離心鑄造軋輥用外層材料的製作方法

2023-11-30 23:21:41

專利名稱：：離心鑄造軋輥用外層材料的製作方法發明領域本發明涉及具有耐磨性、耐龜裂性、低摩擦係數之特性，即使採取離心鑄造工序，也不會引起偏析，同時具有優良耐收縮龜裂性及耐表面粗糙性的軋輥外層材料。
背景技術：
以前就軋輥用材料而言，都是一直沿用高鉻鑄鐵、麻口細晶粒鎳合金鑄鐵、阿達邁特(鎳鉻耐磨)鑄鐵等，之後為了進一步提高耐磨性，於是就採用高速鋼系軋輥材料，進而以這種材料來開發軋輥。例如在日本專利公報特開平4-365836號，則有揭示以含有C1.5～3.5％，Si1.5％以下，Mn1.2％以下，Cr5.5～12.0％，Mo2.0～8.0％，V3.0～10.0％，Nb0.6～7.0％之成份，而且要滿足下式(1)、(2)亦即V＋1.8Nb≤7.5C-6.0(％)………(1)0.2≤Nb/V≤0.8………(2)之條件，而剩餘部分為Fe及不可避免的雜質製成的軋輥外層材料，在這種情形下，即使採用離心鑄造，在外層內部，都不會引起成分、組織偏析而且兼有耐磨性與耐龜裂性之軋制用輥外層材料。再者，在日本專利公報特開平6-256888號，也揭示了作為以含有C1.8～3.6％，Si1.0～3.5％，Mn0.1～2.0％，Cr2.0～10.0％，Mo0.1～10.0％，W0.1～10％，V、Nb一種或兩種之總計為1.5～10％，及剩餘部分實質上是Fe為特徵的含有石墨成分的高速鋼系鑄鐵材料，這是一種低摩擦係數、又不易引起龜裂進展的高速鋼系鑄鐵材料。再者，在日本特許公報特開平6-335712號公報，也有揭示含有C2.0～4.0％，Si0.5～4.0％，Mn0.1～1.5％，Ni2.0～6.0％，Cr1.0～7.0％，V2.0～8.0％成分之元素外，還含有Mo0.3～4.0％，W0.3～4.0％，Co1.0～10.0％，Nb1.0～10.0％，Ti0.01～2.0％，B0.02～0.2％，Cu0.02～1.0％成份之元素一種以上的耐磨耐燒結性的熱軋用輥子。今就熱軋製品而言，都是利用將連續鑄造或通過開坯鑄造的厚度為130mm～300mm之平板，於加熱爐中加熱，或將熱片輸送至粗軋及精軋機，進行熱軋製成厚度1.0～25.4mm之板條，繼之以卷繞機將板條卷繞成圈筒狀，經過冷卻後再於各種精整線上經處理而製成。就精軋機而言，通常都是採取將四路式軋鋼機5-7機配置成為串聯排列之連續軋鋼機。雖然在昭和30年(1955年)代以前，多半是採用6臺之製造工廠為多，但是到了昭和40年(1965年)代，為了提高生產率及配合圈筒之大型化，所有的製造工廠幾乎都改採用7臺式之機列。在精加工軋制工序中，如果因為某種原因，於臺式機列間若有二片重疊起來時，也是照樣被軋制而引起所謂收縮事故。尤其是越在工序的後段其發生機率也越高，若以7機列之精軋機而言，自第5臺式以後則易見這種事故。如果遭遇到這種收縮事故的時候，因為其異常軋制，而引起的摩擦發熱及加工發熱，使軋輥表面溫度會局部上升，當被水冷卻時，受到熱衝擊，在軋輥表面有時會產生龜裂現象。這就是所謂的收縮龜裂。通常若遭受到收縮事故的時候，則更換軋輥並檢查遭遇收縮事故之軋輥有無龜裂現象，如果確認有龜裂的話，就將軋輥進行磨削一直到龜裂消失為止。這意味著軋輥單位消費資源惡化。再者，若存在收縮龜裂而未被發現，繼續不停地再使用該軋輥的話，則會以其原收縮龜裂部位為起點，使龜裂繼續擴大，甚至有產生軋輥剝落事故之危險。於是在這種情形下，生產線則必須停機數小時至數十小時之久，從而帶來嚴重的損失。以前，就加工後段用之軋輥而言，除了一部分之外，一般都是使用離心鑄造的麻口細晶粒高合金鑄鐵軋輥。雖然離心鑄造的麻口細晶粒高合金鑄鐵軋輥，在遭遇到收縮事故時發生龜裂現象之機率比較低，再者，即使發生龜裂的時候其深度也較淺，可是其耐磨性卻較低劣。最近，也有漸漸使用高速鋼系之軋輥做為加工後段用軋輥之趨勢，雖然，其耐磨性很好，比離心鑄造的麻口細晶粒高合金鑄鐵軋輥大約高3-5倍，可是若遭到收縮事故時其收縮發生率卻偏高，而且其龜裂深度也較深。例如，就用於汽車車體之薄鐵板之情形而言，為要確保汽車整體完成時之鮮豔性，則於熱軋時要求有健全的製品表面。尤其是在電氣化製品用之薄鐵板亦然。再者，由於軋輥製品間之摩擦係數較大，而無法維持鐵板良好之穿通性，因之往往發生燒結粘砂等而損壞其表面光滑性，可是，這些問題系都可利用特開平6-256888號之技術來加以解決。然而，在軋制時，由於輥子所產生，或者因為被軋制材料的氧化鐵皮，將製品表面劃傷的時候，或者其氧化鐵皮會如同楔子插進位品，產生所謂針狀氧化鐵皮傷痕時，這些有關表面特性問題，即使包括特開平4-365836、特開平6-256888，都未能解決。再者，在特開平6-335712號中，雖然揭示了有關由石墨、MC系碳化物及滲碳體所形成具有金相(金屬組織)之耐磨耐燒結性的熱軋用輥，可是當進行離心鑄造時，因為離心力分離作用，MC系碳化物產生偏析，於是軋輥的均勻特性有下降的危險，再者，對於針狀氧化鐵皮劃痕也未見有妥善之對策。發明之目的及解決問題之手段鑑於上述之種種問題本發明的目的是要達到，除了保持高速鋼系軋輥特色之耐磨性外，併兼備耐龜裂性與低摩擦係數，即使採取離心鑄造工序，也不會產生偏析，同時也能夠確保表面耐粗糙性。今就權利要求1記載之離心鑄造軋輥用外層材料而言，系含有成分C2.5～4.7％，Si0.8～3.2％，Mn0.1～2.0％，Cr0.4～1.9％，Mo0.6～5％，V3.0～10.0％，Nb0.6～7.0％，且要滿足下記之第(1)式、第(2)、第(3)式及第(4)式，亦即2.0＋0.15V＋0.10Nb≤C(％)………(1)1.1≤Mo/Cr………(2)Nb/V≤0.8………(3)0.2≤Nb/V………(4)和剩餘部分為Fe及不可避免之雜質所組成，其澆鑄溫度為1400℃以上，具有粒狀MC型碳化物和石墨。就權利要求2記載之離心鑄造軋輥用外層材料而言，系含有成分C2.5～4.7％，Si0.8～3.2％，Mn0.1～2.0％，Cr0.4～1.9％，Mo0.6～5％，V3.0～10.0％，Nb0.6～7.0％，B0.002～0.1％，且要滿足下記之第(1)、(2)、(3)及(4)式之要求，亦即2.0＋0.15V＋0.10Nb≤C(％)………(1)1.1≤Mo/Cr………(2)Nb/V≤0.8………(3)0.2≤Nb/V………(4)和剩餘部分為Fe及不可避免之雜質所組成，其澆注溫度為1400℃以上，具有粒狀MC型碳化物和石墨。權利要求3中記載之本發明是在上述權利要求1或2中記載之離心鑄造軋輥用外層材料中，還要含有成分Ni5.5％以下。(A)就權利要求1記載的離心鑄造軋輥用外層材料而言必須含有粒狀MC型碳化物具有堅硬之MC型碳化物的存在，對於提高軋輥之耐磨性是最有效的。尤其是使碳化物形態為粒狀，通過使之均勻地分布在軋輥材料組織中，可以提高軋輥之均質性及耐龜裂性。鑄造溫度必須在1400℃以上對提高耐磨性有效之MC型碳化物而言，通常已知有WC或VC被採用。在本申請中，於離心鑄造時，為了確保粒狀之MC型碳化物，其特徵係為將Nb與V複合添加。亦即，在熔融金屬中使以NbC為晶核的{V、Nb}C複合碳化物結晶，之後，伴隨著共晶組織·石墨之結晶化而進行凝固，製造工作便算完畢。Nb在熔融金屬中作為生成結晶之MC型碳化合物的晶核發生作用，再者，因為VC碳化物之比重較小，於是在離心鑄造時會因離心分離而偏析，可是由於添加了Nb之故會變成比重較大的{V、Nb}C複合碳化物，而具有不易被離心分離之效果。然而，若澆注溫度過低的話，在熔融金屬中之結晶碳化物({V、Nb}C)就會成長、粗大化，為了完成離心分離，澆注溫度則必須在1400℃以上。最好是要在1450～1520℃之範圍。必須含有石墨關於石墨結晶量，主要系由其做為元素之C、對石墨結晶有作用之Si、在石墨結晶前消耗C的V·Nb之量為主來決定，在本發明範圍中，面積率為0.2～5％。該石墨擔負在熱衝擊時吸收應力之作用。再者，該石墨也具有完成固體潤滑劑之作用，以便降低摩擦係數，提高耐燒結粘附性(耐燒付性)。成分C要在2.5～4.7％之範圍C元素係為提高軋輥外層材料之耐磨性的硬質碳化物的形成，以及為使石墨在基體內形成結晶所必要之元素，其含量必須在2.5％以上，可是若超過4.7％的話，就會因之降低耐磨性，所以其上限定為4.7％。最好是在2.9～4.0％為佳。成分Si要在0.8～3.2％之範圍Si元素係為要確保脫氧及鑄造性，及為生成石墨結晶而添加的，如果含量在0.8％以下的話，則對於石墨之結晶作用不足，可是若超過3.2％的話則石墨結晶量又變成過多反而引起耐磨性下降，所以其上限定為3.2％。成分Mn要在0.1～2.0％之範圍Mn與作為雜質混入的S結合形成為MnS，為防止因S而引起的脆化、其含量必須在0.1％以上，可是若超過2.0％的話，因為會降低耐龜裂性，所以其上限定為2.0％，最好是在0.2～1.0％為佳。成分Cr要在0.4～1.9％之範圍Cr元素係為用以形成碳化物，進而改善其耐磨性，與強化基體及改進耐龜裂性，於是其含量必須要在0.4％以上，另一方面，是很強的白口化元素，若超過1.9％的話，在凝固過程中含防礙石墨之結晶化。所以其上限定為1.9％。最好是在0.5～1.0％為佳。成分Mo要在0.6～5％之範圍Mo元素系如同Cr元素，通過形成碳化物來提高耐磨性，及通過強化基體組織，可有效地改進耐龜裂性，同時，為了有效地改進基體的淬火性及回火軟化阻力，於是其含量必須在0.6％以上，可是若超過5％的時候，由於會降低耐龜裂性，所以其上限定為5％。成分V要在3.0～10.0％之範圍V元素係為用以形成改進耐磨性最有效的硬MC(或M4C3)碳化物(直徑為數μm程度)之必須元素，為要發揮其功效必須在3.0％以上之含量，可是若超過10.0％的話其耐龜裂性卻反而下降，及產生溶解不良等製造上之問題，所以其上限定為10.0％。成分Nb要在0.6～7.0％範圍並滿足0.2≤Nb/V………(4)之條件VC碳化物之比重相對基體熔融金屬而言要小的多，於是只要進行離心鑄造就會發生偏析。而添加Nb之目的係為要防止發生這種偏析。Nb系與V形成為複合碳化物(V、Nb)C，其比重則大於單獨V的碳化物。藉此，以便防止因離心分離所引起之偏析。所以必須按照V之添加量來改變Nb之添加量。基於圖1以離心鑄造方法來製造的時候，為要獲得均勻的外層材料，則必須滿足0.2≤Nb/V之條件。再者，由於V系佔有3.0％以上，所以最少Nb也要添加0.6％以上。另一方面，Nb含量若超過7.0％的話，因為會產生溶解不良等之製造上之問題，所以其上限定為7.0％。再者，在圖1中所示之「磨損比(內層/外層)」，係為自環形材之內層側所採取之試驗片之磨損量(Iw)與自外層側所採取之試驗片之磨損量(Ow)之比(Iw/Ow)。圖1之試驗，系採用試樣含量成分為C4.1％，Si1.1％，Mn0.3％，Cr0.9％，Mo2.0％，V5.1％，Nb0～7.5％，以澆注溫度為1470℃、離心鑄造(140G)所得之壁厚為100mm之環形樣品，就該試樣用溫度1050℃施行正常化處理，以溫度550℃施行回火處理過之試樣。然後，進行磨損試驗，亦即採用φ190×15之對照材與φ50×10之試驗材之圓盤以滑動磨損方式，將對照材加熱至800℃，並施加荷重100kgf之壓接狀態下使試驗材以800rpm之轉速旋轉，滑動率為3.9％，測定經過120分後的磨損量。必須滿足2.0＋0.15V＋0.10Nb≤C(％)………(1)之條件本發明之軋輥材料在進行凝固之際，首先形成{V、Nb}C複合碳化物與樹枝狀晶體之結晶，之後，形成石墨、共晶組織之結晶，凝固工序便算完畢。C系由V、Nb而優先被消耗，剩下的部分就是石墨等物。(1)式是將石墨結晶設定在面積率為0.2％以上的條件。必須滿足1.1≤Mo/Cr………(2)之條件這是為要使軋輥之外層材料不致發生針狀氧化皮缺陷之條件式。由表1之實驗數據，即可明白第(2)式為不會發生針狀氧化皮(鱗片)缺陷之範圍。表1之軋制實驗系採取成分為C4.0％，Si1.3％，Mn0.5％，Cr0.6，1.0，1.7％，Mo0.2～7.0％，V4.8％，Nb1.4％之熔融金屬，澆注溫度為1500℃，把熔融金屬澆注成砂型，加工成φ90×250mm之圓筒塊，並施行1050℃正常化處理，及施行550℃回火處理，製成為φ70×140之軋輥。然後，剪取SUS304厚1.2mm寬度20mm長度600mm的帶材3個，並將該三個帶材用軋輥施行熱軋進行試驗。其環境係為壓下率40％，軋制速度為100mpm，軋制溫度為1050℃，若換算為實際上之機械狀態的話，則在熱軋加工前段(第1段)相當於軋制315個板坯。在這個試驗中，在即將進行軋制之前，就對經被加熱之帶材進行去除氧化皮。試驗後，再觀察被軋制材表面狀態，並檢查有否發生劃傷，在制品上有否產生如同插入楔狀之氧化皮缺陷。必須滿足Nb/V≤0.8………(3)之條件這是為要確保耐龜裂性之必要條件式。由圖2所示之實驗，即可明白第(3)式乃為不損害耐龜裂性之範圍。圖2之實驗系由圖1之實驗之環形材之外層側採取之試樣片。關於熱衝擊試驗，系將55×40×15mm之板狀試樣片，經以正在1200rpm旋轉之軋輥加以壓接15秒之久後立刻施行水冷任其產生龜裂。壓接荷重係為150kgf。於試驗後，把試樣片剪斷並測出龜裂長度。(B)就權利要求2之離心鑄造軋輥用外層材料而言繫於權利要求1之離心鑄造軋輥用外層材料中，再添加以下之B元素。其含量係為B0.002～0.1％之範圍B元素與溶存N元素結合起來變成BN而成為石墨結晶之晶核。由於該石墨的晶核的存在使結晶石墨變的微細，提高耐磨性，同時在作為軋制使用時，當軋輥漸漸磨損之際，由於其組織尺寸大約在10～100μm指定目標內，會達到更均勻之磨損，所以經軋制製品(板)之表面外皮層會變得更美觀。為要達到這些效果，B之含量必須要在0.002％以上，可是若超過0.1％的話，由於將引起耐龜裂性下降之問題，所以就將上限設定為0.1％。最好是在0.04～0.1％為佳。(C)就權利要求3之離心鑄造軋輥用外層材料而言繫於權利要求1或2之離心鑄造軋輥用外層材料中，再添加以下含量之Ni，即Ni5.5％以下。這是為提高淬火性而添加的。對於軋輥直徑小，或軋輥若製成為套筒型且厚度又薄，又可以採取水淬火、油淬火的話，就不一定要添加Ni元素，如果不是這種情況，最好還是要添加為好。就軋輥而言，為要使最大級直徑1500mm之實芯軋輥，而且，於冷卻速度緩慢之自然冷卻情形下，都能夠進行淬火工作的話，Ni之含量則設定在5.5％以下。最好是在2.5～5.0％之範圍為佳。附圖之簡單說明圖1表示由離心鑄造的環形材料中之碳化物分布所引起的外層與內層間之熱磨損比，受到Nb與V之含量比Nb/V之影響之曲線圖。圖2表示在作熱衝擊試驗時，涉及龜裂深度，受到Nb與V之含量比Nb/V之影向之曲線圖。實施發明的最佳方案實施例1以於表2所示之化學組成之熔融金屬(本發明材料為A1～A12，比較材料為B1～B13)，採用鑄造溫度為1480℃，利用離心鑄造法(140G)製成厚度100mm之環形樣品，再經1030℃之正常化處理、繼之又經530℃回火處理之後，進行肖氏硬度、熱磨損及熱衝擊試驗。再者，關於磨損試驗，系自環形材之內層側與外層側各採取φ50×10之試驗片，用上述條件並以同樣的方法進行。至於摩擦係數，系由試驗片半徑和荷重、及作用於試驗片之轉矩求得之。關於熱衝擊試驗，系自環形材之外層側採取如同上述之板狀試驗片，並以相同的條件進行。關於軋制試驗系自環形材之外層側採取φ70×40之試驗片，並以上述條件和相同之方法進行。茲將這些磨損試驗、熱衝擊試驗及軋制試驗之結果於表3示之。依據表3而言，本發明材料(A1～A12)與比較材料相對比，本發明材料都同時滿足了耐磨損性、耐龜裂性、低摩擦係數，耐表面粗糙性及離心鑄造時之材質均勻性等。B1材料系因C添加量較少，而沒有石墨之結晶現象，為此其摩擦係數也大。B2材料系因為C添加量多，致使石墨結晶量過多，其耐磨損性也降低。B3材料系因Si添加量少，於是沒有石墨結晶，為此其摩擦係數也高。至於B4材料因Si添加量多，於是石墨結晶量變的過多，耐磨損性下降。再者，因未滿足第(2)式之條件，在軋制試驗時，於製品板表面發現有缺陷。B5材料系因Mn添加量多，於是耐龜裂性卻反而下降。再者，又因為沒有滿足第(2)式之條件，在進行軋制試驗時，於製品板表面發現有缺陷。B6材料系因為Cr添加量少，於是耐磨損性也降低。B7材料系因為Cr添加量過多，而白口化，於是沒有石墨結晶出現。為此，其摩擦係數也大。B8材料系因為Mo添加量過多，而降低了耐龜裂性。B9材料系因為V添加量不足，於是不僅耐磨損性下降，而且耐龜裂性也降低若干。B10材料系因為V添加量過多，於是耐龜裂性降低。B11材料系因為未能滿足第(4)式之條件，因發生碳化物之偏析，於是外層部位之耐磨損性降低。B12材料系因為未能滿足第(2)式之條件，於是在做軋制試驗時，在制品表面發現有缺陷。B13材料系因為未能滿足第(3)式之條件，而耐龜裂性降低。實施例2將表4所示之化學組成之熔融金屬(本發明材料C1～C12，比較材料D1～D13)，以鑄造溫度為1480℃之離心鑄造法(140G)鑄成為厚度100mm之環狀樣本，再施行1030℃正常化處理及530℃回火處理後，繼之進行肖氏(SHORE)硬度試驗、熱磨損及熱衝擊試驗。再者，關於磨損試驗，系自環形材之內層側與外層側各採取試片φ50×10mm，用上述條件並以同樣的方法進行。摩擦係數系由試驗片半徑與荷重以及作用於試驗片之轉矩求得。熱衝擊試驗系自環狀材之外層側採取如同上述板狀試驗片，並以相同的條件進行。關於軋制試驗系自環形材之外層側，採取φ70×40mm之試驗片，並以上述條件和相同之方法進行試驗。然後，將這些磨損試驗、熱衝擊試驗及軋制試驗之試驗結果，於表5表示之。依據表5而言，即可明白，本發明材料(C1～C12)與比較材料相對比，本發明材料都能夠同時滿足耐磨損性、耐龜裂性、低摩擦係數、耐表面粗糙性及離心鑄造時之材質均勻性。D1材料系因為C添加量少，於是沒有石墨結晶出現。為此，摩擦係數也大。D2材料系因為C添加量多，於是石墨結晶量過多，而耐磨損性降低。D3材料系因為Si添加量少，於是並沒有出現石墨結晶，為此，摩擦係數大。D4材料系因為Si添加量多，於是石墨結晶量變成過多，而耐磨損性降低。再者，因為未能滿足第(2)式之條件，所以在作軋制試驗時，於製品板表面發現有缺陷。D5材料因為Mn添加量多，於是耐龜裂性降低。再者，因沒有滿足第(2)式之條件，所以在作軋制試驗時，於製品板表面發現有缺陷。D6材料系因為Cr添加量少，於是耐磨損性降低。D7材料系因為Cr添加量過多，而引起白口化，並沒有出現石墨結晶，為此，其摩擦係數變大。D8材料因為Mo添加量過多，於是耐龜裂性降低。D9材料系因為V添加量不足，不僅耐磨損性降低，連耐龜裂性也降低了一些。D10材料系因為V添加量過多，於是耐龜裂性降低。D11材料系因為未能滿足第(4)之條件，而引起碳化物之偏析現象，於是外層之耐磨損性降低。D12材料系因為未滿足第(2)式之條件，所以在作軋制試驗時，在制品板表面發現有缺陷。D13材料系因為未滿足第(3)式之條件，於是其耐龜裂性降低。D14材料系因為沒有添加B元素，於是其耐磨損性較A材料遜色。D15材料系因為B添加量過多，所以耐龜裂性降低。在產業上之利用可能性就上述之本發明而言，系可以獲得耐磨損性、耐龜裂性、低摩擦係數都具備，即使採用離心鑄造方式，不僅不會引起偏析現象，同時也可以得到耐表面粗糙性優異之軋制用軋輥外層材料。表2表3表4權利要求1.一種離心鑄造軋輥用外層材料，其特徵系由含有成分為C2.5～4.7％，Si0.8～3.2％，Mn0.1～2.0％，Cr0.4～1.9％，Mo0.6～5％，V3.0～10.0％，Nb0.6～7.0％而且要滿足下記第(1)、(2)、(3)及(4)式之條件，亦即2.0＋0.15V＋0.10Nb≤C(％)………(1)1.1≤Mo/Cr………(2)Nb/V≤0.8………(3)0.2≤Nb/V………(4)和剩餘部分為Fe及不可避免之雜質所組成，其鑄造溫度設定在1400℃以上，具有粒狀MC型碳化物和石墨。2.一種離心鑄造軋輥用外層材料，其特徵系由含有成分為C2.5～4.7％，Si0.8～3.2％，Mn0.1～2.0％，Cr0.4～1.9％，Mo0.6～5％，V3.0～10.0％，Nb0.6～7.0％，B0.002～0.1％，而且要滿足下記之第(1)、(2)、(3)及(4)式之條件，亦即2.0＋0.15V＋0.10Nb≤C(％)………(1)1.1≤Mo/Cr………(2)Nb/V≤0.8………(3)0.2≤Nb/V………(4)和剩餘部分為Fe及不可避免之雜質所構成，其鑄造溫度設定在1400℃以上，具有粒狀MC型碳化物和石墨。3.按照權利要求1或2記載的離心鑄造軋輥用外層材料，其中再加添Ni成分為5.5％以下。全文摘要本發明之離心鑄造軋輥用外層材料，系由含有成分為，C2.5～4.7％，Si0.8～3.2％，Mn0.1～2.0％，Cr0.4～1.9％，Mo0.6～5％，V3.0～10.0％。Nb0.6～7.0％而且要滿足下記第(1)、(2)、(3)及(4)式之條件，亦即2.0+0.15V+0.10Nb≤C(％)……(1)；1.1≤Mo/Cr……(2)；Nb/V≤0.8……(3)；0.2≤Nb/V……(4)和剩餘部分為Fe及不可避免之雜質所形成，其鑄造溫度設定在1400℃以上，具有粒狀MC型碳化物和石墨。文檔編號C22C37/00GK1153539SQ96190447公開日1997年7月2日申請日期1996年3月6日優先權日1995年3月7日發明者澤義孝,小關智也,市野健司申請人:川崎制鐵株式會社