富山大学水素同位体科学研究センター研究報告26 : 23‑30, 2006.

論文

真空加熱脱マグネシウム処理によるMg‑Ni‑Y合金の組織改変
犀川浩1､原正憲2､渡辺1千葉工業大学〒275‑0016

国昭2､水島輝夫1､諸住正太郎3

工学部機械サイエンス学科

千葉県習志野市津田沼2‑17‑1

2富山大学 水素同位体科学研究センター〒9:0‑8555

富山県富山市五福3190

3東北大学〒980‑8577

名誉教授

宮城県仙台市青葉区片平二丁目1‑1

Modification of the Structure of Mg‑Ni‑Y AIloy by Vacuum‑Heating
I{iroshi SAIKAWAl , MasanoriHARA2, Kuniaki WATANABE2,Teruo MIZUSHIMAl and Shotaro MOROZUMI3
1 Department of Mechanical Science, Chiba Institute of Technology
Tsudanuma 2‑17‑1, Narashino, Chiba 275‑0016, JAPAN2 Hydrogen Research Center, Universlty Of Tbyama

Gofuku3 190, Tbyama 930‑8555, JAPAN
3 Tohoku University Emeritus Professor

Katahira 2‑1‑I, Aoba, Sendai, Miyagi 980‑8577, JAPAN(Received April 26, 2007; accepted June 29, 2007)

Abstract

A IOmm cubic specimen cut from a chilllCaSt Mg‑30%Ni‑5%Y alloy block wasvacuum‑heated for 4 h at 873 K and wasthen examined under optical and electron
microscopes to determine structural changes and to identify constituents along from theinside tothe outside at the vertical section of the deformed specimen･ The specimen wasthen pulverized for measurlng X‑ray diffraction patterns, followlng tO 'hydrogenabsorptlOn tests at room temperature and 473 K. As a result, it was deduced that anangular ternary compound existed in hardly visible size and number in the as‑cast alloy,

but newly produced largely by the vacuum heating and identified as MgNi3Y by EPMA
血ght behave as a catalyst to enhance the hydrogen absorptlOn rate at room temperature･A similar experiment was also performed on Mgl30%Ni‑ 10%Ho alloy as a reference.

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犀川

浩･原正憲･渡辺国昭･水島輝生･諸住正太郎

1.緒言

著者らは以前､鋳造したMg2Ni試料を真空加熱したとき､まずその組織の一部を構成するα‑Mg相の昇華が起こり､続いて主体のMg2Niからのマグネシウムの分解昇華により､ MgNi2が生成し､結果的にMgNi2多孔体が形成される過程について報告した1)｡その研究結果を検討したところ､ α‑Mgに固溶する元素をこの試料にあらかじめ添加しておくと､マグネシウムが昇華する過程でその元素が析出してMg2NiやMgNi2と反応し､新しい相を生成する可能性があるものと判断された｡ Mg2Niが水素吸蔵材料であることから､その添加元素として単体で水素化物を生成するイットリウム(Y)を選定し､ Mgl30mass%Ni‑5mass%Y(以下､特に記しす以外､ %はmass%を指す)合金を作製して､この合金の真空加熱による脱マグネシウム挙動を調べたので､その結果について報告する｡
なお､参考としてホルミウム(Ho)を添加したMg‑30%Ni‑10%Ho合金についても同様に実験を行い,両者の挙動を比較検討した｡

2.実験

2.1試料の作製
試料は前回の実験1)で使用したMg2Niと別に溶製したMg‑12%Y合金を原料とし､酸化防止のために少量の溶剤を用い､大気下､軟鋼製柑渦中で試料合金を約150g潜製し､金型に鋳造した｡蛍光Ⅹ線分析によると､この合金の組成はNi:30.21%, Y:4.49%､ Mg:65.06%､その他0.24%である｡この鋳塊から10mm立方形状の約2.7gの試料を切り出し､赤外線イメージ炉内で1Ⅹ10【3paに保った透明石英管中で873Kに4hの加熱保持をした後､室温まで空冷した｡その後､試料を取り出し､組織観察およびⅩ線回折測定に供した｡参考試料のMg‑Ni‑Ho合金についても同様な実験を行った｡

