技術論文

Alloy MA956の冷間加工および焼なましに伴う組織変化
Microstrucural Evolution with Cold-Rolling and Annealing in Alloy MA956
細田 孝＊1

Kip O. Findley＊2 John G. Speer＊2

Takashi Hosoda, Kip O. Findley, and John G. Speer

Synopsis: The microstructural developments of MA956 plate in as-hot-rolled condition consisting of a layered andinhomogeneous microstructure before and after cold-rolling and annealing were investigated using light optical
microscopy (LOM), Vickers hardness testing, and electron backscatter diffraction (EBSD). Locally introduced
misorientations by cold-rolling in each region were evaluated by Kernel Average Misorientation (KAM) maps.
The as-hot-rolled plate contained a layered and inhomogeneous microstructure consisting of thin elogatedgrains, coarse elongated grains, and aggregation regions which consisted of fine grains and sub-grains with{100} <011> texture parallel to the longitudinal direction. The microstructure of the cold-rolled plates contained
deformation bands (DB) and heavily deformed regions (HDR) where the deformation bands were intricately
tangled. The magnitudes of KAM angles varied through the thickness depending on the initial microstructures.
Recrystallization occurred in regions where high KAM angles were dense after annealing, and their nucleationsites correspond to the aggregation regions, deformation bands, and heavily deformed regions. The shape andsize of the recrystallized grains varied depending on the feature of each nucleation site.

Key words: ODS; MA956; ferritic alloy; body-centered-cubic; BCC; recovery; recrystallization; columnar grain; electronbackscatter diffraction; kernel average misorientation.

1. 緒言

大粒や粗大柱状粒で構成されたミクロ組織とすることで更に向上することも知られている5-6）。

フ ェ ラ イ ト 系 酸 化 物 分 散 強 化（Oxide Dispersion

MA956の板、棒、および管製品は酸化物を分散させる

Strengthened: 以下、ODS）合金はクリープ強度と1300℃

ため、メカニカルアロイング法を用いて製造した粉末を固以下での耐熱性に優れており、高速増殖炉や超高温熱交換化成型したビレットが出発材となり、熱間および冷間加工、。その熱処理を経て目的の高温特性を発揮できるような内部組織

優れたクリープ強度は該材料のフェライトマトリクス中にへと制御される。こうした製造過程の間に、MA956は固微細かつ均一に分散したナノサイズの酸化物粒子が高温下化成型ままの微細組織から、回復、動的および静的再結晶

での転位の運動を妨げて回復および再結晶を遅らせることを経る複雑な組織変化を伴う。MA956製品の性能を決めで実現する 。Alloy MA956（UNS S67956）は商品化

る上で加工熱処理による組織制御が非常に重要であり、こされているフェライト系ODS合金の一つであり、質量%れまで多くの研究者らによって加工熱処理に伴うミクロ組

で20Cr、5.0Al、0.5Tiを合金基本組成とした融点（1480℃）

織の発達挙動が議論されている7-14）。その多くは熱間加工まで安定なフェライト相を基地組織とし、その基地中に熱ままの状態における動的再結晶を伴った加工組織と、その的に安定なY2O3が微細分散した材料である。更に高Al含有

後の加工熱処理によって生成する静的再結晶組織との関係のため、高温下では材料表面に安定かつ緻密なAl、Al-Crや、加工熱処理前後での結晶方位の変化や再結晶挙動を調

スピネル酸化物を形成し、酸化、硫化および浸炭の各雰囲

査し、如何にして粗大柱状粒組織を得るかに注目している。

気下においても優れた耐性を示す材料でもある 。なお

優れた高温強度特性を得るためには粗大柱状粒組織の形成

MA956のクリープ強度においては、前述の微細酸化物のが好ましいといえるが、その反面、各種材料特性は異方性

分散に加え、応力負荷方向に伸長した高アスペクト比の粗が増し、柱状粒長手方向に垂直な応力に対しては弱くなる

機向けの候補材として期待されている材料である

1-3）

4）

5）

＊1
＊2

山陽特殊製鋼株式会社 研究･開発センター 高合金鋼グループ
Department of Metallurgical and Materials Engineering, Colorado School of Mines

