Review

長周期型マグネシウム合金の加工性におけるキンク変形の役割と室温圧延性
糸井

T. Itoi

貴臣 *1. 研究の背景と目的
マグネシウムは比重 1.74 とアルミニウムの約 2/3，鉄の約1/4 で，実用金属材料中で最も小さく，比強度，比剛性，振動吸収性，放熱性，寸法安定性，電磁遮断性などに優れるという利点を持つ．しかし，マグネシウムは六方晶構造であり，冷間変形域では塑性変形を担う結晶のすべり変形が底面すべりに限られるため延性に乏しく，また，圧延延加工においても双晶変形を伴い，圧延面に底面が強く配向するために板厚方向への減厚が困難となることから加工性にも劣る．従って，マグネシウム合金は鋳造材（砂型，金型，ダイカスト等）や展伸材（圧延，押出し，鍛造等）などの成形品として航空機，自動車，携帯電子機器等のハウジングなどに構造材として用いられてきたが，例え薄肉形状の部品であっても，ダイカストや射出成形法（チクソモールディング）が主流で，展伸材の活用はこれらと比較すると極めて少なく，展伸材が利用される場合でも，押出し材が多く，圧延材の利用は少ない 1)．
鉄鋼やアルミニウム合金においても板材の多くは必要不可欠な素形材として圧延加工で製造されるが，マグネシウム合金は冷間加工が出来ない為に，厳しい温度管理の元に，熱間圧延と予熱を繰り返して作製されるため 2)，室温での加工性に優れる Mg 合金やその開発指針を示すことが重要である．
そこで本研究では，Mg とは原子積層構造が異なる長周期型
Mg 合金を用い 3)，双晶変形を抑制しキンク変形を活用する事で室温での圧延性の改善を試みた結果について報告する．

2. 実験方法
電 気 炉 に て 鉄 る つ ぼ を 用 い， 炭 酸 ガ ス 雰 囲 気 下 に て
Mg94Ni2Y4 および Mg85Ni6Y9(at.%) の試料を作製した．20 ×30 × 75mm3 の鋳鉄製鋳型に溶湯を鋳込んで試料を作製し，この試料から 3 × 20 × 30mm3 の板材を切り出して圧延用の試料とした．圧延速度 2.7m/min で圧下率 3% 以下の圧延を繰り返し，最終圧下率 50％までの圧延を行った．組織観察は，走査型電子顕微鏡 (SEM)，透過型電子顕微鏡 (TEM) およびＸ線回折測定 (XRD) を用いて行った．硬さ値はビッカース
硬さ試験 ( 荷重 4.9N) にて評価した．

図 1 (a)Mg94Ni2Y4 鋳造合金と (b)Mg85Ni6Y9 鋳造合金の反射電子像り囲むように長周期相が存在している．長周期相と Mg 相の面積率はおよそ 1:1 である．一方，図 1(b) の Mg85Ni6Y9 鋳造合金では，長さ 30 ～ 150µm，幅 5 ～ 30µm の長周期相が観察される．わずかに Mg 相が観察されるが，その多くは長周期相であり，ほぼ単相状態である．
図 2 に長周期相から得られた (a) 電子線回折（ED）パターンと (b) 高分解能 TEM 像を示す．ED パターンからはダイレクトスポットと (0002) が矢印で示すように 10 等分されており，また (0002) が (11-20) と垂直な関係を持つことから 10H型の長周期相であることが分かる．高分解能像からは，その原子の積層状態が通常の Mg とは異なり，部分的に積層欠陥，

3. 実験結果および考察
図 1 に (a) Mg94Ni2Y4 鋳造合金と (b) Mg85Ni6Y9 鋳造合金の反射電子像 (BEI) を示す．図 (a) からは灰色のコントラストで示される長周期相と黒色のコントラストで示される Mg 相の 2 相が観察される．図 1(a) からは，長さ 30 ～ 100µm 程度のデンドライト状の Mg 相が観察され，これらの Mg 相を取

