(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ２．４〜３．５wt％、Ｓｉ０．５〜１．５wt％、Ｍｎ０．５〜２．５wt％、Ｃｒ１４wt％以上１８wt％未満、Ｍｏ２〜４wt％、Ｎｉ０．５〜２．５wt％、及び残部がＦｅと不可避不純物からなり、硬さ６２〜６７ＨR Ｃ、残留応力−２００〜２００ＭＰａであることを特徴とする大物用高クロム鋳鉄鋳物。
【請求項２】
前記Ｍｏが３．０wt％を超え４wt％以下であることを特徴とする請求項１に記載の大物用高クロム鋳鉄鋳物。
【請求項３】
Ｃ２．４〜３．５wt％、Ｓｉ０．５〜１．５wt％、Ｍｎ０．５〜２．５wt％、Ｃｒ１４wt％以上１８wt％未満、Ｍｏ２〜４wt％、Ｎｉ０．５〜２．５wt％、及び残部がＦｅと不可避不純物からなる鋳造物を９００〜１１００℃の温度に加熱後自然冷却し、しかる後に、４２０〜５５０℃の温度で焼戻しすることを特徴とする大物用高クロム鋳鉄鋳物の製造方法。
【請求項４】
前記Ｍｏが３．０wt％を超え４wt％以下であることを特徴とする請求項３に記載の大物用高クロム鋳鉄鋳物の製造方法。
【請求項５】
前記自然冷却が３〜２０℃／minの冷却速度であることを特徴とする請求項３又は請求項４に記載の大物用高クロム鋳鉄鋳物の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、破砕機や粉砕機等のタイヤ型ローラ、テーブルライナ等として用いられる大物用高クロム鋳鉄鋳物及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、この種の高クロム鋳鉄鋳物としては、鋳放ししたもの、鋳造物を衝風冷却焼入れしたもの、あるいは鋳造物を自然冷却焼入れのまま又はその後焼戻し（３５０〜６００℃）したものが知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、従来の高クロム鋳鉄鋳物のうち、鋳放ししたものは、熱処理コストが必要ないものの、耐用寿命に関与する硬さが低く、かつ、使用中の破損に関与する残留応力が高い不具合がある。
又、鋳造物を衝風冷却焼入れしたものは、高硬度であるものの、残留応力が高い不具合がある。
更に、鋳造物を自然冷却焼入れや焼戻ししたものは、残留応力を低減できるものの、硬さが低下する不具合がある。
これらの不具合は、鋳造物が重さ５００kg〜１０ton 、肉厚１００mm程度以上と大物である程顕著となる。
【０００４】
そこで、本発明は、耐用寿命を長くし、かつ使用中の破損を防止し得る大物用高クロム鋳鉄鋳物及びその製造方法を提供することを課題とする。
【０００５】
前記課題を解決するため、本発明の大物用高クロム鋳鉄鋳物は、Ｃ２．４〜３．５wt％、Ｓｉ０．５〜１．５wt％、Ｍｎ０．５〜２．５wt％、Ｃｒ１４wt％以上１８wt％未満、Ｍｏ２〜４wt％、Ｎｉ０．５〜２．５wt％、及び残部がＦｅと不可避不純物からなり、硬さ６２〜６７ＨR Ｃ、残留応力−２００〜２００ＭＰａであることを特徴とする。
なお、本発明の大物用高クロム鋳鉄鋳物の製造方法において、Ｍｏは、３．０wt％を超え４wt％以下とするのがよい。
【０００６】
一方、本発明の大物用高クロム鋳鉄鋳物の製造方法は、Ｃ２．４〜３．５wt％、Ｓｉ０．５〜１．５wt％、Ｍｎ０．５〜２．５wt％、Ｃｒ１４wt％以上１８wt％未満、Ｍｏ２〜４wt％、Ｎｉ０．５〜２．５wt％、及び残部がＦｅと不可避不純物からなる鋳造物を９００〜１１００℃の温度に加熱後自然冷却し、しかる後に、４２０〜５５０℃の温度で焼戻しすることを特徴とする。
このとき、前記のＭｏは、３．０wt％を超え４wt％以下とするのがよく、前記の自然冷却は、３〜２０℃／minの冷却速度とするのがよい。
【０００７】
【作用】
本発明の大物用高クロム鋳鉄鋳物においては、６２〜６７ＨR Ｃの高い硬さと−２００〜２００ＭＰａの低い残留応力を有するものとなる。
【０００８】
Ｃは、鋳鉄の硬さ（耐摩耗性）を確保するものであり、２．４wt％未満であると、所望の硬さが得られない。一方、３．５wt％を超えると、所望の衝撃値（靱性）が得られず、かつ、焼入性が得られない。
Ｃは、２．６〜３．４wt％が好ましく、より好ましくは２．８〜３．２wt％である。
【０００９】
Ｓｉは、Ｃｒ、Ｍｏと共に低温焼戻し脆性を高温側へ移行させる性質を有するものであり、０．５wt％未満であると、強度が低下する。一方、１．５wt％を超えると、衝撃値、硬さが低下する。
Ｓｉは０．６〜１．３wt％が好ましく、より好ましくは０．７〜１．２wt％である。
【００１０】
Ｍｎは、脱酸脱硫に寄与するものであり、０．５wt％未満であると、脱酸脱硫効果が得られない。一方、２．５wt％を超えると、衝撃値が低下し、又、残留γ量が多くなり、硬さも低下する。
Ｍｎは、０．６〜２．０wt％が好ましくは、より好ましくは０．７〜１．５wt％である。
【００１１】
Ｃｒは、低温焼戻し脆性を高温側へ移行させる性質を有するものであり、１４wt％未満であると、焼入れ性が低下する。一方、２１wt％を超えると、耐摩性が低下し、靱性も低下する。
Ｃｒは、１４wt％以上１８wt％未満がより好ましい。
【００１２】
Ｍｏは、焼入れ性を高め、強度を高める性質を有するものであり、２wt％未満であると、所望の焼入れ性が得られない。一方、４wt％を超えると、上記効果が一定となり、経済的メリットがない。
Ｍｏは、３．０wt％を超え３．５wt％以下が好ましい。
【００１３】
Ｎｉは、ＣｒやＭｏと協働して焼入れ性の向上に寄与するものであり、０．５wt％未満であると、上記効果が得られない。一方、２．５wt％を超えると、上記効果が得られるものの、残留γ量が増加して硬さが低下し、かつ、経済的メリットもない。
Ｎｉは、０．７〜２．０wt％が好ましく、より好ましくは０．８〜１．６wt％である。
【００１４】
一方、大物用高クロム鋳鉄鋳物の製造方法においては、９００〜１１００℃の温度での加熱後の自然冷却によって残留応力が低減され、かつ、４２０〜５５０℃の温度での焼戻しにより硬さが上昇される。
【００１５】
鋳造物（１３００〜１３５０℃の温度で鋳込み、自然冷却した後に型ばらししたもの）の加熱温度が、９００℃未満であると、マトリックス中のＣ濃度が低下し、かつ、硬さも低下する。一方、１１００℃を超えると、マトリックス中のＣ、Ｃｒ等の合金元素濃度が高くなりすぎ、残留γ量が増加して硬さが低下する。鋳造物の加熱温度は、９２０〜１０７０℃が好ましく、より好ましくは９５０〜１０５０℃である。
又、上記加熱温度の保持時間は、鋳造物の重量と肉厚にもよるが、６〜２０時間（５００kg：６時間、１０ton ：２０時間）が好ましい。
一方、加熱後の自然冷却の冷却速度は、鋳造物の重量と肉厚にもよるが、３〜２０℃／min （５００kg：１０〜１５℃／min 、１０ton ：３〜５℃／min ）が好ましい。
【００１６】
鋳造物の焼戻し温度が４２０〜５５０℃から外れると、所望の硬さが得られない。
鋳造物の焼戻し温度は、４５０〜５２０℃が好ましく、より好ましくは４７０〜５００℃である。
焼戻し温度の保持時間は、焼戻し温度にもよるが、５〜１００時間が好ましい。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について具体的な実施例を参照して説明する。
実施例
先ず、原材料として銑鉄とそれぞれの合金鉄を用い、高周波誘導炉にて溶解し、図１に示すように、一辺１５０mmの立方体状の試験片採取部１ａと、その一面に立設した直径１５０mm、高さ１５０mmの円柱状の押湯部１ｂとからなるブロック状の各種の鋳造物１を鋳込んだ。
次に、上記各鋳造物１の型ばらし後、押湯部１ｂを切除して一辺１５０mmの立方体状の各種のテストピースを得た。これらのテストピースの化学成分（wt％で表し、残部がＦｅと不可避不純物である。）は、表１に示すようになった。
【００１８】
【表１】
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【００１９】
次いで、各テストピースを、表１に示すように、９８０℃、１０３０℃のオーステナイト化温度で６時間保持した後、表１に示すように、製品重量が４ton の場合の自然冷却速度に相当する５．５℃／min 、６．５℃／min の半冷却速度になるように制御して冷却した。
冷却後の各テストピースの表面硬度を測定するため、鋳鉄用砥粒のグラインダーを用い、＃２４の粗研削後、＃８０で仕上げ研削を行い、表面硬度をエコーチップで１５点測定し、ショア硬度換算平均値を求めたところ、図２に示すようになった。
図２から分るように、パーライトノーズ変態による程の硬度低下は見られない。成分による表面硬度の違いは、合金元素量の多いＮｏ．６（２０Ｃｒ−３Ｍｏ−２Ｎｉ）で低くなっているが、それ以外の組成では、通常の表面硬度測定方法でも８５Ｈｓ（ＨR Ｃ６２）以上である。Ｎｏ．６の硬さが低い原因としては、合金元素量が多くなる程焼入れ性が向上する反面、残留γ量が増加したためと考えられる。
