【事件の表示】
　特許第３３８３６４７号「連続鋳造ビレット及びその製造方法」の請求項１ないし１２に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第３３８３６４７号の請求項１ないし１１に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第３３８３６４７号の請求項１乃至１２に係る発明についての出願は、平成１１年１２月１７日（優先日　平成１０年１２月２８日　日本）に特許出願され、平成１４年１２月２０日にその特許権の設定登録がなされたものである。
　これに対し、足立英彦より特許異議の申立てがなされ、取消理由通知がなされ、その指定期間内の平成１７年７月２０日付けで特許意見書と訂正請求書が提出されたが、再度取消理由通知がなされたところ、平成１７年１２月２２日付けで再度訂正請求書が提出されると共に、平成１７年７月２０日付け訂正請求書の取下げがなされたものである。
　
２．訂正の適否
２−１．訂正の内容
　平成１７年１２月２２日付け訂正請求の内容は、本件特許明細書を訂正請求書に添付された訂正明細書のとおり、すなわち次の訂正事項１乃至１３のとおりに訂正するものである。
（１）訂正事項１：特許明細書の【請求項１】の「【請求項１】炭素濃度が０．６質量％以上、ビレット中心部の分岐状等軸晶の大きさが６ｍｍ以下であることを特徴とする連続鋳造ビレット。」を削除する。
（２）訂正事項２：特許明細書の「【請求項２】鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上であることを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造ビレット。」を、
「【請求項１】鋳造方向に垂直な断面の一辺の長さあるいは直径が１６０ｍｍ以下で、炭素濃度が０．６質量％以上、ビレット中心部の分岐状等軸晶の大きさが２〜６ｍｍで、且つ、鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上であることを特徴とする連続鋳造ビレット。」と訂正する。
（３）訂正事項３：特許明細書の「【請求項３】ビレットの上面側等軸晶率が２５％以上であることを特徴とする請求項２に記載の連続鋳造ビレット。」を、
「【請求項２】ビレットの上面側等軸晶率が２５％以上であることを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造ビレット。」と訂正する。
（４）訂正事項４：特許明細書の「【請求項４】ビレット中心部のセンターポロシティーが直径４ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の連続鋳造ビレット。」を、
「【請求項３】ビレット中心部のセンターポロシティーが直径４ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の連続鋳造ビレット。」と訂正する。
（５）訂正事項５：特許明細書の「【請求項５】炭素濃度を０．６質量％以上とし、鋳型内において電磁攪拌機によって溶鋼の攪拌を行ない、ビレット中心部の分岐状等軸晶の大きさを６ｍｍ以下とすることを特徴とする連続鋳造ビレットの製造方法。」を、
「【請求項４】炭素濃度を０．６質量％以上とし、鋳型内において電磁攪拌機によって鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上となるように溶鋼の攪拌を行ない、ビレット中心部の分岐状等軸晶の大きさを２〜６ｍｍとすることを特徴とする連続鋳造ビレットの製造方法。」と訂正する。
（６）訂正事項６：特許明細書の「【請求項６】更に、ビレットの上面側等軸晶率を２５％以上とすることを特徴とする請求項５に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。」を、
「【請求項５】更に、ビレットの上面側等軸晶率を２５％以上とすることを特徴とする請求項４に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。」と訂正する。
（７）訂正事項７：特許明細書の「【請求項７】連続鋳造中に軽圧下帯を設けてビレットの軽圧下を行なうことを特徴とする請求項５又は６に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。」を、
「【請求項６】連続鋳造中に軽圧下帯を設けてビレットの軽圧下を行なうことを特徴とする請求項４又は５に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。」と訂正する。
（８）訂正事項８：特許明細書の「【請求項８】前記軽圧下帯の出側における鋳片中心固相率が下記（１）式で示す中心固相率Ｙよりも大きい値であることを特徴とする請求項７に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
Ｙ＝−０．０１１１×Ｘ+０．８……（１）
Ｙ：軽圧下帯出側鋳片中心固相率の下限値（−）
Ｘ：上面側等軸晶率（％）」を、
「【請求項７】前記軽圧下帯の出側における鋳片中心固相率が下記（１）式で示す中心固相率Ｙよりも大きい値であることを特徴とする請求項６に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
Ｙ＝−０．０１１１×Ｘ+０．８……（１）
Ｙ：軽圧下帯出側鋳片中心固相率の下限値（−）
Ｘ：上面側等軸晶率（％）」と訂正する。
（９）訂正事項９：特許明細書の「【請求項９】前記ビレットの軽圧下において、全圧下量を２０ｍｍ以下とすることを特徴とする請求項８に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。」を、
「【請求項８】前記ビレットの軽圧下において、全圧下量を２０ｍｍ以下とすることを特徴とする請求項７に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。」と訂正する。
（１０）訂正事項１０：特許明細書の「【請求項１０】鋳型内メニスカスから前記軽圧下帯の出側までの鋳片に沿った距離が下記（２）式で示す距離Ｌ１よりも大きいことを特徴とする請求項７に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
Ｌ１＝（−１．３８×Ｘ+３３２．８４）×ｄ２×Ｖｃ×１０−６……（２）
Ｌ１：鋳型内メニスカスから軽圧下帯出側までの鋳片に沿った距離の下限値（ｍ）
Ｘ：上面側等軸晶率（％）
ｄ：ビレットの厚み（ｍｍ）
Ｖｃ：鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）」を、
「【請求項９】鋳型内メニスカスから前記軽圧下帯の出側までの鋳片に沿った距離が下記（２）式で示す距離Ｌ１よりも大きいことを特徴とする請求項６に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
Ｌ１＝（−１．３８×Ｘ+３３２．８４）×ｄ２×Ｖｃ×１０−６……（２）
Ｌ１：鋳型内メニスカスから軽圧下帯出側までの鋳片に沿った距離の下限値（ｍ）
Ｘ：上面側等軸晶率（％）
ｄ：ビレットの厚み（ｍｍ）
Ｖｃ：鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）」と訂正する。
（１１）訂正事項１１：特許明細書の「【請求項１１】前記ビレットの軽圧下において、全圧下量を２０ｍｍ以下とすることを特徴とする請求項１０に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。」を、
「【請求項１０】前記ビレットの軽圧下において、全圧下量を２０ｍｍ以下とすることを特徴とする請求項９に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。」と訂正する。
（１２）訂正事項１２：特許明細書の「【請求項１２】鋳型内メニスカスから前記軽圧下帯の入り側までの鋳片に沿った距離が下記（３）式で示す距離Ｌ２よりも短いことを特徴とする請求項１０に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
Ｌ２＝ｄ２×Ｖｃ／４０００……（３）」を、
「【請求項１１】鋳型内メニスカスから前記軽圧下帯の入り側までの鋳片に沿った距離が下記（３）式で示す距離Ｌ２よりも短いことを特徴とする請求項９に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
Ｌ２＝ｄ２×Ｖｃ／４０００……（３）」と訂正する。
（１３）訂正事項１３：特許明細書（特許公報第２ページ第４欄３８行目〜第３ページ第５欄４０行目）の「発明の開示」について、
「（１）炭素濃度が０．６質量％以上、ビレット中心部の分岐状等軸晶の大きさが６ｍｍ以下であることを特徴とする連続鋳造ビレット。
（２）鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上であることを特徴とする上記（１）に記載の連続鋳造ビレット。
