JPH10211558A - 高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法 - Google Patents
高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法Info
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- JPH10211558A JPH10211558A JP2728897A JP2728897A JPH10211558A JP H10211558 A JPH10211558 A JP H10211558A JP 2728897 A JP2728897 A JP 2728897A JP 2728897 A JP2728897 A JP 2728897A JP H10211558 A JPH10211558 A JP H10211558A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 エレクトロスラグリメルティング法の電極と
して用いる高速度工具鋼ビレットを連続鋳造法で製造す
る方法を提供すること。 【解決手段】 連続鋳造用鋳型に添加するモールドパウ
ダーとしてＳｉＯ2 ─ＣａＯ─Ｎａ2 Ｏ─ＬｉＯ2 系
で、ＣａＯ／ＳｉＯ2 が０．９以下であり、かつ融点が
１０５０℃以下のものを使用すること。
して用いる高速度工具鋼ビレットを連続鋳造法で製造す
る方法を提供すること。 【解決手段】 連続鋳造用鋳型に添加するモールドパウ
ダーとしてＳｉＯ2 ─ＣａＯ─Ｎａ2 Ｏ─ＬｉＯ2 系
で、ＣａＯ／ＳｉＯ2 が０．９以下であり、かつ融点が
１０５０℃以下のものを使用すること。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高速度工具鋼ビレ
ットの連続鋳造方法に関する。
ットの連続鋳造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】高速度工具鋼は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの
炭化物形成元素を多量に含み、顕著な二次硬化性を有す
る耐熱、耐摩耗性に優れた工具鋼で、切削工具、金型、
各種刃物などに多く使用されているものである。この切
削工具などに用いる高速度工具鋼材は、炭化物の均一
化、偏析の低減および清浄度を向上するため、高速度工
具鋼のビレットを電極としてエレクトロスラグリメルテ
ィング法（ＥＳＲ）によって再溶解、鋳造してインゴッ
トを製造し、このインゴットを熱間鍛造して製造してい
るものである。従来、このＥＳＲの電極として用いられ
ている高速度工具鋼のビレットは、横注ぎ鋳造法によっ
て製造されていたが、横注ぎ鋳造法は製品の歩留りが低
いなどで製造コストが高く、また作業環境が悪いなどの
欠点がある。
炭化物形成元素を多量に含み、顕著な二次硬化性を有す
る耐熱、耐摩耗性に優れた工具鋼で、切削工具、金型、
各種刃物などに多く使用されているものである。この切
削工具などに用いる高速度工具鋼材は、炭化物の均一
化、偏析の低減および清浄度を向上するため、高速度工
具鋼のビレットを電極としてエレクトロスラグリメルテ
ィング法（ＥＳＲ）によって再溶解、鋳造してインゴッ
トを製造し、このインゴットを熱間鍛造して製造してい
るものである。従来、このＥＳＲの電極として用いられ
ている高速度工具鋼のビレットは、横注ぎ鋳造法によっ
て製造されていたが、横注ぎ鋳造法は製品の歩留りが低
いなどで製造コストが高く、また作業環境が悪いなどの
欠点がある。
【０００３】そこで、この高速度工具鋼のビレットを、
普通鋼などにおいて普通に使用されており、歩留りが高
く、また作業環境が比較的よい連続鋳造法で製造するこ
とが考えられるが、高速度工具鋼は自硬性が高く、また
低靱性であるため、連続鋳造中に鋳片のブレイクアウト
が発生し、連続鋳造法で高速度工具鋼のビレットを製造
するのは困難であった。
普通鋼などにおいて普通に使用されており、歩留りが高
く、また作業環境が比較的よい連続鋳造法で製造するこ
とが考えられるが、高速度工具鋼は自硬性が高く、また
低靱性であるため、連続鋳造中に鋳片のブレイクアウト
