JPH02250939A - 耐アブレージョン複合鋳造体およびその製造方法 - Google Patents
耐アブレージョン複合鋳造体およびその製造方法Info
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- JPH02250939A JPH02250939A JP7104889A JP7104889A JPH02250939A JP H02250939 A JPH02250939 A JP H02250939A JP 7104889 A JP7104889 A JP 7104889A JP 7104889 A JP7104889 A JP 7104889A JP H02250939 A JPH02250939 A JP H02250939A
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Landscapes
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本願発明は激しい摩耗条件、とくに摩耗粒子が表面に衝
突したり擦過流動するアブレージヨン摩耗に強い耐性を
有する耐摩耗体に係る技術である。
突したり擦過流動するアブレージヨン摩耗に強い耐性を
有する耐摩耗体に係る技術である。
［従来の技術］
従来、機械装置に取付けられ激しい摩耗条件に濃される
箇所には、それ自体が耐摩耗性の高い材料、たとえば１
２％ＭｒｌｌＱ（ハツトフィールド鋼）や２７％Ｃｒ鋳
鉄などで部材を製作して対応してきた。
箇所には、それ自体が耐摩耗性の高い材料、たとえば１
２％ＭｒｌｌＱ（ハツトフィールド鋼）や２７％Ｃｒ鋳
鉄などで部材を製作して対応してきた。
しかし、使用者側は機械装置がより長時間連続して稼動
に耐えることを求め、より優れた耐摩耗部品の開発が進
められてきた。その有力な手段として複合体の発表を幾
つか見ることができるが、その典型例として「焼結炭化
物合金と鋳鉄からなる複合体」 （特公昭６０−１１０
９６号公報）が挙げられる。
に耐えることを求め、より優れた耐摩耗部品の開発が進
められてきた。その有力な手段として複合体の発表を幾
つか見ることができるが、その典型例として「焼結炭化
物合金と鋳鉄からなる複合体」 （特公昭６０−１１０
９６号公報）が挙げられる。
この技術は焼結炭化物合金と鋳鉄よりなる複合体よりな
るが、その特徴とするところは鋳鉄それ自体は低い耐摩
耗性および硬度を有する黒鉛鋳鉄で炭素当量を２．５乃
至６．０に調整したことと、両者の間に中間合金相また
は転移帯域が形成されており、かつ焼結炭化物合金の２
０〜８０％が転移帯域にあることである。この複合体の
Ｒ適の使用条件として数件の実施例を挙げているが、石
炭微粉砕機のライナ、３インチさく岩槻用ビット体又は
ビットの把持体、常温頭造ダイなどに実施して、従来の
硬マルテンサイト鋳鉄、マンガン鋼などの耐摩耗材や、
高品質耐疲れ性鋼製の把持体を有する従来品のビット又
は鋼製ビット自体、又はボールベアリング鋼よりなる従
来品のダイに比べてそれぞれ顕著な優位性を示した。
るが、その特徴とするところは鋳鉄それ自体は低い耐摩
耗性および硬度を有する黒鉛鋳鉄で炭素当量を２．５乃
至６．０に調整したことと、両者の間に中間合金相また
は転移帯域が形成されており、かつ焼結炭化物合金の２
０〜８０％が転移帯域にあることである。この複合体の
Ｒ適の使用条件として数件の実施例を挙げているが、石
炭微粉砕機のライナ、３インチさく岩槻用ビット体又は
ビットの把持体、常温頭造ダイなどに実施して、従来の
硬マルテンサイト鋳鉄、マンガン鋼などの耐摩耗材や、
高品質耐疲れ性鋼製の把持体を有する従来品のビット又
は鋼製ビット自体、又はボールベアリング鋼よりなる従
来品のダイに比べてそれぞれ顕著な優位性を示した。
しかしながら超硬性である焼結炭化物合金が摩耗に濃さ
れる全表面を完全に被覆することは不可能であり、表面
に浸透した鋳鉄が黒鉛系であるときは、その低硬度、低
耐摩耗性のために使用条件によってはむしろ劣性化の方
向へ導く危険の懸念があり、硬質の粉粒体による表面の
引掻き、衝突。
れる全表面を完全に被覆することは不可能であり、表面
に浸透した鋳鉄が黒鉛系であるときは、その低硬度、低
耐摩耗性のために使用条件によってはむしろ劣性化の方
向へ導く危険の懸念があり、硬質の粉粒体による表面の
引掻き、衝突。
擦過流動のために侵されるアブレージヨン摩耗に対して
はこの懸念がさらに強い。
はこの懸念がさらに強い。
出願人自身はこの問題を解決するために「耐アブレージ
ヨン複合鋳造体及びその製造方法」 （特願昭６２−２
’１５８１５号）を先に提案した。先願の要旨は焼結炭
化物合金の細片の背後を所望の形状を形成する白銑組織
の鋳鉄で構成することによって黒鉛組織に基く摩耗上の
弱点を克服するところにあり、組織を白銑化するための
具体的手段としては、炭素含量の等量乃至１２倍のクロ
ーム倉出を特定したちである。
ヨン複合鋳造体及びその製造方法」 （特願昭６２−２
’１５８１５号）を先に提案した。先願の要旨は焼結炭
化物合金の細片の背後を所望の形状を形成する白銑組織
の鋳鉄で構成することによって黒鉛組織に基く摩耗上の
弱点を克服するところにあり、組織を白銑化するための
具体的手段としては、炭素含量の等量乃至１２倍のクロ
ーム倉出を特定したちである。
［発明が解決しようとする課題］
本願発明は前記特願昭６２−２１５８１５号に提示した
発明を基本としてざらに耐摩耗性の強化を図ったもので
ある。したがって技術的思想はこれと軌を−とするが、
ざらに硬度の向上と母相（基地）の強化を求めて合金成
分の新たな添加と、これに伴なう最適の製造条件を見出
すことを発明の目的とする。
発明を基本としてざらに耐摩耗性の強化を図ったもので
ある。したがって技術的思想はこれと軌を−とするが、
ざらに硬度の向上と母相（基地）の強化を求めて合金成
分の新たな添加と、これに伴なう最適の製造条件を見出
すことを発明の目的とする。
［課題を解決するための手段］
本願発明に係る耐アブレージヨン複合鋳造体は、白銑組
織の鋳鉄が、炭素含量２．０乃至４．５％であるのに対
し、クロームおよびその伯炭化物形成元素の含量総和が
炭素含量と１乃至１８倍の比率で形成する複合炭化物を
主体とすることを特定し、さらにこれに関連して１０％
までのニッケル、１５％までのモリブデン、５％までの
銅の何れかを単独で、またはこれらを組合せて最高１５
％を超えない範囲で加え、母相を強化することも付加し
た。
織の鋳鉄が、炭素含量２．０乃至４．５％であるのに対
し、クロームおよびその伯炭化物形成元素の含量総和が
炭素含量と１乃至１８倍の比率で形成する複合炭化物を
主体とすることを特定し、さらにこれに関連して１０％
までのニッケル、１５％までのモリブデン、５％までの
銅の何れかを単独で、またはこれらを組合せて最高１５
％を超えない範囲で加え、母相を強化することも付加し
た。
また、焼結炭化物合金の細片は破砕体、粒状体または圧
縮成形体の何れか又はその混合よりなり、かつ全量の少
くとも７０％が２〜２０ｍｍの粒径よりなること、およ
びこれを素材として複合体を製造するに当って（訳層厚
Ｔｃｍの焼結炭化物合金層へ、凝固後の組織が白銑であ
る鋳鉄を、自己の融点より５０Ｔ℃乃至１８０ （１，
７５＋Ｔ）℃高温の融溶状態より注湯するという特徴も
同時に開示した。
縮成形体の何れか又はその混合よりなり、かつ全量の少
くとも７０％が２〜２０ｍｍの粒径よりなること、およ
びこれを素材として複合体を製造するに当って（訳層厚
Ｔｃｍの焼結炭化物合金層へ、凝固後の組織が白銑であ
る鋳鉄を、自己の融点より５０Ｔ℃乃至１８０ （１，
７５＋Ｔ）℃高温の融溶状態より注湯するという特徴も
同時に開示した。
［作用コ
白銑組織の鋳鉄は黒鉛鋳鉄に比べ、炭化鉄、マルテンサ
イトよりなるきわめて高硬度の材料であるが、耐摩耗性
をざらに向上させるためには合金元素、最も普通にはＣ
ｒを添加して溶解し凝固後の組織として鉄・クロム系の
複合炭化物をマトリックス（母相）上に析出させ、かつ
マトリックス自体の硬度をも高めるのが周知である。
イトよりなるきわめて高硬度の材料であるが、耐摩耗性
をざらに向上させるためには合金元素、最も普通にはＣ
ｒを添加して溶解し凝固後の組織として鉄・クロム系の
複合炭化物をマトリックス（母相）上に析出させ、かつ
マトリックス自体の硬度をも高めるのが周知である。
さらに高硬度の析出炭化物を得るためにバナジウム、タ
ングステン、タンタルチタンおよびニオブのいずれか、
またはこれらのいくつかの組合せの添加はより一層の耐
摩耗性の改善に有効である。
ングステン、タンタルチタンおよびニオブのいずれか、
またはこれらのいくつかの組合せの添加はより一層の耐
摩耗性の改善に有効である。
しかし本願として最も好ましい範囲はＣｆｆ１を２．０
％から４．５％の間において（Ｃｒ ＋ Ｖ ＋Ｗ＋Ｔ
ａ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃの比率を１から１８の範囲に入
ることを推奨できる。比率が１に満たないときは複合炭
化物の形成が少なきに失しマトリックス硬度が低く黒鉛
の晶出を生じる。またこの比率が１２を越えるときは炭
化物形成のためのＣが不足し焼結炭化物合金よりＣを奪
い両者の界面に脆化相を形成する。
％から４．５％の間において（Ｃｒ ＋ Ｖ ＋Ｗ＋Ｔ
ａ＋Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃの比率を１から１８の範囲に入
ることを推奨できる。比率が１に満たないときは複合炭
化物の形成が少なきに失しマトリックス硬度が低く黒鉛
の晶出を生じる。またこの比率が１２を越えるときは炭
化物形成のためのＣが不足し焼結炭化物合金よりＣを奪
い両者の界面に脆化相を形成する。
Ｔｉのような軽元素添加量が多いときこの比率はＦｅ−
Ｃｒ白鋳鉄より小ざくなり、Ｗ、Ｎｂ。
Ｃｒ白鋳鉄より小ざくなり、Ｗ、Ｎｂ。
Ｔａのような重元素の添加量が多い時はこの比率は大き
くなる。
くなる。
また、適量のＮｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加はマトリックスを
安定化し、過剰の２次炭化物の析出を抑制しマトリック
スの硬度低下を防ぐのに有効である。しかしＮｉは１０
％以上、Ｍｏは１５％以上、Ｃｕは５％以上添加しても
マトリックスの安定性はそれ以上向上しないのでその添
加の上限をそれぞれ１０％、１５％、５％とした。また
、これらの元素を組合せて添加しても１５％以上になれ
ばマトリックスの安定性はそれ以上向上しないのでその
添加上限を１５％とした。
安定化し、過剰の２次炭化物の析出を抑制しマトリック
スの硬度低下を防ぐのに有効である。しかしＮｉは１０
％以上、Ｍｏは１５％以上、Ｃｕは５％以上添加しても
マトリックスの安定性はそれ以上向上しないのでその添
加の上限をそれぞれ１０％、１５％、５％とした。また
、これらの元素を組合せて添加しても１５％以上になれ
ばマトリックスの安定性はそれ以上向上しないのでその
添加上限を１５％とした。
また焼結炭化物合金粒子間に形成される狭い空隙に白鋳
