JPH0722764B2 - 熱間スラブの幅サイジング用金型 - Google Patents
熱間スラブの幅サイジング用金型Info
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- JPH0722764B2 JPH0722764B2 JP1135454A JP13545489A JPH0722764B2 JP H0722764 B2 JPH0722764 B2 JP H0722764B2 JP 1135454 A JP1135454 A JP 1135454A JP 13545489 A JP13545489 A JP 13545489A JP H0722764 B2 JPH0722764 B2 JP H0722764B2
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- hot slab
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-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B15/00—Arrangements for performing additional metal-working operations specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
- B21B15/0035—Forging or pressing devices as units
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Mounting, Exchange, And Manufacturing Of Dies (AREA)
- Forging (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、プレス加工法により熱間スラブを全長にわ
たって幅圧下し、所定幅のスラブを製造する際に用いら
れる熱間スラブの幅サイジング用金型に関する。
たって幅圧下し、所定幅のスラブを製造する際に用いら
れる熱間スラブの幅サイジング用金型に関する。
（従来の技術） 最近の鋼板品種及びそのサイズはきわめて多く、とくに
サイズは多種類におよんでいる。そのような鋼板の圧延
工程に、そのサイズに見合ったスラブを容易に供給でき
るならば、工程を簡素化し、歩留りを向上させることが
できる。
サイズは多種類におよんでいる。そのような鋼板の圧延
工程に、そのサイズに見合ったスラブを容易に供給でき
るならば、工程を簡素化し、歩留りを向上させることが
できる。
そこで幅の異なるスラブの製造方法が種々提案されてい
る。たとえば連続鋳造中に鋳型の幅変えを行う方法や、
竪型圧延機によって幅圧下する方法などである。これら
のうちプレスによる方法は、第１図に示すように、スラ
ブＳの側面に対し平行な面２と傾斜した面３を有する金
型１を前後進させ、スラブ側面を押圧してサイジングす
るものである。この方法は鋳型の幅変えや竪型圧延機に
よる方法に較べて能率がよいことから、最近多く実施さ
れるようになった。しかしこの方法では、金型とスラブ
との接触時間が長いために金型温度が異常に上昇し、ス
ラブ押圧面に摩耗とヒートクラックが発生してその寿命
を著しく縮める。その結果、金型費用が嵩んでサイジン
グコストが上昇し、また金型交換頻度が増えてサイジン
グ能率があがらないという問題がある。
る。たとえば連続鋳造中に鋳型の幅変えを行う方法や、
竪型圧延機によって幅圧下する方法などである。これら
のうちプレスによる方法は、第１図に示すように、スラ
ブＳの側面に対し平行な面２と傾斜した面３を有する金
型１を前後進させ、スラブ側面を押圧してサイジングす
るものである。この方法は鋳型の幅変えや竪型圧延機に
よる方法に較べて能率がよいことから、最近多く実施さ
れるようになった。しかしこの方法では、金型とスラブ
との接触時間が長いために金型温度が異常に上昇し、ス
ラブ押圧面に摩耗とヒートクラックが発生してその寿命
を著しく縮める。その結果、金型費用が嵩んでサイジン
グコストが上昇し、また金型交換頻度が増えてサイジン
グ能率があがらないという問題がある。
そこで金型を冷却水によって冷やし、その寿命をのばす
ことが行われている。たとえば、 a.金型押圧面に散水して冷却する方法 これは、プレス中の金型押圧面に多量の冷却水を散水す
る方法である。しかしこの方法ではスラブが局所的に過
冷却され、その品質に悪影響がおよぶ。また別の散布方
法として、前のスラブを押圧したあとつぎの押圧までの
間に散水する方法もあるが、金型は前の押圧でその表面
だけでなく内部まで昇温されているために、短時間の散
水では十分な冷却はできない。そしてこの方法では表面
だけが急冷されて内部との温度差が大きくなって、熱応
力によるヒートクラックが発生するという問題がある。
ことが行われている。たとえば、 a.金型押圧面に散水して冷却する方法 これは、プレス中の金型押圧面に多量の冷却水を散水す
る方法である。しかしこの方法ではスラブが局所的に過
冷却され、その品質に悪影響がおよぶ。また別の散布方
法として、前のスラブを押圧したあとつぎの押圧までの
間に散水する方法もあるが、金型は前の押圧でその表面
だけでなく内部まで昇温されているために、短時間の散
水では十分な冷却はできない。そしてこの方法では表面
だけが急冷されて内部との温度差が大きくなって、熱応
力によるヒートクラックが発生するという問題がある。
b.金型内部に通水して冷却する方法 これは、金型内部に水路をもうけて冷却水を通す方法で
ある。しかしこの方法では、高サイクルで往復運動する
金型に通水するので装置が大型になって設備が嵩み、メ
ンテナンスに手間がかかるうえ、冷却効率が悪いという
問題がある。
ある。しかしこの方法では、高サイクルで往復運動する
金型に通水するので装置が大型になって設備が嵩み、メ
ンテナンスに手間がかかるうえ、冷却効率が悪いという
問題がある。
（発明が解決しようとする課題） この発明の目的は、金型寿命の延長を冷却水にたよるこ
となく、金型材料そのものの改良によって、すぐれた耐
摩耗性と耐ヒートクラック性を有するスラブの幅サイジ
ング用金型を提供することにある。
となく、金型材料そのものの改良によって、すぐれた耐
摩耗性と耐ヒートクラック性を有するスラブの幅サイジ
ング用金型を提供することにある。
（課題を解決するための手段） 熱間スラブをプレスにより幅サイジングするとき、金型
表面に摩耗とクラックが発生する。本発明者はその防止
について種々検討を重ねた結果、下記のような知見を得
た。すなわち、 （１）表面温度が700℃にも達する高い熱負荷を受ける
金型が、耐摩耗性と耐ヒートクラック性を兼ね備えるた
めには、その材料を高温強度の高い低合金鋼にする必要
がある。
表面に摩耗とクラックが発生する。本発明者はその防止
について種々検討を重ねた結果、下記のような知見を得
た。すなわち、 （１）表面温度が700℃にも達する高い熱負荷を受ける
金型が、耐摩耗性と耐ヒートクラック性を兼ね備えるた
めには、その材料を高温強度の高い低合金鋼にする必要
がある。
（２）低合金鋼の高温強度を高めるには結晶粒界の強化
がもっとも有効であり、それは粒界にNbNを析出させる
ことによって実現できる。
がもっとも有効であり、それは粒界にNbNを析出させる
ことによって実現できる。
（３）金型が耐摩耗性及び耐ヒートクラック性をともに
高性能でバランスよく兼備するためには、ショアー硬度
HSを37〜48にする必要がある。
高性能でバランスよく兼備するためには、ショアー硬度
HSを37〜48にする必要がある。
この発明は上記知見に基づいてなされたものであり、そ
の要旨はつぎのとおりである。
の要旨はつぎのとおりである。
すなわち第１発明は、熱間スラブの幅サイジング用金型
であつて、その化学組成が重量％で、 C :0.10〜0.35％、Si:0.1〜1.5％、 Mn:0.2〜1.5％、 Ni:1.0％以下、 Cr:0.8〜2.5％、 Mo:0.2％〜1.5％、 Nb:0.1〜0.8％、 N :0.01〜0.10％、 さらに、Ｖ、Ti及びZrの１種又は２種以上合計で0.8％
以下、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつショ
アー硬度HSが37〜48である熱間スラブの幅サイジング用
金型、 第２発明は、上記金型の成分に加えて更に0.2重量％以
下のCe、0.2重量％以下のＢの１種又は２種を含有する
熱間スラブの幅サイジング用金型、である。
であつて、その化学組成が重量％で、 C :0.10〜0.35％、Si:0.1〜1.5％、 Mn:0.2〜1.5％、 Ni:1.0％以下、 Cr:0.8〜2.5％、 Mo:0.2％〜1.5％、 Nb:0.1〜0.8％、 N :0.01〜0.10％、 さらに、Ｖ、Ti及びZrの１種又は２種以上合計で0.8％
以下、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつショ
アー硬度HSが37〜48である熱間スラブの幅サイジング用
金型、 第２発明は、上記金型の成分に加えて更に0.2重量％以
下のCe、0.2重量％以下のＢの１種又は２種を含有する
熱間スラブの幅サイジング用金型、である。
（作用） 以下にこの発明の金型の化学組成を限定する理由、およ
びその硬度を所定の範囲におさめる理由を説明する。
びその硬度を所定の範囲におさめる理由を説明する。
C:0.10〜0.35％ Ｃは、炭化物生成元素であり、CrやＶと結合して耐摩耗
性を高める働きをする。その含有量が0.1％未満では炭
化物生成量が不足して耐摩耗性が低い。一方、それが0.
35％を超えると炭化物が粗大化して耐ヒートクラック性
を低下させる。したがってＣは0.10〜0.35％とする。
性を高める働きをする。その含有量が0.1％未満では炭
化物生成量が不足して耐摩耗性が低い。一方、それが0.
35％を超えると炭化物が粗大化して耐ヒートクラック性
を低下させる。したがってＣは0.10〜0.35％とする。
Si:0.1〜1.5％ Siは、溶湯の脱酸と湯流れをよくするために含有され
る。しかし0.1％未満ではその効果が得られず、逆に1.5
％を超えると基地が脆くなって耐ヒートクラック性が悪
くなるため、その含有量は0.1〜1.5％にする。
る。しかし0.1％未満ではその効果が得られず、逆に1.5
％を超えると基地が脆くなって耐ヒートクラック性が悪
くなるため、その含有量は0.1〜1.5％にする。
Mn:0.2〜1.5％ Mnは、脱酸のためにSiと共に含有されるが、0.2％未満
では十分な脱酸効果がえられず、1.5％を超えると脆性
が低下するので、その含有量は0.2〜1.5％とする。
では十分な脱酸効果がえられず、1.5％を超えると脆性
が低下するので、その含有量は0.2〜1.5％とする。
Ni:1.0％以下 Niは、少しの含有量で基地組織を改善する作用をする。
しかし1.0％を超えて含有させると高温での組織安定性
を悪くするため1.0％以下にする。
しかし1.0％を超えて含有させると高温での組織安定性
を悪くするため1.0％以下にする。
Cr:0.8〜2.5％ Crは、Ｃと結合して高硬度のクロム炭化物を形成して耐
摩耗性を高める。しかし0.8％未満ではその効果が少な
く、逆に2.5％を超えて含有させると脆弱な共晶炭化物
が晶出して耐ヒートクラック性を悪くする。したがって
その含有量は0.8〜2.5％にする。
摩耗性を高める。しかし0.8％未満ではその効果が少な
く、逆に2.5％を超えて含有させると脆弱な共晶炭化物
が晶出して耐ヒートクラック性を悪くする。したがって
その含有量は0.8〜2.5％にする。
Mo:0.2〜1.5％ Moは、基地に固溶して高温軟化抵抗などの高温特性をよ
くする。しかし0.2％未満ではその効果が少なく、一
方、1.5％を超えて含有させても相応の効果が得られな
いので、その含有量は0.2〜1.5％にする。
くする。しかし0.2％未満ではその効果が少なく、一
方、1.5％を超えて含有させても相応の効果が得られな
いので、その含有量は0.2〜1.5％にする。
Nb:0.1〜0.8％ Nbは、この発明を特徴づける重要な元素であり、Ｎと結
合して結晶粒界に窒化物として析出し、粒界を強化す
る。とくに高温における強度を著しく高める働きをす
る。またＣと結合して高硬度炭化物を析出して耐摩耗性
を向上させるほか、結晶粒を微細して耐ヒートクラック
性を向上させる。しかし0.1％未満ではそれらの効果が
少なく、逆に0.8％を超えると窒化物や炭化物が粗大化
して耐摩耗性及び耐ヒートクラック性を低下させるた
め、その含有量は0.1〜0.8％とする。
合して結晶粒界に窒化物として析出し、粒界を強化す
る。とくに高温における強度を著しく高める働きをす
る。またＣと結合して高硬度炭化物を析出して耐摩耗性
を向上させるほか、結晶粒を微細して耐ヒートクラック
性を向上させる。しかし0.1％未満ではそれらの効果が
少なく、逆に0.8％を超えると窒化物や炭化物が粗大化
して耐摩耗性及び耐ヒートクラック性を低下させるた
め、その含有量は0.1〜0.8％とする。
N:0.01〜0.10％ Ｎは、ＣやNbと結合して炭窒化物を形成して高温強度を
高める。その含有量が0.01％未満では効果が少なく、0.
1％を超えると炭窒化物が増え、それが粗大化して耐ヒ
ートクラック性を劣化させるので0.01〜0.10％にする。
高める。その含有量が0.01％未満では効果が少なく、0.
1％を超えると炭窒化物が増え、それが粗大化して耐ヒ
ートクラック性を劣化させるので0.01〜0.10％にする。
Ｖ、Ti、Zr:これらの１種又は２種以上の合計含有量が
0.8％以下になるようにする。これらの元素は結晶粒を
微細化して耐ヒートクラック性を高めるほか、基地中に
微細炭化物を析出して耐摩耗性を向上させる。しかしそ
の合計が0.8％を超えると炭化物が粗大化して機械的性
質の低下をまねく。
0.8％以下になるようにする。これらの元素は結晶粒を
微細化して耐ヒートクラック性を高めるほか、基地中に
微細炭化物を析出して耐摩耗性を向上させる。しかしそ
の合計が0.8％を超えると炭化物が粗大化して機械的性
質の低下をまねく。
Ce:0.2％以下 Ceは、わずかに含有させるだけで高温強度を著しく高め
るが、0.2％を超えて含有させると機械的性質を低下さ
せるのでそれ以下にする。
るが、0.2％を超えて含有させると機械的性質を低下さ
せるのでそれ以下にする。
B:0.2％以下 Ｂは、粒界に偏析して結晶粒界を強化し、高温強度をた
かめる。しかしそれが0.2％を超えると耐ヒートクラッ
ク性を低下させるので0.2％以下にする。
かめる。しかしそれが0.2％を超えると耐ヒートクラッ
ク性を低下させるので0.2％以下にする。
Ｐ及びS:これらはいずれも不可避的に含有され、材料の
脆化をまねくので少ない方がよい。しかしいずれもその
含有量が0.8％以下であればそれほどの悪影響を及ぼさ
ないので、それ以下にすることが好ましい。
脆化をまねくので少ない方がよい。しかしいずれもその
含有量が0.8％以下であればそれほどの悪影響を及ぼさ
ないので、それ以下にすることが好ましい。
本発明の金型は、ショアー硬度（HS）を37〜48にすると
ころに特徴がある。
ころに特徴がある。
以下にその説明をする。第２図は後述する実施例におけ
る各試験材のショアー硬度と摩耗量およびヒートクラッ
クとの関係をグラフにしたものである。この図から明ら
かなように、ショアー硬度が37〜48の範囲にあれば、摩
耗量（○印）は少なく、ヒートクラック（△印）は浅
い。すなわち耐摩耗性と耐ヒートクラック性がともにす
ぐれている。
る各試験材のショアー硬度と摩耗量およびヒートクラッ
クとの関係をグラフにしたものである。この図から明ら
かなように、ショアー硬度が37〜48の範囲にあれば、摩
耗量（○印）は少なく、ヒートクラック（△印）は浅
い。すなわち耐摩耗性と耐ヒートクラック性がともにす
ぐれている。
ところで、ショアー硬度を上記範囲（HS:37〜48）にす
るには、前記化学組成を有する金型に適切な熱処理を施
せばよい。具体的には、900℃〜1,050℃の焼き入れと40
0℃〜670℃の焼戻しを施し、基地組織をパーライト若し
くはベイナイト又はマルテンサイト、或いはそれらの混
合組織にすれば、HSを上記範囲に収めることができる。
るには、前記化学組成を有する金型に適切な熱処理を施
せばよい。具体的には、900℃〜1,050℃の焼き入れと40
0℃〜670℃の焼戻しを施し、基地組織をパーライト若し
くはベイナイト又はマルテンサイト、或いはそれらの混
合組織にすれば、HSを上記範囲に収めることができる。
（実施例） 以下、本発明の金型を実施例に基づいて説明する。第１
表に示す化学組成を有する金型に焼入れ（950℃から油
冷）及び焼戻し（650℃から空冷）を施し、第２表に示
す硬度（HS）にした。そしてこの金型（平行部長さ:500
mm、厚さ:400mm、傾斜部角度:12度）によって、連続鋳
造で製造された幅1,000mm、厚さ250〜270mm、長さ6.9〜
9.4mm、温度が約1,200℃の炭素鋼のスラブ500トンを幅
圧下量100〜350mmでサイジングを行い、金型押圧面の摩
耗量及びヒートクラック深さを調べた。その結果を第２
表に示す。この表から明らかなように、本発明例（No.1
〜８）の金型は、摩耗量が少なく、ヒートクラック深さ
も浅い。すなわち耐摩耗性と耐ヒートクラック性がとも
に非常に優れている。これに対して化学組成が本発明の
範囲からはずれた比較例（９〜17）の場合には、耐摩耗
性及び耐ヒートクラック性の一方が、またはその両方と
もが悪い。また比較例のNo.9、10、17においては、ショ
アー硬度は本発明の規定する範囲にあるが、化学組成が
外れているために耐摩耗性又は耐ヒートクラック性が悪
い。結局、化学組成とショアー硬度の両方を満足するこ
とによってはじめて優れた耐摩耗性と耐ヒートクラック
性が得られる。
表に示す化学組成を有する金型に焼入れ（950℃から油
冷）及び焼戻し（650℃から空冷）を施し、第２表に示
す硬度（HS）にした。そしてこの金型（平行部長さ:500
mm、厚さ:400mm、傾斜部角度:12度）によって、連続鋳
造で製造された幅1,000mm、厚さ250〜270mm、長さ6.9〜
9.4mm、温度が約1,200℃の炭素鋼のスラブ500トンを幅
圧下量100〜350mmでサイジングを行い、金型押圧面の摩
耗量及びヒートクラック深さを調べた。その結果を第２
表に示す。この表から明らかなように、本発明例（No.1
〜８）の金型は、摩耗量が少なく、ヒートクラック深さ
も浅い。すなわち耐摩耗性と耐ヒートクラック性がとも
に非常に優れている。これに対して化学組成が本発明の
範囲からはずれた比較例（９〜17）の場合には、耐摩耗
性及び耐ヒートクラック性の一方が、またはその両方と
もが悪い。また比較例のNo.9、10、17においては、ショ
アー硬度は本発明の規定する範囲にあるが、化学組成が
外れているために耐摩耗性又は耐ヒートクラック性が悪
い。結局、化学組成とショアー硬度の両方を満足するこ
とによってはじめて優れた耐摩耗性と耐ヒートクラック
性が得られる。
（発明の効果） 以上に説明したように、本発明の金型は耐摩耗性と耐ヒ
ートクラック性が共にきわめて優れている。したがって
散水等の冷却を行わなくても長期寿命を有するので、サ
イジングコストの低減と生産性を著しく高めることがで
きる。
ートクラック性が共にきわめて優れている。したがって
散水等の冷却を行わなくても長期寿命を有するので、サ
イジングコストの低減と生産性を著しく高めることがで
きる。
第１図は、金型によりスラブを押圧する状態を示す図、 第２図は、金型のショアー硬度と摩耗量及びヒートクラ
ック深さとの関係を示す図、である。
ック深さとの関係を示す図、である。
Claims (2)
- 【請求項１】熱間スラブの幅サイジング用金型であっ
て、その化学組成が重量％で、 C :0.10〜0.35％、Si:0.1〜1.5％、 Mn:0.2〜1.5％、 Ni:1.0％以下、 Cr:0.8〜2.5％、 Mo:0.2％〜1.5％、 Nb:0.1〜0.8％、 N :0.01〜0.10％、 さらに、Ｖ、Ti及びZrの１種又は２種以上合計で0.8％
以下、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつショ
アー硬度HSが37〜48であることを特徴とする熱間スラブ
の幅サイジング用金型。 - 【請求項２】特許請求の範囲第１項記載の熱間スラブの
幅サイジング用金型の成分に加えて更に0.2重量％以下
のCe、0.2重量％以下のＢの１種又は２種を含有するこ
とを特徴とする熱間スラブの幅サイジング用金型。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1135454A JPH0722764B2 (ja) | 1989-05-29 | 1989-05-29 | 熱間スラブの幅サイジング用金型 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1135454A JPH0722764B2 (ja) | 1989-05-29 | 1989-05-29 | 熱間スラブの幅サイジング用金型 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03403A JPH03403A (ja) | 1991-01-07 |
| JPH0722764B2 true JPH0722764B2 (ja) | 1995-03-15 |
Family
ID=15152091
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1135454A Expired - Fee Related JPH0722764B2 (ja) | 1989-05-29 | 1989-05-29 | 熱間スラブの幅サイジング用金型 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0722764B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3761733B2 (ja) * | 1999-01-19 | 2006-03-29 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 熱間プレス用クラッド金型およびその製造方法 |
| CN103451543A (zh) * | 2013-09-10 | 2013-12-18 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种超深井用石油套管及其生产工艺 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58113352A (ja) * | 1981-12-28 | 1983-07-06 | Daido Steel Co Ltd | 熱間加工用合金鋼 |
| JPS58123860A (ja) * | 1982-01-18 | 1983-07-23 | Daido Steel Co Ltd | 熱間工具鋼 |
-
1989
- 1989-05-29 JP JP1135454A patent/JPH0722764B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03403A (ja) | 1991-01-07 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |