JP3296509B2 - 強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄 - Google Patents
強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄Info
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- JP3296509B2 JP3296509B2 JP05484593A JP5484593A JP3296509B2 JP 3296509 B2 JP3296509 B2 JP 3296509B2 JP 05484593 A JP05484593 A JP 05484593A JP 5484593 A JP5484593 A JP 5484593A JP 3296509 B2 JP3296509 B2 JP 3296509B2
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Description
【０００１】この発明は強靱高炭素セメンタイト系合金
鋳鉄に係り、その目的は耐食性、耐磨耗性、耐熱性とい
った３つの特性を全て充分に兼ね備え、産業の発展に伴
い高性能・高機能化されつつある化学工業や機械、船
舶、石油等の諸工業において広範囲に適用することがで
きる強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄の提供にある。
鋳鉄に係り、その目的は耐食性、耐磨耗性、耐熱性とい
った３つの特性を全て充分に兼ね備え、産業の発展に伴
い高性能・高機能化されつつある化学工業や機械、船
舶、石油等の諸工業において広範囲に適用することがで
きる強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄の提供にある。
【０００２】
【発明の背景】従来より各種ボイラ設備や化学プラント
機器類等、高温環境下で使用される装置の素材には耐熱
性や耐食性が要求されていた。しかし、近年、産業技術
の発展に伴い化学工業をはじめとする諸工業の高温設備
の向上や高機能・高性能化は著しく、より厳しい条件で
の耐用が要求されるようになってきている。例えば、エ
ンジニアリングプラスチックの射出成形の分野において
は、樹脂成形体の強度や難燃性、耐磨耗性等を向上させ
るため樹脂中にＦＲＰなどの補強材や各種添加材が添加
されるようになっている。この結果、樹脂成形体のシリ
ンダは樹脂中の補強材により磨耗しやすく、しかも添加
剤から発生する強腐食性ガスにより腐食しやすくなって
いる。また、自動車などの各種産業において製造される
部品の形状も複雑化されてきており、部品の製造装置の
磨耗は従来よりも著しいものとなってきている。このよ
うに産業の高度化に伴い、そこで使用される装置等の使
用環境は極めて苛酷なものとなってきており、その素材
には、強度、耐熱性、耐食性等諸性能の従来以上の向上
が要求されている。
機器類等、高温環境下で使用される装置の素材には耐熱
性や耐食性が要求されていた。しかし、近年、産業技術
の発展に伴い化学工業をはじめとする諸工業の高温設備
の向上や高機能・高性能化は著しく、より厳しい条件で
の耐用が要求されるようになってきている。例えば、エ
ンジニアリングプラスチックの射出成形の分野において
は、樹脂成形体の強度や難燃性、耐磨耗性等を向上させ
るため樹脂中にＦＲＰなどの補強材や各種添加材が添加
されるようになっている。この結果、樹脂成形体のシリ
ンダは樹脂中の補強材により磨耗しやすく、しかも添加
剤から発生する強腐食性ガスにより腐食しやすくなって
いる。また、自動車などの各種産業において製造される
部品の形状も複雑化されてきており、部品の製造装置の
磨耗は従来よりも著しいものとなってきている。このよ
うに産業の高度化に伴い、そこで使用される装置等の使
用環境は極めて苛酷なものとなってきており、その素材
には、強度、耐熱性、耐食性等諸性能の従来以上の向上
が要求されている。
【０００３】
【従来の技術】腐食や高温における酸化性において比較
的良好な性質を示すＦｅ系の鋳鋼としてはステンレス鋼
が存在する。ステンレス鋼の種類は多く、例えばＪＩＳ
Ｇ５１２２の規格では、代表的な１８Ｃｒ−８Ｎｉ系
のＳＣＳ１２，ＳＣＳ１３，ＳＣＳ１９，ＳＣＳ２１や
１８Ｃｒ−１１Ｎｉ−Ｍｏ系のＳＣＳ１４、高Ｃｒ−Ｎ
ｉ系のＳＣＳ１１、１３Ｃｒ系のＳＣＳ１，ＳＣＳ２，
高Ｃｒ系などが例示される。これらステンレス鋼はいず
れもＣｒを１２％以上含有しており、このＣｒの酸化作
用により不動態化し、鋼の表面にＦｅＯ、Ｃｒ2 Ｏ3 、
ＮｉＯなどの酸化物が晶出され、表面を錆から保護され
る構成となっているもので、中でも特に１８Ｃｒ−８Ｎ
ｉ オーステナイト系ステンレス鋼は古くから汎用され
ている代表的なステンレス鋼であった。一方、ボイラ・
タービン、原子炉、内燃機関の弁等高温度下で高温酸化
と荷重を受ける部分に使用される鋼として、耐熱鋳鋼と
呼ばれる高Ｃｒ系や高Ｃｒ−Ｎｉ系の合金鋳鋼も存在す
る。この耐熱鋳鋼の種類としては高Ｃｒ系のＳＣＨ１，
ＳＣＨ２及び高Ｃｒ−Ｎｉ系のＳＣＨ１１〜１５等が例
示される。
的良好な性質を示すＦｅ系の鋳鋼としてはステンレス鋼
が存在する。ステンレス鋼の種類は多く、例えばＪＩＳ
Ｇ５１２２の規格では、代表的な１８Ｃｒ−８Ｎｉ系
のＳＣＳ１２，ＳＣＳ１３，ＳＣＳ１９，ＳＣＳ２１や
１８Ｃｒ−１１Ｎｉ−Ｍｏ系のＳＣＳ１４、高Ｃｒ−Ｎ
ｉ系のＳＣＳ１１、１３Ｃｒ系のＳＣＳ１，ＳＣＳ２，
高Ｃｒ系などが例示される。これらステンレス鋼はいず
れもＣｒを１２％以上含有しており、このＣｒの酸化作
用により不動態化し、鋼の表面にＦｅＯ、Ｃｒ2 Ｏ3 、
ＮｉＯなどの酸化物が晶出され、表面を錆から保護され
る構成となっているもので、中でも特に１８Ｃｒ−８Ｎ
ｉ オーステナイト系ステンレス鋼は古くから汎用され
ている代表的なステンレス鋼であった。一方、ボイラ・
タービン、原子炉、内燃機関の弁等高温度下で高温酸化
と荷重を受ける部分に使用される鋼として、耐熱鋳鋼と
呼ばれる高Ｃｒ系や高Ｃｒ−Ｎｉ系の合金鋳鋼も存在す
る。この耐熱鋳鋼の種類としては高Ｃｒ系のＳＣＨ１，
ＳＣＨ２及び高Ｃｒ−Ｎｉ系のＳＣＨ１１〜１５等が例
示される。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
たＳＣＳタイプのステンレス鋼では、耐食性や耐熱性は
良好であるものの、炭素含有率が極めて低いため硬度が
低く、耐磨耗性に劣るという課題が存在した。また、代
表的なステンレス鋼である１８Ｃｒ−８Ｎｉ オーステ
ナイト系ステンレス鋼は耐食性、耐酸化性には優れてい
るが、塩酸（ＨＣｌ）やハロゲンには侵されやすいとい
った課題が存在した。一方、ＳＣＨタイプの耐熱鋳鋼
は、元来耐熱性を主眼としてものであり、Ｆｅ−Ｃｒ系
の晶出は認められるが、Ｃ重量％が少ないめた粒界腐食
による劣化が生じやすく、耐食性が悪いといった課題が
存在した。しかも、このＳＣＨタイプの耐熱鋳鋼では、
含有されるＦｅ−Ｃｒ系の晶出は金属結合となってお
り、強固な共有結合とはなっていないため、耐磨耗性に
必要な充分な強度が得られないという課題が存在した。
一般に、合金は添加される元素の種類によって所望の性
質を付与することが可能であるが、高温引張り強度を増
大させ、耐熱性・耐磨耗性を良好なものにせんとして成
分規格範囲内でＣ量を増加するほど、耐食性は劣化され
ていく。従って、耐食性とともに耐熱性や耐磨耗性とを
同時に具備した合金については未だ創出されておらず、
業界では産業の高度化に適用できる耐熱性や耐食性・耐
磨耗性等の諸特性を全て充分に具備する優れた合金鋳鋼
の創出が望まれていた。
たＳＣＳタイプのステンレス鋼では、耐食性や耐熱性は
良好であるものの、炭素含有率が極めて低いため硬度が
低く、耐磨耗性に劣るという課題が存在した。また、代
表的なステンレス鋼である１８Ｃｒ−８Ｎｉ オーステ
ナイト系ステンレス鋼は耐食性、耐酸化性には優れてい
るが、塩酸（ＨＣｌ）やハロゲンには侵されやすいとい
った課題が存在した。一方、ＳＣＨタイプの耐熱鋳鋼
は、元来耐熱性を主眼としてものであり、Ｆｅ−Ｃｒ系
の晶出は認められるが、Ｃ重量％が少ないめた粒界腐食
による劣化が生じやすく、耐食性が悪いといった課題が
存在した。しかも、このＳＣＨタイプの耐熱鋳鋼では、
含有されるＦｅ−Ｃｒ系の晶出は金属結合となってお
り、強固な共有結合とはなっていないため、耐磨耗性に
必要な充分な強度が得られないという課題が存在した。
一般に、合金は添加される元素の種類によって所望の性
質を付与することが可能であるが、高温引張り強度を増
大させ、耐熱性・耐磨耗性を良好なものにせんとして成
分規格範囲内でＣ量を増加するほど、耐食性は劣化され
ていく。従って、耐食性とともに耐熱性や耐磨耗性とを
同時に具備した合金については未だ創出されておらず、
業界では産業の高度化に適用できる耐熱性や耐食性・耐
磨耗性等の諸特性を全て充分に具備する優れた合金鋳鋼
の創出が望まれていた。
【０００５】
【課題を解決するための手段】この発明では、Ｃ：０．
６〜６．５重量％、Ｓｉ：３．０重量％以下、Ｍｎ：
１．０重量％以下、Ｐ：０．１５重量％以下、Ｓ：０．
０５重量％以下、Ｃｒ：１３〜３０重量％、Ｎｉ：４〜
１２重量％、Ｔｉ：５重量％以下、残部鉄（Ｆｅ）及び
不可避不純物からなり、その組織中に共有結合性のＦｅ
−Ｃｒ系炭化物を晶出させてなることを特徴とする強靱
高炭素セメンタイト系合金鋳鉄を提供することにより上
記従来の課題を悉く解消する。すなわちこの発明では、
発明者らが強固な共有結合を得る元素として炭素に注目
し、鋭意研究を行った結果、共有結合を得る成分範囲及
び熱処理条件について知見を得、耐熱性・耐食性・耐磨
耗性の３つの性能を充分に満足させる合金鋳鉄を見出し
た。
６〜６．５重量％、Ｓｉ：３．０重量％以下、Ｍｎ：
１．０重量％以下、Ｐ：０．１５重量％以下、Ｓ：０．
０５重量％以下、Ｃｒ：１３〜３０重量％、Ｎｉ：４〜
１２重量％、Ｔｉ：５重量％以下、残部鉄（Ｆｅ）及び
不可避不純物からなり、その組織中に共有結合性のＦｅ
−Ｃｒ系炭化物を晶出させてなることを特徴とする強靱
高炭素セメンタイト系合金鋳鉄を提供することにより上
記従来の課題を悉く解消する。すなわちこの発明では、
発明者らが強固な共有結合を得る元素として炭素に注目
し、鋭意研究を行った結果、共有結合を得る成分範囲及
び熱処理条件について知見を得、耐熱性・耐食性・耐磨
耗性の３つの性能を充分に満足させる合金鋳鉄を見出し
た。
【０００６】
【発明の構成】以下、この発明に係る強靱高炭素セメン
タイト系合金鋳鉄の成分組成を限定する理由を詳述す
る。尚、以下において「％」はすべて「重量％」を示
す。
タイト系合金鋳鉄の成分組成を限定する理由を詳述す
る。尚、以下において「％」はすべて「重量％」を示
す。
【０００７】(1) Ｃ：０．０３〜１．２％付近までの
添加では急激に硬度は増加するが、耐食性の値は０．６
％より安定を示し、以後、Ｃ％の増加に伴い硬度及び耐
食性が増加する。しかし６．５％を越えると、Ｃの一部
は炭化物とはならずキッシュ黒鉛として析出するため、
逆に硬度、耐食性を低下させる結果となる。従ってこの
発明ではＣ含有量は０．６〜６．５％とした。 (2) Ｓｉ：Ｓｉは脱酸及び硬度上昇、鋳造性に有効であ
り、１％程度は通常必要とされるが、３％を越えると靱
性を劣化させる原因となる。従ってこの発明ではＳｉ含
有量は３％以下としたが実際には０．２〜３％含有され
る。 (3) Ｍｎ：Ｍｎは原素材に含有されており、１．０％迄
は問題はないが、１．０％を越えると偏析を起こし、Ｆ
ｅ−Ｃｒ系の共有結合に寄与しない。従ってこの発明で
はＭｎ含有量は１％以下としたが実際には０．２〜１％
含有される。 (4) Ｐ：Ｐは偏析や脆性を起こすが、硬度を若干上昇
させ、且つ流動性も向上させるため、鋳造性が良好とな
る。従ってこの発明ではＰ含有量は０．１５％としたが
実際には０．０１〜０．１５％含有される。
添加では急激に硬度は増加するが、耐食性の値は０．６
％より安定を示し、以後、Ｃ％の増加に伴い硬度及び耐
食性が増加する。しかし６．５％を越えると、Ｃの一部
は炭化物とはならずキッシュ黒鉛として析出するため、
逆に硬度、耐食性を低下させる結果となる。従ってこの
発明ではＣ含有量は０．６〜６．５％とした。 (2) Ｓｉ：Ｓｉは脱酸及び硬度上昇、鋳造性に有効であ
り、１％程度は通常必要とされるが、３％を越えると靱
性を劣化させる原因となる。従ってこの発明ではＳｉ含
有量は３％以下としたが実際には０．２〜３％含有され
る。 (3) Ｍｎ：Ｍｎは原素材に含有されており、１．０％迄
は問題はないが、１．０％を越えると偏析を起こし、Ｆ
ｅ−Ｃｒ系の共有結合に寄与しない。従ってこの発明で
はＭｎ含有量は１％以下としたが実際には０．２〜１％
含有される。 (4) Ｐ：Ｐは偏析や脆性を起こすが、硬度を若干上昇
させ、且つ流動性も向上させるため、鋳造性が良好とな
る。従ってこの発明ではＰ含有量は０．１５％としたが
実際には０．０１〜０．１５％含有される。
【０００８】(5)Ｓ：Ｓは低含有が良いが、この発明で
はＳの含有量は、Ｃ：６．５％時のキッシュ黒鉛析出防
止対応可能範囲の０．０５％以下としたが実際には０．
０１〜０．０５％含有される。 (6)Ｃｒ：Ｃｒは１３％以上でないと強固な共有結合の
Ｆｅ−Ｃｒ系炭化物（セメンタイト）を晶出せず、一
方、３０．０％を越えると偏析を起こし、強度劣化を起
因させる。従ってこの発明ではＣｒ含有量は１３〜３０
％とした。 (7)Ｎｉ：４．０％未満はマルテンサイト化をしやすく
し、一方、１２．０％を越えると基地を柔らかくし、ま
た偏析を起こす。従って、この発明ではＮｉ含有量を
４．０〜１２．０％とした。(8)Ｔｉ：Ｔｉは脱窒素と微細化に効果的であるが、
５．０％を超えるとＴｉ系炭化物の析出が著しくなり、
劣化を起こす。従って、この発明ではＴｉ含有量を５．
０％以下としたが実際には０．０１〜５．０％含有され
る。
はＳの含有量は、Ｃ：６．５％時のキッシュ黒鉛析出防
止対応可能範囲の０．０５％以下としたが実際には０．
０１〜０．０５％含有される。 (6)Ｃｒ：Ｃｒは１３％以上でないと強固な共有結合の
Ｆｅ−Ｃｒ系炭化物（セメンタイト）を晶出せず、一
方、３０．０％を越えると偏析を起こし、強度劣化を起
因させる。従ってこの発明ではＣｒ含有量は１３〜３０
％とした。 (7)Ｎｉ：４．０％未満はマルテンサイト化をしやすく
し、一方、１２．０％を越えると基地を柔らかくし、ま
た偏析を起こす。従って、この発明ではＮｉ含有量を
４．０〜１２．０％とした。(8)Ｔｉ：Ｔｉは脱窒素と微細化に効果的であるが、
５．０％を超えるとＴｉ系炭化物の析出が著しくなり、
劣化を起こす。従って、この発明ではＴｉ含有量を５．
０％以下としたが実際には０．０１〜５．０％含有され
る。
【０００９】以上の元素は主成分たるＦｅに含有させる
必須成分であるが、この発明では上記の各元素につい
て、以下の元素を適宜配合させてもよい。(9) Ｍｏ：Ｍｏは基地を安定化させ、耐食性を向上させ
るが、１５．０％を超えると逆に偏析を起こしやすくな
る。従って、この発明ではＭｏ含有量を１５．０％以下
としたが実際には０．１〜１５．０％含有される。 (10)Ｂ：Ｂは熱処理特性により硬度を上げる。しかし、
２．０％を超えると劣化を引き起こす原因となる。従っ
て、この発明ではＢ含有量を２．０％以下としたが実際
には０．０１〜２．０％含有される。 (11)Ｃｕ，Ｖ，Ｃｏ，Ｗ：これら元素は単独添加でも効
果はあるが、各々（耐食、耐磨耗、耐熱）の主要目的に
応じて複合添加することにより、一層の効果を得ること
ができるが、いたずらに添加しても共有結合を強固とす
る意味がない。 従って、この発明では少なくとも２種以上の含有量を
７．０％以下としたが実際には０．２〜７．０％含有さ
れる。
必須成分であるが、この発明では上記の各元素につい
て、以下の元素を適宜配合させてもよい。(9) Ｍｏ：Ｍｏは基地を安定化させ、耐食性を向上させ
るが、１５．０％を超えると逆に偏析を起こしやすくな
る。従って、この発明ではＭｏ含有量を１５．０％以下
としたが実際には０．１〜１５．０％含有される。 (10)Ｂ：Ｂは熱処理特性により硬度を上げる。しかし、
２．０％を超えると劣化を引き起こす原因となる。従っ
て、この発明ではＢ含有量を２．０％以下としたが実際
には０．０１〜２．０％含有される。 (11)Ｃｕ，Ｖ，Ｃｏ，Ｗ：これら元素は単独添加でも効
果はあるが、各々（耐食、耐磨耗、耐熱）の主要目的に
応じて複合添加することにより、一層の効果を得ること
ができるが、いたずらに添加しても共有結合を強固とす
る意味がない。 従って、この発明では少なくとも２種以上の含有量を
７．０％以下としたが実際には０．２〜７．０％含有さ
れる。
【００１０】この発明では上記したような元素組成を使
用目的等に応じて適宜任意に配合して鋳造すればよい
が、高Ｃ含有物の硬度安定化にはＳｉ、Ｐ、Ｂの添加
が、またキッシュ黒鉛防止にはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗの添
加が、鋳造時の微細化、脱ガスにはＴｉの添加が、マル
テンサイト化の防止にはＮｉの添加が有効である。
用目的等に応じて適宜任意に配合して鋳造すればよい
が、高Ｃ含有物の硬度安定化にはＳｉ、Ｐ、Ｂの添加
が、またキッシュ黒鉛防止にはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗの添
加が、鋳造時の微細化、脱ガスにはＴｉの添加が、マル
テンサイト化の防止にはＮｉの添加が有効である。
【００１１】（熱処理条件）この発明では、前記組成か
らなる鋳鉄を、通常鋳放しでも使用できるが、鋳造応力
除去処理を実施することが望ましいので、使用目的に応
じて、９７３〜１２９３Ｋ、厚さ２５ｍｍ程度に対して
１時間程度保持した後、焼準及び焼鈍して、セメンタイ
ト系合金鋳鉄を得る。９７３〜１１７３Ｋダイレクトテ
ンパー（保持後炉冷又は空冷処理）の場合、組織はオー
ステナイト（γ）＋セメンタイト（ＦｅL −Ｃｒm −Ｃ
n ）となる。また、１１７３Ｋを超え、１２９３Ｋ迄の
場合は強度、靱性を目的とした焼準、衝撃性を目的とし
た鋳造応力除去と焼なましといった変化が実施できる。
この場合の組織は、オーステナイト（γ）＋セメンタイ
ト（ＦｅL −Ｃｒm −Ｃn ）で、前記９７３〜１１７３
Ｋで処理した鋳鉄と相違は無い。
らなる鋳鉄を、通常鋳放しでも使用できるが、鋳造応力
除去処理を実施することが望ましいので、使用目的に応
じて、９７３〜１２９３Ｋ、厚さ２５ｍｍ程度に対して
１時間程度保持した後、焼準及び焼鈍して、セメンタイ
ト系合金鋳鉄を得る。９７３〜１１７３Ｋダイレクトテ
ンパー（保持後炉冷又は空冷処理）の場合、組織はオー
ステナイト（γ）＋セメンタイト（ＦｅL −Ｃｒm −Ｃ
n ）となる。また、１１７３Ｋを超え、１２９３Ｋ迄の
場合は強度、靱性を目的とした焼準、衝撃性を目的とし
た鋳造応力除去と焼なましといった変化が実施できる。
この場合の組織は、オーステナイト（γ）＋セメンタイ
ト（ＦｅL −Ｃｒm −Ｃn ）で、前記９７３〜１１７３
Ｋで処理した鋳鉄と相違は無い。
【００１２】
【実施例】以下、実施例によりこの発明の強靱高炭素セ
メンタイト系合金鋳鉄を一層詳細に説明するが、この発
明は以下の実施例により何ら限定されるものではない。
メンタイト系合金鋳鉄を一層詳細に説明するが、この発
明は以下の実施例により何ら限定されるものではない。
【００１３】（実施例１〜７及び比較例１〜３）小規模溶解 ＪＩＳ Ｇ−５１２１ ＳＣＳ１３規格を基準（表１）
に、純鉄にＣ：０．０５％、Ｓｉ：０．４％、Ｍｎ：
０．８７％、Ｐ：０．０４％、Ｓ：０．０１５、Ｎｉ：
８．７％、Ｃｒ：１８．６％をそれぞれ添加し、さらに
表２に示す配合に従ってＣを添加した鋳造原料を、図１
に示す遠心鋳造装置を用いて、鋳造を行なった。図中、
（１）はコイル、（２）はるつぼ、（３）はクォーツキ
ャップ、（４）はパイプ（Ａｒガス）、（５）は銅型、
（６）はバランサーをそれぞれ示す。また、この際の鋳
型としては図２乃至図４に示す銅型を用い、モルホス
（商品名、燐酸アルミニウム）で塗型とした。溶解量は
４０ｇとし、熱処理は鋳造後の試料より、１０ｍｍ3 試
験片を２ケ切り出し、１ケを９７３Ｋ、他方を１２９３
Ｋで１時間保持後、空冷して行ない、それぞれ表２に示
す実施例１〜７及び比較例２〜３の合金鋳鉄を得た。
尚、比較例１の熱処理は、１３０３〜１４２３Ｋ固溶化
熱処理とした。
に、純鉄にＣ：０．０５％、Ｓｉ：０．４％、Ｍｎ：
０．８７％、Ｐ：０．０４％、Ｓ：０．０１５、Ｎｉ：
８．７％、Ｃｒ：１８．６％をそれぞれ添加し、さらに
表２に示す配合に従ってＣを添加した鋳造原料を、図１
に示す遠心鋳造装置を用いて、鋳造を行なった。図中、
（１）はコイル、（２）はるつぼ、（３）はクォーツキ
ャップ、（４）はパイプ（Ａｒガス）、（５）は銅型、
（６）はバランサーをそれぞれ示す。また、この際の鋳
型としては図２乃至図４に示す銅型を用い、モルホス
（商品名、燐酸アルミニウム）で塗型とした。溶解量は
４０ｇとし、熱処理は鋳造後の試料より、１０ｍｍ3 試
験片を２ケ切り出し、１ケを９７３Ｋ、他方を１２９３
Ｋで１時間保持後、空冷して行ない、それぞれ表２に示
す実施例１〜７及び比較例２〜３の合金鋳鉄を得た。
尚、比較例１の熱処理は、１３０３〜１４２３Ｋ固溶化
熱処理とした。
【表１】
【表２】
【００１４】（実施例８〜１４及び比較例４〜６）多量溶解 前記実施例１〜７及び比較例１〜３と同様の鋳造原料を
２０Ｋｇ高周波誘導炉（ラミング材：ＭｇＯ＋Ａｌ ２ Ｏ
３ ）で前記熱処理と同様の手順で、シェル型引張り試験
片（ＪＩＳ Ｚ２２０１ 金属材料引張１４Ａ号試験
片）を鋳造した。尚、比較例４の熱処理は、１３０３〜
１４２３Ｋ固溶化熱処理とした。
２０Ｋｇ高周波誘導炉（ラミング材：ＭｇＯ＋Ａｌ ２ Ｏ
３ ）で前記熱処理と同様の手順で、シェル型引張り試験
片（ＪＩＳ Ｚ２２０１ 金属材料引張１４Ａ号試験
片）を鋳造した。尚、比較例４の熱処理は、１３０３〜
１４２３Ｋ固溶化熱処理とした。
【００１５】
（試験例１）前記実施例５、６及び比較例２、３で得ら
れた合金鋳鉄についてミクロ組織による観察を行なうた
め、９７３Ｋ熱処理組織の顕微鏡写真（倍率：４００）
を撮影した。この結果を図５〜８に示す。
れた合金鋳鉄についてミクロ組織による観察を行なうた
め、９７３Ｋ熱処理組織の顕微鏡写真（倍率：４００）
を撮影した。この結果を図５〜８に示す。
【００１６】（試験例２）硬度測定 前記実施例１〜７及び比較例１〜３で得られた合金鋳鉄
の硬度をそれぞれ測定した。硬度の指標としては「ロッ
クウエル硬さ（ＨR ）」の「Ｃスケール」（ＨR Ｃ）を
用いた。試験方法はＪＩＳ Ｚ ２２４５に示される
「ロックウェル硬さ試験方法」（ダイヤモンドモンド圧
子又は球圧子を用いて、まず基準荷重を加え、次に試験
荷重を加え、再び基準荷重に戻したとき、前後２回の基
準荷重における圧子の侵入深さの差によって定義式から
求める）に準じて行なった。この結果を表３に示す。
の硬度をそれぞれ測定した。硬度の指標としては「ロッ
クウエル硬さ（ＨR ）」の「Ｃスケール」（ＨR Ｃ）を
用いた。試験方法はＪＩＳ Ｚ ２２４５に示される
「ロックウェル硬さ試験方法」（ダイヤモンドモンド圧
子又は球圧子を用いて、まず基準荷重を加え、次に試験
荷重を加え、再び基準荷重に戻したとき、前後２回の基
準荷重における圧子の侵入深さの差によって定義式から
求める）に準じて行なった。この結果を表３に示す。
【表３】
【００１７】（試験例３）耐食性試験 前記実施例１〜７及び比較例１〜３で得られた合金鋳鉄
（熱処理品（比較例１については１３０３Ｋ〜１４２３
Ｋの固溶化熱処理、他は１２９３Ｋ、１時間保持、空
冷））でのＨＣｌ（６Ｎ）及びＨ2 ＳＯ4 （６Ｎ）に対
する耐食性を試験した。試験方法としては、試料１０ｍ
ｍ3 を全面仕上（エメリー３２０番仕上）し、アルコー
ルで脱脂洗浄した後、重量及び表面積測定を行い試験に
供した。各試験片はそれぞれ別々に同一大の３００ｃｃ
の容器（ビーカー）に７００ｃｃのＨＣｌ（６Ｎ）及び
Ｈ2 ＳＯ4 （６Ｎ）溶液をそれぞれ入れ、恒温槽中で温
度を調節、２８３＋０．２Ｋは暗室、２９７＋０．５
Ｋ、３３３＋２Ｋは自然採光中として、試料全体を浸漬
し、８時間迄は１時間毎、以降は１２時間毎に取り出
し、洗浄、乾燥後、各試料常温での重量測定と表面積測
定により腐食減量をｍｇ／ｃｍ2 で測定した。ＨＣｌで
の結果を表４及び表５に、Ｈ2 ＳＯ4 での結果を表６及
び表７に示す。
（熱処理品（比較例１については１３０３Ｋ〜１４２３
Ｋの固溶化熱処理、他は１２９３Ｋ、１時間保持、空
冷））でのＨＣｌ（６Ｎ）及びＨ2 ＳＯ4 （６Ｎ）に対
する耐食性を試験した。試験方法としては、試料１０ｍ
ｍ3 を全面仕上（エメリー３２０番仕上）し、アルコー
ルで脱脂洗浄した後、重量及び表面積測定を行い試験に
供した。各試験片はそれぞれ別々に同一大の３００ｃｃ
の容器（ビーカー）に７００ｃｃのＨＣｌ（６Ｎ）及び
Ｈ2 ＳＯ4 （６Ｎ）溶液をそれぞれ入れ、恒温槽中で温
度を調節、２８３＋０．２Ｋは暗室、２９７＋０．５
Ｋ、３３３＋２Ｋは自然採光中として、試料全体を浸漬
し、８時間迄は１時間毎、以降は１２時間毎に取り出
し、洗浄、乾燥後、各試料常温での重量測定と表面積測
定により腐食減量をｍｇ／ｃｍ2 で測定した。ＨＣｌで
の結果を表４及び表５に、Ｈ2 ＳＯ4 での結果を表６及
び表７に示す。
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【００１８】また、前記同様の実施例１〜７及び比較例
１〜３で得られた合金鋳鉄試料のＨＣｌ（６Ｎ）中で９
６時間浸漬後の溶液中のＣｒ、Ｎｉ濃度をそれぞれ測定
した。この結果を表８に示す。
１〜３で得られた合金鋳鉄試料のＨＣｌ（６Ｎ）中で９
６時間浸漬後の溶液中のＣｒ、Ｎｉ濃度をそれぞれ測定
した。この結果を表８に示す。
【表８】
【００１９】（試験例４）引張り強度及び伸び 前記実施例８〜１４及び比較例４〜６で得られた合金鋳
鉄の引張り強度及び伸びを試験した。試験方法は、引張
り強度及び伸び共にＪＩＳ ２２４１ 金属材料引張り
試験法の基準に従って測定した。引張り強度の結果を表
９、伸びの結果を表１０にそれぞれ示した。
鉄の引張り強度及び伸びを試験した。試験方法は、引張
り強度及び伸び共にＪＩＳ ２２４１ 金属材料引張り
試験法の基準に従って測定した。引張り強度の結果を表
９、伸びの結果を表１０にそれぞれ示した。
【表９】
【表１０】
【００２０】（試験例５）耐熱性試験 前記実施例１〜７及び比較例１〜３で得られた合金鋳鉄
９７３Ｋ熱処理材について耐熱性試験を行なった。試験
方法は、熱処理電気式加熱炉（容積３００ｍｍ3 ，２７
０００リットル）に各合金鋳鉄を２列に１０ｍ／ｍの間
隙を保ち、恒温加熱できるように設置し、加熱温度１２
７３＋５Ｋで大気中１００Ｈｒ保持し、その後、炉冷し
て、その酸化増量をｍｇ／ｃｍ2 で測定した。この結果
を表１１に示す
９７３Ｋ熱処理材について耐熱性試験を行なった。試験
方法は、熱処理電気式加熱炉（容積３００ｍｍ3 ，２７
０００リットル）に各合金鋳鉄を２列に１０ｍ／ｍの間
隙を保ち、恒温加熱できるように設置し、加熱温度１２
７３＋５Ｋで大気中１００Ｈｒ保持し、その後、炉冷し
て、その酸化増量をｍｇ／ｃｍ2 で測定した。この結果
を表１１に示す
【表１１】
【００２１】図５〜６から明らかなように、実施例の合
金鋳鉄では共有結合が晶出されているのが判る。これに
対し、図７〜８から明らかなように、比較例の合金鋳鉄
では、共有結合が晶出されていないことが判る。
金鋳鉄では共有結合が晶出されているのが判る。これに
対し、図７〜８から明らかなように、比較例の合金鋳鉄
では、共有結合が晶出されていないことが判る。
【００２２】表３の結果から明らかな如く、Ｃの添加に
より硬度は５％添加迄はＣ量の増加に従って逐次増大し
ていた。特に９７３Ｋ空冷でのＣ：５％添加で、ＨＲｃ
５６を示した。これ以上になると若干降下するが、これ
は初晶黒鉛（キッシュ黒鉛）が晶出した為であった。
尚、１２９３Ｋ空冷により硬度は若干減少し、高Ｃ配合
量程、その差は大きくなっていた。この原因は、原材料
がオーステーナイト相の安定な化学組成であり、そのう
えＣはオーステーナイトを安定にさせる元素であるた
め、空冷によりますますオーステーナイトが残留し、こ
の熱処理によって却って軟化したものであった。高Ｃ含
有物の硬度安定化について種々検討した結果、高Ｃ含有
物の硬度安定化には、Ｓｉ，Ｐ，Ｂが効果的であり、初
晶黒鉛（キッシュ黒鉛）防止にはＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗが
よく、微細化、脱ガスにはＴｉ、マルテンサイト化防止
にはＮｉが有効であったことが判った。
より硬度は５％添加迄はＣ量の増加に従って逐次増大し
ていた。特に９７３Ｋ空冷でのＣ：５％添加で、ＨＲｃ
５６を示した。これ以上になると若干降下するが、これ
は初晶黒鉛（キッシュ黒鉛）が晶出した為であった。
尚、１２９３Ｋ空冷により硬度は若干減少し、高Ｃ配合
量程、その差は大きくなっていた。この原因は、原材料
がオーステーナイト相の安定な化学組成であり、そのう
えＣはオーステーナイトを安定にさせる元素であるた
め、空冷によりますますオーステーナイトが残留し、こ
の熱処理によって却って軟化したものであった。高Ｃ含
有物の硬度安定化について種々検討した結果、高Ｃ含有
物の硬度安定化には、Ｓｉ，Ｐ，Ｂが効果的であり、初
晶黒鉛（キッシュ黒鉛）防止にはＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗが
よく、微細化、脱ガスにはＴｉ、マルテンサイト化防止
にはＮｉが有効であったことが判った。
【００２３】表４及び表５の結果から明らかな如く、Ｈ
Ｃｌ（６Ｎ）２８３＋０．２Ｋ，２９７＋０．５Ｋ，３
３３＋２Ｋでの耐食性はＣ添加量が増加するに従い逐次
向上するが、０．６％添加から顕著に耐食性が向上し、
４〜５％で最低値を示し、２８３＋２、９６ＨｒでＳＣ
Ｓ１３比で約１／８の減耗量となり、ステンレス鋼の最
大の欠点であった耐ＨＣｌ性が改善されていることが判
る。表６及び表７の結果から明らかな如く、Ｈ2 ＳＯ4
（６Ｎ）２８３＋０．２ＫでＳＣＳ１３比で約１／６の
減耗量であり、耐食性が良好であることが判る。表８の
結果から明らかな如く、ＣｒはＣ量の添加に従って減量
し、５％では最低値を示した。これに反し、ＮｉはＣ量
増加により逐次増加していた。この理由はＣｒは主とし
てセメンタイト（ＦｅL −Ｃｒm −Ｃn ）の構成元素と
なるためである。Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃの結合力は強く、すな
わち共有結合となるためで、この共有結合をさらに効果
あるものとするにはＮｉ等の溶出防止の基地強化が必要
となり、共有結合を得る条件として前述した各元素の有
効な添加を行うことが有効であることが判った。
Ｃｌ（６Ｎ）２８３＋０．２Ｋ，２９７＋０．５Ｋ，３
３３＋２Ｋでの耐食性はＣ添加量が増加するに従い逐次
向上するが、０．６％添加から顕著に耐食性が向上し、
４〜５％で最低値を示し、２８３＋２、９６ＨｒでＳＣ
Ｓ１３比で約１／８の減耗量となり、ステンレス鋼の最
大の欠点であった耐ＨＣｌ性が改善されていることが判
る。表６及び表７の結果から明らかな如く、Ｈ2 ＳＯ4
（６Ｎ）２８３＋０．２ＫでＳＣＳ１３比で約１／６の
減耗量であり、耐食性が良好であることが判る。表８の
結果から明らかな如く、ＣｒはＣ量の添加に従って減量
し、５％では最低値を示した。これに反し、ＮｉはＣ量
増加により逐次増加していた。この理由はＣｒは主とし
てセメンタイト（ＦｅL −Ｃｒm −Ｃn ）の構成元素と
なるためである。Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃの結合力は強く、すな
わち共有結合となるためで、この共有結合をさらに効果
あるものとするにはＮｉ等の溶出防止の基地強化が必要
となり、共有結合を得る条件として前述した各元素の有
効な添加を行うことが有効であることが判った。
【００２４】表９の結果から明らかな如く、引張り強度
は、９７３Ｋ空冷では、Ｃ添加２．０％で最大値を示
し、以後Ｃ添加量が増加するに従って下降する傾向にあ
った。１２９３Ｋ空冷ではＣ添加量３．０％で最大値を
示し、３．０％以下では９７３Ｋ空冷に比較して大幅に
向上していた。４．０％以上では９７３Ｋ空冷、１２９
３Ｋ空冷共変化が無かった。表１０に示すように伸びは
Ｃ添加量が増加するに従って急激に減じ、３．０％付近
では伸びが無くなった。このことから、Ｃ；０．６〜
３．０％以下では耐食性、耐磨耗性はやや減ずるが、強
度、靱性、熱衝撃、耐熱性が必要な場合に効果があり、
３．１％以上は厳しい耐食性と耐磨耗性、酸化耐熱性を
要求される場合に優れた性能を発揮することが判る。
は、９７３Ｋ空冷では、Ｃ添加２．０％で最大値を示
し、以後Ｃ添加量が増加するに従って下降する傾向にあ
った。１２９３Ｋ空冷ではＣ添加量３．０％で最大値を
示し、３．０％以下では９７３Ｋ空冷に比較して大幅に
向上していた。４．０％以上では９７３Ｋ空冷、１２９
３Ｋ空冷共変化が無かった。表１０に示すように伸びは
Ｃ添加量が増加するに従って急激に減じ、３．０％付近
では伸びが無くなった。このことから、Ｃ；０．６〜
３．０％以下では耐食性、耐磨耗性はやや減ずるが、強
度、靱性、熱衝撃、耐熱性が必要な場合に効果があり、
３．１％以上は厳しい耐食性と耐磨耗性、酸化耐熱性を
要求される場合に優れた性能を発揮することが判る。
【００２５】表１１に示す如く、酸化増量は０．６％よ
り低下し、４％で最低値を示す。４％を超えると増加傾
向を示す。５％を超えると急速に増加を示す。この事
は、所晶黒鉛晶出によるもので、前述した各元素の添加
を行なうことが有効であることが判った。
り低下し、４％で最低値を示す。４％を超えると増加傾
向を示す。５％を超えると急速に増加を示す。この事
は、所晶黒鉛晶出によるもので、前述した各元素の添加
を行なうことが有効であることが判った。
【００２６】
【発明の効果】以上詳述した如く、この発明は、Ｃ：
０．６〜６．５重量％、Ｓｉ：３．０重量％以下、Ｍ
ｎ：１．０重量％以下、Ｐ：０．１５重量％以下、Ｓ：
０．０５重量％以下、Ｃｒ：１３〜３０重量％、Ｎｉ：
４〜１２重量％、Ｔｉ：５重量％以下、残部鉄（Ｆｅ）
及び不可避不純物からなり、その組織中に共有結合性の
Ｆｅ−Ｃｒ系炭化物を晶出させてなることを特徴とする
強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄であるから、前記実
施例からも明らかな如く、耐食性、耐磨耗性、耐熱性と
いった特性を全て充分に兼ね備え、高度化した化学工業
等に広範囲に使用できるとともに、Ｃ値が高いため溶湯
の流動性が良好で、欠陥の少ない鋳造品が造りやすく、
また硬度も調節可能であるため、従来の耐磨耗材におけ
る加工不可といった欠点をも解消することができるとい
う優れた効果を奏する。
０．６〜６．５重量％、Ｓｉ：３．０重量％以下、Ｍ
ｎ：１．０重量％以下、Ｐ：０．１５重量％以下、Ｓ：
０．０５重量％以下、Ｃｒ：１３〜３０重量％、Ｎｉ：
４〜１２重量％、Ｔｉ：５重量％以下、残部鉄（Ｆｅ）
及び不可避不純物からなり、その組織中に共有結合性の
Ｆｅ−Ｃｒ系炭化物を晶出させてなることを特徴とする
強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄であるから、前記実
施例からも明らかな如く、耐食性、耐磨耗性、耐熱性と
いった特性を全て充分に兼ね備え、高度化した化学工業
等に広範囲に使用できるとともに、Ｃ値が高いため溶湯
の流動性が良好で、欠陥の少ない鋳造品が造りやすく、
また硬度も調節可能であるため、従来の耐磨耗材におけ
る加工不可といった欠点をも解消することができるとい
う優れた効果を奏する。
【図１】この発明の強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄
を鋳造する一実施例において使用した遠心鋳造装置の一
例を示す模式図である。
を鋳造する一実施例において使用した遠心鋳造装置の一
例を示す模式図である。
【図２】この発明の強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄
を鋳造する一実施例において使用した鋳型（銅型）を示
す平面図である。
を鋳造する一実施例において使用した鋳型（銅型）を示
す平面図である。
【図３】同上、Ａ−Ａ' 断面図である。
【図４】同上、Ｂ−Ｂ' 断面図である。
【図５】実施例５で得られた合金鋳鉄の組織の４００倍
の顕微鏡写真である。
の顕微鏡写真である。
【図６】実施例６で得られた合金鋳鉄の組織の４００倍
の顕微鏡写真である。
の顕微鏡写真である。
【図７】比較例２で得られた合金鋳鉄の組織の４００倍
の顕微鏡写真である。
の顕微鏡写真である。
【図８】比較例３で得られた合金鋳鉄の組織の４００倍
の顕微鏡写真である。
の顕微鏡写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 菅原 清介 東大阪市御厨南２丁目５番28号 (56)参考文献 特開 昭49−106425（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−29423（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−80344（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−134208（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−80751（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 37/08
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．６〜６．５重量％、Ｓｉ：３．
０重量％以下、Ｍｎ：１．０重量％以下、Ｐ：０．１５
重量％以下、Ｓ：０．０５重量％以下、Ｃｒ：１３〜３
０重量％、Ｎｉ：４〜１２重量％、Ｔｉ：５重量％以
下、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなり、その組
織中に共有結合性のＦｅ−Ｃｒ系炭化物を晶出させてな
ることを特徴とする強靱高炭素セメンタイト系合金鋳
鉄。 - 【請求項２】 前記合金元素に、(a)Ｍｏ：１５％以
下、(b)Ｂ：２％以下、(c)Ｃｕ、Ｖ、Ｃｏ、Ｗのうちの
少なくとも２種以上の合金元素７％以下、の(a)〜(c)の
添加物の中から選択された一以上の添加物を混合してな
ることを特徴とする請求項１に記載の強靱高炭素セメン
タイト系合金鋳鉄。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05484593A JP3296509B2 (ja) | 1993-02-18 | 1993-02-18 | 強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05484593A JP3296509B2 (ja) | 1993-02-18 | 1993-02-18 | 強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06240404A JPH06240404A (ja) | 1994-08-30 |
| JP3296509B2 true JP3296509B2 (ja) | 2002-07-02 |
Family
ID=12981950
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05484593A Expired - Lifetime JP3296509B2 (ja) | 1993-02-18 | 1993-02-18 | 強靱高炭素セメンタイト系合金鋳鉄 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3296509B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102242319A (zh) * | 2011-06-17 | 2011-11-16 | 马鞍山市晨光高耐磨科技发展有限公司 | 铬基钨镍钼高耐磨合金配方 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100481360B1 (ko) * | 2000-08-23 | 2005-04-08 | 주식회사 포스코 | 내마모, 내부착성 및 내충격 특성이 우수한 가이드라이나의 제조방법 |
| KR100450395B1 (ko) * | 2000-08-24 | 2004-09-30 | 주식회사 포스코 | 내마모 및 내부착 특성이 우수한 가이드 라이너 |
| RU2629400C1 (ru) * | 2016-07-11 | 2017-08-29 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Литой высокобористый сплав |
| CN107747031A (zh) * | 2017-10-23 | 2018-03-02 | 宁国市正兴耐磨材料有限公司 | 一种耐腐蚀低磨耗的耐磨球及其制备方法 |
| KR102063134B1 (ko) * | 2018-01-08 | 2020-01-08 | 주식회사 성일터빈 | 내마모성 및 내식성이 우수한 고크롬 주철 |
| CN113215479A (zh) * | 2021-05-07 | 2021-08-06 | 福建辉丰环境工程科技有限公司 | 一种高耐磨钢材的制备方法 |
-
1993
- 1993-02-18 JP JP05484593A patent/JP3296509B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102242319A (zh) * | 2011-06-17 | 2011-11-16 | 马鞍山市晨光高耐磨科技发展有限公司 | 铬基钨镍钼高耐磨合金配方 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06240404A (ja) | 1994-08-30 |
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