(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％でＣ：１．３〜１．７％，Ｓｉ：０．３〜１．０％，Ｍｎ：１０〜３５％，Ｃｒ：０〜５％，Ｍｏ：０〜２％，不純物元素であるＰ濃度が０．０１％以下で且つ〔％Ｃ〕・〔％Ｐ〕≦０．０１５とし、残部がＦｅおよび不可避不純物であることを特徴とする耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼。
【請求項２】
更に、Ｔｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方を０．０１〜０．６％含有するものである請求項１に記載の耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼。
【請求項３】
更に、Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔａ，Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜３．０％含有するものである請求項２に記載の耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、重衝撃を受ける耐摩耗部材、特に岩石を破砕するコーンクラッシャやジョークラッシャ等の破砕機のライナー材に用いられ、優れた耐摩耗性を有する高Ｍｎ鋳鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
高Ｍｎ鋳鋼は、本来良好な加工硬化特性と靭性を合わせ持った材料であり、その特性を利用してこれまでにも重衝撃を受ける耐摩耗部材、例えば岩石を破砕するコーンクラッシャやジョークラッシャ等の破砕機のライナー材として多用されてきた。ところが近年、破砕機等に対し、特に産業廃棄物や岩石用の破砕機等に対して処理能力の向上が求められるようになり、破砕機等の大型化，高破砕比化が進められている。これに伴い、破砕機等に使用される耐摩耗部材の摩耗状況は今後一層過酷になる傾向にあり、より耐摩耗性に優れた高Ｍｎ鋼の開発が急がれている。
【０００３】
これまでにも、高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性を改善しようとする試みが種々なされてきた。例えば、特公昭５７−１７９３７号，特公昭６３−８１８１号，特公昭１−１４３０３号，特開昭６２−１３９８５５号，特開平１−１４２０５８号公報には、ＪＩＳ規格の高Ｍｎ鋼組成よりＣ濃度を高めて耐摩耗性を向上させた合金例が記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記の各公報に記載の合金材料で肉厚の大きい破砕機のライナー材を実際に製作し使用した場合、延性の低下が予想以上に著しいため、耐摩耗性を高めるはずである「Ｃ濃度の増加」という手段を直ちに採用できず、現在に至っている。本発明者等も、Ｃ濃度を高くすることによって、耐摩耗性を顕著に向上できる点に着目する一方、上記の延性低下の現象にも着目し、その延性低下の原因を見極めれば、「Ｃ濃度を高める」手段が真に耐摩耗性の向上にとって有効な手段となりうるはずとの考えに立ち、そのような延性低下の原因の究明を目指して実験を開始し、以下の知見を得ることができた。
【０００５】
通常、高Ｍｎ鋳鋼はスクラップを配合して溶製されるため、また溶解原料であるフェロマンガンに数１／１０％のＰが含まれていることもあって、現在使用されている高Ｍｎ鋳鋼はＰを０．０２〜０．０７％程度含んでおり、このＰが、溶製時にデンドライトアーム間、特に結晶粒界に偏析し、その後の水靭処理時に溶体化温度域で図１に示すようなＦｅ−Ｃ−Ｐの共晶化合物を形成し、これが延性を低下させる原因であることが判明した。次に、本発明者等は、そのようなＦｅ−Ｃ−Ｐの共晶化合物の生成を避けるために水靭処理時の溶体化温度をその共晶化合物の生成温度以下に設定して実験したところ、今度は炭化物（Ｍ３  Ｃ）を固溶しきれずに、この炭化物の存在により同じく延性が低下することも判明した。そこで、本発明者等は、Ｆｅ−Ｃ−Ｐの共晶化合物の生成因子の一つであるＰ濃度が大きく影響していることを予想し、Ｐ濃度そのものやＰ濃度とＣ濃度との相関関係が延性に及ぼす影響を見極めることに解決の糸口があるはずとの考えに到達した。
【０００６】
本発明は、こうした状況の下になされたものであって、その目的は、高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性を向上させ、より長寿命の耐摩耗部材を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成し得た本発明のうち、請求項１記載の発明は、重量％でＣ：１．３〜１．７％，Ｓｉ：０．３〜１．０％，Ｍｎ１０〜３５％，Ｃｒ：０〜５％，Ｍｏ：０〜２％，不純物元素であるＰ濃度が０．０１％以下で且つ〔％Ｃ〕・〔％Ｐ〕≦０．０１５とし、残部がＦｅおよび不可避不純物であることを特徴とする耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼である。また、請求項２記載の発明は、上記構成元素に加えて、Ｔｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方を０．０１〜０．６％含有する耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼であり、また、請求項３記載の発明は、その上さらにＶ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔａ，Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜３．０％含有する耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼である。
【０００８】
本発明は、以下に詳細に述べるように全く新たな知見に基づいてなされたものである。即ち、従来、Ｐは不純物元素であり、少ない方が好ましいとはされているものの、特公平２−１５６２３号公報や鉄鋼便覧（１９６２）Ｐ１４５６等に記載されているように、高Ｍｎ鋳鋼においてはＰ濃度が０．０７％を超えなければ延性は確保できるとされていた。このため、製造上のコストを上昇させてまでＰ濃度を大きく低減させようとする試みはほとんどなされていない。特に本発明のように、Ｐ濃度を０．０１％より低い範囲に抑えて延性，耐摩耗性との関係で一定の技術上の効果を発揮させようとする試みについては、全く検討されてこなかった。
【０００９】
これまでにも、機械的性質に及ぼすＰ濃度の影響については、２，３の研究報告例が存在する。例えば、Ｔｒａｎｓ  Ｉｎｔ  Ｃｏｎｆ  Ｓｔｒｕｃｔ  Ｍｅｃｈ  Ｒｅａｃｔ  Ｔｅｃｈｎｏｌ，１１ｔｈ，Ｇ２（１９９１）Ｐ９３  〜９８，Ｉｚｖ  Ｖｙｓｓｈ  Ｕｃｈｅｂｎ  Ｚａｖｅｄ  ＣｈｅｒｎＭｅｔａｌｌ，３（１９８９）Ｐ１０９  〜１１３，Ｌｉｔｅｊｎｏｅ  Ｐｒｏｉｚｖｏｄ，１１（１９８８）Ｐ８〜９  に記載がある。しかし、これらの記載例でも、Ｐ濃度が０．０２％以上の範囲についてのみ言及されているにすぎない。そこで、本発明者等は、Ｐ濃度０．０２％以下の範囲も含めて延性に及ぼすＰ濃度の影響を明らかにすべく、さらに実験研究を進めてきた。その結果、Ｐ濃度を０．０１％以下にすると共に、その条件を満たしつつさらにＣ濃度に対するＰ濃度（相対的濃度）を一定範囲に収まるようにすることによって、延性が飛躍的に向上し、耐摩耗性に優れた高Ｍｎ鋳鋼が実現できることを見い出し、本発明を完成したものである。
【００１０】
即ち、不純物であるＰの濃度を０．０１％以下でかつ〔％Ｃ〕・〔％Ｐ〕≦０．０１５とすることによって、肉厚が１００ｍｍを超えるライナー材に対して、Ｃ濃度が１．３％以上であっても高い延性を確保でき、Ｃ濃度を現用高Ｍｎ鋳鋼の１．０〜１．３％から最大１．７％まで増加させることが可能となり、耐摩耗性を飛躍的に向上させることに成功したものである。そこで、まず、本発明の高Ｍｎ鋳鋼の成分範囲限定理由を説明する。
【００１１】
（イ）Ｃ：１．３〜１．７％
Ｃ濃度が１．３％未満では、従来の高Ｍｎ鋼材と同等の耐摩耗性しか得られず、一方Ｃ濃度が１．７％を超えると、Ｐ濃度を０．０１％に抑えても延性，靭性が低下し、耐摩耗性部材の製造時又は使用時に割れを生じる。従って、Ｃ濃度は１．３〜１．７％の範囲に限定した。
【００１２】
（ロ）Ｓｉ：０．３％〜１．０％
溶解時の溶湯の脱酸及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が、１％を超えると、炭化物の結晶粒界への析出が促進され、靭性が低下する。
【００１３】
（ハ）Ｍｎ：１０〜３５％
Ｍｎはオーステナイト組織を得るために必要な元素であり、またＣの固溶限を増大させて水靭処理の冷却過程での炭化物析出を抑制して延性向上に寄与する。そのためにはＭｎを１０％以上添加する必要があるが、Ｍｎが３５％を超えると、鋳放し状態での炭化物析出量が多くなり、鋳造時の割れ発生の原因となる。
【００１４】
（ニ）Ｃｒ：０〜５％
Ｃｒは加工硬化特性を向上させる有効な元素であるが、５％を超えると、鋳造時及び水靭処理の冷却過程での炭化物析出が顕著となり、延性が低下する。よって、０〜５％の範囲で必要に応じて添加する。
【００１５】
（ホ）Ｍｏ：０〜２％
Ｍｏは水靭処理冷却過程の炭化物析出を抑制し延性を向上させる効果を有するが、２％を超えて添加すると、その効果が失われる。
【００１６】
（ヘ）不純物元素であるＰ濃度が０．０１％以下で且つ〔％Ｃ〕・〔％Ｐ〕≦０．０１５
不純物であるＰの濃度を０．０１％以下でかつ〔％Ｃ〕・〔％Ｐ〕≦０．０１５とすることによって、肉厚が１００ｍｍを超えるライナー材に対して、Ｃ濃度が１．３％以上であっても高い延性を確保でき、Ｃ濃度を現用高Ｍｎ鋳鋼の１．０〜１．３％から最大１．７％まで増加させることが可能となり、耐摩耗性を飛躍的に向上させることができる。一方、Ｐ濃度が０．０１％を超えるか、〔％Ｃ〕・〔％Ｐ〕が０．１５を超える条件では、Ｆｅ−Ｃ−Ｐの共晶化合物の生成が促進され、延性が低下する。
【００１７】
本発明の高Ｍｎ鋳鋼は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏを基本成分とし、不純物元素であるＰ濃度が０．０１％以下で且つ〔％Ｃ〕・〔％Ｐ〕≦０．０１５とし、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなるものであるが、必要によってＴｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔａ，Ｚｒの元素を所定量含有させても良い。これらの元素を含有させるときの成分範囲限定理由は下記の通りである。
【００１８】
Ｔｉ，Ａｌ：いずれか一方又は両方で０．０１〜０．６％
Ｔｉ及びＡｌの添加は、酸化物又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る。Ｔｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方の添加量が０．０１以上で効果があり、０．６％を超えると、粗大な介在物を生成するため、延性，靭性が低下する。また、大気溶解において、Ａｌは脱酸材として添加する。また、Ｍｏと同様にＴｉの添加は、水靭処理冷却過程の炭化物析出を抑制する効果を有する。
【００１９】
Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔａ，Ｚｒ：これらのうち１種又は２種以上の合計で０．０１〜３．０％
Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔａ，Ｚｒは炭化物析出により、加工硬化特性の向上及び結晶粒の微細化に寄与するが、０．０１％以上の添加量で効果があり、添加量が３．０％を超えると、延性，靭性が低下する。
【００２０】
ところで、本発明に係る高Ｍｎ鋳鋼を得るためには、現在使用されている高Ｍｎ鋳鋼中のＰ濃度（０．０２〜０．０７％程度）を低下させる、即ち、脱Ｐする必要があるが、その具体的方法としては、主に以下（１）〜（３）の３つの方法を挙げることができる。
（１）精錬時にＢａ０系及びＮａ４  Ｓｉ０４  系フラックスを使用して酸化脱Ｐする。
（２）精錬時にＣａＣ２  −ＣａＦ２  系フラックスを使用して還元脱Ｐする。
（３）溶解原料としてフェロマンガンを使用せず、Ｍｎを含有しない溶鋼に金属Ｍｎを添加する。
特にＰ濃度を０．０１％以下にするには、フェロマンガンの使用をなるべく減らすことが不可欠である。
【００２１】
【実施例】
表１に示す化学組成の高Ｍｎ鋳鋼を高周波誘導加熱溶解炉を用いて溶製した。
【００２２】
【表１】
0003589797.tif 000002
【００２３】
図２に示す鋳塊形状の砂型で、実際のライナー材を想定して鋳塊肉厚を約１００ｍｍとした。鋳込温度は、各組成における液相線温度より１００±５°Ｃ高い温度とした。溶製した鋳塊は、１１００°Ｃ×６ｈの溶体化処理後水冷する水靭処理を施した。水靭処理後、引張試験によって延性評価を行うと共に、圧縮試験によって加工硬化の特性評価を行った。いずれの場合も試験片は、鋳塊の肉厚（約１００ｍｍ）に対して中央部から試験片を採取し、以下の各試験条件で行った（図２参照）。
（１）引張試験：ＪＩＳ４号Ａ型の試験片を１０−３／ｓのひずみ速度で行い、破断時の伸びから延性を評価した。
（２）圧縮試験：８φ×１２ｈｍｍの試験片を１０−３／ｓのひずみ速度で行い、ひずみ５０％時の変形抵抗から加工硬化量を評価した。
【００２４】
なお、高Ｍｎ鋼は、加工硬化をすることによって優れた耐摩耗性を示す材質であるため、また、図３に示すように、加工硬化量と実機ライナーの摩耗寿命との間には良い相関が得られることがわかっているので、加工硬化の程度を調べることで、耐摩耗性，摩耗寿命といった特性の良否を知ることができるのである。試験結果を表２に示し、さらにＰ濃度と伸び（延性）との関係を図４に示す。なお、右肩に＊印を添えた数字のＮｏ．が本発明の要件を満足する実施例であり、評価は、伸び＞２０％で加工硬化量＞３５０ｋｇｆ／ｍｍ２  のものを合格（○）とした。
【００２５】
【表２】
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【００２６】
表１，表２によれば、Ｐ濃度が低くなるほど、伸び（延性）及び加工硬化量（耐摩耗性）が向上する傾向があるが、特にＰ濃度が０．０１％以下になると、伸びが顕著に向上していることが分かる（実施例Ｎｏ．２＊  ，３＊  ，４＊  ，６＊  ，７＊  ，８＊  ，９＊  ，１３＊  ，１４＊  ，１５＊  ，１７＊  ，１８＊  ）。Ｃ濃度が高い場合には、特にＰ濃度を下げる必要があり（比較例Ｎｏ．１９）、逆にＣ濃度が低い場合には、Ｐ濃度が高くても延性は良いが、加工硬化量が小さく摩耗寿命に問題がある（比較例Ｎｏ．１）。また、伸びが約１０％以下になると、圧縮試験において高ひずみで割れが発生し、加工硬化量が顕著に低下する（比較例Ｎｏ．１０，１１，１２，１６，１９，２０）。上記結果から、Ｐ濃度を０．０１％以下で且つ〔％Ｃ〕・〔％Ｐ〕≦０．０１５とすることによって、鋳塊肉厚が１００ｍｍ以上でも必要な延性を確保しつつ、加工硬化量を向上させ、耐摩耗性を画期的に向上させることが可能となることが理解できる。
【００２７】
また、延性の向上にはＴｉ及びＭｏの添加が有効であり（実施例Ｎｏ．７＊  ，１３＊  ，１４＊  ）、加工硬化量の向上にはＴｉ及び炭化物形成元素（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｂ）の添加が有効である（実施例Ｎｏ．７＊  ，１５＊  ）。この加工硬化量の向上は、主に結晶粒の微細化効果によるものである。但し、炭化物形成元素が３％を超えると、多量の炭化物の析出によって延性低下を招く（比較例Ｎｏ．１６）。
【００２８】
【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、重量％でＣ：１．３〜１．７％，Ｓｉ：０．３〜１．０％，Ｍｎ：１０〜３５％，Ｃｒ：０〜５％，Ｍｏ：０〜２％，不純物元素であるＰ濃度が０．０１％以下で且つ〔％Ｃ〕・〔％Ｐ〕≦０．０１５とし、残部がＦｅおよび不可避不純物であることを特徴とする耐摩耗高Ｍｎ鋳鋼である。特に、Ｐ濃度を０．０１％以下で且つ〔％Ｃ〕・〔％Ｐ〕≦０．０１５とすることによって、延性が向上し、肉厚が１００ｍｍ前後、あるいはそれ以上の部材に対してもＣ濃度を１．３％以上にして加工硬化特性を向上させることができ、高Ｍｎ鋼製耐摩耗ライナー材の摩耗寿命を画期的に向上させることが可能となった。
【００２９】
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のいずれか一方又は両方を０．０１〜０．６％加えたものであり、請求項１記載の発明の効果に加えて、さらに延性の面で優れた高Ｍｎ鋳鋼を提供することができる。さらに、請求項３記載の発明は、請求項２記載の発明の構成に、Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔａ，Ｚｒのうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜３．０％加えたものであり、請求項２記載の発明の効果に加えて、さらに加工硬化特性（耐摩耗性）の面で優れた高Ｍｎ鋳鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】水靭処理後の現用高Ｍｎ鋼の結晶粒界に形成されるＦｅ−Ｃ−Ｐの共晶化合物を示す顕微鏡写真である。
【図２】実施例に供した鋳塊の形状，肉厚と引張試験片及び圧縮試験片の採取位置との関係を示す図である。
【図３】加工硬化量と実機コーンクラッシャライナー材寿命との関係を示す図である。
【図４】Ｐ濃度と伸び（延性）との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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