強冷間圧延と再結晶・粒成長による金属間化合物の集合組織制御～結晶方位はどのように「記憶」されるか～
出村雅彦

許岸田恭輔
 平亜野敏幸

だ一方向凝固材を用いて，冷間圧延で Ni3Al を箔化すること.

は じめにに成功した(7)(8)．Ni3Al 箔は，耐熱性の他に，水素製造反応に対する触媒活性(9)を有することが分かっており，小型水素金属間化合物は脆い．そのため，加工と熱処理を組み合わ製造反応装置へ応用するための研究が進められている(10)．

せて集合組織を制御するのは難しいというのが，一般的な理Ni3Al 箔の利用を考える上で延性が重要となるが，ここで解かもしれない．しかし，結晶構造が比較的単純な金属間化も集合組織が重要な役割を果たす(11)．図は， 95冷間圧合物の中には，脆さの原因を取り除くことで，塑性加工が可延した Ni3Al 箔の引張特性を示したもので，横軸は塑性伸び能になるものが存在する．その代表例が Ni3Al である．本稿である．圧延ままではほとんど伸びはない． 873 K / 1.8 ks

では，金属間化合物の集合組織制御の例として，強冷間圧延の熱処理を施すと再結晶が起こり，様々な方位の微細な結晶した Ni3Al 単結晶の再結晶および粒成長に伴う集合組織の変粒で構成される多結晶組織へと変化する(左挿入図の逆極点遷を紹介する．それは，「集合組織記憶効果｣(1)(2)とよぶこと

図方位マップを参考のこと)．この状態では，粒界で破壊しができる興味深いものである．てしまい，非常に脆い．塑性伸びはゼロで，破壊応力も低い．
Ni3Al の欠点が顕著に現れてしまう．ところが， 1273 K の集合組織制御による Ni3Al 箔の作製と延性化

高温で熱処理して粒成長を促進させると，非常に興味深いこ.

Ni3Al は粒界が脆い(3)．延性化の手法には，ボロンを微量が多数を占めるようになる(右挿入図)．その結果，破壊に強添加するという有名な方法(4)の他に，集合組織を制御して脆い小角粒界の頻度が高くなって，延性が著しく改善する(塑

い粒界を排除する方法がある．具体的には，破壊に強い小角性伸びは10を超える)(11)．とに，結晶方位がそろってきて，箔面が{110}に平行なもの粒界や双晶粒界(いわゆる S3 対応粒界)(5)の頻度を上げればよい．例えば，浮遊帯域溶融法や精密鋳造法で一方向凝固す.

集合組織記憶効果

ると，成長方向に結晶方位(多くの場合，〈100〉）がそろい，加工性に優れた状態になる(6)．筆者らは，この加工性に富ん集合組織の変遷を詳しく追いかけてみよう．図は， X

独立行政法人物質・材料研究機構燃料電池材料センター主任研究員(〒3050047 つくば市千現1
21)
独立行政法人物質・材料研究機構燃料電池材料センター主幹研究員
京都大学准教授大学院工学研究科
独立行政法人物質・材料研究機構燃料電池材料センター特別研究員
Texture Development during Recrystallization and Grain Growth in Heavily Coldrolled Intermetallics; Masahiko Demura, Ya Xu,Kyosuke Kishida, Toshiyuki Hirano(Fuel Cell Materials Center, National Institute for Materials Science, Tsukuba. Departmentof Materials Science and Engineering, Kyoto University, Kyoto)
Keywords: texture, intermetallics, cold rolling, recrystallization, grain growth, texture memory effect, Ni3Al, single crystals, electron backscatter diffraction
2009年 5 月 8 日受理



最近の研究

晶を圧延すると，格子回転が起こって{ 110}〈 112 〉という，いわゆる Brass 集合組織が形成する(13)．図 2(d)がそうであるが，ちょうど鏡面対称の関係にある二つの Brass 方位が重なった集合組織となっている点に注意していただきたい．さて，この 2 重 Brass 集合組織をもつ箔に熱処理を施す．まず，再結晶が起こると，先の例と同様に，集合組織は分散化する(図 2( e ))．そして，粒成長が進展すると，なんと圧延集 合 組 織 と 同 じ 2 重 Brass 集 合 組 織 に 戻 る の で あ る ( 図2(f))．圧延集合組織をよく見ると中心の{220}極がわずかに右側にずれているが，そこまでそっくり回帰している．
このように，単結晶を強圧延した Ni3Al では，集合組織が
図1

