Silviase/jgov_v1.4_full_ann huggingface dataset:
(fragmentation) による体積圧縮率に相当する。a1 および a2 はそれぞれ極限圧力付加状態（P→∞）における各圧密化機構による体積圧縮率を意味しており、例えば、al が a2 よりも大きい場合は、粉末の全体積圧縮量に占める粒子再配列の寄与度が大きいことを示唆している。また k1、k2 は各圧密化機構の開始相当圧力を表しており、その値が大きいほど高い圧力条件下でその圧密過程が生じることを表わしており、kl が大きくなるにつれて粒子再配列による圧密化機構が起こり難くなることを意味する。本実験では、圧縮試験により得られた圧力 P － 容積 V の相関データから非線形最小 2 乘法によって各定数（a1、kl、a2、k2）を算出し、これらを用いてそれぞれの圧密化機構による体積圧縮率の総和 V*（0≤V*≤1）を算出する。その結果、粉末の圧縮特性の成形圧力依存性および緻密化過程での到達圧密率を定量的に把握できる。

## 2 ）従来の2項圧縮式による水素化チタン粉末の圧密化挙動解析結果

先ず、粒子再配列機構の寄与度パラメータ a1 と造粒粉末の AD 値の関係を図 33 に示す。造粒粉末を用いた場合の a1 値は原料粉末に比べて増加しており、その値は AD 値の増加に対してほぼ直線的に減少している。これは AD 値の小さい粉末を金型内に充填すると粉末間の空隙量が増加するため、圧密化過程において粉末が移動し易くなり粒子再配列機構の寄与率が大きくなったものと考えられる。

図 33. 圧縮式における粒子再配列項と粉末の見かけ密度の関係

また、図34に示すように原料粉末およびAD値の異なる造粒粉末における圧縮試験時の圧力－圧縮変位量の関係において、成形圧力が100MPa程度迄の比較的低い加圧領域での圧縮変位量は原料粉末に比べて造粒粉末が大きく、造粒粉末のAD値が小さくなるに連れてその値は増加している。これらの結果から圧密過程の比較的初期段階においては、充填時に生じた粉末間の空隙と粉砕粉末内部に存在する空隙を埋めるように造粒粉末自身およびそれを構成する1次粒子粉末が移動と再配列を繰り返すことで圧密化現象が進行すると考えられる。

以上の結果に基づき、圧縮過程における造粒粉末の圧縮挙動は図35に示すような圧密化モデルにより進行すると考えられる。なお、(a)は従来から提案されている金属粉末の圧密化過程を表現した模式図であり、(b)が今回提案した圧密化モデルである。
図 34. 各水素化チタン粉末における成形压力と圧縮変位の相関データ

図 35. Cooper-Eaton 圧縮 2 項モデル(a)と 3 項修正モデル(b)における粉末の圧密化举動の模式図

単一金属粉末においては(a)に示すように、低圧力域では粒子の移動・再配列によって粒子間の空隙が埋められる現象が主として生じ、高圧力域では粒子の塑性変形や破碎によって粒子同士の接触点付近の比較的狭い空隙が埋められる現象が支配的となる。これに対して造粒粉末の圧密化挙動は(b)に示すような機構によるものと推察される。粒子の塑性変形が生じるまでの低圧力域では(a)と同様に主に粒子再配列機構が生じるが、これは①金型内に造粒粉末を充填した際に造粒粉末間に生じる空隙（lnter-pore）を埋めるように造粒粉末自身が移動する「マクロな粒子再配列」と、②造粒粉末内部に存在する空隙（lntra-pore）を閉鎖するように造粒粉末を構成する1次粒子粉末の移動・再配列による「ミクロな粒子再配列」に分類できる $ ^{44} $ 。そして両機構が進行して粒子間の空隙が埋められると、圧縮成形圧力が造粒粉末を構成する1次粒子粉末に付加されて粒子の塑性変形あるいは破碎現象が生じる。但し、図34に示した圧縮変位量と粉末のAD値の関係からマクロな粒子再配列機構がより低い圧力域で進行すると考えられる。
## 3 ）3段階での圧密化を想定した修正圧縮式を用いた解析結果

次に、上記の造粒粉末の圧密機構を考慮した修正 Cooper-Eaton 縮式を提案し、これを用いて造粒粉末の圧密化挙動解析を行なった。具体的には、マクロ粒子再配列およびミクロ粒子再配列は従来の粒子再配列と同様の圧縮曲線で整理できると考えて、式（4.6）に示すような3項の指数関数の線形和からなる修正式の適用を試みた。

$$ \begin{aligned}&V^{*}=\begin{array}{l}(V(0)-V(P))/\left(V(0)-V(\infty)\right)\end{array}\\ &=a(r1)\exp(-k(r1)/P)+a(r2)\exp(-k(r2)/P)+a(p)\exp(-k(p)/P)\\ &a(r1),k(r1); Coefficient of macro-rearrangement\quad a(r2),k(r2); Coefficient of micro-rearrangement\\ &a2,k2; Coefficient of plastic deformation/fragmentation\quad(a(r1)+a(r2)+a(p)=1)\\ \end{aligned} $$

計算方法は従来の２項からなる計算プログラムにおいてマクロ粒子再配列の項を追加し、粉末の圧縮データを用いて非線形最小２乘法によって式中の各パラメータを算出した $ ^{43} $ 。なお、マクロ粒子再配列が最も低い加圧領域で生じると考え、右辺第１項をマクロ粒子再配列、第２項をミクロ粒子再配列、そして第３項を塑性変形・破砕現象によるものとした。

先ず、造粒粉末の圧密化挙動に及ぼす粒子再配列と塑性変形の寄与度を評価すべく、式(4.5)および式(4.6)により算出したa値（a(r）；粒子再配列、a(P）；塑性変形）と粉末のAD値との関係を図36に示す。

図 36. 圧縮式の項数と粉末の見かけ密度の関係－3 項モデル(a)と2 項モデル(b)

