AH . 03mas s%Si 合金 における高温変形挙動 と Si 析出粒子の Os t waJ d 成長

素材物性学雑誌 第1

0

1

7 9 ‑8 9( 1 9 9

論 文

AH . 03mas s%Si 合金 における高温変形挙動 と Si 析出粒子の Os t waJ d 成長

呂 満 珊

, *

小 松 芳 成

, *

Os t wal dGr owt horSiPr e c i pi t at e sandEl e v at e d Te mpe r at ur eDe f or mat i oni nA

1 . 0 3mas s %SiAl l oy

by

Mans hanI J UT,Shoj iGo TOf I,Se t uoAs o † I ,Yos hl nar iKo MATS U† IandWuLI UI ABSTRACT

Thec oar s e nl ngbe havi orofSipr e c i pl t at e Sf orove トagl ngS t ageWasObs e r ve d l nA 1 ‑ 1. 0 3mas s %Sial l oy. Thec oar s e ni ngdat awe r eagr e e me ntwi t h Li f s hi z

Wagne rt he or yondi f f us i on‑ c ont r ol l e dc oar s e ni ng. Thei nf l ue nc eoft hi sOs t wal d gr owt hofSlpr e C l pl t at e SOne l e vat e dt e mpe r at ur ede f or mat l Oni nt hi sal l oywas s t udi e datt e mpe r at ur e sf r om 4 7 3 K t o6 2 3 K i nai randati ni t i als t r ai nr at e sf r om 7. 9 4×1 0 ⁵ t o1 . 7 6×1 0 ^{2S 1} . 1 twass howe dt hatt hes t e adys t at ef l ow s t r e s si s de c r e as e dwi t ht heOs t wal dgr owt hofSipr e c I Pl t at e S. TEM obs e r vat i onr e v e al e d t hatt hei nt e r ac t i onbe t we e ndi s l oc at i onsand Sipr e c l pi t at e si sofat t r ac t i ve ‑ i nt e r ac t i ont ype,i ndi c at i ngt hatt hes t r e s sf i e l dofadi s l oc at i oni sr e l axe dat t heSipr e c i pi t at e s /mat r i xi nt e r f ac e.

Ke y Wor de:A1 ‑ Sial l oy,Os t wal d gr owt h,di s l oc at i on,e l e vat e d t e mpe r at ur e de f or mat i on,yi e l ds t r e s s, pr e c i pl t at i on‑ har de ni ng, at t r ac t i v ei nt e r ‑ ac t i on,voi d‑ har de ni ng.

平成

9

3

2 4

*秋 田大学大学院鉱 山学研究科博士後期課程機能物質工学専攻

〒01 0

‑1 ℡0 1 8 8 ‑8 9 ‑2 41 8

**秋 田大学鉱 山学部物質工学科

〒01 0秋 田市手形学園町1‑1

千Gr a d u a t es t u d e n t ,Gr a d u a t es c h o o lo fMl n l n ga n d En g l n e e r l n g , Ak l t aUn l V e r S l t y ,1 ‑1 Te g a t aGa k u e n c h o , Ak l t a 0 1 0 , J a p a n

T千De p a r t me n to fMa t e r i a l sEn g l n e e r l n ga n dAp p l i e d Ch e ml S t r y ,Mi n i n gCo l l e g e ,Ak i t aUn l V e r S l t y ,1 ‑1

Te g a t aGa k u e n c h o ,Ak l t a 01 0 ,J a p a n

7 9

1 . 緒 言

金属材料の高温強度向上のために,従来熱的 に安定 な粒子を含む粒 子分散強化合金 に関 しては,高温変形 に対す るいろいろな基 礎 的立場 か らの研究 が行 われ

で )2)

3

,実験結果 に基づ く経験式 もすでに確立 されて

いる｡ しか し,実用材料 には時効析出型 の合金 を用 い

る場合が多 く,この場合析 出粒 子 は熱 的 に不安定 で,

高温使用中に中間相か ら安定相 に変化 した り,あ るい

は Os t wal d 成長を伴 って粗大化す るため,力学 的性

呂 満珊 ･後藤正治 ･麻生節夫 ･小松芳成 ･劉 武

Tabl e1 Che mi c alc ompos i t i onoft heal l oy

Si F e T

C

M g M n A1 ( mas s%) ( pp

( pp

( pp

) ( pp m ) ( ppm) ( mas s %) .

