JPS59159257A - 連続鋳造法による中・高炭素キルド鋼の製造方法 - Google Patents
連続鋳造法による中・高炭素キルド鋼の製造方法Info
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- JPS59159257A JPS59159257A JP3206883A JP3206883A JPS59159257A JP S59159257 A JPS59159257 A JP S59159257A JP 3206883 A JP3206883 A JP 3206883A JP 3206883 A JP3206883 A JP 3206883A JP S59159257 A JPS59159257 A JP S59159257A
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-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/10—Supplying or treating molten metal
- B22D11/11—Treating the molten metal
- B22D11/114—Treating the molten metal by using agitating or vibrating means
- B22D11/115—Treating the molten metal by using agitating or vibrating means by using magnetic fields
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は連続鋳造法による中・高炭系キルド鋼の製造方
法、特に電磁撹拌技術を用いた小断面ビレツトの製造方
法に関する。
法、特に電磁撹拌技術を用いた小断面ビレツトの製造方
法に関する。
ビレツト連鋳機はその構造上の特徴から、タンデイツシ
ユのノズル径がブルーム連鋳機のものに比べて小さく（
約１２〜１５φ）、溶鋼中にＡｌを高く含有させると、
Ａｌ２Ｏ３系介在物が上記ノズルに付着し、ノズル閉基
を起すので、Ａｌ含有量の高い溶鋼を鋳造するのが困難
であった。このため、主としてＳｉで脱酸したＳｉキル
ド鋼を鋳造するようにしていたが、Ｓｉでは脱酸不足に
なり易く、鋳片表面にブローホールが多く発生し、圧延
後の表面キズや圧造時の表面ワレ等の欠陥を起していた
。
ユのノズル径がブルーム連鋳機のものに比べて小さく（
約１２〜１５φ）、溶鋼中にＡｌを高く含有させると、
Ａｌ２Ｏ３系介在物が上記ノズルに付着し、ノズル閉基
を起すので、Ａｌ含有量の高い溶鋼を鋳造するのが困難
であった。このため、主としてＳｉで脱酸したＳｉキル
ド鋼を鋳造するようにしていたが、Ｓｉでは脱酸不足に
なり易く、鋳片表面にブローホールが多く発生し、圧延
後の表面キズや圧造時の表面ワレ等の欠陥を起していた
。
また、ビレツト連鋳機では、鋳片の断面積が小さいこと
と鋳造速度が速いため、溶鋼中の介在物がノニヌカス下
深くまで侵入し易くかつ介在物の浮上分離が困難で、鋳
片に介在物が多くなり大断面ブルーム鋳片と比較すれば
品質の低下は避け難いものがあった。
と鋳造速度が速いため、溶鋼中の介在物がノニヌカス下
深くまで侵入し易くかつ介在物の浮上分離が困難で、鋳
片に介在物が多くなり大断面ブルーム鋳片と比較すれば
品質の低下は避け難いものがあった。
さらに、ビレツト連鋳による中・高炭素キルド鋼では、
鋳片の訪面積が小さいために柱状晶が中心まで成長し、
凝固界面の凸部同士が中心で交わってブリツジを形成し
、凝固収縮に伴う溶鋼の移動を妨げ最終凝固域への溶鋼
の補給を困難にするため、キヤビテイや中心偏析を生成
し、線材に線引きする過程で破断したり圧造時のワレ発
生の起点となる等の問題もあった。
鋳片の訪面積が小さいために柱状晶が中心まで成長し、
凝固界面の凸部同士が中心で交わってブリツジを形成し
、凝固収縮に伴う溶鋼の移動を妨げ最終凝固域への溶鋼
の補給を困難にするため、キヤビテイや中心偏析を生成
し、線材に線引きする過程で破断したり圧造時のワレ発
生の起点となる等の問題もあった。
このようなことから従来、高品質の中・高炭素ギルド鋼
のビレツトを得るには、ブルーム連鋳によっていったん
大断面のブルーム鋳片としそれを分塊工程にかけて製造
するようにしていた。しかし、加熱分塊工程を経由する
ことから、相当のコスト高を招来していた。
のビレツトを得るには、ブルーム連鋳によっていったん
大断面のブルーム鋳片としそれを分塊工程にかけて製造
するようにしていた。しかし、加熱分塊工程を経由する
ことから、相当のコスト高を招来していた。
本発明は上記問題点を解消すること、すなわち中・高炭
系ギルド鋼鋳片の品質を大断面ブルーム連鋳鋳片と同等
のレベルにまで高め、かつそれを低コストで達成できる
中・高炭素キルド鋼の製造方法を提供することを目的と
している。
系ギルド鋼鋳片の品質を大断面ブルーム連鋳鋳片と同等
のレベルにまで高め、かつそれを低コストで達成できる
中・高炭素キルド鋼の製造方法を提供することを目的と
している。
本発明者等は、例えば本願と同一出願人に係る特開昭５
６−１４８４５９、特開昭５６−１４８４６０号公報に
開示の如く、鋳型内撹拌（Ｍ撹拌）、二次冷却帯撹拌（
Ｓ撹拌）および凝固末期撹拌（Ｆ撹拌）の電磁撹拌を経
