受賞技術紹介

2022年度日本鉄鋼協会学術記念賞（西山記念賞）受賞報告
鋼の連続鋳造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発
大塲 康英*OHBA Yasuhide

1.はじめに

2.研究の背景

このたび，一般社団法人日本鉄鋼協会より，「鋼の連続鋳Fig.1 に，当社の主力製品である棒鋼の外観を示す．当造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発」に社で製造している鋼材は軸受用途や自動車に代表されるギ

対し，2022 年度学術記念賞（西山記念賞）を受賞しまし

アやシャフト等の重要保安部品向けの用途が多いことかた．本賞は，日本の鉄鋼業の発展に貢献された西山彌太郎ら，表面品質に対する顧客からの要求が強い．これらの部氏の功績を記念した表彰であり，「鉄鋼に関する学術，技術品の大部分は鍛造（熱間～冷間）によって製造されているの研究に多大の功績のあった会員」に授与される賞でありが，近年，切削代低減による歩留向上を目的として，加工ます．鉄鋼技術者にとって大変名誉な賞であり，大変光栄率の増大や冷間鍛造化等，鍛造条件は過酷化しており，鋼に存じます．表面疵の低減に向けて一緒に取組んできた周

材品質に対する要求は益々厳しさを増している．Fig.2 に，囲の皆様のおかげであると共に，論文発表の機会を与えて実工程で発生した鋼材表面疵の磁粉探傷と断面ミクロ組織

くださった会社のおかげと感謝しております．関係する皆の例を示す．鋼材の表面疵は，介在物や偏析と共に，製鋼様方には多くのご指導，ご協力を賜りました．ここに深く工程における重要な品質課題の一つであり，その低減は，お礼を申し上げます．今後も，改善効果とその論理的究明

歩留向上によるコスト低減や生産性向上等の工業的利益面を心がけ，課題に取組んで参ります．今回の受賞に際し，からも重要な課題である．表面疵の発生防止の取組みは次

日本鉄鋼協会より第 183 回春季講演大会での受賞講演のの三つの段階に集約できる．

機会をいただきました．以下に受賞理由となった研究につ1）

いて，受賞講演 の内容よりその概要を紹介します．

段階①

表面疵が発生した製造工程の特定

段階②

発生メカニズムの明確化

段階③

的確な対策および効果の確認■受賞者

Fig. 1. Appearance of round-bar products.

大塲*

技術企画管理部

康英

技術企画グループ長

Fig. 1. Appearance of round-bar products.

博士（工学）

75

Sanyo Technical Report Vol.30 (2023) No.1

鋼の連続鋳造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発

a)

b)
脱炭層
ｻﾌﾞｽｹｰﾙ層

200 μm疵（線状疵）

Fig. 2. Example of a surface crack on a billet.
a) Appearance of a rolling-direction surface crack by magnetic particle testing,b) Cross-sectional micrograph of a surface crack

Fig. 2. Example of a surface crack on a billet.
a) Appearance of a rolling-direction surface crack by magnetic
Fig.3 に，当社の連続鋳造から圧延工程の概略と，各工かし，製品で検出される表面疵は，例えば鋳片の割れ疵起
particle testing, b) Cross-sectional
micrograph of a surface
程における表面疵の発生要因の例を示す．表面疵の発生要源であったとしても，後工程の加熱・圧延によって疵の形
因は，一次冷却（鋳型内初期凝固），二次冷却，三次冷却，状や疵近傍の組織が変化してしまうため，疵が発生したと
crack
加熱，圧延と多岐にわたり，複数の要因が影響し合う場合

きの情報が残りにくい．このため，製品の表面疵は，鋳片 /もある．これら種々の要因の中から，対策に繋がる主要因

圧延どちらに起因した疵であるのか発生工程の判断が難しを特定するには，まず，製造工程内のどこで表面疵が発生

く，疵の形状や疵近傍の脱炭の様子から経験的に判断されしたのか，その製造工程を特定することが重要となる（段ることが多かった．そこで本研究は，連続鋳造から圧延工

階①）．製造工程を特定できれば，その製造工程における程における表面疵の発生防止技術を確立するべく，鋼材の種々の要因の中から主要因を絞っていくことができる．し表面疵を基に疵の原因となった上工程を特定する技術（段b)a)Fig. 3. Continuous casting - billet rolling process.
a), b), c) Factors of surface cracks for each processc)Fig. 3. Continuous casting - billet rolling process.
a), b), c) Factors of surface cracks for eachSanyoprocess
Technical Report Vol.30 (2023) No.1
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鋼の連続鋳造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発

階①）に関する研究 2）と，開発した段階①に関する技術を

Fig.4 に，圧延後の鋼片の表面疵について，磁探で検出活用し，個別の鋼種（軸受鋼やはだ焼鋼，鉛含有鋼等）におされる形状的な特徴から，“線状疵”，“密集状疵”と分類しける表面疵の発生防止技術（段階② , ③）に関する研究 3）-6）ている疵の断面のミクロ組織を示す．鋼種は鉛含有はだに集約される．

焼鋼であり，線状疵を type A，密集状疵を type B とした．
Fig.4 では，形状的な特徴が似ている同じ type の疵であっ

3.鋼材表面疵の発生工程特定技術の開発ても，a-1）と a-2），b-1）と b-2）ではサブスケール層の特徴が異なる例を示している．サブスケール層の特徴とTable 1 に，表面疵の観察方法および得られる情報を示

して，酸化物が析出している層の厚みや，層を構成する粒

す．表面疵には，疵の長さや深さ，線状・波状等の形状，脱状酸化物の大きさを指標とすると，a-1）と b-1），a-2）と

7）

8）

炭層 やサブスケール層 等の疵近傍の酸化状態といったb-2）では type が異なる疵であるが，サブスケール層の特特徴があり，これらは疵の発生工程や発生要因に応じて変徴は似ている．そこで，疵近傍に生成している粒状酸化物

化する．本研究では，客観性，定量性，再現性のある評価方の大きさを定量的に評価するため，粒径分布の測定を行っ法の観点より，表面疵近傍に観察されるサブスケール層をた．Fig.5 に，粒状酸化物の測定例を示す 6）．測定は疵の2）構成する粒状酸化物に着目した ．

一断面ごとに反射電子像の撮影（写真①），画像解析（写真②），粒状酸化物の粒径分布出力（写真③）の手順で行った．

Table 1. Characteristics of surface cracks.
Table 1. Characteristics of surface cracks.

部位

観察方法

特徴

鋼材表面

磁粉探傷、目視

形状（線状、波状、密集状）、長さ、頻度

鋼材断面

光学顕微鏡

形状（深さ、開口幅）、
酸化状態（脱炭層、サブスケール層）



Crack type A

Crack type B

Rolling-direction surface crack

Clustered small cracks

a-1)①反射電子像
（撮影）

b-1)

③粒径分布
（出力）

②画像解析
（一粒ずつ粒径に換算）



a-2)

b-2)
Fig. 5. Distribution image of oxide particles by EPMA 6).

Fig. 5. Distribution image of oxide particles by EPMA 6).

50 μm

Fig. 4. Cross-sectional micrographs of surface cracks on billets.

Fig. 4. Cross-sectional micrographs of surface cracks on billets.
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Sanyo Technical Report Vol.30 (2023) No.1

鋼の連続鋳造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発

Fig.6 に，粒状酸化物の粒子半径分布と平均粒子半径（rave.）の 2 つのグループに分けることができた．小径側に分布すを示す．粒状酸化物の粒子半径分布で整理すると，線状疵る疵の特徴は，半径 0.20 μm 以下の粒子が多く，rave. がも密集状疵も，小径側に分布する疵と大径側に分布する疵

0.18 μm 以下であった．大径側に分布する疵の特徴は，
半径 0.40 μm 以上にも分布が広がっており，rave. が 0.26μm 以上であった．粒状酸化物の数や大きさは，疵発生以降に鋼材が経由した熱履歴に応じて決定される 8）ことから，粒子半径分布や rave. が同程度の疵は，形状的な特徴が異なっていても同じような熱履歴を辿ったことを示しており，つまり同じ工程で発生した疵と考えられた．
ここまで実工程材の表面疵の実態調査より，サブスケー
ル層を構成する粒状酸化物を評価指標とすると，圧延後の鋼片の表面疵は 2 つのグループに分類できた．2 つに分類されたそれぞれの疵は，鋳片の割れ疵を起源とした疵と分塊圧延時に発生した疵に相当すると考えられた．そこで，鋳片の割れ疵を起源とした疵について検証するべく，鋳片の縦割れを加熱炉・圧延の前後で追跡調査を実施した 6）．
Fig.7 に，追跡調査の概要を示す．追跡調査では，圧延後の鋼片において鋳片の割れ疵を起源とした表面疵が識別できるように，連続鋳造後に放出してクールダウンした鋳片に対して割れ疵をハンドマグナ（携帯型極間式磁粉探傷器）とブラックライトで探し，見つけた割れ疵（縦割れ）の両側にハンドドリルでφ 5 mm ×深さ 10 mm 程度の穴を付Fig. 6. Distribution of the oxide particles’radii near a surface
crack for each type of crack.
a) Crack type A, Rolling-direction surface crack,b) Crack type B, Clustered small cracks

与してマーキングした．この穴開けは，ハンドドリルの手作業のため非常に大変であったが，鋳片の割れ疵を圧延後まで確実に追跡するため，51 個の縦割れに対してマーキングした．これらのマーキング作業を行った鋳片を加熱・

ﾄﾞﾘﾙ穴

15 mm
縦割れ

c)
a)

b)

Fig. 7. Tracking method of surface cracks on cast blooms from as-cast to rolling process.
a) As-cast bloom, b) As-heated bloom, c) As-rolled billet

Fig. 7. Tracking method of surface cracks on cast blooms fromas-cast to rolling process.
Sanyo Technical Report Vol.30 (2023) No.1a) As-cast bloom, b) As-heated78bloom, c) As-rolled billet

鋼の連続鋳造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発

圧延した鋼片では，ドリル穴は目視で確認できる大きな相と MnO･Cr2O3 相から構成されており，この 2 種類の酸化欠陥として残存しており，2 本の旧ドリル穴欠陥に挟まれ物相の存在が，rave. が温度に応じた大きさに収束する機構

るように鋳片の割れ疵起源の疵を見つけることができた．

に重要な役割を果たしていることが分かった．

圧延後の鋼片より，鋳片の縦割れ起源の表面疵を採取し，以上より，粒状酸化物の平均粒子半径 rave. を指標として，

Fig.5 と同様に粒状酸化物の測定を行った．Fig.8 に，粒rave. から疵の発生温度域の推定が可能となり，連続鋳造か状酸化物の粒子半径分布を示す．追跡調査で得られた表面

ら圧延工程における各工程の温度域との照合により，表面疵の粒子半径分布を緑色のシンボルで示しており，rave. は疵が発生した工程を「定量的」に，「再現性」良く，「客観的」0.27 μm であった．Fig.8 には，Fig.6 に示した疵から rave.

に特定できる評価方法を確立できた．

が 0.26 μm 以上で大径側に分布していた 4 つの疵の粒子

4.鋳型内初期凝固の改善による鋳片の表面疵防止

半径分布の平均値を赤色のシンボル，0.18 μm 以下で小径側に分布していた 4 つの疵の粒子半径分布の平均値を青色のシンボルで合わせて示した．緑色のシンボルの粒子半Fig.3 に示した連続鋳造から圧延の工程で製造される

径分布は，赤色のシンボルで示した rave. が 0.26 μm 以上

種々の鋼種について，検査で検出される鋼片の表面疵に対の疵と良い一致を示しており，当社の連続鋳造から圧延工

して粒状酸化物の調査を行った．これらの表面疵は，粒状程で製造された鋼片において，rave. が 0.27 μm 近傍の疵

酸化物の平均粒子半径 rave. より，鋳片での割れ疵起源と推は鋳片の割れ疵を起源とした疵であることが確認できた．

定された．そこで，鋳片の割れ疵の発生対策を図るべく，粒状酸化物の生成・成長機構について，表面疵を模擬し鋳片を採取して割れ疵の発生時期および発生原因の調査を2）た試験片を用いて高温酸化実験を行い，検討を行った ．実

