JP2001140039A

JP2001140039A - 耐摩耗鋳鋼及びその製造方法

Info

Publication number: JP2001140039A
Application number: JP32783199A
Authority: JP
Inventors: Hiroyuki Takeda; 裕之武田; Shogo Murakami; 昌吾村上; Hirotomo Takanami; 裕智高浪; Takeshi Masumoto; 健増本
Original assignee: YONAGO SEIKO KK; Kobe Steel Ltd
Current assignee: YONAGO SEIKO KK; Kobe Steel Ltd
Priority date: 1999-11-18
Filing date: 1999-11-18
Publication date: 2001-05-22
Anticipated expiration: 2019-11-18
Also published as: JP3556139B2

Abstract

(57)【要約】【課題】耐摩耗性、靱性及び耐疲労亀裂進展性に優れ
た耐摩耗鋳鋼及びその製造方法を得ること。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４〜１．０％、Ｓ
ｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：３．０〜９．０％、Ｍ
ｏ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：０．０４〜０．２％、Ｃ
ｒ：１．０％未満（０％を含む）をそれぞれ含有すると
共に、１．７≦〔（％Ｃ）×（％Ｍｎ）〕＜５の関係を
満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織
がオーステナイトとマルテンサイトの複合組織よりなる
耐摩耗鋳鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、耐摩耗性、靱性及
び耐疲労亀裂進展性に優れており、岩石を破砕するコー
ンクラッシャ，ジョークラッシャなどの破砕機の耐摩耗
部材に用いて好適な耐摩耗鋳鋼及びその製造方法に関す
るものである。

【０００２】

【従来の技術、及び発明が解決しようとする課題】従
来、破砕機などに用いられる耐摩耗部材には、耐摩耗性
と靭性を合わせ持つ高Ｍｎ鋳鋼（ＪＩＳＧ５１３１相
当）が多用されてきた。高Ｍｎ鋳鋼は、そのマトリック
スがオーステナイトで靭性が良く、また塑性変形を受け
ると、双晶変形あるいは積層欠陥により加工硬化が生じ
て、該塑性変形を受けた表面部の硬さが高くなるという
特性を有している。このため、破砕機のライナー部材な
ど衝撃を受ける耐摩耗部材では、衝撃を受けた部分の硬
さが高くなり衝撃面の耐摩耗性が向上する。

【０００３】ところで近年、この破砕機の処理能力の向
上が求められ、破砕機の大型化、破砕圧力の高圧化が進
められている。このため、このような使用条件の過酷化
に対応できる耐摩耗性に優れた耐摩耗鋳鋼が強く要望さ
れている。そしてまた、破砕機が大型化すると、例えば
コーンクラッシャのマントルライナー，ボウルライナー
などの重衝撃を受ける耐摩耗部材では、破砕機運転中に
脆性破壊が生じて損傷するという恐れがある。

【０００４】この脆性破壊は、鋳鋼製造時にできた鋳造
欠陥から疲労亀裂が進展し、その亀裂寸法が許容値を超
えたときに発生するものである。疲労亀裂は、破砕機運
転中に前記耐摩耗部材に繰り返し生じる引張応力によっ
て発生するものであり、その亀裂が進展するか否かにつ
いては、亀裂生成起点となる鋳造欠陥のサイズや、繰り
返し発生する引張応力の大きさに依存する。そして、厳
密に鋳造条件を管理しても鋳造欠陥の発生を皆無にする
ことは極めて困難であり、また破砕機ではその機構上、
繰り返し負荷される引張応力をなくすことはできない。
そのため、脆性破壊を防止すべく、耐摩耗部材として靱
性や耐摩耗性はもとより、耐疲労亀裂進展性を高めた耐
摩耗鋳鋼が必要となっている。

【０００５】そこで本発明の目的は、耐摩耗性、靱性及
び耐疲労亀裂進展性に優れた耐摩耗鋳鋼及びその製造方
法を提供することにある。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本願請求項１の発明は、
質量％で、Ｃ：０．４〜１．０％、Ｓｉ：０．３〜１．
０％、Ｍｎ：３．０〜９．０％、Ｍｏ：０．５〜３．０
％、Ｎｉ：０．０４〜０．２％、Ｃｒ：１．０％未満
（０％を含む）をそれぞれ含有するとともに、１．７≦
〔（％Ｃ）×（％Ｍｎ）〕＜５の関係を満たし、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、組織がオーステナイ
トとマルテンサイトの複合組織よりなる耐摩耗鋳鋼であ
る。

【０００７】請求項２の発明は、前記請求項１記載の耐
摩耗鋳鋼において、さらに、質量％で、Ａｌ：０．００
５〜０．２％、Ｎ：０．０１〜０．３％を含有するもの
であることを特徴とするものである。請求項３の発明
は、前記請求項１又は２記載の耐摩耗鋳鋼において、破
砕機の耐摩耗部材として用いられるものであることを特
徴とするものである。

【０００８】請求項４の発明は、請求項１又は２記載の
化学成分を有する鋼塊を、鋳造したのち、８５０〜１２
００℃の温度範囲で０．５〜３時間加熱保持して均質化
処理し、しかる後に水冷を行う耐摩耗鋳鋼の製造方法で
ある（本発明による第１の製造方法）。

【０００９】請求項５の発明は、請求項１又は２記載の
化学成分を有する鋼塊を、鋳造したのち、８５０〜１２
００℃の温度範囲で０．５〜３時間加熱保持して均質化
処理し、次いで５００〜７００℃の温度範囲で３〜２４
時間加熱保持してパーライト化処理し、しかる後に再度
８５０〜１２００℃の温度範囲に加熱してオーステナイ
ト化処理し、次いで水冷を行う耐摩耗鋳鋼の製造方法で
ある（本発明による第２の製造方法）。

【００１０】請求項６の発明は、前記請求項５記載の耐
摩耗鋳鋼の製造方法において、前記均質化処理後は室温
まで水冷を行い、また前記パーライト化処理後は室温ま
で空冷を行うものであることを特徴とするものである。

【００１１】本発明においては、靱性を重視してフルオ
ーステナイト組織とした従来の高Ｍｎ鋳鋼とは違って、
Ｃ量とＭｎ量とを所定範囲に規定することにより、組織
をオーステナイトと耐摩耗性の良いマルテンサイトとの
複合組織にし、さらに、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）の値を所
定範囲に規定することにより、耐摩耗性部材として用い
られた際に岩石破砕の衝撃による塑性変形時に加工誘起
マルテンサイト変態を生じさせることができ、これによ
って前記マトリックスのマルテンサイトと前記塑性変形
時の加工誘起マルテンサイトとにより部材摩耗面（衝撃
面）の硬さを高め、優れた耐摩耗性を得ることができ
る。

【００１２】前記の加工誘起マルテンサイト変態とは、
準安定なオーステナイト組織に歪みを与えることにより
マルテンサイト変態が生じる現象をいう。また、前記の
複合組織は、所要の靱性を有し耐摩耗性に優れた耐摩耗
鋳鋼を得るために、鋳鋼組織におけるオーステナイト及
びマルテンサイトの両者の占める割合が合計で９５％以
上のものであり、且つ、オーステナイト、マルテンサイ
トそれぞれの占める割合が５％以上のものである。オー
ステナイト組織だけのものでは靱性は高いものの耐摩耗
性が十分でなく、一方、マルテンサイト組織だけのもの
では耐摩耗性は優れるものの靱性が劣るためである。

【００１３】そして前記のように加工誘起マルテンサイ
ト変態を生じさせることができるので、耐摩耗性部材と
して用いられる場合、塑性変形時の応力が集中する鋳造
欠陥先端部ではオーステナイトがマルテンサイトに変態
し、その際に体積膨張を伴うため該鋳造欠陥先端部（亀
裂生成起点）が圧縮応力場となる。そのため亀裂進展抵
抗を著しく高くでき、高い耐疲労亀裂進展性を得ること
ができる。

【００１４】本発明においては、耐摩耗性改善手段とし
てＣ量を高める必要がなく、従来の高Ｍｎ鋳鋼よりもＣ
量を減らして炭化物の析出を抑制できるので、靱性の向
上を図ることができる。また、Ｍｏの添加による粒界炭
化物の析出防止と針状炭化物の抑制、及び、Ｎｉの少量
添加とＣｒ量の限定とによる粒界炭化物の析出防止によ
り、靱性の向上を図ることができる。さらに、ＡｌとＮ
とを複合添加することがよい。この複合添加によりＡｌ
Ｎを生成させて結晶粒を微細化して、靱性と耐摩耗性の
向上を図ることができる。

【００１５】以下、本発明の耐摩耗鋳鋼における化学成
分の限定理由について説明する。なお、成分含有量の
「％」は「質量％」を意味する。

【００１６】（イ）〔Ｃ：０．４〜１．０％〕Ｃは耐摩
耗性を高めるのに有効な元素であり、そのためには０．
４％以上の含有量が必要である。一方、Ｃ量が１．０％
を超えると組織をオーステナイトとマルテンサイトの複
合組織となしえず、所要の靱性と優れた耐摩耗性を得る
ことができない。したがって、Ｃ量は０．４〜１．０％
の範囲とした。

