JPH11229072A - 耐肌荒れ性にすぐれる黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材 - Google Patents
耐肌荒れ性にすぐれる黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材Info
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- JPH11229072A JPH11229072A JP4877198A JP4877198A JPH11229072A JP H11229072 A JPH11229072 A JP H11229072A JP 4877198 A JP4877198 A JP 4877198A JP 4877198 A JP4877198 A JP 4877198A JP H11229072 A JPH11229072 A JP H11229072A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 圧延用複合ロールの外層材として使用される
黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材について、高耐摩耗性を確保す
ると共に、耐肌荒れ性のの向上を図る。 【解決手段】 本発明のハイス系鋳鉄材は、重量％に
て、Ｃ：１.８〜３.６％、Ｓｉ：１.０〜３.５％、Ｍ
ｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：２.０〜１０.０％、Ｍｏ：
０.１〜１０.０％、Ｖ：１.０〜８.０％、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：１０.０％以下、Ｃｏ：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。
黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材について、高耐摩耗性を確保す
ると共に、耐肌荒れ性のの向上を図る。 【解決手段】 本発明のハイス系鋳鉄材は、重量％に
て、Ｃ：１.８〜３.６％、Ｓｉ：１.０〜３.５％、Ｍ
ｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：２.０〜１０.０％、Ｍｏ：
０.１〜１０.０％、Ｖ：１.０〜８.０％、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：１０.０％以下、Ｃｏ：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、圧延用複合ロール
の外層材として好適な黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材に関す
る。
の外層材として好適な黒鉛晶出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が使
用されている。ハイス系鋳鉄材のこの高硬度特性は、晶
出する炭化物の寄与によるものであるが、炭化物は炭素
量が多いことから、一方では比較的脆いという性質があ
る。このため、熱間圧延のように、ロール表面に対して
熱負荷による昇温と降温が繰り返されると、鋳鉄基地と
炭化物の熱膨張率の相違から、比較的脆い炭化物は、ミ
クロ的な欠け落ちを生じ易い。この炭化物のミクロ的な
欠け落ち摩耗は、ロール表面の肌荒れの原因になり、圧
延製品の表面性状を悪化させる不都合がある。
より、硬度が高く耐摩耗性にすぐれるハイス系鋳鉄が使
用されている。ハイス系鋳鉄材のこの高硬度特性は、晶
出する炭化物の寄与によるものであるが、炭化物は炭素
量が多いことから、一方では比較的脆いという性質があ
る。このため、熱間圧延のように、ロール表面に対して
熱負荷による昇温と降温が繰り返されると、鋳鉄基地と
炭化物の熱膨張率の相違から、比較的脆い炭化物は、ミ
クロ的な欠け落ちを生じ易い。この炭化物のミクロ的な
欠け落ち摩耗は、ロール表面の肌荒れの原因になり、圧
延製品の表面性状を悪化させる不都合がある。
【０００３】ところで、黒鉛は、摩擦係数を小さくし、
衝撃荷重を緩和する作用があり、炭化物のミクロ的な欠
け落ちを抑制する効果を有する。そこで、出願人は、圧
延用複合ロールの外層材として、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｗ等の高硬度複合炭化物形成元素を含有すると共
に、黒鉛化促進元素であるＳｉを所定量含有したハイス
系鋳鉄材を以前に提案した(特開平６−２５６８８９号
公報)。この鋳鉄材は、複合炭化物と黒鉛が晶出した組
織を有している。