ることによって偏析を著しく減少せしめることを見い出
していた。しかしこのいずれもが大断面（３００ｍｍ□
以上）のものに適用できるものであって、この技術を小
断面（２００ｍｍ□以下）に適用できない、即ち上述の
ビレツト連鋳固有の条件によって高品質のビレツトが得
られないことが判明した。そこで、本発明者等は鋭意研
究を重ねた結果、このたび断面積２００ｍｍ□以下の中
・高炭素キルド鋼鋳片の連続鋳造においてその電磁撹拌
の最適条件を見出すに至った。
６−１４８４５９、特開昭５６−１４８４６０号公報に
開示の如く、鋳型内撹拌（Ｍ撹拌）、二次冷却帯撹拌（
Ｓ撹拌）および凝固末期撹拌（Ｆ撹拌）の電磁撹拌を経
ることによって偏析を著しく減少せしめることを見い出
していた。しかしこのいずれもが大断面（３００ｍｍ□
以上）のものに適用できるものであって、この技術を小
断面（２００ｍｍ□以下）に適用できない、即ち上述の
ビレツト連鋳固有の条件によって高品質のビレツトが得
られないことが判明した。そこで、本発明者等は鋭意研
究を重ねた結果、このたび断面積２００ｍｍ□以下の中
・高炭素キルド鋼鋳片の連続鋳造においてその電磁撹拌
の最適条件を見出すに至った。
すなわち、本発明は、０．２０％より多くＣを含む溶鋼
を浸漬ノズル又はオープンストリームでオイル潤沢の鋳
型内に給供し、該鋳型内で上記溶鋼を、第１の電磁コイ
ルに流す交流の周波数ｆ１（Ｈｚ）が１．５≦ｆ１≦１
５でコイル中心の磁束密度Ｇ１（ガウス）が６０２ｅ−
０．１０ｆ１≦Ｇ１≦１８４４−０．１２ｆ１の範囲の
磁界により電磁撹拌させながら鋳型下方へ連続的に引き
出すことを基本とし、さらに、上記溶鋼が鋳片として凝
固する中間期で、第２の電磁コイルに交流を流し、凝固
シエル厚Ｄ２（ｍｍ）が１０≦Ｄ２≦５０のときコイル
中心の磁束密度Ｇ２（ガウス）が の範囲の磁 界により電磁撹拌するか又は上記溶鋼が鋳片として凝固
する末期で鋳片内の残溶鋼のプール短径が鋳片短片寸法
の１／２以下において、第３の電磁コイルに交流を流し
、凝固シエル厚Ｄ３（ｍｍ）が２０≦Ｄ３≦９０のとき
コイル中心の磁束密度Ｇ３がの 範囲の磁界により電磁撹拌するかの後二者の少なくとも
いずれか一方の電磁撹拌を併用する中・高炭素キルド鋼
の製造方法である。
を浸漬ノズル又はオープンストリームでオイル潤沢の鋳
型内に給供し、該鋳型内で上記溶鋼を、第１の電磁コイ
ルに流す交流の周波数ｆ１（Ｈｚ）が１．５≦ｆ１≦１
５でコイル中心の磁束密度Ｇ１（ガウス）が６０２ｅ−
０．１０ｆ１≦Ｇ１≦１８４４−０．１２ｆ１の範囲の
磁界により電磁撹拌させながら鋳型下方へ連続的に引き
出すことを基本とし、さらに、上記溶鋼が鋳片として凝
固する中間期で、第２の電磁コイルに交流を流し、凝固
シエル厚Ｄ２（ｍｍ）が１０≦Ｄ２≦５０のときコイル
中心の磁束密度Ｇ２（ガウス）が の範囲の磁 界により電磁撹拌するか又は上記溶鋼が鋳片として凝固
する末期で鋳片内の残溶鋼のプール短径が鋳片短片寸法
の１／２以下において、第３の電磁コイルに交流を流し
、凝固シエル厚Ｄ３（ｍｍ）が２０≦Ｄ３≦９０のとき
コイル中心の磁束密度Ｇ３がの 範囲の磁界により電磁撹拌するかの後二者の少なくとも
いずれか一方の電磁撹拌を併用する中・高炭素キルド鋼
の製造方法である。
いま一群の発明は、上記発明の要部を主要部とするもの
で、０．２０％より多くＣを含む溶鋼を浸漬ノズルで鋳
型内に供給するとともに湯面にパウダーを投入し、鋳型
内で上記溶鋼を、第１の電磁コイルに流す交流の周波数
ｆ１（Ｈｚ）が１．５≦ｆ１≦１５でコイル中心の磁束
密度Ｇ１（ガウス）が６０２ｅ−０．１０ｆ１≦Ｇ１≦
１３３９ｅ−０．１２ｆ１の範囲の磁界により電磁撹拌
させなから鋳型下方へ連続的に引き出すことを基本とし
、さらに、上記発明におけるのと同一の条件で二次冷却
帯撹拌または凝固末期撹拌の少なくともいずれか一方を
併用して断面積が２００ｍｍ以下の鋳片ビレツトを製造
することを特徴とする。
で、０．２０％より多くＣを含む溶鋼を浸漬ノズルで鋳
型内に供給するとともに湯面にパウダーを投入し、鋳型
内で上記溶鋼を、第１の電磁コイルに流す交流の周波数
ｆ１（Ｈｚ）が１．５≦ｆ１≦１５でコイル中心の磁束
密度Ｇ１（ガウス）が６０２ｅ−０．１０ｆ１≦Ｇ１≦
１３３９ｅ−０．１２ｆ１の範囲の磁界により電磁撹拌
させなから鋳型下方へ連続的に引き出すことを基本とし
、さらに、上記発明におけるのと同一の条件で二次冷却
帯撹拌または凝固末期撹拌の少なくともいずれか一方を
併用して断面積が２００ｍｍ以下の鋳片ビレツトを製造
することを特徴とする。
上記６つの発明のうち凝固末期撹拌を行なういずれの発
明においても、好ましくは、第３の電磁コイルに流す電
流を３〜１０秒のうち任意の時間を選びその時間間隔で
オン・オフさせるか、又は、３〜５秒のうち任意の時間
を選びその時間間隔で磁界の方向を正逆転させて撹拌す
る。これによって連続的に撹拌するよりも中心偏析の改
善効果が大きくなるといった利点が得られる。
明においても、好ましくは、第３の電磁コイルに流す電
流を３〜１０秒のうち任意の時間を選びその時間間隔で
オン・オフさせるか、又は、３〜５秒のうち任意の時間
を選びその時間間隔で磁界の方向を正逆転させて撹拌す
る。これによって連続的に撹拌するよりも中心偏析の改
善効果が大きくなるといった利点が得られる。
以下、本発明を実施例を係る特性図とともに詳細に説明
する。
する。
実験は、まずＳ３５Ｃ相当の鋼を電気炉で溶製し、ＬＦ