【００１７】（ロ）〔Ｍｎ：３．０〜９．０％〕Ｍｎは
オーステナイト安定化元素であり、耐摩耗性を高めるた
めに、オーステナイト化処理後、組織をオーステナイト
とマルテンサイトの複合組織とするとともに、加工誘起
マルテンサイトの生成に作用する。耐摩耗性を高めるに
はＭｎ量は３．０％以上の含有量が必要である。一方、
９．０％を超えると前記複合組織が得られない。したが
って、Ｍｎ量は３．０〜９．０％の範囲とした。

【００１８】（ハ）〔１．７≦（％Ｃ）×（％Ｍｎ）＜
５〕オーステナイト化処理後、組織をオーステナイトと
マルテンサイトの複合組織とするとともに、塑性変形時
の加工誘起マルテンサイト変態を生じさせるためには、
前記（イ）の範囲に規定されたＣ量と前記（ロ）の範囲
に規定されたＭｎ量とは、さらに、（％Ｃ）×（％Ｍ
ｎ）の値が１．７以上で５未満という関係を満たす必要
がある。この範囲内においては、高Ｃ低Ｍｎ組成域では
αマルテンサイトが生成し、低Ｃ高Ｍｎ組成域にすれば
αマルテンサイトとともにεマルテンサイトが多く生成
し、両者はマルテンサイトの結晶構造が異なるものの、
いずれが生成しても加工硬化性は顕著に向上する。（％
Ｃ）×（％Ｍｎ）の値が５以上では組織がオーステナイ
ト化主体となり耐摩耗性が低く、一方、１．７を下回る
と組織がマルテンサイト主体となり靱性が著しく低く、
耐摩耗性部材としては岩石破砕時の荷重で割れが発生し
易くなるために適さないものとなる。したがって、（％
Ｃ）×（％Ｍｎ）の値は１．７以上５未満の範囲とし、
好ましくは３以上５未満の範囲がよい。

【００１９】（ニ）〔Ｓｉ：０．３〜１．０％〕Ｓｉは
鋳造時の溶湯の流動性を確保するため、また、溶解・精
錬時の脱酸のために、０．３％以上の含有量が必要であ
る。一方、１．０％を超えると炭化物の結晶粒界への析
出を促進させて靭性低下を招くことになる。したがっ
て、Ｓｉ量は０．３〜１．０％の範囲とした。

【００２０】（ホ）〔Ｍｏ：０．５〜３．０％〕Ｍｏは
粒界炭化物及び針状炭化物の生成抑制に有効な元素であ
り、その効果を得るには０．５％以上の含有量が必要で
ある。一方、３．０％を超えるその効果が飽和し無駄と
なる。したがって、Ｍｏ量は０．５〜３．０％の範囲と
した。

【００２１】（ヘ）〔Ｎｉ：０．０４〜０．２％〕Ｎｉ
は靱性向上に有効な元素であり、その効果を得るには
０．０４％以上の含有量が必要である。一方、０．２％
を超えるとオーステナイトが安定して加工誘起マルテン
サイトの生成を阻害して、加工硬化特性を低下させる。
特に、Ｃｒ量が０．５％を超えると粒界炭化物の析出が
一部促進されて靱性が低下する場合があるので、Ｎｉの
添加はこのような靱性低下を改善できる。したがって、
Ｎｉ量は０．０４〜０．２％の範囲とした。

【００２２】（ト）〔Ｃｒ：１．０％未満（０％を含
む）〕Ｃｒは加工硬化特性を向上させて耐摩耗性を高め
るのに有効な元素である一方、粒界炭化物の析出を促進
させて靱性の低下を招く。このため、前述のＮｉ：０．
０４〜０．２％の添加条件においてもＣｒ量は１．０％
未満にすることが必要で、好ましくは０．９５％以下が
よい。一方、下限については、０．５％以上が好まし
く、より好ましくは０．６％以上がよい。

【００２３】（チ）〔Ａｌ：０．００５〜０．２％、
Ｎ：０．０１〜０．３％〕ＡｌとＮとを複合添加するこ
とがよい。本発明の耐摩耗鋳鋼を製造する際には、後述
するように、パーライト組織をオーステナイト組織に変
態させて結晶粒を微細化させることがよい。このオース
テナイト化処理は８５０〜１２００℃の温度範囲で加熱
処理を行うものであり、この加熱処理中に、オーステナ
イト結晶粒はオストワルド成長により粒成長する。とこ
ろが、鋳鋼中に微細な窒化物ＡｌＮが析出していると、
該ＡｌＮによるピンニング効果によって結晶粒の粒成長
が抑制されて、オーステナイト組織の結晶粒が微細化さ
れる。この結晶粒の微細化によって加工硬化特性が向上
して耐摩耗性が高められる。

