衝撃破壊によるクラックの発生と伝播に及ぼす第2相の影響＊

衝撃破壊によるクラックの発生と伝播に及ぼす第2相の影響＊

柴 田 政 勝＊＊ 西 ^{成 基＊＊＊}

（昭和58年4月6日受理）

Influence of second phase on the initiation and propagation of crack by impact fracture

Mashakatsu SmBATA Seiki Nlsm

（Received April 6， 1983）

 Al−4． 5％Mg alloys with varying amounts of Manganese， Chromium and lron were unidirectionally solidified．

lhe effects of the volume fraction and the size of the second phase， and dendrite arm spacing on the fracture toughness of those alloys were exami ned with the instrumented charpy impact test． Crack initiation energy decreased with the size of second phase and crack propagation energy decreased w ith the volume fraction of second phase． lhe needle shaped second phase than polygonal one decreased greatly absorbed energy． Absorbed energy increased with dendrite arm spacing because the deflection of the specimen increased with dendrite arm spac1皿9．

1．緒 ^言

 金属材料に対して要求される重要な機械的性質として強 度と靱性があり，強度に関．しては古くから多くの研究がな されてきたためかなりの部分が明らかにされている。靱性 に関して研究され始めたのは比較的新しいこともあって，

その理論的取扱かいについては未知の部分も多い。たとえ ば靱性に最も影響を与える因子は晶出物や介在物などの第 2相であることは明白であるが，それらの定量的な関係に ついては確定的でない点も多い。その例として，従来，靱 性は第2相の体積比に反比例することで整理されてきた が，最近では体積比よりも第2相の長さの総和に反比例す る1）という事実が多く認められるようになった。また仮に 体積比を考えた場合，同じ体積比でも第2相のサイズが大

きくて分布密度が小さい場合と逆にサイズが小さくて分布 密度が大きい場合があるが，このような場合，靱性値は同

じなのか異なるのかという問題が生じる。

 一方，靱性を評価するのに従来，簡便にはシャルピ衝撃 試験が行われてきたが，最近これを計装化することにより  ＊軽金属学会第63回秋期大会（昭57年11月）にて一部  発表した。

＊＊津山工業高等専門学校金属工学科

＊＊＊豊橋技術科学大学工学部

衝撃破壊によるクラックの発生と伝播に要するエネルギを 別々に分けて求めることが可能となり2），衝撃破壊時の挙 動を詳しく知ることができるようになった。そこで著者ら は実用されているアルミニウム鋳造合金のうちで高い靱性 を示すAl−Mg合金を用いて計装化シeルビ試験を行い，

衝撃破壊に及ぼす第2相の影響を詳しく知ることを目的と して実験を行った。

2．実 験 方 法

 2．1試料の作製

 地金として99．99％Alおよび99． 9％Mg，中間合金として A1−10．8％Mn， Al−3． 7％CrおよびAl−5．2％Feを使用し，

これらをアルミナライニ・ングを施した黒鉛るつぼ申で大気 溶解した。この際，Mgの損失を防ぐためAl−5％Be合金を 用いてベリリウムを0．005％添加し，六塩化エタンによっ て脱ガスした。本系合金は酸化消耗が著しくMg含有量に

ばらつきが多くなることが予想されるので，一度に約5kg を溶解し所要の組成合金のインゴットを作った。このイン ゴットから切出して500gを1個の試料分とした。この切 出した試料を再溶解して下端に水冷した銅チルプレートを 置いた予熱イソライト製鋳型に鋳込んで一方向凝固させ た。羅寸法は15x90×130㎜3とした。本系合金は急冷 すると羽毛状晶を生成しやすいが，種々検討した結果，最