質の劣化を生ず ることが多 く問題 となっている｡ した が って,実際面では熱的に安定な粒子ではな く,熱 的 に不安定 な粒子を含む析出型合金の高温変形挙動を明 らかに してお くことが材料開発の点で基本的に重要 な ことである｡

ところで ,ALS l合金 に関す る従来の研究 によれば, 複雑な析出過程 はな く,時効初期か らダイヤモ ン ド構 造 を有す る硬 い Si 粒子が析出 し,その後,母相 の Si 濃 度 は平衡値 に近づ き ,Si 析出粒子 の総体積 はほぼ一定 となる,いわゆる一段硬化挙動を示す ことが知 られて いる

｡ この時効段階では Os t wal d 成長 によって,よ り大 きな析出粒子が小 さな析出粒子を くって更 に大 き な もの‑ と成長す る｡ この析出物 は比較的性質の明 ら かな Si 単体である｡ したが って,析 出型合金 の高温 変形挙動 におよぼす Os t wal d 成長 の影響 な どを研究 す るには ,ALSi 合金 は非常 に適 した ものであ ると考 え られ る｡今 まで Al ‑ S l合金 の研究 で は Os t wal d 成 長 に伴 う粒子の平均半径の時間変化や粒子半径の分布 曲線などの基礎的実験 5 )は行われて来てい るが,変形 に関す る研究 は少 な く,根本 ら

が A L 1 . 4 2 wt %Si 合金の室温変形 において転位 と析出粒子の相互作用を 観察 して ,Or owan の 恒7 ‑ paS S機構 について明 らかに したのみである｡ しか しなが ら,この合金の高温変形 挙動や変形機構 に関 してはまだ明 らかにされておらず, 特 に高温変形 に対す る Si 粒子の Os t wal d 成長の影響 については全 く研究が行われていない｡

そ こで本研究では ALSi 合金の時効析出過程 にお け る ,Si 粒子の Os t wal d 成長 と高温変形挙動 との関連 性を明 らかにす るとともに,高温 にお ける Si 粒子 と 転位 との相互作用を透過電子顕微鏡 による直接観察 を 行 うことによって,高温変形機構 について も明 らか に す ることによって,熱的に不安定な析出粒子を含 む合 金の高温変形挙動の予測のための基礎的知見を得 るこ とを目的 とした｡

2 . ^{試料 および実験方法} 2 .1 試料作製 と熱処理

純 Al と金属 Si を大気 中溶解 して ,2 0 wt %Si 母合 金を作製 した｡その後 この母合金 と純 Al を大気 中溶 解 して ,3 5×9 1×1 4 6 mm 形状 の A 1 ‑ 1 . 0 3 mas s%S l合 金 イ ンゴットを作製 した｡ そのイ ンゴ ッ トを 8 4 3 K で 7 5 時間の均質化焼鈍を行 った｡ これを 4 等分 したのち 5 7 3 K で熱間圧延加工 によ って ,6×5 1×3 7 0 mm の板 材を作製 した｡合金の化学成分 は Tabl e lの通 りで あ る｡次 にこの板材 を切削加工す ることによって,軸方 向が圧延方向に平行で,長 さ 1 0 mm ,直径 4 mm の円 柱状圧縮試験片 と した｡ これ らの試験片 を 8 3 3 K で 3 時間の溶体化後 Oo Cの氷水中に焼入れ,初期時効条件 を等 しくし,かつ時効初期 に球状 に近 い微細析 出粒子 を形成 させ るために急冷後 Oo Cの氷水中で 1 時間 の予 備時効を した 6 ) ｡その後 4 7 3 Kで2 0 0 hr までの時効処理 を行 って,時効処理試験片 とした｡

2 .2 高温圧縮書 式験

時効処理試験片の変形 には I ns t r on 型万能試験機 を 用 いて,大気中 47 3 K か ら 6 2 3 K までの温度範 囲 お よび 7. 9 4×1 0 5 S1 か ら 1. 7 6×1 02 S1 の初期 ひず み速度範 囲で圧縮試験 を行 った｡応力‑ ひずみ曲線の形状を検 討す るとともに,得 られた応力‑ ひずみ曲線か ら定常 変形応力( 応力‑ ひずみ曲線で変形応力 が ひず み に ほ とん ど依存 しな くなる応力)とひずみ速度 の関係 を求 めた｡ さらに比例限界の応力 を降伏応力 と して決 め, これを測定 した｡試験片の加熱 には,抵抗加熱炉 を用 い,か つP.LD. 方式 によって温度制御 した｡試験中 の温度変動 は設定温度 に対 して ±2. O K の精度 で あ っ た｡ また,各試験温度での変形組織をで きるだ け安定 に保持す るために,試験機か ら取出 した試験片 は試験 後 ただちに氷水中に焼入れた｡