行った．

験の結果より，rave. は温度および保持時間に応じた一定値（１）鉛含有鋼における改善の取組みに収束することが明らかとなり，加熱温度と rave. との間にはFig.9 の関係が得られた．粒状酸化物の組成は MnO･SiO2

The terminal value of the average radius/μm

Fig.7 に示した鋳片の縦割れは，鉛含有鋼鋳片の主要な

Relative frequency/%

60
50

rave. 0.26 μm 以上 の疵40rave. 0.18 μm 以下 の疵
追跡調査の疵 （rave.= 0.27 μm）

30
20
10
0

0

0.2

0.4

0.6

0.8

1

Particle radius/μm
Fig. 8. Distribution of the oxide particles’radii near the surface
cracks on the billets.

0.4
0.3
0.2
0.1
0
1300

1400

1500

1600

Temperature/K
Fig. 8. Distribution of the oxide particles’ radii near the surface
cracks on the billets.
Fig. 9. Relationship between exposed temperature and theterminal value of the average radius of oxide particles 2).

Fig. 9. ofRelationshipbetweenTable 2. Specifications and physical properties
the mold fluxes
forexposed temperature and the ter
3)value ofsteel
the averageof oxide particles 2).
continuous casting of leaded free-cutting
bloom radius.

Table 2 Specifications and physical properties of the mold fluxes for continuous casting of leaded free-cutting steel bloom 3).

Mold flux

Total carbon/mass%

Basicity/(T.CaO/SiO2)

Solidification
temperature/K

Viscosity at
1573K/Pa･s-1

Conventional

4.9

0.70

1383

0.40

Developed

7.0

0.61

1373

2.4

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鋼の連続鋳造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発（2）軸受鋼における改善の取組み

割れ疵の一例であり，粒状酸化物の調査を行ったところ，
rave. から一次冷却（鋳型内初期凝固）近傍の高温域での発生

軸受鋼の鋳片では，凹みを伴った割れ疵（縦割れ）が認めと推定された．鉛含有鋼鋳片の主要な割れ疵が一次冷却にられた．Fig.10 に，軸受鋼鋳片の凹み部の断面凝固組織を起因して発生していたことから，鋳型内初期凝固の改善を示す．図より，表層の組織が 2 層になっており，表面側の図るべく，鉛含有鋼用のモールドフラックスの開発に取組

組織は鋳型内での焼付きによって破断したシェルからしみ3），6）．Table 2 に，開発したモールドフラックスの仕出した溶鋼の痕跡と考えられた．そこで，鋳型内初期凝固様を従来品と合わせて示す．開発したモールドフラックスの改善を図るべく，鋳型内潤滑に着目し，軸受鋼用のモーは，メニスカス部における保温性の向上と均一流入化を図

ルドフラックスの開発に取組んだ 4）．Fig.11 に，鋳型内のるべく，添加するカーボンの増量と高粘度化を指向した．

模式図を示す．軸受鋼のように炭素を 1mass％含有する高んだ

実機にて鉛含有鋼を対象に鋳造テストを行ったところ，開炭素鋼の連続鋳造時には，モールドフラックスが鋳型銅板発品を用いた鋳片では割れ疵を低減できており，従来材とと凝固シェルの間に流入しにくく，鋳型内潤滑が不均一に比較して鋼片の表面疵が半減していた．開発したモールドなりやすいという特徴がある．これは，高炭素鋼は液相線

フラックスをランニングに適用し，鋳片の割れ疵を起源と温度が低くて鋳造温度が低いことや，液相線温度と固相線温度の差が大きく，凝固シェルの収縮が小さいことが要因

する鋼片の表面疵を大幅に低減できた．

として考えられる．従来，高炭素鋼の連続鋳造では流入促進を狙いとして低粘度のモールドフラックスを使用していた．しかし，メニスカス近傍ではスラグリムの生成が認められることがあり，スラグリムによってモールドフラック
スの流入が阻害されると局所的な潤滑不良および焼付きに繋がっていたと考えられる．スラグリムとは，鋳型銅板の2 mm

メニスカス近傍に生成する固着物のことであり，モールドFig. 10. Cross-sectional solidification structure of the bleeding
defect on the SUJ2 bloom surface 4).

