技術論文

鉛鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善大塲

康英*1・河本達也*2・北出真一*3

The generation mechanism and the improvement of surface cracks onleaded free-cutting steel
Yasuhide Ohba, Tatsuya Kawamoto and Shinichi Kitade

Synopsis: This study was carried out in order to make clear the crack generation mechanism and to prevent surface cracks ofleaded free-cutting steel.
For the clarification of the crack-generating place in the bar manufacturing process, the oxide particles in subscale,
which were being generated around cracks, were observed. From the average oxide particle radius around surface
cracks of the products, it was suggested that the surface crack was generated at the bloom production process.
From the point of view of the phenomenon near meniscus in a continuous casting mold, mold powder optimization
was carried out for the prevention of the surface cracks on a bloom.
By using a mold powder which aimed at the uniform growth of the primary solidification shell, surface cracks in abloom decreased and consequently, these in billets have also been reduced.

1．緒言

EPMAより測定して表面疵の発生温度域を推定し，製造工程内における表面疵の発生場所について検討を加えた。つ

鋼材の表面疵は品質上非常に重要な管理項目の一つであいで，鋳片割れ疵の発生を防止するためのテストを行い，る。特に鉛を含有する鉛快削鋼（以下，鉛鋼）では鋼材に鋳片の表面性状および圧延鋼片の表面品質に与える影響に疵が発生し易いことから，高品質化のために疵の防止・低ついて調査した。本報ではこれらの結果について述べる。

減が求められている。また，表面疵の防止・低減は歩留ま

2．製品表面疵の原因となった割れ疵の発生工程り向上等エネルギー原単位の低減やコスト低減，および生産性向上のためにも重要な課題である。昨今の環境意識の高まりから鉛鋼適用材の非鉛鋼化が進む方向ではあるが，2・1

鉛鋼は機械的性質の低下が小さいことや切り屑処理性に極

2・1・1

実験方法
供試材

めて優れているなどの優れた特性を有することからしばら

供試材の化学成分をTable 1に示す。供試材は0.22%C

くは使われる状況にある。表面疵の防止・低減を図るには，の低炭素肌焼鉛鋼である。Fig.1に，φ 35mmの製品棒鋼

まず製造工程内での発生位置を特定することが重要で，つに見られた表面疵を示す。鋳片から φ 167mmの鋼片に圧いで，その発生メカニズムを明らかにして的確な対策を採延し，ついで φ 35mmの棒鋼に圧延する工程の熱履歴をらなければならない。ところが，棒鋼などの製品に見られFig.2に示す。

る表面疵から，疵の原因となった上工程を特定する技術に視点を合わせた研究は少ない。

Table1. Chemical composition of the specime（mass%）

まず本研究では，鉛鋼の製品棒鋼に見られた表面疵の発生工程を明らかにするため，疵近傍に生成していたサブスケール層を構成している粒状酸化物に着目した。高温に加

C

Si

Mn

P

S

Cr

Pb

0.22

0.30

0.86

0.021

0.022

1.20

0.067

熱された鋳片・鋼片等に割れ疵が発生した場合，割れ疵近2・1・2

傍には加熱温度および時間に応じた平均粒子半径を持つ粒状酸化物が生成する。粒状酸化物の平均粒子半径を

粒状酸化物平均粒子半径の測定

人工亀裂試験片を用いた高温酸化実験2）より得られた，

1），2）*1 研究・開発センター プロセス開発グループ*2 技術管理部 製鋼グループ*3 製鋼部 鋳造課

19

Sanyo Technical Report Vol.10 (2003) No.1

鉛鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善

Average radius of oxide
particles/ µ m

0.4

Fig.1

Micrograph of the surface crack detected in
the bar of 35mm in diameter.

Reheating（bloom）
1573Ｋ（1300℃）
10ks
Fig.2

Rolling1373Ｋ（1100℃）
0.15ksFig.4

Reheating（billet）
1273Ｋ（1000℃）
7ks

◇

0.2
◇

0.1
◇

0
1000

25 µ m

◇

0.3

■ 1）
◇ 2）

1200
1400
Temperature/K

1600

Relationship between heating temperature andaverage radius of oxide particles1），2）.

