図8(a) 真応力-真ひずみ線図（Mg-11%Al-0.2%Mn） 図8(b) 真応力-真ひずみ線図（Mg-12%Al-0.2%Mn） 図8(c) 真応力-真ひずみ線図（Mg-13%Al-0.2%Mn） 図6(b) 板材中央部（V＝2.9ｍ/s） 図6(c) 下ロールとの接触部（V＝2.9ｍ/s） 図7 結晶組織（拡大図） 金属間化合物β-Mg17Al12はα-Mgの粒内および結晶粒界上に存在し，この形態はロール周速度や製造する板厚の厚さによって異なる．ロール周速度が遅い条件ではβ層は結晶粒界に析出し，ロール周速度が速い条件では，β層はα層内に小さく点在する形で見られる．表1において本研究で使用した高Al合金Ｍｇ合金のβ層は溶体化，時効処理等によって制御することが可能であり，このβ層の制御が祖塑性加工に適したMg合金の創製のひとつのポイントになることが示唆されている． 3・3 連続鋳造まま材の応力‐ひずみ線図と硬さ試験 双ロール実験で得られたMg-11％Al-0.2％Mn，Mg-12％Al-0.2％MnおよびMg-13％Al-0.2％Mnの連続鋳造まま材の300℃，350℃，400℃における応力ひずみ線図を図8(a)，図8b)および図8(c)をそれぞれ示す．真応力は，ひずみの増加につれて上昇し，ひずみが0.2％以下のところでピークとなりその後緩やかに減少しているのが確認できる． 応力がピークとなった以降，その後は動的再結晶が進行しているものと考えられる．また，Alの含有量の違いでは，Al含有量が大きくなるにつれて，ピークの応力値も増大する傾向が得られている．また，ビッカース硬さの測定結果も図9に示すように，Aｌ含有量の増加に従って硬さも増加していることが確認できる．これらの結果はAlの含有量の増加とともに相対的に金属間化合物の体積が− 128 −α+(β-Mg17Al12 ) Grain boundary α-Mg CD CD
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