JP5753365B2

JP5753365B2 - 高クロム鋳鉄

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Publication number: JP5753365B2
Application number: JP2010243956A
Authority: JP
Inventors: 田中　厚; 厚田中; 雄一郎大庭; 嘉秀今村; 勇人岩崎; 秀之大岸
Original assignee: Earthtechnica Co Ltd
Current assignee: Earthtechnica Co Ltd
Priority date: 2010-10-29
Filing date: 2010-10-29
Publication date: 2015-07-22
Anticipated expiration: 2030-10-29
Also published as: JP2012097297A

Description

本発明は、耐摩耗用部品の材料として好適な高クロム鋳鉄に関する。

一般に、高クロム鋳鉄は、Ｃｒを７％以上含むＦｅ−Ｃｒ−Ｃ三元系白鋳鉄であって、熱処理特性を高めるとともに材質特性を向上させるためにＳｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏなどの合金元素が添加されている。従来、高クロム鋳鉄は、高い耐摩耗性と機械的強度を有することが知られており、摩耗の発生する土木機械部品、破砕機械部品、製鉄機械部品などに多用されている。このような破砕機械部品の一例として、破砕機や粉砕機のローラタイヤやテーブルライナなどがある。ローラタイヤとテーブルライナはいずれも重さが０．５〜１０ｔｏｎであって、肉厚が５０〜１９０ｍｍの大型の鋳物製品である。破砕機械の処理能力の向上や、ローラタイヤ又はテーブルライナの耐久性の向上のために、更に耐摩耗性及び靭性に優れた高クロム鋳鉄が要望されている。

高クロム鋳鉄の耐摩耗性は材料中に含まれている炭化物の量に影響されるほか、基地組織にも影響される。高クロム鋳鉄の基地組織の硬さと耐摩耗性とは正の相関関係があり、基地組織の硬度が高く且つ靭性に優れるものほど耐摩耗性に優れるとされている。高クロム鋳鉄の基地組織を硬くするために、組織をマルテンサイトや二次炭化物に変化させる焼入れや焼き戻しなどの熱処理が施される。試験片サイズの比較的小さな高クロム鋳鉄鋳物の場合は、焼入れ処理において空冷で冷却しても、冷却速度の不均一が生じにくいか生じても小さい。この結果、鋳造品には表層部及び肉厚中央部の双方において高い硬度が備わる。しかし、ローラタイヤやテーブルライナなどといった大型の高クロム鋳鉄鋳物の場合は、焼入れ処理において肉厚中心部でマルテンサイト変態が生じ得る冷却速度で冷却すると、冷却速度が不均一となりやすく、特に、基地の表層部と肉厚中央部との間に比較的大きな冷却速度差が生じる。この結果、基地に焼割れが生じたり、残留応力が増大したり、基地の表層部の硬さ（表面硬さ）のばらつきが生じたり、基地の肉厚中央部の硬さ（内部硬さ）の表面硬さからの低下度合いが大きくなったりする。このような理由から、大型の高クロム鋳鉄鋳物では、均一且つ十分に高い硬さを全体にわたって備えることが困難であった。

そこで、特許文献１及び特許文献２では、大型の高クロム鋳鉄製品の耐摩耗性を向上するための技術が提案されている。特許文献１に記載された発明は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ及びＦｅを基本成分とする高クロム鋳鉄鋳物に、鋳物の焼入れ性（焼入れ硬化のしやすさ）を向上させるＮを０．２０〜０．４０wt％を配合し、基地の焼き割れを防止する程度の緩慢な速度で冷却するものである。これにより、最大肉厚１９０ｍｍに及ぶ大型の高クロム鋳鉄鋳物であっても、肉厚中央部と表層部とが共に等しく高硬度（ビッカース硬さ８００ＨｍＶ以上）の基地を形成できると謳っている。

また、特許文献２に記載された発明は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，及びＦｅを成分とする高クロム鋳鉄鋳物を、９００℃〜１１００℃の温度に加熱後自然冷却することによって残留応力を低減し、さらに４５０℃〜５５０℃で焼き戻すことで硬度を向上させるものである。

一方で、高クロム鋳鉄ではなく鋳鉄に関する発明であるが、特許文献３には結晶粒径を微細化する技術が示されている。特許文献３では、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｂ及びＦｅを成分とする鋳鋼を、９５０〜１０００℃で焼き鈍しを行い、次に８５０〜８７０℃の温度で焼入れを行い、続いて焼き戻しを行うことにより、耐摩耗性合金鋳鋼を製造することが示されている。ここでは、化学成分としてＢ（ホウ素，ボロン）を添加することで焼入れ性を向上させ、適切な熱処理を施すことで結晶粒が微細且つ整粒となり、欠陥の少ない高強度高靱性の鋳鉄が得られることが記載されている。

