JPS6160857A - 耐摩耗鋳物の製造方法 - Google Patents

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】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、圧延ロール、搬送ロール等のロール類をはじ
め、各種耐摩耗材料として好適な鉄系合金鋳物に関する
。

〔従来技術と問題点〕

圧延用ロールは、耐久性の向上・被圧延材の表面品質の
改善等の観点から、耐摩耗性にすぐれたものであること
が要求される。耐摩耗性に乏しいと、ロール表面の摩損
・肌荒れ等による凹凸が生じ易く、その凹凸が被圧延材
の表面にロールマークとして転写され、表面欠陥となる
からであり、またこれを防止するためには、ロールを頻
繁に取替えることが必要となり、それに伴って圧延ライ
ンの操業中断頻度が増し、生産性が著しく低下するうえ
、ロールの補修（表面改削加工）に要する費用が増大す
るからである。

従来より、圧延用ロールとしてチルドロールに代表され
る鋳蓬系ロールが汎用されている。鋳造系ロールは比較
的安価であるが、耐摩耗性は必ずしも十分ではなく、そ
の耐用命数の向上は永遠の課題とされている。耐摩耗性
が特に要求される用途では、鋳造系ロールに代えて超硬
ロールが使用されている。超硬ロールは、鋳造系ロール
をはるかに稜ぐ耐摩耗性を有するが、原材料として高価
なタングステン炭化物（ＷＣ）およびコバルトクＣｏ）
を多量に必要とするうえ、その製造には熱間静水圧プレ
ス（ＨＩＰ）が適用されるので、そのだめの特殊な技術
と設備を必要とし、極めて筒価につくのが難点である。

〔発明の目的〕

本発明は上記実情に対処するためになされたものであり
、圧延ロール材料等に好適な耐摩耗性にすぐれた鉄系合
金鋳物を提供する。

〔技術的手段および作用〕

本発明に係る耐摩耗鋳物は、Ｃ：Ｘ、Ｓ〜５．０％（重
量％、以下同じ）、Ｓｉ：３．５％以下、およびＷ　：
　２５．０〜８０．０％を基本必須構成分とし、必要に
応じて１種もしくは２種以上の合金元素を含有する鉄系
合金であって、残部をなすＦｅの５．５〜３５％がＮｉ
で置換されてなる成分組成を有し、その金属組織は、鉄
合金マトリックスと緻密に分散した塊状の晶出タングス
テン炭化物との二相をなしていることを特徴とする。

第１図に本発明合金鋳物の組織の例を示す。（Ｍ）は鉄
合金マトリックス（マルテンサイト相）であり、（Ｐ）
は晶出タングステン炭化物である。

晶出タングステン炭化物（Ｐ）は、幾何学的晶癖を有す
る微細塊状物であって、マトリックス中に緻密かつ均一
に分布している。

Ｃ：　１．５〜５．０％−３ｉ≦３．５％−Ｗ２０〜８
０％−Ｆｅ系合金鋳物のＭｌ繊織中晶出する炭化物は基
本的にはタングステン炭化物（ＷＣ）である。このもの
は）（ｖ約２４００と極めて硬質であり、鋳物に高耐摩
耗性を付与する。この合金は成分組成や冷却速度等によ
り、第２図に示すように、基地（Ｍ）中に、ＷＣ炭化物
（Ｐ）のほかに、共晶状の（１”ｅ、Ｗ）、Ｃ複炭化物
（Ｄ）が晶出し易い、この複炭化物の硬度はＨｖ約１３
５０程度と、上記ＷＣの約半分に過ぎないので、これが
多量に晶出するのは耐摩耗性の点から好ましくないこと
である。

本発明は、上記鉄系合金の構成成分としてＮｉを含有せ
しめたことにより（Ｆ　ｅ、Ｗ）ａＣ複炭化物の晶出を
阻止し、タングステン炭化物をすべてＷＣとして晶出さ
せて鋳物の耐摩耗性を最大限に発揮させるようにしてい
る。

本発明合金の成分限定理由は次のとおりである。

ＣＴＣは晶出タングステン炭化物（ＷＣ）の形成に不可
欠の元素である。含有量が１．５％に満たないと、塊状
のタングステン炭化物は晶出せず、連続した鉄・タング
ステン複炭化物（（Ｆｅ、Ｗ）６Ｃ）が晶出してしまう
。一方、５．０％をこえると、マトリックス中に黒鉛が
晶出し、脆化する。

よって、１．５〜５．０％とする。

Ｓｉ：Ｓｉは合金溶湯の脱酸作用および鋳造時の湯流れ
住改善効果を有するほか、凝固過程での針状タングステ
ン炭化物の晶出（その晶出は鋳物の脆化を招く）を防止
する効果を有する。しかし、３．５％をこえると、マト
リックスの脆化が著しくなるので、３．５％を上限とす
る。

Ｗ：Ｗは晶出タングステン炭化物（ＷＣ）の形成に欠く
ことができない元素である。十分な量の初晶ＷＣ炭化物
を晶出させるには、少くとも２５．０％の含有を必要と
する。しかし、８０．０％をこえると、合金の融点が高
く、溶製−鋳造が困テＩＣとなる。

よって、２５．０〜８０．０％とする。

Ｎｉ　：Ｎｉはセメンタイト　（Ｆ　８３　Ｃ）等の鉄
炭化物の晶出抑制元素であり、ＦｅとＣの結合を阻止し
て、共晶状の（１”　６　＋　Ｗ　）　ｂ　Ｃ炭化物の
晶出を防ぐ。この効果を得るためには、Ｆｅの少くとも
５゜５９４をＮｉで置換することが必要である。すなわ
ち、Ｎ　ｉ／　（Ｆ　ｅ　＋Ｎ　ｉ）　Ｘ１００（％）
の値が５．５％以上であることを要する。Ｎｉの置換量
が多い程上記効果が増し、特に２２．０％以上において
顕著な効果を奏する。しか瞳多量のＮｉを含有すると、
サブゼロ処理に付してもマトリックスのマルテンサイト
化が困難となるので、Ｆｅの３５％の置換をもってＮｌ
量の上限とする。

本発明合金は、上記Ｃ，ＳｉおよびＷを必須成分とし、
更に生地の性能改善を目的として必要に応じ、Ｍｎｓ　
ＭＯ％　Ｃ０％　Ｎｂ、■、その他の各種合金元素の１
種もしくは２種以上を含有するものであってよい。これ
らの元素の含有量は、その元素の性質や添加目的により
適宜定められるが、一般的にＦｅの１０％以下をこれら
の元素で置換することができる。これらの元素の含有量
の例を挙げると、Ｍｎ：５．０％以下、Ｃｒ：ｌ、Ｑ％
以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｏ：ｌ、Ｑ％以下、Ｎｂ
：１゜０％以下、Ｖ　：　１．０％以下である。これら
の元素が添加される合金では、その残部をなすＦｅの５
゜５〜３５％がＮｉで置換される。

本発明合金の基本成分構成を第３図のＣ−Ｗ−Ｆａ３元
系状態図に当てはめてみると、相当組成の液相面はボト
ム線（約１７００−１２００℃）の上側（高炭素側）に
あり、初晶としてタングステン炭化物（ＷＣ）の晶出を
みることがわかる。しかも、本発明合金は鉄系炭化物晶
出抑制元素として所定量のＮｉを含有するので、Ｃ含存
量や冷却速度等にかかわらず、共晶状（Ｆｅ、Ｗ）、Ｃ
の複炭化物の晶出はなく、塊状のＷＣ炭化物のみ晶出す
る。

本発明鉄系合金鋳物は、晶出タングステン炭化物の粒径
が約５〜１００μｍ（円換算値）であって、面積率で約
１５〜７５％を占めるごときＮｉ織を有する鋳物として
得ることができる。

ところで、鋳造ａ固過程で晶出するタングステン炭化物
が粗大な塊状、あるいは塊状物の連続したものとなると
、材料の脆化や耐摩耗性の劣化を生じ、圧延用ロールや
その他の構造材料としての適性に欠けたものとなる。こ
れを防ぐには、？８湯に対しタングステン炭化物粒子に
よる接種を施すことが有効である。接種剤であるタング
ステン炭化物は、ｗｃ、ｗ２ｃなど、あるいはタングス
テンチタン炭化物などの複炭化物であってよい。その粒
径はｌＯ〜２５０．ｃｚｍであるのが好ましい。粒径が
１０μｍに満たないと、粒子力＜？溶湯中に完全に溶解
・拡散し易く、拡散してしまうと接種の効果が消失する
。一方、２５０μｍをこえる粗大粒子であると、溶湯中
にそのまま粒子として残存するため、この場合も接種の
効果が少くなる。

また、接種するタングステン炭化物粒子の量は、溶湯量
に対し０．０５％以上であるのが好ましい。接種量が０
．０５％に満たないと、造核作用が不足し、工業的に十
分な効果を得がたいからである。接種量を多くした場合
は、投与された粒子の吸熱に伴う溶湯の降温、あるいは
崩壊・分散したタングステン炭化物粒子の多量の混在等
により溶湯の流動性の低下をみるが所要の流動性が保た
れる限り、接種量を多くしても特に問題はない。余剰の
タングステン炭化物粒子は、造核作用に関与しないが、
そのまま残存して耐摩耗性の向上に寄与するからである
。もっとも、投与量が２．０％をこえてもその効果は殆
んど増加せず、経済的に不利である。

なお、接種の時期は、出湯直前の炉中、あるいは出湯中
もしくは出湯後の取消中であってよい。また、鋳型内に
散布しておくか、鋳型内への鋳込中に行ってもよい。

本発明の鋳物の鋳造方案には特別の制限はなく、目的と
する鋳物は、静置鋳造により例えば中実柱状体として得
ることができ、あるいは中空筒体として得ることもでき
る。ロール類を目的とする場合は、ｉｔ摩耗性は表面の
問題であるから、中空円筒体を鋳造し、必要ならばその
中空孔にコアー祠として他種金属を鋳造して、第４図に
示すように、外層（１）と軸芯部（２）とからなる同心
円状２層構造を形成してもよい。こうすれば、溶湯の成
分元素および接種剤としての高価なタングステンの使用
量を節減しながら所要の材料特性を満たすことができる
。また、中空筒状鋳物の鋳造には遠心力鋳造法を利用し
、塊状晶出炭化物を遠心力で比重分離させることにより
表層部に晶出炭化物が緻密に分布した組織を形成するこ
ともできる。

鋳造は一般的条件下に行えばよく、必要ならば溶湯の急
激な降温・冷却をさけるために、セラミック鋳型などの
保温鋳型を使用し、適当な温度、例えば４００〜９００
　’Ｃに予熱して鋳込みを行うことも効果的である。

〔実施例〕

高周波溶解炉で溶製した下記（Ａ）および（Ｂ）の２種
の鉄系合金を、８００°Ｃに予熱したセラミック鋳型（
内径３０ｕ、高さ１００　ｍｌ）に鋳込温度１５５０゛
Ｃで鋳込み、それぞれ中実柱状鋳物（Ａ）および（Ｂ）
を得た。供試合金（Ａ）は本発明例、（Ｂ）はＮｉ含：
ｆ量が本発明の下限値に満たない比較例である。なお、
各合金とも出湯直前の炉中で、ＷｚＣ粉末（粒径１０〜
６３μｍ）を接種剤とし、溶湯量の１．０％相当量を投
与接種した。

合金（Ａ）〔発明例〕 ｃ：４．ｏ％、３　ｉ　：０．５８％、Ｍｎ：０．７％
、Ｗ：　４０．０％、Ｃｒ：０．５　　％、Ｎｉ：８．
０　　％、ＦＣ＝４６．２２％。（Ｎｉ含有量は、Ｆｅ
の１４．７５％を置換した量に相当〕 合金（Ｂ）〔比較例〕 Ｃ：４，１％、Ｓｉ：０．５４％、Ｍｎ：０．８％、Ｗ
；４２．０％、Ｃｒ二〇、８８％、Ｎｉ：２．１％、Ｆ
Ｃ：４９．５８％、（Ｎｉ含有量は、Ｆｅの４．０６％
を置換した量に相当〕 （１）供試鋳物の組織 第１図および第２図にそれぞれ鋳ＩＩ　（Ａ）および（
Ｂ）の金属組織を示す（腐食液：村上試薬）。

村上試薬でエツチングすると、（Ｆ　ｅ、　Ｗ＞ｂ　Ｃ
１Ｍ炭化物は褐色に腐食されるので、タングステン炭化
物（ＷＣ）と区別することができる。比較例を示す第２
図では共晶状の（Ｆｅ、Ｗ）ｂｃ炭化物（Ｄ）が晶出し
ているのに対し、本発明例を示す第１図のＮｉ職におい
てはその晶出は全く認められない。

Ｘ線回折によれば、第２図の組織における共晶状（Ｆ　
ｅ　＋　Ｗ　）　ｈ　Ｃ炭化物（Ｄ）は　Ｆｅ５ＷｓＣ
−ＦｅｎＷｔＣと同定され、第１図における晶出炭化物
（Ｐ）はすべてＷＣと同定される。　なお、本発明例の
鋳物（Ａ）（第１図）の組織における塊状晶出炭化物（
Ｐ）の円形換算平均粒径は約５０μｍであり、面積率（
１１ｍ方眼交点計測法による）は約４０％である。

（ｎ）摩耗試験結果 各供試鋳物（Ａ）および（Ｂ）から試片を採取し、大越
式迅速摩耗試験機にて下記条件で摩耗試験を行い、第１
表に示す結果を得た。また、他の比較例として、従来材
であるＮｉグレン鋳鉄鋳物（Ｃ：　３．２２％ミ　Ｓｉ
：０．７５％、　Ｍｎ：０．６８％、Ｎｉ：４．３８％
、Ｃｒ　：　１．６４％、Ｍ　ｏ　：　０．３５％、残
部Ｆｅ）およびチルド鋳物（Ｃ：３．９９％、Ｓｉ：０
．２９％、Ｍｎ：０．２３％、Ｎｉ：３．３８％、ｃｒ
＋ｏ。

９８％、Ｍｏ；ＱＪ％、残部Ｆｅ）について同じ条件の
摩耗試験を行って得られた結果を同表に併記する。

（ｉ）回転輪：　ＳＵＪ　２、硬度（Ｈ＊ｃ）　６２、
回転輪幅３．０ｍ。

（１１）摩耗速度：３．４ｍ／５ｅａ （ｉｉ）Ｊｌｉ！耗速度：　３，４　ｍ／５ｅｃ（ｉｉ
ｉ　）摩耗距離：２００ｍ （ｉｖ）最終荷重：　１６．８ｋｇ−ｆ第１表に示すと
おり、本発明合金鋳物（Ａ）は、共晶状（Ｆｅ、Ｗ）、
Ｃ複炭化物が晶出せる鋳物（Ｂ）に比し、比摩耗量は数
分の１と、高耐摩↓を性を有している。また、従来材で
あるＮｉグレン鋳鉄鋳物やチルド鋳物をはるかに凌ぐ摩
耗抵抗を有している。

第　　１　　表 〔発明の効果〕 本発明の鉄系合金鋳物は、鉄合金マトリックスとＩｆＯ
晶出タングステン炭化物（Ｗｅ）との二相＆［ｌ織を有
し、（Ｆｅ、Ｗ）ｂｃ炭化物の晶出物を含まないので、
タングステン炭化物による硬化が最高度に発揮され、卓
越した耐摩耗性を示す、従って、鋼材圧延ロール、搬送
ロールなどのロール類をはじめ、金型やダイス、その他
耐摩耗性の要求される各種構造材料として好適であり、
それらの耐久性の改善に寄与するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は、鋳物の組織を示す図面代用顕微
鏡写真（倍率：　４００　）　、第３図はＣ−Ｗ−Ｆｅ
ａ元状態図、第４図はロールの断面構造の例を示す軸方
向断面図である。 Ｍ：マトリックス、Ｐ：晶出ＷＣ炭化物、Ｄ：共晶状（
Ｆ　ｅ　＋　Ｗ　）　ｂ　Ｃ複炭化物。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：１．５〜５．０％、Ｓｉ：３．５％以下、Ｗ
   ：２５．０〜８０．０％を含有し、残部は実質的にＦｅ
   であるか、またはＦｅの一部が１種もしくは２種以上の
   合金元素で置換されており、その残部をなすＦｅの５．
   ５〜３５％がＮｉで置換されている鉄系合金からなり、
   その組織が鉄合金マトリックスと塊状の晶出タングステ
   ン炭化物との二相からなることを特徴とする耐摩耗鋳物