することで行った。EPMAの主な測定条件は，加速電圧15kV，照射電流1nAであり，75 µ m×75 µ mの範囲を
倍率3000倍で測定した。Fig.5に，EPMAによる分析結果

A manufacturing process example.

の1例を示す。
2・2

実験結果

2・2・1

製品表面疵近傍の粒状酸化物平均粒子半径

加熱温度および時間と粒状酸化物平均粒子半径の関係を

Fig.1に示した表面疵の近傍に生成していた粒状酸化物

Fig.3に示す。Fig.3より，平均粒子半径は加熱時間がの平均粒子半径を測定したところ，0.24 µ mであった。

1.8ks（30min）未満では，平均粒子半径は時間の経過とFig.4より，平均粒子半径0.24 µ mの粒状酸化物が生成す共に大きくなるが，1.8ksより長時間側では加熱時間による温度域は1473K（1200℃）以上であると推察される。

る差はほとんど無く，加熱温度に応じた大きさに収束してFig.2に示した工程熱履歴より，1473K以上の雰囲気温度いた。これより，粒状酸化物の大きさは，加熱時間が十分となるのは鋼片圧延前の鋳片加熱炉だけであることから，

長ければ加熱温度で整理することができ，Fig.4のように平均粒子半径0.24 µ mの粒状酸化物はここで生成したと

示される

。

推察される。

1），2）

疵近傍に生成した粒状酸化物の平均粒子半径および粒子

以上より，今回鉛鋼の φ 35mm製品棒鋼に見られた表

半径分布の測定は，まずEPMA（島津製作所製

面疵は，鋳片加熱炉装入前の鋳片に発生していた割れ疵を

EPMA1600）にて反射電子像を測定し，これを画像解析起源として発生したと推察される。

Average radius of oxide
particles/ µ m

0.4
■

■

0.3

■

■

1523K（measured）◇

1423K（measured）▲

1323K（measured）○

1173K（measured）

■

0.2

■

◇
◇

1523K（calculated）▲▲▲

1423K（calculated）

0.1
1323K（calculated）○○○

1173K（calculated）

0
0
Fig.3

2

4

6
Time/ks

8

10

12

Relationship between heating time and the average radius of oxide particles２）.

20

Sanyo Technical Report Vol.10 (2003) No.1

鉛鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善1）reflective electronic image

3）Distribution of oxide particles

15 µ ｍ2）Picture analysis
Fig.5

2・2・2

Distribution of Oxide particles by the reflective electronic image of EPMA.

製品表面疵の再現

製品棒鋼に見られた表面疵が，鋳片割れ疵起源と推察されたことから，鋳片→ φ 167mm鋼片→ φ 35mm棒鋼とテスト圧延を行い，鋳片割れ疵の追跡調査を行った。
供試材はTable 1に示した0.22%Cの低炭素肌焼鉛鋼である。鋳片縦割れ疵を圧延後の鋼片，棒鋼で確認できるよ
うに，鋳片縦割れ疵を挟むように両側10mmの位置2個所に φ 5mm×深さ10mmのドリル穴を付与し，マーキングを行った。圧延後，鋳片縦割れ疵は両側にマーキングした
ドリル穴に平行に挟まれる形で鋼片，棒鋼まで残存してい100 µ ｍ

た。テスト圧延した φ 167mm鋼片および φ 35mm棒鋼で認められた鋳片縦割れ疵起源の表面疵をFig.6に示す。

a）Billet, 167mm in diameterFig.6-b）に示した表面疵の近傍に生成していた粒状酸

Fig.6

化物の平均粒子半径は，2・1・1で示した製品棒鋼の表面25 µ ｍb）Bar, 35mm in diameter

Micrograph of cracks originated from bloom
surface cracks.

