.

は じめにこの度は，日本金属学会賞を受賞することになり，この上なく光栄に思うとともに有り難く感謝しております．これも，長年にわたりご指導いただきました諸先輩，そして共同研究者である同僚や研究室の卒業生の皆さん達のおかげであり，お世話になりました多くの方に心からお礼申し上げます．
私は大学卒業以来一貫して鉄鋼材料に携わり，鋼の熱処理の基礎となる組織制御とそれに伴う様々な特性の発現・向上が主な研究テーマでした．相変態，析出，再結晶が組織制御のための重要な手段であり，これらについて主として組織学

図1

薄板状 M の透過電顕組織(Fe30Ni0.42C)．

的，結晶学的観点から研究をおこなってきました．いずれの現象も研究対象として大変面白いものでしたが，私がもっとも長く取り組んできたのはマルテンサイト(以下 M)です．

は平滑で， M 晶には変態双晶が貫通しています．当時は鉄強くて硬い M は，構造材料としての鋼の高強度化になく合金の M には形態がラス( lath )状とレンズ( lenticular )状のてはならない重要な変態組織です．一方，機能材料として2 種類の M があることが知られており， Fe Ni ( C )合金では，外形変化を伴うという M 変態の特性を利用した形状記は Ms 点が室温以上の場合にはラス M が生成し， Ms 点が憶合金がありますが，これは Ti Ni 合金を中心とした非鉄室温以下の場合にはレンズ M が生成すると考えられていま合金が中心で，当初，鉄鋼材料はこの分野とは無縁のものとした(2)～(4) ．レンズ M には後述するように中央部にミドリ思われていました．しかし，今では，形状記憶効果を示すいブ(midrib)とよばれる直線的な芯が存在し変態双晶が部分的くつかの鉄合金が見出されています．に存在するのが特徴ですが，図 1 の M は完全双晶でミドリ

ここでは，鉄合金 M の形態と内部微視組織に関する約40ブがありません．この M の正体について当時いろいろ議論年間の研究を振り返りながら，鋼の M に対する理解の進展されましたが，不明のままでした．それにもかかわらず，図と，構造材料および機能材料の両面からみた鋼の M の工業

1 の写真は， M 変態の現象論的理論(5)(6) から予想される内的重要性について，述べてみたいと思います．

部組織を示す典型的な例として，解説や教科書にしばしば引用されていました．

.

鉄合金の M の形態と内部微視組織

私の学位論文の研究テーマはマルテンサイト変態誘起塑性(TRIP )で，その研究のために Ms 点が異なる種々の組成の図(1)は恩師の田村今男先生が45年前に撮られた Fe30

Fe Ni C 合金を数多く作成しました．そのとき，いくつかNi0.42C 合金の M の透過電顕組織です．この合金の Msの合金で図 1 に示すような M が生成していることに気付点( M 変態開始温度)は室温以下にあります．母相との界面き，鉄合金の M の形態に関心を持ち詳細な研究に着手しま2009年 3 月28日，東京工業大学大岡山キャンパスにおける第144回本会春期大会において講演新日本製鐵株式会社顧問(〒2938511 千葉県富津市新富201)
Martensite in Steels for Structural and Functional Materials; Tadashi Maki(Nippon Steel Corporation, Futtsu)
Keywords: martensite, steel, transformation, morphology and substructure, thin plate martensite, lenticular martensite, lath martensite, midrib,
shape memory effect, TRIP(transformationinduced plasticity)
2008年12月18日受理



学会賞

した．その結果，図 1 の M はレンズ M と生成温度域が異な両者の中間の温度域で生成するレンズ M は，内部組織や結る全く別なものであることを明らかにし(7)～(9)，立体的形状

晶学的特徴は後述するようにラス M と薄板状 M の両方の特をもとに薄板状(thin plate) M と名付けました．今ではこの徴を持っています．

呼び名は定着し，世界で用いられています．

こ れ ら の う ち ， ラ ス M は 大 半 の 熱 処 理 用 鋼 ( Fe ( 0 ～( bcc または bct 構造) M には，ラ
現在では，鉄合金の a ′0.8 ) C, Fe ( 0 ～ 28) Ni 合金など)に現れるもので，実用ス，バタフライ，レンズ，薄板状という 4 つの形態の M が上最も重要な M です．一方，薄板状 M は生成する合金は限存在し，それぞれが異なる生成温度域を有することが知られられていますが，他の形態の M には見られない変態挙動をています．図(10)は，示し，形状記憶効果を示す M として重要です．

FeNiC 合金での M の生成温度と形態の関係について調べた一連の研究(11)～(13) をまとめたものです．最も高温で生成するのがラス M で，低温になるにつ.

薄板状 M の特徴と形状記憶合金への発展れて，バタフライ，レンズ，薄板状へと形態が変化します．
図はラス，レンズ，薄板状 M の光顕組織とそれぞれの内

我々は薄板状 M がラス M やレンズ M とは異なる独立し部組織および結晶学的特徴をまとめたものです．高温で生成た M であることを明らかにしましたが，古い論文を見直すするラス M は，内部組織は高密度の転位からなり，結晶方といくつかの合金で薄板状 M と判断される組織写真が載っ

位関係は KS 関係，晶癖面は{111}A～{557}A であり，最もている論文が見つかります．例えば， M 変態の二重シアー

低温で生成する薄板状 M は内部組織が図 1 のように完全双機構確立のもととなり，精密な結晶学的研究がなされた有名

晶，結晶方位関係は GT 関係，晶癖面は{3 10 15}A です．

な Greninger と Troiano の研究(14)に用いられた Fe22Ni
0.8C 合金の M は今から見れば薄板状 M で，この M の結晶方位関係，晶癖面，変態シアーの量と方向，などは現象論的理論から予想されるものと良く一致します(14)～(16) ．現象論的理論がよく合うのは，鉄系 M の中ではこの薄板状 M だ
けです．薄板状 M が生成する合金として，FeNiC 以外に
FeNiCoTi(17)(18), FePt(19)(20)などが報告されています．

薄板状 M は界面が平滑で，その内部は薄い( 112 )M 双晶(約 10 ～ 20 nm 厚)が貫通した完全双晶 M です．この M に特徴的なことは，図 1 からも分かるように， M 晶の周囲の母相オーステナイト(以下 A )にほとんど転位が存在していないことです．つまり，変態歪が母相では弾性変形によって緩和されています．ラス M やレンズ M では変態歪により周囲の A は塑性変形をうけ(21)，多くの転位が存在します．母相での変態歪の緩和の様相が，薄板状 M と他の形態の M で大きく異なるのです．
薄板状 M は，図に示すように冷却時に温度低下ととも
図2

FeNiC 合金において生成する M の形態と生成温度および炭素量の関係．に界面が移動して厚さを増し，加熱すると界面の移動によって収縮し母相にもどります．このような，冷却・加熱により

図3

ま て り あ 第48巻 第 5 号(2009)Materia Japan

鉄合金の a ′( bcc または bct ) Mの形態と結晶学的特徴．



図4

薄板状 M の冷却時の成長挙動(光学顕微鏡による同一視野表面起伏観察)(Fe31Ni10Co3Ti, 873 K,3.6 ks オースエージ材(Ms＝193 K))．

界面が可逆的に移動して成長・収縮が起こるのは薄板状 M開発が進みました(27)(28) ． eM も形状は薄板状で，界面の移のみで，他の形態の M には見られない特徴です．母相との動により成長収縮します．この合金の場合も，応力誘起 M界面が移動度(mobility)を保持している理由は，正変態・逆変態により生じた e 相を逆変態させた時に形状記憶効果が発変態時に界面の整合性が維持されているためで，それには母現します．我々も，この Fe Mn Si 系合金について一連の相が塑性変形しないことが関与していると思われます．この研究を行い，形状記憶特性の向上に母相の強化が重要である

界面の移動により M が成長・収縮するという性質は，非鉄こと，などを明らかにしました(29)(30)．の形状記憶合金での熱弾性 M の特徴と同じで，薄板状 M を使えば鉄合金でも形状記憶合金になる可能性があることを意.

レンズ M のミドリブの起源味します．一方，ラス M やレンズ M は瞬時に最終の大きさに達し，その後は界面は移動度を失ってしまいます．そのため，通常の鋼は形状記憶効果を示さないのです．

薄板状 M は界面が平滑で内部組織も完全双晶と極めて単純です．一方，レンズ M は図に示すように母相との界面非鉄形状記憶合金の熱弾性 M は，冷却・加熱時の熱ヒスが平滑ではなく，生成温度(Ms 点)が高くなるほど凹凸を呈テリシス(Ms 点と As 点( A への逆変態開始温度)の差)が数し不規則になります(3) ．内部組織も複雑で，図 5 の模式図K～数 10 K と小さいのが特徴ですが，鉄合金の薄板状 M はに示したように，中央部の完全双晶のミドリブ(通常 0.5 ～150 K 程度とかなり大きい(レンズ M の 300 K～400 K に比1.0 mm 程度の幅)，その周囲に部分的に変態双晶が存在するべれば小さい)のが普通です．しかし，我々は Fe 33  Ni 双晶領域，さらにその外側の界面近くでは転位のみが存在す

Ni3Ti( L12 規則構造)を析
10 Co 4 Ti 合金で母相中に g ′る非双晶領域，の三つの領域から成っています．レンズ M出させることにより，熱ヒステリシスが 24 K と小さい熱弾の界面は平滑でないので，習慣的に，中央のミドリブを晶癖

性 M を 得 る の に 成 功 し ま し た(22) ． こ れ は ， Dunne と面とみなして解析されています．

Wayman(19) によって発見されたFe 25 at  Pt 合金につぐ 2番目の熱弾性 M 鉄合金です．

このミドリブは M 生成の開始したところと一般に考えられていますが，その本性は明らかではありませんでした．我

鉄合金の薄板状 M による形状記憶効果は，熱ヒステリシ々は最近，このミドリブの起源を明らかにするための研究をスの大小に関わらずおこります(22)(23)．非鉄形状記憶合金でおこないました．その実験結果のひとつを模式的に示したのは，通常， M 相を変形しその後加熱しますが，鉄合金の薄が図(31)です． Fe31Ni10 Co3 Ti 合金(Ms＝ 83 K)

板状 M で形状記憶効果をおこさせるには，準安定 A からのを 77 K に冷却するとわずかに薄板状 M が生成します．引

加工誘起 M 変態によって変形させることが必要です．このき続いて 77 K で引張変形すると，冷却によって生成した薄場合，変形が加工誘起 M 変態のみでおこること，つまり母板状 M が成長し厚さを増します．一方，77 K に冷却した試相のすべり変形がおこらないことが，完全な形状記憶効果出験片を 200 K で引張変形を施すと(この試料を 77 K に冷却現のための必要条件です．そのためには， A の強度が出来せずに直接 200 K で引張変形すると，レンズ M が生成しまるだけ高いことが重要になります．今までに，薄板状 M をす)， 77 K での冷却によって生成していた薄板状 M を核と利用した形状記憶合金として Fe Pt, Fe Ni CoTi, Fe Ni 

してレンズ M が生成し，中央のミドリブは最初の薄板状 M

Nb, Fe Ni Si 合金などが開発されています(24)(25) が，いずが取り残されたものであることを確認しました(31)．

れも母相 A の強度が大きいという共通点があります．

つまり，レンズ M の場合でも変態初期にはまず薄板状 M

本稿では紙面数の関係で，鉄合金の bcc または bct 構造のが生成し(これがミドリブになる)，その後瞬時に側面への成a′M に絞って述べていますが，実は鉄系形状記憶合金に関長がおこるが，変態時の発熱による局所的な温度上昇によっしては，hcp 構造の eM を利用した FeMnSi という安価なて M 内の格子不変変形の様式が双晶からすべりへと変化す素晴らしい合金が開発されています．この合金の形状記憶効るため変態双晶の生成頻度が減少し，徐々に双晶を含まない

果は，佐藤ら(26) による Fe 30  Mn 1  Si 合金の単結晶をM へと変化すると考えられます．

用いた研究によって世界で初めて見出されたもので，その後，多結晶材料そして耐食性を改善した FeCrMnSi へと

学会賞

. ラス M の転位組織の起源は図に示すように両者で全く異なります．ラス M ではセ

図 5 の模式図に示したように，レンズ M の外周部にはラ布しています．なぜ両者の転位組織がこのように違うのかは

ル状の転位ですが，レンズ M では直線的な転位が均一に分ス M と同様に高密度の転位が存在しますが，その転位組織不明でした．そこで我々は最近，Ms 点の異なる種々の Fe
Ni 合金を用いてレンズ M の内部微視組織を詳細に観察しました(32)(33) ．得られた観察結果をもとに，レンズ M の成長に伴う内部組織変化を模式的にまとめたのが図(33) です．
レンズ M の非双晶領域を詳細に観察した結果， 2 種類の転位組織があることが分かりました．レンズ内部の双晶領域に近いところでは図 7( b)のような直線的ならせん転位が存在
図5

レンズ M の光学顕微鏡組織とその内部組織の模式図( Fe 31  Ni 0.28  C, Ms ＝ 193 K, 5 ナイ
タール腐食)．

していますが，界面近傍の M 部ではレンズ M にもかかわらず図 7(a)のラス M と同様に高密度のセル状の転位が存在します．ここで強調すべきことは，周囲の母相 A にも高密度の絡み合った転位が存在していることです．この母相中の転位は，変態歪を緩和するために塑性変形がおこり導入されたものです．母相中のセル状転位はそのままの形で M に受け継がれることは，以前から分かっています(34)．このような観察結果から，図 7(a)に示したラス M の転位組織は，M の格子不変変形であるすべりによって生じる比較的均一に分布するらせん転位と母相から受け継がれたセル状の転位から成っていると，結論できます．

図6

レンズ M のミドリブが薄板状 M そのものである
ことを示す実験結果の模式図( Fe 31  Ni 10 Co 3  Ni ( Ms ＝ 83 K )を 77 K に冷却後， 200 Kと 77 K で引張変形したときの加工誘起マルテンサイトの形態を観察)．

図7( a )ラス M ( Fe 1.5  Mn 0.0026  C )および( b )レンズ M (Fe33 Ni)の転位組織の比較(透過電顕組織)．

図8

ま て り あ 第48巻 第 5 号(2009)Materia JapanFe Ni 合 金 の レ ン ズ M の生成・成長時の内部組織変化を示す模式図．



図9

溶体化処理材の時効と焼入れ材( M 組織)の焼もどしの析出の比較．

図 10Fe 29  Ni 0.26 合金( Ms ＝ 213 K )の引張特性と試験温度の関係．

図 8 に示したように，レンズ M は最初にミドリブ(完全双晶の薄板状 M)が生成し，その後成長していくときに，格子不変変形が双晶変形からすべり変形に変化して，図 5 のような 3 つの領域が形成されます．このような内部組織の変化に対応して，ひとつのレンズ M でも，ミドリブから界面に移るにつれて結晶方位関係が GT 関係から KS 関係に徐々に変化していくことを見出しました(32) ．また， Ms 点が高いレンズ M の界面はラス M の晶癖面と同じ{ 111 }A ～{ 225 }A のファセットを持つようになります．このような結晶学的特徴の変化と内部組織の変化とあわせて考えますと，一つのレンズ M は，変態初期(ミドリブ)は薄板状 M の特徴を示し，変態の後期(界面近傍)ではラス M の性質を持つよ

図11鋼の M の工業的有用性．

うになる，と結論できます．
変態生成物なのですが，加工誘起変態をうまく利用すると材

. 鋼の M による強靭化と工業的重要性料の延性や靭性が向上します．これを TRIP ( TransformationInduced Plasticity変態誘起塑性)現象といいます．準鉄鋼材料は他の金属材料には見られない非常に広範囲の強安定 A に引張変形をほどこすと変形中に M 変態が起こりま度レベルをカバーできますが，それは硬くて強い M がある

すが，生成した M が硬いので加工硬化が大きくなり，そのからです．鋼の M が強くて硬い主な理由は，焼入れ状態で結果くびれの進展が抑制されて大きな均一伸びが得られます．

は炭素による固溶強化，焼もどし M では析出強化です．析

TRIP に よる 伸び の増 大 の例 を図(11) に示 しま す ．さ ら

出強化という観点から眺めてみると，鋼の M は素晴らしいに，変形中に M が生成すると靭性も向上します．これは，組織であることを再認識します．図(35) に示したように，クラック先端の応力集中部に適当なバリアントの M が生成

通常の溶体化処理後に時効する場合には溶体化時の固溶合金することにより変態時の外形変化によって応力集中が緩和さ量に制限があるため，析出物の量はそれほど多く出来ませれるからです．このように，TRIP 現象を伴う材料は，材料ん．この場合，時効前に加工を施して転位を導入し，析出物にかかる応力を感知して準安定 A が M 変態を起こし，変形をできるだけ細かく均一に分散させることによって，より高中に発生する破断や割れの原因を自ら取り除いているわけ強度化が図られます．ところが， M 変態の場合は，母相 Aで，まさしく知能材料の典型的な例と言えるでしょう．

が合金元素を多量に固溶するため著しい過飽和固溶体を得る

図に，鋼の M の有用性をまとめます．その有用性は，ことができます．しかも， M には高密度の格子欠陥(転位)強くて硬いという性質に由来するものと，外形変化を伴うとが存在しているので，焼入れたままで加工熱処理を施した状いう特性に由来するものの 2 つがあります．強くて硬い性態になっているとみなせます．つまり， M は，多量の析出質は，強靭鋼の基地組織として重要ですが，応力によって生物を均一微細に分散させるための好ましい条件を自然に備え成する(加工誘起 M 変態)という特性や形状変化を伴うといており，析出強化を最大限に利用できる，優れた組織なのでう特徴をうまく利用することにより，TRIP 現象や形状記憶す．

効果という面白い機能を発現させる事が出来るのです．なお，

このように，鋼の M は超高強度化には欠かせない重要な

TRIP と形状記憶はともに準安定 A の加工誘起 M 変態を利学会賞

用しますが，前者は母相が塑性変形した後に M 変態が起こることが，後者は母相が塑性変形する前に(弾性変形状態で)M 変態が起こることが必要です．

.

お わりに私が大学で研究をはじめた約 45年ほど前は，鋼の M の研究は盛んに行われていましたが，その形態や内部組織の多様さや複雑さのために，理解は十分ではなく，不明な点が多くありました．しかし，ここで述べましたように，最近はその本性が少しずつですが明らかになりつつあるように思います．
1960 年代は鉄鋼材料研究の黄金期で，大学にも企業にも鋼の M の研究者は大勢おりました．しかし，1970年頃から，大学の研究者の多くは非鉄の形状記憶合金の方へ，企業の研究者は制御圧延技術の開発実用化のためにフェライトなどの拡散変態へと研究の対象が移り，鋼の M の研究者は世界的に激減しました．しかし近年，鋼の高強度化の要請が益々強くなり， M の重要性が再認識され， M への関心が再び高まっています．鋼の M 変態機構の解明や実用的利用のためにも，まだまだ明らかにせねばならない問題が多く残っています．鋼の M の研究が再び活発になることを期待しています．

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★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1969年 9 月
1969年10月
1976年11月
1988年 1 月
1994年 4 月

牧正志

京都大学大学院工学研究科博士課程中退
京都大学工学部助手
同助教授
京都大学工学部教授
京都大学大学院工学研究科教授(工学部改組）
2007年 3 月 同定年退職
2007年 4 月 京都大学名誉教授
2007年 4 月 新日本製鐵株式会社顧問 現在に至る
専門分野鉄鋼材料学，材料組織学★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