特開２０００−３５２４８０号公報特開２００３−２８６５３７号公報特開昭５２−２６３１２号公報

大型の高クロム鋳鉄鋳物に優れた耐摩耗性、すなわち、高い硬度と優れた靭性を備えるためには、焼入れ性を向上させるだけでは足りず、焼割れや凝固割れなどの鋳造欠陥の発生や靱性低下を回避せねばならない。しかし、特許文献１に記載されているように高クロム鋳鉄の組成にＮを多量に含むと、鋳造時にブローホールが生じやすくなる。鋳物にブローホールが存在すると、凝固割れが生じ易くなり、材料強度の低下や疲労耐性の低下を招き、使用上必要な耐摩耗性を確保できない。また、特許文献２に記載されているように高クロム鋳鉄の組成に高価なＭｏを大量（３〜４wt％）に含むと、原料コストが嵩むだけでなく、炭化物の析出量が過剰となって靭性が低下する虞がある。

焼入れ性を向上させることと、鋳造欠陥の発生と靭性低下を回避することとを両立させるためには、高クロム鋳鉄の金属組織を微細化且つ均一化することにより結晶粒の偏析を無くすことが有効であると考えられる。なお、特許文献３には鋳鉄の金属組織を微細化する技術が示されているが、この技術の対象に高クロム鋳鉄は含まれない。さらに、特許文献３に示された鋳鉄の硬度では、ローラタイヤやテーブルライナなどに要求される高い耐摩耗性（硬度及び靭性）を備えることはできない。

そこで、本発明では、大型の鋳物製品に適した高クロム鋳鉄において、高クロム鋳鉄の金属組織の更なる微細化と均一化を図ることを目的とする。ひいては、鋳造欠陥の発生および靱性低下を回避しつつ、焼入れ性を向上させることで、より優れた耐摩耗性、すなわち、高い硬度及び優れた靭性を備えた高クロム鋳鉄鋳物を提供することを目的とする。

本発明に係る高クロム鋳鉄は、Ｃ：２．７〜３．５wt％、Ｓｉ：０．２〜１．０wt％、Ｍｎ：０．３〜２．０wt％、Ｃｒ：１４〜２７wt％、Ｎｉ：０．５〜３．０wt％、Ｍｏ：０．４〜４．０wt％、Ｂ：０．０００５wt％以上０．００５０wt％以下（より好適には、０．００１５wt％以上０．００２５wt％以下）、Ｖ：０．０５wt％以上０．２０wt％以下（より好適には、０．０９wt％以上０．１４wt％以下）、及び不可避的不純物、残部Ｆｅよりなるものである。

炭素（Ｃ）は、高クロム鋳鉄の基地の硬度及び靭性に大きく影響する元素である。炭素は、クロムやモリブデンなどと結合して硬質な炭化物を晶出、又は熱処理によって二次析出させる元素であると知られている。炭素の添加量が増すと硬度が向上するが、過剰であると金属組織中の炭化物が著しく粗大化して靭性が低下する。そこで、本発明では、高クロム鋳鉄の組成に２．７wt％以上３．５wt％以下の炭素を含むこととした。

ケイ素（Ｓｉ）は、脱酸剤としての効果の他に、フェライトに固溶して硬度を高めるとともに、低温焼き戻しを行った場合に硬度及び靭性を改善する元素であると知られている。このような効果を得るために必要なケイ素の最小含有量は、０．２wt％である。ケイ素の添加量が過剰であるとオーステナイト安定化により焼入れ性を阻害し硬度及び靭性は却って低下する。よって、高クロム鋳鉄の組成に、他の元素の含有量との関係から、０．２wt％以上１．０wt％以下のケイ素を含むこととした。

マンガン（Ｍｎ）は、脱酸脱硫作用を有するとともに、焼入れ性を向上させる元素として知られている。マンガンが０．３wt％未満であると、脱酸脱硫効果が得られない。一方、マンガンが過剰であると、靭性及び基地高度が低下する。よって、高クロム鋳鉄の組成に、他の元素の含有量との関係から、０．３wt％以上２．０wt％以下のマンガンを含むこととした。

クロム（Ｃｒ）は、硬度を向上させるとともに、焼入れ性及び耐焼き戻し軟化性を改善する元素であると知られている。クロムは、高クロム鋳鉄に優れた耐摩耗性を備える上で重要な成分である。クロムの添加量は、高クロム鋳鉄の他の元素の含有量との関係から、１４wt％以上２７wt％以下とした。

