JP7267695B2 - 履帯部品およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、履帯部品およびその製造方法に関するものである。
油圧ショベル、ブルドーザなどの履帯式作業機械の足回りを構成する部品である履帯部品は、土砂などの硬質の異物と接触する環境で使用される。履帯部品の耐久性を向上させるためには、高い耐摩耗性が要求される。耐摩耗性を向上させるためには、部品の硬度を上昇させる対策が有効である。しかし、単に部品の硬度を上昇させた場合、部品を構成する材料の靱性が低下するため、部品の表面に割れや剥離が発生し、部品の交換が必要になるという問題が生じる。つまり、履帯部品の耐久性を向上させるためには、高い耐摩耗性を達成しつつ、耐割れ性および耐剥離性を高いレベルに維持する必要がある。
優れた耐久性を有する履帯式足回り部品用鋼および履帯リンクとして、０．４質量％程度の炭素含有量を有し、種々の合金元素が添加された鋼および当該鋼からなる履帯リンクが提案されている（たとえは、特許文献１参照）。
特許文献１に開示された鋼を用いて履帯部品を製造することにより、高い耐摩耗性を達成可能な硬度を有する部品を得ることができる。しかし、特許文献１に開示された鋼を用いて一般的な製造プロセスにより部品を製造すると、引張試験における絞りの値が低い傾向にある。本発明者らの検討によれば、引張試験における絞りの値が低い場合、耐剥離性が低下する。すなわち、特許文献１に開示された鋼を用いて一般的な製造プロセスにより製造された履帯部品においては、さらなる耐久性の向上が求められる。
耐久性に優れた履帯部品およびその製造方法を提供することが、本発明の目的の１つである。
本発明に従った履帯部品は、０．４１質量％以上０．４４質量％以下のＣと、０．２質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、０．２質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＳと、０．６質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＣｒと、０．１質量％以上０．６質量％以下のＭｏと、０．０２質量％以上０．０３質量％以下のＮｂと、０．０１５質量％以上０．０３質量％以下のＴｉと、０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下のＢと、２０質量ｐｐｍ以上６０質量ｐｐｍ以下のＮと、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼からなる。この履帯部品は、５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下の硬度を有する高硬度部と、高硬度部以外の領域であって、高硬度部よりも硬度が低い低硬度部と、を備える。高硬度部は、マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含む第１母相と、第１母相中に分散し、ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第１非金属粒と、を含み、Ｍ２３Ｃ６（Ｍは上記鋼を構成する金属元素）で表される炭化物を含まない。低硬度部は、マルテンサイト相を含む第２母相と、第２母相中に分散し、ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第２非金属粒と、を含み、Ｍ２３Ｃ６（Ｍは上記鋼を構成する金属元素）で表される炭化物を含まない。
本発明に従った履帯部品の製造方法は、０．４１質量％以上０．４４質量％以下のＣと、０．２質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、０．２質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＳと、０．６質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＣｒと、０．１質量％以上０．６質量％以下のＭｏと、０．０２質量％以上０．０３質量％以下のＮｂと、０．０１５質量％以上０．０３質量％以下のＴｉと、０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下のＢと、２０質量ｐｐｍ以上６０質量ｐｐｍ以下のＮと、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼から構成される鋼材を準備する工程と、鋼材を熱間鍛造して成形体を得る工程と、成形体を９４５℃以上１０５０℃以下の温度から上記鋼のＭＳ点以下の温度まで冷却することにより成形体の全体に対して焼入処理を実施した後、５７０℃以上６２０℃以下の温度に加熱することにより成形体の全体に対して高温焼戻処理を実施する工程と、高温焼戻処理が実施された成形体の一部を９００℃以上の温度から上記鋼のＭＳ点以下の温度まで冷却することにより成形体中に高硬度部を形成した後、高硬度部を１５０℃以上２００℃以下の温度に加熱することにより高硬度部の硬度を５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下に調整する工程と、を備える。
上記履帯部品およびその製造方法によれば、耐久性に優れた履帯部品およびその製造方法を提供することができる。
［実施形態の概要］
本願の履帯部品は、０．４１質量％以上０．４４質量％以下のＣと、０．２質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、０．２質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＳと、０．６質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＣｒと、０．１質量％以上０．６質量％以下のＭｏと、０．０２質量％以上０．０３質量％以下のＮｂと、０．０１５質量％以上０．０３質量％以下のＴｉと、０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下のＢと、２０質量ｐｐｍ以上６０質量ｐｐｍ以下のＮと、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼からなる。この履帯部品は、５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下の硬度を有する高硬度部と、高硬度部以外の領域であって、高硬度部よりも硬度が低い低硬度部と、を備える。高硬度部は、マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含む第１母相と、第１母相中に分散し、ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第１非金属粒と、を含み、Ｍ２３Ｃ６（Ｍは上記鋼を構成する金属元素）で表される炭化物を含まない。低硬度部は、マルテンサイト相を含む第２母相と、第２母相中に分散し、ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第２非金属粒と、を含み、Ｍ２３Ｃ６（Ｍは上記鋼を構成する金属元素）で表される炭化物を含まない。
