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特開2024-73154連続鋳造用鋳型及びその製造方法、並びに、連続鋳造棒の製造方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024073154
(43)【公開日】2024-05-29
(54)【発明の名称】連続鋳造用鋳型及びその製造方法、並びに、連続鋳造棒の製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 21/06 20060101AFI20240522BHJP
C22F 1/047 20060101ALI20240522BHJP
B22D 11/059 20060101ALI20240522BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20240522BHJP
【ＦＩ】
C22C21/06
C22F1/047
B22D11/059 120Z
B22D11/059 110A
C22F1/00 602
C22F1/00 624
C22F1/00 630A
C22F1/00 630K
C22F1/00 650A
C22F1/00 681
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 684C
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 692A
C22F1/00 694B
C22F1/00 631Z
【審査請求】未請求
【請求項の数】7
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022184221
(22)【出願日】2022-11-17
(71)【出願人】
【識別番号】000004455
【氏名又は名称】株式会社レゾナック
(74)【代理人】
【識別番号】100141139
【弁理士】
【氏名又は名称】及川 周
(74)【代理人】
【識別番号】100163496
【弁理士】
【氏名又は名称】荒 則彦
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100137017
【弁理士】
【氏名又は名称】眞島 竜一郎
(72)【発明者】
【氏名】木村 佳文
【テーマコード（参考）】
4E004
【Ｆターム（参考）】
4E004NA02
(57)【要約】
【課題】鋳造時の鋳型の温度上昇を受けても強度低下が抑制され、長寿命な連続鋳造用鋳型を提供することである。
【解決手段】本発明の連続鋳造用鋳型１００は、一端が溶湯の注入口１２であり、他端が鋳塊の鋳出口１３である筒型の鋳型本体１００Ａを有する連続鋳造用鋳型であり、鋳型本体１００Ａは、Ｓｉ：０．１５質量％以上、０．４質量％以下、 Ｆｅ：０．０５質量％以上、０．３０質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以上、１．０質量％以下、Ｍｇ：４．０質量％以上、５．０％質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上、０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上、０．０５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなる。
【選択図】図１
【解決手段】本発明の連続鋳造用鋳型１００は、一端が溶湯の注入口１２であり、他端が鋳塊の鋳出口１３である筒型の鋳型本体１００Ａを有する連続鋳造用鋳型であり、鋳型本体１００Ａは、Ｓｉ：０．１５質量％以上、０．４質量％以下、 Ｆｅ：０．０５質量％以上、０．３０質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以上、１．０質量％以下、Ｍｇ：４．０質量％以上、５．０％質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上、０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上、０．０５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなる。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
一端が溶湯の注入口であり、他端が鋳塊の鋳出口である筒型の鋳型本体を有する連続鋳造用鋳型であって、
前記鋳型本体は、Ｓｉ：０．１５質量％以上、０．４質量％以下、 Ｆｅ：０．０５質量％以上、０．３０質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以上、１．０質量％以下、Ｍｇ：４．０質量％以上、５．０％質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上、０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上、０．０５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなる、連続鋳造用鋳型。
前記鋳型本体は、Ｓｉ：０．１５質量％以上、０．４質量％以下、 Ｆｅ：０．０５質量％以上、０．３０質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以上、１．０質量％以下、Ｍｇ：４．０質量％以上、５．０％質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上、０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上、０．０５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなる、連続鋳造用鋳型。
【請求項2】
前記アルミニウム合金は、Ｂを０．００１質量％以上、０．０３質量％以下、含有する、請求項１に記載の連続鋳造用鋳型。
【請求項3】
前記アルミニウム合金は、２００℃における引張強度が１３０ＭＰａ以上を有する、請求項１に記載の連続鋳造用鋳型。
【請求項4】
前記鋳型本体の内周面に配置するカーボンリングを備える、請求項１に記載の連続鋳造用鋳型。
【請求項5】
請求項１～４のいずれか一項に記載の連続鋳造用鋳型の製造方法であって、
溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程及び鍛造工程を行った後に、５００℃以上、５５０℃以下の温度で溶体化処理工程を実施し、その後、水焼き入れ処理工程を実施する、連続鋳造用鋳型の製造方法。
溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程及び鍛造工程を行った後に、５００℃以上、５５０℃以下の温度で溶体化処理工程を実施し、その後、水焼き入れ処理工程を実施する、連続鋳造用鋳型の製造方法。
【請求項6】
請求項１～４のいずれか一項に記載の連続鋳造用鋳型の製造方法であって、
溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程及び切断工程を行った後に、前記切断工程で切断した切断品に対して５００℃以上、５５０℃以下の温度で溶体化処理工程、切削加工工程を実施する、連続鋳造用鋳型の製造方法。
溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程及び切断工程を行った後に、前記切断工程で切断した切断品に対して５００℃以上、５５０℃以下の温度で溶体化処理工程、切削加工工程を実施する、連続鋳造用鋳型の製造方法。
【請求項7】
請求項１～４のいずれか一項に記載の連続鋳造用鋳型を用いて連続鋳造棒を製造する、連続鋳造棒の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、連続鋳造用鋳型及びその製造方法、並びに、連続鋳造棒の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
例えば、最近の輸送機器においては、その軽量化の要求から、アルミニウム合金部品の採用が多くなっている。このようなアルミニウム合金部品は、アルミニウム合金棒材を所定の長さに切断して鍛造用素材とし、その鍛造用素材を鍛造によって部品に成形することで得られる。そして、アルミニウム合金棒材は、例えば縦型連続鋳造や水平連続鋳造によって作製された素材に塑性加工や熱処理を施すことによって製造されている。
【0003】
この連続鋳造では一般に、次のような過程を経て金属溶湯から円柱状、角柱状あるいは中空柱状の長尺鋳塊を製造する。すなわち、金属溶湯を溜める溶湯受部に入った溶湯は、耐火物製の溶湯通路を通った後、ほぼ水平に設置された中空筒状の鋳型の中空部に入り、ここで強制冷却されて溶湯本体の外表面に凝固殻が形成される。さらに鋳型から引き出された鋳塊に水などの冷却剤が直接放射され、鋳塊内部まで金属の凝固が進行しつつ棒状の鋳塊が連続的に引き出される。
【0004】
図１は従来の縦型連続鋳造装置、図２は従来の横型（水平）連続鋳造装置の概略構成を示している。連続鋳造装置に用いられる鋳型の素材として、銅、銅合金、アルミニウム、アルミニウム合金などの金属があげられる。また、その金属にセラミックや黒鉛を挿入した鋳型が用いられる場合もある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】特開平１１－１７０００９号公報
【特許文献2】特許第４６４８９６８号公報
【特許文献3】特開２００２－３０１５４７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
しかしながら、鋳型の金属部の素材としてアルミニウムを使用する場合、素材自体が非常に柔らかいため、ハンドリングにおける傷の発生、鋳造前後の熱歪みによる変形が生じる。アルミニウム合金について、現在最も流通している６０６１が一般的に鋳型に使用される。６０６１は熱処理型合金であり、鋳造時に用いる鋳型の温度は２００℃程度まで上昇するために６０６１のような６０００系合金では組織内の晶出物が異常成長を起こし、強度が低下、その結果、変形や割れが発生してしまう。また、母材の柔らかさに対し、陽極酸化処理を行い鋳型に用いることもある。陽極酸化処理を実施する場合、母材のコストに加えて追加コストが発生する。
【0007】
本発明は、上記の技術的課題を鑑み、鋳造時の鋳型の温度上昇を受けても強度低下が抑制され、長寿命な連続鋳造用鋳型及びその製造方法、並びに、連続鋳造棒の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明は、上記課題を解決するため、以下の手段を提供する。
【0009】
本発明の態様１に係る連続鋳造用鋳型は、一端が溶湯の注入口であり、他端が鋳塊の鋳出口である筒型の鋳型本体を有する連続鋳造用鋳型であって、前記鋳型本体は、Ｓｉ：０．１５質量％以上、０．４質量％以下、 Ｆｅ：０．０５質量％以上、０．３０質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以上、１．０質量％以下、Ｍｇ：４．０質量％以上、５．０％質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上、０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上、０．０５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなる。
【0010】
本発明の態様２に係る連続鋳造用鋳型は、態様１の連続鋳造用鋳型において、前記アルミニウム合金は、Ｂを０．００１質量％以上、０．０３質量％以下、含有する。
【0011】
本発明の態様３に係る連続鋳造用鋳型は、態様１又は態様２のいずれかの連続鋳造用鋳型において、前記アルミニウム合金は、２００℃における引張強度が１３０ＭＰａ以上を有する。
【0012】
本発明の態様４に係る連続鋳造用鋳型は、態様１～態様３のいずれか一つの連続鋳造用鋳型において、前記鋳型本体の内周面に配置するカーボンリングを備える。
【0013】
本発明の態様５に係る連続鋳造用鋳型の製造方法は、態様１～態様４のいずれか一つの連続鋳造用鋳型の製造方法であって、溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程及び鍛造工程を行った後に、５００℃以上、５５０℃以下の温度で溶体化処理工程を実施し、その後、水焼き入れ処理工程を実施する。
【0014】
本発明の態様６に係る連続鋳造用鋳型の製造方法は、態様１～態様４のいずれか一つの連続鋳造用鋳型の製造方法であって、溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程及び切断工程を行った後に、前記切断工程で切断した切断品に対して５００℃以上、５５０℃以下の温度で溶体化処理工程、切削加工工程を実施する。
【0015】
本発明の態様７に係る連続鋳造棒の製造方法は、態様１～態様４のいずれか一つの連続鋳造用鋳型を用いて連続鋳造棒を製造する。
【発明の効果】
【0016】
本発明の連続鋳造用鋳型によれば、鋳造時の鋳型の温度上昇を受けても強度低下が抑制され、長寿命な連続鋳造用鋳型を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【0017】
【図1】本発明の一実施形態に係る連続鋳造用鋳型の断面模式図である。
