JP5419046B2 - 鉄鋼材の組織微細化方法、微細組織を有する鉄鋼材および刃物 - Google Patents
鉄鋼材の組織微細化方法、微細組織を有する鉄鋼材および刃物 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5419046B2 JP5419046B2 JP2009534445A JP2009534445A JP5419046B2 JP 5419046 B2 JP5419046 B2 JP 5419046B2 JP 2009534445 A JP2009534445 A JP 2009534445A JP 2009534445 A JP2009534445 A JP 2009534445A JP 5419046 B2 JP5419046 B2 JP 5419046B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- region
- carbide
- laser
- steel material
- tool
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims description 89
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 74
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 54
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 54
- 238000007670 refining Methods 0.000 title claims description 8
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 claims description 73
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 45
- 238000003756 stirring Methods 0.000 claims description 44
- 229910001315 Tool steel Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 claims description 14
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 9
- 239000004065 semiconductor Substances 0.000 claims description 9
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 25
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 24
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 13
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 12
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 9
- 239000005539 carbonized material Substances 0.000 description 7
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 7
- 238000000879 optical micrograph Methods 0.000 description 7
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 6
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 6
- 230000037303 wrinkles Effects 0.000 description 6
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 5
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 5
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 5
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 5
- 238000005304 joining Methods 0.000 description 4
- 238000013532 laser treatment Methods 0.000 description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000004451 qualitative analysis Methods 0.000 description 4
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 3
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 3
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 3
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 3
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 3
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 238000003780 insertion Methods 0.000 description 2
- 230000037431 insertion Effects 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 239000002086 nanomaterial Substances 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 description 2
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 241000218645 Cedrus Species 0.000 description 1
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 230000001678 irradiating effect Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002715 modification method Methods 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 1
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000012827 research and development Methods 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/06—Surface hardening
