JPH0119463B2 - - Google Patents
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- JPH0119463B2 JPH0119463B2 JP15735584A JP15735584A JPH0119463B2 JP H0119463 B2 JPH0119463 B2 JP H0119463B2 JP 15735584 A JP15735584 A JP 15735584A JP 15735584 A JP15735584 A JP 15735584A JP H0119463 B2 JPH0119463 B2 JP H0119463B2
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- carbides
- alloy
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Landscapes
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は強度に優れ、特に耐肌荒性および耐摩
耗性に優れた鋳造組織がきわめて均一分布してい
る合金鋳鉄材に関するものである。 〔従来の技術〕 一般に、耐摩耗性に優れた合金鋳鉄材として
は、M6C、M23C6、M7C3、MC等からなる合金炭
化物を晶出させた合金材がある。特に、高温にお
ける耐摩耗性を改善するには、これらの合金炭化
物からなる炭化物を晶出させることが有利とされ
ている。 そして、従来の高合金系の耐摩耗鋳鉄材では、
これらのMC系炭化物の他にM6CあるいはM7C3
系炭化物が同時に晶出した混合組織になつたもの
が一般的に使用されている。 M6CあるいはM7C3系はMC系の炭化物に比較
して硬さが低い。このため、これらの組織を有す
る合金鋳鉄材を耐摩耗材料として使用した場合、
組織要素の中で最も軟らかい基地が最初に摩耗
し、次にM6C系あるいはM7C3系の炭化物が摩耗
し、ミクロ組織的に摩耗摺動面で摩耗差が発生
し、凹凸状の肌荒れを生じやすい。このような現
象は、例えば、ロールのように圧延材の肌に直接
影響を与えるような製品では、問題になりやす
い。 〔発明が解決しようとする問題点〕 M6C系あるいはM7C3系炭化物は組織がフエザ
ー状で切り欠きを有した形態をしているか、ある
いはネツトワーク状にて連鎖組織をしていて強度
的に好ましくない。 特に、衝撃特性等で材料の劣化を引き起こし、
耐摩耗性と同時に強靭性を要求される部分に使用
される材料としは適さない場合がある。これらの
耐摩耗材の欠陥を改善したものとして、一般には
粉末合金あるいは鋳造材が用いられる場合がある
が、これらのものは製造コストが溶製材に比較し
て極めて高いものとなつている。 本発明は、このような従来技術の欠点を改良す
ることを目的とするもので、適正な合金系を選ぶ
ことによつて粒状からなるMC系合金を組織全体
に均一に分布せしめ、耐摩耗性はもちろん、均一
な摩耗により耐肌荒性を改善すると同時に、炭化
物による切り欠き作用をなくして強靭性を改善し
ようとするものである。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明の合金鋳鉄材は、基本的には化学成分が
重量比でC2.0〜3.5％、Si1.5％以下、Mn1.0％以
下、Cr2.0〜7.0％、Mo8.0％以下、W3.0％以下、
V7.0〜12.0％、Ti0.3％以下、残部不純物および
実質的にFeからなるものであり、さらにNb3.0％
以下またはCo4.0％以下を含ませたものである。 〔作用〕 上記の組成にすることによつて、耐摩耗性の極
めて高いMC系の粒状炭化物を晶出させて、強靭
性、耐肌荒性、耐摩耗性を改善したものである。 以下合金成分を上記範囲に限定した理由を述べ
る。 Ｃが2.0％未満の場合は、晶出炭化物量が少な
く耐摩耗性の点で十分でない。また、Ｖとのバラ
ンスにおいても2.0％未満では炭化物が粒界に網
目状に析出して靭性および耐肌荒性においても本
発明の目的は達成できない。 Ｃが3.5％を超える場合もＶとのバランスがく
ずれVCの均一に分布した組織形態がくずれて、
