熱間塑性加工を利用した革新的な酸化物分散強化型フェライト鋼の開発
北海道大学大学院工学研究院教授

材料科学部門鵜飼重治（平成 23 年度一般研究開発助成 AF－2011015）
キーワード：ODS フェライト鋼、熱間圧延、粗大粒
１． 研究の目的と背景
蒸気温度を 700℃まで高温化して 47%もの高い発電効率600を目指した次世代超々臨界圧火力発電（A-USC）プラントの開発が世界的規模で進められている。このような 700℃

1050℃

500の高温にはフェライト系耐熱鋼は適用できないため、700℃以上に耐える高温材料として、Fe-Ni 基あるいは Ni

1100℃

4001)基合金の開発が行われている 。著者らは原子力材料として開発中の酸化物分散強化型（ODS）フェライト鋼を適用

1150℃
従来材300すれば、従来のフェライト鋼の範疇で A-USC 設計要求を満足できる可能性があるとして、ODS フェライト鋼の熱間圧200延による 700℃引張強度の改善を試みた。その結果、圧延加工を施していない従来の ODS フェライト鋼に比べて、オ1050
1100
12001150NT

100ーステナイト域で圧延加工を施すことにより 700℃引張強度が大幅に向上し、圧延温度が低いほど強度改善効果が0大きいことが示された（図１）2,3)。この圧延加工材には、700℃

05

一般に超微細粒化することが知られている 4,5)。そこで本研究では、熱間圧延加工により粗大フェライト粒が形成さ10 15 20 25 30 35 40
歪 （%）

粗大化したフェライト粒が形成されていることが判明している。しかし、熱間圧延により生成するフェライト粒は1200℃

図１ ODS フェライト鋼の熱間圧延温度と 700℃での引張特性の関係：圧下率は 80%、従来材は圧延加工を施していないれるメカニズムを明らかにすることを目的に、生成した粗度計で測定した圧延途中の温度は最低でも 745℃であり、大フェライト粒の微細組織を詳細に調査するとともに、熱この材料の Ar3 点を上回っていることから、オーステナイ

間圧延後の冷却速度が組織や強度特性に及ぼす影響を評

ト域で全ての熱間圧延が行われたことを確認した。圧延後価した。の冷却は空冷（約 6000℃/h）だけでなく、比較のため炉冷（100℃/h）も実施し、冷却速度が組織と強度に及ぼす２．実験方法影響を評価した。

鉄(99.5%，45-100μm)、炭素(99.7%，5μm)、クロム

熱間圧延後の試験片は#400-4000 のエメリー研磨、1μm(99.9%，250μm 未満)、タングステン(99.9%，4.5-7.5μのダイヤモンドペースト、コロイドシリカの順で研磨し、m) とチタン(99.7%，150μm 未満)の単体粉末を Y2O3 粉末

電界放出走査型電子顕微鏡(FE-SEM) JEOL JSM-6500F を用(99.9%，20nm)と共にポットに装填し、遊星ボールミル(フいて組織観察と EBSD 解析を行った。また透過電子顕微鏡

リッチュ P-5)を用いてアルゴンガス雰囲気中で 48 時間の(TEM)JEOL JEM-2010 により粗大フェライト粒の微細組織メカニカルアロイング（MA）処理を施した。ポットの回転を解析した。硬さ測定には島津製ビッカース硬さ計とエリ

速度は 300rpm で、粉末とボールの重量比は 1/10 である。

オニクス社製ナノインデンター(ENT-1100a)を用いた。

ODS フェライト鋼の組成は 9Cr-0.13C-2W-0.2Ti-0.35Y2O3（wt.%）である。合金粉末は、1150℃、44MPa で 1 時間の３．実験結果

放電プラズマ焼結により固化成型した後、熱間圧延を行っ３．１ 粗大な変態フェライト粒の微細組織た。熱間圧延の温度は 1050℃、1100℃、1200℃の 3 通り

従来材である焼きならし-焼戻し材は、いわゆる残留フに設定し、圧延率約 80％まで熱間圧延を行った。放射温ェライトと焼戻しマルテンサイトで構成されている。ここ－ 27 －で残留フェライトとはオーステナイト化温度でオーステ生成したフェライトに相当すると判断できる。このフェラナイトに変態せずフェライトのままであったもので、平衡イトは IPF マップで青色で表されている粗大粒に該当す

状態図で言うところの δ フェライトではなく、酸化物粒子る。従って、粗大化した結晶粒は熱間圧延されたオーステによる α/γ 異相界面のピン止めでフェライトが残留した準ナイトが空冷中にフェライトに変態して形成したものと安定相である 6)-9)。その IPF（Inverse Pole Figure）として、これを変態フェライトと呼ぶ。所々に認められる赤ODF（Orientation Distribution Function）マップを図

色の結晶粒は残留フェライトである。マルテンサイトは多2(a)に示す。残留フェライトは{100}<011>方位を有する赤量の歪を含んでいるため、斑点状のノイズとなって識別が色の結晶粒に相当する。一方、{311}<011>、{111}<011>、困難である。このように熱間圧延材では、粗大化した変態{110}<011>方位から成る所謂αファイバーは焼き戻しマフェライトと残留フェライト、およびマルテンサイトからルテンサイトに相当すると思われる。これに対し、引張強構成されている。変態フェライトはオーステナイト化した度が最も高かった 1050℃熱間圧延後に空冷した試料の際には強圧延されたオーステナイトであったものが空冷

IPF と ODF マップを図 2(b)に示す。組織は極めて不均一で、中にフェライトに変態したのに対し、残留フェライトはメ粗大化した組織が形成されている。この粗大化した組織がカニカルアロイング後から一貫してフェライトのままで、ODF マップでどの方位に対応するかは明確ではないが、富オーステナイトからの変態で形成されたものではない。

田の集合組織解析結果 10)を踏まえると、{332}<113>であ粗大な変態フェライトの組織を TEM で詳細に調べた結る可能性がある。また、富田は熱間圧延後に変態で生成す果を図 3 に示す。TEM においても 1100℃熱間圧延後に空冷るフェライトについて、図 2(b)の ODF マップと酷似したした試料にはアスペクト比の大きい粗大粒と微細粒が認10)、これらから判断すると、められるのに対し、焼きならし-焼き戻し材は 1μm 以下のODF マップで斜めの集積度の高い方位は圧延後に変態で均一な微細粒で構成されている。粗大変態フェライト粒と計算集合組織を予測しており

55μm

△△△△

□
▲

▲

○

■
(a) 焼ならし-焼戻し△{100}〈011〉
図2□{311}〈011〉(b)1050℃-熱間圧延○{332}〈113〉

空冷■{110}〈011〉▲ {111}〈011〉

焼きならし-焼戻し材と 1050℃での熱間圧延-空冷材の EBSD 解析結果
上図：IPF マップ、下図：ODF マップ－ 28 －

焼きならし-焼戻し材

1100℃熱間圧延-空冷材

変態フェライト粒

図31100℃熱間圧延-空冷材に存在する粗大フェライトの電子回折図形－ 29 －

その周りの電子回折図形から、粗大な変態フェライトは方それぞれ、オーステナイト粒とフェライト粒の間で 6 種類位が極めて近いドメインの集合であることが明確である。の方位関係があるから、オーステナイト粒から生成するフ

図 4 にはマルテンサイトの転位組織を示す。熱間圧延

ェライト粒は 4×6=24 通りのバリアントが存在することを行ってもラス境界の大きさには焼きならし材とほとんになる。しかし、熱間圧延されたオーステナイト粒の結晶ど差は無く、変態によって生じた筋状の高密度の転位が同方位は揃っているため、これを晶壁面として生成するフェ様に観察される。

ライト粒では 4 種類のバリアントの内から 1 種類が選択さそこで、粗大な変態フェライト粒の生成機構についてれることになる。また、フェライト粒の方位は元のオース検討した。空冷中にオーステナイト粒から生成するフェラテナイト粒の方位と可能な限り整合性を保って生成する

イト粒は、オーステナイト粒界を核発生サイトとして生成と考えることができる。結局、熱間圧延されたオーステナする。また、このフェライト変態は所謂 Kurdjumov-Sacks

イト粒から生成するフェライト粒の方位は 2 種類に制限の方位関係を満足しなければならない。fcc 構造のオースされることになる。これはバリアント選択の規制であり、テナイト粒は 4 種類の独立な{111}面を有し、bcc 構造のこれが有効に働くと、方位の近いフェライト粒は合体してフェライト粒はその{011}面がこれらと平行関係を持って粗大化することになる。図 3 の破線で囲まれた粗大なフェ生成する。これを晶壁面と言うが、4 種類の晶壁面に対しライト粒は僅かに方位の異なるフェライト粒の集合であることは、このようなバリアント選択規制が働いたことを反映していると考えられる。このようなバリアント選択の規制については、文献 11)-13)でも議論されている。
３．２ 冷却速度の影響
図 2 に示した焼ならし処理および熱間圧延後の空冷処理に対し、冷却速度を 100℃/h の遅い炉冷処理を行った場
合の IPF を図 5 に示す。炉冷するとフェライト変態が一様におき、均一な結晶粒サイズのフェライト粒が形成する。
当然のことながら、マルテンサイトは認められない。熱間圧延後の炉冷では、図 2(b)に示す粗大化した不均一なフェライトではなく、等軸のフェライト粒が形成されている。

100μm100n(a) 1100℃熱間圧延‐空冷材

100μm100n(a)焼ならし-炉冷(b) 焼きならし材
図4図5

マルテンサイトの転位組織の比較－ 30 －(b)熱間圧延-炉冷

炉冷処理後の IPF マップ

これらの結晶粒サイズの頻度分布を整理した結果を図

これらの試料の 700℃引張試験結果を図 7 に示す。熱6 に示す。焼ならし処理(c)では結晶粒サイズは 2μm 以下

間圧延材は焼ならし材に比べ、高い引張強さを示す。熱間であるのに対し、炉冷(d)では 3μm サイズまでその頻度が圧延材のうち、空冷材は炉冷材より高い強度を示すが、焼増加している。また、熱間圧延後の空冷(a)では 3μm～7ならし材では炉冷材でも空冷材と同等以上の引張強さをμm の結晶粒が存在し不均一であるが、炉冷の場合には示す。図 8 は熱間圧延-炉冷材の引張試験前後の Kernel(b)2μm～5μm 結晶粒の頻度が増加していることが分か

Average Misorientation (KAM)マップである。引張試験後る。これらの結果から、熱間圧延後の空冷で生成する変態の濃紺箇所は歪が大きいためノイズと判定されたものでフェライトは炉冷で生成する変態フェライトとはサイズある。引張試験前後の比較から、変形による歪はフェライや不均一性の面で大きく異なるものである。

ト粒の結晶粒界に蓄積していることが明瞭に認められる。
このことから、焼ならし材の微細なマルテンサイトで構成される空冷処理に対し、粗大な変態フェライト粒から成る

010-110-210-301234567010-110-210-3制されたことが、高い強度と延性をは発現した原因と考えられる。同様に考えると、熱間圧延-空冷処理で微細なマルテンサイトを粗大な変態フェライト粒で置き換えるこ

8とにより、マルテンサイトブロック境界での局所的な変形
012345Diameter (m)(a)熱間圧延-空冷(b)熱間圧延-炉冷0-110-210-3Frequency

1010N-AC012345678

炉冷処理材では粒界面積が減少し結晶粒界での変形が抑

HR-FC

Diameter (m)

10Frequency

10HR-ACFrequency

Frequency

1067-110-210-3が抑制されたことが熱間圧延で強度が向上した原因と考えることができる。

0108N-FC012345678

Diameter (m)

Diameter (m)(c)焼ならし-空冷(d)焼ならし-炉冷

図 6 結晶粒サイズの頻度分布

stress (MPa)

500ba400dc300200(a) HR-AC(b) HR-FC(c) N-AC(d) N-FC100051015202530(a)引張試験前

図 8 熱間圧延-炉冷材の 700℃引張試験前後のKAM マップ

35strain (%)
図 7 700℃での引張試験結果(a)熱間圧延-空冷 (HR-AC), (b) 熱間圧延-炉冷(HR-FC),(c) 焼ならし-空冷(N-AC)(d) 焼ならし-炉冷(N-FC)(b)引張試験後

４．結言
ODS フェライト鋼の熱間圧延加工で形成する粗大フェライトの生成機構を調べた。これは熱間圧延されたオーステナイトからのフェライト変態で生成したもので、バリアント選択規制に基づき同一方位を有するフェライト粒の成長・合体に起因して形成されたものと考えられる。熱間－ 31 －5) T. Furuhara, K. Kikumoto et al., ISIJ International,

圧延を施してマルテンサイトの一部を粗大な変態フェラ

48 (2008) 1038-1045.

イトで置き換えることにより、マルテンサイトブロックでの優先的な変形を抑制できたことが、熱間圧延による高温

6)強度向上の原因と考えられる。

謝

S. Ukai and S. Ohtsuka, Energy Materials, 2(1)(2007) 26-35.

7) S. Ukai, S. Ohtsuka et al., Materials Science and辞Engineering A, 510-511 (2009) 115-120.

本研究は公益財団法人天田財団のご支援を頂いたものである（平成 23 年度一般研究開発助成 AF－2011015）。研8) M. Yamamoto, S. Ukai et al., Materials Science and究遂行では、当研究室の大野直子助教や大学院生、およびEngineering A 527 (2010) 4418–4423.

熱間圧延では日本製鋼所室蘭研究所の東司所長をはじめとする技術者に多大なるご協力を頂いた。ここに深甚なる

9) R. Miyata, S. Ukai

謝意を表します。

et al., J. Nucl. Mater., 442(2013) S138–S141.
10) 富田俊郎、まてりあ、第53巻
引用文献

1) CO2 削減に向けた耐熱鋼高温化の最近の進展、日本鉄鋼第6号（2014）253-259.

11) K. Ameyama, M. Minagawa et al., 鉄と鋼, 74 (1988)
139-145.

協会、2008 年 6 月.
2) X. Wu, S. Ukai et al., J. Nucl. Mater., 443 (2013)12) S. Torizuka, O. Umezawa et al., 鉄と鋼、 86 (2000)

59–65.

23-30.

3) X. Wu, S. Ukai et al., Materials Science Forum Vol.

13) T. Furuhara, T. Maki, Matgerials Science and753 (2013) 514-517.
4) M. Calcagnotto, D. Ponge et al., ISIJ International,48 (2008) 1096-1101.

－ 32 －Engineering A312 (2001) 145-154.