JP2003205348A - 凝固組織の優れた鋳片の連続鋳造方法及びその鋳片 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 安価で、工業的生産性を備え、溶鋼が凝固し
た鋳片の凝固組織の等軸晶率を高めることにより、鋳片
の内部に形成される中心偏析やセンターポロシティ等の
内部欠陥を防止して鋳片の品質を向上することができる
凝固組織の優れた鋳片の連続鋳造方法及びその鋳片を提
供する。 【解決手段】 溶鋼を下式で求められるＣ１値が２０以
上になるように成分調整してから連続鋳造する凝固組織
の優れた鋳片の連続鋳造方法及び凝固組織の優れた鋳
片。Ｃ１＝３３０（Ｃ質量％）＋５（Ｓｉ質量％）＋２
（Ｍｎ質量％）＋１１５（Ｐ質量％）＋７２０（Ｓ質量
％）＋（Ｎｉ質量％）＋０．１（Ｃｒ質量％）

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、連続鋳造装置を用
いて溶鋼を凝固させて微細な等軸晶の凝固組織を備えた
鋳片を製造する凝固組織の優れた鋳片の連続鋳造方法及
びその鋳片に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、溶鋼を凝固させた鋳片には、中心
偏析やセンターポロシティ、内部割れ等の内部欠陥が発
生する場合がある。この内部欠陥を抑制するため、鋳造
時の溶鋼温度を低くする低温鋳造を行ったり、鋳型や支
持セグメントに電磁攪拌装置を設置して凝固しつつある
溶鋼の攪拌を行う等により、溶鋼が凝固した鋳片内の等
軸晶の形成を促進し、凝固組織を微細化することが行わ
れている。しかし、低温鋳造を行う場合、溶鋼を鋳型に
注湯する浸漬ノズルに詰まりが生じ易くなり、溶鋼湯面
や鋳造速度が変動して操業が不安定になり、しかも、浸
漬ノズルの極端な詰まりが発生すると、鋳造作業の中断
を招くという問題がある。

【０００３】一方、電磁攪拌装置を用いて凝固しつつあ
る溶鋼を攪拌する場合、攪拌力を付与した近傍の溶鋼の
凝固組織を微細にできるが、鋳片の全体を等軸晶の微細
な凝固組織にすることができない。しかも、鋳片の全体
を等軸晶化するには、電磁攪拌装置を多段に配置する必
要があるが、電磁攪拌装置の設置により、設備費用や電
力コストが増大したり、設備制約により電磁攪拌装置の
設置場所を確保することが困難になるという問題があ
る。

【０００４】この対策として、溶鋼中に凝固時の接種核
として作用する酸化物を形成して、凝固組織の等軸晶化
を促進することが行われており、例えば、特開平７−６
２４１７号公報に記載されているように、金属ＭｇやＭ
ｇ合金に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃの一種以上を混合した
混合物を溶鋼に添加し、溶鋼内に接種核として有効な酸
化物を形成して、鋳片を加工した鋼材の品質を高める方
法が行われている。更に、特開平９−２８７０１５号公
報に記載されているように、溶鋼に金属ＡｌあるいはＡ
ｌ合金を添加してＡｌ脱酸を行った後、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍ
ｇの一種以上を添加し、溶鋼中の粗大なアルミナクラス
ター（酸化物）の個数を低減し、鋼材の組織の改善や製
品の表面品質を改善する方法が行われている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
７−６２４１７号公報に記載された方法では、Ｍｇを含
む混合物を添加した際、溶鋼中の存在するＳｉＯ₂ 、Ｍ
ｎＯ、Ａｌ₂ Ｏ₃ 等の酸化物が、脱酸過程でＭｇが酸化
して生成するＭｇＯと結合して低融点の酸化物を形成す
る場合があり、溶鋼の凝固時に接種核として有効な酸化
物の形成が阻害される。接種核として有効に作用するＭ
ｇＯ等の酸化物を形成するには、多量のＭｇ合金を添加
したり、溶鋼を覆うスラグ中のＳｉＯ₂ 、ＭｎＯ、Ａｌ
₂ Ｏ₃ 等の酸化物が少なくなるように、スラグ組成の改
質を行う必要があり、改質そのものが手間を要し、しか
も、製造コストが高くなる。しかも、多量のＭｇ合金を
添加は、溶鋼中の酸化物の絶対量が増加する等の問題が
ある。

【０００６】更に、特開平９−２８７０１５号公報に記
載された方法では、Ａｌ脱酸の後、溶鋼にＺｒを添加し
て脱酸を行うため、ＺｒＯ₂ ・Ａｌ₂ Ｏ₃ 、ＭｇＯ・Ａ
ｌ₂Ｏ₃ 等が結合した複合型の酸化物が粗大化し、鋳片
に、粗大な酸化物の一部が残存することがある。その結
果、溶鋼を凝固させた鋳片の凝固組織が粗大化し、鋳片
の内部に、中心偏析やセンターポロシティ、内部割れ等
の内部欠陥が発生し、鋳片の品質を著しく阻害するとい
う問題がある。このように、低温鋳造を適用した鋳造で
は、浸漬ノズルの詰まりの発生によって鋳造操業が不安
定化し、電磁攪拌装置を用いても装置を多段に配置し、
設備費用や電力コストの増大を招く。更に、接種核とな
る金属等添加しても安定して鋳片の内部欠陥を防止して
鋳片の品質を向上することができないと言う問題があ
る。

【０００７】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
で、安価で、工業的生産性を備え、溶鋼が凝固した鋳片
の凝固組織の等軸晶率を高めることにより、鋳片の内部
に形成される中心偏析やセンターポロシティ等の内部欠
陥を防止して鋳片の品質を向上することができる凝固組
織の優れた鋳片の連続鋳造方法及びその鋳片を提供する
ことを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】前記目的に沿う本発明に
係る凝固組織の優れた鋳片の連続鋳造方法においては、
溶鋼を下式で求められるＣ１値が２０以上になるように
成分調整してから連続鋳造する。この方法により、凝固
時の初晶がフェライト−鉄の場合、溶鋼が凝固する過程
の凝固シェルの内側では、凝固シェルの近傍における溶
鋼が鋳型等の冷却によって生じる実際の温度勾配と、濃
化などにより溶鋼中の成分に起因した液相線温度勾配に
差を生じ、この温度差の領域で、組成的過冷却が形成さ
れる。この組成的過冷却の領域では、凝固核が生成し、
等軸晶化することができる。更に、鋳片の凝固組織の等
軸晶率を高めることにより、鋳片の内部に形成される中
心偏析やセンターポロシティ等の内部欠陥を防止して鋳
片の品質を向上することができる。

【０００９】また、等軸晶率が高くなると、熱延後の再
結晶組織が微細になるので、製品板の表面の微小凹凸
（リジング、ローピング）が防止でき、表面性状を良好
にする ことができる。Ｃ１＝３３０（Ｃ質量％）＋５（Ｓｉ質量％）＋２（Ｍｎ質量％ ）＋１１５（Ｐ質量％）＋７２０（Ｓ質量％）＋（Ｎｉ質量％）＋０．１（Ｃｒ 質量％） ‥‥ （１） なお、Ｃは溶鋼中の炭素、Ｓｉは溶鋼中の珪素、Ｍｎは
溶鋼中のマンガン、Ｐは溶鋼中の燐、Ｓは溶鋼中の硫
黄、Ｎｉは溶鋼中のニッケル、Ｃｒは溶鋼中のクロムで
ある。

【００１０】本発明に係る凝固組織の優れた鋳片の連続
鋳造方法において、前記溶鋼は、下式で求められるＣ２
値を２０以上になるように成分調整することが好まし
い。これにより、凝固時の初晶がフェライト−鉄、オー
ステナイト−鉄のいずれにおいても、溶鋼が凝固する過
程の凝固シェルの内側では、凝固シェルの近傍における
溶鋼が鋳型等の冷却によって生じる実際の温度勾配と、
濃化などにより溶鋼中の成分に起因した液相線温度勾配
に差を生じ、この温度差の領域で、組成的過冷却が形成
される。この組成的過冷却の領域では、溶鋼の凝固核が
生成し、凝固組織を等軸晶化することができる。

【００１１】更に、鋳片の凝固組織の等軸晶率を高める
ことにより、鋳片の内部に形成される中心偏析やセンタ
ーポロシティ等の内部欠陥を防止して鋳片の品質を向上
することができる。また、等軸晶率が高くなると、熱延
後の再結晶組織が微細になるので、製品板の表面の微小
凹凸（リジング、ローピング）が防止でき、表面性状を
良好にすることができる。 Ｃ２＝Σｍ（Ｘ）×（１−ｋ（Ｘ））／ｋ（Ｘ）×（Ｘ質量％）‥‥（２） ここで、ｍ（Ｘ）は溶鋼の液相線温度の低下に対するＸ
元素の濃度係数（Ｋ／質量％）、ｋは溶鋼中のＸ元素の
平衡分配係数、Σは成分元素の総和を算出することを示
す。

【００１２】更に、本発明に係る凝固組織の優れた鋳片
においては、溶鋼を下式で求められるＣ１値が２０以上
になるように成分調整してから連続鋳造して製造する。
この鋳片は、等軸晶率が高く、微細な凝固組織となるの
で、鋳片の内部に発生する中心偏析やセンターポロシテ
ィ等の内部欠陥を防止でき、この鋳片を加熱して圧延等
の加工を施して製造した鋼材の中心偏析やセンターポロ
シティ等に起因する内部欠陥も防止することができる。 Ｃ１＝３３０（Ｃ質量％）＋５（Ｓｉ質量％）＋２（Ｍｎ質量％）＋１１５（ Ｐ質量％）＋７２０（Ｓ質量％）＋（Ｎｉ質量％）＋０．１（Ｃｒ質量％）‥‥ （１） ここで、Ｃは溶鋼中の炭素、Ｓｉは溶鋼中の珪素、Ｍｎ
は溶鋼中のマンガン、Ｐは溶鋼中の燐、Ｓは溶鋼中の硫
黄、Ｎｉは溶鋼中のニッケル、Ｃｒは溶鋼中のクロムで
ある。

【００１３】

【発明の実施の形態】続いて、添付した図面を参照しつ
つ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発
明の理解に供する。図１は本発明の一実施の形態に係る
凝固組織の優れた鋳片の連続鋳造方法に適用される連続
鋳造装置の説明図である。図１に示すように、本発明の
一実施の形態に係る凝固組織の優れた鋳片の連続鋳造方
法に用いる連続鋳造装置１は、溶鋼２を貯湯するタンデ
ィッシュ３と鋳型４を有し、タンディッシュ３の低部に
鋳型４に注湯する浸漬ノズル５と、鋳型４から下流側へ
運ばれると共に、溶鋼２に図示しない冷却水ノズルから
散水して溶鋼２の凝固殻６の成長を促進する支持セグメ
ント７と、支持セグメント７の後方に鋳片８を軽圧下す
る圧下セグメント９を有ししており、更に、凝固した鋳
片８を連続的に引き抜く一対のピンチロール１０を備え
ている。

【００１４】次に、本発明の一実施の形態に係る凝固組
織の優れた鋳片の連続鋳造方法について連続鋳造装置１
を用いて説明する。本発明者等は、溶鋼が凝固する際
に、凝固組織の等軸晶率と溶鋼成分の関係について、鋭
意研究を進めた結果、後述する１式、又は２式を満たす
条件に溶鋼成分を調整し、この溶鋼を凝固させることに
より、凝固組織中の等軸晶率を高めることができること
を知見した。すなわち、溶鋼２中の炭素（Ｃ）や珪素
（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、燐（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、
ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）等の元素から後述す
るＣ１値が下式を満たすように調整する。 Ｃ１＝３３０（Ｃ質量％）＋５（Ｓｉ質量％）＋２（Ｍｎ質量％）＋１１５（ Ｐ質量％）＋７２０（Ｓ質量％）＋（Ｎｉ質量％）＋０．１（Ｃｒ質量％） ‥ ‥ （１） なお、Ｃは溶鋼中の炭素、Ｓｉは溶鋼中の珪素、Ｍｎは
溶鋼中のマンガン、Ｐは溶鋼中の燐、Ｓは溶鋼中の硫
黄、Ｎｉは溶鋼中のニッケル、Ｃｒは溶鋼中のクロムで
ある。

【００１５】この溶鋼２をタンディッシュ３から鋳型４
内に浸漬ノズル５を介して注湯する。そして、鋳型４に
よる冷却によって凝固シェル６を形成し、更に、支持セ
グメント７で支持しながら支持セグメント７内に設けた
冷却水ノズルから散水して溶鋼２の凝固殻６の成長を促
進させ、圧下セグメント９により軽圧下されてから、一
対のピンチロール１０により鋳片８として０．８〜２．
０ｍ／分の速度で連続して引き抜きを行う。この鋳片８
は、溶鋼が凝固する過程の凝固シェルの内側では、凝固
シェルの近傍における溶鋼が鋳型等の冷却によって生じ
る実際の温度勾配と、濃化などにより溶鋼中の成分に起
因した液相線温度勾配に差を生じ、この温度差の領域
で、組成的過冷却が形成される。この組成的過冷却の領
域の形成により、組成的過冷却の領域内に凝固核が生成
し、等軸晶率の高い凝固組織にすることができる。

【００１６】更に、溶鋼２中に液相線温度に影響を与え
るＸ元素として、例えば、モリブデン（Ｍｏ）、チタン
（Ｔｉ）、タングステン（Ｗ）、ジルコン（Ｚｒ）等の
条件を下記２式を満たすように調整する。 Ｃ２＝Σｍ（Ｘ）×（１−ｋ（Ｘ））／ｋ（Ｘ）×（Ｘ質量％） ‥‥（２） ここで、ｍ（Ｘ）は溶鋼の液相線温度の低下に対するＸ
元素の濃度係数（Ｋ／質量％）、ｋは溶鋼中のＸ元素の
平衡分配係数、Σは成分元素の総和を算出することを示
す。このように、２式を満たすように調整された溶鋼２
を鋳造することにより、凝固組織の等軸晶率を高くで
き、内部欠陥の少ない鋳片８を製造することができ、こ
の鋳片を加熱してから圧延加工を施した鋼材の表面欠陥
等の発生を防止し、鋼材の品質を向上することができ
る。

【００１７】次に、上述した（１）および（２）式の物
理的意味を説明する。一般に鋳片の凝固組織は表層部は
柱状晶であり、ある程度内部に入った部位で等軸晶に遷
移する。等軸晶遷移位置は、凝固界面における組織的過
冷度が一定の大きさに達した位置と考えられる。そして
凝固界面前方における実際の温度勾配は表層から内部に
入るほど寝てくるため内部ほど組織的過冷度は大きくな
る。このため、ある程度内部に入った位置から柱状晶か
ら等軸晶に形態が遷移する。鋼種差については、凝固界
面に溶質元素の濃化が生じ易い鋼種ほど組織的過冷度が
大きくなるので等軸晶化し易いと考えられる。

【００１８】そこで組織的過冷度の成分依存性を指標化
することが考えられる。まず、凝固の定常状態を考え、
凝固界面近傍の液相線温度分布を推定する。定常状態の
凝固では、凝固界面近傍の濃度境界層を除くと、見掛け
上濃度Ｃｏの液相から濃度Ｃｏの固相が生じる。ただ
し、ミクロ的に観察して凝固界面前方の濃度境界層内に
は濃度分布があり、凝固界面に接する液相の溶質濃度は
Ｃｏ／ｋである。濃度境界層の幅をδとして濃度勾配を
直線近似すると、濃度勾配は（３）式で表される。 ｄＣ／ｄＸ＝（１／ｋ（Ｘ）−１）・Ｃｏ（Ｘ）／δ（Ｘ） ‥‥ （３）

【００１９】溶質濃度分布に応じて液相線温度も変化す
る。液相線温度に対するＸ元素の濃度係数（Ｋ／質量
％）をｍ（Ｘ）とすると、液相線温度勾配は、（４）式
となる。 ｄＴＬ／ｄＸ＝Σｍ（Ｘ）・（１／ｋ（Ｘ）−１）・Ｃｏ（Ｘ）／δ（Ｘ） ‥‥ （４） ここで、Σは全元素の総和を計算することを意味する。
（４）式で表される液相線温度勾配より実際の温度勾配
が小さい領域で組成的過冷が生じることになる。さら
に、溶質元素毎の濃度境界層厚みδ（Ｘ）を一定値と見
做して省略し、成分依存項を集約したのが（５）式であ
る。 Ｃ２＝Σｍ（Ｘ）・（１／ｋ（Ｘ）−１）・Ｃｏ（Ｘ） ‥‥ （５） ここで、ｍ（Ｘ）は溶鋼の液相線温度に対するＸ元素の
濃度係数（Ｋ／質量％）、ｋ（Ｘ）は溶鋼中のＸ元素の
平衡分配係数、Σは成分元素の総和を表す。

【００２０】また、普通鋼およびＳＵＳへの適用を考慮
して、主要元素について定式化したものが（６）式であ
る。 Ｃ１＝３３０（Ｃ質量％）＋（Ｓｉ質量％）＋２（Ｍｎ質量％）＋１１５（Ｐ 質量％）＋７２０（Ｓ質量％）＋（Ｎｉ質量％）＋０．１（Ｃｒ質量％） ‥‥ （６） （５）、（６）式の値が大きいほど液相線温度勾配が大
きくなり、従って、組成的過冷が生じ易くなることを意
味する。すなわち、両指標により、組成的過冷による等
軸晶化傾向の鋼種影響を判断できる。

【００２１】なお、両指標は組成的過冷による等軸晶化
傾向だけを指標化するものである。例えば、ＴｉＮ等の
接種効果や電磁攪拌効果は別途考慮する必要がある。接
種は凝固核生成に要する臨界過冷度を低減して等軸晶化
を促進し、電磁攪拌はデンドライト分断による凝固核を
増殖するので、組成的過冷による等軸晶化傾向にこれら
の効果を上乗せして考慮しなくてはならないからであ
る。

【００２２】

【実施例】次に、凝固組織の優れた鋳片の連続鋳造方法
及びその鋳片の実施例について説明する。溶鋼中の炭素
や珪素、マンガン、燐、硫黄、ニッケル、クロム等の元
素を、前記した（１）式を用いて求めたＣ１値が２０以
上になるように調整した１５０トンの溶鋼を浸漬ノズル
を介して鋳型に注湯し、鋳型による冷却と支持セグメン
トに設けた冷却水ノズルからの散水により凝固させ、鋳
片をピンチロールにより１．２ｍ／分の速度で引き抜い
た。この鋳片を切断し、その断面の等軸晶率、センター
ポロシティ評点、中心偏析評点、製品板（鋼材）の表面
性状を調査した。

【００２３】その結果を表１に示す。Ｎｏ．１、２は本
発明例であり、Ｎｏ．３〜５は比較例である。Ｎｏ．１
の本発明例の場合は、溶鋼が低炭素鋼用の場合であり、
等軸晶率を２５％、センターポロシティ評点及び中心偏
析評点、製品板（鋼材）の表面性状について良好（○）
な結果が得られた。Ｎｏ．２の本発明例の場合は、溶鋼
がステンレス鋼（ＳＵＳ）の場合であり、等軸晶率を２
５％、センターポロシティ評点及び中心偏析評点が良好
（○）で、しかも、製品板（鋼材）の表面性状につい
て、リジングやローピング等の表面欠陥が無く良好
（○）な結果が得られた。

【００２４】

【表１】

【００２５】これに対し、比較例Ｎｏ．３は、溶鋼が低
炭素鋼用で、（１）式、又は（２）式を満たさない場合
であり、等軸晶率を５％、センターポロシティ評点及び
中心偏析評点、製品板（鋼材）の表面性状について悪い
（×）結果となった。比較例Ｎｏ．４は、溶鋼がステン
レス鋼（ＳＵＳ）で、（１）式、又は（２）を満たさな
い場合であり、等軸晶率を７％、センターポロシティ評
点及び中心偏析評点、製品板（鋼材）の表面性状につい
て悪い（×）結果となった。

【００２６】比較例Ｎｏ．５は、溶鋼がステンレス鋼
（ＳＵＳ）で、（１）式、又は（２）を満たさない場合
であり、等軸晶率を１５％であったが、センターポロシ
ティ評点及び中心偏析評点、製品板（鋼材）の表面性状
について悪い（×）結果となった。なお、Ｎｏ．１及び
２について、前記した（１）式、又は（２）を満たす場
合についても鋳造を行って鋳片を製造し、その断面の等
軸晶率、センターポロシティ評点、中心偏析評点、製品
板（鋼材）の表面性状を調査したが、いずれも優れた結
果が得られた。

【００２７】以上、本発明の実施の形態を説明したが、
本発明は、上記した形態に限定されるものでなく、要旨
を逸脱しない条件の変更等は全て本発明の適用範囲であ
る。例えば、等軸晶率は、溶鋼を連続鋳造装置を用いて
鋳造して製造した鋳片を切断し、表面を研磨して、断面
の凝固組織をピクリン酸液でエッチングして凝固組織を
顕微鏡で観察し、等軸晶率（鋳片の等軸晶率）を測定す
ることができる。更に、前記した溶鋼の成分から決まる
Ｃ１値、Ｃ２値の条件と、鋳型内の溶鋼を電磁攪拌装置
により攪拌する方法とを組み合わせて用いることもでき
る。

【００２８】

【発明の効果】以上述べたように、本発明により、鋳片
の内部に形成される中心偏析やセンターポロシティ等の
内部欠陥を防止でき、鋳片の品質を向上することができ
る。特に、溶鋼が凝固する過程の凝固シェルの内側に組
成的過冷却を安定して形成し、溶鋼の凝固核が生成して
等軸晶率の高い凝固組織にすることができ、鋳片の内部
欠陥を防止して鋳片の品質を安定して向上することがで
きる。さらに、鋳片の等軸晶率が高く、微細な凝固組織
にして中心偏析やセンターポロシティ等の内部欠陥を防
止でき、この鋳片に圧延等の加工を施した鋼材の表面欠
陥、ＵＳＴ欠陥等の無い良品質の鋼材を得ることができ
る等の極めて優れた効果を奏するものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の一実施の形態に係る凝固組織の優れた
鋳片の連続鋳造方法に適用される連続鋳造装置の説明図
である。

【符号の説明】

１ 連続鋳造装置 ２ 溶鋼 ３ タンディッシュ ４ 鋳型 ５ 浸漬ノズル ６ 凝固シェル ７ 支持セグメント ８ 鋳片 ９ 圧下セグメント １０ ピンチロール

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 溶鋼を下式で求められるＣ１値が２０以
   上になるように成分調整してから連続鋳造することを特
   徴とする凝固組織の優れた鋳片の連続鋳造方法。Ｃ１＝
   ３３０（Ｃ質量％）＋５（Ｓｉ質量％）＋２（Ｍｎ質量
   ％）＋１１５（Ｐ質量％）＋７２０（Ｓ質量％）＋（Ｎ
   ｉ質量％）＋０．１（Ｃｒ質量％） ここで、Ｃは溶鋼中の炭素、Ｓｉは溶鋼中の珪素、Ｍｎ
   は溶鋼中のマンガン、Ｐは溶鋼中の燐、Ｓは溶鋼中の硫
   黄、Ｎｉは溶鋼中のニッケル、Ｃｒは溶鋼中のクロムで
   ある。
2. 【請求項２】 請求項１記載の凝固組織の優れた鋳片の
   連続鋳造方法において、前記溶鋼は、下式で求められる
   Ｃ２値を２０以上になるように成分調整していることを
   特徴とする凝固組織の優れた鋳片の連続鋳造方法。 Ｃ２＝Σｍ（Ｘ）×（１−ｋ（Ｘ））／ｋ（Ｘ）×（Ｘ
   質量％） ここで、ｍ（Ｘ）は溶鋼の液相線温度の低下に対するＸ
   元素の濃度係数（Ｋ／質量％）、ｋは溶鋼中のＸ元素の
   平衡分配係数、Σは成分元素の総和を算出することを示
   す。
3. 【請求項３】 溶鋼を下式で求められるＣ１値が２０以
   上になるように成分調整してから連続鋳造して製造され
   たことを特徴とする凝固組織の優れた鋳片。 Ｃ１＝３３０（Ｃ質量％）＋５（Ｓｉ質量％）＋２（Ｍ
   ｎ質量％）＋１１５（Ｐ質量％）＋７２０（Ｓ質量％）
   ＋（Ｎｉ質量％）＋０．１（Ｃｒ質量％） ここで、Ｃは溶鋼中の炭素、Ｓｉは溶鋼中の珪素、Ｍｎ
   は溶鋼中のマンガン、Ｐは溶鋼中の燐、Ｓは溶鋼中の硫
   黄、Ｎｉは溶鋼中のニッケル、Ｃｒは溶鋼中のクロムで
   ある。