(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
１つ又はそれ以上の冷却された鋳造表面上で溶鋼の鋳造溜めを支持し、冷却された鋳造表面を移動させることにより凝固ストリップを造って鋳造溜めから送り出す、鋼ストリップ連続鋳造方法において、その又は各鋳造表面が、鋳造前に鋳造表面をグリットブラストすることによりもしくは基質をグリットブラストしてから保護被覆で覆うことにより形成された、固定された表面肌理を備え、前記固定された肌理が、表面分布が１０〜１００頂点／ｍｍ２、平均高さが少なくとも１０ミクロンの、先鋭な頂点を有するランダムパターンの個別の突起からなる鋼ストリップ連続鋳造方法。
【請求項２】
個別の突起の平均高さが少なくとも２０ミクロンである、請求項１記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。
【請求項３】
ストリップを４０ｍ／分以上の速度で鋳造溜めから送り出す、請求項１又は請求項２記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。
【請求項４】
ストリップを５０〜６５ｍ／分の速度で鋳造溜めから送り出す、請求項３記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。
【請求項５】
溶鋼が、硫黄含量が０．０２５％以下の低残留鋼である、請求項１乃至４のいずれか記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。
【請求項６】
間にロール間隙を形成する１対の平行な鋳造ロールの周面により構成される１対の前記鋳造表面があり、溶鋼が鋳造ロール間のロール間隙に導入されて、ロール間隙直上のロール鋳造表面上に支持される鋳造溜めを創り出し、鋳造ロールが回転されてロール間隙から下方に凝固ストリップを送給する、請求項１乃至５のいずれか記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。
【請求項７】
溶鋼が、ロール間隙上方に配した金属供給ノズルを介して鋳造ロール間のロール間隙へと送給される、請求項６記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。
【請求項８】
その又は各鋳造表面が、グリットブラストし電気メッキした保護金属被覆で覆った基質により限定される、請求項１乃至７のいずれか記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。
【請求項９】
基質が銅であり、メッキ被覆がクロムである、請求項８記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。
【請求項１０】
その又は各鋳造表面が、ニッケルに形成したグリットブラストした表面である、請求項１乃至７のいずれか記載の鋼ストリップ連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は、鋼ストリップ連続鋳造方法に関する。
【０００２】
双ロール鋳造装置で連続鋳造することにより金属ストリップを鋳造することが公知である。この技術では、冷却されて相互方向に回転する一対の水平鋳造ロール間に溶融金属を導入し、動いているロール表面上で金属殻が凝固し、ロール間のロール間隙にて合体させ、凝固したストリップ品としてロール間隙から下方ヘ送給する。本明細書では、「ロール間隙」という語はロール同士が最接近する領域全般を指すものとする。溶融金属は取鍋から１つ又は一連の小容器へと注がれ、更にはそこからロール間隙上方に位置した金属供給ノズルに流れてロール間隙へと向かい、その結果、ロール間隙直上のロール鋳造表面に支持される溶融金属の鋳造溜めを形成することができる。通常、この鋳造溜めの端を構成するのは、鋳造溜め両端からの溢流をせき止めるようロール端面に摺動係合して保持される側部堰であるが、電磁バリヤ等の代替手段も提案されている。
【０００３】
双ロール鋳造は、冷却によって急速に凝固する非鉄系金属にはある程度の成功をおさめているが、鉄系金属の鋳造技術に適用するにはいろいろ問題があった。一つの大きな問題としては、如何にしてロール表面上に金属を充分急速且つ均一に冷却させるかということがある。特に、滑らかな鋳造表面を持つ鋳造ロール上では充分な高凝固速度を得ることが難しいことが判明しているので、規則的な突起と窪みのパターンで意図的に肌理（きめ）付けした（textured）鋳造表面を持つロールを使うことにより、熱伝達を高め、凝固時に鋳造表面で得られる熱流束を増加させることが提案されている。
【０００４】
我々のアメリカ特許第５，７０１，９４８号では、一連の平行な溝・尾根形成部で形成される鋳造ロール肌理が開示されている。即ち、双ロール鋳造装置において、略一定の深さ及びピッチを持つ周方向に延びる溝・尾根形成部を設けることによって鋳造ロールの鋳造表面を肌理付けできる。この肌理により金属凝固時の熱流束が高められ、鋼鋳造を最適化して鋳放し鋼ストリップに高流束値及び微細な微小構造を達成することができる。特に鋼ストリップ鋳造の場合、尾根頂部から溝底部までの肌理深さが５〜５０ミクロン、肌理ピッチが１００〜２５０ミクロンで最良の結果が得られる。結果を最適にするには、肌理深さを１５〜２５ミクロン、ピッチを１５０〜２００ミクロンにするのが好ましい。
【０００５】
アメリカ特許第５，７０１，９４８号に開示した肌理を持つロールによれば鉄系金属ストリップ鋳造で高凝固速度を達成できるものの、それらロールが鋳造条件に著しく敏感であって、「鰐肌」（crocodile-skin）及び「チャター」（chatter）欠陥として知られる２つの一般的種類のストリップ欠陥を避けるためには綿密に制御しなければならないことが判明している。即ち、鰐肌欠陥を制御するためには溶融金属に硫黄を、添加量を制御して加える必要があり、チャター欠陥を避けるためには鋳造装置を狭い鋳造速度範囲で操業する必要があった。
【０００６】
鰐肌欠陥は、凝固殻の熱流束に変動がある環境下で、双ロール鋳造装置のロール鋳造表面において殻内でδ鉄相及びγ鉄相が同時に凝固する場合に起きる。δ鉄相及びγ鉄相は高温強度特性（hot strength characteristics）が異なるので、熱流束変動により鋳造ロール間隙に集まる凝固殻に局部歪みが生じて、結果のストリップの表面に鰐肌欠陥が生じる。
【０００７】
鋳造中の金属よりも溶融温度の低い、ロール上の軽酸化物堆積物（light oxide deposit）は、鋳造ロール表面への金属凝固時に均一熱流束制御が確保できて有益であり得る。ロール表面が溶融金属鋳造溜めに入る時に酸化物堆積物は溶融し、鋳造表面と鋳造溜めの溶融金属との間に液境界薄層（thin liquid interface layer）を確立する助けとなって良好な熱流束を促進する。しかしながら、酸化物蓄積（oxide build up）が過剰であると、酸化物の溶融により初期熱流束が非常に高くなるものの、次いで酸化物が再凝固する結果、熱流束が急速に減少する。この問題は、複雑なロール清掃装置により鋳造ロール上の酸化物蓄積を厳格に限度内に保つことにより処理されてきた。しかしながら、ロール清掃が不均一であると、酸化物蓄積量が変動し、その結果、凝固殻の熱流束が変動し、局部歪みが生じて、鰐肌表面欠陥へと至る。
【０００８】
チャター欠陥は、初期金属凝固が起きるときに鋳造溜めのメニスカス面で始まる。チャター欠陥の１つの形態は、「低速チャター」（low speed chatter）と呼ばれ、鋳造ロール上で高温金属が過早冷却することにより低鋳造速度で生じて脆弱殻を造り、後に、その脆弱殻は更に鋳造溜めへと引き込まれる際に変形する。チャター欠陥の別の形態は、「高速チャター」（high speed chatter）と呼ばれ、殻が生成し始めて更に鋳造ロールを下る際に生成殻上に液体が存在することにより高鋳造速度で生じる。メニスカス域に注ぐこの液体は移動するロール表面と接触を保ち続けることができず、その結果、鋳造溜め上部で液体とロールとの間に滑りが生じて、高速チャター欠陥がストリップにわたる横方向の変形帯として現れる。
【０００９】
又、低速チャターも高速チャターをも避けるためには、非常に狭い範囲の鋳造速度域内で操業する必要があった。典型的には、３０〜３２ｍ／分という狭い範囲の鋳造速度内で操業する必要があった。実際の速度範囲はロールによって異なるが、高速チャターを避けるためには一般に４０ｍ／分より充分に低い鋳造速度でなければならない。
【００１０】
我々は、チャター欠陥がはるかに発生しにくく、従来ストリップ欠陥を生み出すことのない操業として可能だった鋳造速度をはるかに超えた速度で鋼ストリップを鋳造することを可能にする、ロール鋳造表面を造ることができることを今回割り出した。更に又、本発明で提供される鋳造表面は鰐肌欠陥を生じさせる条件に対しても比較的鈍感であり、鰐肌欠陥なしの鋼ストリップ鋳造が可能である。
【００１１】
本発明によれば、１つ又はそれ以上の冷却された鋳造表面上で溶鋼の鋳造溜めを支持し、冷却された鋳造表面を移動させることにより凝固ストリップを造って鋳造溜めから送り出す、鋼ストリップ連続鋳造方法において、その又は各鋳造表面が、鋳造前に鋳造表面をグリットブラストすることによりもしくは基質をグリットブラストしてから保護被覆で覆うことにより形成された、固定された表面肌理を備え、前記固定された肌理が、表面分布が１０〜１００頂点／ｍｍ２、平均高さが少なくとも１０ミクロンの、先鋭な頂点を有するランダムパターンの個別の突起からなる鋼ストリップ連続鋳造方法が提供される。
【００１２】
個別の突起の平均高さは少なくとも２０ミクロンであるのが好ましい。
【００１３】
又、ストリップは４０ｍ／分以上の速度で鋳造溜めから送り出すのが好ましい。例えば、５０〜６５ｍ／分の速度で鋳造溜めから送り出すことができる。
【００１４】
溶鋼は、硫黄含量が０．０２５％以下の、低残留鋼とすることができる。
【００１５】
本発明の方法は双ロール鋳造装置で実施することができる。
【００１６】
従って、本発明は、１対の平行な鋳造ロール間のロール間隙へと、ロール間隙上方に配した金属供給ノズルを介して金属が導入されて、ロール間隙直上のロール鋳造表面上に支持された溶鋼の鋳造溜めを創り出し、鋳造ロールが回転されてロール間隙から下方に凝固ストリップを送給する種類の鋼ストリップ連続鋳造方法において、ロール鋳造表面を、表面分布が１０〜１００頂点／ｍｍ2、平均高さが少なくとも１０ミクロンの、先鋭な頂点を有するランダムパターンの個別の突起により各々肌理付けすることからなる鋼ストリップ連続鋳造方法を更に提供する。
【００１８】
本発明による肌理付けされた鋳造表面は、鋳造表面をグリットブラストする（grit blasging）、又は、金属基質をグリットブラストし表面被覆で保護して鋳造表面を創り出すことにより得ることができる。例えば、その又は各鋳造表面は銅基質をグリットブラストした後にクロムの保護薄層でメッキすることにより創り出すことができる。又は、鋳造表面をニッケルで形成してもよいが、その場合、ニッケル表面をグリットブラストし、保護被覆は加えないままとすることができる。
【００１９】
又は、基質上へ被覆を堆積させてその又は各鋳造表面に所要の肌理を得ることもできる。この場合、被覆の材料を選択することにより金属凝固時の熱流束を増進させることができる。該材料は、鋼酸化物に対し親和性が低い材料とすることで、これら堆積物による鋳造表面の湿潤度を低くすることができる。より明細には、鋳造表面にニッケルクロムとモリブデンとの合金、又は、ニッケルモリブデンとコバルトとの合金を形成することができ、所要の肌理を造るよう合金を堆積させる。
【００２０】
本発明を更に充分に説明するため、添付図面を参照して今日までに行なった実験作業の結果を添付図面に関連して説明する。
【００２１】
図１及び２は、４０ｍｍ×４０ｍｍの冷却されたブロック（chilled block）を溶融鋼の浴へと、双ロール鋳造装置の鋳造表面での状態を密に模した速度で進める金属凝固試験道具（test rig）を示している。冷却されたブロックが溶融浴内を動くにつれて鋼が冷却されたブロック上に凝固してブロック表面に凝固鋼の層を造る。この層の厚みをその領域中の諸点で計測して、凝固速度の変動を、従って種々位置での熱伝達の有効速度をマッピングできる。従って、全体凝固速度及び全熱流束の計測が可能である。ストリップ表面の顕微鏡組織を調べて凝固顕微鏡組織の変化を、観測した凝固速度の変化及び熱伝達値の変化と互に関係付けることも可能である。
【００２２】
図１及び２に示した試験道具を構成する誘導加熱炉１は、例えばアルゴン又は窒素ガスで提供できる不活性雰囲気内に溶融金属２を含む。参照番号３で全般に示される浸漬パドルが取付けられたスライダ４は、選択した速度で溶融金属２内に進めることができ、後で、コンピュータ制御したモータ５の操作により引込めることができる。
【００２３】
浸漬パドル３を構成する鋼体６が含む銅基質７は計測値４０ｍｍ×４０ｍｍのクロームメッキした銅ブロックである。それに、基質の温度上昇を監視して熱流束の測定をする熱電対を計装する。
【００２４】
以下の記述では、鋳造表面の滑らかさの量的尺度に言及する必要がある。我々の実験作業に用いられ本発明の範囲を限定するのに有用な１つの特定な尺度は、一般に記号Ｒaで示され算術平均粗度（Arithmetical Mean Roughness Value）として知られる標準尺度である。この値は、プロフィールの中心線から測定長さｌm以内の粗さプロフィールの全絶対距離の算術平均値として定義される。プロフィールの中心線とはその線のまわりで粗さが測定されるところの線であり、それとその両側にあるプロフィール部分との間に含まれる面積の合計が等しくなるよう粗さ−幅カットオフ（roughness-width cut-off）の限度内でのプロフィールの全般の方向に平行な線である。算術平均粗度は次のように定義できる。
【００２５】
【数１】
0004336043.tif 000002
【００２６】
図１及び２で示された試験道具で実施された試験により立証されたことは、規則的パターンの尾根で肌理付けした鋳造表面上に鋳造する場合に経験する、チャター欠陥及び鰐肌欠陥の起き易さは、先鋭な頂点を有するランダムパターンの個々の突起により肌理付けした鋳造表面を用いることにより回避できることである。ランダムパターンの肌理はグリットブラストによって得ることができ、一般に５〜１０Ｒa程度の算術平均粗度となるが、制御するパラメータは、粗度よりもむしろ頂点突起の表面密度と突起の最少深さである。
【００２７】
試験により更に立証されたのは、尾根付けした肌理が鰐肌欠陥やチャター欠陥になり易いのは尾根伝いに延び広がる表面に酸化物が蓄積し溶融するためだということである。溶融した酸化物は尾根に沿って流れて連続膜を造り、尾根に沿った大きな領域にわたって熱伝達を劇的に増加させる。このことにより、初期凝固時に経験する初期又はピーク熱流束値が増加し、結果として、後の凝固時熱流束の劇的な減少となり、鰐肌欠陥へと至る。ランダムパターンの先鋭突起により形成される肌理を有する鋳造表面の場合、酸化物は尾根付け肌理のような延び広がった領域ではなくて個々の頂点にのみ展開できる。従って、溶融した酸化物は延び広がった領域にわたって展開して初期熱流束を劇的に増加させることができない。従って、この表面は鰐肌欠陥をはるかに被りにくく、斯かる欠陥を防ぐために尾根付け肌理のように全面的に清浄する必要もないことが示された。
【００２８】
試験により更に立証されたことは、ランダムパターンの肌理はチャター欠陥をはるかに被りにくく、６０ｍ／分もの極端に速い鋳造速度で低硫黄含量の低残留鋼の鋳造が可能であるということである。凝固時の初期熱流束が、尾根付けした肌理の場合に比べ減少するので、低速チャター欠陥は起きない。高速鋳造では、溶融金属と鋳造表面との間の滑りは起きるものの、これは結果として割れにならない。これには２つの理由があると考えられる。第一に、初期熱伝達速度が比較的低い（尾根付けした肌理の場合に２５メガワット／ｍaであるのに比べ、１５メガワット／ｍa程度）ので、滑りによって生じる断続的な接触の途切れが、滑り領域における非常に大きな局部的熱伝達変動とならないからである。更にまた、肌理パターンのパターンランダムの結果として、割れ伝播に対して非常に抵抗性のある微小構造となっているからである。
【００２９】
図３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、二番めの基質はグリットブラストされて、２０頂点／ｍｍa程度の表面密度、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７Ｒaの算術平均粗度を呈する。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一様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、はるかに緩やかな下降が続いて、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。
【００３０】
図４は、ピッチ１８０ミクロン、尾根深さ６０ミクロンの尾根付けされた基質と、グリットブラストした基質とを用いた連続したディップ試験で得られた、最大熱流束測定値をプロットしている。試験は、溶融金属ケミストリーの異なる４種の溶鋼からの凝固で進行した。最初の３種の溶融金属は銅含量の異なる低残留鋼であり、４番目の溶融金属は高残留溶鋼であった。尾根付けした肌理の場合には、基質を試験のためにワイヤブラッシングで（文字ＷＢで示す）清浄したが、幾つかの試験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試験では連続する試験のいずれの前で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ーについて、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一貫して高い熱流束値を生じ、ブラッシングをあ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。
【００３１】
図４の関わるディップ試験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５でプロットしている。尾根付け基質上に堆積した殻がかなりの鰐肌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全く鰐肌欠陥を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て、厚みの標準偏差計測値を得て、図６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。
【００３２】
図７は、０．０５重量％の炭素と、０．６重量％のマンガンと、０．３重量％の珪素と、０．０１重量％以下の硫黄を含む溶鋼から、ピッチ１８０ミクロン、深さ２０ミクロンの尾根付けした肌理上へと凝固した殻の表面の顕微鏡写真である。殻は１５８０℃の溶融金属物から有効ストリップ鋳造速度３０ｍ／分で堆積した。ストリップは明らかに視認できる横方向割れの形の低速チャター欠陥を呈している。この割れは初期凝固時に生じたものであって、欠陥の上下の微細構造には変化がないことが見て取れる。図８は、図７で示したのと同じストリップの長手方向断面である。横方向割れを明らかに見ることができ、欠陥付近でのストリップの薄化が見て取れる。
【００３３】
図９及び１０は、図７及び８で示したような殻と同じ溶鋼から同じ尾根付け基質上に、はるかに高い有効ストリップ鋳造速度６０ｍ／分で堆積させた殻の表面構造及び長手方向断面を示す顕微鏡写真である。ストリップは横域の形状をした高速チャター欠陥を呈し、ストリップの大きな薄化があり欠陥の上下の微細構造に著しい変化がある。但し、図１０の断面には明らかに視認できる表面割れはない。
【００３４】
図１１、１２、１３及び１４は、ピッチ１８０ミクロン、深さ２０ミクロンの規則的尾根（図１１）、ピッチ１８０ミクロン、深さ６０ミクロンの規則的尾根（図１２）、間隔１６０ミクロン、高さ２０ミクロンの規則的角錐突起（図１３）及び算術平均粗度１０Ｒaであるグリットブラストした基質（図１４）によって夫々提供される肌理を有する４種の相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１１及び１２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１３及び１４は酸化物の広がりが小さいことを実証する小核生成域を呈示している。
【００３５】
図１５は図１１乃至１４で進められた画像の画像解析で得られた各酸化物範囲測定値をプロットしており、個別の突起パターンから生じる急進的に減少した酸化物範囲測定値を提供している。この図は、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ミクロンの規則的グリットパターンの角錐突起のそれとほぼ同じであることを示している。
【００３６】
図１６及び１７は、グリットブラストしクロムの保護被覆を有する銅基質（図１６）上に、及び、クロムメッキした基質にピッチ１６０ミクロン、深さ６０ミクロンで刻んだ尾根付き基質（図１７）上に、典型的なＭ０６溶鋼（０．００７重量％の硫黄、０．４４重量％の銅、０．００９重量％のクロム、０．００３重量％のモリブデン、０．０２重量％のニッケル、０．００３重量％のスズからなる残留物を含む）から鋳造速度６０ｍ／分で堆積した殻の横方向断面を示す顕微鏡写真である。凝固が進むにつれて尾根付き基質が非常に粗い樹状突起構造を生み出し、このことは殻の反冷却基質側の粗い樹状突起で呈示されている。グリットブラストした基質はサンプルの厚み全体にわたって細かい、はるかに均質な微細構造を生み出す。
【００３７】
尾根付き基質及びグリットブラストした基質により造られた微細構造を調べると、尾根付き基質が樹状突起的成長パターンを生じて樹状突起が核生成地から尾根に沿って散開する傾向のあることが示される。グリットブラストした基質で造られた殻を調べると、規則的パターンの肌理から生じる比較的規則正しい構造に比べてはるかに優れた並外れて均質な微細構造であることが明らかとなる。
【００３８】
肌理のランダムさは、均質で割れ伝播に抗する微細構造を得るのに非常に重要である。グリットブラストした肌理は、鰐肌欠陥やチャター欠陥の生じ易さを劇的に減少させることにもなり、硫黄の添加を必要とすることなく低残留鋼を高速鋳造することを可能にしている。これらの結果を達成するためには、溶鋼と鋳造表面との接触を、個別の頂点がランダムなパターンで溶融金属に突入することに限ることが重要である。このためには、個別の突起が先鋭形成であって、延び広がった頂部表面域を持たないこと、及び、溶融金属が頂点間の窪み域に流入することなく頂点で支持され得るような突起の表面密度及び高さであることが必要である。我々の実験結果及び計算によると、この結果を達成するためには突起が少なくとも１０ミクロンの平均高さを持たねばならず、頂点の表面密度が１０〜１００頂点／ｍｍaでなければならない。
【００３９】
０．７〜１．４ｍｍ程度の粒径を有するアルミナ、シリカ又は炭化珪素等の硬質粒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付すことができる。例えば、銅製ロール表面をこのようにしてグリットブラストすることにより適宜の肌理を付し、肌理付けした表面を５０ミクロン厚程度の薄いクロム被覆で保護する。又は、ニッケル基質を用いて直接肌理付けして、追加の保護被覆をしないことも可能である。
【００４０】
化学的堆積又は電着により適宜なランダム肌理を達成することも可能である。この場合、高伝熱性及び凝固時の熱流束増加に貢献するよう被覆材料を選択することができる。又、鋼中の酸化物が被覆材料に対し低い湿潤性を呈し、溶鋼自体が被覆材料に対し比較的大きな親和性を有し、その結果酸化物よりもむしろ被覆を湿潤するように選択することもできる。我々は、「ＨＡＳＴＡＬＬＯＹ  Ｃ」なる商品名で市販されているニッケル、クロム及びモリブデンの合金と、「Ｔ８００」なる商品名で市販されているニッケル、モリブデン及びコバルトの合金の２つが適切材料であることを割り出した。
【００４１】
図１８は、尾根付けしたクロム基質を用いた連続したディップ試験、及び、「Ｔ８００」合金材料のランダム肌理付け基質を用いた同様の試験で得られた最大熱流束測定値をプロットしている。尾根付けした基質を用いた試験では、熱流束値は酸化物が蓄積するにつれて増加した。次いで、ディップ番号２０の後で酸化物をブラシで払い落とすと、熱流束値の劇的な低下が生じ、その後、ディップ番号２６〜３２で酸化物が蓄積することによる増加となり、その後に酸化物をブラシで払い落とし、そのサイクルを繰り返した。「Ｔ８００」基質の試験では、試験の全サイクルを通して基質の清浄はせず単に酸化物が堆積して蓄積するにまかせた。
【００４２】
尾根付きクロム基質で得られる熱流束値は「Ｔ８００」基質で得られるのよりも高いが、酸化物が蓄積するにつれて溶融・再凝固に伴う典型的な変動を呈することが見て取れ、その変動が鋳造ストリップに鰐肌欠陥を生じさせる。「Ｔ８００」基質で得られる熱流束測定値は尾根付きクロム表面で得られるのよりも低いが、著しく均一であり、酸化物蓄積が熱流束の乱れを起こさないので鋳造時の因子とならないことを示している。これらの試験では「Ｔ８００」基質はＲa値が６ミクロンである。
【００４３】
ランダム肌理付けした「Ｔ８００」基質に堆積した殻はクロム基質に堆積したものよりも厚みがはるかに均一であることも示されている。「Ｔ８００」基質に堆積した殻の厚み標準偏差の測定値は尾根付けしたクロム基質に堆積した殻についての相応の測定値よりも一貫して少なくとも５０％低く、鰐肌欠陥を生じるような類いの変形を呈することなく著しく厚みが均一な殻が製造されることを示している。これらの結果は、試験の殻を顕微鏡で調べることにより確認される。図１９は、尾根付けしたクロム基質上へと凝固した典型的な鋼殻の横断面の顕微鏡写真であり、図２０は同じ試験で「Ｔ８００」基質に堆積した殻の顕微鏡写真を示している。後者の殻の方がはるかに均一な横断面であり、厚み全体を通してはるかに均一な微細構造のものであることが見て取れる。
【００４４】
「Ｔ８００」基質で得られるのと同様な結果が「ＨＡＳＴＡＬＬＯＹ  Ｃ」のランダム肌理付けした基質でも得られた。図２１は斯かる基質上へと凝固した殻の顕微鏡写真である。この殻は図２０に示したような「Ｔ８００」基質上に堆積した殻ほどには均一でもなければ厚くもない。これは、Ｍ０６鋼が「Ｔ８００」基質上でよりも、「ＨＡＳＴＡＬＬＯＹ  Ｃ」基質上での方がわずかに低い湿潤性を呈するので凝固がそれ程急速には進まないからである。しかしながら、いずれの場合も、殻は尾根付けしたクロム表面で得られる相応する殻よりも厚く、より均一であり、凝固が酸化物蓄積により影響されないため鋳造表面の清浄が重大な因子でないことが試験によって示された。
【００４５】
図２２乃至２６は本発明によって操業できる双ロール連続鋳造装置を示している。この鋳造装置は、工場床１２から立上がった主機械フレーム１１からなる。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との間を水平に移動可能である。台車１３が担持する一対の平行な鋳造ロール１６には、鋳造時に取鍋１７から分配器１８と供給ノズル１９とを介して溶融金属が供給されて鋳造溜め３０を創り出す。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、ロール表面間のロール間隙で互いに合わされて、ロール出口で凝固ストリップ成品２０を造る。この成品を標準コイラ２１に送って、次いで第２コイラ２２に送給し得る。容器２３が鋳造ステーションに隣接して機械フレームに取付けられており、溶融金属をこの容器へと、分配器上の溢れ口２４を介して、又は成品の甚だしい変形等、鋳造作業時に重大な不都合があった時には分配器の一側にある緊急プラグ２５を抜くことにより逃すことができる
【００４６】
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、レールが主機械フレーム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に移動可能に載っていることになる。台車フレーム３１が担持する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に取付けられ、油圧シリンダ装置３７，３８によって台車上を動いて鋳造ロール１６間のロール間隙を調節し、以下で詳細に説明する様にストリップにわたって弱化横線を形成する必要が生じた場合、急速に短時間ロールを相互離間させることを可能にする。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油圧ピストンシリンダ装置３９がロール台車の駆動ブラケット４０と主機械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、又その逆へ移動させることができるようになっている。
【００４７】
鋳造ロール１６は、電動モータのロール駆動軸４１と台車フレーム３１上のトランスミッションと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し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幅のストリップ成品２０を造るためには長さを２０００ｍｍまでとすることができる。
【００４８】
取鍋１７はまったく在来の構成であって、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移すことができる。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とを介して分配器１８へと流すことができる。
【００４９】
分配器１８は酸化マグネシウム（ＭｇＯ）等の耐火材で造られた広皿状のものである。分配器１８の一側は取鍋からの溶融金属を受けられるようになっており、又、前記した溢れ口２４と緊急プラグ２５とを備えている。分配器の他側には縦方向に離間した一連の出口開口５２が備えられている。分配器の下部が担持する取付ブラケット５３は分配器を台車フレーム３１に取付けるためのものであって、取付ブラケットに備えた開口で台車フレームの位置合わせペグ５４を受けて分配器を正確に位置決めするようになっている。
【００５０】
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、下部がテーパ状になっていて下方へ行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。供給ノズルに取付ブラケット６０が備えられることにより、供給ノズルを台車フレーム上にで支持し、供給ノズル上部には外方に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。
【００５１】
ノズル１９は一連の、水平に離間し略上下に延びる流路を有し、ロール幅全体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に溶融金属低速カーテン流を直接送るようにしてもよく、及び／或いは、ノズルを溶融金属溜めに浸してもよい。
【００５２】
溜めを画成するロール端部の一対の側部閉止板５６は、ロール台車が鋳造ステーションにある時には、ロールの段付端５７に保持される。側部閉止板５６は窒化ホウ素等の強い耐火材で造られ、ロールの段付端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ができる板ホルダ８２は、一対の油圧シリンダ装置８３の作動により鋳造ステーションで可動であり、側部閉止板をロールの段付端に係合することにより、鋳造作業中に鋳造ロール間に形成される溶融溜めの端閉止部を形成する。
【００５３】
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分配器へと、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。ストリップ成品のクリーンな頭端がエプロンテーブル９６の作動によりコイラ２１の顎部へガイドされる。エプロンテーブル９６は主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、油圧シリンダ装置９８の作動によりコイラへ向けて揺動されるようになっている。ピストンシリンダ装置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が作動され、ストリップ成品２０は一対の縦サイドローラ１０２間に制限される。頭端がコイラ顎部にガイドされたら、コイラを回転させてストリップ成品を巻付け、エプロンテーブル９６が非作動位置へと旋回し戻るにまかせて、コイラ２１に直接巻取られている成品から離れ単に機械フレームから吊り下がっている状態にする。生じたストリップ成品２０は、後でコイラ２２へ送って、鋳造装置から運び出される最終巻取品を造ることができる。
【００５４】
図１２乃至図１６に示した種類の双ロール連続鋳造装置の充分な詳細は我々のアメリカ特許第５,１８４,６６８号及び第５,２７７,２４３号、並びに、国際特許出願第ＰＣＴ／ＡＵ９３／００５９３号で一層充分に記述されている。
【００５５】
本発明によれば、ロール１６の銅製周壁をグリットブラストして所要の深さと表面密度を有するランダムな肌理の個別の先鋭突起を有することができ、この肌理は薄いクロムメッキで保護することができる。又は、ロールの銅壁をニッケルで被覆してニッケル被覆をグリットブラストして所要のランダム表面肌理を達成することもできる。もう一つの代替法として、ＨＡＳＴＡＬＬＯＹ  Ｃ合金又はＴ８００合金等の合金を鋳造ロールの銅壁に電着することができる。
【００５６】
図２７は、本発明により造られる典型的な表面肌理を示す。
【図面の簡単な説明】
【図１】  双ロール鋳造装置の状況を模した状況で金属凝固速度を測定する実験装置を示す。
【図２】  図１の実験装置に組み入れられた浸漬パドルを示す。
【図３】  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での鋼サンプルの凝固時に得られた熱流速値を示し、これらをグリットブラストした基質上での凝固時に得られた値と比較している。
【図４】  ４種の異なる溶融金属から鋼を、尾根付けした基質とグリットブラストした基質上に凝固させる、連続したディップ試験で得られた最大熱流束測定値をプロットしている。
【図５】  図４のディップ試験で得られた凝固殻の鰐肌欠陥の物理的測定結果を示す。
【図６】  図４のディップ試験で得られた凝固殻の厚みの標準偏差の測定結果を示す。
【図７】  尾根付けした基質上に低い鋳造速度で凝固した低硫黄含量の低残留鋼の、殻表面の顕微鏡写真であり、低速チャター欠陥を呈している。
【図８】  低速チャター欠陥位置での図７の殻の長手方向断面である。
【図９】  尾根付けした基質上に比較的高い鋳造速度で凝固した低硫黄含量の鋼の殻表面を示す顕微鏡写真であり、高速チャター欠陥を呈している。
【図１０】  高速チャター欠陥の質を更に示している、図９の殻の長手方向断面である。
【図１１】  尾根付けした基質に形成される殻の表面の顕微鏡写真である。
【図１２】  図１１とは尾根深さの異なる、尾根付けした基質に形成される殻の表面の顕微鏡写真である。
【図１３】  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の表面の顕微鏡写真である。
【図１４】  グリットブラストした基質上に凝固した殻の表面の顕微鏡写真である。
【図１５】  図１１乃至１４の殻を造った、種々の肌理付けの基質上の溶融酸化物範囲の％値をプロットしている。
【図１６】  グリットブラストした基質に、溶鋼から堆積した殻の横方向断面の顕微鏡写真である。
【図１７】  尾根で肌理付けした基質に、図１６のと同じ溶鋼から、同じ鋳造速度で堆積した殻の横方向断面の顕微鏡写真である。
【図１８】  クロムメッキした尾根付け基質と、ニッケル、モリブデン及びクロムの合金で被覆した基質とを用いた、連続したディップ試験で得られた最大熱流束測定値をプロットしている。
【図１９】  冷却した基質上に凝固した鋼殻の顕微鏡写真である。
【図２０】  図１９とは異なる冷却した基質上に凝固した鋼殻の顕微鏡写真である。
【図２１】  図１９，２０とは異なる冷却した基質上に凝固した鋼殻の顕微鏡写真である。
【図２２】  本発明によって操業可能な連続ストリップ鋳造装置の平面図である。
【図２３】  図２２に示したストリップ鋳造装置の側面図である。
【図２４】  図２２の線２４−２４縦断面図である。
【図２５】  図２２の線２５−２５縦断面図である。
【図２６】  図２２の線２６−２６縦断面図である。
【図２７】  本発明によって造られる典型的な表面肌理を示す。
【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８】
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【図９】
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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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