2 .3 電子顕微鏡観察

粒子のオス トワル ド成長を確認す るため ,Si 析出粒

子観察用の薄膜試料 は ,4 7 3 K で各時間時効処理 した

円柱状試験片 の断面 を切 断 して,厚 さ 0. 5 mm の円板

を作 製 し, エ メ リ一紙 お よ びバ フで研 摩 した 後 ,

2 7 3 K に保持 した過塩素酸‑エチル アル コール 1:4 混

合溶液を用 いて ツイ ンジェット電解研摩法 によって作

第 1 0 巻 第

( 1 9 97 ) A

‑ LO 3 ma s s %S i

S

Os t wal d

製 した｡また,転位 と析出粒 子の相互作用の様 子を観

察す るために圧縮変形 した試験片か ら電子顕微鏡観察 用の薄膜試料 を作製 した｡観察 には JEM‑ 2 0 1 0 型電子 顛微鏡を用 いて,加速電圧 2 0 0 KV で行 った｡転位 と 粒子のコン トラス トを常 に最良の状態に保つために試 料二軸傾斜 ホルダーを用いた｡

3 . 実験結果および考察 3 .1 応力‑ ひずみ曲線

Fi g.1 ‑Fi g.4 は各温度および各初期 ひずみ速度 で の圧縮試験で得 られた応力‑ ひずみ曲線 について調べ た結果である ｡Fi g. 1は 4 7 3 K/1 1 hr 時効処理 した合 金 に対す るもの ,Fi g.2 は 4 7 3 K/3 0 hr 時効処理 した 合金 に対す るもの Fi g.3 は 4 7 3 K/1 0 0 hr 時効処理 し た合金 に対す る もの,また Fi g.4 は 4 7 3 K/2 0 0 hr 時 効処理 した合金 に対す るものである｡いずれの応力‑

ひずみ曲線 において も直線的に応力が増加す る弾性変 形域か ら加工硬化を伴 う塑性変形域 までを示 している｡

しか し,ひずみ量が約 1 2% 以上 になるといずれ の温度 やひずみ速度 において も定常変形状態域 に入 ることが わか る｡また同一圧縮試験温度ではひずみ速度が減少

E/%

8 1

す るはど応力 レベルが低下 し,かつ同一ひずみ速度 で は変形温度が上昇す るほど応力 レベルが低下す ること がわか る｡ このことは後 にも述べるように,変形によっ て導入 された転位の密度増加 による加工硬化 と変形中 に回復 によって生ず る転位密度減少 による軟化および Os t wal d 成長 による Si 粒子の粗大化再分散 が主 な原 因 にな っているものと考え られ る｡特 に温度 5 7 3 K 以 上での低ひずみ速度では変形初期に明瞭な高温降伏現 象が見 られるが,高ひずみ速度で は定常変形状態 に入 る前 に大 きく加工硬化 していることがわか る｡次 に こ れ らの曲線か ら得 られ る降伏応力 と定常変形応力の挙 動 について検討す ることにす る｡

3 .2 降伏応力

粒子分散強化合金の高温変形 においては,それ以下 の小 さい応力で は変形が進行 しない,いわゆる変形 に 対す るしきい応力が存在す ることが知 られている｡ し きい応力値が高いほど材料 は高応力で も変形で きない のであるか ら,この値 は材料 の高温強度向上 に対 して 重要な因子であ り,この値を知 ることは高温変形機構 の解析 にも大変重要 となって くる｡そ こで,本節 で は 前述の応力‑ひずみ曲線を もとに最初 に しきい応力 に

e/%

1 1 0 % 1

Fi g･1 Tr ues t r e s s ‑ t r ues t r ai nc ur ve satvar i ouss t r ai nr at e sandt e mpe r at ur e sf ort heal l oyage dat

4 7 3 K f orl l hr

8 2

e

/%

/ ' % 一 .̲ ･

Fi g.2 Tr ues t r e s s ‑ t r ues t r ai nc ur v e satvar i ouss t r ai nr at e sandt e mpe r at ur e sf ort heal l oyage dat 4 7 3 K f or3 0 hr

e

/%

Fi g.3 Tr ues t r e s s ‑ t r ues t r ai nc ur v e satvar i ouss t r ai nr at e sandt e mpe r at ur e sf ort heal l oyage dat

4 7 3 K f orl O O hr

第 1 0 巻 第 1号 ( 1 9 9

A

‑ 1 . 0 3 ma s s %S l合金 における高温変形挙動 と

S l析 出粒子 の Os t wa l d

e/ i e/ % . 1 0 % .

