WO1995007780A1

WO1995007780A1 - Method of manufacturing thin cast piece through continuous casting

Info

Publication number: WO1995007780A1
Application number: PCT/JP1994/001315
Authority: WO
Inventors: Akihiko Nanba; Chisato Yoshida; Takaharu Moriya; Naotsugu Yoshida; Yasuyuki Murata; Kazutoshi Hironaka; Mineo Muraki; Ujihiro Nishiike
Original assignee: Rheo-Technology Ltd
Current assignee: Rheo-Technology Ltd
Priority date: 1993-09-16
Filing date: 1994-08-09
Publication date: 1995-03-23
Anticipated expiration: 1996-03-16
Also published as: EP0673699B1; EP0673699A4; KR950704072A; EP0673699A1; ATE197130T1; DE69426193D1; CA2149422A1; US5697425A; CA2149422C

Description

明細書連続铸造による薄銬片の製造方法技術分野

この発明は、組織の微細粒状化と析出物の微細分散化をはかり、偏析ゃ表面割れを軽減するとともに、加工性を向上し、高品質、低コス卜の主として薄板用素材としての、半凝固金属（合金）スラリーからの連続铸造による薄鏡片（帯状）の製造方法に関するものである。

背景技術

半凝固金属スラリ一を連続錶造する技術は未だ十分に確立されていないのが実状である。

その最大の理由は半凝固金属スラリ一はわずかの抜熱で凝固してしまうことにある。

すなわち、半凝固金属スラリーの製造工程において、製造される半凝固金属スラリーの温度は、当然のことながらその金属の液相線よりも低いため、このような半凝固金属スラリーの排出に際して、その半凝固金属スラリーは排出装置（例えば排出ノズル）の内壁面に接触することによって抜熱されると、その抜熱量がわずかであっても半凝固金属スラリー中の高融点成分（たとえば A1₂0₃ など）の壁面への付着あるいは半凝固金属スラリ一そのものの壁面への凝固付着などがある。いわゆる凝固シヱルが付着する。

したがって、半凝固金属スラリーの排出装置には、凝固シェル付着による排出流量制御不能ないしはノズル閉塞などのトラブルが発生しやすいという基本的な問題があり、半凝固金属スラリ一を排出ノズルを介して連続铸造機に供給し連続铸造するためには、上記問題を解決する事が重要になる。

一般に、金属溶湯の連続铸造におけるタンディッシュから連铸モールドへの給湯には浸漬ノズルが使用されている。

この浸漬ノズルについては、給湯中にノズル内壁面への高融点成分の析出付着あるいは溶湯そのものがノズルで抜熱されることによる凝固付着など、いわゆる凝固シヱル付着によるノズル湯道の閉塞トラブルを回避するために、

例えば、特開眧 6 3 - 2 8 6 2 6 8号公報（タンディッシュノズルの加熱方法）に開示されているような、電気発熱体をノズル内に挿入してノズルを内面から予熱する手段や、バ一ナを用いてノズルを内面から予熱する手段、および特公昭 6 3 - 2 4 7 8 8号公報（通電加熱用浸漬ノズル）に開示されているような、ノズル本体を導電性耐火材で形成して直接通電によりノズルを加熱する手段、さらには誘導加熱コイルをノズル外周に配置し、誘導加熱によりノズル内を流れる溶湯を加熱する手段などが知られている。

しかしながら、半凝固金属の排出ノズルとして、上記した溶湯用の浸漬ノズルを試用して見たが、いずれも不適であることが判明した。

すなわち、電気発熱体やパーナによる予熱する手段では、予熱温度をノズル内壁面で 1000°Cを超える温度まで上昇させることは実用上困難であり、特に半凝固金属がノズル内を流下中は加熱できないという問題がある。このため実操業においては、半凝固金属を排出及び排出完了までにせっかく予熱されたノズル内壁面温度が降下し、この壁面からの抜熱により流下中の半凝固金属の一部が凝固シ二ルとなってその壁面に付着してしまいノズル閉塞を引き起した。

また、直接通電加熱ノズルの場合には、特殊電極のノズル内埋設による漏電の危険性が高いこと、および特にノズル先端の浸漬部には電極を埋設できないことからノズル本体の熱の伝導で加熱するしか方法がなく、十分な温度に達しない等の問題があつた。

さらに、ノズルの外周に誘導加熱コイルを配置する誘導加熱方式では、その主眼がノズル内を流れる溶湯を再加熱することにあるため、これまで採用されていた印加周波数がいずれも 1 0 kH z 未満であり、このためにノズル内を半凝固金属が流下中は、誘導電流がノズル本体より導電率の高い半凝固金属に吸収され、ノズル本体を加熱して半凝固金属の抜熱を防止する効果は、期待できないことが判明した。

さらに、半凝固金属を再加熱することは、固相率の低下、微細初晶粒の合体等により品質を劣化させることになり、この点からもこの方式は不適であつた。一方、これまでの溶湯から錶造した錶塊あるいは銬片を素材として用いる金属 (合金）材料には、製造上、品質上あるいは経済性の面で避け難い問題を有しているものがある。例えば、オーステナイト系ステレンス鋼、含硼素オーステナイト系ステンレス鋼、フヱライ卜系ステンレス鋼、マルテンサイト系ステンレス鋼. 電磁鋼板用けい素鋼、りん青銅合金、超電導材用の高 S n銅合金などである。これらの金属材料の問題点はそれぞれ以下に列記するとおりである。

① 一般に、オーステナイト系ステンレス鋼はフヱライ卜系ステンレス鋼に比铰して熱間加工時の割れ感受性が大きいため、かかる鋼の薄板は、鋼塊を一たん分塊圧延してスラブとしたのち、スラブ表面に生じた割れきずを研削加工によって除去し、次いで熱間圧延、冷間圧延を施すことによって製造するのが通例とされていた。ところが、スラブ表面のきず取り作業は、製品歩留りを大きく低下させる不利があり、作業性の点でも著しい負荷となっているのが現状であった。

上記のような問題の解決を図ることに関しては、スラブに相当する铸片を連続铸造によって直接製造しょうとする試みもある力 <、このような方法を適用しても表面割れを回避することは困難であって、割れきずの研削除去作業を省略するまでには至っていない。

② 含硼素オーステナイト系ステンレス鋼は含有する Bの熱中性子吸収能力が大きいという特徴があり、耐食性にも優れていることから、熱中性子遮へい材料として好適である。

し力、し、鋼中の Bは F eや C rと反応し金属間化合物として硼化物を生成し、この硼化物が熱間加工性を著しく劣化させるため、 B含有量を増加すると熱間圧延による鋼板の製造が非常に難しくなるという問題があり、この解決が望まれている。

上記問題を解決するための技術として、例えば特開昭 5 7— 4 5 4 6 4号公報 (熱間加工性の優れた含ボロン原子炉用オーステナイトステンレス鋼）には、含硼素オーステナイト系ステンレス鋼中の A 1 と Nの含有量比率を調整することによって熱間加工性を改善する手段が、

また、特開平 5 5 - 8 9 4 5 9号公報（耐食性および加工性に優れた含ボロンステンレス鋼）には、含硼素ステンレス鋼に Vを添加して熱間加工性を改善する手段がそれぞれ提案開示されている。しかし、これらの合金成分の添加による熱間加工性の改善はほとんど期待できなく、通常の熱間圧延で含硼素オーステナイト系ステンレス鋼板を製造することは困難であつた。

さらに、特開平 4 - 2 3 6 7 1 6号公報（B含有オーステナイ卜系ステンレス鋼の熱延鋼帯の製造方法）には、含硼素オーステナイト系ステンレス鋼の熱間圧延割れの防止方法として、分塊圧延の温度と圧下率とを特定し、得られた分塊スラブの加熱温度と圧延終了温度及び最終仕上げ圧延速度を規定して熱間圧延する方法が提案開示されている。

しかし、この方法においては、鋼塊の凝固時に粗大な硼化物が生成するため、 B含有量が 1. 2 mass%以下の低 B含有鋼においてのみ熱間圧延割れの防止効果が期待できるものの十分満足できるものではなかった。

③ フヱライト系ステンレス鋼は、その凝固過程で柱状晶が発達しやすい。このような拄状晶の発達した組織の铸片を素材とし、圧延して製造した薄鋼板は、プレスなどの成形加工を行うと鋼板表面にリジングと呼ばれる凹凸の欠陥が発生する。

このリジングは铸片の表面から中心部に向かって成長発達した柱状晶が、熱間圧延及び冷間圧延にともなって方向性の強い集合組織を形成することに起因するものである。

これまで、リジングの発生を防止する方法として、連続铸造での铸造温度の低減、溶湯の電磁攪拌などの手段によって凝固組織の改善をはかったり、熱間圧延条件や熱処理条件を制御するなどの方法が用いられてきた。

しかしながら、連続铸造による 200 mm程度の厚さの錶片では、凝固速度が遅いため铸造温度の調整や溶湯の電磁攪拌の採用などによっても柱状晶の生成を十分に防止することが困難であり、さらにその後の圧延条件や熱処理条件の制御によつてもリジングの発生を防止することはできなかった。

一方、铸片の厚さを薄くすることによって、凝固組織を微細化しリジングの発生を防止する方法も提案されている。

例えば、特開昭 6 2— 5 4 0 1 7号公報（C r系ステンレス鋼薄肉铸片の製造方法）には、 C r系ステンレス鋼を薄肉錄片に铸造したのち、所定の冷却、加工あるいは熱処理を施すことにより、リジングの発生を防止する方法が提案開示されている。

また、特開昭 6 2 - 1 7 6 6 4 9号公報（ロービングのないフヱライト系ステンレス鋼薄板帯の製造方法）には溶湯から単ロール又は双ロール法を用いて厚さ 5 mm以下の薄板帯に铸造したのち、焼鈍、冷間圧延及び焼鈍を施すことにより口 —ビング（リジング）の発生を防止する方法が提案開示されている。

しかしながら、铸片厚さを薄くしてリジングの発生を抑制する方法は、凝固速度を大きくする点では、有効ではあるものの、供給溶湯が過熱度（溶湯温度と液相線との温度差）を有しているために、柱状晶の生成を完全には抑えることはできない。その上、圧下比が低下するので凝固組織の破壊が不十分となり、特別な冷却条件、圧延条件、熱処理条件などが必要となる。

④ マルテンサイト系ステンレス鋼は、特に高炭素 C rマルテンサイト系においては過共析鋼であるため、 1次炭化物が網状に析出する。そして従来の連続铸造スラブにはマクロ偏析を伴なう粗大炭化物が不均質に析出し、製品の品質を劣化させている。このため加工段階で炭化物微細化の対策が考えられているが未だ十分なものとはなっていない。

⑤ これまで、けい素鋼は、溶湯を造塊モールドや連続鋅造モ一ルドなどへ供給して铸造するいわゆる溶湯法が用いられていた。

また、近年極薄のけい素鋼板（薄帯）を水冷単ロールでアモルファス化したりして製造するいわゆる急冷製板法が開発されている。

上記の溶湯法で鍀造した場合、铸塊またはスラブ鍀片は、その凝固組織は鍀造体表面から中心に向って柱状晶が発達し巨大な結晶となる。そして、この柱状晶の発達により、錶造体には中心部に成分偏析が生じる。

方向性けい素鋼では、良好な電磁特性を得るために 2次再結晶時の結晶粒界の移動のインヒビタ一として微細な MnS， MnS e 等を析出させ、結晶成長方位の選択性を改善させる方法がとられている。ところが上記したような成分偏祈が生じている場合、その偏析部では析出 MnS, MnS e 等が大きくなり、インヒビターとしての作用効果が低下するという問題が生じる。この対応策として、熱間圧延前に Mn S,

MnS e 等を再固溶させたのち微細に再析出させるため、容体化処理の均熱温度を

— 0 — 1400°C前後と、他鋼種に比し著しく高温に加熱したのち圧延している。このため、加熱炉内の酸化スケールの堆積、炉構造物の損耗、エネルギーロスの増大など多くの問題をかかえている。

また、急冷製板法では、アモルファス化する場合、そのための特殊成分（B等）を多く含有させる必要があること、大量生産、安定操業には未だ問題が多いことなどから、工業化はごく一部の製品に限られているのが現状である。

一方、 S iの含有量は多い程最大透磁率等の磁気特性は良くなり、 6. 5 mass % で最大となる。し力、し、伸びは S iが 2. 5 ma s s%以上で急激に減少し、さらに 5 mass %でほぼゼロになる。このように S i量が増大すると急速に脆化が顕著になるため、 3. 5 mass %程度以上の S iを含有する珪素鋼を冷間圧延する事は極めて困難で、 5 mas s %を超えると熱間圧延も不可能となる。従って、ごく 1部の特殊工程で製造するものを除くと、量産されているけい素鋼の S i含有量は 3. 5 mas s %以下に制約されている。

⑥ 一般に、りん青銅合金は、その凝固過程で偏析を起こしやすく铸塊の表面に "すず汗" といわれる S nの濃化層が形成されやすい。そしてこの濃化層には C u - S nの金属間化合物である <5相が生成しその後の加工において加工割れの原因になつていた。

このため、通常は、板厚が 1 5誦以上になるりん青銅板を連铙铸造によって製造し、その後、その板につき片側で約 2. 5 mm程度の表面研削を施してすず汗部を除去し次いで均熱処理→冷間圧延へと工程が進められていた。

ところで、連続铸造によって得られたりん青銅板に研削処理を施す従来法では、研削代が表裏面の合計で 5 mmにも及ぶため製品の歩留り低下が大きく、作業工程のうえでも生産性を阻害する原因になっていた。

この種の板の製造において問題となる "すず汗" を回避するには、連続铸造の際に溶湯を急冷凝固させて凝固偏析を抑えることが有効であることは知られているが、凝固速度を大きくしてもその組織は鐃片の表層からその中心部へ向かって伸びたデンドライト状の柱状晶組織をなすために、この領域においてすず汗の発生や (5相の生成は不可避であって、かかる部分の除去を行う研削処理を省略するまでには至っていない。 ⑦ S nが 8 mass %以上の高 S n銅合金は、 Nb ₃ Sn 超電導材の製造に用いられる _c ブロンズ法による Nb ₃ Sn 極細多芯超電導線の製造においては、拡散距離の短縮化および性能向上のために、マトリックス合金として使われる C u - S n合金の S n量は多い方が良いと言われている。し力、し S nが 8 mass %以上になると i 折が著しく、 <5相の析出による粒界脆化により、熱間圧延、冷間圧延ともに不可能に近い状態となる。

発明の開示

この発明は、半凝固金属スラリ一を連続的に薄铸片に铸造することができる薄銬片の錶造方法、さらには、半凝固金属スラリーからの連続錶造により、高品質、低コス卜の主として薄板用素材としての薄鍀片の製造方法を提案することを目的とする。

かかる目的を有利に達成するこの発明の要旨構成は次のとおりである。

1 . 半凝固金属スラリー連続製造装置の上方より連続的に供給する溶湯を、該装置内にて冷却下に攪拌を加えて粒子の細かい非樹枝状晶が懸濁した固液混合相の半凝固金属スラリーとなし、

ついで、該半凝固金属スラリーを、半凝固金属スラリー製造装置の底部に設けたノズル自体を加熱する手段を具備する排出ノズルを介して双ロール式ストリップ連続キャスターに供給して急冷凝固させ、組織と析出物の分散とを微細化する铸造を行うことを特徴とする連続铸造による薄铸片の製造方法（第 1発明）。

2 . 第 1発明において、攪拌が、電磁攪拌方式である連続鐯造による薄鍀片の製造方法（第 2発明）。

3 . 第 1発明において、攪拌が、攪拌子回転方式である連続铸造による薄铸片の製造方法（第 3発明）。

4 . 第 1発明、第 2発明又は第 3発明において排出ノズルを加熱する手段が、周波数： 4 0 kHz -200 kHz の範囲の高周波誘導加熱である連続鋅造による薄鐃片の製造方法（第 4発明）。

5 . 第 4発明において、排出ノズルが、比抵抗が 5000 ^ Ω · cn！〜 12000 ^ Ω · cm の範囲のアルミナグラフアイ卜である連続銬造による薄铸片の製造方法（第 5発明）。 6 . 第 1発明、第 2発明又は第 3発明において、排出ノズルを加熱する手段が、電気抵抗ヒーターによる加熱である連続铸造による薄铸片の製造方法（第 6発明）

7 . 第 1発明〜第 6発明のうちのいずれか一発明において双ロール式ストリップ連続キャスターに供給する半凝固金属スラリ一が、固相率が 0. 01 ~ 0. 40の範囲である連続铸造による薄鍀片の製造方法（第 7発明）。

8 . 第 1発明〜第 7発明のうちのいずれか一発明において、薄铸片が、厚さが 1 0 mm以下である連続铸造による薄鎳片の製造方法（第 8発明）。

9 . 第 1発明〜第 8発明のうちのいずれか一発明において、溶湯が、オーステナィト系ステンレス鋼であり、 Pおよび Sの分散を微細化する铸造を行うことを特徵とする連続铸造による薄铸片の製造方法（第 9発明）。

10. 第 1発明〜第 8発明のうちのいずれか一発明において、溶湯が、 B : 0. 5 ~ 4. 0 mas s%を含有する含硼素オーステナイト系ステンレス鋼であり、 P , Sおよび硼化物の分散を微細化する铸造を行うことを特徴とする連続錶造による薄铸片の製造方法（第 1 0発明）。

11. 第 1発明〜第 8発明のうちのいずれか一発明において、溶湯が、フヱライ卜系ステンレス鋼であり、柱状晶の生成を防止する銬造を行うことを特徴とする連続铸造による薄铸片の製造方法（第 1 1発明）。

12. 第 1発明〜第 8発明のうちのいずれか一発明において、溶湯が、マルテンサィ卜系ステンレス鋼であり、炭化物の分散を微細化する鐃造を行うことを特徵とする連続铸造による薄铸片の製造方法（第 1 2発明）。

13. 第 1発明〜第 8発明のうちのいずれか一発明において、溶湯が、 S i ： 3. 0 〜6. 5 mas s %および M n ： 2. 5 mass%以下を含有するけい素鋼であり、組織と M n化合物の分散とを微細化する铸造を行うことを特徵とする連続鋒造による薄铸片の製造方法（第 1 3発明）。

14. 第 1発明〜第 8発明のうちのいずれか一発明において、溶湯が、 S n : 3. 5 〜9. 0 mass%および P ： 0. 03〜0. 35mas s %を含有するりん青銅合金であり、柱状晶の生成を防止し組織を微細化する铸造を行うことを特徵とする連続铸造による薄铸片の製造方法（第 1 4発明）。

15. 第 1発明〜第 8発明のうちのいずれか一発明において、溶湯が、 S n ： 8〜 2 O ma s s %含有する高 S n銅合金であり、柱状晶の生成を防止し組織を微細化する銬造を行うことを特徵とする連続鐯造による薄铸片の製造方法（第 1 5発明）。この発明の作用効果について以下に述べる。

この発明は、金属溶湯を冷却しながら攪拌を加えて粒子の細かい非樹枝状晶が懸濁した固液混合相の半凝固金属スラリ一を連続的に製造し、ノズル自体を加熱する手段を具備する排出ノズルを介して双ロール式ストリップ連続キャスターに供給して急冷凝固させ、組織と析出物の分散とを微細化する連続铸造を行って品質の良好な鍀片を製造するもの（第 1発明）であって、

ノズル自体を加熱する手段を具備する排出ノズルを用いることにより、凝固シエルの付着によるノズル閉塞などのトラブルを生じることなく、かつ、ノズル内を通過する半凝固金属スラリ一の過加熱による品質劣化を伴うことなく双ロール式ス卜リップ連続キャスターに連続的に供給でき、薄铸片の連続錶造を支障なく行うことができる。

さらに、上記における半凝固金属スラリ一の製造とその連続铸造について具体的に説明する。

半凝固金属スラリ一を製造する際の攪拌方式としては、高融点金属まで適用可能であること、半凝固金属スラリーの固相率が 0. 4 まで製造できること、メンテナンスが比較的簡便なことなどの観点から、電磁攪拌方式とすること（第 2発明）がよく、また同様の観点から攪拌子を機械的に回転させる攪拌子回転方式とすること（第 3発明）もよい。これらの方式は共に半凝固金属スラリーを連続的に製造することが容易である。

しかし、これらによって製造された半凝固金属スラリ一を通常の排出ノズルを用いてノズル閉塞なしに双口一ル式ス卜リップ連続キャスターへ連続的に供給することは不可能である。

そこで、発明者らは、種々実験 ·検討の結果、この排出ノズルとしては、ノズルを積極的に、かつ定常的に加熱することがノズル閉塞などのトラブル解消に極めて有効であるとともに必須条件であることを見出した。

すなわち、排出ノズルをその外周に配設した高周波誘導加熱コィルにより周波数が 4 0 kH z 〜200 kH z の範囲の高周波誘導加熱で加熱すること（第 4発明）、さらに、そのノズルを比抵抗が 5000 Ω · cn！〜 12000 Ω · cmの範囲のアルミナグラフアイト製とすること（第 5発明）により、ノズル自体を 1500°Cの温度まで加熱することができ、高融点金属であってもその半凝固金属スラリーを、ノズル壁を通した熱伝導により保熱しノズル閉塞などのトラブルなしに双ロール式ス卜リップ連続キャスターへ連続的に供給することができる。

この高周波誘導加熱コイルによる排出ノズルの加熱に際しては、その周波数を 4 0 kHz -200 kHz の範囲内で適当な値を選択するが、その周波数を採用することで、表皮効果によりノズル本体に誘導電流の大部分を集中させることができる _c 実用上、誘導電流の 8 0 %以上がノズル本体に印加されるように周波数を選択すれば、ノズル内を流れる半凝固金属が誘導加熱により昇温することはなく、半凝固金属が再加熱されることによって生じる固相率の低下、微細初晶粒の合体等の不具合は実用上解消され、排出される半凝固金属の品質劣化は防止できる。ここで、高導電率のセラミックス質耐火物排出ノズルを高周波誘導加熱する際の誘導電流の 8 0 %が流れる深さ、すなわち誘導電流 8 0 %が流れる浸透深さ (t) と印加する周波数（f ) との関係は下記（1) 式であらわされる。

f = K X R / t ² —— (1 )

f ：周波数（kHz)

K ：比例定数（kHz / Ω )

R ：ノズルの比抵抗（Ω - mm)

t ：浸透深さ（）

この（1) 式に排出ノズルの実用上の諸特性を代入して周波数を求めると第 1図に示すグラフのようになり、通常の排出ノズル壁の厚さは 1 5 ~ 4 0 mmであることからその周波数は 4 0 kHz 〜200 kH z の範囲となる。

なお、第 1図は排出ノズルを高周波誘導加熱するにあたって誘導電流の 8 0 % が流れる浸透深さと周波数との関係を示すグラフである。

したがって、高周波誘導加熱の際に印加する周波数は 4 0 kHz 〜200 kHz とする。

高周波誘導加熱の際のノズルの材質としては、高電気伝導性耐火物のアルミナ • グラフアイ卜が耐溶損性 ·耐熱衝撃性も兼ね備えており適当である。このアルミナ · グラファイ卜はグラフアイ卜の量を增して電気伝導度を高くすることができるが、耐溶損性、耐熱衝撃性、耐酸化性、熱間抗折カ等を考慮するとグラファィト量は 1 0 % ~ 3 0 %の範囲が適量で、その時比抵抗は 5000 Ω · cn！〜 12000 Ω · eraの範囲（第 5発明）になる。

また、排出ノズルの加熱を、該ノズルの外周に配設した電気抵抗ヒータ一により行うこと（第 6発明）もよく、ノズル壁を通した熱伝導により半凝固金属スラリ一を保熱し、高周波誘導加熱の場合と同様の効果が得られる。

つぎに、双口一ル式ス卜リップ連続キャスターでの連続铸造に使用する半凝固金属スラリーの固相率は、固相が微量であっても、組織の微細化や析出物の分散の微細化に対しそれなりの効果は期待できるものである。しかしながら、固相率が 0. 01未満では部分的に粗大柱状晶組織が生成することがあるので、その下限は 0. 01とすることがよい。一方、固相率が 0. 40を超えるとスラリーの粘度が急激に上昇し取扱いが困難になることから、作業性を考慮して、その上限については 0. 40とすること（第 7発明）が好ましい。

铸片の厚さに関しては、厚さが 1 O mmを超えると、凝固速度が遅くなるため、組織の微細化や析出物の分散の微細化が十分でない場合があり、例えば各金属材料について以下に列記するような問題が生じる。

• オーステナイ卜系ステンレス鋼や含硼素オーステナィト系ステンレス鋼などでは、凝固時に生成する粒状晶が粗大化して結晶粒界に液膜が生成し、表面割れや製品でのリジングが発生しやすくなる。

- フェライト系ステンレス鋼では、凝固時に生成する粒状晶が粗大化して柱状晶と成りやすく、製品でのリジングの発生の危険性が大きくなる。

• マルテンサイト系ステンレス鋼では、铸片中心部に粗大な炭化物が生成しやすく、この粗大炭化物が材質を劣化させる。

• 電磁鋼板用けい素鋼においては、組織の微細化と MnS や MnSeなどの分散の微細化が不十分になりやすい。すなわち、柱状晶の発生により、製品でのリジングの発生や結晶方位の集合性のバラツキの増大を招き、さらに、一方向性けい素鋼板における熱間圧延前溶体化処理温度の低減効果や、高 S i鋼の加工性の向上効果が期待できなくなる。

• りん青銅合金や高 S n銅合金においては、いわゆるすず汗の発生を防止する効果が薄れるとともに铸片厚さ中心部に S n， Pの濃厚偏析が生成して加工割れの原因となる（5相が生成しやすくなる。

したがって、铸片の厚さは 1 0 mm以下とすること（第 8発明）が望ましい。つぎに、上記した連続铸造により、それぞれの金属材料を用いて薄鍀片に製造する場合の作用効果について以下に順に述べる。

① オーステナイト系ステンレス鋼薄鋅片の製造（第 9発明）

オーステナィ卜系ステンレス鋼の熱間加工時における割れは、鋼中の不純物である Pと Sの偏祈がフヱライ卜系ステンレス鋼に比べてはるかに大きいことが原因になっている。すなわち、オーステナイト系ステンレス鋼では、その凝固過程において形成される凝固殻の前面に Pや Sの濃化層が形成されやすく、凝固の進行にともなって該濃化層は Pや Sの濃度を上昇させながら最終的には結晶粒界に濃厚偏祈が生成されることになる。

ここに、上記濃厚偏析部は凝固点が低く、熱間加工温度に再加熱された場合に部分的に溶融し、これが熱間加工において破断の起点となる。

このようなオーステナイト系ステンレス鋼に特有の熱間割れは、いわゆる液膜脆化に起因するものであるから、熱間加工のみならず連続铸造時の鐃片のバルジングゃベンド部、アンベンド部などでの変形によっても生じるものである。以上のような割れ発生原因から推測すると、オーステナイト系ステンレス鋼の連続铸造においては、かかる鋼の溶湯を急冷凝固させることによって偏析を軽減し割れの発生を抑制することができるものと考えられる。実際に急冷凝固によりある程度の改善はみられるものの、溶湯の凝固速度を単に大きくするだけでは表面割れを完全に回避することはできない。

これは、鍚造された薄錶片の凝固組織が、鍚片の表層から厚さ方向の中心へ伸びた粗大な柱状晶組織をなしていること、そしてその結晶粒界に生成する液膜が全体的には大きく軽減されるものの局部的には大きな液膜が発生することに起因している。

この発明においては、液相線温度以下、固相線温度以上の温度域で攪拌して得た半凝固金属スラリ一を、双ロール式ストリップ連続キャスターを用いて薄鎊片に铸造するようにしたので、粗大な柱状晶組織の生成を抑止し、微細な粒状の固相粒（以下これを初晶粒という）と粒状晶からなる混合組織とすることができるのでオーステナィト系ステンレス鋼に特有の表面割れは有利に回避される。

また、オーステナイト系ステンレス鋼の半凝固金属スラリ一の双ロール式ストリップ連続キャスターを用いた連続铸造においては铸片の表面割れが回避できる他、溶湯を用いる場合に比較し以下のような利点もある。

(1) 凝固速度が大きいので生産性を高くできる。

(2) 凝固潜熱の一部を放出しているため冷却ロールに対する熱負荷が軽減され口ールの寿命延長が可能である。

(3) スラリ一が適度の粘性を有するので表面性状を改善することがてきる。

また、（1)〜 )の他に、半凝固金属スラリーは、液相中に初晶粒が懸濁したものであるから、鐃造組織としてはスラリ一中で固相として存在していた初晶粒と铸造時に生成される微細粒状晶の混合組織からなり、溶湯を使った連続铸造で生成するような粗大柱状晶組織は全く生成しない。

なお、これらの利点は以下に列記する金属材料の場合も同様である。

② 含硼素オーステナイト系ステンレス鋼薄铸片の製造（第 1 0発明）

含硼素オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性について種々調査検討を行い、熱間加工性の劣化の原因は、凝固過程においてオーステナイ卜結晶粒界に生成する Bと F eや C rとの化合物を主とする硼化物により、熱間加工時にこれらの硼化物が起点となってオーステナィト結晶粒界が破断することに起因すること、さらには、結晶粒界に生成する硼化物はオーステナイト結晶粒径が大きいほど多量かつ粗大となり、熱間加工性を劣化させることを見出した。

したがって、熱間加工性の改善には、凝固過程において生成するオーステナイ卜結晶粒を微細化させ、その粒界へ析出する硼化物を微細に分散させる方法が有効となる。

しかし、通常の鋼塊鍀造法や、铸片厚さが 150 mm程度の連続鋅造法では凝固速度が遅いため、凝固過程でオーステナイト結晶粒を微細化させることは困難である。また、急冷凝固を狙って溶湯から直接薄铸片に铸造し、熱間圧延を省略する方法が考えられるが、この方法では凝固速度は速くなるものの、供給溶湯が過熱度 (溶湯温度と液相線との温度差）を有しているために薄鐯片の表面から板圧中心に向かって粗大な柱状晶が生成し、オーステナイ卜粒の微細化は達成できない。そして柱状オーステナイト結晶粒の粒界に生成する粗大な硼化物のために、薄铸片鋅造時のベンドーアンベンド部あるいはコイルの巻取り部で錶片割れが多発し、鋼板用圧延素材とすることは困難である。

このような事情から、この発明においては、固液共存域で攪拌して得られる B を 0. 5 〜4. 0 mas s %の範囲で含有するオーステナイ卜系ステンレス鋼の半凝固金属スラリーを、双口一ル式ストリップ連続キャス夕一により急冷凝固して鍚造を行うので、得られる薄铸片においては、柱状晶の生成を完全に抑制することができ、その組織は半凝固金属スラリ一中に懸濁していた微細な粒状の初晶粒と半凝固金属スラリ一中の液相が口一ル表面で急冷凝固して生成する微細粒状晶の混合組織となり、オーステナィ卜結晶粒界に析出する硼化物を微細に分散させることができる。

その結果、熱間加工性に優れるものとなるので薄鍀片铸造工程での铸片割れを防止でき、かつ、熱間圧延工程を省略する冷延鋼板用圧延素材を得ることができる。

つぎに、実験例について以下に述べる。

B ： 2. 0 mass%を含有する S U S 3 0 4オーステナイト系ステンレス鋼の溶湯 (過熱度 Δ T ： 6 0 °C ) 及び半凝固金属スラリ一（固相率： 0. 2 ) をそれぞれ双ロール式ストリップ連続キャスターに供給して厚さ： 8画の薄錶片を铸造し、それらの薄铸片断面の金属組織を調査した。

これらの金属組織写真を第 2図及び第 3図に示す。

第 2図は溶湯から錶造した B ： 2. 0 %を含有する S U S 3 0 4オーステナイ卜系ステンレス鋼薄铸片の金属組織写真であり、第 3図は半凝固金属スラリ一から铸造した B ： 2. 0 %を含有する S U S 3 0 4オーステナイ卜系ステンレス鋼薄鋅片の金属組織写真である。

これらの図から明らかなように、溶湯から铸造した薄錶片断面の金属組織（第 2図）は、鍀片表面からその中心に向けて粗大な柱状晶が生成したものであるのに対し、半凝固金属スラリーから錶造した薄铸片断面の金属組織（第 3図）は、微細なオーステナイト結晶粒からなっている。

さらに、 B ： 2.1 mass%を含有する S U S 3 0 4オーステナイト系ステンレス鋼の溶湯の過熱度及び半凝固金属スラリ一の固相率を種々変化させてそれぞれ双ロール式ストリップ連続キャスターに供給して厚さ： 8ππηの薄铸片に铸造し、得られた各薄铸片について、铸片断面における柱状晶占有面積率を調査した。これらの調査結果を第 4図にまとめて示す。

第 4図は、 B ： 2.1 %を含有する S U S 3 0 4オーステナイト系ステンレス鋼について、溶湯の過熱度および半凝固金属スラリ一の固相率と铸片断面における柱状晶占有面積率との関係を示すグラフである。

この図から明らかなように、供給した溶湯の過熱度 ΔΤが 0 °C (固相率： 0 ) の場合には若干の柱状晶が生成しているが、半凝固金属スラリ一の固相率が 0.1 以上で柱状晶の生成は全くなく、この発明方法によって柱状晶の生成を完全に抑制できることを示している。

さらに、成分組成については、耐食性や耐熱性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼に Bを添加するものとするが、その B含有量は、中性子遮へい効果を有効に作用させるために 0.5 mass%以上含有させることが必要であり、逆に 4.0 ma ss%を超えて含有させるとこの発明方法を用いても铸造時の割れの発生を完全に抑制することが困難になる。したがって、 Bの含有量は 0.5 〜4.0 mass%の範囲とする。

なお、この発明は、 Bを添加した S U S 3 0 4 , S U S 3 0 4 L, S U S 3 0 9 S及び S U S 3 1 0 Sなどに適用して好適である力く、その他のオーステナイト系ステンレス鋼に Bを添加した鋼についても有利に適用できる。

③ フニライト系ステンレス鋼薄錶片の製造（第 1 1発明）

フェライト系ステンレス鋼薄板に発生するリジングは圧延素材である铸片の凝固組織が粗大な柱状晶となることに起因している。

この発明においては、液相線以下、固相線以上の温度域で攪拌して得られる半凝固金属スラリ一を、双ロール式ス卜リップ連続キャスターにより急冷凝固して拄状晶の生成を阻止して薄铸片を铸造するようにするので、得られる薄铸片は、柱状晶の生成が全くないものとすることができ、その組織は半凝固金属スラリ一中に懸濁していた微細な粒状の初晶粒と半凝固金属スラリ一中の液相がロール表面で急冷凝固して生成する微細粒状晶の混合組織となる。したがって、この薄铸片から製造される薄板はその成形加工時にリジングが発生することがない。つぎに実験例について以下に述べる。

S U S 4 3 0フヱライト系ステンレス鋼の溶湯の過熱度及び半凝固金属スラリ —の固相率を変化させてそれぞれ双ロール式ストリップ連続キャスターに供給して厚さ： 6 mmの薄鍀片に铸造し、得られた各铸片についてその断面における柱状晶占有面積率を調査した。これらの調査結果を第 5図にまとめて示す。

第 5図は S U S 4 3 0 フヱライト系ステンレス鋼について、溶湯の過熱度および半凝固金属スラリーの固相率と铸片断面における柱状晶占有面積率との関係を示すグラフである。

この図から明らかなように、供給した溶湯の過熱度 Δ Τが 0 °C (固相率： 0 ) の場合には若干の柱状晶の生成が認められるが、半凝固金属スラリーの固相率が 0. 1 以上では柱状晶の生成は全くみられず、この発明方法によれば、柱状晶の生成を完全に抑制することができることを示している。

④ マルテンサイ卜系ステンレス鋼薄铸片の製造（第 1 2発明）

マルテンサイ卜系ステンレス鋼、特に高炭素 C rマルテンサイ卜系では過共析鋼で 1次炭化物が析出する。マク口偏析が生じるスラブ中心部には粗大な炭化物がより多く析出し、材質を劣化させる。この発明においては、液相線以下、固相線以上の温度域で攪拌して得られる半凝固金属スラリ一を、双ロール式ス卜リップ連続キャスターにより急冷凝固して薄铸片を铸造するようにするので、スラリ一中に懸濁していた微細な粒状の初晶粒と、半凝固金属スラリ一中の液相が口一ル表面で急冷凝固して生成する微細粒状晶の混合組織となり、マク口偏析も少なくなる。したがって粗大炭化物が少なく、表面割れの少ない薄铸片が得られる。

⑤ けい素鋼の薄铸片の製造（第 1 3発明）

電磁鋼板用けい素鋼の鎳造を、固液共存域で攪拌して得られる半凝固金属スラリーを双ロール式ストリップ連続キャスターを用いて薄錶片に铸造すると、凝固組織は铸片全体が均一な粒状組織となり、かつ、凝固時間が溶湯の铸造に比し極めて短いため、結晶粒は小さく、成分偏析は大幅に軽減され、前記したインヒビ夕一として作用する Mn S , Mn S e 等の析出物は微細で均一に分散したものとなる。したがって、この薄铸片を用いて方向性電磁鋼板を製造する場合、良好な電磁特性を得るための熱間圧延前の Mn S や Mn S eを微細に析出させる溶体化処理をより低温で行うことができ、したがって、溶体化処理温度が高いことによる前記した種々の障害を大幅に軽減することができ、操業上の大幅な改善がなされる。

また、この薄铸片は、凝固組織が均一で粒径の小さい粒状組織であるため、それから製造される電磁鋼板は、溶湯から铸造した場合に生じる柱状晶に起因する製品のリジングの発生がなくなるとともに、結晶方位の集合性もバラツキの少ないものになり、電磁特性も向上する。

なお、この発明は、一方向性電磁鋼板の製造に有利に適用できるものである力 <、無方向性電磁鋼板の製造の場合にも、リジングの抑止効果、電磁特性の向上効果を有するものであり有利に適用可能である。

さらに、 S iが 5 mass%を超えると脆化が著しくなるため熱間圧延、冷間圧延ともに不可能となるが、この発明によって得られる薄錶片は、上記のように多量の S iを含有していても、表面割れが少なく冷間圧延が可能になる。

したがって、この発明においては従来法では加工が困難な S i含有量を 3. 0 〜 6. 5 raas s%の範囲とし、 MnS 等の析出に必要な M n含有量を 2. 5 mas s%以下とする。

⑥ りん青銅合金又は高 S n鋼合金の薄錶片の製造（第 1 4発明、第 1 5発明）りん青銅合金又は高 S n銅合金において、固相と液相が共存する温度域において強く攪拌して半凝固金属スラリーとすると、該スラリ一は液相中に粒状の初晶粒が懸濁した状態になる。このような半凝固金属スラリーを双口一ル式ストリップ連続キャスターにより铸造するとその薄鐃片の铸造組織は、スラリ一中で固相として存在していた初晶粒と錶造時に生成する微細粒状晶の混合組織をなすので、溶湯の連続铸造で見られるようなデンドライト状の柱状晶組織は全く生成しない。したがつてこの発明に従えば、すず汗や <5相のない表面性状の優れた薄鋅片を得ることができることになる。図面の簡単な説明

第 1図は、排出ノズルを高周波誘導加熱するにあたって、誘導電流の 8 0 %が流れる浸透深さと周波数との関係を示すグラフ、

第 2図は、溶湯から銬造した B ： 2. 0 %を含有する S U S 3 0 4オーステナイト系ステンレス鋼薄铸片の金属組織写真、

第 ₃図は、半凝固金属スラリーから鐃造した B ： 2. 0 %を含有する S U S 3 0 4オーステナイト系ステンレス鋼薄鍀片の金属組織写真、

第 4図は、 B ： 2. 1 %を含有する S U S 3 0 4オーステナイ卜系ステンレス鋼について、溶湯の過熱度および半凝固金属スラリ一の固相率と铸片断面における柱状晶占有面積率との関係を示すグラフ、

第 5図は、 S U S 4 3 0 フヱライト系ステンレス鋼について、溶湯の過熱度および半凝固金属スラリーの固相率と铸片断面における柱状晶占有面積率との関係を示すグラフ、

第 6図は、実施例に用いた電磁攪拌による半凝固金属スラリー製造装置、排出ノズルおよび双口一ル式ストリップ連続キャスターの一連の装置の説明図である発明を実施するための最良の形態

実施例 1

まず、実施例に用いた装置を第 6図に基づいて説明する。

第 6図は、実施例に用いた電磁攪拌による半凝固金属スラリー製造装置、排出ノズルおよび双ロール式ストリップ連続キャスターの一連の装置の説明図である。この図において、 1 はダンディッシュ、 2は水冷ジャケットをそなえた攪拌 - 冷却槽、 3は攪拌 · 冷却槽の外周に配設した電磁攪拌コイル、 4 は中子ス小ツバ一、 5は排出ノズル、 6は排出ノズル 5の外周に配設した高周波加熱コイル、 1 1 は双ロール式ストリップ連続キャスターの双ロール、 1 2は双ロール間の間隔を調整する油圧シリンダー、 1 3は双ロール 1 1の上下方向の位置を調整する昇降装置、 1 4はロールキス部直上の湯だまり部であり、 2 .1 は溶湯、 2 2は半凝固金属スラリー、 2 3は薄鍀片である。

なお、上記において排出ノズル 5はアルミナグラフアイト製であり、双ロール 1 1 は水冷式銅製ロールでその諸元は、口一ル径： 400 腿、ロール幅： 205 mm、ロール間隔： 0〜 3 0 mm、ロール回転数： 5〜 5 0 rpm である。

この装置を用いての半凝固金属スラリ一の製造とその連続铸造による薄铸片の製造は以下のようになる。

金属溶湯を容器（図示省略）からタンディッシュ 1 に連続的に供給する。このタンディッシュ 1 に供給された溶湯 2 1 は、その下方の攪拌 ·冷却槽 2に流入し- ここで冷却されながら電磁攪拌コイル 3の電磁力の作用（電力： 700 KVA、磁束密度： 1000ガウス）によって攪拌され半凝固金属スラリー 2 2が製造される。この半凝固金属スラリー 2 2は中子ストッパー 4の上下動の調整により流量制御されながら、高周波加熱コイル 6により誘導加熱（周波数： 100 kHz 、電力： 2 0 kW) されている排出ノズル 5を介して双口一ル式ストリップ連続キャスターの湯だまり部 1 4に供給され、双ロール 1 1 により冷却され凝固して薄铸片 2 3 となる。

このような装置により、 S U S 3 1 0 S (C r : 2 5 mass%、 N i ： 2 1 mass %) と S U S 3 1 6 L (C r : 1 7 mass%、 N i ： 1 4 mass%、 Mo ： 2.5 mass %) のオーステナイ卜系ステンレス鋼について、固相率を 0.45以下で変化させて半凝固金属スラリーをそれぞれ製造し、ついで、これらの半凝固金属スラリーならびに比較のための溶湯とをそれぞれ連続铸造し厚さ： 3 ~ 1 2匪の範囲内の鎊片を製造し、それらの鍀造性（作業性）、得られた铸片の組織および表面割れの程度などについて調査した。

それらの調査結果を製造条件とともに表 1 にまとめて示す。

表 1

表 1 において試料 Να 2 , 3 , 4 , 6および 7 (適合例）は鋅造組織が初晶粒と微細粒状晶の混合組織からなり、铸片表面における割れの発生は全くみられず、铸造性も良好であった。これらに対し、固相率が 0 % (完全溶湯）になる試料 No. 1は、銬造組織が粗大な柱状晶からなつていて、表面割れも多数発生した。また、固相率が 0. 45になる試料 No. 5は半凝固スラリ一の流動性が悪いために铸造することができず、さらに試料 No. 8 (板厚 1 超え）は銬造組織が初晶粒と粗大粒状晶の混合組織となつて少数ながら表面割れがみられた。

なお、この発明に従う適合例については、従来法に従い冷間圧延、焼鈍処理を施して最終製品としたところ、品質的には、鋼塊〜分塊〜熱延を経る従来材とほぼ同水準にあることが確かめられた。

実施例 2

実施例 1で使用した装置により、 Bを 0. 5 ~5. 0 mass%の範囲でそれぞれ含有する S U S 3 0 4オーステナイ卜系ステンレス鋼について、固相率を 0. 45以下で変化させて半凝固金属スラリーをそれぞれ製造し、ついで、これらの半凝固金属スラリーならびに比較のための溶湯をそれぞれ連続铸造し、厚さ： 5 〜 1 2 mmの範囲内の铸片を製造し、その鐃造性（作業性）、得られた铸片断面における柱状晶占有面積率および铸片表面の割れの発生の有無などを調査した ₍

これらの調査結果を製造条件とともに表 2にまとめて示す。表 2

なお、表 2における鋅片表面割れの判定は以下の基準による 3段階評価とした, A ：割れなし

B ：割れ発生少ない。 - C ：割れ発生多い。

表 2から明らかなように、比較例では铸造性の悪いもの、あるいは柱状晶の生成又は铸片表面割れの発生が見られるのに対し、この発明方法によれば、铸造性は良好であり、得られた铸片には柱状晶の生成および铸片表面割れの発生は全く見られない。なお、 Bの含有量が 5. 0 mass% (試料 No. 9 ) では铸片表面割れが発生している力 4. 0 mass % (試料 Να 4 ) では割れの発生はなく、したがってその含有量の上限は 4. 0 mass %とすることがよい。

さらに、この発明方法によって得られた鍀片（試料 No. 1〜5 ) を焼鈍（1150°C - 1時間）一酸洗したのち、圧下率： 4 0〜 6 0 %の冷間圧延を行って最終製品としたが、全ての試料とも表面性状の優れた割れのない冷延板を得ることができた。

実施例 3

実施例 1で使用した装置により、 S U S 4 3 0および S U S 4 3 0 L Xのフエライ卜系ステンレス鋼について、固相率を 0.45以下で変化させて半凝固金属スラリーをそれぞれ製造し、ついで、これらの半凝固金属スラリーならびに比較のための溶湯をそれぞれ連続铸造し、厚さ： 4〜 1 5画の範囲内の铸片を製造し、各鐃片断面にて柱状晶占有面積率を調査した。

さらにこれらの各铸片を温度： 950 の焼鈍を施したのち、圧下率： 7 5 ~ 8 0 %の冷間圧延を行った。その後これらの冷延板に温度： 750 〜850 °Cの焼鈍につづいて酸洗を施した。

かくして得られた各薄板について、直径 100 mmの円筒に深絞り加工を行い、表面観察によりリジングの発生の程度を調査した。

それらの調査結果を製造条件とともに表 3にまとめて示す。

表 3

なお、表 3におけるリジングの判定は以下の基準による 3段階評価とした。

A ：リジングの発生なし。

B ：リジングの発生小。

C ：リジングの発生大。

表 3から明らかなように、比較例では柱状晶の生成及びリジングの発生があるのに対し、この発明方法による薄鎳片（適合例）は柱状晶占有面積率は 0 %であり、薄板に加工後の深絞り材表面でのリジングの発生は全くみられない。

実施例 4

実施例 1で使用した装置により、 S U S 4 4 0 C (C ： 1.1 mass%、 C r ： 17.0mass%) のマルテンサイト系ステンレス鋼について、固相率を 0.45以下で変化させて半凝固金属スラリーをそれぞれ製造し、ついで、これらの半凝固金属スラリーならびに比較のための溶湯をそれぞれ連続铸造し、厚さ： 3 ~ 1 2 mmの範囲内の铸片を製造し、それらの铸造性（作業性）、得られた錶片の組織および表面割れの程度などについて調査した。

それらの調査結果を製造条件とともに表 4にまとめて示す。表 4

なお、組織観察によれば、上記のいずれの場合も粗大炭化物は見られなかった表 4において試料 Νο. 2 , 3， 4 , 6および 7 (適合例）は鎵造組織が初晶粒と微細粒状晶の混合組織からなり、铸片表面における割れの発生は全くみられず、铸造性も良好であった。これらに対し、固相率が 0 % (完全溶湯）になる試料 No. 1は铸造組織が粗大な柱状晶からなつていて、表面割れも多数発生した。また、固相率が 0. 45になる試料 No. 5は半凝固金属スラリ一の流動性が悪いために錶造することができず、さらに試料 No. 8 (板厚 1 0 mm超え）は鎵造組織が初晶粒と粗大粒状晶の混合組織となつていて少数ながら表面割れがみられた。

なお、この発明に従う適合例については、従来法に従い冷間圧延、焼鈍処理を施して最終製品としたところ、品質的には、鋼塊〜分塊〜熱延を経る従来材とほぼ同水準であることが確かめられた。

実施例 5

実施例 1で使用した装置により、 S iを 3.3 mass%と 6.5 mass%を含む珪素鋼について、固相率を 0.45以下で変化させて半凝固金属スラ.リ一をそれぞれ製造し、ついでこれらの半凝固金属スラリ一ならびに比較のための溶湯をそれぞれ連続铸造し、厚さ： 3~ 1 2mmの範囲内の銬片を製造し、その鍀造性（作業性）、得られた铸片の組織および表面割れの程度などについて調査した。

それらの調査結果を製造条件とともに表 5にまとめて示す。

表 5

簡 Si含有量固相率娜表面割れ

No. unass%) (腿)

1 3.3 0 3.0 状晶多^^ 臉例

( ΔΤ=60°Ο

2 3.3 0.05 3.0 初晶粒 +細拉状晶なし適

3 3.3 0.20 3.0 初晶粒粒状晶なし適

4 3.3 0.40 6.0 初晶拉 +t¾B拉状晶なし適ベK ■ J

5 3.3 0.45 6.0 〔さ 3 腺例

6 3.3 0.20 6.0 初晶拉 +霞立状晶なし m 適 j

7 3.3 0.20 10.0 初晶粒 +微細粒状晶なし適 ' j

8 3.3 0.20 12.0 初晶拉肽拉伏晶少^^ 餅

9 6.5 0.20 3.0 初晶粒 +微細粒状晶なし m 適 ' J

10 6.5 0 3.0 状晶多数 m m

( ΔΤ=60°Ο 表 5において試料 Να 2， 3 , 4 , 6 , 7および 9 (適台例）は鋅造組織が初晶粒と微細粒状晶の混合組織からなり、铸片表面における割れの発生は全くみられず、铸造性も良好であった。これらに対し、固相率が 0 % (完全溶湯）になる試料 Να ΐ , および 1 0は铸造組織が粗大な柱状晶からなつていて、表面割れも多数発生した。また、固相率が 0.45になる試料 No.5は半凝固スラリーの流動性が悪いために铸造することができず、さらに試料 No.8 (板厚 1 0 mm超え）は铸造組織が初晶粒と粗大粒状晶の混合組織となつて少数ながら表面割れがみられた。

さらに、これらの铸片を、圧下率： 4 0 %で冷間圧延をしたところ、錶片に表面割れが発生していたものはいずれも冷間圧延で割れが発生した。一方、鍩片に表面割れが発生しなかったものについては、冷間圧延でも割れが発生せず、正常な冷間圧延製品が得られた。

実施例 6

実施例 1で使用した装置により、 S n ： 3.5 ~9.0 mass%、 P ： 0.03-0.35ma ss%を含有するりん青銅合金および S n ： 1 0 ~ 2 5 mass%を含有する高 S n銅合金について、固相率を 0.45以下で変化させて半凝固スラリ一をそれぞれ製造し、ついで、これらの半凝固金属スラリ一ならびに比較のための溶湯をそれぞれ連続鑄造し、厚さ： 3 ~ 1 2匪の範囲内の铸片を製造し、その铸造性（作業性）、得られた铸片の凝固組織、すず汗の発生程度および、粗大 5相の生成状況などについて調査した。

それらの調査結果を製造条件とともに表 6にまとめて示す。

表 6

表 6においてりん青銅合金については、試料 Να 2 , 3 , 5および 8 (適合例）は、凝固組織が初晶粒と微細粒状晶の混合組織からなり、すず汗の発生や粗大 5 相の生成は全くみられず、铸造性も良好であった。これらに対し、固相率が 0 % (完全溶湯）になる試料 No. 1は凝固組織が粗大な柱状晶からなつていて、すず汗が発生し粗大 δ相の生成も見られた。また、固相率が 0. 45になる試料 No. 4は半凝固金属スラリ一の流動性が悪いために铸造することができず、さらに試料 No. 6 , 7 (板厚 1 0匪超え）は凝固組織が初晶粒と粗大粒状晶（適合例の粒状晶よりも大きい）の混合組織とからなり、すず汗の発生を抑えることができず、しかも少量ながら粗大 <5相の生成もみられた。

なお、この発明に従うりん青銅合金の適合例については、従来法にしたがい均熱処理、冷間圧延等を施して最終製品としたところ、品質的には、全面研削を施したものとほぼ同水準にあることが確かめられた。

一方、高 S n銅合金については、 S n含有量が 1 4 massタ ό'以下の試料 No. 9 ( S n ： 1 0 % ) および 1 0 ( S n ： 1 4 % ) はりん青銅合金の適合例と同様で、凝固組織が初晶粒と微細粒状晶の混合組織とからなり、すず汗や粗大 5相の生成は全く見られず、铸造性も良好であった。そして S n含有量が増加し 2 O ma s s%の試料 No. 1 1では粗大 5相がわずかに認められるようになるが、均熱処理、冷間圧延により製品まで加工できた。しかし S n含有量がさらに増加し 2 5 mas s %の試料 No. 1 2になると粗大 5相が多量に生成し、冷間圧延で割れが多発し製品とすることができなかった。

したがって、 S n含有量は 2 0 mass %以下とすることがよい。

産業上の利用の可能性

この発明によれば、半凝固金属スラリ一からの連続錶造による品質に優れる薄铸片の製造が容易になる。さらにこの発明により種々の金属材料の薄鋅片を製造することにより以下に列記する効果が得られ、それぞれの金属材料の薄板製品の製造に用いて極めて有利である。

① オーステナイ卜系ステンレス鋼

表面割れのないオーステナイト系ステンレス鋼の薄板を製造できるようになり、製品歩留りの向上によって大幅なコストダウンが実現できる。

② 含硼素オーステナィ卜系ステンレス鋼

熱間加工が困難な含硼素オーステナイ卜系ステンレス鋼において、加工性の良好な薄铸片の製造を容易にし、かつ熱間加工を省略できるので、薄板の製造が極めて容易となり、その効果は絶大である。

③ フヱライト系ステンレス鋼

薄板の成形加工時にリジングの発生がないフェライト系ステンレス鋼薄板用素材の製造が容易になり、薄板成形加工時の歩留りが向上するとともに大幅なコストダウンが達成される。

④ マルテンサイ卜系ステンレス鋼

粗大炭化物の生成のないマルテンサイ卜系ステンレス鋼薄錶片を容易に製造でき、高品質、低コストの薄板製品の製造が実現できる。 ⑤ けい素鋼

微細粒状組織で偏折がなく、 MnS 等の折出物が微細に分散した内部品質の良好な、かつ、表面割れ、加工割れなどの少ないけい素鋼薄鍀片を製造できるようになり、方向性電磁鋼板の製造工程における溶体化処理温度の低減効果や電磁鋼板としての電磁特性の向上効果が期待できるとともに、複雑な工程でしか製造できなかった 6. 5 % S i鋼の薄板の製造を容易にする。

⑥ りん青銅合金および高 S n銅合金

すず汗や加工割れのない品質の良好なりん青銅合金および高 S n銅合金の薄铸片を製造することができるようになる。また、研削処理をほとんど施す必要がないので製品歩留りの向上と工程の簡略化を図ることができ、大幅なコス卜ダウンが実現できる。

Claims

請求の範囲 . 半凝固金属スラリー連続製造装置の上方より連続的に供給する溶湯を、該装置内にて冷却下に攪拌を加えて粒子の細かい非樹枝状晶が懸濁した固液混合相の半凝固金属スラリーとなし、

ついで、該半凝固金属スラリーを、半凝固金属スラリー製造装置の底部に設けたノズル自体を加熱する手段を具備する排出ノズルを介して双ロール式ストリップ連続キャスターに供給して急冷凝固させ、組織と析出物の分散とを微細化する铸造を行うことを特徵とする連続銬造による薄铸片の製造方法。 . 請求の範囲第 1項に記載の方法において、攪拌が、電磁攪拌方式である連続铸造による薄鐃片の製造方法。 . 請求の範囲第 1項に記載の方法において、攪拌が、攪拌子回転方式である連続铸造による薄铸片の製造方法。 . 請求の範囲第 1項〜第 3項のうちのいずれか一項に記載の方法において、排出ノズルを加熱する手段が、周波数： 4 0 kH z - 200 kH z の範囲の高周波誘導加熱である連続鎊造による薄铸片の製造方法。 . 請求の範囲第 4項に記載の方法において、排出ノズルが、比抵抗が 5000 Ω • cn！〜 12000 u Ω · cmの範囲のアルミナグラフアイトである連続錶造による薄錶片の製造方法。 . 請求の範囲第 1項〜第 3項のうちのいずれか一項に記載の方法において、排出ノズルを加熱する手段が、電気抵抗ヒータ一による加熱である連続錶造による薄铸片の製造方法。 . 請求の範囲第 1項〜第 6項のうちのいずれか一項に記載の方法において、双ロール式ス卜リップ連铳キャスターに供給する半凝固金属スラリ一が、固相率が 0. 01〜0. 40の範囲である連続铸造による薄铸片の製造方法。

8 . 請求の範囲第 1項〜第 7項のうちのいずれか一項に記載の方法において、薄錶片が、厚さが 1 0 以下である連続鎳造による薄铸片の製造方法。

9 . 請求の範囲第 1項〜第 8項のうちのいずれか一項に記載の方法において、溶湯が、オーステナイト系ステンレス鋼であり、 Pおよび Sの分散を微細化する錶造を行うことを特徵とする連続铸造による薄鍀片の製造方法。

10. 請求の範囲第 1項〜第 8項のうちのいずれか一項に記載の方法において、溶湯が、 B ： 0. 5 〜4. 0 mas s %を含有する含硼素オーステナイ卜系ステンレス鋼であり、 F , Sおよび硼化物の分散を微細化する鎢造を行うことを特徴とする連続铸造による薄錶片の製造方法。

11. 請求の範囲第 1項〜第 8項のうちのいずれか一項に記載の方法において、溶湯が、フェライト系ステンレス鋼であり、柱状晶の生成を防止する鍀造を行うことを特徴とする連続铸造による薄鎵片の製造方法。

12. 請求の範囲第 1項〜第 8項のうちのいずれか一項に記載の方法において、溶湯が、マルテンサイト系ステンレス鋼であり、炭化物の分散を微細化する铸造を行うことを特徵とする連続鍀造による薄鍀片の製造方法。

13. 請求の範囲第 1項〜第 8項のうちのいずれか一項に記載の方法において、溶湯が、 S i ： 3. 0 —6. 5 mass %および M n : 2. 5 mass%以下を含有するけい素鋼であり、組織と M n化合物の分散とを微細化する铸造を行うことを特徵とする連続鋅造による薄鏡片の製造方法。

14. 請求の範囲第 1項〜第 8項のうちのいずれか一項に記載の方法において、溶湯が、 S n ： 3.5 ~9.0 mass%および P ： 0.03〜0.35mass%を含有するりん青銅合金であり、柱状晶の生成を防止し組織を微細化する铸造を行うことを特徵とする連続铸造による薄铸片の製造方法。

15. 請求の範囲第 1項〜第 8項のうちのいずれか一項に記載の方法において、溶湯が、 S n ： 8〜 2 0 niass%を含有する高 S n銅合金であり、柱状晶の生成を防止し組織を微細化する铸造を行うことを特徵とする連続铸造による薄铸片の製造方法。