JPH0314541B2

JPH0314541B2 -

Info

Publication number: JPH0314541B2
Application number: JP55043341A
Authority: JP
Inventors: Kenzo Ayada; Yoshihito Kakihara; Wataru Takagi; Takashi Mori; Toshasu Oonishi; Kiichi Narita
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1980-04-02
Filing date: 1980-04-02
Publication date: 1991-02-27
Also published as: JPS56148460A

Description

【発明の詳細な説明】本発明は、鋳型内電磁撹拌を利用して連続鋳造
法により、表層部負偏析および中心偏析の小さい
キルド鋼、特に硬鋼材として、自動車部品の棒
材、タイヤのスチールコード、ピアノ線、バネ材
等として好適な鋼材の製法方法に関する。

従来から、連続鋳造法において、キルド鋼を製
造することが種々こころみられたが、細径のノズ
ルを通して鋳造する為、鋳造温度を下げて鋳造す
ることが困難であり、この為、高温で鋳造するこ
とになるが、高温で鋳造した鋳片には強い中心部
欠陥、即ち、中心偏析が現れやすくなる。中心偏
析が強く生じた鋳片は中心偏析が大きくて絞りが
低くなり冷間加工性が悪くなる欠点があつた。

上記した中心偏析を無くすためには、鋳片中心
部の充填度を上げる必要があり、そのため、従
来、二次冷却帯において電磁撹拌を行い、成長し
つつある結晶の先端を溶鋼流動によつて切断し、
溶鋼プール内に微細な等軸晶核を多量に生成さ
せ、柱状晶凝固時に発生するブリツジを防止し、
鋳片中心部の充填簿を上げることにより、上記中
心偏析を改善している。

しかし、溶鋼流動による等軸晶核の生成は、凝
固の初期で撹拌を行う程、鋳片表面より成長する
柱状晶が細くてその切断が容易であり、且つ微細
な等軸晶核を多量に発生させることができ、また
鋳片メニスカス部で溶鋼が流動することによるチ
ル効果によつても等軸晶核の生成が促進され、鋳
型内での撹拌が中心偏析を改善するのに効果があ
る。

上記鋳型内電磁撹拌（Ｍ撹拌）を行うと共に、
二次冷却帯でも電磁撹拌（Ｓ撹拌）を行う技術
が、従来、米国特許第2963758号明細書に開示さ
れている。即ち、上記特許の第１０図に示す実施
例において、鋳型内電磁撹拌を行う装置と、二次
冷却帯において鋳型直下とその一方との２箇所の
位置で電磁撹拌を行う装置を設置し、鋳型内電磁
撹拌（Ｍ撹拌）と二次冷却帯での電磁撹拌（Ｓ撹
拌）とを組み合わせた技術が開示されている。

上記した米国特許のようにＭ撹拌とＳ撹拌とを
組み合わせ、鋳塊表面層で撹拌を行つて溶鋼流動
により柱状昌の先端を切断して等軸晶領域を鋳塊
中央部に生成させた場合、その第１２図から第１
７図の鋳塊横断面の写真からみても明らかなよう
に、中心偏析は改善されるが、上記撹拌により、
鋳塊表面層に近い位置に溶鋼流動により生成する
鮮明なホワイトバンドと呼ばれる負偏析帯が生成
している。

このように、上記米国特許に示すように、Ｍ撹
拌とＳ撹拌とを組み合わせ、かつ、Ｍ撹拌をＳ撹
拌より強した場合には、より広い等軸晶帯が生成
して中心偏析は改善されるが、撹拌による負偏析
の問題が解消されない。

上記した問題に対して、本発明者等は種々の実
験と考察を行つた結果、連続鋳造法で中心偏析お
よび負偏析の少ない鋼材をえるためには、連続鋳
造法で製造した鋳片の凝固末期付近で電磁撹拌を
行うことにより、今一度溶鋼を流動させることが
好ましいことを見出した。

即ち、凝固末期の等軸晶生成領域において、残
溶鋼の温度勾配がほとんどない所で撹拌すること
により、凝固末期での温度低下により粘性が高く
なつた未凝固溶鋼全体が流動する。この結果、凝
固界面で濃化しつつある溶鋼を等軸晶の結晶粒間
に分散させて、その前後の濃化溶鋼の移動を妨げ
ることにより、その後の凝固が溶鋼プール内でほ
ぼ同時に進行されると共に所謂濃化溶鋼を結晶粒
間に閉じ込める結果、中心偏析が出来難くなる。
また、凝固末期で未凝固溶鋼全体が流動する結
果、凝固界面での溶鋼流動により発生する鮮明な
ホワイトバントが生成せず、巾広く分散されたも
のとなり負偏析度も低くなる。

上記した点より、凝固末期の撹拌は中心偏析が
生成し始める時期に行うのが効果的である。この
等軸晶域内で形成される中心偏析は第１０図Ｂお
よび第１１図Ｂに示すようにＶ字状をしており、
Ｖ字の上の部分が中心偏析の開始位置であるた
め、凝固末期撹拌は凝固シエル厚がこのＶ字の開
いた部分にほぼ達した時に行うのが好ましい。上
記溶鋼の凝固末期のＶ字状の中心偏析の開始位置
は、第１０図Ａ，Ｂに示す凝固する矩形状鋳片の
外面の短径が200mmにより大きい鋳片については、
該鋳片の中心部分に残る溶鋼の短径が100mm以下
の範囲の領域であり、また、第１１図Ａ，Ｂに示
す凝固する矩形状鋳片の外面の矩形が200mmより
小さい鋳片については、その中心部分に矩形状に
残る溶鋼の短径が上記外面の短径寸法の1/2以下
の範囲であり、よつて、該領域に達した鋳片の凝
固末期に撹拌を行うことが好ましい。

上記したように、鋳片内の介在物浮上分離を促
進させるためにさらに高温で鋳造する必要がある
場合、高温で鋳型内で鋳造される溶湯より等軸晶
を多量に発生させるために鋳型内部で行う鋳型内
撹拌（Ｍ撹拌）と共に、鋳型下方大略10ｍ付近で
行う凝固末期撹拌（Ｆ撹拌）を行うことにより、
鋳型内撹拌、二次冷却帯撹拌（Ｓ撹拌）をそれぞ
れの単独に行う場合、あるいはこれらＭ撹拌にＦ
撹拌を組み合わせて行う撹拌に比べ、より一層、
中心偏析及び負偏析を減少させることができるこ
とを見出した。

本発明は、上記考察をもとにして連続鋳造法に
よる鋼材の製造方法を新規に提案せんとするもの
で、詳しくは、溶鋼を浸漬ノズルで鋳造用鋳型内
に供給し、湯面にフラツクスを投入しつつ連続的
に鋳造して鋼材を製造する方法において、上記鋳造内で、周波数ｆ＝1.5〜10Hzで鋳型表
面の磁束密度（ガウス）Ｇの範囲を 268×e^-0・^18f≦Ｇ≦604×e^-0・^20f とした交流によつて誘起された回転磁界により、
溶鋼を鋳片軸芯の周りに電磁誘導撹拌させながら
鋳型下方で連続的に引き出し、かつ、溶鋼が断面矩形状の鋳片として凝固していく末
期において、凝固する矩形状鋳片の外面の短径が200mmより
大きい鋳片については、該鋳片の中心部分に矩形
状に残る溶鋼の矩形が100mm以下の範囲の領域で、
また、凝固する矩形状鋳片の外面の短径が200mmより
小さい鋳片については、その中心部分に矩形状に
残る溶鋼の短径が上記外面の短径寸法の1/2以下
の範囲の領域で、周波数ｆ＝1.5〜10Hzで、鋳片表面での磁束密
度（ガウス）Ｇの範囲を 895×e^-0・^20f≦Ｇ≦2137×e^-0・^20f とした交流によつて誘起された回転磁界により、
上記中心部分に残る溶鋼を鋳片軸芯の周りに電磁
誘導撹拌をさせて、鋼材の中心偏析と共に撹拌に
よる負偏析を防止したことを特徴とする連続鋳造
法による鋼材の製造方法を提供するものである。