(a)は今回提案した3項モデルに基づく修正式による計算結果であり、(b)は従来のCooper-Eaton式を用いた結果である。なお、両図は同じ圧縮データを用いて計算した結果である。これに見るように修正式によれば、マクロおよびミクロ粒子再配列と塑性変形のそれぞれによる粉末の圧密化挙動への寄与度を分離することができる。その結果、マクロ粒子再配列機構の寄与度を示すa(rl)値は、2項モデルでの計算結果と同様に造粒粉末のAD値が増加するに従ってほぼ直線的に減少する。一方、ミクロ粒子再配列の寄与度を示すa(r2)値に関しては、a(r1)値の傾向とは逆にAD値の増加に伴って増大する。この結果は、造粒粉末のAD値と造粒粉末内のlntra-pore量に起因している。前述したようにミクロな粒子再配列とは、原料粉末同士が結合してできた造粒粉末内部のIntra-poreを閉鎖するように1次粒子粉末が移動および再配列する現象を意味している。ゆえに造粒粉末中のIntra-pore量が多いほど圧密化過程におけるa(r2)値は増加する。一方、1次
粒子間の結合が強固になると、造粒化が進行して内部の intra-pore 量が減少し、より緻密で粗大な球状の造粒粉末が得られる。その結果、造粒粉末の AD 値が低下する。つまり、造粒化が進行すると造粒粉末の AD 値は低下し、粉末内部の Intra-pore 量も低減する。以上のことから造粒粉末の AD 値が減少すると、Inter-pore 量が増えるためにマクロ粒子再配列の寄与率は増加するが、逆に lnfra-pore 量が減少するためにミクロ粒子再配列の寄与率が低下すると考えられる。また、いずれの造粒粉末においても a(r2)値に比べて a(r1)値が大きい。これは平均粒子径と AD 値から算出した粉末充填時の Inter-pore 量が約 30～40vol.%であるのに対して、造粒粉末の断面組織観察結果より求めた粉末内部の lntra-pore 量が約 8～15vol.%と小さいためにマクロ粒子再配列の寄与度を表す a(rl)値が大きくなったと考えられる。以上の結果より、造粒粉末を圧粉成形する際の粒子再配列による緻密化挙動では造粒粉末自身の移動によるマクロ粒子再配列機構が主な支配因子であるといえる。

## 4 ）修正 Cooper-Eaton 圧縮式の適合性に関する検証

粉砕加工により粒度分布（AD値）が異なる水素化チタン粉末を造粒粉末と見立てて、その圧密化過程における粒子再配列と塑性変形の開始領域について修正式と従来式を用いて評価した。図37にAD値に対する各圧密化機構の開始相当圧力パラメータk値の変化を示す。(a)、(b)は粒子再配列および塑性変形の各機構の開始相当圧力である。AD値の違いによって多少の差はあるものの、修正式によればk(r1)；5.9～7.8MPa、k(r2)；22.5～3L4MPa、k(p)；323.4～362.6MPaとなり、マクロ粒子再配列は極低圧力域で生じ、続くミクロ粒子再配列機構も30MPa程度で完了する。k(p)値からは1次粒子粉末の塑性変形がいずれも350MPa付近で開始していることを意味しているが、この値は本試料粉末を固化した合金の圧縮耐力（σ=344MPa）とほぼ一致しており、実際に粉末を圧縮した際の塑性変形能を精度よく推定している。一方、従来式によればk(r)値；6.9～11.8MPaとなり、修正式での結果と同等であるが、k(p)値は117.6～147MPaと修正式による値に比べて200MPa程度小さい。これは従来式ではミクロ粒子再配列と塑性変形との寄与率の分離が困難であるために両者が重複して計算され、その結果、k(p)値は修正式によって算出した値に比べて小さくなったと考えられる。以上の結果より今回提案した修正式によれば、マクロ・ミクロ粒子再配列機構の開始度合いのみならず、算出した各圧密機構の開始圧力も高い精度で推定できることから本修正式の妥当性が検証された。

図 37. 圧縮式の変数 k 値の粉末見かけ密度依存性－3 項モデル(a)と2 項モデル(b)
さらに、修正式により算出した各パラメータを用いて、圧縮圧力 784MPa を負荷した際の造粒粉末の全体積圧縮率におけるマクロおよびミクロ粒子再配列の比率を整理した結果を図 38 に示す。

図 36(a)に記載の通り、AD値が減少すると造粒粉末間のInter-pore量が増加するために造粒粉末の移動・再配列現象が進行し易くなりa(r1)値が増大する。その結果、マクロ粒子再配列による体積圧縮率V(rl)の比率が増加する。逆にAD値が減少すると造粒粉末が緻密化するために粉末内部での1次粒子粉末の移動・再配列が進行し難くなり、ミクロ粒子再配列による体積圧縮率V(r2)の寄与度は低下する。また、V(rl)値はV(r2)値の2～3倍と大きく、この結果も上記3）項で記載したように造粒粉末内のIntra-pore量(約8～15vol.%)に対して、充填時の造粒粉末間のInter-pore量(約30～40vol.%)が2～3倍程度大きいことに起因すると考えられる。

図 38.3 項修正モデルを用いて算出した最終成形段階での体積圧縮率と粉末の見かけ密度の関係

次に、マクロおよびミクロ粒子再配列と塑性変形の全圧密過程に対する寄与率について、体積圧縮率 V の対数と圧粉圧力の逆数 1/P の関係を図 39 に示す。

図 39. マクロ粒子再配列(a)およびミクロ粒子再配列(b)と粒子破碎(c)による全圧密過程における体積圧縮率への寄与率（計算結果）
(a)～(c)は順に、マクロ粒子再配列、ミクロ粒子再配列、塑性变形による体積圧縮率の対数と1/Pとの関係であり、いずれも直線関係を有している。これは前記の式（4.2）から判るように、体積圧縮率Vの対数が右辺の各項に対して1/Pの関数となる結果、1/Pとの直線関係として表現できる。(a)のマクロ粒子再配列の寄与率に関してAD値が減少するにつれて体積圧縮率は全圧粉圧力域において増加しており、各直線の傾き、つまりk(r1)値はほぼ同じである。(b)のミクロ粒子再配列の寄与率について、低加圧領域では体積圧縮率の値に多少の差異はあるものの、高圧力域では圧密化への寄与度に顕著な差違は見られない。一方、(c)の塑性変形の寄与率に関して圧密化に有効な体積圧縮率0.01以上の範囲では、各造粒粉末の体積圧縮率が粉末のAD値に関係なくほぼ一つの直線として整理できる。本来、塑性変形は1次粒子粉末の降伏点や硬さ、剛性等に直接依存することから造粒粉末を構成する1次粒子粉末が同一である限り、たとえAD値が異なっても塑性変形による全圧密に対する寄与率は同等となる。そのため、(c)に示したように塑性変形による体積圧縮率のデータはAD値に依存することなく、全て一つの直線上に整理できると考えられる。

以上の結果を総括すると、3 項修正型 Cooper-Eaton 圧縮式を提案し、粉砕加工を施すことで異なる粒度分布と見かけ密度を有する水素化チタン粉末の圧密化機構を解明すると共に、その妥当性を検証した。その結果、脆性な水素化チタン化合物を含むことで成形固化による圧縮過程において、粉末内部に発生する微量な亀裂に伴って空隙が形成し、それを充填するためのミクロな粒子再配列機構が作用することで、延性を有する純チタン粉末と同程度の緻密化（相対密度）が進行し、健全な成形体が得られることを確認した。

## （５）水素化処理を施したチタン切削屑からの再生素材の特性（平成２６年度研究成果）

これまでの研究結果に基づき、純チタン切削屑およびTi-64合金切削屑を出発原料とし、水素化熱処理＋機械粉碎加工＋成形固化＋脱水素化同時焼結＋熱間押出加工といった一連の加工工程を経て、チタン再生素材を試作した（詳細な条件は3．研究方法に記載）。なお、比較として、市販されている純チタン粉末とTi-64合金粉末を準備し、同一工程を経てチタン押出素材（バージン素材と記す）を作製した。

先ず、純チタン切削屑を用いた際の水素化チタン（TiH₂）再生素材とバージン素材の引張試験結果として、応力ーひずみ線図と、試験後の破断面の観察結果を図40に示す。

図 40. 水素化処理チタン切削屑粉砕粉と純チタン粉末の焼結押出材の引張試験結果
再生チタン材の応力－ひずみ線図は、バージン材とほぼ同様の挙動を示し、粉末間結合強度の観点から、特に注目すべき破断伸び（elongation）も25%前後とほぼ同等かつ十分な延性を示す値となった $ ^{45)} $ 。また、破断面観察においては、両者とも延性破壊を示すディンプル破面を呈しており $ ^{46)} $ 、上述の応力－ひずみ曲線の挙動と対応して、引張試験時の応力伝達に耐え得る十分な強度を有する粉末間結合を形成していることが明らかとなった。さらに、航空機用部材や自動車等の構造材料として利用する際の信頼性の観点から、再生チタン素材の疲労特性に関するデータ採取は必要不可欠である。そこで、本研究にて試作した純チタン切削屑からの再生素材（ここでは焼結温度を1073K、1173K、1273Kの3水準とした）について、回転曲げ疲労試験による疲労強度を評価した。3種類の試料と、比較材となる市販JIS 2、4種純チタン材(TB340H、TF550）の応力－繰り返し回数（S－N）曲線を図41に示す。

図 41. 水素化処理チタン切削屑粉砕粉と純チタン粉末の焼結押出材の疲労試験結果
各試料の疲労強度（fatigue strength at $ 10^{7} $ cycles）は、1073K 押出材：490 MPa、1173K 押出材：420 MPa、1273K 押出材：480 MPa、JIS 2 種純チタン材：290 MPa、JIS 4 種純チタン材：390 MPa となった。また、本結果を統一的な視点から考察すべく、得られた生データを各試料の UTS で除して正規化したところ、同図(b)に示すように、各試料の S-N 曲線は概ね一致しており、疲労強度／UTS の値は、1073K 押出材：0.51、1173K 押出材：0.57、1273K 押出材：0.68、JIS 2 種純チタン材：0.67、JIS 4 種純チタン材：0.57 と同程度を示した。この値は 0.5～0.7 程度となることが既往研究 $ ^{47,48} $ にて報告されており、今回、作製した再生チタン材の全てにおいて得られた値もその範囲内に存在することが確認された。以上の結果から、本研究にて試作したチタン切削屑からの再生素材は、引張強度特性のみならず疲労特性においても市販の JIS 規格純チタン材と同等以上の特性を有することが実証された。なお、今回は熱処理温度を 1073K～1273K としたことで再生チタン素材中に残留する水素量が僅かに異なっていることを定量分析により確認した。また上記の疲労試験結果（S-N 曲線）からもわかるように、再生材において疲労限界（強度）の差は明瞭に確認されており、水素含有量の違いが再生素材の力学特性に影響を及ぼすことが伺える。よって、残留水素が押出加工後のチタン材の組織構造および強度・延性挙動に及ぼす影響に関しては、平成 27 年度の研究成果において詳細に述べる。

次に、Ti-64 切削屑から再生した押出チタン合金素材先端部の外観写真と、引張試験における応力ーひずみ線図を図42に示す。押出材において、表面や周辺部には粉末未結合部や亀裂・割れなどの材料欠陥は見られず、粉砕加工後に粒度分布を適正に整えることで十分に圧密化が進行し、相対密度100%近い再生素材が得られた。また、引張試験結果においても再生チタン合金とバージン材の両者を比較して、顕著な差異はなく、いずれも規格値ASTM B348(5)を満足する引張強さ、耐力および破断伸びを有する。

図 42. 水素化処理 Ti-64 合金切削屑粉砕粉末焼結押出材の外観写真と引張試験結果 (Ti-64 粉末押出材（バージン材）との比較)

以上の力学特性に関する調査結果から，本研究で提案するチタン切削屑の再資源化プロセスにより再生したチタン素材は、いずれも高い相対密度と十分な粉末間結合強度を有しており，バージン材と同等の引張強度特性および疲労強度特性を有することが実証できた。
## （6） スケールアップ化再生素材の力学特性評価（平成27年度研究成果）

前述の通り、民間企業での大型設備を借用し、プロトタイプ再生素材を作製して素材間（ロット間）および素材内部（ロット内）での機械的特性のバラツキを調査・解析し、再生材の信頼性評価を実施した。試作に使用した押出加工用矩形ダイスと押出板材の外観写真を図43に示す。

図 43. プロトタイプ再生チタン材の作製状況と素材の外観写真例

1 ロット当り 5 本の押出素材を試作し、各素材から引張試験片を 50 本ずつ、機械加工によって採取して常温での引張試験に供じた（3 ロット×5 本×50 試験片＝合計 750 試験）。なお、ここでは水素化熱処理をロット管理し、Ti-64 合金切削屑に対して 3 回（ロット）の熱処理を施して粉末原料を作製した。他の工程はいずれも同一条件として試作を行った。再生素材の引張試験結果を図 44 に示す。引張強さに関して、平均値はいずれのロットにおいても目標値である 1000 MPa 以上を達成しており、また下限値に関してもその値を満足した。また標準偏差 σ を算出したところ、各ロットにおいて 27.6 MPa、23.3 MPa、30.4 MPa となり、平均値 -2 σ の値は 1012.8 MPa、1000.4 MPa、1027.2 MPa であることからロット毎の母集団全体で目標値を満足する確率は 96~98% であった $ ^{49} $ 。実操業を考えた場合、更なる工程内バラツキの低減・管理が必要であり、なかでも残存する水素含有量の影響が考えられることから水素化熱処理と脱水素同時焼結における温度・保持時間の影響をより詳細に調査すると共に、量産設備の仕様に反映する必要があると考える。

(MPa)	Lot.1	Lot.2	Lot.3
Average	1068	1047	1088
Max	1106	1097	1127
Min	1034	1012	1056

図 44. プロトタイプ再生素材のロット間およびロット内での引張強さのバラツキ評価結果
## （7） 残留水素を活用したチタン素材の高次機能化（平成27年度研究成果）

2．研究目的で述べたように、水素原子は金属中を容易に侵入・拡散し、脆化を引き起こすことから一般に水素は負の材料因子とされてきた。図45に示すように水素含有量の増加に伴って引張強さ（UTS）および破断伸びはいずれも直線的に減少する $ ^{50} $ 。このような結果からもチタン素地中に水素が存在することで脆性な水素化チタン化合物相を形成し、これに起因した力学特性の低下が生じると考えられる。しかしながら、同図において水素含有量が0.2wt%までの微量添加域に着目すると、伸び値は低下せずに引張強さは100MPa程度増大している。また、本研究成果においても前述した通り、低温での脱水素化同時焼結を行うことで残留水素量が増加すると、疲労強度が向上するといった結果を得ている。つまり、水素原子により金属材料の脆化を誘発することは既知の事実であるが、その含有量が

図 45. 汎用 Ti-64 合金における引張強さおよび破断伸びと水素含有量の相関性 $ ^{50)} $

極僅かの場合には、別の機構によって強度や延性が向上する可能性が考えられる。これは既往研究では取り扱うことのなかった仮説であり、また金属材料の合金設計における「水素が負の因子である」という既成概念を覆すものである。

そこで、本研究では、これまでの水素化熱処理と脱水素化熱処理を組合せることでチタン素材中の残留水素量を調整できるプロセスを確立してきたが、これを活用して上述したような微量水素含有チタン材の高強度・高延性化を両立する、いわゆるチタン材の高次機能化に関する実験的および理論的検証を行い、新たな材料設計原理の確立を図る。

## 1 ）微量水素含有によるチタン材における特異組織構造の形成機構

前出の Ti-H 系平衡状態図に示したように、水素は β 相安定化元素であることから熱間押出加工の温度条件によっては、β 相→α 相への相変態過程を伴う塑性変形となるため、従前のチタン材料とは異なる組織構造の形成は予想される。そこで、先ず、水素含有量を厳密に調整すべく、原料粉末には市販の水素化チタン粉末を使用し、これを焼結過程での熱処理温度を変更することで $ TiH_{2} $ 相の熱分解を促し、チタン焼結素材中に残留する水素量を調整した。先ず、水素化チタン粉末を成形固化した後、アルゴンガス雰囲気中で $ 973\,K \sim 1323\,K $ の温度域で 1 時間の熱処理を行い、異なる水素量を有する純チタン焼結体を準備した。それらに対して $ 1273\,K $ にて熱間押出加工を施して緻密な棒状チタン素材を作製した。先ず、光学顕微鏡による各押出加工材の組織観察結果を図 46 に示す。ここで試料名称に "H-" と記載したものは水素化チタン粉末を出発原料とした素材であり、"P-" は純チタン粉末 (水素を含まない) を用いた素材であることを意味する。また、各試料における水素含有量の測定結果も併せて記載した。水素含有量の減少に伴いチタン素材の組織は、(a)と (b)：粗大な針状粒組織→(c)と (d)：微細な針状粒組織→(e)と (f)：微細な等軸粒組織→(g)と (h)：粗大な等軸粒組織へと変化した。これは、各試料の押出加工温度（1073 K）における β 相安定化能が、水素含有量に応じて変化したことに起因している。水素含有量の高い試料(a)～(c)に観察された針状粒組織は β 相単相域から β→α 相変態を経ることで形成され、さらに水素含有量が高い程、α 相単相となるまでの時
間が長くその間に針状粒が成長することから、より高い水素含有量の試料(a)と(b)において粗大な針状粒組織が形成されたものと理解できる。次に、後にも述べるが、α+β共存域からの押出加工を経た試料(e)と(f)においては、押出加工時に共存する2つの相がそれぞれ互いの粒成長を抑制し合うことで微細な結晶粒組織が形成されたものと推察される。最後に、水素含有量が低くα相単相域からの押出加工を経た試料(g)と(h)においては、TiH₂粉末圧粉体の脱水素化同時焼結処理時に粗大化した組織を引き継ぐことで、押出加工材においても粗大な等軸粒組織が形成されたと考えられる。

図 46. 異なる水素量を有するチタン粉末焼結押出材の組織観察結果（純チタン粉末材(i)との比較）

もう一つの特徴的な変化として、水素含有量の減少とともに光学組織中に見られる黒色化合物の量が減少し、H-1273(g)およびH-1323(h)押出材においては、比較用の純チタン粉末押出加工材（同図(i)のP-1273試料）とほぼ同量の針状黒色化合物が観察された。このような光学組織変化をさらに詳細に捉えるべく、以下では代表的なH-1073/1173/1273押出材を対象に考察を行う。先ず、H-1273押出材(g)とP-1273押出材(i)を比較すると、いずれも微量の黒色針状化合物を含んだ、結晶粒径7μm程度の等軸粒組織を呈しており、両者の間に光学組織上の顕著な差異は認められなかった。これは、前述した水素含有量の観点からも妥当な結果であり、TiH₂粉末を直接原料とした場合であっても、圧粉、脱水素化同時焼結処理に加えて熱間押出加工を施すことで、一般的な純チタン粉末押出加工材（P-1273）と同等の光学組織が得られることが明らかとなった。他方、H-1073(c)およびH-1173(e)押出材に注目すると、脱水素化同時焼結処理温度の低下、
すなわち試料中の水素濃度の上昇に伴って結晶粒径が著しく減少しており、H-1273押出材と比較すると56～75%の結晶粒微細化を生じた結果、両者とも2～3μm程度の結晶粒から成る微細組織を呈した（ここで、H-1173およびH-1073押出材に関しては、光学顕微鏡写真による結晶粒径の測定が困難であったため、SEM-EBSD/OIM解析によって結晶粒径を算出した）。また、組織中に見られた黒色化合物の量も増大し、H-1073押出材においてはそれが均一かつ微細に分散した二相組織を呈した。

そこで、この黒色化合物を同定すべく、X線回折による相構造解析を実施した。水素化チタン粉末およびH-973～1323/P-1273押出材に対する広範囲スキャンプロファイルを図47(a)に、H-1073/1173/1273/P-1273押出材に対するナロースキャン結果を図47(b)にそれぞれ示す。

図 47. 異なる水素量を有するチタン粉末焼結押出材の XRD による構造解析結果
同図(a)において、H-973～1073 押出材では、比較的大きな回折強度を示す特徴的なピークが $ 35^{\circ} $ 付近と $ 63^{\circ} $

付近に確認された。これらのピークは、α チタンの柱面 $ \{10\overline{1}0\} $ と $ \{2\overline{1}10\} $ 面をそれぞれ示しており、強い底面 $ \{0001\} $ 配向を有する P-1273 押出材と比較すると、H-973～1073 押出材は一般的な純チタン押出加工材とは異なる集合組織を有することが示唆された。また、詳細は後述するが、これらの試料には $ 41^{\circ} $ 付近にチタン水素化物（δ-TiH_{X}）を示すピークも検出されている。ここで、柱面 $ \{10\overline{1}0\} $ と底面 $ \{0001\} $ を示す

