TWI304444B

TWI304444B -

Info

Publication number: TWI304444B
Application number: TW095112857A
Authority: TW
Inventors: Hideo Hata; Shogo Murakami; Hiroyuki Takeda; Hitoshi Ishida; Shigenobu Nanba
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2005-05-31
Filing date: 2006-04-11
Publication date: 2008-12-21
Also published as: TW200702443A; CN101082097A; KR20060125553A; JP2006336049A; KR100784020B1; JP4648094B2

Description

(1) 1304444 ，九、發明說明、【發明所屬之技術領域】本發明爲一種具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵及其製造方法，其適用於耐磨損襯套（liner )，和錐形軋碎機（cone crusher)、額式粉碎機（javv crusher)等的岩石的粉碎機，或鋼材的運輸輥等的耐磨損構件。 t φ 【先前技術】以前’在用於粉碎機等的耐磨損構件中，具有耐磨損性的高Cr鑄鐵多被採用。近年來，該種粉碎機被要求提高處理能力，而朝粉碎機的大型化、破碎壓力的高壓化方向前進。爲此，能夠適應上述嚴酷化使用條件、且耐磨耗性和韌性更優異之高Cr鑄鐵的需求日益高漲。一直以來，爲了提高高Cr鑄鐵的耐磨損性，提出了各種的技術。例如，提出了一種藉由在高Cr鑄鐵中添加 φ Ti和V，除了高Cr鑄鐵中主要析出的M7C3型碳化物以外，使高硬度的MC型碳化物（TiC和VC等）分散，藉此，使耐磨損性提高至900〜940Hv的級數爲止（參照專利文獻1、2)。另外，基於同樣的宗旨，還提出複合添加 Nb和V (參照專利文獻3 )的方法。此外，還提出對高 Cr鑄鐵的整體硬度造成重大影響的碳化物量和基材中的合金元素固溶（solid solution)量進彳了二維的規定’以硬度，達到8 0 0〜9 4 0 H v級數爲止（參照專利文獻4) ° 此外，還提出一種··作爲軋製用輥和切削工具等的用 \

-5- (2) 1304444 ' 途，不過是著眼於鑄鐵凝固時所形成的碳化物的形態，在、添加3〜10%的V之後，在基材組織、與所形成之一次碳化物的MC型碳化物和M7C3型碳化物的界面，形成平均粒度爲3μιη以下的細微M6C型碳化物，從而得到高硬度的技術（參照專利文獻5 )。另外，在軋製用輥的用途中，還提出了除M7C3型碳化物之外，使M23C6型碳化物分 '散，而提高韌性的技術（參照專利文獻6 )。 φ 上述所提出的高C r鑄鐵，基本上是傾向於最大限度地提高硬度，並藉由高硬度化來優化耐磨損性，並未提高鑄鐵本身的韌性。另一方面，耐磨損構件在壓縮或拉伸應力作用的條件下被使用的情況較多，在使用中存在由於疲勞而導致破裂擴展進而形成破壞的問題。針對於此問題，在上述傳統之藉由高硬度化來提高耐磨損性的技術中，無法充分地防止上述的疲勞破裂。 # 在發生上述反覆拉伸應力的使用環境下，出於防止由疲勞龜裂所致的脆性破壞這樣的觀點的技術，一直以來也曾被提出。該技術是含有Cr、C、Μη和Mo來符合特定的關係，並且，控制構件內部和外部的麻田散鐵相變溫度，降低通常發生於淬火的構件表面的拉伸殘留應力，進而抑制來自鑄造缺陷的疲勞龜裂的擴展（參照專利文獻7)。【專利文獻1】日本特開平2 - 1 1 5 3 4 3號公報（申請專利範圍）【專利文獻2】日本特公平4-561〇2號公報（申請專

-6 - (3) 1304444 一利範圍）、【專利文獻3】日本特公昭60-51548號公報（申請專利範圍）【專利文獻4】日本特開2〇〇1-247929號公報（申請專利範圍） ’ 【專利文獻5】日本特開2001-316754號公報（申請 • 專利範圍） φ 【專利文獻6】日本特開昭63·121635號公報（申請專利範圍）【專利文獻7】日本特開平11β 229071號公報（申請專利範圍）【發明內容】〔發明欲解決之課題〕但是，即使是前述專利文獻7，在反覆拉伸應力發生 φ 這樣的使用環境下，對於防止由疲勞龜裂擴展所致的脆性破壞也不充分。這是由於朝粉碎機的更大型化，破碎壓力的更高壓力化方向推進，要求更高硬度化，並且也因疲勞龜裂擴展所導致的脆性破壞條件變得惡劣。例如，相對於前述專利文獻7的高Cr鑄鐵的硬度730〜820HV級數，所要求的高硬度化成爲超過800〜9 ΟΟΗν級數。因此，即使是這樣的高硬度，也要求具有優異韌性和耐疲勞破裂性的高Cr鑄鐵。本發明是有鑒於這類問題所硏發的發明，其目的爲提

(4) 1304444 供一種：具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵及其製造方法’即使爲高硬度，且在發生反覆拉伸應力的使用環境下’也能夠防止由疲勞龜裂擴展所致的脆性破壞。〔解決課題之手段〕爲了達成上述的目的，本發明之具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵的要旨是具有以下的組織：以質量％計， % 含有： C : 2.5 〜3 . 5 % ; S i ·· 0 · 2 〜1 · 0 % ; Μη : 0.6 〜2.0% ; C r : 1 3 〜2 2 % ; Μ 〇 : 1 · 0 〜3 · 0 % ; Ν : 0.0 1〜0.15%，剩餘部份爲Fe和不可避免的雜質所組成， • 且上述鑄鐵成分的含量符合下列（1 )式和（2 )式：〔Cr〕/〔 C〕= 4.5 〜6.5 …（1 )式〔Μη〕x〔 Mo〕=1.8 〜2.5 ... ( 2 )式各式中〔Cr〕、〔 C〕、〔 Μη〕和〔Mo〕分別表示

Cr、C、Μη和Mo的百分比含量，並且上述的組織包括麻田散鐵、殘留沃斯田鐵和碳化物，其中，以1 〇〇倍的光學顯微鏡進行的鑄鐵組織觀察，每1個被碳化物包圍的麻田散鐵的平均面積爲6000 μηι2以下’ 而且，根據X射線繞射峰値強度比，在前述麻田散鐵 -8- (5) 1304444 、殘留沃斯田鐵和碳化物中，殘留沃斯田鐵的平均體積分率爲5〜4 0 %。另外，爲了達成上述目的，本發明之具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵的製造方法的要旨，將下列組成分的鐵水進行鑄造，並以冷卻速度爲5 °C / s以上冷卻，接著在9 0 0〜1 0 5 0 °C的範圍保持3小時以上之後，在冷卻速度爲0.05〜/ s的範圍進行淬火處理，其中，上述鐵水，以質量％計，含有： C : 2.5 〜3 . 5 % ;

Si: 0 · 2 〜1.0 % ; Μη : 0.6 〜2·0% ;

Cr ： 13 〜22% ;

Mo : 1.0 〜3.0% ; N : 0 · 0 1〜〇 · 1 5 %，剩餘部份爲F e和不可避免的雜質前述鐵水的組成分符合下列（3 )式和（4 )式：〔Cr〕/〔 C〕= 4.5 〜6·5 …（3 )式〔Μη〕χ〔Μο〕=1·8 〜2.5 ".(4)式各式中〔Cr〕、〔C〕、〔Μη〕和〔Μο〕分別表示

Cr、C、Μη和Mo的百分比含窠。〔發明的效果〕通常，高C r鑄鐵由麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、碳化物構成。本發明是藉由在該高C r鑄鐵中，活用麻田散鐵

一9_ A (6) 1304444 ' 區域之平均間隔的細微化和殘留沃斯田鐵，提供一種由高、硬度而耐磨損性優良，且具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr 鑄鐵。疲勞破裂（疲勞龜裂），是由於不可避免的夾雜物和氣孔等的凝固缺陷而發生、擴展於鑄造材，一旦成爲一定 ~ 以上的龜裂長度，將導致耐磨損構件的脆性破壞。爲了抑、制該疲勞龜裂，需要藉由緩和龜裂前端的應力集中，抑制 φ 龜裂擴展，進而延緩龜裂擴展速度。爲此，首先在本發明中，是藉由高Cr鑄鐵組織中之麻田散鐵的細微化，縮小每1次應力振幅的龜裂擴展長度。麻田散鐵的細微化，對延緩龜裂擴展速度的效果很大。疲勞龜裂是在高Cr鑄鐵組織中，沿著碳化物內、或碳化物與麻田散鐵的界面擴展。相對於此，如果使麻田散鐵細微化，則可縮短碳化物或碳化物與麻田散鐵界面的平均長度。因此，所小前述每1次應力振幅的龜裂擴展長度，能 • 夠延緩龜裂擴展速度。在本發明中，更使一定量的殘留沃斯田鐵存在於高Cr 鑄鐵組織內，以抑制龜裂擴展。首先，殘留沃斯田鐵由於硬度低而容易變形。因此，殘留沃斯田鐵在龜裂前端變形，而加大龜裂前端的曲率半徑，因此緩和了龜裂前端的應力集中，抑制了龜裂擴展。其次，殘留沃斯田鐵將引發應力誘發相變（stress-induced transformation)而相變爲麻田散鐵。因此，在龜裂附近的殘留沃斯田鐵，在因爲應力而相變爲麻田散鐵的場合中，將發生體積膨脹，進而封閉 (9. -10 - (7) 1304444 * 龜裂前端，具有抑制龜裂的擴展的效果。 ' 據此，在本發明中，耐磨損性高Cr鑄鐵即使爲 800Hv以上的局硬度，靭性也高達沙比衝擊（charpy impact test)値的2J/ cm2以上，即使在發生反覆拉伸應力的使用環境下，也能夠防止因疲勞龜裂所致的脆性破壞，能夠提供具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵。其結果是，保 “障作爲高Cr鑄鐵製之耐磨損構件的性能和高壽命。【實施方式】 (鑄鐵組成）以下對本發明的局Cr禱鐵的化學成分組成（單位：質量％ )，包含各元素的限定理由進行說明。在本發明的高Cr鑄鐵中，如上所述，其組織是由麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、碳化物所構成的特定組織，並獲得800Hv以上的高硬度、沙比衝擊（charpy impact test)値鲁爲2J / cm2以上的局軔性、優異的耐疲勞破裂性。於是，爲了獲得上述的組織和特性，本發明之高C r鑄鐵的化學 ^ 成分組成是由：以質量％計，分別含有C : 2.5〜3 . 5 % ; S i :0.2〜1.0%;Mn:0.6〜2.0%;Cr:13〜220/〇;Mo:l.〇〜3·0% ; N : 0.0 1〜0.15%，且上述的含量分別符合〔Cr〕 /〔C〕= 4.5 〜6.5、〔Μη〕x〔 Mo〕=1.8 〜2.5 的關係，而且剩餘部份由Fe及不可避免的雜質所構成。 C : 2 · 5 〜3.5 %。 C是與Ti、V、Zr、Nb，然後與Cr、Mo、或Fe形成 (8) 1304444 • 高硬度的碳化物（MC型，M7C3型、M23C6型、M3C型等 m )，並且在基材中固溶（solid solution)，藉由鑄鐵的淬火處理（空冷處理），用於支配由沃斯田鐵朝向硬度高的麻田散鐵相變（獲得麻田散鐵組織）的元素，是用於確保必要硬度的重要的元素。 ** 一般麻田散鐵的硬度，已知固溶的C量越多變得越高 ^ ，在C含量未滿2.5 %時，固溶於基材中的c量不足，不 φ 僅基材硬度不足，而且因爲結晶和析出的前述碳化物也變少，所以作爲鑄鐵乃至耐磨損構件的硬度也不足’不能得到必要的耐磨損性。另一方面，若C含量超過3 · 5 °/。，將使所生成的前述碳化物粗大化，鑄鐵乃至耐磨損構件變得脆弱，導致産生脆性破壞。另外，因爲固溶於基材中的C 量過多，所以硬度低的沃斯田鐵大量殘留，其結果將導致硬度不足，無法得到必要的耐磨損性。因此’ C量爲2 · 5 〜3 · 5 %，其中又以2.8〜3 · 3 %的範圍更佳。 • Μη : 0.6 〜2.0%。 Μη可改善高Cr鑄鐵的淬火性，特別是固溶於基材中，具有抑制沃斯田鐵相變爲硬度低的變韌鐵的效果，是使基材成爲麻田散鐵組織所必須的元素。由於Mn含量未滿〇 . 6 %將無法發揮上述效果，所以下限設爲0 · 6 %。另一方面，Μη是沃斯田鐵穩定化元素’若過度含有’將使基材中的殘留沃斯田鐵變多而使硬度降低，所以Μη含量的上限設爲2.0%。因此，Μη含量爲〇·6〜2.0%的範圍，其中又以0.8〜1.4 %的範圍更佳。 (9) 1304444 ' Si: 0 · 2 〜1 · 0 %。 • Si可確保鑄造時的熔融金屬的流動性，另外，是對熔解·精煉時的脫氧有效的元素，爲了使上述的效果發揮，需要0.2%以上的含量。另一方面，Si是肥粒鐵生成元素，若Si含量超過1 ·0%，則促進肥粒鐵相變，不僅招致基材硬度的降低，也將導致韌性降低。因此，Si含量爲0.2 "〜1 . 0 %的範圍，其中又以0.3〜0 · 8 %的範圍更佳。 • C r : 1 3 〜2 2 %。