Ni3Al 冷間圧延箔(圧下率95)の引張試験結果．
左から，圧延箔， 873 K / 1.8 ks 熱処理箔， 1273
K/1.8 ks 熱処理箔．挿入図は，左から 873 K/1.8ks 熱処理箔，1273 K/1.8 ks 熱処理箔の逆極点図
方位マップ(圧下率84)．

再結晶で一時的に分散化した後に，粒成長でもとの圧延集合組織へと回帰する不思議な現象が起こる．これを集合組織記憶効果と呼ぶことにしたい(1)．
これまで，Ni3Al では，いくつか再結晶集合組織の研究が行われている．しかし，上述のような集合組織記憶効果は報告 さ れ て い な い ． ボ ロ ン 添 加 Ni3Al 多 結 晶 を 用 い た
Gottstein らの報告(14) では，圧延で形成された{ 110 }集合組織が再結晶で大きく分散化し，粒成長後に再び発達する傾向がみられる．これは，記憶効果の発現を示唆する結果に見えるが， Gottstein らはそういう見方には立っていない．多結晶の圧延集合組織は集積度が弱く，記憶効果を確認するのが難しかったと思われる． Gottstein のグループでは単結晶を用いた研究も行っている(15)が，熱処理条件の範囲(1073 K/1 10s )が狭く，十分に粒成長した状態をみていないため，記憶効果の発見には至っていない．
他の金属の例を調査してみても，集合組織記憶効果の報告は見当たらない． Cu 30 Zn 多結晶で類似の現象がごく簡
単にではあるが報告(16) されており，もしかすると Ni3Al 以外でも起こる現象なのかもしれないが，詳細は不明である．
このように集合組織記憶効果は新しく見出された現象で，その発現メカニズムは不明である．そこで，結晶方位の情報
図2

Ni3Al 冷間圧延箔の熱処理に伴う X 線{220}極点図の変化．( a )( c ) Goss 集合組織を有する圧下率84の箔の場合．(d)(f) 2 重 Brass 集合組織を有する圧下率95の箔の場合．

がどのように記憶されるのかを中心の問いとして，発現メカニズムを二つの観点から検討してみたい．まず，粒成長に伴って回帰するのはなぜか，回帰のメカニズムを考える．そして，そもそもなぜ再結晶で集合組織が分散化するのか，分散のメカニズムに取り組みたい．実験には，単一の圧延集合組織を得られる Goss 方位単結晶を用いた．これを84冷間圧線で測定した{220}極点図である．図 2(a)の箔は，圧延方向延 し ， 比 較的 厚 め の 箔 (厚 さ 0.37 mm ) とし て い る ． こ れが〈 100〉に平行で，圧延面が{110}に平行な，｛110}〈 100〉，は，表面の影響を排除するためである．方位の解析には電子

いわゆる Goss 方位の単結晶を圧延したもので，圧延後も強後方散乱回折(EBSD)法を用いた．

い Goss 集合組織をもつ．
再結晶が起こると，集合組織は大きく変化する(図.

回帰のメカニズム

2 ( b ))．もとの Goss 方位は明瞭には検出できない．かわりに複数の方位成分が現れ，集合組織は分散化する．そして，圧延組織は比較的均一で，せん断帯などの不均一変形組織粒成長が進むと，先述したように方位がそろってくる訳であはあまり見られなかった．光学顕微鏡および透過電子顕微鏡るが，驚くことに，圧延集合組織と同じ Goss 方位にそろうを用いた観察から，圧延時には主に( 111 )および( 111̃ )ですのである(図 2(c))．

べり運動が生じていたことが分かっている(1)(17) ．セル化な同じ 実験を ，別 の圧延 集合 組織を もつ箔 で行 って みよう(12)．圧延方向は同じ〈100〉だが圧延面が{210}である単結

ま て り あ 第48巻 第 9 号(2009)Materia Japan

どの転位の再配列は起こっていない．また，イントリンジック型の積層欠陥が上述のすべり面上に多数観察された．

図は，本実験中，最も低温で短時間である 873 K / 1.8とその存在をとらえられなかったのだろう． Goss 粒の平均ks で熱処理した組織である．平均粒径 0.5 mm の微細な等軸

粒径は 1.4 mm で，全体の平均粒径(0.5 mm)より大きい．こ多結晶組織が形成されており，再結晶が完了している．焼鈍の段階で既に，Goss 粒の優先的な成長が認められる．

双晶が多数見られる(矢印)．より高温，長時間熱処理を施す

Goss 粒は他に比べて速く成長し，体積率は粒成長とともと，粒成長が生じる．以下，平均粒径 0.5 mm から 65 mm のに増大していく．方位マップを見ると， Goss 粒が優先成長範囲で粒成長に伴う集合組織の変遷を調べた．

して，まわりを浸食していく様子が分かる． 1573 K / 1.8 ks

図は，粒成長に伴って Goss 粒がどのように発達していくのかを体積率で示したものである．挿入した方位マップでで熱処理した最終段階では，ほぼ全てが Goss 粒と判定された．

は Goss 粒をシアン色で表した．再結晶直後，すなわち粒成Goss 粒が優先成長する鍵は，再結晶直後の組織にある．

長初期に， Goss 粒が存在していることが確認できる．体積図は，再結晶直後の状態に最も近い 873 K / 1.8 ks 熱処理率は 6 と低く，そのため X 線集合組織測定でははっきり材について， Goss 粒とそれ以外の大多数の再結晶粒との間の結晶方位関係を解析したものである． EBSD 法で測定した{111}集合組織に，Goss 方位の{111}極(白三角)を重ねてみる．すると，{111}極がピークの位置と一致する．これは，Goss 粒と再結晶粒が〈 111 〉まわりの回転関係にあることを示唆する．
回転する
実際に，例えば[ 111 ]まわりに Goss 方位を 40 °と，残りの 3 つの{111}極が別のピークと一致する(破線)．
回転しても一致するピークが見つかる(一点鎖反対方向に40°線)．Ni3Al には等価な〈111〉が 4 つあり，また回転方向は 2方向あるので，〈 111 〉まわり 40 °の回転関係によって作られる方位には 8 つのバリアントが存在する．これら全ての方位の{111}極(黒三角)を再結晶直後の集合組織に重ねてみると，分散化した再結晶集合組織が見事に再現できることが分かる．
図3873 K/1.8 ks 熱処理して得られた再結晶組織．

図4

方位マップ上で確認すると，再結晶粒の大半( 80 )が粒成長に伴なう Goss 粒の体積率変化．

最近の研究

°111 〉回転粒(橙色)である(図)．このように，無関係
40〈まず，圧延状態では，全体が Goss 方位である．そのなかに様々な方位を有しているかにみえた再結晶粒のほとんどが，に，様々な方位をもつ再結晶粒が現れる(再結晶粒の形成にGoss 方位と単一の回転関係を持っていることが明らかとなついては，次節で詳しく検討する)．このうち40〈°111〉回転った．これは Escher らの報告(15)とも整合する．

粒は， Goss 集合組織のなかで常に移動度の高い粒界に囲ま°111〉回転関係にある結晶粒界が他に比fcc 金属では，40〈°111 〉れるため，他に比べて早く成長する．その結果， 40〈べて高い移動度をもつことが知られている(18)． Ni3Al は fcc回転粒が大半を占める状態となる．すると，今度は Goss 粒が 規 則 化 し た L12 構 造 を 有 す る ． 今 回 の 解 析 結 果 や ，°111 〉回転粒に囲まれる状態となが少数派で，多数の 40〈Escher らの先行研究(15) を合わせて考えると， Ni3Al においる．この状況で粒成長が起こると， Goss 粒だけが移動度の°111 〉粒界が高い移動度をもつと仮定できそうであても 40〈高い粒界に囲まれるため優先的に成長し，その結果，もとのる．同じ L12 化合物である Co3Ti でも，圧延集合組織と再Goss 方位へと回帰する．これは再結晶集合組織の形成機構