【図2】本発明の他の実施形態に係る連続鋳造用鋳型の断面模式図である。
【図3】本発明のさらに他の実施形態に係る連続鋳造用鋳型を備えた水平連続鋳造装置の断面模式図である。
【図4】本発明のさらに他の実施形態に係る連続鋳造用鋳型を備えた水平連続鋳造装置の断面模式図である。
【図5】実施例１のアルミニウム合金組成の連続鋳造用鋳型の伸び率の経時変化を示すグラフである。
【図6】実施例１と比較例（６０６１）について温度と引張強度の関係のグラフである。
【発明を実施するための形態】
【0018】
以下、本発明の実施形態について、図面を適宜参照しながら詳細に説明する。以下の説明で用いる図面は、本発明の特徴をわかりやすくするために便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合があり、各構成要素の寸法比率などは実際とは異なっていることがある。以下の説明において例示される材料、寸法等は一例であって、本発明はそれらに限定されるものではなく、その効果を奏する範囲で適宜変更して実施することが可能である。理解を容易にするために誇張して描いている場合がある。
【0019】
［連続鋳造用鋳型］
図１に、本発明の一実施形態に係る連続鋳造用鋳型の断面模式図を示す。図２に、本発明の他の実施形態に係る連続鋳造用鋳型の断面模式図を示す。同様な部材については同じ符号をつけて説明を省略する場合がある。
図１に、本発明の一実施形態に係る連続鋳造用鋳型の断面模式図を示す。図２に、本発明の他の実施形態に係る連続鋳造用鋳型の断面模式図を示す。同様な部材については同じ符号をつけて説明を省略する場合がある。
【0020】
図１に示す連続鋳造用鋳型１００は、一端が溶湯の注入口１２であり、他端が鋳塊の鋳出口１３である筒型の鋳型本体１００Ａを有する連続鋳造用鋳型であり、鋳型本体１００Ａは、Ｓｉ：０．１５質量％以上、０．４質量％以下、 Ｆｅ：０．０５質量％以上、０．３０質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以上、１．０質量％以下、Ｍｇ：４．０質量％以上、５．０％質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上、０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上、０．０５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなる。
【0021】
鋳型本体１００Ａを構成するアルミニウム合金は、Ｂを０．００１質量％以上、０．０３質量％以下、含有してもよい。
【0022】
連続鋳造用鋳型１００は、断面円形の成形孔１１の両端が開口する筒型であり、筒型の鋳型本体１００Ａからなる。成形孔１１の一端は溶湯Ｍの注入口１２であり、他端は鋳塊Ｓの鋳出口１３である。
鋳型本体１００Ａは内部に冷却水Ｃを流通させるキャビティ２１を有し、上部にキャビテイィへ２１への入口２２が設けられ、鋳出口１３を囲んで噴出口２３が設けられている。入口２２から導入された冷却水Ｃは、キャビティ２１内を流通して成形孔１１内の溶湯Ｍを、鋳型本体１００Ａを介し一次冷却して凝固させ、噴出口２３から噴出して鋳出されてくる鋳塊Ｓに吹き付けられて鋳塊Ｓを二次冷却する。
鋳型本体１００Ａは内部に冷却水Ｃを流通させるキャビティ２１を有し、上部にキャビテイィへ２１への入口２２が設けられ、鋳出口１３を囲んで噴出口２３が設けられている。入口２２から導入された冷却水Ｃは、キャビティ２１内を流通して成形孔１１内の溶湯Ｍを、鋳型本体１００Ａを介し一次冷却して凝固させ、噴出口２３から噴出して鋳出されてくる鋳塊Ｓに吹き付けられて鋳塊Ｓを二次冷却する。
【0023】
図２に示す連続鋳造用鋳型２００は、一端が溶湯の注入口であり、他端が鋳塊の鋳出口である筒型の鋳型本体２００Ａ以外に、鋳型本体２００Ａの内周面２００Ａａに配置するカーボンリング２００Ｂを備える点が、鋳型本体１００Ａの内周面１００Ａａにカーボンリングを備えない図１に示す連続鋳造用鋳型１００と異なる。鋳型本体２００Ａを構成するアルミニウム合金の組成は鋳型本体１００Ａを構成するアルミニウム合金と同じであり、鋳型本体２００Ａを構成するアルミニウム合金は、Ｂを０．００１質量％以上、０．０３質量％以下、含有してもよい。
【0024】
金属製鋳型では、鋳型の内周面と溶湯の外表面との焼き付きを防止するために、鋳型と溶湯との接触部にエアー、アルゴン、酸素等の気体や鋳造用潤滑油を供給する。気体及び鋳造用潤滑油の供給方式としては、筒状の金属製鋳型の内周面に設置されたグラファイト（黒鉛）に例示されるカーボン材料からなるリング（グラファイトリング（カーボンリング））に気体や潤滑油を透過させて供給するのが一般的である。ポーラス性のカーボンリングを用いることによって、鋳肌の表面性状を改善することができる。
【0025】
連続鋳造用鋳型２００は、断面円形の成形孔１１の両端が開口する筒型であり、筒型の鋳型本体２００Ａと、鋳型本体２００Ａの成形孔１１に内嵌めされた筒型のカーボンリング２００Ｂとにより構成されている。成形孔１１の一端は溶湯Ｍの注入口１２であり、他端は鋳塊Ｓの鋳出口１３である。
【0026】
鋳型本体２００Ａは内部に冷却水Ｃを流通させるキャビティ２１を有し、上部にキャビテイィへ２１への入口２２が設けられ、前記鋳出口１３を囲んで噴出口２３が設けられている。入口２２から導入された冷却水Ｃは、キャビティ２１内を流通して成形孔１１内の溶湯Ｍを鋳型本体２００Ａおよび成形孔１１に内嵌めされた筒型のカーボンリング２００Ｂを介し一次冷却して凝固させ、噴出口２３から噴出して鋳出されてくる鋳塊Ｓに吹き付けられて鋳塊Ｓを二次冷却する。また、鋳型本体２００Ａの内周面２００Ａａの鋳出口１３側の一部を除く領域に、カーボンリング２００Ｂの厚み相当の凹部２６が形成されている。
【0027】
カーボンリング２００Ｂは、熱伝導度が６０Ｗ／（ｍ・Ｋ）～１３９Ｗ／（ｍ・Ｋ）のカーボン製とすることができる。また、カーボンリング２００Ｂの内周面２００Ｂａの表面粗さはＪＩＳ Ｂ０６０１ ２００１で規定された最大高さＲｚで１μｍ～２５μｍに調整し、平滑性の高い内周面２００Ｂａとすることができる。カーボンリング２００Ｂは鋳型本体２００Ａの凹部２６に焼き嵌めにより嵌合され、カーボンリング２００Ｂの内周面２００Ｂａと鋳型本体２００Ａの内周面２００Ａａの下方部とが連続する曲面を形成し、この曲面が連続鋳造用鋳型２００の成形孔１１の壁面１１ａを構成している。
【0028】
図３に、本発明のさらに他の実施形態に係る連続鋳造用鋳型を備えた横型（水平）連続鋳造装置の断面模式図を示す。
【0029】
図３に示す横型連続鋳造装置１０００は、側壁に出湯口１０Ａを有する溶湯受部１０と、断面円形の注湯通路２０Ａを有する注湯用ノズル２０と、断面円形の成形孔４１を有する筒状の鋳型本体３００Ａを有する連続鋳造用鋳型とを備える。
図３に示す連続鋳造用鋳型３００は、一端が溶湯の注入口１２であり、他端が鋳塊の鋳出口１３である筒型の鋳型本体３００Ａを有する連続鋳造用鋳型である。
鋳型本体３００Ａを構成するアルミニウム合金の組成は鋳型本体１００Ａや鋳型本体２００Ａを構成するアルミニウム合金と同じであり、鋳型本体３００Ａを構成するアルミニウム合金は、Ｂを０．００１質量％以上、０．０３質量％以下、含有してもよい。
図３に示す連続鋳造用鋳型３００は、一端が溶湯の注入口１２であり、他端が鋳塊の鋳出口１３である筒型の鋳型本体３００Ａを有する連続鋳造用鋳型である。
鋳型本体３００Ａを構成するアルミニウム合金の組成は鋳型本体１００Ａや鋳型本体２００Ａを構成するアルミニウム合金と同じであり、鋳型本体３００Ａを構成するアルミニウム合金は、Ｂを０．００１質量％以上、０．０３質量％以下、含有してもよい。
【0030】
溶湯受部１０、注湯用ノズル２０及び鋳型本体３００Ａは、出湯口１０Ａ、注湯通路２０Ａ、成形孔４１が連通し、かつ連通した孔の中心軸がほぼ水平になるように配置されている。そして、溶湯受部１０内の溶湯Ｍは、注湯用ノズル２０の注湯通路２０Ａを通って鋳型本体３００Ａの成形孔４１に導入され、冷却を受けて凝固する。凝固した鋳塊Ｓは図外の引出装置によって連続的に鋳型本体３００Ａから引き抜かれる。
【0031】
鋳型本体３００Ａは、内部にキャビティ４２を有し、このキャビティ４２に図外の供給管から導入される冷却水Ｃを流通させることにより、鋳型本体３００Ａを冷却して成形孔４１内の鋳塊Ｓを一次冷却するとともに、出口側に設けられた開口部から冷却水Ｃを噴出させて出口から鋳出されてくる鋳塊Ｓに放射し、鋳塊Ｓを二次冷却するものとなされている。また、成形孔４１の入口側にはこの成形孔４１に開口する潤滑油供給管４３が設けられている。
【0032】
注湯用ノズル２０は、中心に注湯通路２０Ａが穿設され、多孔質の耐火物からなる筒状の本体部を備える。
【0033】
図４に、本発明のさらに他の実施形態に係る連続鋳造用鋳型を備えた横型（水平）連続鋳造装置の断面模式図を示す。
【0034】
図４に示す横型連続鋳造装置２０００は、側壁に出湯口１０Ａを有する溶湯受部１０と、断面円形の注湯通路２０Ａを有する注湯用ノズル２０と、断面円形の成形孔４１を有する筒状の鋳型本体４００Ａを有する連続鋳造用鋳型とを備える。
図３に示す連続鋳造用鋳型４００は、一端が溶湯の注入口１２であり、他端が鋳塊の鋳出口１３である筒型の鋳型本体４００Ａを有する連続鋳造用鋳型である。
鋳型本体４００Ａを構成するアルミニウム合金の組成は鋳型本体３００Ａを構成するアルミニウム合金と同じであり、鋳型本体４００Ａを構成するアルミニウム合金は、Ｂを０．００１質量％以上、０．０３質量％以下、含有してもよい。
図３に示す連続鋳造用鋳型４００は、一端が溶湯の注入口１２であり、他端が鋳塊の鋳出口１３である筒型の鋳型本体４００Ａを有する連続鋳造用鋳型である。
鋳型本体４００Ａを構成するアルミニウム合金の組成は鋳型本体３００Ａを構成するアルミニウム合金と同じであり、鋳型本体４００Ａを構成するアルミニウム合金は、Ｂを０．００１質量％以上、０．０３質量％以下、含有してもよい。
【0035】
図４に示す連続鋳造用鋳型４００は、一端が溶湯の注入口であり、他端が鋳塊の鋳出口である筒型の鋳型本体４００Ａ以外に、鋳型本体４００Ａの内周面４００Ａａに配置するカーボンリング４００Ｂを備える点が、鋳型本体３００Ａの内周面３００Ａａにカーボンリングを備えない図３に示す連続鋳造用鋳型３００と異なる。鋳型本体２００Ａを構成するアルミニウム合金の組成は鋳型本体１００Ａを構成するアルミニウム合金と同じであり、鋳型本体２００Ａを構成するアルミニウム合金は、Ｂを０．００１質量％以上、０．０３質量％以下、含有してもよい。
【0036】
連続鋳造用鋳型４００は、断面円形の成形孔４１の両端が開口する筒型であり、筒型の鋳型本体４００Ａと、鋳型本体４００Ａの成形孔４１に内嵌めされた筒型のカーボンリング４００Ｂとにより構成されている。成形孔４１の一端は溶湯Ｍの注入口１２であり、他端は鋳塊Ｓの鋳出口１３である。
【0037】
鋳型本体４００Ａは内部に冷却水Ｃを流通させるキャビティ４２を有し、鋳出口１３を囲んで噴出口４４が設けられている。入口（不図示）から導入された冷却水Ｃは、キャビティ４２内を流通して成形孔４１内の溶湯Ｍを鋳型本体４００Ａおよび成形孔４１に内嵌めされた筒型のカーボンリング４００Ｂを介し一次冷却して凝固させ、噴出口４４から噴出して鋳出されてくる鋳塊Ｓに吹き付けられて鋳塊Ｓを二次冷却する。また、鋳型本体４００Ａの内周面４００Ａａの鋳出口１３側の一部を除く領域に、カーボンリング４００Ｂの厚み相当の凹部が形成されている。
【0038】
（アルミニウム合金）
上述したような本実施形態に係る連続鋳造用鋳型の鋳型本体に用いられる素材であるアルミニウム合金はＡｌ－Ｍｇ系合金（５０００系）に分類されるものである。
アルミニウム合金としては、２００℃における引張強度が１３０ＭＰａ以上を有するものを用いることが好ましい。
鋳造時に鋳型の表面温度は２００℃以上に達する。母材にその温度域における引張強度が低いものを用いると鋳造時の凝固に伴う鋳塊との接触にて傷が発生し数トン鋳造した時点で鋳型を廃棄する必要がある。２００℃での引張強度が１３０ＭＰａ以上あることで縦型連続鋳造、横型連続鋳造等の各プロセスにおいて長寿命を維持できる。
上述したような本実施形態に係る連続鋳造用鋳型の鋳型本体に用いられる素材であるアルミニウム合金はＡｌ－Ｍｇ系合金（５０００系）に分類されるものである。
アルミニウム合金としては、２００℃における引張強度が１３０ＭＰａ以上を有するものを用いることが好ましい。
鋳造時に鋳型の表面温度は２００℃以上に達する。母材にその温度域における引張強度が低いものを用いると鋳造時の凝固に伴う鋳塊との接触にて傷が発生し数トン鋳造した時点で鋳型を廃棄する必要がある。２００℃での引張強度が１３０ＭＰａ以上あることで縦型連続鋳造、横型連続鋳造等の各プロセスにおいて長寿命を維持できる。
【0039】
（Ｍｇ：４．０質量％以上、５．０質量％以下）
Ｍｇは、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用を有する。アルミニウム母相へＭｇが固溶する、あるいは、β相などの化合物（β－Ｍｇ２Ａｌ３）として析出することで、アルミニウム合金の強化に寄与する。Ｍｇ量が少ないと強化寄与が不十分、過剰だとβ相の過剰成長を招き、耐食性に悪影響を及ぼす。Ｍｇ範囲を上記の範囲とすることで、強度と耐食性を両立した素材が得られる。
Ｍｇは、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用を有する。アルミニウム母相へＭｇが固溶する、あるいは、β相などの化合物（β－Ｍｇ２Ａｌ３）として析出することで、アルミニウム合金の強化に寄与する。Ｍｇ量が少ないと強化寄与が不十分、過剰だとβ相の過剰成長を招き、耐食性に悪影響を及ぼす。Ｍｇ範囲を上記の範囲とすることで、強度と耐食性を両立した素材が得られる。
