JP3460160B2 - 連続鋳造用鋳型の製造方法 - Google Patents
連続鋳造用鋳型の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐摩耗性溶射皮膜を形
成した連続鋳造用鋳型の製造方法に関する。
成した連続鋳造用鋳型の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】鋼などの連続鋳造用鋳型は、その使命か
ら、耐摩耗性，高熱伝導性及び高強度が要求され、特
に、耐摩耗性の面からは、従来よりＣｒメッキ，Ｎｉメ
ッキ，或いはＮｉ合金メッキ皮膜が用いられている。近
年、更に、耐摩耗性を向上させる目的で、Ｎｉメッキ等
の上に、Ｎｉ−Ｃｒ系自溶性合金などを溶射し、溶射
後、加熱処理を行なって溶射皮膜を形成した鋳型が提案
されている。
ら、耐摩耗性，高熱伝導性及び高強度が要求され、特
に、耐摩耗性の面からは、従来よりＣｒメッキ，Ｎｉメ
ッキ，或いはＮｉ合金メッキ皮膜が用いられている。近
年、更に、耐摩耗性を向上させる目的で、Ｎｉメッキ等
の上に、Ｎｉ−Ｃｒ系自溶性合金などを溶射し、溶射
後、加熱処理を行なって溶射皮膜を形成した鋳型が提案
されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
連続鋳造用鋳型における溶射皮膜の形成は、超高速フレ
ーム溶射（ＨＶＯＦ）と呼ばれる溶射ガンの作動圧力が
０．５ＭＰａ（メガパスカル）以下の溶射法であって、
溶射フレームの熱により溶射材料が全体的に溶融してし
まうため、銅または銅合金基体（以下、略して「銅基
体」とする）への強力な食い込みがほとんど得られず、
そのため、基体と溶射皮膜との密着強度が低く、溶射の
ままの状態では使用出来ないものであった。
連続鋳造用鋳型における溶射皮膜の形成は、超高速フレ
ーム溶射（ＨＶＯＦ）と呼ばれる溶射ガンの作動圧力が
０．５ＭＰａ（メガパスカル）以下の溶射法であって、
溶射フレームの熱により溶射材料が全体的に溶融してし
まうため、銅または銅合金基体（以下、略して「銅基
体」とする）への強力な食い込みがほとんど得られず、
そのため、基体と溶射皮膜との密着強度が低く、溶射の
ままの状態では使用出来ないものであった。
【０００４】このため、従来の溶射法では、溶射後にお
いて、より緻密な皮膜形成と、溶射皮膜と基体（Ｃｕ又
は〔Ｃｕ＋メッキ〕）との拡散層の生成による密着強度
の向上を目的として、約９００〜１０００℃の高温加熱
処理（フュージング処理）を行なうことが必須であっ
た。
いて、より緻密な皮膜形成と、溶射皮膜と基体（Ｃｕ又
は〔Ｃｕ＋メッキ〕）との拡散層の生成による密着強度
の向上を目的として、約９００〜１０００℃の高温加熱
処理（フュージング処理）を行なうことが必須であっ
た。
【０００５】ところが、銅基体が非析出硬化型材料（脱
酸銅など純銅系）である場合、溶射後に約９００〜１０
００℃の高温加熱処理を行なうと、銅基体として具備す
べき材料強度が著しく低下してしまう欠点があった。即
ち、冷間加工歪で材料強度を高くしている非析出硬化型
基体は、再結晶によって材料強度が著しく低下し、鋳型
材としては使用不可能になるという、材料面での致命的
な問題があった。従って、従来は、加熱処理により鋳型
材としての強度を回復させることが可能な析出硬化型基
体の使用によらなければならなかった。
酸銅など純銅系）である場合、溶射後に約９００〜１０
００℃の高温加熱処理を行なうと、銅基体として具備す
べき材料強度が著しく低下してしまう欠点があった。即
ち、冷間加工歪で材料強度を高くしている非析出硬化型
基体は、再結晶によって材料強度が著しく低下し、鋳型
材としては使用不可能になるという、材料面での致命的
な問題があった。従って、従来は、加熱処理により鋳型
材としての強度を回復させることが可能な析出硬化型基
体の使用によらなければならなかった。
【０００６】そこで、銅基体に析出硬化型材料を使用し
た場合も、従来法では、やはり前記した理由により、溶
射後において、加熱処理として約９００〜１０００℃の
高温加熱処理をなし、その後急冷し、約４００℃で析出
硬化処理としての加熱処理を行なう必要があった。しか
しながら、銅基体の材料強度回復のための溶体化処理
で、本来行なわれるべき急冷（水冷）は、溶射皮膜と銅
基体との熱膨張係数の差が大きく、溶射皮膜の剥離、あ
るいは溶射皮膜に割れが生ずるなどの問題のため、急冷
は不可能であり、充分な熱処理が行なわれなかった。そ
のため、やはり、銅基体の材料強度が得られないという
鋳型として致命的な問題があった。
た場合も、従来法では、やはり前記した理由により、溶
射後において、加熱処理として約９００〜１０００℃の
高温加熱処理をなし、その後急冷し、約４００℃で析出
硬化処理としての加熱処理を行なう必要があった。しか
しながら、銅基体の材料強度回復のための溶体化処理
で、本来行なわれるべき急冷（水冷）は、溶射皮膜と銅
基体との熱膨張係数の差が大きく、溶射皮膜の剥離、あ
るいは溶射皮膜に割れが生ずるなどの問題のため、急冷
は不可能であり、充分な熱処理が行なわれなかった。そ
のため、やはり、銅基体の材料強度が得られないという
鋳型として致命的な問題があった。
【０００７】さらに加えて、従来の溶射法では、溶射前
に、アルミナなどのグリッド材を高速度で吹き付け、銅
基体表面の汚れやＣｕ２Ｏなどの酸化皮膜の除去と、基
体表面の粗面化（凹凸を付ける）を行なういわゆるブラ
スト処理を行なう必要があった。
