分
→550°
C 48時間

30

263

125.2

31.3

271

129.0

は，加えた応力を除荷しても形状回復は確認されなかった．

20.4

244

116.2

また，－ 100°
Cにおける降伏応力は室温よりも高く，温度の

28.2

280

133.3

低下とともに降伏応力が上昇したことがみてとれる．従っ

12.5

357

170.0

6.9

465

221.4

690°
C 30分
→600°
C 24時間600°
C 1 時間600°
C 1 時間→200°
C 4 時間(時効)C 1 時間600°→200°
C 5 時間(時効)図6

負荷除荷引張サイクル試験における Mg 20.5
at Sc の応力歪み曲線(4 サイクル目)．

て，室温および－100°
Cにおいてはすべりによる塑性変形が生じたことが示唆される．一方，－150°
Cにおいては，応力を除荷するとその形状はほぼ元の位置まで大きく回復し超弾性合金に典型的なフラッグ状の応力歪み曲線を描いた．以上より，Mg20.5 at Sc 合金は低温下にて超弾性効果を示すことが明らかとなった(28)．ここで，i サイクル目の超弾性度を示すことが分かる．更に，高延性を有する試料において

歪み e iSE は e iSE＝e it－e ie－e ir(e it与歪み，e ie弾性歪み，e ir

は実用 Ti 合金よりも高い比強度を示すと考えられる．

残留歪み)で定義され，形状回復率()は｛e iSE/(e it－e ie)}×
100 より算出される．以上より，－ 150 °C における最大超弾

. Mg
Sc 合金における超弾性効果・形状記憶効果

性歪みは 4.4 ( 8 サイクル目)，最大形状回復率は 94.5 ( 3サイクル目)であった．図(a)に各試験温度における形状回Ti 合金は a / b 相変態を用いた組織制御により用途に応じ復 率 ( 3 サ イ ク ル 目 ) を 示 し た ． こ の 図 か ら ， 70 °Cからて機械的特性を適正化できる．中でも， b Ti 合金はマルテ－ 100 °
C の温度範囲では形状回復は生じない一方，－ 125 °C

ンサイト変態を起こし，形状記憶特性(超弾性効果，形状記

以下では，形状回復が確認され超弾性効果を示すことが確認憶効果)を示すため，様々な製品への利用が期待されていできる．また，図 7( b)には試験温度と降伏応力の関係を示る．また， b Ti 合金は時効処理を施すと b 相へ微細な a 相した．－ 100°
C以上では，温度の低下とともに降伏応力は上が析出しその硬度が著しく上昇することが知られているが，昇しており，－100°
C以上では塑性変形が生じると結論付け

この時効硬化現象およびその組織は MgSc 合金にて確認さられる．反対に，－125°
C以下では，温度の低下とともに降れたものと酷似している(23)(25)．そこで，b 型(b 単相)Mg

伏応力は低下していることから，－125°
C以下では応力誘起

Sc 合金においてもマルテンサイト変態が生じ，形状記憶特マルテンサイト変態が生じたと考えられ，応力誘起マルテン性が得られる可能性があると考え，調査を行った．

サイト変態が生じる臨界温度は－ 100 °C と－ 125 °C の間に存

まず，超弾性効果について得られた結果を述べる．超弾性在すると推測される(28)．また，図 7(b)において，応力誘起効果は様々な温度下で負荷除荷引張サイクル試験を行い，マルテンサイト変態に必要な臨界応力がゼロとなる地点での調査した．本実験に用いた合金は Mg20.5 at Sc であり，

温度，すなわち黒破線で示した近似直線を応力ゼロまで外挿

690°
Cで熱処理後水冷し b 単相を得た．サイクル試験では，した際の横軸との交点がマルテンサイト変態開始温度 Ms と歪みが一定の値に達するまで引張応力を加えた後除荷し，こ定義できる．しかしながら，図 7 ( b )においてその交点は 0

れを 1 サイクルとした．与える歪みについては，1 サイクル

K 以下となり，Mg20.5 at Sc の Ms 点は 0 K 以上には存

目は 1 ， 2 サイクル目は 2 とし，その後 1 ずつ増やし

在しないことが分かった．このことは，Mg20.5 at Sc はながら破断に至るまで負荷・除荷を繰り返した．図に室温

熱的なマルテンサイト変態を生じず，従って，熱的に回復す(20°C)，－100°
C，－150°Cにおける 4 サイクル目の応力歪る形状記憶効果を示さないことを示唆している．実際に，液み曲線を示す．ここで．降伏応力や超弾性歪みといった超弾

体窒素内(－ 196°
C )で Mg 20.5 at Sc を変形させると超弾性特性は結晶粒径に依存することが報告されている(26)(27)．

性効果を示すことを確認しており，少なくとも－196°
C以上

なお，試験片厚さ方向に存在する結晶粒の影響を考慮する必では形状記憶効果を示さないことが明らかである．

要があるため，結晶粒径 d を試験片厚 t で除した d/t を各試

そこで， Mg 20.5 at  Sc よりも低 Sc 組成の合金にて形

験片に対して算出し，図 6 には d/t が近しい試験片の結果を状記憶効果を調査した．図に Mg18.3 at Sc の形状記憶示している(0.66d/t0.72)．室温および－100°
Cにおいて効果観察結果を示す．試験片を液体窒素内で変形後，徐々に