8 3

Fl g.4 Tr ues t r e s s ‑ t r ues t r ai nc ur v e satv ar i ouss t r al nr at e sandt e mpe r at ur e sf ort heal l oyage dat 4 7 3 K f or2 0 0 hr

つ いて検討す ることと した｡ しきい応力 の求 め方 に は ク リープ試験法や引張試験法 な どいろいろの方法が提 案 されているが,吉 田 ら

によれば ,分 散 強化 合金 の 高温変形 の しきい応力測定法 の一つ と して,引張試 験 によって得 られた応力‑ ひずみ曲線 の形状 を解析すれ ば,この ときの比例限界 の応力すなわち,降伏 応 力値 が しきい応力 とほぼ一致す ることを報告 している｡本 実験 において も吉 田 ら

の方法 に従 って ,圧縮 試験 で 得 られた応力‑ ひずみ曲線 の比例限界応力を降伏応力, すなわち しきい応 力 と して測 定 した ｡Fi g. 5 は 4 7 3 K で各時間時効処理 した試 料 を室 温 ( RT),5 2 3 K,5 7 3 K および 6 2 3 K で圧縮試験 した ものの降伏応 力 の値 を それぞれ ( a),( b),( C )および ( d) の曲線 と して示 した｡各曲線 は 4 7 3 K にお け る時効 処理 時 間 に対 して 中間 に ピークを有す る単純 な一段時効硬化 曲線 の形態 を呈 している｡ この ことか らも本合金 は時効初期 に微 細 Si 粒子が単体で析出 し,粒 子 径 の増 大 は見 られ な いが 9 ) ,数密度 の増加 を伴 った初期時効段階を経て ピー ク位置を示 した後に Si 粒子同志の Os t wal d 成長 によっ て,粒子径 は増大 し,数密度 は減少す るいわ ゆ る過 時 効段階を経て軟化す るもので ある ことが推 察 で きる｡

(edH)S♪aJ)S P一a l^

る O C O T Z O 4 0 . 6 0 ' 勧 〕 三 c c 三 三 O

Agl ngTl me

hr )

Fi g.5 Thec hangel nyi e l ds t r e s spr e s s e datvar i ‑ Oust e mpe r at ur ewi t ht i meage dat4 7 3 K 圧縮温度 の増加 とともに,応力 レベルおよび ピー ク値

ともに低下す るのは圧縮温度が本試験片の最初 の時効

処理温度 よ りも高温で あるために,それ らの温 度 で圧

縮試験 を行 っている過程 です で に Os t wal d 成長 が進

行 し ,4 7 3K での時効状態が一層加 速 され た ことによ

るもの (ピーク以後) と考 え られ る｡ なお ,5 2 3‑6 2 3

K における圧縮 の場合約 1 0 0 hr の ピーク値 を示 す時効

時間 まで はそれぞれの温度での ピーク値 よ り低 い値 を

呂 満珊 ･後藤正治 ･麻生節夫 ･小松芳成 ･劉 武

示 しているが,これ はそれ らの温 度 で は Si 粒 子 の サ イズが小 さす ぎて,まだ初期時効段階 に相当 して いた ことや復元現象 に もとず く一部粒子 の再固潜 による軟 化 によるものであろ う｡ いずれ に して も,ピー ク値以 後 は析 出粒 子の体積分率が一定 の もとで粒子同志 の く い合 いがお こ り ,Os t wal d 成長 に帰 因 す る過 時効 の 効果 によって降伏応力,す なわち しきい応力が低下 し てゆ くもの と推察 され る ｡

以上 のよ うに熱的 に不安定 な粒 子を含む析出硬化型 合金 の場合 は,変形 に対す る しきい応力 の値が分散 粒 子 の析出状態 によって,様 々に変化 し得 ることが明 ら か とな った｡ この ことは材料 の実用面 において も大 変 注 目すべ きことである｡

3 .3 定常変形状態 にお ける応力 とひずみ速度 の関 係

3 .3 .1 変形温度依存性

4 7 3 K で時効処理 した合金 に対 して ,種 々の温度 に おけるひずみ速度 E を定常変形応力 Uの両対数でプロッ トした一例 を Fi g.6 に示す｡ なお ,この図 に は 47 3 K で 1 1 hr 時効処 理後 4 7 3‑6 2 3 K で圧縮試 験 を行 った時 の定常変形 応 力 のみ を示 し,そ の他 の時効処 理 時 間 ( 3 0 hr,1 0 0 hr,2 0 0 hr ) での結果 もほぼ同様 の傾向を示 したので ここで はそれ らを省略 した｡ また比較 のた め

10[‑ 01

1DE‑ 02

10E‑ 03

1OE‑ 04

iOE1 05

10〔‑ 06

10〔‑ 07

6/ MPa

Fi g.6 Ther e l at i onbe t we e ns t r e s sand s t r ai n r at ef ort hes t e ady‑ s t at ede f or mat i on

