專利名稱：耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵及其制造方法，其適用于耐磨損襯套(liner)，和圓錐破碎機(jī)(cone crusher)、顎式粉碎機(jī)(jawcrusher)等的巖石的粉碎機(jī)，或鋼材的運(yùn)輸輥等的耐磨損構(gòu)件。
背景技術(shù)：
以前，在用于破碎機(jī)等的耐磨損構(gòu)件中，具有耐磨損性的高Cr鑄鐵多被采用。近年來，要求此破碎機(jī)的處理能力的提高，破碎機(jī)的大型化、破碎壓力的高壓化被推進(jìn)。為此，強(qiáng)烈要求能夠適應(yīng)這樣的使用條件的嚴(yán)酷化，耐磨損性和韌性更優(yōu)異的高Cr鑄鐵。
一直以來，為了提高高Cr鑄鐵的耐磨損性，提出了各種的技術(shù)。例如，提出了通過在高Cr鑄鐵中添加Ti和V，由高Cr鑄鐵主要析出的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，使耐磨損性提高，達(dá)到900～940Hv級(參照專利文獻(xiàn)1、2)。另外，出于同樣的宗旨，還提出復(fù)合添加Nb和V(參照專利文獻(xiàn)3)。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量進(jìn)行三維的規(guī)定，以提高硬度，達(dá)到800～940Hv級(參照專利文獻(xiàn)4)。
此外還提出，作為軋制用輥和切削工具等的用途，不過是著眼于鑄鐵的凝固時(shí)所形成的碳化物的形態(tài)，在添加3～10％的V的基礎(chǔ)上，在基材組織、與作為所形成的一次碳化物的MC型碳化物和M7C3型碳化物的界面，形成平均粒度為3μm以下的細(xì)微的M6C型碳化物，從而得到高硬度的技術(shù)(參照專利文獻(xiàn)5)。另外，在軋制用輥的用途中，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(shù)(參照專利文獻(xiàn)6)。
這些被提出的高Cr鑄鐵，基本上是使硬度最大限度提高，通過高硬度化優(yōu)化耐磨損性的方向，而沒有使鑄鐵自身的韌性提高。
另一方面，耐磨損構(gòu)件在壓縮或拉伸應(yīng)力作用的條件下被使用的情況較多，在使用中存在由于疲勞而裂紋擴(kuò)展從而破壞這樣的問題。針對于此問題，在上述現(xiàn)有的、通過高硬度化使耐磨損性提高的技術(shù)中，對于這樣的疲勞裂紋的防止不充分。
在如此反復(fù)拉伸應(yīng)力發(fā)生這樣的使用環(huán)境下，出于防止由疲勞龜裂所致的脆性破壞這樣的觀點(diǎn)的技術(shù)，一直以來也曾被提出。該技術(shù)是使Cr、C、Mn和Mo以滿足特定的關(guān)系的方式而含有，并且，控制構(gòu)件內(nèi)部和外部的馬氏體相變溫度，降低通常發(fā)生于淬火的構(gòu)件表面的拉伸殘留應(yīng)力，從而抑制來自鑄造缺陷的疲勞龜裂的擴(kuò)展(參照專利文獻(xiàn)7)。
專利文獻(xiàn)1特開平2-115343號(hào)公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)2特公平4-56102號(hào)公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)3特公昭60-51548號(hào)公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)4特開2001-247929號(hào)公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)5特開2001-316754號(hào)公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)6特開昭63-121635號(hào)公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)專利文獻(xiàn)7特開平11-229071號(hào)公報(bào)(權(quán)利要求的范圍)但是，即使是所述專利文獻(xiàn)7，在反復(fù)拉伸應(yīng)力發(fā)生這樣的使用環(huán)境下，對于防止由疲勞龜裂擴(kuò)展所致的脆性破壞也不充分。這不僅是由于破碎機(jī)的更大型化，破碎壓力的更高壓力化推進(jìn)，要求更高硬度化，也源于由疲勞龜裂擴(kuò)展所致的脆性破壞條件變得惡劣。例如，相對于所述專利文獻(xiàn)7的高Cr鑄鐵的硬度730～820Hv級，所要求的高硬度化成為超過800～900Hv級。因此，如此的高硬度要求韌性和耐疲勞裂紋性均優(yōu)異的高Cr鑄鐵。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明鑒于這類問題，其目的在于，提供一種耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵及其制造方法，其為高硬度，在反復(fù)拉伸應(yīng)力發(fā)生這樣的使用環(huán)境下，也能夠防止由疲勞龜裂擴(kuò)展所致的脆性破壞。
這了達(dá)成此目的，本發(fā)明的耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵的要旨是具有如下組成以質(zhì)量％計(jì)，含有C2.5～3.5％；Si0.2～1.0％；Mn0.6～2.0％；Cr13～22％；Mo1.0～3.0％；N0.01～0.15％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，所述鑄鐵成分滿足下式(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]分別表示Cr、C、Mn和Mo的百分比含量，并且所述鑄鐵的組織包括馬氏體、殘留奧氏體和碳化物，其中，以100倍的光學(xué)顯微鏡進(jìn)行的鑄鐵組織觀察，每1個(gè)被碳化物包圍的馬氏體的平均面積為6000μm2以下；而且，通過X射線衍射方法測量，以所述殘留奧氏體的峰值強(qiáng)度與所述馬氏體、殘留奧氏體和碳化物的合計(jì)峰值強(qiáng)度之比計(jì)，所述殘留奧氏體的平均體積分率為5～40％。
另外，為了達(dá)成上述目的，本發(fā)明的耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵的制造方法的要旨是，將如下組成的鐵水進(jìn)行鑄造，并以冷卻速度為5℃/s以上冷卻，接著在900～1050℃的范圍保持3小時(shí)以上之后，在冷卻速度為0.05～5℃/s的范圍進(jìn)行淬火處理，其中，所屬鐵水，以質(zhì)量％計(jì)，含有C2.5～3.5％；Si0.2～1.0％；Mn0.6～2.0％；Cr13～22％；Mo1.0～3.0％；N0.01～0.15％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，
所述鐵水的成分滿足下式(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]分別表示Cr、C、Mn和Mo的百分比含量。
通常，高Cr鑄鐵由馬氏體、殘留奧氏體、碳化物構(gòu)成。本發(fā)明通過在此高Cr鑄鐵中，馬氏體區(qū)域的平均間隔的細(xì)微化和殘留奧氏體的活用，提供一種由高硬度而耐磨損性優(yōu)良，且耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵。
疲勞裂紋(疲勞龜裂)從不可避免的夾雜物和氣孔等的凝固缺陷在鑄造材發(fā)生、擴(kuò)展，若成為一定以上的龜裂長度，則致使耐磨損構(gòu)件脆性破壞。為了該疲勞龜裂的抑制，需要通過緩和龜裂前端的應(yīng)力集中，抑制龜裂擴(kuò)展，從而延緩龜裂擴(kuò)展速度。
為此，首先在本發(fā)明中，通過高Cr鑄鐵組織中的馬氏體的細(xì)微化，縮小每1次的應(yīng)力振幅的龜裂擴(kuò)展長度。馬氏體的細(xì)微化，對延緩龜裂擴(kuò)展速度的效果很大。疲勞龜裂沿著高Cr鑄鐵組織中的碳化物內(nèi)、或碳化物與馬氏體的界面擴(kuò)展。相對于此，如果使馬氏體細(xì)微化，則碳化物或碳化物與馬氏體界面的平均長度變短。因此，所述每1次的應(yīng)力振幅的龜裂擴(kuò)展長度變小，能夠延緩龜裂擴(kuò)展速度。
在本發(fā)明中，還在高Cr鑄鐵組織內(nèi)使一定量殘留奧氏體存在，抑制龜裂擴(kuò)展。首先，殘留奧氏體由于硬度低而容易變形。因此，在龜裂前端殘留奧氏體變形，加大龜裂前端的曲率半徑，從而緩和了龜裂前端的應(yīng)力集中，抑制了龜裂擴(kuò)展。其次，殘留奧氏體發(fā)生應(yīng)力感應(yīng)相變而相變?yōu)轳R氏體。因此，在龜裂附近的殘留奧氏體由于應(yīng)力而相變?yōu)轳R氏體時(shí)，發(fā)生體積膨脹，封閉龜裂前端，具有抑制龜裂的擴(kuò)展的效果。
據(jù)此，在本發(fā)明中，耐磨損性高Cr鑄鐵即使為800Hv以上的高硬度，韌性以擺捶沖擊值計(jì)也能高達(dá)2J/cm2以上，在反復(fù)拉伸應(yīng)力發(fā)生這樣的使用環(huán)境下，也能夠防止由疲勞龜裂所致的脆性破壞，能夠提供耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵。其結(jié)果是，保障了作為高Cr鑄鐵制的耐磨損構(gòu)件的性能和高壽命。


圖1是表示本發(fā)明高Cr鑄鐵的組織的圖紙代用照片。
圖2a～d是表示本發(fā)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。
具體實(shí)施例方式
(鑄鐵組成)以下對本發(fā)明的高Cr鑄鐵的化學(xué)成分組成(單位質(zhì)量％)，含各元素的限定理由進(jìn)行說明。
在本發(fā)明的高Cr鑄鐵中，如前述，使組織成為由馬氏體、殘留奧氏體、碳化物構(gòu)成的特定的組織，以獲得800Hv以上的高硬度，以擺捶沖擊值計(jì)2J/cm2以上的高韌性，優(yōu)異的耐疲勞裂紋性。于是，為了取得這樣的組織和特性，本發(fā)明高Cr鑄鐵的化學(xué)成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，分別含有C2.5～3.5％；Si0.2～1.0％；Mn0.6～2.0％；Cr13～22％；Mo1.0～3.0％；N0.01～0.15％，并且，它們的含量分別滿足[Cr]/[C]＝4.5～6.5、[Mn]×[Mo]＝1.8～2.5的關(guān)系，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
C2.5～3.5％。