新 進 気 鋭

昇温しながら形状変化の様子を撮影した．図 8(a), (b)に示
した－ 50 °C ，－ 30 °C では形状変化はみられない．しかしながら，( c )－ 10 °C では形状が回復し始めており，( d ) 18 °Cで

. Mg Sc 合金のマルテンサイト変態に伴う結晶構
造変化

ほぼ元の形状まで回復した(28)．以上より，b 型 MgSc 合金
は超弾性効果および形状記憶効果を発現するが，そのマルテ

マルテンサイト変態による結晶構造変化については，温度

ンサイト変態温度は Sc 濃度に大きく依存し Sc 濃度の低下を変えながらの In situ XRD 測定にて調査した．また，本とともに上昇することが明らかとなった．

実験には，Mg19.2 at Sc を使用した．図に各温度における XRD 測定結果を示す(29) ．なお，得られた全てのピー
クが降温および昇温時に高角および低角へシフトしているのは温度変化に伴う格子の収縮膨張に起因する．まず， 20 °Cから－190°Cまで降温していくと，110b のピーク強度が低下するとともに32.7°
付近のピーク強度は上昇し34.4°，36.1°，
付近に新たなピークが出現した．次に，－ 190 °36.3 °C から
20°
Cまで昇温していくと，降温によって低下・上昇した110b

および 32.7 °付近のピーク強度は元の値に戻り，新たに出現，した 3 本のピークは消滅した．以上の結果から， 32.7 °，36.1°，36.3°
付近のピークはマルテンサイト相に起因34.4°するものであり，Mg19.2 at Sc においては熱的なマルテ
ンサイト変態および逆変態が生じると結論付けられる(28)(29)．更に，降温過程において－70°
Cの時点ではマルテンサイト相に起因するピークは存在しないのに対し，昇温過程では－ 70 °C でマルテンサイト相に起因するピークが確認できる．このことは，変態ヒステリシスの存在を示唆している．また，マルテンサイト相に由来するピークのピーク位置は bTi 合金のマルテンサイト相のものと酷似していた(30)．
よって， bTi 合金のマルテンサイト相の結晶構造は直方晶( orthorhombic )であることから， Mg Sc 合金におけるマルテンサイト相の結晶構造も直方晶であると推測され，図 9においては直方晶としてマルテンサイト相に由来するピーク

図7

Mg20.5 at Sc の(a)形状回復率，(b)降伏応力とサイクル試験温度の関係．

図8

Mg18.3 at Sc における形状記憶効果，試料サ
イズは長さ 7 mm，幅1.2 mm，厚さ0.3 mm.

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan

図9

Mg19.2 at Sc の insitu XRD 測定結果．
(オンラインカラー)




文

の指数付けを行った．ここで，20°
Cにおいて，b 相に起因す

献るピークの他に31.6°
および32.7°
付近にピークが確認できる．
付近のピークはその強度が温度に依存しないことから
31.6 °

a 相に由来するものであると考えられ，実際に b 単相化後の試料において焼入時に形成されたとみられる少量の a 相が b
相の粒界付近に存在することを確認している． 32.7 °付近のピークは温度変化に伴う強度変化からマルテンサイト相に起因すると結論づけたが， 20 °C においてもそのピークが得られたのは，焼入時にマルテンサイト相がわずかに形成されたためと考えられる．

.

ま と

め

本稿では，b 相を導入し相変態を利用することで得られた
Mg Sc 合金の機械的特性や形状記憶特性の概要を紹介した．本研究の開始にあたり， Mg Sc 二元系状態図におけるa/b 相境界を拡散対法および合金法により再調査した．その結果，本研究にて得られた二相域は既報状態図上に記されているよりも低 Sc 濃度域に存在し，この状態図を使用し Mg
Sc 合金の組織が熱処理条件に応じて制御可能であることを確認した．

b 相を有する Mg Sc 合金は優れた冷間加工性を示し，その値は純 Mg・AZ31の 2 倍以上であった．また，MgSc 合
金の a 相は，b から a への相変態を用いることで集合組織の弱化・ランダム化が可能であり，この集合組織変化および
Sc 添加による c / a の低下により， a 相においても高い加工性が得られることが分かった．また，本研究にて作製した
MgSc 合金は実用の Mg 合金や Al 合金に比べ，比強度・延性ともに高い値を示した．更に，高い延性を示す MgSc 合
金は同等の延性を示す実用の Ti 合金よりも高比強度を有することが示唆された．

b 型 Mg Sc 合金はマルテンサイト変態を起こし，超弾性効果・形状記憶効果を発現することが示された．本合金は現状，最軽量の形状記憶合金である．また，マルテンサイト変態温度は Sc 濃度に大きく依存し，Sc 濃度が低いほどその変態温度は上昇した． Mg Sc 合金におけるマルテンサイト相の結晶構造は，insitu XRD 測定結果より直方晶であると推測された．
本研究では，Mg における相変態の利用を可能にし，機械的特性の向上・新機能(形状記憶特性)の付与を実現した．これにより，Mg 合金の用途の拡大が期待できる．一方，未だ更なる強度の向上や形状記憶特性発現温度域の制御等，解決( 1 ) D. Ando, J. Koike and Y. Sutou: Acta Mater., 58(2010), 4316
4324.
( 2 ) A. A. NayebHashemi and J. B. Clark: Phase diagrams ofbinary magnesium alloys, ASM International, (1988).
( 3 ) T. G. Byrer, E. L. White and P. D. Frost: NASA Contractor
Report, Battelle Memorial Institute, (1963), 117154.
( 4 ) B. J. Beaudry and A. H. Daane: J. LessCommon Met., 18(1969), 305
308.
( 5 ) L. L. Rokhlin: Magnesium Alloys Containing Rare Earth
Metals, Taylor & Francis Ltd, (2003).
( 6 ) A. A. NayebHashemi and J. B. Clark: Bull. Alloy Phase
Diagrams, 7(1986), 574577.
( 7 ) H. Okamoto: J. Phase Equilib. DiŠ., 30(2009), 660
661.
( 8 ) Y. Ogawa, D. Ando, Y. Sutou, K. Yoshimi and J. Koike: Mater.
Sci. Eng. A, 670(2016), 335341.
( 9 ) 大森梧郎，松尾 茂，麻田 宏軽金属，17(1967), 34
37.
( 10 ) 伊 藤 吾 朗 ， 伊 勢 野 陽 平 ， 本 橋 嘉 信  日 本 金 属 学 会 誌 ， 66
(2002), 1621.
(11) Y. Ogawa, D. Ando, Y. Sutou and J. Koike: Scripta Mater., 128(2017), 2731.
(12) F. E. Hauser, P. R. Landon and J. E. Dorn: Trans. ASM, 48(1956), 986
1002.
(13) F. E. Hauser, P. R. Landon and J. E. Dorn: Trans. ASM, 50(1958), 856
883.
(14) S. R. Agnew, J. A. Horton and M. H. Yoo: Metall. Mater.
Trans. A, 33A(2002), 851858.
(15) Q. Yang, B. Jiang, J. Li, H. Dong, W. Liu, S. Luo and F. Pan:
Int. J. Mater. Form., 9(2016), 305311.
(16) H. Yoshinaga and R. Horiuchi: Trans. JIM, 4(1963), 134141.
(17) M. H. Yoo: Metall.Trans A, 12A(1981), 409
418.
(18) J. Y. Lee, Y. S. Yun, S. H. Jung, W. T. Kim and D. H. Kim:
Mater. Trans., 55(2014), 742744.
( 19 ) 小川由希子，安藤大輔，須藤祐司，小池淳一日本金属学会
誌，80(2016), 171175.
( 20 ) 日 本 金 属 学会  金 属 デ ー タ ブッ ク 改訂 4 版 ， 丸 善出 版 ，(2004).
( 21 ) 日本マグネシウム協会マグネシウム技術便覧，カロス出
版，(2000).
(22) D. Ando, Y. Ogawa, T. Suzuki, Y. Sutou and J. Koike: Mater.
Lett., 161(2015), 58.
(23) C. G. Rhodes and N. E. Paton: Metall. Trans. A, 8A(1977),
17491761.
(24) T. Inaba, K. Ameyama and M. Tokizane: ISIJ International, 31(1991), 792
798.
(25) H. P. Ng, E. Douguet, C. J. Bettles and B. C. Muddle: Mater.
Sci. Eng. A, 527(2010), 70177026.
( 26 ) 本橋嘉信，大沢圭一，星屋泰二，岡本芳三，大森宮次郎日本金属学会誌，55(1991), 132140.
(27) Y. Sutou, T. Omori, R. Kainuma and K. Ishida: Acta Mater., 61(2013), 38423850.
(28) Y. Ogawa, D. Ando, Y. Sutou and J. Koike: Science, 353(2016), 368
370.
(29) Y. Ogawa, D. Ando, Y. Sutou, H. Somekawa and J. Koike:
Shap. Mem. Superelasticity, 4(2018), 167173.
(30) H. Y. Kim, S. Hashimoto, J. I. Kim, H. Hosoda and S.
Miyazaki: Mater. Trans., 45(2004), 24432448.

すべき課題が残されている．本研究が Mg 合金および軽金★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

属材料の研究における新たな一歩となり，更なる広がりを生2017年 3 月 東北大学大学院工学研究科博士課程修了
2017年 4 月 日本学術振興会特別研究員
SPD
2017年 9 月 現職
専門分野材料組織学◎Mg 合金の機械的特性向上・新機能付与に従事．
相変態を利用した組織制御による特性改善を中心に活動．

むことを期待したい．
本研究は JSPS 科研費16J04175, 17J10094, 18K14032および東北大学学際高等研究教育院の助成を受けたものです．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
小川由希子




新 進 気 鋭