JPH0314896B2 - - Google Patents
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- JPH0314896B2 JPH0314896B2 JP30821087A JP30821087A JPH0314896B2 JP H0314896 B2 JPH0314896 B2 JP H0314896B2 JP 30821087 A JP30821087 A JP 30821087A JP 30821087 A JP30821087 A JP 30821087A JP H0314896 B2 JPH0314896 B2 JP H0314896B2
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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
- B22D11/057—Manufacturing or calibrating the moulds
-
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- B22D11/059—Mould materials or platings
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
［産業上の利用分野］
本発明は耐熱性が優れ鋼の連続鋳造に好適の連
続鋳造用鋳型及びその製造方法に関する。 ［従来の技術］ 近時、鋼の連続鋳造においては、鋳造速度の高
速化及び鋳造サイクルの短縮等の操業上の技術改
善がなされたことにより、その鋳型にとつては使
用環境が一層苛酷なものになつている。従来、鋼
連続鋳造用鋳型材料としては、熱伝導性が良好で
あると共に、生産が容易で低コストであるという
特長を有する燐脱酸鋼が一般的に使用されてい
る。 しかしながら、連続鋳造中に鋳型内壁の温度が
約250℃の高温に上昇すると、鋳型内面が軟化し
たり、鋳型の内壁と外壁との間に生ずる熱応力に
耐え難くなり、変形及び摩耗が生じやすくなる。
このため、従来の燐脱酸銅製鋳型は寿命が短いと
いう欠点を有する。 従つて、従来の燐脱酸銅の替りに、耐摩耗性及
び耐熱変形性が優れた鋼連続鋳造用鋳型の開発が
要望されている。 そこで、この要望に沿う材料として、Cu−Cr
−Zr系合金及びCu−Fe−Ｐ系合金等が注目され
ている。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかしながら、Cu−Cr−Zr系合金は大気造塊
が困難であり、その製造のためには、真空中又は
不活性ガス雰囲気下で溶解することができる鋳造
設備を必要とする。このため、この合金により鋳
造を製造すると製造コストが高くなる。しかも、
Crを含有するため、公害面での制約を受ける。 Cu−Fe−Ｐ系合金は折出強化型の銅合金であ
り、熱間加工後の低加工率での冷間抽伸工程と、
時効処理及び局部応力除去のための焼鈍の工程と
により製造される。ところで、鋳型は従来の燐脱
酸銅と同等のコストで製造することができること
が必要であり、このためには、燐脱酸銅と同一の
製造工程で製造可能であることが前提となる。即
ち、燐脱酸銅と同様の熱間ピアシング加工により
製造可能であれば、従来の設備をそのまま使用す
ることができるからである。しかしながら、本願
発明者等が製造実験を繰り返したところ、ピアシ
ング熱間加工後の冷間加工率が低いため、中間熱
処理において、一般銅合金材と同様に500℃の温
度で２時間という条件で焼鈍したのではCu−Fe
−Ｐ系合金が再結晶せず、異常組識が発生して粒
界が弱くなることが判明した。このように粒界が
弱いと、その後の冷間抽伸工程で割れが生じるた
め、製品化が困難である。 本発明はかかる問題点に鑑みてなされたもので
あつて、Cu−Fe−Ｐ系合金よりも優れた特性を
有し、特に耐熱性が優れた長寿命の連続鋳造用鋳
型を提供すると共に、この鋳型を従来の燐脱酸銅
製鋳型の製造工程と同様に熱間ピアシング法を適
用しつつ、熱間ピアシング後の冷間抽伸工程にお
ける割れの発生を回避して製造することができる
連続鋳造用鋳型の製造方法を提供することを目的
