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くにひとすすむ
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1 Journal of the JSTP vol. 2 no. 6(211-6) 7 論文摩擦撹拌インクリメンタルフォーミング法による AZ 系マグネシウム合金板の成形性と加工部の機械的特性摩擦撹拌インクリメンタルフォーミング法の開発第 2 報 * 大津雅亮 ** 市川司松田光弘高島和希 Formabilities of, AZ61 and AZ8 Magnesium Alloy Sheets and Mechanical Properties of Formed Parts by Friction Stir Incremental Forming Development of Friction Stir Incremental Forming 2nd Report Masaaki OTSU *, Tsukasa ICHIKAWA **, Mitsuhiro MATSUDA and Kazuki TAKASHIMA (Received on March 4, 21) Magnesium alloys have poor ductility and it is difficult to manufacture magnesium alloy parts at room temperature. The authors have developed friction stir incremental method to form magnesium alloy sheets without heating and reported on the formability of -O sheets with a. mm thickness at room temperature. In this study, friction stir incremental was applied to the of AZ61 and AZ8 magnesium alloy sheets, which are more difficult to deform plastically at room temperature than, and the formabilities of AZ61 and AZ8 magnesium alloy sheets were investigated. Vickers hardness test and tension test of the formed parts were also carried out. From the experimental results, the AZ61 and AZ8 sheets were successively formed into a pyramidal frustum shape with minimum half apex angles of 3 o and 4 o, respectively. These results indicate 1% and 6% elongations although the fracture elongations of those sheets in tension test at room temperature were only 17% and 24%, respectively. The Vickers hardnesses and tensile strengths of, AZ61 and AZ8 formed parts were increased or decreased less than 2% compared with the unformed ones. Key words: new process, incremental, friction stirring, magnesium alloy sheet, formability, elongation, tensile strength, Vickers hardness. 1. 緒言環境負荷低減のために, 様々な工業製品に対して軽量かつ高強度なマグネシウム合金の適用が検討されている. しかしながら, 室温での延性が乏しく, 温間あるいは熱間での成形加工が必要である. マグネシウム合金板の成形においては, 大寸法の素材を加熱しながら加工を行うのは難しいため, 室温で加工可能あるいは簡便に加熱しながら成形できる加工法の開発が必要であり, 筆者らはインクリメンタルフォーミング法と摩擦撹拌接合法を組み合わせた, 新しい加工プロセスである摩擦撹拌インクリメンタルフォーミング法を提案した 1). * 福井大学大学院工学研究科福井市文京 Department of Mechanical Engineering, Faculty of Engineering, University of Fukui, 3-9-1, Bunkyo, Fukui, 91-87, Japan. ** 熊本大学大学院自然科学研究科 86-8 熊本市黒髪 Department of Industrial Science, Graduate School of Science and Technology, Kumamoto University, , Kurokami, Kumamoto, 86-8, Japan, Graduate Student. 熊本大学大学院自然科学研究科同上 Ibid. 摩擦撹拌インクリメンタルフォーミング法では板を室温で成形することができ, 従来のインクリメンタルフォーミング法を用いて熱間成形した場合よりも成形性が良かった. 板はマグネシウム合金のなかでも, 比較的成形性がよいが, 強度はあまり高くなく, 用途によってはさらに高強度なマグネシウム合金が必要とされている. しかしながら, より高強度なマグネシウム合金はに比べると延性が低く, 成形が難しい. また, 摩擦撹拌インクリメンタルフォーミング法による成形品の強度も確認されておらず, 目的とする形状は得られても強度が不足すればこの加工法自体を採用することが出来ない. そこで本研究では, よりも高強度であるが成形性の低いマグネシウム合金板についても, 摩擦撹拌インクリメンタルフォーミング法で成形できるかを確認するために, AZ61 板および AZ8 板の成形を行い, 板と成形性を比較した. さらに摩擦撹拌インクリメンタルフォーミング法で成形した部材の強度を調べるために, 加工後の試料の組織観察, 引張試験, 硬さ試験を行って機械的特性について調査した. 9

76 塑性と加工 ( 日本塑性加工学会誌 ) 第 2 巻第 6 号 ( 211-6) 2. 実験方法成形には 3 軸 NC 工作機のローランドディージー社製 MDX-4 を使用し, エンドミルの代りに高速度工具鋼 SKH1 で作製した先端が半球形状の 6mm の成形工具を使用した. 板材は Fig. 1 に示すような金型の上に置き, ブランクホルダーによりボルトで固定した.

