(57)【要約】酸化物異物の大半が液相状態であることができる温度で、全酸素含量が少なくとも約７０ｐｐｍ、遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍの溶鋼で鋳造することにより低表面粗度及び低多孔性の鋳造鋼ストリップを製造する方法。全酸素含量を少なくとも１００ｐｐｍ、遊離酸素含量を３０〜５０ｐｐｍとすることが可能である。その方法で造られた鋼ストリップは、単位面積当たりの密度が少なくとも１２０酸化物異物／ｍｍ2でストリップ表面から約２ミクロンの深さとすることができる。
2006515802.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ａ）  間にロール間隙を有し、ロール間隙の両端に隣接した囲込み閉止部を有する、一対の冷却鋳造ロールを組立て、
ｂ）  全酸素含量が少なくとも１００ｐｐｍで、遊離酸素含量が３０〜５０ｐｐｍの溶鋼を対の鋳造ロール間に導入して、鋳造ロール間に鋳造溜めを、中に形成される酸化物異物の大半が液相状態である温度で形成し、
ｃ）  鋳造ロールを相互方向に回転させ、溶鋼から熱を移して鋳造ロール表面に金属殻を形成することにより、殻が成長して溶鋼の全酸素含量に関係する酸化物異物を含んで鰐表面荒れのない鋼ストリップを形成し、
ｄ）  前記凝固殻から鋳造ロール間のロール間隙を経て凝固薄鋼ストリップを形成する
という段階で構成される、連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋳造ストリップの製造方法。
【請求項２】
鋳造溜めの温度が１６００℃以下である、請求項１に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項３】
鋳造ロール鋳造表面上に、平均高さが少なくとも２０ミクロン、平均表面分布が５〜２００頂点／ｍｍ2であるランダムパターンの個々の突起を有した、肌理付けした表面を形成する
追加の段階を含む、請求項１に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項４】
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3で構成される酸化物異物が２〜４ｇ／ｃｍ3の異物密度で鋳造溜めの溶鋼中に分布される、請求項１に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項５】
鋳造溜めの溶鋼が、炭素含量が０．００１〜０．１重量％、マンガン含量が０．１〜１０．０重量％、ケイ素含量が０．０１〜１０重量％の低炭素鋼である、請求項１に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項６】
鋼ストリップを製造するよう鋼殻が斯かるマンガン、ケイ素、アルミニウムの酸化物異物を単位面積当たり密度が少なくとも１２０酸化物異物／ｍｍ2、２ミクロンの深さで有する、請求項１に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項７】
ａ）  間にロール間隙を有し、ロール間隙の両端に隣接した囲込み閉止部を有する、 一対の冷却鋳造ロールを組立て、
ｂ）  全酸素含量が少なくとも７０ｐｐｍで、遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍの溶鋼を対の鋳造ロール間に導入して、鋳造ロール間に鋳造溜めを、中に形成される酸化物異物の大半が液相状態である温度で形成し、
ｃ）  鋳造ロールを相互方向に回転させ、溶鋼から熱を移して鋳造ロール表面に金属殻を形成することにより、殻が成長して溶鋼の全酸素含量に関係する酸化物異物を含んで鰐表面荒れのない鋼ストリップを形成し、
ｄ）  前記凝固殻から鋳造ロール間のロール間隙を経て凝固薄鋼ストリップを形成する
という段階で構成される、連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋳造ストリップの製造方法。
【請求項８】
鋳造溜めの温度が１６００℃以下である、請求項７に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項９】
鋳造ロール鋳造表面上に、平均高さが少なくとも２０ミクロン、平均表面分布が５〜２００頂点／ｍｍ2であるランダムパターンの個々の突起を有した、肌理付けした表面を形成する
追加の段階を含む、請求項７に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項１０】
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3で構成される酸化物異物が２〜４ｇ／ｃｍ3の異物密度で鋳造溜めの溶鋼に分布される、請求項７に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項１１】
鋳造溜めの溶鋼が、炭素含量が０．００１〜０．１重量％、マンガン含量が０．１〜１０．０重量％、ケイ素含量が０．０１〜１０重量％の低炭素鋼である、請求項７に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項１２】
鋼ストリップを製造するよう鋼殻が斯かるマンガン、ケイ素、アルミニウムの酸化物異物を単位面積当たり密度が少なくとも１２０酸化物異物／ｍｍ2、２ミクロンの深さで有する、請求項７に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項１３】
鋳造溜めの溶鋼のアルミニウム含量が０．０１％程度又はそれ以下である、請求項７に記載の連続鋳造による低表面粗度及び低多孔性を有する鋼ストリップの製造方法。
【請求項１４】
ａ）  間にロール間隙を有し、ロール間隙の両端に隣接した囲込み閉止部を有する、 一対の冷却鋳造ロールを組立て、
ｂ）  全酸素含量が少なくとも１００ｐｐｍで、遊離酸素含量が３０〜５０ｐｐｍの溶鋼を対の鋳造ロール間に導入して、鋳造ロール間に鋳造溜めを、中に形成される酸化物異物の大半が液相状態である温度で形成し、
ｃ）  鋳造ロールを相互方向に回転させ、溶鋼から熱を移して鋳造ロール表面に金属殻を形成することにより、殻が成長して溶鋼の全酸素含量に関係する酸化物異物を含んで鰐表面荒れのない鋼ストリップを形成し、
ｄ）  前記凝固殻から鋳造ロール間のロール間隙を経て凝固薄鋼ストリップを形成する
という段階で造られる、低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋳造ストリップ。
【請求項１５】
鋳造溜めの温度が１６００℃以下である、請求項１４に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項１６】
鋳造溜めの溶鋼のアルミニウム含量が０．０１％程度以下である、請求項１４に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項１７】
鋳造ロール鋳造表面上に、平均高さが少なくとも２０ミクロン、平均表面分布が５〜２００頂点／ｍｍ2であるランダムパターンの個々の突起を有した、肌理付けした表面を形成する
追加の段階を含む、請求項１４に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項１８】
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3で構成される酸化物異物が２〜４ｇ／ｃｍ3の異物密度で鋳造溜めの溶鋼に分布される、請求項１４に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項１９】
鋳造溜めの溶鋼が、炭素含量が０．００１〜０．１重量％、マンガン含量が０．１〜１０．０重量％、ケイ素含量が０．０１〜１０重量％の低炭素鋼である、請求項１４に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項２０】
