鉄鋼中の非金属介在物：品質への影響

介在物の概念と分類

1.内因性インクルージョン

鋼の製錬過程では脱酸反応が起こり、酸化物やその他の生成物が生じる。これらの生成物が溶鋼が凝固する前に表面に出てこないと、鋼の中に閉じ込められたままになる。次のような反応が起こる：

• Mn + FeO → Fe + MnO
• Si + 2FeO → SiO₂ + 2鉄
• 2Al + 3FeO → 3Fe + Al₂O₃
• Ti + 2FeO → 2Fe + TiO₂

溶鋼中に酸素、硫黄、窒素などの不純物が存在すると、冷却凝固中に固溶体中に析出し、最終的にインゴット中に捕捉される。内因性介在物と呼ばれるこれらの介在物の分布は、一般的に均一で、小さな粒子が特徴である。

適切な操業と適切なプロセス対策の実施により、介在物の数を減らし、その組成、サイズ、分布を変えることはできるが、介在物の存在は一般的に避けられない。

2.異物混入

製錬・注湯過程で溶鋼表面に浮遊するスラグや、製鋼炉内壁、出鋼樋、取鍋などから剥離する耐火物などの破片は、溶鋼が凝固するまでに除去されないことが多く、結果として鋼中に存在する。

これらの介在物は、製錬過程で金属と外部物質が接触した結果形成される。

一般的に、これらのインクルージョンは不規則な形状をしており、サイズが大きく、不均一な外観をしているため、"粗いインクルージョン "と呼ばれている。

しかし、これらの介在物は適切な操作技術によって防ぐことができる。

化学組成による分類

非金属介在物

• 硫化物：FeS、MnS
• 酸化物：FeO、Al₂O₃
• ケイ酸塩：2MnO-SiO₂
• 窒化物TiN、ZrN

変形能力による分類：（1

非金属介在物：

• 脆いインクルージョンAl₂O₃
• プラスチックのインクルージョンFeS、MnS、2MnO-SiO₂
• 不変の包含：SiO₂

形態と分布による分類：（英語

非金属介在物：

• クラスA - 疎水性化合物
• クラスB - アルミナ
• クラスC - ケイ酸塩
• クラスD - 球状酸化物
• クラスD - 単粒子スフェロイド

クラスA（硫化物）：高い延性と幅広い形態比を持つ単体の灰色介在物で、一般に両端が丸みを帯びている。

クラスB（アルミナ）：ほとんどの粒子は変形しておらず、角ばっており、形態比が小さく（一般に3未満）、黒色または青色である。圧延方向に沿って少なくとも3個の粒子が並んでいなければならない。

クラスC（ケイ酸塩）：高い延性と幅広い形態比（一般に3以上）を持ち、一般に末端が鋭角になっている黒色または暗灰色の単一介在物。

クラスD（球状酸化物）：変形していない、角ばった、または円形の粒子で、形態比が小さく（一般に3未満）、黒色または青みがかった、不規則に分布している。

クラスD（単一粒子球状）：直径13μm以上の円形またはほぼ円形の単粒子介在物。

表1 定格リミット（最小）

表2 包含幅

サービス・パフォーマンスへの影響

• 疲労性能は低下する。
• 衝撃に対する靭性と塑性が低下する。
• 耐腐食性は低下する。

10μm以下の介在物が存在すると組織の核生成が促進され、溶接中に粒成長が起こる。

(1) 追加 合金元素 Nb、V、Tiなどは、連続鋳造や加熱中にCやN化合物（微細介在物の一種）が析出する可能性がある。

(2) 硫化カルシウム、ケイ酸塩、微細な酸化鉄は、結晶核を微細化し、靭性、可塑性、強度に有益である。 鋼板.

しかし、そのサイズが 非金属 介在物が50μmを超えると、鋼の塑性、靭性、疲労寿命が低下し、冷間および熱間加工特性や一部の物理的特性が劣化する。

一般的に、溶鋼中の介在物の大きさは50μmを超え、鋼板の靭性、塑性、強度を低下させます。

これらの特性に加えて、介在物は耐酸性、疲労性能、表面仕上げ、溶接性能にも悪影響を及ぼす。

プロセス性能への影響

1.鍛造、冷間加工、焼入れ、加熱、溶接の際に割れやすい。

2.圧延後の表面品質と 表面粗さ を削減した。

鋼板の強度と伸びへの影響

介在物粒子が比較的大きく、10μmを超える場合、特に介在物含有量が少ない場合は 降伏強度 と鋼の引張強さが著しく低下する。

しかし、介在物粒子が小さく10μm以下であれば、鋼の降伏強度と引張強度は向上する。

鋼中の小粒子の量が増えると、降伏強さと引張強さも増加するが、伸びはわずかに減少する。

疲労性能への影響

インクルージョンがその主な原因であることは広く受け入れられている。 疲労故障 スチール製

結合力が弱く、サイズが大きい脆性介在物や球状介在物は、疲労性能に大きな影響を及ぼし、図1に示すように、強度が高いほど危険性が高くなる。

高強度鋼の場合、部品表面が十分に加工されていれば、き裂の発生と介在が疲労き裂の支配的なモードになる。

小さな介在物は、き裂の核生成にはほとんど影響しないかもしれないが、疲労き裂の進展には有益な役割を果たす。

図2は、小さな介在物の周囲でのボイド形成と成長の模式図である。

ディンプルは0.5mm以下の介在物と関連していると考えられている。

図1 同一応力下での介在物サイズと疲労寿命

図2 非隣接介在物間のマイクロボイド形成の模式図

失敗例：

機器モーターの弾性シャフトは、一定期間使用すると破損する。図3は破断の巨視的な外観を示す。

破断面の巨視的疲労線と半径方向の線の方向から、亀裂は弾性シャフトの表面から発生し、シャフト表面の縦線に対応することがわかる。

しかし、き裂の発生点では破面の摩耗が激しいため、元の破面の形態的特徴は明確ではない。

図4に示すように、破損していない弾性シャフトを巨視的および顕微鏡的に観察すると、シャフト表面に様々な程度の縦亀裂が存在し、亀裂が発生した部分には非金属介在物が存在することがわかる。

エネルギースペクトル解析の結果、亀裂内の非金属介在物は酸化アルミニウムであることがわかった。モータの弾性シャフトの球状酸化物介在物と単粒子球状介在物の評価は2.0である。

弾性シャフトの早期破損の主な原因は以下の通りである。 疲労破壊 交番応力の影響下で芯疲労源として作用する介在物から生じる。

図3 破断したモーターの弾性シャフトの破断の巨視的外観

図4 弾性シャフト中の介在物のSEM分析

耐食性への影響

鋼中に非金属介在物が存在すると、耐食性が著しく低下する。

非金属介在物と鋼鉄ベースとの間の化学組成の違いにより、両者の間にマイクロセルが形成されやすくなる。これは、環境腐食性媒体の存在下で電気化学的腐食を引き起こし、腐食ピットやクラックの形成につながる可能性がある。ひどい場合には、破壊に至ることもある。

例えば、暖房用水管は Q235B 炭素構造鋼が早期に漏出した。図5(a)は漏水した水道管の巨視的な外観を示しており、漏水箇所付近に腐食の痕跡が見られる。図5(b)は、酸化および腐食生成物を除去した後、漏水箇所の溶接部に明確な溝があることを示している。

漏洩した水道管と元の水道管の両方の金属組織、介在物、エネルギースペクトル、模擬加速腐食試験を総合的に分析した結果、溶接部の内面に浸透した酸化物介在物または複合酸化物介在物の存在が、局部腐食、腐食溝の形成、水道管の早期漏洩の主な原因であることが判明した。

管内に存在するO2、S、Clなどの腐食性媒体は、非金属介在物が隣接する鉄と腐食セルを形成し、電気化学的腐食を引き起こし、最終的に水道管の漏水を引き起こした。

図5 漏水した水道管の巨視的外観

水素による遅れ破壊への影響

水素の材料への浸透や、媒体と材料表面との電気化学的相互作用による水素の発生は、特定の条件下で拡散し続け、介在物のようなトラップで容易に凝集し、水素分子に結合する。

これらのトラップにおける水素分子の圧力が材料の強度限界を超えると、クラック核が形成される。

水素の拡散と凝集が続くと、最終的に材料はマクロ破壊を起こす。

水素誘起クラッキングに影響を与える要因は数多くあるが、特定の 鋼種介在物の影響は、プロセス要因の影響を除けば、最も重要である。介在物は強力な水素トラップであり、非金属介在物（特に大きな介在物）周辺の圧力は非常に高く、介在物とマトリックス間の結合強度は比較的弱い。

水素圧が上昇すると、介在物とマトリックスの界面にクラックが形成される。介在物での水素誘起クラック核発生の確率は高く、介在物のレベルや量が多いほど水素誘起クラック感受性は高くなる。

失敗例は、あるLPG会社の200m3 LPG貯蔵タンクで、板厚24mm、使用圧力1.18MPaの16Mn製である。長年使用した結果、球形タンク表面の54個のバルジに亀裂が入り、うち20個はすでに亀裂が入っていた。金属組織検査、SEM、エネルギースペクトル分析の結果、水素の封じ込めとともに、ドラムとその周辺に深刻なMNS介在物があることが判明した。

バルジングの原因は、鋼中に浸入した水素が蓄積し、カソード水素発生反応により介在物-マトリックス界面欠陥にバルジングを形成したためである。バルジの表面亀裂は、引張応力作用下での水素誘起遅れ破壊であった。

図6と図7は、それぞれ貯蔵タンクの内面および外面のバルジの巨視的外観と、ドラム缶内壁表面の微細形態とMnおよびS元素の表面分布を示す。深刻な非金属介在物は、水素ブリスタの形成とブリスタの割れの材料要因であった。

図6 タンクドラムの巨視的外観

図7 ドラム内壁表面の微細形態とMnおよびS元素の分布図