耐肌荒性および強靭性の点で劣る。 Siは1.5％を超えると脆化を生じやすくなる。 Mnは1.0％を超えると残留オーステナイトを生
じやすく、十分な硬度を維持することができな
い。 Crは2.0％未満では焼入性に劣り、7.0％を超え
るとクロム炭化物が晶出しやすくなつてMC系炭
化物の均一分布を妨害する。 Moは8.0％を超えるとＣとＶとのバランスにお
いてM6C系炭化物が晶出し、靭性および耐肌荒
性の点で好ましくない。 Ｗは高温硬さ維持の点で必要であるが、3.0％
を超えるとM6C系炭化物が晶出しやすく好まし
くない。 Ｖは7.0％未満および12.0％を超えた場合は、
前記Ｃ量の範囲とのバランスでMC系炭化物均一
分布が得にくい。 Tiは主としてMC系のTiCを形成するが、同時
に炭化物組織の微細均一化を促進させるために添
加する。しかし、Tiが0.3％を超えると大気溶製
の場合、酸化が激しくなると同時に微細化の効果
もうすれる。 Nbは主としてMC系炭化物を形成し、基地中
には固溶しにくい。前記Ｖの炭化物VCは比重が
軽く大型鋳物の場合、上下で比重差が生じやす
い。これを防止してMC系炭化物の均一分布を促
進させるためにNbを添加する。しかし、Nbは溶
解が難しいので含有量を3.0％以下とする。なお、
Nbは前記VCの偏析を防止するために添加するの
であるが、小型鋳物で比重差が問題にならないも
のについては特に添加する必要がない。 Coは高温における強靭性および硬さの改善に
有効であり、特に使用中に昇温するような用途に
対して必要に応じてCoの添加が効果的である。
しかし、含有量が4.0％を超えると、その効果が
飽和するので4.0％以下とした。 〔実施例〕 第１表に示す本発明合金鋳鉄材の試料１、２、
３の３種と比較用合金鋳鉄材の試料４とを、高周
波溶解炉で1600℃に溶解し、350φ×400の金型
鋳型に鋳造した。これを1000℃から焼入れし500
〜550℃で焼戻しした。 この熱処理したものについて摩耗試験、抗折試
験、衝撃試験を行なつた。その結果を第２表に示
す。 なお、摩耗試験はピンデイスク方式のSiCデイ
スクを350r・ｐ・ｍで回転させ、試料を押し付け
圧13ｇ／mm2で３分間押し付けてそれぞれの摩耗量
を測定した。 第２表から、本発明の合金鋳鉄材が従来の高合
金鋳鉄材に比し、耐摩耗性および強靭性の点でも
優れていることがわかる。 次に、本発明鋳鉄材の試料１についてミクロ組
織を検査した。第１図はその顕微鏡写真である
（倍率100倍）。 第１図において、白く認知されるものはバナジ
ウムリツチのMC系炭化物であり、黒い所は基地
部である。しかして、この第１図から本発明の鋳
鉄材は基地中にMC系炭化物が均一に分散してい
ることがわかる
耗性に優れた鋳造組織がきわめて均一分布してい
る合金鋳鉄材に関するものである。 〔従来の技術〕 一般に、耐摩耗性に優れた合金鋳鉄材として
は、M6C、M23C6、M7C3、MC等からなる合金炭
化物を晶出させた合金材がある。特に、高温にお
ける耐摩耗性を改善するには、これらの合金炭化
物からなる炭化物を晶出させることが有利とされ
ている。 そして、従来の高合金系の耐摩耗鋳鉄材では、
これらのMC系炭化物の他にM6CあるいはM7C3
系炭化物が同時に晶出した混合組織になつたもの
が一般的に使用されている。 M6CあるいはM7C3系はMC系の炭化物に比較
して硬さが低い。このため、これらの組織を有す
る合金鋳鉄材を耐摩耗材料として使用した場合、
組織要素の中で最も軟らかい基地が最初に摩耗
し、次にM6C系あるいはM7C3系の炭化物が摩耗
し、ミクロ組織的に摩耗摺動面で摩耗差が発生
し、凹凸状の肌荒れを生じやすい。このような現
象は、例えば、ロールのように圧延材の肌に直接
影響を与えるような製品では、問題になりやす
い。 〔発明が解決しようとする問題点〕 M6C系あるいはM7C3系炭化物は組織がフエザ
ー状で切り欠きを有した形態をしているか、ある
いはネツトワーク状にて連鎖組織をしていて強度
的に好ましくない。 特に、衝撃特性等で材料の劣化を引き起こし、
耐摩耗性と同時に強靭性を要求される部分に使用
される材料としは適さない場合がある。これらの
耐摩耗材の欠陥を改善したものとして、一般には
粉末合金あるいは鋳造材が用いられる場合がある
が、これらのものは製造コストが溶製材に比較し
て極めて高いものとなつている。 本発明は、このような従来技術の欠点を改良す
ることを目的とするもので、適正な合金系を選ぶ
ことによつて粒状からなるMC系合金を組織全体
に均一に分布せしめ、耐摩耗性はもちろん、均一
な摩耗により耐肌荒性を改善すると同時に、炭化
物による切り欠き作用をなくして強靭性を改善し
ようとするものである。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明の合金鋳鉄材は、基本的には化学成分が
重量比でC2.0〜3.5％、Si1.5％以下、Mn1.0％以
下、Cr2.0〜7.0％、Mo8.0％以下、W3.0％以下、
V7.0〜12.0％、Ti0.3％以下、残部不純物および
実質的にFeからなるものであり、さらにNb3.0％
以下またはCo4.0％以下を含ませたものである。 〔作用〕 上記の組成にすることによつて、耐摩耗性の極
めて高いMC系の粒状炭化物を晶出させて、強靭
性、耐肌荒性、耐摩耗性を改善したものである。 以下合金成分を上記範囲に限定した理由を述べ
る。 Ｃが2.0％未満の場合は、晶出炭化物量が少な
く耐摩耗性の点で十分でない。また、Ｖとのバラ
ンスにおいても2.0％未満では炭化物が粒界に網
目状に析出して靭性および耐肌荒性においても本
発明の目的は達成できない。 Ｃが3.5％を超える場合もＶとのバランスがく
ずれVCの均一に分布した組織形態がくずれて、
耐肌荒性および強靭性の点で劣る。 Siは1.5％を超えると脆化を生じやすくなる。 Mnは1.0％を超えると残留オーステナイトを生
じやすく、十分な硬度を維持することができな
い。 Crは2.0％未満では焼入性に劣り、7.0％を超え
るとクロム炭化物が晶出しやすくなつてMC系炭
化物の均一分布を妨害する。 Moは8.0％を超えるとＣとＶとのバランスにお
いてM6C系炭化物が晶出し、靭性および耐肌荒
性の点で好ましくない。 Ｗは高温硬さ維持の点で必要であるが、3.0％
を超えるとM6C系炭化物が晶出しやすく好まし
くない。 Ｖは7.0％未満および12.0％を超えた場合は、
前記Ｃ量の範囲とのバランスでMC系炭化物均一
分布が得にくい。 Tiは主としてMC系のTiCを形成するが、同時
に炭化物組織の微細均一化を促進させるために添
加する。しかし、Tiが0.3％を超えると大気溶製
の場合、酸化が激しくなると同時に微細化の効果
もうすれる。 Nbは主としてMC系炭化物を形成し、基地中
には固溶しにくい。前記Ｖの炭化物VCは比重が
軽く大型鋳物の場合、上下で比重差が生じやす
い。これを防止してMC系炭化物の均一分布を促
進させるためにNbを添加する。しかし、Nbは溶
解が難しいので含有量を3.0％以下とする。なお、
Nbは前記VCの偏析を防止するために添加するの
であるが、小型鋳物で比重差が問題にならないも
のについては特に添加する必要がない。 Coは高温における強靭性および硬さの改善に
有効であり、特に使用中に昇温するような用途に
対して必要に応じてCoの添加が効果的である。
しかし、含有量が4.0％を超えると、その効果が
飽和するので4.0％以下とした。 〔実施例〕 第１表に示す本発明合金鋳鉄材の試料１、２、
３の３種と比較用合金鋳鉄材の試料４とを、高周
波溶解炉で1600℃に溶解し、350φ×400の金型
鋳型に鋳造した。これを1000℃から焼入れし500
〜550℃で焼戻しした。 この熱処理したものについて摩耗試験、抗折試
験、衝撃試験を行なつた。その結果を第２表に示
す。 なお、摩耗試験はピンデイスク方式のSiCデイ
スクを350r・ｐ・ｍで回転させ、試料を押し付け
圧13ｇ／mm2で３分間押し付けてそれぞれの摩耗量
を測定した。 第２表から、本発明の合金鋳鉄材が従来の高合
金鋳鉄材に比し、耐摩耗性および強靭性の点でも
優れていることがわかる。 次に、本発明鋳鉄材の試料１についてミクロ組
織を検査した。第１図はその顕微鏡写真である
（倍率100倍）。 第１図において、白く認知されるものはバナジ
ウムリツチのMC系炭化物であり、黒い所は基地
部である。しかして、この第１図から本発明の鋳
鉄材は基地中にMC系炭化物が均一に分散してい
ることがわかる
