JP4813225B2 - Ａｌ含有Ｎｉ基合金用連続鋳造パウダーおよび連続鋳造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ａｌ含有Ｎｉ基合金を連続鋳造するときに用いられる連続鋳造パウダーと、そのパウダーを用いて表面欠陥のないスラブを連続鋳造する方法に関するものである。

Ｎｉ基合金を連続鋳造する際に用いられる連続鋳造パウダーは、一般に、ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ｎａ_２Ｏ、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｆ等の酸化物の他、骨材としてのカーボンを含有するものなどが用いられている。これらのパウダーの特徴は、酸化物が溶湯からの熱を受けて溶融し、鋳型と凝固シェルとの間に流入して、潤滑ならびに抜熱調整の役割を果たすように設計されている。また、骨材としてのカーボンは、溶融速度を調節するために添加されている。

しかし、このような連続鋳造パウダーの場合、活性なＡｌを含有する合金溶湯の連続鋳造に用いると、そのＡｌが溶融したパウダー中に含まれるＳｉＯ_２と反応してＡｌ_２Ｏ_３（酸化物）を生成し、このＡｌがパウダー（スラグ）中に移される。そのため、パウダー組成が大きく変化するとともに、粘度や凝固温度等の物性が変化し、連続鋳造に適しないものになるという問題があった。その結果、鋳片（スラブ）には、デプレション、縦割れ、横割れ、ブリーディング等の表面欠陥を生じさせ、時にはブレークアウトまで招いて操業停止になるようなこともあった。

こうした問題に対処するため、従来、例えば特許文献１では、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）を０．４以下とし、凝固温度を７９０〜８３５℃としたパウダーを用いて鋳造し、パウダーが組成変化を起こしても物性値が適正範囲に収まるようにした技術を提案している。しかしながら、この技術は、塩基度ならびに凝固温度を低めに誘導していたことから、パウダーの結晶性が失われてガラス化し、凝固シェルと銅鋳型間への溶融パウダーの流入量が大幅に増大して、不均一冷却を招くという問題があった。

また、特許文献２では、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ_２）を１．８〜２．５と高く調整したパウダーを用いて鋳造する技術を提案している。このようにパウダーの塩基度を高くすると、溶鋼成分のＴｉやＡｌとパウダー中のＳｉＯ_２との反応が抑制され、パウダーの物性変化を防止することができる。しかしながら、このパウダーは、塩基度が高いため、凝固温度が高くなり、その分だけ作業温度域における粘性が低下し、パウダーの適性な流入量を確保することができなくなり、ひいてはスティッキング等を引き起すおそれがあった。

また、特許文献３では、Ｔｉ：０．０８〜３．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２〜０．８ｍａｓｓ％を含有する溶鋼に、塩基度０．７＜ＣａＯ／ＳｉＯ_２＜１．８、過熱度５〜５０℃とした場合に、パウダー中のＴｉＯ_２およびＡｌ_２Ｏ_３のピックアップを、鋳造適性範囲内（合計で３０ｍａｓｓ％以下）に抑える技術を開示している。しかし、この技術は、溶鋼中のＡｌ濃度が０．８ｍａｓｓ％を超えると、Ａｌ_２Ｏ_３の著しいピックアップにより、凝固温度および粘度の上昇を招き、その結果、パウダーが流入不足となって、スティッキング等を起すという問題があった。
特開平４−１００６００号公報 特開平７−１１６７９７号公報 特開２００３−９４１５０号公報

上述したように、従来技術についてはなお、凝固シェルと鋳型間への溶融パウダーの流入不足や過剰流入を招いて、ブレークアウト、スティッキング、あるいは不均一冷却を引き起し、依然として表面性状の悪いスラブになるという課題があった。

そこで本発明の目的は、従来技術が抱えている上述した問題がなく、円滑な連続鋳造を行うために有効なＡｌ含有Ｎｉ基合金連続鋳造用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スラブを連続鋳造する方法を提案することにある。

