寄稿

連鋳鋳片の中心偏析生成機構および
中心偏析モデルの現状と課題
Mechanism of centerline segregation in continuous casting and current status of the mathematical model and future subject
荻林 成章＊
Shigeaki Ogibayashi

Synopsis: The formation mechanism of centerline segregation which cannot be prevented by suppressing bulging alone isdiscussed based on current knowledge of the morphology of centerline segregation and relevant phenomena. It
has been revealed that the most essential and unavoidable cause of centerline segregation formation is theformation of bridging due to the irregularity of the solidification front and the suction due to solidification
shrinkage, irrespective of the solidification structure. The formation mechanism of the irregularity of thesolidification front could be strongly influenced by double-diffusive convection, but details on this are remained asa future subject. Current available literature on the mathematical model of centerline segregation was surveyedbased on these points of view. It was found that few of mathematical models of continuous casting that take into
account the formation mechanism of centerline segregation due to the irregularity of the solidification front havebeen reported, although a model that reproduced positive segregation as well as the effect of soft reduction in
the case without bulging was reported. Revealing the conditions related to reproducing centerline segregation in
the mathematical model from the view point of irregular solidification is considered necessary for further
development of the model.

Key words: centerline segregation, V segregation, continuous casting, formation mechanism, irregular solidification, bridging, suction,solidification shrinkage, soft reduction, mathematical model, double diffusive convection

よってなされてきた2）,3）。一方、連続鋳造鋳片のマクロ偏析

1.はじめにに関しては、1960年代後半から1970年代前半の連続鋳
鋼のマクロ偏析は鋳造欠陥や品質欠陥の原因となるた造黎明期に、
まず偏析の実態調査が多くの研究者4）-11）によっめ、その生成機構と対策は鉄鋼関係者にとって古くからのて行われ、マクロ偏析に及ぼす鋳造組織の影響やバルジング

重要な課題である。このような品質欠陥を抑制するには、の影響が明らかにされ、また、スラブ連鋳機については、バ

その品質欠陥の生成機構を正しく理解し対策を講じること

ルジングの影響を説明しうる数学モデルが報告された12）。

が肝要であるが、そのためには一般に数学的モデルによっ

これらの研究成果を受けて、1980年代以降の大型スラブて問題とする現象を計算機上で再現し、更にそのモデルを連鋳機では、狭ロールピッチ、多点矯正、垂直曲げ型、分用いて種々の対策を検討することが一つの有力な手法とな割ロール、凝固末期軽圧下、などの技術が取り入れられマる。マクロ偏析のモデリングは当初インゴットのマクロ偏クロ偏析のレベルは大幅に改善された21）。またそれに伴い

析生成を再現するモデルの研究からスタートした。イン

軽圧下鋳片に見られるマクロ偏析の実態や操業条件の影響

ゴットの場合のマクロ偏析には、トップ正偏析、逆V偏析など、新たな知見も得られ13）-20）、連鋳鋳片のマクロ偏析生やフレッケル、底部の負偏析などがあり、Flemingsら は、

成メカニズムについても定性的には相当理解が進んだもの

これらの欠陥は基本的にデンドライト樹間の溶質流動にと思われる。それらの知見を総括すると、連鋳鋳片のマク

よ っ て 生 じ る と し て、1960年 代 後 半 にLSRE（local

ロ偏析の最も本質的な原因は凝固収縮流動であり、その際、solute redistribution equation）を導いた。以来インゴッ

凝固界面の不均一が重要な役割を果たしていると考えられトのマクロ偏析に関して、特に逆V偏析やフレッケルの生ることを指摘しておきたい。凝固界面の不均一の代表例は、

成を定量的に説明しうるモデルの研究が多くの研究者に

等軸晶組織の場合にブリッジングと呼ばれているものであ1）＊

千葉工業大学

社会システム科学部

教授

2

Sanyo Technical Report Vol.19 (2012) No.1

連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題

るが、中心まで柱状晶組織の場合にも類似の凝固界面の不中心偏析の実態については我が国では大型スラブ連鋳機が均一が存在しており、ブリッジ部の樹間濃化溶鋼が、凝固多数稼働し始めた1970年代前半以降多くの報告がある4）-11）。

収縮に伴う吸引（以後サクションという）によって、それそれらを総括すると中心偏析の実態上の特徴は次のようにより下流側の局所的凝固遅れ部へ流入集積することが、連まとめられる。

鋳鋳片のマクロ偏析生成過程の基本現象と言える。しかし

ブルーム・ビレットにおける中心偏析実態の特徴はブながら、連鋳鋳片のマクロ偏析モデルのこれまでの研究例

リッジングであり、①鋳造方向断面でみると、鋳片偏析部では、このような凝固界面の不均一に伴うブリッジングと分は鋳造方向に断続的に存在しており、中心偏析部（正偏

サクションによる偏析を再現したモデルは殆ど見当たらな析部）の上流側にV偏析があり、V偏析の内側には負偏析領い。連鋳鋳片のマクロ偏析モデルにおいては、凝固界面の域がある、②正偏析部分の直上には引け巣またはポロシ

不均一に伴うブリッジングとサクションのメカニズムを内ティが存在している、などの特徴が明かにされている4）,5）。

包したモデルであることが必要と思われる。

ブリッジングの最も典型的な例として110mm角ビレット

マクロ偏析モデルに関してはこれまでにFlemings や鋳片のマクロ組織および軸心部マクロ偏析生成の模式図をBeckermann の詳細なレビューがあるが、それらによれ

図1に示す（鈴木5））。図1a）は等軸晶凝固のブリッジ部のば、マクロ偏析生成の最も本質的な原因はデンドライト樹

マクロ組織であり、ブリッジ部の周囲にV偏析があり、そ間流動であり、その点においてインゴット鋳造も連続鋳造の下方に収縮孔および正偏析部が位置している。これらのもその本質は同じであるともいえる。しかし連続鋳造はイ

関係を模式的に図1b）に示している。鈴木5）はこの図を用

ンゴット鋳造に比べて、最終凝固位置が溶鋼プールの極め

いて、ブリッジの形成と偏析生成のメカニズムについて、て深部であるために側面からの冷却が支配的であり、かつ｢何らかの原因でできた等軸デンドライトが界面の突出部

凝固先端近傍での固液界面と鋳片軸心とのなす角度が極めに引っ掛かり、その部分の凝固がその下方の部分よりも早て小さいこと、定常状態に近い状態で凝固が進行している

く進行してブリッジが形成され、下方に閉じ込められた未こと、温度勾配、凝固速度が共に大きいことなどの点で大凝固の溶鋼が凝固するときの収縮により、固液共存域のデ

きく異なっており、マクロ偏析生成の本質的原因がデンド

ンドライトの間にある溶質の濃縮した残液が下方に吸引さライト樹間流動という点で共通しているとしても、その生れ、これが収縮孔の下部にたまり中心の濃厚偏析となる｣成過程の詳細は大きく異なっており、マクロ偏析モデルでと説明している。また森ら4）は上記の傾向は断面サイズにはこれらの偏析生成過程に関わるメカニズムを正しく反映

よらず観察され、V偏析の内側が等軸晶及び負偏析となっしたモデルであることが望まれる。そうすることによって、ており、その下流側に正偏析及びポロシティがあり、かつモデルでどこまで現実の現象が説明できるかを考察し、そこれらが周期的に存在していることを指摘している。またれをメカニズムの理解に反映させるという循環が機能し、断面サイズの小さいビレットの場合には正偏析部が柱状晶

マクロ偏析生成メカニズムの詳細がより深く理解され、そでV偏析の内側が分岐等軸晶となっている例もみられるとのことが新しい技術シーズの創出や技術の開発に結び付く記している。250mm角ブルームの組織の例を図2に示す。

ことがマクロ偏析モデル研究の大きな意義といえよう。

V偏析部がブリッジ部を構成していることは凝固界面の不2）3）均一を示すものであるが、森ら4）は溶鋼中に198Au-Pbを添

本稿では、連鋳鋳片のマクロ偏析の実態の特徴とその生成機構に関する現在までの知見を概括し、中心偏析生成の最も本質的な原因は、凝固組織の如何に関わらず、凝固界面の不均一に起因するブリッジングとサクションであることを指摘し、マクロ偏析モデルによって説明されることが期待される諸現象を整理した上で、現在までのマクロ偏析モデリングの現状を紹介し、今後の課題を展望する。

2. マクロ偏析防止技術の発展経緯と中心偏析の実態および中心偏析生成機構
連鋳鋳片の中心偏析モデルの研究は、偏析実態調査、偏析生成機構の理解、および対策技術の開発、が互いに関連しながら進展してきた。中心偏析モデルの現状について述
べる前に、偏析生成機構の理解の現状及び対策技術の発展経緯について概括し、マクロ偏析モデルに期待される最終

図1

的な到達目標について言及しておく。

3

110mm角ビレットのブリッジ部付近のマクロ組織
および軸心部偏析生成の模式図5）

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連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題加し、図3に示すように凝固界面が不均一となっているこ

末期の比較的早い時期から残溶鋼の濃化が進行することにとを実証している。しかしながら、当時はブリッジング生

よって生じる偏析形態である。バンド状偏析の内部のデン

成メカニズムとしての等軸晶引っ掛かり説に議論が偏ってドライトは幹部分も濃化していることが特徴であり、そのいたきらいがあり、凝固界面の凹凸の存在やその生成メカ

領域の内部には更に溶質濃度が高い領域がスポット状に存

ニズム自体については殆ど議論されることなく、ビレット

在している。またスポット状の高濃度領域は鋳造方向に断やブルームにおける偏析対策としては等軸晶率を上げるた

続的に存在している。すなわちバンド状偏析は、凝固収縮めの方策が検討され、1980年代以降の鋳型内水平回転撹

流動が支配的となる凝固時期より上流側で、中心部の残溶

拌方式等の電磁撹拌技術の開発等につながった 。

鋼と凝固シェルの固液共存域のデンドライト樹間の濃化溶21）

一方、スラブのマクロ偏析については、1970年代前半

鋼とが混合することにより、残溶鋼の溶質濃度が全体としまでの連続鋳造黎明期にバンド状偏析、スポット状偏析等

てかさ上げされるために生じる偏析形態であり、そのメカの主な偏析形態が報告されている6）。森6） の分類に、そのニズムについては1970年代前半に明かにされている7）,8）,12）。

後軽圧下技術開発の過程で明らかになった偏析形態、すな

これらの研究成果に基づき、1980年代以降の大型スラブ

わち、｢線状偏析｣および｢周期性のあるバンド状偏析｣を加連鋳機では、狭ロールピッチのロール配置が採用されたこ

えて、森の分類を修正した偏析形態の分類を表1に示す。

とに加え、ロールアライメント整備技術も向上したためこ連続鋳造黎明期の実態調査によって明らかになった点は主

れらのバンド状偏析は殆ど見られなくなり、スポット状のに以下のとおりである。①溶質濃度の平均値は1/2厚近傍

偏析形態が支配的となった。これらの偏析形態は当時セミで正偏析、その周辺で負偏析、②中心偏析の形態にはバン

マクロ偏析ともよばれた。

ド状とスポット状がある。いずれも偏析部は複数のデンド

スポット状偏析は主に凝固末期の凝固収縮流動によってライト幹と樹間で構成され、中心部ほど幹、樹間ともにそ生じる偏析形態である。スポット状偏析を更に改善するたの周辺より濃度が高い領域が偏析スポットを形成していめ軽圧下技術が開発された13）-15）。この過程で得られた中心る。偏析スポットは鋳造方向に断続的に存在している。

偏析形態に関わる主な知見は以下のとおりである14）-20）。

③偏析部にはミクロポロシティが存在しており、偏析指数④中心まで柱状晶組織の場合でもV偏析が存在し、V偏析が悪いものほどポロシティも顕著に観察される。

を構成する成分濃化部分はデンドライト2次アームに沿っこれらの偏析形態の内、バンド状偏析はビレット、ブルーて連なっていること15）、⑤偏析スポットサイズとV偏析個

ム鋳片にはみられないスラブ連鋳鋳片特有の偏析形態であ数の間に正の相関があり、軽圧下量の増加に伴いV偏析個り、バルジング等、機械的要因による流動によって、凝固数および偏析スポットサイズが共に低減すること14）,15）と、

表1

スラブ中心偏析の分類と定義

偏析のタイプ定義

A

連 続したバンド状 偏 析B

不 連 続 バンド 状 偏 析ス ポ ット 状 偏 析
C
線

状

そ の 他

図2 0.6%C,250mm角ブルーム鋳片の鋳造方向断面組織4）偏析

輪郭が明瞭で厚さがほぼ均一で連続した
濃厚偏析バンド
輪郭が明瞭ではあるが、厚さが不均一な
濃厚偏析バンドが不連続的につながっているもの
輪郭が不明瞭でサイズが不均一で不規則な形状の偏析スポットがみられ、縦断面
ではV状偏析を伴っているもの
輪郭が明瞭で厚さが薄く上下面デンドライ
ト先端に沿って連なった偏析
局所的バンド状偏析、周期性のあるバン
ド状偏析、横断面V偏析、
中心負偏析