本願の履帯部品は、０．４１質量％以上０．４４質量％以下のＣと、０．２質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、０．２質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＳと、０．６質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＣｒと、０．１質量％以上０．６質量％以下のＭｏと、０．０２質量％以上０．０３質量％以下のＮｂと、０．０１５質量％以上０．０３質量％以下のＴｉと、０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下のＢと、２０質量ｐｐｍ以上６０質量ｐｐｍ以下のＮと、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼からなる。この履帯部品は、５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下の硬度を有する高硬度部と、高硬度部以外の領域であって、高硬度部よりも硬度が低い低硬度部と、を備える。高硬度部は、マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含む第１母相と、第１母相中に分散し、ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第１非金属粒と、を含み、Ｍ２３Ｃ６（Ｍは上記鋼を構成する金属元素）で表される炭化物を含まない。低硬度部は、マルテンサイト相を含む第２母相と、第２母相中に分散し、ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第２非金属粒と、を含み、Ｍ２３Ｃ６（Ｍは上記鋼を構成する金属元素）で表される炭化物を含まない。
上記耐土砂摩耗部部品において、上記鋼は、０．０５質量％以上０．２０質量％以下のＶ、０．０１質量％以上０．１５質量％以下のＺｒおよび０．１質量％以上２．０質量％以下のＣｏからなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有していてもよい。
まず、本願の履帯部品を構成する鋼の成分組成を上記範囲に限定した理由について説明する。
炭素（Ｃ）：０．４１質量％以上０．４４質量％以下
炭素は、鋼の硬度に大きな影響を及ぼす元素である。炭素含有量が０．４１質量％未満では、焼入焼戻によって硬度を５７ＨＲＣ以上とすることが難しくなる。一方、炭素含有量が０．４４質量％を超えると、絞りの値が低下し、耐剥離性が低下する。そのため、炭素含有量は上記範囲とすることが必要である。また、十分な硬度を容易に確保する観点から、炭素含有量は０．４２質量％以上とすることが好ましい。
炭素は、鋼の硬度に大きな影響を及ぼす元素である。炭素含有量が０．４１質量％未満では、焼入焼戻によって硬度を５７ＨＲＣ以上とすることが難しくなる。一方、炭素含有量が０．４４質量％を超えると、絞りの値が低下し、耐剥離性が低下する。そのため、炭素含有量は上記範囲とすることが必要である。また、十分な硬度を容易に確保する観点から、炭素含有量は０．４２質量％以上とすることが好ましい。
珪素（Ｓｉ）：０．２質量％以上０．５質量％以下
珪素は、鋼の焼入性の向上、鋼の母相の強化、焼戻軟化抵抗性の向上等の効果に加えて、製鋼プロセスにおいては脱酸効果を有する元素である。珪素含有量が０．２質量％以下では、上記効果が十分に得られない。一方、珪素含有量が０．５質量％を超えると、絞りの値が低下する傾向がある。そのため、珪素含有量は上記範囲とすることが必要である。
珪素は、鋼の焼入性の向上、鋼の母相の強化、焼戻軟化抵抗性の向上等の効果に加えて、製鋼プロセスにおいては脱酸効果を有する元素である。珪素含有量が０．２質量％以下では、上記効果が十分に得られない。一方、珪素含有量が０．５質量％を超えると、絞りの値が低下する傾向がある。そのため、珪素含有量は上記範囲とすることが必要である。
マンガン（Ｍｎ）：０．２質量％以上１．５質量％以下
マンガンは、鋼の焼入性の向上に有効であるとともに、製鋼プロセスにおいては脱酸効果を有する元素である。マンガン含有量が０．２質量％以下では、上記効果が十分に得られない。一方、マンガン含有量が１．５質量％を超えると、焼入硬化前の硬度が上昇し、加工性が低下する傾向がある。また、鋼の十分な焼入性を確保する観点から、マンガン含有量は０．４０質量％以上とすることが好ましい。また、加工性を重視する場合、マンガン含有量は０．９質量％以下であることが好ましく、０．８質量％以下とすることがより好ましい。
マンガンは、鋼の焼入性の向上に有効であるとともに、製鋼プロセスにおいては脱酸効果を有する元素である。マンガン含有量が０．２質量％以下では、上記効果が十分に得られない。一方、マンガン含有量が１．５質量％を超えると、焼入硬化前の硬度が上昇し、加工性が低下する傾向がある。また、鋼の十分な焼入性を確保する観点から、マンガン含有量は０．４０質量％以上とすることが好ましい。また、加工性を重視する場合、マンガン含有量は０．９質量％以下であることが好ましく、０．８質量％以下とすることがより好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下
硫黄は、鋼の被削性を向上させる元素である。また、硫黄は、製鋼プロセスにおいて意図的に添加しなくても混入する元素でもある。硫黄含有量を０．０００５質量％未満とすると、被削性が低下するとともに、鋼の製造コストが上昇する。一方、本発明者らの検討によれば、本願の上記鋼の成分組成において、硫黄含有量は絞りの値に大きく影響する。そして、硫黄含有量が０．００５０質量％を超えると、絞りの値が低下し、十分な耐剥離性を得ることが困難となる。そのため、硫黄含有量は上記範囲とすることが必要である。また、硫黄含有量を０．００４０質量％以下とすることにより、耐剥離性を一層向上させることができる。
硫黄は、鋼の被削性を向上させる元素である。また、硫黄は、製鋼プロセスにおいて意図的に添加しなくても混入する元素でもある。硫黄含有量を０．０００５質量％未満とすると、被削性が低下するとともに、鋼の製造コストが上昇する。一方、本発明者らの検討によれば、本願の上記鋼の成分組成において、硫黄含有量は絞りの値に大きく影響する。そして、硫黄含有量が０．００５０質量％を超えると、絞りの値が低下し、十分な耐剥離性を得ることが困難となる。そのため、硫黄含有量は上記範囲とすることが必要である。また、硫黄含有量を０．００４０質量％以下とすることにより、耐剥離性を一層向上させることができる。
ニッケル（Ｎｉ）：０．６質量％以上２．０質量％以下
ニッケルは、鋼の母相の靭性を向上させるのに有効な元素である。ニッケル含有量が０．６質量％未満では、この効果が十分に発揮されない。一方、ニッケル含有量が２．０質量％を超えると、ニッケルが鋼中において偏析する傾向が強くなる。その結果、鋼の機械的性質がばらつくという問題が生じ得る。そのため、ニッケル含有量は上記範囲とする必要がある。また、ニッケル含有量が１．５質量％を超えると、靱性の向上が緩やかとなる一方で、鋼の製造コストが高くなる。このような観点から、ニッケル含有量は、１．５質量％以下とすることが好ましい。一方、５７ＨＲＣ以上の硬度を有する鋼において、鋼の母相の靭性を向上させるという効果を十分に発揮させるには、ニッケル含有量は１．０質量％以上とすることが好ましい。
