JPS6254861B2 - - Google Patents
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- JPS6254861B2 JPS6254861B2 JP12005581A JP12005581A JPS6254861B2 JP S6254861 B2 JPS6254861 B2 JP S6254861B2 JP 12005581 A JP12005581 A JP 12005581A JP 12005581 A JP12005581 A JP 12005581A JP S6254861 B2 JPS6254861 B2 JP S6254861B2
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Description
本発明は、酸性腐食環境下に於いて優れた耐食
耐摩耗性を有するフエライト−オーステナイト型
2相ステンレス鋳鋼に係るものである。 最近の省資源、省エネルギーの要求により、低
品質油や石炭を応用する技術が重要となつていた
が、これらに用いられる排煙脱硫装置、排煙脱硝
装置、重質油、粉粒石炭等の輸送システム等の中
で腐食性を有するスラリーを移動させるポンプの
ような機器は、次の2つの問題がある。 a 腐食 b 腐食によつて加速される摩耗 従来、かかる部材の材料としては、SCS14(オ
ーステナイト系鋳鋼)やSCS11(オーステナイト
−フエライト2相系ステンレス鋳鋼)が使用され
ていた。しかしこれらの材料は、耐食性の点での
問題は少ないが、硬さが低く、耐摩耗性について
は全く考慮されていないために、最近の腐食及び
摩耗環境の苛酷化により短時間の運転で、摩耗に
よる補修或いは廃却を行わなければならないとい
う欠点が生じて来ている。一方、耐摩耗性を重視
し耐食性をいくぶんそなえた材料としては、従来
高Cr系白鋳鉄が他の摩耗部材に広く応用されて
いる。しかし、本発明の対象とするPH3〜4のよ
うな腐食環境の厳しい場合、このような材料にお
いても腐食によつて摩耗が著るしく加速され摩耗
速度が大きくなるという欠点が依然としてあつ
た。この点に対処するため、従来の耐食材料の耐
摩耗性を向上させる方法として、SCS11のような
オーステナイト−フエライト2相ステンレス鋳鋼
を600〜700℃に加熱し、フエライト相の部分をシ
グマ相化させることによつて硬化させる材料の検
討がなされている。しかしこのような処理を行つ
た材料においては材質的に非常に脆化し、機器部
材としての適用が制限されることおよびシグマ相
が脆く摩耗がシグマ相の塊状脱落と共に進行する
ので、硬さが高に割には耐摩耗性がほとんど改善
されないことが判明している。 本発明は、以上のような従来の耐摩耗性、耐食
性鋳鋼が包含する欠点を是正した耐食耐摩耗鋳鋼
を提供しようとするもので、その組成が重量%
で、C:0.1%以下、Si:0.5〜1.5%、Mn:0.5〜
1.5%、Cr:22〜28%、Ni:8〜15%、Mo:1.5
〜3.5%、Al:0.8〜2%、残部Fe及び不純物から
なり、フエライトの体積率が40〜70%でNiAl系
金属間化合物が析出していることを特徴とする耐
食耐摩耗性を有するフエライト−オーステナイト
型2相ステンレス鋳鋼とするものである。本発明
の耐食耐摩耗鋳鋼は2相ステンレス系で、従来の
オーステナイト系鋳鋼(SCS14)或いは2相ステ
ンレス鋳鋼(SCS11)に比べて耐食性に優れ、か
つ耐摩耗性も2〜3倍優れた材料である。 次に、本発明に於ける数値限定理由について説
明すると、 Cは、出来るだけ少ない方が耐食性を維持する
ために望ましく、0.1%を超えると従来の材料と
同様に耐食性が劣化する。従つてCは0.1%以下
と限定する。 Siは、有効な脱酸剤であり通常の製鋼過程に於
いて、0.5%程度は必然的に含有されるものであ
り、また1.5%超えて含有されるとシグマ相の生
成傾向を大にし、溶体化処理過程において材料を
脆化させる。従つてSiは0.5〜1.5%と限定する。 Mnは、Siと同様、製鋼過程に於ける脱酸や鋳
鋼過程の流動性を維持させる効果及び本発明の目
的とする耐摩耗特性を発揮させるための必須元素
であるAlを有効に作用させるという2つの効果
があるが、0.5%未満ではこれらの効果が発揮で
きなくなる。また、1.5%を超えるとシグマ相の
析出が起り易くなり、溶体化処理における冷却速
度如何によつてはシグマ相を析出して脆化すると
ともに耐摩耗性を低下させる。従つて、Mnは0.5
〜1.5%と限定する。 Crは、耐食性を維持させるのに重要な元素で
あるが、22%未満では本発明所望の耐食性を得る
事ができない。また、本発明の耐食耐摩耗鋳鋼中
に含有されるNi、Al量の影響も考慮する必要が
あるが、Crが28%を超えると溶体化処理時の冷
却あるいは析出硬化処理によつてフエライト相が
シグマ相化してしまい耐摩耗性が劣化する。同様
に、その組識中のフエライト量が70%をこえるた
め、耐摩耗性がますます劣化する。従つてCrは
22〜28%と限定する。 Niは、耐食性を維持するために必要な元素で
あり、またAlと共にNiAl及びNi3Alの金属間化合
物を形成し析出硬化によつて耐摩耗性を向上させ
るための元素であるが、8%未満では耐食性が不
充分であるのに加え、フエライト量が70%を超
え、さらに金属間化合物の析出も不充分となるた
め耐摩耗性も劣化する。また、15%を超えるとフ
エライト量が40%未満となるため、やはり耐摩耗
性が不充分となる。従つてNiは8〜15%と限定
する。 Moは、Crとの共存によつて局部腐食に対する
耐食性を著るしく向上させる元素であるが、1.5
%未満では耐局部腐食性が不充分となる。また、
3.5%を超えるとその効果が飽和する。従つてMo
は1.5〜3.5%と限定する。 Alは、本発明の耐食耐摩耗鋳鋼の析出硬化性
を与える元素で、Niと共にNiAl、Ni3Al等の金属
間化合物を形成し耐摩耗性を向上させるが、0.8
%未満では所望の効果が得られない。また、金属
間化合物による硬化はオーステナイト相中よりも
フエライト相中のほうが著しいが、Alはフエラ
イト生成傾向が大きくCrと相乗してフエライト
量を著しく増加させる。従つて析出硬化性の点で
はAl含有量の多い程硬化能が大きくなるが、Al
含有量が2%を超えると鋳造時に酸化物を形成
し、湯流れ性の低下及びAl歩留りの低下をひき
おこしたり、フエライト相が増えすぎて耐摩耗性
が低下する。従つてAlは0.8〜2%に限定する。
なお、フエライト相が増えすぎた場合、オーステ
ナイト生成傾向の強いNiを添加する方法もある
がNiは非常に高価であり、また多量に必要とな
る。従つて経済性を失する。 フエライトの体積率は、本発明の析出硬化能の
大小を決定し、腐食雰囲気下の耐摩耗性に最も大
きく影響する。後述の第2図でも示すとおり、フ
エライト量が40%未満でも析出硬化を起こすがそ
の程度は小さく、また摩耗減量も大きすぎる。従
つて、硬度、耐摩耗性とも本発明の耐食耐摩耗鋳
鋼所望の程度に達しない。一方、フエライト量が
多い程析出硬化能は著しく大きくなるが、70%を
超えると、第1にフエライト組織をもつ合金の本
質的な欠点、すなわち著しく脆化し易い点が顕著
となり機器部材の信頼性に欠ける事と、第2に析
出硬化処理中、あるいは溶体化処理の冷却中にシ
グマ相化し易くなるという2つの点で本発明の目
的とする性質をみたさなくなる。シグマ相化する
と、1つは耐食性の低下、2つめにはシグマ相間
が脆弱になり孔食性に摩耗が進むので硬度の割に
耐摩耗性が改良されなくなるという不利が生ず
る。従つて、靭性、耐食性を有し、しかも析出硬
化によつて耐摩耗性向上効果が顕著な範囲として
フエライト量を40〜70%と限定する。 析出硬化処理温度は具体的な硬度を決定する因
子で、一般にその相が脆化しやすい場合を除い
て、硬度が高くなるに従つてその耐摩耗性も向上
する。第1図は本発明合金の析出硬化処理温度に
よる硬度の変化を示したものである。この図よ
り、本発明の耐食耐摩耗鋳鋼としては470℃未満
でも630℃を超えても充分な硬度が得られないこ
とが示されている。従つて、析出硬化処理温度は
470〜630℃と限定する。 次に本発明の実施例を従来合金及び比較例と共
にあげ、本発明合金の特徴について詳述する。第
1表は、実施例としてあげた本発明合金と、比較
材としてあげた従来合金及び参考合金の組成と前
述の結果から得られた熱処理条件とその熱処理に
よつて得られたフエライト体積率の測定結果を示
す。また、第2表には第1表の合金についての硬
さ、靭性及び次の条件におけるスラリー循環回転
式摩耗試験の結果を示す。 スラリー循環回転式摩耗試験条件 スラリー組成:PH3〜4、Cl-1500ppm、
F-500ppm、フライアツシユ0.5重量%、珪砂
40重量%(粒径30〜50μm) 周 速:5m/sec テスト時間:400Hr 参考合金1〜5は本発明の耐食耐摩耗鋳鋼に近
くAl含有量を約1.5%とした合金であるがフエラ
イト量が限定範囲外のものであり、参考合金6は
逆にフエライト量を53%とした合金であるがAl
量を0%とした限定範囲外のものである。第2図
には、参考合金1〜6及び本発明合金の析出硬化
能と腐食環境中の摩耗減量がフエライト量によつ
て変化するようすをあらわしており、硬化能はフ
エライト量40%付近より急激に高まり、フエライ
ト量が増えるに従つて硬さも増加する。一方、耐
摩耗性は硬さの増加とは対応せず、フエライト量
60%まではフエライト量が増えるに従つて耐摩耗
性も向上するが、60%を超えるとフエライト量が
増えるに従つて耐摩耗性は逆に低下する。これは
表2に示すようにフエライト相そのものが材質的
に脆くなるとともに、フエライト相がシグマ脆化
し、孔食状に腐食と摩耗が進行することに原因が
ある。従つて、第1表、第2表及び第2図から本
発明合金の特徴であるフエライト体積率を40〜70
%とすることによつて、充分な硬度靭性を保ちな
がら、しかも顕著な耐摩耗性と耐食性を有する鋳
鋼の得られることが理解できよう。 第1表、第2表における参考合金6〜10は、
フエライト体積率を約60%で一定とし、そのAl
含有量を変化させたものである。第3図には、こ
の参考合金6〜10と、本発明のものを用いて、
Al含有量による析出硬化能と耐摩耗性の変化を
示した。これによると析出硬化性はAl含有量が
0.7%程度から認められ、Al量が多い程硬化の程
度が大きくなる。しかし、耐摩耗性については、
硬さとは対応しておらず、Hv330〜380程度が最
も優れている。さらにAlを添加して硬さを高く
した場合、第2に示すように、材質的には非常に
脆くなることとAlによる鋳造欠陥、Alの偏析に
よる硬度のバラツキが起るために局部的な腐食摩
耗や孔食状の摩耗が発生し、かえつて摩耗を進行
させることがわかる。従つて、腐食環境下で摩耗
を受ける場合、硬さだけでなく材料の靭性、均質
性からも大きな影響を受ける。この点において本
発明の耐食耐摩耗鋳鋼の特徴であるAl含有量を
0.8〜2.0%とすることにより、局部的な腐食を防
止し、腐食摩耗を均一とし、顕著に耐食性、耐摩
耗性を改善していることが理解できよう。 最後に、第1表及び第2表により、従来合金と
本発明合金との比較をおこなう。 従来合金1は、オーステナイト系合金(SCS1
4)で耐食性に優れ、靭性も高いが硬さが低いた
めに全体的に摩耗が進み、本発明のものと比較し
て著しく耐摩耗性が劣る。 従来合金2は、クロムニツケル鋼鋳鋼(SCS1
1)で従来のJISどおりの熱処理によつて得た材
料である。このSCS11は耐食性及び靭性に優れ
ているが、硬度が低いために全体的に摩耗が進
み、本発明のものと比較して著しく耐摩耗性が劣
る。そこでこのSCS11の硬度を最大とする条件
を得るため、析出硬化能の温度変化を図示したの
が第1図の破線である。これによると、SCS11
は600〜700℃の加熱で本発明のもの以上の硬度を
示した。そこで、この析出硬化処理温度での硬
度、靭性、耐摩耗性を調べたものが、第1表、第
2表の従来合金3である。その結果、硬度は優れ
ていたが、靭性、耐摩耗性は本発明のものと比較
して著しく劣つている。これは、最初にのべたと
おり、従来合金3を650℃で熱処理すると組織が
シグマ相化して硬度は高くなるが、脆化が著しく
耐摩耗性を低下させるためである。従来合金4
は、高Cr鋳鋼で硬度が高く、広範囲な耐摩耗部
材に応用されている合金であるが、本発明のもの
と比較して靭性も劣り、PH3〜4の酸性腐食環境
では腐食が激しく摩耗と重さなつて著るしく減量
が起り、かかる雰囲気下の部材としては全く使用
に耐えないことが判るであろう。 以上、記詳したように、本発明の耐食耐摩耗鋳
鋼は前述の組成をなし、オーステナイト相とフエ
ライト相の2相組織からなり、フエライト量を40
〜70%にコントロールし、Alを含有させ、Ni−
Al系の金属間化合物の析出硬度を起させること
によつて、優れた酸性腐食環境下の耐食性と耐摩
耗性をもち、硬さ、鋳造性をもそなえた合金で、
ポンプ類のような耐食耐摩耗の特性を必要とする
鋳鋼部材に広く使用できるものである。
耐摩耗性を有するフエライト−オーステナイト型
2相ステンレス鋳鋼に係るものである。 最近の省資源、省エネルギーの要求により、低
品質油や石炭を応用する技術が重要となつていた
が、これらに用いられる排煙脱硫装置、排煙脱硝
装置、重質油、粉粒石炭等の輸送システム等の中
で腐食性を有するスラリーを移動させるポンプの
ような機器は、次の2つの問題がある。 a 腐食 b 腐食によつて加速される摩耗 従来、かかる部材の材料としては、SCS14(オ
ーステナイト系鋳鋼)やSCS11(オーステナイト
−フエライト2相系ステンレス鋳鋼)が使用され
ていた。しかしこれらの材料は、耐食性の点での
問題は少ないが、硬さが低く、耐摩耗性について
は全く考慮されていないために、最近の腐食及び
摩耗環境の苛酷化により短時間の運転で、摩耗に
よる補修或いは廃却を行わなければならないとい
う欠点が生じて来ている。一方、耐摩耗性を重視
し耐食性をいくぶんそなえた材料としては、従来
高Cr系白鋳鉄が他の摩耗部材に広く応用されて
いる。しかし、本発明の対象とするPH3〜4のよ
うな腐食環境の厳しい場合、このような材料にお
いても腐食によつて摩耗が著るしく加速され摩耗
速度が大きくなるという欠点が依然としてあつ
た。この点に対処するため、従来の耐食材料の耐
摩耗性を向上させる方法として、SCS11のような
オーステナイト−フエライト2相ステンレス鋳鋼
を600〜700℃に加熱し、フエライト相の部分をシ
グマ相化させることによつて硬化させる材料の検
討がなされている。しかしこのような処理を行つ
た材料においては材質的に非常に脆化し、機器部
材としての適用が制限されることおよびシグマ相
が脆く摩耗がシグマ相の塊状脱落と共に進行する
ので、硬さが高に割には耐摩耗性がほとんど改善
されないことが判明している。 本発明は、以上のような従来の耐摩耗性、耐食
性鋳鋼が包含する欠点を是正した耐食耐摩耗鋳鋼
を提供しようとするもので、その組成が重量%
で、C:0.1%以下、Si:0.5〜1.5%、Mn:0.5〜
1.5%、Cr:22〜28%、Ni:8〜15%、Mo:1.5
〜3.5%、Al:0.8〜2%、残部Fe及び不純物から
なり、フエライトの体積率が40〜70%でNiAl系
金属間化合物が析出していることを特徴とする耐
食耐摩耗性を有するフエライト−オーステナイト
型2相ステンレス鋳鋼とするものである。本発明
の耐食耐摩耗鋳鋼は2相ステンレス系で、従来の
オーステナイト系鋳鋼(SCS14)或いは2相ステ
ンレス鋳鋼(SCS11)に比べて耐食性に優れ、か
つ耐摩耗性も2〜3倍優れた材料である。 次に、本発明に於ける数値限定理由について説
明すると、 Cは、出来るだけ少ない方が耐食性を維持する
ために望ましく、0.1%を超えると従来の材料と
同様に耐食性が劣化する。従つてCは0.1%以下
と限定する。 Siは、有効な脱酸剤であり通常の製鋼過程に於
いて、0.5%程度は必然的に含有されるものであ
り、また1.5%超えて含有されるとシグマ相の生
成傾向を大にし、溶体化処理過程において材料を
脆化させる。従つてSiは0.5〜1.5%と限定する。 Mnは、Siと同様、製鋼過程に於ける脱酸や鋳
鋼過程の流動性を維持させる効果及び本発明の目
的とする耐摩耗特性を発揮させるための必須元素
であるAlを有効に作用させるという2つの効果
があるが、0.5%未満ではこれらの効果が発揮で
きなくなる。また、1.5%を超えるとシグマ相の
析出が起り易くなり、溶体化処理における冷却速
度如何によつてはシグマ相を析出して脆化すると
ともに耐摩耗性を低下させる。従つて、Mnは0.5
〜1.5%と限定する。 Crは、耐食性を維持させるのに重要な元素で
あるが、22%未満では本発明所望の耐食性を得る
事ができない。また、本発明の耐食耐摩耗鋳鋼中
に含有されるNi、Al量の影響も考慮する必要が
あるが、Crが28%を超えると溶体化処理時の冷
却あるいは析出硬化処理によつてフエライト相が
シグマ相化してしまい耐摩耗性が劣化する。同様
に、その組識中のフエライト量が70%をこえるた
め、耐摩耗性がますます劣化する。従つてCrは
22〜28%と限定する。 Niは、耐食性を維持するために必要な元素で
あり、またAlと共にNiAl及びNi3Alの金属間化合
物を形成し析出硬化によつて耐摩耗性を向上させ
るための元素であるが、8%未満では耐食性が不
充分であるのに加え、フエライト量が70%を超
え、さらに金属間化合物の析出も不充分となるた
め耐摩耗性も劣化する。また、15%を超えるとフ
エライト量が40%未満となるため、やはり耐摩耗
性が不充分となる。従つてNiは8〜15%と限定
する。 Moは、Crとの共存によつて局部腐食に対する
耐食性を著るしく向上させる元素であるが、1.5
%未満では耐局部腐食性が不充分となる。また、
3.5%を超えるとその効果が飽和する。従つてMo
は1.5〜3.5%と限定する。 Alは、本発明の耐食耐摩耗鋳鋼の析出硬化性
を与える元素で、Niと共にNiAl、Ni3Al等の金属
間化合物を形成し耐摩耗性を向上させるが、0.8
%未満では所望の効果が得られない。また、金属
間化合物による硬化はオーステナイト相中よりも
フエライト相中のほうが著しいが、Alはフエラ
イト生成傾向が大きくCrと相乗してフエライト
量を著しく増加させる。従つて析出硬化性の点で
はAl含有量の多い程硬化能が大きくなるが、Al
含有量が2%を超えると鋳造時に酸化物を形成
し、湯流れ性の低下及びAl歩留りの低下をひき
おこしたり、フエライト相が増えすぎて耐摩耗性
が低下する。従つてAlは0.8〜2%に限定する。
なお、フエライト相が増えすぎた場合、オーステ
ナイト生成傾向の強いNiを添加する方法もある
がNiは非常に高価であり、また多量に必要とな
る。従つて経済性を失する。 フエライトの体積率は、本発明の析出硬化能の
大小を決定し、腐食雰囲気下の耐摩耗性に最も大
きく影響する。後述の第2図でも示すとおり、フ
エライト量が40%未満でも析出硬化を起こすがそ
の程度は小さく、また摩耗減量も大きすぎる。従
つて、硬度、耐摩耗性とも本発明の耐食耐摩耗鋳
鋼所望の程度に達しない。一方、フエライト量が
多い程析出硬化能は著しく大きくなるが、70%を
超えると、第1にフエライト組織をもつ合金の本
質的な欠点、すなわち著しく脆化し易い点が顕著
となり機器部材の信頼性に欠ける事と、第2に析
出硬化処理中、あるいは溶体化処理の冷却中にシ
グマ相化し易くなるという2つの点で本発明の目
的とする性質をみたさなくなる。シグマ相化する
と、1つは耐食性の低下、2つめにはシグマ相間
が脆弱になり孔食性に摩耗が進むので硬度の割に
耐摩耗性が改良されなくなるという不利が生ず
る。従つて、靭性、耐食性を有し、しかも析出硬
化によつて耐摩耗性向上効果が顕著な範囲として
フエライト量を40〜70%と限定する。 析出硬化処理温度は具体的な硬度を決定する因
子で、一般にその相が脆化しやすい場合を除い
て、硬度が高くなるに従つてその耐摩耗性も向上
する。第1図は本発明合金の析出硬化処理温度に
よる硬度の変化を示したものである。この図よ
り、本発明の耐食耐摩耗鋳鋼としては470℃未満
でも630℃を超えても充分な硬度が得られないこ
とが示されている。従つて、析出硬化処理温度は
470〜630℃と限定する。 次に本発明の実施例を従来合金及び比較例と共
にあげ、本発明合金の特徴について詳述する。第
1表は、実施例としてあげた本発明合金と、比較
材としてあげた従来合金及び参考合金の組成と前
述の結果から得られた熱処理条件とその熱処理に
よつて得られたフエライト体積率の測定結果を示
す。また、第2表には第1表の合金についての硬
さ、靭性及び次の条件におけるスラリー循環回転
式摩耗試験の結果を示す。 スラリー循環回転式摩耗試験条件 スラリー組成:PH3〜4、Cl-1500ppm、
F-500ppm、フライアツシユ0.5重量%、珪砂
40重量%(粒径30〜50μm) 周 速:5m/sec テスト時間:400Hr 参考合金1〜5は本発明の耐食耐摩耗鋳鋼に近
くAl含有量を約1.5%とした合金であるがフエラ
イト量が限定範囲外のものであり、参考合金6は
逆にフエライト量を53%とした合金であるがAl
量を0%とした限定範囲外のものである。第2図
には、参考合金1〜6及び本発明合金の析出硬化
能と腐食環境中の摩耗減量がフエライト量によつ
て変化するようすをあらわしており、硬化能はフ
エライト量40%付近より急激に高まり、フエライ
ト量が増えるに従つて硬さも増加する。一方、耐
摩耗性は硬さの増加とは対応せず、フエライト量
60%まではフエライト量が増えるに従つて耐摩耗
性も向上するが、60%を超えるとフエライト量が
増えるに従つて耐摩耗性は逆に低下する。これは
表2に示すようにフエライト相そのものが材質的
に脆くなるとともに、フエライト相がシグマ脆化
し、孔食状に腐食と摩耗が進行することに原因が
ある。従つて、第1表、第2表及び第2図から本
発明合金の特徴であるフエライト体積率を40〜70
%とすることによつて、充分な硬度靭性を保ちな
がら、しかも顕著な耐摩耗性と耐食性を有する鋳
鋼の得られることが理解できよう。 第1表、第2表における参考合金6〜10は、
フエライト体積率を約60%で一定とし、そのAl
含有量を変化させたものである。第3図には、こ
の参考合金6〜10と、本発明のものを用いて、
Al含有量による析出硬化能と耐摩耗性の変化を
示した。これによると析出硬化性はAl含有量が
0.7%程度から認められ、Al量が多い程硬化の程
度が大きくなる。しかし、耐摩耗性については、
硬さとは対応しておらず、Hv330〜380程度が最
も優れている。さらにAlを添加して硬さを高く
した場合、第2に示すように、材質的には非常に
脆くなることとAlによる鋳造欠陥、Alの偏析に
よる硬度のバラツキが起るために局部的な腐食摩
耗や孔食状の摩耗が発生し、かえつて摩耗を進行
させることがわかる。従つて、腐食環境下で摩耗
を受ける場合、硬さだけでなく材料の靭性、均質
性からも大きな影響を受ける。この点において本
発明の耐食耐摩耗鋳鋼の特徴であるAl含有量を
0.8〜2.0%とすることにより、局部的な腐食を防
止し、腐食摩耗を均一とし、顕著に耐食性、耐摩
耗性を改善していることが理解できよう。 最後に、第1表及び第2表により、従来合金と
本発明合金との比較をおこなう。 従来合金1は、オーステナイト系合金(SCS1
4)で耐食性に優れ、靭性も高いが硬さが低いた
めに全体的に摩耗が進み、本発明のものと比較し
て著しく耐摩耗性が劣る。 従来合金2は、クロムニツケル鋼鋳鋼(SCS1
1)で従来のJISどおりの熱処理によつて得た材
料である。このSCS11は耐食性及び靭性に優れ
ているが、硬度が低いために全体的に摩耗が進
み、本発明のものと比較して著しく耐摩耗性が劣
る。そこでこのSCS11の硬度を最大とする条件
を得るため、析出硬化能の温度変化を図示したの
が第1図の破線である。これによると、SCS11
は600〜700℃の加熱で本発明のもの以上の硬度を
示した。そこで、この析出硬化処理温度での硬
度、靭性、耐摩耗性を調べたものが、第1表、第
2表の従来合金3である。その結果、硬度は優れ
ていたが、靭性、耐摩耗性は本発明のものと比較
して著しく劣つている。これは、最初にのべたと
おり、従来合金3を650℃で熱処理すると組織が
シグマ相化して硬度は高くなるが、脆化が著しく
耐摩耗性を低下させるためである。従来合金4
は、高Cr鋳鋼で硬度が高く、広範囲な耐摩耗部
材に応用されている合金であるが、本発明のもの
と比較して靭性も劣り、PH3〜4の酸性腐食環境
では腐食が激しく摩耗と重さなつて著るしく減量
が起り、かかる雰囲気下の部材としては全く使用
に耐えないことが判るであろう。 以上、記詳したように、本発明の耐食耐摩耗鋳
鋼は前述の組成をなし、オーステナイト相とフエ
ライト相の2相組織からなり、フエライト量を40
〜70%にコントロールし、Alを含有させ、Ni−
Al系の金属間化合物の析出硬度を起させること
によつて、優れた酸性腐食環境下の耐食性と耐摩
耗性をもち、硬さ、鋳造性をもそなえた合金で、
ポンプ類のような耐食耐摩耗の特性を必要とする
鋳鋼部材に広く使用できるものである。
【表】
【表】
第1図は、本発明合金の析出硬化処理温度と硬
度の関係をあらわす図、第2図は、本発明の特徴
を示す、フエライト体積率による酸性環境下のス
ラリー摩耗減量及び析出硬化能の変化を示す図
で、第3図は、本発明の一つの特徴元素である
Al含有量による酸性環境下の摩耗減量及び析出
硬化能の変化を示す図である。
度の関係をあらわす図、第2図は、本発明の特徴
を示す、フエライト体積率による酸性環境下のス
ラリー摩耗減量及び析出硬化能の変化を示す図
で、第3図は、本発明の一つの特徴元素である
Al含有量による酸性環境下の摩耗減量及び析出
硬化能の変化を示す図である。
Claims (1)
- 1 その組成が重量%で、C:0.1%以下、Si:
0.5〜1.5%、Mn:0.5〜1.5%、Cr:22〜28%、
Ni:8〜15%、Mo:1.5〜3.5%、Al:0.8〜2
%、残部Fe及び不純物からなり、フエライトの
体積率が40〜70%でNiAl系金属間化合物が析出
していることを特徴とする耐食耐摩耗性を有する
フエライト−オーステナイト型2相ステンレス鋳
鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12005581A JPS5822362A (ja) | 1981-07-31 | 1981-07-31 | 耐食耐摩耗鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12005581A JPS5822362A (ja) | 1981-07-31 | 1981-07-31 | 耐食耐摩耗鋳鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5822362A JPS5822362A (ja) | 1983-02-09 |
JPS6254861B2 true JPS6254861B2 (ja) | 1987-11-17 |
Family
ID=14776769
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12005581A Granted JPS5822362A (ja) | 1981-07-31 | 1981-07-31 | 耐食耐摩耗鋳鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5822362A (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0724897B2 (ja) * | 1984-10-08 | 1995-03-22 | 正信 中村 | 中空シヤフトの製造方法 |
-
1981
- 1981-07-31 JP JP12005581A patent/JPS5822362A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5822362A (ja) | 1983-02-09 |
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