, 1 1, 2 2 3,4, J. Japan Inst. Met. Mater. Vol. 84, No , pp The Japan Institute of Metals and Ma

マグネシウム単結晶の曲げ変形挙動に対するイットリウム添加 の影響

岡   健 太

^1,＊1

福 森 亮 太

^1,＊2

津志田雅之

²

北 原 弘 基

^3,4,＊3

安 藤 新 二

⁴

1熊本大学大学院自然科学教育部

2熊本大学技術部

3熊本大学産業ナノマテリアル研究所

4熊本大学先進マグネシウム国際研究センター

J. Japan Inst. Met. Mater. Vol. 84, No. 11 （2020）, pp. 344‑351

Ⓒ 2020 The Japan Institute of Metals and Materials

Effects of Yttrium Addition on Bending Deformation Behavior of Magnesium Single Crystals Kenta Oka

^1,＊1

, Ryota Fukumori

^1,＊2

, Masayuki Tsushida

²

, Hiromoto Kitahara

^3,4,＊3

and Shinji Ando

⁴

1 Graduate School of Science and Technology, Kumamoto University, Kumamoto 860‑8555

2 Technical Division, Kumamoto University, Kumamoto 860‑8555

3 Institute of Industrial Nanomaterials, Kumamoto University, Kumamoto 860‑8555

4 Magnesium Research Center, Kumamoto University, Kumamoto 860‑8555

Pure magnesium and Mg‑Y alloy single crystals were subjected to three‑point bending tests to investigate the effect of crystal orienta- tion and yttrium on bending deformation behavior. Specimens whose neutral planes are parallel to (0001) and neutral axes are [11¯20] de- formed due to basal slips and showed a gull‑shape. Their bending yield stresses increased by addition of yttrium and were controlled by the shear stress on the basal plane. Conversely, when neutral planes are parallel to (1¯100) and neutral axes are [11¯20], the specimens deformed due to {10¯12} twins occurred in the compression side, basal slips within the twins and finally showed a V‑shape. In Mg‑Y alloys, first order py- ramidal <c+a> slips （FPCS） and {10¯11}‑{10¯12} double twins were also activated in the tension side. Their bending yield stresses and bending ductility increased by yttrium addition. Strain induced by {10¯11}‑{10¯12} double twins in the tension side was very low. FPCS was found to be activated by addition of yttrium and to increases bending ductility. ［doi:10.2320/jinstmet.J2020027］

（Received June 26, 2020; Accepted August 24, 2020; Published September 29, 2020）

Keywords: magnesium alloy, basal slip, {101^―2} twin, first order pyramidal slip, neutral plane

1. 

緒   言

マグネシウムは軽量かつ高比強度な材料であるため輸送機 器の構造部材として注目されている．ここで，hcp構造であ るマグネシウムの主な変形機構は臨界分解せん断応力（Criti-

cal resolved shear stress，以下 CRSS）が小さい

{0001}<11¯20>

底面すべり ^1）および {10¯12}双晶 ^1）である．しかし，底面に垂 直または平行な応力が作用する場合，底面すべりは活動でき ない．また，底面に垂直な圧縮または平行な引張の場合，

{10¯12}双晶は活動できない．このようにマグネシウムの変形

挙動には強い結晶方位依存性がある．

曲げ加工は，板材から種々の部品を加工する際の重要なプ ロセスの

1

つである．しかし，曲げ変形では

1

つの試験片に 圧縮応力と引張応力が同時に作用するため，マグネシウムの 曲げ変形挙動には強い結晶方位依存性が生じると考えられ

る．北原ら ^2）は純マグネシウム単結晶の

3

点曲げ試験を行 い，中立面が

(0001)

と平行である試験片では主に底面すべ りが活動し，中立面が

(0001)

と垂直である試験片では主に

{10¯12}双晶が活動することを報告している．このように純マ

グネシウム単結晶の曲げ変形挙動には強い結晶方位依存性が あることが明らかにされている．

近年，マグネシウム合金の機械的特性を改善するために希 土 類 元 素 の 添 加 が 検 討 さ れ て い る．Sandlöbesら ^3）は，

Mg‑3mass％Y

合金多結晶材の引張試験を室温で行い，イッ

トリウムの添加によりマグネシウムの延性が約

5

倍に増加す ることを報告している．また，Miuraら ^4）は

Mg‑1.0at％Y

合 金単結晶の圧縮試験を行い，イットリウムの添加により，底 面すべりの

CRSS

が上昇することを報告している．さらに，

峯田ら ^5）は

Mg‑0.8at％Y

合金単結晶の圧縮試験を行い，イッ

トリウムの添加により {10¯12}

双晶の CRSS

が増加することを 報告している．以上のことから，イットリウムの添加によ り，マグネシウムの曲げ変形挙動が変化することが予想され る．そこで本研究では，純マグネシウム単結晶およびイット リウム添加量の異なる

