(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
液相線の温度が1320〜1400℃であるボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造に用いる連続鋳造パウダーであって、CaＯ：30〜40ｍａｓｓ％、SiＯ2：30〜40ｍａｓｓ％、Na2Ｏ：10〜15ｍａｓｓ％、Al2Ｏ3：１〜５ｍａｓｓ％、Li2Ｏ：0.2〜1.5ｍａｓｓ％、Ｆ：３〜10ｍａｓｓ％、骨材Ｃ：0.3ｍａｓｓ％以上３ｍａｓｓ％未満を含有するものからなり、塩基度が0.8〜1.5、1300℃における粘度が0.5〜３poise、凝固温度が900〜1200℃であることを特徴とするボロン含有ステンレス鋼用連続鋳造パウダー。
【請求項２】
上記連続鋳造パウダーは、鋳型と凝固シェルとの間に流入した際に、0.5〜３mmのパウダーフィルムを生成するものであることを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造パウダー。
【請求項３】
上記パウダーフィルムは、15〜75％が結晶化していることを特徴とする請求項２に記載の連続鋳造パウダー。
【請求項４】
Ｃ：0.2ｍａｓｓ％以下、Si：３ｍａｓｓ％以下、Mn：５ｍａｓｓ％以下、Cr：15〜25ｍａｓｓ％、Ni：３〜20ｍａｓｓ％、Ｂ：0.5〜1.5ｍａｓｓ％、残部がFeおよび不可避的不純物からなる液相線の温度が1320〜1400℃であるボロン含有ステンレス鋼の溶鋼を、引抜速度：550〜900mm/分、溶鋼の過熱度：５〜50℃の条件下で、請求項１〜３のいずれか１項に記載の連続鋳造パウダーを用いて連続鋳造することを特徴とするボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造方法。
【請求項５】
上記ボロン含有ステンレス鋼は、上記成分組成に加えてさらに、Mo：５ｍａｓｓ％以下、Co：１ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含むことを特徴とする請求項４に記載の連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ボロン含有ステンレス鋼、中でも液相線が1320〜1400℃の温度範囲にあるボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造に適した連続鋳造パウダーと、その連続鋳造パウダーを用いて表面欠陥のないボロン含有ステンレス鋼スラブを得る連続鋳造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ボロン含有ステンレス鋼は、中性子吸収能が高く、耐食性にも優れていることから、原子力発電所等から発生する使用済み核燃料の貯蔵容器用材料や放射線の遮蔽材料として使用されている。ボロン含有ステンレス鋼の金相学的特徴は、オーステナイトとボライド(Fe2Ｂ)との共晶反応が存在し、液相線の温度が低く、凝固時の固相率の上昇が遅いということである。そのため、この鋼を連続鋳造した場合には、スラブが凝固割れを起こし易いという問題点がある。
【０００３】
また、鋳造した溶鋼中のＢと溶融した連続鋳造パウダー（以降、単に「パウダー」とも称する）中のSiＯ2とが、下記式のように反応し、溶融パウダー中にＢ2Ｏ3がピックアップされる。
３(SiＯ2)＋４[Ｂ]＝２(Ｂ2Ｏ3)＋３[Si]
ここで、（  ）は溶融パウダー中の成分、［  ］は溶鋼中の成分であることを示す。
【０００４】
溶融パウダー中にＢ2Ｏ3がピックアップされると、溶融パウダーの粘度、凝固温度が低下して、鋳型/凝固シェル間に流入するパウダーの量が増加するだけでなく、鋳型/凝固シェル間に形成されるパウダーフィルムをガラス質化する。パウダーフィルムがガラス質化すると、鋳型内のメニスカス部の冷却が不均一となり易くなり、連続鋳造スラブの縦割れやデプレッションの発生を助長するという問題がある。
【０００５】
