【発明の詳細な説明】
鋼ストリップ鋳造技術分野
本発明は鋼ストリップの鋳造に関する。特に双ロール鋳造機でのステンレス鋼
ストリップの連続鋳造に関するが、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る金属ストリップ鋳造が公知である。
冷却される一対の相反方向回転の水平鋳造ロール間に溶融金属を導くことによっ
て、動いているロール表面に金属殻を形成し、金属殻がロール間隙でひとつにな
り、ロール間隙から下方に送給される凝固ストリップ成品を生み出す。本明細書
では、「ロール間隙」という用語で、ロール同士が最も近接する領域一般を指す
ものとする。溶融金属は、取鍋から小容器へと注がれ、そこからロール間隙上方
に位置した金属供給ノズルを介して溶融金属が流れてロール間隙へと向かわされ
、ロール間隙直上のロール鋳造表面により支持された溶融金属鋳造溜めを形成す
る。この鋳造溜めは、ロール端との摺動係合で保持された側部板又は側部ダム間
に画成される。
双ロール鋳造は、冷却により急激に凝固するアルミニウム等の非鉄金属にはあ
る程度の成功を収めている。我々のオーストラリア特許第631728号は、０．５ｍ
ｍ〜５ｍｍ以内の鉄ストリップを連続鋳造することができる方法及び装置を開示
しており、この種の装置は、良質の軟鋼ストリップを一貫して製造できる段階に
まで発展している。しかしながら、オーステナイト鋼の
鋳造には特に問題があり、その理由はそのような鋼には「鰐皮」（crocodile sk
in）として一般に知られる表面欠陥として表われる割れや反復的な表面凹みが特
に生じやすいためである。我々は広範な実験を行い、重大な割れ欠陥のない良質
のオーステナイトステンレス鋼ストリップを一貫して鋳造できるようにする因子
を求めた。
以下の記述では、鋳造表面の滑らかさの量的尺度に言及する必要がある。我々
の実験作業に用いられ本発明の範囲を限定するのに有用な１つの特定な尺度は、
一般に記号Ｒaで示され算術平均粗度（Arithmetica1 Mean Roughness value）と
して知られる標準尺度である。この値は、プロフィールの中心線から測定長さｌm
以内の粗さプロフィールの全絶対距離の算術平均値として定義される。プロフ
ィールの中心線とはその線のまわりで粗さが測定されるところの線であり、それ
とその両側にあるプロフィール部分との間に含まれる面積の合計が等しくなるよ
う粗さ−幅カットオフ（roughness-width cut-off）の限度内でのプロフィール
の全般の方向に平行な線である。算術平均粗度は次のように定義できる。
発明の開示
本発明によれば、溶融金属鋳造溜めを動いている鋳造表面との接触で形成して
、金属が金属溜めから動いている鋳造表面に凝固するタイプの金属ストリップ連
続鋳造方法において、金属が、クロムとニッケルとの比（Ｃｒ／Ｎｉ）eqが１．
６０以下
であるオーステナイトステンレス鋼であり、鋳造表面が２．５ミクロン以上の算
術平均粗度（Ｒa）を有する金属ストリップの連続鋳造方法が提供される。より
明細には、鋳造表面の算術平均粗度Ｒaは２．５〜１５ミクロンの範囲とするこ
とができる。このような表面状態の表面は表面内で規則的な突起を機械仕上げす
ることにより形成できる。
好ましくは、クロム対ニッケルの比は１．５５以下である。
より明細には、本発明は、一対の鋳造ロール間のロール間隙に、ロール間隙上
方に配した金属供給ノズルを介して溶融金属を導入することにより、ロール間隙
直上にロール鋳造表面に支持された溶融金属鋳造溜めを創り出し、鋳造ロールを
回転させてロール間隙から下方に凝固金属ストリップを送給するタイプの金属ス
トリップ連続鋳造方法において、金属が、クロムとニッケルとの比（Ｃｒ／Ｎｉ
）eqが１．６０以下であるオーステナイトステンレス鋼であり、鋳造表面が２．
５ミクロン以上の算術平均粗度（Ｒa）を有する金属ストリップの連続鋳造方法
を提供する。
ロールの鋳造表面は、１０ミクロン〜６０ミクロンの範囲の山高さと、１００
ミクロン〜２００ミクロンの範囲の溝ピッチを有する規則的な周溝の表面状態を
有することができる。
替わりの実施例では、ロールは規則的に離間した突起の表面状態を有し、それ
ら突起は１００〜２００ミクロンの範囲のピッチ間隔と１０〜６０ミクロンの範
囲の高さを有する角錐又は円錐状とすることができる。
鋼の炭素、クロム及びニッケル含量は次の範囲であるのが好ましい。
炭素 − ０．０４〜０．０６重量％
クロム − １７．５〜１９．５重量％
ニッケル − ８．０〜１０．０重量％図面の簡単な説明
本発明をより充分に説明できるようにするために、それを双ロール連続鋳造機
でのステンレス鋼ストリップの製造に適用した場合について、添付図面に関し、
より詳細に記述する。
図１は、本発明に従って作動し得る双ロール式連続ストリップ鋳造機の平面図
である。
図２は、図１に示したストリップ鋳造機の側部立面図である。
図３は、図１の３−３線縦断面図
図４は、図１の４−４線縦断面図である。
図５は、図１の５−５線縦断面図である。
図６は、一連の試行鋳造で用いられる鋳造面の所望の表面状態とした面を示す
。
図７〜９は、異なる組成の鋼を用いた試行鋳造の結果を示す。好適実施例の詳細な説明
図示した鋳造機は工場床１２に立てられた主機械フレーム１１からなる。フレ
ーム１１はアセンブリステーション１４と鋳造ステーション１５との間を水平移
動可能な鋳造ロール台車１３を支持する。台車１３は一対の平行鋳造ロール１６
を担持し、それらへと溶融金属を、鋳造中に取鍋１７からタンディッシュ１８と
供給ノズル１９を介して供給する。鋳造ロール１６は水冷されるので、動いてい
るロール表面上で殻が凝固してロール
間隙でひとつになり、ロール出口で凝固ストリップ成品２０を生み出す。この成
品を基準コイラ２１に送給し、後に第２コイラ２２へと移送できる。容器２３を
鋳造ステーションに隣接して機械フレームに取付け、溶融金属をタンディッシュ
の溢流口２４を通し、又は、鋳造作業中にストリップの甚だしい変形等の不具合
が起きた場合にはタンディッシュ片側の緊急プラグ２５を引抜くことにより、こ
の容器に移すことができる。
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に沿って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内にロール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の影響のもとにクレードルが台車上を動いて、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は電動モータのロール駆動軸４１と台車フレーム３１上のトラ
ンスミッションとを介して相反方向に回転される。ロール１６の銅製周壁に形成
され縦方向に延び周方向に離間した一連の水冷通路には、回転グランド４３を介
して水冷
ホース４２に接続されたロール駆動軸４１内の水冷導管からロール端を介し冷却
水が供給される。ロールの典型的な大きさは径が約５００ｍｍで、１３００ｍｍ
幅のストリップ品をつくるために長さは１３００ｍｍまでにすることができる。
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し
、それにより溶融金属受けステーションから定位置に移送可能である。取鍋には
サーボシリンダで作動させることができるストッパロッド４６を備えているので
、溶融金属を取鍋から出口ノズル４７及び耐火シュラウド４８を介してタンディ
