耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵及其熱處理方法

2023-07-25 02:48:16

專利名稱：：耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵及其熱處理方法
技術領域：
：本發明涉及一種不僅耐磨損性、而且耐熱裂紋性優異的，適用於暴露在高溫的熱循環下的耐磨損部件，特別是，搬送高溫的鋼材用的輥子(roller)或升降機(lifter)、或者煉鋼廠的高爐周圍和燒結廠等，與高溫的礦石和煤炭類等發生接觸或衝撞的襯裡等的部件的高Cr鑄鐵。
背景技術：
：在棒鋼等的鋼材軋製作業線上，要求搬送高溫的鋼材用的輥子具有耐磨損性。歷來，作為這種輥子，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馬氏體系不鏽鋼或碳化鎢、碳化鉻系金屬陶瓷(cermet)材料等的硬質層。但是，對上述搬送鋼材用的輥子，此外，會受到由於與600～1200℃的熾熱高溫的鋼材斷續接觸所致的熱循環(heatcycle)的作用。因此，輥子表面的硬質層上容易生成由於熱循環所導致的熱裂紋。輥子表面硬質層生成此熱裂紋的時候，輥子的耐磨損性受損，並且硬質層的一部分發生剝離，有可能損傷搬送中的鋼材。因此，對生成熱裂紋的輥子表面硬質層(以下，稱為輥子表層部)的檢查和修補就需要花費更多的勞力。還有，為了修補此輥子而使設備停運，也對鋼材的生產性有很大影響。對此，提出有在搬送粗軋制後的高溫熾熱扁坯(red-hotslab)用的臺輥(tableroll)中，使用高Cr鑄鐵的方案(參照專利文獻1)。此技術，提供了一種防止熾熱扁坯所致的臺輥的燒接，並且耐磨損性優異的臺輥。其是一種為此而在含有7.5～18％的Cr的基礎上再使其含有Ni、W、Mo、V等的高Cr鑄鐵的、在馬氏體質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。例如，提案有，面向軋輥或切削工具等的用途，著眼於高Cr鑄鐵的凝固時所形成的碳化物的形態，通過添加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以下的細微的M6C型碳化物，而得到高硬度的技術(參照專利文獻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(參照專利文獻3)。專利文獻1日本特公平2-2941號公報(權利要求的範圍，第1～2列)專利文獻2日本特開2001-316754號公報(權利要求的範圍)專利文獻3日本特開昭63-121635號公報(權利要求的範圍)高Cr鑄鐵的硬度很高，一般在700Hv以上，有時會在900Hv以上。因此，可以說是適用於要求具有耐磨損性的上述鋼材軋製作業線的、搬送高溫的鋼材用的輥子。但是，根據本發明者們的認識，對高Cr鑄鐵，即使通過上述專利文獻1～3中所述的對高Cr鑄鐵組織中的碳化物進行控制，也不能夠充分抑制上述搬送鋼材用的輥子的熱裂紋、和由此所致的輥子表層部的剝離對搬送中的鋼材造成的損傷。上述搬送鋼材用的輥子，與上述專利文獻1的搬送熾熱扁坯用的臺輥的用途不同，高溫的棒材等的鋼材高速通過。因此，設想為，搬送上述棒材等的鋼材用的輥子，承受棒鋼的衝撞和熱的共同作用，上述熱循環，以更嚴酷的狀態施加在輥子表面。因此，現有的高Cr鑄鐵，和上述的對高Cr鑄鐵組織中的碳化物進行的控制，都不能夠充分抑制上述熱裂紋的發生，和由此所致的輥子表層部的剝離而對搬送中的鋼材造成的損傷。因此，對於上述搬送鋼材用的輥子等，在受到伴有衝撞的熱循環的耐磨損部件中，其實際情況為，至今沒有能夠防止表面熱裂紋的高Cr鑄鐵。另外，上述專利文獻2、3等的面向軋輥和切削工具的用途，由於高Cr鑄鐵本來韌性很低，所以高Cr鑄鐵本身並不適合這些用途。
發明內容本發明，鑑於以上問題，其目的在於，提供一種上述搬送鋼材用的輥子等、能夠承受伴有衝撞的熱循環的耐磨損部件用的、耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵及其熱處理方法。為了達成此目的，本發明的耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵的要點在於，以質量％計，含有C2.5～3.5％、Si0.2～1.0％、Mn0.6～2.0％、Cr11～22％、Mo1.0～3.0％、N0.01～0.15％，餘量由Fe以及不可避免的雜質(unavoidableimpurities)構成，上述Cr與C的含量的比Cr/C為4.5～6.5的範圍，並且上述Mn與Mo的含量的積Mn*Mo為1.8～2.5的範圍，距鑄鐵產品表面深度為5～10mm的表面部位的組織中的殘餘γ(retainedaustenite)的平均體積率(meanvolumefraction)在30％以下。還有，為了達成此目的的、本發明的耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵的熱處理方法的要點在於，是上述的高Cr鑄鐵的熱處理方法，高Cr鑄鐵進行淬火時，淬火時的高Cr鑄鐵表面的冷卻速度在5℃/sec以下。本發明者們，調查了高Cr鑄鐵的成分組成以及組織，和耐熱裂紋性的關係。其結果發現了特別是，高Cr鑄鐵的表面部位組織中大量存在的殘餘γ使耐熱裂紋性顯著下降。此殘餘γ使耐熱裂紋性下降的理由還不確定。但是推斷認為殘餘γ的組織部分，和其他的組織部分相比，其熱膨脹係數的差比較大。因此，在棒鋼等的軋製作業線的搬送鋼材用的輥子表面，承受來自鋼材的熱與衝撞共同形成的熱循環的時候，在高Cr鑄鐵輥子表面容易出現較大的局部的熱膨脹的差。其結果，熱循環、特別是伴有衝撞的熱循環持續作用時，高Cr鑄鐵輥子的表面的熱裂紋形成。相對於此，在本發明中，通過抑制對高Cr鑄鐵的耐熱裂紋性有很大影響的、表面部位組織中的殘餘γ的平均體積率在30％以下，而減少上述局部的熱膨脹係數的差。因此，能夠提高上述搬送鋼材用的輥子等、承受伴有衝撞的熱循環的耐磨損部件的耐熱裂紋性，並且能夠發揮高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鑄鐵進行淬火時，有時淬火時的高Cr鑄鐵表面的冷卻速度以遠遠超過5℃/sec的冷卻速度進行。這是因為，高Cr鑄鐵通常的主要用途的軋碎機等所用的耐磨損部件，要求具有對疲勞裂縫的抵抗性，為了提高此抵抗性，而加速淬火時的高Cr鑄鐵表面的冷卻速度。但是，此通常的淬火方法，必然會提高高Cr鑄鐵組織中的殘餘γ量，使其平均體積率超過30％，從而降低耐熱裂紋性。因此，高Cr鑄鐵淬火時，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，根據高Cr鑄鐵的成分組成，其硬度降低，耐磨損性也會下降。還有，即使高Cr鑄鐵表面的冷卻速度緩慢，根據高Cr鑄鐵的成分組成，有時也不能夠確實地限制高Cr鑄鐵表面的殘餘γ量在平均體積率的30％以下。因此，為了確保即使淬火時的鑄鐵表面的冷卻速度緩慢在5℃/sec以下時也具有高硬度，並且為了確實地將高Cr鑄鐵表面的殘餘γ量的平均體積率限制在30％以下，以保障其耐熱裂紋性，有必要同時對高Cr鑄鐵的成分組成進行調整。因此，在本發明中，在上述基本成分之內，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，進一步限定在特定的範圍內。具體實施例方式(高Cr鑄鐵組成)首先，對在本發明的高Cr鑄鐵的化學組成(單位質量％)中，所含各元素的限定理由，進行以下說明。本發明的高Cr鑄鐵的基本的化學組成，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％，餘量由Fe以及不可避免的雜質構成。那麼，在本發明中，如上所述，為了即使淬火時的鑄鐵表面的冷卻速度緩慢時，也能夠確保其高硬度，並且為了限制高Cr鑄鐵表面組織中的殘餘γ的平均體積率在30％以下，在上述基本的化學成分組成內，進一步限定Cr與C的含量的比Cr/C為4.5～6.5的範圍，並且限定Mn與Mo的含量的積Mn*Mo為1.8～2.5的範圍。C2.5～3.5％C，與Cr、Mo、或者作為雜質的Fe等，形成高硬度的碳化物(MC型、M7C3型、M23C6型、M3C型等)，並且是通過在基體中固溶、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，C含量低於2.5％時，基體中固溶的C量不足，不僅基體的硬度不足，而且由於結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不足，不能得到必要的耐磨損性。另一方面，C含量超過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，發生脆性破壞。還有，由於基體中所固溶的C太多，所以硬度低的奧氏體大量殘留，其結果是導致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。因此，C含量為2.5～3.5％，優選為2.8～3.3％的範圍。Si0.2～1.0％Si，是確保鑄鐵鑄造時鐵水的流動性，還有，對熔化、冶煉時的脫氧有效的元素，為了發揮這樣的效果，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1.0％，則促進鐵素體相變，導致基體硬度下降，韌性降低。因此，Si的含量為0.2～1.0％的範圍，優選為0.3～0.8的範圍。Mn0.6～2.0％Mn，可以改善高Cr鑄鐵的淬火性，特別是在基體中進行固溶，具有抑制奧氏體向硬度低的貝氏體進行相變的效果，是基體成為馬氏體組織所必須的元素。Mn含量低於0.6％，由於不能發揮其效果，所以下限為0.6％。另一方面，Mn是使奧氏體穩定化的元素，過量含有，則基體中的殘餘奧氏體過量，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％的範圍，優選在0.8～1.5％的範圍。Cr11～22％Cr，與C相同，形成耐磨損性高的各種碳化物，並且在基體中進行固溶，是為了達到抑制奧氏體向硬度低的鐵素體進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，並且有必要在基體中固溶進能夠防止鐵素體相變的有效的量的Cr。Cr含量低於11％時，基體中固溶的Cr量不足，發生基體的鐵素體相變，不僅會降低基體硬度，還會減少結晶(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22％，則所生成的碳化物粗大化，變得脆弱發生脆性破壞，並且基體中固溶的C量減少、基體的硬度下降，導致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。因此，Cr含量為11～22％的範圍，優選為14～18％的範圍。Cr/C4.5～6.5但是，在本發明中，如上所述，為了即使高Cr鑄鐵的淬火時的冷卻速度緩慢到5℃/sec以下，也限制高Cr鑄鐵表面組織中的殘餘γ的平均體積率在30％以下，並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的範圍。Cr/C超過6.5時，基體中的固溶的C量不足。因此，高Cr鑄鐵的淬火時的冷卻速度為5℃/sec以下而較慢時，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，殘餘γ增多，高Cr鑄鐵表面組織中的殘餘γ的平均體積率不能抑制在30％以下。另一方面，Cr/C低於4.5時，會使基體中固溶的Cr量不足，或使基體中固溶的C量過多。因此，Cr量不足時，高Cr鑄鐵的淬火時的冷卻速度為5℃/sec以下時，發生基體的鐵素體相變，不僅基體的硬度下降，而且結晶以及析出的碳化物也減少，導致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。還有，基體中固溶的C量過多時，硬度低的奧氏體大量殘留，其結果是，高Cr鑄鐵表面組織中的殘餘γ的平均體積率不能抑制在30％以下，導致硬度不足，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，並且是為了在基體中進行固溶而達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，並且有必要在基體中固溶進能夠防止珠光體相變的有效的量。Mo含量低於1.0％時，基體中固溶的Mo的量不足，所以發生基體中的珠光體相變，不僅導致基體的硬度下降，而且結晶以及析出的碳化物減少，導致硬度不足，不能夠得到必要的耐磨損性。另一方面，Mo含量超過3.0％，則基體中固溶的C量減少，基體的硬度下降，並且殘餘γ量增加，導致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。因此，Mo含量為1.0～3.0％的範圍，優選為1.5～3.0％的範圍。Mn*Mo1.8～2.5但是，在本發明中，如上所述，為了即使高Cr鑄鐵的淬火時的冷卻速度緩慢在5℃/sec以下，也限制高Cr鑄鐵表面組織中的殘餘γ的平均體積率在30％以下，並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的範圍。Mn*Mo低於1.8，Mn或Mo的含量不足。因此，由於基體中固溶的Mn或Mo的量不足，所以在淬火時的鑄鐵表面的冷卻速度為5℃/sec以下而較緩慢時，高Cr鑄鐵的淬火性也會下降，不能確保其必要的硬度。另一方面，Mn*Mo超過2.5時，在Mn量過量時，即使在高Cr鑄鐵的淬火時的冷卻速度為5℃/sec以下而較緩慢時，由於基體(組織)中的殘餘γ過量，不能夠限制高Cr鑄鐵表面組織中的殘餘γ的平均體積率在30％以下，導致硬度下降，不能得到必要的耐磨損性。還有，Mo量過量時，在高Cr鑄鐵的淬火時的冷卻速度為5℃/sec以下而較緩慢時，基體中固溶的C量減少，基體硬度下降，並且殘餘γ量增加，導致硬度不足，不能得到必要的耐磨損性。N0.01～0.15％N，抑制降低衝擊值的結晶物、析出物生成，具有提高鑄鐵的耐磨損性的效果。為了發揮此效果，N有必要含有0.01％以上。另一方面，N的含量超過0.15％，則形成氮化物等而導致韌性下降。因此，N使其含有在0.01～0.15％的範圍。其他的元素其他的元素基本上是雜質，含量越少越好。但是，有時會從廢料等的熔化原料混入，進行含量限制是為了兼顧熔化、鑄造的成本。在雜質內，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，使以球狀為主的MC型碳化物優先形成，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，通過此碳化物的球狀化，可以不降低硬度標準，而提高韌性。因此，對於Ti、V、Zr、Nb，允許這些元素的合計含量在10％以下的範圍。(鑄鐵組織)在本發明中，通過抑制付與鑄鐵組織的耐熱裂紋性的、鑄鐵產品表面部位的組織中的殘餘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子等的承受伴有衝撞的熱循環的耐磨損部件的耐熱裂紋性。距表面深度為5～10mm的表面部位的殘餘γ的平均體積率超過30％時，耐熱裂紋性下降，不能作為上述搬送鋼材用的輥子等承受伴有衝撞熱循環的耐磨損部件進行使用。還有，如果鑄鐵產品表面部位的組織中的殘餘γ的平均體積率在30％以下，則其內部的組織的殘餘γ必然更少，耐熱裂紋性會轉向良好方向。距表面深度5～10mm的表面部位的殘餘γ的平均體積率為，例如，在此深度範圍(5mm範圍深度)按照每1mm的間隔進行6處測定的各殘餘γ體積率(volumefraction)的平均值。還有，在本發明中，作為規定高Cr鑄鐵的表面部位的殘餘γ平均體積率的位置，為距鑄鐵產品表面深度5～10mm的表面部位。對耐熱裂紋性，不用說，與此相比更接近表面一側(深度小於5mm)的鑄鐵產品最外層表面(mostsurface)中的組織中的殘餘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的鑄鐵產品最外層表面組織，由於製造後的原材料鑄鐵要經過機械加工形成鑄鐵產品，所以受到由於機械加工的應變量等的影響，殘餘γ體積率自身有發生變化的可能性，從而缺乏再現性和信賴性。因此，在本發明中，作為不受這些機械加工的影響，而且對耐熱裂紋性有很大影響的部位，以距鑄鐵產品表面深度5～10mm的表面部位作為規定殘餘γ平均體積率的位置。還有，距表面深度為5～10mm的幅度，是因為這個表面部位區域對耐熱裂紋性影響很大，並且即使上述搬送鋼材用的輥子等的耐磨損部件表面由於長期使用而磨損，那麼也能夠保障由於表面磨損而依次露出的成為外表面的內部的組織的耐熱裂紋性。由此，能夠提高本發明的高Cr鑄鐵作為輥子等的耐磨損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、和擺錘衝擊值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範圍內，在馬氏體中，允許含有硬度低的殘餘奧氏體、或珠光體、鐵素體、貝氏體等(但是，殘餘γ體積率在30％以下)。(製造方法)本發明的高Cr鑄鐵，可以用通常使用的方法進行製造。即，具有上述所規定的化學組成的鑄鐵，經熔化、鑄造後，例如，在800～1100℃的溫度範圍加熱並保持0.5～10小時進行固溶化處理(均質化處理)。固溶化處理是，通過使鑄造時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，並且增加基體(馬氏體)中的C濃度，從而提高耐磨損性。此固溶化處理後，經淬火處理，其後，有選擇地進行回火處理，得到以馬氏體為主的組織。但是，為了控制高Cr鑄鐵組織中的殘餘γ在體積率30％以下，空冷或強制冷卻、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。經過這些熱處理之後的鑄鐵，適當地進行機械加工，製成搬送高溫的鋼材用的輥子等適當用途的耐磨損部件。實施例以下對本發明的實施例進行說明。製成多種進行了成分組成、組織變換的高Cr鑄鐵，對其硬度、韌性等分別進行評價。即，用高頻感應熔化爐，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×內徑Φ180mm×長度250mm)，。上述各高Cr鑄鐵鑄錠，共同經過900～1000℃×6小時的固溶化處理(solutiontreatment)之後，以如表2、3所示的高Cr鑄鐵表面的各種冷卻速度進行空冷。其後，各高Cr鑄鐵共同進行150～250℃×2小時的回火處理。對經此熱處理後的高Cr鑄鐵進行機械加工以及表面拋光，製造成上述搬送棒鋼用的輥子，設置在實際操作的搬送高溫的棒鋼用的輥子之中。然後，使其通過合計約30萬噸的、600～1200℃的高溫的Φ18～120mm的棒鋼，對其間的實際的輥子的磨損量和耐熱裂紋性進行評價。對此搬送棒鋼用的輥子，施加上述高溫棒鋼的斷續接觸所致的熱循環。其結果分別表示在表2、3中。還有，對於輥子的磨損量，測定了使用前和使用後的輥子表面的磨損量(mm)。輥子的磨損量在2.0mm以下，則問題在於發生輥子表面的熱裂紋的耐磨損部件為合格。還有，棍子的耐熱裂紋性，以如下標準進行了評價，即對使用後的和棒鋼接觸過的輥子表面進行觀察，用肉眼明確確定生成熱裂紋的為×，用放大鏡觀察發現有細微的熱裂紋發生的為△，用放大鏡觀察也沒有發現熱裂紋發生的為○。此外，從上述熱處理後的各高Cr鑄鐵中分別採取試驗片，作為不經機械加工的鑄鐵產品，對有助於表面組織的耐熱裂紋性的表面部位(距表面深度5～10mm)的殘餘γ的平均體積率和馬氏體的平均體積率(與殘餘γ的測定方法相同)進行了測定。這些結果在表2、3中表示。各試驗片的殘餘γ和馬氏體的平均體積率，對距試驗片表面深度為5～10mm的範圍內的每1mm的各部分，通過X射線分析按眾所周知的Rietveld法進行了定量分析。即，通過X射線分析進行測定，對α(馬氏體)、γ(殘餘γ)的各峰值的面積率進行累計，計算出各部位的這些的體積率，進行平均化。還有，對從上述熱處理後的各高Cr鑄鐵中採取的各試驗片的硬度和韌性進行了測定。其結果分別在表2、3中表示。硬度測定，以JISZ2244為標準，使用維氏硬度計，施以30kg(294.2N)的按壓載荷(試驗力)，對各試驗片的表面硬度(Hv)分5點進行了測定，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子或者升降機等、特別是持續承受上述伴有衝撞的熱循環的、問題在於輥子表面的熱裂紋的耐磨損部件，為合格。韌性測定，通過擺錘衝擊試驗，使用2mm的U型缺口的JIS3號試驗片，在錘載荷294.2N(30kgf)、試驗溫度室溫的條件下進行。還有，擺錘衝擊值(J)由吸收能量除以試驗片截面積而求出。然後，關於韌性，在擺錘衝擊值2J/cm2以上，則作為問題在於輥子表面的熱裂紋的耐磨損部件，為合格。如表1、2明確所示，發明例1～12的鑄鐵，使用的是表1的A～K的本發明成分組成範圍內的高Cr鑄鐵。而且，這些本發明成分組成範圍內的高Cr鑄鐵，進行淬火處理的鑄鐵表面的冷卻速度為5℃/sec以下的熱處理。此結果，如表2明確所示，發明例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，組織中的殘餘γ的體積率在30％以下。然後，在對作為輥子的實際使用時的評價中，發明例1～12的鑄鐵，磨損量在2.0mm以下，還有，輥子的耐熱裂紋性，即使通過放大鏡觀察也沒有發現細微的熱裂紋生成，作為問題在於輥子表面的熱裂紋的耐磨損部件，為合格。還有，在機械特性中，發明例1～12的鑄鐵硬度很高，可以確保其硬度在750Hv以上，韌性的擺錘衝擊值為5J/cm2以上。對此，如表3所示，比較例13、14，使用的是表1的A的本發明成分組成範圍內的高Cr鑄鐵，但其淬火處理的鑄鐵表面的冷卻速度超過了5℃/sec。其結果，如表3明確所示，組織中的殘餘γ的體積率超過了30％。其結果，在作為輥子的實際使用時的評價中，與發明例相比，磨損量大，輥子的耐熱裂紋性，通過肉眼也能夠發現熱裂紋的生成，作為問題在於輥子表面的熱裂紋的耐磨損部件，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的本發明成分組成範圍之外的高Cr鑄鐵。比較例15的高Cr鑄鐵L的C含量低於下限。比較例16的高Cr鑄鐵M的C含量超出上限，Cr/C低於下限。比較例17的高Cr鑄鐵N的Si含量超過上限，Cr/C低於下限，Ti、V、Zr、Nb等雜質的合計含量超過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含量低於下限，Cr含量低於下限，Cr/C低於下限。比較例22的高Cr鑄鐵S的C、Cr含量在範圍內，但是Cr/C超出上限。比較例23的高Cr鑄鐵T的Mn、Mo的含量在範圍內，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，但是組織中的殘餘γ的體積率超過了30％。其結果，在作為輥子的實際的使用時的評價中，與發明例相比，磨損量大，輥子的耐熱裂紋性，通過肉眼也能夠發現熱裂紋的生成，作為問題在於輥子表面的熱裂紋的耐磨損部件，為不合格。比較例15、17、22、23，輥子的耐熱裂紋行良好，但硬度過低，為不合格的耐磨損性部件。比較例20的輥子的耐熱裂紋性良好，但韌性過低，為不合格的耐磨損性部件。從以上的實施例的結果，可以得知本發明各要素的限定的意義。如以上說明所述，根據本發明，能夠提供一種搬送鋼材用的輥子等、能夠承受伴有衝撞的熱循環的耐磨損部件用的、耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵及其熱處理方法。還有，高Cr鑄鐵製耐磨損部件的壽命自身也能夠得到提高。因此，本發明的高Cr鑄鐵，適用於暴露在伴有衝撞的高溫的熱循環中的耐磨損部件，特別是，適於搬送高溫的鋼材用的輥子或者升降機、或者煉鋼廠的高爐四周和燒結工廠等，與高溫的礦石或煤炭類等發生接觸和衝撞的、熱裂紋成為問題的襯裡等耐磨損部件。表1表2表3權利要求1.一種耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵，其特徵在於，以質量％計，含有C2.5～3.5％、Si0.2～1.0％、Mn0.6～2.0％、Cr11～22％、Mo1.0～3.0％、N0.01～0.15％，餘量由Fe以及不可避免的雜質構成，上述Cr與C的含量的比Cr/C在4.5～6.5的範圍，並且上述Mn與Mo的含量的積Mn*Mo在1.8～2.5的範圍，距鑄鐵產品表面深度為5～10mm的表面部位組織中的殘餘γ的平均體積率為30％以下。2.根據權利要求1所述的耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵，其特徵在於，上述高Cr鑄鐵用於暴露在高溫的熱循環中的耐磨損部件。3.根據權利要求1所述的耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵，其特徵在於，上述耐磨損部件為搬送高溫的鋼材用的輥子或升降機。4.根據權利要求1所述的耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵，其特徵在於，上述耐磨損部件為設置在高溫硬質物通過的位置的襯裡。5.一種耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵的熱處理方法，是權利要求1～4中任一項所述的高Cr鑄鐵的熱處理方法，其特徵在於，在對高Cr鑄鐵進行淬火處理時，將淬火時的高Cr鑄鐵表面的冷卻速度控制在5℃/sec以下。全文摘要本發明提供一種承受伴有衝撞的熱循環的耐磨損部件用的、耐熱裂紋性優異的高Cr鑄鐵及其熱處理方法。所述高Cr鑄鐵，以質量％計，含有C2.5～3.5％、Si0.2～1.0％、Mn0.6～2.0％、Cr11～22％、Mo1.0～3.0％、N0.01～0.15％，餘量由Fe以及不可避免的雜質構成，Cr與C的含量的比Cr/C為4.5～6.5的範圍，並且Mn與Mo的含量的積Mn*Mo為1.8～2.5的範圍，通過控制此高Cr鑄鐵的淬火時的表面的冷卻速度在5℃/sec以下，使組織中的殘餘γ的體積率在30％以下，從而提高耐熱裂紋性。文檔編號C21D11/00GK1746325SQ200510099028公開日2006年3月15日申請日期2005年9月5日優先權日2004年9月6日發明者村上昌吾,畠英雄,難波茂信申請人:株式會社神戶制鋼所,高周波鑄造株式會社