JP2942695B2 - 連続鋳造用鋳型及びその製造方法 - Google Patents
連続鋳造用鋳型及びその製造方法Info
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- JP2942695B2 JP2942695B2 JP5320494A JP32049493A JP2942695B2 JP 2942695 B2 JP2942695 B2 JP 2942695B2 JP 5320494 A JP5320494 A JP 5320494A JP 32049493 A JP32049493 A JP 32049493A JP 2942695 B2 JP2942695 B2 JP 2942695B2
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- Japan
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- continuous casting
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐熱衝撃性、耐Ｚｎ侵入
性、耐高温摩耗性に優れた溶射皮膜を設けた連続鋳造用
鋳型とその製造方法に関するものである。
性、耐高温摩耗性に優れた溶射皮膜を設けた連続鋳造用
鋳型とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来の鋼の連続鋳造用鋳型は一般に熱伝
導性が良好な銅または銅合金を使用して形成されている
が、この銅または銅合金からなる鋳型の内面は高温の溶
鋼に接触するため寿命が短いという問題点を有してい
る。この主な原因は、溶鋼注入時の熱衝撃、鋳片と
鋳型との高温摩耗、また亜鉛が多い溶鋼の場合は銅モ
ールド表面から内部に亜鉛が侵入し、熱応力によって銅
表面に割れが入ることである。
導性が良好な銅または銅合金を使用して形成されている
が、この銅または銅合金からなる鋳型の内面は高温の溶
鋼に接触するため寿命が短いという問題点を有してい
る。この主な原因は、溶鋼注入時の熱衝撃、鋳片と
鋳型との高温摩耗、また亜鉛が多い溶鋼の場合は銅モ
ールド表面から内部に亜鉛が侵入し、熱応力によって銅
表面に割れが入ることである。
【０００３】この問題点を改善するために銅モールド表
面にメッキを行う方法が提案され、例えば銅表面にＮ
ｉ，Ｃｏをメッキしたもの（特公平４−２３３７号公
報）がある。さらに、硬さを増すためにＮｉメッキ表面
にＣｒメッキをさらにメッキした多層メッキ法（特公昭
５２−５０３７４号公報）がある。
面にメッキを行う方法が提案され、例えば銅表面にＮ
ｉ，Ｃｏをメッキしたもの（特公平４−２３３７号公
報）がある。さらに、硬さを増すためにＮｉメッキ表面
にＣｒメッキをさらにメッキした多層メッキ法（特公昭
５２−５０３７４号公報）がある。
【０００４】しかしながら、近年は鋳造の高速化が指向
され、使用条件は従来以上に過酷となってきたため、上
述の被覆法ではモールドに必要な熱衝撃特性、高温摩
耗、亜鉛の侵入による割れ防止をそれぞれ満足すること
ができないようになってきた。すなわち、メッキ法では
ほとんどの場合、微細な析出組織は４００℃付近以上で
再結晶するため、これより高温では急速に硬さが低下
し、耐摩耗性が著しく悪くなること、メッキ組織は膜厚
方向に垂直に成長するため亜鉛がその間（結晶粒界）に
高速拡散して銅基材に容易に到達することが理由として
挙げられる。これらの理由の他に膜厚を厚くすることが
できない（最大２００μｍ程度）ために反復使用によっ
て摩耗、消滅し、煩雑に摩耗面を補修する必要があるこ
と、また局部補修ができないためすべてのメッキを除去
して再度メッキ層を形成しなければならないこと等の施
工面での問題もあった。
され、使用条件は従来以上に過酷となってきたため、上
述の被覆法ではモールドに必要な熱衝撃特性、高温摩
耗、亜鉛の侵入による割れ防止をそれぞれ満足すること
