JP3545963B2 - 高靱性超耐摩耗鋳鋼及びその製造方法 - Google Patents
高靱性超耐摩耗鋳鋼及びその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、衝撃を受ける耐摩耗部材に用いられる耐摩耗鋳鋼およびその製造方法に関するもので、特に、コーンクラッシャやジョークラッシャ等の破砕機ライナーに用いられる耐摩耗鋳鋼およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来の破砕機等の耐摩耗部材には、耐摩耗性と靭性を合わせ持つ高Ｍｎ鋳鋼が多く使用されてきた。高Ｍｎ鋳鋼はマトリックスがオーステナイトで靭性が高く、また塑性変形を受けると、変形双晶又は積層欠陥により加工硬化が生じて、塑性変形を受けた表面部の硬さが高くなる特性を有している。このため、破砕機ライナー等の衝撃をう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】
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、高破砕圧化、高破砕比化（破砕比：投入岩石サイズ／破砕後岩石サイズ）が進められている。このような過酷な使用条件を満足でき、さらに、高い靱性と耐摩耗性を有する耐摩耗部材が要求されている。
【０００４】
このため、従来の高Ｍｎ鋳鋼（ＪＩＳ Ｇ５１３１）のＣ量を高め、それに合わせてＭｎ量を高くして機械的性質、耐摩耗性の向上を図った高Ｍｎ鋳鋼が数多く提案されている（特公昭５７−１７９３７号公報、特公昭６３−８１８１号公報、特公平１−１４３０３号公報、特公平２−１５６２３号公報、特開昭６０−５６０５６号公報、特開昭６２−１３９８５５号公報、特開平１−１４２０５８号公報等を参照）。すなわち、高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性の改善のためにＣ量を高くし、これに合わせて、Ｍｎ量を高くして、水靭処理（鋳造した後にオーステナイト域で溶体化後水冷する熱処理）中に生じる炭化物の析出を抑制することによりすぐれた機械的性質を得るものである。
【０００５】
しかしながら、耐摩耗性向上のために高Ｍｎ鋳鋼のＣ量を高くするには限界があり、Ｃ量を高くしすぎるとＭｎ量を上げても、水靭処理中に炭化物が析出するようになる。特に、高Ｍｎ鋳鋼の鋼塊サイズが大きくなり、水靭処理の冷却速度が遅くなる程、炭化物析出の傾向が大きくなる。この結果、冷却中の炭化物は結晶粒界に多く析出し、高Ｍｎ鋳鋼の靭性を低下させる問題がある。
【０００６】
このため、高Ｍｎ鋳鋼にＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等の炭化物形成元素を添加して、結晶粒の微細化あるいは炭化物の析出形態制御（球状炭化物を結晶粒内に分散させる）により、高Ｍｎ鋳鋼の靭性を向上させることが提案されている（特公昭６３−８１８１号公報、特公平１−１４３０３号公報、特開昭６０−５６０５６号公報、特開昭６２−１３９８５５号公報、特開平１−１４２０５８号公報参照）。これらの方法はある程度の靱性の改善効果は認められるものの、画期的に耐摩耗性と靭性を兼ね備えた特性は得られていないのが現状である。
【０００７】
例えば、Ｔｉを添加した場合、Ｔｉは溶鋼中に溶解した窒素との反応性が極めて強く、高Ｍｎ鋳鋼の鋳造時に粗大な窒化物（ＴｉＮ）が晶出する場合がある。この粗大化した窒化物は結晶粒の微細化には寄与しないだけでなく、破壊の起点となり、高Ｍｎ鋳鋼の靱性を低下させる問題がある。
そして、Ｂは極めて偏析しやすく、Ｆｅと反応して極めて融点の低いホウ化物を形成する場合が多い。このためＢを添加した高Ｍｎ鋳鋼は、鋳造後の冷却過程時に、Ｂの偏析や、低融点のホウ化物の形成によって、鋳造割れを生じる場合があり耐摩耗部材として使用できない問題がある。
さらにまた、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等は高価な元素であり、これら元素の添加はコストアップの要因となる。
【０００８】
一方、耐摩耗性能は高Ｍｎ鋳鋼の結晶粒が微細化され加工硬化特性が向上するほど高まるので、Ｍｎ鋳鋼の鋳込み温度を低くし結晶粒を微細化する方法も提案されている（特開平９−２０２９４１号公報等）。しかしながら高Ｍｎ鋳鋼の鋳込み温度を低くするには限界があり、高Ｍｎ鋳鋼の鋳込み温度を下げすぎると鋳造欠陥が発生しやすくなる問題もある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上述の問題に鑑みてなされたものであり、高価なＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等の炭化物形成元素を用いることなく、そして、鋳造欠陥が発生しやすくなる低温での鋳込みを行うことなく、これまでに開発された高Ｍｎ鋳鋼以上の耐摩耗性を有し、かつ靭性の高い高靱性超耐摩耗鋳鋼を提供することを目的とするものである。さらに、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼を破砕機ライナー材に適用することにより、破砕機の高破砕圧化、高破砕比化に対応できる破砕機の耐摩耗部材を提供することを目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性と靱性の両方を改善するために鋭意研究を行った。特に、塑性変形時の加工硬化について研究を行い、耐摩耗部材の岩石破砕時等の衝撃による塑性変形時における加工硬化に、加工誘起マルテンサイト変態を活用できることを見い出した。加工誘起マルテンサイト変態は、準安定なオーステナイト組織に歪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。
【００１１】
本発明は、この加工誘起マルテンサイト変態を活用して、摩耗面の硬さを向上させることにより、従来の高Ｍｎ鋳鋼より優れた耐摩耗性を得るものである。この加工誘起マルテンサイト変態は、高Ｍｎ鋳鋼のＣ量を低くすることにより生じやすいことを確認した。
この結果、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼は、耐摩耗性を改善するためにＣ量を高める必要がなく、従来の高Ｍｎ鋳鋼よりもＣ量を低減することが可能となり、高い靱性を得ることができるものである。
さらに、Ｍｏの添加による粒界炭化物の析出防止と炭化物の球状化による靱性の改善や、Ｎｉの少量添加とＣｒ量の限定による粒界炭化物の析出防止による靱性の改善等により、高靱性超耐摩耗鋳鋼の靭性をさらに高くできるいう知見も得た。
【００１２】
さらに、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼の溶鋼にＡｌとＮを複合添加して、ＡｌＮ（窒化物）を生成させることにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒の微細化を促進できるいう知見も得た。この高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒の微細化により、さらに加工硬化特性が向上するので高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性能を改善できるものである。
本発明はこれらの知見に基づいて完成したものである。
【００１３】
本発明のうちで請求項１記載の発明は、質量％（以下、「％」で示す。）で、Ｃ：０．４〜１．２％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：４．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：０．０４〜０．２％、Ｃｒ：１．０％未満（０％を含む）を含み、かつ５≦（％Ｃ）×（％Ｍｎ）≦１２であって、残部がＦｅおよび不可避不純物元素からなり、双晶の存在する結晶粒の数の比率が５０％以上であることを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼である。以下、各成分および双晶の存在する結晶粒の数の比率の限定理由を以下に示す。
【００１４】
（ａ）Ｃ：０．４〜１．２％
Ｃは耐摩耗性を改善する元素であり、Ｃ量は耐摩耗性の改善のために、０．４％以上必要である。また、Ｃ量が１．２％を越えると、本発明が目的とする高い靱性を得ることができない。
【００１５】
（ｂ）Ｍｎ：４．０〜１３．０％
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、Ｃとともにオーステナイト化処理後、水冷した際に靱性を低下させるマルテンサイトの生成を抑制する。このため、Ｍｎ量は耐摩耗性の改善のために、４．０％以上必要である。また、Ｍｎ量が１３．０％を越えると、本発明が目的とする加工誘起マルテンサイト変態を利用した優れた耐摩耗性を得ることができない。
【００１６】
（ｃ）５≦（％Ｃ）×（％Ｍｎ）≦１２、好ましくは、５≦（％Ｃ）×（％Ｍｎ）≦８
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、Ｃ量とＭｎ量を上記（ａ）および（ｂ）範囲に規定し、さらに（％Ｃ）×（％Ｍｎ）を１２以下、好ましくは８以下にする必要がある。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するようになる。両者はマルテンサイトの結晶構造が異なるが、いずれが生成しても加工硬化特性は顕著に向上する。
また、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）を５以上にすることにより、鋳造時又は水靭処理時のマルテンサイト変態を防止でき、オーステナイト単相組織が得られ、靱性が向上する。
【００１７】
（ｄ）Ｓｉ：０．３〜１．０％
鋳造時の溶湯の流動性確保および溶解、精錬時の脱酸のために、Ｓｉを０．３％以上添加することが必要である。また、Ｓｉを１．０％を越えて添加すると、炭化物の結晶粒界への析出が促進されて、靭性低下をまねく。
【００１８】
（ｅ）Ｍｏ：０．５〜３．０％
Ｍｏは粒界炭化物および針状炭化物の抑制に有効であり、その効果を得るにはＭｏを０．５％以上の添加が必要であり、Ｍｏ量が３．０％を越えるとその効果が飽和する。Ｍｏは高価な元素であるので、必要以上の添加はコストアップとなる。
【００１９】
（ｆ）Ｎｉ：０．０４〜０．２％
Ｎｉは靱性向上に有効な元素であり、０．０４％以上の添加量で靱性向上の効果がある。一方、Ｎｉ量が０．２％を越えると、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が阻害され、加工硬化特性が低下する。
特に、Ｃｒ量が０．５％を越えると、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が、Ｎｉの添加により靱性向上が改善でき、Ｎｉ添加は靱性向上に極めて有利である。
【００２０】
（ｇ）Ｃｒ：１．０％未満（０％を含む）
Ｃｒは加工硬化特性を向上させる元素であるが、粒界炭化物の析出を促進させ、靱性を低下することから、Ｎｉを０．０４〜０．２％の添加条件でも、Ｃｒ量を１．０％未満にすることが必要であり、好ましくは０．９５％以下である。一方、耐摩耗性の改善からＣｒの添加量が多いほどよく、Ｃｒの添加量は０．５％を越えることが好ましく、より好ましくは０．６％以上である。
（ｈ）双晶の存在する結晶粒の数の比率：５０％以上