ニッケルは、鋼の母相の靭性を向上させるのに有効な元素である。ニッケル含有量が０．６質量％未満では、この効果が十分に発揮されない。一方、ニッケル含有量が２．０質量％を超えると、ニッケルが鋼中において偏析する傾向が強くなる。その結果、鋼の機械的性質がばらつくという問題が生じ得る。そのため、ニッケル含有量は上記範囲とする必要がある。また、ニッケル含有量が１．５質量％を超えると、靱性の向上が緩やかとなる一方で、鋼の製造コストが高くなる。このような観点から、ニッケル含有量は、１．５質量％以下とすることが好ましい。一方、５７ＨＲＣ以上の硬度を有する鋼において、鋼の母相の靭性を向上させるという効果を十分に発揮させるには、ニッケル含有量は１．０質量％以上とすることが好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．７質量％以上１．５質量％以下
クロムは、鋼の焼入性を向上させるとともに、焼戻軟化抵抗性を高める。とりわけ、モリブデン、ニオブ、バナジウム等との複合添加によって、鋼の焼戻軟化抵抗性を顕著に高める。クロム含有量が０．７質量％未満では、このような効果が十分に発揮されない。また、クロム含有量が１．５質量％を超えると、焼戻軟化抵抗性の向上が緩やかになる一方で、鋼の製造コストが高くなる。そのため、クロム含有量は上記範囲とする必要がある。
クロムは、鋼の焼入性を向上させるとともに、焼戻軟化抵抗性を高める。とりわけ、モリブデン、ニオブ、バナジウム等との複合添加によって、鋼の焼戻軟化抵抗性を顕著に高める。クロム含有量が０．７質量％未満では、このような効果が十分に発揮されない。また、クロム含有量が１．５質量％を超えると、焼戻軟化抵抗性の向上が緩やかになる一方で、鋼の製造コストが高くなる。そのため、クロム含有量は上記範囲とする必要がある。
モリブデン（Ｍｏ）：０．１質量％以上０．６質量％以下
モリブデンは、鋼の焼入性を向上させ、焼戻軟化抵抗性を高める。また、モリブデンは、高温焼戻脆性を改善する機能も有している。モリブデン含有量が０．１質量％未満では、これらの効果が十分に発揮されない。一方、モリブデン含有量が０．６質量％を超えると、上記効果が飽和する。そのため、モリブデン含有量は上記範囲とする必要がある。
モリブデンは、鋼の焼入性を向上させ、焼戻軟化抵抗性を高める。また、モリブデンは、高温焼戻脆性を改善する機能も有している。モリブデン含有量が０．１質量％未満では、これらの効果が十分に発揮されない。一方、モリブデン含有量が０．６質量％を超えると、上記効果が飽和する。そのため、モリブデン含有量は上記範囲とする必要がある。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０２質量％以上０．０３質量％以下
ニオブは、鋼の強度および靱性の向上に対して有効である。特に、ニオブは著しく鋼の結晶粒を細粒化するので、靱性改善に極めて有効な元素である。このような効果を確保するためには、ニオブ含有量は０．０２質量％以上必要である。一方、ニオブ含有量が０．０３質量％を超えると、粗大な共晶ＮｂＣの晶出や、多量のＮｂＣ形成に起因して母相中の炭素量低下を招くため、強度低下や靭性低下という問題が生じる。また、ニオブ含有量が０．０３質量％を超えると、鋼の製造コストも高くなる。そのため、ニオブ含有量は上記範囲とする必要がある。
ニオブは、鋼の強度および靱性の向上に対して有効である。特に、ニオブは著しく鋼の結晶粒を細粒化するので、靱性改善に極めて有効な元素である。このような効果を確保するためには、ニオブ含有量は０．０２質量％以上必要である。一方、ニオブ含有量が０．０３質量％を超えると、粗大な共晶ＮｂＣの晶出や、多量のＮｂＣ形成に起因して母相中の炭素量低下を招くため、強度低下や靭性低下という問題が生じる。また、ニオブ含有量が０．０３質量％を超えると、鋼の製造コストも高くなる。そのため、ニオブ含有量は上記範囲とする必要がある。
チタン（Ｔｉ）：０．０１５質量％以上０．０３質量％以下
チタンは、鋼の靱性の改善に有効である。チタン含有量が０．０１５質量％未満では、このような効果が小さい。一方、チタン含有量が０．０３質量％を超えると、かえって鋼の靱性が劣化するおそれがある。そのため、チタン含有量は上記範囲とする必要がある。
チタンは、鋼の靱性の改善に有効である。チタン含有量が０．０１５質量％未満では、このような効果が小さい。一方、チタン含有量が０．０３質量％を超えると、かえって鋼の靱性が劣化するおそれがある。そのため、チタン含有量は上記範囲とする必要がある。
硼素（Ｂ）：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下
硼素は、鋼の焼入性を顕著に向上させる元素である。硼素を添加することにより、焼入性向上を目的として添加される他の元素の添加量を低減し、鋼の製造コストを低減することができる。また、硼素は、旧オーステナイト結晶粒界にリン（Ｐ）および硫黄よりも偏析する傾向が強く、特に硫黄を粒界から排出して粒界強度を改善する。硼素含有量が０．０００５質量％以下では、このような効果が十分に発揮されない。一方、硼素含有量が０．００３０質量％を超えると、添加された硼素と窒素とが結合してＢＮが形成され、鋼の靭性を劣化させる。そのため、硼素含有量は上記範囲とする必要がある。
硼素は、鋼の焼入性を顕著に向上させる元素である。硼素を添加することにより、焼入性向上を目的として添加される他の元素の添加量を低減し、鋼の製造コストを低減することができる。また、硼素は、旧オーステナイト結晶粒界にリン（Ｐ）および硫黄よりも偏析する傾向が強く、特に硫黄を粒界から排出して粒界強度を改善する。硼素含有量が０．０００５質量％以下では、このような効果が十分に発揮されない。一方、硼素含有量が０．００３０質量％を超えると、添加された硼素と窒素とが結合してＢＮが形成され、鋼の靭性を劣化させる。そのため、硼素含有量は上記範囲とする必要がある。
窒素（Ｎ）：２０質量ｐｐｍ以上６０質量ｐｐｍ以下
窒素含有量が多すぎると、過剰な窒化物が形成されることにより、鋼の靱性が悪化するおそれがある。そのため、窒素含有量は６０質量ｐｐｍ以下とする必要がある。一方、窒素含有量を２０質量ｐｐｍ未満とすると、鋼の製造コストが上昇する。そのため、窒素含有量は上記範囲とする必要がある。
窒素含有量が多すぎると、過剰な窒化物が形成されることにより、鋼の靱性が悪化するおそれがある。そのため、窒素含有量は６０質量ｐｐｍ以下とする必要がある。一方、窒素含有量を２０質量ｐｐｍ未満とすると、鋼の製造コストが上昇する。そのため、窒素含有量は上記範囲とする必要がある。
バナジウム（Ｖ）：０．０５質量％以上０．２０質量％以下
バナジウムは、必須の元素ではない。しかし、バナジウムは、微細な炭化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する。バナジウム含有量が０．０５質量％未満では、このような効果が十分に得られない。一方、バナジウム含有量が０．２０質量％を超えると、上記効果は飽和する。また、バナジウムは比較的高価な元素であるため、添加量は必要最低限とすることが好ましい。そのため、バナジウムを添加する場合、添加量は上記範囲とすることが適切である。
バナジウムは、必須の元素ではない。しかし、バナジウムは、微細な炭化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する。バナジウム含有量が０．０５質量％未満では、このような効果が十分に得られない。一方、バナジウム含有量が０．２０質量％を超えると、上記効果は飽和する。また、バナジウムは比較的高価な元素であるため、添加量は必要最低限とすることが好ましい。そのため、バナジウムを添加する場合、添加量は上記範囲とすることが適切である。