ができないようになってきた。すなわち、メッキ法では
ほとんどの場合、微細な析出組織は４００℃付近以上で
再結晶するため、これより高温では急速に硬さが低下
し、耐摩耗性が著しく悪くなること、メッキ組織は膜厚
方向に垂直に成長するため亜鉛がその間（結晶粒界）に
高速拡散して銅基材に容易に到達することが理由として
挙げられる。これらの理由の他に膜厚を厚くすることが
できない（最大２００μｍ程度）ために反復使用によっ
て摩耗、消滅し、煩雑に摩耗面を補修する必要があるこ
と、また局部補修ができないためすべてのメッキを除去
して再度メッキ層を形成しなければならないこと等の施
工面での問題もあった。
【０００５】メッキ法以外としては、溶射法によるＭｏ
合金、最近ではクロムカーバイトとＮｉのサーメット
（特開平２−７５４４７号、特開平１−２３３０４７号
公報）、タングステンカーバイトとＮｉのサーメット
（特開平１−１８６２４５号公報）が開発されている。
しかしながらＭｏ系の材料は高温使用時の酸化が著し
く、適用が制約される。またサーメットの場合は高温硬
さが高く、摩耗特性には優れているが、皮膜が脆いため
熱応力による割れ、皮膜剥離の発生があり、加えて皮膜
内の割れ発生箇所からのＺｎの侵入による銅基材の脆化
の問題もあり、必ずしも満足する結果が得られていな
い。
合金、最近ではクロムカーバイトとＮｉのサーメット
（特開平２−７５４４７号、特開平１−２３３０４７号
公報）、タングステンカーバイトとＮｉのサーメット
（特開平１−１８６２４５号公報）が開発されている。
しかしながらＭｏ系の材料は高温使用時の酸化が著し
く、適用が制約される。またサーメットの場合は高温硬
さが高く、摩耗特性には優れているが、皮膜が脆いため
熱応力による割れ、皮膜剥離の発生があり、加えて皮膜
内の割れ発生箇所からのＺｎの侵入による銅基材の脆化
の問題もあり、必ずしも満足する結果が得られていな
い。
【０００６】一方、高温下で使用される耐熱用の超合金
としてＣ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｗ，Ｔａを含有するＣｏ基超合
金の中でＸ−４０合金、Ｍａｒ−Ｍ５０９合金が公知で
あるが、これらは高温クリープ破断強度、耐酸化性を向
上させるのみで、耐熱衝撃性、亜鉛の侵入による割れ
性、耐高温摩耗性を必要とする連続鋳造用鋳型の被覆材
料としては従来用いられていなかった。
としてＣ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｗ，Ｔａを含有するＣｏ基超合
金の中でＸ−４０合金、Ｍａｒ−Ｍ５０９合金が公知で
あるが、これらは高温クリープ破断強度、耐酸化性を向
上させるのみで、耐熱衝撃性、亜鉛の侵入による割れ
性、耐高温摩耗性を必要とする連続鋳造用鋳型の被覆材
料としては従来用いられていなかった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述した問
題点を解決するためになされたものであり、その目的と
するところは耐熱衝撃性、亜鉛の侵入による割れ性、耐
高温摩耗性それぞれに対して優れた特性を持つ緻密な皮
膜を表面に形成した連続鋳造用鋳型とその製造方法を提
供するものである。
題点を解決するためになされたものであり、その目的と
するところは耐熱衝撃性、亜鉛の侵入による割れ性、耐
高温摩耗性それぞれに対して優れた特性を持つ緻密な皮
膜を表面に形成した連続鋳造用鋳型とその製造方法を提
供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは種々検討を
重ねた結果、Ｃ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｗ，Ｔａを含むＣｏ基超
耐熱合金を鋳型表面に被覆することが耐熱衝撃性、亜鉛
の侵入による割れ性、耐高温摩耗性それぞれの問題点を
解決するために有効であることを見いだし、ここに本発
明をなしたものである。
