JPH04506180A - 耐摩耗鑄鋼 - Google Patents

耐摩耗鑄鋼

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JPH04506180A
JPH04506180A JP2504839A JP50483990A JPH04506180A JP H04506180 A JPH04506180 A JP H04506180A JP 2504839 A JP2504839 A JP 2504839A JP 50483990 A JP50483990 A JP 50483990A JP H04506180 A JPH04506180 A JP H04506180A
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メイタ―コウスキイ ジエイムズ ピイ
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Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 発明の背景 且且立立見 現在の発明は一般的に耐摩耗性鋳物とその製造に関し、更に詳細に云えば焼結又 は鋳込まれた硬れた品物並びにこれから構成される複合構造物に関するものであ る。
八 11 %、 厳しい環境下で使用される部品は耐摩耗性と靭性を併せ持たなければならない、 そのような部品への応用は土又は道路にかわる耐摩耗シュー、エキスカベターの 歯及びクラッシャーの歯を含む。
これに適当する耐摩耗性材料はセメンチージョンされたカーバイド合金で、コバ ルト又はニッケル又はその両者によってセメンチージョンされた、こまかく拡散 された硬いカーバイド相からなる。
材料はこまかく粉砕された粉末を一緒につきかためそのあとで強化させるため液 相の焼結を行う。
代表的にはセメンチージョンされたカーバイド合金は1通常1−15ミクロンの 範囲の硬いカーバイド合金によって特徴づけられた微少構造をもつ。
併しそのような材料はそれのみで用いられた場合に欠けたり割れたりする状態に さらされる。これらの応用にはカーバイドの耐摩耗性と鋼の靭性とを併せ持つこ とが望まれる。
鋳鉄又は鋳鋼の基質を結合材として用いることは困難なことが実証されている。
何故なら拡散された硬いカーバイド相のこまかくわけられた状態と高い特定の表 面並びに炭素を伴って比較的硬し1がもろいタングステンと鉄の結合合金の形成 のためである。このことは本体の自由な結合材の量の割合をへらしここでこれに よって焼結体を脆化させる。コバルト及びニッケルと異って鋳鉄又は鋳鉄の中の 鉄の成分は安定したカーバイド(Fe2C)を形成しコバルト又はニッケルの結 合材よりも硬いがもろい2価のカーバイドを形成するより大きな傾向を有する。
更に加えて硬いカーバイド相かの融点の上又はその近くの温度におtlて行われ たとき液相の焼結の間に鉄又は鋼のノベインダーの液状又は可塑状態の存在によ って促進される。し力1し乍ら有用な耐摩耗材は鋼又は鋳鉄の溶融体を比較的あ らい硬いカーバイドの粒子のベッドの中に鋳込むことによって作られる。
このような技術の1つはチャールスS、バウムの溶融した鋼の鋳込み法によって 述べられている。
(米国特許4,024.902及び4,146.080号)金属カーバイド成分 の基質合金への熔解を避けることを意図した公知の技術とは違って、この中で耐 摩耗性体が形成される鋳型の中の最終製品の中にのぞまれるものより実質的に大 きい寸法のタングステンカーバイドを置くことを教えた。
バウムによると鋼合金は別個に熱せられ鋳型の中に鋳込まれるが、これは金属カ ーバイドが熔解する温度よりは低い温度にある0粒子の寸法とこれを置くことは 、溶融した鋼の熱が粒子の表面で熔解行動を起し且つ溶融した鋼が凝固するとき 少くとも粒子のいくつかは減少した寸法で依然として存在することを確実にする ように、熔解した鋼の温度鋳型の最初の温度及び鋳型の容量と表面積と、均衡を 保たれる1合金による炭素、タングステン及びコバルトの融解は、もとの鋳込ま れた合金よりも大きな強度をもつものも含めて、優れた強度をもつ合金を生む、 更に加えて熔解の度合いは溶融した金属がかたまるときに完全にとける他の小さ い焼結粒子を含むことによって制御される。
もう1つのそのような耐摩耗材はエフマーに許可された米国特許第411945 9号に開示されている。
エフマーはセメンチージョンされたカーバイドは2.5から6.0重量パーセン トの範囲に相当する炭素をもつ黒鉛の鋳鉄の基質の中に結合されることができる ことを発見した。エフマーは又硬いカーバイド粒子の寸法の適当な調整は硬いカ ーバイド粒子を完全に変換するか又は部分的に変換するかの間ののぞまれる関係 に到達する可能性を与えることを発見した。
溶融した鋳鋼法によって形成された耐摩耗材は類似の溶融した鋳鉄のものよりも 優れた物理的特性をもつことが期待される。
例えばマルテンサイトのダクタイル鋳鉄は120にsi迄の抗張力をもつ結果を 得ることができるが、これはダクタイル鉄としては高ν蕩ものと考えられる。
しかし乍ら中程度の炭素鋼は220Ksi迄の抗張力を持っている。斯くして低 合金鋼の基質番よ比較し得る鋳鉄製品の約2倍の強度をもつ、更に熱処理された 低合金fa#lliの強度は、ダクタイル鉄の38 Rcに対して4o乃至は5 0Rcの硬度を有する。
れた耐摩耗性材料はそれだけで支える製品として用いられた時にはしばしば不適 当なことがある。
何故ならばそのコストが高いこと、硬いがもろい性質のためである。その代りに 耐摩耗材料は、それが組合わされたより大きい鋳鋼の耐摩耗性を向上させるため に用いられたときよりコスト的に有効である。
溶融鋳鉄法によって生産された耐摩耗材をより大きな鋳鋼に組合わせることは比 較的容易である。
例えば、ワルデンストロームに許可になった米国特許第4.584.020号は 大きな鋳鋼の中に耐摩耗性溶融鋳鉄及びカーバイドインサートを組合わせる技術 を開示している。この技術は合金の#s#llと耐摩耗性インサートの間に鋳物 合金よりも高い靭性をもつ一つの金属材料の層又は領域をおくことがら成り立つ 、一般的に金属材料は合金の鋳物よりも高い融点をもち少くとも200〜400 ”C(華氏で云えば360″F〜720″F)合金の鋳物の融) 点よりも高い ことが好ましい、金属材料は低炭素鋼よりなりこの炭素含有量はせいぜい0.2 %である。
この低炭素鋼の層の厚さは少くとも0.5mmで1乃至8mmあることが好まし い。
不幸にして溶融耐摩耗性材料を大きな鋳物に組合わせることを計画するときに問 題が起った。この問題を解決するためにいくつかの解決方法が試みられた。E、 L、フールマン其他(fa鋼を耐摩耗性鋳鉄で強化する方法、リティノエープロ イヴオストヴオ第7号27頁、 1986)は鋼が1450℃から1480’C の間で鋳込まれた時耐摩耗性材が大きな鋳鋼の中にうまく組合わされ得ることを 発見した。 (2642°Fがら2696°F)シかし乍も鋼の鋳込み温度が1 500”C以上に上昇すると熱間引裂き及び収縮ブローホールを耐摩耗インサー トの内部に起した。フールマンは鋳込む前に純銅のような溶融温度の低いろう付 は合金でインサートをコートすることによってより効果的な強化が達成されるこ とを発見した。1込むときは銅のろう付は合金はとけてインサートと鋳込まれた 鋼の表面をぬらす、fs込みの間にインサートの酸化を防ぐため適当なフラック ス材が組合わされる。
マークライド其他に許可された米国特許第4608318号は靭性のある耐摩耗 合成物を開示している。
カーバイド粒子とステンレス鋼の金属基質は粉末゛を混合し、混合物をつきかた めインサートを形成するようかためることを含めて粉末冶金法によって耐摩耗性 インサートに先づ形成される。第2の溶融金属の金属基質は耐摩耗性インサート に結合されて合成物を完成する。この第2の溶融金属によって形成された金属基 板は鉄又は非鉄合金であって鋼であることが好ましい。
この問題に対するもう一つの粉末冶金的な近接方法はオーストラリア特許A U  −B Il、 31362/77の中に開示されている。米国特許第4.60 8.318号中の背景となる議論によればオーストラリアの参考例は熱処理可能 な低合金鋼粉末を、タングステンカーバイド又はタングステンモリブデン固溶体 のカーバイド粉末と共に粉砕しそれから耐摩耗性インサートを形成するように圧 縮し焼結する。低合金鋼は焼結された耐摩耗インサートのまわりに鋳込まれ最終 的な合成物を形成する。
公知の技術によるある種の欠点は明らかとなった。第1にフルマンによって数え られた技術は。
個々のインサートに塗る余分な工程を必要とする。
この方法は最終的な合成物の原価を上昇させるのみでなく後日欠陥を生ずるよう な追加の界面を創出する。第2にマークライドとオーストラリア特許AU=BΩ 31352/77によって教えられた粉末冶金の方法は粉砕した粉末を準備し計 量混合し平衡工程のためにかなり原価が高くつく。
斯くして耐摩耗性の鋳込まれたカーバイド鉄合成物のインサートで溶融鋳鋼合金 又は溶融鋳鉄を用いて達成される強度と硬さの利点をもち、同時に耐摩耗体がよ り大きなg鋼の中に組込まれたときに熱間引裂又は収縮の公知の技術の問題を取 除くインサートの開発がのぞまれるものとなった。
基1且旦立11 本願発明は公知の技術に関連した前述の問題を。
改良された靭性のある耐摩耗性の鋳物のカーバイド/鉄基質の溶融鋳鉄法によっ て作られた合成物のインサートを与えることによって解決するものである。耐摩 耗材はその後より大きな#鋼に組合わされこれは又インサートの内部に熱による 引裂や収縮による空洞を生ずることなしに、より大きな鋳物の鋼基質に強い合金 的結合を形成する。耐摩耗性インサートは鋳造法によって作られるが、この方法 においては2100″F〜2600’Fの間の溶融点をもつ鋳鉄が焼結されたタ ングステンカーバイド又は類似の硬いカーバイドの粒子又は目の詰んだものと結 合されている。インサートはそれから適当な鋳型の中に置がれここへ融点270 0°Fと2800°Fの間の鋼が注がれる。fa込まれた鋼は合金的にインサー トと結合し合成構造を形成する。融合は耐摩耗性インサートを準備するために用 いられた鉄基質合金の融点が、鋳鋼の溶融温度よりも低いと云う事実によって促 進される。
更に別個の耐摩耗性インサートの使用はカーバイド粒子が低合金基板の表面及び 表面下の両方の。
色々な濃度、位置、方向をとることを許し、ここにおいて合成物の物理的な性質 は特定の応用に対してmuされる。
従って本願発明の一つの局面は靭性のある耐摩耗材料で硬いカーバイド材料と鋳 造された鉄基質の材料を含み、ここにおいてカーバイド材料は鋳造された鉄の基 質に埋込まれ結合されているものを与えることである。
本願発明の他の一面は靭性のある耐摩耗性合成体で硬いカーバイド材料と耐摩耗 体を形成する第1の鋳込まれた鉄基質の材料と第2の鋼基質とを含み、ここにお いて耐摩耗体は第2の鋼基質に埋込まれ結合されているものを与えることである 。
本願発明の更にもう一つの面は、第一の鋳型の中で多数の硬いカーバイド粒子を 配置する工程を含む靭性のある耐摩耗性合成体を形成する方法と。
別個に第1の鉄基質材料を溶融し耐摩耗材を形成するため鋳型の中に第1の鉄基 質を鋳込み、耐摩耗体を第2の鋳型の中に位置させ、別個に第2の鋼基質を溶融 し第2の鋳型中に鋼基質を鋳込み。
ここにおいて耐摩耗体は第2の鋼基質の中に埋込まれ結合される方法を与えるこ とである。第1の鉄基質材料は鋼又は鋳鉄であることができる。
本願発明のこれら及び他の面は図面と共に考えられたとき、以下の好ましい実施 例の記述を読んだ後はこの方面の専門家には明らかなものとなろう。
・ tl 璽 1 図1はエキスカベターパケットで本発明によって製作されたエキスカベターの歯 がとりつけられたものの断片的な等距離図法による図面である。
図2は図1に示されたエキスカベターの歯の2−2の線に沿ってとられた垂直断 面図である。
図3は図2に示された鋳物の耐摩耗インサートの拡大された断面図である。
・ しい i追 以下の記述において類似の参考符号はいくつかの図面を通じて類似又は対応する 部品を示す、又以下の記述においてパ前へ″、゛後へ″、゛′左八へ′、パ右へ ″、′上へ″、′下へ″等の言葉は便宜上の言葉であって制限条件とは解釈され るべきではないと了解されるべきである。
図面全般及び特に図1に関連して例示したものは本願発明の好ましい実施例を記 述する目的のためであって1発明そのものを制限する目的のためでないことを了 解されたい0図1に最もよく見られるような通常のエキスカベターパケット12 の下側リップ10が部分的に示されている。歯の支持体14は溶接其他の方法で リップ10に取付けられている。エキスカベターの歯16は支持体14にボルト 又はビンを含めて色々ある通常の取付は手段20の中の何れかによって固定され ている。
エキスカベターの歯16は凹んだ部分を含み(図2参照)歯の支持体14は通常 例えばAl5I4330又は通常使用されるその改良品等のような通常の熱処理 のできる中級の炭素合金鋼から成る。
今回2を見ると図1に示されたエキスカベターの歯16の垂直の断面図が示され ている。エキスカベターの歯16は炭素分の低い低炭素合金鋳物22とカーバイ ド/鋼の合金鋳物又はカーバイド/鋳鉄合成鋳物の耐摩耗性インサート24とか らなる合成構造である0次の記述で“低炭素″とあるのは1重量パーセント以下 の炭素成分を意味し“高炭素″とあるのは少くとも0.85重量パーセントの炭 素成分を意味するものと了解されるべきものである。更に“炭素同等品″と云う 言葉は炭素含有量重量パーセントの数字にシリコンと燐の重量パーセントの数字 の0.3倍を加えたものに等しいと定義される。低炭素基板22は空気中で硬化 したN i −Cr −M o又は51−Mn−Ni−Cr −M oの低合金 鋼材料で約2700°Fの融点を持つが、好ましくはAl5I4330及び其の 通常の改良品のような代表的な熱処理のできる中程度の炭素合金銅より成るがこ のAl5I4330及びその通常の改良品は歯の支持体14用に公知の技術にお いて使用されていたものである。好ましくは基板組成中の炭素含有量は公称0゜ 25%から0.35%の炭素である。基板22の鋳物合金は代表的には40から 50Rcの範囲の熱処理硬度を有する。
低炭素基板22を注入する前に鋳鉄基質の耐摩耗インサート24が最初鋳型の中 に位置される。
鋳鉄基質の耐摩耗インサート24を溶融金属を鋳型の中へ注入する以前に予熱す ることは不要である。鋳物合金基板22の注入温度は約2950’Fから305 0’Fである。注入後エキスカベターの歯16は冷却され鋳型から取出され、希 望する硬度追熱処理される。
図3においては鋳鉄耐摩耗インサート24の拡大断面図が示されている。耐摩耗 インサート24は1個又は複数の硬いカーバイドの粒子26を含んでいる。カー バイド粒子26は代表的には不規則な形の4メツシユから3/8インチの寸法の 粒子から成り立っている。しかし乍ら4メツシユよりもこまかい粒子又は3/1 インチより大きい粒子で規則的又は不規則な形をしたものも用いられる。カーバ イド粒子26は好ましくはコバルトでセメンチージョンされたタングステンカー バイドでこの中にはタンタル、チタニウム及び/又はニオビウムを含み得るもの である。其の他の硬いカーバイドも又用いられることができ、タングステンカー バイド(共晶の鋳物のタングステンカーバイド又は大結晶のタングステンカーバ イド)チタニウムカーバイド、タンタルカーバイド、ニオビウムカーバイド、ジ ルコニウムカーバイド、ヴアナデイウムカーバイド、ハフニウムカーバイド、モ リブデンカーバイド、クロミウムカーバイド。
ボロンカーバイド、シリコンカーバイド、これらの混合物、固溶体及びセメンチ ージョンされた合成物からなるグループから選ぶことができる。
高炭素の鋳鉄基質材料はオーステナイトのマンガン合金鋼、フェライトの合金鋼 又は#鉄のような合金鋼でよい1例えば2400’Fから2600°Fの溶融点 をもち、好ましくは1.0から2.5%の炭素相当品をもつ合金鋼はカーバイド 粒子26のまわりに鋳込まれ冷却され、耐摩耗インサート24の基質30を形成 する1本願発明のもう1つの例においては約2100″Fが62400″Fの溶 融点をもつ鋳鉄がカーバイド粒子26のまわりに鋳込まれ冷却されて耐摩耗性イ ンサート24の基質30を形成する。用いられる鋳込みの手順はこの分野の専門 家にはよく知られてた方法の中の何れかである。しかし乍らバウムの米国特許4 ゜o24.902号及び4,146.080号に詳細開示された鋳込み手順が用 いられることが好ましい、これらの特許の全体の開示は参考事項としてここに組 込まれている。
以上論議したように冷却後耐摩耗インサート24はエキスカベターの歯16のた めの鋳型の空洞(図示されていない)の内側におかれる。低炭素の溶融鋼22が 鋳型の空洞の中に注入されこれがインサート24を含み込む、低炭素の溶融鋼2 2はインサート24のまわりを流れてこれを囲み強い冶金的結合がインサート2 4と注入された@22との間に達成される。冶金的結合は耐摩耗性インサート2 4の高炭素基質30の溶融点が、注入される低炭素溶融鋼の溶融点よりかなり低 い、好ましくは少くとも200°Fから300’F低いと云う事実によって促進 される。結果としである程度の溶融がインサート24の表面で起る。このとけた 表面の層は注入された低炭素鋼22と容易に融合し、凝固した後は健全な結合が 得られる。
反対に耐摩耗性インサート24が低炭素鋼で作られて居るならば注入された低炭 素鋼22との起らないと云うことがわかる。何故ならば、2つの材料の溶融点は 基本的に同じであり従って過熱の量だけでは第1の鉄の基質をとかすには十分で ないからである。このようにして、インサート24と基板22との間の冶金結合 の達成のためには溶融点についての相対的な相違は重要な要素であり耐摩耗性イ ンサート24は基板22よりも低い溶融点を持たなければならない。
本願発明に準拠したプロセスと製品は次に述べる詳細な例を検討することによっ て更に明らかと数多くの耐摩耗性耐衝撃性のエキスカベターの歯で耐摩耗性イン サートを埋込まれたものが製造された。コバルトでセメンチージョンされたタン グステンカーバイドの混合物で4メツシユから3へインチ迄の粒子をもつものが 砂の鋳型で希望されるインサートの寸法に略対応する凹所を複数もつものの中に 置かれた。この特定の応用のために個々のインサートは1インチ×4インチで″ 74インチの深さであった1選ばれたカーバイド粒子の量は少くともカーバイド 粒子の1層が夫々の凹所の底を覆う程度のものであった。高炭素鋼で1.8重量 パーセントの炭素と2.4の値の全炭素相当品を持つものが溶融され2850° Fと2950″Fの間の温度でタングステンカーバイドの粒子のまわりに鋳込ま れる。鋼の公称の組成は1.8%C12,0%S1.0.5%Mn、1%Mo、 代表的な不純物及び残りはFeであった。鋳型は鋳込む前に1500°Fと18 00°Fの間に予熱された。冷却後インサートの鋳物は砂の鋳型から取り出され て。
第2の砂型の中に置かれる。この第2の砂型は所要のエキスカベターの歯の形に 形成された凹所をもっている。低炭素含有の鋼合金を作る構成要素は誘導炉の中 で溶融され1gs型は予熱されずに低炭素鋼は鋳型の中へ3050°Fから31 00°Fの温度で図1及図2に示されたエキスカベターの歯16を形成するため 鋳込まれた。低炭素鋼の公称の組成は0.3C1■、5%Si、1.0%Mn、 1.O%Ni、2.0%Cr、 0.35%MO1代表的不純物と残りはFeで あった。歯はそれから1650″Fで約3時間オーステナイト化され、水で急冷 され、400°Fで少くとも3時間焼き戻しされた。
1五l工 数多くの耐摩耗性耐衝撃性のエキスカベターの歯で耐摩耗性インサートがそこに 埋込まれたものが製造された。コバルト°でセメンチージョンされたタングステ ンカーバイドの混合物で4メツシユで希望されるインサートの寸法に略対応する 凹所を複数有するものの中におかれた。この特定の応用のために個々のインサー トは2インチ×4インチで374インチの深さであった0選ばれたカーバイド粒 子の量は少くともカーバイド粒子の1層が夫々の凹所の底を覆う程度のものであ った。高炭素の鉄のオーステナイト合金で約3.8重量%の炭素を含み、4.4 の全炭素相当品をもつものが誘導炉の中で溶融され約2700°Fでタングステ ンカーバイドのまわりに鋳込まれた。鉄合金の公称成分は3.8%G、1.9% S1.0.2%Mn、11.3%Ni、及1.5%W、代表的不純物及び残りが Feであった。鋳型は鋳込む前に1500″Fから1800°Fの間に予熱され た。冷却後インサートの鋳物は砂型から取出されて第2の砂型の中に置かれた。
この第2の砂型は必要なエキスカベターの歯の形に合った凹みを持っていた。低 炭素含有鋼合金を生む構成要素は誘導炉の中で溶融さ才し鋳型は予熱されず低炭 素鋼は3025°Fで鋳型に鋳込まれて図1及図2に示すエキスカベターの歯1 6を形成した。低炭素鋼の公称の組成は0.3%G、1.5%Si、 L、5% Mn、!、5%Ni、 0.8%Cr、0.3%MO1代表的な不純物及び残り はFeであった。
目視検査によって高溶融点の低炭素鋼が3025°Fで鋳込まれたとき高炭素相 当の基質をもつ耐摩耗性インサートの表面の部分を溶融させていることが明らか となった。インサートの基質合金の溶融点は約2150°Fと2250’Fの間 にあると想定された。検査によって溶融した表面層は注入された低炭素鋼と容易 に融合し健全な結合が得られていることが示された。
人五l土 数多くの耐摩耗性耐衝撃性のエキスカベターの歯で耐摩耗性のインサートがそこ に埋込まれたものが製造された。コバルトでセメンチージョンされたタングステ ンカーバイドの混合物で4メツシユから371インチの粒子をもつものが砂の鋳 型で希望されるインサートの寸法に略対応する凹所を複数有するものの中におか れた。この特定の応用のために個々のインサートは1インチ×4インチで374 インチの深さであった0選ばれたカーバイド粒子の量は少くともIHBのカーバ イド粒子が夫々の凹所の底を覆う程度のものであった。高炭素鉄合金で約3.1 %の炭素と3.6の全炭素相当品をもつものが誘導炉の中で溶融され約2780 °Fの温度でタングステンカーバイドの粒子のまわりに鋳込まれた。鉄合金の公 称の組成は3.1%C,1,4%Si、 0.3%Mn、1.7%Ni−0,6 %Cr。
3.6%W、代表的な不純物、及び残りFeであった。
鋳型は鋳込む前に1500’Fから1800°Fの間に予熱された。冷却後イン サートの鋳物は砂の鋳型から取り出され、所要のエキスカベターの歯の形に形成 された凹所をもつ第2の砂型の内側に置かれる。低炭素成分の鋼合金を生む構成 要素は誘導炉中で溶融され、鋳型は予熱されず、低炭素鋼は約3100’Fで鋳 型に鋳込まれ図1及び図2に示すエキスカベターの歯16を形成する。低炭素鋼 の公称の組成は0.3%G、1.5%Si、 1.5%Mn−1,5%Ni、  O,δ%Cr、0.3%Mo、代表的不純物及び残りFeであった。
目視検査によれば高溶融点の低炭素鋼は3100°Fで注入されたとき、より高 い炭素相当分の基質をもつ耐摩耗性インサートの表面の部分をとがさせたことが 認められた。インサート基質の合金の溶融点は約2250°Fと2350″Fの 間と想定された。検査によれば、とけた表面層は容易に注入された低炭素鋼とと け合い健全な結合が得られたことを示した。
歯の1つはそれから約3時間約1750’Fで熱処理してオーステナイト化され 、次いで水で急冷して室温とし、且つ約4時間約400°Fで焼き戻しされた。
熱処理されたエキスカベターの歯の中に含まれた耐摩耗性インサートの中にクラ ックが入った形跡はwt祭されなかった。
1豆i旦 1つの隅に沿って耐摩耗性オーステナイトマンガン鋼カーバイド組成のインサー ト鋳物をもつ方形のバーの形状の鋳鋼が作られた0個々のインサート鋳物の断面 は直角三角形でその寸法は11八インチ×11八インチ×13八インチで長さは 約3インチであった。
三角形のバーの形をしたインサート鋳物はコバルトでセメンチージョンされたタ ングステンカーバイドの混合物からなり、4メツシユがら3/。
インチの粒子が、インサートの希望される寸法に略対応する複数の凹所をもつ砂 の鋳型の中におかれる0選ばれたカーバイド粒子の量は少くとも1層のカーバイ ド粒子が夫々の凹所の2つの1174インチ巾の直角面の底を覆うようになされ た。オーステナイトマンガン鋼合金で0.9重量パーセントの炭素と1.2の炭 素相当値をもつものが誘導炉で溶融され、3050°Fでタングステンカーバイ ドのまわりに鋳込まれた。オーステナイトマンガン鋼合金の公称の組成は0.9 %C113,5%Mn。
1.1%S上、1.′1%Mo、代表的な不純物及び残りがFaであった。 カ ーバイド粒子を含む鋳型は1500°Fから1800″Fの間に躊込む前に予熱 された。冷却後合成されたインサート鋳物は砂の鋳型から取除かれて、4層八イ ンチ×フインチX3インチの寸法の凹所をもつ方形のバーの形をした第2の砂型 の中に置かれる。インサート鋳物2個が端と端を合わせた形で凹みの底の隅のツ イツチの広い側に沿って、合成インサート鋳物のカーバイドを含む面が砂に対し て外側を向くように置かれた。低炭素鋼を生む構成要素が誘導炉で溶融された。
鋳型は予熱されず低炭素鋼は鋳型中に約2950°Fで合成鋳物を形成するよう に鋳込まれる。低炭素鋼の公称の組成は0.45%(、0,75%Mn、0.5 0%Si、2.0%Cr、 0.45%Mo、代表的不純物及び残りFeであっ た。
結果生じた直角のブロックの形をした耐摩耗性合成鋳物はブロックの1つの隅の 長手方向に沿って上述した形をもつ鋳物のインサートを含めて、一つの可能な応 用は、鉱物の破砕用のハンマーにあることは高く評価されるであろう。
鋳物断面の目視検査によって低炭素鋼は2950°Fで鋳込まれると高い炭素相 当分のインサート基質合金(オーステナイトマンガン合金)の表面の1部をとか したことがわかる。インサート基質合金の溶融点は2500’Fから2600’ Fの間と想定される。検査の結果健全な融合結合がインサート基質合金と鋳物本 体を形成する低炭素鋼との間に得られたことが判明した。
目視検査によって溶融点の高い低炭素合金は、高い炭素相当品を含む基質をもつ 耐摩耗性インサートの表面の1部をとがしたことがわがフだ、検査によって又と げた表面層は容易に注入された低炭素鋼と融合し健全な結合が得られていること が判明した。
鋳込まれたエキスカベターの歯の断面の硬度を計測したところ、高炭素鋼基質と 低炭素の空冷硬化鋼の横断路の中で夫々3Sから45Rc、45がら50Rcの 硬度の値を示した。
1亘11 もう1つの耐摩耗耐衝撃性エキスカベターの歯で耐摩耗性インサートを埋込んだ グループが製作された。コバルトでセメンチージョンされたタングステンカーバ イドの4メツシユがら1八インチの粒子をもつ混合物がインサートの寸法に対応 する複数の凹所をもつ砂の鋳型の中に置かれる。
この応用のために個々のインサートは再び1インチ×4インチで376インチの 深さであった0選ばれたカーバイドの粒子の量は少くともカーバイド粒子の1つ の層が夫々の凹所の底を覆う程度のものであった。低炭素合金鋼で全炭素相当値 が約0.6のものが溶融されて約3150’Fでタングステンカーバイド粒子の まわりに鋳込まれた。低炭素鋼の公称の組成は0.3%G、1.0%SL、 0 .5%M ’n、4.0%N1.1.4%Cr、0.25%M o 、代表的な 不純物及残りFeであった。この鋳型は鋳込む前に1500°Fから1800″ Fの間に予熱された。
冷却後インサート鋳物は砂の鋳型から取出され、所要のエキスカベターの歯の形 に形成された凹所をもつ第2の砂の鋳型の中に置かれた。実例1の基板22に用 いられたものと同じ低炭素鋼合金を生むための構成要素が誘導炉の中で溶融され 、#型は予熱されず、鋼は3050°Fから3100°Fの間で図1及び図2に 示されたエキスカベターの歯16を形成するように鋳型の中に鋳込まれた。
熱処理は何等行われなかった。
目視検査によって実質的に同じ溶融点の低炭素及低合金鋼は実質的に同じ炭素炭 素相当品の基質をもつ耐摩耗性インサートの表面をとかしていないことが判明し た。検査によって又健全な結合も又得られていないことがわかった。
前述の記述を読むことによって、この方面の専門家にある種の修正改良が思い付 くことであろう。
そのような修正改良は、凡てここではmgにし読み易くするため削除されている が、下記の請求項の範囲の中に適当に入っているものである。
補正書の翻訳文提出書 (II許法1184条の8) 平成3年6月198 同

Claims (26)

    【特許請求の範囲】
  1. 1.靭性ある耐摩耗性体において、 (イ)少くとも一層の、タングステンカーバイド、チタニウムカーバイド、タン タルカーバイド、ニオビウムカーバイド、ジルコニウムカーバイド、ヴアナジウ ムカーバイド、ハフニウムカーバイド、モリブデンカーバイド、クロミウムカー バイド、ボロンカーバイド、シリコンカーバイド、その混合物、固熔体及びセメ ンテーションされた合成物から成るグループから選ばれたカーバイド材料と、( ロ)鋳鋼基質材料でここに当該カーバイド材料が埋込まれ当該鋳鋼基質に結合さ れているものと、(ハ)ここにおいて当該鋳鋼基質は1.0と2.5の間の炭素 相当品の値をもつこと から成立つことを特徴とする耐摩耗性体。
  2. 2.請求項1に記載の耐摩耗性体において、当該カーバイド材料は平均して4メ ッシユよりも大きい粒子寸法を持つことを特徴とする耐摩耗性体。
  3. 3.請求項2に記載の耐摩耗性体において、当該カーバイド材料は4メッシユと 3/8インチの間の平均粒子寸法をもつことを特徴とする耐摩耗性体。
  4. 4.請求項2に記載の耐摩耗性体において、当該カーバイド材料は破砕された部 分、粉末、又は圧縮体の形をなし不規則な形状をもつことを特徴とする耐摩耗性 体。
  5. 5.請求項1に記載の耐摩耗性体において、当該鋼基質は高炭素鋼であることを 特徴とする耐摩耗性体。
  6. 6.請求項5に記載の耐摩耗性体において、当該鋼基質は35から45Rcの間 の硬度を持つことを特徴とする耐摩耗性体。
  7. 7.請求項1に記載の耐摩耗性体において、当該高炭素鋼基質は2400°Fと 2600°Fの間の熔融点をもつことを特徴とする耐摩耗性体。
  8. 8.請求項1に記載の耐摩耗性体において、当該銅基質は90%以上の濃さであ ることを特徴とする耐摩耗性体。
  9. 9.靭性ある耐摩耗性合成体において、(イ)少くとも一層のタングステンカー バイド、チタニウムカーバイド、タンタルカーバイド、ニオビウムカーバイド、 ジルコニウムカーバイド、ヴアナジウムカーバイド、ハフニウムカーバイド、モ リブデンカーバイド、クロミウムカーバイド、ボロンカーバイド、シリコンカー バイド、その混合物、固熔体及びセメンテーションされた合成物から成るグルー プから選ばれたカーバイド材料と、(ロ)第1の鋳鋼基質材料でここに当該カー バイド材料が埋込まれて居り当該第1の鋳鋼基質に結合され耐摩耗性体を形成す るものと、 (ハ)第2の鋼基質でこの中に当該耐摩耗性体が埋め込まれて当該第2の鋼基質 に結合されているものと、 から成立つことを特徴とする耐摩耗性合成体。
  10. 10.請求項9に記載の耐摩耗性合成体において、当該第2の鋼基質は実質的に 当該耐摩耗性体をかこむことを特徴とする耐摩耗性合成体。
  11. 11.請求項9に記載の耐摩耗性合成体において、当該カーバイド材料は破砕さ れた部分、粉末又は圧縮体の形をなし、不規則な形状を持つことを特徴とする耐 摩耗性合成体。
  12. 12.請求項9に記載の耐摩耗性合成体において、当該第2の鋼基質は低炭素鋼 で1.0重量パーセント以下の炭素含有量を持つことを特徴とする耐摩耗性合成 体。
  13. 13.請求項12に記載の耐摩耗性合成体において、当該第2の鋼基質は40及 び50Rcの間の硬度の価を持つことを特徴とする耐摩耗性合成体。
  14. 14.請求項9に記載の耐摩耗性合成体において、当該第2の鋼基質は当該第1 の鋼基質の熔融点よりも少くとも200°F高い熔融点をもつことを特徴とする 耐摩耗性合成体。
  15. 15.請求項14に記載の耐摩耗性合成体において、当該低合金の第2の鋼基質 は2700°Fと2800°Fの間の熔融点をもつことを特徴とする耐摩耗性合 成体。
  16. 16.請求項9に記載の耐摩耗性合成体において、当該第2の鋼基質は90%以 上の濃さであることを特徴とする耐摩耗性合成体。
  17. 17.靭性ある耐摩耗性合成体を形成する方法であって、 (イ)タングステンカーバイド、チタニウムカーバイド、タンタルカーバイド、 ニオビウムカーバイド、ジルコニウムカーバイド、ヴアナジウムカーバイド、ハ フニウムカーバイド、モリブデンカーバイド、クロミウムカーバイド、ボロンカ ーバイド、シリコンカーバイド、これらの混合物、固熔体、及びセメンテーショ ンされた混合物から成立つグループから選ばれたカーバイド粒子を多数第1の鋳 型の中に置く段階と、 (ロ)別個に第1の鉄基質材料を熔融し当該第1の鉄基質材料を鋳型中に鋳込み ここにおいてカーバイド材料は埋込まれ当該鋳込まれた第1の鉄基質と結合し耐 摩耗性体を形成する段階と、(ハ)当該耐摩耗性体を第2のモールドの中に位置 する段階と、 (ニ)別個に第2の鋼基質を熔融し当該第2の鋼基質を当該第2の鋳型に鋳込み ここで当該耐摩耗性体は当該第2の鋼基質に埋込まれ結合される段階と、 から成立つことを特徴とする靭性ある耐摩耗性合成体を形成する方法。
  18. 18.請求項17に記載の方法であって、当該第2の鋼基質は鋼合金で炭素含有 量が1.0重量パーセント以下であることを特徴とする方法。
  19. 19.請求項17に記載の方法であって、当該第2の鋼基質は当該第1の鉄基質 の熔融点よりも少くとも200°F高い熔融点をもつことを特徴とする方法。
  20. 20.請求項19に記載の方法であって、当該第2の鋼基質は2700°Fと2 800°Fの間の熔融点を持つことを特徴とする方法。
  21. 21.請求項1に記載の耐摩耗性体において、当該銅基質1.5と2.5の間の 炭素相当値を有することを特徴とする耐摩耗性体。
  22. 22.請求項1に記載の耐摩耗性体において、当該鋼基質はオーステナイトのマ ンガン鋼であることを特徴とする耐摩耗性体。
  23. 23.請求項19に記載の耐摩耗性体において、当該第1の鉄基質は鋳鉄である ことを特徴とする方法。
  24. 24.請求項19に記載の方法において、当該第1の鉄基質は鋼であることを特 徴とする方法。
  25. 25.請求項19に記載の方法において、当該第1の鉄基質はオーステナイトマ ンガン鋼であることを特徴とする方法。
  26. 26.請求項19に記載の方法において、当該第1の鉄基質は少くとも0.85 重量パーセントの炭素含有量を有することを特徴とする方法。
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