Acicular ferrite transformation mechanism
AFの変態機構についてはまだ議論のあるところである． 異なる研究者によって、グラニュラーベーナイト（GB）、準ポリゴナルフェライト（QF）、ウィドマンステッテンフェライト（WF）、ベイニティックフェライト（BF）など、鋼の様々な共通組織に似ていると示唆された。 しかし、私たちの考えでは、AFはベイナイト変態生成物の一種に分類されるべきものである。 この判断は、AF変態と微細構造に関連する多くの特性によって支持される。 例えば、等温保持試験において、BFからAFへの転移が起こるが、これはAFとBFが同じ熱力学的条件下で変態しうることを意味する。 さらに、600℃の長時間等温保持でAF変態がほぼ終了した場合、AFの最終体積率は51%しかなく、ベイナイト変態の不完全変態現象によく対応している。 組織特性としては、AF組織中に21°から47°の配向不良の境界がないことから、AFは親オーステナイトとほぼK-S配向の関係にあり、AF変態は変位的であることが示唆される。 さらに、多くのTEM観察から、AFラスは再構成型変態生成物よりも高い転位密度を持ち、AFミクロ構造はベイニティックフェライトのシーフ形態に似た1μm未満の大きさの複数の平行サブユニットから構成されていることが分かった。 AFはベイナイトと同様の変態挙動と組織特性を示すことから、AFの変態機構は事実上ベイナイトであると言うことができ、これは他の多くの研究者も同意している。
ベイナイトの核生成過程は親オーステナイト中の特定の転位の自発的解離に関連しており、これはもともとOlsonとCohenによってマルテンサイト核生成について提案されたものである。 核生成の際、既存の転位が最密充填面上で解離して積層欠陥群を形成し、この積層欠陥群が不安定になって冷却中に自発的変態を起こす。 このメカニズムは、格子原子の拡散を必要としないため、熱的活性化が不足するベイナイトやマルテンサイトの低い変態温度とよく対応している。 マルテンサイトとベイナイトの核生成機構は似ているが、ベイナイトの方が変態温度が高いため、自由エネルギーの低減を保証するためにベイナイト核生成時に炭素分配が必要となる。
マルテンサイトは高密度に積層した転位配列で容易に核生成することが広く認められており、この核生成サイトの効力は配列内の転位量で決まり、核は内部の転位量が限界量でないと十分に効力がないとの提案がなされている。 したがって、マルテンサイト変態の核生成サイトとしては、高密度に積み重なった転位配列が存在するオーステナイト粒界以外に、オーステナイト変形により導入された粒内転位配列も考えられる。 さらに、マルテンサイトラスのひずみ場は、粒内核生成部位のひずみ場と相互作用して、核生成の自由エネルギー障壁を減少させることができる。 さらに、マルテンサイトブロックはオーステナイトの変形によって生じた粒界から発生することが、in situレーザー走査型共焦点顕微鏡技術によって確認された
AFの変態機構はベイナイト性であるので、AFの核生成はマルテンサイトのそれと似ているが、上に示したように炭素分配の要件が付加されているはずである。 オーステナイトの変形によって粒内に導入された転位が密に積み重なったものが、AFの核生成サイトとして機能すると考えるのが妥当であろう。 実際に、変形バンドや転位セル壁など、様々な変形下部構造でAFの核生成が確認されています。 したがって、本研究では幅広い冷却速度（5-50℃ s-1）を用いたが、未変形（歪み2 = 0）または微変形（歪み2 = 0.1）の試料では、主に転位配列が密に積み重なったPAGB上にラスが核形成し、これらのラスは図に示すように、最終的に平行な形態を持つBFパケットに発達することが確認できた。 一方、オーステナイトが大きく変形すると、高密度の転位がオーステナイト粒内に導入され、これらの転位が粒内核生成サイトとして働き、粒内核生成ラスが生じ、最終的に図4c、d、5a-cのようなAF支配ミクロストラクチャーに発達する。 図4は、HSLA鋼のAF変態にオーステナイト変形が必要であることを示している。
変形サブストラクチャーで粒内核生成したAFラスは、隣接する核生成AFラスとの衝突により、平行形態への発達が阻害され、大きなスケールでの発達はない。 実際、小さなスケールでは、隣接するいくつかの平行なAFラスがパケットを形成し、異なるパケットは異なる長さ方向を持つ。 境界核から粒内核への移行は、HAGB密度の増加（図8）と有効粒径の減少（図10a）をもたらす。 ベイナイト変態では、強い異方性選択が起こり、比較的遅い冷却速度または高い変態温度では、異方性選択は主に異方性間の配向角が小さい異方性ペアを好むため、図8e-fのように低いHAGB密度と図10aのように大きな有効粒径を持つようになります。 しかし、AFが支配的な組織では、オーステナイト変形により粒内核生成サイトが増加するため、より多くのラスが異形ペアの形で共鳴的に核生成するのではなく、粒内核生成サイトに直接核生成する。 このような粒内核のAFラスの形成は、異方性選択機構を弱め、より多くの種類の異方性、ひいては境界を各オーステナイト粒内に発生させることができる。
AFからBFへの遷移
しかし、粒内核生成サイトを導入する条件を満たせば、図7fのように冷却速度50℃s-1で必ずしもAF化が起こるとは限らない。 この試料では、既に変形により高密度の粒内核生成サイトがオーステナイトに導入されている（歪み2=0.5）が、変態生成物は依然として平行な形態を持つ典型的なBF優勢組織から主に成っている。 つまり、粒内核生成サイトは、この高い冷却速度ではAF変態を誘発することができないのである。 図7b,cに共通する特徴として、PAGB上に核生成した短い平行なBFラスがオーステナイト粒内に伸びており、このBFラスがオーステナイト粒全体を占めることなく、残りのオーステナイト粒がAFに発達していることがあげられる。 一方、図7dのBF優勢組織では、PAGBから平行なBFラスが伸び、オーステナイト粒全体に渡って発達するか、他のBFラスと衝突していることがわかる。 これらの組織特性をさらに確認するために、EBSDマップから2つの領域を選択した（それぞれ図9f, hの黒点で示す）。 これらの2つの領域について、配向角が3°以上の境界を表す黒線による全オイラー角カラー配向図をそれぞれ図11および図12に示す。 異なる親オーステナイト（PA）粒は、異なる部分の極座標特性を注意深く比較することによって互いに分離し、PAGBはそれらの図において白色の破線で強調されている。 これらのPA結晶粒の分離の妥当性は、測定されたα鉄の配向の{100}極座標と計算されたPA配向の異方性の極座標がよく対応することで証明できる。 研究で提案された方法は、Kurdjumov-Sachs (K-S) 配向関係に従ってこれらの PA 配向を評価するために使用されました。 配向関係としては西山-ワッセルマン（N-W）配向関係も提案されているが、BFはK-S配向関係に近いものを満たすことで形成されることがわかった。 556>
EBSD analysis of specimen with strain2 of 0.0.0.0.5、冷却速度10℃s-1。 a 全オイラー角カラー配向マップ（黒線は配向角3°以上の境界、PAGBは白破線で示す）；b 各親オーステナイト（PA）粒内で測定したフェライト配向の{100}極点図；。 c {100}計算された親オーステナイト（PA）配向とその変態変異のそれぞれの極値
EBSD Analysis of specimen with strain2 of 0.0.0.5、冷却速度50℃s-1：a 全オイラー角カラー配向マップ（黒線は配向角3°以上の境界、PAGBは白破線で示す）、b 各親オーステナイト（PA）粒内の測定フェライト配向の{100}極値、c 計算した親オーステナイト（PA）配向とその変形種のそれぞれ{100}極値
図中、Fig.2(a)は、親オーステナイトのフェライトの配向とその変形種の変形を示す。 BFが支配的な組織である図12aでは、同色のパケットを形成する平行なBFラスがPAGB上で核生成し、粒全体に広がるか、他のBFパケットと衝突していることがわかる。 しかし、Fig.11a では、PAGB 上に核生成し PA2 に延びた平行な BF ラスが押し込められ、残ったオーステナイトが不規則に配列した AF ラスに変態しており、これは Fig.7b, c で観察した特徴と非常によく対応している。 このような鉄のα配向の広がりには、いくつかの理由が考えられる。 冷却速度が遅い場合、最終的な組織には、必ずしも親オーステナイトとK-S配向の関係にないPF/QF粒が形成されている可能性がある。 また、α鉄方位の広がりは、変形によるオーステナイト方位の広がりと、粒内核生成によるより多くの種類の変種の存在を反映していると考えられる。
以上の組織特性から、粒内核生成サイトの導入の必要性に加えて、AF変態の発生条件をもう一つ仮定すると、以下のように考えられる。 オーステナイト粒界は非常に強力な核生成サイトであるため、冷却中にまずオーステナイト粒界にBFブロックが核生成される。 このBFブロックがオーステナイト粒全体に発達するか、他の境界核を持つBFブロックと衝突すると、BF支配のミクロ組織が形成される。 一方、これらの境界核形成BFブロックがあるメカニズムによって早期に抑制され、親オーステナイト粒全体に取り込むことができない場合、その後の冷却過程で粒内核形成サイトでAF変態が起こる。
BFの長周期化を抑制するメカニズムもオーステナイトの変形に関連していると考えられる。 変位は格子原子の協調的な動きを伴うが、グリシル界面がオーステナイト粒界や変形下部構造のような強い欠陥に遭遇すると、その動きが抑制されることがある。 また、孤立転位のようなあまり強くない欠陥も、このような生成界面の進行を遅らせるが、変態生成物の格子に取り込まれることが多い。 これらの機構は、オーステナイト変形が変位変態界面の進展を遅らせたり抑制したりすることを示す。 このオーステナイトの塑性変形による変位変態の遅延はオーステナイトの機械的安定化と呼ばれ、Widmanstätten フェライト、マルテンサイト、ベイナイトを含む鋼のすべての変位変態で発見されている
この機械的安定化の効果は、転位が及ぼす抵抗応力に前進する界面の駆動応力をバランスさせたモデルによって分析できる . 変形導入された転位の抵抗応力τは次のように表される：
ここでGはせん断弾性係数、vはポアソン比、ρは転位密度である． 界面の前進を促す応力τTは変位変換の化学的自由エネルギー変化ΔGに由来し、τT=ΦΔG、ここでΦは一に等しいと仮定される定数である。 ΔGは変態温度によって変化する。 駆動応力τT が抵抗応力τ以下であれば、界面の運動は停止する。 駆動応力は化学的自由エネルギー変化を計算することで得られ、この駆動応力に基づき、変位変換界面の運動を抑制することができる最低転位密度を得ることができる。
本研究で試験した鋼の化学自由エネルギー変化は、熱力学データ（TCFE6データベース）にアクセスし、相安定性と自由エネルギーを計算する熱力学計算ソフトウェアThermal-Calcを用いて計算した。 ベイナイト変態に伴う形状変形による蓄積エネルギーは約400J/molであり、これを計算結果から差し引いた。 図13aに、異なる温度におけるBF変態駆動力（400J/molの蓄積エネルギーを差し引いた後の値）を示す。 温度が645℃より低い場合、試験した鋼では熱力学的にベイナイト変態が可能であることがわかる。
変態温度の関数としてのaベイニティックフェライト変態駆動力とbオーステナイトの対応する配向角と抑制する最低界面運動転位密度
これらの駆動応力の結果より、。 を用いて、オーステナイト中の最も低い抑制有効転位密度を算出した。 (1)を用いて，オーステナイトのせん断弾性率を 8 × 1010 Pa，ポアソン比を 0.27，Burgers vector を 2.52 × 10-10 m として計算したところ，最も抑制効果の高い転位密度が得られました。 しかし、変形したオーステナイトの転位密度を測定することは困難である。 そこで、転位密度をbρ1/2≒θ（θは境界方位角）の関係で境界方位角に大まかに換算してみました。 温度が上昇するにつれて、例えば460℃から550℃まで、最も低い抑制効果のある境界の配向角は、0.9°から2.0°まで増加する。 オーステナイト変形中に形成される実用的な亜粒界配向角については、研究において、Ni-29.5%Fe-0.01%C-0.02%Mnモデル合金の初期粒径〜50μm、変形温度900℃、ひずみ速度1 s-1、ひずみ範囲0.2〜0.7でPSC試験を行ったが、これは今回の実験条件と非常に類似したものであった。 900℃における平均配向角（θav）とひずみ（ε）の関係は、θav = 1.77ε 0.23 というべき乗の式で表されることが分かっている。 この関係を用いると、本研究のひずみを 0.5 とした場合、平均亜粒界配向角は 1.5°となる。 配向角の分布については、スケーリング仮説によれば、平均配向角で規格化した配向角の分布関数は同じであり、材料やひずみ量に影響されないと考えられる。
したがって、本研究では、ひずみ2 = 0.5で、冷却速度を上げて変態温度を下げると、最も抑制効果のある境界の配向角が増加し、図に示すように、1.1°に相当する最高の配向角密度が現れる。 13bとなり、BF変態界面が変形誘起亜粒界で停止する可能性が低くなり、冷却速度が10→50℃s-1に増加するとAFからBFに遷移することが分かった。 つまり、同じ歪みであれば、変形下部組織がBFラスの長大化を抑制し、AFが発達する余地を与えるかどうかは、変態温度で決まる。
以上のメカニズムから、さらに考えられることは、変形オーステナイトを変形温度から室温まで非常に速く冷却すれば、組織中にAFラスはほとんど存在しないはずであることである。 逆に、変形温度から比較的高い温度まで急速に冷却し、その後ゆっくりと冷却すると、AFが支配的な組織が得られるはずである。 これらの概念を検証するために、別の2つの試料を試験した。 一方は変形後に室温まで急冷し、もう一方は950℃から600℃まで100℃s-1で急冷した後、350℃まで1℃s-1で徐冷し、その後室温まで急冷したものである。 これら2つの試料の変形した組織をFig.14に示す。 水冷した試料の組織は主にBFとマルテンサイトからなり、平行な形態は明らかで、粒内核のAFラスはほとんど見られないことがよくわかる。
SEM 二次電子顕微鏡写真、異なる冷却過程での変態組織、ひずみ2 0.0、ひずみ3 1.0、ひずみ4 1.0、ひずみ5 1.0、ひずみ6 1.0。5：室温まで急冷、b：600℃まで100℃ s-1で冷却後、1℃ s-1で350℃まで徐冷、その後室温まで急冷
高い冷却速度や低い変態温度では、粒内核生成サイトではAF変態が起きず、BF主体の組織になることが明らかであった。 BF組織では、オーステナイト変形により、オーステナイト変形時のすべり面に平行な晶癖面を持つBF変種が優先される強い変種選択性が生じる可能性がある。 このような変形選択は、図12aのPA2およびPA3で見られる。 RD-ND面のラス境界の痕跡はRDから約32°離れており、平面ひずみ圧縮中のオーステナイトの主な理想組織成分に関するSchmid因子分析に基づいて、RD-ND面の活性すべり面の痕跡はRDから19.5°-45°離れている。 したがって、変形したオーステナイトでは、冷却速度が10℃ s-1から50℃ s-1に上昇すると、オーステナイト変形に起因するBF分率の上昇と強いBF変形の選択により、図10bに示すように有効粒径はますます大きくなる。
AF組織のいくつかの特徴についてもさらに説明が必要である。
- (1)
PAGB上に核生成したBFラスを抑制してAFが発達するスペースを与える必要があるが、図7b、cに示すように平行BFラスは各PAGB上に現れない。 これは、変形歪みが各オーステナイト粒内に均一に分布していないためである。 通常、オーステナイト粒界の歪みは粒内より大きく、それに伴い、オーステナイト粒界近傍の亜粒界の配向角は粒内より大きくなる。 (2)
AFが支配的な組織でも、親オーステナイト粒全体に渡って長いBFラスが残っていることがある。 これは、異なる親オーステナイト粒の間で変形歪みが不均一に分布しているためと考えられる。 このような配向の異なるオーステナイト粒間の変形誘起下部組織の違いは、研究により報告されている。
- (3)
変態温度の上昇はオーステナイト変形の機械的安定化効果を促進し、BFラスをより効果的に抑制するが、ベイナイト変態の不完全変態現象により、変態温度の上昇とともにAFおよびBFの最大可能変形量は減少して、ベイナイト変態開始温度でついにゼロとなる。 したがって、BFラスの長大化を止め、同時に高い体積率のAF組織を得るためには、連続冷却速度と冷却中断温度を慎重に選択する必要があり、高い体積率のAFを得るためには等温保持よりも連続冷却がより適している。
- (4)
PF変態はAFとBFがPAGB上の核生成サイトを消費する前に起こり、さらに重要なことは、PF粒から分配された固溶原子が隣接するオーステナイトを安定化しベイナイト核生成を遅延させることができること。 さらに、粒内に形成されたPF粒は、BFラスを抑制することもできる。 したがって、PF粒の形成はAF変態に有利である。 しかし、PF 粒子が存在すると、強度が低下することは間違いない。 このように、PF粒はAF変態に有益であるが、PF粒の形成はAF変態の必須条件ではない。 オーステナイト変形温度 850 ℃から等温保持温度 500-600 ℃まで 75 ℃ s-1 の速度で冷却する研究では、PF 変態の助けなしに依然として AF 変態が起こっている。 同様に、本研究では、PF 変態の干渉を低減するために冷却速度を 100 ℃ s-1 にしても、依然として AF が支配的な組織であることが図 14 から分かる。 つまり、PF/QF変態はAF変態の前提条件にはならない。