結晶集合組織の間に類似の回転関係が報告されているとして古くから提案されてきた配向成長説(Oriented growthが(19)，これも仮定の妥当性を支持しているように思える．

theory )や選択成長説( Selective growth theory )と呼ばれる

そこで， 40〈°111 〉粒界が高い移動度をもつと考えて，回帰考え(20)に近い．のメカニズムを検討してみよう．

.

分散のメカニズム

次に，新しい方位がなぜ発生するのか，再結晶で集合組織が分散するメカニズムを検討する．強冷間圧延した Ni3Al では，873 K という比較的低温でも，再結晶は早期に完了し，再結晶粒の形成過程を観察するのは困難である．そこで，再結晶が完了した直後の組織に，形成過程の痕跡が残されていると仮定して，検討をすすめる．
再 結 晶 直 後 は 大 半 が ， 40〈° 111 〉回 転 粒 で あ っ た ． 40 °〈111〉回転粒には 8 つのバリアントがある．表は，各バリアントの体積率，サイズ，数密度をまとめたものである．各バリアントの体積率は全てが同じという訳ではなく，体積率の大小で，二つのグループに分かれることが分かった．体積率の小さいグループ( 14 )は，大きいグループ( 58)のほぼ半分の体積率しかない．数密度も同様に半分で，体積率の違
図5

再結晶直後の{ 111 }極点図と Goss 粒(白三角)お°111〉回転粒(黒三角)の{111}極．
よび40〈いは数密度の差に由来する．一方，粒径には顕著な違いが見当たらず，バリアント間で成長速度に差はない．このように，再結晶直後のバリアント選択から，再結晶粒が形成される頻度が 2 つのグループで異なっていたことが推定できる．
さらに，興味深いことに，形成頻度によるグループ分け

表1

再結晶直後の 40〈°111 〉回転粒バリアントの体積率，数密度，平均密度と圧延時に働いたすべり面との関係．
回 転バリアント軸

12345678

図6

再結晶直後の方位マップ Goss 粒(シアン色)と°111〉回転粒(橙色)．
40〈

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角度

[111]
40
[111] －40
[111̃]
40[111̃] －40[1̃11]
40[1̃11] －40[11̃1]
40[11̃1] －40

1 平均粒径 すべり面
2
体積率 数密度( mm )

0.07
0.07
0.07
0.07
0.13
0.14
0.130.13

1263
1261
1307
1216
2151
2251
2289
2239

0.49
0.49
0.50
0.47
0.53
0.54
0.56
0.55

一致
一致
一致
一致
不一致
不一致
不一致
不一致

1 100×100 mm2 中の数．

2 回転軸が圧延時に働いたすべり面に垂直な場合に「一致」，そ
うでない場合に「不一致」と表記．



は，圧延時のすべり面ときれいに対応している．圧延時に働

表2°111〉回転方位．
6 回多重双晶で発生する24個の40〈いたすべり面は，先述したように( 111 )と( 111̃)であるが，回 転多重双晶の組み合わせ

これらのすべり面に垂直な回転軸まわりのバリアント(14)バリアントは，そうでないもの(56)に比べて，半分の発生頻度しかない．この事実は，圧延で導入された転位や積層欠陥が再結晶粒の形成に関与していることを示唆する．
再結晶粒は，加工で入った欠陥が再配列する過程を通じて形成される(21) ．従って，再結晶粒は加工組織の方位を継承するという理解が，現在の主流であろう(22)．
それでは，圧延集合組織と異なる方位をもつ再結晶粒はどうやって形成されるのか．二つの考えが提案されている．
最近熱心に検証されているのは，加工組織中の不均一な領域，例えば，せん断帯や粒界近傍などから発生するという仮説である(22) ．しかし， Ni3Al 単結晶を圧延した今回の材料は，先に述べたように，比較的均一な加工組織を有しており，不均一領域の影響は小さいと考えられる．再結晶直後の平均粒径は 0.5 mm であったが，これに対応するほど高密度に分布する不均一組織は存在していなかった．従って，不均一領域の方位分散に起源を求める説明は妥当しない．
分散化を説明するもう一つの考え方に，焼鈍双晶が多数回繰り返し起こる多重双晶を重視する立場がある(23)(24)．形成

111→111̃→111→111̃→111→111̃
111→111̃→11̃1→111̃→1̃11→111̃
111→11̃1→111→11̃1→111→11̃1
111→11̃1→1̃11→11̃1→111̃→11̃1
111→1̃11→111→1̃11→111→1̃11
111→1̃11→111̃→1̃11→11̃1→1̃11
111̃→111→111̃→111→111̃→111
111̃→111→11̃1→1̃11→11̃1→111̃
111̃→11̃1→111→1̃11→111̃→1̃11
111̃→11̃1→111̃→1̃11→111̃→111
111̃→1̃11→111̃→111→11̃1→1̃11
111̃→1̃11→11̃1→1̃11→111→111̃
11̃1→111→11̃1→111→11̃1→111
11̃1→111→1̃11→111̃→1̃11→11̃1
11̃1→111̃→11̃1→111→1̃11→111̃
11̃1→111̃→1̃11→111̃→111→11̃111̃1→1̃11→111→111̃→11̃1→111̃
11̃1→1̃11→11̃1→111̃→11̃1→111
1̃11→111→111̃→11̃1→111̃→1̃11
1̃11→111→1̃11→111→1̃11→111
1̃11→111̃→111→11̃1→1̃11→11̃1
1̃11→111̃→1̃11→11̃1→1̃11→111
1̃11→11̃1→111̃→11̃1→111→1̃11
1̃11→11̃1→1̃11→111→111̃→11̃187
654
3
7
856
1
256
1
234
4
3
7
8
2
1

軸

角度

[11̃1][11̃1][1̃11][1̃11][111̃][111̃][11̃1][11̃1][1̃11][1̃11][111][111][1̃11][1̃11][111][111][111̃][111̃][111̃][111̃][11̃1][11̃1][111][111]－4040－4040－404040－4040－4040－4040－4040－4040－40－404040－40－4040

したばかりの再結晶粒は加工組織の方位を継承するものの，その後，それが成長する過程で多重双晶が生じて方位が変わるという考えである．多重双晶は， fcc 金属で良く観察されている(24)(26) ．比較的焼鈍双晶の発生頻度が少ないとされの 24 組の多重双晶が全て同じ確率でおこるのではなく，選るアルミニウムでも，6 回以上の多重双晶が観察されている択性があると考える必要がある．その選択性は，活動すべりほどである(27) ． Ni3Al も，再結晶組織(図 3 )で示したよう面と関係するはずである．に，焼鈍双晶が高い頻度で発生する．そこで，多重双晶による方位発生について，可能性を検討する．

ところで，焼鈍双晶は，再結晶粒が加工組織を浸食しながら成長する際に，｛111}面の積層が誤って生じると考えられ双晶は〈 111 〉まわり 60 °の回転であり，等価な回転軸が 4ている(28) ．この積層の誤りは，ちょうどイントリンジックつあるために，一回双晶が起こると 4 つの新しい方位が生型の積層欠陥に現れる誤りと類似している．先述したよう成できる可能性をもつ．さらに引き続いて焼鈍双晶が起こるに，強冷間圧延した Ni3Al 単結晶には， 2 つのすべり面，と，その数は飛躍的に増加し，例えば 6 回連続で双晶が起( 111)と( 111̃ )に，高密度の積層欠陥が存在していた．このこると，1456個の新しい方位が生成しうることになる．

積層欠陥が焼鈍双晶の発生を加速させた可能性がある．

問題は， 40〈°111 〉回転方位に近いものが生成するのかど

最も極端な場合として，( 111 )と( 111̃ )だけで，最初の焼うかである． Goss 方位を出発方位として多重双晶で生成す鈍双晶が起こったと考えてみよう．2 回目以降の双晶は，加る方位を計算して，この点を確かめてみた．すると，6 回多工組織とは異なる方位が起点となるので，加工組織の影響を°111〉回転方位と2.7°しかはなれていないもの重双晶に，40〈受けず同じ確率で起こると仮定する．表 2 で，最初の双晶が 24 個存在していることが分かった．これらの 24 方位は，が( 111)や( 111̃ )で起こる多重双晶の組み合わせは，上半分°111 〉回転方位と見なせる．表に， 24 方位について，40〈の 12 組である．これらが同じ確率で起こったと考えてみよ°111 〉回転方位のバリ多重双晶の組み合わせと対応する 40〈う．

アントをまとめた．この結果は Rae らの解析(23)と一致する．

表に，( 111 )か( 111̃)で最初の双晶が起こった 12組につ°111 〉回転粒の各
表 2 の 24 方位を詳しく見てみよう． 40〈いて，各バリアントの登場回数を，最初の双晶面で整理してバリアント毎に数を数えると，それぞれ 3 回ずつ登場するある．例えば，バリアント 1 は，(111̃)で最初の双晶が起こ(8 つバリアントがあり，8×3＝24)．従って，ここにあげたったもののなかに 1 回登場するが，(111)で最初の双晶が起全ての多重双晶の組み合わせが同じ確率でおこった場合，バこったもののなかには登場しないので，合計で 1 回の登場リアントは同じ頻度で発生することになる．しかし，実際にとなる．バリアント 2 4 も同様に合計の登場回数は 1 回では，表 1 で説明したように，回転軸が圧延時に活動したすある．これに対して，バリアント 5 8 は，最初の双晶面がべり面に垂直なバリアントの発生頻度は，それ以外のものの( 111 )の場合と( 111̃ )の場合の双方に 1 回ずつ登場するの半分であった．この発生頻度の違いを説明するには，表 2で，合計 2 回の登場となる．結局，バリアント 1 4 の登場




最近の研究

表3

延時に働いたすべり面で最初に双晶が発生した°111 〉回転バリアントの組み合わせにおける 40〈登場回数．

文

献より本質的には，この現象が，果たして金属間化合物固有の( 1 ) M. Demura, Y. Xu, K. Kishida and T. Hirano: Acta Mater.,
55(2007), 17791789.
( 2 ) M. Demura, K. Kishida, Y. Xu and T. Hirano: Mater. Sci.
Forum, 467470(2004), 447452.
( 3 ) N. S. Stoloff: Int. Mater. Rev., 34(1989), 153
183.
( 4 ) 青木 清，和泉 修日本金属学会誌，43(1979), 358359.
( 5 ) J.Q. Su, M. Demura and T. Hirano: Philos. Mag. A, 82(2002),
15411557.
( 6 ) T. Hirano: Acta Metall. Mater., 38(1990), 26672671.
( 7 ) M. Demura, K. Kishida, Y. Suga, M. Takanashi and T. Hirano:
Scr. Mater., 47(2002), 267272.
( 8 ) M. Demura, Y. Suga, O. Umezawa, K. Kishida, E. P. Georgeand T. Hirano: Intermetallics, 9(2001), 157167.
( 9 ) D.
H. Chun, Y. Xu, M. Demura, K. Kishida, M.H. Oh, T.
Hirano and D.M. Wee: Catalysis Letters, 106(2006), 7175.
( 10 ) 平野敏幸，出村雅彦，許 亜，岸田恭輔金属， 76 ( 2006 ) ,762768.
(11) C. Cui, M. Demura, K. Kishida and T. Hirano: J. Mater.
Research, 20(2005), 10541062.
(12) M. Demura, Y. Xu and T. Hirano: Mater. Sci. Forum, 539
543(2007), 15131518.
(13) M. Demura, K. Kishida, Y. Suga and T. Hirano: Metall. Mater.
Trans. A, 33A(2002), 26072613.
(14) G. Gottstein, P. Nagpal and W. Kim: Mater. Sci. Eng. A,108(1989), 165179.
(15) C. Escher, S. Neves and G. Gottstein: Acta Mater., 46(1998),
441450.
(16) G. Gottstein: Acta Metall., 32(1984), 1117
1138.
(17) K. Kishida, M. Demura and T. Hirano: Mater. Sci. Forum,495497(2005), 737742.
(18) G. Gottstein and L. S. Shvindlerman: Grain boundary migration
in metals: thermodynamics, kinetics, applications, CRC Press,Boca Raton, (1999), 265268.
(19) H. Y. Yasuda, S. Yamamura and Y. Umakoshi: Scr. Mater.,
44(2001), 765769.
(20) 長嶋晋一集合組織，丸善，(1983), 149
171.
(21) F. J. Humphreys and M. Hartherly: Recrystallization and related annealing phenomena, PERGAMON, Oxford, (1995), 173.
(22) 松尾宗次まてりあ，46(2007), 421426.
(23) C. M. F. Rae, C. R. M. Grovenor and K. M. Knowles: Z.
Metallkde., 72(1981), 798802.
(24) J. W. H. G. Slakhorst: Acta Metall., 23(1975), 301308.
(25) B. P. Peters: Metall. Trans., 4(1973), 757
763.
(26) J. Huber and M. Hatherly: Z. Metallkde., 71(1980), 1520.
(27) P. Haasen: Metall. Trans. A, 24A(1993), 1001
1015.
(28) S. Mahajan, C. S. Pande, M. A. Imam and B. B. Rath: ActaMater., 45(1997), 26332638.

ものなのかという問いが残っている．これらの全てに応える★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

組み合わせの数
バリアント

12345678

回転軸

[111]
[111]
[111̃][111̃][1̃11][1̃11][11̃1][11̃1]

最初の双晶面

111111̃0011111111001111

すべり面
合計

11112222一致
一致
一致
一致
不一致
不一致
不一致
不一致

回転軸が圧延時に働いたすべり面に垂直な場合に「一致｣，そうでない場合に「不一致」と表記．

回数は，バリアント 5 8 の登場回数のちょうど半分ということになる．これは，再結晶直後におけるバリアントの数密度の比(表 1)と，大変良い一致を示す．このように，積層欠陥を起点とする多重双晶という仮説は，再結晶直後の組織に残っていたバリアント選択をうまく説明できる．

.

お わりに集合組織記憶効果という興味深い現象の起源を求めて，ここまで検討してきた．その結果，積層欠陥を起点とする多重(焼鈍)双晶によって再結晶集合組織が分散化し， 40〈°111 〉粒界の高い移動度のおかげで圧延集合組織へと回帰することが分かった．分散と回帰の双方において，集合組織の「記憶」には面欠陥が重要な働きをしていると総括できそうである．
ただ，これで全てが解決したと結論できるような段階には到底ない．なぜ， 40〈°111 〉粒界が高い移動度をもつのか，その起源は(他の fcc 金属においても)まだ明らかにはなっていない．積層欠陥が多重双晶の起点になるという仮説にしても，それを直接観察した結果に支えられている訳ではない．

用意は筆者らにはない．ここは，扉を開けたまま，筆を置く．
最後に，謝辞を申し上げる．本稿の実験のほとんどを支えて下さった物質・材料研究機構の高梨基宏氏に感謝いたします．また，元東北大学教授の渡辺忠雄先生には，学会発表の折に，多重双晶につきまして，貴重な助言をいただきました．ありがとうございました．本稿で紹介した研究の一部

出村雅彦1995年 東京大学大学院工学系研究科修士課程修了
1995 年 科学技術庁金属材料技術研究所(現 物質・材料研究機構)入所
2003年 博士(工学)(東京大学)
2005年 現職
専門分野金属間化合物，力学特性，集合組織
Ni3Al の可能性を追求すべく，塑性変形に始まり，粒界破壊，集合組織，表面機能などへ研究領域を広げている．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

は，科研費( 15670546 )の助成を受けて行ったものです．ここに感謝の意を表します．

許ま て り あ 第48巻 第 9 号(2009)Materia Japan亜岸田恭輔

平野敏幸