10mm

図3

0.6%C,100mm〜110mm角ビレットの鋳造方向断面のオートラジオグラフに見られる凝固界面形状の
不均一4）

4

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連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題⑥V偏析の下流側に偏析スポットが位置しており、V偏析

ム連鋳のいかんにかかわらず逆V偏析が発生する14）〜16）。逆の内側には負偏析領域がある15）。

V偏析の例を図5（b）に示す。中心まで柱状晶凝固のスラ

スラブ中心まで柱状晶凝固の場合に見られるスポット状

ブ鋳片の場合、逆V偏析は明瞭に鋳造方向と逆方向に向いを図4および図5（a）に示す。

ているわけではなく、図5に見られるようにどちらかと言V偏析の内側は負偏析となっており、その下流側には正偏

えばデンドライトの1次アームに沿っているようにも見ら析部が存在し、V偏析と正偏析や負偏析との位置関係は等

れ14）,15）、その詳細な発生機構は今後の課題である。圧下勾軸晶の場合と類似している。図4において、V偏析の内側配を適正に制御すればスラブ連鋳、ブルーム連鋳のいかんの中心部にも正偏析がみられるが、図1や図2のブルームにかかわらずV偏析も逆V偏析も発生しない鋳片が得られ14）やビレットでも同様の傾向が認められ、この正偏析はそれ〜16）より上流側のV偏析に対応して流入集積した濃化溶鋼によの場合、粒径が0.5mm以下のスポット状偏析となる14）,15）。

るものと考えられる。

但し2次冷却帯の電磁撹拌などによって凝固組織を等軸晶

偏析およびV偏析の例

14）,15）、この条件で中心偏析は大幅に改善され、スラブ軽圧下とすると偏析粒径が等軸晶サイズによって決まってしまい

また、軽圧下特有の偏析形態として、｢周期的なバンドが、軽圧下の効果が十分でなくなるため13）、柱状晶凝固の条件

軽圧下条件が不適正な場合に発生することが報告されていで軽圧下をすることが必要である。⑨鋳片中心部が流動限る。これらに関わる主な知見は以下のとおりである。

界固相率付近に達して以降に過度の圧下を加えると線状偏⑦軽圧下技術においては鋳片を鋳造方向、幅方向に均一に析が発生する14）,15）,19）。このような凝固最末期における過圧下することが重要である。軽圧下のロールには分割ロー

度の圧下は、ブルーム軽圧下では圧下力の観点から起こり

ルが用いられるが、一般的な一本ロールを採用した場合ににくいため、線状偏析はスラブ連鋳の非適正圧下鋳片にのは、ロールと鋳片の接触面積が増大するためにロール表面み報告14）,15）,19）されている偏析形態である。線状偏析の例を、温度が高くなりロール曲がりが発生し、その結果周期的な非軽圧下材（粗いスポット状偏析）および適正圧下材（微状偏析｣、｢逆V偏析｣15）,17）,18）、｢線状偏析｣14）,15）14）,15）,19）。また、幅方向の圧下細スポット状偏析）と共に図6に示す。また図6の適正軽圧

が不均一であれば幅方向のV偏析が発生する15）,20）。幅方向

下材の微細スポット状偏析および非適正軽圧下材の線状偏のV偏析は森ら の分類にも記されているので軽圧下特有析のCMAによるMn濃度分布を図7に示す。線状偏析は上ではない可能性があるが、スラブ連鋳の場合、軽圧下が幅

下面デンドライト先端にそって連なった細い偏析線である

方向に不均一に行われると顕著に発生し偏析を悪化させるが、その厚みは良好なスポット状偏析の直径より大きい。

。⑧軽圧下の圧下量が大きすぎるとスラブ連鋳、ブルー

一般の鋳片では偏析の程度が悪いほどポロシティ体積率がバンド状偏析が発生する

14）,15）,17）,18）

6）

15）
,20）

図4

図5

中心まで柱状晶凝固スラブに見られるV偏析と偏析スポット（CMAによるMn濃度分布、黒い領域は負偏析を表す、鋳造方向は図の左側）15）5

中心まで柱状晶凝固スラブに見られるV偏析および逆V偏析の例（（a）V偏析（非軽圧下材）、（ b）逆V偏析（非適正な軽圧下材）、鋳造方向は図の左側）14）,15）

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連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題大きいが、線状偏析は、ポロシティ体積率が極めて小さい晶組織のブルーム・ビレットの場合と類似していること、状態で偏析が悪化していることが特徴である14）,15）,19）。

の5点は偏析生成機構を考える上で特に重要である。正偏

これらの特徴の中で、①偏析粒または正偏析領域にはポ

析領域にポロシティが存在していることは、その部分が周

ロシティが存在していること、②正偏析部分が鋳造方向に辺領域の中では最後に完全凝固した部分であることを示し断続的に存在していること、③中心まで柱状晶組織の場合ている。また正偏析部分が鋳造方向に断続的に存在していにもV偏析が存在し、④偏析スポットサイズとV偏析個数

ることは、何らかの原因で凝固の進行に場所によるばらつの間に正の相関があり、軽圧下量の増加に伴いV偏析個数き（凝固界面の不均一）が存在していることを示している。

および偏析スポットサイズが共に低減すること、⑤V偏析

また凝固界面に凹凸があることは、凝固末期には凝固が先と正偏析および負偏析の相互の位置関係は、中心部が等軸行している凝固界面凸部でブリッジが形成されうることを示している。そのメカニズムに つ い て は 次 節 で 考 察 す る。
また中心まで柱状晶組織の場
合にもV偏析が存在し軽圧下によりV偏析個数と偏析スポット
サイズが共に低減することは、V偏析が凝固収縮によって誘因される流動によって生じ、その流動によって濃化溶鋼が下流側へ流入集積して正偏析がで き る こ と を 示 唆 し て い る。
また柱状晶組織の場合にもV偏析と正偏析や負偏析領域が鋳造方向に断続的に存在し、かつそれらの位置関係が等軸晶組織の場合と類似していることは、凝固組織の如何に関わらず凝固界面の凹凸が存在し、凝固の凸部がブリッジ部分を構成し凝固収縮に伴うサク

図6

軽圧下条件の差による偏析形態およびセンターポロシティ体積率の比較（非軽圧下材はV偏析と粗いスポット状偏析、非適正な軽圧下材は線状偏析、
適正軽圧下材は微細スポット状偏析であることを示す）14）,15）

ションによって濃化溶鋼が下流側の凝固遅れ部に集積して偏析スポットが形成されることを示している。
これらの結果から、連鋳鋳片の中心偏析の最も本質的な原因は凝固界面の不均一の存在と凝固収縮流動であり、凝固が先行している凝固界面凸部が凝固末期にブリッジを形成し、ブリッジ部およびその周辺のデンドライト樹間の濃化溶鋼が、ブリッジ部の下流側にある
凝固界面凹部の凝固収縮によるサクションによって凝固界
面凹部に流入集積し偏析ス
ポットが形成されることが、凝図7

軽圧下鋳片に見られる微細スポット状偏析および線状偏析の例（CMAによるMn濃度
分布）（（a）微細スポット状偏析（適正軽圧下材）（b）,
線状偏析（非適正軽圧下材））15）

6

固組織の如何に関わらず中心偏析生成の基本メカニズムとSanyo Technical Report Vol.19 (2012) No.1

連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題

Solidiﬁcation Stages
1) Stage 1-1 (fs at center<fs1) ( fs1:fraction solid at which dendrites begin to form networks.)
Liquid and free crystals can ﬂow freely in L and C direction(fs=fs1)

Liquid ﬂows due tomechanical solid deformation(bulging, misalignment, roll bending)・Mixing of bulk liquid andliquid between dendrite arms
progresses.