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Alloy MA956の冷間加工および焼なましに伴う組織変化ため、製管時など多方向から負荷がかかる場合には問題と（MA）法にて製造したMA956粉末を熱間押出しにて固化なる。粗大柱状組織は微細粒組織よりも材料の延性や靭性成型して母材とし、その後1050℃にて厚さ9.7mmに熱間が低下し、特に低温下では（100）面に沿った亀裂伝播を圧延している。各供試材に施した焼なましは大気雰囲気で。また当柱状組織によって生じる材

1000℃、1200℃、及び1380℃で1時間保持後、空冷の著しく促進させる

13、15）

料 特 性 の 異 方 性 は 冷 間 加 工 の 場 合 に も 障 害 と な り、

条件で実施した。組織観察は光学顕微鏡にて全て長手断面

MA956の汎用性を妨げている。冷間での製造性も加味し（L面）で実施し、腐食にはVillela試薬（2㎎ピクリン酸

た等方的な材料特性を有するMA956製品を供給するため+10ml塩酸+200mlエタノールの混合液）を用いた。硬さには、等軸かつ均質な組織へ制御する製造方法が必要であはミクロビッカース硬度計を用いて荷重500gfで供試材のり、冷間加工率や加熱温度といった加工熱処理条件が

板厚方向平行に上表面から下表面にかけて硬さ分布を測定

MA956の回復、再結晶組織発達挙動にどの様な影響を与し た。 ミ ク ロ 組 織 構 造 の 解 析 はEBSDに てOrientation

えているかを明らかにすることは重要と考える。

Imaging Microscopy（以下、OIM）を用いて実施した。

そこで本報告では再結晶粒と未再結晶粒が混在した不均EBSD回折パターンは加速電圧20kVにて取得した。EBSD

質なMA956熱間圧延材を用い、冷間加工率と熱処理温度

データは各視野で認められた結晶粒の方位や集合組織、そによる組織変化を系統的に明らかにすることを目的とし、して結晶粒界を判別するために極点図（Pole Figure:以下、それぞれの状態の供試材を準備し、光学顕微鏡、電子線後PF）、逆極点図（Inverse Pole Figure:以下、IPF）、IPFマッ

方散乱回折法（Electron BackScatter Diffraction:以下、

ピング、イメージクオリティー（以下、IQ）マッピングへ、

EBSD）にて組織変化の過程を調査した。

微小領域の歪分布を可視化するためにKernel Average
Misorientation（以下、KAM）マッピングへ出力し、各供

2. 実験方法

試材の組織の解析を行った。
Table 1 Chemical composition of MA956 (mass%)

本研究で使用したMA956供試材の化学組成をTable 1に示す。本供試材はLos Alamos National Laboratory より熱間圧延状態での板材（以下、熱間圧延材）、および圧下率40、60、80%の冷間圧延材の計4種類提供していた
だいたものである。熱間圧延材はメカニカルアロイング

Fig.1 Longitudinal plane LOM of the as-hot-rolled plate. Etched withVillela’s solution. Arrows indicate small elongated grains.

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3. 実験結果

クや紫といった赤系の色で占められている通り、集合組織を 呈 し て い る こ と が 分 か る。Area3〜5は 代 表 と し て

3.1. 熱間圧延材の組織構造

Area4のIPFマップを示すが、Area2同様の赤系の色で示

Fig.1に熱間圧延材の光学顕微鏡組織を示す。本供試材されたCEGと、ほぼ緑色で示される島状の組織からなる。

は長手方向に対して平行に層状組織を呈しており、そのミ

またArea6はArea3から5で認められた島状組織と同様のクロ組織の特徴から7層（Area1〜7）に大別した。熱間

ほぼ緑色で占められている。そしてArea7は紫色で示され圧延材のArea1は上側最表面であり、100μm以下の厚み

たCEGのみからなり、熱間圧延材はTEG、CEGおよび島を持つ長手方向に伸びた結晶粒からなり、上側最表面から状組織が混在した不均質な組織を呈している。

深さ約0.3mmまでの範囲に渡る。ここで認められた結晶
粒は以後、TEG（Thin Elongated Grain）と呼称する。
Area2は、Area1から更に深さ約2.5mmまでの範囲に及び、100μm以上の厚みを持つArea1と同様に長手方向に伸びた結晶粒からなる。結晶粒はCEG（Coarse Elongated
Grain）と呼称する。Area3からArea5の領域はそれぞれ
Area2か ら 深 さ 約8.5mmま で の 間 に 分 布 し、 い ず れ も
CEGを基地組織とし、更に図中矢印で示す幾つかの厚み
50μm以下、最大長さ1mm程度の島状の結晶粒が点在した 組 織 で、 こ の 結 晶 粒 が 占 め る 面 積 の 大 小 に よ っ て
Area3、4、5と3層に分けた。Area6は深さ約8.5mmから
約9.4mmまでの範囲で、他のCEGとは腐食によるコント
ラストが異って観察される。Area7はArea6から下側最表面までの範囲で、CEGのみからなる。熱間圧延材の上表面から下表面までの硬さ分布をFig.2に示す。Area6に該当する範囲のみ300HVの硬さを示し、他の層（Area1〜5、Fig.3 IPF maps on the longitudinal plane of Areas 1, 2,
4, and Areas 6 and 7 of the as-hot-rolled plate.

Area7）は平均して270HV程度となっており、硬さに若干の差がみられた。

熱間圧延材で認められた集合組織についてIPFおよびIQ
マップを用いて解析した。IPFでは各結晶粒の方位が分かり、IQマップから、結晶粒内の転位密度の多少が輝度により示され、結晶粒界も判別できる。IPFマッピングにて赤系の色で示されたCEGは、Fig.4に示す通りNDおよびLDのIPFの対比によって{318}〈311〉の集合組織であることが分かった。一方、Area3から6で認められたIPFマップ
上での緑色組織は、Fig.4、5で示す通り{100}〈011〉の集合組織であると同時に、低角粒界（赤:2〜5°）、中角粒界（緑:5〜15°）および大角粒界（青:15〜180°）の階
層分けを加えたIQマップによれば、長手方向へ伸長した微細な結晶粒およびサブグレインが凝集した組織

Fig.2 Vickers hardness profile from the top to bottom
surface on the longitudinal plane of the as-hotrolled plate.

（Aggregated Grain:以下、AG）であった。この{100}〈011〉
集合組織は、これまでにMA956や様々なフェライト系合金の加工組織で認められている7、13、14）。上述の通り、熱間

更 に 熱 間 圧 延 材 の 各 層 の 特 徴 を 明 ら か に す る た め、

圧延材は厚みの異なる伸長粒とAGが混在した不均質な層EBSD法のIPFマッピングにより解析した結果をFig.3に示状組織を呈していた。Table 2に熱間圧延材の以上の各種

す。Area1は光学顕微鏡でみられたのと同様に、厚さ100

調査結果をまとめて示す。

μm以下の長手方向に伸びた結晶粒で構成されている。それらはIPFマッピング上ではそれぞれ異なる色で示されており、特定方位に偏った集合組織ではなかった。一方、
Area2もCEGのみで構成されているが、結晶粒は全てピン31

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3.2. 冷間圧延による組織状態の変化
40、60、および80%の冷間圧延材の組織も熱間圧延材と同様に、光学顕微鏡、硬さ測定、およびEBSDにて観察
および解析を実施した。さらに冷間圧延材においては、
KAMマッピングにて冷間圧延によって局所的に導入された方位差を可視化した。一般に、大きな歪みが導入された
場合、KAM 角は高くなる傾向が認められている16） ため、定性的であるがKAMマッピングは冷間圧延によって導入された歪エネルギーを可視化するのに有効である。Fig.6に本報告におけるKAM角度の階級分けを示す。また、各
冷間圧延材の光学顕微鏡によるミクロ組織はFig.7に示す
ように、それぞれの圧延率に対応して各層の厚みは異なる
が、熱間圧延材と同様の7層からなる組織を呈している。

Fig.4 Texture analysis by IPF mapping and IPF analysis forcoarse elongated grains in (a) IPF map, (b) IPF in ND,
and (c) in LD on Area 2, and (d) IPF map, (e) IPF in
ND, and (f) in LD in Area 4 of the as-hot-rolled plate.

Fig.8に各冷間圧延材および比較として熱間圧延材の断面
内部硬さ分布を示す。40、60、80%と圧延率の上昇に伴い、硬さ領域がそれぞれ340〜360HV、350〜370HV、360〜380HVと徐々に増大し、一方で、Area6のみが他の領域に比べ高い硬さを示した熱間圧延材と異なり、ほぼ均等の硬さ分布を示している。このことは冷間圧延によってAGよりもTEGやCEGに高い歪エネルギーが蓄積された可能性を示唆している。

Fig.6 Color-coded Map Legend: Kernel Average
Misorientation angles (units: degree).
Fig.5 Microstructure and texture analysis in Area 6 of the
as-hot-rolled plate. (a) IPF and (b) IQ maps, and(c) IPF in ND and (d) in LD.

Table 2 Characterization of observed microstructures
and textures on the longitudinal plane of
as-hot-rolled plate.

Fig.7 Longitudinal plane of (a) the 40%, (b) the 60%,(c) the 80% cold-rolled condition. Etched withVillela’s solution.

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Fig.11 KAM maps of DBs and HDRs observed on
longitudinal planes in Area 2 of the 40%, the60%, and the 80% cold-rolled condition.

Fig.8 Vickers hardness from top to bottom surface on thelongitudinal plane of the as-hot-rolled plate andcold-rolled conditions as a function of percent of
depth from the top surface.

3.3. 焼なましによる組織の変化
本実験で用いた供試材は熱間圧延段階で不均質な層状組織を呈しており、冷間圧延後はその組織の影響を継承しつ

また、40%冷間圧延材のArea2にはFig.9に示すように

つ、部分的にDBやHDRといった高い歪エネルギーを有し圧延方向に対して約40°傾斜した方向に走る直線的な変形た加工組織が新たに導入された結果、その後の焼なましに

帯（Deformation Band:以下、DB）が認められ、さらによって多様な組織変化が生じた。以下、焼なまし後の組織加工率が高い60、80%冷間圧延材の場合、Area2においを熱間圧延材、40、60、80%冷間圧延材の焼なまし後のて交差、湾曲したDBが観察された（Fig.10）。このような組織について調査結果を示す。

加工組織を有する領域はFig.9に見られるようなDBと区別
3.3.1. 熱間圧延材の焼なまし後組織

してHeavily Deformed Region（以下、HDR）と呼称する。
なお、DB、HDRはFig.11のKAMマップでは10°を超える

熱間圧延材の焼なましに伴う断面内硬さ分布をFig.12

高KAM角を示し、高歪エネルギーが導入されている状態に示す。1000、1200℃焼なまし材では、Area4に該当となっていた。

する上表面から深さ5.2〜6.6mmの範囲で数点高い硬さを示 し た が、 こ れ は1000、1200 ℃ 焼 な ま し 用 試 料 の
Area4に分布していたAGの面積が熱間圧延材よりも大きかったことによるもので、焼なましによって生じた変化ではない。その他の硬さは熱間圧延材と大きく変わらず、組
織観察および方位解析の結果からも熱間圧延材と同様の特徴を示した。一方、1380℃焼なまし材ではすべての領域
において軟化が認められ、Area6の高硬さ領域も消失した。

Fig.9 Example of DBs observed on the longitudinalplane LOM of Areas 2 in the 40% cold-rolled
condition. Arrows indicate DBs. Etched withVillela’s solution.

Fig.12 Changes in Vickers hardness, measured on thelongitudinal plane, after annealing the as-hotrolled plate.
Fig.13にArea6〜7の1380℃焼なまし前後のIPFマップ、
IQマップおよびIPFを示す。1380℃焼なまし後、粒界やFig.10 HDRs observed on longitudinal planes LOM in
Area 2 of the 60% and the 80% cold-rolled
condition. Etched with Villela’s solution.

AGが消失して単一方位に近い粗大な粒となっていた。IPF
が示すように{100}〈011〉集合組織が消失した一方で、

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焼なまし前の時点でArea7のCEGが保有していた方位が残存していた。他のAGを含んだ層であるArea3〜5も同様の組織変化を示しており、この現象は1380℃焼なまし時にCEGが優先的に成長して微細な結晶粒群から成るAGを吸収した結果であると考えられる。

Fig.14 Changes in Vickers hardness, measured on thelongitudinal plane, after annealing the 40%
cold-rolled condition.

Fig.13 IPF, and IQ maps, and IPFs of Areas 6 and 7of longitudinal planes in the as-hot-rolled plate,and 1380℃ annealed as-hot-rolled plate.

Fig.15 IPF, and IQ, and KAM maps of Area 2 oflongitudinal planes in the 40% cold-rolled
condition, 1000, 1200, and 1380℃ annealed
40% cold-rolled plates.

3.3.2. 40%冷間圧延材の焼なまし後組織
40%冷 間 圧 延 材 の 焼 な ま し に 伴 う 硬 さ 分 布 変 化 をFig.14に示す。1000、1200℃焼なまし後の硬さは40%
冷間圧延材の約360HVに対して約320HVへ低下し、さらに1380℃焼なまし後は約290HVまで軟化する。1200、1380℃焼なまし材においては、Area2〜3に該当する上
表面から深さ2mmの辺りにそれぞれ約280HV、260HVまで 硬 さ が 低 下 し て い る 部 分 も 認 め ら れ た。Fig.15にArea2の焼なまし前後のIPFマップ、IQマップおよびKAM
マップを示す。冷間圧延状態で高角度のKAMを有していたDBからは焼なましによって再結晶が生じており、それらのサイズおよび占有面積は焼なまし温度の上昇に伴って増大した。Fig.16にArea2〜3の焼なまし前後のIQマップを示す。焼なまし後、Area3のAGからも再結晶粒が生じており、Area2同様、再結晶粒のサイズおよび占有面積は
焼なまし温度の上昇に伴って増大していた。したがって
1200、1380℃焼なまし材で認められた上表面から深さ

Fig.16 IQ maps of Area 2-3 of longitudinal planes in
the 40% cold-rolled condition, 1000, 1200,
and 1380℃ annealed cold-rolled plates.

2mm辺りでの顕著な硬さ低下は再結晶によるものと考え
られる。

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3.3.3. 60%冷間圧延材の焼なまし後組織
60%冷 間 圧 延 材 の 焼 な ま し に 伴 う 硬 さ 分 布 変 化 をFig.17に示す。硬さは焼なまし前の約360HVから1000、
1200℃焼なまし後、全体的に310〜320HV程度まで下がり、特にArea2と7に該当する範囲は硬さの低下が顕著
で、280HV程度まで低下した。1380℃焼なまし後の硬さは平均260HV程度まで下がっているが変動が大きい。
Fig.18にArea2の焼なまし前後のIPFマップ、IQマップおよびKAMマップを示す。Area2で認められた再結晶粒は40%冷 間 圧 延 材 の 焼 な ま し 後 のDBか ら 生 成 し た も の（Fig.15）よりもアスペクト比が低く、個数も多い。Fig.
19にArea6の焼なまし前後のIPFマップおよびIQマップを示す。当領域においては各焼なまし温度によって観測されFig.19 IPF, and IQ, and KAM maps of Area 6 oflongitudinal planes in the 60% cold-rolled
condition, 1000, 1200, and 1380℃ annealed
60% cold-rolled plates.

る組織が異なっており、1000℃焼なまし後はAGから一部再結晶粒が生成し、その形状は圧延方向に平行に伸びている。1200℃焼なまし後は、1000℃焼なまし後で見られたような再結晶粒に加え、Area2でも見られたような、

3.3.4. 80%冷間圧延材の焼なまし後組織

比較的アスペクト比の低い再結晶粒が混在している。そし80%冷間圧延材の焼なましに伴う硬さ分布変化をFig.

て1380℃焼なまし後は圧延方向に平行で粗大な再結晶粒

20に示す。約370HVあった硬さは焼なまし後、240〜が形成されていた。

340HVの範囲まで低下し、1000、1200℃焼なまし材は変動が大きく、1380℃焼なまし材はArea5に該当する範囲で比較的高い硬さを保っている以外はほとんどの範囲で250HV程度となっていた。Fig.21に80%冷間圧延材のArea2、Area3、およびArea5〜6における焼なまし前後

Fig.17 Changes in Vickers hardness, measured on thelongitudinal plane, after annealing the 60%
cold-rolled condition.

Fig.20 Changes in Vickers hardness, measured on thelongitudinal plane, after annealing the 80%
cold-rolled condition.

Fig.18 IPF, and IQ, and KAM maps of Area 2 oflongitudinal planes in the 60% cold-rolled
condition, 1000, 1200, and 1380℃ annealed
60% cold-rolled plates.

Fig.21 IQ maps of Area 2, 3, and 5-6 in the 80%
cold-rolled condition, and after annealing at
1000, 1200, and 1380℃.

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Alloy MA956の冷間加工および焼なましに伴う組織変化のIQマップを示す。焼なまし前のArea2はHDRを含んだ

Area6では、1000℃の焼なましまでは顕著な変化が認め

CEGで構成されており、1000℃の焼なましでは圧延方向られないが、1200℃の焼なましになると、AG帯を全てに伸長した再結晶粒に加え、アスペクト比の低い微細な再消費して粗大な再結晶粒が占有していた。

結晶粒で構成されていた。また、焼なまし温度の上昇に伴っ
3.4. 焼なましに伴う組織変化て再結晶粒サイズが増大していた。Area3においては、
1000℃の焼なましでAGから再結晶が生じており、Area2

不均質な層状組織を呈したMA956熱間圧延材は、同一で認められた再結晶粒よりも粗大なことからAG領域を吸の冷間圧延・焼なまし条件であっても、それぞれの層が焼収しながら成長したことが伺える。Area5では1380℃のなまし前に保有していた組織状態に依存して様々な組織変

焼なまし後でも再結晶が生じていないものの硬さは低下し化を見せた。Table 3〜6に熱間圧延材と各冷間圧延材のていることから、回復組織になっていたと考えられる。

焼なましの各温度におけるミクロ組織の変化をまとめる。

Table 3The predominant microstructure (MS), the texture, and morphology of recrystallized grains (Rx grains)on the longitudinal plane of as-hot-rolled plate with annealing

Table 4The predominant microstructure (MS), the texture, and morphology of recrystallized grains (Rx grains)on the longitudinal plane of 40% cold-rolled plate with annealing

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なお熱間圧延材では、TEGの方位はランダムに分布し、も存在する組織であり、前述の通り、1000〜1200℃の

CEGは{318}〈311〉の集合組織を呈していたが、冷間圧焼なましでは顕著な組織変化は生じなかった。一方、Fig.

延は格子回転が起こり、いずれも（001）が圧延面に平行

13お よ び22が 示 す よ う に1380 ℃ 焼 な ま し 後 は{100}となる傾向にあった。以下では、各供試材の各層で形成さ〈011〉集合組織が消失し、焼なまし前から存在していた

れた焼なまし後の組織について、その生成メカニズムを考CEGの方位が残ったことから、{100}〈011〉集合組織で察、整理した。

あるAGが、熱間圧延材の大半を占めていたCEGの結晶粒成長によって浸食されたと見られる。Fig.23に熱間圧延材

焼なましによる重要な組織変化は再結晶である。本研究および80%冷間圧延材のArea6におけるAGのIPFマップ

で認められた再結晶核生成サイトは三種類に分けられる。

とKAMマップを対比して示す。AGは結晶粒とサブグレイ

AG、DB、そしてHDRである。まずAGは熱間圧延材中にンの集合体であるが、熱間圧延材の当該組織部のKAM角Table 5The predominant microstructure (MS), the texture, and morphology of recrystallized grains (Rx grains)on the longitudinal plane of 60% cold-rolled plate with annealing

Table 6

The predominant microstructure (MS), the texture, and morphology of recrystallized grains (Rx grains)on the longitudinal plane of 80% cold-rolled plate with annealing

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Alloy MA956の冷間加工および焼なましに伴う組織変化は高くないため、歪エネルギーは殆ど蓄積されていない状

第二の再結晶核生成サイトはDBである。KAMマップか態と考えられる。すなわち、熱間圧延状態のAG中には焼らも明らかなようにDB自体は高歪エネルギーを有していなまし時の静的再結晶に必要なエネルギーが不足しておる。そこから生成した再結晶粒も自ずからDBと同様に圧り、結果的によりエネルギー的に安定な状態を求めてCEG

延方向に対して40°程度傾斜した方向に伸長した形となに吸収されたものと考えられる。その一方で、80%冷間る。もちろんDBも静的再結晶サイトとして機能するため

圧延材のAG内には高KAM角が高い密度で観測されておには十分な歪エネルギーが蓄積されている必要がある。

り、局所的に高い歪エネルギーが蓄積されている状態と言Fig.24に40%冷間圧延材のArea1、Area2、およびArea5える。この80%冷間圧延材のArea6は1200℃以上の焼なのIPFマップおよびKAMマップを示す。まずCEGのみで構

ましで粗大な再結晶粒に転じる。よって、AGは再結晶核成されていたArea2には冷間圧延によって、高KAM角を有生成サイトとなり得るが、そのためには冷間圧延による歪するDBが形成される。一方、TEGで構成されていたArea1

エネルギーの導入が不可欠と考えられる。またここで生じは図中矢印で示す通りDBが確認できるものの、KAM角はた再結晶粒は、隣接する微細な結晶粒あるいはサブグレイ

Area2で観測されたものよりも低かった。また、CEGとンを消費しながら成長するため、CEGとの境界（大角粒界）

AGからなるArea5にもDBは認められたが、こちらもKAM

まで急速に発達する。その様な結晶学的拘束によってAG角は低かった。その結果、1000℃焼なまし後、DBからのから核生成した再結晶粒は焼なまし前のAGの形状と同様、再結晶はArea2で認められ、Area1および5では認められ圧延方向に平行に伸長した形になったと考えられる。

なかった。このことは基地の結晶粒の厚さおよびAGの分

Fig.23 IPF and KAM maps on the longitudinal plane ofa region containing AG band in the as-hotrolled plate and 80% cold-rolling condition.

Fig.22 IPF and IQ maps, and IPFs on the longitudinalplane of Areas 3 in the as-hot-rolled plate and
1380℃ annealed plates.

Fig.24 IPF and KAM maps of Area 1, 2, and 5 on thelongitudinal plane of regions containing DB in
the 40% cold-rolling condition.

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Alloy MA956の冷間加工および焼なましに伴う組織変化

布状態が、再結晶核生成に十分な歪エネルギー有するDB

いては一般的なFe基材料同様、冷間加工率の増加は高い歪の形成に影響を及ぼしていることを示している。TEGで構エネルギーを内部に付与し、それに続く熱処理の加熱温度成されたArea1、およびAGとCEGで構成されたArea5は、の上昇は高い熱エネルギーを供給して再結晶を促進させる

CEGのみで構成されたArea2よりも冷間圧延時の圧縮方向

が、冷間圧延加工組織、再結晶の可否、および再結晶粒のに対する粒界間距離が短く、Area5に至っては硬質組織の成長速度、サイズや形状に対して加工熱処理前の初期状態

AGも点在しているため、冷間圧延時に導入される歪みはが大きく影響を及ぼした。すなわち当材料の組織制御におArea2に集中するものとみられ、結果Area1やArea5では

いては加工熱処理条件に加えて加工前の組織状態が極めて

高歪エネルギーを有するDBを形成できず、焼なまし中は重要な因子であることを示した。

再結晶までに至らず回復のみが起こったと考えられる。

5. 謝辞

第三の再結晶核生成サイトはHDRで、これは60%及び80%冷間圧延といった比較的強加工を施した後のArea2にて見受けられた。DBと同様に加工前の状態において結晶粒

本論文は、筆者（細田）が米国コロラドスクールオブマ

が厚く（CEG）、かつAGのような硬質組織が多く分布してインズでの留学中にJhon G. Speer教授、Kip O. Findleyいない領域においてHDRは構成された。HDRは強加工よっ助教と行った研究成果である。研究にご指導、ご協力いたてDBが複雑に交差した状態であると考えられ、Fig 18. のだき、多くのご助言も頂戴した同教授らならび同学の方々、IPFマップでも示した通り、HDR内の結晶方位も複雑となっ

そ し て、 試 料 を 提 供 し て 頂 い たLos Alamos Nationalている。HDRには、AGやDBより歪エネルギーの高い場所

LaboratoryのKester D. Clarke氏に深く感謝いたします。

が密集しているため、再結晶核生成頻度がAGやDBよりも高いとみられる。したがって焼なまし中にHDRで生成した多数の再結晶粒は、互いに粒成長を阻害し合い、結果とし参考文献てここで見られる再結晶粒はアスペクト比が低く、結晶粒
サイズも比較的微細なものになったと考えられる。

1） Incoloy alloy MA-956 Data Sheet, Special

以上の通り、初期状態である熱間圧延材の不均質な組織
は、DBおよびHDRの形成、焼なましに伴う回復・再結晶、Metals Corporation, （2004）.

およびそれに続く粒成長の全過程で組織発達挙動に影響を

2） A. Czyrska-Filemonowicz, B. Dubiel,

及ぼしていた。MA956の冷間圧延と焼なましに伴う組織“Mechanically alloyed, ferritic oxide dispersion

発達挙動の研究は、高温強度に優れる粗大柱状粒組織の形

strengthened alloys”, J. Mater. Proces. Tech.,

成に好ましい集合組織の形成や再結晶挙動制御に焦点を当

64, （1997）, 53.

てられがちではあった。しかしながらMA956板の組織発

3） J.J. Fischer, Ind. Heat.,“Properties of mechanical

達挙動は単純ではなく、特に今回用いたような不均質かつ

alloyed superalloy related to industrial heating

層状を呈した熱間圧延板では複雑なものとなった。冷間圧

uses”, 40, （1988）, 25.

延によって導入される方位差は基地組織の厚みやAGの分

4） K. Murakami, K. Mino, H. Harada, and H.K.D.H.

布状態に依存して変化し、80%の強加工を施して1380℃

Bhadeshia, “Author Reply”, Metall. Trans. A,の高温焼なましを実施した場合、大半は粗大柱状粒で構成

A25, （1994）, 652.
5） E.F. Bradley: Superalloys: A Technical Guide,

されるが、低アスペクト比で比較的微細な再結晶粒を有する領域や、回復しか起こらず、再結晶が生じない領域が混

ASM International, Metals Park, OH, （1988）.

在していた。MA956の組織制御において、本研究結果は

6） C.T. Sims, N.S. Stoloff, and W.C. Hagel: Superalloys

冷間加工や焼なまし前の初期状態の重要性を強調するもの

II, John Wiley and Sons, New York, NY, （1987）.

であり、それとともに製管工程等の多方向から応力が付与

7） C.L. Chen, G.J. Tatlock, and A.R. Jones,“Effect

される条件下において柱状粒組織よりも延性と靱性の観点

of annealing temperatures on the secondaryから好ましい、結晶粒が等軸で微細な状態へと組織を制御

recrystallization of extruded PM2000 steel bar”,

することも可能であることを示した。

Journal of Microscopy, vol. 233, Pt 3, （2009）,
474.

4. 結言

8） M.F. Hupalo, A.F. Padilha, H.R.Z. Sandim, and
A.M. Kliauga, “Cold swaging, recovery and

再結晶粒と未再結晶粒が混在した不均質な層状組織を有recrystallization of oligocrystalline INCOLOY MAするMA956熱間圧延材を用い、冷間加工と熱処理の条件

956 – part I: Deformed State”, ISIJ Int., 44,

を変えて組織変化を調査した。その結果、当MA956にお（2004）, 1894.

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Alloy MA956の冷間加工および焼なましに伴う組織変化

9） M.F. Hupalo, A.F. Padilha, H.R.Z. Sandim, and
A.M. Kliauga, “Cold swaging, recovery andrecrystallization of oligocrystalline INCOLOY MA
956 – part II: Annealed state”, ISIJ Int., 44,（2004）, 1902.
10） T.S. Chou and H.K.D.H. Bhadeshia, “Grain
control in mechanically alloyed oxide dispersion
strengthened MA 957 steel”, Mater. Sci.
Technol., 9, （1993）, 890.
11） W. Sha and H.K.D.H. Bhadeshia,“Characterization of mechanically alloyed oxide
dispersion-strengthened nickel-base superalloy
MA760”, Metall. Trans. A, A25, （1994）,
705.
12） W. Sha and H.K.D.H. Bhadeshia, “Directional
recrystallization in mechanically alloyed oxide
dispersion-strengthened metals by annealing in amoving temperature gradient”, J. Mater. Sci.,
30, （1995）, 1439.
13） R.C. Klug, G. Krauss and D.K. Matlock,“Recrystallization in oxide-dispersion
strengthened mechanically alloyed sheet steel”,
Metall. Trans. A, A27, （1996）, 1945.
14） T.S. Chou, “Recrystallisation behaviour andgrain structure in mechanically alloyed oxide
dispersion strengthened MA956 steel”, Mater.
Sci. Eng. A, A223, （1997）, 78.
15） H.D. Hedrich, “Properties and applications ofiron-base ODS alloys”, in New Materials by
Mechanical Alloying Techniques, ed. by E. Arzt
and L. Schultz, 1988, DGM Conf. papers,
Deutsche Gesellshaft fur Metallkunde, Germany,（1989）, 217.
16） K. Sasaki, M. Kamaya, T. Miura, and K. Fukuya,“Correlation between microstructural scale plasticstrain and misorientation” J. Jpn. Inst. Metals,
74, （2010）, 467.

■著者

細田 孝

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