ジルコニウム（Ｚｒ）：０．０１質量％以上０．１５質量％以下
ジルコニウムは、必須の元素ではないが、鋼中において炭化物を球状細粒化して分散させることにより、鋼の靱性を一層改善する効果を有する。ジルコニウム含有量が０．０１質量％未満では、その効果が十分に得られない。一方、ジルコニウム含有量が０．１５質量％を超えると、かえって鋼の靱性が劣化するおそれがある。そのため、ジルコニウムを添加する場合、添加量は上記範囲とすることが適切である。
ジルコニウムは、必須の元素ではないが、鋼中において炭化物を球状細粒化して分散させることにより、鋼の靱性を一層改善する効果を有する。ジルコニウム含有量が０．０１質量％未満では、その効果が十分に得られない。一方、ジルコニウム含有量が０．１５質量％を超えると、かえって鋼の靱性が劣化するおそれがある。そのため、ジルコニウムを添加する場合、添加量は上記範囲とすることが適切である。
コバルト（Ｃｏ）：０．１質量％以上２．０質量％以下
コバルトは、必須の元素ではないが、クロム、モリブデンなどのカーバイド形成元素の母相への固溶度を上昇させるとともに、鋼の焼戻軟化抵抗性を向上させる。そのため、コバルトの添加により炭化物の微細化と焼戻温度の高温化とを達成し、それによって鋼の強度および靭性を向上させることができる。コバルト含有量が０．１質量％未満では、このような効果が十分に得られない。一方、コバルトは高価な元素であるため、多量の添加は鋼の製造コストを上昇させる。コバルト含有量が２．０質量％を超えると、このような問題が顕著となる。そのため、コバルトを添加する場合、添加量は上記範囲とすることが適切である。
コバルトは、必須の元素ではないが、クロム、モリブデンなどのカーバイド形成元素の母相への固溶度を上昇させるとともに、鋼の焼戻軟化抵抗性を向上させる。そのため、コバルトの添加により炭化物の微細化と焼戻温度の高温化とを達成し、それによって鋼の強度および靭性を向上させることができる。コバルト含有量が０．１質量％未満では、このような効果が十分に得られない。一方、コバルトは高価な元素であるため、多量の添加は鋼の製造コストを上昇させる。コバルト含有量が２．０質量％を超えると、このような問題が顕著となる。そのため、コバルトを添加する場合、添加量は上記範囲とすることが適切である。
不可避的不純物
製造プロセスにおいて意図的に添加された成分以外に、不可避的不純物として、鋼中に上記以外の元素が含まれる場合がある。不可避的不純物であるリン（Ｐ）は、０．０１０質量％以下とすることが好ましい。不可避的不純物である銅（Ｃｕ）は、０．１質量％以下であることが好ましく、０．０５質量％以下であることがより好ましい。不可避的不純物であるアルミニウム（Ａｌ）は、０．０４質量％以下とすることが好ましい。
製造プロセスにおいて意図的に添加された成分以外に、不可避的不純物として、鋼中に上記以外の元素が含まれる場合がある。不可避的不純物であるリン（Ｐ）は、０．０１０質量％以下とすることが好ましい。不可避的不純物である銅（Ｃｕ）は、０．１質量％以下であることが好ましく、０．０５質量％以下であることがより好ましい。不可避的不純物であるアルミニウム（Ａｌ）は、０．０４質量％以下とすることが好ましい。
本願の履帯部品は、上記適切な成分組成を有する鋼からなっている。さらに、本願の履帯部品においては、高硬度部および低硬度部に、Ｍ２３Ｃ６で表される炭化物（Ｍは鋼を構成する金属元素であって、主にＣｒおよびＭｏの少なくともいずれか一方；以下、「Ｍ２３Ｃ６炭化物」という）が含まれない。
本発明者らの検討によれば、履帯部品を構成する鋼として上記適切な成分組成を有する鋼を採用した場合、一般的な製造プロセスにより部品を製造すると、鋼の結晶粒界にＭ２３Ｃ６炭化物が生成する。Ｍ２３Ｃ６炭化物が生成すると、Ｍ２３Ｃ６炭化物の周囲の領域においてＣｒおよびＭｏの含有量が低下する。そのため、当該領域における焼入性が低下し、ベイナイト組織が形成される。Ｍ２３Ｃ６炭化物およびこれに起因したベイナイト組織の形成により、鋼の引張試験における絞りの値が小さくなる。鋼の絞りの値が小さい場合、当該鋼から構成される履帯部品の耐剥離性が低下する。
本発明者らは、履帯部品の耐久性を向上させるための方策について検討した結果、上記適切な成分組成を有する鋼を採用するとともに、鋼の組織からＭ２３Ｃ６炭化物を排除することにより、耐剥離性を向上させ、耐久性に優れる履帯部品が得られるとの知見を得た。本願の履帯部品においては、履帯部品を構成する鋼として上記適切な成分組成を有する鋼が採用されるとともに、高硬度部および低硬度部にＭ２３Ｃ６炭化物が含まれない。これにより、本願の履帯部品は、耐久性に優れた履帯部品となっている。
本願において、高硬度部および低硬度部がＭ２３Ｃ６炭化物を含まない状態とは、高硬度部および低硬度部の断面をＦＥ－ＳＥＭ（電界放出型走査型電子顕微鏡）にて観察し、鋼の結晶粒界を含む８０μｍ２の領域を１０視野以上調査した場合に、Ｍ２３Ｃ６炭化物が発見されない状態を意味する。Ｍ２３Ｃ６炭化物は、たとえば上記方法でＭ２３Ｃ６炭化物の可能性のある生成物を発見した場合に、ＳＴＥＭ（走査透過型電子顕微鏡）の明視野像にて生成物を検出した後、当該生成物のＳＡＤ（制限視野回折）パターンを確認することにより同定することができる。
上記履帯部品において、第１母相の結晶粒度番号は５以上１２以下であってもよい。第２母相の結晶粒度番号は５以上９以下であってもよい。このようにすることにより、履帯部品に優れた靱性を付与することが容易となる。第１母相の結晶粒度番号は９以上１２以下であることが好ましい。第２母相の結晶粒度番号は７以上９以下であることが好ましい。
上記履帯部品において、第１母相を構成するマルテンサイト相は低温焼戻マルテンサイト相であってもよい。第２母相を構成するマルテンサイト相は高温焼戻マルテンサイト相（ソルバイト相）であってもよい。このようにすることにより、履帯部品に優れた靱性を付与することが容易となる。
なお、本願において低温焼戻マルテンサイト相とは、焼入された鋼が１５０℃以上２５０℃以下の温度で焼戻されることによって得られる（低温焼戻によって得られる）組織からなる相を意味する。高温焼戻マルテンサイト相とは、焼入された鋼が５００℃以上の温度で焼戻されることによって得られる（高温焼戻によって得られる）組織からなる相を意味する。低温焼戻マルテンサイト相であること、および高温焼戻マルテンサイト相であることは、当該相の硬度、炭化物の析出状態等を調査することにより確認することができる。