さらに本発明は、上記した連続鋳造法による鋼
材の製造方法において、さらに鋳型直下の鋳片の
引出下流において、上記鋳片の凝固末期と鋳造用
鋳型との間の鋳片の中間凝固期において、周波数ｆ＝1.5〜10Hzで、鋳片表面での磁束
密度（ガウス）Ｇの範囲を 268×e^-0・^18f≦Ｇ≦604×e^-0・^20f とした交流、あるいは上記中間凝固期の凝固シエルの厚みをＤmmとし
て、周波数ｆ＝50〜60Hzで、鋳片表面での磁束密
度（ガウス）Ｇの範囲を 750000／（Ｄ−107）²≦Ｇ≦750000／（Ｄ−100
）² とした交流のいずかによつて誘起された回転磁界または移動
磁界により、上記中間凝固期における上記凝固シ
エル層内に残る溶鋼を鋳片軸芯に沿つて電磁誘導
撹拌をさせるようにしたことを特徴とする製造方
法を提供するものである。

次に、本発明の実施例を図面に示す特性線図と
ともに述べる。

まず、上吹酸素転炉を用いて、３チヤージ吹練
し、転炉出鋼時Al、Ｆ、eMn等で成分を調整し
た後、一定の成分たとえばＣ＝0.61％、Mn＝
0.90％、Si＝1.65％、Ｐ＝0.020％、Ｓ＝0.015％、
Cu＝0.13％、Ni＝0.01％、Cr＝0.02％、Mo＝
0.01％、Al＝0.030％、Ｎ＝25ppmの化学成分の
組成となつた溶鋼を取鍋とタンデイシユ並びに鋳
型間を完全にArシールして溶鋼の大気酸化を防
止すると共に、かつ該溶鋼を浸漬ノズルで鋳型内
へ連続投入すると共に断熱形フラツクスとして例
えばSiO₂＝33.9％、CaO＝34.0％、Al₂O₃＝4.3
％、Fe₂O₃＝2.0％、Na₂O＝8.4％、K₂O＝0.6％、
MgO＝0.9％、Ｆ＝5.1％、Ｃ＝5.5％のパウダー
を投入し、さらに鋳型内から下方へ引き出した溶
鋼を、該溶鋼の凝固中期および末期で夫々その周
辺に設けた電磁コイルによつて、印加した交流で
誘起される磁界により鋳片軸芯の周りに電磁誘導
撹拌させながら、凝固して鋳片にする。

このような鋳型内と溶鋼に対して電磁撹拌を行
う為には、透磁率の低い銅壁を通して磁力線を溶
鋼に到達させる必要があり、減衰の小さな低周波
数による撹拌（1.5〜10Hz）が適している。一方
凝固末期撹拌の効果は撹拌を行う所で等軸晶の凝
固が進行しつつあることが必要であるが、等軸晶
凝固を伴うには低温鋳造が効果あることが知られ
ており、鋳片内の介在物浮上分離を促進させる為
に高温で鋳造する必要がある場合、高温で鋳型内
に鋳造された溶湯より等軸晶を多量に発生させる
為に、さらに鋳型内の電磁撹拌もしくは二次冷却
帯での電磁撹拌を併用することにより、鋳造され
る鋳片の中心偏析を減少させることができる。

第１図は鋳型内面において、鋳片の溶鋼に与え
る電磁撹拌の強度として、印加する交流の各周期
数毎に磁束密度を種々に代えた場合について、
夫々得た鋳片の持つ中心偏析度と表層部負偏析度
を示すもので、この種鋳片として実用に供し得る
鋳片と中心偏析度と表層部負偏析度の許容範囲か
らみて、磁束密度は一定の範囲内に限定されるこ
とが分かる。すなわち、溶鋼に該溶鋼を撹拌する
べく一定の回転流動を与れえるためには磁束密度
は周波数によつて規定される一定の範囲にあるこ
とが必要であるが、第１図の線図において、許容
範囲内に入る値は、２極で周波数ｆが1.5〜10Hz
の間で鋳型表面での磁束密度（ガウス）Ｇが 268×e^-0・^18f≦Ｇ≦604×e^-0・^20f……(1) の範囲内にあることが必要である。いいかえる
と、この範囲を超えると、出来た鋳片の中心偏析
が多くなると冷間加工性が悪くなり、表層部負偏
析が多くなると焼入れ硬度が低下し、成品の不良
率が高く実用に供し得なくなることもある。

すなわち、第１図はブルームの鋳片で0.60％Ｃ
鋼のものを連続鋳造法で製造した場合に鋳型内の
低周波数電源（1.5〜10Hz）による撹拌が中心偏
析およびホワイトバンドの負偏析に与える効果を
示し、横軸の鋳型内面の磁束密度に対して、左の
縦軸の中心偏析度は磁束密度の増加と共に急激な
減少を示し、その後ほとんど低下しなくなる。一
方、右縦軸のホワイトバンド部の負偏析度は磁束
密度の増加と共に直線的に増加する。第１図にお
いて、Ｃの中心偏析度1.1以下、Ｃの負偏析度−
0.05以下のゾーンを適正な電磁撹拌の領域とした
斜線で示し、２Hzの場合には200〜400ガウス、４
Hzの場合には130〜270ガウスというように周波数
が上昇する程、適正な磁束密度域は狭まり、かつ
低い値へ移行してゆくことが分かる。この様子を
周波数と磁束密度の関係線図でその適正範囲を示
すと第２図の斜線の範囲の如くなり、この関係を
式で表わすと上記(1)式のようになる。

また、上記の如き許容範囲の条件で鋳型内電磁
撹拌を行つて製造した0.6％Ｃ鋼の鋳片と、全く
電磁撹拌を行わないで製造した鋳片について、
夫々の鋳片内偏析の変化を、鋳片表面から鋳片中
心にわたつてＣ％の変化量でみると、第３図の如
くなつて、本発明に従つて鋳型内電磁撹拌で製造
した鋳片は中心偏析が小さくなると同時に、特に
表層部におけるＣの負偏析が少ないことが分か
る。また、これら二つの鋳片の実際のマクロ組織
を観察すると、添付の参考写真に示す如く、本発
明に従つて鋳型内電磁撹拌で製造した鋳片は従来
の如く全く電磁撹拌を行わないて製造した鋳片に
比して、その鋳片中心部において細な等軸晶帯が
生成されていて、中心偏析が数段と改善されてい
ることが分かる。また、本発明に従つて鋳型内電
磁撹拌で製造した鋳片は、いわゆるホワイトバン
ドといわれる負偏析帯も生成し難いことを見出し
た。すなわち、通常、中心偏析度は溶鋼中と合金
元素濃度と鋳片中心可部の濃度の比で決まり、ま
た、負偏析度は溶鋼中の合金元素の濃度と負偏析
帯の濃度の差に対する溶鋼中の濃度の比で決まる
が、凝固初期の温度勾配の大きい所ではデントラ
イト間隔が小さいために電磁撹拌によつて溶鋼を
流動させても、溶鋼による樹間の濃化溶鋼の洗浄
がおこりにくく、したがつてホワイトバンドも生
成し難いものである。これらの鋳片におけるホワ
イトバンド部の負偏析および中心部の中心偏析を
さらに少なくするためには、上記の如き鋳型内電
磁撹拌に加えて、溶鋼の凝固の中間期において今
一度溶鋼に一定の電磁撹拌を与えることがより等
軸晶を多量に発生させて中心偏析を効果的に少な
くすることができる。すなわち、上記の連続鋳造
法による鋼材と製造方法において、さらに鋳片の
引出下流において、上記鋳片の凝固末期と鋳造用
鋳型との間で鋳片の中間凝固期における溶鋼をｆ
＝1.5〜10Hzで鋳片表面での磁界密度Ｇの範囲 268×e^-0・^18f≦Ｇ≦604×e^-0・^20f、あるいはそ
の凝固シエルの厚さをＤmmとして周波数ｆ＝50〜
60Hzで鋳片表面での磁束密度（ガウス）Ｇの範囲
を750000／（Ｄ−107）²≦Ｇ≦750000／（Ｄ−100）²と
した交流によつて誘起された回転磁界または移動磁界により鋳
片軸芯の周りに電磁誘導撹拌をさせると更に効果
が倍加するものである。