が発生し、連続鋳造法で高速度工具鋼のビレットを製造
するのは困難であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、ＥＳＲ電極
用の高速度工具鋼ビレットを連続鋳造法で製造する方法
を提供することを目的としている。
用の高速度工具鋼ビレットを連続鋳造法で製造する方法
を提供することを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明者は、ＥＳＲ電極用の高速度工具鋼のビレッ
トを、連続鋳造機を用いて製造する方法について種々検
討したところ、高速度工具鋼のビレットの連続鋳造にお
いて、鋳片のブレイクアウトは、鋳型直下と２次冷却帯
に発生すること、鋳型直下において発生する鋳片のブレ
イクアウトを発生しないようにするためには、連続鋳造
用鋳型（以下「鋳型」という。）に添加するモールドパ
ウダーの塩基度及び融点を低くすること、鋳型の材料と
して軟化温度の高い銅合金を使用すること、または鋳型
のコーナー部の形状を適当な形状にすることによって防
止することができるとの知見を得、また２次冷却帯に発
生する鋳片のブレイクアウトは、２次冷却帯の冷却強さ
を調節し、また２次冷却帯の長さを長くすることによっ
て防止することができるとの知見を得て本発明をなした
ものである。
め、本発明者は、ＥＳＲ電極用の高速度工具鋼のビレッ
トを、連続鋳造機を用いて製造する方法について種々検
討したところ、高速度工具鋼のビレットの連続鋳造にお
いて、鋳片のブレイクアウトは、鋳型直下と２次冷却帯
に発生すること、鋳型直下において発生する鋳片のブレ
イクアウトを発生しないようにするためには、連続鋳造
用鋳型（以下「鋳型」という。）に添加するモールドパ
ウダーの塩基度及び融点を低くすること、鋳型の材料と
して軟化温度の高い銅合金を使用すること、または鋳型
のコーナー部の形状を適当な形状にすることによって防
止することができるとの知見を得、また２次冷却帯に発
生する鋳片のブレイクアウトは、２次冷却帯の冷却強さ
を調節し、また２次冷却帯の長さを長くすることによっ
て防止することができるとの知見を得て本発明をなした
ものである。
【０００６】すなわち、上記目的を達成するため、本発
明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法においては、
鋳型に添加するモールドパウダーを、ＳｉＯ2 ─ＣａＯ
─Ｎａ2 Ｏ─ＬｉＯ2 系で、ＣａＯ／ＳｉＯ2 、すなわ
ち塩基度が０．９以下であり、かつ融点が１０５０℃以
下のものとすることである。また、上記目的を達成する
ため、本発明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法に
おいては、鋳型の材料を軟化温度が２７０℃以上の析出
硬化型などの銅合金とすることである。
明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法においては、
鋳型に添加するモールドパウダーを、ＳｉＯ2 ─ＣａＯ
─Ｎａ2 Ｏ─ＬｉＯ2 系で、ＣａＯ／ＳｉＯ2 、すなわ
ち塩基度が０．９以下であり、かつ融点が１０５０℃以
下のものとすることである。また、上記目的を達成する
ため、本発明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法に
おいては、鋳型の材料を軟化温度が２７０℃以上の析出
硬化型などの銅合金とすることである。
【０００７】また、上記目的を達成するため、本発明の
高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法においては、コー
ナー部の形状を円弧状、すなわちＲ状にした鋳型を使用
することである。また、上記目的を達成するため、本発
明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法においては、
２次冷却をビレットの中心部の温度が液相線以下になる
まで冷却するとともに、復熱による鋳片表面の温度上昇
が３０度以下になるように冷却することである。さら
に、上記目的を達成するため、本発明の高速度工具鋼ビ
レットの連続鋳造方法においては、上記高速度工具鋼ビ
レットの連続鋳造方法を２つ以上組み合わせることであ
