# Fileset

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## Creator

Johtaro MURAOKA, Ken-ichi IKEDA, Seiji MIURA, [Koji MORITA](https://orcid.org/0000-0001-6040-7054), [Tohru S. SUZUKI](https://orcid.org/0000-0001-9458-6863), [Yoshio SAKKA](https://orcid.org/0000-0001-8357-5843)

## Rights

[Creative Commons BY-NC-ND Attribution-NonCommercial-NoDerivs 4.0 International](https://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/)

## Other metadata

[Fabrication of Textured Ti<sub>2</sub>AlC-MAX Phase Ceramic by Slip Casting under Strong Magnetic Field and Spark Plasma Sintering, and Its Crystal Orientation Dependence of Room Temperature Deformation Behavior](https://mdr.nims.go.jp/datasets/fb00d3a0-0b7d-4c6d-b66d-2cad43749c3f)

## Fulltext

研究論文強磁場中スリップキャストと放電プラズマ焼結によるTi2AlC-MAX相配向焼結体の作製とその室温変形挙動の結晶方位依存性村岡　丈太朗1，池田　賢一2*，三浦　誠司2，森田　孝治3，鈴木　達3，目　義雄31北海道大学大学院工学院材料科学専攻，〒060-8628 札幌市北区北13条西8丁目．2北海道大学大学院工学研究院材料科学部門，〒060-8628 札幌市北区北13条西8丁目．3国立研究開発法人物質・材料研究機構，〒305-0047 つくば市千現1丁目2-1．Fabrication of Textured Ti2AlC-MAX Phase Ceramic by Slip Casting under Strong Magnetic Field and Spark Plasma Sintering, and Its Crystal Orientation Dependence of Room Temperature Deformation BehaviorJohtaro MURAOKA1, Ken-ichi IKEDA2*, Seiji MIURA2, Koji MORITA3, Tohru S. SUZUKI3, and Yoshio SAKKA31Division of Materials Science and Engineering, Graduate School of Engineering, Hokkaido University, Kita 13, Nishi 8, Kita-ku, Sapporo 060-8628, Japan. 2 Division of Materials Science and Engineering, Faculty of Engineering, Hokkaido University, Kita 13, Nishi 8, Kita-ku, Sapporo 060-8628, Japan. 3National Institute for Material Science, 1-2-1 Sengen, Tsukuba 305-0047, Japan.＊Corresponding author, E-mail : ikeda.ken-ichi@eng.hokudai.ac.jpABSTRACTThe properties of MAX phase ceramics that possess metallic and ceramic nature are anisotropic because of their hexagonal and layered crystal structure. Slip casting under a strong magnetic field followed by spark plasm sintering is one of the methods to control the orientation of the MAX phase ceramics. In this study, first, the textured Ti2AlC-MAX phase was fabricated by slip cast under 12 T, where the direction of magnetic field was fixed to the slip cast direction after clarifying the easily magnetizable axis of Ti2AlC. Second, the crystal orientation dependence of the room temperature deformation behavior was investigated by the Vickers hardness test from various orientations. It