鉄鋼材料の引張試験：構造用途における主要性能指標

鉄鋼材料の機械的特性は、引張試験によって評価されることが多いです。この試験技術は十分に標準化されており、最小限の設備で経済的に実施できます。鉄鋼材料が構造用途に利用されるため、関連規格・基準の要求する引張特性、すなわち最低強度と延性レベルを満たす必要があります。このため、引張試験から得られる情報はしばしば十分に活用されていません。しかし、引張試験結果に影響を与える多くの冶金的相互作用を直接検討することで、試験データの有用性を大幅に向上させることができます。これらの相互作用を検討し、熱処理、表面仕上げ、試験環境、応力状態、予想される熱機械的曝露などの冶金・材料・用途変数と相関させることで、工学用途における鉄鋼材料の利用効率と品質の両方を大幅に改善できます。

鉄鋼材料の引張試験は多くの理由で実施されます。引張特性は通常、材料規格に含まれて品質確保に用いられ、単軸引張以外のさまざまな荷重形態でのこれらの材料の挙動予測にもよく使用されます。引張試験結果は、これらの材料を工学用途に選定する際に通常使用されます。材料の選定、認定、工学用途での利用のための機械的特性データを開発する、比較的容易で安価な手法を提供します。このデータは一般に、特定用途への材料適合性の判断、および/または他の代替材料との比較基準の提供に使用されます。

鉄鋼材料の弾性挙動

鉄鋼構造物は通常、通常使用条件下で構築に用いられる材料が弾性荷重を受けるように設計されます。これらの荷重は材料に弾性（可逆）ひずみを生じさせます。強風時の高層鋼構造物の揺れは、弾性ひずみが容易に観察できる例です。自動車アクスルの曲がりや、車両通過時の橋梁の伸びは、あまり目立たない弾性ひずみの例です。ひずみの大きさは、荷重を支える材料の弾性率に依存します。弾性率は一般的に引張試験で決定されるものではありませんが、引張挙動を用いて鉄鋼材料の選定と使用における弾性特性の重要性を示すことができます。

鉄（Fe）のヤング率（207GPa）は、銅（Cu、117GPa）のほぼ2倍、アルミニウム（Al、69GPa）の約3倍です。ヤング率が高いため、Fe製部品は同等荷重下でCuやAl製の類似部品よりもたわみが小さくなります。例えば、引張試験で直径12.8mmの引張棒を455kg荷重したときの弾性引張ひずみは、Feで0.00016mm/mm、Cuで0.00029mm/mm、Alで0.0005mm/mmとなります。鋼が弾性変形に抵抗する能力はその「剛性」という特性によるもので、ヤング率（E）はこの特性の尺度の一つです。極めて剛性の高い構造を必要とする工学構造は、極めて大型の部品で構築するか、弾性率の高い材料で構築する必要があります。Feの弾性率は多くの他材料より高いため、高剛性が必要な用途で鉄鋼材料がよく使用されます。

ヤング率（E）を定義する式「S = Ee」は、引張ひずみ（e）が印加応力（S）に比例するという観察に基づいています。この線形関係は、鉄鋼材料がほとんどの実用的状況下で示す挙動をよく説明します。しかし、これらの材料が循環または振動荷重を受ける場合、真の線形弾性挙動からのわずかな逸脱でさえ重要になることがあります。線形弾性からの逸脱の尺度の一つは、材料の非弾性応答です。

非弾性

非弾性は、時間依存性の完全可逆変形プロセスです。時間依存性は、荷重印加時の原子の即時移動の欠如によるものです。時間依存変形プロセスには、不純物原子の拡散運動など多くのメカニズムがあります。この拡散運動は、荷重印加によって有利になった近接格子サイトへの原子ジャンプとして単純化できます。

Fe-C（炭素）合金である鉄鋼材料の引張荷重は、材料に弾性ひずみを生じさせ、その体心立方（bcc）構造を体心正方（bct）に歪めます。固溶したCもFe格子に類似の歪みを生じさせます。引張荷重による歪みとC溶解による歪みには一つの基本的な違いがあります。引張試験中の材料格子の平均歪みは異方性であり、各単位格子が引張荷重方向に伸長し、ポアソン比により横方向に収縮します。対照的に、C溶解による平均格子歪みは等方的です（個々のC原子は局所的な異方性歪みを生じますが）。

Fe中に固溶した炭素原子は、図1に概略的に示すように間隙サイトに位置します。溶解C原子は間隙サイトには大きすぎるため、サイトXのC原子はFe原子AとBを押し離し、単位格子をx方向に伸長させます。同様に、サイトYのC原子はFe原子BとCを押し離してy方向に、サイトZのC原子はz方向に伸長させます。与えられた無応力Feまたはα粒内では、C原子はX、Y、Zサイトにランダムに分布しています。したがって、各単位格子は特定方向に歪んでいますが、無応力粒の全体的歪みは基本的に等方的、つまり全方向で等しくなります。

