(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
主成分たる鉄（Ｆｅ）に、Ｃ：０．６〜４．０重量％、Ｖ：４〜１５重量％をそれぞれ含有させ、更に以下の（Ａ）及び（Ｂ）に記載の成分を各々配合させ、気泡化反応温度である１６７３〜１９５０Ｋで溶解を行うことにより、積極的に溶湯中にガス（水素）気泡の微細な球状空間を略均一に分散させて、その球状空間に共有結合性の球状バナジウム炭化物を晶出させてなることを特徴とするステンレス球状炭化物鋳鉄材料。
（Ａ）ガス（水素）気泡補助材として、Ｐ：０．０１〜０．１５重量％、Ｓ：０．０１〜０．０５重量％、Ａｌ：０．０５〜１．０重量％、Ｍｇ：０．０１〜０．２重量％。
（Ｂ）耐食マトリックス形成材として、Ｓｉ：０．２〜４．５重量％、Ｃｒ：１３〜３０重量％、Ｍｎ：０．２〜３．０重量％、Ｎｉ及び／又はＣｏ：４〜１５重量％。
【請求項２】
主成分たる鉄（Ｆｅ）に、Ｃ：０．６〜４．０重量％、Ｖ：４〜１５重量％をそれぞれ含有させ、更に以下の（Ａ）乃至（Ｃ）に記載の成分を各々配合させ、気泡化反応温度である１６７３〜１９５０Ｋで溶解を行うことにより、積極的に溶湯中にガス（水素）気泡の微細な球状空間を略均一に分散させて、その球状空間に共有結合性の球状バナジウム炭化物を晶出させてなることを特徴とするステンレス球状炭化物鋳鉄材料。
（Ａ）ガス（水素）気泡補助材として、Ｐ：０．０１〜０．１５重量％、Ｓ：０．０１〜０．０５重量％、Ａｌ：０．０５〜１．０重量％、Ｍｇ：０．０１〜０．２重量％。
（Ｂ）耐食マトリックス形成材として、Ｓｉ：０．２〜４．５重量％、Ｃｒ：１３〜３０重量％、Ｍｎ：０．２〜３．０重量％、Ｎｉ及び／又はＣｏ：４〜１５重量％。
（Ｃ）ガス（水素）気泡安定材として、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属のうちの１種以上の合金元素：０．１〜１．５重量％。
【請求項３】
前記ステンレス球状炭化物鋳鉄材料に、（ａ）Ｍｏ：０．０５〜１５％、（ｂ）Ｔｉ：０．０１〜５％、（ｃ）Ｂ：０．０１〜２％、（ｄ）Ｃｕ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙのうちの少なくとも２種以上の合金元素０．２〜５％、の（ａ）〜（ｄ）の添加物の中から選択された一以上の添加物を混合してなることを特徴とする請求項１又は２に記載のステンレス球状炭化物鋳鉄材料。
【請求項４】
前記ステンレス球状炭化物鋳鉄材料に、（ａ）Ｍｏ：０．０５〜５％、（ｂ）Ｔｉ：０．０１〜１．０％、（ｃ）Ｂ：０．０１〜０．５％、（ｄ）Ｃｕ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙのうちの少なくとも２種以上の合金元素０．２〜１０％、の（ａ）〜（ｄ）の添加物の中から選択された一以上の添加物を混合してなることを特徴とする請求項１又は２に記載のステンレス球状炭化物鋳鉄材料。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はステンレス球状炭化物鋳鉄材料に係り、その目的は、低温の溶解温度で球状バナジウム炭化物のみを晶出させた、耐食性、耐熱性、耐摩耗性、靱性、加工性といった特性を兼ね備えるステンレス球状炭化物鋳鉄材料の提供にある。
【０００２】
【従来の技術】
産業技術の発展に伴い、そこで使用される装置等の使用環境は極めて苛酷なものとなってきており、その素材には、強度、耐熱性、耐摩耗性、耐食性、加工性のより一層の向上が要求されている。たとえば、エンジニアリングプラスチックの射出成形の分野では、樹脂成形体の強度や難燃性、耐摩耗性等を向上させるためにセラミックスや樹脂中にＦＲＰなどの補強材や各種添加剤が添加されている。この結果、セラミックスは脆弱で樹脂成形体系はシリンダ樹脂中の補強材により摩耗しやすく、しかも添加剤から発生する強腐食性ガスにより腐食しやすくなっている。また、自動車などの各種産業において製造される部品の形状も複雑化して部品製造装置の摩耗は従来よりも著しいものとなっている。
このように産業の高度化に伴い、そこで使用される装置等の使用環境は極めて苛酷なものとなってきており、その素材には、強度、耐熱性、耐摩耗性、耐食性、加工性の従来以上の向上が要求されている。
【０００３】
先ず、優れた耐摩耗性を得るには、硬い鋳鉄である白鋳鉄の利用が考えられる。しかしながら、この白鋳鉄はその組織中に黒鉛が存在せず、パーライト及びセメンタイトから形成されるために非常に脆いという欠点を有している。従って、白鋳鉄の利用により、優れた耐摩耗性を得るのは困難である。そこで、白鋳鉄の欠点を克服した、靱性のある球状黒鉛鋳鉄の利用が以前より試みられている。
【０００４】
球状黒鉛鋳鉄は、その組織中に晶出する片状黒鉛の形状が球状化されているため、優れた靱性を有している。これは、金属素材組織中の晶出物の形状が靱性に大きな影響を与えるためである。つまり、通常、晶出物の形状は非金属的な性質が強いと共有結合又は静電結合、即ち有面（ｆａｃｅｔ）となって常に板状となる。この場合、靱性は弱い。逆に金属的な性質が強いと金属結合、即ち非有面（ｎｏｎｆａｃｅｔ）粒状又は球状のデンドライトとなり、この場合、外部から衝撃を受けても力が分散されるため靱性は強い。球状黒鉛鋳鉄の場合、マグネシウム（Ｍｇ）が０．０４％以上配合されることで、鋳鉄組織中に晶出する片状黒鉛の形状が球状化されるために優れた靱性を有している。しかし強靱性と耐摩耗性を共存させることは困難である。
