CN101082097A - 耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明目的在于，提供一种耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁及其制造方法，即使为高硬度，在有反复拉伸应力的发生这样的使用环境下，也能够防止由疲劳龟裂所致的脆性破坏。一种高Cr铸铁，具有特定的高Cr铸铁组成，具有马氏体的尺寸被细微化，并且使残留奥氏体含有一定量的组织，这些组织通过特定的铸造时的凝固冷却速度、淬火保持温度、淬火保持时间、淬火冷却速度而获得，硬度高达800Hv以上，韧性以摆锤冲击值计也高达2.0J/cm2以上，疲劳龟裂扩展不发生的下界限应力扩大系数范围Δkth为10以上，耐疲劳裂纹性优异。

Description

耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁及其制造方法，其适用于耐磨损衬套(liner)，和圆锥破碎机(cone crusher)、颚式粉碎机(jawcrusher)等的岩石的粉碎机，或钢材的运输辊等的耐磨损构件。
背景技术
以前，在用于破碎机等的耐磨损构件中，具有耐磨损性的高Cr铸铁多被采用。近年来，要求此破碎机的处理能力的提高，破碎机的大型化、破碎压力的高压化被推进。为此，强烈要求能够适应这样的使用条件的严酷化，耐磨损性和韧性更优异的高Cr铸铁。
一直以来，为了提高高Cr铸铁的耐磨损性，提出了各种的技术。例如，提出了通过在高Cr铸铁中添加Ti和V，由高Cr铸铁主要析出的M7C3型碳化物以外使高硬度的MC型碳化物(TiC和VC等)分散，由此，使耐磨损性提高，达到900～940Hv级(参照专利文献1、2)。另外，出于同样的宗旨，还提出复合添加Nb和V(参照专利文献3)。此外，还提出对高Cr铸铁的整体硬度造成重大影响的碳化物量和基材中的合金元素固溶量进行三维的规定，以提高硬度，达到800～940Hv级(参照专利文献4)。
此外还提出，作为轧制用辊和切削工具等的用途，不过是着眼于铸铁的凝固时所形成的碳化物的形态，在添加3～10％的V的基础上，在基材组织、与作为所形成的一次碳化物的MC型碳化物和M7C3型碳化物的界面，形成平均粒度为3μm以下的细微的M6C型碳化物，从而得到高硬度的技术(参照专利文献5)。另外，在轧制用辊的用途中，还提出了除M7C3型碳化物之外，使M23C6型碳化物分散，而提高韧性的技术(参照专利文献6)。
这些被提出的高Cr铸铁，基本上是使硬度最大限度提高，通过高硬度化优化耐磨损性的方向，而没有使铸铁自身的韧性提高。
另一方面，耐磨损构件在压缩或拉伸应力作用的条件下被使用的情况较多，在使用中存在由于疲劳而裂纹扩展从而破坏这样的问题。针对于此问题，在上述现有的、通过高硬度化使耐磨损性提高的技术中，对于这样的疲劳裂纹的防止不充分。
在如此反复拉伸应力发生这样的使用环境下，出于防止由疲劳龟裂所致的脆性破坏这样的观点的技术，一直以来也曾被提出。该技术是使Cr、C、Mn和Mo以满足特定的关系的方式而含有，并且，控制构件内部和外部的马氏体相变温度，降低通常发生于淬火的构件表面的拉伸残留应力，从而抑制来自铸造缺陷的疲劳龟裂的扩展(参照专利文献7)。
【专利文献1】特开平2-115343号公报(权利要求的范围)
【专利文献2】特公平4-56102号公报(权利要求的范围)
【专利文献3】特公昭60-51548号公报(权利要求的范围)
【专利文献4】特开2001-247929号公报(权利要求的范围)
【专利文献5】特开2001-316754号公报(权利要求的范围)
【专利文献6】特开昭63-121635号公报(权利要求的范围)
【专利文献7】特开平11-229071号公报(权利要求的范围)
但是，即使是所述专利文献7，在反复拉伸应力发生这样的使用环境下，对于防止由疲劳龟裂扩展所致的脆性破坏也不充分。这不仅是由于破碎机的更大型化，破碎压力的更高压力化推进，要求更高硬度化，也源于由疲劳龟裂扩展所致的脆性破坏条件变得恶劣。例如，相对于所述专利文献7的高Cr铸铁的硬度730～820Hv级，所要求的高硬度化成为超过800～900Hv级。因此，如此的高硬度要求韧性和耐疲劳裂纹性均优异的高Cr铸铁。
发明内容
本发明鉴于这类问题，其目的在于，提供一种耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁及其制造方法，其为高硬度，在反复拉伸应力发生这样的使用环境下，也能够防止由疲劳龟裂扩展所致的脆性破坏。
这了达成此目的，本发明的耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁的要旨是具有如下组成：以质量％计，含有：
C：2.5～3.5％；
Si：0.2～1.0％；
Mn：0.6～2.0％；