本願の履帯部品の製造方法は、０．４１質量％以上０．４４質量％以下のＣと、０．２質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、０．２質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＳと、０．６質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＣｒと、０．１質量％以上０．６質量％以下のＭｏと、０．０２質量％以上０．０３質量％以下のＮｂと、０．０１５質量％以上０．０３質量％以下のＴｉと、０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下のＢと、２０質量ｐｐｍ以上６０質量ｐｐｍ以下のＮと、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼からなる鋼材を準備する工程と、鋼材を熱間鍛造して成形体を得る工程と、成形体を９４５℃以上１０５０℃以下の温度から上記鋼のＭＳ点以下の温度まで冷却することにより成形体の全体に対して焼入処理を実施した後、５７０℃以上６２０℃以下の温度に加熱することにより成形体の全体に対して高温焼戻処理を実施する工程と、高温焼戻処理が実施された成形体の一部を９００℃以上の温度から上記鋼のＭＳ点以下の温度まで冷却することにより成形体中に高硬度部を形成した後、高硬度部を１５０℃以上２００℃以下の温度に加熱することにより高硬度部の硬度を５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下に調整する工程と、を備える。
上記履帯部品の製造方法において、鋼は、０．０５質量％以上０．２０質量％以下のＶ、０．０１質量％以上０．１５質量％以下のＺｒおよび０．１質量％以上２．０質量％以下のＣｏからなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有していてもよい。
本願の履帯部品の製造方法においては、上記適切な成分組成の鋼からなる鋼材が準備された後、当該鋼材が熱間鍛造されて成形体が得られる。この熱間鍛造の加熱後の冷却過程において、鋼の結晶粒界にはＭ２３Ｃ６炭化物が生成する。その後、本願の履帯部品の製造方法では、成形体を９４５℃以上１０５０℃以下の温度から上記鋼のＭＳ点以下の温度まで冷却することにより成形体の全体に対して焼入処理を実施した後、５７０℃以上６２０℃以下の温度に加熱することにより成形体の全体に対して高温焼戻処理を実施する工程が実施される。焼入処理のための加熱温度を９４５℃以上とすることにより、先に生成したＭ２３Ｃ６炭化物が鋼の母相中に固溶し、消失する。その後、高硬度部を形成した後、高硬度部を１５０℃以上２００℃以下の温度に加熱することにより高硬度部の硬度を５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下に調整する工程が実施される。成形体において高硬度部が形成された領域以外の領域が、低硬度部となる。これにより、Ｍ２３Ｃ６炭化物を含まない高硬度部および低硬度部を含む本願の履帯部品を容易に製造することができる。
［実施形態の具体例］
次に、本発明の履帯部品の実施の形態を、図面を参照しつつ説明する。以下の図面において同一または相当する部分には同一の参照番号を付しその説明は繰返さない。
次に、本発明の履帯部品の実施の形態を、図面を参照しつつ説明する。以下の図面において同一または相当する部分には同一の参照番号を付しその説明は繰返さない。
まず、図１～図４を参照して、本実施の形態における履帯部品としての履帯リンクについて説明する。図１は、履帯式走行装置の構造を示す概略図である。図２は、履帯の構造の一部を示す概略斜視図である。図３は、履帯の構造の一部を示す概略平面図である。図４は、図３の線分ＩＶ－ＩＶに沿う概略断面図である。
図１を参照して、本実施の形態における履帯式走行装置１は、たとえばブルドーザなどの作業機械の走行装置である。履帯式走行装置１は、履帯２と、トラックフレーム３と、アイドラ４と、スプロケット５と、複数の（ここでは７つの）下転輪１０と、複数の（ここでは２つの）上転輪１１とを備えている。
履帯２は、環状（無端状）に連結された複数の履帯リンク９と、各履帯リンク９に対して固定された履板６とを含んでいる。複数の履帯リンク９は、外リンク７と内リンク８とを含んでいる。外リンク７と内リンク８とは、交互に連結されている。図２および図３を参照して、各履板６は、一対の外リンク７または一対の内リンク８の履板固定面７９，８９に固定されている。これにより、外リンク７と内リンク８とが交互に並ぶ２つの列が形成されている。
図１を参照して、トラックフレーム３には、アイドラ４と、複数の（ここでは７つの）下転輪１０と、複数の（ここでは２つの）上転輪１１とが、それぞれの軸周りに回転可能に取り付けられている。スプロケット５は、トラックフレーム３の中央から見てアイドラ４が取り付けられる側の端部とは反対側に配置されている。スプロケット５は、エンジンなどの動力源に接続されており、当該動力源によって駆動されることにより、軸周りに回転する。スプロケット５の外周面には、径方向外側に突出する突起部である複数のスプロケットティース５１が配置されている。各スプロケットティース５１は、履帯２と噛み合う。そのため、スプロケット５の回転は履帯２に伝達される。その結果、履帯２は、スプロケット５の回転により駆動されて周方向に回転する。
トラックフレーム３の端部（スプロケット５が配置される側とは反対側の端部）には、アイドラ４が取り付けられている。また、スプロケット５とアイドラ４とに挟まれたトラックフレーム３の領域には、接地側に複数の下転輪１０が取り付けられ、接地側とは反対側に複数の上転輪１１が取り付けられている。アイドラ４、下転輪１０および上転輪１１は、外周面において履帯２の内周面に接触している。その結果、スプロケット５の回転により駆動される履帯２は、アイドラ４、スプロケット５、下転輪１０および上転輪１１に案内されつつ、周方向に回転する。
次に、履帯２の構造の詳細について説明する。図２および図３を参照して、各履板６は、外リンク７または内リンク８に対して、ボルト９３およびナット９４により締め付けられて固定されている。隣り合う外リンク７と内リンク８とは、履帯２の回転面に垂直な方向から見て（図３の視点から見て）それらの一部同士が重なるように配置され、連結ピン９１およびブシュ９２により連結されている。
より具体的には、図２～図４を参照して、各内リンク８には、履帯２の回転面に垂直な方向に貫通するブシュ孔８５が２つずつ形成されている。この２つのブシュ孔８５のうち一方のブシュ孔８５は、内リンク８において長手方向の一方の端部に形成され、他方のブシュ孔８５は他方の端部に形成されている。また、内リンク８において履板６が取り付けられる側とは反対側には、踏面８７が形成されている。一方、各外リンク７には、履帯２の回転面に垂直な方向に貫通する連結ピン孔７５が２つずつ形成されている。この２つの連結ピン孔７５のうち一方の連結ピン孔７５は、外リンク７において長手方向の一方の端部に形成され、他方の連結ピン孔７５は他方の端部に形成されている。また、外リンク７において履板６が取り付けられる側とは反対側には、踏面７７が形成されている。
各履板６が固定される一対の外リンク７は、履帯２の回転面に垂直な方向から見て、それぞれの２つの連結ピン孔７５が重なるように配置される。同様に、各履板６が固定される一対の内リンク８は、履帯２の回転面に垂直な方向から見て、それぞれの２つのブシュ孔８５が重なるように配置される。また、隣り合う外リンク７と内リンク８とは、履帯２の回転面に垂直な方向から見て、連結ピン孔７５とブシュ孔８５とが重なるように配置される。そして、連結ピン９１は、図４を参照して、一方の列を構成する外リンク７の連結ピン孔７５、一方の列を構成する内リンク８のブシュ孔８５、他方の列を構成する内リンク８のブシュ孔８５および他方の列を構成する外リンク７の連結ピン孔７５を貫通するように配置される。連結ピン９１は、連結ピン孔７５に圧入され、かつその両端部が外リンク７のボス部７６においてかしめられることにより、一対の外リンク７に対して固定されている。