衝撃荷重を緩和する作用があり、炭化物のミクロ的な欠
け落ちを抑制する効果を有する。そこで、出願人は、圧
延用複合ロールの外層材として、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｗ等の高硬度複合炭化物形成元素を含有すると共
に、黒鉛化促進元素であるＳｉを所定量含有したハイス
系鋳鉄材を以前に提案した(特開平６−２５６８８９号
公報)。この鋳鉄材は、複合炭化物と黒鉛が晶出した組
織を有している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、従来の黒鉛晶
出ハイス系鋳鉄材では、炭化物のミクロ的な欠け落ちは
大幅に抑制されたものの、圧延時に黒鉛周辺部が優先的
に摩耗する問題があった。黒鉛自体が摩耗すると、ロー
ル表面の耐肌荒れ性向上は期待できなくなる。本発明者
らは、従来の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材の場合、晶出する
黒鉛の平均粒径が約２０〜５０μｍと比較的大きいこと
に着目し、黒鉛の粒径を微細化することができれば、黒
鉛の摩耗を可及的に抑制できるのではないかと考え、本
発明に至った。
出ハイス系鋳鉄材では、炭化物のミクロ的な欠け落ちは
大幅に抑制されたものの、圧延時に黒鉛周辺部が優先的
に摩耗する問題があった。黒鉛自体が摩耗すると、ロー
ル表面の耐肌荒れ性向上は期待できなくなる。本発明者
らは、従来の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材の場合、晶出する
黒鉛の平均粒径が約２０〜５０μｍと比較的大きいこと
に着目し、黒鉛の粒径を微細化することができれば、黒
鉛の摩耗を可及的に抑制できるのではないかと考え、本
発明に至った。
【０００５】本発明の目的は、高硬度複合炭化物と黒鉛
を組織中に有するハイス系鋳鉄材において、晶出する黒
鉛を微細化することにより耐肌荒れ性を向上させると共
に、高温ですぐれた耐摩耗性を確保することである。
を組織中に有するハイス系鋳鉄材において、晶出する黒
鉛を微細化することにより耐肌荒れ性を向上させると共
に、高温ですぐれた耐摩耗性を確保することである。
【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黒鉛晶出ハイス系鋳鉄
材は、重量％にて、Ｃ：１.８〜３.６％、Ｓｉ：１.０
〜３.５％、Ｍｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：２.０〜１
０.０％、Ｍｏ：０.１〜１０.０％、Ｖ：１.０〜８.０
％、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黒鉛晶出ハイス系鋳鉄
材は、重量％にて、Ｃ：１.８〜３.６％、Ｓｉ：１.０
〜３.５％、Ｍｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：２.０〜１
０.０％、Ｍｏ：０.１〜１０.０％、Ｖ：１.０〜８.０
％、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黒鉛晶出ハイ
ス系鋳鉄材は、重量％にて、Ｃ：１.８〜３.６％、Ｓ
ｉ：１.０〜３.５％、Ｍｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：
２.０〜１０.０％、Ｍｏ：０.１〜１０.０％、Ｖ：１.
０〜８.０％、さらに、Ｎｉ：１０.０％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Ｆ
ｅ及び不可避の不純物からなる。
ス系鋳鉄材は、重量％にて、Ｃ：１.８〜３.６％、Ｓ
ｉ：１.０〜３.５％、Ｍｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：
２.０〜１０.０％、Ｍｏ：０.１〜１０.０％、Ｖ：１.
０〜８.０％、さらに、Ｎｉ：１０.０％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Ｆ
ｅ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：１.８〜３.６％、Ｓｉ：１.
０〜３.５％、Ｍｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：２.０〜１
０.０％、Ｍｏ：０.１〜１０.０％、Ｖ：１.０〜８.０
％、さらに、Ｎｂ：３.０％以下及び／又はＴｉ：２.０
％以下と、Ｎｉ：１０.０％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。
鉄材は、重量％にて、Ｃ：１.８〜３.６％、Ｓｉ：１.
０〜３.５％、Ｍｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：２.０〜１
０.０％、Ｍｏ：０.１〜１０.０％、Ｖ：１.０〜８.０
％、さらに、Ｎｂ：３.０％以下及び／又はＴｉ：２.０
％以下と、Ｎｉ：１０.０％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。
【０００９】本発明の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材は、必要
に応じて、前記合金成分の他に、Ａｌ：０.０１〜０.５
０％、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。なお、組織中に晶出する黒鉛は、平均粒径が約１
０μｍ以下、面積率は約０.１〜７％であり、望ましい
平均粒径は約２〜８μｍ、望ましい面積率は約２〜４％
である。
に応じて、前記合金成分の他に、Ａｌ：０.０１〜０.５
０％、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。なお、組織中に晶出する黒鉛は、平均粒径が約１
０μｍ以下、面積率は約０.１〜７％であり、望ましい
平均粒径は約２〜８μｍ、望ましい面積率は約２〜４％
である。
【００１０】
【作用】本発明の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材は、Ｃと、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、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基地中に存在しており、常
温及び高温における硬度が高く、耐摩耗性にすぐれてい
る。また、Ｎｉ、Ｃｏ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。本発明の鋳鉄材に含まれ
るランタノイド元素は、晶出した黒鉛を微細化する作用
がある。また、初晶オーステナイト中でのＭＣ型炭化物
の晶出量を減らす一方で、共晶領域でのＭＣ型炭化物の
量を増やす働きがあり、特に高温で高硬度が得られるの
で、高温での耐摩耗性が向上する。本発明の鋳鉄材は、
組織中に、微細な黒鉛が所定量晶出しており、圧延用複
合ロールの外層材として使用されたとき、黒鉛の作用に
よって衝撃荷重が緩和され、炭化物のミクロ的な欠け落
ちが抑制される効果を有する。また、黒鉛の平均粒径が
微細化されているため、黒鉛を起点とした摩耗は著しく
軽減され、すぐれた耐肌荒れ性を発揮する。
ｒ、Ｍｏ、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基地中に存在しており、常
温及び高温における硬度が高く、耐摩耗性にすぐれてい
る。また、Ｎｉ、Ｃｏ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。本発明の鋳鉄材に含まれ
るランタノイド元素は、晶出した黒鉛を微細化する作用
がある。また、初晶オーステナイト中でのＭＣ型炭化物
の晶出量を減らす一方で、共晶領域でのＭＣ型炭化物の
量を増やす働きがあり、特に高温で高硬度が得られるの
で、高温での耐摩耗性が向上する。本発明の鋳鉄材は、
組織中に、微細な黒鉛が所定量晶出しており、圧延用複
合ロールの外層材として使用されたとき、黒鉛の作用に
よって衝撃荷重が緩和され、炭化物のミクロ的な欠け落
ちが抑制される効果を有する。また、黒鉛の平均粒径が
微細化されているため、黒鉛を起点とした摩耗は著しく
軽減され、すぐれた耐肌荒れ性を発揮する。
【００１１】本発明の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材は、Ａ
ｌ、Ｚｒの含有によって凝固組織が一層微細化され、ま
たＢの含有によって焼入れ性が向上する。
ｌ、Ｚｒの含有によって凝固組織が一層微細化され、ま
たＢの含有によって焼入れ性が向上する。
【００１２】
【成分限定理由の説明】Ｃ：１.８〜３.６％ 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、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。また、後述の黒鉛化促進元素で
あるＳｉの作用により、また熱処理により微細な黒鉛と
なって組織中に析出する。１.８％に満たないと炭化物
量が減少すると共に好適な黒鉛量が得られなくなり、一
方含有量が３.６％を超えると炭化物量及び黒鉛量が過
多となり、材質が脆くなる傾向があるため、Ｃの含有量
は、１.８〜３.６％に規定する。
度複合炭化物を形成すると共に、Ｍｏ、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。また、後述の黒鉛化促進元素で
あるＳｉの作用により、また熱処理により微細な黒鉛と
なって組織中に析出する。１.８％に満たないと炭化物
量が減少すると共に好適な黒鉛量が得られなくなり、一
方含有量が３.６％を超えると炭化物量及び黒鉛量が過
多となり、材質が脆くなる傾向があるため、Ｃの含有量
は、１.８〜３.６％に規定する。
【００１３】Ｓｉ：１.０〜３.５％ Ｓｉは、湯流れ性の確保及び黒鉛を晶出・析出させるた
めに必要な元素である。含有量が１.０％に満たない
と、所望の効果が得られない。一方、３.５％を超える
と黒鉛量が過多となり、黒鉛を起点とする摩耗が著しく
なる虞れがある。このため、含有量は１.０〜３.５％に
規定する。なお、黒鉛の晶出を促進するには、鋳込み前
のＳｉ量を上記成分範囲よりも少なめにしておいて、鋳
込み時に接種を行ない、最終製品の成分で上記範囲内に
調整するのが好ましい。
めに必要な元素である。含有量が１.０％に満たない
と、所望の効果が得られない。一方、３.５％を超える
と黒鉛量が過多となり、黒鉛を起点とする摩耗が著しく
なる虞れがある。このため、含有量は１.０〜３.５％に
規定する。なお、黒鉛の晶出を促進するには、鋳込み前
のＳｉ量を上記成分範囲よりも少なめにしておいて、鋳
込み時に接種を行ない、最終製品の成分で上記範囲内に
調整するのが好ましい。
【００１４】Ｍｎ：０.１〜２.０％ 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、含有量は０.１〜２.０％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、含有量は０.１〜２.０％に規定する。
【００１５】Ｃｒ：２.０〜１０.０％ Ｃｒは、Ｆｅ、Ｍｏ、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高温における耐摩耗
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２.０％に満
たないとその効果が少なく、一方１０.０％を超えると
好適な黒鉛量を得ることが困難となる。このため、含有
量は２.０〜１０.０％に規定する。
合して、高硬度複合炭化物を形成し高温における耐摩耗
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２.０％に満
たないとその効果が少なく、一方１０.０％を超えると
好適な黒鉛量を得ることが困難となる。このため、含有
量は２.０〜１０.０％に規定する。
【００１６】Ｍｏ：０.１〜１０.０％ 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、０.１％未満ではその効果を十
分に得られず、一方、１０.０％を超えると好適な黒鉛
量が得られなくなり、好ましくない。このため、含有量
は、０.１〜１０.０％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、０.１％未満ではその効果を十
分に得られず、一方、１０.０％を超えると好適な黒鉛
量が得られなくなり、好ましくない。このため、含有量
は、０.１〜１０.０％に規定する。
【００１７】Ｖ：１.０〜８.０％ Ｖは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ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ＭＣ
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１.０％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り、所定の黒鉛量を得ることが難し
くなる。このため、上限は８.０％に規定する。
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ＭＣ
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１.０％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り、所定の黒鉛量を得ることが難し
くなる。このため、上限は８.０％に規定する。
【００１８】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望まし
い。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望まし
い。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。
【００１９】Ｎｉ：１０.０％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。更にＣｏ
は高温硬度も高めて耐摩耗性の向上にも寄与する。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
大させて、基地の硬度と焼戻し抵抗を増大させる効果が
あるため、含有させることが望ましい。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１０.０％以下及び５.０％以下と
する。
０％以下 Ｎｉ、Ｃｏは、基地に固溶して強靱性を増す。更にＣｏ
は高温硬度も高めて耐摩耗性の向上にも寄与する。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
大させて、基地の硬度と焼戻し抵抗を増大させる効果が
あるため、含有させることが望ましい。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１０.０％以下及び５.０％以下と
する。
【００２０】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、晶出した黒鉛を
微細化する作用があり、炭化物のミクロ的な欠け落ちを
抑制して、ロール表面の耐肌荒れ性の向上に極めて有効
である。また、初晶オーステナイト中でのＭＣ型炭化物
の晶出量を減らす一方、共晶領域でのＭＣ型炭化物の量
を増やす働きがあり、特に高温での硬度を高める作用が
あり、高温での耐摩耗性を向上させる。これらの効果を
発揮させるために、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒなどのラン
タノイド元素は、少なくとも０.２１％(複数種類を含有
するときは合計量で)以上含有させるものとするが、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Ｎ
ｄ、Ｐｒを含む他、微量のＰｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔ
ｂ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、晶出した黒鉛を
微細化する作用があり、炭化物のミクロ的な欠け落ちを
抑制して、ロール表面の耐肌荒れ性の向上に極めて有効
である。また、初晶オーステナイト中でのＭＣ型炭化物
の晶出量を減らす一方、共晶領域でのＭＣ型炭化物の量
を増やす働きがあり、特に高温での硬度を高める作用が
あり、高温での耐摩耗性を向上させる。これらの効果を
発揮させるために、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒなどのラン
タノイド元素は、少なくとも０.２１％(複数種類を含有
するときは合計量で)以上含有させるものとするが、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Ｎ
ｄ、Ｐｒを含む他、微量のＰｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔ
ｂ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。
【００２１】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。
【００２２】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。
【００２３】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。
【００２４】なお、本発明の鋳鉄材は、この種鋳鉄材で
一般的に使用されるＷを含有していない。Ｗは、炭化物
を形成し、硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄与するが、
一方、ロールとしての使用時、ロール表面に黒皮と呼ば
れる酸化鉄を生成し易くする傾向がある。この黒皮がロ
ール表面に付着すると、ロール表面の肌荒れ性が悪くな
る。このため、本発明の鋳鉄材では、Ｗを積極的に使用
しないようにしている。
一般的に使用されるＷを含有していない。Ｗは、炭化物
を形成し、硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄与するが、
一方、ロールとしての使用時、ロール表面に黒皮と呼ば
れる酸化鉄を生成し易くする傾向がある。この黒皮がロ
ール表面に付着すると、ロール表面の肌荒れ性が悪くな
る。このため、本発明の鋳鉄材では、Ｗを積極的に使用
しないようにしている。
【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。
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。次に、各供試材を１０５０℃で１時間加熱
し、６００℃／Ｈｒの冷却速度で焼入れし、５２０℃で
１０時間の焼戻しを３回繰り返した。表１中、供試No.
１〜No.１１は本発明の実施例、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。次に、各供試材を１０５０℃で１時間加熱
し、６００℃／Ｈｒの冷却速度で焼入れし、５２０℃で
１０時間の焼戻しを３回繰り返した。表１中、供試No.
１〜No.１１は本発明の実施例、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】◎
【表１】
【００２９】各供試材より組織観察用の試料を採取し、
ミクロ組織を顕微鏡観察し、晶出黒鉛の平均粒径と面積
率を測定した。その結果を表２に示す。実施例No.２と
比較例No.２１の供試材については、それらの金属組織
を顕微鏡写真により、夫々、図１及び図２に示す。
ミクロ組織を顕微鏡観察し、晶出黒鉛の平均粒径と面積
率を測定した。その結果を表２に示す。実施例No.２と
比較例No.２１の供試材については、それらの金属組織
を顕微鏡写真により、夫々、図１及び図２に示す。
【００３０】次に、各試料を１１００℃で１時間保持し
た後、強制空冷により焼入れし、その後５４０℃で１０
時間の熱処理を３回繰り返した後、再び５００℃の温度
に加熱し、ビッカース硬度計で表面硬度を測定した。そ
の結果を表２に併せて示す。
た後、強制空冷により焼入れし、その後５４０℃で１０
時間の熱処理を３回繰り返した後、再び５００℃の温度
に加熱し、ビッカース硬度計で表面硬度を測定した。そ
の結果を表２に併せて示す。
【００３１】表面の肌荒れ状態は次の要領にて調べた。
まず、各円筒体から供試用のリングを軸心に直交する方
向に切り出し、該リングを１１００℃で１時間保持した
後、強制空冷により焼入れし、その後５４０℃で１０時
間の焼戻しをする熱処理を３回繰り返した。熱処理後、
試験用リングの外径と内径の機械加工仕上げを行ない、
図３に示す高温摩耗試験装置を用いて、試験用リングに
摩耗を生じさせた後、表面粗さを測定した。
まず、各円筒体から供試用のリングを軸心に直交する方
向に切り出し、該リングを１１００℃で１時間保持した
後、強制空冷により焼入れし、その後５４０℃で１０時
間の焼戻しをする熱処理を３回繰り返した。熱処理後、
試験用リングの外径と内径の機械加工仕上げを行ない、
図３に示す高温摩耗試験装置を用いて、試験用リングに
摩耗を生じさせた後、表面粗さを測定した。
【００３２】図３において、摩耗試験装置は、下段に試
験ロール(1)、上段に外径が試験ロール(1)よりも大きい
加圧ロール(2)が互いに反対方向に回転可能に配備され
た構成であり、加圧ロール(2)を試験ロール(1)に押し当
てつつ回転駆動させると、直径差により試験ロール(1)
がスリップしながら回転するようにしたものである。試
験ロール(1)は、軸(11)の胴部(12)に試験用リング(13)
が固定されており、加圧ロール(2)は、軸(21)の胴部(2
2)に加圧リング(23)が固定され、加圧リング(23)の幅方
向中央部には周方向に突条(24)が形成されている。加圧
ロール(2)の上半分は、突条(24)を囲むように高周波コ
イル(3)(図３では仮想線で示す)が配備され、試験中、
加圧ロール(2)の突条(24)は加熱される。試験ロール(1)
には、冷却水管(4)を通じて冷却用の水が吹き付けられ
る。なお、試験ロール(1)の胴部(12)の外径は７０mm、
試験リング(13)の外径は２１０mmである。加圧ロール
(2)は、加圧リング(23)の材質がＳＳ４１、突条(24)は
外径２３０mm、幅５mmある。試験中、加圧ロール(1)に
対して３トンの荷重が負荷された。軸(21)の回転速度は
５０rpm、回転時間は６０分とした。上記の要領にて試
験用リング(13)の表面に摩耗を生じさせた後、、表面粗
度計(サーフコム５９０Ａ−３Ｄ、株式会社東京精密製)
を用いて、夫々の試験用リング(13)の表面粗さ(Ｒmax)
を測定した。測定は、試験用リング(13)の摩耗を生じた
円周表面の任意の４箇所につき、長さ３mmに亘って測定
した。第１位置乃至第４位置の測定結果及びそれらの平
均値を表２に併せて示す。
験ロール(1)、上段に外径が試験ロール(1)よりも大きい
加圧ロール(2)が互いに反対方向に回転可能に配備され
た構成であり、加圧ロール(2)を試験ロール(1)に押し当
てつつ回転駆動させると、直径差により試験ロール(1)
がスリップしながら回転するようにしたものである。試
験ロール(1)は、軸(11)の胴部(12)に試験用リング(13)
が固定されており、加圧ロール(2)は、軸(21)の胴部(2
2)に加圧リング(23)が固定され、加圧リング(23)の幅方
向中央部には周方向に突条(24)が形成されている。加圧
ロール(2)の上半分は、突条(24)を囲むように高周波コ
イル(3)(図３では仮想線で示す)が配備され、試験中、
加圧ロール(2)の突条(24)は加熱される。試験ロール(1)
には、冷却水管(4)を通じて冷却用の水が吹き付けられ
る。なお、試験ロール(1)の胴部(12)の外径は７０mm、
試験リング(13)の外径は２１０mmである。加圧ロール
(2)は、加圧リング(23)の材質がＳＳ４１、突条(24)は
外径２３０mm、幅５mmある。試験中、加圧ロール(1)に
対して３トンの荷重が負荷された。軸(21)の回転速度は
５０rpm、回転時間は６０分とした。上記の要領にて試
験用リング(13)の表面に摩耗を生じさせた後、、表面粗
度計(サーフコム５９０Ａ−３Ｄ、株式会社東京精密製)
を用いて、夫々の試験用リング(13)の表面粗さ(Ｒmax)
を測定した。測定は、試験用リング(13)の摩耗を生じた
円周表面の任意の４箇所につき、長さ３mmに亘って測定
した。第１位置乃至第４位置の測定結果及びそれらの平
均値を表２に併せて示す。
【００３３】◎
【表２】
【００３４】表２の結果から明らかなように、本発明の
供試材No.１〜No.１１は、比較例の供試材No.２１〜No.
２２と比べて、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、Ｖ、Ｎｂ及び／又
はＴｉ等の高硬度複合炭化物形成元素とＬａ、Ｃｅ、Ｎ
ｄ、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、高硬度複合炭化物の共晶領域が増大したためと
推測される。高温における高硬度を具えた鋳鉄材は、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。なお、Ｎｉ、Ｃｏを含有
する供試材は、それらを含有しない供試材に比べて、高
温硬度が若干高くなっている。
供試材No.１〜No.１１は、比較例の供試材No.２１〜No.
２２と比べて、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、Ｖ、Ｎｂ及び／又
はＴｉ等の高硬度複合炭化物形成元素とＬａ、Ｃｅ、Ｎ
ｄ、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、高硬度複合炭化物の共晶領域が増大したためと
推測される。高温における高硬度を具えた鋳鉄材は、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。なお、Ｎｉ、Ｃｏを含有
する供試材は、それらを含有しない供試材に比べて、高
温硬度が若干高くなっている。
【００３５】表２はまた、発明例の供試材No.１〜No.１
１は、比較例のNo.２１及びNo.２２と比べて、黒鉛の平
均粒径は微細であることを示している。これも、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒなどのランタノイド元素の含有効果に
よるものと考えられる。このように黒鉛の微細化効果と
して、本発明の供試材No.１〜No.１１は、比較例の供試
材No.２１及びNo.２２よりも、表面粗さが良好であるこ
とを示している。このように、本発明のハイス系鋳鉄材
は、圧延用複合ロールの外層材として使用されたとき、
ロール表面の耐肌荒れ性にすぐれることがわかる。ま
た、適量に晶出した黒鉛は、耐焼付性の点でも良好であ
る。
１は、比較例のNo.２１及びNo.２２と比べて、黒鉛の平
均粒径は微細であることを示している。これも、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒなどのランタノイド元素の含有効果に
よるものと考えられる。このように黒鉛の微細化効果と
して、本発明の供試材No.１〜No.１１は、比較例の供試
材No.２１及びNo.２２よりも、表面粗さが良好であるこ
とを示している。このように、本発明のハイス系鋳鉄材
は、圧延用複合ロールの外層材として使用されたとき、
ロール表面の耐肌荒れ性にすぐれることがわかる。ま
た、適量に晶出した黒鉛は、耐焼付性の点でも良好であ
る。
【００３６】図１と図２の顕微鏡写真の中で、黒く見え
るのが黒鉛である。図１の供試材No.２はＣｅとＬａを
合計量で１.９３％含有しているのに対し、図２の供試
材No.２１はＣｅとＬａを全く含有しておらず、これら
の比較から、ＣｅとＬａの含有により黒鉛が微細化され
ることがわかる。
るのが黒鉛である。図１の供試材No.２はＣｅとＬａを
合計量で１.９３％含有しているのに対し、図２の供試
材No.２１はＣｅとＬａを全く含有しておらず、これら
の比較から、ＣｅとＬａの含有により黒鉛が微細化され
ることがわかる。
【００３７】
【発明の効果】本発明の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材は、晶
出黒鉛が微細であり、高温において高い硬度を具えてい
る。従って、本発明の鋳鉄材を外層として用いた複合ロ
ールは、圧延に際して、非常にすぐれた耐摩耗性と耐肌
荒れ性を発揮し、特に熱間圧延用の圧延用複合ロールの
外層材として好適である。
出黒鉛が微細であり、高温において高い硬度を具えてい
る。従って、本発明の鋳鉄材を外層として用いた複合ロ
ールは、圧延に際して、非常にすぐれた耐摩耗性と耐肌
荒れ性を発揮し、特に熱間圧延用の圧延用複合ロールの
外層材として好適である。
【図１】発明例である供試材No.２の金属組織を示す図
面代用顕微鏡写真(×４００)である。
面代用顕微鏡写真(×４００)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(×４００)である。
図面代用顕微鏡写真(×４００)である。
【図３】供試材表面の肌荒れ状況を調べるために使用さ
れ、高温条件下で供試材表面に摩耗を生じさせる摩耗試
験装置の説明図である。
れ、高温条件下で供試材表面に摩耗を生じさせる摩耗試
験装置の説明図である。
(1) 試験ロール (2) 加圧ロール (3) 高周波コイル (4) 冷却水管 (13) 試験用リング (24) 突条
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％にて、Ｃ：１.８〜３.６％、Ｓ
ｉ：１.０〜３.５％、Ｍｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：
２.０〜１０.０％、Ｍｏ：０.１〜１０.０％、Ｖ：１.
０〜８.０％、さらに、Ｎｂ：３.０％以下及び／又はＴ
ｉ：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、耐肌荒れ性にすぐれる黒鉛
晶出ハイス系鋳鉄材。 - 【請求項２】 重量％にて、Ｃ：１.８〜３.６％、Ｓ
ｉ：１.０〜３.５％、Ｍｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：
２.０〜１０.０％、Ｍｏ：０.１〜１０.０％、Ｖ：１.
０〜８.０％、さらに、Ｎｉ：１０.０％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、耐肌荒れ性にすぐれる黒
鉛晶出ハイス系鋳鉄材。 - 【請求項３】 重量％にて、Ｃ：１.８〜３.６％、Ｓ
ｉ：１.０〜３.５％、Ｍｎ：０.１〜２.０％、Ｃｒ：
２.０〜１０.０％、Ｍｏ：０.１〜１０.０％、Ｖ：１.
０〜８.０％、さらに、Ｎｂ：３.０％以下及び／又はＴ
ｉ：２.０％以下、Ｎｉ：１０.０％以下及び／又はＣ
ｏ：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、耐肌荒れ性にすぐれる黒鉛
晶出ハイス系鋳鉄材。 - 【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
の何れかに記載の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材。 - 【請求項５】 Ｂ：０.０１〜０.５０％を含有している
請求項１乃至４の何れかに記載の黒鉛晶出ハイス系鋳鉄
材。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04877198A JP3766202B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐肌荒れ性にすぐれる黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04877198A JP3766202B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐肌荒れ性にすぐれる黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11229072A true JPH11229072A (ja) | 1999-08-24 |
| JP3766202B2 JP3766202B2 (ja) | 2006-04-12 |
Family
ID=12812547
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04877198A Expired - Fee Related JP3766202B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐肌荒れ性にすぐれる黒鉛晶出ハイス系鋳鉄材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3766202B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003074745A1 (fr) * | 2002-03-01 | 2003-09-12 | Kazuo Ogasa | Element d'alliage de metal dur et procede de fabrication de celui-ci |
| JP2005169427A (ja) * | 2003-12-09 | 2005-06-30 | Hitachi Metals Ltd | 圧延用ロールの外層材および圧延用ロール |
| CN101851725A (zh) * | 2010-04-30 | 2010-10-06 | 燕山大学 | 改善镍硬化型无限冷硬铸铁中碳化物形态的合金及制法 |
| WO2014041778A1 (ja) | 2012-09-13 | 2014-03-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱間圧延用ロール外層材および熱間圧延用複合ロール |
| WO2015137627A1 (ko) * | 2014-03-12 | 2015-09-17 | 두산인프라코어 주식회사 | 내열 구상흑연주철, 이의 제조 방법 및 이를 포함하는 엔진 배기계 |
| CN106367656A (zh) * | 2016-11-21 | 2017-02-01 | 常熟市张桥华丰铸造五金厂 | 一种回火稳定性好的高强度铸件 |
| RU2624551C1 (ru) * | 2016-09-23 | 2017-07-04 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Сплав для легирования чугуна |
| RU2628717C1 (ru) * | 2016-09-23 | 2017-08-21 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Сплав для легирования чугуна |
| RU2648714C1 (ru) * | 2017-07-11 | 2018-03-28 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Сплав для легирования чугуна |
| RU2652897C1 (ru) * | 2017-07-11 | 2018-05-03 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Сплав для легирования чугуна |
| JP2018075638A (ja) * | 2017-12-12 | 2018-05-17 | 株式会社クボタ | 圧延用複合ロール |
| RU2715510C1 (ru) * | 2019-06-25 | 2020-02-28 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт металлургии Уральского отделения Российской академии наук (ИМЕТ УрО РАН) | Комплексный сплав для микролегирования и раскисления стали на основе железа |
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|---|---|---|---|---|
| RU2622185C1 (ru) * | 2016-10-10 | 2017-06-13 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Сплав для легирования стали |
-
1998
- 1998-02-13 JP JP04877198A patent/JP3766202B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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