JPS586588B2 - 連続鋳造設備用鋳型材 - Google Patents
連続鋳造設備用鋳型材Info
- Publication number
- JPS586588B2 JPS586588B2 JP11025377A JP11025377A JPS586588B2 JP S586588 B2 JPS586588 B2 JP S586588B2 JP 11025377 A JP11025377 A JP 11025377A JP 11025377 A JP11025377 A JP 11025377A JP S586588 B2 JPS586588 B2 JP S586588B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- continuous casting
- added
- elongation
- mold material
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22C—FOUNDRY MOULDING
- B22C1/00—Compositions of refractory mould or core materials; Grain structures thereof; Chemical or physical features in the formation or manufacture of moulds
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/04—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into open-ended moulds
- B22D11/059—Mould materials or platings
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Mold Materials And Core Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は連続鋳造設備用鋳型材に関するものである。
従来、連続鋳造設備の鋳型材には純銅が採用されており
、この純銅の高温(たとえば300℃)での耐力は約6
kgf/mm2であり、寿命(鋳造時に変形をきたし、
変形量が基準量より過大になるまでの時間)が、たとえ
ば鋳造速度1.3m/minの連続鋳造設備では1回の
改削当り鋳造回数100回であり、あまり長いものでは
なかった。
、この純銅の高温(たとえば300℃)での耐力は約6
kgf/mm2であり、寿命(鋳造時に変形をきたし、
変形量が基準量より過大になるまでの時間)が、たとえ
ば鋳造速度1.3m/minの連続鋳造設備では1回の
改削当り鋳造回数100回であり、あまり長いものでは
なかった。
また純銅は軟化温度が低く、引張強さも小さいため、種
々の不都合があった。
々の不都合があった。
この純銅に替わるものとして、Cu−0.1〜3% N
i − 0. 1〜1.5%Si合金がある。
i − 0. 1〜1.5%Si合金がある。
この銅合金は析出硬化型であり、銅合金のうちでは軟化
温度(450〜500℃)が高く、引張強さ(室温で4
5〜60kgf/mm2)の大きい材料であるため種々
の分野で耐熱用の銅合金として使用されている。
温度(450〜500℃)が高く、引張強さ(室温で4
5〜60kgf/mm2)の大きい材料であるため種々
の分野で耐熱用の銅合金として使用されている。
しかしこの銅合金は、高温度においては伸びが著しく低
下するため使用分野が限定されている。
下するため使用分野が限定されている。
たとえばこの銅合金を連続鋳造設備の鋳型材として使用
した場合、熱伝導度が低いためにこれまで使用されてい
た純銅に比べて温度上昇が大きく(たとえば純銅では約
250℃の場合、この銅合金では約350℃)、このた
め銅合金板表面に発生する熱応力が大きくなる。
した場合、熱伝導度が低いためにこれまで使用されてい
た純銅に比べて温度上昇が大きく(たとえば純銅では約
250℃の場合、この銅合金では約350℃)、このた
め銅合金板表面に発生する熱応力が大きくなる。
この熱応力の発生状況は、使用する鋳型構造、連続鋳造
設備の機械形式並びに操業条件により種々異なるが、こ
の応力増大と同時に歪が増大する。
設備の機械形式並びに操業条件により種々異なるが、こ
の応力増大と同時に歪が増大する。
この歪は静的な歪だけでなく、連続鋳造設備操業時にお
ける鋳型内での溶鋼レベルの変動などに起因する動的な
歪をも含み、このような歪が発生すると銅合金板が高温
度になっていることと相まって、この高温時での延性と
発生する歪量との関連から銅合金板使用時に該板表面に
微細なクラツクが発生することがある。
ける鋳型内での溶鋼レベルの変動などに起因する動的な
歪をも含み、このような歪が発生すると銅合金板が高温
度になっていることと相まって、この高温時での延性と
発生する歪量との関連から銅合金板使用時に該板表面に
微細なクラツクが発生することがある。
