CN102808133A

CN102808133A - 耐磨耗低合金铸钢

Info

Publication number: CN102808133A
Application number: CN2012101769708A
Authority: CN
Inventors: 长谷川守; 德永宏治
Original assignee: Sintokogio Ltd
Current assignee: Sintokogio Ltd
Priority date: 2011-05-31
Filing date: 2012-05-31
Publication date: 2012-12-05
Anticipated expiration: 2032-05-31
Also published as: JP5716996B2; BR102012011525A2; JP2012246564A; BR102012011525B1; CN102808133B

Abstract

一种耐磨耗低合金钢。在使用带有1英寸以上的壁厚的铸钢部件来获得直至芯部的高硬度时，即使是SCNCrM2，淬透性也不足，导致芯部硬度降低至45HRC以下。而且，为了制成直至芯部的高硬度而将淬火处理设为水淬时，淬火裂纹的危险性增加。以质量%计含有C 0.30~0.35、Si 0.30~0.60、Mn 0.90~1.50、Cr 0.91~1.50、Ni 1.60~1.90、Mo 0.20~0.30、P 0.05以下、S 0.05以下，且剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并实施包括以下工序的热处理：加热保持至1000~1100℃并进行炉内冷却的均质化处理工序、及加热保持至850~950℃后进行水淬的淬火工序、及加热保持至150~280℃后炉内冷却至室温的回火工序。

Description

耐磨耗低合金铸钢

技术领域

本发明涉及可用于制造矿山、碎石、水泥等业界中的各种破碎机、输送线等机械装置所使用的耐磨耗低合金铸钢铸件的铸钢及该铸钢铸件的制造方法。进一步详细而言，涉及材料组成和热处理的最优化，以兼顾高硬度和高韧性。

背景技术

以矿山、碎石、水泥、铁钢、再循环等为代表的业界中，使用对各种矿石等进行粉碎的破碎机、分级机、输送装置等，要求这些装置的各种部件具有高耐磨耗性和韧性。

作为应对这样的要求的材料，高锰铸钢最先被应用，并逐渐普及。高锰铸钢的金属组织是均匀的奥氏体，具有极高韧性，因此具有破损的危险性低的优点，但存在基于加工硬化的表面硬度为HRC30～40左右，磨耗进行较快的问题。

因此，对于进一步要求耐磨耗性的用途、部件，逐渐使用各种低合金铸钢。此处，低合金铸钢是指向碳钢中以合计为大约10质量%（以下简称为%）以下的量添加Cr、Mo、Ni等作为合金元素，而使淬火特性、韧性提升的材料，并作为结构用高张力碳钢和低合金钢钢铸件被JIS、ASTM标准化。

其中，作为具有高淬透性和韧性的典型性材料，有被JISG5111标准化的SCNCrM2材料（Ｃ：0.25～0.35%、Si：0.30～0.60%、Mn：0.90～1.50%、Ni：1.60～2.00%、Cr：0.30～0.90%、Mo：0.15～0.35%）。作为淬火处理的冷却方法，为了防止淬火裂纹而通常进行油淬。并且，在结构用途中，以550～650℃进行回火，而在需要耐磨耗性的用途中以200℃左右的低温回火进行处理。该情况下，壁厚低于1英寸时可得到硬度50HRC、冲击值30J/cm²左右。以上内容作为现有技术是已知的。

发明内容

发明要解决的问题

但是，存在以下问题（课题）：在使用带有1英寸以上的壁厚的部件来获得直至芯部的高硬度的情况下，即使是SCNCrM2，其淬透性也是不足的，导致芯部硬度降低至45HRC以下。而且，为了制成直至芯部的高硬度而将淬火处理设为水淬时，淬火裂纹的危险性增加。

此处，淬火裂纹是指在淬火工序中产生的裂纹和淬火后在室温放置的状态下产生的自然裂纹（season cracking）。

因此，本发明是鉴于上述问题（课题）而进行的，其目的在于：在壁厚为1英寸以上的钢铸件中，对即便实施用于确保高硬度的水淬也可以减少淬火裂纹产生的合金组成进行最优化，从而提供一种在确保高韧性的同时实现HRC45～53的洛氏硬度并提升耐磨耗性的耐磨耗低合金铸钢（cast steel）和耐磨耗低合金钢铸件（steel castings）。

用于解决问题的方案

为了解决上述的课题，本发明的耐磨耗低合金铸钢的特征在于，以质量%计含有C 0.30～0.35、Si 0.30～0.60、Mn 0.90～1.50、Cr 0.91～1.50、Ni 1.60～1.90、Mo 0.20～0.30、P 0.05以下、S 0.05以下且剩余部分为Fe和不可避免的杂质，制品壁厚为1英寸以上、洛氏硬度为HRC45～53、夏氏冲击值（U形缺口）20～40J/cm²。

另外，其特征在于，实施包括以下工序的热处理：加热保持至1000～1100℃后进行炉内冷却的均质化处理工序、及加热保持至850～950℃后进行水淬的淬火工序、及加热保持至 150～280℃后炉内冷却至室温的回火工序。

本发明还提供一种耐磨耗低合金铸钢的制造方法，其包含对以质量%计含有C 0.30～0.35、Si 0.30～0.60、Mn 0.90～1.50、Cr 0.91～1.50、Ni 1.60～1.90、Mo 0.20～0.30、P 0.05以下、S 0.05以下且剩余部分为Fe和不可避免的杂质的材料实施热处理的工序，制品壁厚为1英寸以上、洛氏硬度为HRC45～53、夏氏冲击值（U形缺口）为20～40J/cm²，

所述热处理包括以下工序：加热保持至1000～1100℃后进行炉内冷却的均质化处理工序、及

加热保持至850～950℃后进行水淬的淬火工序、及

加热保持至150～280℃后炉内冷却至室温的回火工序。

本发明还提供一种低合金铸钢，其以质量%计含有C0.30～0.35、Si 0.30～0.60、Mn 0.90～1.50、Cr 0.91～1.50、Ni1.60～1.90、Mo 0.20～0.30、P 0.05以下、S 0.05以下且剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

发明的效果

对于本发明，由于在壁厚为1英寸以上的钢铸件中，对可减少淬火裂纹产生的合金组成以及热处理方法进行了最优化，因此可以提供一种具有耐磨耗性和高韧性、即洛氏硬度为HRC45～53、夏氏冲击值（U形缺口）为20～40J/cm²的耐磨耗低合金铸钢和钢铸件。本发明的低合金铸钢的耐淬火裂纹性也优异。

具体实施方式

设定权利要求1所记载的化学成分的理由说明如下。

1）C：0.30～0.35%

C是支配淬火硬度的重要的元素，

为了获得HRC45～53的洛氏硬度而将其设为0.30～0.35%。低于0.30%时无法获得HRC45以上的硬度，而超过0.35%时淬火裂纹会增加，因此设为上述的范围。

2）Si：0.30～0.60%

Si对淬火特性的效果小，但在确保脱氧和熔液流动性方面是重要的，低于0.30%时脱氧效果不充分，铸钢乃至铸件制品内部的气孔（gas porosity）增加，而超过0.60%时偏析增加且韧性降低，因此设为上述的范围。

3）Mn：0.90～1.50%

Mn是提高钢的淬火特性的效果最高的元素，为了稳定地实现HRC45～53的洛氏硬度，因此设为0.90～1.50%。低于0.90%时特别是对于超过1英寸的制品，无法稳定地确保上述的硬度，而超过1.5%时产生偏析而韧性（夏氏冲击值）降低，因此设为上述的范围。从确保淬火特性和韧性的观点出发，优选1.00～1.30%。

4）Cr：0.91～1.50%

Cr是仅次于Mn、Mo的淬火特性提升效果高的元素，同时使晶粒微细化并提升韧性、提升耐淬火裂纹性，因此设为0.91～1.50%。低于0.91%时效果不充分而使芯部硬度降低至45HRC以下，而超过1.50%时碳化物增加而韧性降低，因此设为上述的范围。从高强度和高韧性的观点出发，优选1.20～1.50%。

5）Ni：1.60～1.90%

Ni是提高韧性的效果最高的元素，特别是为了对于超过1英寸的壁厚制品实现夏氏冲击值20～40J/cm²，低于1.60%时效果不充分，而超过1.90%时冲击值饱和，因此设为上述的范围。从实现高韧性材料的观点出发，优选1.70～1.90%。

6）Mo：0.20～0.30%

Mo是仅次于Mn的提升淬火特性的效果高的元素，同时具有提高抗回火软化性的作用，（从该观点出发）设为0.20～0.30%。低于0.20%时效果不充分，而超过0.30%时，产生偏析，韧性出现些许降低，因此设为上述的范围。

7）P以及S：0.05%以下

对钢而言，是使其韧性降低的有害元素，因此设为0.05%以下。

制品壁厚低于1英寸的情况下，即使是SCNCrM2等以往材料，其淬火裂纹的危险性也低，可以获得HRC45～53的洛氏硬度和夏氏冲击值（U形缺口）20～40J/cm²，但变为1英寸以上时芯部硬度会降低。SCNCrM2等以往材料以油淬为基本，其与水淬相比冷却速度慢，因此壁厚越增加则淬火硬度越降低。另外，为了提升冷却速度而实施水淬时，淬火裂纹显著增加。

针对权利要求2所记载的热处理工序，在此进行以下说明。

1）均质化处理工序

铸造后的金属组织由于凝固时的枝晶组织粗大地发达而非常不均匀，且化学成分的偏析显著。另外，蓄积有铸造应力。因此，需要在淬火工序之前，加热至使其成为完全的奥氏体组织的温度而使成分、组织均质化，并释放铸造应力。通常以1050～1100℃的加热温度进行均质化是有效地。本发明中，均质化处理的温度低于1000℃时效果不充分，而超过1100℃时晶粒成长并粗大化。因此设为1000～1100℃。保持均质化处理温度的时间根据制品的壁厚做适当设定即可，通常优选加热至上述温度并保持3～5小时。另外，为了尽量不残留由热处理带来的应力，冷却优选炉内冷却。

2）淬火工序

继均质化处理工序之后，淬火工序中，通常淬火温度从比Ac 3或Ac 1的相变点高30～50℃的加热温度开始进行冷却。在急速冷却的情况下使用水进行冷却，而在合金钢的情况下或出于防止淬火裂纹和淬火变形（quenching distortion）的目的而进行油淬。本发明中，升温保持至850～950℃后，投入水中而实施水淬。淬火温度低于850℃时无法制成均匀的奥氏体组织，因此韧性降低，而淬火温度超过950℃时晶粒粗大化且淬火硬度降低。保持淬火温度的时间根据制品的壁厚进行适当设定即可，通常优选加热至上述温度并以平均1英寸制品壁厚为1小时的时间进行保持。另外，在形状复杂且壁厚不均匀的制品的情况下，优选采取以下手段：在冷却至Ms点＋50℃左右的温度后，从水中提起并自然冷却等。

3）回火工序

继淬火工序之后，为了缓和淬火应力并对硬度和韧性进行调整而进行回火。回火工序通常选定150～600℃的加热温度，根据作为目的的各种性质而进行回火。回火温度越处于高温侧，冲击值越提高，但硬度越降低。本发明中，在升温保持至150～280℃后，炉内冷却至室温，通常加热至上述温度并保持2～7小时、优选保持5～7小时。回火温度低于150℃时恢复韧性的效果不充分，而超过280℃时产生低温回火脆性的危险性增加。

根据本发明的耐磨耗低合金铸钢具有以下特征：即使其制品壁厚为1英寸以上，也可以通过实施水淬来确保高芯部硬度，即使实施冷却速度快的水淬，也难以产生淬火裂纹。因此，即使制品壁厚增加也可以稳定地得到HRC45～53的洛氏硬度和夏氏冲击值（U形缺口）20～40J/cm²。予以说明，需要超过HRC53的洛氏硬度的情况下，需要进一步增加C量，由于在该领域中韧性急剧降低，因此在本发明的范围外。

本发明的化学成分与SCNCrM2等现有材料相比，通过更高比例地设定淬火特性提升和韧性改善效果高的Cr，来实现以下划时代的特性：实施水淬来确保直至芯部的高硬度（耐磨耗性），即韧性和耐淬火裂纹性也高。

接着通过实施例来对本发明进行说明，但本发明不受所述实施例的限定。

实施例

根据表1所示的化学成分，铸造了JIS G5502（ISO 1083）规定的1英寸（B号）、2英寸（C号）、3英寸（D号）的Y型试块（Y-block）。对于所铸造的Y型试块的数量，对根据表2所示的实施例、比较例各制作了5个。比较例1的化学成分为SCNCrM2。

使用从实施了热处理的各Y型试块上切取的试验片，对硬度和夏氏冲击值进行了评价。

使用洛氏硬度计的C级（HRC）并根据JIS Z2245（ISO 6508）的测定方法实施了硬度测定。具体而言，将试验片放置于试样台后，将压头(金刚石圆锥)以2阶段的试验力(初始试验力98.07N、总试验力1471N=初始试验力＋追加试验力)押入试样中，然后恢复到初始试验力，测定此时的凹陷的永久变形量。硬度根据永久变形量算出。

使用夏氏冲击试验机，按照JIS Z2242（ISO 83）实施了夏氏冲击值的测定。具体而言，将在试验片中央部加工出规定的缺口(2毫米U形缺口)的、口10毫米×55毫米的试验片放置于试验台(两端支持)后，在一定的条件下，通过摆锤的一次冲击而使试验片断裂，算出吸收功（冲击值）。试验片形状使用了JISZ2202的2毫米U形缺口试验片。

淬火裂纹的发生根据目视来确认。

实施例1～3的Y型试块通过在1070℃下保持3小时后进行炉内冷却而实施了均质化处理后，在890℃下加热保持了3小时后，在淬火工序中进行水淬，其后，通过在230℃下保持7小时后进行炉内冷却而进行了回火。比较例1～5的Y型试块用与实施例1～3相同的条件进行了热处理。

表1

	C	Si	Mn	Cr	Mo	Ni	P	S
									成分1	0.33	0.48	1.21	0.98	0.26	1.74	0.024	0.011
成分2	0.31	0.42	1.03	0.55	0.21	1.80	0.028	0.021
									成分3	0.31	0.45	0.94	1.43	0.25	1.86	0.038	0.007
成分4	0.32	0.49	1.12	1.28	0.27	1.63	0.022	0.041
									成分5	0.33	0.48	1.25	1.48	0.25	1.83	0.015	0.009
成分6	0.30	0.47	0.92	0.93	0.24	1.66	0.022	0.034

表2

如实施例1～3所示的那样，根据本发明的化学成分（成分1），即使试验片的壁厚从1英寸增加到3英寸，硬度的降低也少，因此耐磨耗性优异且可以得到30J/cm²以上的高夏氏冲击值。进而，即使实施水淬也不会发生淬火裂纹，可确认其为耐淬火裂纹性优异的材料。

比较例1为用成分2所示的化学成分（SCNCrM2）制作1英寸Y型试块、并实施了油淬的结果，与壁厚相同的实施例1相比，比较例1的硬度、夏氏冲击值均为低值。另外，进行了油淬的Y型试块中，5个中有1个发生了淬火裂纹。因此，认为水淬会进一步增加淬火裂纹。

比较例2、3为制作了2英寸Y型试块、并实施了油淬和水淬的结果，任一个与壁厚相同的实施例2相比，比较例2、3的硬度、夏氏冲击值均为低值。另外，进行了油淬的Y型试块中，5个中有2个产生了淬火裂纹，水淬时5个中有3个产生了淬火裂纹。

比较例4、5为制作了3英寸Y型试块、并实施了油淬和水淬的结果，任一个与壁厚相同的实施例3相比，比较例4、5的硬度、夏氏冲击值均为低值。另外，进行了油淬的Y型试块中，5个中有2个产生了淬火裂纹，水淬时5个中有3个产生了淬火裂纹。

如上述那样，可确认：本发明的耐磨耗合金铸钢的耐淬火裂纹性优异，即使在实施热处理而得到HRC45～53的洛氏硬度的情况下，也不会产生淬火裂纹，且可确保夏氏冲击值（U形缺口）20～40J/cm²的高韧性，特别是对壁厚为1英寸以上的制品铸件也可适合地使用。

Claims

1.一种耐磨耗低合金铸钢，其特征在于，以质量%计含有C 0.30～0.35、Si 0.30～0.60、Mn 0.90～1.50、Cr 0.91～1.50、Ni1.60～1.90、Mo 0.20～0.30、P 0.05以下、S 0.05以下，且剩余部分为Fe和不可避免的杂质，制品壁厚为1英寸以上、洛氏硬度为HRC45～53、夏氏冲击值（U形缺口）为20～40J/cm²。

2.根据权利要求1所述的耐磨耗低合金铸钢，其特征在于，实施包括以下工序的热处理：加热保持至1000～1100℃后进行炉内冷却的均质化处理工序、及加热保持至850～950℃后进行水淬的淬火工序、及加热保持至150～280℃后炉内冷却至室温的回火工序。

3.一种耐磨耗低合金钢铸件的制造方法，其包含对以质量%计含有C 0.30～0.35、Si 0.30～0.60、Mn 0.90～1.50、Cr0.91～1.50、Ni 1.60～1.90、Mo 0.20～0.30、P 0.05以下、S 0.05以下且剩余部分为Fe和不可避免的杂质的材料实施热处理的工序，制品壁厚为1英寸以上、洛氏硬度为HRC45～53、夏氏冲击值（U形缺口）为20～40J/cm²，

加热保持至850～950℃后进行水淬的淬火工序、及

加热保持至150～280℃后炉内冷却至室温的回火工序。

4.根据权利要求3所述的制造方法，其中，在均质化处理工序中，加热保持至1000～1100℃的时间为3～5小时。

5.根据权利要求3所述的制造方法，其中，在淬火工序中，加热保持至850～950℃的时间是平均1英寸制品壁厚为1小时。

6.根据权利要求3所述的制造方法，其中，在回火工序中，加热保持至150～280℃的时间为2～7小时。

7.一种低合金铸钢，其以质量%计含有C 0.30～0.35、Si 0.30～0.60、Mn 0.90～1.50、Cr 0.91～1.50、Ni 1.60～1.90、Mo0.20～0.30、P 0.05以下、S 0.05以下且剩余部分为Fe和不可避免的杂质。