引張応力の印加は、特定の間隙サイトを有利にします。引張応力がx方向と平行なら、X型サイトが拡大してC原子の有利サイトになります。応力がy方向ならY型、z方向ならZ型サイトが有利になります。引張試験中、C原子は引張荷重によって有利になったサイトへ移動または拡散します。この移動は時間と温度に依存し、非弾性変形の原因となります。引張荷重の急激な印加は、材料格子を非常に高い速度で弾性的にひずませるため、荷重印加時にCの有利サイトへの移動は起こりません。

しかし、材料が荷重下に留まると、有利サイトへの時間依存的移動により、間隙Cが印加応力方向にFe原子を押す傾向があるため、追加の格子ひずみが生じます。この追加ひずみが材料の非弾性ひずみです。同様に、荷重が急激に解放されると、弾性ひずみは即座に回復しますが、非弾性ひずみの回復には時間がかかります。間隙C原子が以前の有利サイトから再配置され、材料格子内で均一分布を形成するためです。弾性ひずみと非弾性ひずみの時間依存性を図1に概略的に示します。

図1 鉄格子と弾性・非弾性ひずみの時間依存性

弾性ひずみと非弾性ひずみの組み合わせにより、引張試験で決定されるヤング率は荷重速度（またはひずみ速度）依存性を持ち、循環または振動荷重を受ける材料に減衰や内部摩擦を生じさせます。非弾性ひずみは、試験片を荷重して固定変位で保持したときの引張試験中の応力緩和の一因です。この応力緩和は「弾性後効果」と呼ばれることが多く、原子が有利サイトに移動して非弾性変形が起こるため、固定変位を維持するために必要な荷重が時間依存的に低下することが原因です。この弾性後効果は、試験結果に対する時間または荷重速度の影響の重要性を示しています。

引張荷重印加に伴う全可逆ひずみは、弾性ひずみと非弾性ひずみの合計です。荷重の急速な印加は非弾性ひずみをゼロに近づけます（試験時間が非弾性ひずみに十分でないため）、したがって荷重時の全ひずみは真の弾性ひずみに等しくなります。同じ荷重を非常にゆっくり印加すると、非弾性ひずみが荷重プロセスに付随するため、この試験での全可逆ひずみは急速荷重時の可逆ひずみを超えます。低ひずみ速度試験でのヤング率測定値は高ひずみ速度試験より低く、したがって測定弾性率はひずみ速度依存性を持ちます。低ひずみ速度でのヤング率は「緩和弾性率」と呼ばれ、高ひずみ速度で測定される弾性率は「非緩和弾性率」と呼ばれます。

減衰能

引張試験と循環荷重試験は、完全緩和挙動に必要なひずみ/荷重速度と、完全非緩和挙動に必要な速度の中間で行われることが多いです。したがって、荷重または荷重解除時に、応力-ひずみ曲線の初期または短時間部分は非緩和挙動を示し、後期の長時間部分はより緩和された挙動を示します。非緩和から緩和への移行は、応力-ひずみ曲線に荷重-荷重解除ヒステリシスを生じさせます。このヒステリシスは、荷重-荷重解除サイクル中のエネルギー損失を表します。エネルギー損失量はヒステリシスの大きさに比例します。材料格子内の非弾性効果に起因するこのようなエネルギー損失を「内部摩擦」と呼びます。内部摩擦は、鉄鋼材料が振動エネルギーを吸収する能力において重要な役割を果たします。この吸収は、荷重-荷重解除サイクル中に材料温度を上昇させる可能性があります。材料の内部摩擦への感受性の尺度の一つが減衰能です。

非弾性と内部摩擦は時間と温度に依存するため、材料の減衰能は温度とひずみ速度の両方に依存します。内部摩擦と減衰は、材料の振動応答において重要な役割を果たします。荷重-荷重解除サイクル中に顕著な内部摩擦を生じる条件で試験された鉄鋼材料は、大きなエネルギー損失を受け、高い減衰能を持つと言われます。これらの材料は振動吸収に有用です。例として、鋳鉄は非常に高い減衰能を持ち、周囲振動から隔離する必要がある機器や装置のベースに定期的に使用されます。ミルスタンド、旋盤、プレスなどは通常、鋳鉄ベースを使用して機械振動の床や周囲への伝播を低減します。しかし、高い減衰能が常に有用な材料品質とは限りません。

非弾性、減衰、応力緩和、鉄鋼材料の弾性率は、試験条件に加えて材料のミクロ組織にも依存します。これらの特性は通常引張試験技法では決定されません。しかし、これらの特性と機械パラメータは、応力-ひずみ曲線の形状に影響を与えます。

比例限度

引張応力-ひずみ関係における曲率発生に必要な見かけの応力が比例限度（PL）です。PLは、ひずみが応力に方向的に比例し続ける最大応力と定義されます。比例性からの逸脱は、非弾性および/または塑性変形の開始に起因します。これらの現象の発生を引張試験中に検出する能力は、応力とひずみの測定精度に依存します。測定精度が高まるにつれて、PLの測定値は低下します。測定PL値が試験精度に依存するため、PLは一般的に材料の引張特性として報告されません。また、PL値は工学用途での材料選定、認定、利用において実用性がほとんどありません。はるかに再現性が高く実用的な応力は、材料の降伏強度（YS）です。

材料の降伏と塑性の発現

鉄鋼材料の降伏強度（YS）は、材料が応力とひずみの比例性から特定の逸脱を示す応力として定義できます。比例性からの微小な逸脱は非弾性効果によって引き起こされる可能性がありますが、この線形挙動からの逸脱は完全可逆であり、有意な塑性（非可逆）変形または降伏の開始を表しません。YSの理論値は、YS = E/2π（Eは弾性率、πは3.14159）の式から計算されます。理論的には、印加応力が弾性率の有意な割合に達しない限り降伏は起こりません。この降伏見積もりは、鉄鋼材料の場合、実測YSを少なくとも150倍過大評価します。理論値と実測値の不一致は、転位の運動によるものです。転位は結晶格子の欠陥であり、これらの欠陥の運動は塑性変形の主要メカニズムです。材料のYSを変える技法は、欠陥相互作用を利用して転位運動の容易さを変化させることに依存します。

転位移動性は、合金含有量、加工硬化度、介在物および第二相粒子のサイズ・形状・分布、材料の結晶粒サイズに依存します。合金含有量が増えると強度が増します。合金（または不純物）原子が転位と相互作用し、その後の運動を妨げるためです。したがって、この種の強化は点欠陥と線欠陥の相互作用によるものです。

冷間加工は、鉄鋼材料の強度を高める効果的な技法です。この強化メカニズムは、冷間加工率の増加に伴い材料内の転位数が増加するため効果的です。これらの追加転位が、他の転位の継続的運動を拘束します。冷間加工は、結晶格子内で線欠陥同士が相互作用することによる強化の例です。圧延、スタンピング、鍛造、引抜き、スウェージング、押出しなどで必要な冷間加工を付与できます。

結晶粒界と相界も転位運動を阻害します。したがって、結晶粒界数の増加および/または構造中の第二相率の増加に伴いYSは増加します。結晶粒サイズの減少は単位体積あたりの結晶粒界数を増やし、材料格子内の面欠陥密度を高めます。面欠陥と線欠陥の相互作用が転位移動性を制限するため、結晶粒サイズの減少と第二相粒子数の増加に伴いYSが増加します。

鉄鋼材料は、異なる強化メカニズムにより広範なYS範囲を示します。YS範囲は、結晶粒サイズ、冷間加工率、第二相粒子分布、その他の比較的容易に定量化可能なミクロ組織パラメータに依存します。ミクロ組織パラメータの値は材料の熱機械的履歴に依存します。したがって、重要な冶金変数の知識は、YSデータを知的に解釈し、これらの材料で作られる構造物と部品を設計・利用するためのほぼ必須条件です。

YSの最も一般的な定義は、0.002mm/mmの塑性ひずみを生じさせる応力です。このひずみは比例性からの容易に測定可能な逸脱を表し、この逸脱を生じさせる応力が0.2%オフセットYSです。線形挙動から0.2%の逸脱に達する前に、有意な転位運動が必要です。したがって、標準引張試験では、0.2%オフセットYSは試験機変数、把持効果、非弾性などの可逆非線形ひずみにほぼ独立です。この独立性により、0.2%オフセットYSは鉄鋼材料の機械的特性記述に用いられる再現性の高い特性です。それでも、YSや他の引張特性の大きさは、試験材料の欠陥構造に依存することを知っておくことが重要です。したがって、YSを有意義な設計パラメータとして使用するには、材料の熱機械的履歴を知る必要があります。

降伏点

一部の鉄鋼材料、主に室温試験の低炭素鋼では、転位運動の開始が比較的緩やかなプロセスではなく、突然起こります。この突然の降伏により、0.2%オフセット法による降伏表現は非実用的になります。突然の降伏により、軟鋼の応力-ひずみ曲線には降伏点（YP）が現れ、軟鋼のYSは下降応力で記述されます。YPは、溶質（溶解）原子と溶媒（母相）格子内の転位の相互作用によって生じます。軟鋼での溶質-転位相互作用は、Cの転位への移動と相互作用を含みます。この相互作用により転位付近の溶質濃度が高くなるため、YPはCの転位への偏析によって生じるとされます。

転位周囲の間隙サイトの多くは拡大しており、溶質原子の占有にとって低エネルギー（有利）サイトとなります。これらの拡大サイトが占有されると、転位に関連して高濃度、つまり溶質雰囲気が形成されます。軟鋼では、溶質偏析が転位でCリッチ雰囲気を生成します。転位運動は制限されます。このような運動には転位とC雰囲気の分離が必要だからです。分離が起こると、継続的転位運動に必要な応力が減少し、引張試験では下降YSに達します。この降伏プロセスは、試験片の局所領域での転位運動を含みます。転位運動は塑性変形であるため、転位が動いた領域は材料の変形領域またはバンドを表します。これらの局所的変形バンドをリューダースバンドと呼びます。一度開始されると、追加ひずみによりリューダースバンドは試験片ゲージ長全体に伝播します。

この伝播は、鋼の下降YSである一定応力で起こります。ゲージ部全体が降伏すると、転位同士の相互作用により応力-ひずみ曲線が上昇し、加工硬化が開始されます。YPとリューダースバンドの存在は、突然の軟化と局所ひずみが加工技術に与える影響のため重要です。例えば、突然の局所降伏は材料流動をジャーキーにします。ジャーキーな材料流動は引抜き作業で望ましくありません。引抜き装置の荷重が急激に変化し、大量のエネルギー放出が加工装置に吸収される必要があるためです。また、局所的リューダースひずみはスタンピングプロセスで材料にストレッチマークを生じさせます。これらのストレッチマークは「ストレッチャーストレイン」と呼ばれ、スタンプ面に明確に現れます。これは外観を悪化させ、部品の有用性を低下させます。YPを持たない材料をスタンピングすると、加工硬化プロセスが変形を材料全体に均一に広げるため、滑らかな表面が得られます。

結晶粒サイズの降伏への影響

構造用途に使用される鉄鋼材料は多結晶です。これらの材料は通常、多数の微小結晶または粒を含みます。粒の三次元形状が非常に複雑であるため、粒サイズを正確に定義するのは困難です。粒を球形と仮定すれば、粒径（d）を用いてサイズを指定できます。粒サイズをより正確に指定するには、通常、平均粒界切断長（I）と、粒界表面積と粒体積の比（Sv）が含まれます。これら2パラメータは定量金属組織学的技法で確立できます。

しかし、歴史的理由により、パラメータdが鉄鋼材料のYSへの結晶粒サイズ影響を記述する最も一般的な尺度です。この影響は、YSを結晶粒サイズと関連付ける経験式であるホール・ペッチ関係でしばしば定量化されます。

結晶粒界は転位運動の障壁として働き、転位を境界後ろにパイルアップさせます。この転位パイルアップはパイルアップ先端に応力を集中させ、応力が十分になると隣接粒で新たな転位が核生成されます。転位パイルアップ先端の応力大きさは、パイルアップ内の転位数に依存します。パイルアップに含まれる転位数は、より大きな粒体積により粒サイズ増大とともに増加します。このパイルアップ転位数の差により、同等純度の微細粒材料よりも大粒材料で新たな転位核生成が容易になり、この転位核生成容易さの差が直接YSの差に外挿されます。

冷間加工と加工硬化の効果

鉄鋼材料の再結晶温度以上での塑性変形は熱間加工、再結晶温度未満での塑性変形は冷間加工です。これらの材料を再結晶温度以上で引張試験すると、有意な加工硬化を示さず、引張YSが材料が効果的に支持できる最大応力になります。これらの材料の応力-ひずみ曲線は、継続的塑性変形に必要な応力が引張ひずみ増加とともに増加することを示します。

特定引張ひずみでの継続変形に必要な応力は、そのひずみでのフロー応力と指定されることが多いです。ひずみ増加に伴うフロー応力増加は、冷間加工による材料強度向上の基礎です。結晶粒サイズの強度への影響は、冷間加工プロセス全体で保持されます。強度の結晶粒サイズ依存性が加工硬化プロセス全体で保持される事実は、これらの材料におけるさまざまな強化メカニズム間の相互作用の可能性を確立します。例えば、冷間加工は点欠陥と転位の相互作用を通じて強度を増加させ、これらの効果は合金化の効果に加算されます。

また、強度だけが冷間加工プロセスで影響を受ける引張特性ではありません。延性は冷間加工増加とともに減少し、冷間加工が過度になると鋼棒が冷間加工中に割れて破断することがあります。冷間加工の強度と延性への全体的効果は、強度増加と延性減少により応力-ひずみ曲線下の面積が減少することです。これは重要です。この面積は鋼棒を破断するために必要な仕事またはエネルギーを表し、引張試験結果はこのエネルギーが冷間加工率増加とともに減少することを示します。

圧延、引抜き、スタンピング、鍛造のいずれによる冷間加工もミクロ組織を変化させます。結果の粒形状は、加工中の金属流動方向によって決まります。冷間圧延試料の粒は伸長・扁平化し、半球状粒からパンケーキ形状粒に変化します。棒引抜きプロセスは針状粒を生成します。粒形状変化に加えて、粒内部も冷間加工操作によって歪められます。高転位密度バンド（変形バンド）が発生し、双晶境界が曲がり、結晶粒界が粗く歪みます。変形誘起ミクロ組織変化が異方性であるため、鍛造鋼材の引張特性はしばしば異方性を持ちます。冷間加工による加工硬化ミクロ組織とそれに伴う機械的特性は、焼鈍によって大幅に変化させることができます。より高温への加熱によって導入されるミクロ組織変化は、焼鈍の時間と温度の両方に依存します。この温度依存性は、焼鈍を効果的にするために原子運動が必要であるため生じます。

引張強さ

加工硬化能力は、鉄鋼材料を他の工学材料から分ける正常な力学的挙動特性の一つです。すべての金属材料がこの特性を示すわけではありません。例えば、クロム（Cr）は非常に脆く、加工硬化の証拠なしに引張試験で破断します。脆性材料の応力-ひずみ曲線はセラミックス材料と類似しています。有意な塑性変形前に破断が起こります。このような脆性材料には実質的なYSがなく、破断応力が材料の支持できる最大応力となります。しかし、鉄鋼材料は破断前に塑性変形を起こし、材料が支持できる最大応力（元の寸法ベース）はYSより大幅に高くなります。この最大応力が材料の極限引張強さ（TS）です。

YSとTSの間のマージンは、構造物における鉄鋼材料の操作的安全係数を提供します。この安全マージン以外に、TSの実際の値には実用上ほとんど意味がありません。構造物が複雑な使用荷重に耐える能力はTSとほとんど関係がなく、構造設計は降伏に基づくべきです。TSは測定が容易で、応力-ひずみ曲線上の最大応力であるためよく報告されます。工学規格で材料が特定TS要件を満たすことを要求することもあります。

歴史的に、経験ベースの低減を伴うTSが設計計算に使用されてきました。応力-ひずみ曲線測定精度が向上するにつれ、TS利用は減少し、1940年代にはいくつかの設計規格が降伏ベースになりました。TSを硬さ、疲労強度（FS）、応力破壊、機械的特性と相関させる大規模な経験的データベースがあります。これらの相関、歴史的規格要件、脆性材料を用いた構造設計がTSベースでなければならない事実は、TSが設計基準として継続利用される技術的根拠を提供します。

冷間加工と鉄鋼材料の他の強化メカニズムは、YSほど速くTSを増加させません。したがって、強化プロセスはしばしば塑性ひずみ能力の低下を伴います。この低下は破断前の材料エネルギー吸収能力を減少させ、多くの場合これらの材料の成功的利用に重要です。これらの材料の引張挙動分析は、材料のエネルギー吸収能力への洞察を提供できます。

靭性

破断せずにエネルギーを吸収する能力は、材料の靭性によるものです。ほとんどの場合、鉄鋼材料の破断は既存欠陥から開始されます。これらの欠陥は、ミクロ組織の要素ほど小さい場合や、わずかに大きければ材料内のマクロな割れ、極端な場合は構造物の目視可能な不連続部となります。タフな鋼材料は、降伏と塑性変形などのプロセスを通じて欠陥伝播に抵抗します。この変形の大部分は欠陥先端近くで起こります。破断は引張応力と塑性変形（ひずみ）の両方を伴うため、応力-ひずみ曲線を用いて材料靭性を推定できます。ただし、材料靭性を測定するために特別に設計された試験もあります。これらの試験の大半はプレクラック試料で実施され、衝撃試験と破壊力学の両方を含みます。引張挙動に基づく靭性計算は推定値であり、設計には使用すべきではありません。

応力-ひずみ曲線下の面積は、引張試験中に材料が吸収したエネルギーの尺度です。この面積は材料靭性の粗い推定値です。鉄鋼材料の引張変形に伴う塑性ひずみは、通常、伴う弾性ひずみより数桁大きいため、塑性または転位運動は靭性発現に非常に重要です。これは、脆性、半脆性、延性材料の応力-ひずみ曲線で示されます。脆性破断は殆ど塑性ひずみなしで起こり、したがって応力-ひずみ曲線下の面積（A）は A = 0.5Se の式で与えられます。YS 205MPa、TS 415MPa、破断ひずみ0.3の典型的な軟鋼試料の引張特性から破断エネルギーを推定すると、試料ゲージ部で1.12J/mm³となります。

延性破断エネルギーと脆性破断エネルギーの比は900です。この比は破断ひずみ増加と加工硬化増加とともに増大します。面積とエネルギーの関係は近似値です。このような靭性推定の有用性は、試験が容易にできることと、塑性が破断防止に重要であることへの洞察を提供することにあります。さらに、わずか0.01%の塑性ひずみでも、材料の破断せずにエネルギーを吸収する能力に顕著な効果を持つことがあります。

靭性は多くの構造用途で非常に重要な特性です。クレーンアーム、船体、アクスル、ギア、カップリングはすべて使用中にエネルギーを吸収する必要があります。地震荷重、システム過圧、さらには軽微な事故に耐えることにも材料靭性が必要です。鉄鋼材料の強度増加は通常延性を低下させ、多くの場合靭性を低下させます。したがって、材料強度を増加させると、材料靭性が満足な使用に重要な場合、使用誘発破壊の可能性が高まることがあります。

これは図2の2つの応力-ひずみ曲線下の面積を比較することでわかります。図2の斜線部は、もう一つの引張特性であるレジリエンス率を示します。レジリエンス率は引張応力-ひずみ曲線から測定できます。鉄鋼材料が弾性プロセスでエネルギーを吸収する能力が材料のレジリエンスです。レジリエンス率は、応力-ひずみ曲線の弾性部分下の面積として定義されます。YSを増加させたりヤング率を減少させたりするとレジリエンス率が増加し、これらの材料の永久変形なしでのエネルギー吸収能力が向上します。

図2 高靭性鋼と低靭性鋼の応力-ひずみ曲線比較

材料延性

引張試験中の材料延性は、一般に破断時伸びまたは破断時断面収縮率（RA）を測定することで確立されます。一般に、延性測定は3つの観点で重要です。（ⅰ）圧延、成形、押出しなどの金属加工作業で鋼が破断せずにどこまで変形できるかを示す、（ⅱ）設計者に対して、鋼が破断前に塑性流動できる能力を概略的に示す、（ⅲ）不純物レベルや加工条件の変化の指標として機能する。延性測定は、延性測定と性能の間に直接的関係がなくても、材料品質評価のために指定されるべきです。

引張延性は、材料品質評価時に非常に有用な尺度です。多くの規格・基準が引張延性の最小値を指定します。これらの仕様の理由の一つは、より高コストな靭性仕様を要求せずに適切な靭性を保証することです。材料組成や加工条件のほとんどの変化は引張延性に変化を生じさせます。さらに、鉄鋼材料の金属加工特性は、材料の延性よりも加工硬化能力とより良く相関します。工学用途に使用される多くの鉄鋼材料の加工硬化能力は、真応力-真ひずみ挙動の分析によって定量化されてきました。

真応力-真ひずみ関係

工学応力-ひずみ挙動を真応力-真ひずみ関係に変換すると、工学応力-ひずみ曲線の最大値は、材料強度の低下ではなく引張不安定性から生じることがわかります。工学応力-ひずみ曲線の低下は人為的であり、応力計算が元の断面積ベースで行われるためだけに起こります。試験と分析の両方が、ほとんどの鉄鋼材料では引張不安定性が試験片のネッキング開始に対応することを示しています。ネッキングはひずみ局所化から生じます。したがって、ネッキングが開始されると、真ひずみを試料伸びから計算できなくなります。これらおよび工学応力-ひずみデータの他の分析的限界のため、引張データを用いて加工プロセスに伴う変形時の冶金的応答を理解・予測する場合、真応力-真ひずみ関係が好まれます。

破断せずに対応できる深絞り変形量は材料によって異なります。例えば、オーステナイト系ステンレス鋼は類似絞り作業で50%RAまで成功裏に絞れますが、フェライト系鋼では同条件で約20〜30%RAで破断することがあります。両鋼種とも引張試験では50%以上のRAを示します。この絞り性の差は、加工硬化指数（n）と相関し、したがって2鋼の真応力-真ひずみ曲線の傾きから明らかです。

フェライト系とオーステナイト系鋼のn値は通常それぞれ0.25と0.5です。完全塑性材料のn値はゼロ、完全弾性固体のn値は1です。ほとんどの鉄鋼材料のn値は0.1〜0.5の間です。加工硬化指数は、転位が経路上の他の転位や障害物を回り込んだり越えたりする能力と相関します。このような運動を「クロススリップ」と呼びます。クロススリップが容易なら、転位は互いの後ろにパイルアップせず、n値は低くなります。軟鋼はクロススリップが容易な例です。クロススリップが困難になるにつれてn値は増加します。オーステナイト系ステンレス鋼ではクロススリップが非常に困難で、n値は約0.5です。

引張試料、シート、プレート、ワイヤ、ロッド、その他の金属断面には、断面サイズ、YS、その他のミクロ組織的・構造的不均質性において点対点のばらつきがあります。これらの材料の塑性変形は局所的弱い領域で開始されます。加工硬化がない場合、この初期塑性ひずみは正味断面サイズを減少させ、継続変形を弱い領域に集中させます。しかし、加工硬化により変形領域のフロー応力が増加します。このフロー応力増加は、該当領域での継続塑性変形に必要な荷重を増加させ、変形を断面全体に広げさせます。n値が高いほど、フロー応力増加が大きく、塑性変形が均一になる傾向が強まります。この傾向は鉄鋼材料の加工性に大きな影響を与えます。

例えば、絞り作業で対応可能な最大RAは、材料の真応力-真ひずみ挙動から決定されるn値に等しくなります。このような相関があるため、ひずみ速度や温度などのプロセス変数の影響を引張試験で評価できます。これにより、変数の直接的なインプロセス評価なしにプロセス変数の影響を推定する基盤が得られます。

温度とひずみ速度の影響

ほとんどの鉄鋼材料のYSは、ひずみ速度増加とともに増加し、温度上昇とともに減少します。この依存性はいくつかの冶金的要因の組み合わせから生じます。例えば、転位は実際には変位であり、音速より速く動くことはできません。また、転位速度が音速に近づくと、クロススリップがますます困難になり、n値が増加します。このn値増加は、任意のひずみでのフロー応力を増加させ、結果として材料YSを増加させます。延性低下、さらにはひずみ速度誘起YS増加に伴う延性から脆性への破断移行も関連付けられます。

多くの点で、温度低下はひずみ速度増加と類似しています。転位移動性は温度低下とともに減少し、したがってほとんどの鉄鋼材料では温度低下に伴い強度が増加し延性が減少します。転位移動性低下が十分であれば、延性が脆性破断点まで低下することがあります。温度低下時に延性から脆性破断への移行を示す鉄鋼材料は、この移行温度以下の温度で構造用途に使用すべきではありません。

転位運動は、転位同士の相互作用と合金または不純物（異種）原子との相互作用によって阻害されます。この相互作用の効果は時間と温度の両方に依存します。この相互作用はYSを増加させ、延性を制限します。このプロセスは、異種原子が転位に偏析するのに十分な時間があり、転位速度が異種原子拡散速度とほぼ等しいときに最も効果的です。したがって、任意の温度で、転位-異種原子相互作用は何らかの中間ひずみ速度で最大になります。低ひずみ速度では、異種原子は転位移動と同速で拡散でき、変形プロセスが転位をその溶質雰囲気から分離させる傾向はほとんどありません。高ひずみ速度では、一度分離が達成されると、試験期間中に雰囲気を再確立する十分な時間がありません。原子運動は温度上昇とともに増加するため、転位-異種原子相互作用を許容するひずみ速度は温度依存的です。この相互作用が延性を制限するため、引張試験の伸びは、このような相互作用が非常に効果的な中間試験温度で最小値を示すことがあります。

鉄鋼材料の応力-ひずみ曲線における時間依存的転位-異種原子相互作用の効果は、「ひずみ時効」と「動的ひずみ時効」と呼ばれます。ひずみ時効は通常、鋭いYPを示す材料の引張試験が中断されたときに明らかになります。試験片をYPを過ぎてリューダースひずみ領域を通り、応力-ひずみ曲線の加工硬化部分までひずませた後にアンロードした場合、引張試験を再開すると以下の2つの挙動のいずれかが観察されます。

短時間で再荷重すると、再荷重曲線の弾性部分は元の弾性荷重曲線と平行で、塑性変形は試験中断直前に達した応力レベルで再開されます。しかし、アンロードと再荷重の間の時間が異種原子の転位への偏析に十分な場合、YPが再出現し、アンロード応力レベルでは塑性ひずみが再開されません。このYP再出現がひずみ時効であり、ひずみ時効ピークの強さは時間と温度の両方に依存します。溶質原子の転位への拡散と偏析がピーク発現に必要だからです。引張ひずみ速度が試験中に溶質偏析を許容する範囲にある場合、動的ひずみ時効が観察されます。偏析がそれまで移動可能だった転位をピン留めし、フロー応力を増加させ、新しいより高いフロー応力に達すると転位が溶質雰囲気から分離し、フロー応力が減少します。このフロー応力の交互の増減により、応力-ひずみ曲線が鋸歯状になります。

鋸歯状流動は、軟鋼で通常見られます。軟鋼は移動可能な合金または不純物元素を含むためです。この効果は最初にPortevinとLeChatelierによって詳細に研究され、しばしばPortevin-LeChatelier効果と呼ばれます。加工条件はひずみ時効効果を避けるよう選択すべきです。この選択は本質的に、加工ひずみ速度と温度の制御を含みます。

特殊試験法

引張試験は、鉄鋼材料の機械的荷重応答に関する基本情報を提供します。試験温度とひずみ速度（または荷重速度）は、これらの変数が試料の冶金的応答に影響を与えるため通常制御されます。引張試験は通常、強度と延性を測定します。これらのパラメータは、試料形状、試験環境、試験実施方法に敏感であることが多いです。特別な引張試験法は、試験/試料条件が鉄鋼材料の強度と延性に与える影響を測定するために開発されてきました。これらの試験法には、ノッチ引張試験と低ひずみ速度引張試験が含まれます。

ノッチ引張試験

工学用途で使用される鉄鋼材料は、部品形状により多軸荷重と高応力集中に耐えることが要求されることがよくあります。標準引張試験は、単軸荷重にさらされた平滑棒試料での材料性能を測定します。この用途と試験片の差異は、標準引張試験の予測能力を低下させる可能性があります。また、多軸荷重と応力集中によって通常誘発される延性低下が試験結果で見えない場合があります。したがって、ノッチ引張試験は、標準引張試験のこの弱点を最小限に抑え、欠陥、ノッチ、応力集中存在下での材料挙動を調べるために開発されました。

ノッチ付き引張試料は通常、根元半径0.025mm未満の60°ノッチを含みます。ノッチ先端直下の応力状態は三軸引張に近づき、延性鋼ではこの応力状態が通常YSを増加させ、延性を低下させます。このYS増加は、応力状態が転位動力学に与える影響によるものです。転位運動にはせん断応力が必要です。純三軸荷重はせん断応力を生じません。したがって、ノッチ先端での転位運動は制限され、YS値が増加します。この転位運動制約はノッチ試料の延性も低下させます。低延性鋼では、ノッチ誘起延性低下が非常に深刻で、0.2%オフセットYSに達する前に破壊が起こることがあります。

鉄鋼材料のノッチ効果感受性を「ノッチ感受性」と呼びます。この感受性は、ノッチ強度と平滑棒TSの比で定量化されます。ノッチ感受性材料は比が1未満です。これらの材料の平滑棒引張データは、使用条件下での材料挙動を満足に予測しません。タフで延性のある材料はしばしばノッチ強化され、ノッチ感受性比が1より大きいため、標準引張試験はこの材料の性能に対して保守的な予測子となります。

低ひずみ速度試験

試験環境も鉄鋼材料の引張挙動に悪影響を及ぼす可能性があります。材料応答への環境影響の特性評価は、関心環境で引張試験を実施することで達成できます。環境攻撃の深刻度は通常時間増加とともに増すため、材料応答への環境影響を決定するための引張試験は、非常に低いひずみ速度で実施されることが多いです。低ひずみ速度は試験時間を増やし、試験環境への曝露を最大化します。このタイプの試験を「低ひずみ速度試験」（SSRT）または「定伸び速度試験」（CERT）と呼びます。攻撃的環境への曝露は、試料の強度と/または延性を低下させる可能性があります。この低下は、表面割れ発生および/または破断モード変化を伴うことがあります。引張挙動に有害な影響を示すSSRTまたはCERT研究は、試験材料がその環境で環境劣化感受性を持つことを確立します。

この感受性は、その環境での材料利用に懸念を生じさせる可能性があります。逆に、試験で材料の引張挙動が環境に影響されず、その環境での用途に適していることが示される場合もあります。SSRTまたはCERTは、潜在的使用曝露に対する材料スクリーニングや、プロセスシステムで使用される材料への予想運用変更影響の検証に使用できます。いずれの場合も、強度と延性を劣化させ早期破壊を引き起こす可能性のある条件下での材料利用を回避することが意図されています。引張データに加えて、CERTとSSRTの試験片破断形態検証でも悪影響の証拠を見つけることができます。

破断特性

延性鉄鋼材料の引張破断は、一般に引張棒ネッキング部分内部で開始されます。介在物、分散第二相、析出物などの粒子が核生成サイトとして機能します。破断プロセスは、粒子-母相界面での小さな穴、またはマイクロボイドの発生で始まります。継続変形によりマイクロボイドが拡大し、試験プロセスのある時点でマイクロボイドが他のマイクロボイドと接触して合一します。このプロセスを「マイクロボイド合一」と呼び、延性破断プロセスの特徴であるディンプル破断面形態を生じさせます。

脆性破断の表面形態は、マイクロボイド合一とは大きく異なります。脆性破断は一般に材料外表面の不完全部で開始され、粒間分離または粒内劈開様プロセスで伝播します。結果の表面形態は、劈開に典型的な川のようなパターンを伴うファセット状、または粒間破断で「岩飴」のような外観を呈します。試験材料が本質的に脆性である場合や、熱処理、試験温度低下、攻撃的環境存在、試料への鋭いノッチ存在によって脆性化される場合があります。

引張試験の温度、ひずみ速度、試験環境、試料表面仕上げなどの条件は一般に十分確立されています。このような試験パラメータが試験片破断特性に与える影響を理解することは、製造中または使用中の鉄鋼材料劣化感受性決定に非常に有用です。通常、破断プロセスをマイクロボイド合一からより脆性な破断モードへ変化させる熱処理や試験条件は、材料延性と靭性を低下させ、選択された使用条件下で早期破断を促進する可能性があります。破断プロセスは試料の冶金的状態と引張試験条件の両方に非常に敏感であるため、破断面特性評価は多くの引張試験プログラムの重要な構成要素です。