【００２０】
又、冷却後の各テストピースの断面硬度測定結果は、図３に示すようになった。
図３から分るように、内部まで硬さが低下することなく、逆に多少上昇している。
更に、冷却後の各テストピースの断面硬度の平均値は、図４に示すようになった。
図４から分るように、やはり表面より内部の方が高くなる傾向があり、ショア硬度で２Ｈｓ程度の違いある。
このことは、次のような理由によると思われる。
すなわち、鋳造物の内外の温度差は、高温域程大きく、低温域程小さくなる。高クロム鋳鉄の場合、炭化物析出温度域（６００〜８００℃）の冷却が遅い程、基地中に細かい二次炭化物が多く析出し、基地中の合金元素量の低下により残留γ量は少なくなる。表面より内部の方が硬かったのは、残留γ量が少なかった（マルテンサイト量が多かった）ための考えられる。又、低温域での鋳造物の内外の温度差は小さくなるのでＭｓ点以下での残留γ量の安定化による影響は、鋳造物の内外でなかったと考えられるからである。
【００２１】
次に、冷却後の各テストピースを４２０〜５５０℃の温度で焼戻ししたところ、それぞれの硬度及び残留応力は、表２に示すようになった。
【００２２】
【表２】
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【００２３】
ここで、Ｎｏ．２とＮｏ．３の焼戻し温度と硬さとの関係は、図５、図６に示すようになる。
図５、図６から分るように、共に焼戻し温度が上がると硬さが徐々に低下し、４５０℃を超えると硬さが再び上昇する。そして、５００℃で硬さのピークを示し、５００℃を超えると急激に硬さが低下する。
又、４５０℃でも１００時間と長時間焼戻しすれば、５００℃で５時間かけて焼戻ししたものと同じ二次硬化があらわれている。
これにより、９０Ｈｓ（６４．７ＨR Ｃ）以上の高硬度を得る条件は、４５０℃の温度で長時間（１００時間）、又は５００℃の温度で短時間（５時間）保持する焼戻しを行えばよい。
通常の炭素鋼は、焼戻し温度が上がると硬さはほぼ直線的に低下するが、合金鋼になると、５００℃以下までの硬度の低下が著しく押えられる。更に、高速度工具鋼等の多量の合金元素を含む鋼は、５００℃付近で残留γが分解され、焼戻しの冷却過程でマルテンサイト変態を起こし二次硬化（二次硬化に関与する他の因子として、Ｍｏ、Ｖ等の炭化物の析出もある）する。本実施例のＮｏ．１〜Ｎｏ．７の焼戻し性能曲線は、高速度工具鋼のそれに非常に類似している。
ちなみに、Ｎｏ．２の焼戻し温度（５時間保持したもの）と残留γ量との関係は、図７に示すようになった。
図７から分るように、４５０℃以上の温度で残留γが分解し始め、５００℃以上の温度ではほぼ完全に残留γが分解している。
【００２４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の大物用高クロム鋳鉄鋳物によれば、６２〜６７ＨR Ｃの高い硬さと−２００〜２００ＭＰａの低い残留応力を有するものとなるので、５００kg〜１０ton 、肉厚１００mm程度以上の大物であっても、耐用寿命を長くすることができ、かつ、使用中の破損を防止することができる。
【００２５】
一方、大物用高クロム鋳鉄鋳物の製造方法によれば、９００〜１１００℃の温度での加熱後の自然冷却、好ましくは３〜２０℃／minの冷却速度の自然冷却によって残留応力が低減され、かつ、４２０〜５５０℃の温度での焼戻しにより硬さが上昇されるので、６２〜６７ＨR Ｃの高い硬さと−２００〜２００ＭＰａの低い残留応力を有する高クロム鋳鉄鋳物とすることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る大物用高クロム鋳鉄鋳物の製造方法の実施の形態の一例を示すテストピースのための鋳造物の斜視図である。
【図２】各テストピースの焼準処理後の表面硬さを示す説明図である。
【図３】各テストピースの焼準処理後の断面硬度を示す説明図である。
【図４】各テストピースの焼準処理後の断面硬度の平均値を示す説明図である。
【図５】テストピースＮｏ．２の焼戻し温度と硬さとの関係を示す説明図である。
【図６】テストピースＮｏ．３の焼戻し温度と硬さとの関係を示す説明図である。
【図７】テストピースＮｏ．２の焼戻し温度と残留γ量との関係を示す説明図である。
【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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