Mg‑Y

合金単結晶の

3

点曲げ試験を

2

つの方位で行い，曲げ変形挙動の結晶方位依存性およびマグ

＊1 熊本大学大学院生（Graduate Student, Kumamoto University）

＊2 熊本大学大学院生，現在：山陽特殊製鋼（株）（Graduate Student, Kumamoto University, Present address: Sanyo Special Steel Co., Ltd．）

＊3 Corresponding author, E‑mail: [email protected]‑u.ac.jp

J‑STAGE Advance Publication date : September 29, 2020

ネシウムの曲げ変形挙動に対するイットリウム添加の影響に ついて調査することを目的とした．

2.  実 験 方 法

Mg‑0.20at％Y

および

Mg‑0.29at％Y

合金インゴットは，高 周波誘導加熱真空炉を用いて鋳造により作製した．純マグネ シウムおよび

Mg‑（0.07‑0.25） at％Y

合金単結晶は，純マグネ シウム（純度

99％以上）および Mg‑Y

合金インゴットから高 純度黒鉛るつぼを用いて，ブリッジマン炉により作製した．

合金単結晶の組成は

ICP

発光分光分析法により決定した．

作製した単結晶は

X

線背面反射ラウエ法による方位解析結 果を基に，硝酸を用いた無歪切断機により角柱状に切り出し た．切断後，化学研磨液（硝酸：過酸化水素水：エタノー ル =  5：7：20）を用いて，約

3 ×  3 ×  25 mm

³の角柱試験片を 作製した．試験片作製後，加工により導入した転位および亜 粒界を取り除くために，Arガス雰囲気中で熱サイクル焼鈍

（673 Kで

3.6 ks

保持後，7.2 ksで

723 K

に昇温，3.6 ks保持，

その後

7.2 ks

で

673 K

に降温）を

8

回施した．Fig. 1に本研究 で用いた試験片の模式図を示す．北原ら ^2）の結果と比較しや すくするため，中立軸が [11¯20]，中立面が

(0001)

である試験 片を

B

試験片とした．また，それらとは異なる中立軸が

[11¯20]，中立面が (1¯100) である試験片を

E

試験片とした．3

点曲げ試験は

Fig. 2

に示す中央圧子半径R₁

 =  2.0 mm，左右

支持部の半径R₂

 =  2.5 mm

の治具を用い，スパン長さLは

14

mm

または

16 mm

とした．これは，スパン長さと圧子半径

の異なる北原ら ^2）の純マグネシウム単結晶の結果（L =  14

mm，R

1

 =  1.0 mm，R

2

 =  2.0 mm）と比較するためである．ま

た，試験片中央の変位dが約

3 mm

を超えた場合，試験片と

治具が接触するため，L =  16 mmでも

3

点曲げ試験を行っ た．3点曲げ試験は，室温大気中，中央圧子の押し込み速度 は

1.67 ×  10

⁻²

mm/s

の条件で行った．3点曲げ試験における 曲げ応力σの値は，式（ 1 ）を用いて評価し，曲げひずみε の値は式（ 2 ）を用いて算出した．

σ=(3PL)/(2bh²) （ 1 ）

ε=(6dh)/L² （ 2 ）

ここで，Pは中央圧子の荷重，bおよびhは試験片の幅およ び高さである．Table 1に各試験片名と組成，寸法およびス パン長さを示す．曲げ試験中の変形機構を調査するために，

ノマルスキー型微分干渉顕微鏡および

CCD

カメラを用いて 試験片表面のすべり線および双晶の観察を行った．また

SEM/EBSD

（Electron backscatter diffraction：電子後方散乱回 折）解析を用いて，双晶の種類を同定した．観察には

FE‑

SEM

（日 本 電 子（株）

JSM‑7001F）と EBSD

カ メ ラ（TexSEM

Laboratories

社）を 使 用 し た． 方 位 解 析 に は

OIM Analysis7

（TexSEM Laboratories社）を使用した．

3. 

