JPH09202941A

JPH09202941A - 高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JPH09202941A
Application number: JP2989296A
Authority: JP
Inventors: Shogo Murakami; 昌吾村上; Hiroyuki Uchida; 博幸内田; Koji Minagawa; 耕児皆川; Takeshi Masumoto; 健増本; Hisanao Nakai; 寿直中井
Original assignee: YONAGO SEIKO KK; Kobe Steel Ltd
Current assignee: YONAGO SEIKO KK; Kobe Steel Ltd
Priority date: 1996-01-23
Filing date: 1996-01-23
Publication date: 1997-08-05
Anticipated expiration: 2016-01-23
Also published as: JP3245039B2

Abstract

(57)【要約】【課題】高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性を従来材より向上さ
せ、高長寿命となる耐摩耗部材用の高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼
を提供するとともに、耐摩耗性の優れた高耐摩耗高Ｍｎ
鋳鋼の製造方法を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ：１．１〜１．６％、Ｓ
ｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：１５．０〜３５．０％、
Ｃｒ：５．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：２．０％以
下（０％を含む）からなり、残部がＦｅおよび不可避不
純物元素である高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼であって、平均結晶
粒径が５０〜５００μｍである高耐摩耗高Ｍｎ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高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼およびその製造
方法に関する、特にコ−ンクラッシャやジョ−クラッシ
ャなどの破砕機用ライナ−材に用いられる高耐摩耗高Ｍ
ｎ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】高Ｍｎ鋳鋼は加工硬化特性と靭性を合わ
せ持ち、衝撃を受ける耐摩耗部材に使用されてきた。高
Ｍｎ鋳鋼は耐摩耗性に優れているため、破砕機の耐摩耗
部材に多用されている。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、破砕機に使用される耐摩耗部材に
おいて、過酷な使用条件に耐える性能を有する高Ｍｎ鋳
鋼が要求されている。同様に、他の衝撃を受ける耐摩耗
部材にも、使用条件の過酷化に対応できる高Ｍｎ鋳鋼の
要求が大きい。

【０００３】高Ｍｎ鋳鋼の性能向上の手段として、機械
的特性の改善が検討されてきた。その結果、機械的特性
を向上させるために、結晶粒の微細化が有効であること
が報告されている。例えば、I.Henych； Giesserei、第
６０巻（１９７３）Ｐ４５３〜Ｐ４５７、武藤ら；鉄と
鋼、第４２巻（１９５６）Ｐ８７３〜Ｐ８７４、郡ら；
電気製鋼，第３３巻４号（１９６２）Ｐ２４８〜Ｐ２６
９等の報告がある。これらの報告は、０．９〜１．３％
Ｃ、１１〜１４％Ｍｎ組成の鋼種（ＪＩＳＧ５１３１
相当）において、高Ｍｎ鋳鋼の結晶粒の微細化を行い、
高Ｍｎ鋳鋼の機械的特性が改善させるものである。この
結晶粒の微細化は鋳込温度を下げたり、冷却速度を早く
することにより実施された。しかし、これらの方法では
高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性の改善までいたらなかった。

【０００４】そこで、耐摩耗性の向上のため、前記ＪＩ
ＳＧ５１３１相当の高Ｍｎ鋳鋼より、Ｃ量を高め、適
量のＭｎ量が調整された１６〜３２％Ｍｎ鋳鋼が開発さ
れた。さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等の炭化物形成元素を添
加することにより耐摩耗性を向上させた高Ｍｎ鋳鋼も開
発されてきた。例えば、特公昭５７−１７９３７、特公
昭６３−８１８１、特公平１−１４３０３、特公平２−
１５６２３、特開昭６２−１３９８５５、特開平１−１
４２０５８号公報等である。

【０００５】破砕機ライナ−材（例えば、鋳塊の最大肉
厚部が４０〜１５０ｍｍ）に使用されるＪＩＳＧ５１
３１相当の１１〜１４％Ｍｎ鋳鋼の結晶粒径はｌｍｍ前
後の粗大な結晶粒径である。高合金の１６〜３２％Ｍｎ
鋳鋼の結晶粒径は、ＪＩＳＧ５１３１相当の１１〜１４
％Ｍｎ鋳鋼の結晶粒径より、さらに大きくなる傾向があ
る。結晶粒の微細化のためには鋳込温度を低くすること
が有効ということが知られているが、製造上（生産性、
取鍋のメンテナンス等）の問題で鋳込温度を低くするの
が困難である。

