JP2002501437A

JP2002501437A - 金属ストリップの鋳造

Info

Publication number: JP2002501437A
Application number: JP50111699A
Authority: JP
Inventors: ストレッチョフレイザー
Original assignee: 石川島播磨重工業株式会社; ビーエイチピースティール（ジェイエルエイ）プロプライエタリリミテッド
Priority date: 1997-06-02
Filing date: 1998-06-02
Publication date: 2002-01-15
Also published as: ID24078A; NZ500871A; EP0986443A1; AUPO710497A0; CN1258239A; KR20010013319A; EP0986443A4; EP0986443B1; DE69820618D1; BR9811107A; CN1445033A; CN1096900C; ATE256516T1; WO1998055251A1; CA2288754A1

Abstract

(57)【要約】鋳造溜め（３０）から鋳造ロール（１６）の移動鋳造表面上への溶融金属の凝固により、金属ストリップ（２０）が連続鋳造される。各鋳造表面は伝熱体上への固体被覆により提供され、被覆は、鋳造表面での溶融金属の濡れ角が４０°以下であるような材料で形成される。鋳造はアモルファスとすることができ、例えば燐とニッケル等の２金属の合金で構成することができる。

Description

【発明の詳細な説明】金属ストリップの鋳造技術分野本発明は金属ストリップの鋳造に関する。特に、鉄系金属ストリップ鋳造への適用に関連するが、これに限定されるものではない。双ロール鋳造機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、移動ロール表面上で金属殼を凝固させ、ロール間隙にてそれら金属殻を合体させ、凝固したストリップ品としてロール間隙から下方へ送給する。本書では、「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のに使われる。溶融金属は取鍋から小容器へと注がれ、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ロール間隙長さ方向に延びる溶融金属の鋳造溜めを形成することができる。通常、この鋳造溜めは、ロール端面に摺動係合して保持されて鋳造溜めの両端からの溢流を防ぐ側部プレート又は堰間に画成されるが、電磁バリヤ等の代替手段も提案されている。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問題がある。一つの格別な問題は、ロール鋳造表面上で金属の十分急速且つ均一な冷却を達成することである。我々のアメリカ特許第５，５２０，２４３号（国際特許出願第ＰＣＴ／ＡＵ９３／００５９３号）は、鋳造溜めの溶融金属とロール鋳造表面との間の相対動に関連してロール表面がある程度の滑らかさを確保するよう手段を取ることによってロール鋳造表面での金属冷却を劇的に改良できるようにした開発を開示している。特にその特許は、選ばれた周波数と振幅の振動を加えれば金属凝固プロセスに全く新しい効果を達成して、凝固する溶融金属からの伝熱を劇的に改良でき、その改良により、同一鋳造速度で鋳造される金属厚を非常に顕著に増加させるか又は同一金属厚での鋳造速度を大幅に増加させることができることを開示している。伝熱が改良されることが、鋳造金属の表面構造が非常に顕著に精練されることと関連がある。我々のアメリカ特許第５，５８４，３３８号も、鋳造溜めの溶融金属に音波を当てることにより鋳造溜めの溶融金属と鋳造表面との間の有効な相対振動を引き起こすことができ、非常に低パワーレベルの音域の音波を当てるだけで、伝熱増加及び凝固構造の精製を達成できるという、更なる発展を開示している。我々の更なるアメリカ特許第５，７２０，３３６号は、鋳造表面と鋳造溜めの溶融金属との界面で生じる伝熱機構の研究結果を開示しており、金属凝固温度において少なくとも部分的に液体である材料層で鋳造面各々を確実に被覆することにより凝固時の熱流束を制御し、増大させることができ、そうすれば、鋳造溜めとロールとの間の相対振動を必ずしも発生させることなく伝熱改良を達成できることを開示している。以下の記述では、ロール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つの特定の尺度は、一般に記号Ｒ_aで示され算術平均粗度(Arithmetical MeanRoughness Value) として知られている標準尺度である。この値は、プロフィールの中心線から測定長さｌ_m以内の粗さプロフィールの全絶対距離の相加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。上記した発展により、鉄系金属ストリップの鋳造で高速の凝固速度が達成できたが、「鰐皮」(crocodile skin)として知られている表面欠陥を示さないストリップを製造するのが非常に困難であることが判明している。この欠陥は、凝固殻を通る熱流束に変動がある環境の下で双ロール鋳造機のロール鋳造表面の殻内で δ鉄相及びγ鉄相が同時に凝固する場合に生じる。δ鉄相及びγ鉄相は異なる高温強度特性を有しており、従って、熱流束の変動により、鋳造ロールのロール間隙で合わせられる凝固殻に局部歪みが生じて、結果としてのストリップの表面に鰐皮欠陥が生じる。従来、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形成を厳密な限度内に保つよう試みることで対処されてきた。酸化物の堆積が軽度なら、鋳造ロール表面への金属凝固時に均一な流束を制御して確保するのに有益となり得る。ロール表面が溶融金属鋳造溜めに入るときに酸化堆積物が溶融し、鋳造表面と鋳造溜めの溶融金属との間に薄い液体界面層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、あまりたくさんの酸化物が生成すると、酸化物の溶融により非常に高い熱流束が生み出されるが、次いで酸化物が再凝固するため、熱流束は急激に減少する。結果として、凝固殻内での熱流束の変動により局部歪みが生じて、鰐皮表面欠陥となる。溶融金属による鋳造表面の非常に良好な濡れを生み出すようロール鋳造表面を鋳造溜めの溶融金属に対して高い親和性を有する材料で形成すれば、金属酸化生成物の有害な効果が避けられ非常に高速な凝固速度が達成できることを我々は今回決定した。溶融金属による十分良好な濡れがあれば、凝固が非常に急速に進むので、有意な量の酸化物が形成されるのには時間が不十分となる。溶鋼の場合には、溶鋼が急速に凝固して単層固形構造となるので、鰐皮欠陥の可能性を有効に避けられる。発明の開示本発明によれば、溶融金属の鋳造溜めが、金属が溜めから移動鋳造表面上へと凝固するよう、移動鋳造表面との接触で形成される種類の金属ストリップ連続鋳造方法において、鋳造表面が伝熱体上への固体被覆で提供され、被覆は、鋳造表面での前記溶融金属の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなる金属ストリップ連続鋳造方法が提供される。更に好ましくは、被覆は、鋳造表面での前記溶融金属の濡れ角が２０°以下であるような材料で形成される。好ましくは、被覆表面は１０ミクロン以下の算術平均粗度（Ｒ_a）を有する。被覆材料は、凝固時の鋳造表面温度で前記溶融金属中に溶解しないように選ぶべきである。好ましくは、被覆材料は少なくとも部分的にアモルファスである。例えば、２金属のアモルファス合金で構成することができる。これらの金属の１つを、燐を含むものとすることができる。より明細には、被覆材料を約１０％の燐を含むアモルファスなニッケル−燐合金で構成することができる。伝熱体は銅又は銅合金体とすることができる。溶融金属は鉄系金属とすることができる。より明細には、溶融金属は溶鋼とすることができる。この場合、溶鋼が低い濡れ角を有する被覆材料を選ぶことにより、鋼を鋳造表面に単相固体組織へと凝固させることができる。本発明によれば、又、溶鋼の鋳造溜めが、鋼が溜めから移動鋳造表面上へと凝固するよう、移動鋳造表面との接触で形成される種類の鋼ストリップ連続鋳造方法において、鋳造表面が伝熱体上への固体被覆で提供され、被覆は、鋳造表面での前記溶鋼の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなり、鋼が鋳造表面上で単相固体組織へと凝固して、その相はストリップが鋳造表面を離れる前には変態しない金属ストリップ連続鋳造方法が提供される。本発明の方法は双ロール鋳造機で実施し得る。本発明によれば、更に、溶融金属が一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導入されて、ロール間隙直上のロール鋳造表面に支持された溶融金属の鋳造溜めを創り出す種類の金属ストリップ連続鋳造方法において、ロールの鋳造表面が伝熱ロール体上への固体被覆で提供され、被覆は、ロール鋳造表面での前記溶融金属の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなる金属ストリップ連続鋳造方法が提供される。図面の簡単な説明本発明を更に充分に説明するため、現在まで行われた実験的作業の結果を添付図面に関して記述する。図１は、双ロール鋳造機の状態をシミュレートした状態での金属凝固速度を測定する実験装置を示す。図２は、図１の実験装置に組込まれた浸漬パドルを示す。図３は、実験装置内で典型的な鋼見本の凝固時に得られる熱抵抗値を示す。図４は、界面層の濡れ性（wettabllity）と測定した熱流束と界面抵抗との関係を示す。図５は、核形成（nucleation）抵抗に対する濡れ性の効果を示す。図６は、クロム基質に堆積した鋼殻で起きる殻表面温度を示す。図７は、ニッケル−燐基質とクロム基質とに堆積した鋼殻についての熱流束測定の結果をグラフに描いたものである。図８は、ニッケル−燐合金基質とクロム基質を用いた浸漬試験で堆積した鋼殻のＫ値測定値をグラフに描いたものである。図９及び１０は、図８で言及した浸漬試験で堆積した鋼殻の顕微鏡写真である。図１１は、種々の基質と溶鋼組成物を用いた更なる浸漬試験で堆積した鋼殻のＫ値測定値をグラフに描いたものである。図１２乃至１６は、図１１で言及した浸漬試験時に堆積した鋼殻の顕微鏡写真である。図１７は、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１８は図１７で示したストリップ鋳造機の側部立面図である。図１９は図１７の１９−１９線における縦断面図である。図２０は図１７の２０−２０線における縦断面図である。図２１は図１７の２１−２１線における縦断面図である。好適な実施の形態の詳細な説明図１及び図２は、４０ｍｍ×４０ｍｍの被冷却ブロックを溶融鋼の浴へと、双ロール鋳造機の鋳造表而での状態を密にシミュレートするような速度で進める金属凝固試験道具を示している。被冷却ブロックが溶融浴内を動くにつれて鋼が被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、全体凝固速度並びに全熱流束の計測が可能である。ストリップ表面の微視組織を調べて凝固微視組織の変化を、観測した凝固速度及び伝熱値の変化と関連付けることも可能である。図１及び図２に示された実験道具を構成する導入炉１は、例えばアルゴン又は窒素ガスにより提供され得る不活性雰囲気中に溶融金属２の溶湯を含む。全体に３で示した浸漬パドルが取付けられるスライダ４は選択した速度で溶湯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の作動により引込めることができる。浸漬パドル３を構成する鋼体６は、径が４６ｍｍ、厚みが１８ｍｍのクロムメッキした銅板である基質７を含む。基質は銅円板である。それには、熱流束の測定値を提供する基質の温度上昇を監視するため、熱電対を計装する。図１及び図２で示された実験道具で実施された試験により立証されたことは、観測された凝固速度及び熱流束値並びに凝固殻の微視組織は凝固時に殻／基質界面の状態に大いに影響されるということである。試験により示されたことは、高い熱流束と凝固速度は滑らかな基質表面により達成でき、これにより凝固金属の精練された粒構造を生じることができる。凝固時の、溶湯からの基質（熱シンク）への流れに対する全抵抗は、凝固する殻及び殻／基質界面の熱抵抗により支配される。凝固が３０分程で完了する従来の連続鋳造セクション（スラブ、ブルーム又はビレット）の条件の下では、伝熱抵抗は凝固殻抵抗により支配される。しかしながら、我々の実験作業から、凝固が１秒以下で完了する薄板ストリップ鋳造条件の下では伝熱抵抗が基質表面での界面熱抵抗により支配されることが証明された。伝熱抵抗は次のように定義される。Ｒ_(t)=ΔＴ_(t)／ΔＱ_(t) 但し、Ｑ、ΔＴ及びｔは、それぞれ、熱流束、溶湯と基質との温度差、及び時間である。図３は、実験道具中で、典型的なマンガンキルド低炭素鋼サンプルを凝固させたときに得られる熱抵抗値を示す。これが示しているのは、殻熱抵抗は全熱抵抗の極く一部にしか貢献せず、全熱抵抗は界面熱抵抗により支配されているということである。界面抵抗は、最初は溶湯／基質界面抵抗により決められ、後には殻／基質界面抵抗により決められる。更に又、界面熱抵抗は経時的に大きく変化しないことが見て取れ、それは界面熱抵抗が初期の溶湯／基質接触時の溶湯／基質熱抵抗により支配されることを示している。２構成要素システム（溶湯と基質）では、溶湯／基質界面抵抗と熱流束はその基質上での溶湯の濡れ性によって決まる。このことが図４に示されており、図４は、濡れ性減少に相当する濡れ角の増加につれてどのように界面抵抗が増加し、熱流束が減少するかを示している。溶湯により基質が濡れることの重要性は、振動の適用を開示している前記した我々のアメリカ特許第５，５２０，２４３号（国際特許出願ＰＣＴ／ＡＵ９３／００５９３）に記述されている開発的作業で論証されている。振動を適用するのは、基質の濡れを促進し、溶湯凝固のための核形成密度を増加させる目的のためである。その件の８ページに記述された数学的モデルは、完全な濡れが要求され、これを達成するのに振動エネルギが考慮されることを基にして進行した。この分析を実証する実験作業では、熱流束の有意な改良は基質が滑らかでなければ得られないことが示された。より明細には、たとえ振動エネルギを適用する場合であっても、基質の完全な濡れを得るためには基質が５ミクロン以下の算術平均粗度（Ｒ_a）を持つ必要がある。これらの結果は、鋼の溶湯が適度に良好な濡れ性を有するクロム基質の場合に適切である。しかしながら、本発明によれば、ロール鋳造表面を鋼溶湯に対して遥かに高い親和性を有する材料で造ることができて、クロム表面で達成できるよりも遥かに良好な濡れを達成できる。これらの状況では、基質の滑らかさは特に重要ではない。とはいえ、適度に良好な表面仕上げと精練された微視組織とを持つストリップを製造するためには実際には鋳造表面が１０ミクロン以下の算術平均粗度（Ｒ_a）を持つのが望ましい。滑らかな基質上に金属を凝固させる場合、凝固は基質じゅうの異質核生成地で進行すると仮定できる。そのような古典的な異質核生成理論に従った核生成の無次元自由エネルギでの濡れ角の効果が図５に示されている。図５は、濡れ角の増加、即ち、濡れ効力の減少につれて、無次元自由エネルギバリヤ因子が増加する仕方を示している。４０°以下の濡れ角は非常に良好な濡れ効力を呈し、凝固に対するエネルギバリヤは無視できる。７５°以上の濡れ角は不十分な濡れを呈し、金属凝固に対する著しいエネルギバリヤがある。鉄系金属を鋳造する双ロールストリップ鋳造機は、一般にメッキにより製造されるクロム又はニッケル鋳造表面を有する鋳造ロールを伝統的に用いている。そのような表面は頑丈で、ストリップ鋳造に関連した熱応力に一般に耐えることができる。更に又、鋼溶湯はクロム及びニッケル表面での適度に良好な濡れ性を有しているので、有効な熱流束値を達成することができる。我々は、又、ストリップ鋳造に使われる典型的な鋼溶湯から堆積した金属酸化物がクロム及びニッケルと高い親和性を有しているので、斯かる鋳造表面に対し良好な濡れ性、即ち、非常に低い濡れ角を呈することを測定した。これは、鋳造が進むにつれて酸化物被覆が鋳造表面にわたって拡がって確立する非常に強い傾向があるということである。図６は、きれいな基質表面及び多量の酸化物の堆積した表面の両方について図１及び２で示された浸漬試験でのクロム表面に堆積した鋼殻において起きる殻表面温度測定値を示している。滑らかな基質表面では凝固が進むにつれて凝固殻表面温度が低下するのが見られる。基質に多量の酸化物被覆がある場合には、殻は最初１２００℃近くまで温度低下が進行し、その段階で急激な逆転が生じて殻温度が上昇する。酸化物が液状の間は温度降下が進むが、１２００℃近くになると酸化物が凝固して金属凝固のための核生成地を提供すると考えられる。しかしながら、固体の酸化物は次いで熱流束に対するバリヤを提供するので、結果として、冷却の有効性が損なわれて殻の表面温度が増加する。以前は、この効果には、鋳造時にロールを注意深く清掃して酸化物のレベルを非常に厳格な範囲内に維持することによってのみ打ち勝つことができると考えられた。しかしながら、我々が今回測定したことによれば、鋼溶湯により非常に良好な濡れを引き起こす代替材料で鋳造表面を形成することによって、液相温度以下に著しく温度低下することなしに鋼溶湯の凝固を引き起こすことが可能である。斯かる冷却が非常に急速に進行するので、酸化物が鋳造表面上に形成される程の時間がなく、従って、堆積した酸化物による著しい干渉を受けることなく凝固が進行する。明細には、これらの結果は、１０％の燐を含むニッケル−燐合金の冷却基質を用いて行った図１及び２に示した装置での浸漬試験により立証された。この合金は、非電着性金属析出プロセスにより冷却ロールに被覆でき、鋼溶湯による非常に良好な濡れを促進する。大抵の鋼溶湯に対し、この被覆での濡れ角は２５°程又はそれ以下である。図７は、ニッケル−燐合金の基質上での炭素鋼の凝固時に得られる熱流束測定値を、クロム基質上で同じ鋼を凝固させたときに得られる熱流束測定値との比較でグラフに描いている。これらの試験での炭素鋼は次のような組成を持ち、我々はそれをＭＯ６鋼と呼ぶ。図８は、上記組成の炭素鋼溶湯を用い、ニッケル−燐合金基質とクロム基質での多重浸漬試験でのＫ値（熱流束の示度）の測定結果を提供する。図７及び８の両方の結果から、ニッケル−燐合金の方が通常のクロム基質よりも高い熱流束という結果となることが立証されるのがわかる。ニッケル−燐合金基質の場合、相異なる試験で熱流束に変動があり、特に、図８に示した結果では連続する浸漬試験でＫ値が減少している。これらの変動は、試験が進行するにつれてのニッケル −燐合金の溶融によるものであった。従って、高溶融温度で鋼ストリップを鋳造する商業的なストリップ鋳造機で長寿命の被覆を達成するには、溶融温度を増加させるためにこの特定の合金組成を修正するのが望ましい。しかしながら、試験により、低濡れ角で達成できる劇的に改良された結果が立証され、試験したニッケル− 燐合金が銅等の他金属の鋳造に完全に適することが立証された。図９及び１０は、図９の場合にはニッケル−燐合金の基質に、図１０の場合には伝統的なクロム基質に堆積したＭＯ６鋼殻顕微鏡写真であり、どちらの顕微鏡写真も倍率ｘ１００で示してある。ニッケル−燐合金基質上に堆積した殻がクロム基質上に堆積した殻のほぼ２倍の厚みであり、ニッケル−燐合金基質で得られる、はるかに高い熱流束及びより急速な凝固を反映している。このことが、非常に高速な凝固速度を得ることができることと、従って、本発明により今まで可能と考えられてきたよりも劇的に高速な製造速度でストリップ鋳造が進行できることを証明している。更に又、ニッケル−燐合金基質に堆積した殻の微視組織が伝統的なクロム基質に堆積するそれよりもはるかに微細であり、更には又、殻全体にわたって著しく均一であることがわかる。この微視組織が正確に後で樹枝状粒境界となる先行オーステナイト粒境界を呈して、液体炭素鋼が凝固して直接オーステナイトになることを証明している。この凝固プロセスでは、鰐皮欠陥の発達する可能性はない。というのも、これらの欠陥は凝固する鋼殻中にδ相とγ相がある場合にのみ起きるからである。ニッケル−燐合金の濡れ性が高いのはそのアモルファス組織のためであることが判明している。液体が他の液体に対して全般に高い表面親和性を有するのは液体には優先方向性がないからであり、我々は、アモルファス固体を濡らす場合に同様の効果が生じ得ることを今回見出した。従って、鋳造表面への液体金属の濡れ性は被覆材料が全くアモルファスである場合に劇的に増加し得る。図８及び９に関した試験で使われたような燐成分が１０％のニッケル−燐合金は本質的に共融の組成であり、実際上完全にアモルファスな組織を得るよう非電着性金属析出プロセスにより容易に堆積させることができる。共融組成から著しく逸脱するように燐成分を変えれば、堆積する２金属合金被覆は完全にアモルファスではなく部分的に結晶質の組織を呈することになる。更に又、結晶質の組織は被覆を堆積後に高温で焼きなますことによって造ることもできる。何らかの被覆を施す時に硬度を増加させるのに利用される現象である。本発明によればアモルファス被覆に濡れ性と熱流束を高める効果があることを立証するため、我々は一連の更なる試験を行い、燐組成を異ならせたニッケル− 燐合金基質上で、試験前に高温で焼きなましたニッケル−燐合金基質上で、そして標準又は照査規準データを提供する滑らかなニッケル基質上でも、鋼溶湯を凝固させた。更に又、本発明により鋼が直接凝固してオーステナイト樹枝状結晶となることを更に証明するために、更なる試験に包晶等級鋼（peritectic grade s teel）からの殻の堆積を含めた。包晶等級鋼は、凝固時にδ相及びγ相へと同時に凝固するため通常著しい歪みを生じるからである。この更なる試験の結果は図１１乃至１６に示される。図１１は多重浸漬試験でのＫ値の測定結果を提供する。浸漬試験１〜２７では全て上記したＭＯ６組成を有する鋼溶湯を用いた。試験１〜９では鋼殻はＲ_a値が５．６の滑らかなニッケル基質と燐成分が１０％で平均粗度（Ｒ_a）が８．７のニッケル−燐基質との両方に堆積された。試験１〜９で使われるニッケル−燐基質は非電着性金属析出プロセスで堆積され、焼きなましされなかった。この基質では対照規準として使われる滑らかなニッケル基質に比べて非常に高いＫ値が達成される。これらの結果は図８で示したものと全く同様であった。図８が更に結果を示している試験１０〜１５では、ニッケル基質が、燐成分が５％で算術平均粗度（Ｒ_a）が６．６であるニッケル−燐合金基質上への凝固結果に対する対照規準比較として保持された。５％燐合金で達成されるＫ値が、比較的滑らかな基質が用いられたにせよ、試験１〜９の１０％燐合金でのそれよりもはるかに小さく、５％燐合金中で避けられない部分的な晶質組織が濡れ性と全熱流束とを減らすことを立証している。図１１が更に結果を示している試験１６〜２３では、ＭＯ６鋼殻が滑らかなニッケル−燐合金基質に堆積され、これらの基質はいずれも１０％の燐成分を有するが、そのうち１つの基質が非電着性金属析出の堆積後に４００℃で１．５時間焼きなましを受けたものであり、それ以外の基質は焼きなましを受けていないものであった。焼きなましを受けていない基質は試験１〜９で既に経験したような高いＫ値を生じたが、焼きなましされた基質は普通のニッケル基質で達成されるものに比べはるかに低いＫ値を生じた。図１２は試験番号１１のニッケル基質に堆積した殻の顕微鏡写真であり、図１３は浸漬試験番号１８の焼きなましされた基質に堆積した殻の顕微鏡写真であり、図１４は同じ浸漬試験番号１８の焼きなましされないニッケル−燐合金に堆積した殻の顕微鏡写真である。試験１１のニッケル基質と試験１８の焼きなましした基質とに堆積した殻の微細組織が同様であることがわかる。いずれの場合も、殻は比較的薄く、粗い微細組織を有しており、初期凝固してフェライトになることを呈している。焼きなまししていない合金基質に堆積した図１４の殻は非常に厚く、初期凝固が直接オーステナイトとなる本発明で達成できる非常な高凝固速度に関連した細かい微細組織を呈する。図８は更に、前に試験１〜１５で使われた対照規準のニッケル基質との比較で、１０％の燐成分を有するが、４００℃で４５分間部分的にのみ焼きなまししたニッケル−燐合金に殻が堆積した試験２４〜２７の結果を提供する。部分的に焼きなましした基質が全般に試験１６〜２３の焼きなまししない基質と焼きなましした基質との間のＫ値となることがわかり、更に、晶質組織が被覆中にある度合に応じたアモルファス被覆の効果とＫ値及び熱流束の段階的減少を示している。図１１も、炭素成分が０．１３％の包晶鋼組成物から殻を燐成分１０％のニッケル−燐合金基質に堆積させる試験２９〜３１から得られた結果を提供している。通常、そのような組成の鋼は直接薄板ストリップ鋳造技術により良好な表面品質で鋳造することができない。なぜなら、鋼がδフェライト相及びγフェライト相へと同時に凝固し、凝固殻に著しい歪みを生じるからである。しかしながら、今回の試験では、包晶鋼組成物がニッケル−燐合金基質上でＭＯ６鋼で以前に達成されたのと同じ微細組織、同じＫ値を呈する殻を生じ、凝固時の同様の熱流束を証明している。試験番号３０で造られた包晶鋼の殻の凝固組織を図１５に示し、きめを付けた（textured）クロム基質に堆積した同じ鋼の殻の凝固組織を図１６に示す。図１５の組織が図９及び１４で示されたのと全く同じであり、先行するオーステナイト粒境界を示し、液体炭素鋼が直接にオーステナイトへと凝固することを証明している。更に又、凝固が進行して冷却速度が減少する段階になった後でもフェライトが成長する兆しがない。このことは、ストリップ鋳造方法において本発明によりオーステナイト凝固が開始されると、オーステナイトへの完全な変態となってフェライト成長へは戻らないことを示している。勿論、ストリップが鋳造表面を離れた後、低温での後変態はあるが。本発明の実施においては、ロール鋳造表面の材料は、金属凝固中の鋳造表面の温度より高い溶融温度を有しなければならない。鋳造表面の温度は鋳造表面上の溶融金属の濡れ角により左右される。より明細には、鋳造表面被覆が経験する温度は濡れ角が減少するにつれて高くなる。従って、被覆材料は、高い熱流束と急速な凝固とのバランス及び被覆の溶融温度より間違いなく低い被覆温度の維持を提供するよう選択することができる。焼きなまししていないニッケル−燐基質に関して図８及び１１に示した結果は、被覆の侵食による性能の漸進的な損失を示している。高温鋼鋳造については、本発明によれば他の２つの金属アモルファス被覆を用いることができる。適当な被覆を選ぶためには、被覆の溶融温度、鋳造時の界面温度及び被覆の焼きなまし温度を考慮に入れる必要がある。表１は、薄板ストリップ鋼の鋳造において本発明により使用することができる多数の可能な合金被覆の相関的な規準を示している。表１では、２５℃の被覆により１６５０℃で鋼金属が完全に接触するという前提で、界面温度が計算されている。図１７〜２１は本発明により操業し得る双ロール連続ストリップ鋳造機を示している。この鋳造機は、工場床１２から立上がった主機械フレーム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からタンディッシュ１８、供給ノズル１９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、移動ロール表面１６Ａに金属殻が凝固してロール間隙にて合わされて、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主機械フレームに取付けられ、溶融金属はこの容器へと、タンディッシュの溢れ口２４を介して、又は鋳造作業中の製品の甚だしい変形等の重大な不都合が起きた場合にはタンディッシュ片側の緊急プラグ２５を引き抜くことにより、移すことができる。ロール台車１３を構成する台車フレーム３１がホイール３２によりレール３３に載り、レール３３は主機械フレーム１１の一部に沿って延びているので、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、相補的な摺動部材３５，３６を相互結合させることにより台車フレーム３１に取付けられ、油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間のロール間隙を調節することができるとともに以下でより詳細に説明する如きストリップ弱下横断線を形成する必要がある場合にロールを短時間で迅速に相互離反動させることができるようにする。台車全体をレール３３に沿って移動させることができるよう作動する複動油圧ピストンシリンダ装置３９はロール台車の駆動ブラケット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、又その逆へ移動させることができるよう作動するようになっている。鋳造ロール１６は電動モータからの駆動軸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が有する銅製周壁に形成され長手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を介して供給ホース４２に連結されたロール駆動軸４１内の給水導管からロール端を介して冷却水が供給される。２０００ｍｍ幅のストリップ成品を生産できるようにするためには、ロールは典型的には径を約５００ｍｍとし、長さを２０００ｍｍまでとすることができる。取鍋１７は全く従来の構成であって、ヨーク４５を介し天井クレーンで支持されており、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。取鍋に備えたストッパロッド４６をサーボシリンダで作動させることによって、溶融金属を取鍋から出口ノズル４７と耐火シュラウド４８とを介してタンディッシュ１８へと流すことができる。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）等の耐火物で造られた広皿状に形成される。タンディッシュの一側は取鍋からの溶融金属を受け、又、前記溢れ口２４及び緊急プラグ２５が備えられている。タンディッシュの他側には長手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。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内方下向きにすぼまっているので、鋳造ロール１６のロール間隙に突入できる。ノズルには取付ブラケット６０が備えられていてノズルをロール台車フレーム上に支持し、ノズル上部には、取付ブラケット上に位置する外方突出の側部フランジ５５が形成される。ノズル１９は一連の、水平方向に離間し全般に上下に延びる流路を有するものであって、ロール全幅にわたる金属の適宜の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隙へ送給することができる。若しくは、ノズルが単一の連続長孔出口を有して、低速のカーテン状の溶融金属を直接ロール間隙へと送給するようにしてもよく、そして／又は、ノズルが溶融金属溜めに浸漬されていてもよい。溜めをロール端で境界づける一対の側部閉止板５６はロール台車が鋳造ステーションにある場合にロールの段付端５７へ保持される。側部閉止板５６は窒化ほう素等の強い耐火材料で造られ、ロールの段付端５７の曲面に合ったスカロップ側端８１を有する。側部板を内に取付けできる板ホルダ８２は鋳造ステーションで一対の油圧シリンダユニット８３の作動により可動であって、側部板が鋳造ロールの段付端に係合されて、鋳造作業時に鋳造ロール上に形成される溶融溜めの端部閉止部を構成する。鋳造作業時に取鍋ストッパロッド４６が作動されて、溶融金属を取鍋からタンディッシュへと注いで金属供給ノズルを介し鋳造ロールへと流れさせる。ストリップ成品２０のきれいな頭端がエプロンテーブル９６の作動によってコイラ２１顎部へと導かれる。エプロンテーブル９６は主フレーム上のピボット取付具９７から吊り下がっており、きれいな頭端が形成された後に油圧シリンダユニット９８の作動によりコイラの方へと旋回できる。ピストンシリンダユニット１０１によって作動される上部ストリップガイドフラップ９９に対してエプロンテーブル９６が作動でき、ストリップ成品を一対の縦サイドロール１０２間に閉じ込めることができる。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２０を巻取り、エプロンテーブルが逆方向へ旋回動して非作動位置へ戻るようにし、コイラ２１に直接巻取られているストリップ成品から離されて単に主機フレームから吊り下げられた状態とする。結果としてのストリップ成品２０は後でコイラ２２に送られて、鋳造機から運び出される最終巻取品となることができる。図１１〜１５に示した種類の双ロール鋳造機の十分な詳細は、我々のアメリカ特許第５，１８４，６６８号及び第５，２７７，２４３号及び国際特許出願ＰＣＴ／ＡＵ９３／００５９３に更に十分詳細に記述されている。

【手続補正書】特許法第１８４条の８第１項【提出日】平成１１年３月２３日（１９９９．３．２３）【補正内容】金属酸化生成物の有害な効果が避けられ非常に高速な凝固速度が達成できることを我々は今回決定した。溶融金属による十分良好な濡れがあれば、凝固が非常に急速に進むので、有意な量の酸化物が形成されるのには時間が不十分となる。溶鋼の場合には、溶鋼が急速に凝固して単層固形構造となるので、鰐皮欠陥の可能性を有効に避けられる。発明の開示本発明によれば、溶融金属の鋳造溜めが、金属が溜めから移動鋳造表面上へと凝固するよう、移動鋳造表面との接触で形成される種類の金属ストリップ連続鋳造方法において、鋳造表面が伝熱体上への固体被覆で提供され、被覆は、鋳造表面での前記溶融金属の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなる金属ストリップ連続鋳造方法が提供される。更に好ましくは、被覆は、鋳造表面での前記溶融金属の濡れ角が２０°以下であるような材料で形成される。好ましくは、被覆表面は１０ミクロン以下の算術平均粗度（Ｒ_a）を有する。被覆材料は、凝固時の鋳造表面温度で前記溶融金属中に溶解しないように選ぶべきである。好ましくは、被覆材料は少なくとも部分的にアモルファスである。例えば、アモルファス合金で構成することができる。これらの金属の１つを、燐を含むものとすることができる。より明細には、被覆材料を約１０％の燐を含むアモルファスなニッケル−燐合金で構成することができる。伝熱体は銅又は銅合金体とすることができる。溶融金属は鉄系金属とすることができる。より明細には、溶融金属は溶鋼とすることができる。この場合、溶鋼が低い濡れ角を有する被覆材料を選ぶことにより、鋼を鋳造表面に単相固体組織へと凝固させることができる。本発明によれば、又、溶鋼の鋳造溜めが、鋼が溜めから移動鋳造表面上へと凝固するよう、移動鋳造表面との接触で形成される種類の鋼ストリップ連続鋳造方法において、鋳造表面が伝熱体上への固体被覆で提供され、被覆は、鋳造表面での前記溶鋼の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなり、鋼が鋳造表面上で単相固体組織へと凝固して、その相はストリップが鋳造表面を離れる前には変態しない金属ストリップ連続鋳造方法が提供される。本発明の方法は双ロール鋳造機で実施し得る。本発明によれば、更に、溶融金属が一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導入されて、流束測定の結果をグラフに描いたものである。図８は、ニッケル−燐合金基質とクロム基質を用いた浸漬試験で堆積した鋼殼のＫ値測定値をグラフに描いたものである。図９及び１０は、図８で言及した浸漬試験で堆積した鋼殻の顕微鏡写真である。図１１は、種々の基質と溶鋼組成物を用いた更なる浸漬試験で堆積した鋼殻のＫ値測定値をグラフに描いたものである。図１２乃至１６は、図１１で言及した浸漬試験時に堆積した鋼殻の顕微鏡写真である。図１７は、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１８は図１７で示したストリップ鋳造機の側部立面図である。図１９は図１７の１９−１９線における縦断面図である。図２０は図１７の２０−２０線における縦断面図である。図２１は図１７の２１−２１線における縦断面図である。好適な実施の形態の詳細な説明図１及び図２は、４０ｍｍ×４０ｍｍの被冷却ブロックを溶融鋼の浴へと、双ロール鋳造機の鋳造表面での状態を密にシミュレートするような速度で進める金属凝固試験道具を示している。被冷却ブロックが溶融浴内を動くにつれて鋼が被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る。この層の厚みをその領域中の諸点で計測して、験により立証された。この合金は、非電着性金属析出プロセスにより冷却ロールに被覆でき、鋼溶湯による非常に良好な濡れを促進する。大抵の鋼溶湯に対し、この被覆での濡れ角は２５°程又はそれ以下である。図７は、ニッケル−燐合金の基質上での炭素鋼の凝固時に得られる熱流束測定値を、クロム基質上で同じ鋼を凝固させたときに得られる熱流束測定値との比較でグラフに描いている。これらの試験での炭素鋼は次のような組成を持ち、我々はそれをＭＯ６鋼と呼ぶ。図８は、上記組成の炭素鋼溶湯を用い、ニッケル−燐合金基質とクロム基質での多重浸漬試験でのＫ値（熱流束の示度）の測定結果を提供する。図７及び８の両方の結果から、ニッケル−燐合金の方が通常のクロム基質よりも高い熱流束という結果となることが立証されるのがわかる。ニッケル−燐合金基質の場合、相異なる試験で熱流束に変動があり、特に、図８に示した結果では連続する浸漬試験でＫ値が減少している。これらの変動は、試験が進行するにつれてのニッケル −燐合金の溶融によるものであった。従って、高溶融温度で鋼ストリップを鋳造する商業的なストリップ鋳造機で長寿命の被覆を達成するには、溶融温度を増加させるためにこの特定の合金組成を修正するのが望ましい。しかしながら、試験により、低濡れ角で達成できる劇的に改良された結果が立証され、試験したニッケル−燐合金が銅等の他金属の鋳造に完全に適することが立証された。図９及び１０は、図９の場合にはニッケル−燐合金の基質に、図１０の場合には伝統的なクロム基質に堆積したＭＯ６鋼殻顕微鏡写真であり、どちらの顕微鏡写真も倍率ｘ１００で示してある。ニッケル−燐合金基質上に堆積した殻がクロム基質上に堆積した殻のほぼ２倍の厚みであり、ニッケル−燐合金基質で得られる、はるかに高い熱流束及びより急速な凝固を反映している。このことが、非常に高速な凝固速度を得ることができることと、従って、本発明により今まで可能と考えられてきたよりも劇的に高速な製造速度でストリップ鋳造が進行できることを証明している。更に又、ニッケル−燐合金基質に堆積した殻の微視組織が伝統的なクロム基質に堆積するそれよりもはるかに微細であり、更には又、殻全体にわたって著しく均一であることがわかる。この微視組織が正確に後で樹枝状粒境界となる先行オーステナイト粒境界を呈して、液体炭素鋼が凝固して直接オーステナイトになることを証明している。この凝固プロセスでは、鰐皮欠陥の発達する可能性はない。というのも、これらの欠陥は凝固する鋼殻中にδ相とγ相がある場合にのみ起きるからである。ニッケル−燐合金の濡れ性が高いのはそのアモルファス組織のためであることが判明している。液体が他の液体に対して全般に高い表面親和性を有するのは液体には優先方向性がないからであり、我々は、アモルファス固体を濡らす場合に同様の効果が生じ得ることを今回見出した。従って、鋳造表面への液体金属の濡れ性は被覆材料が全くアモルファスである場合に劇的に増加し得る。図８及び９に関した試験で使われたような燐成分が１０％のニッケル−燐合金は本質的に共融の組成であり、実際上完全にアモルファスな組織を得るよう非電着性金属析出プロセスにより容易に堆積させることができる。共融組成から著しく逸脱するように燐成分を変えれば、堆積するニッケル−燐合金被覆は完全にアモルファスではなく部分的に結晶質の組織を呈することになる。更に又、結晶質の組織は被覆を堆積後に高温で焼きなますことによって造ることもできる。何らかの被覆を施す時に硬度を増加させるのに利用される現象である。本発明によればアモルファス被覆に濡れ性と熱流束を高める効果があることを立証するため、我々は一連の更なる試験を行い、燐組成を異ならせたニッケル− 燐合金基質上で、試験前に高温で焼きなましたニッケル−燐合金基質上で、そして標準又は照査規準データを提供する滑らかなニッケル基質上でも、鋼溶湯を凝固させた。更に又、本発明により鋼が直接凝固してオーステナイト樹枝状結晶となることを更に証明するために、更なる試験に包晶等級鋼（peritectic grade steel）からの殻の堆積を含めた。包晶等級鋼は、凝固時に６相及びγ相へと同時に凝固するため通常著しい歪みを生じるからである。この更なる試験の結果は図１１乃至１６に示される。図１１は多重浸漬試験でのＫ値の測定結果を提供する。浸漬試験１〜２７では全て上記したＭＯ６組成を有する鋼溶湯を用いた。試験１〜９では鋼殻はＲ_a値が５．６の滑らかなニッケル基質と燐成分が１０％で平均粗度（Ｒ_a）が８．７のニッケル−燐基質との両方に堆積された。試験１〜９で使われるニッケル−燐基質は非電着性金属析出プロセスで堆積され、焼きなましされなかった。この基質では対照規準として使われる滑らかなニッケル基質に比べて非常に高いＫ値が達成される。これらの結果は図８で示したものと全く同様であった。図８が更に結果を示している試験１０〜１５では、ニッケル基質が、燐成分が５％で算術平均粗度（Ｒ_a）が６．６であるニッケル−燐合金基質上への凝固結果に対する対照規準比較として保持された。５％燐合金で達成されるＫ値が、比較的滑らかな基質が用いられたにせよ、試験１〜９の１０％燐合金でのそれよりもはるかに小さく、５％燐合金中で避けられない部分的な晶質組織が濡れ性と全熱流束とを減らすことを立証している。図１１が更に結果を示している試験１６〜２３では、ＭＯ６鋼殻が滑らかなニッケル−燐合金基質に堆積され、これらの基質はいずれも１０％の燐成分を有するが、そのうち１つの基質が非電着性金属析出の堆積後に４００℃ で１．５時間焼きなましを受けたものであり、それ以外の基質は焼きなましを受けていないものであった。焼きなましを受けていない基質は試験１〜９で既に経験したような高いＫ値を生じたが、焼きなましされた基質は普通のニッケル基質で達成されるものに比べはるかに低いＫ値を生じた。図１２は試験番号１１のニッケル基質に堆積した殻の顕微鏡写真であり、図１３は浸漬試験番号１８の焼きなましされた基質に堆積した殻の顕微鏡写真であり、図１４は同じ浸漬試験番号１８の焼きなましされないニッケル−燐合金に堆積した殻の顕微鏡写真である。試験１１のニッケル基質と試験１８の焼きなましした基質とに堆積した殻の微細組織が同様であることがわかる。いずれの場合も、殻は比較的薄く、粗い微細組織を有しており、初期凝固してフェライトになることを呈している。焼きなまししていない合金基質に堆積した図１４の殼は非常に厚く、初期凝固が直接オーステナイトとなる本発明で達成できる非常な高凝固速度に関連した細かい微細組織を呈する。図８は更に、前に試験１〜１５で使われた対照規準のニッケル基質との比較で、１０％の燐成分を有するが、４００℃で４５分間部分的にのみ焼きなまししたニッケル−燐合金に殻が堆積した試験２４〜２７の結果を提供する。部分的に焼きなましした基質が全般に試験１６〜２３の焼きなまししない基質と焼きなましした基質との間のＫ値となることがわかり、更に、晶質組織が被覆中にある度合に応じたアモルファス被覆の効果とＫ値及び熱流束の段階的減少を示している。図１１も、炭素成分が０．１３％の包晶鋼組成物から殻を燐成分１０％のニッケル−燐合金基質に堆積させる試験２９〜３１から得られた結果を提供している。通常、そのような組成の鋼は直接薄板ストリップ鋳造技術により良好な表面品質で鋳造することができない。なぜなら、鋼がδフェライト相及びγフェライト相へと同時に凝固し、凝固殻に著しい歪みを生じるからである。しかしながら、今回の試験では、包晶鋼組成物がニッケル−燐合金基質上でＭＯ６鋼で以前に達成されたのと同じ微細組織、同じＫ値を呈する殻を生じ、凝固時の同様の熱流束を証明している。試験番号３０で造られた包晶鋼の殻の凝固組織を図１５に示し、きめを付けた（textured）クロム基質に堆積した同じ鋼の殻の凝固組織を図１６に示す。図１５の組織が図９及び１４で示されたのと全く同じであり、先行するオーステナイト粒境界を示し、液体炭素鋼が直接にオーステナイトへと凝固することを証明している。更に又、凝固が進行して冷却速度が減少する段階になった後でもフェライトが成長する兆しがない。このことは、ストリップ鋳造方法において本発明によりオーステナイト凝固が開始されると、オーステナイトへの完全な変態となってフェライト成長へは戻らないことを示している。勿論、ストリップが鋳造表面を離れた後、低温での後変態はあるが。本発明の実施においては、ロール鋳造表面の材料は、金属凝固中の鋳造表面の温度より高い溶融温度を有しなければならない。鋳造表面の温度は鋳造表面上の溶融金属の濡れ角により左右される。より明細には、鋳造表面被覆が経験する温度は濡れ角が減少するにつれて高くなる。従って、被覆材料は、高い熱流束と急速な凝固とのバランス及び被覆の溶融温度より間違いなく低い被覆温度の維持を提供するよう選択することができる。焼きなまししていないニッケル−燐基質に関して図８及び１１に示した結果は、被覆の侵食による性能の漸進的な損失を示している。高温鋼鋳造については、本発明によれば他の２つの金属アモルファス被覆を用いることができる。適当な被覆を選ぶためには、被覆の溶融温度、鋳造時の界面温度及び被覆の焼きなまし温度を考慮に入れる必要がある。表１は、薄板ストリップ鋼の鋳造において本発明により使用することができる多数の可能な合金被覆の相関的な規準を示している。請求の範囲１．溶融金属の鋳造溜めが、金属が溜めから移動鋳造表面上へと凝固するよう、移動鋳造表面との接触で形成される種類の金属ストリップ連続鋳造方法において、鋳造表面が伝熱体上への固体被覆で提供され、被覆は、鋳造表面での前記溶融金属の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなる金属ストリップ連続鋳造方法。２．被覆が、鋳造表面での溶融金属の濡れ角が２０°以下であるような材料で形成される、請求項１で請求の方法。３．被覆表面が１０ミクロン以下の算術平均粗度（Ｒ_a）を有する、請求項１又は請求項２で請求の方法。４．溶融金属が溶鋼である、先述した請求項のいずれかで請求の方法。５．鋼が鋳造表面上で単相固体組織へと凝固する、請求項４で請求の方法。６．被覆材料が少なくとも部分的にアモルファスである、先述した請求項のいずれかで請求の方法。７．被覆材料が本質的に完全にアモルファスである、請求項６で請求の方法。８．被覆材料が２成分の合金で構成される、先述した請求項のいずれかで請求の方法。９．前記合金の成分のうちの一方が燐を含む、請求項８で請求の方法。１０．前記合金の他方の成分がニッケルである、請求項９で請求の方法。１１．前記合金が本質的に共晶合金である、請求項８乃至１０のいずれかで請求の方法。１２．溶融金属が本質的に共晶組成を有する、先述した請求項のいずれかで請求の方法。１３．伝熱体が銅又は銅合金体である、先述した請求項のいずれかで請求の方法。１４．溶鋼の鋳造溜めが、鋼が溜めから移動鋳造表面上へと凝固するよう、移動鋳造表面との接触で形成される種類の鋼ストリップ連続鋳造方法において、鋳造表面が伝熱体上への固体被覆で提供され、被覆は、鋳造表面での溶融金属の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなり、鋼が鋳造表面上で単相固体組織へと凝固して、その相はストリップが鋳造表面を離れる前には変態しない、金属ストリップ連続鋳造方法。１５．鋼が０．１３重量％以下の炭素相当成分を有し、前記単相組織が固体オーステナイトの樹枝状結晶からなる、請求項１４で請求の方法。１６．鋼が本質的に包晶組成を有する、請求項１５で請求の方法。１７．鋼が約０．１３重量％の炭素成分を有する、請求項１６で請求の方法。１８．被覆材料が２成分のアモルファス合金で構成される、請求項１４乃至１７のいずれかで請求の方法。１９．合金の成分の一方が燐を含む、請求項１８で請求の方法。２０．被覆が約１０％の燐を含むニッケル−燐合金である、請求項１９で請求の方法。２１．伝熱体が銅又は銅合金体である、請求項１４乃至２０のいずれかで請求の方法。２２．移動鋳造表面が、間にロール間隙を形成する一対の鋳造ロールの表面である一対の斯かる表面の１つであり、鋳造溜めはロール間隙上方で鋳造ロール上に支持され、ストリップが前記単相固体組織でロール間隙から下方に送給される、請求項１４乃至２１のいずれかで請求の方法。２３．溶融金属の鋳造溜めが、金属が溜めから移動鋳造表面上へと凝固するよう、移動鋳造表面との接触で形成される種類の金属ストリップ連続鋳造方法において、金属が包晶組成であり、鋳造表面が伝熱体上への固体被覆で提供され、被覆は、鋳造表面での前記溶融金属の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなり、金属が鋳造表面上で単相固体組織へと凝固して、その相はストリップが鋳造表面を離れる前には変態しないことから成る、金属ストリップ連続鋳造方法。２４．溶融金属の鋳造溜めに接触する鋳造表面を有する鋳造ロールと鋳造ロールの鋳造表面を冷却して金属をその上に凝固させる手段とから成り、ロール表面がロールの伝熱体への固体被覆により形成され、被覆が２成分の本質的にアモルファス合金で構成されて成る、金属ストリップ連続鋳造装置。２５．合金の成分のうちの１つが燐を含む、請求項２４で請求の装置。２６．被覆合金がニッケル−燐合金である、請求項２５で請求の装置。２７．被覆合金が約１０％の燐を含む、請求項２６で請求の装置。２８．円筒形金属鋳造表面を限定する固体被覆で被われた伝熱円筒ロール体から成り、被覆が２成分の本質的にアモルファス合金で構成されて成る、鋳造ロール。２９．合金の成分のうちの１つが燐を含む、請求項２８で請求の鋳造ロール。３０．鋳造合金がニッケル−燐合金である、請求項２９で請求の鋳造ロール。３１．被覆合金が約１０％の燐を含む、請求項２９で請求の鋳造ロール。３２．０．１３重量％以下の炭素相当成分を有し、後の低温変態前に溶融金属からオーステナイトへ直接凝固することから生じる微細組織を有する鋼からの連続鋳造で造られる鋳造鋼ストリップ。３３．鋼が本質的に包晶組成を有する、請求項３２で請求の鋳造鋼ストリップ。３４．鋼が約０．１３重量％の炭素成分を有する、請求項３３で請求の鋳造鋼ストリップ。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，ＫＥ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ)，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ，ＧＷ，ＨＵ，ＩＤ，ＩＬ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，ＵＧ，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＷ

Claims

【特許請求の範囲】１．溶融金属の鋳造溜めが、金属が溜めから移動鋳造表面上へと凝固するよう、移動鋳造表面との接触で形成される種類の金属ストリップ連続鋳造方法において、鋳造表面が伝熱体上への固体被覆で提供され、被覆は、鋳造表面での前記溶融金属の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなる金属ストリップ連続鋳造方法。２．被覆が、鋳造表面での溶融金属の濡れ角が２０°以下であるような材料で形成される、請求項１で請求の方法。３．被覆表面が１０ミクロン以下の算術平均粗度（Ｒ_a）を有する、請求項１又は請求項２で請求の方法。４．溶融金属が溶鋼である、先述した請求項のいずれかで請求の方法。５．鋼が鋳造表面上で単相固体組織へと凝固する、請求項４で請求の方法。６．被覆材料が少なくとも部分的にアモルファスである、先述した請求項のいずれかで請求の方法。７．被覆材料が本質的に完全にアモルファスである、請求項６で請求の方法。８．被覆材料が２金属の合金で構成される、先述した請求項のいずれかで請求の方法。９．前記２金属のうちの一方が燐を含む、請求項８で請求の方法。１０．前記２金属の他方がニッケルである、請求項９で請求の方法。１１．前記合金が本質的に共晶合金である、請求項８乃至１０のいずれかで請求の方法。１２．溶融金属が本質的に共晶組成を有する、先述した請求項のいずれかで請求の方法。１３．伝熱体が銅又は銅合金体である、先述した請求項のいずれかで請求の方法。１４．溶鋼の鋳造溜めが、鋼が溜めから移動鋳造表面上へと凝固するよう、移動鋳造表面との接触で形成される種類の鋼ストリップ連続鋳造方法において、鋳造表面が伝熱体上への固体被覆で提供され、被覆は、鋳造表面での溶融金属の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなり、鋼が鋳造表面上で単相固体組織へと凝固して、その相はストリップが鋳造表面を離れる前には変態しない、金属ストリップ連続鋳造方法。１５．鋼が０．５３重量％以下の炭素相当成分を有し、前記単相組織が固体オーステナイトの樹枝状結晶からなる、請求項１４で請求の方法。１６．鋼が本質的に包晶組成を有する、請求項１５で請求の方法。１７．鋼が約０．１３重量％の炭素成分を有する、請求項１６で請求の方法。１８．被覆材料が２金属のアモルファス合金で構成される、請求項１４乃至１７のいずれかで請求の方法。１９．２金属の一方が燐を含む、請求項１８で請求の方法。２０．被覆が約１０％の燐を含むニッケル−燐合金である、請求項１９で請求の方法。２１．伝熱体が銅又は銅合金体である、請求項１４乃至２０のいずれかで請求の方法。２２．移動鋳造表面が、間にロール間隙を形成する一対の鋳造ロールの表面である一対の斯かる表面の１つであり、鋳造溜めはロール間隙上方で鋳造ロール上に支持され、ストリップが前記単相固体組織でロール間隙から下方に送給される、請求項１４乃至２１のいずれかで請求の方法。２３．溶融金属の鋳造溜めが、金属が溜めから移動鋳造表面上へと凝固するよう、移動鋳造表面との接触で形成される種類の金属ストリップ連続鋳造方法において、金属が包晶組成であり、鋳造表面が伝熱体上への固体被覆で提供され、被覆は、鋳造表面での前記溶融金属の濡れ角が４０°以下であるような、金属凝固時の鋳造表面温度よりも高い溶融温度を有する材料で形成されることからなり、金属が鋳造表面上で単相固体組織へと凝固して、その相はストリップが鋳造表面を離れる前には変態しないことから成る、金属ストリップ連続鋳造方法。２４．溶融金属の鋳造溜めに接触する鋳造表面を有する鋳造ロールと鋳造ロールの鋳造表面を冷却して金属をその上に凝固させる手段とから成り、ロール表面がロールの伝熱体への固体被覆により形成され、被覆が２金属の本質的にアモルファス合金で構成されて成る、金属ストリップ連続鋳造装置。２５．２金属のうちの１つが燐を含む、請求項２４で請求の装置。２６．被覆合金がニッケル−燐合金である、請求項２５で請求の装置。２７．被覆合金が約１０％の燐を含む、請求項２６で請求の装置。２８．円筒形金属鋳造表面を限定する固体被覆で被われた伝熱円筒ロール体から成り、被覆が２金属の本質的にアモルファス合金で構成されて成る、鋳造ロール。２９．２金属のうちの１つが燐を含む、請求項２８で請求の鋳造ロール。３０．鋳造合金がニッケル−燐合金である、請求項２９で請求の鋳造ロール。３１．被覆合金が約１０％の燐を含む、請求項２９で請求の鋳造ロール。３２．０．５３重量％以下の炭素相当成分を有し、後の低温変態前に溶融金属からオーステナイトへ直接凝固することから生じる微細組織を有する鋼からの連続鋳造で造られる鋳造鋼ストリップ。３３．鋼が本質的に包晶組成を有する、請求項３２で請求の鋳造鋼ストリップ。３４．鋼が約０．１３重量％の炭素成分を有する、請求項３３で請求の鋳造鋼ストリップ。