WO2020138295A1 - 耐衝撃摩耗部品およびその製造方法 - Google Patents

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英治 聒田
北村　浩二
和生 前田
直己 小林
隆司 野田
守 波多野
貴文 天田
根石　豊
慶 宮西
良二 西島
大介 瀧口
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株式会社小松製作所
日本製鉄株式会社
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    • E02F5/32—Rippers

Definitions

  • the present invention relates to a component (shock resistant component) that is repeatedly subjected to an impact and wears due to contact with earth and sand, such as a Ground Engaging Tool (hereinafter referred to as GET) component used in a construction machine or a mining machine, and a manufacturing method thereof. ..
  • a component shock resistant component
  • GET Ground Engaging Tool
  • the ripper device is a rear attachment for work vehicles such as bulldozers, and is used to raise soil and rock.
  • the ripping work can be performed by advancing the work machine with the ripper point attached to the tip of the ripper shank penetrating the ground.
  • the ripper shank is a strength member of a ripper device, but is also an impact wear resistant component that causes wear and fatigue.
  • SCrB steel, JIS SNCM431H steel, etc. have been used as the steel material constituting this ripper shank, but a material with even higher durability is required.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 61-166954
  • Patent Document 2 a steel having a carbon content of about 0.4 mass% and added with various alloying elements has been proposed (for example, International Publication No. 2014/185337 ( See Patent Document 2)).
  • One of the objects of the present invention is to provide an impact wear resistant component having excellent durability and a method for manufacturing the same.
  • the impact resistant wear component according to the present invention comprises 0.41% by mass or more and 0.44% by mass or less C, 0.2% by mass or more and 0.5% by mass or less Si, and 0.2% by mass or more 1 0.5 mass% or less Mn, 0.0005 mass% or more and 0.0050 mass% or less S, 0.6 mass% or more and 2.0 mass% or less Ni, and 0.7 mass% or more 1.5 Mass% or less of Cr, 0.1 mass% or more and 0.6 mass% or less of Mo, 0.02 mass% or more and 0.03 mass% or less of Nb, and 0.01 mass% or more and 0.04 mass% or less.
  • the following Ti, 0.0005 mass% or more and 0.0030 mass% or less B, and 20 mass ppm or more and 60 mass ppm or less N are contained, and the balance consisting of iron and unavoidable impurities has a hardness of 53 HRC or more and 57 HRC. It consists of the following steels.
  • the above-mentioned steel has a martensite phase, a mother phase containing a retained austenite phase, and first non-metal grains dispersed in the mother phase and containing at least one selected from the group consisting of MnS, TiCN and NbCN, And does not include a carbide represented by M 23 C 6 (M is a metal element constituting the steel).
  • the method for manufacturing an impact resistant wear component according to the present invention comprises: 0.41 mass% or more and 0.44 mass% or less C; 0.2 mass% or more and 0.5 mass% or less Si; % To 1.5 mass% Mn, 0.0005 mass% to 0.0050 mass% S, 0.6 mass% to 2.0 mass% Ni, and 0.7 mass% or more 1.5 mass% or less of Cr, 0.1 mass% or more and 0.6 mass% or less of Mo, 0.02 mass% or more and 0.03 mass% or less of Nb, and 0.01 mass% or more and 0.1 mass% or less.
  • a step of hot forging or hot rolling the steel product to obtain a compact and a temperature of the compact from 945°C to 1000°C to a temperature corresponding to the M S point of the steel or less.
  • the temperature of 150°C or higher and 250°C or lower after the normalizing treatment is performed on the entire molded body by cooling to the temperature of And adjusting the hardness of the molded body to 53 HRC or more and 57 HRC or less by heating.
  • the impact wear resistant component and the manufacturing method thereof it is possible to provide the impact wear resistant component having excellent durability and the manufacturing method thereof.
  • the impact resistant wear parts of the present application are 0.41 mass% or more and 0.44 mass% or less C, 0.2 mass% or more and 0.5 mass% or less Si, and 0.2 mass% or more and 1.5 mass% or less. % Or less Mn, 0.0005 mass% or more and 0.0050 mass% or less S, 0.6 mass% or more and 2.0 mass% or less Ni, and 0.7 mass% or more and 1.5 mass% or less Cr, 0.1 mass% or more and 0.6 mass% or less Mo, 0.02 mass% or more and 0.03 mass% or less Nb, and 0.01 mass% or more and 0.04 mass% or less Ti.
  • the above-mentioned steel has a martensite phase, a mother phase containing a retained austenite phase, and first non-metal grains dispersed in the mother phase and containing at least one selected from the group consisting of MnS, TiCN and NbCN, And does not include a carbide represented by M 23 C 6 (M is a metal element constituting the steel).
  • the steel contains V of 0.05 mass% or more and 0.20 mass% or less, Zr of 0.01 mass% or more and 0.15 mass% or less, and 0.1 mass% or more of 2.0. You may further contain at least 1 sort(s) selected from the group which consists of Co below mass %.
  • the carbon content is less than 0.41% by mass, it becomes difficult to set the hardness of a portion having a wall thickness of about 100 mm to 53 HRC or more by quenching and tempering.
  • the carbon content exceeds 0.44% by mass, the value of the drawing decreases and the breakage resistance decreases. Therefore, the carbon content needs to be within the above range. From the viewpoint of easily ensuring sufficient hardness, the carbon content is preferably 0.42 mass% or more.
  • Manganese (Mn) 0.2% by mass or more and 1.5% by mass or less
  • Manganese is an element that is effective in improving the hardenability of steel and has a deoxidizing effect in the steelmaking process. If the manganese content is 0.2% by mass or less, the above effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the manganese content exceeds 1.5% by mass, the hardness before quench hardening tends to increase and the workability tends to decrease. From the viewpoint of ensuring sufficient hardenability of steel, the manganese content is preferably 0.4% by mass or more. Further, when the workability is important, the manganese content is preferably 0.9% by mass or less, and more preferably 0.8% by mass or less.
  • Sulfur is an element that improves the machinability of steel.
  • Sulfur is also an element that is mixed in the steelmaking process without intentional addition.
  • the sulfur content is less than 0.0005 mass%, the machinability is reduced and the steel manufacturing cost is increased.
  • the sulfur content has a great influence on the value of drawing.
  • the sulfur content exceeds 0.0050% by mass, the value of the drawing decreases and it becomes difficult to obtain sufficient breakage resistance. Therefore, the sulfur content needs to be in the above range. Further, by setting the sulfur content to 0.0040 mass% or less, the breakage resistance can be further improved.
  • Nickel is an element effective for improving the toughness of the matrix phase of steel. If the nickel content is less than 0.6% by mass, this effect is not sufficiently exhibited. On the other hand, when the nickel content exceeds 2.0 mass %, the nickel tends to segregate in the steel. As a result, the mechanical properties of steel may vary. Therefore, the nickel content needs to be within the above range. Further, when the nickel content exceeds 1.5 mass %, the toughness is moderately improved, but the steel manufacturing cost is increased. From such a viewpoint, the nickel content is preferably 1.5% by mass or less. On the other hand, in steel having a hardness of 53 HRC or more, the nickel content is preferably 1.0% by mass or more in order to sufficiently exert the effect of improving the toughness of the parent phase of the steel.
  • Chromium (Cr) 0.7% by mass or more and 1.5% by mass or less Chromium improves the hardenability of steel and also increases the resistance to temper softening.
  • the composite addition of molybdenum, niobium, vanadium, etc. significantly enhances the temper softening resistance of steel.
  • the chromium content is less than 0.7% by mass, such effects cannot be sufficiently exhibited.
  • the chromium content exceeds 1.5% by mass, the temper softening resistance is moderately improved, but the steel production cost is increased. Therefore, the chromium content needs to be in the above range.
  • Niobium is effective for improving the strength and toughness of steel.
  • niobium is a very effective element for improving the toughness because it significantly reduces the grain size of steel by the combined addition of chromium and molybdenum.
  • the niobium content needs to be 0.02 mass% or more.
  • the niobium content exceeds 0.03% by mass, coarse eutectic NbC is crystallized and a large amount of NbC is formed, which causes a decrease in the amount of carbon in the matrix, resulting in a decrease in strength and a decrease in toughness. The problem arises. Further, if the niobium content exceeds 0.03 mass %, the manufacturing cost of steel also increases. Therefore, the niobium content needs to be within the above range.
  • Titanium (Ti) 0.01% by mass or more and 0.04% by mass or less Titanium is effective in improving the toughness of steel. Further, by adding Ti, Ti(C,N) can be formed and the crystal grains of steel can be made finer. When the titanium content is less than 0.01% by mass, such an effect is small. On the other hand, if the titanium content exceeds 0.04 mass %, the toughness of the steel may rather deteriorate. Therefore, the titanium content needs to be within the above range.
  • Boron (B) 0.0005 mass% or more and 0.0030 mass% or less Boron is an element that significantly improves the hardenability of steel.
  • B Boron
  • boron has a stronger tendency to segregate in the former austenite crystal grain boundaries than phosphorus (P) and sulfur, and particularly discharges sulfur from the grain boundaries to improve the grain boundary strength.
  • P phosphorus
  • the boron content is 0.0005% by mass or less, such effects cannot be sufficiently exhibited.
  • the boron content exceeds 0.0030 mass %, the toughness of the steel may decrease. Therefore, the boron content needs to be in the above range.
  • Cobalt (Co) 0.1% by mass or more and 2.0% by mass or less
  • Cobalt is not an essential element, but it increases the solid solubility of carbide forming elements such as chromium and molybdenum in the matrix phase, and Improves resistance to temper softening. Therefore, the addition of cobalt makes it possible to achieve finer carbides and a higher tempering temperature, thereby improving the strength and toughness of the steel. If the cobalt content is less than 0.1% by mass, such an effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, since cobalt is an expensive element, addition of a large amount increases the manufacturing cost of steel. When the cobalt content exceeds 2.0 mass %, such a problem becomes remarkable. Therefore, when cobalt is added, it is appropriate that the addition amount be in the above range.
  • the unavoidable impurity phosphorus (P) is preferably 0.010 mass% or less.
  • Copper (Cu), which is an unavoidable impurity, is preferably 0.1% by mass or less, and more preferably 0.05% by mass or less.
  • Aluminum (Al) which is an unavoidable impurity is preferably 0.04 mass% or less.
  • the impact wear resistant component of the present application is made of steel having the above-mentioned appropriate composition. Further, in the impact wear resistant component of the present application, the steel constituting the impact wear resistant component is provided with a carbide represented by M 23 C 6 (M is a metal element constituting the steel and is mainly at least Cr and Mo). either one, hereinafter referred to as "M 23 C 6 carbides”) does not contain.
  • M 23 C 6 carbides a carbide represented by M 23 C 6
  • the present inventors when a steel having the above-mentioned appropriate composition is adopted as a steel constituting an impact wear resistant component, when the component is manufactured by a general manufacturing process, M is generated in a grain boundary of the steel. 23 C 6 carbides are formed. When the M 23 C 6 carbide is formed, the contents of Cr and Mo are reduced in the region around the M 23 C 6 carbide. Therefore, the hardenability in the region is reduced and a bainite structure is formed.
  • the steel structure includes not only the martensite structure but also the weak grain boundary M 23 C 6 carbide and the weak bainite structure in the vicinity of the grain boundary, which is caused by the weak grain boundary M 23 C 6 carbide. When the drawing value of the steel is low, the breakage resistance of the impact wear resistant component made of the steel is lowered.
  • the present inventors have adopted a steel having the above-described appropriate component composition and eliminated M 23 C 6 carbide from the structure of the steel. As a result, it was found that impact-resistant wear parts having improved breakage resistance and excellent durability can be obtained.
  • a steel having the above-mentioned appropriate composition is adopted as the steel forming the impact wear resistant component, and the structure of the steel does not include M 23 C 6 carbide.
  • the impact wear resistant component of the present application is an impact wear resistant component having excellent durability.
  • the state in which the steel does not contain M 23 C 6 carbide means that the cross section of the impact wear resistant component is observed by FE-SEM (field emission scanning electron microscope) and the grain boundary of the steel is 80 ⁇ m 2.
  • M 23 C 6 carbide is, for example, when a potential M 23 C 6 carbide product is found by the above method, after detecting the product in a bright field image of a STEM (scanning transmission electron microscope), It can be identified by confirming the SAD (Selective Area Diffraction) pattern of the product.
  • the grain size number of the mother phase may be 5 or more and 8 or less. By doing so, it becomes easy to impart excellent toughness to the impact wear resistant component.
  • the martensite phase constituting the matrix may be a low temperature tempered martensite phase. By doing so, it becomes easy to impart excellent toughness to the impact wear resistant component.
  • the low temperature tempered martensite phase means a phase having a structure (obtained by low temperature tempering) obtained by tempering the quenched steel at a temperature of 150° C. or higher and 250° C. or lower. ..
  • the fact that the phase is a low temperature tempered martensite phase can be confirmed by investigating the hardness of the phase, the precipitation state of carbides and the like.
  • the manufacturing method of the impact wear resistant component of the present application is 0.41 mass% or more and 0.44 mass% or less C, 0.2 mass% or more and 0.5 mass% or less Si, and 0.2 mass% or more 1 0.5 mass% or less Mn, 0.0005 mass% or more and 0.0050 mass% or less S, 0.6 mass% or more and 2.0 mass% or less Ni, and 0.7 mass% or more 1.5 Mass% or less of Cr, 0.1 mass% or more and 0.6 mass% or less of Mo, 0.02 mass% or more and 0.03 mass% or less of Nb, and 0.01 mass% or more and 0.04 mass% or less.
  • steel contains V in an amount of 0.05% by mass or more and 0.20% by mass or less, Zr of 0.01% by mass or more and 0.15% by mass or less and 0.1% by mass or more 2 You may further contain at least 1 sort(s) selected from the group which consists of 0.0 mass% or less Co.
  • an impact wear resistant component of the present application after a steel material made of steel having the above-described appropriate component composition is prepared, the steel material is hot forged or hot rolled to obtain a formed body. During the cooling process after the hot forging or hot rolling, M 23 C 6 carbide is generated at the grain boundaries of the steel. After that, in the method for manufacturing the impact resistant wear part of the present application, the molded body is cooled to a temperature lower than the temperature corresponding to the M S point of the steel from 945° C. to 1000° C. Normalizing processing is performed. By carrying out the normalizing treatment of cooling to a temperature range of 945° C. or higher and then cooling, the M 23 C 6 carbide generated previously is dissolved in the mother phase of the steel and disappears.
  • a step of adjusting the hardness of the steel to 53 HRC or more and 57 HRC or less by performing quench hardening treatment and then heating to a temperature of 150° C. or more and 250° C. or less is performed. This makes it possible to easily manufacture the impact wear resistant component of the present application made of steel containing no M 23 C 6 carbide.
  • FIG. 1 is a schematic view showing the structure of a ripper device including a ripper shank and a ripper point.
  • FIG. 2 is an exploded perspective view of the ripper shank and the ripper point.
  • FIG. 3 is a schematic sectional view showing the structure of the ripper shank.
  • the ripper device 1 of the present embodiment is a ripper device mounted on, for example, a bulldozer.
  • the ripper device 1 is attached to the rear of the vehicle body of the bulldozer (on the side opposite to the side on which the blade (earth dump plate) is installed).
  • the ripper device 1 includes an arm 31, a lift cylinder 32, a tilt cylinder 33, a ripper support member 34, a ripper shank 10, and a ripper point 20.
  • the arm 31 has a rod shape. One end of the arm 31 is connected to a bracket (not shown) installed on the vehicle body of the bulldozer. The other end of the arm 31 is connected to the ripper support member 34. The ripper support member 34 is rotatably connected to the other end of the arm 31.
  • One ends of the lift cylinder 32 and the tilt cylinder 33 are connected to a bracket (not shown) installed on the body of the bulldozer.
  • the other ends of the lift cylinder 32 and the tilt cylinder 33 are connected to the ripper support member 34.
  • the lift cylinder 32 and the tilt cylinder 33 are hydraulic cylinders that can expand and contract in the longitudinal direction.
  • the ripper support member 34 is rotatably connected to the other ends of the lift cylinder 32 and the tilt cylinder 33.
  • the region connected to the lift cylinder 32 is located between the region connected to the arm 31 and the region connected to the tilt cylinder 33 in the ripper support member 34.
  • the ripper shank 10 is made of steel.
  • the ripper shank 10 includes a distal end 15 which is one end in the longitudinal direction and a base end 14 which is the other end.
  • An area including the tip of the ripper shank 10 is bent toward the bulldozer toward the vehicle body.
  • a region between the tip 15 and the base 14 of the ripper shank 10 is supported by the ripper support member 34.
  • a ripper point 20 is attached to the tip 15 of the ripper shank 10.
  • An area of the ripper support member 34 connected to the arm 31 is arranged at a position closer to the ripper point 20 than an area connected to the tilt cylinder 33 and an area connected to the lift cylinder 32.
  • the ripper shank 10 moves up and down as the lift cylinder 32 expands and contracts.
  • the expansion and contraction of the tilt cylinder 33 causes the ripper shank 10 to incline.
  • the ripper shank 10 is tilted so that the ripper point 20 penetrates into the ground G, and the body of the bulldozer is advanced, so that the sand and bedrock are scratched.
  • the ripper shank 10 is formed with a ripper shank through hole 11 which is a through hole.
  • the ripper point 20 is formed with a recess 22 that is recessed from the base end 23 side toward the tip 21 side.
  • the ripper shank 10 includes a body portion 12 including a base end 14 and an insertion portion 13 including a tip 15 which is an end portion on the side to be inserted into the recess 22.
  • the bottom region 22A of the recess 22 formed in the ripper point 20 and the tip 15 of the ripper shank 10 are not in contact with each other.
  • a space 29 exists between the bottom region 22A of the recess 22 and the tip 15.
  • the ripper shank 10 which is an impact wear resistant component has 0.41% by mass or more and 0.44% by mass or less C and 0.2% by mass or more and 0.5% by mass or less.
  • Si 0.2 mass% or more and 1.5 mass% or less Mn, 0.0005 mass% or more and 0.0050 mass% or less S, and 0.6 mass% or more and 2.0 mass% or less Ni.
  • the above-mentioned steel has a martensite phase, a mother phase containing a retained austenite phase, and first non-metal grains dispersed in the mother phase and containing at least one selected from the group consisting of MnS, TiCN and NbCN, And does not include a carbide represented by M 23 C 6 (M is a metal element constituting the steel).
  • the amount of retained austenite contained in the mother phase is, for example, 10% by volume or less, preferably 5% by volume or less.
  • Steel constituting the ripper shank 10 includes V of 0.05 mass% or more and 0.20 mass% or less, Zr of 0.01 mass% or more and 0.15 mass% or less, and 0.1 mass% or more and 2.0 mass% or less. You may further contain at least 1 sort(s) selected from the group which consists of the following Co.
  • the ripper shank 10 which is the impact wear resistant component of the present embodiment steel having the above-described appropriate component composition is adopted as a raw material, and the structure of the steel does not include M 23 C 6 carbide. As a result, the ripper shank 10 which is the impact wear resistant component of the present embodiment is an impact wear resistant component having excellent durability.
  • the grain size number (ASTM) of the matrix of the steel forming the ripper shank 10 is 5 or more and 8 or less. This makes it easy to impart excellent toughness to the ripper shank 10.
  • the martensite phase forming the matrix phase of the steel is preferably a low temperature tempered martensite phase. This makes it easy to impart excellent toughness to the ripper shank 10.
  • a steel material preparing step is performed as a step (S10).
  • a steel material made of steel having the above-mentioned appropriate composition is prepared.
  • a hot working step is performed as a step (S20).
  • step (S20) hot forging or hot rolling and forming are performed on the steel material prepared in step (S10).
  • Hot forging or hot rolling is performed, for example, by heating the steel material prepared in the step (S10) to 1200°C or higher, for example, 1250°C.
  • M 23 C 6 carbides are formed in grain boundaries of the steel.
  • a normalizing step is performed as a step (S30).
  • the normalizing process is performed on the molded body obtained in the step (S20). Specifically, the molded body is first heated to a temperature range of 945° C. or higher and 1000° C. or lower, and then cooled from the temperature range to a temperature equal to or lower than the temperature corresponding to the M S point of steel. The entire molded body is subjected to normalizing treatment. By performing the normalizing treatment of cooling in the temperature range of 945° C. or higher and 1000° C. or lower, the M 23 C 6 carbide generated in the step (S20) is solid-dissolved in the mother phase of the steel and disappears. ..
  • a hardening treatment process is implemented as a process (S40).
  • this step (S40) first, the molded body that has been subjected to the normalizing treatment in the step (S30) is heated to, for example, a temperature range of 840° C. or higher and 920° C. or lower, and then the M S point of steel or lower from that temperature range. Cooled to temperature. In this way, the entire compact is quench hardened.
  • the cooling of the steel to a temperature equal to or lower than the M S point can be performed by, for example, water cooling or oil cooling using water or oil as a cooling medium. Water cooling or oil cooling is continued until, for example, the surface temperature of the molded body reaches a temperature of 50°C or higher and 100°C or lower.
  • the molded body is heated to a temperature range of 150° C. or higher and 250° C. or lower, and then cooled to room temperature (low temperature tempering).
  • room temperature low temperature tempering
  • a finishing process is performed as necessary as a process (S50).
  • necessary finishing and the like are performed on the molded body obtained by performing steps (S10) to (S40).
  • the ripper shank 10 according to the present embodiment can be manufactured by the above process.
  • the obtained ripper shank 10 and the separately prepared ripper point 20 are combined to obtain the ripper device 1.
  • the ripper shank 10 of the present embodiment when a steel material made of steel having the above-described appropriate component composition is formed by hot forging or hot rolling, it is generated along the grain boundary of the steel. After the M 23 C 6 carbide is eliminated by the normalizing treatment in the step (S30), the hardening treatment is performed in the step (S40). In this way, it is possible to manufacture the ripper shank 10 which is an impact wear resistant component having excellent durability.
  • Table 1 shows the chemical composition of the steel used in the experiment.
  • the steel material A has a composition that corresponds to the steel forming the impact resistant wear component of the present invention (Example).
  • Steel materials B, C and D have a composition outside the range of the present invention (comparative example).
  • the steel material B corresponds to SCrB430H
  • the steel material C corresponds to JIS standard SNCM431H
  • the steel material D corresponds to the steel disclosed in Patent Document 1 above.
  • the example maintains high 0.2% proof stress, tensile strength and impact while maintaining the same drawing value as the comparative example. The value has been achieved. Further, it can be seen that the steel material A which is an example has the same 0.2% proof stress as the steel material D, but the tensile strength is significantly improved. From this, it is confirmed that the impact resistant wear parts of the present application have excellent durability.
  • FIG. 5 is an optical micrograph showing the microstructure of steel.
  • the parent phase includes a low temperature tempered martensite phase.
  • the presence of a small amount (10% by volume or less) of retained austenite is acceptable.
  • the amount of retained austenite was measured using X-ray with respect to the sample collected in the same manner, it was found that 1 to 3% by volume of retained austenite was present. From this, it is confirmed that the mother phase of steel contains a martensite phase and a retained austenite phase.
  • FIG. 6 is a photograph showing the results of observing the structure of steel by SEM and analyzing the discovered product by EDX (energy dispersive X-ray analysis).
  • EDX energy dispersive X-ray analysis
  • FIG. 8 shows an example of the carbides present in the sample A, which were identified by detecting the carbides in the bright field image of the STEM and then confirming the SAD (selected area diffraction) pattern of the carbides.
  • the carbide is M 23 C 6 carbide. That is, it was confirmed that in the method for manufacturing the impact wear resistant component of the present application, the M 23 C 6 carbide formed during the hot working disappears due to the heating during the normalizing in the step (S30).
  • the aperture value is clearly increased by setting the heating temperature to 945° C. or higher.
  • This temperature range of 945° C. or higher corresponds to the temperature range in which the M 23 C 6 carbide is not seen in the experiment on the carbide formed at the grain boundary. From this, it is understood that it is possible to eliminate the M 23 C 6 carbide generated at the crystal grain boundaries of steel by heating to a temperature range of 945° C. or higher and improve the value of the drawing.
  • the ripper shank has been described as an example of the impact wear resistant component of the present application.
  • the impact wear resistant component of the present application includes various impact wear resistant components made of steel having a hardness of 53 HRC or more and 57 HRC or less, for example, It can be applied to bucket teeth, bucket adapters, bucket shrouds, ripper points, protectors, cutting edges, end bits, crusher teeth, sprocket teeth, springs, shoe plates, shoe bolts, and the like.
  • ripper device 10 ripper shank, 11 ripper shank through hole, 12 body part, 13 insertion part, 14 base end, 15 tip, 20 ripper point, 21 tip, 22 recess, 22A bottom area, 23 base end, 25 ripper point Through holes, 29 spaces, 31 arms, 32 lift cylinders, 33 tilt cylinders, 34 ripper support members, 51 pins.

Abstract

耐衝撃摩耗部品であるリッパシャンク（１０）は、硬度５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ以下の特定の成分組成の鋼からなる。この鋼は、マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含む母相と、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。

Description

耐衝撃摩耗部品およびその製造方法
　本発明は、建設機械や鉱山機械に使われるＧｒｏｕｎｄ　Ｅｎｇａｇｉｎｇ　Ｔｏｏｌ(以下ＧＥＴ)部品など、繰返し衝撃を受け、かつ土砂と接触して摩耗する部品（耐衝撃摩耗部品）およびその製造方法に関するものである。
　本出願は、２０１８年１２月２７日出願の日本出願第２０１８－２４３８８１号に基づく優先権を主張し、当該日本出願に記載された全ての記載内容を援用するものである。
　リッパ装置は、ブルドーザなどの作業車両の後方アタッチメントであって、土砂や岩盤を掻き起こすために用いられる。リッパシャンクの先端に装着されるリッパポイントを地面に貫入させた状態で作業機械を前進させることによって、リッピング作業を行うことができる。リッパシャンクは、リッパ装置の強度メンバーでありながら、摩耗やヘタリが生じる耐衝撃摩耗部品である。このリッパシャンクを構成する鋼材としては、従来よりＳＣｒＢ鋼、ＪＩＳ　ＳＮＣＭ４３１Ｈ鋼などが使用されているが、更に耐久性に優れる材料が求められる。
　耐衝撃摩耗部品の耐久性を向上させるためには、部品を構成する材料に高い耐摩耗性と高い耐力（強度）とを付与する必要がある。しかし、単に部品の強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、部品表面が割れたり、部品が折損したりして、部品の交換が必要になるという問題が生じる。つまり、耐衝撃摩耗部品の耐久性を向上させるためには、材料の高い耐力（強度）を達成しつつ、延性（靭性）を高いレベルに維持する必要がある。
　建設機械部品を構成する鋼材として、優れた耐久性を有する高靭性耐摩耗性鋼が提案されている（たとえば、特開昭６１－１６６９５４号公報（特許文献１）参照）。また、履帯式足回り部品用鋼として、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が提案されている（たとえば、国際公開第２０１４／１８５３３７号（特許文献２）参照）。
特開昭６１－１６６９５４号公報 国際公開第２０１４／１８５３３７号
　特許文献１および特許文献２に開示された鋼を用いて耐衝撃摩耗部品、特にＧＥＴ部品を製造することにより、高い強度を有する部品を得ることができる。また鋼の０．２％耐力が向上すれば、たとえばリッパシャンクにおけるリッパポイントとの接触面のヘタリ（塑性流動）を抑制できる。しかしながら、特許文献１に開示された鋼材を用いて、たとえば肉厚１００ｍｍ、質量：１トン程度の大型のリッパシャンクを製造する場合、肉厚中心部の強度低下（焼入性不足）が問題となる。また、特許文献２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、耐折損性が低下する。すなわち、特許文献２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耐衝撃摩耗部品においては、さらなる耐久性の向上が求められる。
　耐久性に優れた耐衝撃摩耗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。
　本発明に従った耐衝撃摩耗部品は、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、０．０１質量％以上０．０４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硬度５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ以下の鋼からなる。上記鋼は、マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含む母相と、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。
　本発明に従った耐衝撃摩耗部品の製造方法は、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、０．０１質量％以上０．０４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、鋼材を熱間鍛造または熱間圧延して成形体を得る工程と、成形体を９４５℃以上１０００℃以下の温度から上記鋼のＭＳ点に対応する温度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ならし処理を実施する工程と、焼ならし処理が実施された成形体を焼入硬化処理した後、１５０℃以上２５０℃以下の温度に加熱することにより成形体の硬度を５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ以下に調整する工程と、を備える。
　上記耐衝撃摩耗部品およびその製造方法によれば、耐久性に優れた耐衝撃摩耗部品およびその製造方法を提供することができる。
リッパシャンクおよびリッパポイントを含むリッパ装置の構造を示す概略図である。 リッパシャンクとリッパポイントとの接続状態を示す概略斜視図である。 リッパシャンクの構造を示す概略断面図である。 リッパシャンクの製造工程の概略を示すフローチャートである。 鋼のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。 非金属粒を示すＳＥＭ写真である。 光学顕微鏡およびＳＥＭによる観察結果と元素マッピング結果とを示す図である。 結晶粒界に存在する生成物の同定結果を示す図である。 加熱温度と絞りとの関係を示す図である。
　［実施形態の概要］
　本願の耐衝撃摩耗部品は、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、０．０１質量％以上０．０４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硬度５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ以下の鋼からなる。上記鋼は、マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含む母相と、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。
　上記耐衝撃摩耗部品において、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、本願の耐衝撃摩耗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、たとえば肉厚１００ｍｍ程度の部分の硬度を５３ＨＲＣ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、耐折損性が低下する。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。
　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０．４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、十分な耐折損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、耐折損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、５３ＨＲＣ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。
　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。
　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、ニオブはクロム、モリブデンとの複合添加によって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）：０．０１質量％以上０．０４質量％以下
　チタンは、鋼の靱性の改善に有効である。また、Ｔｉを添加することでＴｉ（Ｃ,Ｎ）を形成して鋼の結晶粒を微細化させることができる。チタン含有量が０．０１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０．０４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、鋼の靭性が低下するおそれがある。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
　窒素は、炭素とともにＴｉやＮｂとの炭窒化物を形成して結晶粒を微細化させる場合を除き、鋼の靱性を悪化させるおそれがある。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。
　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。
　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。
　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。
　本願の耐衝撃摩耗部品は、上記適切な成分組成を有する鋼からなっている。さらに、本願の耐衝撃摩耗部品においては、耐衝撃摩耗部品を構成する鋼に、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、耐衝撃摩耗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。鋼の組織にマルテンサイト組織だけでなく脆弱な粒界Ｍ２３Ｃ６炭化物、およびこれに起因した脆弱な粒界近傍ベイナイト組織が含まれることにより、鋼の引張試験における絞りの値が小さくなる。鋼の絞りの値が低い場合、当該鋼から構成される耐衝撃摩耗部品の耐折損性が低下する。
　本発明者らは、耐衝撃摩耗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、耐折損性を向上させ、耐久性に優れる耐衝撃摩耗部品が得られるとの知見を得た。本願の耐衝撃摩耗部品においては、耐衝撃摩耗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、鋼の組織にＭ２３Ｃ６炭化物が含まれない。これにより、本願の耐衝撃摩耗部品は、耐久性に優れた耐衝撃摩耗部品となっている。
　本願において、鋼がＭ２３Ｃ６炭化物を含まない状態とは、耐衝撃摩耗部品の断面を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。
　上記耐衝撃摩耗部品において、母相の結晶粒度番号は５以上８以下であってもよい。このようにすることにより、耐衝撃摩耗部品に優れた靱性を付与することが容易となる。
　上記耐衝撃摩耗部品において、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。このようにすることにより、耐衝撃摩耗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。低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。
　本願の耐衝撃摩耗部品の製造方法は、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、０．０１質量％以上０．０４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、鋼材を熱間鍛造または熱間圧延して成形体を得る工程と、成形体を９４５℃以上１０００℃以下の温度から上記鋼のＭＳ点に対応する温度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ならし処理を実施する工程と、焼ならし処理が実施された成形体を焼入硬化処理した後、１５０℃以上２５０℃以下の温度に加熱することにより成形体の硬度を５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ以下に調整する工程と、を備える。
　上記耐衝撃摩耗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。
　本願の耐衝撃摩耗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または熱間圧延されて成形体が得られる。この熱間鍛造または熱間圧延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、本願の耐衝撃摩耗部品の製造方法では、成形体を９４５℃以上１０００℃以下の温度から上記鋼のＭＳ点に対応する温度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ならし処理が実施される。９４５℃以上の温度域に加熱したあと冷却する焼ならし処理を実施することにより、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、焼入硬化処理を実施したうえで、１５０℃以上２５０℃以下の温度に加熱することにより鋼の硬度を５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ以下に調整する工程が実施される。これにより、Ｍ２３Ｃ６炭化物を含まない鋼からなる本願の耐衝撃摩耗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、本発明の耐衝撃摩耗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３を参照して、本実施の形態における耐衝撃摩耗部品としてのリッパシャンクについて説明する。図１は、リッパシャンクおよびリッパポイントを含むリッパ装置の構造を示す概略図である。図２は、リッパシャンクおよびリッパポイントの分解斜視図である。図３は、リッパシャンクの構造を示す概略断面図である。
　図１を参照して、本実施の形態のリッパ装置１は、たとえばブルドーザに装着されるリッパ装置である。リッパ装置１は、ブルドーザの車体の後方（ブレード（排土板）が設置される側とは反対側）に装着される。リッパ装置１は、アーム３１と、リフトシリンダ３２と、チルトシリンダ３３と、リッパ支持部材３４と、リッパシャンク１０と、リッパポイント２０とを含む。
　アーム３１は、棒状の形状を有する。アーム３１の一方の端部はブルドーザの車体に設置されたブラケット（図示しない）に接続されている。アーム３１の他方の端部はリッパ支持部材３４に接続されている。リッパ支持部材３４は、アーム３１の他方の端部に対して回動可能に接続されている。
　リフトシリンダ３２およびチルトシリンダ３３の一方の端部はブルドーザの車体に設置されたブラケット（図示しない）に接続されている。リフトシリンダ３２およびチルトシリンダ３３の他方の端部はリッパ支持部材３４に接続されている。リフトシリンダ３２およびチルトシリンダ３３は、長手方向に伸縮可能な油圧シリンダである。リッパ支持部材３４は、リフトシリンダ３２およびチルトシリンダ３３の他方の端部に対して回動可能に接続されている。リッパ支持部材３４においてアーム３１に接続される領域と、チルトシリンダ３３に接続される領域との間に、リフトシリンダ３２に接続される領域が位置する。
　図１および図２を参照して、リッパシャンク１０は、鋼からなる。リッパシャンク１０は、長手方向の一方の端部である先端１５と、他方の端部である基端１４とを含む。リッパシャンク１０の先端を含む領域は、ブルドーザの車体に近づく側に屈曲している。リッパシャンク１０の先端１５と基端１４との間の領域がリッパ支持部材３４により支持されている。リッパシャンク１０の先端１５には、リッパポイント２０が取り付けられている。リッパ支持部材３４においてアーム３１に接続される領域が、チルトシリンダ３３に接続される領域およびリフトシリンダ３２に接続される領域に比べてリッパポイント２０に近い位置に配置される。
　リッパ装置１において、リフトシリンダ３２の伸縮により、リッパシャンク１０が昇降する。チルトシリンダ３３の伸縮により、リッパシャンク１０が傾斜する。リッパシャンク１０を降下させた状態においてリッパシャンク１０を傾斜させてリッパポイント２０を地面Ｇに貫入させ、ブルドーザの車体を進行させることにより、土砂や岩盤が掻き起される。
　図１～図３を参照して、リッパシャンク１０には、貫通孔であるリッパシャンク貫通孔１１が形成されている。リッパポイント２０には、貫通孔であるリッパポイント貫通孔２５が形成されている。リッパシャンク１０にリッパポイント２０が取り付けられた状態において、リッパポイント貫通孔２５とリッパシャンク貫通孔１１とは連続した貫通孔を構成する。この連続した貫通孔にピン５１が挿入されることにより、リッパポイント２０はリッパシャンク１０に対して固定されている。
　図３を参照して、リッパポイント２０には、基端２３側から先端２１側に向けて凹む凹部２２が形成されている。リッパシャンク１０は、基端１４を含む本体部１２と、凹部２２に挿入される側の端部である先端１５を含む挿入部１３とを備えている。リッパポイント２０に形成された凹部２２の底領域２２Ａとリッパシャンク１０の先端１５とは、接触していない。凹部２２の底領域２２Ａと先端１５との間には、空間２９が存在する。
　本実施の形態におけるリッパ装置１において、耐衝撃摩耗部品であるリッパシャンク１０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、０．０１質量％以上０．０４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硬度５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ以下の鋼からなっている。上記鋼は、マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含む母相と、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。母相に含まれる残留オーステナイト量は、たとえば１０体積％以下であり、５体積％以下であることが好ましい。
　リッパシャンク１０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。
　本実施の形態の耐衝撃摩耗部品であるリッパシャンク１０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、鋼の組織にＭ２３Ｃ６炭化物が含まれない。これにより、本実施の形態の耐衝撃摩耗部品であるリッパシャンク１０は、耐久性に優れた耐衝撃摩耗部品となっている。
　リッパシャンク１０において、リッパシャンク１０を構成する鋼の母相の結晶粒度番号（ＡＳＴＭ）は５以上８以下であることが好ましい。これにより、リッパシャンク１０に優れた靱性を付与することが容易となる。
　リッパシャンク１０において、上記鋼の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。これにより、リッパシャンク１０に優れた靱性を付与することが容易となる。
　次に、本実施の形態の耐衝撃摩耗部品であるリッパシャンク１０の製造方法の一例について、図４を参照して説明する。本実施の形態におけるリッパシャンク１０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）として熱間加工工程が実施される。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または熱間圧延と、成形加工とが実施される。これにより、リッパシャンク１０の概略形状を有する成形体が得られる。熱間鍛造または熱間圧延は、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。熱間鍛造または熱間圧延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）として焼ならし工程が実施される。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焼ならし処理が実施される。具体的には、まず成形体が９４５℃以上１０００℃以下の温度域に加熱された後、当該温度域から鋼のＭＳ点に対応する温度以下の温度まで冷却される、このようにして、成形体の全体が焼ならし処理される。９４５℃以上１０００℃以下の温度域に加熱したあと冷却する焼ならし処理を実施することにより、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）として硬化処理工程が実施される。この工程（Ｓ４０）では、まず工程（Ｓ３０）において焼ならし処理された成形体が、たとえば８４０℃以上９２０℃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硬化される。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油を採用した水冷または油冷により実施することができる。水冷または油冷は、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、成形体が１５０℃以上２５０℃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、成形体を構成する鋼の硬度が５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ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リッパシャンク１０を製造することができる。得られたリッパシャンク１０と、別途準備されたリッパポイント２０とが組み合わされて、リッパ装置１が得られる。
　本実施の形態のリッパシャンク１０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または熱間圧延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）の焼ならし処理により消失させたうえで、工程（Ｓ４０）において硬化処理が実施される。このようにして、耐久性に優れた耐衝撃摩耗部品であるリッパシャンク１０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含む４種類の鋼材を用いて本願の耐衝撃摩耗部品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。
　実験に用いた鋼の化学成分を表１に示す。表１において、各数値の単位は質量％である。鋼材Ａは、本発明の耐衝撃摩耗部品を構成する鋼に対応する成分組成を有する（実施例）。鋼材Ｂ、ＣおよびＤは、本発明の範囲外の成分組成を有する（比較例）。鋼材ＢはＳＣｒＢ４３０Ｈ、鋼材ＣはＪＩＳ規格ＳＮＣＭ４３１Ｈ、鋼材Ｄは上記特許文献１に開示された鋼にそれぞれ対応する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　（機械的性質に関する実験）
　表１の鋼材を用いて、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、衝撃試験およびロックウェル硬さ測定を実施した。鋼材Ａ（実施例）についてのみ、Ｘ線による残留オーステナイト量の測定を実施した。試験結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　表２を参照して、実施例と比較例とを比較すると、実施例は、比較例と比較して同程度の絞りの値を維持しつつ、高い０．２％耐力、引張強さおよび衝撃値を達成している。また、実施例である鋼材Ａに関して、鋼材Ｄと比べると０．２％耐力は同等であるが、引張強さが大幅に向上していることがわかる。このことから、本願の耐衝撃摩耗部品は、耐久性に優れていることが確認される。
　（鋼組織に関する実験）
　表１の鋼材Ａ（本発明の実施例に対応する鋼材）を用い、上記実施の形態と同様の手順でリッパシャンクのサンプルを作製した。このサンプル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５は、鋼のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。
　図５を参照して、鋼のミクロ組織から、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。本願の耐衝撃摩耗部品においては、若干（１０体積％以下）の残留オーステナイトの存在は許容される。同様に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、１～３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、鋼の母相は、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６は、鋼の組織を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６に示すように、鋼の母相中には、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）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Ａ（本発明の実施例に対応する鋼材）を用い、上記実施の形態の工程（Ｓ２０）まで（鍛造温度は１２５０℃）を実施した後、工程（Ｓ３０）を実施することなく、工程（Ｓ４０）において８７０℃まで加熱したうえで焼入処理した試験片（焼入まま；試料Ａ）を作製した。また、同様に工程（Ｓ２０）までを実施した後、工程（Ｓ３０）において９７０℃に加熱して焼ならし処理を実施し、さらに工程（Ｓ４０）において８７０℃まで加熱したうえで焼入処理した試験片（焼入れまま：試料Ｂ）を作製した。試料ＡおよびＢ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７に示す。
　図７を参照して、工程（Ｓ３０）を省略した試料Ａにおいては、結晶粒界に沿って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、本発明の耐衝撃摩耗部品に対応する加熱温度９７０℃の焼ならしを工程（Ｓ３０）において実施した試料Ｂ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、熱間加工の際に形成された上記炭化物は、８７０℃の焼入温度では残存するものの、９７０℃の焼ならし温度では固溶して消失することが分かる。
　試料Ａ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８に示す。図８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、本願の耐衝撃摩耗部品の製造方法においては、熱間加工時に形成されたＭ２３Ｃ６炭化物が、工程（Ｓ３０）の焼ならし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Ａを用い、種々の温度から急冷して焼入硬化した後、高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９に示す。
　図９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、本願の耐衝撃摩耗部品の一例としてリッパシャンクについて説明したが、本願の耐衝撃摩耗部品は、硬度５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ以下の鋼からなる種々の耐衝撃摩耗部品、たとえばバケットツース、バケットアダプタ、バケットシュラウド、リッパポイント、プロテクタ、カッティングエッジ、エンドビット、圧砕具の歯、スプロケットティース、スプリング、シュープレート、シューボルト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　リッパ装置、１０　リッパシャンク、１１　リッパシャンク貫通孔、１２　本体部、１３　挿入部、１４　基端、１５　先端、２０　リッパポイント、２１　先端、２２　凹部、２２Ａ　底領域、２３　基端、２５　リッパポイント貫通孔、２９　空間、３１　アーム、３２　リフトシリンダ、３３　チルトシリンダ、３４　リッパ支持部材、５１　ピン。

Claims (6)

  1. 　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、０．０１質量％以上０．０４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硬度５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ以下の鋼からなり、
    　前記鋼は、
    　マルテンサイト相と、残留オーステナイト相とを含む母相と、
    　前記母相中に分散し、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ない、耐衝撃摩耗部品。
  2. 　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に記載の耐衝撃摩耗部品。
  3. 　前記母相の結晶粒度番号は５以上８以下である、請求項１または請求項２に記載の耐衝撃摩耗部品。
  4. 　前記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、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の耐衝撃摩耗部品。
  5. 　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、０．０１質量％以上０．０４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または熱間圧延して成形体を得る工程と、
    　前記成形体を９４５℃以上１０００℃以下の温度から前記鋼のＭＳ点に対応する温度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ならし処理を実施する工程と、
    　焼ならし処理が実施された前記成形体を焼入硬化処理した後、１５０℃以上２５０℃以下の温度に加熱することにより前記成形体の硬度を５３ＨＲＣ以上５７ＨＲＣ以下に調整する工程と、を備える、耐衝撃摩耗部品の製造方法。
  6. 　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に記載の耐衝撃摩耗部品の製造方法。
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