JP2001081527A - 耐摩耗合金鋳鉄材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高Ｃｒ鋳鉄の強度を下げずに耐摩耗性を向上
したい。 【解決手段】 Ｃ：３．７０〜４．５０％、Ｃｒ：１
２．０〜１８．０％、Ｎｉ：０．３〜１．５０％、Ｎ：
０．１０〜０．４０％（重量％）を主成分とする高Ｃ−
低Ｃｒ領域の過共晶範囲に限り、亜共晶範囲とほぼ同等
の強度を維持しつつも、固溶Ｃが多いため焼入れ処理後
の二次晶出の炭化物が増えて基地硬度を向上し、耐摩耗
性を着実に向上する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は耐摩耗合金鋳鉄、と
くに粉砕機ローラ、混練機ブレード、各種ライナー類、
シュートなど摩耗に直面する部材に係る。

【０００２】

【従来の技術】古来、建設機械、窯業、砕石、採鉱、電
力、浚渫などの設備や産業用機械においては、取り扱う
原料、素材との接触、擦過する部材の摩耗が著しく、構
造物としての物理的強度の他に、耐摩耗性が重要な条件
となって各種の耐摩耗材が開発され用途に応じて使い分
けされている。

【０００３】耐摩耗材はある期間の使用によって自らも
摩耗退入し所定の作業効率を挙げることができなくなる
から当然取り替えなければならない。そのため一層長期
間の使用に耐えてより多量の原料を破砕、粉砕するため
の高度な耐摩耗性と、構造部材として所定の機械的強度
を満足できる材料が求められ、高Ｃｒ鋳鉄が耐摩耗材の
内でも広範に多用された。

【０００４】表１は周知のＡＳＴＭ：Ａ５３２／Ａ５３
２Ｍに規定する高Ｃｒ鋳鉄材の化学成分の抜粋であり、
クラスＩはいわゆるニハード（Ｎｉ−Ｈａｒｄ）材、ク
ラスIIおよびIIIは高Ｃｒ材であり、亜共晶の範囲にあ
るＣ値にＣｒを主体にＮｉ、Ｍｏを添加して高硬度の炭
化物を晶出、析出して基地内に分散し、全体として緻密
で強固な耐摩耗組織を形成することが基本的な原則であ
る。

【０００５】

【表１】

【０００６】しかし、耐摩耗材も機械、装置を構成する
部材としての役割を分担しているから、機械的な強度、
とくに靭性の面からも組織や成分を選択して耐摩耗性と
靭性の両要件を両立しなければないらない。ＣとＣｒの
含有量比を操作することによって耐摩耗性の向上に有効
な高硬度の炭化物量を適当量晶出させることが出来る
が、炭化物量比が高くなると靭性低下による機械的強度
が保証出来なくなり、逆に炭化物量比を下げると耐摩耗
性が低下する。このため、ＣとＣｒ比により規定される
共晶点を少し下回る亜共晶狙いの組成とし、且つ硬化焼
入れ熱処理により基地硬度を高めた材料が一般に用いら
れている。

【０００７】図３はＦｅ−Ｃｒ−Ｃ系状態図へ前記のＡ
ＳＴＭ各規格成分のＣ、Ｃｒ組成を重ねて書き加えた図
であり、何れもγ相〜Ｍ₇Ｃ₃またはＭ₃Ｃ炭化物析出の
境界を区切る共晶線より低Ｃ側、すなわち亜共晶範囲に
含まれ、ある程度の機械的強度や耐衝撃性に配慮した成
分であることを示している。

【０００８】しかしながら最近の操業コストの低減、メ
ンテナンス費用の軽減策の一つとして従来技術のレベル
を超えた耐摩耗性を要求する声が強く、主として擦過摩
耗条件下で稼働する部材で機械的強度をさほど重大な要
素としないケースには、過共晶組成の高Ｃｒ鋳鉄も使用
されるようになり、たとえば重量％でＣ：３．０〜４．
０％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｍｏ：３．０％が
適用され、到達硬度がロックウェル硬度Ｃ（ＨＲＣ）で
６５（ショア硬度Ｈs９０）前後の高値に達する耐摩耗
材が活用されている。しかしながら、稼働コストの削減
要求はなお、留まるところのないのが実情であり、より
高耐摩耗性部材の開発が業界から強く求められている趨
勢にある。また機械的強度を重視しないと言っても装置
の一部材を構成する以上、従来以上に苛酷な操業条件も
予期せざるを得ない現状では大きな不安材料を抱えるこ
とも免れない。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】耐摩耗性の向上のため
には従来技術よりもＣやＣｒを大量に添加しミクロビッ
カース硬度（以下ＨｍＶと略記する）が１８００に達す
るＭ₇Ｃ₃型のＣｒ炭化物を過剰に析出させる方法が直接
的である。

【００１０】しかしＭ₇Ｃ₃のＣｒ炭化物は脆性が強く過
剰に晶出させると鋳造割れなど部材製造上の問題を生じ
る。現状の高Ｃｒ鋳鉄でも炭化物は組織の上で３０〜４
０％の面積を占めるから、それ以上脆性なＭ₇Ｃ₃型のＣ
ｒ炭化物を増量することは懸念の度合いを強める材料と
なる。またＣ、Ｃｒを大量に添加し過共晶範囲に入ると
機械的強度が大幅に低下するために、擦過摩耗条件下の
使用であっても割れの発生する危険性が増大する。従っ
て従来のＣｒ炭化物を大量に晶出させた合金鋳鉄材では
耐摩耗性改善に限界がある。

【００１１】たとえば特開平５−２１４４８３号の従来
技術では、主要成分としてＣ：３．０〜７．０％、Ｃ
ｒ：１５．０〜３５．０％、Ｍｏ：３．０〜１０・０
％、Ｗ：３．０〜１０．０％、Ｖ：０．５〜２．０％
（何れも重量％）の耐塊鉱物摩耗材料を提案した。従来
の高Ｃｒ鋳鉄製耐塊摩耗部材が塊鉱物との衝突で炭化物
が破壊脱落すること、基地強度が低いため炭化物を保持
できないこと、基地自体の摩耗を課題とし、炭化物硬度
を上げ基地強化を図ったことを趣旨とする。

【００１２】しかしこの従来技術のＣ−Ｃｒ％によって
特定される範囲を先の図３の上へ重ねて書き加えてみる
と（図のハッチング部分）、大部分が過共晶組成の範囲
に属し、強度や硬度は予定通りの向上が期待できるとし
ても、衝撃に遭遇したとき亀裂や破断、剥離に充分耐え
られるか懸念の起こる余地があり、作業条件に慎重な制
約を付けざるを得ない。

【００１３】一方、炭化物を抱持する基地は機械的強度
をあるレベルに保つ亜共晶範囲とし、特殊な鋳造手段で
局部的に摩耗面の耐摩耗性だけを向上させる従来技術も
ある。特開平５−２５３６６５号では、主成分をＣ；
２．５〜３．７％、Ｃｒ：１４〜１８％、Ｍｏ：１〜４
％、Ｖ：０．５〜１％、Ｎｂ：０．３〜１．０％、（何
れも重量％）残部Ｆｅの亜共晶成分において、耐摩耗性
を特に必要とする部分のみを急冷することによってＨＲ
Ｃ６７以上の摩耗面を形成したと謳う。急冷する方法と
しては、摩耗面を形成する鋳型面を鋼粒で成形した鋳型
や、金型（冷やし金方式）を採っている。

【００１４】この方法は、基地成分を亜共晶組成として
破断亀裂に対抗できる機械的性質を維持しつつも必要な
摩耗面のみを強化しようとするものである。しかし特殊
な鋳型を局部的に使い分けるためには、工場の鋳物砂循
環再利用のシステムが完備していないと困難であるし、
冷やし金方式も多種類に亘る部材の寸法、形状を全て対
応するだけの準備が極めて煩瑣であり非能率である。

【００１５】耐摩耗性の向上のために採られる別の手段
としてはＮｂ、Ｗなど形成炭化物硬度の高い元素を添加
して炭化物硬度を耐摩耗性に有効的に利用することが知
られている。確かに有効な手段であるが、添加元素が比
較的高価であることが多く、製造コストの高騰に結び付
き易いので特殊な用途を除いて実施上の課題となる傾向
は避け難い。

【００１６】また別の手段として基地に固溶するＣ量を
上げ、かつＭｎ、Ｎなど焼入れ硬化能の高い元素を添加
して焼入れ処理時に晶出するマルテンサイトを硬化させ
る方法もある。しかし不用意にＣを増加したときは、従
来技術の高Ｃｒ鋳鉄の典型例である１８％以上のＣｒを
ベースとするから脆性のＭ₇Ｃ₃型炭化物の増加という結
果に進みやすく、機械的強度の大幅な低下は、アブレー
ジョン摩耗条件下といえども決して万全を期し難く、割
れ、脱落または装置の破損という大事故の原因となる可
能性も否定できない。

【００１７】本発明は以上に述べた課題を解決するた
め、状態図の区分では過共晶系に属しつつも強度的には
亜共晶系とほぼ同じレベルを維持し、基地硬度が熱処理
によって微細に析出した多量の炭化物によって従来技術
よりも高く、その結果、優れた耐摩耗性を具えた高Ｃｒ
鋳鉄を低額の製造コストで提供することを目的とする。

【００１８】

【課題を解決するための手段】本発明に係る耐摩耗合金
鋳鉄材は、Ｃ：３．７０〜４．５０％、Ｓｉ：０．３０
〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．７０％、Ｃｒ：１
２．０〜１８．０％、Ｍｏ：２．００〜４．００％、Ｎ
ｉ：０．３０〜１．５０％，Ｎ：０．１０〜０．４０％
（何れも重量％）および不可避不純物の元素を含み残部
が実質的にＦｅの過共晶系の高Ｃｒ鋳鉄よりなり、亜共
晶系の高Ｃｒ鋳鉄とほぼ等しいレベルの強度と、より高
い基地硬度に基づく優越した耐摩耗性を併せ具えたこと
によって前記の課題を解決した。

【００１９】図３のＦｅ−Ｃｒ−Ｃ系状態図においてＡ
ＳＴＭ規格のＣ、Ｃｒ組成範囲を書き加えてみると亜共
晶範囲に含まれるが、初晶の炭化物は粗大に成長し靭性
を著しく低下させるため、規格化はされていないが過共
晶範囲に属する高Ｃｒ鋳鉄も現実には使用されており、
破断、亀裂のリスクに絶えず直面するのも現実であっ
た。本発明では図１に示すＦｅ−Ｃｒ−Ｃ系晶出相状態
図におけるγ−Ｍ₇Ｃ₃共晶線に着目し、Ｃｒ含量が低く
なるにつれて共晶Ｃ量（固溶Ｃ量）が高くなる点に解決
手段のベースを見出した。すなわち従来技術の高Ｃｒ鋳
鉄が亜共晶系範囲を主体とするのに対し本発明の高Ｃｒ
鋳鉄は過共晶系範囲に属するが、その範囲の中でも高Ｃ
−低Ｃｒの領域に限定する点が特徴である。低Ｃｒであ
るため一次晶出のＣｒ炭化物の量は比較的少なく、脆化
が抑制されて機械的強度の大幅な低下を阻止する。同時
にＣｒとの結合に費やされるＣ量が少なくて済む上、本
来含有するＣ量が高目に設定されているから、γ相内へ
固溶されるＣ量が高く、焼入れ処理によって基地中へ分
散晶出する二次炭化物（セメンタイト）の量は極めて大
きく、微細に分布して基地硬度を大幅に向上する。特に
Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎのオーステナイト安定化元素の適量添付
は、焼入れ性の確保、凝固過程における相変態防止を通
じて基地硬度の向上にきわめて有効である。

【００２０】本発明の成分限定について個別に説明す
る。単位はいずれも重量％である。 Ｃ：３．７０〜４．５０％ ＣはＣｒ、Ｍｏと結合して硬質な炭化物を晶出、または
基地に固溶して焼入れ処理後の基地硬度を高める元素で
あるが、３．７％未満ではマクロ硬度やミクロ（基地）
硬度が従来材レベルに留まり、４．５％を超えると晶出
炭化物量の増大により脆性並びに機械的強度が低下し、
アブレーシブ摩耗下でも割れの危険性が増大する。よっ
てＣは３．７０〜４．５０％とした。 Ｓｉ：０．３０〜１．５０％ Ｓｉは溶湯の脱酸および流動性などの鋳造性確保のため
に必要な元素であるが、０．３０％以下ではその効果が
なく、１．５０％を超えると脆性の低下と共に焼入れ性
を阻害するので０．３０〜１．５０％に限定した。 Ｍｎ：０．３０〜１．５０％ Ｍｎは溶湯の脱酸並びに不可避不純物元素であるＳの固
定作用とともに、基地の焼入れ性確保に有効な元素であ
るが、０．５０％以下ではその効果が見られず、１．７
０％を超えるとＭｎ炭化物形成による脆性の低下を来す
ので０．５０〜１．７０％に限定した。 Ｎｉ：０．３０〜１．５０％ Ｎｉはオーステナイト安定化による焼入れ性確保、並び
に凝固過程の相変態防止に有効な元素であるが、０．３
０％未満ではその効果が見られず、１．５０％を越える
と焼入れ性を阻害し、基地硬度の低下を来たすので０．
３０〜１．５０％とした。 Ｎ：０．１０〜０．４０％ Ｎについてもオーステナイト安定化による焼入れ性確保
に不可欠な元素であるが、０．１０％未満ではその効果
が見られず、０．４０％を越えると過飽和なＮが凝固過
程で放出されガス欠陥を生じ易い。よって０．１０〜
０．４０％に限定した。 Ｃｒ：１２．０〜１８．０％ ＣｒはＣと結合して硬質な炭化物を晶出させ耐摩耗性を
確保すると共に、一部は基地に固溶し焼入れ性並びに機
械的強度を高める重要な元素である。１２．０％未満で
は固溶Ｃ量が増大し焼入れ硬度は高くなるが晶出炭化物
の増大による強度低下を招く。１８．０％を越えると固
溶Ｃ量が少なくなり、硬化焼入れ時の基地硬度が低く耐
摩耗性改善の効果が期待出来ない。よって１２．０〜１
８．０％に限定した。 Ｍｏ：２．００〜４．００％ Ｍｏは晶出炭化物に固溶し硬度を高めると共に基地の焼
入れ性改善に効果が高い元素である。しかし２．０％未
満ではその効果が期待出来ず、４．０％を越えると過剰
な炭化物が形成されて脆化を促し、熱処理割れを生じ易
くなる。よって２．００〜４．００％に限定した。

【００２１】熱処理について説明すれば、熱処理温度１
１２３°Ｋ未満では基地組織に生成するＭ₂₃Ｃ₆型の炭
化物が少なく、１２７３°Ｋを超えると残留オーステナ
イト量が増加し硬さが低下すると共に耐摩耗性を低下さ
せる。したがって焼入れ温度は１１２３〜１２７３°Ｋ
とした。以上の条件により本発明の耐摩耗合金鋳は硬さ
ＨＲＣ６５（Ｈｓ９０）以上を有し耐摩耗性の優れた材
料となり、過共晶系とはいえ、製造時および使用時に割
れの発生しない材料が得られる。

【００２２】

【発明の実施の形態】本発明の実施例（試料記号Ｂ、
Ｃ、Ｄ）と比較例（同Ｅ、Ｆ）および従来例（同Ａ）を
成分、機械的性質、硬度、耐摩耗性毎に並べて本発明の
効果を実証した。実証試験の方法として供試材は３０Ｔ
のＹブロックで統一し、高周波溶解炉によって大気中で
溶解し、ブロックレンガに鋳造し、Ｙブロックは１１２
３〜１２７３°Ｋに加熱保持した後、空冷焼入れを行っ
た。表２は試験材の化学成分である。従来材Ａは過共晶
系の高Ｃｒ鋳鉄であるが、Ｎｉ、Ｎのオーステナイト安
定化元素がなく、焼入れ処理に伴う基地硬度が余り期待
できない。従来の代表的な耐摩耗材である。（単純過共
晶系型） 比較材Ｅはさらに高Ｃ−高Ｃｒの過共晶系範囲に深く進
入して積極的にＣｒ炭化物の割合を増大した耐摩耗性向
上タイプである。比較材Ｆは高Ｃ−低Ｃｒを指向した点
は本発明と軌を一にするが、Ｎｉ、Ｎのオーステナイト
安定化元素を欠き、専らＮｂ、Ｗの高硬度炭化物の形成
によって基地硬度を格段に向上しようとする材料であ
る。

【００２３】

【表２】

【００２４】表３は表２各試料の機械的性質、特に抗析
力、撓みと硬度、および耐摩耗性の試験結果を列挙した
ものである。従来材Ａは抗析力において他を優越してい
るものの、本来の使用目的である耐摩耗性が最も劣る。
この主な原因は測定面のマクロ硬度、および基地硬度を
示すミクロ硬度において本発明実施例（Ｂ、Ｃ、Ｄ）や
比較材Ｆに大幅な差が現れることによる。本発明の３実
施例は成分的な差が若干あるにも拘わらずすべて安定し
た基地硬度とマクロ硬度を確保し、何れも従来材Ａに対
し３０〜５０％の耐摩耗性向上を記録した。比較材は何
れも従来材から出発して耐摩耗性向上を目指したもので
あるが、比較材Ｅはマクロ、ミクロ硬度共に向上するこ
とが出来ず、向上しない耐摩耗性と劣化した機械的性質
が目立つ結果を示し、比較材Ｆは流石に卓越した基地硬
度（ミクロ硬度）が得られて耐摩耗性も最高の指数を得
たが、前記のように製造コストの点が実施を逡巡すると
いう課題がある。

【００２５】

【表３】

【００２６】図２は基地硬度を横軸に、縦軸に加圧耐摩
耗比を目盛って表１の各試験材の数値をプロットしたも
のであり、鮮明な相関関係を示したものである。

【００２７】本発明材によるフィールドテストの結果は
まだ記録されていない。しかしラボ試験で耐摩耗性評価
の基準材として同時比較した従来材Ａおよび比較材Ｆの
フィールド実績から推定すると、ラボ試験で従来汎用材
Ａの１．７０倍の耐摩耗性を示したＦ材がフィールドで
は２．１倍の寿命延長実績を示したことから、ラボ試験
で１．３０〜１．５０倍の改善を示す発明材をフィール
ドに適用した場合には、１．６０〜１．８５倍の寿命延
長が充分期待出来ると考えられる。

【００２８】

【発明の効果】本発明に係る高Ｃｒ鋳鉄材は状態図上は
過共晶系範囲に属しながらも亜共晶系範囲の高Ｃｒ鋳鉄
材とほぼ近似する強度レベルを維持し、きわめて高い硬
度の二次炭化物が微細に分散析出することによって高硬
度の基地を具え、耐摩耗性向上の要因を形成している。
このような基地形成は高価な添加元素に依存することな
く、Ｃ−Ｃｒの適切な配合比率によって基地固溶Ｃを増
加して焼入れ処理の効果を最大限まで高めて得られたも
のであり、アブレーシブ摩耗条件に直面する耐摩耗部材
として理想的な材質であると言える。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の範囲を説明するＦｅ−Ｃｒ−Ｃ系の状
態図である。

【図２】ロックウェル硬度（ＨＲＣ）とミクロビッカー
ス硬度（ＨｍＶ）と各試料の加圧耐摩耗比の関係図であ
る。

【図３】従来技術の組成範囲を表示したＦｅ−Ｃｒ−Ｃ
系状態図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 新宮 良明 大阪市西区北堀江１丁目12番19号 株式会 社栗本鐵工所内 (72)発明者 山本 匡昭 大阪市西区北堀江１丁目12番19号 株式会 社栗本鐵工所内 (72)発明者 荒井 澂 大阪府和泉市緑ヶ丘41−５

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：３．７０〜４．５０％、Ｓｉ：
   ０．３０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．７０％、
   Ｃｒ：１２．０〜１８．０％、Ｍｏ：２．００〜４．０
   ０％、Ｎｉ：０．３０〜１．５０％，Ｎ：０．１０〜
   ０．４０％（何れも重量％）および不可避不純物の元素
   を含み残部が実質的にＦｅの過共晶系の高Ｃｒ鋳鉄より
   なり、亜共晶系の高Ｃｒ鋳鉄とほぼ等しいレベルの強度
   と、より高い基地硬度に基づく優越した耐摩耗性を併せ
   具えたことを特徴とする耐摩耗合金鋳鉄材。