ッシュ１８に流入させることができる。
タンディッシュ１８も従来の構成であって、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）等の
耐火物で造った広皿状のものである。タンディッシュの一側が取鍋から溶融金属
を受け、前記溢流口２４及び緊急プラグ２５を備えている。タンディッシュの他
側には、一連の長手方向に離間した溶融金属出口開口５２を備える。タンディッ
シュ下部は、タンディッシュをロール台車フレーム３１に取付けるための取付ブ
ラケット５３を有し、且つ、タンディッシュ１８を正確に位置決めするよう台車
フレームの位置合わせペグ５４を受ける開口を備えている。
供給ノズル１９はアルミナグラファイト等の耐火物製の細長体として形成され
る。その下部は内方下向きにすぼまるようテーパ状としてあるので鋳造ロール１
６間隙に突入できる。取付ブラケット６０が備えられていてノズルをタンディッ
シュ下側から支持し、ノズル上部には外方に突出する側部フランジ５５が形成さ
れて取付ブラケット上に位置する。
ノズル１９は一連の、水平に離間し略上下に延びる流路を有
し、ロール幅全体に金属の適宜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に送ることができる。若しくは
、ノズルが単一の長孔出口を有してロール間隙に低速のカーテン状の溶融金属を
直接送るようにしてもよく且つ／又はノズルが溶融金属溜めに浸ってもよい。
溜めはロール端で一対の側部閉止板５６によって画成される。側部閉止板５６
はロール台車が鋳造ステーションにある時にはロールの段付端５７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。側部閉止板が取付けられる板ホルダ
８２は一対の油圧シリンダ装置８３の作動により鋳造ステーションで可動であっ
て、側部閉止板が鋳造ロールの段付端に係合させられて、鋳造作業中に鋳造ロー
ルに形成される溶融金属溜めの端部閉止部を構成する。
鋳造作業中、ストッパロッド４６を作動させて、溶融金属が取鍋からタンディ
ッシュへと、そして金属供給ノズルを介し鋳造ロールへと注ぐようにする。スト
リップ成品２０のクリーンな頭端がエプロンテーブル９６の作動によりコイラ２
１の顎部へガイドされる。エプロンテーブル９６は主機械フレーム上のピボット
取付部９７から吊り下がっており、油圧シリンダ装置９８の作動によりコイラへ
向けて揺動されることができる。ピストンシリンダ装置１０１により作動される
上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２０が一対の縦サイドロール１０２間に制限されることができる。
頭端がコイラの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成品から離
されて単に機械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。
上記した装置の作動において、鋼の化学的性質を注意深く調整すると共に所望
の表面状態を有するロールを用いて、初期の急速冷却率による凝離を最小限とす
ることにより、良質のオーステナイトステンレス鋼ストリップを一貫して製造す
ることが可能となることが判明した。
オーステナイトステンレス鋼ストリップの鋳造において、凝固モードが、スト
リップ表面品質を決定するのに重大な役割を果たすことができる。Ｃｒ／Ｎｉ比
が約１．６０以下である場合に起きる一次オーステナイト凝固モード（primary
austenitic solidification mode）は、凝離が高められて割れ傾向の増加となる
ので通常は勧められていない。凝離発生度の減少により割れを最小限とし、割れ
伝播を困難とする不正路を提供するためにはＣｒ／Ｎｉ比を１．７〜１．９の範
囲内とする必要があると以前は考えられていた。しかしながら、我々の実験では
、この組成の鋼の連続ストリップ鋳造が「鰐皮」くぼみのあるストリップを非常
に生み出しやすく、凹み発生度が非常に高いので割れを引き起こし得ることが示
された。Ｃｒ／Ｎｉ比が１．５５以下の鋼が最も凝離を起こしやすく、割れを増
加させ得る。凝固が滑らかな基質上で起きた場合、初期熱伝達率は低く、凝固構
造は粗で、凝離と割れとなる。しかしながら、
我々には、初期熱伝達率を高く確保することによりこの凝離及び割れの傾向に打
ち勝つことができること、そしてこのことは基質表面内で突起を機械仕上げする
こと等により所望の表面状態とした基質を用いることにより最も容易に達成でき
ることがわかった。
初期実験作業は、４０ｍｍ×４０ｍｍのチルブロックを、双ロール鋳造機の鋳
造表面での状態を密にシュミレートするような速度で溶融鋼の浴へと進める金属
凝固試験道具で行われた。チルブロックが溶融浴内を動くにつれて鋼がチルブロ
ック上に凝固し、ブロックの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、凝固率の変動を、従って種々位置での熱伝達の有効率をマ
ッピングできる。従って、全体凝固定数（一般に記号Ｋで示される）を生み出す
こと、並びに、凝固ストリップ全体にわたる個々の値をマッピングすることが可
能である。ストリップ表面の顕微鏡組織を調べて凝固顕微鏡組織の変化を、観測
した熱伝達値の変化と互に関係付けることも可能である。
実験作業の性質と得られた結果について述べる。
実験条件
試験は、異なる表面特性の３つの銅基質、即ち、滑らかな銅表面と、所望の表
面状態とした銅表面と、クロム被覆した（厚さ１００μｍ）下地面とについて行
われた。銅ブロックの表面状態は、図６に概略的に示すような幾何学的形状の縦
方向溝及び山を機械仕上げすることにより形成した。これらブロック各々には熱
電対を計装して、凝固時の優勢熱伝達率を特徴付けた。実験中、鋳造状態を一定
に保持するため、溶融物過熱やブロッ
ク温度等の変数を適度な限度内に一定保持した。溶融物温度は過熱７５℃に対応
する約１５２５℃を目指した。路内に導入したアルゴンガスは、溶融物と雰囲気
との化学的相互作用を防ぐのに非常に有効であった。溶融物の化学的性質は、主
に、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃ及びＮ2を加えることにより調整して所望の（Ｃｒ／Ｎｉ）e q
を達成した。次の式がＣｒeq及びＮｉeqを決定するのに使われた。
Creq=Cr+1.37Mo+1.50Si+2.0Nb+3.0Ti (1)
Nieq=Ni+0.31Mn+22.0C+14.2N+Cu (2)
試験条件の概要は表１に含まれている。全実験プログラムは、（Ｃｒ／Ｎｉ）eq
比を１．５５〜１．７４の間で変えたほぼ４５の試験から構成した。種々試験
の顕著な特徴を表２にまとめた。
結果
ストリップ表面品質についての（Ｃｒ／Ｎｉ）eq比の効果
サンプルを視覚的に検査した結果、（Ｃｒ／Ｎｉ）eq比は所望の表面状態とし
た基質で得られるストリップ表面品質には直接影響するが、滑らかな基質には目
立った効果がみられないことが明かとなった。異なる（Ｃｒ／Ｎｉ）eq比で鋳造
されたサンプルにより、（Ｃｒ／Ｎｉ）eq比の低下とともに猛烈な鰐皮型表面状
態から滑らかな表面状態へと漸進することが明かとなった。図９に示した鰐皮発
生度に対する（Ｃｒ／Ｎｉ）eq比の効果により、ストリップ表面品質の大幅な改
良が（Ｃｒ／Ｎｉ）比を１．６０以下に保つことにより達成できることが示唆さ
れる。
凝固時の熱伝達についての（Ｃｒ／Ｎｉ）eq比の効果
i） 所望の表面状態とした基質