疵と同じく0.24 µ mであった。これら2つの疵近傍に生成していた粒状酸化物の粒子半径分布をFig.7に示す。
Fig.7より，それぞれの粒子半径分布はほぼ同じであった。

して発生することが確認でき，表面疵の防止・低減には鋳片以上の結果より，鉛鋼の製品表面疵は鋳片割れ疵を起源と割れ疵の防止・低減の対策が重要であることが分かった。

21

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鉛鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善▲ product（Fig.1）
Temperature index/-leaded steel◇Test rolling（Fig.5-b）
50Rate/％

40

non-leaded steel

30
20Time index/Fig.8

10

Mold temperature history.

0
0
Fig.7

0.5
1
Radius/ µ m

1.5

Table 2. Properties of mold powders
Powder

The radius distribution of the oxide particles
around a surface crack of steel bar, 35mm indiameter.

Viscosity Solidification

T.C＊

CaO/SiO2

at 1300℃ temperature（mass%）（−）（Pa・s）

（℃）

A

2.40

1120

7.0

0.61

B

0.40

1110

4.91

0.70

C

0.14

1100

4.38

0.85

3．鋳片割れ疵の防止・低減＊Total carbon

3・1

す。モールドパウダーBを基準として，モールドパウダー

実験方法

3・1・1

鉛鋼用モールドパウダーの設計

Aではパウダー中のカーボン増量によって燃焼発熱反応を

鋳片割れ疵の防止・低減を図るため，種々の要因の中か増大7）させ，さらにモールドパウダー消費量の抑制によるら鋼が凝固する最初の過程である連続鋳造モールド（鋳型）

抜熱減少8）および均一流入の観点から高粘性9）を指向した。

内メニスカス近傍の現象に着目した。連続鋳造時のモール

ただし，カーボンの増量は滓化特性の劣化からモールド−ド内における鋳片表面欠陥の発生は次の三つのキーワード

鋳片シェル間の潤滑不良を招く恐れがあるため，低塩基度に集約できる。

化によって結晶化しにくい成分設計とした。モールドパウ

1）パウダー潤滑

ダーCでは，高塩基度・低粘性化による緩冷却化10）を指向

2）鋳型振動した。

3）溶鋼物性

3・1・2

鋳造条件

上記三つの因子は表面欠陥の防止においていずれも極め

Table 2に示した3種類のモールドパウダーを用いて実て重要であるが，ここでは1）のパウダー潤滑に視点を合機鋳造テストを行った。テストは3つのストランドに各パ

わせ，モールドパウダーの適正化を図った。鋳片割れ疵のウ ダ ー を 用 い て 行 っ た 。 供 試 材 は Table 1 に 示 し た防止・低減には，モールド内メニスカス近傍における鋳片

0.22%Cの低炭素肌焼鉛鋼である。供試材の鋳造条件を

初期凝固シェルの均一成長が重要3）であり，そのためには

Table 3に示す。

メニスカス部での均一抜熱化が不可欠 である。Fig.8にモ
4）ールド銅板に埋設した熱電対温度測定結果を示す。鉛鋼鋳Table 3. Casting conditions

造時には温度変動が大きく，抜熱が不均一となっていることがわかる。鉛鋼の場合，鉛を含有することによって凝固
シェル強度が低下して割れ感受性が高くなる5）ことの他に，
鉛は蒸気圧が高い6）ため溶鋼表面からの蒸発が起こりやす

Casting speed（m/min.）

0.50

Super Heat（℃）

33

Oscillation cycle（cpm）

104

Oscillation stroke（mm）

4

く，このときの吸熱反応で溶鋼表面温度の低下およびメニ
スカスの不均一冷却が引き起こされやすいと考えられる。
以上より，鉛鋼鋳造時にはモールド内メニスカス近傍の3・2

保温性向上が重要と考え，狙いの異なる3種類のモールド

実験結果

3・2・1

パウダーを比較テストした。Table 2にパウダー組成を示

鋳片表面性状連続鋳造鋳片の表面には鋳造条件に応じたオシレーショ

22

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鉛鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善

The casting direction①Powder A②Powder B④Powder C（Enlargement）

Crack③Powder C
Crack

10mm

100mm
Fig.9

Appearance of bloom oscillation mark.