高溶解温度780。C，鋳込温度700。C，鋳型予熱温度700。C，

にすることにより羽毛状晶の無い試料を作ることができ

た。

 2．2デンドライトと第2相の測定

 2．1で作製した一方向凝固試料からチルプレートに近い 底部より1，3，6．5cmの各部分を切出して組織観察を 行った。デンドライトー次枝間隔は凝固方向に垂直に切断 した横断面をエッチングすることによって現出する十字形 の一定面積Sあたりの個数nをかぞえ，それが正方配列し ているとしてYs／nより求めた。二次枝間隔は凝固方向に 平行な断面のミクロ組織写真より実測した。第2相の量は 一定数の格子点上で第2相が占める格子点数をかぞえ，そ れより体積比を求める点算法により，サイズおよび分布密 度は写真より実測した。組織観察試片と同箇所より凝固方 向に垂直にシャルピ試験片を切出し，容量30㎏一mの計装 化シャルピ試験機を用いて室温で試験した。

Table 1に合金組成とその分析結果を示す。

Table 1 Chemical composition of alloys． （wt ％）

れらのデンドライトの一次枝間隔と二次枝間隔をFig．1に 示す。

（cm）

6． 5

3． 0

1． 0

alloy l Mg Mn Cr Fe Si Al

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撚鑑曳雛凸団臨縫．懸■畷瞬歯嚢

Al A2 A3 A4 A5 A6 Bl B2 B3 B4 B5 B6

4．6 O． Ol O． 26 O． OO O． 03 4．7 O． 29 O． 25 O． Ol O． 03 4．6 O． 47 O． 25 O． OO O． 03 4．7 O． 30 O． 47 O． Ol O． 03 4．5 O． 49 O． 48 O． 02 O． 03 4．6 O， 79 O． 38 O． OO O． 03 4．5 O． 02 O． OO O． 27 O． 03 4．4 O． Ol O． OO O． 40 O． 03 4．6 O． 27 O． OO O． 41 O． 03 4．3 O． 47 O． OO O． 25 O． 03 4．7 O． 75 O． OO O． 27 O． 03 4．5 O． 74 O． OO O． 41 O． 03

残残残高残残残残雪残残残    Longitudinal Transvers section

     sectio且

Photo 1 Dendrite structure of Al一一4． 5％Mg alloy at     1， 3， 6． 5cm from bottom．

ハ_≧ 300

Vご︒屋 Fこσ2櫛り90   2◎   0

100

3．実 験 結 果  3．1ミクロ組織

 Photo 1は底部から種々の距離における顕微鏡組織を示 すもので，熱流とはほぼ平行な逆方向に一方向凝固してお り，デンドライト組織をもつ柱状晶が成長しているのが観 察される。試料上部に進むほど冷却速度が小さくなるため デンドライトは粗大化しており，横断面において十字形に 見えているのが一次枝で，縦断面において小さく横にのび ているのが二次枝である。底面からの各距離におけるこ

 502石σ肝E﹂o   ごσ擢︒講

AL−4，5 hMg o a3eteMn−CX3！leCr e O．3el．Mn−O．4 teFe

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@ ︐

1 7 7

9

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       1        3     65         Distance from bottom ｛cm）

Fig．1 Changes of primary and secondary dendrite arm    spacing with distance from bottom．

 Photo 1に示す試料をフッ酸で軽くエッチングすると デンドライトは現われずに第2相のみが観察される。

Photo 2はそれらの第2相を示すもので（a）はMn，

Cr添加合金（以下Aシリーズ合金と略す）に晶出する Al−Mn−Crの三元化合物で塊状である。なお， Mnが0．8％

以上になるとCrが少ない場合，塊状の他に針状の三元共 晶が見出するが，解析を容易にするため本実験のMn， Cr の添加量は針状化合物の現われない範囲とした。（b）は Mn， Feの添加合金（以下Bシリーズ合金と略す）に晶出 する（AI， Mg）6（Mn， Fe）の組成をもつ化合物3）で針状 である。

a

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Photo 2 Compounds in（a）Aレ4．5％Mg−0．3％Mn−0．3％