一方、本発明者らは、既に特願平９−３０７９５１号において、鋳鉄組織中に球状又は粒状ＶＣ系炭化物及びＦｅＣｒ系炭化物を晶出させることで、耐摩耗性及び耐衝撃性に優れた合金鋳鉄を得ることができることを見出している。
さらに、本発明者らは、特願平１１−１２２８６１号において、球状又は粒状ＶＣ系炭化物をオーステナイト中に析出させることで、耐摩耗性、耐食性及び耐衝撃性に優れた合金鋳鉄を得ることができることを見出している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記球状黒鉛鋳鉄は耐摩耗性及び靱性には優れているが、耐食性に劣るという欠点を有していた。特願平９−３０７９５１号に記載の合金鋳鉄は組織中に球状又は粒状ＶＣ系炭化物及びＦｅＣｒ系炭化物が晶出するために、耐摩耗性及び耐衝撃性には優れているものの、耐食性及び耐熱性が若干劣るという欠点を有していた。また、特願平１１−１２２８６１号に記載の合金鋳鉄は、ＶＣ系炭化物のみを晶出するために、特願平９−３０７９５１号に記載の合金鋳鉄に比べて優れた性質を有しているものの、組織中に球状ＶＣ系炭化物に加えて粒状ＶＣ系炭化物も同時に晶出するために、その性質は充分に満足できるものではなく、耐摩耗性、靱性、耐食性、耐熱性、加工性を併せ持った鋳鉄材料の創出が望まれていた。
【０００６】
そこで、本発明者らは、合金鋳鉄に関する鋭意研究をさらに続けたところ、球状ＶＣ炭化物のみを晶出させることにより、耐摩耗性及び靱性を付与するだけでなく、ステンレス鋳鋼に匹敵する優れた耐食性及び耐熱性も付与することができ、しかも優れた加工性を有することを、また必須成分以外に特定の添加物を特定量配合することにより耐食性または耐熱性をさらに向上させることができることを見出し本発明の完成に至った。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
即ち、請求項１に係る発明は、主成分たる鉄（Ｆｅ）に、Ｃ：０．６〜４．０重量％、Ｖ：４〜１５重量％をそれぞれ含有させ、更に以下の（Ａ）及び（Ｂ）に記載の成分を各々配合させ、気泡化反応温度である１６７３〜１９５０Ｋで溶解を行うことにより、積極的に溶湯中にガス（水素）気泡の微細な球状空間を略均一に分散させて、その球状空間に共有結合性の球状バナジウム炭化物を晶出させてなることを特徴とするステンレス球状炭化物鋳鉄材料に関する。
（Ａ）ガス（水素）気泡補助材として、Ｐ：０．０１〜０．１５重量％、Ｓ：０．０１〜０．０５重量％、Ａｌ：０．０５〜１．０重量％、Ｍｇ：０．０１〜０．２重量％。
（Ｂ）耐食マトリックス形成材として、Ｓｉ：０．２〜４．５重量％、Ｃｒ：１３〜３０重量％、Ｍｎ：０．２〜３．０重量％、Ｎｉ及び／又はＣｏ：４〜１５重量％。
請求項２に係る発明は、主成分たる鉄（Ｆｅ）に、Ｃ：０．６〜４．０重量％、Ｖ：４〜１５重量％をそれぞれ含有させ、更に以下の（Ａ）乃至（Ｃ）に記載の成分を各々配合させ、気泡化反応温度である１６７３〜１９５０Ｋで溶解を行うことにより、積極的に溶湯中にガス（水素）気泡の微細な球状空間を略均一に分散させて、その球状空間に共有結合性の球状バナジウム炭化物を晶出させてなることを特徴とするステンレス球状炭化物鋳鉄材料に関する。
（Ａ）ガス（水素）気泡補助材として、Ｐ：０．０１〜０．１５重量％、Ｓ：０．０１〜０．０５重量％、Ａｌ：０．０５〜１．０重量％、Ｍｇ：０．０１〜０．２重量％。
（Ｂ）耐食マトリックス形成材として、Ｓｉ：０．２〜４．５重量％、Ｃｒ：１３〜３０重量％、Ｍｎ：０．２〜３．０重量％、Ｎｉ及び／又はＣｏ：４〜１５重量％。
（Ｃ）ガス（水素）気泡安定材として、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属のうちの１種以上の合金元素：０．１〜１．５重量％。
請求項３に係る発明は、前記ステンレス球状炭化物鋳鉄材料に、（ａ）Ｍｏ：０．０５〜１５％、（ｂ）Ｔｉ：０．０１〜５％、（ｃ）Ｂ：０．０１〜２％、（ｄ）Ｃｕ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙのうちの少なくとも２種以上の合金元素０．２〜５％、の（ａ）〜（ｄ）の添加物の中から選択された一以上の添加物を混合してなることを特徴とする請求項１又は２に記載のステンレス球状炭化物鋳鉄材料に関する。
請求項４に係る発明は、前記ステンレス球状炭化物鋳鉄材料に、（ａ）Ｍｏ：０．０５〜５％、（ｂ）Ｔｉ：０．０１〜１．０％、（ｃ）Ｂ：０．０１〜０．５％、（ｄ）Ｃｕ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙのうちの少なくとも２種以上の合金元素０．２〜１０％、の（ａ）〜（ｄ）の添加物の中から選択された一以上の添加物を混合してなることを特徴とする請求項１又は２に記載のステンレス球状炭化物鋳鉄材料に関する。
