JPH07185755A - 中炭素鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
中炭素鋼の連続鋳造方法Info
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- JPH07185755A JPH07185755A JP33597493A JP33597493A JPH07185755A JP H07185755 A JPH07185755 A JP H07185755A JP 33597493 A JP33597493 A JP 33597493A JP 33597493 A JP33597493 A JP 33597493A JP H07185755 A JPH07185755 A JP H07185755A
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- Japan
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- powder
- mold
- continuous casting
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 炭素含有量が0.08〜0.16wt％の範囲になり、
包晶反応を経て凝固する中炭素鋼を連続鋳造するに当た
り、連続鋳造用のモールドパウダーとして、溶融状態に
おける輻射熱の吸収係数が100m-1以上になるものを使用
する。 【効果】 中炭素鋼の連続鋳造において不可避な鋳片表
面の縦割れを著しく軽減できる。ブレークアウトの発生
も殆どなく安定した連続鋳造を実施できる。
包晶反応を経て凝固する中炭素鋼を連続鋳造するに当た
り、連続鋳造用のモールドパウダーとして、溶融状態に
おける輻射熱の吸収係数が100m-1以上になるものを使用
する。 【効果】 中炭素鋼の連続鋳造において不可避な鋳片表
面の縦割れを著しく軽減できる。ブレークアウトの発生
も殆どなく安定した連続鋳造を実施できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、中炭素鋼の連続鋳造
方法に関し、とくに炭素を0.08〜0.16wt％(以下, 単に
「％」で示す) の範囲で含む、一般に中炭素鋼と呼ばれ
る鋼の連続鋳造において不可避であった、鋳片表面の縦
割れを軽減して鋳片品質の改善を図ろうとするものであ
る。
方法に関し、とくに炭素を0.08〜0.16wt％(以下, 単に
「％」で示す) の範囲で含む、一般に中炭素鋼と呼ばれ
る鋼の連続鋳造において不可避であった、鋳片表面の縦
割れを軽減して鋳片品質の改善を図ろうとするものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】炭素含有量が0.08〜0.16％の、いわゆる
中炭素鋼を対象とする連続鋳造では、連続鋳造時に鋳片
表面に縦割れが発生しやすく、かかる割れの防止対策の
開発が急務とされていた。
中炭素鋼を対象とする連続鋳造では、連続鋳造時に鋳片
表面に縦割れが発生しやすく、かかる割れの防止対策の
開発が急務とされていた。
【０００３】中炭素鋼の連続鋳造において問題となる縦
割れ発生機構については、従来より種々の研究がなされ
ている。中炭素鋼においてこのような割れが発生しやす
いのは、炭素の含有量が0.08〜0.16％の包晶変態域にあ
るため、鋼の凝固過程における変態応力の付加により凝
固シェルの成長の遅い部分と速い部分に大きな差が生じ
ること、すなわち凝固シェルの不均一度が大きくなるこ
とが原因であることが明らかとなっている。そして、こ
の凝固シェルの不均一度は、鋳型内初期抜熱量との間に
相関があって、緩冷却化することにより緩和できること
や、鋳型内抜熱の不均一要因であるエァギャップを解消
したり、鋳型と凝固シェルの間におけるパウダー層の厚
さの変動を抑えること、で緩和できることも既に公知と
なっている。
割れ発生機構については、従来より種々の研究がなされ
ている。中炭素鋼においてこのような割れが発生しやす
いのは、炭素の含有量が0.08〜0.16％の包晶変態域にあ
るため、鋼の凝固過程における変態応力の付加により凝
固シェルの成長の遅い部分と速い部分に大きな差が生じ
ること、すなわち凝固シェルの不均一度が大きくなるこ
とが原因であることが明らかとなっている。そして、こ
の凝固シェルの不均一度は、鋳型内初期抜熱量との間に
相関があって、緩冷却化することにより緩和できること
や、鋳型内抜熱の不均一要因であるエァギャップを解消
したり、鋳型と凝固シェルの間におけるパウダー層の厚
さの変動を抑えること、で緩和できることも既に公知と
なっている。
【０００４】この点に関する先行技術として、例えば特
開昭50-059229 号公報には、表面きずの少ない広幅連続
鋳造スラブを鋳造する方法として、オイルキャスティン
グ法とパウダーキャスティング法とを併用することによ
って鋳型内溶鋼の不均一冷却に起因した縦割れの防止を
図った技術が開示されている。また特開昭61-092756 号
公報には、連続鋳造用鋳型として鋳型内の上部表面に適
正な形状寸法になる複数の縦溝を形成したものを用い、
ここに中炭素鋼の溶湯を供給して鋳型の上部でのみで緩
冷却することにより、凝固シェルを均一に冷却して表面
割れを回避しながら連続鋳造を行う方法および鋳型が開
示されている。この他、中炭素鋼スラブの連続鋳造に当
たって、それに使用する水冷鋳型に印加する振動につ
き、定式で与えられるネガティブ時間(TN)を0.21秒以内
とすると共に1300℃で3.5 〜8.0 ポアズの粘度を有する
モールドパウダーを用いることにより、鋼スラブの表面
割れの軽減を図った技術 (特公昭59-52014号公報参照)
や、モールドパウダーを均一に流入させて凝固シェルの
不均一冷却の回避を図るべくかかるパウダーの粘度，結
晶化温度を低く設定し、それを鋳型の中央部にのみ適用
する技術 (特開昭63-235054 号公報参照) 、さらには、
モールドパウダーの凝固点を上昇させて固相の厚さを増
加させ、輻射熱流束を減少させることによって割れの防
止を図った技術(CAMP-ISIJ,5；材料とプロセス，第５分
冊(1992),p283 参照) 等が提案されている。
開昭50-059229 号公報には、表面きずの少ない広幅連続
鋳造スラブを鋳造する方法として、オイルキャスティン
グ法とパウダーキャスティング法とを併用することによ
って鋳型内溶鋼の不均一冷却に起因した縦割れの防止を
図った技術が開示されている。また特開昭61-092756 号
公報には、連続鋳造用鋳型として鋳型内の上部表面に適
正な形状寸法になる複数の縦溝を形成したものを用い、
ここに中炭素鋼の溶湯を供給して鋳型の上部でのみで緩
冷却することにより、凝固シェルを均一に冷却して表面
割れを回避しながら連続鋳造を行う方法および鋳型が開
示されている。この他、中炭素鋼スラブの連続鋳造に当
たって、それに使用する水冷鋳型に印加する振動につ
き、定式で与えられるネガティブ時間(TN)を0.21秒以内
とすると共に1300℃で3.5 〜8.0 ポアズの粘度を有する
モールドパウダーを用いることにより、鋼スラブの表面
割れの軽減を図った技術 (特公昭59-52014号公報参照)
や、モールドパウダーを均一に流入させて凝固シェルの
不均一冷却の回避を図るべくかかるパウダーの粘度，結
晶化温度を低く設定し、それを鋳型の中央部にのみ適用
する技術 (特開昭63-235054 号公報参照) 、さらには、
モールドパウダーの凝固点を上昇させて固相の厚さを増
加させ、輻射熱流束を減少させることによって割れの防
止を図った技術(CAMP-ISIJ,5；材料とプロセス，第５分
冊(1992),p283 参照) 等が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ところで、特開昭50-0
59229 号公報に開示の上記従来技術は、中炭素鋼以外の
鋼種において現在一般的になっているパウダーキャステ
ィングのための設備の他にオイルキャスティング用の設
備を新設する必要がある。また、操業人員の増加や設備
コストの上昇が避けられな不利があった。
59229 号公報に開示の上記従来技術は、中炭素鋼以外の
鋼種において現在一般的になっているパウダーキャステ
ィングのための設備の他にオイルキャスティング用の設
備を新設する必要がある。また、操業人員の増加や設備
コストの上昇が避けられな不利があった。
【０００６】また、特開昭61-092756 号公報に開示の上
記従来技術は、中炭素鋼を鋳造するための専用の鋳型を
用いる必要があり、鋳型交換等のダウンタイムを考慮し
た場合に製造コストの面で不利になる。
記従来技術は、中炭素鋼を鋳造するための専用の鋳型を
用いる必要があり、鋳型交換等のダウンタイムを考慮し
た場合に製造コストの面で不利になる。
【０００７】また、特公昭59-52014号公報に開示の従来
技術においては、そこで規定されている適正範囲に従っ
て操業しようとすると、鋳片の引き抜き速度を1.35m/mi
n 未満にしないと凝固シェルが破断する、いわゆるブレ
ークアウトが発生し、生産性の点で問題がある。
技術においては、そこで規定されている適正範囲に従っ
て操業しようとすると、鋳片の引き抜き速度を1.35m/mi
n 未満にしないと凝固シェルが破断する、いわゆるブレ
ークアウトが発生し、生産性の点で問題がある。
【０００８】さらに、特開昭63-235054 号公報に開示さ
れている技術は、二種類のパウダーを鋳片の長辺面中央
部から200 mm程度のところを境にして使用するため、こ
の領域でのパウダーの混合に起因した不安定な抜熱が起
こり、割れの抑制効果は認められるもののその改善度合
いは極めて軽微なものとなっていた。
れている技術は、二種類のパウダーを鋳片の長辺面中央
部から200 mm程度のところを境にして使用するため、こ
の領域でのパウダーの混合に起因した不安定な抜熱が起
こり、割れの抑制効果は認められるもののその改善度合
いは極めて軽微なものとなっていた。
【０００９】最後に挙げたCAMP-ISIJ,5(1922),p283に開
示のような高凝固点パウダーを用いる従来技術において
は、鋳型−鋳片間に介在するパウダー層の液相部分の厚
さを十分に確保することができないため潤滑不足とな
り、ブレークアウトが発生しやすく、生産性の向上を図
るという点では未だ課題の残るものであった。
示のような高凝固点パウダーを用いる従来技術において
は、鋳型−鋳片間に介在するパウダー層の液相部分の厚
さを十分に確保することができないため潤滑不足とな
り、ブレークアウトが発生しやすく、生産性の向上を図
るという点では未だ課題の残るものであった。
【００１０】この発明の目的は、中炭素鋼の連続鋳造に
当たって、鋳型と凝固シェルとの間に介在させるモール
ドパウダーの厚さの変動に起因した凝固シェルの不均一
な成長を抑制することによって、縦割れなどの表面欠陥
の発生を回避し、併せて鋳片を効率よく鋳造しようとす
るところにある。
当たって、鋳型と凝固シェルとの間に介在させるモール
ドパウダーの厚さの変動に起因した凝固シェルの不均一
な成長を抑制することによって、縦割れなどの表面欠陥
の発生を回避し、併せて鋳片を効率よく鋳造しようとす
るところにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】発明者らは、包晶変態域
にある中炭素鋼の連続鋳造における特有の問題点，すな
わち表面割れの防止を図ることについて種々の実験と検
討を重ねた結果、凝固シェルと鋳型との間に介在させる
モールドパウダーの層のうち液相部分における輻射熱伝
達を抑制すること、そしてパウダー層の厚さが変化した
場合においても抜熱の変化量を抑制することが極めて有
効であることの新規知見を得てここにこの発明をなすに
至った。すなわち、この発明は、炭素含有量が0.08〜0.
16wt％の範囲になり、包晶反応を経て凝固する中炭素鋼
を連続鋳造するに当たり、連続鋳造用のモールドパウダ
ーとして、溶融状態における輻射熱の吸収係数が100m-1
以上を示すものを用いることを特徴とする中炭素鋼の連
続鋳造方法であり、この発明においてはモールドパウダ
ーの結晶化温度が1150℃未満になるものを使用するのが
とくに好ましい。ここで、モールドパウダーの溶融状態
における輻射熱の吸収係数とは、赤外〜可視光域におけ
る光の透過率が10％になる厚み（ｍ）の逆数として定義
される値である。
にある中炭素鋼の連続鋳造における特有の問題点，すな
わち表面割れの防止を図ることについて種々の実験と検
討を重ねた結果、凝固シェルと鋳型との間に介在させる
モールドパウダーの層のうち液相部分における輻射熱伝
達を抑制すること、そしてパウダー層の厚さが変化した
場合においても抜熱の変化量を抑制することが極めて有
効であることの新規知見を得てここにこの発明をなすに
至った。すなわち、この発明は、炭素含有量が0.08〜0.
