JPS6133903B2 - - Google Patents
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- JPS6133903B2 JPS6133903B2 JP5293179A JP5293179A JPS6133903B2 JP S6133903 B2 JPS6133903 B2 JP S6133903B2 JP 5293179 A JP5293179 A JP 5293179A JP 5293179 A JP5293179 A JP 5293179A JP S6133903 B2 JPS6133903 B2 JP S6133903B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- plug
- carbide
- amount
- layer
- crystallized
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
- C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
- C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
- C23C8/10—Oxidising
- C23C8/16—Oxidising using oxygen-containing compounds, e.g. water, carbon dioxide
- C23C8/18—Oxidising of ferrous surfaces
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明は耐摩耗性に優れたシームレス鋼管穿孔
圧延用プラグ、ダイス、ガイドシユーなどの高温
で厳しいすべり摩擦をうけて使用される工具に関
する。 一般にシームレス鋼管圧延では丸鋼片、或い
は、角鋼片をマンネスマン方式やプレスピアシン
グ方式で穿孔した後、エロンゲータミル、プラグ
ミル、マンドレルミルなどで圧延延伸される。 これら諸圧延法のうちプラグミル圧延では芯金
の先端に固定したプラグと孔型ロールの両者の組
合せで素管の圧延延伸を行うが、プラグ表面は、
ロール下の素管内面の高温高圧力下で完全なすべ
り摩擦を受けるため、この摩擦に十分耐えること
が必要である。従つて現用のプラグミル用プラグ
材質は高温強度と高温硬さの高い耐摩耗性に優れ
た高炭素高クロム鋳鋼が使用されている。 その代表的なものには1.3〜1.5C―17Cr―2W材
や1.3〜1.8C―24Cr―3Ni鋳鋼（鉄と鋼、第50年
（1964），５，36第７号PA78〜79）があるのは周
知の通りである。 その耐久性は潤滑剤と共に使用した圧延で一般
に１個のプラグで50本前後の鋼管圧延が行なわれ
るのが現状である。しかし、ステンレス鋼管や高
張力鋼等低合金鋼の圧延では耐久性はこれより低
いのが現状である。 本発明者らは、プラグミル圧延でのプラグの損
耗がどのように進行するのかを実際の使用前後の
プラグ表面を調査解析し、又高温すべり摩耗試験
や、熱亀裂試験によるシユミレーシヨン実験を行
ない、プラグ表面層損耗機構を追究し、プラグの
耐久性を向上せしめるには、プラグ表面が高温高
圧下ですべり摩擦に耐えるプラグ母材の高温硬さ
が必須なほか、素管内面メタルとプラグ表面メタ
ルの直接接触摺動が生じないようにすることが必
要なことが判つた。即ち直接接触は焼付現象を生
ずることが明らかになつたからである。この直接
接触の場合は潤滑剤を相当量使用してもプラグの
焼付現象は発生する。 従つてその対策にはプラグ表面をタイトなクロ
マイトを主体とする直接酸化層で保護することが
非常に重要なことを見出した。一方、普通鋼圧延
では素管内面の２次酸化スケールが一部潤滑に寄
与することが考えられるが、ステンレス鋼管や低
合金鋼などの高温変形抵抗の大きいしかも２次ス
ケールの生じにくい素管を圧延する場合は素管内
面の２次スケール潤滑を期待することができない
ため更に高温硬さの高い強靭材質が必要であり同
時にプラグ表面により一層厚く且つ強い耐剥離性
の直接酸化被膜が必須であり、現用材ではなお問
題がある。 即ち、第１図に示す如く17Cr―2W系では高温
硬さがビツカース硬さでＨV50前後であり、また
24Cr―3Ni系ではＨV90前後を示すものの該工質
はCr含有量が高いほかに３％のNiを含み耐酸化
性が向上して通常の熱処理では適正厚み以上の酸