これらの発明を提供することにより上記の課題を悉く解決する。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係るステンレス球状炭化物鋳鉄材料について詳述する。本発明に係るステンレス球状炭化物鋳鉄材料は、量子力学を基本概念として分子軌道法により導いた「量子的ゆらぎ」により系の安定、不安定を判定する。これに基づき合金組成と反応温度を決定するとともに気泡源成分を共存させ、気泡化反応温度である１６７３〜１９５０Ｋの溶解温度において、気泡補助剤の働きにより積極的に溶湯中にガス（水素）気泡の微細な球状空間を分散させて、その球状空間に共有結合性の球状バナジウム炭化物を優先的に晶出させた後、凝固する方法により、球状バナジウム炭化物を耐食マトリックス中に均一に分散させる。これにより、金属組成を有する加工性、耐久性に優れたステンレス球状炭化物鋳鉄材料が得られる。そして、主成分たる鉄（Ｆｅ）にＣ、Ｖ、気泡補助材として、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｇ、気泡安定材としてＣａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属、耐食マトリックス形成材として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎが含有され、その組織中に球状バナジウム炭化物が略均一に分散されてなることを特徴とする。
【０００９】
尚、以下特に断りのない場合、含有量は重量％である。また、本明細書における「球状」とは、その形状が幾何学概念である「球状」のことであって、金属組織学における「粒状」、「塊状」とは区別される。本発明者らは「粒状」又は「塊状」の炭化物ではなく、「球状」の炭化物が均一に分散したステンレス球状炭化物鋳鉄材料を提供する。図１乃至３に幾何学概念における「球状」の一例を示す。また図４乃至６に金属組織学における「粒状」又は「塊状」の一例を示す。
【００１０】
球状炭化物を生成するためには、合金組成及び溶解方法が重要とされる。この理由は、鋳鉄を普通に溶解すると、平板状のＭ７Ｃ３型炭化物が生成して、球状炭化物は生成しないからである。平板状のＭ７Ｃ３型炭化物の生成を抑制して、球状炭化物を生成するためには、高温溶解を行えばよい。低温では平板状のＭ７Ｃ３型炭化物が生成する。一方、高温では新しい球状炭化物が生成して、平板状のＭ７Ｃ３型炭化物の生成は抑制される。高温溶解により生成する新しい球状炭化物はバナジウム炭化物（以下、ＶＣ炭化物という）である。
【００１１】
高温溶解により球状ＶＣ炭化物が生成する理由は、合金系の安定性を量子力学的に評価することによって説明することができる。さらに合金系の安定性は、「凝集エネルギー」と「エネルギーのゆらぎ」を計算することによって説明することができる。
「凝集エネルギー」は系の全エネルギーから孤立原子のエネルギーの和を差し引くことで求めることができる。尚、孤立原子のエネルギー自体は各電子のイオン化エネルギーの和として求められる。
「エネルギーのゆらぎ」（ΔE）は、次式１（化１）に示すように、基底状態において電子の詰まっている最もエネルギーの高い軌道（HOMO）のエネルギーを基準として、電子が詰まっていない空軌道全ての軌道エネルギー（En）の標準偏差として求められる。（但し、電子の励起される確率はギプス分布に従うものとする。）
【００１２】
【化１】
0003710053.tif 000002
（尚、式中、ΔEはエネルギーのゆらぎ、Enは軌道エネルギー、＜En＞は軌道ネルギーの平均値である。）
【００１３】
「凝集エネルギー」が系の静的な安定性を表しているのに対し、このように定義される「エネルギーのゆらぎ」（ΔE）は、電子の励起されやすさ、即ち、反応性（活動度）を表しているものと考えられる。
これらを具体的に計算するには、シュレーディンガーの波動方程式ΗΨ＝ΕΨを拡張ヒュッケル法を用いてコンピュターによる数値計算を行えばよい。Ｆｅ原子数89個のクラスターにおいて、Ｆｅ原子をランダムにＶやＣｒで置換したときの、凝集エネルギーとエネルギーのゆらぎの計算結果をそれぞれ図７、図８に示す。
この結果によると、Ｆｅ原子をランダムにＶやＣｒで置換すると「凝集エネルギー」が除々に変化することが分かる。また、「エネルギーのゆらぎ」は、温度が上昇するにつれて大きくなることが分かる。さらに、ＦｅにＣｒを加えた場合に比べ、ＦｅにＶを加えた場合では、高温で急速にエネルギーのゆらぎが大きくなることが分かる。これは、Ｆｅ−Ｖ二元系では、高温で急速に不安定化して反応性が増すことを意味する。つまり、高温になると、不安定なＦｅ−Ｖ二元系は急速にＶＣ炭化物の生成反応を起こして安定化する。一方、Ｍ７Ｃ３型炭化物は低温でのみ存在し、高温では存在できないから、高温におけるＶＣ炭化物の急速な生成反応を利用することにより、従来のＭ７Ｃ３型炭化物の生成を抑制して、球状のＶＣ炭化物のみを生成させることができる。即ち、球状炭化物を生成するには、Ｃ及びＶが不可欠で、その理想的な添加量は原子数比で1対1、重量比で1対4である。
【００１４】
次に、高温で溶解することにより生成するＶＣ炭化物の球状化は、球状黒鉛鋳鉄の黒鉛球状化の理論から分かるようにガス（水素）気泡による。つまり、溶融鋳鉄の中に微細なガス（水素）気泡を発生させて、これを分散させることが必要である。これには水素を吸収しやすい性質であるＶが利用される。水素吸蔵合金の研究からも明らかなように、Ｖは水素吸蔵に有利な元素である。そしてＶから放出される水素気泡を微細に分散させるには、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒなどの元素周期律第IIａ族に属する元素などの低沸点元素が効果的である。また希土類金属は水素の固溶限が大きいために水素気泡放出の補助材となる。そして、微細なガス（水素）気泡の分散化を高めるＰ、Ｓ、Ａｌを微量添加することにより、これらの効果を安定化することができる。これらの元素を１６７３〜１９５０Ｋの溶湯に添加することにより、低沸点元素は気化するとともに、水素気泡補助剤は更なる水素気泡を放出する。またＡｌは微細な水素気泡の分散を活性化して、完全な球状炭化物を生成することができる。さらに、鋳鉄としてその鋳造性を確保するには、Ｃ、Ｖを適量添加することが必要であり、且つ耐食性、靭性、耐熱性を向上させるためにＮｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ等を適量添加することが必要である。
【００１５】
このように、球状炭化物は、従来の方法のように単に合金原料を溶解するだけでは生成させることはできない。球状炭化物を生成させるには、積極的に溶湯中にガス（水素）気泡の微細な球状空間を分散させ、その球状空間に共有結合の球状炭化物を生成させることが必要である。
【００１６】
図９の（ａ）、（ｂ）に球状炭化物の生成過程のモデルを示す。まず、金属組織中に形成された微細な球状の空間（１）中に、微細なＶＣ共有結合結晶が気泡界面に沿って成長する（２）。成長先端が互いに衝突すると粒界となり気泡内側にさらに成長する（３）。これを繰り返すことによって、球形の気泡を微細ＶＣ共有結合結晶が埋めたとき、外形は球形で網目状の面を放射状に積み重ねたような内部構造を有する球状ＶＣ炭化物が生成する（４，５）。
【００１７】
本発明に係るステンレス球状炭化物鋳鉄材料は、耐食性、耐摩耗性、耐熱性、靭性、鋳造性、加工性、溶接性等の性質を併せ持っているが、これらの性質は全て炭化物が球状であることに深く関係している。つまり、材料の腐食は相の界面で進行するが、この場合は相の界面が球状で閉じているために、腐食の進行が抑制される。耐摩耗性は、硬い相の存在によって保証されるが、材料の亀裂は相の界面から進行する。従って相が球状であることは亀裂の進行をも抑制する。さらに、形状が球状であると、応力集中が発生することも緩和され、靭性、耐熱性が付加される。球状であるために平板状炭化物に比較して加工性が向上して、加工精度が上昇する。
【００１８】
以上説明したように、球状炭化物を得るには、溶解方法が重要であり、普通の鋳鉄溶解より高温が望ましい。即ち、溶融鋳鉄の中に微細なガス（水素）気泡を発生させる気泡化反応温度で溶解される必要がある。具体的には、１６７３〜１９５０Ｋ、好ましくは１７７３〜１９５０Ｋ、より好ましくは１８７３〜１９５０Ｋである。溶解温度が１６７３Ｋ未満であると微細なガス（水素）気泡が分散されないために球状ＶＣ炭化物が形成されずに、Ｍ７Ｃ３炭化物がマトリックス中に晶出するとともに、処理溶湯の流動性が悪化し、鋳造することができない。一方、１９５０Ｋを超えた場合は、球状化に問題はないが気泡補助剤の歩留まりが悪化し、好ましくない。
【００１９】
さらに本発明に係るステンレス球状炭化物鋳鉄材料には以下に示す成分が配合される。
まず、Ｃ及びＶは、球状ＶＣ炭化物を晶出させるために配合される。
炭素（Ｃ）の含有量は、０．６〜４．０％、好ましくは１．５〜３．５％、より好ましくは２．３〜３．３％とされる。この理由は、含有量が０．６％未満の場合、合金鋳鉄の硬度及び機械的性質は殆ど変化せず、０．６％を超えると硬度及び機械的性質が上昇するからである。また、含有量が４．０％を超えると、一部のＣはＦｅ−Ｃｒ系板状炭化物（セメンタイト）となり、靱性、耐食性、耐熱性を低下させてしまうからである。
【００２０】
バナジュウム（Ｖ）含有量は、４．０〜１５％、好ましくは５〜１３％、より好ましくは、８〜１２％とされる。この理由は、含有量が４．０％未満の場合、高硬度の炭化物を分散させて共有結合性の球状ＶＣ炭化物を完全に晶出させることができず、１５％を超えて配合しても、それ以上の効果は期待できず、逆に偏析を起こしやすくなり、いずれの場合も好ましくないからである。また、球状ＶＣ炭化物は、ＶとＣの原子数比が約１：１（重量比４：１）であるため、Ｖの含有量がＣの含有量の３〜６重量倍、好ましくは３．５〜５．５重量倍、より好ましくは約４重量倍になるように配合するとよい。
【００２１】
Ｐ、Ｓ、Ｍｇ、Ａｌは気泡補助材として配合される。
リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、マグネシウム（Ｍｇ）は低沸点元素であり高温溶解鋳鉄の中で気化し、微細なガス（水素）気泡を発生させる。Ａｌはこの気泡の分散性を高めるために配合される。
リン（Ｐ）の含有量は０．０１〜０．１５％、好ましくは０．０４〜０．１３％、より好ましくは０．０８〜０．１２％とされる。この理由は、０．０１％未満の場合、気泡を分散させる効果が期待できず、一方０．１５％を超えると偏析や脆性を起こすために、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２２】
硫黄（Ｓ）の含有量は０．０１〜０．０５％、好ましくは０．０１５〜０．０３％とされる。この理由は、０．０１％未満の場合、気泡を分散させる効果が期待できず、０．０５％を超えると、ＭｎＳ（硫化マンガン）を晶出しやすくなり、耐食性が低下するために、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２３】
マグネシウム（Ｍｇ）は沸点（１３７３Ｋ）が比較的低いために、安定して微細な気泡を供給することができるとともに、脱酸作用を有するために炭化物の球状化能が高い。Ｍｇは、純マグネシウム、Ｍｇ合金、Ｍｇの塩化物、Ｍｇのフッ化物等を使用することができ、Ｍｇ合金としては、塊状又はブリケットのＭｇ−Ｎｉ、Ｍｇ−Ｆｅ、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ、Ｍｇ−Ｃｕ、Ｍｇ−Ａｌなどを例示することができる。
Ｍｇの含有量は、０．０１〜０．２％、好ましくは０．０１〜０．１％、より好ましくは０．０１〜０．０８％とされる。
【００２４】