ニッケル（Ｎｉ）は、焼入れ性を高め、基地そのものを強靱にするために有効な元素であると知られている。このような効果を得るために必要なニッケルの最小添加量は０．５wt％である。但し、ニッケルは高価な材料であるため、成分として多量に含むことは経済的ではない。そこで、高クロム鋳鉄の組成に、０．５以上３．０wt％以下のニッケルを含むこととした。

モリブデン（Ｍｏ）は、マルテンサイト組織を微細化して、焼入れ性及び耐焼き戻し軟化性を高めるとともに、焼き戻し時に表れる各種の脆性を低減して、鋳鉄の靭性を向上する元素であると知られている。このような効果を得るために必要なモリブデンの最小添加量は０．４wt％である。モリブデンの添加量が４．０wt％を超えると却って靭性が低下して脆化の原因となる。そこで、高クロム鋳鉄の組成に、０．４wt％以上４．０wt％以下のモリブデンを含むこととした。

ホウ素（Ｂ；ボロン）は、焼入れ性を著しく向上させ、基地の硬化作用を増大させる元素であると考えられている。ホウ素の原子はオーステナイト粒界に集まる性質を有する。これは、ホウ素の原子サイズが、置換型でオーステナイトに固溶するには小さすぎ、侵入型でオーステナイトに固溶するには大きすぎるためである。ホウ素の原子がオーステナイト粒界に吸着すると、結晶粒界エネルギーが低下するので、フェライト核生成が抑制される。この結果、焼入れ性が向上する。さらに、ホウ素は、低温焼き戻しを行った場合に粒界を著しく強化して、基地の靭性を向上させる元素であると考えられている。

一方で、炭素原子もホウ素原子と類似した結晶粒界エネルギー低下作用を有する。高炭素鋼ほど炭素の作用により粒界エネルギーが低下するため、ホウ素の添加による焼入れ性の向上効果は小さくなる。高クロム鋳鉄の組成には２．７wt％以上３．５wt％以下の炭素が含まれているが、その殆どは炭化物として析出するために、基地の有効な炭素は０．２〜０．５wt％と見込まれる。したがって、高クロム鋳鉄においては、ホウ素の添加量が微量であっても焼入れ性の向上効果が期待できる。社団法人日本金属学会から発行された「鉄鋼材料とその熱処理（著者：門間改三，須藤一）」（以下、参考文献１という）に掲載されたボロン鋼（但し、ボロン鋼の組成は本発明に係る高クロム鋳鉄と異なる）のジョミニー曲線から、ホウ素が０．０００６wt％でも焼入れ性が向上することが読み取れる。上記参考文献１の記載事項に加えて、高クロム鋳鉄の他の元素の含有量との関係に基づき、高クロム鋳鉄に０．０００５wt％以上のホウ素を添加することにより焼入れ性の向上効果が得られると考察される。

ホウ素の添加量が多いほど焼入れ性が向上するのではなく、焼入れ性の向上効果は或添加量で飽和すると考えられる。参考文献１には、ＡＳＴＭ規格Ａ５１４−Ｊ鋼においてホウ素の含有量を変化させたときの、ホウ素の含有量とホウ素因子との関係が示されている。この関係は、ホウ素の含有量が０〜０．００２wt％の範囲ではホウ素因子はホウ素の含有量の増大に伴って増加し、ホウ素の含有量が０．００２〜０．００５wt％の範囲ではホウ素因子はホウ素の含有量の増大に伴って減少し、ホウ素の含有量が０．００５wt％以上ではホウ素因子はホウ素の含有量に係わらずほぼ一定であるというものである。つまり、高クロム鋳鉄とは異なるＡＳＴＭ規格Ａ５１４−Ｊ鋼においてではあるが、ホウ素の含有量が０．００５wt％以上ではホウ素因子は殆ど増加せず、これ以上では過剰のホウ素が存在する。過剰のホウ素は、オーステナイト粒界にホウ素化合物（Ｆｅ_２３（Ｃ，Ｂ）_６）を形成させる。このホウ素化合物は、フェライト核生成サイトとなるので、焼入れ性は却って低下する。さらに、オーステナイト粒界にホウ素化合物が生成し、オーステナイト粒界にフェライトが生成すると、鋼の衝撃特性が低下する。したがって、高クロム鋳鉄においてもホウ素の添加量が過剰となれば、却って鋼の靭性が低下して脆化する。上記参考文献１の記載事項に加えて、高クロム鋳鉄の他の元素の含有量との関係に基づき、優れた衝撃特性を維持しつつ焼入れ性を向上させるためのホウ素の添加量の上限は０．００５０wt％であると考察される。即ち、高クロム鋳鉄の組成に、０．０００５wt％以上０．００５０wt％以下のホウ素を含むことが好適である。そして、参考文献１等から、特に、ホウ素の含有量が０．００１５wt％以上０．００２５wt％以下であるときに、優れた衝撃特性を維持しつつ焼入れ性の向上効果がより効率的に得られると考えられる。

上記のように組成に炭素、ケイ素、マンガン、クロム、ニッケル、モリブデン、及びホウ素を含む高クロム鋳鉄は、結晶粒が微細であり金属組織が緻密となる。この高クロム鋳鉄の結晶粒の更なる微細化を図るために、上記組成に０．０５wt％以上０．２０wt％以下のバナジウム（Ｖ）を加えられる。

バナジウム（Ｖ）は、基地に微細な炭窒化物として存在して結晶粒を微細化する元素であると考えられている。バナジウムによる結晶粒の微細化効果は、添加量が０．１０wt％近傍までは増大し、０．１０wt％近傍で飽和する。添加量が０．１０wt％の場合と比べて劣るが、添加量が０．０５wt％でも微細化効果は得られる。さらに、バナジウムは、臨界冷却速度（マルテンサイト変態を生じるのに必要な最小の冷却速度）を低下して焼入れ性を向上させ、且つ、焼き戻し時に析出して焼き戻し硬化性を示し焼き戻しに伴う軟化に抵抗する作用を有すると考えられている。バナジウムによる臨界冷却速度の低下効果は、添加量が０．９wt％までは増大し、０．９wt％で最大となるが、添加量が０．０５wt％であっても十分な効果が得られる。上記のようにバナジウムは０．０５wt％以上０．９wt％以下の添加量で結晶粒の微細化効果および焼入れ性の向上効果が得られるが、バナジウムは高価な材料であるため、成分として過剰に含むことは経済的ではない。そこで、高クロム鋳鉄の組成に、０．０５wt％以上０．２０wt％以下のバナジウムを含むこととした。但し、バナジウムによる結晶粒の微細化効果は０．１０wt％近傍で飽和するので、高クロム鋳鉄の組成に含まれるバナジウムは０．０９wt％以上０．１４wt％以下であることがさらに好適である。

上記組成より成る高クロム鋳鉄の製造方法は、次の通りである。まず、上記組成より成る高クロム鋳鉄の材料を溶融させて液相線温度＋１００℃の温度の溶湯を調製し、この溶湯を型へ鋳込み、自然冷却したのち、鋳物を離型する。このように鋳造された高クロム鋳鉄鋳物は、最大肉厚が５０ｍｍ以上１９０ｍｍ以下の大型の鋳物とすることができる。続いて、この鋳物に対して熱処理を行う。具体的には、熱処理として、焼き鈍し処理と、焼入れ処理と、焼戻し処理とを順に行う。焼き鈍し処理では、鋳物を約９００℃の温度でオーステナイト組織の状態で十分に保持した後、炉中で徐冷する。焼入れ処理では、鋳物をオーステナイト組織の状態に加熱した後、焼割れが生じない程度の冷却速度で室温まで強制冷却する。焼戻し処理では、マルテンサイト組織の状態から鋳物を再加熱し、一定時間保持した後に、室温まで自然冷却する。

上記のようにして製造された高クロム鋳鉄鋳物の平均結晶粒径は、１０μｍ以上１００μｍ未満であった。また、高クロム鋳鉄鋳物が、最大肉厚が５０ｍｍ以上１９０ｍｍ以下の大型の製品であるときに、断面の平均結晶粒径が肉厚方向に亘り１０μｍ以上１００μｍ未満であった。さらに、この高クロム鋳鉄鋳物は、肉厚中央部と表層部を問わず硬度がショア硬さで８８ＨＳ以上９５ＨＳ以下であった。

本発明の高クロム鋳鉄は、金属組織が緻密であり、結晶粒径のばらつきも小さい。すなわち、高クロム鋳鉄の金属組織は微細化及び均一化されている。このような高クロム鋳鉄の金属組織の微細化と均一化により、焼入れ性の向上と、鋳造欠陥の発生および靭性低下の抑制とを共に実現させることが可能となり、優れた耐摩耗性を備えた高クロム鋳鉄鋳物を提供することが可能となる。

試験用鋳物の外形を示す図であり、（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図である。金属組織観察結果を示す顕微鏡写真であり、（ａ）は比較例１の金属組織観察結果、（ｂ）は本発明の実施例１の金属組織観察結果である。ローラタイヤ型鋳物の外形を示す図であり、（ａ）は平面図、（ｂ）は図３（ａ）におけるＢ−Ｂ矢視断面図、（ｃ）は試験片採取位置を示す断面図である。金属組織観察結果を示す顕微鏡写真であり、（ａ）は比較例２の金属組織観察結果、（ｂ）は本発明の実施例４の金属組織観察結果である。硬度測定結果を部位別に示す図であり、（ａ）は比較例２の硬度測定結果、（ｂ）は本発明の実施例４の硬度測定結果、（ｃ）は本発明の実施例５の硬度測定結果である。実施例４，５および比較例２の硬度を比較した図表である。

以下、本発明の効果を確認するために実施した本発明の実施例及び比較例について説明する。なお、比較例は、高クロム鋳鉄の組成にホウ素を含んでいない点で実施例と異なる。

［試験片サイズの実施例及び比較例］
まず、高クロム鋳鉄の実施例１，２，３の試験片及び比較例１の試験片を作製し、これらを比較した。高クロム鋳鉄の試験片を作製するために、先ず、試験用鋳物を鋳造した。図１は試験用鋳物の外形を示す図であり、図１（ａ）は正面図、図１（ｂ）は側面図である。図１に示す通り、試験用鋳物の外形は、ＪＩＳＧ０３０７（鋳鋼品の製造，試験及び検査の通則）の規格に準拠している。次の表１では、実施例１，２，３の試験用鋳物、及び比較例１の試験用鋳物の化学成分を示している。単位はいずれもwt％（重量パーセント）である。

表１に示す化学成分を含む合金鉄と銑鉄とを合わせて溶解し、１３００〜１４００℃の溶湯を鋳型に鋳込み、自然冷却した後に型ばらしを行った。このようにして得られた試験用鋳物の特定部分（図１（ａ）において鎖線で囲まれた部分）から、一辺２０ｍｍの立方体を切り出し、これを試験片とした。このようにして、実施例１，２，３の試験片、及び比較例１の試験片をそれぞれ作製した。

各試験片に対し、焼入れと焼き戻しの熱処理を行った。焼入れ処理では、試験片を１０００〜１１００℃で２時間保持したのち、２０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却した。焼き戻し処理では、試験片を４５０〜５５０℃で３時間保持したのち、室温まで自然冷却で徐冷した。

上記熱処理後の各試験片に対し、金属組織及び硬度を調査した。金属組織の調査では、前処理を施した試験片の金属組織を、光学顕微鏡を用いて観察した。前処理では、試験片の内部に含まれる被観察面が表れるように切断し、被観察面を樹脂で埋めたのち研磨し、研磨した被観察面をビレラ試薬でエッチングした。図２は金属組織観察結果を示す顕微鏡写真であり、図２（ａ）は比較例１の金属組織観察結果、図２（ｂ）は本発明の実施例１の金属組織観察結果である。図２から明らかなように、比較例１の試験片と実施例１の試験片との双方において、均一で微細な金属組織が観察された。

硬度の調査では、研磨した試験片の端面に対し、ＪＩＳＺ２２４３（ブリネル硬さ試験−試験方法）に準拠したブリネル硬さ試験を実施した。１つの試験片に対し３点以上でブリネル硬さ試験を実施した。ブリネル硬さ試験では、圧痕のサイズからブリネル硬さを算出し、算出されたブリネル硬さをショア硬さに換算した。表２は、硬度測定結果を示している。

表２から明らかなように、比較例１の試験片と実施例１，２，３の試験片とにおいて、いずれも９０〜９２ＨＳ（ショア硬さ）の高い硬度が測定された。以上の通り、試験片サイズの高クロム鋳鉄では、成分にホウ素（Ｂ）を含むか否かによって、硬度及び金属組織に有意な差異は認められなかった。この理由として、ローラタイヤやテーブルライナなどの大型の高クロム鋳鉄鋳物と比較して、試験片の大きさは極めて小さく、比較例１の試験片と実施例１，２，３の試験片はいずれも十分に焼入れ硬化していたためと考えられる。

［製品重量３ｔｏｎのローラタイヤの実施例及び比較例］
次に、高クロム鋳鉄鋳物として製品重量３ｔｏｎのローラタイヤの実施例４，５及び比較例２を作製し、これらを比較した。実施例４，５のローラタイヤと比較例２のローラタイヤは、いずれも最大肉厚が１９０ｍｍ、直径が１６４０ｍｍ、製品重量が３ｔｏｎの大型の鋳物である。

