JP3950519B2

JP3950519B2 - 高靱性超耐摩耗鋼及びその製造方法

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Publication number: JP3950519B2
Application number: JP21461997A
Authority: JP
Inventors: 昌吾村上; 勇一関; 耕児皆川
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1997-08-08
Filing date: 1997-08-08
Publication date: 2007-08-01
Anticipated expiration: 2017-08-08
Also published as: JPH1161339A

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るさらに、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（ＪＩＳＧ５１３１）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鋳鋼の鋳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鋳鋼の靭性向上が提案されている（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。
さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等を添加させて結晶粒を微細化する場合には、これら元素の炭化物または窒化物等の析出物が、疲労破壊の起点となる場合もある。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。
【０００７】
また、結晶粒の微細化は靭性向上だけでなく、加工硬化特性向上に有効である。このため、高Ｍｎ鋳鋼の結晶粒の微細化はＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等の添加の他に、高Ｍｎ鋳鋼の鋳込温度を低くすることが提案されている。しかし、高Ｍｎ鋳鋼の鋳込温度を低くすることには限界があり、高Ｍｎ鋳鋼の鋳込温度を下げると鋳造欠陥が発生しやすくなる問題もある。
【０００８】
【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、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等の炭化物形成元素を用いることなく、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。
【０００９】
【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、耐摩耗部材の衝撃による塑性変形時の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、不安定なを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。
【００１０】
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鋳鋼のように耐摩耗性を改善するためにＣ量を高める必要がなく、むしろＣ量を低くすることにより、従来の高Ｍｎ鋳鋼より優れた耐摩耗性を得るものである。
この結果、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼は、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や、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内部は非常に高い靭性を有するものである。本発明はこれらの知見を得て完成したものである。
【００１１】
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：５．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含む）からなり、かつ４≦（％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る高靱性超耐摩耗鋳鋼である。各成分の限定理由を以下に示す。
【００１２】
（イ）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。
【００１３】
（ロ）Ｍｎ：５．０〜１０．０％
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、５．０％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く、少なくともＭｎ含有量が１０．０％までは、従来鋼よりも、摩耗量の点で優れ、また優れた靭性を示す。
【００１４】
（ハ）４≦（％Ｃ）×（％Ｍｎ）≦１２、好ましくは、５≦（％Ｃ）×（％Ｍｎ）≦１０
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（イ）および（ロ）範囲に規定し、さらに（％Ｃ）×（％Ｍｎ）を１２以下、好ましくは１０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４以上、好ましくは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ることにより、鋳塊の割れ発生（焼割れ）を防止できる。
【００１５】
（ホ）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。
【００１６】
（へ）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。
【００１７】
（ニ）Ｃｒ：０．５％以下（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ることおよびパーライト変態を遅延させるため、Ｃｒ量を０．５％以下にすることが必要である。
【００１８】
また請求項２記載の発明は、請求項１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以下にすることにより、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。
【００１９】
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、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５０％以上の結晶粒内に双晶が存在させることにより、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。
【００２０】
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％以上の双晶が存在させるこことができる。
【００２１】
また請求項４記載の発明は、請求項１又は２又は３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を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。
【００２２】
また請求項５記載の発明は、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後、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請求項１記載の組成を有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径を４００μｍ以下にすることができる。
【００２３】
破砕機の耐摩耗部材等の製品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、製品肉厚が大きくなるほど微細化が困難となる。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。
近年破砕機の大型化にともなって、それに用いられる耐摩耗部材が大型・厚肉化しており、そのため製造時の鋳造、熱処理工程で得られる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。
本発明の方法では、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。
【００２４】
さらに、請求項５の熱処理を施すことにより、加工硬化特性向上がさらに向上できる。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させる。
【００２５】
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した後の水冷処理の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。このとき、水冷することが好ましい。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した後、水冷するものである。
これらの場合も、前述と同様に、微細な結晶粒を得ることができ、さらに、双晶が数多く導入することができる。
【００２６】
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、前記パーライト化後、室温まで冷却し、機械加工を行い、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パーライト化することにより、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。
【００２７】
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、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以上で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。
【００２８】
【実施例】
本発明の実施例を表１、表２により説明する。表１は、本発明の実施例と比較例について、各試験材の化学成分、平均結晶粒径および双晶の導入された結晶粒の割合をまとめたものである。表２は、摩耗試験およびシャルピー衝撃試験の実験を示す。
【００２９】
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。Ｎｏ．１〜８が本発明鋼であり、Ｎｏ．１１〜１４が比較材である従来鋼である。
Ｎｏ．１〜６とＮｏ．１１〜１４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。この熱処理後、試験片を肉厚１００ｍｍの中心部より採取した。
さらに、Ｎｏ．３の同一の化学組成鋼塊（Ｎｏ．７、８）については、本発明の熱処理を行った。すなわち、鋳造後、１１００℃に加熱、３ｈｒ保持する均質化処理を行い、６００℃まで炉冷後、この温度で５ｈｒ保持するパーライト化処理を行い、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．７の鋼塊は１１００℃、Ｎｏ．８の鋼塊は１０００℃である。同様に試験片を肉厚１００ｍｍの中心部より採取した。
【００３０】
採取した試験材より、平均結晶粒径と双晶の導入された結晶粒の割合を求めた。平均結晶粒径は、各試験材を鏡面研磨後、光学顕微鏡により直線交接法により測定した。双晶の導入された結晶粒の割合は、各結晶粒において、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。
【００３１】
表１に示すように、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８は、Ｎｏ．３よりも、平均結晶粒径は小さく４００μｍ以下となった。さらに、双晶が導入され、この双晶が導入された結晶粒の割合が５０％以上となった。Ｎｏ．７とＮｏ．８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。
【００３２】
【表１】

【００３３】
表１に示す鋼塊について、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。
【００３４】
摩耗試験は、図１に示す破砕機を用いて試験を行った。摩耗試験材は破砕機の移動ライナーに取り付けた。摩耗試験は流紋岩（岩石粒度：５〜２０ｍｍ）を用い、流紋岩を２トン破砕後の摩耗試験材の磨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。
【００３５】
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。
【００３６】
【表２】

【００３７】
表２に示されるように、本発明鋼（Ｎｏ．１〜８）の摩耗量は、従来鋼（Ｎｏ．１１〜１４）より優れていることが明らかである。さらに、本発明鋼のシャルピー衝撃値は、５０Ｊ／ｃｍ²を越えており、優れた靱性を示すことが判明した。
【００３８】
特に、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．７とＮｏ．８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鋼の結晶粒を微細化ができ、従来の高Ｍｎ鋼より結晶粒が微細な高靱性超耐摩耗鋼を得ることができる。この高靱性超耐摩耗鋼は、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。
【００３９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明は、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や、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、非常に高い靭性を得ることを可能とした。この結果、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した。
【００４０】
また、本発明の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法は、結晶粒径を微細化し、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した。この製造方法は、耐摩耗部材の大型、厚肉化に対応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。
【００４１】
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。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。
【図面の簡単な説明】
【図１】摩耗試験を行った破砕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

Claims

質量％でＣ：０．４〜１．２％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：５．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含む）からなり、かつ４≦（％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る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記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼。
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又は２又は３記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼。
請求項１記載の組成を有する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後、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。
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、前記パーライト化後、室温まで冷却し、機械加工を行い、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。
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又は６記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法。