技術論文

オシレーションマーク深さの低減による鋳造γ粒の微細化
Austenite grain refining at the as-cast bloom surface by reduction of oscillation mark depth
大塲康英＊1

北出真一＊2

高須一郎＊3

Yasuhide Ohba, Shin-ichi Kitade and Ichiro Takasu
Synopsis: Austenite grain refining in the surface layer of as-cast bloom is effective for the reduction of surface cracks in steel
production. This study was carried out to clarify the influence of cooling rate on the as-cast austenite grain size
and its growth mechanism. Depth and interval of oscillation marks were reduced and the austenite grains at thebloom surface were refined under the oscillation conditions of shorter stroke and higher frequency. The averagecooling rates were estimated to be from 6 to 16 K/s in austenite phase temperature and the rates were related tocharacteristics of oscillation mark. It was found that the austenite grain growth direction did not vary even whencharacteristics of oscillation mark changed. The austenite grain size below the surface layer was also determinedby austenite grain size at the bloom surface.
Key words: austenite grain; grain size; refining; grain growing; continuous casting; oscillation mark; cooling rate; as-cast
として、冷却速度を高める5)ことや非金属介在物の利用6)等

１．緒言が知られているが、非金属介在物は製品の特性に影響を与えるため、製品の用途によっては適用困難となる。本報では、鋳造γ粒の粗大化要因であるOSMに着目し、OSM深連続鋳造鋳片には、鋳片表面に働く引張応力やひずみによって表面割れ疵が発生する場合がある。オーステナイト(以下、γ)温度域で発生する割れ疵は、γ粒界に沿って発さの低減によって鋳造 γ 粒の微細化を図った。OSM深さ

生・伝播することから、鋳片表層部の鋳造γ粒の微細化は、低減のため、鋳型振動条件を短ストローク・高サイクル化7)
して実機鋳造テストを行い、鋳造γ粒径に対する冷却速度

鋳片の表面割れ疵発生防止に対して重要である 1)。連続鋳
造では、鋳型振動によって鋳片表面にオシレーションマー
ク(以下、OSM)が生成し、鋳片表層部のγ粒は、OSM山の影響および鋳造γ粒の成長機構について検討した。

部に比較して冷却速度が低いOSM谷部で粗大となりやす

２．実験方法い

1,2)。これより、OSM谷部で割れ疵が発生しやすいのは、

形状的な切り欠き効果3,4)だけでなく、鋳造γ粒が粗大であることにも起因すると考えられる。鋳造γ粒の微細化手法
Table 1.

供試材の代表化学成分をTable 1に示す。供試材は、代表的なはだ焼鋼である0.20%Cのクロム鋼である。供試材

Chemical compositions of the specimen（mass％）.

Table 2. Casting conditions.

＊1 研究･開発センター プロセス開発グループ＊2 製鋼部 製鋼技術グループ＊3 研究･開発センター プロセス開発グループ長、PhD

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オシレーションマーク深さの低減による鋳造γ粒の微細化の連続鋳造条件をTable 2に示す。鋳型振動形式は、サイとした。光学顕微鏡で組織観察を行い、鋳片表層部の鋳造
γ結晶粒は柱状であることから、γ粒の短径を鋳造γ粒径

ンカーブ方式を用いた。鋳型振動条件については、ストロ5種類とした。鋳造条件については、溶鋼過熱度25K、鋳として評価した。鋳造γ粒径は、鋳片表面から所定の深さ(0〜10mm)における旧γ粒界の数と観察長より、切断法8)

片引き抜き速度0.5m/minとした。鋳造時に用いたモールによって求めた。凝固温度域での冷却速度(凝固冷却速度)

ドパウダーは、塩基度（CaO/SiO2）が0.6、1573Kにおは、二次デンドライトアーム間隔から[1]式9)を用いて見積ける粘度が2.4Pa･sであった。鋳型振動条件は、同じストもった。

ークとネガティブストリップ率を変化させ、条件①〜⑤のS = 710RLS-0.39 ・・・[1]ロークでネガティブストリップ率を変化させた条件（条件①と条件②，条件④と条件⑤）および、ネガティブストリ

ここで、Sは二次デンドライトアーム間隔を、RLSは平均ップ率を一定として短ストローク・高サイクル化した条件

凝固冷却速度を表す。OSMの山部および谷部におけるRLS（条件①，③，⑤）とし、条件①→⑤の順番に短ストローの推算には、ミクロ組織写真から測定したそれぞれの領域

ク・高サイクル化した。

の二次デンドライトアーム間隔を用いた。

連続鋳造後、１条件につき１本の鋳片を鋳造ままで採取

３．実験結果後、放出・空冷した。採取した鋳片１本につき、短辺面の幅方向をWとすると、W/4〜コーナー部側の任意の位置から鋳造方向に平行に長さ約25mmの短冊状試験片を4個ず

Fig.2に、鋳型振動条件①，条件③，条件⑤で鋳造した

つ切り出し、樹脂埋込および鏡面研磨後、5%ナイタール液によって旧γ粒界を、界面活性剤を添加したピクリン酸

鋳片(以下、鋳片①，鋳片③，鋳片⑤)の外観を示す。鋳型

飽和水溶液によってデンドライトを顕出した。これより、鋳片1本あたりのOSM深さとγ粒径の測定値は、試験片4⑤の順番にOSMの間隔および深さが共に低減し、鋳片⑤個の長さの合計である100mm長さの領域における平均値

ガティブストリップタイムとOSM深さの関係を示す。多とした。試験片の切り出し範囲を鋳片の幅方向W/4〜コー

くの従来報告 3,10-12)と同様に、短ストローク・高サイクル

ナー部側からとしたのは、連鋳機内でサポートロールが鋳化によるネガティブストリップタイムの低減に伴い、鋳片片表面に接触することでW /4〜中央部のOSMは押しつぶ①→⑤の順番に平均OSM深さは低減した。鋳片①およびされてしまうのに対し、W/4〜コーナー部側では押しつぶ

鋳片③のOSMは、ほぼ等間隔に直線状に整って生成してされず生成ままのOSMが観察できたからである。Fig.1に、いたことから、モールド内メニスカス近傍でのパウダー流

振動条件の短ストローク・高サイクル化に伴い、鋳片①→は外観上ほとんどOSMが認められなかった。Fig.3に、ネ埋込試験片の一例を示す。長さ25mmの試験片１個には、OSMが5〜10個含まれる。OSM深さは、その断面形状より、OSMの谷底から両隣の山頂を結んだ接線までの距離

Fig.1 Appearance of a specimen at the cross sectionof the oscillation marks （an example）.

Fig.3 Relationship between negative strip time andOSM depth.

Fig.2 Appearance of bloom surfaces.（a）Casting condition 1，（b）Casting condition 3，（c）Casting condition 5

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オシレーションマーク深さの低減による鋳造γ粒の微細化

Fig.4 Micrographs of austenite grains at the cross section of oscillation marks.
（a）Casting condition 1，（b）Casting condition 3.（c）Casting condition5.
入の乱れや、鋳型振動と初期凝固シェル先端部の変形時期が向上したためと推察された。

の不一致(スリップ現象 )といった問題はほとんど発生せず、良好な鋳造状態が維持できていたと推察された。鋳型

Fig.5に、OSM深さとγ粒径の関係を鋳片①〜⑤の結果を纏めて示す。ここで、Fig.5に示したOSM深さとγ粒径

振動条件の短ストローク・高サイクル化では、モールドパの値は、25mm長さの短冊状試験片１個ずつの平均値であ

ウダー流入量の減少によるシェル−銅板間の焼き付きや拘る。Fig.5には条件①〜⑤全ての試験片の測定結果を示し

束が懸念される 。しかし、今回のテストでは、鋳片①〜⑤共に焼き付きの痕跡や割れ疵の発生が認められなかったた。鋳片①〜⑤の区別無く、OSM深さの減少と共に鋳片表面からの深さ0〜3mmの領域で鋳造γ粒は微細化する傾ことから、いずれの鋳造条件においても鋳造安定性は確保向が認められた。これより、γ粒径は鋳型振動条件にかかできていたと考えられた。Fig.2に示したように、鋳片①

わらず、OSM深さによって整理できた。

13)

14)

と鋳片⑤でOSM性状に大きな違いが見られたが、モールドパウダーの消費量は、最も短ストローク・高サイクル条
件である条件⑤が条件①に比較してわずかに少なかったものの、各条件間で大きな差は認められなかった。モールドパウダーの消費量について、条件①と条件⑤について堤らの推算式15)で試算したところ、条件⑤が条件①に比較して２割程度減少すると見積もられた。しかし、実機でのパウダー消費量は、条件⑤が条件①よりも１割程度少ないかど
うか、日常的なばらつきの範囲内で明確な差は認められなかった。これは、テスト時の１条件あたりの鋳造時間が１〜２連々程度と長くなかったこと、用いたパウダーの粘度が高くパウダー消費量に差が生じにくかったこと、パウダー消費量を鋳型内へのパウダー投入量で評価していること
から消費量の測定精度に対して条件間の消費量の差が表れ

Fig.5 Relationship between OSM depth and austenite
grain size at different depth from surface.

にくかったこと等の影響によると考えられる。
Fig.4に、OSM断面ミクロ組織を示す。γ粒の形状は、Fig.6に、鋳片表面からの深さ(L )と平均γ粒径(d )との表面から内部方向に長い柱状であった。これは、凝固時の鋳片表層部において、表面から内部方向に成長するγ相の関係を示す。鋳型振動条件の短ストローク・高サイクル化

成長端における温度勾配が大きかったことを示している 。
鋳片表層部のγ粒は、短ストローク・高サイクル化に伴っに伴い、鋳片①→⑤の順番に、鋳片表層部のγ粒は微細化する傾向が認められた。また、γ粒径は、鋳片①〜⑤共にて微細化したが、OSMの谷部だけでなく、山部も含めた全体で微細化する傾向が認められた。これは、OSM深さ

最表面が最も小さく、内部ほど大きくなっており、鋳片表面からの深さと平均γ粒径との間には直線関係が認められ低減による効果だけでなく、高サイクル化によってOSMた。図中には、条件①〜⑤それぞれの d と L との関係の近間隔が低減したことで、OSM谷部１個あたりの凝固遅れ

似直線を示した。後述するFig.8に関係するが、それぞれの影響が緩和 され、鋳片表層部全体の平均的な冷却速度の直線の傾きは、ほぼ同程度と考えられる。

16)

2)

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オシレーションマーク深さの低減による鋳造γ粒の微細化と考える。このような仮定の下では、π は0〜1の間の値をとる。π の値が1に近付くほど、つまり優先成長方向に成長するほど、粒選択が速やかに起こる。一方、π の値が小さくなるほど粒選択は起こりにくくなり、π =0、つまり熱流方向に対して完全に平行に成長する場合には、粒選択が全く起こらない。Fig.6に示した鋳片表面からの深さと平均 γ 粒径との関係について、 γ 粒径( d )および鋳片表面からの深さ( L )をそれぞれ初期粒径( d 0)で除して規格

Fig.6 Relationship between depth from bloom surface
and austenite grain size for different oscillation
conditions.

４．考察
鋳造γ粒径に影響を与える要因として、冷却速度、粒選
択挙動、介在物、鋼組成などを挙げることができる。この
うち、今回の実験では、鋼組成に違いはなく、介在物も同程度で差が無い条件であった。そこで、鋳造γ粒径につい

Fig.8 Relationship between normalized growth lengthand normalized grain size.

て、粒選択挙動および冷却速度の観点から検討した。江阪化した結果をFig.8に示す。d 0には、鋳片①〜⑤それぞれら17,18)は、一方向凝固時の結晶粒選択過程のモデル解析より、結晶粒数( n )を初期結晶粒数( n 0)で規格化した規格化の最表面での平均γ粒径の値を用いた。さらに、n/n0の逆結晶粒数(n/n0)と成長距離(L)を初期結晶粒径(d0)で規格化

数がd/d0となることから、江阪らが示したL/d0とn/n0の関した規格化成長距離( L / d 0)との関係について示している。

係 17)を L / d 0と d / d 0の関係に変換したところ、π =0〜1そ

解析結果より、n/n0がL/d0の進行と共に減少すること、されぞれについてほぼ直線で近似できたことから、得られたらに結晶の成長方向を表す成長方向パラメータπ を導入

し、熱流方向(π =0)から優先成長方向(π =1)までの粒選

近似直線をFig.8に合わせて示した。図より、鋳片①〜⑤共に平均γ粒径の大部分はπ =1、つまりγ粒の優先成長

択挙動の変化について評価している。Fig.7 17) に、優先成方向の近似直線上に分布した。γ粒の成長方向について、

長方向<100>および熱流方向と成長方向との関係についπ =1は優先成長方向への成長、π =0は熱流方向への成て示す。優先成長方向が熱流方向からθだけずれた結晶は、長に対応する。このため、π の値が小さいほど初期凝固

熱流方向からαの方向、すなわちπ ･θの方向に成長する

シェルから鋳型銅板方向への抜熱が強い条件に相当する。
鋳型振動条件の短ストローク・高サイクル化によるγ粒径17)Heat Flow Direction

θαの低減は、初期凝固シェルに対する冷却がより強まったた

Growth Direction

めと考えられる。しかし、粒選択の観点からは、鋳型振動条件にかかわらずγ粒の成長方向に変化は無く、熱流方向〈100〉の影響はほとんど認められなかった。
Fig.9に、OSM深さと鋳片表面から2mm深さ位置での凝固冷却速度( R LS)との関係を示す。二次デンドライトア
ーム間隔より、OSM山部のRLSは18〜27K/s、OSM谷部のR LSは7〜18K/s程度と見積もることができ、OSM谷部のRLSは、OSM山部に比較して10K/s程度低かった。RLSに対するOSM深さの影響について、OSM深さが浅いほどRLSが高い傾向が認められたが、この傾向は、OSM谷部だけ
でなくOSM山部でも同様に認められた。これは、OSM深Fig.7 Relation among〈100〉，growth direction andheat flow direction16）.

さが低減することで、OSM谷部１個あたりの凝固遅れの23

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オシレーションマーク深さの低減による鋳造γ粒の微細化加しており、鋳片②と鋳片④の結果が鋳片③の結果に近付
く方向に影響したと考えられた。 R γは、鋳片表面からの深さと共に急激に低減し、5mm深さ位置では2〜3K/s、10mm深さ位置では1K/s程度であった。RLSを見積もった
2mm深さ位置での R γは、鋳片⑤が7K/s程度、鋳片①が3K/s程度と見積もることができた。これより、鋳片表層部2mm深さ位置での冷却速度は、条件①→⑤と短ストローク・高サイクル化することで、RLSが10K/s程度、Rγが4K/s程度高まったと考えられた。以上より、鋳片⑤の γ
粒微細化機構が R γ向上による効果とすると、鋳片表面〜5mm深さの領域における鋳片⑤の R γは、鋳片①の1.5〜

Fig.9 Relationship between OSM depth and coolingrate at the position of 2 mm inside from thebloom surface.

2.5倍程度と考えられた。

影響が緩和2)され、初期凝固シェル内の鋳造方向の伝熱にを推算するため、連続鋳造中の鋳型内に硫黄を添加20)し、よってOSM谷部からOSM山部へ流入する熱量が低減する

鋳片断面のサルファープリントから鋳片①の初期凝固シェためと考えられた。

ル厚みを測定した。Fig.11に、シェル厚みの測定結果を

鋳片①について、表面からの各深さにおける凝固速度(V )吉田ら は、0.1mass%C鋼を用いた鋳造実験と粒成長示す。メニスカスからの経過時間(t)は、メニスカスからのの理論計算から、γ温度域における平均冷却速度(Rγ)と鋳造γ粒径(d)との関係式[2]を導出している。

距離を鋳片引き抜き速度で除して算出した。 t とシェル厚19)d =1.52Rγ-0.5 ・・・[2]式[2]とFig.6に示した平均 γ 粒径より R γ を推算した。
Fig.10に、鋳片表面からの深さと R γとの関係を示す。鋳
片最表面でのRγは、鋳片①は6K/sに対し、鋳片②〜鋳片④は、9.5〜11K/s程度、最も短ストローク・高サイクル条件であった鋳片⑤では16K/sと見積もることができた。
鋳片①→⑤の順番に R γ が高くなったのは、短ストロー
ク・高サイクル化によってOSM深さが低減した効果と考えられる。しかし、鋳片②〜④は、OSM深さの差ほどRγに大きな差は認められなかった。これは、前述の通り、鋳片表層部の熱移動現象においては、OSM深さだけでなくOSM間隔の影響も大きいためと推察される。つまり、鋳Fig.11 Relationship between passed time after castingand shell thickness.

片③を基準とすると、鋳片②はOSM深さに大きな違いがなく、鋳片④はOSM深さが低減した一方でOSM間隔が増み(D)との関係を、D=kt xで近似(k, xは定数)して式[3]を得た。

D =2.13t 0.59 ・・・[3]tにおける凝固速度(V t)として、式[3]をtで微分して式[4]を得た。

Vt =1.27t -0.41 ・・・[4]Fig.6に示した鋳片①のγ粒径と、式[4]より推算して得られた V との関係について、丸山らの結果 21,22) を合わせてFig.12に示す。丸山ら21,22)は、亜包晶炭素鋼および過包晶
炭素鋼について、一方向凝固によるVを0.003〜
0.083mm/sの範囲で制御した実験を行い、 V と鋳造γ粒径との関係について報告している。丸山らの実験結果と比較して鋳片①は、Vが100倍程度高く、鋳造γ粒径はFig.10 Relationship between depth from bloom
surface and cooling rate.

1/10程度であった。Fig.12に示したVと鋳造γ粒径(d)の24

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オシレーションマーク深さの低減による鋳造γ粒の微細化

５．結言
OSM深さの低減によって鋳片表層部の鋳造 γ 粒の微細化を図るべく、鋳型振動条件を短ストローク・高サイクル
化して実機鋳造テストを行った。鋳造γ粒径に対する冷却速度の影響および鋳造 γ 粒の成長機構について検討を加え、以下の知見を得た。
（１）鋳型振動条件の短ストローク・高サイクル化に伴い、OSMの間隔および深さが共に低減し、鋳造 γ 粒は、
OSMの谷部だけでなく山部も含めた鋳片表層部全体で微細化した。
（２）鋳造 γ粒径は、鋳片の最表面が最も小さく、内部ほFig.12 Relationship between austenite grain size andsolidification rate.

ど大きくなり、鋳片表面からの深さと平均 γ粒径との間には直線関係が認められた。
（３）OSMの性状にかかわらずγ粒の成長方向に違いは無く、鋳片深さ方向の γ 粒径は、鋳片表面における γ
粒径の影響を強く受けることが分かった。鋳片表面におけるγ粒の微細化は、OSMの深さと間隔が低減したことで、鋳片表層部の平均的な冷却速度が高まった効果によると考えられた。
（４）Rγは、鋳型振動条件の違いによって変化し、鋳片表面で6〜16K/sと見積もられた。
（５）Vとdとの関係は、d =1.10V -0.44で近似できた。
（６）鋳片表層部における R γと V は、短ストローク・高サ
イクル化によって、1.5〜2.5倍向上した。

参考文献
Fig.13 Relationship between depth from bloom
surface and solidification rate.

1) Y.Maehara, K.Yasumoto, Y.Sugitani and K.Gunji:

関係について、鋳片①の結果と丸山らの実験結果とが同じ

Tetsu-to-Hagane, 71(1985), 1534.

傾向を示すと考え、 d =a･ V で近似(a,bは定数)すると、
b2) E.Takeuchi and J.K.Brimacombe: Metall. Trans. B,

式[5]が得られた。

16B(1985), 605.

d =1.10 V -0.44 ・・・[5]式[5]とFig.6に示した平均 γ 粒径より、 V を推算した。

3) K.Kawakami, T.Kitagawa, H.Mizukami, H.Uchibori,
S.Miyahara, M.Suzuki and Y.Shiratani: Tetsu-to-Fig.13に、鋳片表面からの深さとVとの関係を示す。これ
より、鋳片⑤のγ粒微細化機構がV 向上による効果とする

Hagane, 67(1981), 1190.
4) Y.Maehara, H.Tomono and K.Yasumoto: Tetsu-to-と、鋳片表面〜5mm深さの領域における鋳片⑤のVは、鋳Hagane, 74(1988), 151.

片①の1.5〜2.5倍程度と推算できた。

5) K.Yasumoto, T.Nagamichi, Y.Maehara and K.Gunji:

以上より、鋳片①に比較して鋳片⑤のγ粒が微細化した機構は、鋳片表面で生成する初期γ粒の微細化によると考Tetsu-to-Hagane, 73(1987), 1738.
6) H.Suito, H.Ohta and G.V.Pervushin: CAMP-ISIJ,

えられた。初期γ粒の微細化は、短ストローク・高サイク

13(2000), 752.

ル化によってOSMの深さと間隔が低減したことで、OSM

7) H.Takeuchi, S.Matsumura, R.Hidaka, Y.Nagano

谷部一つ一つの凝固遅れの影響が低減すると共に鋳片表層

and Y.Suzuki: Tetsu-to-Hagane, 69(1983), 248.

部の平均的な冷却速度が高まった効果によると考えられた。γ粒径から推算した結果、鋳片⑤のRγとVは、鋳片①8) Y.Kuroda, H.Esaka, K.Shinozuka and M.Tamura:に比較して1.5〜2.5倍程度向上したと見積もることがで

9) A.Suzuki, T.Suzuki, Y.Nagaoka and Y.Iwata: J.

Tetsu-to-Hagane, 92(2006), 432.

きた。

Jpn. Inst. Met., 32(1968), 1301.

25

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オシレーションマーク深さの低減による鋳造γ粒の微細化

10) T.Emi, H.Nakato, Y.Iida, K.Emoto, R.Tachibana,
T.Imai and H.Bada: Steelmaking Conf. Proc., ISSAIME, Warrendale, PA, (1978), 350.
11) M.Wolf: Tetsu-to-Hagane, 67(1981), S904.
12) H.Takeuchi, S.Matsumura and Y.Ikehara: Tetsuto-Hagane, 69(1983), 1995.
13) Y.Ohba, I.Takasu, S.Kitade and H.Shimoguchi:
Tetsu-to-Hagane, 92(2006), 439.
14) T.Okazaki, H.Tomono, K.Ozaki and H.Akabane:
Tetsu-to-Hagane, 68(1982), S929.
15) K.Tsutsumi, H.Murakami, S.Nishioka, M.Tada,
M.Nakada and M.Komatsu: Tetsu-to-Hagane,
84(1998), 617.
16) K.Matsuura, Y.Itoh and K.Matsubara: Tetsu-toHagane, 76(1990), 714.
17) H.Esaka, K.Fujita, H.Daimon, M.Tamura andK.Shinozuka: J. Jpn. Inst. Met., 64(2000),
1206.
18) H . E s a k a , K . s h i n o z u k a a n d M . T a m u r a : I S I J
Int.,43(2003), 1751.
19) N.Yoshida, Y.Kobayashi and K.Nagai: Tetsu-toHagane, 90(2004), 198.
20) T.Saeki, S.Ooguchi, S.Mizoguchi, T.Yamamoto,H.Misumi and A.Tsuneoka: Tetsu-to-Hagane,
68(1982), 1773.
21) T.Maruyama, K.Matsuura, M.Kudoh and Y.Itoh:
Tetsu-to-Hagane, 85(1999), 585.
22) T.Maruyama, M.Kudoh and Y.Itoh: Tetsu-toHagane, 86(2000), 86.

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北出真一

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