ストリップ表面から基質への熱伝達率は測定した基質温度から求めた。図７は
所望の表面状態とした基質の熱流束についての（Ｃｒ／Ｎｉ）eq比の影響を示す
。プロフィールは熱流束の早期ピークとその後に続く時間増加につれての急速な
このピークの低下により特徴付けられる。凝固の早期段階で高い熱伝達率（ＭＷ
／ｍ2）となるのは親密な接触に起因すると考えることができる。
実験プログラムにより、（所望の表面状態とした基質の）最良の表面状態を生
み出すことになる（Ｃｒ／Ｎｉ）eq比が１．６０以下であることが求められた。
ii）滑らかな基質
図８が滑らかな基質の熱伝達についての（Ｃｒ／Ｎｉ）比の
影響を明らかにしている。凝固の間中、熱流束が比較的一定であり、ピーク流束
の大きさが所望の表面状態とした基質のそれ（図７）よりもはるかに小さいこと
を見出すことができる。この発見は、面が粗である観察された凝固構造と一致し
ている。（Ｃｒ／Ｎｉ）eqが異なると熱流束に多少の変動があるものの、はっき
りした傾向はない。しかし、時間が増えると、（Ｃｒ／Ｎｉ）eqにかかわりなく
熱流束が類似の値に近付く。この、滑らかな基質では（Ｃｒ／Ｎｉ）比について
、熱伝達の明白な従属性がないということは、表面状態が（Ｃｒ／Ｎｉ）eqによ
り影響されないという観察結果と一致する。
実験プログラムにより、（Ｃｒ／Ｎｉ）の通常の作業枠である１．７〜１．９
はストリップ表面状態に関して最適でないことが実証された。１．６０以下の（
Ｃｒ／Ｎｉ）eqを用いることにより、より良い表面品質が得られる。Description: TECHNICAL FIELD The present invention relates to casting of steel strip. In particular, but not exclusively, for continuous casting of stainless steel strip on a twin roll caster. Metal strip casting by continuous casting in a twin roll caster is known. By introducing molten metal between a pair of cooled horizontal casting rolls that rotate in opposite directions, a metal shell is formed on the surface of the moving roll, and the metal shell becomes one at the roll gap and is fed downward from the roll gap. Produce a solidified strip product In this specification, the term "roll gap" generally refers to a region where rolls are closest to each other. Molten metal is poured from a ladle into a small container, from where it flows through a metal supply nozzle located above the roll gap and toward the roll gap, where it is supported by the roll casting surface directly above the roll gap. Forming a molten metal casting sump. The casting sump is defined between side plates or dams held in sliding engagement with the roll ends. Twin roll casting has had some success with non-ferrous metals such as aluminum, which rapidly solidifies upon cooling. Our Australian Patent No. 631728 discloses a method and apparatus capable of continuously casting iron strips within 0.5 mm to 5 mm, which equipment consistently produces good quality mild steel strip. It has developed to the stage where it can. However, casting of austenitic steels is particularly problematic because such steels are especially prone to cracking and repetitive surface pitting, commonly referred to as "crocodile skins". This is because it is easy. We have conducted extensive experimentation to find factors that enable us to consistently cast good quality austenitic stainless steel strips without significant cracking defects. In the following description it is necessary to mention a quantitative measure of the smoothness of the casting surface. One particular measure used in our experimental work and useful in limiting the scope of the invention is the standard measure commonly designated by the symbol Ra and known as Arithmetica1 Mean Roughness value. This value is defined as the arithmetic mean of the total absolute distances of the roughness profile within the measurement length l m from the profile center line. The centerline of the profile is the line about which the roughness is measured and the roughness-width cutoff (so that the total area contained between it and the profile portions on either side of it is equal. A line parallel to the general direction of the profile within the limits of roughness-width