高靱性超耐摩耗鋳鋼の５０％以上の結晶粒内に双晶が存在させることにより、耐摩耗部材に使用時に双晶界面が結晶粒界と同様に変形（転位すべり）の障壁となって加工硬化を促進し、摩耗面の硬さがより高くなり、高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性を向上できる。この転位すべり抑制による加工硬化と前述の加工誘起マルテンサイト変態による硬化によって、従来にはない極めて優れた耐摩耗性を得ることができる。なお、双晶には、熱処理時の焼鈍双晶や、熱処理後に塑性変形によって導入される変形双晶の２つがあり、これら２つ双晶の間で加工硬化への寄与に差がないので、本発明ではこれら双晶を区別する必要はない。なお、後述の請求項５記載の方法により、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒内に５０％以上の双晶を存在させることができる。
【００２１】
また請求項２記載の発明は、請求項１の発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼に、さらに、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０１〜０．３％を添加することを特徴とするものである。
０．００５〜０．２％の範囲のＡｌと０．０１〜０．３％、の範囲のＮとを複合添加することにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒をさらに微細化することによって、加工硬化特性をさらに向上させて高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性を高めるものである。
なお、Ｎの添加は高靱性超耐摩耗鋳鋼の鋳造原料の選択（窒化物の添加等）、鋳造時のＮ２ 雰囲気コントロール、および、電気炉によるアークの利用等の方法の適当な組み合わせにより調整することができる。
【００２２】
Ａｌ量を０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、Ｎ量を０．０１０％以上添加することにより、鋳造後の冷却過程又は熱処理過程で、結晶粒の粒成長を抑制に効果のある微細なＡｌＮ（窒化物）の析出量が増加させることができ、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒をさらに微細化することができる。
一方、Ａｌ量が０．２％、Ｎ量が０．３％を越えると、鋳造時にＡｌＮ（窒化物）が晶出し、この晶出した窒化物は粗大化しており、結晶粒の粒成長の抑制には寄与しないだけでなく、この晶出した窒化物が破壊の起点となり、高靱性超耐摩耗鋳鋼の靱性を低下させる。
【００２３】
さらに、ＡｌＮの結晶粒の粒成長を抑制効果について説明する。鋳造後の冷却過程又は熱処理過程で微細なＡｌＮ（窒化物）を析出させ、この微細なＡｌＮが、鋳造後の冷却過程又は熱処理過程での結晶粒成長を抑制することにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒をさらに微細化するものである。特に、この微細なＡｌＮは、高靱性超耐摩耗鋳鋼のオーステナイト化処理時の結晶粒成長を抑制する効果が大きい。このオーステナイト化処理は、後述（請求項５の手段を参照）するように、高靱性超耐摩耗鋳鋼のパーライト組織をオーステナイト組織に変態させることにより結晶粒を微細化させるものである。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、通常、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。本発明では、このオーステナイト結晶粒の粒成長を抑制するために、ＡｌとＮとを複合添加して、高靱性超耐摩耗鋳鋼中に微細なＡｌＮを析出させるものである。そして、この微細なＡｌＮのピンニング効果により、オーステナイト結晶の粒成長を抑制して、オーステナイト組織の結晶粒を微細化される。なお、Ａｌは鋳造時に、溶鋼の脱酸に用いられるので、一般的に鋼中に不純物として、０．００５％未満のＡｌが含まれることがある。そして、Ｎについても、鋳造時にある程度制御しても、鋼中に不純物として、０．０１％未満のＮが含まれることがある。しかし、これらのＡｌおよびＮ量では、本発明が意図する高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒の成長の抑制に効果がない。
【００２４】
また請求項３記載の発明は、請求項１又は２記載の発明の構成に、高靱性超耐摩耗鋳鋼の平均結晶粒径が４００μｍ以下であることを加えたことを特徴とするものである。
高靱性超耐摩耗鋳鋼のオーステナイト結晶の平均粒径が４００μｍ以下、好ましくは２５０μｍ以下にすることにより、破砕機等の耐摩耗部材に使用の際の塑性変形時の加工誘起マルテンサイト変態による加工硬化特性をより向上でき、さらに靱性を改善できる。
【００２５】
【００２６】
【００２７】
また請求項４記載の発明は、請求項１乃至３のいずれかに記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼が破砕機の耐摩耗部材に用いられることを特徴とするものである。本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼が破砕機の耐摩耗部材に用いることにより、破砕機の高破砕圧化、高破砕比化に対応できる。
【００２８】
また請求項５記載の発明は、請求項１乃至３のいずれかに記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法であって、鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ均質化処理を行った後、５００〜７００℃まで冷却して、この５００〜７００℃で３〜２４ｈｒ保持してパーライト化処理後、再度８５０〜１２００℃まで加熱してオーステナイト化処理を行った後、水冷することを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法である。高靱性超耐摩耗鋳鋼の鋼塊を鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ均質化処理を行った後、５００〜７００℃まで冷却して、この５００〜７００℃で３〜２４ｈｒ保持してパーライト化処理を行い、その後、高靱性超耐摩耗鋳鋼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って微細な結晶粒を得ることができる。すなわち、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒を微細化し、加工硬化特性を向上せしめ耐摩耗性を高めることができる。
【００２９】
本発明の製造方法では、破砕機の耐摩耗部材等の製品肉厚によらず部材全体にわたって微細な結晶粒が得られることなる。そして、近年、破砕機の大型化に伴い、それに用いられる耐摩耗部材の大型・厚肉化による結晶粒の粗大化を防止できるものである。
従来、耐摩耗部材の大型・厚肉化に伴い、鋳造、熱処理工程で得られる耐摩耗部材の冷却速度が遅くなり、結晶粒が粗大になる傾向がある。そして、耐摩耗部材の肉厚が小さい場合には、鋳込温度を低下させても結晶粒を微細化できるが、部材の肉厚が大きくなるほど微細化が困難となる問題があった。一方、鋳込温度を低下する結晶粒微細化方法は、湯皺、湯廻り不良、ブローホール等の鋳造欠陥が生じやすく、またある程度以上製品肉厚が大きくなると有効ではなくなる。本発明の製造方法で、これらの問題を解決することができるものである。
【００３０】
さらに、請求項５の熱処理を施すことにより、加工硬化特性をさらに向上できる。前述の高靱性超耐摩耗鋳鋼のパーライト化処理後、再オーステナイト化することにより、焼鈍双晶が非常に多く導入される。この焼鈍双晶が塑性変形時の加工硬化を促進して、高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性が向上する。なお、熱処理後に塑性変形を加えることにより、例えば、請求項５の熱処理後に破砕機用ライナーの加工硬化を促進して、高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性が向上する。
【００３１】
また、請求項５の熱処理を、（イ）鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ保持する均質化処理、（ロ）５００〜７００℃で３〜２４ｈｒ保持するパーライト化処理、（ハ）８５０〜１２００℃まで加熱してオーステナイト化処理後の水冷処理の３つの熱処理をそれぞれ単独に、または、２つを順に組み合わせて行うこともできる。例えば、（イ）の鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ均質化処理後、室温まで冷却する。そして、（ロ）の５００〜７００℃に加熱後、３〜２４ｈｒ保持してパーライト化処理して室温まで冷却する。次に、（ハ）の８５０〜１２００℃まで加熱してオーステナイト化処理後、水冷するものである。
【００３２】
また請求項６記載の発明は、請求項５記載の構成において、前記均質化処理後の冷却を室温まで水冷し、その後、順次、前記パーライト化処理、前記オーステナイト化処理を行った後、水冷することを特徴とするものである。前述の請求項５の（イ）の熱処理「鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ均質化処理後」の冷却を、室温まで水冷のように急速冷却することによって、高靱性超耐摩耗鋳鋼の鋼塊の結晶粒を微細化できる。この微細な結晶粒を有する高靱性超耐摩耗鋳鋼の鋼塊を用いて、その後、順次、パーライト化処理、前記オーステナイト化処理を行った後、水冷することにより、得られる高靱性超耐摩耗鋳鋼のオーステナイト結晶粒をさらに微細化することができるものである。この高靱性超耐摩耗鋳鋼の微細なオーステナイト結晶粒により、さらに高靱性超耐摩耗鋳鋼に双晶を多数導入することができる。前述したように、この多数の双晶の導入により、高靱性超耐摩耗鋳鋼の加工硬化を促進し、摩耗面の硬さがより高くすることができ、高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性をより向上できる。
【００３３】
また請求項７記載の発明は、請求項５又は６記載の構成において、前記パーライト化処理後、室温まで冷却し、その後、再度８５０〜１２００℃まで加熱してオーステナイト化した後、水冷することを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法である。高靱性超耐摩耗鋳鋼の組織を一旦パーライト化することにより、最終熱処理後の高靱性超耐摩耗鋳鋼の機械加工を容易にするものである。
【００３４】
また請求項８記載の発明は、請求項７の構成において、前記パーライト化処理後の室温まで冷却を空冷（徐冷）により行うことを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法である。パーライト化処理後の室温まで冷却を空冷により行うことにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の割れを防止するものである。一般に、パーライト処理後の高靱性超耐摩耗鋳鋼は靱性が極めて低くなるので、空冷のように冷却速度を遅くすることにより、鋳鋼の内外温度差を小さくして、内外温度差による鋳鋼の熱応力の発生を抑制することにより鋳鋼の割れを防止するものである。特に肉厚が厚い高靱性超耐摩耗鋳鋼の場合には、肉厚方向に大きな熱応力が発生するので、空冷することが好ましい。
【００３５】
また請求項９記載の発明は、請求項７又は８の構成において、前記パーライト化処理後の室温までの冷却の後、機械加工を行うことを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法である。パーライト化によって、機械加工性が向上しているこの段階で、機械加工を行うことにより高靱性超耐摩耗鋳鋼の機械加工をさらに容易にするものである。
【００３６】
また請求項１０記載の発明は、請求項５乃至９のいずれかに記載の構成において、最大肉厚部が１００ｍｍ以上である破砕機の耐摩耗部材に用いることを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法である。本発明の方法を、最大肉厚部が１００ｍｍ以上ある破砕機の耐摩耗部材に用いることにより効果があり、肉厚の厚い高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒を微細化できる。すなわち、最大肉厚部が１００ｍｍ以上になると、前述した従来技術の結晶粒微細化方法では、結晶粒を微細化することができないため、本発明の方法は極めて有効である。
【００３７】
【実施例】
以下本発明を実施例を、表および図示例によって詳細に説明する。なお、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徹して設計変更することはいずれも本発明の技術適用範囲に含まれるものである。
表１、表２および図１は本発明の第１実施例を説明するものであり、表３、表４および図２は本発明の第２実施例を説明するものである。
そして、表１および表３は各実施例で使用した試験材の化学成分を示す表であり、表２および表４は各実施例で行った平均結晶粒径の測定、双晶の導入された結晶粒の割合の測定、耐摩耗評価試験およびシャルピー衝撃試験の結果を示す表である。さらに、図１および図２は各実施例で行った耐摩耗評価試験に用いた破砕機の概略図である。
【００３８】
（第１実施例：表１、表２、図１参照）
最初に、本発明の請求項１に記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の実施例を説明する。本実施例では、真空溶解により、表１に示す化学組成を有する合金を溶解し、これを１５０ｋｇの舟形インゴット（幅：３０〜１２０ｍｍ（最大肉厚１２０ｍｍ）、高さ：４００ｍｍ、長さ：５００ｍｍ）に溶製した。ここで、Ｎｏ．１〜９が本発明鋼（９鋼種）であり、Ｎｏ．１０〜１４が比較鋼（５鋼種）、Ｎｏ．１５〜１８が従来鋼（４鋼種）である。このときの鋳造温度は１４８５〜１５５０℃にあり、これら鋳造温度は従来の鋳造温度である。
Ｎｏ．１〜４とＮｏ．７〜１８の鋼塊については、通常の熱処理を行った。すなわち、鋳造後、１１００〜１２００℃に加熱して、４ｈｒ保持して均質化処理後、水冷する処理である。
さらに、Ｎｏ．４の同一の化学組成鋼塊（Ｎｏ．５、６）については、本発明の熱処理を行った。すなわち、本発明の熱処理は、鋳造の後、１１００℃−３ｈｒ加熱保持する均質化処理後、６００℃まで炉冷して、この温度で５ｈｒ保持するパーライト化処理を行い、その後再度、オーステナイト化のために所定の温度に加熱して、それぞれの温度で２ｈｒ保持する再オーステナイト化処理後、水冷を行なう処理である。このとき、オーステナイト化温度は、Ｎｏ．５の鋼塊は１１００℃、Ｎｏ．６の鋼塊は１０００℃である。
【００３９】
【表１】
【００４０】
これら熱処理後の鋼塊の肉厚１００ｍｍの中心部より、組織観察用試験片（平均結晶粒径の測定、双晶の導入された結晶粒の割合の測定）を採取した。
さらに、これら鋼塊から耐摩耗評価試験用の摩耗試験材（破砕機の移動ライナー上に設けた試験材：図１参照）およびシャルピー衝撃試験片を製作した。
【００４１】
これら、試験方法を以下に示す。
（１）平均結晶粒径の測定
各試験材を鏡面研摩後、光学顕微鏡により直線交接法により行った。
（２）双晶の導入された結晶粒の割合の測定
前記鏡面研摩後の各試験材の結晶粒において、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。
（３）耐摩耗評価試験（摩耗試験）
摩耗試験は、図１に示す破砕機を用いて試験を行った。摩耗試験材４を破砕機１の移動ライナー３に取り付けた。摩耗試験は、５のホッパーから流紋岩（岩石粒度：５〜２０ｍｍ）を連続的に装入し、流紋岩を２トン破砕後の摩耗試験材の摩耗量により評価した。
なお、摩耗試験に先立ち、試験片に加工硬化層を形成させるために、前記流紋岩を２００ｋｇの破砕を行った。この時の摩耗量は、本摩耗試験には含まない。さらに、表１に示す鋼塊から摩耗試験材およびシャルピー衝撃試験片を製作した。そして、、破砕機による摩耗試験およびシャルピー衝撃試験を行い、耐摩耗性および靭性を評価した。
（４）シャルピー衝撃試験
シャルピー衝撃試験は２ｍｍのＵノッチのＪＩＳ３号試験片を用いて、ハンマー荷重：３０ｋｇｆで、室温で行った。シャルピー衝撃値は吸収エネルギーを断面積で徐して求めた。
これらの試験結果を表２に示す。
【００４２】
【表２】
【００４３】
（１）平均結晶粒径および双晶の導入された結晶粒の割合の測定結果
Ｎｏ．５およびＮｏ．６（本発明鋼を本発明法により熱処理）は、Ｎｏ．４（本発明鋼を従来法により熱処理）よりも、平均結晶粒径は小さく４００μｍ以下となった。
そして、Ｎｏ．５およびＮｏ．６は双晶が導入され、この双晶が導入された結晶粒の割合が５０％以上となった。このとき、Ｎｏ．５とＮｏ．６は、平均結晶粒径、双晶の導入された結晶粒の割合が異なるが、これは再オーステナイト時の粒成長の挙動が異なったことが考えられる。つまり、再オーステナイト化温度には合金組成に合った最適温度が存在するからである。
【００４４】
（２）耐摩耗評価試験（摩耗試験）およびシャルピー衝撃試験結果
表２に示すように、摩耗量が０．８５ｇ／岩石１ｔｏｎ以下で、かつ、シャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２ を越えるのは、本発明鋼（Ｎｏ．１〜９）のみである。
特に、Ｃｒ量が０．９％の本発明鋼（Ｎｏ．４〜９）の摩耗量は０．８０ｇ／岩石１ｔｏｎ以下という優れた耐摩耗性を有するだけでなく、Ｎｉを０．０５〜０．２％の添加により、Ｃｒ量が０．５％を越えるにもかからずシャルピー衝撃値は、６０Ｊ／ｃｍ２ を越え、優れた靱性を示すことが明らかになった。
【００４５】
一方、比較鋼（Ｎｏ．１０〜１４）は、耐摩耗性（摩耗量）、靱性（シャルピー衝撃値）のどちらかを満足することができない。すなわち、Ｎｏ．１０（高Ｍｎ低Ｃ鋼）やＮｏ．１２（高Ｎｉ鋼）は耐摩耗性が不足し、Ｎｏ．１１（低Ｍｎ高Ｃ鋼）やＮｏ．１３（高Ｃｒ低Ｎｉ鋼）は靱性が低くなる。
そして、従来鋼（Ｎｏ．１５〜１８）は、耐摩耗性および靱性の両方を満足しないことことが明らかである。
【００４６】
さらに、従来の均質化処理後、さらに、パーライト化処理と再度のオーステナイト化処理後に水冷を行ったＮｏ．５およびＮｏ．６は、結晶粒の微細化および双晶導入の効果は大きく、従来の高Ｍｎ鋼と比べて画期的に耐摩耗性および特に靭性が改善されていることが判った。
このような熱処理を行うことにより、肉厚が１００ｍｍ以上の高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒の微細化ができ、従来の高Ｍｎ鋼より結晶粒が微細な高靱性超耐摩耗鋳鋼を得ることができる。この高靱性超耐摩耗鋳鋼は、近年の大型、厚肉化する破砕機用ライナーに適用できるものである。
【００４７】
（第２実施例：表２、表３、図２参照）
次に、本発明の請求項２に記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼（請求項１記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼に、さらに、ＡｌとＮを添加）の実施例を説明する。
本実施例では、大気溶解（第１実施例は真空溶解）により、表３に示す化学組成を有する合金を溶解し、第１実施例と同じ形状の舟形インゴットに溶製した。ここで、Ｎｏ．Ａ〜Ｋが発明鋼（１１鋼種）、Ｎｏ．Ｌ〜Ｔが比較鋼（９鋼種）、Ｎｏ．Ｕ〜Ｘが従来鋼（４鋼種）である。このときの鋳造温度は１４８０〜１５６０℃であり、これら鋳造温度は従来の鋳造温度である。
そして、Ａｌの添加は、溶鋼をＡｌ脱酸後、さらに、所定のＡｌを添加することにより、また、Ｎの添加は、Ｎ２ の加圧雰囲気の調整および電気炉のアーク利用により行った。
【００４８】
Ｎｏ．Ａ〜ＧとＮｏ．Ｑ〜Ｘの鋼塊については、通常の熱処理（第１実施例で「通常の熱処理」として行った条件と同じ条件）を行った。
Ｎｏ．Ｈ〜Ｐの鋼塊については、本発明の熱処理を行った。すなわち、本発明の熱処理は、鋳造の後、１１００℃−３ｈｒ加熱保持する均質化処理後、室温まで水冷し、その後６３０℃まで加熱して、この温度で５ｈｒ保持するパーライト化処理後、室温まで空冷し、その後再度、オーステナイト化処理のために１１００℃に２ｈｒ加熱して、それぞれの温度で２ｈｒ保持する再オーステナイト化処理の後、水冷を行なう処理である。
そして、前記パーライト化処理後、室温まで空冷したＮｏ．Ｈ〜Ｐの鋼塊について、表面観察を行ったが、これら鋼塊には割れ発生は認められなかった。
さらに、Ｎｏ．Ｈ〜Ｋの本発明鋼の鋼塊について、鋼塊表面をバイトによる切削加工（機械加工）したところ、従来の最終熱処理後（オーステナイト組織）の鋼塊表面の切削加工に比べて、容易に行うことができた。
【００４９】
【表３】
【００５０】
第１実施例と同様に、これら熱処理後の鋼塊の肉厚１００ｍｍの中心部より、組織観察用試験片（平均結晶粒径の測定、双晶の導入された結晶粒の割合の測定）を採取した。
さらに、これら鋼塊から耐摩耗評価試験用の摩耗試験材（上型試験片および下型試験材：図２参照）およびシャルピー衝撃試験片を製作した。
そして、平均結晶粒径の測定、双晶の導入された結晶粒の割合の測定、耐摩耗評価試験およびシャルピー衝撃試験を行った。この結果を表４に示す。
【００５１】
【表４】
【００５２】
なお、平均結晶粒径の測定と耐摩耗評価試験は第１実施例と異なるので、これら、試験方法を以下に示す。
（１）平均結晶粒径の測定
各試験材を鏡面研摩後、ＪＩＳで規定される方法（ＪＩＳ Ｇ ０５５１）により粒度Ｎｏ．を測定後、下記方法により、平均結晶粒径の算出した
▲１▼ ＪＩＳ Ｇ ００５５１ に準拠し、粒度Ｎｏ．を測定
▲２▼ 粒度Ｎｏ．（Ｎ）から断面積１ｍｍ２ あたりの結晶粒の数（ｎ）を算出
ｎ＝２Ｎ＋３
▲３▼ 上式で求めたｎ値を引用し、結晶粒の平均断面積（Ａ：μｍ）を算出
Ａ＝１００００００／ｎ
▲４▼ 結晶粒を球形と仮定し、平均結晶粒径（２ｒ：μｍ）を算出
２ｒ＝２×（Ａ／π）１／２
【００５３】
（２）耐摩耗評価試験（摩耗試験）
耐摩耗評価試験は、図２に示す耐摩耗性評価試験機６を試作して行った。図中、７は上型試験片、８は下型試験材、９は被破砕石、１０は上部原料シュート、１１は下部原料シュート（手前側に破砕された石が排出される構造）、１２荷重検出装置（ロードセル）、１３は昇降アクチュエータ、１４は強化ガラスを夫々示している。
摩耗試験は、上型試験片７および下型試験材８を各２個、耐摩耗性評価試験機６に装着して行った。チャート岩石（被破砕石９）を上部原料シュート１０の左右から連続的に装入（左右の装入量はほぼ同量）して、昇降アクチュエータ１３を昇降させることにより、チャート岩石（被破砕石９）を破砕して摩耗試験を行った。この試験条件を下記に示す。
・チャート岩石の投入粒度 ：２〜５ｍｍ
・チャート岩石の出ロ粒度 ：２．５±ｌｍｍ
・試験時の周波数 ：７Ｈｚ
・平均破砕荷重 ：５．５ｋＮ（荷重検出装置１２によって制御）
・繰り返し回数 ：約７０００回
なお、第１本実施例と同様に、摩耗試験材に加工硬化層を形成させるために、チャート岩石を予め破砕させた（繰り返し回数：約１０００回）。この時の摩耗量は、本摩耗試験には含まない。
耐摩耗性の評価は、試験前後の摩耗試験材（上型試験片および下型試験材：各２個、合計４個）の重量を測定して重量減少量（摩耗試験材４個の合計）を測定して、下式に示す比摩耗量（ｇ／ｋｇ）により行った。
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）
ここで、摩耗試験材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ものである。
【００５４】
本実施例の結果を以下に説明する（表４参照）。
（１）平均結晶粒径および双晶の導入された結晶粒の割合の測定結果
請求項１記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼に、さらに、ＡｌとＮを複合添加して、Ａｌ量が０．００５〜０．２％、Ｎ量が０．０１〜０．３％の範囲にある本発明鋼（Ｎｏ．Ｃ〜Ｋ）は平均結晶粒径が１７４μｍ以下の微細な結晶粒を有することを確認した。そして、これら本発明鋼に本発明の熱処理を行ったＮｏ．Ｈ〜Ｋ（４鋼種）は平均結晶粒径が１３２μｍ以下と、さらに平均結晶粒径を小さくすることができた。この結果、Ｎｏ．Ｈ〜Ｋは容易に双晶が導入され、この双晶が導入された結晶粒の割合が６５％以上となった。
さらに、本発明鋼で同一組成であるＮｏ．ＧとＮｏ．Ｈを比較すると、本発明の熱処理を行うことにより（Ｎｏ．Ｈ）、平均結晶粒径が１７４μｍから１２７μｍへ、双晶が導入された結晶粒の割合が０％から８５％へと、著しく改善されていることが判明した。
【００５５】
（２）耐摩耗評価試験（摩耗試験）およびシャルピー衝撃試験結果
表４に示されるように、比摩耗量が０．０７５（ｇ／ｋｇ）以下で、かつ、シャルピー衝撃値が５０（Ｊ／ｃｍ２ ）を越えるのは、本発明鋼（Ｎｏ．Ａ〜Ｋ）のみである。
特に、Ａｌ量が０．００５〜０．２％、Ｎ量が０．０１〜０．３％の範囲にありであり、本発明の熱処理を施した本発明鋼（Ｎｏ．Ｈ〜Ｋ）の比摩耗量は０．０５６（ｇ／ｋｇ）以下という優れた耐摩耗性を有するだけでなく、シャルピー衝撃値は９０（Ｊ／ｃｍ２ ）を越え、優れた靱性を示すことが判明した。
【００５６】
一方、比較鋼（Ｎｏ．Ｌ〜Ｔ）は、耐摩耗性（比摩耗量）、靱性（シャルピー衝撃値）のどちらか一方、または両者を満足することができない。以下に、これら比較鋼について説明する。
Ｎｏ．ＬはＮｉ量が少ないたため、靭性が低い。
Ｎｏ．ＭはＣ量が高く、Ｍｏ量が低いため、靭性が低い。さらに、Ｎ量が高いので、結晶粒の微細化に寄与せず、耐摩耗性が不足している。
Ｎｏ．ＮはＭｎ量が低く、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）が低く、さらに、Ｓｉ量も高いため、靭性が低い。
Ｎｏ．Ｏは（％Ｃ）×（％Ｍｎ）が低いため、靭性が低い。前述したように、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）が低いため、鋳造時又は水靭処理時のマルテンサイト変態を防止できなかったために、靱性が低下したものと考えられる。
Ｎｏ．Ｐは（％Ｃ）×（％Ｍｎ）が高いため、耐摩耗性が不足している。前述したように、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）が高いため、塑性変形時の加工誘起マルテンサイト変態が生じなかっためには、耐摩耗性が不足したものと考えられる。
Ｎｏ．ＱはＣｒ量が高いため、靭性が低い。さらに、Ｓｉ量が少ないので脱酸不足となり鋳鋼中に多数のブローホールが観察された。
Ｎｏ．ＲはＣ量が低く、Ｍｎ量が多いため、耐摩耗性が著しく不足している。
さらに、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）も低いため、靭性が低い。
Ｎｏ．ＳはＮｉ量が高く、耐摩耗性が悪い。
Ｎｏ．ＴはＡｌ量が高く、結晶粒の微細化寄与せず、耐摩耗性が悪い。
【００５７】
そして、従来鋼（Ｎｏ．Ｕ〜Ｘ）は、耐摩耗性および靱性の両方を満足していないことが明らかである。
【００５８】
さらに、均質化処理後、室温まで水冷し、さらに、パーライト化処理後、室温まで空冷し、その後再度のオーステナイト化処理後に水冷を行ったＮｏ．Ｈ〜Ｋは、結晶粒の微細化および双晶導入の効果は大きく、そして、この効果は第１実施例（均質化処理後の室温までの水冷、および、パーライト化処理後の室温までの空冷を行っていない発明例）よりさらに大きい。さらに、従来の高Ｍｎ鋼と比べて画期的に耐摩耗性および特に靭性が改善されていることが判った。そして、これら耐摩耗性および靭性の改善効果が第１実施例より大きいことが判明した。これに加えて、パーライト化処理後、室温まで空冷したことにより、これら鋼塊には割れ発生は認められず、パーライト組織で鋼塊を機械加工ができ、従来の最終熱処理後（オーステナイト組織）の鋼塊に比べて、機械加工を容易に行うことができた。
【００５９】
このような熱処理を行うことにより、肉厚が１００ｍｍ以上の高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒の微細化がさらにでき、従来の高Ｍｎ鋼より結晶粒がさらに微細な高靱性超耐摩耗鋳鋼を得ることができる。この高靱性超耐摩耗鋳鋼は、近年の大型、厚肉化する破砕機用ライナーに適用できるものである。
【００６０】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明のうち請求項１記載の発明は、高Ｍｎ鋳鋼の合金組成を調整することによる加工誘起マルテンサイト変態の活用により、従来の高Ｍｎ鋳鋼より優れた耐摩耗性を得ることを可能とした。さらに、この加工誘起マルテンサイト変態の活用により、従来の高Ｍｎ鋳鋼よりも、Ｃ量を低減できることによる靱性の向上と、さらに、Ｍｏの添加による粒界炭化物の析出防止と炭化物の球状化による靱性の改善を可能とするものである。
これに加えて、Ｎｉを少量添加（０．０４〜０．２％）するとともにＣｒ量を限定することにより、粒界炭化物の析出をさらに防止することができ、さらに、高靱性超耐摩耗鋳鋼の靱性を向上させる効果も有する。
この結果、非常に高い靭性を得ることが可能となり、従来開発された高Ｍｎ鋳鋼の特性を大幅に上回る高靱性超耐摩耗鋳鋼の開発を可能とするものである。
さらに、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼は高価なＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ等の炭化物形成元素を含有せず、コスト面でも有利である。そして、通常の鋳込み温度で行うことができるので、鋳造欠陥の発生を抑制することを可能とするものである。
【００６１】
また、請求項２記載の発明は、請求項１記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼に、さらに、ＡｌとＮを複合添加することにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒をさらに微細化することにより、加工硬化特性をさらに向上させて高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性を改善することを可能とするものである。
【００６２】
この高靱性超耐摩耗鋳鋼を破砕機用ライナーに用いることにより、破砕機の処理能力の向上およびライナーの寿命改善を可能とするものである（請求項４記載の発明）。なお、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼は破砕機用ライナーのみではなく、衝撃が加わる耐摩耗部材、例えば、建設機械用部材および耐摩耗構造材として、ドラッグチェーン、バケット、バケットチィース、キャタピラ、レールクロッシング等、高炉用耐摩耗部材として、アーマープレート、ベル等に適用可能である。
【００６３】
また、請求項５記載の発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法は、鋳造後、均質化処理を行った後、パーライト化処理を行い、その後、オーステナイト化処理後、水冷することにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒を微細化し、さらに加工硬化に寄与する双晶を導入することにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性および靭性を著しく改善することを可能とするものである。そして、前記均質化処理後の冷却を室温まで水冷のように急速冷却することによって、高靱性超耐摩耗鋳鋼の鋼塊の結晶粒を微細化することを可能とするものである（請求項６記載の発明）。さらにまた、前記パーライト化処理後冷却を室温まで冷却することにより、特に、前記冷却を空冷（徐冷）により行うことによって、高靱性超耐摩耗鋳鋼の熱処理割れを防止すると共に、高靱性超耐摩耗鋳鋼をパーライト組織により機械加工することが可能となり、機械加工性の悪い高Ｍｎ鋼の機械加工を容易にするものである（請求項７〜９記載の発明）。
【図面の簡単な説明】
【図１】第１実施例の摩耗試験を行った破砕機の構造を示す図である。
【図２】第２実施例の摩耗試験を行った耐摩耗評価試験機の構造を示す図である。
【符号の説明】
１ 破砕機
２ 固定ライナー
３ 移動ライナー
４ 試験材
５ ホッパー
６ 耐摩耗評価試験機
７ 上型試験片
８ 下型試験材
９ 被破砕石
１０ 上部原料シュート
１１ 下部原料シュート
１２ 荷重検出装置（ロードセル）
１３ 昇降アクチュエータ
１４ 強化ガラス
【発明の属する技術分野】
本発明は、衝撃を受ける耐摩耗部材に用いられる耐摩耗鋳鋼およびその製造方法に関するもので、特に、コーンクラッシャやジョークラッシャ等の破砕機ライナーに用いられる耐摩耗鋳鋼およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来の破砕機等の耐摩耗部材には、耐摩耗性と靭性を合わせ持つ高Ｍｎ鋳鋼が多く使用されてきた。高Ｍｎ鋳鋼はマトリックスがオーステナイトで靭性が高く、また塑性変形を受けると、変形双晶又は積層欠陥により加工硬化が生じて、塑性変形を受けた表面部の硬さが高くなる特性を有している。このため、破砕機ライナー等の衝撃をう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】
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、高破砕圧化、高破砕比化（破砕比：投入岩石サイズ／破砕後岩石サイズ）が進められている。このような過酷な使用条件を満足でき、さらに、高い靱性と耐摩耗性を有する耐摩耗部材が要求されている。
【０００４】
このため、従来の高Ｍｎ鋳鋼（ＪＩＳ Ｇ５１３１）のＣ量を高め、それに合わせてＭｎ量を高くして機械的性質、耐摩耗性の向上を図った高Ｍｎ鋳鋼が数多く提案されている（特公昭５７−１７９３７号公報、特公昭６３−８１８１号公報、特公平１−１４３０３号公報、特公平２−１５６２３号公報、特開昭６０−５６０５６号公報、特開昭６２−１３９８５５号公報、特開平１−１４２０５８号公報等を参照）。すなわち、高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性の改善のためにＣ量を高くし、これに合わせて、Ｍｎ量を高くして、水靭処理（鋳造した後にオーステナイト域で溶体化後水冷する熱処理）中に生じる炭化物の析出を抑制することによりすぐれた機械的性質を得るものである。