フラックスが結晶化しやすいとスラグリムが生成しやすくなる．そこで，高炭素鋼の連続鋳造時における潤滑性を向Fig. 10. Cross-sectional solidification structure of
the bleeding
上するべく，それまでモールドフラックスの特性として指4)defect on the SUJ2 bloom surface .
向していた“低粘度・結晶化型”から転換し，流入性の確

coppermold

保のためにスラグリムの生成を抑制すること，潤滑性の確

slag rim

保のためにフィルムの液相領域を維持すること，これらのmold flux powder
molten flux

方針のもと，モールドフラックスの結晶化を積極的には狙
わず，むしろ結晶化しにくくするために“高粘度・ガラス型”を指向した新たなモールドフラックスを設計した．

flux film

Table 3 に，開発したモールドフラックスの仕様を従来品と合わせて示す．溶融状態のモールドフラックスから冷却過程での結晶化特性について示差熱分析を用いて評価を行い，開発品では 1573 K から 973 K までの範囲において 5 K/min の冷却速度で結晶化しないことを確認した．

molten steelsolidified shell

次に，流入したフラックスフィルムが鋳型内で高温で保持された場合の結晶化特性について検討するべく，開発した
モールドフラックスを溶融 / 急冷して作製したガラス試験

Fig. 11. Schematic illustration of mold inside near meniscus during
the casting process with the conventional mold flux.

片に対する熱処理実験を行い，等温保持条件下での結晶化

Table 3. Specifications
andnearphysicalproperties of the mold fluxes forFig. 11. Schematic illustrationof mold insidemeniscus
continuous
castingofhigh-carbon
steel bloom 4).
during the castingprocesswiththeconventional
mold
flux.
Table 3 Specifications and physical properties of the mold fluxes for continuous casting of high-carbon steel bloom .
4)

Mold flux

Contents/mass%

Basicity/- Solidification Viscosity at
Al2O3 MgO Na2O F (T.CaO/SiO2) temperature/K 1573K/Pa･s-1

Conventional 3.6

0.8

16.2 6.4

0.65

1305

0.19

Developed

4.9

1.8 5.5

0.60

1303

1.1

10.3

80

Sanyo Technical Report Vol.30 (2023) No.1

鋼の連続鋳造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発

特性を評価した．Fig.12 に，熱処理後の試験片の外観を示を推算すると 60 μm 程度と見積もられたが，鋳型内からす．試験片の透明 / 不透明がわかりやすいように，黒い丸採取したフィルム（Fig.14）は 3 mm 程度と非常に厚かっ印の上に試験片を置いて撮影した．Fig.12 より，973 Kたことから，60 μm とはシェルに引きずられて鋳造方向

では 10 時間保持しても結晶化しなかった．以上より，狙に引き抜かれていく領域に相当すると考えられた．これよい通りに結晶化しにくい特性を確認し，開発したモールドり，開発したモールドフラックスの潤滑性について，鋳型

フラックスを用いて実機にて軸受鋼を対象に鋳造テストを内には安定的に厚み 3 mm 程度のフィルムが形成されてメ行った．Fig.13 に，鋳片の外観を示す．開発したモールド
フラックスを用いた鋳片の表面性状は良好であり，焼付きや割れは認められず潤滑状態は良好であった．