Cr與C同樣，可形成耐磨損性高的各種碳化物，並且固溶於基材中，是可達成抑制沃斯田鐵相變爲硬度低之肥粒鐵的效果所必須的元素。因此，爲了能夠得到必要的硬度而使充分的碳化物量形成，並且需要使能夠有效防止肥粒鐵相變的量的Cr固溶於基材中。在Cr含量未滿1 3 % 時，固溶於基材中的Cr量不足，基材的肥粒鐵將產生相變，不僅基材硬度降低，結晶和析出的碳化物也將變少， φ 導致硬度不足，而無法獲得必要的耐磨損性。另一方面，若Cr含量超過22%，將使所生成的碳化 _ 物粗大化，變得脆弱而產生脆性破壞，並使固溶於基材中的C量減少而使基材的硬度降低，還是導致硬度不足，而不能得到必要的耐磨損性。因此，C r含量爲1 3〜2 2 %的範圍，其中又以爲13〜16%的範圍更佳。〔Cr〕/〔 C〕= 4.5 〜6.5，若Cr含量〔Cr〕與C含量〔C〕的比値未滿〔Cr〕/ 〔C〕4·5時，即使Cr和C各自的上述含量在範圍內，基 -13- (10) 1304444 • 體（matrix)的C含量變多，且 Cr含量變得過少，择火 • 性變差，波來鐵或變韌鐵生成而導致硬度降低的可能性大。另一方面，若〔Cr〕/〔 C〕超過6.5，則即使Cr和C 各自的上述含量在範圍內，基體（matrix )中的C含量變低，硬度降低，無法得到必要的耐磨損性的可能性大。 Μ 〇 : 1 · 0 〜3 · 0 %。 . Mo與Cr同樣，是形成耐磨損性高的各種碳化物，並 φ 固溶於基材中具有抑制沃斯田鐵相變爲硬度低的波來鐵的效果所必須的元素。因此，爲了能夠得到必要的硬度，而使充分的碳化物量形成，並且需要使能夠有效防止波來鐵相變的量固溶於基材中。在Mo含量未滿1.0%時，因爲固溶於基材中的Mo量不足，所以基材中的波來鐵相變産生，不僅基材硬度降低，而且結晶和析出的碳化物也變少，導致硬度不足，無法得到必要的耐磨損性。另一方面，若Mo含量超過3.0%，則固溶於基材中的 φ C量減少而使基材硬度降低，仍然導致硬度不足而無法得到必要的耐磨損性。因此，Mo量爲1 .0〜3.0%的範圍，其中又以1.4〜2.3%的範圍更佳。〔Μη〕χ〔 Μο〕=1.8 〜2.5 如果Μη含量〔Μη〕與Mo含量〔Mo〕的積値，〔 Μη〕X〔 Mo〕爲2 · 5以下，則能確保必要的淬火性。相對於此，即使各自的上述含量在範圍內，當〔Μη〕X〔 Mo〕超過2.5時’將由於殘留沃斯田鐵過剩而導致硬度的降低。另一方面’若上述〔Μη〕X〔 Mo〕未滿 1 .8，則即使各 -14- (11) 1304444 * 自的上述含量在範圔內，也無法得到必要的淬火性。 ‘ N : 0.0 1 〜0 · 1 5 %。 N在鑄鐵中含有，可形成氮化物、碳氮化物，有助於高硬度化。上述效果須含有0.01%以上方能發揮。另一方面，若N含量超過0.15%，在鑄鐵的鑄造中，於凝固時將產生氣孔（blowhole)缺陷。 > Ni : 1 .0%以下。 φ Ni可置換部分必須的Mo，可以採用與Mo並用的形式含有。Ni與Mo同樣，形成耐磨損性高的各種碳化物，而且固溶於基材中，具有抑制沃斯田鐵相變爲硬度低的波來鐵的效果。但是當Ni含量超過1.0%時，由於殘留沃斯田鐵的量變得過多而使硬度降低，故在與Mo並用的場合中，其含量的上限設爲1.0 %以下。

Ti、V、Zr、Nb。

Ti、V、Zr、Nb在鑄鐵的凝固時，具有優先形成以球 # 狀爲主的MC型碳化物，可抑制上述平板狀或膜狀的M7C3 型碳化物的生成，並且促進碳化物的球狀化的效果。MC _ 型碳化物的硬度，比其他型的碳化物硬度高，故可提高硬度、耐磨損性。另外，藉由上述碳化物的球狀化，也有不使硬度級別降低，而使韌性提高的效果。在爲了使上述效果發揮的場合中，可選擇性地從上述 Ti、V、Zr、Nb中含有的1種或2種以上，且合計量爲 1 ·〇%以上。當上述的合計量未滿1 _0%時，如常用的方法，在鑄鐵的凝固時，上述平板狀或膜狀的M7C3型碳化物 (12) 1304444 有可能優先產生。另一方面，在Ti、V、Zr、Nb的合計含量超過5.0% 時，雖燃碳化物的量增加，但固溶於基材中的C量減少，而產生硬度低的變韌鐵和肥粒鐵，使基材硬度降低，導致硬度不足而得不到需要的耐磨損性。因此，當選擇性地含有時，Ti、V、Zr、Nb的合計的含量爲1.0〜5.0%的範圍 (鑄鐵組織）在本發明的高Cr鑄鐵中，爲了獲得800Hv以上的高硬度、沙比衝擊値爲2J/ cm2以上的高韌性、且具有優異的耐疲勞破裂性，不但上述的高Cr鑄鐵的化學成分組成，而且高Cr鑄鐵的組織也很重要。爲此，在本發明的高C r鑄鐵中，組織是由麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、碳化物所構成’並且規定麻田散鐵的尺 φ 寸，和殘留沃斯田鐵的平均體積分率。 (麻田散鐵的尺寸）圖1中顯示以倍率1〇〇倍的光學顯微鏡，觀察本發明 • 高Cr鑄鐵（後述的實施例表1的發明例9 )的組織後的圖面代用照片。在該圖1中，黑的粒子狀部分爲大量含碳化物的麻田散鐵’包圍黑的粒子狀部分、或鄰接的白色粒子狀部分爲碳化物’其餘的灰色的部分爲碳化物少的麻田散鐵。還有，殘留沃斯田鐵不能用該光學顯微鏡觀察。

-16- (13) 1304444 • 在圖1中，所謂麻田散鐵區域，準確 • 碳化物的黑粒子狀部分的麻田散鐵、碳化的麻田散鐵、白色的碳化物、和殘留沃斯到但存在）混合存在的區域。但是在本發述提高耐疲勞破裂性之機構間的關係（理 (尺寸）的麻田散鐵’只是大量含上述碳 •部分的麻田散鐵。 φ 其各相在由光學顯微鏡的組織觀察之蝕（條件爲後述），產生明亮度的差異，。亦即，大量含碳化物的麻田散鐵將因爲外，碳化物少的麻田散鐵將因爲腐蝕而成上述各相根據照片拍攝條件的對比度的差異。舉例來說，從圖2a到圖2d，是顯微鏡的照片中，可分辨根據攝影條件而的圖面代用照片。從這些圖可知，根據對 • 本發明所規定之碳化物的黑色粒子部分的的不同。圖2a，因爲灰色部分不能明確地分，而並非最佳對比度的例子，圖2d，因明確地與白色碳化物區分，而並非最佳對 2b、c是適於測量黑色粒子部分的麻田散比度的例子。將以上作爲前提，在本發明中，對包爲上述碳化物之白色粒子狀部分的黑粒子鐵的尺寸有所規定。亦即，在用上述100 地說，是大量含物少的灰色部分田鐵（雖觀察不明中’根據與後由），規定面積化物的黑粒子狀前，利用表面腐而可以相互識別腐蝕而變黑。另爲更淺的灰色。而會産生明亮度顯示在同一光學產生對比度差異比度，大量含有麻田散鐵之顯像與粒子狀部分區爲灰色部分不能比度的例子，圖鐵平均面積的對圍、或鄰接於作狀部分的麻田散倍的光學顯微鏡 -17- (14) 1304444 ^ 的鑄鐵組織觀察中，使每1個被上述碳化物（白色粒子狀 • 部分）所包圍之麻田散鐵（黑粒子狀部分）的平均面積，細微化至6000μηι2以下。如上所述，在高Cr鑄鐵組織中，疲勞龜裂視沿著碳化物（白色粒子狀部分）內、或該碳化物與麻田散鐵（黑粒子狀部分）的界面擴展。相對於此，如果使麻田散鐵（黑粒子狀部分）細微化 φ ，則碳化物（白色粒子狀部分）、或該碳化物與麻田散鐵, (黑粒子狀部分）之界面的平均長度變短。因此，可縮小前述每1次應力振幅的龜裂擴展長度，能夠延緩龜裂擴展速度，使耐疲勞破裂性提高。亦即，麻田散鐵的細微化可延緩龜裂擴展速度，使耐疲勞破裂性提高的效果大。另一方面，前述碳化物少之灰色部分的麻田散鐵，無助於該耐疲勞破裂性提高的機構。因此，在本發明中，前述碳化物少之灰色部分的麻田散鐵，不含於麻田散鐵之尺 φ 寸的規定中。在前述麻田散鐵（黑粒子狀部分）之每1個平均面積超過6000μιη2時，碳化物（白色粒子狀部分）、或者該碳化物與麻田散鐵（黑粒子狀部分）界面的平均長度變長。 * 爲此，不能縮小沿著碳化物內、或者碳化物與麻田散鐵的界面而擴展之龜裂的長度。因此，在800Ην以上的高硬度的高Cr鑄鐵中，使耐疲勞破裂性降低。在本發明中，在800Hv以上的高硬度和不妨礙韌性的範圍，允許在麻田散鐵中包含硬度低的其他的波來鐵、肥 -18- (15) 1304444 粒鐵、變軔鐵等。在得到麻田散鐵組織的場合中，由於鑄鐵的淬火處理條件，必然含有波來鐵、肥粒鐵、變韌鐵等。但是’因爲這些相的韌性高但硬度低，所以要極力降低 (麻田散鐵尺寸的測量方法） •每1個前述麻田散鐵（黑粒子狀部分）的平均面積的 φ 測量’首先’在硏磨（可以機械硏磨也可以電解硏磨）從鑄鐵的任意的測量部位所採取的試料後，在下述常溫的混合液中浸漬2 0〜6 0秒，腐鈾表面，進行水洗、乾燥。在此之後，對該試料拍攝1 0個視野之前述倍率1 〇〇倍的光學顯微鏡照片，在各視野中任意選擇個被前述碳化物（白色粒子狀部分）所包圍的麻田散鐵（黑粒子狀部分）。根據圖像解析求得上述所選擇的麻田散鐵的面積，將合計 2 00個的麻田散鐵的面積的平均値（每1個的平均面積） φ 作爲麻田散鐵的尺寸而求出。上述混合液成分=鹽酸（H C 1 ) 3 5〜3 7 °/〇水溶液：3重量％ +苦味酸（2、4、6 -三硝基苯酣）：3重量％ +乙醇：剩餘部份（94重量％ ) (殘留沃斯田鐵）在本發明中，在規定上述麻田散鐵的尺寸的同時，也將殘留沃斯田鐵的平均體積分率規定爲5〜40%，其中又以1 〇〜3 5 %更佳。更具體地說，根據麻田散鐵與殘留沃斯