ンマーク（OSM）が生成する 11）〜13）。OSMは，モールド

示した不連続個所の多くでFig.9に示したような縦割れ疵

内メニスカス部の初期凝固シェル先端で生成するため，山が発生していたが，パウダーAで鋳造した鋳片ではそのよ

部や谷部の途切れや直線でないというような乱れの有無

うな縦割れ疵は認められなかった。

は，モールドパウダーの均一流入および鋳片初期凝固シェ
ルの均一成長状態

Fig.11に，OSM深さおよび谷部偏析厚みを示す。ここでを判断する目安となる。

OSM深さは，見かけ上の深さだけでなく偏析部分の厚みま14）

Fig.9に，各モールドパウダーを用いて鋳造した鋳片のでを加えた値15）とした。パウダーAで鋳造した鋳片のOSM

外観を示す。パウダーBで鋳造した鋳片に比較して粘性の深さは，パウダーBで鋳造した鋳片に比較して37%低減し高いパウダーAで鋳造した鋳片のOSMは直線状に整って生ていた。一方，パウダーCで鋳造した鋳片のOSM深さは，成していた。一方，粘性の低いパウダーCで鋳造した鋳片

パウダーBで鋳造した鋳片に比較して70%増加していた。

のOSMにはピッチ,直線性共に乱れが見られ，Fig.9−④に以上，鋳片表面のOSM性状より，粘性の高いパウダーA

丸で示したようにOSMの山部が途切れて不連続となったは，パウダーBや粘性の低いパウダーCに比較してメニス（くびれて凹んだ）個所で長さ5mm程度の縦割れ疵が多数

カス部での流入が均一であったと考えられる。また，パウ認められた。

ダーAで鋳造した鋳片には縦割れ疵が認められなかったこ

Fig.10に，OSMの山部が途切れて不連続となった個所とから，OSM深さの低減およびパウダー中のカーボン増の数を示す。パウダーCで鋳造した鋳片のOSMが最も乱れ量によるメニスカス近傍の保温性向上の効果によって，初ており，パウダーAで鋳造した鋳片が最も良好であった。

期凝固シェルの均一成長が達成できていたと考えられる。

前述したように，パウダーCで鋳造した鋳片にはFig.10に一方，パウダーCで鋳造した鋳片では，OSMの乱れが大き

1.8

1.2

Oscillation mark depth index/-Oscillation mark disorder index/-

1.4

1
0.8
0.6
0.4
0.2

1.6
1.4
1.2
1
0.8
0.6
0.4
0.2

0
Powder A
Fig.10

Powder B

Powder A

Powder C

Number of disordered parts in oscillation mark.

Fig.1123

Powder B

Powder C

Oscillation mark depth.

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鉛鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善ら ν ＝1.5），Rは気体定数，Tは絶対温度である。

かったことからメニスカスと共にシェルの初期凝固も乱れ，OSMが深いことでOSMの山部と谷部での不均一凝固2）解析に用いた物性値xと σ の検討が助長されて鋳片割れ疵に繋がったと考えられる。
3・2・2

式（1）の物性値のうち，xと σ については明らかでな

鋼片表面品質Fig.12に，各モールドパウダーを用いて鋳造した鋳片をいため，以下の方法で検討した。Fig.13に，Tとxの関係17）

圧延した鋼片の表面疵結果を示す。パウダーAで鋳造したについて示す。図より，Tとxの関係は式（2）で表される。

鋳片を圧延した鋼片では，パウダーBで鋳造した鋳片を圧解析には式（2）より求めたxの値を用いた。

延した鋼片に比較して疵がほぼ半減していた。一方，パウダーCで鋳造した鋳片を圧延した鋼片では大幅に悪化して

25

Surface crack number index/-

5
4

■

20
15
10

3

■

の結果と一致している。

■

Oxygen solubility/ppm

いた。これら鋼片表面疵の結果は，前述した鋳片表面性状

5
0
1000

1200
1400
Temperature/K

2
Fig.1310
Powder A

Powder B

Relationship between heating temperatureand oxygen solubility17）.

x＝8×10−15T4.8236

Powder C

1600

---

（2）

R ＝0.9979
2

Fig.12

Number of surface cracks on billets.
界面エネルギー（ σ ）は，式（3）で求めた酸化物のエン
タルピー（Hooxide）と式（4），式（5）から見積もる方法

4．考察が有効であると思われる 18）。ここで， ∆ H ooxide at 298K は298Kにおける酸化物の生成エンタルピー，Cpoxideは酸化4・1物の定圧モル比熱，Nはアボガドロ数，Voxideは酸化物のモ

粒状酸化物の成長

割れ疵近傍に生成する粒状酸化物の成長は酸素の拡散律

ル容積である。この方法で，粒状酸化物の主要な構成酸化速によって支配されるものと考え，ここではオストワルド物であるSiO2，Cr2O3，MnOおよびFeOの σ を求めた結成長に視点を当て検討する。

果をFig.14に示す。Fig.14より，酸化物の σ は温度によ

1）オストワルド成長の理論式

2Interface energy/N・mー1

割れの界面より鋼中に拡散する酸素（O）と鋼中の合金元素とが結合することで，粒状酸化物は徐々に成長していく。このとき，析出粒子の成長速度式は，式（1）で表される16）。
_ _8 σ VDxr 3−r03 ＝t
9 ν RT---（1）_
ここで r0は加熱時間（ t）＝0における平均粒子半径， σ

Cr2O3
1.5

SiO2

1

MnO
FeO

0.5

0
1000

は析出粒子（酸化物）と鉄（Fe）間の界面エネルギー，Vは1molあたりの析出粒子のモル容積，DはFe中のOの拡散係数， xはFe中の溶解O濃度， ν は析出粒子の組成によっ

Fig.14て決まる定数（MnOなら ν ＝1, SiO2なら ν ＝2, Cr2O3な

241200 1400 1600
Temperature/K

1800

Relationship between interfacial tension andheating temperature.

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鉛鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善

Table 4.

Oxide property values used for theoretical analysis
Interface energy between an oxide andγ −Fe, σ ［N/m］

Molar volume, ν［m3/mol］

SiO2

1.350

2.703×10−5

Cr2O3

1.620

2.917×10−5

MnO

0.850

1.369×10−5

FeO

0.580

1.261×10−5ってほとんど変化しないことが分かる。これより，Table

果2）より，実験で生成した粒状酸化物の粒子半径は，理論4に解析に用いた σ の値を示した。また，式（5）の計算

計算結果よりも小さかったことがわかる。計算では時間とに用いたV を併せて示した。

共に大きくなるのに対し，実験結果では時間よりも温度の影響が大きく，温度に応じた粒子半径に収束していた。

H oxide＝ ∆ H oxide at 298K＋
o

T

o

298

Cpoxide dT ---（3）

ここで，実験結果と理論計算結果との違いを推測すると，

σ *＝−6215＋0.121（−H oxide ）［J・mol ］ ---（4）

Fe中の溶解O濃度（x）にあると思われる。つまり，解析

σ *= σ N Voxide

ではxに式（2）から計算される値を用いたが，実際にはも

o

1/3

−1

---（5）

2/3

っと少ない溶解酸素濃度で粒状酸化物は成長していると推
3）解析結果察される。そこで，Fig.3の粒子半径の実測値と式（1）かFig.15に，各種酸化物の粒子半径の理論計算結果を示す。
Fig.3に示した人工亀裂試験片を用いた高温酸化実験の結ら，高温酸化実験で粒状酸化物が生成したときのxを推測した。その結果をTable 5に示す。これより，粒状酸化物

0.71523K（SiO2）
1423K

Radius of oxide particles/ µ

0.6

1323K
0.5

1173K
1523K（Cr2O3）

0.4

1423K

0.3

1323K
1173K

0.2

1523K（MnO)
1423K

0.1

1323K
1173K

0
0
Fig.152

4

6
Time/ks

8

10

12

Relationship between oxide particle radius and heating time on various oxide and various temperature
based on the Ostwald ripening theory.

Table 5. The oxygen solubility（calculation），x（ppm）

SiO2
Cr2O3
MnO

HeatingHeatingemperaturetime［s］

［Ｋ］

300

1800

3600

7200

10800

1423

0.229

0.074

0.045

0.024

0.018

1523

0.393

0.116

0.064

0.035

0.024

1423

0.265

0.086

0.052

0.028

0.020

1523

0.455

0.134

0.074

0.041

0.028

1423

0.359

0.115

0.071

0.038

0.027

1523

0.616

0.181

0.100

0.055

0.038

25

Sanyo Technical Report Vol.10 (2003) No.1

鉛鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善は割れ疵近傍のような酸素濃度が非常に低い条件下で成長するが，1ppm未満のわずかな溶解酸素濃度でも十分であると推察される。
4・2

鋳片オシレーションマーク乱れの発生機構

Fig.9に示したように，粘性の低いモールドパウダーCで鋳造した鋳片ではOSMの乱れが顕著であり，鋳片およ＊s:stroke,f:frequency,
u:casting speed

び圧延した鋼片共に表面疵が悪化していた。ここではOSM乱れの原因について考察する。

←Negative strip time

乱れたOSMの特徴として以下の3点が挙げられる。
①

水平方向で途切れている②

ピッチが大きい③

OSMが深い

OSMの乱れはモールド内メニスカス近傍でのパウダー流入の乱れを表している 14）ことから，その発生機構としてはパウダー流入の過剰，モールド−鋳片シェル間の焼き付き，湯面変動，等が考えられる。
Fig.16に各モールドパウダーの消費量を示す。パウダー

Fig.17

Cの消費量はパウダーAの2倍程度であった。パウダー消費

The generation mechanism of oscillation
mark11）.

量の結果と，OSMの乱れが局部的ではなく鋳片の全面に見られたことから，OSM乱れの原因は部分的な焼き付き

Theoretical OSM interval ×２
4.8mm 9.6mm
30や湯面変動ではなく，モールド−鋳片初期凝固シェル間のパウダー流入過剰によると推察される。以下，その機構について述べる。

Frequency/piece

Powder consumption index/-

n=100

25

1.4
1.2
1

×３
14.4mm

20
15
10

0.8
5
0.6
0

0.4

1

0.2
Fig.180
Powder A
Fig.16

Powder B

5913
17
Oscillation mark interval/mm

The distribution of oscillation mark intervals.
（Powder C casting bloom）

Powder C

Mold powder consumption.
ブストリップ時間に鋳片初期凝固シェルの先端が溶鋼側に押し込まれることによって生成するが，OSMのピッチが大きくなっていた部位ではネガティブストリップ期にシェ

OSMはモールド（鋳型）の振動1周期で1個生成される。Fig.17にOSMの生成機構11）〜13）19）を，Fig.18にパウル先端の変形が起こらなかったことを意味している。

ダーCで鋳造した鋳片のOSMピッチの分布を示す。当社連続鋳造機の鋳型振動条件はネガティブストリップ率

Fig.19にモールド内メニスカス近傍の模式図を示す。パ11）〜13）

ウダー流入が過剰となった場合（Fig.19-B），粘性が低く一定操業であるため，理論上OSMピッチは鋳造速度の変厚みの大きいパウダーフィルムのため，ネガティブストリ

化に拘わらず常に4.8mm一定である。しかし，今回調査

ップ期のモールドの下降によってパウダーフィルム内に発した実鋳片では4.8mmよりもピッチの大きなOSMが多く生するポジティブプレッシャーは，鋳片初期凝固シェル先見られ，理論値の2倍程度，10mm近いピッチのOSMも多端まで均一に働きにくくなる。このため，モールドが上下く見られた。Fig.17より，OSMはStage2〜4のネガティ運動しているにも拘わらずシェル先端部の変形が起こらな

26

Sanyo Technical Report Vol.10 (2003) No.1

鉛鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善

Mold（Cu）

Mold（Cu）

δ（mold）
Thick（tip of shell）（deformed shell）
P
L ＝Vc / fFilm（shell）
ds

Shell
A）Normal（Powder A）
Fig.19B）Excess powder in flow
（Powder C）

Fig.20

The generation mechanism of disorderedoscillation marks.（Slip phenomenon）

Primary shell deformation model 16）.