ピークの回折強度比に着目すると、H-973～1073押出材においては柱面{1010}を示すピークが最大強度となっているが、その大小関係はH-1123押出材で逆転しており、H-1173～1323押出材では底面{0001}を示すピークが最大強度となってP-1273押出材とほぼ等しい回折パターンが観察された。すなわち、H-1173～1323押出材は、一般的な純チタン押出加工材と同じ強く底面{0001}配向した集合組織を有すると考えられる。次に同図(b)において、H-1073押出材の回折パターンに注目すると、この試料にのみ41°付近のピーク（▲）が存在することから、先の黒色化合物は水素含有量の増加によって析出したチタン水素化物δ-TiH_{X}であると判断できる。なお、観察面に占める化合物の面積率が小さかったことから、明瞭なピークとしては確認できなかったものの、組織観察結果における水素含有量と化合物量の相関および状態図との対応から、他の3試料の組織中に見られた（針状）黒色化合物も同様のチタン水素化物δ-TiH_{X}であると考えられる $ ^{51} $ 。他方、P-1273押出材を基準として、H系押出材の各回折パターンを比較すると、水素含有量の減少とともに40°付近のαチタン（□）を示すピーク強度の増大が確認でき、X線回折を用いて評価した組織構造の観点からも、前述の光学組織と良く対応した結果が得られた。

最後に、押出加工材の集合組織に及ぼす水素の影響を解析すべく、各押出加工材に対して行ったSEM-EBSD/OIM観察の結果を図48に示す（IPFマップ（赤：底面{0001}、青：柱面{1010}、緑：{2110}面）：1、逆極点図（赤：高←（強度）→低：青）：2を示す）。H-1273押出材(c)とP-1273押出材(d)を比較すると、IPFマップにおいて、水素含有量に起因したチタン水素化物δ-TiH_{X}（図中の黒色領域）の析出量の違いが認められるものの、赤色、すなわち観察面における底面{0001}配向を主とした集合組織は共通であ

り、逆極点図から両試料は L 方向観察面における底面 {0001} 配向および T 方向観察面での柱面 {1010}

配向を特徴とした〈1010〉集合組織を有していることがわかる $ ^{52} $ 。この結果は、両試料の集合組織（結晶配向性）が本質的に等しいことを意味しており、脱水素化同時焼結処理によって水素含有量を0.067 mass%（H-1273押出材）程度に減ずることで、光学組織および組織構造に加えて集合組織においても、一般的な純チタン粉末押出加工材（P-1273押出材）と同等の純チタン材を作製できることが明らかとなった。他方、水素含有量の影響が予想されるH-1073(a)およびH-1173(b)押出材に注目すると、先ず、H-1173押出材において、逆極点図はH-1273押出材とほぼ同傾向を示したが、IPFマップからはチタン結晶粒の著しい微細化とともに、押出方向と平行に繊維状に配列した、圧延板のB(basal、底面{0001}配向：赤色)/T(transverse、

{2110} 面配向：緑色)-texture に相当する強い配向組織の形成が認められた。次に、最も多量の水素を含有した H-1073 押出材においては、上記の 3 試料と全く異なる傾向が観察された。具体的に、IPF マップから
は {2110} 面配向（緑色）および柱面 {1010} 配向（青色）を主とした微細な針状粒組織、逆極点図からは T 方向観察面での底面 {0001} 配向を有する〈0001〉集合組織の形成がそれぞれ確認された。

図 48. 1073~1273K にて脱水素化熱処理を施した微量水素含有チタン粉末焼結押出材の集合組織観察結果
## 2 ）熱間押出加工による特異集合組織の形成機構

水素はチタンに対してβ相安定化元素であり、これを含有した試料においてはα/β同素変態温度（通常は1158 K）が低下することから、昇温に際しては比較的早い段階で相変態が生じβ相が生成する $ ^{50,51} $ 。そこで、チタンにおけるβ単相域からの押出加工による集合組織形成過程を模式的に図49に示す。

図 49. $ \beta $ 安定化元素を含む純チタン材の加工過程での相変態挙動と結晶方位変化に関する模式図

先ず、体心立方（body-centered cubic、bcc）構造を有するチタンのβ相（同図(a)）に押出加工を施した場合、塑性変形過程での結晶回転に起因して〈110〉β集合組織（同図(b)）が形成される $ ^{53,54} $ 。その後、試料の冷却に伴ってα相を生成するが、ここでチタンの相変態（β→α）による結晶構造変化はBurgersの格子

方位関係（ $ \{110\}_{\beta} // \{0001\}, \langle111\rangle_{\beta} // \langle11\overline{2}0\rangle $ ）に従うことが知られており $ ^{30,55,56} $ 、この結晶方位に関する幾何学的拘束の結果、得られた押出加工材には〈0001〉集合組織（同図(c)）が形成されると推論できる。以上の考察は、β相安定化因子の違いに依らず、bcc構造を有するβ相からの押出加工を安定して行うことで、同様の特異集合組織が形成されることを示唆している。なお、使用したJIS4種純チタン材の化学組成分析結果は表1に示す通りであり、β相の生成量による集合組織変化を調査する際には、添加量を変化させられない鉄に替わり押出加工温度を $ T_{ext}=973\sim1173\ K $ の範囲で変化させることで押出加工時の相構成を制御した。

表 1. JIS 4 種 純チタン粉末の化学組成分分析結果

[mass\%]	H	O	N	Fe	C	Ti
JIS grade 4 CP-Ti	<0.001 (0.013)	0.36 (0.40)	<0.01 (0.05)	0.20 (0.50)	<0.01 (0.08)	Bal.
各温度で熱間押出加工を施した JIS 4 種純チタン（JIS 4 - 973/1073/1173 押出加工材）の SEM-EBSD/OIM による集合組織解析結果を図 50 に示す（IPF マップ（赤：底面 {0001}、青：柱面 {1010}、緑：{2110} 面）：1、逆極点図（赤：高←（強度）→低：青）：2）。

図 50.973~1173K の異なる温度域で熱間押出加工を施した水素含有チタン材の集合組織観察結果

高い押出加工温度： $ T_{ext}=1173\ K $ によって $ \beta $ 単相域からの押出加工を実現した JIS 4-1173 押出加工材(c)について、前出の H-1073 押出材と比較すると、押出加工温度が高いことから結晶粒の粗大化が認められるものの、IPF マップの $ \{2110\} $ 面配向（緑色）と柱面 $ \{1010\} $ 配向（青色）を主とした結晶配向組織、および逆極点図の T 方向観察面における底面 $ \{0001\} $ 配向を特徴とした $ \langle0001\rangle $ 集合組織は、H-1073 押出材における解析結果と同傾向を示した。また、JIS 4-1073 押出加工材(b)に注目すると、IPF マップおよび逆極点図に
おいて、前項の H-1173 押出材と同様の特徴を有する微細粒・B/T-texture の形成が確認された。他方、押出加工温度が最も低く、ほぼ α 単相域からの押出加工となった JIS 4-973 押出加工材(a)においては、前項の H-1273 押出材や P-1273 押出材（(c)、(d)）と同様の〈1010〉集合組織の形成が認められた。これらの結果は、前述の β 単相域からの押出加工による特異な集合組織形成メカニズムの妥当性を実証すると同時に、押出加工時における β 相の安定化度合い、すなわちその生成量によって種々の異なる集合組織が形成されたことを示している。実際に、前項の H-1073～1273 押出材における β 相の安定化度合いに関して、下図の Ti-H 系状態図（図 51）から評価すると、押出加工時の相構成はそれぞれ、H-1073 押出材：β単相、H-1173 押出材：α+β共存、H-1273 押出材：α単相であり、上述の JIS 4 種純チタン材による検証結果と良く一致していることがわかる。

図 51. 異なる水素量を有するチタン材の冷却過程における相変態挙動に関する模式図

以上の理論を具体的に前項の特異集合組織に適用すれば、H-1073 押出材においては、β単相域からの押出加工＋相変態時の Burgers の格子方位関係に基づく結晶方位の幾何学的拘束によって〈0001〉集合組織が形成され、さらに、母相の α チタンと析出したチタン水素化物相 δ-TiH_{X} とが二相組織化することで、微細な結晶粒を形成したものと理解できる。また、α+β共存域からの押出加工が施された H-1173 押出材において

て、組織中の T-texture（{2110} 面配向：緑色）領域および B-texture（底面 {0001} 配向：赤色）領域は、押出加工時の β 相および α 相にそれぞれ対応しており、それら結晶構造の異なる 2 つの領域が同時に押出されて押出方向と平行に繊維状に配列し、互いの結晶粒成長を抑制し合うことで、極めて微細な結晶粒を有する B/T-texture が形成されたと結論付けられる $ ^{15} $ 。
## 3 ）微量水素含有チタン押出材の力学特性

次に、前述した微量の水素含有による組織構造変化がチタン押出材の機械的性質に及ぼす影響を定量的に解析すべく、ヤング率測定と常温引張試験による各種力学特性を評価する。

先ず、自由共振式弹性率測定装置による H-1073～1273 押出材のヤング率測定結果を図 52 に示す。H-1173 および H-1273 押出材においては、両者とも逆極点図の L 方向観察面における底面 {0001} 配向および T 方

向観察面における柱面 {1010} 配向を特徴とした〈1010〉集合組織を呈したことから、ヤング率は基本的に等しく 106～107 GPa を示し、一般に報告されている規格純チタン (JIS 1、3 種) のヤング率 105～107 GPa と良く一致した $ ^{30,58} $ 。一方、これらと比較すると、H-1073 押出材は明らかな高弾性特性を示し、ヤング率は 122 GPa となった。ここで、チタン等の六方晶格子においては、その結晶配列の異方性に起因してヤング率が変化し、具体的には、応力負荷方向と六方晶格子 c 軸との角度差が小さい程、高いヤング率を示すことが知られている $ ^{55,56} $ 。したがって、本試料においても、六方晶格子の c 軸が押出（引張）方向と平行に配列した〈0001〉集合組織を形成することで、この原子配列異方性が顕著に発現した結果、引張方向のヤング率が向上したものと理解できる。

図 52. 異なる水素量を有するチタン粉末焼結押出材のヤング率の測定結果

次に、各押出材の引張強度特性と焼結温度の関係を図53(a)に、引張試験から得られたH-1073/1173/1273押出加の応力ーひずみ曲線を同図(b)にそれぞれ示す。先ず、破断伸びに関しては、最大の水素含有量すなわち材料中に最も多くのチタン水素化物（δ-TiH_{x}）相を含むH-973押出材を除き、全ての試料で約25%以上という構造材料として十分な延性が確認された。これは、純チタン粉末を原料として作製した一般的な純チタン粉末押出加工材と同等の性能である。次に、0.2%耐力（0.2%YS）と最大引張強さ（UTS）に注目すると、焼結温度1073 K以下と1123 K以上で特性が大きく変化しており、具体的には前者のUTSは後者に比べ約200 MPa高くなっている。この変化の傾向は、組織構造の観点からは前出のX線回折結果と、また力学的には上述のヤング率測定結果と対応していると考えられる。そこで、この力学挙動変化の要因をより詳細に明らかにすべく、以下ではH-1073/1173/1273押出材を対象に考察を行う。
図 53. 脱水素化熱処温度の違いによるチタン粉末焼結押出材の引張強さと破断伸びの測定結果

図(b)中の H-1273 押出材に注目すると、その特性値は 0.2% 耐力 (0.2%YS) : 523 MPa、最大引張強さ (UTS) : 702 MPa、破断伸び : 27.1%となり、JIS 4 種純チタン材の強度要求 (0.2%YS : ≥485 MPa、UTS : 550～750 MPa、破断伸び : ≥15%) を満足することが確認された。また、H-1173 押出材は、0.2%YS : 549 MPa、UTS : 740 MPa、破断伸び : 29.2%なる特性を示し、先の H-1273 押出材と比較すると強度増加が認められた。ここで、高強度化の主要因としては、①酸素による固溶強化 $ ^{9,59} $ 、②結晶粒微細化 $ ^{60,61} $ 、③集合組織強化 (高ヤング率化) $ ^{19-21} $ の 3 つが挙げられるが、前述の通り、両者のヤング率はほぼ等しく、またその酸素含有量も同じ (0.32 mass%) であることから、上述の強度増加は、光学組織および SEM-EBSD/OIM 観察においても指摘された結晶粒微細化 (②) によるものであると結論付けられる。加えて、強化機構が結晶粒微細化であったことから、高強度化を達成しつつも、H-1273 押出材と同等以上の高い延性を維持することに成功した。最後に、H-1073 押出材に注目すると、応力ーひずみ曲線から著しい高強度化が確認でき、純チタンでありながら、0.2%YS : 725 MPa、UTS : 959 MPa、破断伸び : 27.6%といった優れた引張強度特性を示した。これには、結晶粒微細化 (②) に加えて、前述のヤング率測定結果から強い集合組織形成 (③) の大きな寄与が考えられる。さらに、本試料においては著しい強度増加にも関わらず、延性の低下が見られないこと
とから、高強度・高延性・高弾性純チタン材における材料設計原理の一つであるチタン水素化物（δ-TiH_{x}）相を利用した変形双晶の抑制機構が発現し、それが有効に機能していると期待できる。

## 4 ）微量水素含有チタン押出材における高強度・高延性発現機構と水素化化合物の変形挙動の解明

上記3）項では、集合組織強化（〈0001〉集合組織の形成による高ヤング率化）による高強度化に加えて、チタン水素化物（δ-TiH_{x}）相を利用した変形双晶の抑制機構による〈0001〉集合組織の高延性化が寄与している可能性が示唆された。そこで、高強度化と高延性化のそれぞれに対して、上記の寄与因子に基づく詳細な定量解析を行うことで、H-1073押出材における高強度・高延性化機構を解明する。具体的に、まず、高強度化（強化機構）に関しては、他の高強度化要因である酸素固溶強化および結晶粒微細化の影響を除去した上で、ヤング率の増大と強度（0.2%YS）増加との関係を調査し、その寄与率を明らかにする。次に、高延性化に関しては、押出加工材の破断伸びに及ぼす水素化物の析出量、すなわち水素含有量の影響を定量評価し、各試料の破断内部組織解析と併せて、水素化物相を利用した変形双晶の粗大化抑制機構、および水素化物そのものの変形挙動についても引張応力を負荷しながらのその場直接観察手法を用いて定量的に検証する。

前述の通り、本研究における高強度化の主要因としては、①酸素による固溶強化、②結晶粒微細化、③集合組織強化（高ヤング率化）の3つが挙げられる。そこで、H-1073押出材における集合組織強化（③）に着目した強化機構の定量解析に先立ち、他の高強度化要因である酸素固溶強化（①）および結晶粒微細化（②）の影響を除去することを考える。まず、酸素固溶強化について、H-1273押出材（酸素含有量：0.32 mass%）を基準とすると、H-1073押出材の酸素含有量は0.34 mass%と微増した。これによる0.2%YS増加量（Δσ₀.₂(O)）を、Labusch limitに基づく固溶強化理論 $ ^{62} $ を用いて算出し、Δσ₀.₂(O)=15 MPaを得た。なお、H-1173押出材の酸素含有量は0.32 mass%であり、基準のH-1273押出材に等しいことから、Δσ₀.₂(O)=0 MPaとなる。次に、結晶粒微細化について、先と同様H-1273押出材を基準とすると、H-1173押出材における結晶粒微細化の寄与（Δσ₀.₂(G)）は、前項での考察よりΔσ₀.₂(G)=26 MPaと算出できる。ここで、H-1173押出材とH-1073押出材の結晶粒径が、ともに2～3 μm程度と概ね同じであることから、本研究では、H-1073押出材のΔσ₀.₂(G)を、H-1173押出材と同じ26 MPaと見積もることとした。以上の数値と0.2%YSの差を考えることで、H-1073押出材における集合組織強化の寄与（Δσ₀.₂(T)）は、Δσ₀.₂(T)=161 MPaと計算できる。この結果について高ヤング率化の観点から考察すべく、H-1073押出材とH-1173押出材の中間的位置付けの試料として、113 GPaのヤング率を有するH-1073-873押出材（TiH₂粉末ベース1073 K 焼結873 K押出加工材）を作製し、組織および力学特性を調査した。H-1073-873押出材は、H-1073押出材と同等の水素を含有するものの、押出加工温度を低く設定したことから、H-1073押出材と比較するとβ相の安定化度合いが低く、結果的にヤング率もやや小さな値を示した。また、結晶粒径は約2 μmでH-1073およびH-1173押出材とほぼ同じ、酸素含有量は0。34 mass%でH-1073押出材と等しく、引張強度特性は0.2%YS:619 MPa、UTS:847 MPa、破断伸び:29.9%となった。ここで、本材に対しても先の減算処理を適用し、集合組織強化の寄与を計算したところ、Δσ₀.₂(T)=55 MPaを得た。これらの結果からH-1073-873押出材、H-1073およびH-1173押出材における集合組織強化由来の強化量（Δσ₀.₂(T)）と各試料のヤング率の関係を図54に整理した。両者の間には線形性が認められ、強い集合組織形成による強化量はヤング率の増加と強い正の相関を示した。このようにチタンの強度とヤング率が正の線形相関を示すことは、既往研究でも報告されており $ ^{63} $ 、本研究のH-1073押出材においても〈0001〉集合組織の形成による高ヤング率化によって、強度増加が生じていることが実証された。
図 54. 微量水素含有チタン粉末焼結押出材におけるヤング率と 0.2% 耐力値の相関

以上の解析を通じて得られた 0.2%YS に対する各強化機構の寄与を定量的に分離した結果を図 55 に示す。H-1073 押出材においては、全強化量の約 80%が集合組織強化（高ヤング率化）によるものであることが明らかとなった。

図 55. 異なる水素量を有するチタン粉末焼結押出材の強化因子に関する定量的な寄与度評価結果

次に、H-1073 押出材における〈0001〉集合組織の高延性化について考察する。通常、引張方向と平行に

〈0001〉集合組織を有する試料では、変形（引張）双晶が容易に生じるため、従来の〈1010〉集合組織を有する試料と比較すると、破断伸びが半分程度にまで減少するとともに、降伏後には大きな加工硬化を示す。これは、粒内で生じる引張双晶によって六方晶底面が約86°も傾き、その双晶内部で底面すべりが生じながらも母相との界面に転位が高密度に堆積することに起因している。しかしながら同時に、その界面から発生する亀裂が大きな延性低下をもたらしていることも知られている $ ^{22} $ 。一方、本研究で作製したH-1073押出材は、〈0001〉集合組織を有し集合組織強化を発現することで著しい高強度化を実現しながらも、その

破断伸びは一般的な〈1010〉集合組織を有する他の純チタン押出加工材（H-1273およびH-1173押出材）
とほぼ同等の27.6%を示しており、上述の内容とは全く異なる傾向を呈した。この〈0001〉集合組織の高延性化には、本節の冒頭で述べた通り、水素化物相による変形双晶の局所的発生と粗大化の抑制機構が寄与している可能性が大きく、これを明らかにすることは、本研究にて提案した材料設計原理の有用性を実証するものと期待できる。そこで、押出加工材の破断伸びに及ぼす水素含有量（水素化物の析出量）の影響に関する定量的評価に加えて、各試料の破断内部組織調査から、水素化物相と変形双晶の相互作用をその場直接観察することで、水素化物相による変形双晶抑制機構の発現とその効果、および水素化物そのものの変形挙動についても検証する。

〈0001〉集合組織を有する試料の破断伸びに及ぼす水素含有量の影響を評価するため、H-1073押出材(a)に種々の保持時間で脱水素化熱処理（温度：1173 K、雰囲気：真空（10 Pa以下）、保持時間：1.8～10.8 ks）を施した。各試料（H-1073-DHX押出材：X=1.8(b)、3.6(c)、7.2(d)、10.8(e) ks）の光学顕微鏡による組織観察結果および水素含有量の定量分析結果を図56に、また、最長保持時間で処理を施したH-1073-DH10.8押出材のSEM-EBSD/OIMによる集合組織解析結果を同図(e-2)に示す。水素含有量は脱水素化熱処理時間の増加とともに顕著に減少しており、最終的に10.8 ksの処理によって、0.0039 mass%まで水素含有量を低減した試料が得られた。これに伴って、光学組織中に観察される水素化物（図中の矢印）の析出量も徐々に減少し、10.8 ksの処理後には、ほぼ完全に水素化物は消失した。また、この脱水素化熱処理による集合組織変化を確認するため、H-1073-DH10.8押出材に対してSEM-EBSD/OIM解析を行った。その結果、結晶粒

の粗大化が見られたものの、観察面における（2110）面配向（緑色）と柱面（1010）配向（青色）を主とした（0001）集合組織は、変わらず維持されていることが確認された $ ^{57} $ 。なお、本材(e)の光学組織中に見られる小さな黒い斑点は、組織観察のための腐食処理によって生じたエッチピット（腐食空孔）である $ ^{64} $ 。

図 56. 熱処理を施した微量水素含有チタン粉末焼結押出材の組織構造に及ぼす熱処理時間の影響

次に、これらの試料の引張試験結果から得た破断伸びと水素含有量の関係を図57に示す。水素含有量、すなわち、水素化物の析出量の減少とともに、脱水素化熱処理材の破断伸びは低下しており、水素化物がほぼ消失したH-1073-DH10.8押出材の破断伸びは、H-1073押出材（27.6%）と比較すると約1/3（10.9%）にまで低下した。これは、〈0001〉集合組織を有する試料の延性と水素含有量の間の強い相関を意味してお
り、その高延性化に対する水素化物相の関与、具体的には、水素化物相による変形双晶の局所的発生と粗大化の抑制を示唆している。

図 57. 熱処理を施した微量水素含有チタン粉末焼結押出材の破断伸び値と水素残留量の相関

そこで、その様子を直接観察すべく、引張試験終了後の各試験片について破断部周辺の組織解析を実施した。図58の破断部近傍の光学組織観察結果に示すように、水素含有量の減少に伴って、破断組織内には2本ずつ対をなす筋状の模様が密に観察されるようになった。一方で、未処理材（H-1073押出材）（a）やH-1073-DH1.8押出材(b)においては、粗大な筋状模様は認められず、替わって水素化物相によって分断された比較的微細な筋状模様（数μm～数十μm程度）が観察された（図中○印）。

a) As-extruded H-1073

図 58. 熱処理を施した微量水素含有チタン粉末焼結押出材の引張試験後の破断部近傍の組織観察結果

これらの破断組織に見られた2本ずつ対をなす筋状模様は、図59のSEM/EBSD解析結果に示すように、

{1012} 変形（引張）双晶であることが確認された $ ^{57)} $ 。さらに、H-1073 押出材の観察結果(a)は、結晶粒間に析出した水素化物相が、双晶の進展および粗大化を阻害している様子を捉えており（図中〇印）、結晶粒
間に障害物が無いことから、双晶が複数の結晶粒を横断して粗大化している H-1073-DH10.8 押出材(b)と比較すると、その双晶のスケールが著しく小さいことがわかる。

a) As-extruded H-1073

b) 10.8 ks

図 59. 微量水素含有チタン粉末焼結押出材(a)と純チタン粉末押出材(b)の破断部近傍での変形双晶の発生状況に関する SEM/EBSD 解析結果

また、両試料の破断部近傍から離れた均一変形部における内部組織観察結果を図60に示す。まず、H-1073-DH10.8押出材(b)に注目して引張試験前(2)と後(1)の組織を比較したところ、均一変形部に顕著な変形（結晶粒の伸長や双晶の発生など）は認められなかった。

1) After tensile testing

2) Before tensile testing

Extrusion and tensile direction

図 60. 微量水素含有チタン粉末焼結押出材における破断部から十分に離れた場所での引張試験前後での組織観察結果（変形双晶の発生・導入状況の違いに関する調査）
これは、本試料が双晶の粗大化抑制機構を持たないことから、双晶が破断部近傍に局所的に発生して粗大化し(e)、変形の大部分が集中することで、本部位に転位が急激に堆積して著しい加工硬化を生じた結果、早期破断による低延性に至ったものと考えられる。一方、H-1073 押出材(a)における引張試験前後の組織を比較すると、微細であった針状粒が、試験後には著しく伸長しており、さらに、その結晶粒の内部にも双晶の発生が確認できる（図中〇印）。これは、H-1073 押出材においては、破断部近傍だけでなく試料全体が大きく均一変形したことを示しており、H-1073-DH10.8 押出材では低延性の主要因となった双晶も、試料全体に微細かつ均一に分散して発生することで、変形の集中を回避していると考えられる。そこで、この水素化物相による双晶の粗大化抑制機構の存在を実証すべく、SEM 内引張試験機（TS-2000：TSL ソリューションズ製）を用い引張変形時における組織の in situ 直接観察を実施した。本試験から得られた H-1073 押出材の応力一ひずみ曲線および試験中の組織観察結果を図61に示す。なお、応力一ひずみ曲線図と組織観察結果中の記号 A～E は対応しており、各点毎に試験機を一時停止させて SEM 観察を行った。また、引張方向は SEM 画像の水平方向と一致しており、組織中に白く見えている領域が水素化物相、黒く見えている領域がチタン母相である。まず降伏点近傍の A では、弾性変形が主であることから、組織は基本的に変形前

と同一であり、{1012} 変形双晶は見られなかった。続いて、ひずみ量が増加して塑性変形領域に入った B

においては、黄色の矢印で示した2箇所に変形双晶の発生が観察された。さらに、塑性変形が進んだC～Eでは、これら2つの変形双晶が成長してその筋状の凹凸がより鮮明になると同時に、新たな変形双晶の発生も確認された。しかしながら、試験片が破断するEまで変形させても、水素化物相で挟まれた母相領域を超えて双晶が進展することは無く、その粗大化が水素化物相によって抑制されている様子が明瞭に観察された。本結果は、水素化物相に変形双晶の進展および粗大化を抑制する効果があることを示しており、これによって、H-1073押出材の高延性発現機構として提案された水素化物相による双晶の粗大化抑制機構の妥当性が実証された。

以上の結果をまとめると、H-1073 押出材は、結晶粒間に析出した水素化物相によって、双晶の局所的発生と粗大化を抑制し変形を分散することで、〈0001〉集合組織でありながら試料全体を大きく均一変形させ

ることを可能とし、これによって一般的な〈1010〉集合組織を有する純チタン押出加工材と同等の高延性を発現したと結論付けられる。この機構は水素化物相による変形双晶抑制の材料設計原理を良く体現しているといえる。

最後に、チタン水素化物（δ-TiH_{X}）そのものの変形挙動について検証する。一般にチタン水素化物は脆弱であり、これが要因となって「水素化物脆化」を引き起こすことが知られている $ ^{57, 65, 66} $ 。しかし一方で、チタン水素化物の力学特性を測定した結果、水素化物は十分な塑性変形を示すとする報告 $ ^{67-69} $ も存在しており、その議論は依然として未決着のままである。本研究にて作製した試料（特にH-1073押出材）中にも、チタン水素化物が多量に含まれており、仮にそれらが脆弱であれば、H-1073押出材における高延性発現機構も用を成さなくなる可能性がある。従って、チタン水素化物の材料変形中における挙動を理解することは、先の高延性発現機構に関する考察を補完する上で必須といえる。そこで、引張変形中のチタン水素化物の挙動を直接観察および定量解析すべく、SEM内引張試験機を用いて引張荷重負荷時におけるin situ組織観察を実施した。