鉄溶湯が完全に浸透するためには、注湯湿度は粒子層の
厚さＴｃｍに対し白鋳鉄の凝固点より少なくとも５０Ｔ
℃以上である必要がある。また過度の焼結炭化物合金の
白鋳鉄への溶解を避けるために、注湯湿度は白鋳鉄の凝
固点より１８０（１，７５＋Ｔ）℃の範囲でなければな
らない。
鉄溶湯が完全に浸透するためには、注湯湿度は粒子層の
厚さＴｃｍに対し白鋳鉄の凝固点より少なくとも５０Ｔ
℃以上である必要がある。また過度の焼結炭化物合金の
白鋳鉄への溶解を避けるために、注湯湿度は白鋳鉄の凝
固点より１８０（１，７５＋Ｔ）℃の範囲でなければな
らない。
粒子の性状については粒径が小さすぎると焼結炭化物合
金間隔が小さくなりすぎ、鋳込温度を上げても粒子間に
白鋳鉄が充分に浸透しない。また温度を上げすぎると焼
結炭化物合金の白鋳鉄中への溶融量が著しく増大する。
金間隔が小さくなりすぎ、鋳込温度を上げても粒子間に
白鋳鉄が充分に浸透しない。また温度を上げすぎると焼
結炭化物合金の白鋳鉄中への溶融量が著しく増大する。
粒径が粗大にすぎると焼結炭化物合金の体積率が低下す
るばかりでなく、粒子間白鋳鉄母材のアブレーシブ粒子
により切削される平均細片間距離が大きくなり耐摩耗性
は劣化する。しかし、本願においては母材の耐摩耗性が
Ｆｅ−０ｒ系白鋳鉄に比較し向上するのでざらに大きな
細片の使用が可能となった。したがって２ｍｒＡ〜２０
ｍ粒子が仝休の７０％以上となる構成が最適である。
るばかりでなく、粒子間白鋳鉄母材のアブレーシブ粒子
により切削される平均細片間距離が大きくなり耐摩耗性
は劣化する。しかし、本願においては母材の耐摩耗性が
Ｆｅ−０ｒ系白鋳鉄に比較し向上するのでざらに大きな
細片の使用が可能となった。したがって２ｍｒＡ〜２０
ｍ粒子が仝休の７０％以上となる構成が最適である。
［実施例］
１、製鉄所における焼結鉱運搬コンベヤラインのシュー
トライナーとして（１）２．６％Ｃ−２６％Ｃｒ白鋳鉄
、（２）アルミナ焼結板、（３）１０ｍｍの厚さの焼結
炭化物粒子層を有し球状黒鉛鋳鉄を母材とした複合体ラ
イナー（４）６ｍの厚さの焼結炭化物層を有し２．８％
Ｃ−２４％ＣｒＮｉ−Ｍｏを母材とした複合鋳造体（特
願昭６２−２１５８１５＠）の先行技術をそれぞれ比較
４例とし、これに対しく５）６ｍ厚さの焼結炭化物層を
有し２．８％Ｃ−２４％Ｃｒ−（３，５％Ｗ−２，５％
Ｖ） −（１゜５％Ｎｉ−１％Ｍｏ）を母材としたライ
ナーを本願第一実施例として同一条件下で実機使用を行
い、各ライナのか命を同−基準下で記録した。
トライナーとして（１）２．６％Ｃ−２６％Ｃｒ白鋳鉄
、（２）アルミナ焼結板、（３）１０ｍｍの厚さの焼結
炭化物粒子層を有し球状黒鉛鋳鉄を母材とした複合体ラ
イナー（４）６ｍの厚さの焼結炭化物層を有し２．８％
Ｃ−２４％ＣｒＮｉ−Ｍｏを母材とした複合鋳造体（特
願昭６２−２１５８１５＠）の先行技術をそれぞれ比較
４例とし、これに対しく５）６ｍ厚さの焼結炭化物層を
有し２．８％Ｃ−２４％Ｃｒ−（３，５％Ｗ−２，５％
Ｖ） −（１゜５％Ｎｉ−１％Ｍｏ）を母材としたライ
ナーを本願第一実施例として同一条件下で実機使用を行
い、各ライナのか命を同−基準下で記録した。
（１） ２．６％−２６％Ｃｒ ３０日白
鋳鉄ライナー （２）アルミナ焼結板ライナー ４０日（３）球
状黒鉛母材焼結炭化 １５０日物複合ライナー （４）先願にかかる複合鋳造体 ５００日（５）本
願第一実施例 ５７０日２、焼結鉱の破砕
部品であるクラツシングプレートとして（１） ２．７
％Ｃ−２８％Ｃｒ白１、（２）硬化肉盛材を比較二側と
し、これに対しく３）１５ｍの焼結炭化物粒子層を有し
３．０％Ｃ−（１５％０ｒ−４％Ｖ−３％Ｔｉ＞＝（２
％Ｍｏ−’１％Ｃｕ）を本願第二実施例としてクラツシ
ングプレートとして実機テストを行い、その耐用限度を
記録した。
鋳鉄ライナー （２）アルミナ焼結板ライナー ４０日（３）球
状黒鉛母材焼結炭化 １５０日物複合ライナー （４）先願にかかる複合鋳造体 ５００日（５）本
願第一実施例 ５７０日２、焼結鉱の破砕
部品であるクラツシングプレートとして（１） ２．７
％Ｃ−２８％Ｃｒ白１、（２）硬化肉盛材を比較二側と
し、これに対しく３）１５ｍの焼結炭化物粒子層を有し
３．０％Ｃ−（１５％０ｒ−４％Ｖ−３％Ｔｉ＞＝（２
％Ｍｏ−’１％Ｃｕ）を本願第二実施例としてクラツシ
ングプレートとして実機テストを行い、その耐用限度を
記録した。
（１） ２．７％Ｃ−２８％Ｃｒ白鋳鉄 ６０日（２
）硬化肉盛 ４５日（３）本願第
二実施例 ２８０日３、製鉄所における高
炉旋回シュート原料落下部のライナとして（１）２．７
％Ｃ−２８％Ｃｒ白鋳鉄および（２）先願鋳造体（１５
Ｍの焼結炭化物粒子層を有し３．２％Ｃ−２，５％Ｃｒ
−４％Ｎを母材とする。）を比較二側とし、これに対し
く３）１２ｍｍの焼結炭化物粒子層を有し３．２％Ｃ＝
（２２％０ｒ−６％Ｗ−２％Ｔａ−２％Ｎｂ＞−（３％
Ｎ ｉ−１％Ｃｕ）を母材とするライナーを本願実施第
３例として同一条件下において耐用限度を記録した。
）硬化肉盛 ４５日（３）本願第
二実施例 ２８０日３、製鉄所における高
炉旋回シュート原料落下部のライナとして（１）２．７
％Ｃ−２８％Ｃｒ白鋳鉄および（２）先願鋳造体（１５
Ｍの焼結炭化物粒子層を有し３．２％Ｃ−２，５％Ｃｒ
−４％Ｎを母材とする。）を比較二側とし、これに対し
く３）１２ｍｍの焼結炭化物粒子層を有し３．２％Ｃ＝
（２２％０ｒ−６％Ｗ−２％Ｔａ−２％Ｎｂ＞−（３％
Ｎ ｉ−１％Ｃｕ）を母材とするライナーを本願実施第
３例として同一条件下において耐用限度を記録した。
（１） ２．７％Ｃ−２８％Ｃｒ白鋳鉄 １ケ月（２
）先願に係る複合鋳造体 ８ケ月（３）本願第
三実施例 ９ケ月［発明の効果］ 本願発明の複合鋳造体は以上に述べたとおり、非衝撃性
又は低衝撃性の摩耗、特に硬質の粉粒体（鉱物、石炭、
コークス、砥粒、土砂など）によって表面への引掻き、
摺動、擦過を伴なうアブレージヨン摩耗に対して抜群の
耐性を示現する。本来の超硬合金である焼結炭化物合金
の優れた耐摩耗性を保持しつつ、母材である白銑組織の
鋳鉄の析出炭化物組織の改善により母材の耐摩耗性を大
きく改善することによって、両者の高い耐摩耗性によっ
て表面より容易には減耗進入しないで相互に咬持し合っ
て長期の使用に耐えうる。特に好ましい０％、これに対
応する炭化物形成元素／Ｃの比率、母相強化元素の適切
な添加、焼結炭化物合金の粒径、好ましい鋳鉄の注湯温
度をそれぞれ留意して複合鋳造体を形成することにより
、実施の３例で紹介したような抜群の耐用年数を得るこ
とができる。
）先願に係る複合鋳造体 ８ケ月（３）本願第
三実施例 ９ケ月［発明の効果］ 本願発明の複合鋳造体は以上に述べたとおり、非衝撃性
又は低衝撃性の摩耗、特に硬質の粉粒体（鉱物、石炭、
コークス、砥粒、土砂など）によって表面への引掻き、
摺動、擦過を伴なうアブレージヨン摩耗に対して抜群の
耐性を示現する。本来の超硬合金である焼結炭化物合金
の優れた耐摩耗性を保持しつつ、母材である白銑組織の
鋳鉄の析出炭化物組織の改善により母材の耐摩耗性を大
きく改善することによって、両者の高い耐摩耗性によっ
て表面より容易には減耗進入しないで相互に咬持し合っ
て長期の使用に耐えうる。特に好ましい０％、これに対
応する炭化物形成元素／Ｃの比率、母相強化元素の適切
な添加、焼結炭化物合金の粒径、好ましい鋳鉄の注湯温
度をそれぞれ留意して複合鋳造体を形成することにより
、実施の３例で紹介したような抜群の耐用年数を得るこ
とができる。
Claims (4)
- （１）焼結炭化物合金の細片と、これを結合して所望の
形状を形成する白銑組織の鋳鉄よりなる耐アブレージョ
ン複合鋳造体において、白銑組織の鋳鉄が、炭素含量２
．０乃至４．５％であるのに対し、クロームおよび他の
炭化物形成元素の含量総和が炭素含量と１乃至１８倍の
比率で形成する複合炭化物を主体とすることを特徴とす
る耐アブレージョン複合鋳造体。 - （２）請求項１において、１０％までのニッケル、１５
％までのモリブデン、５％までの銅の何れかを単独で、
またはこれらを組合せて最高１５％を超えない範囲で加
え、母相を強化したことを特徴とする耐アブレージョン
複合鋳造体。 - （３）焼結炭化物合金の細片が破砕体、粒状体または圧
縮成形体の何れか又はその混合よりなり、かつ全量の少
くとも７０％が２〜２０ｍｍの粒径よりなる請求項１又
は２記載の耐アブレージョン複合鋳造体。 - （４）層厚Ｔｃｍの焼結炭化物合金へ、凝固後の組織が
白銑である鋳鉄を、自己の融点より５０Ｔ℃乃至１８０
（１．７５＋Ｔ）℃高温の融溶状態より注湯する耐アブ
レージョン複合鋳造体の製造方法
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7104889A JPH02250939A (ja) | 1989-03-23 | 1989-03-23 | 耐アブレージョン複合鋳造体およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7104889A JPH02250939A (ja) | 1989-03-23 | 1989-03-23 | 耐アブレージョン複合鋳造体およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02250939A true JPH02250939A (ja) | 1990-10-08 |
Family
ID=13449249
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7104889A Pending JPH02250939A (ja) | 1989-03-23 | 1989-03-23 | 耐アブレージョン複合鋳造体およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02250939A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001049381A (ja) * | 1999-08-10 | 2001-02-20 | Kurimoto Ltd | 耐摩耗合金鋳鉄材 |
| CN106868411A (zh) * | 2016-12-27 | 2017-06-20 | 芜湖倍思科创园有限公司 | 一种高硬度高冲击韧性的低铬耐磨钢球及其制备方法 |
-
1989
- 1989-03-23 JP JP7104889A patent/JPH02250939A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001049381A (ja) * | 1999-08-10 | 2001-02-20 | Kurimoto Ltd | 耐摩耗合金鋳鉄材 |
| CN106868411A (zh) * | 2016-12-27 | 2017-06-20 | 芜湖倍思科创园有限公司 | 一种高硬度高冲击韧性的低铬耐磨钢球及其制备方法 |
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