ベイナイト
成長するベイニティックフェライトラスに囲まれたオーステナイトには、炭素が強く濃化しているため、オーステナイトから炭化物を析出することが可能となる。セメンタイトは常に炭素が濃化したオーステナイトから生じ、上部ベイナイトの炭化物は常にベイニティックフェライトのラスの境界に沿ってフィルム状に連続的に並ぶ形で生じる(図15)。合金中の炭素量が増加すると、ベイニティックフェライトの幅が細くなり、炭化物のフィルムは不連続かつ頻繁に生じるようになる。ベイニティックフェライトプレートの生成後に、周囲のオーステナイトに生じる張力を緩和する形で炭化物が生成することが確認される。炭化物とオーステナイト、フェライトの間の結晶方位の関係は、(剪断説で主張される)格子剪断で上部ベイナイトに生じる炭化物と同様であることがわかっている。剪断説に反論するアーロンソン(Aaronson)は、ベイニティックフェライトの生成もこの炭化物と同じく拡散支配の変態であると説明している。
上部ベイナイトのオーステナイトとフェライトの間に、下部ベイナイトでも有効な、西山‐ワッセルマン(Nishiyama-Wasserman relation, N-W関係)が認められる。正確な回折像の結果の枠内では、K-S関係も同様に有効かもしれない。ピッチ(Pitsch)はセメンタイトとオーステナイトの間の結晶方位に、
(010)_{Fe_3C} \| (110)_\gamma
[001]_{Fe_3C} \| [\overline 225]_\gamma
[100]_{Fe_3C} \| [5\overline 54]_\gamma
が成り立つことを示しているのに対し、ピッカリング(Pickering)は
(010)_{Fe_3C} \| (110)_\gamma
[001]_{Fe_3C} \| [\overline 112]_\gamma
[100]_{Fe_3C} \| [1\overline 11]_\gamma
を示している。
ピッカリングは、フェライトとセメンタイトの間に方位関係が一切認められないことから、このセメンタイトがフェライトから生じたものでなく、オーステナイトから生じたものであろうと結論づけている。
オーステナイトへの炭素の強い濃縮が炭化物の生成中に緩和されるなら、ベイナイト変態は止まるかもしれない。この現象は動力学的な概念でベイナイトの『不完全変態現象』或いは『変態停留』と呼ばれる。不完全変態・変態停留の起こる温度域では、セメンタイトの核生成が阻害される。クロム或いは珪素の添加はこの現象を生じさせうる。これらを添加した場合、炭素の濃化したオーステナイトは室温まで急冷したときに安定化して、多量の残留オーステナイトとして残り、合金の機械的性質に大きな影響を与えるかもしれない。
変態機構の変化に及ぼす合金元素の働きが必ずしも比例的でないため、ベイナイトの生成に及ぼす合金元素の影響は複雑である。さらに悪いことに、それらの合金元素の影響は相互作用により阻害される。鉄との間に置換型固溶体を形成する合金元素は、ベイナイト変態温度域では置換型合金元素の拡散が起こらないために、ベイナイト変態に対して専ら間接的な影響しか与えない。そのため、合金元素は炭素の拡散速度を変えることによってベイナイトの成長の動力学に影響を与える。定性的には、マンガンやニッケル、クロム、珪素といった元素の減少はベイナイト変態開始温度を高め、変態時間を長くする。一方、クロムやモリブデン、バナジウム、タングステンといった元素は恒温変態曲線図(TTT図)中のパーライト域とベイナイト域を分離させて変態停留域を生じさせる。
炭素はベイナイトの形態に関して、本質的な影響因子である。炭素量の増加とともに、炭素の拡散が妨げられるためにベイニティックフェライトの幅方向の成長が停まり、ベイニティックフェライトは細かく数も多くなる。その上に炭素量の増加は、(下部ベイナイトの場合)フェライトから、(上部ベイナイトの場合)オーステナイトからの炭化物の生成を促す。炭素量の増加は潜伏期間を伸ばしベイナイト変態開始温度(Bs点)の低下を引き起こす。
クロムの添加は、炭素の添加と同様に潜伏期間を伸ばし、Bs点を低下させる。このオーステナイトの安定性の強化は、(TTT図の)温度域の上に変態の起こらない長い時間をもたらし、変態停留域を生じさせる。
珪素はFe-Fe3C系の準安定系状態図におけるAC1とAC3温度を上昇させるとともに、炭素の共析濃度を低い側に移動させる。パーライトとベイナイトの生成における動力学に対しては珪素はほとんど影響を与えない。また、珪素はセメンタイトに固溶しない。
マンガンはパーライト並びにベイナイト変態域におけるオーステナイトの安定性を大きく向上させるため、 マンガン鋼は大きな残留オーステナイト量をもたらしうるとともに、ベイナイト域の変態時間を長くする。 このベイナイト変態(で生じた残留オーステナイトによる機械的性質の低下)は、調質(焼戻し)によって改善される。マンガンはセメンタイト中に固溶でき、そして炭素との間にセメンタイトと同様の構造を持つMn3C炭化物を形成する。
ニッケルの添加はクロム或いはマンガンと同様にBs点を下げる効果を持つ。しかし、高いニッケル量は鋼が完全にベイナイト変態するのを拘束する。例えば、4%のニッケルの添加はマルテンサイト変態開始温度を約10℃上昇させて、ベイナイト変態域を狭めることとなる。
モリブデンはAC1に影響を及ぼすことなくAC3温度を上昇させ、初析フェライト析出とパーライトの生成を遅くする。これより、モリブデンを多く添加することで、ベイナイト変態域より高い温度の冷却中にフェライト若しくはパーライトを生成することがなくなる。
フェライト及びパーライトの生成は硼素により強く遅らされる。(TTT図上の)パーライト域は長時間側に移動するのに対して、ベイナイト域は影響を受けない。そのため、連続冷却変態でも完全なベイナイト単一のミクロ組織を得ることができるようになる。その際に重要なのは、硼窒化物が生じると脆化の原因となるので、窒素をアルミニウムやチタンで固定することである。
珪素鋼においては、前述の珪素を含まない鋼のベイナイト変態の機構と比べて、珪素によってセメンタイトの生成を抑制される特徴がある。炭化物の形成が完全なベイナイト変態の前提であるため、セメンタイトの生成が抑制される珪素鋼は不完全な変態となり、高い残留オーステナイト量を持つこととなる。変態生成物は生成後の炭化物生成によって変化しないため、珪素鋼の研究はベイニティックフェライトの生成機構を解明するための重要な方法を供することができる。
珪素はセメンタイトに実質的に不溶である。セメンタイト核の成長は排出される珪素の拡散に支配され、ベイナイトの生成は変態温度でゆっくりと進むことになる。このセメンタイト核の生成による珪素の濃度勾配によって、局部的に炭素の活量が強く上昇する(図16参照)。そのために、セメンタイト核における炭素の移動が減少し、核は成長し続けることができなくなる。
珪素鋼の上部ベイナイト域における変態は炭化物の生成が二段階に分かれるために進みづらくなる。第一段階では、ベイニテッィクフェライトの生成が非常に速い速度で進み、周囲のオーステナイトに炭素が強く濃縮される。第二段階では、珪素鋼ではとても長い時間の後に、この炭素が濃化したオーステナイトから炭化物が生成する。オーステナイトの炭素量低減によってフェライトの生成を継続して進めることができ、ベイニティックフェライトプレートの横方向への成長により二次的なフェライトが生成する。下部ベイナイト域においては、珪素がε炭化物の生成に小さな影響しか与えないために、フェライトからのε炭化物の生成は短い時間で進む。しかし、セメンタイト中のε炭化物の変態は珪素の存在により制約される。この下部ベイナイトの炭化物の生成は、上部ベイナイトよりも少ない残留オーステナイト量となる。この炭化物には相当な量の珪素が含まれるために、セメンタイトとしては識別されない。ローリグ(Röhrig)とドラジル(Dorazil)は上部ベイナイト変態の温度域に長時間保持すると炭化珪素ができることを報告している。
大きな珪素量と350℃から400℃の変態温度においては、合金の機械的性質に悪影響を与える、炭素が濃縮した残留オーステナイトが多量に生じうる。成長するベイニティックフェライトに囲まれたオーステナイトにおいて、局所的に炭素が濃化したオーステナイトに変形双晶が観察される。
ベイナイト変態はBs点に近づくにつれて不完全に進行するようになり、Bs点で変態が止まる様子が観察される。いくらかの何も起こらない時間の後に、パーライトの生成が始まる。ここで合金元素を添加すると、パーライト変態温度域の上昇或いはベイナイト変態域の低温側への移動が起こり、この変態温度域で変態に非常に長い時間がかかるようになる。この現象は高温で炭化物の生成が抑制されるためと説明される。この変態が停止するまでの短い時間のうちに、オーステナイトに素早く炭素が濃縮する。
この不完全変態現象或いは変態停留と呼ばれる現象はベイナイト変態機構をめぐる論争の中の大きな論点の一つとなっている。しかし注意しなければならないのは、この現象のベイナイト変態は完全に停止するのではなく、長い時間の後に完全に進むことである。したがって、現象については変態停留、途中で変態を止めることについては不完全変態という用語が適当であろう。
ブラッドレイ(Bradley)とアーロンソン(Aaronson)は変態停留領域について『ソリュートドラッグ効果』(溶質ドラッグ効果、英: solute drag like effect、SDLE)で説明している。このモデルは、ベイナイト変態域において侵入型原子(炭素)の拡散中に、置換型原子が自由に移動できずに相界面に濃化すると考える。この原子のそばでは炭素活量が減り、オーステナイト中のフェライトの炭素拡散の駆動力が低下する。この効果は変態速度を低下させ、極端な場合は濃化した相界面の移動は、この界面に炭化物を形成することによって、停止状態になる。
バーデシア(Bhadeshia)とエドモンズ(Edmonds)は直接の意見表示として、合金元素を添加した場合を例として、炭素活量の低下が変態の停留原因とならないと反論している。加えて、SDLEはベイナイトとパーライトの間の変態停留の領域は説明できるものの、下部ベイナイトと上部ベイナイトの間に認められる二次的な変態停留を説明できないと論じている。
ベイナイト組織では結晶粒界強化と転位強化、分散強化といった強化機構が働く。
結晶粒界強化においては、ベイナイト組織の微細構造における結晶粒径を如何に定義するかが問題となる。一つの方法は結晶粒径を旧オーステナイト粒径とすることであり、間接的にベイニティックフェライトプレートの長さ及び、ベイナイトラスの集合体であるパケットの大きさと関係がある。エドモンズ(Edmonds)とコクラン(Cochrane)は強度特性と旧オーステナイト粒径の間に関係がなく、パケットの大きさとの間に、
\sigma _{Latten} \propto l^{-1}
の関係があることを発見している。
もう一つの方法は、それぞれのベイニティックフェライトプレートの幅を結晶粒径とすることであり、
\sigma_{Kg} = \alpha_3 \cdot d^{- \frac 1 2}
のホール-ペッチの関係(Hall-Petch relationship)に対応する。これは変態温度の低下に伴って、ベイニティックフェライトプレートが細かくかつ多くなるのと同時に、強度の上昇が認められることに基づく。
変態後のベイニティックフェライトの転位密度は109から1010 cm-2に達する。この転位密度を持つために、変態温度の上昇に伴ってベイニティックフェライトの生成が少なくなり、より高温では、多くの炭化物が存在するようになる。
塑性変形においては、これらの転位のごく一部のみがすべり転位として働く。金属格子中のすべり転位の運動は、金属格子の立体構造の不動転位や溶解した不純物原子、炭化物、結晶粒界、相界面により妨げられる。転位強化の関与は定量的に、
\sigma_{vers} = \alpha_1 \cdot G \cdot b \cdot \sqrt{\rho}
として見積もられる。ここでα1は定数、Gは剪断弾性係数、bはバーガースベクトルの大きさ、ρは全体の転位密度である。
すべり転位とそれぞれのすべり面上の侵入型原子或いは置換型原子との間には、
\sigma_{MK} = \alpha_2 \cdot G \cdot C^M
の応力分配が成り立つ。ここでα2とMは定数、Cは不純物原子の濃度である。変態温度が低下するとベイニティックフェライトに固溶した炭素が増加するため、固溶強化が大きくなる。
上部ベイナイト中の炭化物はその量に応じて強度特性に影響を与え、亀裂を発生・伝播しやすくする。ここで炭化物はベイニティックフェライトの界面にあるため、結晶粒内のすべり転位との相互作用は働かない。下部ベイナイトにおいては、フェライト中への炭化物析出は時効強化を引き起こし、
\sigma_{K} = A \cdot n_e \ln \left( \frac B n_e \right)
の応力分配を与える。ここでneは1 mm2あたりの炭化物粒子の数、A及びBは定数である。
いくつかの相(または組織)からなる混合物の強度特性の決定には、
\sigma = \sum_{i=1}^N {V_i \sigma_i}
の混合則が用いられる。ここでNは全体の相の数、iは相を表わす変数、Viは相iの体積分率、σiは相iの強度パラメーターである。この概算は上部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織に適当である。しかしながら、この式は下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織においては不適当である。残留オーステナイトがマルテンサイトに変態しない限り、残留オーステナイトを有するベイナイト混合組織の強度はこの式に従って評価できる。
残留オーステナイトの高い延性と変態能のために、残留オーステナイトの量が多く独特の形態を持つ高珪素鋼の靱性は異なった特徴を示す。変形状態において、炭素が強く濃縮した残留オーステナイトはマルテンサイトに変態し、同時に炭素量の低い双晶がオーステナイトから生成する様子が観察される。最大の破断伸びとなる残留オーステナイト量は33から37 vol%と報告されており、それより高い残留オーステナイト量(50 vol%まで)では靱性が低下する。その理由は残留オーステナイトの形状に起因しており、少量の残留オーステナイトが針状のベイニティックフェライト中に存在する場合には、残留オーステナイトが硬いベイニティックフェライトの潤滑膜として働いて延性を改善する。この残留オーステナイトの延性への寄与(英: transformation induced plasticity、TRIP効果)は、その加工誘起マルテンサイトを非常に生じやすい性質のためであり、ある程度の残留オーステナイトの存在は引張試験の破断伸びを大きくする。残留オーステナイトが多く存在するようになると、残留オーステナイトがブロック状になっていき、変形機構が加工誘起マルテンサイトの生成から変形双晶の生成へ変化する。更に残留オーステナイト量が増加すると、ブロック状の残留オースナテイトの割合が大きくなり、残留オーステナイトの量が37 vol%を越えたところで破断伸びが減少に転じる。この関係は変態温度の上昇により破壊靱性値(KIC値)が低下することと対応する。
恒温変態ベイナイトにはいくつかの利点がある。下部ベイナイト域においては、0.1から1.0%の炭素量を持つ鋼に、高い強度と良好な靱性を与える。なお、この鋼はクロムを0から1%、珪素を0.1から0.6%を含んでいる。変態温度を400から600℃にすると降伏比(YR、引張強さTSと降伏応力YSの比)が0.6から0.8に上昇する。焼入れ焼戻しでベイナイト化された調質鋼は焼ならし鋼よりも延性に優れ、その引張強さは850 N/mm2(850 MPa)以上にも達しうる。このベイナイトの良好な機械的性質は低い温度に保持することで得られる。更に破断伸び及び絞り、切欠き破壊靱性についても焼ならし鋼と比較して優れ、クリープ破断強度及び疲労強度、破断寿命もこの熱処理によって良好な影響を受ける。
下部から上部ベイナイトに移行すると、衝撃試験の延性脆性遷移温度(英: ductile-brittle transition temperature、DBTT)は著しく上昇する。高い変態温度で変態した上部ベイナイトは、下部ベイナイトと異なった炭化物構造を示しており、その劈開破面単位の大きさ(有効結晶粒径)はベイナイトコロニーの大きさに一致する。これは(下部ベイナイトにおける)マルテンサイトの存在が劈開破面単位を細かくしているためのようにも見える。
しばしばベイナイト組織を持つ鋼は低い降伏強度を示す。シェーバーは高温で不完全変態させた鋼の降伏応力について研究し、高い温度で変態させた場合に最大となると報告している。降伏応力の他に、疲労限度に対して不完全な変態は敏感であると述べている。
ベイナイト組織を持つ材料はその組織の疲労限度やクリープ強度の利点から、弁や皿ばねとして非常によく用いられる。ベイナイト変態させた試験片の疲労限度は焼入れした試験片よりも大きく、それらは可能な限り完全にベイナイト変態したものと考えられる。このベイナイト組織によって、内外の切欠き並びに破壊の起点となる応力集中点を除けるかもしれない。
ベイナイト変態は良好な機械的性質に限らず、遅れ割れ及び実用的な焼割れのない熱処理の観点から興味深い。ベイナイト組織は比較的高い変態温度であっても、焼入れマルテンサイト組織と同様にその非常に大きい変態の残留応力を緩和するために通常調質が施される。そのうえ、ベイナイト変態はマルテンサイト変態と比べてわずかであるが体積が変化しているのである。
鋼の疲労はマッカーチ(Macherauch)によると次の4つの疲労段階: 弾塑性繰り返し荷重変位過程及び微小亀裂の発生過程、亀裂伝播過程、最終的な疲労破壊に分類される。焼入れ鋼は疲労破壊に先立って起きる、繰り返し荷重変位過程及び微小亀裂発生が支配的である。焼ならし鋼或いは調質鋼は亀裂伝播速度を保ったまま許容応力を大きくして、ある重要部品の寿命を伸ばせるかもしれない。
弾塑性繰り返し荷重変位によって、図17に示す応力‐全ひずみ関係のヒステリシス曲線から、材料特性のパラメーターが得られる。応力制御の疲労試験では、繰り返し数Nの疲労荷重を与えたときの全ひずみ振幅εa,t及び塑性ひずみ振幅εa,pを求める。繰り返し荷重による硬化(軟化)はεa,p及びεa,tの減少(増加)として得られる。一方、ひずみ制御の疲労試験ではそれに対して応力振幅σa及び塑性ひずみ振幅εa,pの大きさを求める。繰り返し荷重による硬化(軟化)はεa,pの減少(増加)として得られる。横軸を破断したときの繰り返し数(限界繰り返し数)の対数に、縦軸に従属変数として応力振幅をプロットした結果は、一般にS-N曲線と呼ばれる。従属変数対のσaとεa,p、またはεa,tの関係性から、繰り返し応力‐ひずみ線図が得られる。これによって引張試験の応力‐ひずみ曲線のように、繰り返し引張のひずみと降伏応力を除けるかもしれない。
繰り返し荷重‐変位曲線は帰納的に繰り返し荷重時の材料特性を与える。焼ならし鋼は大抵、準弾性のある繰り返し回数の潜伏期間の後に、疲労限が繰り返し荷重による加工硬化と結びついて不安定化する様子が認められる。この不安定化は均一ひずみ域において発生し、その引張方向に沿って疲労リューダース帯が観察される。
調質鋼においても、潜伏期間を持った不安定化が認められ、亀裂の発生が促される。応力振幅の増大とともに潜伏期間は短くなり、寿命も短くなる。既存の非常に高い転位密度のために新たな転位の生成はありえそうになく、塑性変形するためには既存の転位構造を再配置しなければならない。硬化した材料の状態は、非平衡濃度の炭素原子と弾性変形の相互作用によって転位が集積する機会を与えるために、繰り返し荷重による加工硬化をもたらす。調質は固溶した炭素の濃度を低下させ、転位と炭素原子の相互作用の可能性を下げるともに、転位構造を変化させて軟化させる。
定常的な亀裂伝播段階においては、亀裂先端の繰り返し塑性変形が重要である。亀裂伝播は応力拡大係数ΔKに支配される。荷重変化に対する亀裂長さの増加は、定数c及びnを用いて、
\frac {da} {dN} = c ( \Delta K )^n
と表わされる。dA/dnとΔKを両対数プロットすると両者の間に直線関係が認められる。閾値ΔK未満においては亀裂は一切増加しない。非常に高いΔKは、破面が不安定な亀裂成長となりやすい。