JPH1161339A

JPH1161339A - 高靱性超耐摩耗鋼及びその製造方法

Info

Publication number: JPH1161339A
Application number: JP21461997A
Authority: JP
Inventors: Shogo Murakami; 昌吾村上; Yuichi Seki; 勇一関; Koji Minagawa; 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: 1999-03-05
Anticipated expiration: 2017-08-08
Also published as: JP3950519B2

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、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％（以下、％で示す。）で、Ｃ：
０．４〜１．２％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：
５．０〜１３．０％、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。

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（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１−１
４３０３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Ｔ
ｉ、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Ｍ
ｎ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：５．０〜１３．０％、
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：５．０〜１３．０％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
得ることができない。

【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。

【００２２】また請求項５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。Ｎ
ｏ．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．１１〜１
４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１００
ｍｍ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

【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：５．０〜１３．０％、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。
【請求項２】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。
【請求項３】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。
【請求項４】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５】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、８５０〜１２０
０℃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３〜２
４ｈｒ保持してパーライト化後、その後再度８５０〜１
２００℃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６】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。
【請求項７】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。