動的再結晶―連続反応と不連続反応
酒

井

表1

.

は じ

め

に

中低積層欠陥エネルギー(SFE: stacking fault energy)を有拓 三

する多くの面心立方晶金属・合金では， 0.5 Tm(Tm は融点)
材

料

再結晶が生じ易いのに対し，高 SFE 材料では動的回復が速やかに働いて転位組織の再配列に続いてサブ結晶粒組織が既博己(a)高温変形中の動的復旧課程と代表的金属・合
金と積層欠陥エネルギーとの関係(1) ，( b )連続/
不連続動的再結晶が働く加工温度(T/Tm)範囲(2)．

(a)復旧機構

以上での高温変形中に新粒の生成と成長を伴う(不連続)動的浦

積層欠陥エネルギー

動的再結晶

動的回復

銅，ニッケル，オーステナイト系
鉄，それらの合金

アルミニウム，マ
グネシウム，フェライト系鉄，それ
らの合金

低(中)

高

不連続動的再結晶(高温加工一般)

連続動的再結晶(超塑性加工，高温ねじり加工)存の結晶粒内に生じ易くなり(表( a ))，これらの動的復旧過程の働きにより定常状態変形または加工軟化が現れ(b)

1

る(1)(2)．最近，動的回復が働く条件下すなわち高温は当然な
加工温度(T/Tm) 0.5

がら 0.5 Tm 以下の温間から冷間加工域でも多くの材料に

連続動的再結晶(大ひずみ加工側方押出し，高圧付加ね
0 じり，繰返し重ね接合圧延，多軸鍛造，など)「大ひずみ変形」を施すだけで新結晶粒組織が生じる現象が頻繁に報告されている(3)(6) ．したがって，塑性変形中に新結晶粒組織が動的に生じる現象すなわち「動的再結晶」は，金属・合金の種類や加工温度範囲には関係なく起こる現象と結論できよう(表 1 )(2) ．高 SFE 材料の高温ねじり加工や超現状を紹介し，それを通して今後研究すべき課題を挙げてみ塑性加工中に新粒組織が生じる現象を(連続)動的再結晶と呼る．

んでいる(7)(9)．一方， 0.5 Tm 以下の低温大ひずみ変形下で生じる新粒生成現象も同じ用語で呼ぶことが多いが(4)(5)，こ.

大ひずみ加工による結晶粒組織の形成

れらに含まれる「再結晶」並びにそこで働く機構は通常の不連続再結晶とは明らかに異なる．大ひずみ加工中に起こる新側方押出し(ECAP: equalchannel angular pressing)，高結晶粒の生成過程並びに生成する組織に関しては，蓄積デー

圧付加ねじり(HPT: high pressure torsion)，繰返し重ね接

タの不足もあって現在不明な点が多い．また，その生成機構

合圧延(ARB: accumulative roll bonding)や多軸鍛造(MDF:

に関して幾つかのモデルが提案されているが，現在確立されmultidirectional forging)などの大ひずみ加工法(3)(5)は，加たモデルはほとんどない．

工後でも製品形状がほとんど変化しないため形状不変加工法

 温間から冷間での大ひずみ加工中に生じる新
本稿では，

とも呼ばれる(6)．本報では紙面の関係で MDF から得られる結晶粒組織の形成過程並びに変形微視組織に関する最近の研研究成果を中心に紹介する．矩形状試験片に圧縮負荷方向を 新粒生成機構の代表的モデルを紹介す
究成果を概説し，

その都度90°
変えながらある一定のパスひずみ( De)を繰り返

 大ひずみ加工後の焼なまし特性とそこで働く機
る．次に，

し施すのが MDF であり，変形応力，ひずみと微視的組織の 動的，静的再結晶における通常の不連構を検討し，最後に

三者の関係を系統的に調査することができ，かつ三者間に及続反応と連続反応下で現れる諸特性の相違に関して，理解のぼす温度や加工速度などの影響を容易に調査研究できる利点

電気通信大学名誉教授知能機械工学科(〒1828585 東京都調布市調布ヶ丘 151)
電気通信大学准教授知能機械工学科
Dynamic Recrystallization ―Continuous and Discontinuous Reaction; Taku Sakai(Emeritus Professor), Hiromi Miura(The University ofElectroCommunications, Tokyo)
Keywords: dynamic recrystallization, dynamic recovery, continuous and discontinuous reaction, severe plastic deformation, ultrafine grain,
microshear band, grain fragmentation
2009年 5 月29日受理

