JPH09314288A - 耐久性に優れた連続鋳造用鋳型 - Google Patents
耐久性に優れた連続鋳造用鋳型Info
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- JPH09314288A JPH09314288A JP4216497A JP4216497A JPH09314288A JP H09314288 A JPH09314288 A JP H09314288A JP 4216497 A JP4216497 A JP 4216497A JP 4216497 A JP4216497 A JP 4216497A JP H09314288 A JPH09314288 A JP H09314288A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐摩耗性や耐溶融亜鉛性を高めると共に、厳
しい熱サイクルにも十分に耐える耐クラック性を与え、
鋳型寿命を大幅に延長することのできる連続鋳造用鋳型
を提供する。 【解決手段】 鋳型基材の表面に、Ａｌ，４Ａ族元素，
５Ａ族元素，６Ａ族元素及びＦｅよりなる群から選択さ
れる少なくとも１種の窒化物を含む窒素含有被覆層が存
在する連続鋳造用鋳型である。上記窒素含有被覆層にお
いて、Ｔｉ及び／又はＣｒを含むものや、該被覆層の厚
さが０．５〜２０μｍであるものは本発明の好ましい実
施態様である。
しい熱サイクルにも十分に耐える耐クラック性を与え、
鋳型寿命を大幅に延長することのできる連続鋳造用鋳型
を提供する。 【解決手段】 鋳型基材の表面に、Ａｌ，４Ａ族元素，
５Ａ族元素，６Ａ族元素及びＦｅよりなる群から選択さ
れる少なくとも１種の窒化物を含む窒素含有被覆層が存
在する連続鋳造用鋳型である。上記窒素含有被覆層にお
いて、Ｔｉ及び／又はＣｒを含むものや、該被覆層の厚
さが０．５〜２０μｍであるものは本発明の好ましい実
施態様である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主として鋼の連続
鋳造に用いられる内面被覆鋳型の改良に関し、特に、鋳
型内面の耐久性を高めて寿命延長を図ることのできる技
術に関するものである。
鋳造に用いられる内面被覆鋳型の改良に関し、特に、鋳
型内面の耐久性を高めて寿命延長を図ることのできる技
術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】鋼の連続鋳造に用いられる鋳型として現
在最も汎用されているのは、熱伝導率が大きくて高い冷
却効率の得られる銅あるいは銅合金製の鋳型である。そ
して連続鋳造に当たっては、溶鋼の酸化を防止すると共
に鋳型と溶鋼材或いは鋳片との直接的な接触を抑え、更
には、鋳型内面と凝固殻との間に潤滑性を持たせるた
め、大抵の場合はフラックスが使用される。しかしなが
ら、このフラックス層の厚さは非常に薄く、鋳型と溶鋼
或いは鋳片との直接的な接触を完全に回避することはで
きず、鋳型内面はかなり摩耗することが知られている。
在最も汎用されているのは、熱伝導率が大きくて高い冷
却効率の得られる銅あるいは銅合金製の鋳型である。そ
して連続鋳造に当たっては、溶鋼の酸化を防止すると共
に鋳型と溶鋼材或いは鋳片との直接的な接触を抑え、更
には、鋳型内面と凝固殻との間に潤滑性を持たせるた
め、大抵の場合はフラックスが使用される。しかしなが
ら、このフラックス層の厚さは非常に薄く、鋳型と溶鋼
或いは鋳片との直接的な接触を完全に回避することはで
きず、鋳型内面はかなり摩耗することが知られている。
【０００３】また最近では、溶製原料としてスクラップ
を使用したときに混入してくる亜鉛に起因する鋳型内面
の溶損も、鋳型寿命短縮の大きな原因になることが確認
されている。即ち溶鋼中に亜鉛が混入していると、これ
が鋳型のメニスカス部分に凝縮して溶融亜鉛による侵食
を起こすのである。そこで通常は、銅または銅合金鋳型
の内面に保護皮膜を形成することによって、上記の様な
溶損の軽減を図っている。こうした保護皮膜に求められ
る要求特性としては、溶鋼と接触する鋳型メニスカス側
では溶鋼温度に耐える耐熱性（即ち、高融点）と耐溶融
亜鉛性が、また凝固殻と接触する鋳型出側では優れた耐
摩耗性（即ち、高硬度）が必要となる。
を使用したときに混入してくる亜鉛に起因する鋳型内面
の溶損も、鋳型寿命短縮の大きな原因になることが確認
されている。即ち溶鋼中に亜鉛が混入していると、これ
が鋳型のメニスカス部分に凝縮して溶融亜鉛による侵食
を起こすのである。そこで通常は、銅または銅合金鋳型
の内面に保護皮膜を形成することによって、上記の様な
溶損の軽減を図っている。こうした保護皮膜に求められ
る要求特性としては、溶鋼と接触する鋳型メニスカス側
では溶鋼温度に耐える耐熱性（即ち、高融点）と耐溶融
亜鉛性が、また凝固殻と接触する鋳型出側では優れた耐
摩耗性（即ち、高硬度）が必要となる。
【０００４】こうした状況の下で、鋳型内面の保護皮膜
について種々の提案がなされている。例えば特公平４
−２３７７号公報にはＣｏまたはＣｏ−Ｎｉ系合金より
なる保護皮膜、特公昭５５−４０３４１号公報にはＮ
ｉ（またはＣｏ）／Ｎｉ（またはＣｏ）−Ｐ（または
Ｂ）よりなる２層めっき構造の保護皮膜、特公昭５４
−３７５６２号公報にはＮｉ／Ｃｒよりなる２層めっき
構造の保護皮膜、特公昭５２−５０７３４号公報には
Ｎｉ／Ｎｉ（またはＣｏ）−Ｐ（またはＢ）／Ｃｒより
なる３層めっき構造の保護皮膜、特公平６−２６７５
４号公報にはＮｉ−Ｐ／Ｃｏ／Ｃｒよりなる３層めっき
構造の保護皮膜、などが提案されている。
について種々の提案がなされている。例えば特公平４
−２３７７号公報にはＣｏまたはＣｏ−Ｎｉ系合金より
なる保護皮膜、特公昭５５−４０３４１号公報にはＮ
ｉ（またはＣｏ）／Ｎｉ（またはＣｏ）−Ｐ（または
Ｂ）よりなる２層めっき構造の保護皮膜、特公昭５４
−３７５６２号公報にはＮｉ／Ｃｒよりなる２層めっき
構造の保護皮膜、特公昭５２−５０７３４号公報には
Ｎｉ／Ｎｉ（またはＣｏ）−Ｐ（またはＢ）／Ｃｒより
なる３層めっき構造の保護皮膜、特公平６−２６７５
４号公報にはＮｉ−Ｐ／Ｃｏ／Ｃｒよりなる３層めっき
構造の保護皮膜、などが提案されている。
【０００５】ところが上記の如き従来の保護皮膜は、夫
々以下の様な不都合を伴っている。まず、上記の様な
ＮｉやＣｏ等の単体の金属を主たる保護皮膜成分とする
ものでは、これらの融点が鋼の融点よりも低い（鉄の融
点は１５３６℃、Ｎｉ，Ｃｏの融点は夫々１４５３℃、
１４９２℃）為、溶鋼が鋳型表面に飛散した際に表面と
溶着してしまう。また、この様な保護皮膜は、皮膜硬度
が低いため、耐摩耗性に劣る。
々以下の様な不都合を伴っている。まず、上記の様な
ＮｉやＣｏ等の単体の金属を主たる保護皮膜成分とする
ものでは、これらの融点が鋼の融点よりも低い（鉄の融
点は１５３６℃、Ｎｉ，Ｃｏの融点は夫々１４５３℃、
１４９２℃）為、溶鋼が鋳型表面に飛散した際に表面と
溶着してしまう。また、この様な保護皮膜は、皮膜硬度
が低いため、耐摩耗性に劣る。
【０００６】一方、上記の様にめっき成分中にＰやＢ
等を含有するものは融点が一層低くなるため、溶鋼との
接触によって保護皮膜が容易に侵食される。尚、この様
な２層めっき構造からなる保護皮膜にすれば、上記の
様な単層構造からなる保護皮膜に比べ、皮膜硬度はある
程度高くなり（めっきままで５５０〜７００Ｈｖ，４０
０〜５００℃熱処理後では７５０〜８５０Ｈｖ）、耐摩
耗性は幾分改善されるものの未だ不十分である。更に、
溶鋼中に亜鉛が含まれている場合、上記保護皮膜を構成
するめっき成分のうちＮｉ，Ｃｏ，Ｎｉ−Ｃｏ，Ｎｉ−
Ｐ，Ｃｏ，Ｐ，Ｎｉ−Ｂ，Ｃｏ−Ｂなどは溶融亜鉛によ
って容易に侵食を受けるので、満足のいく溶損防止効果
は期待できない。
等を含有するものは融点が一層低くなるため、溶鋼との
接触によって保護皮膜が容易に侵食される。尚、この様
な２層めっき構造からなる保護皮膜にすれば、上記の
様な単層構造からなる保護皮膜に比べ、皮膜硬度はある
程度高くなり（めっきままで５５０〜７００Ｈｖ，４０
０〜５００℃熱処理後では７５０〜８５０Ｈｖ）、耐摩
耗性は幾分改善されるものの未だ不十分である。更に、
溶鋼中に亜鉛が含まれている場合、上記保護皮膜を構成
するめっき成分のうちＮｉ，Ｃｏ，Ｎｉ−Ｃｏ，Ｎｉ−
Ｐ，Ｃｏ，Ｐ，Ｎｉ−Ｂ，Ｃｏ−Ｂなどは溶融亜鉛によ
って容易に侵食を受けるので、満足のいく溶損防止効果
は期待できない。
【０００７】これに対し、上記〜の如く表層部にＣ
ｒめっきを形成したものでは、Ｃｒの融点が１８７５℃
と非常に高い為、溶鋼温度にも十分に耐え、しかも耐溶
融亜鉛性にも優れているところから、優れた溶損抑制効
果が期待される。しかしながら、Ｃｒめっきの場合、め
っきままでの皮膜硬度は９００〜１０００Ｈｖと非常に
硬いが、高温で焼入れすると硬度が低下する（４００℃
では７５０〜８００Ｈｖ）ことが知られている。連続鋳
造用鋳型を使用する際には、高温の溶鋼との接触による
急速加熱と溶鋼を凝固させる為の水冷などによる急速冷
却との熱サイクル（熱衝撃）を受けており、Ｃｒ系めっ
きの場合にはめっきままの状態で皮膜には強い引張応力
が作用していることから、鋳型表面に形成されたＣｒ系
めっき皮膜がこの様な厳しい熱サイクルに曝されると、
該めっき皮膜にクラックが容易に発生して皮膜の剥離が
生じ、或いは該クラックを通して溶融亜鉛の侵入が起こ
り侵食されてしまう等の問題がある。
ｒめっきを形成したものでは、Ｃｒの融点が１８７５℃
と非常に高い為、溶鋼温度にも十分に耐え、しかも耐溶
融亜鉛性にも優れているところから、優れた溶損抑制効
果が期待される。しかしながら、Ｃｒめっきの場合、め
っきままでの皮膜硬度は９００〜１０００Ｈｖと非常に
硬いが、高温で焼入れすると硬度が低下する（４００℃
では７５０〜８００Ｈｖ）ことが知られている。連続鋳
造用鋳型を使用する際には、高温の溶鋼との接触による
急速加熱と溶鋼を凝固させる為の水冷などによる急速冷
却との熱サイクル（熱衝撃）を受けており、Ｃｒ系めっ
きの場合にはめっきままの状態で皮膜には強い引張応力
が作用していることから、鋳型表面に形成されたＣｒ系
めっき皮膜がこの様な厳しい熱サイクルに曝されると、
該めっき皮膜にクラックが容易に発生して皮膜の剥離が
生じ、或いは該クラックを通して溶融亜鉛の侵入が起こ
り侵食されてしまう等の問題がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な従
来技術の問題点に着目してなされたものであって、その
目的は、耐摩耗性や耐溶融亜鉛性を高めると共に、厳し
い熱サイクルにも十分に耐える耐クラック性を与え、鋳
型寿命を大幅に延長することのできる連続鋳造用鋳型を
提供しようとするものである。
来技術の問題点に着目してなされたものであって、その
目的は、耐摩耗性や耐溶融亜鉛性を高めると共に、厳し
い熱サイクルにも十分に耐える耐クラック性を与え、鋳
型寿命を大幅に延長することのできる連続鋳造用鋳型を
提供しようとするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係る連続鋳造用鋳型は、鋳型基材の表
面に、Ａｌ，４Ａ族元素，５Ａ族元素，６Ａ族元素及び
Ｆｅよりなる群から選択される少なくとも１種の窒化物
を含む窒素含有被覆層が存在するところに要旨を有する
ものである。上記窒素含有被覆層において、Ｔｉ及び／
又はＣｒを含むものや、該被覆層の厚さが０．５〜２０
μｍであるものは本発明の好ましい実施態様である。
のできた本発明に係る連続鋳造用鋳型は、鋳型基材の表
面に、Ａｌ，４Ａ族元素，５Ａ族元素，６Ａ族元素及び
Ｆｅよりなる群から選択される少なくとも１種の窒化物
を含む窒素含有被覆層が存在するところに要旨を有する
ものである。上記窒素含有被覆層において、Ｔｉ及び／
又はＣｒを含むものや、該被覆層の厚さが０．５〜２０
μｍであるものは本発明の好ましい実施態様である。
【００１０】更に本発明において、鋳型基材と前記窒素
含有被覆層との間に下地層を施したものは、めっき密着
性等を高めて前記被覆層の損傷や剥離を一段と改善する
ことができるので好ましい。ここで、下地層構成材とし
ては、４Ａ族元素，５Ａ族元素，６Ａ族元素及び８族元
素よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を主
成分として含有する金属または該金属を含む合金めっき
層が好ましく、中でも、鉄族元素を主成分とする金属ま
たは該金属を含む合金めっき層を下地層として形成した
ものは、耐久性の非常に優れたものとなる。尚、上記合
金めっき層中には、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群から選択され
る少なくとも１種の元素を含有することが好ましい。具
体的には、上記下地層として、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群か
ら選択される少なくとも１種の元素を、好ましくは総量
で０．１〜４０重量％含む含むＦｅ合金めっき層を使用
することが推奨される。
含有被覆層との間に下地層を施したものは、めっき密着
性等を高めて前記被覆層の損傷や剥離を一段と改善する
ことができるので好ましい。ここで、下地層構成材とし
ては、４Ａ族元素，５Ａ族元素，６Ａ族元素及び８族元
素よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を主
成分として含有する金属または該金属を含む合金めっき
層が好ましく、中でも、鉄族元素を主成分とする金属ま
たは該金属を含む合金めっき層を下地層として形成した
ものは、耐久性の非常に優れたものとなる。尚、上記合
金めっき層中には、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群から選択され
る少なくとも１種の元素を含有することが好ましい。具
体的には、上記下地層として、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群か
ら選択される少なくとも１種の元素を、好ましくは総量
で０．１〜４０重量％含む含むＦｅ合金めっき層を使用
することが推奨される。
【００１１】また、本発明に係る連続鋳造用鋳型は、鋳
型基材の表面に、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群から選択される
少なくとも１種の元素を含むＦｅ合金めっき層が存在す
るものであっても良い。上記Ｆｅ合金めっき層におい
て、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群から選択される少なくとも１
種の元素の含有量を総量で０．１〜４０重量％に調整す
ること（より好ましくは、Ｃの含有量を３〜２０重量％
に調整すること）は、耐久性向上作用を一層改善するこ
とができるので非常に有用である。更に、鋳型基材と上
記Ｆｅ合金めっき層との間に下地層（好ましくは、４Ａ
族元素，５Ａ族元素，６Ａ族元素及び８族元素よりなる
群から選択される少なくとも１種の元素を主成分として
含有する金属または該金属を含む合金めっき層）が少な
くとも１層以上形成されているものは、めっき密着性等
を高めて前記被覆層の損傷や剥離を一段と改善すること
ができるので好ましい。
型基材の表面に、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群から選択される
少なくとも１種の元素を含むＦｅ合金めっき層が存在す
るものであっても良い。上記Ｆｅ合金めっき層におい
て、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群から選択される少なくとも１
種の元素の含有量を総量で０．１〜４０重量％に調整す
ること（より好ましくは、Ｃの含有量を３〜２０重量％
に調整すること）は、耐久性向上作用を一層改善するこ
とができるので非常に有用である。更に、鋳型基材と上
記Ｆｅ合金めっき層との間に下地層（好ましくは、４Ａ
族元素，５Ａ族元素，６Ａ族元素及び８族元素よりなる
群から選択される少なくとも１種の元素を主成分として
含有する金属または該金属を含む合金めっき層）が少な
くとも１層以上形成されているものは、めっき密着性等
を高めて前記被覆層の損傷や剥離を一段と改善すること
ができるので好ましい。
【００１２】上述した本発明の連続鋳造用鋳型は、鋳型
基材がＣｕまたはＣｕ合金からなる鋳型に好適に適用す
ることができる。以下、本発明の代表例として、Ｃｕま
たはＣｕ合金からなる鋳型機材を使用した場合について
説明する。
基材がＣｕまたはＣｕ合金からなる鋳型に好適に適用す
ることができる。以下、本発明の代表例として、Ｃｕま
たはＣｕ合金からなる鋳型機材を使用した場合について
説明する。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明者らは上記従来技術の問題
を解消すべく鋭意検討を重ねた結果、鋳型基材の表面に
特定の窒素含有被覆層を施すことにより、耐摩耗性およ
び耐溶融亜鉛性を著しく向上させ、熱サイクルを受けた
時に生じるクラックを著しく抑制し得ることを見出し、
本発明を完成したのである。
を解消すべく鋭意検討を重ねた結果、鋳型基材の表面に
特定の窒素含有被覆層を施すことにより、耐摩耗性およ
び耐溶融亜鉛性を著しく向上させ、熱サイクルを受けた
時に生じるクラックを著しく抑制し得ることを見出し、
本発明を完成したのである。
【００１４】上述した様に本発明における窒素含有被覆
層は、Ａｌ；Ｔｉ，Ｚｒ等の４Ａ族元素；Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ等の５Ａ族元素；Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等の６Ａ族元素；Ｆ
ｅよりなる群から選択される少なくとも１種の窒化物を
含むものである。これらの窒化物は、総じてＮｉ，Ｃ
ｏ，Ｃｒ等の純金属やＮｉ−Ｐ，Ｃｏ−Ｐ等の合金めっ
きに比べて硬度が高く、従って優れた耐摩耗性を有して
いる。このことは、本発明に用いられる代表的な化合物
の硬度を、純金属の硬度と対比して示した下記表によっ
て確認することができる。
層は、Ａｌ；Ｔｉ，Ｚｒ等の４Ａ族元素；Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ等の５Ａ族元素；Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等の６Ａ族元素；Ｆ
ｅよりなる群から選択される少なくとも１種の窒化物を
含むものである。これらの窒化物は、総じてＮｉ，Ｃ
ｏ，Ｃｒ等の純金属やＮｉ−Ｐ，Ｃｏ−Ｐ等の合金めっ
きに比べて硬度が高く、従って優れた耐摩耗性を有して
いる。このことは、本発明に用いられる代表的な化合物
の硬度を、純金属の硬度と対比して示した下記表によっ
て確認することができる。
【００１５】
【表１】
【００１６】更に上記窒化物は、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ等の
純金属や合金めっきに比べ、溶融亜鉛に対して非常に安
定である。即ち、ＮｉやＣｏなどの金属は溶融亜鉛に対
する溶解度が高く、溶融亜鉛中に速やかに固溶する。Ｃ
ｒはＮｉやＣｏに比べて溶解度が小さく、従って溶出速
度も小さいが、前述した様にクラックの発生によりＣｒ
めっき層の下方より侵食が進んでしまう。更にＮｉ−Ｐ
等の合金めっきは、これら純金属に比べて安定である
が、実操業レベルにおける要求特性を満足するには不十
分である。これに対して本発明に用いられる窒化物は安
定性に極めて優れる結果、高い耐溶融亜鉛性を発揮する
のである。
純金属や合金めっきに比べ、溶融亜鉛に対して非常に安
定である。即ち、ＮｉやＣｏなどの金属は溶融亜鉛に対
する溶解度が高く、溶融亜鉛中に速やかに固溶する。Ｃ
ｒはＮｉやＣｏに比べて溶解度が小さく、従って溶出速
度も小さいが、前述した様にクラックの発生によりＣｒ
めっき層の下方より侵食が進んでしまう。更にＮｉ−Ｐ
等の合金めっきは、これら純金属に比べて安定である
が、実操業レベルにおける要求特性を満足するには不十
分である。これに対して本発明に用いられる窒化物は安
定性に極めて優れる結果、高い耐溶融亜鉛性を発揮する
のである。
【００１７】この様に本発明に用いられる窒化物は耐摩
耗性および耐溶融亜鉛性の両方に優れているが、なかで
もＴｉ及び／又はＣｒを含むものは上記両特性を顕著に
発揮することができるという点で特に有用である。例え
ばＣｒＮ及びＴｉＮの硬度は前記表１に示す様に、夫々
１５００〜２０００ＨＶ及び２０００〜２５００ＨＶで
あり、本発明に用いられる他の窒化物の硬度に比べても
格段に優れていることが分かる。更に、Ｔｉ及び／又は
Ｃｒの窒化物は本発明に用いられる窒化物のなかでも最
も化学的に安定である。即ち、該窒化物の形成に必要な
自由エネルギーは約−１４０ｋｃａｌ／ｍｏｌと大きな
負の値を有することから、該窒化物が優先的に形成され
る。これらの窒化物は緻密で且つ亜鉛に侵食され難いと
いう性質を備えている為、溶融亜鉛に対する保護皮膜と
して極めて優れた作用を発揮するのである。
耗性および耐溶融亜鉛性の両方に優れているが、なかで
もＴｉ及び／又はＣｒを含むものは上記両特性を顕著に
発揮することができるという点で特に有用である。例え
ばＣｒＮ及びＴｉＮの硬度は前記表１に示す様に、夫々
１５００〜２０００ＨＶ及び２０００〜２５００ＨＶで
あり、本発明に用いられる他の窒化物の硬度に比べても
格段に優れていることが分かる。更に、Ｔｉ及び／又は
Ｃｒの窒化物は本発明に用いられる窒化物のなかでも最
も化学的に安定である。即ち、該窒化物の形成に必要な
自由エネルギーは約−１４０ｋｃａｌ／ｍｏｌと大きな
負の値を有することから、該窒化物が優先的に形成され
る。これらの窒化物は緻密で且つ亜鉛に侵食され難いと
いう性質を備えている為、溶融亜鉛に対する保護皮膜と
して極めて優れた作用を発揮するのである。
【００１８】尚、本発明に用いられる窒素含有被覆層に
は上述した窒化物の形態のみが存在する訳ではない。即
ち、被覆層中の添加元素全てが、必ずしも窒化物の形で
存在する必要はなく、本発明の作用を損なわない範囲で
あれば、窒素が固溶した状態で存在していても良く、他
の存在形態を排除するものではない。従って、上記被覆
層中におけるこれら元素の含有量も、必ずしも窒化物を
形成するのに必要な量を添加する必要はなく、使用する
元素の種類に応じて本発明の作用を損なわない範囲内で
適宜加減することが可能である。
は上述した窒化物の形態のみが存在する訳ではない。即
ち、被覆層中の添加元素全てが、必ずしも窒化物の形で
存在する必要はなく、本発明の作用を損なわない範囲で
あれば、窒素が固溶した状態で存在していても良く、他
の存在形態を排除するものではない。従って、上記被覆
層中におけるこれら元素の含有量も、必ずしも窒化物を
形成するのに必要な量を添加する必要はなく、使用する
元素の種類に応じて本発明の作用を損なわない範囲内で
適宜加減することが可能である。
【００１９】尚、上記窒素含有被覆層の厚さは０．５〜
２０μｍとすることが好ましい。厚さが０．５μｍ未満
では、皮膜が剥離したり割れが生じる等、皮膜欠陥の発
生が多くなり、実用レベルでの使用に適しない。この様
な皮膜欠陥は被覆層を厚くすると共に減少するが、層の
厚さが１５〜２０μｍになると、該欠陥減少作用は飽和
してしまい、経済的に無駄であるのでその上限を２０μ
ｍにすることが好ましい。
２０μｍとすることが好ましい。厚さが０．５μｍ未満
では、皮膜が剥離したり割れが生じる等、皮膜欠陥の発
生が多くなり、実用レベルでの使用に適しない。この様
な皮膜欠陥は被覆層を厚くすると共に減少するが、層の
厚さが１５〜２０μｍになると、該欠陥減少作用は飽和
してしまい、経済的に無駄であるのでその上限を２０μ
ｍにすることが好ましい。
【００２０】この様に本発明によれば、通常Ｃｕあるい
はＣｕ合金からなる連続鋳造鋳型基材における溶鋼と直
接接触する保護皮膜として、前述した窒素含有被覆層を
形成することによってその目的を達成することができる
が、更に窒素含有被覆層の耐クラック性や密着性、耐熱
摩耗性などを向上させることを目的として、これら鋳型
基材と窒素含有被覆層の間に、下地層を少なくとも１層
以上形成することが好ましい。この様な下地層として
は、ＣｕあるいはＣｕ合金製鋳造基材および被覆層との
密着性が良好で且つＣｕと被覆層の間の熱膨張率を有し
ており、しかも溶融亜鉛に対して比較的侵食を受けにく
いという要件を満足するものが推奨される。その様な例
としては、４Ａ族元素，５Ａ族元素，６Ａ族元素及び８
族元素よりなる群から選択される少なくとも１種の元素
を主成分として含有する金属または該金属を含む合金め
っき層が挙げられ、具体的にはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ等を主成分として含有する金
属または該金属を含む合金めっき層である。そのうち、
上述した密着性向上効果と耐摩耗性向上効果を有効に発
揮し得るものとして、鉄族金属または該鉄族金属を主成
分とする合金、例えば熱膨張率が約１２×１０-6／℃で
あるＮｉ，Ｃｏや、Ｆｅ−Ｗ，Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｐ，
Ｆｅ−Ｃ，Ｆｅ−Ｂ，Ｎｉ−Ｐ，Ｎｉ−Ｗ，Ｎｉ−Ｂ，
Ｃｏ−Ｐ，Ｃｏ−Ｎｉ−Ｐ，Ｃｏ−Ｗ等が挙げられる。
はＣｕ合金からなる連続鋳造鋳型基材における溶鋼と直
接接触する保護皮膜として、前述した窒素含有被覆層を
形成することによってその目的を達成することができる
が、更に窒素含有被覆層の耐クラック性や密着性、耐熱
摩耗性などを向上させることを目的として、これら鋳型
基材と窒素含有被覆層の間に、下地層を少なくとも１層
以上形成することが好ましい。この様な下地層として
は、ＣｕあるいはＣｕ合金製鋳造基材および被覆層との
密着性が良好で且つＣｕと被覆層の間の熱膨張率を有し
ており、しかも溶融亜鉛に対して比較的侵食を受けにく
いという要件を満足するものが推奨される。その様な例
としては、４Ａ族元素，５Ａ族元素，６Ａ族元素及び８
族元素よりなる群から選択される少なくとも１種の元素
を主成分として含有する金属または該金属を含む合金め
っき層が挙げられ、具体的にはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ等を主成分として含有する金
属または該金属を含む合金めっき層である。そのうち、
上述した密着性向上効果と耐摩耗性向上効果を有効に発
揮し得るものとして、鉄族金属または該鉄族金属を主成
分とする合金、例えば熱膨張率が約１２×１０-6／℃で
あるＮｉ，Ｃｏや、Ｆｅ−Ｗ，Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｐ，
Ｆｅ−Ｃ，Ｆｅ−Ｂ，Ｎｉ−Ｐ，Ｎｉ−Ｗ，Ｎｉ−Ｂ，
Ｃｏ−Ｐ，Ｃｏ−Ｎｉ−Ｐ，Ｃｏ−Ｗ等が挙げられる。
【００２１】このなかでも、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群から
選択される少なくとも１種の元素を含むＦｅ合金めっき
層（以下、Ｃ，Ｐ，ＢをまとめてＸで代表させることに
より、この様な合金めっき層をＦｅ−Ｘめっきと呼ぶ場
合がある）は、従来のＮｉ−ＸめっきやＣｏ−Ｃめっき
等に比べ、特に有用である。その理由として、まずＦｅ
−Ｘめっきの硬度が高いことが挙げられる。即ち、Ｆｅ
−Ｘめっきの硬度は、めっきままでは６５０〜８５０Ｈ
ｖ、４００〜５００℃の熱処理では８５０から１０５０
Ｈｖであり、Ｎｉ−ＰめっきやＮｉ−Ｂめっきの硬度
（前記表１参照）に比べて総じて高い。このうち４００
〜５００℃の熱処理においては、Ｃｒめっきの場合（７
５０〜８００Ｈｖ）と比較しても、高硬度である。ま
た、前述した様にＮｉやＣｏの融点はＦｅよりも低く、
これら単体金属にＰやＢを含有させる（Ｎｉ−ＰやＮｉ
−Ｂなど）と融点は一層低くなる為、溶鋼との接触によ
り保護皮膜が容易に浸食され易くなるのに対し、Ｆｅに
ＣやＰ等を含有させたＦｅ−ＰやＦｅ−Ｂでは、前記Ｎ
ｉ−ＰやＮｉ−Ｂ等の場合に比べて、融点の低下はあま
り顕著でないため、耐熱性の点でも優れている。更に、
Ｆｅ−Ｘめっきは潤滑性に優れると共に、靭性も良好で
あり、加熱・冷却の熱サイクル下においてもクラックが
生じないため、高温での耐摩耗性に格段に優れているこ
と等が挙げられる。
選択される少なくとも１種の元素を含むＦｅ合金めっき
層（以下、Ｃ，Ｐ，ＢをまとめてＸで代表させることに
より、この様な合金めっき層をＦｅ−Ｘめっきと呼ぶ場
合がある）は、従来のＮｉ−ＸめっきやＣｏ−Ｃめっき
等に比べ、特に有用である。その理由として、まずＦｅ
−Ｘめっきの硬度が高いことが挙げられる。即ち、Ｆｅ
−Ｘめっきの硬度は、めっきままでは６５０〜８５０Ｈ
ｖ、４００〜５００℃の熱処理では８５０から１０５０
Ｈｖであり、Ｎｉ−ＰめっきやＮｉ−Ｂめっきの硬度
（前記表１参照）に比べて総じて高い。このうち４００
〜５００℃の熱処理においては、Ｃｒめっきの場合（７
５０〜８００Ｈｖ）と比較しても、高硬度である。ま
た、前述した様にＮｉやＣｏの融点はＦｅよりも低く、
これら単体金属にＰやＢを含有させる（Ｎｉ−ＰやＮｉ
−Ｂなど）と融点は一層低くなる為、溶鋼との接触によ
り保護皮膜が容易に浸食され易くなるのに対し、Ｆｅに
ＣやＰ等を含有させたＦｅ−ＰやＦｅ−Ｂでは、前記Ｎ
ｉ−ＰやＮｉ−Ｂ等の場合に比べて、融点の低下はあま
り顕著でないため、耐熱性の点でも優れている。更に、
Ｆｅ−Ｘめっきは潤滑性に優れると共に、靭性も良好で
あり、加熱・冷却の熱サイクル下においてもクラックが
生じないため、高温での耐摩耗性に格段に優れているこ
と等が挙げられる。
【００２２】この様な特性を有効に発揮させるには、Ｆ
ｅ−Ｘめっきにおいて、Ｘの含有量を０．１〜４０重量
％にすることが好ましい。０．１重量％未満では、硬度
が低下し、耐摩耗性が不十分である。より好ましくは３
重量％以上であり、更に好ましくは５重量％以上であ
る。一方、４０重量％を超えると皮膜生成が困難にな
り、靭性が低下するため実用的でない。より好ましくは
２０重量％以下である。
ｅ−Ｘめっきにおいて、Ｘの含有量を０．１〜４０重量
％にすることが好ましい。０．１重量％未満では、硬度
が低下し、耐摩耗性が不十分である。より好ましくは３
重量％以上であり、更に好ましくは５重量％以上であ
る。一方、４０重量％を超えると皮膜生成が困難にな
り、靭性が低下するため実用的でない。より好ましくは
２０重量％以下である。
【００２３】尚、上記Ｆｅ−Ｘに用いられる「Ｘ」の種
類としてはＣが好ましい。前述した様にＦｅ−Ｘは、溶
融亜鉛への溶解性が低く、Ｎｉ合金めっきやＣｏ合金め
っきと同等以上の耐溶融亜鉛性を有しているが、なかで
もＦｅ−Ｃめっきは、耐溶融亜鉛性が非常に優れている
からである。この様な作用はＣ量が増加するにつれ高く
なるが、３重量％以上になると、その作用が顕著に現れ
る。但し、２０重量％以下では皮膜自体が安定せず、靭
性が低下する場合があるので、その上限を２０重量％以
下にすることが好ましい。
類としてはＣが好ましい。前述した様にＦｅ−Ｘは、溶
融亜鉛への溶解性が低く、Ｎｉ合金めっきやＣｏ合金め
っきと同等以上の耐溶融亜鉛性を有しているが、なかで
もＦｅ−Ｃめっきは、耐溶融亜鉛性が非常に優れている
からである。この様な作用はＣ量が増加するにつれ高く
なるが、３重量％以上になると、その作用が顕著に現れ
る。但し、２０重量％以下では皮膜自体が安定せず、靭
性が低下する場合があるので、その上限を２０重量％以
下にすることが好ましい。
【００２４】また、Ｆｅ−Ｘめっきの皮膜は５μｍ以上
にすることが好ましい。５μｍ未満では、上述した皮膜
特性を長時間有効に発揮することができない。より好ま
しくは１０μｍ以上である。
にすることが好ましい。５μｍ未満では、上述した皮膜
特性を長時間有効に発揮することができない。より好ま
しくは１０μｍ以上である。
【００２５】尚、上述した通り、Ｆｅ−Ｘめっきは、Ｎ
ｉ合金めっきやＣｏ合金めっき等と同等以上の耐溶融亜
鉛性を有し、また、Ｃｒめっきの様にクラックを通して
溶融亜鉛に浸食されることもないため、該Ｆｅ−Ｘめっ
きを最上層に施しても良い。即ち、鋳型基材の表面に、
Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群から選択される少なくとも１種の
元素を総量で０．１〜４０重量％含むＦｅ合金めっき層
を施した連続鋳造用鋳型も本発明の範囲内に含まれる。
上述したＦｅ−Ｘめっきによる作用を有効に発揮させる
為に、前記窒素含有被覆層を設けた連続鋳造用鋳型の場
合と同様、Ｃの含有量を３〜２０重量％（より好ましく
は５〜２０重量％）にしたり、該めっき層の厚さを５μ
ｍ以上（より好ましくは１０μｍ以上）にすることが好
ましい。
ｉ合金めっきやＣｏ合金めっき等と同等以上の耐溶融亜
鉛性を有し、また、Ｃｒめっきの様にクラックを通して
溶融亜鉛に浸食されることもないため、該Ｆｅ−Ｘめっ
きを最上層に施しても良い。即ち、鋳型基材の表面に、
Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群から選択される少なくとも１種の
元素を総量で０．１〜４０重量％含むＦｅ合金めっき層
を施した連続鋳造用鋳型も本発明の範囲内に含まれる。
上述したＦｅ−Ｘめっきによる作用を有効に発揮させる
為に、前記窒素含有被覆層を設けた連続鋳造用鋳型の場
合と同様、Ｃの含有量を３〜２０重量％（より好ましく
は５〜２０重量％）にしたり、該めっき層の厚さを５μ
ｍ以上（より好ましくは１０μｍ以上）にすることが好
ましい。
【００２６】勿論、下地層として、４Ａ族元素，５Ａ族
元素，６Ａ族元素及び８族元素よりなる群から選択され
る少なくとも１種の元素を主成分として含有する金属ま
たは該金属を含む合金めっき層を設けることは、上記窒
素含有被覆層の場合と同様、耐久性を一層改善すること
ができるので、非常に有用である。
元素，６Ａ族元素及び８族元素よりなる群から選択され
る少なくとも１種の元素を主成分として含有する金属ま
たは該金属を含む合金めっき層を設けることは、上記窒
素含有被覆層の場合と同様、耐久性を一層改善すること
ができるので、非常に有用である。
【００２７】上記窒素含有被覆層や下地めっき層の形成
方法は一切制限がなく、例えば真空蒸着法、イオンプレ
ーティング法、スパッタリング法、湿式めっき法、気相
めっき法、電気めっき法、無電解めっき法などを任意に
選択して採用することができる。経済的観点から言えば
湿式めっき法や電気めっき法を採用することが好まし
く、なかでも成膜速度の大きさを考慮すれば電気めっき
法の採用が推奨される。
方法は一切制限がなく、例えば真空蒸着法、イオンプレ
ーティング法、スパッタリング法、湿式めっき法、気相
めっき法、電気めっき法、無電解めっき法などを任意に
選択して採用することができる。経済的観点から言えば
湿式めっき法や電気めっき法を採用することが好まし
く、なかでも成膜速度の大きさを考慮すれば電気めっき
法の採用が推奨される。
【００２８】以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説
明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を
受けるものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲
で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それら
は全て本発明の技術範囲に包含される。
明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を
受けるものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲
で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それら
は全て本発明の技術範囲に包含される。
【００２９】
実施例 脱酸銅よりなる母材の表面に、表２に示す種々の被覆層
を施して表面処理試験片を作製した。このうちＦｅ−Ｘ
めっきを被覆するに当たっては、ＦｅＳＯ4 とＦｅＣｌ
2 を混合しためっき浴中に酸化抑制剤、ｐＨ調整剤や応
力緩和剤などを添加した後、Ｐ，Ｂ，Ｃを析出するため
の成分（次亜燐酸、オルトホウ酸、アスコルビン酸及び
それらの塩など）を添加し、温度を４０〜６０℃に保ち
つつ１〜５０Ａ／ｄｍ 2 の電流密度で６０〜６００分処
理することにより行った。
を施して表面処理試験片を作製した。このうちＦｅ−Ｘ
めっきを被覆するに当たっては、ＦｅＳＯ4 とＦｅＣｌ
2 を混合しためっき浴中に酸化抑制剤、ｐＨ調整剤や応
力緩和剤などを添加した後、Ｐ，Ｂ，Ｃを析出するため
の成分（次亜燐酸、オルトホウ酸、アスコルビン酸及び
それらの塩など）を添加し、温度を４０〜６０℃に保ち
つつ１〜５０Ａ／ｄｍ 2 の電流密度で６０〜６００分処
理することにより行った。
【００３０】また、Ｃｒ皮膜を形成するに当たっては、
通常のＳａｒｇｅｎｔ浴（クロム酸：１００〜４００ｇ
／Ｌ、硫酸：１〜４ｇ／Ｌ）を用い、電気めっきにより
温度を４５〜５５℃に保ちつつ４０〜８０Ａ／ｄｍ2 の
電流密度で処理した後、試験片全体にショットピーニン
グを施し、Ｃｒめっきに圧縮応力を付与した。
通常のＳａｒｇｅｎｔ浴（クロム酸：１００〜４００ｇ
／Ｌ、硫酸：１〜４ｇ／Ｌ）を用い、電気めっきにより
温度を４５〜５５℃に保ちつつ４０〜８０Ａ／ｄｍ2 の
電流密度で処理した後、試験片全体にショットピーニン
グを施し、Ｃｒめっきに圧縮応力を付与した。
【００３１】更に、ＣｒＮ皮膜やＴｉＮ皮膜等の窒化物
皮膜を形成するに当たっては、アークイオンプレーティ
ング装置を用い、ターゲットとしてＣｒやＴｉ等を使用
し、１×１０-2Ｔｏｒｒ程度のＮ2 ガス中にて、アーク
電流１００〜１７５Ａ、バイアス電圧５０〜７５Ｖを印
加することにより成膜を行った。この様にして得られた
各試験片について、下記の評価項目を測定した。これら
の結果を表２に併記する。尚、表中の（ ）は各被覆層
の厚さ（μｍ）を表す。
皮膜を形成するに当たっては、アークイオンプレーティ
ング装置を用い、ターゲットとしてＣｒやＴｉ等を使用
し、１×１０-2Ｔｏｒｒ程度のＮ2 ガス中にて、アーク
電流１００〜１７５Ａ、バイアス電圧５０〜７５Ｖを印
加することにより成膜を行った。この様にして得られた
各試験片について、下記の評価項目を測定した。これら
の結果を表２に併記する。尚、表中の（ ）は各被覆層
の厚さ（μｍ）を表す。
【００３２】［耐溶融亜鉛性評価］各試験片を溶融亜鉛
浴に浸漬し、浸漬後のめっき皮膜の減肉量を測定するこ
とにより耐溶融亜鉛性を評価した。 温 度：５００℃ 時 間：３０分間
浴に浸漬し、浸漬後のめっき皮膜の減肉量を測定するこ
とにより耐溶融亜鉛性を評価した。 温 度：５００℃ 時 間：３０分間
【００３３】［耐クラック性］溶融亜鉛浴中にて繰り返
し熱サイクルを負荷した後、単位長さ（１ｍｍ）当たり
のクラック本数を測定することにより耐クラック性を評
価した。 温 度：５００℃−室温 回 数：１０回
し熱サイクルを負荷した後、単位長さ（１ｍｍ）当たり
のクラック本数を測定することにより耐クラック性を評
価した。 温 度：５００℃−室温 回 数：１０回
【００３４】［耐摩耗性評価］ピン材として各試験片を
使用し、高温ピンオンディスク試験機にて該ピン材の摩
耗量を測定することにより耐摩耗性を評価した。 相手材：普通鋼 温 度：５００℃ 荷 重：１０ｋｇｆ 速 度：１０ｍ／ｍｉｎ 時 間：１０時間
使用し、高温ピンオンディスク試験機にて該ピン材の摩
耗量を測定することにより耐摩耗性を評価した。 相手材：普通鋼 温 度：５００℃ 荷 重：１０ｋｇｆ 速 度：１０ｍ／ｍｉｎ 時 間：１０時間
【００３５】
【表２】
【００３６】表２の結果から以下の様に考察することが
できる。Ｎo.１〜７は、本発明で規定する窒素含有被覆
層のみを有する実施例であるが、いずれも硬度が高いた
め摩耗量が少なく、優れた耐溶融亜鉛性を有すると共
に、熱サイクルを与えたときのクラック数も少ない。な
かでもクロム窒化物やチタン窒化物を使用したものは、
これらの効果が最大限に発揮され、減肉量は０になる。
できる。Ｎo.１〜７は、本発明で規定する窒素含有被覆
層のみを有する実施例であるが、いずれも硬度が高いた
め摩耗量が少なく、優れた耐溶融亜鉛性を有すると共
に、熱サイクルを与えたときのクラック数も少ない。な
かでもクロム窒化物やチタン窒化物を使用したものは、
これらの効果が最大限に発揮され、減肉量は０になる。
【００３７】更に、上記窒素含有被覆層の下地層とし
て、Ｃｏ系めっき層やＮｉ系めっき層、Ｆｅ系めっき層
を形成して熱膨張差を緩和したものは減肉量の他、クラ
ック数も０にすることができた。
て、Ｃｏ系めっき層やＮｉ系めっき層、Ｆｅ系めっき層
を形成して熱膨張差を緩和したものは減肉量の他、クラ
ック数も０にすることができた。
【００３８】尚、Ｎo.１７〜２１は、Ｆｅ−Ｘ（Ｘ＝
Ｐ，Ｃ，Ｂ）めっきを施した実施例であるが、この様な
めっき層を単独で施した場合であっても、摩耗量やクラ
ック数の点で優れていることが分かる。
Ｐ，Ｃ，Ｂ）めっきを施した実施例であるが、この様な
めっき層を単独で施した場合であっても、摩耗量やクラ
ック数の点で優れていることが分かる。
【００３９】これに対して、Ｎo.２２は表面処理を施さ
ない比較例；Ｎo.２３はＣｒのみを施した従来例；Ｎo.
２４はＮｉ−Ｐめっきよりなる従来例；Ｎo.２５及び２
６は、最表面にＮｉ−Ｐめっきを施した２層めっき構
造；Ｎo.２７は、Ｃｒ／Ｎｉ−Ｐ／Ｎｉよりなる３層め
っき構造を有する従来例であるが、いずれも耐摩耗性お
よび耐溶融亜鉛性（減肉量）が格段に低下し、耐クラッ
ク性も劣悪であることが分かる。
ない比較例；Ｎo.２３はＣｒのみを施した従来例；Ｎo.
２４はＮｉ−Ｐめっきよりなる従来例；Ｎo.２５及び２
６は、最表面にＮｉ−Ｐめっきを施した２層めっき構
造；Ｎo.２７は、Ｃｒ／Ｎｉ−Ｐ／Ｎｉよりなる３層め
っき構造を有する従来例であるが、いずれも耐摩耗性お
よび耐溶融亜鉛性（減肉量）が格段に低下し、耐クラッ
ク性も劣悪であることが分かる。
【００４０】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、連
続鋳造用鋳型の表面に、所定の窒素含有被覆層、若しく
は、Ｃ，Ｐ，Ｂの少なくとも１種の元素を所定量含むＦ
ｅ合金めっき層を存在させることによって、耐クラック
性や耐溶融亜鉛性を著しく向上するとができ、鋳型寿命
を大幅に延長し得ることになった。また、鋳型基材と前
記窒素含有被覆層若しくはＦｅ合金めっき層との間に下
地めっき層を形成することにより、基材と被覆層の密着
性を高めると共に熱膨張差に起因する層間剥離を抑制
し、耐摩耗性を一段と抑えることができる。
続鋳造用鋳型の表面に、所定の窒素含有被覆層、若しく
は、Ｃ，Ｐ，Ｂの少なくとも１種の元素を所定量含むＦ
ｅ合金めっき層を存在させることによって、耐クラック
性や耐溶融亜鉛性を著しく向上するとができ、鋳型寿命
を大幅に延長し得ることになった。また、鋳型基材と前
記窒素含有被覆層若しくはＦｅ合金めっき層との間に下
地めっき層を形成することにより、基材と被覆層の密着
性を高めると共に熱膨張差に起因する層間剥離を抑制
し、耐摩耗性を一段と抑えることができる。
フロントページの続き (72)発明者 湯瀬 文雄 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 中山 武典 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内
Claims (15)
- 【請求項１】 鋳型基材の表面に、Ａｌ，４Ａ族元素，
５Ａ族元素，６Ａ族元素及びＦｅよりなる群から選択さ
れる少なくとも１種の窒化物を含む窒素含有被覆層が存
在するものであることを特徴とする耐久性に優れた連続
鋳造用鋳型。 - 【請求項２】 前記窒素含有被覆層が、Ｔｉ及び／又は
Ｃｒを含むものである請求項１に記載の連続鋳造用鋳
型。 - 【請求項３】 前記窒素含有被覆層の厚さが０．５〜２
０μｍである請求項１または２に記載の連続鋳造用鋳
型。 - 【請求項４】 鋳型基材と前記窒素含有被覆層との間に
下地層が少なくとも１層以上形成されている請求項１〜
３のいずれかに記載の連続鋳造用鋳型。 - 【請求項５】 前記下地層が、４Ａ族元素，５Ａ族元
素，６Ａ族元素及び８族元素よりなる群から選択される
少なくとも１種の元素を主成分として含有する金属また
は該金属を含む合金めっき層である請求項４に記載の連
続鋳造用鋳型。 - 【請求項６】 前記下地層が、鉄族元素を主成分として
含有する金属または該金属を含む合金めっき層である請
求項５に記載の連続鋳造用鋳型。 - 【請求項７】 前記下地層は、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群か
ら選択される少なくとも１種の元素を含むものである請
求項４〜６のいずれかに記載の連続鋳造用鋳型。 - 【請求項８】 前記下地層は、Ｃ，Ｐ，Ｂよりなる群か
ら選択される少なくとも１種の元素を含むＦｅ合金めっ
き層である請求項４に記載の連続鋳造用鋳型。 - 【請求項９】 鋳型基材がＣｕまたはＣｕ合金からなる
請求項１〜８のいずれかに記載の連続鋳造用鋳型。 - 【請求項１０】 鋳型基材の表面に、Ｃ，Ｐ，Ｂよりな
る群から選択される少なくとも１種の元素を含むＦｅ合
金めっき層が存在するものであることを特徴とする耐久
性に優れた連続鋳造用鋳型。 - 【請求項１１】 前記Ｆｅ合金めっき層は、Ｃ，Ｐ，Ｂ
よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を総量
で０．１〜４０重量％含むものである請求項１０に記載
の連続鋳造用鋳型。 - 【請求項１２】 前記Ｆｅ合金めっき層は、Ｃを３〜２
０重量％含むものである請求項１１に記載の連続鋳造用
鋳型。 - 【請求項１３】 鋳型基材と前記Ｆｅ合金めっき層との
間に下地層が少なくとも１層以上形成されている請求項
１０〜１２のいずれかに記載の連続鋳造用鋳型。 - 【請求項１４】 前記下地層が、４Ａ族元素，５Ａ族元
素，６Ａ族元素及び８族元素よりなる群から選択される
少なくとも１種の元素を主成分として含有する金属また
は該金属を含む合金めっき層である請求項１３に記載の
連続鋳造用鋳型。 - 【請求項１５】 鋳型基材がＣｕまたはＣｕ合金からな
る請求項１０〜１４のいずれかに記載の連続鋳造用鋳
型。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04216497A JP3896185B2 (ja) | 1996-03-29 | 1997-02-26 | 耐久性に優れた連続鋳造用鋳型 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7758096 | 1996-03-29 | ||
| JP8-77580 | 1996-03-29 | ||
| JP04216497A JP3896185B2 (ja) | 1996-03-29 | 1997-02-26 | 耐久性に優れた連続鋳造用鋳型 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09314288A true JPH09314288A (ja) | 1997-12-09 |
| JP3896185B2 JP3896185B2 (ja) | 2007-03-22 |
Family
ID=26381822
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04216497A Expired - Fee Related JP3896185B2 (ja) | 1996-03-29 | 1997-02-26 | 耐久性に優れた連続鋳造用鋳型 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3896185B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003064077A1 (fr) * | 2002-01-29 | 2003-08-07 | Jfe Steel Corporation | Feuille de cuivre de moule pour coulee continue et son procede de fabrication |
| JP2008137057A (ja) * | 2006-12-05 | 2008-06-19 | Mishima Kosan Co Ltd | 連続鋳造用鋳型 |
| KR20250076580A (ko) | 2022-11-04 | 2025-05-29 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 몰드 동판, 연속 주조용 주형 및 슬래브의 주조 방법 |
-
1997
- 1997-02-26 JP JP04216497A patent/JP3896185B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003064077A1 (fr) * | 2002-01-29 | 2003-08-07 | Jfe Steel Corporation | Feuille de cuivre de moule pour coulee continue et son procede de fabrication |
| JP2008137057A (ja) * | 2006-12-05 | 2008-06-19 | Mishima Kosan Co Ltd | 連続鋳造用鋳型 |
| KR20250076580A (ko) | 2022-11-04 | 2025-05-29 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 몰드 동판, 연속 주조용 주형 및 슬래브의 주조 방법 |
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|---|---|
| JP3896185B2 (ja) | 2007-03-22 |
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