（Ｌａｄｌｅ Ｆｕｒｎａｃｅ）で温度を調節した後、
１２５ｍｍ□ビレツト連鋳機を用い、引抜速度を２．５
ｍ／ｍｉｎとして、鋳型内と鋳型下方（メニスカスより
３．８ｍ下方）と凝固末期位置にそれぞれ設置した回転
磁界型の電磁撹拌装置で攪拌した。
（Ｌａｄｌｅ Ｆｕｒｎａｃｅ）で温度を調節した後、
１２５ｍｍ□ビレツト連鋳機を用い、引抜速度を２．５
ｍ／ｍｉｎとして、鋳型内と鋳型下方（メニスカスより
３．８ｍ下方）と凝固末期位置にそれぞれ設置した回転
磁界型の電磁撹拌装置で攪拌した。
上記鋼の成分組成は、Ｃ：０．３７、Ｓｉ：０．２１、
Ｍｎ：０．６８、Ｐ：０．０１８、Ｓ：０．０１２、Ａ
ｌ：０．００３、Ｃｕ：０．１６、Ｎｉ：０．０６、Ｃ
ｒ：０．１４、Ｍｏ：０．０１、Ｓｎ：０．００６（い
ずれもｗｔ％）で、Ｏ：６２ｐｐｍ、Ｎ：９９ｐｐｍで
ある。
Ｍｎ：０．６８、Ｐ：０．０１８、Ｓ：０．０１２、Ａ
ｌ：０．００３、Ｃｕ：０．１６、Ｎｉ：０．０６、Ｃ
ｒ：０．１４、Ｍｏ：０．０１、Ｓｎ：０．００６（い
ずれもｗｔ％）で、Ｏ：６２ｐｐｍ、Ｎ：９９ｐｐｍで
ある。
（Ｉ）鋳型内撹拌の最適条件
（Ｉ−１）浸漬ノズル又はオープンキヤストとオイルキ
ヤステイングとの組合せの場合上記成分組成の溶鋼を浸
漬ノズル又はオープンストリームで菜種油などにより潤
滑された鋳型内に供給する。
ヤステイングとの組合せの場合上記成分組成の溶鋼を浸
漬ノズル又はオープンストリームで菜種油などにより潤
滑された鋳型内に供給する。
鋳型内壁面に設けた第１の電磁コイルに流す交流を漸次
大きくしてコイル中心の磁束密度Ｇ１を大きくし、鋳型
内撹拌の強さを増すにつれて、第１図に示すように鋳片
表面のブローホール個数が急激に減少する。交流の周波
数ｆ１が５Ｈｚの場合（第１図）、３６５≦Ｇ１で１０
０ｃｍ当り５個以下となって著しく減少する。これは、
脱酸不足のために凝固途中で過飽和となった溶鋼中の酸
素ＯがＣＯガスとして析出しようとするか、撹拌による
溶鋼流動により凝固シエルにトラツプされるのを阻止し
たためである。
大きくしてコイル中心の磁束密度Ｇ１を大きくし、鋳型
内撹拌の強さを増すにつれて、第１図に示すように鋳片
表面のブローホール個数が急激に減少する。交流の周波
数ｆ１が５Ｈｚの場合（第１図）、３６５≦Ｇ１で１０
０ｃｍ当り５個以下となって著しく減少する。これは、
脱酸不足のために凝固途中で過飽和となった溶鋼中の酸
素ＯがＣＯガスとして析出しようとするか、撹拌による
溶鋼流動により凝固シエルにトラツプされるのを阻止し
たためである。
一方、溶鋼流動によりマツシーゾーン内の濃化溶鋼が洗
い流されるので、撹拌を受けた凝固シエル部はＣ等の合
金元素の負偏析を生じ、第１図に示すように撹拌力の増
加とともに負偏析度：撹拌を受けたため生じた負偏析帯
の最低のＣ濃度）は増加する。
い流されるので、撹拌を受けた凝固シエル部はＣ等の合
金元素の負偏析を生じ、第１図に示すように撹拌力の増
加とともに負偏析度：撹拌を受けたため生じた負偏析帯
の最低のＣ濃度）は増加する。
他方、鋳片内の中心部キヤビティは、撹拌強度を増加さ
せるほど柱状晶が切断されて生じる等軸晶核の量が増加
するので、第１図に示すようにＣ以上のことから、一般
には撹拌強度を増加する程好ましいが、表層部の負偏析
度が増加しすぎると、熱処理行程を経るものでは表層部
の硬度不足か問題となるため、上記負偏析度を最大で−
０．１に抑える必要がある。第１図のｆ１＝５Ｈｚの場
合においてはＧ１＝１０５３（ガウス）以下である。
せるほど柱状晶が切断されて生じる等軸晶核の量が増加
するので、第１図に示すようにＣ以上のことから、一般
には撹拌強度を増加する程好ましいが、表層部の負偏析
度が増加しすぎると、熱処理行程を経るものでは表層部
の硬度不足か問題となるため、上記負偏析度を最大で−
０．１に抑える必要がある。第１図のｆ１＝５Ｈｚの場
合においてはＧ１＝１０５３（ガウス）以下である。
したがって、ブローホールの制約条件を考慮すると、こ
の条件では鋳型内撹拌の適性範囲は３６５≦Ｇ１≦１０
５３となる。この適正範囲は、周波数ｆ１を上げると狭
くなるとともに上下限が低下する一方、周波数ｆ１を下
げると範囲が広くなるとともに上下限が大きくなること
が分った。そこで、定量的にプロツトすると、第２図の
二つの曲線が得られ、上側の曲線はほぼ１８４４ｅ−０
．１２ｆ１で近似でき下側の曲線がほぼ６０２ｅ−０．
１０ｆ１で近似できる。したがって、６０２ｅ−０．１
０ｆ１≦Ｇ１≦１８４４ｅ−０．１２ｆ１で１．５≦ｆ
１≦１５の領域を適正範囲とした。この適正範囲内の任
意の条件で鋳型内撹拌を行なうことができる。
の条件では鋳型内撹拌の適性範囲は３６５≦Ｇ１≦１０
５３となる。この適正範囲は、周波数ｆ１を上げると狭
くなるとともに上下限が低下する一方、周波数ｆ１を下
げると範囲が広くなるとともに上下限が大きくなること
が分った。そこで、定量的にプロツトすると、第２図の
二つの曲線が得られ、上側の曲線はほぼ１８４４ｅ−０
．１２ｆ１で近似でき下側の曲線がほぼ６０２ｅ−０．
１０ｆ１で近似できる。したがって、６０２ｅ−０．１
０ｆ１≦Ｇ１≦１８４４ｅ−０．１２ｆ１で１．５≦ｆ
１≦１５の領域を適正範囲とした。この適正範囲内の任
意の条件で鋳型内撹拌を行なうことができる。
（１−２）浸潰ノズルとパウダーキヤステイングとの組
合せの場合 上記（Ｉ−１）で用いたのと同等の成分組成の溶鋼を浸
漬ノズルで鋳型内に供給するとともに、湯面にパウダー
