| 研究概要 |
(1)超細粒鉄鋼材料(Ultrafine材)および比較的粗大な結晶粒を有する比較材(Medium材)を作製して疲労試験を行なった.原子間力顕微鏡(AFM)による試料表面のナノ・オーダーでの観察および電子線後方散乱(EBSP)による結晶方位解析により疲労き裂発生および伝ぱ挙動を詳細に観察した.
(2)Ultrafine材では,疲労初期に通常の単純すべりに加え複雑なすべり変形領域が観察された.疲労き裂は複雑なすべり変形領域内の粒界から発生した.疲労き裂発生機構はLTとLS材で差異は認められなかった.また,疲労初期においては最大応力負荷時と最小応力負荷時のすべり帯の突出しや入り込みに相違はみられなかった.
(3)Medium材では,疲労初期に粒内に明確なすべり線が発生した.このすべり帯が進展して主き裂となった.
(4)EBSP解析の結果,疲労き裂発生点における結晶方位は<101>であることがわかった.き裂が発生した複雑なすべり変形領域は,方位差が10°未満の結晶粒が集合したコロニーと一致しており,き裂伝ぱ方向と平行方向の平均コロニー径は結晶粒径の2.2倍であった.き裂発生部はLS面に{101}面,LT面には{111}面が配向していた.
(5)EBSPによる結晶方位解析から得られたシュミット因子と,AFMによる表面観察結果と比較した結果,Ultrafine材で発生する複雑なすべり変形は{123}<111>,{110}<111>および{112}<111>の3種のすべり系による交差すべりであることを解明した.
(6)Ultrafine材における疲労限度には,集合組織による疲労限度の低下,および交差すべりの形成と亜粒界によるき裂伝ぱ抵抗の増加の影響が大きいことが示唆された.
(7)Ultrafine材での疲労き裂初期伝ぱは,粒界のき裂伝ぱ抵抗やき裂の偏向によりき裂伝ぱ速度の低下が観察され,Medium材と比較して低速であった.
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