JP2024039269A - 高クロム鋳鉄および高クロム鋳鉄の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】耐摩耗性が向上した高クロム鋳鉄およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ、ＣｒおよびＦｅを含む高クロム鋳鉄であって、前記Ｃの含有量が２．１質量％以上７．０質量％以下であり、前記Ｃｒの含有量が２０．０質量％以上４０．０質量％以下であり、前記Ｆｅの含有量が４０．０質量％以上７７．９質量％以下であり、少なくとも９００℃以上１２００℃以下の温度域において、凝固組織Ａがオーステナイト相と炭化物相により構成される共晶組織を含み、特定の方法による、前記共晶組織が冷却されて形成された組織Ｂの面積比率Ｘ_１が５０％以上である、高クロム鋳鉄。
【選択図】図１

Description

本発明は、高クロム鋳鉄および高クロム鋳鉄の製造方法に関する。

高クロム鋳鉄は、主要構成元素が鉄（Ｆｅ）、カーボン（Ｃ）、およびクロム（Ｃｒ）であり、高硬度の炭化物とそれを取り囲むマトリックス組織からなり、耐摩耗性に優れた材料である。
このような高クロム鋳鉄に関する技術としては、例えば、以下の特許文献１～５に記載のものが挙げられる。

特許文献１（特開２００１－４９３８１号公報）には、Ｃ：３．８～４．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｒ：１０．０～２０．０％、Ｍｏ：３．０～４．５％、Ｗ：３．０～４．０％、Ｎｂ：３．０～５．０％、（何れも重量％）および不可避的不純物の元素を含み残部が実質的にＦｅの高Ｃｒ鋳鉄よりなり、最適な熱処理温度で加熱保持した後、焼入れ処理を施してロックウェル硬度Ｃ（ＨＲＣ）６９またはショア硬度（Ｈs）１００以上の高硬度を具えると共に、前記ＷおよびＮｂの炭化物形成作用により補正したＣ重量％とＣｒ重量％の関係においてＦｅ－Ｃｒ－Ｃ系の炭化物共晶線より常に低Ｃ側の亜共晶範囲に含まれることを特徴とする耐摩耗合金鋳鉄材が記載されている。
そして、特許文献１には、前記耐摩耗合金鋳鉄材が、本来の耐摩耗性向上については定評のある過共晶の範囲に入りながら、靭性を失わない亜共晶範囲とほぼ実質的に同じ靭性を保って、極めて高硬度のＷ、Ｎｂ炭化物を形成する効果と、比較的安定した亜共晶範囲の基地強度とを並立させ、かつ、微細なＣｒ炭化物を分散析出させた理想的な耐摩耗部材を提供する効果があると記載されている。

特許文献２（特開２００３－２８６５３７号公報）には、Ｃ２．４～３．５ｗｔ％、Ｓｉ０．５～１．５ｗｔ％、Ｍｎ０．５～２．５ｗｔ％、Ｃｒ１４～２１ｗｔ％、Ｍｏ２～４ｗｔ％、Ｎｉ０．５～２．５ｗｔ％、および残部がＦｅと不可避不純物からなり、硬さ６２～６７ＨＲＣ、残留応力－２００～２００ＭＰａであることを特徴とする大物用高クロム鋳鉄鋳物が、耐用寿命を長くし、かつ、使用中の破損を防止し得ると記載されている。

特許文献３（特開２００８－７５１０８号公報）には、質量％で、Ｃ：１．６～３％、Ｓｉ：０．３～２％、Ｍｎ：０．３～２％、Ｃｒ：６～１５％、Ｍｏ：２～８％、Ｖ：４～８％、Ｎｂ：０．５～４．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、焼入れ焼戻処理を施されてなることを特徴とする耐摩耗部材用鋳物によれば、従来の高クロム鋳鉄や高マンガン鋳鋼に比べて格段に優れた耐摩耗性を有し、さらに高クロム鋳鉄よりも高い強度と優れた靭性とを兼備する、耐摩耗部材用として好適な耐摩耗性鋳物を安価にしかも容易に製造でき、産業上格段の効果を奏すると記載されている。

特許文献４（特開２０１２－２１９３４６号公報）には、マンガンの含有量が２．１５重量％～３．５重量％である高クロム鋳鉄が、耐摩耗性を向上できると記載されている。

特許文献５（特開２０１３－２３７９０４号公報）には、質量％でＣ３．０～３．４％、Ｓｉ０．３～１．０％、Ｍｎ０．５～１．２％、Ｃｒ１６～２０％、Ｍｏ０．３～１．０％、５×Ｍｏ％≧Ｎｉ％≧２×Ｍｏ％、および残部がＦｅと不可避不純物からなり、製品肉厚が１～６インチであることを特徴とする高クロム耐摩耗鋳鉄が、Ｍｏの省資源、コストダウンを図ることができると共に、鋳物製品の内部まで均一な硬さとなるように焼入れすることが可能になったため、鋳物製品の耐久性が向上すると記載されている。

特開２００１－４９３８１号公報 特開２００３－２８６５３７号公報 特開２００８－７５１０８号公報 特開２０１２－２１９３４６号公報 特開２０１３－２３７９０４号公報