Solute enrichment at bulk
progresses.

(fs=fs0)
Solidiﬁcation front2) Stage 1-2 (fs at center=fs1〜fs0）(fs0:fraction solid above which liquid cannot ﬂow between dendrites.)
Liquid can ﬂow within a solid network(fs=fs0)
Solidiﬁcation front

・Bridging progresses due toirregular solidiﬁcation front.
・Liquid ﬂows due tosolidiﬁcation shrinkage

・Bridge forms at the portion where solidiﬁcation advances.
・Enriched Liquid between dendrites around bridging partis sucked and ﬂown downward to the portion where
solidiﬁcation is retarded. .

・Solute enrichment progresses at the portion where solidiﬁcationis retarded.
・Formation of V segregation progresses at the trace left by thepassage of enriched liquid around the bridging part.

Reduction rate in Stage 1-2 determines V segregation.
3) Stage 2 (fs at center>fs0)
Liquid is isolated. Segregation type is determined.
Reduction rate in Stage 2

Solute enrichment
in Stageｓ 1-1 and 1-2

Small

Large

Small

Spot-like and ﬁne

Linear and thin

Large

Coarse spot-like or band-like4) After solidiﬁcation

図8

連鋳鋳片の中心偏析生成機構言える。またV偏析はその際の濃化溶鋼の通路を構成して以下に凝固不均一の実態と生成機構に関連したこれまでいた部分と考えられる。実際、内村ら25）は中央のくびれたの断片的知見を概括し、凝固界面の不均一およびブリッジ

異径鋳型でのCu添加試験により、V偏析部が濃化溶鋼の通ングの生成機構について考察する。

路であったことを確認している。森ら や鈴木ら のブルー
4）

5）

ム・ビレットの中心偏析実態調査の過程では、凝固組織が3. 凝固末期の凝固界面不均一の実態と生成機構等軸晶であったためにブリッジングは等軸晶凝固特有の現象と考えられていたように思われるが、凝固界面が不均一

中心部が等軸晶凝固となっているブルーム・ビレットにであれば凝固組織に関わらずブリッジング現象が起こり、おける凝固界面の不均一の実態は図3に示した。中心部がサクションのメカニズムにより中心偏析が形成されると考柱状晶組織のスラブ連鋳の場合の固液界面の不均一の実態えられる。また、バルジング等の機械的流動は、ブリッジの例として、川和ら22）-24） は、鉛添加試験の結果から固液部が強固に形成される以前の凝固時期にデンドライト樹間

界面は図9に示すようなデンドライト状ピラミッドで構成

濃化溶鋼とバルク溶鋼の混合が起こるために、バルク溶鋼

され、ピラミッドの平均高さは約3mm、単位面積当たりの溶質濃化が進行し、サクションにより凝固凹部へ流入すの個数は9-11個/cm2、であり、ピラミッドの主軸は不連

る溶質濃度自体が増加するためにデンドライト幹部分も濃続であり、必ずしも平行的に成長していないと記している。

。

このように凝固界面は不均一、言い換えれば、等固相率の化が進み、バンド状の偏析形態が形成されると言える

7）,8）

以上述べた中心偏析生成メカニズムを図8に示す。

界面は凹凸をなしており、中心まで柱状晶の場合でも凝固

以上より凝固界面には凹凸があり、凝固界面が不均一で界面の凸部にブリッジが形成され、凹部すなわち凝固遅れ

ある限り凝固組織の如何に関わらず、ブルーム・ビレット

部に正偏析ができることは容易に理解できる。

と同様のブリッジングが起こり、サクションのメカニズムに

凝固界面不均一の生成メカニズムの一つに溶質対流があよって中心偏析が生成する。固液界面の凹凸は、言い換え

げられる26）。後述するように、Mehrabianら27）は、LSRE

れば「鋳片中心部固相率の鋳造方向変動」であり、その周の式を用いてマクロ偏析に及ぼすデンドライト樹間流動の期は偏析スポットの発生位置間隔から判断すると、少なく影響について解析し、温度の低い側から高い側へ向かう流

ともmmオーダーかそれ以上と推定され、おそらくは一般的

れがあるとデンドライトの再溶解が起こりうることを指摘には大小様々な大きさの凝固遅れ部が存在し、より大きなしている。また、インゴットの逆V偏析線は溶質対流を考

サイズの凝固遅れ部には、より大きな偏析スポットが形成

慮した数値シミュレーションにより再現できることが知らされるものと推定される。凝固界面の凹凸の生成原因としれているが 34）,35）、泉井ら30） は、250t鋼塊の逆V偏析線をて、ブルーム・ビレットの場合には等軸晶の引っ掛かりとし

微 視 的 に 調 査 し た 結 果、 一 本 の 逆V偏 析 線 の 断 面 積 は、中心まで柱状晶の場合の凝固界面

20mm2から50mm2まで変化していることを明らかにしてて説明されているが4）-5）

凹凸がどのようなメカニズムで生成するかが問題である。

いる。このことは溶質対流により逆V偏析線が生成する際

7

Sanyo Technical Report Vol.19 (2012) No.1

連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題にチャンネル内の凝固界面が不均一になることを示唆してのと考えられる。

いる。また何らかの原因で隣り合うデンドライトの凝固の以上より、凝固界面の不均一の生成機構は次のように考進行にゆらぎがある状態で、デンドライト樹間の溶質混合えられる。図9に示したデンドライト状ピラミッドにおいてが起こる場合を考えると、同じ厚み方向位置であっても凝デンドライトの主軸が並行でないことが示しているように、

固が先行しているデンドライトの固相率及び溶質濃度は高凝固の進行には一般にゆらぎがあり、各デンドライトが全

く、凝固が遅れているデンドライトの固相率及び溶質濃度

く同じ条件の下に成長しているわけではないため、各デンは低いので、両者が混合すれば、凝固先行デンドライトの

ドライトの相互作用により凝固界面には複数のデンドライト

樹間溶質濃度は低下して凝固が促進され、凝固が遅れていにまたがる不均一が生じうると考えられる。その他、鋳型るデンドライトの樹間溶質濃度は増加して凝固が遅れると内の注入流や対流による凝固への影響も存在する。これら推定され、このことから溶質混合は凝固の不均一を助長す

による凝固界面の不均一に対して、鋳片厚み方向の冷却はる方向に作用すると考えられる。すなわち、一般に凝固殻

その不均一を解消する方向に作用するが、一方で溶質の移の冷却は凝固不均一を修復する方向に作用すると考えられ動による混合や対流は、その不均一を拡大する方向に作用

るが、凝固末期の連鋳鋳片中心部は温度勾配が小さいためすると考えられる。後者の影響は温度勾配が小さいほど相に、何らかの原因で凝固の進行に揺らぎがあると冷却によ対的に大きくなるため、凝固末期に至るほど、また溶質対る不均一抑制効果より溶質混合による不均一拡大の効果が流が顕著であるほど、より大きな単位で凝固界面の不均一優勢となり、不均一が安定的に存在しやすくなっている可が生成するものと考えられる。また鋼の連続鋳造の場合、能性がある。

溶鋼プールが極めて深く、凝固殻と鋳片中心軸とのなす角

一方、Lewisらは古く1956年時点で"The principles of

度が極めて小さいために、上述の機構でわずかでも凝固のの中で凝固不均一に起不均一が存在すると容易にブリッジング現象が起こるもの

因するブリッジの生成について言及し、鋼の連続鋳造ではと考えられる。したがってブリッジングの本質的原因は、

固液界面と中心とのなす角度が0.5°以下と極めて小さい

従来から指摘されてきた等軸晶のひっかかり4）,5）が主たる要ために、鋳型内の乱流などによるシェル洗浄効果などに因ではなく、凝固界面が不均一であることにあるといえる。

よって凝固不均一ができると図10（c）に示すようにブリッ

我が国における連続鋳造黎明期においては、ブリッジン

ジやキャビティが生成しやすいこと、一方大断面のアルミグ現象は当初等軸晶組織の場合に限定されて議論されてきニウム鋳造では固液界面と中心とのなす角度が大きいためたように思われるが、ブリッジングは柱状晶組織の場合ににブリッジングは起こらない、と述べている。更に鈴木らも凝固不均一がわずかでもあれば起こりうる現象である。

は鋳型条件を種々変更したインゴット鋳造試験の結果したがって、バルジングなどがなく凝固収縮流動のみにから、V偏析はテーパー量が小さく高径比の大きい鋼塊によって生成される連鋳鋳片の中心偏析をモデルによって説

おいて、端面効果と押湯効果の及ばない加速凝固領域に発明するためには、凝固不均一とそれによるブリッジング現

生し、サクションがV偏析生成の支配因子とする理論で観象が計算結果により再現されるようなモデル化が必要と考察結果をすべて矛盾なく説明できる、としている。このこえられる。更に言えば、中心偏析の生成過程は、比較的上とはLewisの説を裏付けるものである。すなわち、鋼の連流域でのロール間バルジングなどによるバルク溶鋼と樹間鋳の場合、溶鋼プールが極めて深く、凝固殻と鋳片中心軸

濃化溶鋼の混合、その後のブリッジ部の形成、局所的凝固とのなす角度が極めて小さいために、何らかの原因で凝固遅れ部への濃化溶鋼の流入・集積、その際の濃化溶鋼の通の不均一が存在すると容易にブリッジング現象が起こるもり道としてのV偏析形成、等の素過程が一体となって起

continuous casting of metals"

29）

図9

28）

鉛添加スラブに見られる固液界面のデンドライト状ピラミッド24）

図10 ブリッジングによる中心部キャビティの生成機構28）

8

Sanyo Technical Report Vol.19 (2012) No.1

連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題こっているものと考えられることから、中心偏析モデルが（フレッケル、A偏析）が生じうることを指摘している27）。

実際のメカニズムを内包したモデルである場合には、凝固前節で述べたように、連鋳鋳片の中心偏析生成には固液界界面の不均一だけでなくV偏析も計算結果として得られる面の不均一が本質的に重要な因子となっている。連鋳鋳片

ようなモデルであることが望まれる。

の凝固末期における固液界面の不均一凝固がどのようなメカニズムで生じるかは、現時点では十分に明らかになっていないが、Mehrabianらの指摘は、溶質対流が不均一凝固

4. 連鋳中心偏析モデルの現状と今後の課題の主要な原因となっている可能性を示唆するものである。
連鋳の中心偏析の数学モデルの現状についてはFlemings2）やBeckermann3）の詳細なレビューがある。またセルオートマトンモデル（CA）、フェイズフィールドモ
デルについてはNakajima31）らのレビューで詳細に示されている。CAやフェイズフィールドモデルは凝固組織を再現するモデルであり、等軸晶遷移などの現象を核生成現象
を含めて第1原理から計算するためにはこれらの手法が必要である。一方ブリッジングとサクションのメカニズムで生じる中心偏析を再現するために、これらの凝固組織モデ
ルまでさかのぼる必要があるか否かは現時点では定かでは

図11 液相密度が温度低下と共に増加する系の凝固末期
デンドライト樹間流線の模式図と流線に沿ったV偏析27）ない。ここでは連鋳中心偏析の数学モデルについて、凝固不均一に起因する中心偏析生成機構の観点から主な研究を簡単に紹介する。

4.2 流動を考慮したシングルドメインモデルに関する研究

4.1 マクロ偏析モデリングに関する先駆的研究と液相の間に境界が存在するが、各相についてそれぞれ支固相と液相からなる固液共存域内ではミクロ的には固相
マクロ偏析の数学的解析は1960年代のFlemingsら1）の配方程式を記述する方法は固相の形態が複雑であるために研究にさかのぼる。FlemingsらはSheilの式を流動がある

問題が多い。そこで、対象領域を十分に小さいドメインに

場 合 に 拡 張 し、LSRE（local solute redistribution

分割し、ドメイン内では固相、液相をそれぞれの体積率をequation）（1）式を導き、この式を平滑界面の系に適用し、導入することによって平均的に取り扱うシングルドメイン

固液共存域内の樹間流動によってマクロ偏析が引き起こさモデルが開発された。シングルドメインモデルによりマスれることを示した 。

保存、溶質保存、運動量保存、エネルギー保存を全て連成

1）した解析モデルは、Bennonら32）、Beckermannら33）によって 導 出 さ れ、 以 後 の 解 析 モ デ ル の 基 礎 と な っ た。 ま た
Bennonら34）はこのモデルをインゴットのチャンネル偏析の解析に応用し、チャンネル偏析が計算によって再現しうることを示すと共に、固液共存域内の凝固に及ぼす溶質対流の重要性が指摘された。チャンネル偏析は今日では3D解析も行われ35）、図12に示すように、精度よく現象を再現できることが示されている。
またMehrabianら

27）

は（1）式に基づき流れの安定性について考察し、が正であれば流れは安定であり、−1未満であれば固相の再溶解が生じ流れは不安定になることを指摘している。このことは温度の高い側から低い側へ液相が流動する場合は流れは安定であり、温度の低い側から高い側へ液相が流動する場合は流れが不安定になることを示している。更に、Mehrabianら27）はDarcy流れを仮定したときの流線とマクロ偏析との関係について検討し、液相密度が温度の低下と共に増加する系では図11に示すように温度の低い側から中心部に向かう流れが生じ、その場合固相の再溶解が生じうるため、流線に沿った

図12 Sn-20%mass%Bi合金のX線CT像（a）およびチャンネ
ル偏析の解析結果（b）の比較31）

V偏析の形成や、インゴット鋳造におけるチャンネル状偏析

9Sanyo Technical Report Vol.19 (2012) No.1

連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題

4.3 バルジングを考慮したマクロ偏析の解析
連続鋳造におけるマクロ偏析を計算により再現するために、物質収支、溶質収支、エネルギー収支、固液共存域内
流動を連成した初期のモデルはMiyazawaら12）によって報告されている。但しこの解析では、デンドライト樹間流動として固液共存域内のダルシー流れのみを考慮し、対流は考慮していない。その結果、ロール間バルジングを考慮した計算では、図13に示すようにロール間の上流側でのバルジングによりデンドライト樹間からバルク溶鋼側へ向かう流れ（温度が高い側へ向かう流れ）が発生し、バルク溶
質濃度の濃化が進行する結果、図14に示すように中心偏析および中心近傍の負偏析が再現されている。一方、凝固収縮流動のみの場合には図15に示すように、中心側から
高固相率側へ向かう流れ（温度が低い側へ向かう流れ）となる結果、中心部は負偏析となっており、中心部の正偏析は再現されていない。Kajitaniら36）は複数のロール群による連続したバルジングにおける同様の計算を行っているが、この解析においても中心部の正偏析はバルジング存在
下では再現されるものの、凝固収縮のみの場合には再現されていない。その理由は、これらのモデルでは凝固界面の形状はフラットであり、凝固不均一による局所的なブリッジの形成とそれより下方の凝固遅れ部の存在を考慮したモ

図14デルとなっていないためと考えられる。

バルジング及び凝固収縮による流動が存在する場合の中心偏析計算例12）

一方、Ohnakaら37）は、対流を考慮した2次元のモデル
により、複数ロール間のバルジング、対流、及び凝固収縮の影響について解析し、ロール間バルジングがある場合には図16に示すように正の中心偏析と中心近傍の負偏析が再現され、一方、対流の影響は小さいと述べている。またバルジングがなく凝固収縮流動のみの場合にはMiyazawa
ら12） の結果と同様に中心部は負偏析になると報告している。Ohnakaらのモデルは2次元モデルで乱流は無視され

図15 凝固収縮流動のみ（バルジングなし）の場合の流線と中心偏析計算例12）

図13

バルジングがある場合（（a）バルジングのみ（左図）、（b）バルジング＋凝固収縮（右図））の流線の計算例（垂直型連続鋳造、ロール位置はz=0cm,z=40cm）12）

10

Sanyo Technical Report Vol.19 (2012) No.1

連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題ており、上記の結果は、その条件下では対流を考慮しても対流を引き起こし、他の部分の凝固に影響を及ぼす。この凝固収縮流動のみの場合の正編析を再現できていないことためマクロ偏析モデルにおいては熱的および溶質による対を示している。なお、図16では溶質濃度が厚み方向に変流を考慮することが重要である。対流を考慮するには、物の解析ではこの質、溶鋼の運動量、エネルギー、および溶質のそれぞれにような変動はみられないことから、この変動は対流を考慮

対する保存の式を連成して解くことが必要であり、計算方した結果である可能性もあるが、その点については言及さ

法およびフレッケルなどのマクロ偏析解析に関する研究れていない。

が、1980年代以降数多く報告されている32）-33）。ここで、動した分布となっている。Miyazawaら

12）

運動量の保存の式はDarcy流れの項を加えて一般化したNavier-Stokesの式であり、自然対流の項も含まれる。これら4つの保存の式を連成して解くことにより、フレッケ
ルが計算で再現されることが示されている。それらに関する最新の研究動向はNakajimaらのレビュー 31）に示されている。
対流を考慮したモデルの連鋳鋳片のマクロ偏析解析への応 用 は、1990年 以 降Ohnakaら 37）、Aboutalebiら 40）、
Yangら41）、Leeら42） によって報告されている。この内、Ohnakaらの解析は前述したようにバルジングも考慮した解析であり、
かつ乱流を無視した2次元モデルである。一方、
Aboutalebiら40）、Yangら41）およびLeeら42）の解析はいず
れもバルジングを無視し、流動については対流および乱流を考慮し、凝固収縮のみが存在する場合の中心偏析の解析を行っている。Aboutalebiら40）の解析は2次元ビレットの解析であり、中心部で正偏析となることが再現されているが、中心付近の負偏析は再現されていない。Yangら41）の解析は3次元で乱流を考慮した解析であり、完全凝固後の溶質濃度分布の解析結果が示されていないため中心偏析が
図16 対流及びバルジングを共に考慮した解析におけるC濃度分布の計算値（実線）と実測値（プロット）の比較37）

再現されているかどうかについては評価できないが、溶質対流を考慮すると厚み方向の溶質濃度分布の変動がより顕著になることが示されている。Leeら42）の解析も対流を考慮した3次元の解析であるが、完全凝固後の成分分布は図4.4 固相の熱収縮を考慮したマクロ偏析の解析38）17に示すように中心部の正偏析、中心近傍の負偏析が共にによって提案されている。彼らはLSREを固液共存域内の再現されている。Leeらは鋳片表面を強冷却して、凝固末

固相の変形に関する異なったアプローチはLesoultら

体積要素が固相の変形によって変化する場合に拡張した式

期の中心部と表層部の冷却速度の差を小さくする熱的軽圧を導き、固相の熱収縮に起因する中心偏析の生成をビレッ

下についても検討している。熱的軽圧下はLesoultらの主トの凝固について解析した。その結果、鋳片中心部の冷却張する固液共存域の変形に起因する中心偏析生成を抑制す

速度は凝固末期には表層の冷却速度に比べて著しく大きくるものであるが、図18に示すように熱的軽圧下は機械的ななり、このことが中心偏析の主要なメカニズムとして、固軽圧下に比べて偏析改善効果は小さいと述べている。また相の熱収縮によって中心偏析が再現されることを示した。

図19に示すように中心部固相率が0.3〜0.7の領域で軽圧

この考え方はその後Frederikssonら39）によって鋳造末期下することにより中心偏析は大幅に改善されることを示しのトップ引け巣の解析に応用されている。これらの解析はている。図20にC偏析度に及ぼす圧下勾配の影響の計算結丸ビレットであり、その場合には中心偏析の大きな原因に果を示す。軽圧下勾配を増加させるにつれてC偏析度が改なりうるといえるが、スラブ鋳造の場合には凝固殻の熱収善されている。更にこの解析ではC偏析度に及ぼす鋳造速16）縮の中立軸は固液界面近傍にあることが示されており 、度の影響および溶鋼加熱度の影響についても解析し、これその影響はブリッジングと凝固収縮流動の組み合わせによらが大きいほど中心偏析が悪化すると述べている。これら

る影響に比べて小さいと思われる。

の計算結果は概ねこれまでに報告されている適正軽圧下条
件の圧下時期や圧下勾配とほぼ一致している14）,15）。しかし、

4.5 対流を考慮したマクロ偏析モデル

この報告の中では凝固の不均一がどの程度再現されている凝固時に固液前面に排出された溶質は密度が小さいためかどうかについては全く記述されていないため、どのよう

11

Sanyo Technical Report Vol.19 (2012) No.1

連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題

1.380
Centerline segregation
at crater end

Carbon segregation(C/Co)

Carbon segregation(C/Co)

1.4
1.3
1.2
1.1
1.0
0.9
0.8

1.365

+1.8%
-0.1%

1.350
1.335
1.320

-14.4%

1.305
Centerline segregation
at crater end

1.290
0.7
(ⅰ)

-12.0 -10.0 -8.0 -6.0 -4.0 -2.0 0.0 2.0 4.0 6.0 8.0 10.0 12.0

Deviation from centerline(cm)

図19

図17 クレータエンドにおける厚み方向C濃度分布の計算結果42）

(ⅲ)

(ⅳ)

軽圧下の効果に及ぼす圧下時期の影響（（ⅰ）軽圧下なし、（ⅱ）：fs=0〜0.3軽圧下（ⅲ）fs=0.3〜0.7軽圧下、（ⅳ）fs=0.7〜1.0軽圧下）42）

1.36

1.380
Centerline segregation
at crater end

1.365

Carbon segregation(C/Co)

Carbon segregation(C/Co)

(ⅱ)

-1.8%
1.350
1.335
1.320
-14.4%-16.4%

1.305
1.290
1.275

1.35
1.34
1.33
1.32
-10.1%

1.31-14.4%-15.8%

1.30
1.29
1.28

(ⅰ)

(ⅱ)

(ⅲ)

(ⅰ)

(ⅳ)

図20

図18 熱的軽圧下および機械的軽圧下によるC偏析度の比較（（ⅰ）軽圧下なし、（ ⅱ）：熱的軽圧下（ⅲ）機械的軽圧下、（ⅳ）熱的及び機械的軽圧下）42）

(ⅱ)

(ⅲ)

(ⅳ)

軽圧下の効果に及ぼす圧下勾配の影響
42）（鋳造速度1.0m/min）

なメカニズムでこれらの計算結果が得られているかどうか

オーダであるので、少なくとも現時点ではフェイズフィー

や、サクションのメカニズムが計算で再現されているかど

ルド法と連成した中心偏析解析は殆ど不可能である。
一方、CA法はより粗い計算メッシュが可能であるが、うか等は明らかではない。

四角形結晶の成長を取り扱うためデンドライト形態の情報
4.6 組織形成モデルの現状は包含していない。そこで、CA法の原理を用いつつデン

中心偏析やV偏析の生成を、その形態を含めてモデルに

ドライト形態をシミュレートでき、フェイズフィールド法

よって再現するためには、CAやフェイズフィールド法などよりは粗い計算メッシュが可能なフロントトラッキング法の組織形成モデルと連成した解析が必要と考えられる。組が開発されている43）。

織形成モデルの現状についてはNakajima31）らのレビュー
4.7 連鋳中心偏析モデルの現状のまとめと今後の課題

で詳細が紹介されているので、本稿では割愛するが、これらのモデルについても急速に研究が進みつつあり、またコ

連鋳鋳片の中心偏析を解析モデルによって再現する試み

ンピュータの能力も向上しつつあるので、いずれかの時期

は当初ロール間バルジングに伴う偏析についての解析が行にはこれらの組織形成モデルと連成した解析が可能になる

われ、モデルによって正偏析が再現されることが確認されであろうと期待される。特にフェイズフィールド法はデンた。この偏析生成メカニズムはバルジングに伴うデンドラ

ドライト形態を忠実に再現できる点で有望である。しかしな

イト樹間濃化溶鋼とバルク溶鋼の混合によるものである。

31）

がらこのモデルはμmからnmの計算メッシュを必要とし 、一方、1980年代以降の狭ロールピッチの連鋳機ではバル一方連続鋳造プロセスの流動や凝固解析はmmからmのジングの影響は非常に小さくなりスポット状の偏析形態と12

Sanyo Technical Report Vol.19 (2012) No.1

連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題なった。スポット状の偏析形態は、凝固界面不均一とそれ最も本質的で不可避な原因は、凝固組織形態の如何に関わに伴うブリッジングと凝固収縮に伴うサクションによってらず凝固界面の不均一とそれに伴うブリッジング及び凝固生成すると考えられ、濃化した偏析スポットは鋳造方向に収縮に伴うサクションと考えられることが分った。これら

断続的に存在している。連鋳における中心偏析モデルはこの凝固界面の不均一の生成原因には溶質対流が大きく影響

れらのメカニズムを反映したものでなければならないが、している可能性があるが、その詳細は今後の課題である。

これら本稿で述べた偏析生成メカニズムを考慮した解析モ

この観点から連鋳中心偏析モデルに関する現状をサーベイ

デルは殆ど見当たらない。一方、乱流を考慮した3次元モ

した結果、対流を考慮した3次元モデルにおいて凝固収縮

デルでは、凝固収縮による正偏析を計算で再現できているによる正偏析や軽圧下の効果を再現したモデルが報告され報告がある。しかしこの場合も、モデルにおいて中心偏析ているが、凝固不均一が再現されたモデルであるかどうかがどのようなメカニズムで再現されているかについては記は不明であり、現時点において凝固不均一に伴うブリッジ

述がないため不明であり、凝固界面の不均一が再現されてングの生成と凝固収縮に伴うサクションを共に考慮した解いるかどうかについても現時点では不明である。この点を析は殆どみられない。今後、中心偏析をモデルにおいて再と同様の解析を行って鋳片中心現するために必要な条件を、凝固界面の不均一の影響の観明らかにするにはLeeら

42）

部固相率や凝固シェル厚の計算値が鋳造方向に不均一に変点から明らかにしていくことが必要と考えられる。

動しているかどうかを確認すればよい。この計算において、凝固界面の不均一が再現されているとすれば、その理由として溶質対流および乱流を考慮した3次元モデルであるこ

参考文献とが、凝固不均一とブリッジングの再現をもたらしている
1）M.C.Flemings and G.E.Nereo:Trans.AIME, 239,

可能性が考えられる。

（1967）, 1449-1461.

今後は、凝固界面の不均一を計算で再現するための条件

2）M.C.Flemings:ISIJ International, 40（2000）, 9,を明らかにしていくことが中心偏析モデルの更なる発展に

833-841.

とって不可欠と考える。その場合凝固界面の不均一を再現

3）C.Beckermann:International Materials Reviews 47

する上で、溶質対流を考慮するだけで十分かどうかの確認（2002）, 5, 243-261.

が今後の第1の課題である。溶質対流等の計算条件を考慮す

4）森久, 田中伸昌, 佐藤憲夫, 平居正純:鉄と鋼, 57

るだけでは凝固界面の不均一を再現する上で不十分な場合（1971）, 2, 263-286.

は、フロントトラッキング法やフェイズフィールド法のよう

5）鈴木章:鉄と鋼, 60（1974）, 7, 774-783.

な組織形成モデルと連成した解析が必要になると思われる。

6）森久:鉄と鋼, 60（1974）, 784-806.

凝固界面の不均一再現の条件が明らかとなれば、次のス

7）熊井浩, 浅野鋼一, 大橋徹郎, 野村悦夫, 藤井博務:鉄テップとしてV偏析再現の条件解明が重要な検討課題になと鋼, 60（1974）, 7, 894-914.

ると思われる。V偏析は濃化溶鋼が下流側へ吸引される際

8）高石昭呉, 小舞忠信, 野呂克彦, 秋田靖博:鉄と鋼, 60の濃化溶鋼の通路の痕跡と考えられるが、固液共存域の通（1974）, 7, 915-925.

液抵抗には異方性があるために、これらの異方性を考慮し

9）石黒守幸, 川上公成, 伊藤雅治, 三好俊吉:鉄と鋼, 60

た解析が必要である。V偏析の再現が単なる計算条件への（1974）, 7, 885-893.

異方性導入だけで可能かどうか、あるいはフロントトラッ

10）和田要, 荻林成章:製鉄研究, 294（1978）,

キング法やフェイズフィールド法を用いる必要があるかど

91-98.

うかが今後の課題となろう。

11）佐々木寛太郎, 杉谷泰夫, 石村進:鉄と鋼66

凝固界面の不均一とV偏析が計算によって再現できれ（1980）, 1, 43-52.

ば、そのモデルは中心偏析の生成メカニズムを正しく反映

12）K.Miyazawa and K.Schwerdtfeger: Arch,したモデルになっていることを意味していると考えられ、そのモデルによって中心偏析改善に及ぼす様々な操業・設Eisenhuttenwes., 52（1981）, 415-422.

備条件の影響解析が可能となり、中心偏析の更なる改善に

13）中田正之, 土田裕, 村上勝彦, 小沢宏一, 梶谷英雄, 栗林章雄:鉄と鋼, 68（1982）, S871.

資することが期待される。

14）M.Yamada, S.Ogibayashi, M.Tezuka,T.
Mukai:Steelmaking Conference Proceedings, 71

5. まとめ（1988）, 77-85.
中心偏析の実態と生成機構に関わるこれまでの知見を総15）荻林成章, 博士学位論文｢連続鋳造鋳片の軽圧下によ括して、バルジングを抑制した後にも残るスポット状偏析る中心偏析低減に関する研究｣, 東京大学乙10568の生成原因について検討した結果、連鋳鋳片の中心偏析の（1992）.

13

Sanyo Technical Report Vol.19 (2012) No.1

連鋳鋳片の中心偏析生成機構および中心偏析モデルの現状と課題

16）S.Ogibayashi, M.Uchimura, K.Isobe, H.Maede,38）G.Lesoult and S. Sella:Solid State Phenom., 3&4

Y.Nishihara and S.Sato:Proceedings of The Sixth（1988）, 167-178.

International Iron and Steel Congress. Nagoya;39）C.M.Raihle and H.Frederiksson:Metall. Mater.

Japan; 21-26 Oct. （1990）, 271-278.

Trans., 25B（1994）, 123-133.

17）S.Ogibayashi, M.Kobayashi, M.Yamada and40）M.R.Aboutalebi, M.Hasan, and R.I>L.

T.Mukai: ISIJ int., 31（1991）, 1400-1407.

Guthrie:Metall. Mater. Trans, 26B（1995）,

18）S.Ogibayashi, M.Yamada, Y.Yoshida and T.

731-744.

Mukai:ISIJ int., 31（1991）, 1408-1415.

41）H.L.Yang, L.G.Ahao, X.Z.Zhang, K.W.Deng,19）荻林成章, 山田衛, 手墳誠, 向井達夫:鉄と鋼, 72

W.C.Li, and Y.Gan:Metall. Mater. Trans, 29B（1986）, S194.

（1998）, 1345-1356.

20）荻林成章, 山田衛, 手墳誠, 向井達夫:鉄と鋼, 7242）S.Y.Lee, S.I.Chung, and C.P.Hong:Modling of（1986）, S1089.

casting , welding and advanced solidification21）日本鉄鋼協会育成委員会連鋳技術史分科会:｢我が国processes Ⅸ,（ed. P.R.Sahm et al.）, Aachen,における鋼の連続鋳造技術史｣,日本鉄鋼協会（1996

Shaker Verlag.（2000）, 648-655.

年11月）.

43）M.Nakagawa, Y.Natsume and K.Ohsasa:ISIJ

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（1974）, S410.
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1269.
26）及川勝成:private communication.
27）R.Mehrabian, M.Keane, and M.C.Flemings:Metall.
Trans., 1（1970）, 1209-1220.
28）D,M,Lewis and J.Savage:Metallurgical Rev., 1（1956）, 65.
29）鈴木是明, 宮本剛汎:鉄と鋼, 59（1973）, 431-445.
30）泉井利夫, 斎藤康志, 押場和也, 小口征男:鉄と鋼, 72（1986）, S189.
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14

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