加速度，hは溶融パウダープール厚，η は溶融パウダー粘度，sは鋳型振動振幅，f は鋳型振動数，dfは溶融パウダーい部位が発生し，OSMが水平方向で途切れたように生成

フィルム厚， t は時間である。式（7）より，OSM深さ，してしまうと思われる。この現象を，モールドの運動と鋳δ maxは，パウダー粘性，η が大きくなると増大する方向に

片初期凝固シェルの変形のタイミングがスリップしている

影響を受けるが，今回のテスト結果のように粘性が低いとことから，スリップ現象と呼ぶこととした。また，Fig.18

スリップ現象によってOSMが乱れやすくなり，OSMの乱

よりOSMピッチの分布の極大が，ネガティブストリップれの程度に応じてOSM深さは大きくなる。

時期に相当する4.8mmの整数倍（4.8mm, 9.6mm,

OSM深さの低減策として，鋳型振動条件をショート

14.4mm）近傍であったことから，スリップ現象が発生しストローク・ハイサイクル化することがよく知られていた部位のシェルも別のネガティブストリップ期に変形し，る 23），24）。しかし，粘性の低いパウダーでショートストロ

OSMを生成していたことが分かる。

ーク・ハイサイクル化した場合，スリップ現象が起こりや次に，乱れたOSMの特徴として挙げた，OSMが深い原

すくなり，ショートストローク・ハイサイクル化による因について考察する。今回の実験では，粘性の最も低いパ

OSM深さ低減の効果が得られにくいと考えられる。このウダーCで鋳造した鋳片のOSMが最も深かった。これは，ため，ショートストローク・ハイサイクル化によって前述したようにパウダーCで鋳造した鋳片では，スリップ

OSM深さ低減を図る場合，スリップ現象を起こさないよ

現象によって通常よりもピッチの大きなOSMが主に生成

うに鋳型振動条件に合った粘性の高いパウダーを用いる必していたことに原因がある。ピッチが2倍となると三角梁要があると考えられる。

等分布荷重モデル20）より，理論上OSM深さは10倍以上深

5．結言くなる。式（6）にシェル先端部のたわみ量 δ max20）を示
し，Fig.20に凝固シェル変形モデル

21）

を示す。
鉛鋼の製品棒鋼表面疵近傍に生成していた粒状酸化物のδ max＝6PL4／（Eds3） ---（6）平均粒子半径の測定と解析およびモールドパウダーの実機鋳造テストを行い，以下の結果を得た。

ここで，Pはシェルに作用する平均圧力，LはOSMピッ1）製品棒鋼に見られた表面疵は，疵近傍に生成していた粒チ，Eはヤング率，dsは基底部のシェル厚み，Vcは鋳造速状酸化物の平均粒子半径より，鋳片加熱炉装入前の鋳片

度，fは鋳型振動数である。式（7）に，Pとして中戸ら22）に発生していた割れ疵を起源とした疵と推察された。

が導出したメニスカス部でのモールド−凝固シェル間の溶

2）縦割れ疵を有した鋳片を鋼片，製品棒鋼と圧延し，縦融パウダーフィルム内における鋳込方向平均圧力の理論式

割れ疵を追跡調査したところ，製品棒鋼からは上記1）を示す。

の疵と平均粒子半径および粒子半径分布の等しい粒状
酸化物を有した表面疵が得られた。

P＝（P0＋ ρ gh／2）＋3 π ／2× η sfL／df ×3）粒状酸化物粒子の成長について，オストワルド成長の2

cos（2 π ft）---（7）

理論を用いて計算した。計算結果と人工亀裂試験片を用いた高温酸化実験の結果には相違が見られた。これ

ここで，P0は大気圧，ρ は溶融パウダー密度，gは重力は，計算時に用いたFe中の溶解酸素濃度（ x）の値に27

Sanyo Technical Report Vol.10 (2003) No.1

鉛鋼の疵発生メカニズムおよび表面疵改善由来すると推察され，ラボ実験の結果を基に算出した

12）川上公成，北川 融，水上秀昭，内堀秀男，宮原 忍，鈴木幹雄，白谷

粒状酸化物成長時のx は，1ppm未満であった。

勇介：鉄と鋼，67（1981），1190.

4）カーボン増量および高粘性を指向したモールドパウダ

13）竹内英麿，松村省吾，日高良一，長野 裕，鈴木康夫：鉄と鋼，69ーを用いることで，表面性状の良好な鋳片を得ること（1983），248.

ができた。この鋳片を圧延して得られた鋼片の表面品

14）長谷川拓二郎，重住忠義，鈴木功夫，菅原 健，種藤泰成，小川敏文，

質も良好であった。

手塚英男：鉄と鋼，65（1979），S715.

5）粘性の低いモールドパウダーを用いて鋳造した鋳片の15）E.Takeuchi，J.K.Brimacombe : Metall.Trans.16B（1985），605.

OSMには途切れやピッチの乱れが見られた。これは，

16）佐久間健人：日本金属学会会報，20（1981），247.

モールド下降時にパウダーフィルム内に生じるポジテ17）J.H.Swisher and E.T.Turkdogan:Trans.Met.Soc,AIME, 239

ィブプレッシャーによって鋳片初期凝固シェル先端部（1967）， 426.

の変形が起こらない部位が発生する（スリップ現象）

18）和才京子，向井楠宏：超清浄鋼研究の最近の展開，日本鉄鋼協会，東ことによると推察された。

京，（1999），3.
19）T.Emi，H.Nakato，Y.Iida，K.Emoto，R.Tachibana，T.Imai and文

献

H.Bada：Proc.61st.NOH-BOSC，（Chicago，1978），350.
20）竹内洋一郎：熱量力学，日新出版，東京，（1982）.

1）草野昭彦，三隅秀幸，原田慎三：鉄と鋼，81（1995），52.

21）糸山誓司，反町健一，戸沢宏一，北岡英就，桜谷敏和：CAMP-ISIJ，

2）山陽特殊製鋼：私信，（1999）

5（1992），1225.

3）例えば，市川 浩，岸田 達，南村八十八：鉄と鋼，57（1971），

22）中戸 参，野崎 努，垣生泰弘，北野嘉久，上田典弘，越川隆雄，岡S457.

弘：「連続鋳造における力学的挙動」，日本鉄鋼協会，1985，4，

4）井上俊朗，秋田靖博，野呂克彦，片野征夫：製鉄研究，293（1978），

203.

34.

23）藤田富雄，岡本一年，初瀬祥治，森田健一：鉄と鋼，73（1987），

5）S.Okushima, S.Kawasaki, Y.Suzuki and H.Matsuyama : Proc. ofS977.

71st Steelmaking Conf., ISS, Toronto, vol.71,（1988）， 145.

24）岡竒 卓，友野 宏，尾崎孝三郎，赤羽 裕：鉄と鋼，68（1982），

6）化学便覧基礎編 改訂2版：日本化学会，東京，（1975）
，701.

S929.

7）森田明宏，尾本智昭，新貝 元，天野 肇，鹿嶋忠幸：品川技法，41■著者（1998），53.
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CAMP-ISIJ，3（1990），1226.
9）大迫隆志，稲垣公男，石坂 祥，小松政美，徳尾敏之，森田明宏：
CAMP-ISIJ，13（2000），117.
10）斉藤 忠，木村雅保，上田 輝，木村 司，竹本克巳，峯 隆夫：神戸製
鋼技報，40（1990），65
11）中戸 参，江見俊彦：鉄と鋼，63（1977），S151.

大塲

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康英

河本

達也

北出

真一

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