を投入しつつ鋳造する。フラツクスは断熱型のもので例
えばＳｉＯ２＝３３．９％、ＣａＯ＝３４．０％、Ａｌ
２Ｏ３＝４．３％、Ｆｅ２Ｏ３＝２．０％、Ｎａ２Ｏ＝
８．４％、Ｋ２Ｏ＝０．６％、ＭｇＯ＝０．９％、Ｆ＝
５．１％、Ｃ＝５．５％（重量比）のパウダーである。
合せの場合 上記（Ｉ−１）で用いたのと同等の成分組成の溶鋼を浸
漬ノズルで鋳型内に供給するとともに、湯面にパウダー
を投入しつつ鋳造する。フラツクスは断熱型のもので例
えばＳｉＯ２＝３３．９％、ＣａＯ＝３４．０％、Ａｌ
２Ｏ３＝４．３％、Ｆｅ２Ｏ３＝２．０％、Ｎａ２Ｏ＝
８．４％、Ｋ２Ｏ＝０．６％、ＭｇＯ＝０．９％、Ｆ＝
５．１％、Ｃ＝５．５％（重量比）のパウダーである。
第１の電磁コイルによる鋳型内撹拌の強度を増加するに
つれ、第３図に示すように鋳片表面のグローホールが減
少し、鋳片中心部のキヤビテイも減少する。しかし、前
述のオイルキヤステイングの場合と異なり、撹拌強度が
或る値以上になると鋳片内の介在物が急増する。これは
、撹拌による渦が溶鋼に鋳型内パウダーを巻き込むため
である。
つれ、第３図に示すように鋳片表面のグローホールが減
少し、鋳片中心部のキヤビテイも減少する。しかし、前
述のオイルキヤステイングの場合と異なり、撹拌強度が
或る値以上になると鋳片内の介在物が急増する。これは
、撹拌による渦が溶鋼に鋳型内パウダーを巻き込むため
である。
介在物は評点が１．５以下である必要から、撹拌周波数
ｆ１＝５（Ｈｚ）の場合、第３図に示す如く、限界とな
る磁束密度Ｇ１は７３５（ガウス）である。
ｆ１＝５（Ｈｚ）の場合、第３図に示す如く、限界とな
る磁束密度Ｇ１は７３５（ガウス）である。
これ以上であるとパウダー巻き込みによる鋳片内介在物
が急増する。このＧ１＝７３５（ガウス）の限界強度は
第１図と比較して明らかなように、負偏析度−０．１に
おける強度（Ｇ１＝１０５３）よりもずっと低い値であ
る。
が急増する。このＧ１＝７３５（ガウス）の限界強度は
第１図と比較して明らかなように、負偏析度−０．１に
おける強度（Ｇ１＝１０５３）よりもずっと低い値であ
る。
ブローホールの制約条件は第１図と同様に１００ｃｍ２
当り５個以下とすると、ｆ１＝５（Ｈｚ）のもとで鋳型
内撹拌の適正範囲は３６５≦Ｇ１≦７３５となる。この
適正範囲は、周波数ｆ１を上げると狭くなるとともに上
下限が低下する一方、周波数を下げると範囲が広くなる
とともに上下限が大きくなる。定量的にプロツトした結
果を第４図に示す。
当り５個以下とすると、ｆ１＝５（Ｈｚ）のもとで鋳型
内撹拌の適正範囲は３６５≦Ｇ１≦７３５となる。この
適正範囲は、周波数ｆ１を上げると狭くなるとともに上
下限が低下する一方、周波数を下げると範囲が広くなる
とともに上下限が大きくなる。定量的にプロツトした結
果を第４図に示す。
下側の曲線は先の例と同様で６０２ｅ−０．１０ｆ１で
近似でき、上側の曲線は１３３９ｅ−０．１２ｆｌで近
似できる。したがつて、６０２ｅ−０．１０ｆ１≦Ｇ１
≦１３３９ｅ−０．１２ｆ１で１．５≦ｆ１≦１５の領
域を適正範囲とした。この適正範囲内の任意の条件でパ
ウダーキヤステイングによる鋳型内撹拌を行なうことが
できる。
近似でき、上側の曲線は１３３９ｅ−０．１２ｆｌで近
似できる。したがつて、６０２ｅ−０．１０ｆ１≦Ｇ１
≦１３３９ｅ−０．１２ｆ１で１．５≦ｆ１≦１５の領
域を適正範囲とした。この適正範囲内の任意の条件でパ
ウダーキヤステイングによる鋳型内撹拌を行なうことが
できる。
上記（Ｉ−１）、（Ｉ−２）いずれかの鋳型内撹拌（Ｍ
撹拌）を行なうことにより、第９図（ａ）に示すように
、中心偏析度を１．２５から１．１５へ改善できる。
撹拌）を行なうことにより、第９図（ａ）に示すように
、中心偏析度を１．２５から１．１５へ改善できる。
（ＩＩ）２次冷却帯撹拌の最適条件
溶鋼が鋳片として凝固する中間期、すなわち２次冷却帯
における電磁撹拌である。鋳型下方、メニスカス部より
３．８ｍのところに設置した第２の電磁コイルに６０Ｈ
ｚの交流を流し、発生する回転磁界で撹拌した。このと
きの鋳型内撹拌はｆ１＝５（Ｈｚ）でＧ１＝６００（ガ
ウス）の条件である。
における電磁撹拌である。鋳型下方、メニスカス部より
３．８ｍのところに設置した第２の電磁コイルに６０Ｈ
ｚの交流を流し、発生する回転磁界で撹拌した。このと
きの鋳型内撹拌はｆ１＝５（Ｈｚ）でＧ１＝６００（ガ
ウス）の条件である。
第２の電磁コイルに流す電流を漸次大きくしてコイル中
心の磁束密度Ｇ２を大さくし、撹拌強度を増加したとき
のＣの中心偏析度と負偏析度の特性を第５図に示す。第
５図において、Ｃの中心偏析度が１．１５から１．１に
改善されていることが分る。これは、元の鋳型内撹拌と
同様に柱状デンドライトを切断し等軸晶核を増加させる
ことができたためである。もっとも、Ｇ２が小さく撹拌
強度が弱い場合には、この効果はほとんどなく、或る一
定値以上の磁束密度で効果を示す。第５図に示すシエル
厚Ｄ２が２７ｍｍの場合、この臨界値はＧ２＝９７（ガ
ウス）である。臨界値は、シエル厚Ｄ２の増加に伴ない
磁束側の減衰が大きくなるので、シエル厚の増加にとも
なって大きくなる。
心の磁束密度Ｇ２を大さくし、撹拌強度を増加したとき
のＣの中心偏析度と負偏析度の特性を第５図に示す。第
５図において、Ｃの中心偏析度が１．１５から１．１に
改善されていることが分る。これは、元の鋳型内撹拌と
同様に柱状デンドライトを切断し等軸晶核を増加させる
ことができたためである。もっとも、Ｇ２が小さく撹拌
強度が弱い場合には、この効果はほとんどなく、或る一
定値以上の磁束密度で効果を示す。第５図に示すシエル
厚Ｄ２が２７ｍｍの場合、この臨界値はＧ２＝９７（ガ
ウス）である。臨界値は、シエル厚Ｄ２の増加に伴ない
磁束側の減衰が大きくなるので、シエル厚の増加にとも
なって大きくなる。
一方、攪拌強度の増加とともに、撹拌によって生じるホ
ワイトバンド部の負偏析度も増加する。
ワイトバンド部の負偏析度も増加する。
熱処理を行なうことを考慮すれば、撹拌の強さの上限を
制限する必要がある。そこで、ホワイトバンド部の負偏
析度を−０．１に制約する。磁束密度Ｇ２の上限は第５
図における条件下で２１５（ガウス）となる。
制限する必要がある。そこで、ホワイトバンド部の負偏
析度を−０．１に制約する。磁束密度Ｇ２の上限は第５
図における条件下で２１５（ガウス）となる。
負偏析度の制約と、上記中心偏析度の効果より、適正範
囲は９７≦Ｇ２≦２１５となる。この適正範囲はシエル
厚の変化につれて変わり、シエル厚が小さいと狭くかつ
上下限値が低下する一方、シエル厚が大きくなると範囲
が広くなるとともに上下限値が大きくなる。そこで定量
的にプロツトすると、第６図の二つの曲線が得られる。
囲は９７≦Ｇ２≦２１５となる。この適正範囲はシエル
厚の変化につれて変わり、シエル厚が小さいと狭くかつ
上下限値が低下する一方、シエル厚が大きくなると範囲
が広くなるとともに上下限値が大きくなる。そこで定量
的にプロツトすると、第６図の二つの曲線が得られる。
上側の曲線はほぼ
で近似でき、下側の曲線
がほぼ
で近似できる。そこで、
で、１０≦Ｄ２
≦５０の範囲を適正範囲とした。この適正範囲内の任意
の条件で２次冷却帯撹拌を行なうことができる。
の条件で２次冷却帯撹拌を行なうことができる。
なお、第２の電磁コイルには周波数６０Ｈｚの交流を流
したが５０Ｈｚでもよい。これは商用電源に接続する電
磁撹拌装置を使用したためて、周波数を可変できる装置
であれば特に５０又は６０Ｈｚに限定する必要はない。
したが５０Ｈｚでもよい。これは商用電源に接続する電
磁撹拌装置を使用したためて、周波数を可変できる装置
であれば特に５０又は６０Ｈｚに限定する必要はない。
上記２次冷却帯撹拌（Ｓ撹拌）の併用により、第９図（
ａ）に示すように、中心偏析度を無撹拌に比べ０．１５
も改善できる。
ａ）に示すように、中心偏析度を無撹拌に比べ０．１５
も改善できる。
（ＩＩＩ）凝固末期撹拌の最適条件
溶鋼が鋳片として凝固する末期すなわち鋳片内の残溶鋼
のプール短径が鋳片短片寸法の１／２以下（本例の１２
５ｍｍ□鋳片の場合シエル厚Ｄ３が３１ｍｍ以上）にお
ける電磁撹拌である。
のプール短径が鋳片短片寸法の１／２以下（本例の１２
５ｍｍ□鋳片の場合シエル厚Ｄ３が３１ｍｍ以上）にお
ける電磁撹拌である。
シエル厚Ｄ３が４０ｍｍとなる位置に第３の電磁コイル
をセツトし、６０Ｈｚの交流を流し発生する回転磁界に
よって撹拌した。１２５ｍｍ□の鋳片は２．５ｍ／ｍｉ
ｎで連続的に引き出されていて、上流における撹拌条件
は、鋳型内でｆ１＝５（Ｈｚ）、Ｇ１＝６００（ガウス
）、２次冷却帯で６０Ｈｚの交流、Ｇ２＝１９０（ガウ
ス）、シエル厚Ｄ２＝３０（ｍｍ）である。
をセツトし、６０Ｈｚの交流を流し発生する回転磁界に
よって撹拌した。１２５ｍｍ□の鋳片は２．５ｍ／ｍｉ
ｎで連続的に引き出されていて、上流における撹拌条件
は、鋳型内でｆ１＝５（Ｈｚ）、Ｇ１＝６００（ガウス
）、２次冷却帯で６０Ｈｚの交流、Ｇ２＝１９０（ガウ
ス）、シエル厚Ｄ２＝３０（ｍｍ）である。
凝固末期では、溶鋼プール内の温度も低下し粘度も高く
なっているため、２次冷却帯と比べてより大きな撹拌力
を必要とする。第３の電磁コイルのコイル中心の磁束密
度Ｇ３を漸次大きくし、撹拌強度を増加させたときのＣ
の中心偏析度とホワイトバンド部のＣの負偏析度第７図
に示す。
なっているため、２次冷却帯と比べてより大きな撹拌力
を必要とする。第３の電磁コイルのコイル中心の磁束密
度Ｇ３を漸次大きくし、撹拌強度を増加させたときのＣ
の中心偏析度とホワイトバンド部のＣの負偏析度第７図
に示す。
第７図において、撹拌強度がＧ３＝４６０（ガウス）を
越えると中心偏析度が１．１から低下しはじめ、Ｇ３＝
１０００付近でほぼ１０４にまで下がり、ほぼ０．０６
改善されることが分る。これは、鋳型内や２次冷却帯撹
拌により生じた等軸晶域内で撹拌することによって、溶
鋼プール内の温度を均一化するとともに、鋳片中心部へ
濃化溶鋼が集中して中心偏析が形成されるのを濃化溶鋼
を等軸晶粒間に分散させたためである。しかし、Ｇ３＝
１０００（ガウス）を越えると撹拌によるホワイト・バ
ンド部の負偏析度が−０．１を超えると、適正範囲は４
６０≦Ｇ３≦１０００となる。
越えると中心偏析度が１．１から低下しはじめ、Ｇ３＝
１０００付近でほぼ１０４にまで下がり、ほぼ０．０６
改善されることが分る。これは、鋳型内や２次冷却帯撹
拌により生じた等軸晶域内で撹拌することによって、溶
鋼プール内の温度を均一化するとともに、鋳片中心部へ
濃化溶鋼が集中して中心偏析が形成されるのを濃化溶鋼
を等軸晶粒間に分散させたためである。しかし、Ｇ３＝
１０００（ガウス）を越えると撹拌によるホワイト・バ
ンド部の負偏析度が−０．１を超えると、適正範囲は４
６０≦Ｇ３≦１０００となる。
なお、第７図中点線で示す中心偏析度特性は、電流を連
続的に流した連続撹拌の場合である。これに対して、実
線で示す中心偏析度特性はある周期で電流を断続させて
場合又はある周期で電流の極性を反転させて場合である
。図から分るように、中心偏析の改善効果は断続撹拌又
は反転撹拌の方がはるかに大きい。これは、撹拌の強度
や方向が急激に変化するので等軸晶核が混合されやすく
、濃化溶鋼を分散させ易いからだと考えられる。同様の
理由で、異なった周波数をもって撹拌させる異周波数撹
拌もこの凝固末期撹拌として有効である。なお、断続撹
拌では周期を３〜１０秒の範囲のある値毎に行なうのが
好ましく、一方反転撹拌では３〜５秒の範囲のある値毎
に正逆転させるのが好ましい。なおまた、本例では６０
Ｈｚの交流を流したが、これは商用電源に接続する電磁
撹拌装置を使用したためで、５０Ｈｚでもよい。
続的に流した連続撹拌の場合である。これに対して、実
線で示す中心偏析度特性はある周期で電流を断続させて
場合又はある周期で電流の極性を反転させて場合である
。図から分るように、中心偏析の改善効果は断続撹拌又
は反転撹拌の方がはるかに大きい。これは、撹拌の強度
や方向が急激に変化するので等軸晶核が混合されやすく
、濃化溶鋼を分散させ易いからだと考えられる。同様の
理由で、異なった周波数をもって撹拌させる異周波数撹
拌もこの凝固末期撹拌として有効である。なお、断続撹
拌では周期を３〜１０秒の範囲のある値毎に行なうのが
好ましく、一方反転撹拌では３〜５秒の範囲のある値毎
に正逆転させるのが好ましい。なおまた、本例では６０
Ｈｚの交流を流したが、これは商用電源に接続する電磁
撹拌装置を使用したためで、５０Ｈｚでもよい。
上記適性範囲４６０≦Ｇ３≦１０００はシエル厚によっ
て変化する。これは２次冷却帯撹拌と同様に、シエル厚
の増加により磁界が減衰するので、シエル厚が大きい場
合は発生させる磁界も大きくする必要があるからである
。そこで、第３の電磁コイルのセツト位置を変えて、所
定のシエル厚Ｄ３のところで適正範囲を調べプロツトし
た結果が第８図である。シエル厚が小さいと範囲が狭く
かつ上下限値が低下し、シエル厚が大きいと範囲は広が
るとともに上下限値が高くなる。第８図の上側の曲線は で近似でき、下側 の曲線は で近似できる。し たがって、 で２０≦Ｄ３≦９０の領域を適正範囲と定める。この適
正範囲内の任意の条件で凝固末期撹拌を行なうことがで
きる。
て変化する。これは２次冷却帯撹拌と同様に、シエル厚
の増加により磁界が減衰するので、シエル厚が大きい場
合は発生させる磁界も大きくする必要があるからである
。そこで、第３の電磁コイルのセツト位置を変えて、所
定のシエル厚Ｄ３のところで適正範囲を調べプロツトし
た結果が第８図である。シエル厚が小さいと範囲が狭く
かつ上下限値が低下し、シエル厚が大きいと範囲は広が
るとともに上下限値が高くなる。第８図の上側の曲線は で近似でき、下側 の曲線は で近似できる。し たがって、 で２０≦Ｄ３≦９０の領域を適正範囲と定める。この適
正範囲内の任意の条件で凝固末期撹拌を行なうことがで
きる。
第９図（ａ）に示したＣの中心偏析度の比較棒グラフか
ら判るように、Ｍ撹拌にＳ撹拌を併用する場合よりもＭ
撹拌に凝固末期撹拌（Ｆ撹拌）を併用する方がより効果
的である。さらに、三段階の撹拌（Ｍ＋Ｓ＋Ｆ）をすべ
て行なうと、中心偏析度を１．０４にまで大きく改善で
きる。これらのことから、小断面の中・高炭素キルド鋼
鋳片には、撹拌がより効果的に作用することが分る。
ら判るように、Ｍ撹拌にＳ撹拌を併用する場合よりもＭ
撹拌に凝固末期撹拌（Ｆ撹拌）を併用する方がより効果
的である。さらに、三段階の撹拌（Ｍ＋Ｓ＋Ｆ）をすべ
て行なうと、中心偏析度を１．０４にまで大きく改善で
きる。これらのことから、小断面の中・高炭素キルド鋼
鋳片には、撹拌がより効果的に作用することが分る。
なお第９図（ａ）における（Ｍ＋Ｓ＋Ｆ）以外の比軟例
は、上述の例と同じくＣを０．３７％含む溶鋼を１２５
ｍｍ□のビレツトに連続鋳造した場合で条件も同一であ
る。電磁撹拌の有効性は第１図、第３図、第５図、第７
図で明白であり、第９図（ａ）で比較するように、無感
化に比べればＭ撹拌の利点は大きいが、このＭ撹拌にＳ
撹拌またはＦ撹拌の少なくとも一つを組み合わせること
によって、ブルーム鋳片とほぼ同等あるいはそれ以上の
品質に改善できる。この改善効果は、第９図（ａ）の夫
々と対応させて掲げる添付の参考写真（Ｓ３５Ｃ相当の
鋳片縦断面のマクロ組織写真）でより明瞭に照明される
。
は、上述の例と同じくＣを０．３７％含む溶鋼を１２５
ｍｍ□のビレツトに連続鋳造した場合で条件も同一であ
る。電磁撹拌の有効性は第１図、第３図、第５図、第７
図で明白であり、第９図（ａ）で比較するように、無感
化に比べればＭ撹拌の利点は大きいが、このＭ撹拌にＳ
撹拌またはＦ撹拌の少なくとも一つを組み合わせること
によって、ブルーム鋳片とほぼ同等あるいはそれ以上の
品質に改善できる。この改善効果は、第９図（ａ）の夫
々と対応させて掲げる添付の参考写真（Ｓ３５Ｃ相当の
鋳片縦断面のマクロ組織写真）でより明瞭に照明される
。
なお、上記実施例は、溶鋼にＣを０．３７％含む場合で
あったが、一般に０．２０％より多くＣを含む場合すな
わち中・高炭素鋼であっても同様の適用条件で大断面ブ
ルーム鋳片と同等の品質のものを得ることができる。
あったが、一般に０．２０％より多くＣを含む場合すな
わち中・高炭素鋼であっても同様の適用条件で大断面ブ
ルーム鋳片と同等の品質のものを得ることができる。
以上の説明から明らかなように、本発明によれば、小断
面のビレツト連鋳に複数段の電磁撹拌を適用する際の各
段における固有の条件を創出することにより、中・高炭
素キルド鋼として介在物がなく表面性状が美麗でかつ負
偏析が少なく中心偏析の良好なビレツトを直接鋳造によ
って製造できるので従来の如きブルーム鋳片の加熱分塊
が不要となり、低コストでの製造が可能となった。
面のビレツト連鋳に複数段の電磁撹拌を適用する際の各
段における固有の条件を創出することにより、中・高炭
素キルド鋼として介在物がなく表面性状が美麗でかつ負
偏析が少なく中心偏析の良好なビレツトを直接鋳造によ
って製造できるので従来の如きブルーム鋳片の加熱分塊
が不要となり、低コストでの製造が可能となった。
第１図は鋳型内撹拌における特性図、第２図は鋳型内撹
拌の適正範囲を示す図、第３図はもう一群の発明の実施
例に係る鋳型内撹拌の特性図、第４図はその鋳型内撹拌
の適正範囲を示す図、第５図は実施例の２次冷却帯にお
ける撹拌の特性図、第６図はその適正範囲を示す図、第
７図は実施例の凝固末期における撹拌の特性図、第８図
はその適正範囲を示す図、第９図（ａ）は撹拌による中
心偏析度の比較図、第９図（ｂ）は三つの段階における
撹拌の概念を示す図である。参考図として第９図（ａ）
の人々の場合に対応する鋳片縦断面のマイクロ組織の写
真を添付する。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 青山 葆ほか２名
拌の適正範囲を示す図、第３図はもう一群の発明の実施
例に係る鋳型内撹拌の特性図、第４図はその鋳型内撹拌
の適正範囲を示す図、第５図は実施例の２次冷却帯にお
ける撹拌の特性図、第６図はその適正範囲を示す図、第
７図は実施例の凝固末期における撹拌の特性図、第８図
はその適正範囲を示す図、第９図（ａ）は撹拌による中
心偏析度の比較図、第９図（ｂ）は三つの段階における
撹拌の概念を示す図である。参考図として第９図（ａ）
の人々の場合に対応する鋳片縦断面のマイクロ組織の写
真を添付する。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 青山 葆ほか２名
Claims (6)
- （１）断面積が２００ｍｍ□以下の鋳片の連続鋳造にお
いて、０．２０％より多くＣを含む溶鋼を浸漬ノズル又
はオープンストリームでオイル潤滑の鋳型内に供給し、 該鋳型内で上記溶鋼を、第１の電磁コイルに流す交流の
周波数ｆ１（Ｈｚ）が１．５≦ｆ１≦１５でコイル中心
の磁束密度Ｇ１（ガウス）が６０２ｃ−０．１０ｆ１≦
Ｇ１≦１８４４ｅ−０．１２ｆ１の範囲の磁界により電
磁撹拌させながら鋳型下方へ連続的に引き出し、 上記溶鋼が鋳片として凝固する中間期で、第２の電磁コ
イルに交流を流し、凝固シエル厚Ｄ２（ｍｍ）が１０≦
Ｄ２≦５０のときコイル中心の磁束密度の範囲の磁界に
より電磁撹拌するようにしたことを特徴とする連続鋳造
法による中・高炭素キルド烟の製込方法。 - （２）断面積が２００ｍｍ□以下の鋳片の連続鋳造にお
いて、０．２０％より多くＣを含む溶鋼を浸漬ノズル又
はオープンストリームでオイル潤滑の鋳型内に供給し、 該鋳型内で上記溶鋼を、第１の電磁コイルに流す交流の
周波数ｆ１（Ｈｚ）が１．５≦ｆ１≦１５でコイル中心
の磁束密度Ｇ１（ガウス）が６０２ｅ−０．１０ｆｌ≦
Ｇ１≦１８４４ｅ−０．１２ｆ１の範囲の磁界により電
磁撹拌させながら鋳型下方へ連続的に引き出し、 上記溶鋼が鋳片として凝固する末期で鋳片内の残溶鋼の
プ−ル短径が鋳片短片寸法の１／２以下において、第３
の電磁コイルに交流を流し、凝固シエル厚Ｄ３（ｍｍ）
が２０≦Ｄ３≦９０のときコイル中心の磁束密度Ｇ３が の範囲の磁界により電磁撹 拌するようにしたことを特徴とする連続鋳造法による中
・高炭素キルド鋼の製造方法。 - （３）断面積が２００ｍｍ□以下の鋳片の連続鋳造にお
いて、０．２０％より多くＣを含む溶鋼を浸漬ノズル又
はオープンストリームでオイル潤滑の鋳型内に供給し、 該鋳型内で上記溶鋼を、第１の電磁コイルに流す交流の
周波数ｆ１（Ｈｚ）が１．５≦ｆ１≦１５でコイル中心
の磁束密度Ｇ１（ガウス）が６０２ｅ−０．１０ｆ１≦
Ｇ１≦１８４４ｅ−０．１２ｆ１の範囲の磁界により電
磁撹拌させながら鋳型下方へ連続的に引き出し、 上記溶鋼が鋳片として凝固する中間期で、第２の電磁コ
イルに交流を流し、凝固シエル厚Ｄ２（ｍｍ）が１０≦
Ｄ２≦５０のときコイル中心の磁束密度Ｇ２（ガウス）
が の範囲の磁界により電磁撹拌し、 上記溶鋼が鋳片として凝固する末期で鋳片内の残溶鋼の
プール短径が鋳片短片寸法の１／２以下において、第３
の電低コイルに交流を流し、凝固シエル厚Ｄ３（ｍｍ）
が２０≦Ｄ３＜９０のときコイル中心の磁束密度Ｇ３が の範囲の磁界により電磁撹 拌するようにしたことを特徴とする連続鋳造法による中
・高炭素キルド鋼の製造方法。 - （４）断面積が２００ｍｍ□以下の鋳片の連続鋳造にお
いて、０．２０％より多くＣを含む溶鋼を浸漬ノズルで
鋳型内に供給するとともに湯面にパウダーを投入し、 該鋳型内で上記溶鋼を、第１の電磁コイルに流す交流の
周波数ｆ１（Ｈｚ）が１．５≦ｆ１≦１５でコイル中心
の磁束密度Ｇ１（ガウス）が６０２ｅ−０．１０ｆ１≦
Ｇ１≦１３３９ｅ−０．２１ｆ１の範囲の磁界により電
磁撹拌させながら鋳型下方へ連続的に引き出し、 上記溶鋼が鋳片として凝固する中間期で、第２の電磁コ
イルに交流を流し、凝固シエル厚Ｄ２（ｍｍ）が１０≦
Ｄ２≦５０のときコイル中心の磁束密度の範囲の磁界に
より電磁撹拌するようにしたことを特徴とする連続鋳造
による中・高炭系キルド鋼の製造方法。 - （５）断面積が２００ｍｍ□以下の鋳片の連続鋳造にお
いて、０．２０％より多くＣを含む溶鋼を浸漬ノズルで
鋳型内に供給するとともに湯面にパウダーを投入し、 該鋳型内で上記溶鋼を、第１の電磁コイルに流す交流の
周波数ｆ１（Ｈｚ）が１．５≦ｆ１≦１５でコイル中心
の磁束密度Ｇ１（ガウス）が６０２ｅ−０．１０ｆ１≦
Ｇ１≦１３３９ｅｃ−０．１２ｆ１の範囲の磁界により
電磁撹拌させながら鋳型下方へ連続的に引き出し、 上記溶鋼が鋳片として凝固する末期で鋳片内の残溶鋼の
プール知径が鋳片短片寸法の１／２以下において、第３
の電磁コイルに交流を流し、凝固シエル厚Ｄ３（ｍｍ）
が２０≦Ｄ３≦９０のときコイル中心の磁束密度Ｇ３が の範囲の磁界により電磁撹 拌するようにしたことを特徴とする連続鋳造法による中
・高炭素キルド鋼の製造方法。 - （６）断面積が２００ｍｍ□以下の鋳片の連続鋳造にお
いで、０．２０％より多くＣを含む溶鋼を浸漬ノズルで
鋳型内に供給するとともに湯面にパウダーを投入し、 該鋳型内で上記溶鋼を、第１の電磁コイルに流す交流の
周波数ｆ１（Ｈｚ）が１．５≦Ｆ１≦１．５でコイル中
心の磁束密度Ｇ１（ガウス）が６０２ｅ−０．１０ｆ１
≦Ｇ１≦１３３９ｅ−０．１２ｆ１の範囲の磁界により
電磁撹拌させながら鋳型下方へ連続的に引き出し、 上記溶鋼が鋳片として凝固する中間期で、第２の電磁コ
イルに交流を流し、凝固シエル厚Ｄ２（ｍｍ）が１０≦
Ｄ２≦５０のときコイル中心の磁束密度の範囲の磁界に
より電磁撹拌し、 上記溶鋼が鋳片として凝固する末期で鋳片内の残溶鋼の
プール短径が鋳片短片寸法の１／２以下において、第３
の電磁コイルに交流を流し、凝固シエル厚Ｄ３（ｍｍ）
が２０≦Ｄ３≦９０のときコイル中心の磁束密度Ｇ３が の範囲の磁界により電磁撹 拌するようにしたことを特徴とする連続鋳造法による中
・高炭素キルド鋼の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3206883A JPS59159257A (ja) | 1983-02-28 | 1983-02-28 | 連続鋳造法による中・高炭素キルド鋼の製造方法 |
| US06/899,793 US4671335A (en) | 1980-04-02 | 1986-08-25 | Method for the continuous production of cast steel strands |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3206883A JPS59159257A (ja) | 1983-02-28 | 1983-02-28 | 連続鋳造法による中・高炭素キルド鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59159257A true JPS59159257A (ja) | 1984-09-08 |
Family
ID=12348555
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3206883A Pending JPS59159257A (ja) | 1980-04-02 | 1983-02-28 | 連続鋳造法による中・高炭素キルド鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59159257A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016168603A (ja) * | 2015-03-12 | 2016-09-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼の連続鋳造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56148460A (en) * | 1980-04-02 | 1981-11-17 | Kobe Steel Ltd | Production of steel material by continuous casting method |
-
1983
- 1983-02-28 JP JP3206883A patent/JPS59159257A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56148460A (en) * | 1980-04-02 | 1981-11-17 | Kobe Steel Ltd | Production of steel material by continuous casting method |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016168603A (ja) * | 2015-03-12 | 2016-09-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼の連続鋳造方法 |
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