JPS61195742A - 鋼の連続鋳造装置 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分封〉 この発明は、連続鋳造途中の鋳片に縦割れや横ひび割れ
等の表面疵を発生したり、熱間直送圧延（連続鋳造で得
た門片を加熱することなく直ちに実施する圧延）やホッ
トチャージ圧延（連続鋳造で得た鋳片を室温にまで冷却
することなく再加熱して実施す、ろ熱間圧延）時に前記
横ひび割れと類似の表面疵を発生したりしゃ丁い鋼稿の
連続鋳造に際しても、前記表面疵を発生することのない
熱間割れ感受性が低い鋳片を安定して製造し得る連続鋳
造装置に関するものである。

く背景技術〉 近年、鉄鋼の製造にあたっては、垂直型若しくは弯曲型
等の連続鋳造機を使用した遵Ｗｃ鋳造工程が不可決なも
のとなっているが、このような連続ｉ４Ｕ　・去・ニエ
ってブルームやスラブ等の釣片を製造しようとすると、
その鋳造の途中で鋳片に印加される臼げ応力や冷却に起
因して生じる熱応力によつ工表記疵（表面割れ）が発生
したり、更には、迷←釣造によって得られた鋳片の直送
圧延時やホットチャージ圧延時にも同様な表面疵を発生
すると言ったトラブルが目立ち、これらが、製品歩留り
の向Ｅや、′熱間直送圧延２や゛ホットヂャーレ圧睡“
等を採用して鉄鋼製造プロセスの省力・省エネルギー化
を推ａする上で大きな障害となっていた。

ところで、上述のような表面疵の発生状況を副食してみ
るといずれもオーステナイ）（ｒ）粒界の割れを伴って
起きることが観察されることから、従来、前記表面疵の
発生原因の１つとして「ツｊ片の凝固・冷却中にオース
テナイ）（ｒ）粒界へ析出又は偏析する炭（ｔ、物や窒
化物（ＮｂＣ。

ＡＪＮＩ）、（Ｍｎ　、　Ｆｅ　）　Ｓ等の硫（ヒ物、
及びＰ−？Ｓ等の不純物元素が結晶粒界の脆弱化を招く
」ことがあげられるようになり、表面疵（割れ）の発生
頻度は、上記の如き析出物や偏析を生じさせ５元素の含
有量に大きく影響されることが知られ乙ようになってき
た。

そこで、このような元素の含有量を制御することによっ
て鋳片の表面疵防止を図る試みもなされたが、この場合
には、製品の品質（％性）確保やコスト面で限界がある
上、化学成分の調整基準が今一つ明確でなく、従って、
化学成分の調整のみでは十分に満足できる効果をあげ得
なかったのである。

一方、かかる鋳片表面疵の発生頻度は、第１図で示され
るように鋳片のＣ含有量に大きく依存すると言う１％実
もあるが、その原因は未だに不明であり、これに対する
何らの方策も見付からないこともあって、結局はこのよ
うなＣ含有量域を避けて操業が行われることすらあった
。

しかしながら、第１図にみられるような表面疵発生頻度
が急激に高くなる領域は必ずしも一定していないで、鋼
種によってもバラツキがあり、特に低合金鋼の場合には
Ｃ含有量からは推量れないような思いがけない成分組成
領域で表面疵発生頻度がＩｆ端に高くなることが多く、
しばしば、操業上極めて不都合な結果を招く事態がもた
らされていたのである。

このようなことから、鋼の連ＶＣ鋳造や、これに続く”
熱間直送圧延“又は“ホラ）ｆヤージ圧延”において鋳
片表面に割れ疵が発生するのを確実に防止するための簡
易な手段の出現が強（望まれているのが現状であった。