に純 Al 試験片 に対す る結果 も示 した｡ さ らに,前述 の比例限界応力

を しきい応力 と して見 な し,ひず み速度が ほとん ど無視で きるほどの変形速度 ,す なわ ち 8‑ 1 . 0×1 0 7S 1 の位置 にプロッ トして示 した｡ 図 か ら明 らかなよ うに,比例限応 力

が変形 温度 に強 く依存 して い る ことが見 られ る｡ と ころで ,葉 英華 ら 1 ) によると分散強化 A 1 ‑ 1 . 5vo1 %Be 合金 の高温変形 における しきい応力 は変形温度 には依存 しない ことが 報告 されてお り,本実験 の結果 と大 きな違 いを示 して いる｡ この ことは前節で も述べたよ うに本実験で用 い た試料 は熱的に不安定 な析出粒子 を含 むか らで あ る｡

この ことは著者 らが前 報 1 0 )で提案 した モ デルを用 い て得 られた結果 ,すなわち,熱的 に不安定 な粒子 を含 む合金 の場合 は しきい応力が変形温度 に強 く依存す る が,安定 な粒子 である場合 は しきい応力 は変形 温度 に 依存 しないとい うことを実験的 に証 明 したものである｡

Fi g.6 に示 して いる測定 点 はそれ ぞれ の高応 力域 で 直線関係が成 り立 ち,その直線 の勾配すなわち応 力指 数 は変形温度 の増加 とともに幾分小 さ くな る傾向が認 め られ るようで ある｡なお,比較 の ため純 Al に対 し て測定 した結 果 も同図 に併記 した｡ 純 Al と A 1 ‑ 1. 0 3

%Si 合金 の場合 を比 べ ると,変形温度が高 いほど,ま た応力が低下す るほど,両者間の差が大 き くな って常 に A l ‑ 1･ 0 3%Si 合金 の方 が高応 力側 に位 置 して お り, いずれの温度 において も析出粒子強化 の効果が顕著 に 現れていることがわか る｡

3 .3 .2 Si 析 出物粒子のパ ラメ‑タ‑依存性 A 1 ‑ 1. 0 3 mas s%S l合金 にお いて は転 位 は Si 析 出粒 子 によ って運動 を阻止 され るので,その ことによって, 合金 の強度 は高 くなる｡ したが って ,Si 析 出粒 子の分 散パ ラメー ターが高温変形中 にどのよ うに変化す るの かを明 らかにす ることは合金 の高温強度 を論 じる上で 重要 な問題であ る｡前節で述 べ た よ うに Fi g.5 によ り ,4 7 3 K で時効 処理 した合 金 を 47 3‑6 2 3 K の温度 範 囲で変形すれば降伏強度 の ピーク位置が約 7 0 hr 〜1 0 0 h

時間範囲 に現れている｡その後 の時間 に対 して は析 出粒子が Os t wal d 成長す ると考 え られ る｡ この場 合 , 定常変形応力 とひずみ速度 の関係が どのよ うに変化す

るのかを解明す るために ,4 7 3 K で各 時 間時効処 理 し た合金を種 々の温度で圧縮変形 して,その ときの定常 変形応力 とひずみ速度 の関係 を求 めて Fi g.7 示 した｡

図中の記号 は 4 7 3K で時効処理 した時 間 を示 す (た と

第1 0巻 第

( 1 9 9 7 )

1 . O E ‑ 01

1 . 0 [ 一 02

10 E ‑ 03

7 1O E ‑ 04

ヽ

∽

It A J IO E ‑ 05

1 . 0 [ ‑ 0 6

10 E ‑ 07 10 E ‑ 01

1 , O E ‑ 02

1 . 0 〔 一 03

T 1O E ‑ 0 4

iZ

の

L A J l . OE ‑ 05

l , OE ‑ 0 6

10 E ‑ 0 7

A 1 ‑ 10 3 ma s s %S i

S

Os t wa l d

1 0 0 q/MPa

47 3K ( b)5 23K ( C)57 3K and ( d)623K

えばrl O O bは 47 3K で1 0 0hr 時効処理を Si 粒子 を成長分 散 させた合金を各温度で圧縮変形 したものである)す なわち,rl O O h か ら r5 ｡ ｡ h になるほどSi 粒子 は粗大分散 し ているo これ らの図を見 ると,いずれ と もSi 析 出物 粒 子の大 きさが増加す るとともに,定常変形応力 が減 少す ることが見 られる○すなわち,また圧縮試験温度 が上昇す るほど (( a)か ら ( d)へ)応力値 は低応力 レ ベル側 に移動 し,高温変形中にもOst wal d 成長を伴 っ た強度低下が進行 していることを示 している｡ この原 因を調べ ると,Ost wal d成長 して析 出粒子 の粗大化 にともな って,析出粒子の数密度 は減少 し,平均粒 子