Casting direction

開発したモールドフラックスの潤滑性について，鋳造後に鋳型内から採取したフィルムから検討を行った．Fig.14に，鋳型内から採取したフィルムの外観を示す．鋳造終了
後の鋳型内には，鋳造時のフィルム全体がそのまま残存しており，厚み 3 mm 程度のフィルムがメニスカス～鋳造方
向 200 mm 程度の深さまで，メニスカスの周囲をぐるりとシェルを包み込むように形成していた．Fig.14-b）に示し

a) Conventional mold flux

50 mmb) Developed mold flux

50 mm

どの領域はガラス相であり，ガラス相の領域は鋳造時には液体状態であったと考えられた．Fig.13 に示したように，開発したモールドフラックスを用いた鋳片の表面肌は良好な潤滑状態を示していたのに対し，モールドフラックスの消費量は非常に少なく，モールドフラックスの消費量に関する従来の知見 9）と比較すると，安定した鋳造に必要とさCasting direction

たフィルムの断面より，厚み方向でシェル側の 1.4 mm ほれる 0.3 kg/m2 の半分より少ない 0.13 kg/m2 に相当した．
モールドフラックスの消費量からフィルムの流入層の厚み

Fig. 13. Appearance of bloom surfaces of SUJ2 4).

Fig. 13. Appearance of bloom surfaces of SUJ2 4).

a) Before heat treatment

No crystallizedNo crystallizedb) 973K-3.6ksc) 973K-36ks

Crystallized

Glass phase

Crystallized

Crystallized phased) 1173K-3.6ks

10 mme) 1173K-14.4ks

Fig. 12. Eﬀect of heat treatment temperature and time on crystallization of glass specimens made with developed mold flux 4).

Fig. 12. Effect of heat treatment temperature and time onSanyo
crystallization
Technical Report Vol.30 (2023) No.1
81
4)of glass specimens made with developed mold flux .

鋼の連続鋳造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発

ニスカス周囲を覆っており，シェルと接触しているフィル

スラグリムによるモールドフラックスの流入阻害で潤滑やムの液相領域が初期凝固シェルに対して安定的に潤滑の役抜熱が乱れ，シェルの焼付きに起因する鋳片縦割れ疵に繋割を担っていると考えられた．
“低粘度・結晶化型”の従来がっていたのに対し，“高粘度・ガラス型”の開発品では，品では，結晶化しやすくフィルム厚みが小さいことから，潤滑性の向上とともに鋳型内抜熱の均一化にも寄与できており，鋳片の割れ疵を起源とする表面疵を防止できた．

5.鋳片表層組織制御による圧延鋼片の表面疵防止
Mold side

はだ焼鋼（JIS SCr420）の鋼片について，検査で検出される表面疵に対して粒状酸化物の調査を行ったところ，平Meniscus level

均粒子半径 rave. が 0.20 μm 未満の疵が大部分であった．

Shell side

これより，当社はだ焼鋼の表面疵発生の主工程を分塊圧延時と特定した．Fig.15 に，圧延時の表面疵発生因子について示す．種々の因子の中から，圧延開始直前の鋳片表層部のオーステナイト粒径に着目し，はだ焼鋼の圧延時の表面疵発生防止に取組んだ 5）．
Fig.3 に示した連続鋳造から圧延の工程で製造される種々の鋼種のうち，はだ焼鋼鋳片は加熱炉に熱片装入する

a) Flux film from inside
Shell side

前に，表面疵対策として三次冷却（ブルームクーラー）を適用している．加熱炉装入前の鋳片の表層組織は，三次冷

Mold side

却によってフェライト（α），パーライト（Ｐ），ベイナイト

Meniscus level

Casting direction

Glass phase（Ｂ）の混合組織となり，三次冷却を適用しなければフェCrystallized phase

ライトとパーライトの混合組織となる．α / γ逆変態後のオーステナイト粒は，加熱前組織がフェライトとパーライ
トよりもベイナイトの方が微細化する 10）ことから，圧延時の表面疵発生防止には，三次冷却後の組織としてベイナ

Meniscus level

イトを狙うことがポイントと考えた．そこで，加熱炉装入
前鋳片の表層組織に着目した実機圧延テストを行い，圧延時の表面疵発生頻度に対する三次冷却後組織の種類の影響5 mmを検討した．テストでは，SCr420 を供試材として三次冷2 mm

却を適用した鋳片と非適用の鋳片をそれぞれ加熱炉に熱b) Section of flux film

片装入して分塊圧延した．得られた鋼片を磁粉探傷し，総Fig. 14. Appearance of flux film taken from the meniscus(Developed mold flux) 4).