試験片を作製するために、先ず、ローラタイヤ型鋳物を鋳造した。図３はローラタイヤ型鋳物の外形を示す図であり、図３（ａ）は平面図、図３（ｂ）は図３（ａ）におけるＢ−Ｂ矢視断面図、図３（ｃ）は試験片採取位置を示す断面図である。次の表３では、実施例４，５のローラタイヤ型鋳物、及び比較例１のローラタイヤ型鋳物の化学成分を示している。単位はいずれもwt％（重量パーセント）である。

表３に示す化学成分を含む合金鉄と銑鉄を合わせて約７ｔｏｎを溶解し、１３００〜１４００℃の溶湯を鋳型に鋳込み、自然冷却した後に型ばらしを行った。このようにして得られた各ローラタイヤ型鋳物に対し、製品重量及び肉厚を考慮して、焼入れと焼き戻しの熱処理を行った。焼入れ処理では、ローラタイヤ型鋳物を１０００〜１１００℃で８時間保持したのち、複数台のファンを用いて２０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却した。２０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度は、製品重量が３ｔｏｎのローラタイヤを製造するときに行う焼入れ処理で、焼き割れが生じない程度の冷却速度に相当する。焼き戻し処理では、ローラタイヤ型鋳物を４５０〜５５０℃で１０時間保持したのち、室温まで自然冷却で徐冷した。

上記熱処理後のローラタイヤ型鋳物を半径方向に切断し、その断面の特定部位（図３（ｃ）においてＡ〜Ｅで示す部位）から、一辺２０ｍｍの立方体を切り出し、これを試験片とした。このようにして、実施例４の試験片Ａ〜Ｅ、実施例５の試験片Ａ〜Ｅ、及び比較例１の試験片Ａ〜Ｅをそれぞれ作製した。

各試験片に対し、金属組織、硬度、及び靭性を評価するための衝撃値を調査した。金属組織の調査では、前処理を施した試験片の金属組織を、光学顕微鏡を用いて観察した。前処理では、試験片の内部に含まれる被観察面が表れるように切断し、被観察面を樹脂で埋めたのち研磨し、研磨した被観察面をビレラ試薬でエッチングした。図４は金属組織観察結果を示す顕微鏡写真であり、図４（ａ）は比較例２の金属組織観察結果、図４（ｂ）は本発明の実施例４の金属組織観察結果である。図４から明らかなように、比較例２の金属組織と実施例４の金属組織は大きく異なっており、比較例２の金属組織は結晶粒が粗大で偏析が認められるのに対し、実施例４の金属組織は結晶粒が均一かつ微細である。

さらに、実施例４の試験片Ａ〜Ｅと比較例２の試験片Ａ〜Ｅについて、金属組織観察結果から平均結晶粒径を調査した。平均結晶粒径の調査では、ＪＩＳＧ０５５１（鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法）に準拠した結晶粒度標準図による評価と切断法による評価とを行った。結晶粒度標準図による評価では、１００倍の顕微鏡倍率によって結晶粒の大きさを観察し、結晶粒度標準図と比較して粒度（結晶粒度番号）を決め、粒度から結晶粒径を算出し、算出した結晶粒径を平均して平均結晶粒径を算出した。切断法による評価では、４００倍顕微鏡写真において５ｃｍの線分を無作為に引き、この線分に捕捉された結晶粒数を数え、１ｍｍ当たりの捕捉粒数から粒子当たりの線分長を算出した。表４は実施例４と比較例２の平均結晶粒径の調査結果を示しており、表５は実施例４の調査部位別の平均結晶粒径の調査結果を示している。

表４から明らかなように、実施例４の平均結晶粒径は１２μｍと極めて小さく、しかも、各調査部位において平均結晶粒径は均等でありバラツキが小さい。一方、比較例２の平均結晶粒径は１００〜２５０μｍと実施例４と比較して桁違いに大きく、しかも、各調査部位における平均結晶粒径が不均一である。したがって、比較例２と比べて実施例４の金属組織は著しく微細化されていることがわかる。また、表５から明らかなように、実施例４の平均結晶粒径は１２．０〜１３．０μｍの範囲にあり、各調査部位における平均結晶粒径のバラツキが小さい。さらに、肉厚方向に１９０ｍｍに亘って並ぶ調査部位Ｂ，Ｅ，Ｄにおいて、表層部の調査部位Ｂ，Ｄと肉厚中央部の調査部位Ｅとの平均結晶粒径を比較すると、これらはいずれも１２．０〜１３．０μｍの範囲であり、値の偏差が極めて小さい。換言すれば、実施例４では、表層部と肉厚中央部とで平均結晶粒径の偏差は小さく、断面の平均結晶粒径が全肉厚方向に亘って１０μｍ以上１００μｍ未満であることがわかる。

また、硬度の調査では、研磨した試験片の端面に対し、ＪＩＳＺ２２４３（ブリネル硬さ試験−試験方法）に準拠したブリネル硬さ試験を実施した。１つの試験片に対し３点以上でブリネル硬さ試験を実施した。ブリネル硬さ試験では、圧痕のサイズからブリネル硬さを算出し、算出されたブリネル硬さをショア硬さに換算した。図５は硬度測定結果を部位別に示す図であり、図５（ａ）は比較例２の硬度測定結果、図５（ｂ）は本発明の実施例４の硬度測定結果、図５（ｃ）は本発明の実施例５の硬度測定結果をそれぞれ示している。また、衝撃値の調査では、シャルピー衝撃試験により衝撃値を調査した。表６は、実施例４，５及び比較例２の硬度及び衝撃値測定結果を示している。

図５及び表６から明らかなように、実施例４，５では、各調査部位において８９ＨＳ（ショア硬さ）以上９４ＨＳ以下の硬度が測定され、いずれの調査部位においても比較例２と比較して高い硬度であった。＋−１ＨＳ程度の誤差を見込んで、実施例４，５では、８８ＨＳ以上９５ＨＳ以下の高い硬度が得られたこととなる。実施例４，５では、表層部の硬さ（表面硬さ）と肉厚中心部の硬さ（中心硬さ）の差は最大で４ＨＳであり、大きな差は認められなかった。このように実施例４，５では、中心硬さの表面硬さからの低下は認められるものの、その低下度合いは鋳物全体としての硬さを低下させるに至らない十分に小さなものであった。また、実施例４，５では、表面硬さのばらつきが認められるものの、そのばらつき具合は鋳物全体としての硬さを低下させるに至らない十分に小さなものであった。一方、比較例２では、表層部の硬度は８０ＨＳ以上８７ＨＳ以下であり、肉厚中心部の硬度は８２ＨＳであった。このように比較例２では、各調査部位の硬度はいずれも９０ＨＳに満たない水準であった。また、実施例４，５及び比較例２の衝撃値は、いずれも２．０Ｊ／ｃｍ^２であった。以上より、実施例４，５では比較例２と比べて靱性を損ねることなく、均一且つ十分に高い硬さ備わっていることが明らかとなった。

図６は、実施例４，５および比較例２の硬度を比較した図表である。この図表から明らかなように、実施例４，５は比較例２と比較して全体として高い硬度を備えている。高クロム鋳物が、例えば、ローラタイヤやテーブルライナなどの破砕機械部品である場合に、実施例４，５および比較例２の硬度は既に十分な値である。しかし、高クロム鋳鉄鋳物の硬度が高くなれば、耐摩耗性が高まり、部品としての寿命が伸びるので経済的に優位であり、また、より長期に亘って高い性能を維持することができる。

上述の通り、最大肉厚が１９０ｍｍの大型の高クロム鋳鉄鋳物において、成分に微量のホウ素（Ｂ）とバナジウム（Ｖ）を含むことで、基地に焼き割れが生じることなく、最大で１９０ｍｍの肉厚に亘り均一で微細な金属組織が確認された。鋳物が大型化するほど質量効果が大きく、鋳物の焼入れ処理において硬さが出にくくなることが知られている。前述の実施例４および実施例５はいずれも最大肉厚が１９０ｍｍの大型のローラタイヤ型鋳物であるが、これよりも質量効果の小さい最大肉厚が１９０ｍｍ以下のローラタイヤ型鋳物であれば同等かそれ以上の焼入れ性が期待できる。なお、実施例１，２，３で明らかとなったように、最大肉厚が２０ｍｍ程度の試験片では焼入れ性に顕著な差異は見られなかった。しかし、質量効果が大きくなりはじめる最大肉厚が５０ｍｍ以上の鋳物であれば、本発明により焼入れ性が顕著に向上すると期待できる。

