JPH11343543A

JPH11343543A - 高靱性超耐摩耗鋳鋼及びその製造方法

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Publication number: JPH11343543A
Application number: JP8882599A
Authority: JP
Inventors: Hiroyuki Takeda; 裕之武田; Shogo Murakami; 昌吾村上; Wataru Taga; 渉多賀; 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: 1998-03-30
Filing date: 1999-03-30
Publication date: 1999-12-14
Anticipated expiration: 2019-03-30
Also published as: JP3545963B2

Abstract

(57)【要約】【課題】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。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。【解決手段】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
不純物元素からなる高靱性超耐摩耗鋳鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、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（ＪＩＳＧ
５１３１）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１−１４３０
３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Ｍ
ｎ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６０−５６０
５６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、Ｍ
ｎ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、Ｚ
ｒ、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る高靱性超耐摩耗鋳鋼であ
る。以下、各成分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、Ｎ
ｉ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。

【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Ａｌ
Ｎ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６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２５０μ
ｍ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】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、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。

【００２６】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６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。

【００２７】また請求項５記載の発明は、請求項１乃至
４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６記載の発明は、鋳造後、８５
０〜１２００℃で０．５〜３ｈｒ均質化処理を行った
後、５００〜７００℃まで冷却して、この５００〜７０
０℃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請求項１又は２
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の鋼塊を鋳造後、８５０〜１２
００℃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６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６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６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７記載の発明は、請求項６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６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８記載の発明は、請求項６又は
７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９記載の発明は、請求項８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１０記載の発明は、請求項８又
は９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１１記載の発明は、請求項６乃
至１０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１５０
ｋｇの舟形インゴット（幅：３０〜１２０ｍｍ（最大肉
厚１２０ｍｍ）、高さ：４００ｍｍ、長さ：５００ｍ
ｍ）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、４ｈ
ｒ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５
ｈｒ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）、Ｎ
ｏ．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（ＪＩ
ＳＧ０５５１）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ＪＩＳＧ００５５１に準拠し、粒度Ｎｏ．を
測定粒度Ｎｏ．（Ｎ）から断面積１ｍｍ²あたりの結晶
粒の数（ｎ）を算出ｎ＝２^N+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結晶粒を球形と仮定し、平均結晶粒径（２ｒ：μ
ｍ）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／ｋ
ｇ）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１７４
μｍ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／ｋ
ｇ）以下で、かつ、シャルピー衝撃値が５０（Ｊ／ｃｍ
²）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０．０５
６（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、Ｍ
ｎ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。Ｎ
ｏ．ＳはＮｉ量が高く、耐摩耗性が悪い。Ｎｏ．ＴはＡ
ｌ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Ｔ
ｉ、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５
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６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７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８〜１０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

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者多賀渉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：０．４〜１．２％、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
不純物元素からなる高靱性超耐摩耗鋳鋼。
【請求項２】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。
【請求項３】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。
【請求項４】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又は３記
載の高靱性超耐摩耗鋳鋼。
【請求項５】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４のいずれかに記載の高靱性超
耐摩耗鋳鋼。
【請求項６】請求項１又は２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、５
００〜７００℃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７】請求項６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８】請求項６又は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、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９】請求項８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１０】請求項８又は９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。
【請求項１１】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６乃至１０のいず
れかに記載の高靱性超耐摩耗鋳鋼の製造方法。