b
、 60
u) 的 Q)
'-u)
20
三OE
0
100 Al-5atO/oMg 573 K
②
①
(c) 80
40 20 60
u) ω ω
'-u)
� O
LL
。仏芝~-b
0.15 0.10
�a 0.05
Apparent 0
0
strain，
図3.2 図2.6に示した変形経路1、 2および3で得られた固溶 強化合金の変形応力の経路依存性、 実測曲線。 (a)と(b) は Al-3at%Mg合金、(c)はAl-5at%Mg合金(宮川ら(49))。
-・�
と(b)を比較すると、 温度によって高温降伏現象の大きさが異なり、
特に、 経路2では573Kで現れていないのに対して673Kでは顕著 に現れている。 しかし、 変形応力の経路依存性に温度による大きな 違いはないと見てよい。
以上のように、 AI-Mg固溶強化合金の高温変形応力は変形経路に 強く依存し、 その依存性は高温降伏現象の現れ方に違いはあるが、
濃度、 温度によらず大略同じ傾向を示すことが明らかになった。
3.2.2 複合強化合金
固溶強化に分散強化が複合したAl-3.1at%Mg-l.3vol%Be合金に ついて、 図2.6で示した変形経路に沿って得られた変形応力の経 路依存性についての実験結果を673K については 図3.3 (a)に、
573K については 図3.3(b)に実線で示した。 なお、 前節で得ら れた分散強化していないAl-3at%Mg固溶強化合金の実験結果を比 較のため破線で示した。673KではAl-3.1at%Mg-1.3vol%Be合金と Al-3at%Mg合金の変形応力はそれぞれの経路でほぼ同じ形をして おり、 Al-3at%Mg合金で得られた曲線を応力増加方向に平行移動 するとAl-3.1at%Mg-1.3vol%Be合金の実測曲線に近い曲線が得ら れる。 経路1と経路2では高温降伏現象も明瞭に現れているが、 固 溶強化のみの合金に比べると分散強化を複合した合金の方がややそ の現れ方は小さい。
図3.3(b)に示した573Kでの結果を見ると、 変形の初期で両合 金の変形応力に違いが見られるが、 変形後期ではほとんど一致して いる。 また、 経路1と経路3でわずかに高温降伏現象が現れている
----10 千だZ戸ごごご二二二 三 二二二二二三、ミ\- Jb fn
ノ 1
()ÿ=4.8Mと \
一一Al-3.10t。んMg-l.3volo/oBe --- Aト3.00いんMg
(0) Meosured 673 K 30
20
。丘芝、hv
ωωω
」ザω
〉〉O一hL
100 0
一一Al-3.10t。んMg-l.3volo/oBe - - - Al-3.00tO/oMg
(b)
Meosured 573 K80 60 40
。仏芝、b-ωωω」ザω〉po-L
20
1
OV =5.2MPo0.15
0.10
strain， Ea
0.05
Apparent
。
。
図3.3 図2.6に示した変形経路1、 2および3で得られた Al-3.1at%Mg-1.3vol%Be複合強化合金の変形応力の経路依存性、 実損IJ
曲線
(
実線)
。 破線は比較のため示したAl-3at%Mg固溶強化合金 の変形応力の経路依存性、 実測曲線(
宮川ら(51))
。が、 経路2ではいずれの合金でもまったく現れていない。Al-3at%Mg 合金で検討した結果(46)(49)(第5章で詳述)によれば、 高温降伏現象 が現れないのは、 変形初期には転位密度が小さいため転位速度が大 きく、 転位は溶質雰囲気を離脱して 運動していることによるものと 考えられるが、 本合金の573K で高温降伏現象が現れないのも同じ 理由によるものと考えられる。
573Kの経路1、2の変形初期ではAl-3.1at%Mg-l.3vol%Be合金 の変形応力はAl-3at%Mg合金に比べてかなり大きく、 特に経路2 では前章の 表2.1 に示したボイド強化応力σv=5.2MPa以上に強 化されている。 この理由は次のように考えられる。
転位が溶質雰囲気離脱速度を越えていると思われるこの領域では 多数の転位が雰囲気を持たず速い速度で運動しており、 このような 転位は-8粒子に捉えられるとボイド強化応力を受けて遅くなる ため、 溶質雰囲気引きずり運動の場合に比べ粒子の影響を受けてい る転位の割合が増加する。 さらに、 粒子に捉えられているときは転 位の速度が遅くなるため、 より大きな溶質雰囲気が形成され易くな り、 粒子が存在しないときよりも溶質雰囲気引きずり運動をする転 位の割合が増加する。 これら2つの理由から経路2の変形初期にお いてAl-3.1at%Mg-1.3vol%Be合金とAl-3at%Mg合金の変形応力の
差がボイド強化応力σvより大きくなったものと考えられる。
573Kの変形後期には、いずれの経路でも、Al-3.1at%Mg-1.3vol%Be 合金の変形応力はAl-3at%Mg合金とほとんど同じとなり、 粒子に よる強化量はボイド強化応力σvより小さくなっている。 これは、 加 工硬化によって転位密度が増加すると、 分散粒子に捉えられていな
い転位の割合が増加するため、粒子による強化量が低下したもの(50) と考えられる(第6章で詳述)。
しかし、 全体的には固溶強化に分散強化を複合した合金の変形応 力の経路依存性は固溶強化合金の経路依存性(46)(49)と同様であると 見てよ い。
3.3 結論
第2章の 図2.6に示したいくつかの異なる変形経路に沿って、温 度範囲5731{rv673KでAl-3rv5at%Mg固溶強化合金、Al-3.1at%Mg-1.3vol%Be複合強化合金について、変形応力の変形経路依存性を実 験的に検討した。 その結果、 次の結論を得た。
(1 )固溶強化合金と複合強化合金では、 温度によらず高温変形応力 の変形経路依存性の傾向は大略等しい。 すなわち、同じ時間で同じ ひずみに到達したときの変形応力は経路に依存して大きく異なる が、 その後同じひずみ速度の定速変形になると、 前歴に依存せず短 い遷移時間経過後にそれぞれの合金と温度に応じた同一応力値に到 達する。
(2)変形初期において、 運動転位密度が小さいため有効応力が高く 変形応力も高い値を示す固溶強化合金において、 変形が進んだ後で は、変形経路上同じひずみ速度であっても得られる変形応力は変形 初期のそれより低くなる。 その理由は、変形初期に比べ転位密度が 高く、したがって有効応力が低くなるためである。 すなわち、 同じ ひずみ速度でもその変形前歴によって変形応力は異なる。