そこでかかる銅合金板での微細クラツクの発生頻度を該
板が保持している高温延性との関連において検討した結
果、微細クラツクの発生を防止するには、Cu−Ni−
si系の合金では350℃の温度で0.61%の伸びを
必要とすることがわかった。
板が保持している高温延性との関連において検討した結
果、微細クラツクの発生を防止するには、Cu−Ni−
si系の合金では350℃の温度で0.61%の伸びを
必要とすることがわかった。
しかるに前記銅合金の350℃での伸びは0.5〜1%
であり、限界値に近い延性しか示さない。
であり、限界値に近い延性しか示さない。
したがってCu−NiSi系合金を従来材より改善され
たものとして連続鋳造設備の鋳型材に適用するためには
、1回の改削当りの鋳造回数を増やすために鋳型材のか
たさを改善すると同時に、高温時の延性を改善する必要
がある。
たものとして連続鋳造設備の鋳型材に適用するためには
、1回の改削当りの鋳造回数を増やすために鋳型材のか
たさを改善すると同時に、高温時の延性を改善する必要
がある。
本発明はかかる観点に立ってなされたものである。
発明者等は、CuNi−Si合金における組成とかたさ
の関%を、溶体化処理温度850℃、析出温度480℃
の条件の下で調べたところ、Siが0.25%以下では
析出硬化を示さず、かたさは約60Hvであり、0.3
%以上になるとかたさは急増し、さらにSi量を増加し
て0.7%を越えるとかたさは約180Hvで飽和し、
またNiについては0.457%以上の添加でかたさは
急増するが、2.0%以上添加してもそのかたさはSi
添加の場合と同様に約1 8 0Hvで飽和することが
明らかになった。
の関%を、溶体化処理温度850℃、析出温度480℃
の条件の下で調べたところ、Siが0.25%以下では
析出硬化を示さず、かたさは約60Hvであり、0.3
%以上になるとかたさは急増し、さらにSi量を増加し
て0.7%を越えるとかたさは約180Hvで飽和し、
またNiについては0.457%以上の添加でかたさは
急増するが、2.0%以上添加してもそのかたさはSi
添加の場合と同様に約1 8 0Hvで飽和することが
明らかになった。
第1表はNi:1.8%、Si:0.59%のCuNi
−Si合金の代表的機械的性質を実験値として例示した
ものである。
−Si合金の代表的機械的性質を実験値として例示した
ものである。
第1表に示した代表的実験値からも明らかなように、C
u−0.4 5〜2.O% Ni −0.3〜0.7
%Si合金(以下基本合金という。
u−0.4 5〜2.O% Ni −0.3〜0.7
%Si合金(以下基本合金という。
)は、室温においては銅合金として十分にすぐれた性質
を示し、高温度においても引張強さ、耐力はすぐれてい
る。
を示し、高温度においても引張強さ、耐力はすぐれてい
る。
しかし伸びは約350℃で約0.6%にまで低下する。
この350℃という温度は、基本合金で連続鋳造設備の
鋳型を製作し、実機に使用した場合の当該銅合金板表面
の上昇温度を、該板表面から10mmと20mmの位置
に埋め込んだ熱電対により測定した結果を外挿法により
求めた結果の代表値であり、実機での操業条件の変動、
連続鋳造設備の型式によっても当然変化する。
鋳型を製作し、実機に使用した場合の当該銅合金板表面
の上昇温度を、該板表面から10mmと20mmの位置
に埋め込んだ熱電対により測定した結果を外挿法により
求めた結果の代表値であり、実機での操業条件の変動、
連続鋳造設備の型式によっても当然変化する。
しかしてかかる基本合金を鋳型材として用いた場合には
、たとえば鋳造速度1.3m/minのとき、1回の改
削当りの鋳造回数は、純銅の場合が100回であるのに
対し、2倍以上に増大し、連続鋳造設備の鋳型材として
すぐれたものであることが明らかになった。
、たとえば鋳造速度1.3m/minのとき、1回の改
削当りの鋳造回数は、純銅の場合が100回であるのに
対し、2倍以上に増大し、連続鋳造設備の鋳型材として
すぐれたものであることが明らかになった。
ところが、Cu−Ni−Si系合金鋳型材の寿命は、純
銅鋳型材の場合が前述したように高温耐力の不足により
生ずる銅板の変形量で決定されるのに対し、鋳型内に注
入された溶鋼のメニスカス近傍の銅合板表面に発生する
微細クラツクによって決定され、しかもこのクラツク発
生は溶鋼面の変動による熱応力の繰返し変動に起因する
ことが明らかになった。
銅鋳型材の場合が前述したように高温耐力の不足により
生ずる銅板の変形量で決定されるのに対し、鋳型内に注
入された溶鋼のメニスカス近傍の銅合板表面に発生する
微細クラツクによって決定され、しかもこのクラツク発
生は溶鋼面の変動による熱応力の繰返し変動に起因する
ことが明らかになった。
そこでこの対策として、Cu−Ni−Si系合金の機械
的性質との関%を調査した結果、前記基本合金は高温延
性においてなお不足していることが判明した。
的性質との関%を調査した結果、前記基本合金は高温延
性においてなお不足していることが判明した。
そしてこの高温延性は前述したように、350℃で0.
6%以上を要することが判ったのである。
6%以上を要することが判ったのである。
したがって次に基本合金の高温延性の改善につき検討し
た。
た。
発明者等は、基本合金の高温延性を改善するための種々
の添加元素の検討を行い、その結果CrとCeについて
著しい効果を得た。
の添加元素の検討を行い、その結果CrとCeについて
著しい効果を得た。
第1図は温度350℃で、基本合金の伸びに及ぼすCr
とCeの影響を示したグラフ図であり、このグラフ図か
ら明らかなように、Crを添加すると0.06%までは
その効果は小さいが、0.06%以上になると伸びは大
きく向上し、0.1%添加で4%、0.15%添加で5
%となる。
とCeの影響を示したグラフ図であり、このグラフ図か
ら明らかなように、Crを添加すると0.06%までは
その効果は小さいが、0.06%以上になると伸びは大
きく向上し、0.1%添加で4%、0.15%添加で5
%となる。
さらに0.2φでも約5%の伸びを示すが、0.2%以
上では伸びは急減し、0.3%添加では約0.8%の伸
びになる。
上では伸びは急減し、0.3%添加では約0.8%の伸
びになる。
このようなCrの添加効果は、結晶粒を著しく微細化す
る効果と、Ni−Si化合物の粒界析出の抑制にもとず
く結晶粒界の強化にあることが判った。
る効果と、Ni−Si化合物の粒界析出の抑制にもとず
く結晶粒界の強化にあることが判った。
たとえばCr,Ce無添加の基本合金では、クラツクが
結晶粒径は0,3〜0.5mmであり、結晶粒界破壊で
あるのに対し、0,1%のCr添加では結晶粒径は約0
.07mmとなり粒内破壊に変化する。
結晶粒径は0,3〜0.5mmであり、結晶粒界破壊で
あるのに対し、0,1%のCr添加では結晶粒径は約0
.07mmとなり粒内破壊に変化する。
すなわちCr添加により基本合金は粒界強化されるので
ある。
ある。
またCr添加量にはおのずから適正量が存在し、添加量
の大きい側でも伸びが低下するのは析出量が増加するか
らである。
の大きい側でも伸びが低下するのは析出量が増加するか
らである。
またCeはCrより微量の添加で効果があり、第1図の
ように、0.005%添加で伸びは2%、0601%添
加で4%、0.015%添加で4.6%(最大)となり
、さらに添加量を増加すると伸びは急減し、0.034
1%では1%の伸びになる。
ように、0.005%添加で伸びは2%、0601%添
加で4%、0.015%添加で4.6%(最大)となり
、さらに添加量を増加すると伸びは急減し、0.034
1%では1%の伸びになる。
Ceの添加効果は、結晶粒の微細化と凝固時のデンドラ
ンド境界での不純物減少による結晶粒界の清浄化にあり
、Ce添加量が増大すると伸びが急減するのはCe化合
物が析出するからである。
ンド境界での不純物減少による結晶粒界の清浄化にあり
、Ce添加量が増大すると伸びが急減するのはCe化合
物が析出するからである。
第2図は基本合金、0.1φC『添加合金、0、01%
Ce添加合金、0.1%Cr−0.01%Ce添加合金
について室温から450℃までの温度変化に対する伸び
の変化を示したものであり、これらから明らかなように
、0.1%Cr添加合金0.01%Ce添加合金は基本
合金に比べて大きく改善されている。
Ce添加合金、0.1%Cr−0.01%Ce添加合金
について室温から450℃までの温度変化に対する伸び
の変化を示したものであり、これらから明らかなように
、0.1%Cr添加合金0.01%Ce添加合金は基本
合金に比べて大きく改善されている。
さらに大きな改善効果のあるCrとCeとを同時に添加
した0. 1 % C r −0.01%Ce合金では
その効果がさらに顕著であり、たとえば当該合金では2
00℃までの温度での伸びはCr添加合金、Ce添加合
金と大差ないが、200℃以上において伸びは大きく改
善され350℃では約6.5%を示す。
した0. 1 % C r −0.01%Ce合金では
その効果がさらに顕著であり、たとえば当該合金では2
00℃までの温度での伸びはCr添加合金、Ce添加合
金と大差ないが、200℃以上において伸びは大きく改
善され350℃では約6.5%を示す。
連続鋳造設備の鋳型材には0.6%以上の伸びが要求さ
れることは既に述べたが、鋳型材は実際上500〜60
0回の操業に供されるため(通常は100〜300回で
鋳型材表面を切削修正する。
れることは既に述べたが、鋳型材は実際上500〜60
0回の操業に供されるため(通常は100〜300回で
鋳型材表面を切削修正する。
)500〜600回の連続使用を考慮すると鋳型材に要
求される伸びは実際上、0.6%の3倍の1.8%とな
る。
求される伸びは実際上、0.6%の3倍の1.8%とな
る。
したがって第1図より、CrとCeの添加量はCrが0
.0 7 5 〜0.2 8 5%、Ceが0.004
5〜0.033%となる。
.0 7 5 〜0.2 8 5%、Ceが0.004
5〜0.033%となる。
次に基本合金に0.1%のCrと0.01%のCeを同
時添加した得た鋳型板を連続鋳造設備に使用した結果を
説明する。
時添加した得た鋳型板を連続鋳造設備に使用した結果を
説明する。
基本合金を低周波溶解炉で、アルゴン雰囲気中において
溶解し、この溶湯中にCu−10%Cr母合金を添加し
てクロム量を調整したのち、メタくリツクCeを添加し
た。
溶解し、この溶湯中にCu−10%Cr母合金を添加し
てクロム量を調整したのち、メタくリツクCeを添加し
た。
Ce添加は溶湯直前におこなった。
この溶湯をダービル鋳造法(鋳造試験片採取方法)によ
り鋳型で鋳造し、得られた鋳塊を押湯部切断均質化熱処
理を施し、700℃以上の温度で鍛造し、所定寸法の鋳
型板を得た。
り鋳型で鋳造し、得られた鋳塊を押湯部切断均質化熱処
理を施し、700℃以上の温度で鍛造し、所定寸法の鋳
型板を得た。
この鋳型板を溶体化処理(850℃)並びに析出処理(
450℃)し、この後連続鋳造設備鋳型の鋳型板(銅板
)に加工し、実機に使用した。
450℃)し、この後連続鋳造設備鋳型の鋳型板(銅板
)に加工し、実機に使用した。
実機使用条件は次の通りであった。
連続鋳造設備・・・120角ブルーム連続鋳造機鋼種・
・・ステンレス鋼 鋳造速度・・・0.9m/min 銅板表面・・・メッキなし この条件によると350回の連続使用によっても鋳型材
にクラツクの発生は認められなかった。
・・ステンレス鋼 鋳造速度・・・0.9m/min 銅板表面・・・メッキなし この条件によると350回の連続使用によっても鋳型材
にクラツクの発生は認められなかった。
同条件で基本合金による鋳型材を用いた場合は、150
〜250回の連続使用により溶鋼側表面に微細クラツク
が発生した。
〜250回の連続使用により溶鋼側表面に微細クラツク
が発生した。
なお一般の銅板では変形、摩耗などにより100〜20
0回しか連続使用できないのが現状であり、本発明合金
でも350回以上の連続使用ができなかったのは鋳型材
下部が摩耗したためである。
0回しか連続使用できないのが現状であり、本発明合金
でも350回以上の連続使用ができなかったのは鋳型材
下部が摩耗したためである。
第2表は基本合金、Cr添加合金、Ce添加合金、Cr
−Ce添加合金についての代表的実験値を示したもので
ある。
−Ce添加合金についての代表的実験値を示したもので
ある。
第1図は350℃での伸びに及ぼすCrとCe35の影
響を示すグラフ図、第2図は短時間引張試験の伸びを示
すグラフ図である。
響を示すグラフ図、第2図は短時間引張試験の伸びを示
すグラフ図である。
Claims (1)
- I Cu−0.4 5 〜2.O%Ni−0.3〜0
.7%Si合金に、Ceを0.0 4 5 〜0.0
3 3 %及び/又はCrを0.075〜0.285%
添加したことを特徴とする連続鋳造設備用鋳型材。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11025377A JPS586588B2 (ja) | 1977-09-12 | 1977-09-12 | 連続鋳造設備用鋳型材 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11025377A JPS586588B2 (ja) | 1977-09-12 | 1977-09-12 | 連続鋳造設備用鋳型材 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5443121A JPS5443121A (en) | 1979-04-05 |
JPS586588B2 true JPS586588B2 (ja) | 1983-02-05 |
Family
ID=14530988
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11025377A Expired JPS586588B2 (ja) | 1977-09-12 | 1977-09-12 | 連続鋳造設備用鋳型材 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS586588B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5961544A (ja) * | 1982-10-01 | 1984-04-07 | Hitachi Metals Ltd | 高融点金属鋳造用プリハ−ドン型材料 |
CN112296311A (zh) * | 2020-10-30 | 2021-02-02 | 山东鸿源新材料有限公司 | 稀土铝合金电机机壳制造工艺 |
-
1977
- 1977-09-12 JP JP11025377A patent/JPS586588B2/ja not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5443121A (en) | 1979-04-05 |
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