実験結果および考察

3.1  B試験片の曲げ変形挙動

Fig. 3

は

B

試験片の代表的な曲げ応力‑曲げひずみ曲線で

ある．図中の横矢印は，曲げひずみ

0.02％オフセット時の曲

げ応力を示し，本研究ではこれを曲げ降伏応力σyとした．

Table 1

に各

B

試験片のσyおよびき裂が発生したときの曲げ

ひずみεBの値を示す．Fig. 4に

B

試験片のイットリウム添 加量とσyの関係を示す．σyは

0.07Y

までは純マグネシウム とあまり変わらないが，0.15 at％のイットリウムの添加に よって増加した．また，スパン長さおよび圧子半径 ^2）が変化 してもσyおよび曲げ応力‑曲げひずみ曲線の形状に違いがな いことがわかった．B試験片は全て降伏後，直線的な加工硬 化を示し，イットリウムの添加によって加工硬化率が増加す る こ と が わ か る． そ の 後， 試 験 片 と 治 具 が 接 触 す る ε =  30‑35％程度まで試験を実施したが，全て破断しなかっ た．以上のことから，イットリウムを

0.15 at％添加すること

によって，マグネシウムの曲げ降伏応力および降伏後の加工 硬化率は増加することがわかった．Fig. 5（a）と

Fig. 5

（c）に，

曲げ試験後の

Mg‑B2

と

0.15Y‑B2

の試験片を示す．また，

Fig. 5

（b）と

Fig. 5

（d）は，Fig. 5（a）と

Fig. 5

（c）中の引張側の変

Fig. 1 Schematic illustrations of two types of single crystals with

different crystal orientations for bending tests. Fig. 2 Photograph of three‑point bending device used in this study.

形領域の拡大写真を示している．Fig. 5（a）と

Fig. 5

（c）に示す ように，両試験片は「Gull‑shape」状に変形し，圧子直下では {10¯12}双晶がわずかに観察された．一方で，Fig. 5（b）と

Fig.

5

（d）に示すように，左右支持部間で底面に沿ったすべり線が 一様に観察され，底面すべりによって変形していることがわ かった．0.07Yもまた，同様の変形挙動を示した．ここで，

B

試験片の曲げ応力に対する底面すべりのシュミット因子の 値は

0

であるため，曲げ降伏応力と底面すべりの関係を説明 できない．北原ら ^2）は中立面が

(0001)

と平行である純マグネ シウム単結晶の

3

点曲げ試験を行い，試験片の降伏応力は底 面に作用するせん断応力に支配されることを報告している．

そこで式（ 3 ）を用いて，B試験片の底面におけるせん断降伏 応力τyを計算した．

τy=P/(2bh) （ 3 ）

Fig. 6

は

B

試験片におけるイットリウム添加量とτyの関

係を示している．また，報告されている純マグネシウム ^1）お よび

Mg‑1.0at％Y

^4）の単結晶の底面すべりの

CRSS

を合わせ て示している．ここで，底面すべりの

CRSS

とイットリウム 添加量は比例すると仮定して，その関係を図中に点線で示し ている．イットリウム添加量が増加するにつれてτyは増加 し，それらはほぼ点線に一致した．したがって，イットリウ ム添加により底面すべりの

CRSS

が上昇したため，σyは増 加したと考えられる．また，純マグネシウムの

B

試験片で は底面転位が左右支持部上で堆積し傾角粒界のようになるた め「Gull‑shape」状に変形することが報告されている ^2）．その ため同様の理由で，Mg‑Y合金単結晶も

Fig. 5

（c）に示すよう な「Gull‑shape」状に変形したと考えられる．

Table 1 Specimen names, composition, dimensions, span and bending properties of B and E specimens of pure Mg and Mg‑Y alloy single crystals.

Fig. 3 Bending stress‑bending strain curves of B specimens.

Fig. 4 Relationship between bending yield stress σy and yttrium content of B specimens.