アルミニウム（Ａｌ）はマグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）などの元素周期律表第IIａに属する金属元素又は希土類金属と複合して配合することにより、微細な水素気泡を分散させる効果を得ることができる。Ａｌの含有量は０．０５〜１．０％、好ましくは０．０８〜０．８％、より好ましくは０．１〜０．５％とされる。この理由は、含有量が０．０５％未満の場合、酸素との親和力が強いために脱酸元素となるために配合による効果が得られず、含有量が１．０％を超えると流動性を低下させて鋳造性が悪化するために、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２５】
ニッケル（Ｎｉ）、ケイ素（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）は耐食マトリックス形成材、即ち耐食性、耐熱性、靭性向上のために配合される。
ニッケル（Ｎｉ）含有量は４．０〜１５％、好ましくは５．０〜１３％、より好ましくは７〜１０％とされる。この理由は、含有量が４．０％未満の場合、金属組織のマルテンサイト化が起こり、硬くて脆弱となる。一方、１５％を超えると偏析を助長し、しかも基地が軟弱となるために、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２６】
ケイ素（Ｓｉ）は耐熱性に有効な元素であり、酸化減耗を激減させることができる。Ｓｉの含有量は０．２〜４．５％、好ましくは０．５〜４．０％、より好ましくは１．０〜３．０％とされる。この理由は、０．２％未満の場合、Ｖの歩留りを悪化させるためにＳｉ含有による効果を発揮することができず、一方、４．５％を超えると靱性が低下してしまい、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２７】
クロム（Ｃｒ）の含有量は１３〜３０％、好ましくは１３〜２５％、より好ましくは１６〜２０％とされる。この理由は、含有量が１３％未満の場合、安定したオーステナイト（γ）を晶出させることができず、耐熱性及び酸化性溶液に対する耐食性を低下させてしまい、一方、３０％を超えると平板状炭化物を晶出しその上偏析を起こして強度を劣化させる原因となるため、いずれの場合も好ましくないからである。
【００２８】
マンガン（Ｍｎ）を含有させる場合、その含有量は０．２〜３．０％、好ましくは０．３〜２．０％、より好ましくは０．４〜１．５％とされる。この理由は、３．０％を超えるとＭ７Ｃ３偏析を起こしやすくなり、ＶＣ系の合金鋳鉄にとって好ましくないからである。
【００２９】
本発明では上記成分に加えて、ガス（水素）気泡安定材として、以下に述べるＣａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属に属する合金元素の添加物の中から選択された一以上の添加物を０．１〜１．５％、好ましくは０．５〜１．５％、より好ましくは０．５〜０．８％配合される。
【００３０】
カルシウム（Ｃａ）は殆ど溶湯中に溶けないが、Ｃａを添加することにより結合の強いＣａ−Ｓｉ結合が増加する。このために、Ｍｇ合金の融点が上昇し、溶湯中の微細気泡の生成を穏やかに進行させることができる。
Ｃａを含有させる場合、その含有量は上述の配合量の範囲内となれば特に限定されないが、０．２〜０．８％、好ましくは０．３〜０．７％、より好ましくは０．４〜０．６％とされる。
【００３１】
その他の元素周期律第IIａ族に属するバリウム（Ｂａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）の沸点はＭｇより高いが、融点が低く、Ａｌと同様に微細な水素気泡を分散させる効果を得ることができる。特に、Ｍｇに発生するフェイディング現象を緩和することができる。
【００３２】
Ｂａを含有させる場合、その含有量は上述の配合量の範囲内となれば特に限定されないが、０．０１〜１．０％、好ましくは０．０１〜０．５％、より好ましくは０．０１〜０．２％とされる。
またＳｒを含有させる場合、その含有量は上述の配合量の範囲内となれば特に限定されないが、０．０１〜１．０％、好ましくは０．０１〜０．５％、より好ましくは０．０１〜０．２％とされる。
【００３３】
希土類金属は、融点が低い上に、水素の固溶限が大きいために水素吸蔵量が大きい。このために水素気泡補助に効果がある。また、Ｍｇのフェイティング現象を緩和することができる。尚、希土類金属としては、いずれの希土類金属を用いることができるが、本発明においてはセリウム（Ｃｅ）、ランタン（Ｌａ）、ネオジウム（Ｎｄ）、プラセオジウム（Ｐｒ）、プロメチウム（Ｐｍ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユーロピウム（Ｅｕ）などのセリウム族に属する元素を用いることが好ましく、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄまたはセリウム族に属する希土類金属の中でも軽希土の元素の混合物であるミッシュメタルを用いることがより好ましい。
希土類金属を含有させる場合、その含有量は上述の配合量の範囲内となれば特に限定されないが、０．１〜１．０％、好ましくは０．１〜０．６％、より好ましくは０．２〜０．５％とされる。
【００３４】
尚、本発明において、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属のうちの一種以上の合金元素を含有させる場合、Ｃａとミッシュメタルのうちの一種以上の合金元素を含有させることが好ましく、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒのうちの一種以上の合金元素（好ましくは、Ｃａ）と希土類金属のうちの一種以上の合金元素（ミッシュメタル）を混合して含有させることがより好ましい。
【００３５】
さらに、本発明では上記成分に加えて、（ａ）Ｍｏ、（ｂ）Ｔｉ、（ｃ）Ｂ、（ｄ）Ｃｕ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙのうちの少なくとも２種以上の合金元素、の（ａ）〜（ｄ）の添加物の中から選択された一以上の添加物を適宜混合させてもよい。
【００３６】
モリブデン（Ｍｏ）はキッシュ黒鉛析出防止及び基地を安定させるのに有効であり、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は０．０５〜１５％、好ましくは０．１〜１３％、より好ましくは１．０〜７．０％とされる。この理由は、０．０５％未満の場合、Ｍｏ配合による効果が得られず、逆に１５％を超えると、高硬度の炭化物を分散させて共有結合性の球状ＶＣ炭化物の晶出を不安定とさせ、しかも耐食性が劣化してしまうため、いずれの場合も好ましくないからである。
また、耐熱性を特に向上させたい場合、その含有量は０．０５〜５％とすると良い。この理由は、５％を超えると耐熱性が若干劣化するからである。
【００３７】
チタン（Ｔｉ）は脱窒素と金属組織の微細化に有効であり、含有させる場合、その含有量は、０．０１〜５．０％、好ましくは０．０５〜４．５％、より好ましくは０．１〜３．５％とされる。この理由は、０．０１％未満の場合、Ｔｉ配合による微細化効果が得られず、逆に５．０％を超えるとＴｉ系炭化物の析出が著しくなり、ＶＣ炭化物の球状化を劣化させるため、いずれの場合も好ましくないからである。
また、耐熱性を特に向上させたい場合、その含有量は０．０１〜１．０％とすると良い。この理由は、１．０％を超えると耐熱性が若干劣化するからである。
【００３８】
ホウ素（Ｂ）は熱処理による硬度増大に有効であり、含有させる場合、含有量は０．０１〜２．０％、好ましくは０．０５〜１．５％、より好ましくは０．１〜１．０％とされる。この理由は、０．０１％未満の場合、Ｂ配合による効果が得られず、逆に、２．０％を超えると強度を劣化させる原因となるため、いずれの場合も好ましくないからである。
また、耐熱性を特に向上させたい場合、その含有量は０．０１〜０．５％とすると良い。この理由は、０．５％を超えると耐熱性が若干劣化するからである。
【００３９】
銅（Ｃｕ）、タングステン（Ｗ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、コバルト（Ｃｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、イットリウム（Ｙ）については、耐食性、耐摩耗性、耐熱性等の目的に応じて適宜配合すればよい。これらは単独で配合しても効果はあるが、複数組み合わせて配合することにより、より優れた効果を得ることができるので、２種以上の元素を組み合わせて配合する。但し、いたずらに配合しても共有結合を強固なものとするとは限らないため、主に耐食性を向上させる場合、２種以上の元素の合計の含有量は０．２〜５％とされる。また主に耐熱性を向上させる場合、これらの元素を多く配合すると効果的であり、２種以上の元素の合計の含有量は０．２〜１０％とされる。
【００４０】
尚、金属組織のマルテンサイト化を防止するためにはニッケル（Ｎｉ）と同様な効果を示すコバルト（Ｃｏ）の配合が有効である。特に耐摩耗性を向上させる場合、Ｎｉ含有量のうちの一部又は全てをＣｏに適宜置換することが効果的である。即ち、Ｎｉ及びＣｏの合計の含有量は４．０〜１５％、好ましくは５．０〜１３％、より好ましくは７〜１０％とされる。
【００４１】
本発明では、Ｃ、Ｖ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎに加えて、以上説明したような各配合成分を、その使用目的に応じて適宜配合して１６７３〜１９５０Ｋで添加、溶解し鋳造すればよい。特に球状ＶＣ炭化物の安定化にはＰ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、希土類金属の配合が、耐食マトリックスの形成にはＮｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏの配合が、耐熱性、耐摩耗性、靭性化には、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｗ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙ、Ｃｏの配合が有効である。
【００４２】
上記組成からなるステンレス球状炭化物鋳鉄材料は、常法に準じて、鋳型内に熔湯を注ぎ込み、その後冷却する鋳放しにより得ることができる。また、冷却時に生じる鋳造応力を除去することが望ましいので、８２３±５０Ｋで２時間程度焼鈍する。鋳放し組織はオーステナイト（γ）+ＶＣ複合体で熱処理は有効ではない。
尚、焼準処理、焼鈍処理を施した場合、鋳放しで製造した合金鋳鉄とその組織に相違はない。
【００４３】
【実施例】
以下、本発明を実施例に基づき説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。尚、配合量は重量％である。
【００４４】
溶製条件と供試材
まず、表１に記載した組成に従い、実施例１〜５及び比較例１〜５の試料を調製した。
上記調製した各試料を、５０ｋｇ高周波誘導炉（ラミング材ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３）を用いて溶解した。実施例１〜５及び比較例１〜４については、溶融開始後、Ｃ、Ｖ、耐食マトリックス材を１９２３Ｋに昇温溶解し、水素気泡補助材及び安定材を添加、反応させた後、１８７３Ｋでミクロ組織観察試験片（３０φＸ１００Ｌ）及び機械的試験片を砂型に採取した。鋳造後、８７３Ｋで１時間保持後空冷の熱処理を行った。尚、実施例１〜５及び比較例１〜５は、１８７３Ｋで採取した。
【００４５】
また、比較例５の試料については、溶融開始後、Ｃ、Ｖ、耐食マトリックス材を１６７０Ｋに昇温溶解し、水素気泡補助材及び安定材を添加、反応させた後、１６２３Ｋでミクロ組織観察試験片（３０φＸ１００Ｌ）及び機械的試験片を砂型に採取した。鋳造後、８７３Ｋで１時間保持後空冷の熱処理を行った。
【００４６】
【表１】
0003710053.tif 000003
【００４７】
（試験例１）
ミクロ組織の観察
ミクロ組織の観察のために、実施例１〜５、比較例１〜５の供試材の下部より３０ｍｍ部を切断して、研摩後金属顕微鏡と電子顕微鏡で観察した。金属組織と一部反射電子像にてＶＣ炭化物を写真撮影した。
実施例１〜５の結果をそれぞれ図１０乃至１７に、比較例１〜５の結果をそれぞれ図１８乃至２６に示す。
【００４８】
（試験例２、３）
引張り強度及び伸び
前記実施例１〜５及び比較例１〜５で得られた合金鋳鉄の引張り強度及び伸びを試験した。試験片は、「ＪＩＳＧ０３０７鋳鋼品の製造、試験及び検査の通則の供試材の形状及び寸法（ａ）」に従って、「ＪＩＳＺ２２０１金属材料引張４号試験片」を採取した。試験方法はこの４号試験片を用いて、引張り強度及び伸びともに「ＪＩＳＺ２２４１金属材料引張り試験法」の基準に従って測定した。
引張り強度及び伸びの結果を表２に示す。
【００４９】
（試験例４）
衝撃試験
前記実施例１〜５及び比較例１〜５で得られた合金鋳鉄の衝撃試験を行った。試験方法は、「ＪＩＳＺ２２４２金属材料衝撃試験方法」に示される、シャルピー衝撃試験とし、試験を行う前に、試験片の表面にある酸化物をＢｅｌｔ式研摩耗機で取り除き、１０×１０×５５ｍｍの形状で、ノッチなしのＪＩＳ３号試験片に加工したものを試験した。試験後破断面を観察し、大きな欠陥の見られるものについては除外した。
衝撃試験の結果を表２に示す。
【００５０】
（試験例５）
硬度測定
前記実施例１〜５及び比較例１〜５で得られた合金鋳鉄の硬度をそれぞれ測定した。硬度の指標としては「ロックウエル硬さ（ＨＲ）」の「Ｃスケール」（ＨＲＣ）を用い、試験方法は、「ＪＩＳＺ２２４５」に示される「ロックウエル硬さ試験方法」（ダイヤモンド圧子又は球圧子を用いて、まず基準荷重を加え、次に試験荷重を加え、再び基準荷重に戻したとき、前後２回の基準荷重における圧子の侵入深さの差によって定義式から求める）に準じて試験を行った。
硬度測定の結果を表２に示す。
【００５１】
（試験例６）
摩耗試験
図２７に示す摩耗試験機を用いて、前記実施例１〜５及び比較例１〜５で得られた合金鋳鉄について、次に示す操作に従い摩耗試験を行った。
２５ｍｍ角×５０ｍｍ高の供試材より１０ｍｍ棒を切り出して試験片とし、これをネジホルダー（２）で取り付け、長さ１２０×１２０ｍｍにマイクロカッターで切断した。また、試料に接触させる砥石には、市販の材質Ａｌ２Ｏ３に粘土系バインダーを約３０％配合して成形後、約１４７３Ｋで焼結して得た、寸法がφ２５ｍｍ×２ｍｍ、♯８０の砥粒の軸付砥石（１）を用いた。
試料の各面をＢｅｌｔ式研摩機により、砥石と接触する面が良好な平面状態になるように特に注意を払いながら、♯８０で研摩した。
研摩試料表面に付着物がないことを確認した後、その重量を精密天秤で測定し、これを摩耗試験前重量とした。
次に、ホルダー部に試験面を下にして試料を取り付け、砥石と同じ高さに合わせた水平台を用いて試験面の水平度を水平に調整しつつ、側面からネジ止めをした。
試験機のバランスを調整した後、試料の真上に０．２ｋｇの荷重用分銅（３）を置き、天秤（４）を介して試料とは反対側に制振スプリング（５）を取り付け試料の空走をおさえた。
この状態で、回転速度を１７００ｒｐｍとして、摩耗試験機をスタートさせた。回転時間は９０秒とし、スタートさせてから３０、６０秒後にドレッシング用砥石で軸付き砥石の目詰まりを防止するためにドレッシングした。
試験が終了後、試料に付着した研摩粉をよく拭き取り除去し、再び精密天秤で秤量し、試験前の重量との差をもって摩耗量とした。
摩耗試験の結果を表２に示す。
【００５２】
（試験例７）
耐食性試験
実施例１〜５及び比較例１〜５に示される合金鋳鉄を用いて、Ｈ２ＳＯ４（７Ｎ）、ＨＣｌ（１Ｎ）に対する耐食性試験をした。試験方法としては、試料１０ｍｍ３を全面仕上げ（エメリー３２０番仕上げ）し、アルコ−ルで脱脂洗浄した後、重量及び表面積測定を行い試験に供した。各試験片はそれぞれ別々に同一大の５００ｍｌの容器（ビ−カ−）に入れ、そこに３００ｍｌのＨ２ＳＯ４（７Ｎ）、ＨＣｌ（１Ｎ）をそれぞれ注いだ。Ｈ２ＳＯ４（７Ｎ）は沸騰、ＨＣｌ（１Ｎ）は室温にて１４０時間浸漬し、洗浄、乾燥後、常温で各試料の重量測定と表面積測定を行い、腐食減量をｍｇ／ｃｍ２で測定した。
また、耐食性に優れると言われるＳＵＳ３０４を用いて同様に耐食性試験を行った。尚、ＳＵＳ３０４の組成を表２に示す。
耐食性試験の結果を表２に示す。
【００５３】
【表２】
0003710053.tif 000004
【００５４】
【表３】
0003710053.tif 000005
【００５５】
（試験例８）
水中ポンプ・インペラ実証試験
汚泥貯槽の排水処理装置として水中ポンプ・インペラ実証試験を行った。汚泥貯槽は実使用はｐＨ４〜７（設計ｐＨ７〜９）、汚泥中の異物として、砂を混入させた。また汚泥濃度は３％前後であった。この処理装置汚泥貯槽水を蛍光Ｘ線分析で分析したとき、汚泥濃度０．５％、ＦｅＳＯ３：１８．０％、ＳＯ３：６．１％、Ａｌ２Ｏ３：４．２％、ＳｉＯ２：８．８％、Ｖ２Ｏ５：２．９％、有機物（Ｃ）：６３．０％であった。尚、ｐＨの実証値は５．０であった。
実施例３と従来の鋳鉄ＦＣ２００を材料として外径φ２３０のインペラを作成し、汚泥処理用水中ポンプに取り付けて実証試験を行った。その結果、実施例３を材料として作成したインペラは１００３時間運転後０．１５％の減量が見られた。これに対し、従来の鋳鉄のインペラは８４４時間後９．００％の減量となり、明らかに実施例を材料としたものが優れていた。このことから、実施例の合金鋳鉄は従来の鋳鉄に比べ耐摩耗性及び耐食性に優れているといえる。
【００５６】
【発明の効果】
以上詳述した如く、請求項１記載の発明は、特定の気泡補助材が配合されているから、従来に比べて格段に低い溶解温度で球状炭化物を晶出させることができる。また、組織中に晶出する炭化物が球状化されているから、優れた耐摩耗性、靱性、加工性を有し、ステンレス鋼に匹敵する耐食性及び耐熱性を有している。
請求項２記載の発明は、優れた耐食性、耐熱性を有するとともに、耐摩耗性を大幅に向上させることができる。
請求項３及び４記載の発明は、優れた耐摩耗性、耐熱性を有するとともに、耐食性を大幅に向上させることができる。
請求項５及び６記載の発明は、優れた耐摩耗性、耐食性を有するとともに、耐熱性を大幅に向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における幾何学的な球状の一例を示す５００倍の顕微鏡写真である。
【図２】本発明における幾何学的な球状の一例を示す１０００倍の顕微鏡写真である。
【図３】本発明における幾何学的な球状の一例を示す１００００倍の顕微鏡写真である。
【図４】金属組織学における粒状又は塊状の一例を示す５００倍の顕微鏡写真である。
【図５】金属組織学における粒状又は塊状の一例を示す１０００倍の顕微鏡写真である。
【図６】金属組織学における粒状又は塊状の一例を示す１００００倍の顕微鏡写真である。
【図７】Ｆｅ原子をランダムにＶで置換したときの、凝集エネルギーとエネルギーのゆらぎの計算結果を示すグラフである。
【図８】Ｆｅ原子をランダムにＣｒで置換したときの、凝集エネルギーとエネルギーのゆらぎの計算結果を示すグラフである。
【図９】球状炭化物の生成過程を示すモデルである。
【図１０】実施例１の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１１】実施例１の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１２】実施例２の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１３】実施例２の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１４】実施例３の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１５】実施例３の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１６】実施例４の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１７】実施例５の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１８】比較例１の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図１９】比較例１の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２０】比較例２の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２１】比較例２の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２２】比較例３の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２３】比較例３の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２４】比較例４の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２５】比較例５の金属組織の顕微鏡写真であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２６】比較例５の金属組織の顕微鏡写真（反射電子像）であり、写真中１．７０ｃｍは実際５０μｍである。
【図２７】試験例６で使用した摩耗試験機の概略説明図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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