JPS6058771B2 - 連続鋳造設備の鋳型材 - Google Patents
連続鋳造設備の鋳型材Info
- Publication number
- JPS6058771B2 JPS6058771B2 JP18867180A JP18867180A JPS6058771B2 JP S6058771 B2 JPS6058771 B2 JP S6058771B2 JP 18867180 A JP18867180 A JP 18867180A JP 18867180 A JP18867180 A JP 18867180A JP S6058771 B2 JPS6058771 B2 JP S6058771B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- copper
- phase
- alloy
- mold
- added
- 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
Links
Classifications
-
- 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)
- Continuous Casting (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は連続鋳造設備における鋳型材に関する。
連続鋳造設備の鋳型材料に要求される特性は、連鋳機の
高速化に伴なつてますます多様化、苛酷化しつつあり、
耐摩耗性もその重要な性質の一つである。
高速化に伴なつてますます多様化、苛酷化しつつあり、
耐摩耗性もその重要な性質の一つである。
通常、鋳型材料として銅が使用されており、鋳型の耐摩
耗性に対処するものとして表面処理による方法も種々行
なわれているが、本発明のものは表面処理によらず鋳型
材自身で対処するものである。ところで、鋳型の摩耗は
ストランドの寸法的精度に関与するだけでなく、Ｃｕピ
ックアップとなつてストランドの表面性状を粗害するも
のである。
耗性に対処するものとして表面処理による方法も種々行
なわれているが、本発明のものは表面処理によらず鋳型
材自身で対処するものである。ところで、鋳型の摩耗は
ストランドの寸法的精度に関与するだけでなく、Ｃｕピ
ックアップとなつてストランドの表面性状を粗害するも
のである。
そこで本発明者等は、上記問題を解消するために、銅の
中に他の元素を添加し、銅α相とは異なる第２相を析出
させて、鋳型材料の金属組織とＣｕピックアップによる
表面性状評点との関連を検討した。
中に他の元素を添加し、銅α相とは異なる第２相を析出
させて、鋳型材料の金属組織とＣｕピックアップによる
表面性状評点との関連を検討した。
その結果、銅合金鋳型材料であつても、第２相（異相）
の占める面積をある値以上にすることにより、表面割れ
を顕著に減らす事が可能であることをつきとめ、本発明
に至つた。以下、本発明を図面とともに詳細に説明する
。第１図は銅α相に第２相を析出させた場合、その面積
率とクラック評点との関係を表わしたグラフである。こ
のグラフかられかるように、銅α相の面積率が減少する
と、クラック評点は小さくなり、表面性状は向上する。
例えば、７０％まではその向上はわずかであるが、６５
％より少なくなるとその表面性状は急激に向上し、５０
％においてはその評点は４となる。そして、更に向上さ
せると、ニッケル表面処理材に接近する。なお、第１図
において、Ａは純銅に相当し、Ｂはニッケル表面処理材
に相当する。このように、銅α相の面積率の減少がクラ
ック評点の向上につながる理由は、ストランドと接触す
る銅α相の面積率か低下するためだけでなく、銅α相の
面積率の減少は銅α相以外の第２相の増加に対応するも
のであり、従つて第２相の増加による耐摩耗性向上が銅
α相の面積率の低下と相乗的に好結果をもたらしている
ためである。ところで、銅に添加される金属元素として
は、鋳型材料であることを考慮すると、下記の事項を満
足する必要がある。
の占める面積をある値以上にすることにより、表面割れ
を顕著に減らす事が可能であることをつきとめ、本発明
に至つた。以下、本発明を図面とともに詳細に説明する
。第１図は銅α相に第２相を析出させた場合、その面積
率とクラック評点との関係を表わしたグラフである。こ
のグラフかられかるように、銅α相の面積率が減少する
と、クラック評点は小さくなり、表面性状は向上する。
例えば、７０％まではその向上はわずかであるが、６５
％より少なくなるとその表面性状は急激に向上し、５０
％においてはその評点は４となる。そして、更に向上さ
せると、ニッケル表面処理材に接近する。なお、第１図
において、Ａは純銅に相当し、Ｂはニッケル表面処理材
に相当する。このように、銅α相の面積率の減少がクラ
ック評点の向上につながる理由は、ストランドと接触す
る銅α相の面積率か低下するためだけでなく、銅α相の
面積率の減少は銅α相以外の第２相の増加に対応するも
のであり、従つて第２相の増加による耐摩耗性向上が銅
α相の面積率の低下と相乗的に好結果をもたらしている
ためである。ところで、銅に添加される金属元素として
は、鋳型材料であることを考慮すると、下記の事項を満
足する必要がある。
１ 硬さが大きいこと。
例えば金属間化合物などが望ましい。・２ 銅との相互
固溶度が小さいこと。
固溶度が小さいこと。
３ 極力少量の添加で、第２相の形成が大きくなること
。
。
４熱伝導度を極力低下させないこと。
例えば、銅一亜鉛系のように、α相とくらべてさほど硬
さの大きくないβ相を第２相として析出させた場合、第
１図の点線で示すように、銅α相の減少の効果は低下す
る。
さの大きくないβ相を第２相として析出させた場合、第
１図の点線で示すように、銅α相の減少の効果は低下す
る。
そこで、焼結法などの特殊製造法を除き、溶解鋳造法に
より製造可能なものに限定して、上述した合金系を検討
した結果、下記の条件を満足すれば良いことが分かつた
。
より製造可能なものに限定して、上述した合金系を検討
した結果、下記の条件を満足すれば良いことが分かつた
。
即ち、第１図において示された第２相の形成割合が３５
％以上になる量が最小添加量となり、また最大添加量は
合金系の熱伝導度が純銅の１２％以上になる量で決定さ
れることである。このような条件を満足するものとして
ＣＵ−３５〜６５％Ｆｅ合金が指摘される。なお、の熱
合金伝導度が純銅の１２％より低くならないように考慮
したのは、これより低くなると鋳型温度が上昇し、その
結果鋳型内熱応力が大きくなり、不都合が生じるからで
ある。しかし、通常の鋳型は使用回数の増加につれて変
形し、摩耗をきたし寿命となるが、高速連鋳機５の鋳型
においては、鋳型銅板の上部（上端）が収縮するいわゆ
る扇型変形が最大の寿命原因となつている。
％以上になる量が最小添加量となり、また最大添加量は
合金系の熱伝導度が純銅の１２％以上になる量で決定さ
れることである。このような条件を満足するものとして
ＣＵ−３５〜６５％Ｆｅ合金が指摘される。なお、の熱
合金伝導度が純銅の１２％より低くならないように考慮
したのは、これより低くなると鋳型温度が上昇し、その
結果鋳型内熱応力が大きくなり、不都合が生じるからで
ある。しかし、通常の鋳型は使用回数の増加につれて変
形し、摩耗をきたし寿命となるが、高速連鋳機５の鋳型
においては、鋳型銅板の上部（上端）が収縮するいわゆ
る扇型変形が最大の寿命原因となつている。
この扇型変形の主原因としては、操業時に銅板に発生す
る熱応力によるクリープ変形が指摘されており、従つて
鋳型寿命増大のためには、冫鋳型材料がクリープ変形の
生じにくい、即ちクリープテストにおけるクリープ歪の
小さいものであることが望ましい、そこで、以下上述の
ＣＵ−３５〜６５％Ｆｅ合金のクリープ歪を改善したも
のについて説明する。先ず、クロムをＣｕ−Ｆｅ合金に
添５加してクリープ歪への影響を調べると、クロムは銅
中で析出硬化する元素であり、Ｃｕ−Ｆｅ合金における
析出相が光学顕微鏡で観察し得る程度の粒度に比べ、こ
の析出相は電子顕微鏡で観察しなければならない程微細
な粒度であり、Ｃｕ−Ｆｅ合金３のクリープ強度を改善
することが判つた。そこで、析出硬化に寄与し得るクロ
ム添加量を検討した結果、Ｃｕ−Ｆｅ２７ｃ合金での適
正量よりも添加量を増加させる必要があり、その値はＣ
ｒ；０．６〜１．５％であつた。即ち、Ｃｕ−Ｆｅ合金
は銅α相と鉄４，（リッチ）相よりなるが、銅α相を強
化し、クリープ強度の改善に効果が認められるクロムの
最小添加量が０．６％であり、１．５％より多いとその
効果は飽和する。ここで、ＣＵ−４０％Ｆｅ合金にクロ
ム量を種々添加し、連鋳操業時において鋳型銅板に想定
される４０００Ｃ，１８ｋｇｆ／Ｔｒ！ｉの下でクリー
プ試験（なお、試験時間は８時間である。）を行なつた
結果を第２図に示すと、クロム添加量が０．６％以上で
その効果が明らかになり、１．０％ては純銅の約７０％
のクリープ歪にまで向上するが、１．５％より多いとそ
の効果は飽和する。次にジルコニウムはクロムと同じ効
果を持つ元素であり、適正添加量は第３図に示すように
０．０４〜０．２０％である。ｌまた、チタンはクロム
と同じ効果を持つ元素であり、第３図に示すように、そ
の適正添加量は０．０２〜０．２０％である。第１表に
示す試験結果かられかるように、クロム、ジルコン、及
びチタンはそれぞれ単独に添加しても効果はあるが、中
でもジルコニウムが最も効果的で、ジルコニウムを添加
した場合のクリープ歪は０．７５で、クローム、チタン
における０．８５より優れている、また、複合添加する
と各元素を単独に添加する場合よりクリープ歪は少なく
なるが、この場合でもジルコニウムが添加されている方
がその効果がより顕著になる。
る熱応力によるクリープ変形が指摘されており、従つて
鋳型寿命増大のためには、冫鋳型材料がクリープ変形の
生じにくい、即ちクリープテストにおけるクリープ歪の
小さいものであることが望ましい、そこで、以下上述の
ＣＵ−３５〜６５％Ｆｅ合金のクリープ歪を改善したも
のについて説明する。先ず、クロムをＣｕ−Ｆｅ合金に
添５加してクリープ歪への影響を調べると、クロムは銅
中で析出硬化する元素であり、Ｃｕ−Ｆｅ合金における
析出相が光学顕微鏡で観察し得る程度の粒度に比べ、こ
の析出相は電子顕微鏡で観察しなければならない程微細
な粒度であり、Ｃｕ−Ｆｅ合金３のクリープ強度を改善
することが判つた。そこで、析出硬化に寄与し得るクロ
ム添加量を検討した結果、Ｃｕ−Ｆｅ２７ｃ合金での適
正量よりも添加量を増加させる必要があり、その値はＣ
ｒ；０．６〜１．５％であつた。即ち、Ｃｕ−Ｆｅ合金
は銅α相と鉄４，（リッチ）相よりなるが、銅α相を強
化し、クリープ強度の改善に効果が認められるクロムの
最小添加量が０．６％であり、１．５％より多いとその
効果は飽和する。ここで、ＣＵ−４０％Ｆｅ合金にクロ
ム量を種々添加し、連鋳操業時において鋳型銅板に想定
される４０００Ｃ，１８ｋｇｆ／Ｔｒ！ｉの下でクリー
プ試験（なお、試験時間は８時間である。）を行なつた
結果を第２図に示すと、クロム添加量が０．６％以上で
その効果が明らかになり、１．０％ては純銅の約７０％
のクリープ歪にまで向上するが、１．５％より多いとそ
の効果は飽和する。次にジルコニウムはクロムと同じ効
果を持つ元素であり、適正添加量は第３図に示すように
０．０４〜０．２０％である。ｌまた、チタンはクロム
と同じ効果を持つ元素であり、第３図に示すように、そ
の適正添加量は０．０２〜０．２０％である。第１表に
示す試験結果かられかるように、クロム、ジルコン、及
びチタンはそれぞれ単独に添加しても効果はあるが、中
でもジルコニウムが最も効果的で、ジルコニウムを添加
した場合のクリープ歪は０．７５で、クローム、チタン
における０．８５より優れている、また、複合添加する
と各元素を単独に添加する場合よりクリープ歪は少なく
なるが、この場合でもジルコニウムが添加されている方
がその効果がより顕著になる。
例えば、Ｃｒ−Ｚｒ，Ｚｒ−Ｔｉ，Ｃｒ−Ｚｒ−Ｔｉの
ように複合添加すると、第一表に示すようにそのクリー
プ特性は向上する。なお、第一表における試験条件とし
ては、温度４００℃、応力１８ｋ９ｆ／ｄ１時間？てあ
る。なお、本明細書において、合金の添加量を表わす％
は重量％を示すものである。以上のように、本発明のＣ
Ｕ−３５〜６５％Ｆｅ合金に、Ｚｒを０．０４〜０．２
０％の割合で添加した合金を使用した鋳型によれば、従
来の純銅鋳型に比べて、ストランド表面性状及び鋳型寿
命を著しく向上させることができる。
ように複合添加すると、第一表に示すようにそのクリー
プ特性は向上する。なお、第一表における試験条件とし
ては、温度４００℃、応力１８ｋ９ｆ／ｄ１時間？てあ
る。なお、本明細書において、合金の添加量を表わす％
は重量％を示すものである。以上のように、本発明のＣ
Ｕ−３５〜６５％Ｆｅ合金に、Ｚｒを０．０４〜０．２
０％の割合で添加した合金を使用した鋳型によれば、従
来の純銅鋳型に比べて、ストランド表面性状及び鋳型寿
命を著しく向上させることができる。
第１図は銅合金における銅の面積率とストランド表面の
クラック評点との関係を示すグラフ、第２図はＣＵ−４
０％Ｆｅ合金へのクロム添加量とクリープ歪との関係を
示すグラフ、第３図はＣＵ−４０％Ｆｅ合金へのジルコ
ニウム及びチタンの各添加量とクリープ歪との関係を示
すグラフである。
クラック評点との関係を示すグラフ、第２図はＣＵ−４
０％Ｆｅ合金へのクロム添加量とクリープ歪との関係を
示すグラフ、第３図はＣＵ−４０％Ｆｅ合金へのジルコ
ニウム及びチタンの各添加量とクリープ歪との関係を示
すグラフである。
Claims (1)
- １ 重量％で、Ｆｅ：３５〜６５％、Ｚｒ：０．０４〜
０．２０％、残りＣｕからなることを特徴とする連続鋳
造設備の鋳型材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18867180A JPS6058771B2 (ja) | 1980-12-29 | 1980-12-29 | 連続鋳造設備の鋳型材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18867180A JPS6058771B2 (ja) | 1980-12-29 | 1980-12-29 | 連続鋳造設備の鋳型材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57112947A JPS57112947A (en) | 1982-07-14 |
| JPS6058771B2 true JPS6058771B2 (ja) | 1985-12-21 |
Family
ID=16227809
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18867180A Expired JPS6058771B2 (ja) | 1980-12-29 | 1980-12-29 | 連続鋳造設備の鋳型材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6058771B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0540211Y2 (ja) * | 1985-09-25 | 1993-10-13 |
-
1980
- 1980-12-29 JP JP18867180A patent/JPS6058771B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0540211Y2 (ja) * | 1985-09-25 | 1993-10-13 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57112947A (en) | 1982-07-14 |
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