    Cr and （b） Al−4． 5％Mg−O． 3％Mn−O． 4％Fe     alloys，

 各組成合金に皐出するこれらの化合物のサイズ，分布密 度および体積比をFig．2， Fig．3に示す。 Mn， Crの添加量 の増えるにしたがい，それらはいずれも増加しかつ底面か らの距離の大きくなるほど増加する。しかし添加量の少な いA1， A2組成では分布密度が増加するがサイズはほとん ど変化しない。Bシリーズ合金でも添加量の±習えるにした がって，サイズ，体積比は増加するが，分布密度は底面か らの距離1cmのものはほとんど変化せず，3および6．5cm すではむしろ減少する傾向を示す。

 3．2シャルピ衝撃試験

 Fig．4は計装化シャルピ試験によって得られる荷重一変 位曲線を示し，Eiは最大荷重Pmまでの変位に要したエネ ルギでクラック発生エネルギ，EpはPmから破壊に至るま でのエネルギでクラック伝播エネルギとされている2）。各

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Mn O．O br O．3

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O．50．30．5 O．30．50．5

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Al A2 A3 A4 A5 A6_AItoys

Fig．2 Distribution of compounds of Aレ4，5％Mg−X％

   Mn−Y％ Cr alloys．

     ︵︒こにεりEいOE20＞︵司悔冨虫りモ￡笠︶o製の

wt・ 1 3 4

Mn ee ｿ25^{0ρ 0．O}潤D4

o．3 O．4

O．50．80．8 D250250！1  3

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       AUoys

Fig．3 Distribution of compounds of Al−4． 5％Mg−X％

   Mn−Y％Fe alloys．

℃dO﹂ 馬 Ei

Pm

Ep

  DTDeftection

Total absorbed energy ： ET＝Ei 十Ep Crack initiation energy ：Ei Crack propagation energy ： Ep Lower yield load

Maximum load Total deflection

：Py

：Pm

：DT

Fig．4 Typical illustration of load−deflection curve and its analyzing method．

組成合金について計装化シャルピ試験により得られたE量，

EPおよびET（＝Ei＋Ep）の変化をFi9．5， Fi9．6に示

宕89．，

b4

 242

o

函 2 o

wt％A1 A2 A3 A4 A5 A6 Mn O．o

br O．3 0．30．50．30．50．8

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Al A2 A3 A4 A5 A6

     Attoys

Fig．5 Values of Ei， Ep andET of Al一一4． 5％Mg−XjoO    Mn−Y％Cr alloys．

ハ  早

96

山4  2

o

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  国    o

       AIIoys

Fig．6 Values of Ei， Ep and ET of Al−4． 5％Mg−X％

   Mn−Y％Fe alloys．

■膨1こm ^{fr㎝ wt●} 1B2 B3 ^{B4 B  B}

∈ヨ3 福U．5

bot量om Mn ee ｿ250，404^{0．OO．00．3}

0．50β0．8 O250．2504

B1 82   B3 B4 B5   B6

す。なお，それらの値は同一条件の試料3本の平均値であ る。化合物のサイズ，分布密度および体積比の変化とは逆 に甑，Cr添加量および底面からの距離の増加につれて Ei， Ep， E rとも減少する。 A1， A2組成でEp， ETは大 きく減少するにもかかわらずEiはほとんど変化しない。 B シリーズ合金も添加量の増加にしたがってEi， Ep， ETは 減少していくが．Aシリーズ合金に比べるとそれらの値は かなり低い。

 3．3破面観察

 Photo 3はシ・pルビ衝撃試験後の試験片の破面を示す。

A，Bシリーズ合金ともディンプル状を呈し，ディンプル 底には3．1で述べた化合物が観察され化合物が小さい場 合は確認できないが大きくなると，それらの化合物は壁開 的に破壊しているのが認められる。したがってこれらの第 2相が破壊の核となっていることが推測できる。Fig．7に 走査電子顕微鏡によって測定したディンプルの深さとサイ ズの変化を示す。添加量が増加するにつれディンプル径は 大きくなるが深さは浅くなる。添加量が非常に多くなると