とする。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明に係る耐熱性連続鋳造用鋳型は、0.05乃
至0.20重量％のFe、0.02乃至0.05重量％のＰ、
0.05乃至0.20重量％のAg、及び0.05乃至0.15重量
％のNiを含有し、残部が実質的にCuである銅合
金をつくられたことを特徴とする。 本発明に係る耐熱性連続鋳造用鋳型の製造方方
法は、0.05乃至0.20重量％のFe、0.02乃至0.05重
量％のＰ、0.05乃至0.20重量％のAg、及び0.05乃
至0.15重量％のNiを含有し、残部が実質的にCu
である銅合金鋳塊を、750乃至900℃の温度に加熱
してピアシング加工する工程と、得られた素管を
30乃至45％の減面率で冷間抽伸加工する工程と、
650乃至750℃の温度で30分乃至４時間加熱する第
１段の焼鈍工程と、500乃至625℃の温度で30分乃
至４時時間加熱する第２段の焼鈍工程と、30乃至
45％の総減面率で冷間抽伸及び鋳型形状への抽伸
加工を実施する工程と、250乃至400℃の温度で30
分乃至４時間加熱して局部応力を除去する第３段
の焼鈍工程とを有することを特徴とする。 ［実施例］ 以下、本発明について具体的に説明する。 先ず、本発明に係る耐熱性連続鋳造用鋳型を構
成する耐熱銅合金の成分添加理由及びその組成限
定理由について説明する。 Fe 含有成分のFe（鉄）は単独では耐摩耗性及び強
度の向上効果が小さいと共に、耐熱性及び高温引
張強さ等の高温特性の向上効果も小さい。しかし
ながら、FeをＰ（燐）と共に含有することによつ
て、Fe2Pの燐化鉄が形成され、耐摩耗性、強度、
耐熱性及び高温引張強さのいずれも高くなり、優
れた特性を発揮させることができる。 この場合に、Fe含有量が0.05重量％未満では上
記の効果は少ない。また、Feを0.20重量％を超え
て含有すると、Ｐが0.02乃至0.05重量％含有され
ていても、Feは銅合金母材中に固溶するため導
電率が低下する。従つて、Fe含有量は0.05乃至
0.20重量％とする。 Ｐ Ｐは前述の如くFeとの共存により燐化鉄Fe2P
を生成して、耐摩耗性及び耐熱性並びに高温及び
常温強度を高める。 Ｐ含有量が0.20重量％未満と少ない場合は0.05
乃至0.20重量％のFeと化合して形成されるFe2P
量が少ないため、上述の機械的強度の向上効果が
少ない。また、Ｐ含有量が0.05重量％を超える
と、鋳塊自体の粒界にCu＋Cu3P（融点174℃）の
共晶が生じ、700乃至900℃の温度における熱間ピ
アシング加工時に粒界割れが発生する。更に、
700℃よりも低い温度では変形抵抗が大きくなり、
加工が困難となる。従つて、Ｐ含有量は0.02乃至
0.05重量％とする。 Ag 本発明はAg（銀）を含有することに特徴を有す
る。このAgは耐熱性を向上させるために必須の
元素であり、この元素は銅合金母材中に固溶して
も導電率をあまり低下させることがなく、強度及
び耐熱性を向上させる。Agの含有量が0.05重量
％未満の場合は上述の耐熱性向上効果は少なく、
一方Agを0.20重量％を超えて含有することはAg
が高価であることを考慮すると無駄である。従つ
て、Ag含有量は0.05乃至0.20重量％とする。 Ni Ni（ニツケル）は銅合金の強度の向上に寄与す
る元素である。Ni含有量が0.05重量％未満の場合
はこのような効果が少なく、0.15重量％を超えて
Niを含有すると、銅合金の導電率が低下する。
従つて、Ni含有量は0.05乃至0.15重量％とする。 このような組成を有する銅合金は、Cu−Fe−
Ｐ系合金に比して、導電率が低下することなく、
その耐熱性が著しく向上している。また、この銅
合金は常温及び高温の強度等も優れている。従つ
て、この銅合金でつくられた連続鋳造用鋳型は、
連続鋳造操業中に熱応力が付加さても変形し難く
寿命が長くなると共に、操業の円滑化を可能と
し、生産性が向上する。 次に、本発明に係る耐熱性連続鋳造用鋳型の製
造方法について説明する。 先ず、上述の成分を上述の範囲で含有する銅合
金の鋳塊を750乃至900℃の温度に加熱し、ピアシ
ング法により熱間加工して素管を得る。 次いで、この素管を減面率30乃至45％の低加工
