CN1746325A - 耐热裂纹性优异的高Cr铸铁及其热处理方法 - Google Patents

耐热裂纹性优异的高Cr铸铁及其热处理方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种承受伴有冲撞的热循环的耐磨损部件用的、耐热裂纹性优异的高Cr铸铁及其热处理方法。所述高Cr铸铁，以质量％计，含有C：2.5～3.5％、Si：0.2～1.0％、Mn：0.6～2.0％、Cr：11～22％、Mo：1.0～3.0％、N：0.01～0.15％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，Cr与C的含量的比Cr/C为4.5～6.5的范围，并且Mn与Mo的含量的积Mn*Mo为1.8～2.5的范围，通过控制此高Cr铸铁的淬火时的表面的冷却速度在5℃/sec以下，使组织中的残余γ的体积率在30％以下，从而提高耐热裂纹性。

Description

耐热裂纹性优异的高Cr铸铁及其热处理方法
技术领域
本发明涉及一种不仅耐磨损性、而且耐热裂纹性优异的，适用于暴露在高温的热循环下的耐磨损部件，特别是，搬送高温的钢材用的辊子(roller)或升降机(lifter)、或者炼钢厂的高炉周围和烧结厂等，与高温的矿石和煤炭类等发生接触或冲撞的衬里等的部件的高Cr铸铁。
背景技术
在棒钢等的钢材轧制作业线上，要求搬送高温的钢材用的辊子具有耐磨损性。历来，作为这种辊子，所使用的是，在JIS-S45C等的钢材上，热喷镀一层能够付与其耐磨损性的、13Cr马氏体系不锈钢或碳化钨、碳化铬系金属陶瓷(cermet)材料等的硬质层。
但是，对上述搬送钢材用的辊子，此外，会受到由于与600～1200℃的炽热高温的钢材断续接触所致的热循环(heat cycle)的作用。因此，辊子表面的硬质层上容易生成由于热循环所导致的热裂纹。辊子表面硬质层生成此热裂纹的时候，辊子的耐磨损性受损，并且硬质层的一部分发生剥离，有可能损伤搬送中的钢材。因此，对生成热裂纹的辊子表面硬质层(以下，称为辊子表层部)的检查和修补就需要花费更多的劳力。还有，为了修补此辊子而使设备停运，也对钢材的生产性有很大影响。
对此，提出有在搬送粗轧制后的高温炽热扁坯(red-hot slab)用的台辊(table roll)中，使用高Cr铸铁的方案(参照专利文献1)。此技术，提供了一种防止炽热扁坯所致的台辊的烧接，并且耐磨损性优异的台辊。其是一种为此而在含有7.5～18％的Cr的基础上再使其含有Ni、W、Mo、V等的高Cr铸铁的、在马氏体质地中具有碳化物析出分散的组织的材料。
另外，还提案有，在高Cr铸铁中，利用上述碳化物提高硬度和韧性的技术。例如，提案有，面向轧辊或切削工具等的用途，着眼于高Cr铸铁的凝固时所形成的碳化物的形态，通过添加3～10％的V，在基体组织(base structure)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，形成平均粒径3μm以下的细微的M6C型碳化物，而得到高硬度的技术(参照专利文献2)。另外，还提案有，面向轧辊的用途，使其在M7C3型碳化物之外、还分散有M23C6型碳化物，从而提高韧性的技术(参照专利文献3)。
【专利文献1】日本特公平2-2941号公报(权利要求的范围，第1～2列)
【专利文献2】日本特开2001-316754号公报(权利要求的范围)
【专利文献3】日本特开昭63-121635号公报(权利要求的范围)
高Cr铸铁的硬度很高，一般在700Hv以上，有时会在900Hv以上。因此，可以说是适用于要求具有耐磨损性的上述钢材轧制作业线的、搬送高温的钢材用的辊子。
但是，根据本发明者们的认识，对高Cr铸铁，即使通过上述专利文献1～3中所述的对高Cr铸铁组织中的碳化物进行控制，也不能够充分抑制上述搬送钢材用的辊子的热裂纹、和由此所致的辊子表层部的剥离对搬送中的钢材造成的损伤。
上述搬送钢材用的辊子，与上述专利文献1的搬送炽热扁坯用的台辊的用途不同，高温的棒材等的钢材高速通过。因此，设想为，搬送上述棒材等的钢材用的辊子，承受棒钢的冲撞和热的共同作用，上述热循环，以更严酷的状态施加在辊子表面。因此，现有的高Cr铸铁，和上述的对高Cr铸铁组织中的碳化物进行的控制，都不能够充分抑制上述热裂纹的发生，和由此所致的辊子表层部的剥离而对搬送中的钢材造成的损伤。
因此，对于上述搬送钢材用的辊子等，在受到伴有冲撞的热循环的耐磨损部件中，其实际情况为，至今没有能够防止表面热裂纹的高Cr铸铁。另外，上述专利文献2、3等的面向轧辊和切削工具的用途，由于高Cr铸铁本来韧性很低，所以高Cr铸铁本身并不适合这些用途。
发明内容
本发明，鉴于以上问题，其目的在于，提供一种上述搬送钢材用的辊子等、能够承受伴有冲撞的热循环的耐磨损部件用的、耐热裂纹性优异的高Cr铸铁及其热处理方法。
为了达成此目的，本发明的耐热裂纹性优异的高Cr铸铁的要点在于，以质量％计，含有C：2.5～3.5％、Si：0.2～1.0％、Mn：0.6～2.0％、Cr：11～22％、Mo：1.0～3.0％、N：0.01～0.15％，余量由Fe以及不可避免的杂质(unavoidable impurities)构成，上述Cr与C的含量的比Cr/C为4.5～6.5的范围，并且上述Mn与Mo的含量的积Mn*Mo为1.8～2.5的范围，距铸铁产品表面深度为5～10mm的表面部位的组织中的残余γ(retainedaustenite)的平均体积率(mean volume fraction)在30％以下。
还有，为了达成此目的的、本发明的耐热裂纹性优异的高Cr铸铁的热处理方法的要点在于，是上述的高Cr铸铁的热处理方法，高Cr铸铁进行淬火时，淬火时的高Cr铸铁表面的冷却速度在5℃/sec以下。本发明者们，调查了高Cr铸铁的成分组成以及组织，和耐热裂纹性的关系。其结果发现了：特别是，高Cr铸铁的表面部位组织中大量存在的残余γ使耐热裂纹性显著下降。
此残余γ使耐热裂纹性下降的理由还不确定。但是推断认为：残余γ的组织部分，和其他的组织部分相比，其热膨胀系数的差比较大。因此，在棒钢等的轧制作业线的搬送钢材用的辊子表面，承受来自钢材的热与冲撞共同形成的热循环的时候，在高Cr铸铁辊子表面容易出现较大的局部的热膨胀的差。其结果，热循环、特别是伴有冲撞的热循环持续作用时，高Cr铸铁辊子的表面的热裂纹形成。
相对于此，在本发明中，通过抑制对高Cr铸铁的耐热裂纹性有很大影响的、表面部位组织中的残余γ的平均体积率在30％以下，而减少上述局部的热膨胀系数的差。因此，能够提高上述搬送钢材用的辊子等、承受伴有冲撞的热循环的耐磨损部件的耐热裂纹性，并且能够发挥高Cr铸铁原有的耐磨损性。
在通常的高Cr铸铁的热处理方法中，高Cr铸铁进行淬火时，有时淬火时的高Cr铸铁表面的冷却速度以远远超过5℃/sec的冷却速度进行。这是因为，高Cr铸铁通常的主要用途的轧碎机等所用的耐磨损部件，要求具有对疲劳裂缝的抵抗性，为了提高此抵抗性，而加速淬火时的高Cr铸铁表面的冷却速度。但是，此通常的淬火方法，必然会提高高Cr铸铁组织中的残余γ量，使其平均体积率超过30％，从而降低耐热裂纹性。
因此，高Cr铸铁淬火时，如上所述，有必要降低铸铁表面的冷却速度在5℃/sec以下。但是，高Cr铸铁表面的冷却速度如此缓慢时，根据高Cr铸铁的成分组成，其硬度降低，耐磨损性也会下降。还有，即使高Cr铸铁表面的冷却速度缓慢，根据高Cr铸铁的成分组成，有时也不能够确实地限制高Cr铸铁表面的残余γ量在平均体积率的30％以下。
因此，为了确保即使淬火时的铸铁表面的冷却速度缓慢在5℃/sec以下时也具有高硬度，并且为了确实地将高Cr铸铁表面的残余γ量的平均体积率限制在30％以下，以保障其耐热裂纹性，有必要同时对高Cr铸铁的成分组成进行调整。因此，在本发明中，在上述基本成分之内，将上述Cr与C的含量的比Cr/C，和上述Mn与Mo的含量的积Mn*Mo，进一步限定在特定的范围内。
具体实施方式
(高Cr铸铁组成)
首先，对在本发明的高Cr铸铁的化学组成(单位：质量％)中，所含各元素的限定理由，进行以下说明。
本发明的高Cr铸铁的基本的化学组成，为了确保高硬度和韧性等的基本特性，含有C：2.5～3.5％、Si：0.2～1.0％、Mn：0.6～2.0％、Cr：11～22％、Mo：1.0～3.0％、N：0.01～0.15％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成。
那么，在本发明中，如上所述，为了即使淬火时的铸铁表面的冷却速度缓慢时，也能够确保其高硬度，并且为了限制高Cr铸铁表面组织中的残余γ的平均体积率在30％以下，在上述基本的化学成分组成内，进一步限定Cr与C的含量的比Cr/C为4.5～6.5的范围，并且限定Mn与Mo的含量的积Mn*Mo为1.8～2.5的范围。
C：2.5～3.5％
C，与Cr、Mo、或者作为杂质的Fe等，形成高硬度的碳化物(MC型、M7C3型、M23C6型、M3C型等)，并且是通过在基体中固溶、铸铁的淬火处理(空冷处理)，而支配从奥氏体向硬度更高的马氏体相变(得到马氏体组织)的元素，是为了确保必要硬度的重要的元素。
一般情况下马氏体的硬度，固溶的C量越多越高，这为大家所熟识，C含量低于2.5％时，基体中固溶的C量不足，不仅基体的硬度不足，而且由于结晶以及析出的上述碳化物减少，所以铸铁及其作为耐磨损部件的硬度也会不足，不能得到必要的耐磨损性。另一方面，C含量超过3.5％，则所生成的上述碳化物粗大化，铸铁以及耐磨损部件变得脆弱，发生脆性破坏。还有，由于基体中所固溶的C太多，所以硬度低的奥氏体大量残留，其结果是导致硬度不足，不能得到必要的耐磨损性。因此，C含量为2.5～3.5％，优选为2.8～3.3％的范围。
Si：0.2～1.0％
Si，是确保铸铁铸造时铁水的流动性，还有，对熔化、冶炼时的脱氧有效的元素，为了发挥这样的效果，有必要含有0.2％以上的含量。另一方面，Si是生成铁素体的元素，Si的含量超过1.0％，则促进铁素体相变，导致基体硬度下降，韧性降低。因此，Si的含量为0.2～1.0％的范围，优选为0.3～0.8的范围。
Mn：0.6～2.0％
Mn，可以改善高Cr铸铁的淬火性，特别是在基体中进行固溶，具有抑制奥氏体向硬度低的贝氏体进行相变的效果，是基体成为马氏体组织所必须的元素。Mn含量低于0.6％，由于不能发挥其效果，所以下限为0.6％。另一方面，Mn是使奥氏体稳定化的元素，过量含有，则基体中的残余奥氏体过量，硬度下降，所以Mn含量的上限为2.0％。因此，Mn含量为0.6～2.0％的范围，优选在0.8～1.5％的范围。
Cr：11～22％
Cr，与C相同，形成耐磨损性高的各种碳化物，并且在基体中进行固溶，是为了达到抑制奥氏体向硬度低的铁素体进行相变的效果所必须的元素。因此，为了得到必要的硬度，需使其形成充足的碳化物量，并且有必要在基体中固溶进能够防止铁素体相变的有效的量的Cr。Cr含量低于11％时，基体中固溶的Cr量不足，发生基体的铁素体相变，不仅会降低基体硬度，还会减少结晶(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损性。
另一方面，Cr含量超过22％，则所生成的碳化物粗大化，变得脆弱发生脆性破坏，并且基体中固溶的C量减少、基体的硬度下降，导致硬度不足，不能得到必要的耐磨损性。因此，Cr含量为11～22％的范围，优选为14～18％的范围。
Cr/C：4.5～6.5
但是，在本发明中，如上所述，为了即使高Cr铸铁的淬火时的冷却速度缓慢到5℃/sec以下，也限制高Cr铸铁表面组织中的残余γ的平均体积率在30％以下，并且确保其必要的硬度，还需限制Cr与C的含量的比Cr/C在4.5～6.5的范围。
Cr/C超过6.5时，基体中的固溶的C量不足。因此，高Cr铸铁的淬火时的冷却速度为5℃/sec以下而较慢时，基体的硬度下降，不能得到必要的耐磨损性。还有，奥氏体(γ)向马氏体的相变量减少，残余γ增多，高Cr铸铁表面组织中的残余γ的平均体积率不能抑制在30％以下。
另一方面，Cr/C低于4.5时，会使基体中固溶的Cr量不足，或使基体中固溶的C量过多。因此，Cr量不足时，高Cr铸铁的淬火时的冷却速度为5℃/sec以下时，发生基体的铁素体相变，不仅基体的硬度下降，而且结晶以及析出的碳化物也减少，导致硬度不足，不能得到必要的耐磨损性。还有，基体中固溶的C量过多时，硬度低的奥氏体大量残留，其结果是，高Cr铸铁表面组织中的残余γ的平均体积率不能抑制在30％以下，导致硬度不足，不能得到必要的耐磨损性。
Mo：1.0～3.0％
Mo，与Cr同样，形成耐磨损性高的各种碳化物，并且是为了在基体中进行固溶而达到抑制奥氏体向硬度低的珠光体相变的效果所必须的元素。因此，为了得到必要的硬度，需使其形成充足的碳化物量，并且有必要在基体中固溶进能够防止珠光体相变的有效的量。Mo含量低于1.0％时，基体中固溶的Mo的量不足，所以发生基体中的珠光体相变，不仅导致基体的硬度下降，而且结晶以及析出的碳化物减少，导致硬度不足，不能够得到必要的耐磨损性。另一方面，Mo含量超过3.0％，则基体中固溶的C量减少，基体的硬度下降，并且残余γ量增加，导致硬度不足，不能得到必要的耐磨损性。因此，Mo含量为1.0～3.0％的范围，优选为1.5～3.0％的范围。
Mn*Mo：1.8～2.5
但是，在本发明中，如上所述，为了即使高Cr铸铁的淬火时的冷却速度缓慢在5℃/sec以下，也限制高Cr铸铁表面组织中的残余γ的平均体积率在30％以下，并且确保其必要的硬度，还需限定Mn与Mo的含量的积Mn*Mo在1.8～2.5的范围。
Mn*Mo低于1.8，Mn或Mo的含量不足。因此，由于基体中固溶的Mn或Mo的量不足，所以在淬火时的铸铁表面的冷却速度为5℃/sec以下而较缓慢时，高Cr铸铁的淬火性也会下降，不能确保其必要的硬度。
另一方面，Mn*Mo超过2.5时，在Mn量过量时，即使在高Cr铸铁的淬火时的冷却速度为5℃/sec以下而较缓慢时，由于基体(组织)中的残余γ过量，不能够限制高Cr铸铁表面组织中的残余γ的平均体积率在30％以下，导致硬度下降，不能得到必要的耐磨损性。还有，Mo量过量时，在高Cr铸铁的淬火时的冷却速度为5℃/sec以下而较缓慢时，基体中固溶的C量减少，基体硬度下降，并且残余γ量增加，导致硬度不足，不能得到必要的耐磨损性。
N：0.01～0.15％
N，抑制降低冲击值的结晶物、析出物生成，具有提高铸铁的耐磨损性的效果。为了发挥此效果，N有必要含有0.01％以上。另一方面，N的含量超过0.15％，则形成氮化物等而导致韧性下降。因此，N使其含有在0.01～0.15％的范围。
其他的元素
其他的元素基本上是杂质，含量越少越好。但是，有时会从废料等的熔化原料混入，进行含量限制是为了兼顾熔化、铸造的成本。
在杂质内，Ti、V、Zr、Nb等，也具有提高硬度和韧性的效果。Ti、V、Zr、Nb，在铸铁的凝固时，使以球状为主的MC型碳化物优先形成，抑制上述平板状或者薄片状的M7C3型碳化物的生成，具有促进碳化物球状化(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、耐磨损性。还有，通过此碳化物的球状化，可以不降低硬度标准，而提高韧性。因此，对于Ti、V、Zr、Nb，允许这些元素的合计含量在10％以下的范围。
(铸铁组织)
在本发明中，通过抑制付与铸铁组织的耐热裂纹性的、铸铁产品表面部位的组织中的残余γ的平均体积率在30％以下，飞跃性地提高上述搬送钢材用的辊子等的承受伴有冲撞的热循环的耐磨损部件的耐热裂纹性。距表面深度为5～10mm的表面部位的残余γ的平均体积率超过30％时，耐热裂纹性下降，不能作为上述搬送钢材用的辊子等承受伴有冲撞热循环的耐磨损部件进行使用。还有，如果铸铁产品表面部位的组织中的残余γ的平均体积率在30％以下，则其内部的组织的残余γ必然更少，耐热裂纹性会转向良好方向。距表面深度5～10mm的表面部位的残余γ的平均体积率为，例如，在此深度范围(5mm范围深度)按照每1mm的间隔进行6处测定的各残余γ体积率(volume fraction)的平均值。
还有，在本发明中，作为规定高Cr铸铁的表面部位的残余γ平均体积率的位置，为距铸铁产品表面深度5～10mm的表面部位。对耐热裂纹性，不用说，与此相比更接近表面一侧(深度小于5mm)的铸铁产品最外层表面(most surface)中的组织中的残余γ体积率也具有很大的影响。但是，与此相比更接近表面一侧的铸铁产品最外层表面组织，由于制造后的原材料铸铁要经过机械加工形成铸铁产品，所以受到由于机械加工的应变量等的影响，残余γ体积率自身有发生变化的可能性，从而缺乏再现性和信赖性。因此，在本发明中，作为不受这些机械加工的影响，而且对耐热裂纹性有很大影响的部位，以距铸铁产品表面深度5～10mm的表面部位作为规定残余γ平均体积率的位置。还有，距表面深度为5～10mm的幅度，是因为这个表面部位区域对耐热裂纹性影响很大，并且即使上述搬送钢材用的辊子等的耐磨损部件表面由于长期使用而磨损，那么也能够保障由于表面磨损而依次露出的成为外表面的内部的组织的耐热裂纹性。由此，能够提高本发明的高Cr铸铁作为辊子等的耐磨损部件在使用期间的耐热裂纹性，也能够提高作为耐磨损部件自身的使用寿命。
在本发明中，为了满足耐磨损部件的高硬度高韧性的要求特性，高Cr铸铁的主要组织为，马氏体为主的组织。还有，为了确保750Hv以上的高硬度、和摆锤冲击值2J/cm2以上的高韧性，高Cr铸铁的组织为，马氏体的体积率(体积分率)在50％以上为佳。
还有，在不妨碍耐热裂纹性以及硬度和韧性的特性的范围内，在马氏体中，允许含有硬度低的残余奥氏体、或珠光体、铁素体、贝氏体等(但是，残余γ体积率在30％以下)。
(制造方法)
本发明的高Cr铸铁，可以用通常使用的方法进行制造。即，具有上述所规定的化学组成的铸铁，经熔化、铸造后，例如，在800～1100℃的温度范围加热并保持0.5～10小时进行固溶化处理(均质化处理)。固溶化处理是，通过使铸造时所生成的碳化物一定程度上溶解到奥氏体中而防止韧性下降，并且增加基体(马氏体)中的C浓度，从而提高耐磨损性。
此固溶化处理后，经淬火处理，其后，有选择地进行回火处理，得到以马氏体为主的组织。但是，为了控制高Cr铸铁组织中的残余γ在体积率30％以下，空冷或强制冷却、炉冷等的淬火处理的铸铁表面的冷却速度控制在5℃/sec以下。
经过这些热处理之后的铸铁，适当地进行机械加工，制成搬送高温的钢材用的辊子等适当用途的耐磨损部件。
【实施例】
以下对本发明的实施例进行说明。制成多种进行了成分组成、组织变换的高Cr铸铁，对其硬度、韧性等分别进行评价。即，用高频感应熔化炉，在液相线温度(liquidus temperature)+50～150℃下分别熔炼了下述表1所示的1～24的各成分组成的高Cr铸铁的圆筒型铸锭(外径：Φ270mm×内径：Φ180mm×长度：250mm)，。
上述各高Cr铸铁铸锭，共同经过900～1000℃×6小时的固溶化处理(solution treatment)之后，以如表2、3所示的高Cr铸铁表面的各种冷却速度进行空冷。其后，各高Cr铸铁共同进行150～250℃×2小时的回火处理。
对经此热处理后的高Cr铸铁进行机械加工以及表面抛光，制造成上述搬送棒钢用的辊子，设置在实际操作的搬送高温的棒钢用的辊子之中。然后，使其通过合计约30万吨的、600～1200℃的高温的Φ18～120mm的棒钢，对其间的实际的辊子的磨损量和耐热裂纹性进行评价。对此搬送棒钢用的辊子，施加上述高温棒钢的断续接触所致的热循环。其结果分别表示在表2、3中。
还有，对于辊子的磨损量，测定了使用前和使用后的辊子表面的磨损量(mm)。辊子的磨损量在2.0mm以下，则问题在于发生辊子表面的热裂纹的耐磨损部件为合格。
还有，棍子的耐热裂纹性，以如下标准进行了评价，即对使用后的和棒钢接触过的辊子表面进行观察，用肉眼明确确定生成热裂纹的为×，用放大镜观察发现有细微的热裂纹发生的为△，用放大镜观察也没有发现热裂纹发生的为○。
此外，从上述热处理后的各高Cr铸铁中分别采取试验片，作为不经机械加工的铸铁产品，对有助于表面组织的耐热裂纹性的表面部位(距表面深度5～10mm)的残余γ的平均体积率和马氏体的平均体积率(与残余γ的测定方法相同)进行了测定。这些结果在表2、3中表示。
各试验片的残余γ和马氏体的平均体积率，对距试验片表面深度为5～10mm的范围内的每1mm的各部分，通过X射线分析按众所周知的Rietveld法进行了定量分析。即，通过X射线分析进行测定，对α(马氏体)、γ(残余γ)的各峰值的面积率进行累计，计算出各部位的这些的体积率，进行平均化。
还有，对从上述热处理后的各高Cr铸铁中采取的各试验片的硬度和韧性进行了测定。其结果分别在表2、3中表示。
硬度测定，以JISZ2244为标准，使用维氏硬度计，施以30kg(294.2N)的按压载荷(试验力)，对各试验片的表面硬度(Hv)分5点进行了测定，取其平均值作为铸铁的硬度。耐磨损性，硬度为750Hv以上，则作为搬送高温钢材用的辊子或者升降机等、特别是持续承受上述伴有冲撞的热循环的、问题在于辊子表面的热裂纹的耐磨损部件，为合格。
韧性测定，通过摆锤冲击试验，使用2mm的U型缺口的JIS3号试验片，在锤载荷：294.2N(30kgf)、试验温度：室温的条件下进行。还有，摆锤冲击值(J)由吸收能量除以试验片截面积而求出。然后，关于韧性，在摆锤冲击值2J/cm2以上，则作为问题在于辊子表面的热裂纹的耐磨损部件，为合格。
如表1、2明确所示，发明例1～12的铸铁，使用的是表1的A～K的本发明成分组成范围内的高Cr铸铁。而且，这些本发明成分组成范围内的高Cr铸铁，进行淬火处理的铸铁表面的冷却速度为5℃/sec以下的热处理。
此结果，如表2明确所示，发明例1～12的铸铁，具有马氏体体积率在50％以上的以马氏体为主体的组织，组织中的残余γ的体积率在30％以下。
然后，在对作为辊子的实际使用时的评价中，发明例1～12的铸铁，磨损量在2.0mm以下，还有，辊子的耐热裂纹性，即使通过放大镜观察也没有发现细微的热裂纹生成，作为问题在于辊子表面的热裂纹的耐磨损部件，为合格。
还有，在机械特性中，发明例1～12的铸铁硬度很高，可以确保其硬度在750Hv以上，韧性的摆锤冲击值为5J/cm2以上。
对此，如表3所示，比较例13、14，使用的是表1的A的本发明成分组成范围内的高Cr铸铁，但其淬火处理的铸铁表面的冷却速度超过了5℃/sec。其结果，如表3明确所示，组织中的残余γ的体积率超过了30％。
其结果，在作为辊子的实际使用时的评价中，与发明例相比，磨损量大，辊子的耐热裂纹性，通过肉眼也能够发现热裂纹的生成，作为问题在于辊子表面的热裂纹的耐磨损部件，为不合格。
还有，如表1、3所示，比较例15～24，使用的是表1的L～U的本发明成分组成范围之外的高Cr铸铁。比较例15的高Cr铸铁L的C含量低于下限。比较例16的高Cr铸铁M的C含量超出上限，Cr/C低于下限。比较例17的高Cr铸铁N的Si含量超过上限，Cr/C低于下限，Ti、V、Zr、Nb等杂质的合计含量超过10％。比较例18的高Cr铸铁O的Mn含量超出上限，Mn*Mo超出上限。比较例19的高Cr铸铁P的Cr含量超出上限，Cr/C超出上限。比较例20的高Cr铸铁Q的N含量超出上限。比较例21的高Cr铸铁R的C含量低于下限，Cr含量低于下限，Cr/C低于下限。比较例22的高Cr铸铁S的C、Cr含量在范围内，但是Cr/C超出上限。比较例23的高Cr铸铁T的Mn、Mo的含量在范围内，但Mn*Mo超出上限。
因此，比较例16、18、19、21、24，淬火处理的铸铁表面的冷却速度在5℃/sec以下，但是组织中的残余γ的体积率超过了30％。其结果，在作为辊子的实际的使用时的评价中，与发明例相比，磨损量大，辊子的耐热裂纹性，通过肉眼也能够发现热裂纹的生成，作为问题在于辊子表面的热裂纹的耐磨损部件，为不合格。
比较例15、17、22、23，辊子的耐热裂纹行良好，但硬度过低，为不合格的耐磨损性部件。比较例20的辊子的耐热裂纹性良好，但韧性过低，为不合格的耐磨损性部件。从以上的实施例的结果，可以得知本发明各要素的限定的意义。
如以上说明所述，根据本发明，能够提供一种搬送钢材用的辊子等、能够承受伴有冲撞的热循环的耐磨损部件用的、耐热裂纹性优异的高Cr铸铁及其热处理方法。还有，高Cr铸铁制耐磨损部件的寿命自身也能够得到提高。因此，本发明的高Cr铸铁，适用于暴露在伴有冲撞的高温的热循环中的耐磨损部件，特别是，适于搬送高温的钢材用的辊子或者升降机、或者炼钢厂的高炉四周和烧结工厂等，与高温的矿石或煤炭类等发生接触和冲撞的、热裂纹成为问题的衬里等耐磨损部件。
【表1】
  区分   No.   高Cr铸铁的化学成分(质量％，余量Fe)
C Si Mn Cr Mo N Cr/C Mn*Mo  Ti，V，Zr，Nb合计量
发明例   ABCDEFGHIJK   3.003.303.003.003.003.003.002.812.923.003.30   0.520.520.750.520.520.520.520.520.520.520.52   1.201.201.201.401.200.831.201.201.201.201.48   15.315.315.315.318.015.315.312.617.515.315.3   1.911.911.911.521.912.951.911.911.911.501.69   0.070.070.070.070.070.070.150.070.070.070.07   5.14.65.15.16.05.15.14.56.05.14.6   2.32.32.32.12.32.42.32.32.31.82.5   0.20.20.20.20.20.20.20.20.20.20.2
比较例   LMNOPQRSTU   2.413.603.003.003.003.002.343.003.003.30   0.520.521.130.520.520.520.520.520.520.52   1.201.201.202.101.201.201.201.201.621.90   15.315.315.315.323.215.310.119.815.315.3   1.911.911.911.911.911.911.911.911.052.42   0.070.070.070.070.070.180.070.070.070.07   6.34.35.15.17.75.14.36.65.14.6   2.32.32.34.02.32.32.32.31.72.7   0.20.210.50.20.20.20.20.20.20.2
【表2】
  区分   No.   铸铁No.   淬火时的冷却速度℃/sec   铸铁组织   铸铁(辊子)的特性
  残余γ体积率(％)   马氏体体积率(％)   维氏硬度(Hv) 冲击值J/cm2   磨损量(mm) 耐热裂纹性
发明例   123456789101112   AABCDEFGHIJK   0.521.01.01.01.01.01.01.01.01.01.0   13252014209151618111520   655666636164656567646654   800840850880850770900890820780850860   2.13.22.52.42.42.72.12.12.32.62.52.5   1.51.31.11.11.21.60.41.01.31.71.21.1 ○○○○○○○○○○○○
【表3】
  区分   No.   铸铁No.   淬火时的冷却速度℃/sec   铸铁组织   铸铁(辊子)的特性
  残余γ体积率(％)   马氏体体积率(％)   维氏硬度(Hv) 冲击值J/cm2   磨损量(mm) 耐热裂纹性
比较例   131415161718192021222324   AALMN0PQRSTU   681.01.01.01.01.01.01.01.01.01.0   323483213135173282540   494877456947386458635433   740720730715710710690880680740730650   3.33.53.13.21.92.93.01.73.53.13.43.8   2.42.52.52.62.22.73.01.83.62.32.54.5 △×○×○△×○×○○×

Claims (5)

1.一种耐热裂纹性优异的高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：11～22％、Mo：1.0～3.0％、N：0.01～0.15％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，上述Cr与C的含量的比Cr/C在4.5～6.5的范围，并且上述Mn与Mo的含量的积Mn*Mo在1.8～2.5的范围，距铸铁产品表面深度为5～10mm的表面部位组织中的残余γ的平均体积率为30％以下。
2.根据权利要求1所述的耐热裂纹性优异的高Cr铸铁，其特征在于，上述高Cr铸铁用于暴露在高温的热循环中的耐磨损部件。
3.根据权利要求1所述的耐热裂纹性优异的高Cr铸铁，其特征在于，上述耐磨损部件为搬送高温的钢材用的辊子或升降机。
4.根据权利要求1所述的耐热裂纹性优异的高Cr铸铁，其特征在于，上述耐磨损部件为设置在高温硬质物通过的位置的衬里。
5.一种耐热裂纹性优异的高Cr铸铁的热处理方法，是权利要求1～4中任一项所述的高Cr铸铁的热处理方法，其特征在于，在对高Cr铸铁进行淬火处理时，将淬火时的高Cr铸铁表面的冷却速度控制在5℃/sec以下。
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