(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％、
Ｃ：２〜４％、                  Si：1.5 ％以下、
Mn：1.2 ％以下、                Cr：６〜20％、
Mo：２〜12％、                  Ｖ：３〜10％
を含み、かつCr、Mo、Ｖを下記（１）式を満足する範囲で含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、基地中に一次炭化物が分散し、かつ基地と一次炭化物との界面に、平均粒径：３μm 以下のＭ6 Ｃ型炭化物が析出した組織とを有することを特徴とする耐摩耗性に優れた高合金鋳鉄。
記
Mo＞0.32×（0.5Cr ＋Ｖ）              ……（１）
ここに、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記Ｍ6 Ｃ型炭化物が、前記界面の長さ１μm あたり0.05個以上存在することを特徴とする請求項１に記載の高合金鋳鉄。
【請求項３】
前記一次炭化物が、ＭＣ型炭化物および／またはＭ7 Ｃ3 型炭化物を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の高合金鋳鉄。
【請求項４】
前記ＭＣ型炭化物、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の合計量が、面積率で５〜30％であり、あるいはさらにＭ2 Ｃ型炭化物を面積率で前記ＭＣ型炭化物、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の合計量以下含有することを特徴とする請求項３に記載の高合金鋳鉄。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高合金鋳鉄に係り、とくに熱間圧延用ロール外層材、切削用工具等の高温での耐摩耗性が要求される使途に好適な、耐摩耗性に優れた高合金鋳鉄に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高温での耐摩耗性に優れることが要求される熱間圧延用ロールや、切削用工具等には、基地中に硬質な炭化物を多量に分散させた高合金鋳鉄が広く使用されている。これら高合金鋳鉄における炭化物の多くは、通常、鋳造段階で、一次炭化物と呼ばれる初晶炭化物あるいは共晶炭化物として、塊状あるいはデンドライト状に10〜数100 μm の大きさで晶出する。また、鋳造後の熱処理で、基地中に二次炭化物が微細析出し分散して基地組織を強化するが、しかし、二次炭化物の量は一次炭化物にくらべわずかである。
【０００３】
これら高合金鋳鉄では、分散する炭化物の硬さ、およびその分散量に応じて、耐摩耗性が向上するといわれ、種々の高合金鋳鉄が提案されている。
例えば、特開昭63-121635 号公報には、Ｃ：1.5 〜２％、Cr：15〜25％、Ｗ：1 〜3.5 ％、Mn：1.5 〜４％、Si：１〜1.5 ％、Mo：0.2 〜１％、Ｖ：0.2 〜1 ％を含み、残部が鉄からなり、Cr／Ｃが10〜12.5、Ｗ／Mnが0.6 〜0.9 で焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトからなる基地中にＭ7 Ｃ3 炭化物および面積率８〜20％のＭ23Ｃ6 が分散した組織を有する高靱性合金鋳鉄が提案されている。しかしながら、特開昭63-121635 号公報に記載された高合金鋳鉄では、確かに靱性は向上するが、耐摩耗性の顕著な向上は見られないという問題があった。
【０００４】
また、特開昭63-266043 号公報には、ＭＣタイプの二次炭化物を析出させた鋳鉄製の熱間圧延用ロールが開示されている。この鋳鉄製ロールは、Ｃ：0.9 〜2.3 ％、Mn：1.3 ％以上、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Cr：7.9 〜10.5％、Mo：2.0 ％以上、Ｖ：0.9 〜3.8 ％、Co：1.7 ％以下、Ｗ：4.4 〜8.5 ％、Nb：7.0 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋳鉄で外殻を構成したものである。しかしながら、特開昭63-266043 号公報に記載された技術で製造されたロールでは、硬質な炭化物が多量に分散しているため、炭化物の欠け落ち、割れが多発し、期待したほど耐摩耗性が向上しないという問題があった。
【０００５】
また、特開平5-271875号公報には、耐摩耗性および耐肌荒れ性を改善した熱間圧延用ロール材質が提案されている。この熱間圧延用ロール材質は、ベイナイトもしくはマルテンサイト組織のマトリックス中に、粒径が１μm 以上50μm 以下のＭ2 ＣおよびＭ6 Ｃからなる炭化物を、面積率で５〜50％になるように均一に分散せしめた金属組織を有するものである。しかしながら、特開平5-271875号公報に記載された技術で製造されたロールのマトリックス中に分散した、Ｍ2 ＣおよびＭ 6Ｃの炭化物は一次炭化物であり、微細化したとはいえ粗大であり、マトリックスとの密着度が弱く、欠け落ちが多発し、炭化物を増量しても期待したほど耐摩耗性が向上しないという問題があった。
【０００６】
また、特開平6-335712号公報には、耐摩耗性及び耐焼付性に優れた熱間圧延用ロールが提案されている。この熱間圧延用ロールは、Ｃ：2.0 〜4.0 ％、Si：0.5 〜4.0 ％、Mn：0.1 〜1.5 ％、Ni：2.0 〜6.0 ％、Cr：1.0 〜7.0 ％、Ｖ：2.0 〜8.0 ％、残部Feおよび不純物元素からなり、組織を、基地組織と、黒鉛、ＭＣ系炭化物とセメンタイトとからなる組織とし、耐焼付性を向上させる黒鉛と、硬質炭化物とを共存して含有することを特徴としている。しかしながら、特開平6-335712号公報に記載された熱間圧延用ロールでは、主として比較的軟質のセメンタイトの含有により耐摩耗性を発現させており、厳しい使用条件下の耐摩耗性には問題を残していた。
【０００７】
また、特開平11-61322号公報には、Ｃ：1.5 〜3.0 ％、Si：0.2 〜3.0 ％、Mn：0.2 〜2.0 ％、Cr：7.0 〜20.0％、Mo：6.0 ％以下、Ｗ：6.0 ％以下、Ｖ：6.0 ％以下を含有し、主としてＭ7 Ｃ3 型の共晶炭化物を有するとともに、炭化物面積がＭ7 Ｃ3 ≧（Ｍ2 Ｃ＋Ｍ6 Ｃ＋ＭＣ）×３となる圧延ロール外層材が開示されている。しかしながら、特開平11-61322号公報に記載された圧延ロール外層材では、Ｍ7 Ｃ3 型の共晶炭化物を主とすることにより、耐熱亀裂性、耐焼付性、耐肌荒れ性が向上するが、Ｍ7 Ｃ3 型の共晶炭化物といえども、粗大であり延性を有しておらず、マトリックスとの密着度が弱いため、疲労あるいは応力集中により、欠け落ちが多発し、期待したほど耐摩耗性が向上しないという問題があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、晶出分散した炭化物と基地組織との密着性を向上し、炭化物の割れや欠け落ちを防止し、高温における耐摩耗性に優れた高合金鋳鉄を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、高合金鋳鉄の組織と耐摩耗性との関係について鋭意研究した。その結果、基地組織中に分散した粗大な一次炭化物と基地組織との界面に微細なＭ6 Ｃ炭化物（二次炭化物）を析出させることにより、一次炭化物と基地組織との密着性が向上し、一次炭化物の割れ、欠け落ちに起因する摩耗を抑制することができ、耐摩耗性が飛躍的に改善されるという知見を得た。
【００１０】
そして、微細なＭ6 Ｃ炭化物を、粗大な一次炭化物と基地組織との界面に析出させるには、Moの含有量を、Cr、Ｖの含有量に対して所定の関係式以上とする組成としたうえで、焼入れ−多段焼戻処理などの熱処理を行うことにより達成できることを見いだした。
まず、本発明者らが行った基礎的実験結果について説明する。
【００１１】
Ｃ、Cr、Mo、Ｖの含有量を種々変化した高合金鋳鉄に焼入れ、焼戻し（550 ℃）処理を施したのち、それぞれ試験片を採取し、高温（430 ℃）での２円盤式摩耗試験を実施し、耐摩耗性を評価した。さらに、これら試験片について、電子顕微鏡を用いて微細組織を観察した。そのうち、もっとも優れた耐摩耗性を示した高合金鋳鉄（Ｃ：３％、Cr：13％、Mo：６％、Ｖ：５％、 Mo ＞0.32×（0.5Cr ＋Ｖ））についての透過型電子顕微鏡組織写真の一例を図１に示す。
【００１２】
図１から、基地組織中および、基地組織（matrix）と一次炭化物（MC、M7C3）との界面に、微細な炭化物が析出しているのが認められる。この微細な炭化物は、電子線回折によりＭ6 Ｃ型炭化物であり、基地および一次炭化物と結晶学的に整合性を有し、しかも基地と一次炭化物に食い込んだ形状を有していることが確認された。
【００１３】
一方、耐摩耗性が低い試験片（鋳鉄）では、上記したような一次炭化物との界面における微細なＭ6 Ｃ型炭化物の析出は認められない。また、耐摩耗性が低い試験片（鋳鉄）と耐摩耗性に優れた試験片とでは、一次炭化物の量や、硬さは殆ど変化がなかった。
また、Mo量が多くなり、一次炭化物としてＭ2 Ｃ型炭化物が晶出する場合には、耐摩耗性の顕著な向上は認められなかった。
【００１４】
このようなことから、本発明者らは、基地と一次炭化物との界面にＭ6 Ｃ型炭化物を析出させることが、耐摩耗性の顕著な改善をもたらすという考えに想到した。
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加え完成したものである。
すなわち、本発明は、質量％、Ｃ：２〜４％、Si：1.5 ％以下、Mn：1.2 ％以下、Cr：６〜20％、Mo：２〜12％、Ｖ：３〜10％を含み、かつCr、Mo、Ｖを次（１）式
Mo＞0.32×（0.5Cr ＋Ｖ）              ……（１）
（ここに、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
を満足する範囲で含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、基地中に一次炭化物が分散し、かつ基地と一次炭化物との界面に、平均粒径：３μm 以下のＭ6 Ｃ型炭化物が析出した組織とを有することを特徴とする耐摩耗性に優れた高合金鋳鉄である。また、本発明では、前記Ｍ6 Ｃ型炭化物が、前記界面の長さ１μm あたり0.05個以上存在することが好ましい。
【００１６】
また、本発明では、前記一次炭化物が、ＭＣ型炭化物および／またはＭ7 Ｃ3 型炭化物、あるいはさらにＭ2 Ｃ型炭化物を含むことが好ましく、また、本発明では、前記ＭＣ型炭化物、前記Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の合計量が、面積率で５〜30％であり、あるいはさらにＭ2 Ｃ型炭化物を含む場合には面積率で、前記ＭＣ型炭化物、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の合計量以下とすることが好ましい。
【００１７】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の高合金鋳鉄の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は、単に％で記す。
Ｃ：２〜４％
Ｃは、耐摩耗性を向上するための硬質炭化物の形成に必須の元素であり、２％未満では炭化物量が不足し耐摩耗性が低下する。一方、４％を超えて含有すると炭化物量が過多となり、靱性が劣化するとともに、耐摩耗性も劣化する。このため、Ｃは２〜４％に限定した。
【００１８】
Si：1.5 ％以下
Siは、溶湯の脱酸剤として作用するとともに、鋳造性を良好に保つ元素であり、0.1 ％以上含有するのが望ましい。一方、1.5 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Siは1.5 ％以下に限定した。
【００１９】
Mn：1.2 ％以下
Mnは、溶湯の脱酸剤として作用し、さらにＳと結合しMnS を形成しＳの悪影響を除去するとともに、基地組織を強化する作用を有する元素であり、0.1 ％以上含有するのが望ましい。一方、1.2 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Mnは1.2 ％以下に限定した。
【００２０】
Cr：６〜20％
Crは、Ｍ7 Ｃ3 型の共晶炭化物（一次炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに  、基地中に固溶し基地組織を強化する重要な元素であり、本発明では６％以上の含有を必要とする。一方、20％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Crは６〜20％の範囲に限定した。
【００２１】
Mo：２〜12％
Moは、ＭＣ型あるいはＭ7 Ｃ3 型の初晶あるいは共晶炭化物（一次炭化物）中に濃化し、粗大な初晶あるいは共晶炭化物（一次炭化物）と基地組織の界面に、Ｍ6 Ｃ型炭化物の析出を促進させ、初晶あるいは共晶炭化物（一次炭化物）と基地組織の密着性を高め耐摩耗性を顕著に向上させる。このような効果は２％以上の含有で認められるが、12％を超えて含有するとＭ2 Ｃ型炭化物が増加し、耐摩耗性がかえって低下する。このため、Moは2 〜12％に限定した。なお、好ましくは４〜10％である。
【００２２】
Ｖ：３〜10％
Ｖは、ＭＣ型の初晶炭化物（一次炭化物）を形成し、耐摩耗性を向上させる元素である。このような効果は３％以上の含有で認められる。一方、10％を超えて含有すると、溶湯の融点を上昇させるとともに溶湯の流動性を低下させる。このためＶは３〜10％に限定した。
【００２３】
上記した成分に加えて、Ｗを含有することができる。
Ｗ：20％以下
Ｗは、Moと同様に、共晶あるいは初晶炭化物（一次炭化物）中に濃化して、粗大な炭化物（一次炭化物）と基地組織の界面に、Ｍ6 Ｃ型炭化物の析出を促進させ、初晶あるいは共晶炭化物（一次炭化物）と基地組織の密着性を高め耐摩耗性を顕著に向上させる作用を有し、必要に応じMoとともに含有できる。このような効果はMoに加えて添加する場合に0.5 ％以上で顕著に認められるが、20％を超えて含有しても、Ｍ2 Ｃ型炭化物が増加し、耐摩耗性がかえって低下するという問題がある。このため、Ｗは20％以下とするのが好ましい。
【００２４】
また、 Mo 、Cr、Ｖの含有量は（１）式の関係を、Ｗを含有する場合には、Mo、Cr、Ｖと、Ｗの含有量は（２）式の関係をそれぞれ満足するように調整される。
Mo＞0.32×（0.5Cr ＋Ｖ）                ……（１）
（Mo＋0.5 Ｗ）＞0.32×（0.5Cr ＋Ｖ）                ……（２）
（ここに、Cr、Mo、Ｖ、Ｗ：各元素の含有量（質量％））
Mo、Cr、Ｖの含有量、あるいはMo、Cr、Ｖ、Ｗの含有量が上記した関係（１）式または（２）式を満足することにより、鋳造時に晶出するＭＣ型、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物（一次炭化物）中にMo、あるいはさらにＷが濃縮し、焼戻し時に固相反応により界面にＭ6 Ｃ型の炭化物が多量に析出するようになる。このため、基地組織と一次炭化物の密着度が高まり、炭化物の欠け落ちが少なくなり、耐摩耗性が顕著に向上する。さらに、Ｍ6 Ｃ型の炭化物の析出が、一次炭化物と基地組織との界面に食い込むような形態となり、界面に沿った亀裂伝播を阻止する働きを有するようになる。
【００２５】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としてはＰ：0.05％以下、Ｓ：0.03％以下が許容できる。
つぎに、組織について説明する。
本発明の高合金鋳鉄は、基地中に一次炭化物（初晶および／または共晶炭化物）が分散し、さらに一次炭化物と基地組織との界面に微細なＭ6 Ｃ型の二次炭化物が析出した組織を有する。
【００２６】
基地組織は、焼入れ焼戻し処理により、主として、マルテンサイトあるいはさらにベイナイト組織とするのが好ましい。
一次炭化物（初晶および／または共晶炭化物）はＭＣ型炭化物および／またはＭ7 Ｃ3 型炭化物を含むことが好ましい。また、さらにＭ2 Ｃ型炭化物を含んでもよい。一次炭化物を硬質のＭＣ型炭化物、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物とすることにより、さらに耐摩耗性が向上する。
【００２７】
また、ＭＣ型炭化物、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の合計量が、面積率で５〜30％であり、あるいはさらにＭ2 Ｃ型炭化物を面積率でＭＣ型炭化物、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の合計量以下含有することが好ましい。ＭＣ型炭化物、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の合計が、面積率で５％未満では、耐摩耗性が十分でなく、一方、30％を超えると靱性が劣化する。また、Ｍ2 Ｃ型炭化物は耐摩耗性の改善に寄与することが少ないため、面積率でＭＣ型炭化物、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の合計量以下とするのが好ましい。
【００２８】
また、本発明の高合金鋳鉄は、初晶炭化物および／または共晶炭化物（一次炭化物）と基地組織の界面に、平均粒径：３μm 以下のＭ6 Ｃ型炭化物が析出した組織を有する。このＭ6 Ｃ型炭化物は、Moリッチな炭化物であり、しかも基地、一次炭化物と結晶学的に整合性を有し、しかも基地と一次炭化物に食い込んだ形状を有し、基地と一次炭化物の密着度を高める作用を有している。Ｍ6 Ｃ型炭化物は、MoあるいはさらにＷの含有量が上記した（１）式または（２）式を満足することにより、焼入れ焼戻し後に平均粒径：３μm 以下の微細析出物として一次炭化物の界面に析出する。MoあるいはさらにＷの含有量が上記した（１）式または（２）式を満足しない場合には、この微細なＭ6 Ｃ型炭化物の析出は認められず、耐摩耗性が低下する。
【００２９】
また、Ｍ6 Ｃ型炭化物は、一次炭化物と基地組織との界面の長さ１μm あたり0.05個以上存在するのが好ましい。この個数未満では、基地組織と一次炭化物との密着度が低下し、炭化物の欠け落ちが多発する。このため、耐摩耗性が低下する。なお、界面の長さ１μm 当たりの個数とは、電子顕微鏡等の組織観察面で50個以上の一次炭化物について、基地と一次炭化物との界面全周にわたり測定したＭ6 Ｃ型炭化物の個数を一次炭化物の界面長さ１μm 当たりに換算した平均個数をいうものとする。
【００３０】
つぎに、本発明の高合金鋳鉄の製造方法について説明する。
上記した組成を満足する溶湯を、所定の形状の鋳型に注入し凝固させる。溶湯の溶製方法はとくに限定されるものではなく、上記した組成の溶湯を得ることができればよい。
本発明の高合金鋳鉄は、凝固したのち、ついで、1000〜1200℃の温度に再加熱後冷却し焼入れたのち、500 〜600 ℃の温度で焼戻す、焼入れ焼戻し処理を施すのが好ましい。
【００３１】
焼入れ温度が、1000℃未満では、マルテンサイト変態が十分に生ぜず、一方、1200℃を超えると、結晶粒が粗大化し靱性が劣化する。このため、本発明では、焼入れ温度は1000〜1200℃の範囲の温度に限定するのが好ましい。また、焼入れ時の冷却速度は、基地組織をマルテンサイトと30％（面積率）以下の残留オーステナイト組織とすることができればよく、とくに限定されない。
【００３２】
焼入れ後、ついで、500 〜600 ℃の温度で焼戻処理を施すのが好ましい。焼戻し温度が500 ℃未満では、残留オーステナイトの分解が不十分であるほか、Ｍ6 Ｃ型炭化物の析出が遅れ、生産性が低下する。一方、600 ℃を超えると、基地中の二次炭化物が粗大化し靱性が劣化するほか、Ｍ6 Ｃ型炭化物の大きさが３μm を超えて、耐摩耗性が低下する。このため、焼戻し温度は500 〜600 ℃とするのが好ましい。なお、焼戻しは、500 〜600 ℃の温度で、複数回行う、多段焼戻しとしてもよい。多段焼戻しとすることにより、基地の靱性が向上するほか微細なＭ6 Ｃ型炭化物をより均一に一次炭化物の界面に析出させることができるようになる。
【００３３】
【実施例】
表１に示す組成の高合金鋳鉄溶湯を鋳型に鋳造した後、1050℃に再加熱したのち冷却し焼入れたのち、550 ℃で２段焼戻し（保持時間：30min ）した。
これら高合金鋳鉄材から試験片を採取し、２円盤式熱間摩耗試験を実施し、耐摩耗性を評価した。また、これら高合金鋳鉄材について、光学顕微鏡および電子顕微鏡を用いて組織を観察し、一次炭化物の面積率（量）、二次炭化物の種類、大きさ（平均粒径）、分布状況（基地と一次炭化物の界面長さ１μm 当たりの個数）を調査した。一次炭化物の面積率（量）は、400 倍で20視野の観察を行い測定した。また、二次炭化物の平均粒径は、5000倍で10視野の観察を行い測定した。また、基地と一次炭化物の界面長さ１μm 当たりの二次炭化物の平均個数は、50個の一次炭化物の全周にわたり二次炭化物の個数を計数し、界面長さ１μm 当たりの平均個数を求めた。
【００３４】
２円盤式熱間摩耗試験の試験条件は下記のとおりである。
２円盤式熱間摩耗試験は、試験片に相対して、相手片（Ｓ４５Ｃ）を配置し、相手片を加熱し、円周面でお互いに接触し転動させる方式の試験機を用いた。試験片は外径60mmφ×10mm幅、相手片は外径190 mmφ×16mm幅の円盤状試験片とした。試験片の回転数は700 rpm 、試験片と相手片とのすべり率を10％、試験片と相手片との間の負荷荷重を100kgf（981N) とし、２時間転動させた。なお、相手片を800 ℃に加熱した。試験後の試験片重量を測定し、試験前の重量との差を摩耗量とし、耐摩耗性を評価した。
【００３５】
それらの結果を表２に示す。
【００３６】
【表１】
0004378841.tif 000002
【００３７】
【表２】
0004378841.tif 000003
【００３８】
本発明例はいずれも、耐摩耗性が顕著に向上しているのに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、硬さ、一次炭化物量がほぼ等しいにもかかわらず耐摩耗性が低下している。
【００３９】
【発明の効果】
本発明によれば、熱間圧延用ロール、切削工具等の高温における耐摩耗性を飛躍的に向上でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の高合金鋳鉄の金属組織の一例を示す電子顕微鏡組織写真である。
【図１】
0004378841.tif 000004