図 2 Mg85Ni6Y9 鋳造合金に生成する長周期相の(a) 電子線回折パターンと (b) 高分解能 TEM 像＊

千葉大学大学院工学研究科 准教授-21-つまり ABC 積層を生じており，この積層欠陥に Ni と Y が濃縮して存在している．この溶質原子の濃縮については近年，
HAADF-STEM によりその構造モデルが検証されており，詳
細は参考されたい 4),5)．Mg85Ni6Y9 鋳造合金では 18R 型の長周期相も観察されたが，その多くは 10H 型の長周期相であった．
図 3 に純 Mg，Mg94Ni2Y4 鋳造合金と Mg85Ni6Y9 鋳造合金について，30％圧延後の外観写真を示す．外観写真からわかる
ように，純 Mg では，耳割れが多く発生し，試料中心部まで到達している割れが多く観察される．しかし，Mg94Ni2Y4 鋳造合金と Mg85Ni6Y9 鋳造合金では，耳割れは観察されものの試料表面の荒れも少なく，純 Mg と比較して同加工度であるにも関わらず，良好な圧延性を示すことがわかる．圧延後の硬 さ 値 は 純 Mg で 42HV0.5，Mg94Ni2Y4 圧 延 板 で 105HV0.5，Mg85Ni6Y9 圧延板で 118HV0.5 でありいずれも加工硬化していた．図 4 に (a) Mg94Ni2Y4 および (b) Mg85Ni6Y9 鋳造合金について 30％圧延を行った試料の断面について SEM 観察を行った結果を示す．SEM 像からは，圧延後において試料内部に大き図 3 純 Mg、Mg94Ni2Y4 合金と Mg85Ni6Y9 合金圧延材（30%）の外観写真（30％圧延）図 4 (a) Mg94Ni2Y4 および (b) Mg85Ni6Y9 合金圧延板

なクラック等は確認されないが，白線で囲ったように板状の長周期相の変形後には，見かけ上，底面が任意に折れ曲がりを生じた組織が頻繁に観察される．これは Mg の変形組織によく観察される双晶変形ではなく，キンク変形だと考えられる．長周期相は 673K までは Mg と同様に底面すべりしか生じないと報告されており，比較的高い温度域まで底面すべりに起因するキンク変形が生じる 6)．長周期相において室温でのキンク変形は圧縮試験においても観察されている 7)．
Mg は c 軸に垂直な圧縮力が加わると，｛10-12｝を軸として結晶の上半分が回転する双晶変形により底面は約 86 度回転するため，圧延により加工度（圧延率）が増加すると，圧延板面に底面が強く配向する．底面配向度が高くなると，板圧方向には室温での主たる変形機構である a 転位によるすべり変形が（底面または柱面）板圧方向に作用しなくなり，板圧の減少が困難となるために室温での圧延性が乏しい．そこで，Mg85Ni6Y9 鋳造合金が純 Mg と比較して圧延性に優れる
理由を調べる為に，作製した圧延板の底面集合組織を XRDにより調べた．図 5 に (a) 純 Mg と (b) Mg85Ni6Y9 鋳造合金について 30％圧延を行った試料の板面について，底面の集合組織を XRD により調べた結果を示す．(00010)LPO 極点図から，圧延方向に対して 15 度程度傾斜したところにピークが存在し，圧延により長周期相の底面が圧延面に配向している様子が観察された．Imax 値は 2.1 であったが同加工度の純Mg の 4.0 よりも低く，純 Mg と比較して低面配向の程度が小さいことがわかった．さらに純 Mg と Mg85Ni6Y9 鋳造合金について 50％圧延を行った試料の板面について，底面の集合組織を調べた結果，いずれの試料についても Imax 値が増加する傾向を示し，長周期相の場合，Imax 値は 2.4 を示し，同加工度の純 Mg の 6.0 よりも低く，加工度が増加しても純Mg と比較して低面配向の程度が小さいことがわかった．外観からは，いずれの試料も耳割れや試料中心部にクラックが

図 5 (a) 純 Mg および (b) Mg85Ni6Y9 合金圧延板（30％圧延）の底面極点図の断面 SEM 像-22-観察された．
図 5 の結果から，長周期相は圧延により Mg と同様に板面に底面が配向することがわかる．しかし，室温でキンク変形を頻繁に生じるため，底面配向が抑制されると考えられる．図 6 に (a) Mg94Ni2Y4 および (b) Mg85Ni6Y9 鋳造合金について 40% および 50％圧延を行った試料の断面について SEM観察を行った結果を示す．Mg94Ni2Y4 板においては圧延面から試料中心部にかけてせん断亀裂が観察され，試料が破壊されている様子が伺える．純 Mg も同様のせん断亀裂が確認された．一方，Mg85Ni6Y9 鋳板材においては，加工後において試料中心部で長周期相の粒界での破壊は観察されるものの，Mg85Ni6Y9 鋳板材においては，図 6(a) に観察される様な試料全域にわたるせん断亀裂は確認されない．

図 7 Mg85Ni6Y9 合金圧延板（50％圧延）の TEM 観察結果
る．以上の TEM 観察結果から，キンク変形により生じた界面は低角から比較的高角度まで任意に形成されている事が分かった．また図 7(b) からは，キンク界面に黒いコントラストが観察され，転位が蓄積されているものと推察される．図 8にキンク変形による界面形成の摸式図を示す 8)．

図 6 (a) Mg94Ni2Y4 合金圧延板（40% 圧延）および (b)Mg85Ni6Y9 合金圧延板（50％圧延）の断面 SEM 像
長周期相は図 2 に示すように通常の Mg 積層構造に周期的にその原子配列の周期 ABAB…に周期的に C 積層が存在す
る．これは，局部的に ABC 積層，つまり面心構造が存在しているとも考えられ，そのため，通常の Mg と比較して対称性が異なる．これまでの研究においては，室温における長周期相のすべり系は底面のみであり，室温において Mg と同様に a ＋ c 成分への変形は生じない．しかしながら，上記の組織観察の結果からわかる様に，その結晶構造において a 軸とc 軸の比が大きいため，変形において頻繁にキンク変形を生じると言える．
図 7(a) と (b) に Mg85Ni6Y9 鋳造合金について 50％圧延を行った試料について TEM 観察を行った結果を示す．両図共に長周期相の界面について観察を行った．図 7(a) では，長周期相の c 軸同士がおよそ 25 度の角度で界面を形成している事が分かる．図 7(b) も同様に変形により形成された界面を示す．
白線は長周期相の（00010）底面を示し，破線は界面を示す．
この図より長周期相の c 軸同士は 4 度傾斜している事が分か-23-

図 8 キンク変形による界面形成の模式図

8)

キンク変形は底面に垂直成分の力が働いた場合，底面すべりを生じ，その変形量が増加するに従い転位密度も増加し，その蓄積により界面を形成する．長周期相も底面すべりのみで変形し，また上述のように加工硬化も生じる為，このモデルと同様に界面を形成したと考えられる．
長周期相は図 1(b) の SEM 像に見られるように a 軸方向へ成長した板状の組織形態を有しており，幾何的にもこのような変形を生じやすく，微小な変異により界面が形成されるため，その界面同士の角度関係もまちまちであると考えられる．
このようなキンク変形が頻繁に生じた場合，圧延による変形で長周期相の底面が板面に配する際に，その底面配向を抑制する働きを担うと考えられる．これは図 5 に示す底面極点図からもその IMAX 値が低い事から明らかである．長周期相の変形では，その結晶構造の特徴として双晶変形が生じず，むしろ底面すべりに起因するキンク変形を生じやすく，またそのキンク変形は c 軸成分の変形を担い，かつ圧延による集合組織化を抑制すると考えられる．これは圧延板方向への変形を比較的許容しやすいメカニズムであり，従って，純 Mgおよび Mg と長周期相との 2 相合金と比較して，圧延による加工限界が高いと考えられる．しかしながら，キンク変形はすべり変形による生じる為，図 8 のモデルから考えても，その界面には転位が蓄積すると考えられ，加工度が上昇すると界面を起点として割れが発生する．図 6(b) で 50％の圧延で力学的なせん断方向への亀裂ではなく，板の内部で局所的に亀裂を生じているのはそのためだとも推察できる．キンク変形は通常の Mg においても観察されるが，一般的に CRSS（臨界分解せん断応力）からわかるように，双晶変形を生じやすいため，いかにこれを抑制するかがは圧延による組織制御には重要であり，結晶粒の微細化などが効果的である事が知られている．しかし長周期相の場合，結晶粒を微細化することなしに，上記のように純 Mg と比較して，その構造の本質としてキンク変形を生じるために圧延限界を向上させる事ができる．また，作製した板の硬さは 100HV 以上を示しており，高強度な板としての活用も可能であるとも言える．

3)

4)

5)

謝辞
本研究は，公益財団法人天田財団一般研究開発助成の支援を受けて行われたものである．付記して感謝申し上げる．

参考文献
1)

4. まとめ2)
3)

純 Mg，長周期相と Mg 相の 2 相合金および長周期相単相合金につい，室温で圧延性を調べ，その組織観察を行った結果，以下のことが明らかとなった．
1) Mg94Ni2Y4 鋳造合金は Mg と長周期相の 2 相がほぼ 1:1の比率で存在し，一方，Mg85Ni6Y9 鋳造合金はほぼ長周期相のみから構成されていた．Mg85Ni6Y9 鋳造合金に生成する長周期相の多くは 10H 型の長周期積層構造を有していた．
2) 室温にて圧延を行った結果，Mg85Ni6Y9 鋳造合金（長周期単相合金）では，耳割れは観察されものの試料表面の荒れも少なく，純 Mg と比較して同加工度で良好な圧4)
5)
6)
7)

-24-延性を示した．
長周期相を有する Mg 合金において圧延後の組織観察を行った結果，長周期相の底面が任意に折れ曲がっている様子が観察された．組織観察の結果，長周期相のc 軸同士が任意の角度で界面を形成しており，キンク変形であることがわかった．
長周期相は圧延後に底面が板面に配向するものの，その程度は同加工度の純 Mg と比較して小さいことがわかった．これは長周期相が室温での変形において底面すべりに起因するキンク変形を生じるためである．
長周期相の室温での圧延においては，その結晶構造の特徴として双晶変形が生じずに，底面すべりに起因するキンク変形を生じやすい．これにより圧延による底面の集合組織化が抑制され，板厚方向の変形が比較的許容されやすくなるために，純 Mg と比較して，圧延による加工限界が高いと考えられる．

マグネシウム合金の応用と成形加工技術（2001）小島陽，監修 .
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