JP3710053B2

JP3710053B2 - Stainless spheroidal carbide cast iron material

Info

Publication number: JP3710053B2
Application number: JP2001204291A
Authority: JP
Inventors: 忠橘堂; 守武村; 光昭松室; 清介菅原; 恒夫高田; 滋典西内; 豊川野; 悟山本
Original assignee: CITY OF KYOTO; OSAKAPREFECTURAL GOVERNMENT
Current assignee: CITY OF KYOTO; OSAKAPREFECTURAL GOVERNMENT
Priority date: 2001-07-05
Filing date: 2001-07-05
Publication date: 2005-10-26
Anticipated expiration: 2021-07-05
Also published as: DE10230383A1; DE10230383B4; JP2003013171A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はステンレス球状炭化物鋳鉄材料に係り、その目的は、低温の溶解温度で球状バナジウム炭化物のみを晶出させた、耐食性、耐熱性、耐摩耗性、靱性、加工性といった特性を兼ね備えるステンレス球状炭化物鋳鉄材料の提供にある。
【０００２】
【従来の技術】
産業技術の発展に伴い、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、耐摩耗性、耐食性、加工性のより一層の向上が要求されている。たとえば、エンジニアリングプラスチックの射出成形の分野では、樹脂成形体の強度や難燃性、耐摩耗性等を向上させるためにセラミックスや樹脂中にＦＲＰなどの補強材や各種添加剤が添加されている。この結果、セラミックスは脆弱で樹脂成形体系はシリンダ樹脂中の補強材により摩耗しやすく、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して部品製造装置の摩耗は従来よりも著しいものとなっている。
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、耐摩耗性、耐食性、加工性の従来以上の向上が要求されている。
【０００３】
先ず、優れた耐摩耗性を得るには、硬い鋳鉄である白鋳鉄の利用が考えられる。しかしながら、この白鋳鉄はその組織中に黒鉛が存在せず、パーライト及びセメンタイトから形成されるために非常に脆いという欠点を有している。従って、白鋳鉄の利用により、優れた耐摩耗性を得るのは困難である。そこで、白鋳鉄の欠点を克服した、靱性のある球状黒鉛鋳鉄の利用が以前より試みられている。
【０００４】
球状黒鉛鋳鉄は、その組織中に晶出する片状黒鉛の形状が球状化されているため、優れた靱性を有している。これは、金属素材組織中の晶出物の形状が靱性に大きな影響を与えるためである。つまり、通常、晶出物の形状は非金属的な性質が強いと共有結合又は静電結合、即ち有面（ｆａｃｅｔ）となって常に板状となる。この場合、靱性は弱い。逆に金属的な性質が強いと金属結合、即ち非有面（ｎｏｎｆａｃｅｔ）粒状又は球状のデンドライトとなり、この場合、外部から衝撃を受けても力が分散されるため靱性は強い。球状黒鉛鋳鉄の場合、マグネシウム（Ｍｇ）が０．０４％以上配合されることで、鋳鉄組織中に晶出する片状黒鉛の形状が球状化されるために優れた靱性を有している。しかし強靱性と耐摩耗性を共存させることは困難である。
一方、本発明者らは、既に特願平９−３０７９５１号において、鋳鉄組織中に球状又は粒状ＶＣ系炭化物及びＦｅＣｒ系炭化物を晶出させることで、耐摩耗性及び耐衝撃性に優れた合金鋳鉄を得ることができることを見出している。
さらに、本発明者らは、特願平１１−１２２８６１号において、球状又は粒状ＶＣ系炭化物をオーステナイト中に析出させることで、耐摩耗性、耐食性及び耐衝撃性に優れた合金鋳鉄を得ることができることを見出している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記球状黒鉛鋳鉄は耐摩耗性及び靱性には優れているが、耐食性に劣るという欠点を有していた。特願平９−３０７９５１号に記載の合金鋳鉄は組織中に球状又は粒状ＶＣ系炭化物及びＦｅＣｒ系炭化物が晶出するために、耐摩耗性及び耐衝撃性には優れているものの、耐食性及び耐熱性が若干劣るという欠点を有していた。また、特願平１１−１２２８６１号に記載の合金鋳鉄は、ＶＣ系炭化物のみを晶出するために、特願平９−３０７９５１号に記載の合金鋳鉄に比べて優れた性質を有しているものの、組織中に球状ＶＣ系炭化物に加えて粒状ＶＣ系炭化物も同時に晶出するために、その性質は充分に満足できるものではなく、耐摩耗性、靱性、耐食性、耐熱性、加工性を併せ持った鋳鉄材料の創出が望まれていた。
【０００６】
そこで、本発明者らは、合金鋳鉄に関する鋭意研究をさらに続けたところ、球状ＶＣ炭化物のみを晶出させることにより、耐摩耗性及び靱性を付与するだけでなく、ステンレス鋳鋼に匹敵する優れた耐食性及び耐熱性も付与することができ、しかも優れた加工性を有することを、また必須成分以外に特定の添加物を特定量配合することにより耐食性または耐熱性をさらに向上させることができることを見出し本発明の完成に至った。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
即ち、請求項１に係る発明は、主成分たる鉄（Ｆｅ）に、Ｃ：０．６〜４．０重量％、Ｖ：４〜１５重量％をそれぞれ含有させ、更に以下の（Ａ）及び（Ｂ）に記載の成分を各々配合させ、気泡化反応温度である１６７３〜１９５０Ｋで溶解を行うことにより、積極的に溶湯中にガス（水素）気泡の微細な球状空間を略均一に分散させて、その球状空間に共有結合性の球状バナジウム炭化物を晶出させてなることを特徴とするステンレス球状炭化物鋳鉄材料に関する。
（Ａ）ガス（水素）気泡補助材として、Ｐ：０．０１〜０．１５重量％、Ｓ：０．０１〜０．０５重量％、Ａｌ：０．０５〜１．０重量％、Ｍｇ：０．０１〜０．２重量％。
（Ｂ）耐食マトリックス形成材として、Ｓｉ：０．２〜４．５重量％、Ｃｒ：１３〜３０重量％、Ｍｎ：０．２〜３．０重量％、Ｎｉ及び／又はＣｏ：４〜１５重量％。
請求項２に係る発明は、主成分たる鉄（Ｆｅ）に、Ｃ：０．６〜４．０重量％、Ｖ：４〜１５重量％をそれぞれ含有させ、更に以下の（Ａ）乃至（Ｃ）に記載の成分を各々配合させ、気泡化反応温度である１６７３〜１９５０Ｋで溶解を行うことにより、積極的に溶湯中にガス（水素）気泡の微細な球状空間を略均一に分散させて、その球状空間に共有結合性の球状バナジウム炭化物を晶出させてなることを特徴とするステンレス球状炭化物鋳鉄材料に関する。
（Ａ）ガス（水素）気泡補助材として、Ｐ：０．０１〜０．１５重量％、Ｓ：０．０１〜０．０５重量％、Ａｌ：０．０５〜１．０重量％、Ｍｇ：０．０１〜０．２重量％。
（Ｂ）耐食マトリックス形成材として、Ｓｉ：０．２〜４．５重量％、Ｃｒ：１３〜３０重量％、Ｍｎ：０．２〜３．０重量％、Ｎｉ及び／又はＣｏ：４〜１５重量％。
（Ｃ）ガス（水素）気泡安定材として、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属のうちの１種以上の合金元素：０．１〜１．５重量％。
請求項３に係る発明は、前記ステンレス球状炭化物鋳鉄材料に、（ａ）Ｍｏ：０．０５〜１５％、（ｂ）Ｔｉ：０．０１〜５％、（ｃ）Ｂ：０．０１〜２％、（ｄ）Ｃｕ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙのうちの少なくとも２種以上の合金元素０．２〜５％、の（ａ）〜（ｄ）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又は２に記載のステンレス球状炭化物鋳鉄材料に関する。
請求項４に係る発明は、前記ステンレス球状炭化物鋳鉄材料に、（ａ）Ｍｏ：０．０５〜５％、（ｂ）Ｔｉ：０．０１〜１．０％、（ｃ）Ｂ：０．０１〜０．５％、（ｄ）Ｃｕ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙのうちの少なくとも２種以上の合金元素０．２〜１０％、の（ａ）〜（ｄ）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又は２に記載のステンレス球状炭化物鋳鉄材料に関する。
これらの発明を提供することにより上記の課題を悉く解決する。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係るステンレス球状炭化物鋳鉄材料について詳述する。本発明に係るステンレス球状炭化物鋳鉄材料は、量子力学を基本概念として分子軌道法により導いた「量子的ゆらぎ」により系の安定、不安定を判定する。これに基づき合金組成と反応温度を決定するとともに気泡源成分を共存させ、気泡化反応温度である１６７３〜１９５０Ｋの溶解温度において、気泡補助剤の働きにより積極的に溶湯中にガス（水素）気泡の微細な球状空間を分散させて、その球状空間に共有結合性の球状バナジウム炭化物を優先的に晶出させた後、凝固する方法により、球状バナジウム炭化物を耐食マトリックス中に均一に分散させる。これにより、金属組成を有する加工性、耐久性に優れたステンレス球状炭化物鋳鉄材料が得られる。そして、主成分たる鉄（Ｆｅ）にＣ、Ｖ、気泡補助材として、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｇ、気泡安定材としてＣａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属、耐食マトリックス形成材として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎが含有され、その組織中に球状バナジウム炭化物が略均一に分散されてなることを特徴とする。
【０００９】
尚、以下特に断りのない場合、含有量は重量％である。また、本明細書における「球状」とは、その形状が幾何学概念である「球状」のことであって、金属組織学における「粒状」、「塊状」とは区別される。本発明者らは「粒状」又は「塊状」の炭化物ではなく、「球状」の炭化物が均一に分散したステンレス球状炭化物鋳鉄材料を提供する。図１乃至３に幾何学概念における「球状」の一例を示す。また図４乃至６に金属組織学における「粒状」又は「塊状」の一例を示す。
【００１０】
球状炭化物を生成するためには、合金組成及び溶解方法が重要とされる。この理由は、鋳鉄を普通に溶解すると、平板状のＭ_７Ｃ_３型炭化物が生成して、球状炭化物は生成しないからである。平板状のＭ_７Ｃ_３型炭化物の生成を抑制して、球状炭化物を生成するためには、高温溶解を行えばよい。低温では平板状のＭ_７Ｃ_３型炭化物が生成する。一方、高温では新しい球状炭化物が生成して、平板状のＭ_７Ｃ_３型炭化物の生成は抑制される。高温溶解により生成する新しい球状炭化物はバナジウム炭化物（以下、ＶＣ炭化物という）である。
【００１１】
高温溶解により球状ＶＣ炭化物が生成する理由は、合金系の安定性を量子力学的に評価することによって説明することができる。さらに合金系の安定性は、「凝集エネルギー」と「エネルギーのゆらぎ」を計算することによって説明することができる。
「凝集エネルギー」は系の全エネルギーから孤立原子のエネルギーの和を差し引くことで求めることができる。尚、孤立原子のエネルギー自体は各電子のイオン化エネルギーの和として求められる。
「エネルギーのゆらぎ」（ΔE）は、次式１（化１）に示すように、基底状態において電子の詰まっている最もエネルギーの高い軌道（HOMO）のエネルギーを基準として、電子が詰まっていない空軌道全ての軌道エネルギー（En）の標準偏差として求められる。（但し、電子の励起される確率はギプス分布に従うものとする。）
【００１２】
【化１】

（尚、式中、ΔEはエネルギーのゆらぎ、Enは軌道エネルギー、＜En＞は軌道ネルギーの平均値である。）
【００１３】
「凝集エネルギー」が系の静的な安定性を表しているのに対し、このように定義される「エネルギーのゆらぎ」（ΔE）は、電子の励起されやすさ、即ち、反応性（活動度）を表しているものと考えられる。
これらを具体的に計算するには、シュレーディンガーの波動方程式ΗΨ＝ΕΨを拡張ヒュッケル法を用いてコンピュターによる数値計算を行えばよい。Ｆｅ原子数89個のクラスターにおいて、Ｆｅ原子をランダムにＶやＣｒで置換したときの、凝集エネルギーとエネルギーのゆらぎの計算結果をそれぞれ図７、図８に示す。
この結果によると、Ｆｅ原子をランダムにＶやＣｒで置換すると「凝集エネルギー」が除々に変化することが分かる。また、「エネルギーのゆらぎ」は、温度が上昇するにつれて大きくなることが分かる。さらに、ＦｅにＣｒを加えた場合に比べ、ＦｅにＶを加えた場合では、高温で急速にエネルギーのゆらぎが大きくなることが分かる。これは、Ｆｅ−Ｖ二元系では、高温で急速に不安定化して反応性が増すことを意味する。つまり、高温になると、不安定なＦｅ−Ｖ二元系は急速にＶＣ炭化物の生成反応を起こして安定化する。一方、Ｍ_７Ｃ_３型炭化物は低温でのみ存在し、高温では存在できないから、高温におけるＶＣ炭化物の急速な生成反応を利用することにより、従来のＭ_７Ｃ_３型炭化物の生成を抑制して、球状のＶＣ炭化物のみを生成させることができる。即ち、球状炭化物を生成するには、Ｃ及びＶが不可欠で、その理想的な添加量は原子数比で1対1、重量比で1対4である。
【００１４】
次に、高温で溶解することにより生成するＶＣ炭化物の球状化は、球状黒鉛鋳鉄の黒鉛球状化の理論から分かるようにガス（水素）気泡による。つまり、溶融鋳鉄の中に微細なガス（水素）気泡を発生させて、これを分散させることが必要である。これには水素を吸収しやすい性質であるＶが利用される。水素吸蔵合金の研究からも明らかなように、Ｖは水素吸蔵に有利な元素である。そしてＶから放出される水素気泡を微細に分散させるには、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒなどの元素周期律第IIａ族に属する元素などの低沸点元素が効果的である。また希土類金属は水素の固溶限が大きいために水素気泡放出の補助材となる。そして、微細なガス（水素）気泡の分散化を高めるＰ、Ｓ、Ａｌを微量添加することにより、これらの効果を安定化することができる。これらの元素を１６７３〜１９５０Ｋの溶湯に添加することにより、低沸点元素は気化するとともに、水素気泡補助剤は更なる水素気泡を放出する。またＡｌは微細な水素気泡の分散を活性化して、完全な球状炭化物を生成することができる。さらに、鋳鉄としてその鋳造性を確保するには、Ｃ、Ｖを適量添加することが必要であり、且つ耐食性、靭性、耐熱性を向上させるためにＮｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ等を適量添加することが必要である。
【００１５】
このように、球状炭化物は、従来の方法のように単に合金原料を溶解するだけでは生成させることはできない。球状炭化物を生成させるには、積極的に溶湯中にガス（水素）気泡の微細な球状空間を分散させ、その球状空間に共有結合の球状炭化物を生成させることが必要である。
【００１６】
図９の（ａ）、（ｂ）に球状炭化物の生成過程のモデルを示す。まず、金属組織中に形成された微細な球状の空間（１）中に、微細なＶＣ共有結合結晶が気泡界面に沿って成長する（２）。成長先端が互いに衝突すると粒界となり気泡内側にさらに成長する（３）。これを繰り返すことによって、球形の気泡を微細ＶＣ共有結合結晶が埋めたとき、外形は球形で網目状の面を放射状に積み重ねたような内部構造を有する球状ＶＣ炭化物が生成する（４，５）。
【００１７】
本発明に係るステンレス球状炭化物鋳鉄材料は、耐食性、耐摩耗性、耐熱性、靭性、鋳造性、加工性、溶接性等の性質を併せ持っているが、これらの性質は全て炭化物が球状であることに深く関係している。つまり、材料の腐食は相の界面で進行するが、この場合は相の界面が球状で閉じているために、腐食の進行が抑制される。耐摩耗性は、硬い相の存在によって保証されるが、材料の亀裂は相の界面から進行する。従って相が球状であることは亀裂の進行をも抑制する。さらに、形状が球状であると、応力集中が発生することも緩和され、靭性、耐熱性が付加される。球状であるために平板状炭化物に比較して加工性が向上して、加工精度が上昇する。
【００１８】
以上説明したように、球状炭化物を得るには、溶解方法が重要であり、普通の鋳鉄溶解より高温が望ましい。即ち、溶融鋳鉄の中に微細なガス（水素）気泡を発生させる気泡化反応温度で溶解される必要がある。具体的には、１６７３〜１９５０Ｋ、好ましくは１７７３〜１９５０Ｋ、より好ましくは１８７３〜１９５０Ｋである。溶解温度が１６７３Ｋ未満であると微細なガス（水素）気泡が分散されないために球状ＶＣ炭化物が形成されずに、Ｍ_７Ｃ_３炭化物がマトリックス中に晶出するとともに、処理溶湯の流動性が悪化し、鋳造することができない。一方、１９５０Ｋを超えた場合は、球状化に問題はないが気泡補助剤の歩留まりが悪化し、好ましくない。
【００１９】
さらに本発明に係るステンレス球状炭化物鋳鉄材料には以下に示す成分が配合される。
まず、Ｃ及びＶは、球状ＶＣ炭化物を晶出させるために配合される。
炭素（Ｃ）の含有量は、０．６〜４．０％、好ましくは１．５〜３．５％、より好ましくは２．３〜３．３％とされる。この理由は、含有量が０．６％未満の場合、合金鋳鉄の硬度及び機械的性質は殆ど変化せず、０．６％を超えると硬度及び機械的性質が上昇するからである。また、含有量が４．０％を超えると、一部のＣはＦｅ−Ｃｒ系板状炭化物（セメンタイト）となり、靱性、耐食性、耐熱性を低下させてしまうからである。
【００２０】
バナジュウム（Ｖ）含有量は、４．０〜１５％、好ましくは５〜１３％、より好ましくは、８〜１２％とされる。この理由は、含有量が４．０％未満の場合、高硬度の炭化物を分散させて共有結合性の球状ＶＣ炭化物を完全に晶出させることができず、１５％を超えて配合しても、それ以上の効果は期待できず、逆に偏析を起こしやすくなり、いずれの場合も好ましくないからである。また、球状ＶＣ炭化物は、ＶとＣの原子数比が約１：１（重量比４：１）であるため、Ｖの含有量がＣの含有量の３〜６重量倍、好ましくは３．５〜５．５重量倍、より好ましくは約４重量倍になるように配合するとよい。
【００２１】
Ｐ、Ｓ、Ｍｇ、Ａｌは気泡補助材として配合される。
リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、マグネシウム（Ｍｇ）は低沸点元素であり高温溶解鋳鉄の中で気化し、微細なガス（水素）気泡を発生させる。Ａｌはこの気泡の分散性を高めるために配合される。
リン（Ｐ）の含有量は０．０１〜０．１５％、好ましくは０．０４〜０．１３％、より好ましくは０．０８〜０．１２％とされる。この理由は、０．０１％未満の場合、気泡を分散させる効果が期待できず、一方０．１５％を超えると偏析や脆性を起こすために、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２２】
硫黄（Ｓ）の含有量は０．０１〜０．０５％、好ましくは０．０１５〜０．０３％とされる。この理由は、０．０１％未満の場合、気泡を分散させる効果が期待できず、０．０５％を超えると、ＭｎＳ（硫化マンガン）を晶出しやすくなり、耐食性が低下するために、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２３】
マグネシウム（Ｍｇ）は沸点（１３７３Ｋ）が比較的低いために、安定して微細な気泡を供給することができるとともに、脱酸作用を有するために炭化物の球状化能が高い。Ｍｇは、純マグネシウム、Ｍｇ合金、Ｍｇの塩化物、Ｍｇのフッ化物等を使用することができ、Ｍｇ合金としては、塊状又はブリケットのＭｇ−Ｎｉ、Ｍｇ−Ｆｅ、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ、Ｍｇ−Ｃｕ、Ｍｇ−Ａｌなどを例示することができる。
Ｍｇの含有量は、０．０１〜０．２％、好ましくは０．０１〜０．１％、より好ましくは０．０１〜０．０８％とされる。
【００２４】
アルミニウム（Ａｌ）はマグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）などの元素周期律表第IIａに属する金属元素又は希土類金属と複合して配合することにより、微細な水素気泡を分散させる効果を得ることができる。Ａｌの含有量は０．０５〜１．０％、好ましくは０．０８〜０．８％、より好ましくは０．１〜０．５％とされる。この理由は、含有量が０．０５％未満の場合、酸素との親和力が強いために脱酸元素となるために配合による効果が得られず、含有量が１．０％を超えると流動性を低下させて鋳造性が悪化するために、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２５】
ニッケル（Ｎｉ）、ケイ素（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）は耐食マトリックス形成材、即ち耐食性、耐熱性、靭性向上のために配合される。
ニッケル（Ｎｉ）含有量は４．０〜１５％、好ましくは５．０〜１３％、より好ましくは７〜１０％とされる。この理由は、含有量が４．０％未満の場合、金属組織のマルテンサイト化が起こり、硬くて脆弱となる。一方、１５％を超えると偏析を助長し、しかも基地が軟弱となるために、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２６】
ケイ素（Ｓｉ）は耐熱性に有効な元素であり、酸化減耗を激減させることができる。Ｓｉの含有量は０．２〜４．５％、好ましくは０．５〜４．０％、より好ましくは１．０〜３．０％とされる。この理由は、０．２％未満の場合、Ｖの歩留りを悪化させるためにＳｉ含有による効果を発揮することができず、一方、４．５％を超えると靱性が低下してしまい、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２７】
