JP7306601B1 - 積層造形物およびその製造方法 - Google Patents
積層造形物およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7306601B1 JP7306601B1 JP2023515703A JP2023515703A JP7306601B1 JP 7306601 B1 JP7306601 B1 JP 7306601B1 JP 2023515703 A JP2023515703 A JP 2023515703A JP 2023515703 A JP2023515703 A JP 2023515703A JP 7306601 B1 JP7306601 B1 JP 7306601B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- laminate
- molded article
- content
- manufacturing
- 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
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 43
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 51
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 51
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims abstract description 45
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 claims abstract description 38
- 239000011148 porous material Substances 0.000 claims abstract description 28
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 25
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 claims abstract description 15
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims abstract description 10
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 36
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 36
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims description 36
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 24
- 239000011812 mixed powder Substances 0.000 claims description 22
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 15
- 230000001678 irradiating effect Effects 0.000 claims description 13
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 11
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 claims description 7
- 238000003892 spreading Methods 0.000 claims description 7
- 230000007480 spreading Effects 0.000 claims description 7
- QYEXBYZXHDUPRC-UHFFFAOYSA-N B#[Ti]#B Chemical compound B#[Ti]#B QYEXBYZXHDUPRC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052582 BN Inorganic materials 0.000 claims description 3
- PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N Boron nitride Chemical compound N#B PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910033181 TiB2 Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910010271 silicon carbide Inorganic materials 0.000 claims description 3
- HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N silicon carbide Chemical compound [Si+]#[C-] HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- UONOETXJSWQNOL-UHFFFAOYSA-N tungsten carbide Chemical compound [W+]#[C-] UONOETXJSWQNOL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 37
- 238000003475 lamination Methods 0.000 description 13
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 11
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 10
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 10
- 239000000047 product Substances 0.000 description 10
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 8
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 8
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 8
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 8
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 7
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 7
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 6
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 3
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 3
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 3
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 3
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 2
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 2
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 2
- 238000013001 point bending Methods 0.000 description 2
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 2
- 238000010146 3D printing Methods 0.000 description 1
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000009690 centrifugal atomisation Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- RKTYLMNFRDHKIL-UHFFFAOYSA-N copper;5,10,15,20-tetraphenylporphyrin-22,24-diide Chemical compound [Cu+2].C1=CC(C(=C2C=CC([N-]2)=C(C=2C=CC=CC=2)C=2C=CC(N=2)=C(C=2C=CC=CC=2)C2=CC=C3[N-]2)C=2C=CC=CC=2)=NC1=C3C1=CC=CC=C1 RKTYLMNFRDHKIL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000009689 gas atomisation Methods 0.000 description 1