これらの問題に対して、上記式の反応の終点に相当する量のＢ2Ｏ3を予めパウダーに添加しておき、鋳造中におけるパウダーの物理的性質の変化を抑制する技術が特許文献１〜３に提案されている。しかし、これらのパウダーは、パウダーフィルム中に結晶相が全く形成されないか、あるいは形成されてもその成長が著しく遅く、結晶化挙動が適正化されているとは言い難かった。
【０００６】
一方、特許文献４および５には、基本的に反応して消失してしまうパウダー中のSiＯ2を極力低下させて、その代替としてAl2Ｏ3を添加したCaＯ−Al2Ｏ3系のパウダーを用いる技術が提案されている。しかし、このパウダーは、反応による物理的性質の変化を抑制できるものの、滓化性に乏しいという欠点があり、スラブ表面へのパウダーの噛み込みを起こしやすいという問題があった。
【特許文献１】特開平０２−１５５５４７号公報
【特許文献２】特開平０８−１４１７１２号公報
【特許文献３】特開２００１−１９１１５３号公報
【特許文献４】特開平１１−３０９５４８号公報
【特許文献５】特開２００２−２０５１５３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述したように、液相線温度が低いボロン含有ステンレス鋼を鋳造する場合、従来の連続鋳造パウダーでは、凝固温度が高すぎたり、溶融が遅すぎたり、あるいは結晶相が形成され難いという欠点があった。その結果、連続鋳造した溶鋼が鋳型内で不均一冷却を起こしやすく、スラブの縦割れやデプレッションを引き起こし、最悪の場合は、ブレークアウトして鋳造停止となるというおそれがあった。
【０００８】
そこで、本発明の目的は、ボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造に用いて好適な連続鋳造パウダーを提供すること、およびそのパウダーを用いて、表面欠陥のないボロン含有ステンレス鋼スラブを製造する連続鋳造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、まず、ボロン含有ステンレス鋼を鋳造するのに必要な連続鋳造パウダーの物理的性質を、熱分析などの凝固試験を通して鋭意検討した。
先ず、本発明が対象とするボロン含有ステンレス鋼は、その液相線が1320〜1400℃の温度範囲にあり、その温度は、通常のステンレス鋼等のそれと比較して、著しく低いという特徴がある。
【００１０】
次に、連続鋳造パウダーは、鋳造した溶鋼の熱によって溶融し、鋳型/凝固シェル間に流入することにより、スラブと鋳型間の潤滑と、スラブの抜熱を適正化する働きを有するものである。したがって、本発明が対象とするボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造に用いるパウダーは、上記のような低温の溶鋼温度でも確実に溶融し、鋳型/凝固シェル間に流入するものでなければならない。そこで、このような鋼の連続鋳造に適したパウダーについて検討した。その結果、凝固温度が従来のものよりも低い900〜1200℃で、かつ、1300℃における粘度が0.5〜３poiseの範囲にあるパウダーであれば、液相線の温度が低い溶鋼であっても、十分に溶融し、鋳型/凝固シェル間に流入することがわかった。
【００１１】
また、鋳型/凝固シェル間に流入した溶融パウダーは、鋳型に冷却されて固体となり、ガラス質のパウダーフィルムを形成する。この際、該パウダーフィルムの鋳型側に、結晶相が形成されないと、鋳造スラブが強冷却かつ不均一冷却されるため、スラブにデプレッションや縦割れ、ブリーディングが発生し易く、最悪の場合には、ブレークアウトを引き起こす。その理由は、ガラス質のパウダーフィルムは、輻射伝熱が高くなることと、鋳型との接触が不均一になり易いためである。したがって、この結晶化挙動は、本発明の連続鋳造パウダーにおいて、最も重要な特性であると言うことができる。
【００１２】
しかし、前述したように、従来の連続鋳造パウダーは、溶鋼温度が低いと、フィルム中への結晶相が晶出し難くなる。その理由は、冷却された溶融パウダーは、まずガラス化し、その後、溶鋼からの熱を受けて結晶化するが、溶鋼温度が低いと、ガラス化したパウダーに充分な熱が入らないため、結晶化し難いからと考えられる。
【００１３】
そこで、発明者らは、CaＯ−SiＯ2−Na2Ｏ−Al2Ｏ3−Li2Ｏ−Ｆ系の連続鋳造パウダーの組成を種々変動させて、上述した凝固温度と粘度を満たす数十種類のパウダーを作製し、銅板などを用いて、鋳型/凝固シェル間に溶融パウダーが流入した状態を模擬する実験を行い、結晶化挙動について調査した。その結果、塩基度(CaＯ/SiＯ2)を0.8〜1.5の範囲に調整した上で、Na2Ｏ，Li2ＯおよびＦを複合添加したパウダーであれば、上記物性を満足しつつ、パウダーフィルムの厚さが0.5〜３mmでかつ、そのうちの鋳型側の15〜75％が結晶化することを突き止めた。なお、ＳＥＭ観察およびＥＤＳによる解析の結果、面積率にして、結晶相の80％以上は、カスピダイン(３CaＯ・２SiＯ2・CaＦ2)であり、その他は、ネフェリン(Na2Ｏ・Al2Ｏ3・２SiＯ2)やCaＦ2であることが確認された。
【００１４】
また、低温の溶鋼でも連続鋳造パウダーを確実に溶融させるためには、パウダーの溶融速度を適正化することが重要である。一般に、パウダー中に添加されている骨材Ｃは、パウダーを構成する他のCaＯ・SiＯ2やAl2Ｏ3などの酸化物およびNaＦといった弗化物粒子の間に存在し、溶融速度を調整する機能を有する。その機構は、Ｃが大気中の酸素と反応して燃焼する前は、上記酸化物や弗化物の粒子の接触を妨げて溶融するのを抑制しているが、Ｃが燃焼してしまうと、酸化物と弗化物の粒子が互いに接触して、溶融を開始することによる。したがって、パウダーに添加するＣ量は、パウダーの溶融速度を適正化する上で極めて重要な意味をもつ。
【００１５】
そこで、発明者らは、骨材Ｃ量を０〜５mass％の範囲で変化させて、溶融速度を測定した。溶融速度は、高周波誘導炉内で、ボロン含有ステンレス鋼を溶解し、該鋼の溶湯過熱度(液相線の温度と合金溶湯温度の差)を40℃と一定にした条件下で、溶湯上に連続鋳造パウダーを投入し、それが完全に溶融するまでの時間を測定し、評価した。その結果、骨材Ｃ量を0.3mass％以上３mass％未満の範囲に制御することによって、液相線温度が1463℃であるＳＵＳ３０４の連続鋳造に用いているパウダーと同等の溶融速度を確保できることがわかった。
【００１６】
以上の結果から、液相線の温度が1320〜1400℃と低いボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造に用いて好ましいパウダーは、CaＯ：30〜40mass％、SiＯ2：30〜40mass％、Na2Ｏ：10〜15mass％、Al2Ｏ3：１〜５mass％、Li2Ｏ：0.2〜1.5mass％、Ｆ：３〜10mass％、骨材Ｃ：0.3mass％以上３mass％未満を含有するものであり、かつ、塩基度が0.8〜1.5で、1300℃における粘度が0.5〜３poise、凝固温度が900〜1200℃という物性値を有するものであることがわかった。
【００１７】
次に、上記連続鋳造パウダーを実機に供して、種々の条件下で鋳造実験を行った。その結果、溶鋼温度(溶鋼過熱度)と鋳造速度(引抜速度)を適性範囲に制御する必要があることがわかった。具体的には、溶鋼の過熱度は、５〜50℃の範囲に制御する必要がある。溶鋼の過熱度が５℃未満では、パウダーの溶融速度が低下して、充分な量の溶融パウダーを得られない他、浸漬ノズル内で地金が凝固して、ノズル閉塞を起こし易い。一方、溶鋼過熱度が50℃を超えると、連続鋳造機内で凝固が完了せず、スラブの中心割れを引き起こし易いからである。
【００１８】
また、連続鋳造における引抜速度は、550〜900mm/分の範囲に制御する必要がある。引抜速度が550mm/分未満では、オッシレーションマークが深くなるため、スラブの表面品質が悪化し、逆に、900mm/分を超える場合には、凝固シェルが充分に成長せず、ブレークアウトを引き起こし易いからである。
本発明は、上記の知見に基き、開発されたものである。
【００１９】
すなわち本発明は、液相線の温度が1320〜1400℃であるボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造に用いる連続鋳造パウダーであって、CaＯ：30〜40mass％、SiＯ2：30〜40mass％、Na2Ｏ：10〜15mass％、Al2Ｏ3：１〜５mass％、Li2Ｏ：0.2〜1.5mass％、Ｆ：３〜10mass％、骨材Ｃ：0.3mass％以上３mass％未満を含有するものからなり、塩基度が0.8〜1.5、1300℃における粘度が0.5〜３poise、凝固温度が900〜1200℃であることを特徴とするボロン含有ステンレス鋼用連続鋳造パウダーである。
【００２０】
本発明の上記連続鋳造パウダーは、鋳型と凝固シェルとの間に流入した際に、0.5〜３mmのパウダーフィルムを生成するものであることを特徴とする。
【００２１】
また、本発明における上記パウダーフィルムは、15〜75％が結晶化していることを特徴とする。
【００２３】
また、本発明は、Ｃ：0.2mass％以下、Si：３mass％以下、Mn：５mass％以下、Cr：15〜25mass％、Ni：３〜20mass％、Ｂ：0.5〜1.5mass％、残部がFeおよび不可避的不純物からなる液相線の温度が1320〜1400℃であるボロン含有ステンレス鋼の溶鋼を、引抜速度：550〜900mm/分、溶鋼の過熱度：５〜50℃の条件下で、請求項１または２に記載の連続鋳造パウダーを用いて連続鋳造することを特徴とするボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造方法を提案する。
【００２４】
本発明の連続鋳造方法における上記ボロン含有ステンレス鋼は、上記成分組成に加えてさらに、Mo：５mass％以下、Co：１mass％以下のうちから選ばれる１種または２種を含むことを特徴とする。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、ボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造におけるブレークアウト等の操業トラブルを防止することができるので、上記ステンレス鋼を安定して製造することが可能となる。さらに、本発明の連続鋳造パウダーを用いて鋳造したボロン含有ステンレス鋼スラブは、表面品質および内部品質に優れているため、スラブ歩留りや生産性の向上が図れるとともに、製造コストの低減が実現できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
上述したように、ボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造に用いる本発明のパウダーは、実験に基づいた研究を通して開発されたものであり、基本的に、CaＯ−SiＯ2−Na2Ｏ−Al2Ｏ3−Li2Ｏ−Ｆ系の成分系からなり、塩基度が0.8〜1.5、1300℃における粘度が0.5〜３poise、凝固温度が900〜1200℃で、かつ、液相線温度が1320〜1400℃と低い合金溶湯であっても溶融し、鋳型と凝固シェルとの間に流入した時に、鋳型側に結晶相を容易に形成することが特徴である。
【００２８】
次に、本発明に係る上記連続鋳造パウダーの物性値を、上記のように規定した理由について説明する。
1300℃における粘度：0.5〜３poise
ボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造に用いる本発明のパウダーは、1300℃における粘度を0.5〜３poiseの範囲に制御したものであることが必要である。1300℃における粘度が0.5poise未満と低すぎると、鋳型/凝固シェル間への溶融パウダーの流入が過多となるため、深いオッシレーションが生じて、デプレッション発生の原因となる。一方、1300℃における粘度が３poiseを超えて高粘度となると、パウダーが流入不足となり、スティッキングが発生するようになるからである。いずれの場合も、最悪の場合、ブレークアウトを引き起こす。本発明のパウダーの好ましい粘度範囲は0.6〜2.5poiseであり、より好ましくは0.8〜２poiseである。
【００２９】
凝固温度：900〜1200℃
また、本発明のパウダーは、凝固温度を900〜1200℃の範囲に制御したものであることが必要である。パウダーの凝固温度が900℃未満と低いと、鋳型/凝固シェル間への溶融パウダーの流入が過多となるため、深いオッシレーションを生じてデプレッション発生の原因となる。一方、凝固温度が1200℃を超えて高いと、溶融速度が低下し、流入不足となるためスティッキングを起こし易い。いずれの場合も、最悪、ブレークアウトを引き起こす。好ましい凝固温度範囲は950〜1180℃であり、より好ましくは1000〜1160℃である。
【００３０】
結晶化挙動
一般に、酸化物、弗化物の混合溶融体は、銅板上で冷却された際、ガラス化する性質がある。したがって、溶鋼の熱により溶融した連続鋳造パウダーは、鋳型/凝固シェル間へ流入し、フィルムを形成した直後はガラス化していると推定される。その後、そのフィルムは、溶鋼の熱を受けて、鋳型側に結晶相が形成される。結晶相が形成されると、フィルム/鋳型間の均一な接触が実現されて、健全な表面品質のスラブが得られる。本発明のパウダーは、比較的低温の溶鋼からの入熱で、充分な結晶相を形成する必要があり、結晶化挙動は極めて重要な特性である。なお、該結晶相の80％以上は、カスピダイン(３CaＯ・２SiＯ2・CaＦ2)で、その他は、ネフェリン(Na2Ｏ・Al2Ｏ3・２SiＯ2)やCaＦ2であることが望ましい。
【００３１】
上記パウダーフィルムは、健全な表面品質のスラブを得るためには、その厚みが0.5〜３mmであって、その内、鋳型に接する側の全厚みの15〜75％は、結晶化していることが好ましい。パウダーフィルムの結晶化した部分が15％未満では、フィルムはほとんどガラスとしての挙動を示し、逆に、75％を超えると、鋳型と凝固シェル間の潤滑を悪化させるからである。そして、上記条件を満たさない場合には、スラブの表面欠陥を発生させたり、ブレークアウトを引き起こしたりするおそれがある。なお、この特性については、パウダーを構成する成分である、CaＯ，SiＯ2，Na2Ｏ，Al2Ｏ3，Li2Ｏ，Ｆの含有量を適正化することで制御することができる。
【００３２】
次に、本発明に係る連続鋳造パウダーの成分組成および物理的性質について説明する。
CaＯ：30〜40mass％、SiＯ2：30〜40mass％、Na2Ｏ：10〜15mass％、Al2Ｏ3：１〜５mass％、Li2Ｏ：0.2〜1.5mass％、Ｆ：３〜10mass％
本発明の連続鋳造パウダーは、上述した物理的性質(粘度、凝固温度)や結晶化挙動を有するためには、CaＯ，SiＯ2，Na2Ｏ，Al2Ｏ3，Li2Ｏ，Ｆの組成を上記範囲に制御する必要がある。特に、Na2Ｏ，Li2ＯおよびＦは、カスピダインの結晶化に大きく影響する重要な成分であり、いずれも高すぎると、フィルム中に生成する結晶相が、全厚みの75％を超えてしまい、逆に低すぎると、全厚みの15％未満となってしまう。
【００３３】
塩基度：0.8〜1.5
本発明の連続鋳造パウダーは、CaＯ/SiＯ2で定義される塩基度が0.8〜1.5であることが必要である。塩基度が0.8未満では、パウダーフィルムが結晶化し難くなるとともに、凝固温度、粘度がともに高くなる傾向にあり、物性値の制御が難しくなる。一方、塩基度が1.5を超えると、やはり、凝固温度、粘度がともに高くなる傾向にあり、物性値の制御が困難になる。したがって、本発明の連続鋳造パウダーが有する塩基度の範囲は、0.8〜1.5の範囲とする。好ましくは0.9〜1.3、より好ましくは1.0〜1.2の範囲である。
【００３４】
骨材Ｃ：0.3mass％以上３mass％未満
通常、連続鋳造パウダー中に含まれるＣは、パウダーの溶融速度を制御するために添加されている。したがって、骨材Ｃの量は、低温での溶融速度を確保しようとする本発明のパウダーにおいては、極めて重要であり、0.3mass％以上３mass％未満の範囲に制御する必要がある。骨材Ｃ量が0.3mass％未満では、パウダーの溶融が速すぎて、鋳型/凝固シェル間への溶融パウダーの流入が過剰となり、スラブのデプレッション、縦割れ、ブリーディングを引き起こす。一方、骨材Ｃ量が３mass％以上では、溶融速度が遅すぎて、鋳型/凝固シェル間への溶融パウダーの流入が追いつかなくなり、やはり、スラブのデプレッション、縦割れ、ブリーディングやスティッキングを引き起こす。いずれの場合も、最悪の場合、ブレークアウトを引き起こす。好ましい骨材Ｃ量の範囲は0.4mass％以上２mass％以下であり、より好ましくは0.4mass％以上１mass％未満である。なお、本発明において、パウダー中に添加されるカーボンを「骨材Ｃ」とする理由は、パウダー中に、例えば、炭酸塩などの形で含まれるＣと区別するためである。
【００３５】
次に、本発明に係るボロン含有ステンレス鋼の連続鋳造方法について説明する。
本発明の連続鋳造方法は、上述した成分組成と物性値を有する連続鋳造パウダーを用いて、Ｃ：0.2mass％以下、Si：３mass％以下、Mn：５mass％以下、Cr：15〜25mass％、Ni：３〜20mass％、Ｂ：0.5〜1.5mass％、残部がFeおよび不可避的不純物からなるボロン含有ステンレス鋼を連続鋳造するところに特徴がある。上記ボロン含有ステンレス鋼は、さらに、Mo：５mass％以下、Co：１mass％以下のうちから選ばれる１種または２種を含んでもよい。なお、脱酸剤としてAlを用いた場合には、0.4mass％以下程度のAlが含まれてもよい。
【００３６】
上記ボロン含有ステンレス鋼において、Ｃは、強度を確保するために必要な成分であり、Si，Mnは、脱酸剤として有用な元素である。Crは、耐食性、耐熱性を確保するために必須の元素であり、Niは、鋼の組織をオーステナイトに維持するために必須の元素である。Ｂは、中性子を吸収する能力を有する元素であり、ボロン含有ステンレス鋼の中で最も重要な元素である。また、Moは、耐食性を向上させる元素であり、Coは、オーステナイトを安定化させる元素であり、それぞれ必要に応じて添加することができる。
【００３７】
引抜速度：550〜900mm/分
本発明の連続鋳造方法においては、その引抜速度を550〜900mm/分の範囲に制御する必要がある。引抜速度が550mm/分未満では、オッシレーションマークが深くなるため、スラブ表面品質が悪化し、一方、900mm/分を超えて速い場合には、凝固シェルが充分に成長せず、ブレークアウトを引き起し易いからである。引抜速度は、好ましくは600〜880mm/分、より好ましくは650〜800mm/分の範囲である。
【００３８】
合金溶湯の過熱度：５〜50℃
本発明の連続鋳造方法においては、鋳造する溶鋼の過熱度は、５〜50℃の範囲に制御する必要がある。溶鋼過熱度が５℃未満では、パウダーの溶融速度が低下し、充分な量の溶融パウダーを得ることができない。また、浸漬ノズル内で溶鋼が凝固してノズル閉塞を起こし易いからである。一方、溶鋼過熱度が50℃を超えると、連続鋳造機内で凝固が完了せず、スラブの中心割れを引き起こす原因となる。好ましい溶鋼の過熱度は10〜45℃であり、より好ましくは15〜43℃である。
【実施例】
【００３９】
電気炉で、鉄屑、ステンレス屑、ニッケル、フェロクロム、フェロボロン、クロムなどの合金原料を溶解し、ＡＯＤあるいはＶＯＤのいずれか一方または両方を用いて精錬し、表１に示した成分組成を有するａ〜ｋのボロン含有ステンレス鋼を溶製し、表２に示したＡ〜Ｋの異なる物性値を有するパウダーを用いて、表３に示した条件で連続鋳造して、154mmｔ×800〜1300mmＷ×5000〜10000mmＬのスラブをそれぞれ18〜60トン製造し、鋳造時の異常発生の有無を調査した。また、溶鋼成分、パウダー成分および物性値について、以下の方法で調査した。
＜溶鋼成分＞
蛍光Ｘ線分析装置により定量分析した。なお、表１に示した残部は、Ｐ，Ｓ，Cu，Ｏ，Ｎ等の不可避的不純物および脱酸剤として添加された0.4mass％以下のAlである。
＜連続鋳造パウダー成分＞
パウダー中に含まれる骨材Ｃ量は、Ｃ源として添加したＣ原料の重量比から求めた。また、Ｃ以外の成分の組成は、化学分析により定量分析した。なお、表２中に示した各成分の合計が100mass％未満であるのは、これらの成分以外にも、MgＯやFe2Ｏ3等の不可避的不純物を含むことなどのためである。
＜パウダーの粘度および凝固温度＞
パウダーの粘度は、回転円筒法により測定した。すなわち、鉄坩堝にパウダーを装入し、縦型抵抗炉内で1300℃に加熱して溶解し、鉄製のロータを挿入して、回転したときの負荷から粘度を測定した。次いで、上記粘度測定後、温度を降下していき、急激に粘度の値が大きくなる温度を凝固温度とした。
＜パウダーフィルムの厚みおよび結晶相の割合の測定＞
連続鋳造後、鋳型からパウダーフィルムを採取し、厚みを測定した。その後、そのパウダーフィルムを樹脂に埋め込み、断面を研磨し、ＳＥＭで観察して、結晶相の厚みを測定した。
【００４０】
【表１】
0004611153.tif 000002
【００４１】
【表２】
0004611153.tif 000003
【００４２】
【表３】
0004611153.tif 000004
【００４３】
また、上記のようにして製造したボロン含有ステンレス鋼スラブについて、以下のようにして品質を評価した。
スラブの表面品質は、スラブの外観を目視で観察し、欠陥の有無を調査した。また、スラブの内部品質は、スラブを鋳造方向に対して垂直に切断して、断面のＰＴ(浸透探傷)検査を行い、割れの発生有無を調査した。そして、スラブの表面欠陥および内部欠陥に起因して発生した表面研削ならびにスラブ切断後のスラブ歩留りから、スラブの総合品質を評価した。
【００４４】
鋳造結果およびスラブ品質の調査結果を表３に併記して示した。表３から、本発明の条件に適合したNo.１〜４の発明例では、いずれも連続鋳造を問題なく行うことができ、また、得られたスラブの品質も良好で、歩留りも90％以上であった。
【００４５】
これに対して、鋳造No.５では、連続鋳造に用いたパウダーのCaＯ，SiＯ2，Na2Ｏ，Al2Ｏ3，Li2Ｏの含有量および塩基度が本発明の範囲外で、パウダーの粘度、凝固温度がともに本発明の範囲を外れてしまったため、形成されたパウダーフィルムの厚みが5.6mmと厚く、しかも完全にガラス質となってしまった。その結果、鋳造して得たスラブには、デプレッション、縦割れが発生した。また、鋳造No.６では、パウダーの骨材Ｃ量が4.5mass％と本発明範囲より高く外れているため、パウダーの溶融が遅く、パウダーフィルム厚みが0.4mmと薄くなってしまった。その結果、スラブと鋳型とがスティッキング(焼付き)を起こした。また、鋳造No.７では、パウダーのAl2Ｏ3，Li2Ｏの含有量が本発明範囲を外れていたため、凝固温度が1220℃と高く、さらに、骨材Ｃ量Ｃが3.3mass％と高いため、パウダーフィルムの厚さが0.4mmと薄く、スティッキングを起こした。また、鋳造No.８では、パウダーのCaＯ，Na2Ｏ，Li2Ｏ，Ｆおよび塩基度が本発明の範囲を外れているため、1300℃における粘度が0.35poiseと低く、凝固温度も725℃と低かった。そのため、フィルム厚みが4.5mmと厚く、結晶相の割合も低くなり、鋳造後のスラブには、デプレッションや縦割れが発生した。以上のように、鋳造No.５〜８では、パウダーの成分組成、物性値が本発明の範囲を外れているため、スラブに縦割れやデプレッション、スティッキング等が発生し、その結果、研削あるいは切断後のスラブ歩留りは90％を大きく低下してしまい、製造コストの上昇を招いた。
【００４６】
また、鋳造No.９〜１１は、いずれも本発明のパウダーを用いて鋳造した場合である。しかし、鋳造No.９では、引抜速度が1100mm/分と速かったため、凝固シェルが充分に成長せずにブレークアウトを起こし、完鋳することができなかった。また、鋳造No.１０では、溶鋼の過熱度が２℃と低かったため、パウダーの溶融が遅く、パウダーフィルムの厚さが0.2mmと薄くなった。また、引抜速度も500mm/分と遅かったため、スティッキングを起こした。また、鋳造No.１１では、溶鋼過熱度が80℃と高すぎたため、連続鋳造機内でスラブが充分に凝固せず、スラブの中心割れを起こした。以上のように、No.９〜１１では、パウダーの成分組成、物性値が本発明に適合するものであったが、鋳造条件(引抜速度、溶湯の加熱度)が不適切であったため、操業上のトラブルやスラブ品質の低下を招いてしまった。
【産業上の利用可能性】
【００４７】
本発明は、液相線の温度が低いNi−Cu系合金の連続鋳造にも利用することができる。