was found that the easily magnetizable axis of Ti2AlC was the c-axis and the textured body could be obtained by applying the magnetic field from one direction. In the room temperature deformation, Vickers indents show an anisotropic shape and the hardness changed depending on the loading direction against the c-axis due to different deformation modes such as kink deformation and slip deformation. For 0°, since the slip deformation was unlikely to occur, linear crack growth was observed to form from the indent. For 45°, on the other hand, since the slip deformation occurred relatively easily, the crack growth was suppressed through the stress relaxation due to the slip deformation. For 90°, although the slip deformation is unlikely to occur similar to 0°, the crack propagation was suppressed through pile-up due to kink deformations along the c-axis. It can be concluded that kink deformation prevents crack propagation and increases the fracture toughness of the textured Ti2AlC-MAX phase. In this study, first, the textured Ti2AlC-MAX phase was fabricated by slip cast under 12 T, where the direction of magnetic field was fixed to the slip cast direction after clarifying the easily magnetizable axis of Ti2AlC. Second, the crystal orientation dependence of the room temperature deformation behavior was investigated by the Vickers hardness test from various orientations.KEY WORDSTi2AlC, crystal orientation dependence, Vickers indentation, kink deformation, anisotropy１　緒言MAX相セラミックスは，Mn+1AXn（Mは遷移金属元素，AはAグループ元素（13~16族元素），Xは炭素または窒素）の一般式で表される六方晶構造を持つ層状の三元系化合物であり，70種類以上が知られている1,2)．結晶構造の内部に金属結合，共有結合およびイオン結合が共存することから，密度が低い，耐酸化・耐食性に優れるなどのセラミックス的性質を持ちながら，熱・電気伝導性や加工性を有するといった金属的性質も併せ持っている3)．中でもTi2AlC-MAX相は低密度であり耐酸化性に優れていること4)から高温材料5)や自己治癒材料6-9)などへの応用が期待されている．MAX相セラミックスは，結晶構造の異方性に由来して種々の特性で結晶方位依存性(10,11を示し，配向制御を施すことで異方性の付与や強化が可能である．近年では，磁場中スリップキャスト（Slip Casting under strong Magnetic Field : SCMF）12)と放電プラズマ焼結（Spark Plasma Sintering: SPS）を用いて作製された緻密で高度に配向したMAX相に関する研究が実施されている13-18)．Huらは，Nb4AlC3-MAX相について磁場配向を行うことで，曲げ強度や破壊靭性値が向上し，特にc軸に対して平行な方向において破壊靭性値が高くなることを明らかにした13)．また白紙らは磁場配向されたTi3SiC2-MAX相に荷重軸とc軸との角度が0, 45, 90 °となるようにビッカース硬さ試験を行い，結晶方位によってキンク変形挙動が異なることを示した14,15)．0 °材では結晶粒の押し出しとキンク変形，45 °材では底面すべり，90 °材ではキンク変形と底面すべりがpile-upに寄与することで硬さや圧痕形状に明瞭な方位依存性が存在することを報告している．磁場中スリップキャストは，原料粉末の分散した溶液であるスラリーを多孔質モールドに流し込み磁場を印加することで，Fig.1(a)のように磁化率の異方性を利用して磁場印加方向と磁化率の大きい結晶軸が一致するように結晶粒が回転し19)，配向成形体を作製する方法である．10Tを超える強磁場を印加するので，磁化率が極めて小さい材料でも高い配向度を持つ試料が得られ，テープキャストやホットプレスなどの配向方法に比べて簡便で配向方位の設定も可能である．そのためTi3SiC220)やNb4AlC3-MAX相21)においてはこの方法を利用した作製例が報告され，得られた配向焼結体を用いた研究が行われているが，Ti2AlC-MAX相では報告例がほとんどない．以上のことから本研究では，Ti2AlC-MAX相において磁場中スリップキャストとSPSによって配向焼結体を作製することを最初の目的とした．さらに，配向したTi2AlC-MAX相の室温変形における結晶方位依存性の評価と複雑な応力場におけるキンク変形などの破壊応力の緩和機構を明らかにすることも目的とした．２　実験方法2.1配向焼結体の作製原料粉末は，市販のTi2AlC粉末（MAXTHAL(211), KANTHAL）を用いた．スリップキャストで使用するスラリーの作製には溶媒としてエタノールを用いた．ここで，粒子の濃度が30 vol.%になるように溶液内で粒子を均一に分散させ，配向を容易にするために分散材としてポリエチレンイミン（Poly ethylene imine: PEI，富士フイルム和光純薬㈱）を粉末に対して1.5 wt%添加した．スラリーは室温においてマグネットスターラーで十分に攪拌しながら超音波ホモジナイザー（GSD-600AT，㈱ソニックテクノロジー）で粒子を溶液中に分散させた．その後，真空中で10 min攪拌することでスラリー内に残存する気泡を取り除いた．得られたスラリーに磁場中でスリップキャストを実施することで配向成形体を作製した．スリップキャストを行うために，多孔質アルミナモールド上にメンブレンフィルター（気孔径2 µm）を敷き，その上に固定されたアクリル製の筒状容器の中に作製したスラリーを注いだ．モールドを超電導マグネット（JMTD-12T100NC5, JASTEC）中に入れ，スリップキャスト方向と同一の方向から12 Tの強磁場を印加することでスラリー中の粒子を配向させた．その後溶媒が乾燥し完全に取り除かれるまで磁場を与え，取り出した成形体を350 MPaで10 min 冷間等方圧加圧（Cold Isostatic Pressing: CIP, CL10-55-40，日機装㈱）を施し，圧縮成形した．作製した圧縮成形体は， SPS装置（FUJI-SPS625,富士電波工機㈱）でAr雰囲気, 最高温度1150 ℃, 10 min 保持, 80 MPaの加圧条件で焼結した． 焼結体は，アルキメデス法による密度測定，およびX線回折法（X-ray Diffraction: XRD，SmartLab, Rigaku）を用いた配向度の評価を実施した．XRD測定は，スリップキャスト方向に垂直な面を測定面とした（Fig. 1 (b)）．配向度に関して式(1)のロットゲーリングファクター，22)の計算を行った．は=1の時に対象とする結晶方位に完全配向し，=0の時に完全ランダムとなる指標である．また式(1)におけるPは式(2)で計算される全体のピークから底面を表すピークであるの割合であり，基準となるはスリップキャストをせずにSPSを用いて焼結した試料を測定した値を用いた．2.2 ビッカース硬さ試験作製した配向性Ti2AlC-MAX相からc軸と圧子押込み方位が様々な角度を持つ試験片を作製し，ビッカース硬さ試験を行い，硬さや圧痕形状の異方性を評価することで室温変形における結晶方位依存性を評価した．2.1で作製したc軸がスリップキャスト方向と一致するように配向したTi2AlC-MAX相焼結体からc軸と荷重軸の間の角度が，0〜90 °の間の9種類の角度を有するように試験片を切り出した（Fig. 1 (b): 以降それぞれの試験片を，90 °材のようにc軸と荷重軸の間の角度で表記する．）．その後，ビッカース硬さ試験を実施する面をエメリー紙およびダイヤモンドペースト（0.25 μm）で機械研磨を行い，試験片を作製した．ビッカース硬さ試験は，保持時間15 s，荷重3 kgfの条件で各7点の測定を実施し，その中で最大と最小を除いた5点で評価した．2.3 組織観察圧痕とその周辺の組織は，光学顕微鏡（Optical Microscope: OM, RH-200, HIROX）と電界放出形走査電子顕微鏡（Field Emission Scanning Electron Microscope: FE-SEM, JSM-6500F, JEOL）を用いて観察を行った．さらにFE-SEM内で試料を傾斜させ，圧痕近傍の盛り上がりやキンク変形組織の詳細な観察を実施した．また，圧痕直下における変形状態の評価を行うために，切断などによる加工の影響がないような加工面から十分に離れた位置から研磨を行うことで圧痕断面を露出し，FE-SEMによる観察を行った．またFE-SEMに付属の電子線後方散乱回析（Electron Back Scattered Diffraction: EBSD, OIM Data Collection, ㈱TSLソリューションズ）法を実施することで，各結晶粒の方位変化などを解析した．３　実験結果および考察3.1 配向焼結体の評価アルキメデス法により得られた焼結体の密度は，4.05 g/cm3（気孔率：1.48 %）であった．Fig. 2 (a), (b)に，それぞれ原料粉末と磁場中スリップキャスト後にSPSで焼結した配向焼結体のXRD回折パターンを示す．測定面はスリップキャスト方向に垂直な面である．これらより，原料粉末由来のTi3AlC2-MAX相の存在も確認されるが，試料はTi2AlC-MAX相が主相であることを確認できた．