重ねた結果、Ｃ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｗ，Ｔａを含むＣｏ基超
耐熱合金を鋳型表面に被覆することが耐熱衝撃性、亜鉛
の侵入による割れ性、耐高温摩耗性それぞれの問題点を
解決するために有効であることを見いだし、ここに本発
明をなしたものである。
【０００９】すなわち、本発明は、（１）銅または銅合
金の鋳型表面に重量％で、Ｃ：０．４〜０．７％、Ｎ
ｉ：５〜１０％、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｗ：３〜８％、
Ｔａ：２〜４％以下を含有し、残部がＣｏ及び不純物か
らなる合金が厚さ５０〜９００μｍに被覆されているこ
とを特徴とする連続鋳造用鋳型、（２）前記（１）に記
載の合金からなる粉末をチャンバー圧力１０〜１００To
rr、溶射時の基材温度を６００〜９００℃で銅または銅
合金の鋳型表面にプラズマ溶射することを特徴とする連
続鋳造用鋳型の製造方法に関するものである。
金の鋳型表面に重量％で、Ｃ：０．４〜０．７％、Ｎ
ｉ：５〜１０％、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｗ：３〜８％、
Ｔａ：２〜４％以下を含有し、残部がＣｏ及び不純物か
らなる合金が厚さ５０〜９００μｍに被覆されているこ
とを特徴とする連続鋳造用鋳型、（２）前記（１）に記
載の合金からなる粉末をチャンバー圧力１０〜１００To
rr、溶射時の基材温度を６００〜９００℃で銅または銅
合金の鋳型表面にプラズマ溶射することを特徴とする連
続鋳造用鋳型の製造方法に関するものである。
【００１０】
【作用】Ｃ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｗ，Ｔａを含むＣｏ基超耐熱
合金としてはＭａｒ−Ｍ５０９合金があるが、この材料
は高温強度とともに高温腐食特性に優れた合金としてジ
ェットエンジンの静翼等、主に高温腐食雰囲気下で用い
られている。その優れた高温腐食特性は表面に緻密なＣ
ｒの不動態酸化皮膜が形成されることによって得られる
ことが知られている。
合金としてはＭａｒ−Ｍ５０９合金があるが、この材料
は高温強度とともに高温腐食特性に優れた合金としてジ
ェットエンジンの静翼等、主に高温腐食雰囲気下で用い
られている。その優れた高温腐食特性は表面に緻密なＣ
ｒの不動態酸化皮膜が形成されることによって得られる
ことが知られている。
【００１１】本発明者らは先ず、表１に化学成分を示す
材料を溶射粉末化し、減圧プラズマ溶射によって表２に
示す条件で皮膜を形成し、皮膜の緻密性、ミクロ組織に
ついて調べた。この際、減圧プラズマ溶射法において皮
膜特性に影響の大きい、チャンバー圧力に着目した。
材料を溶射粉末化し、減圧プラズマ溶射によって表２に
示す条件で皮膜を形成し、皮膜の緻密性、ミクロ組織に
ついて調べた。この際、減圧プラズマ溶射法において皮
膜特性に影響の大きい、チャンバー圧力に着目した。
【００１２】
【表１】
【００１３】
【表２】
【００１４】図１は皮膜の気孔体積率（％）とチャンバ
ー圧力の関係であるが、１００Torr以下にすることでプ
ラズマフレームの拡大による加熱溶融効率の促進によっ
て皮膜内の気孔が減り、緻密性が増大する。
ー圧力の関係であるが、１００Torr以下にすることでプ
ラズマフレームの拡大による加熱溶融効率の促進によっ
て皮膜内の気孔が減り、緻密性が増大する。
【００１５】次に、この良好な条件内（チャンバー圧
力：２０Torr）で皮膜を詳細に調べた結果、そのミクロ
組織はＣｒ23Ｃ6 ，ＴａＣを主とする微細な炭化物（直
径０．１〜３μｍ）がλ−Ｃｏ基地相の中に均一に析出
したものであり、後述の実施例に示すように、この皮膜
は高温硬さとともに熱衝撃特性にも優れていることを見
いだした。この理由は、高融点である炭化物が極めて微
細に分散する結果、高温での強度（耐摩耗性に関連）が
高いとともに、高温の鋳片との接触に伴う熱衝撃抵抗、
靭性も併せ持つものと考えている。
力：２０Torr）で皮膜を詳細に調べた結果、そのミクロ
組織はＣｒ23Ｃ6 ，ＴａＣを主とする微細な炭化物（直
径０．１〜３μｍ）がλ−Ｃｏ基地相の中に均一に析出
したものであり、後述の実施例に示すように、この皮膜
は高温硬さとともに熱衝撃特性にも優れていることを見
いだした。この理由は、高融点である炭化物が極めて微
細に分散する結果、高温での強度（耐摩耗性に関連）が
高いとともに、高温の鋳片との接触に伴う熱衝撃抵抗、
靭性も併せ持つものと考えている。
【００１６】溶射法で用いられる合金には他にＮｉ基超
合金、ＭＣｒＡｌＹ系合金があるが、これらの合金では
高温強度は確保できるものの、耐熱衝撃特性に劣り、総
合的には満足する特性は得られないことも併せて判明し
たが、これはＮｉ系の超合金では皮膜内に脆い金属間化
合物であるＮｉ3 Ａｌ，ＮｉＡｌが析出するためと考え
られる。
合金、ＭＣｒＡｌＹ系合金があるが、これらの合金では
高温強度は確保できるものの、耐熱衝撃特性に劣り、総
合的には満足する特性は得られないことも併せて判明し
たが、これはＮｉ系の超合金では皮膜内に脆い金属間化
合物であるＮｉ3 Ａｌ，ＮｉＡｌが析出するためと考え
られる。
【００１７】さらに、本発明における溶射皮膜は溶鋼中
の亜鉛成分の侵入に伴う割れの防止性についても優れた
特性を持つことも知見した。この理由は、本発明のＣ
ｒ，Ｗ，Ｔａを含むＣｏ基超合金皮膜ではコバルトによ
る亜鉛の拡散侵入遅延効果と亜鉛を皮膜内の微細な炭化
物周辺にトラップさせることによる亜鉛侵入抑止効果に
よるものである。この亜鉛の侵入抑止に対しては従来、
コバルトのメッキ処理を行った例（特公平４−２３３７
号公報）があるが、メッキの場合は、上述した如く析出
組織が皮膜表面に垂直に成長するため亜鉛がその高速に
粒界拡散し、あまり効果は得られない。
の亜鉛成分の侵入に伴う割れの防止性についても優れた
特性を持つことも知見した。この理由は、本発明のＣ
ｒ，Ｗ，Ｔａを含むＣｏ基超合金皮膜ではコバルトによ
る亜鉛の拡散侵入遅延効果と亜鉛を皮膜内の微細な炭化
物周辺にトラップさせることによる亜鉛侵入抑止効果に
よるものである。この亜鉛の侵入抑止に対しては従来、
コバルトのメッキ処理を行った例（特公平４−２３３７
号公報）があるが、メッキの場合は、上述した如く析出
組織が皮膜表面に垂直に成長するため亜鉛がその高速に
粒界拡散し、あまり効果は得られない。
【００１８】本発明は鋳造時における溶鋼、高温鋳片と
の凝着性に対しても効果を発揮する。これはクロムが溶
鋼となじみにくいという効果を利用したものであり、溶
射皮膜表面層に成分元素であるクロムの酸化物が生成さ
れることによる。なお、Ｎｉ−Ｃｒ系の超合金でもＣｒ
の効果はあるが、Ｎｉそれ自体が鋼とのなじみが良いた
めに耐凝着性に劣る。
の凝着性に対しても効果を発揮する。これはクロムが溶
鋼となじみにくいという効果を利用したものであり、溶
射皮膜表面層に成分元素であるクロムの酸化物が生成さ
れることによる。なお、Ｎｉ−Ｃｒ系の超合金でもＣｒ
の効果はあるが、Ｎｉそれ自体が鋼とのなじみが良いた
めに耐凝着性に劣る。
【００１９】以下に本発明での被覆材料の成分の効果と
含有量の限定理由、本発明を実施するに当たっての好ま
しい条件について述べる。
含有量の限定理由、本発明を実施するに当たっての好ま
しい条件について述べる。
【００２０】基材：本発明の溶射粉末はＣｏを基材とす
る。Ｃｏは溶射金属の強度を高めるとともにＺｎの侵入
拡散の速度遅延をもたらす。
る。Ｃｏは溶射金属の強度を高めるとともにＺｎの侵入
拡散の速度遅延をもたらす。
【００２１】Ｎｉ：Ｎｉは良く知られるようにＣｏとと
もに強度を高める成分であり、その効果を得るためには
５％以上必要である。しかし、１０％を超えると溶鋼と
の凝着が生じるため５〜１０％とする。
もに強度を高める成分であり、その効果を得るためには
５％以上必要である。しかし、１０％を超えると溶鋼と
の凝着が生じるため５〜１０％とする。
【００２２】Ｃｒ：Ｃｒは炭化物の分散による高温強度
と熱衝撃特性の向上に効果をもたらす。１０％未満では
強度が不十分であり、また２５％超では炭化物の凝集粗
大化によって熱衝撃特性が低下し始める。従って１０〜
２５％とする。
と熱衝撃特性の向上に効果をもたらす。１０％未満では
強度が不十分であり、また２５％超では炭化物の凝集粗
大化によって熱衝撃特性が低下し始める。従って１０〜
２５％とする。
【００２３】Ｗ：Ｗはλ−Ｃｏマトリックスに固溶して
強化に寄与する。３％未満では強度への影響は小さく、
また８％超含有すると一部に粗大な炭化物（ＷＣ）が生
成するようになり、熱衝撃特性を低下させるため３〜８
％とする。
強化に寄与する。３％未満では強度への影響は小さく、
また８％超含有すると一部に粗大な炭化物（ＷＣ）が生
成するようになり、熱衝撃特性を低下させるため３〜８
％とする。
【００２４】Ｃ：ＣはＣｒの炭化物の生成に必要である
ため、所定量を含有させる。０．４％未満では炭化物の
生成量が少ないため強度が不十分であり、これ以上が必
要であるが、０．７％超では炭化物の粗大化を招くため
０．４〜０．７％とする。
ため、所定量を含有させる。０．４％未満では炭化物の
生成量が少ないため強度が不十分であり、これ以上が必
要であるが、０．７％超では炭化物の粗大化を招くため
０．４〜０．７％とする。
【００２５】Ｔａ：Ｃｒと同様に炭化物の分散による効
果を持ち、Ｃｒを補完する役割を持つため含有させても
良いが、４％超含有するとＷと同様に粗大なＴａＣが析
出するためこれ以下が望ましい。ただし、２％未満では
効果が小さい。
果を持ち、Ｃｒを補完する役割を持つため含有させても
良いが、４％超含有するとＷと同様に粗大なＴａＣが析
出するためこれ以下が望ましい。ただし、２％未満では
効果が小さい。
【００２６】不純物：被覆材料の不純物として混入する
Ｏ，Ｓ等は皮膜の粒子間結合力を阻害するため０．２％
以下であることが望ましい。
Ｏ，Ｓ等は皮膜の粒子間結合力を阻害するため０．２％
以下であることが望ましい。
【００２７】本発明における溶射方法としては大気プラ
ズマ溶射法、高速フレーム溶射法等があるが、その中で
も減圧プラズマ溶射法が皮膜の緻密性を図ることができ
るため最も適する。その場合、チャンバー圧力は上述の
如く１００Torr以下が粉末の溶融に対して良好であり、
緻密化が図れる。また１０Torr未満ではプラズマのフレ
ームが広がり過ぎ、電極の損傷が著しくなるため１０〜
１００Torrが望ましい。溶射粉末の粒度は望ましくは１
０〜４５μｍである。１０μｍ未満の場合は粉末がプラ
ズマ中で蒸発し、粒子の堆積効果が著しく低下する。４
５μｍ超では粒子の溶融が不十分となってくるため皮膜
内に未溶融の粒子が混在し、強度が低下する。さらに、
溶射皮膜と銅モールド基材の界面の密着性を確保するた
めに溶射時の基材温度は６００〜９００℃とする。密着
性に必要な反応層の形成のためには基材温度は６００℃
以上必要であり、またモールドの熱変形量を基準値以下
に抑えるために９００℃以下とすることが望ましい。
ズマ溶射法、高速フレーム溶射法等があるが、その中で
も減圧プラズマ溶射法が皮膜の緻密性を図ることができ
るため最も適する。その場合、チャンバー圧力は上述の
如く１００Torr以下が粉末の溶融に対して良好であり、
緻密化が図れる。また１０Torr未満ではプラズマのフレ
ームが広がり過ぎ、電極の損傷が著しくなるため１０〜
１００Torrが望ましい。溶射粉末の粒度は望ましくは１
０〜４５μｍである。１０μｍ未満の場合は粉末がプラ
ズマ中で蒸発し、粒子の堆積効果が著しく低下する。４
５μｍ超では粒子の溶融が不十分となってくるため皮膜
内に未溶融の粒子が混在し、強度が低下する。さらに、
溶射皮膜と銅モールド基材の界面の密着性を確保するた
めに溶射時の基材温度は６００〜９００℃とする。密着
性に必要な反応層の形成のためには基材温度は６００℃
以上必要であり、またモールドの熱変形量を基準値以下
に抑えるために９００℃以下とすることが望ましい。
【００２８】溶射皮膜層の厚さは５０〜９００μｍが好
ましく、５０μｍ未満では溶射皮膜形成後の表面研削加
工をするための余裕度が小さく、また９００μｍ超では
溶射後の皮膜内残留応力による表面割れ発生の危険性が
生じてくる。
ましく、５０μｍ未満では溶射皮膜形成後の表面研削加
工をするための余裕度が小さく、また９００μｍ超では
溶射後の皮膜内残留応力による表面割れ発生の危険性が
生じてくる。
【００２９】
【実施例】以下、本発明に至った結果を実施例で例示す
るとともに他の被覆法と比較する。
るとともに他の被覆法と比較する。
【００３０】表３に示す化学成分の被覆材を表４に示す
条件で施工し、その後所定の評価試験片寸法に切断し、
耐熱衝撃性、耐Ｚｎ侵食性、耐摩耗性に重要な高
温硬さについて調べた。比較材としてはＮｉメッキ、Ｎ
ｉとＣｒの２層メッキ、ＮｉとＮｉ−ＰとＣｒの３層メ
ッキの３種類のメッキ法、及びＮｉ基自溶性合金、クロ
ムカーバイト／ＮｉＣｒのサーメット、ＮｉＣｏＡｌＹ
合金の３種類の溶射法である。
条件で施工し、その後所定の評価試験片寸法に切断し、
耐熱衝撃性、耐Ｚｎ侵食性、耐摩耗性に重要な高
温硬さについて調べた。比較材としてはＮｉメッキ、Ｎ
ｉとＣｒの２層メッキ、ＮｉとＮｉ−ＰとＣｒの３層メ
ッキの３種類のメッキ法、及びＮｉ基自溶性合金、クロ
ムカーバイト／ＮｉＣｒのサーメット、ＮｉＣｏＡｌＹ
合金の３種類の溶射法である。
【００３１】耐熱衝撃性の試験は溶射皮膜に８００℃加
熱−水冷却を繰り返し、皮膜に割れの発生するサイクル
数で評価している。また、耐Ｚｎ侵食性の試験は純亜鉛
粉末を銅基材上に乗せ、６００℃×２時間保持した後に
銅側へ侵入したＺｎの深さを測定している。高温硬さは
４００℃でビッカース硬さ（５００gf）の値で評価し
た。
熱−水冷却を繰り返し、皮膜に割れの発生するサイクル
数で評価している。また、耐Ｚｎ侵食性の試験は純亜鉛
粉末を銅基材上に乗せ、６００℃×２時間保持した後に
銅側へ侵入したＺｎの深さを測定している。高温硬さは
４００℃でビッカース硬さ（５００gf）の値で評価し
た。
【００３２】結果を表５に示す。なお、耐熱衝撃性、耐
Ｚｎ侵食性、高温硬さの評価基準を表６のように設定し
た。総合評価として各試験における評価基準のうち、◎
を３点、○を２点、×を１点として点数を加算したもの
であり、点数が多いほど連鋳鋳型として良好なものであ
る。表５から明らかなように本発明例はいずれの特性に
も優れており、鋳型表面への被覆として総合的に最も良
好である。
Ｚｎ侵食性、高温硬さの評価基準を表６のように設定し
た。総合評価として各試験における評価基準のうち、◎
を３点、○を２点、×を１点として点数を加算したもの
であり、点数が多いほど連鋳鋳型として良好なものであ
る。表５から明らかなように本発明例はいずれの特性に
も優れており、鋳型表面への被覆として総合的に最も良
好である。
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】
【表５】
【００３６】
【表６】
【００３７】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように本発明に
よれば、Ｃ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｗ，Ｔａを含むＣｏ基超耐熱
合金を鋳型内面に被覆することにより、耐熱衝撃性、耐
Ｚｎ侵食性、高温硬さに優れた鋳型を得ることができ、
従来の鋳型の寿命を延長させることができる。
よれば、Ｃ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｗ，Ｔａを含むＣｏ基超耐熱
合金を鋳型内面に被覆することにより、耐熱衝撃性、耐
Ｚｎ侵食性、高温硬さに優れた鋳型を得ることができ、
従来の鋳型の寿命を延長させることができる。
【図１】チャンバー圧力と皮膜内の気孔体積率との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 麻生 寿郎 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社 技術開発本部内 (72)発明者 丹野 仁 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社 技術開発本部内 (72)発明者 河合 浩之 山口県光市大字島田3434番地 新日本製 鐵株式会社 光製鐵所内 (72)発明者 松村 省吾 山口県光市大字島田3434番地 新日本製 鐵株式会社 光製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭59−133942（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−11292（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22D 11/04
Claims (2)
- 【請求項１】 銅または銅合金の鋳型表面に重量％で
Ｃ：０．４〜０．７％、Ｎｉ：５〜１０％、Ｃｒ：１０
〜２５％、Ｗ：３〜８％、Ｔａ：２〜４％を含有し、残
部がＣｏ及び不純物からなる合金が厚さ５０〜９００μ
ｍに被覆されていることを特徴とする連続鋳造用鋳型。 - 【請求項２】 請求項１に記載の合金からなる粉末をチ
ャンバー圧力１０〜１００Torr、溶射時の基材温度を６
００〜９００℃で銅または銅合金の鋳型表面にプラズマ
溶射することを特徴とする連続鋳造用鋳型の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5320494A JP2942695B2 (ja) | 1993-12-20 | 1993-12-20 | 連続鋳造用鋳型及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5320494A JP2942695B2 (ja) | 1993-12-20 | 1993-12-20 | 連続鋳造用鋳型及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07171661A JPH07171661A (ja) | 1995-07-11 |
| JP2942695B2 true JP2942695B2 (ja) | 1999-08-30 |
Family
ID=18122081
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5320494A Expired - Lifetime JP2942695B2 (ja) | 1993-12-20 | 1993-12-20 | 連続鋳造用鋳型及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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| JP (1) | JP2942695B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE69606755T2 (de) * | 1995-11-17 | 2000-07-13 | Ngk Insulators Ltd | Gussform aus einer Kupferlegierung für Aluminium bzw dessen Legierungen |
-
1993
- 1993-12-20 JP JP5320494A patent/JP2942695B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07171661A (ja) | 1995-07-11 |
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