【０００６】特公平１−１４３０３公報の１．０〜２．
０％Ｃ−１６〜２５％Ｍｎ鋼、実質的には１．６〜１．
９％Ｃ−１９〜２２％Ｍｎ鋼の鋳込温度は１３９０〜１
４６０℃の間が適切であると、記載されている。この鋳
込温度はＭｎ鋼の合金組成と鋳型によって変化させ、鋳
込温度は実際上できるかぎり低くする方がよいと記述さ
れている。この合金組成での液相線温度は、１２３５〜
１３８５℃の間と推定される。鋳込温度と液相線温度の
最低値と、鋳込温度と液相線温度の最高値とを比較する
と、いずれも、鋳込温度と液相線温度との温度差は７０
℃を越えている。さらに、特公平１−１４３０３公報の
実質的な合金である１．６〜１．９％Ｃ−１９〜２２％
Ｍｎ鋼での液相線温度は、約１２５０〜１３２０℃の間
と推定され、この場合は、下限の鋳込温度でも、液相線
温度をより７０℃を越えたものと推定される。本発明の
鋳込温度より高いものとなっている。

【０００７】これら１６〜３２％Ｍｎ鋳鋼は、高合金化
による機械的特性の低下や製造方法の困難さを最小限に
するために、前述の鋳込温度を下げる手段以外の結晶粒
の微細化法が検討されてきた。Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、
Ｂ等の微粒化元素の添加による結晶粒の微細化法が検討
され、実施されてきた。この方法により、耐摩耗性が改
善された高Ｍｎ鋳鋼は、衝撃を受ける耐摩耗部材に実用
化された。特に、破砕機等の耐摩耗部材に使用すること
により、破砕機等の性能の向上がはかられた。

【０００８】

【発明を解決しようとする課題】しかしながら、これら
の高Ｍｎ鋳鋼を破砕機等の耐摩耗部材に使用しても、耐
摩耗部材の寿命は満足できるものでなかった。近年、破
砕機の処理能力の向上の要求が益々過酷になり、特に、
耐摩耗性の要求が強く、十分な耐摩耗性を有する高Ｍｎ
鋳鋼が得られていないのが現状である。他の衝撃を受け
る耐摩耗部材の分野でも同様である。そこで本発明は、
高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性を従来材より向上させ、高長寿命
となる耐摩耗部材用の高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼を提供するこ
とを目的としたものである。さらに、耐摩耗性の優れた
高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の製造方法を提供するものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性向
上を達成するために、高Ｍｎ鋳鋼のＣおよびＭｎ量を変
化させて、高Ｍｎ鋳鋼の加工硬化量、耐摩耗性および結
晶粒径との関係を調査した。さらに、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂ等の添加の
影響も合わせて研究した。これらの研究結果により、加
工硬化量と耐摩耗性との間に、良好な相関関係があるこ
とを見い出した。さらに、高Ｍｎ鋳鋼は結晶粒を微細化
することにより、加工硬化量が増加することを見い出し
た。特に、Ｃ量が１．１〜１．６％、Ｍｎ量が１５．０
〜３５．０％の範囲の高Ｍｎ鋳鋼の結晶粒径を５００μ
ｍ以下にすると、著しく加工硬化量が増加し、この結
果、耐摩耗性が著しく向上できることが判明した。あわ
せて、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｚｒ、Ｂ等の添加により、１．１〜１．６％Ｃ−１
５．０〜３５．０％Ｍｎ鋳鋼の結晶粒を微細化し、耐摩
耗性を向上させることを見い出した。

【００１０】このような加工硬化特性に及ぼす粒径依存
性は、まったく新しい知見である。一般に、高Ｍｎ鋳鋼
は結晶粒径を微細化することにより、機械的特性が向上
することが知られているが、加工硬化特性が向上するこ
とは今まで知られていなかった。

【００１１】この発明のうちで請求項１乃至３記載の発
明は上記知見に基づくものである。すなわち、請求項１
記載の発明は、重量％で、Ｃ：１．１〜１．６％、Ｓ
ｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：１５．０〜３５．０％、
Ｃｒ：５．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：２．０％以
下（０％を含む）からなり、残部がＦｅおよび不可避不
純物元素である高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼であって、平均結晶
粒径が５０〜５００μｍであることを特徴とするもので
ある。高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の平均結晶粒径を５０〜５０
０μｍにすることによって、加工硬化特性が向上し、耐
摩耗性が改善することができる。平均結晶粒径が５０μ
ｍ未満の高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼では耐アブレッシブ摩耗性
が著しく低下する。さらに、優れた耐摩耗性を得るため
に、高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の平均結晶粒径を１００〜３０
０μｍにすることは好ましい。

【００１２】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、Ｔｉ、Ａｌのいずか一方又は両方を、
重量％で、０．０１〜０．６％を加えることを特徴とす
るものである。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、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂの
うち、１種または２種以上の合金元素を、重量％で、
０．０１〜３．０％を加えることを特徴とするものであ
る。これら元素を添加することにより、高耐摩耗高Ｍｎ
鋳鋼の結晶粒を微細化し、耐摩耗性をさらに向上でき
る。

【００１３】以下に本発明の高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の成分
範囲の限定理由を述べる。（イ）Ｃ：ｌ．１〜１．６％Ｃ量の増加とともに、変形時に、積層欠陥より変形双晶
の発生頻度が増加し、加工硬化特性に対する結晶粒径依
存性が大きくなる。このため、Ｃ量が１．１％未満では
結晶粒径を５００μｍ以下にしても必要な加工硬化特性
が得られない。さらに、耐摩耗性の低下も著じるしい。
また、Ｃ量が１．６％越えると靭性が低下して、耐摩耗
部材の製造または使用時の割れを生じ、製造が困難にな
る。また、耐摩耗部材への割れの発生により、加工硬化
特性が向上しない。

【００１４】（ロ）Ｓｉ：０．３〜１．０％溶解時の溶湯の脱酸および流動性確保のために、Ｓｉを
０．３％以上添加する必要がある。また、Ｓｉ量が１．
０％を越えると、炭化物の結晶粒界への析出が促進さ
れ、靭性が低下する。

【００１５】（ハ）Ｍｎ：１５．０〜３５．０％ＭｎはＣの固溶限を増大させ、水靱処理冷却過程での炭
化物析出を抑制し、必要な延性を確保する。また、Ｍｎ
量の増加とともに、変形時に、積層欠陥より変形双晶の
発生頻度が増加し、加工硬化特性に対する結晶粒径依存
性が大きくなる。このため、Ｍｎ量が１５．０％未満で
は結晶粒径を５００μｍ以下にしても必要な加工硬化特
性が得られない。さらに、耐摩耗部材に必要な耐摩耗性
を得ることができない。また、Ｍｎ量が３５．０％越え
ると靭性が低下するとともに、鋳放し状態での炭化物析
出量が多くなり、鋳造割れが生じる。

【００１６】（ニ）Ｃｒ：５．０％以下Ｃｒは加工硬化特性を向上させるとともに、耐摩耗性を
向上させるのに有効な元素であり、Ｃｒを添加すること
は好ましい。Ｃｒ量が５．０％を越えると鋳造時および
水靭処理の冷却過程での炭化物析出が顕著となり、靭性
の低下が著しい。

【００１７】（ホ）Ｍｏ：２．０％以下Ｍｏは水靭処理の冷却過程で炭化物析出を抑制し、靭性
を向上させる効果を有すので、Ｍｏを添加することは好
ましい。Ｍｏ量が２．０％を越えるとその効果が失われ
る。

【００１８】（へ）Ｔｉ、Ａｌのいずか一方又は両方：
０．０１〜０．６％ＴｉおよびＡｌの添加は酸化物、炭化物または窒化物を
溶湯中に形成し、結晶粒を微細化するのに有効であり、
さらに、水靭処理の冷却過程の炭化物析出を抑制する効
果を有する。Ｔｉ、Ａｌのいずか一方又は両方の添加量
が０．０１％以上で効果があり、０．６％を越えると、
粗大な介在物が生成し、靭性が低下する。

【００１９】（ト）Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂのうち、
１種または２種以上：０．０１〜３．０％Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、ＺｒおよびＢは結晶粒微細化に寄与
し、加工硬化特性を向上させるＶ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、
Ｂのうち、１種または２種以上の添加量が０．０１％以
上で効果があり、３．０％を越えると、粗大な介在物が
生成し、靭性が低下する。また、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａおよび
Ｚｒは炭化物を形成し、耐摩耗性を改善する効果もあ
る。

【００２０】次に、結晶粒と加工硬化特性に関する本発
明の知見を得るに至った過程を説明し、さらに、本発明
を詳しく説明する。図３は現用のＪＩＳ規格材（ＳＣＭ
ｎＨ１１：０．９〜１．３％Ｃ−１１〜１４％Ｍｎ鋼）
を用いたコ−ンクラッシャライナ−材の使用寿命と加工
硬化量との関係を示したものである。耐摩耗材の寿命比
は、加工硬化量が約３００kgf/mm²のコ−ンクラッシャ
ライナ−材の使用寿命を１としたときの倍数で示してい
る。使用寿命はコ−ンクラッシャライナ−材の摩耗量か
ら判断した。加工硬化量が増加するとともに、コ−ンク
ラッシャライナ−材の寿命が向上し、加工硬化量が約３
８０kgf/mm²では、使用寿命は２倍となることを示して
いる。加工硬化量の増加とともに、耐摩耗部材の使用寿
命が向上する。このように加工硬化により、耐摩耗部材
の耐摩耗性が向上することを確認できた。予想していた
以上に、加工硬化量と耐摩耗部材の使用寿命との相関関
係が高いことが判明した。

【００２１】高Ｍｎ鋳鋼の加工硬化量は、コ−ンクラッ
シャ、ジョ−クラッシャ等の破砕機の耐摩耗部材の摩耗
による使用寿命の評価に有効である。さらに、破砕機用
の耐摩耗部材だけでなく、衝撃が加わる耐摩耗用部材、
例えば、建設機械用耐摩耗部材として、ドラッグチェ−
ン、バケット、バケットチィ−ス、キャタピラ、レ−ル
クロッシング等、高炉用耐摩耗部材として、ア−マ−プ
レ−ト、ベル等の摩耗量を評価にも用いられるものであ
る。今までは、実機の耐摩耗部材の寿命の推定するため
に、使用する高Ｍｎ鋳鋼の耐力やー定変形後の硬さ等の
測定結果や実験室レべルの各種摩耗試験結果により行っ
てきた。しかしながら、これらの試験結果と実際の耐摩
耗部材の使用寿命とはかならずしも一致せず、測定や試
験結果との相関がいまだ不明確である。実機の試験結果
とかならずしも一致しないのが現状であった。

【００２２】次に、加工硬化特性に及ぼす高Ｍｎ鋳鋼の
合金成分（特にＣとＭｎ量）と結晶粒径との影響を詳細
に調査した。試験材は表１に示す化学組成の鋼種を真空
溶解し、表２に示す鋳込温度で、約１０kgf の鋳塊（８
５φ×９０φ×１４０ｈ）に溶製した。その後、１１０
０℃で６ｈｒの溶体化処理を行い、次いで水靭処理を行
った。得られた試験材の結晶粒径を表２に示す。

【００２３】

【表１】

【００２４】

【表２】

【００２５】図１に各試料の結晶粒径と加工硬化量との
関係を示す。図１の黒塗り点で示す試料Ｂ、ＤおよびＥ
は、結晶粒径が５００μｍ以下になると、加工硬化量が
著しく増加する。特に、結晶粒径が３００μｍ以下での
加工硬化量の増加が顕著である。なお、試料Ｂ、Ｄおよ
びＥはＭｎ量が２０〜２４％の高Ｍｎ鋳鋼である。一
方、白抜きの点で示す試料ＡとＣは、結晶粒径の減少と
ともに加工硬化量は増加しているが、ほんの僅かであ
る。なお、試料Ａは１．２％Ｃ−１２％Ｍｎ鋳鋼であ
り、試料Ｃは１．７％Ｃ−３２％Ｍｎ鋳鋼である。

【００２６】ＪＩＳＧ５１３１相当の１２％Ｍｎの高
Ｍｎ鋳鋼にＣおよびＭｎをさらに加えた、２０〜２４％
Ｍｎの高Ｍｎ鋳鋼は結晶粒径の５００μｍ以下にするこ
とにより、加工硬化特性を著しく向上できる。この結
果、高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性を改善でき、衝撃が加わる耐
摩耗部材の使用寿命を向上させることが可能になった。
さらに、この結果と後述する試験結果（実施例参照）よ
り、高Ｍｎ鋳鋼のＭｎ量が１５．０〜３５．０％の範囲
であれば、前記高Ｍｎ鋳鋼の結晶粒径が５００μｍ以下
にすることによって、加工硬化量を著しく増加すること
を確認した。

【００２７】Ｍｎ量が３２％の試料Ｃが、十分な加工硬
化量が得られなかったのは、Ｃ量が１．７％と靭性が低
いために、試験片に割れが発生するために、加工硬化量
が増加しなかったものである。この結果、高Ｍｎ鋳鋼の
Ｃ量は１．６％以下が好ましいことが判明した。

【００２８】本研究から、ＪＩＳＧ５１３１相当の１
１〜１４％Ｍｎ鋳鋼は結晶粒径の微細化による加工硬化
特性の向上は期待できないことが判明した。一方、１５
〜３５％Ｍｎの高Ｍｎ鋳鋼は結晶粒径を５００μｍ以下
にすることにより、常に高い加工硬化量を示すことが判
明した。

【００２９】この原因として、以下のことが考えられ
る。低Ｍｎ組成のＭｎ鋳鋼の変形に伴う加工硬化は積層
欠陥の生成によるもので、一方、高Ｍｎ組成のＭｎ鋳鋼
の加工硬化は変形双晶によって生じると考えられる。こ
の変形双晶は結晶粒径を微細に、特に５００μｍ以下に
すると、変形によって非常に多量に形成される傾向があ
る。この結果、高Ｍｎ組成のＭｎ鋳鋼は加工硬化特性が
高いと推察される。

【００３０】さらに、発明者らは、１．１〜１．６％Ｃ
−１５．０〜３５．０％Ｍｎを主成分とする高耐摩耗高
Ｍｎ鋳鋼の結晶粒径を５００μｍ以下にする方法を鋭意
検討した。この高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の液相線温度＋７０
℃の温度以下で鋳造することにより、結晶粒径が急激に
小さくすることができ、結晶粒径を５００μｍ以下にす
ることを見い出した。液相線温度＋７０℃以下の鋳込温
度を採用するために、鋳造欠陥を発生防止方法を実施す
ることが有効であることを確認した。鋳造欠陥の防止方
法の１つとして、押湯、湯道、鋳型等の最適化設計を実
施して、下注ぎ法により鋳造を行った。

【００３１】請求項４記載の発明は上記知見に基づくも
のである。１．１〜１．６％Ｃ−１５．０〜３５．０％
Ｍｎ鋳鋼の製造方法において、前記高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼
の溶湯の鋳込温度を、前記高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の液相線
温度より１０〜７０℃高い温度範囲にすることを特徴と
するものである。

【００３２】次に、本発明の至った研究過程を説明す
る。前述したように、製造上の問題（生産性、取鍋のメ
ンテナンス等）を重視して、液相線温度＋７０℃より高
い鋳込温度が、通常採用されている。鋳込温度を下げる
と、鋳造欠陥が生じやすくなり、溶湯の湯流れ性も悪く
なるため、液相線温度＋７０℃より高い鋳込温度が採用
されている。

【００３３】鋳造欠陥を防止する方策を実施することに
より、高合金の１５〜３５％Ｍｎ鋳鋼の鋳込温度の下限
値は溶湯の湯流れ性の悪くなる温度が極限値となると考
えた。すなわち、鋳造欠陥を防止する方策を実施すれ
ば、鋳込温度を前記溶湯の湯流れ性の悪くなる温度まで
下げることが可能となる。

【００３４】高Ｍｎ鋳鋼の結晶粒径と鋳込温度の関係を
表２および図２に示す。図２は高Ｍｎ鋳鋼の液相線温度
により鋳込温度を整理し、高Ｍｎ鋳鋼の結晶粒径と、鋳
込温度と液相線温度の温度差との関係を示したものであ
る。液相線温度＋７０℃以下で鋳造することにより、高
Ｍｎ鋳鋼の結晶粒は著しく微細化することを見い出し
た。また、前記高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の液相線温度より１
０℃未満の鋳込温度では、溶湯の湯流れ性が極端に悪く
なることを確認した。このように、鋳造欠陥の防止方策
を実施することにより、高Ｍｎ鋳鋼の溶湯の鋳込温度
を、前記高Ｍｎ鋳鋼の液相線温度より１０〜７０℃高い
温度範囲に設定することが可能となった。

【００３５】本発明の高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼は、重衝撃を
受けかつ摩耗が厳しい耐摩耗部材、例えば岩石を破砕す
るコ−ンクラッシャやジョ−クラッシャなどの破砕機の
ライナ−材に適用することにより、その使用寿命を画期
的に延長することができる。通常、これら破砕機の耐摩
耗部材の鋳塊の最大肉厚部は４０〜１５０ｍｍである。
このような鋳塊の結晶粒径を５００μｍ以下にするため
に、前記高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の液相線温度より１０〜７
０℃高い温度範囲で鋳造することにより可能となる。

【００３６】

【実施例】表３に示す化学組成の鋼種を真空溶解し、表
３に示す鋳込温度で、破砕機用ライナ−を溶製した。鋳
込温度は各鋼種の液相線温度＋約２０〜５０℃の温度範
囲である。試料Ｂのみ、液相線温度より約５０℃と８０
℃高い、２種の鋳込温度を採用した。その後、１１００
℃で６ｈｒの溶体化処理をし、次いで水靭処理を行っ
た。これら試料の結晶粒径および加工硬化量の測定をお
こなった。

【００３７】

【表３】

【００３８】結晶粒径測定用試験片、加工硬化特性調査
用の圧縮試験片は、それぞれの鋳塊から採収した。試験
片の採取位置は、鋳塊の肉厚が最大となる箇所で、その
肉厚中央から肉厚の１／４の長さに入る範囲である。結
晶粒径の測定は切断法（ＪＩＳ：Ｇ０５５２を参照）に
より測定した。この方法は試験片を研摩後、研摩面を顕
微鏡観察により、測定したものである。顕微鏡のレンズ
に格子が描かれておりこの格子の線分が切断した結晶粒
の個数を数えて測定するものである。

【００３９】加工硬化量は、室温で、８φ×１２ｈの試
験片を、１０^-3／ｓのひずみ速度により圧縮試験を行
い、測定した。加工硬化量は圧縮試験における一定のひ
ずみ量の時の変形抵抗で評価した。ひずみ量が５０％の
時点での試験片硬さが、実機のコ−ンクラッシャライナ
−材における摩耗面の硬さに対応することにより、測定
は５０％のひずみ量で実施した。

【００４０】結晶粒径および加工硬化量の測定結果を表
４に示す。液相線温度＋７０℃を越えるような鋳込温度
の高い試料Ａ１、Ｂ１の結晶粒径は１ｍｍ近くになって
いる。一方、鋳込温度が液相線温度＋７０℃以下である
試料Ｂ２、Ｆ、Ｇ、ＨおよびＩの結晶粒径は５００μｍ
以下である。液相線温度＋７０℃以下の鋳込温度を採用
することにより、破砕機用ライナ−の結晶粒径は５００
μｍ以下にできた。試料Ａ１、Ｂ１の加工硬化量は約３
１０kgf/mm²に対し、試料Ｂ２、Ｆ、Ｇ、ＨおよびＩの
加工硬化量は約３６０kgf/mm²以上である。

【００４１】

【表４】

【００４２】上記試料のライナ−を用い、コ−ンクラッ
シャによる、岩石の粉砕試験をおこなった。コ−ンクラ
ッシャによる試験結果を表４に示す。岩石の粉砕料はＪ
ＩＳＧ５１３１相当の試料Ａ１において、４．１万トン
であった。本発明の試料Ｂ２、Ｆ、Ｇ、ＨおよびＩのコ
−ンクラッシャ用ライナー材の使用寿命はＪＩＳＧ５１
３１相当の試料Ａ１の１．７倍以上である。本発明の化
学組成範囲であるが、結晶粒径が約１ｍｍの試料Ｂ１と
比べると、本発明の試料Ｂ２、Ｆ、Ｇ、ＨおよびＩのコ
−ンクラッシャ用ライナー材の使用寿命は１．５倍以上
となった。

【００４３】

【発明の効果】以上説明したように、本発明のうち請求
項１記載の発明は、１．１〜１．６％Ｃ−１５〜３５％
Ｍｎを主成分にした高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の平均結晶粒径
を５０〜５００μｍにすることにより、前記高耐摩耗高
Ｍｎ鋳鋼の加工硬化特性を向上させることができ、耐摩
耗性の改善が可能となるものである。前記高耐摩耗高Ｍ
ｎ鋳鋼を使用した耐摩耗部材の使用寿命を向上させるこ
とが可能となるものである。また、前記高耐摩耗高Ｍｎ
鋳鋼の平均結晶粒径を５０〜５００μｍにすることによ
り、従来開発されてきた高Ｍｎ鋳鋼のように、合金元素
を多量に添加することなく、安価でかつ耐摩耗性に優れ
た高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼を得ることが可能となるものであ
る。

【００４４】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、Ｔｉ、Ａｌのいずか一方又は両方を、
重量％で、０．０１〜０．６％を加えることを特徴とす
るものである。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、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂの
うち、１種または２種以上の合金元素を、重量％で、
０．０１〜３．０％を加えることを特徴とするものであ
る。これら元素を添加することにより、さらに前記高耐
摩耗高Ｍｎ鋳鋼の結晶粒を微細化させ、加工硬化特性を
向上させるとともに、耐摩耗性を向上させることが可能
となるものである。

【００４５】また請求項４記載の発明は、前記高耐摩耗
高Ｍｎ鋳鋼を、重衝撃を受けかつ摩耗が厳しい耐摩耗部
材、例えば岩石を破砕するコ−ンクラッシャやジョ−ク
ラッシャなどの破砕機のライナ−材に適用することによ
り、その使用寿命を画期的に延長することが可能となる
ものである。

【００４６】また請求項５記載の発明は、前記高耐摩耗
高Ｍｎ鋳鋼の製造方法において、前記高耐摩耗高Ｍｎ鋳
鋼の溶湯の鋳込温度が、前記高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の液相
線温度より１０〜７０℃高い温度範囲にすることによ
り、平均結晶粒径が５０〜５００μｍの前記高耐摩耗高
Ｍｎ鋳鋼を製造することが可能となるものである。

【００４７】また請求項６記載の発明は、前記高耐摩耗
高Ｍｎ鋳鋼の鋳塊の最大肉厚部を４０〜１５０ｍｍにす
ることにより、破砕機等の耐摩耗部材に用いられる高耐
摩耗高Ｍｎ鋳鋼を製造することが可能となるものであ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】平均結晶粒径と加工硬化量との関係を示す図で
ある。

【図２】平均結晶粒径に及ぼす鋳込温度と液相温度との
温度差の影響を示す図である。

【図３】コ−ンクラッシャライナ−材の使用寿命と加工
硬化量との関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者皆川耕児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 (72)発明者中井寿直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】重量％で、Ｃ：１．１〜１．６％、Ｓ
ｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：１５．０〜３５．０％、
Ｃｒ：５．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：２．０％以
下（０％を含む）からなり、残部がＦｅおよび不可避不
純物元素である高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼であって、平均結晶
粒径が５０〜５００μｍであることを特徴とする高耐摩
耗高Ｍｎ鋳鋼。
【請求項２】重量％で、Ｃ：１．１〜１．６％、Ｓ
ｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：１５．０〜３５．０％、
Ｃｒ：５．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：２．０％以
下（０％を含む）からなり、さらにＴｉ、Ａｌのいずか
一方又は両方を、０．０１〜０．６％含み、残部がＦｅ
および不可避不純物元素である高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼であ
って、平均結晶粒径が５０〜５００μｍであることを特
徴とする高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼。
【請求項３】重量％で、Ｃ：１．１〜１．６％、Ｓ
ｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：１５．０〜３５．０％、
Ｃｒ：５．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：２．０％以
下（０％を含む）からなり、さらにＴｉ、Ａｌのいずか
一方又は両方を、０．０１〜０．６％含み、かつ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂのうち、１種または２種以上の合
金元素を、０．０１〜３．０％含み、残部がＦｅおよび
不可避不純物元素である高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼であって、
平均結晶粒径が５０〜５００μｍであることを特徴とす
る高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼。
【請求項４】破砕機等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耐摩
耗高Ｍｎ鋳鋼。
【請求項５】請求項１乃至３のいずれかに記載の高耐
摩耗高Ｍｎ鋳鋼の製造方法において、前記高耐摩耗高Ｍ
ｎ鋳鋼の溶湯の鋳型への鋳込温度が、前記高耐摩耗高Ｍ
ｎ鋳鋼の液相線温度より１０〜７０℃高い温度範囲であ
ることを特徴とする高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の製造方法。
【請求項６】請求項５記載の高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の製
造方法であって、前記高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の鋳塊の最大
肉厚部を４０〜１５０ｍｍにすることを特徴とする破砕
機等の耐摩耗部材に用いられる高耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼の製
造方法。