ナノ析出を利用した鉄鋼材料の高強度化と高延性化
紙 川 尚 也宮 本 吾 郎
古原
1)
2)

.

は じ

め

に

.

忠
3)

鉄鋼材料におけるナノ析出の利用

金属材料の高強度化と高延性化の両立は，構造用金属材料

金属組織中に分散した析出粒子により達成される析出強化の材料開発において常に求められる命題の一つである．金属量は，析出物内部の摩擦応力，整合ひずみ場，剛性率効果，

材料の塑性変形は，原子の拡散が顕著に生じる高温域での変粒子切断によって形成される界面エネルギー，規則構造を持形でない限り，主として転位のすべり運動により支配されるつ粒子による規則硬化，積層欠陥エネルギーなどの種々の因ため，転位運動の障害物を微細組織中に導入することにより子の影響を受ける(1)(2)．例えば，析出物内部の摩擦応力によ金属材料の力学特性を変化させることができる．転位運動のる変形抵抗を考えた場合，運動転位が析出粒子を通過するた障害となる格子欠陥としては，すべり面上に存在する林立転めに必要な臨界分解せん断応力は，析出粒子の体積率の 1/2

位，固溶原子，析出物，分散粒子，結晶粒界，異相界面など乗に比例して増加し，また，析出粒子の体積率を一定としたがある．実用金属材料では，これらの格子欠陥の存在状態を場合，析出物の半径の関数として図に示すような特徴的な

精密に制御することにより，材料の力学特性の制御が図られ傾向を示す(2)(3)．析出物の半径が小さい場合，運動転位は析ている．特に，鉄鋼材料は他の金属種とは異なり，フェライ

出粒子を切断しながら通過することができる(図(a))．こト変態，パーライト変態，ベイナイト変態，マルテンサイトのとき，析出物の半 径の 1 / 2 乗に比例して強度は増加す

変態という種々の相変態現象を加工熱処理により発現させる

る．析出物の半径が大きくなると，臨界分解せん断応力が最ことができるという特長を有している．実用鉄鋼材料では，大値を示した後に，析出物の半径に反比例して低下していく

この利点を最大限に活かして，合金設計と塑性加工，相変
態・析出，回復・再結晶を組み合わせることによって，多種多様な材料組織の精緻な制御が行われている．
その中でも，鉄鋼材料の組織中に直径数ナノメートルの微細な合金炭化物を析出させて材料特性を改善する手法，いわゆる，ナノ析出の利用が近年特に注目を浴びている．著者らの研究グループでは，ナノ析出による鉄鋼材料の高強度化および高延性化とその機構解明を目的として現在研究を行っている．本稿では，鉄鋼材料におけるナノ析出の利用の利点について簡単に説明した後に，ナノ析出組織を有する鋼の力学特性に関する研究成果を紹介していく．
図1

析出強化量と析出粒子半径との関係を示す模式図．

東北大学金属材料研究所 1)助教 2)准教授 3)教授(〒9808577 仙台市青葉区片平 21
1)
Improvement of Strength and Ductility of Steels Using Nanoprecipitation; Naoya Kamikawa, Goro Miyamoto and Tadashi Furuhara(Institute for Materials Research, Tohoku University, Sendai)
Keywords: nanoprecipitation, alloy carbide, interphase precipitation, strength, ductility, work hardening
2014年 9 月 4 日受理[doi:10.2320/materia.54.3]

ま て り あ 第54巻 第 1 号(2015)
Materia Japan



図3
図2

V 添加鋼に形成された VC 炭化物の相界面析出組織．

析出粒子と運動転位との荘度作用を表す模式
図．(a) 切断機構，(b) バイパス機構．
析出組織をフェライト母相中に分散させることができるため，マルテンサイトの焼戻しのような調質熱処理を必要とし領域を示す(図 1)．この領域では，析出物の抵抗力が大きくない非調質高強度鋼の製造プロセスとして実用的にも非常になり，運動転位は析出粒子を切断することができずに粒子を重要な組織制御法である．相界面析出を利用した高強度鋼の迂回し，粒子の周りに転位ループを残しながら通過していく製造手法は，実際に一部の合金において既に実用化されてい(図 2( b ))．これは，オロワンのバイパス機構(1)(4)(5) ，またる．例えば，フェライト・パーライト組織を有する V 添加