1 0 0 α/MPa

8 5

Fi g17 Ef , I r 7 1 ヽ f T e L T / ctofOst 1＼‑ √ ヽ l r T wal y ･′＼̲ dgrowt ̲. ､ . ̲ I hont her el at i on bet ween st rai n rat eand st eady‑ st at est r essf or ( a)

問距離が増加す るので,Si 析出粒子強化の効果が弱 く なるものと考え られ る｡ この ことは宮川 ら1 1 )によって も報告 されているように,分散パ ラメータが小 さい方 が分散粒 子による強化が大 きいということと同 じ傾向 である｡

3.4 0st wal d成長の観察

前節 においては高温 における定常変形応力の変化や

しきい応力の温度依存性 などは,すべて本合金 にお け

るSi 析出粒子 の Ost wal d成長 に帰因す るものであ る

として議論を進めて来た｡ しか し,本合金 にお いて実

際に Ost wal d 成長が生 じているか否 を実証 す る必要

8 6

Fi g.8 TEM phot ogr aphofSlpr e C l pl t at e Si nal l oy

( a)age dat4 7 3 K f orl l hr ,‑ ra‑4. 3 0× 10 7 c m,( b)age dat4 7 3 K f or3 0 hr , ‑ rb‑5. 5 0 × 1 0‑7 c m , ( C )age dat4 7 3 K f orl O Ohr ,子｡ ‑4. 3 0 ×1 0 7 c m,( d)age dat4 7 3 K f or2 0 0hr ,fd‑4. 3 0×

0ー 6 c m.

がある｡そ こで本節ではこの点 について検討す ること に した ｡Fi g. 8 は 4 7 3 K で時効処理 した合金 の Si 析出 粒子の透過電子顕微鏡写真である ｡ ( a)は , 1 1時間で 時効 した もの,( b) は 3 0 時間で時効 した もの,( C) は 1 0 0 時間で時効 した もの,また ( d) は 2 0 0 時間で時効 した ものである｡いずれの場合 も Si 析 出粒子 はほぼ 球状であることが確認 された ｡Li f s hi z ‑ Wagne r の理 論 によれば ,Os t wal d 成長 が拡散律速 で起 こる場合 には,時効処理時間

に対す る析出物粒子 の平均半径 r の依存性 は テ3

+kt で 与え られ る｡ ここで ,k‑

8c T DCVm/9 RT, Uは析出粒子 と母相 の間 の界面 の 界面 自由エネルギー ,D は母相中での溶質原子の拡散 係数 ,Vm は析 出物粒子 のモル体積 ,R は気体定数 お よび T は温度であ り , ‑ r ｡は Os t wal d 成長 が始 ま る時 点での析出粒子 の平均半径である ｡TEM 写 真か ら Si 析出粒子の平均半径を測定 した結果 を Fi g.9 に示 し

14

12

10

8

6

4

2

2 3 4 5 6 7

t l /3 ( h l /3)

Fi g.9 Thec hangeofme anr adi usofSipr e c l pl ‑

t at e sage dat4 7 3 K

第

1 0

1

( 1 9 9 7 ) A

‑ 1 . 0 3 ma s s %S

S i

Os t wa l d

た｡本測定を行 うにあたって統計的に意味のある結果

を得 るために,各時効条件 に対 して二つの視野写真 か ら合計 2 0 0‑3 0 0 個 もの多数の析出粒子 について測定 を 行 った｡ この結果を見 ると ,Si 析出粒子 は時効時間 に ともなって大 くなること,す なわ ち Os t wal d 成長 し ていることが明瞭 にな った｡ また Si 析 出粒 子の平均 半径 fの時効時間依存性 はほぼ Li f s hl Z I Wagne r 理論

に したが って

l / 3 になることがわか る｡

3 .5 転位 と Si 析出粒子の相互作用

粒子分散強化型合金の高温強度や高温変形機構を解 析す るためには,変形を担 う転位 とそれに対 して障害 となる分散粒子 との相互作用 について正 しく理解 して お くことが必要である｡そ こで本節では本合金 にお け る高温変形 において Si 析出粒子 によ る強化機構 を解 析す るために,電子顕微鏡 を用 いて転位 と Si 析 出粒 子との相互作用 のその場観察 を行 った｡ その結果 を Fi g.1 0 に示す｡ この写真 は 47 3K で 1 0 0 hr 時効処理後 の合金を 5 7 3 K,8. 3 1×1 0 5 S l の条件 で圧縮変形 させ