2.2実験方法
脱Mg処理前の試料は光学および走査型電子顕微鏡観察とEPMA分析とを行い､処理後は縦断面について表面付近と内部について同様の観察と分析を行った｡
次に､脱マグネシウム処理前後の試料を破砕し､その粉末試料についてⅩ線回折測定を行った｡さらに､それらの粉末について室温と473Kにおいて､所定の初期水素圧の水素吸収による圧力低下速度を測定して水素吸収能を調べた｡

3.実験結果および考察
3.1脱マグネシウム処理による試料形状の変形
約10mm立方の鋳造塊試料を873Kにおいて4h真空加熱したときに処理前後に観察された試料の縦断面をFig.1に示す｡立方体試料(Fig.1(a))はこの処理により､ Fig.1 (b)に24

真空加熱脱マグネシウム処理によるMg･Ni‑Y合金の組織改変示すように､下面中央部が窪んだ円盤状に変形し､14%の質量の減少が生じた｡Fig. 1(b)の試料面に示す矩形領域は後掲のFig.3の光学顕微鏡観察の視野範囲を示す｡

3.2脱マグネシウム処理による組織変化

Figtばe 1. VertiCalsections of specimen (a) before and (b)a洗er vacuum‑ heat treatment.

本合金の脱マグネシウム処理前の典型的な光学顕微鏡組織をFig.2に示す｡ Fig.2(a)は低倍率､(b)はその拡大､ (C)は多角形の微小結晶を示す｡これをみると､針状に発達したMg2Ni結晶の間を実質(α‑Mg+Mg2Ni)組成の[α‑Mg(Ni,Y) +Mg2Ni (Y)]共晶が埋めており､それらの間にさらに空洞およびごく微量の微小結晶が散在している様相を里している｡
Fig.2(C)に示す微小結晶は低倍率の写真では見分けがつかないfil)

如kJ･FlgLm a q血d ni癖dGad:略翻心紺dl野at b)
klwI軸view,舶hghIT喝血1view, ard Gi) ugh
蜘lview vddlfirx! ayStalhtES iI地ty anDWおexaIII血!

ほど微細であり､その数量はきわめて少ない｡

この立方体試料を脱マグネシウム処理すると､Fig.1に示したように､外形が円盤状に変形し､表面から内部に向かって脱マグネシウム反応が進み､処理条件に･Jlj依存した速度で反応層が形成される｡その層と内部との境界線の例を

Fig.3(a)に示す｡これはFig.1(b)に示した矩形の領域内

(i･)

も(I)

Figure 3. Optical micrographs of Mgl30%Ni‑5%Y alloy after
vacuum heating at: (a) low magnification, showing thereacted and un‑reacted region boundary between twoarrows;Whole area of themicrograph was taken from theportion marked by a rectangle in Fig.1b; Tie line tying血e
two arrows indicates也e boundary between reacted reglOnである｡写真外側の両矢印を結ぶ

on the right･hand side and un‑reactd region on the le氏‑

線が脱マグネシウム反応の進行

high先端部を示す｡すなわち､その右

hand, (b) highmagniflCation of un‑r?acted region, and (C)magmification of reacted reglOnwith many finemultangular crystallites.

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犀川

浩･原正憲･渡辺国昭･水島輝生･諸住正太郎

側が反応の行われた表面層領域であり､左側が未反応の内部領域と定義した部分である｡この未反応と決めた領域にも僅かであるが脱マグネシウム反応の起こっている様相がみられる｡しかし､未反応内部領域および反応層領≡̲̲TL=‑:讐

域は､それらの拡大光学顕微鏡による組織写真Fig.3(b)およびI.il Jもf･)Figure 41 SEM images of (a) as cast Mg‑30%Ni‑5%Y alloy,(b) un‑reacted region and (C) reacted region withmany finetv′3(C)がそれぞれ示すように､組織t 苧ミ立(b)ー〉" V)､ー〉DA〉

tAuヽ〉′▲､ノu､′t'ヽノヽl▲､ノb▲ヽ′▲▲▼▼JLL'▲▲▲▲JLtt▲▲J JLJLJLJLtJ

multangularcrystallites.