ま て り あ 第48巻 第10号(2009)Materia Japan

を有する(10)(13) ．最終加工軸に平行な試験片縦断面に対し銅を 195 K でひずみ 6 まで MDF すると，初期粒内にはて ， 光 学 顕 微 鏡 ( OM: optical microscope ) と 電 子 顕 微 鏡

変形帯が多数形成され，それらが交差する部分では互いに曲(TEM: transmission electron microscope)並びに結晶方位解

げられ不連続的ずれを起こすことから，これらは結晶粒内に析装置(OIM: orientation imaging microscope)を備えた走査生じるミクロせん断帯( MSB: microshear band )と考えられ型電子顕微鏡を用いた微視組織の観察並びに菊池線による結る(12)(15) ． MSB を含む転位下部組織の代表的 TEM 組織を晶方位解析が行われている．

図に示す(12) ． MSB 交差部から離れた領域(図 3 ( a ))で生

初期粒径約 60 mm の銅を 195～473 K で MDF する際に得 曲線を図に示す(10)(12) ．これらのられる一連の s e

じる延伸したセル状転位組織に対する制限視野電子線回折で

s eは単純な回折図形を示すのに対し， MSB 交差部のそれ(図曲線の包絡線には，低ひずみ域の加工硬化に続き大ひずみ域

3(b))では円形状図形へ変化している．これらの転位境界間では変形応力がほぼ一定となる定常状態に類似の変形が現れ以下で鋭い分布を示すのにの結晶方位差は，前者では約 5 °ることは興味深い．高温変形下では動的回復が活発に働いての間に広く分布し，中高方位差粒界
対し，後者では15～60°

定常状態変形は低ひずみ域(≪1)にて容易に現れるが， 0.14を有する多結晶粒に似た組織が生じている．これより，変形

Tm の低温度でも巨大ひずみ加工中には動的回復が働いて加誘起の微細粒組織は MSB 交差部から優先的に生じることが工硬化が見かけ上無くなることが示唆される．

示唆される． 195 K でひずみ 18 まで MDF すると， MSB が銅の室温での MDF 加工に伴う(サブ)結晶粒径 D†，新粒

高密度に一様に生じると共に結晶粒界間方位差の平均値が約

界間の平均方位差 uAVと粒内転位密度 r の変化をまとめて図に近づき，約 0.2 mm 径の等軸状微細粒組織が生じる(12)．
30°に示す(11)．変形と共に生じる低方位差の転位境界で囲まフェライト鋼( Fe 20  Cr )を 773 K ( 0.43 Tm )で MDF しれた長方形状のサブ結晶粒が，変形に伴い次第に等軸化しなた際の OM 組織を図に示す(13)．ひずみ1.6では直線上の鋭がら高方位差粒界を有する等軸状微細粒組織へと変化するこい変形模様が種々の方向に交差して生じ，多くの交差点近傍とがわかる．また，変形と共に急増する転位密度は定常状態

ではせん断的ずれまたは不連続変化が生じる(図 4(a ))こと

変形の開始付近でピークを示し，大ひずみ域では回復が活発から，これらは全て MSB と判断される．鍛造の繰り返しにに働いて変形と共に転位密度が逆に減少する．これより，大よるひずみ増加に伴い MSB が種々の方向に生じると共にそひずみ域で現れる定常状態類似の変形は変形微視組織があるの密度が増加し，全域で MSB で埋め尽くされるようにな定常状態に達するから現れるのではなく，変形に伴う微細粒

る．ひずみ 3.6 ではまだ方向性のある組織が存在するが(図体積率の増加並びに平均方位差の増加に基づく細粒化強化と4(b))，ひずみ8.0の大ひずみ域では組織の方向性が見られな回復による粒内転位密度の減少に基づく加工軟化との大小関係に起因して現れる見かけ上の現象と判断される(11)．

図1

銅の多軸鍛造中の変形応力蓄積ひずみ曲線に及
ぼす加工温度の影響(10)(12)．

† 低方位差のサブ結晶粒界からなる下部組織が変形に伴い高方位差を有する結晶粒界を有する組織へと変化するので，変形途中
ではサブ結晶粒組織と結晶粒組織とが常に混在する．ここでは両者を分離せずに(サブ)結晶粒組織としている．




図2

銅の 300 K における多軸鍛造中に生じるひずみ
誘起(サブ)結晶粒径( D )，その平均方位差( uAV )とその結晶粒内の転位密度( r)のひずみに伴う変化(11)．

最近の研究

い粒状の微細組織が全域で均一に生じる(図 4 (c ))．実際にであるマクロせん断帯が複数の初期結晶粒を横切るか，板厚

そこでは高方位差粒界から成る直径約 0.5 mm の等軸状微細を貫通する規模で生じる(4)．これに対し， MSB の形成は初粒組織が生じていた(13)．

期結晶粒内にほぼ限られており，粒界を貫通することは少な

通常の(マクロ)せん断帯の模式図とフェライト鋼の MSB

いようである．金属を大ひずみ域まで均質に塑性変形するにの OM 組織を比較して図に示す．変形に伴い加工硬化がは，すべりと共に MSB による変形が必然的に加わることを飽和してくると金属の種類によらず局所的すべりの集中領域

図 5(b )が示唆しているとも考えられる．大ひずみ域で生じる S 帯( Sband )(14)と呼ばれる変形帯も MSB の一種と考えられるが(15)，MSB の形成原因や MSB とマクロせん断帯との関係などに関しては今後の系統的研究が待たれる． MSBの形成が変形誘起新粒組織と密接に関係する(16) ことを，次章で詳しく検討する．
種々の転位境界を含む新微細粒間の結晶方位差分布を測定すると，低ひずみ域のそれは低角度側(u＜15°)で単一ピーク
を示し，ひずみの増加と共に高方位差粒界が占める割合が増加していき，大ひずみ域では低角度から高角度まで広範囲かつ無秩序に分布する完全焼なまし状態の結晶粒組織に対応す
る分布に接近する(10)(13) ．変形誘起(サブ)結晶粒界間の平均方位差 uAV とひずみ e との関係に関する銅(10)(12)，Al(17)，Mg(18)合金の結果をまとめて図に示す．ここでは結果が複雑になるのでフェライト鋼の結果(13) を省いている．銅，フェライト鋼，Al合金などの立方晶材料における uAV e 関係は大体類似しており，いずれも 3 段階からなる変化を示すの
 uAV が変形と共に増加し 5°付近が特徴である．すなわち， ある臨界ひずみ以降で uAV が再びで停滞するステージ， 大ひずみ域で新粒組織形成が活発に増加するステージ，起こり，uAVがある飽和値に接近するステージ，である．
図 6 より，新粒組織の形成速度が Mg 合金では極めて大図3

図4

銅を 195 K でひずみ 6 まで多軸鍛造した際に生じる代表的転位下部組織(12) ．ミクロせん断帯の交差部における電子回折写真(b)とそこから離れた領域のそれ(a)との違いに注目．

フェライト鋼( Fe 20  Cr )を 773 K で多軸鍛造した際の光学顕微鏡組織の変化(13)．(a) e＝1.6，(b ) e＝ 3.6 ，(c ) e＝ 8.0. CA は最終圧縮軸方向を示す．

ま て り あ 第48巻 第10号(2009)Materia Japan

きく，1 以下の低ひずみ加工で完了することが注目される．
Mg のような六方晶金属では高温変形中に変形帯としてキン

図5

通常のマクロせん断帯(模式図)(a)と Fe20Crの 773 K，e＝1.6で生じる結晶粒内のミクロせん
断帯( b )との比較．後者の変形組織( b )を拡大したものが図 4(a)である．




図6

大ひずみ加工中に生じる(サブ)結晶粒界間の平均方位差(uAV )の加工ひずみに伴う変化．多軸鍛造した銅(10)(12) ，側方押出し加工したアルミニ
ウム合金 AA2219(17) ，単軸圧縮加工したマグネシウム合金 AZ31(18)の結果．

図7(a) 多軸鍛造中の低ひずみ域におけるミクロせん
断帯の形成と(b)中ひずみ域におけるそれらの交差部に続きそれに沿って優先的に形成する微細粒組織を示す模式図(13)．

ク帯(kink band )が頻繁に生じ，キンク帯による結晶粒の分

ブ粒径にほぼ接近するが，それ以下になることはなかろう，

割によって新粒組織が生じると考えられる(18) ． Mg 合金とことなどが予想される．

立方晶材料間における結果の相違(図 6)は，変形帯がキンク

 微細新粒組織の形成が 3 段階
これに対して本稿では，

帯か MSB かの違いに基因する可能性が大であり，このこと

 低ひずみ域では MSB
プロセスを経ること(図 6 ， 9 )や，を次章で詳しく検討する．また，低 SFE 材料に低温度で交差点のような局所的変形域から新粒が不均質に生じるのがMDF を施すと，低ひずみ域から双晶が頻繁に生成し，双晶 低温大ひずみ変形によって一般的である(図 3， 4)こと，

による結晶粒の分割に加えて変形双晶同士の交差が起こり，サブ粒径より小さな新結晶粒径が生じるとの報告(図 8 参

例えば Cu30Zn 合金では約 20 nm 径の超微細粒組織が比 その場合の新粒組織内にはセル状転位組織が形成
照)や，

較的中ひずみ域(2～3)で生じることが報告されている(19)(20)．

されにくいという実験結果(12)などによって，サブ結晶粒起MSB やキンク帯に基づき生じる微細粒組織の最小粒径を源説は支持されにくい．

100 nm 以下にすることが一般には困難である(12)(13)(21) )．

これに対し，種々の立方晶金属の MDF 処理により生じる

これに対し，変形双晶による結晶粒内分割によって生じる粒微細粒組織の観察結果(例えば，図 3， 4)とその解析結果よ径限界を 10 nm オーダーまで減少できることは注目される．

り，図の模式図で示すような MSB の形成と交差に基づく「 MSB 起源説」が提案されている(13) ．このモデルは金属合.

連続動的再結晶モデル

金の種類や加工法の違いによらず，また広い加工温度範囲(0.14 0.8 Tm )の結果に対しても適用できそうである．変形

大ひずみ加工によって誘起される新粒組織の形成機構が幾つか提案されているが，確立されたものは現在ない．代表的モデルの一つとして「サブ結晶粒起源説」が挙げられ誘起の新結晶粒形成プロセスを図 7 の MSB モデルを用いて説明すると，


変形に伴い転位下部組織に加えて MSB が種々の方向る(3)(22)．低ひずみ域で生じるサブ結晶粒界が変形により導に導入され， MSB が 3 次元的に均質一様に生じて初期結晶

入される転位の堆積によって低方位差から次第に高方位差へ

粒内を次第に微細分割していく(図 7(a ))．しかし，これらと変化する結果，大ひずみ域で新結晶粒組織が生じるとするの微細分割領域間(例えば，図 7(a)の A と B)の結晶方位差

 低ひずみのサブ結晶粒組織モデルである．これによれば，

であり，殆ど変化しない(ステージ)．
はほぼ 0°から大ひずみ域の新粒組織の形成までは初期結晶粒内全域で



MSB が交差する領域内では多重すべりと結晶回転が連続的かつ均質一様に起こるはずであり，したがってこれは容易に起きるので(4)(23) ，そこでは高方位差粒界を有する新

 新微細粒径はサブ粒径連続した 1 段階プロセスである．

粒が優先的に生じ易い(図 7(b))．MDF の繰り返しに伴い新と密接に関係することになり，大ひずみ域で新結晶粒径はサ

粒が MSB 交差部から先ず生じ(図 3 )，続いて MSB に沿っ




最近の研究

て新粒生成が展開していく(ステージ)．


微細粒組織における粒界間方位差が変形に伴い増加す

ると共にそれに囲まれた領域は次第に等軸化する．MSB 内で局所的に働く動的回復を通して非平衡状態から平衡状態の結晶粒界への変化が促進されるため，ステージでの新粒形成の動力学が高温ほど加速される(図 6)．
低ひずみ域の変形に伴いセル状転位下部組織からサブ結晶
粒組織が生じるが，その間のステージではサブ結晶粒界間程度とほぼ一定である(4)(図 6)． MSB がの平均方位差は 5°付近から急増することによ
頻繁に生成して平均方位差が 5 °ってステージが始まる．方位差が急増する臨界ひずみは，
銅で約 1 ，フェライト鋼で約 1.4 ， Al 合金では 2 付近であり，材料によって変化する(図 6)．変形と共に MSB 密度が増加し，その交差部から MSB に沿って微細粒が生じ，それらの粒界間方位差とその体積率とが増加する．ステージではやがて平均方位差が 30°前後のある一定値に近づき，高方位差粒界で囲まれた等軸微細粒組織が生じる．ステージとの事象は，温度の影響をほとんど受けないので非熱的現象であるのに対し，微細粒組織形成が顕著に起こるステージ

図8

大ひずみ加工中の変形応力(s/G)と加工誘起の動的再結晶粒径( D)またはサブ結晶粒径(d )との関係．銅(10)(12)， 304ステンレス鋼(24)，Ni20 Cr
合 金(25) ． Ni 30  Fe で は D だ け の デ ー タを 示
す(26)．

では温度の影響を顕著に受けるので熱的現象と考えられる(図 6)．
以上の諸過程は大ひずみ変形下では材料全域で一様に生じ動的再結晶とは異なる別の機構，すなわち連続動的再結晶がることから，新粒形成はひずみ誘起によってその場で起きる 一方，サブ結晶粒組織に対す働くことが示唆される(11)．

動的連続反応，すなわちその場で連続的に起きる動的再結晶

る s /G d 関係は材料によらず実験誤差内で一致しており，(in situ または continuous dynamic recrystallization)による

その直線の傾きは約－1 である．

と結論される．新粒組織が図 7 のモデルにしたがって材料

動的再結晶機構が変化する遷移変形領域である s / G ＝ 5

全域に展開するには，MSB が種々の方向に高密度に均質に(±1)×10－3 G 付近では，2 種類の機構が働くために混粒組生じて MSB で全域を埋め尽くさねばならず，そのためには織が生まれる．低ひずみ域では凹凸化した初期粒界の張出し

MDF の繰り返しによる大ひずみ加工が必要である．このモに基づきネックレス状に再結晶粒が生じ，その後の粒成長中

デルは多くの立方晶金属の結果に適用できるが，一方，六方には必ず焼なまし双晶が生まれる．さらに変形を加えると初晶構造をとる Mg 合金に対しては若干の修正を加えねばな

期結晶粒内部に生じる変形帯に沿ってひずみ誘起により微細らない．すなわち，Mg 合金の高温変形下では MSB に代わ粒が生成し出す．それらの新粒内には焼なまし双晶が生じなってキンク帯が低ひずみ域から頻繁に生じ，それによって分いのが特徴である(25)(27) ．一方，図 8 は高応力が生じる変割される微細領域がその場でそのまま新結晶粒へ変化す

形領 域にお いて d よ り小さい D が生 じること を示す． 実

る(18)ので，キンク帯の境界によって全域を埋め尽くす必要

際，銅の 195 K の大ひずみ域で生じる変形微視組織を観察がない．したがって， MSB をキンク帯に変えれば Mg 合金

すると，ミクロせん断帯内で生じる微細粒組織の外側では，に対しては図 7( a )のモデルだけでよく，変形誘起の新粒形

低ひずみ域で明瞭に観察されるセル状組転位織(図 3)がほと成が低ひずみ加工で完了することが理解される(図 6)．

んど観察されず，セル状組織はほぼ完全に崩れており，また微細新粒内にはセル状転位境界が存在しない，などの結果に.

連続動的再結晶に及ぼす温度とひずみ速度の影響

よって裏付けられる(12)．
図(a)は Al 合金を種々の温度で側方押出し(ルート A)加低(中) SFE 材料に大ひずみ変形を施す際に得られる変形工する際の変形誘起によって生じる転位境界を含む新結晶粒

応力 s/G(G は剛性率))と(サブ)結晶粒径 D との両対数関係

界間の平均方位差 uAV をまとめて示す(28)．OIM の分析によを高温動的再結晶の結果と合わせて図に示す．銅(10)(12)，り測定される平均方位差とひずみの関係は，低ひずみ域

304 系ステンレス鋼(24) ， Ni 20  Cr(25) ， Ni 30  Fe(26) 各合(＜ 2)では 3～ 5°の棚を示すステージ，中ひずみ域(2～ 4)

金の結果が示す傾向はいずれも大体類似している．すなわち，

で uAV が急増し出すステージを経て温度によって決まるあ 結晶粒組織に対する s/G 
D 関係は，高温と低温の各変形

る飽和値にゆっくり接近するステージ，に分けられる．ス

 それらの直領域でそれぞれ異なる直線関係で整理できる．

テージとは温度の影響をほとんど受けないが，ステージ

線の傾きは高温側で約－ 0.75 ，低温領域では約－ 0.30 であはそれを顕著に受ける．このような組織形成プロセスの特る．これより，低温変形領域での新粒生成は高温での不連続徴はフェライト鋼や銅の 0.5 Tm 以下におけるそれらとも酷

ま て り あ 第48巻 第10号(2009)Materia Japan図10 アルミニウム合金 7475 の 763 K における多軸鍛
造中(De＝0.7)のひずみ2.1におけるひずみ速度急変試験結果の例(31) ．ひずみ速度急変後の変形応
力と結晶粒径の遷移変化(実線)がひずみ速度一定
試験における結果(破線)には接近しないことが注
目される．

図9

アルミニウム合金の大ひずみ加工に伴う( a )(サブ)結晶粒組織の平均方位差( uAV )変化におよぼす加工温度の影響(28) と( b ) ひずみ 12 で生じる微細粒体積率(VUFG )の加工温度に伴う変化(29)．

て MSB のような変形帯の形成自体が高温域での加工ほど困難になると考えられる(29)(30)．
Al 合金を 763 K で 2 種類のひずみ速度で MDF し，その際にひずみ 2.1で他のひずみ速度へ急変させる際の遷移変形特性を調査した結果(図)(31)から，機械的，組織的特性に顕著な不可逆的変化が起こるのがわかる．変形中にひずみ速似する(図 6)．

 変形応力と微細粒径は共に変化する
度を急変させると，

図 9(b)は 2 種類の Al 合金の側方押し出し加工によりひずが，その後大ひずみ変形を加えても一定ひずみ速度変形下でみ 12 で生じる新結晶粒組織の体積率と加工温度の関係を示

現れる値には接近しない．したがって，大ひずみ変形下で現す(29)．体積率は高温での加工とともに減少するが，微細分れる新粒形成現象は非可逆的であり，一つの温度補償ひずみ

散粒子を含まない Al3Cu の方がより顕著に減少する．こ 高温の不連続動的再結晶にお速度因子では整理できない．

れより，変形誘起の微細粒形成には加工温度の限界があり，ける同様な実験結果では，上記と同種の遷移現象は可逆的に

一般には温間以下から冷間での加工が適切であると結論でき

起こり，高ひずみ域の変形特性は拡散支配の熱的活性化過程

る．大ひずみ変形によって導入される不均質変形の原因とし

 連続動的再結晶過程ではこれで一義的に整理できる(32)．

て，隣接する結晶粒間で働く変形拘束やひずみ適合性の要請に対して，低中ひずみ域では非熱的過程が主に働き，やがてなどによる材料学的要因に加えて加工工具と材料間での変形

高ひずみ域で熱的過程へと変化することが明らかである(図拘束などのマクロ的要因が挙げられる(23)(29)．高温変形下で6, 9 )．このように対照的な二つの過程が変形中に働くこと

は粒界すべりや結晶粒内では動的回復が活発に起こるため，と図 10 が示す非可逆学的現象が現れることの間には密接な結晶粒内に生じる不均質変形に基づき生じるひずみ勾配がそ関係が存在すると考えられる(31)．

れらの働きによって高温ほど減少するようになり，したがっ




最近の研究

粒組織の焼なましでは主に回復を伴う粒成長のみ，すなわち

.

大ひずみ加工材の焼なまし特性

連続的な静的再結晶が働くと結論される．

大ひずみ加工組織は高密度転位を含む微細粒組織である．

.

ま

と

め

それを焼なます際に現れる諸特性を系統的に研究すること
は，微細粒組織の安定性評価と共に組織制御の観点からも重動的または静的に起こる連続再結晶特性を図に比較して要である．紙面の関係でその詳細な説明をここでは省略す

模式的に示す．大ひずみ加工に続く等温焼なましに伴う微視る．これに関する著者らのこれまでの研究結果の解析か組織の変化(図 3，11)を合わせて図 12(a)に模式的に示す．

ら(33)(35) ，その主要な焼なましプロセスは次のようにまと

一 方 ， 連 続 静 的 再 結 晶 を 実 験 的 に 初 め て 示 し た Ahlborn

められる．

等(36) の結果から類推される微視組織変化に加え，その前に304ステンレス鋼を 873 K で大ひずみ加工後， 973 K で等施す塑性加工に伴う組織変化の結果を合わせて図12(b)に模

時間焼なます際に起こる微細粒組織の平均方位差と結晶粒径式的に示す．両者における微視組織の特徴を表す特性値(r,の変化を合わせて図に示す(33)．大ひずみ加工誘起によっu, D )が異なる物理量(ひずみと時間)に対して大体類似の変て微細粒組織の形成が起こり(ステージ 0)，その後の焼なま化傾向を示すことから，大ひずみ加工に伴う新粒形成現象をし中にステージ 1 ， 2 ， 3 からなる過程が現れることを示

連続動的再結晶と呼んでよいと考える．

す．ステージ 0 では，連続動的再結晶により生じる微細粒

大ひずみ加工中に起こる微細粒組織の 3 段階からなる形

まで漸増す
が次第に等軸化すると共に平均方位差が約 30 °成プロセスは，材料の種類や加工温度だけでなく種々の加工る．焼なましのステージ 1 では，微細粒内に生じる内部応法によっても大体同じに現れることを紹介した．加工法につ力がほぼ消滅し，粒界は非平衡から平衡状態へと変化す

いては MDF と側方押出し以外の他の加工法から得られる結る(33) ．平均方位差と結晶粒径はその間ほとんど変化しな

果とも比較検討する必要がある．ここで注意すべきは，大部い．大ひずみ加工で生じる高方位差粒界網から成る微視組織分の大ひずみ加工法は変形を途中で中断させながら断続的には，この段階で実質的な新結晶粒組織になると見なせる．続繰り返す加工プロセスである点である．変形中断中に起こりくステージ 2 では方位差と粒径が共に短時間にある限られ得る静的焼なましの影響が変形微視組織と微細粒組織の形成た量だけ増加するが，これは主として各結晶粒内の転位密度へ及ぼす効果を考慮すべきである．この影響は高温での大ひの若干の違いに基づき起こる粒成長である(33) ．したがっ

ずみ加工では特に重要である(29)(37)．

て，ステージ 2 が終われば，転位密度の小さい完全な焼なところで，一般的な変形組織の焼なまし中に静的再結晶がまし状態の多結晶粒組織が生じる．ステージ 3 では平均方
位差はほぼ一定であり，結晶粒径は時間と共に単調に増加す
るが，これは通常の正常粒成長による．大ひずみ加工後の 3段階からなる焼なまし過程は銅(34)や Mg(35)合金でも観察されており，この焼なまし中に変形集合組織はほとんど変化しない．これらの結果より，連続動的再結晶により生じる微細図11

304ステンレス鋼の 873 K での多軸鍛造に続いて973 K の等温焼なまし中に起こる平均方位差と加工誘起(サブ)結晶粒径との変化(33)．

ま て り あ 第48巻 第10号(2009)Materia Japan図12 連続動的再結晶と連続静的再結晶を比較した模式
図．(a) 大ひずみ加工と等温焼なましに伴う転位
下部組織の変化，(b) 微細分散粒子を含む合金の加工に続く等温焼なましに伴う転位下部組織の変化． r, u, D は転位密度，平均方位差と(サブ)結晶粒径とを示す．



不連続か連続的に起こっても，転位密度の少ない焼なまし多結晶粒組織が最終的に生まれることは同じである．一方，動的再結晶が不連続か連続的に起これば，前者では結晶粒ごとに大きく変化する高密度転位組織が生じるのに対し(38) ，後者の微細粒組織内にはほぼ同じような転位下部組織が生じており，両変形組織の特徴が明らかに異なる(11)(13) ．したがって，両組織に対する焼なまし特性並びにその結果生じる結晶粒組織には顕著な違いが生じる．これらについては関連する論文(33)(35)や解説論文(39)(40)を参照していただきたい．
最後に，本報に関連する一連の研究に対して複数の文部科
学省科学研究費補助金並びに軽金属奨学会，銅および銅合金技術研究会より複数の研究助成金の支援を受けた．ここに深
謝する．

文

献

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6.
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酒井 拓
1967年 3 月 横浜国立大学大学院工学研究科修士課程修了
1986年10月 電気通信大学機械工学科教授
2008年 4 月 同大学 名誉教授
2008年 4 月 同大学 理事(研究戦略)
現在に至る
専門分野材料加工学，高速加工，高温加工の金属学，加工熱処理による組織制御，動的再結晶，大ひずみ加工金属学，などの研究に従事．

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酒井

拓

三浦博己

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