JPH11229069A - 高温での耐摩耗性にすぐれるハイス系鋳鉄材 - Google Patents
高温での耐摩耗性にすぐれるハイス系鋳鉄材Info
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Abstract
れるハイス系鋳鉄材について、高温での高硬度を確保
し、熱間圧延時における耐摩耗性の改善を図る。 【解決手段】 本発明のハイス系鋳鉄材は、重量%に
て、重量%にて、C:1.6〜3.0%、Si:1.0%
未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5〜10.0%、
Mo:2.0〜8.0%、V:2.0〜8.0%、ランタノ
イド元素群の中の少なくとも一種を合計量で0.21〜
2.0%、さらに、Nb:3.0%以下、Ti:2.0%
以下、Ni:3.0%以下、Co:5.0%以下のうち少
なくとも一種を含有し、残部Fe及び不可避の不純物か
らなる。また、必要に応じて、前記合金成分の他に、A
l:0.01〜0.50%、Zr:0.01〜0.50%の
うち少なくとも一種、及び/又はB:0.01〜0.50
%を含有することができる。
Description
を具え、圧延用複合ロールの外層材として好適なハイス
系鋳鉄材に関する。
より、硬度が高く耐摩耗性にすぐれるハイス系鋳鉄材が
使用されている(特開平3−219047号等)。
度特性は、晶出する炭化物の寄与によるものであるが、
晶出炭化物中、特にMC型炭化物は比重が大きいことか
ら、圧延ロールを遠心鋳造により作製した際、比重差に
より層状偏析を生じ易いという問題がある。この層状偏
析は、ミクロ組織的には、炭化物の多い部分と少ない部
分とが不均一に存在するため、ロール表面は肌荒れ或い
は摩耗に微妙な差異が生じ、それが圧延製品に転写され
て仕上がり表面を悪化させる不都合がある。
織は基地と晶出炭化物からなり、基地の大部分は初晶オ
ーステナイトとして晶出する。この基地部分はその後の
熱処理により二次炭化物を析出するものの、析出量が少
なくかつ微細であるため、熱間圧延時、高温にさらされ
ると硬度が低下し、基地部分が優先的に摩耗及び降伏す
る問題があった。
偏析の発生を抑制すると共に、高温でも高硬度を具え、
熱間圧延時にすぐれた耐摩耗性を発揮するハイス系鋳鉄
材を提供することである。
め、請求項1に記載した本発明のハイス系鋳鉄材は、重
量%にて、C:1.6〜3.0%、Si:1.0%未満、
Mn:1.2%以下、Cr:1.5〜10.0%、Mo:
2.0〜8.0%、V:2.0〜8.0%、さらに、Nb:
3.0%以下及び/又はTi:2.0%以下と、ランタノ
イド元素群の中の少なくとも一種を合計量で0.21〜
2.0%含有し、残部Fe及び不可避の不純物からな
る。
材は、重量%にて、C:1.6〜3.0%、Si:1.0
%未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5〜10.0
%、Mo:2.0〜8.0%、V:2.0〜8.0%、さら
に、Ni:3.0%以下及び/又はCo:5.0%以下
と、ランタノイド元素群の中の少なくとも一種を合計量
で0.21〜2.0%含有し、残部Fe及び不可避の不純
物からなる。
鉄材は、重量%にて、C:1.6〜3.0%、Si:1.
