JPH0342050A - ミルローラタイヤ - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明はミルローラタイヤに係り、特に石炭、スラグ、
セメント原料等を微粉砕するためのものであって大型の
竪型ミルに用いるのに好適なミルローラタイヤの改良に
関する。

〔従来の技術］ 石炭やセメント等を微粉砕するミルのローラタイヤは截
頭円錐形状とされ、回転テーブル上の半径部分にローラ
面が対面するように配置し、テーブルとともに回転させ
ることによりテーブルとローラタイヤの噛み込み部分に
供給された原料を微粉砕する。このようなミルにおける
ローラタイヤでは摩耗劣化が大きな問題となっており、
長時間の使用により第２図に示す如く、大きな粉砕荷重
が加わるローラ１０の大径側外周に摩耗凹部２ができて
しまう。このため、従来から各種耐摩耗性のローラタイ
ヤが提案されている。

従来、−ａ的には高マンガン鋳鋼がローラタイヤ材料と
して用いられてきたが、竪型ミルのローラタイヤ用に高
硬度で耐摩耗性に優れた高クロム鋳鉄が開発され、それ
までの高マンガン鋳鋼製ミルローラタイヤに比べて摩耗
寿命が大幅に向上し、多くの使用実績を重ねている。

〔発明が解決しようとする課題〕

ところで、原料粉砕用の竪型ミルでは、ミルの振動の低
減および温度コントロールを目的にして操業中にミル内
部に散水を行って原料の調質を行う、このときローラタ
イヤが急冷され、いわゆるサーマルショックにより割れ
が発生することがある。また、操業中においてローラタ
イヤとテープルとが直接接触すると、ローラタイヤの自
重が大きいため、衝撃による割れの発生が見られること
がある。このような操業条件のなかで、上記高クロム鋳
鉄を用いたローラタイヤは、高クロム鋳鉄の衝撃値（１
ｋｇｍ／ｃｄ）が高マンガン鋳鋼の衝撃値（１４ｋｇｍ
／ｃ１１）に比較して非常に低く、また靭性がない、そ
れ故、高クロム鋳鉄を用いたローラタイヤは、サーマル
ショックによる割れや衝撃割れが生じないことが条件と
される。小型ミルではローラタイヤとテーブルとが直接
接触しないようにストッパを設け、仮に接触したとして
もローラタイヤの自重が小さいため、衝撃が小さく、割
れに到ること少ないため、高クロム鋳鉄を適用してもそ
れほど問題とはならない。

しかし、大型のローラタイヤでは、サーマルショックが
大きく、粉砕時の衝撃力が大きいため、高クロム鋳鉄を
用いることができない、このようなことから、靭性が高
く、割れが発生し難い従来からの高マンガン鋳鋼を使用
し、耐摩耗性より割れ防止を重視した構成としているの
が実情である。

したがって、大型ミルに関してはローラタイヤの操業環
境に適用させつつ耐摩耗性に優れた高クロム鋳鉄を使用
できず、摩耗寿命が短いという問題があった。

本発明は、上記従来の問題点に着目し、大型ミルローラ
タイヤであっても高い耐摩耗性と耐衝撃性をもつ構造の
ローラタイヤを得ることを目的とする。

〔課題を解決するための手段および作用〕本発明者は、
高マンガン鋳鋼のもつ靭性を有効に利用し、かつ、母材
との融着性が高く、摩耗の激しい粉砕面部位に表面硬化
肉盛を行うことにより、高マンガン鋳１ξルローラタイ
ヤの耐摩耗性を向上させることができるとの知見から得
られたものである。このような観点から、本発明に係る
ミルローラタイヤは、高マンガン鋳鋼母材からなるロー
ラタイヤの外表面にオーステナイト系ステンレス材を下
盛溶接するとともに、この下盛溶接部上に高炭素・高ク
ロム表面硬化材を肉盛溶接した構成とし、上記目的を達
成しようとするものである。

本発明に用いられるローラタイヤ母材として広強度およ
び靭性が高いという観点から高マンガン鋳鋼を用いる。

これは、竪型ミルローラタイヤに適用されているＳＣＭ
ｎＨｌｌを用いればよく、例えば、 Ｃ、０，９０〜１．３０、ＳｉＨ≦０．８０、Ｍ　ｎ　
；　１１．００〜１４．００　、Ｐ　、≦０．０７０　
、Ｓ　、≦０．０４０　、　Ｃｒ　；＜　１．５０〜２
．５０　（いずれも重量％）の化学成分＆１１戒をもつ
ものが適用される。母材を高クロム鋳鉄とした場合には
肉盛溶接後の冷却にともなうサーマルショックにより割
れが生じてしまって肉盛溶接が不可能になってしまうの
で採用できない、また、高マンガン鋳鋼は鋳造のままで
は、オーステナイト結晶粒界に多量のカーバイトが析出
して脆くなってしまう、このため、鋳造成形した高マン
ガン鋳鋼を一旦１０００〜１０５０℃に加熱後、水中に
て焼き入れし、均一なオーステナイト組織とし、靭性を
著しく向上（２０〜３０　ｋｇ　ｍ　／　ｄ　）させて
おくものとする。

二のような母材に対し、摩耗の激しい箇所である大径側
の外表面にオーステナイト系ステンレス材を下盛溶接し
、更にこの下盛溶接部の上に高炭素・高クロム表面硬化
材を肉感溶接するようにしている。下１ｎ溶接材および
硬化肉盛溶接材としては、オーステナイト系ステンレス
鋼および高炭素・高クロム表面硬化材を用い、これは表
−ｌの化学成分組成のものを用いる。

表−１ 夏 高マンガン鋳鋼母材の表面硬化処理のために最初下盛溶
接を施すが、この下盛溶接材としては、高マンガン鋳鋼
母材のカーバイドの析出を抑制し、脆弱化を防止すると
いう観点、および溶接後の冷却により溶接材が母材から
剥離しないようにする必要がある。このため、母材と同
じオーステナイト組織を持つとともに、母材の高マンガ
ン鋳鋼熱膨張係数（１，８ＸＩＯ−’）と同程度の熱膨
張係数をもつ下盛溶接材が選択される。オーステナイト
系ステンレス材はこれらの条件を満足し、熱膨張係数も
１．５Ｘ１０−’とほぼ同程度の値をもっているので最
適である。

次に、下盛溶接材の表面に上盛溶接される硬化肉盛溶接
材は、前記表に掲げたように、Ｃｒ　；　２０〜２５％
、Ｃ；４〜６％、Ｍｏ；０．５〜３．０、Ｖｉ３〜４％
を主成分としている。Ｃｒの含有量と耐摩耗係数の関係
を第３図に示す。これはブリネル硬さ１４３の軟鋼の産
耗量を１とした場合の特性線図であり、Ｃｒの増加とと
もに耐摩耗係数が向上し、Ｃｒ量が１２〜２８％（ｗ４
域■）の範囲で耐摩耗係数がほぼ一定の高い値を示して
いる。

図中の領域ｒ（５〜９％）ではカーバイドがＣｒ量の少
ない（Ｆｅ−Ｃｒ）、Ｃで、ビッカース硬さ８００〜１
０００、領域■（１２〜２８％）ではＣｒ量の多い（Ｆ
ｅ−Ｃｒ）ｔｃｓ形のカーバイドが主体で、１２００〜
１５００の硬さ、領域■では両者の混合したカーバイド
で、Ｃｒ１ｌの多いほうが硬いカーバイドをもっている
ことを示している。Ｃｒｊｉが３０％を越えると耐摩耗
係数が低下するのは過共晶の大きな針状の脆いカーバイ
ドが晶出、析出するからである。したがって、Ｃｒ量と
しては、１２〜２８％、望ましくは２０〜２５％がよい
。

また、Ｃについては、その含有量が増すにしたがってカ
ーバイドが多くなり、耐摩耗性が向上するものの、６％
以上になるとカーバイドの占める割合が多くなり、剥離
する危険性がある。また、４％以下では耐摩耗性の向上
が見られず硬化特性が得られない。したがって、Ｃは４
〜６％が最適である。

Ｍｏを加えることにより、組織中の基地のパーライトの
生成を抑制し、かつ炭素量とともに組織中のカーバイド
を増して全体の硬度を増す範囲として０．５〜３．０％
が望ましい、更に■はカーバイドの結晶粒を小さくして
カーバイドの安定化に寄与させる３〜４％の範囲が望ま
しい。

上述のような′ＩＩｉ戒をもつ下盛溶接材と硬化肉盛溶
接材を肉盛溶接するには、次のように行う、″ＳＳルウ
ーラタイヤはＳ寿造後に１０００〜１０５０°Ｃに加熱
後に水冷して焼き入れし、均一なオーステナイト＆ＩＩ
＃ｓとして靭性を向上させる。このローラタイヤに対し
、特に大径部分を主として最大肉盛深さが２０〜４０ｍ
ｍ程度になるように切削加工しておく。その後、オース
テナイト系ステンレス材を溶接材として下盛溶接を施す
、このとき母材のローラタイヤは常温で足るが、水冷す
ることも可能である。溶接時には融合線近傍および溶接
熱影響部は４００〜７００　’Ｃに再加熱されるため、
できるだけ加熱範囲を抑え、炭化物の析出を抑制するた
めに母材表面温度が２００°Ｃ以下になるように調整冷
却すればよい。

オーステナイト系ステンレス材の下盛溶接に際しては、
炭酸ガスアーク溶接法で行うが、これは被覆アーク溶接
あるいはサブマージドアーク溶接でも可能である。この
下盛溶接は２〜３ＩＩ１１厚の一層溶接でよい、この下
盛溶接の後に高炭素・高クロム表面硬化材を下盛溶接材
の外表面に積層溶接するが、これも母材加熱条件を同し
にして、溶接作業効率のよいサブマージドアーク溶接に
より行う、これはローラタイヤの外表面に達する厚さま
で肉盛りを行う、このような表面硬化処理により、第１
図に示されるような硬化肉盛が施されたごルローラタイ
ヤｌＯが得られる。１２は下盛部、１４は上盛部を示す
。

なお、肉盛溶接範囲はローラタイヤ１０の大径側のみな
らず、全周にわたる範囲とすることができる。

〔実施例］ 以下に本発明の詳細な説明する。

高マンガン鋳澗製のローラタイヤには使用済みのＬＭ３
６／４０型用のＳＣＭｎ　１１を使用（胴長６７０Ｍ）
した、このＳＣＭｎ１ｌの化学成分および機械的性質は
表−２、表−３の通りである。

表−３（ＳＣＭｎＨｌｌのｒａｓａ’ｍ）二のような高
マンガン鋳鋼ローラタイヤを１０５０°Ｃより水冷によ
りオーステナイト＆ＩＩ織とした。

ローラタイヤに表面硬化処理を施すが、これは第１図に
示すように、大径側から約４５％の３００閣の範囲を肉
盛範囲とし、肉盛深さが最大２０閣程度となるように切
削加工を施した。その後、表−４に示された化学成分を
有するオーステナイト系ステンレス鋼３０９Ｌを下盛溶
接材とし、炭酸ガス溶接により約２鴫の厚さに下盛りし
た。この下盛溶接後に、表−４に示した成分をもつ高Ｃ
〜高Ｃｒ−Ｆｅ系硬化肉盛材料を用い、サブマージドア
ーク溶接にまり最厚部で２０ｍｍのなるように肉盛溶接
を施した。

表−４ （ｗｔ％） これら溶接作業に際して、母材の高マンガン鋳鋼は４０
０〜７００″Ｃに長時間加熱されると結晶粒界に炭化物
が析出して脆化し、靭性が落ちる。

このため、溶接中は、高マンガン鋳鋼母材の粒界におけ
る炭化物の析出を押割するため、母材表面温度を２００
℃以下に水冷によ゛り保持した。

このような実施例による表面肉盛ローラタイヤを４０−
ラ竪型ミルローラの内、４番ローラに用い、急冷試験お
よび負荷試験を行った。

（１）、急冷試験結果 竪型貴ル内の温度を３００　”Ｃに昇温した後、硬化肉
盛ローラタイヤに散水し、サーマルションクによる硬化
肉盛部の剥離やローラタイヤの亀裂発生について調査し
た。この結果、硬化肉盛部の♀１１離やローラタイヤの
亀裂発生は認められなかった。

（２）、負荷試験結果 次に約五カ月間にわたって負荷試験をｉテい、硬化肉盛
部の剥離、ローラタイヤの亀裂発生、および摩耗原単位
について調査した。５１型ミルの運転条件は表−５に示
す通りであり、延″運転時間は約１９００時間に及んだ
、この結果を表−６に示す。

運転期間中の硬化肉盛部の剥離やローラタイヤの亀裂発
生は認められなかった。１９００時間運転後には、硬化
肉盛部はほとんど摩耗し、母材の高マンガン鋳鋼が露出
していた。このときの摩耗量を測定し、摩耗原単位（単
位運転時間当たりの摩耗量）を求めた。また、硬化肉盛
ローラタイヤと従来の高マンガン鋳鋼ｓｃＭｎｆ（１１
の摩耗原単位と比較した結果を表−５に示す０表から理
解できるように、硬化肉盛部のｈ（層耗性は従来の高マ
ンガン鋳鋼ＳＣＭｎＨ１１の約４倍であることが判明し
た。

〔発明の効果］ 以上説明したように、本発明に係るミルローラタイヤに
よれば、ローラタイヤの母材に高マンガン鋳鋼を用い、
高炭素・高クロム表面硬化材の肉盛溶接を施すに際して
予め母材と同組織のオーステナイト系ステンレス材を下
’Ｊｔ　ｔｓ接するようにしたので、大型ミルローラタ
イヤに対して母材に靭性を持たせつつ、高い耐摩耗性の
あるローラタイヤであって、耐衝撃性のある優れたミル
ローラタイヤとすることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は実施例に係るミルローラタイヤの肉盛溶接の説
明断面図、第２図はくルローラタイヤの摩耗状態の説明
用側面図、第３図は硬化肉盛溶接材のＣｒ１ｌと耐摩耗
係数との関係特性線図である。 １０−−−−−ミルローラタイヤ、１２・−・−下盛部
、１４−・−・・上盛部。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）、高マンガン鋳鋼母材からなるローラタイヤの外
   表面にオーステナイト系ステンレス材を下盛溶接すると
   ともに、この下盛溶接部上に高炭素・高クロム表面硬化
   材を肉盛溶接したことを特徴とするミルローラタイヤ。