上記目的の実現に向けて研究するの中で、発明者らはまず、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下を含むＮｉ基合金を連続鋳造するときのパウダーとしてどのようなものが好ましいかについて、溶湯の凝固試験や熱分析を行った。その結果、１３００℃における粘度が０．４〜２ｐｏｉｓｅ、凝固温度が８５０〜１１００℃であり、さらに、特に限定はしないが、カスピダイン、ＣａＯ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３系、Ｌｉ_２Ｏ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３系またはＬｉ_２Ｏ−ＢａＯ−ＣａＯ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３系の一種または二種以上含む結晶相を晶出する特性を有するパウダーであれば、Ａｌ含有Ｎｉ基合金を、表面欠陥を伴うことなく円滑に鋳造できることをつきとめた。

次に、発明者らは、上記物性のパウダーは、どのような成分組成にすればよいかについて究明するために、粘度ならびに凝固温度の測定を行った。その結果、好適なパウダーと考えられるものは、ＣａＯ：２０〜３０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ₂：３０〜４０ｍａｓｓ％、Ｎａ₂Ｏ：１〜１０ｍａｓｓ％、Ａｌ_２Ｏ_３：０．５〜５ｍａｓｓ％、Ｆ：１０〜１５ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：０．１〜８ｍａｓｓ％、ＭｎＯ：０．５〜５ｍａｓｓ％、ＢａＯ：４〜１０ｍａｓｓ％、Ｌｉ_２Ｏ：４〜１０ｍａｓｓ％を含む成分組成のものであることがわかった。

さらに、発明者らは、Ａｌ含有Ｎｉ基合金を連続鋳造するための好適条件についても検討した。即ち、高周波誘導炉を用い、種々の成分組成の連続鋳造パウダーとＡｌ：０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下を含む合金溶湯との反応実験を行った。その結果、鋳造すべき溶湯の過熱度を５０℃以下とし、かつそのパウダーは、塩基度を０．５＜ＣａＯ／ＳｉＯ_２＜１．０を満足するように調整したものを用いると、パウダー中へのＡｌ_２Ｏ_３のピックアップを、鋳造適性範囲（３０ｍａｓｓ％以下）にすることができることをつきとめた。

そして、このような知見の下に開発した連続鋳造パウダーを、最終的に実機にて使用し、種々の鋳造条件で試験鋳造を行った。その結果、上記成分組成のものにさらに、骨材としてのＣを０．５〜３ｍａｓｓ％含む連続鋳造パウダーを用い、溶湯過熱度を５〜５０℃とし、引抜き速度を６００〜９００ｍｍ／分に制御して連続鋳造を行ったところ、パウダーの溶融速度ならびに溶融パウダーの流入量をともに適性範囲に制御できることが明らかになった。

即ち、本発明は正に、上記の知見ならびに試験結果に基づき開発されたものであって、その要旨構成とするところは、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下を含有する鋼の連続鋳造に用いるパウダーであって、このパウダーは、ＣａＯ：２０〜３０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ_２：３０〜４０ｍａｓｓ％、Ｎａ_２Ｏ：１〜１０ｍａｓｓ％、Ａｌ_２Ｏ_３：０．５〜５ｍａｓｓ％、Ｆ：１０〜１５ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：０．１〜８ｍａｓｓ％、ＭｎＯ：０．５〜５ｍａｓｓ％、ＢａＯ：４〜１０ｍａｓｓ％、Ｌｉ₂Ｏ：４〜１０ｍａｓｓ％、骨材としてＣ：０．５〜３ｍａｓｓ％を含有する成分組成を有し、かつ、塩基度が０．５＜ＣａＯ／ＳｉＯ₂＜１．０、１３００℃における粘度が０．４〜２ｐｏｉｓｅおよび凝固温度が８５０〜１１００℃の特性を有し、さらに、鋳型と凝固シェルとの間に流入したときに鋳型に接する側に結晶相を晶出する性質を有することを特徴とするＡｌ含有Ｎｉ基合金用連続鋳造パウダーである。