【０００５】
しかしながら、耐摩耗性向上のために高Ｍｎ鋳鋼のＣ量を高くするには限界があり、Ｃ量を高くしすぎるとＭｎ量を上げても、水靭処理中に炭化物が析出するようになる。特に、高Ｍｎ鋳鋼の鋼塊サイズが大きくなり、水靭処理の冷却速度が遅くなる程、炭化物析出の傾向が大きくなる。この結果、冷却中の炭化物は結晶粒界に多く析出し、高Ｍｎ鋳鋼の靭性を低下させる問題がある。
【０００６】
このため、高Ｍｎ鋳鋼にＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等の炭化物形成元素を添加して、結晶粒の微細化あるいは炭化物の析出形態制御（球状炭化物を結晶粒内に分散させる）により、高Ｍｎ鋳鋼の靭性を向上させることが提案されている（特公昭６３−８１８１号公報、特公平１−１４３０３号公報、特開昭６０−５６０５６号公報、特開昭６２−１３９８５５号公報、特開平１−１４２０５８号公報参照）。これらの方法はある程度の靱性の改善効果は認められるものの、画期的に耐摩耗性と靭性を兼ね備えた特性は得られていないのが現状である。
【０００７】
例えば、Ｔｉを添加した場合、Ｔｉは溶鋼中に溶解した窒素との反応性が極めて強く、高Ｍｎ鋳鋼の鋳造時に粗大な窒化物（ＴｉＮ）が晶出する場合がある。この粗大化した窒化物は結晶粒の微細化には寄与しないだけでなく、破壊の起点となり、高Ｍｎ鋳鋼の靱性を低下させる問題がある。
そして、Ｂは極めて偏析しやすく、Ｆｅと反応して極めて融点の低いホウ化物を形成する場合が多い。このためＢを添加した高Ｍｎ鋳鋼は、鋳造後の冷却過程時に、Ｂの偏析や、低融点のホウ化物の形成によって、鋳造割れを生じる場合があり耐摩耗部材として使用できない問題がある。
さらにまた、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等は高価な元素であり、これら元素の添加はコストアップの要因となる。
【０００８】
一方、耐摩耗性能は高Ｍｎ鋳鋼の結晶粒が微細化され加工硬化特性が向上するほど高まるので、Ｍｎ鋳鋼の鋳込み温度を低くし結晶粒を微細化する方法も提案されている（特開平９−２０２９４１号公報等）。しかしながら高Ｍｎ鋳鋼の鋳込み温度を低くするには限界があり、高Ｍｎ鋳鋼の鋳込み温度を下げすぎると鋳造欠陥が発生しやすくなる問題もある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上述の問題に鑑みてなされたものであり、高価なＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等の炭化物形成元素を用いることなく、そして、鋳造欠陥が発生しやすくなる低温での鋳込みを行うことなく、これまでに開発された高Ｍｎ鋳鋼以上の耐摩耗性を有し、かつ靭性の高い高靱性超耐摩耗鋳鋼を提供することを目的とするものである。さらに、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼を破砕機ライナー材に適用することにより、破砕機の高破砕圧化、高破砕比化に対応できる破砕機の耐摩耗部材を提供することを目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性と靱性の両方を改善するために鋭意研究を行った。特に、塑性変形時の加工硬化について研究を行い、耐摩耗部材の岩石破砕時等の衝撃による塑性変形時における加工硬化に、加工誘起マルテンサイト変態を活用できることを見い出した。加工誘起マルテンサイト変態は、準安定なオーステナイト組織に歪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。
【００１１】
本発明は、この加工誘起マルテンサイト変態を活用して、摩耗面の硬さを向上させることにより、従来の高Ｍｎ鋳鋼より優れた耐摩耗性を得るものである。この加工誘起マルテンサイト変態は、高Ｍｎ鋳鋼のＣ量を低くすることにより生じやすいことを確認した。
この結果、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼は、耐摩耗性を改善するためにＣ量を高める必要がなく、従来の高Ｍｎ鋳鋼よりもＣ量を低減することが可能となり、高い靱性を得ることができるものである。
さらに、Ｍｏの添加による粒界炭化物の析出防止と炭化物の球状化による靱性の改善や、Ｎｉの少量添加とＣｒ量の限定による粒界炭化物の析出防止による靱性の改善等により、高靱性超耐摩耗鋳鋼の靭性をさらに高くできるいう知見も得た。
【００１２】
さらに、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼の溶鋼にＡｌとＮを複合添加して、ＡｌＮ（窒化物）を生成させることにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒の微細化を促進できるいう知見も得た。この高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒の微細化により、さらに加工硬化特性が向上するので高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性能を改善できるものである。
本発明はこれらの知見に基づいて完成したものである。
【００１３】
本発明のうちで請求項１記載の発明は、質量％（以下、「％」で示す。）で、Ｃ：０．４〜１．２％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：４．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：０．０４〜０．２％、Ｃｒ：１．０％未満（０％を含む）を含み、かつ５≦（％Ｃ）×（％Ｍｎ）≦１２であって、残部がＦｅおよび不可避不純物元素からなり、双晶の存在する結晶粒の数の比率が５０％以上であることを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼である。以下、各成分および双晶の存在する結晶粒の数の比率の限定理由を以下に示す。
【００１４】
（ａ）Ｃ：０．４〜１．２％
Ｃは耐摩耗性を改善する元素であり、Ｃ量は耐摩耗性の改善のために、０．４％以上必要である。また、Ｃ量が１．２％を越えると、本発明が目的とする高い靱性を得ることができない。
【００１５】
（ｂ）Ｍｎ：４．０〜１３．０％
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、Ｃとともにオーステナイト化処理後、水冷した際に靱性を低下させるマルテンサイトの生成を抑制する。このため、Ｍｎ量は耐摩耗性の改善のために、４．０％以上必要である。また、Ｍｎ量が１３．０％を越えると、本発明が目的とする加工誘起マルテンサイト変態を利用した優れた耐摩耗性を得ることができない。
【００１６】
（ｃ）５≦（％Ｃ）×（％Ｍｎ）≦１２、好ましくは、５≦（％Ｃ）×（％Ｍｎ）≦８
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、Ｃ量とＭｎ量を上記（ａ）および（ｂ）範囲に規定し、さらに（％Ｃ）×（％Ｍｎ）を１２以下、好ましくは８以下にする必要がある。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するようになる。両者はマルテンサイトの結晶構造が異なるが、いずれが生成しても加工硬化特性は顕著に向上する。
また、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）を５以上にすることにより、鋳造時又は水靭処理時のマルテンサイト変態を防止でき、オーステナイト単相組織が得られ、靱性が向上する。
【００１７】
（ｄ）Ｓｉ：０．３〜１．０％
鋳造時の溶湯の流動性確保および溶解、精錬時の脱酸のために、Ｓｉを０．３％以上添加することが必要である。また、Ｓｉを１．０％を越えて添加すると、炭化物の結晶粒界への析出が促進されて、靭性低下をまねく。
【００１８】
（ｅ）Ｍｏ：０．５〜３．０％
Ｍｏは粒界炭化物および針状炭化物の抑制に有効であり、その効果を得るにはＭｏを０．５％以上の添加が必要であり、Ｍｏ量が３．０％を越えるとその効果が飽和する。Ｍｏは高価な元素であるので、必要以上の添加はコストアップとなる。
【００１９】
（ｆ）Ｎｉ：０．０４〜０．２％
Ｎｉは靱性向上に有効な元素であり、０．０４％以上の添加量で靱性向上の効果がある。一方、Ｎｉ量が０．２％を越えると、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が阻害され、加工硬化特性が低下する。
特に、Ｃｒ量が０．５％を越えると、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が、Ｎｉの添加により靱性向上が改善でき、Ｎｉ添加は靱性向上に極めて有利である。
【００２０】
（ｇ）Ｃｒ：１．０％未満（０％を含む）
Ｃｒは加工硬化特性を向上させる元素であるが、粒界炭化物の析出を促進させ、靱性を低下することから、Ｎｉを０．０４〜０．２％の添加条件でも、Ｃｒ量を１．０％未満にすることが必要であり、好ましくは０．９５％以下である。一方、耐摩耗性の改善からＣｒの添加量が多いほどよく、Ｃｒの添加量は０．５％を越えることが好ましく、より好ましくは０．６％以上である。
（ｈ）双晶の存在する結晶粒の数の比率：５０％以上
高靱性超耐摩耗鋳鋼の５０％以上の結晶粒内に双晶が存在させることにより、耐摩耗部材に使用時に双晶界面が結晶粒界と同様に変形（転位すべり）の障壁となって加工硬化を促進し、摩耗面の硬さがより高くなり、高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性を向上できる。この転位すべり抑制による加工硬化と前述の加工誘起マルテンサイト変態による硬化によって、従来にはない極めて優れた耐摩耗性を得ることができる。なお、双晶には、熱処理時の焼鈍双晶や、熱処理後に塑性変形によって導入される変形双晶の２つがあり、これら２つ双晶の間で加工硬化への寄与に差がないので、本発明ではこれら双晶を区別する必要はない。なお、後述の請求項５記載の方法により、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒内に５０％以上の双晶を存在させることができる。
【００２１】
また請求項２記載の発明は、請求項１の発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼に、さらに、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０１〜０．３％を添加することを特徴とするものである。
０．００５〜０．２％の範囲のＡｌと０．０１〜０．３％、の範囲のＮとを複合添加することにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒をさらに微細化することによって、加工硬化特性をさらに向上させて高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性を高めるものである。
なお、Ｎの添加は高靱性超耐摩耗鋳鋼の鋳造原料の選択（窒化物の添加等）、鋳造時のＮ２ 雰囲気コントロール、および、電気炉によるアークの利用等の方法の適当な組み合わせにより調整することができる。
【００２２】
Ａｌ量を０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、Ｎ量を０．０１０％以上添加することにより、鋳造後の冷却過程又は熱処理過程で、結晶粒の粒成長を抑制に効果のある微細なＡｌＮ（窒化物）の析出量が増加させることができ、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒をさらに微細化することができる。
一方、Ａｌ量が０．２％、Ｎ量が０．３％を越えると、鋳造時にＡｌＮ（窒化物）が晶出し、この晶出した窒化物は粗大化しており、結晶粒の粒成長の抑制には寄与しないだけでなく、この晶出した窒化物が破壊の起点となり、高靱性超耐摩耗鋳鋼の靱性を低下させる。
【００２３】
さらに、ＡｌＮの結晶粒の粒成長を抑制効果について説明する。鋳造後の冷却過程又は熱処理過程で微細なＡｌＮ（窒化物）を析出させ、この微細なＡｌＮが、鋳造後の冷却過程又は熱処理過程での結晶粒成長を抑制することにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒をさらに微細化するものである。特に、この微細なＡｌＮは、高靱性超耐摩耗鋳鋼のオーステナイト化処理時の結晶粒成長を抑制する効果が大きい。このオーステナイト化処理は、後述（請求項５の手段を参照）するように、高靱性超耐摩耗鋳鋼のパーライト組織をオーステナイト組織に変態させることにより結晶粒を微細化させるものである。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、通常、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。本発明では、このオーステナイト結晶粒の粒成長を抑制するために、ＡｌとＮとを複合添加して、高靱性超耐摩耗鋳鋼中に微細なＡｌＮを析出させるものである。そして、この微細なＡｌＮのピンニング効果により、オーステナイト結晶の粒成長を抑制して、オーステナイト組織の結晶粒を微細化される。なお、Ａｌは鋳造時に、溶鋼の脱酸に用いられるので、一般的に鋼中に不純物として、０．００５％未満のＡｌが含まれることがある。そして、Ｎについても、鋳造時にある程度制御しても、鋼中に不純物として、０．０１％未満のＮが含まれることがある。しかし、これらのＡｌおよびＮ量では、本発明が意図する高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒の成長の抑制に効果がない。
【００２４】
また請求項３記載の発明は、請求項１又は２記載の発明の構成に、高靱性超耐摩耗鋳鋼の平均結晶粒径が４００μｍ以下であることを加えたことを特徴とするものである。
高靱性超耐摩耗鋳鋼のオーステナイト結晶の平均粒径が４００μｍ以下、好ましくは２５０μｍ以下にすることにより、破砕機等の耐摩耗部材に使用の際の塑性変形時の加工誘起マルテンサイト変態による加工硬化特性をより向上でき、さらに靱性を改善できる。
【００２５】
【００２６】
【００２７】
また請求項４記載の発明は、請求項１乃至３のいずれかに記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼が破砕機の耐摩耗部材に用いられることを特徴とするものである。本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼が破砕機の耐摩耗部材に用いることにより、破砕機の高破砕圧化、高破砕比化に対応できる。
【００２８】
また請求項５記載の発明は、請求項１乃至３のいずれかに記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法であって、鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ均質化処理を行った後、５００〜７００℃まで冷却して、この５００〜７００℃で３〜２４ｈｒ保持してパーライト化処理後、再度８５０〜１２００℃まで加熱してオーステナイト化処理を行った後、水冷することを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法である。高靱性超耐摩耗鋳鋼の鋼塊を鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ均質化処理を行った後、５００〜７００℃まで冷却して、この５００〜７００℃で３〜２４ｈｒ保持してパーライト化処理を行い、その後、高靱性超耐摩耗鋳鋼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って微細な結晶粒を得ることができる。すなわち、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒を微細化し、加工硬化特性を向上せしめ耐摩耗性を高めることができる。
【００２９】
本発明の製造方法では、破砕機の耐摩耗部材等の製品肉厚によらず部材全体にわたって微細な結晶粒が得られることなる。そして、近年、破砕機の大型化に伴い、それに用いられる耐摩耗部材の大型・厚肉化による結晶粒の粗大化を防止できるものである。
従来、耐摩耗部材の大型・厚肉化に伴い、鋳造、熱処理工程で得られる耐摩耗部材の冷却速度が遅くなり、結晶粒が粗大になる傾向がある。そして、耐摩耗部材の肉厚が小さい場合には、鋳込温度を低下させても結晶粒を微細化できるが、部材の肉厚が大きくなるほど微細化が困難となる問題があった。一方、鋳込温度を低下する結晶粒微細化方法は、湯皺、湯廻り不良、ブローホール等の鋳造欠陥が生じやすく、またある程度以上製品肉厚が大きくなると有効ではなくなる。本発明の製造方法で、これらの問題を解決することができるものである。
【００３０】
さらに、請求項５の熱処理を施すことにより、加工硬化特性をさらに向上できる。前述の高靱性超耐摩耗鋳鋼のパーライト化処理後、再オーステナイト化することにより、焼鈍双晶が非常に多く導入される。この焼鈍双晶が塑性変形時の加工硬化を促進して、高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性が向上する。なお、熱処理後に塑性変形を加えることにより、例えば、請求項５の熱処理後に破砕機用ライナーの加工硬化を促進して、高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性が向上する。
【００３１】
また、請求項５の熱処理を、（イ）鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ保持する均質化処理、（ロ）５００〜７００℃で３〜２４ｈｒ保持するパーライト化処理、（ハ）８５０〜１２００℃まで加熱してオーステナイト化処理後の水冷処理の３つの熱処理をそれぞれ単独に、または、２つを順に組み合わせて行うこともできる。例えば、（イ）の鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ均質化処理後、室温まで冷却する。そして、（ロ）の５００〜７００℃に加熱後、３〜２４ｈｒ保持してパーライト化処理して室温まで冷却する。次に、（ハ）の８５０〜１２００℃まで加熱してオーステナイト化処理後、水冷するものである。
【００３２】
また請求項６記載の発明は、請求項５記載の構成において、前記均質化処理後の冷却を室温まで水冷し、その後、順次、前記パーライト化処理、前記オーステナイト化処理を行った後、水冷することを特徴とするものである。前述の請求項５の（イ）の熱処理「鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ均質化処理後」の冷却を、室温まで水冷のように急速冷却することによって、高靱性超耐摩耗鋳鋼の鋼塊の結晶粒を微細化できる。この微細な結晶粒を有する高靱性超耐摩耗鋳鋼の鋼塊を用いて、その後、順次、パーライト化処理、前記オーステナイト化処理を行った後、水冷することにより、得られる高靱性超耐摩耗鋳鋼のオーステナイト結晶粒をさらに微細化することができるものである。この高靱性超耐摩耗鋳鋼の微細なオーステナイト結晶粒により、さらに高靱性超耐摩耗鋳鋼に双晶を多数導入することができる。前述したように、この多数の双晶の導入により、高靱性超耐摩耗鋳鋼の加工硬化を促進し、摩耗面の硬さがより高くすることができ、高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性をより向上できる。
【００３３】
また請求項７記載の発明は、請求項５又は６記載の構成において、前記パーライト化処理後、室温まで冷却し、その後、再度８５０〜１２００℃まで加熱してオーステナイト化した後、水冷することを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法である。高靱性超耐摩耗鋳鋼の組織を一旦パーライト化することにより、最終熱処理後の高靱性超耐摩耗鋳鋼の機械加工を容易にするものである。
【００３４】
また請求項８記載の発明は、請求項７の構成において、前記パーライト化処理後の室温まで冷却を空冷（徐冷）により行うことを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法である。パーライト化処理後の室温まで冷却を空冷により行うことにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の割れを防止するものである。一般に、パーライト処理後の高靱性超耐摩耗鋳鋼は靱性が極めて低くなるので、空冷のように冷却速度を遅くすることにより、鋳鋼の内外温度差を小さくして、内外温度差による鋳鋼の熱応力の発生を抑制することにより鋳鋼の割れを防止するものである。特に肉厚が厚い高靱性超耐摩耗鋳鋼の場合には、肉厚方向に大きな熱応力が発生するので、空冷することが好ましい。
【００３５】
また請求項９記載の発明は、請求項７又は８の構成において、前記パーライト化処理後の室温までの冷却の後、機械加工を行うことを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法である。パーライト化によって、機械加工性が向上しているこの段階で、機械加工を行うことにより高靱性超耐摩耗鋳鋼の機械加工をさらに容易にするものである。
【００３６】
また請求項１０記載の発明は、請求項５乃至９のいずれかに記載の構成において、最大肉厚部が１００ｍｍ以上である破砕機の耐摩耗部材に用いることを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法である。本発明の方法を、最大肉厚部が１００ｍｍ以上ある破砕機の耐摩耗部材に用いることにより効果があり、肉厚の厚い高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒を微細化できる。すなわち、最大肉厚部が１００ｍｍ以上になると、前述した従来技術の結晶粒微細化方法では、結晶粒を微細化することができないため、本発明の方法は極めて有効である。
【００３７】
【実施例】
以下本発明を実施例を、表および図示例によって詳細に説明する。なお、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徹して設計変更することはいずれも本発明の技術適用範囲に含まれるものである。
表１、表２および図１は本発明の第１実施例を説明するものであり、表３、表４および図２は本発明の第２実施例を説明するものである。
そして、表１および表３は各実施例で使用した試験材の化学成分を示す表であり、表２および表４は各実施例で行った平均結晶粒径の測定、双晶の導入された結晶粒の割合の測定、耐摩耗評価試験およびシャルピー衝撃試験の結果を示す表である。さらに、図１および図２は各実施例で行った耐摩耗評価試験に用いた破砕機の概略図である。
【００３８】
（第１実施例：表１、表２、図１参照）
最初に、本発明の請求項１に記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の実施例を説明する。本実施例では、真空溶解により、表１に示す化学組成を有する合金を溶解し、これを１５０ｋｇの舟形インゴット（幅：３０〜１２０ｍｍ（最大肉厚１２０ｍｍ）、高さ：４００ｍｍ、長さ：５００ｍｍ）に溶製した。ここで、Ｎｏ．１〜９が本発明鋼（９鋼種）であり、Ｎｏ．１０〜１４が比較鋼（５鋼種）、Ｎｏ．１５〜１８が従来鋼（４鋼種）である。このときの鋳造温度は１４８５〜１５５０℃にあり、これら鋳造温度は従来の鋳造温度である。
Ｎｏ．１〜４とＮｏ．７〜１８の鋼塊については、通常の熱処理を行った。すなわち、鋳造後、１１００〜１２００℃に加熱して、４ｈｒ保持して均質化処理後、水冷する処理である。
さらに、Ｎｏ．４の同一の化学組成鋼塊（Ｎｏ．５、６）については、本発明の熱処理を行った。すなわち、本発明の熱処理は、鋳造の後、１１００℃−３ｈｒ加熱保持する均質化処理後、６００℃まで炉冷して、この温度で５ｈｒ保持するパーライト化処理を行い、その後再度、オーステナイト化のために所定の温度に加熱して、それぞれの温度で２ｈｒ保持する再オーステナイト化処理後、水冷を行なう処理である。このとき、オーステナイト化温度は、Ｎｏ．５の鋼塊は１１００℃、Ｎｏ．６の鋼塊は１０００℃である。
【００３９】
【表１】
これら熱処理後の鋼塊の肉厚１００ｍｍの中心部より、組織観察用試験片（平均結晶粒径の測定、双晶の導入された結晶粒の割合の測定）を採取した。
さらに、これら鋼塊から耐摩耗評価試験用の摩耗試験材（破砕機の移動ライナー上に設けた試験材：図１参照）およびシャルピー衝撃試験片を製作した。
【００４１】
これら、試験方法を以下に示す。
（１）平均結晶粒径の測定
各試験材を鏡面研摩後、光学顕微鏡により直線交接法により行った。
（２）双晶の導入された結晶粒の割合の測定
前記鏡面研摩後の各試験材の結晶粒において、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。
（３）耐摩耗評価試験（摩耗試験）
摩耗試験は、図１に示す破砕機を用いて試験を行った。摩耗試験材４を破砕機１の移動ライナー３に取り付けた。摩耗試験は、５のホッパーから流紋岩（岩石粒度：５〜２０ｍｍ）を連続的に装入し、流紋岩を２トン破砕後の摩耗試験材の摩耗量により評価した。
なお、摩耗試験に先立ち、試験片に加工硬化層を形成させるために、前記流紋岩を２００ｋｇの破砕を行った。この時の摩耗量は、本摩耗試験には含まない。さらに、表１に示す鋼塊から摩耗試験材およびシャルピー衝撃試験片を製作した。そして、、破砕機による摩耗試験およびシャルピー衝撃試験を行い、耐摩耗性および靭性を評価した。
（４）シャルピー衝撃試験
シャルピー衝撃試験は２ｍｍのＵノッチのＪＩＳ３号試験片を用いて、ハンマー荷重：３０ｋｇｆで、室温で行った。シャルピー衝撃値は吸収エネルギーを断面積で徐して求めた。
これらの試験結果を表２に示す。
【００４２】
【表２】
（１）平均結晶粒径および双晶の導入された結晶粒の割合の測定結果
Ｎｏ．５およびＮｏ．６（本発明鋼を本発明法により熱処理）は、Ｎｏ．４（本発明鋼を従来法により熱処理）よりも、平均結晶粒径は小さく４００μｍ以下となった。
そして、Ｎｏ．５およびＮｏ．６は双晶が導入され、この双晶が導入された結晶粒の割合が５０％以上となった。このとき、Ｎｏ．５とＮｏ．６は、平均結晶粒径、双晶の導入された結晶粒の割合が異なるが、これは再オーステナイト時の粒成長の挙動が異なったことが考えられる。つまり、再オーステナイト化温度には合金組成に合った最適温度が存在するからである。
【００４４】
（２）耐摩耗評価試験（摩耗試験）およびシャルピー衝撃試験結果
表２に示すように、摩耗量が０．８５ｇ／岩石１ｔｏｎ以下で、かつ、シャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２ を越えるのは、本発明鋼（Ｎｏ．１〜９）のみである。
特に、Ｃｒ量が０．９％の本発明鋼（Ｎｏ．４〜９）の摩耗量は０．８０ｇ／岩石１ｔｏｎ以下という優れた耐摩耗性を有するだけでなく、Ｎｉを０．０５〜０．２％の添加により、Ｃｒ量が０．５％を越えるにもかからずシャルピー衝撃値は、６０Ｊ／ｃｍ２ を越え、優れた靱性を示すことが明らかになった。
【００４５】
一方、比較鋼（Ｎｏ．１０〜１４）は、耐摩耗性（摩耗量）、靱性（シャルピー衝撃値）のどちらかを満足することができない。すなわち、Ｎｏ．１０（高Ｍｎ低Ｃ鋼）やＮｏ．１２（高Ｎｉ鋼）は耐摩耗性が不足し、Ｎｏ．１１（低Ｍｎ高Ｃ鋼）やＮｏ．１３（高Ｃｒ低Ｎｉ鋼）は靱性が低くなる。
そして、従来鋼（Ｎｏ．１５〜１８）は、耐摩耗性および靱性の両方を満足しないことことが明らかである。
【００４６】
さらに、従来の均質化処理後、さらに、パーライト化処理と再度のオーステナイト化処理後に水冷を行ったＮｏ．５およびＮｏ．６は、結晶粒の微細化および双晶導入の効果は大きく、従来の高Ｍｎ鋼と比べて画期的に耐摩耗性および特に靭性が改善されていることが判った。
このような熱処理を行うことにより、肉厚が１００ｍｍ以上の高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒の微細化ができ、従来の高Ｍｎ鋼より結晶粒が微細な高靱性超耐摩耗鋳鋼を得ることができる。この高靱性超耐摩耗鋳鋼は、近年の大型、厚肉化する破砕機用ライナーに適用できるものである。
【００４７】
（第２実施例：表２、表３、図２参照）
次に、本発明の請求項２に記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼（請求項１記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼に、さらに、ＡｌとＮを添加）の実施例を説明する。
本実施例では、大気溶解（第１実施例は真空溶解）により、表３に示す化学組成を有する合金を溶解し、第１実施例と同じ形状の舟形インゴットに溶製した。ここで、Ｎｏ．Ａ〜Ｋが発明鋼（１１鋼種）、Ｎｏ．Ｌ〜Ｔが比較鋼（９鋼種）、Ｎｏ．Ｕ〜Ｘが従来鋼（４鋼種）である。このときの鋳造温度は１４８０〜１５６０℃であり、これら鋳造温度は従来の鋳造温度である。
そして、Ａｌの添加は、溶鋼をＡｌ脱酸後、さらに、所定のＡｌを添加することにより、また、Ｎの添加は、Ｎ２ の加圧雰囲気の調整および電気炉のアーク利用により行った。
【００４８】
Ｎｏ．Ａ〜ＧとＮｏ．Ｑ〜Ｘの鋼塊については、通常の熱処理（第１実施例で「通常の熱処理」として行った条件と同じ条件）を行った。
Ｎｏ．Ｈ〜Ｐの鋼塊については、本発明の熱処理を行った。すなわち、本発明の熱処理は、鋳造の後、１１００℃−３ｈｒ加熱保持する均質化処理後、室温まで水冷し、その後６３０℃まで加熱して、この温度で５ｈｒ保持するパーライト化処理後、室温まで空冷し、その後再度、オーステナイト化処理のために１１００℃に２ｈｒ加熱して、それぞれの温度で２ｈｒ保持する再オーステナイト化処理の後、水冷を行なう処理である。
そして、前記パーライト化処理後、室温まで空冷したＮｏ．Ｈ〜Ｐの鋼塊について、表面観察を行ったが、これら鋼塊には割れ発生は認められなかった。
さらに、Ｎｏ．Ｈ〜Ｋの本発明鋼の鋼塊について、鋼塊表面をバイトによる切削加工（機械加工）したところ、従来の最終熱処理後（オーステナイト組織）の鋼塊表面の切削加工に比べて、容易に行うことができた。
【００４９】
【表３】
第１実施例と同様に、これら熱処理後の鋼塊の肉厚１００ｍｍの中心部より、組織観察用試験片（平均結晶粒径の測定、双晶の導入された結晶粒の割合の測定）を採取した。
さらに、これら鋼塊から耐摩耗評価試験用の摩耗試験材（上型試験片および下型試験材：図２参照）およびシャルピー衝撃試験片を製作した。
そして、平均結晶粒径の測定、双晶の導入された結晶粒の割合の測定、耐摩耗評価試験およびシャルピー衝撃試験を行った。この結果を表４に示す。
【００５１】
【表４】
なお、平均結晶粒径の測定と耐摩耗評価試験は第１実施例と異なるので、これら、試験方法を以下に示す。
（１）平均結晶粒径の測定
各試験材を鏡面研摩後、ＪＩＳで規定される方法（ＪＩＳ Ｇ ０５５１）により粒度Ｎｏ．を測定後、下記方法により、平均結晶粒径の算出した
▲１▼ ＪＩＳ Ｇ ００５５１ に準拠し、粒度Ｎｏ．を測定
▲２▼ 粒度Ｎｏ．（Ｎ）から断面積１ｍｍ２ あたりの結晶粒の数（ｎ）を算出
ｎ＝２Ｎ＋３
▲３▼ 上式で求めたｎ値を引用し、結晶粒の平均断面積（Ａ：μｍ）を算出
Ａ＝１００００００／ｎ
▲４▼ 結晶粒を球形と仮定し、平均結晶粒径（２ｒ：μｍ）を算出
２ｒ＝２×（Ａ／π）１／２
【００５３】
（２）耐摩耗評価試験（摩耗試験）
耐摩耗評価試験は、図２に示す耐摩耗性評価試験機６を試作して行った。図中、７は上型試験片、８は下型試験材、９は被破砕石、１０は上部原料シュート、１１は下部原料シュート（手前側に破砕された石が排出される構造）、１２荷重検出装置（ロードセル）、１３は昇降アクチュエータ、１４は強化ガラスを夫々示している。
摩耗試験は、上型試験片７および下型試験材８を各２個、耐摩耗性評価試験機６に装着して行った。チャート岩石（被破砕石９）を上部原料シュート１０の左右から連続的に装入（左右の装入量はほぼ同量）して、昇降アクチュエータ１３を昇降させることにより、チャート岩石（被破砕石９）を破砕して摩耗試験を行った。この試験条件を下記に示す。
・チャート岩石の投入粒度 ：２〜５ｍｍ
・チャート岩石の出ロ粒度 ：２．５±ｌｍｍ
・試験時の周波数 ：７Ｈｚ
・平均破砕荷重 ：５．５ｋＮ（荷重検出装置１２によって制御）
・繰り返し回数 ：約７０００回
なお、第１本実施例と同様に、摩耗試験材に加工硬化層を形成させるために、チャート岩石を予め破砕させた（繰り返し回数：約１０００回）。この時の摩耗量は、本摩耗試験には含まない。
耐摩耗性の評価は、試験前後の摩耗試験材（上型試験片および下型試験材：各２個、合計４個）の重量を測定して重量減少量（摩耗試験材４個の合計）を測定して、下式に示す比摩耗量（ｇ／ｋｇ）により行った。
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）
ここで、摩耗試験材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ものである。
【００５４】
本実施例の結果を以下に説明する（表４参照）。
（１）平均結晶粒径および双晶の導入された結晶粒の割合の測定結果
請求項１記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼に、さらに、ＡｌとＮを複合添加して、Ａｌ量が０．００５〜０．２％、Ｎ量が０．０１〜０．３％の範囲にある本発明鋼（Ｎｏ．Ｃ〜Ｋ）は平均結晶粒径が１７４μｍ以下の微細な結晶粒を有することを確認した。そして、これら本発明鋼に本発明の熱処理を行ったＮｏ．Ｈ〜Ｋ（４鋼種）は平均結晶粒径が１３２μｍ以下と、さらに平均結晶粒径を小さくすることができた。この結果、Ｎｏ．Ｈ〜Ｋは容易に双晶が導入され、この双晶が導入された結晶粒の割合が６５％以上となった。
さらに、本発明鋼で同一組成であるＮｏ．ＧとＮｏ．Ｈを比較すると、本発明の熱処理を行うことにより（Ｎｏ．Ｈ）、平均結晶粒径が１７４μｍから１２７μｍへ、双晶が導入された結晶粒の割合が０％から８５％へと、著しく改善されていることが判明した。
【００５５】
（２）耐摩耗評価試験（摩耗試験）およびシャルピー衝撃試験結果
表４に示されるように、比摩耗量が０．０７５（ｇ／ｋｇ）以下で、かつ、シャルピー衝撃値が５０（Ｊ／ｃｍ２ ）を越えるのは、本発明鋼（Ｎｏ．Ａ〜Ｋ）のみである。
特に、Ａｌ量が０．００５〜０．２％、Ｎ量が０．０１〜０．３％の範囲にありであり、本発明の熱処理を施した本発明鋼（Ｎｏ．Ｈ〜Ｋ）の比摩耗量は０．０５６（ｇ／ｋｇ）以下という優れた耐摩耗性を有するだけでなく、シャルピー衝撃値は９０（Ｊ／ｃｍ２ ）を越え、優れた靱性を示すことが判明した。
【００５６】
一方、比較鋼（Ｎｏ．Ｌ〜Ｔ）は、耐摩耗性（比摩耗量）、靱性（シャルピー衝撃値）のどちらか一方、または両者を満足することができない。以下に、これら比較鋼について説明する。
Ｎｏ．ＬはＮｉ量が少ないたため、靭性が低い。
Ｎｏ．ＭはＣ量が高く、Ｍｏ量が低いため、靭性が低い。さらに、Ｎ量が高いので、結晶粒の微細化に寄与せず、耐摩耗性が不足している。
Ｎｏ．ＮはＭｎ量が低く、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）が低く、さらに、Ｓｉ量も高いため、靭性が低い。
Ｎｏ．Ｏは（％Ｃ）×（％Ｍｎ）が低いため、靭性が低い。前述したように、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）が低いため、鋳造時又は水靭処理時のマルテンサイト変態を防止できなかったために、靱性が低下したものと考えられる。
Ｎｏ．Ｐは（％Ｃ）×（％Ｍｎ）が高いため、耐摩耗性が不足している。前述したように、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）が高いため、塑性変形時の加工誘起マルテンサイト変態が生じなかっためには、耐摩耗性が不足したものと考えられる。
Ｎｏ．ＱはＣｒ量が高いため、靭性が低い。さらに、Ｓｉ量が少ないので脱酸不足となり鋳鋼中に多数のブローホールが観察された。
Ｎｏ．ＲはＣ量が低く、Ｍｎ量が多いため、耐摩耗性が著しく不足している。
さらに、（％Ｃ）×（％Ｍｎ）も低いため、靭性が低い。
Ｎｏ．ＳはＮｉ量が高く、耐摩耗性が悪い。
Ｎｏ．ＴはＡｌ量が高く、結晶粒の微細化寄与せず、耐摩耗性が悪い。
【００５７】
そして、従来鋼（Ｎｏ．Ｕ〜Ｘ）は、耐摩耗性および靱性の両方を満足していないことが明らかである。
【００５８】
さらに、均質化処理後、室温まで水冷し、さらに、パーライト化処理後、室温まで空冷し、その後再度のオーステナイト化処理後に水冷を行ったＮｏ．Ｈ〜Ｋは、結晶粒の微細化および双晶導入の効果は大きく、そして、この効果は第１実施例（均質化処理後の室温までの水冷、および、パーライト化処理後の室温までの空冷を行っていない発明例）よりさらに大きい。さらに、従来の高Ｍｎ鋼と比べて画期的に耐摩耗性および特に靭性が改善されていることが判った。そして、これら耐摩耗性および靭性の改善効果が第１実施例より大きいことが判明した。これに加えて、パーライト化処理後、室温まで空冷したことにより、これら鋼塊には割れ発生は認められず、パーライト組織で鋼塊を機械加工ができ、従来の最終熱処理後（オーステナイト組織）の鋼塊に比べて、機械加工を容易に行うことができた。
【００５９】
このような熱処理を行うことにより、肉厚が１００ｍｍ以上の高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒の微細化がさらにでき、従来の高Ｍｎ鋼より結晶粒がさらに微細な高靱性超耐摩耗鋳鋼を得ることができる。この高靱性超耐摩耗鋳鋼は、近年の大型、厚肉化する破砕機用ライナーに適用できるものである。
【００６０】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明のうち請求項１記載の発明は、高Ｍｎ鋳鋼の合金組成を調整することによる加工誘起マルテンサイト変態の活用により、従来の高Ｍｎ鋳鋼より優れた耐摩耗性を得ることを可能とした。さらに、この加工誘起マルテンサイト変態の活用により、従来の高Ｍｎ鋳鋼よりも、Ｃ量を低減できることによる靱性の向上と、さらに、Ｍｏの添加による粒界炭化物の析出防止と炭化物の球状化による靱性の改善を可能とするものである。
これに加えて、Ｎｉを少量添加（０．０４〜０．２％）するとともにＣｒ量を限定することにより、粒界炭化物の析出をさらに防止することができ、さらに、高靱性超耐摩耗鋳鋼の靱性を向上させる効果も有する。
この結果、非常に高い靭性を得ることが可能となり、従来開発された高Ｍｎ鋳鋼の特性を大幅に上回る高靱性超耐摩耗鋳鋼の開発を可能とするものである。
さらに、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼は高価なＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ等の炭化物形成元素を含有せず、コスト面でも有利である。そして、通常の鋳込み温度で行うことができるので、鋳造欠陥の発生を抑制することを可能とするものである。
【００６１】
また、請求項２記載の発明は、請求項１記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼に、さらに、ＡｌとＮを複合添加することにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒をさらに微細化することにより、加工硬化特性をさらに向上させて高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性を改善することを可能とするものである。
【００６２】
この高靱性超耐摩耗鋳鋼を破砕機用ライナーに用いることにより、破砕機の処理能力の向上およびライナーの寿命改善を可能とするものである（請求項４記載の発明）。なお、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼は破砕機用ライナーのみではなく、衝撃が加わる耐摩耗部材、例えば、建設機械用部材および耐摩耗構造材として、ドラッグチェーン、バケット、バケットチィース、キャタピラ、レールクロッシング等、高炉用耐摩耗部材として、アーマープレート、ベル等に適用可能である。
【００６３】
また、請求項５記載の発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法は、鋳造後、均質化処理を行った後、パーライト化処理を行い、その後、オーステナイト化処理後、水冷することにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の結晶粒を微細化し、さらに加工硬化に寄与する双晶を導入することにより、高靱性超耐摩耗鋳鋼の耐摩耗性および靭性を著しく改善することを可能とするものである。そして、前記均質化処理後の冷却を室温まで水冷のように急速冷却することによって、高靱性超耐摩耗鋳鋼の鋼塊の結晶粒を微細化することを可能とするものである（請求項６記載の発明）。さらにまた、前記パーライト化処理後冷却を室温まで冷却することにより、特に、前記冷却を空冷（徐冷）により行うことによって、高靱性超耐摩耗鋳鋼の熱処理割れを防止すると共に、高靱性超耐摩耗鋳鋼をパーライト組織により機械加工することが可能となり、機械加工性の悪い高Ｍｎ鋼の機械加工を容易にするものである（請求項７〜９記載の発明）。
【図面の簡単な説明】
【図１】第１実施例の摩耗試験を行った破砕機の構造を示す図である。
【図２】第２実施例の摩耗試験を行った耐摩耗評価試験機の構造を示す図である。
【符号の説明】
１ 破砕機
２ 固定ライナー
３ 移動ライナー
４ 試験材
５ ホッパー
６ 耐摩耗評価試験機
７ 上型試験片
８ 下型試験材
９ 被破砕石
１０ 上部原料シュート
１１ 下部原料シュート
１２ 荷重検出装置（ロードセル）
１３ 昇降アクチュエータ
１４ 強化ガラス
Claims (10)
- 質量％でＣ：０．４〜１．２％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：４．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：０．０４〜０．２％、Ｃｒ：１．０％未満（０％を含む）を含み、かつ５≦（％Ｃ）×（％Ｍｎ）≦１２であって、残部がＦｅおよび不可避不純物元素からなり、双晶の存在する結晶粒の数の比率が５０％以上であることを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼。
- 請求項１記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼であって、さらに、質量％でＡｌ：０，００５〜０．２％、Ｎ：０．０１〜０．３％を含む高靱性超耐摩耗鋳鋼。
- 平均結晶粒径が４００μｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼。
- 破砕機の耐摩耗部材に用いられることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼。
- 請求項１乃至３のいずれかに記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法であって、鋳造後、８５０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ均質化処理を行った後、５００〜７００℃まで冷却して、この５００〜７００℃で３〜２４ｈｒ保持してパーライト化処理後、再度８５０〜１２００℃まで加熱してオーステナイト化処理を行った後、水冷することを特徴とする高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法。
- 請求項５記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法であって、前記均質化処理後の冷却を室温まで水冷し、その後、順次、前記パーライト化処理、前記オーステナイト化処理を行った後、水冷する高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法。
- 請求項５又は６記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法であって、前記パーライト化処理後、室温まで冷却し、その後再度８５０〜１２００℃まで加熱してオーステナイト化した後、水冷する高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法。
- 請求項７記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法であって、前記パーライト化処理後の室温まで冷却を空冷により行う高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法。
- 請求項７又は８記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法であって、前記パーライト化処理後の室温までの冷却後、機械加工を行う高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法。
- 最大肉厚部が１００ｍｍ以上である破砕機の耐摩耗部材に用いられる請求項５乃至９のいずれかに記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法。
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