JP3229326B2 - オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造方法 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造方法Info
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Classifications
-
- 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
- B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 技術分野 この発明は、オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳
造方法に関し、特に表面欠陥防止と高速鋳造とを両立さ
せた連続鋳造方法を提案しようとするものである。
造方法に関し、特に表面欠陥防止と高速鋳造とを両立さ
せた連続鋳造方法を提案しようとするものである。
背景技術 ステンレス鋼板においては、その用途から他の一般鋼
板に比して板表面の美しさがより強く求められるため、
ステンレス鋼の連続鋳造に当たっても表面の欠陥低減が
同時に達成されなければならない。オーステナイト系ス
テンレス鋼板の表面欠陥低減のための従来技術として
は、特開昭63−192537号公報に開示されるような、凝固
表層部の固相線温度から少なくとも1200℃までの冷却速
度を制御し、オーステナイト粒の微細化を達成する方法
や、特開平３−42150号公報に開示されるような、溶鋼
成分と溶鋼過熱度とを制御して、同じくオーステナイト
粒の微細化を達成する方法が公知である。
板に比して板表面の美しさがより強く求められるため、
ステンレス鋼の連続鋳造に当たっても表面の欠陥低減が
同時に達成されなければならない。オーステナイト系ス
テンレス鋼板の表面欠陥低減のための従来技術として
は、特開昭63−192537号公報に開示されるような、凝固
表層部の固相線温度から少なくとも1200℃までの冷却速
度を制御し、オーステナイト粒の微細化を達成する方法
や、特開平３−42150号公報に開示されるような、溶鋼
成分と溶鋼過熱度とを制御して、同じくオーステナイト
粒の微細化を達成する方法が公知である。
しかしながら、近年では製品品質への要望がますます
厳格化しつつあり、これに対応するには、単に冷却速度
や溶鋼過熱度等を個別的に制御するだけでは、依然とし
て表面欠陥が発生することがあるため十分とはいえなか
った。
厳格化しつつあり、これに対応するには、単に冷却速度
や溶鋼過熱度等を個別的に制御するだけでは、依然とし
て表面欠陥が発生することがあるため十分とはいえなか
った。
その一方で、近年、生産性向上の観点から、連続鋳造
法においても鋳造速度を高めることについての要請が高
まってきた。ここに、鋳造速度を増加させると、表面欠
陥が余計に発生し易くなる傾向がある。したがって従
来、鋳造速度を増加させようとしても、表面品質を考慮
すると増加させることができず、適当な基準がないま
ま、余裕を持たせて鋳造速度を低めに選択することが行
われていて、生産性の向上が達成できなかった。
法においても鋳造速度を高めることについての要請が高
まってきた。ここに、鋳造速度を増加させると、表面欠
陥が余計に発生し易くなる傾向がある。したがって従
来、鋳造速度を増加させようとしても、表面品質を考慮
すると増加させることができず、適当な基準がないま
ま、余裕を持たせて鋳造速度を低めに選択することが行
われていて、生産性の向上が達成できなかった。
発明の開示 そこで、この発明の目的は、オーステナイト系ステン
レス鋼を連続鋳造する際における上記問題を有利に解決
するところにあり、高生産性と優れた鋼板表面品質とを
同時に達成できるオーステナイト系ステンレス鋼の連続
鋳造方法を提案するところにある。
レス鋼を連続鋳造する際における上記問題を有利に解決
するところにあり、高生産性と優れた鋼板表面品質とを
同時に達成できるオーステナイト系ステンレス鋼の連続
鋳造方法を提案するところにある。
そして、上記目的を成就することのできるこの発明の
要旨構成は、次のとおりである。
要旨構成は、次のとおりである。
オーステナイト系ステンレス溶鋼を、タンディッシュ
から浸漬ノズルを通じて連続鋳造機の連続鋳造用鋳型内
に注入、凝固させて所定サイズのスラブを不断に引き出
す連続鋳造法において、 鋳造速度、タンディッシュ内溶鋼過熱度、浸漬ノズル
吐出孔断面積及びスラブ幅につき次式 0.30≦Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96≦0.85 ここでV:鋳造速度（m/min） W:スラブ幅（mm） ΔT:タンディッシュ内溶鋼過熱度（℃） d:ノズル吐出孔断面積の平方根（mm） の条件を満足させて高速連続鋳造することを特徴とする
オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造方法である。
から浸漬ノズルを通じて連続鋳造機の連続鋳造用鋳型内
に注入、凝固させて所定サイズのスラブを不断に引き出
す連続鋳造法において、 鋳造速度、タンディッシュ内溶鋼過熱度、浸漬ノズル
吐出孔断面積及びスラブ幅につき次式 0.30≦Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96≦0.85 ここでV:鋳造速度（m/min） W:スラブ幅（mm） ΔT:タンディッシュ内溶鋼過熱度（℃） d:ノズル吐出孔断面積の平方根（mm） の条件を満足させて高速連続鋳造することを特徴とする
オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造方法である。
この発明は、鋳造速度Ｖが1.2m/min以上である場合に
特に有利に適合する。
特に有利に適合する。
また、この発明においては、連続鋳造機が垂直型双ベ
ルト式やブロック式の薄スラブ連続鋳造機であるとき、
次式 0.50≦Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96≦1.40 の条件を満足させて高速連続鋳造することができる。
ルト式やブロック式の薄スラブ連続鋳造機であるとき、
次式 0.50≦Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96≦1.40 の条件を満足させて高速連続鋳造することができる。
さらに、かかる連続鋳造機が垂直型双ベルト式やブロ
ック式の薄スラブ連続鋳造機であるとき、鋳造速度Ｖが
3.0m/min以上であることが、特に有利に適合する。
ック式の薄スラブ連続鋳造機であるとき、鋳造速度Ｖが
3.0m/min以上であることが、特に有利に適合する。
この発明における浸漬ノズルは、多孔ノズルの場合が
特に有利に適合し、この多孔ノズルの場合の吐出孔断面
積とは、連続鋳造用鋳型の鋳型短辺の一方に対向するノ
ズル開口の総断面積（例えば、２孔ノズルの場合は、片
側のノズル開口の断面積、４孔ノズルの場合は、連続鋳
造用鋳型の鋳型短辺の一方に対向する２個のノズル開口
面積の合計）をいう。
特に有利に適合し、この多孔ノズルの場合の吐出孔断面
積とは、連続鋳造用鋳型の鋳型短辺の一方に対向するノ
ズル開口の総断面積（例えば、２孔ノズルの場合は、片
側のノズル開口の断面積、４孔ノズルの場合は、連続鋳
造用鋳型の鋳型短辺の一方に対向する２個のノズル開口
面積の合計）をいう。
さて研究の結果、発明者らは、鋳片表層部におけるオ
ーステナイト粒の内部凝固組織の微細化と、この微細化
による不純物元素のミクロ偏析の低減が、鋳片の表面性
状や熱間加工性の向上に対して重要であるとの知見を得
た。また、かかるオーステナイト粒内の凝固組織は、デ
ンドライト状であり、これを微細化するためには、連続
鋳造機の鋳型内メニスカス部直下に形成される初期凝固
シェルに対する、浸漬ノズル吐出孔からの溶鋼噴流によ
る入熱量（Qm）を制御することが必要であるというか考
えに至った。
ーステナイト粒の内部凝固組織の微細化と、この微細化
による不純物元素のミクロ偏析の低減が、鋳片の表面性
状や熱間加工性の向上に対して重要であるとの知見を得
た。また、かかるオーステナイト粒内の凝固組織は、デ
ンドライト状であり、これを微細化するためには、連続
鋳造機の鋳型内メニスカス部直下に形成される初期凝固
シェルに対する、浸漬ノズル吐出孔からの溶鋼噴流によ
る入熱量（Qm）を制御することが必要であるというか考
えに至った。
さらに、この入熱量Qmの制御のためには、鋳造速度
Ｖ、溶鋼過熱度ΔＴ、スラブの幅Ｗ、鋳型内浸漬ノズル
の吐出孔断面積Ａが重要なパラメータとなることを見出
し、この４つのパラメータを所定の関係式を満足するよ
うに制御することにより、高い鋳造速度であっても、高
品質の鋳片を得ることができるとの知見に至ったのであ
る。
Ｖ、溶鋼過熱度ΔＴ、スラブの幅Ｗ、鋳型内浸漬ノズル
の吐出孔断面積Ａが重要なパラメータとなることを見出
し、この４つのパラメータを所定の関係式を満足するよ
うに制御することにより、高い鋳造速度であっても、高
品質の鋳片を得ることができるとの知見に至ったのであ
る。
ここで、入熱量Qmは、熊田ら（機械学会論文集,35（1
969））、中戸ら（鉄と鋼,67（1981）p.1200）の研究に
よれば、 Qm＝hm・ΔＴ、 hm＝1.42（k/d）×（Vn・ｄ・ρ／η）0.58 ×（Ｃ・η/k）0.43×（X/d）−0.62 …（１） ここでhm:熱伝達係数、k:シェルの熱伝導度、ρ：溶鋼
密度、η：溶鋼粘度、C:溶鋼比熱、d:ノズル径、Vn:吐
出孔での溶鋼流速、X:吐出孔と衝突点との距離 で表されるとされている。
969））、中戸ら（鉄と鋼,67（1981）p.1200）の研究に
よれば、 Qm＝hm・ΔＴ、 hm＝1.42（k/d）×（Vn・ｄ・ρ／η）0.58 ×（Ｃ・η/k）0.43×（X/d）−0.62 …（１） ここでhm:熱伝達係数、k:シェルの熱伝導度、ρ：溶鋼
密度、η：溶鋼粘度、C:溶鋼比熱、d:ノズル径、Vn:吐
出孔での溶鋼流速、X:吐出孔と衝突点との距離 で表されるとされている。
しかしながら、上記（１）式におけるパラメータは、
連続鋳造機の鋳型内の実際の現象としては未知なものが
多く、そのまま実機には適用できない。そこで、発明者
らは、鋳造速度Ｖと吐出孔での溶鋼流速Vnとの関係がＶ
∝Vn（ＶはVnに比例する。以下同じ。）、スラブの幅Ｗ
と吐出孔での溶鋼流速Vnとの関係がＷ∝Vn、スラブの幅
Ｗと吐出孔と衝突点との距離Ｘとの関係がＷ∝Ｘになる
こと及び、シェルの熱伝導度ｋ、溶鋼密度ρ、溶鋼粘度
η、溶鋼比熱Ｃはいずれも物性値として一定となること
を考慮し、実際の連続鋳造機に適用できるように研究を
進めた結果、上記（１）式は次の（２）式のように書き
換えることができることを見出したのである。
連続鋳造機の鋳型内の実際の現象としては未知なものが
多く、そのまま実機には適用できない。そこで、発明者
らは、鋳造速度Ｖと吐出孔での溶鋼流速Vnとの関係がＶ
∝Vn（ＶはVnに比例する。以下同じ。）、スラブの幅Ｗ
と吐出孔での溶鋼流速Vnとの関係がＷ∝Vn、スラブの幅
Ｗと吐出孔と衝突点との距離Ｘとの関係がＷ∝Ｘになる
こと及び、シェルの熱伝導度ｋ、溶鋼密度ρ、溶鋼粘度
η、溶鋼比熱Ｃはいずれも物性値として一定となること
