JP5222567B2 - 連続鋳造用鋳型 - Google Patents
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Description
本発明は、スラブを製造するために使用する連続鋳造用鋳型に関する。
従来、図９に示す連続鋳造用鋳型（以下、単に鋳型ともいう）８０に溶鋼を供給して、板幅が６００ｍｍ以上のスラブを鋳造している。この鋳型８０は、間隔を有して対向配置された銅板で構成される一対の短片部材（短辺部材ともいう）８１、８２と、この各短片部材８１、８２を幅方向両側から挟み込んだ状態で対向配置された銅板で構成される一対の長片部材（長辺部材ともいう）８３、８４とを備えている。
この短片部材８１、８２は、鏡面対称で同じ構成となっており、裏面側の上下方向に多数の導水溝が設けられ、この短片部材８１、８２の裏面側に、ボルトによってバックプレート（冷却箱ともいう）８５、８６が固定されている。また、長片部材８３、８４も、裏面側の上下方向に多数の導水溝が設けられ、この長片部材８３、８４の裏面側に、ボルトによってバックプレート８７、８８が固定されている。
この短片部材８１、８２は、鏡面対称で同じ構成となっており、裏面側の上下方向に多数の導水溝が設けられ、この短片部材８１、８２の裏面側に、ボルトによってバックプレート（冷却箱ともいう）８５、８６が固定されている。また、長片部材８３、８４も、裏面側の上下方向に多数の導水溝が設けられ、この長片部材８３、８４の裏面側に、ボルトによってバックプレート８７、８８が固定されている。
対向配置される長片部材８３、８４に固定されたバックプレート８７、８８の両端部には、それぞれボルト８９が取り付けられ、ばね（図示しない）を介してナット９０で固定されている。
連続鋳造作業時においては、多数の導水溝に冷却水を流し、各短片部材８１、８２と各長片部材８３、８４を冷却しながら、鋳型８０の上方から溶鋼を注いで溶鋼の初期凝固を行い、凝固したスラブを鋳型下方より一定速度で連続して引き抜き、スラブを製造している。
なお、各短片部材８１、８２の表面側（鋳型内面）には、めっき層が形成されており、鋳型の損耗を抑制、更には防止している（例えば、特許文献１参照）。
連続鋳造作業時においては、多数の導水溝に冷却水を流し、各短片部材８１、８２と各長片部材８３、８４を冷却しながら、鋳型８０の上方から溶鋼を注いで溶鋼の初期凝固を行い、凝固したスラブを鋳型下方より一定速度で連続して引き抜き、スラブを製造している。
なお、各短片部材８１、８２の表面側（鋳型内面）には、めっき層が形成されており、鋳型の損耗を抑制、更には防止している（例えば、特許文献１参照）。
しかしながら、めっき層が形成された短片部材の厚みは、短片部材の上端部から下端部へかけて同一厚みとなって、しかも一対の短片部材の間隔が短片部材の上端部から下端部へかけて同一となっているため、溶鋼の凝固過程においては、凝固収縮によりスラブの引き抜き方向へ向けて、短片部材内面と溶鋼の鋳型接触面側に形成される凝固シェルとの間に隙間が生じていた。このため、特に、スラブのコーナー部の冷却効率が他の部分よりも低下し、凝固遅れが発生して、スラブの品質低下が生じていた。
更に、スラブの引き抜き速度を速くするに伴ってこの現象が顕著となるため、スラブの生産効率を、現状よりも更に向上することに限界があった。
また、短片部材の表面側にめっき層を形成することで、めっき層を形成しない場合よりも、短片部材の耐摩耗性を向上できるが、例えば、耐クラック性と耐溶着性については、改善の余地があった。
更に、スラブの引き抜き速度を速くするに伴ってこの現象が顕著となるため、スラブの生産効率を、現状よりも更に向上することに限界があった。
また、短片部材の表面側にめっき層を形成することで、めっき層を形成しない場合よりも、短片部材の耐摩耗性を向上できるが、例えば、耐クラック性と耐溶着性については、改善の余地があった。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、鋳型コーナー部でのスラブの凝固遅れを抑制、更には防止でき、良好な品質のスラブを製造できると共に、鋳型寿命を従来よりも長くできる連造鋳造用鋳型を提供することを目的とする。
前記目的に沿う本発明に係る連続鋳造用鋳型は、間隔を有して対向配置され、しかも該間隔を可変可能な一対の短片部材と、該短片部材を幅方向両側から挟み込んだ状態で対向配置される一対の長片部材とを有し、前記短片部材と前記長片部材とで形成される空間内に供給された溶鋼を、該短片部材と該長片部材で冷却し凝固させながら下方へ引き抜き、板幅が６００ｍｍ以上のスラブを製造する連続鋳造用鋳型において、
一対の前記短片部材の内側断面形状が、前記溶鋼の湯面からの下方向への距離の増加に伴って、テーパ率の増加率が小さくなるマルチテーパとなっており、しかも一対の前記短片部材の内側断面形状が、前記溶鋼の湯面から下方へ２００ｍｍまでの範囲と、２００ｍｍよりも下方の範囲で、以下の式を満足し、更に前記短片部材は、溶射により形成されたコーティング層を内面側に有する。
（１）０≦Ｘ≦２００
−３．８５×１０−８Ｘ２＋２．５４×１０−５Ｘ≦Ｙ≦−１４．０５×１０−８Ｘ２＋８．４８×１０−５Ｘ
（２）２００＜Ｘ
１．７８×１０−３×ｌｎＸ−５．８９×１０−３≦Ｙ≦４．９１×１０−３×ｌｎＸ−１４．７２×１０−３
ここで、Ｘは短片部材の湯面から下方への距離（ｍｍ）、Ｙは対向する短片部材の湯面位置での間隔を基準間隔とした短片部材の対向距離の減少量を、基準間隔で除した値である。
一対の前記短片部材の内側断面形状が、前記溶鋼の湯面からの下方向への距離の増加に伴って、テーパ率の増加率が小さくなるマルチテーパとなっており、しかも一対の前記短片部材の内側断面形状が、前記溶鋼の湯面から下方へ２００ｍｍまでの範囲と、２００ｍｍよりも下方の範囲で、以下の式を満足し、更に前記短片部材は、溶射により形成されたコーティング層を内面側に有する。
（１）０≦Ｘ≦２００
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（２）２００＜Ｘ
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ここで、Ｘは短片部材の湯面から下方への距離（ｍｍ）、Ｙは対向する短片部材の湯面位置での間隔を基準間隔とした短片部材の対向距離の減少量を、基準間隔で除した値である。
本発明に係る連続鋳造用鋳型は、前記コーティング層を形成する微粉末が、Ｃｒ：０質量％を超え８質量％以下、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：０質量％以上１．１質量％以下、Ｆｅ：０質量％以上５．０質量％以下、Ｃｏ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上４．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、耐磨耗性硬質セラミックスの微粉末とからなって、該耐摩耗性硬質セラミックスを５質量％以上５０質量％以下含み、前記耐摩耗性硬質セラミックスは、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物及びケイ化物のいずれか１又は２以上から形成されるセラミックスであることが好ましい。
本発明に係る連続鋳造用鋳型は、前記コーティング層を形成する微粉末が、Ｃｒ：０質量％を超え８質量％以下、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：０質量％以上１．１質量％以下、Ｆｅ：０質量％以上５．０質量％以下、Ｃｏ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上４．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ又はこれらの合金のいずれか一種以上、及び耐摩耗性硬質セラミックスを含むサーメットの微粉末とからなって、該サーメットを５質量％以上５０質量％以下含み、前記耐摩耗性硬質セラミックスは、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物及びケイ化物のいずれか１又は２以上から形成されるセラミックスであることが好ましい。
本発明に係る連続鋳造用鋳型は、前記コーティング層を形成する微粉末が、Ｃｒ：０質量％を超え８質量％以下、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：０質量％以上１．１質量％以下、Ｆｅ：０質量％以上５．０質量％以下、Ｃｏ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上４．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ又はこれらの合金のいずれか一種以上、及び耐摩耗性硬質セラミックスを含むサーメットの微粉末とからなって、該サーメットを５質量％以上５０質量％以下含み、前記耐摩耗性硬質セラミックスは、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物及びケイ化物のいずれか１又は２以上から形成されるセラミックスであることが好ましい。
本発明に係る連続鋳造用鋳型は、前記コーティング層を形成する微粉末が、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：０質量％以上１．１質量％以下、Ｆｅ：０質量％以上５．０質量％以下、Ｃｏ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上４．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、耐摩耗性硬質セラミックスの微粉末とからなって、該耐摩耗性硬質セラミックスを５質量％以上５０質量％以下含み、前記耐摩耗性硬質セラミックスは、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物及びケイ化物のいずれか１又は２以上から形成されるセラミックスであることが好ましい。
本発明に係る連続鋳造用鋳型は、前記コーティング層を形成する微粉末が、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：０質量％以上１．１質量％以下、Ｆｅ：０質量％以上５．０質量％以下、Ｃｏ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上４．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ又はこれらの合金のいずれか一種以上、及び耐磨耗性硬質セラミックスを含むサーメットの微粉末とからなって、該サーメットを５質量％以上５０質量％以下含み、前記耐摩耗性硬質セラミックスは、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物及びケイ化物のいずれか１又は２以上から形成されるセラミックスであることが好ましい。
本発明に係る連続鋳造用鋳型は、前記コーティング層を形成する微粉末が、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：０質量％以上１．１質量％以下、Ｆｅ：０質量％以上５．０質量％以下、Ｃｏ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上４．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ又はこれらの合金のいずれか一種以上、及び耐磨耗性硬質セラミックスを含むサーメットの微粉末とからなって、該サーメットを５質量％以上５０質量％以下含み、前記耐摩耗性硬質セラミックスは、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物及びケイ化物のいずれか１又は２以上から形成されるセラミックスであることが好ましい。
請求項１〜５記載の連続鋳造用鋳型は、対向する短片部材の内側断面形状をマルチテーパとし、しかも一対の短片部材の内側断面形状を所定形状に規定しているので、鋳型コーナー部でのスラブの凝固遅れを抑制、更には防止して、良好な品質のスラブを製造できる。
更に、鋳型コーナー部でのスラブの凝固遅れを抑制、更には防止できるので、スラブの引き抜き速度の更なる向上が図れ、スラブの生産効率を、現状よりも向上できる。
また、短片部材は、溶射により形成されたコーティング層を内面側に有するので、短片部材の内面側の損傷を、コーティング層が形成されていない場合よりも低減でき、鋳型寿命を従来よりも長くできる。
更に、鋳型コーナー部でのスラブの凝固遅れを抑制、更には防止できるので、スラブの引き抜き速度の更なる向上が図れ、スラブの生産効率を、現状よりも向上できる。
