JP7334868B2 - 鋼製部品 - Google Patents
鋼製部品 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7334868B2 JP7334868B2 JP2022566277A JP2022566277A JP7334868B2 JP 7334868 B2 JP7334868 B2 JP 7334868B2 JP 2022566277 A JP2022566277 A JP 2022566277A JP 2022566277 A JP2022566277 A JP 2022566277A JP 7334868 B2 JP7334868 B2 JP 7334868B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- carbides
- content
- wear resistance
- steel
- 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
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 88
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 88
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims description 88
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 23
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 20
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 14
- 239000004753 textile Substances 0.000 claims description 7
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 claims description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 46
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 39
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 30
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 29
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 29
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 29
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 26
- 238000000034 method Methods 0.000 description 26
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 25
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 23
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 22
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 21
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 20
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 17
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 15
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 14
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 13
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 13
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 12
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 description 11
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 11
- 239000000463 material Substances 0.000 description 10
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 9
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 9
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 9
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 9
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 8
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 7
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 7
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 6
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 6
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 5
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 5
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 5
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 5
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 5
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 5
- 238000009940 knitting Methods 0.000 description 4
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 4
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 4
- -1 cementite carbides Chemical class 0.000 description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 3
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 2
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 2
- 230000020169 heat generation Effects 0.000 description 2
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 2
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N methanidylidynevanadium(1+) Chemical class [V+]#[C-] ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000677 High-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 239000008119 colloidal silica Substances 0.000 description 1
- 239000002826 coolant Substances 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 1
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 238000013507 mapping Methods 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 235000021110 pickles Nutrition 0.000 description 1
- 229920000728 polyester Polymers 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000004381 surface treatment Methods 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005491 wire drawing Methods 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- 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
-
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
本発明は、鋼製部品、特に、耐摩耗性に優れた鋼製部品に関する。また、本発明は前記鋼製部品の製造方法に関する。
高濃度の炭素を含有する鋼である炭素鋼は、高い硬度を有しているため、繊維機械用部品、軸受け部品、機械用刃物をはじめとする耐摩耗性が求められる鋼製部品の素材として幅広く用いられている。
一般的な鋼製部品の製造においては、素材としての冷延鋼板を部品形状に加工した後、焼入れ処理と焼戻し処理が施される。焼入れ処理で硬度を高めると靭性が低下するが、その後に焼戻し処理を行うことにより靱性を向上させることができる。しかし、焼戻し処理を行うことにより硬度が低下してしまうという問題があった。
そこで、鋼製部品のさらに硬度を高め、一層優れた耐摩耗性を実現するために様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、フェライト－セメンタイト組織を有する鋼板において、フェライトの粒径を大きくし、炭化物（主としてセメンタイト）を適切な粒径で球状化し、パーライト組織を減少させることで、成形性と耐摩耗性を向上させる技術が開示されている。
また、特許文献２では、冷延鋼板に対して特定の条件で焼鈍を施すことにより、金属組織を硬質なセメンタイトと軟質なフェライトの層状組織であるパーライト組織とし、その結果、冷延鋼板の耐摩耗性を向上させる技術が開示されている。
特許文献３では、円相当径が０．５μｍ以上の粗大なＮｂ・Ｔｉ系炭化物をマトリックス組織であるフェライト相中に析出させることにより、鋼板の耐摩耗性を向上する技術が開示されている。
特許文献４では、粒子径２μｍ以上の粗大な炭化物をマトリックス組織中に析出させることにより、鋼材の耐摩耗性を向上させる技術が開示されている。
特許文献５では、Ｃ：０．５～０．７質量％の鋼板に対して、最終的な焼入れ・焼戻しの調質を行う直前の段階において、焼鈍仕上の状態にすることで、セメンタイトなどの炭化物の球状化率を向上させ、靭性を向上する技術が提案されている。
特許文献６では、最終的な焼入れ・焼戻しの調質を行う直前の段階において、焼鈍仕上の状態にすることで、素材に含まれる生成ボイドの個数密度を上昇させ、打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板を生成する技術が提案されている。
特許文献７では、高炭素鋼板において、ニオブ、チタン、バナジウム炭化物は含まない、セメンタイト炭化物の生成を制御し、セメンタイト炭化物の球状化率、個数密度を所望の数値とすることで、衝撃靭性と耐摩耗性を向上する技術が提案されている。
特許文献８では、最終的に行うオーステンパ―熱処理の調質を行う直前の段階において、焼鈍仕上の状態にすることで、ニオブ、チタン、バナジウム炭化物は含まないセメンタイト炭化物の粒径や残留オーステナイトや旧オーステナイト粒径を調整し、更に、一般的な調質熱処理である焼入れ・焼戻しで得られるマルテンサイトの焼戻し組織を得るのではなく、ベイナイト組織を得ることで、靭性を向上する技術が提案されている。
特許文献１～８で提案されているような従来の技術によれば、鋼材の硬度や耐摩耗性に一定の向上が見られる。しかし、本発明者らの検討によれば、従来の鋼材を素材として製造された鋼製部品を実際に使用すると、十分な耐摩耗性が得られない場合があることが分かった。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、耐摩耗性に優れた鋼製部品を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するための方法について検討を行った結果、以下の知見を得た。
（１）鋼製部品を実際に使用する際には、他の部材との摩擦により温度が上昇する。例えば、鋼製部品をメリヤス針などの繊維機械用部品として使用する場合、該鋼製部品は常に繊維との摩擦にさらされる結果、温度が上昇する。
（２）したがって、実際の使用時に優れた耐摩耗性を発揮するためには、素材と素材の削り合いによる静的な摩耗を抑制するだけでなく、摩擦時の温度上昇に伴う鋼板の軟化を抑制する必要がある。
（３）鋼製部品の耐摩耗性を向上させるためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を鋼中に析出させる必要がある。その際、前記炭化物のうち、粗大なものは静的な摩耗を抑制する作用を有している。例えば、繊維機械部品の場合、粗大な炭化物が存在することにより、繊維や繊維に付着した小石などの異物による被削量を低減することができる。
（４）一方、前記炭化物のうち、微細なものは摩擦時の温度上昇に伴う鋼板の軟化を抑制する作用を有している。すなわち、微細な炭化物が存在することにより、摩擦によって温度が上昇した際に転位組織が回復して硬度が低下することが抑制される。また、微細な炭化物が存在する鋼においては、焼入れ焼き戻しを行った際に旧オーステナイト粒が微細化されるため、粒界強化効果が高まり、その結果、さらに転位組織の回復による硬度低下が抑制される。
（５）上記の効果を得るためには、粗大な炭化物と微細な炭化物それぞれの平均粒径を特定の範囲に制御する必要がある。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．６～１．２５％、
Ｓｉ：０．１０～０．５５％、
Ｍｎ：０．２０～２．０％、
Ｐ ：０．０００５～０．０５％、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００1～０．１％、
Ｎ ：０．００１～０．００９％、
Ｃｒ：０．０５～０．５５％、ならびに
Ｔｉ：０．０５～１．０％、Ｎｂ：０．１～０．５％、およびＶ：０．０１～１．０％の１または２以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
旧オーステナイト粒の平均粒径が２５μｍ以下であり、
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を含み、かつ、
前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ以上の粒子の平均粒径が０．１５～２．５μｍ、
前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ未満の粒子の平均粒径が０．００５～０．０５μｍである、鋼製部品。
Ｃ ：０．６～１．２５％、
Ｓｉ：０．１０～０．５５％、
Ｍｎ：０．２０～２．０％、
Ｐ ：０．０００５～０．０５％、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００1～０．１％、
Ｎ ：０．００１～０．００９％、
Ｃｒ：０．０５～０．５５％、ならびに
Ｔｉ：０．０５～１．０％、Ｎｂ：０．１～０．５％、およびＶ：０．０１～１．０％の１または２以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
旧オーステナイト粒の平均粒径が２５μｍ以下であり、
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を含み、かつ、
前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ以上の粒子の平均粒径が０．１５～２．５μｍ、
前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ未満の粒子の平均粒径が０．００５～０．０５μｍである、鋼製部品。
２．前記成分組成が、質量％で、
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｈｆ：０．５％以下、
ＲＥＭ：０．１％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｓｎ：０．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、および
Ｗ ：０．０１％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含む、上記１に記載の鋼製部品。
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｈｆ：０．５％以下、
ＲＥＭ：０．１％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｓｎ：０．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、および
Ｗ ：０．０１％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含む、上記１に記載の鋼製部品。
３．前記鋼製部品が、繊維機械用部品、軸受け部品、および機械用刃物のいずれかである、上記１または２に記載の鋼製部品。
４．上記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１１００℃以上、保持時間：１．０時間以上の条件で加熱し、
加熱された前記鋼スラブを、仕上圧延開始温度：Ａｃ３点以上の条件で熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２．０秒以下、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上、冷却停止温度：６４０℃～７２０℃の条件で冷却し、
冷却された前記熱延鋼板を巻取り、
前記巻取後の熱延鋼板に、焼鈍温度：６５０℃以上、７２０℃以下、焼鈍時間：３時間以上の条件での第１の焼鈍を施し、
前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、圧延率：１５％以上での冷間圧延と、焼鈍温度：６００～８００℃、昇温速度を５０℃／ｈ以上での第２の焼鈍とを、２回以上繰返し施し、その後、さらに圧延率３０％以上での最終冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
前記冷延鋼板に対し、
部品形状への加工と、
焼入温度：７５０℃以上９５０℃以下、保持時間：１．０分以上、６０分以下の条件での焼入れと、焼戻温度：１００～３２０℃、保持時間：２０分以上、３時間以下の条件での焼戻しを含む熱処理とを施す、鋼製部品の製造方法。
加熱された前記鋼スラブを、仕上圧延開始温度：Ａｃ３点以上の条件で熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２．０秒以下、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上、冷却停止温度：６４０℃～７２０℃の条件で冷却し、
冷却された前記熱延鋼板を巻取り、
前記巻取後の熱延鋼板に、焼鈍温度：６５０℃以上、７２０℃以下、焼鈍時間：３時間以上の条件での第１の焼鈍を施し、
前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、圧延率：１５％以上での冷間圧延と、焼鈍温度：６００～８００℃、昇温速度を５０℃／ｈ以上での第２の焼鈍とを、２回以上繰返し施し、その後、さらに圧延率３０％以上での最終冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
前記冷延鋼板に対し、
部品形状への加工と、
焼入温度：７５０℃以上９５０℃以下、保持時間：１．０分以上、６０分以下の条件での焼入れと、焼戻温度：１００～３２０℃、保持時間：２０分以上、３時間以下の条件での焼戻しを含む熱処理とを施す、鋼製部品の製造方法。
本発明によれば、耐摩耗性に優れた鋼製部品を提供することができる。本発明の鋼製部品は、静的な条件のみならず、摩擦によって温度が上昇した条件においても優れた耐摩耗性をそうするため、繊維機械用部品、軸受け部品、および機械用刃物をはじめとする様々な用途に好適に用いることができる。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されるものではない。また、本発明では、上述したように、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物に着目する。そのため、以下の説明においては、「Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物」のことを単に「炭化物」と言う場合がある。
［成分組成］
本発明の冷延鋼板は、上述した成分組成を有する。以下、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、含有量の単位としての「％」はとくに断らない限り「質量％」を指すものとする。
本発明の冷延鋼板は、上述した成分組成を有する。以下、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、含有量の単位としての「％」はとくに断らない限り「質量％」を指すものとする。
Ｃ：０．６～１．２５％
Ｃは、焼入れ・焼戻し後の硬度を向上するために必要な元素である。また、Ｃは、セメンタイトや、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の元素と炭化物を生成するために必要な元素でもある。必要な炭化物を生成し、焼入れ・焼戻し後の硬度と耐摩耗性を得るためには、Ｃ含有量を０．６％以上とする必要がある。そのため、Ｃ含有量は０．６％以上、好ましくは０．７％以上とする。一方、Ｃ含有量が１．２５％を超えると、過剰に硬さが上昇し脆化する。また、Ｃ含有量が１．２５％を超えると、加熱時の表面スケールが強固になる結果、表面性状が劣化し、その後の冷延で表面に割れが出やすくなるだけでなく、焼入れの際に割れが生じ摩耗性が低下する。そのため、Ｃ含有量は１．２５％以下、好ましくは１．２０％以下とする。
Ｃは、焼入れ・焼戻し後の硬度を向上するために必要な元素である。また、Ｃは、セメンタイトや、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の元素と炭化物を生成するために必要な元素でもある。必要な炭化物を生成し、焼入れ・焼戻し後の硬度と耐摩耗性を得るためには、Ｃ含有量を０．６％以上とする必要がある。そのため、Ｃ含有量は０．６％以上、好ましくは０．７％以上とする。一方、Ｃ含有量が１．２５％を超えると、過剰に硬さが上昇し脆化する。また、Ｃ含有量が１．２５％を超えると、加熱時の表面スケールが強固になる結果、表面性状が劣化し、その後の冷延で表面に割れが出やすくなるだけでなく、焼入れの際に割れが生じ摩耗性が低下する。そのため、Ｃ含有量は１．２５％以下、好ましくは１．２０％以下とする。
Ｓｉ：０．１０～０．５５％
Ｓｉは、固溶強化により強度を上げる効果を有する元素であり、強度が上がることで耐摩耗性も向上する。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、熱間加工の際に鋼板表面に粗大なフェライトが生成し、その後の工程において耐摩耗性向上に必要な炭化物の生成が阻害される。そのため、Ｓｉ含有量は０．５５％以下、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４５％以下とする。
Ｓｉは、固溶強化により強度を上げる効果を有する元素であり、強度が上がることで耐摩耗性も向上する。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、熱間加工の際に鋼板表面に粗大なフェライトが生成し、その後の工程において耐摩耗性向上に必要な炭化物の生成が阻害される。そのため、Ｓｉ含有量は０．５５％以下、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４５％以下とする。
Ｍｎ：０．２０～２．０％
Ｍｎは、焼入れを促進するとともに焼戻し軟化を抑制することにより、硬度を向上させる作用を有する元素である。焼戻し軟化を抑制するためには、Ｃがセメンタイトとして生成することを抑制するか転位回復を遅らせる必要があるが、Ｍｎはその両方の作用を有している。また、Ｍｎは、焼戻し時だけでなく、鋼製部品の使用時における摩擦熱による転位回復を抑制する作用も有している。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を０．２０％以上、好ましくは０．２５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、Ｍｎが偏析することによりバンド状の組織が生成する。特に、ＭｎＳの偏析部では異常な粒成長や組織の不均質が生じやすく、炭化物生成を抑制すると共に、部品加工時の割れおよび形状不良の原因となる。そのため、Ｍｎ含有量は２．０％以下、好ましくは１．９５％以下とする。
Ｍｎは、焼入れを促進するとともに焼戻し軟化を抑制することにより、硬度を向上させる作用を有する元素である。焼戻し軟化を抑制するためには、Ｃがセメンタイトとして生成することを抑制するか転位回復を遅らせる必要があるが、Ｍｎはその両方の作用を有している。また、Ｍｎは、焼戻し時だけでなく、鋼製部品の使用時における摩擦熱による転位回復を抑制する作用も有している。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を０．２０％以上、好ましくは０．２５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、Ｍｎが偏析することによりバンド状の組織が生成する。特に、ＭｎＳの偏析部では異常な粒成長や組織の不均質が生じやすく、炭化物生成を抑制すると共に、部品加工時の割れおよび形状不良の原因となる。そのため、Ｍｎ含有量は２．０％以下、好ましくは１．９５％以下とする。
Ｐ：０．０００５～０．０５％
Ｐを微量添加することで、固溶強化により硬度を上昇させ、その結果、耐摩耗性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｐ含有量を０．０００５％以上、好ましくは０．０００８％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、粒界の強度が低下し、脆化する。そのため、Ｐ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０４５％以下とする。
Ｐを微量添加することで、固溶強化により硬度を上昇させ、その結果、耐摩耗性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｐ含有量を０．０００５％以上、好ましくは０．０００８％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、粒界の強度が低下し、脆化する。そのため、Ｐ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０４５％以下とする。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、Ｍｎと硫化物を形成してＭｎを消費するため、焼入れ性を低下させる。焼入れ性が低下すると鋼の強度が下がり、その結果、耐摩耗性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。一方、耐摩耗性向上の観点からは、Ｓ含有量は低ければ低いほどよいため、Ｓ含有量の下限はとくに限定されず、０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、工業的生産の観点からは、Ｓ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１％以上とすることがより好ましい。
Ｓは、Ｍｎと硫化物を形成してＭｎを消費するため、焼入れ性を低下させる。焼入れ性が低下すると鋼の強度が下がり、その結果、耐摩耗性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。一方、耐摩耗性向上の観点からは、Ｓ含有量は低ければ低いほどよいため、Ｓ含有量の下限はとくに限定されず、０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、工業的生産の観点からは、Ｓ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１％以上とすることがより好ましい。
Ａｌ：０．００１～０．１％
Ａｌは、製鋼時の脱酸のために必要な元素である。そのため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ａｌが過剰であると粗大な窒化物が形成される。前記窒化物は鋼の表面に形成される場合が多く、この窒化物を起点とした割れやボイドの形成が促進されるので耐摩耗性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
Ａｌは、製鋼時の脱酸のために必要な元素である。そのため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ａｌが過剰であると粗大な窒化物が形成される。前記窒化物は鋼の表面に形成される場合が多く、この窒化物を起点とした割れやボイドの形成が促進されるので耐摩耗性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
Ｎ：０．００１～０．００９％
Ｎを微量添加することにより微細な窒化物を形成し、粒径を微細化して靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｎが過剰であるとＡｌと結合して粗大な窒化物が形成される。前記窒化物は鋼の表面に形成される場合が多く、この窒化物を起点とした割れやボイドの形成が促進されるので耐摩耗性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００９％以下、好ましくは０．００８％以下とする。
Ｎを微量添加することにより微細な窒化物を形成し、粒径を微細化して靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｎが過剰であるとＡｌと結合して粗大な窒化物が形成される。前記窒化物は鋼の表面に形成される場合が多く、この窒化物を起点とした割れやボイドの形成が促進されるので耐摩耗性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００９％以下、好ましくは０．００８％以下とする。
Ｃｒ：０．０５～０．５５％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、硬度を向上させる作用を有する元素であり、したがって、Ｃｒを添加することで耐摩耗性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、好ましくは０．１２％以上とする。一方、Ｃｒが過剰であると粗大なＣｒ炭化物およびＣｒ窒化物が形成され、前記Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の周囲でボイドが発生する結果、鋼製部品の性能が低下するする。また、Ｃｒ炭化物が生成する結果、耐摩耗性の向上に有効な炭化物の生成が妨げられる。そのため、Ｃｒ含有量は０．５５％以下、好ましくは０．９５％以下とする。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、硬度を向上させる作用を有する元素であり、したがって、Ｃｒを添加することで耐摩耗性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、好ましくは０．１２％以上とする。一方、Ｃｒが過剰であると粗大なＣｒ炭化物およびＣｒ窒化物が形成され、前記Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の周囲でボイドが発生する結果、鋼製部品の性能が低下するする。また、Ｃｒ炭化物が生成する結果、耐摩耗性の向上に有効な炭化物の生成が妨げられる。そのため、Ｃｒ含有量は０．５５％以下、好ましくは０．９５％以下とする。
上記成分組成は、Ｔｉ：０．０５～１．０％、Ｎｂ：０．１～０．５％、およびＶ：０．０１～１．０％から選択される１または２以上を含有する。
Ｔｉ：０．０５～１．０％
Ｔｉは、微細な炭化物を形成し、静的な摩耗と熱摩耗の両方を抑制する効果を有する元素である。また、Ｔｉは、焼入れ時の旧オーステナイト粒を微細にし、転位回復を抑制することで耐摩耗性を向上させる効果も有している。Ｔｉを添加する場合、前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．０５％以上、好ましくは０．０１５％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、炭化物が必要以上に粗大化し、前記炭化物がボイドや割れの起点になることから、鋼板を部品形状に加工する際の加工性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は１．０％以下、好ましくは０．９％以下とする。
Ｔｉは、微細な炭化物を形成し、静的な摩耗と熱摩耗の両方を抑制する効果を有する元素である。また、Ｔｉは、焼入れ時の旧オーステナイト粒を微細にし、転位回復を抑制することで耐摩耗性を向上させる効果も有している。Ｔｉを添加する場合、前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．０５％以上、好ましくは０．０１５％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、炭化物が必要以上に粗大化し、前記炭化物がボイドや割れの起点になることから、鋼板を部品形状に加工する際の加工性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は１．０％以下、好ましくは０．９％以下とする。
Ｎｂ：０．１～０．５％
Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、静的な摩耗と熱摩耗の両方を抑制する効果を有する元素である。また、Ｎｂは、焼入れ時の旧オーステナイト粒を微細にし、転位回復を抑制することで耐摩耗性を向上させる効果も有している。Ｎｂを添加する場合、前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．１％以上とする。一方、Ｎｂを過剰に添加すると、炭化物が必要以上に粗大化し、前記炭化物がボイドや割れの起点になることから、鋼板を部品形状に加工する際の加工性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下とする。
Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、静的な摩耗と熱摩耗の両方を抑制する効果を有する元素である。また、Ｎｂは、焼入れ時の旧オーステナイト粒を微細にし、転位回復を抑制することで耐摩耗性を向上させる効果も有している。Ｎｂを添加する場合、前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．１％以上とする。一方、Ｎｂを過剰に添加すると、炭化物が必要以上に粗大化し、前記炭化物がボイドや割れの起点になることから、鋼板を部品形状に加工する際の加工性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下とする。
Ｖ：０．０１～１．０％
Ｖは、微細な炭化物を形成し、静的な摩耗と熱摩耗の両方を抑制する効果を有する元素である。また、Ｖは、焼入れ時の旧オーステナイト粒を微細にし、転位回復を抑制することで耐摩耗性を向上させる効果も有している。Ｖを添加する場合、前記効果を得るために、Ｖ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｖを過剰に添加すると、炭化物が必要以上に粗大化し、前記炭化物がボイドや割れの起点になることから、鋼板を部品形状に加工する際の加工性が低下する。そのため、Ｖ含有量は１．０％以下、好ましくは０．９５％以下とする。
Ｖは、微細な炭化物を形成し、静的な摩耗と熱摩耗の両方を抑制する効果を有する元素である。また、Ｖは、焼入れ時の旧オーステナイト粒を微細にし、転位回復を抑制することで耐摩耗性を向上させる効果も有している。Ｖを添加する場合、前記効果を得るために、Ｖ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｖを過剰に添加すると、炭化物が必要以上に粗大化し、前記炭化物がボイドや割れの起点になることから、鋼板を部品形状に加工する際の加工性が低下する。そのため、Ｖ含有量は１．０％以下、好ましくは０．９５％以下とする。
本発明の一実施形態における冷延鋼板は、以上の成分と、残部のＦｅおよび不可避的不純物とからなる成分組成を有する。
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成は、任意に、Ｓｂ：０．１％以下、Ｈｆ：０．５％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、およびＷ：０．０１％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有することができる。
Ｓｂ：０．１％以下
Ｓｂは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｓｂ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｓｂ含有量は０．１％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｓｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｓｂは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｓｂ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｓｂ含有量は０．１％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｓｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｈｆ：０．５％以下
Ｈｆは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｈｆ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｈｆ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｈｆ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｈｆ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｈｆは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｈｆ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｈｆ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｈｆ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｈｆ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、ＲＥＭを過剰に添加すると炭化物の微細化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類金属）は、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、ＲＥＭを過剰に添加すると炭化物の微細化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｃｕ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｃｕ添加量は０．５％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｃｕ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｃｕ添加量は０．５％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは鋼の強度を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、Ｎｉ含有量は３．０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは鋼の強度を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、Ｎｉ含有量は３．０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．５％以下
Ｓｎは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｓｎ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｓｎ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｓｎ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｓｎ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｓｎ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｓｎ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｓｎ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｓｎ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは鋼の強度を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると炭化物の球状化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、Ｍｏ含有量は１％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏは鋼の強度を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると炭化物の球状化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、Ｍｏ含有量は１％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．５％以下
Ｚｒは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｚｎ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｚｒ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｚｒ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｚｎ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｚｒ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｚｒ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、焼入れの際に表面に割れが生じやすくなる。そのため、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｂは、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、焼入れの際に表面に割れが生じやすくなる。そのため、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｗ：０．０１％以下