3.2  E試験片の曲げ変形挙動

Fig. 7

は

E

試験片の曲げ応力‑曲げひずみ曲線である．こ

こで，図中の縦矢印はき裂発生点を示している．全ての試験 片において，降伏後からε =  4％程度まで曲げ応力‑曲げひず み曲線上にセレーションが現れた．その後，ε =  8％付近で急 激に加工硬化し，き裂が生じた．また，B試験片と同様にス パン長さによる違いはなかった．Table 1に各

E

試験片のσy

およびεBの値を示し，Fig. 8に

E

試験片のイットリウム添 加量とσyおよびεBの関係を示す．Fig. 8（a）に示すように，

σyは

0.07Y

までは純マグネシウムとあまり変わらないが，

それ以上ではイットリウム添加量の増加に伴い上昇した．

Fig. 8

（b）に示すように，εBもイットリウムの添加により増加

した．以上の結果から，E試験片ではイットリウムの添加に よりマグネシウムのσyおよびεBは増加することがわかっ た．

Fig. 9

は

Mg‑E3

と

0.25Y‑E1

の降伏時の中央圧子直下の光 学顕微鏡写真である．両試験片の降伏時には，中央圧子近傍 の圧縮側から引張側に向かい双晶が発生し，その先端は引張 側まで達していた．双晶の方向から，これらの双晶は {10¯12} 双晶であり，E試験片は {10¯12}

双晶によって降伏することが

わかった．また，0.07Yおよび

0.15Y

も {10¯12}双晶によって 降伏した．同様の結果が純マグネシウム単結晶の曲げ試験に おいて報告されており，圧縮側で発生した {10¯12}双晶先端 が引張側に達したことから，中立面の移動が提案されてい る ^2）．また，曲げ変形中の中立面の移動は

AZ31

合金多結晶 材でも報告されている ^6）．そこで，降伏時における中立面の 移動を考慮した

E

試験片の変形機構の模式図を

Fig. 10

に示 す．ここで，試験片の高さhは中立面の移動により h に変 化すると仮定し，圧縮側の曲げ応力σcおよび引張側の曲げ 応力σtをそれぞれ求めた．σcとσtはそれぞれ式（ 4 ）と式

（ 5 ）で求めることができる．

σ_c=MNc/I （ 4 ） σ_t=MNt/I （ 5 ） Fig. 6 Relationship between shear yield stress on basal planes τy and

yttrium content of B specimens.

Fig. 7 Bending stress‑bending strain curves of E specimens.

Fig. 5 Optical micrographs of （a） Mg‑B2 and （c） 0.15Y‑B2 after yielding; the enlargement of tension areas with basal slips surrounded by white lines are shown in （b） and （d）.

ここで，Mは曲げモーメント，Iは断面

2

次モーメント，Nc

は圧縮側と中立面の距離，Ntは引張側と中立面の距離であ る．NcとNtはそれぞれ式（ 6 ）と式（ 7 ）で表すことができ る．

Nc=0.5h+xh （ 6 ） N_t=0.5h−xh （ 7 ） ここで，xはhに対する中立面の移動量であり，中立面の移 動を考慮したσcおよびσtはそれぞれ式（ 8 ）と式（ 9 ）のよう に表せる．

σ_c=(PL/4)(12/b{2(0.5h+xh)}³)(0.5h+xh)=σ/(1+2x)²（ 8 ） σ_t=(PL/4)(12/b{2(0.5h+xh)}³)(0.5h−xh)

={σ(1−2x)}/(1+2x)³ （ 9 ） ここで，式（ 8 ）を用いて圧縮側の曲げ降伏応力σ_cyを求め，

<11¯20>圧縮に対するシュミット因子を用いて {10¯12}

双晶の

CRSS

を算出し，これをτtwinとした．Fig. 11にイットリウム 添加量とτtwinの関係を示す．また，報告されている純マグ ネシウム ^1）および

Mg‑Y

合金 ^7）における {10¯12}双晶の

CRSS

も示し，CRSSとイットリウム添加量は比例すると仮定し て，その関係を点線で示す．Fig. 11から，イットリウム添 加量の増加に伴い {10¯12}双晶のτtwinは増加し，それらはほ ぼ点線に一致することがわかった．したがって，イットリウ ム添加により {10¯12}双晶の

CRSS

が上昇したため，E試験片 のσyは増加したと考えられる．

Fig. 12

（a），Fig. 13（a）お よ び

Fig. 14

（a）は， 試 験 後 の

Mg‑E3，0.15Y‑E1

および

0.25Y‑E1

の光学顕微鏡写真であ

る．図中の点線は {10¯12}双晶が観察された領域を示してい る．E試験片は，B試験片と異なり「V‑shape」状に変形して おり，左右支持部間で圧縮側から引張側に向かい多数の

{10¯12}双晶が発生していた．しかし，イットリウムの添加に

より {10¯12}双晶の面積率は減少していた．このようなイッ

トリウムの添加による {10¯12}双晶の活動量の減少は，純マ グネシウムおよび

Mg‑Y

合金単結晶のインデンテーション 試験 ^8）や，Mg‑Y合金多結晶材の引張試験 ^9）においても報告 されている．Fig. 12（b），Fig. 13（b）および

Fig. 14

（b）に示す ように，{10¯12}双晶内で多数のすべり線が観察された．これ らのすべり線は，{10¯12}双晶内の方位とすべり線の角度から

(0001)[¯2110] 底面すべりによるものと予想される．さらに双

Fig. 8 Changes in （a） bending yield stress σy and （b） bending duc- tility εB, as a fraction of yttrium content of E specimens.

Fig. 9 Optical micrographs of the center area of （a） Mg‑E3 and

（b） 0.25Y‑E1 beneath the loading pin at yielding.

Fig. 10 Schematic illustration of bending deformation mechanism of E specimens at yielding.

晶内では，σの方向と

(0001)

の垂線方向および [¯2110]の角

度は

31°と 60°であり，曲げ応力に対する底面すべりのシュ

ミット因子は

0.43

となる．したがって，{10¯12}双晶内では 底面すべりが活動したと考えられる．また

Fig. 13

（c）および

Fig. 14

（c）に示すように，0.15Yおよび

0.25Y

の引張側では，

{10¯12}双晶とは形態が異なる双晶およびすべり線も観察され

た．このすべり線は

(0001)

において [11¯20] に対して約

60°の

角度を持つことから，1次錐面すべり（First order pyramidal

<c+a> slip，以下

FPCS）によって生じたものと考えられる．

Fig. 15

に

0.15Y‑E1

の引張側で観察された双晶の

SEM

像お よび逆極点図を示す．引張側から発生した {10¯12}双晶を横 切る帯状の双晶と母相は，<11¯20> を軸として約

38°回転し

た 方 位 関 係 で あ っ た． こ こ で， マ グ ネ シ ウ ム に お い て {10¯11}‑{10¯12}二重双晶（以下，二重双晶）内の底面は <11¯20>

を軸に約

37.55°回転する

^10）．このことから，引張側から発

生した双晶は二重双晶であることが明らかとなった．

Fig. 13 Optical micrographs of （a） 0.15Y‑E1 after yielding, （b） basal slips within {10¯12} twins in compression area and （c） slip lines caused by FPCS and twins in tension area.

Fig. 14 Optical micrographs of （a） 0.25Y‑E1 after yielding, （b） basal slips within {10¯12} twins in compression area and （c） slip lines caused by FPCS and twins in tension area.

Fig. 15 （a） SEM image and （b） IPF map of twins occurred at ten- sion area of 0.15Y‑E1.

Fig. 12 Optical micrographs of （a） Mg‑E3 after yielding and （b） enlargement of basal slips within {10¯12} twins in the compression area.

Fig. 11 Relationship between τtwin for {10¯12} twin and yttrium con- tent in E specimens.

Fig. 16

は

E

試験片の変形機構の模式図である．純マグネ シウムでは圧縮側で発生する {10¯12}双晶の先端に中立面が 存在し（Fig. 16（a）），Mg‑Y合金では圧縮側で発生する {10¯12} 双晶と引張側で発生する二重双晶の間に中立面が存在すると 考えられる（Fig. 16（b））．そこで試験片側面における双晶の 観察を行うことで，曲げ試験中の中立面の位置を調査した．

Fig. 17

に

Mg‑E3，0.07Y‑E1，0.15Y‑E1

お よ び

0.25Y‑E1

に おける中央圧子直下の中立面の位置と曲げひずみの関係を示 す．図中の

0.5 h

と

1.0 h

は試験片の中心と下端を意味してい る．Mg‑Y合金における試験片の中心から引張側への中立面 の移動量は，純マグネシウムに比べて小さいことがわかる．

イットリウムの添加は {10¯12}双晶の活動応力を増加させる

ため，{10¯12}

双晶が発生しにくくなる．その結果，相対的に

二重双晶や

FPCS

が引張側で活動できるようになるため，

{10¯12}双晶の長さが短くなることで中立面の移動量が減少し

たと考えられる．そこで，Mg‑Y合金の引張側の変形機構を 明らかにするために，二重双晶と

FPCS

の変形への寄与を調

査した．まず，二重双晶による試験片長さの延びδを求め た．二重双晶によるひずみ量は，双晶によるせん断変形をす べり変形と同等とみなして式（10）^11）を用いて求めた．

δ= 1+2ε cosϕ0cosλ0+ε²cos²ϕ0 （10）

ここで，ε は二重双晶のせん断ひずみ，φ0およびλ0は変形 前の荷重軸方向と双晶面の法線方向の間の角度および双晶の せん断方向の間の角度である．観察された二重双晶は {10¯11} 双晶内の {10¯12}双晶により生じているため，母相に対して 底面が <11¯20> を軸に

56.17°回転

^10）しており，φ0は

109.86°

およびλ₀は

13.03°となる．また，二重双晶のせん断ひずみ

ε

は 0.04

^12）である．これらの数値と式（10）から，試験片の引 張側全体が二重双晶によって変形したと仮定すると，引張側 が [11¯20]方向に

1.32％延びることになる．続いて，Mg‑Y

合 金の引張側における二重双晶の双晶割合を調査した．ここ で，双晶割合は試験片引張側の二重双晶の双晶幅を左右支持 部間の長さで除した値とした．また双晶割合に

1.32％を乗じ

た値を二重双晶によって生じたひずみ量εDTとした．さら に，中立面の移動を考慮した引張側の曲げひずみεtを求め た．Fig. 10に示すように，試験片の高さが h

のときの

εtは，

式（ 2 ）のhを h に置き換えることで求めることができる．

し か し， 実 際 の 引 張 側 と 中 立 面 の 距 離N_tは，

N_t

 =  0.5h −  xh

であることから，εtは式（11）のように表すこと ができる．

ε_t={(6dh)/L²} × {(0.5h−xh)/(h/2)}=12d(0.5h−xh)/L²（11）

Fig. 18

は

0.07Y‑E1，0.15Y‑E1

お よ び

0.25Y‑E1

のε_DTと

Fig. 17

の測定結果と式（11）から求めたε_tの関係を示してい

る．εDTはε_t

 =  25.5％のときでさえも 0.35％程度であり，引

張側の曲げひずみに対する二重双晶のひずみ量は非常に小さ い．ここでは，双晶変形によるひずみのみを考えたが，二重 双晶内では方位回転により底面すべりが活動することも考え られる．しかし，安藤ら ^12）は二重双晶内でクラックを観察 しており，これは二重双晶内で底面すべりが生じ，転位が双 晶界面付近に堆積し，応力集中が生じたためだと報告してい る．すなわち，二重双晶内でのすべり変形はき裂発生の原因 となる．本研究でも

0.07Y

では約

13％の曲げひずみで二重

双晶が発生し，約

17％でその双晶に沿ってき裂が生じてい

Fig. 16 Schematic illustrations of bending deformation mechanism

in E specimens of （a） Pure Mg and （b） Mg‑Y alloy.

Fig. 17 Relationship between the position of neutral plane and

bending strain beneath the loading pin in E specimens. Fig. 18 Relationship between strain of double twins and bending strain in the tension side of E specimens.

た．一方，0.15Yや

0.25Y

では約

5％の曲げひずみで二重双

晶が発生したにもかかわらず，約

20％までき裂が生じな

かった．ここで，Fig. 13（c）および

Fig. 14

（c）に示すように母 相には多数の

FPCS

の活動が観察されたことから，0.15Yお

よび

0.25Y

では二重双晶周辺で発生した多数の

FPCS

が二重

双晶の界面での応力集中を緩和したため，二重双晶の発生直 後，き裂が生じなかったと考えられる．以上のことから，

Mg‑Y

合金では主に

FPCS

が引張側の変形に寄与したと考え られる．

Fig. 19

は

Mg‑E3

および

0.25Y‑E1

の曲げ応力‑曲げひずみ 曲線と

Fig. 17

の測定結果と式（ 9 ）から求めたσ_tの関係を示 している．また，図中の点線は，単結晶の引張試験から得ら れ た 純 マ グ ネ シ ウ ム ^13）お よ び

Mg‑0.6at％Y

^14）の

FPCS

の

CRSS

から算出した [11¯20] 方向における

FPCS

の活動応力を 示している．イットリウムを添加してもその活動応力はほと んど変化しないことがわかる．ここで，0.25Yのσtは純マ グネシウムのそれに比べて大きく，ε =  11‑15％で増加し，

FPCS

の活動応力に近くなることがわかった．また，すべり 線観察において，ε =  10.7％では

FPCS

のすべり線は観察さ れなかったが，ε =  14.6％以上で

FPCS

のすべり線が観察さ

れた．したがって，イットリウムを添加した試験片の引張側 の曲げ応力と

FPCS

の活動応力の差は純マグネシウムに比べ て小さくなる．以上のことから，イットリウムの添加により

{10¯12}双晶が起こりにくくなるため，中立面の移動量が減少

し，それに伴って引張側の曲げ応力が大きくなる．その結 果，FPCSが活動できるようになったため，曲げ延性は向上 したと考えられる．

4.  結   言

純マグネシウムおよび

Mg‑（0.07‑0.25） at％Y

合金単結晶の 曲げ試験を行い，各結晶方位における曲げ変形挙動および イットリウムが曲げ変形挙動に与える影響を調査した．

（1） 中立軸が [11¯20] であり，中立面が

(0001)

の

B

試験片 では底面すべりによって「Gull‑shape」状に変形し，イットリ

ウムを

0.15 at％添加しても変形機構に変化はなかった．曲げ

降伏応力は

0.15 at％のイットリウムの添加によって上昇し

た．これはイットリウムの添加によって底面すべりの

CRSS

が増加するためである．

（2） 中立軸が [11¯20] であり，中立面が (1¯100) の

E

試験片 では圧縮側から発生した {10¯12}双晶によって降伏し，曲げ 降伏応力はイットリウム添加量の増加に伴い上昇した．これ はイットリウムの添加による {10¯12}

双晶の CRSS

の増加によ るものだと考えられる．また，曲げ延性もイットリウムの添 加によって増加した．純マグネシウムは {10¯12}双晶と双晶 内の底面すべりによって変形するが，Mg‑Y合金ではこれに 加えて引張側で

FPCS

と {10¯11}‑{10¯12}

二重双晶が活動し，主

に

FPCS

の活動によって曲げ延性が増加した．

本研究は，公益財団法人天田財団一般研究開発助成（AF‑

2018016）により実施されたものである．ここに深く感謝の意

を表する．

文   献

1） R.L. Bell and R.W. Cahn: Proc. Roy. Soc. A 239 （1957） 494‑521.

2） H. Kitahara, M. Tsushida and S. Ando: J. Japan Inst. Met. Mater. 80

（2016） 102‑107.

3） S. Sandlöbes, S. Zaefferer, I. Schestakow, S. Yi and R. Gonzalez‑

Martinez: Acta Mater. 59 （2011） 429‑439.

4） S. Miura, S. Imagawa, T. Toyoda, K. Ohkubo and T. Mohri: Mater.

Trans. 49 （2008） 952‑956.

5） T. Mineta, S. Miura, T. Mukai, M. Ueda and T. Mohri: J. Japan Inst.

Met. Mater. 77 （2013） 466‑472.

6） L. Wang, G. Huang, T. Han, E. Mostaed, F. Pan and M. Vedani: Mater.

Des. 68 （2015） 80‑87.

7） T. Mineta and S. Miura: MRS Proc. 1741 （2015） aa02‑04.

8） T. Mineta, S. Miura, K. Oka and T. Miyajima: J. Japan Inst. Met. Ma- ter. 81 （2017） 196‑205.

9） K. Takemoto, H. Rikihisa, M. Tsushida, H. Kitahara and S. Ando: J.

Japan Inst. Met. Mater. 84 （2020） 44‑49.

10） D. Ando, J. Koike and Y. Sutou: Acta Mater. 58 （2010） 4316‑4324.

11） S. Kohda: Introduction to Metal Physics, （CORONA PUBLISHING CO., LTD., Tokyo, 1973） p. 163.

12） D. Ando and J. Koike: J. Japan Inst. Metals 71 （2007） 684‑687.

13） S. Ando, K. Nakamura, K. Takashima and H. Tonda: J. JILM 42

（1992） 765‑771.

14） H. Rikihisa, T. Mori, M. Tsushida, H. Kitahara and S. Ando: J. Japan Inst. Met. Mater. 81 （2017） 458‑466.

Fig. 19 Bending stress ‑ bending strain curves of （a） Mg‑E3 and

（b） 0.25Y‑E1. Closed circle indicate bending stress in the tension side σt. Broken horizontal lines indicate activation stress of FPCS in pure Mg ^13） and Mg‑0.6at％Y ^14）.