が大きく異なっていることが識別できるので､この線上を境界とみなした｡

脱マグネシウム処理前の組織ならびに脱マグネシウム処理後の未反応内部および表面層の組織について走査型電子顕微鏡観察した結果をそれぞれFig.4(a)､ (b)および(C)に示す｡(a)は未処理のもの､ (b)は未反応領域､ (C)は反応領域である｡ (b)､ (C)に示した両領域の組織の差は次のようなものである｡ Fig4. (a)に示す処理前の組織にはそれぞれ比較的大きい針状Mg2Ni(後述のように少量のイットリウムを含む)初晶および共晶を構成する短小な
Mg2Niがみられる｡処理後でも内部の未反応領域には同様な組織(Fig.4(b)を参照)がみられるが､反応層に対応するFig.4(C)にはそれらの結晶に加えて､多くの大小様々な多角形白色の結晶がみられる｡これら結晶の大部分は脱マグネシウム反応によって生成した相である｡これら脱マグネシウム処理前後における合金組織を構成する各部の組織相について
EPMA点分析を行った結果をTable lに示す.処理前組織では共晶組織を含む地(Matrix)のところがMg:77･0､Ni :20.0､Y:3.Oat%であり､大きい化合物結晶がMg:68.3､Ni:28.9､Y:2.8at%である｡後者の化合物は実質的にはMg2Niであり､組成上はMg2(Ni,Y)と判断された｡

Table 1 EPMA point analysis of phases in
Mg130%Ni‑5%Y ahoy before and after vacuum heating.
PresumedorEstimated PhaseMg

ところで､前述のようにごくわずか観察された｡

この結晶を点分析したとMgNi3Y
Mg2(Ni,Ⅵあった｡これは脱マグネ
シウム処理によって多く疲

6RﾆY

60.5

ゅB

28.9

繧

都r20.0A氏erVacuumheating

MgNi3Y津"

62.1

Mg2(Ni,Y) 田rαMg(Ni,Y)+Mg2(Ni,Y)辛辛 : Matrix

26

田ゅ2｡Mg(Ni,Y)+Mg2(Ni,Y)辛ころ､組成はMg:21.0､Ni :60.6､ Y:18.4 at%で6友柳踐eBe氏)reVacuumheating

この組織の中に大きさが20/∫ m以下の微小結晶が

ﾗ30.8
涛"7.5

ゅr纈絣

BR

真空加熱脱マグネシウム処理によるMg･Ni‑Y合金の組織改変生成した多角形結晶と同一の組

Wg2(ui, Y)成であり､ともに概略MgNi3Yとmass表記できるものと判断された｡また､この結晶とは異なりイットリ

at%67.3

Ni50.130.8Y

ウム濃度の高い微小粒(2‑3〃%

Ng45.34.61.9MatrixmaSS %m)がEPMA面分析により観察さ

Mg 82.1

れたが､これは酸化物などの介在

Ni 16.2

a 2 7 t0 . % 0 5 59Y I.7

物の可能性が高い｡

岨gYNi 3

次に､脱マグネシウム処理をしmass %た試料表面層についてEPMAにより点分析を行った結果を組織像とともにFig.5に示す｡処理前の

Wg8.1

Ni63.1

Y28.8

a 9 2 t8 . % 2 1 716 1

Figure 5. EPMA point analysis of the matrix and compounds.

ものとはわずかに組成が異なるが､大きなMg2(Ni,Y) [Mg:Ni :Y‑67.3:30.8:1.9 at%]の結晶および分散する多くの多角形MgNi3Y [Mg:Ni:Y‑19.2 :62.1:18.7 at%]結晶粒がみられる｡一方､地のニッケルおよびイットリウムの量は､ Mg:Ni:Y‑92.0:7.5:0,5at%と測定され､処理前のものよりかなり低い値となっているが､地の測定領域では共晶組織の関与が否定できず､ [α‑Mg(Ni,Y)+Mg2Ni(Y)]共晶領域の一部から情報が得られているものと思われるので､この差が脱マグネシウム処理によるかどうかは断定できない｡このことは､後のMg‑Ni‑Ho合金の場合について再述する｡

脱マグネシウム処理前後の試料から粉末試料を作製してそれらのⅩ線回折パターンを測定したところ､ Fig.6に示す結果が得られた｡すなわち､処理前の試料では*で示されるMg2Niおよび+で示されるマグネシウム固溶

抑㈱棚抑}!un AJ空IfqJY体からの強いピークのほか､ oで示されるピークにより未知の相の存在が示唆された｡とくに､42.60 [(7T/180)rad]のところのピークに注目すると､処理後はこれが著しく強くなっているので､このピークはMgNi3YとEPMA点分

10甜

節g

馳20070的弧析により同定された金属間化合物によるものと推定された｡このピークを含めてMgYNi3によるとみられる回折ピークにはすでにFigure 6. X‑ray diffraction patterns of asICaSt and vacuum･heat treated Mg‑30%Nil5%Y ahoy: +, ☆ and 0 are peaks forMg, as‑cast and vacuum heat treated alby specimens,
respectively∴ Unit of 20 i5 degree.

