專利名稱：：耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵及其熱處理方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種不僅耐磨損性、而且耐熱裂紋性優(yōu)異的，適用于暴露在高溫的熱循環(huán)下的耐磨損部件，特別是，搬送高溫的鋼材用的輥?zhàn)?roller)或升降機(jī)(lifter)、或者煉鋼廠的高爐周圍和燒結(jié)廠等，與高溫的礦石和煤炭類等發(fā)生接觸或沖撞的襯里等的部件的高Cr鑄鐵。
背景技術(shù)：
：在棒鋼等的鋼材軋制作業(yè)線上，要求搬送高溫的鋼材用的輥?zhàn)泳哂心湍p性。歷來(lái)，作為這種輥?zhàn)?，所使用的是，在JIS-S45C等的鋼材上，熱噴鍍一層能夠付與其耐磨損性的、13Cr馬氏體系不銹鋼或碳化鎢、碳化鉻系金屬陶瓷(cermet)材料等的硬質(zhì)層。但是，對(duì)上述搬送鋼材用的輥?zhàn)樱送?，?huì)受到由于與600～1200℃的熾熱高溫的鋼材斷續(xù)接觸所致的熱循環(huán)(heatcycle)的作用。因此，輥?zhàn)颖砻娴挠操|(zhì)層上容易生成由于熱循環(huán)所導(dǎo)致的熱裂紋。輥?zhàn)颖砻嬗操|(zhì)層生成此熱裂紋的時(shí)候，輥?zhàn)拥哪湍p性受損，并且硬質(zhì)層的一部分發(fā)生剝離，有可能損傷搬送中的鋼材。因此，對(duì)生成熱裂紋的輥?zhàn)颖砻嬗操|(zhì)層(以下，稱為輥?zhàn)颖韺硬?的檢查和修補(bǔ)就需要花費(fèi)更多的勞力。還有，為了修補(bǔ)此輥?zhàn)佣乖O(shè)備停運(yùn)，也對(duì)鋼材的生產(chǎn)性有很大影響。對(duì)此，提出有在搬送粗軋制后的高溫?zé)霟岜馀?red-hotslab)用的臺(tái)輥(tableroll)中，使用高Cr鑄鐵的方案(參照專利文獻(xiàn)1)。此技術(shù)，提供了一種防止熾熱扁坯所致的臺(tái)輥的燒接，并且耐磨損性優(yōu)異的臺(tái)輥。其是一種為此而在含有7.5～18％的Cr的基礎(chǔ)上再使其含有Ni、W、Mo、V等的高Cr鑄鐵的、在馬氏體質(zhì)地中具有碳化物析出分散的組織的材料。另外，還提案有，在高Cr鑄鐵中，利用上述碳化物提高硬度和韌性的技術(shù)。例如，提案有，面向軋輥或切削工具等的用途，著眼于高Cr鑄鐵的凝固時(shí)所形成的碳化物的形態(tài)，通過(guò)添加3～10％的V，在基體組織(basestructure)和所形成的一次碳化物即MC型碳化物或M7C3型碳化物的界面上，形成平均粒徑3μm以下的細(xì)微的M6C型碳化物，而得到高硬度的技術(shù)(參照專利文獻(xiàn)2)。另外，還提案有，面向軋輥的用途，使其在M7C3型碳化物之外、還分散有M23C6型碳化物，從而提高韌性的技術(shù)(參照專利文獻(xiàn)3)。專利文獻(xiàn)1日本特公平2-2941號(hào)公報(bào)(權(quán)利要求的范圍，第1～2列)專利文獻(xiàn)2日本特開2001-316754號(hào)公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)3日本特開昭63-121635號(hào)公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)高Cr鑄鐵的硬度很高，一般在700Hv以上，有時(shí)會(huì)在900Hv以上。因此，可以說(shuō)是適用于要求具有耐磨損性的上述鋼材軋制作業(yè)線的、搬送高溫的鋼材用的輥?zhàn)?。但是，根?jù)本發(fā)明者們的認(rèn)識(shí)，對(duì)高Cr鑄鐵，即使通過(guò)上述專利文獻(xiàn)1～3中所述的對(duì)高Cr鑄鐵組織中的碳化物進(jìn)行控制，也不能夠充分抑制上述搬送鋼材用的輥?zhàn)拥臒崃鸭y、和由此所致的輥?zhàn)颖韺硬康膭冸x對(duì)搬送中的鋼材造成的損傷。上述搬送鋼材用的輥?zhàn)?，與上述專利文獻(xiàn)1的搬送熾熱扁坯用的臺(tái)輥的用途不同，高溫的棒材等的鋼材高速通過(guò)。