高鉻鑄鐵具有良好的高溫抗磨性、足夠的強韌性和一定的機械加工性，而且成本較低，熔制較易。導板是TZC200錐形穿孔機的關鍵易損零件，在軋制不銹鋼管過程中具有導入坯料和護衛作用，其工作面接觸溫度為1100e1200e，同時承受熾熱鋼坯的沖擊、摩擦和擠壓以及冷卻水周期性激冷，并且需要進行機械加工。據調查，國內同類引進設備的導板所采用的材質多為高鎳鉻鋼，價格昂貴，但使用效果并不理想。高鉻鑄鐵與高鎳鉻鋼相比，具有成本較低，熔制較易等優點，多數用于要求熱穩定性而對熱強性要求較低的服役條件。根據導板苛刻的工況，我們決定采用含有少量鎳的高鉻鑄鐵作其材質，因此進行了耐高溫、抗磨并可切削加工的高鉻鑄鐵導板的研制工作。
材質選用與化學成分設計,材質選用高鉻耐熱鑄鐵的化學成分、力學性能和耐熱溫度，可見，RTCr-34的耐熱溫度和綜合力學性能較好，但其高溫度強度和抗熱沖擊能力必須提高，方可在導板工況下使用。
化學成分設計碳和鉻：由Fe-C-Cr三元系液相面投影圖可知，當碳、鉻含量在RTCr-34的范圍內時，凝固過程中將不經過共析轉變而直接析出A鐵素體，因而反復的加熱冷卻過程中沒有相變發生，產生變形及龜裂的危險性很小，同時由于在A鐵素體中固溶了大量的鉻，故具有優良的抗氧化抗生長性能。高鉻鑄鐵的耐磨性是Cr和C共同作用的結果，在Cr含量一定時，隨C含量增加，碳化物數量增加，合金的硬度增高，而韌性降低；當C含量一定時，隨Cr含量增加，共晶碳化物的類型由C逐步轉6.可見通過調整Cr/C比值，可以控制合金的硬度和韌性以及機械加工性能。
為避免組織中出現長條狀和大塊狀的初生碳化物，惡化合金的力學性能，碳當量應為亞共晶成分，即S<1.由于導板需要機械加工，故應適當減少碳化物數量，盡量將含碳量調整在下限。但是Si量增加，使鐵素體基體中的C含量減少，會導致共晶碳化物增多，并形成硬而脆的Cr化合金的力學性能，尤其是韌性。因此在Cr量足夠的情況下，Si量應盡量降低。但在實際生產中很難將硅控制在很低的范圍。
錳和鎳：錳屬于擴大C區的元素，能使C成為室溫穩定組織，不利于形成鐵素體基體。但是錳有中和硫的作用。鎳也屬于擴大C區的元素，具有在鑄態下形成C穩定組織的作用，故一般在高鉻鑄鐵中不加入鎳。但是，Ni具有固溶強化作用，能夠提高高溫強度和硬度，并可抑制R脆性相形成，從而改善綜合力學性能，尤其是韌性。
其它元素：鈦是強列形成碳化物的元素，能與氧、氮形成穩定的化合物，通常以細小的顆粒狀態存在于鑄鐵中，可以作為凝固時的晶核，有效地細化組織，提高力學性能和耐磨性。稀土可以改善碳化物和夾雜物的形態與分布，凈化鐵水，提高其流動性。鋁細化晶粒，提高抗氧化性，有利于碳化物的塊狀化及球化，故能提高耐磨性。磷和硫作為有害元素應該盡量降低其含量。
綜上所述，導板用高鉻鑄鐵的化學成分應控制在如下范圍：試樣制備及試驗方法參照耐熱鑄鋼件標準，設置壁厚為30mm的Y形試塊，在同一試塊底部位置切取抗拉試樣一根和沖擊試樣兩塊（并排）�？估囼灠凑战饘倮υ囼灧椒�，試樣為<14mm；高溫抗拉試驗按照金屬高溫拉伸試驗方法，試樣為<10mm；沖擊試驗按照金屬常溫沖擊韌性試驗方法，采用55mm@10mm@10mm無缺口試樣；硬度值在沖擊試樣上測定，按照金屬布氏硬度試驗方法；化學分析及取樣按照鋼鐵及合金化學分析方法之規定進行。
熔煉工藝工藝試驗與試制用鐵水分別在150kg中頻和1.5t工頻電爐中熔煉。爐料為Q12生鐵、廢鋼，碳素及低碳鉻鐵、鎳板，混合稀土合金，碳素錳鐵，鈦鐵和純鋁塊。熔煉溫度為1460e1500e，在熔煉后期均采用錳鐵和鋁片脫氧；澆注溫度為1390e2.3熱處理工藝C垂直截面相圖可知，在上述設計的C、Cr范圍內，合金的平衡組織應以A+C型初生或共晶碳化物為主，但在625e左右還可能出現R硬脆相，使合金的力學性能特別是沖擊韌性大為降低。為了消除R相，除了添加阻止R形成元素如鎳以外，還應采取固溶化熱處理方法.因此對比試驗了二種熱處理工藝：1050e固溶處理（空冷）+550e回火處鑄造設備研究火空冷+550e回火。為了避免475e緩冷脆性，上述工藝均采用高溫回火以消除應力。
鑄造工藝導板鑄鐵共三種，各二件。按照機械加工工藝要求采用兩件合鑄。最大鑄鐵導板3的輪廓尺寸為cm，鑄造工藝。其特點：頂部設置冒口并輔以外冷鐵，形成自下而上的順序凝固；采用底注半封閉式澆注系統，保證平穩無夾雜澆注；砂芯潰散性較好并嚴格控制冷卻時間，避免熱裂缺陷；采用石墨和鋯英粉雙層涂料，以防止粘砂。
高鉻鑄鐵不銹鋼管軋機導板的研制編號熱處理狀態室溫力學性能高溫力學性能（900e）數值分析鑄態注：ò為上述二種熱處理工藝規范：沖擊韌度為兩個試樣的平均值；用Cr/Ni近似代替Cr當量比�；瘜W成分對組織、性能及機械加工性的影響第一爐C、Cr含量較高。按式1-式3計算得知，碳當量為過共晶成分，碳化物數量較多。其鑄態組織為初生碳化物（C）+共晶萊氏大部分呈孤立分布的條塊狀，顯微硬度為HV935；共晶Le呈黑白相間的塊狀，HV510；共晶A鐵素基體呈灰色，HV320.由于合金的脆性較大，機加工性能較差，尖角成形困難，刀具磨損嚴重。
第二爐為略亞共晶成分，碳化物數量中等。其鑄態組織為初生A+共晶Le.初生A的硬度降低到HV280；菊花狀共晶Le共晶團細小，硬度提高到HV620，與加入Ti和Re有關。與第一爐比較，R有較大幅度的提高，A也有所改善。因此加工性能較好，再未發生/嘣角0現象，刀具磨損程度減輕。第三爐C、Cr含量較低，而Si量較高，為亞共晶成分，碳化物數量較少。如圖3（c）所示，其鑄態組織為A+少量奧氏體（C）+共晶Le，A和共晶Le的硬度分別為HV300與HV710.由于共晶底較小，故組織中A數量較多并呈塊狀分布，而共晶碳化物較硬，因此抗接強度、韌性和硬度較低。
鑄造設備研究可知，略亞共晶成分合金的綜合性能明顯優于亞共晶和過共晶成分合金的綜合性能。由于Re和Al，該類合金的A基本顯微硬度很高，室溫抗拉強度和硬度以及高溫強度都顯著高于高鉻耐熱鑄鐵。但是在亞共晶成分時，鑄態即已出現少量C組織，經過熱處理后轉變成多相組織，不再是A單一基體。這是因為根據A/C穩定化參數，Cr在高溫區是穩定A的元素，而在低溫區則變成了穩定C的元素。故加入擴大C區的Ni和縮小C區的Cr都可使Ms點降低，對C起強烈的穩定化作用。綜合考慮，該事金的Sc、Cr/C和Cr/Ni應而且在股役過程中需進一步優化成分，以提高使用壽命和經濟性。
熱處理對組織、性能及機械加工性的影響試驗證明，C型碳化物在加熱到很高的溫度時也不發生分解，A鐵素體為高溫組織，冷卻過程中不發生相變。故經過上述熱處理后，金相組織與鑄態相比無明顯變化.而熱處理狀態的力學性能比鑄態出現明顯變化：第一爐R提高、A降低，HB降低；第二爐R和HB降低，R提高；第三爐R和HB提高，A降低。
比較而言，熱處理后鑄件A提高、HB降低對切削加工有利，第二種熱處理工藝的性能優于第一種熱處理。第三爐在熱處理后，A鐵素體基體中的C發生了相變，成為由B、M和殘余C等組成的混合組織，故硬度由HV300提高到HV46HV600.由此可見，這類高鉻鑄鐵的熱處理組織轉變相當復雜，當化學成分改變時，與之相適應的熱處理工藝也須調整。
以上加入Ni的高鉻鑄鐵，其C區擴大，僅根據Fe-C-Cr三元系水平截面相圖即可看出，在1三相區，在850e保溫的平衡組織也接近該三相區，因此存在C相的可能性很大。試驗證明，即使在800e保溫，C也依然存在。
因此，Ni含量和Cr/Ni的選擇很關鍵。顯然出現上述多相組織對耐熱性能及機械加工是不利的。但是，由于導板鑄件在股役時，僅是表面與高溫鋼坯接觸且時間僅約14s，以上不穩定組織來不及轉變。
而且其基體仍以A為主，所以對使用性能的影響不大。經過1050e固溶處理R相固溶在A中，在高溫下進行空冷，使其來不及析出；在550e回火，避免了再度產生R相和475e緩冷脆性。固溶處理后緩冷800e850e退火空冷，可以進一步改善綜合性能。實踐證明，上述處理工藝可以提高高鉻耐熱鑄鐵的強韌性和切削加工性，但是退火溫度須經過試驗確定，為進一步降低硬度，可在更高一些溫度回火處理。
結論0.4%Ti的高鉻鑄鐵，經過加入Re元素變質處理后，具有良好的高溫抗磨性、足夠的強韌性及一定的切削加工性：R；機械加工后的尺寸精度和光潔度均能滿足設計要求。因而可以作為不銹鋼管軋機的導板材質，在1100e1200e溫度并有一定抗磨性及熱沖擊要求的工況下使用。該高鉻鑄鐵的化學成分應控制在S=0.9%1.0%.Cr/=7.59.0，其組織最好是單相鐵素體基體+M型碳化物。但是鑄態很難達到上述平衡組織，而在A為主的基體中存在少量的B、M和殘余C混合組織，對導板使用性能的影響不大。
2）該高鉻鑄鐵一般應經過熱處理后進行機械加工和使用。采用1050e固溶（爐冷）+800e850e退火空冷+550e回火的熱處理工藝，可以消除R硬脆相和鑄造應力，改善合金的韌性及切削加工性能。由于該合金的鑄造性能和導熱性較差，易產生熱裂等缺陷，鑄造時必須采取有效的工藝措施。鑒于其切削加工性較差，為降低成本，成批生產時應盡量選擇實型鑄造等少、無切削精鑄工藝。