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犀川

報告されている浩･原Table 2 EPMA point analysis of phases in Mg‑30%Ni‑10%Ho alloy

Laves相構造のMgNi4Y2)の回折ピ

正憲･渡辺国昭･水島輝生･諸住正太郎

before and after vacuum heating.

PresumedorEstimated Phase

ークとよ･い一致をMg示すものもあるが､ほかに未知のピークが存在しており､この結晶の構造を

このような脱マ

グネシウム処理による組織変化が他の希土類金属(RE)6友柳踐e疲

6Rﾆ

Ho

BefbreVacuumheating

Mg5Ni8HoB紕

αMg(Ni,Ho)+Mg2(Ni,Ho)*αMg(Ni,Ho)+Mg2(Ni,Ho)*

同定するまでには至らなかった｡

ﾗ

58.3

都ゅ
涛2絣

途

21.6
6.4

A氏erVacuumheating

Mg5HoNi8b紕

57.4(Mg,Ho)Ni

鼎ゅ"

51.2

αMg(Ni,Ho)+Mg2(Ni,Ho)*

都ゅrαMg(Ni,Ho)+Mg2(Ni,Ho)*涛澱綯

21.09.8* :Matrixを添加した場合にも起こりうるかを検証する意味でMg‑300/oNi‑10%Ho合金について同様の実験を行った｡EPMA分析によると､この合金の場合は､ Table 2に示すように､鋳造時には組成が[Mg:Ni :H0‑34.4 : 58.3: 7.3at%]であり化学式がMg5Ni8Hoと表記できる結晶と､その組成が[Mg:Ni :H0 ‑.78.1:21.7:0.2at%]および[Mg:Ni :H0 ‑.93.5:6.4:0.1at%]であるニッケル濃度の異なる2つの[α‑Mg (Ni,Ho) +Mg2 (Ni,Ho) ]領域とが生成されている｡しかし､脱マグネシウム処理後は､この合金は[Mg:Ni:H0‑36.4:57.4:6.2at%]組成のMg5Ni8Hoと[Mg :Ni :H0‑48.2:51.2:0.6at%]組成の(Mg,Ho) Niとの2つの化合物相､および処理前の時と同様に､ [Mg:Ni:H0‑.78.7:21.0:0.3at%]と[Mg:Ni:H0‑89.9:9.9:0.2at%]との2種類の組成が混在する地の領域[α‑Mg (Ni,Ho) +Mg2 (Ni,Ho) ]を構成していると解釈された｡この2種類の地の組成は､ Mg‑Ni‑Y合金の場合と同様に､たとえば本実験で用いた試料の組織が微細であり､探査電子ビームの絞りがそれに対応していないといったEPMA技法での精度による誤差の介入によって結果的にあたかも2種類の相構成があるという測定結果が生じたことも考えられる｡化合物相は脱マグネシウム処理前後で組成に多少差異はみられたが､それぞれ対応した同種の結晶であるとみられ､ある濃度範囲をもつものが存在しているものと考えられる｡ところで､この合金では存在する結晶の化学式からみるとMg‑Ni‑Y系とは異なり､脱マグネシウム反応の進行が遅いように思われるが､処理後のMg‑Ni‑Y合金におけるMgⅧi3のように､真空加熱処理が進むとMg5Ni8Hoの量が増加しているので､イットリウムとホルミウムでは本研究での脱マグネシウム処理条件下での化合物の安定性などが異なるために､化学組成の異なる化合物が生成したものと考えられる｡また､ Mg‑Niの2元系では安定な結晶相として存在しないMgNi相当の結晶(Mg,Ho)Niが生成していることは注目に値する｡イットリウムを添加した系では見られなかったMgNiに相当

28BR

真空加熱脱マグネシウム処理によるMg‑Ni‑Y合金の組織改変する結晶がホルミウムで見られた理由として､イットリウムにくらベホルミウムの方がマグネシウムに溶解しやすいことが挙げられる｡しかしこれらの問題は今後の研究を待たれる｡