く問題点を解決するための手段〉 本発明者等は、上述のような観点から、連続鋳造によっ
て製造される鋼鋳片の鋳造途中における表面疵発生、更
には連続鋳造によって得られた鋳片を熱間直送圧延した
りホットチャージ圧延したりする際にも生じがちな同様
の表面疵発生を確実に防止する実施容易な手段を見出す
べ（、そのためには、第１図で示したような特定Ｃ含有
９域近傍での表面疵発生頻度急増の原因解明が不可欠で
あ、るとの考えの下に種々の実験・研究を重ねたところ
１次（二示すような知見を得たのである。即ち、（ａｔ
　　連続鋳造鋳片の結晶粒界割れは、従来言われていた
ように、結晶粒界に析出又は偏析する炭化物、窒化物、
ｖｊ、化物或いは不純物等に係る元素の含有量に影響さ
れることもさることながら、これらの析出や偏析密度を
左右するオーステナイト（ｒ）粒の粒度に大きく影響さ
れ、凝固・冷却中のオーステナイ）（ｒ）Ｉの粗大化は
鋳片の粒界割れを著しく助長すること、 （ｂｌ　　凝固・冷却中の炭素鋼鋳片のオーステナイ）
（ｒ）ｔＱ粗大化の程度はそのＣ含有量の変化によって
大きく変わり、それもＣ含有量との単なる比例的！ＪＡ
−係を維持しながら変化するわけではなく、第２図で示
されるように、前述した表面疵を発生しや丁いＣ含有領
域で急激に著しくなると言う挙動を示すこと（因に、第
２図はＦｅ−Ｃ系鋼の凝固・冷却中に冷却速度を５℃／
−ｅｃとしたときの、Ｃ含有量とオーステプイト粒径と
の関係を示す曲線である）、 （ｃｌ　　これらの結果と、［凝固・冷却中のオーステ
ナイト（γ）粒の粗大化は、オーステナイト単相となっ
てから急激に起こり、しかも温度が高いほどその傾向が
著しい」と言う実験（二よる確認事項とからみて、凝固
・冷却中の炭ｓｆ１４ｇ片は、同一冷却条件下であると
、必然的に、第３図で示されるＦｅ−Ｃ系平衡状態図か
らも明らかなオーステナイト単相化温度が最も高い組成
のもの、則ち包晶点組成（Ｆｅ−Ｃ系では０．１８重１
９６Ｃ）のものが最も粗大なオーステナイト（γ）粒を
呈するようになり（因に、第３図中の破線は、第２図で
示したオーステナイト粒粗大化挙動を表わす）、従って
熱間割れ感受性もこの付近のものが急激に高くなるので
あると結論されること、 ｆｄ＋　　ところで、第２図で示されるオーステナイト
（ｒ）粒径粗大化挙動と第１図で示される鋳片表面疵発
生頻度傾向とは必ずしも合致していない。

しかしながら、これは、第２図が純粋なＦｅ−Ｃ系での
実験結果であるのに始して第１図は実用鋼の場合のデー
タであると言う相違に起因するものであり、Ｃ以外の含
有元素（合金元素等）の影響によって包晶点がずれてい
るからに他ならないこと、（ｅ）シかも、世中に含灯さ
れるＣ以外の元素の攬類によっては、鋼の熱間割れ感受
性が一層鋭敏化し、鋳片表面疵の増大を招く恐れがある
こと、ｉｆｌ　　従って、鋳片の熱間割れ感受性を評価
する場合には、Ｃ含有量のみではなく、合金元素の影響
をも含めたＣ当量（Ｃｐ）を指標にする必要があること
、 ｆｇ＋　　状態図的な検討から、鋼の包晶点に影響を及
ぼ丁と考えられる元素としてＣ、Ｍｎ　＋Ｎｉ　、Ｃｕ
及びＮがあげられ、Ｃ当量（Ｃｐ）は次式で整理される
ことＣなお、以下、成分割合を表わす％は重量％とする
）。即ち、 （ｈｌ　　状態図的検討によって得られた上記式は実際
と良く合致しており、これに基づいて鋳片の熱間割れ感
受性を極めて的確に評価できること。

第４図は、これを確認するために本発明者等が実施した
実験結果を示すものであり、第１表に示される成分組成
内の合計５０ａ類の鋼から採取した小片をアルミするつ
ぼ中で再溶解した後、冷却速度：５℃／弐で冷却し、そ
のオーステナイト粒径を測定して上記式で葺土されるＣ
ｐ値により整理したグラフである。

この第４図からも明らかなように、オーステナイト（γ
）粒径はＣｐ値で良＜Ｘ埋され、Ｃｐ値が０１８で最大
値をとることがわかる。

ＩＮ　　また一方、同一組成鋼を凝固・冷却した場合の
鋳片のオーステナイト粒度は高温領域での冷却速度に大
きく左右され、特に１４５０〜１２００℃程度の温度領
域における冷却速度によってほぼ決定されてしまうこと
。

従って、オーステナイト単相化温度が高くてオーステナ
イト粒が粗大化しや丁い包晶組成（Ｃｐ−ｏ、　ｉ　ｓ
　）付近の鋳片であったとしても、上記温度域での冷却
速度を速くしてやれば、オーステナイト粒の粗大化が抑
えられて単位体積当りの結晶粒界面の大きい細粒結晶が
得られ、このため結晶粒が（二集まる析出物や偏析の密
度が低くなって熱間割れ感受性が緩和されること。

第５図は、第２表に示される成分組成の市について、凝
固に続く冷却速度を種々に変え、１０００℃に到２！後
急冷してその組織を固定したもののオーステナイト粒径
を前記冷却速度で整理して表わしたグラフであるととも
に、これらの鋳片から採取した試験片（直径：１０ｗφ
）を通電加熱にて中心部を部分的に再溶融（１５８０℃
）させた後それぞれ前記の各冷却速度で１０００℃まで
降温し、２．　Ｏ５ａ＝−’の歪速度で引張り破断して
得た断面収縮率〔ＲＡ）を前記冷却速度で整理し併記し
たものでもある。そして、この第５図からも、最もオー
ステナイト粒成長が起りやすい包晶組成の鋼であっても
、凝固に続く冷却速度を上げることによってオーステナ
イト粒の粗大化を防止することができ、その結果、延性
も十分に良好な値を示すようになることがわかる。

また、第６図は、前記第２表に示した成分組成の鋼から
小片を採取し、アルミするつぼ中で再溶解してから冷却
速度＝５℃／−Ｈ，及び１２℃／弐で冷却するとともに
、その途中から水焼入れして組織を固定したものについ
て、該水焼入れ温度とオーステナイト粒径との関係をプ
ロットしたグラフであるが、この第６図からも、冷却速
度がオーステナイト粒成長に大きく影響するのは極く高
い温度域に限られることが明らかである。

す）　このようなことから、連続鋳造によって製造され
る鋳片の鋳造途中における表面疵（割れ）発生や、これ
を熱間直送圧延したりホン）？ヤージ圧延したりする際
の表面疵（割れ）発生の起りや丁い鋼塊な前記式（Ｃｐ
を算出する式）によって簡単・確実に予測することが可
能であり、また、これらの＄ｆ１については、連続鋳造
の際の表面が凝固した直後の鋼片を出来るだけ早い時期
に速い冷却速度で冷却することによって表面疵発生を抑
えることができること。

（ｋ１シかしながら、鋼の連続鋳造の実操業においては
、一般に、溶軍メニスカスの近くでは凝固シェルと鋳型
壁とが溶融パウダーを介して密看した状態で縦置が進行
するものの、それより下方になると溶鋼の凝固収縮と鋳
片の温度降下に伴う収縮とで鋳片は鋳型壁面から離れで
、鋳型の抜熱作用を損うエアーギャップを生じるように
なる。従って、垂直型又は弯曲型連続鋳造機で使用され
る通常の鋳型（長さが７００〜９００箇か、それ以上）
では、その後にオーステナイ）（ｒ）粒界破壊を起して
表面疵を発生しや丁くなる程度にまでオーステナイト粒
の粗大化をもたらすような、著しい冷却遅れが生じるの
を逸れることができない。

ところが、このような弊害は、連続鋳造を実施する鋼の
前記Ｃｐ値を十分に把握した上で、鋳型の長さを該Ｃｐ
値に応じて、かつ鋳片の引き抜き速度をも考慮して短か
くすることによって凝固中の鋳片を鋳型から早目に引き
出し、そのｖｋ直ちに水スプレー等にて急冷することで
乗り越えることができること。

（Ｉ！Ｉ　　Ｌかし、鋼を連続鋳造する際に、凝固初期
（温度が１４００℃程度になるまで）の鋳片を急冷する
と凝固シェル厚に不均一が生じ、凝固シェルの強度ムラ
や１局所的な冷却遅れのためのオーステナイト組織ムラ
を来たして割れを助長する恐れがあるとの報告があるが
、溶鋼メニスカス近傍（前記凝固初期の区間）をできる
だけ緩冷却下ることによって上記懸念が払拭されること
。

