(57)【要約】【課題】耐摩耗性及び靱性に優れた耐摩耗性高Ｍｎ鋳鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】  低炭素で、特定のマルテンサイト指数を有し、初晶でδフェライトが晶出し、包晶温度以下でオーステナイトが晶出する組成にするための化学成分組成とされ、鋳鋼組織における低炭素マルテンサイトの体積分率が４０％以上９５％以下、残部が残留オーステナイトである耐摩耗性鋳鋼を、特定条件で鋳鋼を再加熱して均質化した後に、特定条件で焼入れ処理することによって得る。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：５〜１５％、Ｃｒ：５〜１５％、Ｎ：０．０５〜０．２％、を含有するとともに、これら各元素の含有量が、９５≧４６０−〔４８０×（％Ｃ）−２１×（％Ｓｉ）−８×（％Ｍｎ）−１４（％Ｃｒ）−４８０×（％Ｎ）〕＞５０の関係を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋳鋼組織におけるマルテンサイトの体積分率が４０％以上９５％以下であり、残部が残留オーステナイトからなることを特徴とする耐摩耗性鋳鋼。
【請求項２】
前記鋳鋼が、更に、Ｎｉ：０．３〜５．０％、Ｍｏ：０．３〜２．０％の１種または２種、および／またはＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒの内の１種または２種以上を合計で０．１〜１．５％含む請求項１に記載の耐摩耗性鋳鋼。
【請求項３】
請求項１または２の耐摩耗性鋳鋼を製造する方法であって、請求項１または２の化学成分組成を有する鋳鋼を鋳造した後に、この鋳鋼を再加熱して９００〜１２００℃の温度範囲で１〜５０時間保持し、その後５００℃以下の温度まで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼入れ処理し、鋳鋼組織におけるマルテンサイトの体積分率を４０％以上９５％以下、残部が残留オーステナイトとすることを特徴とする耐摩耗性鋳鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐摩耗性及び靱性に優れており、岩石を破砕するコーンクラッシャ、ジョークラッシャなどの破砕機の耐摩耗部材に用いて好適な耐摩耗性鋳鋼およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、破砕機などに用いられる耐摩耗部材には、耐摩耗性と靭性を合わせ持つ高Ｍｎ鋳鋼（ＪＩＳＧ５１３１相当）が多用されてきた。高Ｍｎ鋳鋼は、そのマトリックスがオーステナイトで靭性が良く、また塑性変形を受けると、双晶変形あるいは積層欠陥により加工硬化が生じて、該塑性変形を受けた表面部の硬さが高くなるという特性を有している。このため、破砕機のライナー部材など衝撃を受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】
ところで近年、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、破砕圧力の高圧化が進められている。このため、このような使用条件の過酷化に対応できる耐摩耗性に優れた耐摩耗鋳鋼が強く要望されている。
【０００４】
従来から、高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性向上のために、種々の技術が提案されてきた（特許文献１、２、３、４、５、６参照）。
【特許文献１】特開平８−２６００９９号公報
【特許文献２】特開平９−２０２９４１号公報
【特許文献３】特開平１０−８２１０号公報
【特許文献４】特開平１１−６１３３９号公報
【特許文献５】特開平１１−３４３５４３号公報
【特許文献６】特開２００１−１４００３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、これら高Ｍｎ鋳鋼は、靱性はシャルピー衝撃値で５０Ｊ／ｃｍ2 程度と高いものの、その硬度は６００Ｈｖ未満程度と低い。このため、特に、硬い岩石の破砕などでは磨耗が大きく、上記した破砕機の処理能力の向上に十分対応できていない。
【０００６】
また、この高Ｍｎ鋳鋼に代わって、高Ｃｒ鋳鋼を使用することも考えられる。しかし、これら高Ｃｒ鋳鋼は、その硬度は７００Ｈｖ以上と高いものの、反対に靱性がシャルピー衝撃値で５Ｊ／ｃｍ2 未満程度と低い。このため、コーンクラッシャ、ジョークラッシャなどの破砕機の、大きな衝撃を受ける耐摩耗部材には使用できない。また、初期硬度が高いために、鋳鋼から破砕機の耐摩耗部材への機械加工が特に困難となる問題もある。
【０００７】
更に、ＳＵＳ３０４等のステンレスなどの高合金鋼を使用することも考えられるが、これら高合金鋼も、マルテンサイト組織により、その硬度は６００Ｈｖ程度と高いものの、やはり、靱性がシャルピー衝撃値で５Ｊ／ｃｍ2 未満程度と低い。このため、高Ｃｒ鋳鋼と同様の理由で、コーンクラッシャ、ジョークラッシャなどの破砕機の、大きな衝撃を受け、機械加工により製造されるような、耐摩耗部材には使用できない。
【０００８】
本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、耐摩耗性及び靱性に優れた耐摩耗性高Ｍｎ鋳鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
この目的を達成するために、本発明の耐摩耗性鋳鋼の要旨は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：５〜１５％、Ｃｒ：５〜１５％、Ｎ：０．０５〜０．２％、を含有するとともに、これら各元素の含有量が、９５≧４６０−〔４８０×（％Ｃ）−２１×（％Ｓｉ）−８×（％Ｍｎ）−１４（％Ｃｒ）−４８０×（％Ｎ）〕＞５０の関係を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋳鋼組織におけるマルテンサイトの体積分率が４０％以上９５％以下であり、残部が残留オーステナイトであることとする。
【００１０】
また、上記目的を達成するために、本発明の耐摩耗性鋳鋼の製造方法の要旨は、上記要旨または後述する好ましい態様の耐摩耗性鋳鋼を製造する方法であって、上記または後述する化学成分組成を有する鋳鋼を鋳造した後に、この鋳鋼を再加熱して９００〜１２００℃の温度範囲で１〜５０時間保持し、その後５００℃以下の温度まで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼入れ処理し、鋳鋼組織におけるマルテンサイトの体積分率を４０％以上９５％以下、残部が残留オーステナイトとすることである。
【発明の効果】
【００１１】
本発明では、本発明高Ｍｎ鋳鋼を耐摩耗部材に機械加工する際の、マルテンサイトの加工硬化と、残留オーステナイトの加工誘起変態による硬化によって、機械加工硬化後の硬さ（耐磨耗性）を確保する。このために、成分組成としては非常に低い炭素量とし、この低炭素鋳鋼の焼入れ処理（水靱処理）によって、高Ｍｎ鋳鋼組織を、低炭素マルテンサイトを主体とした、残留オーステナイトと低炭素マルテンサイトの複合組織とする。
【００１２】
このような残留オーステナイトと低炭素マルテンサイト複合組織は、硬さと延性、靱性のバランスに優れ、加工硬化特性（加工硬化量、加工硬化能）に優れている。低炭素マルテンサイトは、加工硬化後の硬さはオーステナイトには劣るが、非常に延性に富む性質を持つ。本発明では、このような低炭素マルテンサイトと、加工誘起変態によりマルテンサイトに変態し、更に加工硬化により非常な硬さとなる残留オーステナイトの複合組織とする。
【００１３】
これによって、耐摩耗部材への機械加工前の鋳鋼の硬度（初期硬度）は比較的低く、靱性が高くなる。このため機械加工を容易にする。また、機械加工および耐摩耗材料として使用中に受ける衝撃力による、低炭素マルテンサイトの加工硬化と、残留オーステナイトの加工誘起変態による硬化によって、耐摩耗部材の硬度が非常に高くなる。また、延性も保持されるために、耐摩耗部材としての使用中に割れることが無く、優れた耐摩耗性を発揮する。
【００１４】
このような残留オーステナイトと低炭素マルテンサイト組織との複合組織と、その加工硬化特性とを、本発明では、低炭素化、Ｃｒ含有量とＮ含有量の増加、および高Ｍｎ化によるＮの固溶限増大と、焼き入れ処理などにより達成する。併せて、低炭素化と、高Ｍｎ化による炭素の固溶限増大とにより、Ｃｒ含有量増加によるＣｒ炭化物生成を抑制して、靱性の低下を防止する。
【００１５】
この結果、高Ｍｎ鋳鋼製の耐摩耗部材あるいはコーンクラッシャ、ジョークラッシャなどの破砕機の岩石の破砕性能や高寿命を保障する。
【００１６】
なお、従来でも、加工硬化を伴う機械加工として、自由鍛造、型鍛造などの塑性変形を伴う加工を鋳鋼に対して行い、耐摩耗部材とする。この機械加工の際には、当然、鋳鋼が加工硬化して、硬度が上昇する。しかし、従来の高Ｍｎ鋳鋼では、オーステナイト単相、マルテンサイト単相、あるいはオーステナイトとマルテンサイトとの複合などの、いずれの組織としても、本発明鋳鋼に比して、ＣやＣｒ含有量などの化学成分組成の違いがあり、上記機械加工および耐摩耗材料として使用中に受ける衝撃力による、その加工硬化量は著しく小さい。
【００１７】
また、例えば、前記特許文献６などでも、高Ｍｎ鋳鋼の加工硬化特性を向上させて、耐摩耗部材の硬度を高め、耐摩耗性を向上させようとしている。しかし、この特許文献６で意図している加工硬化は、本発明のような、高Ｍｎ鋳鋼を耐摩耗部材に機械加工する際の加工硬化ではなく、耐摩耗部材使用時の岩石破砕の衝撃による塑性変形時に、加工誘起マルテンサイト変態を生じさせる意味での加工硬化である。即ち、特許文献６では、高Ｍｎ鋳鋼の組織をオーステナイトとマルテンサイトとの複合組織にした上で、耐摩耗部材使用時の岩石破砕の衝撃による塑性変形によって、オーステナイトに加工誘起マルテンサイト変態を生じさせ、これによって組織のマルテンサイトと前記塑性変形時の加工誘起マルテンサイトとにより、部材摩耗面の硬さを高め、耐摩耗性を得ようとする。
【００１８】
しかし、このようなオーステナイトとマルテンサイトとの複合組織からなる高Ｍｎ鋳鋼では、低炭素マルテンサイト組織からなる本発明鋳鋼に比して、Ｃｒ含有量などの化学成分組成の違いも含め、機械加工における、その加工硬化量は著しく小さい。言い換えると、特許文献６は、前記した従来技術のように、機械加工における加工硬化量が小さいがゆえに、上記耐摩耗部材使用時の岩石破砕の衝撃による加工硬化塑性変形に、その加工硬化を頼らざるを得ないと言える。
【００１９】
これに対して、本発明鋳鋼は、耐磨耗部材への常法による機械加工方法や加工量などの条件で、大きな加工硬化特性（加工硬化量）を得ることができる。即ち、大きな加工硬化特性を得るための、特別な加工方法や大きな加工量などの特別な条件は、全く不要である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
（鋳鋼の組成）
本発明の高Ｍｎ鋳鋼の化学成分組成（単位は全て質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。
【００２１】
本発明高Ｍｎ鋳鋼の化学成分組成は、残留オーステナイトとマルテンサイト複合組織を、鋳造時の凝固偏析を利用して得るために決定される。より具体的には、初晶でδフェライトが晶出し、包晶温度以下でオーステナイトが晶出する組成にする。このための基本的な化学成分組成は、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：５〜１５％、Ｃｒ：５〜１５％、Ｎ：０．０５〜０．２％、を含有するとともに、これら各元素の含有量が、９５≧４６０−〔４８０×（％Ｃ）−２１×（％Ｓｉ）−８×（％Ｍｎ）−１４（％Ｃｒ）−４８０×（％Ｎ）〕＞５０の関係を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものとする。
【００２２】
本発明では、高Ｍｎ鋳鋼の耐摩耗性を高めるために、必要により、上記成分組成に対して、更に、耐摩耗性を高める元素を含有することを許容する。具体的には、Ｎｉ：０．３〜５．０％、Ｍｏ：０．３〜２．０％の１種または２種、および／またはＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒの内の１種または２種以上を合計で０．１〜１．５％、選択的に含有させても良い。
【００２３】
Ｃ：０．１〜０．３％。
Ｃは、鋳鋼の焼入れ処理（水靱処理）によって、残留オーステナイトを含むマルテンサイト組織を得るための焼入れ性を確保する。また、鋳鋼の前記した加工硬化量を増すのに有効な元素である。
【００２４】
本発明では低Ｃ量であるにも関わらず、本発明組成範囲では、鋳造によって、Ｃが凝固偏析して、部分的に見かけ上Ｃが濃化している部位が生じる。このため、焼入れ時に、多くの部分は、延性や靱性に優れるマルテンサイト変態するものの、前記Ｃが濃化している部位が、比較的硬いオーステナイトとして残留することにより、残留オーステナイトを含む低炭素マルテンサイト組織となる。
【００２５】
これらの効果を発揮させるためには、Ｃは０．１％以上の含有量が必要である。一方、Ｃ含有量が０．３％を超えると、Ｃｒ7 Ｃ3 などのＣｒ炭化物がオーステナイト粒界沿いに析出しやすくなり、靱性が低下する。したがって、Ｃは０．１〜０．３％の範囲で含有させる。
【００２６】
従来において、高Ｍｎ鋳鋼に対し、Ｃｒを含有させる場合でも５％以下としていたのは、正に、このＣｒ炭化物析出による靱性低下が予想されたからである。これに対して、本発明では、前記低炭素化により、Ｃｒ含有量増加によるＣｒ炭化物生成を抑制して、靱性の低下を防止する。
【００２７】
Ｍｎ：５〜１５％。
Ｍｎは、Ｃの固溶限を大きくして、靱性を劣化させるＣｒ炭化物の生成を抑制する。また、Ｎの固溶限を大きくして固溶Ｎ量を増大させ、鋳鋼の前記した加工硬化量を増す。これらの効果を発揮させるためには、５％以上の含有量が必要である。一方、Ｍｎ含有量が１５％を超えると、却って靱性が低下する。したがって、Ｍｎは５〜１５％の範囲で含有させる。
【００２８】
Ｓｉ：０．３〜１．０％。
Ｓｉは鋳造時の溶湯の流動性を確保し、また、溶解・精錬時の脱酸のために、０．３％以上の含有量が必要である。一方、含有量が１．０％を超えると炭化物の結晶粒界への析出を促進させて靭性低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は０．３〜１．０％の範囲とする。
【００２９】
Ｃｒ：５〜１５％。
Ｃｒは、鋳鋼の前記した加工硬化特性を向上させて耐摩耗性を高める。また、Ｎの固溶限を大きくして固溶Ｎ量を増大させ、前記加工硬化量を増す。本発明では、前記した通り、粒界炭化物の析出を促進させて靱性の低下を招く恐れが無いので、これらの効果を発揮させるために、Ｃｒを５％以上含有させる。一方、Ｃｒ含有量が１５％を超えると、窒化物などを形成して靱性が低下する。したがって、Ｃｒは５〜１５％の範囲で含有させる。
【００３０】
Ｎ：０．０５〜０．２％。
Ｎは、衝撃値を低くする晶出物、析出物を生成させることなく、鋳鋼の前記した加工硬化特性（加工硬化指数）を向上させて耐摩耗性を高める効果がある。この効果を発揮させるためには、Ｎを０．０５％以上含有させる必要がある。一方、Ｎ含有量が０．２％を超えると、窒化物などを形成して靱性が低下する。したがって、Ｎは０．０５〜０．２％の範囲で含有させる。
【００３１】
（マルテンサイト指数）
本発明では、更に、各元素が各々の含有量範囲を満たした上で、上記したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎの各元素の含有量が、９５≧４６０−〔４８０×（％Ｃ）−２１×（％Ｓｉ）−８×（％Ｍｎ）−１４（％Ｃｒ）−４８０×（％Ｎ）〕＞５０の関係（以下、マルテンサイト指数と言う）を満たすものとする。
【００３２】
本発明では、加工硬化後の硬さ（耐磨耗性）を確保するために、鋳鋼の焼入れ処理（水靱処理）によって、低炭素マルテンサイトを４０％以上９５％以下含み残部が残留オーステナイトとなる、マルテンサイト主体の残留オーステナイトとの複合組織とする。上記マルテンサイト指数（式）は、このための規定であって、上記マルテンサイト指数が５０を超えた場合に、上記低炭素マルテンサイト組織が得られ、好ましくは７０以上で上記低炭素マルテンサイト組織が安定的に得られる。上記マルテンサイト指数が５０以下では、鋳鋼の焼入れ処理によっても、４０％以上の上記低炭素マルテンサイト組織が得られない。
【００３３】
一方、上記マルテンサイト指数が９５を超えた場合は、残留オーステナイトが不足して、残留オーステナイトの加工誘起変態による硬化が期待できなくなる。したがって、マルテンサイト指数の上限は９５とし、上記マルテンサイト指数の範囲は、５０を超えて９５以下とする。
【００３４】
Ｎｉ：０．３〜５．０％。
Ｎｉは、Ｍｎ、Ｃｒと同様に加工硬化量を増し、耐摩耗性を高める効果がある。この効果を発揮させるために選択的に含有させる場合には、０．３％以上の含有量とする。一方、Ｎｉ含有量が５．０％を超えると、オーステナイトが安定化され過ぎて、残留オーステナイトの加工誘起変態が生じなくなる。このため耐摩耗性が低下する。したがって、選択的に含有させる場合のＮｉは０．３〜５．０％の範囲とする。
【００３５】
Ｍｏ：０．３〜２．０％。
Ｍｏは、鋳鋼の焼入れ処理（水靱処理）過程での、粒界への炭化物の生成を抑制し、延性を向上させ、耐摩耗性を高める効果がある。Ｍｏのこの効果を得るためには、０．３％以上選択的に含有させる。一方、２．０％を超えると、却ってその効果が失われる。したがって、選択的に含有させる場合のＭｏ量は０．３〜２．０％の範囲とする。
【００３６】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒを合計で０．１〜１．５％以下。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒは、炭化物を形成して析出することにより、鋳鋼の前記した加工硬化特性を向上させ、耐摩耗性を高める効果がある。また、結晶粒を微細化させて、加工硬化特性や靱性を向上させる効果もある。しかし、炭化物には、前記した通り、鋳鋼の焼入れ処理過程で粒界へ生成したり、窒化物を形成したりして、靱性や延性を低下させる作用もある。したがって、これらの元素の１種または２種以上を選択的に含有させる場合は、下限は合計の含有量で０．１％以上とし、その上限は合計の含有量で１．５％以下とする。
【００３７】
（鋳鋼組織）
本発明の鋳鋼組織は、高Ｍｎ鋳鋼を耐摩耗部材に機械加工および耐摩耗部材として試用中に受ける衝撃力によるマルテンサイトの加工硬化と、残留オーステナイトの加工誘起変態による硬化によって、耐摩耗部材として使用中の硬さ（耐磨耗性）を確保するために、鋳鋼の焼入れ処理（水靱処理）によって、残留オーステナイトと低炭素マルテンサイトとの複合組織とする。
【００３８】
本発明で言う残留オーステナイトと低炭素マルテンサイトとの複合組織とは、図１に示す通り、低炭素マルテンサイト中に残留オーステナイトが分散した組織である。図１は、後述する実施例における発明例（マルテンサイトの体積分率が４０％以上９５％以下）の１００倍程度の光学顕微鏡による組織観察写真（図面代用写真）である（測定方法は段落００５１に記載）。図１において、黒い部分が主相の低炭素マルテンサイト、白い部分が残留オーステナイトである。
【００３９】
この複合組織におけるオーステナイトは、結晶構造が面心立方晶であり、その熱力学的な性質により、体心立方晶であるマルテンサイトに比べて、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎが多く分配されて高濃度になっている。このため、この複合組織におけるオーステナイトは、マルテンサイトよりも、加工誘起変態と合わせて摩耗条件での（摩耗部材としての使用中の）加工硬化量が大きく、より高い硬さとなる。
【００４０】
一方、マルテンサイトが無いオーステナイト単一相にした場合、加工誘起変態と合わせて摩耗条件での加工硬化量が大きく、非常に高い硬さとなる。しかし、同時に靱性が低下するために、耐摩耗部材としての使用中に割れが生じる。これに対して、本発明の残留オーステナイトを含む低炭素マルテンサイト複合組織とすれば、低炭素マルテンサイト部分が延性を示し、靱性が確保されるために、耐摩耗部材としての使用中に割れることが無い。
【００４１】
低炭素マルテンサイトの本発明の鋳鋼組織に占める割合が４０％未満では、言い換えると、他の残留オーステナイトなどが６０％を超えた場合には、延性や靱性が低下する。このため、機械加工が困難となり、耐摩耗部材としての靱性や耐摩耗性も低下する。したがって、低炭素マルテンサイトの本発明の鋳鋼組織に占める割合は４０％以上とする。好ましくは、その割合は５０％以上、より好ましくは６０％以上とする。また、反対に低炭素マルテンサイトの本発明の鋳鋼組織に占める割合が９５％を超える場合には、残留オーステナイトの量が少なくなりすぎて、残留オーステナイトの効果が有効に発揮されなくなるため、その割合は９５％以下とする。好ましくは、その割合は９０％以下、より好ましくは８５％以下とする。
【００４２】
（製造方法）
本発明鋳鋼の好ましい製造条件について以下に説明する。本発明鋳鋼は、前記した化学成分組成を有する鋳鋼を鋳造した後に、室温まで一旦冷却する。その後、この鋳鋼を室温から再加熱して９００〜１２００℃の温度範囲で１〜５０時間保持する均質化処理を行った後に、５００℃以下の温度まで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼入れ処理（水靱処理）を水冷などによって行い、鋳鋼組織におけるマルテンサイトの体積分率を４０％以上９５％以下、残部を残留オーステナイトとする。
【００４３】
本発明の残留オーステナイトを含む低炭素マルテンサイト複合組織は、鋳造時の凝固偏析を利用して得る。このため、鋳造ままの鋼塊では、低炭素マルテンサイトとオーステナイトとの界面での含有元素の濃度勾配が比較的大きくなる（急となる）。このため、耐摩耗材としての使用中に加工硬化した場合に割れやすくなる。これを防止するためにも、上記濃度勾配を緩和する、上記条件での均質化処理が必要となる。
【００４４】
均質化処理温度については、９００℃以下では上記濃度勾配を緩和することができない可能性が高い。一方、１２００℃を超えると、均質化が進み過ぎて、鋳造時の凝固偏析を利用できなくなり、本発明の残留オーステナイトを含む低炭素マルテンサイト複合組織が得られない。
【００４５】
均熱化処理時間については、上記濃度勾配を緩和するためには、少なくとも１時間以上が必要であり、一方、５０時間を超えると均質化が進み過ぎて、鋳造時の凝固偏析を利用できなくなり、本発明の残留オーステナイトを含む低炭素マルテンサイト複合組織が得られない。
【００４６】
均熱化処理後の水冷などによる焼入れ処理は、残留オーステナイトを分散させた低炭素マルテンサイト主体の組織を得るために重要である。このような組織を得るために、また、結晶粒界への炭化物の析出を防止乃至抑制するためにも、鋳鋼の焼入れ処理時の冷却速度はできるだけ大きい方が望ましい。
【００４７】
焼入れ処理後の鋳鋼は、加工硬化を伴う機械加工を施されて、耐磨耗部材とされる。この際の加工硬化を伴う機械加工とは、自由鍛造、型鍛造などの、常法による塑性変形を伴う加工である。即ち、本発明鋳鋼は、前記した通り、耐磨耗部材への常法による機械加工方法や加工量などの条件で、大きな加工硬化特性（加工硬化量）を得ることができ、特別な加工方法や大きな加工量などの特別な条件は一切不要である。これが、本発明の大きな利点でもある。この際、耐摩耗部材への機械加工前の高Ｍｎ鋳鋼の硬度（初期硬度）は比較的低いので、機械加工を容易にすることは、前記した通りである。
【実施例】
【００４８】
以下に本発明の実施例を説明する。成分組成、組織を種々変えた高Ｍｎ鋳鋼を得て、その硬度、加工硬化能、靱性、耐摩耗性などを各々評価した。
【００４９】
即ち、下記表１（発明例）、表２（比較例）に示す１〜４０３９の各組成の高Ｍｎ鋳鋼を高周波誘導溶解炉で、２０ｋｇの鋳鋼を各々溶製した。これら室温まで冷却した鋳鋼を、共通して、１１００℃の温度に加熱して６時間保持する均質化処理を行い、しかる後に、水冷によって、５００℃までを２℃／ｓ平均冷却速度で焼入れ処理（水靱処理）し、室温まで冷却した。
【００５０】
これらの得られた各鋳鋼の中心部分より試験片をそれぞれ採取し、組織、硬度、加工硬化能、靱性、耐摩耗性などを各々評価した。これらの結果を表３（発明例）、表４（比較例）に示す。
【００５１】
組織：各試験片のマルテンサイト分率は、各試験片を鏡面研磨した後に、ナイタール溶液で腐食して、１００倍の光学顕微鏡を用いて３視野測定した。これを画像解析ソフト（MEDIA  CYBERNETICSTM社製Image-Pro Prus）で画像解析した。この画像解析では、内部に微細組織が見られない平滑な部分（前記図１の白い部分）を残留オーステナイト組織、それ以外の部分（前記図１の黒い部分）がマルテンサイト組織であるとし、前記視野内におけるマルテンサイト組織の合計測定面積を算出した。そして測定視野面積に対する、マルテンサイトの合計面積の割合から、マルテンサイトの分率（％）を算出し、３視野の結果を平均化し、マルテンサイトの体積分率とし、残部を残留オーステナイトの体積分率とした。
【００５２】
硬度：ビッカース硬度計を用い、荷重を３０ｋｇとして、各試験片の表面硬度（Ｈｖ）を５点測定し、平均化したものを加工前の硬度とした。そして、加工硬化を伴う実際の機械加工および耐摩耗材として使用時に受ける衝撃力を模擬して、各試験片（Φ６０ｍｍ×１２０ｍｍｌ）を、歪み速度１０-3ｍ／ｓで、５０％圧縮加工した後の、各試験片の表面硬度（Ｈｖ）を５点測定し、平均化したものを加工後の硬度とした。そして、これら加工前と加工後との硬度差（ΔＨｖ）を求めた。
【００５３】
衝撃値：シャルピー衝撃試験により、２ｍｍのＵノッチのＪＩＳ３号試験片を用いて、ハンマー荷重：２９４．２Ｎ（３０ｋｇｆ）、試験温度：室温にて行った。なお、シャルピー衝撃値（Ｊ）は吸収エネルギーを試験片断面積で除して、Ｊ／ｃｍ2 として求めた。シャルピー衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ2 以上を合格と評価した。
【００５４】
耐磨耗性試験：コーンクラッシャーなどの実機破砕機を模擬して、耐磨耗性を評価した。即ち、各鋳鋼から６×２５×７５ｍｍの板材を切り出し、耐磨耗性試験材とした。これらの試験材の耐磨耗性を図２に示す試験機によって評価した。具体的には、図２に示す試験機の固定された円筒状外容器内中心部の回転軸部に、試験材を回転軸とともに回転可能に装着、固定した。そして、円筒状外容器内に、ＳｉＯ2 を７５％含有する石英粗面岩塊を多数収容した上で、試験材を回転軸とともに反時計回りに、回転速度６０ｒｐｍで４２０分間回転させ、石英粗面岩塊との衝突を繰り返させた。
【００５５】
そして、試験前後での試験材の重量減少量から比摩耗量を算出した。比摩耗量（％）＝〔（重量減少量：ｇ）／（試験前重量：ｋｇ）〕×１００。各例とも３個の試験材について行い、比摩耗量はこの平均値とした。そして、比摩耗量が０．４ｇ／ｋｇ以下を合格（○）とし、それを越えるものを不合格（×）と評価した。
【００５６】
この際、試験後の試験材の割れ発生の有無を観察し、１個でも割れが発生したものを割れ有り、３個とも割れが発生しなかったものを割れ無しと評価した。
【００５７】
表１、３から明らかな通り、発明例１〜２４の鋳鋼は、本発明化学成分組成範囲内からなり、かつ、鋳鋼組織におけるマルテンサイトの体積分率が４０％以上９５％以下である。
【００５８】
この結果、発明例１〜２４の鋳鋼は、前記加工後の硬度や加工硬化能が高く、シャルピー衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ2 以上である。また、コーンクラッシャーなどの実機破砕機としての耐磨耗性部材としての耐磨耗性も良好である。
【００５９】
これに対して、表２、４から明らかな通り、比較例２５〜３７の鋳鋼は、本発明化学成分組成範囲から外れている。このため、好ましい製造条件で製造されながらも、鋳鋼組織条件が外れるか、鋳鋼組織条件を満足しても、前記加工後の硬度や加工硬化能、シャルピー衝撃値、耐磨耗性のいずれかが、発明例に比して著しく劣る。この結果、比較例は、コーンクラッシャーなどの実機破砕機での耐磨耗性部材として不適である。
【００６０】
比較例２５はＣが低過ぎるため、加工硬化量が低く、比摩耗量が大きい。
比較例２６はＣが高過ぎるため、初期靱性が低く、耐摩耗試験中に折損した。
比較例２７はＮが低過ぎるため、加工硬化量が低く、比摩耗量が大きい。
比較例２８はＮが高過ぎるため、鋳造時にブローホールが発生し、試験できなかった。
比較例２９はＭｎが低過ぎるため、マルテンサイト量が過多となり、残留オーステナイトと量が少なくなっている。このため、初期靱性が低く、耐摩耗試験中に割れが発生した。
比較例３０はＭｎが高過ぎるため、炭化物が生成している。このため、初期靱性が低く、耐摩耗試験中に割れが発生した。
比較例３１はＣｒが低過ぎるため、加工硬化量が低く、比摩耗量が大きい。
比較例３２はＣｒが高過ぎるため、初期靱性が低く、耐摩耗試験中に割れが発生した。
比較例３３は、マルテンサイト指数が下限以下で低過ぎ、初期靱性は高いが、加工硬化により延性が不足し、耐摩耗試験中に割れが発生した。
比較例３４は、マルテンサイト指数が上限を越えて高過ぎ、低炭素マルテンサイト中の残留オーステナイトが不足している（観察されない）。このため、加工硬化量が低く、比摩耗量が大きい。
比較例３５は、Ｓｉが高過ぎるため、初期靱性が低く、耐摩耗試験中に割れが発生した。
比較例３６は、Ｎｉが高過ぎるため、加工硬化量が低く、比摩耗量が大きい。
比較例３７は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒの合計量が高過ぎるため、初期靱性が低く、耐摩耗試験中に割れが発生した。
【００６１】
以上の結果から、本発明高Ｍｎ鋳鋼の化学成分組成と組織規定の持つ意義が裏付けられる。
【００６２】
次ぎに、表１の発明例１の高Ｍｎ鋳鋼を、表５に示す、種々の条件で均質化処理、焼入れ処理を行い、室温まで冷却した。そして、これらの高Ｍｎ鋳鋼の硬度、加工硬化能、靱性、耐摩耗性などを、前記実施例と同様に各々評価した。これらの結果を表５に示す。
【００６３】
表５から明らかな通り、発明例３８〜４５の鋳鋼は、好ましい製造条件範囲内で製造されており、鋳鋼組織におけるマルテンサイトの体積分率が４０％以上９５％以下である。この結果、前記加工後の硬度や加工硬化能が高く、シャルピー衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ2 以上である。また、コーンクラッシャーなどの実機破砕機としての耐磨耗性部材としての耐磨耗性も良好である。
【００６４】
これに対して、比較例４６〜４８の鋳鋼は、好ましい製造条件範囲から外れている。このため、本発明化学成分組成範囲であるにもかかわらず、前記加工後の硬度や加工硬化能、シャルピー衝撃値、耐磨耗性のいずれかが、発明例に比して著しく劣る。この結果、比較例４６〜４８は、コーンクラッシャーなどの実機破砕機での耐磨耗性部材として不適である。
【００６５】
比較例４６は、均質化処理における加熱温度が低過ぎる。このため、耐摩耗試験中に割れが発生した。
比較例４７は、均質化処理における加熱温度が高過ぎる。このため、均質化が進み過ぎ、残留オーステナイトが不足している。このため、加工硬化量が低く、比摩耗量が大きい。
比較例４８は、焼入れ処理における平均冷却速度が小さ過ぎる。このため、初期靱性が低く、耐摩耗試験中に折損した。
【００６６】
以上の結果から、本発明高Ｍｎ鋳鋼の製造方法の規定する製造条件の意義が裏付けられる。
【００６７】
【表１】
2007154295.tif 000002
【００６８】
【表２】
2007154295.tif 000003
【００６９】
【表３】
2007154295.tif 000004
【００７０】
【表４】
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【００７１】
【表５】
2007154295.tif 000006
【産業上の利用可能性】
【００７２】
以上説明したように、本発明によれば、耐摩耗性及び靱性に優れた耐摩耗性高Ｍｎ鋳鋼およびその製造方法を提供することができる。このため、岩石を破砕するコーンクラッシャ、ジョークラッシャなどの破砕機の耐摩耗部材に用いられて好適である。
【図面の簡単な説明】
【００７３】
【図１】本発明耐摩耗性鋳鋼の組織を示す顕微鏡写真（図面代用写真）である。
【図２】実施例に用いた耐磨耗性試験機を示す断面図である。
【図１】
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【図２】
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