なお、溶鋼の凝固中間期に与える電磁撹拌の磁
束密度とその時の凝固シエルの厚さ20mmおよび60
mmについて、出来た鋳片の中心偏析度と表層部
（ホワイトバンド部）の負偏析度の関係を第１図
と同様に第４図に示し、またこの時における鋳片
表面での磁束密度（ガウス）と凝固シエルの厚さ
Ｄmmの関係でみた適正撹拌領域を第２図と同様に
第５図に示す。

上記鋳型内電磁撹拌（Ｍ撹拌）と二次冷却帯の
中間凝固期における電磁撹拌（Ｓ撹拌）を行つた
後に、凝固末期に電磁撹拌（Ｆ撹拌）を行う。

上記溶鋼の凝固末期における電磁撹拌（Ｆ撹
拌）では、鋳片内部において等軸晶凝固が進行し
つつある残溶鋼が一定の範囲内にある時に電磁撹
拌がなされるように限定される。即ち、前記した
ように、第１０図に示す凝固する矩形状鋳片の外
面の短径が200mmより大きい鋳片では、該鋳片の
中心部分に矩形状に残る溶鋼の短径が100mm以下
の範囲の領域で電磁撹拌を行う。また、第１１図
に示す凝固する矩形状鋳片の外面の短径が200mm
より小さい鋳片では、その中心部分に矩形状にの
こる溶鋼の短径が上記外面の短径寸法の1/2以下
の領域に限定される。かつ、このＦ撹拌は、等軸
晶域内で中心偏析が生成し始める時期に開始する
のが効果的であり、中心偏析は第１０図および第
１１図においてＶ字状をしており、このＶ字の上
の部分が中心偏析の開始位置であるため、凝固末
期撹拌は凝固シエル厚がこのＶの開いた部分に達
した時に行うのが好ましい。

上記した範囲の残溶鋼のプールに対して電磁撹
拌を行うことにより溶鋼を流動させると、該溶鋼
の等軸晶帯内で残溶鋼を撹拌して、例えばそれ以
前の凝固状態にあける柱状晶帯での撹拌に比較
し、凝固末期の等軸晶生成領域において残溶鋼の
温度勾配がほとんど無い所で撹拌することによ
り、温度勾配が大きくなるために凝固界面付近の
溶鋼流動が特に強くなる柱状晶生成領域での撹拌
と異なり、凝固末期での温度低下により粘性が高
くなつた未凝固溶鋼全体が流動する。この結果、
凝固界面で濃化しつつある溶鋼が等軸晶の結晶粒
間に分散され、その前後の濃化溶鋼の移動を妨げ
られ、その後の凝固が溶鋼プール内でほぼ同時に
進行されると共に、いわゆる濃化溶鋼を結晶粒間
にとじ込める結果、中心偏析が出来難くなる。ま
た、凝固末期で未凝固溶鋼全体が流動する結果、
凝固界面での溶鋼流動により発生する鮮明なホワ
イトバンドの生成の防止でき、幅広く分散された
ものとなり、負偏析度も低くなる。

この種鋳片として実用に供し得る鋳片の中心偏
析度と表層部負偏析度の許容範囲からみて、上記
Ｆ撹拌時の磁束密度は一定の範囲内に限定される
ことが分かる。すなわち、溶鋼に該溶鋼を撹拌す
るべく一定の回転流動を与えるためには電磁誘導
撹拌の磁束密度が周波数との関連において一定の
範囲にあることが必要であるが、第１図の線図に
おいて、許容範囲内に入る値は、２極で周波数ｆ
が1.5〜10Hzの間で、鋳片表面での磁束密度（ガ
ウス）Ｇが 895×e^-0・^20f≦Ｇ≦2137×e^-0・^20f……(2) であることが必要である。いいかえると、この範
囲を越えると、出来た鋳片の中心偏析が多いと冷
間加工制が悪く表層部の負偏析が多くなると焼入
れ硬度が低下し成品の不良率が高く実用に供し得
なくなることもある。

すなわち、第６図はブルームの鋳片で0.60％Ｃ
鋼のものを連続鋳造法で製造した場合に鋳片周辺
からの低周波数電源（1.5〜10Hz）による撹拌が
中心偏析およびホワイトバンドの負偏析に与える
効果を示し、横軸の鋳型内面の磁束密度に対し
て、左の縦軸の中心偏析は磁束密度の増加と共に
急激た減少を示し、その後ほとんど低下しなくな
る。一方、右縦軸のホワイトバンド部の負偏析は
磁束密度の増加と共に直線的に増加する。第６図
において、Ｃと中心偏析度1.1以下、Ｃの負偏析
度−0.05以下のゾーンを適正な電磁撹拌の領域と
して斜線で示し、２Hzの倍には700〜1600ガウス、
４Hzの場合には400〜950ガウス、６Hzの場合には
300〜650ガウスというように周波数が上昇する
程、適正な磁束密度域は狭まり、かつ低い値へ移
行してゆくことが分かる。この様子を周波数と磁
束密度の関係線図でその適正範囲を示すと第７の
斜線の如くなり、この関係を式で表わすと上記(2)
式のようになる。

また、上記の如き許容範囲の条件で鋳片の凝固
末期における電磁撹拌を行つて製造した0.6％Ｃ
鋼の鋳片と、全く電磁撹拌を行わないで製造した
鋳片について、夫々の鋳片内偏析の変化を、鋳片
表面から鋳片中心にわたつてＣ（％）の変化量で
みると、第８図の如くなつて、本発明に従つて電
磁撹拌で製造した鋳片は中心偏析が小さくなると
同時に、ホワイトバンドと呼ばれる負偏析帯の生
成が少ないことが分かる。また、これら二つの鋳
片の実際マクロ組織を観察すると、添付の参考写
真に示す如く、本発明に従つて電磁撹拌で製造し
た鋳片は従来の如く全く電磁攪拌を行わないで製
造した鋳片に比して、その鋳片中心部において細
な等軸晶帯が生成されていて中心偏析が数段と改
善されていることが分かる。通常、中心偏析度は
溶鋼中合金元素の濃度と鋳片中心部の濃度の比で
決まり、また負偏析度は溶鋼中の合金元素の濃度
と負偏析帯の濃度の差に対する溶鋼中の濃度の比
で決まる。第９図はブルームの鋳片として200□
〜300×400での0.6％Ｃ鋼のものを連続鋳造法で
製造する場合に、電磁撹拌をしない場合と、鋳型
内部で電磁撹拌した場合（Ｍ撹拌）と、この鋳型
内電磁撹拌（Ｍ撹拌）に鋳型直下より下方５ｍ以
内で行う溶鋼の凝固中間期の電磁撹拌（Ｓ撹拌）
を併用した場合と、鋳型下方大略10ｍ付近で行う
鋳片の凝固末期に電磁撹拌した場合（Ｆ撹拌）
と、この鋳片の凝固末期の電磁撹拌（Ｆ撹拌）に
溶鋼の凝固中間期の電磁撹拌（Ｓ撹拌）を併用し
た場合と、鋳型内電磁撹拌（Ｍ撹拌）に溶鋼の凝
固末期の電磁撹拌（Ｆ撹拌）を併用した場合と、
さらに鋳型内電磁撹拌（Ｍ撹拌）に溶鋼の凝固中
間期（Ｓ撹拌）と凝固末期において電磁撹拌（Ｆ
撹拌）を併用した場合の夫々について、ホワイト
バンド部の負偏析度が0.05の場合における中心偏
析度を示したものであるが、鋳型内および溶鋼の
凝固中間期の電磁撹拌に、凝固末期の電磁撹拌を
併用すると、より中心偏析度が小さくなることが
分かる。更に詳述すると、Ｍ撹拌、Ｓ撹拌はとも
に微細な等軸晶を電磁撹拌により生成させて柱状
晶凝固時のブリツシングを防止し、鋳片中心部の
充填度を上げることにより中心部欠陥（中心偏
析）を改善せんとするもので、通常、等軸晶帯の
巾が広い程、生成する中心部の等軸晶はより微細
となり、中心部の充填度は上がることになるか
ら、Ｍ撹拌と同様にＳ撹拌もできるだけ等軸晶の
巾を広くする必要があり、したがつてＳ撹拌は鋳
型に近い鋳型直下より下方５ｍ以内の部分で撹拌
することが好ましいとされていた。一方、鋳型下
方大略10ｍ付近で行うＦ撹拌は、対象とする鋳片
の凝固末期で等軸晶帯の巾が狭くなるために、従
来のＳ撹拌の考え方からすると逆行することにな
り、むしろ中心部欠陥改善の効果がないとされて
いた。このためにＭ＋Ｆ撹拌より前記従来例の米
国特許に開示されていたようにＭ＋Ｓ撹拌の方が
良いとみられていたが、既にＭ撹拌により鋳片に
多量の等軸晶が生成している場合にはＭ＋Ｓ撹拌
の効果はないと言える。しかしながら、Ｍ＋Ｆ撹
拌は、実際には、従来の電磁撹拌の効果とは異な
るもので凝固末期部に沈積した等軸晶を、Ｆ撹拌
により、中心部に集めて、凝固末期の溶鋼プール
形状を、よりフラツトにし、等軸晶粒の鋳片中心
部への移動を防ぐと同時に濃化溶鋼と中心部への
集中を妨げて、中心偏析を改善する作用を持つて
いる。すなわち、Ｍ＋Ｆ撹拌ではＦ撹拌を行う溶
鋼プール巾程度の等軸晶帯が生成しておれば中心
偏析を改善できる特長があり、このため、弱いＭ
撹拌で負偏析を制御して大きな中心偏析の改善効
果が得られる。したがつて、Ｍ＋Ｆ撹拌により、
特に中心偏析、負偏析の制限の厳しい用途の鋼
材、たとえば線材（バネ鋼、スチールコード用
鋼、ピアノ線等の硬鋼線材）や棒材（自動車用の
低合金鋼＝SCR、SCM、SC鋼など）等に好適な
キルド鋼の連鋳化が可能となつた。

上記実施例に詳述した如く、本発明の連続鋳造
法による鋼材の製造方法は、溶鋼を浸漬ノズルで
断熱形フラツクスと共に鋳造用鋳型内に投入し、
該鋳型内で上記溶鋼を、周波数ｆ＝1.5〜10Hzで
鋳片表面での磁束密度（ガウス）Ｇを268×e^-0・
^18f≦Ｇ≦604×e^-0・^20fの範囲とした交流によつて
誘起された回転磁界により鋳型軸芯の周りに電磁
誘導撹拌させながら、鋳型下方へ連続的に引き出
し、かつ該溶鋼が凝固する中間期において、今一
度溶鋼にｆ＝1.5〜10Hzで、鋳片表面での磁束密
度Ｇの範囲268×e^-0・^18f≦Ｇ≦604×e^-0・^20f、あ
るいは凝固シエル層の厚さＤmmとして周波数ｆ＝
50〜60Hzとして磁束密度（ガウス）Ｇの範囲を
750000／（Ｄ−107）²≦Ｇ≦750000／（Ｄ−100）²とし
た交流によつて誘起された回転磁界または移動磁界により二次
的に電磁誘導撹拌をさせるようにし、さらに溶鋼
が鋳片として凝固する末期において、凝固する矩形状鋳片の外面の短径が200mmより
大きい鋳片については、該鋳片の中心部分に矩形
状に残る溶鋼の短径が100mm以下の範囲の領域で、
また、凝固する矩形状鋳片の外面の短径が200mmより
小さい鋳片については、その中心部分に矩形状に
残る溶鋼の短径が上記外面の短径寸法の1/2以下
の範囲の領域で、上記残溶鋼を、周波数ｆ＝1.5
〜10Hzで、鋳片表面での磁束密度（ガウス）Ｇを 895×e^-0・^20f≦Ｇ≦2137×e^-0・^20f にした交流によつて誘起された回転磁界により鋳
片軸芯の周りに電磁誘導撹拌をさせるようにした
ことを特徴とするものであり、鋳片内の負偏析お
よび中心部の偏析が少なくて鋼質が軟質であり、
かつ加工時の歪時効脆化が軽減できる条件を満足
したものを連続鋳造法において比較的低コストで
製造できるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図乃至第９図は夫々本発明で製造した鋳片
の特性図、第１０図Ａは大きい鋳片の凝固末期の
横断面図、第１０図Ｂは上記大きい鋳片の凝固末
期の縦第断面図、第１１図Ａおよび第１１図Ｂは
小さい鋳片の凝固末期の横断面図および縦断面図
である。

Claims

【特許請求の範囲】１溶綱を浸漬ノズルで鋳造用鋳型内に供給し、
湯面にフラツクスを投入しつつ連続的に鋳造して
鋼材を製造する方法において、上記鋳型内で、周波数ｆ＝1.5〜10Hzで鋳型表
面の磁束密度（ガウス）Ｇの範囲を 268×e^-0・^18f≦Ｇ≦604×e^-0・^20f とした交流によつて誘起された回転磁界により、
溶鋼を鋳片軸芯の周りに電磁誘導撹拌させながら
鋳型下方で連続的に引き出し、かつ、溶鋼が断面矩形状の鋳片として凝固していく末
期において、凝固する矩形状鋳片の外面の短径が200mmより
大きい鋳片については、該鋳片の中心部分に矩形
状に残る溶鋼の矩形が100mm以下の範囲の領域で、
また、凝固する矩形状鋳片の外面の短径が200mmより
小さい鋳片については、その中心部分に矩形状に
残る溶鋼の短径が上記外面の短径寸法の1/2以下
の範囲の領域で、周波数ｆ＝1.5〜10Hzで、鋳片表面での磁束密
度（ガウス）Ｇの範囲を 895×e^-0・^20f≦Ｇ≦2137×e^-0・^20f とした交流によつて誘起された回転磁界により、
上記中心部分に残る溶鋼を鋳片軸芯と周りに電磁
誘導撹拌をさせて、鋼材の中心偏析と共に撹拌に
よる負偏析を防止したことを特徴とする連続鋳造
法による鋼材の製造方法。２上記特許請求の範囲第１項に記載した連続鋳
造法による鋼材の製造方法において、さらに鋳型
直下の鋳片の引出下流において、上記鋳片の凝固
末期と鋳造用鋳型との間の鋳片の中間凝固期にお
いて、周波数ｆ＝1.5〜10Hzで、鋳片表面での磁束密
度（ガウス）Ｇの範囲を 268×e^-0・^18f≦Ｇ≦604×e^-0・^20f とした交流、あるいは上記中間凝固期の凝固シエルの厚みをＤmmとし
て、周波数ｆ＝50〜60Hzで、鋳片表面での磁束密
度（ガウス）Ｇの範囲を 750000／（Ｄ−107）²≦Ｇ≦750000／（Ｄ−100
）² とした交流のいずかによつて誘起された回転磁界または移動
磁界により、上記中間凝固期における上記凝固シ
エル層内に残る溶鋼を鋳片軸芯に沿つて電磁誘導
撹拌をさせるようにしたことを特徴とするもの。