237

シリカ（SiO2）やアルミナ（Al2O3）などの鉄鉱石に含はじめにまれる不純物はスラグとして溶銑から分離され，セメント材料などに利用される．また，高炉から出るエネルギ

本稿は，本連載における第二章「金属材料と溶接性」

ーは発電，ガス供給などに利用される．近年では，燃料（全９回）の初回であり，今後の連載に向けた導入編としの一部を廃プラスチックで代替するなど都市廃棄物の利て，鋼の製造と性質について基礎的な事項を概説する．

用も行われている．
2.3

鋼の製造

1)

製鋼工程

2.3.1 転炉法
溶けた銑鉄（溶銑）は C を約 4.5％ 含むため，そのま2.1

概要までは粘りがなく脆い．転炉法によって銑鉄から C を取

図１に鋼の製造法の概要を示す 2，3)．大別すると，（1）り除いて強靭な鋼を生み出す．工業製品として製造され鉄鉱石などの天然資源から鉄分を取り出す製銑工程，（2）る鋼は，加工に耐える延びが必要であり，1.2％ 以下まで

鉄の化学成分を調整して凝固させる製鋼工程，（3）製品C が低減される．図３に示すように5)，溶銑を転炉に装入としての形状と材質を造り込む圧延工程に分けられる．

して酸素ガスを吹き込み，簡単には下記の脱炭反応によ

そして，製造された鋼は様々な視点から分類される．
2.2

製銑工程

製鉄プロセスの最も川上に位置する製銑工程では，高炉法によって天然資源である鉄鉱石から銑鉄を生み出す．
図２に示すように4)，自然界で酸素と結びついて酸化鉄とって溶銑に含まれる C を取り除く．同時に，この発熱反応を利用して，外部から熱供給することなく自家発熱で熱量を確保する．鉄源の一部としてスクラップが使用される場合もある．
2C＋O2→2CO

して存在する鉄鉱石と，石炭を蒸し焼きにしたコークス

転炉法では，溶銑予備処理や２次精錬を含めて，C 以を，高炉の最上部から装入し，高炉の下部から熱風を吹外にも，P，S，Si，H，N，O などの不純物が取り除かれき込むことで一酸化炭素（CO）ガスを発生させ（下記①），る．そして，鉄鋼製品の要求特性を満たす観点から様々還元反応によって鉄鉱石から酸素を順次取り除く（下記な合金元素が添加され，鋼の化学成分が調整される．

②→③→④）．溶けた鉄分はコークスと接触することで高不純物除去の例として脱酸を取り上げると，溶鋼が連濃度の炭素（C）を含んだ銑鉄（溶銑）となって高炉の底続鋳造で凝固する際の C＋O→CO 反応による気泡発生を部に溜まり，次の製鋼工程に運ばれる．

抑えるため，通常は Al や Si など O との親和力の大きい

C＋CO2→2CO・・・①

元素を添加して十分に脱酸を行い，キルド鋼を製造する．

3Fe2O3＋CO→2Fe3O4＋CO2・・・②

凝固後に脱酸生成物（Al2O3 や SiO2 など）が介在物として

Fe3O4＋CO→3FeO＋CO2・・・③

鋼中に残留すると，製品の表面・内部欠陥や材質劣化をFeO＋CO→Fe＋CO2・・・④

もたらすため，溶鋼に懸濁した介在物を除去する必要がある．真空脱ガスやアルゴンガス攪拌などの２次精錬によって，介在物の少ない清浄な鋼が製造される．残留する介在物を無害化する観点から，Ca 添加などによって介在物の形態を制御する場合もある．近年では，微小な脱溶接学会誌

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33

238

図１

図２

高炉内部の状況4)

図３

図４34

鋼の製造法の概要2，3)連続鋳造機の仕組み6)

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転炉内部の状況5)

239

圧延工程

酸生成物を利用して溶接熱影響部の金属組織を制御する

2.4

オキサイドメタラジーが実用化され，特殊な脱酸が行わ

図１に示すように，スラブ，ブルーム，ビレットなどれる場合もある．の鋳片は，変形抵抗の小さな高温に加熱され，熱間圧延

2.3.2 電炉法

によって厚板，ホットコイル，形鋼，棒鋼，鋼矢板，レスクラップを主な鉄源とする電炉法はアーク炉が主流

ール，線材，継目なし鋼管など様々な形状の鉄鋼製品にであり，近年は電気エネルギーの他に，酸素や化石燃料造り込まれる．ホットコイルを冷間圧延してコールドコなど化学エネルギーも多用されている．鉄源を溶解したイルやめっき用鋼板が製造される場合がある．厚板やホ後に，脱燐，脱ガス，介在物除去，脱酸，脱硫などが行

ットコイルを用いて溶接鋼管が製造される場合がある．

われる．必要に応じて，転炉法と同様の２次精錬が行わ

熱間圧延の例として，図５に示す熱間ストリップ圧延をれ，鋼の化学成分が調整される．

取り上げると7)，1000℃ 以上に加熱したスラブを，圧延ロ2.3.3 連続鋳造法

ール幅 1 mm あたり２トン近くの荷重をかけながら，最転炉法や電炉法によって化学成分が調整された溶鋼は，終的には時速 100 km 以上の高速圧延のもとで，50μm連続鋳造法によってスラブ，ブルーム，ビレットなどの（0.05 mm）以下の寸法精度を確保しながら形状を造り込形状を有する鋳片に固められる．図４に示すように6)，溶む．このような高温，大荷重，高速，高精度を特徴とす

鋼を最上部の鋳型に注ぎ，外周部を凝固させて殻を形成る鋼の塑性加工プロセスが，計算モデルと設備技術を軸し，殻に囲まれた内部が溶けた状態のまま鋳型の底部かとして高度に制御されている．
熱間圧延は，鋼の形状を造り込むことは勿論のこと，ら引き抜き，内部を凝固させていく．
健全な鋳片を造り込むための第１の課題は介在物であ強度や靭性など機械的性質を支配する金属組織を造り込る．タンディッシュにおける堰の工夫，電磁力による鋳む側面もある．その代表例が厚板の TMCP（Thermo-型内の溶鋼流動制御，鋳型直下における垂直部の設置，Mechanical Control Process）である．TMCP は，微量などによって凝固する前に介在物を浮上除去する．第２Nb 添加など適正に合金設計された鋳片を用いて，加熱−の課題は鋳片の表面や内部の割れである．P や S などの圧延−冷却での温度，時間，圧下量，冷却速度などを制

不純物の低減，炭窒化物の析出制御，鋳片の冷却制御，御し，厚板の金属組織を微細化する技術である．粒成長，鋳片の膨れ防止，などによって割れを抑える．第３の課

再結晶，変態，析出などの金属現象を一貫した技術思想

題は中心偏析である．電磁力を利用した凝固組織制御，のもとで制御する．
鋼の分類8)

凝固末期における軽圧下，などによって最終凝固部であ2.5る中心部への不純物濃化を軽減する．以上のようにして，鋼は様々な視点から分類され，例えば表１に示すよう連続鋳造では鋼片の表面と内部の健全性が高められていな分類がある9)．この中からよく使われる分類として，低る．

炭素鋼，高張力鋼を取り上げ，以下に説明する．

図５

熱間ストリップ圧延の概要7)

表１

鋼の分類9)

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表２

SS 材，SM 材，SN 材の化学成分の比較10)

表３SS 材，SM 材，SN 材の機械的性質の比較10)

表４36

主な高張力鋼の規格概要11)

溶接接合教室−基礎を学ぶ− 児島：鋼の製造と性質

2412.5.1 低炭素鋼

じて結晶構造や組成が変化し，変態する．変態の結果，一般の構造用鋼として大量に使用される C が 0.3％ 以様々な金属組織が形成され，性質が大きく変化する．
鋼の変態下の鋼を低炭素鋼と呼ぶ．軟鋼や普通鋼もこの中に含ま3.2れる．一般構造用圧延鋼材（JIS G 3101）の SS 材が広く3.2.1 鉄の同素変態使用されるが，重要な溶接構造物に使用する場合には，

図６に示すように 13)，固体の純鉄は 911℃（A 3 点）とSM 材と呼ばれる溶接構造用圧延鋼材（JIS G 3106）や，1392℃（A4 点）を境にして結晶構造が変化する，つまりSN 材と呼ばれる建築構造用圧延鋼材（JIS G 3136）が使変態する．A3 点以下での結晶構造は体心立方格子（bcc：用される．SS 材，SM 材，SN 材の化学成分の比較を表２

body centered cubic）であり，これをαFe またはフェラに，機械的性質の比較を表３に示す 10)．SS 材に対して，イトという．A 3 点と A 4 点の間では面心立方格子（fcc：SM 材や SN 材は化学成分の制限が厳しく，溶接性（Ceq，face centered cubic）であり，これをγFe またはオーステ

P CM）や靭性（シャルピー vE0）が優れている．耐震建築

ナイトという．A 4 点から融点 1536℃ までの間では再びに使用される SN 材は，さらに塑性変形能（降伏比）やbcc 構造となり，これをδFe という．

板厚方向特性（厚さ方向絞り，超音波探傷試験）が優れている．

Fe の結晶のすき間には C 原子が入り込み，固溶する．
フェライトとオーステナイトは，結晶構造の違いに起因2.5.2 高張力鋼

して，固溶する C の量が大きく異なる．このことが鋼の高張力鋼は JIS G 0203 3509 で「建築，橋，船舶，車両変態を特徴づける．
Fe-C 系状態図と標準組織その他の構造用及び圧力容器用として，通常，引張強さ3.2.2が 490 N/mm 以上で溶接性，切欠きじん性及び加工性も図７の Fe-C 系平衡状態図は 14，15)，実線が Fe-セメンタ重視して製造された鋼材」と定義される．鋼を高張力化イト（Fe3C）系であり，破線は Fe-黒鉛系である．黒鉛化する利点は，板厚の薄手化による溶接構造物の軽量化やは非常に起こりにくいので，Fe-セメンタイト系の状態図

建造費用低減，溶接構造物の大型化による空間利用効率が重要である．図７からわかるように，低温のフェライの向上などである．JIS と WES に規定される主な高張力

トには C がほとんど固溶せず，C は Fe3C としてセメンタ鋼を表４に示す ．これら以外にも，用途に応じて特別なイトを形成する．セメンタイトの結晶構造は斜方晶であ特性が付与された鋼として，予熱低減鋼，耐ラメラテアる．一方，高温のオーステナイトには多量の C が固溶し，211)

鋼，大入熱溶接対策鋼，耐火鋼，耐候性鋼，亜鉛めっき

工業的な鋼（C≦1.2％）の場合，概ね 900〜1300℃ にお用鋼などがある．高張力鋼では耐溶接割れ性が重要であいて全ての C がオーステナイトに固溶する．

り，その指標として炭素当量（Ceq）や溶接割れ感受性組

図８に示すように16)，オーステナイトを徐冷すると平衡状態図に従って標準組織が形成される．図中 S で示され成（PCM）が規定されることが多い．

る 0.77％C が共析鋼であり，これより低 C 側が亜共析鋼，鋼の性質12）

高C側が過共析鋼である．共析鋼を図中 Y のオーステナ

概要

αFe＋Fe3C）がおこり，パーライトと呼ばれるフェライイトから徐冷すると，727℃ の A 1 点で共析変態（γFe→3.1

固体の鋼は温度，C 量，冷却速度，合金元素などに応

図６

トとセメンタイトの層状組織が形成される．これはパー鉄の同素変態13)
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ライト変態とも呼ばれる．亜共析鋼を X のオーステナイトから徐冷すると，A3 線以下でフェライトが生成し，A1準組織の例を示す17)．
3.2.3 非平衡な変態点に至って残りのオーステナイトがパーライト変態する．

オーステナイトを徐冷せずに急冷すると，平衡状態図同様に，過共析鋼を図中 Z のオーステナイトから徐冷すに従わない非平衡な変態が起こり，マルテンサイトやベると，Acm 線以下でセメンタイトが生成し，A1 点に至ってイナイトが生成する．実際の鋼の製造工程では，オース残りのオーステナイトがパーライト変態する．いずれのテナイトが種々の冷却速度で熱処理され，フェライトや場合も，オーステナイトの結晶粒界から優先的にフェラパーライトに加えてベイナイトやマルテンサイトも広くイトやパーライトやセメンタイトが生まれる．図９に標利用される．

図７ Fe-C 系平衡状態図14，15)

図８38Fe-Fe3C 系平衡状態図での標準組織形成の模式図16)

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243

オーステナイトを臨界の冷却速度以上に急冷すると，構造が変化し，体心正方格子（bct：body centered tetrag-

大きな Fe 原子はもちろんのこと，小さな C 原子までもonal）のマルテンサイトになる．マルテンサイト変態とが動きにくくなり，C と Fe が結合して Fe3C としてセメは，「母相の隣り合う原子が個別に動くのではなく，互いンタイトを形成する時間的余裕がなくなる．そのため，に連携を保ちながらせん断的に移動し，新しい結晶構造オーステナイト中の C が固溶した状態のまま低温で結晶に変化する変態」であり，無拡散変態ともいう．対照的

図９

各種炭素鋼の標準組織17)(a) 0.17％C (×167)，(b) 0.30％C (×167)(c) 共析鋼 (×467)，(d) 1.1％C (×533)

図10

亜共析鋼の代表的な金属組織18)

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39244に，オーステナイトからの徐冷時に原子が十分に動けるパーライト変態の終了を示し，ベイナイト（B s，B f）とフェライト変態やパーライト変態は，拡散変態という．

マルテンサイト（Ms，Mf）についても同様である．図13

鋼のマルテンサイトは C を過飽和に固溶するために硬い．の TTT 線図では，550℃ の鼻を境に高温側ではパーライ

ベイナイト変態は，拡散型であるフェライト変態ある

ト変態が，低温側ではベイナイト変態が，さらに低温でいはパーライト変態と，無拡散型であるマルテンサイトはマルテンサイト変態が起こる．温度が低下するに従っ変態との，中間的な変態である．比較的高温で変態するて原子が動きにくくなり，拡散型から無拡散型への変態

上部ベイナイトと，比較的低温で変態する下部ベイナイに移行する．
3.2.5 連続冷却変態

トに分類される場合がある．
図10に亜共析鋼のマルテンサイトとベイナイトをフェオーステナイトを種々の冷却速度で冷却したときの変ライト・パーライト混合組織と比較して示す18)．図11に各態の開始と終了を表したのが連続冷却変態（CCT：組織の強度レベルを示す19，20)．平均的な強度を比べると，Continuous-Cooling-Transformation）線図である．図13にフェライトは軟らかく，マルテンサイトは硬く，パーラ

共析鋼の CCT 線図（実線）を TTT 線図（破線）と重ねイトやベイナイトは中間的な硬さである．て示す22)．CCT 線図では，15.6 K/s の冷却曲線に従うと，3.2.4 恒温変態

600℃ 程度でパーライト変態が開始し，480℃ 程度でパーオーステナイトを急冷して一定の温度に保持すると，ライト変態が終了し，その後は TTT 線図でみられたベイフェライトとセメンタイトからなる組織へ変態が開始し，ナイト変態が起こらずに，220℃ 程度でマルテンサイト変時間とともに変態が進行して完了する．このような一定態が開始する．534 K/s の急冷条件では，パーライト変態温度での変態を恒温変態という．図12に共析鋼の恒温変もベイナイト変態も起こらずに 220℃ 程度からマルテン態（TTT：Time-Temperature-Transformation）線図を示

サイト変態だけが起こる．一般的に，CCT 線図は TTT 線

す ．550℃ 付近の最も短時間で変態が開始するところを図に比べて鼻が低温側かつ長時間側にあり，曲線全体が鼻（nose）という．Ps はパーライト変態の開始を，Pf は右下側にずれる．

21)

図11

鋼の各種組織の強度レベル19，20)

図13
図1240

共析鋼の恒温変態（TTT）線図21)

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共析鋼の連続冷却変態（CCT）線図と恒温変態（TTT）線図の関係22)

245

図14に亜共析鋼の CCT 線図の例を示す23，24)．緩冷の冷量や冷却速度を変化させると，鋼の金属組織が様々に変却曲線８では，フェライト（F），パーラート（P），ベイ化する．図15に示すように25)，C 量を増やすと，軟らかいナイト（B）の順番に変態が進行し，ビッカース硬さはフェライト（α）が減って硬いパーライト（P）が増える．

140 Hv と軟らかい．急冷の冷却曲線１では，マルテンサ冷却速度を高めると，変態温度が低下して組織が微細化イト（M）のみが生成し，360 Hv と硬い．このように，し硬くなる．臨界の冷却速度以上で急冷すると非常に硬冷却速度が大きくなるほど変態温度が低下し，フェライいマルテンサイトになり，その中間の冷却速度ではベイトやパーライトが減少してベイナイトやマルテンサイトナイトが生成する．従って，鋼を軟らかくするときは Cが増加し，硬さが上昇する．図14は溶接部の熱履歴にお量や冷却速度を低め，鋼を硬くするときは C 量や冷却速ける CCT 線図であり，溶接 CCT 線図と呼ばれる．通常度を高める．の溶接では概ね 800℃ から 500℃ の間で変態するから，こ3.3

鋼の強靭化の温度範囲の冷却条件が重要である．溶接部の変態挙動

構造用鋼は，変形に対する抵抗力として強度が必要でを考える場合には，冷却条件を表す指標として 800℃ かあり，同時に，破壊に対する抵抗力として靭性が重要でら 500℃ の冷却時間（t8/5）が用いられる．

ある．図16に示すように26)，構造用鋼は基本的に弾性変形3.2.6 金属組織の制御の条件で使用されるが，低温になるほど脆性破壊の危険

上述したように，オーステナイトを出発組織として，C性が高まる．この破壊は，主には鋼（bcc）の特定の結晶

図14

図15

引張強度 490 MPa 級の亜共析鋼の溶接 CCT 線図23，24)鋼の各種組織と炭素量および冷却速度の関係25)

図16

鋼の変形における破壊の概念26)

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246

面が剥離するへき開破壊であり，一般的には図17の概念

トの安定度が変化して，状態図が変化する．オーステナによって理解される27)．降伏応力σ0 と，へき開破壊が引イトを安定化するのは Mn，Ni，C，N，Cu などである．

き起こされる破壊応力σF について，温度依存性を考える．

フェライトを安定化するのは Si，Cr，Al，Ti，V，Mo，P，

σ0 とσF の交点を境にして，これより低温側で鋼の応力をNb，B，S などである．変態温度に及ぼす合金元素の影高めていくと，σ0 より先にσF に到達するので，脆性破壊

響は，例えば下記の式がある．

が生じる．これより高温側ではσF より先にσ0 に到達する

Ac3＝910−203√C−15.2Ni＋44.7Si＋104V＋31.5Mo

ので，塑性変形が生じる．図17のように，温度の低下の＋13.1W 30)

みならず，切欠の存在，歪み速度の増大などによっても

Bs＝830−270C−90Mn−37Ni−70Cr−83Mo 31)

σ0 が高まり，靭性が劣化する．この概念に従うと，強度

Ms＝561−474C−33Mn−17Ni−17Cr−21Mo 31)の上昇は靭性の劣化をもたらすと考えられる．しかしな

ここで，Ac3：加熱時の A3 点，Bs：ベイナイト変態開始温

がら，図18に示すように，結晶粒の微細化は，σ0度，Ms：マルテンサイト変態開始温度，であり，各式の（図18では降伏点）を高める一方で，それ以上にσF（図合金元素の項に mass% の値を代入して計算される変態温18ではへき開破壊応力，粒界破壊応力）を高めるため，度の単位は℃である．負の係数でその絶対値が大きい合

図19に示すように結晶粒の微細化によって靭性が向上す

金元素ほど，変態温度を大きく低下させ，焼入性を高める29)．つまり，結晶粒微細化は，強度と靭性の両方を高め，る．合金元素によって変態挙動が変化すると，鋼の性質鋼を強靭化する極めて有効な手段である．

も変化する．

3.428，29)

3.4.2 炭化物に及ぼす影響

合金元素の影響

フェライトにほとんど固溶しない C は Fe 3C としてセ3.4.1 変態に及ぼす影響
合金元素が添加されると，オーステナイトやフェライ

図17

図1842

メンタイトを形成する．合金元素はセメンタイトに固溶

靱性を説明するモデル27)

鉄の降伏点，へき開破壊応力，粒界破壊応力の結晶粒径依存性28，29)
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図19

フェライトの結晶粒径と靱性の関係29)247

表５炭化物生成傾向による合金元素の分類32)

したり，独自の炭化物を生成する場合がある．合金元素の炭化物形成傾向は表５のように分類され32)，炭化物生成
能はおおよそ下記の順序である．
Ti＞Nb＞V＞Ta＞W＞Mo＞Cr＞Mn＞(Fe)＞Ni，Al，Si
Mn や Cr はセメンタイトに固溶しやすい．一方，Ni やAl や Si などはセメンタイトに固溶しにくい．Cr 以上に炭 化 物 生 成 能 が 大 き い 場 合 に は ， T i C ， N b C ， V 4C 3，Mo2C，Cr23C6 など独自の炭化物を生成する．合金元素によって炭化物の析出状態が変化すると，鋼の性質も変化する．
3.4.3 有害性に及ぼす影響
P，S，H，N，O などは不純物として鋼の性質に悪影響を及ぼす場合がある．過剰な P は結晶粒界に偏析し，過剰な S や O は粗大介在物を生成し，過剰な N は粗大析出物の生成や固溶脆化をもたらし，過剰な H は水素性の欠陥や脆化をもたらし，鋼の靭性や延性を劣化させる場合がある．鉄鋼製品の要求特性に応じて，不純物元素は注意深く制御される．

おわりに
本稿は，鋼の金属学について馴染みのない読者を念頭に，見出しに記した参考文献 1），8），12）に基づいて，平易で簡潔な解説を心がけた．重要な項目であっても，今後の連載で詳細な解説が予定されているため，踏み込んだ記述は避けた．必要に応じて，参考文献や今後の連載を参考にしていただきたい．

参考文献
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