【0040】
（Ｓｉ：０．１質量％以上、０．４質量％以下）
Ｓｉは、Ｍｇと同様にアルミニウム合金の常温における機械的特性と共に耐食性を向上させる作用を有する。但し、アルミニウム合金にＳｉを過剰に添加すると、粗大な初晶Ｓｉ粒が晶出することにより、アルミニウム合金の引張強さが低下するおそれがある。Ｓｉの含有率が上記の範囲内にあることによって、強度と耐食性を両立した素材が得られる。
Ｓｉは、Ｍｇと同様にアルミニウム合金の常温における機械的特性と共に耐食性を向上させる作用を有する。但し、アルミニウム合金にＳｉを過剰に添加すると、粗大な初晶Ｓｉ粒が晶出することにより、アルミニウム合金の引張強さが低下するおそれがある。Ｓｉの含有率が上記の範囲内にあることによって、強度と耐食性を両立した素材が得られる。
【0041】
（Ｆｅ：０．０５質量％以上、０．３質量％以下）
Ｆｅは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｃｕ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅなどの金属間化合物を含む微細な晶出物として晶出することで、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用がある。Ｆｅの含有率が上記の範囲内にあることによって、機械的特性を向上させることができる。
Ｆｅは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｃｕ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅなどの金属間化合物を含む微細な晶出物として晶出することで、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用がある。Ｆｅの含有率が上記の範囲内にあることによって、機械的特性を向上させることができる。
【0042】
（Ｍｎ：０．３質量％以上、１．０質量％以下）
Ｍｎは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－ＳｉやＡｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｓｉなどの金属間化合物を含む微細な粒状の晶出物を形成することで、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用を有する。
Ｍｎは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－ＳｉやＡｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｓｉなどの金属間化合物を含む微細な粒状の晶出物を形成することで、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用を有する。
【0043】
（Ｃｒ：０．０５質量％以上、０．３質量％以下）
Ｃｒは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－ＳｉやＡｌ－Ｆｅ－Ｃｒなどの金属間化合物を含む微細な粒状の晶出物を形成することで、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用を有する。Ｃｒの含有率が上記の範囲内にあることによって、アルミニウム合金の常温における機械的特性を向上させることができる。
Ｃｒは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－ＳｉやＡｌ－Ｆｅ－Ｃｒなどの金属間化合物を含む微細な粒状の晶出物を形成することで、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用を有する。Ｃｒの含有率が上記の範囲内にあることによって、アルミニウム合金の常温における機械的特性を向上させることができる。
【0044】
（Ｔｉ：０．０１質量％以上、０．０５質量％以下）
Ｔｉは、アルミニウム合金の結晶粒を微細化し、展伸加工性を向上させる作用を有する。Ｔｉ含有率が０．０１質量％未満の場合、結晶粒の微細化効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｔｉ含有率が０．０５質量％を超えると、粗大な晶出物を形成し、鋳型加工時の加工性が低下するおそれがある。また、アルミニウム合金にＴｉを含む粗大な晶出物が多量に混入すると靭性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉの含有率は０．０１質量％以上、０．０５質量％以下とする。Ｔｉの含有率は、好ましくは０．０１５質量％以上、０．０３０質量％以下である。
Ｔｉは、アルミニウム合金の結晶粒を微細化し、展伸加工性を向上させる作用を有する。Ｔｉ含有率が０．０１質量％未満の場合、結晶粒の微細化効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｔｉ含有率が０．０５質量％を超えると、粗大な晶出物を形成し、鋳型加工時の加工性が低下するおそれがある。また、アルミニウム合金にＴｉを含む粗大な晶出物が多量に混入すると靭性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉの含有率は０．０１質量％以上、０．０５質量％以下とする。Ｔｉの含有率は、好ましくは０．０１５質量％以上、０．０３０質量％以下である。
【0045】
（Ｂ：０．００１質量％以上、０．０３質量％以下）
Ｂは、アルミニウム合金の結晶粒を微細化し、加工性を向上させる作用を有する。
上述したＴｉと共にＢをアルミニウム合金に添加することによって、結晶粒の微細化効果が向上する。Ｂの含有率が０．００１質量％未満では、結晶粒の微細化効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｂの含有率が０．０３質量％を超えると、粗大な晶出物を形成し、介在物として鋳型に混入するおそれがある。Ｂを含む粗大な晶出物が多量に混入すると靭性が低下する場合がある。したがって、Ｂの含有率は０．００１質量％以上、０．０３質量％とする。
Ｂは、アルミニウム合金の結晶粒を微細化し、加工性を向上させる作用を有する。
上述したＴｉと共にＢをアルミニウム合金に添加することによって、結晶粒の微細化効果が向上する。Ｂの含有率が０．００１質量％未満では、結晶粒の微細化効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｂの含有率が０．０３質量％を超えると、粗大な晶出物を形成し、介在物として鋳型に混入するおそれがある。Ｂを含む粗大な晶出物が多量に混入すると靭性が低下する場合がある。したがって、Ｂの含有率は０．００１質量％以上、０．０３質量％とする。
【0046】
［連続鋳造用鋳型の製造方法］
本発明の実施形態に係る連続鋳造用鋳型の製造方法は、溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程及び鍛造工程を行った後に、５００℃以上、５５０℃以下の温度で溶体化処理工程を実施し、その後、水焼き入れ処理工程を実施する。
本発明の他の実施形態に係る連続鋳造用鋳型の製造方法では、溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程及び切断工程を行った後に、前記切断工程で切断した切断品に対して５００℃以上、５５０℃以下の温度で溶体化処理工程、切削加工工程を実施する。
以下では、連続鋳造用鋳型の鋳型本体（アルミニウム合金からなる部分）の製造方法について説明する。
本発明の実施形態に係る連続鋳造用鋳型の製造方法は、溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程及び鍛造工程を行った後に、５００℃以上、５５０℃以下の温度で溶体化処理工程を実施し、その後、水焼き入れ処理工程を実施する。
本発明の他の実施形態に係る連続鋳造用鋳型の製造方法では、溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程及び切断工程を行った後に、前記切断工程で切断した切断品に対して５００℃以上、５５０℃以下の温度で溶体化処理工程、切削加工工程を実施する。
以下では、連続鋳造用鋳型の鋳型本体（アルミニウム合金からなる部分）の製造方法について説明する。
【0047】
（溶湯形成工程）
溶湯形成工程は、原料を溶解して組成を調整したアルミニウム合金溶湯を得る工程である。アルミニウム合金溶湯の組成は、連続鋳造用鋳型の組成と同じである。アルミニウム合金溶湯は、アルミニウム合金を加熱して溶融させることによって得ることができる。前記アルミニウム合金において、不可避的に混入する可能性のある不純物元素が製品特性に影響を及ぼさない範囲で含まれていても構わない。例えば典型元素でいえばＺｎなど、遷移元素でいえばＺｒなどが挙げられる。
溶湯形成工程は、原料を溶解して組成を調整したアルミニウム合金溶湯を得る工程である。アルミニウム合金溶湯の組成は、連続鋳造用鋳型の組成と同じである。アルミニウム合金溶湯は、アルミニウム合金を加熱して溶融させることによって得ることができる。前記アルミニウム合金において、不可避的に混入する可能性のある不純物元素が製品特性に影響を及ぼさない範囲で含まれていても構わない。例えば典型元素でいえばＺｎなど、遷移元素でいえばＺｒなどが挙げられる。
【0048】
（鋳造工程）
鋳造工程では、アルミニウム合金の溶湯（液相）を冷却して固体（固相）に凝固させて、鋳型用の鋳造品を得る。鋳造工程は、縦型連続鋳造法、横型（水平）連続鋳造法のほか、垂直連続鋳造法など公知の連続鋳造法を用いればよく、特に限定されるものではない。また、最終製品の信頼性向上のために、溶湯に対して脱ガス処理やフィルター処理を適宜行ってもよい。
鋳造工程では、アルミニウム合金の溶湯（液相）を冷却して固体（固相）に凝固させて、鋳型用の鋳造品を得る。鋳造工程は、縦型連続鋳造法、横型（水平）連続鋳造法のほか、垂直連続鋳造法など公知の連続鋳造法を用いればよく、特に限定されるものではない。また、最終製品の信頼性向上のために、溶湯に対して脱ガス処理やフィルター処理を適宜行ってもよい。
【0049】
（均質化熱処理工程）
均質化熱処理工程は、鋳造工程で得られた鋳型用の鋳造品に対して均質化熱処理を行うことによって、凝固によって生じたミクロ偏析の均質化、過飽和固溶元素の析出および準安定相の平衡相への変化を行う工程である。
本実施形態では、鋳造工程で得られた鋳型用の鋳造品を３７０℃以上５６０℃以下の温度で、４時間から１０時間の間保持する均質化熱処理を行う。この温度範囲で均質化熱処理を施すことにより、鋳型用の鋳造品の均質化と溶質原子が十分に固溶するので、その後の溶体化処理および人工時効処理によって十分な母材強度が得られるものとなる。
均質化熱処理工程は、鋳造工程で得られた鋳型用の鋳造品に対して均質化熱処理を行うことによって、凝固によって生じたミクロ偏析の均質化、過飽和固溶元素の析出および準安定相の平衡相への変化を行う工程である。
本実施形態では、鋳造工程で得られた鋳型用の鋳造品を３７０℃以上５６０℃以下の温度で、４時間から１０時間の間保持する均質化熱処理を行う。この温度範囲で均質化熱処理を施すことにより、鋳型用の鋳造品の均質化と溶質原子が十分に固溶するので、その後の溶体化処理および人工時効処理によって十分な母材強度が得られるものとなる。
【0050】
（鍛造工程）
鍛造工程は、均質化熱処理工程後の鋳型用の鋳造品を所定のサイズに成形して鍛造用素材を得て、得られた鍛造用素材を所定の温度に加熱し、その後プレス機で圧力をかけて鍛造加工する工程である。
本実施形態では、鍛造用素材を、４５０℃以上５６０℃以下の温度に加熱し、その後鍛造加工を開始して鋳型用の鍛造品を得ることが好ましい。鍛造加工の開始温度が４５０℃未満になると変形抵抗が高くなって十分な加工ができなくなるおそれがあり、一方、鍛造加工の開始温度が５６０℃を超えると鍛造割れや共晶融解等の欠陥が発生し易くなるおそれがある。
鍛造工程は、均質化熱処理工程後の鋳型用の鋳造品を所定のサイズに成形して鍛造用素材を得て、得られた鍛造用素材を所定の温度に加熱し、その後プレス機で圧力をかけて鍛造加工する工程である。
本実施形態では、鍛造用素材を、４５０℃以上５６０℃以下の温度に加熱し、その後鍛造加工を開始して鋳型用の鍛造品を得ることが好ましい。鍛造加工の開始温度が４５０℃未満になると変形抵抗が高くなって十分な加工ができなくなるおそれがあり、一方、鍛造加工の開始温度が５６０℃を超えると鍛造割れや共晶融解等の欠陥が発生し易くなるおそれがある。
【0051】
（切断工程）
本発明に係る連続鋳造用鋳型を、鍛造工程にて製造する方法以外に、均質化処理工程を施した素材を切断し、その切断品に溶体化処理を施し、これを切削加工にて鋳型を製造してもよい。
本発明に係る連続鋳造用鋳型を、鍛造工程にて製造する方法以外に、均質化処理工程を施した素材を切断し、その切断品に溶体化処理を施し、これを切削加工にて鋳型を製造してもよい。
【0052】
（溶体化処理工程）
溶体化処理工程は、鍛造工程で得られた鋳型用の鍛造品を加熱して溶体化させることにより、鋳造品に導入された歪みを緩和し、溶質元素の固溶を行う工程である。
本実施形態では、鍛造品を５００℃以上、５５０℃以下の処理温度で０．３時間から３時間以内保持することにより溶体化処理を行うことが好ましい。
溶体化処理工程は、鍛造工程で得られた鋳型用の鍛造品を加熱して溶体化させることにより、鋳造品に導入された歪みを緩和し、溶質元素の固溶を行う工程である。
本実施形態では、鍛造品を５００℃以上、５５０℃以下の処理温度で０．３時間から３時間以内保持することにより溶体化処理を行うことが好ましい。
【0053】
（水焼き入れ処理工程）
水焼き入れ処理工程は、溶体化処理工程によって得られた固溶状態の鋳型用の鍛造品を急速に冷却せしめて、過飽和固溶体を形成する工程である。
上記溶体化処理後、５～６０秒以内に上記鋳型用の鍛造品の全ての表面が焼き入れ水に接触するように焼入れ水槽に投入することで急冷し、過飽和固溶体を形成させる。焼き入れ水に保持する時間は５分～４０分であることが好ましい。水中において５分を超えて保持することにより、鋳型用の鍛造品全体を冷却し、均一な過飽和固溶体を形成させることができる。
水焼き入れ処理工程は、溶体化処理工程によって得られた固溶状態の鋳型用の鍛造品を急速に冷却せしめて、過飽和固溶体を形成する工程である。
上記溶体化処理後、５～６０秒以内に上記鋳型用の鍛造品の全ての表面が焼き入れ水に接触するように焼入れ水槽に投入することで急冷し、過飽和固溶体を形成させる。焼き入れ水に保持する時間は５分～４０分であることが好ましい。水中において５分を超えて保持することにより、鋳型用の鍛造品全体を冷却し、均一な過飽和固溶体を形成させることができる。
【0054】
Ａｌ－Ｍｇ系合金は熱処理を施さない状態で長期間保管すると伸びが低下する現象が起こるが、５００℃以上、５５０℃以下の温度での上記溶体化処理工程及び上記水焼き入れ処理工程によって、長期保管しても経時変化が生じない状態で維持できる。
【0055】
（人工時効処理工程）
人工時効処理工程を備えることが好ましい。
上記焼入れ処理工程を経た鋳型用の鍛造品に対する人工時効処理としては、１７０～１９０℃の温度で４．５～６．５時間の保持を行うものとする。
人工時効処理工程を備えることが好ましい。
上記焼入れ処理工程を経た鋳型用の鍛造品に対する人工時効処理としては、１７０～１９０℃の温度で４．５～６．５時間の保持を行うものとする。
【0056】
以上の工程を経て、本実施形態に係る連続鋳造用鋳型の鋳型本体（アルミニウム合金からなる部分）を製造できる。
カーボンリングを備えた連続鋳造用鋳型を製造する場合には、カーボンリングを焼き嵌めにより嵌合するために、鋳型本体の内周面の鋳出口側の一部を除く領域に、カーボンリングの厚み相当の凹部を形成する。
カーボンリングを備えた連続鋳造用鋳型を製造する場合には、カーボンリングを焼き嵌めにより嵌合するために、鋳型本体の内周面の鋳出口側の一部を除く領域に、カーボンリングの厚み相当の凹部を形成する。
【0057】
［連続鋳造棒の製造方法］
本実施形態に係る連続鋳造棒の製造方法は、上述したような本発明の連続鋳造用鋳型を用いて連続鋳造棒を製造することができる。
本実施形態に係る連続鋳造棒の製造方法は、上述したような本発明の連続鋳造用鋳型を用いて連続鋳造棒を製造することができる。
【実施例0058】
次に、本発明の具体的な実施例について説明するが、本発明はこれら実施例のものに限定されるものではない。
【0059】
（実施例１～３、比較例１～１０）
上述した方法にて、表１に示すアルミニウム合金組成からなる連続鋳造用鋳型を作製した（実施例１～３、比較例１～１０）。これら実施例及び比較例の連続鋳造用鋳型を用いて水平連続鋳造を行い、その後のそれぞれの連続鋳造用鋳型の変形や寿命を調べた。
上述した方法にて、表１に示すアルミニウム合金組成からなる連続鋳造用鋳型を作製した（実施例１～３、比較例１～１０）。これら実施例及び比較例の連続鋳造用鋳型を用いて水平連続鋳造を行い、その後のそれぞれの連続鋳造用鋳型の変形や寿命を調べた。
【0060】
具体的には、６０６１合金製の鋳造径φ５０ｍｍの鋳造棒を以下の条件で鋳造し、その後の各連続鋳造用鋳型の変形や寿命を調べた。；
溶湯温度：７００℃
鋳造速度：４００ｍｍ／ｍｉｎ
冷却水温：２０℃
冷却水量：４０Ｌ／ｍｉｎ
溶湯温度：７００℃
鋳造速度：４００ｍｍ／ｍｉｎ
冷却水温：２０℃
冷却水量：４０Ｌ／ｍｉｎ
【0061】
〔評価１〕
（１）鋳型の変形
１ｔ鋳造後の鋳型内面の最大径と最小径の差を測定し、その径差が０．２ｍｍ未満のものをＯＫ（合格）とし、０．２以上のものをＮＧ（不合格）と判定した。径の測定にはノギスを使用した。
（２）鋳型の寿命
また、鋳造重量（連続使用）に対する鋳型内面のクラック発生状況を確認した。１ｔ鋳造後、５ｔ鋳造後、１０ｔ鋳造後に鋳型内面を確認し、１０ｔ鋳造時点で目視でクラックの有無を確認し、クラック発生がないものをＯＫ（合格）とした。なお、１ｔ、５ｔ及び１０ｔはモールド１個当たりの溶湯量である。
（１）鋳型の変形
１ｔ鋳造後の鋳型内面の最大径と最小径の差を測定し、その径差が０．２ｍｍ未満のものをＯＫ（合格）とし、０．２以上のものをＮＧ（不合格）と判定した。径の測定にはノギスを使用した。
（２）鋳型の寿命
また、鋳造重量（連続使用）に対する鋳型内面のクラック発生状況を確認した。１ｔ鋳造後、５ｔ鋳造後、１０ｔ鋳造後に鋳型内面を確認し、１０ｔ鋳造時点で目視でクラックの有無を確認し、クラック発生がないものをＯＫ（合格）とした。なお、１ｔ、５ｔ及び１０ｔはモールド１個当たりの溶湯量である。
【0062】
【表1】
【0063】
表１において、各元素の含有量の数値の単位は〔質量％〕であり、内径差の数値の単位は〔ｍｍ〕である。
【0064】
実施例１～３の連続鋳造用鋳型は、そのアルミニウム合金組成がＳｉ：０．１５質量％以上、０．４質量％以下、 Ｆｅ：０．０５質量％以上、０．３０質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以上、１．０質量％以下、Ｍｇ：４．０質量％以上、５．０％質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上、０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上、０．０５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるものである。
これに対して、比較例１、２の連続鋳造用鋳型のアルミニウム合金組成はＳｉの含有量が上記範囲外、比較例３、４の連続鋳造用鋳型のアルミニウム合金組成はＭｎの含有量が上記範囲外、比較例５、６の連続鋳造用鋳型のアルミニウム合金組成はＭｇの含有量が上記範囲外、比較例７、８の連続鋳造用鋳型のアルミニウム合金組成はＣｒの含有量が上記範囲外、比較例９、１０の連続鋳造用鋳型のアルミニウム合金組成はＦｅの含有量が上記範囲外である。
これに対して、比較例１、２の連続鋳造用鋳型のアルミニウム合金組成はＳｉの含有量が上記範囲外、比較例３、４の連続鋳造用鋳型のアルミニウム合金組成はＭｎの含有量が上記範囲外、比較例５、６の連続鋳造用鋳型のアルミニウム合金組成はＭｇの含有量が上記範囲外、比較例７、８の連続鋳造用鋳型のアルミニウム合金組成はＣｒの含有量が上記範囲外、比較例９、１０の連続鋳造用鋳型のアルミニウム合金組成はＦｅの含有量が上記範囲外である。
【0065】
実施例１～３の連続鋳造用鋳型では、１ｔ鋳造後の内径差はいずれも０．２ｍｍ未満であり、変形が小さいことがわかる。
これに対して、比較例１、３、５、７及び９は各元素の含有量が上記範囲の下限より低い場合であるが、これらの場合はいずれも、１ｔ鋳造後の内径差が規定の値０．２ｍｍを超えており、変形が大きいことがわかる。
これに対して、比較例１、３、５、７及び９は各元素の含有量が上記範囲の下限より低い場合であるが、これらの場合はいずれも、１ｔ鋳造後の内径差が規定の値０．２ｍｍを超えており、変形が大きいことがわかる。
【0066】
実施例１～３の連続鋳造用鋳型では、１０ｔ鋳造後も鋳型内面にクラックは発生していない。
これに対して、Ｓｉ含有量が上記範囲の上限を超えている比較例２では５ｔ鋳造後で鋳型内面にクラックが発生し、Ｍｎ含有量が上記範囲の下限、上限をそれぞれ超えている比較例３，４では１０ｔ鋳造後で鋳型内面にクラックが発生し、Ｍｇ含有量が上記範囲の上限を超えている比較例６では１ｔ鋳造後で鋳型内面にクラックが発生し、Ｃｒ含有量が上記範囲の上限を超えている比較例８では５ｔ鋳造後で鋳型内面にクラックが発生し、Ｆｅ含有量が上記範囲の上限を超えている比較例１０では５ｔ鋳造後で鋳型内面にクラックが発生した。
これに対して、Ｓｉ含有量が上記範囲の上限を超えている比較例２では５ｔ鋳造後で鋳型内面にクラックが発生し、Ｍｎ含有量が上記範囲の下限、上限をそれぞれ超えている比較例３，４では１０ｔ鋳造後で鋳型内面にクラックが発生し、Ｍｇ含有量が上記範囲の上限を超えている比較例６では１ｔ鋳造後で鋳型内面にクラックが発生し、Ｃｒ含有量が上記範囲の上限を超えている比較例８では５ｔ鋳造後で鋳型内面にクラックが発生し、Ｆｅ含有量が上記範囲の上限を超えている比較例１０では５ｔ鋳造後で鋳型内面にクラックが発生した。
【0067】
〔評価２：伸び率の経時変化〕
図５に、表１の実施例１のアルミニウム合金組成の連続鋳造用鋳型について、溶体化処理及び水焼き入れ処理の有無による伸び率〔％〕の経時変化を調べた結果を示す。伸び率〔％〕は、鋳型製造時（０ヶ月）、製造１ヶ月後、製造２か月後で測定した。
溶体化処理及び水焼き入れ処理の有のものは実施例１の連続鋳造用鋳型そのものである。一方、溶体化処理及び水焼き入れ処理の無のものは溶体化処理及び水焼き入れ処理を行わなかった以外は実施例１と同様にして作製した連続鋳造用鋳型である。
図５に、表１の実施例１のアルミニウム合金組成の連続鋳造用鋳型について、溶体化処理及び水焼き入れ処理の有無による伸び率〔％〕の経時変化を調べた結果を示す。伸び率〔％〕は、鋳型製造時（０ヶ月）、製造１ヶ月後、製造２か月後で測定した。
溶体化処理及び水焼き入れ処理の有のものは実施例１の連続鋳造用鋳型そのものである。一方、溶体化処理及び水焼き入れ処理の無のものは溶体化処理及び水焼き入れ処理を行わなかった以外は実施例１と同様にして作製した連続鋳造用鋳型である。
【0068】
伸び率〔％〕は以下のようにして得た。
得られた連続鋳造用鋳型の一部を切り出して、ＪＩＳ ４号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４１－２０１１年の規定に準拠して、試験片について常温（２５℃）の測定環境下で引張試験を行い、引張試験片の引張試験前の標点間距離を「Ｌ0」とし、引張試験による破断後（破断直前時）の標点間距離を「Ｌ」としたとき、
伸び率（％）＝｛（Ｌ－Ｌ0）／Ｌ0｝×１００
上記計算式で求められる値を伸び率（％）とした。
得られた連続鋳造用鋳型の一部を切り出して、ＪＩＳ ４号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４１－２０１１年の規定に準拠して、試験片について常温（２５℃）の測定環境下で引張試験を行い、引張試験片の引張試験前の標点間距離を「Ｌ0」とし、引張試験による破断後（破断直前時）の標点間距離を「Ｌ」としたとき、
伸び率（％）＝｛（Ｌ－Ｌ0）／Ｌ0｝×１００
上記計算式で求められる値を伸び率（％）とした。
【0069】
図５のグラフから、溶体化処理及び水焼き入れ処理を行った実施例１の連続鋳造用鋳型は、溶体化処理及び水焼き入れ処理を行なわなかった連続鋳造用鋳型に比べて、製造１ヶ月後から２か月後で伸び率の低下が抑制されていることがわかる。
【0070】
〔評価３：２００℃での引張強度、鋳造終了後の傷発生〕
得られた連続鋳造用鋳型の一部を切り出して、ＪＩＳ ４号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４１－２０１１年の規定に準拠して、試験片を２００℃に１００時間保持した後に１５０℃の測定環境下で引張試験を行うことによって、２００℃での引張強度（ＭＰａ）を測定した。比較例として、アルミニウム合金組成６０６１の連続鋳造用鋳型についても２００℃での引張強度を測定した。それらの結果を表２に示す。
また、これらの連続鋳造用鋳型を用いて、上述した鋳造径φ５０ｍｍの鋳造棒を鋳造した後の内周面の傷の発生の有無を目視にて評価した結果も表２に示す。
得られた連続鋳造用鋳型の一部を切り出して、ＪＩＳ ４号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４１－２０１１年の規定に準拠して、試験片を２００℃に１００時間保持した後に１５０℃の測定環境下で引張試験を行うことによって、２００℃での引張強度（ＭＰａ）を測定した。比較例として、アルミニウム合金組成６０６１の連続鋳造用鋳型についても２００℃での引張強度を測定した。それらの結果を表２に示す。
また、これらの連続鋳造用鋳型を用いて、上述した鋳造径φ５０ｍｍの鋳造棒を鋳造した後の内周面の傷の発生の有無を目視にて評価した結果も表２に示す。
【0071】
【表2】
【0072】
実施例１の連続鋳造用鋳型は、比較例（６０６１）の連続鋳造用鋳型に比べて１．５倍の２００℃での引張強度が得られた。また、比較例（６０６１）の連続鋳造用鋳型は鋳造棒を鋳造後の傷が発生していたのに対して、実施例１の連続鋳造用鋳型は鋳造棒を鋳造後の傷も発生していなかった。
【0073】
【符号の説明】
【0074】
１２ 注入口
１３ 鋳出口
１００、２００、３００、４００ 連続鋳造用鋳型
１００Ａ、２００Ａ、３００Ａ、４００Ａ 鋳型本体
２００Ｂ、４００Ｂ カーボンリング
１３ 鋳出口
１００、２００、３００、４００ 連続鋳造用鋳型
１００Ａ、２００Ａ、３００Ａ、４００Ａ 鋳型本体
２００Ｂ、４００Ｂ カーボンリング
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】