- C21D1/09—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/18—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for knives, scythes, scissors, or like hand cutting tools
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
- C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/003—Cementite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2221/00—Treating localised areas of an article
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2221/00—Treating localised areas of an article
- C21D2221/02—Edge parts
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Laser Beam Processing (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
- Welding Or Cutting Using Electron Beams (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
本発明は、鉄鋼材の表層部における組織微細化により表面改質を行う方法および微細組織を有する鉄鋼材に関し、特に、微細組織を有する工具鋼および刃物とその有利な製造方法に関する。なお、「組織微細化」は金属母材の結晶粒微細化と金属母材中に存在する炭化物の微細化を意味する。
各種産業界や医療業界において、切削工具および刃物等に対する高性能化・高寿命化の要求が高まっている。切れ味の点からは切削工具および刃物等を構成する材料の高硬度化が望まれるとともに、鋭い刃先を作製するためには材料の組織微細化が不可欠となる。
金属材の機械的特性（硬度、強度等）は、金属材を構成する結晶粒の粒径に大きく影響されることが知られており、一般的に結晶粒径が小さくなるほど金属材の機械的特性は向上する。金属材の結晶粒微細化手法としてはＥＣＡＰ（Ｅｑｕａｌ Ｃｈａｎｎｅｌ Ａｎｇｕｌａｒ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）やＡＲＢ（Ａｃｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ Ｒｏｌｌ Ｂｏｎｄｉｎｇ）等、種々の技術が開発されているが（特開２００３−０９６５５１、特開２０００−０７３１５２）、切削工具及び刃物等に用いられる鉄鋼材、特に工具鋼の結晶粒を微細化するのは極めて困難である。強ひずみを与えた金属粉末を固化成形することで微細組織を有する工具鋼を得る技術が公開されているが（新エネルギー・産業技術総合開発機構
「ナノメタル技術プロジェクト」 『ナノ組織制御による超高強度化・高耐食工具鋼の研究開発』 報告書）、この方法では切削工具および刃物等を作製するために必要な大きさを有する材料を得るのは容易ではない。
「ナノメタル技術プロジェクト」 『ナノ組織制御による超高強度化・高耐食工具鋼の研究開発』 報告書）、この方法では切削工具および刃物等を作製するために必要な大きさを有する材料を得るのは容易ではない。
また、各種工具、刃物や金型等に対して高硬度、高強度、高耐摩耗性等が要求される場合には、工具等を構成する鉄鋼材の母材にＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等の炭化物生成元素を添加し、母材中に炭化物を分散析出させている。粗大な炭化物は切削工具および刃物等の切れ味を低下させるとともに寿命を短くするため、炭化物の微細化も切削工具および刃物等の高性能化・高寿命化には重要である。
発明者は上記観点から、レーザビームによる材料表面の局部的な溶融を利用した金属材の組織微細化方法を開発した（特開２００５−１４６３７８）。この技術によって、金属材表層部における炭化物の微細化が可能となった。しかしながら、微細化した炭化物は金属母材結晶粒の粒界に並んで析出し、粒界の強度を著しく低下させることから、切削工具および刃物の大幅な高性能化・高寿命化を達成するには至っていない。
従来の技術では、鉄鋼材の結晶粒微細化および炭化物の微細化を同時に達成することは困難である。発明者が開発した技術によって炭化物の微細化は可能であるが、炭化物の均一分散および鉄鋼材の結晶粒微細化については十分でない。
本発明は上記課題に鑑みなされたものであり、鉄鋼材の表層部における組織微細化を行う方法を提供し、切削工具および刃物等の高性能化・高寿命化を実現し得る、微細組織を有する鉄鋼材を提供し、組織微細領域を刃先に加工した刃物を提供するものである。
図１に本発明の鉄鋼材の組織微細化方法の概念図を示す。本発明の鉄鋼材の組織微細化方法は炭化物微細化領域を形成する第１工程（Ｓ０１）と組織微細化領域を形成する第２工程（Ｓ０２）とを有している。第１工程として、鉄鋼材の表層部をレーザによって局部的に急速加熱して溶融溜まりを形成した後、該溶融溜まりを急速凝固することで炭化物微細化領域を形成する。第２工程として、第１工程で形成した炭化物微細化領域に摩擦攪拌プロセスを施し、組織微細化領域を形成する。
炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように第１工程を複数回実行することで、より広い炭化物微細化領域を形成することができる。また、炭化物微細化領域の内側において第２工程を複数回実行することで、より広い組織微細化領域を形成することができる。
第１工程で用いるレーザとして半導体レーザを用いることで、割れや欠陥等を生じることなく、良好な炭化物微細化領域を形成させることができる。また、鉄鋼材としては炭素含有量が比較的多い（例えば０．３重量％以上）ものを用いることが好ましく、工具鋼を用いることが最も好ましい。
本発明の微細組織を有する鉄鋼材は５μｍ〜５０μｍの母材結晶粒径を有する工具鋼であって、母材結晶粒径が１０ｎｍ〜１μｍに微細化された改質領域を有する工具鋼である。改質領域と非改質領域は一体不可分であり、事後的に接合、接着等されたものではない。また、改質領域における炭化物の粒径は１０ｎｍ〜１μｍであることが好ましい。
本発明の刃物は組織微細化領域を刃先部分として加工されているものである。組織微細化領域は、刃物に加工される鉄鋼材の表層部をレーザによって局部的に急速加熱して溶融溜まりを形成した後、該溶融溜まりを急速凝固することで炭化物微細化領域を形成し、当該炭化物微細化領域に摩擦攪拌プロセスを施すことで形成される。組織微細化領域の母材結晶粒径は１０ｎｍ〜１μｍ、組織微細化領域に分散している炭化物の粒径は１０ｎｍ〜１μｍであることが好ましいが、刃物の製造にあたっては適宜焼き入れや焼き戻し等の熱処理を加える場合があり、該熱処理によって組織微細化領域の母材結晶粒径および炭化物の粒径が増加する場合がある。
本発明の鉄鋼材の組織微細化方法では、レーザによる鉄鋼材の局所的な急速加熱および急速冷却と摩擦攪拌プロセスによる局所的な攪拌効果および結晶粒微細化効果とを利用して組織微細化領域の形成を図っているため、鉄鋼材表層近傍の任意の領域を簡便に組織微細化することができる。切削工具や刃物等の刃先に加工される部分のみを組織微細化することで、切削工具や刃物等の高性能化・長寿命化を低コストで実現することができる。また、鉄鋼材に対して高硬度、高強度、高耐摩耗性等が要求される場合に広く利用することができる。
本発明の微細組織を有する工具鋼は、母材の結晶粒および炭化物が微細化された改質領域を有しているため、該改質領域を切削工具や刃物等の刃先に用いることで切削工具や刃物等の高性能化・長寿命化を低コストで実現することができる。また、工具鋼に対して高硬度、高強度、高耐摩耗性等が要求される場合に広く利用することができる。
本発明の刃物は、母材の結晶粒および炭化物が微細化された改質領域を刃先に加工しているため、高性能化・長寿命化が低コストで実現されている。高硬度および高靭性を有する刃先は優れた切削能力を示すとともに、該切削能力を長時間維持することができる。また、刃先に存在する炭化物が微細であるため、該炭化物の脱落が刃物の寿命に及ぼす影響が極めて小さい。
本発明の微細組織を有する工具鋼は、母材の結晶粒および炭化物が微細化された改質領域を有しているため、該改質領域を切削工具や刃物等の刃先に用いることで切削工具や刃物等の高性能化・長寿命化を低コストで実現することができる。また、工具鋼に対して高硬度、高強度、高耐摩耗性等が要求される場合に広く利用することができる。
本発明の刃物は、母材の結晶粒および炭化物が微細化された改質領域を刃先に加工しているため、高性能化・長寿命化が低コストで実現されている。高硬度および高靭性を有する刃先は優れた切削能力を示すとともに、該切削能力を長時間維持することができる。また、刃先に存在する炭化物が微細であるため、該炭化物の脱落が刃物の寿命に及ぼす影響が極めて小さい。
１０…レーザ光源
１２…レーザビーム
１４…鉄鋼材
１６…溶融溜まり
１８…工具鋼
２０…炭化物微細化領域
２２…組織微細化領域
３０…ツール
１２…レーザビーム
１４…鉄鋼材
１６…溶融溜まり
１８…工具鋼
２０…炭化物微細化領域
２２…組織微細化領域
３０…ツール
本発明の鉄鋼材の組織微細化方法は、鉄鋼材の表層部をレーザによって局部的に急速加熱して溶融溜まりを形成した後、該溶融溜まりを急速凝固することで炭化物微細化領域を形成する第１工程と前記炭化物微細化領域に摩擦攪拌プロセスを施すことで組織微細化領域を形成する第２工程とを有している。なお、第１工程における鉄鋼材表層部の局所的な急速加熱および急速凝固には、マイクロプラズマ溶接等を用いることも可能である。
図２は第１工程の実施例を示したものである。レーザ光源１０から射出されたレーザビーム１２を鉄鋼材１４の表面近傍に集光させる。このようにレーザビーム１２を鉄鋼材１４に照射することで、鉄鋼材１４の表層部を局部的に急速加熱し、表層部に溶融溜まり１６を形成させる。また、レーザビーム１２は走査方向に所定速度で走査され、レーザビーム１２が溶融溜まり１６から移動すると、周辺領域への熱拡散によって溶融溜まり１６が急速凝固する。したがって、鉄鋼材１４の表層部のうちレーザビーム１２が走査された領域がレーザビーム１２による急速加熱および急速凝固を受けることとなる。なお、レーザ光源１０は鉄鋼材１４の表層部を局部的に急速加熱することで溶融溜まり１６を形成し得るレーザを発生するものであればよいが、半導体レーザを用いることが好ましい。
図３は第１工程実施後における鉄鋼材の断面を示した模式図である。上述の溶融溜まり１６が急速凝固し、鉄鋼材１４の表層部に炭化物微細化領域２０が形成される。より広い炭化物微細化領域２０が必要な場合には、１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域２０が少なくとも部分的に重なるようにレーザの走査を複数回実行することで図４に示すような広い炭化物微細化領域２０を得ることができる。
第２工程は第１工程で形成させた炭化物微細化領域に摩擦攪拌プロセスを施す工程である。摩擦攪拌プロセスは、１９９１年に英国のＴＷＩ（Ｔｈｅ
Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ）で考案された接合技術である摩擦攪拌接合法を、金属材の表面改質法として応用したものである。摩擦攪拌接合は高速で回転する円柱状のツールを接合したい領域に圧入（ツール底面にプローブと呼ばれる突起を有しており、該プローブが圧入される）し、摩擦熱によって軟化した被接合材を攪拌しながら接合したい方向に走査することで接合を達成する技術である。回転するツールによって攪拌された領域は一般的に攪拌部と呼ばれ、接合条件によっては材料の均質化および結晶粒径の減少に伴う機械的特性の向上がもたらされる。摩擦攪拌による材料の均質化および結晶粒径の減少に伴う機械的特性の向上を表面改質として用いる技術が摩擦攪拌プロセスであり、近年広く研究の対象になっている。
Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ）で考案された接合技術である摩擦攪拌接合法を、金属材の表面改質法として応用したものである。摩擦攪拌接合は高速で回転する円柱状のツールを接合したい領域に圧入（ツール底面にプローブと呼ばれる突起を有しており、該プローブが圧入される）し、摩擦熱によって軟化した被接合材を攪拌しながら接合したい方向に走査することで接合を達成する技術である。回転するツールによって攪拌された領域は一般的に攪拌部と呼ばれ、接合条件によっては材料の均質化および結晶粒径の減少に伴う機械的特性の向上がもたらされる。摩擦攪拌による材料の均質化および結晶粒径の減少に伴う機械的特性の向上を表面改質として用いる技術が摩擦攪拌プロセスであり、近年広く研究の対象になっている。
図５は第２工程の実施例を示したものである。炭化物微細化領域２０に回転する円柱状のツール３０を圧入し、炭化物微細化領域２０に沿って走査させることで組織微細化領域２２が形成される。ツール３０の回転速度は１００〜２０００
ｒｐｍ、移動速度は１０〜１０００ ｍｍ／ｍｉｎ、圧縮荷重は４９０３〜９８０６６Ｎ（５００〜１００００ ｋｇｆ）が好ましいが、摩擦攪拌が達成できればこの限りではない。また、圧入されたツール３０が炭化物微細化領域２０の外に出てしまうと粗大な炭化物を巻き込んでしまうため、ツール３０は炭化物微細化領域２０の内側に圧入することが好ましい。ツール３０の形状は炭化物微細化領域２０に対する摩擦攪拌プロセスを達成できるものであればよく、ツール３０の底面におけるプローブの有無やその形状等に制約を受けるものではない。
ｒｐｍ、移動速度は１０〜１０００ ｍｍ／ｍｉｎ、圧縮荷重は４９０３〜９８０６６Ｎ（５００〜１００００ ｋｇｆ）が好ましいが、摩擦攪拌が達成できればこの限りではない。また、圧入されたツール３０が炭化物微細化領域２０の外に出てしまうと粗大な炭化物を巻き込んでしまうため、ツール３０は炭化物微細化領域２０の内側に圧入することが好ましい。ツール３０の形状は炭化物微細化領域２０に対する摩擦攪拌プロセスを達成できるものであればよく、ツール３０の底面におけるプローブの有無やその形状等に制約を受けるものではない。
図６は第２工程実施後における鉄鋼材の断面を示した模式図である。炭化物微細化領域２０に摩擦攪拌プロセスを施すことで、鉄鋼材１４の表層部に組織微細化領域２２が形成される。より広い組織微細化領域２２が必要な場合には、１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域２０が少なくとも部分的に重なるようにレーザの走査を複数回実行することで広い炭化物微細化領域２０を得た後、該炭化物微細化領域２０に対して第２工程を複数回実行すればよい。