−　このようなことから、連続鋳造によって製造される
鋼片の鋳造途中における表面疵（割れ）発生や、これを
熱間直送圧延したりホットチャージ圧延したりする際の
表面疵（割れ）発生の起りや丁い鋼種を前記式（Ｃｐを
算出する式）によって簡単・確実に予６１１１すること
が可能であり、また、これらの鋼種については、溶鋼の
メニスカス近傍に緩冷却手段を設けるとともに、割れ発
生度合の指標となる。前記Ｃｐ値や、冷却の程度にｆ１
３響を与える鋳片引き抜き速度をも考慮した出来るだけ
短かい鋳型を用いて連続鋳造し、凝固途中の鋳片を鋳型
から出来るだけ早期に引き抜いて効率の良い冷却を実施
することによって表面疵発生を抑えることができること
。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、 鋼の連続鋳造装置を、鋳型内溶鋼のメニスカス部から鋳
型下端までの長さＣＬ（、ｉが、式１式％ を満足する両端開放鋳型と、前記メニスカス近傍（：設
けられた緩冷却手段とを備えしめて構成することにより
、熱間割れ感受性の低い連続鋳造鋳片を的確に、安定し
て製造し得るようにした点、に特徴を有するものである
。

即ち、この発明は、表面疵を発生しや丁い成分組成の鋼
であっても、鋼のＣｐ値及び鋳片の引き抜き速度を考慮
した長さの鋳型を使用し、かつ溶鋼のメニスカス近傍の
緩冷却を行うと、理想的な凝固条件で連続ｖｉ造鋳片を
製造することかでと、これによって表面疵を生じない鋳
片を実現できるとの知見事項が骨子となって完成された
ものであるが、この発明において、鋳型内溶鋼のメニス
カスからｖＦＪ型下端までの長さＣＬ（鰭）’）を、（
Ｈ４ｘ＋ｊ　）　Ｖｃ　≦Ｌ≦ｉＶｃ　６Ｃ＋　４００
なる式によって限定した理由を説明する。

ジ１型における前記長さＣＬ）の下限を〔（青へ十門）
Ｖｃ）−ｗとしたのは、その長さＣＬ）が該下限を下回
ると凝固シェルの強度が不十分となって鋳型直下で鋳片
の、バルジングを生じ、ひいてはブレイクアウトを生じ
てしまって連続操業を停止せざるを得なくなるからであ
り、凝固シェルの発達がＶｃとＣｐ値に依存すると言う
事実と、その依存度の幾多もの実験によって突止めた結
果に基づくものである。

また、前記長さ〔Ｌ〕の上限は、前述のように鋳片表１
一部の冷却速度の確保、即ちオーステカイト組織を如何
に細粒化してオーステナイト粒界破壊を伴う表面疵の発
生を防止するかと言う観点から、数多くの製造工場での
試験を繰り返して経験的に決定されたものであり、前記
長さ〔Ｌ〕が〔＋ＶＣＩｘ＋４００〕四を越えた場合に
は、鋳型の下部において凝固途中の鋳片表面と鋳型内面
との間に隙間（エアーギャップ）が生じて冷却遅れが起
こり、所望の細粒オーステナイト組織が得られなくなっ
て鋳片の熱間割れ感受性を抑制で傘なくなる。つまり、
溶鋼メニスカス下のどの位置でエアーギャップを生じる
かもＶｃとＣｐ”値によって決まるものであり、従って
前記長さＣＬ）の上限もこれらの関数で表わされること
となるのである。

一方、鋳型内溶鋼のメニスカス近傍に緩冷却手段な設（
するのは、不均一凝固による鋳片表面の凹凸化を防止し
、局所的な冷却の遅れ、ひいては局所的な結晶粒の粗大
化や凝固シェル厚のムラを無くして凝固シェル強度の均
一イヒな図るためである。

従って、メニスカス近傍に設けられた緩冷却手段により
鋳片表面疵の発生は一層確実に抑制されるようになる。

鋳型内肩書メニスカス近傍の緩冷却を費Ｔる部分の範囲
１ｍ、は格別な制限はなく、例えばメニスカスより１０
ｍまでの間、或いはメニスカスより３０−までの間等で
良いが、好ましくはメニスカスから少なくとも５０萌ま
での間を緩冷却することか推奨される。

そして、緩冷却手段としては次のようなものがあげられ
るが、格別にこれらに限定されるものでないことはもち
ろんである。

メニスカス近傍の緩冷却手段 ■　第７図に示されるように、溶鋼１のメニスカス２近
傍、において、鋳型３内の冷却媒体（水）導通路４を鋳
型内壁面から遠ざけてなる手段。

なお、図中において符号５で示されるものは凝固シェル
、符号６で示されろものは冷媒スプレーノズルである。

■　第８図で示されるように、溶８！１１のメニスカス
２近傍部において、鋳型３の内壁面に熱伝導度の低い異
種金属層７を貼り付けるか、又はメッキする手段。なお
、熱伝導度の低い異種金属層７の厚さに変化を持たせる
とより効果的である。

■　第９図に示されるように、溶鋼１のメニスカス２近
傍部への加熱手段の配置。

■　鋳型壁内の冷却媒体導通路の太さを箇所別に変化さ
せたり、箇所別に冷却能の異なる冷却媒体導通路や流速
の異なる冷却媒体導通路を独立して設け、メニスカス近
傍の冷却度合を低くする手段。

■　第１０図に示されるように、溶＠１１のメニスカス
２近傍部における鋳型内面に複数本の溝９を設けて、溝
によって保持されるエア一層により凝固シェル５から鋳
型３への熱伝達を抑える手段。

この発明に係る連続鋳造用鋳型は以上の如くに構成され
るものであるが、安定な実操業を維持するためには鋳片
引き抜き速度〔ＶＣ〕を２０００ｗ　／　ｌ１１Ｌ以下
に設定するのが良く、また、メニスカスから鋳型下端ま
での長さくＬ）を規制する前記式中（７）［Ｘ］（Ｘ−
”ヨ’−）　）１０．３　以下＋ｍｉ＆定０．１８ するのが好ましい。

なぜなら、第４図で示されるように、連続鋳造が適用さ
れるーの組成がＣｐ値を用いて表わされるＸの値で０．
３を越えたもの（Ｘ　＞　０．３のもの）では１通常の
鋳型を使用したとしても得られる鋳片の表面疵発生頻度
がそれほど高くはなく、従って、相対的にこの発明の鋳
型を使用することによる効果が格別に顕著とはならない
からである。

そして、この発明では。

なる式で算出されるＣｐ＊を鋳型内溶鋼メニスカスから
鋳型下端までの長さＣＬ）を定めろ因子として採用しな
が、上記Ｃ，Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｔＪ及びＮ以外にも、寝の
包晶点（即ち、オーステナイト校粗大化傾向等）に大き
な影響を与える元素としてＶ　＊　Ｓ　１　＋Ｐ、Ｎｂ
及びＳが予想されるが、実用鋼における程度のこれら元
素の含有量では、その影響は前記（Ｘ）の値を〔１−免
１８−Ｃｐｔ〕　と下ることで十分０．１８ に吸収することができる。

次に、この発明を実施例により説明する。

く実施例〉 まず、第３表に示すような、０．０５９６のＮｂを含耳
させて表面割れ感受性を高めた鋼を基本とし、その成分
を調整してＣｐの値を種々に変化させた鋼を溶製した後
、実用の弯曲型連続鋳造機（弯曲半径：１２．５ｍ）に
よって断面寸法が２５０＋ｍＸ２１００−のスラブを、
各種の鋳型を使用するとともに、２種の引き抜き速度の
下で製造し、鋳片の表面疵発生の程度を目視評価した。

なお、使用した鋳型は、「水冷＠鋳型」と第８図に示さ
れるような「上端からｇ鋼メニスカス下３０ｍまでの間
の内面に厚さ：４ｍのニッケル層を設けた水冷＠鋳型（
以下、°緩冷却鋳型”と称Ｔ）Ｊの２種であり、しかも
その長さＣメニスカスから下端までの長さ〔Ｌ〕）が欅
々異なるものであった。

このようにして確認された鋳片表面疵発生状況を第１１
図及び第１２図に示した。なお、第１１図及び第１２図
では、表面疵発生状況を、０・・・・・・表面疵なしく
緩冷却鋳型を使用）、・・・・・・・表面疵多発（緩冷
却鋳型を使用）、（・・・　ブレイクアウト発生（駿冷
却鋳型を使用）、 Δ・・・・・・表面疵なしく単なる水冷銅鋳型を使用）
、ム・・・・・・表面疵多発（単なる水？＠銅鋳型を使
用）、Ｎ・・・・・・ブレイクアウト発生（単なる水冷
銅鋳型を使用） なる記号で表わした。

第１１図及び第１２図に示される結果からも明らかなよ
うに、本発明の条件を満足する長さの鋳ｉＭを便用する
と、表面疵発生傾向の高い成分の鋼であっても十分に低
い割れ感受性を備えた鋳片が得られ、表面疵の発生が皆
悪となることがわかる。

これに対して、鋳型の長さが本発明での規定よりも長子
ぎると表面疵の発生を免かれることができず、一方、鋳
型の長さが短か丁ぎるとブレイクアウトを生じて操業続
行が不可能になることも明らかである。

また、鋳型内溶鋼メニスカス近傍に緩冷却手段を設けな
いと、不均一凝固が生じて前記ＣＬ）の適正長さ範囲が
極めて短かくなることも窺うことがでさる。

なお、この実施例では、連続間違途中の鋳片の表面疵発
生について調査したものであるが、連続鋳造の後に引さ
続いて実施される熱間直送圧延やホットチャージ圧延に
おいても、この発明の装置で製造された鋳片は表面疵を
殆んど生じないことが確認された。

〈総括的な効果〉 以上説明したように、この発明によれば、連続鋳造進中
や、これ１−続く熱間直送圧延又はホットチャージ圧延
中に割れ疵を発生しや丁い鋼！！１？約１？把握できる
上、そのような割れ疵を発生しや丁い鋼種な用いても、
それらのトラブルを発生させることなく所望製品の製造
を実施することが可能となるなど、産業上極めて有用な
効果がもたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｃ含有普と鋼片表面疵発生頻度との関係な示
すグラフ、 第２図は、Ｆｅ−Ｃ系６ｇのＣ含有散とオーステナイト
粒径との関係を示すグラフ、 第３図は、Ｆｅ−Ｃ系平衡状態図、 第４図は、鋼のＣｐ値とオーステプイト粒径との関係を
示すグラフ、 第５図は、鋼の冷却速度とオーステナイト粒径との関係
、並びに冷却速度と断面収縮率との関係を示すグラフ、 第６図は、各種冷却速度で冷却途中の鋼の、水焼入れ温
度とオーステナイト粒径との関係を示すグラフ、 第７乃至、１０図は、連続鋳造において溶鋼メニスカス
近傍を緩冷却する手段を説明するための模式図であり、
第７図、第８図、第９図及び第１０図はそれぞれ別の例
を示すもの、 第１１図及び第１２図は、溶鋼組成で決まる値〔Ｘ〕と
溶鋼メニスカスから鋳型下端までの長さくＬ）の変化に
よる鋳片表面疵発生状況の調査結果を示すグラフであり
、第１１図及び第１２図はそれぞれ異なる鋳片引き抜き
速度でのものである。 図面において、 １・・・溶鋼、　　　　　２・・・メニスカス、３・・
・鋳型、　　　　４・・・冷却媒体導通路、５・・・凝
固シェル、 ６・・・冷媒スプレーノズル。 ７・・・熱伝導度の低い異種金属層。 ８・・・加熱手段、　　９・・・溝。 出願人　　住友金属工業株式会社 代理人　　　冨　１）和　夫　　はか２名第１ｒＥＪ 学２図 Ｃ青宥ｔ　（１１１型 ｃ４−有量（！量％〕 オーステグイ）−ず立仕（ｍｍ） 断面列＊ｙ手（％ノ ツースアナイト叔、ｆ（ｒｎｍ） 第６図 水茨入れし二洟（”Ｃ） 差７図　　　　　　差８図 条９図　　　　　第１Ｏ図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 鋳型内溶鋼のメニスカス部から鋳型下端までの長さ〔Ｌ
   （ｍｍ）〕が、式 ［（１／５）√Ｘ＋１／８］Ｖｃ≦Ｌ≦（１／３）Ｖｃ
   √Ｘ＋４００〔但し、Ｖｃ：鋳片の引き抜き速度（ｍｍ
   ／ｍｉｎ）Ｘ：式｜（０．１８−Ｃｐ）／０．１８｜で
   算出される値であり、Ｃｐは溶鋼の成分 割合を重量％で表わすと次式 で算出される。 Ｃｐ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／３３＋Ｎｉ（％）／２５
   ＋Ｃｕ（％）／４４＋Ｎ（％）／１．７。〕を満足する
   両端開放鋳型と、前記メニスカス近傍に設けられた緩冷
   却手段とを有して成ることを特徴とする鋼の連続鋳造装
   置。