JPH01237054A - 金属製品の直接連続鋳造方法及び金属製品の直接連続鋳造に使用する可撓性鋳造ベルト - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、鉄系金属及び非鉄系金属を連続鋳造する連続
鋳造機の移動鋳型（モールド）の壁を構成するのに使用
される幅広で薄くて可撓性のある回転ベルトへの熱伝導
効率及び該ベルトを通る外伝４効率を向上させる技術で
あって、鋳造される金属に向いたベルトの前面に、米国
特許第４，５８８゜０２１号に開示されているような流
体アクセス可能な多孔性（ｆｌｕｉｄ−ａｃｃｅｓｓｉ
ｂｌｅ　ｐｏｒｏｓｉｔｙ）をもつ永久的な多孔質の断
熱ベルトコーティングを設けた構成の熱伝導効率向上技
術に関する。より詳しくは本発明は、鋳造される金属か
ら鋳造ベルトへの外伝４速度を増大させかつ制御するこ
と、かような熱伝導をより均一化すること、及び金属と
鋳造ベルトとの間にヘリウム含有ガスのフィルム（かよ
うなフィルムは鋳造される金属とは反応しない）を設け
ることによって達成される高い値でこの熱伝導を安定化
することにより、ベルトの平坦性を改善する技術に関す
る。成る実施例においては、熱伝導効率を向上させかつ
ベルトの平坦性を改善するのに銅製又は調合金製の鋳造
ベルトを使用している。金属の凝固速度は熱伝導速度が
大きい程安定化され、金属製品は冶金学的にも表面の外
観の点でも改善される。

従来技術においては、幅広で薄くて可撓性のある回転鋳
造ベルトを保護するため、特に、これらのベルトの歪み
、座屈、皺や小皺状の変形及び溝状の変形を最小にする
ため、連続鋳造機の鋳造ベルト上の溶融金属の熱伝導速
度を最小又は減少させる努力がなされてきた。

この目的のため、ツインベルト形鋳造機における可撓性
鋳造ベルトの温度が、鋳造される金属と接触する前に制
御下で上昇された。ベルトの温度を上昇させるため、ベ
ルトが溶融金属と接触する前に、鋳造ベルトの前面（外
面）に近接した領域においてヒータで加熱された。また
、蒸気のような熱い流体が、鋳造領域の入口において中
空のニップロール内で循環され、鋳造ベルトの温度が上
昇された。更に、米国特許第４．０８２．１０１号に開
示されているように、鋳造ベルトの反対面（内面）を冷
却するための高速液体冷却剤をこれらの内面に流すこと
によって、溶融金属がベルトの前面と接触する瞬間的直
前又は同時にこの冷却作用を生じさせるように構成した
ものもある。ベルトの温度を上昇させる方法及び装置が
、米国特許第３，９３７．２７０号及び第４．００２．
１９７号に開示されている。

また、エンドレスベルトが鋳造領域に入る前に、鋳造ベ
ルトの反対面に直接蒸気を吹き付けることによって鋳造
ベルトを予熱し、これにより、ベルトが鋳造領域に入る
前後のベルトの温度差を小さくしてベルトの歪みを低減
させる試みもなされている。かような蒸気予熱を行う方
法及び装置が、米国特許第４．５３７．２４３号に開示
されている。

回転ベルト及び移動するエツジダムへの熱伝導速度を小
さくし、熱応力及び機械的応力に対するこれらの回転ベ
ルト及びエツジダムの耐久性を高め、かつ鋳造製品の品
質を向上させるため、鋳造ベルト及びエツジダムブロッ
クの前面は、例えば米国特許第３．８７１．９０５号、
第４．５８８，０２１号及び第４．５４５，４２３号に
開示されているような断熱保護材でコーティングされて
いる。米国特許第４．５８８．０２１号には、約０．０
３５〜０．０６５　！喧約０．９〜１．７ｍｍ）の厚さ
をもつ低カーボン鋼を冷間圧延して作ったベルトに、調
整された多孔質特性をもつ単一層マトリックスペルトコ
ーティングを融着する技術が開示されている。また、米
国特許第４，０９２，１５５号に開示されているように
、幾つかのベルトは、冷間圧延により硬化されたチタニ
ウム含有鋼で作られている。適当なレベルの多孔質にす
ることによって、マトリックスコーティングの断熱値（
ｉｎｓｕｌａｔｉｖｅνａｌｕｅ）及び耐久性に大きく
貢献させる効果を得る上で、融着されたマトリックスコ
ーティングにおける調整された流体アクセス可能な多孔
性が望ましくかつ重要である一方で、同時に、かような
流体アクセス可能な多孔性によって、溶融金属によるベ
ルトの相対非濡れ性の所望の特性を向上させることがで
きると教示されている。この非濡れ性が向上する理由の
大部分は、多孔質コーティング内の間隙孔（ｉｎｔｅｒ
ｓｔｉｔｔａｌ　ｐｏｒｅ）に捕捉された空気によると
信じられている。コーティングされたベルトに隣接して
溶融金属が導入されるとき、ボアすなわち孔内に捕捉さ
れた空気が加熱及び膨張されて孔から出る。これにより
、溶融金属とベルトのコーティングとの間にはガス状の
フィルムが形成されるため、連続鋳造工程において鋳造
製品に固化金属の肌が形成されるときの限界初期時間（
ｃｒｉｔｉｃａｌ　１ｎｉｔｉａｌ　ｔｉＩＩＩｅ）中
に、溶融金属がベルトを濡らすことが防止される。

米国特許第４．４８７．１５７号及び第４，４８７，７
９０号には、幅広で薄くて可撓性のある回転鋳造エンド
レスベルトに断熱及び保護コーティングを施す機械、装
置を横切って移動する熱スプレーガン、及び熱スプレー
コーティングされている回転鋳造ベルトを横方向に追跡
する装置が開示されている。

米国特許第４，５９３．７４２号及び第４．６４８．４
３８号には、鋳型内に不活性ガスを噴射して移動する鋳
型表面に吹き付けることによって、酸素及び他の有害大
気ガス、水素又は水蒸気、硫化ガス又は炭酸ガスから、
成形空間（モールドキャビティ）内ノ溶融金属の表面を
保護する方決及び装置が開示されている。鋳造されてい
る金属に対して不活性で実質的に反応しない適当な遮蔽
ガスとして、窒素、アルゴン又は二酸化炭素が開示され
ている。更に、鋳型内で、鋳造金属より下方には空気よ
り軽いガスを、鋳造金属より上方には空気より重いガス
を使用することが開示されている。空気より軽い窒素ガ
スの場合は、空気より約３％軽く、空気より重いアルゴ
ンの場合は、空気より約３５％重い。

特に銅を鋳造する場合のツインベルト形連続金属鋳造機
においては、可撓性ある金属ストラップの全長に沿う糸
溝形ダムブロックによって、移動サイド（エツジ）ダム
が形成されている。これらのダムブロックは、チャンバ
内で冷却剤を制御下で噴霧することによって冷却され、
冷却後のダムブロックの温度を検出した後、ダムブロッ
クが鋳造領域内に再び入る前に断熱材がダムブロックに
塗布される。ダムブロックは、それまで銅の鋳造用に使
用されていたニッケルークロム鋼製のダムブロックより
もヒートクラックに対する抵抗力がすぐれておりかつ大
きな熱伝導性を有しているプロンズ合金で作られている
。このダムブロックを構成する合金は、ｕｓｉｎｅｓ　
ａ　Ｃｕ１ｖｒｅ　ｅｔ　ａ　Ｚｉｎｃ　ｄｅＬｉｅｇ
ｅ社の登録商標’　Ｂｒｏｎｚｅ　Ｃｏｒｓｏｎ”で市
販されており、１．５〜２．５％のニッケルと、０．４
〜０．９％のシリコンと、０．１−０．３％の鉄と、０
．１〜０．５％のクロムと、残量の銅とからなる組成を
有している。これらのダムブロックは、鋳造された銅の
バー製品の２つの側面から迅速に熱を伝導する。

かようなＢｒｏｎｚｅ　Ｃｏｒｓｏｎ”合金製のダムブ
ロックを使用して銅のバー製品を連続鋳造する方法及び
装置が、米国特許第４．１５５，３９６号に開示されて
いる。

ベルトの歪み、座屈、皺及び小皺状の変形、及び溝状の
変形は、鋳型への入口近く　（通常、米国特許第３．９
３７，２７０号及び第４，００２．１９７号の第８図に
示されているように、鋳型の入口においてプーリロール
を備えたベルトの接線の約１５〜２０１ン（約３８〜５
１ｃｍ）の範囲内の領域）においてより顕著になる。

アルミニウムの鋳造においては、過去数年来の経験によ
れば、ツインベルト形鋳造機を過度に複雑化することな
くして、狭い範囲（すなわち、１５℃以下の狭い範囲）
の固化温度をもつ比較的純粋なアルミニウム及びアルミ
ニウム合金を鋳造して、商業的に受は入れられる仕様を
もつ製品を得ることができることが分かっている。しか
しながら、約４０℃以上の広範囲の固化温度をもつアル
ミニウム合金を連続鋳造して、商業的に受は入れられる
仕様の製品を得ることが困難であることも分かっている
。

上記全ての参考特許は、本件出願人に譲渡されており、
本願においては、これらの特許の開示内容を参考として
記載しである。

本発明の目的は、移動鋳型の少なくとも１つの壁に、流
体アクセス可能な多孔性をもつ永久断熱多孔質コーティ
ングを備えた薄くて可撓性のある金属製の回転エンドレ
ス鋳造ベルトが設けられている構成の移動鋳型を有する
連続鋳造機で溶融金属を鋳造する新規で改良された方法
及び新規な鋳造ベルトを提供することにある。

本発明の他の目的は、１つ以上の移動鋳型の壁を構成す
る幅広で薄くて可撓性のある回転エンドレス鋳造ベルト
を備えた連続鋳造機で製造される鋳造製品の冶金学的性
質を改善しかつこの鋳造製品の表面の外観を改善するこ
とにある。

本発明者等は、ベルト表面の温度勾配により、幅広で薄
くて可撓性のある回転鋳造ベルトに生じる座屈、皺伏及
び小皺状の変形及び溝状の変形の問題は、熱伝導性特に
ツインベルト形鋳造機の上下のベルトの熱伝導性を高め
ることにより驚異的に改善できることを見出した０本発
明のこの基礎概念は、従来技術の原理すなわち、ベルト
の前面に断熱マトリックスコーティングを熱的に噴霧し
かつ接着し、このマトリックスコーティングを意図的に
流体アクセス可能な多孔質材料で作り、これにより孔内
に空気を捕捉させ、空気が加熱されかつ膨張されたとき
に溶融金属とベルトのコーティングとの間にガス状の断
熱フィルムが形成されるように構成したもの、すなわち
高度に断熱してこれらの鋳造ベルトを保護しようとする
従来技術の原理とは完全に異なるものでありかつ正反対
の概念である。

本発明の１つの特徴は、鋳造されている金属と鋳造ベル
トとの間に形成されるガス状のフィルムが大きな熱伝導
性を有しており、従って、熱が、この大きな熱伝導性を
もつガス状フィルムを介してより迅速かつ均一に伝導さ
れることである。また本発明の発明者等は、ガス状フィ
ルムを形成するヘリウム含有ガスを用いることによって
、鋳造製品の冶金学的性質及び表面の外観が改善される
ことに加え、熱伝導速度及び鋳造工程のダイナミックス
（動力学）が著しく改善されることを見出している。

「化学及び物理学ハンドブック（ｌｌａｎｄｂｏｏｋ　
ｏｆＣｈｅｍｉｓｔｒｙ　ａｎｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　）
　Ｊ　　（第３版、１９４７年、Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｒ
ｕｂｂｅｒ　Ｐｕｂｌｉｓｈｉｎｇ社　発行、第１，８
６８頁）には、種々のガスの熱伝導率が示されている。

空気、窒素、アルゴン、二酸化炭素及びヘリウムについ
ての熱伝導率の値は次の通りである。

空気、０℃　　　　　　　０．００００５６８窒素、７
〜８℃　　　　　０．００００５２４アルゴン、０℃　
　　　　０．００００３８９二酸化炭素、０℃　　　　
０．００００３０７ヘリウム、Ｏｔ　　　　　　Ｏ，０
００３３９ここで重要なことは、これらの数値の絶対的
な大きさすなわち正確さにあるのではなく、他のガスと
比較した場合のヘリウムの相対熱伝導率の大きさにある
。すなわち、ヘリウムの熱伝導率は、空気の約６倍、窒
素の約６．５倍、アルゴンの約８．７倍、二酸化炭素の
約１１倍である。

溶融金属から鋳造ベルトへの熱伝導を禁じることによっ
て幅広で薄くて可撓性のある回転鋳造ベルトを保護しよ
うとする従来技術の方法及び装置とは反対に、かような
熱伝導を高める本発明の方法によれば、（１１ベルトの
平坦性を改善できること、（２）鋳造製品の冶金学的性
質（■ｅ　ｔａ　１１　ｕｒｇｙ）を改善できること、
（３）鋳造製品の表面の外観を改善できること、（４）
鋳造製品の製造速度を大幅に改善できること等の著しい
効果が得られる。また、従来技術においては、鋳造され
る金属に隣接するガス状フィルムが、鋳造される金属か
ら鋳造ベルトへの熱伝導を禁じる最大のファクタである
ので、金属とは反応しないヘリウム含有ガス状フィルム
を設けることによって、（６）この熱伝導速度を劇的に
増大させ、かつ（７）この増大した熱伝導速度を、凝固
中の金属の表面領域の幅方向にほぼ均一に分布させて、
列挙した上記利点の達成に驚異的な結果をもたらすこと
ができる。

本願明細書において使用する「熱伝導性を高める」、「
熱伝導性を高めること」及び「熱伝導性の向上」等の用
語は、次のような概念すなわち、（１）熱伝導速度を増
大すること、及び／又は（２）この増大した熱伝導速度
を、鋳造される金属の表面領域の幅方向にほぼ均一に分
布させること、及び／又は凝固速度を増大させて鋳造製
品の冶金学的性質を改善すること、及び／又は鋳造製品
の表面の外観を改善すること、及び／又は、本発明によ
らない形成の移動鋳型を用いて製造した同じサイズ及び
形状をもつ製品と比べて、鋳造製品の製造速度（単位時
間当りのキログラム、ｋｇ／ｈ）を増大すること等の概
念を含むものである。

また、「ヘリウムの体積量による熱伝導性向上の有効パ
ーセンテージ」なる表現は、熱伝導性の向上に有効な、
鋳造される金属と移動鋳造ベルトとの間のヘリウム含有
ガス中のヘリウムの体積量を示すパーセンテージを意味
するものである。

本発明の他の特徴によれば、従来使用されているスチー
ルベルト構成よりもかなり大きな熱伝導性をもつ材料で
作られたベルトを使用することによって、幅広で薄くて
可撓性のある回転鋳造ベルトの平坦性が驚異的に改善さ
れ、鋳造製品の冶金学的性質、表面の外観及び生産トン
数が改善される。これは、従来のスチールベルト構成に
比べてベルトの熱勾配が小さく、ベルトを通る単位秒当
りの熱伝導が大きいことによる。

本発明の更に他の特徴によれば、従来使用されているス
チールベルト構成よりもかなり小さなりング係数（縦弾
性係数）及び横弾性係数をもつ材料で作られたベルトを
使用することによって、幅広で薄くて可撓性のある回転
鋳造ベルトの平坦性が驚異的に改善され、鋳造製品の冶
金学的性質、表面の外観及び生産トン数が改善される。

本発明者等は、銅成分の大きな銅合金で作られた幅広で
薄くて可撓性のある回転鋳造ベルトを使用することによ
って、前記２つの段落（パラグラフ）で述べた点を驚異
的に改善することができ、かつ、鋳造される金属の表面
領域と鋳造ベルトとの間の境界温度を小さくできること
を見出している。

銅の熱伝導率がスチール（鋼）又は鉄の熱伝導率よりも
大きいことは知られているが、銅を使用することに対し
ては偏見がある。第１に、従来は、薄い鋳造ベルトにお
いては、断熱性の大きなものの方が小さいものよりも良
いと考えられていたことである。第２に、スチールを使
用した理由が、例えば各ベルトに１０，０００ｐｓｉ（
約７０３　ｋｇ／ｃｍ２）以上の大きな張力が作用する
ツインベルト形の連続鋳造機に使用した場合に、スチー
ルが良好な耐久性を有していると考えられていたことで
ある。

従来、ツインベルト形の連続鋳造機においては、ダムブ
ロック用の材料として銅合金を使用することが示唆され
ていたに過ぎない、しかしながら、これらの嵩張った直
方体のダムブロックは、幅広で薄くて可撓性のある鋳造
ベルトとは全く異なる機能を有し、また、これらのダム
ブロックの機械的寸法も、可撓性ベルトの寸法とは全く
異なるものである。特に、鋳造ベルトは比較的大きな張
力及び曲げ応力の下で回転されかつ曲げられるのに対し
て、ダムブロックは、ダムブロック同士の間から溶融金
属が漏洩して「鋳ぼり」が形成されないようにするため
、ダムブロック同士は互いに押し付けられて圧縮され、
鋳造領域におけるダムブロック同士の間に隙間が生じな
いようになっている。例えば、典型的な中型サイズの銅
合金製ダムブロックの仕様は、高さが２．３６インチ（
約６０１１Ｉ＋）、横幅が１．９７インチ（約５０＋ｓ
ｍ）　、鋳造方向の長さが１．５７インチ（約４０ｍ５
＋）であるのに対し、金属製の鋳造ベルトは幅広で薄く
、典型的には、０．０３５〜０．０６５　＄ン（約０．
８９〜１　、６５ｗ＋ｍ）の厚さ、７６インチ（約１．
９３０ａ＋ｓ）までの幅（ツインベルト形連続鋳造機の
幅により、この幅寸法より大きい場合も小さい場合もあ
る）、及び３４０Ｓン（約８．６４０＋ｕ＋）程度のエ
ンドレス可撓性ベルトの長さ（ツインベルト連続鋳造機
の長さによってもかなり異なる）を有している。

前述のように、銅又は銅成分の大きな銅合金のヤング係
数Ｅは、スチールのヤング係数よりも小さい０ｗ４及び
銅成分の大きな銅合金（すなわち、８５重量％以上の銅
を含有する銅合金）についてのヤング係数（縦弾性係数
）は約１５〜１８Ｘ１０’　ｐｓｉ（約１０．３〜１２
．４Ｘ１０”　二ｓ　　）ン（Ｎ）／ｃｍ”　）である
のに対し、スチールのヤング係数は約３０Ｘ１０’ｐｓ
ｉ（約２１Ｘ１０’　Ｎ／ｃｍ２）である。

銅は弱いこと及びその熱膨張係数が大きいことから、鋳
造ベルトの材料として銅は不適当であると考える人がい
るかもしれない、前述のように、可撓性鋳造ベルトは、
通常、１０，０００ｐｓｉ　（約７０３ｋｇ／ｃｓ２）
以上の張力を受けて作動される。１００℃（この温度は
、鋳造中に存在すると考えられる平均温度である）にお
ける銅の熱膨張係数は１７，４　ｘｌｏ−ｈ／℃であり
、これに対し、同じ温度における低炭素鋼の熱膨張係数
は１３．０Ｘ１０−”／　℃である。

すなわち、１００℃において、銅はスチールの約４７３
倍膨張する。少なくとも本発明者等が行った試験では、
銅の熱膨張係数の方が幾分大きいにも係わらず、連続鋳
造を行う条件下での銅製ベルトの実際の熱膨張量は、ス
チール製ベルトの熱膨張量よりも小さかった。この理由
は、かような条件下で（７）　ｔ＋ｑ　ヘルドの平均温
度は、スチールベルトの平均温度よりも明らかに均一で
あり、かつ溶融金属に面する側の平均温度はスチールベ
ルトの平均温度よりも低いことによる。また、銅のヤン
グ係数が小さいため、熱により誘起された曲げモーメン
トの、ベルトの厚さ方向に沿う差が生じることはない。

この理由は、銅のヤング係数Ｅが小さいために、熱によ
り誘起された膨張が、殆ど無視できる大きさの力に変換
されるからである。

本発明の上記特徴、利点及び目的は、本発明の好ましい
実施例について添付図面を参照して述べる以下の詳細な
説明により明らかになるであろう。

第１図に示すように、ツインベルト形移動鋳型１０及び
鋳造される金属Ｍは、右方に向かって移動される（「鋳
造金属の流れ」を矢印で示しである）、移動鋳型１０は
、上方の幅広で薄くて可撓性のある回転スチールベルト
１２で形成されている。該スチールベルト１２は、その
前面（下面）が永久マトリックスコーティング１４でコ
ーティングされており、この永久マトリックスコーティ
ング１４はベルトＩ２に融着されておりかつ前述の米国
特許第４，５８８．０２１号に開示されているような流
体アクセス可能な多孔性を備えている。この永久ベルト
コーティング１４は乾燥した多孔質ベルトドレッシング
１６で覆われており　（第１図中に拡大して示す部分を
参照）、この多孔質ベルトドレッシング１６の上には、
例えば窒素からなる不活性ガスのフィルムすなわち層１
８が設けられている。鋳造される金属Ｍは、例えばアル
ミニウムからなる鋳造スラブ（厚板）として形成され、
該鋳造スラブは、固化（ａ固）した鋳造製品の上方肌す
なわちシェル２０と、溶融（液状）金属２２からなる内
部コアと、固化（ｉｌ固）した鋳造製品の下方肌すなわ
ちシェル２４とを有している。

凝固部分２０，２４の厚さは鋳造金属の流れ方向に向か
って徐々に厚くなっており、一方、液状コア２２の厚さ
は徐々に薄くなっている。下方肌すなわちシェル２４の
下には、上方のフィルムすなわち層１８と同様の下方の
ガス状フィルムすなわちガス状の７１（図示せず）があ
り、次に乾燥した多孔質のベルトドレッシング（図示せ
ず）が永久マトリックスコーティング２６を覆っており
、１亥永久マトリツクスコーテイング２６は下方の幅広
で薄くて可撓性のある回転鋳造ベルト２８の前面（上面
）に融着されている。

従来技術によれば、鋳造ベルト１２．２８はスチールで
作られていて、物理的強度、応力及び歪みに対する抵抗
力、比較的大きな張力に対する抵抗力及び連続鋳造中に
受ける差分応力（ｄｉｆｆｅｒｅ−ｎｔｉａｌ　５ｔｒ
ｅｓｓｅｓ）に対する抵抗力が得られるようになってい
る。

鋳造ベルト１２．２８の反対面を冷却して金属Ｍを固化
させるため、従来技術において良く行われているように
、高速の液体冷却剤（すなわち、腐食防止剤を含有する
ことがある水）が使用され、鋳造ベルト１２．２８の反
対面すなわち上方の鋳造ベルト１２の上面及び下方の鋳
造ベルト２８の下面に沿って保持される。第１図におい
て、上方の鋳造ベルト１２の冷却剤を番号３０で、下方
の鋳造ベルト２８の冷却剤を番号３２で示しである。

温度について分析して見積りかつ計算した第１及び第２
の曲線（プロット）を、それぞれ番号３４及び３６で示
しである。これらの温度プロット３４．３６は、上向き
／下向きすなわち、移動鋳型１０を通って鋳造金属の流
れ方向に対してほぼ垂直な方向に引かれている。第１の
温度プロット３４は、鋳造金属の流れ方向に対して垂直
に延びている第１平面３８　（第１図に２点鎖線で示す
）に沿う温度条件を表すように計算されている。この第
１平面３８は、鋳型の入口（この入口は、第１図の底部
に示すｃａｔスケールの０ｃ１１の位置にある）から下
流側に約２０〜２５ｃｍ（約８〜１０インチ）の所に位
置している。第１プロツト３４についての温度スケール
が第１図の領域４２に示してあり、この温度スケール４
２は冷却剤３０の層の上方で第１平面３８の右側に延在
しており、０℃の位置は第１平面３８上にある。

第２の温度プロット３６は、鋳造金属の流れ方向に対し
て垂直に延びている第２平面４０（第１図に２点鎖線で
示す）に沿う温度条件を表すように計算されている。こ
の第２平面４０は、鋳型の入口から約５５〜６５ｃｍ（
約２１〜２５エン）下流側に配置されている。第２プロ
ツト３６についての温度スケールが第１図の領域４４に
示してあり、この第２の温度スケール４４は第２平面４
０の右側に延在しており、０℃の位置は第２平面４０上
にある。

本明細書を読む人が、ツインベルト形移動鋳型１０の温
度力学についてのより良き考察及び理解が得られるよう
にするため、第１図の上部に沿って相対ヒートフラック
ス曲線４６がプロットされている。相対ヒートフラック
スは、溶融金属が導入される鋳型の入口において最大で
、下流方向に向かって徐々に減少してい（。相対ヒート
フランクス曲線４６の傾斜及び形状は、移動鋳型の特性
、鋳造される特定の金属Ｍ、該金属Ｍの入口温度、合金
の組成、固化温度範囲、液体としての比熱及び固体とし
ての比熱、凝固中に放出された潜熱、鋳造速度等に基づ
いて変化する。しかしながら、この相対ヒートフラック
ス曲線４６は、広くは、ツインベルト形移動鋳型内で種
々の金属及び合金を鋳造するに際し現在までに遭遇した
温度条件を表すものであり、特に第１図の場合はアルミ
ニウム又はアルミニウム合金のスラブを鋳造する場合の
温度条件を表すものである。

第２図に示すツインベルト形移動鋳型１０Ａは、鋳造さ
れる金属Ｍ′の表面と各鋳造ベルトとの間に設けられる
ガス状の層すなわちガス状フィルム１８Ａがヘリウムを
含有していて、鋳造される金属Ｍ’　　（例えばアルミ
ニウム又はアルミニウム合金のスラブ）とは反応しない
点を除き、第１図のツインベルト形移動鋳型１０と同じ
である。第２図で使用する参照符号「Ｍ′」は、第１図
の従来技術により鋳造された金属Ｍと比較して、冶金学
的性質及び表面の外観が改善された鋳造金属のスラブを
示すものである。例えば、ガス状フィルムすなわちガス
状の層１８Ａは、主として、２５体積％のヘリウムと混
合された乾燥窒素である。同様のヘリウム含有不活性ガ
ス層（図示せず）が、金属Ｍ′と下方の鋳造ベルトとの
間にも設けられていることは理解されよう。

金属Ｍ′の各面と各鋳造ベルトとの間にヘリウム含を不
活性ガス層又はフィルム１８Ａを設ける１つの方法とし
て、前述の米国特許第４，５９３，７４２号及び第４，
６４８，４３８号の第３図、第４図及び第９図に関して
説明されているように、ヘリウム含有不活性ガスは、鋳
造ベルトが移動鋳型内に入るときに多孔質の永久ベルト
コーティング１４及び多孔質の乾燥ベルトドレッシング
１６に捕捉させる方法がある。

金属Ｍ′の各面と各鋳造ベルトとの間にヘリウム含有不
活性ガス層又はフィルム１８Ａを設ける他の方法として
、上記両米国特許の第６図又は第７図及び第８図に関し
て説明されているように、移動鋳型１０Ａ内に入る金属
の上及び／又は下にヘリウム含有不活性ガスを噴射して
、上記両米国特許の第３図、第４図及び第９図に関して
説明されているように、永久ベルトコーティング１４及
びベルトドレッシング１６に捕捉させる方法がある。

優れた改善結果を得るためには、ヘリウムを含有する乾
燥不活性ガス１８Ａとして、少なくとも約８体積％、好
ましくは少なくとも１５体積％、最適には少なくとも２
０体積％の乾燥ヘリウムを含有するものを使用する。温
度プロン）３４Ａ、３６Ａは、約２５体積％の乾燥ヘリ
ウムを含有する乾燥不活性ガスについて示すものである
。このヘリウム含有不活性ガスの好ましい主成分は、窒
素、アルゴン又は二酸化炭素であり、アルミニウムの連
続鋳造を行う場合には窒素を主成分とするのが最も好ま
しい。

ヘリウムをこれらの他のガスと混合する場合において非
常に重要なことは、比較的低濃度のヘリウムが、環状オ
リフィス形のボール流を計のキャリブレーションに好ま
しくない影響を与え、このため、この流量計に実際の流
量よりも低い数値の読み取りを行わせることである。す
なわち、同じボール流量計を用いて同時に窒素、アルゴ
ン又は二酸化炭素の流量を測定した場合の表示値に比べ
、ヘリウムの場合には表示値よりも高速（従って多量）
のヘリウムが混合されてしまう傾向にある。

乾燥ヘリウムと乾燥窒素、アルゴン又は二酸化炭素との
ブレンディング（混合）は、１対の圧力タンクレギュレ
ータと、１対のボール及び環状オリフィス形（ボール及
びテーバチューブ形）流量計（図示せず）とを用いて行
われる。このブレンディングは、後述の平均値が得られ
るように自動制御される。

本発明によれば、ベルトドレッシングすなわち離型剤１
６は、乾燥した多孔質のもので、かつ鋳造される金属に
対して濡れないもの（非濡れ性をもつもの）で構成され
ている。本発明者等の結論によれば、第１図に示すよう
に、当業者が従来技術においてツインベルト形移動鋳型
１０の断熱バリヤとしてしばしば使用してきた天然オイ
ル又は合成オイルは、溶融金属と接触したときにガスを
発生する傾向にあるといえる。水素は、かようなオイル
がガスに熱分解されるときに放出される傾向にある。水
素は加熱された金属に吸収され、金属に脆さと気泡を招
（原因となる。また本発明者等の結論によれば、オイル
から発生した種々のガスによって、所望のヘリウムを含
有した分ス状フィルム１８Ａが鋳型１０Ａ、１０Ｂに流
入することが明らかに防止又は妨げられるといえる。永
久ベルトコーティング１４の流体アクセス可能な多孔性
及び乾燥したベルトドレッシング１６の多孔性によって
、ヘリウムを含有するガス状フィルムすなわち層１８Ａ
を捕捉及び吸収して鋳型内に運び込む作用が有利に促進
される。

本発明に関して好ましいと考えられる乾燥したベルトド
レッシング１６は、例えば、酸素を欠乏させた状態で燃
焼させたアセチレン炎から得たアセチレン環の形態をな
すカーボンのように、鋳造中に連続的に調節自在に供給
できる「乾燥」　（オイルが存在しない）ドレッシング
１６　（ｒトップコート」と呼ばれることもある）であ
る、この乾燥ベルトドレッシング１６は、連続的又は間
歇的に供給することができるし、或いは間歇的に調節す
ることもできる。他の適当な乾燥ベルトドレッシング１
６として、二硫化モリブデンを添加したグラファイト又
は炭質材料がある。これらの材料の滑性によって、アル
ミニウム合金のスラブＭ′のかろうじて凝固した肌すな
わちシヱル２０．２４が、摩擦力の低下によって熱的に
収縮することを可能にし、これにより、金属が未だ凝固
していないときの粒界共晶に作用する応力を小さくする
ことができる。

第２図における計算された温度プロ７）３４Ａ、３６Ａ
は、後述のように、第１図におけるそれぞれの温度プロ
ット３４．３６とは著しく異なっていることに注目すべ
きである。

第２図に更に示すツインベルト形移動鋳型１０Ｂは、幅
広で薄くて可撓性のある回転鋳造ベルト１２．２８が、
第３図に示すようなベルト５０すなわち１．５％の鉄と
、０．８％のコバルトと、０．６％の錫と、０．１％の
燐とを含有すると公称される合金ＵＮＳ　Ｃ１９５００
のような銅成分の多い銅合金で作られたベルト５０で置
換されている点を除き、すでに説明したツインベルト形
移動鋳型１０Ａと同じである。

第３図には、幅広で薄くて可撓性のある回転鋳造ベルト
５０の一部が示してあり、該ベルト５０は、ツインベル
ト形移動鋳型１０Ｃ又は１０Ｂ（第２図）において矢印
５３の方向に回転するプーリロール５２の回りを通るよ
うになっている。

通常の炭素鋼製のベルトに比べて銅又は銅合金のベルト
５０の縦弾性係数が小さいことのため、幾つかの予期で
きない驚異的な利点を得ることができる。所与の厚さに
対して、これらのベルトにはプーリ上で殆ど曲げ応力が
作用しない、また、慣例的な厚さをもつベルトは、丁度
ベルトが移動鋳型に近付いて進入するとき、プーリから
離れようとしくこの傾向は、特に上流側（入口側）のプ
ーリにおいて著しい）、常に、測定可能なかなりの離れ
量（“ｔａｋｅ　ｏｆｆ２）すなわちオーバーシュート
量（ｏｖｅｒｓｈｏｏｔ’″）「Ｙ」でプーリから離れ
る。理想的に、もしもベルトとプーリとの間に何らのオ
ーバーシュートも生じないと考えた場合には、ベルトは
、完全に直線状の接線をなして凝固金属の通過ラインす
なわち進行経路と同じ平面上で、ブーりの外周から鋳型
内に進入する。しかしながら、金属ベルト材料の剛性に
よって、この直線状接線経路が常に成形空間の方向にオ
ーバーシュートが防止される。第３図に示す離れ量ｒＹ
Ｊは、プーリ５２に接しておりかつ凝固金属の通過ライ
ンに対して平行な平面５４を通過したベルトのオーバー
シュート量を示すものである。

本発明等の公式によれば、ｒＹＪの値は次のようにして
求められる。すなわち、 Ｙ＝Ｅｈ”／１２ＤＳ　　−（１） ここで、ｒｈＪはベルトの厚さ、ｒＤＪはプーリロール
５２の直径、「Ｓ」は当該ベルトに作用する実際の引っ
張り応力である。この公式はシメンジョン的にバランス
しており、例えば、エン系の単位を初めとするあらゆる
単位系を使用することができる。スチール製のベルトを
使用した場合に比べ、銅又は銅成分の多い銅合金で作ら
れたベルト５０を使用した場合には、鋳造ベルトの離れ
量ｒＹＪは小さくなる。なぜならば、銅のヤング係数す
なわち縦弾性係数Ｅは、スチールの縦弾性係数の僅かに
１／２に過ぎないからである。このため、かような新規
な組成からなるベルト５０は、溶融金属の射出供給又は
閉ループ供給を行う場合に、緊密で正確なノズルフィツ
トを維持するのに有効である。従来技術のノズルフィツ
トの不正偉さの成るものは、幅広の鋳造ベルトの縁部の
挙動が、この点に関して中央部の挙動とは異なっている
という事実に基づくものである。また、本発明により鋳
型の平行性に関して厳格に取り組んだことは、特に、マ
グネシウムを多量に含むアルミニウム合金を鋳造するた
めの欠陥の少ない鋳型を作る上で重要である。他のファ
クタは同じであっても、縦弾性係数に反比例して利点が
もたらされた。

すなわら、スチールベルトでの離れ量ｒＹＪが約０．３
０　ａｍであるとすれば、同じプーリの回りを周回同じ
厚さの銅製のベルトに同じ張力を作用したときの離れ＠
　ｒＹＪは、約０．１７−−になる。しかしながら、銅
に作用できる応力がスチールに作用する応力の約８０％
に過ぎないものとすれば、そのときの銅ベルトの離れ量
ｒＹＪは約０．２１　ｍ請となる。かような計算を行う
場合、ベルトを横切る平均張力ではなく、局部張力のみ
を考慮に入れなければならない。なぜならば、ベルト温
度が比較的低い場合には、張力が大きな割合でベルトの
縁部に作用し、そのため応力「Ｓ」の値が大きくなるの
で、縁部の離れ量ｒＹＪは、ベルトの中央部の離れ量よ
りも小さくなるからである。

前述のように、銅又は銅成分の多い銅合金で作られた鋳
造ベルトの降伏強度は、標準の低炭素鋼で作られた典型
的な従来技術の鋳造ベルトの降伏強度に近いこと、及び
銅の縦弾性係数Ｅが従来技術の鋳造ベルトの材料である
スチールの縦弾性係数の約１／２であることのため、更
に別の驚異的な長所が得られる。所与のベルト厚さｒｈ
Ｊの場合について考えると、銅成分のベルト５０がプー
リ５２の回りで受ける曲げ応力は、従来技術による典型
的なスチール成分のベルトよりも小さい。

従って現在では、本発明者等は、商業的に使用した場合
に、銅成分の多い鋳造ベルｌ−５０の方が、典型的なス
チール製の鋳造ベルトよりも実際的に耐久力が優れてお
りかつ寿命が長くなることを将来的に約束できると信じ
ている。銅成分の鋳造ベルト５０は、少な（とも８５重
盪％の銅を含有している。少量の鉄、コバルト、二酸化
炭素を含有する銅成分の多い銅合金も、所望の特性を有
している。

銅成分の多いかような鋳造ベルト５０が従来のスチール
ベルトよりも将来的に耐久性が大きくか・つ作動寿命が
長くなるであろうと本発明者等が信じている他の理由は
、銅成分の多い鋳造ベルト５０の方がスチールベルトよ
りも熱伝導率が大きいからである。２７℃（８１°Ｆ）
における銅の熱転ｌ虫ｒＫＪは、約３．９８ワツト／Ｃ
■　・℃であり、一方同じ温度でのスチールの熱伝導率
ｒＫＪは、約０．８０３　　ワット／ｃ−・℃である。

従って銅の熱伝導率はスチールの熱伝導率の約５倍であ
り、このため、ベルトの厚さｒｈＪを横切る温度差が小
さ（なるという利点がある。従って、銅成分の多いベル
ト５０では、温度差による熱膨張のためにベルトの厚さ
ｒｈＪを横切って生じる内部応力が小さいと云える。換
言すれば、スチールベルトよりも熱伝導率が約５倍大き
い銅ベルト５０は、縦弾性係数Ｅがスチールベルトの約
１／２であることと相俟って、ベルト５０の平坦である
ことを意ｌした鋳型形成領域ｒＡＪ内に自己発生する曲
げモーメントを著しく低減させることができる。このた
め、本願の第５図、米国特許第３，９３７．２７０号及
び第４，００２．１９７号の第８図に示すような窪みや
溝状の変形を生じさせる原因となる熱膨張によるスラス
トが著しく低減される。

第４図には、従来のスチールベルトを備えたツインベル
ト形移動鋳型１０（第１図）で鋳造された１４Ｌ″（約
３５５　ｍ−）幅のＡＡ　３１０５（０，５％マグネシ
ウム含有）アルミニウム合金スラブの厚さを！′で測定
した値のプロット６０を示しである（このＡＡ　３１０
５は、この合金についてのアルミニウム協会の分類表示
である）。また、プロット６２は、銅成分の多い２本の
ベルト５０（第３図）を備えたツインベルト形移動鋳型
１０Ｃにより鋳造した、同じ幅をもつ同じアルミニウム
合金スラブの厚さをエンで測定した値のプロットである
。各プロット６０．６２で示す厚さの測定は、スラブの
全幅を横切る方向に１１ン間隔で隔たった１５カ所の測
定点６４で行われた。プロット６０．６２で示す厚さを
もつ２つのスラブの各々を鋳造するに際し、ツインベル
ト形鋳造機は、それぞれ２本のスチールベルトと２本の
銅成分の多いベルトとが回転するとき、それらの横断面
積及び成形空間を室温で測定した場合に正確に同一にな
るように配置された。第４図から、銅成分の多いベルト
５０を用いた場合には、厚さの均一性を著しく改善でき
ることが直ちに判明するであろう。また、この改善は、
鋳造スラブの上下両面にヘリウム含有ガス状フイルム１
８Ａを設けることなくして得られたものである。各スラ
ブの鋳造中に、従来技術において用いられている乾燥窒
素シュラウドガス１８が使用された。

第５図の部分的概略横断面図には、従来のツインベルト
形移動鋳型１０において、高速冷却剤３０．３２及び鋳
造されている金属Ｍと関連している従来のスチール製鋳
造ベルト１２．２８が示しである。溶融コアすなわち液
状コア２２の両側には、肌すなわちシェル２０．２４が
凝固している。第５図の横断面図は、鋳造金属の流れ方
向を横切る方向の断面図であり、従って、凝固層２０．
２４はほぼ均一の厚さを有するものとして示されている
。ベルト１２．２８には、米国特許筒３．９３７゜２７
０号及び第４．００２．１９７号の第８図に示すような
熱歪みが生じている。従って、この熱歪みにより、それ
ぞれのベルト１２．２８と凝固金属２０．２４との間に
は大きな空間７０が形成され、かつベルト１２．２８と
凝固金属２０．２４との接触領域又は近接領域７２が形
成される。従来技術においては、これらの空間７０はシ
ュラウドガス１８で充満され、シュラウドガスを使用し
ない場合には空気が充満された。

第５図の概略図においては、本発明者等の新しい洞察す
なわち発見をより明瞭に説明できるようにするため、永
久ベルトコーティング１４及びベルトドレッシング１６
（第１図）を意図的に削除しである。再び第１図に戻り
、計算された温度プロット３４．３６を注視すれば、計
算された温度は、移動鋳型を構成する４つの全ての固体
コンポーネンツ（すなわち、ベルト１２、永久コーティ
ング１４、ドレッシング１６及び凝固層２０をも含む）
を通って約２２０℃まで降下する。これに対し、窒素の
シュラウドガス層１８　（又は、窒素とほぼ同じ熱伝導
率をもつ空気の層）を通る温度降下は約３８０℃である
と計算される。従って、全体の温度降下は、２２０℃と
３８０℃との和、すなわち約６００℃である。また、ガ
ス状の層１８自体を通る温度降下の大きさ（約３８０℃
）は、４つの固体コンポーネンツの全てを通る温度降下
の大きさ（２２０℃）の１．７３倍であり、ガス状の層
１８自体を通る温度降下の大きさ（約３８０℃）は、全
体の温度降下の大きさ（約６００℃）の約６３％である
。

・要するに、第１図に示す従来技術の移動鋳型１０にお
いては、溶融コア２２から鋳造ベルト１２．２８の外表
面にかけての全温度降下の大部分は、シュラウドガスフ
ィルムすなわチ層１８（不活性シュラウドガスを使用し
ない場合には、空気のフィルム）内で生じると云える。

また、前述のように、従来技術におけるガス状フィルム
すなわち層１８を通る温度降下は、移動鋳型１０を構成
する４つの全ての固体コンポーネンツを通る全温度降下
の約１．７３倍であり、これは、逆に云えば、４つの固
体バリヤを通る温度降下は、ガス状の層１８を通る温度
降下の約０．５８倍であると云える。

（本願において、注意深く分析的に計算した見積り温度
の作用を使用する理由は、本発明者等の知る限りでは、
溶融金属の鋳造流れを支持するツインベルト形移動鋳型
におけるかような温度を測定するいかなる方法も、未だ
考案されていないからである。） 再び第５図に戻れば、本発明者等は、不活性シュラウド
ガス層１８（不活性シュラウドガス層を使用しない場合
には空気層）を通る温度降下が大きいことのため、好ま
しからざる確実フィードバック機構が存在することに気
付いたが、この点については以下に説明する。

主又ユ■土肱凰理 前述のように、本発明は、鋳造ベルトの熱的不安定性の
問題に対処すべ〈従来行われてきた方法とは全く反対の
ものである。本発明者等は、アルミニウムを実質的に合
金化するときに、不活性のガス状フィルムすなわち層１
８Ａ（第２図）又はこのフィルムすなわち層１８Ａの不
活性混合物としてヘリウムを使用すると、なぜ連続鋳造
アルミニウム製品の品質を改善できるかの理由について
は知っていない。しかしながら、本発明者等は、多くの
事実に適用できる３つの理論、すなわち、（１）均衡理
論と、＋２）ＴＪｆＩ実（ポジティブ）フィードバツク
理論と、（３）「活性的」なヘリウム除去（パージ）理
論を開発した。

第１の理論は、熱伝導性ガスフィルム１８Ａと鋳型壁の
上記３つの固体層との間のバランスすなわち平衡（ｅｑ
ｕｉｌｉｂｒｉｕ■）が、上記良好な結果を得るための
「キー」になると考える理論である。前述のように、本
発明者等は、従来技術におけるガス状フィルム１８は、
全熱バリヤの大部分であると考えている。第１図におけ
る計算された温度プロット３４．３６は、それぞれの温
度差が、組み合わされた３つの固体鋳型壁バリヤ（ベル
ト１２、コーティング１４及びドレッシング１６）につ
いて僅かに約１４０℃として計算されること、一方、従
来技術による窒素の熱伝導ガスフィルム１８を通る温度
降下が約４００℃として計算されることを示している。

換言すれば、鋳型壁の３つの固体層を通る全温度降下に
対する従来技術のガス状フィルムすなわち層１８を通る
温度降下の比が、約２．８になるということである。す
なわち、大雑把には、鋳型壁の組み合わされた３つの固
体コンボーネンツによって、温度勾配降下の僅かに約２
５％が生じ、−友釣７５％が従来技術の窒素ガスフィル
ム１８によって生じたと云える。

これに対し、第２図に示す計算された温度プロット３４
Ａ、３６Ａは、ヘリウムと窒素との混合物が全温度降下
を著しく異ならせて分散させることを示している。すな
わち、それぞれの温度差は、鋳型壁の組み合わされた３
つの固体バリヤ（ベルト１２、コーティング１４及びド
レッシング１６）について約２２０℃として計算される
一方、新規なガス状フィルム１８Ａを通る温度降下は約
２６０℃まで下げられたものとして計算される。換言す
れば、鋳型壁の３つの層を通る全（合計）温度降下に対
する新規なガス状フィルムすなわち層１８Ａを通る温度
降下の比は、約１．２であり、これは、従来技術の場合
の比の約１／２よりも小さい、従って、鋳型壁の固体バ
リヤと新規なガス状フィルム１８Ａとの間のように、温
度降下（温度勾配）の配分におけるバランスすなわち均
衡により近づいたといえる。大雑把には、全温度降下の
約４５％が、組み合わされた固体バリヤによって生じ、
約５５％がガス状フィルムすなわち層１８Ａによって生
じたと云え、本発明者等の均衡理論に従う成る変化が必
要であると考えられる。

曲線３４．３６と曲線３４Ａ、３６Ａとをそれぞれ比較
してそれらの差異を厳格に観察すれば、第２図において
はベルトコーティング１４及びベルトドレッシング１６
が、第１図におけるよりも全温度勾配の非常に大きな部
分（すなわち、約１．６倍）を支えていることが分かる
。新規な熱伝導ガス状フィルムすなわち層１８Ａを使用
することによって、保護層１４．１６の役目は、鋳造ベ
ルトを保護することに変えられる。曲線３４Ａ、３６Ａ
から分かるように、層１８Ａに生じているものと比較し
て、ベルト１２、コーティング１４及びドレッシング１
６に生じている温度降下の量の間には大雑把な均衡が成
立しており、このことは、本発明者等の均衡理論に従っ
て好ましいものであると考えられる。

均衡を達成することに関連して前述したように、ツイン
ベルト形移動鋳型１０Ｂ（第２図）に、熱伝導ガス状フ
ィルムすなわちｌ１ｉｌ　８Ａと共に銅成分の多いベル
ト５０を使用することによって、コーティング１４．１
６に生じる温度降下を、スチールベルトと従来技術のガ
ス状層１８とを使用した場合に生じる温度降下よりも一
層大きなものとすることができる。均衡理論を超越して
考えると、更に別の状況証拠により、本発明者等を次の
ような結論に導くことが可能である。すなわち、鋳型壁
の３つの固体層１２．１４及び１６を横切る温度勾配降
下の方が、ガス状層１８Ａを横切る温度勾配降下よりも
大きいときには、それぞれの温度勾配について均衡状態
を達成するよりも一層優れた結果が得られるかも知れな
いということである。

確実フィードバックに関する第２の理論は、長い説明を
必要とし、かつ、第５図に関する本発明者等の新しい洞
察すなわち発見に加え、空気、窒素、アルゴン又は二酸
化炭素等の比較的小さな熱伝導率（熱抵抗が大きいこと
）をもつものに比べ、新規な熱伝導ガス状フィルム又は
層１８Ａの比較的大きな熱伝導率（熱抵抗が小さいこと
）もつものに対する本発明者等の理解にかかっている。

この確実フィードバック理論とは、作業中に、本来的に
不安定な熱−機械的プロセスが存在するのではないかと
考えるものである。移動する金属製の鋳造ベルト１２又
は２８（第５図）は、作業中に長さ方向の大きな張力を
受ける。その結果としての、第５図のベルト幅ｒＷＪの
方向に横切った状態は、圧縮荷重を受ける薄いカラム（
柱）の状態と同じである。従って、カラム１２．２８は
、座屈作用又は溝状の変形作用を受けて洗剤的に不安定
である。ベルトの縁部領域は通常冷えているという事実
から、安定性を害する（横方向の）圧縮荷重がベルトの
横方向ｒＷＪに生じる。熱い金属２０．２２．２４に面
する側とは反対側の鋳造ベルトの面が熱膨張することに
よる「冷間フレーミング（”ｃｏｌｄ　ｆｒａｍｉｎｇ
″）」という現象によッテ、米国特許第３．９３７．２
７０号及び第４．００２．１９７号の第８図に示すよう
な歪みが上流側の内部ベルト領域に引き起こされるだけ
でなく、ベルトの冷えた縁部に張力が伝達されるため、
ベルトの加熱された中央領域に弛みが残り、歪みが生じ
易い。比較的冷たくかつより大きな張力が作用するベル
トの縁部は、ベルトの幅方向に不動の機械的バリヤとし
て作用し、従って、各ベルトの加熱された中央部の熱膨
張が閉じ込められてしまうため、ベルトの中央部分には
、ベルトの幅方向ｒＷＪの圧縮荷重が作用する（第５図
）。

上流側の最初の接触ラインに沿って鋳造ベルトと接触す
る溶融金属の初期熱衝撃作用によって、米国特許第３．
３９７．２７０号及び第４．００２．１９７号の第８図
に示されているような局部的な座屈、反り、溝状の変形
又は皺（ｐｕｃｋｅｒｉｎｇ）が、不可避的に鋳造ベル
トに形成される。鋳造ベルトの所与の全ての個所におけ
る反りが、ベルトの回転につれて、溶融金属の硬（なっ
た肌２０．２４が第５図に示すように凝固する前に迅速
に安定した状態に戻るならば、鋳造作業を続行すること
ができる。しかしながら、ベルトに第５図に示すような
反りや歪みがあると、凝固した肌２０．２４を波形にす
る可能性があることに加え、それ以後ベルトと金属との
接触が妨げられる。分離空間７０が形成され始めると（
第５図）、これらの空間７０は、空気又はシュラウドガ
ス１８によって充満されるようになる。空気、窒素自体
、アルゴン自体又は二酸化炭素自体は、全て高度の断熱
的性質を有している。異なる個所において厚さが変化す
る空間すなわちギャップ７０内に上記ガスが存在する場
合には、移動鋳型の壁を横切る熱抵抗は、空間７０の厚
さに応じて大きく変化する。熱抵抗のこれらの局部的な
差は、ヒートフラックスの局部的な差として反映する。

すなわち、熱抵抗が小さければ小さい程、ヒートフラッ
クスは太き（なる、ヒートフラックスの差は更に、鋳造
ベルト１２又は２８の局部的温度の差として反映し、ヒ
ートフラックスが大きい程、鋳造ベルトの特に熱い金属
に最も近い側の温度が高くなる。従って、鋳造ベルトの
凸状局部領域（第５図に番号７２で示す領域）の温度は
、凹状局部領域（第５図に番号７４で示す領域）の温度
よりも高（なる。

局部的なベルト温度がランダムに高くなると、当該温度
に応じた熱膨張及び局部的な歪みがベルトに生じる。平
らなベルト１２又は２８の、特に第５図に番号７２で示
す凸状局部領域における小さな局部的熱膨張によって局
部的な歪み、溝状の変形、「ポツプ」、隆起又はドーム
状の変形が生じ、これらの局部的変形は驚く程に太き（
、第５図に番号７４で示す相関的凹部すなわち谷となる
。

これらの局部的な熱−機械的歪み反り効果は、確実なフ
ィードバック（ポジティブフィードバック）を構成する
逆の事象の不安定な拡大スパイラルを介して増大される
。局部的なドームすなわち隆起７２及び局部的な谷７４
の創成によって、既に同じ場所にできつつある大きなギ
ャップすなわち空間７０内の空気又はシュラウドガス１
８による厚い局部的熱バリヤが形成される。局部的領域
７０においてはヒートフラックスが減少し、従って、局
部的凹所７４においてはベルトが冷えるため、更なる不
均衡を招く。これは、ベルトの局部的な凸状領域すなわ
ち隆起部７２が熱い状態に維持されるか又はより熱くな
るためである。これらの不均衡が増大すると、更に大き
な凹所すなわち谷７４が形成され、このため、ベルト１
２又は２８の凹所領域７４が凝固する金属製品２０又は
２４から更に離れるようにてこ（レバー）作用をし、局
部的に高くなった点７２がこのてこ作用の支点として作
用する。

従って、このプロセスはポジティブフィードバックの１
つである。すなわち、不均衡が大きくなればなる程、ベ
ルト１２の凹所すなわち中空部７４は、てこ作用によっ
て一層凝固製品２０から遠去けられる。熱−機械的ダイ
ナミックスの安定性を損なうこの逆スパイラルは継続し
、多分、遂には第５図に示すような長さ方向の溝状の変
形すなわち谷が形成されることになろう、実際には、隆
起部７２と谷部７４との間のベルトの上下運動は、極端
な場合でも３ｍｍ　（１／８　！’）までに収まるであ
ろうが、結果として得られる鋳造製品Ｍの品質には悪影
響が及ぼされる。

しかしながら、第１図及び第５図の従来技術による不活
性シュラウド空気層１８を、ヘリウム含有ガス状フィル
ムすなわち１１８Ａで置き換えた場合には、局部的な熱
抵抗、局部的なヒートフランクス及び局部的なベルト温
度によるギャップ変化すなわち空間７００作用は、劇的
に低下される。

従って、ツインベルト形移動鋳型１０Ａ又は１０Ｂを幅
方向に横切る熱−機械的作用は、より均一になり、かつ
ベルトの平坦性が掻めて安定化される。

本発明者等の理論は、ヘリウムを含有するガス状フィル
ムすなわち層１８Ａを設けることによって、熱抵抗の変
動可能範囲を劇的に低下させ、これにより、従来技術の
不利な事象からなる大きな不安定スパイラルを阻止する
か又は完全に防止することである。すなわち、上記の好
ましからざるポジティブフィードバックを本質的に制止
し、禁じ又は防止するか、或いは少なくとも大幅に低減
させることである。ヘリウムの熱抵抗は、空気の約１７
６、窒素の約２７１３、アルゴンの約１０／８７　、二
酸化炭素の約１７１１であるため、ヘリウム含有ガス状
フィルムすなわち層１８Ａの熱抵抗は、核層１８Ａの厚
さに変化があっても、熱抵抗の絶対的大きさに非常に大
きな変化が生じるものではない。

従って、空間すなわちギャップ７０は、鋳造ベルトに反
り、小皺、溝状の変形を生じさせる程の熱伝導率の変動
を招く大きな場所を形成するまでに膨張することはない
、従来では不安定性を徐々に増大させる引き金的作用を
なしていた鋳型内の局部的変化は、本発明によって適宜
防止される。境界面での不利な熱−機械的相互作用の範
囲及び幅広で薄くて可撓性のある移動ベルト１２又は２
８と凝固金属２０．２２．２４との間の反応は、制限さ
れかつ制御される。従って、本発明者等の結論は、ガス
状フィルムすなわちＪｉｌ　８Ａは不活性ガスにすべき
であり、移動鋳型１０Ａ１又は１０Ｂの熱−機械的ダイ
ナミックスを実用化可能までに安定化すべく、合理的に
実用化できる程の高い熱伝導率を有するものにすべきで
あるということである。従って本発明者等の更なる結論
は、ヘリウムを含有するガス状フィルムすなわち層１８
Ａを使用すべきだということであり、この結論は今日ま
でに実験で実証されている。

更に、本発明者等の第３の理論は、ヘリウムが、「活性
的」で非常に有効なパージングガスだということである
。ヘリウムが大きな熱伝導率を有するということは、ヘ
リウムのガス状原子が高速で移動しているということで
ある。ヘリウムの熱伝導率が大きいということは、ヘリ
ウムの原子が本質的に活性がありかつ微小であるため、
永久コーティング１４のアクセス可能な孔（ボア）内に
極めて容易に侵入して、この多孔質コーティングに捕捉
されている他の従来技術によるガス（これらのガスは、
本発明者等の結論によれば、ツインヘルド形移動鋳型の
安定化を妨げるものであって、好ましくないものである
）を押し出し、パージし、流し出す作用があると考えら
れる。ヘリウムを含有するガス状フィルムすなわち層１
８Ａは、従来技術における熱抵抗の大きな不活性シュラ
ウドガス１８又は空気とは逆に、移動鋳型を安定化する
大きな熱伝導率を有する層として作用する。

本発明者等の上記理論が正しいか否かに係わらず、ヘリ
ウムを含有するガス状フィルムすなわち層１８Ａを設け
ることによって、以下に説明するように、幾つかの驚異
的な優れた実験結果を得ることができた。

■を　いることによる　ｙｌの 本発明を用いることによる特別の改善結果を理解できる
ようにするためには、従来技術のツインベルト形移動鋳
型１０によりアルミニウム合金を連続鋳造する場合の幾
つかの特性を示しておくことが存効であると思われる。

アルミニウム合金を製造する場合の鋳造条件にたとえ僅
かな変化があっても、鋳造製品の品質には大きな差異が
生じる。

本発明者等は、鋳造製品の品質に影響を与える主要な原
因は、鋳造ベルトが安定しているか又は不安定であるか
ということ、及び鋳造時の振動によるベルトの歪みを抑
えることができるか否かにあると考えている。合金の効
果は、１つのクラスのアルミニウム合金の標準的な冶金
学的性質に関して論証することができる。アルミニウム
スラブにおけるマグネシウムの含有量が１．８％以下で
ある場合には、マグネシウムは溶融金属が凝固する前に
安定な溶融金属に含有され、その後、固化した溶融金属
内にロックされ、これにより、マグネシウムは、アルミ
ニウム合金の硬度及び強度を所望の値まで増大させるこ
とに貢献することができる。

このようにマグネシウムの含有量が１．８％以下のアル
ミニウム合金を鋳造する場合には、鋳造ベルトの安定化
パラメータに適度の変化が生じても、１．８％以上のマ
グネシウムを含有するアルミニウム合金を鋳造する場合
に比べて殆ど問題は生じない。

しかしながら、アルミニウム合金のマグネシウム含有量
が１．８％以上になると、そこに冶金学的条件が入って
きて、溶融状態においては、マグネシウムの成る量が、
アルミニウム又は他の合金元素との種々の遷移組成すな
わち半安定状態の化合物内に分布するようになる。一般
に、化合物すなわち溶液は、それぞれ濃度が異なってい
て、溶融している一方で凝離する傾向にある。市販され
ているこれらの合金の成るものには、４０℃に亘る凝固
範囲をもつものがある。凝固時間が長い程、凝離がより
促進される。他の例に例えて説明すると、もしもエント
ウ豆のスープ、トマトジュース及びクラムチャラダ等を
均質に凝固させたいと思えば、攪拌した後で、時間の経
過によって種々の成分が浮上したり沈澱する前に、迅速
かつ最終的に冷凍し、ゆっくりと凝固する材料をじっと
待たなくてはならない。しかしながら、凝固がゆっくり
と進行する場合には、二次相の凝離すなわち、硬化剤と
して機能する傾向をもつ、不釣り合いな量の合金元素を
含有する重化学的共析化合物の凝離が生じる。一般に凝
固がゆっくりと進行すると、粗い粒子サイズ又は不均一
な粒子サイズが現れる。

合金の表面及び表面近くが希薄になったり、多孔質にな
ったり、溶離していることは見出されないゆ共析晶は最
終的には再凝固されるが、合金が後で圧延される場合に
は、共析晶が硬いこと又は共析晶に残留する液体成分の
ために、スミアリング、スライバ、ラミネーション及び
破壊の問題も殆ど生じない。

殆どのＡＡ　５０００アルミニウム合金のように、１．
８％以上のマグネシウムを含有するアルミニウム合金の
場合には、冶金学的に云って主表面下１．２５〜２．５
　＋＋ｖ＋　（０，０５０〜０．１００　インチ）の領
域内の約１０ミクロンメートル（約０．０００４インチ
）の樹枝状セルの平均サイズによって、高速で均一な凝
固速度が特徴付けられる。本発明者等の行った実験は、
本発明を用いることによって、製品にこれらの所望の特
徴を与えることができることを示している（樹枝状セル
の定義については、Ｒ，Ｅ、　５ｐｅａｒ　　及びＧ、
Ｒ。

Ｇａｒｄｎｅｒ著、「樹枝状セルのサイズ（’Ｄｅｎｄ
ｒｉ　ｔｅＣｅｌｌ　　５ｉｚｅ２）　Ｊ　　、　１９
６３年、　八ｍｅｒｉｃａｎ　　Ｆｏｕｎｄｒｙｍｅｎ
’５Ｓｏｃｉｅｔｙ　Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ発行、
第２０９〜２１５頁参照）。

従来技術の乾燥窒素１８　（第１図）を乾燥ヘリウム１
８Ａ（第２図）で置換することによって、所与のツイン
ベルト形鋳造機によるアルミニウムの単位時間当りトン
生産量を、現在までに約３０％増大することができた。

アルミニウム合金の名称について使用するｒＡＡＪとは
、アルミニウム協会（ＡＩｕａ＋ｉｎｕｍ　Ａｓ５ｏｃ
ｉａｔｉｏｎ）の分類のことである。

熱伝導性ガス状フィルム１８Ａとして働く不活性乾燥ガ
ス状フィルム１８Ａ（少なくとも２０体積％のヘリウム
と実質的に全ての残量の窒素との混合物）を用いて鋳造
したＡＡ　５０５２アルミニウム合金（２，５％マグネ
シウム含有）は、このアルミニウム合金の固化温度範囲
が４２℃であるにも係わらず、非常に優れた品質のスラ
ブとして製造された。これに対し、乾燥窒素のガス状シ
ュラウドフィルム１８を用いた従来技術により鋳造した
ものは、微小なりラックが発見された。

ガス状の熱伝導フィルム１８Ａとして働＜、不活性乾燥
ガス状フィルム１８Ａ（少なくとも２０体積％のヘリウ
ムと実質的に全ての残量の窒素とを含有）を用いて鋳造
した＾＾６０６１アルミニウム合金は、この合金の固化
温度範囲が７０℃であったにも係わらず、表面の外観が
大幅に改善された。

八Ａ　３０００シリーズのアルミニウム合金を鋳造する
に際し、窒素のガス状シュラウドフィルム１８に代えて
、熱伝導ガス状フィルム１８Ａとして働くヘリウム含有
ガス状フィルム１８Ａ（少なくとも２０体積％のヘリウ
ムを含有）を使用して、同一の鋳造金属速度で鋳造した
ところ、アルミニウムスラブの出口温度は平均で約５５
℃低下した。

また、熱伝導ガス状フィルム１８Ａとして働く乾燥ガス
状フィルム（２０体積％のヘリウムと残量の窒素とを含
有）を用いて亜鉛スラブを鋳造したところ、従来の乾燥
窒素ガス状シュラウドフィルム１８を用いた場合と比較
して、出口温度は、６００　　°Ｆ　（３１５℃）から
４２５　　°Ｆ（２１８℃）に低下した（尚、この場合
、所定の他のパラメータは変えなかった）。

永久マトリックスベルトコーティング１４．２６が融着
された銅成分の多いベルト５０を備えたツインベルト形
移動鋳型１０Ｂを使用して、幅３５５ｍ＋＊　（１４イ
ンチ）（第４図）のアルミニウム合金ＡＡ３１０５　（
０，５％のマグネシウムを含有）を鋳造した。

鋳造作業中に、実質的に全てが乾燥窒素からなる不活性
の乾燥シュラウドガス状フィルム１８が使用された。こ
の結果、実質的に全てが乾燥窒素からなる不活性の乾燥
シュラウドガス状フィルム１８と従来のスチール製の鋳
造ベルト１２．２８とを使用して鋳造したものと２回以
上比較したところ、所与の鋳造速度で出口温度が約６０
℃低下し、スラブを横切る温度差の範囲は３５℃以下で
あった。また、視覚によるスラブ表面の品質は、スラブ
を幅方向に横切る全ての点で比較的均一な熱伝導が行わ
れたことで実証された。すなわち、スチールベルトを用
いた場合（第４図のプロット６０）に比べ、銅成分の多
いベルトを用いた場合（第４図のプロット６２）のアル
ミニウム合金のスラブの方が輝きがある。銅成分の多い
ベルト５０を用いて鋳造されたアルミニウム合金の形状
は、マグネシウム成分の多いアルミニウム合金を鋳造す
るときにスチールベルトを使用する場合によく生じるシ
ンク（プロット６０）と比べて、形状が一定していて実
質的に平坦であった。

上記鋳造製品の各々は、従来技術の移動鋳型１０（第１
図）により鋳造された同じ合金と比べて、冶金学的性質
が改善されておりかつ鋳造製品の表面の外観も改善され
ている。本発明を使用した場合の更に別の効果は、鋳造
機から出てくるスラブ製品の幅方向の出口温度が大幅に
均一化されることである。すなわち、鋳造金属Ｍ′の上
下にヘリウム含有ガス状フィルムすなわち層１８Ａを使
用することによって、幅方向の温度差の範囲が小さくな
るように改善される。このように、鋳造されたスラブが
排出されるときの幅方向の温度分布が大幅に均一化され
ると、鋳造製品を直ちにインライン圧延することが容易
になり、このため、生産量及び品質の両方を向上させる
ことができる。

また、本発明によれば、広範囲の固化温度をもつ合金を
鋳造する自由度を増大できかつ金属のツインベルト鋳造
速度を増大することができる。

本又１ｑ血■且所 鋳造金属製品Ｍ′が移動鋳型１０Ａ、１０Ｂ又は１０Ｃ
を出るときの該鋳造金属製品Ｍ′の温度分布（プロフィ
ール）を、赤外線（可視光線）輻射により連続モニタリ
ングすることによって、限界凝固範囲の最適制御温度を
測定することができる。次に作業者は、鋳造製品の上下
に設ける不活性ガス状フィルムすなわちＪｉｌ　８Ａの
ヘリウム含有量のパーセンテージ及び層１８Ａの組成物
を手動及び自動により制御して、最適の結果を得ること
ができる。一般に、他の条件は同じとして、金属が鋳型
内で早く凝固すればする程、鋳型を出るときの製品の温
度は低（なる。逆に、凝固速度が遅くなればなる程、金
属製品が鋳型を出るときの温度は高くなる。エンドレス
の可撓性ベルトにより構成された移動鋳型１０Ａ又は１
゛ＯＢの速度を製品の出口温度に応答して調節すること
によって製品の温度を制御することは可能であるが、上
流側で金属の供給を行い下流側で金属の圧延を行うとい
う実際上の理由から、鋳造が一旦首尾良く開始されたな
らば、移動鋳型の速度を変動しない最適速度に維持する
ことが一般的に良いのである。

熱伝導ガス状層すなわちフィルム１８Ａとして適用され
る混合物の窒素に対するヘリウムの割合を調節すること
によって、鋳造速度を許容できる非変動範囲内に保ちな
がら、凝固速度の調節を首尾良く行うことができる０本
発明の独特の工夫として、移動鋳型１０Ａ又は１０Ｂ内
の溶融金属Ｍ′の凝固速度は、例えば窒素、アルゴン又
は二酸化炭素とヘリウムとのブレンディングを変えるこ
とによって最適速度に調節することができる。

本発明を更に展開したものとして、ヘリウム含有ガスの
２種類の異なる混合物（各混合物が、少なくとも１つの
他種の不活性ガスを含んでいるもの）を、次のようにし
て使用することを考えることができる。すなわち、一方
の混合物が連続鋳造機の一方の鋳型表面１４．１６に捕
捉され、他方の混合物が主として他方の鋳型表面２６に
供給されて該鋳型表面２６に捕捉されるように構成する
のである。傾斜したツインベルト形鋳造機又は水平のツ
インベルト形鋳造機の場合には、この構成は、頂部すな
わち上方の鋳造ベルト１２又は５０及び底部すなわち下
方の鋳造ベルト２８又は５０（この下方の鋳造ベルト２
８又は５０には鋳造される金属Ｍ′の重量が作用してい
るので、特に該鋳造ベルトは重力の影響を受ける）に適
用することができる。この結果、連続的に移動する鋳型
の実質的な熱伝導均衡状態を得るため、前記２つの（す
なわち、上方及び下方の）ガス状フィルムの境界面１８
Ａの相対熱伝導を適当に調節することができる。上下の
ベルトに不活性ガスを供給するための装置及び方法とし
て、米国特許第４．５９３．７４２号及び第４，６４８
．４３８号の第３図、第４図及び第９図に関連して説明
されているような間接的な方法及び装置を使用すること
によって、鋳造作業を進行させたまま、ヘリウムを含有
する別々のガス状フィルム混合物を２つのベルトに供給
することができる。

上記異種類のガス混合物の中、特に、鋳型の入口近くで
ツインベルト形鋳造機の下方のベルトに適用するガス混
合物は、ヘリウムと、アルゴン又は二酸化炭素（これら
は両方共に比較的重いガスである）との混合物、或いは
ヘリウムと、他の重い不活性ガスとの混合物である。純
粋ヘリウム又は窒素と混合されたヘリウムに固有の軽さ
とは違って、当該混合物が空気よりも重ければ、該混合
物が上方に逃散することはないであろう、適当な各種の
混合物を用途に合わせて作るのとができ、かつこれ迄行
われていなかった方法により、種々の条件下で使用する
こともできる。理論的には、例えばオープンプール形の
供給を行う場合に、かような「重い」ガス混合物を、熱
制御をさせるため並びにシヱラウドガスとして作用させ
るために使用することもできるであろう、オープンプー
ル形の供給とは、シール形又は半シール形の溶融金属噴
射装置は使用していないが、下方のベルト上の溶融金属
のプール（該プールは、上方のベルトの方に向いた自由
露出表面を有している）に金属を注ぐように構成された
ものをいう。

鋳造される金属Ｍ′の上下に設けられるヘリウム含有ガ
ス状フィルムすなわち層１８Ａによって熱伝導が向上さ
れるため、一般に、金属の鋳造速度を大幅に増大するこ
とができる。鋳造速度が増大すると、冶金学的に高品質
なものになり、かつ総生産トン数を向上させることが可
能になる。鋳造速度を増大できるというこの利点により
、鉄系金属を鋳造するツインベルト形連続鋳造機と従来
のタンデム（二連形）ホットミルとを直接インライン連
結させて将来使用できる可能性が与えられる。かような
タンデムホットミルは、約２５〜５１ｍ＋醜（１〜２イ
ンチ）の厚さの鉄系金属を、−分間当り約９〜１２　ｒ
ｌ（３０〜４０フイート）のオーダの最小直線速度で一
定の高生産量をもって製造することを必要としている。

以上、本発明について、最初、アルミニウム合金及び亜
鉛合金を試験した場合を説明したが、本発明は、ベルト
上で連続鋳造できるあらゆる金属又は合金の鋳造に適用
することができる。

また、本明細書において使用した「不活性である」又は
「不活性」等の用語は、移動ベルト鋳型内に生じる条件
下で鋳造される金属に関して本質的に不活性であるとい
う意味である。

本発明の特定の好ましい実施例について以上説明したが
、上記実施例は説明の目的のためのものであると理解す
べきである。従って、以上の説明は本発明の範囲を制限
するものではなく、当業者ならば、本発明の範囲から逸
脱することなく、本発明の方法を特定の連続鋳造機に有
効なものに改変することができるであろう。

【図面の簡単な説明】

第１図は、ツインベルト形連続鋳造機の移動鋳型の中心
線に沿って、該移動鋳型を長さ方向すなわち上流側−下
流側の方向に断面した概略断面図であり、移動鋳型の入
口から該鋳型の長さの２０％以内の部分を示すものであ
る。この図面では、明瞭な図示及び説明を行うために、
水平方向の寸法に対して垂直方向の寸法をかなり拡大し
て示しである。また、第１図の図面には、分析的に見積
り計算した２つの温度曲線（プロット）が重ねて書き込
まれており、これらの温度曲線は、移動鋳型の上流側−
下流側の方向に延在している。この第１図は、米国特許
筒４，５９３，７４２号及び第４，６４８゜４３８号に
開示されているような、溶融金属のシュラウディング（
覆い）用に窒素を使用した場合の移動鋳型内の状態及び
温度勾配を合理的に示すものである。移動鋳型は第１図
では水平に示しであるが、かような移動鋳型は多くの場
合、鋳造金属の流れの下流側が下がるように傾斜してい
ると理解すべきである。 第２図は第１図と同様な断面図であるが、この第２図に
は、鋳造される金属に対して反応しないヘリウム含有ガ
ス状フィルムを、鋳造される金属と、幅広で薄くて可撓
性のある回転鋳造ベルトとの間に設けた場合の、分析的
に見積り計算した状態と２つの温度的ｖＡ（プロット）
とが示されている。 第３図は、ツインベルト形鋳造機のプーリ回りを通るプ
ーリとベルトとの一部を示す斜視図であり、ベルトがブ
ーりの回りを回るときに該ベルトの曲げ剛性によってベ
ルトがプーリから離れる状態を示すものである。 第４図は、従来技術のスチールベルトを使用した場合と
、本発明による新規な銅又は銅成分の多いベルトを使用
した場合とについて、マグネシウムを含むアルミニウム
合金の鋳造スラブの厚さを、該スラブの幅を横切る方向
に沿って測定した値をプロットしたグラフである。 第５図は、ツインベルト形連続鋳造機の移動鋳型の上下
のスチールベルトを、その入口近くで断面した横断面図
であり、従来技術の問題点を解決又は大幅に減少させる
ことができる本発明の新しい概念を説明するためのもの
である。 １０、１０Ａ、１０Ｂ、１０Ｃ・・・ツインベルシト手
多動鋳型、 １２．２８．５０・・・幅広で薄くて可撓性のある回転
鋳造ベルト、 １４．２６・・・永久マトリックスコーティング、１６
・・・多孔質ベルトドレッシング、１８・・・従来技術
による不活性ガスのフィルム（層）、３０．３２・・・
冷却剤、 ３４・・・温度の見積り曲線（第１曲″４ａ）、３６・
・・温度の見積り曲線（第２曲線）、３８・・・第１平
面、 ４０・・・第２平面、 Ｍ、Ｍ’・・・鋳造金属。 −Ｎ スラブの厚さ（インチ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）移動鋳造ベルト鋳型の少なくとも１つの移動壁が
   薄くて可撓性のあるエンドレスの金属鋳造ベルトで構成
   されている移動鋳造ベルト鋳型内の溶融金属から金属製
   品を直接連続鋳造する方法において、鋳造される金属（
   Ｍ）と前記鋳造ベルト（１２、２８又は５０）との間に
   ヘリウム含有ガス状混合物（１８Ａ）を設け、該ヘリウ
   ム含有ガス状混合物（１８Ａ）は不活性でありかつ熱伝
   導を向上させるのに有効な体積割合のヘリウムを含有し
   ていることを特徴とする金属製品の直接連続鋳造方法。 （２）前記ヘリウムの、前記熱伝導を向上させるのに有
   効な体積割合とは、前記鋳造ベルト（１２、２８又は５
   ０）の熱歪みを充分に低減できかつ所与のサイズ及び形
   状の移動鋳型（１０Ａ、１０Ｂ又は１０Ｃ）内で所与の
   金属製品を大きな鋳造速度で鋳造することができる体積
   割合であることを特徴とする請求項１に記載の金属製品
   の直接連続鋳造方法。（３）前記ヘリウム含有ガス状混
   合物（１８Ａ）が、少なくとも約８体積％のヘリウムを
   含有していることを特徴とする請求項１に記載の金属製
   品の直接連続鋳造方法。 （４）前記鋳造ベルト（１２、２８又は５０）が、鋳造
   される金属（Ｍ′）に面する流体アクセス可能な多孔性
   を備えた永久的な断熱多孔質コーティング（１４）を有
   しており、前記ヘリウム含有ガス状混合物（１８Ａ）が
   少なくとも約８体積％のヘリウムを含有していることを
   特徴とする請求項１に記載の金属製品の直接連続鋳造方
   法。 （５）前記鋳造ベルト（５０）が、少なくとも約８５重
   量％の銅を含有する銅成分の多い合金で形成されており
   、前記鋳造ベルト（５０）の、鋳造される前記金属（Ｍ
   ′）に面する表面には、流体アクセス可能な多孔性をも
   つ永久的な断熱ベルトコーティング（１４）が永久的に
   接着されていることを特徴とする請求項１に記載の金属
   製品の直接連続鋳造方法。 （６）前記ヘリウム含有ガス状混合物（１８Ａ）が、少
   なくとも約８体積％のヘリウムを含有していることを特
   徴とする請求項２に記載の金属製品の直接連続鋳造方法
   。 （７）前記ヘリウム含有ガス状混合物（１８Ａ）が、少
   なくとも約１５体積％のヘリウムを含有していることを
   特徴とする請求項２に記載の金属製品の直接連続鋳造方
   法。 （８）前記薄くて可撓性のある鋳造ベルト（５０）が、
   少なくとも１４インチ（約３５６ｍｍ）の幅を有してお
   りかつ少なくとも８５重量％の銅を含有している銅成分
   の多い合金で形成されており、前記鋳造ベルト（５０）
   の、鋳造される前記金属（Ｍ′）に面する表面には、流
   体アクセス可能な多孔性をもつ永久的な断熱ベルトコー
   ティング（１４）が永久的に接着されていることを特徴
   とする請求項２に記載の金属製品の直接連続鋳造方法。 （９）前記流体アクセス可能な多孔性をもつ孔内には、
   前記コーティング（１４）が前記移動鋳造ベルト鋳型か
   ら離れる個所において前記ヘリウム含有ガス状混合物が
   導入され、前記ヘリウム含有ガス状混合物は不活性であ
   り、前記移動鋳造ベルト鋳型内に溶融金属（２２）を導
   入することによって前記流体アクセス可能な多孔性をも
   つ孔から前記ヘリウム含有ガス状混合物を膨張させて、
   鋳造される金属（Ｍ′）と前記鋳造ベルト（１２、２８
   又は５０）との間にヘリウム含有ガス状フィルム（１８
   Ａ）を形成することを特徴とする請求項４に記載の金属
   製品の直接連続鋳造方法。 （１０）前記流体アクセス可能な多孔性をもつ孔から前
   記ヘリウム含有ガス状混合物を膨張させて前記ヘリウム
   含有ガス状フィルムを形成する前記工程が、前記移動鋳
   造ベルト鋳型内に前記溶融金属（２２）を導入する前に
   、前記永久ベルトコーティング（１４）の上に乾燥した
   多孔質のベルトドレッシング（１６）を付着することに
   よって容易に行えるようになっていることを特徴とする
   請求項９に記載の金属製品の直接連続鋳造方法。 （１１）前記幅広で薄くて可撓性のある鋳造ベルト（５
   ０）が、少なくとも約８５重量％の銅を含有する銅成分
   の多い合金で形成されていることを特徴とする請求項４
   、９又は１０に記載の金属製品の直接連続鋳造方法。 （１２）前記移動鋳造ベルト鋳型（１０Ａ、１０Ｂ又は
   １０Ｃ）から出てくる金属製品（Ｍ′）について好まし
   い所定の温度範囲を確立し、前記移動鋳造ベルト鋳型か
   ら出てくる前記金属製品の温度を検出し、前記移動鋳造
   ベルト鋳型から出てくる金属製品の温度が前記好ましい
   所定の温度範囲内に保たれるように前記金属製品の温度
   を制御すべく、前記ガス状混合物（１８Ａ）内のヘリウ
   ムの体積割合を制御することを特徴とする請求項１〜１
   １のいずれか１項に記載の金属製品の直接連続鋳造方法
   。 （１３）前記移動鋳造ベルト鋳型から出てくる金属製品
   Ｍ′の幅方向に間隔を隔てた数個所において金属製品Ｍ
   ′の表面温度を検出し、前記表面の数個所についての好
   ましい所定の温度範囲を確立し、前記表面の数個所の温
   度が前記好ましい所定の温度範囲内に保たれるように前
   記数個所の表面温度を制御すべく、前記ガス状混合物（
   １８Ａ）内のヘリウムの体積割合を制御することを特徴
   とする請求項１２に記載の金属製品の直接連続鋳造方法
   。 （１４）入口を備えた移動鋳造ベルト鋳型内の溶融金属
   から金属製品を直接連続鋳造する方法であって、鋳造ベ
   ルトが鋳型に入りかつ溶融金属が鋳型に導入されるよう
   に構成された金属製品の直接連続鋳造方法において、前
   記入口に不活性の乾燥したヘリウム含有ガス状混合物を
   流し込み、該ガス状混合物内には、熱伝導を有効に向上
   させることができる体積割合の乾燥ヘリウムが存在して
   いることを特徴とする請求項１〜１３のいずれか１項に
   記載の金属製品の直接連続鋳造方法。 （１５）前記鋳造ベルト（５０）が、約（１５〜１８）
   ×１０＾６ｐｓｉ（約（１０．３〜１２．４）×１０＾
   ６Ｎ／ｃｍ＾２）のヤング係数をもつベルト組成物で形
   成されていることを特徴とする請求項１〜１４のいずれ
   か１項に記載の金属製品の直接連続鋳造方法。 （１６）前記ヘリウム含有ガス状混合物の残量が、主と
   して窒素であることを特徴とする請求項１〜１５のいず
   れか１項に記載の金属製品の直接連続鋳造方法。 （１７）前記ヘリウム含有ガス状混合物の残量が、主と
   してアルゴンであることを特徴とする請求項１〜１５の
   いずれか１項に記載の金属製品の直接連続鋳造方法。 （１８）前記移動鋳造ベルト鋳型が、互いに間隔を隔て
   て対向して配置された第１及び第２の鋳造ベルトを有し
   ており、これらの両鋳造ベルトの間で金属製品が鋳造さ
   れ、鋳造される金属製品（Ｍ′）の第１表面と前記第１
   鋳造ベルト（１２又は５０）との間に第１のヘリウム含
   有ガス状混合物（１８Ａ）を設け、鋳造される金属製品
   （Ｍ′）の第２表面と前記第２鋳造ベルト（２８又は５
   ０）との間に第２のヘリウム含有ガス状混合物を設け、
   前記第１及び第２のヘリウム含有ガス状混合物は、両方
   共不活性でありかつ熱伝導を有効に向上させることがで
   きる体積割合のヘリウムを含有しており、前記第１及び
   第２鋳造ベルトの間から出てくる金属製品の前記第１及
   び第２表面の温度を検出し、前記第１表面の温度と第２
   表面の温度との間の所望の関係を予め定めておき、前記
   第１及び第２のガス状混合物内のガス状混合物を制御し
   て、鋳造中に前記所望の関係を維持することを特徴とす
   る請求項１〜１７に記載の金属製品の直接連続鋳造方法
   。 （１９）前記第１鋳造ベルトが、ツインベルト形連続鋳
   造機の上方の鋳造ベルト（１２又は５０）であり、前記
   第２鋳造ベルトが下方の鋳造ベルト（２８又は５０）で
   あり、前記第１のガス状混合物内のヘリウムの体積割合
   は、前記第２のガス状混合物内のヘリウムの体積割合よ
   りも大きいことを特徴とする請求項１８に記載の金属製
   品の直接連続鋳造方法。 （２０）前記第１鋳造ベルトが上方の鋳造ベルト（１２
   又は５０）であり、前記第２鋳造ベルトが下方の鋳造ベ
   ルト（２８又は５０）であり、前記下方の鋳造ベルトと
   鋳造される前記金属製品（Ｍ′）の前記第２表面との間
   の前記第２のヘリウム含有ガス状混合物が、空気より重
   い不活性ガスと混合したヘリウムを含有していることを
   特徴とする請求項１８に記載の金属製品の直接連続鋳造
   方法。 （２１）前記空気より重い不活性ガスがアルゴンである
   ことを特徴とする請求項２０に記載の金属製品の直接連
   続鋳造方法。 （２２）前記空気より重い不活性ガスが二酸化炭素であ
   ることを特徴とする請求項２０に記載の金属製品の直接
   連続鋳造方法。 （２３）前記ガス状フィルム内のヘリウムの体積割合の
   前記制御が、窒素、アルゴン及び二酸化炭素からなる不
   活性ガスの群から選択された少なくとも１つの不活性ガ
   スに対する前記混合物内のヘリウムの体積の比を調節す
   る工程と、前記混合物内のヘリウムの体積割合を少なく
   とも約８体積％の値に維持する工程とを有していること
   を特徴とする請求項１２、１３、１８、１９、２０、２
   １又は２２に記載の金属製品の直接連続鋳造方法。 （２４）移動鋳造ベルト鋳型の少なくとも１つの移動表
   面が薄くて可撓性のあるエンドレスの金属鋳造ベルトで
   構成されている移動鋳造ベルト鋳型内の溶融金属から金
   属製品を直接連続鋳造する方法において、鋳造される金
   属に面していて流体アクセス可能な多孔性をもつ永久的
   な多孔質断熱ベルトコーティング（１４）を備えている
   鋳造ベルト（１２、２８又は５０）を使用し、前記多孔
   質断熱ベルトコーティングの前記流体アクセス可能な多
   孔性の孔内にヘリウム含有ガス状混合物（１８Ａ）を設
   け、該ヘリウム含有ガス状混合物が不活性でありかつ熱
   伝導を有効に向上させることができる体積割合のヘリウ
   ムを含有していることを特徴とする金属製品の直接連続
   鋳造方法。 （２５）前記ヘリウム含有ガス状混合物が凝固速度を増
   大させるに充分な量のヘリウムを含有しており、前記永
   久ベルトコーティングの前記流体アクセス可能な多孔性
   をもつ孔内に前記ヘリウム含有ガス状混合物を設けるこ
   となくして、同じ移動鋳造ベルト鋳型内で鋳造した同じ
   鋳造製品と比較して鋳造製品の冶金学的性質を改善でき
   ることを特徴とする請求項２４に記載の金属製品の直接
   連続鋳造方法。 （２６）連続金属鋳造機により溶融金属から金属製品を
   直接連続鋳造するのに使用する幅広で薄くて可撓性のあ
   るエンドレス鋳造ベルトにおいて、前記鋳造ベルト（５
   ０）が、少なくとも約８５重量％の銅を含有している銅
   成分の多い合金のベルト組成物を有していることを特徴
   とする幅広で薄くて可撓性のあるエンドレス鋳造ベルト
   。 （２７）前記鋳造ベルト（５０）には、流体アクセス可
   能な多孔性をもつ永久的な断熱ベルトコーティング（１
   ４）が接着されていることを特徴とする請求項２６に記
   載の幅広で薄くて可撓性のあるエンドレス鋳造ベルト。 （２８）連続金属鋳造機により溶融金属から金属製品を
   直接連続鋳造するのに使用する幅広で簿くて可撓性のあ
   るエンドレス鋳造ベルトにおいて、前記鋳造ベルト（５
   ０）が、約（１５〜１８）×１０＾６ｐｓｉ（約（１０
   ．３〜１２．４）×１０＾６Ｎ／ｃｍ＾２）のヤング係
   数をもつ金属組成物で形成されていることを特徴とする
   幅広で薄くて可撓性のあるエンドレス鋳造ベルト。 （２９）前記鋳造ベルト（５０）には、流体アクセス可
   能な多孔性をもつ永久的な断熱ベルトコーティング（１
   ４）が接着されていることを特徴とする請求項２８に記
   載の幅広で薄くて可撓性のあるエンドレス鋳造ベルト。