8 7

た試料 の高温変形組織である｡なお,同一試料 にお い て も種々の相互作用が観察 されたので,代表的 な 4 っ の視野 ( ( a)〜 ( d) ) についての観察結果 を示 した｡

Sc hr ode r と Ar z t1 2) は不整合界面を有す る分散粒子 と 転位が吸引的な相互作用をす ることを観察 して い る｡

本研究で用 いた A 1 ‑ 1. 0 3 mas s %Si 合金 中 の Si 析 出粒 子 はダイヤモ ン ドの構造 を有 し ,f c c 構造 の Al 母相 との問 に不整合界面が存在す るものと思われる｡ した が って,本合金 における転位 と粒子が高温で吸引的 な 相互作用をす るものと推察 され る ｡Fi g.1 0( a) にお いて矢印の位置に注 目す ると,①番 は転位が粒子 に到 達す る直前の状態である｡②番で粒 子に引 きっ けられ ていた転位 は,写真の下の方 に向か って張 り出 してい る｡③番 は転位が粒子か ら離脱す る直前の状態 で,ま た④番 は転位が粒子か ら離脱 したところであると思わ れ る｡ これ らを見 ると,転位 は粒 子に到達 した側 で は な く粒子か ら離脱す る側か ら張 り出 していることが推 察 され る｡

Fi g.1 0 TEM phot ogr aphofi nt e r ac t i onofdi s l oc at i onwi t hSipr e c i pi t at e si nt heal l oyc ompr e s s e dat

5 7 3 K and8. 3 1×1 0 5 S 1

8 8

･劉

以上 の推察 と観察 よ り,この場 合 の転位 と Si 粒 子 との相互作用 は吸引型であ ると考 え る ことがで きる ｡

同様 の現象が写真 ( b),( C ) お よび ( d) にお いて も 観察 され る｡ この高温特有 の吸引型相互作用 は転位 の まわ りの弾性 的応 力場 が Al 母 相 と Si 粒 子 の不 整 合 界面で緩和 され る ことに よ って生 じる もの と思 われ る ｡Fi g.1 0( a)〜 ( d) の写 真 に も観 察 され るよ う に大部分 の転位線 は粒 子か ら離 れて独立 に存在す るこ とはな く,すべての転位 は粒子 に引 っかか って ,粒 子 か ら直接抵抗 を受 けてい ることが見受 け られた｡ と こ ろで一方,根本 ら

は本実 験 の よ うな高温 で はな く, 室温で変形 させた Al ‑ Si合金 にお いて は Si 粒 子 の ま わ りに転位 ループが形成 され ることを確認 しているが, このような転位 ループの形成 は本実験 の高温変形 の場 合 には見 られなか った｡ したが って ,Al ‑ Si 合金 にお ける室温変形 で は転位が析出物粒子 のまわ りにループ を残 して進 行 す る,いわ ゆ る by‑ pas s 機構 に基 づ く Or owan の理論 と一致 す る もの と考 え られ るが ,一 方 ,高温変形で は転位 は Si 粒子 一母相 界面 に吸 引 さ れ,転位が Si 粒子か ら離脱 す る ときに大 きな抵抗 を 生 じ,これが本合金 の強化機構 を支配 している もの と 推察 され る｡ この場合 は粒子問 に張 り出す転位問距 離 は Or owan の理論 に基づ くものよりも長 くな るので , Or owan 応力 よ り も低 い応力 で粒子 の障害 を通過 す

ることが可能であ って ,いわ ゆ る We e ks ら1 3 )の ボイ ド強化 の理論 と一致す ると考え られ る｡

4 . 結 論

Al ‑ Si 析出型合金 において は Si 析 出粒子 がマ トリッ クス中で Os t wal d 成長す ることに と もな って高温 変 形強度 が どのように変化す るのか,さ らにはその際 の 強化機構 は何 によって支配 されているかについて解析 す るために ,4 7 3K で種 々の時間時効処理 を施 した A1 ‑ 1 . 0 3 mas s %Si 合金 につ いて Os t wal d 成長過程を調べ, か つ4 7 3 ‑6 2 3K の温度範 囲で 7. 9 4×1 0‑ 5 ‑1. 7 6×1 0 ー5

S 1 の初期 ひずみ速度範囲 で圧 縮試験 を行 うと と もに 転位 と Si 析出粒子 との相 互作 用 の観 察 を行 って,以 下 の結論 を得 た｡

1 . 透過電子顕微 鏡観 察 に よ って析 出粒 子の Os t ‑ wal d 成長過程を調べた ｡Si 析 出粒子 の平均半 径 の時 効 時間依存性 は Li f s h i zI Wagner理 論 に した が って tl / 3に比例す ることを確認 した｡