C是與Ti、V、Zr、Nb，然后與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，通過鑄鐵的淬火處理(空冷處理)，用于支配從奧氏體向硬度高的馬氏體相變(獲得馬氏體組織)的元素，是用于確保必要硬度的重要的元素。
一般馬氏體的硬度，已知固溶的C量越多變得越高，在C含量低于2.5％時(shí)，固溶于基材中的C量不足，不僅基材硬度不足，而且因?yàn)榻Y(jié)晶和析出的所述碳化物也變少，所以作為鑄鐵乃至耐磨損構(gòu)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％，則生成的所述碳化物粗大化，鑄鐵乃至耐磨損構(gòu)件變得脆弱，產(chǎn)生脆性破壞。另外，因?yàn)楣倘苡诨闹械腃量過多，所以硬度低的奧氏體大量殘留，其結(jié)果仍然導(dǎo)致硬度不足，無法得到必要的耐磨損性。因此，C量為2.5～3.5％，優(yōu)選為2.8～3.3％的范圍。
Mn0.6～2.0％。
Mn改善高Cr鑄鐵的淬火性，特別是在基材中固溶，具有抑制奧氏體相變?yōu)橛捕鹊偷呢愂象w的效果，是使基材成為馬氏體組織所必須的元素。Mn含量低于0.6％，該效果不能發(fā)揮，所以下限設(shè)為0.6％。另一方面，Mn是奧氏體穩(wěn)定化元素，若過剩含有，則因?yàn)榛闹械臍埩魥W氏體變?yōu)榇罅浚捕冉档?，所以Mn含量的上限設(shè)為2.0％。因此，Mn含量為0.6～2.0％的范圍，優(yōu)選為0.8～1.4％的范圍。
Si0.2～1.0％。
Si確保鑄造時(shí)的熔融金屬的流動(dòng)性，另外，是對熔解·精煉時(shí)的脫氧有效的元素，為了使這些效果發(fā)揮，需要0.2％以上的含量。另一方面，Si是鐵素體生成元素，若Si含量超過1.0％，則促進(jìn)鐵素體相變，不僅招致基材硬度的降低，而且也帶來韌性降低。因此，Si含量為0.2～1.0％的范圍，優(yōu)選為0.3～0.8％的范圍。
Cr13～22％。
Cr與C同樣，形成耐磨損性高的各種碳化物，并且固溶于基材中，是起到抑制奧氏體相變?yōu)橛捕鹊偷蔫F素體的效果所必須的元素。因此，為了能夠得到必要的硬度而使充分的碳化物量形成，并且需要使能夠有效防止鐵素體相變的量的Cr固溶于基材中。在Cr含量低于13％時(shí)，固溶于基材中的Cr量不足，基材的鐵素體相變產(chǎn)生，不僅基材硬度降低，結(jié)晶和析出的碳化物也變少，導(dǎo)致硬度不足，無法獲得必要的耐磨損性。
另一方面，若Cr含量超過22％，則生成的碳化物粗大化，變得脆弱，脆性破壞產(chǎn)生，并且固溶于基材中的C量減少，基材的硬度降低，還是導(dǎo)致硬度不足，而不能得到必要的耐磨損性。因此，Cr含量為13～22％的范圍，優(yōu)選為13～16％的范圍。
/[C]＝4.5～6.5，若Cr含量[Cr]與C含量[C]的比，[Cr]/[C]低于4.5，則即使Cr和C各自的含量在范圍內(nèi)，基體(matrix)的C含量變多，且Cr含量變得過少，淬火性變差，珠光體或貝氏體生成，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各自的上述含量在范圍內(nèi)，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。
Mo1.0～3.0％。
Mo與Cr同樣，形成耐磨損性高的各種碳化物，并且固溶于基材中，是具有抑制奧氏體相變?yōu)橛捕鹊偷闹楣怏w的效果所必須的元素。因此，為了能夠得到必要的硬度，而使充分的碳化物量形成，并且需要使能夠有效防止珠光體相變的量固溶于基材中。在Mo含量低于1.0％時(shí)，因?yàn)楣倘苡诨闹械腗o量不足，所以基材中的珠光體相變產(chǎn)生，不僅基材硬度降低，而且結(jié)晶和析出的碳化物也變少，導(dǎo)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％，則固溶于基材中的C量減少，基材硬度降低，仍然導(dǎo)致硬度不足，而無法得到必要的耐磨損性。因此，Mo量為1.0～3.0％的范圍，優(yōu)選為1.4～2.3％的范圍。
×[Mo]＝1.8～2.5如果Mn含量[Mn]與Mo含量[Mo]的積，[Mn]×[Mo]在2.5以下，則能確保必要的淬火性。相對于此，即使各自的上述含量在范圍內(nèi)，在[Mn]×[Mo]超過2.5時(shí)，由于殘留奧氏體過剩而導(dǎo)致硬度的降低。另一方面，若此[Mn]×[Mo]低于1.8，則即使各自的上述含量在范圍內(nèi)，也無法得到必要的淬火性。
N0.01～0.15％。
N在鑄鐵中含有，形成氮化物、碳氮化物，有助于高硬度化。此效果通過含有0.01％以上可被發(fā)揮。另一方面，若N含量超過0.15％，則在鑄鐵的鑄造中，在凝固時(shí)有氣泡(blow hole)缺陷發(fā)生。
Ni1.0％以下。
Ni作為必須的Mo的一部分置換，可以以與Mo并用的形式含有。Ni與Mo同樣，形成耐磨損性高的各種碳化物，而且固溶于基材中，具有抑制奧氏體相變?yōu)橛捕鹊偷闹楣怏w的效果。但是，在Ni含量超過1.0％時(shí)，殘留奧氏體的量變得過多，硬度降低，因此在與Mo并用時(shí)，其含量的上限設(shè)為1.0％以下。
Ti、V、Zr、Nb。
Ti、V、Zr、Nb在鑄鐵的凝固時(shí)，具有優(yōu)先使MC型碳化物以球狀為主形成，抑制上述平板狀或膜狀的M7C3型碳化物的生成，并且促進(jìn)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，從而使硬度、耐磨損性提高。另外，通過此碳化物的球狀化，也有不使硬度級別降低，而使韌性提高的效果。
在為了使這些效果發(fā)揮時(shí)，選擇性地含有合計(jì)1.0％以上的來自這些Ti、V、Zr、Nb之內(nèi)的1種或2種以上。當(dāng)它們的合計(jì)量低于1.0％時(shí)，如常規(guī)方法，在鑄鐵的凝固時(shí)，存在上述平板狀或膜狀的M7C3型碳化物優(yōu)先生成的可能性。
另一方面，在Ti、V、Zr、Nb的合計(jì)的含量超過5.0％時(shí)，碳化物量增加，但固溶于基材中的V量減少，硬度低的貝氏體和鐵素體生成，基材硬度降低，導(dǎo)致硬度不足而得不到需要的耐磨損性。因此，在選擇性地使之含有時(shí)，Ti、V、Zr、Nb的合計(jì)的含量為1.0～5.0％的范圍。
(鑄鐵組織)在本發(fā)明的高Cr鑄鐵中，為了獲得800Hv以上的高硬度，以擺錘沖擊值計(jì)2J/cm2以上的高韌性，優(yōu)異的耐疲勞裂紋性，不但上述的高Cr鑄鐵的化學(xué)成分組成，而且高Cr鑄鐵的組織也很重要。
為此，在本發(fā)明的高Cr鑄鐵中，使組織由馬氏體、殘留奧氏體、碳化物構(gòu)成，并且規(guī)定馬氏體的尺寸，和殘留奧氏體的平均體積分率。
(馬氏體的尺寸)圖1表示將本發(fā)明高Cr鑄鐵(后述的實(shí)施例表1的發(fā)明例9)的組織，以倍率100倍的光學(xué)顯微鏡觀察的圖紙代用照片。在該圖1中，黑的粒子狀部分為大量含碳化物的馬氏體，包圍黑的粒子狀部分，或都鄰接的白色的粒子狀部分為碳化物，其余的灰色的部分為碳化物少的馬氏體。還有，殘留奧氏體不能用此光學(xué)顯微鏡觀察。
在圖1中，所謂馬氏體區(qū)域，準(zhǔn)確地說，是大量含碳化物的黑粒子狀部分的馬氏體、碳化物少的灰色部分的馬氏體、白色的碳化物、和殘留奧氏體(觀察不到但存在)混在的區(qū)域。但是在本發(fā)明中，根據(jù)與后述的耐疲勞裂紋性提高機(jī)理的關(guān)系(理由)，規(guī)定面積(尺寸)的馬氏體，只是大量含上述碳化物的黑粒子狀部分的馬氏體。
其各相在由光學(xué)顯微鏡的組織觀察之前，通過表面腐蝕(條件為后述)，有亮度的差產(chǎn)生，而可以相互識(shí)別。即，大量含碳化物的馬氏體通過腐蝕變黑。另外，碳化物少的馬氏體通過腐蝕成為更淺的灰色。
這些各相根據(jù)照片拍攝條件的對比度會(huì)產(chǎn)生明亮度的差異。作為例子，從圖2a到圖2d，是表示根據(jù)攝影條件可知相同的光學(xué)顯微鏡照片產(chǎn)生的對比度的差異的附圖代用照片。從這些圖可知，根據(jù)對比度，大量含有本發(fā)明中規(guī)定的碳化物的黑色粒子部分的馬氏體的表現(xiàn)方式不同。圖2a，因?yàn)榛疑糠植荒芎秃谏Ｗ訝畈糠置鞔_區(qū)分，所以是不為優(yōu)選的對比度的例子，圖2d，因?yàn)榛疑糠植荒芎桶咨蓟锩鞔_區(qū)分，所以是不為優(yōu)選的對比度的例子，圖2b、c是適于測定黑色粒子部分的馬氏體平均面積的對比度的例子。
將以上作為前提，在本發(fā)明中，規(guī)定被作為上述碳化物的白色的粒子狀部分包圍，或者鄰接的黑粒子狀部分的馬氏體的尺寸。即，在用上述100倍的光學(xué)顯微鏡的鑄鐵組織觀察中，作為每1個(gè)被上述碳化物(白色的粒子狀部分)包圍的馬氏體(黑粒子狀部分)的平均面積，使之細(xì)微化至6000μm2以下。
如所述，疲勞龜裂，在高Cr鑄鐵組織中，沿碳化物(白色的粒子狀部分)內(nèi)，或該碳化物與馬氏體(黑粒子狀部分)的界面擴(kuò)展。
相對于此，如果使馬氏體(黑粒子狀部分)細(xì)微化，則碳化物(白色的粒子狀部分)，或該碳化物與馬氏體(黑粒子狀部分)的界面的平均長度變短。因此，所述每1次的應(yīng)力振幅的龜裂擴(kuò)展長度變小，能夠延緩龜裂擴(kuò)展速度，使耐疲勞裂紋性提高。即，馬氏體的細(xì)微化延緩龜裂擴(kuò)展速度，使耐疲勞裂紋性提高的效果大。
另一方面，所述碳化物少的灰色部分的馬氏體，無助于此耐疲勞裂紋性提高的機(jī)理。因此，在本發(fā)明中，所述碳化物少的灰色部分的馬氏體，不含于馬氏體的尺寸的規(guī)定中。
在每1個(gè)所述馬氏體(黑粒子狀部分)的平均面積超過6000μm2時(shí)，碳化物(白色的粒子狀部分)，或者該碳化物與馬氏體(黑粒子狀部分)界面的平均長度變長。為此，不能縮小沿碳化物內(nèi)，或者碳化物與馬氏體的界面而擴(kuò)展的龜裂的長度。因此，在800Hv以上的高硬度的高Cr鑄鐵中，耐疲勞裂紋性降低。
在本發(fā)明中，在800Hv以上的高硬度和不妨礙韌性的范圍，允許在馬氏體中包含硬度低的其他的珠光體、鐵素體、貝氏體等。在得到馬氏體組織時(shí)，由于鑄鐵的淬火處理?xiàng)l件，珠光體、鐵素體、貝氏體等必然被包含。但是，因?yàn)檫@些相韌性高但硬度低，所以要控制為極少。
(馬氏體尺寸的測定方法)每1個(gè)所述馬氏體(黑粒子狀部分)的平均面積的測定，首先，研磨(可以機(jī)械研磨也可以電解研磨)從鑄鐵的任意的測定部位采取的試料后，在下述常溫的混合液中浸漬20～60秒，腐蝕表面，進(jìn)行水洗、干燥。此后，對該試料拍攝10個(gè)視野所述倍率100倍的光學(xué)顯微鏡照片，在各視野中任意選擇被所述碳化物(白色的粒子狀部分)包圍的馬氏體(黑粒子狀部分)20個(gè)。根據(jù)圖像解析求得此選擇的馬氏體的面積，將合計(jì)200個(gè)的馬氏體的面積的平均值(每1個(gè)的平均面積)作為馬氏體的尺寸而求出。
上述混合液組成＝鹽酸(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％)(殘留奧氏體)在本發(fā)明中，在上述馬氏體的尺寸規(guī)定的同時(shí)，將殘留奧氏體的平均體積分率規(guī)定為5～40％，優(yōu)選為10～35％。更具體地說，根據(jù)馬氏體與殘留奧氏體和碳化物的合計(jì)X射線衍射峰值強(qiáng)度相對的，殘留奧氏體的X射線衍射峰值強(qiáng)度，求得殘留奧氏體的X射線衍射峰值強(qiáng)度比，將其作為殘留奧氏體的平均體積分率。
殘留奧氏體的平均體積分率變得越多，越能夠通過高Cr鑄鐵組織內(nèi)的殘留奧氏體存在，抑制龜裂擴(kuò)展。如所述，因?yàn)闅埩魥W氏體硬度低所以容易變形。為此，在龜裂前端殘留奧氏體變形，增大龜裂前端的曲率半徑，從而緩和龜裂前端的應(yīng)力集中，抑制龜裂擴(kuò)展。其次，殘留奧氏體發(fā)生應(yīng)力感應(yīng)相變而相變?yōu)轳R氏體。因此，在龜裂附近的殘留奧氏體由于應(yīng)力而相變?yōu)轳R氏體時(shí)，體積膨脹發(fā)生，有封閉龜裂前端，抑制龜裂擴(kuò)展的效果。因此，殘留奧氏體的平均體積分率的下限設(shè)為5％以上，優(yōu)選為10％以上。
在殘留奧氏體的平均體積分率比這些下限量都小時(shí)，抑制龜裂擴(kuò)展的效果不足，即使?jié)M足上述馬氏體的尺寸規(guī)定等的其他的必要條件，800Hv以上的高硬度高Cr鑄鐵的耐疲勞裂紋性也低劣。
另一方面，殘留奧氏體其自身的硬度低。因此，若殘留奧氏體的平均體積分率過大，則硬度降低。即，殘留奧氏體的平均體積分率的上述設(shè)為40％以下，優(yōu)選為35％以下。
(殘留奧氏體的平均體積分率的測定方法)根據(jù)由X射線解析的已知的Rietvelt法，測定高Cr鑄鐵組織的殘留奧氏體、馬氏體、碳化物的各X射線衍射峰值的強(qiáng)度。然后，計(jì)算出相對于這些X射線衍射峰值強(qiáng)度的合計(jì)的殘留奧氏體的X射線衍射峰值強(qiáng)度的構(gòu)成比，作為殘留奧氏體的體積分率。測定試料從鑄鐵的任意的部分采取10個(gè)左右，求得各個(gè)殘留奧氏體的體積分率，進(jìn)行平均化。
(制造方法)本發(fā)明高Cr鑄鐵自身，可以通過不很大地變更常規(guī)方法而制造。即，將上述組成的鑄鐵熔解，鑄造之后，進(jìn)行淬火處理，成為以馬氏體為主體的組織。
但是，為了使本發(fā)明的高Cr鑄鐵組織由馬氏體、殘留奧氏體、碳化物構(gòu)成，并且形成上述馬氏體的平均尺寸，和殘留奧氏體的平均體積分率，優(yōu)選采取如下的優(yōu)選的制造條件。
(熔解溫度)熔解溫度，加上鑄型形狀和鑄型材質(zhì)等，對決定鑄造冷卻速度十分重要。只是若熔解溫度過高，則凝固冷卻速度變慢，馬氏體的細(xì)微化變難。另一方面，若熔解溫度過低，則凝固冷卻速度變快，氣泡變得容易發(fā)生。為此，熔解(澆鑄)溫度優(yōu)選從1450～1600℃的范圍選擇。
(鑄造冷卻速度)鑄造時(shí)的冷卻速度設(shè)為5℃/s以上的快速冷卻速度。馬氏體的細(xì)微化通過鑄造時(shí)的凝固冷卻速度的控制而完成。因?yàn)轳R氏體區(qū)域是凝固時(shí)的初晶奧氏體區(qū)域，所以能夠通過加快凝固冷卻速度而細(xì)微化。更具體地說，在1400～1200℃的溫度區(qū)域中，如果是5℃/s以上的快速冷卻速度即可。
(淬火處理)上述殘留奧氏體的體積分率，由淬火處理的淬火溫度，和保持時(shí)間、冷卻速度控制。在淬火時(shí)，凝固時(shí)作為碳化物析出的C和合金元素再固溶，確保淬火性，并且使奧氏體穩(wěn)定化。淬火溫度和保持時(shí)間，取決于適當(dāng)?shù)匦纬珊辖鹪氐脑俟倘芰康臈l件。若淬火溫度低或保持時(shí)間短，則因?yàn)楹辖鹪氐脑俟倘芰孔兩俣慊鹦越档?，無法得到必要的硬度。另外，殘留奧氏體量也變少。另一方面，若淬火溫度過高，則因?yàn)樵俟倘芰孔兊眠^多，所以殘留奧氏體變得過多，無法得到必要的硬度。
因此，淬火時(shí)的加熱保持，設(shè)為在900～1050℃的溫度范圍3小時(shí)以上。
另外，淬火的冷卻速度若過快(超過5℃/s)，則殘留奧氏體變得過多，無得到必要的硬度。另一方面，在過遲時(shí)(低于0.05℃/s)，由于珠光體和貝氏體生成，仍然無法得到必要的硬度。另外，殘留奧氏體也變少。因此，在上述加熱保持后，在冷卻速度為0.05～5℃/s的范圍進(jìn)行淬火處理。
此淬火處理適宜選擇根據(jù)常規(guī)方法的冷卻，但是在此冷卻中，空冷或強(qiáng)制冷卻，根據(jù)情況采用爐冷所代表的、與水冷相比速度慢的冷卻方法，在本發(fā)明中也能夠充分得到高硬度，具有能夠防止隨現(xiàn)有材料的急冷處理而來的裂紋和應(yīng)變的發(fā)生的優(yōu)點(diǎn)。
淬火處理后的鑄鐵，根據(jù)需要，還可以實(shí)施回火處理和時(shí)效硬化處理等的熱處理，之后實(shí)施適當(dāng)?shù)臋C(jī)械加工，成為耐磨損構(gòu)件。所謂此時(shí)的機(jī)械加工，是伴隨通過自由鍛造、模鍛等的常規(guī)方法的塑性變形的加工和切削等的加工。
以下，列舉實(shí)施例進(jìn)一步具體地說明本發(fā)明，本發(fā)明從根本上不受下述實(shí)施例限制，當(dāng)然也可以在能夠適合前、后述的宗旨的范圍適當(dāng)加以變更而實(shí)施，這些均包含于本發(fā)明的技術(shù)范圍。
實(shí)施例以下說明本發(fā)明的實(shí)施例。
(實(shí)施例1)得到制造條件相同，而成分組成、組織進(jìn)行了各種變化的高Cr鑄鐵，分別評價(jià)其硬度、韌性、耐疲勞裂紋性等。
即，將下述表1所示的1～22的各成分組成的高Cr鑄鐵，通過高頻感應(yīng)熔解爐在1500℃熔解后，澆注于砂型(寬55mm×長300m×厚150mm)，分別熔煉20kg的矩形鑄錠。此時(shí)，凝固冷卻速度固定為23℃/s。
將上述各鑄錠以955℃的淬火溫度進(jìn)行×6小時(shí)再加熱、保持后，將淬火冷卻速度固定為2.4℃/s，鼓風(fēng)冷卻至150～250℃的溫度范圍。然后，在此150～250℃的溫度范圍保持2小時(shí)后放冷，進(jìn)行了200℃×5小時(shí)的回火處理。
從該熱處理后的鑄錠采取試驗(yàn)片，調(diào)查試驗(yàn)片的組織，測定馬氏體的尺寸(每1個(gè)被碳化物包圍的馬氏體的平均面積μm2)，根據(jù)在馬氏體與殘留奧氏體和碳化物中的X射線衍射峰值強(qiáng)度比，測定殘留奧氏體的平均體積分率(％)。這些結(jié)果在表1表示。
(馬氏體的尺寸)電解研磨試驗(yàn)片后，在下述常溫的混合液浸清40秒，腐蝕表面，進(jìn)行水洗、干燥。此后，對該試驗(yàn)片拍攝10個(gè)視野倍率100倍的光學(xué)顯微鏡照片，在各視野隨意選擇被所述圖1表示的碳化物(白色的粒子狀部分)包圍的馬氏體(黑粒子狀部分)20個(gè)。通過圖像分析求得該選擇的馬氏體的面積，將合計(jì)200個(gè)的馬氏體的面積的平均值(每1個(gè)的平均面積)作為馬氏體的尺寸而求得。
上述混合液組成＝鹽酸(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％)(殘留奧氏體量)同樣對研磨的試驗(yàn)片進(jìn)行X射線衍射分析，根據(jù)過所述的Rietvel法，測定殘留奧氏體量。即，根據(jù)相對于馬氏體與殘留奧氏體和碳化物的合計(jì)X射線衍射峰值強(qiáng)度的殘留奧氏體的X射線衍射衍射峰值強(qiáng)度，求得殘留奧氏體的X射線衍射峰值強(qiáng)度比，將其作為殘留奧氏體的平均體積分率。
測定所述提取試驗(yàn)片的硬度和韌性、耐疲勞裂紋性。這些結(jié)果也在表1表示。
(硬度)硬度以JISZ2244為準(zhǔn)，采用維氏硬度計(jì)，通過壓迫載荷(試驗(yàn)力)30kg(294.2N)，對各試驗(yàn)片的表面硬度(Hv)進(jìn)行了5點(diǎn)測定，并平均化作為鑄鐵的硬度。于是，將其硬度為800Hv以上，作為實(shí)際耐磨損性構(gòu)件的耐磨損性良好，耐磨損性評價(jià)為○。
(韌性)韌性，通過擺錘沖擊試驗(yàn)，采用2mm的U凹口的JIS3號(hào)試驗(yàn)片，擺錘載荷294.2N(30kgf)，試驗(yàn)溫度室溫，而進(jìn)行。還有，擺錘沖擊值(J)通過吸收能量除以試驗(yàn)片截面積而求得。然后，擺錘沖擊值為2.0J/cm2以上，作為實(shí)際的耐磨損性構(gòu)件的韌性良好，韌性評價(jià)為○。
(耐疲勞裂紋性)在評價(jià)韌性的擺錘沖擊試驗(yàn)中，疲勞裂紋(龜裂、裂紋、破裂)一下子進(jìn)行。相對于此，疲勞裂紋為每1次的應(yīng)力振幅的龜裂擴(kuò)展長度(龜裂擴(kuò)展速度)的大小，具有緩慢推進(jìn)的特征。為此，僅韌性評價(jià)，不能評價(jià)本發(fā)明作為課題的耐疲勞裂紋性。
因此，在本發(fā)明中，作為耐疲勞裂紋性的評價(jià)，通過求得疲勞龜裂擴(kuò)展特性，即不發(fā)生疲勞龜裂擴(kuò)展的下界限應(yīng)力擴(kuò)大系數(shù)范圍Δkth而評價(jià)。該ΔKth大的一方抵抗高，每1次的應(yīng)力振幅的龜裂擴(kuò)展長度(龜裂進(jìn)展速度)變小，耐疲勞裂紋性優(yōu)異。在本發(fā)明中，Δkth在10以上耐疲勞裂紋性為優(yōu)異，評價(jià)為○。
上述Δkth，用12.5mm的1CT試驗(yàn)片，依照ASTME-647，采用電液伺服式±100kN疲勞試驗(yàn)機(jī)，以如下條件測定。
試驗(yàn)環(huán)境室溫·大氣中，控制方法載荷控制，控制波形正弦波，應(yīng)力比R＝0.1，試驗(yàn)頻率10～29Hz(耐磨損材評價(jià))將從發(fā)明例、比較例選擇的作為實(shí)際的耐磨損材使用，評價(jià)耐磨損性、耐疲勞裂紋性。將所述高Cr鑄鐵(寬50mm×長300m×厚150mm)的板，作為通過傳輸制鐵原料的煉鐵廠的帶式輸送機(jī)，從1.5m的高度落下的原料碰撞的部分的襯套而設(shè)置，通過在6個(gè)月的重量減少量判定耐磨損性是否優(yōu)良，通過是否有裂紋發(fā)生判定耐疲勞裂紋性是否優(yōu)良。判定標(biāo)準(zhǔn)為，重量減少低于1kg，無裂紋評價(jià)為○。
正如由表1所表明，發(fā)明例1～11的鑄鐵，由本發(fā)明化學(xué)成分組成范圍內(nèi)構(gòu)成。然后在所述的優(yōu)選制造條件范圍內(nèi)制造。因此，具有馬氏體的尺寸，作為每1個(gè)被碳化物包圍的馬氏體的平均面積為6000μm2以下，殘留奧氏體的平均體積分率為5～40％的本發(fā)明范圍內(nèi)的組織。
其結(jié)果，硬度高達(dá)800Hv以上，韌性也很高以擺錘沖擊值計(jì)為2.0J/cm2以上，Δkth為10以上而耐疲勞裂紋性優(yōu)異。另外，這些結(jié)果從實(shí)際的耐磨損材評價(jià)中的耐磨損性(重量減少量少)和耐疲勞裂紋性(無裂紋發(fā)生)得以證實(shí)。
相對于此，本發(fā)明化學(xué)成分組成范圍之外的各比較例12～22，盡管在所述的優(yōu)選制造條件范圍內(nèi)制造，但馬氏體的尺寸或殘留奧氏體的平均體積分率等的組織均在本發(fā)明范圍之外。
其結(jié)果，或是硬度低于800Hv，或是韌性以擺錘沖擊值計(jì)低于2.0J/cm2，或是Δkth低于10，在實(shí)際的耐磨損材評價(jià)時(shí)，耐磨損材特性的任一項(xiàng)都比發(fā)明例差。
比較例12的C量在下限以下，[Cr]/[C]在上限以上。其結(jié)果成為殘留γ量低于下限，硬度、耐疲勞裂紋性差。
比較例13為Mn量、[Mn]×[Mo]低于下限。其結(jié)果是，馬氏體的尺寸變得比較大，硬度、耐疲勞裂紋性差。
比較例14為Cr量在下限以下。其結(jié)果是硬度、耐疲勞裂紋性差。
比較例15為Mo量、[Mn]×[Mo]低于下限。其結(jié)果，即使為高硬度，韌性、耐疲勞裂紋性也差。
比較例16為C量超過上限。其結(jié)果，殘留γ量超過上限，硬度、韌性差。
比較例17為Mn量超過上限。其結(jié)果，殘留γ量超過上限，硬度、韌性差。
比較例18為Cr量、[Cr]/[C]超過上限。其結(jié)果，殘留γ量超過上限，硬度差。
比較例19為Mo量超過上限。其結(jié)果，殘留γ量超過上限，硬度差。
比較例20為N量超過上限。其結(jié)果，氣泡發(fā)生。
比較例21為[Cr]/[C]低于下限。其結(jié)果，殘留γ量超過上限，硬度差。
比較例22為[Mn]×[Mo]超過上限。其結(jié)果，殘留γ量超過上限，硬度差。
從以上結(jié)果可知，本發(fā)明的組成和組織必要條件的臨界的意義。
表1


*-表示測定界限以下。
表2


*比較例15是作為耐磨損材的安裝時(shí)裂紋發(fā)生。
(實(shí)施例2)使成分組成與實(shí)施例1的表1中的發(fā)明例9的成分組織相同，得到各種改變了制造條件的方面的高Cr鑄鐵，分別評價(jià)其組織、硬度、韌性、耐疲勞裂紋性等。
即，在實(shí)施例1的制造條件中，將凝固冷卻速度、淬火保持溫度、淬火保持時(shí)間、淬火冷卻速度，按表3所示進(jìn)行各種改變。其他的制造條件與實(shí)施例1相同。
從此熱處理后的鑄錠采取試驗(yàn)片，與實(shí)施例1同樣，調(diào)查試驗(yàn)片的組織，測定馬氏體的尺寸、殘留奧氏體的平均體積分率。其結(jié)果也在表3表示。
另外，與實(shí)施例1相同，測定所述采取試驗(yàn)片的硬度和韌性，耐疲勞裂紋性。這些結(jié)果也在表3表示。
從表3明確可知，發(fā)明例23～31的高Cr鑄鐵，在所述的優(yōu)選制造條件范圍內(nèi)制造。因此，具有馬氏體的尺寸，作為每1個(gè)被碳化物包圍的馬氏體的平均面積為6000μm2以下，殘留奧氏體的平均體積分率為5～40％的本發(fā)明范圍內(nèi)的組織。
其結(jié)果，硬度高達(dá)800Hv以上，韌性以擺錘沖擊值計(jì)也高達(dá)2.0J/cm2以上，Δkth為10以上，耐疲勞裂紋性優(yōu)異。另外，這些結(jié)果從實(shí)際的耐磨損材評價(jià)中的耐磨損性(重量減少量少)和耐疲勞裂紋性(無裂紋發(fā)生)得以證實(shí)。
相對于此，在本發(fā)明化學(xué)成分組成范圍內(nèi)，但在所述的優(yōu)選制造條件范圍之外而制造的各比較例32～37，馬氏體的尺寸或殘留奧氏體的平均體積分率等的組織，均在本發(fā)明范圍之外。
其結(jié)果，或是硬度低于800Hv，或是韌性以擺錘沖擊值計(jì)低于2.0J/cm2，或是Δkth低于10，在實(shí)際的耐磨損材評價(jià)時(shí)，耐磨損材特性的任一項(xiàng)都比發(fā)明例差。
比較例32，凝固冷卻速度在優(yōu)選下限值5℃/s以下，過于緩慢。其結(jié)果，馬氏體的尺寸也變得過大，韌性、耐疲勞裂紋性差。若加上凝固冷卻速度比較低(接近于下限值)的發(fā)明例23的結(jié)果，則可證實(shí)凝固冷卻速度的優(yōu)選下限值的意義。
比較例33，淬火保持溫度過低，在優(yōu)選下限值900℃以下。其結(jié)果，殘留γ量過少，硬度低。若加上淬火保持溫度比較低(接近于下限值)的發(fā)明例27的結(jié)果，則可證實(shí)淬火保持溫度的優(yōu)選下限值的意義。
比較例34，淬火保持溫度過高，在優(yōu)選上限值1050℃以上。其結(jié)果，殘留γ量過多，硬度低。若加上淬火保持溫度比較高(接近于上限值)的發(fā)明例28的結(jié)果，則可證實(shí)淬火保持溫度的優(yōu)選上限值的意義。
比較例35，淬火保持時(shí)間過短，在優(yōu)選下限值3小時(shí)以下。其結(jié)果，殘留γ量過少，硬度低，耐疲勞裂紋性差。若加上淬火保持時(shí)間比較短(接近于下限值)的發(fā)明例29的結(jié)果，則可證實(shí)淬火保持時(shí)間的優(yōu)選上限值的意義。
比較例36，淬火冷卻速度過于緩慢，在優(yōu)選下限值0.05℃/s以下。其結(jié)果，殘留γ量過少，硬度低。若加上淬火冷卻速度比較慢(接近于下限值)的發(fā)明例30的結(jié)果，則可證實(shí)淬火冷卻速度的優(yōu)選下限值的意義。
比較例37，淬火冷卻速度過快，在優(yōu)選上限值5℃/s以上。其結(jié)果，殘留γ量過多，硬度低。若加上淬火冷卻速度比較快(接受于上限值)的發(fā)明例31的結(jié)果，則可證實(shí)淬火冷卻速度的優(yōu)選上限值的意義。
由以上的結(jié)果可知，用于形成本發(fā)明的組織的優(yōu)選制造條件的意義。
表3


工業(yè)上的利用可能性如以上說明，根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵及其制造方法，即使為高硬度，在有反復(fù)拉伸應(yīng)力的發(fā)生這樣的使用環(huán)境下，也能夠防止由疲勞龜裂所致的脆性破壞。因此，本發(fā)明適用于耐磨損耐磨損襯套，和圓錐破碎機(jī)、顎式粉碎機(jī)等的巖石的粉碎機(jī)，或鋼材的運(yùn)輸輥等的耐磨損構(gòu)件。
權(quán)利要求
1.一種耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C2.5～3.5％；Si0.2～1.0％；Mn0.6～2.0％；Cr13～22％；Mo1.0～3.0％；N0.01～0.15％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，所述鑄鐵成分滿足下式(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]分別表示Cr、C、Mn和Mo的百分比含量，并且所述鑄鐵的組織包括馬氏體、殘留奧氏體和碳化物，其中，以100倍的光學(xué)顯微鏡進(jìn)行的鑄鐵組織觀察，每1個(gè)被碳化物包圍的馬氏體的平均面積為6000μm2以下；而且，通過X射線衍射方法測量，以所述殘留奧氏體的峰值強(qiáng)度與所述馬氏體、殘留奧氏體和碳化物的合計(jì)峰值強(qiáng)度之比計(jì)，所述殘留奧氏體的平均體積分率為5～40％。
2.根據(jù)權(quán)利要求1記載的耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵，其特征在于，所述高Cr鑄鐵還含有1.0質(zhì)量％以下的Ni。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2記載的耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵，其特征在于，所述高Cr鑄鐵還含有合計(jì)為1.0～5.0質(zhì)量％的從Ti、V、Zr、Nb之內(nèi)選擇的1種或2種以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2記載的耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵，其特征在于，所述高Cr鑄鐵的硬度為800Hv以上，韌性以擺錘沖擊值計(jì)為2.0J/cm2以上。
5.一種耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵的制造方法，其特征在于，將如下組成的鐵水進(jìn)行鑄造，并以冷卻速度為5℃/s以上冷卻，接著在900～1050℃的范圍保持3小時(shí)以上之后，在冷卻速度為0.05～5℃/s的范圍進(jìn)行淬火處理，其中，所屬鐵水，以質(zhì)量％計(jì)，含有C2.5～3.5％；Si0.2～1.0％；Mn0.6～2.0％；Cr13～22％；Mo1.0～3.0％；N0.01～0.15％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，所述鐵水的成分滿足下式(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]分別表示Cr、C、Mn和Mo的百分比含量。
6.根據(jù)權(quán)利要求5記載的耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵的制造方法，其特征在于，所述鐵水還含有1.0質(zhì)量％以下的Ni。
7.根據(jù)權(quán)利要求5或6記載的耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵的制造方法，其特征在于，所述鐵水還含有合計(jì)為1.0～5.0質(zhì)量％的從Ti、V、Zr、Nb之中選擇的1種或2種以上。
8.根據(jù)權(quán)利要求3記載的耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵，其特征在于，所述高Cr鑄鐵的硬度為800Hv以上，韌性以擺錘沖擊值計(jì)為2.0J/cm2以上。
全文摘要
本發(fā)明目的在于，提供一種耐疲勞裂紋性優(yōu)異的高Cr鑄鐵及其制造方法，即使為高硬度，在有反復(fù)拉伸應(yīng)力的發(fā)生這樣的使用環(huán)境下，也能夠防止由疲勞龜裂所致的脆性破壞。一種高Cr鑄鐵，具有特定的高Cr鑄鐵組成，具有馬氏體的尺寸被細(xì)微化，并且使殘留奧氏體含有一定量的組織，這些組織通過特定的鑄造時(shí)的凝固冷卻速度、淬火保持溫度、淬火保持時(shí)間、淬火冷卻速度而獲得，硬度高達(dá)800Hv以上，韌性以擺錘沖擊值計(jì)也高達(dá)2.0J/cm
文檔編號(hào)C21D11/00GK101082097SQ20061008994
公開日2007年12月5日 申請日期2006年5月29日 優(yōu)先權(quán)日2005年5月31日
發(fā)明者畠英雄, 村上昌吾, 武田裕之, 石田齊, 難波茂信 申請人:株式會(huì)社神戶制鋼所