例えば、建設機械、窯業、砕石、採鉱、電力、浚渫等の設備や産業用機械においては、取り扱う原料や素材と接触または擦過する部材の摩耗が著しいため、このような部材に用いられる材料には耐摩耗性のさらなる向上が求められている。
既知の技術では、最近の耐摩耗部材への厳しい要求特性を満足できるほどの耐摩耗性を確保できず、部材の摩耗が速いという問題がある。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、耐摩耗性が向上した高クロム鋳鉄およびその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、上記課題を達成するために鋭意検討を重ねた。その結果、少なくとも９００℃以上１２００℃以下の温度域において、凝固組織がオーステナイト相と炭化物相により構成される共晶組織を一定以上の割合で含むことにより、高クロム鋳鉄の耐摩耗性を向上できることを見出して、本発明を完成させた。

本発明によれば、以下に示す高クロム鋳鉄および高クロム鋳鉄の製造方法が提供される。

［１］
Ｃ、ＣｒおよびＦｅを含む高クロム鋳鉄であって、
前記Ｃの含有量が２．１質量％以上７．０質量％以下であり、
前記Ｃｒの含有量が２０．０質量％以上４０．０質量％以下であり、
前記Ｆｅの含有量が４０．０質量％以上７７．９質量％以下であり、
少なくとも９００℃以上１２００℃以下の温度域において、凝固組織Ａがオーステナイト相と炭化物相により構成される共晶組織を含み、
下記方法１による、前記共晶組織が冷却されて形成された組織Ｂの面積比率Ｘ_１が５０％以上である、高クロム鋳鉄。
（方法１）
前記高クロム鋳鉄を研磨することによって組織観察用試験片を作製し、次いで、前記組織観察用試験片の研磨面を電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察し、次いで、得られたＳＥＭ写真を画像処理ソフトウェアにより解析することにより、炭化物相からなる初晶組織の面積比率（Ｘ_２）およびオーステナイト相からなる初晶組織に由来したマルテンサイト相の面積比率（Ｘ_３）を求め、式（１）：Ｘ_１＝１００－Ｘ_２－Ｘ_３により、前記組織Ｂの面積比率Ｘ_１を求める。
［２］
前記凝固組織Ａが炭化物相からなる初晶組織およびオーステナイト相からなる初晶組織からなる群から選択される少なくとも一種の初晶組織を含み、
前記共晶組織が前記初晶組織を取り囲んでいる、前記［１］に記載の高クロム鋳鉄。
［３］
前記組織Ｂは前記オーステナイト相が冷却して形成されたマルテンサイト相と前記炭化物相により構成される、前記［１］または［２］に記載の高クロム鋳鉄。
［４］
前記Ｃの含有量が２．１質量％以上３．２質量％以下であり、前記Ｃｒの含有量が２７．０質量％以上４０．０質量％以下である、前記［１］～［３］のいずれかに記載の高クロム鋳鉄。
［５］
前記Ｃの含有量が３．２質量％以上４．０質量％以下であり、前記Ｃｒの含有量が２０．０質量％以上４０．０質量％以下である、前記［１］～［４］のいずれかに記載の高クロム鋳鉄。
［６］
前記Ｆｅの含有量が５５．０質量％以上７６．０質量％以下である、前記［１］～［５］のいずれかに記載の高クロム鋳鉄。
［７］
ＳｉおよびＭｎからなる群から選択される一種または二種の元素をさらに含む、前記［１］～［６］のいずれかに記載の高クロム鋳鉄。
［８］
前記Ｓｉの含有量が０質量％超え２．０質量％以下である、前記［７］に記載の高クロム鋳鉄。
［９］
前記Ｍｎの含有量が０質量％超え５．０質量％以下である、前記［７］または［８］に記載の高クロム鋳鉄。
［１０］
Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉおよび希土類元素からなる群から選択される一種または二種以上の元素をさらに含む、前記［１］～［９］のいずれかに記載の高クロム鋳鉄。
［１１］
ロックウェル硬度ＨＲＣが５５以上である、前記［１］～［１０］のいずれかに記載の高クロム鋳鉄。
［１２］
前記［１］～［１１］のいずれかに記載の高クロム鋳鉄を製造するための製造方法であって、
前記高クロム鋳鉄の原料を溶解して得た溶湯を鋳型に鋳込み高クロム鋳鉄を鋳造する鋳造工程と、
前記高クロム鋳鉄を８５０℃以上１２００℃以下の温度で加熱保持した後、冷却することで焼入れを行う焼入工程と、
を含む、高クロム鋳鉄の製造方法。
［１３］
前記鋳造工程と前記焼入工程との間に、前記高クロム鋳鉄を６００℃以上８５０℃未満の温度で加熱保持して焼鈍しする焼鈍し熱処理工程と、
前記焼鈍し熱処理工程の後に、前記高クロム鋳鉄を機械加工する加工工程と、
をさらに含む、前記［１２］に記載の高クロム鋳鉄の製造方法。

本発明によれば、耐摩耗性が向上した高クロム鋳鉄およびその製造方法を提供することができる。

実施例１および実施例２で得られた高クロム鋳鉄の焼き入れ熱処理後の組織を示す図である。 比較例１で得られた高クロム鋳鉄の焼き入れ熱処理後の組織を示す図である。

以下、本発明の実施の形態について説明する。数値範囲を示す「～」は特に断りがなければ「以上」から「以下」を表す。

［高クロム鋳鉄］
本発明の高クロム鋳鉄は、Ｃ、ＣｒおよびＦｅを含み、前記Ｃの含有量が２．１質量％以上７．０質量％以下であり、前記Ｃｒの含有量が２０．０質量％以上４０．０質量％以下であり、前記Ｆｅの含有量が４０．０質量％以上７７．９質量％以下であり、少なくとも９００℃以上１２００℃以下の温度域において、凝固組織Ａがオーステナイト相と炭化物相により構成される共晶組織を含み、下記方法１による、前記共晶組織が冷却されて形成された組織Ｂの面積比率Ｘ_１が５０％以上である。
（方法１）
前記高クロム鋳鉄を研磨することによって組織観察用試験片を作製し、次いで、前記組織観察用試験片の研磨面を電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察し、次いで、得られたＳＥＭ写真を画像処理ソフトウェアにより解析することにより、炭化物相からなる初晶組織の面積比率（Ｘ_２）およびオーステナイト相からなる初晶組織に由来したマルテンサイト相の面積比率（Ｘ_３）を求め、式（１）：Ｘ_１＝１００－Ｘ_２－Ｘ_３により、前記組織Ｂの面積比率Ｘ_１を求める。

本実施形態の高クロム鋳鉄によれば、耐摩耗性を向上させることができる。
このような効果が得られる理由は、以下の通りであると推察される。
まず、既知の高クロム鋳鉄は、凝固組織から分類すると、オーステナイト相を初晶組織とする亜共晶合金と、炭化物相を初晶組織とする過共晶合金の２種類がある。高クロム鋳鉄は、耐摩耗性の部品として、一般的に、焼入れ熱処理によりオーステナイト相をマルテンサイト相に相変態させ、マルテンサイト相と炭化物相の相構成の状態で使われるケースが多い。これは、マルテンサイト相と炭化物相の両方が硬い、耐摩耗性に強い特徴を利用するためである。
亜共晶合金の高クロム鋳鉄は、焼入れ熱処理により、初晶組織のオーステナイト相と共晶組織中のオーステナイト相がマルテンサイト相に相変態し、共晶組織中の炭化物相の相構造は変わらないため、焼入れ熱処理後の組織が初晶のオーステナイト相から生成したマルテンサイト相、共晶組織中のオーステナイト相から生成したマルテンサイト相、および共晶組織中の炭化物相からなる。
一方、過共晶合金の高クロム鋳鉄は、焼入れ熱処理により、共晶組織中のオーステナイト相がマルテンサイト相に相変態し、初晶組織の炭化物相と共晶組織中の炭化物相の相構造が変わらず、焼入れ熱処理後の組織が共晶組織中のオーステナイト相から生成したマルテンサイト相、共晶組織中の炭化物相および初晶組織の炭化物相からなる。
ここで、本発明者らは、マルテンサイト相と炭化物相の分散状態が耐摩耗性優劣の決定要因だと思案し、お互いに囲みあい、絡み合い、細かく均一的に分散したマルテンサイト相と炭化物相の状態が優れた耐摩耗性を有し、優れた耐摩耗性をもたらすことを見出した。
本実施形態の高クロム鋳鉄は、少なくとも９００℃以上１２００℃以下の温度域において、凝固組織Ａがオーステナイト相と炭化物相により構成される共晶組織を含み、前記共晶組織が冷却されて形成された組織Ｂがマルテンサイト相と炭化物相により構成される。凝固組織Ａにおける前記共晶組織に由来する組織Ｂは、共晶組織の特徴を受け継ぎ、マルテンサイト相と炭化物相がお互いに囲みあい、絡み合い、均一的に分散する特徴を有する。そのため、本実施形態の高クロム鋳鉄は、前記共晶組織が冷却されて形成された組織Ｂの面積比率が上記下限値以上であると、マルテンサイト相と炭化物相がお互いに囲みあい、絡み合い、均一的に分散している部位が多くなるため、耐摩耗性を向上できると考えられる。

ここで、共晶組織、亜共晶組織、過共晶組織に関する一般的な説明を補足する。
共晶組織は合金などが凝固するときの凝固形態（結晶組織）の一つで、液相Ｌが分解して、固相αと固相βを同時に形成したときにできる結晶である。共晶組織ができる反応、すなわち、Ｌ→α+βを共晶反応という。共晶反応の組成、温度を共晶点と呼ぶ。共晶反応の固相αと固相βはお互いに隣り合って形成するので、共晶組織はα相とβ相の二相がお互いに囲みあい、絡み合い、均一的に分散する特徴を有する。
共晶組織の一例としては、ＦｅとＣの二元合金系の共晶点は組成がＦｅ９５．８質量％Ｃ４．２質量％で、温度が１１５３℃である。共晶組成Ｆｅ９５．８質量％Ｃ４．２質量％の液体Ｌは１１５３℃以下の温度で分解し、共晶組織のオーステナイト相と炭化物相を形成する。結果的にオーステナイト相と炭化物相はお互いに囲みあい、絡み合い、均一的に分散する。
亜共晶組織は合金などが凝固するときの凝固形態（結晶組織）の一つである。亜共晶組成が共晶点の左側にある。まず、亜共晶組成の液相Ｌから初晶と呼ばれる固相α相が晶出し、初晶α相の晶出に伴って、液相Ｌの組成が共晶点の組成に変化していく。液相Ｌの組成は、共晶点の組成になったとき、共晶点組成の液相Ｌが分解して、共晶組織の固相αと固相βを同時に形成する。初晶α相と共晶組織からなる組織が亜共晶組織と定義される。
過共晶組織は合金などが凝固するときの凝固形態（結晶組織）の一つである。過共晶組成が共晶点の右側にある。まず、過共晶組成の液相Ｌから初晶と呼ばれる固相β相が晶出し、初晶β相の晶出に伴って、液相Ｌの組成が共晶点の組成に変化していく。液相Ｌの組成は、共晶点の組成になったとき、共晶点組成の液相Ｌが分解して、共晶組織の固相αと固相βを同時に形成する。初晶β相と共晶組織からなる組織が過共晶組織と定義される。
亜共晶組織と過共晶組織は共晶組織に対するもので、共晶点の左側にある組成、すなわち亜共晶組成が共晶組織以外に初晶α相が存在し、共晶点の右側にある組成、すなわち過共晶組成が共晶組織以外に初晶β相が存在する。ＦｅとＣの二元合金系を例として、共晶点の組成、すなわち共晶組成はＦｅ９５．８質量％Ｃ４．２質量％であり、Ｃ＜４．２質量％の亜共晶組成が初晶のオーステナイト相と共晶組織から構成され、亜共晶組織を有する。一方、組成Ｃ＞４．２質量％の過共晶組成が初晶の炭化物相と共晶組織から構成され、過共晶組織を有する。

本実施形態の高クロム鋳鉄において、前記組織Ｂの面積比率は５０％以上であるが、本実施形態の高クロム鋳鉄の耐摩耗性・耐食性をより向上させる観点から、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上、さらに好ましくは７５％以上、さらに好ましくは８０％以上、さらに好ましくは８５％以上、さらに好ましくは９０％以上、さらに好ましくは９２％以上である。
前記組織Ｂの面積比率の上限は特に限定されないが、例えば、１００％以下であり、９８％以下であってもよい。

本実施形態の高クロム鋳鉄において、高クロム鋳鉄の耐摩耗性・耐食性をより向上させる観点から、前記凝固組織Ａが炭化物相からなる初晶組織およびオーステナイト相からなる初晶組織からなる群から選択される少なくとも一種の初晶組織をさらに含み、前記共晶組織が前記初晶組織を取り囲んでいることが好ましく、前記凝固組織Ａが炭化物相からなる初晶組織をさらに含み、前記共晶組織が前記初晶組織を取り囲んでいることがより好ましい。

本実施形態の高クロム鋳鉄において、高クロム鋳鉄の耐摩耗性・耐食性をより向上させる観点から、前記組織Ｂは前記オーステナイト相が冷却して形成されたマルテンサイト相と前記炭化物相により構成されることが好ましい。

本実施形態の高クロム鋳鉄のロックウェル硬度ＨＲＣは、高クロム鋳鉄の耐摩耗性・耐食性をより向上させる観点から、好ましくは５５以上、より好ましくは５７以上、さらに好ましくは６０以上、さらに好ましくは６３以上、さらに好ましくは６４以上である。
また、前記ロックウェル硬度ＨＲＣの上限値は特に限定されないが、例えば、１００以下であり、９０以下であってもよく、８０以下であってもよく、７０以下であってもよい。

以下、各成分について詳細に説明する。

本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量は、高クロム鋳鉄の耐摩耗性・耐食性をより向上させる観点から、２．１質量％以上、好ましくは２．３質量％以上、より好ましくは２．５質量％以上、さらに好ましくは２．６質量％以上、さらに好ましくは２．７質量％以上であり、そして、７．０質量％以下、好ましくは６．０質量％以下、より好ましくは５．０質量％以下、さらに好ましくは４．５質量％以下、さらに好ましくは４．０質量％以下である。

本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣｒの含有量は、高クロム鋳鉄の耐摩耗性・耐食性をより向上させる観点から、２０．０質量％以上、好ましくは２２．０質量％以上、より好ましくは２３．０質量％以上、さらに好ましくは２４．０質量％以上であり、そして、４０．０質量％以下、好ましくは３８．０質量％以下、より好ましくは３７．０質量％以下、さらに好ましくは３６．０質量％以下である。

また、本実施形態の高クロム鋳鉄の耐摩耗性・耐食性をより向上させる観点から、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が２．１質量％以上３．２質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が２７．０質量％以上４０．０質量％以下であることが好ましく、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が２．３質量％以上３．０質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が３０．０質量％以上３８．０質量％以下であることがより好ましく、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が２．５質量％以上２．９質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が３２．０質量％以上３７．０質量％以下であることがさらに好ましく、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が２．７質量％以上２．８質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が３４．０質量％以上３６．０質量％以下であることがさらに好ましい。

また、本実施形態の高クロム鋳鉄の耐摩耗性・耐食性をより向上させる観点から、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が３．２質量％以上４．０質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が２０．０質量％以上４０．０質量％以下であることが好ましく、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が３．３質量％以上３．９質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が２２．０質量％以上３５．０質量％以下であることがより好ましく、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が３．４質量％以上３．８質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が２３．０質量％以上３２．０質量％以下であることがさらに好ましく、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が３．４質量％以上３．８質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が２４．０質量％以上３１．０質量％以下であることがさらに好ましく、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が３．４質量％以上３．７質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が２４．０質量％以上３０．０質量％以下であることがさらに好ましく、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が３．４質量％以上３．６質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が２４．０質量％以上２８．０質量％以下であることがさらに好ましく、本実施形態の高クロム鋳鉄中のＣの含有量が３．４質量％以上３．６質量％以下、かつ、Ｃｒの含有量が２４．０質量％以上２６．０質量％以下であることがさらに好ましい。

本実施形態の高クロム鋳鉄中のＦｅの含有量は、高クロム鋳鉄の耐摩耗性・耐食性を低下させずに機械加工性をより向上させる観点から、４０．０質量％以上、好ましくは４５．０質量％以上、より好ましくは４８．０質量％以上、さらに好ましくは５０．０質量％以上、さらに好ましくは５５．０質量％以上、さらに好ましくは５８．０質量％以上であり、そして、７７．９質量％以下、好ましくは７７．５質量％以下、より好ましくは７７．０質量％以下、さらに好ましくは７６．０質量％以下、さらに好ましくは７４．０質量％以下、さらに好ましくは７２．０質量％以下、さらに好ましくは７１．０質量％以下であり、７０．９質量％以下であってもよく、６７．９質量％以下であってもよく、６５．９質量％以下であってもよく、６３．９質量％以下であってもよく、６３．４質量％以下であってもよく、６２．０質量％以下であってもよく、６１．５質量％以下であってもよい。

本実施形態の高クロム鋳鉄は、耐摩耗性をより向上させる観点から、ＳｉおよびＭｎからなる群から選択される一種または二種の元素をさらに含むことが好ましい。

Ｓｉは、高クロム鋳鉄の溶湯の流動性を改善し、溶製時に脱酸剤として作用する元素である。本実施形態の高クロム鋳鉄中のＳｉの含有量は、高クロム鋳鉄を焼入れした際に生成するマルテンサイト相の強度をより高める観点から、好ましくは０質量％以上、より好ましくは０質量％超え、さらに好ましくは０．１質量％以上、さらに好ましくは０．２質量％以上、さらに好ましくは０．３質量％以上であり、そして、好ましくは２．０質量％以下、より好ましくは１．０質量％以下、さらに好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。

本実施形態の高クロム鋳鉄中のＭｎの含有量は、高クロム鋳鉄を焼入れした際に生成するマルテンサイト相の強度をより高めることができ、焼入れ成形品の耐食性をより向上させることができる観点から、好ましくは０質量％以上、より好ましくは０質量％超え、さらに好ましくは０．１質量％以上、さらに好ましくは０．３質量％以上、さらに好ましくは０．５質量％以上、さらに好ましくは０．６質量％以上、さらに好ましくは０．７質量％以上であり、そして、好ましくは５．０質量％以下、より好ましくは３．０質量％以下、さらに好ましくは２．０質量％以下、さらに好ましくは１．０質量％以下、さらに好ましくは０．８質量％以下である。

本実施形態の高クロム鋳鉄は、オーステナイト相またはマルテンサイト相および炭化物相がより一層強化され、耐摩耗性を一層向上させる観点から、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉおよび希土類元素からなる群から選択される一種または二種以上の元素をさらに含むことが好ましく、Ｍｏ、ＮｂおよびＮｉからなる群から選択される一種または二種以上の元素をさらに含むことがより好ましい。本実施形態の高クロム鋳鉄が上記元素を含むことによって、本実施形態の高クロム鋳鉄を用いた焼入れ成形品の耐食性、靭性をさらに好適にすることができるほか、焼入れ成形時における割れをより一層防止することができる。
これらの元素の含有量は、本実施形態に係る高クロム鋳鉄の用途によって、適宜決定することができるが、本実施形態の高クロム鋳鉄中の上記元素の合計含有量は、好ましくは０質量％以上、より好ましくは０．１質量％以上、さらに好ましくは０．５質量％以上、さらに好ましくは０．８質量％以上、さらに好ましくは１．０質量％以上であり、そして、好ましくは５．０質量％以下、より好ましくは３．０質量％以下、さらに好ましくは２．５質量％以下である。

本実施形態の高クロム鋳鉄は、不可避の不純物を含んでもよい。
不可避の不純物は、高クロム鋳鉄の溶製時における原料に混入している除去しきれない成分を指す。このような不可避の不純物の例としては、Ｐ、Ｓ、Ｂ、Ａｌ、Ｐｂ、Ｚｎ等が挙げられる。
本実施形態の高クロム鋳鉄中の不可避の不純物の含有量は、高クロム鋳鉄の脆化や耐食性の低下をはじめとする性能の低下をより一層防止する観点から、好ましくは０質量％以上０．１質量％以下、より好ましくは０質量％以上０．０５質量％以下、さらに好ましくは０質量％以上０．０１質量％以下である。

以上、様々な元素を例示したが、上記に例示された元素以外にも本実施形態の効果を損なわない範囲において、他の元素を加えてもよい。
また、上記様々な元素の組成は、製造時における原料配合比でもよいし、製造後の成分分析により測定される組成でもよい。成分分析としては、公知の分析法を使用することができ、例えばエネルギー分散形Ｘ線分光分析（ＳＥＭ－ＥＤＳ）、発光分光分析（ＯＥＳ）、誘導結合プラズマ分析（ＩＣＰ）、蛍光Ｘ線分析（ＸＲＦ）等が挙げられる。

本実施形態の高クロム鋳鉄はその特性上、他の部品もしくは液体・固体・液固混合体などの物質と接触しつつ動作するものに用いられることが好ましい。特に、ポンプの部品または破砕機の部品に用いられることが好ましい。

［高クロム鋳鉄の製造方法］
本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法は、例えば、高クロム鋳鉄の原料を溶解して得た溶湯を鋳型に鋳込み高クロム鋳鉄を鋳造する鋳造工程と、前記高クロム鋳鉄を８５０℃以上１２００℃以下の温度で加熱保持した後、冷却することで焼入れを行う焼入工程と、を含む。

（鋳造工程）
本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法において、鋳造工程では、原料であるＦｅ、Ｃ、Ｃｒ等の元素を所望の組成比で配合し、その後、例えば、マグネシア坩堝に配合物を充填して、アルゴン雰囲気下や窒素雰囲気下にて加熱溶解して溶湯（溶融液体）を得る。次いで、得られた溶融液体を砂型に鋳造し、高クロム鋳鉄を得ることができる。

（焼入工程）
本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法において、焼入工程では高クロム鋳鉄をさらに加熱および冷却を行うことによって、高クロム鋳鉄を硬化させる工程である。焼入工程における温度条件は、高クロム鋳鉄を８５０℃以上１２００℃以下の炉内温度、かつ１時間以上１２時間以下の保持時間で加熱保持した後、５０℃／分以上の冷却速度で冷却することが好ましい。

本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法において、上記焼入工程における炉内温度は好ましくは８５０℃以上１２００℃以下であり、より好ましくは９００℃以上１１５０℃以下であり、さらに好ましくは９５０℃以上１１００℃以下である。炉内温度を上記数値範囲とすることにより、高クロム鋳鉄の焼入成形品の耐摩耗性・耐食性を低下させずに硬度を向上させることができる。

本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法において、上記焼入工程における保持時間の下限値は好ましくは１時間以上であり、より好ましくは２時間以上であり、さらに好ましくは４時間以上である。保持時間の下限値が上記下限値以上であることにより、高クロム鋳鉄の焼入成形品の耐摩耗性・耐食性を低下させずに硬度を向上させることができる。
また、上記保持時間の上限値は、好ましくは１２時間以下であり、より好ましくは１０時間以下であり、さらに好ましくは８時間以下である。保持時間の上限値が上記上限値以下であることにより、高クロム鋳鉄の焼入成形品の耐摩耗性・耐食性をより好適にすることができる。

本実施形態の高クロム鋳鉄の焼入熱処理方法において、上記焼入工程における高クロム鋳鉄の冷却速度の下限値は、好ましくは５０℃／分以上であり、より好ましくは６０℃／分以上であり、さらに好ましくは７０℃／分以上である。冷却速度の下限値が上記下限値以上であることにより、高クロム鋳鉄の焼入成形品の耐摩耗性・耐食性を低下させずに硬度を向上させることができる。
また、上記冷却速度の上限値は、好ましくは１５０℃／分以下であり、より好ましく１４０℃／分以下であり、さらに好ましくは１３０℃／分以下である。冷却速度の上限値が上記上限値以下であることにより、高クロム鋳鉄の焼入成形品の耐摩耗性・耐食性をより好適にすることができる。
このときの冷却方法としては特に限定されず、公知の冷却方法を用いることができるが、好ましくは強制空冷である。

本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法は、前記鋳造工程と前記焼入工程との間に、前記高クロム鋳鉄を６００℃以上８５０℃未満の温度で加熱保持して焼鈍しする焼鈍し熱処理工程と、前記焼鈍し熱処理工程の後に、前記高クロム鋳鉄を機械加工する加工工程と、をさらに含むことができる。

（焼鈍し熱処理工程）
本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法において、焼鈍し熱処理工程では６００℃以上８５０℃未満の温度で加熱保持して焼鈍しすることによって、高クロム鋳鉄の機械加工性を向上させる工程である。焼鈍し熱処理工程における温度条件は、６００℃以上８５０℃未満の炉内温度、かつ１時間以上１２時間以下の保持時間で加熱保持して焼鈍しすることが好ましい。

本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法において、上記焼鈍し熱処理工程における炉内温度は６００℃以上８５０℃未満であるが、好ましくは６５０℃以上８００℃以下であり、さらに好ましくは７００℃以上７５０℃以下である。炉内温度を上記数値範囲とすることにより、高クロム鋳鉄の機械加工性をより向上させることができる。

本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法において、上記焼鈍し熱処理工程における保持時間の下限値は好ましくは１時間以上であり、より好ましくは２時間以上である。保持時間の下限値が上記下限値以上であることにより、高クロム鋳鉄の機械加工性を向上させることができる。
また、上記保持時間の上限値は、好ましくは１２時間以下であり、より好ましくは１０時間以下である。保持時間の上限値が上記上限値以下であることにより、高クロム鋳鉄の生産性向上をより好適にすることができる。

本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法において、上記焼鈍し熱処理工程における高クロム鋳鉄の冷却速度は好ましくは１００℃／時間以下、より好ましくは５０℃／時間以下である、さらに好ましくは３０℃／時間以下である。冷却速度の上限値が上記上限値以下であることにより、高クロム鋳鉄の機械加工性をより好適にすることができる。
また、上記冷却速度の下限値は特に限定されないが、例えば５℃／時間以上でもよいし、１０℃／時間以上でもよいし、２０℃／時間以上でもよい。
このときの冷却方法としては特に限定されず、公知の冷却方法を用いることができるが、好ましくは炉内徐冷である。

（加工工程）
本実施形態の高クロム鋳鉄の製造方法において、加工工程では最終的に目的とする形状に高クロム鋳鉄を機械加工する。機械加工する方法としては従来公知の方法によって加工することができ、例えば、旋盤加工、フライス加工、穴あけ加工の切削加工、研削加工、研磨加工、放電加工等が挙げられる。

以上、本発明の実施形態について述べたが、これらは本発明の例示であり、本発明の効果を損なわない範囲で、上記以外の様々な構成を採用することができる。

なお、本発明は前述の実施形態に限定されるものではなく、本発明の目的を達成できる範囲での変形、改良等は本発明に含まれるものである。

以下、本発明について実施例および比較例を参照して詳細に説明するが、本発明は、これらの実施例および比較例の記載に何ら限定されるものではない。

本実施形態の効果を確認するための、高クロム鋳鉄の溶解、鋳造、焼鈍し熱処理、焼入れ熱処理、硬度測定方法および耐摩耗性測定方法を以下に詳述する。

［高クロム鋳鉄の溶解と鋳造］
総質量２．８ｋｇになるように、純度９９．９％（質量％）の原料Ｆｅ、Ｃ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎおよびその他の元素を表１に示す組成比にそれぞれ配合した。その後、配合物をマグネシア坩堝に充填して、アルゴン雰囲気下にて加熱溶解した。溶解後、溶融液体を砂型に鋳造し、縦１４０ｍｍ×横４９ｍｍ×高さ１２ｍｍの高クロム鋳鉄をそれぞれ作製した。

［高クロム鋳鉄の焼鈍し熱処理］
上記［高クロム鋳鉄の溶解と鋳造］にて作製した高クロム鋳鉄を７５０℃の温度で、６時間、加熱保持して焼鈍しする焼鈍し熱処理をそれぞれ行った。焼鈍し熱処理後の高クロム鋳鉄は硬度が低く、機械加工しやくなった。

［高クロム鋳鉄の焼入れ熱処理］
上記［高クロム鋳鉄の焼鈍し熱処理］にて作製した焼鈍し熱処理後の高クロム鋳鉄を、放電加工および機械加工によって縦２０ｍｍ×横２０ｍｍ×高さ６ｍｍにそれぞれ加工した。その後、電気炉を使用し、大気雰囲気下で、上記［高クロム鋳鉄の焼鈍し熱処理］にて作製した焼鈍し熱処理後の高クロム鋳鉄を１０５０℃の温度で、４時間の保持時間で加熱保持した後、７５℃／分の冷却速度で冷却するという焼入れ熱処理をおこなうことで、焼入れ熱処理後の高クロム鋳鉄をそれぞれ得た。

［高クロム鋳鉄の硬度測定］
上記［高クロム鋳鉄の焼入れ熱処理］にて作製した焼入れ熱処理後の高クロム鋳鉄を、研磨によって縦２０ｍｍ×横２０ｍｍ×高さ５．５ｍｍのテストピースに加工した。上記テストピースの硬度をロックウェル（ＨＲＣ）硬度試験機にて負荷荷重１５０ｋｇｆ、荷重保持時間１５ｓの条件で９点測定した。９点の測定データのうち、最大および最小の硬度データを除いた７点の平均値をそれぞれのテストピースの硬度データとした。

［高クロム鋳鉄の組織観察］
上記［高クロム鋳鉄の焼入れ熱処理］にて作製した焼入れ熱処理後の高クロム鋳鉄を、研磨によって縦２０ｍｍ×横２０ｍｍ×高さ６ｍｍの組織観察用試験片に加工した。組織観察は、試験片の観察面を耐水研磨紙シリコンカーバイド（ＳｉＣ）♯１００→♯２２０→♯４００→♯８００→♯１０００→♯２０００の順番で研磨後、ダイヤモンド研磨液（砥粒：１μｍ）にてバフ研磨し、腐食液として村上試薬およびナイタール腐食液（５％）を使用して研磨面の全域を２３℃の腐食液に２０秒浸漬し処理した。次いで、得られた観察面について、電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察を行った。

［共晶組織が冷却されて形成された組織Ｂの面積比率の測定］
画像処理ソフトウェアＩｍａｇｅＪを使用し、上記［高クロム鋳鉄の組織観察］にて撮影した倍率１００倍の高クロム鋳鉄の組織（ＳＥＭ写真）を解析し、炭化物相からなる初晶組織の面積比率（Ｘ_２）およびオーステナイト相からなる初晶組織に由来したマルテンサイト相の面積比率（Ｘ_３）を計算し、式（１）：Ｘ_１＝１００－Ｘ_２－Ｘ_３により、共晶組織が冷却されて形成された組織Ｂの面積比率Ｘ_１を求めた。ここで、面積比率の測定は、組織観察用試験片の観察面内の任意の５か所について行い、得られた値の平均値を組織Ｂの面積比率Ｘ_１とした。

［高クロム鋳鉄の耐摩耗性測定］
上記［高クロム鋳鉄の焼入れ熱処理］にて作製した焼入熱処理後の高クロム鋳鉄を、研磨によって縦４０ｍｍ×横２２ｍｍ×高さ６ｍｍの耐摩耗性測定用テストピースに加工した。
質量比１：２の石英砂利（ＳｉＯ_２）：水の混合物をスラリーとし、耐摩耗性測定用テストピースを４枚１組でスラリーにセットし、２０００ｒｐｍの速度で試験片を回転させ、試験片の周速度１０．５ｍ／ｓで摩耗試験を行った。試験時１ｈ毎にスラリーを新しく交換し、都度試験片の質量変化により摩耗率（質量減少率）を算出し、計１２ｈまで摩耗試験を行った。

以上の結果を表１に示す。

実施例１～８は共晶型の高クロム鋳鉄であり、凝固組織が主にオーステナイト相と炭化物相から構成され、炭化物相からなる初晶組織が少しあったが、組織全体の面積に対して炭化物相からなる初晶組織の面積比率が２０％未満であった。
図１に示すように焼入れ熱処理後の組織はマルテンサイト相と炭化物相の構成となり、炭化物相からなる初晶組織の量が少なかった。凝固組織に由来する焼入れ熱処理後の組織は、共晶組織の特徴を受け継ぎ、マルテンサイト相と炭化物相がお互いに囲みあい、絡み合い、均一的に分散する特徴を有していた。
実施例１～８の組成、焼入れ熱処理後のロックウェル硬度ＨＲＣ、摩耗試験１２ｈ後の質量減少率を表１に示す。実施例１～８の共晶型高クロム鋳鉄は、焼入れ熱処理後のロックウェル硬度がＨＲＣ６４．１～ＨＲＣ６７．２の範囲にあり、ＨＲＣ６０以上であるので、高い硬度を有する。表１に示すように、実施例１～８の摩耗試験１２ｈ後の質量減少率は２．７９～３．５１質量％であり、比較例１の３．９３質量％の質量減少率に比べ、小さい値となった。比較例１の亜共晶高クロム鋳鉄に比べ、実施例１～実施例８の共晶型高クロム鋳鉄は耐摩耗性が１０．７％～２９．０％向上した。
比較例１の亜共晶型高クロム鋳鉄は、図２に示すように焼き入れ熱処理後の組織が亜共晶合金であり、オーステナイト相からなる初晶組織に由来する粗大なマルテンサイト相と、共晶組織のオーステナイト相／炭化物相に由来する微細なマルテンサイト相／炭化物相とからなる。

Claims (13)

1. Ｃ、ＣｒおよびＦｅを含む高クロム鋳鉄であって、
   前記Ｃの含有量が２．１質量％以上７．０質量％以下であり、
   前記Ｃｒの含有量が２０．０質量％以上４０．０質量％以下であり、
   前記Ｆｅの含有量が４０．０質量％以上７７．９質量％以下であり、
   少なくとも９００℃以上１２００℃以下の温度域において、凝固組織Ａがオーステナイト相と炭化物相により構成される共晶組織を含み、
   下記方法１による、前記共晶組織が冷却されて形成された組織Ｂの面積比率Ｘ_１が５０％以上である、高クロム鋳鉄。
   （方法１）
   前記高クロム鋳鉄を研磨することによって組織観察用試験片を作製し、次いで、前記組織観察用試験片の研磨面を電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察し、次いで、得られたＳＥＭ写真を画像処理ソフトウェアにより解析することにより、炭化物相からなる初晶組織の面積比率（Ｘ_２）およびオーステナイト相からなる初晶組織に由来したマルテンサイト相の面積比率（Ｘ_３）を求め、式（１）：Ｘ_１＝１００－Ｘ_２－Ｘ_３により、前記組織Ｂの面積比率Ｘ_１を求める。
2. 前記凝固組織Ａが炭化物相からなる初晶組織およびオーステナイト相からなる初晶組織からなる群から選択される少なくとも一種の初晶組織を含み、
   前記共晶組織が前記初晶組織を取り囲んでいる、請求項１に記載の高クロム鋳鉄。
3. 前記組織Ｂは前記オーステナイト相が冷却して形成されたマルテンサイト相と前記炭化物相により構成される、請求項１または２に記載の高クロム鋳鉄。
4. 前記Ｃの含有量が２．１質量％以上３．２質量％以下であり、前記Ｃｒの含有量が２７．０質量％以上４０．０質量％以下である、請求項１または２に記載の高クロム鋳鉄。
5. 前記Ｃの含有量が３．２質量％以上４．０質量％以下であり、前記Ｃｒの含有量が２０．０質量％以上４０．０質量％以下である、請求項１または２に記載の高クロム鋳鉄。
6. 前記Ｆｅの含有量が５５．０質量％以上７６．０質量％以下である、請求項１または２に記載の高クロム鋳鉄。
7. ＳｉおよびＭｎからなる群から選択される一種または二種の元素をさらに含む、請求項１または２に記載の高クロム鋳鉄。
8. 前記Ｓｉの含有量が０質量％超え２．０質量％以下である、請求項７に記載の高クロム鋳鉄。
9. 前記Ｍｎの含有量が０質量％超え５．０質量％以下である、請求項７に記載の高クロム鋳鉄。
10. Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉおよび希土類元素からなる群から選択される一種または二種以上の元素をさらに含む、請求項１または２に記載の高クロム鋳鉄。
11. ロックウェル硬度ＨＲＣが５５以上である、請求項１または２に記載の高クロム鋳鉄。
12. 請求項１または２に記載の高クロム鋳鉄を製造するための製造方法であって、
    前記高クロム鋳鉄の原料を溶解して得た溶湯を鋳型に鋳込み高クロム鋳鉄を鋳造する鋳造工程と、
    前記高クロム鋳鉄を８５０℃以上１２００℃以下の温度で加熱保持した後、冷却することで焼入れを行う焼入工程と、
    を含む、高クロム鋳鉄の製造方法。
13. 前記鋳造工程と前記焼入工程との間に、前記高クロム鋳鉄を６００℃以上８５０℃未満の温度で加熱保持して焼鈍しする焼鈍し熱処理工程と、
    前記焼鈍し熱処理工程の後に、前記高クロム鋳鉄を機械加工する加工工程と、
    をさらに含む、請求項１２に記載の高クロム鋳鉄の製造方法。