鋼ストリップを製造するよう鋼殻が斯かるマンガン、ケイ素、アルミニウムの酸化物異物を単位面積当たり密度が少なくとも１２０酸化物異物／ｍｍ2、２ミクロンの深さで有する、請求項１４に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項２１】
ａ）  間にロール間隙を有し、ロール間隙の両端に隣接した囲込み閉止部を有する、 一対の冷却鋳造ロールを組立て、
ｂ）  全酸素含量が少なくとも７０ｐｐｍで、遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍの溶鋼を対の鋳造ロール間に導入して、鋳造ロール間に鋳造溜めを、中に形成される酸化物異物の大半が液相状態である温度で形成し、
ｃ）  鋳造ロールを相互方向に回転させ、溶鋼から熱を移して鋳造ロール表面に金属殻を形成することにより、殻が成長して溶鋼の全酸素含量に関係する酸化物異物を含んで鰐表面荒れのない鋼ストリップを形成し、
ｄ）  前記凝固殻から鋳造ロール間のロール間隙を経て凝固薄鋼ストリップを形成する
という段階で造られる、低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項２２】
鋳造溜めの温度が１６００℃以下である、請求項２１に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項２３】
鋳造ロール鋳造表面上に、平均高さが少なくとも２０ミクロン、平均表面分布が５〜２００頂点／ｍｍ2であるランダムパターンの個々の突起を有した、肌理付けした表面を形成する
追加の段階を含む、請求項２１に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項２４】
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3で構成される酸化物異物が２〜４ｇ／ｃｍ3の異物密度で鋳造溜めの溶鋼に分布される、請求項２１に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項２５】
鋳造溜めの溶鋼が、炭素含量が０．００１〜０．１重量％、マンガン含量が０．１〜１０．０重量％、ケイ素含量が０．０１〜１０重量％の低炭素鋼である、請求項２１に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【請求項２６】
鋼ストリップを製造するよう鋼殻が斯かるマンガン、ケイ素、アルミニウムの酸化物異物を単位面積当たり密度が少なくとも１２０酸化物異物／ｍｍ2、２ミクロンの深さで有する、請求項２１に記載の低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋼ストリップ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は双ロール鋳造機での鋼ストリップ鋳造に関する。
【背景技術】
【０００２】
双ロール鋳造機では、相互方向に回転する一対の冷却水平鋳造ロール間に溶融金属が導入されることにより、動いているロール表面上に金属殻が凝固し、ロール間のロール間隙で合わされ、ロール間隙から下方に送給される凝固ストリップ品を生み出す。本明細書では「ロール間隙」という用語をロール同士が最接近する領域全般を指すものとして用いる。溶融金属は取鍋から小容器へと注がれて、そこからロール間隙の上方に位置した金属供給ノズルを通って流れ、ロール間隙直上にあってロール間隙長さ方向に延びるロール鋳造表面に支持された溶融金属鋳造溜めを形成できる。通常この鋳造溜めを画成するのは、ロール端面に摺動係合で保持されて、溢流しないよう鋳造溜めの二端を堰止める側板又は堰である。
【非特許文献１】ドイツ、デュッセルドルフで行われたＭＥＴＥＣ会議９９（１９９９年６月１３〜１５日）に提出された書類「プロジェクトＭでの最近の開発、ＢＨＰ及びＩＨＩによる低炭素鋼ストリップ鋳造の共同開発」
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
双ロール鋳造機での鋼ストリップ鋳造の場合、鋳造溜めは一般に１５５０℃を越え、通常は１６００℃以上もの温度になる。鋳造ロールの各回転時に溶鋼鋳造溜めに鋳造表面を短い間晒すことで凝固殻を形成するよう、ロール鋳造表面全体にわたり溶鋼の非常に急速な冷却を達成する必要がある。更に又、ロール間隙で合わさって鋼ストリップを形成する凝固殻の歪みを避けるよう、均一な凝固を達成することが重要である。殻の歪みは「鰐肌(crocodile skin)」表面荒れとして知られる表面欠陥になり得る。鰐肌表面荒れは図１に示されており、側面計で計測して４０〜８０ミクロンの周期的な凹凸を５〜１０ｍｍの周期でストリップ表面に含んでいる。例え目立った表面歪みと欠陥が避けられたとしても、殻成長時の小さな凹凸と殻歪みにより依然として鋼ストリップ中間部の２つの殻間の個々のポケット若しくは空隙に液体が取り込まれることになる。取り込まれた液体が凝固するにつれてこれらの空隙が生じ、本明細書の図２及び非特許文献１の図２ｂに示されているようにＸ線で観測される鋼ストリップ中の多孔性をもたらす。このため多孔を除去するのにストリップのインライン熱間圧延が必要となる。そうしないと、ストリップに張力を掛けたときに空隙により割れや破断の可能性があるため、ストリップを冷間圧延に供し得ないからである。
【０００４】
斯かる内部多孔は鋳放し薄鋳造ストリップに不可避のもので、インライン熱間圧延で除去する必要があると今までは考えられてきた。しかしながら、不均一な凝固をもたらし得る要因を注意深く考察し、これら様々な要因を制御して双ロール鋳造機での鋼ストリップ鋳造での多大な経験を積んだ結果、我々は、比較的均一な殻成長を達成し、鰐肌表面荒れや顕著な液体取込を避けて多孔を大幅に減らすのが可能であることを見知した。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明によれば、
間にロール間隙を有し、ロール間隙の両端に隣接した囲込み閉止部を有する、一対の冷却鋳造ロールを組立て、
全酸素含量が少なくとも７０ｐｐｍ、通常は２５０ｐｐｍ以下で、遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍの溶鋼を対の鋳造ロール間に導入して、鋳造ロール間に鋳造溜めを、中に形成される酸化物異物の大半が液体状態である温度で形成し、
鋳造ロールを相互方向に回転させ、溶鋼から熱を移して鋳造ロール表面に凝固殻を形成することにより、殻が成長して溶鋼の全酸素及び遊離酸素含量に関係する酸化物異物を含んで鰐表面荒れのない鋼ストリップを形成し、
前記凝固殻から鋳造ロール間のロール間隙を経て凝固薄鋼ストリップを形成する
という段階で構成される、低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋳造ストリップの製造方法が提供される。
【０００６】
本発明によれば、
間にロール間隙を有し、ロール間隙の両端に隣接した囲込み閉止部を有する、一対の冷却鋳造ロールを組立て、
全酸素含量が少なくとも１００ｐｐｍ、通常は２５０ｐｐｍ以下で、遊離酸素含量が３０〜５０ｐｐｍの溶鋼を対の鋳造ロール間に導入して、鋳造ロール間に鋳造溜めを、中に形成される酸化物異物の大半が液体状態である温度で形成し、
鋳造ロールを相互方向に回転させ、溶鋼から熱を移して鋳造ロール表面に金属殻を形成することにより、殻が成長して溶鋼の全酸素及び遊離酸素含量に関係する酸化物異物を含んで鰐表面荒れのない鋼ストリップを形成し、
前記凝固殻から鋳造ロール間のロール間隙を経て凝固薄鋼ストリップを形成する
という段階で構成される、低表面粗度及び低多孔性を有する薄鋳造ストリップの製造方法も提供される。
【０００７】
ステンレス鋼の製造にも有益であるが、本方法は特に低炭素鋼の製造に有益であることが判明している。いずれの場合も、鋼ストリップを製造するよう鋼殻は酸化マンガン、酸化ケイ素、酸化アルミニウムの異物を単位面積当たりの密度が少なくとも１２０酸化物異物／ｍｍ2でストリップ表面から２ミクロンの深さで有することができる。異物融点は１６００℃以下、好ましくは約１５８０℃、鋳造溜めの金属温度以下とすることができる。ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3で構成される酸化物異物は２〜４ｇ／ｃｍ3の異物密度で鋳造溜めの溶鋼中に分布できる。
【０００８】
理論で制限することなく、鰐肌表面荒れを避け低多孔性を得ることは鋳造時の凝固金属殻の成長速度と成長分布を制御することで提供されると思われる。殻歪みを避ける主要因は、鋳造表面全体にわたって溶鋼の凝固核生成地を良好に分布させ、特に核生成直後の凝固初期段階で殻成長速度を制御することに見出されている。更に、凝固殻がフェライトからオーステナイトへの変容に到達する前に０．３０ｍｍ以上の充分な厚みになっていて、この変容に伴う容積的変化で生ずるストレスに耐えること、更には、フェライトからオーステナイト相への変容が殻のロール間隙通過前に起きることが重要であることを我々は見出している。これは、変容に伴う容積的変化で生じるストレスに抗するのに全般に充分である。例えば、熱流束が１４．５ＭＷ ／ｍ2程度の場合、各殻の厚みはフェライトからオーステナイトへの変容開始時には約０．３２ｍｍ、変容終了時には約０．４４ｍｍ、ロール間隙では約０．７８ｍｍとすることができる。
【０００９】
我々は、少なくとも１２０／ｍｍ2の単位面積当たりの核生成密度を有することにより鰐肌荒れが避けられることも見知した。斯かる鰐肌荒れは、鋳造溜めの上部域即ちメニスカス域での初期２０ミリ秒凝固時に２５ＭＷ／ｍ2以下に制御した熱流束を発生させることで、凝集性の凝固殻を確立し、ストリップ中に液体が取込まれることになりかねない殻歪みを避けるようにこれらの殻の成長速度制御を確立することでも防げると思われる。
【００１０】
初期凝固のための核生成地の良好な分布は、ランダムパターンの個々の突起で形成された肌理を有する鋳造表面を用いることで達成できる。鋳造表面の前記個々の突起は平均高さが少なくとも２０ミクロン、平均表面分布が５〜２００頂点／ｍｍ2であってよい。いずれにしろ、各ロールの鋳造表面はグリットブラストした基質を保護被覆で覆ったものでよい。更に明細には、保護被覆は、電気メッキした金属被覆でよい。更に又明細には、基質は銅、メッキ被覆はクロミウムでよい。
【００１１】
鋳造溜めの溶鋼は、炭素含量が０．００１〜０．１重量％、マンガン含量が０．０１〜２．０重量％、ケイ素含量が０．０１〜１０重量％である低炭素鋼であってよい。溶鋼のアルミニウム含量は０．０１重量％程度又はそれ以下であってよい。溶鋼は、Ｍｎ０／ＳｉＯ2の比が１．２〜１．６、異物のＡｌ2Ｏ3含量が４０％以下である、ＭｎＯ・ＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3異物を鋼ストリップ中に生み出すマンガン、ケイ素、アルミニウムの酸化物を有していてよい。異物は少なくとも３％のＡｌ2Ｏ3を含んでいてよい。
【００１２】
本発明の一部は、上記したような方法段階に従うことにより表面粗度の改良と多孔性の改善を有する新規鋼ストリップの製造である。鋼ストリップのこの組成は、当方の知る限りでは、上記したような鋼ストリップを形成するのに用いられる方法段階による以外に記述されていることはない。
【００１３】
本発明をより充分に説明するために、双ロール鋳造機において低炭素鋼ストリップを鋳造した広範な経験の結果を添付図面に関し以下記述する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明への理解を促進するため、図面に示した実施例について以下言及し、それを記述するために具体的な表現を用いる。それにもかかわらず、実施例は本発明の範囲の限定を意図したものではなく、開示した装置の変更や更なる改変、更にはここに説明した本発明の原理の更なる適用が、本発明が関与する分野の当業者に通常起きるように予期できると理解すべきである。
【００１５】
図３〜図７は、本発明により操業できる双ロール連続ストリップ鋳造機を示す。この鋳造機は工場床１２に立設した主機フレーム１１を有する。フレーム１１が支持する鋳造ロール台車１３は、アセンブリステーション１４と鋳造ステーション１５との間を水平移動可能である。台車１３が担持する一対の平行鋳造ロール１６には、鋳造作業時にタンディッシュ１８と供給ノズル１９とを介して取鍋１７から溶融金属が供給されて鋳造溜め３０を創る。鋳造ロール１６は水冷されているので、動いているロール表面１６Ａ上に殻が凝固し、間のロール間隙で合わされてロール出口で凝固ストリップ品２０が造られる。この品が標準コイラ21に送られ、後で第２コイラ２２に送給可能である。容器２３が鋳造ステーションに隣接して主機フレームに取付けられているので、溶融金属をタンディッシュ上の溢れ口２４を介して、又は鋳造作業中に製品の重大な異常等の大きな異常があったときには緊急プラグ２５を引き抜くことによりこの容器に逃がすことができる。
【００１６】
ロール台車１３を構成する台車フレーム３１がホイール３２を介してレール３３に載り、レールは主機フレーム１１の一部に沿って延設されているので、ロール台車１３全体がレール３３に沿って移動可能に取付けられていることになる。台車フレーム３１が担持する一対のロールクレードル３４にロール１６が回転可能に取付けられる。ロールクレードル３４は、相互に係合した相補的な摺動部材３５，３６によって台車フレーム３１上に取付けられ、流体圧シリンダユニット３７，３８の影響のもとに台車上を動いて鋳造ロール１６間のロール間隙の幅を調節できるようになっており、以下でより詳細に説明するようにストリップに横弱化線(transverse line of weakness)を形成する必要がある時に短い時間でロールを離間できるようになっている。台車全体をレール３３に沿って移動させることができる複動流体圧ピストンシリンダユニット３９は、ロール台車上の駆動ブラケット４０と主機フレームとの間に接続されて、ロール台車をアセンブリステーション１４から鋳造ステーション１５へ、又その逆へと移動させることができるようになっている。
【００１７】
鋳造ロール１６は、台車フレーム３１上に取付けられた電動モータとトランスミッションから駆動軸４１を介して相互方向に回転される。ロール１６の銅製周壁に形成され縦方向に延び周方向に離間された一連の水冷通路には、回転グランド４３を介して水冷ホース４２に接続されたロール駆動軸４１内の水冷導管からロール端を介し冷却水が供給される。ロールの典型的な大きさは径が約５００ｍｍで、２０００ｍｍ幅のストリップ品を造るために長さを２０００ｍｍまでとすることができる。
【００１８】
取鍋１７は全く従来の構成のものであり、天井クレーンからヨーク４５を介して支持されており、高温金属受けステーションから定位置へと動かすことができる。取鍋に取付けられたストッパロッド４６をサーボシリンダで動かすことによって溶融金属を取鍋から出口ノズル４７と耐火シュラウド４８を介しタンディッシュ１８へと流すことができる。
【００１９】
タンディッシュ１８も従来の構成であり、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）等の耐火材料で造られた広皿状のものである。タンディッシュの一側は取鍋からの溶融金属を受けるようになっており、前記した溢れ口２４と緊急プラグ２５とを備えている。タンディッシュの他側には縦方向に離間した一連の金属出口開口５２が備えられている。タンディッシュ下部が担持する取付ブラケット５３は、タンディッシュをロール台車個フレーム３１に取付けるためのものであって、備えられている開口で、台車フレーム上の位置合わせペグ５４を受けてタンディッシュを正確に位置決めするようになっている。
【００２０】
供給ノズル１９はアルミナグラファイト等の耐火材料で造られた細長体として形成され、下部がテーパー状になっていて下方にいくに従い内方へすぼまっているので、鋳造ロール１６間のロール間隙に挿入できる。供給ノズルはそれをロール台車フレーム上に支持するために取付ブラケット６０を備えており、供給ノズル上部には外方へ突出する側部フランジ５５が形成されて取付ブラケット上に位置する。
【００２１】
ノズル１９は一連の、水平に離間しほぼ上下に延びる流路を有し、ロール幅方向にわたって適宜の金属低速放出流を生み出し、初期凝固の起きるロール表面に直接当てることなく溶融金属をロール間のロール間隙に送ることができる。若しくは、ノズルが単一の連続長孔出口を有して、ロール間のロール間隙へと低速カーテン状の溶融金属を直接送るようにしてもよく且つ／或いは供給ノズルが溶融金属溜めに浸ってもよい。
【００２２】
溜めは、ロール台車が鋳造ステーションにある時にロールの段付き端５７に保持される一対の側部閉止板５６によってロール端で閉止される。側部閉止板５６は窒化ホウ素等の強い耐火材料で造られ、ロールの段付き端５７の曲面に合ったスカロップ状側端８１を有する。側部閉止板を取付けることのできる板ホルダ８２は、一対の流体圧シリンダユニット８３の作動により鋳造ステーションで移動可能であり、側部閉止板を鋳造ロールの段付き端に係合させることで、鋳造作業中に鋳造ロール上に形成される金属溶融溜めの端閉止部を形成する。
【００２３】
鋳造作業中、取鍋ストッパロッド４６を作動させて、溶融金属が取鍋からタンディッシュへと、そして金属供給ノズルを介して鋳造ロールへと注がれるようにする。ストリップ品２０のクリーンな頭端はエプロンテーブル９６の作動によりコイラ２１の顎部にガイドされており、エプロンテーブル９６は主機フレーム上のピボット取付部９７から吊り下げられており、クリーンな頭端が形成された後に流体圧シリンダユニット９８の作動によりコイラの方へ向けて揺動できるようになっている。ピストンシリンダユニット１０１によって作動される上ストリップガイドフラップ９９に対してテーブル９６を作動させることができ、ストリップ品２０を一対の縦サイドローラ１０２間に制限できる。頭端がコイラの顎部へとガイドされたら、コイラを回転させてストリップ品２０を巻付け、エプロンテーブルを揺動し戻して非作動位置へと戻し、コイラ２１に直接巻取られるストリップ品から離れて主機フレームから単に吊り下げられている状態とする。結果としてのストリップ品２０は後でコイラ２２に送り、鋳造機から運び出される最終巻取品とすることができる。
【００２４】
図３〜図７に示した種類の双ロール鋳造機の完全な詳細は本出願人のアメリカ特許第５，１８４，６６８号及び第５，２７７，２４３号及び国際特許出願ＰＣＴ／ＡＵ９３／００５９３に更に充分に記述されている。
【００２５】
図３〜図７に関しここで記述した如き双ロール鋳造機を広範に操業した後、我々は、鋳放しの状態で鰐肌表面荒れ及び多孔性がほとんどない鋼ストリップを鋳造するために制御すべき要素を特定した。斯かるストリップはインライン熱間圧延を受ける必要がなくて多孔性が排除され、鋳放し状態で若しくは冷間圧延用の原材料として用いることができる。
【００２６】
大まかに言えば、鰐肌表面荒れと多孔性の改良は凝固初期段階での初期核生成と初期熱流束を注意深く制御して、殻成長速度制御を確実とすることで達成できる。ランダムパターンの個々の突起により形成される肌理付けした鋳造表面を備えることが、全酸素含量が７０ｐｐｍ以上、典型的には２５０ｐｐｍ以下で、遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍである、供給溶鋼の鋼ケミストリ(chemistry)と相まって、核生成地として働く酸化物異物の良好な分布を提供するが、核生成地の良好な分布を確保することで初期核生成が制御できる。供給溶鋼の酸素含量は、少なくとも１００ｐｐｍの全酸素と３０〜５０ｐｐｍの遊離酸素であってよい。
【００２７】
例えば、平均高さが少なくとも２０ミクロン、平均表面分布が５〜２００頂点／ｍｍ2であるランダムパターンの個々の突起を有して鋳造ロールの鋳造表面に肌理付け表面を形成することで、所望の分布の核生成地を生み出すことができる。溶融鋳造溜め温度は、核生成時及び凝固の初期段階に酸化物異物の大半が液状である温度に維持される。初期接触熱流束は、急速な殻成長及び歪みを避けるため、凝固初期２０ミリ秒間に溶融金属から鋳造表面への伝熱が２５ＭＷ／ｍ2以下となるようなものとすべきであることも見知した。この殻成長の制御は、表面肌理を選択して使うことによっても達成できる。
【００２８】
ケイ素マンガンキルド低炭素鋼を用いた鋳造試験により、溶鋼の酸化物異物の融点が図８に示すように鋼凝固時に得られる熱流束に対し効果を有することが実証された。低融点酸化物が溶融金属と鋳造ロール表面との伝熱接触、伝熱速度を改良する。融点が鋳造溜めの鋼温度よりも高い場合、液体異物は造られない。従って、異物融点がほぼ１６００℃を越えると、伝熱速度が劇的に減少する。従って、鋳造溜めの異物融点は特に鋳造溜めの溶鋼温度を越える１６００℃以下に維持すべきである。
【００２９】
凝固金属殻中に形成された酸化物異物、ひいては薄鋼ストリップは、鋼殻凝固時に形成される凝固異物と、取鍋での製錬時に形成される脱酸異物とを含む。鋳造試験では、アルミニウムキルド鋼の場合、組成物にカルシウムを添加することで液体ＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3異物を提供して回避するのでなくとも、高融点アルミナ異物（融点２０５０℃）の形成が制限され得ることを見出した。
【００３０】
鋼中の遊離酸素レベルは冷却時にメニスカスで激減し、ストリップ表面近くに凝固異物が生ずる。大部分がＭｎＯ・ＳｉＯ2からなるこれらの凝固異物は、次式より形成される。
Ｍｎ＋Ｓｉ＋３Ｏ ＝ ＭｎＯ・ＳｉＯ2
【００３１】
エネルギ分散型分光法(EDS)マップから得られるストリップ表面の凝固異物の様子を図９に示す。凝固異物が非常に微細(典型的には２〜３μｍ以下)であり、表面から１０〜２０μｍ以内に帯状に位置していることがわかる。ストリップ中の酸化物異物の典型的な大きさ分布を、非特許文献１から、図３に示す。
【００３２】
ケイ素マンガンキルド鋼において、凝固異物の比較レベルは主に鋼中のマンガン及びケイ素レベルにより割り出される。図１０はマンガン：ケイ素の比が異物の液相温度に重大な効果を有することを示している。炭素含量が０．００１〜０．１重量％、マンガン含量が０．１〜１０重量％、ケイ素含量が０．０１〜１０重量％、アルミニウム含量が０．０１重量％程度又はそれ以下である、マンガンケイ素キルド鋼は、鋳造溜め上域で鋼冷却時に斯かる凝固酸化物異物を製造できる。特に、Ｍ０６と名付けられた鋼は次の組成を有することができる。
炭素          ０．０６重量％
マンガン      ０．６重量％
ケイ素        ０．２８重量％
アルミニウム  ０.００２重量％
【００３３】
脱酸異物は一般に取鍋での溶鋼脱酸時にアルミニウム、ケイ素、マンガンで生み出される。従って、脱酸時に形成の酸化物異物の組成は主にＭｎＯ・ＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3をベースとしている。これらの脱酸異物はストリップ内にランダムに位置していて、鋳造時に遊離酸素の反応で形成されるストリップ表面近くの凝固異物よりも粗い。
【００３４】
異物のアルミナ含量は鋼の遊離酸素レベルに強い効果を有し、溶融物中の遊離酸素レベル制御に用いることができる。図１１は、アルミナ含量が増えるにつれ、鋼中の遊離酸素が減ることを示している。図４で報告した遊離酸素はヘラオス・エレクトロ・ナイト(Heraeus Electro-Nite)で造られた、セロックス(Celox:登録商標)計測システムを用いて計測し、計測値は１６００℃に標準化して前記した請求項でのように遊離酸素含量の標準報告とした。アルミナの導入により、ＭｎＯ・ＳｉＯ2異物は希釈され、後に活性が減少して以下の式からわかるように遊離酸素レベルが減少する。
Ｍｎ＋Ｓｉ＋３Ｏ＋Ａｌ2Ｏ3  ⇔  (Ａｌ2Ｏ3)・ＭｎＯ・ＳｉＯ2
【００３５】
ＭｎＯ・ＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3ベースの異物では、液相温度での異物組成の効果は図１２に示した三相図から得ることができる。薄鋼ストリップ中の酸化物異物を分析することでＭｎ０／ＳｉＯ2比が典型的には０．６〜０．８の範囲内であることがわかり、この体制で酸化物異物のアルミナ含量が図１３に示すように異物の異物融点(液相温度)に対し最強の効果を持つことが判明した。
【００３６】
本発明による鋳造では充分な凝固・脱酸異物を有して、異物の大半が鋼の初期凝固温度で液状である温度とすることが重要であると我々は見知した。鋳造溜めの溶鋼は全酸素含量が少なくとも７０ｐｐｍ、遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍで、溶鋼の全酸素含量及び遊離酸素含量を反映したレベルの酸化物異物を有する金属殻を製造し、鋼初期凝固時に鋳造ロール表面上の核生成を促進する。凝固異物及び脱酸異物はいずれも酸化物異物で、核生成地を提供し、金属凝固工程時の核生成に大きく貢献するが、脱酸異物は、その濃度が変動し得、その濃度が現存の遊離酸素の濃度に影響を及ぼす点で速度制御できる。脱酸異物ははるかに大きく、典型的には４ミクロン以上であるのに対し、凝固異物は全般に２ミクロン以下であり、ＭｎＯ・ＳｉＯ2ベースであり、Ａｌ2Ｏ3を含まないが、脱酸異物は異物の一部としてＡｌ2Ｏ3も含む。
【００３７】
上記Ｍ０６等級のケイ素/マンガンキルド低炭素鋼を用いた鋳造試験では、もし鋼の全酸素含量が取鍋製錬工程で減少して１００ｐｐｍ以下のレベルに下がったら、熱流束が減少して鋳造物が損なわれるが、全酸素含量が少なくとも１００ｐｐｍを越え、典型的には２００ｐｐｍ程度であるならば、良好な鋳造結果を達成できることが判明している。以下で更に詳細に記述するように、取鍋でのこれらの酸素レベルは、タンディッシュで全酸素レベルが少なくとも７０ｐｐｍ、遊離酸素レベルが２０〜６０ｐｐｍとなり、ひいては鋳造溜めでの酸素レベルを少し下げることになる。全酸素含量は「ルコ」(LECO)機器により測定でき、取鍋処理時の「リンス」(rinsing)の程度、即ち、多孔栓又はトップランスを介し取鍋内に泡立てられるアルゴンの量と処理の持続時間により制御される。全酸素含量は、ルコＴＣ−４３６窒素／酸素測定器を用い、ルコから入手可能であるＴＣ４３６窒素／酸素測定器指示マニュアル（フォーム番号２００−４０３改訂版、１９９６年４月、７−１〜７−４頁の第７章)に記述の従来の手順により測定した。
【００３８】
多い全酸素含量で得られた熱流束の増加が鋳造時に核生成地として酸化物異物が利用できることによるものかどうかを知るため、取鍋での脱酸をケイ化カルシウム(Ｃａ−Ｓｉ)で行った鋼で鋳造試験を行い、その結果を、Ｍ０６等級の鋼として知られる低炭素ケイ素キルド鋼での鋳造と比較した。結果を次の表に示す。
【表１】
2006515802.tif 000003
【００３９】
マンガン及びケイ素レベルは通常のケイ素キルド等級と類似していたが、Ｃａ−Ｓｉ組の遊離酸素レベルは、酸化物異物がより多くのＣａＯを含む場合には低かった。これを表２に示す。従って、Ｃａ−Ｓｉ組の熱流束は異物融点が低いにもかかわらず、低かった。
【表２】
2006515802.tif 000004
【００４０】
Ｃａ−Ｓｉ等級の遊離酸素レベルはＭ０６等級の４０〜５０ｐｐｍに比べて低く、典型的には２０〜３０ｐｐｍであった。酸素は表面活性素子であり、従って、遊離酸素レベルの減少は、溶鋼と鋳造ロールとの間の濡れを減少させて金属と鋳造ロールとの間の伝熱速度の減少を引き起こすと予想される。しかしながら、図１４から、４０から２０ｐｐｍへの遊離酸素減少では、観測された熱流束の減少を説明できる程のレベルに表面張力を増加させるのには充分ではないかもしれないと思われる。いずれにしろ、鋼中の全酸素レベルと遊離酸素レベルの低下は異物の量を減らし、従って、初期核生成での酸化物異物の数を減らす。これは鋼殻とロール表面との間の初期接触及び継続接触の性質に悪影響を与える。
【００４１】
ディップテスト(dip testing)作業により、約１２０／ｍｍ2の単位面積当たり核生成密度が、鋳造溜め上域であるメニスカス域での初期凝固で充分な熱流束を発生させるのに必要であることがわかった。ディップテストは、双ロール鋳造機の鋳造表面での接触状態を密にシュミレートした速度で冷却ブロックを溶鋼浴へと前進させることを含む。冷却ブロックが溶鋼浴中を進むにつれて鋼が冷却ブロック上に凝固してブロック表面に凝固鋼の層を造り出す。この層の厚みをその面積全体にわたり諸点で計測して、種々の位置での凝固速度の変動ひいては有効伝熱速度の変動をマッピングできる。従って、全体の凝固速度並びに全熱流束測定値を知ることができる。凝固微構造の変化と観測した凝固速度と伝熱値の変化は相互に関連づけることができ、冷却表面での初期凝固時に核生成に関連した構造が調べられる。ディップテスト装置はアメリカ特許第５，７２０，３３６号に比較的充分に説明されている。
【００４２】
初期核生成時の液鋼の酸素含量と伝熱との関係を付録１に記述したモデルを用いて調べた。このモデルでは、全ての酸化物異物が球形であり、鋼全体に均一に分布しているとみなされている。表面層は２μｍであるとみなされ、その表面層に存在する異物みのが鋼初期凝固時の核生成工程に参加できるとみなされる。モデルへの入力は、鋼中の全酸素含量、異物径、ストリップ厚、鋳造速度、表面層厚であった。出力は、単位面積当たり目標核生成密度１２０／ｍｍ2に合わせるために必要な鋼中の全酸素の異物％である。
【００４３】
図１５は、核生成工程に参画して、全酸素含量で表現された相異なる鋼清浄度レベルでの単位面積当たりの目標核生成密度を達成するために必要な、表面層中の酸化物異物の％をプロットしたものであり、ストリップ厚を１．６ｍｍ、鋳造速度を８０ｍ／分と想定している。これが示しているのは、異物サイズ２μｍ、全酸素含量２００ｐｐｍでは、単位面積当たり目標核生成密度１２０／ｍｍ2を達成するのに表面層で得られる全酸化物異物の２０％が必要ということである。しかしながら、全酸素含量８０ｐｐｍでは、臨界核生成速度を達成するのに異物の約５０％が必要で、全酸素レベル４０ｐｐｍでは単位面積当たりの目標核生成密度を達成するには不充分なレベルの酸化物異物となる。従って、鋼の酸素含量を制御して少なくとも１００ｐｐｍ、好ましくは２５０ｐｐｍ以下、典型的には約２００ｐｐｍの全酸素含量を生み出すようにする必要がある。その結果、初期凝固時に鋳造ロールに隣接した２ミクロン深さの層が、単位面積当たり密度が少なくとも１２０／ｍｍ2の酸化物異物を含む。これらの異物は最終凝固ストリップ品の外表面層に存在し、適宜の試験、例えばエネルギ分散分光法(EDS)で、検出できる。
(例)
入力
(充分な伝熱速度を得るのに必要な)臨界核生成単位面積当たり密度(数／ｍｍ2)   １２０ (この値は実験のディップテスト作業から得られた。)
ロール幅（ｍ）  １
ストリップ厚（ｍｍ）  １．６
取鍋トン（ｔ）  １２０
鋼密度（ｋｇ／ｍ３）  ７８００
全酸素（ｐｐｍ）  ７５
異物密度（ｋｇ／ｍ３）  ３０００
出力
異物質量（ｋｇ）  ２１．４２８５７
異物径（ｍ）  ２．００Ｅ−０６
異物容積（ｍ３）  ０．０
異物の全数    １７０６０９６４５１３１９３８１．５
表面層厚μｍ（片側）  ２
表面異物全数  ４２６５２４１１２８２９８．４５３６
(これらの異物のみが初期核生成工程に参画できる)
鋳造速度（ｍ／分）  ８０
ストリップ長（ｍ）  ９６１５．３８４６２
ストリップ表面積（ｍ２）  １９２３０．７６９２３
必要な核生成場所の全数  ２３０７６９２．３０７６０
核生成工程に参画するのに必要な利用可能な異物の％  ５４．１０４６２
【００４４】
ケイ素マンガンキルド低炭素鋼ストリップでは、これらの異物を周囲の鋼溶解物が凝固するまで溶融したままにするのに脱酸異物中のＡｌ2Ｏ3の存在が非常に有益となり得ることを我々は更に見知した。マンガン／ケイ素キルド鋼では、異物融点がマンガン対ケイ素酸化物の比に非常に敏感であり、ある比では異物融点が非常に高く、例えば１７００℃以上にもなり得、そうなると満足のいく液体フィルムが鋳造表面に形成されるのを阻むことになり得、鋼供給システムの流路閉塞となり得る。ＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3で構成される三相酸化物システムを生み出すよう脱酸異物中にＡｌ2Ｏ3を入念に造り出すことで、Ｍｎ０／ＳｉＯ2比の変化に対する融点の敏感さを減らすことができ、融点を減らすことができる。
【００４５】
脱酸異物の融点がこれらの異物についてのＭｎ/ＳｉＯ2比の変化にどの程度敏感なのかを示すのが図１６で、関連するＭｎＯ／ＳｉＯ2比に対する異物融点の変動をプロットしている。低炭素鋼ストリップの鋳造時、鋳造温度は約１５８０℃である。図１６から、或る範囲のＭｎ０／ＳｉＯ2比では異物融点がこの鋳造温度よりもはるかに高く、１７００℃を越え得ることがわかる。斯かる高融点では、酸化物異物の液相状態の維持確保、ひいては鋳造表面上での液体フィルムの要件を満たすことができないため、この鋼組成は鋳造に適しない。又、鋼供給システムの、供給ノズル等の部分の流路閉塞が問題となり得る。
【００４６】
所望のＭｎ０／ＳｉＯ2比を生み出すという考えで鋼中のマンガン及びケイ素レベルを調整することはできるが、実際に商業的プラントでの実行で所望の比の達成を確実とするのは困難である。例えば、我々はマンガン含量が０．６％でケイ素含量が０．３％の鋼組成が望ましいケミストリであって、平衡計算に基づき１．２以上のＭｎ０／ＳｉＯ2比を生み出すはずであることを見知した。しかしながら、商業的規模のプラントを操業するとはるかに低いＭｎ０／ＳｉＯ2比が得られることが示された。これを示しているのが図１７で、Ｍ０６鋼ストリップの鋳造時に商業的規模のストリップ鋳造機の様々な位置で取られた鋼サンプルについて行われた異物分析からＭｎ０／ＳｉＯ2比が得られた。種々の位置は次の通りである。
Ｌ１：              取鍋
Ｔ１，Ｔ２，Ｔ３：  取鍋から金属を受けるタンディッシュ
ＴＰ２，ＴＰ３：    タンディッシュ下方の遷移ピース
Ｓ，１，２：        形成したストリップの連続部分
【００４７】
図１７からわかるように計測したＭｎ０／ＳｉＯ2比は計算した予測比１．２以上よりも全てかなり低い。更に又、Ｍｎ０／ＳｉＯ2比の小さな変化、例えば０．９から０．８への減少、は融点をかなり増加させることになりかねない。又、取鍋から鋳型へと鋼を移す作業時に、鋼は空気に晒されることにより再酸化を引き起こし、Ｍｎ０／ＳｉＯ2比を減らす傾向にある（ケイ素はマンガンに比べ酸素に対する親和性が強いのでより多くのＳｉＯ2が形成され、比が低下する）。この効果は、タンディッシュ(Ｔ１，Ｔ２，Ｔ３）、遷移ピース（ＴＰ２，ＴＰ３）及びストリップ（Ｓ，１，２）でのＭｎ０／ＳｉＯ2比が取鍋（Ｌ１）でのそれよりも低い図１７で明らかに見て取ることができる。
【００４８】
アルミニウムのレベルを制御することにより、ＭｎＯ・ＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3に基づいた異物を制御でき、それが次のような利点を生み出す。
特にＭｎ０／ＳｉＯ2比の値が低い時に異物融点を下げる。
Ｍｎ０／ＳｉＯ2比の変化に対する異物融点の敏感さを減らす。
【００４９】
これらの利点を示しているのが図１８で、Ａｌ2Ｏ3含量を様々異ならせて、異なるＭｎＯ／ＳｉＯ2比についての異物融点計測値をプロットしている。これらの結果により、Ａｌ2Ｏ3のレベルを適正に制御することで種々のＭｎ０／ＳｉＯ2比の低炭素鋼を鋳造可能にできることが示されている。図１９は又、種々異ならせたＭｎ０／ＳｉＯ2比に対してケイ素マンガンキルド低炭素鋼の典型的な鋳造温度である１５８０℃以下に異物融点を確保するＡｌ2Ｏ3含量の範囲を示している。Ａｌ2Ｏ3含量の上限は、Ｍｎ０／ＳｉＯ2比０．２で約３５％から、Ｍｎ０／ＳｉＯ2比１．６で約３９％にわたることが見て取れる。この最大値の増加はほぼ線形なので、上限又は最大Ａｌ2Ｏ3含量は３５＋２．９（Ｒ−０．２）、但しＲはＭｎ０／ＳｉＯ2比、であると表現できる。
【００５０】
Ｍｎ０／ＳｉＯ2比約０．９以下に関しては、Ａｌ2Ｏ3を含めることにより１５８０℃以下の異物融点を確保することが必要である。絶対最小値約３％が必要であり、安全最小値は１０％程度であろう。Ｍｎ０／ＳｉＯ2比が０．９を越えるものについては、理論的にはＡｌ2Ｏ3含量無視で操業可能である。しかしながら、上で説明したように、商業的プラントで実際に得られるＭｎ０／ＳｉＯ2比は理論又は計算予測値とは異なり、ストリップ鋳造機の種々の位置でも変化し得る。更に又、この比の僅かな変化に対しても融点は非常に敏感であり得るので、アルミナのレベルを制御して、全てのケイ素マンガンキルド低炭素鋼に少なくとも３％のＡｌ2Ｏ3含量を生み出すのが望ましい。
【００５１】
溶融物中のアルミナのレベルと全酸素を制御することの組合せ効果を示しているのが図２０で、鋳造溜めを供給するタンディッシュで計測した相異なるＡｌ2Ｏ3レベル及び全酸素値での多数の鋳造物の結果を示している。
【００５２】
可鍛性と計測熱流束の両方に基づいて鋳造物を「良い鋳造物」と「悪い鋳造物」として評価した。好適範囲のアルミナ含量にわたって、良い鋳造物は全酸素が１００ｐｐｍ以上であり、遊離酸素が３０〜５０ｐｐｍである場合に達成できることがわかる。
【００５３】
鋳造試験に続き、より広範な製造が始められた。それらの全酸素及び遊離酸素レベルが図２９〜３８に報告されている。溶鋼含量の全酸素を約７０ｐｐｍ以上に保持しなければならず、遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍに及ぶことを我々は見出した。このことが、２００３年８月３日〜２００３年１０月２日に行われた一連のシーケンス稼働に関して図２９〜図３６で報告された。
【００５４】
図２９と図３４に報告された測定が、鋳造溜め直上のタンディッシュ内でとられた全酸素及び遊離酸素の第１サンプルであった。ここでも、全酸素含量は上記した「ルコ」(LECO)機器で計測し、遊離酸素含量は上記したセロックス(Celox:登録商標)計測システムを用いて計測した。図３４で報告した遊離酸素レベルは実際の計測値を１６００℃に標準化した値であり、後者の値が請求項による遊離酸素計測の標準値である。
【００５５】
これらの遊離酸素及び全酸素レベルが鋳造溜め直上のタンディッシュ内で計測され、タンディッシュ内の鋼温度が鋳造溜めでのそれよりも高いものの、これらのレベルは鋳造溜め内の溶鋼よりも僅かに低い全酸素及び遊離酸素レベルを示している。キャンペーン(campaigns)の開始時に鋳造溜めを満たしている時に、若しくは、鋳造溜めを満たした直後にとった第１サンプルからの全酸素及び遊離酸素レベルの計測値が図２９と図３４に報告されている。キャンペーン中、全酸素及び遊離酸素レベルは減少したと理解される。図３０〜図３３及び図３５〜図３８は、キャンペーン中にとられたサンプル２，３，４，５での鋳造溜め直上のタンディッシュ内の全酸素及び遊離酸素測定値を示しており、減少が示されている。
【００５６】
又、これらのデータは、取鍋冶金炉(ＬＭＦ)の酸素ランスでハイブロー(１２０〜１８０ｐｐｍ)、ローブロー(７０〜９０ｐｐｍ) 及びウルトラローブロー(６０〜７０ｐｐｍ)した本発明の実行を示している。シーケンス番号１０９０〜１１３０はハイブロー実行で行い、シーケンス番号１１３０〜１１６０はローブロー実行で行い、シーケンス番号１１６０〜１１２０は ウルトラローブロー実行で行った。これらのデータが示しているのは、ブロー実行が低下するにつれて全酸素レベルは減少するが、遊離酸素レベルは同様に低下はしないということである。これらのデータが示しているのは、最良の手続はウルトラローブロー実行でブローすることであり、消費酸素を節約しつつ、充分な全酸素及び遊離酸素レベルを提供して本発明を実施することである。
【００５７】
このデータからわかるように、全酸素含量は少なくとも約７０ｐｐｍ（外れ値は除く）、典型的には２００ｐｐｍ 以下であり、全酸素レベルは全般的には約８０ｐｐｍ〜１５０ｐｐｍである。遊離酸素レベルは約２５ｐｐｍ以上であり、全般的には約３０〜 約５０ｐｐｍに集まり、それは遊離酸素含量が２０〜６０ｐｐｍであるべきという意味である。高レベルの遊離酸素は酸素を不所望な鉱滓形成に関わらせ、低レベルの遊離酸素は、効率的な殻形成及びストリップ鋳造に不充分な凝固異物の形成となる。
【００５８】
初期凝固時に溜めのメニスカスレベルに形成された凝固異物は最終ストリップ品の表面上に局在することになるので、脱スケール又は酸洗いで除去できる。他方、脱酸異物はストリップ全体にあまねく分配されており、凝固異物よりはるかに粗くて全般に２〜１２ミクロンのサイズ範囲であってＳＥＭ(走査型電子顕微鏡)等の技術で容易に検出できる。
【００５９】
又、鰐肌荒れを避けるためには、フェライトからオーステナイトへと変容する凝固殻が０．３０ｍｍ以上の充分な厚みに到達しているべきであることを我々は見出した。この殻厚が、フェライトからオーステナイトへの変容に伴う容積的変化により殻内に造られる応力に抗する。熱流束が１４．５ＭＷ／ｍ2程度であるとすると、フェライトからオーステナイトへの変容開始時には殻厚が約０．３２ｍｍだったのが、変容終了時には約０．４４ｍｍで、ロール間隙では約０．７８ｍｍとなり得る。我々は、鰐肌荒れを避け、多孔性を改善するためには、殻中の鋼がフェライトからオーステナイト相へ変容するのを殻が双ロール鋳造機のロール間隙を通る前とすることが重要であることも見出した。
【００６０】
酸化物異物と核生成が鋼殻内で比較的均一に分布していることも重要である。国際特許出願ＰＣＴ／ＡＵ９９／００６４１及び対応するアメリカ特許出願０９／７４３６３８は、溶鋼の鋳造溜めが、ランダムパターンの個々の突起により肌理付けした１つ又は複数の冷却鋳造表面上に支持された鋼ストリップ連続鋳造方法を開示している。このランダムに肌理付けした鋳造表面は、伝熱促進のために設計された尾根付き面を用いる従来の提案とは対照的である。ランダムパターンの肌理は高速の初期伝熱速度によって起こされる鰐肌荒れやチャター欠陥になりにくく、ランダムな肌理は尾根付けした肌理を有する鋳造表面よりも初期伝熱速度がはるかに低い。液体異物とストリップ多孔性を引き起こす殻歪みを防ぐためには、初期伝熱速度が２５ＭＷ／ｍ2以下、好ましくは１５ＭＷ／ｍ2程度であるべきだということを見出し、それは鋳造ロール上のランダムパターンの肌理で達成できる。更に又、ランダムパターンの肌理は鋳造表面全体にわたった均一な核生成地の分布にも貢献することができ、それが上記したような酸化物異物ケミストリの制御と組合わさって、液体取込とストリップ多孔性になり得る殻歪みを防ぐのに重要な、均一に広がる核生成と凝固開始時の凝集性のある凝固殻のほぼ均一な形成を提供する。
【００６１】
図２１は２つの基質上での鋼サンプル凝固時に得られる熱流束値をプロットしており、最初のはピッチ１８０ミクロン、深さ６０ミクロンの機械仕上げした尾根により形成される肌理を有し、二番目の基質はグリットブラストされて、２０〜５０頂点 ／ｍｍ2程度の表面密度と約３０ミクロンの平均肌理深さを有するランダムパターンの先鋭頂点の突起を生み出しており、基質は算術平均粗度７Ｒａを呈する。グリットブラストした肌理の方が凝固期間全体にわたってはるかに均一な熱流束を生み出したことが見て取れる。非常に重要なことには、その場合高いピークの初期熱流束を生じないので、尾根付けした肌理に生じるような、上記で説明したような鰐肌欠陥の主原因である急降下が続いて起きない。グリットブラストした表面即ち基質は低い初期熱流束値を生み出し、その後、凝固が進むにつれて、はるかに穏やかな下降が続き、尾根付けした基質で得られる値よりも高いままの値に至る。
【００６２】
図２２は、ピッチ１８０ミクロン、尾根深さ６０ミクロンの尾根付けした基質とグリットブラストした基質とを用いた、連続ディップテストで得られる最大熱流束値をプロットしている。テストは溶鋼ケミストリの異なる４種の溶鋼からの凝固で進行した。最初の３種の溶鋼は銅含量の異なる低残留鋼であり、４番目の溶鋼は高残留鋼であった。尾根付けした肌理の場合には、基質をテストのためにワイヤブラッシング（文字ＷＢで示す）で清浄したが、いくつかのテストの前にはブラッシングせず、それを文字ＮＯで示している。グリットブラストした基質を用いる一連のテストではいずれもブラッシングは行わなかった。グリットブラストした基質が、全ての鋼ケミストリについてブラッシングを行うことなく一貫して、尾根付けした基質よりも低い最大熱流束値を生じたことが見て取れる。肌理付けした基質は、全ての鋼ケミストリについて、ブラッシングを行うことなく一貫して、尾根付けした基質よりも低い最大熱流束値を生じた。尾根付けした基質は一貫して高い熱流束値を生じ、ブラッシングを或る期間停止したら劇的に高い値を生じ、鋳造表面での酸化物蓄積に対しはるかに敏感であるのを示している。図２２が関わっているディップテストで凝固した殻を調べ、鰐肌欠陥を測定した。これらの測定結果を図２３でプロットしている。尾根付けした基質上に堆積した殻がかなりの鰐欠陥を呈したのに対し、グリットブラストした基質上に堆積した殻は鰐欠陥を全く示さなかったのが見て取れる。殻は全域にわたった諸位置で全体的な厚みも計測し、厚みの標準偏差計測値を得て、図２４に示している。グリットブラストした基質上に凝固した殻よりも尾根付けした肌理の方がはるかに広範な厚み標準偏差のばらつきが生じたことが見て取れる。グリットブラストした基質上に凝固した殻は顕著に均一な厚みを有し、これは、液体取込と多孔性発生を有効に防げるような均一厚の殻を生み出すことが正に可能であるグリットブラストした肌理を有するロールを備えた双ロール鋳造機におけるストリップ鋳造での我々の経験と合致する。
【００６３】
図２５〜図２８は、ピッチ１８０ミクロン、深さ２０ミクロンの規則的尾根（図２５）、ピッチ１８０ミクロン、深さ６０ミクロンの規則的尾根（図２６）、間隔１６０ミクロン、高さ２０ミクロンの規則的角錐突起（図２７）、算術平均粗度１０Ｒａを有するグリットブラストした基質(図２８)によってそれぞれ提供される肌理を有する、４種の異なる基質上に凝固した殻の表面核生成を示す顕微鏡写真である。図２５及び図２６は、初期凝固時に液体酸化物が延び広がる、肌理尾根に対応する広範な核生成帯域を示している。図２７及び図２８は、グリットブラストした基質の酸化物範囲が高さ２０ミクロン、間隔１６０ミクロンの規則的なグリットパターンの角錐突起のそれと全く同じだったことを示している。従って、グリットブラストすることにより造られたランダムパターンの個々の突起が酸化物の広がりを制限し、核生成地として使うことができる個々の酸化物堆積物の均一な広がりを確保して核生成の始まりでの凝集性の殻の確率を促進し、それが殻成長速度制御と組み合わさって、液体取込とストリップ多孔性を防ぐのに必要な顕著な均一厚みの殻の成長を可能にすることが見て取れる。
【００６４】
０．７〜１．４ｍｍ程度の粒子サイズのアルミナ、シリカ、又は炭化ケイ素等の硬質粒子材でグリットブラストすることにより適宜のランダム肌理を金属基質に与えることができる。例えば、銅ロール表面をこのようにグリットブラストすることで適宜の肌理を与え、肌理付けした表面に５０ミクロン厚程度の薄いクロム被覆を突出させることができる。若しくは、ニッケル基質に肌理付けした表面を追加の保護被覆なしに直接あてがうことが可能である。化学堆積又は電着により被覆を形成することで適宜のランダム肌理を達成することも可能である。
【００６５】
しかしながら、鋳造表面全体にわたって核生成地を分配するための鋳造ロール基質肌理のランダムパターンは核生成地の数に直接関係しない。前に説明したように、ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3で構成される少なくとも１２０酸化物異物／ｍｍ2が望ましいとすることができる。鋼が、鋳造ロール表面の肌理の頂点とは無関係に酸化物異物分布を有することが見出されている。しかしながら、鋳造ロール表面の頂点が上で説明したように鋼中の酸化物異物の分布均一性を助長することも確かである。
【００６６】
本発明を図面及び上述の記述において詳細に記述してきたが、これらは例示的なものであって限定的性格のものでないとみなすべきであり、好適な実施例を表示・記述しただけであって、本発明の範囲内にある全ての変更例及び改変例の保護が求められていると理解すべきである。
(付録１)
[ａ．記号一覧表]
ｗ ＝ ロール幅（ｍ）
ｔ ＝ ストリップ厚（ｍｍ）
ｍｓ ＝ 取鍋内の鋼重量（トン）
ρｓ  ＝ 鋼密度（ｋｇ／ｍ３）
ρＩ ＝ 異物密度（ｋｇ／ｍ３）
Ｏｔ ＝ 鋼の全酸素（ｐｐｍ）
ｄ ＝ 異物径（ｍ）
ｖI ＝ １異物の容積（ｍ３）
ｍI ＝ 異物の質量（ｋｇ）
Ｎｔ ＝ 異物の全数
ｔｓ ＝ 表面層厚（μｍ）
Ｎｓ ＝ （核生成プロセスに参画できる）表面中にある異物の全数
ｕ ＝ 鋳造速度（ｍ／分）
Ｌｓ ＝ ストリップ長（ｍ）
Ａｓ ＝ ストリップ表面積（ｍ２）
Ｎｒｅｑ  ＝ 目標の核生成密度を達成するのに必要な異物全数
ＮＣｔ ＝ （ディップテストから得た）単位面積当たりの目標核生成密度（数／ｍｍ２）
Ｎａｖ ＝ 初期核生成工程のため鋳造ロール表面での溶鋼から利用可能な全異物の％
[ｂ．式]
（１）  ｍI ＝ （Ｏｔ × ｍｓ × ０．００１）／０．４２
注：  マンガンケイ素キルド鋼では、酸素０．４２ｋｇが、３０％ＭｎＯ、４０％ＳｉＯ２及び３０％Ａｌ２Ｏ３組成の異物１ｋｇを製造するのに必要である。
（カルシウム注入の）アルミニウムキルド鋼では、酸素０．３８ｋｇが、５０％Ａｌ２Ｏ３及び５０％ＣａＯ組成の異物１ｋｇを製造するのに必要である。
（２）  ｖI ＝ ４．１９×（ｄ／２）３
（３）  Ｎｔ ＝ ｍｉ／（ρｉ×ｖｉ）
（４）  Ｎs ＝ （２．０ｔｓ×０．００１× Ｎｔ／ｔ）
（５）  Ｌｓ ＝ （ｍｓ×１０００）／（ρｓ×ｗ×ｔ／１０００）
（６）  Ａｓ ＝ ２．０×Ｌｓ×ｗ
（７）  Ｎｒｅｑ ＝ Ａｓ×１０６×ＮＣｔ
（８）  Ｎａｖ ％ ＝ （Ｎｒｅｑ／Ｎｓ）×１００．０
式１は、鋼中の異物質量を計算する。
式２は、球形であると仮定した１異物の容積を計算する。
式３は、鋼中で利用可能な異物全数を計算する。
式４は、（各側で２μｍであると想定して）表面層で利用可能な全異物数を計算する。これらの異物が初期核生成でのみ参画できることに注意。
式５及び式６は、ストリップの全表面積を計算するのに用いる。
式７は、目標の核生成速度を達成するのに表面で必要な異物数を計算する。
式８は、核生成工程に参画しなければならない表面で利用可能な全異物の％を計算するのに用いられる。この数が１００％より大ならば、表面での異物の数は目標の核生成速度達成に充分でないことに注意。
【図面の簡単な説明】
【００６７】
【図１】先行技術の薄鋼ストリップでの鰐肌表面荒れの写真である。
【図２】先行技術の薄鋼ストリップの多孔性を示すＸ線写真である。
【図３】本発明により作動可能な連続ストリップ鋳造機の平面図である。
【図４】図３に示したストリップ鋳造機の側面図である。
【図５】図３の５−５線縦断面図である。
【図６】図３の６−６線縦断面図である。
【図７】図３の７−７線縦断面図である。
【図８】ケイ素／マンガンキルド鋼を用いた双ロール鋳造試験で得られた、熱流束に対する異物融点の効果を示す。
【図９】凝固鋼ストリップ中の微細凝固異物帯を示すマンガンのエネルギ分散分光法(EDS)マップである。
【図１０】異物の液相温度についてマンガン対ケイ素含量を変化させることの効果を示すプロット図である。
【図１１】アルミナ含量（ストリップ異物から計測）と脱酸効果との関係を示している。
【図１２】ＭｎＯ・ＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3の三相図である。
【図１３】アルミナ含量異物と液相温度との関係を示す。
【図１４】表面張力に対する溶鋼中の酸素の効果を示す。
【図１５】相異なる鋼清浄度レベルでの核生成で得ることのできる異物に関する計算結果のプロット図である。
【図１６】異物融点に対するＭｎＯ／ＳｉＯ2比の効果を示す。
【図１７】低炭素鋼ストリップ鋳造時にストリップ鋳造機の種々の位置から取られたサンプルについて行われた異物分析から得られたＭｎ０／ＳｉＯ2比を示す。
【図１８】種々の含量のＡｌ2Ｏ3を加えることによる異物融点に対する効果を示す。
【図１９】酸化物異物の融点を約１５８０℃の鋳造温度以下に保つために低炭素鋼鋳造時にアルミナレベルを安全操業域内に調整し得る仕方を示す
【図２０】全酸素とＡｌ2Ｏ3含量を変えた鋼での鋳造結果を示す。
【図２１】ピッチ１８０ミクロン、深さ６０ミクロンの規則的パターンの尾根を有する肌理付けした基質上に鋼サンプルを凝固した時に得られる熱流束値を示し、これらをグリットブラストした基質上への凝固時に得られる値と比較している。
【図２２】尾根付けした基質とグリットブラストした基質上に４種の異なる溶鋼から鋼を凝固させる一連のディップテスト時に得られた最大熱流束測定値をプロットしている。
【図２３】図２２のディップテストから得られた凝固殻の鰐肌欠陥の物理的計測結果を示す。
【図２４】図２２のディップテストで得られた凝固殻の厚みの５標準偏差測定値の結果を示す。
【図２５】尾根付けした基質上に形成された殻表面の顕微鏡写真である。
【図２６】図２５とは異なる尾根深さを有する尾根付けした基質上に形成された殻表面の顕微鏡写真である。
【図２７】規則的パターンの角錐突起により肌理付けした基質上に凝固した殻表面の顕微鏡写真である。
【図２８】グリットブラストした基質上に凝固した鋼殻表面の顕微鏡写真である。
【図２９】双ロール鋳造機での薄ストリップ鋳造時に溶鋼鋳造溜め直上のタンディッシュ内での製造溶鋼の全酸素量を示すプロット図である。
【図３０】双ロール鋳造機での薄ストリップ鋳造時に溶鋼鋳造溜め直上のタンディッシュ内での製造溶鋼の全酸素量を示すプロット図である。
【図３１】双ロール鋳造機での薄ストリップ鋳造時に溶鋼鋳造溜め直上のタンディッシュ内での製造溶鋼の全酸素量を示すプロット図である。
【図３２】双ロール鋳造機での薄ストリップ鋳造時に溶鋼鋳造溜め直上のタンディッシュ内での製造溶鋼の全酸素量を示すプロット図である。
【図３３】双ロール鋳造機での薄ストリップ鋳造時に溶鋼鋳造溜め直上のタンディッシュ内での製造溶鋼の全酸素量を示すプロット図である。
【図３４】双ロール鋳造機での薄ストリップの鋳造時に溶鋼鋳造溜め直上のタンディッシュでの、図２９に報告されたのと同じ溶鋼の遊離酸素含量をプロットしている。
【図３５】双ロール鋳造機での薄ストリップの鋳造時に溶鋼鋳造溜め直上のタンディッシュでの、図３０に報告されたのと同じ溶鋼の遊離酸素含量をプロットしている。
【図３６】双ロール鋳造機での薄ストリップの鋳造時に溶鋼鋳造溜め直上のタンディッシュでの、図３１に報告されたのと同じ溶鋼の遊離酸素含量をプロットしている。
【図３７】双ロール鋳造機での薄ストリップの鋳造時に溶鋼鋳造溜め直上のタンディッシュでの、図３２に報告されたのと同じ溶鋼の遊離酸素含量をプロットしている。
【図３８】双ロール鋳造機での薄ストリップの鋳造時に溶鋼鋳造溜め直上のタンディッシュでの、図３３に報告されたのと同じ溶鋼の遊離酸素含量をプロットしている。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図９】
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【図８】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【図２８】
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【図２９】
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【図３０】
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【図３１】
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【図３２】
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【図３３】
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【図３４】
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【図３５】
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【図３６】
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【図３７】
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【図３８】
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【国際調査報告】
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