【００２４】このような結晶粒の微細化による耐摩耗性
向上効果を得るためには、Ａｌの含有量は０．００５〜
０．２％、Ｎの含有量は０．０１〜０．３％の範囲がよ
い。Ａｌが０．００５％を下回るとともにＮが０．０１
％を下回ると、鋳造後の冷却過程あるいは熱処理過程で
析出するＡｌＮ量が不足し、耐摩耗性向上効果が得られ
ない。一方、Ａｌ含有量が０．２％を超えるとともにＮ
が０．３％を超えると、鋳造時に粗大化したＡｌＮが晶
出し、該粗大化したＡｌＮは結晶粒の粒成長の抑制に寄
与しないので、耐摩耗性向上効果が得られないからであ
る。

【００２５】なお、Ａｌについては、鋳鋼の鋳造にあた
り溶鋼の脱酸のために用いられることから、一般的に鋳
鋼中に不純物として０．００５％未満含まれることがあ
る。またＮについても、鋳鋼中に不純物として０．０１
％未満含まれることがある。しかし、これらのＡｌ及び
Ｎ量では、前述した結晶粒の微細化による耐摩耗性向上
効果は得られない。

【００２６】次に製造方法について説明する。本発明の
第１の製造方法では、前記規定した化学成分を有する鋼
塊を、鋳造したのち、８５０〜１２００℃の温度範囲で
０．５〜３時間加熱保持して均質化処理し、しかる後に
水冷を行って耐摩耗鋳鋼を製造するようにしている。こ
れにより前記規定した化学成分を有し、組織が均質化さ
れるとともに、オーステナイトとマルテンサイトの複合
組織よりなる耐摩耗鋳鋼を得ることができる。均質化処
理条件を（８５０〜１２００℃）×（０．５〜３時間）
とした理由は、鋳造時に生成した炭化物をオーステナイ
ト中へ溶解させることで靱性低下を防止するとともに、
オーステナイト結晶粒の成長を抑制して加工硬化特性の
劣化を防ぎ耐摩耗性を高めるためである。均質化温度に
ついては、８５０℃以下では炭化物を溶解することがで
きず靱性が劣化する一方、１２００℃を超えるとオース
テナイト結晶粒が粗大化し、優れた加工硬化特性と耐摩
耗性が得られない。よって均質化温度は８５０〜１２０
０℃の範囲とした。処理時間については、前記炭化物溶
解作用のためには少なくとも０．５時間以上が必要であ
り、一方、３時間を超えると炭化物溶解作用が飽和しこ
れ以上時間をかけても無駄であり、よって０．５〜３時
間の範囲とした。

【００２７】これに対して本発明の第２の製造方法で
は、前記規定した化学成分を有する鋼塊を、鋳造したの
ち、８５０〜１２００℃の温度範囲で０．５〜３時間加
熱保持して均質化処理し、次いで５００〜７００℃の温
度範囲で３〜２４時間加熱保持してパーライト化処理
し、しかる後に再度８５０〜１２００℃の温度範囲に加
熱してオーステナイト化処理し、次いで水冷を行って耐
摩耗鋳鋼を製造するようにしている。このように前記第
１の製造方法とは違って、パーライト化処理し、該パー
ライト化処理後に再オーステナイト化して、鋼塊の組織
をパーライトからオーステナイトに変態させることによ
り、結晶粒が微細化されるとともに、極めて多数の焼鈍
双晶が導入された耐摩耗鋳鋼を得ることができる。

【００２８】この結果、結晶粒が微細化されたもので
は、加工硬化特性が向上して耐摩耗性が高められる。ま
た、多数の焼鈍双晶が導入されたものでは、使用の際の
塑性変形時に双晶界面が変形（転位すべり）の障壁とな
って加工硬化を促進し、耐摩耗性が高められる。このよ
うに、前述した「マトリックスのマルテンサイトと塑性
変形時の加工誘起マルテンサイトによる硬さ」に加え、
「結晶粒の微細化による加工硬化の促進」、及び「双晶
導入に基づく転位すべり抑制による加工硬化の促進」に
より、より優れた耐摩耗性を得ることができる。

【００２９】また、前記の双晶は部材の亀裂が進展する
ときの障壁にもなりうる。このため、双晶が導入された
ものは、前述した加工誘起マルテンサイトによる耐疲労
亀裂進展性の向上効果と合わせて、より優れた耐疲労亀
裂進展性を得ることができる。

【００３０】本発明の第２の製造方法において、パーラ
イト化処理条件を（５００〜７００℃）×（３〜２４時
間）とした理由は、後続のオーステナイト化の際に結晶
粒を十分に微細化すべく、組織をパーライト、炭化物及
びマルテンサイトよりなる複合組織にするためである。
処理温度については、この複合組織とするにはパーライ
ト変態が進行する温度域にて熱処理を行う必要があり、
そのため５００〜７００℃の範囲とした。処理温度が該
範囲より外れるとパーライト変態は進行しないからであ
る。また処理時間については、パーライト変態は均質化
処理により生成したオーステナイトが分解して生じるも
のであり、オーステナイトが残留しないようにするには
少なくとも３時間以上必要である。オーステナイトが残
留すると後続のオーステナイト化の際に、該残留したオ
ーステナイトが起点となり異常成長をおこし結晶粒が微
細化されない。一方、２４時間を超えて行ってもパーラ
イト化は飽和してこれ以上時間をかけても無駄である。
したがって、パーライト化の処理時間は３〜２４時間と
した。

【００３１】また、オーステナイト化処理の温度条件を
８５０〜１２００℃の範囲にした理由は、パーライト化
処理により生成したパーライト、炭化物及びマルテンサ
イトよりなる組織をフルオーステナイト組織とするため
である。なお、本発明の特徴であるマルテンサイトは前
記温度範囲で加熱保持した後の冷却時に生成されるもの
である。オーステナイト化処理温度が８５０℃未満では
フルオーステナイトとすることができず、一方、１２０
０℃を超えるとオーステナイト結晶粒が粗大化して優れ
た加工硬化特性と耐摩耗性が得られない。したがって、
オーステナイト化処理の温度は８５０〜１２００℃の範
囲とした。

【００３２】また、第２の製造方法においては、均質化
処理後は室温まで水冷を行い、また、パーライト化処理
後は室温まで空冷を行うことがよい。均質化処理後は室
温まで空冷ではなく水冷による速い冷却を行うことで、
鋼塊の結晶粒を微細化できる。この微細な結晶粒を持つ
鋼塊を用いて、順次、パーライト化処理、オーステナイ
ト化処理を行うことにより、得られる耐摩耗鋳鋼のオー
ステナイト結晶粒をより微細化できる。その結果、先に
述べた結晶粒の微細化及び双晶導入による耐摩耗性向上
効果をより高めることができる。

【００３３】一方、パーライト化処理後は室温まで逆に
水冷でなく空冷による徐冷の冷却を行うことがよい。こ
の理由は、パーライト処理後の鋳鋼は靱性が低くなるの
で、空冷にて冷却速度を遅くすることで鋳鋼の内外温度
差を小さくし、内外温度差による熱応力の発生を抑制し
て鋳鋼の割れを防止するためである。特に、鋳鋼肉厚が
１００ｍｍ以上と厚いものでは、肉厚方向に大きな熱応
力が発生するので空冷することがよい。

【００３４】なお、本発明による耐摩耗鋳鋼を製造する
に際し、鋼塊を鋳造後、（イ）８５０〜１２００℃の温
度で０．５〜３時間保持する均質化処理、（ロ）５００
〜７００℃の温度で３〜２４時間保持するパーライト化
処理、（ハ）８５０〜１２００℃の温度に加熱してオー
ステナイト化処理し、次いで水冷を行う処理、という３
つの熱処理をそれぞれ単独に、あるいは２つを順に組み
合わせて行うこともできる。例えば、鋳造後、（ロ）の
５００〜７００℃の温度で３〜２４時間加熱保持してパ
ーライト化処理し、その後に室温まで空冷を行い、しか
る後に、（ハ）の８５０〜１２００℃の温度に加熱して
オーステナイト化処理し、次いで水冷を行うものであ
る。

【００３５】

【実施例】以下、本発明の実施例を比較例とともに説明
する。

【００３６】大気溶解により表１に示す化学組成の鋼を
それぞれ溶製し、該溶鋼を鋳型に鋳込んで１５０ｋｇの
舟形の鋼塊（幅：３０〜１２０ｍｍ（最大肉厚１２０ｍ
ｍ），高さ：４００ｍｍ，長さ：５００ｍｍ）とした。
ここで、Ｎｏ．１〜１３が比較鋼、Ｎｏ．１４〜２３が
本発明鋼である。このときの鋳造温度は１４８０〜１５
６０℃で、通常の鋳造温度である。そしてＡｌの添加
（表１においてＡｌ含有量が０．００５質量％以上のも
の）は、溶鋼をＡｌ脱酸後、さらにＡｌを所要量添加す
ることで行った。また、Ｎの添加（表１においてＮ含有
量が０．０１質量％以上のもの）は、Ｎ₂ガスの加圧雰
囲気の調整により行った。なお、黒鉛電極と溶解材料の
間にアーク放電を発生させて溶解を行う電気炉では、ア
ーク放電部でＮ₂がＮに解離し活性化されるため溶鋼中
へのＮの吸収能が大きいので、アーク入熱を変化させる
ことでＮ含有量を調整することも可能である。

【００３７】鋳造して鋼塊を得たのち、比較鋼のＮｏ．
１〜６、比較鋼のＮｏ．１３及び本発明鋼のＮｏ．１４
〜１９の鋼塊については、通常の熱処理を行った。すな
わち、鋳造したのち、得られた鋼塊を１１００〜１２０
０℃の温度範囲で３時間加熱保持して均質化処理し、し
かる後に水冷を行うという熱処理（表１では「処理１」
として示す）を実施して共試鋳鋼を得た。

【００３８】また、比較鋼のＮｏ．７〜１２、及び本発
明鋼のＮｏ．２０〜２３の鋼塊については、均質化処理
・パーライト化処理・再オーステナイト化処理という熱
処理を行った。すなわち、鋳造した後、得られた鋼塊
を、温度１１００℃で３時間加熱保持して均質化処理し
該処理後に室温まで水冷し、次いで６３０℃に加熱して
該温度で５時間加熱保持してパーライト化処理し該処理
後に室温まで空冷し、しかる後に再度１１００℃に加熱
してオーステナイト化処理し、次いで水冷を行うという
熱処理（表１では「処理２」として示す）を実施して共
試鋳鋼を得た。

【００３９】これらの得られた各共試鋳鋼の肉厚１００
ｍｍの中心部分より、組織観察用試験片（平均結晶粒径
の測定用、双晶の導入された結晶粒の割合の測定用）を
それぞれ採取した。また、これら各鋳鋼から耐摩耗評価
試験用の摩耗試験片（図１の符号１，２）、シャルピー
衝撃試験片、及び疲労亀裂伝播試験片をそれぞれ製作し
た。以下、これらの試験方法について説明する。

【００４０】平均結晶粒径：各試験片を鏡面研摩後、Ｊ
ＩＳで規定される方法（ＪＩＳＧ０５５１）により粒
度番号を測定後、下記〜の手順にて平均結晶粒径を
算出した。ＪＩＳＧ０５５１に準拠し、粒度番号
を求める。粒度番号（Ｎ）から断面積１ｍｍ²あたり
の結晶粒の数（ｎ）を、ｎ＝２^N+3により算出する。
前記求めたｎ値を用いて、結晶粒の平均断面積Ａ（μｍ
²）を、Ａ＝１００００００／ｎにより算出する。結
晶粒を球形と仮定し、平均結晶粒径２ｒ（μｍ）を、２
ｒ＝２×（Ａ／π）^1/2により算出する。

【００４１】双晶の導入された結晶粒の割合：前記鏡面
研摩後の各試験片の結晶粒において、双晶の存在の有無
を判断し、双晶の存在する結晶粒の個数を数えて求め
た。結晶粒の様子については、ピクラル腐食した後、倍
率１０００倍の光学顕微鏡観察組織を画像解析して調べ
た。

【００４２】耐摩耗性評価試験（摩耗試験）：耐摩耗性
評価試験は、図１に示す試作した耐摩耗性評価試験機を
用いて行った。同図中、１は共試鋳鋼からなる上型試験
片、２は同共試鋳鋼からなる下型試験片、３は被破砕
石、４は上部原料シュート、５は下部原料シュート、６
は荷重検出装置（ロードセル）、７は昇降用アクチュエ
ータ、８は強化ガラス体をそれぞれ示している。上型試
験片１及び下型試験片２を装着し、チャート岩石（被破
砕石３）を上部原料シュート４から連続的に装入して、
昇降用アクチュエータ７を駆動・昇降させることによ
り、チャート岩石を破砕して摩耗試験を行った。

【００４３】摩耗試験条件は、チャート岩石の投入サイ
ズ：３．５〜６ｍｍ、チャート岩石の出ロサイズ：２．
０±ｌｍｍ、破砕時の周波数：６Ｈｚ、平均破砕荷重：
５．５ｋＮ（荷重検出装置６によって制御）、繰り返し
回数：約８５００回、とした。なお、試験片１，２に加
工硬化層を形成させるために、予めチャート岩石を破砕
させておいてから（繰り返し回数：約１０００回）、本
摩耗試験を実施した。この時の摩耗量は本摩耗試験には
含めていない。

【００４４】耐摩耗性については、試験前の試験片１，
２（各２個、合計４個）の重量と試験後の重量とから重
量減少量（試験材４個の合計）を求めて、下式に示す比
摩耗量（ｇ／ｋｇ）の値により評価した。ここで、試験
片１，２の重量減少は破砕に供された岩石の重量（投入
量）に影響を受けると予測されるため、比摩耗量で評価
した。

【００４５】比摩耗量（ｇ／ｋｇ）＝試験材の重量減少
量（ｇ）／破砕した岩石の重量（ｋｇ）

【００４６】シャルピー衝撃試験：２ｍｍのＵノッチの
ＪＩＳ３号試験片を用いて、ハンマー荷重：２９４．２
Ｎ（３０ｋｇｆ）、試験温度：室温にて行った。シャル
ピー衝撃値は吸収エネルギーを断面積で除して求めた。

【００４７】耐疲労亀裂進展性の評価：疲労亀裂伝播試
験により、亀裂伝播下限界値ΔＫ_thを室温で測定し求め
た。試験方法はＡＳＴＭＥ６４７に準拠し、応力比は
Ｒ（＝σ_min／σ_max）＝０．１で実施した。

【００４８】これらの試験結果を表２に示す。

【００４９】

【表１】

【００５０】

【表２】

【００５１】表２から明らかなように、本発明鋼（Ｎ
ｏ．１４〜Ｎｏ．２３）は、比摩耗量が０．０６０ｇ／
ｋｇ以下であり、且つ、シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃ
ｍ²を上回るとともに、亀裂伝播下限界値ΔＫ_thが１
０．９ＭＰａ・√ｍを上回っており、優れた耐摩耗性、
靱性及び耐疲労亀裂進展性を有している。

【００５２】そして本発明鋼において、Ｎｏ．１６〜Ｎ
ｏ．２３は、Ａｌ量：０．００５〜０．２質量％、Ｎ
量：０．０１〜０．３質量％という本発明で規定する推
奨範囲を満たして、比摩耗量が０．０５０ｇ／ｋｇ以下
で、且つ、シャルピー衝撃値が３１Ｊ／ｃｍ²を上回る
とともに、亀裂伝播下限界値ΔＫ_thが１１．２ＭＰａ・
√ｍを上回るという値が得られており、ＡｌとＮの複合
添加により、結晶粒が微細化されて耐摩耗性だけでな
く、靱性と耐疲労亀裂進展性も向上している。

【００５３】これらのうち特に、本発明鋼のＮｏ．２０
〜Ｎｏ．２３は、比摩耗量が０．０３９ｇ／ｋｇ以下
で、且つ、シャルピー衝撃値が３１Ｊ／ｃｍ²を上回る
とともに、亀裂伝播下限界値ΔＫ_thが１２．７ＭＰａ・
√ｍを上回っている。すなわち、均質化処理だけの熱処
理工程とは違って、均質化処理の後にパーライト化処理
とオーステナイト化処理とを行ったことにより、結晶粒
の微細化と双晶導入との効果が大きく、靱性に優れると
ともに、より優れた耐摩耗性及び耐疲労亀裂進展性を有
している。

【００５４】一方、比較鋼のＮｏ．５〜Ｎｏ．１３で
は、本発明で規定する要件の何れかを欠くため、次のよ
うな問題があった。すなわち、Ｎｏ．５はＣｒ量が上限
値を外れるために靱性が低い。また、Ｓｉ量が下限値を
外れるため、脱酸不足で鋳鋼中に多数のブローホールが
生じて耐摩耗性が悪い。Ｎｏ．６はＣ量及びＭｎ量とも
に各下限値を外れ、そのため（％Ｃ）×（％Ｍｎ）の値
も下限値を外れており、耐摩耗性，靭性とも悪いだけで
なく、組織がマルテンサイト主体となっているため耐疲
労亀裂進展性も悪い。Ｎｏ．７はＮｉ量が下限値を外れ
るために靭性が低くなっている。Ｎｏ．８はＣ量が上限
値を外れる一方、Ｎ量が上限値を外れるため結晶粒が微
細化されておらず耐摩耗性が悪い。

【００５５】また、Ｎｏ．９はＳｉ量が上限値を外れる
ために靭性が低く、Ｍｎ量が上限値を外れるために耐摩
耗性が悪い。Ｎｏ．１０はＭｏ量が下限値を外れるため
に靭性が低く、Ａｌ量が上限値を外れるためにＡｌＮが
粗大化し耐摩耗性が悪い。Ｎｏ．１１は、耐摩耗性は良
いものの、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）の値が下限値を外れて
組織がマルテンサイト主体となっているため靭性と耐疲
労亀裂進展性が悪い。Ｎｏ．１２は、靭性と耐疲労亀裂
進展性は良いものの、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）の値が上限
値を外れて組織がオーステナイト主体となっているため
耐摩耗性が低い。Ｎｏ．１３はＮｉ量が上限値を外れる
ために耐摩耗性が悪く、また耐疲労亀裂進展性も悪い。

【００５６】また、表２から明らかなように、高Ｍｎ・
高Ｃの比較鋼（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４）は、耐摩耗性、靱
性及び耐疲労亀裂進展性とも劣っている。

【００５７】

【発明の効果】以上述べたように、本発明による耐摩耗
鋳鋼は、フルオーステナイト組織とした従来の高Ｍｎ鋳
鋼とは違って、Ｃ量とＭｎ量、及び（％Ｃ）×（％Ｍ
ｎ）の値を調整することで、組織をオーステナイトとマ
ルテンサイトとの複合組織にするとともに、衝撃による
塑性変形時に加工誘起マルテンサイト変態を生じさせる
ようにしたものであるから、マトリックスのマルテンサ
イトと塑性変形時の加工誘起マルテンサイトとによって
硬さが高められて耐摩耗性に優れている。また、前記加
工誘起マルテンサイトを生じさせることで鋳造欠陥など
を起点とする亀裂の進展に対する抵抗を高めることがで
きるので、耐疲労亀裂進展性に優れている。さらに、Ｍ
ｏ、Ｎｉ、Ａｌ及びＮを添加・調整することで、靱性に
も優れている。すなわち、本発明による耐摩耗鋳鋼は、
耐摩耗性、靱性及び耐疲労亀裂進展性に優れており、破
砕機の耐摩耗部材に用いて好適であって、破砕機の大型
化・破砕圧力の高圧化による使用条件の過酷化に応える
ことができる。

【００５８】本発明による第１の製造方法によると、耐
摩耗性、靱性及び耐疲労亀裂進展性に優れた耐摩耗鋳鋼
を得ることができる。また、本発明による第２の製造方
法によると、鋳造したのちに均質化処理された鋼塊を、
前記第１の製造方法とは違って、パーライト化処理し、
該パーライト化処理後に再オーステナイト化して、鋼塊
の組織をパーライトからオーステナイトに変態させるよ
うにしたものであるから、１００ｍｍを上回る厚肉のも
のであっても結晶粒が微細化されるとともに、多数の双
晶が導入された耐摩耗鋳鋼を得ることができる。これに
より、靱性が良いことに加えて、耐摩耗性及び耐疲労亀
裂進展性がともにより優れた耐摩耗鋳鋼を得ることがで
きる。

【図面の簡単な説明】

【図１】摩耗試験に使用した耐摩耗性評価試験機の構成
を示す図である。

【符号の説明】

１…上型試験片２…下型試験片３…被破砕石４…
上部原料シュート５…下部原料シュート６…荷重検
出装置７…昇降用アクチュエータ８…強化ガラス体

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２１Ｄ 6/00 １０１Ｃ２１Ｄ 6/00 １０１Ｆ１０１ＨＣ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者村上昌吾兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者高浪裕智兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目３番１号株式会社神戸製鋼所高砂製作所内 (72)発明者増本健鳥取県米子市富益町88番地１米子製鋼株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：０．４〜１．０％、Ｓ
ｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：３．０〜９．０％、Ｍ
ｏ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：０．０４〜０．２％、Ｃ
ｒ：１．０％未満（０％を含む）をそれぞれ含有すると
ともに、１．７≦〔（％Ｃ）×（％Ｍｎ）〕＜５の関係
を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組
織がオーステナイトとマルテンサイトの複合組織よりな
ることを特徴とする耐摩耗鋳鋼。
【請求項２】さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜
０．２％、Ｎ：０．０１〜０．３％を含有するものであ
る請求項１記載の耐摩耗鋳鋼。
【請求項３】破砕機の耐摩耗部材として用いられるも
のである請求項１又は２記載の耐摩耗鋳鋼。
【請求項４】請求項１又は２記載の化学成分を有する
鋼塊を、鋳造したのち、８５０〜１２００℃の温度範囲
で０．５〜３時間加熱保持して均質化処理し、しかる後
に水冷を行うことを特徴とする耐摩耗鋳鋼の製造方法。
【請求項５】請求項１又は２記載の化学成分を有する
鋼塊を、鋳造したのち、８５０〜１２００℃の温度範囲
で０．５〜３時間加熱保持して均質化処理し、次いで５
００〜７００℃の温度範囲で３〜２４時間加熱保持して
パーライト化処理し、しかる後に再度８５０〜１２００
℃の温度範囲に加熱してオーステナイト化処理し、次い
で水冷を行うことを特徴とする耐摩耗鋳鋼の製造方法。
【請求項６】前記均質化処理後は室温まで水冷を行
い、また前記パーライト化処理後は室温まで空冷を行う
ものである請求項５記載の耐摩耗鋳鋼の製造方法。