-19- (16) 1304444 * 田鐵及碳化物的合計X射線繞射峰値強度，從殘留沃斯田 • 鐵的X射線繞射峰値強度，求得殘留沃斯田鐵的X射線繞射峰値強度比，並將其作爲殘留沃斯田鐵的平均體積分率。殘留沃斯田鐵的平均體積分率變得越多，越能藉由高 Cr鑄鐵組織內之殘留沃斯田鐵的存在，抑制龜裂擴展。如以上所述，因爲殘留沃斯田鐵硬度低所以容易變形。爲此 φ ，殘留沃斯田鐵在龜裂前端形成變形，增大龜裂前端的曲率半徑，因而緩和龜裂前端的應力集中，抑制龜裂擴展。其次，殘留沃斯田鐵發生應力誘發相變而相變爲麻田散鐵。因此，在龜裂附近的殘留沃斯田鐵由於應力而相變爲麻田散鐵時，將引發體積膨脹而封閉龜裂前端，具有抑制龜裂擴展的效果。因此，殘留沃斯田鐵之平均體積分率的下限設爲5%以上，其中又以 10%以上更佳。在殘留沃斯田鐵的平均體積分率小於上述下限量的場 φ 合中，抑制龜裂擴展的效果不足，即使符合上述麻田散鐵之尺寸規定等的其他的必要條件，也將使80 OHv以上之高硬度高Cr鑄鐵的耐疲勞破裂性劣化。另一方面，殘留沃斯田鐵其自身的硬度低。因此，倘 * 若殘留沃斯田鐵的平均體積分率過大，則硬度降低。亦即，殘留沃斯田鐵的平均體積分率的上限設爲40%以下，其中又以35%以下更佳。 (殘留沃斯田鐵的平均體積分率的測量方法） -20- (17) 1304444 ' 根據由 X射線解析的已知的瑞維得法（Rietvelt ·· method、或稱爲Rietveld method )，測量高Cr鑄鐵組織的殘留沃斯田鐵、麻田散鐵、碳化物的各X射線繞射峰値的強度。然後，計算出相對於這些X射線繞射峰値強度之總合的殘留沃斯田鐵的X射線繞射峰値強度的構成比，作爲殘留沃斯田鐵的體積分率。測量試料是從鑄鐵的任意的部分採取1 〇個左右，求得各個殘留沃斯田鐵的體積分率 φ ，進行平均化。 (製造方法）本發明的高Cr鑄鐵自身，可不必大幅變更常用的方法而製造。即，在熔解、鑄造上述組成的鑄鐵之後，進行淬火處理，成爲以麻田散鐵爲主體的組織。但是，爲了使本發明的高Cr鑄鐵組織由麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、碳化物所構成，並且形成上述麻田散鐵的 • 平均尺寸與殘留沃斯田鐵的平均體積分率，最好採取以下之優選的製造條件。 (熔解溫度） ^ 熔解溫度，配合鑄模形狀和鑄模材質等，對決定鑄造冷卻速度十分重要。只是倘若熔解溫度過高，則凝固冷卻速度變慢，而使麻田散鐵的細微化變難。另一方面，倘若熔解溫度過低，則凝固冷卻速度變快，氣孔變得容易發生。爲此，熔解（澆鑄）溫度最好從1 45 0〜1 600 °C的範圍選

-21 - (18) 1304444 . 擇。 (鑄造冷卻速度）鑄造時的冷卻速度設爲5 °C / s以上的快速冷卻速度。麻田散鐵的細微化可藉由鑄造時之凝固冷卻速度的控制來 ^ 達成。因爲麻田散鐵區域是凝固時的初晶（primary • crystal )沃斯田鐵區域，所以能夠藉由加快凝固冷卻速度 φ 而細微化。更具體地說，在1 400〜1 200°C的溫度區域中，如果是5 °C / s以上的快速冷卻速度即可。 (淬火處理）上述殘留沃斯田鐵的體積分率，是由淬火處理的淬火溫度、和保持時間、冷卻速度所控制。在淬火時，凝固時作爲碳化物而析出的C和合金元素將再度固溶，而確保淬火性，並且使沃斯田鐵穩定化。淬火溫度和保持時間，取 • 決於適當地形成合金元素的再固溶量的條件。若淬火溫度低或保持時間短，則因爲合金元素的再固溶量變少而使淬 ^ 火性降低，無法得到必要的硬度。另外，殘留沃斯田鐵量也變少。另一方面，若淬火溫度過高，則因爲再固溶量變得過多，所以殘留沃斯田鐵變得過多，無法得到必要的硬度。因此，淬火時的加熱保持，是採9 0 0〜1 0 5 0 °C的溫度範圍並設成3小時以上。另外，淬火的冷卻速度若過快（超過5 t / s )，則殘 -22- (19) 1304444 • 留沃斯田鐵變得過多，無法得到必要的硬度。另一方面， . 在速度過慢（低於〇.〇5°C / s )的場合中，由於波來鐵和變韌鐵的生成，仍然無法得到必要的硬度。另外，殘留沃斯田鐵也變少。因此，在上述加熱保持後，以冷卻速度爲 0.0 5〜5 °C / s的範圍進行淬火處理。 ^ 上述的淬火處理可適宜選擇常用方法的冷卻，但是在 • 該冷卻中，即使是採用冷卻速度較水冷更慢，且因場合的 φ 不同而執行空冷或強制冷卻代表的爐冷，在本發明中也能夠充分得到高硬度，具有能夠防止伴隨著現有材料之急冷處理所產生之破裂和應變發生的優點。淬火處理後的鑄鐵，可視需要在更進一步實施回火處理和時效硬化處理等的熱處理後，實施適當的機械加工，成爲耐磨損構件。此時所謂的機械加工，是伴隨著利用自由鍛造、模鍛等常用方法之塑性變形的加工和切削之類的加工。 • 以下，列舉實施例進一步具體地說明本發明，但本發明並不侷限於以下的實施例，當然也可以能在符合前、後 ^ 述之宗旨的範圍內適當加以變更而實施，這些均包含於本發明的技術範圍。〔實施例〕以下說明本發明的實施例。 (實施例1 )

-23- (20) 1304444 • 採用相同的製造條件，獲得成分組成、組織具有各種 • 變化的高Cr鑄鐵，分別評價其硬度、韌性、耐疲勞破裂性等。亦即，將下述表1所示的1〜22的各成分組成的高Cr 鑄鐵，於高頻感應熔解爐以1 500°C熔解後，澆注於砂模（寬55mmx長3 00mx厚1 5 0mm )，分別熔煉成2 0kg的矩形 •鑄錠。此時，凝固冷卻速度固定爲23 °C / s。 φ 將上述各鑄錠以9 5 5 °C的淬火溫度進行X 6小時再加熱、保持後，將淬火冷卻速度固定爲2.4 °C / s，鼓風冷卻至 150〜250°C的溫度範圍。然後，在此150〜250°C的溫度範圍保持2小時後放置冷卻，並進行了 2 0 0 °C X 5小時的回火處理。從該熱處理後的鑄錠採取試驗片，調查試驗片的組織，測量麻田散鐵的尺寸（每1個被碳化物包圍的麻田散鐵的平均面積：μιη2 )，根據在麻田散鐵與殘留沃斯田鐵和 φ 碳化物中的X射線繞射峰値強度比，測量殘留沃斯田鐵的平均體積分率（％)。這些結果在表1表示。 (麻田散鐵的尺寸）電解硏磨試驗片後，在下述常溫的混合液浸漬4 0秒，腐蝕表面，並進行水洗、乾燥。此後，對該試驗片拍攝 1 〇個視野之倍率1 00倍的光學顯微鏡照片，在各視野隨意選擇20個被前述圖丨表示的碳化物（白色粒子狀部分）包圍的麻田散鐵（黑粒子狀部分）。通過圖像分析求得該

-24- (21) 1304444 • 選擇的麻田散鐵的面積，將合計200個的麻田散鐵的面積 • 的平均値（每1個的平均面積）作爲麻田散鐵的尺寸而求得。上述混合液組成=鹽酸（HC1) 35%水溶液·· 3重量％ +苦味酸（2、4、6 ·三硝基苯酚）：3重量％ +乙醇：剩餘部份（94重量％) _ (殘留沃斯田鐵量）對經相同硏磨的試驗片進行X射線繞射分析，根據前述的瑞維得法，測量殘留沃斯田鐵量。即，相對於麻田散鐵與殘留沃斯田鐵和碳化物的合計X射線繞射峰値強度，根據殘留沃斯田鐵的X射線繞射繞射峰値強度，求得殘留沃斯田鐵的X射線繞射峰値強度比，並將其作爲殘留沃斯田鐵釣平均體積分率。測量前述所採取之試驗片的硬度和韌性、耐疲勞破裂 φ 性。這些結果也在表1表示。 (硬度）硬度以JISZ2244爲准，採用維氏硬度計，以30kg ( 2 94 · 2N )的壓迫荷重（試驗力），對各試驗片的表面硬度 (Hv )進行了 5點測量，並平均化作爲鑄鐵的硬度。於是，將其硬度爲80ΟΗν以上，作爲實際耐磨損性構件的耐磨損性良好，耐磨損性評價爲〇。 -25- (22) 1304444 - (韌性） * 韌性，是利用沙比衝擊試驗，並採用2mm的U字型凹口的JIS3號試驗片，且在擺錘載荷：294.2N(30kgf) ，試驗溫度：室溫的條件下進行。還有，沙比衝擊値（J )是利用吸收能量除以試驗片截面積而求得。然後，沙比 _ 衝擊値爲2.0J/ cm2以上，作爲實際的耐磨損性構件的韌 • 性良好，韌性評價爲〇。 (耐疲勞破裂性）在評價韌性的沙比衝擊試驗中，疲勞破裂（龜裂、破裂、斷裂）一口氣形成。相對於此，疲勞破裂爲每1次的應力振幅的龜裂擴展長度（龜裂擴展速度）的大小，具有緩慢推進的特徵。爲此，僅根據韌性評價，是不能評價本發明中作爲課題的耐疲勞破裂性。因此，在本發明中，耐疲勞破裂性的評價，是求得疲 φ 勞龜裂擴展特性’也就是不引發疲勞龜裂擴展之下限應力擴大係數範圍△ kth而評價。該△ Kth較大者，其抵抗高，且每1次的應力振幅的龜裂擴展長度（龜裂進展速度）變小，耐疲勞破裂性優異。在本發明中，△ kth在1 0以上 * 耐疲勞破裂性爲優異，評價爲〇。上述△ kth，是採用12.5mm的1CT試驗片，並依照 ASTME-647，採用電動液壓伺服式±100kN疲勞試驗機，並以下述條件測量。試驗環境：室溫•大氣中，控制方法：荷重控制，控 -26- (23) 1304444 • 制波形：正弦波，應力比·· R= 〇·1，試驗頻率：10〜20Hz (耐磨損材評價）將從發明例、比較例選擇的測試材料作爲實際的耐磨損材使用，評價耐磨損性、耐疲勞破裂性。將前述高Cr 鑄鐵（寬50mmx長3 00mx厚1 5 0mm )的板，作爲從ι · 5 m * 高度落下之原料所碰撞的部分的襯套，設置於搬送製鐵原 φ 料之煉鐵廠的帶式輸送機，通過在6個月的重量減少量判定耐磨損性是否優良。判定標準爲：重量減少不滿1 kg，且無破裂者評價爲〇。正如由表1所清楚顯示，發明例1〜11的鑄鐵，是由本發明化學成分組成範圍內構成。並且以前述的優選製造條件範圍內所製造。因此，麻田散鐵的尺寸，是每1個被碳化物包圍的麻田散鐵的平均面積爲6000μπι2以下，且具有殘留沃斯田鐵的平均體積分率爲5〜40%的本發明範圍 • 內的組織。其結果，硬度高達800Ην以上，韌性也高達沙比衝擊 . 値的2.0J / cm2以上，△ kth爲10以上而耐疲勞破裂性優異。另外，這些結果從實際的耐磨損材評價中的耐磨損性 (重量減少量低）和耐疲勞破裂性（無破裂發生）得以證實。相對於此，本發明化學成分組成範圍之外的各比較例 12〜22，儘管在前述的優選製造條件範圍內製造，但麻田散鐵的尺寸或殘留沃斯田鐵的平均體積分率等的組織均在 -27- (24) 1304444 _ 本發明範圍之外。 • 其結果，是硬度低於800Hv，或是韌性以沙比衝擊値計低於2 · 0 J / c m2，或是△ k t h未滿1 0，實際的耐磨損材評價與耐磨損材特性的任一項都比發明例差。比較例12的C量在下限以下，〔Cr〕/〔 C〕在上限以上。其結果成爲殘留γ量未滿下限，硬度、耐疲勞破裂 1 性差。 • 比較例13爲Μη量、〔Μη〕x〔 Mo〕未滿下限。其結果是麻田散鐵的尺寸變得比較大，硬度、耐疲勞破裂性差。比較例1 4爲Cr量在下限以下。其結果是硬度、耐疲勞破裂性差。比較例15爲Mo量、〔Μη〕X〔 Mo〕未滿下限。其結果，即使爲高硬度，韌性、耐疲勞破裂性也差。比較例16爲C量超過上限。其結果，殘留γ量超過 φ 上限，硬度、韌性差。比較例17爲Μη量超過上限。其結果，殘留γ量超過上限，硬度、韌性差。比較例18爲Cr量、〔Cr〕/〔 C〕超過上限。其結 * 果，殘留γ量超過上限，硬度差。比較例1 9爲Μ 0量超過上限。其結果，殘留γ量超過上限，硬度差。比較例20爲Ν量超過上限。其結果，氣孔發生。比較例21爲〔Cr〕/〔 C〕未滿下限。其結果，殘留

-28- 1304444 (25) γ量超過上限，硬度差。比較例22爲〔Μη〕X〔 Mo〕超過上限。其結果，殘留γ量超過上限，硬度差。從以上結果可知，本發明的成分和組織要件的臨界性意義。

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S8(N ε<Ν(Νε ooos 069寸 i(N 999寸 ZLPZ i(N 寸9$ ooscn I 寸 s»o s寸 69 寸(N U(N寸ςΙ6(Ν 6863 0089<n 68(ΝΓη £6卜寸 608Γη 0¾ ll 01 6 00 L 9 ττ ι(Ν 0<Ν 61 001 LI 9Ϊ 寸一 Π Π 【(N*】 feel Φ ((N孽辑«)酿瘩胡刪篮挪^£宓跋1??1濉^5^ i M^qq * • 00 -31 - (28) 1304444 - 使成分組成與實施例1的表1中的發明例9的成分組 . 織相同，得到各種製造條件方面有所改變的高Cr鑄鐵，分別評價其組織、硬度、韌性、耐疲勞破裂性等。即’在實施例1的製造條件中，凝固冷卻速度、淬火保持溫度、淬火保持時間、淬火冷卻速度，按表3所示進行各種改變。其他的製造條件與實施例1相同。從上述熱處理後的鑄錠採取試驗片，與實施例1同樣 I ，調查試驗片的組織，測量麻田散鐵的尺寸、殘留沃斯田鐵的平均體積分率。其結果也在表3表示。另外，與實施例1相同，測量前述採取試驗片的硬度和韌性、耐疲勞破裂性。這些結果也在表3表示。從表3明確可知，發明例2 3〜3 1的高Cr鑄鐵，是在前述的優選製造條件範圍內製造。因此，麻田散鐵的尺寸，是每1個被碳化物包圍的麻田散鐵的平均面積爲 6 000 μιη2以下，並具有殘留沃斯田鐵的平均體積分率爲5 φ 〜40%之本發明範圍內的組織。其結果，硬度高達800Ην以上，韌性也高達沙比衝擊値的2· 0J/ cm2以上，△ kth爲10以上，耐疲勞破裂性優異。另外，這些結果從實際的耐磨損材評價中的耐磨損性 ^ (重量減少量低）和耐疲勞破裂性（無破裂發生）得以證實。相對於此，雖然在本發明化學成分組成範圍內，但在前述的優選製造條件範圍之外而製造的各比較例3 2〜3 7，麻田散鐵的尺寸或殘留沃斯田鐵的平均體積分率等的組織 -32- (29) 1304444 ‘ ，均在本發明範圍之外。 - 其結果，或是硬度低於800Hv、或是韌性未滿沙比衝擊値計的2.0J/cm2、或是Akth未滿10，無論是實際的耐磨損材評價或耐磨損材特性的任一項都比發明例差。比較例3 2，凝固冷卻速度在優選下限値5 °C / s以下，過於緩慢。其結果，麻田散鐵的尺寸也變得過大，韌性、耐疲勞破裂性差。若加上凝固冷卻速度比較低（接近於 g 下限値）的發明例23的結果，則可證實凝固冷卻速度的優選下限値的意義。比較例33，淬火保持溫度爲優選下限値900°C以下，該溫度過低。其結果，殘留γ量過少，硬度低。若加上淬火保持溫度比較低（接近於下限値）的發明例27的結果，則可證實淬火保持溫度的優選下限値的意義。比較例 34，淬火保持溫度過高，在優選上限値 1 05 0 °C以上。其結果，殘留γ量過多，硬度低。若加上淬 φ 火保持溫度比較高（接近於上限値）的發明例28的結果，則可證實淬火保持溫度的優選上限値的意義。比較例3 5，淬火保持時間過短，在優選下限値3小時以下。其結果，殘留γ量過少，硬度低，耐疲勞破裂性差 * 。若加上淬火保持時間比較短（接近於下限値）的發明例 2 9的結果’則可證實淬火保持時間的優選上限値的意義。比較例3 6，淬火冷卻速度過於緩慢，在優選下限値〇. 0 5 °C / s以下。其結果，殘留γ量過少，硬度低。若加上淬火冷卻速度比較慢（接近於下限値）的發明例3 0的

-33- 1304444 (30) 結果，則可證實淬火冷卻速度的優選下限値的意義。比較例3 7，淬火冷卻速度過快，在優選上限値5 °C / s 以上。其結果，殘留Y量過多，硬度低。若加上淬火冷卻速度比較快（接受於上限値）的發明例31的結果，則可證實淬火冷卻速度的優選上限値的意義。由以上的結果可知，用形成本發明的組織的優選製造條件的意義。

(31)1304444 II 〇丨I ◎ I I丨I I X 1 1 X 1 1 耐磨耗材評價壊 I I 壊 I I I I I 擗1 1擗1 1 _ 難 § | | 2 | | > | | 5 ι ι 2 ι ι 鑄鐵的特性判定〇〇〇〇〇〇〇〇〇 X X X X X X △ Kth MPa · m 15.2 11.6 28.5 19.2 15.7 21.2 12.3 17.8 27.3 5.4 12.1 20.3 7.0 25.4 15.2 衝擊値vE J/cm2 1—Η 〇〇 ι—( (Nj ^ < (N (N rn H rn (N rn (N OO in cn 〇N (N ON ^ (N (N* (N uS (N 維氏硬度 [Hv] 887 925 904 916 901 885 893 864 913 905 719 705 775 743 801 m 殘留r % 寸—v〇卜 α — amvo (N(NfN(N — m — — m 2 Ό ^ 5 ϋ 驩麻田散鐵戌寸//m2 4683 3276 2697 3197 3246 3435 3258 3224 3231 7380 3117 3198 3306 3123 3066 鑄鐵的製造條件淬火冷卻速度°C/s 寸·寸· 々·寸·寸·寸·寸· S —· (N rvi CN (N (N (N CS ，，气气δ (N (N CN (N ^ 淬火保持時間h ΓΠ V〇 v〇 VO v〇 v〇淬火保持溫度。C 955 955 955 955 911 1030 955 955 955 ! 955 880 1079 955 955 955 凝固冷卻速度。C/s f^inoomcnmmcncn 1 CQcn(N(N(N(N(N(N cn cn cn m cn (N (N (N CN (N 〇 Ζ cn 寸 tnv〇r-〇〇〇s〇 — (N(N(N(N(N(N(Ncncn (N m 寸 w Ό 卜 m m m m m m 豳Φ -35- (32) 1304444 - 〔產業上的可利用性〕，如以上說明，根據本發明，能夠提供一種優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵及其製造方法，即使爲高硬度，在有反覆拉伸應力的發生這樣的使用環境下，也能夠防止由疲勞龜裂所致的脆性破壞。因此，本發明適用於耐磨損耐磨損襯套’和錐形軋碎機 '顎式粉碎機等的岩石的粉碎機，或鋼材的運輸輥等的耐磨損構件。【圖式簡單說明】第1圖：是表示本發明高Cr鑄鐵的組織的圖紙代用照片。第2圖：是表示本發明的高Cr鑄鐵的組織的照片拍攝條件的對比度的差異，是替代附圖的照片。圖2a，因爲灰色部分不能明確地與粒子狀部分區分，而並非最佳對比度的例子，圖2d，因爲灰色部分不能明確地與白色碳化物 • 區分，而並非最佳對比度的例子，圖2b、c是適於測量黑色粒子部分的麻田散鐵平均面積的對比度的例子。

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Claims

(1) 1304444 . 十、申請專利範圍， 1 . 一種具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵，其特徵爲：以質量％計，含有： C : 2.5 〜3.5 % ; S i : 0.2 〜1 · 0 % ; Μη : 0.6 〜2.0% ; _ C r : 1 3 〜2 2 % ; Μ 〇 : 1 · 0 〜3 · 0 % ; Ν : 0.0 1〜0.15%，剩餘部份爲Fe和不可避免的雜質所組成，前述鑄鐵成分的含量符合下列式（1)式和（2)式：〔Cr〕/〔C〕= 4.5 〜6.5 …（1)式〔Μη〕x〔Mo〕=1.8 〜2.5 …（2 )式各式中〔Cr〕、〔 C〕、〔 Μη〕和〔Mo〕分別表示 φ Cr、C、Μη和Mo的百分比含量，並且前述鑄鐵的組織包括麻田散鐵、殘留沃斯田鐵和碳化物，其中，以1 〇〇倍的光學顯微鏡進行的鑄鐵組織觀察，每1個被碳化物包圍的麻田散鐵的平均面積爲6000 μπι2以下；而 • 且，利用X射線繞射方法測量，以前述殘留沃斯田鐵的峰値強度與前述麻田散鐵、殘留沃斯田鐵和碳化物的合計峰値強度之比値來換算，前述殘留沃斯田鐵的平均體積分率爲5〜40%。 -37- (2) 1304444 ‘ 2·如申請專利範圍第1項之具有優異的耐疲勞破裂 -丨生之问Cr纟尋鐵，其中前述高Cr鑄鐵還含有i 〇質量％以下的Ni。 3 _如申請專利範圍第丨或2項之具有優異的耐疲勞破裂性之阔Cr鑄鐵，其中前述高cr鑄鐵還含有合計爲 1.0〜5.0質量％的從Ti、v、Z]：、Nb之內選擇的】種或2 - 種以上。 φ 4.如申請專利範圍第1或2項之具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵，其中前述高Cr鑄鐵的硬度爲8〇〇Hv 以上’韌性爲沙比衝擊値的2.0 J/ cm2以上。 5 ·如申請專利範圍第3項之具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵，其中前述高Cr鑄鐵的硬度爲800Hv以上，韌性爲沙比衝擊値的2.0 J/ cm2以上。 6· —種具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵的製造方法，其特徵爲： φ 將下列組成分的鐵水進行鑄造，並以冷卻速度爲5 °C /s以上冷卻，接著在900〜1 05 0°C的範圍保持3小時以上之後，在冷卻速度爲〇·〇5〜5°C / s的範圍進行淬火處理，其中，上述鐵水，以質量％計，含有： ' C : 2 · 5 〜3 · 5 % ; Si: 0 · 2 〜1 · 0 % ; Μη : 0.6 〜2·0% ; Cr ： 1 3 〜22% ; Μ 〇 ·· 1 · 0 〜3 · 0 % ;

-38- (3) 1304444 - N : 〇 · 〇 1〜〇 · 1 5 %，剩餘部份爲Fe和不可避免的雜質 . 所組成，前述鐵水的組成分符合下列（3 )式和（4 )式：〔Cr〕/〔C〕==4.5 〜6.5 ...(3)式〔Μη〕χ〔Μο〕=1·8 〜2.5 .-.(4)式各式中〔Cr〕、〔C〕、〔Μη〕和〔Mo〕分別表示 Cr、C、Μη和Mo的百分比含量。 g 7 ·如申請專利範圍第6項之具有優異的耐疲勞破裂性之高Cr鑄鐵的製造方法，其中前述鐵水還含有1·〇質量％以下的N i。 8.如申請專利範圍第6或7項之具有優異的耐疲勞破裂性之高以鑄鐵的製造方法，其中前述鐵水還含有合計爲 1.0〜5.0質量％的從Ti、V、Zr、Nb之中所選擇的1種或2種以上。 -39-