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 1
- 238000010422 painting Methods 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229940098458 powder spray Drugs 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 1
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000009692 water atomization Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/25—Process efficiency
Landscapes
- Laminated Bodies (AREA)
Abstract
鋼マトリックスと、該鋼マトリックス中に分散したセラミック粒子とを含有し、前記鋼マトリックスは、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．８００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上８．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．１０００％以下、およびＯ：０．５０００％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、気孔の面積率が０．５０％以下であり、前記気孔を除く領域においてマルテンサイトが面積率で９０％以上であり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．５以上であり、高角粒界長さＬＨＡをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さＬで除した値ＬＨＡ／Ｌが２．０以上である鋼組織とを有し、前記セラミック粒子の融点は２０００℃以上である、積層造形物。
Description
本開示は、積層造形物およびその製造方法に関する。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。自動車用の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は成形性に優れることが要求されるが、鋼板の高強度化は成形性の低下を招くために、プレス成型時に割れが発生したり、降伏強度が高いためにスプリングバックが大きく発生したりする。また、プレス成型後に高い寸法精度が得られない。プレス成型後は残留応力が鋼板内に残存するため、使用環境から侵入する水素によって遅れ破壊（水素脆化）が懸念される。
近年、複雑な金属製品や部材を容易に形成できる手法として、積層造形法が注目されている。積層造形法は一般的に３Ｄプリンティングとも呼称される。積層造形法の種類として、例えば、金属粉末に熱源を照射して溶かしながら積層していくパウダースプレー法、及びステージ上に敷き詰めた金属粉末に熱源を照射して溶融し、これを凝固させる作業を繰り返して積層していくパウダーベッド法がある。
特許文献１には、電子ビームを用いた積層造形法により、フェライトとパーライトからなる積層造形部材が提案されている。
特許文献１に記載の技術について、一般的にフェライトは軟質な相であり、さらなる高強度化の余地がある。また、特許文献１に記載の技術においては、耐遅れ破壊特性及びヤング率についても検討されていない。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、その目的は、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）と高ヤング率とを有し、耐遅れ破壊特性に優れた積層造形物およびその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記した課題を解決するべく、高強度および優れた耐遅れ破壊特性を有する積層造形物を製造するため、積層造形物の成分組成および製造方法の観点から鋭意研究を重ねたところ、以下の知見を見出した。
すなわち、０．０３０質量％以上０．８００質量％以下のＣを含有し、Ｔｉなどのその他の合金元素の成分組成を適正に調整した金属粉末と、融点が２０００℃以上のセラミック粒子との混合粉末をステージ上に敷き詰める工程と、該ステージ上に敷き詰めた混合粉末に、熱源を走査しながら照射する工程とを繰り返し行なって積層造形することで、気孔の面積率が０．５０％以下であり、気孔を除く領域において面積率でマルテンサイトが９０％以上である鋼組織を有し、かつ、高角粒界長さをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さで除した値が２．０以上である、９８０ＭＰａ以上のＴＳ、高ヤング率、及び優れた耐遅れ破壊特性を有する積層造形物を製造することが可能となることがわかった。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］ 鋼マトリックスと、該鋼マトリックス中に分散したセラミック粒子とを含有し、
前記鋼マトリックスは、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．８００％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上８．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．１０００％以下、および
Ｏ：０．５０００％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
気孔の面積率が０．５０％以下であり、
前記気孔を除く領域においてマルテンサイトが面積率で９０％以上であり、
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．５以上であり、
高角粒界長さＬＨＡをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さＬで除した値ＬＨＡ／Ｌが２．０以上である鋼組織と
を有し、
前記セラミック粒子の融点は２０００℃以上である、積層造形物。
前記鋼マトリックスは、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．８００％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上８．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．１０００％以下、および
Ｏ：０．５０００％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
気孔の面積率が０．５０％以下であり、
前記気孔を除く領域においてマルテンサイトが面積率で９０％以上であり、
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．５以上であり、
高角粒界長さＬＨＡをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さＬで除した値ＬＨＡ／Ｌが２．０以上である鋼組織と
を有し、
前記セラミック粒子の融点は２０００℃以上である、積層造形物。
［２］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｃｏ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、および
Ｂｉ：０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、前記［１］に記載の積層造形物。
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｃｏ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、および
Ｂｉ：０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、前記［１］に記載の積層造形物。
［３］ 前記セラミックス粒子が、立方晶窒化ホウ素、二ホウ化チタン、炭化ケイ素、および炭化タングステンからなる群から選ばれる少なくとも１種である、前記［１］又は［２］に記載の積層造形物。
［４］ 前記［１］～［３］のいずれかに記載の積層造形物の製造方法であって、
前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する金属粉末と前記セラミック粒子との混合粉末をステージ上に敷き詰める工程と、
前記ステージ上に敷き詰めた前記混合粉末に熱源を走査しながら照射する工程と、
を繰り返し行う、積層造形物の製造方法。
前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する金属粉末と前記セラミック粒子との混合粉末をステージ上に敷き詰める工程と、
前記ステージ上に敷き詰めた前記混合粉末に熱源を走査しながら照射する工程と、
を繰り返し行う、積層造形物の製造方法。
［５］ 前記熱源がレーザービームまたは電子ビームである、前記［４］に記載の積層造形物の製造方法。
［６］ 前記熱源の照射エネルギー密度が５０Ｊ／ｍｍ３以上８００Ｊ／ｍｍ３以下である、前記［４］又は［５］に記載の積層造形物の製造方法。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）と高ヤング率を有し、耐遅れ破壊特性に優れた積層造形物およびその製造方法を提供することができる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本積層造形物は、鋼マトリックスと、該鋼マトリックス中に分散したセラミック粒子とを含有する。先ず、積層造形物の鋼マトリックスの成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、積層造形物の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。また本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
Ｃ：０．０３０％以上０．８００％以下
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイトの面積率及びマルテンサイトの下部組織の構造に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、マルテンサイトの下部組織が粗大となり、高角粒界長さが減少し、良好な耐遅れ破壊特性を実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．８００％を超えると、マルテンサイトの正方晶性が増加し、積層造形時にマルテンサイト変態による体積変化が大きくなり、気孔の面積率が増加する。したがって、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．８００％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０７０％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．７００％以下、より好ましくは０．６５０％以下とする。
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイトの面積率及びマルテンサイトの下部組織の構造に影響する重要な元素である。Ｃの含有量が０．０３０％未満では、マルテンサイトの下部組織が粗大となり、高角粒界長さが減少し、良好な耐遅れ破壊特性を実現することが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．８００％を超えると、マルテンサイトの正方晶性が増加し、積層造形時にマルテンサイト変態による体積変化が大きくなり、気孔の面積率が増加する。したがって、Ｃの含有量は、０．０３０％以上０．８００％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０７０％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．７００％以下、より好ましくは０．６５０％以下とする。
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下
Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、積層造形中の炭化物生成を抑制し、マルテンサイトの硬さに影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、炭化物の生成を抑制する効果が不十分で所望のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、脆化し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下とする。
Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、積層造形中の炭化物生成を抑制し、マルテンサイトの硬さに影響する元素である。Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、炭化物の生成を抑制する効果が不十分で所望のＴＳを実現することが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、脆化し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上２．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下とする。
Ｍｎ：０．１０％以上８．００％以下
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイトの面積率に影響する重要な元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎの含有量が０．１０％未満であると、積層造形中にフェライトなどの軟質相が生成し、所望のＴＳを実現することが困難になる。一方、オーステナイト安定化元素であるＭｎの含有量が８．００％を超えると、水素の固溶度が大きい残留オーステナイトが存在し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１０％以上８．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは、０．５０％以上、より好ましくは、１．００％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは６．００％以下、より好ましくは５．００％以下である。
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本開示では、マルテンサイトの面積率に影響する重要な元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎの含有量が０．１０％未満であると、積層造形中にフェライトなどの軟質相が生成し、所望のＴＳを実現することが困難になる。一方、オーステナイト安定化元素であるＭｎの含有量が８．００％を超えると、水素の固溶度が大きい残留オーステナイトが存在し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１０％以上８．００％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは、０．５０％以上、より好ましくは、１．００％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは６．００％以下、より好ましくは５．００％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下とする。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０７０％以下とする。
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｐの含有量は０．１００％以下とする。なお、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０７０％以下とする。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、硫化物として存在し、水素脆化の割れ起点となることから鋼板の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、より好ましくは０．０００１％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｓは、硫化物として存在し、水素脆化の割れ起点となることから鋼板の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｓの含有量は０．０２００％以下にする。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、より好ましくは０．０００１％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは、Ａ３変態点を上昇し、ミクロ組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、所望のＴＳを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下にする。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、積層造形中の炭化物生成を抑制し、マルテンサイトの硬さを増加させることから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌの含有量は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０５０％以下とする。
Ａｌは、Ａ３変態点を上昇し、ミクロ組織中に多量のフェライトを含んでしまうため、所望のＴＳを実現することが困難になる。そのため、Ａｌの含有量は０．１００％以下にする。なお、Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、積層造形中の炭化物生成を抑制し、マルテンサイトの硬さを増加させることから、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。Ａｌの含有量は、より好ましくは０．００１％以上とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｎ：０．１０００％以下
Ｎは、窒化物として存在し、水素脆化の割れ起点となり鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｎの含有量は０．１０００％以下にする。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は、より好ましくは０．０００１％以上とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｎは、窒化物として存在し、水素脆化の割れ起点となり鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｎの含有量は０．１０００％以下にする。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は、より好ましくは０．０００１％以上とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｏ：０．５０００％以下
Ｏは、酸化物として存在し、水素脆化の割れ起点となり鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｏの含有量は０．５０００％以下にする。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は０．５０００％以下とする。Ｏの含有量は、より好ましくは０．０００１％以上とする。Ｏの含有量は、好ましくは０．４０００％以下とする。
Ｏは、酸化物として存在し、水素脆化の割れ起点となり鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｏの含有量は０．５０００％以下にする。なお、Ｏの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。したがって、Ｏの含有量は０．５０００％以下とする。Ｏの含有量は、より好ましくは０．０００１％以上とする。Ｏの含有量は、好ましくは０．４０００％以下とする。
本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。
積層造形物は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、およびＢｉ：０．２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有してもよい。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、それぞれ０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させない。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の下限は特に規定しないが、積層造形時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．２００％以下とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合には、より好ましくはその含有量はそれぞれ０．００１％以上とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する場合には、その含有量はより好ましくはそれぞれ０．１００％以下とする。
ＴａおよびＷは、それぞれ０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が多量に生成せず、鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させない。そのため、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．１０％以下にすることが好ましい。なお、ＴａおよびＷの含有量の下限は特に規定しないが、積層造形時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させることから、ＴａおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＴａおよびＷを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１０％以下とする。ＴａおよびＷを含有する場合には、その含有量はより好ましくはそれぞれ０．０１％以上とする。ＴａおよびＷを含有する場合には、その含有量は、より好ましくはそれぞれ０．０８％以下とする。
Ｂは、０．０１００％以下であれば積層造形時に割れを生成せず、所望のＴＳが実現できる。そのため、Ｂの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂの含有量の下限は特に規定しないが、焼鈍中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂを含有する場合には、その含有量は０．０１００％以下とする。Ｂを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．０００３％以上とする。Ｂを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．００８０％以下とする。
Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは、それぞれ１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させない。そのため、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを含有する場合には、その含有量はそれぞれ１．００％以下とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを含有する場合には、その含有量はより好ましくはそれぞれ０．０１％以上とする。Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉを含有する場合には、その含有量はより好ましくはそれぞれ０．８０％以下とする。
Ｃｏは、１．０００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させない。そのため、Ｃｏの含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｏの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｏの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｏを含有する場合には、その含有量は１．０００％以下とする。Ｃｏを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．００１％以上とする。Ｃｏを含有する場合には、その含有量は、より好ましくは０．８００％以下とする。
Ｃｕは、１．００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させない。そのため、Ｃｕの含有量は１．００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃｕの含有量の下限は特に規定しないが、焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃｕを含有する場合には、その含有量は１．００％以下とする。Ｃｕを含有する場合には、その含有量はより好ましくは、０．０１％以上とする。Ｃｕを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．８０％以下とする。
Ｓｎは、０．２００％以下であれば積層造形時において鋼板内部に割れを生成せず、所望のＴＳが実現できる。そのため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｎの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓｎは焼入れ性を向上させる元素であることから、Ｓｎの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｓｎを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｎを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．１００％以下とする。
Ｓｂは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させない。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｓｂの含有量の下限は特に規定しないが、表層軟化厚みを制御し、強度調整を可能にする元素であることから、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｓｂを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．００１％以上とする。Ｓｂを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．１００％以下とする。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させない。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の耐遅れ破壊特性を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合には、その含有量はより好ましくはそれぞれ０．０００５％以上とする。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合には、その含有量はさらに好ましくはそれぞれ０．００５０％以下とする。
ＺｒおよびＴｅは、それぞれ０．１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させない。そのため、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下にすることが好ましい。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の耐遅れ破壊特性を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、ＺｒおよびＴｅを含有する場合には、その含有量はそれぞれ０．１００％以下とする。ＺｒおよびＴｅを含有する場合には、その含有量はより好ましくはそれぞれ０．００１％以上とする。ＺｒおよびＴｅを含有する場合には、その含有量はより好ましくはそれぞれ０．０８０％以下とする。
Ｈｆは、０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させない。そのため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にすることが好ましい。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の耐遅れ破壊特性を向上する元素であることから、Ｈｆの含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｈｆを含有する場合には、その含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．０１％以上とする。Ｈｆを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．０８％以下とする。
Ｂｉは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させない。そのため、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。したがって、Ｂｉを含有する場合には、その含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．００１％以上とする。Ｂｉを含有する場合には、その含有量はより好ましくは０．１００％以下とする。
なお、上記したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として含むものとする。
次に、鋼マトリックスの鋼組織について説明する。
気孔の面積率：０．５０％以下
気孔の面積率が０．５０％超となると、変形時に気孔を起点として早期に割れが発生するため、所望のＴＳが実現できない。そのため、９８０ＭＰａ以上のＴＳを確保するために、気孔の面積率を０．５０％以下にする。気孔の面積率は、好ましくは、０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。気孔の面積率は低いことが好ましいことから、下限は特に限定されず、０％であってもよい。
気孔の面積率が０．５０％超となると、変形時に気孔を起点として早期に割れが発生するため、所望のＴＳが実現できない。そのため、９８０ＭＰａ以上のＴＳを確保するために、気孔の面積率を０．５０％以下にする。気孔の面積率は、好ましくは、０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。気孔の面積率は低いことが好ましいことから、下限は特に限定されず、０％であってもよい。
なお、気孔の面積率は、積層造形物の積層方向に平行な断面を研磨後、光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で５視野観察し、得られた画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて気孔の面積率を５視野分算出し、それらの値を平均して求める。
マルテンサイトの面積率：９０％以上
マルテンサイトの面積率は９０％以上とする。マルテンサイトの面積率が９０％を下回る場合、残部組織の種類によって、９８０ＭＰａ以上のＴＳ又は耐遅れ破壊特性が劣位となる。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９５％以上である。また、ここで云うマルテンサイトは焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを云う。マルテンサイトの面積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。
マルテンサイトの面積率は９０％以上とする。マルテンサイトの面積率が９０％を下回る場合、残部組織の種類によって、９８０ＭＰａ以上のＴＳ又は耐遅れ破壊特性が劣位となる。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９５％以上である。また、ここで云うマルテンサイトは焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを云う。マルテンサイトの面積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。
なお、マルテンサイトの面積率は、以下のとおり決定する。積層方向に平行な板厚断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、積層方向の最上層から３００μｍ離れた位置について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織（フレッシュマルテンサイト、および焼戻しマルテンサイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。また、上記の組織画像において、焼入れマルテンサイトは白色の組織、焼戻しマルテンサイトは白色のマルテンサイトの内部に灰色の内部構造を有する組織を呈している。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比：１．５以上
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を１．５以上とすることで、水素脆化による割れの進展を抑制でき、優れた耐遅れ破壊特性を得ることができる。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、好ましくは、２．０以上とする。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比の上限は特に限定されないが、好ましくは２０．０以下である。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を１．５以上とすることで、水素脆化による割れの進展を抑制でき、優れた耐遅れ破壊特性を得ることができる。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、好ましくは、２．０以上とする。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比の上限は特に限定されないが、好ましくは２０．０以下である。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、積層方向の最上層から３００μｍ離れた位置について、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）測定により得られたマルテンサイトのＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）マップからオーステナイトのＩＰＦマップへと再構築を行い、次いで再構築されたオーステナイト粒に外接する楕円を描画し、その長軸長さを短軸長さで除することで算出する。
高角粒界長さＬＨＡをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さＬで除した値ＬＨＡ／Ｌが２．０以上
高角粒界（ｈｉｇｈ ａｎｇｌｅ ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ：ＨＡＧＢ）長さをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さで除した値が２．０以上であることは、重要な構成案件である。マルテンサイト組織におけるミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界は旧オーステナイト粒界のほとんどを記述する。一方、ここでいう高角粒界とはミスオリエンテーション角が１５°以上６５°以下の粒界であり、旧オーステナイト粒界に加え、ラス境界、ブロック境界およびパケット境界といった下部組織の界面を含む。割れが発生しやすい旧オーステナイト粒界に対し、ラス境界、ブロック境界およびパケット境界の割合が高いほど、これらの境界が割れの進展を抑制するため、耐遅れ破壊特性が良好になる。したがって、良好な耐遅れ破壊特性を確保するために、高角粒界長さをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さで除した値が２．０以上である必要がある。高角粒界長さをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さで除した値は、好ましくは２．１以上、より好ましくは２．２以上、さらに好ましくは２．５以上である。
高角粒界（ｈｉｇｈ ａｎｇｌｅ ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ：ＨＡＧＢ）長さをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さで除した値が２．０以上であることは、重要な構成案件である。マルテンサイト組織におけるミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界は旧オーステナイト粒界のほとんどを記述する。一方、ここでいう高角粒界とはミスオリエンテーション角が１５°以上６５°以下の粒界であり、旧オーステナイト粒界に加え、ラス境界、ブロック境界およびパケット境界といった下部組織の界面を含む。割れが発生しやすい旧オーステナイト粒界に対し、ラス境界、ブロック境界およびパケット境界の割合が高いほど、これらの境界が割れの進展を抑制するため、耐遅れ破壊特性が良好になる。したがって、良好な耐遅れ破壊特性を確保するために、高角粒界長さをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さで除した値が２．０以上である必要がある。高角粒界長さをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さで除した値は、好ましくは２．１以上、より好ましくは２．２以上、さらに好ましくは２．５以上である。
高角粒界長さ、およびミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さはＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により、積層方向の最上層から３００μｍ離れた位置について、１０００倍の倍率で測定し、評価した。
鋼マトリックスの鋼組織には、マルテンサイト以外に、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト及びセメンタイトの残部組織が、面積率で合計１０％以下の範囲で含まれても、本開示の効果が損なわれることはない。
融点が２０００℃以上のセラミックス粒子
次いで、積層造形物が含有するセラミック粒子について説明する。融点が２０００℃以上のセラミックス粒子を含有することは、極めて重要な構成案件である。鋼より硬質なセラミックス粒子を含有することで、高いヤング率を実現することができる。セラミック粒子の融点は２０００℃以上とする。セラミック粒子の融点が２０００℃未満であると、積層造形中にセラミックス粒子が溶解して、鋼組織中にセラミックス粒子として存在できず高いヤング率を実現することができない。セラミック粒子の融点は、好ましくは２２００℃以上である。セラミック粒子の融点の上限は特に限定されないが、３２００℃以下であることが好ましい。
次いで、積層造形物が含有するセラミック粒子について説明する。融点が２０００℃以上のセラミックス粒子を含有することは、極めて重要な構成案件である。鋼より硬質なセラミックス粒子を含有することで、高いヤング率を実現することができる。セラミック粒子の融点は２０００℃以上とする。セラミック粒子の融点が２０００℃未満であると、積層造形中にセラミックス粒子が溶解して、鋼組織中にセラミックス粒子として存在できず高いヤング率を実現することができない。セラミック粒子の融点は、好ましくは２２００℃以上である。セラミック粒子の融点の上限は特に限定されないが、３２００℃以下であることが好ましい。
より高いヤング率を確保するために、積層造形物中のセラミック粒子の含有量は、気孔を除く領域の面積率で、１％以上であることが好ましく、５％以上であることがより好ましい。また、セラミック粒子の含有量は、気孔を除く領域の面積率で、６０％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがより好ましい。セラミック粒子の含有量が、気孔を除く領域の面積率で、６０％以下であれば、積層造形工程において、金属粉末同士をより好適に溶融させて気孔の面積率をより低減させ、より好適なＴＳを実現することができる。
なお、セラミック粒子の面積率は、積層造形物の積層方向に平行な板厚断面を研磨後、光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で５視野観察し、得られた画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて気孔の面積率を５視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。
セラミック粒子は、立方晶窒化ホウ素、二ホウ化チタン、炭化ケイ素、および炭化タングステンからなる群から選ばれる少なくとも１種であることが好ましい。これらのセラミック粒子を、単独で、または組み合わせて、積層造形物に含有させることができる。
積層造形物の引張強さは９８０ＭＰａ以上である。積層造形物の引張強さは、好ましくは、１０８０ＭＰａ以上である。
なお、引張強さは、積層造形物の積層方向に平行にＪＩＳ５号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して引張試験を行ない、測定する。
次に、積層造形物の製造条件について説明する。
一実施形態に係る積層造形物の製造条件においては、上述した成分組成を有する金属粉末とセラミック粒子との混合粉末をステージ上に敷き詰める工程と、
前記ステージ上に敷き詰めた前記混合粉末に熱源を走査しながら照射する工程と
を繰り返し行う。
一実施形態に係る積層造形物の製造条件においては、上述した成分組成を有する金属粉末とセラミック粒子との混合粉末をステージ上に敷き詰める工程と、
前記ステージ上に敷き詰めた前記混合粉末に熱源を走査しながら照射する工程と
を繰り返し行う。
混合粉末をステージ上に敷き詰める工程と、ステージ上に敷き詰めた金属粉末に熱源を走査しながら照射する工程とを繰り返し行う製造方法は、パウダーベッド法に基づくものである。混合粉末をステージ上に層状に敷き詰めて、このステージ上に敷き詰めた混合粉末に熱源を走査しながら照射する。熱源の照射により、照射箇所の金属粉末を溶融させて、凝固させ、金属層を形成する。一層分の混合粉末への熱源の照射後に、凝固した金属層を含む混合粉末の上に再度混合粉末を敷き詰めて、再度熱源を走査しながら照射する工程を行い、以後、混合粉末を敷き詰める工程と、敷き詰めた混合粉末に熱源を走査しながら照射する工程とをこの順に繰り返す。この積層造形によって積層造形物を形成する。
熱源が、レーザービームまたは電子ビーム
ステージ上に敷き詰めた混合粉末に熱源を走査しながら照射する工程において、熱源としては、レーザービームまたは電子ビームを利用することができる。
ステージ上に敷き詰めた混合粉末に熱源を走査しながら照射する工程において、熱源としては、レーザービームまたは電子ビームを利用することができる。
熱源の照射エネルギー密度が５０Ｊ／ｍｍ３以上８００Ｊ／ｍｍ３以下
熱源の照射エネルギー密度が５０Ｊ／ｍｍ３未満だと、金属粉末を十分に溶融できなくなり、凝固後の造形物中には、金属粉末の隙間に由来する気孔が多く形成されてしまう。したがって、熱源の照射エネルギー密度が５０Ｊ／ｍｍ３以上とする必要がある。また、照射エネルギー密度が８００Ｊ／ｍｍ３超となると、セラミックス粒子が溶融し、硬質なセラミック粒子として鋼マトリックス中に分散できず、高ヤング率を得ることができない。加えて、すでに積層造形された領域への熱影響が顕著となり、旧オーステナイト粒の形態が球状化し、所望の平均アスペクト比が得られず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、熱源の照射エネルギー密度は５０Ｊ／ｍｍ３以上８００Ｊ／ｍｍ３以下とする。熱源の照射エネルギー密度は、好ましくは７０Ｊ／ｍｍ３以上とする。また、熱源の照射エネルギー密度は、好ましくは７００Ｊ／ｍｍ３以下とする。
熱源の照射エネルギー密度が５０Ｊ／ｍｍ３未満だと、金属粉末を十分に溶融できなくなり、凝固後の造形物中には、金属粉末の隙間に由来する気孔が多く形成されてしまう。したがって、熱源の照射エネルギー密度が５０Ｊ／ｍｍ３以上とする必要がある。また、照射エネルギー密度が８００Ｊ／ｍｍ３超となると、セラミックス粒子が溶融し、硬質なセラミック粒子として鋼マトリックス中に分散できず、高ヤング率を得ることができない。加えて、すでに積層造形された領域への熱影響が顕著となり、旧オーステナイト粒の形態が球状化し、所望の平均アスペクト比が得られず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、熱源の照射エネルギー密度は５０Ｊ／ｍｍ３以上８００Ｊ／ｍｍ３以下とする。熱源の照射エネルギー密度は、好ましくは７０Ｊ／ｍｍ３以上とする。また、熱源の照射エネルギー密度は、好ましくは７００Ｊ／ｍｍ３以下とする。
熱源の照射エネルギー密度は下記の式で計算される。
Ｅｖ＝Ｐ／（ｈ×ｖ×ｔ）
ここで、Ｅｖ：照射エネルギー密度（Ｊ／ｍｍ３）、Ｐ：熱源出力（Ｗ）、ｖ：走査スピード（ｍｍ／ｓ）、ｈ：走査スペース（ｍｍ）、ｔ：積層ピッチ（ｍｍ）である。
Ｅｖ＝Ｐ／（ｈ×ｖ×ｔ）
ここで、Ｅｖ：照射エネルギー密度（Ｊ／ｍｍ３）、Ｐ：熱源出力（Ｗ）、ｖ：走査スピード（ｍｍ／ｓ）、ｈ：走査スペース（ｍｍ）、ｔ：積層ピッチ（ｍｍ）である。
熱源の出力は５０Ｗ以上とすることが好ましく、また５００Ｗ以下とすることが好ましい。熱源の出力が５００Ｗ以下であれば、熱源を照射中の金属粉末の溶融部が深くなりすぎることを防ぎ、溶融部の凝固時にキーホールと呼ばれる気孔が生成することをより好適に防ぐことができるためである。また、熱源の出力が５０Ｗ以上であれば、金属粉末を十分に溶融でき、積層造形物の気孔の面積率をより好適に低減することができる。
熱源の走査スピードは３００ｍｍ／ｓ以上とすることが好ましく、また２０００ｍｍ／ｓ以下とすることが好ましい。熱源の走査スピードが２０００ｍｍ／ｓ以下であれば、金属粉末が好適に溶融し、積層造形物の気孔の面積率をより低減することができる。また、熱源の走査スピードが３００ｍｍ／ｓ以上であれば、熱源の照射中に金属の溶融部が深くなりすぎることを好適に防ぎ、キーホールの生成をより好適に防ぐことができる。
走査スペースとは、走査する熱源について、隣り合う照射位置の離間距離（ビーム、レーザ等の中心位置の間隔）のことである。走査スペースは０．０５ｍｍ以上とすることが好ましく、また０．２０ｍｍ以下とすることが好ましい。走査スペースが０．２０ｍｍ以下であれば、熱源の照射時に、敷き詰められた金属粉末を全面で溶融することがより好適に可能であり、気孔の面積率をより低減することができる。また、走査スペースが０．０５ｍｍ以上であれば、熱源を照射中の金属の溶融部が深くなることを好適に防ぎ、凝固時にキーホールが生成することをより好適に防ぐことができる。
また積層ピッチとは、積層造形するときに敷き詰めた「一層毎の金属粉末層の厚さ」のことである。積層ピッチは、０．０１ｍｍ以上とすることが好ましく、また０．１０ｍｍ以下とすることが好ましい。積層ピッチが０．１０ｍｍ以下であれば、熱源の照射時に敷き詰められた金属粉末の全体に熱が伝わりやすく金属粉末がより好適に溶融して、気孔の面積率をより低減することができる。また、積層ピッチが０．０１ｍｍ以上であれば、積層数が多くなりすぎることを防ぎ、積層造形に要する時間がより短くなる。
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、積層造形時の雰囲気は例えばアルゴンガス等の不活性雰囲気や、窒素ガスとすることができる。また、減圧環境下（真空を含む）にすることもできる。特に、熱源に電子ビームを利用するときに、造形時の雰囲気を減圧環境下（真空を含む）にすることが好ましい。
金属粉末の製造方法は特に限定されず、公知の方法を用いればよい。積層造形用の金属粉末の製造方法としてはアトマイズ法が一般的であり、水アトマイズ法、ガスアトマイズ法、遠心アトマイズ法等の方式がある。金属粉末の平均粒径（メジアン径）は、２０μｍ以上とすることが好ましく、また２００μｍ以下とすることが好ましい。金属粉末の平均粒径が２０μｍ以上であれば、金属粉末間の付着力の増加を好適に抑制して粉末の流動性を好適な範囲内とし、ステージ上に金属粉末を均一に敷き詰めることがより容易である。また、金属粉末の平均粒径が２００μｍ以下であれば、金属粉体間の空隙が大きくなりすぎることを好適に防いで、積層造形物内の機械特性をより向上することができる。
セラミック粒子の製造方法は特に限定されず、公知の方法を用いればよい。セラミック粒子の平均粒径は、積層造形時にステージ上に混合粉末をより均一に敷き詰めるために、金属粉末の平均粒径と同等またはそれ以下とすることが好ましい。セラミック粒子の平均粒径の下限については特に限定されない。
混合粉末の製造方法も特に限定されず、公知の方法により、金属粉末とセラミック粒子とを混合すればよい。
また積層造形物の形状は特に限定しない。積層造形物は、例えば、自動車用の部材及び薄板であり得る。また、積層造形物にめっき処理を施してもよい。積層造形物に樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。めっき処理及び各種塗装処理は単独でまたは組み合わせて施すことができる。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる金属粉末及びセラミック粒子を混合し、混合粉末とした。金属粉末及びセラミック粒子の製造方法及び平均粒径を表１に示した。該混合粉末を積層造形装置に供給し、表２に示す条件でパウダーベッド法により積層造形を実施して、板厚１．４ｍｍ、ハット長さ２００ｍｍ、ハット幅７０ｍｍ、ハット高さ３０ｍｍ、肩部Ｒ４ｍｍとなるハット部材を造形した。なお、積層方向がハット高さと一致するように積層造形を行った。
得られたハット部材の鋼組織を上述の方法で観察し、引張強さ、耐遅れ破壊特性について調査を行い、その結果を表２に示した。
引張試験は、得られた部材のハット底部の位置からＪＩＳ５号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強さ）を測定した。
ヤング率測定は、ハット底部の位置から１０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｔｏ Ｔｅｓｔｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌｓの基準（Ｃ１２５９）に従い、ヤング率を測定した。本発明では、２２０ＧＰａ以上である場合を良好とした。
耐遅れ破壊特性の評価は、ハット底部の位置から４点曲げ試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ｇ３９－９９（２０１６）に準拠して４点曲げ試験を実施した。室温で塩酸（ｐＨ＝３．０）の溶液に浸漬しながら曲げ応力をかけて、破断有無を評価した。曲げ応力を０．８×ＴＳとして、９６時間以上破断しない場合は耐遅れ破壊特性を良好（○）、９６時間未満で破断した場合は耐遅れ破壊特性を劣（×）とした。試験片のｎ数は２で試験を実施した。２本とも破断ない場合を良好（〇）、１本でも破断した場合を劣（×）とした。
本発明例の積層造形物は、いずれも９８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、耐遅れ破壊特性に優れた積層造形物が得られている。一方、比較例では、ＴＳ、耐遅れ破壊特性の少なくともどちらかの特性が劣っている。
Claims (11)
- 鋼マトリックスと、該鋼マトリックス中に分散したセラミック粒子とを含有し、
前記鋼マトリックスは、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．８００％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上８．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．１０００％以下、および
Ｏ：０．５０００％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
気孔の面積率が０．５０％以下であり、
前記気孔を除く領域においてマルテンサイトが面積率で９０％以上であり、
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．５以上であり、
高角粒界長さＬＨＡをミスオリエンテーション角が２０°以上５０°以下の粒界長さＬで除した値ＬＨＡ／Ｌが２．０以上である鋼組織と
を有し、
前記セラミック粒子の融点は２０００℃以上である、積層造形物。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｃｏ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、および
Ｂｉ：０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の積層造形物。 - 前記セラミックス粒子が、立方晶窒化ホウ素、二ホウ化チタン、炭化ケイ素、および炭化タングステンからなる群から選ばれる少なくとも１種である、請求項１又は２に記載の積層造形物。
- 請求項１または２に記載の積層造形物の製造方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成を有する金属粉末と前記セラミック粒子との混合粉末をステージ上に敷き詰める工程と、
前記ステージ上に敷き詰めた前記混合粉末に熱源を走査しながら照射する工程と、
を繰り返し行う、積層造形物の製造方法。 - 請求項３に記載の積層造形物の製造方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成を有する金属粉末と前記セラミック粒子との混合粉末をステージ上に敷き詰める工程と、
前記ステージ上に敷き詰めた前記混合粉末に熱源を走査しながら照射する工程と、
を繰り返し行う、積層造形物の製造方法。 - 前記熱源がレーザービームまたは電子ビームである、請求項４に記載の積層造形物の製造方法。
- 前記熱源がレーザービームまたは電子ビームである、請求項５に記載の積層造形物の製造方法。
- 前記熱源の照射エネルギー密度が５０Ｊ／ｍｍ ３ 以上８００Ｊ／ｍｍ ３ 以下である、請求項４に記載の積層造形物の製造方法。
- 前記熱源の照射エネルギー密度が５０Ｊ／ｍｍ ３ 以上８００Ｊ／ｍｍ ３ 以下である、請求項５に記載の積層造形物の製造方法。
- 前記熱源の照射エネルギー密度が５０Ｊ／ｍｍ ３ 以上８００Ｊ／ｍｍ ３ 以下である、請求項６に記載の積層造形物の製造方法。
- 前記熱源の照射エネルギー密度が５０Ｊ／ｍｍ ３ 以上８００Ｊ／ｍｍ ３ 以下である、請求項７に記載の積層造形物の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2022022452 | 2022-02-16 | ||
| JP2022022452 | 2022-02-16 | ||
| PCT/JP2022/043823 WO2023157419A1 (ja) | 2022-02-16 | 2022-11-28 | 積層造形物およびその製造方法 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP7306601B1 true JP7306601B1 (ja) | 2023-07-11 |
| JPWO2023157419A1 JPWO2023157419A1 (ja) | 2023-08-24 |
| JPWO2023157419A5 JPWO2023157419A5 (ja) | 2024-01-23 |
Family
ID=87072454
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2023515703A Active JP7306601B1 (ja) | 2022-02-16 | 2022-11-28 | 積層造形物およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7306601B1 (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017179589A (ja) * | 2016-03-29 | 2017-10-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ホットプレス用鋼板およびその製造方法、ならびにホットプレス部材およびその製造方法 |
| JP2017179540A (ja) * | 2016-03-31 | 2017-10-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2019220917A1 (ja) * | 2018-05-14 | 2019-11-21 | 日立金属株式会社 | 積層造形熱間工具およびその製造方法、ならびに、積層造形熱間工具用金属粉末 |
| JP2021085051A (ja) * | 2019-11-26 | 2021-06-03 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 高剛性低熱膨張合金用の粉末 |
-
2022
- 2022-11-28 JP JP2023515703A patent/JP7306601B1/ja active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017179589A (ja) * | 2016-03-29 | 2017-10-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ホットプレス用鋼板およびその製造方法、ならびにホットプレス部材およびその製造方法 |
| JP2017179540A (ja) * | 2016-03-31 | 2017-10-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2019220917A1 (ja) * | 2018-05-14 | 2019-11-21 | 日立金属株式会社 | 積層造形熱間工具およびその製造方法、ならびに、積層造形熱間工具用金属粉末 |
| JP2021085051A (ja) * | 2019-11-26 | 2021-06-03 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 高剛性低熱膨張合金用の粉末 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPWO2023157419A1 (ja) | 2023-08-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP7160689B2 (ja) | プラスチック成形用金型に適した鋼材 | |
| CN103108972B (zh) | 弯曲加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 | |
| KR101778643B1 (ko) | 고항복비 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 | |
| CN102918173B (zh) | 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 | |
| CN104968822B (zh) | 烧结硬化性和低温韧性优异的最大拉伸强度980MPa以上的高强度热轧钢板 | |
| JP4088316B2 (ja) | 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| KR101411783B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5754279B2 (ja) | 温間成形用高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP6234845B2 (ja) | 焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP6519016B2 (ja) | 熱延鋼板及びその製造方法 | |
| TW201930612A (zh) | 成型用的不鏽鋼粉末 | |
| JP6921228B2 (ja) | 軽量構造部品の製造のための高成形性鋼板及び製造方法 | |
| KR100979796B1 (ko) | 구멍확장성과 연성(延性)이 뛰어난 자동차용 고강도 열연강판 및 그 제조방법 | |
| CN106917055B (zh) | 一种第三代高强韧汽车用钢及其制备方法 | |
| JP6044576B2 (ja) | 成形性および耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP5510024B2 (ja) | 穴拡げ性と局部延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP7306601B1 (ja) | 積層造形物およびその製造方法 | |
| JP7306600B1 (ja) | 積層造形物およびその製造方法 | |
| WO2023157419A1 (ja) | 積層造形物およびその製造方法 | |
| JP4158593B2 (ja) | 耐二次加工脆性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| WO2023157418A1 (ja) | 積層造形物およびその製造方法 | |
| KR20220131182A (ko) | 철기 합금 및 금속 분말 | |
| JP2015193894A (ja) | 成形性および耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| CN111270131B (zh) | 马氏体系不锈钢零件及其制造方法 | |
| KR20070068211A (ko) | 대입열 용접에 적용되는 용접용 강재의 제조 방법 및대입열 용접에 의해 제조된 용접 구조물 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230308 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20230308 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20230308 |
|
| 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: 20230530 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230612 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7306601 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |