パーライト組織の結晶学的特徴と弾性歪
中.

は じめ

田伸生に

鉄鋼 材料で は， 高温で 安定 に存在 するオ ース テナ イト(fcc)を冷却することでフェライト(bcc)を主構成相とする複数の変態生成物が得られ，これらは第 2 相となるセメンタイトの分散状態や変態様式の違いによって，フェライト，パーライト，ベイナイト，マルテンサイト組織と分類される．
そして，合金設計や加工熱処理によって各組織を巧みにコン

図1

パーライト組織の模式図．

トロールする組織制御技術が鉄鋼材料の多彩な特性を引き出すための根幹技術となっていることから，各組織の特徴を理解するために非常に多くの研究がこれまでになされてきた．

タイトが層状に配列したラメラー組織である．そして，そのこのうち，フェライト組織は鉄鋼の基本組織であることか内部には階層的下部組織を形成しており，フェライトの結晶ら，古くから多くの研究がなされており，ベイナイト，マル方位が同じ領域をブロック(変態途中のノジュールに対応)，

テンサイト組織についても高強度鋼の基地組織となるため近その中でラメラーの配向が同じ領域をコロニーと定義す

年盛んに研究がなされている．これに比べて，パーライト組る(3)．つまり，フェライト組織の各粒内にセメンタイト板が織そのものに関する研究は相対的に少なく，よくわかっていいくつかの配向を持ちながら分散した組織がパーライトであない点が多い．パーライト組織は，『天然の微細複層組織』るといえる．しかしながら，実際のパーライト組織はそれほと呼ぶべき不思議な組織形態を持つだけでなく，強伸線加工ど単純でないことが最近わかってきた．図は，電子線後方を施すことで量産鋼種の中で最も高い強度特性を示すなど学散乱 方( EBSD )法 により 作図し た( a )フェ ライ ト組織 ( IF

術的にも工業的にも大変興味深い組織である．そのため，走鋼)，(b)パーライト組織(共析鋼)，(c)ラスマルテンサイト

査型電子顕微鏡( SEM )に電子線後方散乱回折( EBSD )検出組織(極低炭素鋼)のフェライトに関する結晶方位マップであ器を備えた結晶方位回折装置など新たな組織解析技術を利用

り，図中の黒線と赤線はそれぞれ大角粒界(15°～)と小角粒して，今一度，パーライト組織を調査しようとする気運が高界( 5 ～ 15 °)を表している．いずれもフェライトを主構成相まりつつある(1)(2)．本稿では， SEM/EBSD測定を中心に著とする組織であるが，変態様式の違いによってその組織の特者が行ってきた研究成果を通して，新たにわかってきたパー徴は大きく異なっており，( a )フェライト組織と( b )パーラライト組織の魅力を紹介する．

イト組織が同様であるとは到底思えない．(a)フェライト組織は，滑らかな大角粒界に囲まれた等軸結晶粒で構成されて.

パーライト組織に対する疑問おり，各粒内の結晶方位は一様であることがわかる．これは，拡散変態によって形成した変態生成物の一般的な特徴で

図はパーライト組織の模式図を示す．パーライトはオーあり，変態界面での原子の再配列によって均質な結晶が形成

ステナイトから生じる共析反応によってフェライトとセメンしたことを物語っている．対照的に，(c)ラスマルテンサイ

九州大学助教大学院工学研究院(〒8190395 福岡市西区元岡744番地)
Crystallographic Characteristics and Elastic Strain in Pearlite Structure; Nobuo Nakata(Graduate School of Engineering, Kyushu University, Fukuoka)
Keywords: steel, pearlite, phase transformation, elastic strain, scaning electron microscopy/backscattering diffraction (SEM/EBSD)
2010年 1 月 6 日受理

新 進 気 鋭図2(a)フェライト組織，(b)パーライト組織，(c)ラスマルテンサイト組織の bcc 相に関する結晶方位マップ．

図3

パーライト組織におけるフェライトとセメンタ
イト．( a ) SEM イメージ，( b )相マップ，( c )フェライトの結晶方位マップ，(d)セメンタイトの結晶方位マップ，(e)ブロック・コロニー境界マップ

図5

図6

パーライトの TEM 組織．

亜共析パーライトにおける弾性歪分布．
(a) SEM イメージ，(b)フェライト結晶方位マッ
プ，(c)相マップ，(d) E31 の弾性歪マップ

ト組織は，直線的な大角粒界を呈しており，その内部には小角粒界に対応した不連続な方位変化が多数観察される．これは，ラスマルテンサイト組織が旧オーステナイト粒界を引き継ぎながら，パケット，ブロック，サブブロックという幾何学的な微細下部組織を形成したためであり(4)，ラスマルテンサイト組織が剪断型無拡散変態によって生成したことを明示している．これに対して，(b)パーライト組織では，湾曲し
図4

パーライト組織におけるフェライトとセメンタイトの結晶方位回転．(a)結晶方位マップおよび方位変化を示す，(b)プロファイル，(c)極点図

た大角粒界に囲まれた複数のブロックが観察されることから，フェライト組織と同様に拡散変態によってパーライト組織が形成したと理解できる．しかしながら，そのブロック内部の結晶方位は連続的に目まぐるしく変化しており，場合によってはラスマルテンサイト組織の様に小角粒界も多数導入

ま て り あ 第50巻 第 3 号(2011)Materia JapanrGN＝(dq/dx)/bしていることが確認できる．このことは，『フェライトの結晶方位が一定の領域をブロック』とする既存の組織定義に明ここで， b をフェライトのバーガース・ベクトル(＝ 0.248らかな誤りがあったことを指摘するものであり，パーライトnm)とすると，フェライト中の GN 転位密度は4.4×1013/m2

組織に対する認識がいかに不足しているかを示す結果といえと見積もられ，相当量の転位がパーライト組織に分散していよう．このような背景から，パーライト組織に対する疑問とることが予想される．しかしながら，図に示す TEM 観察興味が一段と強くなり，以降の研究を行うに至った．

結果のように実際のパーライト組織中にはほとんど転位を観察することは出来ず，大きな矛盾が生じてしまう．その一方.

パーライト組織の結晶学的特徴(5)で，パーライト組織中には矢印で示すように弾性歪に起因すると考えられる回折コントラストが明瞭に存在しており，そ図は全面パーライト組織となる工業用過共析鋼( Fe 

れらはラメラーの配向に従って分布しているように見える．

0.9C0.9Mn)の(a) SEM 組織ならびに同視野の(b)相マ

つまり，パーライト組織に特有な結晶方位回転は塑性歪(転ップ，( c )フェライト，( d )セメンタイトの結晶方位マッ位)ではなく，弾性歪によってもたらされていると理解でき

プ，さらに，これらの結果をもとにトレースした(e)ブロッる．

ク，コロニー境界を示す．パーライト組織中のセメンタイトは非常に微細なうえ，結晶の対称性が悪いことから，EBSD

.

パーライト組織に内在する弾性歪(10)図形からその結晶方位を同定することは大変困難であるが，本観察領域においては比較的広範囲でフェライトとセメンタ上述したようにパーライト組織を理解する上で弾性歪は重イトの結晶方位を同時に認識できている．(e)で指示するブ要な因子であり，その分布状態や量を把握する必要がある．

ロック A に注目すると，ブロック A 内部にはセメンタイト

近年， Wilkinson 等(11) によって EBSD 図形の微小変化を画配向の変わり目であるコロニー境界がいくつか観察されるに像処理によって検出し，局所領域での弾塑性歪を測定する手もかかわらず，セメンタイトはほぼ同一の方位を有している法( EBSD / Wilkinson 法)が開発され，組織解析の新たなツことがわかる．これは，ブロック(パーライトノジュール)内ールとして注目されている(12) ．そこで， EBSD / Wilkinsonのフェライトとセメンタイトはともに単一結晶方位であると法を利用してパーライト組織に内在する弾性歪の測定を試み報告した M. Hillert(6) の結果と同様のものであり，セメンた．図は初析フェライトを含んだパーライト組織となる工タイトの新たな核生成ではなく，枝分かれによってコロニー業用亜共析鋼( S55C )の( a ) SEM 組織，( b )フェライト方位の形成を説明するブランチング機構を強く支持する結果であマップ，( c )粒界を加えた相マップ，そして，( d ) EBSD /る．ただし，後述するように一つのコロニー内でさえもフェWilkinson 法により測定した E31(紙面に対して上下方向のせライトとセメンタイトの結晶方位は完全に一定ではなく，さん断)に関する弾性歪マップを示す．各図の中心部には旧オらに，矢印で示すようなコロニー境界においては数°の方位ーステナイト粒界から析出したと思われるいくつかの初析フ差を持った不連続な方位変化が観察された．このような結果

ェライト粒があり，その両側にパーライト組織が形成していは多くのコロニー境界で確認されたことから，セメンタイトる．弾性歪マップ(d)に注目すると，初析フェライト粒内はのブランチングには小角粒界の導入を伴うと思われる．

ほぼ無歪状態であるのに対して，パーライト組織では弾性歪次に，コロニー内でのパーライト組織の特徴を図にて説が明瞭に存在している．そして，この弾性歪量はコロニー境明する．結晶方位マップ( a )に示す白・赤色の直線に沿っ界を挟んで不連続に変化しており，コロニーを組織単位として，フェライト・セメンタイト両相の方位変化を距離に対すながら弾性歪が異方的に分布していることが示唆される．さるプロファイル(b)と極点図(c)で示す．結晶方位マップ(a)らに詳細な解析の結果，一つのコロニー内であっても弾性歪では単一結晶方位であるように見えるそれぞれの相も，プロ量は徐々に変化しており，上述した結晶方位回転と弾性歪がファイル(b)では連続して結晶方位が変化しており，その勾対応する様子が確認された．これらの結果から，パーライト

配はともに0.63°/mm 程度であることがわかる．そして，極組織と弾性歪には以下の様な関係があるものと推察される．

点図( c )より，フェライトとセメンタイトは， Pitch Petch

パーライト変態で形成するフェライトとセメンタイトの間に関係((001)u//(52̃1̃)a, [100]u 2.6°from [131̃]a, [010]u 2.6°は格子ミスフィットが発生し，これを緩和するためにフェラfrom [113]a(7)(8))に近い方位関係を有したまま，同じ方向へイト/セメンタイト界面にミスフィット転位や構造レッジが結晶回転している様子も認められる．これらの結果は，フェ導 入 さ れ て い る こ と を G. J. Shiflet ら は 報 告 し て い

ライトとセメンタイトがコロニー内部で特定の結晶方位関係る(13)(14)．ここで，これらの緩和機構によって格子ミスフィを満足しながら同調して結晶回転していることを意味していットが十分に緩和されない場合，微細なラメラー構造によっる．では，パーライト中の結晶回転はどのようにして生み出て互いに変形を拘束されたフェライトとセメンタイト両相でされているのであろうか

仮に，図 4( b )で実測された方は特定方位への結晶格子の湾曲，すなわち結晶回転が起きる/ mm ) が GN ( Geometrically
位 変 化 の 勾 配 dq / dx ( 0.63 °であろう．その結果として生じる非等方弾性歪はラメラーのNecessary )転位によってもたらされるとすると，その転位成長とともに増大・蓄積されるため，これを軽減するために

密度 rGN は以下の式で算出することが出来る(9)．

ラメラーは配向を変えると考えられる．言い換えれば，セメ

新 進 気 鋭ンタイトのブランチングはパーライト変態で発生する特異なならびに物質材料研究機構の足立吉隆博士(九州大学連係准

変態弾性歪を等方化するための自己緩和機構であり，弾性歪教授兼任)，小島真由美博士(現東京大学特任研究員)のご尽の発生によってパーライト組織は必然的にコロニーを含む階力により得られたものである．紙面を借りて深く御礼申し上層的組織を形成したと考えられる．さらに，パーライト鋼のげる．

降伏強度や加工硬化率がラメラー間隔だけでなく，弾性歪量文にも依存する傾向が確認されており(15)，弾性歪はパーライ

献

ト鋼の組織形成のみならず，その後の特性にも影響を及ぼす重要な組織因子であることが明らかとなりつつある．このように，古くから研究され続けてきたパーライトではあるが，従来の金属組織学では説明されなかった側面を秘めており，今後の更なる研究によってその学術的・工業的価値はより高まると期待される．

.

お わりに

本稿では，鉄鋼材料におけるパーライト組織の魅力について著者が行ってきた研究成果を中心に紹介した．現代社会を支える構造用金属材料の中心は紛れもなく鉄鋼であり，そのように信じた数多くの先人達がいたからこそ，鉄鋼材料学は非常に高い学問分野へと昇華したのであろう．その一方で，現在では鉄鋼を成熟した学問・産業と位置づけられることが多く，私たちのような若手研究者にとって研究の余地が残っていないと思われがちである．しかしながら，これまでの偉大な研究者によって積み上げられてきた知識と経験を基に，これからの鉄鋼研究に携わるとき，不肖の身ではあるが，今だからわかること，自分にしか出来ない研究が必ずあると信じるものである．そして，このような思い込みが，鉄鋼材料( 1 ) S. Zaefferer, S. I. Wright and D. Raabe: Metall. and Mater.
Trans. A, 39A(2008), 374.
( 2 ) Y. Adachi, S. Morooka, K. Nakajima and Y. Sugimoto: ActaMat., 56(2008), 5995.
( 3 ) T. Takahashi, M. Nagumo and Y. Asano: Trans. Jpn. Inst.
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( 4 ) 森戸茂一ふぇらむ，14(2009), 90.
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( 8 ) N. J. Petch: Acta Cryst., 6(1953), 96.
( 9 ) M. F. Ashby: Philos. Mag., 21(1970), 399.
(10) Norimitsu Koga, Nobuo Nakada, Toshihiro Tsuchiyama, Setsuo Takaki, Mayumi Ojima and Yoshitaka Adachi: CAMPISIJ, 23(2010), 1162.
(11) A. J. Wilkinson, G. B. Meaden and D. J. Dingley:
Ultramicroscopy, 106(2006), 307.
(12) 鈴木清一，足立吉隆まてりあ，47(2008), 72.
(13) D. S. Zhou and G. J. Shiflet: Metall. Trans. A, 22A(1991),
1349.
(14) D. S. Zhou and G. J. Shiflet: Metall. Trans. A, 23A(1992),
1259.
(15) Nobuo Nakada, Norimitsu Koga, Toshihiro Tsuchiyama andSetsuo Takaki: Proceedings of the 2nd International Symposium on Steel Science, (2009), 163.の更なる可能性を切り開き，日本が材料科学の分野において★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
2004年 3 月 九州大学大学院工学研究府修士課程修了
2004年 4 月 現職
専門分野鉄鋼材料，相変態・析出，合金設計・組織制御◎鉄鋼材料の高機能化を実現する組織制御指針を得る
ため，様々な鋼で生じる相変態・析出に関する基礎研究に従事．

世界を牽引し続けるための原動力としてわずかでも貢献できることを念願する．
本稿の内容は，九州大学にて高木節雄教授のご指導の下，土山聡宏准教授に貴重なご助言を頂きながら遂行した研究成果である．一貫して鉄鋼材料の魅力と教育者としての姿勢を教示いただいた両先生に心からの謝意を表したい．また，こ★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
中田伸生

こで紹介した成果の一部は，九州大学大学院生の古賀紀光君

ま て り あ 第50巻 第 3 号(2011)Materia Japan