【発明の詳細な説明】
発明の名称”エンジニアリング・フェラス・メタル類”
この発明は、以下に”エンジニアリング・フェラス・メタル類”という鋳造鉄
とスチールに関するものである。
エンジニアリング・フェラス・メタル類の機械的特性は、分布と組成とが炭素
コンテント、熱処理および他の合金エレメンツの添加に依存するカーバイドの存
在により影響を受けるものである。鋳造鉄とスチールが溶融されている間、炭素
がエンジニアリング・フェラス・メタル類に添加され、その後、炭素は、固化の
間ならびに固体相においての相転移の間、金属カーバイドとして析出される。そ
のようなカーバイドを、ここでは、”トランスフォーメーション・カーバイド”
という。このように、エンジニアリング・フェラス・メタル金属に存在する転移
カーバイドのタイプと量とは、特定のフェラス・メタルの熱力学と化学により制
限され、関連した相図により表される。
前記金属が液相から冷却するにつれての相転移に基づく前記した既知の技術で
可能なものとは別の、エンジニアリング・フェラス・メタル中のカーバイドが異
なる組成とヴォリュウムフラクションをもつものが従来からずっと待望されてい
る。
発明の目的は、上記した問題が解決でき、または、問題を小さなものにする、
エンジニアリング・フェラス・メタル類を作る新規で改良された方法を提供する
ものであり、発明のさらなる目的は、熱力学的配慮に拘束されない所望のカーバ
イドコンテントをもつ新規で改良されたエンジニアリング・フェラス・メタル類
を提供することである。
発明の一つの観点によれば、リキッドのエンジニアリング・フェラス・メタル
類に固体の合金カーバイド粒子を添加し、その後、該フェラス・メタルを固化す
る工程からなるエンジニアリング・フェラス・メタル類の製造方法が提供される
。
固体のカーバイド粒子は、該粒子と液状エンジニアリング・フェラス・メタル
類との間に湿潤化が生ずるのを許す金属で被覆されることが好ましい。”湿潤化
”とは、液状エンジニアリング・フェラス・メタル（第一鉄含有金属）が被覆す
る金属を湿潤することを意味する。さらに好ましいこととしては、例えば、液状
エンジニアリング・フェラス・メタルとソリッドの被覆する金属との間の表面張
力は、両者の間の接触角が０°から
９０°Ｃであるようなものであることである。
合金カーバイド粒子の密度は、エンジニアリング・フェラス・メタルのそれに
合致するものであることが好ましい。
”合致”とは、密度が好ましくは６から８ｇｍｓ／ｃｃの範囲にあることを意
味する。この点は、鋳造鉄とスチールの代表的な密度が７ｇｍｓ／ｃｃであるこ
とと比較すべきである。さらに好ましいこととしては、合金カーバイド粒子が、
それらを添加するエンジニアリング・フェラス・メタルの密度の±５％であるこ
とである。
被覆された粒子が湿潤化できることと、合金カーバイド粒子の密度それぞれと
によって、液相エンジニアリング・フェラス・メタルが固化するとき、液相エン
ジニアリング・フェラス・メタル中におけるカーバイド粒子の均一な分布を促進
する。
”均一な分布”とは、エンジニアリング・フェラス・メタルから作られた鋳物
のセクション全体にくまなく、分け隔たりなしに等しく分布していることを意味
する。ソリッドのカーバイド粒子は、全くどの方向に方向性がなく、ミクロ構造
のあらゆるフェーズにわたり分布されている。
被覆金属は、鉄または鉄炭素合金からなることが好ましいが、鉄、ニッケル、
銅、チタンおよび炭素からなるグループから選ばれた二つまたは、それ以上のエ
レメンツの合金からなるものでもよく、または、ニッケルまたは銅と通常の付随
物であってもよいものである。
被覆金属は、例えば、約０．１％窒素迄の窒素を含んでいてもよい。
被覆金属が鉄の場合、そして、鉄は、鉄が添加されべきエンジニアリング・フ
ェラス・メタルよりも溶融点が高いことからすると、炭素、ニッケル、銅または
チタンのような少なくとも一つの合金エレメントの適当な量を鉄に加えて、前記
・フェラス・メタルの作用温度に合致する溶融点をもつ合金を作ることが好まし
い。
”作用温度”とは、被覆されたカーバイド粒子が添加される間のエンジニアリ
ング・フェラス・メタルの温度を意味する。
鉄被覆ものには、炭素が３．５％まで含まれていてもよい。
合金カーバイド粒子が鉄または、鉄合金が添加されるエンジニアリング・フェ
ラス・メタルよりも低い炭素コンテントの鉄合金で被覆されたものであれば、被
覆された合金カーバイド粒子をエンジニアリング・フェラス・メタルへ添加し、
該金属中に十分長
く滞留させ、エンジニアリング・フェラス・メタルから炭素を該被覆ものへ拡散
させ、エンジニアリング・フェラス・メタルの作用温度に合致する溶融点をもつ
組成物を作ることができる。
該カーバイド粒子は、炭素が被覆ものに拡散されて、合致する溶融点になるに
十分な長さのドエルタイムをもって該粒子が溶融されたエンジニアリング・フェ
ラス・メタル中に残されているとき、上記したように合致密度をもつことが特に
好ましい。
所望に応じ、被覆金属の組成の溶融点を、被覆された粒子が添加されるエンジ
ニアリング・フェラス・メタルの作用温度より３０°Ｃ以下の温度よりも高くし
てもよいものである。
溶融炉内、または、溶融炉から該金属が注がれる杓内のいずれかの、または、
溶融炉から取鍋へ注がれる金属流れ内、または、取鍋から鋳型へ注がれる金属流
れ内のエンジニアリング・フェラス・メタルへ被覆された合金カーバイド粒子を
添加することができる。
固形化に先立つ該・フェラス・メタル内の合金カーバイド粒子のドウエルタイ
ムを最長にするためには、被覆された合金カーバイド粒子を溶融炉内で添加する
ことが好ましい。
溶融炉は、誘導炉であることがさらに好ましく、これは、誘導炉が溶融金属を
具合良く攪伴するからである。
カーバイドのチタンが酸化して、炉のライニングからのシリコンと反応し、カ
ーバイド粒子をエントラップする該金属表面に硬い面を作り、溶融金属内の分布
を減らす酸化チタンを形成することを見い出した。
この問題を除き、または、低下させるために、不活性環境下で、例えば、アル
ゴンのような不活性ガス雰囲気下または真空下で、被覆された合金カーバイド粒
子をエンジニアリング・フェラス・メタルへ添加することがよい。
被覆された合金カーバイド粒子は、パウダーの形態でエンジニアリング・フェ
ラス・メタルへ添加されることができ、該パウダーは、粒径が２mmまでのもの、
好ましくは、約500ミクロンの粒径のパウダー粒子からなり、粒径が10mmミクロ
ンまでのもの、好ましくは、約１から５ミクロン、最も好ましくは、２から５ミ
クロンの粒径の合金カーバイド粒子を含むものである。
該パウダー粒子は、以下のものからなる：−
２５％ − 被覆金属
３０％ − Ｔｉ
３５％ − Ｗ
残り − 炭素（遊離炭素を３．５％まで含む）と通常の付随物
被覆金属は、アルファ鉄のような鉄からなるものでも、そして、完全なまたは
実質的なアルファ鉄と３．５％までの遊離炭素からなるものでもよい。