率で冷間抽伸加工した後、連続２段の焼鈍を実施
する。第１の焼鈍工程においては、この素管を
650乃至750℃の温度に30分乃至４時間加熱して焼
鈍する。これにより、ピアシング材の低加工率に
冷間組識を均一に再結晶させ、次工程の冷間抽伸
工程において割れが発生することを防止する。 この焼鈍温度が650℃未満の場合には、銅合金
が再結晶しないため、伸びが小さいので、加工性
が劣化する。その結果、次工程の冷間抽伸加工に
おいて割れが発生する。一方、焼鈍温度が750℃
を超える場合には、二再結晶が生じて結晶粒が大
きくなるために、粒界が弱くなり、硬さ及び強度
が低下する。従つて、第１の焼鈍工程における焼
鈍温度は650乃至750℃とする。 焼鈍時間は上記効果を得るためには30分以上が
必要である。一方、省エネルギーの観点から長時
間熱処理することは無駄であるので、焼鈍時間は
４間以内にする。 第２の焼鈍工程においては、この素管を500乃
至625℃の温度に30分乃至４時間加熱して焼鈍す
る。この２段目の焼鈍は、燐化鉄（Fe2P）を析
出させるために行う。このFe2Pの析出により導
電率が高くなり、強度も若干上昇する。しかし、
500℃未満の温度では30分乃至４時間加熱しても
析出は不十分であり、また625℃の温度を超える
と析出は生じるもののその析出量が少ないため、
導電率の向上効果が小さい。従つて、第２の焼鈍
工程の焼鈍温度は500乃至625℃とする。 焼鈍時間が30分未満の場合は500乃至625℃の温
度に加熱しても析出は不十分であり、焼鈍時間が
４時間を超えると省エネルギーの観点から経済的
でない。従つて、焼鈍時間は30分乃至４時間とす
る。 次に、素管を冷間抽伸加工し、更に、例えば、
角型の鋳型形状に抽伸加工する。この冷間抽伸及
び鋳型形状への抽伸加工は、総減面率が30乃至45
％である。 次いで、この鋳型形状をなす管材を250乃至400
℃の温度に30分乃至４時間加熱して焼鈍する。こ
の第３の焼鈍は冷間抽伸加工により生じた局部応
力を除去するためのものである。焼鈍温度が250
℃未満の場合にはこの効果が小さく、また、400
℃を超える温度で焼鈍すると、硬さが低下する。
従つて、焼鈍温度は250乃至400℃とする。焼鈍時
間が30分未満の場合は上述した効果は少なく、ま
た４時間を超えて加熱しても無駄である。従つ
て、焼鈍時間は30分乃至４時間とする。 次に、本発明方法により、耐熱性が優れた鋼連
続鋳造用管型鋳型を製造した実施例１乃至３につ
いて、比較例１乃至３と共に説明する。 下記第１表に示す組成の銅合金のうち、No.１乃
至No.４の合金を６トンコアレス炉により木炭被覆
下に溶解し、外径が205mm、長さが1000mmの鋳塊
を造塊した。
続鋳造用鋳型及びその製造方法に関する。 ［従来の技術］ 近時、鋼の連続鋳造においては、鋳造速度の高
速化及び鋳造サイクルの短縮等の操業上の技術改
善がなされたことにより、その鋳型にとつては使
用環境が一層苛酷なものになつている。従来、鋼
連続鋳造用鋳型材料としては、熱伝導性が良好で
あると共に、生産が容易で低コストであるという
特長を有する燐脱酸鋼が一般的に使用されてい
る。 しかしながら、連続鋳造中に鋳型内壁の温度が
約250℃の高温に上昇すると、鋳型内面が軟化し
たり、鋳型の内壁と外壁との間に生ずる熱応力に
耐え難くなり、変形及び摩耗が生じやすくなる。
このため、従来の燐脱酸銅製鋳型は寿命が短いと
いう欠点を有する。 従つて、従来の燐脱酸銅の替りに、耐摩耗性及
び耐熱変形性が優れた鋼連続鋳造用鋳型の開発が
要望されている。 そこで、この要望に沿う材料として、Cu−Cr
−Zr系合金及びCu−Fe−Ｐ系合金等が注目され
ている。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかしながら、Cu−Cr−Zr系合金は大気造塊
が困難であり、その製造のためには、真空中又は
不活性ガス雰囲気下で溶解することができる鋳造
設備を必要とする。このため、この合金により鋳
造を製造すると製造コストが高くなる。しかも、
Crを含有するため、公害面での制約を受ける。 Cu−Fe−Ｐ系合金は折出強化型の銅合金であ
り、熱間加工後の低加工率での冷間抽伸工程と、