は単に，オロワン機構と呼ばれている．析出強化による強化

中炭素鋼(16)(17)は，コネクティングロッドやクランクシャフ

量を増加させるためには，析出粒子の体積率を増加させる

トなどの自動車の足回り部材用高強度鋼として実用利用されか，あるいは図 1 で示すようにバイパス機構が働く粒子範ている．これは，フェライト・パーライト組織のフェライト

囲内で粒子径をできるだけ微細化する必要がある．しかしな部にナノ VC 炭化物の相界面析出組織を分散させ，材料の高がら，析出粒子の体積率を増加させるためには，より多くの

強 度 化 を 図 っ たも の で あ る ． 一 方 で ，ナ ノ サ イ ズ の ( Ti,

合金元素を添加する必要があり，これは希少合金元素の使用

Mo)C 炭化物が均一分散したフェライト単一組織を有する低量を低減し，製造コストを削減したいという昨今の社会的要

炭素鋼も開発されている．この材料は，非常に高い強度を示

請とは相反するものであり，実用的な観点からはできるだけすと同時に，優れた加工性を兼ね備えた特性を示すことが知避けるべきである．したがって，最小限の合金元素添加で最られており，特に非常に優れた局部変形能を示すという点が大限の析出強化を実現するために，析出粒子の直径をナノメ

最大の特長である(18)(19)．局部変形能の高い材料は，プレス

ートルオーダーの極限まで微細化していくことが望まれる．

成形時において重要な特性となる伸びフランジ性が優れてい

これが，ナノ析出を利用した鉄鋼材料製造プロセスが工業的るため，複雑な形状を持った自動車用部品の素材として適しに近年注目されている大きな理由の一つである．

ており，実際に，高強度・高延性を両立したプレス成形用自鉄鋼材料においては，Ti, V, Nb, Mo などの炭化物形成能

動車用薄鋼板として広く使用されているの高い合金元素を含む炭素鋼を用いて，合金炭化物のナノ析

このように，相界面析出によるナノ析出組織の創製は，高出を利用した材料の高強度化が可能である．合金炭化物のナ

強度高延性鋼の製造プロセスとして大変魅力的な手段であノ析出組織を得る方法は大きく分けて 2 つある．一つは，り，相界面析出を利用した高強度・高延性鋼の製造技術を確

炭素と合金元素が過飽和に固溶した焼入れマルテンサイト組

立していくことが今後望まれる．そのためには，相界面析出

織またはベイナイト組織に対して焼戻し時効を施すことによ

組織と機械的性質の関係を系統的に明らかにしていく必要がってナノサイズの合金炭化物を析出させる方法であある．ナノ析出組織を有する鋼における組織と力学特性の関る(6)(10)．もう一つは，合金炭化物の相界面析出(11)(14)を利係についての理解は徐々に進みつつあるものの(20)(26) ，未用する方法である．相界面析出とは，高温で保持されたオーだ不明な点が数多く残されているというのが現状である．

ステナイトからの冷却過程で生じるフェライト変態中にオー

我々の研究グループでは，相界面析出組織を有する鋼の力

ステナイト・フェライトの相界面上で合金炭化物の析出が起学特性の発現機構を解明することを目的として研究を行ってこる現象のことである．図に相界面析出組織の一例を示しいる．これまで主に，Ti を添加した低炭素鋼(27)(28)，およびている15)．これは，0.1 massC と 0.3 massV を含む鋼をV を添加した低炭素鋼(15)を用いて研究を行ってきた．本稿

用いて，オーステナイト化後の冷却過程で生じたフェライト

では，その研究成果を紹介し，現状の理解について述べる．

組織中の析出組織である．直径数ナノメートルの VC 炭化物
が周期的な点列状の分布を示すという，相界面析出により得.

ナノ析出組織を有するフェライト鋼の力学特性られる典型的なシート状析出組織が観察される．相界面析出を利用すると，オーステナイト域からの冷却過程で直接ナノ

図に相界面析出組織を有するフェライト単相鋼の公称応

最近の研究

力・公称ひずみ曲線を示す．図 4 ( a )( b )は Ti 添加鋼(27)(28)を示すと同時に，比較的大きな延性を維持するという特長をおよび V 添加鋼(15)の結果であり，それぞれフェライト中に有していることである．この傾向は， V 添加鋼においてもTiC 炭化物または VC 炭化物の析出組織が形成されている．

同様に見ることができる(図 4(b ))．すなわち，炭化物直径

図には種々の炭化物直径を有する試料の応力ひずみ曲線を比が細かいほど強度が高く，かつ優れた伸びを兼ね備えた特性較している．なお，相界面析出により形成された合金炭化物を有している．

の直径は，相界面析出後のフェライト域での保持時間を種々

図には，図 4 で示した Ti 添加鋼および V 添加鋼の各試変化させ，炭化物を粗大化させることによって制御してい料における引張強さに対する降伏応力(0.2耐力)の比(降伏る．このとき，合金炭化物の粒子径は過時効状態での長時間比)を炭化物直径に対してプロットしている．炭化物直径が保持により変化させていることから，析出粒子の体積率が一小さいほど緩やかに上昇している傾向が見られるものの，い定のもとで粒子径を変化させていると考えることができる．

ずれの試料においても，降伏比は0.7～0.8程度の範囲の高い

熱力学計算により求められた各試料における合金炭化物の体値に分布している．これは，ナノ析出物が分散したフェライ

積 率 は ， Ti 添 加 鋼 で は 0.35  ， V 添 加 鋼 で は 0.47  で あ

ト鋼における降伏後の加工硬化量が比較的小さいということる．また，両鋼ともに，保持時間の増加に伴うフェライト粒を意味している．

径の変化，フェライト中の転位密度の変化は比較的小さいため(15)(27)(28) ，図 4 に示す応力ひずみ曲線の違いは，主にフェライト中に分散した合金炭化物の粒子径の影響によるものと考えることができる．
Ti 添加鋼の応力ひずみ曲線(図 4( a ))を見てみると， TiC

以上の結果から，ナノ析出組織を有するフェライト単相鋼の応力ひずみ曲線の特長をまとめると以下のようになる．


降伏応力が非常に高いのに対して，降伏後の加工硬化は比較的緩やかであり，結果的に材料の降伏比が高い．


析出物の粒子径が微細になっても延性は大きく低下す

炭化物の直径が小さいほど材料の降伏応力が高くなっていることなく，高い値を維持している．均一伸びが 10 程る．降伏変形後，緩やかな加工硬化を示しており，いずれの度，全伸びが20程度の比較的大きな延性を示す．

場合も約 10 程度の均一伸びを示す．その後， 10 程度の析出物サイズの微細化により高強度化が達成されることは比較的大きな局部伸びを示して破断に至る．いずれの試料容易に理解できるが，強度が高くなっても優れた延性が維持も，約 20 という大きな全伸びを示している．ここで強調されているという結果は極めて興味深い．相界面析出鋼におすべきことは，微細炭化物を有する材料は，非常に高い強度ける炭化物サイズの微細化は，高強度化に有効であるばかり
ではなく，強度・延性バランスの改善に対しても効果的な手段であると言うことができる．
次節以降では，上記に示したナノ析出鋼の力学特性の発現機構を理解すべく，実験結果を交えながら強度と延性について議論を進めていく．

.

ナノ析出物の強化機構

2 節で述べたように，母相中に硬質第二相が分散している

図4

合金炭化物の分散を伴うフェライト単相組織を有する Ti 添加鋼(a)および V 添加鋼(b)の公称応
力・公称ひずみ曲線．

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図5

合金炭化物を有する Ti 添加鋼および V 添加鋼の降伏比．



場合には，運動転位が析出物を切断しながら通過していくの

径は 10 ～ 30 nm 程度であり， TiC 炭化物の直径と同程度でか，転位が析出物を切断することなく迂回をして転位ループある．すなわち，ここに見られる転位ループは，運動転位がを残しながら通過していくのかによって，強化への寄与が異

TiC 炭化物を迂回しながら通過する際に形成されたオロワン

なる．ナノ析出を利用した析出強化の指導原理を確立するた転位ループであると考えられる．すなわち，この写真は，ナ

めには，ナノ析出物の析出強化機構を理解することが極めてノ炭化物がオロワンのバイパス機構により強化に寄与してい重要である．本節では，ナノ析出物の強化機構について詳細

ることを証明する直接的な証拠である．TiC 炭化物の平均直に議論していく．

径が 5.5 nm の試料では，透過電子顕微鏡の分解能の問題か

3 節で示した Ti 添加鋼および V 添加鋼の応力ひずみ曲線

ら，明瞭な転位ループは確認できないが，引張試験結果で示を見ると，微細合金炭化物のサイズが細かいほど高い強度をしたように，析出物サイズが細かいほど強度が高くなるとい示すという傾向が見られている．この結果は，少なくとも実う傾向を示していることから，やはりバイパス機構による析験的に得られている炭化物直径が 4 nm 程度以上の析出物サ

出強化が働いていると考えることが妥当であろう．

イズの範囲においては，オロワン型の析出強化機構が働いて以下では，ナノ析出物による析出強化量について，より定いることを示唆するものである．これを検証するために，ナ

量的に議論していく．フェライト母相中にナノ炭化物が分散

ノ炭化物が分散した試料における引張試験中の転位組織を観した鋼の強度を理解するためには，ナノ炭化物による析出強察している(27)(28)．図には，TiC 炭化物を分散させたフェ化のみならず，フェライト母相中に固溶している溶質原子にライト鋼の引張試験時に形成された転位組織を透過電子顕微よる固溶強化，フェライト母相のすべり面上に存在する林立

鏡により観察したものを示している．図 6(a)は平均 TiC 炭転位による転位強化，フェライト結晶粒界による結晶粒微細化物直径が 5.5 nm の試料に対して公称ひずみ 1 の引張変化強化を考慮する必要がある．そこで，それぞれの強化因子形を与えた試料であり，図 6(b)は平均直径 18 nm の試料にによる強化量を見積もり，材料の降伏応力の実験値と計算値

対して 10 の引張変形を与えた試料である．炭化物サイズを比較してみる．降伏応力の理論式として 2 通りの考え方が 5.5 nm の試料の組織を見ると，転位が微細合金炭化物にを用いる．一つは，材料の降伏応力が各組織因子による強化

ピン止めされ，大きく湾曲した形状を示している箇所が至る量の和で説明できると考える単純な線形加算則である．このところで観察できる．これは，ナノサイズの合金炭化物が転場合，材料の降伏応力は下記の式で与えられる．

位運動の障害物として働いていることを示唆するものである．一方，炭化物サイズが 18 nm の試料を見ると，多数の転位ループが形成されていることがわかる．転位ループの直sy＝s0＋sss＋sgb＋sdis＋sppt (MPa)(1)

ここで，s0 はフェライト単結晶の摩擦応力，sss は固溶強化
量， sgb は結晶粒微細化による強化量， sdis は転位強化量，sppt は析出強化量である．もう一方の降伏応力の理論式は，障害物の種類の違いによって生じる運動転位との相互作用の違いを考慮に入れて強化量の加算則を見積もるものであり，
特に，転位強化と析出強化の共存効果による強化を考える．
転位強化と析出強化が共存する場合の強化量は，両者の強化量の二乗の和の平方根によって平均化された値として，次式により表される(29)(30)．

sdis＋ppt＝ s 2dis＋s 2ppt

(MPa)

(2)

すなわち，材料全体の強化量は，

sy＝s0＋sss＋sgb＋ s 2dis＋s 2ppt (MPa)(3)という非線形加算則として表される．式( 1 )および式( 3 )を用いて，両者の強度予測式の妥当性について議論していく．なお，各強化因子による強化量は組織の特徴から見積もる． s0 はおよび sss は Pickering31) により提案されている経験式，sgb はフェライト鋼における HallPetch の式(27)(28)，sdis は Bailey Hirsch の式(32) を用いて計算する．なお， spptについては AshbyOrowan の式(5),(33)を用いて計算する．それぞれの強化量の計算方法の詳細については，文献(15)(27)(28) に示しているので参考にしていただきたい．こ
こでは，AshbyOrowan の析出強化式のみを示す．

sppt＝
図6



Ti 添加鋼の引張試験後の転位組織．( a ) TiC 直
径 5.5 nm ， 1 引張ひずみ後，( b ) TiC 直径 18nm，10引張ひずみ後．

0.8MGbln
2 pL 1 － n(2xb) (MPa)(4)

ここで，M は Taylor 因子，G はフェライト母相の剛性率，
b は バ ー ガ ー ス ベ ク ト ル ( ＝ 0.248 nm ) ， n は ポ ア ソ ン 比

最近の研究(＝ 0.293 )， L は析出粒子の平均粒子間隔， x はすべり面上高い値を示している．すなわち，式( 1 )を用いた線形加算の平均粒子直径である．なお，Taylor 因子 M の値には，ラ則では強度を過大評価してしまい，実際の強度をうまく説明

ンダムな結晶方位分布を有する bcc 金属におけるペンシル

できないことがわかる．これに対して，式( 3 )を用いて，グライドを仮定して2.75を用いている．フェライト母相中に強化量を見積もると図のようになる．図 8( b)に示したベ球状の析出物がランダムに分布していると仮定すると，L と

イナイト材では，計算値と実験値が比較的良く一致しておx はそれぞれ，以下の式で求めることができる(34)．

L＝

2
3

( pf －2)･r (m)

x＝ 2

2
･r
3

( m)

り，式( 3 )が妥当なものであることがわかる．一方，図 8(5)(6)(a)には，式( 3 )を用いて計算したフェライト材の結果を示している．図 7 で示した式( 1 )による計算結果と比べて計算値はやや低い値になっているものの，強度の絶対値としては比較的良く一致していると言える．これは，転位密度の低ここで， f は析出粒子の体積率， r は析出粒子の平均粒子半いフェライト組織に VC 炭化物が分散した試料においては，径である．なお，図 3 で示したように，相界面析出により析出強化に比べて転位強化の寄与が非常に低いため，式形成されるナノ炭化物は 3 次元的にシート状の分布を示す( 1 )と式( 3 )の計算結果に大きな違いが見られなかったもことが多い．仮に，シート上の析出粒子の分布が非常に密でのと理解できる．材料の強化機構としての本質的な意味合いあり，シート間隔に比べてシート面内の粒子間距離が極端にを考えると，組織の如何に関わらず，式( 1 )で示される線

小さい場合，強度への寄与としてシート間隔を考慮に入れる

形加算則を用いるのではなく，転位強化と析出強化の共存効必要があろう．しかしながら，相界面析出組織の透過電子顕果を考慮に入れた式( 3 )の非線形加算則を用いることが妥

微鏡観察結果から，相界面析出のシート間隔とシート面内の当であろう．

析出粒子の平均粒子間隔を見積もったところ，両者はほぼ同以上の結果から，合金鋼において形成されるナノ炭化物程度であることがわかっている(15)．したがって，少なくとは，少なくとも平均直径が 4 nm 程度以上の粒子径範囲におも，本実験で得られた試料においては，析出粒子がランダム

いては， Ashby Orowan の式で表されるバイパス機構によ分布をしていると仮定して求めた平均粒子間距離を使って析り析出強化を説明することができるものと考えられる．しか出強化量を見積もることは妥当なものと考える．一方，フェしながら，粒子直径がさらに微細になった場合の析出強化機

ライト中に析出する TiC や VC などの合金炭化物の析出粒構については，未だ不明である．図 1 で模式的に示したよ

子形状は，完全な球状ではなく，フェライト母相と炭化物と

うに，析出物サイズが小さくなり，運動転位が析出粒子を切の結晶方位関係に起因して板状の形態を示すことが一般的で断するようになれば，粒子径の微細化に伴い強度が低下するある．析出強化量を見積もる場合には，析出粒子形状の影響という傾向が現れる可能性がある．一方，オロワン型のバイを考慮に入れて補正をする必要があるが，本計算では簡単のパス機構が働いている場合でも，析出粒子がある臨界粒子径ため，析出粒子はすべて球状と仮定して計算を行っている．

以下になると析出粒子が細かくなるほど析出強化量が小さく以上の考え方に基づいて，各組織因子による強化量を計算なるという可能性もあり得る．図は，式( 2 )の Ashby 

し，実験値と比較してみる．ここでは，3 節にも示した相界

Orowan の析出強化式を用いて析出強化量を計算し，粒子直面析出により作製されたフェライト単相組織中に VC 炭化物

径の関数としてプロットしたものである．析出粒子の体積率が分散した試料と，ベイナイト変態後の時効析出によりベイを0.2から2.0に変化させてプロットしている．析出粒子ナイト組織中に VC 炭化物が分散した試料を取り扱うことにの体積率を種々変化させた場合，粒子体積率が高いほど析出する(15) ． VC 炭化物が分散したベイナイト鋼の基地組織は強化量が大きくなっていることは言うまでもないが，いずれ転位密度の高いラス状ベイニティックフェライトであるたの場合も，粒子直径が 1.5 nm 程度で最大値を示し，そのめ，転位強化と析出強化の寄与が共に高いという組織的特徴

後，粒子径の微細化に伴い，析出強化量が減少していく傾向を有していることから，両者の強化機構の共存効果を議論すが見られる．したがって，微細化に伴って析出強化量が低下るのに適した組織である．これらの結果を比較し，式( 1 )するからといって，それが必ずしも切断機構によるものであと式( 3 )の妥当性について議論する．なお，ここでは，強るとは断定できないわけである．あるいは，別の機構とし度の計算結果のみを示すことにする．組織の詳細な情報につて，析出粒子が非常に微細になれば，運動転位が交差すべ

いては文献(15)に示しているので参考にしていただきたい．

り，あるいは上昇運動により析出物を容易に回避して通過で

図には， VC 炭化物が分散したフェライト材およびベイ

きるようになり，実質的に障害物として寄与しなくなる結

ナイト材において，各強化因子による強化量を式( 1 )を用

果，析出強化量が微細粒子側で低下するという可能性も考えいて計算した値を色分けして示し，実験値と比較している．

られる．やはり，ナノ炭化物による析出強化の極限を追求す

図中には VC 炭化物の平均粒子直径も示している．フェライ

るには，析出強化機構の粒子径依存性を析出粒子径 1～2 nm

ト材(図 7 (a ))の降伏応力の実験値と計算値を比較すると，以下の超微細領域まで拡張して調べ，強化機構を解明してい実験値に比べて計算値が若干高い傾向を示しているものの，く必要がある(35)(37) ．そのための手段の一つとしては，透両者は比較的良い一致を示している．一方，ベイナイト材

過電子顕微鏡内において変形中の転位と析出粒子との相互作(図 7( b))における強度の計算値は，実験値に比べて非常に用を直接観察することも必要になってくるであろう．いずれ

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Materia Japan図7

VC 炭化物が分散した鋼における降伏応力の計算
値と実験値の比較．式( 1 )で表される線形加算則を仮定して算出している．(a) フェライト基地
組織，(b) ベイナイト基地組織．

図8

VC 炭化物が分散した鋼における降伏応力の計算
値と実験値の比較．式( 3 )で表される非線形加算則を仮定して算出している．(a) フェライト基地組織，(b) ベイナイト基地組織．

図9

Ashby Orowan の式を用いて見積もられる析出
強化量．析出粒子の体積率を0.2から2.0まで変化させて強化量を計算している．

にせよ，今後の研究の発展が期待されるところである．

.

ナノ析出物が延性に及ぼす影響

以上に述べたように，ナノ炭化物の強化機構に関する理解はある程度進みつつある．その一方で，ナノ炭化物が延性に及ぼす影響については，それほど多くの知見があるわけではない．ここでは，現状の理解について記述していく．
図 4 で示したように，ナノ炭化物が分散したフェライト
鋼は，炭化物サイズが小さいほど強度が高くなるが，それと同時に高い延性を維持するという優れた力学特性を有する．
特に，その応力ひずみ曲線は，降伏後の加工硬化が比較的緩やかで降伏比が大きく，さらに最大応力到達後の局部伸びが比較的大きいという特徴を有している．材料の延性は，降伏後に生じる加工硬化挙動と関連させて議論されることが多い．そこで本節では，TiC 分散鋼を例に取り上げて，ナノ析
出組織を有するフェライト鋼の加工硬化挙動と延性に及ぼす



最近の研究

炭化物サイズの影響について議論していく．

よび 5までの引張塑性変形を施した試料の転位組織を示し

金属材料に対して一軸引張試験を行うと，変形初期は比較ている．TiC 炭化物が分散した試料では，わずか 1の引張的均一に塑性変形が進行するが，以下の式( 7 )に示す塑性

変形を与えただけにも関わらず，非常に均一に転位が分布し不安定条件を満足した場合に，塑性変形は巨視的に不均一とていることが観察され，転位密度は既に非常に高くなっていなり，くびれ変形が開始して破断に至ることが知られている．

る．さらに 5までの引張ひずみを加えると転位密度は上昇dsde

するが，転位の分布は依然として均一である．一方で，炭化

s＞

(7)

物のない IF 鋼の転位組織を見てみると， 1 引張変形後のここで，s, e はそれぞれ真応力，真ひずみであり，ds/de は

転位密度は非常に低く，その分布も極めて不均一である．

加工硬化率である．図 4( a )に示した応力ひずみ曲線より，5の引張変形により転位密度が増加し，転位セル組織を形

均一変形を仮定して体積一定条件により真応力・真ひずみ曲成し始めていることがわかるが，TiC 分散鋼と比較して，転線を求め，得られた真応力・真ひずみ曲線をひずみに対して位密度は非常に低いことが見て取れる．

1 次微分することにより加工硬化率を求めた．得られた結果

図には，引張ひずみの増加に伴う転位密度の変化をまとを図に示している(27)(28)．図中には，比較材として，フェめている(27)(28)．平均炭化物直径が 18 nm の試料に対してもライト結晶粒径が 54 mm で炭化物析出を伴わないフェライ

同様の転位組織観察を行い，得られた転位密度をプロットしト単相組織を有する IF 鋼の結果も示している．加工硬化率ている．引張ひずみの増加に伴い， IF 鋼の組織中の転位密曲線を見ると，変形初期においては，TiC 合金炭化物を有す

度は緩やかに増加していく傾向が見られるが，それに対して，る試料は，炭化物分散のない IF 鋼に比べて，大きな加工硬TiC 分散鋼の転位密度はより急激に増加していくことがわか化率を示していることがわかる．また，炭化物サイズが細かる．特に，TiC 炭化物が微細な試料において，その傾向がよ

いほど加工硬化率が高くなっている傾向も見られる．一方り強くなっている．これらの結果は，フェライト母相中に均で，変形後期においては，炭化物が分散した鋼の加工硬化率

一微細に分散したナノ炭化物が，変形初期から転位の増殖源

は， IF 鋼に比べて低くなっていることがわかる．これは，として働いていることを示唆している．おそらく，ナノ炭化

ナノ析出分散鋼において変形後期に動的回復が顕著に生じて物が運動転位の有効な障害物となり，炭化物周りでより複雑いることを示唆するものである．

なすべり系の転位の活動を誘発する結果，それらの転位同士

ナノ析出分散鋼の加工硬化挙動を理解するために，引張変の切り合いにより転位の急激な増殖が起こっているものと考形中に生じる転位組織を透過電子顕微鏡により観察していえられる．これが，ナノ析出鋼の引張変形初期に見られる大る(27)(28) ．図には，炭化物平均直径 5.5 nm の TiC 分散鋼

きな加工硬化の原因であると理解できる．一方で，変形後期および炭化物析出のない IF 鋼に対して，公称ひずみ 1 おにおいては，微細ナノ炭化物が分散した試料の転位密度は緩やかに増加していく傾向が見られる．このことは，変形後期

図10

Ti 添加鋼の加工硬化率曲線．

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図11

Ti 添加鋼および IF 鋼の引張変形後の転位組織変化．

を広く明らかにしていく必要がある．特に，材料の降伏挙動に及ぼすナノ析出物の影響という観点では，転位運動の素過程におけるナノ析出物の役割を解明していくことが重要であると考えられる．ナノ析出物は，転位運動に対する抵抗として働くだけでなく，転位の発生源としても寄与する可能性がある．こうした観点から，ナノ析出物の塑性変形挙動に及ぼす影響が解明されることが大いに望まれる．我々も微力ながら，継続的に研究を進めていき，研究成果が少しでも社会へと還元されるように努力する所存である．
本稿を執筆するに当たり使用した実験結果は，主に，東北大学金属材料研究所古原研究室で修士論文研究を遂行してくださった学生諸氏の研究成果である．阿部吉剛氏(現 JFEスチール)，佐藤健介氏(現 小松製作所)，廣橋正博氏(現 神戸製鋼所)に深く感謝申し上げるとともに，今後のご活躍を
図12

微細合金炭化物を有する Ti 添加鋼の引張変形後の転位密度変化．

お祈り申し上げる．

文において転位の増殖が抑制されている，すなわち，変形中に動的回復が顕著に起こっていることを示唆するものである．
相界面析出により得られるナノ炭化物は高い密度で分散しているため，炭化物周りで増殖した転位同士が容易に対消滅をして，変形中の転位の回復を促進しているものと考えられる．動的回復が顕著に起こることにより，強度の急激な上昇を抑制し，緩やかな加工硬化を引き起こすために，塑性不安
定条件の発現を遅延して，比較的大きな均一伸びを示したものと理解できる．
こうした動的回復機構が，引張試験後期におけるくびれ変形中においても同様に働いていると考えれば，ナノ炭化物分
散鋼が示す優れた局部変形能を，以下のように定性的に説明することができる．くびれ変形部において顕著な動的回復が生じれば，転位の堆積が抑制され，ボイド・亀裂の起点となる応力集中の発生が抑制されると考えられる．その結果，ボイド・亀裂の発生・成長が引張試験の後期にまで遅延され，延性破壊の進行が抑制されて，大きな局部変形能を示すものと理解できる．しかしながら，以上の議論はあくまでの推察に過ぎず，今後，検証が必要である．ナノ析出組織を有する
鋼の局部変形能を理解するためには，引張変形中に生じるボ
イド・亀裂の形成過程を実験的に詳細に調べ，延性破壊機構を解明していく必要がある．

.

お わ

り

に

本稿では，相界面析出により形成されたナノ炭化物を有す
るフェライト鋼の強度と延性に関する実験結果を示し，現状の理解について紹介した．しかしながら，ナノ析出を利用した鋼の高強度化と高延性化の指導原理を確立していくためには，合金炭化物の粒子直径を極限まで微細化した試料を作製し，その降伏現象，加工硬化挙動，延性破壊挙動，加工性などに及ぼす炭化物サイズ，種類，体積率等の組織因子の影響献( 1 ) L. M. Brown and R. K. Ham: Strengthening Methods in Crystals, eds. A. Kelly and R. B. Nicholson, John Wiley & Sons,
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( 27 ) 紙川尚也，阿部吉剛，宮本吾郎，船川義正，古原 忠鉄と鋼，99(2013), 352361(28) N. Kamikawa, Y. Abe, G. Miyamoto, Y. Funakawa and T.
Furuhara: ISIJ Int., 54(2014), 212221.
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ま て り あ 第54巻 第 1 号(2015)
Materia Japan(36) K. Y. Xie, T. Zheng, J. M. Cairney, H. Kaul, J. G. Williams, F.
J. Barbaro, C. R. Killmore and S. P. Ringer: Scripta Mater., 66(2012), 710
713.
(37) Y. Kobayashi, J. Takahashi and K. Kawakami: Scripta Mater.,
67(2012), 854857.

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
紙川尚也
2003年 3 月

大阪大学大学院工学研究科 マテリアル科学専攻 博士前期課程修了
2006年 3 月 大阪大学大学院工学研究科 知能・機能創成工学専攻 博士後期課程修了
2006 年 4 月 デンマーク Risø National Laboratory (現デンマーク工科大)ポ
スドク研究員
2008年 9 月 現職
専門分野金属組織学，材料強度学，塑性加工学◎塑性加工と再結晶・相変態を利用した金属材料の組織・特性制御に関する研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

紙川尚也

宮本吾郎

古原

忠

