九州大学学術情報リポジトリ

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Kyushu University Institutional Repository

メカニカルミリングによる超強加工法を利用した鉄 の結晶粒超微細化に関する研究

木村, 勇次

https://doi.org/10.11501/3147916

出版情報：Kyushu University, 1998, 博士（工学）, 論文博士 バージョン：

権利関係：

第2章 メカニカルミリングによる鉄の加工硬化機構

2. 1 紡

llAj丘， {ljT系��)JIJ r.(l)ー(:1)， Equal-Channcl Angular Prじss i n g (E CA P)

(4 )ベタ)， メカニカルミリング(MM)法など 3 合)d�の本計IAでの強)JrJ f.のみで

内I").I�組織がサブミクロン以ドに微細化する現象が�

t r

1を集めている. な かで も3 llJエネルギーボールミル装;iTを川いて金属粉を繰り返し刑判:会 形させるMM法では， 制|恨の加工歪を粉末内部にイ、! ?できることにid大 の利よいがあり3 純鉄(^{6 )ー(7)， Fc-C(8)ー(9} )ゃれーCU(10)-(11)台金などの材料 で， ミリング処JfHによって数十nm以下の趨微結品粘組織が得られること が昨認、されている. MMで作製され るナノ結品材料では 3 系fJl粒化に とも なって硬さが汗しく上昇し3 結品粒径と促度の問にHalトPct chの関係が jぷιすることも指摘されている(6 )ー( 7 ) . またョ とれらのナノ結品組織rl' には山密度のrllif立に起閃した弾性ひず、み(こ こでは局所ひずみと記す. ) が{/{I�することも大きな特徴である(7)，(10)，(12). しかしながら3 内部微視 組織と川所ひずみの関係や強度 に及ぼす同所ひずみの彫響については未 だ|リ]らか にされて いない . 本研究では3 椅々の硬さまで MM処1rl1した欽 粉について3 ミリング過程および腕鈍過程での内部微視組織の変化を3

X線rnJ折， TEM観察3 および微小硬さ試験により調査して超強加工した 欽の加工便化機構を解明した.

2. 2

ぷ料および実験jj法

2. 2. 1.

試料作製

原料の欽粉には川崎製鉄(株)製のミルスケール還元鉄粉(KIP255M;

純度99.2勿)， 粒度-100mcsh(粒子径150μm以下))を用いた. 鉄粉は3 直作10mmの銅球(su 12製)ととも に， 容積O.4LのSU S304製ミル容認

に充 決したのち

3

ア

ル

ゴン雰囲気中で， 遊民ボール ミル装店を川いてid 長で360ksまでのMM処.Efnを施した. なお3 ボール/ 粉末の総rn引比は12 である. MM処111(した欽粉( MM-Fじ粉)は3 ノkA42よIJH:xt _{rj'にて823K}..._

1273Kの話^lllJZ14で飢鈍したのち， buildのノ'1< {令イlYで冷却した.

2. 2. 2

_組織紛然

M M - Fc粉の

内r'1r�

_微

制

_{組織は ，} }J[ 1 )生;白川200kvの透ji:1 1111也子klfI微鋭 (TEM， JEM-200CX， 九州大'YTJ12I:liJ|汁店子顕微鋭本)を川いて飢然し た. TEM飢 察 川の法JJ見ぷ料は3 飴1I1ら

( ^{1 3}

)により提案された" cold prcsslng

mcthod" を川いて3 次のよう な子)1阪で作製した. まず[1句作 3mmの穴聞け加工を施したS^U S3

0

4製_のIlJ紅代総( [r'-i任10mm， 1白さ 11m m)に， MM- Fc粉とjJR料欽粉(ここではパインダーとし て 川いた) を約1 : 1の制介で混合して充境したのちョ 冷問プレスによりその平洋擦 を約3mmの向さまで:trpしつふ、し，

J

E粉体を得た. 何:られた圧粉体は杓々 のね皮で焼鈍したのち3 出径3mm， )立さ約O.lmmのディスクに切削加[-.

し3 過塩素股10%-rfr般90%の電解液を用いたツインジェト研熊法で

TEM観察川のNj肢にイI�

I二げた. 1毘l立は3 エポキシ樹脂に埋め込んでパフ 研隣イt I二げした粉ぶの断|而について3 マイクロビッカース硬度計(荷主;

O.245N(25gC) )を川いて測定し，

8

Wilの測定点の、|えよ句111で評価した.

2. 2. 3 x線rn]折法による内部微視組織の解析

MM-Fc粉のX線1 nl-1i斤は3 ディフラクトメータ法によりCo-Kα線(波長

(λ)ニO.1790nm)を 川いて行った. 測

定された

Ir1]折強度rl[1線は3 R

_{a ch}ingcrの

)j

_法

(

^{1 4})によって^Kα¹

強度

1

11

1線と Kα² 強

度

r

ll

l

線

_に

分断

_{した .} 紡日子の大きさ( ⁰ hk

1

;欽粉 r

j

_'の

転位 セ

ル

や結日 i Jil l i

_{の大きさ)およ}

び 片

所ひずみ(εhkl ; 'l1

i

d

立

などの格子欠

陥

に起附した仰性ひずみ/不均

ー

ひ ずみ注I )の値は， Kα1強度曲線の真の、!と価|附(βs)について， s ⁱ n θ/λ

法l局所ひずみ(εhkl)は， 引張と圧縮の両変形を含む. この両者が等しい場合， 最大引張

変形または最大圧縮変形は， 局所ひずみの値を2で書iJって求められる. 最大応力を求めるため には， このようにして求めた最大変形に， 弾性本(E)を掛ければよい.

に刈する βsCO Sθ/λのプロット(H al卜W illiams onプロット (1 5) ;式 (2.1) )から川折線の広がりをJ，

J

JiJÍ"ひずみによるものと結仏子の大きさ によるものとに分断して求めた. このプロットでは， ，，' (記長の傾きが川所 ひずみ(2εhk 1) ， 切)^'r

_の逆数がれli

^r1rrrl fての大きさ(Dh k I/K)に刈)iむする.

βs

CO

Sθ/λ= (2εhkl)sinθ/λ+(K/ Dhkl) ・ ・ ・ (2.1)

ここで3 θは!日|折f(J，

K

はSchじrrじrの定数(、I^(_ Í!lIî IP，II\を川いる場介().9，

1Ù分IPII\の場介1) (16)である. 11の、|ベ{lllî IP，II\ (βs)は3 ひずみのないJJ日料 欽粉のKαl強度1111紘の、ド{，I日IIJI[�

(βr

)を制派ぷ料と して訓IJíl::し， MM-Fc 粉のKαl強度rlll記長の、1(. {l1lî

IP日(β111)からβJ=βn12-βr2の関係式(

1 7 )を川い て装店による[r11折線のjム-がりを何Iì II�して求めた. たとえば， Fig.2.1(18) に3 約々の試料で測定された杭分IpMβx co sθのSlnθに対する変化をぷ す. マルテンサイト組織を有するFc-Ni介合3 および純欽のやすり粉では3 (200) ((1}からの川折線の広がりがとくに大きくなっている. こうしたr(lÎ

指数依存Jド1:は，

W， AIそしてMoなどを除いて3 ほとんどの材料で多かれ

少なかれ凡受けられ3 その原凶は市JJ M11名子の弾性Y11jl↑'tによるものと者­

えられる.

Fig.2.2

は3 本実験で求めたMM-Fc粉のよfi分|隔について3 H alトWilliamsonプロットを行った結果をぷす . MM-Fc粉では やはり積 分*ilJjが(200)凶iで大きく なっており3 εhklや Dhk Iにマルテンサイト鋼や 欽やすり粉と同級な大きな見ノjJド1:があることがわか る. この ことから3 本側究では(200)1(IÎ以外のα-F c ( 11 0)， ( 2 2 0 )

rú

Îの|叶折強度曲線の、|汁d]î

I隔

を解析に用いた.

・Jj

， ポリゴニゼーションなどの転位の特異な分布がなく注23 結品子 の各国とに転位がイメイEすると仮定した場合3 転イ小位l立2の平均密度(ρ)は3

X紋[い川n叶1折法で淵測|リlえ札定iじ:され た命れIJ川1

から3 次式でおおよそ求められる(1 9) ^•

ρ= (K) 0.5εhkl/(Dllkl

^•

b) ・ ・ ・ ・ ・ ・ ・ (2.2)

ここで，

bはパーガースベクトルである(欽の場介約O.25nm). Kはb

に依存した定数であり3 とくに休心立jj栴-f(110)而t-:.のb= [111

J

'f別立 に関してはK= 14.4となる(19). Tablc2.1は3 比較材として用いたマル

テンサイト鋼の転位密度を測定した結果である. 転位密度のイl直は表中に 出 ポリゴニゼーシヨンが起こると転位向上の村171.作用で弾JI"tひずみが緩和されるので転位 密度と局所ひずみの対応関係が成立しなくなる.

(220) (211 )

(200) ( 110)

-'

...

...

，〆

も ω。υむ

0.4 0.6 1.0

Fig.2.1 Analysis 01、Iinc -broadcning mcasurcmcnts; Fc-27o/r，Ni aIloy mlh-aricnsilc struclure(1)and iron 111i時s(2). (3 is intcg凶brcadth 01‘

thc diffraction Iinc.

0.8

θ

SIn

Hv950 (200)

.

(

₂₂

0)

...

.(

²

1 1 )

... �

...

O.

.. .. �...

α-Fe( 1 1 0) ... ィー

_ー

0.2

守ーー

FヒC\h・斗

\供、ベ

0.1

①ωouc

6

5

L 1/nm1 4 3

。

2

。

sin8/入，

Analysis 01' linc -broadcning measurcments in mcchanically Fig.2.2

millcd iron powdcrs. (1 is intcgral brcadth 01'・thc di1Traction linじ・

ぷした他の研究者ら(20)， (21)による測定値とも良く

a致している. このこ

とは3 本実験のX線!日!折法による'1引な街皮の測定が妥、liである ことを災

イ、1"けている.

Talヲlc 2.1 Dislocation dcnsity in martじnsitic stじじls

X-ray TEM

p(m-2) p(m-2)

Fe-O.150/oC 1.5x1015 Fe-180/oNi O.55x1015

Fe-160/oNi(20) O.50x1015 O.39x1015 Fe-O .420/oC(21)

_*

2.1x1015

^一

*Fe-O.429もC alloy was subjected to tempering at 523K.

2. 3

メカニカルミリングした3失の内部。改拡l*ll*故

2. 3. 1

メカニカルミリングに伴う主失の系11*哉変化

Fig.2.3は，

MM-

Fc粉の硬度と ミリングfI-f問の関係を不す. MM処珂!

を施していない欽粉の似肢はビツカース似さHv50科度である. ミリング 11与!日!が長くなるにつれて欽粉の 似皮はl:Hし， 360ksのMM処FI1後には

Hv950のhillに述している.

参与-までに， {作製法で作製した純欽のバルク 材を断I削減少率で98O/C， (点歪;4.5)まで冷問j正延した場合の加工ßL!化邑も 閃rllに破線で示している. バルク材の冷間圧延では， 98 (ÆIの加工卒は日 制れを伴うほどの強加工の範鴎に入るが， このような強加工を施しても 鉄の便さはたかだかHv280程度にすぎず3 これは鉄がイjする加工便化能 からすれば3 ほんの初期段階に過ぎない . なお3 雰閤気や鋼球などのミ

nu

nu nu

nU 6

4

ωωωC℃」町工ω」の〉-o一>

.. 980/0 cold-rolled

I iron Sheet

，〆 l

�

10

Milling time，

100

t/ ks

1000

Fig.2.3 Changじin Vickcrs hardncss of an iron powder with mcchanical milling. Thc incrcmcnt 01、hardncss by 980る cold-rolling is shown in the figurc for an iron bulk matcrial produccd by convcntional melt-casting process.

リング媒体からミリングrlrに混入してくる不純物のほは， Tablc2.2から わかるように ミ リング附1mが長くなると1'，: F-l付加するものの3 総 flt とし ては わずかである

.

なかでも川総必化の可l壬 が 大き なjぷぷと2RA;の総il;:

は， 360ksMM処IIHした欽粉でも(). 1 m a s s (

Yr

，

未満 であ

り

₃

_これら

_の不純物 ノ乙ぷの似さへの九:うは似めて小さ いと判断できるt11. IFiz.2.4は3 α­

Fじ( 1 10)と( 2 20

) [(Jíからの!日l折必皮[111総の、I�.

{illî *1，\につ いて，

_H

a

_1I

-

Willia msonフロ ットから求めたMM-Fじ粉のれlj111111fの大きさとJJ ，) _所ひず

みを似さに刈して終JlIlした市Jillミをぷす. JrD川ひずみ はMM-Fc 粉の似化に ともなってO.

_� (Yr^，

まで

_1\'0

)J[lするが， fæさがH v800以上のすû城ではわずかに 減少する似fr'JJがi認められる. このように川所ひずみが飽和し て減少する

現象は， Fc-Cu合金(10)やAIRu金属!日]化合物(12 )などの他の合金のMM処 珂でも飢察されている. ゾJ， 市h (，?， J亡の大きさはMM-Fcの使さがl�タ11す るにつれて細 かくなっていき ， 川所ひずみのよ�g )Jflが必打ちに なるような 促さ領域では， 50n m前後まで微細化されている. そして， _H v950まで加 仁促化させた欽粉では3 結日，fの大きさが約25n mにまで細かくなってい る. Fig.2.5に， H v470まで加I�磁化させたMM-Fc粉のTEM像を示す.

このような欽の加工硬化 のrlr月]段附では3 内部組織は100n m以下の微細 な転イ\Lセルやサブグレインなどの結，��，fによって特徴づけられる(a) . 附例町像(b)では3 これら数例のれfi"If" Jて_が集_ま り_{3 大}f_{J粘界_で医切_られ たサ ブミクロンの大きさの{ljl 長 α粒をあ'，j Jぶしていること が わかる. ただ し3 ここで強調すべき点は， nffネ�l野像(b) rlJに矢印でぶすように3 基地 とは結品店位が大き く呉なる30"-'50n mの大きさの等r�rll α粒も部分的に形 成されていることである. このこと はナノα粒が独立してランダムに形 成されてゆくことを物的っている. また3 このようなナノ α粒の形成に 関して， J an gら(Ó)は3 アトライターを川いた純Fc粉のMM処I!j�では， 1)

ミ リングの初J�J 泊料において転付セルがlOn mまで利11かくなること，

2)

ミ リングの後J�J過科では3 これらrlti枕セルrmの結J1[11/j付ノ宅が憎してゆき3

I王1原料欽粉には，第3章でも示すように約O.3massりもの多量の酸素が含まれている. MM-Fc 粉では，第5章で述べるように，円安素は，α-Fcの格子内にほとんど[�û溶しておらず，その大部 分は，FcOなどの自変化物を形成したり，結品粒界に偏析して存在している. よって，酸素によ る固溶強化は小さいものと判断できる. ただし，純欽と酸化物粒子のMMでは，内部組織のナ ノ紡品化に作って大部分の円変化物粒子は分解する.両変化物の極類によって分解する割合は異な るがE その分解量が増えるほど基地のα粒は微細l化される傾向にある.

Table2.2 Chemical compositions of mechanically milled iron powders (mass%).

C N Cr Si Mn P S

。

S

0.007 0.03 0.04 0.24 0.006 0.005 36 ks 0.005 0.001 0.10 0.05 0.26 0.006 0.0081 108 ks 0.018 0.003 0.22 0.05 0.26 0.006 0.008

360 ks 0.022 0.070

^{一 一}

一一 」ーー

に」C

200 てコ 300

nωN一ω

slze

当.

strain Local

4

C

100

�

0

•

•

1.0

0.8

0.2

(ポ)C一gvω

0.6

0.4

一句。oJ

800 600

hardness

400

Vickers

。 200

by X-ray milIed iron in local strain and grain-size obtained

function o[、hardness in mechanically a にリ

ρLV ミu

C LH

a n σba Fig.2.4 dil1、ractometry，

powders.

Fig.2.5 TEM imagcs 01' an iron powdcr work-hardじncd 10 H v4 70 hy mcじhanical milling :Brigh1(a) and dark(h) lÏckl imagcs， and 1hじ cJilTraじ1inn pallじrn(c) 1akじn rrom 1hじ sclωtcd arca ol‘1.5 �lm in cJiamctcr.

最終的にランダムな結品方位を有する粒径約6nmの等制lα粒が形成され ることを級代している.

^[，

íJ依に3 本MM条件では100nm以ドに微調1I化さ れた，1(ぷ位セルが3 ミリングr 1 rにサブグレインの段附を統て次第に数卜nm の大きさのぐり�

111111αJ1iliに劣化してゆくと与-えられる.

Fig.2.6は， H v950ま でJJII r.似イじさせたMM-Fじ粉の内部のTE M像をぷす. 力11 ，-.の後J9J段附で

は， 20"-'50nmの大きさの咋11[111α机が数多く形成されており， 'I�五位セルや サブグレインはもは や飢察されない (l1r'f視野像作)) . IリJtJl野像の11句作約 1.5μmの制限視野領域からf!?た'r"t1: [-総川折|刈形(c)は紛(密なリング状 であり3 形成されたナノα杭がれVIII!l'yf的にランダムなノi仙をイJしている ことをぷしている. x線rrll折法から求めた結晶子の大きさは約25nmであ り， TEMで飢察された等中rllα粒の大きさと良く ー放している. また， Iリj 視野像(a)では回折コントラストが不明瞭であり3 このことは試料r l'に

大きな局所ひずみ(0.7 _7r， )が存有することに起凶している. しかしなが ら3 このように大きなひずみが内花するにも かかわらず3 等 制lα粒 の内 部には転位がほとんど観察されない. このようなTEM像は3 超強加r.に よって作製したナノ料品材料の -般fのな特徴である(4)，(�2).

2. 3. 2

メカニカルミリングした欽の焼鈍に{、I�う組織変化

MM-Fc粉の内部微制組織とJn] J好ひずみの関係は3 さらに焼鈍に伴う組

織変化を調査することでQJJ維にすることができる. Fig.2.7は3 種々の 使さまで加工硬化させたMM-Fe粉を1. 8ks等時焼鈍した場合の焼鈍組度 と粉末の硬さの関係を示したものである. 98%圧延材では， 800K付近で

-次円結日lに起肉した急激な軟化が起こっており，

^r

rîJ科皮の初期]硬さを イiす るMM-Fe粉は これとrrlJ械な 軟化不動を心す. _H v4 70のMM-Fc粉で は， 800"-' 900 Kのrmと1000Kよりffijい制度域で， 2段附の軟化が呪れてい るのが特徴(である. 900K付近の軟化はMM-Fc粉の似さが高くなるにつ れて明確に識別できなくなり， H v95 0までJJrJ工硬化したMM-Fe粉で、は3 600K付近から連続的な軟化が進行するようになる.

Fig.2.8は， _H v470まで加工便化させたMM-Fc粉について， X線回折法 で求めた結晶子の大きさおよび局所ひずみを焼鈍温度との関系で示す.

700K

以下の焼鈍では3 結晶子の大きさに変化はみられず， 局所ひずみだ

Fig.2.ó TEM imagじS of an iron powdじr work-hardcncd to HvY50 hy mcじhani(.込1 milling :Bright(a) and dark(h) tïcld imagじs， and 1hじ ditlrac1ion pはltじrn(c) 1alωn from 1hじ sclcctcd arca () 11.5 �lm in diamctcr.

1.8ks Annealing

手一一一

ー一一一

畠ーーー一一ー

早ー一一

プ ー

980/0 cold - rolled iron sheet

1000

800

400 600

200

ωωωCU」の工ω」①vち一>

1000 1200 T / K 400 600 800

Annealing temperature，

。

Fig.2.7 Changcs in hardness oL、iron powdcrs work-hardened to scvcral hardncss levels by mechanical milling， as a function 01' annealing tcmpcralurc. The hardncss change of an iron bulk malerial subjeclcd lo 98%-) cold-roIling is also shown in lhe figurc， for rcfercncc.

(J) (J) C ω てコ\-

i二c A正t

S2O

ü

>

ε

C

---

てコ

Initial hardness; Hv470

�annealed for 1.8ks

く Grain size

0.8

0.6

� n u

c c

①

子、』

弐\ _←て ⁰⁴⁵

(J) C C L-

50

。

。

Local strain ..

400 600 800

Annealing temperature，

1000

T/K

0.2 1200 0

Fig.2.8 Changcs in local strain and grain-sizc obtained by X-ray diLTractomctry， as a function oL、anncaling tcmpcraturc in an iron powder work-hardened to Hv470 by mcchanical milling.

c ι3 ー」0

けが急激に低下している. こ のよう な局所ひずみの低ドは3不安定な11以

い�frïJ t-:の介体に よるiì'j Jとやボリゴニゼーシヨンに起附している. そして3

700K より内出では，市lVIIIlfの急激な成長が起こっている. この市内外:は3 MM-Fc粉の@.!さがれliJIlll子の大きさに依什:し，}r J所ひずみにはほとんと、形

作されないことをぶしている. Fig.2.9に，H v4 70のMM-Fじ粉の脱ZID，=

ff':う飢餓変化をぶす

.

723 K-1.8ksのがt鈍処JlHを施したMM-Fじ(a )では 3

1 OOn m以ドの微調11な11以付セルやサブグレン組織 が似持されて おり3

Fig.2.5で心した�ftîlD I)íjのMM-Fc粉のTE M像と 比11攻しでもその組織に大 きなjGJZは認められない. また，X線川折法から求めたあij Il111l子の大きさ は60"-'80nmであり(Fig.2.8)，これはた�l然された似位セルやサブグレ インの大きさに良く一致している. ところが873Kで焼鈍したMM-Fc 粉 (b

)では3転位セルやサブグレインはほとんど消火してしまい3組織は サブミクロンの大きさの{rll長α約組織となっている. すなわち，H v4 70 のMM-Fc粉において ，800"-' 900 Kの!日]で認められる急激な軟化は3イ1/1長 α粒 の内部を分割している転位セルやサブグレイン涜界の消失に付随し て起こり3それより高い温度域での軟化は大角境界で区切ら れたイr!1長α

粒山休の成長に起因するものと結論できる.

ゾJ，H v950 まで加仁便化させたMM-Fe粉について，X線回折法で求め たがiEl子の大きさと川所ひずみを焼鈍氾度との関係でFig.2.10に示す.

なお3ここでの結/ld fの大きさは，Fig .2.6で切らかにしたよ うにα米\L内 にl伝位セルやサブグレイン境界が布在しないので3ナノα粒の大き さI1

体に直段対応する. したがって，900K付近で起こるべき第一段の軟化も3 このMM-Fc粉では全く認められず3α粒の粗大化に起因した連続的な軟 化だけが起こることになる. ナノα粒の成長は低温の600K付近から始ま って おり3その成長は高温城まで緩やかでョ かつ述続的である.

.

jJ，

JrDJ好ひずみは600Kまでの加熱にともなって初期伯の約、f�分まで低ドし3 それ より高泊城では α*\Lの成長にともなって消火している. 以上のこと から，_H v95 0のMM-Fc粉についても，@2さは結品粒の大きさのみに依什:

し，局所ひずみにはほとんど依作しないことがわかる. Fig.2.11に3

Hv950 のMM-Fe粉を1.8ks焼鈍して得た試料のTEM

組織を示す. いずれ の試料でも等

制|α粒 内に転位は

認められない. 局所ひずみの値が初期仙 の約半分に低下する673Kで焼鈍した試料(a)では3前同Fig.2.7 と比べ

(a) 723K-1.8ks (b) 873K-1.8ks

Fig. 2.9 TEM i川magesshowi 川ng the micαros坑tructu山lr膚.叫change白s with 1.8kω S

isochrひ.01ωnal annealing a瓜t 723K (何a) and 873K (b) for an iron powder wor比k-har吋dened tωo Hv470 by mechanical milling. Diffraction patterns were obtained from the selected area of 1.5�m in diameter.

ω1000

(J) C ω てLコ- エ二co

UL-3 ムζ ω にコ

>

ε

C

-...、

てコ

ω N (J) C C L-

。

500

150げ

。 0.8

[\. ^I �

一

it

予

ial hardness;

_Hv950

1.8ks annealing

\

^咽〈

\

�ノ j ^{0.4 �}

^百J

./、 口Local sta�nィ0.2

OLイ /^...L.. .

^{400 600 800} 主白 ^{1000 1200}

Annealing temperature， T/K

Fig. 2.10 Changcs in local strain and grain-sizc obtaincd by X-ray diffractometry， as a runction or anncaling temperaturc in an iron powder work-hardcncd to Hv950 by mcchanical milling.

(a) 673K-1.8ks (b) 923K-1.8ks

Fig. 2.1 1 TEM images showing the microstructural changes with 1.8ks isochronal annealing at 723K (a) and 873K (b) for an iron powder work-hardened to Hv950 by mechanical milling. Diffractioll patterns were obtained from the selected area of 1.5�lm in diameter.

てα 料の大きさや形態に 大差はないが， その同折コントラストは昨夫に IりJI僚なものになっている. そ して， Jr，]所ひずみ がほとんどOまで低ドし た923K飢鈍材(b)では3 これらのナノα粘が�I，:

^r-

J.成長するとrrïJ附に3 {1M々の市llJIlll米\Lの[1'1折コントラストがよりlリJnポなものヘ変化し ている. 以

上のれIf�ミより， _H v950まで力11 r@化こぎせた欽では約内I似仙の似めて少な いナノα料組織が形成され て おり3 このような欽を机鈍すると， *\LW近 仰に作イ(する転校やji欠陥などの消火やrJf配列をfl:いながら川所ひずみ が低ドし3 ナノα:|iliの辿絞l下Jな机成長によってrl次化が進行することがぶ 唆され た.

2. 4

メカニカルミリングした欽の内部微制組織と同所ひずみの関係

OU節までの市JiLRから， MM-Fc粉の促さは3 糾ihfl fの大きさ には依作す るが}rJ所ひずみ にはほとんど彫科されないことがわかった. この点に関 辿し て， MM処均した欽の内部微初組織と局所ひずみの関係について3 以ド考察する. Fig.2.12は ， _H v75 0まで加工便化させたM M-Fc粉 を 673Kで等氾腕鈍した場合のがi品子の大きさおよび局所ひずみ3 そして硬 さの変化をぷしている. 硬さの変化は糾ibill子の大きさの変化 に対応して いる. こ こで山r 1すべきは3 川所ひずみはlksの短時間の焼鈍で初期他の

半分の仙にまで低ドするものの3 そ れ以降は3 長時間焼鈍してもほとん どそ の伯に変化がないことで ある. つまりこのことは3 ある程度の量の

局所ひずみは超微細なα粒組織を保持するため に不可欠であ ることを爪 唆している. Fig.2.13に3 こ れらのMM-Fc粉のTEM像を示す. いずれ の粉末でも米\L径30�10()nmのナノα料が飢察され3向16鈍rl'に ナノα粒の 成長がほとんど起こっていないことが昨認でき る(附視野像) . MMし たままの状態では， rリJ1Jl野像から3 大きなひずみが ナノα料組織rl'に内 ιしていることが心唆される. ここでも粒任が30nm ，f'[皮の等軸α粒では3 粒内に ほとんど転位 が飢察されないのに対し3 粒径100nm付近の大きな

{Ill長α粒ではその内部にl伝位セルやサブグレイン境界を構成している転 位(粒内転位)が頻繁に認、められ る. このようなMM-Fe粉を 焼鈍 す ると ， 36ksの腕鈍後には粒内l伝位の大半は消火してしまっている. ナノα粒の

(j) (j)

ω C 刀'-

ト ^{「寸--r-r-r寸}

...__

泊E

_g 70

(j) '- よ.c.む

仁J

〉

，、\u，--円^{\ hJ 、} c 何 '-

Initial hardness; Hv 750

�Annealed at 673K

0.6 t- I、

as!Mlv\

Î 150

ε C

4U-J 3

、 Local strain

^100てコ、、、

-何

0.4

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- に0

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2 、、 _{ω N U3}

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口 ^c

•

_• ^{C L-}

0.2卜・-

-Grain

size ⁵⁰

⁽⁹

•

ョ，

。

1 10 1000

Annealing time， t / ks

Fig.2.12 Changes in local strain and grain-size obtained by X-ray diffractometry， as a function 01'‘anncaling time at 673K in an iron powder work-hardcned to Hv750 by mcchanical milling. Hardness change o(‘the iron powdcr with the annea1ing is also shown in this figurc.

Fiほg.2.1日3 ^{TEM images s}_{howi 川n}^g the mi比cros引tructωur叫change邸s with isothermal an川lneali川ng at 673 K for an iron powder woαrkι〈←-har吋dened tω O

H v7 50 by mechan川1ηi氏ca計I milling.Diげffraction patterns were obtained from the selected area of I .5μm i n diameter.

1"1 i斤コントラストは，

Fig.2.11で示したHv950のMM- Fc粉とIr

íJ 伎_に， イ衣 然と してイベIリJ 11ポであり3 この'H)ミは飢餓1I rに かなり のひずみが作作して いることを災付けている. Fig.2.14は， 673Kで1. Kksね't�lnしたMM-F c粉 にお いて3似!さとれlj JIlll fの大きさお よびJ，J所ひずみとの関係をまとめた ものである. TE�v1飢然により3市llj JIlli ftの大きさがrliiイiIセルやサブグレイ

ンに点、J )，じするとみなされた， ^H v500以ドのMM-Fじ粉では3 例f;ln後にJ，山肝 ひずみはほとんど消火している のに刈し3 それ以上のrtYiさのMM-Fじ粉で は3 市l!i 1111l fの大きさが小さい ものほど伎作するJ， J所ひずみのいが明大す る似11'11にある. これに山辿して， ^Va liじVら(4 )はECAP 訟で作製したサブ ミクロンの微系fll *\/�組織をイiする材料について3市iliJIlll粒以がよ!Il'l;/çの交えじな 米史料よりも長範[Jl:lの)1ぶノJ場をイjし3 lkiいエネルギー状態にあることを指 摘している. またiiJi近3 飴[ 1Iらは(2 2)は， MM粉の行制11なTEM飢然によ って3 ナノ市llj IIlIllJl!なには!日1 [rllが多く， これらの粘界が的1111したりねじれて いることを凡n�している. とくにナノ市lli JIlll材料では， ì ìi-イú=体罰(l _r I _rの粘界 の総I(IÎ tùが大きいため3米I2 94近{:ìjのひずみn休は小さくても系全体とし ては大きなひずみfitになり何る. 以L�のEji;15から批察すると3 腕鈍した MM-Fc において3 浅イメしている同所ひずみのほとんどは， J巴微剥11α;liltの 米liYTLのミスフィットを緩和するために/1ミずる粒w近傍の終子ひずみ(米lL911 j在的の'Iiiイ1]=など の桝子欠陥も合む)に起!大|すると判断して良いであろう.

Fi

日.2.15は， J出強}J!I r.したMM-Fc粉の内;'11)微制組織のモデル似lをぷす.

11 v95 0まで似化したMM-F c粉の場合ョ ナノα粒内にほとんど転位が観察 されない ことから，

0.7%の同部ひずみの大部分は大角粒界近傍の格子ひ

ずみ に起肉するとみなすべきである. このような粉末を焼鈍すると， 1名 子欠陥の消火反応や川町列が 起こって， }rJ所ひずみはある科度低ドする が3 ナノαJ悦rríJ 1 �の幾{IÚ，\_?(内なミスフィットを補うため に粘w近仰の十伝

子は汚rlllしている. そして， αJliltの成長とともにこ のような栴子ひずみ も次第に消火してゆき3 料作が100n m以Lに なるとほぼ消火してしまう と与えれば3 これまでの結果をうまく説明できる. すなわち， J，�所ひず みはョ 粒内転位(転校セルやサブグレイン境界を構成している転位を含 むすべての転位)と粒界近かうの格子ひずみの和を反映するひずみであり，

Hv600の硬さをおお よその境として低加工材では 粒内転位3 強加工材で

1.0

(ポ)

。;

^as-MM

• ;

Annealed at 673K for 1.8ks

C一回」日ω句。oJ

。

ε

1丈 \ ^\

C

\

てコ

U

。 N 3

100

C 何 ...

。 。 。

200 400 600 800 1000

Vickers hardness

Fig.2.14 Changes in local strain and grain-sizc obtained by X-ray diffractomctry with anncaling ot、 673K-1.8ks， as a function ot‘\lickcrs hardncss ot‘mcchanically millcd iron powdcrs.

VJ rE- a Au n HU G -hu n げ

aいdr a GI

Fig.2.15 Illustration showing the microstructural changes with annealing in iron heavily work-hardened by mechanical milling.

56

は粒^界近傍の格fひずみの占^める剖合が大^きいと結論^できる^. 'Ifi{\i�がJliti l付に安定に存({できないような限界料作に迷するまで紹強加_r.された材 料では， }n] J好ひずみはすべて料w近仰の桝子ひずみに起い!すると巧-えて

以いであろう.

2. 5 Æíi

強加

1

_-.した

欽

の

川[

似

化

機

村

₁

;

力fl L必化機材llを議論する場介3 まず、3 材料内"'�i)の'1�1\J:術!交を)� f!'1もる ことがïß:�である. いま3 ポリゴニゼーションなどの似仙の特児な分イli がなくョ}rct]所ひずみのすべて があ11111l f1011:のI伝位に起閃すると仮定した 場介， rl去イ立の平均密度(ρ)は， X線[nJ折法で測入Eされた結品子の大き さ(Ohkl)と局所ひずみ(εhk 1)によって， I日j節の(2.2)式でぶされる.

また， '1則立が整然と〈次ノ乙栴子を形成するように絡み介ったIlfi{立林モデ ルを必定すると， J^Jfl r.強化:fi(ムσy)と'1引\1街j立の間には次の近似式が 成りv.つ(�3)^•

ムσy = 1.15Gbρ

0.5

. . . . . . . (2.

3

) ここで， bはパーガースベクトル(欽の切合:b=

O.25nm)

， Gは努断同IJ

Jドl:本(^{= 8}

0GPa)

である^.

降伏強度(σy)と似さ(H v)の[HJには， σy (GPa) ==O.003HVの関 係が成立する(第3市，

Fig .3

.15参照)ことか^ら3 加仁硬^化量(ム

H

v) は3 式(2.3)より3 次ェにでうえられる.

ムHv二383Gbρ0.5 ・ ・ ・ ・ ・ ・ ・

(2.4 )

Tablc2.3は， Fig.2.4でぶしたMM-Fじ粉のデータから3 式(2.2)の関

係を使 _って^釘lllしたII�11}=術皮3 さらに， I

I

�イ

伝 統

皮の

イ

_ú'(を式(2.4 )に代人 して凡積もったJ^{J 1I f.} .(!1!I化J11をぶす. ぷ'1rにぶしたマルテンサイト釧で は3

'l^i1\L強化が^強化の ^Lい|であり3 これらの釧の^強度がX線^rrlJ j行法で求めら れた転位密度によって卜分に説明できることは3 このような転位密度の 測定が妥当であることを示している. MM-Fe粉の場合， H v4⁷ 0以下の試 料については加工促化毘が転位密度のl二 界でおおよそ説明できるものの3

MM-Fc

の 硬 さが高くなるほど， 硬さの実浪IJ値とこのような理論値の間に

Tablじ2.3 Dislocation dcnsity mcasurcd by X-ray dil1ractomctry and thc incrcmcnt of hardncss calculatcd from thc dislocation dcnsity in iron powdcrs work-hardcncd by mcchanical milling. Data 01' low carbon and 18%，Ni stccls which havc martensitic structurcs arc shown 1'or rc1'crcncc.

p(m-2) 企Hv MMFe(Hv950) 4.6xl015 Hv520 MMFe(Hv750) 2.1xl015 Hv390 MMFe(Hv470) 1.0xl015 Hv240 S15C(Hv380) 1.5xl015 Hv300 18%Ni(Hv240) O.55xl015 Hv180

L_

大き な差が11:じるようになる. つまり， 理論伯は低いレベルで副打 ちに なっており3 F12強)][[ L材では硬さの I

�

封がl伝位強化機材l;では説明できな い. 約3 i'戸で許制11に後:ìill するように， 'I!i 1\}�のパイルアップヱfn論に)ttづけ ば3 米tiY11に討iJ約す る'l!i1\Lのあ(nが1になるとき のliiihhl純作Dl1linは4'""-' 9n m

であり3 この場介の11\i1立街伎は1'""-'6XI016m-2になることが予処!される.

険Iミすれば3 以上のことは3 転イ立総j交の仁川はlX1016m-2付近に限界 があ り3 鉄の強))[1 r_で導入される11以仙の大、I�は力[1 r rllにfnl復して大f{J粁;

舛をあ115成してゆくことをぷ唆している. Fig.2.16に ， MM-Fc粉の 市lIjhill 粒作(れlj /111l子の大きさ)と似度の関係をぷす. TEM飢祭の市/i�かられlihill 子のほとんどが転位セルやサブグレインであると判断されたr'I結r�[11 r日Jの Hv470のMM-Fc粉では3 硬さの上昇が頭打ちになっている. これに刈し3 そのほとんどが大角粒界で区切られていると判断される Hv700以上の MM-Fc粉では， 7í!Eさがれlj品粒径に依存し， H _all-P ctchの関係で幣.f[nでき る. すなわち ， J]U工使化 の機構としては3 加工卒が低い領域では転位強 化が主体であり3 超強加工領域になると結品粒微細化強化が主体になる ものと結論できる.

2. ^{6 結}

¹

栂々の硬さまでメカニカルミリング(MM)処理した鉄粉について 3 ミリング過程および腕鈍に伴う内部微視組織の変化 を調査した結果3 以 下のような結論を得た.

( 1

)欽粉のMM処FHにより3 通fi?の)][1仁法では付与できないような大

きなひずみを欽rllに導入でき3 欽の硬さはHv950科皮によ主する.

(

2) ^H

v950まで))[[ ，--似イじした欽では粒作約20nmのナノα粒が形成され てお り， このような欽を焼鈍すると 3 軟化は単にナノα粘の成長挙動に 依存して起こり3 従米の 一次再結晶のような現象は羽れなくなる.

( 3 )局所ひずみは， 粒内転位(ここではおもに転位セルやサブグレイ ン境界を構成している 転位)と粒界近傍の格子ひずみとの和を反映する ひずみであり， H v600の硬さをおおよその境として低加工材では粒内転

1800

10 0.2 0.1

T一一「

0.05 0.02

一寸ー

m

u勺 nu nu

1600

1400

UU

2

^{3 3 1200}

ての

込ー

^コ

工1000

UL.3

•

よGに耳J^こJ

〉 800 600 400 200

。。

口; MM bulk material Initial hardness;

・; Hv950

o ; Hv750 企; Hv470

/

/

/

/

2000 4000 6000 8000 10000

Grain size. ・1/2 イ 12 rain size. d

-

^{II C-}_{/ m}

Fig.2.16. Rclation bctwccn \lickcrs hardncss and grain-size of iron powders which wcrc examincd in this study. Data of bulky iron matcrials fabricatcd from mechanically mil1cd powder are shown for reference.

イ立， 強加工材では後手?の占める割合が大きいと考えられる. 強加Lされ た欽粉の硬さは， }rD所ひずみにあまり依作せず， ì:として私lj品子の大き さに依作する.

( 4 )

H v600以ドの)JII 1-.似化は従米の'1以杭強化 によってI�� rりjすることが

できるが3 それをI_� [11 [る)JI1 r似化は

l似付強 化では説明できない .

_H v7()()

�950まで)JI1 r.似化させた欽では3 、1;:均純作50� 20n mのナノα粒が形成 されており3 このような欽の侃さは純作に刈してH川トPctchの関係に従 うことが昨認された.

文 献

( 1)

G.I上_é1川川I L山u刊Igfo川rd 川 d M.C 、o b(比rω?

( 2)

t制村州11山11μJ校〈σ仔1:1印川り川J，j勝協亦l川正|ヒ:n附f行1， イ合î2主築陥， r _{J本金属学会会版， 28 (1989) ， ヌ 13.}

( 3 )机) 1: i;'f γ家1 1 i�'九市川，�':î rUJ

，

茨木{r�'i';主， 限11皮保t'.1: C八 MI人lS1 19， (1996)，

551.

( 4)

1ミ.χ.V川ir f ，八.V.KorZllikov，aud R.R.MllIYllkov Matrr. Sci. E nι ， Al68

( 199ヌ)，141.

(5)

Y.lwahashi， I.W a 刊， χ.Ilorita， M.Nrmoto， T.G.La ngdon Scripta Matcr.，

35(1996)，14ヌ.

(6)

J.S.C.laug aud C.C.K och: Scripta MctaII.Matrr.， 24 (1990) ， 1599.

(7)

Y.Kimura aud S.Takaki Mat.Traus・， lI M， 36 (1995)

，

_289.

(8)

_{G.Ba川naun，} Y又ηhouι aud II.J.Frcht : N、、対、�aωstructu 2ヌ7.

(9)

S.Takaki a nd Y.Kimllra: Illtcr. Co n f. ou Ther momechauical Prol'. Strel s &

Othcr Materials(TJI I:RMEC'97)， ed.by T.Challdra aud T.Sakaki， The Miurrals，

Mctal s & Materials Socicty， 1997，281.

(10) K.Ucuishi， K.ドKohayashi， S.Nasu， I I.IIatauo， K.N.Ishihara and P.1J.S hiugll : Z.Metallkd.83 (1992) ， 132.

(1 1) 1.Eckcrt， 1.C.llolzer， C.E.Krill 111 and W.し10h nsou : 1. Appl. Phy. 73 (1993) ， 2794.

(12) E.rlrllstrru， Il.J. Frcbt， C.Garl礼ud aud W. L. 10h山ou Mat. Rrs. SOl'.

S y m p. P ro c.， 1 3 2 (1989)， 137.

(13) K.Ameyama， O.Okada， K.Hirai aud N.Naka山 Matrr. Trall s.，

lI M， 36 (1995)， 269.

(μ14刈) _W.A.Rach山11刊crリJ.S ci.ln山S川tr.， 25 (1948)

， 254.

(15) G.K.Williamsoll a nd W.II.lIall;八cta Mctall.， 1 (195J)， 22.

( 16)八.Taylor : X-ray mrtallograpby

，

_Wilry， (196 1))， 783.

(17) B.E.War reu， 1. 13isc川: J. A 111. C r r a 111. So c.， 2 1 (1938) ， 49.

(18) S.Sato : 1叩.1. A P P 1. P b yS.， 1 (1 962) ^， 2 10.

( 1 9) G. K. W i 11 i a m S 0 u a n d R. E . S 111 a 11 _{m a u : A c t . C r ys t} . ， 1 (1 954) ^， 574 .

(20)

_D.K.C、hé凶川a川111d h II r叶i， P. 八.1 しIvi ndran， alld 1.J.\Vcrt : J.AppI.Pbys.， 43 (1972) ， 778.

(2 1 )しMalik aud J.A.I_llUd : Mrtal.Tra 山 ， 3 ₍₁

972) ，

_104ヌ.

(22)

_K・^m e ya ^m a， M. II i ^{r 0 m} i t ^{s u a n} d N. 1 ^m a i : T et ^{s u} t ⁰ II a g a ^u

c，

₈₄

(1998)

，ぉ7・

(2�)高木節縦:まてりあ， 36(L997)， 675.

付 録

い) Schcrrcrの式の導JJ/} (私日[11 r )

lmox

F θ

Fig. 1

.

Grating treatment of line broadening by crystallite.

Fig.lにおいて3 完全結品によるX線の|叶折は式(

1 )のBraggの法則 を満足する場合のみ起こることは良く知られている.

BC+ CD = 2d sin θ= nλ • • • 〆，，‘、、

噌ti

、、l/

ここでョ λは波長， dは而間隔 ， Nはl而の数3 そしてθはBragg角であ る. いま正確な Bragg fqからわずかにムθだけそれた 角で結品而に入射

する斜線の散乱をィラえると式(2)は次のようになる.

BC+ CE= dsin θ+ d sin (θ+ムθ)

二dsinθ+d sin θcosムθ+ d cosθsinムθ ・・・(2) ところでムθ今0より cosムθ今1， s i n ムθ今ムθであり， (2)式はさ らに次のように古き換えられる.

BC+ CE= 2d sin θ+ dcosムθ

= nλ+ムθ . dcosθ

(3)

また， このような位杯12Eは波長とfriJ f.ぷにfrJでもぶされる. つまり1 波長 の経路;(�のある2 本のX線は小川11が2π追うので経路足(BC+ CE)がδ であれば3小川f1だめは次式でぶされる.

φ=δ/λX2π ・・・ (4)

よって， (5 )式をイ\]_相差めで書き換えると

め=2π/λ×ηλ+ 2π/λ×ムθ・dcosθ ・・・(5) ここで， 2nπは0πと等価なので(5)式は次のようになる.

め=2π/λXd・ムθ . co sθ ・・・

(6)

方3 三次兄に広がった構造因子Fの単位格子からなる平行六面体の形

をした結品による干渉性散乱強度Iは次式で表される.

I=IcIFI2G

^{・ ・ ・}

(7)

ここでョ

1cは屯子散乱強度， GはLaucの[fll折関数であり3 次式でぶさ

れる.

G= {sin2(0.5NØ)}/(sin 2(0.5Ø))

^{・ ・ ・} (日)

この関数Gは， x =

nπ，

Ø = 2nπのときや耐火1，r[

N

2をとるので，

1 川xは

次のようになる.

I川x= IcIFI2N2

(9 )

そして，

I/Imaxを与-えると

1/1 max= 1/N2 X {sin 2(0.5N Ø) }/( sin 2(0.5 ø))

^{・ ・ ・}

(10 )

ここで平価附は3 iiA大強度の0.5の強度での回折線のl隔であるから3

I/lmax= 1/N2 X {sin2(0.5Nφ)}/(sin2(0.5 Ø))= 0.5

^{・ ・ ・}

( 11 )

となるはずである. また， 0.5δ今0であるので， sinO.5Ø主0.5Øと近似 でき(11 )式は3

1/1 m axニr {sin (0.5N Ø) }/(0.5 N Ø) J2= 0.5 となり3 その結果3

{sin (0.5Nφ)}/(0.5 N Ø)= 1/F2

(12)

(13)

が何られる. 関数 (sinx)/χにおいて， χ=1/F2の解は， 1. 3 9ラジアン となることから3

χ=Nφ/2= 1.39ラジアン 式(6) を(14) に姉入すると3

(2ムθ) N d X co sθ/λ= 2 X 1.39/7て

ところで， Fig.2.1においてdN = 0なので， (16)は，

(2ムθ)⁰ cosθ/λ=2X1.39/7τ となる. ゆえに3

(14) . (15 )

( 16)

(2ムθ)二0.89λ/0cosθ (ラジアン) ^{・ ・ ・}

(17)

が得られる(Scherrcrの式). (2ムθ)は， 正確にはScherrer half-

pcak width (βs)という. ただし， Scherrerの式は結品が立方体の形状

をしていると仮定して導出されたものである.

また， 積分 幅

(β L : S

1/1 m a x)の場合， 次式の関係が成り立つ.

S 1/1

m

a x=π/N (ラジアン) ・ ・ ・ (18)

すなわち， 0.5 øに関して，

0.5 ø L=π/N

ここで， ø L= (2π/λ) X d co sθ・ムθLより3 めL=(2π/λ) X d co sθ・ムθL=2π/N ムθLこλ/(

co

sθ. Nd)

Fig.lにおいて，

dN=

0なので， (21)は3 (2ムθ)=βL=λ/0

co

sθ

(ラジアン)

( 19)

(20) (21)

(22)

以1�のことをまとめると， Schcrrcrの式は -般に次式でうえられる.

β=Kλ/ 0 cosθ ・ ・ ・ (23)

ここで， KはSchcrrcrの定数(半価析を月jいる場介0.9， Hi分Ip日の場合

1

)である.

(参考文献)

A.Taylor: X-ray Mctallography， Wilcy， (1961 ) ，675.

(b)局所ひずみ

金属の多結品片が3 例えば圧延により塑性的に変形されると3 各結晶ll 粒に はすべりが起こり3 結日粒はその形が変 わり， fE延方向に引き付1ば され扇平になる. 結Ild粒の形 の 変化は3 試料全体にかけられた力のみな らず 3 各粒はその隣接粒と粒境界によって後触している事実によっても 決之されなくてはならない. 結晶料開のこの相互作川にために3 多結口臼 集合体中の一個の結吊粒は3 独立したー何の単結品が圧延によって3 同 じように変形される場介と)'4なり3 変形に刈して拘束された状態にある.

この隣接結品粒による仰*の結果と して3イfmイ本集介イ本のグ;子1''1:変形された 結11Jl料は3 通常州十'1:I匂にnllげられたり3 ねじられたりした格子を合んで おりョ まれに均一に川純され たりづ1';長られたりした状態の 格子も含んで いる.

X線反射の方向に及ぼす均 一および不均一変形の効果は， Fig.2にぶ されている. 変形されていない結品粒の a部が(a)の左側に示されており3 そこに示されている反射面は3 すべて平衡状態の面間隔doを持つことを 表している. これらの面によ る回折線は右側に表されている. もし結品

粒に反射而に垂直な方向に均

ー

な引張り変形が与えられるならば， (b)に ぶされているように面間隔doはより大きくなり， それに応じて回折線は 低角度。11Jヘ動き3 その他にはなんの変化もない. (c)では結品粒は山げら れ応ノJは不均

ーである.

上部(引張)では而間隔はdoより大きく3 下部ur 純白)ではcJoより小さ く， そのどこかにdoに等しいところがある. このがj171 粒は多くの小 さな部分からで きており， その各々の�i�分ではf(1]間隔は本 質的に -定であるが3 隣接部分の[fü I日j隔は呉なっていると考えることが できる. これらの部分から(c)の右側に点線でかかれた3 鋭いrl打線によっ て示されている種々の回折線 が表れる. たが いに少しずつ位置の貝ーなっ たこれらの鋭い山線を加えあ わせたものが， 実線で示された 広がった[口 折線である. 線の広がりと変形の不均一性との関係は3 式( 1 )を微分す ることによって求めることができる. すなわち3

β=2ムθ= -2ðd/dtanθ→ 2εhkl tanθ

^{・ ・ ・} (24) と表される. βは間間隔の変化率ムd/dによる回折線の広がりを示す. こ の式により3 観察された回折線の広がりから変形の変化率ム d/d， つまり

局所ひずみ(εhk 1)を求めることができる.

(参考文献) ^B.D .Cullity若3 松村源太郎訳:新版X線同折要論， アグネ，

(1980)

， 26 1 .

結晶格子 回折線 Hal!の方法を利用した回折線の幅の分離

(且)

0.10 ミ0.08ε

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江ITIlJ

_{不均一ひずみ}

Fii・2 Debye織の傾と位置に及ぼす特子 ひずみの�・-

sinO /λ， C'/nm‘1

ß1(2

^(2一=

Dhk'∞s8

^{一一一一0.9入 - 一一 Scherrerの式}

。s= 2Ehkl tan8

^{・………局所歪(}

Ehkl)

ß=戸川+ßs

色包並₌

(2εhkl )1 sin8 7 - +

^.

BJ

^0.9

第3章 超微細結晶粒組織を有するバルク鉄の 作製とその機械的性質

3. 1 紡 1

料品約。I改和11化は3 鉄鋼材料 のffJ強位化に有効なだけで なく3 粘wへの 応ノj!-fミrlrのIIi宅減や粒界仏IJ1斤ノ乙京の希釈という作川も併せ持ち3米libiTl似ll�

に限J �した{lJJll�靭1

1''[:

， 疲労判1，/1:， I(M)t己れ似域性などの改j!?に効史的であ る. とくに結品粒を1μm以下まで和Jlかくすればこれらの諸特性が大IPII�に 向上されるこ とも予怨されており(1 )ー(2)3 近年3 粒径1μm以ドのメ ゾス コピックなレベルで組織制御するこ と に大きな関心が寄せら れている.

しかしながら3 第1 1';1でも述べたように従来の鉄鋼材料の加工熱処JfHで は3 正延などの加工手段で

イ\J I壬できる112エネルギーが数卜J/mol程度と微

量である3

相変態の過科で刷

‘バリアントの粒同士の合体が顕苫に起こ る などのJ'JI Ltlから， 1μm以下の/也微布1]粒鋼を作製することは極めて困難 である . まして3 川市li;品法が主な子段であ る純欽の細粒化ついては10μ

m付近で頭打ちにな

っている.

- j5

， メカニカノレミリング(MM)法 では， 自立章で も明ら かにしたよ

うに， ?容製材のj正延}Jll 1二とは比較にならないほどの英大 な機械的エネル ギーを金属粉末に付与すること が可能であり3 純鉄でも長時間のMM処 理を施すと内部組織が数卜nmにまで超微細化される. この ようなMM粉 では高潟域までナノ結品粒組織が安定に保持されることも大きな特徴で あり 3 粒成長があまり起こらないようなね皮域でMM粉を同化成形すれ ばメゾ スコピッ ク組織をねする新材料の創製もl百能である. 実際， Al系 合金の

MM

プ ロセスでは3 約0.5μ

mのれij JIM立を有するバルク材が何られ，

結品粒微細化の効果によって高速起ゲ11f/!:現象が発現することもJ-llBされ ている(3) . しかし， 鉄鋼材料に関しては， MM で超強加工したSUS316L

オーステナイト系ステンレス鋼粉から(γ+σ)微細2相混合組織を有 するバルク材を

作

製する試み(4)がなされている程度で3 これまで鉄の結

品粒超微細化に関するMM の応用研究はほとんど行われていない.

本研究ではョ ナノ結晶組織を有する MM欽粉 について， 1μ

m

以ドの系私 結J占i1

ⁱ

I/lhγlHJlJ川1

fれ何!リ}られたパルク欽の系利組n*和織i技Rと機械f的内i性↑ド門性'1生I:f質1のi民閃英刻!係を訓千汽+竺t .検11\1した.

3. 2

ぷ料および実験jj法

3. 2. 1

試料作製および熱処I'H

jjj(料粉ぶには川1110�欽(株)製の辺ノ日大粉(KIP255M;純度99.2(Yr， ， 粒皮-100m csh)を用いた. 鉄粉は3 白待15mmの銅球(su 12製)約600 何とともに3 卸Ü l�Jミ:粉末の総重量比が12 : 1で3 容積3LのSU S304製のポ

ットに允偵した後， Ar雰囲気中で， t辰動ボールミルを川いて720ksまで MM処珂!した. MM処理した鉄粉(MM -Fc粉 )は， H 2.雰囲気中にて 873K-l.8ksの知日IUを施して粉末中の不純物の量を低減した後3 ふるい で- 200mcsh (75μm以下)に分級した. MM-Fe粉は， Fig.3.1 のSEM像に 示すように， 塊状の形状となっ ている. MM-Fe粉の固化成形は3 以下に に示す ような予)1阪で3 熱問圧延法により行った. まずMM-Fe粉 を外径 16 mm (肉厚1mm)のSU S304製のパイプに充填して真空封入した後，

これを900---1000Kの泊皮域で厚さ約1.5mmまでクロス圧延した. 得られ たバルク材(MM-Fcバルク材)は， 結晶粒径を変化させることを目的と して， H 2.雰囲気中で3.6ksの等時焼鈍を施した. Tablc3.1は， 973Kで 3.6ks焼鈍した MM-Feバルク材の化学組成を示す. cとNの量は3 それぞ れO.007

r;(1ならびにO. 012r;(1

と椅微量であるが，

0については， 0.3%と多

Jllに合まれている . 0の大部分は原料粉末rl'にはじめから含まれていた

もので， MM-Fcノ'\ )レク 材'11には， FcO ( 5 .7Mg / m3(タ) ) ， MnO

(S.4Mg/m3(5)) ， Cr2.03 (5.2Mg/m3(5)) ， Si02 (2.7Mg/m3(6))など

の般化物の形態で与在する. これらの酸化物の全体積率( f)は， 酸素臼

と酸化物の密度から約2vol%と見積もることができた.

Fig.3.1 SEM micrograph showi ng thc shapc or iron powdcr particlcs mcchanicaIly millcd for 720ks.

Tablc 3.1 Chcmical compositions o[、 an bulky iron matcrial f、abricatcd from powdcr mωhanicalIy millcd for 720ks (m ass(}(I).

MM-Fe

3. 2. 2

組織観察

)'乙�n系lt織は， rÎ式料をエポキシ樹JJ日によfj(め込み3 その切断rfíîをエメリー 紙で判例府した後3 アルミナ懸治被を川いたパフ州防イ1:

^I

�げを行って， 3

%ナイタル的被で腐食して飢討をした. f付(�'r�微初来IlMæはJJf

^1)忠'dlJ

(200kvの透 jtiJIll;也子MJi微鋭(TEM， JEM-200CX， 九州大'ア加山)

^I�

'rÜ f顕微鋭本) を川 いてffjl然した. TEM飢奈川の法JJ見ぷ料は， 10 (}Ç，

�出ぷ限，少o (l(1附: r�愛

治;伎を川いたツインジェットイiJf院法で作製した. フェライト(α)の、ド 均約作は， 4'"'-' 6枚の光似ならびにTEM'ザitiについて以ドにぷす比較法(7 ) により求めた. まず， ')己顕ならびにTEMリflをASTMで則定されている 100倍での際準粒度閃と比較して仮の粒!立を決定した後3 実際の写点の倍

率に換算した. づ[�長試験後の試料の倣而は走査明屯子顕微鏡(SEM， 九 州大学r学部IMA特5jlj実験'�)を川いて3 加速'({1:) 1�20kVの条件で観察し た. 1足度は3 光�Ií観察川の試料とrñj伎の子)1阪で パフ研熊仕上げした試料 の断!日について3 マイクロビツカース硬度試験機を川いて測定した. 粉 末ぷ料ならびに バルク材の試験荷主は3 それぞれ0

.

25N， 9.8Nであり3 使皮は1つの試料に ついて8点測定し3 その平均値で評価した. 引張試験 は3 平行部の|隔3m m ・ 長さおm m， 厚さ約1m mの、IZ板試験片について，

インストロン引l試験枚Eを川いて， クロスヘッド スピード0.02mm/s (ひず み速度; 2.5xl0-3/s)で行った.

3. 3

メカニカルミリングした欽粉の同化成形とバルク鉄の組織

3. 3. 1

メカニカルミリング欽粉のrI1;[化成形条f!この検討

Fig.3.2は， [r[íl化成形に川いた720ksMM-Fc粉の等n与焼鈍に伴う硬さ の変化をぷす. なお，

r)<"! r!

rの{波紋は原料鉄粉の硬さを示している. 原料 粉末では硬さがHv50程度にすぎないが， 720 ksのMM処理後にはHv 730 にまで上昇している. これは前章で示したMM-Feの場合と同様に，

MM

によって数十nmの結晶粒が形成されたことに起因する. このような

800 L ^{720ks MM}

。2l w

MM-Fe powder

Annealed for 1.8ks ... in H2 atmosphere

8600

(j)

C てLの

ー

^コ

iご

巴 400

」ω耳ご にJ

>

200

Without MM-Fe powder

。 400 600 800 1 ₀₀₀ 1 ₂₀₀

Annealing temperature， ア/

K

Fig.3.2 Changcs in hardness 01、 an iron powder with mechanical milling as a function 01‘anncaling temperature.

MM-Fc粉を焼鈍すると， 1次再結晶による急激な軟化 は認められず3 ナ ノ結 品粒の成長によって述続的に硬さが低下してゆく. ここで注 r 1すべ きは3 純欽の

1

次IlJ市lij III11が卜分に起こりfリる900 Kでの腕鈍後も 3 がj

H vt)()Oれ伎の似さを 保ってい ることである. Fi g.3.3に， 873K-l.8ksの ねrtî'TI処.flHをjjiliしたMM-Fc粉のTEM組織をぷす. 内;')i�系li*，'æは， MM*�)に4、?

イjのjM状に先述したα-

Fc粒組織とな

っており3 α-Fc〉lilt内にはIιμ:はそ れほど飢然されなし'\ ( a). 11庁制野像(b)からわかるようにα-FcJliltの大き さは 30---100nmであり ， 泊子総同折r?<'1形 はョ これらのナノα粒が結/111l'Y1 f内にランダムなノiイ\Lをイiしてい ることをIJ\している. また， lIr'f初出子像(b) では 3 似Ir

I

rに矢印で心すように， 微細な分散粒子の作イI�も認められる.

これら の分散粒j三のほとんどはTablc3.1でぶしたような酸化物であり3 ナノα-Fc粒組織を高温域まで保持するうえで重要な役割を果たしている ものと推察される. 以ドョ この ようなナノ結晶組織をねするMM-Fc粉の

同化成形条件を検討した.

本MMプロセスで高強度バルク鉄を得るには， ナノ結晶の粒成長があ まり起こらな いような温度域において3 粉末同士を 卜分に媛合すること が必要であ る. MM粉の回化成形に関してはョ 超微細結晶粒組織を有す るMM粉では3 粒界すベり機構を主体とした超塑性変形が発現し 3 従米 材よりも低泊で3 しかも低圧力で同化成形できることも知られている(4).

また 3 α-Fじ(ar m co・iron )の高温安形については3 初期粒径10μmの 微結吊粒を有するα-Feが， 873---1073K付近で100�，に達するような大き な伸びを示すことも報告されている(8). 本研究では， 以上の知見をもと にMM粉の固化成形温度を873Kから1000K付近ま で変化させて固化成形 刊を調内した. Fig .3.4に3 熱!日Jn:延法で得られたMM-Feバルク材につ いて凶化JJX; )f�?1昆皮と硬さの関係をぶす. な お ， MM粉の後介の度合い は 何られたバルク材のrUlげ試験によりrnz úllJした. 900Kより低温の同化成形 では粉末の伎合が不卜分であり ， MM-Fcバルク材はrUlげ試験で脆性的に 破断したが， 920---1000Kの温度城ではMMによる 結晶粒微細化の効果を あまり損なうことなく粉末を段合でき3 バルク材は卜分な延性を示すこ とがわかった.

Fig.3.5に3 原料鉄粉(a)およびMM-Fe粉(b)を973K

で固化成形して得た鉄バルク材の光顕組織を示す. なお3 固化成形に用

Fig.3.3 TEM images of an irol1 powder annealed at 873K for 1.8ks after 720ks mechanical milling� Bright(a) and dark(b) field images， and diffraction pattern(c) taken from the selected area of 1.5μm in diameter.

650

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nu FD

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F」ha--k

e 三 (

o n H nζnrC 7a1

350 0 950

Hot rolling temperature， T / K

1000

Fig.3.4 Rclation bctwcじn hot-rolling tempcraturc and Vickcrs hardncss 01' an bulky iron matcrial t、abricatcd from powdcr mcchanically millcd for 720ks. Thc powdcr( -200mcsh) was subjcctcd to annealing ot、

873 K -1.8ks and packed in stainless stecl tubes undcr vacuum ， and thcn thc stainIcss stccI tubcs was hot-roIlcd to consolidate the powdcrs.

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Fig.3.5 Optical micrographs 01‘bulky matcrials fabricatcd from iron powdcrs mじchanically millcd for Oks(a) and 720ks(b). The powdcrs(- 200mcsh) wcrc subjcctcd to annealing 01・873K-1.8ks and packcd in stainlcss stccl tubじs under vacuum ^， and thcn thc stainlcss stccl tubes wcrc hot-rollcd at 973K to consolidatc thc powdcrs.