図４を参照して、ブシュ９２は、一対の固定ブシュ９２Ｂと、一対の固定ブシュ９２Ｂに挟まれて配置される回転ブシュ９２Ａとを含んでいる。回転ブシュ９２Ａおよび一対の固定ブシュ９２Ｂは、それぞれ軸を含む領域に貫通孔を有する中空円筒状の形状を有している。回転ブシュ９２Ａおよび一対の固定ブシュ９２Ｂは、軸が一致するように配置されている。回転ブシュ９２Ａと固定ブシュ９２Ｂとの間には、シールリング９５が配置されている。固定ブシュ９２Ｂは、内リンク８のブシュ孔８５に嵌め込まれることにより固定されている。連結ピン９１は、回転ブシュ９２Ａおよび一対の固定ブシュ９２Ｂの貫通孔を貫通するように配置されている。その結果、回転ブシュ９２Ａは、連結ピン９１に対して周方向に相対的に回動することが可能となっている。
さらに、図４を参照して、連結ピン９１の軸を含む領域には、軸方向に延在し、潤滑油などの潤滑剤を保持する潤滑剤保持孔９１Ａが形成されている。また、連結ピン９１には、径方向に延在し、外周面と潤滑剤保持孔９１Ａとを繋ぐ潤滑剤供給路９１Ｂが形成されている。また、潤滑剤保持孔９１Ａは、連結ピン９１の一方の端面側に開口部を有しており、当該開口部にはプラグ９１Ｃが嵌め込まれている。潤滑油などの潤滑剤は、潤滑剤保持孔９１Ａの開口部から潤滑剤保持孔９１Ａ内に供給され、その後開口部にプラグ９１Ｃが嵌め込まれることにより、潤滑剤保持孔９１Ａ内に保持される。そして、潤滑剤保持孔９１Ａ内の潤滑剤は、潤滑剤供給路９１Ｂを介して連結ピン９１の外周面と回転ブシュ９２Ａの内周面との間に供給される。その結果、連結ピン９１の外周面と回転ブシュ９２Ａの内周面との間の摩擦が軽減され、連結ピン９１の外周面および回転ブシュ９２Ａの内周面の摩耗が抑制される。すなわち、履帯２は、回転ブシュ９２Ａを含む上記構造を有する回転ブシュ式履帯である。このような履帯式走行装置１においては、外リンク７の踏面７７や内リンクの踏面８７の摩耗が履帯式走行装置１の寿命または部品交換周期を決定する場合が多い。
本実施の形態における履帯式走行装置１において、履帯部品である履帯リンク９（外リンク７および内リンク８）は、０．４１質量％以上０．４４質量％以下のＣと、０．２質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、０．２質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＳと、０．６質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＣｒと、０．１質量％以上０．６質量％以下のＭｏと、０．０２質量％以上０．０３質量％以下のＮｂと、０．０１５質量％以上０．０３質量％以下のＴｉと、０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下のＢと、２０質量ｐｐｍ以上６０質量ｐｐｍ以下のＮと、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼からなっている。履帯リンク９の踏面７７，８７を含む領域は、５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下の硬度を有する高硬度部７Ａ，８Ａである。高硬度部７Ａ，８Ａは、たとえば部分的に焼入硬化処理されることにより形成された硬化層である。部分的な焼入硬化処理は、たとえば高周波焼入により実施することができる。履帯リンク９の高硬度部７Ａ，８Ａ以外の領域は、高硬度部７Ａ，８Ａよりも硬度が低い低硬度部７Ｂ，８Ｂである。低硬度部７Ｂ，８Ｂの硬度は、たとえば３０ＨＲＣ以上４５ＨＲＣ以下である。
高硬度部７Ａ，８Ａは、マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含む第１母相と、第１母相中に分散し、ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第１非金属粒と、を含み、Ｍ２３Ｃ６炭化物を含まない。高硬度部７Ａ，８Ａに含まれる残留オーステナイト量は、たとえば１０体積％以下である。高硬度部７Ａ，８Ａに含まれる残留オーステナイト量は、５体積％以下とすることが好ましく、４体積％以下、さらには３体積％以下とすることがより好ましい。低硬度部７Ｂ，８Ｂは、マルテンサイト相を含む第２母相と、第２母相中に分散し、ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第２非金属粒と、を含み、Ｍ２３Ｃ６炭化物を含まない。
履帯リンク９を構成する鋼は、０．０５質量％以上０．２０質量％以下のＶ、０．０１質量％以上０．１５質量％以下のＺｒおよび０．１質量％以上２．０質量％以下のＣｏからなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有していてもよい。
本実施の形態の履帯部品である履帯リンク９は、素材として上記適切な成分組成を有する鋼が採用されるとともに、高硬度部７Ａ，８Ａおよび低硬度部７Ｂ，８ＢにＭ２３Ｃ６炭化物が含まれない。これにより、本実施の形態の履帯部品である履帯リンク９は、耐久性に優れた履帯部品となっている。
履帯リンク９において、高硬度部７Ａ，８Ａを構成する第１母相の結晶粒度番号は５以上１２以下であることが好ましく、９以上１２以下であることがより好ましい。また、低硬度部７Ｂ，８Ｂを構成する第２母相の結晶粒度番号は５以上９以下であることが好ましく、７以上９以下であることがより好ましい。これにより、履帯リンク９に優れた靱性を付与することが容易となる。
履帯リンク９において、上記第１母相を構成するマルテンサイト相は低温焼戻マルテンサイト相であることが好ましい。上記第２母相を構成するマルテンサイト相は高温焼戻マルテンサイト相であることが好ましい。これにより、履帯リンク９に優れた靱性を付与することが容易となる。
次に、本実施の形態の履帯部品である履帯リンク９の製造方法の一例について、図５を参照して説明する。本実施の形態における履帯リンク９の製造方法では、まず工程（Ｓ１０）として鋼材準備工程が実施される。この工程（Ｓ１０）では、上記適切な成分組成を有する鋼からなる鋼材が準備される。
次に、工程（Ｓ２０）として熱間鍛造工程が実施される。この工程（Ｓ２０）では、工程（Ｓ１０）において準備された鋼材に対して熱間鍛造が実施される。これにより、履帯リンク９の概略形状を有する成形体が得られる。熱間鍛造は、たとえば工程（Ｓ１０）において準備された鋼材が１２００℃以上、たとえば１２５０℃に加熱されて実施される。熱間鍛造後の冷却過程において、鋼の結晶粒界にＭ２３Ｃ６炭化物が形成される。
次に、工程（Ｓ３０）として調質工程が実施される。この工程（Ｓ３０）では、工程（Ｓ２０）において得られた成形体に対して調質処理が実施される。具体的には、まず成形体が９４５℃以上１０５０℃以下の温度域に加熱された後、当該温度域から鋼のＭＳ点以下の温度まで冷却される、このようにして、成形体の全体が焼入処理される。次に、焼入処理された成形体が５７０℃以上６２０℃以下の温度域に加熱された後、室温まで冷却される。このようにして、成形体の全体が高温焼戻処理される。これにより、成形体を構成する鋼の母相が、全域にわたって高温焼戻マルテンサイト相となる。ここで、焼入処理のための加熱温度を一般的な加熱温度よりも高い９４５℃以上１０５０℃以下の温度域とすることにより、工程（Ｓ２０）において生成したＭ２３Ｃ６炭化物が鋼の母相中に固溶し、消失する。
次に、工程（Ｓ４０）として高硬度部形成工程が実施される。この工程（Ｓ４０）では、まず工程（Ｓ３０）において調質処理された成形体のうち高硬度部７Ａ，８Ａを形成すべき領域が９００℃以上の温度域に加熱された後、当該温度域から鋼のＭＳ点以下の温度まで冷却される。このようにして、成形体中に高硬度部７Ａ，８Ａが形成される。成形体の部分的な加熱は、たとえば誘導加熱により実施することができる。鋼のＭＳ点以下の温度までの冷却は、たとえば冷却媒体として水または水溶性油の水溶液を採用した冷却により実施することができる。冷却は、成形体の表面温度が１００℃以下の温度になるまで継続されることが好ましい。冷却は、たとえば成形体の表面温度が５０℃以上１００℃以下の温度になるまで継続される。その後、高硬度部７Ａ，８Ａが１５０℃以上２００℃以下の温度域に加熱された後、室温まで冷却される（低温焼戻）。これにより、高硬度部７Ａ，８Ａを構成する鋼の硬度が５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下の範囲に調整される。
次に、工程（Ｓ５０）として仕上げ工程が必要に応じて実施される。この工程（Ｓ５０）においては、工程（Ｓ１０）～（Ｓ４０）までが実施されて得られた成形体に対して、必要な仕上げ加工等が実施される。以上のプロセスにより、本実施の形態における履帯リンク９を製造することができる。
本実施の形態の履帯リンクの製造方法によれば、上記適切な成分組成を有する鋼からなる鋼材を熱間鍛造して成形する際に鋼の結晶粒界に沿って生成するＭ２３Ｃ６炭化物を、工程（Ｓ３０）の焼入処理における加熱温度を９４５℃以上にまで高くすることにより消失させたうえで高硬度部７Ａ，８Ａを形成する。このようにして、耐久性に優れた履帯部品である履帯リンク９を製造することができる。
上記適切な成分組成を有する鋼からなる鋼材を用いて本願の履帯部品の高硬度部および低硬度部に対応する試料を作製し、特性を評価する実験を行った。実験の手順は以下の通りである。
まず、上記適切な成分組成を有する鋼からなる鋼材Ａ～Ｃを準備した。具体的な成分組成を表１に示す。表１において、各数値の単位は質量％である。
表１の鋼材のうち、鋼材Ｃを用いて、上記実施の形態の工程（Ｓ１０）～（Ｓ４０）と同様のプロセスにより高硬度部に対応する試料を作製した。得られた試料から引張試験片およびシャルピー衝撃試験片（２ｍｍＵノッチ）を作製し、引張試験および衝撃試験を実施した。また、同様にして得られた試料の残留オーステナイト量を測定した。また、同様にして得られた試料から観察用の試験片を作製し、ＡＳＴＭ結晶粒度を確認した（実施例）。比較のため、鋼材Ｂを用い、上記実施の形態の工程（Ｓ１０）～（Ｓ４０）において工程（Ｓ４０）における焼入時の加熱温度を９００℃未満としたプロセスで試料を作製し、同様に試験を実施した（比較例）。焼入時の加熱温度および冷却温度、ならびに試験結果を表２に示す。なお、比較例１については残留オーステナイト量の測定を行わなかった。
（鋼組織に関する実験）
表１の鋼材を用い、上記実施の形態と同様の手順で履帯リンクのサンプルを作製した。このサンプルの高硬度部および低硬度部から試験片を採取した。採取された試験片の表面を研磨した後、硝酸アルコール溶液にて表面を腐食し、光学顕微鏡にてミクロ組織を観察した。図６は、高硬度部を構成する鋼のミクロ組織である。図７は、低硬度部を構成する鋼のミクロ組織である。
表１の鋼材を用い、上記実施の形態と同様の手順で履帯リンクのサンプルを作製した。このサンプルの高硬度部および低硬度部から試験片を採取した。採取された試験片の表面を研磨した後、硝酸アルコール溶液にて表面を腐食し、光学顕微鏡にてミクロ組織を観察した。図６は、高硬度部を構成する鋼のミクロ組織である。図７は、低硬度部を構成する鋼のミクロ組織である。
図６を参照して、高硬度部を構成する鋼のミクロ組織から、高硬度部の母相である第１母相は、低温焼戻マルテンサイト相を含んでいることが分かる。また、高硬度部から採取した試料について、Ｘ線を用いて残留オーステナイト量を測定したところ、１～２体積％の残留オーステナイトが存在することが分かった。このことから、高硬度部を構成する第１母相は、マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含むことが確認される。
図７を参照して、低硬度部を構成する鋼のミクロ組織から、低硬度部の母相である第２母相は、高温焼戻マルテンサイト相を含んでいることが分かる。
図８は、高硬度部および低硬度部をＳＥＭにより観察し、発見された生成物をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）により分析した結果を示す写真である。図８に示すように、高硬度部および低硬度部を構成する第１母相中および第２母相中には、１～２０μｍ程度の大きさの非金属粒（ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第１非金属粒および第２非金属粒）が分散していることが確認される。
（結晶粒界に形成される炭化物に関する実験）
表１の鋼材を用い、上記実施の形態の工程（Ｓ２０）まで（鍛造温度は１２５０℃）を実施した試験片（鍛造まま；試料Ａ）、工程（Ｓ３０）の焼入処理（焼入時の加熱温度は８７０℃）までを実施した試験片（焼入まま；試料Ｂ）、および工程（Ｓ３０）の焼入処理（焼入時の加熱温度は９６５℃）までを実施した試験片（焼入まま；試料Ｃ）を作製した。試料Ａ～Ｃについて、光学顕微鏡およびＳＥＭにてミクロ組織を観察するとともに、粒界に沿って存在する生成物についてＥＤＸにより元素マッピングを実施した。実験結果を図９に示す。
表１の鋼材を用い、上記実施の形態の工程（Ｓ２０）まで（鍛造温度は１２５０℃）を実施した試験片（鍛造まま；試料Ａ）、工程（Ｓ３０）の焼入処理（焼入時の加熱温度は８７０℃）までを実施した試験片（焼入まま；試料Ｂ）、および工程（Ｓ３０）の焼入処理（焼入時の加熱温度は９６５℃）までを実施した試験片（焼入まま；試料Ｃ）を作製した。試料Ａ～Ｃについて、光学顕微鏡およびＳＥＭにてミクロ組織を観察するとともに、粒界に沿って存在する生成物についてＥＤＸにより元素マッピングを実施した。実験結果を図９に示す。
図９を参照して、鍛造ままの試料Ａおよび焼入時の加熱温度を８７０℃とした焼入ままの試料Ｂにおいては、結晶粒界に沿ってＭｏの炭化物、またはＭｏおよびＣｒの炭化物が存在していることが分かる。また、この炭化物の周辺にベイナイト組織が形成されている。このベイナイト組織の形成は、上記炭化物の形成によって合金元素量が局所的に低下し、焼入性が低下したことに起因するものと考えられる。一方、本発明の履帯部品に対応する焼入時の加熱温度を９６５℃とした焼入ままの試料Ｃには、上記のような炭化物は発見されなかった。以上の実験結果から、熱間鍛造の際に形成された上記炭化物は、焼入時の加熱温度を８７０℃とした場合には残存するものの、焼入時の加熱温度を９６５℃とした場合には固溶して消失することが分かる。
試料Ａおよび試料Ｂ中に存在する炭化物について、ＳＴＥＭの明視野像にて炭化物を検出した後、当該炭化物のＳＡＤ（制限視野回折）パターンを確認することにより同定した例を図１０に示す。図１０に示すように、炭化物はＭ２３Ｃ６炭化物であることが分かる。すなわち、本願の履帯部品の製造方法においては、熱間鍛造時に形成されたＭ２３Ｃ６炭化物が、工程（Ｓ３０）の焼入時の加熱により消失していることが確認された。
（加熱温度と絞りとの関係に関する実験）
表１の鋼材を用い、種々の温度から急冷して焼入硬化した後、低温焼戻を実施した試験片を作製し、引張試験を実施した。このとき、焼入時の加熱温度を変化させ、引張試験の絞りに及ぼす加熱温度の影響を調査した。実験結果を図１１に示す。
表１の鋼材を用い、種々の温度から急冷して焼入硬化した後、低温焼戻を実施した試験片を作製し、引張試験を実施した。このとき、焼入時の加熱温度を変化させ、引張試験の絞りに及ぼす加熱温度の影響を調査した。実験結果を図１１に示す。
図１１を参照して、加熱温度を９４５℃以上とすることにより、絞りの値が明確に上昇していることが分かる。この９４５℃以上の温度域は、結晶粒界に形成される炭化物に関する実験においてＭ２３Ｃ６炭化物が見られなくなる温度域に一致する。このことから、鋼の結晶粒界に生成するＭ２３Ｃ６炭化物を９４５℃以上の温度域への加熱によって消失させ、絞りの値を向上させることが可能であることが分かる。
なお、上記実施の形態においては、本願の履帯部品の一例として履帯リンクについて説明したが、本願の履帯部品は、部品の一部に５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下の硬度を有する高硬度部を含む種々の履帯部品、たとえば履帯ブシュ、履帯ピン、スプロケットティース、下転輪、上転輪などに適用することができる。
今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、どのような面からも制限的なものではないと理解されるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなく、請求の範囲によって規定され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
１ 履帯式走行装置、２ 履帯、３ トラックフレーム、４ アイドラ、５ スプロケット、６ 履板、７ 外リンク、７Ａ 高硬度部、７Ｂ 低硬度部、８ 内リンク、８Ａ 高硬度部、８Ｂ 低硬度部、９ 履帯リンク、１０ 下転輪、１１ 上転輪、５１ スプロケットティース、７５ 連結ピン孔、７６ ボス部、７７ 踏面、７９ 履板固定面、８５ ブシュ孔、８７ 踏面、９１ 連結ピン、９１Ａ 潤滑剤保持孔、９１Ｂ 潤滑剤供給路、８９ 履板固定面、９１Ｃ プラグ、９２ ブシュ、９２Ａ 回転ブシュ、９２Ｂ 固定ブシュ、９３ ボルト、９４ ナット、９５ シールリング。
Claims (6)
- ０．４１質量％以上０．４４質量％以下のＣと、０．２質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、０．２質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＳと、０．６質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＣｒと、０．１質量％以上０．６質量％以下のＭｏと、０．０２質量％以上０．０３質量％以下のＮｂと、０．０１５質量％以上０．０３質量％以下のＴｉと、０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下のＢと、２０質量ｐｐｍ以上６０質量ｐｐｍ以下のＮと、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼からなり、
５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下の硬度を有する高硬度部と、
前記高硬度部以外の領域であって、前記高硬度部よりも硬度が低い低硬度部と、を備え、
前記高硬度部は、
マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含む第１母相と、
前記第１母相中に分散し、ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第１非金属粒と、を含み、
Ｍ２３Ｃ６（Ｍは前記鋼を構成する金属元素）で表される炭化物を含まず、
前記低硬度部は、
マルテンサイト相を含む第２母相と、
前記第２母相中に分散し、ＭｎＳ、ＴｉＣＮおよびＮｂＣＮからなる群から選択される少なくとも１種を含む第２非金属粒と、を含み、
Ｍ２３Ｃ６（Ｍは前記鋼を構成する金属元素）で表される炭化物を含まない、履帯部品。 - 前記鋼は、０．０５質量％以上０．２０質量％以下のＶ、０．０１質量％以上０．１５質量％以下のＺｒおよび０．１質量％以上２．０質量％以下のＣｏからなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有する、請求項１に記載の履帯部品。
- 前記第１母相の結晶粒度番号は５以上１２以下であり、
前記第２母相の結晶粒度番号は５以上９以下である、請求項１または請求項２に記載の履帯部品。 - 前記第１母相を構成するマルテンサイト相は低温焼戻マルテンサイト相であり、
前記第２母相を構成するマルテンサイト相は高温焼戻マルテンサイト相である、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の履帯部品。 - 請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の履帯部品の製造方法であって、
０．４１質量％以上０．４４質量％以下のＣと、０．２質量％以上０．５質量％以下のＳｉと、０．２質量％以上１．５質量％以下のＭｎと、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＳと、０．６質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、０．７質量％以上１．５質量％以下のＣｒと、０．１質量％以上０．６質量％以下のＭｏと、０．０２質量％以上０．０３質量％以下のＮｂと、０．０１５質量％以上０．０３質量％以下のＴｉと、０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下のＢと、２０質量ｐｐｍ以上６０質量ｐｐｍ以下のＮと、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼からなる鋼材を準備する工程と、
前記鋼材を熱間鍛造して成形体を得る工程と、
前記成形体を９４５℃以上１０５０℃以下の温度から前記鋼のＭＳ点以下の温度まで冷却することにより前記成形体の全体に対して焼入処理を実施した後、５７０℃以上６２０℃以下の温度に加熱することにより前記成形体の全体に対して高温焼戻処理を実施する工程と、
高温焼戻処理が実施された前記成形体の一部を９００℃以上の温度から前記鋼のＭＳ点以下の温度まで冷却することにより前記成形体中に高硬度部を形成した後、前記高硬度部を１５０℃以上２００℃以下の温度に加熱することにより前記高硬度部の硬度を５７ＨＲＣ以上６０ＨＲＣ以下に調整する工程と、を備える、履帯部品の製造方法。 - 前記鋼は、０．０５質量％以上０．２０質量％以下のＶ、０．０１質量％以上０．１５質量％以下のＺｒおよび０．１質量％以上２．０質量％以下のＣｏからなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有する、請求項５に記載の履帯部品の製造方法。
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