クロム（Ｃｒ）の含有量は１３〜３０％、好ましくは１３〜２５％、より好ましくは１６〜２０％とされる。この理由は、含有量が１３％未満の場合、安定したオーステナイト（γ）を晶出させることができず、耐熱性及び酸化性溶液に対する耐食性を低下させてしまい、一方、３０％を超えると平板状炭化物を晶出しその上偏析を起こして強度を劣化させる原因となるため、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２８】
マンガン（Ｍｎ）を含有させる場合、その含有量は０．２〜３．０％、好ましくは０．３〜２．０％、より好ましくは０．４〜１．５％とされる。この理由は、３．０％を超えるとＭ_７Ｃ_３偏析を起こしやすくなり、ＶＣ系の合金鋳鉄にとって好ましくないからである。
【００２９】
本発明では上記成分に加えて、ガス（水素）気泡安定材として、以下に述べるＣａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属に属する合金元素の添加物の中から選択された一以上の添加物を０．１〜１．５％、好ましくは０．５〜１．５％、より好ましくは０．５〜０．８％配合される。
【００３０】
カルシウム（Ｃａ）は殆ど溶湯中に溶けないが、Ｃａを添加することにより結合の強いＣａ−Ｓｉ結合が増加する。このために、Ｍｇ合金の融点が上昇し、溶湯中の微細気泡の生成を穏やかに進行させることができる。
Ｃａを含有させる場合、その含有量は上述の配合量の範囲内となれば特に限定されないが、０．２〜０．８％、好ましくは０．３〜０．７％、より好ましくは０．４〜０．６％とされる。
【００３１】
その他の元素周期律第IIａ族に属するバリウム（Ｂａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）の沸点はＭｇより高いが、融点が低く、Ａｌと同様に微細な水素気泡を分散させる効果を得ることができる。特に、Ｍｇに発生するフェイディング現象を緩和することができる。
【００３２】
Ｂａを含有させる場合、その含有量は上述の配合量の範囲内となれば特に限定されないが、０．０１〜１．０％、好ましくは０．０１〜０．５％、より好ましくは０．０１〜０．２％とされる。
またＳｒを含有させる場合、その含有量は上述の配合量の範囲内となれば特に限定されないが、０．０１〜１．０％、好ましくは０．０１〜０．５％、より好ましくは０．０１〜０．２％とされる。
【００３３】
希土類金属は、融点が低い上に、水素の固溶限が大きいために水素吸蔵量が大きい。このために水素気泡補助に効果がある。また、Ｍｇのフェイティング現象を緩和することができる。尚、希土類金属としては、いずれの希土類金属を用いることができるが、本発明においてはセリウム（Ｃｅ）、ランタン（Ｌａ）、ネオジウム（Ｎｄ）、プラセオジウム（Ｐｒ）、プロメチウム（Ｐｍ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユーロピウム（Ｅｕ）などのセリウム族に属する元素を用いることが好ましく、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄまたはセリウム族に属する希土類金属の中でも軽希土の元素の混合物であるミッシュメタルを用いることがより好ましい。
希土類金属を含有させる場合、その含有量は上述の配合量の範囲内となれば特に限定されないが、０．１〜１．０％、好ましくは０．１〜０．６％、より好ましくは０．２〜０．５％とされる。
【００３４】
尚、本発明において、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属のうちの一種以上の合金元素を含有させる場合、Ｃａとミッシュメタルのうちの一種以上の合金元素を含有させることが好ましく、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒのうちの一種以上の合金元素（好ましくは、Ｃａ）と希土類金属のうちの一種以上の合金元素（ミッシュメタル）を混合して含有させることがより好ましい。
【００３５】
さらに、本発明では上記成分に加えて、（ａ）Ｍｏ、（ｂ）Ｔｉ、（ｃ）Ｂ、（ｄ）Ｃｕ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙのうちの少なくとも２種以上の合金元素、の（ａ）〜（ｄ）の添加物の中から選択された一以上の添加物を適宜混合させてもよい。
【００３６】
モリブデン（Ｍｏ）はキッシュ黒鉛析出防止及び基地を安定させるのに有効であり、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は０．０５〜１５％、好ましくは０．１〜１３％、より好ましくは１．０〜７．０％とされる。この理由は、０．０５％未満の場合、Ｍｏ配合による効果が得られず、逆に１５％を超えると、高硬度の炭化物を分散させて共有結合性の球状ＶＣ炭化物の晶出を不安定とさせ、しかも耐食性が劣化してしまうため、いずれの場合も好ましくないからである。
また、耐熱性を特に向上させたい場合、その含有量は０．０５〜５％とすると良い。この理由は、５％を超えると耐熱性が若干劣化するからである。
【００３７】
チタン（Ｔｉ）は脱窒素と金属組織の微細化に有効であり、含有させる場合、その含有量は、０．０１〜５．０％、好ましくは０．０５〜４．５％、より好ましくは０．１〜３．５％とされる。この理由は、０．０１％未満の場合、Ｔｉ配合による微細化効果が得られず、逆に５．０％を超えるとＴｉ系炭化物の析出が著しくなり、ＶＣ炭化物の球状化を劣化させるため、いずれの場合も好ましくないからである。
また、耐熱性を特に向上させたい場合、その含有量は０．０１〜１．０％とすると良い。この理由は、１．０％を超えると耐熱性が若干劣化するからである。
【００３８】
ホウ素（Ｂ）は熱処理による硬度増大に有効であり、含有させる場合、含有量は０．０１〜２．０％、好ましくは０．０５〜１．５％、より好ましくは０．１〜１．０％とされる。この理由は、０．０１％未満の場合、Ｂ配合による効果が得られず、逆に、２．０％を超えると強度を劣化させる原因となるため、いずれの場合も好ましくないからである。
また、耐熱性を特に向上させたい場合、その含有量は０．０１〜０．５％とすると良い。この理由は、０．５％を超えると耐熱性が若干劣化するからである。
【００３９】
銅（Ｃｕ）、タングステン（Ｗ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、コバルト（Ｃｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、イットリウム（Ｙ）については、耐食性、耐摩耗性、耐熱性等の目的に応じて適宜配合すればよい。これらは単独で配合しても効果はあるが、複数組み合わせて配合することにより、より優れた効果を得ることができるので、２種以上の元素を組み合わせて配合する。但し、いたずらに配合しても共有結合を強固なものとするとは限らないため、主に耐食性を向上させる場合、２種以上の元素の合計の含有量は０．２〜５％とされる。また主に耐熱性を向上させる場合、これらの元素を多く配合すると効果的であり、２種以上の元素の合計の含有量は０．２〜１０％とされる。
【００４０】
尚、金属組織のマルテンサイト化を防止するためにはニッケル（Ｎｉ）と同様な効果を示すコバルト（Ｃｏ）の配合が有効である。特に耐摩耗性を向上させる場合、Ｎｉ含有量のうちの一部又は全てをＣｏに適宜置換することが効果的である。即ち、Ｎｉ及びＣｏの合計の含有量は４．０〜１５％、好ましくは５．０〜１３％、より好ましくは７〜１０％とされる。
【００４１】
本発明では、Ｃ、Ｖ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎに加えて、以上説明したような各配合成分を、その使用目的に応じて適宜配合して１６７３〜１９５０Ｋで添加、溶解し鋳造すればよい。特に球状ＶＣ炭化物の安定化にはＰ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属の配合が、耐食マトリックスの形成にはＮｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏの配合が、耐熱性、耐摩耗性、靭性化には、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｗ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙ、Ｃｏの配合が有効である。
【００４２】
上記組成からなるステンレス球状炭化物鋳鉄材料は、常法に準じて、鋳型内に熔湯を注ぎ込み、その後冷却する鋳放しにより得ることができる。また、冷却時に生じる鋳造応力を除去することが望ましいので、８２３±５０Ｋで２時間程度焼鈍する。鋳放し組織はオーステナイト（γ）+ＶＣ複合体で熱処理は有効ではない。
尚、焼準処理、焼鈍処理を施した場合、鋳放しで製造した合金鋳鉄とその組織に相違はない。
【００４３】
【実施例】
以下、本発明を実施例に基づき説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。尚、配合量は重量％である。
【００４４】
溶製条件と供試材
まず、表１に記載した組成に従い、実施例１〜５及び比較例１〜５の試料を調製した。
上記調製した各試料を、５０ｋｇ高周波誘導炉（ラミング材ＭｇＯ＋Ａｌ_２Ｏ_３）を用いて溶解した。実施例１〜５及び比較例１〜４については、溶融開始後、Ｃ、Ｖ、耐食マトリックス材を１９２３Ｋに昇温溶解し、水素気泡補助材及び安定材を添加、反応させた後、１８７３Ｋでミクロ組織観察試験片（３０φＸ１００Ｌ）及び機械的試験片を砂型に採取した。鋳造後、８７３Ｋで１時間保持後空冷の熱処理を行った。尚、実施例１〜５及び比較例１〜５は、１８７３Ｋで採取した。
【００４５】
また、比較例５の試料については、溶融開始後、Ｃ、Ｖ、耐食マトリックス材を１６７０Ｋに昇温溶解し、水素気泡補助材及び安定材を添加、反応させた後、１６２３Ｋでミクロ組織観察試験片（３０φＸ１００Ｌ）及び機械的試験片を砂型に採取した。鋳造後、８７３Ｋで１時間保持後空冷の熱処理を行った。
【００４６】
【表１】

【００４７】
（試験例１）
ミクロ組織の観察
ミクロ組織の観察のために、実施例１〜５、比較例１〜５の供試材の下部より３０ｍｍ部を切断して、研摩後金属顕微鏡と電子顕微鏡で観察した。金属組織と一部反射電子像にてＶＣ炭化物を写真撮影した。
実施例１〜５の結果をそれぞれ図１０乃至１７に、比較例１〜５の結果をそれぞれ図１８乃至２６に示す。
【００４８】
（試験例２、３）
引張り強度及び伸び
前記実施例１〜５及び比較例１〜５で得られた合金鋳鉄の引張り強度及び伸びを試験した。試験片は、「ＪＩＳＧ０３０７鋳鋼品の製造、試験及び検査の通則の供試材の形状及び寸法（ａ）」に従って、「ＪＩＳＺ２２０１金属材料引張４号試験片」を採取した。試験方法はこの４号試験片を用いて、引張り強度及び伸びともに「ＪＩＳＺ２２４１金属材料引張り試験法」の基準に従って測定した。
引張り強度及び伸びの結果を表２に示す。
【００４９】
（試験例４）
衝撃試験
前記実施例１〜５及び比較例１〜５で得られた合金鋳鉄の衝撃試験を行った。試験方法は、「ＪＩＳＺ２２４２金属材料衝撃試験方法」に示される、シャルピー衝撃試験とし、試験を行う前に、試験片の表面にある酸化物をＢｅｌｔ式研摩耗機で取り除き、１０×１０×５５ｍｍの形状で、ノッチなしのＪＩＳ３号試験片に加工したものを試験した。試験後破断面を観察し、大きな欠陥の見られるものについては除外した。
衝撃試験の結果を表２に示す。
【００５０】
（試験例５）
硬度測定
前記実施例１〜５及び比較例１〜５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（Ｈ_Ｒ）」の「Ｃスケール」（Ｈ_ＲＣ）を用い、試験方法は、「ＪＩＳＺ２２４５」に示される「ロックウエル硬さ試験方法」（ダイヤ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）に準じて試験を行った。
硬度測定の結果を表２に示す。
【００５１】
（試験例６）
摩耗試験
図２７に示す摩耗試験機を用いて、前記実施例１〜５及び比較例１〜５で得られた合金鋳鉄について、次に示す操作に従い摩耗試験を行った。
２５ｍｍ角×５０ｍｍ高の供試材より１０ｍｍ棒を切り出して試験片とし、これをネジホルダー（２）で取り付け、長さ１２０×１２０ｍｍにマイクロカッターで切断した。また、試料に接触させる砥石には、市販の材質Ａｌ_２Ｏ_３に粘土系バインダーを約３０％配合して成形後、約１４７３Ｋで焼結して得た、寸法がφ２５ｍｍ×２ｍｍ、♯８０の砥粒の軸付砥石（１）を用いた。
試料の各面をＢｅｌｔ式研摩機により、砥石と接触する面が良好な平面状態になるように特に注意を払いながら、♯８０で研摩した。
研摩試料表面に付着物がないことを確認した後、その重量を精密天秤で測定し、これを摩耗試験前重量とした。
次に、ホルダー部に試験面を下にして試料を取り付け、砥石と同じ高さに合わせた水平台を用いて試験面の水平度を水平に調整しつつ、側面からネジ止めをした。
試験機のバランスを調整した後、試料の真上に０．２ｋｇの荷重用分銅（３）を置き、天秤（４）を介して試料とは反対側に制振スプリング（５）を取り付け試料の空走をおさえた。
この状態で、回転速度を１７００ｒｐｍとして、摩耗試験機をスタートさせた。回転時間は９０秒とし、スタートさせてから３０、６０秒後にドレッシング用砥石で軸付き砥石の目詰まりを防止するためにドレッシングした。
試験が終了後、試料に付着した研摩粉をよく拭き取り除去し、再び精密天秤で秤量し、試験前の重量との差をもって摩耗量とした。
摩耗試験の結果を表２に示す。
【００５２】
（試験例７）
耐食性試験
実施例１〜５及び比較例１〜５に示される合金鋳鉄を用いて、Ｈ_２ＳＯ_４（７Ｎ）、ＨＣｌ（１Ｎ）に対する耐食性試験をした。試験方法としては、試料１０ｍｍ^３を全面仕上げ（エメリー３２０番仕上げ）し、アルコ−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５００ｍｌの容器（ビ−カ−）に入れ、そこに３００ｍｌのＨ_２ＳＯ_４（７Ｎ）、ＨＣｌ（１Ｎ）をそれぞれ注いだ。Ｈ_２ＳＯ_４（７Ｎ）は沸騰、ＨＣｌ（１Ｎ）は室温にて１４０時間浸漬し、洗浄、乾燥後、常温で各試料の重量測定と表面積測定を行い、腐食減量をｍｇ／ｃｍ^２で測定した。
また、耐食性に優れると言われるＳＵＳ３０４を用いて同様に耐食性試験を行った。尚、ＳＵＳ３０４の組成を表２に示す。
耐食性試験の結果を表２に示す。
【００５３】
【表２】

【００５４】
【表３】

【００５５】
（試験例８）
水中ポンプ・インペラ実証試験
汚泥貯槽の排水処理装置として水中ポンプ・インペラ実証試験を行った。汚泥貯槽は実使用はｐＨ４〜７（設計ｐＨ７〜９）、汚泥中の異物として、砂を混入させた。また汚泥濃度は３％前後であった。この処理装置汚泥貯槽水を蛍光Ｘ線分析で分析したとき、汚泥濃度０．５％、ＦｅＳＯ_３：１８．０％、ＳＯ_３：６．１％、Ａｌ_２Ｏ_３：４．２％、ＳｉＯ_２：８．８％、Ｖ_２Ｏ_５：２．９％、有機物（Ｃ）：６３．０％であった。尚、ｐＨの実証値は５．０であった。
実施例３と従来の鋳鉄ＦＣ２００を材料として外径φ２３０のインペラを作成し、汚泥処理用水中ポンプに取り付けて実証試験を行った。その結果、実施例３を材料として作成したインペラは１００３時間運転後０．１５％の減量が見られた。これに対し、従来の鋳鉄のインペラは８４４時間後９．００％の減量となり、明らかに実施例を材料としたものが優れていた。このことから、実施例の合金鋳鉄は従来の鋳鉄に比べ耐摩耗性及び耐食性に優れているといえる。
【００５６】
【発明の効果】
以上詳述した如く、請求項１記載の発明は、特定の気泡補助材が配合されているから、従来に比べて格段に低い溶解温度で球状炭化物を晶出させることができる。また、組織中に晶出する炭化物が球状化されているから、優れた耐摩耗性、靱性、加工性を有し、ステンレス鋼に匹敵する耐食性及び耐熱性を有している。
請求項２記載の発明は、優れた耐食性、耐熱性を有するとともに、耐摩耗性を大幅に向上させることができる。
請求項３及び４記載の発明は、優れた耐摩耗性、耐熱性を有するとともに、耐食性を大幅に向上させることができる。
請求項５及び６記載の発明は、優れた耐摩耗性、耐食性を有するとともに、耐熱性を大幅に向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における幾何学的な球状の一例を示す５００倍の顕微鏡写真である。
【図２】本発明における幾何学的な球状の一例を示す１０００倍の顕微鏡写真である。
【図３】本発明における幾何学的な球状の一例を示す１００００倍の顕微鏡写真である。
【図４】金属組織学における粒状又は塊状の一例を示す５００倍の顕微鏡写真である。
【図５】金属組織学における粒状又は塊状の一例を示す１０００倍の顕微鏡写真である。
【図６】金属組織学における粒状又は塊状の一例を示す１００００倍の顕微鏡写真である。
【図７】Ｆｅ原子をランダムにＶで置換したときの、凝集エネルギーとエネルギーのゆらぎの計算結果を示すグラフである。
【図８】Ｆｅ原子をランダムにＣｒで置換したときの、凝集エネルギーとエネルギーのゆらぎの計算結果を示すグラフである。
【図９】球状炭化物の生成過程を示すモデルである。
【図１０】実施例１の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１１】実施例１の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１２】実施例２の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１３】実施例２の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１４】実施例３の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１５】実施例３の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１６】実施例４の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１７】実施例５の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１８】比較例１の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１９】比較例１の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２０】比較例２の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２１】比較例２の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２２】比較例３の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２３】比較例３の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２４】比較例４の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２５】比較例５の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２６】比較例５の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２７】試験例６で使用した摩耗試験機の概略説明図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a stainless spheroidal carbide cast iron material, and its purpose is to crystallize only a spherical vanadium carbide at a low melting temperature, and to have a stainless spheroidal carbide having characteristics such as corrosion resistance, heat resistance, wear resistance, toughness, and workability. In providing cast iron materials.
[0002]
[Prior art]
With the development of industrial technology, the usage environment of equipment used there has become extremely harsh, and the material has further improved strength, heat resistance, wear resistance, corrosion resistance, and workability. Is required. For example, in the field of engineering plastic injection molding, reinforcing materials such as FRP and various additives are added to ceramics and resins in order to improve the strength, flame retardancy, wear resistance and the like of resin molded products. As a result, ceramics are fragile, and the resin molding system is easily worn by the reinforcing material in the cylinder resin, and is easily corroded by the strong corrosive gas generated from the additive. In addition, the shape of parts manufactured in various industries such as automobiles is complicated, and the wear of the parts manufacturing apparatus is more remarkable than before.
In this way, with the advancement of the industry, the usage environment of the equipment used there has become extremely harsh, and its materials include conventional strength, heat resistance, wear resistance, corrosion resistance, and workability. The above improvement is required.
[0003]
First, in order to obtain excellent wear resistance, use of white cast iron, which is hard cast iron, can be considered. However, this white cast iron has the disadvantage that it is very brittle because graphite is not present in its structure and is formed from pearlite and cementite. Therefore, it is difficult to obtain excellent wear resistance by using white cast iron. Therefore, attempts have been made to use tough spheroidal graphite cast iron that has overcome the disadvantages of white cast iron.
[0004]
Spheroidal graphite cast iron has excellent toughness because the shape of flake graphite crystallized in its structure is spheroidized. This is because the shape of the crystallized material in the metal material structure greatly affects the toughness. That is, usually, if the crystallized material has a strong nonmetallic property, it becomes a covalent bond or an electrostatic bond, that is, a facet, and is always plate-shaped. In this case, the toughness is weak. On the other hand, if the metallic property is strong, it becomes a metal bond, that is, nonfaceted granular or spherical dendrite, and in this case, the toughness is strong because the force is dispersed even when impacted from the outside. In the case of spheroidal graphite cast iron, it has excellent toughness because the shape of flake graphite crystallized in the cast iron structure is spheroidized by adding 0.04% or more of magnesium (Mg). However, it is difficult to make toughness and wear resistance coexist.
On the other hand, the present inventors have already disclosed in Japanese Patent Application No. 9-307951 an alloy excellent in wear resistance and impact resistance by crystallizing spherical or granular VC-based carbides and FeCr-based carbides in the cast iron structure. It has been found that cast iron can be obtained.
Furthermore, the present inventors can obtain alloy cast iron excellent in wear resistance, corrosion resistance and impact resistance by precipitating spherical or granular VC carbide in austenite in Japanese Patent Application No. 11-122861. I find out what I can do.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, although the above spheroidal graphite cast iron is excellent in wear resistance and toughness, it has a defect that it is inferior in corrosion resistance. Alloy cast iron described in Japanese Patent Application No. 9-307951 is excellent in wear resistance and impact resistance because spherical or granular VC-based carbides and FeCr-based carbides crystallize in the structure. It had the defect that the property was slightly inferior. Further, the alloy cast iron described in Japanese Patent Application No. 11-122861 has superior properties to the alloy cast iron described in Japanese Patent Application No. 9-307951 in order to crystallize only VC carbide. However, in addition to spherical VC carbides in the structure, granular VC carbides crystallize at the same time, so the properties are not fully satisfactory, and they have wear resistance, toughness, corrosion resistance, heat resistance, and workability. The creation of new cast iron materials was desired.
[0006]
Therefore, the present inventors further continued diligent research on alloy cast iron. By crystallizing only spherical VC carbide, the present inventors not only provide wear resistance and toughness, but also have excellent corrosion resistance comparable to stainless cast steel. And heat resistance can be imparted, and it has been found that corrosion resistance or heat resistance can be further improved by blending a specific amount of a specific additive in addition to the essential components. The invention has been completed.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
  That is, the invention according to claim 1Iron (Fe) as the main component contains C: 0.6 to 4.0% by weight and V: 4 to 15% by weight, respectively, and further contains the components described in the following (A) and (B). By dissolving at a bubble formation reaction temperature of 1673 to 1950 K, a fine spherical space of gas (hydrogen) bubbles is actively dispersed almost uniformly in the molten metal, and a covalent bond is formed in the spherical space. Stainless steel spherical carbide cast iron material characterized by crystallizing spherical vanadium carbideAbout.
(A) As a gas (hydrogen) bubble auxiliary material, P: 0.01 to 0.15 wt%, S: 0.01 to 0.05 wt%, Al: 0.05 to 1.0 wt%, Mg: 0.01 to 0.2% by weight.
(B) As a corrosion-resistant matrix forming material, Si: 0.2 to 4.5 wt%, Cr: 13 to 30 wt%, Mn: 0.2 to 3.0 wt%, Ni and / or Co: 4 to 15 weight%.
  The invention according to claim 2Iron (Fe) as a main component contains C: 0.6 to 4.0% by weight and V: 4 to 15% by weight, respectively, and further contains the components described in (A) to (C) below. By dissolving at a bubble formation reaction temperature of 1673 to 1950 K, a fine spherical space of gas (hydrogen) bubbles is actively dispersed almost uniformly in the molten metal, and a covalent bond is formed in the spherical space. Stainless steel spherical carbide cast iron material characterized by crystallizing spherical vanadium carbideAbout.
(A) As a gas (hydrogen) bubble auxiliary material, P: 0.01 to 0.15 wt%, S: 0.01 to 0.05 wt%, Al: 0.05 to 1.0 wt%, Mg: 0.01 to 0.2% by weight.
(B) As a corrosion-resistant matrix forming material, Si: 0.2 to 4.5 wt%, Cr: 13 to 30 wt%, Mn: 0.2 to 3.0 wt%, Ni and / or Co: 4 to 15 weight%.
(C) As a gas (hydrogen) bubble stabilizer, one or more alloy elements of Ca, Ba, Sr and rare earth metals: 0.1 to 1.5% by weight.
  The invention according to claim 3 provides theStainless spheroidal carbide cast iron material(A) Mo: 0.05-15%, (b) Ti: 0.01-5%, (c) B: 0.01-2%, (d) Cu, W, Zr, Co, Nb A mixture of one or more additives selected from the additives (a) to (d) of at least two alloy elements of 0.2 to 5% of Ta, Y. The stainless spheroidal carbide cast iron material according to

claim

1 or 2, characterized in that
  The invention which concerns on Claim 4 is the saidStainless spheroidal carbide cast iron material(A) Mo: 0.05-5%, (b) Ti: 0.01-1.0%, (c) B: 0.01-0.5%, (d) Cu, W, Zr One or more additives selected from among the additives (a) to (d) of 0.2 to 10% of at least two alloy elements of Co, Nb, Ta, and Y are mixed. The stainless spheroidal carbide cast iron material according to claim 1, wherein the stainless spheroidal carbide cast iron material is provided.
  By providing these inventions, the above problems can be solved.
[0008]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
  Hereinafter, the stainless spheroidal carbide cast iron material according to the present invention will be described in detail. The stainless spheroidal carbide cast iron material according to the present invention determines the stability and instability of the system by “quantum fluctuations” derived by the molecular orbital method based on quantum mechanics. Based on this, the composition of the alloy and the reaction temperature are determined, and the bubble source component is allowed to coexist, and at the melting temperature of 1673 to 1950 K, which is the bubble formation reaction temperature, gas (hydrogen) bubbles are actively added to the melt by the action of the bubble auxiliary agent. Then, the spherical vanadium carbide is uniformly dispersed in the corrosion-resistant matrix by a method of precipitating the spherical spherical vanadium carbide preferentially in the spherical space and then solidifying it. Thereby, a stainless spheroidal carbide cast iron material having a metal composition and excellent workability and durability can be obtained. And iron (Fe) as the main componentInC, V, P, S, Al, Mg as bubble auxiliary materials, Ca, Ba, Sr, rare earth metals as bubble stabilizers, Cr, Ni, Si, Mn as corrosion resistant matrix forming materials, The spherical vanadium carbide is dispersed substantially uniformly.
[0009]
Unless otherwise specified, the content is% by weight. Further, the term “spherical” in this specification means “spherical” whose shape is a geometric concept, and is distinguished from “granular” and “lumped” in metallography. The present inventors provide a stainless spheroidal carbide cast iron material in which “spherical” carbides are uniformly dispersed instead of “granular” or “lumped” carbides. 1 to 3 show an example of “spherical” in the geometric concept. FIGS. 4 to 6 show examples of “granular” or “block” in metallography.
[0010]
In order to produce spherical carbides, the alloy composition and melting method are important. The reason for this is that when cast iron is normally melted, flat M₇C₃This is because type carbides are produced and spherical carbides are not produced. Flat M₇C₃In order to suppress the formation of type carbides and to produce spherical carbides, high temperature dissolution may be performed. Flat plate M at low temperature₇C₃Type carbides are formed. On the other hand, new spherical carbides are formed at high temperatures, and the plate-like M₇C₃The formation of type carbide is suppressed. The new spherical carbide produced by high temperature melting is vanadium carbide (hereinafter referred to as VC carbide).
[0011]
The reason why spherical VC carbides are produced by high temperature melting can be explained by quantum mechanical evaluation of the stability of the alloy system. Furthermore, the stability of the alloy system can be explained by calculating “cohesive energy” and “energy fluctuation”.
The “cohesive energy” can be obtained by subtracting the sum of the energy of isolated atoms from the total energy of the system. The energy of the isolated atom itself is obtained as the sum of the ionization energy of each electron.
As shown in the following formula 1 (Chemical formula 1), “energy fluctuation” (ΔE) is the sky where electrons are not clogged with reference to the energy of the highest energy orbit (HOMO) clogged with electrons in the ground state. Calculated as the standard deviation of the orbital energy (En) of all orbits. (However, the probability that electrons are excited follows a Gypsum distribution.)
[0012]
[Chemical 1]

(In the equation, ΔE is energy fluctuation, En is orbital energy, and <En> is the average value of orbital energy.)
[0013]
Whereas “cohesive energy” represents the static stability of the system, the “energy fluctuation” (ΔE) defined in this way is the ease of excitation of electrons, ie, reactivity (activity). ).
In order to calculate them specifically, the Schrodinger wave equation ΗΨ = ΕΨ may be numerically calculated by a computer using the extended Huckel method. FIGS. 7 and 8 show the calculation results of the cohesive energy and the energy fluctuation when the Fe atoms are randomly substituted with V or Cr in the cluster having 89 Fe atoms, respectively.
According to this result, it is understood that the “aggregation energy” gradually changes when Fe atoms are randomly substituted with V or Cr. It can also be seen that the “energy fluctuation” increases as the temperature rises. Furthermore, it can be seen that when V is added to Fe, the fluctuation of energy rapidly increases at a high temperature as compared with the case where Cr is added to Fe. This means that the Fe-V binary system is rapidly destabilized at high temperatures to increase reactivity. That is, when the temperature becomes high, the unstable Fe-V binary system rapidly undergoes a formation reaction of VC carbide and stabilizes. On the other hand, M₇C₃Since type carbide exists only at low temperature and cannot exist at high temperature, the conventional M carbide can be obtained by utilizing the rapid formation reaction of VC carbide at high temperature.₇C₃It is possible to suppress the generation of type carbides and generate only spherical VC carbides. That is, in order to produce spherical carbide, C and V are indispensable, and the ideal amount of addition is 1 to 1 in terms of atomic ratio and 1 to 4 in terms of weight.
[0014]
Next, the spheroidization of VC carbide produced by melting at a high temperature is caused by gas (hydrogen) bubbles as can be understood from the theory of graphite spheroidization of spheroidal graphite cast iron. That is, it is necessary to generate and disperse fine gas (hydrogen) bubbles in the molten cast iron. For this, V, which is a property that easily absorbs hydrogen, is used. As is clear from the study of hydrogen storage alloys, V is an element advantageous for hydrogen storage. In order to finely disperse hydrogen bubbles released from V, low-boiling elements such as elements belonging to Group IIa of the periodic table of elements such as Mg, Ca, Ba, and Sr are effective. In addition, rare earth metal has a large hydrogen solubility limit, and therefore becomes an auxiliary material for releasing hydrogen bubbles. These effects can be stabilized by adding a small amount of P, S, and Al that enhance the dispersion of fine gas (hydrogen) bubbles. By adding these elements to the molten metal of 1673 to 1950K, the low boiling point element is vaporized, and the hydrogen bubble assistant releases further hydrogen bubbles. Al can also activate the dispersion of fine hydrogen bubbles to produce a perfect spherical carbide. Furthermore, in order to ensure castability as cast iron, it is necessary to add appropriate amounts of C and V, and add appropriate amounts of Ni, Si, Cr, Mn, etc. in order to improve corrosion resistance, toughness, and heat resistance. It is necessary.
[0015]
Thus, the spherical carbide cannot be produced simply by melting the alloy raw material as in the conventional method. In order to generate spherical carbides, it is necessary to actively disperse fine spherical spaces of gas (hydrogen) bubbles in the molten metal and to generate covalently bonded spherical carbides in the spherical spaces.
[0016]
FIGS. 9A and 9B show models of spherical carbide formation processes. First, in a fine spherical space (1) formed in the metal structure, a fine VC covalent bond crystal grows along the bubble interface (2). When the growth tips collide with each other, they become grain boundaries and grow further inside the bubbles (3). By repeating this, when a fine VC covalent bond crystal fills a spherical bubble, a spherical VC carbide having an internal structure in which the outer shape is spherical and the mesh-like surfaces are radially stacked is formed (4, 5). .
[0017]
The stainless spheroidal carbide cast iron material according to the present invention has properties such as corrosion resistance, wear resistance, heat resistance, toughness, castability, workability, weldability, etc., but all of these properties are that the carbide is spherical. Deeply related to. That is, the corrosion of the material proceeds at the phase interface, but in this case, the phase interface is spherical and closed, so that the progress of the corrosion is suppressed. Wear resistance is ensured by the presence of a hard phase, but material cracking proceeds from the interface of the phase. Accordingly, the spherical phase suppresses the progress of cracks. Furthermore, when the shape is spherical, the occurrence of stress concentration is alleviated, and toughness and heat resistance are added. Due to the spherical shape, the workability is improved as compared with the plate-like carbide, and the processing accuracy is increased.
[0018]
As described above, in order to obtain spherical carbides, the melting method is important, and a higher temperature is desirable than ordinary cast iron melting. That is, it is necessary to be dissolved at a bubbling reaction temperature that generates fine gas (hydrogen) bubbles in molten cast iron. Specifically, it is 1673-1950K, preferably 1773-1950K, more preferably 1873-1950K. If the melting temperature is less than 1673K, fine gas (hydrogen) bubbles are not dispersed, so that spherical VC carbide is not formed.₇C₃While carbides crystallize in the matrix, the fluidity of the treated molten metal deteriorates and cannot be cast. On the other hand, if it exceeds 1950K, there is no problem in spheroidization, but the yield of the bubble adjuvant deteriorates, which is not preferable.
[0019]
Furthermore, the following components are blended in the stainless spheroidal carbide cast iron material according to the present invention.
First, C and V are blended to crystallize spherical VC carbide.
The content of carbon (C) is 0.6 to 4.0%, preferably 1.5 to 3.5%, more preferably 2.3 to 3.3%. This is because when the content is less than 0.6%, the hardness and mechanical properties of the alloy cast iron hardly change, and when it exceeds 0.6%, the hardness and mechanical properties increase. Further, if the content exceeds 4.0%, a part of C becomes Fe—Cr type plate-like carbide (cementite), which deteriorates toughness, corrosion resistance, and heat resistance.
[0020]
The vanadium (V) content is 4.0 to 15%, preferably 5 to 13%, and more preferably 8 to 12%. The reason for this is that when the content is less than 4.0%, it is not possible to disperse the hard carbide and completely crystallize the spherical spherical VC carbide. This is because no further effect can be expected and, on the contrary, segregation tends to occur, which is not preferable in either case. In addition, since the spherical VC carbide has an atomic ratio of V to C of about 1: 1 (weight ratio 4: 1), the V content is 3 to 6 times the C content, preferably 3. It is good to mix | blend so that it may become 5 to 5.5 weight times, More preferably, about 4 weight times.
[0021]
P, S, Mg, and Al are blended as bubble auxiliary materials.
Phosphorus (P), sulfur (S), and magnesium (Mg) are low-boiling elements and are vaporized in high-temperature molten cast iron to generate fine gas (hydrogen) bubbles. Al is blended to increase the dispersibility of the bubbles.
The phosphorus (P) content is 0.01 to 0.15%, preferably 0.04 to 0.13%, and more preferably 0.08 to 0.12%. This is because if less than 0.01%, the effect of dispersing bubbles cannot be expected, while if it exceeds 0.15%, segregation or brittleness is caused, which is not preferable in either case.
[0022]
The sulfur (S) content is 0.01-0.05%, preferably 0.015-0.03%. The reason for this is that if the content is less than 0.01%, the effect of dispersing bubbles cannot be expected. If the content exceeds 0.05%, MnS (manganese sulfide) is easily crystallized, and the corrosion resistance decreases. This is also not preferable.
[0023]
Magnesium (Mg) has a relatively low boiling point (1373K), so that it can stably supply fine bubbles and has a deoxidizing action, and therefore has a high ability to spheroidize carbides. Mg may be pure magnesium, Mg alloy, Mg chloride, Mg fluoride, etc., and Mg alloy such as bulk or briquette Mg—Ni, Mg—Fe, Mg—Si—Fe, Mg -Cu, Mg-Al, etc. can be illustrated.
The Mg content is 0.01 to 0.2%, preferably 0.01 to 0.1%, more preferably 0.01 to 0.08%.
[0024]
Aluminum (Al) can be combined with a metal element belonging to Periodic Table IIa such as magnesium (Mg), calcium (Ca), or a rare earth metal to obtain an effect of dispersing fine hydrogen bubbles. it can. The Al content is 0.05 to 1.0%, preferably 0.08 to 0.8%, and more preferably 0.1 to 0.5%. The reason for this is that when the content is less than 0.05%, the affinity with oxygen is so strong that it becomes a deoxidizing element, so the effect of blending cannot be obtained, and when the content exceeds 1.0%, the fluidity This is because it is not preferable in any case because the castability is deteriorated by lowering the thickness.
[0025]
Nickel (Ni), silicon (Si), chromium (Cr), and manganese (Mn) are blended in order to improve the corrosion resistance, heat resistance, and toughness.
The nickel (Ni) content is 4.0 to 15%, preferably 5.0 to 13%, more preferably 7 to 10%. The reason for this is that when the content is less than 4.0%, the metal structure becomes martensitic and becomes hard and brittle. On the other hand, if it exceeds 15%, segregation is promoted, and the base becomes soft.
[0026]
Silicon (Si) is an element effective for heat resistance and can drastically reduce oxidation depletion. The Si content is 0.2 to 4.5%, preferably 0.5 to 4.0%, more preferably 1.0 to 3.0%. The reason for this is that if it is less than 0.2%, the effect of Si content cannot be exerted in order to deteriorate the yield of V. On the other hand, if it exceeds 4.5%, the toughness is reduced. This is also not preferable.
[0027]
The chromium (Cr) content is 13 to 30%, preferably 13 to 25%, and more preferably 16 to 20%. This is because when the content is less than 13%, stable austenite (γ) cannot be crystallized, and the heat resistance and the corrosion resistance against the oxidizing solution are deteriorated. This is because in any case it is not preferable because the carbides crystallize out and cause segregation and deteriorate the strength.
[0028]
When manganese (Mn) is contained, the content is 0.2 to 3.0%, preferably 0.3 to 2.0%, more preferably 0.4 to 1.5%. The reason is that if it exceeds 3.0%, M₇C₃This is because segregation is likely to occur, which is undesirable for VC-based alloy cast iron.
[0029]
  BookIn the inventionAboveIn addition to the component, one or more additives selected from the following additive elements of the alloy elements belonging to Ca, Ba, Sr, and rare earth metals are used as the gas (hydrogen) bubble stabilizer. 5%, preferably 0.5 to 1.5%, more preferably 0.5 to 0.8%.
[0030]
Calcium (Ca) hardly dissolves in the molten metal, but the addition of Ca increases the strong bond Ca—Si bond. For this reason, melting | fusing point of Mg alloy rises and the production | generation of the fine bubble in a molten metal can be advanced gently.
When Ca is contained, the content is not particularly limited as long as it falls within the range of the above-mentioned blending amount, but is 0.2 to 0.8%, preferably 0.3 to 0.7%, more preferably 0.8. It is 4 to 0.6%.
[0031]
The boiling points of barium (Ba) and strontium (Sr) belonging to Group IIa of other element periodicities are higher than that of Mg, but the melting point is low, and the effect of dispersing fine hydrogen bubbles as in Al can be obtained. In particular, the fading phenomenon that occurs in Mg can be reduced.
[0032]
When Ba is contained, the content is not particularly limited as long as it falls within the range of the above-mentioned blending amount, but is 0.01 to 1.0%, preferably 0.01 to 0.5%, more preferably 0.00. 01 to 0.2%.
Further, when Sr is contained, the content is not particularly limited as long as it falls within the range of the above-mentioned blending amount, but is 0.01 to 1.0%, preferably 0.01 to 0.5%, more preferably 0. 0.01 to 0.2%.
[0033]
A rare earth metal has a low melting point and a large hydrogen storage capacity due to a large solid solubility limit of hydrogen. For this reason, it is effective in assisting hydrogen bubbles. In addition, the Mg fate phenomenon can be alleviated. Any rare earth metal can be used as the rare earth metal. In the present invention, cerium (Ce), lanthanum (La), neodymium (Nd), praseodymium (Pr), promethium (Pm), and samarium (Sm). ), Elements belonging to the cerium group such as europium (Eu) are preferably used, and among the rare earth metals belonging to Ce, La, Nd or cerium group, it is more preferable to use misch metal which is a mixture of light rare earth elements. .
When the rare earth metal is contained, the content is not particularly limited as long as it falls within the range of the above-mentioned blending amount, but is 0.1 to 1.0%, preferably 0.1 to 0.6%, more preferably 0. .2 to 0.5%.
[0034]
In the present invention, when one or more alloy elements of Ca, Ba, Sr, and rare earth metals are contained, it is preferable to contain one or more alloy elements of Ca and Misch metal, and Ca, Ba, More preferably, one or more alloy elements of Sr (preferably Ca) and one or more alloy elements of rare earth metals (Mish metal) are mixed and contained.
[0035]
  Furthermore, in the present invention,the aboveIn addition to the components, (a) Mo, (b) Ti, (c) B, (d) Cu, W, Zr, Co, Nb, Ta, Y at least two alloy elements (a ) To (d), one or more additives selected from the additives may be appropriately mixed.
[0036]
Molybdenum (Mo) is effective in preventing the precipitation of quiche graphite and stabilizing the matrix. When Mo is contained, its content is 0.05 to 15%, preferably 0.1 to 13%, more preferably 1 0.0 to 7.0%. The reason for this is that when the content is less than 0.05%, the effect of the Mo compound cannot be obtained. Conversely, when the content exceeds 15%, the crystallization of the covalently bonded spherical VC carbide is unstable due to the dispersion of the hard carbide. Moreover, since corrosion resistance deteriorates, it is not preferable in any case.
Moreover, when it is desired to particularly improve heat resistance, the content is preferably 0.05 to 5%. This is because the heat resistance is slightly deteriorated when it exceeds 5%.
[0037]
Titanium (Ti) is effective for denitrification and refinement of the metal structure, and when contained, its content is 0.01-5.0%, preferably 0.05-4.5%, more preferably 0.1 to 3.5%. The reason for this is that when the content is less than 0.01%, the effect of refining by the Ti compound cannot be obtained. Conversely, when the content exceeds 5.0%, precipitation of Ti-based carbides becomes remarkable, and the spheroidization of VC carbides is deteriorated. This is because neither case is preferable.
Moreover, when it is desired to particularly improve heat resistance, the content is preferably 0.01 to 1.0%. The reason for this is that if it exceeds 1.0%, the heat resistance is slightly deteriorated.
[0038]
Boron (B) is effective for increasing the hardness by heat treatment, and when contained, the content is 0.01 to 2.0%, preferably 0.05 to 1.5%, more preferably 0.1 to 1.%. 0%. The reason for this is that if it is less than 0.01%, the effect of blending B cannot be obtained, and conversely if it exceeds 2.0%, the strength is deteriorated.
Moreover, when it is desired to particularly improve heat resistance, the content is preferably 0.01 to 0.5%. The reason for this is that if it exceeds 0.5%, the heat resistance is slightly deteriorated.
[0039]
For copper (Cu), tungsten (W), zirconium (Zr), cobalt (Co), niobium (Nb), tantalum (Ta), yttrium (Y), depending on the purpose of corrosion resistance, wear resistance, heat resistance, etc. May be added as appropriate. Even if these are blended singly, there is an effect, but by blending a plurality of them, a more excellent effect can be obtained. Therefore, two or more elements are blended in combination. However, even if blended mischiefly, the covalent bond is not necessarily strengthened. Therefore, when mainly improving the corrosion resistance, the total content of two or more elements is set to 0.2 to 5%. Moreover, when mainly improving heat resistance, it is effective to mix many of these elements, and the total content of two or more elements is 0.2 to 10%.
[0040]
In order to prevent the martensitic transformation of the metal structure, it is effective to add cobalt (Co) that exhibits the same effect as nickel (Ni). In particular, when improving the wear resistance, it is effective to appropriately replace part or all of the Ni content with Co. That is, the total content of Ni and Co is 4.0 to 15%, preferably 5.0 to 13%, more preferably 7 to 10%.
[0041]
  In the present invention,In addition to C, V, P, S, Al, Mg, Ni, Si, Cr, Mn, the above-described blending components are blended as appropriate according to the purpose of use, and added and dissolved at 1673 to 1950K. And then cast. Particularly for stabilizing spherical VC carbides, P, S,Al,The combination of Mg, Ca, Ba, Sr, and rare earth metal is used to form a corrosion-resistant matrix., CoIn order to increase heat resistance, wear resistance, and toughness, it is effective to add Mo, Ti, B, Cu, W, Zr, Nb, Ta, Y, and Co.
[0042]
The stainless spheroidal carbide cast iron material having the above composition can be obtained by an as-cast method in which a molten metal is poured into a mold and then cooled according to a conventional method. Also, since it is desirable to remove the casting stress generated during cooling, annealing is performed at 823 ± 50K for about 2 hours. The as-cast structure is austenite (γ) + VC composite and heat treatment is not effective.
In addition, when a normalization process and an annealing process are given, there is no difference in the structure and the structure of cast iron manufactured by casting.
[0043]
【Example】
EXAMPLES Hereinafter, although this invention is demonstrated based on an Example, this invention is not limited to these Examples at all. In addition, a compounding quantity is weight%.
[0044]
Melting conditions and test materials
First, according to the composition described in Table 1, Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 5 were prepared.
Each of the above prepared samples was mixed with a 50 kg high frequency induction furnace (ramming material MgO + Al₂O₃). For Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 4, C, V, and corrosion resistant matrix material were heated and dissolved in 1923K after the start of melting, and after adding and reacting with the hydrogen bubble auxiliary material and stabilizer, at 1873K A microstructure observation test piece (30φX100L) and a mechanical test piece were collected in a sand mold. After casting, it was kept at 873 K for 1 hour and then air-cooled heat treatment was performed. In addition, Examples 1-5 and Comparative Examples 1-5 were sampled at 1873K.
[0045]
For the sample of Comparative Example 5, after starting melting, the C, V, and corrosion-resistant matrix materials were heated and dissolved at 1670K, the hydrogen bubble auxiliary material and the stabilizer were added and reacted, and then the microstructure observation test at 1623K. A piece (30φX100L) and a mechanical test piece were collected in a sand mold. After casting, it was kept at 873 K for 1 hour and then air-cooled heat treatment was performed.
[0046]
[Table 1]

[0047]
(Test Example 1)
Observation of microstructure
In order to observe the microstructure, a 30 mm portion was cut from the lower part of the test materials of Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 5, and were observed with a metal microscope and an electron microscope after polishing. VC carbide was photographed with a metallographic structure and a partially reflected electron image.
The results of Examples 1 to 5 are shown in FIGS. 10 to 17, respectively, and the results of Comparative Examples 1 to 5 are shown in FIGS. 18 to 26, respectively.
[0048]
(Test Examples 2 and 3)
Tensile strength and elongation
The tensile strength and elongation of the alloy cast iron obtained in Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 5 were tested. As a test piece, “JISZ2201 Metallic Material Tensile No. 4 Test Piece” was collected according to “JIS G0307 Cast Steel Product Production, Test and Inspection General Test Material Shape and Size (a)”. The test method used this No. 4 test piece, and measured both tensile strength and elongation according to the standard of “JISZ2241 Metal Material Tensile Test Method”.
The results of tensile strength and elongation are shown in Table 2.
[0049]
(Test Example 4)
Impact test
The impact test of the alloy cast iron obtained in Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 5 was performed. The test method is the Charpy impact test shown in “JISZ2242 metal material impact test method”, and before performing the test, the oxide on the surface of the test piece is removed with a belt type abrasive wear machine of 10 × 10 × 55 mm. A sample processed into a JIS No. 3 test piece without a notch was tested. After the test, the fracture surface was observed, and those with large defects were excluded.
The results of the impact test are shown in Table 2.
[0050]
(Test Example 5)
Hardness measurement
The hardness of the alloy cast iron obtained in Examples 1-5 and Comparative Examples 1-5 was measured. The hardness index is “Rockwell hardness (H_R) "C scale" (H_RC), the test method is “Rockwell hardness test method” shown in “JISZ2245” (Diamond indenter or ball indenter is used first to apply the reference load, then to the test load, and back to the reference load again. Then, the test was conducted according to the definition formula) by the difference in penetration depth of the indenter at the reference load of two times before and after.
Table 2 shows the results of the hardness measurement.
[0051]
(Test Example 6)
Abrasion test
Using the wear tester shown in FIG. 27, the wear test was performed on the alloy cast irons obtained in Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 5 according to the following operations.
A 10 mm rod was cut out from a 25 mm square × 50 mm high test material to prepare a test piece, which was attached with a screw holder (2), and cut to a length of 120 × 120 mm with a microcutter. In addition, the grindstone that comes into contact with the sample has a commercially available material Al.₂O₃About 30% of a clay-based binder was added to and molded, and then sintered at about 1473 K, and a grinding wheel with a shaft (1) having a size of φ25 mm × 2 mm and # 80 abrasive grains was used.
Each surface of the sample was polished by # 80 with a belt type grinder while paying particular attention so that the surface in contact with the grindstone was in a good flat state.
After confirming that there were no deposits on the polished sample surface, the weight was measured with a precision balance, and this was taken as the weight before the wear test.
Next, a sample was attached to the holder part with the test surface facing down, and the level of the test surface was adjusted horizontally using a horizontal platform adjusted to the same height as the grindstone, and screwed from the side surface.
After adjusting the balance of the testing machine, place a 0.2 kg load weight (3) directly above the sample, and attach a damping spring (5) to the opposite side of the sample via the balance (4). I stopped running.
In this state, the abrasion tester was started at a rotational speed of 1700 rpm. The rotation time was 90 seconds, and dressing was performed 30 or 60 seconds after starting to prevent clogging of the grinding wheel with a shaft with a dressing stone.
After the test was completed, the abrasive powder adhering to the sample was thoroughly wiped off and weighed again with a precision balance, and the difference from the weight before the test was taken as the amount of wear.
Table 2 shows the results of the abrasion test.
[0052]
(Test Example 7)
Corrosion resistance test
Using the alloy cast iron shown in Examples 1-5 and Comparative Examples 1-5, H₂SO₄(7N), corrosion resistance test against HCl (1N). As a test method, a sample 10 mm³Was finished (Emmery No. 320), degreased and washed with alcohol, then subjected to weight and surface area measurements and subjected to the test. Each test piece is separately put into a 500 ml container (beaker) of the same size, and 300 ml of H₂SO₄(7N) and HCl (1N) were poured respectively. H₂SO₄(7N) is boiling, HCl (1N) is immersed for 140 hours at room temperature, washed and dried, and then the weight and surface area of each sample are measured at room temperature.²Measured with
Moreover, the corrosion resistance test was similarly performed using SUS304 which is said to be excellent in corrosion resistance. The composition of SUS304 is shown in Table 2.
The results of the corrosion resistance test are shown in Table 2.
[0053]
[Table 2]

[0054]
[Table 3]

[0055]
(Test Example 8)
Submersible pump / impeller demonstration test
A submersible pump / impeller demonstration test was conducted as a wastewater treatment system for sludge storage tanks. The sludge storage tank was actually mixed with pH 4-7 (design pH 7-9), and sand was mixed as a foreign substance in the sludge. The sludge concentration was around 3%. When this treatment device sludge storage tank water is analyzed by fluorescent X-ray analysis, the sludge concentration is 0.5%, FeSO₃: 18.0%, SO₃: 6.1%, Al₂O₃: 4.2%, SiO₂: 8.8%, V₂O₅: 2.9%, organic matter (C): 63.0%. The demonstrated value of pH was 5.0.
An impeller having an outer diameter of φ230 was prepared using Example 3 and conventional cast iron FC200 as a material, and was attached to a sludge treatment submersible pump for a verification test. As a result, the impeller produced using Example 3 as a material showed a loss of 0.15% after 1003 hours of operation. On the other hand, the conventional cast iron impeller lost 9.00% after 844 hours, and the example material was clearly superior. From this, it can be said that the alloy cast iron of the example is superior in wear resistance and corrosion resistance as compared with conventional cast iron.
[0056]
【The invention's effect】
As described above in detail, the invention according to claim 1 is capable of crystallizing spherical carbides at a melting temperature much lower than that of the prior art since a specific bubble auxiliary material is blended. Further, since the carbide crystallized in the structure is spheroidized, it has excellent wear resistance, toughness and workability, and has corrosion resistance and heat resistance comparable to stainless steel.
The invention described in claim 2 has excellent corrosion resistance and heat resistance, and can greatly improve the wear resistance.
The inventions of

claims

3 and 4 have excellent wear resistance and heat resistance, and can greatly improve the corrosion resistance.
The inventions according to claims 5 and 6 have excellent wear resistance and corrosion resistance, and can greatly improve heat resistance.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a 500.times. Photomicrograph showing an example of a geometric sphere in the present invention.
FIG. 2 is a 1000 × photomicrograph showing an example of a geometric sphere in the present invention.
FIG. 3 is a 10000 × photomicrograph showing an example of a geometric sphere in the present invention.
FIG. 4 is a 500.times. Photomicrograph showing an example of a granular or massive shape in metallography.
FIG. 5 is a 1000 × photomicrograph showing an example of a granular or massive shape in metallography.
FIG. 6 is a photomicrograph at a magnification of 10,000 times showing an example of a granular or massive shape in metallography.
FIG. 7 is a graph showing calculation results of cohesive energy and energy fluctuations when Fe atoms are randomly substituted with V.
FIG. 8 is a graph showing calculation results of cohesive energy and energy fluctuations when Fe atoms are randomly substituted with Cr.
FIG. 9 is a model showing the formation process of spherical carbides.
FIG. 10 is a photomicrograph of the metal structure of Example 1, where 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 11 is a micrograph (reflection electron image) of the metal structure of Example 1, where 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 12 is a micrograph of the metal structure of Example 2, where 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 13 is a micrograph (reflection electron image) of the metal structure of Example 2, where 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 14 is a micrograph of the metallographic structure of Example 3, where 1.70 cm is actually 50 μm.
15 is a micrograph (backscattered electron image) of the metal structure of Example 3, where 1.70 cm is actually 50 μm. FIG.
FIG. 16 is a micrograph of the metal structure of Example 4, in which 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 17 is a micrograph of the metal structure of Example 5, in which 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 18 is a micrograph of the metal structure of Comparative Example 1, in which 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 19 is a micrograph (reflection electron image) of the metal structure of Comparative Example 1, where 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 20 is a micrograph of the metal structure of Comparative Example 2, in which 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 21 is a micrograph (reflection electron image) of the metal structure of Comparative Example 2, in which 1.70 cm is actually 50 μm.
22 is a micrograph of the metal structure of Comparative Example 3, in which 1.70 cm is actually 50 μm. FIG.
FIG. 23 is a micrograph (reflection electron image) of the metal structure of Comparative Example 3, in which 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 24 is a micrograph of the metal structure of Comparative Example 4, where 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 25 is a micrograph of the metal structure of Comparative Example 5, in which 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 26 is a micrograph (reflection electron image) of the metal structure of Comparative Example 5, in which 1.70 cm is actually 50 μm.
FIG. 27 is a schematic explanatory diagram of an abrasion tester used in Test Example 6.

Claims

Iron (Fe) as the main component contains C: 0.6 to 4.0% by weight and V: 4 to 15% by weight, respectively, and further contains the components described in the following (A) and (B). By dissolving at a bubble formation reaction temperature of 1673 to 1950 K, a fine spherical space of gas (hydrogen) bubbles is actively dispersed almost uniformly in the molten metal, and the covalent bonding property to the spherical space is obtained. A stainless spherical carbide cast iron material characterized by crystallizing spherical vanadium carbide.
(A) As a gas (hydrogen) bubble auxiliary material, P: 0.01 to 0.15 wt%, S: 0.01 to 0.05 wt%, Al: 0.05 to 1.0 wt%, Mg: 0.01 to 0.2% by weight.
(B) As a corrosion-resistant matrix forming material, Si: 0.2 to 4.5 wt%, Cr: 13 to 30 wt%, Mn: 0.2 to 3.0 wt%, Ni and / or Co: 4 to 15 weight%.

Iron (Fe) as a main component contains C: 0.6 to 4.0% by weight and V: 4 to 15% by weight, respectively, and further contains the components described in (A) to (C) below. By dissolving at a bubble formation reaction temperature of 1673 to 1950 K, a fine spherical space of gas (hydrogen) bubbles is actively dispersed almost uniformly in the molten metal, and the covalent bonding property to the spherical space is obtained. A stainless spherical carbide cast iron material characterized by crystallizing spherical vanadium carbide.
(A) As a gas (hydrogen) bubble auxiliary material, P: 0.01 to 0.15 wt%, S: 0.01 to 0.05 wt%, Al: 0.05 to 1.0 wt%, Mg: 0.01 to 0.2% by weight.
(B) As a corrosion-resistant matrix forming material, Si: 0.2 to 4.5 wt%, Cr: 13 to 30 wt%, Mn: 0.2 to 3.0 wt%, Ni and / or Co: 4 to 15 weight%.
(C) As a gas (hydrogen) bubble stabilizer, one or more alloy elements of Ca, Ba, Sr and rare earth metals: 0.1 to 1.5% by weight.

The stainless spheroidal carbide cast iron material includes (a) Mo: 0.05 to 15%, (b) Ti: 0.01 to 5%, (c) B: 0.01 to 2%, (d) Cu, W One or more additives selected from the additives (a) to (d) of 0.2 to 5% of at least two alloy elements of Zr, Co, Nb, Ta, and Y The stainless spheroidal carbide cast iron material according to claim 1 or 2, characterized by being mixed.

In the stainless spheroidal carbide cast iron material , (a) Mo: 0.05 to 5%, (b) Ti: 0.01 to 1.0%, (c) B: 0.01 to 0.5%, (d ) One or more selected from the additives (a) to (d) of 0.2 to 10% of at least two alloy elements of Cu, W, Zr, Co, Nb, Ta, and Y The stainless spheroidal carbide cast iron material according to claim 1 or 2, wherein the additive is mixed.