る。
高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法においては、コー
ナー部の形状を円弧状、すなわちＲ状にした鋳型を使用
することである。また、上記目的を達成するため、本発
明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法においては、
２次冷却をビレットの中心部の温度が液相線以下になる
まで冷却するとともに、復熱による鋳片表面の温度上昇
が３０度以下になるように冷却することである。さら
に、上記目的を達成するため、本発明の高速度工具鋼ビ
レットの連続鋳造方法においては、上記高速度工具鋼ビ
レットの連続鋳造方法を２つ以上組み合わせることであ
る。
【０００８】
【発明の実施の形態】鋳型に添加するモールドパウダー
について本発明の鋳型に添加するモールドパウダーは、
ＳｉＯ2 ─ＣａＯ─Ｎａ2 Ｏ─ＬｉＯ2 系で、ＣａＯ／
ＳｉＯ2 が０．９以下で、融点が１０５０℃のものであ
るが、その成分組成はＳｉＯ2 ：３８．０〜４３．０
％、ＣａＯ：３１．０〜３３．０％、Ａｌ2 Ｏ3 ：１．
５％以下、Ｆｅ2 Ｏ3 ：０．２％以下、ＭｇＯ：０．６
％以下、Ｎａ2 Ｏ：８．０〜８．４％、Ｔ．Ｃ（全炭酸
塩）：２．７〜３．１％、Ｆ2 （弗素化合物) ：８．１
〜８．５％、ＬｉＯ2 ：４．８〜５．１％からなるもの
である。
について本発明の鋳型に添加するモールドパウダーは、
ＳｉＯ2 ─ＣａＯ─Ｎａ2 Ｏ─ＬｉＯ2 系で、ＣａＯ／
ＳｉＯ2 が０．９以下で、融点が１０５０℃のものであ
るが、その成分組成はＳｉＯ2 ：３８．０〜４３．０
％、ＣａＯ：３１．０〜３３．０％、Ａｌ2 Ｏ3 ：１．
５％以下、Ｆｅ2 Ｏ3 ：０．２％以下、ＭｇＯ：０．６
％以下、Ｎａ2 Ｏ：８．０〜８．４％、Ｔ．Ｃ（全炭酸
塩）：２．７〜３．１％、Ｆ2 （弗素化合物) ：８．１
〜８．５％、ＬｉＯ2 ：４．８〜５．１％からなるもの
である。
【０００９】このモールドパウダーのＣａＯ／ＳｉＯ2
を０．９以下にしたのは、０．９以上にすると鋳型内で
の抜熱量が向上し、鋳型内での凝固シェルの厚さを厚く
することができ、その結果として鋳片のブレイクアウト
の発生を低減することができるからである。また、融点
を１０５０℃以下のものにしたのは、１０５０℃以下に
なると、鋳型と凝固シェルとの間に均一に流入し、鋳型
内での不均一の凝固を低減することができ、鋳片のブレ
イクアウトの発生を低減することができるからである。
ＣａＯ／ＳｉＯ2 を０．９以下にするには、ＣａＯの量
を少なくするのがで好ましい。また、融点を下げるには
ＣａＯの量を少なくするとともに、Ｎａ2 ＯとＬｉＯ2
の量を増加することである。
を０．９以下にしたのは、０．９以上にすると鋳型内で
の抜熱量が向上し、鋳型内での凝固シェルの厚さを厚く
することができ、その結果として鋳片のブレイクアウト
の発生を低減することができるからである。また、融点
を１０５０℃以下のものにしたのは、１０５０℃以下に
なると、鋳型と凝固シェルとの間に均一に流入し、鋳型
内での不均一の凝固を低減することができ、鋳片のブレ
イクアウトの発生を低減することができるからである。
ＣａＯ／ＳｉＯ2 を０．９以下にするには、ＣａＯの量
を少なくするのがで好ましい。また、融点を下げるには
ＣａＯの量を少なくするとともに、Ｎａ2 ＯとＬｉＯ2
の量を増加することである。
【００１０】鋳型の材料について 本発明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法において
は、鋳型の材料を軟化温度が２７０℃以上の銅合金とす
ることであるが、この銅合金としては、成分組成がＣ
ｒ：０．５〜１．５％、Ｚｒ：０．０８〜０．３０％、
残部Ｃｕからなる析出硬化型銅合金などである。
は、鋳型の材料を軟化温度が２７０℃以上の銅合金とす
ることであるが、この銅合金としては、成分組成がＣ
ｒ：０．５〜１．５％、Ｚｒ：０．０８〜０．３０％、
残部Ｃｕからなる析出硬化型銅合金などである。
【００１１】鋳型は、溶鋼をタンデシュに固定した浸漬
ノズルから鋳型に注入した場合、図１にシュミレーショ
ンした結果を示すように、鋳型の浸漬ノズルの噴出口の
レベルは溶鋼によって約２７０℃加熱されるので、鋳型