に、アルミナなどのグリッド材を高速度で吹き付け、銅
基体表面の汚れやＣｕ２Ｏなどの酸化皮膜の除去と、基
体表面の粗面化（凹凸を付ける）を行なういわゆるブラ
スト処理を行なう必要があった。
【０００８】このように従来の溶射法では、溶射前のブ
ラスト処理、溶射後の加熱処理など、作業工程が多く、
その作業内容も複雑で、結果としてコスト高となる欠点
があった。また、耐摩耗性を持続するには溶射皮膜の厚
さは厚くする方が良いが、従来の超高速フレーム溶射法
では、溶射皮膜の厚さは最大０．５〜１ｍｍ程度であ
り、それ以上に厚くすると皮膜にクラックが発生するな
どの問題があった。
ラスト処理、溶射後の加熱処理など、作業工程が多く、
その作業内容も複雑で、結果としてコスト高となる欠点
があった。また、耐摩耗性を持続するには溶射皮膜の厚
さは厚くする方が良いが、従来の超高速フレーム溶射法
では、溶射皮膜の厚さは最大０．５〜１ｍｍ程度であ
り、それ以上に厚くすると皮膜にクラックが発生するな
どの問題があった。
【０００９】本発明は、上記実情に鑑みなされたもの
で、溶射前のブラスト処理と溶射後の加熱処理が不要で
あり、緻密で、且つ、アンカー効果による優れた密着強
度を有し、耐摩耗性の持続に優れた連続鋳造用鋳型の製
造方法を提供することを目的としている。
で、溶射前のブラスト処理と溶射後の加熱処理が不要で
あり、緻密で、且つ、アンカー効果による優れた密着強
度を有し、耐摩耗性の持続に優れた連続鋳造用鋳型の製
造方法を提供することを目的としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】即ち、本発明の連続鋳造
用鋳型の製造方法は、銅または銅合金を基体とする鋳型
の内面に溶射皮膜を形成する連続鋳造用鋳型の製造方法
において、銅基体鋳型の内面に、溶射ガンの作動圧力が
０．５５ＭＰａ〜１．０４ＭＰａである高圧・超高速フ
レーム溶射法により、皮膜厚さ０．０１〜６ｍｍの溶射
皮膜を少なくとも上記銅基体表面に食い込む第一層とし
て、１種または２種以上のタングステン・カーバイト系
耐摩耗性材料で形成し、溶射前のブラスト処理及び溶射
後の加熱処理を行なわないことを特徴とする。
用鋳型の製造方法は、銅または銅合金を基体とする鋳型
の内面に溶射皮膜を形成する連続鋳造用鋳型の製造方法
において、銅基体鋳型の内面に、溶射ガンの作動圧力が
０．５５ＭＰａ〜１．０４ＭＰａである高圧・超高速フ
レーム溶射法により、皮膜厚さ０．０１〜６ｍｍの溶射
皮膜を少なくとも上記銅基体表面に食い込む第一層とし
て、１種または２種以上のタングステン・カーバイト系
耐摩耗性材料で形成し、溶射前のブラスト処理及び溶射
後の加熱処理を行なわないことを特徴とする。
【００１１】また、溶射皮膜と上記銅基体との間に、Ｎ
ｉメッキまたはＮｉ−Ｆｅメッキのメッキ層を介在さ
せ、溶射ガンの作動圧力が０．５５ＭＰａ〜１．０４Ｍ
Ｐａである高圧・超高速フレーム溶射法により、皮膜厚
さ０．０１〜６ｍｍの溶射皮膜を少なくとも上記メッキ
層表面に食い込む第一層として、１種または２種以上の
タングステン・カーバイト系耐摩耗性材料で形成し、溶
射前のブラスト処理及び溶射後の加熱処理を行なわない
ことを特徴とする。
ｉメッキまたはＮｉ−Ｆｅメッキのメッキ層を介在さ
せ、溶射ガンの作動圧力が０．５５ＭＰａ〜１．０４Ｍ
Ｐａである高圧・超高速フレーム溶射法により、皮膜厚
さ０．０１〜６ｍｍの溶射皮膜を少なくとも上記メッキ
層表面に食い込む第一層として、１種または２種以上の
タングステン・カーバイト系耐摩耗性材料で形成し、溶
射前のブラスト処理及び溶射後の加熱処理を行なわない
ことを特徴とする。
【００１２】そして、タングステン・カーバイト系耐摩
耗性材料は、直径５〜５３μｍの粉末で、マイクロビッ
カース硬さ（荷重３００ｇ）ＨＶ０．３が１０００〜１
４００であることが望ましい。
耗性材料は、直径５〜５３μｍの粉末で、マイクロビッ
カース硬さ（荷重３００ｇ）ＨＶ０．３が１０００〜１
４００であることが望ましい。
【００１３】ここで、高圧・超高速フレーム溶射法と
は、溶射ガンの作動圧力を０．５５ＭＰａ以上にするこ
とにより、溶射材料が被溶射基体の表面に食い込んで密
着性に優れ、しかも緻密な溶射皮膜を形成する溶射法で
ある。
は、溶射ガンの作動圧力を０．５５ＭＰａ以上にするこ
とにより、溶射材料が被溶射基体の表面に食い込んで密
着性に優れ、しかも緻密な溶射皮膜を形成する溶射法で
ある。
【００１４】従来の超高速フレーム溶射（ＨＶＯＦ）と
本発明に係る高圧・超高速フレーム溶射（ＨＰ／ＨＶＯ
Ｆ）の差異は、上記した溶射ガンの作動圧力ばかりでな
く、粒子速度、ジェツトのマッハ、そして、燃料供給圧
及び酸素供給圧のいずれも高圧・超高速フレーム溶射の
方が高く、その反面、ジェト温度は低いことである（表
２参照）。これによって、高圧・超高速フレーム溶射法
は、溶射フレームの熱により全体的に溶融することが無
く、基体に食い込み得る硬さを維持した半溶融状態の粒
子が、超高速で基体に溶射され、優れた密着強度を得る
ことができるのである。
本発明に係る高圧・超高速フレーム溶射（ＨＰ／ＨＶＯ
Ｆ）の差異は、上記した溶射ガンの作動圧力ばかりでな
く、粒子速度、ジェツトのマッハ、そして、燃料供給圧
及び酸素供給圧のいずれも高圧・超高速フレーム溶射の
方が高く、その反面、ジェト温度は低いことである（表
２参照）。これによって、高圧・超高速フレーム溶射法
は、溶射フレームの熱により全体的に溶融することが無
く、基体に食い込み得る硬さを維持した半溶融状態の粒
子が、超高速で基体に溶射され、優れた密着強度を得る
ことができるのである。
【００１５】高圧・超高速フレーム溶射法の溶射ガンの
作動圧力は、理論的には、０．５５ＭＰａ以上である
が、好ましくは０．５５ＭＰａ〜１．０４ＭＰａであ
る。０．５５ＭＰａ以下では、溶射材料に充分な運動エ
ネルギーを与えることができない。一方、１．０４ＭＰ
ａ以上になると、基体表面への食い込みが作動圧力の増
加の割には増加しないばかりか、かえって基体表面に大
きな残留応力を残したりする恐れがある。
作動圧力は、理論的には、０．５５ＭＰａ以上である
が、好ましくは０．５５ＭＰａ〜１．０４ＭＰａであ
る。０．５５ＭＰａ以下では、溶射材料に充分な運動エ
ネルギーを与えることができない。一方、１．０４ＭＰ
ａ以上になると、基体表面への食い込みが作動圧力の増
加の割には増加しないばかりか、かえって基体表面に大
きな残留応力を残したりする恐れがある。
【００１６】また、銅基体または上記したメッキ層に食
い込み得る硬さを有する（アンカー効果を発揮する）少
なくとも第一層目の耐摩耗性材料としては、上記した好
ましい溶射ガン作動圧力範囲０．５５ＭＰａ〜１．０４
ＭＰａでは、タングステン・カーバイト（以下「ＷＣ」
と略する）系耐摩耗性材料を挙げることができ、その粉
末を用いる場合で、マイクロビッカース硬さ（荷重３０
０ｇ）ＨＶ０．３：１０００〜１４００が好ましく、粉
末の直径は５〜５３μｍが好ましい。
い込み得る硬さを有する（アンカー効果を発揮する）少
なくとも第一層目の耐摩耗性材料としては、上記した好
ましい溶射ガン作動圧力範囲０．５５ＭＰａ〜１．０４
ＭＰａでは、タングステン・カーバイト（以下「ＷＣ」
と略する）系耐摩耗性材料を挙げることができ、その粉
末を用いる場合で、マイクロビッカース硬さ（荷重３０
０ｇ）ＨＶ０．３：１０００〜１４００が好ましく、粉
末の直径は５〜５３μｍが好ましい。
【００１７】粉末の直径が５μｍより小さくなると、上
記運動エネルギーが充分得られなく、基体に粉末が完全
に密着しない。また、粉末の直径が５３μｍより大きく
なると、基体への食い込みが浅くなり、密着強度が低下
する。
記運動エネルギーが充分得られなく、基体に粉末が完全
に密着しない。また、粉末の直径が５３μｍより大きく
なると、基体への食い込みが浅くなり、密着強度が低下
する。
【００１８】粉末の硬さが、ＨＶ０．３：１０００より
低くなると、粉末の食い込みが浅くなり、ＨＶ０．３：
１４００より高くなると、溶射皮膜内に発生する歪が大
きくなるという問題が生じる。なお、この粉末の好まし
い直径は、粉末の材質や形状によって異なってくるのは
勿論である。
低くなると、粉末の食い込みが浅くなり、ＨＶ０．３：
１４００より高くなると、溶射皮膜内に発生する歪が大
きくなるという問題が生じる。なお、この粉末の好まし
い直径は、粉末の材質や形状によって異なってくるのは
勿論である。
【００１９】第一層目のＷＣ系耐摩耗性材料としては、
ＷＣ−１２Ｃｏ（１２重量％のＣｏを含むＷＣ）または
ＷＣ−２７ＮｉＣｒ（Ｎｉ及びＣｒを２７重量％（Ｎｉ
とＣｒの配合比率は４：１）を含むＷＣ）などを挙げる
ことができる。
ＷＣ−１２Ｃｏ（１２重量％のＣｏを含むＷＣ）または
ＷＣ−２７ＮｉＣｒ（Ｎｉ及びＣｒを２７重量％（Ｎｉ
とＣｒの配合比率は４：１）を含むＷＣ）などを挙げる
ことができる。
【００２０】また、上記第一層目の表面に第二層目の耐
摩耗性溶射皮膜を形成するときは、第二層目の溶射材料
としてＮｉ基自溶性合金を使用することができる。Ｎｉ
基自溶性合金とは、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｂ系合金にＦ
ｅ，Ｃｕ，Ｃ，Ｍｏなどを添加したものであり、好まし
い組成は、Ｓｉが１．２５〜５．５０重量％，Ｂが２．
００〜４．５０重量％，Ｃｒが８．０〜１８．０重量
％，Ｃが０.３０〜１.００重量％，Ｆｅが１．２５〜
５．５０重量％，Ｃｕが０〜５重量％，Ｍｏが０〜５重
量％，Ｎｉが残りのものである。また、順次使用状態に
よって、組成を変化させ、第三層目以降を形成しても良
い。
摩耗性溶射皮膜を形成するときは、第二層目の溶射材料
としてＮｉ基自溶性合金を使用することができる。Ｎｉ
基自溶性合金とは、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｂ系合金にＦ
ｅ，Ｃｕ，Ｃ，Ｍｏなどを添加したものであり、好まし
い組成は、Ｓｉが１．２５〜５．５０重量％，Ｂが２．
００〜４．５０重量％，Ｃｒが８．０〜１８．０重量
％，Ｃが０.３０〜１.００重量％，Ｆｅが１．２５〜
５．５０重量％，Ｃｕが０〜５重量％，Ｍｏが０〜５重
量％，Ｎｉが残りのものである。また、順次使用状態に
よって、組成を変化させ、第三層目以降を形成しても良
い。
【００２１】更に、上記第二層目に加えて、第三層目の
耐摩耗性溶射皮膜を形成するときは、第三層目の耐摩耗
性溶射材料として、Ｃｏ基自溶性合金を使用することも
できるが、前記Ｎｉ基自溶性合金と同様、第二層目以降
の耐摩耗性溶射材料として使用しても良い。Ｃｏ基自溶
性合金とは、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｂ系合金にＦｅ，Ｃ，
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｗなどを添加したものであり、好ましい組
成は、Ｓｉが１．５〜４．５重量％，Ｂが１．５〜４．
０重量％，Ｃｒが１６．０〜２４．０重量％，Ｃが０．
２５〜１．５０重量％，Ｆｅが１．２５〜５．００重量
％，Ｍｏが０〜７．００重量％，Ｎｉが０〜３０重量
％，Ｗが４〜１５重量％，残りがＣｏである。
耐摩耗性溶射皮膜を形成するときは、第三層目の耐摩耗
性溶射材料として、Ｃｏ基自溶性合金を使用することも
できるが、前記Ｎｉ基自溶性合金と同様、第二層目以降
の耐摩耗性溶射材料として使用しても良い。Ｃｏ基自溶
性合金とは、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｂ系合金にＦｅ，Ｃ，
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｗなどを添加したものであり、好ましい組
成は、Ｓｉが１．５〜４．５重量％，Ｂが１．５〜４．
０重量％，Ｃｒが１６．０〜２４．０重量％，Ｃが０．
２５〜１．５０重量％，Ｆｅが１．２５〜５．００重量
％，Ｍｏが０〜７．００重量％，Ｎｉが０〜３０重量
％，Ｗが４〜１５重量％，残りがＣｏである。
【００２２】高圧・超高速フレーム溶射法によって銅基
体表面または上記したメッキ層表面に形成される溶射皮
膜の膜厚は、０．０１ｍｍ以下では鋳型内面において耐
摩耗性を維持するには不充分である。耐摩耗性を維持す
るには、膜厚を厚くする方が好ましいが、６ｍｍ以上に
厚みを増すことは、皮膜の熱伝導の低下により、鋳型の
使命である抜熱効果の阻害、あるいは皮膜内の歪により
クラックを生ずる危険がある等の不都合がある。従っ
て、膜厚は０．０１〜６ｍｍとされる。
体表面または上記したメッキ層表面に形成される溶射皮
膜の膜厚は、０．０１ｍｍ以下では鋳型内面において耐
摩耗性を維持するには不充分である。耐摩耗性を維持す
るには、膜厚を厚くする方が好ましいが、６ｍｍ以上に
厚みを増すことは、皮膜の熱伝導の低下により、鋳型の
使命である抜熱効果の阻害、あるいは皮膜内の歪により
クラックを生ずる危険がある等の不都合がある。従っ
て、膜厚は０．０１〜６ｍｍとされる。
【００２３】
【作 用】本発明で用いる少なくとも第一層を形成する
上記した耐摩耗性材料は、溶射フレームの熱によって全
体的に溶融することがなく、しかも、基体に食い込み得
る硬さを有するものである。そして、高圧・超高速フレ
ーム溶射法（ＨＰ／ＨＶＯＦなど）で用いる溶射ガンの
作動圧力は、上記の食い込みを生じさせる圧力であっ
て、従来の超高速フレーム溶射法（ＨＶＯＦ）で用いる
溶射ガンの作動圧力より大きい。そのため、高圧・超高
速フレーム溶射法により噴射された耐摩耗性材料の粉末
は、基体に食い込んでしっかりと固定（密着）される。
その際この溶射皮膜の形成に当り、同時に基体表面の汚
れ（手垢，各種マーキングなど）或いはＣｕ２Ｏなどの
酸化皮膜も除去される。
上記した耐摩耗性材料は、溶射フレームの熱によって全
体的に溶融することがなく、しかも、基体に食い込み得
る硬さを有するものである。そして、高圧・超高速フレ
ーム溶射法（ＨＰ／ＨＶＯＦなど）で用いる溶射ガンの
作動圧力は、上記の食い込みを生じさせる圧力であっ
て、従来の超高速フレーム溶射法（ＨＶＯＦ）で用いる
溶射ガンの作動圧力より大きい。そのため、高圧・超高
速フレーム溶射法により噴射された耐摩耗性材料の粉末
は、基体に食い込んでしっかりと固定（密着）される。
その際この溶射皮膜の形成に当り、同時に基体表面の汚
れ（手垢，各種マーキングなど）或いはＣｕ２Ｏなどの
酸化皮膜も除去される。
【００２４】従って、従来法のような溶射前処理として
の基体のブラスト処理などを行なわなくても、基体表面
の酸化皮膜の除去と良好な密着強度が得られる。また、
大きな作動圧力により、粉末に大きな運動エネルギーを
与えることができ、非常に緻密で、しかも膜厚の厚い溶
射皮膜を形成することが可能となる。そのため、従来法
で行なわれていた溶射皮膜の密着性や皮膜品質の改善の
ための、そして銅基体の材料特性回復のための加熱処理
は、全く不要となる。
の基体のブラスト処理などを行なわなくても、基体表面
の酸化皮膜の除去と良好な密着強度が得られる。また、
大きな作動圧力により、粉末に大きな運動エネルギーを
与えることができ、非常に緻密で、しかも膜厚の厚い溶
射皮膜を形成することが可能となる。そのため、従来法
で行なわれていた溶射皮膜の密着性や皮膜品質の改善の
ための、そして銅基体の材料特性回復のための加熱処理
は、全く不要となる。
【００２５】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。
【００２６】図１は、本発明実施例鋳型の短辺側銅板の
要部を拡大した縦断面を示しており、図２は、他の実施
例の短辺側銅板の要部を拡大した縦断面を示している。
これらの図において、１は銅または銅合金で形成された
鋳型本体（基体）であり、その内壁面上に耐摩耗性材料
から成る溶射皮膜２あるいはメッキ層３が形成されてい
る。
要部を拡大した縦断面を示しており、図２は、他の実施
例の短辺側銅板の要部を拡大した縦断面を示している。
これらの図において、１は銅または銅合金で形成された
鋳型本体（基体）であり、その内壁面上に耐摩耗性材料
から成る溶射皮膜２あるいはメッキ層３が形成されてい
る。
【００２７】図１の実施例では、溶射フレームの熱によ
って全体的に溶融することが無く、しかも基体１の内壁
面に食い込み得る硬さを有する耐摩耗性材料を用いて、
高圧・超高速フレーム溶射法により基体の内壁面に直接
溶射された溶射皮膜２が形成されている。４はその食い
込み層である。
って全体的に溶融することが無く、しかも基体１の内壁
面に食い込み得る硬さを有する耐摩耗性材料を用いて、
高圧・超高速フレーム溶射法により基体の内壁面に直接
溶射された溶射皮膜２が形成されている。４はその食い
込み層である。
【００２８】一方、図２の実施例では、銅基体１の表面
に０．０１ｍｍ厚さのＮｉメッキ層３が形成されてお
り、その上に高圧・超高速フレーム溶射法によりメッキ
層３に食い込み得る耐摩耗性材料が溶射され、溶射皮膜
２が形成されている。そして、メッキ層３と溶射皮膜２
との間に食い込み層４が生じている。
に０．０１ｍｍ厚さのＮｉメッキ層３が形成されてお
り、その上に高圧・超高速フレーム溶射法によりメッキ
層３に食い込み得る耐摩耗性材料が溶射され、溶射皮膜
２が形成されている。そして、メッキ層３と溶射皮膜２
との間に食い込み層４が生じている。
【００２９】次に、上記図１の実施例構造の鋳型材につ
いて、銅または銅合金に溶射した溶射皮膜の密着性、割
れ感受性、及び銅基体への熱影響を調べるために、図３
に示す試験片を作成して熱衝撃試験を行なった。図３に
おいて、１ａは銅または銅合金の基体であり、２ａは溶
射皮膜、５は取付け穴である。
いて、銅または銅合金に溶射した溶射皮膜の密着性、割
れ感受性、及び銅基体への熱影響を調べるために、図３
に示す試験片を作成して熱衝撃試験を行なった。図３に
おいて、１ａは銅または銅合金の基体であり、２ａは溶
射皮膜、５は取付け穴である。
【００３０】試験片の基体を構成する銅及び銅合金の組
成及び種類は、表１に示す通りである。また、試験に使
用した高圧・超高速フレーム溶射法（ＨＰ／ＨＶＯＦ）
及び従来例の超高速溶射フレーム法（ＨＶＯＦ）を実行
するプロセス（設備）の詳細は表２に示す通りである。
成及び種類は、表１に示す通りである。また、試験に使
用した高圧・超高速フレーム溶射法（ＨＰ／ＨＶＯＦ）
及び従来例の超高速溶射フレーム法（ＨＶＯＦ）を実行
するプロセス（設備）の詳細は表２に示す通りである。
【表１】
【表２】
【００３１】なお、表２中の「ガンの作動圧力」とは、
溶射ガンの燃焼室内の圧力を圧力センサーにより測定し
た値である。また、「ジェット温度」とは、各燃料によ
るフレームの温度の計算値であり、「ジェットのマッ
ハ」とは、フレームの速度が音速を超えるときに発生す
る衝撃波によるダイヤモンドパターンショックの角度に
より計算されたフレーム速度である。更に、「粒子速
度」とは、溶射ガンの噴射口のフレーム内粒子をレーザ
ードプラー粒速計によって測定した値である。
溶射ガンの燃焼室内の圧力を圧力センサーにより測定し
た値である。また、「ジェット温度」とは、各燃料によ
るフレームの温度の計算値であり、「ジェットのマッ
ハ」とは、フレームの速度が音速を超えるときに発生す
る衝撃波によるダイヤモンドパターンショックの角度に
より計算されたフレーム速度である。更に、「粒子速
度」とは、溶射ガンの噴射口のフレーム内粒子をレーザ
ードプラー粒速計によって測定した値である。
【００３２】表１に示した組成及び種類の銅または銅合
金からなる基体１ａの表面に、表２に示す溶射条件で耐
摩耗性溶射皮膜２ａを形成した。その際、第一層目の耐
摩耗性溶射材料には、Ｃｏを１２重量％或いはＮｉ及び
Ｃｒを２７重量％含むタングステン・カーバイト粉末を
使用し、約０．８ｍｍ厚の溶射皮膜を形成した。試験例
に使用した溶射材料の粉末の組成，粒度（粉末の直径）
及び硬さは、表３に示す通りである。
金からなる基体１ａの表面に、表２に示す溶射条件で耐
摩耗性溶射皮膜２ａを形成した。その際、第一層目の耐
摩耗性溶射材料には、Ｃｏを１２重量％或いはＮｉ及び
Ｃｒを２７重量％含むタングステン・カーバイト粉末を
使用し、約０．８ｍｍ厚の溶射皮膜を形成した。試験例
に使用した溶射材料の粉末の組成，粒度（粉末の直径）
及び硬さは、表３に示す通りである。
【表３】
【００３３】熱衝撃試験は、先ず、図３に示す試験片の
両端四箇所の取付け穴５に四本のボルトを挿入し、所定
の固定ブロックに締付トルク１０００ｋｇｆ・ｃｍのト
ルクでしっかりと締付け固定した。その後、試験片を環
状式電気炉内で３００℃になるまで加熱し、３００℃に
達した後、直ちに、１００℃まで水による急冷を行なう
ことを１回の加熱冷却サイクルとして、この加熱冷却サ
イクルを５００回繰り返した。加熱冷却サイクルを５０
０回行なった後に、溶射皮膜２ａからなる保護層の表面
割れを観察し、その後溶射皮膜２ａを切断して、その断
面から溶射皮膜２ａの剥離及び割れの発生有無を観察し
た。
両端四箇所の取付け穴５に四本のボルトを挿入し、所定
の固定ブロックに締付トルク１０００ｋｇｆ・ｃｍのト
ルクでしっかりと締付け固定した。その後、試験片を環
状式電気炉内で３００℃になるまで加熱し、３００℃に
達した後、直ちに、１００℃まで水による急冷を行なう
ことを１回の加熱冷却サイクルとして、この加熱冷却サ
イクルを５００回繰り返した。加熱冷却サイクルを５０
０回行なった後に、溶射皮膜２ａからなる保護層の表面
割れを観察し、その後溶射皮膜２ａを切断して、その断
面から溶射皮膜２ａの剥離及び割れの発生有無を観察し
た。
【００３４】〔試験例１〕
表４は、非析出硬化型材料の代表例として表１に示した
純銅を使用し、その基体に、所定の試験片製造方法のも
とで溶射皮膜を形成し、溶射後の加熱処理による基体の
材料強度（硬さ）への影響の有無、及び溶射皮膜の密着
強度、並びに熱衝撃試験による溶射皮膜の評価を示した
ものである。
純銅を使用し、その基体に、所定の試験片製造方法のも
とで溶射皮膜を形成し、溶射後の加熱処理による基体の
材料強度（硬さ）への影響の有無、及び溶射皮膜の密着
強度、並びに熱衝撃試験による溶射皮膜の評価を示した
ものである。
【表４】
【００３５】表４の結果から、従来法の超高速フレーム
溶射法（ＨＶＯＦ）により、純銅の基体にブラスト処理
及び溶射後の加熱処理を行なって溶射皮膜を形成した場
合は、基体の材料強度（硬さ）が著しく低下し、約１／
２以下になっている。この材料強度の低下により、従来
は、溶射皮膜用の基体として純銅（非析出硬化型材料）
を使用することができなかったわけである。一方、溶射
後の加熱処理を行なわなければ、基体の硬さ低下はない
が、溶射皮膜の密着強度は、約１．５ｋｇｆ／ｍｍ2で
あり、本発明の実施例に比べ約１／１０である。また、
仮りにブラスト処理と溶射後の加熱処理を行なったとし
ても、その密着強度は本発明実施例の約１／２にすぎな
い。このことは、従来法の超高速フレーム溶射法により
溶射材料を溶射しても、溶射ガンの作動圧力が低く、基
体への食い込みが不充分であることを示している。
溶射法（ＨＶＯＦ）により、純銅の基体にブラスト処理
及び溶射後の加熱処理を行なって溶射皮膜を形成した場
合は、基体の材料強度（硬さ）が著しく低下し、約１／
２以下になっている。この材料強度の低下により、従来
は、溶射皮膜用の基体として純銅（非析出硬化型材料）
を使用することができなかったわけである。一方、溶射
後の加熱処理を行なわなければ、基体の硬さ低下はない
が、溶射皮膜の密着強度は、約１．５ｋｇｆ／ｍｍ2で
あり、本発明の実施例に比べ約１／１０である。また、
仮りにブラスト処理と溶射後の加熱処理を行なったとし
ても、その密着強度は本発明実施例の約１／２にすぎな
い。このことは、従来法の超高速フレーム溶射法により
溶射材料を溶射しても、溶射ガンの作動圧力が低く、基
体への食い込みが不充分であることを示している。
【００３６】図４はそのことを写真及び図で示したもの
で、従来法の超高速フレーム溶射法により、ＷＣ−Ｎｉ
Ｃｒ系溶射材料を溶射し、その溶射皮膜と基体との界面
における断面のミクロの金属組織を示した写真及び説明
図である。ミクロ組織からも分かるように、溶射材料の
食い込みが極めて不充分であることが分かる。
で、従来法の超高速フレーム溶射法により、ＷＣ−Ｎｉ
Ｃｒ系溶射材料を溶射し、その溶射皮膜と基体との界面
における断面のミクロの金属組織を示した写真及び説明
図である。ミクロ組織からも分かるように、溶射材料の
食い込みが極めて不充分であることが分かる。
【００３７】一方、図５は、高圧・超高速フレーム溶射
法により本発明を実施した場合のもので、ＷＣ−ＮｉＣ
ｒ系溶射材料を溶射した時の鋳型の溶射皮膜と基体との
界面における断面のミクロの金属組織を示した写真及び
説明図である。このミクロ組織からも分かるように、基
体への食い込みが充分であることが分かる。なお、図５
は、第１層目がＷＣ−ＮｉＣｒ系溶射材料であり、第２
層目は、Ｎｉ基自溶性合金である。
法により本発明を実施した場合のもので、ＷＣ−ＮｉＣ
ｒ系溶射材料を溶射した時の鋳型の溶射皮膜と基体との
界面における断面のミクロの金属組織を示した写真及び
説明図である。このミクロ組織からも分かるように、基
体への食い込みが充分であることが分かる。なお、図５
は、第１層目がＷＣ−ＮｉＣｒ系溶射材料であり、第２
層目は、Ｎｉ基自溶性合金である。
【００３８】〔試験例２〕
表５は、析出硬化型材料の代表例として、Ｃｒ−Ｚｒ−
Ｃｕの基体に、溶射皮膜を形成し、従来法と対比して溶
射皮膜評価を行なったものである。
Ｃｕの基体に、溶射皮膜を形成し、従来法と対比して溶
射皮膜評価を行なったものである。
【表５】
【００３９】表４の結果と表５の結果を比較すれば分か
るように、純銅の場合と同様に、本発明実施例による溶
射皮膜の密着強度及び熱衝撃試験の評価は、従来例に比
らべ、著しく優れている。また、表４と表５の結果か
ら、基体が析出硬化型材料であるＣｒ−Ｚｒ−Ｃｕの方
が、純銅の場合より、溶射皮膜と基体との密着強度は高
く、溶射皮膜を形成する基体として好ましいことが分か
る。また、図６に示したように、従来例では溶射皮膜に
表面割れを生じたが、本発明実施例ではこのような割れ
状態は全く生じなかった。
るように、純銅の場合と同様に、本発明実施例による溶
射皮膜の密着強度及び熱衝撃試験の評価は、従来例に比
らべ、著しく優れている。また、表４と表５の結果か
ら、基体が析出硬化型材料であるＣｒ−Ｚｒ−Ｃｕの方
が、純銅の場合より、溶射皮膜と基体との密着強度は高
く、溶射皮膜を形成する基体として好ましいことが分か
る。また、図６に示したように、従来例では溶射皮膜に
表面割れを生じたが、本発明実施例ではこのような割れ
状態は全く生じなかった。
【００４０】〔試験例３〕
表６は、ＷＣ−１２Ｃｏを基体への第一層目に溶射する
ことをベースとし、その上に第二層目の溶射皮膜として
Ｎｉ基自溶性合金を溶射した例を加えて、熱衝撃試験を
行なうことにより、「皮膜の厚さと皮膜の割れ感受性と
の関係」を示したものである。
ことをベースとし、その上に第二層目の溶射皮膜として
Ｎｉ基自溶性合金を溶射した例を加えて、熱衝撃試験を
行なうことにより、「皮膜の厚さと皮膜の割れ感受性と
の関係」を示したものである。
【表６】
【００４１】表６によれば、溶射皮膜が厚くなるに従っ
て、皮膜の表面割れが生ずるようになり、基体が純銅の
場合は、総皮膜厚が５ｍｍになると表面割れが生ずるよ
うになる。また、析出硬化型材料の基体、即ちＣｒ−Ｚ
ｒ−Ｃｕ基体の場合は、硬さの高いＷＣ−１２Ｃｏ単層
で７ｍｍ厚の皮膜を形成したときに表面割れがやや認め
られた。しかし、第一層目を０．０５ｍｍ厚のＷＣ−１
２Ｃｏとし、第二層目を５．９５ｍｍ厚のＮｉ基自溶性
合金とした総皮膜厚さ６ｍｍの場合は、割れは認められ
なかった。
て、皮膜の表面割れが生ずるようになり、基体が純銅の
場合は、総皮膜厚が５ｍｍになると表面割れが生ずるよ
うになる。また、析出硬化型材料の基体、即ちＣｒ−Ｚ
ｒ−Ｃｕ基体の場合は、硬さの高いＷＣ−１２Ｃｏ単層
で７ｍｍ厚の皮膜を形成したときに表面割れがやや認め
られた。しかし、第一層目を０．０５ｍｍ厚のＷＣ−１
２Ｃｏとし、第二層目を５．９５ｍｍ厚のＮｉ基自溶性
合金とした総皮膜厚さ６ｍｍの場合は、割れは認められ
なかった。
【００４２】従って、皮膜厚は、耐摩耗性を持続するに
は厚くする方が良いが、耐摩耗性材料の構成によって
は、４ｍｍ以上に厚みを増すとクラックを生ずる可能性
がある。また、皮膜厚は、０．０１ｍｍ以上であれば、
耐摩耗性の皮膜として作用するが、基体の表面の凹凸状
態などから、耐摩耗性を維持するには、０．０１５ｍｍ
以上が必要である。このことから、好ましい皮膜厚は、
０．０１５〜４ｍｍと言える。
は厚くする方が良いが、耐摩耗性材料の構成によって
は、４ｍｍ以上に厚みを増すとクラックを生ずる可能性
がある。また、皮膜厚は、０．０１ｍｍ以上であれば、
耐摩耗性の皮膜として作用するが、基体の表面の凹凸状
態などから、耐摩耗性を維持するには、０．０１５ｍｍ
以上が必要である。このことから、好ましい皮膜厚は、
０．０１５〜４ｍｍと言える。
【００４３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
溶射前処理としてのブラスト処理をしなくても、溶射皮
膜の形成と同時に、基体表面の汚れ或いはＣｕ２Ｏなど
の酸化皮膜を除去できる。また同時に、基体への溶射材
料の充分な食い込み（アンカー効果）により、密着強度
が高く、しかも緻密な溶射皮膜を形成できる。このため
従来例でなされていた基体材料特性の改善等のための溶
射後の加熱処理が不要となるという優れた効果が得られ
る。
溶射前処理としてのブラスト処理をしなくても、溶射皮
膜の形成と同時に、基体表面の汚れ或いはＣｕ２Ｏなど
の酸化皮膜を除去できる。また同時に、基体への溶射材
料の充分な食い込み（アンカー効果）により、密着強度
が高く、しかも緻密な溶射皮膜を形成できる。このため
従来例でなされていた基体材料特性の改善等のための溶
射後の加熱処理が不要となるという優れた効果が得られ
る。
【００４４】一方、従来例では溶射後の加熱処理は必須
であり、そのため非析出硬化型材料料（純銅系）の鋳型
にあっては材料強度低下となり、溶射基体としては使用
上大きな欠点であった。しかし、本発明の実施により、
非析出硬化型材料料（純銅系）の鋳型にあっても、その
内面に溶射皮膜の適用が可能となったものである。
であり、そのため非析出硬化型材料料（純銅系）の鋳型
にあっては材料強度低下となり、溶射基体としては使用
上大きな欠点であった。しかし、本発明の実施により、
非析出硬化型材料料（純銅系）の鋳型にあっても、その
内面に溶射皮膜の適用が可能となったものである。
【００４５】従来の超高速フレーム溶射法の溶射皮膜厚
さは、最大０．５〜１ｍｍであり、それ以上に厚くする
と皮膜にクラックが発生するなどの問題があった。しか
し、本発明では従来法に比べ、膜厚を最大６ｍｍまでに
厚くすることが可能となり、耐摩耗性持続を著しく向上
させることができた。
さは、最大０．５〜１ｍｍであり、それ以上に厚くする
と皮膜にクラックが発生するなどの問題があった。しか
し、本発明では従来法に比べ、膜厚を最大６ｍｍまでに
厚くすることが可能となり、耐摩耗性持続を著しく向上
させることができた。
【図１】本発明実施例鋳型の短辺側銅板の要部拡大縦断
面図。
面図。
【図２】他の実施例鋳型の短辺側銅板の要部拡大縦断面
図。
図。
【図３】熱衝撃試験用試験片の説明図で、図３（ａ）は
その平面図、図３（ｂ）はその正面図。
その平面図、図３（ｂ）はその正面図。
【図４】従来例鋳型の溶射皮膜と基体との界面における
断面のミクロの金属組織を示した写真及び図で、図４
（ａ）はその写真（倍率１５０）、図４（ｂ）はそれを
図形化した説明図。
断面のミクロの金属組織を示した写真及び図で、図４
（ａ）はその写真（倍率１５０）、図４（ｂ）はそれを
図形化した説明図。
【図５】本発明実施例鋳型の溶射皮膜と基体との界面に
おける断面のミクロの金属組織を示した写真及び図で、
図５（ａ）はその写真（倍率１５０）、図５（ｂ）はそ
れを図形化した説明図。
おける断面のミクロの金属組織を示した写真及び図で、
図５（ａ）はその写真（倍率１５０）、図５（ｂ）はそ
れを図形化した説明図。
【図６】従来例鋳型における溶射皮膜表面の状態を１．
２倍に拡大して説明した図。
２倍に拡大して説明した図。
１，１ａ 銅基体
２，２ａ 溶射皮膜
３ メッキ層
４ 食い込み層
５ 取付け穴
フロントページの続き
(72)発明者 田中 孝行
富山県中新川郡立山町西芦原新１番地の
１ 中越合金鋳工株式会社内
(72)発明者 山本 賢三
富山県中新川郡立山町西芦原新１番地の
１ 中越合金鋳工株式会社内
(72)発明者 足立 正博
東京都中央区銀座１丁目13番８号 日本
ウエルディング・ロッド株式会社内
(72)発明者 三木 良治
東京都中央区銀座１丁目13番８号 日本
ウエルディング・ロッド株式会社内
(72)発明者 大割 健男
千葉県柏市つくしが丘２−７−２
(72)発明者 森下 徹
東京都板橋区高島平８−25−１−206
(56)参考文献 特開 平１−186245（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−233047（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−325668（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B22D 11/059 110
C23C 4/06
Claims (3)
- 【請求項１】 銅または銅合金を基体とする鋳型の内面
に溶射皮膜を形成する連続鋳造用鋳型の製造方法におい
て、銅基体鋳型の内面に、溶射ガンの作動圧力が０．５
５ＭＰａ〜１．０４ＭＰａである高圧・超高速フレーム
溶射法により、皮膜厚さ０．０１〜６ｍｍの溶射皮膜を
少なくとも上記銅基体表面に食い込む第一層として、１
種または２種以上のタングステン・カーバイト系耐摩耗
性材料で形成し、溶射前のブラスト処理及び溶射後の加
熱処理を行なわないことを特徴とする連続鋳造用鋳型の
製造方法。 - 【請求項２】 銅または銅合金を基体とする鋳型の内面
に溶射皮膜を形成する連続鋳造用鋳型の製造方法におい
て、溶射皮膜と上記銅基体との間に、Ｎｉメッキまたは
Ｎｉ−Ｆｅメッキのメッキ層を介在させ、溶射ガンの作
動圧力が０．５５ＭＰａ〜１．０４ＭＰａである高圧・
超高速フレーム溶射法により、皮膜厚さ０．０１〜６ｍ
ｍの溶射皮膜を少なくとも上記メッキ層表面に食い込む
第一層として、１種または２種以上のタングステン・カ
ーバイト系耐摩耗性材料で形成し、溶射前のブラスト処
理及び溶射後の加熱処理を行なわないことを特徴とする
連続鋳造用鋳型の製造方法。 - 【請求項３】 タングステン・カーバイト系耐摩耗性材
料が、直径５〜５３μｍの粉末で、マイクロビッカース
硬さ（荷重３００ｇ）ＨＶ０．３が１０００〜１４００
であることを特徴とする請求項１または請求項２記載の
連続鋳造用鋳型の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24225294A JP3460160B2 (ja) | 1994-09-09 | 1994-09-09 | 連続鋳造用鋳型の製造方法 |
| US08/418,513 US5499672A (en) | 1994-06-01 | 1995-04-07 | Mold for continuous casting which comprises a flame sprayed coating layer of a tungsten carbide-based wear-resistant material |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24225294A JP3460160B2 (ja) | 1994-09-09 | 1994-09-09 | 連続鋳造用鋳型の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0871705A JPH0871705A (ja) | 1996-03-19 |
| JP3460160B2 true JP3460160B2 (ja) | 2003-10-27 |
Family
ID=17086512
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24225294A Expired - Fee Related JP3460160B2 (ja) | 1994-06-01 | 1994-09-09 | 連続鋳造用鋳型の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3460160B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TWI468238B (zh) * | 2012-08-22 | 2015-01-11 | China Steel Corp | 鑄模及其熱處理方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4179764B2 (ja) * | 2001-05-31 | 2008-11-12 | 新日本製鐵株式会社 | 高力銅基合金の製造方法 |
| CN112779489B (zh) * | 2020-12-24 | 2022-11-11 | 广东省科学院新材料研究所 | 一种内孔定型套及其加工方法 |
-
1994
- 1994-09-09 JP JP24225294A patent/JP3460160B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TWI468238B (zh) * | 2012-08-22 | 2015-01-11 | China Steel Corp | 鑄模及其熱處理方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0871705A (ja) | 1996-03-19 |
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