1前言

众所周知，以SUS304为代表的Fe-Cr-Ni系奥氏体钢会产生α′马氏体的形变诱导相变。由于由此带来的TRIP效应，SUS304板材经常显示出大大超出JIS标准的伸长率。SUS304的形变诱导

相变有时与六方晶的ε马氏体的转变共存。但是所有α′相的转变是经由ε转变产生的，还是两种转变独立产生的目前还不清楚。

研究人员在以往的研究中，通过拉伸变形中的原位中子衍射，观察了市面上销售的SUS304板材的形变诱导相变行为。由此可知，ε相的转变织构形成，在一定程度上可以理解是考虑了母相织构和{111}<211>滑移系的取向因子。另一方面，在α′织构分量的一部分中发现了ε相织构的继承，但具有难以认为是经由ε转变的主分量方位。另外，α′相呈现出两种变体呈错综复杂分布的结构。它们属于不同的Bain组，是相互具有孪晶关系的组合（V1/ V2）。

本研究对具有与先前研究不同织构的材料进行了同样的Br′存在的频率更高，接近Br的少。这种差异可以说是两个方位的滑移变形的稳定性不同，但也可以认为是Br方位频率更高，产生形变诱导相变而消失。

图1（b）所示的真应变为0.58时的α′相的体积分试验，目的是更详细地考察形变诱导相变过程中的织构形成机制。

2试验方法

从厚度为2mm的市售SUS304板材中切割出拉伸试样，使其轴向比轧制方向倾斜20°。目的是通过将拉伸轴从初始织构的对称轴移开，明确各相的方位对应。拉伸变形中的原位中子衍射试验是使用设置在J-PARC MLF上的BL20（iMATERIA）进行。变形过程中获得的衍射数据每1000s被分割一次，分别通过特沃尔德纹理分析（Rietvel d texture anal ysis）对织构和相的体积分数进行了分析。1000s的区间换算成真应变后，其区间长度为0.009-0.015。

3试验结果及考察

图1（a）是表示初始织构的γ相的{111}极图。以下，织构用拉伸方向为X，板面法线方向为Z的试样坐标系来描述。初始织构的主分量是（ф1、Φ、ф2）=（35°、45°、0°），即所谓的Brass方位（图中蓝色标记）。由于母材的织构具有轧制对称性，所以方位（105°、45°、0°）（图中红色标记）也基本等量存在，但在向X方向的拉伸变形中，它们并不等量。以下将这些分别称为Br、Br′方位。如图1（b）所示，这些方位分量随着变形的进行而消失，但变形后的主分量中接近数为19%。之前研究所用的试样在应变为0.42时停止变形，但α′相的体积分数达到了22%。因此，在这次研究的试样中，向α′的转变可以说是比较不活跃的。另外，在本研究的试样中，通过变形整体上不能清楚地确定ε相。但是，由于此次的试样是从与上次不同的钢板上切割出来的，所以对于各相体积分数的发展不能简单地归结为织构的影响。

图2是真应变为0.58的α′相的极图。极的分布位置与之前研究的类似，但强度分布不对称。图中的红、蓝标记表示γ相从Br方位转变而产生的变体中的两个。红色是z| | < 100 >的变体，是之前研究的，称为30RC方位。与此相对，蓝色是具有孪晶关系的变体。与极图中有极集聚的位置相比，用红色表示的30RC呈良好对应，而用蓝色表示的不太一致。以上观察结果证实了具有Bs方位的γ相优先向α′转变的假说。但是也可以认为并不一定伴随着处于孪晶关系的变体。

另一方面，30RC产生较大压缩应变的Bain轴相对于拉伸方向只倾斜30°，宏观变形与转变应变的关系很难定性理解。有必要根据今后的详细分析，进一步深入地考察转变机制。（全荣）