JPS62139855A - オ−ステナイト系耐衝撃耐摩耗鋳鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本願発明は、いわゆる高マンガン鋼のオーステナイト系
耐摩耗鋳鋼の系列に属すが、過去の実用鋼の範晒に属し
ない新規な合金鋼に係るものである。

［従来の技術］ オーステナイト系耐衝撃耐摩耗鋳鋼として従来著名なの
はハツトフィールド鋼と呼ばれ、基地が仝面オーステナ
イト（Ｔ−相）であって、きわめて強靭性を有しつつ、
表面は典型的な加工硬化性を具えており、通常の鋼種で
は耐え難い摩耗性環境、たとえばショークラッシャ歯板
、ミルライナ、コーンクラッシャマントルおよびバウル
ライナ、ミルローラなどの部材に広く適用されている。

このように従来から代表的な耐摩耗材料として広く使用
されてきたハツトフィールド鋼であっても、なお一層の
耐摩耗性の向上を求めるのが産業界の要請であり、材料
の延靭性を損なうことなく一層の耐摩耗性を具備して耐
用年限の延長を求める声が高い。

ハツトフィールド鋼で代表される実用上の高マンガン鋳
鋼はＪＩＳ　　Ｇ５１３１の規格によれば第１表（化学
成分）および第２表（機械的性質）に示すとうりでおる
。　　　（以下余白） そして、第１表、第２表に規定する各材質の使用用途と
しては第３表のように示している。

第３表 ２１種だけが他の材質と異なって■を配合して伸び％が
著しく低いのは履帯用（キャタピラ用）に限定して耐変
形性を重視した特殊な条件によるためと思われる。

一般の動的エネルギーを負荷される他の材質については
、いずれも伸びを少なくとも２０％必要とし、この材料
が使用される場合の一つの前提となＡ　７１Ｘ　１ ［発明が解決しようとする問題点コ 高マンガン系のオーステナイト鋼は歴史も古く、古今を
問わず多くの研究を加えられてきたが、加工硬化性を一
層高め、耐摩耗性を向上させるためには含有する０％を
増加すればよく、第６図に示すように、１２．５％Ｍｎ
ｆｆ１ｌｌｌの０％のみを変動させた場合、左縦軸に目
盛った摩耗減量は０％の増加と共に、はぼ直線的に逓減
し比例的に耐摩耗性が向上する。

しかし、右縦軸に目盛った衝撃値はＣ１，３％付近から
急に低下し、炭化物析出と共に靭性が急激に衰・えてい
くことを示す。

炭化物の析出を抑え、Ｔ−相基地中にＣを固溶させるた
めには、第７図に示すようにＭｎ含有量を増加すればよ
い。

第７図において縦軸がＭｎ％、横軸が０％であり、Ｍｎ
／Ｃのバランスさえとれれば炭化物の析出がなく単一の
ｒ−相を保持できる。

図中αはフェライトでα−相が出ると耐摩耗性け５ｔ％
　５ｄ　１１１ｉス γ′はＮｉ３Ａ、ｌｌなど金属間化合物を含むＴ−相で
耐摩耗性を向上するが靭性を低下させ、これはＣ（炭化
物、カーバイド）の析出と同じ影響を与える。

ところが従来から、Ｃ，Ｍｎともに高い高マンガン鋼が
耐摩耗材料として実用化しなかったのはＣ，Ｍｎ％の増
加は鋳放し組織における粒界炭化物の多量の析出によっ
て強度、延靭性の低下による熱間割れ感受性が著しく増
大すること、また水靭処理過程における粒界炭化物析出
の著しい促進を生じることからである。

この結果、第８図に示すように縦軸に０％、横軸にＭｎ
％をとった場合、鋳放し状態では、両成分が増加するほ
ど組織内に占める炭化物の割合は急増し、極めて肉厚の
小さな単純形状の鋳造品でないかぎり、強度、延靭性の
低下が甚だしく実際上の使用に耐える鋳鋼品を工場ベー
スで生産することは実質的には不可能であった。

本願発明は前記の問題点を解決するため、炭化物の形態
や析出量を制御し、基地（マトリックス）のミクロ組織
を制御して、従来実用上回避されてきた高Ｃ１高Ｍｎ領
域における高マンガン系のオーステナイト系耐衝撃耐摩
耗鋳鋼を新たに提供することを目的とする。

