技術論文

はだ焼鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善大塲

康英＊1・下口晴之＊2・北出真一＊3

The generation mechanism and the reduction of surface cracks on Case-hardening steel
Yasuhide Ohba, Haruyuki Shimoguchi and Shinichi Kitade

Synopsis: This study was carried out in order to make clear the crack generation mechanism of Case-hardening steels, andto prevent their surface cracks.
It was suggested from the average oxide particle radius around surface cracks of the rolled billets that most of thesurface cracks should be generated at the bloom rolling process.
From the point of view of surface crack generation at the rolling process, austenite grain sizes just before rollingwere pointed out. In general, in order to prevent surface cracks at the rolling process, bainite or ferite/bainite
structure before reheating are suitable for fine grain structure just before rolling after reheating. In order to getthese structures, the cooling rate of the bloom surface should be more than 2.0K/s under the cooling starttemperature of 1023 〜 1173K. It was proved that refining austenite grain in the bloom surface just before rolling
was effective to decrease the crack generation.
疵近傍には，粒状酸化物 1),2)の生成が認められ，粒状酸化１．緒言

物の平均粒子半径(rAve.)を調査したところ，rAve.は，0.20μｍ
はだ焼鋼は，自動車に代表されるギアやシャフト等，重未満であった。鋼片割れ疵の r Ave. は，圧延工程の熱履歴

要保安部品向けの用途が多いことから，鋼材の表面品質に(Fig.1)と，加熱温度とrAve.の関係1),2)より，圧延前の鋳片加対する要求が厳しい。これらの部品の大部分は，鍛造（熱熱炉装入時点で既に発生していた鋳片割れ疵，および加熱間〜冷間）によって製造されているが，近年，切削代低減

炉内で熱応力やα→γ変態で発生する応力３）によって発生による歩留まり向上等を目的として，加工率の増大や，冷間鍛造化への移行等，鍛造条件は過酷化しており，鋼材表
面品質に対する要求は，益々厳しさを増している。当社はだ焼鋼では，これまでの調査により，鋳片での割れ疵がほとんど認められないが，圧延後鋼片での疵が認められていFig.1 Temperature history of the billet.

る。鋼片疵近傍の粒状酸化物 1),2)調査より，はだ焼鋼鋼片
疵の大部分は，鋼片圧延時に発生していると考えられた。
本研究では，圧延時に発生するはだ焼鋼表面疵の防止のため，加熱炉装入前鋳片の表層組織に着目した。連続鋳造後の冷却条件が異なる鋳片を圧延し，得られた鋼片に認められた表面疵を鋳片の相当面，鋳片の幅方向相当位置別に調査し，表面疵と鋳片表層組織との関係を明らかにした。また，表面疵の発生メカニズムについて，圧延時の鋳片に働く応力分布から検討を加えた。

２．はだ焼鋼表面疵の特徴
Fig.1に鋳片から鋼片に圧延する工程の熱履歴を，Fig.2

Fig.２ Microstructure of the surface crack of thebillet.

に鋼片で見られる代表的な表面疵を示す。Fig.2に示した

1
2
＊
3
＊
＊

研究･開発センター プロセス開発グループ
技術管理部 品質保証室 品質保証グループ
製鋼部 鋳造課長

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した鋳片割れ疵を起源として発生した場合，0.24μｍ以た時のオーステナイト結晶粒径が微細となる７）ことから，

上となり，圧延時に初めて開口した割れ疵を起源として発はだ焼鋼表面疵の防止には加熱前組織のベイナイト化が重生した場合，0.20μｍ未満となる。これより，Fig.2に示要であると考えられる。

した鋼片疵は，圧延時に開口したと考えられる。はだ焼鋼

３．実験方法鋼片疵について，Fig.2に示した疵のほかにもrAve.を調査したところ，Fig.2に示した疵と同様に0.20μｍ未満の疵が３･１

大部分であったことから，はだ焼鋼鋼片疵の多くは，圧延CCT線図の作成

表面疵の発生防止には，加熱炉装入前の鋳片表層組織を時に発生していたと考えられる。
圧延時のように高温域での割れ疵発生は，結晶粒界に粒最適化することが重要である。連続鋳造後鋳片の適正冷却界強度を超えるエネルギーが働くことに起因すると考えら

条件の定量化を目的として，CCT線図を作成した。供試材れる 。これより，圧延時に発生する割れ疵の発生要因との化学成分をTable1に示す。供試材は，0.20%Cのクロ

しては，Fig.3に示すように結晶粒径，粒界強度，圧下量，ム鋼である。Fig.4に，CCT線図作成に用いたヒートパタ

圧延速度等が挙げられるが，本研究では，これらの要因のーンを示す。鋳片冷却時における冷却速度と組織変態の関

うち，結晶粒径に着目した。結晶粒径の微細化によって延係は，CCT線図によって理解できる。しかし，連続鋳造鋳し，表面疵が発生しにくくなる。圧延時の温片の組織は，結晶粒径が非常に粗大(粒度番号：−５〜４度域(Fig.1)では，鋳片の表層組織はオーステナイト(γ)一

程度)であるので，熱処理等で結晶粒径を均一かつ細かく相であるため，圧延を開始する時点でのオーステナイト組

した試験片(粒度番号：７程度

織を微細化する必要がある。はだ焼鋼鋳片は，連続鋳造後って作成された一般的なCCT線図から，実際の鋳片組織を加熱炉に熱片装入する前に，表面疵対策として注水によっ推定するのは困難である８）。このため，CCT線図は，鋳造て表層部を強制冷却しているが，加熱炉装入前の表層組織

まま鋳片の表層部から切り出した試験片を用いて作成した。

４）

性が向上

５）
,６）

鍛造材，鋼片材 等)によは，フェライト(α)，パーライト(Ｐ)，ベイナイト(Ｂ)の混合組織となる。強制冷却しなければフェライトとパーラ
イトの混合組織となる。加熱前組織がベイナイトの場合，フェライトとパーライトの混合組織の場合と比較して，加熱して再びオーステナイト結晶に変態(α/γ再変態６))させFig.4 Heat patterns for the CCT diagram.
３･２

鋼片表面疵の鋳片相当位置調査

供試材は，Table1と同様に，0.20%Cのクロム鋼である。Table2に鋳造条件を示す。鋳片１は，連続鋳造後，加熱炉装入前に注水冷却した。鋳片２は，連続鋳造後，注
水せずに加熱炉に装入した。水冷開始直前の鋳片表面温度
分布を，サーモグラフィ(NEC三栄製サーモトレーサ

Fig.3 Crack generation factors in rolling.

Table1. Chemical compositions of the specimens（mass%）

Table2. Casting conditions

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TH3104MR)にて測定した。Fig.5に，サーモグラフィに

囲は，冷却開始温度が1173Kの場合3〜22[K/s]，

よる測定結果の一例を示す。

1023Kの場合10〜22[K/s]となり，冷却開始温度が低く

Fig.6に鋳片模式図を示す。鋳片は，幅490mmの面をなるほど低冷却速度側の領域が狭くなった。これは，冷却広面，幅380mmの面を狭面と呼ぶこととする。鋳片１お開始温度が低くなると，ベイナイト変態に必要な過冷度がよび鋳片２を分塊圧延し，直径167mmの丸鋼片(鋼片１お大きくなることに起因すると考えられるが，これは冷却開よび鋼片２)を得た。鋳片４面の相当位置が判別できるよ

始温度がAr 3変態点に近づくほど，冷却水量密度を高め，うに，圧延終了直後の鋼片に対してマーキングを行った。

鋳片表面の冷却速度を高くする必要があることを意味して

この後，鋼片磁粉探傷を行い，観察された表面疵全ての疵いる。
Fig.8に，水冷開始直前の鋳片表面温度分布を示す。鋳長さ，鋳片相当位置を調査した。

片表面温度は，幅方向中央部が最も高く，コーナー部側に向かうにつれて低くなり，変態開始温度である1000Kは，
中央部とコーナー部のほぼ中間，W/4部の位置であった。
つまり，鋳片の冷却後組織は，十分な冷却速度(10〜20[K/s])が得られた場合，W/4部から中央部側ではベイナイト組織一相となり，W/4部からコーナー部側ではフェライト，パーライト，ベイナイトの混合組織となる。これ
は，冷却開始時点で1000Kよりも低い温度領域では，既にフェライトの析出もしくはフェライト＋パーライト変態が始まっているため，その状態から高速で冷却したとしても，表層組織は，冷却開始までに変態した組織(フェライト＋パーライト)と冷却によって変態した組織(ベイナイト)との混合組織となるためである。コーナー部のように
Fig.5 A temperature distribution of the bloom surface
measured by an infrared radiation thermometer.

冷却開始時点でフェライト＋パーライト変態完了点(≒
900K)を下回った部位では，既に変態が完了してしまっているので，冷却後組織はフェライト＋パーライトのみとなる。
Fig.9に冷却後の鋳片表層組織を示す。鋳片の幅方向中央部における冷却後組織の大部分は，Fig.9-a)に示したよ
うにベイナイトであったが，b)のようにフェライト＋パー
ライトの部位も局所的に観察された。鋳片の幅方向中央部
で冷却後組織がベイナイト化していなかった部位は，ベイナイト変態するには，冷却速度が十分でなかったことを示しており，フェライト＋パーライト組織が観察された部位の冷却速度は，Fig.7に示したCCT線図より，0.3[K/s]未満と推定される。局所的に冷却速度が低下した要因として，
鋳片表面のスケールやモールドパウダー等の付着物によるFig.6 Schematic diagram of a bloom.

伝熱抵抗の増大および水量密度不十分による注水ムラ等が考えられる。

４．実験結果以上より，加熱炉装入前の鋳片表層組織は，ベイナイト
一相，フェライト＋ベイナイト，フェライト＋パーライ

４･１

鋳片表面温度と冷却条件

ト＋ベイナイト，フェライト＋パーライトの４領域からな

0.20%Cのクロム鋼について，連続鋳造時における鋳片っていた。これは，連続鋳造後，冷却開始時点で873〜の冷却速度をシミュレートしてCCT線図を作成した。冷却1123Kの表面温度分布を持った鋳片に対し，0.3〜

開始温度が1173KのCCT線図をFig.7-a)に，1023Kの20[K/s]程度の速度で冷却を行ったためと考えられる。こ

CCT線図をFig.7-b)に示す。当社連鋳機におけるモールド

れらの冷却後組織は，鋳片表層部でばらばらに入り乱れてから鋳片冷却までの鋳片表面の平均冷却速度は，0.10〜

いるわけではなく，大部分は冷却開始直前の鋳片表面温度0.20[K/s]程度であることから，フェライトの析出温度は，分布から予想することができた。

CCT線図より1000K近傍であることが分かる。また，2つ４･２のCCT線図より，ベイナイト組織一相となる冷却速度の範

圧延前鋳片の表面性状

加熱炉装入前の鋳片(１および２)を，長さ300mmずつ

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Fig.7

CCT diagrams of SCr420 (CC bloom).

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Fig.8 Temperature distribution of bloom surface.

Fig.9

Microstructures of a bloom after bloom cooling.

採取して鋳片表面割れ疵の調査を行った。磁粉探傷およびW/8部ではフェライトとパーライトとベイナイトの混合組

酸洗後目視観察を行ったが，割れ疵は認められなかった。

織であったと推察される。これより，Fig.10-b)に示した

また，テスト材とは別のチャンスで製造した同一鋼種の

幅方向W/8部の旧オーステナイト結晶粒径が粗大であった10個の鋳片(１および２に相当)に対しても同様の観察をのは，加熱前組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイト

行ったが，割れ疵は認められなかった。

の場合，α/γ再変態後のオーステナイト結晶粒径が不均一となって粗大粒を生成しやすい７）ためと考えられる。

加熱炉抽出後圧延せずに放出した鋳片１(長さ４･３3500mm)に対し，鋳片表面割れ疵および表層組織の調査

割れ疵発生温度域・時期（プロセス工程）を行った。磁粉探傷および酸洗(長さ300mm)後目視観察

鋳片１および鋳片２を圧延して得られた鋼片に観察されを行ったが，割れ疵は認められなかった。Fig.10に，こた疵全数の１割について，疵近傍に生成していた粒状酸化の鋳片１の表層組織を示す。幅方向中央部の表層組織(a)物の平均粒子半径( r Ave.)を調査したところ，いずれの疵もは，鋳片表面から8mm深さ程度まで微細化していたのに

rAve.は0.20μｍ未満であった。圧延前鋳片の表面性状観察

対し，幅方向W/8部の表層組織(b)は，粗大な旧オーステ

結果および鋼片疵の rAve.の調査結果より，今回のテスト材

ナイト結晶粒が顕出された。Fig.9より，鋳片１の加熱炉

鋼片に観察された割れ疵は，前述したこれまでの調査材と装入前表層組織は，幅方向中央部ではベイナイト一相，同様，圧延時に開口したと考えられる。

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Fig.10４･４

Microstructures of a bloom after bloom reheating.

鋼片割れ疵発生位置（鋳片相当位置）

４･４･１

0.39となり，60%低減していた。つまり，この減少分

面：広面と狭面60%が，圧延後鋼片の割れ疵防止に対する鋳片冷却の効

Fig.11に，鋼片割れ疵の発生分布を鋳片広面，狭面の果であり，加熱炉装入前の鋳片表層組織のベイナイト化に

各相当部位別に示す。鋳片１圧延材(鋼片１)は，鋳片２圧より，Fig.10-a)に示したような圧延直前のオーステナイ

延材(鋼片２)と比較して，全疵数は減少していたが，鋼片

ト結晶粒径微細化の効果と考えられる。W/4部からコーナ

１と鋼片２とで，疵発生位置の分布に大きな差は認められー部側で鋳片冷却の効果が認められなかったのは，ベイナなかった。つまり，連続鋳造鋳片の冷却有無に関係無く，

イト組織一相ではなく，フェライトやパーライトとの混合

鋼片割れ疵は，鋳片狭面に相当する部位での発生はほとん組織となったことで，Fig.10-b)のようにα/γ再変態後のど無く，鋳片広面に相当する部位での発生が大部分であっオーステナイト結晶粒径が微細化なされなかったためと考た。これは，圧延時に狭面から最初に圧下を開始することえられる。

に起因すると考えられ，最初に圧下された狭面では組織の微細化が起こり，以降，割れが発生しにくくなったと推察された。広面についても狭面同様，圧下による組織の微細化が起こると考えられることから，広面で観察された割れ疵の発生時期は，広面圧下前の狭面圧下時と考えられる。

Fig.12 Relationship between the bloom position andthe billet crack number in width direction.
残り40%の疵について，鋼片１で鋳片広面幅方向中央部に相当する位置に認められた割れ疵をFig.13に示す。

Fig.11 Number of surface cracks on billets.

Fig.13より，割れ疵近傍組織の結晶粒径は粗大であった。
４･４･２

幅方向位置：中央部〜コーナー部

これより，鋳片冷却を行ったにも拘わらず防止できなかっFig.6に示したように，鋳片各面を中央部からコーナー

た鋼片疵は，局所的な冷却不良によってベイナイト組織化部まで幅方向に５等分し，この５等分した部位別に圧延後できなかった部位，もしくは，酸洗や磁探で検出できない

鋼片の割れ疵発生個数を調査した。Fig.12に鋳片幅方向ほどの鋳片微小欠陥を起因として発生したと推察される。

相当位置と鋼片疵個数の関係を示す。鋼片１は，鋼片２とまた，W/8部からコーナー部側では，鋼片１および鋼片２比較して，幅方向中央部〜3W/8部では疵個数が低減して共にα/γ再変態後のオーステナイト結晶粒径が粗大であいたが，W/4部〜コーナー部では差が認められなかった。

ったにも拘わらず，表面疵の発生頻度が低かった。これは，疵個数が低減していた幅方向中央部および3W/8部につい

圧延時にこの部位に働く引張応力とひずみの履歴に起因すて，鋼片２の疵個数を１とすると，鋼片１の疵個数はると考えられるが，これについては，５･１で述べる。

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Large grain

Fig.13

Microstructure of the surface cracks on the billet.
また，幅方向W/8部からコーナー部側では，α/γ再変態

５．考察

後のγ結晶粒径が粗大であったにも拘わらず表面疵の発生
圧延時における応力，ひずみと鋼片割れ疵発生頻度

頻度が低かったが，その理由として，圧延時この部位には，

４･４･１で述べたように，連続鋳造鋳片の冷却有無に関圧延ロール直下でのひずみの増加を伴った引張応力がほと係無く，圧延中に発生したと推察される鋼片割れ疵の大部

んど働かないためと考えられる。以上より，圧延時の割れ分が広面で認められた(Fig.11)ことから，広面で観察され疵は，ロール圧下側面で引張応力の高い部位で発生するとた割れ疵の発生時期は，広面圧下前の狭面圧下時と考えら考えられ，今回の実験より，圧延開始時の鋳片表層組織のれた。そこで，割れ疵発生に繋がる応力を検討するため，微細化により，その発生を低減できることが分かった。

分塊圧延の第1パス時に鋳片側面(広面)に働く最大主応

５･２

５･１

力

９）

はだ焼鋼鋼片の割れ疵防止・低減策

５･２･１を，汎用解析ソフトMarcを用いて計算した。Fig.14

鋳片適正冷却速度に圧延時の鋳片に働く最大主応力の分布を，Fig.15に圧

加熱前組織と圧延後鋼片割れ疵発生頻度の関係および，

延1パス中の鋳片側面に働く最大主応力の経時変化を示

ラボ実験によって加熱前組織とα/γ再変態後のオーステ

す。Fig.14より，ロール接触位置直下の鋳片側面中央部

ナイト結晶粒径との関係を調査し，連続鋳造後鋳片の適正では引張応力が働いていることが分かる。このとき，コー冷却速度について検討した。Fig.7に示したはだ焼鋼のナー部では弱い引張もしくは圧縮となっており，圧下面でCCT線図より，オーステナイト温度域から冷却した場合にはロールと接触している部位で強い圧縮応力が働いてい得られる組織は，Table3に示すように，冷却速度によっる。Fig.15より，コーナー部ではロール通過後に引張応て５つの領域(①〜⑤)に分けられる。このうち，加熱前組

力が働くもののロール直下ではほとんど引張応力が働かな織がフェライト＋パーライト＋ベイナイト(②)の場合についのに対し，幅方向中央部およびW/4部ではロール直下でいては，４・２で述べたように，α/γ再変態後のオース

大きな引張応力が働いていることがわかる。ロール直下でテナイト結晶粒径が不均一となって粗大粒を生成しやすいは圧下によるひずみの増加を伴う引張であるのに対してロ

こと，および，４・４・２で述べたように加熱前組織がフール通過後はひずみの増加を伴わない引張であることかェライト＋パーライトであった部位と比較して鋼片疵の発ら，エネルギー(例えば，[J/m ])＝応力(例えば，[Pa])×

生頻度にほとんど差が見られなかったことから，圧延時にひずみ([-]，例えば[m/m])の関係より，応力が同じであっ発生するはだ焼鋼表面疵の防止の観点から，加熱前組織とてもひずみの有無によって粒界へ働くエネルギーは大きくして望ましくないと判断した。残り４つの領域から，加熱異なる。よって，圧延時の割れ疵発生に寄与する応力は，前組織としてフェライト＋パーライト(①)，フェライト＋

ロール直下の鋳片側面中央部に働く

3

ひずみの増加を伴っベイナイト(③)，ベイナイト(④)と３種類用意し，Fig.16

であると考えられる。Fig.12に示したように示す実機熱履歴を再現した加熱実験を行い，加熱前後のに，鋼片2で疵の多かった部位(幅方向中央部〜W/4)は，オーステナイト結晶粒径を比較した。Fig.17に結果を示

ロール圧下側面の最大主応力が高い部位とほぼ一致した。

す。Fig.17より，加熱前組織がフェライト＋パーライト

た引張応力

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Fig.14 The maximum principal stress distribution in a bloom during rolling.

Fig.15

History of the maximum principal stress during the first pass of rolling (a bloom side).

Table3. Microstructures after cooling and lower limits of cooling rate

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片冷却時にγ/α変態を完了させる必要がある６）。これは，γ/α変態が完了していない状態で鋳片を再加熱すると，冷却時に未変態のオーステナイト結晶粒が粗大化し，圧延時の延性が著しく低下するためである。Fig.7に示した
CCT線図より，冷却速度によって変態後の組織および変態完了温度が変化することが確認できる。このため，冷却速度に応じてγ/α変態完了温度以下となる冷却時間を設定しなければならない。たとえば，冷却開始温度が1173K

Fig.16 Heat patternの部位に対して冷却速度10K/sで冷却した場合，冷却後組織はベイナイト＋マルテンサイトとなり，変態完了温度は473Kであるので，冷却時間は70s以上必要となる。
鋳片表層部に析出するフェライトについて，γ/α２相域でひずみが働くと，オーステナイト結晶粒界に析出した
相対的に軟らかいフェライト部にひずみが集中するため，粒界割れを起こしやすいことが良く知られている４）,10）,11）。
これは，曲げ連鋳機の曲げあるいは曲げ戻し矯正時の鋳片横割れ発生要因の一つとなる10）〜12）。また，γ/α変態点以下 ６）(973K以下で顕著 13))の温度域からの復熱過程では，γ/α変態時にオーステナイト結晶粒界に析出したフェラ
イト中に窒化物(AlN)が析出し，同じく曲げ連鋳機での鋳片横割れ発生要因の一つとなる６）,11）,13）。これらは，連続鋳造機内(二次冷却帯)での鋳片表面割れの発生に影響が大Fig.17

きいが，上述したように，鋳片表層組織がベイナイト一相Austenite grain sizes after and before heating.

の場合とフェライト＋ベイナイトの場合とで，α/γ再変の場合，加熱前後でオーステナイト結晶粒径はほとんど変態後のオーステナイト結晶粒径に大きな違いが認められな化しなかったが，加熱前組織がフェライト＋ベイナイトおかったことから，連続鋳造機内でオーステナイト結晶粒界

よびベイナイトの場合には，もとの結晶粒径の30〜40%に析出するフェライトは，加熱炉内でα/γ再変態して消程度に微細化した。以上より，加熱前組織としてはベイナ

滅すると，圧延時の割れ疵発生には影響を与えないと考え

イト(④)もしくはフェライト＋ベイナイト(③)が望ましいられる。また，鋳片冷却後の復熱時に析出するAlNについと考えられる。この場合，連続鋳造後鋳片の適正冷却速度ては，加熱前組織がベイナイトおよびフェライト＋ベイナの下限値は，冷却開始温度が1023〜1173Kの範囲におイトであれば，α/γ再変態後のオーステナイト結晶粒径

いて2.0[K/s]以上となる。続いて，適正冷却速度の上限値が微細化するため，圧延時の割れ疵発生にはほとんど影響についても検討する。Table3に示したように，冷却開始

しない６）と考えられる。AlNの粒界析出による脆化として温度が1173K，1023K共に20[K/s]程度以上の冷却速度

は，加熱炉装入〜α/γ再変態時に鋳片表面に働く熱応力であればマルテンサイトとなる。加熱前組織がマルテンサ

や変態応力による割れ疵発生３）が懸念されるが，４･２でイトの場合も，ベイナイトの場合と同様にα/γ再変態後前述したとおり，加熱炉抽出後圧延せずに放出した鋳片にのオーステナイト結晶粒径は微細化する。加熱後，α/γ

割れ疵が認められなかったことから，これについても影響再変態したオーステナイトは，変態前の組織が何であったは小さかったと考えられる。一般的に，はだ焼鋼鋳片は割かは関係なくなるため，加熱前組織がベイナイトの場合とれが発生しやすいと言われている14）〜17）にも拘わらず，当同様に圧延開始時のオーステナイト結晶粒径が微細化する

社はだ焼鋼鋳片に割れ疵が認められなかったのは，当社連のであれば，加熱前組織がマルテンサイトであっても問題

続鋳造機が完全垂直型であるため，機内二次冷却帯においは無いと考えられる。よって，加熱前組織の観点からは，て，鋳片に対して曲げ戻し矯正のような大きなひずみがほ鋳片表層部冷却速度の上限値はそれほど重要でなく，冷却

とんど働かないためと推察される。

が強すぎたために熱応力等によって鋳片に割れが発生する

５･２･２

鋳片幅方向相当位置別の鋼片割れ疵防止策

５･１で述べたように，鋳片の幅方向中央部〜コーナー

等の不具合が生じるとすれば，それらが生じない条件が上部で圧延時の割れ疵発生頻度が異なる理由は，引張応力や限となる。
つぎに，鋳片冷却時の必要冷却時間について述べる。α/γ

ひずみ等の要因によって説明できた。しかしながら，鋳片

再変態後のオーステナイト結晶粒径を微細化するには，鋳の幅方向相当位置が同じ場合，圧延長さ方向における割れ

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疵発生有無に対しては，他の要因が支配的であると考えら

水量密度を1.00×10-3[m3/m2･s]程度とする必要があるとれる。ここでは，組織や結晶粒径に注目し，鋳片幅方向相考えられる。一方，0.20%Cのクロムモリブデン鋼

当位置別に鋼片割れ疵発生の防止・低減策を述べる。

(SCM420)の場合，鋳片上面の均一冷却に必要な水量密度は，

１）鋳片広面の幅方向3W/8部から中央側

6.65×10-4[m3/m2･s]８）と，今回対象とした0.20%Cのクロ

この部位では，鋳片表層部の加熱前組織適正化(ベイナ

ム鋼(SCR420)よりも低い値となる。これは，Moが入る

イト，フェライト＋ベイナイト)のため，連続鋳造後鋳片と焼入性が向上するためであり，Moを含まないSCR420の注水冷却を行うことで，圧延時の割れ疵発生を60%程鋼の場合，SCM420鋼に比較して冷却後組織がベイナイ

度低減できた。しかし，残り40%の防止には，局所的な

トもしくはフェライト＋ベイナイトとなる臨界冷却速度が注水不良(フェライト＋パーライト, フェライト＋パーライ高くなる。このため，SCR420鋼ではSCM420鋼に比較

ト＋ベイナイト)を無くす必要がある。５･２･１で述べた

してより大きな水量密度が必要となると考えられる。

ように，鋳片冷却時の適正冷却速度の下限値は，2.0[K/s]２）鋳片広面の幅方向W/8部からコーナー側程度と考えられたが，冷却速度は，注水時の水量密度およ

この部位では，鋳片冷却の有無に関係無く，鋼片割れ疵

び冷却開始温度の影響が大きい。冷却条件から算出されるの発生頻度は低かった。これは，５･１で述べたように，

冷却速度の理論値を，汎用解析ソフトMarcを用いて計算

この部位には分塊圧延時にひずみの増加を伴った引張応力が求めがほとんど働かないためであると考えられ，鋼片割れ疵発の比熱，生の寄与率は，鋼片１に認められた疵全体の15%程度で熱伝導率等の物性値を用いた。Fig.18に計算結果を示す。

あった。加熱前組織の適正化(ベイナイト，フェライト＋

Fig.18より，同じ水量密度の場合，冷却開始温度が高く

ベイナイト)が困難な部位であるので，ひずみの増加と共なるほど冷却速度は低くなることから，2.0[K/s]以上の冷に引張応力が働かないような分塊圧延パススケジュールを却速度に必要となる水量密度は，冷却開始温度に応じて異検討する必要がある。

なる。鋳片冷却時，鋳片広面を上下面として搬送ローラー

３）鋳片広面の幅方向W/4部

した。計算には，松野ら

18）のモデル，三塚ら

19）,20）

た熱伝達係数および日本鉄鋼協会凝固部会報告21）

上に置き，はだ焼鋼鋳片冷却時の注水条件(水量密度)は，この部位では，鋳片冷却開始時に既にフェライト＋パー

鋳片上面が6.13×10 [m /m ･s]，鋳片下面が1.27×

ライト変態開始温度を下回っているため，冷却後組織がフ1 0 [ m / m ･ s ] である。Fig.18より，冷却開始温度がェライト＋パーライト＋ベイナイトとなってしまうこと1023〜1173Kの範囲で2.0[K/s]以上の冷却速度を得る

が，圧延時の疵発生に繋がっていると考えられた。しかし，には，鋳片下面は現行の水量密度で充分であったが，鋳片

当社連続鋳造機の操業条件において，鋳片コーナー部の表上面はやや不足気味であった。４･１で述べたように，冷面温度が鋳片冷却開始時点で既に変態点（1000K）を下

却後鋳片の表層組織は，大部分がベイナイトとなっていた

回ってしまうというのは避けられないことであり，つまり，ものの局所的にフェライト＋パーライトが認められたこと

冷却後組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトとなるから，ベイナイトであった部位では，計算値よりも大きな

部位は，鋳片幅方向のどこかの位置に必ず生じると言える。

冷却効果が得られていたが，全面をベイナイト組織一相とそこで，前述したように鋳片冷却の有無に関係無く，W/8

するには，現行水量密度では不十分と推察された。注水時部からコーナー部側では割れの発生頻度が低く，これが圧の不均一冷却を防止するには，Fig.18より，鋳片上面の延時の応力分布に起因すると考えられることから，現在冷

-4

-3

3

3

2

2

Fig.18 Effects of specific water volume and cooling start temperature of a bloom surface on cooling rate.

35

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はだ焼鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善

却開始時点でW/4部近傍に存在している鋳片表面温度が６．結言

1000Kの部位を，W/8部よりもコーナー部側に寄せることができれば，冷却後組織がフェライト＋パーライト＋ベ

0.20%Cのクロム鋼について，分塊圧延後鋼片に認めら

イナイトとなる部位での圧延時の疵発生を防止できると考れた表面疵の鋳片相当面，鋳片幅方向相当位置の調査およえられる。Fig.19に，モールド内メニスカス位置から鋳び分塊圧延時の鋳片表面に働く応力分布の解析を行い，以片冷却開始までの時間(以降，到達時間と呼称する)と鋳片下の結果を得た。

表面温度の関係を，Fig.20に到達時間と鋳片表面温度

１）連続鋳造時における鋳片の冷却速度をシミュレートし1000K位置の関係を示す。Fig.19より，鋳片表面温度は，たCCT線図より，ベイナイト組織一相となる冷却速度の範

到達時間の短縮に伴って高くなり，到達時間と良好な相関

囲は，冷却開始温度が1173Kの場合3〜22[K/s]，が認められた。Fig.20より，冷却開始時点で1000Kであ1023Kの場合10〜22[K/s]となり，冷却開始温度が低くる部位をW/8部よりもコーナー部側とするには，到達時間

なるほど低冷却速度側の領域が狭くなった。これは，冷却を60分未満とする必要があると考えられる。到達時間短

開始温度が低くなると，ベイナイト変態に必要な過冷度が縮の他に，鋳片表面温度を高める方法として，二次冷却帯大きくなることに起因すると推察された。

における鋳片注水量の低減が挙げられる。しかし，当社連２）加熱炉装入前の鋳片表層組織は，ベイナイト一相，フ続鋳造機の操業条件を解析し，検討したところ，鋳片表面

ェライト＋ベイナイト，フェライト＋パーライト＋ベイナ

温度に対する二次冷却帯での注水量の寄与は小さく，注水

イト，フェライト＋パーライトの４領域からなっていた。

量の低減では，連続鋳造後の鋳片表面温度はほとんど変化

これは，連続鋳造後，冷却開始時点で873〜1123Kの表

しないとの結果を得た。これより，鋳片表面温度を高める

面温度分布を持った鋳片に対し，0.3〜20[K/s]程度の速には，到達時間の短縮が最も有効であることが分かった。

度で冷却を行ったためと考えられた。
３）連続鋳造鋳片の冷却有無に関係無く，鋼片割れ疵は，
鋳片狭面に相当する部位での発生はほとんど無く，鋳片広面に相当する部位での発生が大部分であった。これは，圧延時に狭面から最初に圧下を開始することに起因すると考えられ，最初に圧下された狭面では組織の微細化が起こり，以降，割れが発生しにくくなったと推察された。
４）鋼片１(連続鋳造後に注水冷却を行った鋳片１圧延材)の疵個数は，鋼片２(冷却を行わなかった鋳片２圧延材)と比較して，W/4部〜コーナー部では差が認められなかったが，幅方向中央部〜3W/8部では低減していた。疵個数が低減していた幅方向中央部および3W/8部について，鋼片２の疵個数を１とすると，鋼片１の疵個数は0.39となり，60%低減していた。これは，注水冷却によって加熱炉装

Fig.19 R e l a t i o n s h i p b e t w e e n b l o o m s u r f a c etemperature and passed time after casting.

入前の鋳片表層組織がベイナイト化したことで，α/γ再変態後，圧延直前のオーステナイト結晶粒径が微細化したためと考えられた。
５）W/8部からコーナー部側では，鋼片１および鋼片２共にα/γ再変態後のオーステナイト結晶粒径が粗大であったにも拘わらず，表面疵の発生頻度が低かった。解析結果
より，圧延時のこの部位には，圧延ロール直下でのひずみの増加を伴った引張応力がほとんど働かないためと考えられた。
６）α/γ再変態後のオーステナイト結晶粒径を微細化するためには，加熱前組織として，ベイナイトもしくはフェライト＋ベイナイトが望ましいと考えられた。この場合，連続鋳造後鋳片の冷却速度を，冷却開始温度が1023〜
1173Kの範囲において，2.0[K/s]以上とする必要があった。

Fig.20 Relationship between the bloom positions
with surface temperature of 1000K andpassed time after casting.

７）鋳片広面の幅方向W/4部では，鋳片冷却開始時に既にフェライト＋パーライト変態開始温度を下回っていたた36

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はだ焼鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善11）山中和夫，寺崎富久長，大谷泰夫，小田光雄，吉原正裕：鉄と鋼，

め，冷却後組織はフェライト＋パーライト＋ベイナイトで65(1979)，1410.

あった。このため，この部位では，α/γ再変態後のオー12）斎藤 忠，木村雅保，上田 輝，木村 司，竹本克巳，峯 隆太：神戸製

ステナイト結晶粒が粗大粒を含む混粒となり，圧延時の疵

鋼技報，40(1990)，65.

発生に繋がっていると推察された。冷却後組織がフェライ13）野崎 努，松野淳一，村田賢治，大井 浩，児玉正範：鉄と鋼，

ト＋パーライト＋ベイナイトとなる部位での圧延時の疵発62(1976)，1503.

生を防止するには，この部位をW/8部よりもコーナー部側14）S.N.Singh and K.E.Blazek:Journal of Metals，26(1974)10，17.

へ移動させることが有効と考えられた。

15）A.Grill and J.K.Brimacombe:Ironmaking and Steelmaking，文

献3(1976)2，76.
16）杉谷泰夫，中村正宣：鉄と鋼，65(1979)，1702.
17）佐伯 毅，大口 滋，溝口庄三，山本利樹，三隅秀幸，常岡 聡：鉄と鋼，

01）大塲康英，河本達也，北出真一：山陽特殊製鋼技報，10(2003)，

68(1982)，1773.

19.

18）松野淳一，中戸 参，大井 浩：鉄と鋼，60(1974)，1023.

02）大塲康英，高須一郎，北出真一，下口晴之：材料とプロセス，19）島田道彦，三塚正志：鉄と鋼，52(1966)，1643.

17(2004)，161.

20）三塚正志，福田敬爾：鉄と鋼，69(1983)，262.

03）B.G.Thomas，I.V.Samarasekera，and J.K.Brimacombe:21）連続鋼片加熱炉における伝熱実験と計算方法：日本鉄鋼協会 熱経済

Metallurgical Transactions B，19B(1988)，289.

技術部会加熱炉小委員会編，(1971)，80.

04）牧 正志：鉄と鋼，74(1988)，1219.
05）牧 正志，長道常昭，阿部直樹，田村今男：鉄と鋼，71(1985)，

■著者

1367.
06）若生昌光，柳 英樹，三隅秀幸：ベースメタル素材のプロセスメタラ
ジーの新しい展開，東北大学素材工学研究所，(1999)，51
07）玉谷哲郎，井口 誠，佐藤紀男，坪田一一：熱処理，37(1997)，356.
08）北出真一，加藤恵之，神吉保宗，塗 嘉夫：山陽特殊製鋼技報，
4(1997)，17.
09）村上敬宜：弾性力学，(株)養賢堂，東京，(1994)，10.

大塲

康英

下口

晴之

北出

真一

10）鈴木洋夫，西村 哲，山口重裕：鉄と鋼，65(1979)，2038.

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