化被膜を生成せしめることが難かしく、また、特
殊鋼圧延ではなお高温硬さを高める必要がある。 この高温硬さを高める最も近道はプラグ材中の
晶出カーバイド量を増すのがよいが使用中の耐
圧、耐熱、衝撃性を下げることから共晶組織（レ
ーデブライト）として第７図に示す如く、その占
積率は20〜50％が適正なことを見出しており、晶
出カーバイド量に制限を受ける。一方晶出カーバ
イド自体のカーバイド形態を変える方法があり、
高温硬さを向上せしめる手段としてCr7C3を主体
（17Cr―2W系）（Archiv ｆ¨ｕｒ das Eisenh¨ｕ
ttenwesen；29Jahr Heft3―Ｍ¨ａrz 1958 Ｐ―
196）とするか、Cr23C6を主体とするかで追究す
ると前者が好特性をもつが第２図に示す如くCr
を上げずにＣ量を上げる形となり、また晶出カー
バイド量が前述の如き量に制限されるので限界が
あり現用の1.5C―17Cr―2W組成に納まつてしま
う。一方、後者もＣ量に制限をうける。 しかし、圧延温度における両種カーバイド硬さ
の差は被圧延材よりはるかに高いことを考慮する
と、カーバイド形態そのものよりも適正晶出カー
バイド量と基地の強化で全組織の硬さを向上せし
めるのが有利なことを見出した。 この点を追究し、晶出カーバイドはCr23C6主体
とし、且つ晶出組織を最も微細にし得るＣとCr
の関係；Cr％＝12＋7.7C％を用い、晶出Cr23C6
カーバイドと基地に析出カーバイドを多量に生ぜ
しめたオーステナイト組織とすることが有利なこ
とが判つた。 この基地強化はCr含有量の増大だけでも大き
いことは、第１図の800℃における24Cr―3Ni系
現用プラグ材の硬さが17Cr―2W系のそれよりも
ＨV30前後高いことからも明らかである。また、
本発明材質の高温における晶出カーバイド組成と
基地組織がCr23C6とオーステナイトにあることは
第２図から明らかである。 しかしながら24Cr―3Ni材は通常の熱処理によ
つてプラグ表面に厚い直接酸化被膜を生成せしめ
ることが難かしく、大気中での1100℃の如熱では
第５図に示す如く６時間以上の加熱を行つても20
μ前後であり、晶出カーバイドの多いところはな
お酸化しにくい。これはCr含有量が高く３％の
Niを含むオーステナイト基地であるため表面の
Cr酸化が不動態被膜的効果を現わすことによる
とみられ、従つて、プラグ表面に十分な酸化被膜
を生成せしめるには、化学成分系を検討する必要
があり、本発明者らは、先づNiの影響を追究し
Niについては直接酸化スケールを母材境界に密
着せしめるNi量は0.2％程度から1.5％程度迄であ
り２％以上になると直接酸化層の密着には有効で
あるが逆に表面酸化を阻止する作用が大きくなり
添加量は基地の強化と直接酸化層の密着効果の両
者から２％が上限であることを見出した。 更に本発明者らは1000〜1100℃の大気中におけ
る熱処理温度でプラグ表面の酸化が容易に進み、
必要な厚みの、しかもタイトな酸化被膜が生成す
るような元素の添加と該添加元素が同時にプラグ
材の高温強度と硬さをも上昇せしめることを目的
に各種諸元素の添加研究を行い、Mo，Ｖ，Ｗの
添加が有利なことを見出した。即ち、これら諸元
素は酸化条件で酸化物になるとその酸化物の蒸気
圧が高くなり、1000〜1100℃の熱処理温度で昇華
が進行し、MoO，MoO3，V2O5，WO2，WO3な
どが生成してプラグ界面酸化が促進される。 これらＷ，Mo，Ｖなどの酸化昇華は界面の
Cr2O3による不動態的酸化膜状態を破壊し、プラ
グの表面酸化を促進せしめる作用をするわけでそ
の効果は第３図および第４図に示す如くである。
なおこれらの本発明材と従来材の化学成分の１例
を表１に示す。
圧延用プラグ、ダイス、ガイドシユーなどの高温
で厳しいすべり摩擦をうけて使用される工具に関
する。 一般にシームレス鋼管圧延では丸鋼片、或い
は、角鋼片をマンネスマン方式やプレスピアシン
グ方式で穿孔した後、エロンゲータミル、プラグ
ミル、マンドレルミルなどで圧延延伸される。 これら諸圧延法のうちプラグミル圧延では芯金
の先端に固定したプラグと孔型ロールの両者の組
合せで素管の圧延延伸を行うが、プラグ表面は、
ロール下の素管内面の高温高圧力下で完全なすべ
り摩擦を受けるため、この摩擦に十分耐えること
が必要である。従つて現用のプラグミル用プラグ
材質は高温強度と高温硬さの高い耐摩耗性に優れ
た高炭素高クロム鋳鋼が使用されている。 その代表的なものには1.3〜1.5C―17Cr―2W材
や1.3〜1.8C―24Cr―3Ni鋳鋼（鉄と鋼、第50年
（1964），５，36第７号PA78〜79）があるのは周
知の通りである。 その耐久性は潤滑剤と共に使用した圧延で一般
に１個のプラグで50本前後の鋼管圧延が行なわれ
るのが現状である。しかし、ステンレス鋼管や高
張力鋼等低合金鋼の圧延では耐久性はこれより低
いのが現状である。 本発明者らは、プラグミル圧延でのプラグの損
耗がどのように進行するのかを実際の使用前後の
プラグ表面を調査解析し、又高温すべり摩耗試験
や、熱亀裂試験によるシユミレーシヨン実験を行
ない、プラグ表面層損耗機構を追究し、プラグの
耐久性を向上せしめるには、プラグ表面が高温高
圧下ですべり摩擦に耐えるプラグ母材の高温硬さ
が必須なほか、素管内面メタルとプラグ表面メタ
ルの直接接触摺動が生じないようにすることが必
要なことが判つた。即ち直接接触は焼付現象を生
ずることが明らかになつたからである。この直接
接触の場合は潤滑剤を相当量使用してもプラグの
焼付現象は発生する。 従つてその対策にはプラグ表面をタイトなクロ
マイトを主体とする直接酸化層で保護することが
非常に重要なことを見出した。一方、普通鋼圧延
では素管内面の２次酸化スケールが一部潤滑に寄
与することが考えられるが、ステンレス鋼管や低
合金鋼などの高温変形抵抗の大きいしかも２次ス
ケールの生じにくい素管を圧延する場合は素管内
面の２次スケール潤滑を期待することができない
ため更に高温硬さの高い強靭材質が必要であり同
時にプラグ表面により一層厚く且つ強い耐剥離性
の直接酸化被膜が必須であり、現用材ではなお問
題がある。 即ち、第１図に示す如く17Cr―2W系では高温
硬さがビツカース硬さでＨV50前後であり、また
24Cr―3Ni系ではＨV90前後を示すものの該工質
はCr含有量が高いほかに３％のNiを含み耐酸化
性が向上して通常の熱処理では適正厚み以上の酸
化被膜を生成せしめることが難かしく、また、特
殊鋼圧延ではなお高温硬さを高める必要がある。 この高温硬さを高める最も近道はプラグ材中の
晶出カーバイド量を増すのがよいが使用中の耐
圧、耐熱、衝撃性を下げることから共晶組織（レ
ーデブライト）として第７図に示す如く、その占
積率は20〜50％が適正なことを見出しており、晶
出カーバイド量に制限を受ける。一方晶出カーバ
イド自体のカーバイド形態を変える方法があり、
高温硬さを向上せしめる手段としてCr7C3を主体
（17Cr―2W系）（Archiv ｆ¨ｕｒ das Eisenh¨ｕ
ttenwesen；29Jahr Heft3―Ｍ¨ａrz 1958 Ｐ―
196）とするか、Cr23C6を主体とするかで追究す
ると前者が好特性をもつが第２図に示す如くCr
を上げずにＣ量を上げる形となり、また晶出カー
バイド量が前述の如き量に制限されるので限界が
あり現用の1.5C―17Cr―2W組成に納まつてしま
う。一方、後者もＣ量に制限をうける。 しかし、圧延温度における両種カーバイド硬さ
の差は被圧延材よりはるかに高いことを考慮する
と、カーバイド形態そのものよりも適正晶出カー
バイド量と基地の強化で全組織の硬さを向上せし
めるのが有利なことを見出した。 この点を追究し、晶出カーバイドはCr23C6主体
とし、且つ晶出組織を最も微細にし得るＣとCr
の関係；Cr％＝12＋7.7C％を用い、晶出Cr23C6
カーバイドと基地に析出カーバイドを多量に生ぜ
しめたオーステナイト組織とすることが有利なこ
とが判つた。 この基地強化はCr含有量の増大だけでも大き
いことは、第１図の800℃における24Cr―3Ni系
現用プラグ材の硬さが17Cr―2W系のそれよりも
ＨV30前後高いことからも明らかである。また、
本発明材質の高温における晶出カーバイド組成と
基地組織がCr23C6とオーステナイトにあることは
第２図から明らかである。 しかしながら24Cr―3Ni材は通常の熱処理によ
つてプラグ表面に厚い直接酸化被膜を生成せしめ
ることが難かしく、大気中での1100℃の如熱では
第５図に示す如く６時間以上の加熱を行つても20
μ前後であり、晶出カーバイドの多いところはな
お酸化しにくい。これはCr含有量が高く３％の
Niを含むオーステナイト基地であるため表面の
Cr酸化が不動態被膜的効果を現わすことによる
とみられ、従つて、プラグ表面に十分な酸化被膜
を生成せしめるには、化学成分系を検討する必要
があり、本発明者らは、先づNiの影響を追究し
Niについては直接酸化スケールを母材境界に密
着せしめるNi量は0.2％程度から1.5％程度迄であ
り２％以上になると直接酸化層の密着には有効で
あるが逆に表面酸化を阻止する作用が大きくなり
添加量は基地の強化と直接酸化層の密着効果の両
者から２％が上限であることを見出した。 更に本発明者らは1000〜1100℃の大気中におけ
る熱処理温度でプラグ表面の酸化が容易に進み、
必要な厚みの、しかもタイトな酸化被膜が生成す
るような元素の添加と該添加元素が同時にプラグ
材の高温強度と硬さをも上昇せしめることを目的
に各種諸元素の添加研究を行い、Mo，Ｖ，Ｗの
添加が有利なことを見出した。即ち、これら諸元
素は酸化条件で酸化物になるとその酸化物の蒸気
圧が高くなり、1000〜1100℃の熱処理温度で昇華
が進行し、MoO，MoO3，V2O5，WO2，WO3な
どが生成してプラグ界面酸化が促進される。 これらＷ，Mo，Ｖなどの酸化昇華は界面の
Cr2O3による不動態的酸化膜状態を破壊し、プラ
グの表面酸化を促進せしめる作用をするわけでそ
の効果は第３図および第４図に示す如くである。
なおこれらの本発明材と従来材の化学成分の１例
を表１に示す。
【表】
これらの本発明材を1100℃に加熱し蒸気を導入
して表面酸化を行うと、第４図に示すエレクトロ
ンプローベマイクロアナライザー線分析結果の如
く、生成する直接酸化層は母材基地と生成スケー
ル境界面にNi，Mo，Cr，Ｗ等合金元素を富化し
直接酸化層はCr2O3，FeO，WO2，MoO，
MoO3，Ni微粒，NiOなどを含むクロマイト主体
の酸化層を形成し、その厚みは第５図に示す如く
24Cr―3Ni材の数倍になり、しかも水蒸気中で処
理すると３時間程度の熱処理で100μの直接酸化
層が得られることがわかる。これらはNiを１％
前後含むため母材基地への密着性は良好で、
17Cr―2W材のNiを含まない現用材に比べ非常に
有利となる。 このような水蒸気中の加熱処理で酸化処理を行
つた工具表面のMoO3は780℃で溶融或いは昇華
しWO2は850℃程度より昇華現象を起す。又Ｖも
V2O5の如き高級酸化物になると圧延温度で昇華
溶融する傾向を有する。従つて、これら諸元素の
添加量はその酸化物の特性から多い程よく、Ｗ及
びＶは１％以上、Moは２％以上が必要である。
しかし又上限は材質に及ぼすその効果と経済的な
観点からＷは３％、Ｖは５％、Moは７％程度で
ある。これら諸元素の含有量は被圧延材質によつ
て変えるのが望ましくステンレス鋼圧延では、
Moは５〜６％の高目が有利である。ＣはCr23C6
晶出カーバイド組織の占積率が20〜50％に制限さ
れるため１〜２％に抑えられ、その適正値は1.4
〜1.6％がよい。Ｗ，Mo，Ｖを２元素以上加える
場合は、その合計が少なくとも１％以上とし、好
ましくは２％から３％を加えるのがよい。Moを
加える場合は、３％から５％程度まで加え他元素
を１〜２％加えたものは特にステンレス鋼等の圧
延に適する。ＶもMoと同様で２〜３％加え、他
元素を２〜３％加え、添加量合計が５％程度がよ
い。 なお、工具の表面酸化処理促進には高温におけ
る水蒸気吹込みの他に工具に二酸化マンガンや炭
酸ソーダなどの固形酸化剤を塗布したり、或いは
熱処理雰囲気を工具表面の腐食促進雰囲気に変え
る方法などがあることは言うまでもないが、水蒸
気吹込みが最も低廉で安易な方法である。 次に本発明材の高温における耐摩耗性の１例を
説明する。第６図は第１表に示した成分の本発明
材から採片加工した、10mm厚み、50mm径の円板を
700℃に加熱し、これに950℃に加熱した普通鋼円
板を20Kg／mm2の荷重で加圧し40％のすべり率で１
ｍ／secの周速度により転動させた時の摩耗曲線
である。これから明らかなように、耐摩耗性は現
用プラグ材に比べ非常に良好なことがわかる。ま
た、一般に良好な耐摩耗材料として知られる
AISI440Cや2.5C―17Cr―3Mo材よりも優れてい
る。これは本発明材のＣとCrの最適バランスに
よるCr23C6の微細晶出組織とその晶出カーバイド
組織の占積率、40％およびＷ，Mo，Ｖなど第３
元素の添加による基地の強化と適正厚みのタイト
な直接酸化被膜の生成によるものである。なお、
これら耐摩耗試験片は1100℃で３時間加熱し放冷
したもので常温硬さは低いが高温硬さは800℃で
ＨV100以上にあることが特徴である。 また、第７図は、M23C6を主体とする晶出炭化
物占積率と、工具鋼の圧潰強度との相関を示すも
のである。たとえば工具鋼をプラグミルにおける
プラグとして使用する場合の２％以下の変形率下
での所要強度40Kg／mm2を超える強度を得るには、
M23C6を主体とする晶出炭化物の占積率が20〜40
％であることが適正であることが明らかである。
して表面酸化を行うと、第４図に示すエレクトロ
ンプローベマイクロアナライザー線分析結果の如
く、生成する直接酸化層は母材基地と生成スケー
ル境界面にNi，Mo，Cr，Ｗ等合金元素を富化し
直接酸化層はCr2O3，FeO，WO2，MoO，
MoO3，Ni微粒，NiOなどを含むクロマイト主体
の酸化層を形成し、その厚みは第５図に示す如く
24Cr―3Ni材の数倍になり、しかも水蒸気中で処
理すると３時間程度の熱処理で100μの直接酸化
層が得られることがわかる。これらはNiを１％
前後含むため母材基地への密着性は良好で、
17Cr―2W材のNiを含まない現用材に比べ非常に
有利となる。 このような水蒸気中の加熱処理で酸化処理を行
つた工具表面のMoO3は780℃で溶融或いは昇華
しWO2は850℃程度より昇華現象を起す。又Ｖも
V2O5の如き高級酸化物になると圧延温度で昇華
溶融する傾向を有する。従つて、これら諸元素の
添加量はその酸化物の特性から多い程よく、Ｗ及
びＶは１％以上、Moは２％以上が必要である。
しかし又上限は材質に及ぼすその効果と経済的な
観点からＷは３％、Ｖは５％、Moは７％程度で
ある。これら諸元素の含有量は被圧延材質によつ
て変えるのが望ましくステンレス鋼圧延では、
Moは５〜６％の高目が有利である。ＣはCr23C6
晶出カーバイド組織の占積率が20〜50％に制限さ
れるため１〜２％に抑えられ、その適正値は1.4
〜1.6％がよい。Ｗ，Mo，Ｖを２元素以上加える
場合は、その合計が少なくとも１％以上とし、好
ましくは２％から３％を加えるのがよい。Moを
加える場合は、３％から５％程度まで加え他元素
を１〜２％加えたものは特にステンレス鋼等の圧
延に適する。ＶもMoと同様で２〜３％加え、他
元素を２〜３％加え、添加量合計が５％程度がよ
い。 なお、工具の表面酸化処理促進には高温におけ
る水蒸気吹込みの他に工具に二酸化マンガンや炭
酸ソーダなどの固形酸化剤を塗布したり、或いは
熱処理雰囲気を工具表面の腐食促進雰囲気に変え
る方法などがあることは言うまでもないが、水蒸
気吹込みが最も低廉で安易な方法である。 次に本発明材の高温における耐摩耗性の１例を
説明する。第６図は第１表に示した成分の本発明
材から採片加工した、10mm厚み、50mm径の円板を
700℃に加熱し、これに950℃に加熱した普通鋼円
板を20Kg／mm2の荷重で加圧し40％のすべり率で１
ｍ／secの周速度により転動させた時の摩耗曲線
である。これから明らかなように、耐摩耗性は現
用プラグ材に比べ非常に良好なことがわかる。ま
た、一般に良好な耐摩耗材料として知られる
AISI440Cや2.5C―17Cr―3Mo材よりも優れてい
る。これは本発明材のＣとCrの最適バランスに
よるCr23C6の微細晶出組織とその晶出カーバイド
組織の占積率、40％およびＷ，Mo，Ｖなど第３
元素の添加による基地の強化と適正厚みのタイト
な直接酸化被膜の生成によるものである。なお、
これら耐摩耗試験片は1100℃で３時間加熱し放冷
したもので常温硬さは低いが高温硬さは800℃で
ＨV100以上にあることが特徴である。 また、第７図は、M23C6を主体とする晶出炭化
物占積率と、工具鋼の圧潰強度との相関を示すも
のである。たとえば工具鋼をプラグミルにおける
プラグとして使用する場合の２％以下の変形率下
での所要強度40Kg／mm2を超える強度を得るには、
M23C6を主体とする晶出炭化物の占積率が20〜40
％であることが適正であることが明らかである。
第１図は本発明材と従来材との試験温度におけ
る硬さの関係を示す図、第２図は高温における晶
出カーバイド組成と基地組織に関するCr含有量
とＣ含有量の関係を示す図、第３図はプラグの表
面酸化層の断面組織を示す顕微鏡写真図、第４図
は本発明材の酸化層のエレクトロンプローベマイ
クロアナライザー分析結果を示す図、第５図は直
接酸化層厚みと加熱時間の関係を示す図、第６図
は摩耗減量とすべり転動数、すべり距離の関係を
示す図、第７図は圧潰強度と共晶組織の占積率と
の関係を示す図である。
る硬さの関係を示す図、第２図は高温における晶
出カーバイド組成と基地組織に関するCr含有量
とＣ含有量の関係を示す図、第３図はプラグの表
面酸化層の断面組織を示す顕微鏡写真図、第４図
は本発明材の酸化層のエレクトロンプローベマイ
クロアナライザー分析結果を示す図、第５図は直
接酸化層厚みと加熱時間の関係を示す図、第６図
は摩耗減量とすべり転動数、すべり距離の関係を
示す図、第７図は圧潰強度と共晶組織の占積率と
の関係を示す図である。
Claims (1)
- １ Ｃ；１〜２％，Cr；19超〜28％であつて、
CrとＣの関係が、Cr％＝12＋7.7C％±1.0％であ
り、Ni；0.2〜２％含み、これにＷ，Mo，Ｖのう
ち何れか１成分を、Ｗの場合は３％以下、Moの
場合は７％以下、Ｖの場合は５％以下の範囲であ
つて２成分以上を含む場合はＷ，Mo，Ｖのうち
２成分以上が１〜７％の範囲に入るように加えた
工具鋼に、厚さ20μｍ以上の、クロマイトを主体
としＷ，MoまたはＶの酸化物を含む直接酸化層
を形成するとともに、この直接酸化層と工具素地
との間に、Cr，ＷはＶの炭化物を含みNiの富化
した合金濃縮層の一部が前記直接酸化層に喰い込
んだ表層を形成せしめたことを特徴とする耐摩耗
性に優れた工具材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5293179A JPS55145179A (en) | 1979-04-28 | 1979-04-28 | Tool material excellent in wear resistance |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5293179A JPS55145179A (en) | 1979-04-28 | 1979-04-28 | Tool material excellent in wear resistance |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55145179A JPS55145179A (en) | 1980-11-12 |
| JPS6133903B2 true JPS6133903B2 (ja) | 1986-08-05 |
Family
ID=12928580
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5293179A Granted JPS55145179A (en) | 1979-04-28 | 1979-04-28 | Tool material excellent in wear resistance |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS55145179A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04109424U (ja) * | 1991-03-04 | 1992-09-22 | 三菱自動車工業株式会社 | デイーゼルエンジン |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| MY146096A (en) * | 2005-08-02 | 2012-06-29 | Honda Motor Co Ltd | Layered fe-based alloy and method for producing the same |
| JP4829026B2 (ja) * | 2005-08-02 | 2011-11-30 | 本田技研工業株式会社 | 有層Ｆｅ基合金の製造方法 |
| JP6678426B2 (ja) * | 2015-10-20 | 2020-04-08 | 新報国製鉄株式会社 | 耐熱耐摩耗鋳鉄 |
| JP7841472B2 (ja) * | 2023-04-11 | 2026-04-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 固定式ガイドシュー、これを備える傾斜圧延機および継目無鋼管の製造方法 |
-
1979
- 1979-04-28 JP JP5293179A patent/JPS55145179A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04109424U (ja) * | 1991-03-04 | 1992-09-22 | 三菱自動車工業株式会社 | デイーゼルエンジン |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55145179A (en) | 1980-11-12 |
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