なお、本発明の上記パウダーは、凝固時に、カスピダイン、ＣａＯ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３系、Ｌｉ_２Ｏ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３系またはＬＩ_２Ｏ−ＢａＯ−ＣａＯ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３系の一種または二種以上含む結晶相を晶出するものであることが望ましく、その結晶相の厚みは、鋳型と凝固シェルとの間に流入したパウダー層全層の１０〜８０％に当たる厚さにすることが有効である。

また、本発明は、Ｓｉ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：２０〜４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ：０ｍａｓｓ％を超えて３．０ｍａｓｓ％以下、残部がＮｉおよび０ｍａｓｓ％を超えて１．０ｍａｓｓ％以下であるＣを含む不可避的不純物からなる合金溶湯、Ｓｉ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：２０〜４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下、残部がＮｉおよび０ｍａｓｓ％を超えて１．０ｍａｓｓ％以下であるＣを含む不可避的不純物からなる合金溶湯を、引抜き速度６００〜９００ｍｍ／分、溶湯過熱度：５〜５０℃の条件下で、上記連続鋳造パウダーを用いて連続鋳造する方法を提案する。

なお、本発明方法において、連続鋳造時における、パウダー中へのＡｌ_２Ｏ_３のピックアップはパウダーの塩基度を０．５〜１．０にすることにより、３０ｍａｓｓ％以下に制御できる。

以上説明した構成に係る本発明のパウダーを使用すれば、デプレッションや縦割れ、横割れ、ブリーディング等の表面欠陥のないＡｌ含有Ｎｉ基合金の連続鋳造スラブを得ることができる。また、本発明の連続鋳造方法によれば、パウダーの流入不良を招いてスティキングを招いたり、不均一冷却等を起すことなく、Ｎｉ基合金溶湯の連鋳が可能となる。その結果、本発明によれば、研削歩留りが向上し、生産性の向上と製造コストの低下を実現することができる。

本発明に係る連続鋳造パウダー（以下、単に「パウダー」ともいう）は、上述したように、実験を通じて開発されたものであり、基本的に、ＣａＯ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３−ＢａＯ−Ｌｉ_２Ｏ−ＭｇＯ−ＭｎＯ−Ｎａ_２Ｏ−Ｆ系から構成されているものである。そして、このパウダーはまた、１３００℃における粘度が０．４〜２ｐｏｉｓｅ、凝固温度が８５０〜１１００℃という特性を有し、かつ鋳型と凝固シェルとの間にあって、少なくともその一部が結晶化することが特徴となっている。以下、本発明のかかるパウダーの物性を上記のように限定した理由について説明する。

１３００℃における粘度：０．４〜２ｐｏｉｓｅ
パウダーの粘度は、０．４ｐｏｉｓｅ未満になるとパウダーの流入過多となり、デプレッション、縦割れ、横割れ、ブリーディングを発生する。一方、その粘度が２ｐｏｉｓｅを超えると、逆に流入不足を招いてスティッキングを起し、いずれにしてもスラブ表面欠陥を発生することになり、スラブの研削量の増大を招いて歩留りが低下する。また、最悪のケースでは、ブレークアウトを引き起すこともある。このことから、溶融パウダーの１３００℃における粘度は０．４〜２ｐｏｉｓｅとする。

凝固温度：８５０〜１１００℃
パウダーの凝固温度が、８５０℃未満だとパウダーの流入過多の状態を招いてデプレッションや縦割れ、横割れ、ブリーディング等が発生し、一方、その温度が１１００℃を超えると流入不足を招いてスティッキングを発生し、いずれにしてもスラブの表面欠陥を発生することになり、スラブ研削量が増加して歩留りが低下し、最悪の場合には、ブレークアウトを引き起こすことがある。このことから、本発明では、溶融パウダー凝固温度を８５０℃〜１１００℃とする。

結晶化挙動
酸化物あるいは酸フッ化物は一般に、凝固の際に結晶化する場合とガラス化する場合とがある。溶融したパウダーは、鋳造中に凝固シェルと鋳型内壁面との間に流入し、少なくともその一部は凝固し凝固層を形成する。このとき、パウダーがガラス化することなく結晶化すれば、パウダーフイルムが均一に形成されるようになり、スラブの均一冷却が実現される。従って、パウダーの特性として、凝固時に、少なくとも鋳型に接する側が所定の厚みで結晶化することが必要である。なお、パウダーが凝固する際に生成する該結晶相の組成は、カスピダイン、ＣａＯ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３系、Ｌｉ_２Ｏ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３系またはＬＩ_２Ｏ−ＢａＯ−ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系を一種または二種以上含むものであることが望ましい。

かかるパウダー層の凝固層のうち、鋳型に接する側に生成する結晶相は、該凝固層のトータル厚みの５〜９０％に相当する厚みになるようにする。このような結晶相を有するパウダー凝固層にする理由は、結晶相の割合が５％未満だと、ほとんどガラス状態と等しいものになるため、溶融パウダーの流入過多を招いて不均一冷却になる。一方、結晶相の厚みの割合が９０％を超えると、溶融パウダーのトータル厚みが薄くなり、凝固シェルの潤滑性が低下する。これらの場合、いずれも表面欠陥をもたらす危険性がきわめて高くなる。従って、本発明に係るパウダーとしては、鋳型内壁面と凝固シェルとの間に流入したパウダーが結晶化した部分の割合が、凝固層トータル厚みの５〜９０％を占めるようなものにする。この結晶層の上記割合については、ＣａＯやＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｎａ_２Ｏ、Ｆの含有量を調整することにより達成することができる。なお、凝固層に対する結晶層の割合は、上記の効果をより一層向上させるには、１０〜８０％、好ましくは１５〜７５％程度とする。なお、鋳型と凝固シェルとの間に流入するパウダーの凝固層のトータル厚みは、特に限定がある訳ではないが、０．５〜３ｍｍ程度にすることが好ましい。

次に、本発明に係るパウダーは、成分組成が、ＣａＯ：２０〜３０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ_２：３０〜４０ｍａｓｓ％、Ｎａ_２Ｏ：１〜１０ｍａｓｓ％、Ａｌ_２Ｏ_３：０．５〜５ｍａｓｓ％、Ｆ：１０〜１５ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：０．１〜８ｍａｓｓ％、ＭｎＯ：０．５〜５ｍａｓｓ％、ＢａＯ：４〜１０ｍａｓｓ％、Ｌｉ_２Ｏ：４〜１０ｍａｓｓ％、Ｃ：０．５〜３ｍａｓｓ％のものである。この成分組成のものを使う理由は、発明者らが多くの鋳造実験の中で知り得た実験的数値範囲であり、上記した物性値ならびに結晶化挙動を達成するために必要な成分組成だからである。

上記パウダーの成分組成のうち、ＭｇＯは、凝固温度を上げる作用がある。ただし、このＭｇＯ含有量が８ｍａｓｓ％を超えると、凝固温度が１１００℃を超えて高すぎてしまい、一方、０．１ｍａｓｓ％未満では、その凝固温度が８５０℃未満と低すぎてしまう。好ましい、ＭｇＯの含有量は、０．２〜７ｍａｓｓ％である。

Ｃは、パウダーの溶融速度を制御するために添加するものであり、０．５ｍａｓｓ％未満では溶融速度が速すぎて、過剰流入を招き、デプレッション、縦割れ、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生してスラブの歩留りが低下する。一方、このＣが３ｍａｓｓ％を超えると、溶融速度が遅くなりすぎて流入が追いつかず、スティッキングやブリーディング等の表面欠陥を発生しやすくなり、スラブの歩留りが低下する。最悪のときはブレークアウトを引き起こす。

塩基度：０．５＜ＣａＯ／ＳｉＯ_２＜１．０
パウダーの塩基度は０．５以下では、パウダー中のＳｉＯ_２の活量が高くなるため、下記（１）式のような反応によって、パウダー中のＡｌ_２Ｏ_３のピックアップが３０ｍａｓｓ％を超えて高く生じると共に、ガラス化しやすくなって粘度も高くなる傾向がある。このＡｌ_２Ｏ_３のピックアップ量が５ｍａｓｓ％を超えると物性値が鋳造適性範囲を逸脱してしまう。その結果、スティッキング等の表面欠陥が発生し、スラブの研削量が増加して歩留りが低下する。
一方、パウダーの塩基度が１．０以上だと、粘度が低下し、デプレッション、縦割れ、横割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生し、上記物性値を得ることができなくなる。したがって、本発明ではパウダーの塩基度を０．５超え１．０未満とした。
３（ＳｉＯ_２）＋４Ａｌ＝２（Ａｌ_２Ｏ_３）＋３Ｓｉ…（１）
なお、（ ）内はパウダー中の成分であり、下線部は溶鋼中の成分を表す。

本発明はまた、上記パウダーを用いてＡｌ含有Ｎｉ基合金を円滑に連続鋳造する方法を提案する。上記パウダーが効果的に用いられる対象合金としては、例えば、Ｓｉ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：２０〜４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ：０ｍａｓｓ％を超えて３．０ｍａｓｓ％以下、残部がＮｉおよび０ｍａｓｓ％を超えて１．０ｍａｓｓ％以下であるＣを含む不可避的不純物からなる合金、または、Ｓｉ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：２０〜４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下、残部がＮｉおよび０ｍａｓｓ％を超えて１．０ｍａｓｓ％以下であるＣを含む不可避的不純物からなる合金である。そして、これらの合金溶湯を連続鋳造する際は、スラブの引抜き速度を６００〜９００ｍｍ／分、溶湯過熱度を５〜５０℃にする。それは上記のパウダーを用いて、このような条件で連続鋳造を行うと、パウダー中へのＡｌ_２Ｏ_３ピックアップ量を３０ｍａｓｓ％以下に制御することが可能になり、その結果、表面欠陥がなくなるため、スラブ研削に伴う歩留りを９０％以上確保すことができるようになる。以下に、各鋳造条件について、その限定理由を説明する。

合金成分については、Ｃは、材料の強度を保つために有用であるが、１．０ｍａｓｓ％を超えると、脆くなってしまう。Ｓｉ、Ｍｎは、脱酸に有用な元素であり、それぞれ２．０ｍａｓｓ％を超えると、割れ感受性が高くなってしまう。Ｃｕは、耐食性向上のために添加するものであり、２０ｍａｓｓ％未満ではその効果が小さく、一方、４０ｍａｓｓ％を超えると室温での強度が低下してしまう。また、Ｃｒは、耐食性、耐熱性に有用な元素であり、その効果を得るために２０〜３０ｍａｓｓ％の範囲内で添加する。Ａｌは、耐熱性、対高温酸化性あるいは脱酸に有用な元素であり、０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下の範囲内で添加する。その他、Ｍｏ、Ｖは耐食性や結晶粒径制御のために有用であり、必要に応じて添加する。なお、Ｎｉは、組織をオーステナイトに保つために有用である。

引抜き速度：６００〜９００ｍｍ／分
スラブの引抜き速度が６００ｍｍ／分未満の場合は、スラブの鋳型内の滞在時間が長くなり、強冷却になるとともに、溶融パウダーの更新が遅くなり、デプレション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥を発生しやすくなる。一方、引抜き速度が９００ｍｍ／分を超えると、鋳型内でシェルの成長速度が追いつかず、ブリーディングやブレークアウトを引き起こす。そのため、引抜き速度は６００〜９００ｍｍ／分に限定する。

溶湯の過熱度：５〜５０℃
溶湯の過熱度が５℃未満になると、溶湯が浸漬ノズル内で凝固してノズル閉塞を起し、操業停止を招くことがある。一方、過熱度が５０℃を超えると、上記（１）式の反応が活発となり、Ａｌ_２Ｏ_３ピックアップが激しくなる。そのピックアップ量が３０ｍａｓｓ％を超えると物性値が鋳造の適性範囲を逸脱してしまう。その結果、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥が発生するようになる。そのため、溶湯の過熱度は５〜５０℃に限定する。

パウダー中のＡｌ_２Ｏ_３ピックアップ量：３０ｍａｓｓ％以下
上述したように、Ａｌ_２Ｏ_３のピックアップ量は３０ｍａｓｓ％を超えると、物性値が本発明で目指す鋳造条件の範囲を逸脱するようになる。その結果、上述した各種の表面欠陥が発生して、スラブの研削量が増加して、歩留りが低下する。最悪の場合は、ブレークアウトを引き起す。このことから、パウダー中のＡｌ_２Ｏ_３のピックアップ量は、３０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは２５ｍａｓｓ％以下とする。なお、この連続鋳造の際、鋳造開始のごく初期に、溶融を助ける意味合いで、発熱パウダーを添加してもよい。このＡｌ_２Ｏ_３ピックアップ量は、パウダーの塩基度を０．５〜１．０にすることにより、３０ｍａｓｓ％以下にできる。

表１ａ、表２ａに示した成分組成をもつＮｉ基合金溶湯を溶製し、この表に示す連続鋳造パウダーを用いて連続鋳造機にて鋳造した。溶製は、電気炉で鉄屑、純ニッケル、フェロクロム、ステンレス屑等の原料を溶解し、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１ａ、表２ａに示す所定の成分とした。溶製した合金種は、ＮＣＦ６０１、ＮＷ５５００であり、前者を表１ａ、表１ｂに示し、後者を表２ａ、表２ｂに示した。

なお、合金溶湯成分、パウダー成分およびパウダー物性値は、以下の方法で評価した。
（１）合金溶湯成分：蛍光Ｘ線分析装置により定量分析した。表１ａに示した成分の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であり、その他に少量のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等を含んでいる。
（２）パウダー成分：Ｃは燃焼法によりその他の成分は化学分析により定量した。表１ａ、表２ａの中に示す各成分の合計が９３．３〜９９．３ｍａｓｓ％となっているのは、これら成分以外にもＦe₂Ｏ₃等の不可避的不純物を含むためである。
（３）粘度：回転円筒法により測定した。すなわち、鉄ルツボ中にパウダーを入れ、縦型抵抗炉内で溶解し、その後、鉄製ローターを挿入し、回転させることで、粘度を測定した。
（４）凝固温度：上記粘度測定の際、温度を降下していくと急激に粘度の値が立ち上がる点が求まるので、この変曲点を凝固温度とした。

表１ａに示した溶湯を同表のパウダーを使って連続鋳造した際の、パウダー中のＡｌ_２Ｏ_３濃度変化と連続鋳造における欠陥の有無および得られたスラブに表面品質と研削後のスラブ歩留りの結果を表１ｂ、表２ｂにまとめて示した。ここで、それぞれの評価は以下の方法で行った。
（１）パウダー中のＡｌ_２Ｏ_３濃度の変化：鋳型内からサンプルを採取し、化学分析により定量分析した。
（２）表面欠陥：鋳込み後のスラブを観察して特定した。
（３）スラブ研削歩留り：研削前後での重量変化より測定した。

（Ａ）ＮＣＦ６０１合金
表１ｂに示すように、パウダー中のＡｌ_２Ｏ_３濃度の変化が３０ｍａｓｓ％以下であり、本発明例１〜５では、トラブルなく連続鋳造を行うことができた。また、得られたスラブも表面欠陥を全く発生することなく、スラブ研削歩留りも９４．７％以上と良好な結果であった。これに対して、比較例Ｎｏ．６〜１２は、パウダー成分、パウダー物性値および鋳造条件のいずれかが本発明の制限範囲を外れているため、連続鋳造において、ブレークアウト、ノズル詰まりによる操業停止等のトラブルが発生するか、あるいは完鋳しても、縦割れ、ブリーディング、デプレッション等の表面欠陥を引き起す結果となった。表面欠陥が発生したため、完鋳してもスラブ研削歩留りが９０％未満となってしまい、製造コストの上昇を招いた。

即ち、比較例Ｎｏ．６は、ＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｆの濃度が適性範囲から外れているため、塩基度が高く、凝固温度も高くなった。その結果、凝固シェルと鋳型との間への溶融パウダーの流入量が少なくなりデプレッション、ブリーディング等の表面欠陥が発生した。Ｎｏ．７は、ＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｆの濃度が範囲から外れ、粘度と凝固温度が高くなった。そのため、凝固シェルと鋳型との間への溶融パウダーの流入量が少なくなりブレークアウトしてしまった。Ｎｏ．８は、骨材としてのＣが高すぎたため、溶融速度が遅くなりすぎて、流入が追いつかず、また、塩基度も低く凝固温度も低い。その結果、パウダーフイルムがガラス質になり、デプレッション、ブリーデイング等の表面欠陥が発生した。Ｎｏ．９、Ｎｏ．１０は、パウダー成分が適性でなく、塩基度が高く、凝固温度も高いことから、表面欠陥が発生した。Ｎｏ．１１は、パウダーは適性なものを用いたが、溶湯過熱度が低過ぎたため、ノズル詰まりを起こし鋳造停止となった。Ｎｏ．１２は、パウダー組成は適性なものを用いたが、溶湯過熱度が高く、凝固シェルの成長が十分でなく、ブレークアウトしてしまった。

（Ｂ）ＮＷ５５００合金
表２ｂに示すように、パウダー中のＡｌ_２Ｏ_３濃度の変化が３０ｍａｓｓ％以下であり、本発明例１３〜１７では、パウダー中のＡｌ_２Ｏ_３濃度の変化が少なく、トラブルなく連続鋳造を行うことができた。また、得られたスラブも表面欠陥を全く発生することなく、スラブ研削歩留りも９０％以上と良好な結果を示した。これに対して、比較例Ｎｏ．１８〜２４は、パウダー成分、パウダー物性値および鋳造条件のいずれかが本発明の制限範囲を外れているため、連続鋳造においてブレークアウト、ノズル詰まりによる操業停止等のトラブルが発生するか、あるいは完鋳しても、縦割れ、ブリーディング、デプレッション等の表面欠陥を引き起す結果となった。表面欠陥が発生したため、完鋳してもスラブ研削歩留りが９０％未満となってしまい、製造コストの上昇を招いた。

即ち、比較例Ｎｏ．１８は、ＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｆの濃度が適性範囲から外れているため、塩基度が高く、凝固温度も高くなった。その結果、凝固シェルと鋳型との間への溶融パウダーの流入量が少なくなりブレークアウトしてしまった。Ｎｏ．１９は、ＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｆの濃度が範囲から外れ、粘度と凝固温度が高く、Ａｌ_２Ｏ_３のピックアップ量が３０ｍａｓｓ％を過ぎた。その結果、凝固シェルと鋳型との間への溶融パウダーの流入量が少なくなりブレークアウトしてしまった。Ｎｏ．２０は、骨材としてのＣが高すぎたため、溶融速度が遅くなりすぎて、流入が追いつかず、また、塩基度も低く凝固温度も低い。その結果、パウダーフイルムがガラス質になり、デプレッション、縦割れ、ブリーディング等の表面欠陥が発生した。Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２２は、パウダー成分が適性でなく、塩基度が高く、凝固温度も高いことから、表面欠陥が発生した。Ｎｏ．２３は、パウダーは適性なものを用いたが、溶湯過熱度が低過ぎたため、ノズル詰まりを起こし鋳造停止となった。Ｎｏ．２４は、パウダー組成は適性なものを用いたが、溶湯過熱度が高く、凝固シェルの成長が十分でなく、ブレークアウトしてしまった。

本発明は、Ｎｉ基合金に関し、とくに、高耐食性を求められる水溶性、海洋中の分野、あるいは、耐熱性を求められる炉材の分野で好適に用いられるＡｌ含有Ｎｉ基合金の製造に有用な技術である。この技術はまた、耐熱の分野で用いられるステンレス鋼の連続鋳造技術にも適用できる。

Claims (6)

1. Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下含有するＮｉ基合金の連続鋳造に用いるパウダーであって、このパウダーは、ＣａＯ：２０〜３０ｍａｓｓ％、ＳｉＯ_２：３０〜４０ｍａｓｓ％、Ｎａ_２Ｏ：１〜１０ｍａｓｓ％、Ａｌ_２Ｏ_３：０．５〜５ｍａｓｓ％、Ｆ：１０〜１５ｍａｓｓ％、ＭｇＯ：０．１〜８ｍａｓｓ％、ＭｎＯ：０．５〜５ｍａｓｓ％、ＢａＯ：４〜１０ｍａｓｓ％、Ｌｉ_２Ｏ：４〜１０ｍａｓｓ％、Ｃ：０．５〜３ｍａｓｓ％を含有する成分組成を有し、かつ、塩基度が０．５＜ＣａＯ／ＳｉＯ_２＜１．０、１３００℃における粘度が０．４〜２ｐｏｉｓｅおよび凝固温度が８５０〜１１００℃の特性を有し、さらに鋳型と凝固シェルとの間に流入した時に鋳型に接する側に結晶相を晶出する特性を有することを特徴するＡｌ含有Ｎｉ基合金用連続鋳造パウダー。
2. 上記結晶相は、パウダー層全層の１０〜８０％に当たる厚さを有することを特徴とする請求項１に記載のＡｌ含有Ｎｉ基合金用連続鋳造パウダー。
3. Ｓｉ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：２０〜４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ：０ｍａｓｓ％を超えて３．０ｍａｓｓ％以下、残部がＮｉおよび０ｍａｓｓ％を超えて１．０ｍａｓｓ％以下であるＣを含む不可避的不純物からなる合金溶湯を連続鋳造するに当たり、請求項１に記載の連続鋳造パウダーを用いることを特徴とするＡｌ含有Ｎｉ基合金の連続鋳造方法。
4. Ｓｉ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０ｍａｓｓ％を超えて２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：２０〜４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％を超えて３．５ｍａｓｓ％以下、残部がＮｉおよび０ｍａｓｓ％を超えて１．０ｍａｓｓ％以下であるＣを含む不可避的不純物からなる合金溶湯を連続鋳造するに当たり、請求項１に記載の連続鋳造パウダーを用いることを特徴とするＡｌ含有Ｎｉ基合金の連続鋳造方法。
5. 連続鋳造に当たっては、合金溶湯の過熱度を５〜５０℃とし、引抜き速度を６００〜９００ｍｍ／分とする条件で鋳造を行うことを特徴とする請求項３または４に記載のＡｌ含有Ｎｉ基合金の連続鋳造方法。
6. 鋳型と凝固シェルとの間に形成されるパウダー層は、全厚の１０〜８０％に相当する厚みの結晶相を鋳型側に、生成するように鋳造することを特徴とする請求項３または４に記載のＡｌ含有Ｎｉ基合金の連続鋳造方法。