JPH0364590B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

〔産業上の利用分野〕 本発明は圧延ロール等として有用な耐摩耗鋳物
の製造方法に関する。 〔従来の技術〕 圧延用ロールの胴部は、耐久性の向上・被圧延
材の表面品質の改善等の観点から、耐摩耗性にす
ぐれたものであることが要求される。耐摩耗性に
乏しいと、ロール表面の摩損・肌荒れ等による凸
凹が生じ易く、その凸凹が被圧延材の表面にロー
ルマークとして転写され、表面欠陥となるからで
あり、またこれを防止するためには、ロールを頻
繁に取り替えることが必要となり、それに伴つて
圧延ラインの操業中断頻度が増し、生産性が著し
く低下するうえ、ロールの補修（表面改削加工）
に要する費用が増大するからである。 従来より、圧延用ロールの胴部構成材料とし
て、チルド鋳物やニツケルグレン鋳鉄等の鋳鉄材
料が主として使用され、その耐摩耗性の改良策と
して高合金化、センタイトや複炭化物の晶出等に
よる高硬度化が図られてきた。 また、特に耐摩耗性が要求される場合は、上記
鋳鉄材料に代え、超硬合金（WC−Co焼結材）を
以てロール表面を形成することも行われている。 〔発明が解決しようとする課題〕 チルド鋳物やニツケルグレン鋳鉄を胴部材料と
するロールは、比較的安価であるが、耐摩耗性が
十分でない。その高合金化等による耐摩耗性改善
効果にも限度がある。他方、超硬合金は極めて硬
質で、鋳鉄ロールを凌ぐ高度の耐摩耗性を有する
が、その製造には高価なCoやWC等を多量に必要
とし、またその焼結処理に熱間静水圧プレス
（HIP）装置や特殊な技術を必要とするため製造
コストが著しく高くつくのが難点である。 本発明は上記に鑑みてなされたものであり、圧
延用ロール等として望まれる高度の耐摩耗性を備
えた鉄系合金鋳物の製造方法を提供する。 〔課題を解決するための手段および作用〕 本発明の耐摩耗鋳物の製造方法は、Ｃ：1.5〜
5.0％、Si：3.5％以下、Ｗ：25.0〜80.0％、Ni／
Fe：5.5／94.5〜35／65、残部実質的にFe、また
はFeの一部が種ないし２種以上の元素で置換さ
れた鉄系合金の鋳造において、その溶湯に粒径10
〜250μｍのタングステン炭化物粒子もしくはタ
ングステンチタン複炭化物粒子を接種剤とし溶湯
量の0.05〜2.0％を添加して初晶タングステン炭
化物を晶出させることにより、マトリツクス中に
塊状晶出タングステン炭化物が均一に分散した二
相組織を形成することを特徴としている。 以下、本発明について詳しく説明する。 Ｗを多量に含有させた鉄系合金は、鋳造時の降
温凝固過程で、溶湯中にタングステン炭化物が晶
出する。本発明における鉄系合金溶湯組成を第３
図のＣ−Ｗ−Fe三元状態図にあてはめると、そ
の液相面はボトムライン（1700℃→1200℃）の上
側（高炭素側）にあり、初晶としてタングステン
炭化物（WC）を晶出することがわかる。その晶
出タングステン炭化物は硬度（Hv）約2400と著
しく硬質であり、これをマトリツクス中に分散混
在させることにより鋳物の耐摩耗性を大きく高め
ることができる。 上記鉄系合金鋳物の鋳造においては、鉄、タン
グステン複炭化物〔（Fe、Ｗ）₆C〕の晶出を防止
することが望まれる。（Fe、Ｗ）₆C複炭化物の硬
度はHv約1350程度であるので、タングステン炭
化物（Hv：約2400）比べて耐摩耗性向上効果が
少なく、その晶出に伴うＷおよびＣの消耗により
タングステン炭化物の晶出がそれだけ少なくなる
からである。更に、（Fe、Ｗ）₆Cの晶出防止のほ
か、晶出タングステン炭化物の成長粗大化を抑制
することが必要である。晶出タングステン炭化物
の成長粗大化が進みマトリツクス中の分散性が悪
くなり、晶出タングステン炭化物同士が互いに連
なつた形態になると、鋳物の靭性が低くなり、ま
た鋳物の切削加工時や圧延ロール等としての実機
使用時に表面の晶出タングステン炭化物の欠損・
脱落等（表面粗化を伴う）を生じ易くなるからで
ある。すなわち、晶出タングステン炭化物による
分散硬化作用を効果的に発現させるには、（Fe、
Ｗ）₆C複炭化物の晶出を防止し、晶出タングステ
ン炭化物のみが均一に分散混在した二相組織を形
成することが必要である。 本発明方法によれば、上記鉄系合金鋳物を、そ
のマトリツクス中に塊状晶出タングステン炭化物
が均一に分散混在した二層組織をもつ鋳物として
得ることができる。その晶出タングステン炭化物
の粒径および面積率は、鋳造時の接種量等により
異なるが、粒径（円形換算値）は約５〜100μｍ
であり、面積率（１mm方眼交点計測法による）
は、概ね15〜75％である。第１図はその鋳物の組
織を示している。Ｍはマトリツクス金属（マルテ
ンサイト相）、Ｐは晶出タングステン炭化物であ
る。晶出タングステン炭化物Ｐは、幾何学的晶癖
を有する比較的微細な塊状物としてマトリツクス
中に分散している。 本発明における鉄系合金溶湯の化学組成限定理
由は次のとおりである。 Ｃ：Ｃは晶出タングステン炭化物（WC）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、連続した共晶状の（Fe、Ｗ）₆C複炭化物が
晶出してしまう。一方、5.0％をこえると、マ
トリツクス中に黒鉛が晶出し、脆化する。よつ
て、1.5〜5.0％とする。 Si：Siは合金溶湯の脱酸作用および鋳造時の湯流
れ性改善効果を有するほか、凝固過程での針状
タングステン炭化物の晶出（その晶出は鋳物の
脆化を招く）を防止する効果を有する。しか
し、3.5％をこえると、マトリツクスの脆化が
著しくなるので、3.5％を上限とする。 Ｗ：Ｗは晶出タングステン炭化物（WC）の形成
に欠くことのできない元素である。十分な量の
初晶WC炭化物を晶出させるには、少なくとも
25.0％の含有を必要とする。しかし、80.0％を
こえると、合金が高融点化し、溶製−鋳造が困
難となる。よつて、25.0〜80.0％とする。 Ni：Niはセメンタイト（Fe₃C）等の鉄炭化物の
晶出抑制元素であり、FeとのＣの結合を阻止
する。その適量添加により、共晶状の（Fe、
Ｗ）₆複炭化物の晶出を伴わず、塊状のタングス
テン炭化物のみを晶出させることができる。こ
の効果を得るには、Feの5.5％〔Ni／（Ni＋
Fe）×100（％）〕以上をNiで置換する（Ni／Fe
＝5.5／94.5以上）ことを要する。Niの増量に
伴つてその効果を増す。好ましくは、Ni／Fe
比を22／78以上とする。しかし、Niの増量は、
反面において残留オーステナイトの増量による
マトリツクスの軟質化を招く。Ni／Fe比が
35／65をこえると、サブゼロ処理を施してもマ
トリツクスのマルテンサイト化が困難となる。
このためNi／Feの比35／65を上限とする。 上記鉄系合金は、Ｃ、Si、Ｗ、Niの必須元素
のほかに、マトリツクスの材質改善を目的とし
て、Mn、Mo、Cr、Nb、Ｖ、Co、その他の元素
の１種ないし２種以上を含有する成分構成とする
ことができる。各元素の含有量は、それぞれの性
質、添加目的により決められるが、一般的にFe
の10％以下（合計量）をこれらの元素で置換する
ことができ、その具体例として、溶湯の清浄化お
よび鋳物の切削加工性の向上等を目的として5.0
％以下のMn、マトリツクスの強化のために1.0％
以下のMo、1.0％以下のCr、1.0％以下のNb、1.0
％以下のＶ、高温強度改善のために1.0％以下の
Co等の添加が挙げられる。これらの元素を含有
する鉄系合金はその残部をなすFeの5.5〜35％が
Ni（Ni／Fe＝5.5／94.5〜35／65）である。 本発明は上記所定の化学組成に溶製した鉄系合
金の鋳造において、タングステン炭化物（WC、
W₂C）またはタングステンチタン複炭化物
（（Ｗ、Ti）Ｃ）の微粉末を接種剤として溶湯に
接種を施す。接種剤として溶湯に添加されたこれ
らの微粉末は溶湯中で崩壊・分散して均一に分布
し、また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
作用し、初晶タングステン炭化物の均一な分散晶
出を促す。この接種により晶出タングステン炭化
物の粗大化とその塊状物同士の連続化が回避さ
れ、マトリツクス中に塊状晶出タングステン炭化
物が均一に分散混在した組織が形成される。 接種剤粉末の粒径を10〜250μｍとしたのは、
10μｍに満たない微粒子では、溶湯中に完全に溶
解・拡散してしまい、他方250μｍをこえる粗大
粒子で溶湯中にそのまゝ残留し、いずれの場合も
十分な接種効果を得ることができなくなるからで
ある。 また、接種量は溶湯量の少なくとも0.05％（重
量）であることを要する。それより少ない接種量
では、造核作用は認められても、晶出タングステ
ン炭化物の分散晶出促進効果が不足するからであ
る。接種量を増すに伴つて効果は増加するが、約
2.0％までの添加で十分に接種効果を得ることが
でき、またそれ以上に増量しても効果はそれほど
変わらない。なお、接種量をあまり多くすると、
投与した粉末の吸熱により溶湯の急速な降温・粘
稠化が生じ、鋳造欠陥を発生する原因となり、ま
たその微粉末が未溶解のまゝ残留したのでは初期
の二相組織が得られなくなる。従つて接種量は溶
湯量の2.0％を上限とする。 溶湯に対する上記接種剤の添加は、溶解炉から
出湯する直前の炉中、もしくは出湯中、あるいは
出湯後の取鍋内において実施することができる。
また、鋳型への溶湯の鋳込み中に添加し、あるい
は鋳型内に予め散布しておく方法を採用すること
も可能である。 上記鉄系合金の鋳造の実施には、特別の条件や
制限が付加されることはなく、目的とする鋳物
は、静置鋳造により例えば中実柱状体として得る
ことができ、あるいは中空筒体として得ることも
できる。ロール類を目的とする場合、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
の中空孔に他種金属を用いてコアー材を鋳造し、
もしくは別途製作したコアー材を焼嵌め等で嵌装
固定することにより、第４図に示すように、外層
１と軸芯部２とからなる同心円状２層構造を形成
してもよい。こうすれば、溶湯の成分元素および
接種剤としての高価なタングステン炭化物の使用
量を節約しながら所要の材料特性を満たすことが
できる。また、中空筒状鋳物の鋳造に遠心力鋳造
法を利用した場合は、晶出タングステン炭化物を
溶湯との比重差により遠心移行させて表層部にお
ける晶出タングステン炭化物の分布密度を高める
ことができる。 なお、鋳造時の溶湯の急速な冷却による鋳造欠
陥、あるいは晶出タングステン炭化物の晶出不足
等の不都合をきたすような場合には、その降温緩
和手段として、例えばセラミツク鋳型などの保温
鋳型を使用し、適当な温度、例えば400〜900℃に
予熱して鋳込みを行うことも効果的である。 〔実施例〕 〔〕 供試鋳物の製造 高周波溶解炉で鉄系合金溶湯を溶製し、接種
を施しもしくは省略してセラミツク鋳型（内径
30mm、高さ100mm）に鋳込み（鋳込み温度：
1550℃）、中実円柱形状の供試鋳物ａ〜ｅを得
た。 供試鋳物ａ〜ｃは発明例であり、供試鋳物ｄ
およびｅは比較例（供試鋳物ｄ：Ni量不足、
供試鋳物ｅ：Ni量不足、および接種なし）で
ある。 各鉄系合金溶湯組成および接種条件は次のと
おりである。なお、接種剤はW₂C粉末（粒径
10〜63μｍ）であり、また鋳型は800℃に予熱
して使用した。 供試鋳物ａ（発明例） (1) 溶湯組成（wt％） Ｃ：4.0、Si：0.58、Mn：0.7、Ｗ：40.0、
Cr：0.5、Ni：8.0、Fe：46.22。（Ni量はFe
の14.8％の置換に相当）。 (2) 接種 接種量：溶湯量の1.0％ 接種時期：出湯直前炉中添加 供試鋳物ｂ（発明例） (1) 溶湯組成 供試鋳物ａと同じ (2) 接種 接種量：溶湯量の0.15％ 接種時期：取鍋中添加 供試鋳物ｃ（発明例） (1) 溶湯組成 供試鋳物ａと同じ (2) 接種 接種量：溶湯量の0.05％ 接種時期：取鍋中添加 供試鋳物ｄ（比較例） (1) 溶湯組成（wt％） Ｃ：4.1、Si：0.54、Mn：0.8、Ｗ：82.0、
Ni：2.1、Cr：0.88、Fe：49.58。（Ni量はFe
の４％の置換に相当）。 (2) 接種 接種量：溶湯量の1.0％（供試鋳物ａと同じ） 接種時期：出湯直前炉中添加（供試鋳物ａと
同じ） 供試鋳物ｅ（比較例） (1) 溶湯組成 供試鋳物ｄと同じ (2) 接種 なし 〔〕 供試鋳物の組織 各供試鋳物ａ〜ｅを金属組織を観察し下記の
結果を得た。 供試鋳物ａ（発明例） 第１図に金属組織（倍率400）を示す（腐食
液：村上試薬）。村上試薬でエツチングすると、
（Fe、Ｗ）₆C複炭化物は褐色に腐食されるので、
タングステン炭化物と区別することができる。
そのマトリツクスＭ中に（Fe、Ｗ）₆C複炭化物
はなく、塊状晶出タングステン炭化物のみ（Ｘ
線回析によればすべてWCと同定される）が分
散した二相組織が形成されている。その塊状晶
出炭化物は均一な分散状態を有しており、平均
粒径は約50μｍ、面積率は約40％である。 供試鋳物ｂ（発明例） （Fe、Ｗ）₆C複炭化物を付随しない二相組織
を有し、塊状晶出タングステン炭化物の平均粒
径は約55μｍ、面積率は約40％であり、その分
散性は良好である。 供試鋳物ｃ（発明例） （Fe、Ｗ）₆C複炭化物を付随しない二相組織
を有し、塊状晶出タングステン炭化物の平均粒
径は約70μｍ、面積率は約35％であり、その分
散性は良好である。 供試鋳物ｄ（比較例−Ni含有量不足） 第２図に金属組織（倍率400）を示す（腐食
液：村上試薬）。マトリツクスＭ中に、塊状晶
出タングステン炭化物Ｐのほか、（Fe、Ｗ）₆C
複炭化物Ｄ）が混在した三相組織が形成されて
いる。（Fe、Ｗ）₆C複炭化物はＸ線回析により、
Fe₃W₃C−Fe₄W₂Cと同定される。その複炭化
物の粒径は約40〜200μｍで、面積率は約10％
である。塊状晶出タングステン炭化物Ｐの粒径
は約50μｍで、面積率は約35％である。 供試鋳物ｅ（比較例−Ni含有量不足、接種な
し） 供試鋳物ｄと同様に（Fe、Ｗ）₆C複炭化物が
混在した三相組織であり、その粒径および面積
率は供試鋳物ｄとほゞ同じである。塊状晶出タ
ングステン炭化物の粒系は約125μｍと粗大で、
面接率は約30％である。 〔〕 摩耗試験 各供試鋳物ａ〜ｅから試験片を採取し、大越
式迅速摩耗試験機による摩耗試験を下記条件で
行つた。また、これとは別に供試鋳物ｆおよび
ｇとして、圧延用ロールの代表的従来材である
チルド鋳物（Ｃ：3.99％、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、上記摩
耗試験による比摩耗量Ws（mm²／Kgｆ）および試
験後の試験片の表面粗さ（Rmax）を示す。 () 回転輪：SUJ2、硬度（H_RC）62、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

〔発明の効果〕

本発明により製造される鉄系合金鋳物は、マト
リツクスに塊状晶出タングステン炭化物が均一に
分散した二相組織を有している。その塊状晶出タ
ングステン炭化物の均一分散効果により良好な耐
摩耗性を発揮し、例えば圧延用ロールとしての使
用において長期に亘り平滑な表面状態を維持し、
ロール寿命の向上、および被圧延材の表面品質の
向上に貢献する。むろん、その用途は圧延ロール
に限定されず、各種用途の耐摩耗材料として有用
である。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は、鋳物の金属組織を示す
図面代用顕微鏡写真（倍率：400）、第３図はＣ−
Ｗ−Fe3元状態図、第４図はロールの断面構造の
例を示す軸方向断面図である。 Ｍ：マトリツクス、Ｐ：晶出WC炭化物、Ｄ：
共晶状（Fe、Ｗ）₆C複炭化物。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ｃ：1.5〜5.0％、Si：3.5％以下、Ｗ：25.0〜
   80.0％、Ni／Fe：5.5／94.5〜35／65、残部実質
   的にFe、またはFeの一部が１種ないし２種以上
   の元素で置換された鉄系合金の鋳造において、そ
   の溶湯に粒径10〜250μｍのタングステン炭化物
   粒子もしくはタングステンチタン複炭化物粒子を
   接種剤とし溶湯量の0.05〜2.0％を添加して初晶
   タングステン炭化物を晶出させることにより、マ
   トリツクス中に塊状晶出タングステン炭化物が均
   一に分散した二相組織を形成することを特徴とす
   る耐摩耗鋳物の製造方法。