を考慮し、実際の連続鋳造機に適用できるように研究を
進めた結果、上記（１）式は次の（２）式のように書き
換えることができることを見出したのである。
qm＝Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96 …（２） ここで、qm:入熱量の指数、V:鋳造速度（m/min）、W:
スラブ幅（mm）、ΔT:タンディッシュ内溶鋼過熱度
（℃）、d:ノズル吐出孔断面積（２孔ノズルの片側）の
平方根（mm） かくして、上記入熱量指数qmについて、表面欠陥の出
ない最大値を予め求めておくことにより、溶鋼過熱度、
スラブ幅、ノズル吐出孔断面積に応じた、鋼板品質を確
保できる最大の鋳造速度を把握することができ、高生産
性、高品質を両立させることができるのである。なお、
入熱量指数qmが余りに小さいと、モールドパウダの溶融
が不十分となるため、鋳片へ未溶融のモールドパウダが
付着して鋼板の表面欠陥が生じる要因となる。このた
め、入熱量は、かかる観点から下限値が定められる。こ
れら入熱量の上限値、下限値を定めるために行った実験
について以下述べる。
スラブ幅（mm）、ΔT:タンディッシュ内溶鋼過熱度
（℃）、d:ノズル吐出孔断面積（２孔ノズルの片側）の
平方根（mm） かくして、上記入熱量指数qmについて、表面欠陥の出
ない最大値を予め求めておくことにより、溶鋼過熱度、
スラブ幅、ノズル吐出孔断面積に応じた、鋼板品質を確
保できる最大の鋳造速度を把握することができ、高生産
性、高品質を両立させることができるのである。なお、
入熱量指数qmが余りに小さいと、モールドパウダの溶融
が不十分となるため、鋳片へ未溶融のモールドパウダが
付着して鋼板の表面欠陥が生じる要因となる。このた
め、入熱量は、かかる観点から下限値が定められる。こ
れら入熱量の上限値、下限値を定めるために行った実験
について以下述べる。
表１に示す成分組成になる18wt％Cr−8wt％Ni鋼（SUS
304）の鋳造を、浸漬ノズル（２孔ノズル）、鋳造速
度、溶鋼過熱度及びスラブ幅について表２に示す種々の
範囲の条件で実施した。なお、スラブ厚みは200mmであ
る。この連続鋳造の際に得られたスラブ表層部の凝固組
織の微細化の程度を調べるために、スラブの表層部から
4mmの深さの凝固組織を検査して、デンドライト２次ア
ーム間隔の大小で微細化の評価を行った。その後は常法
に従う熱間圧延、冷間圧延、酸洗を行って板厚1.4mmの
製品として表面品質の評価のための目視検査に供した。
この目視検査により鋼板の表面疵を調べて欠陥発生率を
求めた。この欠陥発生率は、（欠陥による不良部分長
さ）÷（鋼板全長）×100とし、欠陥発生指数として指
数化した。
304）の鋳造を、浸漬ノズル（２孔ノズル）、鋳造速
度、溶鋼過熱度及びスラブ幅について表２に示す種々の
範囲の条件で実施した。なお、スラブ厚みは200mmであ
る。この連続鋳造の際に得られたスラブ表層部の凝固組
織の微細化の程度を調べるために、スラブの表層部から
4mmの深さの凝固組織を検査して、デンドライト２次ア
ーム間隔の大小で微細化の評価を行った。その後は常法
に従う熱間圧延、冷間圧延、酸洗を行って板厚1.4mmの
製品として表面品質の評価のための目視検査に供した。
この目視検査により鋼板の表面疵を調べて欠陥発生率を
求めた。この欠陥発生率は、（欠陥による不良部分長
さ）÷（鋼板全長）×100とし、欠陥発生指数として指
数化した。
上記の実験結果を図２〜５に、連続鋳造スラブのデン
ドライト２次アーム間隔について、それぞれ溶鋼過熱度
ΔＴ、鋳造速度Ｖ、スラブ幅Ｗ及びノズル吐出孔断面積
（２孔ノズルの１孔当たりの断面積）Ａをパラメータと
してグラフ化した結果を示す。図２〜５から、溶鋼過熱
度ΔＴ、鋳造速度Ｖ及びスラブ幅Ｗの増加、そしてノズ
ル吐出孔断面積Ａの減少に伴い、デンドライト２次アー
ム間隔が大きくなる傾向は見受けられるが、特に鋳造速
度Ｖとデンドライト２次アーム間隔との関係（図３）を
みれば分かるように、スラブ幅や溶鋼過熱度、また、用
いた浸漬ノズルの吐出孔径が異なっているために、バラ
ツキが大きく、これらの個々のパラメータではオーステ
ナイト粒微細化の指標、ひいては表面品質の指標とする
ことができない。
ドライト２次アーム間隔について、それぞれ溶鋼過熱度
ΔＴ、鋳造速度Ｖ、スラブ幅Ｗ及びノズル吐出孔断面積
（２孔ノズルの１孔当たりの断面積）Ａをパラメータと
してグラフ化した結果を示す。図２〜５から、溶鋼過熱
度ΔＴ、鋳造速度Ｖ及びスラブ幅Ｗの増加、そしてノズ
ル吐出孔断面積Ａの減少に伴い、デンドライト２次アー
ム間隔が大きくなる傾向は見受けられるが、特に鋳造速
度Ｖとデンドライト２次アーム間隔との関係（図３）を
みれば分かるように、スラブ幅や溶鋼過熱度、また、用
いた浸漬ノズルの吐出孔径が異なっているために、バラ
ツキが大きく、これらの個々のパラメータではオーステ
ナイト粒微細化の指標、ひいては表面品質の指標とする
ことができない。
そこで、前述の（２）式で示した入熱量指数qmをそれ
ぞれの鋳造条件ごとに計算し、この入熱量指数qmとデン
ドライト２次アーム間隔との関係についてグラフ化した
結果を図６に示す。同図から、入熱量指数qmと、圧延板
製品の表面欠陥深さとほぼ対応する鋳片表層下２〜4mm
でのデンドライト２次アーム間隔とは、強い相関がある
ことが明らかとなった。また、この入熱量指数qmと製品
の表面欠陥発生率との関係についてまとめた結果を図１
に示す。図１から、入熱量指数qmは製品の表面欠陥発生
率とも強い相関があることが、明らかとなり、さらに、
この入熱量指数qmが0.85以下の場合に良好な鋼板品質が
得られることが分かった。このように入熱量指数qmが0.
85以下の場合は、図６から表面から4mmの位置における
デンドライト２次アーム間隔が30μｍ以下であり、さら
に入熱量指数qmが0.6以下の場合は、デンドライト２次
アーム間隔が25μｍ以下とあって、表面欠陥の発生がよ
り軽減される。
ぞれの鋳造条件ごとに計算し、この入熱量指数qmとデン
ドライト２次アーム間隔との関係についてグラフ化した
結果を図６に示す。同図から、入熱量指数qmと、圧延板
製品の表面欠陥深さとほぼ対応する鋳片表層下２〜4mm
でのデンドライト２次アーム間隔とは、強い相関がある
ことが明らかとなった。また、この入熱量指数qmと製品
の表面欠陥発生率との関係についてまとめた結果を図１
に示す。図１から、入熱量指数qmは製品の表面欠陥発生
率とも強い相関があることが、明らかとなり、さらに、
この入熱量指数qmが0.85以下の場合に良好な鋼板品質が
得られることが分かった。このように入熱量指数qmが0.
85以下の場合は、図６から表面から4mmの位置における
デンドライト２次アーム間隔が30μｍ以下であり、さら
に入熱量指数qmが0.6以下の場合は、デンドライト２次
アーム間隔が25μｍ以下とあって、表面欠陥の発生がよ
り軽減される。
一方、メニスカス近傍の入熱量が小さすぎて入熱量指
数qmが0.30を下回ると、先述のようにモールドパウダの
未溶融によるパウダ付着により、図１に示したように鋼
板に欠陥が発生する。そのため、（２）式で定義した入
熱量指数qmが0.30以上であることが、品質の確保の上で
必要である。
数qmが0.30を下回ると、先述のようにモールドパウダの
未溶融によるパウダ付着により、図１に示したように鋼
板に欠陥が発生する。そのため、（２）式で定義した入
熱量指数qmが0.30以上であることが、品質の確保の上で
必要である。
このように、この発明に従う鋳造方法では、鋳造速度
が1.2m/min以上、さらには、3.0m/min以上といった高速
鋳造であっても、ノズル吐出孔径や溶鋼過熱度を最適化
することによって、表面欠陥の発生を防止することがで
きる。この点、従来法では、鋳造速度が1.2m/min以上の
高速鋳造を行おうとすると、実際には入熱量指数qmが0.
85を超えることがあったために、表面欠陥を招いてしま
い、その結果、鋳造速度を高められず最高でも1.2m/min
程度に過ぎなかったのである。
が1.2m/min以上、さらには、3.0m/min以上といった高速
鋳造であっても、ノズル吐出孔径や溶鋼過熱度を最適化
することによって、表面欠陥の発生を防止することがで
きる。この点、従来法では、鋳造速度が1.2m/min以上の
高速鋳造を行おうとすると、実際には入熱量指数qmが0.
85を超えることがあったために、表面欠陥を招いてしま
い、その結果、鋳造速度を高められず最高でも1.2m/min
程度に過ぎなかったのである。
次に、連続鋳造機には、一般的な連続鋳造機の他に、
スラブ厚みが20〜100mmの薄スラブを鋳造するための垂
直型双ベルト式やブロック式の薄スラブ連続鋳造機があ
る。垂直型双ベルト式薄スラブ連続鋳造機は、例えば
「川崎製鉄技報」Vol.21,No.3（1989）p.175〜181に記
載されているように、鋳造しようとする薄スラブ厚みに
対応させて離隔配置した一対のエンドレスベルト及びこ
のベルトの両端部に配置した上広がり下すぼまり形状の
鋳型短辺により形成される鋳造空間（上広がり鋳型）を
有するものであり、この上広がり鋳型に浸漬ノズルから
注入した溶鋼を、このエンドレスベルトの背面に配置し
た冷却パッドからエンドレスベルトを介し抜熱すること
により、薄スラブを鋳造するものである。
スラブ厚みが20〜100mmの薄スラブを鋳造するための垂
直型双ベルト式やブロック式の薄スラブ連続鋳造機があ
る。垂直型双ベルト式薄スラブ連続鋳造機は、例えば
「川崎製鉄技報」Vol.21,No.3（1989）p.175〜181に記
載されているように、鋳造しようとする薄スラブ厚みに
対応させて離隔配置した一対のエンドレスベルト及びこ
のベルトの両端部に配置した上広がり下すぼまり形状の
鋳型短辺により形成される鋳造空間（上広がり鋳型）を
有するものであり、この上広がり鋳型に浸漬ノズルから
注入した溶鋼を、このエンドレスベルトの背面に配置し
た冷却パッドからエンドレスベルトを介し抜熱すること
により、薄スラブを鋳造するものである。
かような垂直型双ベルト式やブロック式の薄スラブ連
続鋳造機の鋳型にオーステナイト系ステンレス溶鋼を浸
漬ノズルを通じて注入、凝固させて所定サイズのスラブ
連続的に鋳造する場合にあっては、次式 0.50≦Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96≦1.40 の条件を満足させて高速連続鋳造することができる。こ
れは、オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造操業
を、垂直型双ベルト式薄スラブ連続鋳造機の上広がり鋳
型を用いて、溶鋼過熱度ΔＴ、鋳造速度Ｖ、スラブ幅Ｗ
及びノズル吐出孔断面積（２孔ノズルの１孔当たりの断
面積）Ａの条件を種々に変化させて行った結果を図７に
示すように、 0.50≦Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96≦1.40 の条件を満足する範囲内で表面欠陥が低減し、良好な鋳
片が得られたためである。このように、垂直型双ベルト
式薄スラブ連続鋳造機の上広がりの鋳型を用いた連続鋳
造操業では、通常の連続鋳造用鋳型を用いた連続鋳造操
業に比べて、より高速ででも良好な表面特性が得られ
る。これは、垂直型双ベルト式薄スラブ連続鋳造機の場
合は、スラブ厚みが相対的に薄く、かつ溶鋼は急速に冷
却されるために、高速鋳造でも表面欠陥が発現し難いた
めだと考えられる。なお、Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ
−0.96の値が0.50未満になると、湯面温度の低下に伴う
二重肌や湯面皮張りという不都合が生じることから、薄
スラブ連続鋳造機の場合のＶ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ
−0.96の下限は、0.50である。
続鋳造機の鋳型にオーステナイト系ステンレス溶鋼を浸
漬ノズルを通じて注入、凝固させて所定サイズのスラブ
連続的に鋳造する場合にあっては、次式 0.50≦Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96≦1.40 の条件を満足させて高速連続鋳造することができる。こ
れは、オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造操業
を、垂直型双ベルト式薄スラブ連続鋳造機の上広がり鋳
型を用いて、溶鋼過熱度ΔＴ、鋳造速度Ｖ、スラブ幅Ｗ
及びノズル吐出孔断面積（２孔ノズルの１孔当たりの断
面積）Ａの条件を種々に変化させて行った結果を図７に
示すように、 0.50≦Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96≦1.40 の条件を満足する範囲内で表面欠陥が低減し、良好な鋳