（３）ビレットの上面側等軸晶率が２５％以上であることを特徴とする上記（２）に記載の連続鋳造ビレット。
（４）ビレット中心部のセンターポロシティーが直径４ｍｍ以下であることを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の連続鋳造ビレット。
（５）炭素濃度を０．６質量％以上とし、鋳型内において電磁攪拌機によって溶鋼の攪拌を行ない、ビレット中心部の分岐状等軸晶の大きさを６ｍｍ以下とすることを特徴とする連続鋳造ビレットの製造方法。
（６）更に、ビレットの上面側等軸晶率を２５％以上とすることを特徴とする上記（５）に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
（７）連続鋳造中に軽圧下帯を設けてビレットの軽圧下を行なうことを特徴とする上記（５）又は（６）に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
（８）前記軽圧下帯の出側における鋳片中心固相率が下記（１）式で示す中心固相率Ｙよりも大きい値であることを特徴とする上記（７）に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
　　Ｙ＝−0.0111×Ｘ＋0.8　　……（１）
　　Ｙ：軽圧下帯出側鋳片中心固相率の下限値（−）
　　Ｘ：上面側等軸晶率（％）
（９）前記ビレットの軽圧下において、全圧下量を２０ｍｍ以下とすることを特徴とする上記（８）に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
（１０）鋳型内メニスカスから前記軽圧下帯の出側までの鋳片に沿った距離が下記（２）式で示す距離Ｌ１よりも大きいことを特徴とする上記（７）に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
　　Ｌ１＝（−1.38×Ｘ＋332.84）×ｄ2×Ｖｃ×10-6　……（２）
　　Ｌ１：鋳型内メニスカスから軽圧下帯出側までの鋳片に沿った距離の下限値（ｍ）
　　Ｘ：上面側等軸晶率（％）
　　ｄ：ビレットの厚み（ｍｍ）
　　Ｖｃ：鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
（１１）前記ビレットの軽圧下において、全圧下量を２０ｍｍ以下とすることを特徴とする上記（１０）に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
（１２）鋳型内メニスカスから前記軽圧下帯の入り側までの鋳片に沿った距離が下記（３）式で示す距離Ｌ２よりも短いことを特徴とする上記（１０）に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
　　Ｌ２＝ｄ2×Ｖｃ／4000　……（３）」と訂正する。
　
２−２．訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否
　上記訂正事項１は、請求項１の削除である。訂正事項２は、旧請求項１の削除により、旧請求項２を従属項形式から独立項形式へ記載を変えるとともに、鋳片サイズを限定して、「鋳造方向に垂直な断面の一辺の長さあるいは直径が１６０ｍｍ以下で、」を追加するものである。また分岐状等軸晶の大きさに下限を追加して、「６ｍｍ以下」を「２〜６ｍｍ」と訂正するとともに「且つ、」を追加し、さらに、旧請求項１の削除に伴い請求項の番号を１繰上げて、「請求項２」を「請求項１」と訂正するものであるから、特許請求の範囲の減縮と明りょうでない記載の釈明に該当する。
訂正事項３及び４は、旧請求項１の削除に伴い請求項の番号や引用請求項の番号を整理するものであるから、明りょうでない記載の釈明に該当する。
訂正事項５は、旧請求項１の削除に伴い請求項の番号を１繰上げ、「請求項５」を「請求項４」に訂正するとともに、電磁攪拌条件を追加限定して、「電磁攪拌機によって溶鋼の攪拌を行ない」を「電磁攪拌機によって鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上となるように溶鋼の攪拌を行ない」と訂正し、また、分岐状等軸晶の大きさに下限を追加して、「６ｍｍ以下」を「２〜６ｍｍ」と訂正するものであるから、特許請求の範囲の減縮と明りょうでない記載の釈明に該当する。
訂正事項６乃至１２は、旧請求項１の削除に伴い請求項の番号や引用請求項の番号を整理するものであるから、明りょうでない記載の釈明に該当する。
訂正事項１３は、特許請求の範囲の減縮に伴って発明の詳細な説明を整合させるためのものであるから、明りょうでない記載の釈明に該当する。
　そして、上記訂正事項１乃至１３は、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内においてなされたものであるから、いずれも新規事項の追加に該当せず、また実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもない。
２−３．まとめ
　したがって、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項において準用する特許法第１２６条第２項乃至第４項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
　
３．本件訂正発明１乃至１１
　本件請求項１乃至１１に係る発明は、上記訂正を認容することができるから、訂正後の請求項１乃至１１に記載された事項により特定される次のとおりのものである（以下、それぞれ「本件訂正発明１乃至１１」という）。
　
「【請求項１】鋳造方向に垂直な断面の一辺の長さあるいは直径が１６０ｍｍ以下で、炭素濃度が０．６質量％以上、ビレット中心部の分岐状等軸晶の大きさが２〜６ｍｍで、且つ、鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上であることを特徴とする連続鋳造ビレット。
【請求項２】ビレットの上面側等軸晶率が２５％以上であることを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造ビレット。
【請求項３】ビレット中心部のセンターポロシティーが直径４ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の連続鋳造ビレット。
【請求項４】炭素濃度を０．６質量％以上とし、鋳型内において電磁攪拌機によって鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次テンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上となるように溶鋼の攪拌を行ない、ビレット中心部の分岐状等軸晶の大きさを２〜６ｍｍとすることを特徴とする連続鋳造ビレットの製造方法。
【請求項５】更に、ビレットの上面側等軸晶率を２５％以上とすることを特徴とする請求項４に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
【請求項６】連続鋳造中に軽圧下帯を設けてビレットの軽圧下を行なうことを特徴とする請求項４又は５に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
【請求項７】前記軽圧下帯の出側における鋳片中心固相率が下記(１)式で示す中心固相率Ｙよりも大きい値であることを特徴とする請求項６に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
Ｙ＝−０．０１１１×Ｘ＋０．８・・・（１）
Ｙ：軽圧下帯出側鋳片中心固相率の下限値(−)
Ｘ：上面側等軸晶率(％)
【請求項８】前記ビレットの軽圧下において、全圧下量を２０ｍｍ以下とすることを特徴とする請求項７に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
【請求項９】鋳型内メニスカスから前記軽圧下帯の出側までの鋳片に沿った距離が下記(２)式で示す距離Ｌ１よりも大きいことを特徴とする請求項６に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
Ｌ１＝（−１．３８×Ｘ＋３３２．８４)×ｄ２×Ｖｃ×１０−６・・・(２)
Ｌ１：鋳型内メニスカスから軽圧下帯出側までの鋳片に沿った距離の下限値(ｍ)
Ｘ：上面側等軸晶率(％)
ｄ：ビレットの厚み(ｍｍ)
Ｖｃ：鋳造速度(ｍ／ｍｉｎ)
【請求項１０】前記ビレットの軽圧下において、全圧下量を２０ｍｍ以下とすることを特徴とする請求項９に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
【請求項１１】鋳型内メニスカスから前記軽圧下帯の入り側までの鋳片に沿った距離が下記(３)式で示す距離Ｌ２よりも短いことを特徴とする請求項９に記載の連続鋳造ビレットの製造方法。
Ｌ２＝ｄ２×Ｖｃ／４０００・・・（３)」
　
４．特許異議申立てについて
４−１．特許異議申立ての理由の概要
　特許異議申立人は、証拠方法として、甲第１号証乃至甲第５号証を提出して、訂正前の請求項１乃至１２に係る発明は、甲第１号証乃至甲第５号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるから、これら発明についての特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたものであると主張している。
　
４−２．証拠とその主な記載事項
（１）甲第１号証：特開平５−３１８０２８号公報 
（１ａ）「本発明は連続鋳造法における炭素含有量が１．２％以下の炭素鋼鋳片の内質改善方法に関わるものである。」（段落【０００１】）
（１ｂ）「しかし、炭素含有量が０．５％以下の鋼種では炭素含有量が０．２％〜０．４％の鋼種を除き等軸晶化が容易でなく、電磁撹拌を適用したりノズル詰りや介在物による品質トラブルを起こさない範囲で低温鋳造しても鋳片等軸晶率は大きくバラつき、目標とする等軸率が十分確保されない場合が多い。等軸晶化が容易な炭素含有量が０．２％〜０．４％の鋼種についても低温鋳造で等軸晶が微細化するほど中心偏析は改善され鋳片中心部の樹間に存在するポロシティーもより小型化する。」（段落【０００３】）
（１ｃ）「また、炭素含有量が０．５％〜１．２％の鋼種では炭素濃度が高いため、凝固中に固液間の分配で固液界面へ集積する炭素量が増加する影響で、鋳片中心部の凝固組織は粗大な樹枝状等軸晶あるいは粗大な分岐柱状晶の形態を呈することが多い。これらの凝固組織が出現した場合は微細な粒状等軸晶組織の場合のように良好なレベルの偏析やセンターポロシティーは得にくい。」（【０００４】）
（１ｄ）「本発明者らは炭素含有量が１．２％以下の炭素鋼を鋳造する場合について、鋳片中止部の凝固組織を微細等軸晶化する方法について種々検討した結果、溶鋼のＮｂ含有量を０．１％として鋳造することにより凝固組織は顕著に微細化し、また、微細な等軸晶が鋳片断面内広範囲に渡って得られることを見出した。更に、溶鋼のＮｂ含有量が０．１％未満の場合についても、Ｎｂを添加しない場合に比べ等軸晶は微細化するが、Ｎｂ０．１％以上の場合に比較してこの微細化する範囲が縮小した。」（段落【００１３】）
（１ｅ）「【実施例】
　本発明について実施例に基づき説明する。
実施例では主要５元素の組成がＣ／〜１．２％、Ｓｉ／０．１〜１．５％、Ｍｎ／０．４〜０．９％、Ｐ／０．００７〜０．０２７％、Ｓ／０．００５〜０．０３５％の鋼種を断面サイズ１６２ｍｍ×１６２ｍｍおよび２５０ｍｍ×１３３０ｍｍの矩形鋳片および１９０φの丸鋳片に湾曲型連鋳機にて鋳造した。タンディッシュの溶鋼過熱度は２０〜５０℃に調整し、鋳造速度は０．９〜２．４ｍ／ｍｉｎの範囲で操業した。」（段落【００２２】）
　
（２）甲第２号証：「１ｓｔ　ＥＵＲＯＰＥＡＮ　ＣＯＮＦＥＲＥＮＣＥ　ＯＮ　ＣＯＮＴＩＮＵＯＵＳ　ＣＡＳＴＩＮＧ」Ｆｌｏｒｅｎｃｅ、１９９１年、Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ　ｖｏｌ．１、１５７７頁乃至１５８７頁
（２ａ）「連続鋳造により製造される高炭素鋼のブルームおよびビレットにおける凝固組織の定量的評価を行った。柱状晶、等軸晶およびそれらの混合晶のそれぞれの領域の大きさを求め、二次デンドライトアーム間隔と等軸晶の直径を測定した。
　ＰＣワイヤ用の０．８％炭素鋼に関し、溶鋼の過熱度、冷却、断面サイズ、鋳造速度および電磁撹件の実験条件を広範囲にわたって変化させ、上記を調査した。
　とくに、初期凝固組織におよぼす二次冷却および溶鋼の過熱度の影響について調査し、これらの調査結果と、ミクロ的およびマクロ的観点からの凝固の数学モデルによる予測とを比較、検討した。」（第５７７頁）
（２ｂ）「連続鋳造したブルームおよびビレットの数多くのスライス試料を用いて、初期凝固組織を調査した。ブルームは２２０ｍｍ×２２０ｍｍ、ビレットは１５０×１５０ｍｍの大きさである。鋼種はＰＣ鋼棒用の高炭素鋼とした。ほとんどの鋳片は、鋳型内と凝固末期において電磁撹拌を適用した。広範囲の実験条件は次のとおり：タンディッシュ内の溶鋼過熱度は５〜３５℃、ブルームの鋳造速度は０．８〜１．６ｍ／ｍｉｎ、ビレットの鋳造速度は１．５〜３．５ｍ／ｍｉｎ、二次冷却条件は緩冷却〜強冷却とし、それぞれの範囲内で変化させた。
・・・
光学顕微鏡観察は１０倍の倍率で行い、下記の組織が観察された。
−柱状晶組織を形成する柱状または分岐状の針状柱状組織
−等軸晶組織を形成する概略丸い球状組織
凝固組織は、表面から中心になるにつれて、柱状晶組織、分岐柱状晶組織、そして等軸晶組織へと順次遷移している。この鋼種では、これらの凝固組織に鮮明な境界は存在せず、光学顕微鏡の観察は主観的で概略的な観察になることが知られている。」（第５７８頁）
（２ｃ）「柱状晶から等軸晶への遷移
Ｆｉｇ．２は、０．８％Ｃ鋼の凝固組織を模式的に示す図で、微細な柱状晶、分岐柱状晶および等軸晶を示す。
柱状晶から等軸晶への遷移は、鋼の組成、特に結晶構造(フェライト、またはオーステナイト)と関連し、そして、鋳造温度と電磁撹拌の影響を受ける。モデル予測と光学顕微鏡観察から、２２０ｍｍブルームの高炭素鋼に関して、次のことが言える：
−電磁撹拌なしの時には、タンディッシュ内溶鋼過熱度が１５℃以上では、完全に柱状晶となる。
−適度の電磁撹拌時には、溶鋼過熱度が２５℃では完全に柱状晶となり、溶鋼過熱度が２０℃未満では、中心部に等軸晶が発達し始める(Ｆｉｇ．３)。
−強度の電磁撹拌時には、溶鋼過熱度が３５〜４０℃のときのみ、柱状晶が生成する(Ｆｉｇ．４)。通常の溶鋼過熱度では、中心部に大きな等軸晶が生成する。
中心部に等軸晶の広い領域が生成すると、中心偏析は少なくなり、また鋼材の伸線性が向上する。これは、低温鋳造するか、または強度の電磁撹拌によって達成することができる。しかし、極度の電磁撹拌は、モールドパウダの巻き込みによって鋼材の清浄性を悪化させる。高清浄性が要求される場合には、適度の電磁撹拌が望ましい。
数学モデル予測結果により信頼性を強化した光学顕微鏡観察結果によれば、二次冷却の強度は、柱状晶から等軸晶への遷移に大きな影響は与えないことが分かる(Ｆｉｇ．３)。」（第５８０頁）
（２ｄ）「等軸晶の大きさ
ブルームの中心部に生成する球状組織(等軸晶を意味する)の平均粒径を測定した。これらの結果をＦｉｇ．５に示す。球の直径は２００〜３７５μｍの範囲内である。」（第５８０頁）
（３）甲第３号証：特開平１０−１８０３０７号公報 
（３ａ）「 連続鋳造鋳片から分塊圧延により条鋼用鋼片を製造する方法において、鋳片の連続鋳造に際して、電磁攪拌または／および低温鋳造により、鋳片中心部を含む１０％以上の領域の凝固組織を等軸晶化し、凝固完了後、該鋳片を切断して所定の温度に加熱した上で、下記の数１，〔１〕式を満足する厚み方向および幅方向の圧延を少なくとも各１パスずつ行って鋼片を製造することを特徴とする条鋼用鋼片の製造方法。
註：〔１〕式は省略」（特許請求の範囲）
（３ｂ）「本発明は、条鋼用鋼片の製造方法に関し、特に、連続鋳造鋳片から棒鋼や線材などの圧延に供される内部品質の良好な条鋼用鋼片を得るための条鋼用鋼片の製造方法に係るものである。」（段落【０００１】）
（３ｃ）「本実施例による製造方法では、鋳型内電磁攪拌または低温鋳造の適用により、鋳片８の等軸晶率が１０％〜３０％となっており、また、上記各鋳片サイズに対応して適正なロール径と圧下量とを選択することで、それぞれ所定の形状比を確保している。このようにして得られた鋼片１６を超音波探傷にて検査したところ、センターポロシティーは完全に圧着していることが確認された。」（段落【００３６】）
（４）甲第４号証：「鉄と鋼」ｖｏｌ．６１、Ｎｏ．９、１９７５年、（社）日本鉄鋼協会、第５０頁乃至第６５頁
（４ａ）「３．３　溶鋼の流動によるデンドライトの成長方向の偏向
 ３．３．１　偏向角度を測定する意義と測定方法
　一般にデンドライトが成長する過程において未凝固溶湯が流動すれば、冷却面の法線方向からずれて、流体の流動に逆らう方向に偏向するとともに、その偏向は凝固速度にも依存するものであることが定性的に認められている。」（第５５頁）
（４ｂ）「３．３．２　凝固速度と溶湯流動速度およびデンドライトの偏向角度との関係
　Ｆｉｇ．７に平均回転数が１３１、４８９、８１３および１１２２ｒｐｍにおける冷却面からの距離とデンドライトの偏向角度との関係を示す。各回転凝固試料では、凝固距離とともに偏向角度が連続的に遷移せず、同一の偏向角度で示される領域を有する。このことは個々のデンドライトが発生時点で示される偏向角度を変えることなく成長するからである。」（第５６頁）
（５）甲第５号証：特開平５−６９０９９号公報 
（５ａ）「【請求項１】鋼の連続鋳造に当り、タンディッシュ内の溶鋼加熱度を５０℃以下に調整してモールドに注入し、且つ、ストランド内の溶鋼に電磁気力を作用して攪拌し乍ら鋳片横断面の中心部における固相率が０．３〜０．７の範囲において鋳片に５〜１５ｍｍの軽圧下を加えると共に軽圧下帯の後方で鋳片表面温度を１１００℃以上に昇温し、更に鋳片横断面の中心部における固相率が０．８〜１．０の範囲において少なくとも一方向に一段当り圧下率で３０％以上の圧下を加える鋳片内質改善方法。」（特許請求の範囲）
（５ｂ）「本発明者らはこの凝固末期の濃化溶鋼の流動、集積を防止する技術条件について種々検討し、効果的にそれらを防止する技術条件を見出した。
　その条件の一つはＴＤ内の溶鋼加熱度を５０℃以下に調整してモールドに注入し、且つ、ストランド内の溶鋼に電磁気力を作用して攪拌し、鋳片中心部の凝固組織を微細な等軸晶にすることである。
　凝固組織を微細な等軸晶にすることにより、凝固収縮量、固液共存相内の流動性および流動抵抗の分布が断面内でより均一化され、その結果、鋳片中心部での濃化溶鋼の流動及びその中心部への集積が軽減される。
　さらにもう一つの条件は鋳片横断面の中心部における固相率（以下中心部固相率と称す）が０．３〜０．７の範囲において鋳片に５〜１５ｍｍの軽圧下を加えることである。」（段落【００１７】乃至【００２０）】 　 
　
４−３．当審の判断　
（１）本件訂正発明１について　
　甲第１号証には、鋳片中心部の凝固組織を微細等軸晶化して中心偏析やセンターポロシティ等の欠陥を改善した炭素鋼鋳片に関する記載はあるものの、本件訂正発明１のような、ビレット中心部の組織が２〜６ｍｍの分岐状等軸晶、すなわち１個の等軸晶内に分岐したデンドライトを有する分岐状等軸晶で、かつ鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上である「連続鋳造ビレット」に関する記載は一切ない。また、甲第２号証乃至甲第５号証にも、同様に、本件訂正発明１の上記「連続鋳造ビレット」に関する記載はない。
　したがって、本件訂正発明１は、甲第１号証乃至甲第５号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることができない。
　
（２）本件訂正発明２及び３について
　これら発明は、本件訂正発明１をさらに特定してなるものであるから、同様に、甲第１号証乃至甲第５号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることができない。
（３）本件訂正発明４乃至１１について
　これら発明は、本件訂正発明１の「連続鋳造ビレット」に関する製造方法の発明であるところ、甲第１号証乃至甲第５号証には、前示のとおり、本件訂正発明１の「連続鋳造ビレット」に関する記載はなく、その製造方法を示唆する記載もないから、本件訂正発明４乃至１１も、甲第１号証乃至甲第５号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることができない。
　
５．むすび
　以上のとおり、特許異議申立ての理由及び証拠方法によっては、本件訂正発明１乃至１１についての特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件訂正発明１乃至１１についての特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、上記のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１７年１２月２７日（２００５．１２．２７）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
連続鋳造ビレット及びその製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】
鋳造方向に垂直な断面の一辺の長さあるいは直径が１６０ｍｍ以下で
２〜
且つ、
　【請求項
２
１
　【請求項
３
１または２
　【請求項
４
鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上となるように
２〜
　【請求項
５
４
　【請求項
６
４
５
　【請求項
７
６
　　Ｙ＝−０．０１１１×Ｘ＋０．８　　　　　　　　　　　　　　……（１）
Ｙ：軽圧下帯出側鋳片中心固相率の下限値（−）
Ｘ：上面側等軸晶率（％）
　【請求項
８
７
　【請求項
９
６
　　Ｌ１＝（−１．３８×Ｘ＋３３２．８４）×ｄ２×Ｖｃ×１０−６
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　……（２）
Ｌ１：鋳型内メニスカスから軽圧下帯出側までの鋳片に沿った距離の下限値（ｍ）
Ｘ：上面側等軸晶率（％）
ｄ：ビレットの厚み（ｍｍ）
Ｖｃ：鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
　【請求項
１０
９
。
　【請求項
１１
９
　　Ｌ２＝ｄ２×Ｖｃ／４０００　　　　　　　　　　　　　　　　……（３）
【発明の詳細な説明】
技術分野
　本発明は、連続鋳造ビレット、特に高炭素鋼連続鋳造ビレット及びその連続鋳造における製造方法に関するものであり、詳しくはビレット中心部の中心偏析が少ない連続鋳造ビレット及びその製造方法に関するものである。
背景技術
　線材あるいは棒鋼に代表される条用の鋼材を製造するに際しては、一辺の長さが２００ｍｍ以下の角柱、あるいは直径２００ｍｍ以下の円柱形状のビレットを製造し、このビレットを圧延することによって各種の条用の鋼材が製造される。従来、ビレットを製造するに際しては、大断面のブルームを連続鋳造法で鋳造し、このブルームを分塊圧延してビレットを形成する方法がとられていた。しかし、製造工程の短縮、省エネルギーの推進のためには、連続鋳造法によって直接ビレットを鋳造する方が好ましい。そのため、主に炭素濃度が０．０５〜０．３質量％の低炭素・中炭素鋼を中心にビレットの連続鋳造が行われていた。
　鋼の連続鋳造においては、鋳片の中心部に鋼中の不純物が濃化して集積する中心偏析の発生が問題となる。この中心偏析部分の成分濃度が高かったり、あるいは中心偏析部分の範囲が大きい場合には、例えば線材の製造においては、中心偏析部とその他の部位の硬さが違うため、ワイヤに伸線する際に破断が生じ、断線する。また、スラブ鋳片の場合、例えば厚板の製造においては、製造した厚板中心の中心偏析部の靭性が低下するなどの問題が発生する。
　中心偏析の問題は、連続鋳造によってビレットを直接鋳造する場合にもスラブやブルームと同様に発生する。鋼中の炭素濃度が高い場合にはビレットの中心偏析による影響が特に顕著になる。高炭素鋼ビレットを素材として線材圧延を行なう際に、ビレットの中心偏析部が線材圧延後に初析セメンタイトやミクロマルテンサイトに成長し、該線材を伸線する際にそれら初析セメンタイトやミクロマルテンサイトを起点として伸線中に割れが発生し線材の断線に至るためである。
　スラブやブルームの連続鋳造において、鋳型内に注入する溶鋼の過熱度を低下することによって鋳片中心部の等軸晶率を増大し、これによって中心偏析を低減する技術が知られている。連続鋳造ビレットにおいても、鋳型内港鋼過熱度を低下することによって中心偏析を低減することができる。しかしビレット連続鋳造においては鋳型断面サイズが小さく、注入ノズルの内径も小さい。そのため過熱度の低い溶鋼を鋳造しようとすると注入ノズル内で溶鋼が凝固してノズルが閉塞し、鋳造が不可能になるトラブルが発生しやすい。従ってビレット連続鋳造においては中心偏析対策として溶鋼過熱度を低下させる方法を採用することは困難である。
　また、スラブやブルーム連鋳機では、ロールにより鋳片を軽圧下して中心部溶鋼の凝固収縮による流動を防止し、これにより中心偏析を改善する方法が知られている。この軽圧下技術をそのままビレットに適用しようとすると、スラブやブルーム連鋳機のように約１０ｍの長さ範囲に軽圧下ロールを２０本程度配置する必要が生じる。ビレット連続鋳造機は１ストランドのピンチロール数が５対程度という特徴を有するが、スラブやブルーム連鋳機のように多数の軽圧下ロールを配置したのでは、ビレット連続鋳造機の設備的な簡便さが失われることになる。
　本発明は、中心偏析の少ない連続鋳造ビレット、特に高炭素鋼連続鋳造ビレット及びその製造方法を提供することを目的とする。
発明の開示
　本発明が要旨とするところは以下の通りである。
　（１）
鋳造方向に垂直な断面の一辺の長さあるいは直径が１６０ｍｍ以下で、
２〜
且つ、
　（
２
１
　（
３
または（２）
　（
４
鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上となるように
２〜
　（
５
４
　（
６
４
５
　（
７
６
　　Ｙ＝−０．０１１１×Ｘ＋０．８　　　　　　　　　　　　　　……（１）
　Ｙ：軽圧下帯出側鋳片中心固相率の下限値（−）
　Ｘ：上面側等軸晶率（％）
　（
８
７
　（
９
６
　　Ｌ１＝（−１．３８×Ｘ＋３３２．８４）×ｄ２×Ｖｃ×１０−６
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　……（２）
　Ｌ１：鋳型内メニスカスから軽圧下帯出側までの鋳片に沿った距離の下限値（ｍ）
　Ｘ：上面側等軸晶率（％）
　ｄ：ビレットの厚み（ｍｍ）
　Ｖｃ：鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
　（
１０
９
　（
１１
９
　　Ｌ２＝ｄ２×Ｖｃ／４０００　　　　　　　　　　　　　　　　……（３）
　本発明において、ビレットとは一辺の長さが２００ｍｍ以下の角柱、あるいは直径２００ｍｍ以下の円柱形状の鋼塊、特に一辺の長さあるいは直径が１６０ｍｍ以下の鋼塊を意味する。連続鋳造ビレットとは、連続鋳造によって溶鋼から直接鋳造したビレットを意味する。
　ビレットの連続鋳造においては、鋳型内に注入する溶鋼の過熱度を低くしてビレット中心部の等軸晶率を高くした場合、当該等軸晶領域においては粒状等軸晶が生成する。一方、通常の溶鋼過熱度において鋳造した場合には、ビレット中心部の等軸晶率が低くなると同時に、当該等軸晶領域においては分岐状等軸晶と粒状等軸晶とが混在した組織となる。ここで、分岐状等軸晶とは、１個の等軸晶内に分岐したデンドライトを有するものをいう。また、粒状等軸晶とは、デンドライトを有しない粒状の等軸晶をいう。
　分岐状等軸晶は粒状等軸晶に比較してその大きさが大きい。鋳片が凝固する過程における凝固収縮に伴い、凝固末期においては固液共存相が凝固先端に向けて流動する。固液共存相中に大きな分岐状等軸晶が存在する場合、対面する凝固シェルと凝固シェルの間にこの分岐状等軸晶が拘束され、ブリッジングと呼ばれる現象を引き起こす。分岐状等軸晶がブリッジングを引き起こすと、固液共存相中の固相部分は該分岐状等軸晶に妨げられて流動することができず、ブリッジングした分岐状等軸晶より下流側には成分が濃化した液相部分のみが移動し、中心偏析の激しい部分が形成される。
　本発明においては、凝固鋳片の等軸晶中に含まれる分岐状等軸晶の大きさを６ｍｍ以下、好ましくは４ｍｍ以下、より好ましくは３ｍｍ以下とすることにより、上記のようなブリッジングの発生を抑制し、ビレット中の中心偏析を低減することを特徴とする。
　分岐状等軸晶の大きさを本発明のように小さくする手段としては、連続鋳造鋳型内において電磁力を用いて溶鋼を水平方向に攪拌することが最も効果的である。本発明の対象は小断面のビレットであるため、攪拌はビレットの中心軸を中心に溶鋼を回転させるように行なうのが好ましい。
　凝固進行中に溶鋼を攪拌すると、凝固組織の一つである一次デンドライト（柱状晶）の方向が鋳片表面と垂直な方向から傾くことが知られている。この傾き角度を傾角と呼ぶ。攪拌による溶鋼流速が速いほど、傾角が大きくなる。
　本発明においては、一次デンドライトの傾角が大きくなるほどビレットの分岐状等軸晶の大きさが小さくなることが明らかになった。具体的には、鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１５度以上となるように溶鋼攪拌強度を設定することにより、凝固鋳片の等軸晶中に含まれる分岐状等軸晶の大きさを６ｍｍ以下にすることができる。溶鋼攪拌強度の調整は、鋳型内に設置した電磁攪拌装置の推力を調整することによって行なうことができる。
　鋳型内で電磁攪拌を行なうことにより、分岐状等軸晶の大きさを小さくできると同時に、等軸晶率を高める効果も得ることができる。具体的には、鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上となるように溶鋼攪拌強度を設定することにより、ビレットの上面側等軸晶率を２５％以上にすることができる。ここで、上面側等軸晶率とは、ビレット中心から上面側に存在する等軸晶領域の幅をビレット厚さの１／２で割って百分率で表示した値である。
　連続鋳造においては、鋳片の凝固進行とともに凝固収縮が起こり、前述のように残溶鋼は凝固収縮を補償するために凝固末端に向かって流動する。この溶鋼流動が連続鋳造鋳片の中心偏析の原因の一つとなるため、凝固進行中の鋳片に軽圧下を加え、凝固収縮に見合った量だけ鋳片を圧入し、溶鋼流動を防止する技術が知られている。
　本発明においても、上記鋳片の分岐状等軸晶の大きさを小さくする発明に加え、連続鋳造中に軽圧下帯を設けてビレットの軽圧下を行なうことにより、ビレットの中心偏析をより一層改善することができる。中心偏析の低減に有効な適切な軽圧下を行なった場合には、溶鋼流動が適切に防止できるため、鋳片のセンターポロシティーをも低減することができる。逆に鋳片のセンターポロシティーが所定のレベルよりも激しく発生している場合には、軽圧下を行なわなかったか、あるいは中心偏析低減のためには軽圧下が適正でなかったことを示している。従って、鋳片のセンターポロシティーの発生状況を評価することにより、本発明の軽圧下による中心偏析改善が行なわれたことを確認することができる。具体的には、鋳造後の鋳片について鋳造方向５００ｍｍ長さの部分の中心線を含んだ垂直面内でセンターポロシティーを測定し、該測定したセンターポロシティーの最大直径が４ｍｍ以下である場合には、本発明の軽圧下による中心偏析改善が行なわれていたものと認めることができる。
発明を実施するための最良の形態
　本発明者はまず、連続鋳造ビレットを線材圧延し、更に伸線加工を加えた場合において、該ビレット及び線材のどのような部位が伸線時に破断するかを詳細に調査した。その結果、線材の断面をナイタールで腐食したときに線材断面の中心部が黒色になった場合であって、黒色の程度が強い場合には線材の伸線時に破断する確率が高いことがわかった。そこで、線材の断面における中心部の黒色の度合いと、該線材の評価位置の近傍部位において予め採取しておいたビレット断面の偏析形態と偏析成分の濃度について解析を行った。
　ビレットの長手方向に平行な断面においてエッチングを行なうと、ビレット中心部の中心偏析部位に粒状偏析を見ることができる。線材断面中心部がナイタール腐食で黒色になった線材部位に近接する位置から採取したビレットにおいては、ビレット断面の粒状偏析の粒径が大きく、かつ当該粒状偏析がいくつも集まっているのに対して、線材断面の中心部があまり黒色になっていない部位の近傍から採取したビレット断面に見られる粒状偏析径は小さく、かつ互いに分散していることが判った。一方、ビレットに見られる粒状偏析部位の偏析成分、例えば、Ｐ、Ｍｎの偏析最大濃度は、粒状偏析径と関係なくほぼ一定値であることが判った。
　上記のような結果が得られた理由を推定する。ビレットの粒状偏析が分散していると、線材で腐食しても分散して腐食されるため、黒く集まって見えることはない。一方、ビレットの粒状偏析部が分散せずに集まっていると、線材で腐食される部分も集まって大きくなり，腐食面の肉眼観察において黒く見えると考えられる。
　このように、ビレットの粒状偏析が連なった形の所では、線材においても硬度が高いところ（Ｐ偏析部）や、セメンタイト、マルテンサイトが生成する箇所（Ｍｎ偏析部）が連なっており、線材の伸線時に亀裂が伝搬することにより線材の破断が生成すると考えられる。一方、ビレットの中心偏析部であっても粒状偏析が分散した形で存在する場合には、上記粒状偏析が連なった部位と同じ偏析濃度であっても亀裂の伝搬は起こらず、破断には達しないと考えられる。また、ビレットの粒状偏析が分散した形で存在する場合には、対応する線材断面の腐食では黒い部分が少ないことから、線材圧延の段階での成分拡散がわずかではあるが存在し、粒状偏析が分散した場合のほうが該成分拡散が多く促進されている可能性もある。
　次に、この鋳片の粒状偏析径を小さくして且つ、分散させるための要因を検討した。
　連続鋳造ビレットにおいては、特に低い溶鋼過熱度で鋳造を行なった場合を除き、前述したように等軸晶領域には分岐状等軸晶と粒状等軸晶とが存在し、従来の鋳造方法を採用した場合は当該分岐状等軸晶の大きさが大きい。ビレットの凝固組織において、分岐状等軸晶の大きさが小さい場合には、ビレット中心偏析部の粒状偏析径が小さくなり且つ、分散する形態になることが判った。
　ビレットの分岐状等軸晶の大きさが小さくなることで粒状偏析径が小さくなり、且つ分散する理由について考察する。凝固末期には等軸晶粒がお互いに連結してネットワークを組むようになる。本発明者らが３次元的に数学的モデルを作成して確かめた結果によると、等軸晶径が大きいと等軸晶粒ネットワークと凝固シェルとの間でブリッジングを起こしやすく、等軸晶領域にＶ偏析を生成しやすいのに対し、等軸晶粒径が小さいと等軸晶で囲まれる部分の体積が小さくなり、粒状偏析径が小さくなると同時に分散されやすくなることが明らかになった。
　この場合に、等軸晶粒径が３．５ｍｍ程度と小さい場合には等軸晶の割合が０．８程度になるとそのようなネットワークが完成するが、等軸晶粒径が７ｍｍ程度と大きい場合には等軸晶の割合が０．８程度でもネットワークが完成しない場合が１０％程度の確率で起こり、その結果、粒状偏析が連なった形で大きくなると考えられる。
　以上のように、ビレットの連続鋳造においては、分岐状等軸晶の大きさを小さくすることが、線材での破断を防止する上で重要であることを発明者は見出した。加えて、鋳片段階の検査で等軸晶粒径を測定すれば線材での破断を予め予測することも可能になった。
　ビレットの分岐状等軸晶径と線材での偏析程度の関係を図１に示す。ここで、
　偏析程度１：線材で強い偏析なし、初析フェライト・ミクロマルテンなし
　偏析程度２：線材で強い偏析有り、初析フェライト・ミクロマルテン発生
　偏析程度３：線材で強い偏析有り、初析フェライト・ミクロマルテン多発
とした。分岐状等軸晶径が６ｍｍ以下、好ましくは４ｍｍ以下、より好ましくは３ｍｍ以下において線材での偏析程度が軽く、粒状セメンタイト・ミクロマルテンサイトの発生が低減することが明らかである。なお、図１はビレットサイズ１２２ｍｍのビレットを連続鋳造した結果であり、タンディッシュ内溶鋼過熱度はいずれも２０〜４０℃であった。一辺の長さ１６０ｍｍ以下の大きさのビレットであれば同様の結果を得ることができる。
　本発明における分岐状等軸晶径の算出方法としては、以下に示す方法を用いる。
　鋳片長手方向任意の箇所においてサンプルを採取する。通常は、線材圧延に適した長さに切断したビレットの端部からサンプルを採取する。該サンプルにおいて鋳片の鋳造方向に平行でかつ鋳片の中心を通る断面を鏡面研磨し、ピクリン酸等を用いた腐食液で凝固組織を顕出する。更にエッチング液で偏析腐蝕することによって形成される腐蝕孔を再研磨微粉で充填した後、これを透明粘着テープに転写する方法（エッチングプリント法）でプリントを採取してもよい。上記鋳片サンプルの腐食面あるいはエッチングプリント面を用い、鋳片の長手方向５００ｍｍの範囲について、鋳片中心部に存在する分岐状等軸晶のうちで最も大きなものの大きさを測定する。ここで鋳片中心部とは、鋳片中心付近の偏析粒が連なっている部分を中心線とし、この中心線から上下±１０ｍｍの範囲をいう。分岐状等軸晶の大きさ測定に際しては、５倍程度の拡大鏡等で拡大して測定することが好ましい。
　本発明を適用する前提条件として製品において偏析起因の欠陥が出る恐れのある０．６質量％以上の炭素濃度を含むビレットを対象とする。
　本発明は、一辺の長さ又は直径が１６０ｍｍ以下のビレットにおいて特に有用である。その理由として以下のように３点をあげることができる。
　第１に、一辺の長さが小さいほど，すなわち，断面の面積が小さいほど、鋳型内で等軸晶が生成してから凝固するまでの時間が短くなる。すなわち、冷却速度は一辺の長さが小さいほど大きくなり、鋳型内で生成した等軸晶の核は棘の有る形で成長し、そのまま分岐状等軸晶として残存しやすいからである。その鋳片の一辺の長さの最大値は１６０ｍｍ程度である。
　第２に、一辺の長さが小さいほど，バルジング量が少なくなる。この結果、ブルーム連鋳機の様に、ロール間隔を狭くしたり、ロール間を冷却する等の複雑な設備が要らず、ロール本数の少ない簡便ロール構成での連鋳機に軽圧下設備が適用出来るからである。その鋳片の一辺の長さの最大値は１６０ｍｍ程度である。
　第３に、実用上の観点からは，分塊圧延を省略でとるビレットサイズが１６０ｍｍ以下であり，それ以上のサイズでは線材への圧延との間に分塊工程といわれるサイズを縮小する工程が必要となるからである。分塊工程を省略できる鋳片サイズの最大値は１６０ｍｍ程度である。
　次に、ビレット中心部の分岐状等軸晶粒径を本発明範囲内の大きさにするための方法について説明する。発明者らは、連続鋳造鋳型内で電磁力を用いて溶鋼を水平方向に攪拌することが分岐状等軸晶の大きさを小さくする上で有効であることを見出した。本発明のビレットは小断面の角柱又は円柱であるため、水平方向の攪拌流としてはビレット中心を中心とする回転流とすることが最も好ましい。鋳型内で溶鋼を攪拌するための電磁攪拌装置としては、ブルーム連続鋳造において通常用いられている電磁攪拌装置と同様のものを用いることができる。
　鋳型内の凝固シェルに接する部分の水平方向の溶鋼流速は、既文献にも示されているように凝固組織の一つである一次デンドライト（柱状晶）の傾角を測定することで推定することができる。一次デンドライトの傾角とは、鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対してなす傾角をいう。この傾角が大きいほど、溶鋼流速が速いことを示す。電磁攪拌装置の推力を大きくするほどこの溶鋼流速を速くすることができ、結果として一次デンドライトの傾角も大きくなる。
　一次デンドライト傾角の測定方法は以下の通りである。即ち、鋳造方向に垂直な断面で、ビレットの幅、厚み方向の中央部の表層より１０ｍｍ厚程度の試料を４個採取した後に、研磨とピクリン酸系の腐食液による腐食で凝固組織を顕出し、５ないし１０倍の写真を撮影する。写真上に表層より２ｍｍ深さ、及び４ｍｍ深さの位置（５倍写真上では１０ｍｍ深さ、２０ｍｍ深さの位置）に表層に対して平行な線を引く。その線上に１ｍｍ間隔に元の線に垂直な線を引く（５倍写真上では５ｍｍ間隔）。元の線と垂線で囲まれて、且つ、元の線上に観察される一次デンドライトの傾角（表層と垂直方向に対してなす角度）のうち最大の値となる一次デンドライトの傾角を測定する。各試料の２ｍｍと４ｍｍ深さの測定線上で各々２０点の測定を行い、２ｍｍ深さと４ｍｍ深さでの各々平均値を算出して大きい方の値をその試料の一次デンドライト傾角とする。断面での一次デンドライト傾角の値は、当該断面から採取した４つの試料の一次デンドライト傾角の平均値（平均値は算術平均）と定義する。
　発明者らは、本発明が対象とする連続鋳造ビレットでは、一次デンドライトの傾角が大きくなるほど分岐状等軸晶の大きさが小さくなることを見出した。従って一次デンドライトの傾角を測定することで、分岐状等軸晶の大きさを推定することも可能である。
　図２に一辺の長さが１２０〜１３０ｍｍのビレットの場合の一次デンドライト傾角と分岐状等軸晶の大きさとの関係を示す。一次デンドライト傾角を１０度以上とすることにより、鋳片中心部の分岐状等軸晶の大きさを６ｍｍ以下とすることができる。更に一次デンドライト傾角を１５度以上とすれば分岐状等軸晶の大きさを４ｍｍ以下、一次デンドライト傾角を２０度以上とすれば分岐状等軸晶の大きさを３ｍｍ以下とすることができる。なお、図２においては１２０〜１３０ｍｍ角ビレットの例を示したが、一辺の長さ１６０ｍｍ以下の大きさのビレットであれば同様の結果を得ることができる。
　ビレット中心部の組織を粒状等軸晶化して中心偏析を低減するためには、鋳型内に注入する溶鋼の過熱度を下げる必要があった。しかし、ビレット中心部の分岐状等軸晶の大きさを小さくして中心偏析を低減する本発明においては、溶鋼の過熱度を下げる必要はない。鋳型に注入する直前のタンディッシュ内における溶鋼過熱度は、通常に鋳造を行なうときと同様、２０〜４０℃程度の範囲とすることができる。
　鋳型内で電磁力を用いて水平方向に攪拌することで分岐状等軸晶の大きさが小さくなる理由は、以下のように推測することができる。
　凝固シェルが溶鋼と接する面においては、凝固シェル、溶鋼のいずれも偏析している成分の濃度が攪拌により洗われて低くなり、これにより溶鋼が凝固する温度が上がり溶鋼温度と界面温度との差が小さくなることにより、固液界面のみならず溶鋼の中からも凝固しやすい状態になり、凝固核生成が盛んに起こることにより等軸晶の数が多くなりその結果等軸晶粒径が小さくなったと考えられる。
　また、溶鋼流動の上流側に向かってデンドライトが成長することは良く知られている。この原因はデンドライトの柱の溶鋼流が当たる側は反対側に比べて温度勾配、濃度勾配も大きくなり、凝固が進みやすい為にデンドライトは傾くと説明されている。しかし、鋳片表面からの抜熱は凝固殻の厚みに垂直方向である為に、熱の均衡を取るために，このような状態では流れの上流側に傾斜した一次のデンドライト柱の下流側には流れと温度の停滞域が出来ており，ミクロ的には等軸晶が生成しやすい状態にある。このようにデンドライトが傾いて成長すること自体が等軸晶生成に直接影響する可能性も大きい。
　溶鋼過熱度が高い場合において、鋳型内で電磁攪拌を行なうと、残溶鋼の温度が低下する。その結果、多数の凝固核が成長して分岐状等軸晶や粒状等軸晶となるので、ひとつひとつの分岐状等軸晶の大きさは小さくなる。
　ビレットとブルーム・スラブとを比較すると、ビレットの場合には表面積が溶鋼の量に比べて大きく、表面からの抜熱量比が大きいことも生成した等軸晶を再溶解させないでそのまま温存させるのに有効である。実際にビレット鋳片内に存在した等軸晶の形態を観察するとデンドライト状を呈したいわゆる分岐状等軸晶であり、従来スラブの電磁攪拌で生じた粒状等軸晶とは異なったものである。これは、ビレットの場合には生成した等軸晶が最終凝固位置まで再溶解せずに残ったか、凝固中に更に成長したことを示しており、先に述べた等軸晶によるネットワークの生成しやすさの観点ではその棘が有るような形状からは有利であるとも考えられる。
　本発明においては、分岐状等軸晶の大きさを小さくすることを目的として鋳型内の溶鋼を電磁力によって攪拌する。この結果として、ビレットの等軸晶率も増大させることができる。図３に一次デンドライトのデンドライト傾角と上面側等軸晶率との関係を示す。図３はビレットサイズ１２２ｍｍのビレットを連続鋳造した結果であり、タンディッシュ内溶鋼過熱度はいずれも２０〜４０℃であった。一辺の長さ１６０ｍｍ以下の大きさのビレットであれば同様の結果を得ることができる。鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対して傾角が１０度以上となるように溶鋼攪拌強度を設定することにより、ビレットの上面側等軸晶率を２５％以上にすることができる。ここで、上面側等軸晶率とは、前述したようにビレット中心から上面側に存在する等軸晶領域の幅をビレット厚さの１／２で割って百分率で表示した値である。
　更に、本発明においては、以上のように分岐状等軸晶の大きさを小さくすることに加え、凝固の末期でビレットに軽圧下を行なうことも、Ｖ偏析の発生を防止して偏析粒を分散させるので中心偏析低減のために有効である。軽圧下は、連続鋳造中において、未凝固溶鋼が固液共存相となっている鋳造部位において、１対以上のロールによって鋳片を圧下することによって行なう。複数のロール対によって軽圧下帯を形成して軽圧下を行なう場合、好ましくはロール配置は３５０ｍｍ以内の間隔で軽圧下帯の長さ分だけロール対を配置し、各ロール対での鋳片の圧下量を定めて圧下を行なう。
　好ましい鋳造部位において軽圧下を行なった場合、ビレットの中心偏析が低減するとともに、ビレット中心部のセンターポロシティーの発生をも低減することができる。従って、前述したように、鋳造後鋳片において鋳造方向５００ｍｍ長さの部分の中心線を含んだ垂直面内センターポロシティーを測定し、該測定したセンターポロシティーの最大直径で４ｍｍ以下である場合には、本発明の軽圧下による中心偏析改善が行なわれていたものと認めることができる。
　一方、溶鋼の流速がない場合には凝固組織は等軸晶のない柱状晶のみであった。この場合には軽圧下を実施してもセンターポロシティーは小さくならずに１１ｍｍと大きかった。溶鋼の流動がない場合には、凝固シェルは軽圧下帯以前の極めて早い時期にブリッジングを起こし、軽圧下帯に入る前にセンターポロシティーが生成したためであると考えられる。
　ビレット鋳造機の場合には前述したようにロールの本数が少ない点が特徴である。それに対し、柱状晶のみで凝固した場合に偏析を軽減するには、スラブの連鋳機で行われているように長い軽度下帯が必要となる。ビレット連鋳機においてこのような長い軽圧下帯を配置することは、上記ビレット連鋳機の特徴に反し不経済になる。
　また、中心部が等軸晶になっているような凝固組織では，前述したように固相率が高い部分までブリッジングの発生が遅れ、高い固相率からの軽圧下でも効果が出る。中心凝固組織を等軸晶組織化するだけでも、柱状晶のみの場合に比べてセンターポロシティーは小さくなる。ちなみに、軽圧下をしない場合、中心凝固組織が等軸晶の場合のセンターポロシティーの大きさは６ｍｍ程度であった。
　軽圧下を行なうべき鋳造部位について議論する際には、鋳片の中心固相率を指標とすることができる。その理由は、固液共存相におけるデンドライト樹間等への濃化溶鋼の集積が始まるのは鋳片中心部の溶鋼通過抵抗が増大する凝固時期と推定され、この溶鋼通過抵抗増大に対し中心固相率が最も影響を及ぼすと考えられているためである。即ち、中心固相率は中心偏析発生の凝固時期を示す指標として最も適切と考えられる。
　軽圧下帯の入り側の中心固相率を固定し、凝固組織と軽圧下帯出側中心固相率とが中心偏析に及ぼす影響について検討した。その結果、図４に示すように、鋳片における上面等軸晶率が高い程、軽圧下帯出側における中心固相率が低くても中心偏析が良好であることが判った。即ち、上面等軸晶率が高ければ、短い軽圧下帯でも中心偏析が良好となる結果が得られる。上面等軸晶率の増加により等軸晶間にある濃化溶鋼の流動が抑制されて凝固収縮による濃化溶鋼の集積が防止されたためであると推測される。
　上面等軸晶率と軽圧下帯出側中心固相率（下限）との関係は下記（１）式に示す関係となる。従って、軽圧下帯出側中心固相率を下記Ｙよりも大きい値とすることにより、本発明の効果を得ることができる。
　　Ｙ＝−０．０１１１×Ｘ＋０．８　　　　　　　　　　　　　　……（１）
（式の記号の説明）Ｙは軽圧下帯出側の鋳片中心固相率（−）
　Ｘは上面等軸晶率（％）
　以上の通りであるから、上面等軸晶率を高い値に維持できる鋳造条件と組み合わせることにより、軽圧下帯の長さを短く設計し、軽圧下に要する設備費を低減することが可能になる。本発明においては、分岐状等軸晶の大きさを小さくするために鋳型内において電磁攪拌を行なうため、結果として上面等軸晶率を高い値とすることができるので、軽圧下帯を短くすることが可能である。
　なお、中心固相率の値として本発明者らが鋳片の表面温度から合わせ込んだ伝熱計算から推定した計算値を用いたところ、転圧下帯出側中心固相率を０．７以上とした場合でも軽圧下による中心偏析低減効果が更に増大していることがわかった。一方、前述した３次元の数学モデルでＶ偏析の形成には等軸晶の割合が０．８程度ですなわち固相率が０．８程度で等軸晶のネットワークが形成すると言う計算結果が得られている。つまり、軽圧下帯出側中心固相率を０．７以上としても中心偏析低減効果が増大するという事実はこの計算結果にに対応するものであり、高固相率における圧下でも中心偏析低減効果が出ており，むしろ高固相率での圧下によって効果が向上すると考えられる。
　軽圧下帯出側の中心固相率を上記のように規定することによって本発明の効果を得ることができる。更に、軽圧下帯入り側を中心固相率が０．３の部位よりも上流側、より好ましくは中心固相率が０．２の部位よりも上流側に配置することにより、更に良好な結果を得ることができる。軽圧下帯入り側の中心固相率を規定することによって中心偏析が更に改善される理由は以下のように考察することができる。即ち、中心固相率が０．３程度よりも高くなると固液共存相の流動が抑制されてきて動きにくくなり、偏析となる残液相部分の島が生成し始める。そのため、この部位より下流側をロールで圧下することにより、残溶鋼部分の流動を抑制して、残溶鋼同士が凝集しないようにできるのである。
　一方、式（１）に示すような軽圧下帯出側の中心固相率を満足しながら軽圧下帯入り側中心固相率が０．２〜０．３を満たすように軽圧下帯を配置すると、軽圧下帯の長さは８〜１０ｍと長いものになる。
　しかし、実際のビレット鋳造機には３対から４対のピンチロールが配置されており、これらピンチロールはちょうど中心固相率が０．２〜０．３の領域も幾分圧下している。中心固相率が０．２〜０．３の領域から０．４〜０．５の領域までについては、これらピンチロールによる軽圧下でも溶鋼流動防止効果は生じていると考えられる。従ってピンチロール帯を含めて軽圧下帯と考えることができ、軽圧下帯入り側の中心固相率を０．２〜０．３とすることができる。一方、偏析制御を行うために最も重要な部分はネットワークの形成の頻度が高い部分であり、中心固相率でいうと０．４〜０．５以上の部分である。従って、この重要な領域については、既存のピンチロールではなく何対かの軽圧下専用ロールを密に並べることにより、本発明の軽圧下効果を十分に発揮することができる。このようにピンチロールによる軽圧下を併用することにより、新たに設置する軽圧下帯の長さを短くして設備費を低減することができる。
　軽圧下帯における軽圧下量は、鋳片の凝固収縮を補償する程度に行なえば十分である。隣接する軽圧下ロールの間隔が３５０ｍｍの場合、各ロールでの圧下量は１．５〜３ｍｍ程度とすると最適である。圧下量が不足すれば鋳片のＶ偏析が十分に消滅せず、凝固収縮量を超える圧下を行なうと逆Ｖ偏析が発生するので、鋳片の偏析状況を確認することによって各連続鋳造機毎に最適な圧下量を求めることができる。
　割れ感受性の強い鋼に関し、軽圧下帯の各ロールの適正な圧下量について説明する。各ロールの適正な圧下量は圧下時点での凝固シェル厚みにも依存し、例えば凝固シェル厚み３０ｍｍ以上では適正な圧下量は４．５ｍｍ以下程度である。圧下量が４．５ｍｍを超えると、割れ感受性の強い鋼では軽圧下中に凝固界面での割れが生じる可能性があるからである。通常の割れ感受性の鋼についてはこの限りではない。
　軽圧下における全圧下量を２０ｍｍ以下と規定する理由は、これ以上の圧下では圧下しすぎることにより濃化溶鋼が逆流して逆Ｖ偏析を起こし、偏析が悪化した為である。なお、全圧下量２０ｍｍ以下というのはビレットサイズ１２２ｍｍにおける適正範囲であり、ビレットサイズが１２２ｍｍより大きくなると全圧下量適正範囲も上方に拡大する。
　また、全圧下量の最小値は１２２ｍｍビレットで５ｍｍ程度とすれば軽圧下効果を得ることができる。５ｍｍ程度以上とすれば凝固収縮を抑制して濃化溶鋼の流動を防止することができる。この値はビレットサイズに比例して増加すると考えられる。
　本発明において、中心固相率は以下のようにして求めることができる。
　鋳片の厚み中心部の固相率は、通常は伝熱計算により算出した鋳片中心部の温度から算出される。本発明者らの知見によると、鋳片の厚み中心部の固相率は、物理的には冷却条件、鋼の成分および当該鋳片がモールドから圧下ロールまで要した時間により決まる値である。従って、冷却条件、鋼の成分を一定にした場合、当該鋳片がモールドのメニスカスから圧下ロールまで要した時間のみにより決まる鋳片中心部の温度に基づいて算出する。
　鋳片中心部の温度は、鋳片の伝熱計算によって求めることができる。鋳片表面におけるスプレー冷却による熱伝達係数は、公知の文献に基づいて定める。次いで、鋳片内の温度分布を熱伝達計算によって求めると、鋳片の表面温度及び中心温度が算出される。計算によって求めた鋳片表面温度と、実測した鋳片表面温度とを対比し、熱伝達計算を実績に合わせ込むことにより、鋳片中心部温度についても実際の温度に等しい値を計算で求めることができる。本計算は例えば、「鉄鋼便覧（第３版）」２１１ページから２１３ページを参照して計算できるものである。スプレー部の熱伝達係数は例えば「鉄鋼の凝固（１９７８）の付−５６」に示されているので、これらの知見を利用して且つ、「鉄鋼便覧（第３版）」２１２ページの図４．９にあるように計算で求めた表面温度を何点か実測値と合わせ込むことで、同図にある中心部の温度も求めることができる。
　鋳片中心部の温度が求まったら、以下の式に基づいて当該部位の中心固相率を計算で求めることができる。従って、伝熱の計算式（プログラム）を持っていれば、各スプレーゾーンでの水量、鋳造速度、鋳片の厚みと幅、及び，何点かの表面温度の実測値が得られれば中心固相率の計算は可能である。
　　鋳片の中心固相率＝（Ｔ１−Ｔ３）／（Ｔ１−Ｔ２）　　　　　　　（４）
　Ｔ１：鋳片の液相線温度（℃）
　Ｔ２：鋳片の固相線温度（℃）
　Ｔ３：鋳片の中心温度（℃）
　軽圧下帯の入り側と出側の位置を、上記のように中心固相率によって規定せず、以下のように別の操業パラメーターによって規定することもできる。即ち、鋳型内メニスカスから前記軽圧下帯の出側までの鋳片に沿った距離が下記（２）式で示す距離Ｌ１よりも大きい値とすることにより、軽圧下帯出側の中心固相率が前記（１）式によって規定した場合と同様の効果を得ることができる。
　　Ｌ１＝（−１．３８×Ｘ＋３３２．８４）×ｄ２×Ｖｃ×１０−６
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　……（２）
　Ｌ１：鋳型内メニスカスから軽圧下帯出側までの鋳片に沿った距離の下限値（ｍ）
　Ｘ：上面側等軸晶率（％）
　ｄ：ビレットの厚み（ｍｍ）
　Ｖｃ：鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）
　また、鋳型内メニスカスから前記軽度下帯の入り側までの鋳片に沿った距離が下記（３）式で示す距離Ｌ２よりも小さい値とすることにより、ピンチロールでの幾分の圧下も含めて溶鋼流動防止に必要な中心固相率を０．２以下と規定した場合と同様の効果を得ることができる。
　　Ｌ２＝ｄ２×Ｖｃ／４０００　　　　　　　　　　　　　　　　……（３）
（２）式の右辺１項は、等軸晶率が高くなると軽圧下帯出側の長さが短くなることを表している。等軸晶率が高いときには、小さな固相率でも固相間の濃化溶鋼の流動が抑制されて偏析が分散する。これに対し、等軸晶率が低くなると軽圧下帯を出てからの濃化溶鋼の流動が顕著になり、これを防止するためには高い固相率部分までを圧下する必要が有り、長い軽圧下帯を持たなければならないことを示している。
　また、（２）式の右辺２項目は，ビレットの厚みの二乗に従って中心固相率が低くなり軽圧下帯位置が下流側にのびることを表している。
　更に、右辺３項は同じビレットの厚みでは鋳造速度が増加すると中心固相率が低くなり必要な軽圧下帯位置が下流側に伸びることを表している。
（３）式は中心部に濃化溶鋼を集積させないようにするための、軽圧下入り側までの長さの最小値を表している。この値は式（２）と同様にビレットの厚みの二乗と鋳造速度の一乗に比例している。
　Ｌ２の位置は鋳片の中心固相率では０．４以上に相当する。前述したようにピンチロールで中心固相率が０．２〜０．３の領域も幾分圧下しており、溶鋼流動防止効果は生じている。更に、偏析制御を行うにはネットワーク形成の頻度の高い固相率０．４〜０．５以上の部分での溶鋼流動を必要が有り、このため、密なロール配置を有する偏析軽減のための軽圧下ロール帯は、中心偏析制御に重要な部分であるＬ２より下流側即ち中心固相率０．４以上の部分に配置すれば十分である。一方、前述したようにピンチロールでは中心固相率０．４より更に低固相率部を圧下している。
　以上の説明において、ビレットの分岐状等軸晶の大きさを小さくする対策と軽圧下とを同時に実施した場合の効果について説明を行なった。しかし、軽圧下を単独に実施した場合であっても、転圧下帯出側中心固相率を（１）式によって規定した場合、軽圧下帯出側位置を（２）式よって規定した場合、軽圧下帯入り側固相率を０．５以下，より好ましくはピンチロール帯を含めた広い意味での軽圧下帯の入り側固相率を０．２以下とした場合、軽圧下帯入り側位置を（３）式によって規定した場合において、これらを規定せずに軽圧下を行なった場合に比較して中心偏析を低減する効果を実現することができる。
（実施例）
　鋼のビレット連続鋳造において本発明を適用した。ビレット連続鋳造機は、ビレットサイズ１２０ｍｍ〜１４０ｍｍ角、半径約５ｍの多点曲げの湾曲型であり、８００ｍｍ長さの鋳型を有し、鋳型内には溶鋼に回転流を与える電磁攪拌装置を有する。鋳型下方の湾曲部はスプレー冷却帯であり、サポートロールを有しない。湾曲部後半から曲げ戻し部にかけて３対のピンチロールを有し、ピンチロールの後流に軽圧下帯を有する。軽圧下を実施する場合、軽圧下量は最大１５ｍｍ〜２０ｍｍとし、品種により変更した。鋳造速度は２．５〜３．４ｍ／ｍｉｎの範囲である。
　鋳型内電磁攪拌の程度はデンドライト傾角で評価した。デンドライト傾角は、鋳造方向に垂直な断面での表層１０ｍｍ以内の一次デンドライトの方向が、表層と垂直な方向に対してなす角度である。
　分岐状等軸晶径及びビレット偏析程度は鋳片のエッチプリントによって評価した。鋳造方向に長さ５００ｍｍの範囲で、鋳片の鋳造方向に平行でかつ鋳片の中心を通る断面を鏡面研磨て評価面とし、ピクリン酸腐蝕液で偏析腐蝕し、腐蝕孔を再研磨微粉で充填した後、これを透明粘着テープに転写してエッチプリントとした。このエッチプリントにおいて、鋳片の長手方向５００ｍｍの範囲について、鋳片中心部に存在する分岐状等軸晶のうち最も大きなものの直径を分岐状等軸晶径とした。同じエッチプリントにおいて、中心部にある最大の偏析粒を見つけ，面積を測定した後にその面積を円として考えたときの直径を算出し、その値をビレットの偏析程度とした。また、鋳片の上記と同じ面内でセンターポロシティーを測定し、その最大直径をセンターポロシティー直径とした。
　鋳造したビレットを線材圧延して直径５．５ｍｍの線材とし、圧延方向に平行で線材の中心を通る面において線材の偏析を評価した。また線材の組織の評価を行ない、初析フェライト及びミクロマルテンサイトの有無を評価した。線材偏析程度「１」は、線材で強い偏析なし、初析フェライト・ミクロマルテンサイトなし、「２」は線材で強い偏析あり、初析フェライト・ミクロマルテンサイトあり、「３」は線材で強い偏析あり、初析フェライト・ミクロマルテンサイト多発を意味する。
　【表１】
　鋼中炭素濃度０．７〜０．８質量％の溶鋼を鋳造し、ビレットサイズ１２０〜１４０ｍｍ角のビレットを製造した。製造条件および製造結果を表１に示す。Ｎｏ．１〜１０が本発明例であり、Ｎｏ．１１〜１５が比較例である。タンディッシュ内の溶鋼過熱度は２０℃〜４０℃であった。
　本発明例のＮｏ．１〜１０はいずれも鋳型内電磁攪拌を行ない、一次デンドライト傾角を１０度〜２５度とした。Ｎｏ．１１〜１５は鋳型内電磁攪拌を行なっていない。本発明例の分岐状等軸晶の粒径はいずれも２〜６ｍｍと小さい値となったのに対し、比較例の分岐状等軸晶の粒径は１５ｍｍという結果となった。上面等軸晶率についても、本発明例は２５〜４０％であったのに対し、比較例においては１０〜２５％と低い値を示した。
　本発明例のＮｏ．３〜１０および比較例のＮｏ．１１については、軽圧下を行なった。軽圧下入り側中心固相率は０．４前後に調整し、軽圧下出側中心固相率を表１にあるように各実施例毎に変化させた。本発明例Ｎｏ．９は出側中心固相率が本発明範囲外である。センターポロシティーの直径をみると、軽圧下を実施した場合はいずれも直径が４ｍｍ以下であるのに対し、軽圧下を実施しなかった場合はいずれも６〜１２ｍｍの直径であった。軽圧下によるセンターポロシティー改善効果が明らかであるとともに、センターポロシティーの直径が４ｍｍ以下であれば軽圧下を行なったものと判別できることが明らかである。Ｎｏ．９の場合には中心部に薄く偏析した帯が現れた。この偏析帯は、軽圧下により凝固界面から絞り出された成分濃化溶鋼が軽圧下帯を出てから凝固したために生じたと考えられ，適正範囲において軽圧下を行ったＮｏ．３〜８に比較して偏析の程度は悪くなった。
　ビレット偏析程度及び線材偏析程度をみると、本発明例であるＮｏ．１〜１０はいずれも偏析は改善しており、線材の偏析程度は２以下となった。適切な軽圧下を行なったＮｏ．４〜８については、更に偏析が改善されており、線材の偏析程度で１が得られた。これに対し、適切な電磁攪拌を行なわず、分岐状等軸晶径が本発明範囲外であった比較例Ｎｏ．１１〜については、いずれもビレット偏析程度は３ｍｍ以上、線材偏析程度も３であり、本発明例と比較して悪い結果となった。
産業上の利用可能性
　連続鋳造ビレットにおいて、分岐状等軸晶の大きさを小さくすることにより、ビレット中心部の偏析を低減することができた。分岐状等軸晶を小さくするためには、鋳型内電磁攪拌によってビレット表層部の一次デンドライト傾角を大きくすることが有効であった。更に連続鋳造中に軽圧下を行なうことにより、中心偏析をより一層低減することができた。この結果、線材圧延後の伸線における断線発生率を低減することができた。炭素濃度０．６質量％以上の高炭素鋼において特に顕著な効果を得ることができた。
　これにより、条用の高炭素鋼について、従来のように連続鋳造で大断面のブルームを鋳造し、その後分塊圧延でビレットを製造する場合に比較し、工程を短縮するとともに省エネルギーを実現することができた。