cut-off). The arithmetic mean roughness can be defined as follows. DISCLOSURE OF THE INVENTION In accordance with the present invention, a method of continuous casting metal strip of the type wherein a molten metal casting sump is formed in contact with a moving casting surface to solidify metal from the metal sump to a moving casting surface, However, the ratio of chromium to nickel (Cr / Ni) eq is 1. Provided is a continuous casting method for metal strips of austenitic stainless steel of 60 or less, the casting surface having an arithmetic mean roughness (R a ) of 2.5 microns or more. More items are arithmetic mean roughness R a of the casting surface may be in the range of 2.5 to 15 microns. The surface of such a surface state can be formed by mechanically finishing regular projections in the surface. Preferably, the chromium to nickel ratio is less than or equal to 1.55. More specifically, the present invention was supported on the roll casting surface directly above the roll gap by introducing molten metal into the roll gap between a pair of casting rolls through a metal supply nozzle located above the roll gap. In the continuous metal strip casting method of the type in which a molten metal casting pool is created and the casting roll is rotated to feed the solidified metal strip downward from the roll gap, the metal has a ratio of chromium to nickel (Cr / Ni) eq It is an austenitic stainless steel of 1.60 or less and the casting surface is 2. Provided is a continuous casting method for metal strips having an arithmetic mean roughness (R a ) of 5 microns or more. The cast surface of the roll can have a peak height in the range of 10 to 60 microns and a regular circumferential groove surface condition with a groove pitch in the range of 100 to 200 microns. In an alternative embodiment, the rolls have regularly spaced surface states of protrusions, such as pyramids or cones having a pitch spacing in the range 100-200 microns and a height in the range 10-60 microns. can do. The carbon, chromium and nickel contents of the steel are preferably in the following ranges. Carbon-0.04 to 0.06% by weight Chromium-17.5 to 19.5% by weight Nickel-8.0 to 10.0% by weight Brief Description of the Drawings In order to more fully explain the present invention. The case where it is applied to the production of stainless steel strip in a twin roll continuous casting machine will be described in more detail with reference to the accompanying drawings. FIG. 1 is a plan view of a twin roll continuous strip caster that may operate in accordance with the present invention. 2 is a side elevational view of the strip casting machine shown in FIG. 3 is a vertical sectional view taken along line 3-3 of FIG. 1. FIG. 4 is a vertical sectional view taken along line 4-4 of FIG. 5 is a vertical sectional view taken along line 5-5 of FIG. FIG. 6 shows a surface of a casting surface used in a series of trial castings in a desired surface state. 7-9 show the results of trial casting using steels of different compositions. Detailed Description of the Preferred Embodiment The casting machine shown comprises a main machine frame 11 which is erected on a factory floor 12. The frame 11 supports a casting roll carriage 13 that can move horizontally between the assembly station 14 and the casting station 15. The carriage 13 carries a pair of parallel casting rolls 16 to which molten metal is fed from a ladle 17 via a tundish 18 and a feed nozzle 19 during casting. As the casting roll 16 is water cooled, the shells solidify on the moving roll surface to unite in the roll gap and produce a solidified strip product 20 at the roll exit. This product can be sent to the reference coiler 21 and later transferred to the second coiler 22. A container 23 is attached to the machine frame adjacent to the casting station and molten metal is passed through the tundish overflow 24, or if problems such as severe deformation of the strip occur during the casting operation, on one side of the tundish. It can be transferred to this container by pulling out the emergency plug 25. Since the carriage frame 31 constituting the roll carriage 13 is mounted on the rail 33 by the wheel 32, and the rail 33 extends along a part of the main machine frame 11, the entire roll carriage 13 is mounted so as to be movable along the rail 33. Will be. The roll 16 is rotatably mounted in a pair of roll cradle 34 carried by the carriage frame 31. The roll cradle 34 is attached to the bogie frame 31 by mutually coupling complementary sliding members 35 and 36, and the cradle moves on the bogie under the influence of the hydraulic cylinder units 37 and 38, so that the casting roll 16 Allow the roll gap between to be adjustable. A double-acting hydraulic piston / cylinder device 39, which operates to move the entire carriage along the rail 33, is connected between the drive bracket 40 of the roll carriage and the main machine frame to move the roll carriage from the assembly station 14 to the casting station. It is adapted to be moved to 15 and vice versa. The casting roll 16 is rotated in opposite directions via the roll drive shaft 41 of the electric motor and the transmission on the carriage frame 31. In a series of water cooling passages formed in the copper peripheral wall of the roll 16 and extending in the longitudinal direction and spaced in the circumferential direction, from a water cooling conduit in a roll drive shaft 41 connected to a water cooling hose 42 via a rotating gland 43 via a roll end. Cooling water is supplied. A typical roll size is about 500 mm in diameter and can be up to 1300 mm in length to make strips 1300 mm wide. The ladle 17 is of entirely conventional construction and is supported by an overhead crane via a yoke 45, which allows it to be transferred from the molten metal receiving station into position. The ladle is provided with a stopper rod 46 that can be actuated by a servo cylinder so that the molten metal can flow from the ladle into the tundish 18 via the outlet nozzle 47 and the refractory shroud 48. The tundish 18 also has a conventional configuration and is in the shape of a wide plate made of a refractory material such as magnesium oxide (MgO). One side of the tundish receives the molten metal from the ladle and is equipped with the overflow port 24 and the emergency plug 25. The other side of the tundish is provided with a series of longitudinally spaced molten metal outlet openings 52. The lower part of the tundish has a mounting bracket 53 for mounting the tundish to the roll carriage frame 31 and an opening for receiving a positioning peg 54 of the carriage frame to accurately position the tundish 18. The supply nozzle 19 is formed as an elongated body made of a refractory material such as alumina graphite. Since the lower part thereof is tapered so as to be narrowed inward and downward, it can enter the gap of the casting roll 16. A mounting bracket 60 is provided to support the nozzle from the lower side of the tundish, and an upper side flange 55 is formed on the upper portion of the nozzle to be located on the mounting bracket. The nozzle 19 has a series of horizontally-spaced, generally vertically-extending channels that produce an appropriately slow discharge flow of metal across the width of the roll, allowing molten metal to enter the roll gap without directly contacting the roll surface where initial solidification occurs. Can be sent. Alternatively, the nozzle may have a single slotted outlet to deliver the slow curtain of molten metal directly to the roll gap and / or the nozzle may be immersed in the molten metal reservoir. The reservoir is defined at the roll ends by a pair of side closure plates 56. The side closure plate 56 is retained on the stepped end 57 of the roll when the roll carriage is at the casting station. The side closure plate 56 is made of a strong refractory material such as boron nitride and has a scallop side end 81 that fits the curved surface of the stepped end 57 of the roll. The plate holder 82, to which the side closing plate is attached, is movable at the casting station by the operation of the pair of hydraulic cylinder devices 83, and the side closing plate is engaged with the stepped end of the casting roll so that the side closing plate is engaged during the casting operation. It constitutes an end closing part of the molten metal reservoir formed on the casting roll. During the casting operation, the stopper rod 46 is actuated to cause molten metal to pour from the ladle into the tundish and, via the metal feed nozzle, into the casting roll. The clean head end of the strip product 20 is guided to the jaw of the coiler 21 by the operation of the apron table 96. The apron table 96 is hung from the pivot mounting portion 97 on the main machine frame, and can be swung toward the coiler by the operation of the hydraulic cylinder device 98. The apron table 96 can be operated with respect to the upper strip guide flap 99 operated by the piston cylinder device 101, and the strip product 20 can be restricted between a pair of vertical side rolls 102. When the head end is guided by the jaw of the coiler, the coiler is rotated to wind up the strip product 20, so that the apron table pivots in the opposite direction to return to the inoperative position, and is wound directly onto the coiler 21. It is separated from the existing product and simply hung from the machine frame. The resulting strip product 20 is later sent to the coiler 22 to be the final wound product that is unloaded from the caster. In the operation of the apparatus described above, a high quality austenitic stainless steel strip is obtained by carefully adjusting the chemistry of the steel and using rolls with the desired surface conditions to minimize segregation due to the initial rapid cooling rate. It has been found that it is possible to consistently manufacture. In the casting of austenitic stainless steel strip, the solidification mode can play a crucial role in determining strip surface quality. The primary austenitic solidification mode, which occurs when the Cr / Ni ratio is less than about 1.60, is usually not recommended as it increases segregation and increases cracking tendency. Previously, it was necessary to set the Cr / Ni ratio within the range of 1.7 to 1.9 in order to minimize cracks due to a decrease in the segregation generation rate and to provide an irregular path that makes crack propagation difficult. Was being considered. However, our experiments have shown that continuous strip casting of steel of this composition is very prone to producing "crocodile" pitted strips and can cause cracking due to the very high degree of indentation. Steel with a Cr / Ni ratio of 1.55 or less is most likely to cause segregation and may increase cracking. When solidification occurs on a smooth substrate, the initial heat transfer coefficient is low, the solidification structure is coarse, and segregation and cracking occur. However, we have been able to overcome this tendency to segregation and cracking by ensuring a high initial heat transfer coefficient, which means that the desired surface condition can be achieved, such as by mechanically finishing the protrusions within the substrate surface. It has been found that this can be most easily achieved by using the above substrates. The initial experimental work was carried out in a metal solidification test tool in which a 40 mm x 40 mm chill block was advanced into a bath of molten steel at such a rate as to closely simulate the conditions at the casting surface of a twin roll caster. As the chill block moves in the molten bath, the steel solidifies on the chill block, creating a layer of solidified steel on the surface of the block. The thickness of this layer can be measured at various points in the area to map the variation in solidification rate and thus the effective rate of heat transfer at various locations. Thus, it is possible to produce an overall coagulation constant (generally indicated by the symbol K) as well as to map individual values across the coagulation strip. It is also possible to examine the microstructure of the strip surface and correlate changes in the coagulation microstructure with observed changes in heat transfer values. The nature of the experimental work and the results obtained are described. Experimental conditions The tests were carried out on three copper substrates of different surface properties, namely a smooth copper surface, the desired surface condition of the copper surface and a chromium-coated (100 μm thick) substrate. The surface condition of the copper block was formed by mechanically finishing the longitudinal grooves and peaks of the geometrical shape as schematically shown in FIG. Each of these blocks was instrumented with a thermocouple to characterize the predominant heat transfer coefficient during solidification. During the experiment, in order to keep the casting state constant, variables such as melt heating and block temperature were kept constant within appropriate limits. The melt temperature was aimed at about 1525 ° C, which corresponds to overheating of 75 ° C. Argon gas introduced into the channel was very effective in preventing chemical interactions between the melt and the atmosphere. The melt chemistry was adjusted primarily by adding Cr, Ni, C and N 2 to achieve the desired (Cr / Ni) e q . The following equations were used to determine Cr eq and Ni eq . Cr eq = Cr + 1.37Mo + 1.50Si + 2.0Nb + 3.0Ti (1) Ni eq = Ni + 0.31Mn + 22.0C + 14.2N + Cu (2) An outline of the test conditions is included in Table 1. The entire experimental program consisted of approximately 45 tests with (Cr / Ni) eq ratio varied between 1.55 and 1.74. The salient features of the various tests are summarized in Table 2. Results Effect of (Cr / Ni) eq ratio on strip surface quality Visual inspection of the sample shows that the (Cr / Ni) eq ratio directly affects the strip surface quality obtained with the substrate in the desired surface condition. However, it became clear that the smooth substrate had no noticeable effect. It was revealed that samples cast at different (Cr / Ni) eq ratios progressively progressed from a severe crocodile surface condition to a smooth surface condition with decreasing (Cr / Ni) eq ratio. The effect of (Cr / Ni) eq ratio on crocodile skin development shown in FIG. 9 suggests that a significant improvement in strip surface quality can be achieved by keeping the (Cr / Ni) ratio below 1.60. . Effect of (Cr / Ni) eq ratio on heat transfer during solidification i) Substrate with desired surface condition The heat transfer coefficient from the strip surface to the substrate was determined from the measured substrate temperature. FIG. 7 shows the effect of the (Cr / Ni) eq ratio on the heat flux of a substrate with the desired surface conditions. The profile is characterized by an early peak in heat flux followed by a rapid decline in this peak with increasing time. The high heat transfer coefficient (MW / m 2 ) in the early stage of solidification can be attributed to intimate contact. The experimental program sought to have a (Cr / Ni) eq ratio of 1.60 or less that would yield the best surface condition (of the substrate with the desired surface condition). ii) Smooth Substrate Figure 8 reveals the effect of the (Cr / Ni) ratio on the heat transfer of a smooth substrate. It can be seen that throughout the solidification the heat flux is relatively constant and the magnitude of the peak flux is much smaller than that of the substrate with the desired surface state (FIG. 7). This finding is consistent with the observed solidification structure, which is rough in face. When (Cr / Ni) eq is different, there is some variation in heat flux, but there is no clear tendency. However, as time increases, the heat flux approaches similar values regardless of (Cr / Ni) eq . The lack of a clear dependence of heat transfer on the (Cr / Ni) ratio in this smooth substrate is consistent with the observation that the surface state is not affected by (Cr / Ni) eq . Experimental programs have demonstrated that the normal working frame of (Cr / Ni), 1.7-1.9, is not optimal for strip surface conditions. Better surface quality is obtained by using a (Cr / Ni) eq of 1.60 or less.
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(72)発明者 ストレッチョフ、レイザー
オーストラリア ニュー サウス ウェー
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(72)発明者 フリーマン、ジョン
オーストラリア ニュー サウス ウェー
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