の材料が２７０℃より低い温度で軟化すると、鋳型が浸
漬ノズルの噴出口（図１では溶鋼流入点）のレベルで溶
鋼によって押し広げられて凝固シェルの断面積も大きく
なるが、この噴出口のレベルより低くなると、鋳型の温
度が低いために鋳型の材料が軟化することがなく、鋳型
が押し広げられないので、浸漬ノズルの噴出口のレベル
で凝固したシェルは、該噴出口のレベルより下にくると
鋳型によって力が加えられて凝固したシェルが破壊さ
れ、鋳型の直下でブレイクアウトの発生する原因になっ
ていたと考えられる。本発明のように鋳型の材料を軟化
温度が２７０℃以上の銅合金とすると、鋳型材料に起因
するブレイクアウトの発生が解消されるが、その理由
は、鋳型材料の軟化温度を２７０℃以上にすれば、浸漬
ノズルの噴出口のレベルの鋳型の温度では、鋳型が軟化
されず、その結果として凝固シェルの断面積が大きくな
ることがないので、噴出口のレベルより下がっても鋳型
によって力が加えられることがなくなるため、凝固シェ
ルが破壊されてブレイクアウトを発生することがなくな
ると考えられる。
ノズルから鋳型に注入した場合、図１にシュミレーショ
ンした結果を示すように、鋳型の浸漬ノズルの噴出口の
レベルは溶鋼によって約２７０℃加熱されるので、鋳型
の材料が２７０℃より低い温度で軟化すると、鋳型が浸
漬ノズルの噴出口（図１では溶鋼流入点）のレベルで溶
鋼によって押し広げられて凝固シェルの断面積も大きく
なるが、この噴出口のレベルより低くなると、鋳型の温
度が低いために鋳型の材料が軟化することがなく、鋳型
が押し広げられないので、浸漬ノズルの噴出口のレベル
で凝固したシェルは、該噴出口のレベルより下にくると
鋳型によって力が加えられて凝固したシェルが破壊さ
れ、鋳型の直下でブレイクアウトの発生する原因になっ
ていたと考えられる。本発明のように鋳型の材料を軟化
温度が２７０℃以上の銅合金とすると、鋳型材料に起因
するブレイクアウトの発生が解消されるが、その理由
は、鋳型材料の軟化温度を２７０℃以上にすれば、浸漬
ノズルの噴出口のレベルの鋳型の温度では、鋳型が軟化
されず、その結果として凝固シェルの断面積が大きくな
ることがないので、噴出口のレベルより下がっても鋳型
によって力が加えられることがなくなるため、凝固シェ
ルが破壊されてブレイクアウトを発生することがなくな
ると考えられる。
【００１２】鋳型のコーナー部の形状について 本発明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法において
は、図２の（ａ）に示したように鋳型１のコーナー部２
の形状を円弧状にすることである。コーナー部２の円弧
は大きいほど好ましいが、鋳造される材料にもよるがＲ
が１０ｍｍ以上であれば、鋳型のコーナー部の形状に起
因するブレイクアウトが解消される。従来よりブレイク
アウトは、鋳片のコーナー部近傍に形成されたデプレッ
ション（凹んだ部分）に多発していた。これは鋳型のコ
ーナー部の形状に起因する鋳型内不均一凝固がデプレッ
ションを引き起こし、このデプレッションが鋳片割れの
起点になると考えられる。本発明のように鋳型のコーナ
ー部の形状を円弧状にすると、鋳型のコーナー部の形状
に起因するブレイクアウトが解消されるが、その理由
は、鋳型内の鋳片の凝固が均一になるため、鋳片のコー
ナー部近傍にデプレッションが発生しなくなためである
と考えられる。
は、図２の（ａ）に示したように鋳型１のコーナー部２
の形状を円弧状にすることである。コーナー部２の円弧
は大きいほど好ましいが、鋳造される材料にもよるがＲ
が１０ｍｍ以上であれば、鋳型のコーナー部の形状に起
因するブレイクアウトが解消される。従来よりブレイク
アウトは、鋳片のコーナー部近傍に形成されたデプレッ
ション（凹んだ部分）に多発していた。これは鋳型のコ
ーナー部の形状に起因する鋳型内不均一凝固がデプレッ
ションを引き起こし、このデプレッションが鋳片割れの
起点になると考えられる。本発明のように鋳型のコーナ
ー部の形状を円弧状にすると、鋳型のコーナー部の形状
に起因するブレイクアウトが解消されるが、その理由
は、鋳型内の鋳片の凝固が均一になるため、鋳片のコー
ナー部近傍にデプレッションが発生しなくなためである
と考えられる。
【００１３】２次冷却について 本発明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法において
は、２次冷却を鋳片の中心部の温度が液相線以下になる
まで冷却するとともに、鋳片表面の復熱による温度上昇
が３０度以下になるようにすることである。図３は、２
次冷却帯における鋳片の各部の温度を２つの冷却パター
ンについてシュミレーションした結果である。この図の
点線で示した温度曲線は、従来の場合、すなわち３ゾー
ンでの冷却がない場合で、２次冷却が終了すると鋳片の
コーナー及び表面が急激に復熱していることがわかる。
この復熱による温度の上昇が鋳片全体に均一に行われな
いために歪みが発生し、凝固シェルが破壊してブレイク
アウトしていたものと考えられる。本発明のように２次
冷却を鋳片の中心部の温度が液相線以下になるまで冷却
し、また鋳片表面の復熱による温度上昇を３０度以下に
すると、２次冷却に起因するブレイクアウトは発生しな
くなるが、その理由は、鋳片の中心部からの復熱が小さ
くなり、また２ゾーン以後にも冷却して鋳片表面の復熱
による温度上昇を３０度以下にすると、復熱による歪み
の発生が少なくなり、凝固シェルが破壊しなくなるため
であると考えられる。
は、２次冷却を鋳片の中心部の温度が液相線以下になる
まで冷却するとともに、鋳片表面の復熱による温度上昇
が３０度以下になるようにすることである。図３は、２
次冷却帯における鋳片の各部の温度を２つの冷却パター
ンについてシュミレーションした結果である。この図の
点線で示した温度曲線は、従来の場合、すなわち３ゾー
ンでの冷却がない場合で、２次冷却が終了すると鋳片の
コーナー及び表面が急激に復熱していることがわかる。
この復熱による温度の上昇が鋳片全体に均一に行われな
いために歪みが発生し、凝固シェルが破壊してブレイク
アウトしていたものと考えられる。本発明のように２次
冷却を鋳片の中心部の温度が液相線以下になるまで冷却
し、また鋳片表面の復熱による温度上昇を３０度以下に
すると、２次冷却に起因するブレイクアウトは発生しな
くなるが、その理由は、鋳片の中心部からの復熱が小さ
くなり、また２ゾーン以後にも冷却して鋳片表面の復熱
による温度上昇を３０度以下にすると、復熱による歪み
の発生が少なくなり、凝固シェルが破壊しなくなるため
であると考えられる。
【００１４】上記各連続鋳造方法の２種以上を組み合わ
せについて 本発明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法において
は、上記各連続鋳造方法を単独で行ってもよいが、上記
各連続鋳造方法の２種以上を組み合わせ、例えば鋳型に
添加するモールドパウダーとしてＳｉＯ2 ─ＣａＯ─Ｎ
ａ2 Ｏ─ＬｉＯ2 系で、ＣａＯ／ＳｉＯ2 が０．９以下
で、融点が１０５０℃のものを使用し、２次冷却を鋳片
の中心部の温度が液相線以下になるまで冷却するととも
に、鋳片の表面が復熱により温度上昇を３０度以下にな
るように冷却することもできる。好ましくは全てを組み
合わせることである。
せについて 本発明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法において
は、上記各連続鋳造方法を単独で行ってもよいが、上記
各連続鋳造方法の２種以上を組み合わせ、例えば鋳型に
添加するモールドパウダーとしてＳｉＯ2 ─ＣａＯ─Ｎ
ａ2 Ｏ─ＬｉＯ2 系で、ＣａＯ／ＳｉＯ2 が０．９以下
で、融点が１０５０℃のものを使用し、２次冷却を鋳片
の中心部の温度が液相線以下になるまで冷却するととも
に、鋳片の表面が復熱により温度上昇を３０度以下にな
るように冷却することもできる。好ましくは全てを組み
合わせることである。
【００１５】
【実施例】本発明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方
法に用いるモールドパウダーについて 実施例 下記表１の本発明のNo.1の成分組成のモールドパウダー
を用いて１４７０℃で、鋳造速度１ｍ／ｍｉｎ、下記表
２のＭＨ５１の高速度工具鋼を図５に示した湾曲連続鋳
造機で連続鋳造をしたところ、鋳型直下のブレイクアウ
トが大幅に減少した。比較例として、下記表１の比較例
のNo.2〜4 の成分組成のモールドパウダーを用いて実施
例と同様に連続鋳造をしたところ、ブレイクアウトがし
ばしば発生した。
法に用いるモールドパウダーについて 実施例 下記表１の本発明のNo.1の成分組成のモールドパウダー
を用いて１４７０℃で、鋳造速度１ｍ／ｍｉｎ、下記表
２のＭＨ５１の高速度工具鋼を図５に示した湾曲連続鋳
造機で連続鋳造をしたところ、鋳型直下のブレイクアウ
トが大幅に減少した。比較例として、下記表１の比較例
のNo.2〜4 の成分組成のモールドパウダーを用いて実施
例と同様に連続鋳造をしたところ、ブレイクアウトがし
ばしば発生した。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】発明の高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方
法に用いる鋳型の材料について 実施例 Ｃｒ：０．７２％、Ｚｒ：０．１２％、残部実質的にＣ
ｕからなる析出硬化型銅合金材を用いて鋳型を製造し
た。この合金材の軟化温度は３００℃である。この鋳型
を用いて上記実施例と同じ条件及び連続鋳造機で連続鋳
造したところブレイクアウトは大幅に減少した。比較例
として脱酸銅材（軟化温度２３０℃）を使用した従来の
鋳型を用いて上記実施例と同様に連続鋳造したところ、
しばしばブレイクアウトが発生した。なお、本発明に使
用することができる析出硬化型銅合金及び従来の鋳型に
用いていた脱酸銅の化学成分並びに機械的性質は下記表
３に示したとおりである。
法に用いる鋳型の材料について 実施例 Ｃｒ：０．７２％、Ｚｒ：０．１２％、残部実質的にＣ
ｕからなる析出硬化型銅合金材を用いて鋳型を製造し
た。この合金材の軟化温度は３００℃である。この鋳型
を用いて上記実施例と同じ条件及び連続鋳造機で連続鋳
造したところブレイクアウトは大幅に減少した。比較例
として脱酸銅材（軟化温度２３０℃）を使用した従来の
鋳型を用いて上記実施例と同様に連続鋳造したところ、
しばしばブレイクアウトが発生した。なお、本発明に使
用することができる析出硬化型銅合金及び従来の鋳型に
用いていた脱酸銅の化学成分並びに機械的性質は下記表
３に示したとおりである。
【００１９】
【表３】
【００２０】鋳型のコーナー部の形状について 実施例 コーナー部を図２の（ａ）に示したような形状で半径Ｒ
を１２．５ｍｍの円弧状にしたキャビテー３の断面が１
４６ｍｍ×１４６ｍｍの鋳型を用いて上記実施例と同じ
条件及び連続鋳造機で連続鋳造してブレイクアウトの原
因となるデプレッション（凹んだ部分）の１ｍあたりの
発生量を調査した。この結果を図４の（ａ）に示す。比
較例として図２の（ｂ）に示したようにコーナー部を１
０ｍｍのチャンハァー（１０Ｃ）にした１４６ｍｍ×１
４６ｍｍの断面の鋳型を用いて上記実施例と同様に連続
鋳造してデプレッションの発生量を調査した。この結果
を図４の（ｂ）に示す。この結果からコーナー部を円弧
状にしたものは、ブレイクアウトの原因となるデプレッ
ション（凹んだ部分）の発生量が大幅に少なくなること
が分かる。なお、Ｔは、鋳造末期、Ｍは、鋳造中期、Ｂ
は、鋳造初期である。
を１２．５ｍｍの円弧状にしたキャビテー３の断面が１
４６ｍｍ×１４６ｍｍの鋳型を用いて上記実施例と同じ
条件及び連続鋳造機で連続鋳造してブレイクアウトの原
因となるデプレッション（凹んだ部分）の１ｍあたりの
発生量を調査した。この結果を図４の（ａ）に示す。比
較例として図２の（ｂ）に示したようにコーナー部を１
０ｍｍのチャンハァー（１０Ｃ）にした１４６ｍｍ×１
４６ｍｍの断面の鋳型を用いて上記実施例と同様に連続
鋳造してデプレッションの発生量を調査した。この結果
を図４の（ｂ）に示す。この結果からコーナー部を円弧
状にしたものは、ブレイクアウトの原因となるデプレッ
ション（凹んだ部分）の発生量が大幅に少なくなること
が分かる。なお、Ｔは、鋳造末期、Ｍは、鋳造中期、Ｂ
は、鋳造初期である。
【００２１】２次冷却について 実施例 図３に示すように鋳型の下から０．８ｍまでを１ゾー
ン、０．８ｍから２．８ｍまでを２ゾーン、２．８ｍか
ら５．８ｍまでを３ゾーンとし、０．３５リットル／ｋ
ｇ（鋳片）の水を１ゾーンに２５％、２ゾーンに５０
％、３ゾーンに２５％を散布しながら、上記実施例と同
じ条件及び連続鋳造機を用いて連続鋳造をした。なお、
２ゾーンの終点から２．８ｍのところは、鋳片の中心部
の液相線にほぼ相当するところである。この結果、２次
冷却帯においては鋳片のブレイクアウトが全く発生しな
かった。比較例（従来法）として、鋳型の下から０．８
ｍまでを１ゾーン、０．８ｍから２．８ｍまでを２ゾー
ンとし、０．３０リットル／ｋｇ（鋳片）の水を１ゾー
ンに３０％、２ゾーンに７０％を散布しながら実施例と
同様に連続鋳造をした。この結果、２次冷却帯において
鋳片のブレイクアウトがしばしば発生した。
ン、０．８ｍから２．８ｍまでを２ゾーン、２．８ｍか
ら５．８ｍまでを３ゾーンとし、０．３５リットル／ｋ
ｇ（鋳片）の水を１ゾーンに２５％、２ゾーンに５０
％、３ゾーンに２５％を散布しながら、上記実施例と同
じ条件及び連続鋳造機を用いて連続鋳造をした。なお、
２ゾーンの終点から２．８ｍのところは、鋳片の中心部
の液相線にほぼ相当するところである。この結果、２次
冷却帯においては鋳片のブレイクアウトが全く発生しな
かった。比較例（従来法）として、鋳型の下から０．８
ｍまでを１ゾーン、０．８ｍから２．８ｍまでを２ゾー
ンとし、０．３０リットル／ｋｇ（鋳片）の水を１ゾー
ンに３０％、２ゾーンに７０％を散布しながら実施例と
同様に連続鋳造をした。この結果、２次冷却帯において
鋳片のブレイクアウトがしばしば発生した。
【００２２】これらの組み合わせについて 鋳型材料としてＣｒ：０．７２％、Ｚｒ：０．１２％、
残部実質的にＣｕからなる軟化温度３００℃の析出硬化
型銅合金を用い、コーナー部のＲを１２．５ｍｍとした
キャビテーの断面が１４６ｍｍ×１４６ｍｍの鋳型を用
いるとともに、上記表１のNo.1の本発明の成分組成のモ
ールドパウダーを用い、さらに鋳型の下から０．８ｍま
でを１ゾーン、０．８ｍから２．８ｍまでを２ゾーン、
２．８ｍから５．８ｍまでを３ゾーンとし、０．３５リ
ットル／ｋｇ（鋳片）の水を１ゾーンに２５％、２ゾー
ンに５０％、３ゾーンに２５％を散布して、上記表２の
ＭＨ６４の高速度工具鋼を１ｍ／ｍｉｎで湾曲型連続鋳
造機を用いて連続鋳造したところ、鋳型の直下および２
次冷却帯でのブレイクアウトが全く発生しなくなった。
残部実質的にＣｕからなる軟化温度３００℃の析出硬化
型銅合金を用い、コーナー部のＲを１２．５ｍｍとした
キャビテーの断面が１４６ｍｍ×１４６ｍｍの鋳型を用
いるとともに、上記表１のNo.1の本発明の成分組成のモ
ールドパウダーを用い、さらに鋳型の下から０．８ｍま
でを１ゾーン、０．８ｍから２．８ｍまでを２ゾーン、
２．８ｍから５．８ｍまでを３ゾーンとし、０．３５リ
ットル／ｋｇ（鋳片）の水を１ゾーンに２５％、２ゾー
ンに５０％、３ゾーンに２５％を散布して、上記表２の
ＭＨ６４の高速度工具鋼を１ｍ／ｍｉｎで湾曲型連続鋳
造機を用いて連続鋳造したところ、鋳型の直下および２
次冷却帯でのブレイクアウトが全く発生しなくなった。
【００２３】
【発明の効果】本発明は、上記構成にしたことにより、
高速度工具鋼ビレットの連続鋳造において、鋳型の直下
および２次冷却帯でのブレイクアウトを大幅に減少、ま
たは全く発生しなくなるという優れた効果を奏する。
高速度工具鋼ビレットの連続鋳造において、鋳型の直下
および２次冷却帯でのブレイクアウトを大幅に減少、ま
たは全く発生しなくなるという優れた効果を奏する。
【図１】連続鋳造鋳型の縦方向の温度分布を説明するた
めの図である。
めの図である。
【図２】本発明及び比較例の連続鋳造鋳型のコーナー部
の形状を説明するための平面図である。
の形状を説明するための平面図である。
【図３】連続鋳造鋳型を出た後の鋳片を本発明の一実施
例の冷却方法及び比較例の冷却方法によって冷却した場
合の鋳片の温度の変化を説明するための図である。
例の冷却方法及び比較例の冷却方法によって冷却した場
合の鋳片の温度の変化を説明するための図である。
【図４】本発明の一実施例及び比較例の連続鋳造鋳型を
使用して連続鋳造した場合に発生するデプレッションの
１ｍあたりの量を示すグラフである。
使用して連続鋳造した場合に発生するデプレッションの
１ｍあたりの量を示すグラフである。
【図５】本発明の実施例及び比較例の連続鋳造に使用し
た湾曲型連続鋳造装置の概略側面図である。
た湾曲型連続鋳造装置の概略側面図である。
１ 鋳型 ２ コーナー部 ３ キャビティー
Claims (5)
- 【請求項１】 連続鋳造用鋳型に添加するモールドパウ
ダーとしてＳｉＯ2─ＣａＯ─Ｎａ2 Ｏ─ＬｉＯ2 系
で、ＣａＯ／ＳｉＯ2 が０．９以下であり、かつ融点が
１０５０℃以下のものを使用することを特徴とする高速
度工具鋼ビレットの連続鋳造方法。 - 【請求項２】 連続鋳造用鋳型の材料を軟化温度が２７
０℃以上の銅合金とすることを特徴とする高速度工具鋼
ビレットの連続鋳造方法。 - 【請求項３】 コーナー部の形状を円弧状にした連続鋳
造用鋳型を使用することを特徴とする高速度工具鋼ビレ
ットの連続鋳造方法。 - 【請求項４】 ２次冷却を鋳片の中心部の温度が液相線
以下になるまで冷却するとともに、復熱による鋳片表面
の温度上昇が３０度以下になるように冷却することを特
徴とする高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法。 - 【請求項５】 請求項１〜４に記載した高速度工具鋼ビ
レットの連続鋳造方法の２つ以上を組み合わせることを
特徴とする高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2728897A JPH10211558A (ja) | 1997-01-28 | 1997-01-28 | 高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2728897A JPH10211558A (ja) | 1997-01-28 | 1997-01-28 | 高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10211558A true JPH10211558A (ja) | 1998-08-11 |
Family
ID=12216900
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2728897A Pending JPH10211558A (ja) | 1997-01-28 | 1997-01-28 | 高速度工具鋼ビレットの連続鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10211558A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100584757B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-05-30 | 주식회사 포스코 | 연속주조방법에 의한 주편의 제조방법 |
| CN105522085A (zh) * | 2015-12-03 | 2016-04-27 | 抚顺特殊钢股份有限公司 | 高速工具钢大截面锻材制造方法 |
| CN115491511A (zh) * | 2022-09-01 | 2022-12-20 | 大冶特殊钢有限公司 | 一种高韧性超高强度钢及其制备方法 |
-
1997
- 1997-01-28 JP JP2728897A patent/JPH10211558A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100584757B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-05-30 | 주식회사 포스코 | 연속주조방법에 의한 주편의 제조방법 |
| CN105522085A (zh) * | 2015-12-03 | 2016-04-27 | 抚顺特殊钢股份有限公司 | 高速工具钢大截面锻材制造方法 |
| CN115491511A (zh) * | 2022-09-01 | 2022-12-20 | 大冶特殊钢有限公司 | 一种高韧性超高强度钢及其制备方法 |
| CN115491511B (zh) * | 2022-09-01 | 2023-11-28 | 大冶特殊钢有限公司 | 一种高韧性超高强度钢及其制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040415 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040426 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040826 |