なお､脱マグネシウム処理をしたこの合金でのⅩ線回折パターンのピークの性質も
Mg‑Ni‑Y合金のものとよく似ており､特に脱Mg処理によるMg2Niピークの低下と42.60のピークの上昇がみられる｡

3. 3水素吸収試験結果

以上で述べた脱マグネシウム処理をした合金について水素吸収性能を試験した｡その詳細について別報で報告したように3)､非処理の同組成合金やMg2Niよりも性能が改善された｡
すなわち､脱マグネシウム処理によって473KでMg2Niに比べ大きな水素吸蔵能力が出現するとともに､室温では脱マグネシウム処理を行わない試料では水素吸収はほとんど起こらなかったが､脱マグネシウム処理後の試料ではMg2Niと同等の水素吸収速度を示した｡しかし,脱マグネシウム現象が過剰に進行し､Mg2Niやマグネシウム固溶体の量が少なくなると､水素吸蔵能力が低減したので､脱マグネシウム処理による低温(室温)での性能改善は､生成した適量の金属間化合物が触媒的作用を担って水素吸収速度を促進させた結果であると解釈された｡

3.4真空加熱脱マグネシウム処理によるMg‑RE‑Ni 3元化合物の生成
Mg‑Ni‑Yの3元化合物としてはこれまでMgNi｡Y2)およびMg2Ni9Yj‖こついて報告されている｡前者はC15b型のLaves相結晶でⅧi2とMgNi2との混合庄粉体をモリブデン製容器に封入して1573Kで加熱潜製したものであり､後者は斜方晶系hR36(LaNi9Mg2)結晶でⅧi5とMgNi2との混合庄粉体を1271Kで数時間加熱処理して得られたものである｡これらの方法に対して､本方法は脱マグネシウム処理により合金中のマグネシウム量を減じて添加元素含有量の高い化合物をマグネシウムの融点に近い低温で出現させることができ､効率的に3元系合金の性質や特徴を調べることができる｡具体的には､通常の溶解法で作製した試料合金を真空加熱して､低温で液相を構成するマグネシウム合金の溶融体からマグネシウムを蒸発させ､添加元素の濃度の高い金属間化合物相(例えば､本実験のMg‑Ni‑Y合金におけるMgⅧi3)を析出させることであり､ 3元系合金相を得るために特別な柑桐あるいは潜解させるための高温が必要でない｡すなわち､脱マグネシウム処理はMg‑Ni‑RE系に存在する未知の3元系金属間化合物の生成に利用できる｡さらには容易に多量の3元系合金を一度に得られるため､その物理化学的特性の評価を効率的に行うための試料の調製手段となりえる｡

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犀川

浩･原正憲･渡辺国昭･水島輝生･諸住正太郎

4.結語
本稿では､ Mg‑Ni‑Y合金を真空加熟し､合金内に化合物MgNi3Yを生成分散させる方法について述べた｡この化合物は､前述の文献2)･4)で報告されているように､例えばMgNi2とNiYとを等モル混合して高温で加熱処理をすることによって作製することが可能である｡しかし､脱マグネシウム処理を用いることにより高温での加熱処理を行うことなくMgNi3Yを得られることが示された｡また､ Mg‑Ni‑Y合金中にMgNi3Yを析出分散させることが出来る

本方法は､水素吸蔵合金表面に水素吸収速度の増加を促すある種の化合物を生成させることが出来る特徴をもつ｡しかし､現象的にも平衡相の安定性という点でも未知の点が多く､今後の研究に期待したい｡

謝辞
最後に､本研究を遂行するにあたり､走査型電子顕微鏡観察およびEPMA分析において多大のご支援をいただいた千葉工業大学山下智司教授および長田龍介氏に深甚の謝意を表す｡

参考文献
1)諸住正太郎､犀川浩､渡辺国昭:軽金属､ 51(2001)23･27.
2) K. Aono, S. Orimo and H. Fujii, ∫. Auoys Compd., 309(2000) Ll･L4.
3) M. Hara, S. Morozumi and K. Watanabe, ∫. Auoys Compd., 414(2006) 207･214.･
4) K.Kadir, T. Sakai and I. Uehara, ∫. Alloys Compd., 287(1999)264‑270.

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