JP3105150B2 - 中炭素鋼鋳片の連続鋳造用モールドパウダーおよび中炭素鋼鋳片の連続鋳造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は炭素含有量が０．０８〜
０．１６ｗｔ．％程度の中炭素鋼の連続鋳造において、
鋳片表面に発生する縦割れ防止に有効な連続鋳造用モー
ルドパウダーおよびこのようなモールドパウダーを使用
する中炭素鋼鋳片の連続鋳造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】溶鋼の連続鋳造において、モ−ルドパウ
ダ−は、モ−ルド内溶鋼上表面に所定量添加され、溶融
したモ−ルドパウダ−は溶鋼上表面を覆って溶鋼の保温
および酸化防止、並びに、溶鋼中から浮上した非金属介
在物の吸収作用を有する。更に、モ−ルド表面と鋳片凝
固シェル表面との間隙に流入してモ−ルドと鋳片との間
の潤滑作用、および、鋳片からモ−ルド等への熱移動制
御作用を有する。

【０００３】鋳片表面の縦割れ発生を防止するためには
モ−ルドパウダ−による上記熱移動を適正に制御するこ
とが極めて重要である。この発明は、この熱移動の適正
化を適正なるモ−ルドパウダ−によって達成したもので
ある。

【０００４】溶鋼の凝固において、炭素含有量が０．０
８〜０．１６ｗｔ．％のいわゆる中炭素鋼は、凝固時に
包晶反応を起こす化学成分組成に属するため凝固時の収
縮量が大きいので、モールド表面と鋳片の凝固シェル表
面との間に局部的な隙間が形成され、モ−ルド表面に接
している部分といない部分とが発生し、凝固シェル厚さ
が不均一な凝固シェル（以下、「不均一凝固シェル」と
いう）が生成しやすい。その結果、不均一な凝固シェル
にかかる熱応力により鋳片表面に所謂縦割れが発生しや
すく、縦割れが発生すると鋳片の手入れ工程が必要とな
り、ひいては、鋳片の熱間直送加熱または熱間直送圧延
ができず省エネルギーの大きな支障となる。

【０００５】この凝固シェル厚さの不均一性を緩和する
ためには、モールド内における鋳片の緩冷却化が有効で
あることが知られている。緩冷却を図る方法としては
（１）モールド銅板の内面に低熱伝導率の金属を接合し
更にメッキする方法、あるいはモールド銅板の内面に溝
を形成する方法、（２）凝固シェルとモールドとの隙間
にあるモールドパウダーに気孔を形成させ熱伝導率を下
げる方法（特開平３−２７８５０号公報）、（３）モー
ルドパウダーの結晶化温度を高め結晶層厚さを確保する
方法（例えば、特開平５−２７７６８０号公報) が提案
されており、実用的には（３）の方法（以下、「先行技
術」という）が主流となっている。

【０００６】モ−ルドパウダ−の結晶化温度の評価法と
しては、一般に、溶融モ−ルドパウダ−の粘度・温度の
所謂アウレニウスプロットより得られた関係において、
粘度が著しく上昇し粘度・温度の関係が直線関係から偏
奇する温度、冷却時の温度測定によって結晶化発熱によ
り温度降下が停滞する点における温度、または、示差熱
分析法による発熱ピークの測定によって求められてい
る。そして、パウダ−スラグの結晶化温度が高いモ−ル
ドパウダ−ほど結晶化が進行しやすいと言われている。

【０００７】パウダースラグの結晶化温度を上昇させる
には塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ₂ ）を高めることが有効で
あり、また、Ｎａ₂ Ｏ、 Ｆ、Ｂ₂ Ｏ₃ 、ＢａＯ、Ｍｇ
Ｏ、Ａｌ₂ Ｏ₃ 等が結晶化温度に影響を及ぼすので、モ
ールドパウダーの設計に当たってはこの点に対する留意
が必要であることが開示されている（品川技報第３２号
（１９８９年) １４７頁）。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】従来技術においては、
パウダ−スラグの結晶化温度（先行技術においては、凝
固温度と呼んでいる。特開平５−２７７６８０号公報明
細書第２頁第２欄第２〜３行参照）の評価を行なう場合
の冷却速度は、最高でも数十℃/min程度である。これに
対して、実際の連続鋳造において、モールドパウダーの
溶融層がモールドに接触し冷却される場合の冷却速度は
数千℃/minである。従って、従来技術によるパウダ−ス
ラグの結晶化温度の評価条件では、実際の連続鋳造時に
おけるパウダ−スラグの結晶生成状態を反映しているか
否かは疑問である。

【０００９】そこで、本発明者等は現実に、従来技術で
は高結晶化温度を有すると評価された各種のモールドパ
ウダーを試作し、各種の冷却条件で結晶生成状況を観察
した。その結果、高結晶化温度を有するとされるモール
ドパウダーであっても、実機に近い急冷条件では必ずし
も結晶生成量が多いとは限らず、また、実機における試
験においてもこれを裏付ける結果を得た。

【００１０】鋳片表面の縦割れ発生を防止するために
は、連続鋳造時モ−ルド内で鋳片表面が急冷凝固により
凝固シェルが生成する時に、パウダ−スラグがモ−ルド
表面と鋳片の凝固シェル表面との間に流入し凝固するこ
とによって、鋳片が均一に緩冷却されるようなモ−ルド
パウダ−の使用が望まれる。従って、このような均一且
つ緩冷却を実現することができるモ−ルドパウダ−の開
発、および、このような適正な化学成分組成を有し、且
つ、上述したように、実機使用においてこのような作用
・効果を発揮するか否かの適正な評価方法を確立するこ
とが望まれる。

【００１１】従って、この発明の目的は、上述した問題
を解決し、モ−ルドパウダ−に通常要求される保温性、
酸化防止性、非金属介在物の吸収性および潤滑性を維持
しつつ、且つ、中炭素鋼鋳片の連続鋳造において、モ−
ルド内鋳片の不均一凝固シェルの生成が原因となる鋳片
表面の縦割れ等の発生を安定して防止することができる
連続鋳造用モ−ルドパウダ−およびそのような中炭素鋼
鋳片の連続鋳造方法を提供することにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、炭素を
０．０８〜０．１６ｗｔ．％含有する中炭素鋼の連続鋳
造において、鋳片表面の縦割れの問題解決のために、パ
ウダ−スラグの急冷凝固時の結晶化率、結晶化に伴う発
熱量および実機使用等各方面から多くの実験を行なっ
た。その結果、従来の結晶化温度測定方法で得られるよ
うな数十℃／ｍｉｎ程度での冷却速度によって評価され
る結晶化温度（以下、「平衡結晶化温度」という）によ
ってでは、実機に近い冷却速度での結晶生成を評価する
ことはできないが、パウダ−スラグを急冷した時の結晶
化率の測定値によって、連続鋳造実機でのパウダ−スラ
グの結晶化率を評価することができ、上記測定値と鋳片
表面の縦割れ発生状況とがよく対応することを見い出し
た。この発明は上述した知見に基づいてなされたもので
ある。

【００１３】この発明の中炭素鋼鋳片の連続鋳造用モ−
ルドパウダ−は、ＣａＯおよびＳｉＯ₂ を主成分とし、
ＣａＯ含有量（ｗｔ．％）とＳｉＯ₂ 含有量（ｗｔ．
％）との比が１．２〜１．６の範囲内にあり、且つ、Ｍ
ｇＯ含有量（ｗｔ．％）とＬｉ₂ Ｏ含有量（ｗｔ．％）
との和が２〜６ｗｔ．％の範囲内にある化学成分組成を
有する連続鋳造用モ−ルドパウダ−であって、下記試験
方法：溶融状態の前記パウダ−を１５００〜２５００℃
／ｍｉｎの範囲内の冷却速度で、少なくとも、４００℃
以下の温度まで冷却し凝固させ、このようにして得られ
た常温におけるパウダ−の結晶化率を測定する方法、に
よって評価された結晶化率が５０面積％以上であること
に特徴を有するものである。

【００１４】この発明の中炭素鋼鋳片の連続鋳造方法
は、上述したこの発明の中炭素鋼鋳片の連続鋳造用モ−
ルドパウダ−を用いて、炭素を０．０８〜０．１６ｗ
ｔ．％の範囲内で含有する鋳片を連続鋳造により製造す
ることに特徴を有するものである。

【００１５】

【作用】溶鋼の連続鋳造時において、モールドに添加さ
れたモールドパウダーは溶鋼からの熱により溶融し、パ
ウダ−スラグとなって溶鋼表面を覆い、モ−ルドの振動
および鋳片の引き抜きに伴いモールドと鋳片の凝固シェ
ル表面との間の間隙に膜状に流入し、鋳片の下方への移
動につれて下方に移動し、次いで、モ−ルド下に流出す
る。モ−ルドは通常内部が水冷された銅製であり、モー
ルドの鋳片と接する側の表面温度（以下、「モ−ルド表
面温度」という）は３００℃程度である。前記間隙に流
入した膜状のパウダ−スラグはモールドにより急冷さ
れ、そのモールド側はガラス状または結晶状の固着層に
変化する。中炭素鋼の鋳造においてはモ−ルド内溶鋼の
メニスカスからその下部１０ｃｍ程度までの範囲内にモ
ールドと凝固シェルとの間の間隙に、均一なパウダ−ス
ラグの上記結晶層が生成されれば、凝固シェルは均一緩
冷却され、鋳片の縦割れが少なくなると言われている。

【００１６】従来、パウダ−スラグの結晶化温度は、前
述したように、粘度・温度のアウレニウスプロットによ
る方法、冷却時の結晶化発熱による方法および示差熱分
析法により求められており、結晶化温度が高いパウダ−
スラグほど結晶化が進行しやすいと言われている。しか
し、上記方法で求められた結晶化温度はいずれも、せい
ぜい数十℃/min程度の冷却速度での測定値である。従っ
て、このような平衡状態に近い状態での結晶生成のでき
易さによって、連続鋳造実機における前記間隙への流入
パウダ−スラグの冷却速度のような数千℃/minという急
冷条件での結晶生成の評価をすることは困難である。

【００１７】そこで本発明者等は、連続鋳造実機操業時
におけるモ−ルドパウダ−スラグの結晶生成量を推定す
るために下記試験を行って、実機でのモ−ルドパウダ−
スラグの冷却速度に近い条件での結晶生成量を把握し
た。

【００１８】図１は、本発明者が考案したパウダ−スラ
グの急冷凝固用モールド（以下、「急冷凝固用モ−ル
ド」という）を示す概略斜視図である。この急冷凝固用
モールドは、外形が幅６６ｍｍ×長さ１００ｍｍ×高さ
６０ｍｍのステンレス製直方体の上面中央部に、幅５ｍ
ｍ×長さ３０ｍｍ×深さ３０ｍｍの溝状の空間部を形成
し、この空間部を溶融パウダ−スラグの鋳込部とした。
そして、鋳込部の長さ中心、幅中心、溝底から５ｍｍの
位置に熱電対を設置してモールドパウダーの冷却速度を
測定した。

【００１９】急冷凝固用モールドを２００〜４００℃に
保持し、その鋳込み部に、大気雰囲気電気炉によって温
度１３００℃で３０分間溶融・保持したモールドパウダ
ーを注ぎ込んだ。このようにして急冷され、凝固したモ
−ルドパウダ−の試験片をモ−ルドから取り出した。こ
のようにしてモ−ルドパウダ−の急冷凝固試験片を調製
した。

【００２０】モ−ルドパウダ−の凝固・冷却時の冷却速
度は、約１７００〜２０００℃/minであった。尚、冷却
速度は急冷凝固用モールドの熱容量により変更可能であ
り、例えば、図１に示した急冷凝固用モールドの外形寸
法を大きくすることにより冷却速度を速くし、逆に小さ
くすることにより遅くすることができる。

【００２１】このよにして得られた急冷凝固試験片を長
さ中央部且つ幅方向平行で深さ方向に切断し、切断面を
研磨した。次いで、研磨面を画像解析して結晶化率を求
めた。研磨面における結晶相生成に関しては、同様に調
製した急冷凝固試験片を予め鉱物顕微鏡を用い１０倍で
研磨面を検鏡して結晶相生成の成否を判定し、画像解析
に組み込んだ。そして、結晶化率は、研磨面積中に占め
る結晶相面積の割合（面積％）で定義した。

【００２２】図２は、上述したモ−ルドパウダ−の急冷
凝固試験によって得られた急冷凝固試験片の結晶組織の
例を示す図である。同図中パウダ−試料No. Ｂにおいて
は、矢印で示した部分およびこれに類似の部分が結晶組
織の部分である。

【００２３】表１には、図２に示した結晶組織を呈した
パウダ−試料No. ＡおよびＢについての塩基度および従
来の方法で測定した平衡結晶化温度、並びに、急冷凝固
試験で得られた結晶化率を示す。

【００２４】

【表１】

【００２５】図２および表１からわかるように、従来方
法で測定されたモ−ルドパウダ−試料No. ＡおよびＢの
平衡結晶化温度は、ほぼ同じ値を示す。従って、従来の
見解によれば、冷却時における結晶化の進行のし易さ
は、試料No. ＡおよびＢにおいてほぼ同じであるという
ことになる。しかしながら、急冷凝固試験における結晶
化率は試料No. Ａでは７６．１％、試料No. Ｂでは２．
０％であり、両者間で大きく異なっている。

【００２６】このように、連続鋳造実機で使用状態にあ
るモ−ルドパウダ−の凝固・冷却時の結晶化率を、従来
の方法で測定された平衡結晶化温度で評価することは困
難である。

【００２７】これに対して、この発明で用いる急冷凝固
試験によれば、連続鋳造実機でのモ−ルドパウダ−の凝
固・冷却速度に類似した条件が得られるので、連続鋳造
実機でのモ−ルドパウダ−の結晶化率評価に有効である
ことがわかる。次に、モ−ルドパウダ−の化学成分組成
の限定理由について述べる。 ＣａＯ／ＳｉＯ₂ ＝１．２〜１．６ ： ＣａＯおよびＳｉＯ₂ はモ−ルドパウダ−の主成分であ
る。塩基度を表わすＣａＯ／ＳｉＯ₂ の値はパウダ−ス
ラグの物性を決める基本的要素である。ＣａＯ／ＳｉＯ
₂ の値が１．２未満では、凝固温度が低下し過ぎて、モ
−ルドと鋳片との間隙への流入量が過多になる等の弊害
が起こる。一方、ＣａＯ／ＳｉＯ₂ の値が１．６を超え
ると、結晶化温度は満足するが、モールドパウダースラ
グの融点が高くなり過ぎ溶融不良を起こし易くなる。従
って、モールドパウダーのＣａＯ／ＳｉＯ₂ の値を１．
２〜１．６の範囲内に限定すべきである。

【００２８】 ＭｇＯ＋Ｌｉ₂ Ｏ＝２〜６ｗｔ．％
： 上述したモ−ルドパウダ−の急冷凝固試験を各種モ−ル
ドパウダ−について行ない、パウダ−スラグを急冷凝固
させた場合の結晶化率を測定した。一方、上記各種モ−
ルドパウダ−を中炭素鋼の連続鋳造実機において試験使
用し、鋳造された鋳片の縦割れ発生状況を調査した。

【００２９】モ−ルドパウダ−の化学成分組成、急冷凝
固試験における冷却速度および結晶化率と、鋳片の縦割
れ成績との関係を検討した結果、下記事項がわかった。
即ち、パウダ−スラグの冷却速度が１５００〜２５００
℃／ｍｉｎにおいて、ＣａＯ／ＳｉＯ₂ ＝１．２〜１．
６の範囲内であって、ＭｇＯ含有量＋Ｌｉ₂ Ｏ含有量＝
２〜６ｗｔ．％の範囲内で含み、且つ、結晶化率が５０
％以上の場合に、鋳片の縦割れが改善された。また、結
晶化率が、７０％以上となったモールドパウダーを使用
した場合には、鋳片の縦割れが大幅に改善された。

【００３０】このように、鋳片の縦割れが改善されたの
は、連続鋳造実機のモ−ルド表面と鋳片の凝固シェル表
面との間に流入した膜状のパウダ−スラグに、早期に均
一な結晶層が生成され、鋳片表面が緩冷却化されたこと
によるものと考えられる。

【００３１】上述したところから、モ−ルドパウダ−の
ＭｇＯ含有量＋Ｌｉ₂ Ｏ含有量を、２〜６ｗｔ．％の範
囲内に限定すべきである。

【００３２】更に、モ−ルドパウダ−の結晶化率の測定
において、パウダ−スラグの冷却速度を１５００〜２５
００℃／ｍｉｎの範囲内に、且つ、その場合に得られる
結晶化率が５０％以上に、一層望ましくは、７０％以上
に限定すべきである。

【００３３】また、急冷凝固用モールドの温度を２００
〜４００℃に保持する理由は、連続鋳造実機のモ−ルド
表面温度に類似させることにより、急冷凝固試験のモ−
ルドパウダ−の冷却速度および到達温度を、連続鋳造実
機でのこれらの条件に実質的に一致させるためである。

【００３４】従って、モ−ルドパウダ−の結晶化率の測
定においては、更に、パウダ−スラグを急冷する温度範
囲の下限を、少なくとも、４００℃以下にすべきであ
る。

【００３５】この発明において、連続鋳造鋳片の鋼種を
中炭素鋼とする理由は、Ｃ含有量が０．０８〜０．１６
ｗｔ．％のいわゆる中炭素鋼は、凝固時に包晶反応を起
こすので凝固収縮量が大きい。従って、モールド表面と
凝固シェル表面との間に局部的に生じた隙間により不均
一凝固シェルが生成しやすく、これにかかる熱応力によ
り鋳片表面に縦割れが発生しやすいからである。

【００３６】

【実施例】この発明を実施例により更に説明する。珪
石、石灰、蛍石、ガラス粉、アルカリ金属炭酸塩、アル
カリ土類炭酸塩および工業試薬を調整後電気炉にて溶融
し、急冷凝固後粉砕し、ＣａＯ−ＳｉＯ₂ −Ａｌ₂ Ｏ₃
系のモールドパウダー用主原料を製造した。この主原料
に物性調整剤として人造氷晶石、ＮａＦ、ソーダー灰、
Ｌｉ₂ Ｏ等を添加し、ＣａＯ／ＳｉＯ₂ ＝１．２〜１．
６の範囲内で、ＭｇＯ＋Ｌｉ₂ Ｏ＝２〜６ｗｔ．％を含
む連続鋳造用モールドパウダーを調製した。

【００３７】表２に、上述したようにして調製された、
この発明の範囲内の化学成分組成を有するモ−ルドパウ
ダ−（以下、「本発明供試パウダ−」という）Ｎo.１〜
５、および、この発明の範囲外の化学成分組成を有する
モ−ルドパウダ−（以下、「比較用供試パウダ−」とい
う）Ｎo.１〜５の、ＣａＯ／ＳｉＯ₂ およびＭｇＯ＋Ｌ
ｉ₂ Ｏ含有量等を示す。

【００３８】

【表２】

【００３９】これらのモールドパウダーを示差熱分析装
置で溶融後、１０℃／ｍｉｎで冷却した時の発熱ピ−ク
から平衡結晶化温度を測定した。別途、これらのモール
ドパウダーを電気炉で１３００℃にて３０分間保持した
溶融モ−ルドパウダ−を、図１に示した急冷凝固用モー
ルドに鋳込んで急冷凝固させ、所定の急冷凝固試験片を
調製し、長さ中央部且つ幅方向平行で深さ方向に切断
し、切断面を研磨した。次いで、研磨面を画像解析して
上述したような方法で結晶化率を測定した。このように
して得られた平衡結晶化温度および結晶化率を表２に併
記した。

【００４０】上記特性をもつ本発明供試パウダ−Ｎo.１
〜５および比較用供試パウダ−Ｎo.１〜５の各々を連続
鋳造実機で使用した。鋳造鋼種は、割れ感受性の高い中
炭素鋼（但し、Ｃ含有量：０．１ｗｔ．％）であり、鋳
造速度を１．６ｍ／ｍｉｎで行なった。このようにして
鋳造された鋳片の表面に発生した縦割れ個数と縦割れ長
さを測定し、この測定結果から縦割れ発生の指数（以
下、「縦割れ指数」という）で表わした。縦割れ指数
を、表２に併記した。縦割れ指数は小さいほど成績が良
好であることを表わす。

【００４１】表２から下記事項がわかる。 平衡結晶化温度は、本発明供試パウダ−Ｎo.１〜５
と比較用供試パウダ−Ｎo.１〜５とで同等であるにもか
かわらず、溶融パウダ−の急冷による結晶化率は、本発
明供試パウダ−Ｎo.１〜５の方が比較用供試パウダ−Ｎ
o.１〜５よりも高い。そして、

【００４２】 急冷時の結晶化率が５０％以上である
本発明供試パウダ−Ｎo.１〜５を使用した鋳片の縦割れ
の発生は、急冷時の結晶化率が５０％未満である比較用
供試パウダ−Ｎo.１〜５を使用した鋳片の縦割れ発生に
比較して、大幅に改善されている。特に、結晶化率が７
０％超えの本発明供試パウダ−Ｎo.３を使用した鋳片に
は、縦割れは発生せず、良好な表面の鋳片が製造されて
いる。かくして、従来困難であった中炭素鋼の高速鋳造
を容易に行なうことができた。

【００４３】

【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
溶鋼の連続鋳造時にモ−ルド表面と鋳片の凝固シェル表
面との間に流入した膜状のパウダ−スラグは均一な結晶
層を生成するので、不均一凝固シェルの生成が抑制さ
れ、鋳片の凝固シェルは均一に緩冷却され、その結果割
れ感受性の大きい中炭素鋼において縦割れの少ない表面
品質の優れた鋳片を製造することができる、中炭素鋼鋳
片の連続鋳造用モ−ルドパウダ−および中炭素鋼鋳片の
連続鋳造方法を提供することができ、工業上極めて有益
な効果をもたらす。

【図面の簡単な説明】

【図１】この発明において使用する、パウダ−スラグの
急冷凝固用モールドの例を示す概略斜視図である。

【図２】パウダースラグの急冷凝固試験片の結晶組織の
例を示す顕微鏡写真である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 近藤 裕計 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 宮本 明 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 酒井 英典 東京都千代田区丸の内二丁目３番２号 鋼管鉱業株式会社内 (72)発明者 清水 正明 東京都千代田区丸の内二丁目３番２号 鋼管鉱業株式会社内 (72)発明者 中山 信孝 東京都千代田区丸の内二丁目３番２号 鋼管鉱業株式会社内 (56)参考文献 特開 平７−164120（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−277680（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−197214（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−208250（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−212714（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−210858（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−269560（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−138857（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−27850（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−33962（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−228595（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−185755（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−118947（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−226341（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−226342（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−138858（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) B22D 11/108 B22D 11/00 B22D 11/07

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ＣａＯおよびＳｉＯ₂ を主成分とし、Ｃ
   ａＯ含有量（ｗｔ．％）とＳｉＯ₂ 含有量（ｗｔ．％）
   との比が１．２〜１．６の範囲内にあり、且つ、ＭｇＯ
   含有量（ｗｔ．％）とＬｉ₂ Ｏ含有量（ｗｔ．％）との
   和が２〜６ｗｔ．％の範囲内にある化学成分組成を有す
   る連続鋳造用モ−ルドパウダ−であって、下記試験方
   法：溶融状態の前記パウダ−を１５００〜２５００℃／
   ｍｉｎの範囲内の冷却速度で、少なくとも、４００℃以
   下の温度まで冷却し凝固させ、このようにして得られた
   常温におけるパウダ−の結晶化率を測定する方法、 によって評価された結晶化率が５０面積％以上であるこ
   とを特徴とする中炭素鋼鋳片の連続鋳造用モ−ルドパウ
   ダ−。
2. 【請求項２】 請求項１記載の連続鋳造用モ−ルドパウ
   ダ−を用いて、炭素を０．０８〜０．１６ｗｔ．％の範
   囲内で含有する鋳片を連続鋳造により製造することを特
   徴とする中炭素鋼鋳片の連続鋳造方法。