Photo 3 Microfractgraphs of impact fractured specimens．

デンドライトセル境界に沿った平坦な破面になる。

Fig．8はディンプルの直径および深さとETの関係を表 したグラフで，ディンプルの深さが増加し，径が小さくな るにつれてETが増大していく。靱性の増加はディンプル の深さよりも直径の減少による影響が大きい。

300

4．考

︵ユ︶莞孟︒δ 2   1

：  30

4     1

釜●O 轍n﹃WMC

3cm trom    bottom

OO

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        Al A2 A3 A4 A5 A6       Attoys

Fig．7 Dimple size and depth of Al−4． 5％Mg−X％

   Mn−Y％Cr alloys．

察

 靱性に最も影響を与える因子は上述したような第2相で あることはよく知られているが，衝撃曲げによるクラック の発生や伝播は第2相のサイズ，分布密度および体積比な どとどのように関係があるのかについては，シャルピ試験 機が計装化されたのが最近のことでもありあまり調べられ ていない。そこでFig．3およびFig．5に示したようにある

．組成範囲においてEiはほとんど変化しないのにEpはかなり 変化しており．，それと対応して変化しているのは第2相の サイズである点に着目し，Eiと第2相のサイズとの関係を 求めた。この結果をFig．9に示す。 A， Bシリーズ合金と

も両対数でプロットすると直線関係が成立する。Aシリー ズ合金の方が高い値を示すが，これはAシリーズ合金の晶 出化合物が塊状であるのに対し，Bシリーズ合金では針状 ぞ，応力集中が大きくなりその結果切欠効果が大になり低 応力で破壊するためと考えられる。Epと第2相体積比と

10 5

300

1

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Fig．8 ［Ehe relationship icetween dimple size and depth，

   and absorbed energy of Al−4． 5％Mg−X％Mn−Y％

   Cr alloys．

        5 10 50 100

      5ize 《の

Fig．9 皿le relationship betwee且size of second phase    a夏dEi．

10 5

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        Votume froction （ lo）

Pig．10  lhe relationship between volume fraction of    second phase and Ep．

の関係について求めた結果をFig．10に示す。 A， Bシリー ズ合金とも直線関係が成立し，Eiの場合と同様にAシリー ズ合金の方が高い値を示す。

 延性破壊のメカニズムについてはいくつかの説がある4）

が，本実験のように第2相の存在が支配的である場合に は，破壊は介在物や晶出物などの第2相を起点としてまず voidが発生し，次いでそれらのvoidが連結することによっ て進行していくという考え方ではほぼ一致している。void の発生についてはマトリックスと第2相との界面の剥離に よるものと考えるGurlandら5）の説と第2相自身の破壊に よるものと考える田中ら6）の説がある。しかし両者とも voidを発生させるに要する外力は第2相のサイズの0．5乗 に反比例すると報告している。さらにvoidの連結に関する 機構としてはvoidの成長合体によるものとするMcClintock ら7），void間のinternalneckin9によるものとするThemason ら8），せん断クラックによるものとする南雲ら9）の説があ る。この場合，いずれの説もvoidの連結に要する外力また は歪は第2相の体積比に反比例するとしている。

 以上の諸説は引張試験による延性破壊に対して提案され たもので本実験のように衝撃曲げ破壊に対するものではな く，またvoidの発生がクラックの発生と， voidの連結がク ラックの伝播と厳密に対応するかどうかについても検討を 要するが，大略としては以上の関係はほぼ対応するものと 考えられる。

 つぎに，第2相のサイズが同じで底面からの距離の異な る試料の靱性の変化を比較すると，底面からの距離の大き くなるほどEiは大きくなる。また同じ体積比で比較すると 距離が大きくなるほどEpが大になる。 Fig．1に示すように 底面からの距離が大になるほどデンドライトー，二次枝間 隔は大きくなり，一次枝間隔は結晃粒サイズに相当すると 考えると，結晶粒の大きいほどEi， Epしたがって恥も大

きくなり靱性が大という結果になる。

 この点についてさらに検討するため，同一体積比におけ るPy（シャルピ試験による降伏荷重）， Pm（最大荷重）お よびDr（完全に破壊するまでの全変位）を比較した。そ の結果をAシリーズ合金についてFig．11， Bシリーズ合 金についてFig．12に示す。底面からの距離が大きくなる

ほどすなわち結晶粒サイズが大きくなるほどPy， Pmは小 さく強度は小さいがDTは逆に大きくなる。 DTは引張試験 における伸びに相当すると考えられ，結局結晶粒が大きく なるほど伸びが大になることより靱性が増加すると結論で きる。

 一般的には結晶粒の小さいほど靱性は大きいと言われて いるが10），0．4％C−2％Mn−0．8％Cr−0．17％Mo鋼について オーステナイト結晶粒径とクラック伝播エネルギの関係を 求めた岡林ら11）や，5％Mo−0．3％C鋼についてKlcを求め

たZuckeyら12）やその論いくつかの研究者によると結晶粒 径の大きくなるほど靱性は増加することが報告されてお

り，本実験でもこれらと同様の傾向を示した。

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Fig．11 Tlie relationshiD between mechanical DroDerties    and the second phase of Al−4． 5％Mg−X96Mn−Y」uOo    Cr alloys．

︵εE︾

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      O．1 1 2  3

        Second phctse （vot elo）

Fig．12  llie relationship between mechanial properties    and the second phase of Al−4． 5％Mg−X％Mn−Y    ％Fe alloys

5．総 ^括

 Mn， Cr， Feの添加量を変えたA1−4．5％Mg合金を一方 向凝固し，種々の第2相量，サイズおよびデンドライト枝 間隔をもつ試料を作製し，それらについて計装化シャルピ 試験を行い，次の結果を得た。

（1）クラックの発生に要するエネルギEiは第2相のサイズ と密接な関係があり，サイズが大きくなるほどEiは減少す

る。

（2）クラックの伝播に要するエネルギEpは第2相体積比 と密接な関係があり，体積比が増加するほどEpは減少す

る。

（3）第2相の形状が，塊状よりも針状の方がEi， Epともに 小さい。

（4）第2相が同一サイズ，同一体積比の場合，デンドライ ト枝間隔が大きくなるほどEi， Epしたがって恥も大きく なるが，これはデンドライト枝問隔が大きくなるほど変位 すなわち伸びが大になることが主な原因である。

 最後に計装化シャルピ試験を行うにあたり御援助頂いた

名古屋大学工学部助教授小林俊郎氏（現豊橋技術科学大 学）はじめ金属学科第6講座の皆様方に深く感謝する。

参 考 文 献

1）北川，小寺沢著：フラクトグラフィ，（1977），48，培   風館。

2）小林：日本金属学会会報，12（1973），546，

3）柴田，西：軽金属33（1983），131．

4）武智弘：日本金属学会会報，12（1973），845，

5） J． Gurland J． Plateau：Trans． ASM， 56（1963），442．

6）田中，森，中村：金属材料の延性と延性破壊シンポジ   ゥム，日本金属学会（1970）．

7） F． A． McClintock ： J． Appl． Mech．， 35（1968）， 363．

8） P． F．TEhomason：J． inst． Metals， 96（1968）， 360．

9）南雲，山口，高橋：金属材料の延性と延性破壊シンポ   ジウム，日本金属学会（1970）．

10）須藤一：日本金属学会会報，14（1975），7．

11）岡林，富田，神谷＝鉄と鋼，58（1972），s492．

12） V． F． Zackey， E． R． Parker and W． F． Wood：Proc．

  3rd， lnt． Conf． on Strength of Metals and AIIoys，

  Cambredge， Eng．， Vol． 1（1973），175．