16wt％の範囲になり、包晶反応を経て凝固する中炭素鋼
を連続鋳造するに当たり、連続鋳造用のモールドパウダ
ーとして、溶融状態における輻射熱の吸収係数が100m-1
以上を示すものを用いることを特徴とする中炭素鋼の連
続鋳造方法であり、この発明においてはモールドパウダ
ーの結晶化温度が1150℃未満になるものを使用するのが
とくに好ましい。ここで、モールドパウダーの溶融状態
における輻射熱の吸収係数とは、赤外〜可視光域におけ
る光の透過率が10％になる厚み（ｍ）の逆数として定義
される値である。
【００１２】
【作用】以下、連続鋳造用鋳型内の上部のいわゆるメニ
スカス近傍域で凝固シェルが形成されつつある状況に基
づいて以下に説明する。鋳型内における凝固シェルの抜
熱は、すべて凝固シェルと鋳型の間のモールドパウダー
を介して行われている。そして、モールドパウダーの、
鋳型に接した部分では固相の層を形成し、凝固シェルに
接した部分ではパウダーの凝固温度を超えているので液
相の層を形成している。このパウダー層を介して行われ
る熱伝達は、従来のモールドパウダーでは、液相中にお
ける輻射熱伝達が全体の約半分を占めており、残りは伝
導による熱伝達となっている。しかしながら固相におい
ては、輻射エネルギーが、結晶化したパウダー成分の原
子を構成する格子振動エネルギーに容易に変換されてし
まうため、極めて吸収係数が高くかつ輻射熱伝達の起こ
りにくい状況となっている。
スカス近傍域で凝固シェルが形成されつつある状況に基
づいて以下に説明する。鋳型内における凝固シェルの抜
熱は、すべて凝固シェルと鋳型の間のモールドパウダー
を介して行われている。そして、モールドパウダーの、
鋳型に接した部分では固相の層を形成し、凝固シェルに
接した部分ではパウダーの凝固温度を超えているので液
相の層を形成している。このパウダー層を介して行われ
る熱伝達は、従来のモールドパウダーでは、液相中にお
ける輻射熱伝達が全体の約半分を占めており、残りは伝
導による熱伝達となっている。しかしながら固相におい
ては、輻射エネルギーが、結晶化したパウダー成分の原
子を構成する格子振動エネルギーに容易に変換されてし
まうため、極めて吸収係数が高くかつ輻射熱伝達の起こ
りにくい状況となっている。
【００１３】下記(1) 式はモールドパウダー内の抜熱量
を与える式であって、吸収係数ａと液相厚さ de 、凝固
点 Tmpが抜熱に大きな影響を及ぼす。 ｑ＝ Kc /de ・(Ts -Tmp) ＋｛n2σ(Ts 4- Tmp 4)/(0.75
ade ＋εp -1＋εs -1−１) …(1) ここに Kc ：伝導熱伝達率 , σ：ステファンボルツ
マン定数 d e：液相厚さ , ａ：吸収係数 Ts ：凝固シェル厚さ , εp ：パウダー固相の輻射率 T mp 凝固点 , εs ：凝固シェルの輻射率 n：パウダーの屈折率
を与える式であって、吸収係数ａと液相厚さ de 、凝固
点 Tmpが抜熱に大きな影響を及ぼす。 ｑ＝ Kc /de ・(Ts -Tmp) ＋｛n2σ(Ts 4- Tmp 4)/(0.75
ade ＋εp -1＋εs -1−１) …(1) ここに Kc ：伝導熱伝達率 , σ：ステファンボルツ
マン定数 d e：液相厚さ , ａ：吸収係数 Ts ：凝固シェル厚さ , εp ：パウダー固相の輻射率 T mp 凝固点 , εs ：凝固シェルの輻射率 n：パウダーの屈折率
【００１４】このような状況において、凝固シェルの変
形やモールドパウダーの不均一な流入が生じると、主に
パウダー層のうちの液相の厚さが大きく変化することに
なる。そして、液相の厚さの変化に伴い若干の固相層の
変化も生じるが、吸収係数の大小に応じて輻射熱伝達に
変化が生じ、ここに、吸収係数が小さい場合には固相厚
さが著しく変化し、その分も含めた大きな抜熱変化が起
きる。一方、吸収係数が大きくなる場合には液相厚さに
応じて輻射熱伝達に変化があるものの、その絶対値が元
々小さいために変化量も小さく抑えられ（図１参照）固
相厚さの変化のみにとどまる（図２参照）。
形やモールドパウダーの不均一な流入が生じると、主に
パウダー層のうちの液相の厚さが大きく変化することに
なる。そして、液相の厚さの変化に伴い若干の固相層の
変化も生じるが、吸収係数の大小に応じて輻射熱伝達に
変化が生じ、ここに、吸収係数が小さい場合には固相厚
さが著しく変化し、その分も含めた大きな抜熱変化が起
きる。一方、吸収係数が大きくなる場合には液相厚さに
応じて輻射熱伝達に変化があるものの、その絶対値が元
々小さいために変化量も小さく抑えられ（図１参照）固
相厚さの変化のみにとどまる（図２参照）。
【００１５】この発明はこのような原理に基づき、溶融
状態における輻射熱の吸収係数が100m-1以上になるモー
ルドパウダーを用いることとしたものであって、従来の
高凝固点パウダーを用いる鋳造法に比べ、パウダーの凝
固温度の範囲を拡大することが可能であり、潤滑性に優
れた低凝固点パウダーを用いることができる。
状態における輻射熱の吸収係数が100m-1以上になるモー
ルドパウダーを用いることとしたものであって、従来の
高凝固点パウダーを用いる鋳造法に比べ、パウダーの凝
固温度の範囲を拡大することが可能であり、潤滑性に優
れた低凝固点パウダーを用いることができる。
【００１６】この発明においては、モールドパウダーの
結晶化温度が1150℃未満になるものを使用するのがとく
に好適である。この理由は、このようなモールドパウダ
ーは、吸収係数が100/m であり、抜熱変化量が既に従来
の高凝固点パウダーと同程度に低下しており、その結果
として割れ防止効果が十分期待できるからである。
結晶化温度が1150℃未満になるものを使用するのがとく
に好適である。この理由は、このようなモールドパウダ
ーは、吸収係数が100/m であり、抜熱変化量が既に従来
の高凝固点パウダーと同程度に低下しており、その結果
として割れ防止効果が十分期待できるからである。
【００１７】なお、この発明で用いるモールドパウダー
の吸収係数は鉄酸化物の添加量を調整することによって
変えることができるものであり、また鉄酸化物の他に遷
移金属の酸化物を用いてもよい。
の吸収係数は鉄酸化物の添加量を調整することによって
変えることができるものであり、また鉄酸化物の他に遷
移金属の酸化物を用いてもよい。
【００１８】
【実施例】表１に示すようなパウダーおよび長辺側の寸
法が600 mm、短辺側の寸法が100mmになる連続鋳造用鋳
型を用い、鋳型振動条件を、 ストローク：7.8 mm, ネガティブ率 (NS率) ：10％ (鋳型の振動による鋳型下
降速度がスラブの引き抜き速度を上回る率) , Ｆ＝ｖR /2×7.8 ｛1 ＋(NS 率/100) ｝×1000, ここに、Ｆ：鋳型振動数(cpm) ｖR ：引き抜き速度 (m/min) に、引き抜き速度ｖR を1.45〜1.60m/min に、また、鋳
型内溶鋼過熱温度ΔＴを14〜19℃ (代表時点) にして
Ｃ：0.10〜0.15％, Si：0.25〜0.35％, Mn：0.75〜1.15
％,P：0.013 〜0.020 ％,S：0.009 〜0.012 ％を含有す
る鋼の連続鋳造を行い、この時の鋳型のメニスカス近傍
域の抜熱量、縦割れの発生状況およびブレークアウトの
発生状況（安定鋳造の評価）について調査した。
法が600 mm、短辺側の寸法が100mmになる連続鋳造用鋳
型を用い、鋳型振動条件を、 ストローク：7.8 mm, ネガティブ率 (NS率) ：10％ (鋳型の振動による鋳型下
降速度がスラブの引き抜き速度を上回る率) , Ｆ＝ｖR /2×7.8 ｛1 ＋(NS 率/100) ｝×1000, ここに、Ｆ：鋳型振動数(cpm) ｖR ：引き抜き速度 (m/min) に、引き抜き速度ｖR を1.45〜1.60m/min に、また、鋳
型内溶鋼過熱温度ΔＴを14〜19℃ (代表時点) にして
Ｃ：0.10〜0.15％, Si：0.25〜0.35％, Mn：0.75〜1.15
％,P：0.013 〜0.020 ％,S：0.009 〜0.012 ％を含有す
る鋼の連続鋳造を行い、この時の鋳型のメニスカス近傍
域の抜熱量、縦割れの発生状況およびブレークアウトの
発生状況（安定鋳造の評価）について調査した。
【００１９】
【表１】
【００２０】図１は鋳型の抜熱変化量( 鋳型抜熱量の鋳
造時間内における変化量の99％信頼限界の幅) とモール
ドパウダーの吸収係数の関係を示したグラフであって、
鋳型の抜熱量変化Δｑは、吸収係数を増加させることに
よって従来のモールドパウダーに比べ60％以下に低減さ
れている。また、鋳片表面の縦割れ発生指数と液相にお
けるパウダーの吸収係数との関係を図３に示したが、従
来のパウダーを用いた連続鋳造に比べかなりの減少が認
められた。なお、安定鋳造を評価するために、ブレーク
アウト発生指数をパウダーNo.3を用いた連続鋳造の場合
と比較したところ、図４に示すように、この発明に従う
連続鋳造では著しい減少が認められた。
造時間内における変化量の99％信頼限界の幅) とモール
ドパウダーの吸収係数の関係を示したグラフであって、
鋳型の抜熱量変化Δｑは、吸収係数を増加させることに
よって従来のモールドパウダーに比べ60％以下に低減さ
れている。また、鋳片表面の縦割れ発生指数と液相にお
けるパウダーの吸収係数との関係を図３に示したが、従
来のパウダーを用いた連続鋳造に比べかなりの減少が認
められた。なお、安定鋳造を評価するために、ブレーク
アウト発生指数をパウダーNo.3を用いた連続鋳造の場合
と比較したところ、図４に示すように、この発明に従う
連続鋳造では著しい減少が認められた。
【００２１】
【発明の効果】この発明によれば、中炭素鋼の連続鋳造
において発生していた鋳片表面の縦割れを著しく軽減す
ることができる。また、ブレークアウトの発生も殆どな
いので安定した連続鋳造を実施できる。
において発生していた鋳片表面の縦割れを著しく軽減す
ることができる。また、ブレークアウトの発生も殆どな
いので安定した連続鋳造を実施できる。
【図１】鋳型の抜熱変化量とパウダーの吸収係数の関係
を示したグラフである。
を示したグラフである。
【図２】パウダーフィルムの断面模式図である。
【図３】縦割れ発生指数を調査した結果を示した図であ
る。
る。
【図４】ブレークアウト指数を調査した結果を示した図
である。
である。
１ 連続鋳造用鋳型 ２ 固相パウダー ３ 液相パウダー ４ 凝固シェル ５ 液相パウダーの厚さ
Claims (2)
- 【請求項１】 炭素含有量が0.08〜0.16wt％の範囲にな
り、包晶反応を経て凝固する中炭素鋼を連続鋳造するに
当たり、 連続鋳造用のモールドパウダーとして、溶融状態におけ
る輻射熱の吸収係数が100m-1以上を示すものを用いるこ
とを特徴とする中炭素鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項２】 モールドパウダーの結晶化温度が1150℃
未満である請求項１記載の連続鋳造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33597493A JPH07185755A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 中炭素鋼の連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33597493A JPH07185755A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 中炭素鋼の連続鋳造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07185755A true JPH07185755A (ja) | 1995-07-25 |
Family
ID=18294397
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33597493A Pending JPH07185755A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 中炭素鋼の連続鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07185755A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100749024B1 (ko) * | 2006-06-22 | 2007-08-13 | 주식회사 포스코 | 용융 몰드 플럭스를 이용한 연속 주조 방법 |
| WO2007148939A1 (en) * | 2006-06-22 | 2007-12-27 | Posco | Mold flux and continuous casting method using the same |
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