また、短片部材は、溶射により形成されたコーティング層を内面側に有するので、短片部材の内面側の損傷を、コーティング層が形成されていない場合よりも低減でき、鋳型寿命を従来よりも長くできる。
特に、請求項２、４記載の連続鋳造用鋳型は、コーティング層にニッケル基自溶合金の金属マトリックスを使用することで、例えば、コーティング層の靱性と熱伝導率が向上するため、コーティング層に対する連続鋳造用鋳型に鋳込む溶鋼の耐クラック性及び耐溶着性を改善することが可能となる。また、耐摩耗性硬質セラミックスの微粉末を使用することで、コーティング層の耐摩耗性を向上させることが可能となる。
これにより、連続鋳造用鋳型の冷却が十分に行われない場合でも、半凝固状態となった溶鋼は、コーティング層に溶着することなく、しかもコーティング層にクラックを発生させることなく、容易に鋳型から引抜くことが可能となる。また、半凝固状態となった溶鋼がコーティング層と接触しながら引抜かれた場合でも、耐摩耗性を向上させたコーティング層により、半凝固状態となった溶鋼は、従来の鋳型のようにコーティング層を摩耗させることなく鋳型から引抜くことが可能となる。従って、鋳型の寿命を伸ばすことが可能となり、経済性が良好となる。
これにより、連続鋳造用鋳型の冷却が十分に行われない場合でも、半凝固状態となった溶鋼は、コーティング層に溶着することなく、しかもコーティング層にクラックを発生させることなく、容易に鋳型から引抜くことが可能となる。また、半凝固状態となった溶鋼がコーティング層と接触しながら引抜かれた場合でも、耐摩耗性を向上させたコーティング層により、半凝固状態となった溶鋼は、従来の鋳型のようにコーティング層を摩耗させることなく鋳型から引抜くことが可能となる。従って、鋳型の寿命を伸ばすことが可能となり、経済性が良好となる。
請求項３、５記載の連続鋳造用鋳型は、コーティング層にニッケル基自溶合金の金属マトリックスを使用することで、例えば、コーティング層の靱性と熱伝導率が向上するため、コーティング層に対する連続鋳造用鋳型に鋳込む溶鋼の耐クラック性及び耐溶着性を改善することが可能となる。また、例えば、市販のサーメットを使用することで、コーティング層の耐摩耗性を向上させることが可能となる。
これにより、連続鋳造用鋳型の冷却が十分に行われない場合でも、半凝固状態となった溶鋼は、コーティング層に溶着することなく、しかもコーティング層にクラックを発生させることなく、容易に鋳型から引抜くことが可能となる。また、半凝固状態となった溶鋼が、コーティング層と接触しながら引抜かれた場合でも、例えば、市販のサーメットを用いて耐摩耗性を向上させたコーティング層により、半凝固状態となった溶鋼は、従来の鋳型のようにコーティング層を摩耗させることなく鋳型から引抜くことが可能となる。従って、経済性が良好な鋳型を製造することが可能となり、しかも鋳型の寿命を伸ばすことも可能となる。
これにより、連続鋳造用鋳型の冷却が十分に行われない場合でも、半凝固状態となった溶鋼は、コーティング層に溶着することなく、しかもコーティング層にクラックを発生させることなく、容易に鋳型から引抜くことが可能となる。また、半凝固状態となった溶鋼が、コーティング層と接触しながら引抜かれた場合でも、例えば、市販のサーメットを用いて耐摩耗性を向上させたコーティング層により、半凝固状態となった溶鋼は、従来の鋳型のようにコーティング層を摩耗させることなく鋳型から引抜くことが可能となる。従って、経済性が良好な鋳型を製造することが可能となり、しかも鋳型の寿命を伸ばすことも可能となる。
続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発明の理解に供する。
図１（Ａ）、（Ｂ）に示すように、本発明の一実施の形態に係る連続鋳造用鋳型（以下、単に鋳型又は四組鋳型ともいう）１０は、間隔Ｗ１を有して対向配置され、しかも間隔Ｗ１を可変可能な一対の短片部材（短辺部材ともいう）１１、１２と、この短片部材１１、１２を幅方向両側から挟み込んだ状態で対向配置される一対の長片部材（長辺部材ともいう）１３、１４とを有し、短片部材１１、１２と長片部材１３、１４とで形成される空間１５内に供給された溶鋼を、短片部材１１、１２と長片部材１３、１４で冷却し凝固させながら下方へ引き抜き、板幅が６００ｍｍ以上のスラブを製造するものである。なお、短片部材１１、１２と長片部材１３、１４は、銅又は銅合金で構成されている（短辺銅板、長辺銅板ともいう）。以下、詳しく説明する。
図１（Ａ）、（Ｂ）に示すように、本発明の一実施の形態に係る連続鋳造用鋳型（以下、単に鋳型又は四組鋳型ともいう）１０は、間隔Ｗ１を有して対向配置され、しかも間隔Ｗ１を可変可能な一対の短片部材（短辺部材ともいう）１１、１２と、この短片部材１１、１２を幅方向両側から挟み込んだ状態で対向配置される一対の長片部材（長辺部材ともいう）１３、１４とを有し、短片部材１１、１２と長片部材１３、１４とで形成される空間１５内に供給された溶鋼を、短片部材１１、１２と長片部材１３、１４で冷却し凝固させながら下方へ引き抜き、板幅が６００ｍｍ以上のスラブを製造するものである。なお、短片部材１１、１２と長片部材１３、１４は、銅又は銅合金で構成されている（短辺銅板、長辺銅板ともいう）。以下、詳しく説明する。
各短片部材１１、１２は、例えば、幅が５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下程度、上下方向の長さが６００ｍｍ以上１２００ｍｍ以下程度である。また、各長片部材１３、１４は、例えば、幅（鋳片と接触する幅）が６００ｍｍ以上３０００ｍｍ以下程度、上下方向の長さが短片部材と同程度である。
従って、対向配置される一対の短片部材１１、１２の間隔Ｗ１は、６００ｍｍ以上３０００ｍｍ以下程度であり、一対の長片部材１３、１４の間隔Ｗ２は、５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下程度であり、また鋳型１０の上下方向の長さは、６００ｍｍ以上１２００ｍｍ以下程度である。なお、対向配置される短片部材１１、１２は、上記した範囲内でその間隔Ｗ１を変えることができる。
これにより、例えば、幅が６００ｍｍ以上３０００ｍｍ以下程度、厚みが５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下程度のスラブを製造できる。
従って、対向配置される一対の短片部材１１、１２の間隔Ｗ１は、６００ｍｍ以上３０００ｍｍ以下程度であり、一対の長片部材１３、１４の間隔Ｗ２は、５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下程度であり、また鋳型１０の上下方向の長さは、６００ｍｍ以上１２００ｍｍ以下程度である。なお、対向配置される短片部材１１、１２は、上記した範囲内でその間隔Ｗ１を変えることができる。
これにより、例えば、幅が６００ｍｍ以上３０００ｍｍ以下程度、厚みが５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下程度のスラブを製造できる。
この一対の短片部材１１、１２と一対の長片部材１３、１４の上端部の各間隔Ｗ１、Ｗ２は、スラブの引き抜き方向へ向けスラブの凝固収縮形状に応じて狭くなっている。
特に、短片部材１１、１２の内側（溶鋼と接触する面側）断面形状は、図１（Ｂ）に示すように、短片部材１１、１２の幅方向に渡って同一形状となっており、メニスカス位置１６からの距離の増加に伴って、テーパ率の増加率が小さくなる形状、即ちマルチテーパとなっている。このマルチテーパとは、鋳型１０内（メニスカス位置１６から鋳型出口１７まで）でのスラブの凝固収縮プロフィールを、曲線（複数の関数で規定）及び複数の直線のいずれか一方又は双方を使用して近似し、それを短片部材１１、１２の内側断面形状に適用したものである。
以下、マルチテーパの決定方法について説明する。
特に、短片部材１１、１２の内側（溶鋼と接触する面側）断面形状は、図１（Ｂ）に示すように、短片部材１１、１２の幅方向に渡って同一形状となっており、メニスカス位置１６からの距離の増加に伴って、テーパ率の増加率が小さくなる形状、即ちマルチテーパとなっている。このマルチテーパとは、鋳型１０内（メニスカス位置１６から鋳型出口１７まで）でのスラブの凝固収縮プロフィールを、曲線（複数の関数で規定）及び複数の直線のいずれか一方又は双方を使用して近似し、それを短片部材１１、１２の内側断面形状に適用したものである。
以下、マルチテーパの決定方法について説明する。
マルチテーパは、下記に示す条件を考慮したり、また実際に測定した結果を基にして、３次元のスラブの凝固収縮及び鋳型の熱変形を考慮したＦＥＭ解析（有限要素法を用いた解析）により求めている。
イ）スラブの形状、スラブのサイズ、又は鋳込み条件（例えば、鋳込み温度、引き抜き速度、鋳型冷却条件等）。
ロ）鋳込み鋼種の成分に由来する物理量（例えば、液相温度、固相温度、変態温度、線膨張率、剛性値等）。
ハ）鋳型とスラブ間の接触熱移動量（スラブの収縮量は、この量に大きく影響される）。この接触熱移動量は、例えば、鋳造時に使用する潤滑材の種類、又はスラブの表面性状（鋼種、オシレーション条件、潤滑材種類に依存）の違いに大きく影響される。従って、各鋳込み条件ごとの実績の接触熱移動量をできるだけ正確に把握することが、マルチテーパの決定には必要とされる。
イ）スラブの形状、スラブのサイズ、又は鋳込み条件（例えば、鋳込み温度、引き抜き速度、鋳型冷却条件等）。
ロ）鋳込み鋼種の成分に由来する物理量（例えば、液相温度、固相温度、変態温度、線膨張率、剛性値等）。
ハ）鋳型とスラブ間の接触熱移動量（スラブの収縮量は、この量に大きく影響される）。この接触熱移動量は、例えば、鋳造時に使用する潤滑材の種類、又はスラブの表面性状（鋼種、オシレーション条件、潤滑材種類に依存）の違いに大きく影響される。従って、各鋳込み条件ごとの実績の接触熱移動量をできるだけ正確に把握することが、マルチテーパの決定には必要とされる。
実績での接触熱移動量の把握は、鋳型冷却水の入り側と出側の温度差（及び流量）、及び鋳型に設置した熱電対の測温値を基に行う。
更に、鋳型の熱変形も考慮する必要がある場合がある。合成の弱い鋳型や四組鋳型のコーナー合わせ部では、スラブの収縮方向に対して鋳型熱変形が部分的に逆テーパ状となり、その量が無視できない場合がある。このような場合は、予め鋳型の熱変形分も考慮したマルチテーパを適用し、鋳型が熱変形したときに、マルチテーパがスラブの収縮プロフィールに一致するようにする。
上記した条件に基づいて得られた解析結果の一例が図２である。なお、図２の縦軸は、テーパ率、即ち図１（Ｂ）に示す対向する短片部材１１、１２の湯面（メニスカス）位置での間隔を基準間隔とした短片部材１１、１２の対向距離の減少量を、基準間隔で除した値の割合（％）を示し、横軸は、短片部材１１、１２の湯面から下方への距離（ｍｍ）を示している。
更に、鋳型の熱変形も考慮する必要がある場合がある。合成の弱い鋳型や四組鋳型のコーナー合わせ部では、スラブの収縮方向に対して鋳型熱変形が部分的に逆テーパ状となり、その量が無視できない場合がある。このような場合は、予め鋳型の熱変形分も考慮したマルチテーパを適用し、鋳型が熱変形したときに、マルチテーパがスラブの収縮プロフィールに一致するようにする。
上記した条件に基づいて得られた解析結果の一例が図２である。なお、図２の縦軸は、テーパ率、即ち図１（Ｂ）に示す対向する短片部材１１、１２の湯面（メニスカス）位置での間隔を基準間隔とした短片部材１１、１２の対向距離の減少量を、基準間隔で除した値の割合（％）を示し、横軸は、短片部材１１、１２の湯面から下方への距離（ｍｍ）を示している。
この図２に示すテーパ率の適正範囲は、以下の関係式で現される。なお、Ｘは短片部材の湯面から下方への距離（図２の横軸に対応）、Ｙは対向する短片部材の対向距離の減少量を基準間隔で除した値（図２の縦軸のテーパ率に対応）である。従って、一方側の短片部材の内側断面形状は、以下の関係式の半分（１／２）である。
（１）０≦Ｘ≦２００
−３．８５×１０−８Ｘ２＋２．５４×１０−５Ｘ≦Ｙ≦−１４．０５×１０−８Ｘ２＋８．４８×１０−５Ｘ
（２）２００＜Ｘ
１．７８×１０−３×ｌｎＸ−５．８９×１０−３≦Ｙ≦４．９１×１０−３×ｌｎＸ−１４．７２×１０−３
（１）０≦Ｘ≦２００
−３．８５×１０−８Ｘ２＋２．５４×１０−５Ｘ≦Ｙ≦−１４．０５×１０−８Ｘ２＋８．４８×１０−５Ｘ
（２）２００＜Ｘ
１．７８×１０−３×ｌｎＸ−５．８９×１０−３≦Ｙ≦４．９１×１０−３×ｌｎＸ−１４．７２×１０−３
更に、一対の長片部材１３、１４の内側断面形状についても、長片部材１３、１４の幅方向に渡って、溶鋼の湯面から下方へ２００ｍｍまでの範囲と、２００ｍｍよりも下方の範囲で、以下の式を満足させることができる。従って、一方側の長片部材の内側断面形状は、以下の関係式の半分（１／２）である。
（１）０≦Ｘ２≦２００
−３．８５×１０−８Ｘ２ ２＋２．５４×１０−５Ｘ２≦Ｙ２≦−１４．０５×１０−８Ｘ２ ２＋８．４８×１０−５Ｘ２
（２）２００＜Ｘ２
１．７８×１０−３×ｌｎＸ２−５．８９×１０−３≦Ｙ２≦４．９１×１０−３×ｌｎＸ２−１４．７２×１０−３
ここで、Ｘ２は長片部材の湯面から下方への距離（ｍｍ）、Ｙ２は対向する長片部材の湯面位置での間隔を基準間隔とした長片部材の対向距離の減少量を、基準間隔で除した値である。
（１）０≦Ｘ２≦２００
−３．８５×１０−８Ｘ２ ２＋２．５４×１０−５Ｘ２≦Ｙ２≦−１４．０５×１０−８Ｘ２ ２＋８．４８×１０−５Ｘ２
（２）２００＜Ｘ２
１．７８×１０−３×ｌｎＸ２−５．８９×１０−３≦Ｙ２≦４．９１×１０−３×ｌｎＸ２−１４．７２×１０−３
ここで、Ｘ２は長片部材の湯面から下方への距離（ｍｍ）、Ｙ２は対向する長片部材の湯面位置での間隔を基準間隔とした長片部材の対向距離の減少量を、基準間隔で除した値である。
ここで、短片部材の間隔Ｗ１を１０００ｍｍ、長片部材の間隔Ｗ２を２５０ｍｍとしたときの前記した関係式を用いて得られたマルチテーパの適用例を、図３に示す。なお、前記した関係式で得られる数値は、一対の短片部材の間隔から得られる値と、一対の長片部材の間隔から得られる値であるため、図３に示す一方側の短片部材と長片部材のそれぞれの形状は、これらの数値の半分である。
対向配置される短片部材の間隔Ｗ１の方が、長片部材の間隔Ｗ２よりも広いので、凝固収縮量も大きくなり、短片部材及び長片部材の断面形状は、図３に示すように、短片部材の方がテーパ量の増加率が大きくなっている。
対向配置される短片部材の間隔Ｗ１の方が、長片部材の間隔Ｗ２よりも広いので、凝固収縮量も大きくなり、短片部材及び長片部材の断面形状は、図３に示すように、短片部材の方がテーパ量の増加率が大きくなっている。
短片部材１１、１２の内面側（溶鋼接触面側）には、溶射によるコーティング層が形成されており、また長片部材１３、１４の内面側（溶鋼接触面側）にも、溶射によるコーティング層が形成されている。
ここで、溶射を行うコーティング層は、同一種類の成分を、短片部材の内面側全面のみ、更には長片部材の内面側全面に渡って形成してもよく、また、複数種類の成分を、各部材の上下方向の異なる領域に、各成分の機能に応じてそれぞれ形成してもよい。
以上に示した短片部材と長片部材は、それぞれ銅板表面（溶鋼接触面側）に溶射（例えば、プラズマ溶射、フレーム溶射、又は高速フレーム溶射）によってコーティング層を形成した後、前記した数式の範囲内の所定の形状を、従来公知の機械加工（例えば、研磨）を行ってその形状調整をする。なお、最終的なコーティング層の厚みは、例えば、０．３ｍｍ以上１．５ｍｍ以下程度である。
ここで、溶射を行うコーティング層は、同一種類の成分を、短片部材の内面側全面のみ、更には長片部材の内面側全面に渡って形成してもよく、また、複数種類の成分を、各部材の上下方向の異なる領域に、各成分の機能に応じてそれぞれ形成してもよい。
以上に示した短片部材と長片部材は、それぞれ銅板表面（溶鋼接触面側）に溶射（例えば、プラズマ溶射、フレーム溶射、又は高速フレーム溶射）によってコーティング層を形成した後、前記した数式の範囲内の所定の形状を、従来公知の機械加工（例えば、研磨）を行ってその形状調整をする。なお、最終的なコーティング層の厚みは、例えば、０．３ｍｍ以上１．５ｍｍ以下程度である。
このコーティング層を形成する微粉末は、Ｃｒ：０又は０を超え８質量％以下、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：１．１質量％以下、Ｆｅ：５．０質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以下、Ｍｏ：４．０質量％以下、Ｃｕ：４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、耐摩耗性硬質セラミックスの微粉末とからなっており、耐摩耗性硬質セラミックスを５質量％以上５０質量％以下含むものである。なお、コーティング層は、Ｎｉ又はＮｉを主体とする合金のめっき層を介して、鋳型本体１１の内側表面に形成されている。
この金属マトリックスの化学成分及びその数値範囲は、ニッケル基自溶合金（ＪＩＳ Ｈ ８３０３に規定されているニッケル基自溶合金の１〜５種（ＳＦＮｉ１〜ＳＦＮｉ５））の例えば、靭性と熱伝導率の諸条件を考慮し決定した。このニッケル基自溶合金の化学成分及びその成分量を表１に示す。
また、コーティング層を形成する耐摩耗性硬質セラミックスには、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物、ケイ化物のいずれか１又は２以上を使用する。なお、使用する炭化物としては、例えば、ＷＣ、ＣｒＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣ、ＶＣ、ＭｏＣ等、酸化物としては、例えば、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、ジルコニア（ＺｒＯ２）、チタニア（ＴｉＯ２）等、硼化物としては、例えば、超高圧法によって合成されたＢＮ（立方晶窒化ほう素）等、窒化物としては、例えば、Ｓｉ３Ｎ４、ＡｌＮ、ＴｉＮ等のように窒素を非金属構成元素として含む化合物を使用することが好ましい。
そして、耐摩耗性硬質セラミックスの含有割合を５質量％以上５０質量％以下としたのは、５質量％未満では、コーティング層が耐摩耗性を発揮するために充分な量でなく、一方、５０質量％を超えると、コーティング層の硬度が高くなり過ぎ、鋳型を繰返し使用することでコーティング層にクラックが入る可能性があるためである。
以上のことから、耐摩耗性硬質セラミックスの含有割合を５質量％以上５０質量％以下としたが、下限を１０質量％、更には１５質量％とし、上限を４０質量％とすることが好ましい。
更に、コーティング層を形成する金属マトリックス及び耐摩耗性硬質セラミックスの微粉末の粒径は、１０μｍ以上１００μｍ以下の範囲で選定することが好ましい。
粒径が１０μｍ未満の場合には、製造価格が高騰すると共に、溶射時に受ける運動量が小さくなって気流に流され易く、一方、粒径が１００μｍを超えるとコーティング層が粗くなってコーティング層の実質的強度が落ちるため、粒径を１０μｍ以上１００μｍ以下の範囲で選定した。
以上のことから、耐摩耗性硬質セラミックスの含有割合を５質量％以上５０質量％以下としたが、下限を１０質量％、更には１５質量％とし、上限を４０質量％とすることが好ましい。
更に、コーティング層を形成する金属マトリックス及び耐摩耗性硬質セラミックスの微粉末の粒径は、１０μｍ以上１００μｍ以下の範囲で選定することが好ましい。
粒径が１０μｍ未満の場合には、製造価格が高騰すると共に、溶射時に受ける運動量が小さくなって気流に流され易く、一方、粒径が１００μｍを超えるとコーティング層が粗くなってコーティング層の実質的強度が落ちるため、粒径を１０μｍ以上１００μｍ以下の範囲で選定した。
このように、コーティング層及びめっき層共にＮｉを含んでいるため、熱処理時（例えば、９００〜１１００℃）にコーティング層とめっき層との間で相互拡散が生じ易くなる。従って、銅板表面（加工面）に対するコーティング層の密着強度を安定させることが可能となる。
ここでは、銅板表面にＮｉ又はＮｉを主体とする合金のめっき層を施した場合について示したが、めっき層を介することなく、コーティング層を銅板表面に形成することも可能である。
ここでは、銅板表面にＮｉ又はＮｉを主体とする合金のめっき層を施した場合について示したが、めっき層を介することなく、コーティング層を銅板表面に形成することも可能である。
なお、この熱処理は無酸素雰囲気中、又は例えば窒素ガスを充満させた不活性雰囲気中で、例えば１０〜３０分程度行うことが好ましい。ここで、熱処理を９００℃以上１１００℃以下としたのは、熱処理を９００℃以上で実施することで、コーティング層とめっき層との境界面近傍の拡散が開始し、コーティング層の密着力が向上するためである。また、コーティング層内の金属マトリックスと耐摩耗性硬質セラミックスの微粉末も互いに拡散し、皮膜強度が向上するためである。一方、熱処理を１１００℃以下としたのは、コーティング層の融点が約１１００℃であることに起因する。
以上のことから、熱処理を９００℃以上１１００℃以下としたが、下限を９５０℃、更には１０００℃とし、上限を１０５０℃とすることが好ましい。
なお、めっき層を使用しない場合は、コーティング層と銅板との境界面近傍の拡散が開始する。
以上のことから、熱処理を９００℃以上１１００℃以下としたが、下限を９５０℃、更には１０００℃とし、上限を１０５０℃とすることが好ましい。
なお、めっき層を使用しない場合は、コーティング層と銅板との境界面近傍の拡散が開始する。
なお、この熱処理は、品質の安定化を考慮するということから、加熱炉を用いて炉内で行うことが好ましい。しかし、コーティング層とめっき層との境界面からめっき層側、またコーティング層と銅板との境界面から銅板側に０．２ｍｍ程度の位置が９００℃以上１１００℃以下の温度になるように熱処理できるのであれば、例えばバーナーやレーザー等を用いて熱処理することも可能である。
この実施の形態では、鋳型本体の内側表面にコーティング層を形成した後、コーティング層を熱処理する場合について示したが、鋳型の使用環境や使用頻度等を考慮して、熱処理を行わない状態で鋳型を使用することも可能である。
この実施の形態では、鋳型本体の内側表面にコーティング層を形成した後、コーティング層を熱処理する場合について示したが、鋳型の使用環境や使用頻度等を考慮して、熱処理を行わない状態で鋳型を使用することも可能である。
このコーティング層を形成する微粉末は、Ｃｒ：０又は０を超え８質量％以下、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：１．１質量％以下、Ｆｅ：５．０質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以下、Ｍｏ：４．０質量％以下、Ｃｕ：４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、サーメットの微粉末で構成することもできる。
なお、サーメットは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ又はこれらの合金のいずれか一種以上、及び耐摩耗性硬質セラミックスを含む微粉末であり、コーティング層を形成する微粉末に５質量％以上５０質量％以下含まれている。
なお、サーメットは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ又はこれらの合金のいずれか一種以上、及び耐摩耗性硬質セラミックスを含む微粉末であり、コーティング層を形成する微粉末に５質量％以上５０質量％以下含まれている。
サーメットは、耐摩耗性硬質セラミックスを１０質量％以上９０質量％以下含み、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ又はこれらの合金のいずれか一種以上のマトリックスを９０質量％以上１０質量％以下含むものを使用することが好ましい。ここで一方の成分に対し、他方の成分を１０質量％以上９０質量％以下としたのは、マトリックスが１０質量％未満であれば、耐摩耗性硬質セラミックスの接合性が悪くなり、９０質量％を超えるとマトリックス内の耐摩耗性硬質セラミックス（骨材）が不足し、充分な強度が得られないからである。
なお、コーティング層を形成する微粉末中のサーメットの含有割合を５質量％以上５０質量％以下としたのは、５質量％未満では、コーティング層が耐摩耗性を発揮するために充分な量でなく、一方、５０質量％を超えると、コーティング層の硬度が高くなり、鋳型を繰返し使用することでコーティング層にクラックが入る可能性があるためである。
以上のことから、耐摩耗性硬質セラミックスの含有割合を５質量％以上５０質量％以下としたが、下限を１０質量％、更には１５質量％とし、上限を４０質量％とすることが好ましい。
なお、コーティング層を形成する微粉末中のサーメットの含有割合を５質量％以上５０質量％以下としたのは、５質量％未満では、コーティング層が耐摩耗性を発揮するために充分な量でなく、一方、５０質量％を超えると、コーティング層の硬度が高くなり、鋳型を繰返し使用することでコーティング層にクラックが入る可能性があるためである。
以上のことから、耐摩耗性硬質セラミックスの含有割合を５質量％以上５０質量％以下としたが、下限を１０質量％、更には１５質量％とし、上限を４０質量％とすることが好ましい。
次に、本発明の作用効果を確認するために行った実施例について説明する。
まず、対向配置される一対の短片部材の間隔を１０００ｍｍに設定した鋳型を使用してスラブを製造する際に、鋳型コーナー部に形成される凝固シェルの厚みを数値解析した結果について、図４〜図６を参照しながら説明する。なお、図５、図６は、短片部材の間隔が１０００ｍｍで数値解析された図４に示す鋳型の短片部材の間隔を、短片部材を傾けてそれぞれ１２００ｍｍ、１４００ｍｍにした場合の結果である。
また、対向配置される一対の長片部材の間隔は２５０ｍｍである。
まず、対向配置される一対の短片部材の間隔を１０００ｍｍに設定した鋳型を使用してスラブを製造する際に、鋳型コーナー部に形成される凝固シェルの厚みを数値解析した結果について、図４〜図６を参照しながら説明する。なお、図５、図６は、短片部材の間隔が１０００ｍｍで数値解析された図４に示す鋳型の短片部材の間隔を、短片部材を傾けてそれぞれ１２００ｍｍ、１４００ｍｍにした場合の結果である。
また、対向配置される一対の長片部材の間隔は２５０ｍｍである。
図４〜図６において、それぞれ（Ａ）は、現状のシングルテーパ（湯面からの距離１ｍ当たりのテーパ（減少）量：短片部材間隔１５ｍｍ、長片部材間隔１．２５ｍｍ）を使用した結果、（Ｂ）は、短片部材と長片部材の内側断面形状を共に前記実施の形態で示した条件範囲の所定形状にした結果を示す。なお、図４〜図６には、湯面位置から下方へ２００ｍｍの位置（太線）、４００ｍｍの位置（一点鎖線）、７９０ｍｍの位置（細線）の各凝固シェル厚みを示している。
図４（Ｂ）から明らかなように、短片部材と長片部材の内側断面形状を共に前記した条件範囲の所定形状にすることで、鋳型コーナー部における凝固シェルの厚みを他の部分と同等又はそれ以上にでき、良好な条件で冷却が行われたことがわかる。このことは、図４（Ａ）と比較しても明らかである。
なお、図５（Ｂ）、図６（Ｂ）から明らかなように、対向配置される一対の短片部材の間隔を広げることで、鋳型内面と凝固シェルとの間に隙間が生じ易くなるため、鋳型コーナー部における凝固シェルの厚みは、図４（Ｂ）と比較して徐々に薄くなる。しかし、図５（Ａ）、図６（Ａ）と比較しても、凝固シェルの厚みを厚くできることを確認できた。
なお、図５（Ｂ）、図６（Ｂ）から明らかなように、対向配置される一対の短片部材の間隔を広げることで、鋳型内面と凝固シェルとの間に隙間が生じ易くなるため、鋳型コーナー部における凝固シェルの厚みは、図４（Ｂ）と比較して徐々に薄くなる。しかし、図５（Ａ）、図６（Ａ）と比較しても、凝固シェルの厚みを厚くできることを確認できた。
続いて、図４〜図６から得られた鋳型を使用して、短片部材の内面側のコーナー部と形成された凝固シェルとの間に生じる最大隙間量（最大ギャップ量）を数値解析した結果について、図７（Ａ）〜（Ｃ）を参照しながら説明する。
図７（Ａ）〜（Ｃ）から明らかなように、前記した図４〜図６の（Ｂ）の条件は、図４〜図６の（Ａ）と比較して、最大ギャップ量を低減できることを確認できた。
ここで、図４〜図６から得られた鋳型を使用して、形成された凝固シェルが短片部材のコーナー部の内面へ及ぼす接触面圧の大きさを数値解析した結果について、図８（Ａ）〜（Ｃ）を参照しながら説明する。なお、この接触面圧とは、スラブの凝固収縮量よりも対向する短片部材の間隔のテーパ量、あるいは対向する長片部材の間隔のテーパ量が過剰に設定された場合に顕著に発生するものであり、この図は、短片部材のコーナー部で生じる面圧を、短片部材の幅方向に渡って積分した値である。
図７（Ａ）〜（Ｃ）から明らかなように、前記した図４〜図６の（Ｂ）の条件は、図４〜図６の（Ａ）と比較して、最大ギャップ量を低減できることを確認できた。
ここで、図４〜図６から得られた鋳型を使用して、形成された凝固シェルが短片部材のコーナー部の内面へ及ぼす接触面圧の大きさを数値解析した結果について、図８（Ａ）〜（Ｃ）を参照しながら説明する。なお、この接触面圧とは、スラブの凝固収縮量よりも対向する短片部材の間隔のテーパ量、あるいは対向する長片部材の間隔のテーパ量が過剰に設定された場合に顕著に発生するものであり、この図は、短片部材のコーナー部で生じる面圧を、短片部材の幅方向に渡って積分した値である。
図８（Ａ）〜（Ｃ）から明らかなように、前記した図４〜図６の（Ｂ）の条件は、図４〜図６の（Ａ）と比較して、接触面圧を低減できることを確認できた。これにより、鋳片コーナー部に生じる横割れの問題を低減でき、また、鋳型下部のコーナー部における摩耗も低減でき、鋳型寿命についても長くできる。
以上のことから、本願発明の連続鋳造用鋳型を使用することで、鋳型コーナー部でのスラブの凝固遅れを抑制、更には防止でき、良好な品質のスラブを製造できることを確認できた。また、過剰テーパ（過剰拘束）に起因する鋳片のコーナー品質の低下の抑制、及び鋳型コーナー部の早期摩耗の低減にも効果があることを確認できた。
以上のことから、本願発明の連続鋳造用鋳型を使用することで、鋳型コーナー部でのスラブの凝固遅れを抑制、更には防止でき、良好な品質のスラブを製造できることを確認できた。また、過剰テーパ（過剰拘束）に起因する鋳片のコーナー品質の低下の抑制、及び鋳型コーナー部の早期摩耗の低減にも効果があることを確認できた。
以上、本発明を、実施の形態を参照して説明してきたが、本発明は何ら上記した実施の形態に記載の構成に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載されている事項の範囲内で考えられるその他の実施の形態や変形例も含むものである。例えば、前記したそれぞれの実施の形態や変形例の一部又は全部を組合せて本発明の連続鋳造用鋳型を構成する場合も本発明の権利範囲に含まれる。
なお、前記実施の形態においては、短片部材の内側断面形状、更には長片部材の内側断面形状を、湯面位置から下方へ２００ｍｍの位置を境として、連続する２本の曲線で規定し、しかも、規定した曲線の下限と上限を設定したが、内側断面形状がこの範囲内に入る形状であれば、本願発明の権利範囲に含まれる。
なお、前記実施の形態においては、短片部材の内側断面形状、更には長片部材の内側断面形状を、湯面位置から下方へ２００ｍｍの位置を境として、連続する２本の曲線で規定し、しかも、規定した曲線の下限と上限を設定したが、内側断面形状がこの範囲内に入る形状であれば、本願発明の権利範囲に含まれる。
そして、前記実施の形態においては、短片部材と長片部材の各内側断面形状を、その幅方向に渡って同一形状とした場合について説明したが、前記した数式の範囲内において、部分的に変えてもよい。例えば、冷却効率が高められる鋳型のコーナー部のテーパ間隔（対向する面間隔）を、短片部材と長片部材ともに、それぞれ幅方向中央部のテーパ間隔よりも大きくすることが好ましい。
また、短片部材のみ、又は短片部材と長片部材の湯面位置よりも上部の表面形状については、湯面と垂直になった形状にしてもよく、また、鋳型の湯面位置から下方への傾きを鋳型上端まで延長してもよい。更には、鋳型の湯面位置から鋳型上端方向へ３０ｍｍ程度までは、鋳型の湯面位置から下方への傾きを延長し、その上部は湯面と垂直になった形状にしてもよい。
また、短片部材のみ、又は短片部材と長片部材の湯面位置よりも上部の表面形状については、湯面と垂直になった形状にしてもよく、また、鋳型の湯面位置から下方への傾きを鋳型上端まで延長してもよい。更には、鋳型の湯面位置から鋳型上端方向へ３０ｍｍ程度までは、鋳型の湯面位置から下方への傾きを延長し、その上部は湯面と垂直になった形状にしてもよい。
１０：連続鋳造用鋳型、１１、１２：短片部材、１３、１４：長片部材、１５：空間、１６：メニスカス位置、１７：鋳型出口
Claims (5)
- 間隔を有して対向配置され、しかも該間隔を可変可能な一対の短片部材と、該短片部材を幅方向両側から挟み込んだ状態で対向配置される一対の長片部材とを有し、前記短片部材と前記長片部材とで形成される空間内に供給された溶鋼を、該短片部材と該長片部材で冷却し凝固させながら下方へ引き抜き、板幅が６００ｍｍ以上のスラブを製造する連続鋳造用鋳型において、
一対の前記短片部材の内側断面形状が、前記溶鋼の湯面からの下方向への距離の増加に伴って、テーパ率の増加率が小さくなるマルチテーパとなっており、しかも一対の前記短片部材の内側断面形状が、前記溶鋼の湯面から下方へ２００ｍｍまでの範囲と、２００ｍｍよりも下方の範囲で、以下の式を満足し、更に前記短片部材は、溶射により形成されたコーティング層を内面側に有することを特徴とする連続鋳造用鋳型。
（１）０≦Ｘ≦２００
−３．８５×１０−８Ｘ２＋２．５４×１０−５Ｘ≦Ｙ≦−１４．０５×１０−８Ｘ２＋８．４８×１０−５Ｘ
（２）２００＜Ｘ
１．７８×１０−３×ｌｎＸ−５．８９×１０−３≦Ｙ≦４．９１×１０−３×ｌｎＸ−１４．７２×１０−３
ここで、Ｘは短片部材の湯面から下方への距離（ｍｍ）、Ｙは対向する短片部材の湯面位置での間隔を基準間隔とした短片部材の対向距離の減少量を、基準間隔で除した値である。 - 請求項１記載の連続鋳造用鋳型において、前記コーティング層を形成する微粉末は、Ｃｒ：０質量％を超え８質量％以下、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：０質量％以上１．１質量％以下、Ｆｅ：０質量％以上５．０質量％以下、Ｃｏ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上４．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、耐磨耗性硬質セラミックスの微粉末とからなって、該耐摩耗性硬質セラミックスを５質量％以上５０質量％以下含み、前記耐摩耗性硬質セラミックスは、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物及びケイ化物のいずれか１又は２以上から形成されるセラミックスであることを特徴とする連続鋳造用鋳型。
- 請求項１記載の連続鋳造用鋳型において、前記コーティング層を形成する微粉末は、Ｃｒ：０質量％を超え８質量％以下、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：０質量％以上１．１質量％以下、Ｆｅ：０質量％以上５．０質量％以下、Ｃｏ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上４．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ又はこれらの合金のいずれか一種以上、及び耐摩耗性硬質セラミックスを含むサーメットの微粉末とからなって、該サーメットを５質量％以上５０質量％以下含み、前記耐摩耗性硬質セラミックスは、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物及びケイ化物のいずれか１又は２以上から形成されるセラミックスであることを特徴とする連続鋳造用鋳型。 - 請求項１記載の連続鋳造用鋳型において、前記コーティング層を形成する微粉末は、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：０質量％以上１．１質量％以下、Ｆｅ：０質量％以上５．０質量％以下、Ｃｏ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上４．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、耐摩耗性硬質セラミックスの微粉末とからなって、該耐摩耗性硬質セラミックスを５質量％以上５０質量％以下含み、前記耐摩耗性硬質セラミックスは、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物及びケイ化物のいずれか１又は２以上から形成されるセラミックスであることを特徴とする連続鋳造用鋳型。
- 請求項１記載の連続鋳造用鋳型において、前記コーティング層を形成する微粉末は、Ｂ：１．０質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：１．５質量％以上５．０質量％以下、Ｃ：０質量％以上１．１質量％以下、Ｆｅ：０質量％以上５．０質量％以下、Ｃｏ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上４．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上４．０質量％以下、残部Ｎｉからなるニッケル基自溶合金の金属マトリックスの微粉末と、
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ又はこれらの合金のいずれか一種以上、及び耐磨耗性硬質セラミックスを含むサーメットの微粉末とからなって、該サーメットを５質量％以上５０質量％以下含み、前記耐摩耗性硬質セラミックスは、炭化物、酸化物、硼化物、窒化物及びケイ化物のいずれか１又は２以上から形成されるセラミックスであることを特徴とする連続鋳造用鋳型。
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