【表】
本発明の合金鋳鉄材は、前記組成としたことに
より、従来の鋳鉄材が硬質炭化物を晶出するのに
対して、より硬質のMC系炭化物を均一にかつ微
細に基地中に分散させた組織が得られるので、耐
摩耗性、耐肌荒性、強靭性が極めて優れているも
のである。
より、従来の鋳鉄材が硬質炭化物を晶出するのに
対して、より硬質のMC系炭化物を均一にかつ微
細に基地中に分散させた組織が得られるので、耐
摩耗性、耐肌荒性、強靭性が極めて優れているも
のである。
第１図は本発明合金鋳鉄材の金属組織の顕微鏡
写真である。
写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 化学成分が重量比でC2.0〜3.5％、Si1.5％以
下、Mn1.0％以下、Cr2.0〜7.0％、Mo8.0％以下、
W3.0％以下、V7.0〜12.0％、Ti0.3％以下を含み、
残部不純物および実質的にFeからなることを特
徴とする耐肌荒性、耐摩耗性に優れた合金鋳鉄
材。 ２ 化学成分が重量比でC2.0〜3.5％、Si1.5％以
下、Mn1.0％以下、Cr2.0〜7.0％、Mo8.0％以下、
W3.0％以下、V7.0〜12.0％、Ti0.3％以下、
Nb3.0％以下を含み、残部不純物および実質的に
Feからなることを特徴とする耐肌荒性、耐摩耗
性に優れた合金鋳鉄材。 ３ 化学成分が重量比でC2.0〜3.5％、Si1.5％以
下、Mn1.0％以下、Cr2.0〜7.0％、Mo8.0％以下、
W3.0％以下、V7.0〜12.0％、Ti0.3％以下、Co4.0
％以下を含み、残部不純物および実質的にFeか
らなることを特徴とする耐肌荒性、耐摩耗性に優
れた合金鋳鉄材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15735584A JPS6137949A (ja) | 1984-07-30 | 1984-07-30 | 耐肌荒性、耐摩耗性に優れた合金鋳鉄材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15735584A JPS6137949A (ja) | 1984-07-30 | 1984-07-30 | 耐肌荒性、耐摩耗性に優れた合金鋳鉄材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6137949A JPS6137949A (ja) | 1986-02-22 |
| JPH0119463B2 true JPH0119463B2 (ja) | 1989-04-11 |
Family
ID=15647859
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15735584A Granted JPS6137949A (ja) | 1984-07-30 | 1984-07-30 | 耐肌荒性、耐摩耗性に優れた合金鋳鉄材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6137949A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6328843A (ja) * | 1986-07-23 | 1988-02-06 | Hitachi Metals Ltd | 圧縮成形機スクリユ−用合金鋳鉄材 |
| EP0562114B1 (en) * | 1991-09-12 | 1998-11-04 | Kawasaki Steel Corporation | Material of outer layer of roll for rolling and compound roll manufactured by centrifugal casting |
-
1984
- 1984-07-30 JP JP15735584A patent/JPS6137949A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6137949A (ja) | 1986-02-22 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |