フジコー技報－tsukuru No.22(2014)

技術解説

九州大学大学院工学研究院
材料工学部門
准教授

パーライト鋼における脆性−延性遷移挙動
Prospect of One Shot Welding with Large Joint
Cross-section

１．緒言

博士(工学) 田中 將己
Masaki Tanaka

は次式で与えられることを明らかにした。

大量生産される鉄鋼材料の中で最も強度が高いのはパーライト鋼を伸線加工によって強化した高(1)炭素鋼線である。高炭素鋼線はバネ、橋梁用鋼線、ワイヤロープ、タイヤ補強用スチールコードなど広

ここで、G は BDT 挙動を律速している素過程の活範囲に使用され、工業的に重要な地位を占めている。

性化エネルギーである。この値が、BDT 温度近傍

高炭素鋼線は古くから研究されているが近年の高での転位移動の活性化エネルギーの値とほぼ等し強度化の進展は目覚ましく、引張強度が 6GPa にもい事から、BDT 挙動は転位の移動律速であると考達するスチールコードが開発されている 1)。この様えられている。これらの研究は始め単結晶を主に用にパーライト鋼は、鉄鋼材料の極限強度の追求といいて行われてきたが 4-7)、近年は、多結晶 bcc 単相う観点から学術的にも大変興味深い。

金属への展開が進められている 8-11)。そのような中パーライト組織についてはこれまで多くの研究で本稿では、フェライト−セメンタイト二相組織をがなされており、階層的な構造を有していることが持つパーライト鋼における BDT 挙動の特徴につい明らかとなっている 2)。まず組織の最小単位は延性て解説する 12, 13)。

的なフェライトと固く脆性的なセメンタイトが層状に配列したラメラ組織である。次にセメンタイト

２．実験方法

ラメラ方向が揃った領域のコロニー、フェライトが供試材は SWRS92A5.5φ丸棒供試材の化学組成をほぼ同じの結晶方位を有するコロニーの集合体で表 1 に示す。この供試材を 1000℃で熱間圧延を行あるブロック(4)から構成されている。これらのミクったのち、衝風冷却方式を用い、冷却速度約 20℃

ロな内部組織と材料の力学特性には密接な関係が/sec でパーライト単一組織を得た。次にこの丸棒あり、さらなる高強度・高延性を有する構造用鋼のから 1.2 x 0.8 x 20mm3 の試験片を切りだし、計装開発において、その塑性変形挙動に与える材料組織化衝撃試験機を用いて衝撃吸収エネルギーの温度学的因子の影響を明確にすることは極めて重要で依存性を測定した。なお、吸収エネルギーの歪速度ある。

依存性を明らかにするため、0.0033、 0.033、 0.33、と こ ろ で 、 脆 性 − 延 性 遷 移 (brittle-to-ductiletransition: BDT)挙動は、鋼の最も重要な力学特性

3.3 m/s の各ブレード速度で吸収エネルギーの温度依存性を測定した。の一つである。St. John3)はモデル材料としてシリコン単結晶を用いた研究において、BDT 温度には３. 結果及び考察強い歪速度依存性があり、それらの間にはアレニウ

図１A、 B に熱間圧延まま材、および相当塑性歪ス型の関係式が成り立つことを示した。即ち、 BDT0.74 まで伸線させた試料をＬ断面より観察した SEM 像

温度を TBDT、ボルツマン定数を k とすると歪速度を示す。何れの試料も典型的なラメラ−組織を示してい6ることが分かる。図１Ａで示すように、パテンティングままm/min における衝撃吸収エネルギーの温度依存性を材ではコロニーは均一に分布し、伸線加工により伸線示す。図より何れのブレード速度に於いても、吸収エネ方向（図１Y 方向）にラメラーが配向することが分かる。

ルギーは温度に対して単調に増加するのでは無く、狭図１C、 D に<110>極点図を示すが、伸線によりコロニい温度域で一端上昇する。その後に温度依存性が消ーの<110>集合度が上昇しαファイバが発達している失するが、更に試験温度を上昇させると再び上昇を始ことが分かる。この集合組織が脆性−延性遷移挙動にめ、二段のステップを経て上昇していることが分かる。

与える影響を排除するため、熱間圧延まま材を用いて初めに吸収エネルギーが上昇し始める温度はブレード以下実験を行った。

速度によって異なるが、およそ 100 K〜200 K の間に

図２Ａ、Ｂに EBSD により取得した L 断面の方位マあり、そこでは 20 kJ/m2 程度の吸収エネルギーの上昇ップ及び粒マップを示す。方位マップより、コロニーのが見られる。その後、250 K 付近で再び吸収エネルギ結晶方位はランダムに分布していることが分かる。また、ーは上昇した。

粒マップにおいて異なる粒として認識させるための閾

ここで最初の吸収エネルギーの上昇を第一遷移温値を 15 度とすると、平均コロニーサイズは 26µm であっ度領域、二回目の上昇を第二遷移温度領域とここではた。

定義し、第一遷移温度領域以下の低い吸収エネルギ
図３にブレードスピードが 0.2、 2、 20、 200ーを示す領域をパーライト鋼における下棚部、第一遷

図２ A: L 断面方位マップ，B: 粒マップ（方位差 15 度以上）

図３ 吸収エネルギーの温度依存性 13)7

図４ アレニウスプロット 13)フジコー技報－tsukuru No.22(2014)

移温度領域と第二遷移温度領域の中間領域を中棚部、きいことが分かる。これは第二遷移温度を律速している第二遷移温度領域上を上棚部とする。

熱活性過程がフェライト中の転位運動とくらべて極めて先に述べたように、BDT 温度の変形速度依存性か高いポテンシャルを乗り越える過程である事を示していら求まる活性化エネルギーは、BDT 温度近傍での転る。そこで、ここで見られた第二遷移温度はセメンタイト位移動の活性化エネルギーとほぼ等しい。従って、ここの塑性変形が律速していると考え、以下に考察を行っでみられる二段遷移現象は、それぞれフェライト、セメた。

ンタイト中の転位運動に関係していることが予想される。

図５にブレード速度 20m/min で試験を行った試料

そこで次に、第一遷移温度領域、第二遷移温度領域の下棚部(173K)、中棚部(233K)、上棚部(343K)におの中間点をそれぞれ第一遷移温度、第二遷移温度とける破面の SEM 像を示す。下棚部、中棚部におけるして、それらの変形速度依存性から活性化エネルギー

破面単位は 20µm〜50µm でありブロックサイズと良くを実測した。図４にブレード速度の対数と遷移温度の対応している。また、破面には明瞭なリバーパターンが逆数の関係を示す。ここでは比較のために低炭素鋼で見られ、フェライト鋼の劈開面である{001}面で劈開破同様の実験を行った結果もあわせて示している。まず、壊を起こしたことが分かる。一方上棚部における破面は第一遷移温度のブレード速度の対数に対する傾きは下棚部、中棚部で見られるようなリバーパターンは見ら低炭素鋼における結果から得られた傾きとほぼ等しく、れず、明瞭なディンプルでは無いものの延性的な破面

活性化エネルギーの値は 0.13 eV であった。このことは、が見られた。また破面には 500nm 程度の微細な凹凸

下棚部から中棚部への吸収エネルギーの上昇はフェラが見られ、その大きさはラメラ間隔のおよそ 5 倍程度でイトの塑性変形が律速していることを示している。次に、ある。先に述べたように、第二遷移温度はセメンタイト

第二遷移温度から得られた傾きから求まる活性化エネの塑性変形に支配されると考えられるため、破断後のルギーの値は 0.78 eV となり、第一遷移温度の歪速度試料の側面を観察しクラックの進展挙動を解析した。

依存性から求まる活性化エネルギーと比べてかなり大図５

破断後の破面 SEM 像．A, B, C: 下棚部(173K), D,E,F: 中棚部(233K)， G, H, I: 上棚部(343K) 13)8

図６に下棚部、中棚部、上棚部における試料側面の SEM 像を示す。図６B、 D より、下棚部、中棚部では、パーライト鋼を引張変形した際、引張軸とラメラ方向が平行な領域でも見られている 14)。

は試料側面にメインクラックとそれから分岐したマイクロ以上の実験事実と、下棚部、中棚部は第二遷移温クラックが見られた。マイクロクラックはセメンタイトラメラ度よりも低温であるという事実は、第二遷移温度は温度ーを分断して進展しており、これらの変形温度域では上昇に伴うセメンタイトの変形に大きく関連していることセメンタイトは脆性的に破断することを示している。これを示している。セメンタイトは単体では通常高温でなけは、図５A、 D で示した様に下棚部、中棚部で脆性破れば変形しないため、転位運動の活性化エネルギー面が見られたことに良く対応している。一方、図６E、 Fが高いことが推察され、図４で見られた高い活性化エで示すように上棚部では試料側面にマイクロクラックはネルギーと良く対応している。

観察されず、代わりに矢印で示した領域にセメンタイトを貫通する微小な剪断帯が見られた。これらの剪断帯

図６ 破断後の試料側面 SEM 像．A, B: 下棚部， C, D: 中棚部, E, F: 上棚部．B, D, F はそれぞれ A, C, E
中の赤枠の拡大像 13)．

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フジコー技報－tsukuru No.22(2014)

４. おわりに7)

M. Tanaka, E. Tarleton and S.G. Roberts:

パーライト鋼の脆性−延性遷移挙動はフェライト単相

Acta Mater. 56 (2008), 5123.

鋼では見られない、特殊な二段階遷移現象を示す事

8)が明らかとなった。これは、同一歪速度の条件下におMag. 87 (2007), 2589.

いて、フェライトとセメンタイトで塑性変形可能な最低温9)度が異なる事に起因すると考えられるが、詳細は今後

Tsuchiyama and K. Higashida: ISIJ Int. 54の課題である。

(2014), 1735.

A. Giannattasio and S.G. Roberts: Philos.
M. Tanaka, T. Onomoto, C. Furusho, T.

10) M. Tanaka, S. Takano and K. Higashida:
参考文献

Mater. Trans. 54 (2013), 1624.

1)

11)

Y.J. Li, P. Choi, C. Borchers, S. Westerkamp,

前野圭輝, 田中將己, 吉村信幸, 白幡浩幸, 潮

S. Goto, D. Raabe and R. Kirchheim: Acta Mater.

田浩作，東田賢二: 鉄と鋼 98 (2012), 667.

59 (2011), 3965.

12)

2)

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高橋稔彦, 南雲道彦，浅野厳之: 日本金属学会誌 42 (1978), 716.

13)

T. Sirithanakorn, M. Tanaka and K.
T. Sirithanakorn, M. Tanaka and K.

3)

C. St. John: Philos. Mag. 32 (1975), 1193.

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4)

P.B. Hirsch and S.G. Roberts: Philos. Mag. A

14)64 (1991), 55.
5)

H.S. Kim and S. Roberts: Journal of the

M. Tanaka, Y. Yoshimi, K. Higashida, T.

Shimokawa and T. Ohashi: Mater. Sci. Eng., A590 (2014), 37.

American Ceramic Society 77 (1994), 3099.
6)

P. Gumbsch, J. Riedle, A. Hartmaier and H.F.

Fischmeister: Science 282 (1998), 1293.

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