このような被覆金属は、溶融点が約１５２０°Ｃであり、したがって、該パウ
ダーは、作用温度が約１５００°Ｃまたは、それ以上の温度であるエンジニアリ
ング・フェラス・メタルへ添加するのに適している。
また別に、被覆金属は、鉄、ニッケル及び炭素の合金からなるものでもよい。
この場合、パウダーと合金カーバイド粒子とは、上記したように、同じサイズ
でよく、該パウダー粒子は、以下の組成からなる：−
２７％ − 被覆金属
３０％ − Ｔｉ
３５％ − Ｗ
残り − 炭素（遊離炭素を０．５％まで含む）と通常の付随物
被覆マテリアルは、鉄、ニッケルおよび炭素の合金からなるものでよい：
５９％ − ニッケル
４１％ − 鉄および０．５％までの遊離炭素および通常の付随物
このような被覆金属は、約１４２０°Ｃの溶融点をもち、約１５００°Ｃ以下
の作用温度をもつエンジニアリング・フェラス．メタルへ添加するのに特に適し
ている。
アルファ鉄マトリックスをもつパウダーをそのような比較的低い作用温度の金
属へ添加した場合、該パウダーは、溶融金属内で合金カーバイド粒子を最もよく
分布させるため、溶融の温度では、十分にブレークダウンしないことが判明して
いる。そのようなエンジニアリング・フェラス・メタルの組成では、グラファイ
トの形成を抑制してしまうスーパーヒートの結果として、鉄が”ホワイト”鉄に
なるため、溶融の温度を上げることができないものである。白鋳鉄は、そのよう
なロールマテリアルには不向きである。
所望に応じ、被覆金属を鉄ニッケルおよび銅の合金または鉄と銅の合金のいず
れかで、両者とも炭素付きまたは炭素なしのものとして、溶融点を下げるように
してもよい。
被覆金属に多量の炭素、例えば、２から３．５％の炭素が含まれている場合、
該パウダーが添加されるプロダクトは、予想よりも柔らかなものであることが分
かっており、これは、より多くのグラファイトが金属内で転移されるからである
。このことは、比較的微細なパウダー粒子内で遊離炭素が接種材料として作用す
ることによるものと思われる。したがって、該パウダーの炭素コンテントは、軟
化作用をなくすために、約０．５％以下に減らすことが好ましい。
しかしながら、プロダクトが、反転の熱応力サイクルによる分断が生じやすい
用途で使用されるロールであるとすると、該プロダクトにおけるグラファイトの
量を増やすことが望ましいもので、これは、グラファイトが熱抵抗性を向上し、
分断への抵抗性を増すものであるからである。
被覆金属がニッケルを含む場合、被覆金属が比較的少ない炭素、例えば、０．
５％をもつものであっても、類似した軟化作用が生ずる。この軟化作用は、エン
ジニアリング・フェラス・メタルの化学組成を調節することで抑制または減少さ
せることができる。
また別に、被覆された合金カーバイド粒子をエレクトロスラッグ・リメルティ
ング・オペレーションの間に添加してもよい。
本発明の第２のアスペクトによれば、冷却時の相転移に起因する微細構造をも
ち、分離した合金カーバイド粒子を拡散した鉄炭素合金からなるエンジニアリン
グ・フェラス・メタル・プロダクトが提供される。
該微細構造は、エンジニアリング・フェラス・メタルの相転移から結果される
マトリックスとカーバイドからなるもので；前記カーバイドは、前記したように
、ここでは、”転移カーバイド”という。
分離した合金カーバイド粒子は、該微細構造に存在する転移カーバイドよりも
高い硬度をもつことが好ましい。
分離した合金カーバイド粒子は、混合物の原則によりエンジニアリング・フェ
ラス・メタルの硬度を増し、そして／または、エンジニアリング・フェラス・メ
タルの相転移は、分離した合金カーバイド粒子の存在によりモディファイされ、
増進される。
分離の合金カーバイド粒子は、マトリックスおよび／または転移カーバイドに
分布される。
発明の第１と第２のアスペクト両者において：−
合金カーバイド粒子は、約３，０００vpnの硬度をもつ。
合金カーバイドは、クロム、モリブデン、チタン、タングステン、ニオビウム
、バナジウムまたはCr7C3、（CrMo）7C3またはミックスされたカーボーナイトラ
イドのような、それらのミックスされたカーバイドからなるグループから選ばれ
るのが好ましい。
合金カーバイドは、上記した合致密度が達成されるような組成であることが好
ましい。例えば、該カーバイドは、チタン対タングステンの比率が重量で約１：
１であるようなものの混合タングステン・チタン・カーバイド（TiW）Cである。
合金カーバイドは、以下のレシオ範囲にあるTiとＷからなるものでよい：
１：１から１：１．１７
合金カーバイドは、窒素、例えば、約０．１％までの窒素を含んでいてもよい
ものである。
合金カーバイドの好ましい組成は、；
４２％ − Ｔｉ
４９％ − Ｗ
９％ − Ｃおよび通常の残渣
合金カーバイドは、窒素０．１％まで含んでよい．
合金カーバイド粒子は、エンジニアリング・フェラス・メタルの熱膨張係数に
比べて極めて低い熱膨張係数を有している。したがって、比較的大きな合金カー
バイド粒子がエンジニアリング・フェラス・メタル中に存在していると、これに
よって、冷却時に高いストレスを生じさせるもととなり、転位を発生させ、熱疲
労に導く。
合金カーバイド粒子は、最大寸法が１０ミクロンに達するものであることが好
ましく、好ましくは、１〜５ミクロン、さらに好ましくは、２〜５ミクロンの寸
法のものである。
合金カーバイド粒子の添加量は、ソリッドの金属中に合金カーバイド粒子が２
０体積（ヴオリウム）％に達する程度のものである。概略的に言えば、合金カー
バイド・コンテントは、０．１〜２０体積％の範囲内のものであり、混合物の原
則による硬化作用
を伴うときは、１〜２０体積％、そしてさらに好ましくは、３〜１０体積％であ
る。しかしながら微細構造の転移のモディフィケーションに硬化作用が基づく場
合は、合金カーバイド・コンテントを例えば約１％から約０．５％または０．１
％に下げることもできる。
エンジニアリング・フェラス・メタルは、炭素コンテントが０．３〜３．８％
の範囲にあるスチールまたは鋳鉄であることが好ましい。
エンジニアリング・フェラス・メタルは、クロムを含み、クロムのコンテント
は、１％より大きいか、または、等しいものである。
エンジニアリング・フェラス・メタルは、窒素、例えば、０．１％に達する窒
素を含む。
被覆金属、および／または合金カーバイドおよび／またはエンジニアリング・
フェラス・メタルが窒素を含む場合、チタン・カーボナイトライドがエンジニア
リング・フェラス・メタルの微細構造中に析出される。組成物すべてのトータル
の窒素コンテントは、約０．１％窒素に限定される。
エンジニアリング・フェラス・メタルは、以下の範囲の一つに入る組成を有す
る；以下のような不定チル：
以下のようなクロム鉄：
以下のような高合金鋼：
以下のような工具鋼：
または
そのような合金は、ホットストリップミルの仕上げスタンズ（stands）に用い
られることができる。以下のような中間合金鋼
：
以下のような低合金鋼：
以下のようなＳ．Ｇ．鉄：
すべてのケースにおいて、鉄と通常の付随物は、残りからなる。
窒素、例えば、０．１％までの窒素が適当に存在していてもよい。
発明の第３のアスペクトによれば、発明の第２のアスペクトによるエンジニア
リング第一鉄含有金属か、または、発明の第１のアスペクトによるエンジニアリ
ング第一鉄含有金属からなる外側部分を少なくとも有するローリングミルロール
が提供される。
発明の第４のアスペクトによれば、発明の第１のアスペクトによるか、または
、発明の第２のアスペクトによって作られた金属を鋳造して、ローリングミルロ
ールの少なくとも外側部分を作るようにしたローリングミルロールの製造方法が
提供される。
第１の代替手段においては、ローリングロールミルは、コアと、少なくとも一
つの中間層をオプションとして有するアウターシェルを有し、該シェルが前記外
側部分をを備える種類の複合ローリングミルロールである。
合金カーバイド粒子は、該シェルを形成する溶融エンジニアリング第一鉄含有
金属へ導入され、ついで合金カーバイド粒子を含むエンジニアリング第一鉄含有
金属が鋳型に注入される。
該カーバイド粒子は、アルゴンのような不活性ガスの保護雰囲気下または真空
下で鋳型へ注入される。
複合ロールは、遠心鋳造で作ることができる。
第２の代替手段においては、ロールは、消耗する電極でのエレクトロスラッグ
再溶融操作を行うことによって作ることができ、該電極は、外側にクラッデイン
グが設けられたインナーボディを備えており、該クラッデイングは、前記の被覆
された合金カーバイド粒子を含む中空エレメントからなる。
インナーボディは、筒状または無空である。
該中空エレメントは、スリーブまたは複数のチューブのような複数本の別個の
中空エレメントである。
該または各中空エレメントの内側のマテリアルは、また、粉末合金成分からな
るものである。
合金エレメントの粉末は、３mm以下のメッシュサイズであるが、５mmメッシュ
サイズまでであってもよく、２〜５mmの範囲内にある。
各中空エレメントまたは中空スリーブは、軟鋼またはステンレススチールのよ
うなスチールからなる。
該クラッディング（被せ金）が別個のエレメンツからなる場合、該エレメンツ
の少なくとも一つは、他のエレメンツに対し異なるコンポジションをもつ。
該インナーボディは、その断面全体にわたりコンスタントな組成をもつか、ま
たは、その断面の少なくとも一部において異なる組成をもつ。
溶融した被覆合金カーバイドのドロップレットまたは中空エレメンツからの溶
融被覆合金カーバイドと合金成分のドロップレットは、それらが鋳型壁に接近し
、温度も近い温度であることから、鋳型壁で、または、隣接して比較的早く固形
化し、これによって、鋳型壁に近接した再溶融のインゴットの地域は、合金カー
バイドまたはカーバイドと合金成分が比較的高分布、均一分布される。勿論、該
合金カーバイド粒子が全部溶けなければ、鋳型壁に近接の溶融物が比較的早く固
形化するので、該溶融物中に捕捉される。
インゴットのセンター、または、その近くでは、合金カーバイド粒子またはカ
ーバイド粒子と合金成分は、比較的低い均一さで分布される。
合金成分の溶融点および／または合金カーバイドの溶融点は、スラッグの溶融
点および消耗する電極のインナーパートの溶融点よりも高い。
インゴットのアウターパートは、合金カーバイドの拡散硬化作用により硬化さ
れる。
また別に、ロールされたインゴットのアウターパートは、二次的硬化熱処理操
作によって付加的に、または、別途に、硬化される。
エレクトロスラッグ再溶融操作を行って、第１の組成をもつインナーパートと
、第１の組成と異なる第２の組成をもつサーフェースパートとを備えたロールが
提供されるもので、該インナーパートと該サーフェースロールとの間の該ロール
の金属は、連続性をもって第１の組成から第２の組成へ変化する組成をもつ。こ
れは、エレクトロスラッグ再溶融操作の電圧、電流およびスラッグ組成を相互に
関連させることで達成でき、その結果溶融浴は、比較的フラットである。
代わりとして、または、追加として、鋳型の冷却レートを鋳型の運動レートと
して調節される。
また別に、エレクトロスラッグ再溶融操作を行って、ロールの断面全体にわた
り実質的に均一な組成のロールを提供できる。
”エレクトロスラッグ再溶融”とは、次のようなプロセスである；まず消耗さ
れる電極が下端部から連続して鋳造されたインゴットが出てくる可動鋳型の中の
導電性スラグの下で溶融されるもので、前記電極は、スラッグからの熱伝導で加
熱され、スラッグは、電極からスラッグを介して前記インゴットにより設けられ
たカンター電極へ伝わる電気伝導により加熱される。
第３、第４の代替手段においては、ロールは、ＥＳＲクラッディングまたはス
プレークラッディングにより作られた複合ロールである。ＥＳＲクラッディング
においては、エレクトロスラッグ再溶融方法を用いて、アーバーをクラッドする
もので、該方法では、ストックマテリアルとしてワイヤフィードまたは中空電極
のいずれかを利用する。前者の場合、被覆された粒子は、パウダーフィードによ
り溶融プールへ導入される。後者の場合、パウダーフィードが用いられるか、ま
たは好ましくは、上記したシエルメタルの製造に類似した手段でのプライマリー
メルティングおよびキャスティン操作の間、被覆された粒子が中空の電極内へ導
入されるかのいずれかである。
スプレークラッディングにおいては、被覆された粒子は、スプレーデポジット
された層内へ導入される。ローリングミルロールにフルの耐用期間を与えるに十
分な深さの被覆されたカーバイド粒子で硬化されたスプレーデポジットされた層
を作ることが可能である。
第５の代替手段においては、ロールをモノブロック静止キャスティングで作る
ことができ、ロールは、静止鋳型にシングルのエンジニアリング第一鉄含有金属
を充填することで簡単に作れられる。
第６の代替手段においては、二重注入する静止キャスティング方法でロールを
作ることができ、この方法では、まず最初に、該ロールのアウターシエル部のた
めに、本発明の第１のアスペクトの方法で作られたか、または、カーバイド粒子
が付与される発明の第２のアスペクトにしたがって作られた所望の組成のエンジ
ニアリング第一鉄を含む金属をロールのバレル部のトップまで、鋳型に部分的に
充填し、そして、シエルメタルのアウターパートが固化したとき、鋳型の両端部
と概ね中間点上の鋳型のアッパージャーナル部との間のオーバーフローから所定
の量の金属が移動するまで、所望のコア組成の金属が鋳型の底部へ導入され、次
いで、オーバーフローが閉じられ、第２の金属の鋳型への重点が完了する。
第７の代替手段においては、発明の第１のアスペクトにより、または、発明の
第２のアスペクトにより作られた金属インゴットをキャスティングし、ついで該
インゴットをフォージングし、鍛造ロールを熱処理して鍛造ロールとすることで
、ロールを作ることができる。
本発明によるロールは、大きな耐破壊剛性と破砕抵抗、さらには、改良された
摩耗抵抗をもつロールを提供することによって、おれまで満足に応ずることがで
きなかっ
た市場要求を満たすものである。
発明を構成するロールは、ホットストリップミルならびにコールストリップミ
ルのフィニッシングスタンズにおいての使用が意図されている。ホットストリッ
プミルにおける粗仕上げスタンドと他のフラットなローリング目的に使用できる
。
さらに詳しくは、下に挙げたエンジニアリング第一鉄含有の金属で作られた前
記アウターパートをもつロールは、それぞれ特定の用途に使用される。
インディフィニット・チル オールスタンズホットストリップ
クロム鉄 アーリースタンズホットストリップ
クロム鉄 コールドストリップミル
合金鋼 ホットストリップミル
工具鋼 フィニッシングスタンズコールドまたは
ホットストリップミル
コアは、フレーク、コンパクト／曲がりくねっているか、または、結節状の鋳
造鉄、スチールまたは他の適当なマテリアルである。
粒子が導入されるエンジニアリング第一鉄含有金属の密度とマッチする密度を
有するを供給することによって、スピンキャスティングの結果の偏析が避けられ
る。
スピンニングプロセスは、シエルのボアへの密度に低い粒子を偏析しようとす
る。親金属にマッチする密度をもつ合金カーバイドは、粒子シエルのセクション
全体に等しく分布し、ボアへの遠心作用を受けない合金カーバイド粒子となる。
発明の第１のアスペクトを構成する方法により、または、発明の第２のアスペ
クトにより作られたエンジニアリング第一鉄含有金属は、例えば、ディーゼルエ
ンジン用のライナーおよびガスまたはオイル用のようなパイプまたは、ビームミ
ルおよび他のセクションに使用される中空スリーブのような他のスピン鋳造製品
を作るための他のスピンキャスティングプロセスに有用である。
発明の第５のアペクトによれば、発明の第１のアスペクトにより、または、発
明の第２のアスペクトにより作られた金属をスピンキャスティング鋳型へ注入し
、スピンキャスティング操作がそこで行われるスピンキャストされた製品を作る
方法が提供されるものである。
しかしながら，発明は、スピンまたは遠心スティングによって作られる製品に
限定されるものではない。発明は、沢山の目的のために、広範囲にわたるエンジ
ニアリング第一鉄含有金属に適用される。
エンジニアリング第一鉄含有金属は、コンベンショナルなインゴット鋳型へ鋳
込むことができ、したがって、例えば、ローリングミルロールのような部品へ鍛
造することができる。
この方法で製造されたロールは、硬化されて、マルテンサイトまたはベイナイ
ト組織になり、スチールの冷間圧延に使用される。
驚くべきことに、該カーバイド粒子は、マトリックス全体に、そして、微細構
造のトランスフォーメーション・カーバイド内に均一に分布されるもので、これ
は、固化に当たって、固化フェーズが合金カーバイド粒子を固化リキッドメタル
・インターフェースの前へ押し、その結果、合金カーバイド粒子が粒界において
偏析されるものとなるとされているからである。
発明の実施例を添付の図面を参照して記載するもので、図面において：
図１は、発明を組成するシエルの内部領域を５００倍の倍率で拡大して示す顕
微鏡写真、
図２は、図１の一部を１，５００倍の倍率で拡大したもの、
図３と図４は、図２と図３に類似したものであるが、シエルの中間の領域のも
の、
図５と図６は、図１と図２に類似したものであるが、シエルの外側の領域のも
の、
図７は、同じべ基礎組成のものであるが、発明を構成していないロールのシエ
ルを５００倍の倍率で拡大した顕微鏡写真、
図８は、鍛造されたテストピースの４００倍の倍率で拡大した顕微鏡写真、
図９は、発明の第２の実施例のサプルを３００倍の倍率で拡大して示す顕微鏡
写真、
図１０は、発明の第３の実施例のサンプルを３５０倍の倍率で拡大して示すス
キャンニング電子顕微鏡写真、
図１１は、発明の第３の実施例のサンプルを３０００倍の倍率で拡大して示す
スキャンニング電子顕微鏡写真、
図１２は、実施例Ｉ〜実施例IIIに使用されたスピンキャスティングプラント
の概略図、
図１３は、本発明を組成する方法に使用されたときのエレクトロスラッグ再溶
融装置を示す他の実施例の略図的側面図、そして、
図１４は、図１３の装置に使用される消耗する電極の横断面図である。実施例Ｉ
第１の実施例において、以下の組成を有するインディフィニット・チルタイプ
の鉄からなるエンジニアリング第一鉄含有金属メルト（溶融物）が誘導コイル内
でコンベンショナルな態様により作られた。
炭素 ３．３％
シリコン ０．８５％
マンガン ０．５０％
ニッケル ２．３％
クロミウム １．１％
モリブデン ０．１％
硫黄 ０．０５０％
燐 ０．０６０％
鉄及び通常の付随物 残り
鉄が操作温度、即ち、約１５００°Ｃに達すると、炭素コンテントが３．００
％の鉄コーティングにより囲まれた合金カーバイド粒子を含むパウダーが溶融炉
内の該メルトへ１０重量％に等しい量で添加された。パウダー粒子は、５００ミ
クロンまでの粒子サイズをもち、以下の組成からなるものであった：−
２５％ − アルファ鉄
３０％ − Ｔｉ
３５％ − Ｗ
残り − Ｃ（その内３％が遊離カーボン）および通常の
付随物
合金カーバイド粒子は、平均粒子サイズが１０ミクロンなでのものであり、Ｔ
ｉ３０％固溶体、Ｗ３５％カーバイドを含み、該鉄の密度にマッチするために約
７の密度を
有するものであった。
上記した操作温度は、上記組成の金属がタッピング前に加熱される通常の温度
よりも高いもので、これは、前記パウダーのコーティングメタルが約１５２０°
Ｃの溶融点をもち、該金属は、できる限りホットにされることが望ましいからで
ある。約１５００°Ｃより高い温度は、該インディフィニット・チルアイアンを
”白色化（ホワイツン）”する傾向のため可能でない。
該メルトは、ついで約１５分間、炉に留まり、約１５００°Ｃの操作温度が回
復する。ついで、溶融金属は、取鍋へ注入され、そしてつぎに、取鍋内に入った
状態で溶融炉から図１２に示すコンベンショナルなスピンキャスティングプラン
トへ移され、そこで該金属は、取鍋から取鍋からスピンキャスイティングプラン
ト内へ注入され、コンベンショナルな態様で上記した金属のシエルＳが成形され
る。コンポジットローリングミルロールを作るためには、ついで、ノジュラー鋳
鉄のような適当な組成の金属が注入され、コアＣが成形される。しかしながら、
この実施例は、シエル、即ち、筒状製品を提供することに関するものであるから
、コアの金属は、注入されなかった。
カーバイド粒子を添加した後の該炉における前記金属のドエルタイムは、温度
回復のために約１５分間であって、スピンキャスティングプラントへ注入される
前の取鍋におけるドエルタイムは、約１５分間であった。したがって、この実施
例では、カーバイドりゅうしを加えてからキャスティングへ移るまで約３０分間
経過していた。必要に応じ、前記ドエルタイムは、長く、例えば、１時間または
１．５時間または以上、あるいは、短くすることもできる。
前記シエルが固化した後、前記シエルのインナー部、ミドル部およびアウター
部に隣接の領域からサンプルが採取され、コンベンショナルなマナーで適当なサ
ンプルが準備され、図１〜６に示す顕微鏡写真を得た。
該顕微鏡写真から分かるように、添加されたカーバイドは、該シエルの厚さ全
体にわたり巨視的なスケールで比較的均一に分布されている。特に注目すべき点
は、カーバイド粒子は、粒界で分離されておらず、固化ならびに冷却の間のフェ
ーズトランスフォーメーションの結果として存在する位相に関係なく微細構造全
体に比較的均一に分布していることである。図７からもまた分かるように、微細
構造は、同じ組成であるが、合金カーバイド粒子が添加されていない比較ベース
マテリアルにおけると同じ性質をもっている。
バルクサンプルの化学分析が行われ、添加されたカーバイドの約半分のみが５
重量％のカーバイドにリカバーされた。エキストラのカーバイドとは、冷却にお
けるフェーズ変化の結果自然に存在するカーバイドに加えて、別のカーバイド粒
子を指す。
Ｅｄａｘ分析からカーバイドにおけるＴｉ：Ｗの比率は、約４：１であったが
、これは、原子％をベースとするもので、対応する重量％をベースとすると、
Ｔｉ：Ｗは、１：１となる。
ダークなコアをもつカーバイドの二重の性質は、カーバイドのアウターな部分
がＷリッチであり、インナーの部分がＴｉリッチであることを示唆している。
上記したように、合金カーバイド分散は、サンプルのセクション全体に均一で
あり、５％の”ヴォリュームフラクション”に相当する約５％の”エリアフラク
ション”をもつ。粒子が集まっている若干の証拠があるが、集まりそれぞれにお
ける粒子は、極めて少ないもので、該集まりは、エンジニアリング第一鉄金属に
おける粒子の位置に関係がないものである。
特に、合金カーバイド粒子が固化インターフェースに先んじて位置されていた
こと、即ち、合金カーバイド粒子が下側の微細構造に関係がなかったという証拠
は、全くなかった。
該カーバイド粒子のサイズは、２〜５ミクロンの範囲である。
サンプルの硬度がテストされ、ＶＨＮ30810であり、比較のロールからカット
されたサンプルの硬度は、ＶＨＮ30650であった。
約１６０のこの硬度の増加は、混合の法則から期待されるものよりもやや大き
い。これは、小さい粒子サイズの硬化作用（Ｏｒｏｗａｎハードニング）による
ものと思われる。実施例II
インディフィニット・チル鋳鉄ならびにノジュラー鋳鉄から作られたシエルを
備えた複合ロールが実施例Ｉの技術に似たスピンキャスティング技術で作られた
が、この場合、完成されたロールがシエル形成段階終了の後にノジュラー鋳鉄を
コアＣへ注入した点が相違する。
この実施例においては、シエル金属は、以下の組成をもつものであった：−
Ｔ．Ｃ． − ３．４０
シリコン − ０．８５
マグネシウム − ０．５１
ニッケル − ４．１３
クロミウム − １．６３
モリブデン − ０．４６
硫黄 ０．１３
燐 ０．３５
銅 ０．０６
鉛 ０．００１３
ヴァナジウム ０．０２１
チタン ０．１７５
鉄と通常の付随物 残り
この金属は、誘導炉において再び作られ、該誘導炉における該金属は、該該金
属の溶融点を越して通常の操作温度、例えば、液化温度よりも約２００°Ｃ高い
温度へ加熱された。この例においては、液化温度は、１２１５°Ｃであって、操
作（オペレーティング）温度は、１４６０°Ｃであった。
誘導炉には、カバーが設けられていて、アルゴンが該カバーの内部へ供給され
たが、溶融物へ注入されてもよい。誘導コイルがターンオフされた。被覆された
合金カーバイド粒子の粉末が溶融物へランスを介してアルゴンと共にブロー注入
、または、他の所望の態様で注入された。所望に応じ、アルゴンの代わりに他の
不活性ガスが使用でき、または、誘導炉内の溶融物の上の閉ざされたスペースが
ヴァキュウムへ接続され、所望の態様、例えば、重力供給で粒子が減圧吸引され
ているところへ添加されてもよい。ついで誘導炉は、ターンオンされ、その結果
、溶融物が混合された。フラックスを使用したり、または、被覆された合金カー
バイド粉末をコアドワイヤとして添加するような酸化を防ぐ他の技術が使用でき
るが、但し、フラックスは、溶融物における粒子の拡散を阻害し、コアドワイヤ
は、経費が高くつく。
被覆された合金カーバイド粒子の粉末は、以下の組成である：−
２７％ コーティングメタル
３０％ Ｔｉ
３５％ Ｗ
残り 炭素（０．５％の遊離カーボンを含む）および通常の付
随物
該コーティングメタルは、５９％のＮｉと４１％の鉄（０．５％までの遊離炭
素と通常の付随物を含む）からなるものであった。
上記したような適当なドエルタイムの後、該金属は、液化温度に約１７０〜１
８０°Ｃの温度を足した温度に相当する温度のままになっている取鍋へ注入され
、ついで該金属は、温度が液化温度に約８０〜１１０°Ｃの温度が足された温度
のスピンキャスティングプラントの鋳型へ鋳込まれた。正確な温度は、鋳型のサ
イズにより定まるもので、鋳型が小さければ、より高温であり、鋳型が大きけれ
ば、より低温になる。
ロールが硬化した後、実施例Ｉにおけるように、類似したサンプルが取り出さ
れ、図９は、シエルの中間部から取り出されたサンプルの、エッチングされてい
ない３００倍の光学Ｄ．Ｉ．Ｃ（ディファレンシャル・インターフェアランス・
コントラスト）顕微鏡写真であり、グラファイト・フレークをもつマトリックス
と、スモールで均一に、ランダムに分布された合金カーバイド粒子を示す。該微
細構造は、合金被覆粒子がマトリックスとトランスフォーメーション・カーバイ
ド全体に分布されている実施例Ｉのものに類似しているものであった。
Ｕ．Ｔ．Ｓ．テストがシエルからの他のサンプルについて行われ、該サンプル
は、６００〜７００ＭＰａのＵＴＳをもつことが示された。同一組成であるが、
合金カーバイド粒子をもたないインデフィニット・チル鋳鉄は、３８５〜４９３
ＭＰａをもつものである。実施例III
ハイ・クロミウム鉄のシエルとノジュラー鋳鉄コアからなる複合ロールがアル
ゴン雰囲気を用いて、実施例IIのスピンキャスティング技術によって作られた。
該シエル金属は、以下の組成をもっていた：−
Ｔ．Ｃ． ２．９５
Ｓｉ １．６３
Ｓ ０．０３５
Ｐ ０．０４０
Ｍｎ ０．９５
Ｎｉ ０．７７
Ｃｒ １７．２８
Ｍｏ ２．０８
Ｃ ０．９３
Ｐｂ ０．００８１
Ｖ ０．０３１
Ｆｅと通常の残渣 残り
パウダー被覆合金カーバイドは、実施例Ｉに記載されているものである。該パ
ウダーは、１０重量％等量の量で該金属へ添加された。５重量％のものがソリッ
ド金属に存在した。
該金属の液化温度は、１２５５°Ｃであり、操作温度の１５６０°Ｃへ加熱さ
れた。取鍋内とスピンキャスティングプラント内の温度は、実施例IIにおけると
同様の液化温度に関連し、スピンキャスティングプラントに加えられる温度は、
１３４５°Ｃであった。ロールが固化した後、サンプルが実施例IIにおけると同
様に取り出された。
図１０は、シエルの中間部から取り出されたサンプルの倍率３５０倍の走査電
子顕微鏡写真である。図１１は、倍率が３０００倍である同様の顕微鏡写真であ
る。分離の添加された合金カーバイド粒子がランダムに、均一に分布し、マトリ
ックスとトランスフォーメーション・カーバイドの両者に存在していることが分
かる。該カーバイドは、サイズが約１〜１０ミクロンのダークな角ばったタング
ステンリッチの粒子部分と、サイズが概ね約５ミクロン以下のピンクがかった丸
いタングステンリッチの粒子部分とに大きく分けられる。ＥＤＡＸ分析により、
マトリックスとトランスフォーメーション・カーバイドの両者において、タング
ステンリッチの粒子は、また、ハイレベルのモリブデンを含み、該金属それ自身
は、ソリューションにロウレベルのチタンとタングステンを含むことが判明した
。このことは、（ＴｉＷ）Ｃの合金カーバイド粒子が溶融物中に溶解しているこ
と、または、少なくともそれらのタングステンリッチのアウターレイヤーが固化
後の再析出によるものであることを示す。
Ｕ．Ｔ．Ｓ．テストがシエルからの同様のサンプルについて行われ、これによ
って、該サンプルは、８００〜８５０ＭＰａのＵＴＳをもっていることが示され
た。同じ組成であるが、合金カーバイド粒子をもたないのハイ・クロミウム鉄の
ＵＴＳは、７４０
〜８３０ＭＰａである。実施例IV
以下の組成のエンジニアリング・フェラス・アイアンがコンベンショナルな態
様で作られた。
スチールをタッピング温度にした後、第１の実施例に関連して前記したと同じ
種類のカーバイド粒子を溶融炉中の溶融物へ１０重量％等量の量で添加した。
ついで該金属は、以前と同様に該炉に留置されて、そのタッピング温度がリカ
バーされ、ついでインゴットがキャストされた。
通常の注入セクションが除去された後、インゴットは、直径が５1/2インチ、
長さが６1/2インチ、重さが２０kgであった。
ついで、このインゴットは、オーンダイでステップフォージドされ、次のよう
に三段階に縮径された丸いバーが形成された：
２：１ − ４1/2インチ直径
４：１ − ３1/2インチ直径
１０：１ − ２インチ直径
結果としての鍛造物は、熱処理されて、コンベンショナルなフォージドロール
熱処理のような処理を受けた。倍率４００倍の顕微鏡写真が位置を変えて横断部
ならびに長さ方向断面で写された。これらによって、鍛造物は、実質的に均一な
微細構造をもつことが示され、図８は、長さ方向セクションで写した、これらの
顕微鏡写真の一つの例である。
これらの顕微鏡写真から、ベーシックマトリックス構造がマルテンサイトであ
り、添加されたカーバイド粒子は、ここでも鍛造物全体に比較的均一に分布され
ていることが分かる。また、添加されたカーバイドの約半分が５重量％のエキス
トラのカーバイドを与えるようにリカバーされたことが判明した。実施例Ｖ
図１３，１４を参照すると、別の実施例が図示されている。図１３には、エレ
クトロスラッグ再溶融装置が示されており、これは、垂直方向へ上下に動く水冷
のシリン
ドリカルなモールド１０を備えた全くコンベンショナルな構造をもつ。電極ホル
ダー１１が、例えば、溶接などによって消費される電極１２の上端を保持してい
る。まず最初、消費される電極の下端がボトムプレート１３とモールド１０の壁
との間に納められているモルテンスラッグ３０に浸漬けされる。ついで電流が流
されて、消費される電極の下端が溶け、電極１２の下端から金属のドロップレッ
トが落下して、スラッグを通過し、リファインされ、固化してインゴット１４を
形成する。
エレクトロスラッグ・リメルティング・オペレーションのベーシックな操作は
、プラントと同様に全くコンベンショナルなものであるから、これ以上の説明は
、不要である。
消費される電極１２は、外面１２１に溶接されたインナーボディ１２０と、中
空のクラッディング１２２を備え、該クラッディングは、粉末１２５を含んだチ
ューブ１２４の形をした複数の独立した筒状要素１２３からなる。
インナーボディ１２０は、ロウアロイスチール、鋳鉄または０．２％カーボン
を含むスチールのような軟鋼で作られる。
チューブ１２４は、本実施例では、軟鋼で作られるが、ステンレススチール製
でもよく、そして、所望に応じて、チューブは、ハイアロイスチールまたは鋳鉄
または実際に以下のような適当な組成のマテリアルで作ることもできる：
カーボン ０．５％〜３％
アルミニウム ０．０％〜１％
モリブデン ０．５％〜５％
ヴァナジウム ０．０％〜１２％
クロミウム ０．５％〜１５％
タングステン ０．０％〜８％
シリコン ０．０％〜３％
チタン ０．０％〜８％
ニッケル ０．０％〜５％
鉄と通常の残渣 残り
チューブは、以下の範囲の組成をもつことが好ましい：−
カーボン ０．５％〜３％
アルミニウム ０．０％〜０．１％
モリブデン ０．５％〜５．０％
ヴァナジウム ０．１％〜１２％
クロミウム ０．５％〜１５％
タングステン ０．１％〜８％
シリコン ０．０％〜３％
チタン ０．１％〜８％
ニッケル ０．１％〜５％
鉄と通常の残渣 残り
チューブは、以下の組成であってもよい：
カーボン １％
モリブデン ２．５％
ヴァナジウム ０．７％
クロミウム １４％
鉄と通常の残渣 残り
インナーボディは、以下の組成のロウアロイスチールからなる：
カーボン ０．４％
クロミウム １％
窒素 ０．１％まで 鉄と通常の残渣 残り
所望に応じて、チューブは、以下のような他の４較的ハイなアロイメタルから
なるものでもよい：−
カーボン ３％
モリブデン ５％
ヴァナジウム ８％
ニッケル ２％
鉄と通常の残渣 残り
カーボン １％
ヴァナジウム １２％
鉄と通常の残渣 残り
カーボン ２％
タングステン ５％
チタン ５％
鉄と通常の残渣 残り
カーボン ３％
シリコン ２％
鉄と通常の残渣 残り
所望に応じて、インナーボディは、以下のような他の比較的ロウのアロイメタ
ルからなるものでもよい：−
カーボン ０．２％
クロミウム ０．５％
または
カーボン ３％
シリコン ２％
またはプレーン鋳鉄または軟鋼。
しかしながら、該チューブは、パウダー１２５を保持するためのみに設けられ
ていてもよく、そのため、インナーボディと同じ組成のマテリアルから構成され
ることも可能であり、または、アロイングアディッションをリリーズする所望の
レートで浴に溶ける融点をもつ、シリカのような適当な非金属マテリアルで作る
こともできる。上記したマテリアルは、どのような適当な形状の中空クラッディ
ングに適用できる。
本実施例において、チューブは、以下の組成を有する：
カーボン ０．２％
鉄と通常の残渣 残り
該パウダーは、実施例Ｉに関連して前記したようなコートされた合金カーバイ
ド粒子（但し、前記した他のコートされた合金カーバイド粒子のいずれかでもよ
い）と、合金成分または合金成分類の粒子との混合物からなる。
例えば、該パウグーは、次のような組成である：−
カーボン １０％まで（グラファイトとして５％）
タングステン ３５〜４０％
鉄、カーバイドと
通常の残渣 残り
該カーボンの一部は、電子化合物としての該タングステンおよび該チタンと組
み合わされるが、該タングステンと該チタンとは、ソリッドソリューションとし
て組み合わされ、カーボンの存在の割合は、フリーグラファイトとしてである。
本実施例においては、該パウダー混合物は、以下の組成をもつ：
クロミウム ２％
タングステン ４０％
チタン ４０％
モリブデン １％
ヴァナジウム １％
カーボン ６％
鉄、カーバイドと
通常の残渣 残り
また、別に該パウダー混合物は、以下の組成をもつ：−
クロミウム ２％
タングステン ３５％
チタン ３０％
モリブデン １％
ヴァナジウム １％
カーボン ６％
鉄、カーバイドと
通常の残渣 残り
総体的に、アロイング要素の一つまたはそれ以上のものは、要素として、また
は、電子化合物または合金としてカーボンと組み合わされて該パウダー混合物に
存在するものである。
カーボン
モリブデン
クロミウム
タングステン
チタン
ヴァナジウム
ニオビウム
所望に応じて、該パウダーは、上記したチューブまたは他の組成またはそのよ
うな組成を与えるコンポーネンツの合金で作られたチューブに適したものとして
記載された組成物の何れか一つ、または、組成物の範囲似あるパウダー化された
合金で作ることができる。
添加されるカーバイド粒子の量は、サーフェースパートにおいて、カーバイド
粒子が１〜２０容量％に達するようなものである。
本実施例のチューブ１２４は、外径１６ｍｍ、内径１３ｍｍであるが、適当な
外径をもつ内径６ｍｍから２８ｍｍの範囲にあるものでもよい。
該チューブには、チューブそれぞれの長さ方向にそって、間隔をおいて制限が
設けられていて、該チューブの長さ方向にそって、ポジションごとにカーバイド
パウグーを分離された量で保持するようになっていて、そのような制限は、例え
ば、１０ｃｍごとに設けられている。
本実施例においては、該制限は、該チューブをしぼって、それらの口径を狭め
、または、実質的に狭めることで設けられるが、そのような制限は、他の所望の
手段でも設けることができる。
本実施例においては、チューブ１２４は、インナーボディに取り付けられ、イ
ンナーボディの長さ方向軸に対し平行に長さ方向に延びているが、１本のチュー
ブまたは複数のチューブをインナーボディのまわりに螺旋状に巻きつけたり、ま
たは、１本または複数本のチューブをインナーボディのまわりに円周上に延長さ
せ、該チューブがインナーボディの長さ方向位置にある溶融物へリリーズされる
適正量のパウダーを保持する適正なサイズをもつ限り、インナーボディの長さ方
向軸に垂直な面にあるようにしてもよい。
さらに、また別に、１本または複数本のチューブを直角以下の角度でインナー
ボディの長さ方向軸に対し傾斜する面または関連面にあるように、インナーボデ
ィのまわりに延ばすようにしてもよい。
このケースにおいては、クラッディングは、パウダー１２５を含むチューブ１
２４により設けられた分離のエレメンツの形態をしているが、望みに応じて、該
クラッディングを中空のスリーブ、例えば、概ねシリンドリカルなインナーの壁
とアウターの壁をもち、それらが概ね環状の形状をした壁で連結され、これらの
壁の間のスペースに前記したパウダーが含まれていて、該スリーブは、例えば、
溶接またははめ込みでインナーボディに装着されているようなものにしてもよい
。この場合、中空スリーブには、該スリーブの長さ方向にそう適当な位置の壁部
分に制限を設け、該スリーブとインナーボディとが溶解するとき、メルトプール
へシーケンシャルにリリーズされる量ごとにパウダーを分けるようにする。
本実施例においては、カーバイドと共に添加される合金、例えば、メルト浴に
少なくとも部分的に溶解する合金カーバイドのタングステン、チタン・ソリッド
ソリューションの融点は、スラッグ３０と消耗する電極１２のインナーボディ１
２０の融点よりも高い。クラッディングチューブ／該チューブのスリーブメタル
および／または合金成分の融点は、インナーパート２０の融点よりも４０°Ｃ低
く、スラッグ３０の融点よりも６０°Ｃ高い。本実施例におけるチューブ２２の
融点は、１５３０°Ｃである。
インナーパートは、１１６０°Ｃから１６００°Ｃの範囲にわたる融点をもち
、クラッディングは、１１６０°Ｃから１６００°Ｃの範囲にわたる融点をもつ
。
インナーパートとアウターパートとの融点は、２０°Ｃから６０°Ｃの差をも
つ。スラッグの融点は、インナーパートとクラッディングの融点の低い融点に対
し２０〜６０°Ｃの差がある。
モールドは、１５°Ｃから６５°Ｃの範囲の温度に水冷され、溶融メタルプー
ル３１は、１４００°Ｃから１６００°Ｃの範囲、場合により１１６０°Ｃから
１６００°Ｃの範囲の温度をもつ。
エレクトロスラッグ．リメルティング・オペレーションに使用される電圧と電
流は、電圧を比較的高く、電流を比較的低く、または、その逆に操作され、さら
に、スラッグの組成が調節されて比較的ビスカスなスラッグとなる。その結果、
スラッグ内と溶融プール内のタービュランスがなくなり、所望の組成勾配が得ら
れる。
さらに、使用される電圧と電流とが操作されて、メルトプールのフロアは、比
較的フラットになる。
電極のクラッディングを離れ、それらの成分を含む金属ドロップレッツは、そ
れらがより高度に合金化されたとき、電極のインナーボディから離れる金属ドロ
ップレッツよりも濃密である。この結果、電極のクラッディングからの金属ドロ
ップレッツは、モールドの壁に接近して落下し、メルトプールのフロアが比較的
フラットであることから、ほとんどメルトプールの真ん中へ向け流れることもな
く、モールド壁に接近し、温度も接近する結果、金属ドロップレッツは、固化す
る。
スラッグの組成は、該スラッグにおけるシリコン、カルシウムおよびアルミニ
ウムのバランスを調節して電磁撹伴の傾向を減らすことで該スラッグのイオン容
量を減らすように調節され、同様に、該スラッグの組成が調節されて比較的より
高い粘度となるように調節される。
代表的なものとしては、該スラッグは、以下の組成をもつ：−
ＣａＯ ３３1/3％、ＣａＦ2 ３３1/3％、 Ａｌ2Ｏ3 ３３1/3％。
しかし、該スラッグは、ＣａＯが２０％、ＣａＦ2が８０％、Ａｌ2Ｏ3が０％
の範囲にある組成をもつこともできる。
モールドに対する水冷による冷却レートは、モールドの原の温度を１５°Ｃか
ら６５°Ｃにあるように調節することで調節できる。さらに、モールドの動きレ
ートも調節できる。
代表的には、電極は、モールドキャビティの直径の約０．９％である直径をも
つ。
電極は、電極の約２０重量％がクラッディングであり、残りがインナーボディ
であるようにアレンジされる。この比率は、１％から４０％の範囲にある。
クラッディングの融点がインナーボディの金属の融点よりも低いものとして記
載した、望みに応じて、これを逆にしてもよい。
電極１２が溶けるにつれ、リキッド金属のドロップレッツは、チューブ１２４
からの、溶けないメタルカーバイドドのソリッドの粒子であり、パウダー１２５
がほぼ垂直下方へ落下し、モールド１１０の壁に比較的接近し、温度も近いため
に、該ドロップレッツは、モールド壁で、または、近接して比較的速やかに固化
し、カーバイド粒子は、モールド壁に近接の固化メルトによって捕捉され、その
結果、インゴット１４の表面の金属は、合金ならびに合金カーバイドの比較的均
一な分布を有し、さらにチューブ１２４の金
属の組成と実質的に近似したマトリックスの組成をもつことになる。
インナーパートの底部中央から落下する金属ドロップレッツは、垂直に落下し
、したがって、インゴットのセンターで固化する金属は、電極のインナーパート
の組成に実質的に似た組成を有する。
これによって、該クラッディングからのメタルがインナーボディからのメタル
の密度より大きな密度をもつことが容易になり、これは、ドロップレッツがモー
ルドの壁に近接して落下することになるからであって、混合を避ける前記の注意
によって、スラッグの粘度低下、スラッグの電磁撹拌ならびに比較的フラットな
メルトプールベースを容易にする。
これら二つのエキストリームの間には、二つの領域からのマテリアルの混合は
制限され、その結果、二つのエキストリームの間で組成が連続して変化する。し
たがって、該インゴットは、インナーパートとサーフェースパートとの間で、比
較的均一なトランジションを有する。該インゴット、そして前記したようなロー
ルのような結果としての製品は、該インゴット断面にわたる合金／合金カーバイ
ドの分布の量に比例して増加するエラスティックモジュラスを有する。
本実施例においてのインゴット表面の組成：
カーボン ０．５％
モリブデン ０．２％
ヴァナジウム ０．９％
タングステン １．２％
クロミウム ０．５％
チタン ０．１５％
鉄、カーバイドと
通常の残渣 残り
インゴットの中心における組成：
カーボン ０．５％
モリブデン ０．１％
タングステン ０．３％
チタン ０．０３％
ヴァナジウム ０．２％
クロミウム ０．５％
鉄、カーバイドと
通常の残渣 残り
組成におけるバリエーションは、相対的に低い拡散に比べてクロミウムとカー
ボンの拡散が相対的に高く、そして、密度の高いタングステンとチタンとによる
生ずるものと思われる。
組成勾配は、ラジアル方向において１００ｍｍ当たり４０％を越えず、このコ
ンディションは、該ロールの長さ範囲にそうどの位置にも適用される。実施例IV
この実施例においては、実施例Ｖに関して述べたエレクトロスラッグ・リメル
ティング装置と操作方法とがまた使用できるが、均一な組成のロールを提供する
目的に合うように、例えば、メルトプールのフロアが比較的深くなるように電圧
と電流が操作されるなどの操作条件が変更される。総体的にいえば、コンベンシ
ョナルな操作条件とスラッグ補償が用いられた。
いずれもロウカーボンスチールから作られたインナーパートとチューブ状形状
のアウタークラッディングとを備えた電極は、実施例Ｖに関して述べた合金カー
バイドパウダーを間に含むスペースをもって作られた。量は、１重量％のターゲ
ット添加のために計算された。
コンベンショナルなエレクトロスラッグ・リメルティング・オペレーションが
実行された。
リメルティングロールについて硬度テストがなされ、これによって、該ロール
の断面のほぼ全体にわたり、約Ｈｖ２５０の硬度が得られたことが明らかにされ
た。
これは、カーバイド（Ｈｖがほぼ３０００）１％をロウカーボンスチール（Hv
が約１８０）に加えて、約２１０のＨｖの値になる混合の法則によることに期待
されるよりもはるかに上である。
微細構造を調べることで、添加されたカーバイド粒子が１重量％に近づくヴォ
リュウムでよく均一に、ランダムに拡散していることが明らかになった。
個々のカーバイド粒子のＥＤＡＸ分析は、タングステンのトレースのみをもつ
チタンの強い存在を示す。これは、該メルト中において粒子からのタングステン
の溶解が生じていることを示唆している。これによって、パーライト・トランス
フォーメーション・クーリングがベイナイト構造への発展を遅らせ、かくして、
この方法におけるフェーズトランスフォーメーションのモディフィケーションに
より、硬度がより大きくなるものである。
さらに、この実施例の低カーボンスチールは、約１％の窒素を含むものである
から、この窒素の少なくとも一部は、チタン・カーバイド-窒化物粒子を形成し
、したがって、上記のカーバイド粒子の少なくとも一部は、タングステンをまた
含むそのようなチタン・カーバイド-窒化物からなる。
他にことわらないかぎり、組成物は、ここでは重量％で表現されている。
特に記載しない限り、粒子サイズに関しては、最大粒子の最大寸法になってい
る。
前記記述、又は、以下の請求の範囲又は添付の図面に記載され、それらの特定
のフォームまたは記載した機能を果たす手段の形態、または、記載された結果を
達成する方法またはプロセス、または物質または組成物のクラスまたはグループ
などで述べられた特徴は、別個に、または、それらの特徴の組み合わせで、発明
を様々な形で実現するために用いられるものである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 32/00 Ｚ 7217−4Ｋ
(81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ，
ＤＫ，ＥＳ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，Ｍ
Ｃ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ
，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，
ＴＤ，ＴＧ)，ＡＴ，ＡＵ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，
ＣＡ，ＣＨ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，Ｈ
Ｕ，ＪＰ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＫ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＧ
，ＭＮ，ＭＷ，ＮＬ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，
ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＫ，ＵＡ，ＵＳ，ＶＮ
(72)発明者 ヒューイット，ポール，ハーベルト
イギリス国 エヌイー47 ゼロエイチエー
スティール ヘキサム ネザー ステイ
プルス（番地無し)
(72)発明者 ナッティング，ジャック
イギリス国 エルエス16 ５エヌピー リ
ーズ ウィートウッド レーン 57