熱間 Shot Peening を用いた Cu 含有鋼の表面赤熱脆性抑制方法

津山工業高等専門学校 機械工学科
助教

竹村明洋

(平成 24 年度一般研究開発助成 AF-2012026)

キーワード：表面赤熱脆性，ショットピーニング，Cu 含有鋼
１．研究の目的と背景自体もFeより貴な金属であるため，精錬除去が難しく，ス

近年地球規模での環境問題を受けて製鋼業界でも温室クラップ品位の低下につながる懸念もある．

効果ガスであるCO2排出量の削減が求められている．電炉

筆者らはShot Peening(以下，ショットと略称)を利用した法製鋼では設備投資額が少ない，製鋼過程でのCO2排出量新しい表面赤熱脆性抑制方法を発見した6,7)．ショットにが低い等，様々な利点がある．また，主原料がスクラップより材料表面に強加工が導入される．これによって材料表であり，リサイクル促進や安価な製品供給が実現可能であ面で多量の格子欠陥や転移が導入され，結晶粒の微細化がるため注目されている．一方，自動車や家電の電装類から起こる．増加した格子欠陥や転移，結晶粒界で酸素の内方

スクラップ鋼中にCuやSnが混入する．CuやSnを代表する拡散が促進されることで局所的に酸化が促進される．これ

トランプエレメントと呼ばれる金属は，Feよりも貴な金属より“マクロ的に均一，ミクロ的に不均一”な酸化が発生であるため，精錬除去が難しい．このため，スクラップ鋼することで，スケール/地鉄界面が凹凸化し，偏析Cuの分を利用する度にCuやSnが循環濃縮し，スクラップ品位の断及びスケール中への排斥が起こる．これらの酸化形態の低下につながる．鋼中Cuは母相で析出強化により鉄鋼材変化により表面赤熱脆性が抑制される．この表面赤熱脆性

1)

料の機械的性質を向上させる ．しかし，製鋼時の高温保抑制効果は酸化時間60minまでで確認された．ショットは持による酸化と熱間圧延の工程で表面赤熱脆性と呼ばれ既に実機でも使用されており，導入が容易である．また，る高温液体脆性による表面割れが発生することで歩留まショットグリッドは回収して再利用が可能で，ランニングりが低下する問題がある．

コストが安い等の利点がある．しかし，完全に表面赤熱脆

高温時の酸化によりスケールが発生する．酸化した母相性を完全に抑制することはできず，酸化時間60min以上で中に元々存在していたCuが未酸化領域に希釈拡散される．

は効果が見られなかった．また，実機では一旦冷却を行う

希釈拡散するCu量が固溶限を越えると，結晶粒界やスケことなく，高温一貫プロセスで製鋼するため熱間ショットール/地鉄界面にCuが偏析する．現行の製鋼過程では高温の効果について検討する必要がある等の問題が残されて保持や熱間圧延は1100℃で行われるため偏析したCuが融いた．

解する．熱間圧延時に融解した偏析Cuの箇所がクラック

そこで本研究では熱間ショットの影響を明らかにするとして作用するため表面割れが発生することで歩留まりと共に，表面赤熱脆性を完全に抑制することを目的とした．

が低下する2)．

ショットグリッドには Ni を用いた．熱間で Ni ショットを

これまでの研究でNi添加により表面赤熱脆性が抑制さ行うことにより材料表面に Ni 拡散相を生成することで，れることが報告されている3-5)．NiとCuは全率固溶体とな

Ni 添加とショットによる表面赤熱脆性抑制効果の併用でり，NiはCuの融点を上昇させる．偏析CuがNiと合金化す完全に表面赤熱脆性抑制する．

ることで融解を抑制し，表面赤熱脆性が抑制される．しか２．実験方法

し，Niは高価であり，原材料高騰につながる．また，Ni

1

2.1

供試材

た後，20%H2O-1%O2-bal.N2 雰囲気中にて 1100℃まで炉加表 1 に供試材の化学組成を示す．供試材は現行のスク熱した後，1, 30, 60, 180min の酸化処理を行った．酸化処

ラップ鋼中に含まれる 0.4%Cu に成分調整を行った一般的

理後の各試験片は空冷した．空冷した後，酸化によって偏な低合金鋼を用いた．

析した Cu の状況を調査する目的で酸化試験片として採取2.2した．また別途，酸化処理後，表面赤熱脆性感受性を調査

試験片形状

図 1 に本実験で用いた供試鋼外観模式図を示す．12mm
φする目的で熱間圧縮試験を行った． Ar ガス雰囲気中

h×16mm の円柱形状の試験片を機械加工と放電加工に1100℃×5min の均熱を行い，0.01s-1 のひずみ速度にてひより作成した．

ずみ量約 50%の圧縮試験を行った．その後，He ガスにて12mmΦ

急冷した．
2.5

観察と分析

表面赤熱脆性再現実験後の試験片を外観観察した．外観

16mm

観察後，各試験片を樹脂埋め込みし，試験片高さ中央部で切断した．切断した試験片を用いて，エメリー紙による研磨後，アルミナ懸濁液により鏡面仕上げした．鏡面仕上げ

図 1 試験片形状
2.3

した試験片の断面を光学顕微鏡により観察した．断面観察

Shot Peening 条件

より，圧縮試験片のスケール/地鉄界面や表面割れ状況を

表 2 にショット条件を示す．ショットは製鋼プロセス観察することで表面赤熱脆性感受性を評価した．また，と同様の 1100℃にて行った．ショットはショット面とシSEM を用いてスケール/地鉄界面を観察し，EDX によりマョットを行っていない面で同一の表面赤熱脆性再現実験

ッピングを行った．の熱履歴を施す目的で片面 1 方向から行った．

表 1 供試鋼の化学組成(mass%).
40Cu

C0.050Si0.21

MaterialNi

Mn
1.30

P0.004

S0.001Cu
0.39

V0.030Nb0.04Ti
0.016

表 2 ショット条件
Shot size
Machining time
Air pressure
1.0mm
60min
0.35MPa

1100℃×1,30,60,180minin 20%H2O-1%O2-bal.N21100℃×5min
in Ar

Al0.036

Nbal.Fe0.0035-working Temp.
1100℃

1100℃ in．
Ar
ε=50%(ε=10-2s-1)

He gasquenchFH
A.C.
Observeoxidation

Evaluate
hot shortness

図 2 表面赤熱脆性再現実験の熱履歴
2.4

表面赤熱脆性再現実験

2.6

粗度試験

図 2 に表面赤熱脆性再現実験として行った熱履歴を示

熱間でショット行ったために材料の軟化によって加工す．先述した円柱試験片を用いて熱間 Ni ショットを行っ量が変化する．これまでの報告と比較する目的で，熱間2

Ni ショット後の試験片表面に粗度試験を行った．

３．実験結果3.1

熱間 Ni ショットまま材の外観観察と粗度試験

図 3 に熱間 Ni ショットまま材の外観観察結果を示す．
1100℃に均熱した炉より取り出した試験片に Ni グリッドを用いてショットを行った．ショット面で，ショットによる加工痕が確認された．これまでの研究では直圧式でショットを行い，強加工を付与した．しかし，本研究では熱間でショットを行うため，強加工により容易に材料変形が発生する．そこで本研究ではサクション式ショットを行った．
図 4 に粗度試験結果を示す．粗度試験によりショット面の算術平均粗さは 0.735m だった．これは冷間で直圧式の鋳鋼ショットを行った場合と同程度の粗度だった．

shot side

shot-free side

図 3 熱間 Ni ショットまま材の外観観察結果
3.5

Ra=0.735m
degree of roughness(m)

2.51.5

図 5 酸化試験片の外観観察結果

0.5
-0.5

00.2

0.4

0.6

0.8

11.2

1.4

3.3

表面赤熱脆性による表面割れ状況-1.5

図 6 に各酸化時間での酸化処理後の試験片に高温圧縮-2.5試験を行うことにより発生した表面割れ観察結果を示す．

-3.5

酸化時間 1min 及び 30min の試験片ではショットの有無にevaluate length(m)関係なく，表面に発生した割れは非常に小さいものだった．

図 4 粗度試験結果
3.2

外観観察結果この微割れは材料表面に発生した内部酸化層までで止ま

図 5 に酸化後の試験片の外観観察結果を示す．酸化にっていた．これまでの研究で，表面赤熱脆性の発生しないよって材料表面にスケールが生成した様子が確認された．

Ni 添加鋼や Cu 無添加鋼でも内部酸化層までの微割れが表面に生成しているスケールは酸化時間が長くなるのに確認されている．つまり，この微割れは表面赤熱脆性とは伴い，成長していた．酸化時間 1min でも，ショットまま無関係な割れであることが明らかになっている 6)．また，

材で見られたショットによる表面の加工痕はスケールに

この微割れは熱延鋼板の製造上，デスケーラーで取り除く覆われて確認できなくなった．外観観察ではショットの有ことができると推察する．酸化時間 1min と 30min で見ら無によるスケール成長の違いは確認されなかった．

れた微割れは製鋼上問題ない規模の割れ深さと判断した．

3

トにより 28m 程度の微割れに低減されていた．この割れ深さは内部酸化までだったため，ショットにより完全に表面赤熱脆性が抑制できたといえる．酸化時間 60min まで
はショットによって完全に表面赤熱脆性を抑制することができた．しかし，酸化時間 180min ではショットの効果は確認されなかった．酸化時間 180min ではショットの有無に関係なく，240m 以上の非常に大きな割れだった．
ショット面では表面割れ深さは 313m 以上で，ショットをしていない面よりも大きかった．

４．考 察
4.1

酸化時間が短かった場合

酸化時間 1min と 30min では表面赤熱脆性が起こらなかった．酸化時間が短い場合，酸化量が少ない．このため，母相中に希釈拡散する Cu 量が少ない．つまり，表面赤熱脆性が発生しなかったことで割れの深さに差が見られず，ショットによる表面赤熱脆性抑制効果が確認できなかったと考えられる．
4.2

酸化時間 60min の場合

本研究では熱間 Ni ショットを行うことにより，酸化時間 60min で表面赤熱脆性を完全に抑制することに成功した．本研究の熱間 Ni ショットによる表面赤熱脆性抑制効
果は熱間ショットによる再結晶，及びショットグリッドにNi を使用したことによる材料表面の Ni 拡散相の生成が原因だと推察できる．

図 6 割れの断面観察結果

図 8 に熱間 Ni ショットまま材の断面観察結果を示す．

酸化時間 60min ではショットをしていない面では非常ショットをしていない面では，材料表面は脱炭により成長に大きな割れが観察された．この大きな割れは内部酸化をした粗大な結晶粒が確認される．他方ショット面では，材越え，周囲の割れと繋がり，地鉄内部まで食い込むように料表面で非常に微細な結晶粒が確認された．熱間ショット進展していた．他方，ショット面では割れは内部酸化層まによる強加工により動的再結晶し，結晶粒が微細化した．

でで停止していた．割れ数も少数だった．

図 9 に材料断面に対して材料表面部から内部へ向けて行酸化時間が 180min 以上だった場合，ショットの有無にった硬度試験結果を示す．材料表面部では 400HV 以上の関係なく，非常に大きな割れが観察された．この大きな割高い硬度を示した．母相内部へ進むのに伴い，硬度は緩やれは酸化時間 60min よりも更に大きくなっていた．

かに降下し，最終的には 250HV 程度になった．つまり，

図 7 に高温圧縮試験によって生じた表面割れ深さ測定

熱間 Ni ショットは材料表面部で再結晶を促進し，機械的結果を示す．酸化時間 1min と 30min ではショットの有無性質も向上させることがわかった．再結晶による表面赤熱に関係なく，約 26～36m 程度の割れ深さだった．酸化時脆性抑制効果は結晶粒微細化による結晶粒界の増加が原間 60min ではショットをしていない面では割れ深さは因と考えられる．結晶粒界は酸素の拡散路として作用する．

89m 程度の割れ深さだった．しかし，この割れはショッ増加した結晶粒界に沿って“マクロ的に均一，ミクロ的に4

350

認さ
shot side
shotfree side

300

Crack depth (m)

250
2001501005000306090120Oxidation Time (min)150180

図 7 割れ深さ測定結果
shot side

shot-free side

れた．これは，熱間 Ni ショットにより，ショットグリッドから材料への Ni 拡散が発生したことによる．表面赤熱
脆性は Ni 添加による抑制方法が最も効果的であることが報告されている 4,5)．本研究で用いた熱間 Ni ショットでも，Ni と偏析 Cu が合金化することで偏析 Cu の融点を上昇させる表面赤熱脆性抑制効果が得られたと考えられる．

図 8 ショットまま材断面観察結果

以上，熱間 Ni ショットによる Ni 拡散相の生成と，“マ450.0

クロ的に均一，ミクロ的に不均一”な酸化によりスケール●

400.0/地鉄界面が凹凸化する．これより①偏析 Cu の分断，②ス

硬度試験結果outline

ケール中への偏析 Cu の排斥，③Ni 拡散相と偏析 Cu の合硬度(HV)

350.0

金化による偏析 Cu の融点上昇，の効果によって表面赤熱300.0

脆性抑制効果が得られたと考えられる．
250.04.3

酸化時間 180min の場合

200.0

酸化時間 60min までで表面赤熱脆性抑制効果が得られ
150.0
0.000

0.100

0.200
0.300
0.400
表面部からの距離(mm)0.500

た．しかし，酸化時間 180min の場合，表面赤熱脆性抑制0.600効果が得られなかった．これは酸化が過剰に起こったこと

図 9 硬度試験結果

で熱間 Ni ショットによる表面赤熱脆性抑制効果が無くな不均一”な酸化が促進されることでスケール/地鉄界面がったことが原因と考えられる．

凹凸化する．スケール/地鉄界面の凹凸化による偏析 Cu

また，表面赤熱脆性による表面割れ深さは酸化時間の分断，及びスケール中への排斥効果によって表面赤熱脆180min の場合で，ショット面の方がショットをしていな性が抑制されると考えられる．

い面よりも深かった．ショットをしていない面では割れ深図 10 に熱間 Ni ショット後の試験片断面を SEM 観察及さが 242.50m だったが，ショット面では 313.17m だっ

び，EDX によりマッピング分析した結果を示す．本研究た．これまでの研究でも，酸化時間 180min の場合，ショでの熱間 Ni ショットにより，材料表面部で Ni 拡散相が確ット面でショットをしていない面よりも割れ深さが大き5かった 7)．酸化時間が長時間になった場合，表面赤熱脆性(3) 表面赤熱脆性抑制効果は，熱間 Ni ショットによる“マを助長する効果があることが懸念される．しかし，酸化時クロ的に均一，ミクロ的に不均一”な酸化が発生すること間が長い場合の表面赤熱脆性助長効果については不明なによるスケール/地鉄界面の凹凸化によると考えられる．

点が多く，今後の検討が必要であると考える．

また，材料表面に生成した Ni 拡散相が偏析 Cu の融点を上昇させることによる．

image(4) 酸化時間 180min では，熱間 Ni ショットによる表面赤熱脆性効果が見られなくなった．

参考文献
1) K.Nakashima, Y.Futamura, T.Tsuchiyama and S.Takaki:
Tetsu-to-Hagané,89(2003), 28.
2) L.Habraken and J.Lecomte-Beckers: Copper in Iron and30mSteel, ed. by I.L.May et al., John Wiley & Sons, New York,Fe(1982), 45.
3) M.Hatano and K.Kunishige: Tetsu-to-Hagané, 89(2003),1134.
4) N.Imai, N.Komatsubara and K.Kunishige: ISIJ Int.,37(1997), 217.
5) N.Imai, N.Komatsubara, and K,Kunishige: ISIJ Int.,37(1997), 224.

30m6) A.Takemura, K.kunishige, S.Okaguchi and K.Fujiwara:

Ni

Tetsu-to-Hagané, 95 (2009), 369.
7) A.Takemura, Y.Tanaka, R.Takabata, S.Okaguchi and
K.Fujiwara: Tetsu-to-Hagané, 100 (2014), 366-375.

30m
図 10 SEM 観察及び EDX 分析結果

５．結 言
実験室にて，合金鋼に Cu を添加した鋼を溶製した．これらの鋼に熱間 Ni ショットを施した．水蒸気含有雰囲気
酸化後，圧縮試験により表面赤熱脆性に及ぼす熱間 Ni シ
ョットの影響を調査した．得られた主な結果を以下に示す．
(1) 酸化時間が短い場合，表面赤熱脆性が発生しなかった．
(2) 酸化時間 60min までで，熱間 Ni ショットにより表面赤熱脆性を完全に抑制することができた．

6