(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
クロム１１〜３０質量％と炭素２．２〜５．０質量％を含み、残部が実質上鉄からなる高クロム鋳鉄急冷凝固合金粉末を、遠心噴霧により１０4℃／秒以上の冷却速度で調製したのち、大気中、成形圧力１０〜５０ＭＰａ、焼結温度１０００〜１２００℃において圧縮成形及び放電プラズマ焼結を行うことを特徴とする高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、各種破砕機、粉砕機などにおける耐摩耗部材や、火力発電、製鉄プラント、セメント産業を始めとする種々な分野における耐摩耗、耐熱、耐食部品などの材料として好適に用いられる高硬度高クロム鋳鉄粉末合金を効率よく製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
高クロム鋳鉄は、高硬度の炭化物を多量に含有するために、耐摩耗性及び耐熱性に優れている上、鉄基地中にクロムを多量に固溶していることから、室温はもとより、高温での耐食性にも優れるなどの特徴を有している。高クロム鋳鉄は、このような特徴を有し、かつ比較的安価であることから、実用材料として、例えば火力発電やセメントプラントなどにおける保護管、石炭粉砕装置、ノズル、インペラなどに広く用いられている。
【０００３】
このような工業的用途において、生産性や経済性をより高度化するためには、メンテナンスインターバルの長期化、さらにはメンテナンスフリー化が求められるが、従来の製造方法による高クロム鋳鉄では、耐摩耗性や耐熱性、耐食性などが必ずしも十分ではなく、その要望に答えることができないのが実状である。
【０００４】
耐摩耗性を向上させるためには、含有炭素量を鉄−クロム−炭素の三元系合金における共晶線以上に増加させ、晶出する高硬度のＭ7Ｃ3型炭化物量を多くすることが有効な手段であるが、このような過共晶組成の合金では、一般に粗大な炭化物が、その熱流方向すなわち凝固方向に沿って不均質に晶出する顕著な異方性を有するため、該合金の著しい脆化を始めとする機械的性質の低下は免れず、過共晶組成の高クロム鋳鉄は、これまでほとんど実用に供されていないのが現状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、このような事情のもとで、従来の高クロム鋳鉄よりも飛躍的に優れた耐摩耗性、耐熱性及び耐食性を兼備する高クロム鋳鉄部材を与えることができ、メンテナンスインターバルの長期化、さらにはメンテナンスフリー化を可能とする高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の新規な製造方法を提供することを目的としてなされたものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記目的を達成するために鋭意研究を重ねた結果、凝固に際して、従来慣用されている鋳造法の十万倍から百万倍、あるいは１千万倍という桁違いの速度で急速に凝固して粉末とし、かつ大気中においてプラズマ焼結することにより、炭素含有量が、鉄−クロム−炭素三元系合金における共晶線以下の亜共晶合金はもとより、炭素含有量が共晶線以上の過共晶合金においても、鉄基地や晶出炭化物が従来の鋳造材とは比較にならないほど桁違いに微細、均質化され、慣用の鋳造材よりも格段に硬度の高い高クロム鋳鉄粉末合金が得られ、その目的を達成しうることを見出し、この知見に基づいて本発明を完成するに至った。
【０００７】
すなわち、本発明は、クロム１１〜３０質量％と炭素２．２〜５．０質量％を含み、残部が実質上鉄からなる高クロム鋳鉄急冷凝固合金粉末を、遠心噴霧により１０4℃／秒以上の冷却速度で調製したのち、大気中、成形圧力１０〜５０ＭＰａ、焼結温度１０００〜１２００℃において圧縮成形及び放電プラズマ焼結を行うことを特徴とする高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の製造方法を提供するものである。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明方法においては、まず、クロム１１〜３０質量％と炭素２．２〜５．０質量％を含み、残部が実質上鉄からなる鉄−クロム−炭素三元系の急冷凝固合金粉末を、遠心噴霧により１０4℃／秒以上、通常は１０5℃／秒に達する冷却速度で製造する。この冷却速度が１０4℃／秒未満では所望の物性を有する鋳鉄粉末合金が得られず、本発明の目的が達せられない。
【０００９】
この場合、急冷凝固法としては、遠心噴霧法を用いることが必要である。急冷凝固法として、例えば単ロール法や双ロール法なども知られているが、これらの方法では急冷凝固薄帯が得られ、この薄帯は固化成形に際して嵩張るので不便であり、粉砕などの余分の工程が必要となる。その上、粉砕に伴う粉砕機からの合金へのコンタミネーションの問題も包含することになる。
【００１０】
したがって、本発明においては、急冷凝固材の形態としては、粉末のものが用いられる。また、遠心噴霧法は、（１）粉末の冷却速度が大きい、（２）噴霧媒を用いないため、粉末内部へのガストラップが少ない、（３）粉末表面の酸化が少なく、かつサテライトフリーの球状粉末の製造が可能である、（４）溶湯の噴霧条件と冷却条件を独立に制御できる、などの他の粉末製造法にはない利点を有しているため、本発明においては、急冷凝固粉末の調製に際して、この遠心噴霧法を用いることが必要である。
【００１１】
次に、このようにして調製された高クロム鋳鉄急冷凝固粉末を、大気中において放電プラズマ焼結することにより、粉末合金を得る。この放電プラズマ焼結においては、成形圧力１０〜５０ＭＰａ、焼結温度１０００〜１２００℃の条件が採用され、そして、焼結は数分間の短時間で終了する。該放電プラズマ焼結法においては、まず粉末粒子間にプラズマ放電を発生させ、その衝撃で、粒子表面に熱やひずみのエネルギーを蓄積させて該粒子表面を活性化させ、その表面に吸着しているガスや汚れ、さらには数ｎｍのオーダーの酸化皮膜の一部を破壊して清浄な粒子表面を現出させる。その後に通電によるジュール熱を発生させ、粉末粒子同士の焼結、結合を促進させることができるので、本発明方法における非平衡状態にある粉末の固化成形にはプラズマ焼結法を用いることが必要である。
【００１２】
このようにして得られた高クロム鋳鉄粉末合金においては、その組織は顕著に微細、均質化されたものであり、しかも従来慣用の鋳造材のような異方性は全く示さない。したがって、この高クロム鋳鉄粉末合金は、組織微細化による強化も行われ、慣用の鋳造材を大幅に上回る硬度を有し、耐摩耗性にも優れる。
【００１３】
前述の本発明方法により得られた粉末合金においては、クロムは鉄基地に固溶し、鉄基地の耐食性を増すと共に、初晶炭化物（Ｆｅ，Ｃｒ）7Ｃ3を形成する重要な元素として作用する。しかし、その含有量が１１質量％未満ではそれらの効果が十分に発揮されないし、逆に３０質量％を超えると硬さが低下する。したがって、本発明においては、合金中のクロムの含有量は１１〜３０質量％の範囲で選定される。
【００１４】
一方、炭素は、クロムと炭化物を生成する重要な元素である。しかし、その含有量が２．２質量％未満では晶出する炭化物量が少なく、十分な硬さ及び耐摩耗性が発揮されないし、逆に５．０質量％を超えると生成炭化物量が多くなりすぎて、靭性が著しく阻害される。したがって、本発明においては、合金中の炭素の含有量は２．２〜５．０質量％の範囲で選定される。この範囲内で炭素含有量が少ないと亜共晶の高クロム鋳鉄となり、炭素含有量が多いと過共晶の高クロム鋳鉄となる。
【００１５】
【実施例】
次に、本発明を実施例により、さらに詳細に説明するが、本発明は、この例によってなんら限定されるものではない。
【００１６】
実施例１
Ｆｅ−２５．３Ｃｒ−２．６０Ｃの化学組成を有する亜共晶の高クロム鋳鉄の急冷凝固粉末を、遠心噴霧法により、１０5〜１０4℃／秒の冷却速度にて調製した。
次いで、この粉末を粒径１７７μｍ以下に分級後、３２ＭＰａの成形圧力を作用させた状態で、パルス状の電圧を印加し、１１４０℃にて３分間保持して圧縮成形及びプラズマ焼結を行うことにより、亜共晶粉末合金を製造した。
図１（ａ）に、上記亜共晶粉末合金のミクロ組織の顕微鏡写真図を示す。この図から分かるように、鉄基地及び炭化物が極めて微細化された均質な組織を呈している。
この亜共晶粉末合金の室温におけるロックウェル硬さＨＲＣを図２に示す。この図から分かるように亜共晶粉末合金のロックウェル硬さは６３ＨＲＣまで向上している。
【００１７】
実施例２
Ｆｅ−２４．４Ｃｒ−４．７４Ｃの化学組成を有する過共晶の高クロム鋳鉄の急冷凝固粉末を、遠心噴霧法により、１０5〜１０4℃／秒の冷却速度にて調製した。
次いで、この粉末を粒径１７７μｍ以下に分級後、３２ＭＰａの成形圧力を作用させた状態で、パルス状の電圧を印加し、１１００℃の温度で３分間保持して圧縮成形及びプラズマ焼結を行うことにより、過共晶粉末合金を製造した。
図１（ｂ）に、上記過共晶粉末合金のミクロ組織の顕微鏡写真図を示す。この図から分かるように、過共晶粉末合金においても、鉄基地及び炭化物が極めて微細化された均質な組織を呈している。
この過共晶粉末合金の室温におけるロックウェル硬さＨＲＣを図２に示す。この図から分かるように過共晶粉末合金のロックウェル硬さは６８ＨＲＣまで向上している。
【００１８】
比較例１
金型鋳造により実施例１と全く同じ化学組成を有するＦｅ−２５．３Ｃｒ−２．６０Ｃの亜共晶金型鋳造材を作製した。
この鋳造材は金型鋳造されているため、一般に広く用いられている砂型鋳造材よりも凝固速度が速く、機械的性質も改善されている。
図１（ｃ）に、上記の亜共晶金型鋳造材のミクロ組織の顕微鏡写真図を示す。この図から、鋳造材の組織は、亜共晶鋳造材においては、初晶オーステナイト（γ相）が粗大なデンドライト状に晶出し、その間隙にγ相／炭化物の粗大な共晶が存在したものであることが分かる。また、この亜共晶鋳造材は、その凝固方向（熱流方向）に組織が発達した著しい異方性を呈している。
図２に、これらの鋳造材のロックウェル硬さＨＲＣを示す。亜共晶鋳造材のロックウェル硬さは５０ＨＲＣであった。この値は、実施例１における亜共晶粉末合金の６３ＨＲＣに比べて、著しく低いことが分かる。
このように、通常の砂型鋳造よりも、凝固速度が速く、したがって機械的性質が改善された金型鋳造により製造した亜共晶組成の鉄−クロム−炭素合金の場合においてさえも、その硬度は本発明の場合よりも著しく低くなっている。
【００１９】
比較例２
実施例２と全く同じ化学組成を有するＦｅ−２４．４Ｃｒ−４．７４Ｃの過共晶金型鋳造材を作製した。
この鋳造材は金型鋳造されているため、一般に広く用いられている砂型鋳造材よりも凝固速度が速く、機械的性質も改善されている。
図１（ｄ）に、上記の過共晶金型鋳造材のミクロ組織の顕微鏡写真図を示す。この図から、鋳造材の組織は、過共晶鋳造材においては、粗大に晶出した初晶炭化物とγ相／炭化物共晶からなっていることが分かる。また、この鋳造材は、その凝固方向（熱流方向）に組織が発達した著しい異方性を呈している。
図２に、この鋳造材のロックウェル硬さＨＲＣを示す。この図から分かるように、過共晶鋳造材のロックウェル硬さは５７ＨＲＣにすぎなかった。この値は、実施例２における過共晶粉末合金の６８ＨＲＣに比べて、著しく低いことが分かる。
このように、通常の砂型鋳造よりも、凝固速度が速く、したがって機械的性質が改善された金型鋳造により製造した過共晶組成の鉄−クロム−炭素合金の場合においてさえも、その硬度は本発明の場合よりも著しく低くなっている。
【００２０】
【発明の効果】
本発明方法によれば、従来、組織の微細、均質化が不可能であった高クロム鋳鉄において、組織の微細、均質化を達成することができ、その結果、同一組成であるにもかかわらず、高い硬度を有する粉末合金を容易に製造することができる。これにより、高クロム鋳鉄の用途がさらに拡大すると共に、メンテナンスインターバルの長期化、さらにはメンテナンスフリー化が可能となり、その工業的価値は極めて高いものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】  実施例及び比較例により、それぞれ製造された高クロム鋳鉄の粉末合金及び鋳造材のミクロ組織を示す顕微鏡写真図。
【図２】  実施例及び比較例により、それぞれ製造された高クロム鋳鉄の粉末合金及び鋳造材の室温におけるロックウェル硬さＨＲＣを示す図。
【図１】
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【図２】
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