(57)【要約】【課題】  Ｎｉ含有量が９０質量％以上であるＮｉ材を、表面疵を発生させることなく連続鋳造する。【解決手段】  Ｎｉ含有量が９０質量％以上であるＮｉ基溶湯の連続鋳造に用いるモールドフラックスである。下記式で表されるＴ．ＣａＯのＳｉＯ2に対する比（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2）で示す塩基度が０．５〜０．９、質量％で、Ｆ含有量が２〜１０％、Ｃ含有量が１．５〜５％であって、かつ、凝固点が９００〜１１００℃、１３００℃における粘度が０．１〜１Ｐａ・ｓである。  Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2＝｛(ＣａＯ)+０．７１８２×(ＣａＦ2)｝／（ＳｉＯ2）。【効果】  Ｎｉ含有量が９０質量％以上であるＮｉ材を、表面欠陥を発生させることなく連続鋳造により製造できる。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉ含有量が９０質量％以上であるＮｉ基溶湯の連続鋳造に用いるモールドフラックスであって、
下記式で表されるＴ．ＣａＯのＳｉＯ2に対する比（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2）で示す塩基度が０．５〜０．９、
質量％で、Ｆ含有量が２〜１０％、Ｃ含有量が１．５〜５％であって、
かつ、凝固点が９００〜１１００℃、１３００℃における粘度が０．１〜１Ｐａ・ｓであることを特徴とするＮｉ基溶湯の連続鋳造用モールドフラックス。
Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2＝｛(ＣａＯ)+０．７１８２×(ＣａＦ2)｝／（ＳｉＯ2）
【請求項２】
Ｎｉ含有量が９０質量％以上であるＮｉ材を垂直型連続鋳造機を用いて鋳造する方法であって、
下記式で表されるＴ．ＣａＯのＳｉＯ2に対する比（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2）で示す塩基度が０．５〜０．９、
質量％で、Ｆ含有量が２〜１０％、Ｃ含有量が１．５〜５％であって、
かつ、凝固点が９００〜１１００℃、１３００℃における粘度が０．１〜１Ｐａ・ｓであるモールドフラックスを使用することを特徴とするＮｉ材の連続鋳造方法。
Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2＝｛(ＣａＯ)+０．７１８２×(ＣａＦ2)｝／（ＳｉＯ2）
【請求項３】
Ｎｉ含有量が９０質量％以上であるＮｉ材を湾曲型連続鋳造機または垂直曲げ型連続鋳造機を用いて鋳造する方法であって、
下記式で表されるＴ．ＣａＯのＳｉＯ2に対する比（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2）で示す塩基度が０．５〜０．９、
質量％で、Ｆ含有量が２〜１０％、Ｃ含有量が１．５〜５％であって、
かつ、凝固点が９００〜１１００℃、１３００℃における粘度が０．１〜１Ｐａ・ｓであるモールドフラックスを用い、
鋳片を曲げ矯正する際の鋳片表面温度の平均値を８００℃以上とすることを特徴とするＮｉ材の連続鋳造方法。
Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2＝｛(ＣａＯ)+０．７１８２×(ＣａＦ2)｝／（ＳｉＯ2）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｉを９０質量％以上含有するＮｉ基溶湯を連続鋳造するのに適したモールドフラックス、および、このモールドフラックスを用いてＮｉを９０質量％以上含有するＮｉ材（以下、純Ｎｉ材という。）を連続鋳造する方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
Ｎｉ材を連続鋳造により製造した場合には、表面疵の発生が問題になるので、従来は、インゴット鋳造によってＮｉ材を製造する場合が多かった。
しかしながら、表面疵を発生させることなく、連続鋳造によってＮｉ材を製造できれば、生産能率の向上が図れることは言うまでもない。
【０００３】
このような観点から、低熱伝導性材料により構成した水冷鋳型を使用し、冷却速度を遅くすることで、表面疵を発生させることなく、ＮｉやＮｉ−Ｃｕ系合金を連続鋳造することが、特許文献１で提案されている。
【特許文献１】特開平６−３０４７０１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、Ｎｉの鋳造温度は１４５０℃から１５００℃程度あって、非常に高温である。従って、特許文献１に記載された低熱伝導性材料で構成した鋳型では、鋳型の表面温度が高くなりすぎ、変形が生じる。鋳型が変形すると、鋳型からの抜熱が不均一になるので疵が発生したり、また、ブレークアウトが発生して鋳造できなくなる場合がある。
【０００５】
なお、粘度、凝固温度、結晶性を適正に規定することで、Ｎｉを３０質量％以上含有するＮｉ基合金を連続鋳造により製造した場合における縦割れや横割れなどの表面欠陥の発生を防止するモールドパウダー、および、このモールドパウダーを用いた連続鋳造方法が、特許文献２で提案されている。
【特許文献２】特開２００３−９４１５１号公報
【０００６】
しかしながら、この特許文献２で提案されたモールドパウダーおよび連続鋳造方法では、鋳片の表層部に気泡性欠陥が発生したり、鋳片を曲げた後、矯正するタイプの連続鋳造機を用いた場合に、矯正により鋳片表面に割れが発生する場合があるという問題があった。
【０００７】
本発明が解決しようとする問題点は、従来、純Ｎｉ材を、とくに気泡性欠陥や鋳片矯正時の表面割れなどの表面疵を発生させることなく連続鋳造することができなかったという点である。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明のＮｉ基溶湯の連続鋳造用モールドフラックスは、
Ｎｉ含有量が９０質量％以上であるＮｉ材を、とくに気泡性欠陥や鋳片矯正時の表面割れなどの表面疵を発生させることなく連続鋳造できるようにするために、
Ｎｉ含有量が９０質量％以上であるＮｉ基溶湯の連続鋳造に用いるモールドフラックスであって、
下記(1)式で表されるＴ．ＣａＯのＳｉＯ2に対する比（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2）で示す塩基度が０．５〜０．９、
質量％で、Ｆ含有量が２〜１０％、Ｃ含有量が１．５〜５％であって、
かつ、凝固点が９００〜１１００℃、１３００℃における粘度が０．１〜１Ｐａ・ｓであることを最も主要な特徴としている。
Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2＝｛(ＣａＯ)+０．７１８２×(ＣａＦ2)｝／（ＳｉＯ2）…  (1)
【０００９】
前記本発明における、ＣａＯ、ＳｉＯ2およびＣａＦ2は、モールドフラックス中のＣａＯ、ＳｉＯ2およびＣａＦ2の含有量（質量％）を示す。
【００１０】
また、本発明の純Ｎｉ材の連続鋳造方法は、
前記本発明のＮｉ基溶湯の連続鋳造用モールドフラックスを用いて純Ｎｉ材を連続鋳造する方法である。
【００１１】
但し、この本発明の純Ｎｉ材の連続鋳造方法を実施するに際し、湾曲型連続鋳造機または垂直曲げ型連続鋳造機を使用する場合には、鋳片を曲げ矯正する際の鋳片表面温度の平均値を８００℃以上で行う。なお、この場合に、鋳片表面温度の平均値を８００℃以上として行うことの限定理由は後述する。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、Ｎｉ含有量が９０質量％以上である純Ｎｉ材を、とくに気泡性欠陥や鋳片矯正時の表面割れなどの表面欠陥を発生させることなく連続鋳造により製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明を実施するための最良の形態について、新しい着想から、発明成立に至るまでの過程と共に詳細に説明する。
純Ｎｉ材は鋼と比較して、熱伝導率が高く、表面張力が低く、高温での延性が低いという物性値の相違がある。
【００１４】
熱伝導率が高いということは、温度勾配がつきにくい、もしくは冷却され易いということから溶湯メニスカスの温度が低下しやすく、また、表面張力が低いということと併せて、介在物や気泡がバルクから離脱され難いということである。
【００１５】
発明者が引っ張り試験を実施したところ、純Ｎｉは高温状態では良好な延性を示すが、８００℃未満では急激に脆化し、ほとんど延性を示さない状態となることが判明した。
【００１６】
Ｎｉの製造方法は様々である。発明者は、Ｎｉについての種々の製造方法や、他の金属の製造方法を調査し、以上の物性を考慮して数々の実験と試行錯誤を行い、以下の知見を得た。
【００１７】
まず、モールドフラックスについては、溶融Ｎｉの表面張力が鋼よりも低いので、バランスをとるために溶融フラックスの表面張力を低下させ、これら溶融Ｎｉと溶融フラックスとの界面張力を低下させないと、溶融Ｎｉ中のガス気泡を離脱することができない。
【００１８】
また、Ｎｉの鋳造温度はもともとの液相線温度が炭素鋼よりも低く、通常のステンレス鋼なみであることから、純Ｎｉ材の連続鋳造に使用するモールドフラックスの凝固点は、普通鋼の連続鋳造に使用するものよりも低く、概ねステンレス鋼用程度に調整する必要がある。
【００１９】
また、Ｎｉは熱伝導率が高いので、メニスカスの温度が低下しやすく、そのために気泡が離脱しにくいという問題もあるので、モールドフラックス中の炭素濃度を十分に確保し、酸化による発熱を促進する必要がある。
【００２０】
さらに、Ｎｉはオーステナイト単相凝固であるので、結晶粒が粗大化して粒界割れが発生しやすいため、フラックスフィルムには結晶化による緩冷却機能も必要である。
【００２１】
本発明のモールドフラックスは、発明者の以上の知見をもとになされたものであり、
前記(1)式で表されるＴ．ＣａＯのＳｉＯ2に対する比（Ｔ．ＣａＯ／ＳｉＯ2）で示す塩基度が０．５〜０．９、
質量％で、Ｆ含有量が２〜１０％、Ｃ含有量が１．５〜５％であって、
かつ、凝固点が９００〜１１００℃、１３００℃における粘度が０．１〜１Ｐａ・ｓである物性を有するものである。
【００２２】
本発明のモールドフラックスにおいて、フラックスの組成で、前記(1)式で表される塩基度が０．５未満であると、フラックスフィルムがガラス化しすぎて、鋳片の冷却が強くなりすぎ、表面に割れが発生する。また、粘度が所定の値より大きくなりすぎるなどの問題も発生する。
【００２３】
一方、塩基度が０．９より大きいと、溶融フラックスの表面張力が大きくなりすぎて、溶融Ｎｉ中の気泡が離脱しにくくなり、気泡性欠陥が発生しやすくなる。
従って、本発明では、前記(1)式で表される塩基度を、０．５以上、０．９以下とした。
【００２４】
また、モールドフラックスの凝固点が１１００℃より高い場合は、フラックスが融解し難くなって潤滑不良が発生する。一方、モールドフラックスの凝固点が９００℃未満であった場合には、適正な溶融層厚さが確保されず、過大な溶融層厚さになって保温性が損なわれるとともに、鋳片表面に割れが発生しやすいという問題が発生する。
従って、本発明では、モールドフラックスの凝固点を９００℃以上、１１００℃以下とした。
【００２５】
また、モールドフラックス中のＣ含有量が１．５質量％未満の場合には、炭素の燃焼熱が足らずにメニスカスの温度が低下し、気泡性欠陥が発生しやすい。一方、５質量％より多い場合は溶融速度が遅くなりすぎ、潤滑不良が発生しやすいという問題が発生する。
従って、本発明では、モールドフラックスのＣ含有量を１．５質量％以上、５質量％以下とした。
【００２６】
また、モールドフラックスの粘度については、１３００℃の粘度が０．１Ｐａ・ｓ未満の場合は、粘度が低すぎて巻き込みが発生したり、流入が不均一になって割れが発生したりする。一方、１Ｐａ・ｓより大きいと、流入不足になって鋳型と鋳片との間に焼き付きが発生し易くなる。
従って、本発明では、モールドフラックスの１３００℃における粘度を０．１Ｐａ・ｓ以上、１Ｐａ・ｓ以下とした。
【００２７】
また、モールドフラックス中のＦは結晶化に関わる元素であって、このＦ含有量が２質量％未満であると、結晶化せずにガラスになるために、鋳片の冷却が大きくなりすぎて鋳片の表面に割れが発生する。また、液相がうまく生成せずに潤滑不良となる。一方、１０質量％より多いと浸漬ノズルの溶損速度が大きくなるという問題が発生する。
従って、本発明では、モールドフラックス中のＦ含有量を２質量％以上、１０質量％以下とした。
【００２８】
本発明の純Ｎｉ材の連続鋳造方法は、
前記本発明のＮｉ基溶湯の連続鋳造用モールドフラックスを用いて純Ｎｉ材を連続鋳造する方法である。
【００２９】
この本発明の純Ｎｉ材の連続鋳造方法を実施するに際し、使用する連続鋳造機の種類は特に限定されないが、Ｎｉはオーステナイト単相凝固であって、粒径が大きくなり易く、粒界での割れが発生し易いので、曲げや矯正の応力が発生しない垂直連続鋳造機を用いて鋳造することが望ましい。
【００３０】
湾曲型連続鋳造機や、垂直曲げ型連続鋳造機のように、曲げ矯正の応力が発生する連続鋳造機を使用する場合には、曲げ矯正時の鋳片表面温度の平均値を８００℃以上としなければならない。８００℃未満の場合には脆化域に入るので簡単に表面割れが発生するからである。
【実施例】
【００３１】
以下、本発明の効果を確認するために行った実施結果について説明する。
鋳型厚さ１５０ｍｍ、幅９５０ｍｍの湾曲型連続鋳造機と垂直型連続鋳造機を使用して、純Ｎｉの鋳造を行った。鋳造に供した純Ｎｉの化学成分を下記表１に、また、鋳造条件を下記表２に示す。
【００３２】
【表１】
2006247672.tif 000002
【００３３】
【表２】
2006247672.tif 000003
【００３４】
本発明で規定する範囲を全て満足するＮｏ．１の条件（本発明例）で鋳造を行った場合、鋳造は順調に実施でき、鋳片の表面品質も問題なかった。
また、使用する連続鋳造機を湾曲型から垂直型に変えた他はＮｏ．１と同じ条件で鋳造を行ったＮｏ．１２（本発明例）でも、鋳造は順調に実施でき、鋳片の表面品質も問題なかった。
【００３５】
一方、塩基度が本発明で規定する範囲より小さい、Ｎｏ．２の条件（比較例）で鋳造を行った場合、凝固点が本発明で規定する範囲より低い、Ｎｏ．４の条件（比較例）で鋳造を行った場合、１３００℃における粘度が本発明で既定する範囲よりも低いＮｏ．８の条件（比較例）で鋳造を行った場合は、共に鋳造は順調に行えたものの、鋳片に表面割れが発生した。
【００３６】
また、塩基度が本発明で規定する範囲より大きい、Ｎｏ．３の条件（比較例）で鋳造を行った場合は、鋳造は順調に行えたものの、鋳片の表層部に気泡性の欠陥が多量に発生した。
【００３７】
また、凝固点が本発明で規定する範囲より高い、Ｎｏ．５の条件（比較例）で鋳造を行った場合は、鋳造は順調に行えたものの、潤滑不良が発生し、鋳片表面にカブレ疵が発生した。また、鋳片の表層部には気泡性の欠陥が多量に発生した。
【００３８】
また、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲より少ないＮｏ．６の条件（比較例）で鋳造を行った場合は、鋳造は順調に行えたものの、鋳型内のメニスカス温度が低下し、鋳片表層部に気泡性の欠陥が多量に発生した。
【００３９】
反対に、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲よりも多いＮｏ．７の条件（比較例）で鋳造を行った場合は、フラックスの炭素濃度が高くなりすぎてフラックスの溶融速度が遅くなり、十分な溶融層が形成されなかった。ブレークアウトには至らなかったものの、鋳造された鋳片表面は潤滑不良であり、ノロカミが多量に発生した。
【００４０】
また、１３００℃における粘度が本発明で既定する範囲よりも大きいＮｏ．９の条件（比較例）で鋳造を行った場合は、フラックスの粘度が大きすぎてフラックスの流入が不足した。ブレークアウトには至らなかったものの、鋳造された鋳片表面は潤滑不良であった。
【００４１】
また、Ｆ含有量が本発明で規定する範囲より少ないＮｏ．１０の条件（比較例）で鋳造を行った場合は、フラックスのフッ素濃度が低すぎてフラックスの溶融相が安定しなかった。ブレークアウトには至らなかったものの、鋳造された鋳片表面は潤滑不良であった。
【００４２】
反対に、Ｆ含有量が本発明で規定する範囲より多いＮｏ．１１の条件（比較例）で鋳造した場合は、鋳造は順調に行えたものの、フラックスのフッ素濃度が高すぎて浸漬ノズルの溶損が激しく、１時間以上の鋳造はできなかった。
【００４３】
また、矯正時の平均表面温度が本発明で規定する範囲よりも低いＮｏ．１３の条件（比較例）で鋳造を実施した場合は、鋳造は順調に行えたものの、表面には矯正の時に発生した割れが多数観察された。
【００４４】
本発明は上記の例に限らず、各請求項に記載された技術的思想の範囲内で、適宜実施の形態を変更しても良いことは言うまでもない。