次にTi2AlC, Ti3AlC2-MAX相の回析ピークに注目すると，大部分が(000l)のピークで占められており，その他のピークはほぼ確認できなかった．またTi2AlC-MAX相のの値は0.81と大きな値を示しており，高い配向度を確認することができた．以上より，スリップキャスト方向と平行に磁場を印加すると，Ti2AlCおよびTi3AlC2-MAX相のc軸が磁場方向に配向した焼結体の作製が確認できた．これらより，Ti2AlCおよびTi3AlC2-MAX相はc軸の磁化率の方が大きい，すなわちNb4AlC3-MAX相セラミックスと同様にc軸が磁化容易軸となる結晶磁気異方性を有しており，磁場印加方向と結晶粒のc軸方向が一致するように結晶回転が生じ，配向することが明らかになった．3.2 ビッカース硬さと圧痕形状の結晶方位依存性磁場中スリップキャストとSPSによって作製したc軸配向焼結体に対しビッカース硬さ試験を実施し，室温変形における圧痕形状と硬さの異方性の調査を行った．各種組織観察による圧痕形状・形態の詳細については後述する．Fig. 3はビッカース硬さ，Fig. 4は圧痕の長辺（X）と短辺（Y）の長さ，およびその比Y/Xと圧子押込み方位とc軸のなす角度の関係を示したものである．ここで，0°材を除く試料では短辺（Y）方向が結晶の底面トレースに沿った方向となる．0°材では，硬さは最大となりY/Xも1に近い値を取り，等方的な圧痕形状であることがわかる．押込み方位とc軸のなす角度が大きくなり底面すべりのSchmid因子が増大するに従い，底面に沿った短辺長さYは若干縮小し，長辺長さXは大きく増加した．その結果，圧痕形状の異方性を表すY/Xの値と硬さ値は減少した．そして，c面のSchmid因子が最大の45°材において最も異方的な圧痕形状になるとともに，硬さが最小となった．45°材以降のSchmid因子は減少していくが，各辺の長さおよびY/Xの値に大きな変化は見られなかった．80°材と90°材では長辺と短辺の長さがともに短くなりY/Xおよび硬さの値に若干回復がみられた．Fig. 3およびFig. 4の結果をまとめると，押込み荷重軸とc軸のなす角度が0〜90°の間で硬さや圧痕形状が次のように変化していくことがわかった．①0〜20°においては，圧痕形状が等方的で硬さが最大となった．②30〜60°においてはc面のSchmid因子の増大に伴い，長辺長さXが増加し，圧痕形状が最も異方的となるとともに，硬さが減少した．③70〜90°においては，②に比べて短辺と長辺の長さが短くなり，硬さが若干回復した．以上のことから3.3では，それぞれの段階において代表的な0°材，45°材および90°材の組織観察の結果を示す．3.3 圧痕近傍の組織Fig. 5に，特徴的な形態を示した0，45および，90°材の圧痕のOM像を示す．0°材(Fig. 5 (a))では等方的な圧痕形状を示し，圧痕先端から直線的な亀裂進展が確認された．45°材(Fig. 5 (b))は，片側に伸びた圧痕形状で，圧痕先端から生じた亀裂は底面トレースに沿うように偏向し進展することがわかった．90°材(Fig. 5 (c))では，圧痕の水平方向，つまりc軸方向に伸長した形状であり，亀裂進展はc軸に垂直な方向のみに生じることを確認した．Fig. 6は，各試料の圧痕を70°傾斜して観察したFE-SEM像である．0°材では，圧入によって結晶粒が押し出されることで圧痕が全体的にpile-upしている様子を確認できた(Fig. 6 (a))．90°材ではpile-upがc軸と同一な方向の圧痕先端部分のみで生じていた(Fig. 6 (b))．90°材のpile-upした部分に注目すると，層間剥離を伴ったキンク変形のような粒の座屈構造も観察された(Fig. 6 (c))．また90°材においてpile-upが生じた圧痕先端のSEM-EBSD観察を実施すると，圧痕先端の周辺にc軸に垂直な回転軸を持つ急峻な方位変化というキンク変形の特徴的なキンク境界を有する粒が多数存在していた(Fig. 7)．これらのことから圧痕近傍において多くのpile-upやキンク変形といった塑性変形が生じていることがわかった．さらに本研究では，90°材の圧痕直下の組織観察を行うため，圧痕下の断面が露出するように機械研磨を実施することで，FE-SEMによる圧痕断面の観察を行った．90°材の圧痕に対して，それぞれFig. 8 (a)は，c軸方向から観察した亀裂断面，Fig. 8 (b)と(c)は，90°材でc軸に垂直な方向から観察した圧痕断面およびそのEBSD解析による結晶方位分布図である．90°材の圧痕では，断面観察においてもc軸方向と同一方向の亀裂進展は確認されず(Fig. 8 (a))，配向を行うことでc軸方向の亀裂の進展が抑制されていることがわかる．Fig. 8 (b)と(c)の結果より，圧痕断面に気孔や粒界や層間での割れとみられる微小亀裂が多数確認され，結晶方位分布図においてもキンク変形の特徴的な座屈構造を持つ粒を確認した．このことから，圧痕下部においても割れやキンク変形などの塑性変形が生じていることが明らかになった．3.4 室温変形における結晶方位依存性これらの結果から考えられる室温変形挙動における方位依存性についてまとめた模式図をFig. 9に示す．まず0°材では，すべり変形が生じにくい方位に配向しているため，圧痕先端からの亀裂進展がみられる．一方で圧入することで結晶粒の回転が生じ，Schmid因子が増大した粒が現れることで全体的なpile-upにつながったと考えられる．またこのpile-upに関しては，Ti3SiC2による先行研究において14, 15)，キンク変形も確認されていることから粒の回転によってキンク変形も生じたことが推測される．