［問題点を解決するための手段］ 本願発明に係るオーステナイト系耐衝撃耐摩耗鋳鋼はＣ
１，２０〜１．９０％、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ　１８
．００〜３２．００％、Ｃｒ５．００％以下、Ｎｉ３．
００％以下、Ｍｏ　３．００％以下であって、Ｍｎ／Ｃ
が１４．０から２３．Ｏの比率の範囲に属し、ざらにＶ
。

Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂのうちの１種又は２種以上の合計をｏ
、　ｏｉ％から０．３０％含み、残部がＦｅおよび通常
の不可避な不純物よりなることにより前記の問題点を解
決した。

［作用］ 高マンガン鋳鋼の場合、冷却中の粒界炭化物の析出時間
は短く、肉厚の大きな実用的鋳鋼品においては結晶粒界
に若干の炭化物の析出は避けられない場合が多く、特に
高Ｃ１高Ｍｎ鋼では、この傾向が強くこれが著しい障害
になっていた。

ところで、粒界炭化物が板状に、かつ連続的に析出し厚
く成長すると材料の物性値は著しく低下するが、析出量
が少なくてその析出態様が粒状、かつ不連続的でおり大
きく成長していなければ実際使用上全く問題にならない
し、すぐれた耐用性を持続することができる。

粒界の強度を改善する作用の一つは一次結晶粒の微細化
により粒界面積を増大させ粒界偏析濃度、炭化物析出樋
を相対的に低下させることであり、特に鋳放し材の微細
化制御により熱間割れ防止に顕著な効果があり、また水
靭処理過程においては厚肉鋳鋼品の全断面を通じての高
強度、高延靭性を確保する作用がある。

一次結晶粒度を微細化するには、鋳込温度や鋳込時間な
ど鋳造条件、　Ａ、ｌｌ　、レアアース、又は場合によ
りＣａ、Ｍｇなとの鋳造前の脱酸も影響が大ぎいが、以
下に述べる添加元素の諸性質の影響が大きい。

次に、添加元素は粒界炭化物の形態を板状又は層状に析
出するものから粒状にその析出態様を変化させ、炭化物
析出時間を長時間側へ変化させることにより、粒界炭化
物を不連続的な微粒状析出に制御し水靭処理過程高延靭
性の保持に作用するものがある。

ざらに、添加元素のあるものは、基地であるγ−相内に
固溶して相自体の強度ヤ延靭性の物性値を向上する作用
があり、これらのすべての作用が相互に関連し市って高
耐摩耗性と高延靭性とを同時満足する条件を特定する。

すなわち、各合金元素の含有％の上限、下限に関する臨
界的意義をその作用面から簡潔に述へる。

（イ）　Ｃ１，２０〜１．９０％ １．２０％以下では、従来の高マンガン鋼より優れた耐
摩耗性は得られない。

１．９０％をこえると鋳放し状態においても、水靭処理
状態においても強度、延靭性が著しく低下して実際上鋳
鋼品の製造が困難となる。

（ロ）Ｓｉ１．５０％以下 溶湯の脱酸、流動性の改善に必要な元素であり、溶解炉
における合金鋼精練で不可欠なものであるが、１．５％
を超えるとパーライトノーズが署しく短時間側に移動し
粒界炭化物析出が起り易くなる。

（ハ）　Ｍ　ｎ　１８．００〜３２．００％１８、００
％以下では従来の高マンガン鋼と変らずＣとのバランス
によって耐摩耗性を著しく向上しようとする本願の特徴
から外れる。

また鋳放し状態での機械的性質が低い。

ただし３２％以上さらに増加しても耐摩耗性１強度、延
靭性の改善効果が得られない。

（ニ）Ｎｉ３．００％以下 オーステナイト相安定化元素としてマトリックス改善に
効果があり鋳造品の形状によっては添加するが、この目
的のためには３．００％以上は顕著な変化は認められな
い。

（ホ）Ｃｒ５．００％以下 降伏強度を増加し抗変形性を改善するが大量に添加する
と固溶困難な複合炭化物を多量に析出し延靭性低下の弊
が大きいので上限を設けた。

（へ）Ｍｏ３．００％以下 熱処理特性の改善および析出炭化物の形態改善に有効な
作用があり、鋳造品の形状に応じて添加する。

ただし改善効果は３％を越えると殆んど変化しない。

（ト）■ 結晶粒の微細化、炭化物の形態制御に有効な元素である
。

単独、あるいはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂとの添加量０．０１％
以下ではその効果はなく、０．３０％以上添加しても効
果がかわらないばかりでなく、添加量が多すぎると靭性
を低下させるので０．０１％以上０．３０％以下とした
。

