JPS5822362A - 耐食耐摩耗鋳鋼 - 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】 本発明は、酸性腐食環境下に於いて優れた耐食耐摩耗性
を有するフェライト−オーステナイト型２相ステンレス
鋳鋼に係るものである。

最近の省資源、省エネルギーの要求により。

低品質部や石炭を応用する技術が重要となっていたが、
これらに用いられる排煙脱硫装置、排煙脱硝装置２重質
油、粉粒石炭等の輸送システム等の中で腐食性を有する
スラリーを移動させるポンプのような機器は１次の２つ
の問題がある。

ａ、腐食 ｂ、腐食によって加速される摩耗 従来、かかる部材の材料としては、ＳＣ！５１４（オー
ステナイト系鋳鋼）や８０８１１（オーステナイト−フ
ェライト２相系ステンレス鋳鋼）が使用されていた。し
かしこれらの材料は。

耐食性の点での問題は少ないが、硬さが低く。

耐摩耗性については全（考慮されていないために、最近
の腐食及び摩耗環境の苛酷化により短時間の運転で、摩
耗による補修或いは廃却を行わなければならないという
欠点が生じて来ている。一方、耐摩耗性を重視し耐食性
をいくぶんそなえた材料としては、従来高Ｏｒ系白鋳鉄
が他の摩耗部材に広（応用されている。しかし２本発明
の対象とするＰＨ８〜４のような腐食環境の厳しい場合
、このような材料においても腐食によって摩耗が著るし
く加速され摩耗速度が太き（なるという欠点が依然とし
てあった。この点に対処するため、従来の耐食材料の耐
摩耗性を向上させる方法として、５Ｏ８１１のようなオ
ーステナイト−フェライト２相ステンレス鋳鋼を６００
〜７００℃に加熱し、フェライト相の部分をシグマ相化
させることによって硬化させる材料の検討がなされてい
る。しかしこのような処理を行った材料においては材質
的に非常に脆化し、ａ器部材としての適用が制限される
ことおよびシグマ相が脆（摩耗がシグマ相の塊状脱落と
共に進行するので、硬さが高い割には耐摩耗性がほとん
ど改善されないことが判明している。

本発明は２以上のような従来の耐摩耗性、耐食性鋳鋼が
包含する欠点を是正した耐食耐摩耗鋳鋼を提供しようと
するもので、その組成が重量％でｃ　：　ｏ、　１％以
下、　８ｉ：　０．５〜１．５％、Ｍｎ：　　０．　５
　〜１．　０　　％　、Ｏｒ：２２　〜２８　　％＊　
　Ｎ＋　：　　８　　”’１５　％、　　Ｍｏ　：　　
’１．　５　〜８．　５　　％　、　　Ａｌ：　　０．
　　ｓ　　〜２．　０　　％。

残部Ｐｅ及び不純物から成り、かつフェライトの体積率
が４０〜７０％で、これを溶体化処理後４７０〜６８０
℃の析出硬化処理がされていることを特徴としている。

本発明の耐食耐摩耗鋳鋼は２相ステンレス系で、従来の
オーステナイト系鋳鋼（ｓ　ａｓ　１４　）或いは２相
ステンレス鋳鋼（ＳＣ８ＩＩ）に比べて耐食性に優れ、
かつ耐摩耗性も２〜８倍優れた材料である。

次に１本発明に於ける数値限定理由について説明すると
。

Ｃは、出来るだけ少ない方が耐食性を維持するために望
ましく、０．１９６を超えると従来の材料と同様に耐食
性が劣化する。従ってＣは０．１％以下と限定する。

Ｓｌは、有効な脱酸剤であり通常の製鋼過程に於いて、
０．５％程度は必然的に含有されるものであり、また１
５％以上含有されるとシグマ相の生成傾向を大にし、溶
体化処理過程において材料を脆化させる。従って８１は
０．５〜１５％と限定する。

Ｍｎは、　Ｓｉと同様、製鋼過程に於ける脱酸や鋳造過
程の流動性を維持させる効果及び本発明の目的とする耐
摩耗特性を発揮させるための必須元素であるＡ１を有効
に作用させるという２つの効果があるが、０．５９６以
下ではこれらの効果が発揮できなくなる。また、１，５
％以上になるとシグマ相の析出が起り易くなり、溶体化
処理における冷却速度如何−によってはシグマ相を析出
して脆化するとともに耐摩耗性を低下させる。

従って、　Ｍｎは０．５〜１．５９６と限定する。

Ｃ「は、耐食性を維持させるのに重要な元素であるが、
２２％以下では本発明所望の耐食性を得る事ができない
。また１本発明の耐食耐摩耗鋳鋼中に含有されるＮ　＋
　ｒ　Ａ　重量の影響も考慮する必要があるが、　Ｏｒ
が２８％以上となると溶体化処理時の冷却あるいは析出
硬化処理によってフェライト相がシグマ相化してしまい
耐摩耗性が劣化する。同様に、その組織中のフェライト
量が７０％をこえるため、耐摩耗性がますます劣化する
。従ってＣ「は２２〜２８％と限定する。

ＮＩｌ、ｔ　、耐食性を維持するために必要な元素であ
り、またＡ１と共にＮｉＡｌ及びＮ１ＢＡＩの金属間化
合物を形成し析出硬化によって耐摩耗性を向上させるた
めの元素であるが、８％以下では耐食性が不充分である
のに加え、フェライト量が７０％以上となり、さらに金
属間化合物の析出も不充分となるため耐摩耗性も劣化す
る。また。

１５％以上ではフェライト量が４０％以下となるため、
やはり耐摩耗性が不充分となる。従ってＮｉは８〜１５
％と限定する。

Ｍｏは＋Ｏｒとの共存によって局部腐食に対する耐食性
を著るしく向上させる元素であるが。

１５％以下では耐局部腐食性が不充分となる。

また、８．５％以上ではその効果が飽和する。従ってＭ
ｏは１．５〜８．５％と限定する。

ＡＩは２本発明の耐食耐摩耗鋳鋼の析出硬化性を与える
元素で、　Ｎｉと共にＮｉＡｌ　＊　Ｎ１ＢＡＩ等の金
属間化合物を形成し耐摩耗性を向上させるが。

０８％以下では所望の効果が得られない。また。

金属間化合物による硬化はオーステナイト相中よりもフ
ェライト相中のほうが著しいが、　ＡＩはフェライト生
成傾向が大−き（Ｏｒと相乗してフェライト量を著しく
増加させる。従って析出硬化性の点ではＡ１含有量の多
い程硬化能が大きくなるが、　ＡＩ含有量が２％以上で
は鋳造時に酸化物を形成し、湯流れ性の低下及びＡ１歩
留りの低下をひきおこしたり、フェライト相が増えすぎ
て耐摩耗性が低下する。従ってＡ１は０．８〜２％に限
定する。なお、フェライト相が増えすぎた場合、オース
テナイト生成傾向の強いＮｉを添加する方法もあるがＮ
１は非常に高価であり、また多量に必要となる。従って
経済性を失する。

フェライトの体積率は１本発明の析出硬化能の大小を決
定し、腐食雰囲気下の耐摩耗性に最も大きく影響する。

後述の第２図でも示すとおり、フェライト量が４０％以
下でも析出硬化を起こすがその程度は小さく、また摩耗
減量も大きすぎる。従って、硬度、耐摩耗性とも本発明
の耐食耐摩耗鋳鋼所望の程度に達しない。一方。

フェライト量が多い程析出硬化能は著しく大きくなるが
、７０％以上となると、第１にフェライト組織をもつ合
金の本質的な欠点、すなわち著しく脆化し易い点が顕著
となり機器部材の信頼性に欠ける事と、第２に析出硬化
処理中、あるいは溶体化処理の冷却中にシグマ相化し易
くなるという２つの点で本発明の目的とする性質をみた
さなくなる。シグマ相化すると、１つは耐食性の低下、
２つめにはシグマ相聞が脆弱になり孔食状に摩耗が進む
ので硬度の割に耐摩耗性が改良されなくなるという不利
が生ずる。従って、靭性、耐食性を有し、しかも析出硬
化によって耐摩耗性向上効果が顕著な範囲としてフェラ
イト量を４０〜７０％と限定する。

析出硬化処理温度は具体的な硬度を決定する因子で、一
般にその相が脆化しやすい場合を除いて、硬度が高くな
るに従ってその耐摩耗性も向上する。第１図は本発明合
金の析出硬化処理温度による硬度の変化を示したもので
ある。この図より２本発明の耐食耐摩耗鋳鋼としては４
７０℃以下でも６８０℃以上でも充分な硬度が得られな
いことが示されている。従って、析出硬化処理温度は４
７０〜６８０℃と限定する。

次に本発明の実施ＩＰ＋を従来合金及び比較例と共にあ
げ２本発明合金の特徴について詳述する。

第１表は、実施例としてあげた本発明合金と。

比帆材としてあげた従来合金及び参考合金の組成と前述
の結果から得られた熱処理条件とその熱処理によって得
られたフェライト体積率の測定結果を示す。また、第２
表には第１表の合金についての硬さ、靭性及び次の条件
におけるスラリー循環回転式摩耗試験の結果を示す。

ヌラリー循環回転式摩耗試験条件 スラリー組成：　ＰＨ８〜４．　ａｔ　　１５　Ｑ　Ｑ
　ｐｐｍ。

Ｐ”’５００ｐｐｍ フライアソンユ０．５重量％、珪砂 ４０重量９６（粒径８０〜５０μｍ） 周　　　　　　速　　：５ｍ／ｓｅｃ テスト時間　：４Ｑ（ｌＨｒ 参考合金１〜５は本発明の耐食耐摩耗鋳鋼に近（ＡＩ含
有量を約１．６％とした合金であるがフェライト量が限
定範囲外のものであり、参考合金６は逆にフェライト量
を６８％とした合金であるがＡ１量を０％とした限定範
囲外のものである。第２図には、参考合金１〜６及び本
発明合金の析出硬化能と腐食環境中の摩耗減量がフェラ
イト量によって変化するようすをあられしており、硬化
能はフェライト量４０％付近より急激に高まり、フェラ
イト量が増えるに従って硬さも増加する。一方、耐摩耗
性は硬さの増加とは対応せず、フェライト量６０％まで
はフェライト量が増えるに従って耐摩耗性も向上するが
。

６０％を超えるとフェライト量が増えるに従つて耐摩耗
性は逆に低下す１０これは表２に示すようにフェライト
相そのものが材質的に脆くなるとともに、フェライト相
がシグマ脆化し、孔食状に腐食と摩耗が進行することに
原因がある。

従って、第１表、第２表及び第２図から本発明合金の特
徴であるフェライト体積率を４０〜７０％とすることに
よって、充分な硬度靭性を保ちながら、しかも顕著な耐
摩耗性と耐食性を有する鋳鋼の得られることが理解でき
よう。

第１表、第２表における参考合金６〜ｌＯは。

フェライト体積率を約６０％で一定とし、その人１含有
量を変化させたものである。第８図には。

この参考合金６〜１０と２本発明のものを用いて、　Ａ
Ｉ含有量による析出硬化能と耐摩耗性の変化を示した。

これによると析出硬化性はＡ１含有量が０７％程度から
認められ、　ＡＩ量が多い程硬化の程度が大きくなる。

しかし、耐摩耗性については、硬さとは対応しておらず
、Ｈｖ８８０〜８８０程度が最も優れている。さらにＡ
Ｉを添加して硬さを高くした場合、第２表に示すように
。

材質的には非常に脆（なることとＡ１による鋳造欠陥、
　ＡＩの偏析による硬度のバラツキが起るために局部的
な腐食摩耗や孔食状の摩耗が発生し。

かえって摩耗を進行させることがわかる。従って、腐食
環境下で摩耗を受ける一場合、硬さだけでなく材料の靭
性、均質性からも大きな影響を受ける。この点において
本発明の耐食耐摩耗鋳鋼の特徴であるＡ１含有量を０．
８〜２．０％とすることにより２局部的な腐食を防止し
、腐食摩耗を均一とし、顕著に耐食性、耐摩耗性を改善
していることが理解できよう。

最後に、第１表及び第２表により、従来合金と本発明合
金との比較をおこなう。

従来合金１は、オーステナイト系合金（ＳＣＳＩ４）で
耐食性に優れ、靭性も高いが硬さが低いために全体的に
摩耗が進み２本発明のものと比較して著しく耐摩耗性が
劣る。

従来合金２は、クロムニッケル鋼鋳鋼（ＳＣＳ１１）で
従来のＪＩＳどおりの熱処理によって得た材料である。

この８０８１１は耐食性及び靭性に優れているが、硬度
が低いために全体的に摩耗が進み１本発明のものと比較
して著しく耐摩Ｉ１劣る。そこでこの８０８１１の硬度
を　１！ｊ最大とする条件を得るため、析出硬化能の温
度変化を図示したのが第１図の破線である。これによる
と、８０８１１は６００〜７００℃の加熱で本発明のも
の以上の硬度を示した。そこで。

この析出硬化処理温度での硬度、靭性、耐摩耗性を調べ
たものが、第１表、第２表の従来合金３である。その結
果、硬度は優れていたが、靭性、耐摩耗性は本発明のも
のと比較して著しく劣っている。これは、最初にのべた
とおり、従来合金８を６５０℃で熱処理すると組織がシ
グマ相化して硬度は高くなるが、脆化が著しく耐摩耗性
を低下させるためである。従来合金４は。

高Ｃ「鋳鋼で硬度が高く、広範囲な耐摩耗部材に応用さ
れている合金であるが２本発明のものと比較して靭性も
劣り、ＰＨ８〜４の酸性腐食環境では腐食が激しく摩耗
と重さなって著るしく減量が起り、かかる雰囲気下の部
材としては全く使用に耐えないことが判るであろう。

以上、記述したように１本発明の耐食耐摩耗鋳鋼は前述
の組成をなし、オーステナイト相とフェライト相の２相
組織からなり、フェライト量を４０〜７０％にコントロ
ニルし、　ＡＩを含有させ、Ｎｉ−Ａｌ系の金属間化合
物の析出硬度を起させることによって、優れた酸性腐食
環境下の耐食性と耐摩耗性をもち、硬さ、鋳造性をもそ
なえた合金で、ポンプ類のような耐食耐摩耗の特性を必
要とする鋳造部材に広（使用できるものである。

第冨表 注）ムＩＧ−１然放冷

【図面の簡単な説明】

第１図は１本発明合金の析出硬化処理温度と硬度の関係
をあられす図、第２図は１本発明の特徴を示す、フェラ
イト体積率による酸性環境下のスラリー摩耗減量及び析
出硬化能の変化を示す図で、第８図は２本発明の一つの
特徴元素であるＡ！含有量による酸性環境下の摩耗減量
及び析出硬化能の変化を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 その組成が重量％で、Ｏ：０．１％以下、Ｓｉ二０、５
   〜１．５％、　Ｍｎ　：　０．５〜１．５％＋Ｏｒ：２
   ２〜２８％、　Ｎｉ　：　８〜１５％＋Ｍｏ：１．５〜
   ８５％。 ＡＩ：０．８〜２．ｏ９６．残部Ｆｅ及び不純物からな
   り。 かつフェライトの体積率が４０〜７０％テ、溶体化処理
   後４７０〜６８０℃の析出硬化処理がされていることを
   特徴とする耐食耐摩耗鋳鋼。