時効処理及び局部応力除去のための焼鈍の工程と
により製造される。ところで、鋳型は従来の燐脱
酸銅と同等のコストで製造することができること
が必要であり、このためには、燐脱酸銅と同一の
製造工程で製造可能であることが前提となる。即
ち、燐脱酸銅と同様の熱間ピアシング加工により
製造可能であれば、従来の設備をそのまま使用す
ることができるからである。しかしながら、本願
発明者等が製造実験を繰り返したところ、ピアシ
ング熱間加工後の冷間加工率が低いため、中間熱
処理において、一般銅合金材と同様に500℃の温
度で２時間という条件で焼鈍したのではCu−Fe
−Ｐ系合金が再結晶せず、異常組識が発生して粒
界が弱くなることが判明した。このように粒界が
弱いと、その後の冷間抽伸工程で割れが生じるた
め、製品化が困難である。 本発明はかかる問題点に鑑みてなされたもので
あつて、Cu−Fe−Ｐ系合金よりも優れた特性を
有し、特に耐熱性が優れた長寿命の連続鋳造用鋳
型を提供すると共に、この鋳型を従来の燐脱酸銅
製鋳型の製造工程と同様に熱間ピアシング法を適
用しつつ、熱間ピアシング後の冷間抽伸工程にお
ける割れの発生を回避して製造することができる
連続鋳造用鋳型の製造方法を提供することを目的
とする。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明に係る耐熱性連続鋳造用鋳型は、0.05乃
至0.20重量％のFe、0.02乃至0.05重量％のＰ、
0.05乃至0.20重量％のAg、及び0.05乃至0.15重量
％のNiを含有し、残部が実質的にCuである銅合
金をつくられたことを特徴とする。 本発明に係る耐熱性連続鋳造用鋳型の製造方方
法は、0.05乃至0.20重量％のFe、0.02乃至0.05重
量％のＰ、0.05乃至0.20重量％のAg、及び0.05乃
至0.15重量％のNiを含有し、残部が実質的にCu
である銅合金鋳塊を、750乃至900℃の温度に加熱
してピアシング加工する工程と、得られた素管を
30乃至45％の減面率で冷間抽伸加工する工程と、
650乃至750℃の温度で30分乃至４時間加熱する第
１段の焼鈍工程と、500乃至625℃の温度で30分乃
至４時時間加熱する第２段の焼鈍工程と、30乃至
45％の総減面率で冷間抽伸及び鋳型形状への抽伸
加工を実施する工程と、250乃至400℃の温度で30
分乃至４時間加熱して局部応力を除去する第３段
の焼鈍工程とを有することを特徴とする。 ［実施例］ 以下、本発明について具体的に説明する。 先ず、本発明に係る耐熱性連続鋳造用鋳型を構
成する耐熱銅合金の成分添加理由及びその組成限
定理由について説明する。 Fe 含有成分のFe（鉄）は単独では耐摩耗性及び強
度の向上効果が小さいと共に、耐熱性及び高温引
張強さ等の高温特性の向上効果も小さい。しかし
ながら、FeをＰ（燐）と共に含有することによつ
て、Fe2Pの燐化鉄が形成され、耐摩耗性、強度、
耐熱性及び高温引張強さのいずれも高くなり、優
れた特性を発揮させることができる。 この場合に、Fe含有量が0.05重量％未満では上
記の効果は少ない。また、Feを0.20重量％を超え
て含有すると、Ｐが0.02乃至0.05重量％含有され
ていても、Feは銅合金母材中に固溶するため導
電率が低下する。従つて、Fe含有量は0.05乃至
0.20重量％とする。 Ｐ Ｐは前述の如くFeとの共存により燐化鉄Fe2P
を生成して、耐摩耗性及び耐熱性並びに高温及び
常温強度を高める。 Ｐ含有量が0.20重量％未満と少ない場合は0.05
乃至0.20重量％のFeと化合して形成されるFe2P
量が少ないため、上述の機械的強度の向上効果が
少ない。また、Ｐ含有量が0.05重量％を超える
と、鋳塊自体の粒界にCu＋Cu3P（融点174℃）の
共晶が生じ、700乃至900℃の温度における熱間ピ
アシング加工時に粒界割れが発生する。更に、
700℃よりも低い温度では変形抵抗が大きくなり、
加工が困難となる。従つて、Ｐ含有量は0.02乃至
0.05重量％とする。 Ag 本発明はAg（銀）を含有することに特徴を有す
る。このAgは耐熱性を向上させるために必須の
元素であり、この元素は銅合金母材中に固溶して
も導電率をあまり低下させることがなく、強度及
び耐熱性を向上させる。Agの含有量が0.05重量
％未満の場合は上述の耐熱性向上効果は少なく、
一方Agを0.20重量％を超えて含有することはAg
が高価であることを考慮すると無駄である。従つ
て、Ag含有量は0.05乃至0.20重量％とする。 Ni Ni（ニツケル）は銅合金の強度の向上に寄与す
る元素である。Ni含有量が0.05重量％未満の場合
はこのような効果が少なく、0.15重量％を超えて
Niを含有すると、銅合金の導電率が低下する。
従つて、Ni含有量は0.05乃至0.15重量％とする。 このような組成を有する銅合金は、Cu−Fe−
Ｐ系合金に比して、導電率が低下することなく、
その耐熱性が著しく向上している。また、この銅
合金は常温及び高温の強度等も優れている。従つ
て、この銅合金でつくられた連続鋳造用鋳型は、
連続鋳造操業中に熱応力が付加さても変形し難く
寿命が長くなると共に、操業の円滑化を可能と
し、生産性が向上する。 次に、本発明に係る耐熱性連続鋳造用鋳型の製
造方法について説明する。 先ず、上述の成分を上述の範囲で含有する銅合
金の鋳塊を750乃至900℃の温度に加熱し、ピアシ
ング法により熱間加工して素管を得る。 次いで、この素管を減面率30乃至45％の低加工
率で冷間抽伸加工した後、連続２段の焼鈍を実施
する。第１の焼鈍工程においては、この素管を
650乃至750℃の温度に30分乃至４時間加熱して焼
鈍する。これにより、ピアシング材の低加工率に
冷間組識を均一に再結晶させ、次工程の冷間抽伸
工程において割れが発生することを防止する。 この焼鈍温度が650℃未満の場合には、銅合金
が再結晶しないため、伸びが小さいので、加工性
が劣化する。その結果、次工程の冷間抽伸加工に
おいて割れが発生する。一方、焼鈍温度が750℃
を超える場合には、二再結晶が生じて結晶粒が大
きくなるために、粒界が弱くなり、硬さ及び強度
が低下する。従つて、第１の焼鈍工程における焼
鈍温度は650乃至750℃とする。 焼鈍時間は上記効果を得るためには30分以上が
必要である。一方、省エネルギーの観点から長時
間熱処理することは無駄であるので、焼鈍時間は
４間以内にする。 第２の焼鈍工程においては、この素管を500乃
至625℃の温度に30分乃至４時間加熱して焼鈍す
る。この２段目の焼鈍は、燐化鉄（Fe2P）を析
出させるために行う。このFe2Pの析出により導
電率が高くなり、強度も若干上昇する。しかし、
500℃未満の温度では30分乃至４時間加熱しても
析出は不十分であり、また625℃の温度を超える
と析出は生じるもののその析出量が少ないため、
導電率の向上効果が小さい。従つて、第２の焼鈍
工程の焼鈍温度は500乃至625℃とする。 焼鈍時間が30分未満の場合は500乃至625℃の温
度に加熱しても析出は不十分であり、焼鈍時間が
４時間を超えると省エネルギーの観点から経済的
でない。従つて、焼鈍時間は30分乃至４時間とす
る。 次に、素管を冷間抽伸加工し、更に、例えば、
角型の鋳型形状に抽伸加工する。この冷間抽伸及
び鋳型形状への抽伸加工は、総減面率が30乃至45
％である。 次いで、この鋳型形状をなす管材を250乃至400
℃の温度に30分乃至４時間加熱して焼鈍する。こ
の第３の焼鈍は冷間抽伸加工により生じた局部応
力を除去するためのものである。焼鈍温度が250
℃未満の場合にはこの効果が小さく、また、400
℃を超える温度で焼鈍すると、硬さが低下する。
従つて、焼鈍温度は250乃至400℃とする。焼鈍時
間が30分未満の場合は上述した効果は少なく、ま
た４時間を超えて加熱しても無駄である。従つ
て、焼鈍時間は30分乃至４時間とする。 次に、本発明方法により、耐熱性が優れた鋼連
続鋳造用管型鋳型を製造した実施例１乃至３につ
いて、比較例１乃至３と共に説明する。 下記第１表に示す組成の銅合金のうち、No.１乃
至No.４の合金を６トンコアレス炉により木炭被覆
下に溶解し、外径が205mm、長さが1000mmの鋳塊
を造塊した。
【表】
次いで、この鋳塊を740mmの長さに切断し、850
℃に加熱してピアシング法により熱間加工し、外
径が204mm、内径が165mm、長さが4170mmの素管を
得た。次いで、この素管を650乃至680℃の温度か
ら水中に急冷した。 このピアシング加工後の素管から、厚さが19
mm、幅が150mm、長さが200mmの試験材を切出し、
加工率40％で冷間圧延した後、下記第２表に示す
ように675乃至700℃の温度に45分間加熱して第１
段目の焼鈍を実施し、次いで、525乃至600℃の温
度に４時間加熱して第２段目の焼鈍をした。更
に、酸化スケールを硫酸により除去し、加工率35
％で冷間圧延した後、実施例１乃至３において
は、350℃の温度に２時間加熱して応力除去のた
めの第３段目の焼鈍を実施した。その後、各試験
材から特性試験用の試料を採取した。 なお、合金No.５の比較例３の場合については、
中間の第１段焼鈍条件は400℃の温度で30分とし、
最終の局部応力除去のための焼鈍条件は200℃の
温度で２時間とした。 また、No.２の合金を使用した比較例１は、500
℃の温度で１回焼鈍したものであるかが、ピアシ
ング加工後の途中工程で割れが発生した。 次いで、これらの試料を用いて種々の特性試験
を実施した。その結果を下記第２表に示す。なお
試験方法は以下の通りである。 (1) 引張強さ及び耐力は圧延方向に平行に切り出
した厚さ５mmのJIS13号Ｂ試験片により試験し
た。加熱は赤外加熱炉を使用し、試料を300℃
の温度に15分間保持した後、引張試験した。 (2) 硬はビイツカース硬度計により荷重５Kgで測
定した。 (3) 導電率は市販の導電率測定器により測定し
た。そして、別に用意した同種の２mm厚の試験
片によりこの導電率測定器による測定値と
JISH0505のダブルブリツジ法による測定値と
の間で補正した。 なお、耐熱性は試料を25時間加熱した後、硬さ
Hvが初期硬さの80％の値になるときの熱処理温
度（℃）により示した。
℃に加熱してピアシング法により熱間加工し、外
径が204mm、内径が165mm、長さが4170mmの素管を
得た。次いで、この素管を650乃至680℃の温度か
ら水中に急冷した。 このピアシング加工後の素管から、厚さが19
mm、幅が150mm、長さが200mmの試験材を切出し、
加工率40％で冷間圧延した後、下記第２表に示す
ように675乃至700℃の温度に45分間加熱して第１
段目の焼鈍を実施し、次いで、525乃至600℃の温
度に４時間加熱して第２段目の焼鈍をした。更
に、酸化スケールを硫酸により除去し、加工率35
％で冷間圧延した後、実施例１乃至３において
は、350℃の温度に２時間加熱して応力除去のた
めの第３段目の焼鈍を実施した。その後、各試験
材から特性試験用の試料を採取した。 なお、合金No.５の比較例３の場合については、
中間の第１段焼鈍条件は400℃の温度で30分とし、
最終の局部応力除去のための焼鈍条件は200℃の
温度で２時間とした。 また、No.２の合金を使用した比較例１は、500
℃の温度で１回焼鈍したものであるかが、ピアシ
ング加工後の途中工程で割れが発生した。 次いで、これらの試料を用いて種々の特性試験
を実施した。その結果を下記第２表に示す。なお
試験方法は以下の通りである。 (1) 引張強さ及び耐力は圧延方向に平行に切り出
した厚さ５mmのJIS13号Ｂ試験片により試験し
た。加熱は赤外加熱炉を使用し、試料を300℃
の温度に15分間保持した後、引張試験した。 (2) 硬はビイツカース硬度計により荷重５Kgで測
定した。 (3) 導電率は市販の導電率測定器により測定し
た。そして、別に用意した同種の２mm厚の試験
片によりこの導電率測定器による測定値と
JISH0505のダブルブリツジ法による測定値と
の間で補正した。 なお、耐熱性は試料を25時間加熱した後、硬さ
Hvが初期硬さの80％の値になるときの熱処理温
度（℃）により示した。
【表】
なお、実施例１乃至３は夫々合金No.１乃至３を
使用し、比較例１乃至３は夫々合金No.２、４、５
を使用したものである。 この第２表から明らかなように、実施例１乃至
３は25時間加熱後の硬さHvが初期硬さ80％の値
になる熱処理温度（耐熱性）が340乃至360℃と高
く、耐熱性が優れている。 即ち、実施例１乃至３においては、従来問題と
なつているピアシング加工後の冷間抽伸割れが生
じないと共に、耐熱性が向上して鋳型寿命が長く
なつている。また、その他の常温及び高温におけ
る特性も、実施例１乃至３は比較例に比して総合
的に優れていることがわかる。 以上の実施例１乃至３に対し、比較例１は実施
例２と同様の組成のNo.２の合金を使用したもので
あるが、中間熱処理が500℃保持の１回焼鈍のみ
であるため、ピアシング加工後に途中の工程で割
れが発生した。 また、合金No.４はAgを添加していないため、
この合金を使用した比較例２は耐熱性が実施例１
乃至３比して、325℃と劣る。また、合金No.５は
従来の燐脱酸銅であり、この合金を使用した比較
例３は実施例１乃至３に比して耐熱性が劣るのに
加え、その他の常温特性及び高温（300℃）特性
のいずれも劣つている。 このように、本発明の実施例方法により製造さ
れた鋳型は比較例と比して特に耐熱性において著
しく優れている。また、常温及び高温（300℃）
における強度も実施例１乃至３は比較例１乃至３
に比して優れている。この結果、本実施例方法に
より製造される鋼連続鋳造用管型鋳型は、その必
須特性である耐熱性が優れ、更に鋼の連続鋳造時
の熱応力に対しても変形抵抗が大きく鋳型寿命が
長いことがわかる。 ［発明の効果］ 以上説明したように本発明によれば、鋼連続鋳
造用管型鋳型を従来と同様にピアシング加工を利
用して製造することができ、従来の燐脱酸銅と同
一の製造工程により低コストで製造することがで
きる。 得られた鋳型は、Cu−Fe−Ｐ系合金の導電率
と略々同様の導電率を有する一方、この合金及び
従来の燐脱酸銅に比して、特に鋳型として必須の
特性である耐熱性が著しく改善されている。ま
た、その他の常温及び高温（300℃）特性も従来
に比して優れている。 従つて、本発明に係る鋳型は鋼連続鋳造用管型
鋳型として使用される場合に、熱応力を受けても
変形し難いことから、本発明は鋳型の寿命を著し
く延長させることができ、鋼の連続鋳造操業を円
滑化させると共に、生産性も向上させることがで
きるという優れた効果を奏する。
使用し、比較例１乃至３は夫々合金No.２、４、５
を使用したものである。 この第２表から明らかなように、実施例１乃至
３は25時間加熱後の硬さHvが初期硬さ80％の値
になる熱処理温度（耐熱性）が340乃至360℃と高
く、耐熱性が優れている。 即ち、実施例１乃至３においては、従来問題と
なつているピアシング加工後の冷間抽伸割れが生
じないと共に、耐熱性が向上して鋳型寿命が長く
なつている。また、その他の常温及び高温におけ
る特性も、実施例１乃至３は比較例に比して総合
的に優れていることがわかる。 以上の実施例１乃至３に対し、比較例１は実施
例２と同様の組成のNo.２の合金を使用したもので
あるが、中間熱処理が500℃保持の１回焼鈍のみ
であるため、ピアシング加工後に途中の工程で割
れが発生した。 また、合金No.４はAgを添加していないため、
この合金を使用した比較例２は耐熱性が実施例１
乃至３比して、325℃と劣る。また、合金No.５は
従来の燐脱酸銅であり、この合金を使用した比較
例３は実施例１乃至３に比して耐熱性が劣るのに
加え、その他の常温特性及び高温（300℃）特性
のいずれも劣つている。 このように、本発明の実施例方法により製造さ
れた鋳型は比較例と比して特に耐熱性において著
しく優れている。また、常温及び高温（300℃）
における強度も実施例１乃至３は比較例１乃至３
に比して優れている。この結果、本実施例方法に
より製造される鋼連続鋳造用管型鋳型は、その必
須特性である耐熱性が優れ、更に鋼の連続鋳造時
の熱応力に対しても変形抵抗が大きく鋳型寿命が
長いことがわかる。 ［発明の効果］ 以上説明したように本発明によれば、鋼連続鋳
造用管型鋳型を従来と同様にピアシング加工を利
用して製造することができ、従来の燐脱酸銅と同
一の製造工程により低コストで製造することがで
きる。 得られた鋳型は、Cu−Fe−Ｐ系合金の導電率
と略々同様の導電率を有する一方、この合金及び
従来の燐脱酸銅に比して、特に鋳型として必須の
特性である耐熱性が著しく改善されている。ま
た、その他の常温及び高温（300℃）特性も従来
に比して優れている。 従つて、本発明に係る鋳型は鋼連続鋳造用管型
鋳型として使用される場合に、熱応力を受けても
変形し難いことから、本発明は鋳型の寿命を著し
く延長させることができ、鋼の連続鋳造操業を円
滑化させると共に、生産性も向上させることがで
きるという優れた効果を奏する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 0.05乃至0.20重量％のFe、0.02乃至0.05重量
％のＰ、0.05乃至0.20重量％のAg、及び0.05乃至
0.15重量％のNiを含有し、残部が実質的にCuで
ある銅合金でつくられたことを特徴とする耐熱性
連続鋳造用鋳型。 ２ 0.05乃至0.20重量％のFe、0.02乃至0.05重量
％のＰ、0.05乃至0.20重量％のAg、及び0.05乃至
0.15重量％のNiを含有し、残部が実質的にCuで
ある銅合金鋳塊を、750乃至900℃の温度に加熱し
てピアシング加工する工程と、得られた素管を30
乃至45％の減面率で冷間抽伸加工する工程と、
650乃至750℃の温度で30分乃至４時間加熱する第
１段の焼鈍工程と、500乃至625℃の温度で30分乃
至４時間加熱する第２段の焼鈍工程と、30乃至45
％の総減面率で冷間抽伸及び鋳型形状への抽伸加
工を実施する工程と、250乃至400℃の温度で30分
乃至４時間加熱して局部応力を除去する第３段の
焼鈍工程とを有することを特徴とする耐熱性連続
鋳造用鋳型の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30821087A JPH01149934A (ja) | 1987-12-04 | 1987-12-04 | 耐熱性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 |
|---|---|---|---|
| JP30821087A JPH01149934A (ja) | 1987-12-04 | 1987-12-04 | 耐熱性連続鋳造用鋳型及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01149934A JPH01149934A (ja) | 1989-06-13 |
| JPH0314896B2 true JPH0314896B2 (ja) | 1991-02-27 |
Family
ID=17978245
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30821087A Granted JPH01149934A (ja) | 1987-12-04 | 1987-12-04 | 耐熱性連続鋳造用鋳型及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01149934A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100405572B1 (ko) * | 2000-09-02 | 2003-11-14 | 민병이 | 토지의 보온 및 급배수 파이프 |
| CN103128245A (zh) * | 2011-11-28 | 2013-06-05 | 高玉树 | 一种上引连铸铜管或合金铜管及铜管坯的切割切断方法 |
| FR2995383B1 (fr) * | 2012-09-12 | 2015-04-10 | Kme France Sas | Alliages de cuivre pour echangeurs de chaleur |
| CN108405820B (zh) * | 2018-03-23 | 2019-11-26 | 江西鸥迪铜业有限公司 | 一种水平连铸轧制生产黄铜管工艺 |
| CN109175283B (zh) * | 2018-10-29 | 2020-05-01 | 福建紫金铜业有限公司 | 一种热管素材管加工工艺 |
-
1987
- 1987-12-04 JP JP30821087A patent/JPH01149934A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01149934A (ja) | 1989-06-13 |
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