（チ）Ｔｉ 結晶粒の微細化、粒界の強化、熱処理中の脆化防止に有
効な元素である。

単独またはＶ、Ｚｒ、Ｎｂとの添加量０．０１％以下で
はこれらの効果がなく、０．３０％以上添加しても効果
がかわらない。

したがって０．０１％以上０．３０％以下とした。

（す＞ｚｒ 結晶粒の微細化、粒界の強化に有効な元素である。

単独または’ｒｒ、ｖ、　Ｎｂとの添加量０．０１％以
下ではその効果が得られず０．３０％以上添加しても効
果がかわらない。

したがって０．０１％以上、　　０．３０％以下とした
。

（ヌ）Ｎｂ 結晶粒の微細化、炭化物の形態制御に有効な元素である
。

単独またはＴｉ、Ｖ、Ｚｒとの添加量０．０１％以下で
はその効果が得られず、０．３０％以上添加しても効果
がかわらない。

したがって０．０１％以上０．３０％以下とした。

（ル）　Ｍｎ／Ｃ１４，０〜２３．０ Ｍｎ／Ｃ比が１４以下になると鋳放し状態における粒界
析出炭化物の成長が苔しく、機械的性質が大きく低下し
実際上鋳鋼品の製造が困難となる。

Ｍｎ／Ｃ比が２３をこえるとオースティト相の安定化が
過剰となり加工硬化性が低下して耐摩耗性が減退する。

［実施例コ 第４表は本願発明の実施例を示す一見表でテストヒート
Ｎ０．１〜Ｎｏ、　１１について化学成分と機械的性質
とを示した。

右欄Ａ、Ｂ、Ｃは比較材であってＡはＪＩＳ規格ＳＣＭ
ｎＨ１１に相当し、Ｂ、ＣはＪＩＳ規格を外れる高Ｃ１
高Ｍｎの高マンガン鋳鋼である。

実施条件として試験用高周波炉で新材料を配合計算して
溶製し所望の精練後特殊脱酸をして１６００℃で出湯、
ＪＩＳ　　Ｇ５１３１による試験片のレンガ型鋳型に１
４８０’Ｃで注湯し、冷却後１０５０’Ｃより水靭処理
を施して物性値の確性テストを行なったものである。　
　　（以下余白） 次に第１図〜第５図はこれら実施例のうちから適宜ピッ
クアップしたテストヒートの顕微鏡写真（２００倍）を
掲げたもので第１図はヒートＮｏ、３、第２図はヒート
Ｎｏ、　５、第３図はヒートＮｏ、７、第４図はヒート
Ｎｏ、　９、第５図は比較材ヒートＮｏ、　Ｃを夫々眼
影したものである。

［発明の効果］ 実施例に効果の一例を示したように、本願の高マンガン
鋳鋼は耐力、抗張力、伸びともに従来の比較材に比べて
改善の跡が著しく、実用鋼として十分の延靭性を確保し
ている。

組織の微細化によって従来の問題点である脆化を克服し
たからであり、耐摩耗性が大きく向上することは過去の
文献からも明確に立証されている通りである。

【図面の簡単な説明】

第１図〜第５図は本願実施例組織の２００倍顕微鏡写真
（第１図：Ｎｏ、３、第２図：Ｎｏ、５、第３図：Ｎｏ
、　７、第４図：Ｎｏ、９、第５図：比較材ＮＯ，Ｃ）
　、第Ｑ　Ｐ　ｌ−ｔ　１’）　６（Ｍ　Ｖ　ｎ　’；
ｒＦＦ＋ＴｄｕｌＦ＋ルＪ−４１；　！Ｆ９１ｊＦｉ　
１ｍ　Ｔｌ、　ＩＴ　ｆＣ量との関係図、第７図はＦｅ
−Ｍｎ−Ｃ系の１２７３Ｋ　（１０００’Ｃ）よりの水
冷組織図、第８図は高マンガン鋳鋼の鋳放し組織中の炭
化物％。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ１．２０〜１．９０％、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ１８
   ．００〜３２．００％、Ｃｒ５．００％以下、Ｎｉ３．
   ００％以下、Ｍｏ３．００％以下であってＭｎ／Ｃが１
   ４．０から２３．０の比率の範囲に属し、さらにＶ、Ｔ
   ｉ、Ｚｒ、Ｎｂのうちの１種又は２種以上の合計を０．
   ０１％から０．３０％含み、残部がＦｅおよび通常の不
   可避的な不純物よりなるオーステナイト系耐衝撃耐摩耗
   鋳鋼。