Cr：13～22％；
Mo：1.0～3.0％；
N：0.01～0.15％，余量为Fe和不可避免的杂质，
所述铸铁成分满足下式(1)和(2)：
[Cr]/[C]＝4.5～6.5    -(1)
[Mn]×[Mo]＝1.8～2.5  -(2)
各式中[Cr]、[C]、[Mn]和[Mo]分别表示Cr、C、Mn和Mo的百分比含量，并且所述铸铁的组织包括马氏体、残留奥氏体和碳化物，其中，
以100倍的光学显微镜进行的铸铁组织观察，每1个被碳化物包围的马氏体的平均面积为6000μm2以下；而且，
通过X射线衍射方法测量，以所述残留奥氏体的峰值强度与所述马氏体、残留奥氏体和碳化物的合计峰值强度之比计，所述残留奥氏体的平均体积分率为5～40％。
另外，为了达成上述目的，本发明的耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁的制造方法的要旨是，将如下组成的铁水进行铸造，并以冷却速度为5℃/s以上冷却，接着在900～1050℃的范围保持3小时以上之后，在冷却速度为0.05～5℃/s的范围进行淬火处理，其中，所属铁水，以质量％计，含有：
C：2.5～3.5％；
Si：0.2～1.0％；
Mn：0.6～2.0％；
Cr：13～22％；
Mo：1.0～3.0％；
N：0.01～0.15％，余量为Fe和不可避免的杂质，
所述铁水的成分满足下式(3)和(4)：
[Cr]/[C]＝4.5～6.5    -(3)
[Mn]×[Mo]＝1.8～2.5  -(4)
各式中[Cr]、[C]、[Mn]和[Mo]分别表示Cr、C、Mn和Mo的百分比含量。
通常，高Cr铸铁由马氏体、残留奥氏体、碳化物构成。本发明通过在此高Cr铸铁中，马氏体区域的平均间隔的细微化和残留奥氏体的活用，提供一种由高硬度而耐磨损性优良，且耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁。
疲劳裂纹(疲劳龟裂)从不可避免的夹杂物和气孔等的凝固缺陷在铸造材发生、扩展，若成为一定以上的龟裂长度，则致使耐磨损构件脆性破坏。为了该疲劳龟裂的抑制，需要通过缓和龟裂前端的应力集中，抑制龟裂扩展，从而延缓龟裂扩展速度。
为此，首先在本发明中，通过高Cr铸铁组织中的马氏体的细微化，缩小每1次的应力振幅的龟裂扩展长度。马氏体的细微化，对延缓龟裂扩展速度的效果很大。疲劳龟裂沿着高Cr铸铁组织中的碳化物内、或碳化物与马氏体的界面扩展。相对于此，如果使马氏体细微化，则碳化物或碳化物与马氏体界面的平均长度变短。因此，所述每1次的应力振幅的龟裂扩展长度变小，能够延缓龟裂扩展速度。
在本发明中，还在高Cr铸铁组织内使一定量残留奥氏体存在，抑制龟裂扩展。首先，残留奥氏体由于硬度低而容易变形。因此，在龟裂前端残留奥氏体变形，加大龟裂前端的曲率半径，从而缓和了龟裂前端的应力集中，抑制了龟裂扩展。其次，残留奥氏体发生应力感应相变而相变为马氏体。因此，在龟裂附近的残留奥氏体由于应力而相变为马氏体时，发生体积膨胀，封闭龟裂前端，具有抑制龟裂的扩展的效果。
据此，在本发明中，耐磨损性高Cr铸铁即使为800Hv以上的高硬度，韧性以摆捶冲击值计也能高达2J/cm2以上，在反复拉伸应力发生这样的使用环境下，也能够防止由疲劳龟裂所致的脆性破坏，能够提供耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁。其结果是，保障了作为高Cr铸铁制的耐磨损构件的性能和高寿命。
附图说明
图1是表示本发明高Cr铸铁的组织的图纸代用照片。
图2a～d是表示本发明的高Cr铸铁的组织的照片拍摄条件的对比度的差异，是替代附图的照片。
具体实施方式
(铸铁组成)
以下对本发明的高Cr铸铁的化学成分组成(单位：质量％)，含各元素的限定理由进行说明。
在本发明的高Cr铸铁中，如前述，使组织成为由马氏体、残留奥氏体、碳化物构成的特定的组织，以获得800Hv以上的高硬度，以摆捶冲击值计2J/cm2以上的高韧性，优异的耐疲劳裂纹性。于是，为了取得这样的组织和特性，本发明高Cr铸铁的化学成分组成，以质量％计，分别含有C：2.5～3.5％；Si：0.2～1.0％；Mn：0.6～2.0％；Cr：13～22％；Mo：1.0～3.0％；N：0.01～0.15％，并且，它们的含量分别满足[Cr]/[C]＝4.5～6.5、[Mn]×[Mo]＝1.8～2.5的关系，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
C：2.5～3.5％。
C是与Ti、V、Zr、Nb，然后与Cr、Mo、或Fe形成高硬度的碳化物(MC型，M7C3型、M23C6型、M3C型等)，并且在基材中固溶，通过铸铁的淬火处理(空冷处理)，用于支配从奥氏体向硬度高的马氏体相变(获得马氏体组织)的元素，是用于确保必要硬度的重要的元素。
一般马氏体的硬度，已知固溶的C量越多变得越高，在C含量低于2.5％时，固溶于基材中的C量不足，不仅基材硬度不足，而且因为结晶和析出的所述碳化物也变少，所以作为铸铁乃至耐磨损构件的硬度也不足，不能得到必要的耐磨损性。另一方面，若C含量超过3.5％，则生成的所述碳化物粗大化，铸铁乃至耐磨损构件变得脆弱，产生脆性破坏。另外，因为固溶于基材中的C量过多，所以硬度低的奥氏体大量残留，其结果仍然导致硬度不足，无法得到必要的耐磨损性。因此，C量为2.5～3.5％，优选为2.8～3.3％的范围。
Mn：0.6～2.0％。
Mn改善高Cr铸铁的淬火性，特别是在基材中固溶，具有抑制奥氏体相变为硬度低的贝氏体的效果，是使基材成为马氏体组织所必须的元素。Mn含量低于0.6％，该效果不能发挥，所以下限设为0.6％。另一方面，Mn是奥氏体稳定化元素，若过剩含有，则因为基材中的残留奥氏体变为大量，硬度降低，所以Mn含量的上限设为2.0％。因此，Mn含量为0.6～2.0％的范围，优选为0.8～1.4％的范围。
Si：0.2～1.0％。
Si确保铸造时的熔融金属的流动性，另外，是对熔解·精炼时的脱氧有效的元素，为了使这些效果发挥，需要0.2％以上的含量。另一方面，Si是铁素体生成元素，若Si含量超过1.0％，则促进铁素体相变，不仅招致基材硬度的降低，而且也带来韧性降低。因此，Si含量为0.2～1.0％的范围，优选为0.3～0.8％的范围。
Cr：13～22％。
Cr与C同样，形成耐磨损性高的各种碳化物，并且固溶于基材中，是起到抑制奥氏体相变为硬度低的铁素体的效果所必须的元素。因此，为了能够得到必要的硬度而使充分的碳化物量形成，并且需要使能够有效防止铁素体相变的量的Cr固溶于基材中。在Cr含量低于13％时，固溶于基材中的Cr量不足，基材的铁素体相变产生，不仅基材硬度降低，结晶和析出的碳化物也变少，导致硬度不足，无法获得必要的耐磨损性。
另一方面，若Cr含量超过22％，则生成的碳化物粗大化，变得脆弱，脆性破坏产生，并且固溶于基材中的C量减少，基材的硬度降低，还是导致硬度不足，而不能得到必要的耐磨损性。因此，Cr含量为13～22％的范围，优选为13～16％的范围。
[Cr]/[C]＝4.5～6.5，
若Cr含量[Cr]与C含量[C]的比，[Cr]/[C]低于4.5，则即使Cr和C各自的含量在范围内，基体(matrix)的C含量变多，且Cr含量变得过少，淬火性变差，珠光体或贝氏体生成，硬度降低的可能性大。另一方面，若[Cr]/[C]超过6.5，则即使Cr和C各自的上述含量在范围内，基体(matrix)中的C含量变低，硬度降低，无法得到必要的耐磨损性的可能性大。
Mo：1.0～3.0％。
Mo与Cr同样，形成耐磨损性高的各种碳化物，并且固溶于基材中，是具有抑制奥氏体相变为硬度低的珠光体的效果所必须的元素。因此，为了能够得到必要的硬度，而使充分的碳化物量形成，并且需要使能够有效防止珠光体相变的量固溶于基材中。在Mo含量低于1.0％时，因为固溶于基材中的Mo量不足，所以基材中的珠光体相变产生，不仅基材硬度降低，而且结晶和析出的碳化物也变少，导致硬度不足，无法得到必要的耐磨损性。
另一方面，若Mo含量超过3.0％，则固溶于基材中的C量减少，基材硬度降低，仍然导致硬度不足，而无法得到必要的耐磨损性。因此，Mo量为1.0～3.0％的范围，优选为1.4～2.3％的范围。
[Mn]×[Mo]＝1.8～2.5
如果Mn含量[Mn]与Mo含量[Mo]的积，[Mn]×[Mo]在2.5以下，则能确保必要的淬火性。相对于此，即使各自的上述含量在范围内，在[Mn]×[Mo]超过2.5时，由于残留奥氏体过剩而导致硬度的降低。另一方面，若此[Mn]×[Mo]低于1.8，则即使各自的上述含量在范围内，也无法得到必要的淬火性。
N：0.01～0.15％。
N在铸铁中含有，形成氮化物、碳氮化物，有助于高硬度化。此效果通过含有0.01％以上可被发挥。另一方面，若N含量超过0.15％，则在铸铁的铸造中，在凝固时有气泡(blow hole)缺陷发生。
Ni：1.0％以下。
Ni作为必须的Mo的一部分置换，可以以与Mo并用的形式含有。Ni与Mo同样，形成耐磨损性高的各种碳化物，而且固溶于基材中，具有抑制奥氏体相变为硬度低的珠光体的效果。但是，在Ni含量超过1.0％时，残留奥氏体的量变得过多，硬度降低，因此在与Mo并用时，其含量的上限设为1.0％以下。
Ti、V、Zr、Nb。
Ti、V、Zr、Nb在铸铁的凝固时，具有优先使MC型碳化物以球状为主形成，抑制上述平板状或膜状的M7C3型碳化物的生成，并且促进碳化物的球状化的效果。MC型碳化物的硬度，比其他型的碳化物硬度高，从而使硬度、耐磨损性提高。另外，通过此碳化物的球状化，也有不使硬度级别降低，而使韧性提高的效果。
在为了使这些效果发挥时，选择性地含有合计1.0％以上的来自这些Ti、V、Zr、Nb之内的1种或2种以上。当它们的合计量低于1.0％时，如常规方法，在铸铁的凝固时，存在上述平板状或膜状的M7C3型碳化物优先生成的可能性。
另一方面，在Ti、V、Zr、Nb的合计的含量超过5.0％时，碳化物量增加，但固溶于基材中的V量减少，硬度低的贝氏体和铁素体生成，基材硬度降低，导致硬度不足而得不到需要的耐磨损性。因此，在选择性地使之含有时，Ti、V、Zr、Nb的合计的含量为1.0～5.0％的范围。
(铸铁组织)
在本发明的高Cr铸铁中，为了获得800Hv以上的高硬度，以摆锤冲击值计2J/cm2以上的高韧性，优异的耐疲劳裂纹性，不但上述的高Cr铸铁的化学成分组成，而且高Cr铸铁的组织也很重要。
为此，在本发明的高Cr铸铁中，使组织由马氏体、残留奥氏体、碳化物构成，并且规定马氏体的尺寸，和残留奥氏体的平均体积分率。
(马氏体的尺寸)
图1表示将本发明高Cr铸铁(后述的实施例表1的发明例9)的组织，以倍率100倍的光学显微镜观察的图纸代用照片。在该图1中，黑的粒子状部分为大量含碳化物的马氏体，包围黑的粒子状部分，或都邻接的白色的粒子状部分为碳化物，其余的灰色的部分为碳化物少的马氏体。还有，残留奥氏体不能用此光学显微镜观察。
在图1中，所谓马氏体区域，准确地说，是大量含碳化物的黑粒子状部分的马氏体、碳化物少的灰色部分的马氏体、白色的碳化物、和残留奥氏体(观察不到但存在)混在的区域。但是在本发明中，根据与后述的耐疲劳裂纹性提高机理的关系(理由)，规定面积(尺寸)的马氏体，只是大量含上述碳化物的黑粒子状部分的马氏体。
其各相在由光学显微镜的组织观察之前，通过表面腐蚀(条件为后述)，有亮度的差产生，而可以相互识别。即，大量含碳化物的马氏体通过腐蚀变黑。另外，碳化物少的马氏体通过腐蚀成为更浅的灰色。
这些各相根据照片拍摄条件的对比度会产生明亮度的差异。作为例子，从图2a到图2d，是表示根据摄影条件可知相同的光学显微镜照片产生的对比度的差异的附图代用照片。从这些图可知，根据对比度，大量含有本发明中规定的碳化物的黑色粒子部分的马氏体的表现方式不同。图2a，因为灰色部分不能和黑色粒子状部分明确区分，所以是不为优选的对比度的例子，图2d，因为灰色部分不能和白色碳化物明确区分，所以是不为优选的对比度的例子，图2b、c是适于测定黑色粒子部分的马氏体平均面积的对比度的例子。
将以上作为前提，在本发明中，规定被作为上述碳化物的白色的粒子状部分包围，或者邻接的黑粒子状部分的马氏体的尺寸。即，在用上述100倍的光学显微镜的铸铁组织观察中，作为每1个被上述碳化物(白色的粒子状部分)包围的马氏体(黑粒子状部分)的平均面积，使之细微化至6000μm2以下。
如所述，疲劳龟裂，在高Cr铸铁组织中，沿碳化物(白色的粒子状部分)内，或该碳化物与马氏体(黑粒子状部分)的界面扩展。
相对于此，如果使马氏体(黑粒子状部分)细微化，则碳化物(白色的粒子状部分)，或该碳化物与马氏体(黑粒子状部分)的界面的平均长度变短。因此，所述每1次的应力振幅的龟裂扩展长度变小，能够延缓龟裂扩展速度，使耐疲劳裂纹性提高。即，马氏体的细微化延缓龟裂扩展速度，使耐疲劳裂纹性提高的效果大。
另一方面，所述碳化物少的灰色部分的马氏体，无助于此耐疲劳裂纹性提高的机理。因此，在本发明中，所述碳化物少的灰色部分的马氏体，不含于马氏体的尺寸的规定中。
在每1个所述马氏体(黑粒子状部分)的平均面积超过6000μm2时，碳化物(白色的粒子状部分)，或者该碳化物与马氏体(黑粒子状部分)界面的平均长度变长。为此，不能缩小沿碳化物内，或者碳化物与马氏体的界面而扩展的龟裂的长度。因此，在800Hv以上的高硬度的高Cr铸铁中，耐疲劳裂纹性降低。
在本发明中，在800Hv以上的高硬度和不妨碍韧性的范围，允许在马氏体中包含硬度低的其他的珠光体、铁素体、贝氏体等。在得到马氏体组织时，由于铸铁的淬火处理条件，珠光体、铁素体、贝氏体等必然被包含。但是，因为这些相韧性高但硬度低，所以要控制为极少。
(马氏体尺寸的测定方法)
每1个所述马氏体(黑粒子状部分)的平均面积的测定，首先，研磨(可以机械研磨也可以电解研磨)从铸铁的任意的测定部位采取的试料后，在下述常温的混合液中浸渍20～60秒，腐蚀表面，进行水洗、干燥。此后，对该试料拍摄10个视野所述倍率100倍的光学显微镜照片，在各视野中任意选择被所述碳化物(白色的粒子状部分)包围的马氏体(黑粒子状部分)20个。根据图像解析求得此选择的马氏体的面积，将合计200个的马氏体的面积的平均值(每1个的平均面积)作为马氏体的尺寸而求出。
上述混合液组成＝盐酸(HCl)35～37％水溶液∶3重量％+苦味酸(2、4、6-三硝基苯酚)∶3重量％+乙醇∶余量(94重量％)
(残留奥氏体)
在本发明中，在上述马氏体的尺寸规定的同时，将残留奥氏体的平均体积分率规定为5～40％，优选为10～35％。更具体地说，根据马氏体与残留奥氏体和碳化物的合计X射线衍射峰值强度相对的，残留奥氏体的X射线衍射峰值强度，求得残留奥氏体的X射线衍射峰值强度比，将其作为残留奥氏体的平均体积分率。
残留奥氏体的平均体积分率变得越多，越能够通过高Cr铸铁组织内的残留奥氏体存在，抑制龟裂扩展。如所述，因为残留奥氏体硬度低所以容易变形。为此，在龟裂前端残留奥氏体变形，增大龟裂前端的曲率半径，从而缓和龟裂前端的应力集中，抑制龟裂扩展。其次，残留奥氏体发生应力感应相变而相变为马氏体。因此，在龟裂附近的残留奥氏体由于应力而相变为马氏体时，体积膨胀发生，有封闭龟裂前端，抑制龟裂扩展的效果。因此，残留奥氏体的平均体积分率的下限设为5％以上，优选为10％以上。
在残留奥氏体的平均体积分率比这些下限量都小时，抑制龟裂扩展的效果不足，即使满足上述马氏体的尺寸规定等的其他的必要条件，800Hv以上的高硬度高Cr铸铁的耐疲劳裂纹性也低劣。
另一方面，残留奥氏体其自身的硬度低。因此，若残留奥氏体的平均体积分率过大，则硬度降低。即，残留奥氏体的平均体积分率的上述设为40％以下，优选为35％以下。
(残留奥氏体的平均体积分率的测定方法)
根据由X射线解析的已知的Rietvelt法，测定高Cr铸铁组织的残留奥氏体、马氏体、碳化物的各X射线衍射峰值的强度。然后，计算出相对于这些X射线衍射峰值强度的合计的残留奥氏体的X射线衍射峰值强度的构成比，作为残留奥氏体的体积分率。测定试料从铸铁的任意的部分采取10个左右，求得各个残留奥氏体的体积分率，进行平均化。
(制造方法)
本发明高Cr铸铁自身，可以通过不很大地变更常规方法而制造。即，将上述组成的铸铁熔解，铸造之后，进行淬火处理，成为以马氏体为主体的组织。
但是，为了使本发明的高Cr铸铁组织由马氏体、残留奥氏体、碳化物构成，并且形成上述马氏体的平均尺寸，和残留奥氏体的平均体积分率，优选采取如下的优选的制造条件。
(熔解温度)
熔解温度，加上铸型形状和铸型材质等，对决定铸造冷却速度十分重要。只是若熔解温度过高，则凝固冷却速度变慢，马氏体的细微化变难。另一方面，若熔解温度过低，则凝固冷却速度变快，气泡变得容易发生。为此，熔解(浇铸)温度优选从1450～1600℃的范围选择。
(铸造冷却速度)
铸造时的冷却速度设为5℃/s以上的快速冷却速度。马氏体的细微化通过铸造时的凝固冷却速度的控制而完成。因为马氏体区域是凝固时的初晶奥氏体区域，所以能够通过加快凝固冷却速度而细微化。更具体地说，在1400～1200℃的温度区域中，如果是5℃/s以上的快速冷却速度即可。
(淬火处理)
上述残留奥氏体的体积分率，由淬火处理的淬火温度，和保持时间、冷却速度控制。在淬火时，凝固时作为碳化物析出的C和合金元素再固溶，确保淬火性，并且使奥氏体稳定化。淬火温度和保持时间，取决于适当地形成合金元素的再固溶量的条件。若淬火温度低或保持时间短，则因为合金元素的再固溶量变少而淬火性降低，无法得到必要的硬度。另外，残留奥氏体量也变少。另一方面，若淬火温度过高，则因为再固溶量变得过多，所以残留奥氏体变得过多，无法得到必要的硬度。
因此，淬火时的加热保持，设为在900～1050℃的温度范围3小时以上。
另外，淬火的冷却速度若过快(超过5℃/s)，则残留奥氏体变得过多，无得到必要的硬度。另一方面，在过迟时(低于0.05℃/s)，由于珠光体和贝氏体生成，仍然无法得到必要的硬度。另外，残留奥氏体也变少。因此，在上述加热保持后，在冷却速度为0.05～5℃/s的范围进行淬火处理。
此淬火处理适宜选择根据常规方法的冷却，但是在此冷却中，空冷或强制冷却，根据情况采用炉冷所代表的、与水冷相比速度慢的冷却方法，在本发明中也能够充分得到高硬度，具有能够防止随现有材料的急冷处理而来的裂纹和应变的发生的优点。
淬火处理后的铸铁，根据需要，还可以实施回火处理和时效硬化处理等的热处理，之后实施适当的机械加工，成为耐磨损构件。所谓此时的机械加工，是伴随通过自由锻造、模锻等的常规方法的塑性变形的加工和切削等的加工。
以下，列举实施例进一步具体地说明本发明，本发明从根本上不受下述实施例限制，当然也可以在能够适合前、后述的宗旨的范围适当加以变更而实施，这些均包含于本发明的技术范围。
【实施例】
以下说明本发明的实施例。
(实施例1)
得到制造条件相同，而成分组成、组织进行了各种变化的高Cr铸铁，分别评价其硬度、韧性、耐疲劳裂纹性等。
即，将下述表1所示的1～22的各成分组成的高Cr铸铁，通过高频感应熔解炉在1500℃熔解后，浇注于砂型(宽55mm×长300m×厚150mm)，分别熔炼20kg的矩形铸锭。此时，凝固冷却速度固定为23℃/s。
将上述各铸锭以955℃的淬火温度进行×6小时再加热、保持后，将淬火冷却速度固定为2.4℃/s，鼓风冷却至150～250℃的温度范围。然后，在此150～250℃的温度范围保持2小时后放冷，进行了200℃×5小时的回火处理。
从该热处理后的铸锭采取试验片，调查试验片的组织，测定马氏体的尺寸(每1个被碳化物包围的马氏体的平均面积：μm2)，根据在马氏体与残留奥氏体和碳化物中的X射线衍射峰值强度比，测定残留奥氏体的平均体积分率(％)。这些结果在表1表示。
(马氏体的尺寸)
电解研磨试验片后，在下述常温的混合液浸清40秒，腐蚀表面，进行水洗、干燥。此后，对该试验片拍摄10个视野倍率100倍的光学显微镜照片，在各视野随意选择被所述图1表示的碳化物(白色的粒子状部分)包围的马氏体(黑粒子状部分)20个。通过图像分析求得该选择的马氏体的面积，将合计200个的马氏体的面积的平均值(每1个的平均面积)作为马氏体的尺寸而求得。
上述混合液组成＝盐酸(HCl)35％水溶液∶3重量％+苦味酸(2、4、6-三硝基苯酚)∶3重量％+乙醇∶余量(94重量％)
(残留奥氏体量)
同样对研磨的试验片进行X射线衍射分析，根据过所述的Rietvel法，测定残留奥氏体量。即，根据相对于马氏体与残留奥氏体和碳化物的合计X射线衍射峰值强度的残留奥氏体的X射线衍射衍射峰值强度，求得残留奥氏体的X射线衍射峰值强度比，将其作为残留奥氏体的平均体积分率。
测定所述提取试验片的硬度和韧性、耐疲劳裂纹性。这些结果也在表1表示。
(硬度)
硬度以JISZ2244为准，采用维氏硬度计，通过压迫载荷(试验力)30kg(294.2N)，对各试验片的表面硬度(Hv)进行了5点测定，并平均化作为铸铁的硬度。于是，将其硬度为800Hv以上，作为实际耐磨损性构件的耐磨损性良好，耐磨损性评价为○。
(韧性)
韧性，通过摆锤冲击试验，采用2mm的U凹口的JIS3号试验片，摆锤载荷：294.2N(30kgf)，试验温度：室温，而进行。还有，摆锤冲击值(J)通过吸收能量除以试验片截面积而求得。然后，摆锤冲击值为2.0J/cm2以上，作为实际的耐磨损性构件的韧性良好，韧性评价为○。
(耐疲劳裂纹性)
在评价韧性的摆锤冲击试验中，疲劳裂纹(龟裂、裂纹、破裂)一下子进行。相对于此，疲劳裂纹为每1次的应力振幅的龟裂扩展长度(龟裂扩展速度)的大小，具有缓慢推进的特征。为此，仅韧性评价，不能评价本发明作为课题的耐疲劳裂纹性。
因此，在本发明中，作为耐疲劳裂纹性的评价，通过求得疲劳龟裂扩展特性，即不发生疲劳龟裂扩展的下界限应力扩大系数范围Δkth而评价。该ΔKth大的一方抵抗高，每1次的应力振幅的龟裂扩展长度(龟裂进展速度)变小，耐疲劳裂纹性优异。在本发明中，Δkth在10以上耐疲劳裂纹性为优异，评价为○。
上述Δkth，用12.5mm的1CT试验片，依照ASTME-647，采用电液伺服式±100kN疲劳试验机，以如下条件测定。
试验环境：室温·大气中，控制方法：载荷控制，控制波形：正弦波，应力比：R＝0.1，试验频率：10～29Hz
(耐磨损材评价)
将从发明例、比较例选择的作为实际的耐磨损材使用，评价耐磨损性、耐疲劳裂纹性。将所述高Cr铸铁(宽50mm×长300m×厚150mm)的板，作为通过传输制铁原料的炼铁厂的带式输送机，从1.5m的高度落下的原料碰撞的部分的衬套而设置，通过在6个月的重量减少量判定耐磨损性是否优良，通过是否有裂纹发生判定耐疲劳裂纹性是否优良。判定标准为，重量减少低于1kg，无裂纹评价为○。
正如由表1所表明，发明例1～11的铸铁，由本发明化学成分组成范围内构成。然后在所述的优选制造条件范围内制造。因此，具有马氏体的尺寸，作为每1个被碳化物包围的马氏体的平均面积为6000μm2以下，残留奥氏体的平均体积分率为5～40％的本发明范围内的组织。
其结果，硬度高达800Hv以上，韧性也很高以摆锤冲击值计为2.0J/cm2以上，Δkth为10以上而耐疲劳裂纹性优异。另外，这些结果从实际的耐磨损材评价中的耐磨损性(重量减少量少)和耐疲劳裂纹性(无裂纹发生)得以证实。
相对于此，本发明化学成分组成范围之外的各比较例12～22，尽管在所述的优选制造条件范围内制造，但马氏体的尺寸或残留奥氏体的平均体积分率等的组织均在本发明范围之外。
其结果，或是硬度低于800Hv，或是韧性以摆锤冲击值计低于2.0J/cm2，或是Δkth低于10，在实际的耐磨损材评价时，耐磨损材特性的任一项都比发明例差。
比较例12的C量在下限以下，[Cr]/[C]在上限以上。其结果成为残留γ量低于下限，硬度、耐疲劳裂纹性差。
比较例13为Mn量、[Mn]×[Mo]低于下限。其结果是，马氏体的尺寸变得比较大，硬度、耐疲劳裂纹性差。
比较例14为Cr量在下限以下。其结果是硬度、耐疲劳裂纹性差。
比较例15为Mo量、[Mn]×[Mo]低于下限。其结果，即使为高硬度，韧性、耐疲劳裂纹性也差。
比较例16为C量超过上限。其结果，残留γ量超过上限，硬度、韧性差。
比较例17为Mn量超过上限。其结果，残留γ量超过上限，硬度、韧性差。
比较例18为Cr量、[Cr]/[C]超过上限。其结果，残留γ量超过上限，硬度差。
比较例19为Mo量超过上限。其结果，残留γ量超过上限，硬度差。
比较例20为N量超过上限。其结果，气泡发生。
比较例21为[Cr]/[C]低于下限。其结果，残留γ量超过上限，硬度差。
比较例22为[Mn]×[Mo]超过上限。其结果，残留γ量超过上限，硬度差。
从以上结果可知，本发明的组成和组织必要条件的临界的意义。
【表1】
区分 No.  铸铁的化学成分(质量％，余量Fe)
 C   Si  Mr  Cr  Mo   Ni   Ii   V   Zr   Nb     Ti，V，Zr.Nb的合计量  N  Cr/C   Mn*Mo
发明例  1234567891011  2.653.162.783.112.813.403.242.802.853.092.96  0.71.00.80.61.00.50.90.90.80.90.7  1.20.71.11.91.11.11.80.91.21.21.2  15.315.613.514.515.817.220.214.115.115.914.2  1.92.72.11.21.92.01.32.11.91.82.2   --0.3---0.8----   1.11.50.33.0-0.4-----   0.72.32.9-1.91.9-3.0---   1.2-0.9-1.8------   0.60.7---2.6-0.9---     3.64.54.13.03.74.9-3.9---  0.060.050.060.070.030.080.060.130.080.070.07  5.84.94.94.75.65.16.25.05.35.14.8   2.31.92.32.32.22.22.31.92.32.12.6
比较例  1213141516171819202122  2.213.012.613.193.903.053.502.872.953.452.93  0.80.60.70.80.70.90.70.60.60.91.0  1.10.41.22.01.12.40.90.70.90.81.5  15.414.412.114.220.214.524.315.014.614.415.4  2.12.91.90.82.21.02.23.62.12.02.1   ----------   -----------   -----------   -----------   -----------     -----------  0.060.080.070.070.060.070.080.070.190.080.06  7.04.84.64.55.24.86.95.24.94.25.3   2.41.22.21.52.52.42.02.51.91.73.2
*-表示测定界限以下。
【表2】
Figure A20061008994300201
*比较例15是作为耐磨损材的安装时裂纹发生。
(实施例2)
使成分组成与实施例1的表1中的发明例9的成分组织相同，得到各种改变了制造条件的方面的高Cr铸铁，分别评价其组织、硬度、韧性、耐疲劳裂纹性等。
即，在实施例1的制造条件中，将凝固冷却速度、淬火保持温度、淬火保持时间、淬火冷却速度，按表3所示进行各种改变。其他的制造条件与实施例1相同。
从此热处理后的铸锭采取试验片，与实施例1同样，调查试验片的组织，测定马氏体的尺寸、残留奥氏体的平均体积分率。其结果也在表3表示。
另外，与实施例1相同，测定所述采取试验片的硬度和韧性，耐疲劳裂纹性。这些结果也在表3表示。
从表3明确可知，发明例23～31的高Cr铸铁，在所述的优选制造条件范围内制造。因此，具有马氏体的尺寸，作为每1个被碳化物包围的马氏体的平均面积为6000μm2以下，残留奥氏体的平均体积分率为5～40％的本发明范围内的组织。
其结果，硬度高达800Hv以上，韧性以摆锤冲击值计也高达2.0J/cm2以上，Δkth为10以上，耐疲劳裂纹性优异。另外，这些结果从实际的耐磨损材评价中的耐磨损性(重量减少量少)和耐疲劳裂纹性(无裂纹发生)得以证实。
相对于此，在本发明化学成分组成范围内，但在所述的优选制造条件范围之外而制造的各比较例32～37，马氏体的尺寸或残留奥氏体的平均体积分率等的组织，均在本发明范围之外。
其结果，或是硬度低于800Hv，或是韧性以摆锤冲击值计低于2.0J/cm2，或是Δkth低于10，在实际的耐磨损材评价时，耐磨损材特性的任一项都比发明例差。
比较例32，凝固冷却速度在优选下限值5℃/s以下，过于缓慢。其结果，马氏体的尺寸也变得过大，韧性、耐疲劳裂纹性差。若加上凝固冷却速度比较低(接近于下限值)的发明例23的结果，则可证实凝固冷却速度的优选下限值的意义。
比较例33，淬火保持温度过低，在优选下限值900℃以下。其结果，残留γ量过少，硬度低。若加上淬火保持温度比较低(接近于下限值)的发明例27的结果，则可证实淬火保持温度的优选下限值的意义。
比较例34，淬火保持温度过高，在优选上限值1050℃以上。其结果，残留γ量过多，硬度低。若加上淬火保持温度比较高(接近于上限值)的发明例28的结果，则可证实淬火保持温度的优选上限值的意义。
比较例35，淬火保持时间过短，在优选下限值3小时以下。其结果，残留γ量过少，硬度低，耐疲劳裂纹性差。若加上淬火保持时间比较短(接近于下限值)的发明例29的结果，则可证实淬火保持时间的优选上限值的意义。
比较例36，淬火冷却速度过于缓慢，在优选下限值0.05℃/s以下。其结果，残留γ量过少，硬度低。若加上淬火冷却速度比较慢(接近于下限值)的发明例30的结果，则可证实淬火冷却速度的优选下限值的意义。
比较例37，淬火冷却速度过快，在优选上限值5℃/s以上。其结果，残留γ量过多，硬度低。若加上淬火冷却速度比较快(接受于上限值)的发明例31的结果，则可证实淬火冷却速度的优选上限值的意义。
由以上的结果可知，用于形成本发明的组织的优选制造条件的意义。
【表3】
工业上的利用可能性
如以上说明，根据本发明，能够提供一种耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁及其制造方法，即使为高硬度，在有反复拉伸应力的发生这样的使用环境下，也能够防止由疲劳龟裂所致的脆性破坏。因此，本发明适用于耐磨损耐磨损衬套，和圆锥破碎机、颚式粉碎机等的岩石的粉碎机，或钢材的运输辊等的耐磨损构件。

Claims (8)

1、一种耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁，其特征在于，以质量％计，含有：
C：2.5～3.5％；
Si：0.2～1.0％；
Mn：0.6～2.0％；
Cr：13～22％；
Mo：1.0～3.0％；
N：0.01～0.15％，余量为Fe和不可避免的杂质，
所述铸铁成分满足下式(1)和(2)：
[Cr]/[C]＝4.5～6.5    -(1)
[Mn]×[Mo]＝1.8～2.5  -(2)
各式中[Cr]、[C]、[Mn]和[Mo]分别表示Cr、C、Mn和Mo的百分比含量，并且所述铸铁的组织包括马氏体、残留奥氏体和碳化物，其中，
以100倍的光学显微镜进行的铸铁组织观察，每1个被碳化物包围的马氏体的平均面积为6000μm2以下；而且，
通过X射线衍射方法测量，以所述残留奥氏体的峰值强度与所述马氏体、残留奥氏体和碳化物的合计峰值强度之比计，所述残留奥氏体的平均体积分率为5～40％。
2、根据权利要求1记载的耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁，其特征在于，所述高Cr铸铁还含有1.0质量％以下的Ni。
3、根据权利要求1或2记载的耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁，其特征在于，所述高Cr铸铁还含有合计为1.0～5.0质量％的从Ti、V、Zr、Nb之内选择的1种或2种以上。
4、根据权利要求1或2记载的耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁，其特征在于，所述高Cr铸铁的硬度为800Hv以上，韧性以摆锤冲击值计为2.0J/cm2以上。
5、一种耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁的制造方法，其特征在于，将如下组成的铁水进行铸造，并以冷却速度为5℃/s以上冷却，接着在900～1050℃的范围保持3小时以上之后，在冷却速度为0.05～5℃/s的范围进行淬火处理，其中，所属铁水，以质量％计，含有：
C：2.5～3.5％；
Si：0.2～1.0％；
Mn：0.6～2.0％；
Cr：13～22％；
Mo：1.0～3.0％；
N：0.01～0.15％，余量为Fe和不可避免的杂质，
所述铁水的成分满足下式(3)和(4)：
[Cr]/[C]＝4.5～6.5    -(3)
[Mn]×[Mo]＝1.8～2.5  -(4)
各式中[Cr]、[C]、[Mn]和[Mo]分别表示Cr、C、Mn和Mo的百分比含量。
6、根据权利要求5记载的耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁的制造方法，其特征在于，所述铁水还含有1.0质量％以下的Ni。
7、根据权利要求5或6记载的耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁的制造方法，其特征在于，所述铁水还含有合计为1.0～5.0质量％的从Ti、V、Zr、Nb之中选择的1种或2种以上。
8、根据权利要求3记载的耐疲劳裂纹性优异的高Cr铸铁，其特征在于，所述高Cr铸铁的硬度为800Hv以上，韧性以摆锤冲击值计为2.0J/cm2以上。
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