0%未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5〜10.0
%、Mo:2.0〜8.0%、V:2.0〜8.0%、さら
に、Nb:3.0%以下/又はTi:2.0%以下と、N
i:3.0%以下及び/又はCo:5.0%以下と、ラン
タノイド元素群の中の少なくとも一種を合計量で0.2
1〜2.0%含有し、残部Fe及び不可避の不純物から
なる。
て、前記合金成分の他に、Al:0.01〜0.50%、
Zr:0.01〜0.50%のうち一種又は二種、及び/
又はB:0.01〜0.50%を含有することができる。
o、V、Fe、さらにはNb、Tiとが相互に結合した
高硬度の複合炭化物が晶出しており、常温及び高温にお
ける硬度が高く、耐摩耗性にすぐれている。また、N
i、Coを含有することにより、基地が強化され強靱性
にすぐれている。
素は、溶湯の粘性を高める作用があり、液相中に晶出し
た比重の大きいMC型炭化物が遠心力鋳造中に溶湯中を
移動するのを抑制する。この結果、遠心鋳造時における
層状偏析の発生は抑制される。ランタノイド元素はま
た、晶出炭化物の量を増やし、結果的に初晶オーステナ
イト量を低減する作用がある。この作用により、炭化物
晶出量が増加して高硬度が得られ、しかも、初晶オース
テナイト量が低減されるので高温での硬度低下が小さ
く、高温で高硬度を確保することができる。従って、熱
間圧延ロールの外層材として用いられたとき、高温です
ぐれた耐摩耗性を発揮する。
度複合炭化物を形成すると共に、Mo、V、Nb、Ti
などと結合して、MC型、M6C型、M2C型等の高硬度
複合炭化物を形成する。Cの含有量が1.6%に満たな
いと炭化物量が少なくなる一方、含有量が3.0%を超
えると炭化物量が過多となり、材質が脆くなる傾向があ
るため、Cの含有量は、1.6〜3.0%に規定する。
含有量が1.0%以上になると黒鉛を晶出し、黒鉛を起
点とする摩耗を生じ易くなる。このため、含有量は1.
0%未満に規定する。
MnSを生成し、Sによる脆化を防止するのに有効な元
素である。一方、含有量が多くなりすぎると靭性の低下
を招くため、含有量の上限を1.2%に規定する。
合して、高硬度複合炭化物を形成し耐摩耗性の向上に寄
与する。また、一部は基地中に固溶して焼入れ性及び耐
摩耗性を改善する。含有量が1.5%に満たないとその
効果が少なく、一方10.0%を超えると複合炭化物の
晶出量が多くなりすぎて、耐熱性を劣化させる。このた
め、含有量は1.5〜10.0%に規定する。
て、主としてM7C型、M6C型、M2C型の複合炭化物
を形成し、常温及び高温硬度を高めて耐摩耗性の向上に
寄与する。しかし、2.0%に満たないとその効果を十
分に得られず、一方、8.0%を超えると、複合炭化物
の晶出量が多くなりすぎて炭化物が偏析を起こし易くな
り好ましくない。このため、含有量は、2.0〜8.0%
に規定する。
て、主としてMC型の炭化物を形成し、常温及び高温硬
度を高めて耐摩耗性の向上に寄与する。また、このMC
型炭化物は、厚さ方向に枝状に生成するから、基地の塑
性変形を抑制し、機械的性質、さらには耐クラック性の
向上にも寄与する。このため、少なくとも2.0%以上
含有させる。一方、あまりに多く含有すると、炭化物が
偏析を起こし易くなるため、上限は8.0%に規定す
る。
びTiは、Vと同様に、Cと容易に結合してMC型炭化
物を形成し、常温及び高温硬度を高めて耐摩耗性の向上
に寄与するので、Vと共に添加することが望ましい。し
かし、添加量が多すぎると溶解が困難になるため、上限
はそれぞれ3.0%以下、2.0%以下とする。
%以下 Ni、Coは、基地に固溶して強靱性を増す。更にCo
は高温硬度をも高めて耐摩耗性の向上に寄与する。ま
た、炭化物生成元素のオーステナイト中への固溶量を増
大させて、基地の硬度と焼戻し抵抗を増大させる効果が
あるため、含有させることが望ましい。一方、あまりに
多く含有すると残留オーステナイトが増加し、後の熱処
理で強靱組織を得ることが困難になる。このため、含有
量の上限は、それぞれ3.0%以下及び5.0%以下とす
る。
量で0.21〜2.0% ランタノイド元素とは、原子番号57から71までの1
5種類の希土類元素、La、Ce、Pr、Nd、Pm、
Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Y
b、Luを意味し、各元素は外側の電子配置が類似して
おり、互いによく似た性質を有している。La、Ce、
Nd、Prなどのランタノイド元素は、初晶オーステナ
イト中でのMC型炭化物の晶出量を減らす一方、共晶領
域でのMC型炭化物の量を増やす働きがあり、特に高温
での硬度を高める作用があり、高温での耐摩耗性を向上
させる。これらの効果を発揮させるために、La、C
e、Nd、Prなどのランタノイド元素は、少なくとも
0.21%(複数種類を含有するときは合計量で)以上含
有させるものとするが、0.25%以上がより望まし
く、0.3%以上がさらに望ましい。しかし、含有量が
あまり多くなると、介在物が増えて材料の清浄度が低下
し、鋳造欠陥の原因となる虞れがある。このため、上限
は2.0%(複数種類を含有するときは合計量で)に規定
するが、清浄度の点からは1.8%以下がより望まし
く、1.6%以下がさらに望ましい。ところで、鋳鉄材
の溶製に際しては、ランタノイド元素の原料として、通
常はミッシュメタルが使用される。ミッシュメタルを使
用する場合、ランタノイド元素は、CeとLaが約60
〜80%を占め、残部にはNd、Prを含む他、微量の
Pm、Sm、Eu、Gd、Tbなどが含まれる。なお、
ランタノイド元素は溶湯の粘性を高める効果もある。圧
延用複合ロールを鋳造する場合、一般的には遠心力鋳造
を用いて行われるが、溶湯中の粘性が高くなると、遠心
分離による重量偏析が少なくなるため、ロールの外層表
面側での層状偏析が軽減される利点を有する。
素含有量を低下させ、製品の健全性を向上させると共
に、生成した酸化物が結晶核として作用するために凝固
組織の微細化に効果がある。このため、必要に応じて、
含有することが望ましい。各元素は、含有量が0.01
%に満たないと、その効果は十分でなく、一方、0.5
0%を超えて含有すると介在物となって残留し、好まし
くない。なお、Al、Zrの添加は、前述のように主と
して鋳造組織の微細化による耐摩耗性改善のために添加
されるものであり、単に脱ガスを目的として添加される
ものではない。
他、生成した酸化物を核とする凝固組織の微細化効果、
及び基地中に溶け込んだBによる焼入れ性の改善効果を
有する。圧延ロールのような大質量の鋳物の場合、冷却
温度を速くすることが困難な場合があるが、Bの添加に
より、焼入れ性の増大により良好な焼入れ組織を得易く
なる。このため、必要に応じて含有させるものとする
が、含有量が0.01%に満たないとその効果が十分で
なく、一方0.50%を超えると材質が脆くなり好まし
くない。
有し、残部はFe及び不可避的に混入する不純物からな
る。例えば、P、Sは原料より不可避的に混入するが、
材質を脆くするので少ない程好ましく、P:0.2%以
下、S:0.1%以下にするのがよい。
一般的に使用されるWを含有していない。Wは、炭化物
を形成し、硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄与するが、
一方、ロールとしての使用時、ロール表面に黒皮と呼ば
れる酸化鉄を生成し易くする傾向がある。この黒皮がロ
ール表面に付着すると、ロール表面の肌荒れ性が悪くな
る。このため、本発明の鋳鉄材では、Wを積極的に使用
しないようにしている。
が中実状内層又は円筒状内層に、溶着又は焼き嵌めされ
た二層複合ロール、あるいは外層と内層との間に中間層
を鋳造形成した三層複合ロールの外層材として好適に使
用される。内層材として、高級鋳鉄、ダクタイル鋳鉄、
黒鉛鋼等の強靱性を有する材料が使用され、中間層材と
してアダマイト材が使用される。中実複合ロールは、金
型遠心力鋳造法により外層、必要に応じて中間層を鋳造
した後、その内部に内層が静置鋳造することにより作製
できる。スリーブ状のロールの場合、内層も遠心力鋳造
により作製される。遠心力鋳造法には、金型の回転軸が
水平方向の横型、斜め方向の傾斜型、鉛直方向の縦型の
各種の方法を用いることができる。また、遠心力鋳造法
以外にも、公知の連続肉盛溶接法(Continuous Pouring
Process)を用いることもできる。
延用複合ロールの場合、鋳造後、外層に所定の熱処理が
施される。例えば、オーステナイト化温度から650〜
400℃までの温度域を100℃/Hr以上の冷却速度
で急冷し、良好な焼入れ組織を得た後、500〜600
℃の温度で1回乃至数回の焼戻しが行なわれる。
組成の合金溶湯を溶製し、遠心力鋳造に付して供試用の
中空円筒体を得た。遠心力鋳造時の金型回転数はGナン
バーが140、鋳込み温度は1355℃であり、 得ら
れた供試材は外径240mm、内径140mm、長さ200
mmである。表1中、供試No.1〜No.12は本発明の実施
例であり、No.1〜No.3は請求項1、No.4〜No.6は請
求項2、No.7は請求項3、No.8〜No.10は請求項
4、No.11及びNo.12は請求項5に対応する実施例で
ある。また、No.21はCe、Laを全く含まない比較
例、No.22はCeとLaの含有量が本発明の規定より
も少ない比較例である。なお、本発明の実施例中、P
m、Sm、Eu、Gd、Tbを含有するものがあるが、
その量は極く微量であるため、測定対象から除外してい
る。
た後、強制空冷により焼入れし、その後540℃で10
時間の熱処理を3回繰り返した後、ビッカース硬度計で
表面硬度を測定した。次に、各試料を再び500℃の温
度に加熱し、500℃の温度で表面硬度を測定した。供
試材の合金化学成分及び硬度測定結果を表1に示す。
供試材No.1〜No.12は、比較例の供試材No.21〜No.
22と比べて、特に500℃の温度で高い硬度を具えて
いることがわかる。これは、Cr、Mo、V、Nb及び
/又はTi等の高硬度複合炭化物形成元素とLa、C
e、Nd、Prなどのランタノイド元素の含有による相
乗効果により、高硬度複合炭化物の共晶領域が増大した
こと、初晶オーステナイト量の低減により高温での硬度
低下が少なく抑えられたことによるものと推察される。
高温における高硬度を具えた鋳鉄材は、熱間圧延用複合
ロールの外層材として使用されたとき、ロール表面は高
温圧延材との接触による摩耗抵抗性が大きく、すぐれた
耐摩耗性を発揮する。
て高い硬度を具えている。従って、外層に本発明の鋳鉄
材を用いたロールは、熱間圧延に際して、非常にすぐれ
た耐摩耗性を発揮する。また、本発明のハイス系鋳鉄材
は、遠心鋳造時における層状偏析の発生は抑制されるた
め、本発明の鋳鉄材を用いた熱間圧延ロールは、圧延量
が増大してもロール表面に層状偏析による模様が生じな
い。このため、1回のロール組込み当たりの圧延量を増
加でき、圧延の生産性向上が達成できる。
Claims (5)
- 【請求項1】 重量%にて、C:1.6〜3.0%、S
i:1.0%未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5〜
10.0%、Mo:2.0〜8.0%、V:2.0〜8.0
%、さらに、Nb:3.0%以下及び/又はTi:2.0
%以下、ランタノイド元素群の中の少なくとも一種を合
計量で0.21〜2.0%含有し、残部Fe及び不可避の
不純物からなり、高温での耐摩耗性にすぐれるハイス系
鋳鉄材。 - 【請求項2】 重量%にて、C:1.6〜3.0%、S
i:1.0%未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5〜
10.0%、Mo:2.0〜8.0%、V:2.0〜8.0
%、さらに、Ni:3.0%以下及び/又はCo:5.0
%以下、ランタノイド元素群の中の少なくとも一種を合
計量で0.21〜2.0%含有し、残部Fe及び不可避の
不純物からなり、高温での耐摩耗性にすぐれるハイス系
鋳鉄材。 - 【請求項3】 重量%にて、C:1.6〜3.0%、S
i:1.0%未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5〜
10.0%、Mo:2.0〜8.0%、V:2.0〜8.0
%、さらに、Nb:3.0%以下及び/又はTi:2.0
%以下、Ni:3.0%以下及び/又はCo:5.0%以
下、ランタノイド元素群の中の少なくとも一種を合計量
で0.21〜2.0%含有し、残部Fe及び不可避の不純
物からなり、高温での耐摩耗性にすぐれるハイス系鋳鉄
材。 - 【請求項4】 Al:0.01〜0.50%及び/又はZ
r:0.01〜0.50%を含有している請求項1乃至3
の何れかに記載のハイス系鋳鉄材。 - 【請求項5】 B:0.01〜0.50%を含有している
請求項1乃至4の何れかに記載のハイス系鋳鉄材。
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JP03081398A JP3751433B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 高温での耐摩耗性にすぐれるハイス系鋳鉄材 |
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1998
- 1998-02-13 JP JP03081398A patent/JP3751433B2/ja not_active Expired - Fee Related
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