以上説明したとおり、本発明に係る高クロム鋳鉄によれば、金属組織の微細化及び均一化と、焼入れ性（焼入れ硬化性）の向上とを実現できる。なお、本発明に係る高クロム鋳鉄は、鋳造時にブローホールや凝固割れ等の鋳造欠陥を生じさせる多量のＮや、鋳物の靭性を低下させる大量のＭｏを組成に含んでいない。このように、本発明に係る高クロム鋳鉄によれば、金属組織の微細化及び均一化により、鋳造欠陥の発生と靭性低下を抑制しつつ、鋳物の焼入れ性の向上を実現することが可能である。この結果、高い硬度と優れた靭性を有し、耐摩耗性により優れた高クロム鋳鉄鋳物製品を提供することが可能となる。

本発明は、高クロム鋳鉄において、耐摩耗性（硬度及び靭性）をより向上させるために有用である。

Claims

Ｃ：２．７〜３．５wt％、Ｓｉ：０．２〜１．０wt％、Ｍｎ：０．３〜２．０wt％、Ｃｒ：１４〜２７wt％、Ｎｉ：０．５〜３．０wt％、Ｍｏ：０．４〜４．０wt％、Ｂ：０．０００５wt％以上０．００５０wt％以下、Ｖ：０．０５wt％以上０．２０wt％以下、及び不可避的不純物、残部Ｆｅよりなり、平均結晶粒径が１０μｍ以上１００μｍ未満である高クロム鋳鉄。
Ｃ：２．７〜３．５wt％、Ｓｉ：０．２〜１．０wt％、Ｍｎ：０．３〜２．０wt％、Ｃｒ：１４〜２７wt％、Ｎｉ：０．５〜３．０wt％、Ｍｏ：０．４〜４．０wt％、Ｂ：０．００１５wt％以上０．００２５wt％以下、Ｖ：０．０５wt％以上０．２０wt％以下、及び不可避的不純物、残部Ｆｅよりなり、平均結晶粒径が１０μｍ以上１００μｍ未満である高クロム鋳鉄。
Ｃ：２．７〜３．５wt％、Ｓｉ：０．２〜１．０wt％、Ｍｎ：０．３〜２．０wt％、Ｃｒ：１４〜２７wt％、Ｎｉ：０．５〜３．０wt％、Ｍｏ：０．４〜４．０wt％、Ｂ：０．００１５wt％以上０．００２５wt％以下、Ｖ：０．０９wt％以上０．１１wt％以下、及び不可避的不純物、残部Ｆｅよりなり、平均結晶粒径が１０μｍ以上１００μｍ未満である高クロム鋳鉄。
Ｃ：２．７〜３．５wt％、Ｓｉ：０．２〜１．０wt％、Ｍｎ：０．３〜２．０wt％、Ｃｒ：１４〜２７wt％、Ｎｉ：０．５〜３．０wt％、Ｍｏ：０．４〜４．０wt％、Ｂ：０．０００５wt％以上０．００５０wt％以下、Ｖ：０．０５wt％以上０．２０wt％以下、及び不可避的不純物、残部Ｆｅよりなる、最大肉厚が５０ｍｍ以上１９０ｍｍ以下の大型の鋳物であって、
断面の平均結晶粒径が肉厚方向に亘り１０μｍ以上１００μｍ未満である、高クロム鋳鉄。
Ｃ：２．７〜３．５wt％、Ｓｉ：０．２〜１．０wt％、Ｍｎ：０．３〜２．０wt％、Ｃｒ：１４〜２７wt％、Ｎｉ：０．５〜３．０wt％、Ｍｏ：０．４〜４．０wt％、Ｂ：０．００１５wt％以上０．００２５wt％以下、Ｖ：０．０５wt％以上０．２０wt％以下、及び不可避的不純物、残部Ｆｅよりなる、最大肉厚が５０ｍｍ以上１９０ｍｍ以下の大型の鋳物であって、
断面の平均結晶粒径が肉厚方向に亘り１０μｍ以上１００μｍ未満である、高クロム鋳鉄。
Ｃ：２．７〜３．５wt％、Ｓｉ：０．２〜１．０wt％、Ｍｎ：０．３〜２．０wt％、Ｃｒ：１４〜２７wt％、Ｎｉ：０．５〜３．０wt％、Ｍｏ：０．４〜４．０wt％、Ｂ：０．００１５wt％以上０．００２５wt％以下、Ｖ：０．０９wt％以上０．１１wt％以下、及び不可避的不純物、残部Ｆｅよりなる、最大肉厚が５０ｍｍ以上１９０ｍｍ以下の大型の鋳物であって、
断面の平均結晶粒径が肉厚方向に亘り１０μｍ以上１００μｍ未満である、高クロム鋳鉄。
表層部および肉厚中央部の硬度がショア硬さで８８ＨＳ以上９５ＨＳ以下である、請求項４〜６のいずれか一項に記載の高クロム鋳鉄。