JPH11279679A - 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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- JPH11279679A JPH11279679A JP11792698A JP11792698A JPH11279679A JP H11279679 A JPH11279679 A JP H11279679A JP 11792698 A JP11792698 A JP 11792698A JP 11792698 A JP11792698 A JP 11792698A JP H11279679 A JPH11279679 A JP H11279679A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱間圧延用複合ロールの外層材として使用さ
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％、Ｗ：１.０〜８.０％、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、Ｃ
ｏ：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、Ａｌ：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。
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％、Ｗ：１.０〜８.０％、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、Ｃ
ｏ：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、Ａｌ：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
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高温での耐摩耗性
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。
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。
【０００２】
【従来の技術】圧延用複合ロールの外層材として、従来
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)。
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)。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ハイス系鋳鉄材の高硬
度特性は、晶出する炭化物の寄与によるものであるが、
遠心鋳造により圧延ロールを作製した際、遠心力作用を
受けると、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。
度特性は、晶出する炭化物の寄与によるものであるが、
遠心鋳造により圧延ロールを作製した際、遠心力作用を
受けると、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。
【０００４】また、ハイス系鋳鉄材の高硬度特性は常温
でのことである。従って、高温の被圧延材と接触する熱
間圧延時にはその高硬度特性が十分でないこともあり、
基地部分が優先的に摩耗及び降伏を生ずる問題があっ
た。そこで、発明者らは、ハイス系鋳鉄材の鋳造後のミ
クロ組織について鋭意研究したところ、材料組織は基地
と晶出炭化物とからなり、基地は初晶オーステナイトと
して晶出したものと、一次共晶としてＭＣ型炭化物と共
に晶出したものが大部分であることがわかり、熱間圧延
のような高温にさらされたとき、初晶オーステナイトの
領域が優先的に摩耗及び降伏する傾向にあることをつき
とめた。
でのことである。従って、高温の被圧延材と接触する熱
間圧延時にはその高硬度特性が十分でないこともあり、
基地部分が優先的に摩耗及び降伏を生ずる問題があっ
た。そこで、発明者らは、ハイス系鋳鉄材の鋳造後のミ
クロ組織について鋭意研究したところ、材料組織は基地
と晶出炭化物とからなり、基地は初晶オーステナイトと
して晶出したものと、一次共晶としてＭＣ型炭化物と共
に晶出したものが大部分であることがわかり、熱間圧延
のような高温にさらされたとき、初晶オーステナイトの
領域が優先的に摩耗及び降伏する傾向にあることをつき
とめた。
【０００５】本発明の目的は、遠心鋳造時における層状
偏析の発生を抑制すると共に、熱間圧延時においてすぐ
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。
偏析の発生を抑制すると共に、熱間圧延時においてすぐ
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。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
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％、Ｗ：１.０〜８.０％、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。
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％、Ｗ：１.０〜８.０％、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。
【０００７】請求項２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％、Ｗ：１.０〜８.０％、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。
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％、Ｗ：１.０〜８.０％、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。
【０００８】請求項３に記載され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％、Ｗ：１.０〜８.０％、Ｖ：
２.０〜８.０％、さらに、Ｎｂ：３.０％以下／又はＴ
ｉ：２.０％以下と、Ｎｉ：３.０％以下及び／又はＣ
ｏ：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％、Ｗ：１.０〜８.０％、Ｖ：
２.０〜８.０％、さらに、Ｎｂ：３.０％以下／又はＴ
ｉ：２.０％以下と、Ｎｉ：３.０％以下及び／又はＣ
ｏ：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。
【０００９】本発明のハイス系鋳鉄材は、必要に応じ
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。
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。
【００１０】
【作用】本発明のハイス系鋳鉄材は、Ｃと、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗ、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、常温における
硬度が高く、耐摩耗性にすぐれている。また、Ｎｉ、Ｃ
ｏ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。
ｏ、Ｗ、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、常温における
硬度が高く、耐摩耗性にすぐれている。また、Ｎｉ、Ｃ
ｏ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。
【００１１】本発明のハイス系鋳鉄材に含まれるランタ
ノイド元素は、鋳造時、ＭＣ型炭化物を微細分散させる
と共にオーステナイトの共晶領域を増やす作用があり、
この共晶領域はＭＣ型炭化物の骨格構造の存在によって
高強度を付与する。しかも、共晶領域が増えた分だけ初
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
を小さく抑えることができ、高温でも高硬度を確保する
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。
また、ランタノイド元素は、溶湯の粘性を高める作用が
あり、遠心力鋳造中、凝固粒子が遠心力作用を受けて溶
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。
ノイド元素は、鋳造時、ＭＣ型炭化物を微細分散させる
と共にオーステナイトの共晶領域を増やす作用があり、
この共晶領域はＭＣ型炭化物の骨格構造の存在によって
高強度を付与する。しかも、共晶領域が増えた分だけ初
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
を小さく抑えることができ、高温でも高硬度を確保する
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。
また、ランタノイド元素は、溶湯の粘性を高める作用が
あり、遠心力鋳造中、凝固粒子が遠心力作用を受けて溶
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。
【００１２】
【成分限定理由の説明】Ｃ：１.６〜３.０％ Ｃは、主としてＦｅ及びＣｒと結合してＭ7Ｃ3型の高硬
度複合炭化物を形成すると共に、Ｍｏ、Ｗ、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。
度複合炭化物を形成すると共に、Ｍｏ、Ｗ、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。
【００１３】Ｓｉ：１.０％未満 Ｓｉは、湯流れ性を確保するために必要な元素である。
また、耐焼付性の改善にも有効である。含有量が１.０
％以上になると靱性の低下を招くため、含有量は１.０
％未満に規定する。
また、耐焼付性の改善にも有効である。含有量が１.０
％以上になると靱性の低下を招くため、含有量は１.０
％未満に規定する。
【００１４】Ｍｎ：１.２％以下 Ｍｎは、硬化能を増す働きがある。また、Ｓと結合して
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。
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。
【００１５】Ｃｒ：１.５〜１０.０％ Ｃｒは、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉなどと共にＣ
と結合して、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。
と結合して、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。
【００１６】Ｍｏ：２.０〜８.０％ Ｍｏは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉなどと共にＣと結
合して、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。
合して、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。
【００１７】Ｗ：１.０〜８.０％、 Ｗも同様に、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉなどと
共にＣと結合し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。１.０％未満で
は、その効果を十分に得られず、一方、８.０％を超え
ると、靱性の低下をきたし、耐ヒートクラック性を悪化
させる。また、遠心鋳造の際、マクロ偏析を生成し易く
なる。このため、上限は８.０％に規定する。
共にＣと結合し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。１.０％未満で
は、その効果を十分に得られず、一方、８.０％を超え
ると、靱性の低下をきたし、耐ヒートクラック性を悪化
させる。また、遠心鋳造の際、マクロ偏析を生成し易く
なる。このため、上限は８.０％に規定する。
【００１８】Ｖ：２.０〜８.０％ Ｖは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗなどと共にＣと容易に結合
して、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Ｍ
Ｃ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。
して、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Ｍ
Ｃ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。
【００１９】Ｎｂ：３.０％以下及び／又はＴｉ：２.０
％以下 Ｎｂ及び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効果的
である。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 Ｎｂ及び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効果的
である。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。
【００２０】Ｎｉ：３.０％以下及び／又はＣｏ：５.０
％以下 Ｎｉ、Ｃｏは、基地に固溶して強靱性を増すと共に、高
温硬度を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る
ため、基地の硬度と焼戻し抵抗が増大する硬化があるた
め、必要に応じて含有させる。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。
％以下 Ｎｉ、Ｃｏは、基地に固溶して強靱性を増すと共に、高
温硬度を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る
ため、基地の硬度と焼戻し抵抗が増大する硬化があるた
め、必要に応じて含有させる。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。
【００２１】ランタノイド元素：少なくとも一種を合計
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、鋳造の際、過冷
状態を生じさせる作用があり、ＭＣ型炭化物とオーステ
ナイトの共晶領域を増やす効果がある。この共晶領域
は、ＭＣ型炭化物の骨格により補強されるため、材質に
高強度をもたらす。また、共晶領域の増加分だけ、初晶
オーステナイト量が減少するので、高温での硬度低下は
小さく抑えられ、高温でも高硬度を確保することができ
る。これらの効果を発揮させるために、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎ
ｄ、Ｐｒなどのランタノイド元素は、少なくとも０.２
１％(複数種類を含有するときは合計量で)以上含有させ
るが、その含有量は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。
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、鋳造の際、過冷
状態を生じさせる作用があり、ＭＣ型炭化物とオーステ
ナイトの共晶領域を増やす効果がある。この共晶領域
は、ＭＣ型炭化物の骨格により補強されるため、材質に
高強度をもたらす。また、共晶領域の増加分だけ、初晶
オーステナイト量が減少するので、高温での硬度低下は
小さく抑えられ、高温でも高硬度を確保することができ
る。これらの効果を発揮させるために、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎ
ｄ、Ｐｒなどのランタノイド元素は、少なくとも０.２
１％(複数種類を含有するときは合計量で)以上含有させ
るが、その含有量は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。
【００２２】Ａｌ、Ｚｒ：各々０.０１〜０.５０％ Ａｌ、Ｚｒは、溶湯中で酸化物を生成して、溶湯中の酸
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。
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。
【００２３】Ｂ：０.０１〜０.５０％ Ｂは、溶湯中の酸素と結合して脱酸効果を示す。その
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。
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。
【００２４】本発明のハイス系鋳鉄材は、上記成分を含
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。
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。
【００２５】
【発明の実施の形態】本発明のハイス系鋳鉄材は、外層
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。
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。
【００２６】本発明のハイス系鋳鉄材を外層に用いた圧
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。
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。
【００２７】
【実施例】高周波誘導溶解炉にて、表１に示す各種成分
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に夫々対応する実施
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、
Ｐｍ、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。
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に夫々対応する実施
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、
Ｐｍ、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。
【００２８】各供試材を１１００℃で１時間加熱し、強
制空冷により６００℃／Ｈｒの冷却速度で焼入れし、５
５０℃で１０時間の焼戻しを３回繰り返した後、ビッカ
ース硬度計を用いて、常温での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、ビッカース
硬度計を用いて、５００℃の温度での表面硬度を測定し
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。
制空冷により６００℃／Ｈｒの冷却速度で焼入れし、５
５０℃で１０時間の焼戻しを３回繰り返した後、ビッカ
ース硬度計を用いて、常温での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、ビッカース
硬度計を用いて、５００℃の温度での表面硬度を測定し
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。
【００２９】◎
【表１】
【００３０】表１の結果から明らかなように、本発明の
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、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ
及び／又はＴｉ等の高硬度複合炭化物形成元素とＬａ、
Ｃｅ、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、高硬度複合炭化物によって補強された
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を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。
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、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ
及び／又はＴｉ等の高硬度複合炭化物形成元素とＬａ、
Ｃｅ、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、高硬度複合炭化物によって補強された
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を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。
【００３１】本発明の実施例である供試材No.４と、比
較例である供試材No.２１について、前述の焼入れ焼戻
し後の金属組織の顕微鏡写真を夫々、図１及び図２に示
す。図１及び図２中、片状に現れているのがＭＣ型炭化
物である。図１では、微細なＭＣ型炭化物がほぼ均一に
分布しているのに対し、図２では、粗大なＭＣ型炭化物
が局部的に密集していることがわかる。本発明の鋳鉄材
では、共晶領域が均一に分布したＭＣ型炭化物の骨格に
より補強されており、材質に高強度がもたらされる。
較例である供試材No.２１について、前述の焼入れ焼戻
し後の金属組織の顕微鏡写真を夫々、図１及び図２に示
す。図１及び図２中、片状に現れているのがＭＣ型炭化
物である。図１では、微細なＭＣ型炭化物がほぼ均一に
分布しているのに対し、図２では、粗大なＭＣ型炭化物
が局部的に密集していることがわかる。本発明の鋳鉄材
では、共晶領域が均一に分布したＭＣ型炭化物の骨格に
より補強されており、材質に高強度がもたらされる。
【００３２】
【発明の効果】本発明のハイス系鋳鉄材は、高温におい
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。
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。
【図１】発明例である供試材No.４の金属組織を示す図
面代用顕微鏡写真である。
面代用顕微鏡写真である。
【図２】比較例である供試材No.２１の金属組織を示す
図面代用顕微鏡写真である。
図面代用顕微鏡写真である。
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％、Ｗ：１.０〜８.０
％、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％、Ｗ：１.０〜８.０
％、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％、Ｗ：１.０〜８.０
％、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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11792698A JP3746610B2 (ja) | 1998-03-26 | 1998-03-26 | 高温での耐摩耗性にすぐれるハイス系鋳鉄材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11792698A JP3746610B2 (ja) | 1998-03-26 | 1998-03-26 | 高温での耐摩耗性にすぐれるハイス系鋳鉄材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11279679A true JPH11279679A (ja) | 1999-10-12 |
| JP3746610B2 JP3746610B2 (ja) | 2006-02-15 |
Family
ID=14723626
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11792698A Expired - Fee Related JP3746610B2 (ja) | 1998-03-26 | 1998-03-26 | 高温での耐摩耗性にすぐれるハイス系鋳鉄材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3746610B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104372264A (zh) * | 2014-11-05 | 2015-02-25 | 常熟市华星精密铸件有限公司 | 一种耐腐蚀生铁铸件 |
| KR20190030480A (ko) * | 2017-09-14 | 2019-03-22 | (주)성철기계금속 | 고경도 및 고내마모성을 갖는 쇼트기용 휠 블레이드 및 그 제조방법 및 휠 블레이드 제조용 금형 |
-
1998
- 1998-03-26 JP JP11792698A patent/JP3746610B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104372264A (zh) * | 2014-11-05 | 2015-02-25 | 常熟市华星精密铸件有限公司 | 一种耐腐蚀生铁铸件 |
| KR20190030480A (ko) * | 2017-09-14 | 2019-03-22 | (주)성철기계금속 | 고경도 및 고내마모성을 갖는 쇼트기용 휠 블레이드 및 그 제조방법 및 휠 블레이드 제조용 금형 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3746610B2 (ja) | 2006-02-15 |
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