因此，設(shè)想為，搬送上述棒材等的鋼材用的輥?zhàn)?，承受棒鋼的沖撞和熱的共同作用，上述熱循環(huán)，以更嚴(yán)酷的狀態(tài)施加在輥?zhàn)颖砻?。因此，現(xiàn)有的高Cr鑄鐵，和上述的對(duì)高Cr鑄鐵組織中的碳化物進(jìn)行的控制，都不能夠充分抑制上述熱裂紋的發(fā)生，和由此所致的輥?zhàn)颖韺硬康膭冸x而對(duì)搬送中的鋼材造成的損傷。因此，對(duì)于上述搬送鋼材用的輥?zhàn)拥?，在受到伴有沖撞的熱循環(huán)的耐磨損部件中，其實(shí)際情況為，至今沒(méi)有能夠防止表面熱裂紋的高Cr鑄鐵。另外，上述專利文獻(xiàn)2、3等的面向軋輥和切削工具的用途，由于高Cr鑄鐵本來(lái)韌性很低，所以高Cr鑄鐵本身并不適合這些用途。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明，鑒于以上問(wèn)題，其目的在于，提供一種上述搬送鋼材用的輥?zhàn)拥?、能夠承受伴有沖撞的熱循環(huán)的耐磨損部件用的、耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵及其熱處理方法。為了達(dá)成此目的，本發(fā)明的耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵的要點(diǎn)在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C2.5～3.5％、Si0.2～1.0％、Mn0.6～2.0％、Cr11～22％、Mo1.0～3.0％、N0.01～0.15％，余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)(unavoidableimpurities)構(gòu)成，上述Cr與C的含量的比Cr/C為4.5～6.5的范圍，并且上述Mn與Mo的含量的積Mn*Mo為1.8～2.5的范圍，距鑄鐵產(chǎn)品表面深度為5～10mm的表面部位的組織中的殘余γ(retainedaustenite)的平均體積率(meanvolumefraction)在30％以下。還有，為了達(dá)成此目的的、本發(fā)明的耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵的熱處理方法的要點(diǎn)在于，是上述的高Cr鑄鐵的熱處理方法，高Cr鑄鐵進(jìn)行淬火時(shí)，淬火時(shí)的高Cr鑄鐵表面的冷卻速度在5℃/sec以下。本發(fā)明者們，調(diào)查了高Cr鑄鐵的成分組成以及組織，和耐熱裂紋性的關(guān)系。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)了特別是，高Cr鑄鐵的表面部位組織中大量存在的殘余γ使耐熱裂紋性顯著下降。此殘余γ使耐熱裂紋性下降的理由還不確定。但是推斷認(rèn)為殘余γ的組織部分，和其他的組織部分相比，其熱膨脹系數(shù)的差比較大。因此，在棒鋼等的軋制作業(yè)線的搬送鋼材用的輥?zhàn)颖砻妫惺軄?lái)自鋼材的熱與沖撞共同形成的熱循環(huán)的時(shí)候，在高Cr鑄鐵輥?zhàn)颖砻嫒菀壮霈F(xiàn)較大的局部的熱膨脹的差。其結(jié)果，熱循環(huán)、特別是伴有沖撞的熱循環(huán)持續(xù)作用時(shí)，高Cr鑄鐵輥?zhàn)拥谋砻娴臒崃鸭y形成。相對(duì)于此，在本發(fā)明中，通過(guò)抑制對(duì)高Cr鑄鐵的耐熱裂紋性有很大影響的、表面部位組織中的殘余γ的平均體積率在30％以下，而減少上述局部的熱膨脹系數(shù)的差。因此，能夠提高上述搬送鋼材用的輥?zhàn)拥?、承受伴有沖撞的熱循環(huán)的耐磨損部件的耐熱裂紋性，并且能夠發(fā)揮高Cr鑄鐵原有的耐磨損性。在通常的高Cr鑄鐵的熱處理方法中，高Cr鑄鐵進(jìn)行淬火時(shí)，有時(shí)淬火時(shí)的高Cr鑄鐵表面的冷卻速度以遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過(guò)5℃/sec的冷卻速度進(jìn)行。這是因?yàn)?