また, 一般的な,AZ61,AZ8 の物理的性質 2) 3), と機械的性質 4) をそれぞれ Table 2,Table 3 に示す. 成形工具はピッチ.mm で Fig. 2 で示すように移動させて, 底面が一辺 8mm である正方形の正四角錐台の形状に成形し,Fig. 3 で定義される半頂角を変えることにより成形性を調査した.

2 76 塑性と加工 ( 日本塑性加工学会誌 ) 第 2 巻第 6 号 ( 211-6) 2. 実験方法成形には 3 軸 NC 工作機のローランドディージー社製 MDX-4 を使用し, エンドミルの代りに高速度工具鋼 SKH1 で作製した先端が半球形状の 6mm の成形工具を使用した. 板材は Fig. 1 に示すような金型の上に置き, ブランクホルダーによりボルトで固定した. 板材は一辺の長さが 1mm の正方形のものを使用した.-O( 焼鈍材 ) は板厚 t=.mm と t=.7mm の 2 種類のものを用い,AZ61-O ( 焼鈍材 ) は t=.mm,az8-f( 押出材 ) は板厚 t=.8mm のものを用いた.Table 1 に, 実験に使用した板材の化学組成を示す. また, 一般的な,AZ61,AZ8 の物理的性質 2) 3), と機械的性質 4) をそれぞれ Table 2,Table 3 に示す. 成形工具はピッチ.mm で Fig. 2 で示すように移動させて, 底面が一辺 8mm である正方形の正四角錐台の形状に成形し,Fig. 3 で定義される半頂角を変えることにより成形性を調査した. この場合半頂角が小さい方が必要な伸び変形量が大きいため成形性がよいことを示す. 成形終了後に加工部の機械特性を調べるために,Fig. 4 で示す部分から引張試験片を採取して, 室温において引張試験を行った. 引張試験片を採取したところと同様の場所から硬さ試験片も採取して, ビッカース硬さ試験も行った. Die Fig. 1 Schematic illustration of tool, die and sheet 1mm Sheet Blank holder 4mm (1) (2) Tool 2mm Start Temperature measuring point Pitch Table 1 Chemical compositions of used materials (wt. %) Al Mn Zn Ca Si Cu Ni Fe Mg > <.4 <.3 <. <. <. Bal. AZ > <.3 <. <. <. Bal. AZ Bal. Table 2 Physical properties of B, AZ61A and AZ8A 2) B AZ61AAZ8A Density / Mg m Liquidus temperature / o C Solidus temperature / o C Thermal conductivity / W m -1 K Thermal expansion coefficient / 1-6 oc Specific heat / kj kg -1 K Young's modulus / GPa Poisson's ratio... Latent heat / KJ kg Static recrystallization temperature / o C Table 3 Mechanical properties of B-O 3), AZ61A-F 4) and AZ8A-F 4) Material B-O AZ61A-F AZ8A-F Temperature / o C Tensile strength / MPa Elongation / % RT mm 1mm Fig. 2 Forming path and sequence Tool Sheet Fig. 4 Location of taking tensile test and hardness test specimens Fig. 3 Definition of half apex angle 96

3 3. 実験結果および考察 3.1 成形性板厚 t=.mm の板,t=.mm の AZ61 板および t=.8mm の AZ8 板について工具回転数を =1rpm と固定して工具送り速度 v を変化させて成形可能な半頂角の範囲を調査した結果をそれぞれ Fig. に示す. 図中の印は装置の成形限界まで成形が可能であったことを示しており, 印は途中で破断して成形が出来なかった場合である. 板については, 工具送り速度を遅くするにつれて, より小さい半頂角を成形することが可能であり, 送り速度 v=1-2mm/min において, 最小の半頂角 min = o まで成形が可能であった. 同様に AZ61 板,AZ8 板の成形可能な最小の半頂角は,AZ61 板で min =3 o,az8 板で min =4 o であり, アルミニウムの含有量が増加するにしたがって成形性は低下した. Fig. で示した成形可能条件で, 最小の半頂角で成形した時 ( は v=mm/min, = o,az61 は v=3mm/min, =3 o,az8 は v=mm/min, =4 o ) の成形品の外観写真を Fig. 6 に示す.AZ61,AZ8 において加工部裏面に肌荒れがみられるが, スプリングバックによるゆがみも少なく成形できた. ここで, 平面ひずみ変形状態でサイン則にしたがって変形したと仮定した時の, 半頂角と相当ひずみおよび伸びの理論上の関係を Fig. 7 に示し, 各材種の未加工材の室温における引張試験で求めた破断伸びを Table 4 に示す. 板の引張試験による室温での伸びは 26% であるが, = o で成形した場合の加工部の伸びは 137% であり, 著しい伸 Journal of the JSTP vol. 2 no. 6(211-6) 77 びの向上が確認された. 同様に AZ61,AZ8 についても室温での破断伸びが 17%,24% のものが本成形法によって加工部の伸びはそれぞれ 1%,6% となり, 大幅な伸びの向 Equivalent strain Half apex angle, / o Fig. 7 Theoretical equivalent strain and elongation as a function of half apex angle Table 4 Comparison between elongations by developed method and tension test Material -O AZ61-O AZ8-F Minimum half apex angle / o 3 4 Theoretical elongation by developed method / % Fracture elongation by tension test / % Elongation Equivalent strain Fracture elongation by tension test at room temperature AZ6 AZ Elongation / % mm Tool rotation rate: 1 rpm AZ61. mm Tool rotation rate: 1 rpm AZ8.8 mm Tool rotation rate: 1 rpm (a) 1) (b) AZ61 (c) AZ8 Fig. Relation between formable half apex angle and tool feed rate (a) (b) AZ61 (c) AZ8 (t=.mm, v=mm/min, min = o ) (t=.mm, v=3mm/min, min =3 o ) (t=.8mm, v=mm/min, min =4 o ) Fig. 6 Appearance of formed sheets at the conditions obtained the minimum half apex angle ( =1rpm) 97

4 78 塑性と加工 ( 日本塑性加工学会誌 ) 第 2 巻第 6 号 ( 211-6) 上が確認された. ここで板と AZ8 板の室温での破断伸びが同程度であるのに, 成形限界が大きく異なったのは,AZ8 板の板厚は t=.8mm であり板の板厚 t=.mm に比べて 1.6 倍の厚さであったため,AZ8 板の裏面近傍は十分な摩擦撹拌効果が得られなかったためと考えられる. 成形中の加工部は条件によっては 3 以上にまで達しており 1),Table 3 に示すように -O 材は 3 において 8% 以上の伸びを示す. また, 本研究で開発した成形法は, 試料を室温で伸び 137%(, t=.mm) まで成形できることからも, マグネシウム合金板の成形性を大幅に向上させる方法であることがわかる. 本加工法では無潤滑で高速に工具を回転することにより摩擦熱により被加工材が加熱される. また工具回転によって大ひずみが導入されるために, 動的再結晶が生じて蓄積したひずみが開放されるとともに結晶粒が微細化する. 結晶粒が十分に微細化されると粒界すべりによる大変形が可能となる 1). マグネシウム合金は高温においては非底面すべりの活動が活発になると同時に, 粒界すべりも塑性変形に寄与するようになると考えられている ). このことから, 単に高温にするだけでなく, 開発した成形法により結晶粒を微細化させ, より多くの粒界すべりが活動することで成形性の大幅な向上につながったと考えられる. 3.2 加工部の硬さ板厚 t=.mm,.7mm の板, 板厚 t=.mm の AZ61 板および板厚 t=.8mm の AZ8 板を用いて, 成形した加工部断面の硬さ試験を行った. 硬さは 7 回測定したものから最大値, 最小値を除いた個の測定値の平均値を用いて評価した. 半頂角 = o で成形した試料の成形条件は全て工具回転数 =1rpm, 工具送り速度 v=3mm/min に統一し, = o で成形した試料のみ工具回転数 =1rpm, 工具送り速度 v=mm/min とした. それぞれの試料の加工部断面の板厚中央部のビッカース硬さを Fig. 8 に示し, また, 各試料の加工部組織を Fig. 9,Fig. 1,Fig. 11,Fig. 12 に示す. 板 (t=.mm) について, 未加工材の硬さは 7.8HV.1 であり, = o で成形すると硬さは 77.9HV.1 と成形前に比べて約 1% 増加した. このときの加工部の組織 (Fig. 9(a)-(c)) をみると, 成形前に比べ表側裏側ともに微細化していた. しかし = o で成形すると 6.6HV.1 に低下した. このときの加工部の組織 (Fig. 9(d),(e)) は, 成形前に比べ = o で成形したときのように微細化していなかった. = o で成形した場合に比べて入熱量が多いため, 再結晶後に結晶粒が粗大化したため硬さが低下したと思われる. また = o で成形した場合に比べて, 加工部はより大きな変形をしていることから, 撹拌による集合組織がより顕著に形成されていると考えられる. 撹拌による集合組織の形成については,FSW の接合部においても報告されており 6), (a) 3 m 3 m 3 m 3 m (b) Work side ( = o ) ( = o ) 3 m (d) Work side ( = o ) (e) Reverse side ( = o ) Fig. 9 Microstructure of formed parts of (t=.mm) 3 m 3 m 3 m ( = o ) ( = o ) Fig. 1 Microstructure of formed parts of (t=.7mm) 1 Vickers hardness /HV m 3 m 3 m ( = o ) ( = o ) Fig. 11 Microstructure of formed parts of AZ61 (t=.mm) = o = o t=.mm = o t=.7mm = o AZ61 t=.mm = o Fig. 8 Vickers hardness of formed parts AZ8 t=.8mm 3 m 3 m 3 m ( = o ) ( = o ) Fig. 12 Microstructure of formed parts of AZ8 (t=.8mm) 98

5 Journal of the JSTP vol. 2 no. 6(211-6) 79 集合組織の形成が = o で成形した場合に比べて顕著に起こったため硬さが低下したと考えられる. 板 (t=.7mm) について, 未加工材の硬さは 73.7HV.1 であったが, = o で成形すると硬さは 77.6HV.1 と t=.mm の場合と同様に成形前に比べて向上した. 加工部の組織 (Fig. 1) をみると, 成形後の組織は工具押込み表側が微細化していたが, 裏側はわずかに微細化しただけであった.t=.mm では裏側まで十分微細化していたのに比べて t=.7mm では裏側まで十分微細化されていなかったことから, 成形性の向上には板厚の影響があることが考えられる. AZ61 板 (t=.mm) について, 未加工材の硬さは 93.2HV.1 であったが, = o で成形すると硬さは 8.7HV.1 と硬さの低下がみられた. また加工部組織 (Fig. 11) は, 加工によって工具押込み側, 工具押込み裏側ともに析出物が確認された. しかし AZ61 で析出するとされる Mg 17 Al 12 は 7), 硬さには影響を及ぼさないと報告されていることから 8), 9), 硬さの低下は撹拌による集合組織の形成が原因と考えられる. AZ8 板 (t=.8mm) について, 未加工材の硬さは 84.HV.1 であったが, = o で成形すると硬さはの 2 つの試料でみられたように 96.6HV.1 まで硬さが上昇した. 加工部の組織 (Fig. 12) は工具押込み側, 工具押込み裏側ともに結晶粒の微細化が確認され, 工具押込み側においては非常に顕著であった. このことから, 結晶粒の微細化が硬さの上昇につながったものと考えられる. 3.3 加工部の引張強さ成形した試料の錐面から試験片を切り出し, 加工部の引張試験を行った.Fig. 13 に各試料の引張強さを示す. 板 (t=.mm) について, 未加工材の引張強さは 26MPa であり, = o で成形すると引張強さは 289MPa と成形前に比べて約 1% 増加した. このときの加工部の組織 (Fig. 9(b),(c)) は, 成形前に比べ表側裏側ともに微細化していた. しかし = o で成形すると 216MPa に低下した. このときの加工部の組織 (Fig. 9(d),(e)) は, 成形前に比べ = o で成形したときのように微細化していなかった. 本研究では工具送り方向を長手方向として引張試験片を切り出しているため, 撹拌による集合組織の形成により 6) 底面すべりを起こし易くなることから, 引張強さが低下したと考えられる. 板 (t=.7mm) について, 未加工材の引張強さは 264MPa であったが, = o で成形すると引張強さは 242MPa と成形前に比べてわずかに低下した. 加工部の組織 (Fig. 1) は, 成形後の組織は工具押込み表側が微細化していたが, 裏側はわずかに微細化しただけであった. 板厚方向に見ると裏側近傍の一部に結晶粒が十分に微細化していない領域が残ったため, 引張強さの上昇には至らなかったと思われる. AZ61 板 (t=.mm) について, 未加工材の引張強さは 31MPa であったが, = o で成形すると引張強さは 299MPa とほとんど変わらなかった. AZ8 板 (t=.8mm) について, 未加工材の引張強さは 3MPa であったが, = o で成形すると引張強さは 36MPa と成形前に比べて低下した. 加工部の組織 (Fig. 12) は工具押込み側, 工具押込み裏側ともに結晶粒の微細化が確認され, 工具押込み側においては非常に顕著であった. Nominal tensile strength, b / MPa = o = o t=.mm = o t=.7mm Fig. 13 Tensile strength of formed parts しかし成形前に比べ引張強さが低下しているのは, t=.8mm と板厚が大きく, 板厚方向に見ると裏側近傍は結晶粒が十分に微細化していなかったため, 引張強さの向上にあまり寄与できなかったことと, 板材製造時に形成された集合組織 (C 軸が板面垂直方向に配向 ) が変化して, 摩擦撹拌処理時に形成される集合組織 (C 軸が板面内方向に配向 ) と同様の集合組織になったからと考えられる. また, 押出方向による引張強さの違いはみられなかった. 4. 結言開発した摩擦撹拌インクリメンタルフォーミング法を用いておよび AZ61,AZ8 マグネシウム合金板の成形性について調査し, また加工部の硬さ試験と引張試験を行った. 材よりも成形性は劣るが AZ61 では伸び 1%, AZ8 は伸び 6% まで成形することができ, 室温におけるそれぞれの破断伸び 17%,24% よりも大きく向上した. また, 加工部の硬さ値は増加するものや減少するものがあったため, 板厚と摩擦撹拌領域の大きさの関係や集合組織の形成状態など, 今後さらに詳細な調査が必要である. 参考文献 = o AZ61 t=.mm = o AZ8 t=.8mm 1) 大津雅亮市川司松田光弘高島和希 : 塑性と加工, 2-63(211), ) 日本塑性加工学会 : マグネシウム加工技術, (24), 36, コロナ社. 3) 行武栄太郎金子純一菅又信 : 塑性と加工, 44-6(23), ) 日本塑性加工学会 : マグネシウム加工技術, (24), 43, コロナ社. ) Koike, J., Ohyama, R., Kobayashi, T., Suzuki, M. & Maruyama, K: Mater. Trans., 44-4(23), ) Woo, W., Choo, H., Brown, D. W., Liaw, P. K. & Feng, Z.: Scr. Materialia, 4(26), ) 日本金属学会編 : 講座現代の金属学材料編非鉄金属, (1987), , 日本金属学会. 8) 石川圭介小林康男金子俊明澁澤俊紀 : 金属誌, 61-1(1997), ) Park, S.H.C., Sato, Y.S. & Kokawa, H.: Scr. Materialia, 49-2(23),

渡辺(2309)_渡辺(2309)

渡辺(2309)_渡辺(2309) [ 29 p. 241-247 (2011)] ** *** ** ** Development of a nickel-based filler metal containing a small amount of silicon by WATANABE Takehiko, WAKATSUKI Ken, YANAGISAWA Atsusi and SASAKI Tomohiro Authors tried