2 . 高温 にお ける定常変形状態での応力 とひず み速 度 の両対数 プロ ッ トにおいて は高応力域 で は直線関係 が成 り立 ち,応力指数 は変形温度 の増加 とともに幾 分 小 さ くな る傾向がみ られ た｡ なお ,温度 が高 い ほど, かっ応力が低 いほど,析出粒子分散強化 の効果 が顕 著 にあ らわれ ることが知 られた｡

3. 析 出粒子 の Os t wal d 成長 に と もな い,高温 変 形 におけるひず み速度 と定常変形応力の両対数関係曲 線 は低応力側 に向か って移動す ることが知 られた｡ こ の ことは ,Os t wal d 成長 過程 にお いて析 出粒 子 の数 密度が減少 し,平均粒子問距離が増加す ることにより, 粒子 の分散強化 の効果が弱 くな ることによるもの と推 論 された｡

4. 高温変形 した合金 の薄膜 を透過電子顕微 鏡 に よ り直接観察 した結果 ,転位 と Si 析 出粒 子 との相 互作 用 は吸引型で あ ることが知 られた｡ この高温特有 の転 位 と粒子 の相互作用 は転位 の弾性 的応 力場 が Al 母相 と Si 粒 子の界面 で緩和す ることに よ って生 じる もの と考え られ る｡ したが って,本合金 の高温変形 にお い て は転位 はボイ ド強化機構 によ って寄 与 してい ること が確認 された｡

謝 辞

最後 に,本研究 の一部 は 1 9 9 4 年度 TheBr i t i s hCoun‑

c i l 財団 ,TheDai waAngl oJapane s eFoundat i on , 1 9 9 7 年度科学研究費補助金基盤研究 ( C ) お よび ( 財) 軽金属奨学会 の教育研究資金 によって行われた もので あ る｡ また本論 文 を ま とめ る に あ た り ,Mal c ol m Mc l e an 教 授 ( I mpe r i alCol l e ge,De par t me ntof Mat e r i al s,London) には有益 な助言 を いただ いた｡

ここに記 して感謝 の意 を表す る次第である｡

参 考 文 献

1 )糞 英華 ,中島 英治 ,栗下 裕明,後 藤 正 治 , 吉永 日出男 :日本金属学会誌 . 5 2( 1 9 8 8 ),1 2 4 6.

2 )G. Gonz al e z ‑ Donc e l , 0. D. She r by: Ac t ame t al l . mat e r. ,41( 1 9 9 3 ),2 7 9 7.

3 )S. E. Br oyl e s,K. R. Ande r s on,∫. R. Gr oz a and J. C. Gi be l i ng :Me t al l ur gl C aland Mat e r i al s Tr ans ac t i ons,2 7 A ( 1 9 9 6 ),1 2 1 7 .

4 ) 津 田 大 ,伊 藤 太一 郎 ,中山 豊 :軽金 属 ,2 8

( 1 9 7 8 ),1 5.

第 1 0 巻 第 1

〔 1 9 97 ) A L 1 . 0 3 ma s s %S l合金 にお ける高温変形挙動 と

S

Os t wal d 成長

5) 田 代 均 , 藤 川 辰 一 郎 , 平 野 賢 一 軽金属 ,2 9( 1 9 7 9 ) ,3 2 2 .

6 ) 根本 実,幸口 成康 :日本金属学会誌 ,2 9( 1 9 6 5 ),3 9 9.

7 ) 根本 実,幸田 成 :日本金属学会誌 ,2 9( 1 9 6 5 ) , 4 0 6.

8 )吉 田 冬樹,菅元 淳二,中島 英治,吉永 日出男 : 日本金属学会誌 ,5 8( 1 9 9 4 ),6 1 3 .

9 ) 田代 均 ,藤川辰一郎 ,平野 賢一 :軽金属 ,2 9

8 9 ( 1 9 7 9 ),3 7 7.

1 0 ) 呂 満珊,後藤 正治,麻生 節夫 ,小松 芳成 , 劉 武 :素材物性学雑誌 ,9( 1 9 9 6 ) ,3 0.

l l ) 宮川 英明,中島 英治,吉永 日出男 :日本金属学 会誌 ,5 7 ( 1 9 9 3 ),3 6.

1 2 )∫. H. Sc hr ode randE. Ar z t:Sc r i pt aMe t . ,1 9 ( 1 9 8 5 ),1 1 2

1 3 )R.W.We e ks,S. 氏. Pat 呈 ,M.F. As hbyandP.

Bar r and: Ac t aMe t . ,1 7( 1 9 6 9 ),1 4 0 3.