押込み方向とc軸のなす角度が大きくなるにつれて，底面のトレースが圧入面に現れ，底面トレース間隔も短くなる傾向を示す．MAX相の室温における亀裂進展は主に粒界や層間で生じることが知られているため，底面トレースに垂直な方向の亀裂進展は抑制される．Schmid因子が最大となる45°材の場合は，底面すべりを主要因とした片側に伸びた圧痕形状となり，すべり変形による亀裂進展に必要な応力の緩和が起こっていると考えられる．90°材ではすべり変形が生じにくい方位であるため，c軸に垂直な方向ではキンク変形23,24)やpile-upすることなく亀裂が進展するが，c軸と平行方向の押込み試験では圧入されることでSchmid因子が変化した結果，圧痕先端において結晶粒の回転によるキンク変形やpile-upの発生により亀裂進展に必要な応力の緩和につながることが示唆された．さらにそうした塑性変形による亀裂進展に必要な応力の緩和は圧痕周辺だけでなく，圧痕直下においても生じていることが今回の圧痕断面の観察により明らかになった．以上より結晶粒を配向制御することで，主とする変形機構やMAX相セラミックスの強靭化につながることが期待される．４　結言磁場中スリップキャストと放電プラズマ焼結を用いて，配向制御されたTi2AlC-MAX相焼結体を作製した．得られた配向焼結体から荷重軸とc軸が様々な角度を持つ試験片を作製し，ビッカース硬さ試験を実施した．硬さ試験の結果や組織観察より，以下の結論を得た．(1) Ti2AlC-MAX相およびTi3AlC2-MAX相の磁化容易軸はc軸であり，c軸の磁化率の方が大きいという結晶磁気異方性を有することを明らかにした． (2) c軸と荷重軸の間の角度によって，硬さや圧痕形状に結晶方位依存性が存在することがわかった．(3) 0°材では，配向された粒の押し出しによって変形が生じ，すべり変形が起きにくい方位であることから圧痕先端から直線的な亀裂の進展が見られた．(4) 45°材では，すべり変形が生じやすい方位であることから，すべり変形による応力の緩和が起きることが考えられた．(5) 90°材では，すべり変形が生じにくい方位ではあるが，c軸に同一な方向においてキンク変形やpile-upが生じることで亀裂進展の抑制につながることが示唆された．(6) 90°材で生じたキンク変形などの塑性変形は圧痕表面近傍だけでなく，圧痕下部においても発生していることがわかった．謝辞本研究は，JSPS科研費・新学術領域研究「ミルフィーユ構造の材料科学‐新強化原理に基づく次世代構造材料の創製‐」JP21H00087，JP21H00110および JP18H05482の助成を受けて行われたものです．また，本研究の一部は，NIMS連携拠点推進制度，および文部科学省マテリアル先端リサーチ事業課題(課題番号JPMXP1222HK0034，JPMXP1223HK0061)として北海道⼤学の支援を受けて実施されました．ここに記して謝意を表します．文献1) M. Barsoum, D. Brodkin, T. E. Raghy: Scr. Mater., 36 (1997) 535-541.2) M. Barsoum, M. Radovic: Annu. Rev. Mater. Res., 41 (2011) 195-227.3) M. Barsoum: Prog. Solid St. Chem., 28 (2000) 201-281.4) X. H. Wang, Y. C. Zhou: J. Mater. Sci. Technol., 26 (2010) 385-416.5) R. Benitez, W. H. Kan, H. Gao, M. O’Neal, G. Proust, A. Srivastava, M. Radovic: Acta Mater., 189 (2020), 154-165.6) T. Osada, A. Watanabe, J. Yamamoto, J. C. Brouwer, C. Kwakernaak, S. Ozaki, S. van der Zwaag, W. G. Sloof: Scientific Reports, 10 (2020).7) G. M. Song, Y. T. Pei, W. G. Sloof, S. B. Li, J. Th. M. De Hosson, S. van der Zawaag: Scr. Mater., 58 (2008) 13-16.8) N. Yamaguchi, T. Osada, Y. L. Kuo, M. Nanko: J. Ceram. Soc. Japan, 131 (2023) 62-71.9) H. J. Yang, Y. T. Pei, J. C. Rao, J. Th.M. De Hosson: J. Mater. Chem., 22 (2012) 8304-8313.10) H. B. Zhang, C. F. Hu, K. Sato, S. Grasso, M. Estili, S. Q. Guo, K. Morita, H. Yoshida, T. Nishimura, T. S. Suzuki, M. Barsoum, B. N. Kim, Y. Sakka: J. European Ceram. Soc., 35 (2015) 393-397.11) X. Zhao, M. Sokol, M. Baroum, L. Lamberson: Mater. Sci. Eng. A, 809 (2021).12) T. S. Suzuki, T. Uchikoshi, Y. Sakka: Materia Japan, 48 (2009) 321-326.13) C. F. Hu, Y. Sakka, S. Grasso, T. Nishimura, S. Guo, H. Tanaka: Scr. Mater., 64 (2011) 765-768.14) Y. Shirakami, K. Ikeda, S. Miura, K. Morita, T.S. Suzuki, Y. Sakka: J. Jpn. Soc. Powder Powder Metallurgy, 67 (2020) 607-614.15) Y. Shirakami, K. Ikeda, S. Miura, K. Morita, T.S. Suzuki, Y. Sakka: Mater. Trans., 64 (2023) 650-656.16) Y. Uchida, K Morita, T. S. Suzuki, T. Nishimura, K. Fujimoto, Y. Sakka: J. Jpn. Soc. Powder Powder Metallurgy, 64 (2017) 552-557.17) Y. Uchida, S. Musha, K. Morita, T. S. Suzuki, T. Nishimura, K. Fujimoto, Y. Sakka: J. Jpn. Soc. Powder Powder Metallurgy, 63 (2017) 970-975.18) N. Hashimoto, K. Ikeda, S. Miura, K. Morita, T.S. Suzuki, Y. Sakka: Mater. Trans., 63 (2022) 133-140.19) J. Akiyama, H. Asano, K. Iwai, S. Asai: J. Japan Inst. Metals, 71 (2007) 108-112.20) C. F. Hu, Y. Sakka, S. Grasso, T. S. Suzuki, H. Tanaka: J. Am. Ceram. Soc., 94 (2011) 742-748.21) C. F. Hu, Y. Sakka, H. Tanaka, T. Nishimura, S. Grasso: J. Am. Ceram. Soc., 94 (2011) 410-415.22) F. K. Lotgering: J. Inorg. Nucl. Chem., 9 (1959) 113-123.23) D. Matsui, K. Morita, D. Terada, K. Ikeda, S. Miura: J. Japn Inst. Metals, 85(2021) 439-448.24) D. Matsui, K. Morita, D. Terada, K. Ikeda, S. Miura: Mater. Trans., 63 (2022) 1055-1064.Fig. 1 Schematic images of slip casting under a strong magnetic field (SCMF). (a) Static SCMF, and (b) textured body. （片1段）Fig. 2 X-ray diffraction patterns of the commercial Ti2AlC powder and sintered body fabricated by SCMF and SPS. (a) Commercial Ti2AlC powder, and (b) Static SCMF. （片1段）Fig. 3 Change in Vickers hardness of various textured samples. （片1段）Fig. 4 Orientation dependence of Vickers indents of various textured samples. （両2段）Fig. 5 OM images of Vickers indents applied 3 kgf of textured samples. (a) 0°, (b) 45°, and (c) 90° samples. （両2段）Fig. 6 FE-SEM image tilted 70° of textured samples. (a) 0° and (b, c) 90° samples. （両2段）Fig. 7 Crystal orientation distribution map near the Vickers indent of 90 ° sample. （片1段）Fig. 8 Microstructure near the Vickers indent of 90°sample. FE-SEM images observed (a) from the same direction as the c-axis and (b) from the direction perpendicular to the c-axis. (c) crystal orientation distribution map from the direction perpendicular to the c-axis with kinks (red arrows). （両2段）Fig. 9 Schematic images of plastic deformation around indents observed from the cross-section, (a) 0°, (b) 45°, and (c) 90° samples. （両2段）