，高Cr鑄鐵通常的主要用途的軋碎機(jī)等所用的耐磨損部件，要求具有對(duì)疲勞裂縫的抵抗性，為了提高此抵抗性，而加速淬火時(shí)的高Cr鑄鐵表面的冷卻速度。但是，此通常的淬火方法，必然會(huì)提高高Cr鑄鐵組織中的殘余γ量，使其平均體積率超過(guò)30％，從而降低耐熱裂紋性。因此，高Cr鑄鐵淬火時(shí)，如上所述，有必要降低鑄鐵表面的冷卻速度在5℃/sec以下。但是，高Cr鑄鐵表面的冷卻速度如此緩慢時(shí)，根據(jù)高Cr鑄鐵的成分組成，其硬度降低，耐磨損性也會(huì)下降。還有，即使高Cr鑄鐵表面的冷卻速度緩慢，根據(jù)高Cr鑄鐵的成分組成，有時(shí)也不能夠確實(shí)地限制高Cr鑄鐵表面的殘余γ量在平均體積率的30％以下。因此，為了確保即使淬火時(shí)的鑄鐵表面的冷卻速度緩慢在5℃/sec以下時(shí)也具有高硬度，并且為了確實(shí)地將高Cr鑄鐵表面的殘余γ量的平均體積率限制在30％以下，以保障其耐熱裂紋性，有必要同時(shí)對(duì)高Cr鑄鐵的成分組成進(jìn)行調(diào)整。因此，在本發(fā)明中，在上述基本成分之內(nèi)，將上述Cr與C的含量的比Cr/C，和上述Mn與Mo的含量的積Mn*Mo，進(jìn)一步限定在特定的范圍內(nèi)。具體實(shí)施例方式(高Cr鑄鐵組成)首先，對(duì)在本發(fā)明的高Cr鑄鐵的化學(xué)組成(單位質(zhì)量％)中，所含各元素的限定理由，進(jìn)行以下說(shuō)明。本發(fā)明的高Cr鑄鐵的基本的化學(xué)組成，為了確保高硬度和韌性等的基本特性，含有C2.5～3.5％、Si0.2～1.0％、Mn0.6～2.0％、Cr11～22％、Mo1.0～3.0％、N0.01～0.15％，余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。那么，在本發(fā)明中，如上所述，為了即使淬火時(shí)的鑄鐵表面的冷卻速度緩慢時(shí)，也能夠確保其高硬度，并且為了限制高Cr鑄鐵表面組織中的殘余γ的平均體積率在30％以下，在上述基本的化學(xué)成分組成內(nèi)，進(jìn)一步限定Cr與C的含量的比Cr/C為4.5～6.5的范圍，并且限定Mn與Mo的含量的積Mn*Mo為1.8～2.5的范圍。C2.5～3.5％C，與Cr、Mo、或者作為雜質(zhì)的Fe等，形成高硬度的碳化物(MC型、M7C3型、M23C6型、M3C型等)，并且是通過(guò)在基體中固溶、鑄鐵的淬火處理(空冷處理)，而支配從奧氏體向硬度更高的馬氏體相變(得到馬氏體組織)的元素，是為了確保必要硬度的重要的元素。一般情況下馬氏體的硬度，固溶的C量越多越高，這為大家所熟識(shí)，C含量低于2.5％時(shí)，基體中固溶的C量不足，不僅基體的硬度不足，而且由于結(jié)晶以及析出的上述碳化物減少，所以鑄鐵及其作為耐磨損部件的硬度也會(huì)不足，不能得到必要的耐磨損性。另一方面，C含量超過(guò)3.5％，則所生成的上述碳化物粗大化，鑄鐵以及耐磨損部件變得脆弱，發(fā)生脆性破壞。還有，由于基體中所固溶的C太多，所以硬度低的奧氏體大量殘留，其結(jié)果是導(dǎo)致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。因此，C含量為2.5～3.5％，優(yōu)選為2.8～3.3％的范圍。Si0.2～1.0％Si，是確保鑄鐵鑄造時(shí)鐵水的流動(dòng)性，還有，對(duì)熔化、冶煉時(shí)的脫氧有效的元素，為了發(fā)揮這樣的效果，有必要含有0.2％以上的含量。另一方面，Si是生成鐵素體的元素，Si的含量超過(guò)1.0％，則促進(jìn)鐵素體相變，導(dǎo)致基體硬度下降，韌性降低。因此，Si的含量為0.2～1.0％的范圍，優(yōu)選為0.3～0.8的范圍。Mn0.6～2.0％Mn，可以改善高Cr鑄鐵的淬火性，特別是在基體中進(jìn)行固溶，具有抑制奧氏體向硬度低的貝氏體進(jìn)行相變的效果，是基體成為馬氏體組織所必須的元素。Mn含量低于0.6％，由于不能發(fā)揮其效果，所以下限為0.6％。另一方面，Mn是使奧氏體穩(wěn)定化的元素，過(guò)量含有，則基體中的殘余奧氏體過(guò)量，硬度下降，所以Mn含量的上限為2.0％。