Ｗは、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。しかし、Ｗ含有量が０．０１％を超えると、焼入れの際に表面に割れが生じやすくなる。そのため、Ｗ含有量は０．０１％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｗは、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。しかし、Ｗ含有量が０．０１％を超えると、焼入れの際に表面に割れが生じやすくなる。そのため、Ｗ含有量は０．０１％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
旧オーステナイト粒の平均粒径：２５μｍ以下
旧オーステナイト粒を微細化することにより、粒界強化効果が向上する。そしてその結果、摩擦熱発生時の転位回復が抑制されるため、熱環境下においても硬度を保つことが可能となり、耐摩耗性が向上する。前記効果を得るために、旧オーステナイト粒の平均粒径を２５μｍ以下とする。
旧オーステナイト粒を微細化することにより、粒界強化効果が向上する。そしてその結果、摩擦熱発生時の転位回復が抑制されるため、熱環境下においても硬度を保つことが可能となり、耐摩耗性が向上する。前記効果を得るために、旧オーステナイト粒の平均粒径を２５μｍ以下とする。
［炭化物］
本発明の鋼製部品は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を含有する。従来、耐摩耗性の向上にはセメンタイトが利用されてきたが、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物は、セメンタイトよりも硬質であるため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を析出させることにより耐摩耗性を従来よりも向上させることができる。
本発明の鋼製部品は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を含有する。従来、耐摩耗性の向上にはセメンタイトが利用されてきたが、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物は、セメンタイトよりも硬質であるため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を析出させることにより耐摩耗性を従来よりも向上させることができる。
その際、先に述べたように、前記炭化物のうち粗大なものは静的な摩耗を抑制する作用を有している一方、前記炭化物のうち微細なものは摩擦によって温度が上昇した状態での摩耗を抑制する作用を有している。したがって、粗大な炭化物と微細な炭化物それぞれの粒径を適切に制御することにより、鋼製部品を実際に使用する際の耐摩耗性を効果的に向上させることができる。
なお、本発明では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物のうち、粒径が０．１μｍ以上であるものを粗大な炭化物、粒径が０．１μｍ未満のものを微細な炭化物と定義する。
・粗大な炭化物
粗大な炭化物は、静的な摩耗を抑制する作用を有している。例えば、メリヤス針などの繊維機械部品の場合、粗大な炭化物が存在することにより、繊維や繊維に付着した小石などの異物により擦れることによる摩耗を低減することができる。しかし、粗大な炭化物の平均粒径が０．１５μｍ未満であると、静的な摩耗への抵抗性が発揮されない。そのため、粗大な炭化物の平均粒径を、０．１５μｍ以上とする。一方、炭化物が粗大になりすぎると、該炭化物が抵抗として機能する機会が減少することから摩耗への抵抗効果は飽和する。そのため、粗大な炭化物の平均粒径を２．５μｍ以下とする。粗大な炭化物の数密度はとくに限定されないが、高密度であるほど良く、２５０個／ｍｍ２以上であることが好ましい。前記粗大な炭化物は、結晶粒界、結晶粒内のどちらに存在しても良い。
粗大な炭化物は、静的な摩耗を抑制する作用を有している。例えば、メリヤス針などの繊維機械部品の場合、粗大な炭化物が存在することにより、繊維や繊維に付着した小石などの異物により擦れることによる摩耗を低減することができる。しかし、粗大な炭化物の平均粒径が０．１５μｍ未満であると、静的な摩耗への抵抗性が発揮されない。そのため、粗大な炭化物の平均粒径を、０．１５μｍ以上とする。一方、炭化物が粗大になりすぎると、該炭化物が抵抗として機能する機会が減少することから摩耗への抵抗効果は飽和する。そのため、粗大な炭化物の平均粒径を２．５μｍ以下とする。粗大な炭化物の数密度はとくに限定されないが、高密度であるほど良く、２５０個／ｍｍ２以上であることが好ましい。前記粗大な炭化物は、結晶粒界、結晶粒内のどちらに存在しても良い。
・微細な炭化物
微細な炭化物は、転位組織を安定化し、摩擦熱によって温度が上昇した際に転位が回復することを防止する。そのため、微細な炭化物を析出させることによって、摩擦熱による軟化を抑制し、熱環境下での耐摩耗性を向上させることができる。転位回復を抑制する効果は、微細な炭化物の平均粒径が小さいほど高くなる。そのため、微細な炭化物の平均粒径を０．０５μｍ以下とする。一方、炭化物が過度に微細であると、過度に硬度が上昇し、脆化を招く。そのため、微細な炭化物の平均粒径を０．００５μｍ以上とする。微細な炭化物は結晶粒界に生成するよりも、結晶粒内に生成する方が効果が大きい。微細な炭化物の個数密度はとくに限定されないが、多い方が効果が大きく、０．１１個／μｍ２以上であることが好ましい。
微細な炭化物は、転位組織を安定化し、摩擦熱によって温度が上昇した際に転位が回復することを防止する。そのため、微細な炭化物を析出させることによって、摩擦熱による軟化を抑制し、熱環境下での耐摩耗性を向上させることができる。転位回復を抑制する効果は、微細な炭化物の平均粒径が小さいほど高くなる。そのため、微細な炭化物の平均粒径を０．０５μｍ以下とする。一方、炭化物が過度に微細であると、過度に硬度が上昇し、脆化を招く。そのため、微細な炭化物の平均粒径を０．００５μｍ以上とする。微細な炭化物は結晶粒界に生成するよりも、結晶粒内に生成する方が効果が大きい。微細な炭化物の個数密度はとくに限定されないが、多い方が効果が大きく、０．１１個／μｍ２以上であることが好ましい。
また、本発明の鋼製部品の組織はとくに限定されず、上記の条件を満たすものであれば所望の特性を得ることができる。典型的には、本発明の鋼製部品の組織は、焼戻しマルテンサイト、セメンタイト、およびＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物からなる組織であってよい。前記セメンタイトおよびＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物は、球状化していることが好ましい。具体的には、炭化物の平均長径Ｌａと平均短径Ｌｂを用いて下記の式で定義される炭化物の球状化率が０．７１以上であることが好ましい。
球状化率＝Ｌｂ／Ｌａ
なお、Ｌａは、１００μｍ２の範囲に存在するすべての炭化物の長径の和を該炭化物の個数で除することにより求められる。また、Ｌｂは、１００μｍ２の範囲に存在するすべての炭化物の短径の和を該炭化物の個数で除することにより求められる。
球状化率＝Ｌｂ／Ｌａ
なお、Ｌａは、１００μｍ２の範囲に存在するすべての炭化物の長径の和を該炭化物の個数で除することにより求められる。また、Ｌｂは、１００μｍ２の範囲に存在するすべての炭化物の短径の和を該炭化物の個数で除することにより求められる。
［板厚］
前記冷延鋼板の板厚はとくに限定されず、任意の厚さとすることができるが、０．１ｍｍ以上とすることが好ましく、０．２ｍｍ以上とすることがより好ましい。また、板厚の上限についてもとくに限定されないが、２．５ｍｍ以下とすることが好ましく、１．６ｍｍ以下とすることがより好ましく、０．８ｍｍ以下とすることがさらに好ましい。板厚が０．２ｍｍ以上、０．８ｍｍ以下である場合には、メリヤス針用の素材としてとくに好適に用いることができる。
前記冷延鋼板の板厚はとくに限定されず、任意の厚さとすることができるが、０．１ｍｍ以上とすることが好ましく、０．２ｍｍ以上とすることがより好ましい。また、板厚の上限についてもとくに限定されないが、２．５ｍｍ以下とすることが好ましく、１．６ｍｍ以下とすることがより好ましく、０．８ｍｍ以下とすることがさらに好ましい。板厚が０．２ｍｍ以上、０．８ｍｍ以下である場合には、メリヤス針用の素材としてとくに好適に用いることができる。
［冷延鋼板の製造方法］
次に、本発明の一実施形態における冷延鋼板の製造方法について説明する。
次に、本発明の一実施形態における冷延鋼板の製造方法について説明する。
前記冷延鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブに対して、以下の工程を順次施すことにより製造することができる。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却
（４）巻取り
（５）第１の焼鈍
（６）冷間圧延
（７）第２の焼鈍
（８）最終冷間圧延
（９）加工と熱処理
そして、上記（６）および（７）の工程は、２回以上繰り返す。以下、各工程について説明する。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却
（４）巻取り
（５）第１の焼鈍
（６）冷間圧延
（７）第２の焼鈍
（８）最終冷間圧延
（９）加工と熱処理
そして、上記（６）および（７）の工程は、２回以上繰り返す。以下、各工程について説明する。
（１）加熱
まず、上述した成分組成を有する鋼スラブを加熱する。前記鋼スラブは、特に限定されることなく任意の方法で製造することができる。例えば、前記鋼スラブの成分調整は、高炉転炉法で行ってもよく、電炉法で行ってもよい。また、溶鋼からスラブへの鋳造は、連続鋳造法で行ってもよく、分塊圧延で行ってもよい。
まず、上述した成分組成を有する鋼スラブを加熱する。前記鋼スラブは、特に限定されることなく任意の方法で製造することができる。例えば、前記鋼スラブの成分調整は、高炉転炉法で行ってもよく、電炉法で行ってもよい。また、溶鋼からスラブへの鋳造は、連続鋳造法で行ってもよく、分塊圧延で行ってもよい。
スラブ加熱温度：１１００℃以上
保持時間：１．０時間以
前記加熱においては、鋼組織を均一化するとともに、鋼中に含まれる炭化物を一部は固溶させ、残りは析出させるために、鋼スラブを、スラブ加熱温度：１１００℃以上、保持時間：１．０時間以上の条件で加熱する。
保持時間：１．０時間以
前記加熱においては、鋼組織を均一化するとともに、鋼中に含まれる炭化物を一部は固溶させ、残りは析出させるために、鋼スラブを、スラブ加熱温度：１１００℃以上、保持時間：１．０時間以上の条件で加熱する。
なお、前記スラブ加熱の段階で、一部のＣと結合した粗大なＮｂ、Ｔｉ、Ｖ系炭化物を析出させておく必要があるが、その他の未固溶炭化物は後の焼鈍段階で所望の寸法に析出させるため、スラブ加熱の段階では溶解させておく。前記スラブ加熱温度が１１００℃より低い場合、また、保持時間が１時間より短い場合は、粗大なＮｂ，Ｔｉ，Ｖ系炭化物が析出せず、後に、静的な摩耗への抵抗を上げるための粗大なＮｂ，Ｔｉ，Ｖ系炭化物が得られない。一方、前記スラブ加熱温度が高すぎると、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖが固溶して析出量が低下するため、前記スラブ加熱温度１３８０℃以下とすることが好ましい。
（２）熱間圧延
次いで、加熱された前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延においては、常法にしたがい、粗圧延と仕上圧延とを行うことができる。
次いで、加熱された前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延においては、常法にしたがい、粗圧延と仕上圧延とを行うことができる。
仕上圧延開始温度：Ａｃ３点以上
前記熱間圧延における仕上圧延開始温度がＡｃ３点未満であると、熱延後の鋼板中に展伸したフェライトが生成し、この展伸したフェライトが最終的に得られる冷延鋼板にも残留する。そしてその結果、耐摩耗性の向上に有効である粒内や粒界への炭化物の生成が妨げられる。そのため、前記熱間圧延における仕上圧延開始温度をＡｃ３点以上とする。一方、前記仕上圧延入側温度の上限は特に限定されないが、１２００℃以下とすることが好ましい。
前記熱間圧延における仕上圧延開始温度がＡｃ３点未満であると、熱延後の鋼板中に展伸したフェライトが生成し、この展伸したフェライトが最終的に得られる冷延鋼板にも残留する。そしてその結果、耐摩耗性の向上に有効である粒内や粒界への炭化物の生成が妨げられる。そのため、前記熱間圧延における仕上圧延開始温度をＡｃ３点以上とする。一方、前記仕上圧延入側温度の上限は特に限定されないが、１２００℃以下とすることが好ましい。
なお、前記Ａｃ３点（℃）は、下記（１）式で求められる。
Ac3（℃） = 910 - (203 × C1/2) + (44.7 × Si) - (30 × Mn) - (11 × Cr) + (400 × Ti) + (460 × Al) + (700 × P) +(104 × V) + 38 …（１）
ここで、上記（１）式における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を指し、当該元素が含まれていない場合にはゼロとする。
Ac3（℃） = 910 - (203 × C1/2) + (44.7 × Si) - (30 × Mn) - (11 × Cr) + (400 × Ti) + (460 × Al) + (700 × P) +(104 × V) + 38 …（１）
ここで、上記（１）式における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を指し、当該元素が含まれていない場合にはゼロとする。
（３）冷却
熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２．０秒以下
次に、前記熱延鋼板を冷却する。その際、熱間圧延終了から冷却開始までに長時間経過すると、鋼板の表層に粗大なフェライト粒が生成し、後の工程まで残留する。そしてその結果、耐摩耗性の向上に有効である粒界や粒内への炭化物の析出が妨げられる。そのため、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間を２．０秒以下とする。一方、上記の観点からは、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間は短ければ短いほどよいため、下限は特に限定されない。しかし、工業的な生産の観点からは、０．５秒以上であってよく、０．８秒以上であってもよい。
熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２．０秒以下
次に、前記熱延鋼板を冷却する。その際、熱間圧延終了から冷却開始までに長時間経過すると、鋼板の表層に粗大なフェライト粒が生成し、後の工程まで残留する。そしてその結果、耐摩耗性の向上に有効である粒界や粒内への炭化物の析出が妨げられる。そのため、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間を２．０秒以下とする。一方、上記の観点からは、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間は短ければ短いほどよいため、下限は特に限定されない。しかし、工業的な生産の観点からは、０．５秒以上であってよく、０．８秒以上であってもよい。
平均冷却速度：２５℃／ｓ以上
同様に、前記冷却の際の平均冷却速度が２５℃／ｓ未満であると、鋼板の表層に粗大なフェライト粒が生成し、耐摩耗性の向上に有効な炭化物の析出が妨げられる。そのため、前記冷却における平均冷却速度は２５℃／ｓ以上とする。一方、前記平均冷却速度の上限はとくに限定されないが、過度に冷却速度が高いと、その後の巻取時の変態による体積膨張により巻取形状が不良となる。そのため、巻取形状を良好とする観点からは、平均冷却速度を１６０℃／ｓ以下とすることが好ましく、１５０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
同様に、前記冷却の際の平均冷却速度が２５℃／ｓ未満であると、鋼板の表層に粗大なフェライト粒が生成し、耐摩耗性の向上に有効な炭化物の析出が妨げられる。そのため、前記冷却における平均冷却速度は２５℃／ｓ以上とする。一方、前記平均冷却速度の上限はとくに限定されないが、過度に冷却速度が高いと、その後の巻取時の変態による体積膨張により巻取形状が不良となる。そのため、巻取形状を良好とする観点からは、平均冷却速度を１６０℃／ｓ以下とすることが好ましく、１５０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
冷却停止温度：６４０℃～７２０℃
また、前記冷却の際の冷却停止温度が高すぎると、異常に粗大な部分と微細な部分からなる不均一な組織が形成され、その結果、後の炭化物生成が阻害される。そのため、冷却停止温度は７２０℃以下とする。一方、冷却停止温度が低すぎると、巻取時の変態による体積膨張により巻取形状が不良となる。そしてその結果、後の冷間圧延工程で鋼板に不均一な歪が導入されるため、所望の粒径の炭化物が得られず、耐摩耗性が向上しない。そのため、冷却停止温度は６４０℃以上とする。
また、前記冷却の際の冷却停止温度が高すぎると、異常に粗大な部分と微細な部分からなる不均一な組織が形成され、その結果、後の炭化物生成が阻害される。そのため、冷却停止温度は７２０℃以下とする。一方、冷却停止温度が低すぎると、巻取時の変態による体積膨張により巻取形状が不良となる。そしてその結果、後の冷間圧延工程で鋼板に不均一な歪が導入されるため、所望の粒径の炭化物が得られず、耐摩耗性が向上しない。そのため、冷却停止温度は６４０℃以上とする。
（４）巻取り
前記冷却を停止した後に、冷却された前記熱延鋼板をコイル状に巻取る。その際、巻取り温度はとくに限定されないが、６００～７００℃とすることが好ましい。
前記冷却を停止した後に、冷却された前記熱延鋼板をコイル状に巻取る。その際、巻取り温度はとくに限定されないが、６００～７００℃とすることが好ましい。
（５）第１の焼鈍
焼鈍温度：６５０℃以上、７２０℃以下
焼鈍時間：３時間以上
前記巻取後の熱延鋼板に、焼鈍温度：６５０℃以上、７２０℃以下、焼鈍時間：３時間以上の条件での第１の焼鈍を施す。巻取後の熱延鋼板の組織は、板状に生成したセメンタイトとフェライトが並んだパーライト組織である。組織がパーライトであると、後の冷間圧延において歪が安定して導入されず、冷延鋼板に形状不良が生じる場合がある。そのため、パーライト組織を崩して炭化物を球状化する必要がある。しかし、パーライト組織は熱に対して安定であるので、板状を維持しやすい。高温で長時間保持を行って板状の組織を分断し、界面の面積を増加させておく必要がある。そのため、前記第１の焼鈍は、最低でも６５０℃以上の温度で、３時間以上行う。前記第１の焼鈍を行った後に、さらに冷間圧延と第２の焼鈍を行うことにより、板形状のセメンタイトが分断しやすくなる。一方、焼鈍温度が７２０℃より高いと、一部分から優先的に組織変化が進むため、粗大な組織と微細な組織との混合組織となり、最終的に所望のサイズの炭化物が得られず、耐摩耗性が向上しない。前記焼鈍時間の上限は特に限定されないが、過度に長いと生産性が低下することにく加え、効果も飽和する。そのため、２０時間以下とすることが好ましい。
焼鈍温度：６５０℃以上、７２０℃以下
焼鈍時間：３時間以上
前記巻取後の熱延鋼板に、焼鈍温度：６５０℃以上、７２０℃以下、焼鈍時間：３時間以上の条件での第１の焼鈍を施す。巻取後の熱延鋼板の組織は、板状に生成したセメンタイトとフェライトが並んだパーライト組織である。組織がパーライトであると、後の冷間圧延において歪が安定して導入されず、冷延鋼板に形状不良が生じる場合がある。そのため、パーライト組織を崩して炭化物を球状化する必要がある。しかし、パーライト組織は熱に対して安定であるので、板状を維持しやすい。高温で長時間保持を行って板状の組織を分断し、界面の面積を増加させておく必要がある。そのため、前記第１の焼鈍は、最低でも６５０℃以上の温度で、３時間以上行う。前記第１の焼鈍を行った後に、さらに冷間圧延と第２の焼鈍を行うことにより、板形状のセメンタイトが分断しやすくなる。一方、焼鈍温度が７２０℃より高いと、一部分から優先的に組織変化が進むため、粗大な組織と微細な組織との混合組織となり、最終的に所望のサイズの炭化物が得られず、耐摩耗性が向上しない。前記焼鈍時間の上限は特に限定されないが、過度に長いと生産性が低下することにく加え、効果も飽和する。そのため、２０時間以下とすることが好ましい。
なお、第１の焼鈍に先だって、熱延鋼板を酸洗することも好ましい。
（６）冷間圧延
（７）第２の焼鈍
冷間圧延では第１の焼鈍で分断された板状の炭化物がさらに分断されることで鋼板全体に分散し、第２の焼鈍過程を経ることで、所望の寸法で板全体に分散するようになることから、耐摩耗性を向上させるには重要なプロセスである。熱延巻取後に生成した板状の炭化物は安定であるため、後々まで残存しやすく、板状の炭化物生成はボイド生成や割れの原因となりうる。また、鋼板全体に分散しないことから炭化物生成が生じない組織部分では、一方的に摩耗が進んでしまう。
（７）第２の焼鈍
冷間圧延では第１の焼鈍で分断された板状の炭化物がさらに分断されることで鋼板全体に分散し、第２の焼鈍過程を経ることで、所望の寸法で板全体に分散するようになることから、耐摩耗性を向上させるには重要なプロセスである。熱延巻取後に生成した板状の炭化物は安定であるため、後々まで残存しやすく、板状の炭化物生成はボイド生成や割れの原因となりうる。また、鋼板全体に分散しないことから炭化物生成が生じない組織部分では、一方的に摩耗が進んでしまう。
そこで、耐摩耗性の向上に有効な粒径の炭化物を析出させるために、前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、冷間圧延と第２の焼鈍とを、２回以上繰返し施す。冷間圧延を行うことにより鋼板中に生成している板状の炭化物を分断し、さらに第２の焼鈍を行うことによって所望の寸法の炭化物を鋼板全体に分散させることができる。前記効果を得るために、前記冷間圧延の圧延率を１５％以上、第２の焼鈍における焼鈍温度を６００℃以上とする。一方、前記焼鈍温度が８００℃より高いと、最終的に得られる組織の旧オーステナイト粒が粗大化し、摩擦熱発生時の摩耗抵抗が低下する。そのため、前記焼鈍温度は８００℃以下とする。
また、前記第２の焼鈍における昇温速度が遅すぎると、炭化物の局所的な粗大化が進行し、摩擦時の温度上昇に伴う鋼板の軟化を抑制するために必要な微細な炭化物が得られない。そのため、前記昇温速度は５０℃／ｈ以上とする。一方、前記昇温速度の上限は特に限定されないが、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
前記冷間圧延における圧延率は高い方がよいが、圧延率が６５％以上であると、得られる冷延鋼板の形状が不安定となる場合がある。そのため、前記圧延率は６５％未満とすることが好ましい。
前記冷間圧延と第２の焼鈍の繰返し回数は、２回以上とする。冷間圧延と焼鈍を２回以上繰り返すことにより、組織を微細化するとともに炭化物を鋼板全体に分散させ、最終的に所望の炭化物サイズとすることができる。良好な鋼板形状や板厚精度を安定的に得るためには繰返し回数が多い方が好ましく、前記繰返し回数の上限はとくに限定されない。しかし、繰返し回数が５回を超えると効果が飽和するため、繰返し回数は５回以下とすることが好ましい。
（８）最終冷間圧延
圧延率：３０％以上
上記のように冷間圧延と第２の焼鈍を２回以上繰り返した後、さらに圧延率３０％以上での最終冷間圧延を施す。圧延率：３０％以上で最終冷間圧延を行うことにより、最終的な焼入れ・焼戻しの際に微細な炭化物が生成し、摩擦熱発生時の耐摩耗性が向上する。また、圧延率：３０％以上で最終冷間圧延を行うことにより、旧オーステナイト粒径が微細化するため、さらに耐摩耗性が向上する。前記最終冷間圧延における圧延率は大きい方が良いが、６５％以上であると鋼板の形状が不安定になる場合がある。そのため、前記圧延率は６５％未満とすることが好ましい。
圧延率：３０％以上
上記のように冷間圧延と第２の焼鈍を２回以上繰り返した後、さらに圧延率３０％以上での最終冷間圧延を施す。圧延率：３０％以上で最終冷間圧延を行うことにより、最終的な焼入れ・焼戻しの際に微細な炭化物が生成し、摩擦熱発生時の耐摩耗性が向上する。また、圧延率：３０％以上で最終冷間圧延を行うことにより、旧オーステナイト粒径が微細化するため、さらに耐摩耗性が向上する。前記最終冷間圧延における圧延率は大きい方が良いが、６５％以上であると鋼板の形状が不安定になる場合がある。そのため、前記圧延率は６５％未満とすることが好ましい。
また、最終的に得られた冷延鋼板に、さらに任意の表面処理を行ってもよい。
（９）加工と熱処理
次いで、得られた冷延鋼板に対し、部品形状への加工と熱処理とを施して、最終的な鋼製部品とする。前記加工の方法はとくに限定されず、任意の方法で行うことができる。前記加工は、例えば、打抜き加工、切削加工、伸線加工、曲げ加工、研磨加工の少なくとも１つであってよい。
次いで、得られた冷延鋼板に対し、部品形状への加工と熱処理とを施して、最終的な鋼製部品とする。前記加工の方法はとくに限定されず、任意の方法で行うことができる。前記加工は、例えば、打抜き加工、切削加工、伸線加工、曲げ加工、研磨加工の少なくとも１つであってよい。
前記熱処理は、焼入温度：７００℃以上９５０℃以下、保持時間：１．０分以上、６０分以下の条件での焼入れと、焼戻温度：１００～４００℃、保持時間：２０分以上、３時間以下の条件での焼戻しとを含む。前記焼入れと焼戻しの条件は、炭化物の粒径や旧オーステナイト粒径を制御して優れた耐摩耗性を得るために重要である。
微細な炭化物を生成させるためには、焼入温度（焼入れ時の加熱温度）を高くする必要がある。そのため、焼入温度は７００℃以上、好ましくは７２０℃以上とする。一方、焼入温度が高すぎると旧オーステナイト粒径が大きくなり、耐摩耗性が低下する。そのため、焼入温度は９５０℃以下、好ましくは９２０℃以下とする。
前記焼入れの際に、所望の寸法の炭化物を生成させるためには、前記加熱温度に１．０分以上保持する必要がある。そのため、保持時間は１．０分以上とする。一方、保持時間が６０分を超えると、旧オーステナイト粒が粗大化し、耐摩耗性が低下する。そのため、保持時間は６０分以下とする。前記焼入れにおける冷却は、油もしくはその他の冷却媒体で室温まで冷却することが好ましい。
硬度を向上させて高い耐摩耗性を得るためには、焼戻し温度を低くする必要がある。そのため、焼戻温度は４００℃以下、好ましくは３８０℃以下とする。一方、焼戻温度が低すぎると、微細な炭化物が成長せず所望の寸法にならない。また、硬度が高くなりすぎて素材が脆化する。そのため、焼戻温度は１００℃以上、好ましくは１３０℃以上とする。
前記焼戻しの際の保持時間が２０分未満であると、微細な炭化物が成長せず所望の寸法にならないだけでなく、硬度が高くなりすぎて脆化が生じるため、保持時間は２０分以上とする。一方、保持時間が３時間を超えると微細な炭化物が粗大になりすぎて所望の寸法にならない。そのため、保持時間は３時間以下とする。
前記熱処理は、前記加工の後に行ってもよく、前記加工の途中で行ってもよい。
以上の方法により、耐摩耗性に優れる鋼製部品を製造することができる。前記鋼製部品は、とくに限定されず任意の用途に用いることができるが、繊維機械用部品、軸受け部品、および機械用刃物をはじめとする、耐摩耗性が求められる用途にとくに好適に用いることができる。
表１に示す成分組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。次いで、前記鋼スラブに対して、加熱、熱間圧延、冷却、巻取り、第１の焼鈍、冷間圧延、第２の焼鈍、および最終冷間圧延を順次施して、最終板厚：約０．４ｍｍの冷延鋼板とした。各工程は、表２、３に示す条件で実施し、冷間圧延および第２の焼鈍は表３に示した回数繰り返した。その後、前記冷延鋼板に表３に示した条件で焼入れと焼戻しからなる熱処理を施して、試料を得た。なお、本実施例では、部品形状への加工工程は省略した。
得られた試料における旧オーステナイト粒の平均粒径、粗大な炭化物の平均粒径、および微細な炭化物の平均粒径を、それぞれ以下の手順で測定した。
（旧オーステナイト粒径）
得られた試料から炭化物観察用試験片を採取した。前記組織観察用試験片の圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨した後、コロイダルシリカで最終研磨を行い、ＥＢＳＤ測定を実施し旧オーステナイト粒界を特定した。旧オーステナイト粒界を特定した後に個々の粒径と粒の個数を求め、円相当直径を算出し、平均粒径とした。評価結果を表４に示す。
得られた試料から炭化物観察用試験片を採取した。前記組織観察用試験片の圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨した後、コロイダルシリカで最終研磨を行い、ＥＢＳＤ測定を実施し旧オーステナイト粒界を特定した。旧オーステナイト粒界を特定した後に個々の粒径と粒の個数を求め、円相当直径を算出し、平均粒径とした。評価結果を表４に示す。
（粗大な炭化物）
得られた試料から炭化物観察用試験片を採取した。前記組織観察用試験片の圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨した後、前記研磨面を、１～３ｖｏｌ％ナイタール液を用いて腐食させることにより組織を現出させた。次いで、前記組織観察用試験片の表面を、ＳＥＭを用いて倍率３０００倍にて撮像し、組織画像を得た。得られた組織画像に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物それぞれ粒径を切断法で測定し、前記炭化物の粒径の平均値を算出した。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ系の炭化物の同定はＳＥＭ－ＥＤＳ分析を用いて行った。観察視野に対して元素マッピングを行い、セメンタイトとそれ以外の炭化物に分離し、それ以外の炭化物をＮｂ、Ｔｉ、Ｖ系炭化物とした。評価結果を表４に示す。なお、粗大な炭化物が観察されなかった物については空欄（－）とした。
得られた試料から炭化物観察用試験片を採取した。前記組織観察用試験片の圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨した後、前記研磨面を、１～３ｖｏｌ％ナイタール液を用いて腐食させることにより組織を現出させた。次いで、前記組織観察用試験片の表面を、ＳＥＭを用いて倍率３０００倍にて撮像し、組織画像を得た。得られた組織画像に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物それぞれ粒径を切断法で測定し、前記炭化物の粒径の平均値を算出した。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ系の炭化物の同定はＳＥＭ－ＥＤＳ分析を用いて行った。観察視野に対して元素マッピングを行い、セメンタイトとそれ以外の炭化物に分離し、それ以外の炭化物をＮｂ、Ｔｉ、Ｖ系炭化物とした。評価結果を表４に示す。なお、粗大な炭化物が観察されなかった物については空欄（－）とした。
（微細な炭化物）
得られた試料から炭化物観察用試験片を採取し、厚さ７０μｍ程度まで薄厚化した後に、電解研磨にて観察サンプルを作製した。ＴＥＭにて、１５００００～２５００００倍で観察し、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物をＴＥＭ－ＥＤＳにより分析し、切断法によりそれぞれの炭化物の直径を求め、得られた粒径を算術平均して微細な炭化物の平均粒径とした。評価結果を表４に示す。なお、微細な炭化物が観察されなかった物については空欄（－）とした。
得られた試料から炭化物観察用試験片を採取し、厚さ７０μｍ程度まで薄厚化した後に、電解研磨にて観察サンプルを作製した。ＴＥＭにて、１５００００～２５００００倍で観察し、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物をＴＥＭ－ＥＤＳにより分析し、切断法によりそれぞれの炭化物の直径を求め、得られた粒径を算術平均して微細な炭化物の平均粒径とした。評価結果を表４に示す。なお、微細な炭化物が観察されなかった物については空欄（－）とした。
（耐摩耗性）
得られた焼入れ焼戻し後の鋼板の耐摩耗性を以下の２つの条件で評価した。
得られた焼入れ焼戻し後の鋼板の耐摩耗性を以下の２つの条件で評価した。
まず、摩擦による温度上昇がほとんど生じない、静的な条件における耐摩耗性を以下の手順で評価した。
それぞれの試験片から、図１に示す形状の摩耗試験片１０を採取した。１つの摩耗試験片１０には糸を通すためのホール１１が４つ備えられている。
得られた摩耗試験片１０と図２に示す摩耗試験装置２０を用いて摩耗試験を実施した。具体的には、糸巻出装置２１から送給される糸Ｓを、摩耗試験片１０のホール１１の側面に接触した状態でホール１つ当たり１０万ｍ走行させ、摩耗量を測定した。糸Ｓの走行速度としては、フルダルポリエステル編み糸を使用し、糸Ｓの走行速度は５ｍ／ｍｉｎとした。また、糸の張力は、張力調整装置２２を用いて１０±２Ｎ／ｃｍに調整した。
図３に示すように、ホール１１の糸と接触していた箇所には、摩耗によって溝１２が形成される。そこで、糸を１０万ｍ走らせた時点で走行を停止し、溝１２の深さｄ（摩耗深さ）を光学顕微鏡で測定した。
同様の試験を４つのホール１１で実施し、得られた４つの摩耗深さの平均値を当該摩耗試験片の摩耗深さとした。摩耗深さが４９０μｍ未満であれば耐摩耗性：良（〇）、４９０μｍ以上であれば耐摩耗性：不良（×）とした。評価結果を表４に示す。
次に、摩擦による温度上昇をともなう条件における耐摩耗性評価するために、糸の走行速度を１８０ｍ／ｍｉｎとした点以外は上記静的条件での試験と同様の手順で試験を実施し、同様の基準で耐摩耗性を評価した。評価結果を表４に示す。
１０ 摩耗試験片
１１ ホール
１２ 溝
２０ 摩耗試験装置
２１ 糸巻出装置
２２ 張力調整装置
２３ 糸巻取装置
Ｓ 糸
ｄ 摩耗深さ
１１ ホール
１２ 溝
２０ 摩耗試験装置
２１ 糸巻出装置
２２ 張力調整装置
２３ 糸巻取装置
Ｓ 糸
ｄ 摩耗深さ
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ ：０．６～１．２５％、
Ｓｉ：０．１０～０．５５％、
Ｍｎ：０．２０～２．０％、
Ｐ ：０．０００５～０．０５％、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１％、
Ｎ ：０．００１～０．００９％、
Ｃｒ：０．０５～０．５５％、ならびに
Ｔｉ：０．０５～１．０％、Ｎｂ：０．１～０．５％、およびＶ：０．０１～１．０％の１または２以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
旧オーステナイト粒の平均粒径が２５μｍ以下であり、
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を含み、かつ、
前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ以上の粒子の平均粒径が０．１５～２．５μｍ、かつ個数密度が２５０個／ｍｍ ２ 以上であり、
前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ未満の粒子の平均粒径が０．００５～０．０５μｍ、かつ個数密度が０．１１個／μｍ ２ 以上である、鋼製部品。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｈｆ：０．５％以下、
ＲＥＭ：０．１％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｓｎ：０．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、および
Ｗ ：０．０１％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含む、請求項１に記載の鋼製部品。 - 前記鋼製部品が、繊維機械用部品、軸受け部品、および機械用刃物のいずれかである、請求項１または２に記載の鋼製部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2023102653A JP2023116800A (ja) | 2021-06-18 | 2023-06-22 | 鋼製部品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021102030 | 2021-06-18 | ||
| JP2021102030 | 2021-06-18 | ||
| PCT/JP2022/023540 WO2022264948A1 (ja) | 2021-06-18 | 2022-06-10 | 鋼製部品および鋼製部品の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2023102653A Division JP2023116800A (ja) | 2021-06-18 | 2023-06-22 | 鋼製部品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2022264948A1 JPWO2022264948A1 (ja) | 2022-12-22 |
| JP7334868B2 true JP7334868B2 (ja) | 2023-08-29 |
Family
ID=84527552
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2022566277A Active JP7334868B2 (ja) | 2021-06-18 | 2022-06-10 | 鋼製部品 |
| JP2023102653A Pending JP2023116800A (ja) | 2021-06-18 | 2023-06-22 | 鋼製部品の製造方法 |
Family Applications After (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2023102653A Pending JP2023116800A (ja) | 2021-06-18 | 2023-06-22 | 鋼製部品の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP4324953A1 (ja) |
| JP (2) | JP7334868B2 (ja) |
| CN (1) | CN117413081A (ja) |
| TW (1) | TWI794118B (ja) |
| WO (1) | WO2022264948A1 (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010138453A (ja) | 2008-12-11 | 2010-06-24 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐摩耗性焼入れ焼戻し部品用鋼材および製造方法 |
| JP2015190036A (ja) | 2014-03-28 | 2015-11-02 | 日新製鋼株式会社 | 繊維機械部品用鋼板およびその製造方法 |
| JP2017190494A (ja) | 2016-04-13 | 2017-10-19 | 日新製鋼株式会社 | 靭性に優れる耐摩耗性鋼板 |
| WO2021090472A1 (ja) | 2019-11-08 | 2021-05-14 | 株式会社特殊金属エクセル | 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020213179A1 (ja) * | 2019-04-17 | 2020-10-22 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板及びその製造方法、並びに成形体 |
-
2022
- 2022-06-10 EP EP22824938.9A patent/EP4324953A1/en active Pending
- 2022-06-10 WO PCT/JP2022/023540 patent/WO2022264948A1/ja active Application Filing
- 2022-06-10 CN CN202280038848.6A patent/CN117413081A/zh active Pending
- 2022-06-10 JP JP2022566277A patent/JP7334868B2/ja active Active
- 2022-06-16 TW TW111122349A patent/TWI794118B/zh active
-
2023
- 2023-06-22 JP JP2023102653A patent/JP2023116800A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010138453A (ja) | 2008-12-11 | 2010-06-24 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐摩耗性焼入れ焼戻し部品用鋼材および製造方法 |
| JP2015190036A (ja) | 2014-03-28 | 2015-11-02 | 日新製鋼株式会社 | 繊維機械部品用鋼板およびその製造方法 |
| JP2017190494A (ja) | 2016-04-13 | 2017-10-19 | 日新製鋼株式会社 | 靭性に優れる耐摩耗性鋼板 |
| WO2021090472A1 (ja) | 2019-11-08 | 2021-05-14 | 株式会社特殊金属エクセル | 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2023116800A (ja) | 2023-08-22 |
| TWI794118B (zh) | 2023-02-21 |
| JPWO2022264948A1 (ja) | 2022-12-22 |
| CN117413081A (zh) | 2024-01-16 |
| WO2022264948A1 (ja) | 2022-12-22 |
| TW202302876A (zh) | 2023-01-16 |
| EP4324953A1 (en) | 2024-02-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5655986B2 (ja) | 鋼線材又は棒鋼 | |
| JP6160783B2 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
| JP6880245B1 (ja) | 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品 | |
| JP5280324B2 (ja) | 精密打抜き用高炭素鋼板 | |
| JP4465057B2 (ja) | 精密打抜き用高炭素鋼板 | |
| JP2010216008A (ja) | 高強度機械部品用素材鋼板およびその製造方法並びに高強度機械部品製造方法 | |
| JP2009197256A (ja) | 高炭素鋼板の製造方法 | |
| JP3909949B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造法 | |
| JP4425368B2 (ja) | 局部延性に優れた高炭素鋼板の製造法 | |
| JP3909950B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法 | |
| JP4008320B2 (ja) | 軸受用圧延線材および伸線材 | |
| JP7334868B2 (ja) | 鋼製部品 | |
| WO2022153790A1 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼材及びその製造方法 | |
| JP3909939B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法 | |
| JP2016216809A (ja) | 冷間成形性と熱処理後靭性に優れた低炭素鋼板及び製造方法 | |
| JP4161090B2 (ja) | 打抜き性に優れた高炭素鋼板 | |
| JP7329780B2 (ja) | 冷延鋼板および鋼製部品 | |
| JP7444096B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP7444097B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2022210761A1 (ja) | 冷延鋼板および冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20221028 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20221028 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20221227 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230214 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20230404 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230622 |
|
| A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20230629 |
|
| 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: 20230718 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230731 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7334868 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |