JP4378841B2

JP4378841B2 - High alloy cast iron with excellent wear resistance

Info

Publication number: JP4378841B2
Application number: JP2000129682A
Authority: JP
Inventors: 伸石川; 山本　　公; 啓一吉岡
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-04-28
Filing date: 2000-04-28
Publication date: 2009-12-09
Anticipated expiration: 2020-04-28
Also published as: JP2001316754A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高合金鋳鉄に係り、とくに熱間圧延用ロール外層材、切削用工具等の高温での耐摩耗性が要求される使途に好適な、耐摩耗性に優れた高合金鋳鉄に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高温での耐摩耗性に優れることが要求される熱間圧延用ロールや、切削用工具等には、基地中に硬質な炭化物を多量に分散させた高合金鋳鉄が広く使用されている。これら高合金鋳鉄における炭化物の多くは、通常、鋳造段階で、一次炭化物と呼ばれる初晶炭化物あるいは共晶炭化物として、塊状あるいはデンドライト状に10〜数100 μm の大きさで晶出する。また、鋳造後の熱処理で、基地中に二次炭化物が微細析出し分散して基地組織を強化するが、しかし、二次炭化物の量は一次炭化物にくらべわずかである。
【０００３】
これら高合金鋳鉄では、分散する炭化物の硬さ、およびその分散量に応じて、耐摩耗性が向上するといわれ、種々の高合金鋳鉄が提案されている。
例えば、特開昭63-121635 号公報には、Ｃ：1.5 〜２％、Cr：15〜25％、Ｗ：1 〜3.5 ％、Mn：1.5 〜４％、Si：１〜1.5 ％、Mo：0.2 〜１％、Ｖ：0.2 〜1 ％を含み、残部が鉄からなり、Cr／Ｃが10〜12.5、Ｗ／Mnが0.6 〜0.9 で焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトからなる基地中にＭ₇Ｃ₃炭化物および面積率８〜20％のＭ₂₃Ｃ₆が分散した組織を有する高靱性合金鋳鉄が提案されている。しかしながら、特開昭63-121635 号公報に記載された高合金鋳鉄では、確かに靱性は向上するが、耐摩耗性の顕著な向上は見られないという問題があった。
【０００４】
また、特開昭63-266043 号公報には、ＭＣタイプの二次炭化物を析出させた鋳鉄製の熱間圧延用ロールが開示されている。この鋳鉄製ロールは、Ｃ：0.9 〜2.3 ％、Mn：1.3 ％以上、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Cr：7.9 〜10.5％、Mo：2.0 ％以上、Ｖ：0.9 〜3.8 ％、Co：1.7 ％以下、Ｗ：4.4 〜8.5 ％、Nb：7.0 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋳鉄で外殻を構成したものである。しかしながら、特開昭63-266043 号公報に記載された技術で製造されたロールでは、硬質な炭化物が多量に分散しているため、炭化物の欠け落ち、割れが多発し、期待したほど耐摩耗性が向上しないという問題があった。
【０００５】
また、特開平5-271875号公報には、耐摩耗性および耐肌荒れ性を改善した熱間圧延用ロール材質が提案されている。この熱間圧延用ロール材質は、ベイナイトもしくはマルテンサイト組織のマトリックス中に、粒径が１μm 以上50μm 以下のＭ₂ＣおよびＭ₆Ｃからなる炭化物を、面積率で５〜50％になるように均一に分散せしめた金属組織を有するものである。しかしながら、特開平5-271875号公報に記載された技術で製造されたロールのマトリックス中に分散した、Ｍ₂ＣおよびＭ₆Ｃの炭化物は一次炭化物であり、微細化したとはいえ粗大であり、マトリックスとの密着度が弱く、欠け落ちが多発し、炭化物を増量しても期待したほど耐摩耗性が向上しないという問題があった。
【０００６】
また、特開平6-335712号公報には、耐摩耗性及び耐焼付性に優れた熱間圧延用ロールが提案されている。この熱間圧延用ロールは、Ｃ：2.0 〜4.0 ％、Si：0.5 〜4.0 ％、Mn：0.1 〜1.5 ％、Ni：2.0 〜6.0 ％、Cr：1.0 〜7.0 ％、Ｖ：2.0 〜8.0 ％、残部Feおよび不純物元素からなり、組織を、基地組織と、黒鉛、ＭＣ系炭化物とセメンタイトとからなる組織とし、耐焼付性を向上させる黒鉛と、硬質炭化物とを共存して含有することを特徴としている。しかしながら、特開平6-335712号公報に記載された熱間圧延用ロールでは、主として比較的軟質のセメンタイトの含有により耐摩耗性を発現させており、厳しい使用条件下の耐摩耗性には問題を残していた。
【０００７】
また、特開平11-61322号公報には、Ｃ：1.5 〜3.0 ％、Si：0.2 〜3.0 ％、Mn：0.2 〜2.0 ％、Cr：7.0 〜20.0％、Mo：6.0 ％以下、Ｗ：6.0 ％以下、Ｖ：6.0 ％以下を含有し、主としてＭ₇Ｃ₃型の共晶炭化物を有するとともに、炭化物面積がＭ₇Ｃ₃≧（Ｍ₂Ｃ＋Ｍ₆Ｃ＋ＭＣ）×３となる圧延ロール外層材が開示されている。しかしながら、特開平11-61322号公報に記載された圧延ロール外層材では、Ｍ₇Ｃ₃型の共晶炭化物を主とすることにより、耐熱亀裂性、耐焼付性、耐肌荒れ性が向上するが、Ｍ₇Ｃ₃型の共晶炭化物といえども、粗大であり延性を有しておらず、マトリックスとの密着度が弱いため、疲労あるいは応力集中により、欠け落ちが多発し、期待したほど耐摩耗性が向上しないという問題があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、晶出分散した炭化物と基地組織との密着性を向上し、炭化物の割れや欠け落ちを防止し、高温における耐摩耗性に優れた高合金鋳鉄を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、高合金鋳鉄の組織と耐摩耗性との関係について鋭意研究した。その結果、基地組織中に分散した粗大な一次炭化物と基地組織との界面に微細なＭ₆Ｃ炭化物（二次炭化物）を析出させることにより、一次炭化物と基地組織との密着性が向上し、一次炭化物の割れ、欠け落ちに起因する摩耗を抑制することができ、耐摩耗性が飛躍的に改善されるという知見を得た。
【００１０】
そして、微細なＭ₆Ｃ炭化物を、粗大な一次炭化物と基地組織との界面に析出させるには、Moの含有量を、Cr、Ｖの含有量に対して所定の関係式以上とする組成としたうえで、焼入れ−多段焼戻処理などの熱処理を行うことにより達成できることを見いだした。
まず、本発明者らが行った基礎的実験結果について説明する。
【００１１】
Ｃ、Cr、Mo、Ｖの含有量を種々変化した高合金鋳鉄に焼入れ、焼戻し（550 ℃）処理を施したのち、それぞれ試験片を採取し、高温（430 ℃）での２円盤式摩耗試験を実施し、耐摩耗性を評価した。さらに、これら試験片について、電子顕微鏡を用いて微細組織を観察した。そのうち、もっとも優れた耐摩耗性を示した高合金鋳鉄（Ｃ：３％、Cr：13％、Mo：６％、Ｖ：５％、 Mo ＞0.32×（0.5Cr ＋Ｖ））についての透過型電子顕微鏡組織写真の一例を図１に示す。
【００１２】
図１から、基地組織中および、基地組織（matrix）と一次炭化物（MC、M₇C₃）との界面に、微細な炭化物が析出しているのが認められる。この微細な炭化物は、電子線回折によりＭ₆Ｃ型炭化物であり、基地および一次炭化物と結晶学的に整合性を有し、しかも基地と一次炭化物に食い込んだ形状を有していることが確認された。
【００１３】
一方、耐摩耗性が低い試験片（鋳鉄）では、上記したような一次炭化物との界面における微細なＭ₆Ｃ型炭化物の析出は認められない。また、耐摩耗性が低い試験片（鋳鉄）と耐摩耗性に優れた試験片とでは、一次炭化物の量や、硬さは殆ど変化がなかった。
また、Mo量が多くなり、一次炭化物としてＭ₂Ｃ型炭化物が晶出する場合には、耐摩耗性の顕著な向上は認められなかった。
【００１４】
このようなことから、本発明者らは、基地と一次炭化物との界面にＭ₆Ｃ型炭化物を析出させることが、耐摩耗性の顕著な改善をもたらすという考えに想到した。
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加え完成したものである。
すなわち、本発明は、質量％、Ｃ：２〜４％、Si：1.5 ％以下、Mn：1.2 ％以下、Cr：６〜20％、Mo：２〜12％、Ｖ：３〜10％を含み、かつCr、Mo、Ｖを次（１）式
Mo＞0.32×（0.5Cr ＋Ｖ） ……（１）
（ここに、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
を満足する範囲で含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、基地中に一次炭化物が分散し、かつ基地と一次炭化物との界面に、平均粒径：３μm 以下のＭ₆ Ｃ型炭化物が析出した組織とを有することを特徴とする耐摩耗性に優れた高合金鋳鉄である。また、本発明では、前記Ｍ₆ Ｃ型炭化物が、前記界面の長さ１μm あたり0.05個以上存在することが好ましい。
【００１６】
また、本発明では、前記一次炭化物が、ＭＣ型炭化物および／またはＭ₇Ｃ₃型炭化物、あるいはさらにＭ₂Ｃ型炭化物を含むことが好ましく、また、本発明では、前記ＭＣ型炭化物、前記Ｍ₇Ｃ₃型炭化物の合計量が、面積率で５〜30％であり、あるいはさらにＭ₂Ｃ型炭化物を含む場合には面積率で、前記ＭＣ型炭化物、Ｍ₇Ｃ₃型炭化物の合計量以下とすることが好ましい。
【００１７】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の高合金鋳鉄の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は、単に％で記す。
Ｃ：２〜４％
Ｃは、耐摩耗性を向上するための硬質炭化物の形成に必須の元素であり、２％未満では炭化物量が不足し耐摩耗性が低下する。一方、４％を超えて含有すると炭化物量が過多となり、靱性が劣化するとともに、耐摩耗性も劣化する。このため、Ｃは２〜４％に限定した。
【００１８】
Si：1.5 ％以下
Siは、溶湯の脱酸剤として作用するとともに、鋳造性を良好に保つ元素であり、0.1 ％以上含有するのが望ましい。一方、1.5 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Siは1.5 ％以下に限定した。
【００１９】
Mn：1.2 ％以下
Mnは、溶湯の脱酸剤として作用し、さらにＳと結合しMnS を形成しＳの悪影響を除去するとともに、基地組織を強化する作用を有する元素であり、0.1 ％以上含有するのが望ましい。一方、1.2 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Mnは1.2 ％以下に限定した。
【００２０】
Cr：６〜20％
Crは、Ｍ₇Ｃ₃型の共晶炭化物（一次炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに、基地中に固溶し基地組織を強化する重要な元素であり、本発明では６％以上の含有を必要とする。一方、20％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Crは６〜20％の範囲に限定した。
【００２１】
Mo：２〜12％
Moは、ＭＣ型あるいはＭ₇Ｃ₃型の初晶あるいは共晶炭化物（一次炭化物）中に濃化し、粗大な初晶あるいは共晶炭化物（一次炭化物）と基地組織の界面に、Ｍ₆Ｃ型炭化物の析出を促進させ、初晶あるいは共晶炭化物（一次炭化物）と基地組織の密着性を高め耐摩耗性を顕著に向上させる。このような効果は２％以上の含有で認められるが、12％を超えて含有するとＭ₂Ｃ型炭化物が増加し、耐摩耗性がかえって低下する。このため、Moは2 〜12％に限定した。なお、好ましくは４〜10％である。
【００２２】
Ｖ：３〜10％
Ｖは、ＭＣ型の初晶炭化物（一次炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上させる元素である。このような効果は３％以上の含有で認められる。一方、10％を超えて含有すると、溶湯の融点を上昇させるとともに溶湯の流動性を低下させる。このためＶは３〜10％に限定した。
【００２３】
上記した成分に加えて、Ｗを含有することができる。
Ｗ：20％以下
Ｗは、Moと同様に、共晶あるいは初晶炭化物（一次炭化物）中に濃化して、粗大な炭化物（一次炭化物）と基地組織の界面に、Ｍ₆Ｃ型炭化物の析出を促進させ、初晶あるいは共晶炭化物（一次炭化物）と基地組織の密着性を高め耐摩耗性を顕著に向上させる作用を有し、必要に応じMoとともに含有できる。このような効果はMoに加えて添加する場合に0.5 ％以上で顕著に認められるが、20％を超えて含有しても、Ｍ₂Ｃ型炭化物が増加し、耐摩耗性がかえって低下するという問題がある。このため、Ｗは20％以下とするのが好ましい。
【００２４】
また、 Mo 、Cr、Ｖの含有量は（１）式の関係を、Ｗを含有する場合には、Mo、Cr、Ｖと、Ｗの含有量は（２）式の関係をそれぞれ満足するように調整される。
Mo＞0.32×（0.5Cr ＋Ｖ） ……（１）
（Mo＋0.5 Ｗ）＞0.32×（0.5Cr ＋Ｖ） ……（２）
（ここに、Cr、Mo、Ｖ、Ｗ：各元素の含有量（質量％））
Mo、Cr、Ｖの含有量、あるいはMo、Cr、Ｖ、Ｗの含有量が上記した関係（１）式または（２）式を満足することにより、鋳造時に晶出するＭＣ型、Ｍ₇Ｃ₃型炭化物（一次炭化物）中にMo、あるいはさらにＷが濃縮し、焼戻し時に固相反応により界面にＭ₆Ｃ型の炭化物が多量に析出するようになる。このため、基地組織と一次炭化物の密着度が高まり、炭化物の欠け落ちが少なくなり、耐摩耗性が顕著に向上する。さらに、Ｍ₆Ｃ型の炭化物の析出が、一次炭化物と基地組織との界面に食い込むような形態となり、界面に沿った亀裂伝播を阻止する働きを有するようになる。
【００２５】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としてはＰ：0.05％以下、Ｓ：0.03％以下が許容できる。
つぎに、組織について説明する。
本発明の高合金鋳鉄は、基地中に一次炭化物（初晶および／または共晶炭化物）が分散し、さらに一次炭化物と基地組織との界面に微細なＭ₆Ｃ型の二次炭化物が析出した組織を有する。
【００２６】
基地組織は、焼入れ焼戻し処理により、主として、マルテンサイトあるいはさらにベイナイト組織とするのが好ましい。
一次炭化物（初晶および／または共晶炭化物）はＭＣ型炭化物および／またはＭ₇Ｃ₃型炭化物を含むことが好ましい。また、さらにＭ₂Ｃ型炭化物を含んでもよい。一次炭化物を硬質のＭＣ型炭化物、Ｍ₇Ｃ₃型炭化物とすることにより、さらに耐摩耗性が向上する。
【００２７】
また、ＭＣ型炭化物、Ｍ₇Ｃ₃型炭化物の合計量が、面積率で５〜30％であり、あるいはさらにＭ₂Ｃ型炭化物を面積率でＭＣ型炭化物、Ｍ₇Ｃ₃型炭化物の合計量以下含有することが好ましい。ＭＣ型炭化物、Ｍ₇Ｃ₃型炭化物の合計が、面積率で５％未満では、耐摩耗性が十分でなく、一方、30％を超えると靱性が劣化する。また、Ｍ₂Ｃ型炭化物は耐摩耗性の改善に寄与することが少ないため、面積率でＭＣ型炭化物、Ｍ₇Ｃ₃型炭化物の合計量以下とするのが好ましい。
【００２８】
また、本発明の高合金鋳鉄は、初晶炭化物および／または共晶炭化物（一次炭化物）と基地組織の界面に、平均粒径：３μm 以下のＭ₆ Ｃ型炭化物が析出した組織を有する。このＭ₆Ｃ型炭化物は、Moリッチな炭化物であり、しかも基地、一次炭化物と結晶学的に整合性を有し、しかも基地と一次炭化物に食い込んだ形状を有し、基地と一次炭化物の密着度を高める作用を有している。Ｍ₆Ｃ型炭化物は、MoあるいはさらにＷの含有量が上記した（１）式または（２）式を満足することにより、焼入れ焼戻し後に平均粒径：３μm 以下の微細析出物として一次炭化物の界面に析出する。MoあるいはさらにＷの含有量が上記した（１）式または（２）式を満足しない場合には、この微細なＭ₆Ｃ型炭化物の析出は認められず、耐摩耗性が低下する。
【００２９】
また、Ｍ₆ Ｃ型炭化物は、一次炭化物と基地組織との界面の長さ１μm あたり0.05個以上存在するのが好ましい。この個数未満では、基地組織と一次炭化物との密着度が低下し、炭化物の欠け落ちが多発する。このため、耐摩耗性が低下する。なお、界面の長さ１μm 当たりの個数とは、電子顕微鏡等の組織観察面で50個以上の一次炭化物について、基地と一次炭化物との界面全周にわたり測定したＭ₆Ｃ型炭化物の個数を一次炭化物の界面長さ１μm 当たりに換算した平均個数をいうものとする。
【００３０】
つぎに、本発明の高合金鋳鉄の製造方法について説明する。
上記した組成を満足する溶湯を、所定の形状の鋳型に注入し凝固させる。溶湯の溶製方法はとくに限定されるものではなく、上記した組成の溶湯を得ることができればよい。
本発明の高合金鋳鉄は、凝固したのち、ついで、1000〜1200℃の温度に再加熱後冷却し焼入れたのち、500 〜600 ℃の温度で焼戻す、焼入れ焼戻し処理を施すのが好ましい。
【００３１】
焼入れ温度が、1000℃未満では、マルテンサイト変態が十分に生ぜず、一方、1200℃を超えると、結晶粒が粗大化し靱性が劣化する。このため、本発明では、焼入れ温度は1000〜1200℃の範囲の温度に限定するのが好ましい。また、焼入れ時の冷却速度は、基地組織をマルテンサイトと30％（面積率）以下の残留オーステナイト組織とすることができればよく、とくに限定されない。
【００３２】
焼入れ後、ついで、500 〜600 ℃の温度で焼戻処理を施すのが好ましい。焼戻し温度が500 ℃未満では、残留オーステナイトの分解が不十分であるほか、Ｍ₆Ｃ型炭化物の析出が遅れ、生産性が低下する。一方、600 ℃を超えると、基地中の二次炭化物が粗大化し靱性が劣化するほか、Ｍ₆Ｃ型炭化物の大きさが３μm を超えて、耐摩耗性が低下する。このため、焼戻し温度は500 〜600 ℃とするのが好ましい。なお、焼戻しは、500 〜600 ℃の温度で、複数回行う、多段焼戻しとしてもよい。多段焼戻しとすることにより、基地の靱性が向上するほか微細なＭ₆Ｃ型炭化物をより均一に一次炭化物の界面に析出させることができるようになる。
【００３３】
【実施例】
表１に示す組成の高合金鋳鉄溶湯を鋳型に鋳造した後、1050℃に再加熱したのち冷却し焼入れたのち、550 ℃で２段焼戻し（保持時間：30min ）した。
これら高合金鋳鉄材から試験片を採取し、２円盤式熱間摩耗試験を実施し、耐摩耗性を評価した。また、これら高合金鋳鉄材について、光学顕微鏡および電子顕微鏡を用いて組織を観察し、一次炭化物の面積率（量）、二次炭化物の種類、大きさ（平均粒径）、分布状況（基地と一次炭化物の界面長さ１μm 当たりの個数）を調査した。一次炭化物の面積率（量）は、400 倍で20視野の観察を行い測定した。また、二次炭化物の平均粒径は、5000倍で10視野の観察を行い測定した。また、基地と一次炭化物の界面長さ１μm 当たりの二次炭化物の平均個数は、50個の一次炭化物の全周にわたり二次炭化物の個数を計数し、界面長さ１μm 当たりの平均個数を求めた。
【００３４】
２円盤式熱間摩耗試験の試験条件は下記のとおりである。
２円盤式熱間摩耗試験は、試験片に相対して、相手片（Ｓ４５Ｃ）を配置し、相手片を加熱し、円周面でお互いに接触し転動させる方式の試験機を用いた。試験片は外径60mmφ×10mm幅、相手片は外径190 mmφ×16mm幅の円盤状試験片とした。試験片の回転数は700 rpm 、試験片と相手片とのすべり率を10％、試験片と相手片との間の負荷荷重を100kgf（981N) とし、２時間転動させた。なお、相手片を800 ℃に加熱した。試験後の試験片重量を測定し、試験前の重量との差を摩耗量とし、耐摩耗性を評価した。
【００３５】
それらの結果を表２に示す。
【００３６】
【表１】

【００３７】
【表２】

【００３８】
本発明例はいずれも、耐摩耗性が顕著に向上しているのに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、硬さ、一次炭化物量がほぼ等しいにもかかわらず耐摩耗性が低下している。
【００３９】
【発明の効果】
本発明によれば、熱間圧延用ロール、切削工具等の高温における耐摩耗性を飛躍的に向上でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の高合金鋳鉄の金属組織の一例を示す電子顕微鏡組織写真である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high alloy cast iron, and more particularly to a high alloy cast iron excellent in wear resistance, which is suitable for uses requiring high temperature wear resistance such as a roll outer layer material for hot rolling and a cutting tool.
[0002]
[Prior art]
High-alloy cast iron in which a large amount of hard carbide is dispersed in a base is widely used in hot rolling rolls and cutting tools that are required to have excellent wear resistance at high temperatures. Most of the carbides in these high-alloy cast irons are usually crystallized at the casting stage as primary carbides or eutectic carbides called primary carbides in the form of a lump or dendrite with a size of 10 to several hundred μm. Further, in the heat treatment after casting, secondary carbides are finely precipitated and dispersed in the matrix to strengthen the matrix structure, but the amount of secondary carbides is small compared to the primary carbide.
[0003]
In these high alloy cast irons, it is said that the wear resistance is improved according to the hardness of the dispersed carbide and the amount of the dispersed carbide, and various high alloy cast irons have been proposed.
For example, JP-A-63-121635 discloses C: 1.5-2%, Cr: 15-25%, W: 1-3.5%, Mn: 1.5-4%, Si: 1-1.5%, Mo: 0.2 to 1%, V: 0.2 to 1%, the balance is made of iron, Cr / C is 10 to 12.5, W / Mn is 0.6 to 0.9, and M ₇ C is contained in a base made of tempered martensite and residual austenite. A high toughness alloy cast iron having a structure in which ₃ carbide and an area ratio of 8 to 20% of M ₂₃ C ₆ are dispersed has been proposed. However, the high alloy cast iron described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 63-121635 has a problem that the toughness is improved but the wear resistance is not significantly improved.
[0004]
Japanese Unexamined Patent Publication No. 63-266043 discloses a hot rolling roll made of cast iron on which MC type secondary carbides are deposited. This cast iron roll has C: 0.9 to 2.3%, Mn: 1.3% or more, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cr: 7.9 to 10.5%, Mo: 2.0% or more, V: 0.9 to 3.8% , Co: 1.7% or less, W: 4.4 to 8.5%, Nb: 7.0%, and the outer shell is made of cast iron with the balance being Fe and inevitable impurities. However, in the roll manufactured by the technique described in Japanese Patent Laid-Open No. Sho 63-266043, since hard carbides are dispersed in large quantities, the carbides are frequently chipped and cracked, and the wear resistance is as expected. There was a problem that did not improve.
[0005]
JP-A-5-2171875 proposes a roll material for hot rolling with improved wear resistance and rough skin resistance. This hot-rolling roll material is a carbide of M ₂ C and M ₆ C having a particle size of 1 μm or more and 50 μm or less in a matrix of bainite or martensite structure so that the area ratio is 5 to 50%. It has a metal structure uniformly dispersed. However, the carbides of M ₂ C and M ₆ C dispersed in the matrix of the roll produced by the technique described in JP-A-5-2171875 are primary carbides and are coarse although they are refined. There is a problem that the degree of adhesion with the matrix is weak, chipping occurs frequently, and the wear resistance is not improved as expected even if the amount of carbide is increased.
[0006]
Japanese Laid-Open Patent Publication No. 6-335712 proposes a hot rolling roll excellent in wear resistance and seizure resistance. This hot rolling roll has C: 2.0 to 4.0%, Si: 0.5 to 4.0%, Mn: 0.1 to 1.5%, Ni: 2.0 to 6.0%, Cr: 1.0 to 7.0%, V: 2.0 to 8.0%, It is composed of the balance Fe and impurity elements, and the structure is composed of a base structure, graphite, MC-based carbide and cementite, and contains graphite that improves seizure resistance and hard carbide together. Yes. However, in the roll for hot rolling described in JP-A-6-335712, wear resistance is expressed mainly by containing relatively soft cementite, and there is a problem with wear resistance under severe use conditions. I left it.
[0007]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-61322 discloses C: 1.5 to 3.0%, Si: 0.2 to 3.0%, Mn: 0.2 to 2.0%, Cr: 7.0 to 20.0%, Mo: 6.0% or less, W: 6.0% Hereinafter, a roll outer layer material containing V: 6.0% or less, mainly having M ₇ C ₃ type eutectic carbide, and having a carbide area of M ₇ C ₃ ≧ (M ₂ C + M ₆ C + MC) × 3 is disclosed. Has been. However, in the rolling roll outer layer material described in JP-A-11-61322, heat crack resistance, seizure resistance, and rough skin resistance are improved by mainly using M ₇ C ₃ type eutectic carbide. , M ₇ C ₃ type eutectic carbide is coarse and does not have ductility, and its adhesion to the matrix is weak. There was a problem that the wearability was not improved.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention advantageously solves the above-mentioned problems of the prior art, improves the adhesion between the crystallized and dispersed carbide and the base structure, prevents cracking and chipping of the carbide, and is excellent in wear resistance at high temperatures. The purpose is to propose high alloy cast iron.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-described problems, the present inventors diligently studied the relationship between the structure of high alloy cast iron and the wear resistance. As a result, by precipitating fine M ₆ C carbide (secondary carbide) at the interface between the coarse primary carbide dispersed in the base structure and the base structure, the adhesion between the primary carbide and the base structure is improved. It was found that the wear caused by cracking and chipping of the primary carbide can be suppressed, and the wear resistance is drastically improved.
[0010]
In order to precipitate fine M ₆ C carbide at the interface between the coarse primary carbide and the matrix structure, the Mo content is set to a predetermined relational expression or more with respect to the Cr and V contents, In addition, it has been found that this can be achieved by performing a heat treatment such as quenching and multi-stage tempering.
First, basic experimental results conducted by the present inventors will be described.
[0011]
High alloy cast irons with various C, Cr, Mo, and V contents are quenched and tempered (550 ° C), then specimens are collected and tested at a high temperature (430 ° C). The wear resistance was evaluated. Furthermore, about these test pieces, the fine structure was observed using the electron microscope. Among them, the transmission electron for high alloy cast iron (C: 3%, Cr: 13%, Mo: 6%, V: 5%, Mo> 0.32 × (0.5Cr + V)) that showed the most excellent wear resistance. An example of a micrograph is shown in FIG.
[0012]
From FIG. 1, it can be seen that fine carbides are precipitated in the base structure and at the interface between the base structure (matrix) and the primary carbide (MC, M ₇ C ₃ ). This fine carbide is an M ₆ C type carbide by electron diffraction, and is confirmed to have crystallographic consistency with the matrix and the primary carbide, and also has a shape that has bite into the matrix and the primary carbide. It was done.
[0013]
On the other hand, in the test piece (cast iron) with low wear resistance, the precipitation of fine M ₆ C type carbide at the interface with the primary carbide as described above is not recognized. In addition, the amount of primary carbide and the hardness were hardly changed between a test piece with low wear resistance (cast iron) and a test piece with excellent wear resistance.
In addition, when the amount of Mo increases and M ₂ C type carbides crystallize as the primary carbide, no significant improvement in wear resistance was observed.
[0014]
For these reasons, the present inventors have come up with the idea that the precipitation of M ₆ C type carbides at the interface between the matrix and the primary carbides leads to a significant improvement in wear resistance.
The present invention has been completed with further studies based on the above-described findings.
That is, the present invention includes mass%, C: 2-4%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.2% or less, Cr: 6-20%, Mo: 2-12%, V: 3-10% And Cr, Mo, V
Mo> 0.32 × (0.5Cr + V) (1)
(Here, Cr, Mo, V: content of each element (mass%))
M ₆ C-type carbide having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities, a primary carbide dispersed in the matrix, and an average particle size of 3 μm or less at the interface between the matrix and the primary carbide It is a high alloy cast iron excellent in wear resistance, characterized in that it has a structure in which is precipitated. In the present invention, it is preferable that 0.05 or more M ₆ C type carbides exist per 1 μm of the interface length.
[0016]
In the present invention, the primary carbide preferably includes MC type carbide and / or M ₇ C ₃ type carbide, or further includes M ₂ C type carbide. In the present invention, the MC type carbide, M The total amount of ₇ C ₃ type carbide is 5 to 30% in terms of the area ratio, or when the M ₂ C type carbide is further included, the total amount of MC type carbide and M ₇ C ₃ type carbide in terms of area ratio The following is preferable.
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, the reasons for limiting the composition of the high alloy cast iron of the present invention will be described. Hereinafter, mass% is simply expressed as%.
C: 2-4%
C is an element essential for the formation of hard carbide for improving the wear resistance. If it is less than 2%, the amount of carbide is insufficient and the wear resistance is lowered. On the other hand, if the content exceeds 4%, the amount of carbide becomes excessive, the toughness is deteriorated and the wear resistance is also deteriorated. For this reason, C was limited to 2 to 4%.
[0018]
Si: 1.5% or less
Si is an element that acts as a deoxidizer for molten metal and maintains good castability, and is preferably contained in an amount of 0.1% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.5%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, Si was limited to 1.5% or less.
[0019]
Mn: 1.2% or less
Mn is an element that acts as a deoxidizer for molten metal, and further combines with S to form MnS to remove the adverse effects of S and strengthen the base structure, and is preferably contained in an amount of 0.1% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.2%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, Mn was limited to 1.2% or less.
[0020]
Cr: 6-20%
Cr is an important element which forms M ₇ C ₃ type eutectic carbide (primary carbide), improves wear resistance, and dissolves in the matrix to strengthen the matrix structure. In the present invention, 6% The above content is required. On the other hand, even if the content exceeds 20%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, Cr was limited to the range of 6 to 20%.
[0021]
Mo: 2-12%
Mo concentrates in the primary crystal or eutectic carbide (primary carbide) of MC type or M ₇ C ₃ type, and at the interface between the coarse primary crystal or eutectic carbide (primary carbide) and the base structure, M ₆ C type. It promotes precipitation of carbides, and improves the adhesion between primary crystals or eutectic carbides (primary carbides) and the matrix structure, and remarkably improves wear resistance. Such an effect is recognized with a content of 2% or more. However, when the content exceeds 12%, M ₂ C type carbides increase, and the wear resistance decreases. For this reason, Mo was limited to 2 to 12%. In addition, Preferably it is 4 to 10%.
[0022]
V: 3-10%
V is an element that forms MC-type primary crystal carbide (primary carbide) and improves wear resistance. Such an effect is recognized when the content is 3% or more. On the other hand, if the content exceeds 10%, the melting point of the molten metal is raised and the fluidity of the molten metal is lowered. For this reason, V was limited to 3 to 10%.
[0023]
In addition to the above components, W can be contained.
W: 20% or less W, like Mo, concentrates in eutectic or primary crystal carbide (primary carbide) and precipitates M ₆ C type carbide at the interface between coarse carbide (primary carbide) and matrix structure. , Promotes the adhesion between primary crystal or eutectic carbide (primary carbide) and matrix structure, and remarkably improves wear resistance, and can be contained together with Mo if necessary. Such an effect is remarkably observed at 0.5% or more when added in addition to Mo. However, even if the content exceeds 20%, M ₂ C-type carbides increase and wear resistance decreases. There's a problem. For this reason, W is preferably 20% or less.
[0024]
In addition, the contents of Mo, Cr, and V satisfy the relationship of the formula (1), and when they contain W, the contents of Mo, Cr, V, and W satisfy the relationship of the formula (2). Adjusted to
Mo> 0.32 × (0.5Cr + V) (1)
(Mo + 0.5 W)> 0.32 × (0.5Cr + V) (2)
(Here, Cr, Mo, V, W: content of each element (mass%))
MC type, M ₇ C that crystallizes during casting when the content of Mo, Cr, V or the content of Mo, Cr, V, W satisfies the above-mentioned relationship (1) or (2). Mo or W further concentrates in the type ₃ carbide (primary carbide), and a large amount of M ₆ C type carbide is precipitated at the interface by the solid phase reaction during tempering. For this reason, the adhesion between the base structure and the primary carbide is increased, the chipping of the carbide is reduced, and the wear resistance is remarkably improved. Further, the precipitation of M ₆ C type carbides takes a form that bites into the interface between the primary carbide and the matrix structure, and has a function of preventing crack propagation along the interface.
[0025]
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include P: 0.05% or less and S: 0.03% or less.
Next, the organization will be described.
In the high alloy cast iron of the present invention, primary carbides (primary crystals and / or eutectic carbides) are dispersed in the matrix, and fine M ₆ C type secondary carbide is precipitated at the interface between the primary carbide and the matrix structure. Have an organization.
[0026]
The base structure is preferably mainly martensite or further a bainite structure by quenching and tempering treatment.
The primary carbide (primary crystal and / or eutectic carbide) preferably includes MC type carbide and / or M ₇ C ₃ type carbide. Further, M ₂ C type carbide may be included. Wear resistance is further improved by using hard MC type carbide and M ₇ C ₃ type carbide as the primary carbide.
[0027]
Further, the total amount of MC type carbide and M ₇ C ₃ type carbide is 5 to 30% in area ratio, or M ₂ C type carbide is the total of MC type carbide and M ₇ C ₃ type carbide in area ratio. It is preferable to contain below the amount. If the total of MC type carbides and M ₇ C ₃ type carbides is less than 5% in terms of area ratio, the wear resistance is not sufficient, while if it exceeds 30%, the toughness deteriorates. In addition, since M ₂ C type carbide rarely contributes to improvement of wear resistance, it is preferable that the area ratio is equal to or less than the total amount of MC type carbide and M ₇ C ₃ type carbide.
[0028]
Further, the high alloy cast iron of the present invention has a structure in which M ₆ C type carbide having an average particle size of 3 μm or less is precipitated at the interface between primary crystal carbide and / or eutectic carbide (primary carbide) and matrix structure. This M ₆ C-type carbide is a Mo-rich carbide and crystallographically compatible with the base and the primary carbide, and has a shape that bites into the base and the primary carbide. Has the effect of increasing the degree. The M ₆ C-type carbide satisfies the above formula (1) or (2) when the Mo or W content further satisfies the above formula (1) or (2), so that the average grain size after quenching and tempering: It precipitates in. If the Mo or W content does not satisfy the above formula (1) or (2), the fine M ₆ C type carbide is not precipitated and the wear resistance is lowered.
[0029]
Further, it is preferable that 0.05 or more M ₆ C type carbides exist per 1 μm length of the interface between the primary carbide and the base structure. If it is less than this number, the degree of adhesion between the base structure and the primary carbide is lowered, and chipping of the carbide frequently occurs. For this reason, abrasion resistance falls. The number per 1 μm of interface length refers to the number of M ₆ C type carbides measured over the entire circumference of the interface between the base and the primary carbide for 50 or more primary carbides on the structure observation surface such as an electron microscope. The average number of carbides converted per 1 μm interface length shall be said.
[0030]
Below, the manufacturing method of the high alloy cast iron of this invention is demonstrated.
A molten metal satisfying the above composition is poured into a mold having a predetermined shape and solidified. The method for melting the molten metal is not particularly limited as long as the molten metal having the above composition can be obtained.
The high alloy cast iron of the present invention is preferably solidified, then reheated to a temperature of 1000 to 1200 ° C., cooled and quenched, and then tempered at a temperature of 500 to 600 ° C. and subjected to quenching and tempering treatment.
[0031]
If the quenching temperature is less than 1000 ° C, the martensite transformation does not occur sufficiently. On the other hand, if it exceeds 1200 ° C, the crystal grains become coarse and the toughness deteriorates. For this reason, in the present invention, the quenching temperature is preferably limited to a temperature in the range of 1000 to 1200 ° C. The cooling rate during quenching is not particularly limited as long as the base structure can be martensite and a retained austenite structure of 30% (area ratio) or less.
[0032]
After quenching, it is preferable to perform a tempering treatment at a temperature of 500 to 600 ° C. If the tempering temperature is less than 500 ° C., the residual austenite is not sufficiently decomposed, and the precipitation of M ₆ C type carbide is delayed, resulting in a decrease in productivity. On the other hand, if the temperature exceeds 600 ° C., the secondary carbide in the base becomes coarse and the toughness deteriorates, and the size of the M ₆ C type carbide exceeds 3 μm, resulting in a decrease in wear resistance. For this reason, the tempering temperature is preferably 500 to 600 ° C. In addition, tempering is good also as the multistage tempering performed several times at the temperature of 500-600 degreeC. By performing multi-stage tempering, the toughness of the base is improved and fine M ₆ C type carbide can be more uniformly deposited on the interface of the primary carbide.
[0033]
【Example】
A high alloy cast iron melt having the composition shown in Table 1 was cast into a mold, reheated to 1050 ° C., cooled and quenched, and then two-stage tempered at 550 ° C. (holding time: 30 min).
Specimens were collected from these high alloy cast iron materials and subjected to a two-disc hot wear test to evaluate wear resistance. Moreover, about these high alloy cast iron materials, the structure is observed using an optical microscope and an electron microscope, the area ratio (amount) of the primary carbide, the type, size (average particle size) of the secondary carbide, and the distribution status (base and The number of primary carbides per 1 μm interface length) was investigated. The area ratio (amount) of primary carbide was measured by observing 20 fields of view at 400 times. The average particle size of the secondary carbide was measured by observing 10 fields at 5000 times. In addition, the average number of secondary carbides per 1 μm interface length between the base and primary carbide was determined by counting the number of secondary carbides over the entire circumference of 50 primary carbides and calculating the average number per 1 μm interface length. .
[0034]
The test conditions of the two-disc hot wear test are as follows.
In the two-disc type hot wear test, a tester of a type in which a mating piece (S45C) is arranged relative to the test piece, the mating piece is heated, and brought into contact with each other on the circumferential surface and rolled. The test piece was a disk-shaped test piece having an outer diameter of 60 mmφ × 10 mm width and the counterpart piece having an outer diameter of 190 mmφ × 16 mm width. The rotational speed of the test piece was 700 rpm, the sliding rate between the test piece and the mating piece was 10%, and the load between the test piece and the mating piece was 100 kgf (981N), and the test piece was rolled for 2 hours. The mating piece was heated to 800 ° C. The weight of the test piece after the test was measured, and the difference from the weight before the test was taken as the amount of wear to evaluate the wear resistance.
[0035]
The results are shown in Table 2.
[0036]
[Table 1]

[0037]
[Table 2]

[0038]
In all of the examples of the present invention, the wear resistance is remarkably improved. On the other hand, in the comparative examples that are out of the scope of the present invention, the wear resistance is lowered even though the hardness and the amount of primary carbide are almost equal. ing.
[0039]
【The invention's effect】
ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the wear resistance in high temperature, such as a roll for hot rolling, a cutting tool, can be improved dramatically, and there exists an outstanding effect on industry.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an electron micrograph showing an example of the metal structure of high alloy cast iron of the present invention.

Claims

mass%,
C: 2 to 4%, Si: 1.5% or less,
Mn: 1.2% or less, Cr: 6 to 20%,
Mo: 2-12%, V: 3-10%
And containing Cr, Mo, and V in a range satisfying the following formula (1), the balance consisting of Fe and inevitable impurities, primary carbides dispersed in the matrix, and the matrix and primary carbide A high-alloy cast iron having excellent wear resistance, characterized by having a structure in which M ₆ C-type carbides having an average particle size of 3 μm or less are precipitated at the interface.
Record
Mo> 0.32 × (0.5Cr + V) (1)
Here, Cr, Mo, V: content of each element (mass%)

2. The high alloy cast iron according to claim 1, wherein 0.05 or more of the M ₆ C type carbides are present per 1 μm length of the interface. 3.

The primary carbides, high alloy cast irons according to claim 1 or 2, characterized in that it comprises a MC type carbide and / or M ₇ C ₃ type carbide.

The MC type carbide, the total amount of M ₇ C ₃ type carbide, 5 to 30% by area ratio, or even the MC type carbide at an area ratio of M ₂ C type carbides, the sum of M ₇ C ₃ type carbide The high-alloy cast iron according to claim 3 , wherein the high-alloy cast iron is contained in an amount not more than an amount.