片が得られたためである。このように、垂直型双ベルト
式薄スラブ連続鋳造機の上広がりの鋳型を用いた連続鋳
造操業では、通常の連続鋳造用鋳型を用いた連続鋳造操
業に比べて、より高速ででも良好な表面特性が得られ
る。これは、垂直型双ベルト式薄スラブ連続鋳造機の場
合は、スラブ厚みが相対的に薄く、かつ溶鋼は急速に冷
却されるために、高速鋳造でも表面欠陥が発現し難いた
めだと考えられる。なお、Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ
−0.96の値が0.50未満になると、湯面温度の低下に伴う
二重肌や湯面皮張りという不都合が生じることから、薄
スラブ連続鋳造機の場合のＶ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ
−0.96の下限は、0.50である。
かくして、垂直型双ベルト式やブロック式薄スラブ連
続鋳造機を用いた連続鋳造操業では、鋳造速度Ｖが3.0m
/min以上といった高速鋳造が可能である。
続鋳造機を用いた連続鋳造操業では、鋳造速度Ｖが3.0m
/min以上といった高速鋳造が可能である。
図面の簡単な説明 図１は、入熱量指数と冷延板の表面欠陥発生率との関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
図２は、溶鋼過熱度とデンドライト２次アーム間隔と
の関係を示す散布図である。
の関係を示す散布図である。
図３は、鋳造速度とデンドライト２次アーム間隔との
関係を示す散布図である。
関係を示す散布図である。
図４は、スラブ幅とデンドライト２次アーム間隔との
関係を示す散布図である。
関係を示す散布図である。
図５は、ノズル吐出孔断面積とデンドライト２次アー
ム間隔との関係を示す散布図である。
ム間隔との関係を示す散布図である。
図６は、入熱量指数とデンドライト２次アーム間隔と
の関係を示す散布図である。
の関係を示す散布図である。
図７は、双ベルト式連続鋳造機を用いた連続鋳造操業
における入熱量指数と冷延板の表面欠陥発生率との関係
を示すグラフである。
における入熱量指数と冷延板の表面欠陥発生率との関係
を示すグラフである。
発明を実施するための最良の形態 実施例１ C:0.04wt％、Si:0.52wt％、Mn:0.90wt％、P:0.02wt
％、S:0.003wt％、Ni:9.2wt％、Cr:18.3wt％、N:0.028w
t％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる溶
鋼を、タンディッシュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造
用鋳型内に注入、凝固させてスラブを不断に引き出す連
続鋳造を行った。この連続鋳造の際、タイディッシュ内
の溶鋼過熱度ΔＴは48℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、
吐出角度：上向き５゜）の吐出孔断面積は、片側当たり
4200mm2、スラブ幅Ｗは1040mm、スラブ厚は200mmであ
り、鋳造速度は1.0m/minであった。得られたスラブにつ
いてスラブの表層部から4mmの深さの凝固組織を検査し
て、デンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたとこ
ろ、23μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷
間圧延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査
を行ったところ、表面欠陥もなく（欠陥発生率0.07）、
良好な品質の鋼板が得られていた（qm＝0.66）。
％、S:0.003wt％、Ni:9.2wt％、Cr:18.3wt％、N:0.028w
t％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる溶
鋼を、タンディッシュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造
用鋳型内に注入、凝固させてスラブを不断に引き出す連
続鋳造を行った。この連続鋳造の際、タイディッシュ内
の溶鋼過熱度ΔＴは48℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、
吐出角度：上向き５゜）の吐出孔断面積は、片側当たり
4200mm2、スラブ幅Ｗは1040mm、スラブ厚は200mmであ
り、鋳造速度は1.0m/minであった。得られたスラブにつ
いてスラブの表層部から4mmの深さの凝固組織を検査し
て、デンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたとこ
ろ、23μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷
間圧延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査
を行ったところ、表面欠陥もなく（欠陥発生率0.07）、
良好な品質の鋼板が得られていた（qm＝0.66）。
比較例１ 実施例１と同一成分組成範囲になる溶鋼を連続鋳造法
により、スラブとした。この際、タイディッシュ内の溶
鋼過熱度ΔＴは28℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐出
角度：上向き５゜）の吐出孔断面積は、片側当たり4200
mm2、スラブ幅Ｗは1020mm、スラブ厚は200mmであり、鋳
造速度は0.6m/minであった。得られたスラブについてス
ラブの表層部から4mmの深さの凝固組織を検査して、デ
ンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたところ、20
μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷間圧
延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査を行
ったところ、パウダ未溶融であったため、パウダ欠陥が
発生していて、欠陥発生率は0.45であった（qm＝0.2
8）。
により、スラブとした。この際、タイディッシュ内の溶
鋼過熱度ΔＴは28℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐出
角度：上向き５゜）の吐出孔断面積は、片側当たり4200
mm2、スラブ幅Ｗは1020mm、スラブ厚は200mmであり、鋳
造速度は0.6m/minであった。得られたスラブについてス
ラブの表層部から4mmの深さの凝固組織を検査して、デ
ンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたところ、20
μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷間圧
延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査を行
ったところ、パウダ未溶融であったため、パウダ欠陥が
発生していて、欠陥発生率は0.45であった（qm＝0.2
8）。
比較例２ 実施例１と同一成分組成範囲になる溶鋼を連続鋳造法
により、スラブとした。この際、タイディッシュ内の溶
鋼過熱度ΔＴは46℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐出
角度：上向き５゜）の吐出孔断面積は、片側当たり3000
mm2、スラブ幅Ｗは1260mm、スラブ厚は200mmであり、鋳
造速度は1.5m/minであった。得られたスラブについてス
ラブの表層部から4mmの深さの凝固組織を検査して、デ
ンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたところ、30
μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷間圧
延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査を行
ったところ、組織が粗大化していて、欠陥発生率は0.6
であった（qm＝0.94）。
により、スラブとした。この際、タイディッシュ内の溶
鋼過熱度ΔＴは46℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐出
角度：上向き５゜）の吐出孔断面積は、片側当たり3000
mm2、スラブ幅Ｗは1260mm、スラブ厚は200mmであり、鋳
造速度は1.5m/minであった。得られたスラブについてス
ラブの表層部から4mmの深さの凝固組織を検査して、デ
ンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたところ、30
μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷間圧
延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査を行
ったところ、組織が粗大化していて、欠陥発生率は0.6
であった（qm＝0.94）。
実施例２ C:0.06wt％、Si:0.70wt％、Mn:1.5wt％、P:0.04wt
％、S:0.008wt％、Ni:10.0wt％、Cr:19.0wt％、N:0.045
wt％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる溶
鋼を、タンディッシュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造
用鋳型内に注入、凝固させてスラブを不断に引き出す連
続鋳造を行った。この連続鋳造の際、タイディッシュ内
の溶鋼過熱度ΔＴは46℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、
吐出角度：上向き５゜）の吐出孔断面積は、片側当たり
4200mm2、スラブ幅Ｗは1260mm、スラブ厚は200mmであ
り、鋳造速度は1.5m/minであった。得られたスラブにつ
いてスラブの表層部から4mmの深さの凝固組織を検査し
て、デンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたとこ
ろ、26μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷
間圧延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査
を行ったところ、表面欠陥もなく（欠陥発生率0.08）、
良好な品質の鋼板が得られていた（qm＝0.80）。
％、S:0.008wt％、Ni:10.0wt％、Cr:19.0wt％、N:0.045
wt％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる溶
鋼を、タンディッシュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造
用鋳型内に注入、凝固させてスラブを不断に引き出す連
続鋳造を行った。この連続鋳造の際、タイディッシュ内
の溶鋼過熱度ΔＴは46℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、
吐出角度：上向き５゜）の吐出孔断面積は、片側当たり
4200mm2、スラブ幅Ｗは1260mm、スラブ厚は200mmであ
り、鋳造速度は1.5m/minであった。得られたスラブにつ
いてスラブの表層部から4mmの深さの凝固組織を検査し
て、デンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたとこ
ろ、26μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷
間圧延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査
を行ったところ、表面欠陥もなく（欠陥発生率0.08）、
良好な品質の鋼板が得られていた（qm＝0.80）。
実施例３ 実施例２と同一成分組成になる溶鋼を、タンディッシ
ュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造用鋳型内に注入、凝
固させてスラブを不断に引き出す連続鋳造を行った。こ
の連続鋳造の際、タイディッシュ内の溶鋼過熱度ΔＴは
48℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐出角度：上向き５
゜）の吐出孔断面積は、片側当たり4200mm2、スラブ幅
Ｗは1260mm、スラブ厚は200mmであり、鋳造速度は1.5m/
minであった。得られたスラブについてスラブの表層部
から4mmの深さの凝固組織を検査して、デンドライト２
次アーム間隔の大きさを調べたところ、27μｍであっ
た。その後は常法に従う熱間圧延、冷間圧延、酸洗を行
って板厚1.4mmの製品として目視検査を行ったところ、
表面欠陥もなく（欠陥発生率0.07）、良好な品質の鋼板
が得られていた（qm＝0.83）。
ュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造用鋳型内に注入、凝
固させてスラブを不断に引き出す連続鋳造を行った。こ
の連続鋳造の際、タイディッシュ内の溶鋼過熱度ΔＴは
48℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐出角度：上向き５
゜）の吐出孔断面積は、片側当たり4200mm2、スラブ幅
Ｗは1260mm、スラブ厚は200mmであり、鋳造速度は1.5m/
minであった。得られたスラブについてスラブの表層部
から4mmの深さの凝固組織を検査して、デンドライト２
次アーム間隔の大きさを調べたところ、27μｍであっ
た。その後は常法に従う熱間圧延、冷間圧延、酸洗を行
って板厚1.4mmの製品として目視検査を行ったところ、
表面欠陥もなく（欠陥発生率0.07）、良好な品質の鋼板
が得られていた（qm＝0.83）。
実施例４ C:0.06wt％、Si:0.70wt％、Mn:1.5wt％、P:0.04wt
％、S:0.008wt％、Ni:10.0wt％、Cr:19.0wt％、N:0.045
wt％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる溶
鋼を、タンディッシュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造
用鋳型内に注入、凝固させてスラブを不断に引き出す連
続鋳造を行った。この連続鋳造の際、タイディッシュ内
の溶鋼過熱度ΔＴは45℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、
吐出角度：下向き35゜）の吐出孔断面積は、片側当たり
2500mm2、スラブ幅Ｗは1040mm、スラブ厚は200mmであ
り、鋳造速度は1.6m/minであった。得られたスラブにつ
いてスラブの表層部から4mmの深さの凝固組織を検査し
て、デンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたとこ
ろ、26μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷
間圧延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査
を行ったところ、表面欠陥もなく（欠陥発生率0.09）、
良好な品質の鋼板が得られていた（qm＝1.04）。
％、S:0.008wt％、Ni:10.0wt％、Cr:19.0wt％、N:0.045
wt％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる溶
鋼を、タンディッシュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造
用鋳型内に注入、凝固させてスラブを不断に引き出す連
続鋳造を行った。この連続鋳造の際、タイディッシュ内
の溶鋼過熱度ΔＴは45℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、
吐出角度：下向き35゜）の吐出孔断面積は、片側当たり
2500mm2、スラブ幅Ｗは1040mm、スラブ厚は200mmであ
り、鋳造速度は1.6m/minであった。得られたスラブにつ
いてスラブの表層部から4mmの深さの凝固組織を検査し
て、デンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたとこ
ろ、26μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷
間圧延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査
を行ったところ、表面欠陥もなく（欠陥発生率0.09）、
良好な品質の鋼板が得られていた（qm＝1.04）。
比較例３ 実施例２と同一成分組成になる溶鋼を、タンディッシ
ュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造用鋳型内に注入、凝
固させてスラブを不断に引き出す連続鋳造を行った。こ
の連続鋳造の際、タイディッシュ内の溶鋼過熱度ΔＴは
51℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐出角度：下向き10
゜）の吐出孔断面積は、片側当たり2500mm2、スラブ幅
Ｗは1260mm、スラブ厚は200mmであり、鋳造速度は1.6m/
minであった。得られたスラブについてスラブの表層部
から4mmの深さの凝固組織を検査して、デンドライト２
次アーム間隔の大きさを調べたところ、35μｍであっ
た。その後は常法に従う熱間圧延、冷間圧延、酸洗を行
って板厚1.4mmの製品として目視検査を行ったところ、
組織が粗大化していて、欠陥発生率は0.71であった。
（qm＝1.15）。
ュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造用鋳型内に注入、凝
固させてスラブを不断に引き出す連続鋳造を行った。こ
の連続鋳造の際、タイディッシュ内の溶鋼過熱度ΔＴは
51℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐出角度：下向き10
゜）の吐出孔断面積は、片側当たり2500mm2、スラブ幅
Ｗは1260mm、スラブ厚は200mmであり、鋳造速度は1.6m/
minであった。得られたスラブについてスラブの表層部
から4mmの深さの凝固組織を検査して、デンドライト２
次アーム間隔の大きさを調べたところ、35μｍであっ
た。その後は常法に従う熱間圧延、冷間圧延、酸洗を行
って板厚1.4mmの製品として目視検査を行ったところ、
組織が粗大化していて、欠陥発生率は0.71であった。
（qm＝1.15）。
実施例５ C:0.05wt％、Si:0.40wt％、Mn:1.05wt％、P:0.025wt
％、S:0.005wt％、Ni:8.9wt％、Cr:18.0wt％、N:0.031w
t％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる溶
鋼を、タンディッシュから浸漬ノズルを通じて垂直型双
ベルト式薄スラブ連続鋳造機の上広がり鋳型内に注入、
凝固させて薄スラブを不断に引き出す連続鋳造を行っ
た。この連続鋳造の際、タイディッシュ内の溶鋼過熱度
ΔＴは39℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐出角度：下
向き60゜）の吐出孔断面積は、片側当たり4000mm2、ス
ラブ幅Ｗは1700mm、スラブ厚は30mmであり、鋳造速度は
5.0m/minであった。得られたスラブについてスラブの表
層部から0.5〜1.0mmの深さの凝固組織を検査して、デン
ドライト２次アーム間隔の大きさを調べたところ、23μ
ｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷間圧延、
酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査を行った
ところ、表面欠陥もなく（欠陥発生率0.09）、良好な品
質の鋼板が得られていた（qm＝1.37）。
％、S:0.005wt％、Ni:8.9wt％、Cr:18.0wt％、N:0.031w
t％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる溶
鋼を、タンディッシュから浸漬ノズルを通じて垂直型双
ベルト式薄スラブ連続鋳造機の上広がり鋳型内に注入、
凝固させて薄スラブを不断に引き出す連続鋳造を行っ
た。この連続鋳造の際、タイディッシュ内の溶鋼過熱度
ΔＴは39℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐出角度：下
向き60゜）の吐出孔断面積は、片側当たり4000mm2、ス
ラブ幅Ｗは1700mm、スラブ厚は30mmであり、鋳造速度は
5.0m/minであった。得られたスラブについてスラブの表
層部から0.5〜1.0mmの深さの凝固組織を検査して、デン
ドライト２次アーム間隔の大きさを調べたところ、23μ
ｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、冷間圧延、
酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検査を行った
ところ、表面欠陥もなく（欠陥発生率0.09）、良好な品
質の鋼板が得られていた（qm＝1.37）。
比較例４ 実施例５と同一成分組成範囲になる溶鋼を連続鋳造法
により、薄スラブとした。こお際、タイディッシュ内の
溶鋼過熱度ΔＴは40℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐
出角度：下向き60゜）の吐出孔断面積は、片側当たり35
00mm2、スラブ幅Ｗは1700mm、スラブ厚は30mmであり、
鋳造速度は6.0m/minであった。得られたスラブについて
スラブの表層部から0.5〜1.0mmの深さの凝固組織を検査
して、デンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたと
ころ、35μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、
冷間圧延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検
査を行ったところ、組織が粗大化していて、欠陥発生率
は1.30であった（qm＝1.67）。
により、薄スラブとした。こお際、タイディッシュ内の
溶鋼過熱度ΔＴは40℃、浸漬ノズル（２孔ノズル型、吐
出角度：下向き60゜）の吐出孔断面積は、片側当たり35
00mm2、スラブ幅Ｗは1700mm、スラブ厚は30mmであり、
鋳造速度は6.0m/minであった。得られたスラブについて
スラブの表層部から0.5〜1.0mmの深さの凝固組織を検査
して、デンドライト２次アーム間隔の大きさを調べたと
ころ、35μｍであった。その後は常法に従う熱間圧延、
冷間圧延、酸洗を行って板厚1.4mmの製品として目視検
査を行ったところ、組織が粗大化していて、欠陥発生率
は1.30であった（qm＝1.67）。
産業上の利用可能性 この発明のオーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造
方法により、オーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造
する際、例えば与えられた溶鋼の過熱度に応じて高品質
を確保しつつ最大の鋳造速度で鋳造する等のことができ
るようになり、高品質と高生産性を両立することができ
るようになった。
方法により、オーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造
する際、例えば与えられた溶鋼の過熱度に応じて高品質
を確保しつつ最大の鋳造速度で鋳造する等のことができ
るようになり、高品質と高生産性を両立することができ
るようになった。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山田 純夫 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 千葉製鉄所内 (72)発明者 野村 寛 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 千葉製鉄所内 (56)参考文献 特開 平３−114638（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−42150（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−182353（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−106915（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 11/20 B22D 11/16 104 B22D 11/10 330 B22D 11/06 B22D 11/00
Claims (4)
- 【請求項１】オーステナイト系ステンレス溶鋼を、タン
ディッシュから浸漬ノズルを通じて連続鋳造機の連続鋳
造用鋳型内に注入、凝固させて所定サイズのスラブを不
断に引き出す連続鋳造法において、 鋳造速度、タンディッシュ内溶鋼過熱度、浸漬ノズル吐
出孔断面積及びスラブ幅につき次式 0.30≦Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96≦0.85 ここでV:鋳造速度（m/min） W:スラブ幅（mm） ΔT:タンディッシュ内溶鋼過熱度（℃） d:ノズル吐出孔断面積の平方根（mm） の条件を満足させて高速連続鋳造することを特徴とする
オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項２】請求項１記載の方法において、鋳造速度Ｖ
が1.2m/min以上であることを特徴とするオーステナイト
系ステンレス鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項３】請求項１記載の方法において、連続鋳造機
が垂直型双ベルト式やブロック式の薄スラブ連続鋳造機
であるとき、次式 0.50≦Ｖ0.58・Ｗ−0.04・ΔＴ・ｄ−0.96≦1.40 の条件を満足させて高速連続鋳造することを特徴とする
オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造方法。 - 【請求項４】請求項３記載の方法において、鋳造速度Ｖ
が3.0m/min以上であることを特徴とするオーステナイト
系ステンレス鋼の連続鋳造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2165995 | 1995-02-09 | ||
| JP7-21659 | 1995-02-09 | ||
| PCT/JP1996/000281 WO1996024452A1 (en) | 1995-02-09 | 1996-02-09 | Continuous casting method for austenitic stainless steel |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO1996024452A1 JPWO1996024452A1 (ja) | 1997-05-27 |
| JP3229326B2 true JP3229326B2 (ja) | 2001-11-19 |
Family
ID=12061179
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP52414396A Expired - Fee Related JP3229326B2 (ja) | 1995-02-09 | 1996-02-09 | オーステナイト系ステンレス鋼の連続鋳造方法 |
Country Status (10)
| Country | Link |
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