Fig. 14. Appearance of flux film taken from the meniscus(Developed mold flux) 4).

Rolling direction

Pass schedule

・Rolling reduction
・Strain rate
・Roll caliber shape

Deformation resistance・Rolling temperature・Chemical composition

Grain boundary strength

Widthwise position on
bloom surface

・Precipitates in the grain boundary
・Crystal orientation

Grain size

・Microstructure before heating・Chemical composition

Bloom

Fig. 15. Crack generation factors in rolling 5).

Fig. 15. Crack generation factors in rolling 5).
82

Sanyo Technical Report Vol.30 (2023) No.1

鋼の連続鋳造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発

延長 100 m の鋼片に発生していた数百個の表面疵全数に熱炉から圧延せずに放出した鋳片の調査より，α / γ逆変

対し，ブラックライト片手に 1 個ずつ，それらの鋳片相当

態後のオーステナイト粒が微細化していることを確認した部位を調査した．このテストでは，鋼片に発生していた全（Fig.17）．一方で，鋳片の幅方向 W/4 部からコーナー部にての表面疵の鋳片相当部位を調査することがポイントで相当する部位では，三次冷却を適用した鋳片においても，あったが，当社では矩形の鋳片を圧延して丸鋼片を製造しFig.17 に示したようにα / γ逆変態後のオーステナイトており，圧延後の丸鋼片において鋳片の相当部位を遡るに粒が粗大なままとなっており，Billets 1 と Billets 2 の疵発

はいろいろと工夫が必要であった．幸い丸鋼片においても生頻度は同程度であった．これらの部位（W/4 部からコー

鋳片の面央部を識別できるため，圧延終了後に鋼片が回転ナー部）では，鋳片表面温度が三次冷却開始時点でγ / α

してしまう前に鋼片全長にマーキングを施すことで，鋳片変態温度である 1000 K を下回ってしまっており，三次冷

4 面の相当部位を判別した．丸鋼片における鋳片コーナー

却後の組織がベイナイト一相ではなく，フェライトやパー部の相当部位については，分塊圧延を模擬したプラスティ

ライトとの混合組織となってしまうため，オーステナイト

シン実験

11）

や CAE 解析

12）を用いて決定した．テストの結粒が微細化されにくいと考えられた．

果より，三次冷却によって表層組織をベイナイトに制御で表面疵の発生メカニズムについて，分塊圧延の CAE 解

きた部位では，フェライトとパーライトの場合と比較して析から検討を行った．Fig.18 に，box 圧延時の鋳片に働く

分塊圧延時の表面疵を 60％低減できることが確認できた．

最大主応力の分布を示す．圧延時の表面疵は，引張応力のFig.16 に，鋳片の幅方向の相当部位と表面疵個数との関係高い部位で発生すると考えられる．Billets 2 で疵発生頻度を示す．三次冷却適用材である Billets 1 の疵個数は，鋳片が高かった部位（鋳片の幅方向中央部から W/4 部）は，ローの幅方向中央部から 3W/8 部に相当する部位において三次ルバイト直下における鋳片側面の最大主応力が高い部位と冷却非適用材である Billets 2 の疵個数より少なく，60％一致した．これより，分塊圧延時の表面疵の発生メカニズ

低減していた．Billets 1 で表面疵の発生頻度が低減していムとして，ロールバイト直下の鋳片側面において，オースた部位（幅方向中央部から 3W/8 部）は，三次冷却によっ

テナイト粒界にせん断ひずみと共に引張応力が働くことでて表層組織をベイナイトに制御できていた部位であり，加疵の起点が生じ，圧延の進行と共に進展することが考えられた．幅方向 W/8 部からコーナー部側では，オーステナイ
ト粒が粗大であったにも拘わらず疵発生頻度が低かった理15
Surface crack number index/－■

由として，ロールバイト直下においてこの部位はロールカ

Billets 1
Billets 2

リバーに拘束されており，圧縮応力が支配的で引張応力がほとんど働かないため，疵が発生しにくいと考えられた．

10以上の知見から，はだ焼鋼の圧延時の表面疵発生防止には，三次冷却における鋳片表層組織のベイナイト制御がポ
イントであり，ベイナイト制御の促進を図るべく三次冷却の適正化を追求し，はだ焼鋼の表面疵を 30％程度低減で

50Corner W/8

W/4

3W/8 Center

Maximum principal stress

Widthwise position on bloom surface[MPa]← Tension

Fig. 16. Relationship between the widthwise position on bloom
surface and number of surface cracks on billets 5).
Fig. 16. Relationship between the widthwise position on bloom
surface and number of surface cracks on billets 5).

32

Rolling direction
CornerRoll bite area

W/4

16

Center0b)

4 mm

Compression →

a)

4 mm

-16

-32

-48

Fig. 17. Microstructures of bloom surface after reheating 5).
a) Center, b) W/8

W/4

Roll bite area

Fig. 18. The maximum principal stress distribution on a bloom
surface during rolling 5).

5) The maximum principal stress distribution on a bloom
Fig. 18.
Fig. 17. Microstructures of bloom surface after reheating.
surface during rolling 5).
a) Center, b) W/8
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鋼の連続鋳造－圧延工程における表面疵発生防止技術の研究開発

きた．本取組み 5）については，日本鉄鋼協会より俵論文賞を受賞した 13）．

6. おわりに本研究では，連続鋳造から圧延工程において発生する表面疵に対し，発生工程の特定技術，および発生防止技術を確立するべく取組んできました．鋼材の表面疵から疵の原因となった上工程を特定する技術について多くの知見を提示すると共に，連続鋳造から圧延工程で製造する軸受鋼やはだ焼鋼，鉛含有鋼等について，鋼種毎に表面疵発生の主工程を明確にし，表面疵の低減に大きく寄与しています．
適切な工程で適切な対策を効率的に図れるようになり，表面疵の発生防止技術について，その理解が一段と進んだものと判断されますが，多くの合金元素を含有する特殊鋼では，表面疵の発生工程や要因，メカニズムが鋼種ごとに多岐にわたるため，それらが未解明の鋼種もあります．表面
品質に対して益々厳しさを増す顧客ニーズに応えていくた
めにも，表面疵の発生防止技術について今後一層の研究開発が進んでいくことを期待しています．

参考文献1）	Y.Ohba: CAMP-ISIJ, 35（2022）, 158.
2）	Y.Ohba, Y.Yamashita, K.Ohno, T.Maeda, K.Nishioka and M.Shimizu: Tetsu-to-Hagané, 95（2009）,
531.
3）	Y.Ohba, I.Takasu, S.Kitade and H.Shimoguchi:
Tetsu-to-Hagané, 92（2006）, 439.
4）	Y.Ohba, T.Yoshioka, R.Matsui and D.Hamaya:
Tetsu-to-Hagané, 107（2021）, 64.
5）	Y.Ohba, S.Kitade, H.Shimoguchi and I.Takasu:
Tetsu-to-Hagané, 93（2007）, 271.
6）	Y.Ohba, T.Kawamoto and S.Kitade: Sanyo Tech.
Rep., 10（2003）, 19.
7）	A.Ichihara and Y.Nuri: Sanyo Tech. Rep., 8（2001）, 43.
8）	A.Kusano, H.Misumi and S.Harada: Tetsu-to-Hagané, 81（1995）, 52.
9）	H.Funanokawa, T.Wada and T.Mori: CAMP-ISIJ, 1（1988）, 140.
10）	T.Tamatani, M.Iguchi, T.Sato and K.Tsubota:
Netsu Shori, 37（1997）, 356.
11）	I.Gokyu and Y.Saito: Tetsu-to-Hagané, 53（1967）, 599.
12）
	M.Nakasaki, I.Takasu and H.Utsunomiya: Tetsuto-Hagané, 94（2008）, 284.
13）Sanyo Tech. Rep., 16（2009）, 84.

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