因此，Mn含量為0.6～2.0％的范圍，優(yōu)選在0.8～1.5％的范圍。Cr11～22％Cr，與C相同，形成耐磨損性高的各種碳化物，并且在基體中進(jìn)行固溶，是為了達(dá)到抑制奧氏體向硬度低的鐵素體進(jìn)行相變的效果所必須的元素。因此，為了得到必要的硬度，需使其形成充足的碳化物量，并且有必要在基體中固溶進(jìn)能夠防止鐵素體相變的有效的量的Cr。Cr含量低于11％時(shí)，基體中固溶的Cr量不足，發(fā)生基體的鐵素體相變，不僅會(huì)降低基體硬度，還會(huì)減少結(jié)晶(crystallize)以及析出(precipitation)的碳化物，招致硬度不足。不能得到必要的耐磨損性。另一方面，Cr含量超過(guò)22％，則所生成的碳化物粗大化，變得脆弱發(fā)生脆性破壞，并且基體中固溶的C量減少、基體的硬度下降，導(dǎo)致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。因此，Cr含量為11～22％的范圍，優(yōu)選為14～18％的范圍。Cr/C4.5～6.5但是，在本發(fā)明中，如上所述，為了即使高Cr鑄鐵的淬火時(shí)的冷卻速度緩慢到5℃/sec以下，也限制高Cr鑄鐵表面組織中的殘余γ的平均體積率在30％以下，并且確保其必要的硬度，還需限制Cr與C的含量的比Cr/C在4.5～6.5的范圍。Cr/C超過(guò)6.5時(shí)，基體中的固溶的C量不足。因此，高Cr鑄鐵的淬火時(shí)的冷卻速度為5℃/sec以下而較慢時(shí)，基體的硬度下降，不能得到必要的耐磨損性。還有，奧氏體(γ)向馬氏體的相變量減少，殘余γ增多，高Cr鑄鐵表面組織中的殘余γ的平均體積率不能抑制在30％以下。另一方面，Cr/C低于4.5時(shí)，會(huì)使基體中固溶的Cr量不足，或使基體中固溶的C量過(guò)多。因此，Cr量不足時(shí)，高Cr鑄鐵的淬火時(shí)的冷卻速度為5℃/sec以下時(shí)，發(fā)生基體的鐵素體相變，不僅基體的硬度下降，而且結(jié)晶以及析出的碳化物也減少，導(dǎo)致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。還有，基體中固溶的C量過(guò)多時(shí)，硬度低的奧氏體大量殘留，其結(jié)果是，高Cr鑄鐵表面組織中的殘余γ的平均體積率不能抑制在30％以下，導(dǎo)致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。Mo1.0～3.0％Mo，與Cr同樣，形成耐磨損性高的各種碳化物，并且是為了在基體中進(jìn)行固溶而達(dá)到抑制奧氏體向硬度低的珠光體相變的效果所必須的元素。因此，為了得到必要的硬度，需使其形成充足的碳化物量，并且有必要在基體中固溶進(jìn)能夠防止珠光體相變的有效的量。Mo含量低于1.0％時(shí)，基體中固溶的Mo的量不足，所以發(fā)生基體中的珠光體相變，不僅導(dǎo)致基體的硬度下降，而且結(jié)晶以及析出的碳化物減少，導(dǎo)致硬度不足，不能夠得到必要的耐磨損性。另一方面，Mo含量超過(guò)3.0％，則基體中固溶的C量減少，基體的硬度下降，并且殘余γ量增加，導(dǎo)致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。因此，Mo含量為1.0～3.0％的范圍，優(yōu)選為1.5～3.0％的范圍。Mn*Mo1.8～2.5但是，在本發(fā)明中，如上所述，為了即使高Cr鑄鐵的淬火時(shí)的冷卻速度緩慢在5℃/sec以下，也限制高Cr鑄鐵表面組織中的殘余γ的平均體積率在30％以下，并且確保其必要的硬度，還需限定Mn與Mo的含量的積Mn*Mo在1.8～2.5的范圍。Mn*Mo低于1.8，Mn或Mo的含量不足。因此，由于基體中固溶的Mn或Mo的量不足，所以在淬火時(shí)的鑄鐵表面的冷卻速度為5℃/sec以下而較緩慢時(shí)，高Cr鑄鐵的淬火性也會(huì)下降，不能確保其必要的硬度。另一方面，Mn*Mo超過(guò)2.5時(shí)，在Mn量過(guò)量時(shí)，即使在高Cr鑄鐵的淬火時(shí)的冷卻速度為5℃/sec以下而較緩慢時(shí)，由于基體(組織)中的殘余γ過(guò)量，不能夠限制高Cr鑄鐵表面組織中的殘余γ的平均體積率在30％以下，導(dǎo)致硬度下降，不能得到必要的耐磨損性。還有，Mo量過(guò)量時(shí)，在高Cr鑄鐵的淬火時(shí)的冷卻速度為5℃/sec以下而較緩慢時(shí)，基體中固溶的C量減少，基體硬度下降，并且殘余γ量增加，導(dǎo)致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。N0.01～0.15％N，抑制降低沖擊值的結(jié)晶物、析出物生成，具有提高鑄鐵的耐磨損性的效果。為了發(fā)揮此效果，N有必要含有0.01％以上。另一方面，N的含量超過(guò)0.15％，則形成氮化物等而導(dǎo)致韌性下降。因此，N使其含有在0.01～0.15％的范圍。其他的元素其他的元素基本上是雜質(zhì)，含量越少越好。但是，有時(shí)會(huì)從廢料等的熔化原料混入，進(jìn)行含量限制是為了兼顧熔化、鑄造的成本。在雜質(zhì)內(nèi)，Ti、V、Zr、Nb等，也具有提高硬度和韌性的效果。Ti、V、Zr、Nb，在鑄鐵的凝固時(shí)，使以球狀為主的MC型碳化物優(yōu)先形成，抑制上述平板狀或者薄片狀的M7C3型碳化物的生成，具有促進(jìn)碳化物球狀化(spheroidization)的效果。MC型碳化物的硬度，比其他型的碳化物硬度高，可以提高硬度、耐磨損性。還有，通過(guò)此碳化物的球狀化，可以不降低硬度標(biāo)準(zhǔn)，而提高韌性。因此，對(duì)于Ti、V、Zr、Nb，允許這些元素的合計(jì)含量在10％以下的范圍。(鑄鐵組織)在本發(fā)明中，通過(guò)抑制付與鑄鐵組織的耐熱裂紋性的、鑄鐵產(chǎn)品表面部位的組織中的殘余γ的平均體積率在30％以下，飛躍性地提高上述搬送鋼材用的輥?zhàn)拥鹊某惺馨橛袥_撞的熱循環(huán)的耐磨損部件的耐熱裂紋性。距表面深度為5～10mm的表面部位的殘余γ的平均體積率超過(guò)30％時(shí)，耐熱裂紋性下降，不能作為上述搬送鋼材用的輥?zhàn)拥瘸惺馨橛袥_撞熱循環(huán)的耐磨損部件進(jìn)行使用。還有，如果鑄鐵產(chǎn)品表面部位的組織中的殘余γ的平均體積率在30％以下，則其內(nèi)部的組織的殘余γ必然更少，耐熱裂紋性會(huì)轉(zhuǎn)向良好方向。距表面深度5～10mm的表面部位的殘余γ的平均體積率為，例如，在此深度范圍(5mm范圍深度)按照每1mm的間隔進(jìn)行6處測(cè)定的各殘余γ體積率(volumefraction)的平均值。還有，在本發(fā)明中，作為規(guī)定高Cr鑄鐵的表面部位的殘余γ平均體積率的位置，為距鑄鐵產(chǎn)品表面深度5～10mm的表面部位。對(duì)耐熱裂紋性，不用說(shuō)，與此相比更接近表面一側(cè)(深度小于5mm)的鑄鐵產(chǎn)品最外層表面(mostsurface)中的組織中的殘余γ體積率也具有很大的影響。但是，與此相比更接近表面一側(cè)的鑄鐵產(chǎn)品最外層表面組織，由于制造后的原材料鑄鐵要經(jīng)過(guò)機(jī)械加工形成鑄鐵產(chǎn)品，所以受到由于機(jī)械加工的應(yīng)變量等的影響，殘余γ體積率自身有發(fā)生變化的可能性，從而缺乏再現(xiàn)性和信賴性。因此，在本發(fā)明中，作為不受這些機(jī)械加工的影響，而且對(duì)耐熱裂紋性有很大影響的部位，以距鑄鐵產(chǎn)品表面深度5～10mm的表面部位作為規(guī)定殘余γ平均體積率的位置。還有，距表面深度為5～10mm的幅度，是因?yàn)檫@個(gè)表面部位區(qū)域?qū)δ蜔崃鸭y性影響很大，并且即使上述搬送鋼材用的輥?zhàn)拥鹊哪湍p部件表面由于長(zhǎng)期使用而磨損，那么也能夠保障由于表面磨損而依次露出的成為外表面的內(nèi)部的組織的耐熱裂紋性。由此，能夠提高本發(fā)明的高Cr鑄鐵作為輥?zhàn)拥鹊哪湍p部件在使用期間的耐熱裂紋性，也能夠提高作為耐磨損部件自身的使用壽命。在本發(fā)明中，為了滿足耐磨損部件的高硬度高韌性的要求特性，高Cr鑄鐵的主要組織為，馬氏體為主的組織。還有，為了確保750Hv以上的高硬度、和擺錘沖擊值2J/cm2以上的高韌性，高Cr鑄鐵的組織為，馬氏體的體積率(體積分率)在50％以上為佳。還有，在不妨礙耐熱裂紋性以及硬度和韌性的特性的范圍內(nèi)，在馬氏體中，允許含有硬度低的殘余奧氏體、或珠光體、鐵素體、貝氏體等(但是，殘余γ體積率在30％以下)。(制造方法)本發(fā)明的高Cr鑄鐵，可以用通常使用的方法進(jìn)行制造。即，具有上述所規(guī)定的化學(xué)組成的鑄鐵，經(jīng)熔化、鑄造后，例如，在800～1100℃的溫度范圍加熱并保持0.5～10小時(shí)進(jìn)行固溶化處理(均質(zhì)化處理)。固溶化處理是，通過(guò)使鑄造時(shí)所生成的碳化物一定程度上溶解到奧氏體中而防止韌性下降，并且增加基體(馬氏體)中的C濃度，從而提高耐磨損性。此固溶化處理后，經(jīng)淬火處理，其后，有選擇地進(jìn)行回火處理，得到以馬氏體為主的組織。但是，為了控制高Cr鑄鐵組織中的殘余γ在體積率30％以下，空冷或強(qiáng)制冷卻、爐冷等的淬火處理的鑄鐵表面的冷卻速度控制在5℃/sec以下。經(jīng)過(guò)這些熱處理之后的鑄鐵，適當(dāng)?shù)剡M(jìn)行機(jī)械加工，制成搬送高溫的鋼材用的輥?zhàn)拥冗m當(dāng)用途的耐磨損部件。實(shí)施例以下對(duì)本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說(shuō)明。制成多種進(jìn)行了成分組成、組織變換的高Cr鑄鐵，對(duì)其硬度、韌性等分別進(jìn)行評(píng)價(jià)。即，用高頻感應(yīng)熔化爐，在液相線溫度(liquidustemperature)+50～150℃下分別熔煉了下述表1所示的1～24的各成分組成的高Cr鑄鐵的圓筒型鑄錠(外徑Φ270mm×內(nèi)徑Φ180mm×長(zhǎng)度250mm)，。上述各高Cr鑄鐵鑄錠，共同經(jīng)過(guò)900～1000℃×6小時(shí)的固溶化處理(solutiontreatment)之后，以如表2、3所示的高Cr鑄鐵表面的各種冷卻速度進(jìn)行空冷。其后，各高Cr鑄鐵共同進(jìn)行150～250℃×2小時(shí)的回火處理。對(duì)經(jīng)此熱處理后的高Cr鑄鐵進(jìn)行機(jī)械加工以及表面拋光，制造成上述搬送棒鋼用的輥?zhàn)?，設(shè)置在實(shí)際操作的搬送高溫的棒鋼用的輥?zhàn)又?。然后，使其通過(guò)合計(jì)約30萬(wàn)噸的、600～1200℃的高溫的Φ18～120mm的棒鋼，對(duì)其間的實(shí)際的輥?zhàn)拥哪p量和耐熱裂紋性進(jìn)行評(píng)價(jià)。對(duì)此搬送棒鋼用的輥?zhàn)?，施加上述高溫棒鋼的斷續(xù)接觸所致的熱循環(huán)。其結(jié)果分別表示在表2、3中。還有，對(duì)于輥?zhàn)拥哪p量，測(cè)定了使用前和使用后的輥?zhàn)颖砻娴哪p量(mm)。輥?zhàn)拥哪p量在2.0mm以下，則問(wèn)題在于發(fā)生輥?zhàn)颖砻娴臒崃鸭y的耐磨損部件為合格。還有，棍子的耐熱裂紋性，以如下標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行了評(píng)價(jià)，即對(duì)使用后的和棒鋼接觸過(guò)的輥?zhàn)颖砻孢M(jìn)行觀察，用肉眼明確確定生成熱裂紋的為×，用放大鏡觀察發(fā)現(xiàn)有細(xì)微的熱裂紋發(fā)生的為△，用放大鏡觀察也沒(méi)有發(fā)現(xiàn)熱裂紋發(fā)生的為○。此外，從上述熱處理后的各高Cr鑄鐵中分別采取試驗(yàn)片，作為不經(jīng)機(jī)械加工的鑄鐵產(chǎn)品，對(duì)有助于表面組織的耐熱裂紋性的表面部位(距表面深度5～10mm)的殘余γ的平均體積率和馬氏體的平均體積率(與殘余γ的測(cè)定方法相同)進(jìn)行了測(cè)定。這些結(jié)果在表2、3中表示。各試驗(yàn)片的殘余γ和馬氏體的平均體積率，對(duì)距試驗(yàn)片表面深度為5～10mm的范圍內(nèi)的每1mm的各部分，通過(guò)X射線分析按眾所周知的Rietveld法進(jìn)行了定量分析。即，通過(guò)X射線分析進(jìn)行測(cè)定，對(duì)α(馬氏體)、γ(殘余γ)的各峰值的面積率進(jìn)行累計(jì)，計(jì)算出各部位的這些的體積率，進(jìn)行平均化。還有，對(duì)從上述熱處理后的各高Cr鑄鐵中采取的各試驗(yàn)片的硬度和韌性進(jìn)行了測(cè)定。其結(jié)果分別在表2、3中表示。硬度測(cè)定，以JISZ2244為標(biāo)準(zhǔn)，使用維氏硬度計(jì)，施以30kg(294.2N)的按壓載荷(試驗(yàn)力)，對(duì)各試驗(yàn)片的表面硬度(Hv)分5點(diǎn)進(jìn)行了測(cè)定，取其平均值作為鑄鐵的硬度。耐磨損性，硬度為750Hv以上，則作為搬送高溫鋼材用的輥?zhàn)踊蛘呱禉C(jī)等、特別是持續(xù)承受上述伴有沖撞的熱循環(huán)的、問(wèn)題在于輥?zhàn)颖砻娴臒崃鸭y的耐磨損部件，為合格。韌性測(cè)定，通過(guò)擺錘沖擊試驗(yàn)，使用2mm的U型缺口的JIS3號(hào)試驗(yàn)片，在錘載荷294.2N(30kgf)、試驗(yàn)溫度室溫的條件下進(jìn)行。還有，擺錘沖擊值(J)由吸收能量除以試驗(yàn)片截面積而求出。然后，關(guān)于韌性，在擺錘沖擊值2J/cm2以上，則作為問(wèn)題在于輥?zhàn)颖砻娴臒崃鸭y的耐磨損部件，為合格。如表1、2明確所示，發(fā)明例1～12的鑄鐵，使用的是表1的A～K的本發(fā)明成分組成范圍內(nèi)的高Cr鑄鐵。而且，這些本發(fā)明成分組成范圍內(nèi)的高Cr鑄鐵，進(jìn)行淬火處理的鑄鐵表面的冷卻速度為5℃/sec以下的熱處理。此結(jié)果，如表2明確所示，發(fā)明例1～12的鑄鐵，具有馬氏體體積率在50％以上的以馬氏體為主體的組織，組織中的殘余γ的體積率在30％以下。然后，在對(duì)作為輥?zhàn)拥膶?shí)際使用時(shí)的評(píng)價(jià)中，發(fā)明例1～12的鑄鐵，磨損量在2.0mm以下，還有，輥?zhàn)拥哪蜔崃鸭y性，即使通過(guò)放大鏡觀察也沒(méi)有發(fā)現(xiàn)細(xì)微的熱裂紋生成，作為問(wèn)題在于輥?zhàn)颖砻娴臒崃鸭y的耐磨損部件，為合格。還有，在機(jī)械特性中，發(fā)明例1～12的鑄鐵硬度很高，可以確保其硬度在750Hv以上，韌性的擺錘沖擊值為5J/cm2以上。對(duì)此，如表3所示，比較例13、14，使用的是表1的A的本發(fā)明成分組成范圍內(nèi)的高Cr鑄鐵，但其淬火處理的鑄鐵表面的冷卻速度超過(guò)了5℃/sec。其結(jié)果，如表3明確所示，組織中的殘余γ的體積率超過(guò)了30％。其結(jié)果，在作為輥?zhàn)拥膶?shí)際使用時(shí)的評(píng)價(jià)中，與發(fā)明例相比，磨損量大，輥?zhàn)拥哪蜔崃鸭y性，通過(guò)肉眼也能夠發(fā)現(xiàn)熱裂紋的生成，作為問(wèn)題在于輥?zhàn)颖砻娴臒崃鸭y的耐磨損部件，為不合格。還有，如表1、3所示，比較例15～24，使用的是表1的L～U的本發(fā)明成分組成范圍之外的高Cr鑄鐵。比較例15的高Cr鑄鐵L的C含量低于下限。比較例16的高Cr鑄鐵M的C含量超出上限，Cr/C低于下限。比較例17的高Cr鑄鐵N的Si含量超過(guò)上限，Cr/C低于下限，Ti、V、Zr、Nb等雜質(zhì)的合計(jì)含量超過(guò)10％。比較例18的高Cr鑄鐵O的Mn含量超出上限，Mn*Mo超出上限。比較例19的高Cr鑄鐵P的Cr含量超出上限，Cr/C超出上限。比較例20的高Cr鑄鐵Q的N含量超出上限。比較例21的高Cr鑄鐵R的C含量低于下限，Cr含量低于下限，Cr/C低于下限。比較例22的高Cr鑄鐵S的C、Cr含量在范圍內(nèi)，但是Cr/C超出上限。比較例23的高Cr鑄鐵T的Mn、Mo的含量在范圍內(nèi)，但Mn*Mo超出上限。因此，比較例16、18、19、21、24，淬火處理的鑄鐵表面的冷卻速度在5℃/sec以下，但是組織中的殘余γ的體積率超過(guò)了30％。其結(jié)果，在作為輥?zhàn)拥膶?shí)際的使用時(shí)的評(píng)價(jià)中，與發(fā)明例相比，磨損量大，輥?zhàn)拥哪蜔崃鸭y性，通過(guò)肉眼也能夠發(fā)現(xiàn)熱裂紋的生成，作為問(wèn)題在于輥?zhàn)颖砻娴臒崃鸭y的耐磨損部件，為不合格。比較例15、17、22、23，輥?zhàn)拥哪蜔崃鸭y行良好，但硬度過(guò)低，為不合格的耐磨損性部件。比較例20的輥?zhàn)拥哪蜔崃鸭y性良好，但韌性過(guò)低，為不合格的耐磨損性部件。從以上的實(shí)施例的結(jié)果，可以得知本發(fā)明各要素的限定的意義。如以上說(shuō)明所述，根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種搬送鋼材用的輥?zhàn)拥取⒛軌虺惺馨橛袥_撞的熱循環(huán)的耐磨損部件用的、耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵及其熱處理方法。還有，高Cr鑄鐵制耐磨損部件的壽命自身也能夠得到提高。因此，本發(fā)明的高Cr鑄鐵，適用于暴露在伴有沖撞的高溫的熱循環(huán)中的耐磨損部件，特別是，適于搬送高溫的鋼材用的輥?zhàn)踊蛘呱禉C(jī)、或者煉鋼廠的高爐四周和燒結(jié)工廠等，與高溫的礦石或煤炭類等發(fā)生接觸和沖撞的、熱裂紋成為問(wèn)題的襯里等耐磨損部件。表1表2表3權(quán)利要求1.一種耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C2.5～3.5％、Si0.2～1.0％、Mn0.6～2.0％、Cr11～22％、Mo1.0～3.0％、N0.01～0.15％，余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，上述Cr與C的含量的比Cr/C在4.5～6.5的范圍，并且上述Mn與Mo的含量的積Mn*Mo在1.8～2.5的范圍，距鑄鐵產(chǎn)品表面深度為5～10mm的表面部位組織中的殘余γ的平均體積率為30％以下。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵，其特征在于，上述高Cr鑄鐵用于暴露在高溫的熱循環(huán)中的耐磨損部件。3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵，其特征在于，上述耐磨損部件為搬送高溫的鋼材用的輥?zhàn)踊蛏禉C(jī)。4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵，其特征在于，上述耐磨損部件為設(shè)置在高溫硬質(zhì)物通過(guò)的位置的襯里。5.一種耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵的熱處理方法，是權(quán)利要求1～4中任一項(xiàng)所述的高Cr鑄鐵的熱處理方法，其特征在于，在對(duì)高Cr鑄鐵進(jìn)行淬火處理時(shí)，將淬火時(shí)的高Cr鑄鐵表面的冷卻速度控制在5℃/sec以下。全文摘要本發(fā)明提供一種承受伴有沖撞的熱循環(huán)的耐磨損部件用的、耐熱裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵及其熱處理方法。所述高Cr鑄鐵，以質(zhì)量％計(jì)，含有C2.5～3.5％、Si0.2～1.0％、Mn0.6～2.0％、Cr11～22％、Mo1.0～3.0％、N0.01～0.15％，余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，Cr與C的含量的比Cr/C為4.5～6.5的范圍，并且Mn與Mo的含量的積Mn*Mo為1.8～2.5的范圍，通過(guò)控制此高Cr鑄鐵的淬火時(shí)的表面的冷卻速度在5℃/sec以下，使組織中的殘余γ的體積率在30％以下，從而提高耐熱裂紋性。文檔編號(hào)C21D11/00GK1746325SQ200510099028公開日2006年3月15日申請(qǐng)日期2005年9月5日優(yōu)先權(quán)日2004年9月6日發(fā)明者村上昌吾,畠英雄,難波茂信申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶制鋼所,高周波鑄造株式會(huì)社