JPH0364591B2 - - Google Patents
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- JPH0364591B2 JPH0364591B2 JP59180051A JP18005184A JPH0364591B2 JP H0364591 B2 JPH0364591 B2 JP H0364591B2 JP 59180051 A JP59180051 A JP 59180051A JP 18005184 A JP18005184 A JP 18005184A JP H0364591 B2 JPH0364591 B2 JP H0364591B2
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Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、基地に硬質の塊状タングステン炭化
物が晶出せる金属組織を有する、圧延用ロール等
として有用な耐摩耗性にすぐれたタングステン含
有鉄系合金鋳物に関する。 〔従来技術と問題点〕 圧延用ロールの耐用寿命を高め、しかも被圧延
材の表面品質を確保するためには、ロールの耐摩
耗性を改善することが必要である。 従来より、圧延用ロールとしてはチルドロール
に代表される鋳造系ロールが汎用されている。鋳
造系ロールは、比較的安価であるが、耐摩耗性の
改善に限度がある。耐摩耗性が特に要求される場
合には、粉末冶金手法により製造される超硬合金
からなるロール（WC−Co焼結材）が使用されて
いる。超硬ロールは、上記鋳造系ロールを大きく
凌ぐ摩耗抵抗を有するが、原材料として高価なタ
ングステン炭化物（WC）粒子とコバルト（Co）
とを多量に必要とするうえに、その焼成工程にお
ける熱間静水圧プレス（HIP）を行うための特殊
な技術と設備とが必要であり、極めて高価につく
のが難点である。 〔発明の課題〕 本発明は、超硬合金にほぼ匹敵する高耐摩耗性
を有する、圧延用ロール等として好適な鋳物を提
供しようとするものである。 〔技術的手段および作用〕 本発明の鋳物は、Ｃ：1.5〜5.0％、Si：3.5％以
下、Ｗ：25.0〜80.0％を含有する鉄系合金であつ
て、鉄系合金基地と、該基地中に分布せる粒径
30μｍ（円形換算値）以下の塊状晶出タングステ
ン炭化物とからなる二相組織を有する。 本発明鋳物の組織における初晶タングステン炭
化物は基本的にはWCである。第１図にＣ−Ｗ−
Fe三元状態図を示す。本発明鋳物の基本成分構
成（1.5〜5.0％Ｃ−25.0〜80.0％Ｗ−Fe）をこの
状態図に当てはめてみると、相当組成の液相面は
ボトム線（約1700→1200℃）の上側（高炭素側）
にあり、初晶としてWCが晶出することを示して
いる。この晶出タングステン炭化物は、Hv約
2000〜2400と、極めて硬質であり、基地中に緻密
に分布することによりその鋳物に高耐摩耗性をも
たらす。 本発明鋳物の組成の例を第２図（倍率×40）に
示す。Ｍは鉄合金基地、Ｐは晶出タングステン炭
化物である。該基地Ｍはマルテンサイト相であ
る。晶出タングステン炭化物はWCであり、幾何
学的晶癖を有する微細塊状物として基地Ｍ中に、
緻密かつ均一に分布している。その粒径は30μｍ
以下（円形換算値）である。 本発明鋳物の二相組織における晶出タングステ
ン炭化物を粒径30μｍ以下に限定したのは、耐摩
耗性および耐肌荒れ性を確保するためである。す
なわち、初晶タングステン炭化物が粗大な塊状物
として晶出した組織を有する鋳物では、摩耗用途
での実使用において、あるいは切削加工中におい
て、基地中に分散する晶出タングステン炭化物の
粒子に欠けが生じ易く、該粒子の欠けは耐摩耗性
の低下や、肌荒れ（表面の平滑さの喪失）を引起
す。晶出タングステン炭化物が、粒径30μｍ以下
であれば、上記の欠けは実質的に防止される。 次に、本発明鋳物の成分限定理由を説明する。 Ｃ：Ｃは晶出タングステン炭化物の形成に不可欠
の元素である。含有量が1.5％に満たないと、
塊状のタングステン炭化物は晶出せず、代りに
鉄−タングステン複炭化物〔（Fe、Ｗ）6C〕連
続体として晶出してしまう。一方、含有量が
5.0％をこえると、基地中に黒鉛が晶出し、脆
化する。従つて、Ｃ含有量は1.5〜5.0％とす
る。 Si：Siは、合金溶湯の脱酸および鋳造性の改善効
果を有するほか、溶湯の凝固過程における針状
タングステン炭化物の晶出（該針状炭化物は鋳
物を脆化させる）を防止する効果を有する。し
かし、含有量が多過ぎると、基地が脆化する。
よつて、3.5％を上限とする。 Ｗ：Ｗはタングステン炭化物の晶出に不可欠の元
素げある。基地中に初晶タングステン炭化物が
緻密に分散晶出した組織を形成するためには少
くとも25.0％の含有量を必要とする。しかし、
80.0％を越えると、合金の融点が高く、溶製−
鋳造が困難となる。従つて、その含有量は25.0
〜80.0％とする。 本発明鋳物は、上記各元素を必須成分元素とす
る、基本的にはＣ−Si−Ｗ−Fe系合金鋳物であ
る。更に、本発明鋳物には、用途および要求性能
等に応じるための材質の改善を目的として、Fe
の一部が任意の合金元素、例えば、Mn、Ni、
Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ｂ、Ti、Co、Al等の１種も
しくは２種以上の元素で置換されてなる種々の鉄
系合金鋳物が包含される。 例えば、Niはセメンタイト（Fe3C）等の鉄炭
化物の晶出抑制効果を有する元素であつて、本発
明では、共晶状（Fe、Ｗ）6C複炭化物の晶出防止
のために必要に応じて添加される。この効果を得
るには、残部を成すFeの５％以上をNiで置換す
るとよい。しかし、Feの35％をこえて置換する
と、サブゼロ処理によつても基地のマルテンサイ
ト化が困難となる。従つて、Ni含有量は、残部
のFeの５〜35％を置換する量、すなわち、〔Ni／
（Fe＋Ni）×100（％）〕＝５〜35％とする。 その他の元素は、それぞれの元素の性質・添加
目的等に応じて適量添加すればよいが、その含有
量の合計は、Feの10％以下を置換する量である
のが適当である。 本発明鋳物の組織における塊状晶出タングステ
ン炭化物を粒径30μｍ以下の微細粒子として均一
に晶出させる方法として、例えば合金溶湯にタン
グステン炭化物の微粉末による接種を施すことが
有効である。タングステン炭化物粒子粉末の接種
によつて、晶出タングステン炭化物が微細かつ均
一に分布せる組織が形成されるのは、接種剤とし
て投与されたタングステン炭化物粒子が、溶湯中
で崩壊・分散して均一に分布し、あるいは均一に
分布した粒子が溶解はするが拡散はしない状態に
あつて残留核または晶出核としての作用をなすこ
とによると考えられる。 接種剤は、WC粉末、W2C粉末、タングステン
複炭化物（例えば、タングステンチタン炭化物）
粉末等である。粒径は10〜250μｍが適当である。
粒径が10μｍに満たない微細粒子であると、溶湯
中で完全に溶解して拡散し易く、一方250μｍを
越える粗大粒子であると、十分に溶解せず、いづ
れの場合も、晶出タングステン炭化物の微細化効
果が低下するからである。 接種量は溶湯量の0.05％（重量％）以上である
ことを要する0.05％未満では、造核作用は認めら
れるが、晶出タングステン炭化物の微細化効果が
不足するからである。好ましい接種量は0.1％以
上である。接種量を多くした場合は、投与された
粒子の吸熱に伴う溶湯の降温、あるいは崩壊・分
散したタングステン炭化物粒子の多量の混在等に
より溶湯の流動性の低下をみるが、過度の降温に
伴う鋳造欠陥の発生や、接種剤の粉末の一部が未
溶解のまま残留する等の不都合がなく所要の流動
性が保たれる限り、接種量を多くしても特に問題
はない。 接種の時期は、出湯直前の炉中、あるいは出湯
中ないし出湯後の取鍋中で行なわれる。そのほ
か、鋳型内に散布しておくか、または鋳込途中に
鋳型内で行なつてもよい。 塊状晶出タングステン炭化物の微細化法とし
て、上記接種法のほかに、晶出タングステン炭化
物の晶出核となり得る元素を添加することも有効
である。例えば、Tiを含有する場合は、その化
合物（TiC等）が晶出核となつてタングステン炭
化物の微細、均一な晶出を促す。 更に別法として、鋳造における冷却速度の調節
（核生成速度の増大）により、微細で均一な晶出
タングステン炭化物が分布する組織を得ることが
できる。 本発明鋳物は、粒径30μｍ以下の微細な塊状晶
出タングステン炭化物が、組織中に容積率約15〜
75％を占める均一な基地−晶出タングステン炭化
物二相組織を有する鋳物として得られる。 本発明の鋳物は、例えば中実体として得ること
ができ、あるいは中空筒体として得ることもでき
る。例えば、ロール類を目的とする場合は、耐摩
耗性は表面の問題であるから、中空円筒体を鋳造
し、その中空孔内に他種金属を用いてコアー材を
鋳造し、または別途製作したコアー材を焼嵌め等
により嵌装固定することにより、第４図に示すよ
うに、本発明の耐摩耗鋳物の中空円筒体である外
層材１と、他種金属の軸芯部材２とからなる。２
層構造を形成してもよい。こうすれば、高価なタ
ングステンの使用量を節減しながら所要の材料特
性を満たすことができる。 本発明鋳物は、静置鋳造法により製造される。
また、静置鋳造に代え、竪型もしくは横型遠心力
鋳造法を適用することもできる。遠心力鋳造法に
よれば、溶湯中に晶出せるタングステン炭化物粒
子の遠心移行によつて、表層領域における塊状晶
出タングステン炭化物の組織中に占める容積率が
増大するとともに表層領域の組織の緻密性が高め
られるので、それだけ耐摩耗性が向上し、かつ耐
肌荒れ性も改善される利点がある。 〔実施例〕 実施例 １ 高周波溶解炉で溶製した下記成分組成の鉄系合
金溶湯をセラミツク鋳型（内径30mm×高さ100mm。
鋳型温度800℃）に鋳込み（静置鋳鋳造）、鋳物Ａ
およびＢを得た。但し、塊状晶出タングステン炭
化物の微細化のため、鋳物Ａの鋳造では、出湯直
前の炉中溶湯に、鋳物Ｂの鋳造では鋳型内の溶湯
にそれぞれタングステン炭化物粉末を接種剤とし
て投与した。 () 合金溶湯成分組成（wt％） Ｃ：4.5、Si：0.51、Mn：0.60、Ni：7.0、
Cr：0.80、Mo：0.60、Ｗ：45.0、残部Fe。 () 鋳込温度：1600℃ () 接種剤：W2CとWCの混合粉末（粒径10〜
50μｍ）。 () 接種量 鋳物Ａ：鋳型内溶湯に1.5％、 鋳物Ｂ：取鍋内溶湯に1.5％、 比較例として、接種量が0.4％である点を除
いて上記と同じ条件（但し、取鍋内接種）で、
鋳物Ｃを得た。 〔〕 組織 各鋳物Ａ〜Ｃはいずれも鉄系合金基地とその
基地中に均一に分散した塊状晶出タングステン
炭化物からなる二相組織を有している。第２図
は鋳物Ａ（発明例）、第３図は鋳物Ｃ（比較例）
のそれぞれの切断面（底部から30mmの位置）の
金属組織を示している（いずれも倍率：40）。 各鋳物の基地中の塊状晶出タングステン炭化
物の粒径（円形換算値）および容積率（１mm方
眼交点計測法による）は次のとおりである。 鋳物Ａ（発明例） 粒径：10〜15μｍ 容積率：約50％ 鋳物Ｂ（発明例） 粒径：15〜20μｍ 容積率：約45％ 鋳物Ｃ（比較例） 粒径：40〜50μｍ 容積率：約40％ 上記のように発明例の鋳物ＡおよびＢは、基
地中に、粒径30μｍ以下の微細な塊状晶出タン
グステン炭化物が分散した緻密な組織を有して
いるが、鋳物Ｃにおけるそれは粒径40〜50μｍ
と、鋳物Ａ，Ｂに比し、粗大である。 〔〕 摩耗試験 鋳物Ａ〜Ｃについて、大越式迅速摩耗試験機
による摩耗試験を下記の条件で行つた。また、
これとは別に供試験物ＤおよびＥとして、圧延
用ロールの代表的な従来材であるチルド鋳物
（C3.99％、Si：0.29％、Mn：0.23％、Ni：3.38
％、Cr：0.98％、Mo：0.22％、残部Fe）およ
びNiグレン鋳鉄鋳物（Ｃ：3.22％、Si：0.75
％、Mn：0.68％、Ni：4.38％Cr：1.64％、
Mo：0.35％、残部Fe）について同じ摩耗試験
を行つた。第１表に摩耗試験による比摩耗量
Ws（mm2／Kgｆ）および試験片の摩耗面の表面粗
さ（Rmax、μｍ）の測定結果を示す。 () 回転輪：SUJ2：硬度（HRC）60、回転輪
幅3.0mm。 () 摩耗速度：3.4ｍ／sec () 摩耗距離：200ｍ () 最終荷重：16.8Kg・ｆ
物が晶出せる金属組織を有する、圧延用ロール等
として有用な耐摩耗性にすぐれたタングステン含
有鉄系合金鋳物に関する。 〔従来技術と問題点〕 圧延用ロールの耐用寿命を高め、しかも被圧延
材の表面品質を確保するためには、ロールの耐摩
耗性を改善することが必要である。 従来より、圧延用ロールとしてはチルドロール
に代表される鋳造系ロールが汎用されている。鋳
造系ロールは、比較的安価であるが、耐摩耗性の
改善に限度がある。耐摩耗性が特に要求される場
合には、粉末冶金手法により製造される超硬合金
からなるロール（WC−Co焼結材）が使用されて
いる。超硬ロールは、上記鋳造系ロールを大きく
凌ぐ摩耗抵抗を有するが、原材料として高価なタ
ングステン炭化物（WC）粒子とコバルト（Co）
とを多量に必要とするうえに、その焼成工程にお
ける熱間静水圧プレス（HIP）を行うための特殊
な技術と設備とが必要であり、極めて高価につく
のが難点である。 〔発明の課題〕 本発明は、超硬合金にほぼ匹敵する高耐摩耗性
を有する、圧延用ロール等として好適な鋳物を提
供しようとするものである。 〔技術的手段および作用〕 本発明の鋳物は、Ｃ：1.5〜5.0％、Si：3.5％以
下、Ｗ：25.0〜80.0％を含有する鉄系合金であつ
て、鉄系合金基地と、該基地中に分布せる粒径
30μｍ（円形換算値）以下の塊状晶出タングステ
ン炭化物とからなる二相組織を有する。 本発明鋳物の組織における初晶タングステン炭
化物は基本的にはWCである。第１図にＣ−Ｗ−
Fe三元状態図を示す。本発明鋳物の基本成分構
成（1.5〜5.0％Ｃ−25.0〜80.0％Ｗ−Fe）をこの
状態図に当てはめてみると、相当組成の液相面は
ボトム線（約1700→1200℃）の上側（高炭素側）
にあり、初晶としてWCが晶出することを示して
いる。この晶出タングステン炭化物は、Hv約
2000〜2400と、極めて硬質であり、基地中に緻密
に分布することによりその鋳物に高耐摩耗性をも
たらす。 本発明鋳物の組成の例を第２図（倍率×40）に
示す。Ｍは鉄合金基地、Ｐは晶出タングステン炭
化物である。該基地Ｍはマルテンサイト相であ
る。晶出タングステン炭化物はWCであり、幾何
学的晶癖を有する微細塊状物として基地Ｍ中に、
緻密かつ均一に分布している。その粒径は30μｍ
以下（円形換算値）である。 本発明鋳物の二相組織における晶出タングステ
ン炭化物を粒径30μｍ以下に限定したのは、耐摩
耗性および耐肌荒れ性を確保するためである。す
なわち、初晶タングステン炭化物が粗大な塊状物
として晶出した組織を有する鋳物では、摩耗用途
での実使用において、あるいは切削加工中におい
て、基地中に分散する晶出タングステン炭化物の
粒子に欠けが生じ易く、該粒子の欠けは耐摩耗性
の低下や、肌荒れ（表面の平滑さの喪失）を引起
す。晶出タングステン炭化物が、粒径30μｍ以下
であれば、上記の欠けは実質的に防止される。 次に、本発明鋳物の成分限定理由を説明する。 Ｃ：Ｃは晶出タングステン炭化物の形成に不可欠
の元素である。含有量が1.5％に満たないと、
塊状のタングステン炭化物は晶出せず、代りに
鉄−タングステン複炭化物〔（Fe、Ｗ）6C〕連
続体として晶出してしまう。一方、含有量が
5.0％をこえると、基地中に黒鉛が晶出し、脆
化する。従つて、Ｃ含有量は1.5〜5.0％とす
る。 Si：Siは、合金溶湯の脱酸および鋳造性の改善効
果を有するほか、溶湯の凝固過程における針状
タングステン炭化物の晶出（該針状炭化物は鋳
物を脆化させる）を防止する効果を有する。し
かし、含有量が多過ぎると、基地が脆化する。
よつて、3.5％を上限とする。 Ｗ：Ｗはタングステン炭化物の晶出に不可欠の元
素げある。基地中に初晶タングステン炭化物が
緻密に分散晶出した組織を形成するためには少
くとも25.0％の含有量を必要とする。しかし、
80.0％を越えると、合金の融点が高く、溶製−
鋳造が困難となる。従つて、その含有量は25.0
〜80.0％とする。 本発明鋳物は、上記各元素を必須成分元素とす
る、基本的にはＣ−Si−Ｗ−Fe系合金鋳物であ
る。更に、本発明鋳物には、用途および要求性能
等に応じるための材質の改善を目的として、Fe
の一部が任意の合金元素、例えば、Mn、Ni、
Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ｂ、Ti、Co、Al等の１種も
しくは２種以上の元素で置換されてなる種々の鉄
系合金鋳物が包含される。 例えば、Niはセメンタイト（Fe3C）等の鉄炭
化物の晶出抑制効果を有する元素であつて、本発
明では、共晶状（Fe、Ｗ）6C複炭化物の晶出防止
のために必要に応じて添加される。この効果を得
るには、残部を成すFeの５％以上をNiで置換す
るとよい。しかし、Feの35％をこえて置換する
と、サブゼロ処理によつても基地のマルテンサイ
ト化が困難となる。従つて、Ni含有量は、残部
のFeの５〜35％を置換する量、すなわち、〔Ni／
（Fe＋Ni）×100（％）〕＝５〜35％とする。 その他の元素は、それぞれの元素の性質・添加
目的等に応じて適量添加すればよいが、その含有
量の合計は、Feの10％以下を置換する量である
のが適当である。 本発明鋳物の組織における塊状晶出タングステ
ン炭化物を粒径30μｍ以下の微細粒子として均一
に晶出させる方法として、例えば合金溶湯にタン
グステン炭化物の微粉末による接種を施すことが
有効である。タングステン炭化物粒子粉末の接種
によつて、晶出タングステン炭化物が微細かつ均
一に分布せる組織が形成されるのは、接種剤とし
て投与されたタングステン炭化物粒子が、溶湯中
で崩壊・分散して均一に分布し、あるいは均一に
分布した粒子が溶解はするが拡散はしない状態に
あつて残留核または晶出核としての作用をなすこ
とによると考えられる。 接種剤は、WC粉末、W2C粉末、タングステン
複炭化物（例えば、タングステンチタン炭化物）
粉末等である。粒径は10〜250μｍが適当である。
粒径が10μｍに満たない微細粒子であると、溶湯
中で完全に溶解して拡散し易く、一方250μｍを
越える粗大粒子であると、十分に溶解せず、いづ
れの場合も、晶出タングステン炭化物の微細化効
果が低下するからである。 接種量は溶湯量の0.05％（重量％）以上である
ことを要する0.05％未満では、造核作用は認めら
れるが、晶出タングステン炭化物の微細化効果が
不足するからである。好ましい接種量は0.1％以
上である。接種量を多くした場合は、投与された
粒子の吸熱に伴う溶湯の降温、あるいは崩壊・分
散したタングステン炭化物粒子の多量の混在等に
より溶湯の流動性の低下をみるが、過度の降温に
伴う鋳造欠陥の発生や、接種剤の粉末の一部が未
溶解のまま残留する等の不都合がなく所要の流動
性が保たれる限り、接種量を多くしても特に問題
はない。 接種の時期は、出湯直前の炉中、あるいは出湯
中ないし出湯後の取鍋中で行なわれる。そのほ
か、鋳型内に散布しておくか、または鋳込途中に
鋳型内で行なつてもよい。 塊状晶出タングステン炭化物の微細化法とし
て、上記接種法のほかに、晶出タングステン炭化
物の晶出核となり得る元素を添加することも有効
である。例えば、Tiを含有する場合は、その化
合物（TiC等）が晶出核となつてタングステン炭
化物の微細、均一な晶出を促す。 更に別法として、鋳造における冷却速度の調節
（核生成速度の増大）により、微細で均一な晶出
タングステン炭化物が分布する組織を得ることが
できる。 本発明鋳物は、粒径30μｍ以下の微細な塊状晶
出タングステン炭化物が、組織中に容積率約15〜
75％を占める均一な基地−晶出タングステン炭化
物二相組織を有する鋳物として得られる。 本発明の鋳物は、例えば中実体として得ること
ができ、あるいは中空筒体として得ることもでき
る。例えば、ロール類を目的とする場合は、耐摩
耗性は表面の問題であるから、中空円筒体を鋳造
し、その中空孔内に他種金属を用いてコアー材を
鋳造し、または別途製作したコアー材を焼嵌め等
により嵌装固定することにより、第４図に示すよ
うに、本発明の耐摩耗鋳物の中空円筒体である外
層材１と、他種金属の軸芯部材２とからなる。２
層構造を形成してもよい。こうすれば、高価なタ
ングステンの使用量を節減しながら所要の材料特
性を満たすことができる。 本発明鋳物は、静置鋳造法により製造される。
また、静置鋳造に代え、竪型もしくは横型遠心力
鋳造法を適用することもできる。遠心力鋳造法に
よれば、溶湯中に晶出せるタングステン炭化物粒
子の遠心移行によつて、表層領域における塊状晶
出タングステン炭化物の組織中に占める容積率が
増大するとともに表層領域の組織の緻密性が高め
られるので、それだけ耐摩耗性が向上し、かつ耐
肌荒れ性も改善される利点がある。 〔実施例〕 実施例 １ 高周波溶解炉で溶製した下記成分組成の鉄系合
金溶湯をセラミツク鋳型（内径30mm×高さ100mm。
鋳型温度800℃）に鋳込み（静置鋳鋳造）、鋳物Ａ
およびＢを得た。但し、塊状晶出タングステン炭
化物の微細化のため、鋳物Ａの鋳造では、出湯直
前の炉中溶湯に、鋳物Ｂの鋳造では鋳型内の溶湯
にそれぞれタングステン炭化物粉末を接種剤とし
て投与した。 () 合金溶湯成分組成（wt％） Ｃ：4.5、Si：0.51、Mn：0.60、Ni：7.0、
Cr：0.80、Mo：0.60、Ｗ：45.0、残部Fe。 () 鋳込温度：1600℃ () 接種剤：W2CとWCの混合粉末（粒径10〜
50μｍ）。 () 接種量 鋳物Ａ：鋳型内溶湯に1.5％、 鋳物Ｂ：取鍋内溶湯に1.5％、 比較例として、接種量が0.4％である点を除
いて上記と同じ条件（但し、取鍋内接種）で、
鋳物Ｃを得た。 〔〕 組織 各鋳物Ａ〜Ｃはいずれも鉄系合金基地とその
基地中に均一に分散した塊状晶出タングステン
炭化物からなる二相組織を有している。第２図
は鋳物Ａ（発明例）、第３図は鋳物Ｃ（比較例）
のそれぞれの切断面（底部から30mmの位置）の
金属組織を示している（いずれも倍率：40）。 各鋳物の基地中の塊状晶出タングステン炭化
物の粒径（円形換算値）および容積率（１mm方
眼交点計測法による）は次のとおりである。 鋳物Ａ（発明例） 粒径：10〜15μｍ 容積率：約50％ 鋳物Ｂ（発明例） 粒径：15〜20μｍ 容積率：約45％ 鋳物Ｃ（比較例） 粒径：40〜50μｍ 容積率：約40％ 上記のように発明例の鋳物ＡおよびＢは、基
地中に、粒径30μｍ以下の微細な塊状晶出タン
グステン炭化物が分散した緻密な組織を有して
いるが、鋳物Ｃにおけるそれは粒径40〜50μｍ
と、鋳物Ａ，Ｂに比し、粗大である。 〔〕 摩耗試験 鋳物Ａ〜Ｃについて、大越式迅速摩耗試験機
による摩耗試験を下記の条件で行つた。また、
これとは別に供試験物ＤおよびＥとして、圧延
用ロールの代表的な従来材であるチルド鋳物
（C3.99％、Si：0.29％、Mn：0.23％、Ni：3.38
％、Cr：0.98％、Mo：0.22％、残部Fe）およ
びNiグレン鋳鉄鋳物（Ｃ：3.22％、Si：0.75
％、Mn：0.68％、Ni：4.38％Cr：1.64％、
Mo：0.35％、残部Fe）について同じ摩耗試験
を行つた。第１表に摩耗試験による比摩耗量
Ws（mm2／Kgｆ）および試験片の摩耗面の表面粗
さ（Rmax、μｍ）の測定結果を示す。 () 回転輪：SUJ2：硬度（HRC）60、回転輪
幅3.0mm。 () 摩耗速度：3.4ｍ／sec () 摩耗距離：200ｍ () 最終荷重：16.8Kg・ｆ
【表】
【表】
第１表に示したように、微細な塊状晶出タング
ステン炭化物が分散した組織を有する発明例の鋳
物Ａ，Ｂは、チルド鋳物ＤやNiグレン鋳鉄鋳物
Ｅに比し著しく摩耗が少なく、また耐肌荒れ性に
もすぐれた摩耗面の粗化も極めて軽微で良好な平
滑面を維持している。その鋳物Ａ，Ｂと同様に塊
状晶出タングステン炭化物が分散した組織を有す
る鋳物Ｃも、チルド鋳物ＤやNiグレン鋳鉄鋳物
Ｅに勝る摩耗抵抗性を有してはいるが、鋳物Ａ，
Ｂに比べると、摩耗量が多く、かつ耐肌荒性も低
い。なお、チルド鋳物ＤおよびNiグレン鋳鉄鋳
物Ｅの表面粗化は、表面の摩耗による肌荒れであ
り、鋳物Ｃの表面粗化は、主として塊状晶出タン
グステン炭化物の欠損・脱落に伴うものである。 実施例 ２ 高周波溶解炉で溶製した鉄系合金溶湯（成分組
織は実施例１の供試合金溶湯と同じ）に接種を施
してセラミツク鋳型（外径360mm×内径245mm×高
さ750mm、鋳型温度800℃）による鋳造を行い、入
空円筒形状の鋳物A′およびC′を得た。接種剤は
実施例１と同じであり、鋳物A′では、鋳型内の
溶湯に溶湯量の1.5％（実施例１の鋳物Ａと同
じ）、鋳物C′では取鍋内溶湯に対し、溶湯量の0.4
％（同鋳物Ｃと同じ）の接種をそれぞれ行つた。 鋳物A′（発明例）および鋳物C′の組織は、いず
れも鉄系合金基地と塊状晶出タングステン炭化物
からなる二相組織であるが、鋳物A′における塊
状晶出タングステン炭化物の粒径は10〜15μｍと
微細で容積率は約50％（実施例１の鋳物Ａと同
じ）であるのに対し、鋳物C′では粒径約40〜50μ
ｍと粗大で、容積率は約40％（同鋳物Ｃと同じ）
である。 上記鋳物A′およびC′に機械加工を加えて圧延
ロールの胴部外層材とし、これに別途用意したロ
ール軸芯材を焼嵌めにより嵌装固定して第４図示
すような二層構造を有するロールA′およびC′を
組み立てた（ロール外径：350mm、胴長：600mm）。
これらを平鋼仕上圧延用ロールとして同一の圧延
条件の実機使用試験に供した（被圧延材：普通
鋼、50mm×６mm、圧延温度：800〜900℃）。また、
ロール胴部をチルド鋳物（化学組成は実施例１の
鋳物Ｄと同一）で形成した上記と同一サイズのロ
ールD′を用意し、同じ条件の実機使用試験を行
つた。 第２表に実機使用試験におけるロール表面の摩
耗減肉厚さ（mm）および被圧延材の表面粗さ
（Rmax、μｍ）の測定結果を圧延本数と併せて
示した。同表から明らかなように、発明例の鋳物
A′をロール胴部外層材としたロールA′はすぐれ
た耐摩耗性および耐肌荒性を有し、チルド鋳物ロ
ールD′に比べて、摩耗減肉が著しく少なく、か
つそのロール表面は良好な平滑性が維持され、被
圧延鋼材の表面粗度も極めて良好である。ロール
C′は発明例のロールA′と同様に、鉄系合金基地
に塊状晶出タングステン炭化物が分散した二相組
織の鋳物C′をロール胴部の外層材料としたロール
であり、チルド鋳物ロールD′を凌ぐ改良された
耐摩耗性を有してはいるが、その基地中に分散し
た塊状晶出タングステン炭化物が粒径40〜50μｍ
と粗大であるため、ロール表面の摩耗抵抗および
耐肌荒性はい前記ロールA′のそれに及ばない。
ステン炭化物が分散した組織を有する発明例の鋳
物Ａ，Ｂは、チルド鋳物ＤやNiグレン鋳鉄鋳物
Ｅに比し著しく摩耗が少なく、また耐肌荒れ性に
もすぐれた摩耗面の粗化も極めて軽微で良好な平
滑面を維持している。その鋳物Ａ，Ｂと同様に塊
状晶出タングステン炭化物が分散した組織を有す
る鋳物Ｃも、チルド鋳物ＤやNiグレン鋳鉄鋳物
Ｅに勝る摩耗抵抗性を有してはいるが、鋳物Ａ，
Ｂに比べると、摩耗量が多く、かつ耐肌荒性も低
い。なお、チルド鋳物ＤおよびNiグレン鋳鉄鋳
物Ｅの表面粗化は、表面の摩耗による肌荒れであ
り、鋳物Ｃの表面粗化は、主として塊状晶出タン
グステン炭化物の欠損・脱落に伴うものである。 実施例 ２ 高周波溶解炉で溶製した鉄系合金溶湯（成分組
織は実施例１の供試合金溶湯と同じ）に接種を施
してセラミツク鋳型（外径360mm×内径245mm×高
さ750mm、鋳型温度800℃）による鋳造を行い、入
空円筒形状の鋳物A′およびC′を得た。接種剤は
実施例１と同じであり、鋳物A′では、鋳型内の
溶湯に溶湯量の1.5％（実施例１の鋳物Ａと同
じ）、鋳物C′では取鍋内溶湯に対し、溶湯量の0.4
％（同鋳物Ｃと同じ）の接種をそれぞれ行つた。 鋳物A′（発明例）および鋳物C′の組織は、いず
れも鉄系合金基地と塊状晶出タングステン炭化物
からなる二相組織であるが、鋳物A′における塊
状晶出タングステン炭化物の粒径は10〜15μｍと
微細で容積率は約50％（実施例１の鋳物Ａと同
じ）であるのに対し、鋳物C′では粒径約40〜50μ
ｍと粗大で、容積率は約40％（同鋳物Ｃと同じ）
である。 上記鋳物A′およびC′に機械加工を加えて圧延
ロールの胴部外層材とし、これに別途用意したロ
ール軸芯材を焼嵌めにより嵌装固定して第４図示
すような二層構造を有するロールA′およびC′を
組み立てた（ロール外径：350mm、胴長：600mm）。
これらを平鋼仕上圧延用ロールとして同一の圧延
条件の実機使用試験に供した（被圧延材：普通
鋼、50mm×６mm、圧延温度：800〜900℃）。また、
ロール胴部をチルド鋳物（化学組成は実施例１の
鋳物Ｄと同一）で形成した上記と同一サイズのロ
ールD′を用意し、同じ条件の実機使用試験を行
つた。 第２表に実機使用試験におけるロール表面の摩
耗減肉厚さ（mm）および被圧延材の表面粗さ
（Rmax、μｍ）の測定結果を圧延本数と併せて
示した。同表から明らかなように、発明例の鋳物
A′をロール胴部外層材としたロールA′はすぐれ
た耐摩耗性および耐肌荒性を有し、チルド鋳物ロ
ールD′に比べて、摩耗減肉が著しく少なく、か
つそのロール表面は良好な平滑性が維持され、被
圧延鋼材の表面粗度も極めて良好である。ロール
C′は発明例のロールA′と同様に、鉄系合金基地
に塊状晶出タングステン炭化物が分散した二相組
織の鋳物C′をロール胴部の外層材料としたロール
であり、チルド鋳物ロールD′を凌ぐ改良された
耐摩耗性を有してはいるが、その基地中に分散し
た塊状晶出タングステン炭化物が粒径40〜50μｍ
と粗大であるため、ロール表面の摩耗抵抗および
耐肌荒性はい前記ロールA′のそれに及ばない。
本発明鋳物は、極めて微細な塊状晶出タングス
テン炭化物が緻密に分布せる組織を有するので、
耐摩耗性および耐肌荒れ性等にすぐれており、例
えば、鉄鋼関連設備における圧延ロール、搬送ロ
ール等のロール類として、従来材である鋳造系ロ
ールをはるかに凌ぐ耐久性と安定性が保証され
る。本発明鋳物は、そのほか金型やダイスなど、
各種の耐摩耗材料として有用である。
テン炭化物が緻密に分布せる組織を有するので、
耐摩耗性および耐肌荒れ性等にすぐれており、例
えば、鉄鋼関連設備における圧延ロール、搬送ロ
ール等のロール類として、従来材である鋳造系ロ
ールをはるかに凌ぐ耐久性と安定性が保証され
る。本発明鋳物は、そのほか金型やダイスなど、
各種の耐摩耗材料として有用である。
第１図はＣ−Ｗ−Fe三元状態図、第２図およ
び第３図は鋳物の組織を有する図面代用顕微鏡写
真、第４図は圧延ロールの例を示す軸方向断面図
である。
び第３図は鋳物の組織を有する図面代用顕微鏡写
真、第４図は圧延ロールの例を示す軸方向断面図
である。
Claims (1)
- １ Ｃ：1.5〜5.0％、Si：3.5％以下、Ｗ：25.0〜
80.0％を含有する鉄系合金であつて、鉄系合金基
地と該基地中に晶出せる粒径30μｍ以下の塊状晶
出タングステン炭化物とからなる二相組織を有す
る耐摩耗鋳物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18005184A JPS6160858A (ja) | 1984-08-29 | 1984-08-29 | 耐摩耗鋳物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18005184A JPS6160858A (ja) | 1984-08-29 | 1984-08-29 | 耐摩耗鋳物 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6160858A JPS6160858A (ja) | 1986-03-28 |
| JPH0364591B2 true JPH0364591B2 (ja) | 1991-10-07 |
Family
ID=16076626
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18005184A Granted JPS6160858A (ja) | 1984-08-29 | 1984-08-29 | 耐摩耗鋳物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6160858A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009119569A1 (ja) | 2008-03-25 | 2009-10-01 | 株式会社エス・ディー・エス バイオテック | 除草剤組成物及び除草方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018042929A1 (ja) * | 2016-09-02 | 2018-03-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 圧延用ロール外層材および圧延用複合ロール |
| JP6304466B1 (ja) * | 2016-09-02 | 2018-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 圧延用ロール外層材および圧延用複合ロール |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4836828A (ja) * | 1971-09-07 | 1973-05-31 |
-
1984
- 1984-08-29 JP JP18005184A patent/JPS6160858A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4836828A (ja) * | 1971-09-07 | 1973-05-31 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009119569A1 (ja) | 2008-03-25 | 2009-10-01 | 株式会社エス・ディー・エス バイオテック | 除草剤組成物及び除草方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6160858A (ja) | 1986-03-28 |
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