本発明の微細組織を有する工具鋼は図７に示されるような断面を有している。工具鋼１８の母材結晶粒径は５μｍ〜５０μｍ、組織微細化領域２２における母材結晶粒径は１０ｎｍ〜１μｍである。また、組織微細化領域２２における炭化物の粒径は１０ｎｍ〜１μｍである。工具鋼１８と組織微細化領域２２は炭化物微細化領域２０を介して連続的に存在しており、工具鋼１８と組織微細化領域２２を接合、接着等したものではない。
本発明の刃物は、例えば図８に示されるような断面を有しており、組織微細化領域２２を刃先に加工している。鉄鋼材１４の母材結晶粒径は５μｍ〜５０μｍ、組織微細化領域２２における母材結晶粒径は１０ｎｍ〜１μｍであることが好ましい。また、組織微細化領域２２における炭化物の粒径は１０ｎｍ〜１μｍであることが好ましい。ここで、刃物の製造にあたっては適宜焼き入れや焼き戻し等の熱処理を加える場合があり、該熱処理によって組織微細化領域２２の母材結晶粒径および炭化物の粒径が増加する場合がある。鉄鋼材１４と組織微細化領域２２は炭化物微細化領域２０を介して連続的に存在しており、鉄鋼材１４と組織微細化領域２２を接合、接着等したものではない。
以下に本発明の実施例及び比較例を図面を参照して説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。なお、実施例で被処理材として用いているＤＣ５３は汎用冷間ダイス鋼であり、優れた靭性等を有する工具鋼である。
実施例１
ＤＣ５３板材に対し、半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用いて炭化物微細化領域を形成させた。レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とし、レーザの走査速度は１０００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計５回のレーザ走査を実行した。得られた試料の写真を図９に示す。ＤＣ５３板材の表面にレーザの照射によって形成された領域が存在するのが確認できる。
実施例１
ＤＣ５３板材に対し、半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用いて炭化物微細化領域を形成させた。レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とし、レーザの走査速度は１０００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計５回のレーザ走査を実行した。得られた試料の写真を図９に示す。ＤＣ５３板材の表面にレーザの照射によって形成された領域が存在するのが確認できる。
図１０に未処理のＤＣ５３板材の光学顕微鏡写真、図１１にレーザの照射によって溶融、急速凝固した領域の光学顕微鏡写真をそれぞれ示す。なお、光学顕微鏡観察にあたっては組織観察を容易にするために、各試料に対して３％ナイタール液でエッチング処理を行っている。未処理領域には１０μｍを超えるような粗大な炭化物が確認されるが、レーザによる処理を受けた領域の炭化物は１μｍ以下にまで微細化されている。図１２に図１１で示した領域をより高倍率で観察した結果を示すが、微細化された炭化物が母材の結晶粒界に並んで存在しているのが確認される。
表１にレーザの照射によって溶融、急速凝固した領域の表面から深さ方向へのビッカース硬度を示す。ビッカース硬度は荷重２．９４Ｎ（３００ｇｆ）、保持時間１５秒の条件で測定を行った。未処理領域のビッカース硬度は２００〜３００
Ｈｖ程度であるが、レーザによる処理を施した領域のビッカース硬度は５００Ｈｖ前後にまで上昇している。
Ｈｖ程度であるが、レーザによる処理を施した領域のビッカース硬度は５００Ｈｖ前後にまで上昇している。
実施例２
ＤＣ５３板材にレーザによる処理を施して炭化物微細化領域を形成させた後、該炭化物微細化領域に対して摩擦攪拌プロセスを施した。炭化物微細化領域の形成には半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用い、レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とした。また、レーザの走査速度は１２００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計１５回のレーザ走査を実行した。摩擦攪拌プロセスには直径が１０ｍｍの円柱形状をした超硬合金製のツールを用い、４００ｒｐｍの速度で回転する該ツールを２６００ｋｇの荷重で炭化物微細化領域に圧入させた。ツールの移動速度は４００ｍｍ／ｍｉｎとし、アルゴンガスをフローさせることでツールおよび試料の酸化を防止した。なお、ツールの挿入位置は炭化物微細化領域の中央とし、ツールが未処理のＤＣ５３板材を攪拌しないように十分留意した。
ＤＣ５３板材にレーザによる処理を施して炭化物微細化領域を形成させた後、該炭化物微細化領域に対して摩擦攪拌プロセスを施した。炭化物微細化領域の形成には半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用い、レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とした。また、レーザの走査速度は１２００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計１５回のレーザ走査を実行した。摩擦攪拌プロセスには直径が１０ｍｍの円柱形状をした超硬合金製のツールを用い、４００ｒｐｍの速度で回転する該ツールを２６００ｋｇの荷重で炭化物微細化領域に圧入させた。ツールの移動速度は４００ｍｍ／ｍｉｎとし、アルゴンガスをフローさせることでツールおよび試料の酸化を防止した。なお、ツールの挿入位置は炭化物微細化領域の中央とし、ツールが未処理のＤＣ５３板材を攪拌しないように十分留意した。
図１３に得られた試料の表面の写真を示す。レーザによって処理された領域に対して摩擦攪拌プロセスが施されている。摩擦攪拌プロセスはレーザ処理によって処理された領域内で施されており、未処理のＤＣ５３板材を摩擦攪拌していないことが確認できる。
図１４に得られた試料の断面の光学顕微鏡写真を示す。なお、光学顕微鏡観察にあたっては組織観察を容易にするために、３％ナイタール液でエッチング処理を行っている。ＤＣ５３板材の表面から約１ｍｍの深さにかけてレーザ処理によって形成された炭化物微細化領域が存在し、該炭化物微細化領域において表面から約２００μｍの深さにかけて組織微細化領域が存在している。本実施例では摩擦攪拌プロセスにプローブを有さない円柱状ツールを使用しているため炭化物微細化領域に対するツールの圧入量が小さく、摩擦攪拌の影響が炭化物微細化領域の全域には至っていない。
図１５に得られた試料に対するビッカース硬度の測定結果を示す。ビッカース硬度は荷重２．９４Ｎ（３００ｇｆ）、保持時間１５秒の条件で測定を行った。摩擦攪拌プロセスによって形成された組織微細化領域のビッカース硬度はレーザ処理のみで形成された炭化物微細化領域の硬度を大幅に上回っている。
図１６に組織微細化領域の走査型電子顕微鏡写真を示す。なお、走査型電子顕微鏡観察にあたっては組織観察を容易にするために、３％ナイタール液でエッチング処理を行っている。母材の結晶粒径は明らかに１μｍを下回っており、炭化物は母材の結晶粒径よりも微細になっているものと考えられる。
図１７に未処理のＤＣ５３板材のＥＤＸ定性分析結果を、図１８にレーザ処理および摩擦攪拌プロセスによって形成された組織微細化領域のＥＤＸ定性分析結果をそれぞれ示す。未処理のＤＣ５３板材と組織微細化領域との構成元素は同じであり、本発明の鉄鋼材の組織微細化方法が他元素の添加等によるものでないことが明らかである。
実施例３
ＤＣ５３板材にレーザによる処理を施して炭化物微細化領域を形成させた後、該炭化物微細化領域に対して摩擦攪拌プロセスを施した。炭化物微細化領域の形成には半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用い、レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とした。また、レーザの走査速度は１２００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計１５回のレーザ走査を実行した。摩擦攪拌プロセスには直径が１０ｍｍの円柱形状をした超硬合金製のツールを用い、４００ｒｐｍの速度で回転する該ツールを２６００ｋｇの荷重で炭化物微細化領域に圧入させた。ツールの移動速度は４００ｍｍ／ｍｉｎとし、アルゴンガスをフローさせることでツールおよび試料の酸化を防止した。なお、ツールの挿入位置は炭化物微細化領域からツールの約半分が未処理のＤＣ５３板材にかかるように調整し、ツールが未処理のＤＣ５３板材と炭化物微細化領域を同時に攪拌するようにした。
ＤＣ５３板材にレーザによる処理を施して炭化物微細化領域を形成させた後、該炭化物微細化領域に対して摩擦攪拌プロセスを施した。炭化物微細化領域の形成には半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用い、レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とした。また、レーザの走査速度は１２００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計１５回のレーザ走査を実行した。摩擦攪拌プロセスには直径が１０ｍｍの円柱形状をした超硬合金製のツールを用い、４００ｒｐｍの速度で回転する該ツールを２６００ｋｇの荷重で炭化物微細化領域に圧入させた。ツールの移動速度は４００ｍｍ／ｍｉｎとし、アルゴンガスをフローさせることでツールおよび試料の酸化を防止した。なお、ツールの挿入位置は炭化物微細化領域からツールの約半分が未処理のＤＣ５３板材にかかるように調整し、ツールが未処理のＤＣ５３板材と炭化物微細化領域を同時に攪拌するようにした。
図１９に得られた試料の表面の写真を示す。レーザによって処理された領域と未処理の領域とに対して同時に摩擦攪拌プロセスが施されている。摩擦攪拌プロセスに用いたツールのほぼ中心が、レーザによって処理された領域と未処理の領域との境界付近を通過しているのが確認できる。
図２０に得られた試料の断面の光学顕微鏡写真を示す。なお、光学顕微鏡観察にあたっては組織観察を容易にするために、３％ナイタール液でエッチング処理を行っている。ＤＣ５３板材の表面から約１ｍｍの深さにかけてレーザ処理によって形成された炭化物微細化領域が存在し、該炭化物微細化領域において表面から約２００μｍの深さにかけて組織微細化領域が存在している。また、摩擦攪拌プロセスを炭化物微細化領域と未処理のＤＣ５３板材とに対して同時に行っているため、組織微細化領域が炭化物微細化領域外にも存在していることに加え、表面近傍の組織微細化領域には比較的粗大な炭化物が存在している。摩擦攪拌プロセスによる塑性流動によって未処理のＤＣ５３板材に存在する粗大な炭化物が組織微細化領域に混入したものと考えられる。本実施例では摩擦攪拌プロセスにプローブを有さない円柱状ツールを使用しているため炭化物微細化領域に対するツールの圧入量が小さく、摩擦攪拌の影響が炭化物微細化領域の全域には至っていない。
図２１に得られた試料に対するビッカース硬度の測定結果を示す。ビッカース硬度は荷重２．９４Ｎ（３００ｇｆ）、保持時間１５秒の条件で測定を行った。摩擦攪拌プロセスによって形成された組織微細化領域のビッカース硬度はレーザ処理のみで形成された炭化物微細化領域の硬度を大幅に上回っている。
実施例４
ＤＣ５３板材にレーザによる処理を施して炭化物微細化領域を形成させた後、該炭化物微細化領域に対して摩擦攪拌プロセスを施した。炭化物微細化領域の形成には半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用い、レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とした。また、レーザの走査速度は１２００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計１５回のレーザ走査を実行した。摩擦攪拌プロセスには直径が１０ｍｍの円柱形状をした超硬合金製のツールを用い、４００ｒｐｍの速度で回転する該ツールを２６００ｋｇの荷重で炭化物微細化領域に圧入させた。ツールの移動速度は４００ｍｍ／ｍｉｎとし、アルゴンガスをフローさせることでツールおよび試料の酸化を防止した。その後、摩擦攪拌プロセスを施した領域（組織微細化領域）を刃先として加工し、鉋を作製した。また比較として、摩擦攪拌プロセスを施していない炭化物微細化領域を刃先として加工した鉋も作製した。
ＤＣ５３板材にレーザによる処理を施して炭化物微細化領域を形成させた後、該炭化物微細化領域に対して摩擦攪拌プロセスを施した。炭化物微細化領域の形成には半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用い、レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とした。また、レーザの走査速度は１２００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計１５回のレーザ走査を実行した。摩擦攪拌プロセスには直径が１０ｍｍの円柱形状をした超硬合金製のツールを用い、４００ｒｐｍの速度で回転する該ツールを２６００ｋｇの荷重で炭化物微細化領域に圧入させた。ツールの移動速度は４００ｍｍ／ｍｉｎとし、アルゴンガスをフローさせることでツールおよび試料の酸化を防止した。その後、摩擦攪拌プロセスを施した領域（組織微細化領域）を刃先として加工し、鉋を作製した。また比較として、摩擦攪拌プロセスを施していない炭化物微細化領域を刃先として加工した鉋も作製した。
組織微細化領域を刃先として加工した鉋の写真および刃先の組織写真を図２２および図２３にそれぞれ示す。刃先部分の組織は非常に微細化されており、当該領域に分散している炭化物の粒径は１μｍより小さいことが確認できる。
作製した鉋でＬＶＬと呼ばれるベニア板を切削し、鉋の特性評価を行った。切削条件は切削速度：９６ｍｍ／ｍｉｎ、切り込み量：０．１５ｍｍ、刃物台角度：３５°、刃物刃先角度：３１°とし、長さ１．８ｍのＬＶＬ板を５枚切削した後、刃先形状を光学顕微鏡で観察した。組織微細化領域を刃先に加工した鉋の写真を図２４、炭化物微細化領域を刃先に加工した鉋の写真を図２５にそれぞれ示す。炭化物微細化領域を刃先に加工した鉋の刃先が大きく変形しているのに対し、組織微細化領域を刃先に加工した鉋の刃先はほとんど変形していない。
実施例５
ＤＣ５３板材にレーザによる処理を施して炭化物微細化領域を形成させた後、該炭化物微細化領域に対して摩擦攪拌プロセスを施した。炭化物微細化領域の形成には半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用い、レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とした。また、レーザの走査速度は１２００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計１５回のレーザ走査を実行した。摩擦攪拌プロセスには直径が１０ｍｍの円柱形状をした超硬合金製のツールを用い、４００ｒｐｍの速度で回転する該ツールを２６００ｋｇの荷重で炭化物微細化領域に圧入させた。ツールの移動速度は４００ｍｍ／ｍｉｎとし、アルゴンガスをフローさせることでツールおよび試料の酸化を防止した。その後、摩擦攪拌プロセスを施した領域（組織微細化領域）を刃先として加工し、木工用刃物（ベニアスライサー）を作製した。
ＤＣ５３板材にレーザによる処理を施して炭化物微細化領域を形成させた後、該炭化物微細化領域に対して摩擦攪拌プロセスを施した。炭化物微細化領域の形成には半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用い、レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とした。また、レーザの走査速度は１２００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計１５回のレーザ走査を実行した。摩擦攪拌プロセスには直径が１０ｍｍの円柱形状をした超硬合金製のツールを用い、４００ｒｐｍの速度で回転する該ツールを２６００ｋｇの荷重で炭化物微細化領域に圧入させた。ツールの移動速度は４００ｍｍ／ｍｉｎとし、アルゴンガスをフローさせることでツールおよび試料の酸化を防止した。その後、摩擦攪拌プロセスを施した領域（組織微細化領域）を刃先として加工し、木工用刃物（ベニアスライサー）を作製した。
組織微細化領域を刃先として加工したベニアスライサーの写真および刃先の組織写真を図２６および図２７にそれぞれ示す。刃先部分の組織は非常に微細化されており、当該領域に分散している炭化物の粒径は１μｍより小さいことが確認できる。
作製したベニアスライサーで杉丸太を切削し、ベニアスライサーの特性評価を行った。切削条件は切削速度：２３ｍｍ／ｍｉｎ、切り込み量：０．３ｍｍ、刃物刃先角度：２０°とし、約１７ｍの切削後、刃先形状を光学顕微鏡で観察した。切削試験後の刃先の写真を図２８に示す。刃先に顕著な欠け等は観察されず、良好な形状を維持していることが確認できる。また、従来のベニアスライサーで切削された単板（削られた薄板）の薄板化は１５０μｍ程度が限界であるが、今回作製したベニアスライサーでは約７５μｍの単板が得られた。
実施例６
ＤＣ５３板材にレーザによる処理を施して炭化物微細化領域を形成させた後、該炭化物微細化領域に対して摩擦攪拌プロセスを施した。炭化物微細化領域の形成には半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用い、レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とした。また、レーザの走査速度は１２００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計１５回のレーザ走査を実行した。摩擦攪拌プロセスには直径が１０ｍｍの円柱形状をした超硬合金製のツールを用い、４００ｒｐｍの速度で回転する該ツールを２６００ｋｇの荷重で炭化物微細化領域に圧入させた。ツールの移動速度は４００ｍｍ／ｍｉｎとし、アルゴンガスをフローさせることでツールおよび試料の酸化を防止した。その後、摩擦攪拌プロセスを施した領域（組織微細化領域）を刃先として加工し、メスを作製した。
ＤＣ５３板材にレーザによる処理を施して炭化物微細化領域を形成させた後、該炭化物微細化領域に対して摩擦攪拌プロセスを施した。炭化物微細化領域の形成には半導体レーザ（出力：１ｋＷ）を用い、レーザはＤＣ５３板材の表面でジャストフォーカス（ＤＣ５３板材の表面におけるレーザ径は約１ｍｍ）とした。また、レーザの走査速度は１２００ｍｍ／ｍｉｎとした。１回のレーザ走査で形成される炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、１回のレーザ走査終了毎にレーザの照射位置をレーザ走査方向に対して垂直に０．７ｍｍずつ移動させ、計１５回のレーザ走査を実行した。摩擦攪拌プロセスには直径が１０ｍｍの円柱形状をした超硬合金製のツールを用い、４００ｒｐｍの速度で回転する該ツールを２６００ｋｇの荷重で炭化物微細化領域に圧入させた。ツールの移動速度は４００ｍｍ／ｍｉｎとし、アルゴンガスをフローさせることでツールおよび試料の酸化を防止した。その後、摩擦攪拌プロセスを施した領域（組織微細化領域）を刃先として加工し、メスを作製した。
作製したメスおよび市販のメスで一般的なコピー用紙（上質紙）を切断し、切断枚数および刃先形状の変化を観察することでメスの特性評価を行った。９５０ｇコピー用紙２１０枚の束を固定したメスの上に置き（刃面とコピー用紙の角度は１５°）、当該束を３０００ｍｍ／ｍｉｎで移動させ、何枚のコピー用紙が切断されているかを計測した。１つのメスについて、連続２０回の切断試験を行い、切断枚数の変化を観察した。なお、１種類のメスについて、連続２０回の切断試験を６回行った。
作製したメスおよび市販のメスの切断枚数を表２および表３にそれぞれ示す。全ての切断試験において、作製したメスによる切断枚数は市販のメスによる切断枚数より多い。また、切断試験回数が増えるにつれて市販のメスによる切断枚数が減少するのに対し、作製したメスによる切断枚数は殆ど減少していない。この結果は、作製したメスが優れた切れ味と長寿命を兼ね備えていることを示している。
作製したメスの切断試験後の刃先形状を図２９に、市販のメスの切断試験後の刃先形状を図３０にそれぞれ示す。市販のメスの刃先が大きく潰れているのに対し、作製したメスの刃先形状は殆ど変化していない。市販のメスと比較して、製造したメスは切断試験後も刃先の鋭さを維持していることが確認できる。
Claims (6)
- 鉄鋼材の表層部をレーザによって局部的に急速加熱して溶融溜まりを形成した後、該溶融溜まりを急速凝固することで炭化物微細化領域を形成する第１工程と、前記炭化物微細化領域に摩擦攪拌プロセスを施すことで組織微細化領域を形成する第２工程と、を有する鉄鋼材の組織微細化方法。
- 前記炭化物微細化領域が少なくとも部分的に重なるように、前記第１工程が複数回実行されることを特徴とする請求項１に記載の鉄鋼材の組織微細化手法。
- 前記炭化物微細化領域の内側において前記第２工程が複数回実行されることを特徴とする請求項１〜２いずれか１項に記載の鉄鋼材の組織微細化手法。
- 前記レーザとして半導体レーザを用いることを特徴とする請求項１〜３いずれか１項に記載の鉄鋼材の組織微細化手法。
- 前記鉄鋼材として工具鋼を用いることを特徴とする請求項１〜４いずれか１項に記載の鉄鋼材の組織微細化手法。
- 請求項１〜５いずれか１項に記載の鉄鋼材の組織微細化手法によって刃先部分の組織が微細化された刃物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009534445A JP5419046B2 (ja) | 2007-09-27 | 2008-09-26 | 鉄鋼材の組織微細化方法、微細組織を有する鉄鋼材および刃物 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007250587 | 2007-09-27 | ||
| JP2007250587 | 2007-09-27 | ||
| JP2009534445A JP5419046B2 (ja) | 2007-09-27 | 2008-09-26 | 鉄鋼材の組織微細化方法、微細組織を有する鉄鋼材および刃物 |
| PCT/JP2008/067565 WO2009041665A1 (ja) | 2007-09-27 | 2008-09-26 | 鉄鋼材の組織微細化方法、微細組織を有する鉄鋼材および刃物 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2009041665A1 JPWO2009041665A1 (ja) | 2011-10-06 |
| JP5419046B2 true JP5419046B2 (ja) | 2014-02-19 |
Family
ID=40511545
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009534445A Active JP5419046B2 (ja) | 2007-09-27 | 2008-09-26 | 鉄鋼材の組織微細化方法、微細組織を有する鉄鋼材および刃物 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP2241642A1 (ja) |
| JP (1) | JP5419046B2 (ja) |
| WO (1) | WO2009041665A1 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5704524B2 (ja) * | 2009-11-17 | 2015-04-22 | 高周波熱錬株式会社 | 金属材の表面改質方法 |
| US20130068735A1 (en) * | 2010-03-25 | 2013-03-21 | Osaka University | Method for forming metal membrane |
| JP5818411B2 (ja) * | 2010-08-05 | 2015-11-18 | 株式会社東芝 | 高耐食表面処理方法 |
| JP5871230B2 (ja) * | 2011-12-27 | 2016-03-01 | 公立大学法人 滋賀県立大学 | 切っ先部を備える工具、切っ先部を備える工具の製造方法、及び切っ先部を備える工具の製造中間体の製造方法 |
| RU2566224C1 (ru) * | 2014-05-20 | 2015-10-20 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Тверскй государственный технический университет" | Способ упрочнения разделительного штампа |
| JP6743334B2 (ja) * | 2015-11-27 | 2020-08-19 | 株式会社Ａｍｃ | 超硬合金製鋏及びその製造方法 |
| JP7343099B2 (ja) | 2019-07-18 | 2023-09-12 | 株式会社アイシン | 熱処理方法 |
| JP7432842B2 (ja) | 2019-12-04 | 2024-02-19 | 日本製鉄株式会社 | 部分複合化鉄鋼材及びその製造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001032058A (ja) * | 1999-07-22 | 2001-02-06 | Hitachi Metals Ltd | 金属材の表面改質方法 |
| JP2002346770A (ja) * | 2001-05-24 | 2002-12-04 | Hitachi Ltd | アルミニウム基接合構造物 |
| JP2005088080A (ja) * | 2003-09-11 | 2005-04-07 | Boeing Co:The | 可変速度のピンによる摩擦攪拌溶接のための方法及び装置 |
| JP2005146378A (ja) * | 2003-11-18 | 2005-06-09 | Amc:Kk | Ｃ含有材料の表面改質方法 |
| JP2006192452A (ja) * | 2005-01-12 | 2006-07-27 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 金属の処理方法、回転工具、金属処理装置及び金属の表面改質方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2961263B1 (ja) | 1998-08-28 | 1999-10-12 | 大阪大学長 | 繰り返し重ね接合圧延による超微細組織高強度金属板の製造方法 |
| JP2003096551A (ja) | 2001-09-21 | 2003-04-03 | Toto Ltd | 超塑性Ｃｕ−Ｚｎ合金の製造方法 |
-
2008
- 2008-09-26 WO PCT/JP2008/067565 patent/WO2009041665A1/ja active Application Filing
- 2008-09-26 EP EP08833284A patent/EP2241642A1/en not_active Withdrawn
- 2008-09-26 JP JP2009534445A patent/JP5419046B2/ja active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001032058A (ja) * | 1999-07-22 | 2001-02-06 | Hitachi Metals Ltd | 金属材の表面改質方法 |
| JP2002346770A (ja) * | 2001-05-24 | 2002-12-04 | Hitachi Ltd | アルミニウム基接合構造物 |
| JP2005088080A (ja) * | 2003-09-11 | 2005-04-07 | Boeing Co:The | 可変速度のピンによる摩擦攪拌溶接のための方法及び装置 |
| JP2005146378A (ja) * | 2003-11-18 | 2005-06-09 | Amc:Kk | Ｃ含有材料の表面改質方法 |
| JP2006192452A (ja) * | 2005-01-12 | 2006-07-27 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 金属の処理方法、回転工具、金属処理装置及び金属の表面改質方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPWO2009041665A1 (ja) | 2011-10-06 |
| WO2009041665A1 (ja) | 2009-04-02 |
| EP2241642A1 (en) | 2010-10-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5419046B2 (ja) | 鉄鋼材の組織微細化方法、微細組織を有する鉄鋼材および刃物 | |
| Khodabakhshi et al. | Bonding mechanism and interface characterisation during dissimilar friction stir welding of an aluminium/polymer bi-material joint | |
| Zhang et al. | On the metallurgical joining mechanism during ultrasonic spot welding of NiTi using a Cu interlayer | |
| Reshad Seighalani et al. | Investigations on the effects of the tool material, geometry, and tilt angle on friction stir welding of pure titanium | |
| Lee et al. | Lap joint properties of FSWed dissimilar formed 5052 Al and 6061 Al alloys with different thickness | |
| Roberts et al. | A comparative study of microstructure and high-temperature mechanical properties of 15-5 PH stainless steel processed via additive manufacturing and traditional manufacturing | |
| WO2011118784A1 (ja) | 金属被膜の形成方法 | |
| EP2692471B1 (en) | Tool for friction stir processing and method for friction stir processing using same | |
| Sharma et al. | Multi-objective optimization of laser curve cutting of aluminium metal matrix composites using desirability function approach | |
| US20120031249A1 (en) | Method for refining texture of ferrous material, and ferrous material and blade having microscopic texture | |
| Kumar et al. | Effect of laser power and welding speed on microstructure and mechanical properties of fibre laser-welded Inconel 617 thin sheet | |
| Rasaee et al. | A comprehensive study of parameters effect on mechanical properties of butt friction stir welding in aluminium 5083 and copper | |
| JP2017094474A (ja) | 超硬合金製刃物及びその製造方法 | |
| JP5455009B2 (ja) | 工具鋼の表面処理方法および該方法によって表面処理された工具鋼 | |
| Abu-Okail et al. | Improving microstructural and mechanical properties of AA2024 base metal by adding reinforced strip width of AA7075 via vertical compensation friction stir welding technique | |
| Ji et al. | Friction stir lap welding of Mg/Ti dissimilar alloys using a slight penetration depth | |
| Swarnkar et al. | Enhancement of tensile and microhardness of AA 6082-T6 Friction stir welds via brass interlayers | |
| Wang et al. | High-Speed Friction Stir Welding of SiC p/Al–Mg–Si–Cu Composite | |
| Chen et al. | Effects of laser shock peening on the properties and microstructure evolution of laser-polished surface of Cr12 steel | |
| Bhogendro Meitei et al. | Induction Welding of 304L Stainless Steel and Copper in Vacuum Environment | |
| JP2019195858A (ja) | 超硬合金製丸刃及びその製造方法 | |
| Li et al. | Microstructure and Mechanical Properties of Ultrahigh‐Speed Friction‐Stir‐Welded Joints of In Situ Al3Zr Particle‐Reinforced Aluminum Matrix Composite Sheets | |
| Kumar et al. | Remote laser spot welding of AISI 430 sheets by fiber lasers—A phenomenal effect in refining weld microstructure with nanosecond pulses | |
| Shafiei Zarghani et al. | Ultrafine grained 6082 aluminum alloy fabricated by friction stir processing | |
| Reddy et al. | Effect of tool angle on friction stir welding of aluminum alloy 5052: Role of sheet thickness |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20110706 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110925 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130419 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130618 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20131003 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20131018 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20131112 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5419046 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313115 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |