(57)【要約】【課題】高強度鋼において、熱負荷や応力負荷が加わるような環境においても耐遅れ破壊特性を高め、さらには冷間加工性も維持する。【解決手段】冷間加工性及び耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼は、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｏ：０．５０〜１．５０％、Ｖ：０．１０〜０．５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１５％を含有し、各成分が下記式（１）及び（２）を満足しており、さらにはＣｒが０．２７〜０．５％の範囲に制御されている。［Ｔｉ］／［Ｖ］≧０．１　…（１）０．４≦［Ｃ］×（［Ｍｏ］＋４×［Ｔｉ］＋２×［Ｖ］）≦０．８５　…（２）［式中、［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｃ］、［Ｍｏ］は、それぞれ鋼中のＴｉ量（質量％）、Ｖ量（質量％）、Ｃ量（質量％）、及びＭｏ量（質量％）を示す］【選択図】　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、同じ）、
Ｃ　：０．３５〜０．５５％、
Ｍｏ：０．５０〜１．５０％、
Ｖ　：０．１０〜０．５％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１５％を含有し、
各成分が下記式（１）及び（２）を満足する鋼であって、
Ｃｒが０．２７〜０．５％の範囲に制御されていることを特徴とする冷間加工性及び耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
［Ｔｉ］／［Ｖ］≧０．１　…（１）
０．４≦［Ｃ］×（［Ｍｏ］＋４×［Ｔｉ］＋２×［Ｖ］）≦０．８５　…（２）
［式中、［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｃ］、［Ｍｏ］は、それぞれ鋼中のＴｉ量（質量％）、Ｖ量（質量％）、Ｃ量（質量％）、及びＭｏ量（質量％）を示す］
【請求項２】
更に、他の成分として、
Ｎｉ：１％以下（０％を含まず）、及び
Ｃｕ：２％以下（０％を含まず）
から選択された少なくとも１種を含有する請求項１に記載の高強度鋼。
【請求項３】
更に、他の成分として、
Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まず）、
Ｗ　：０．５％以下（０％を含まず）、及び
Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まず）
から選択された少なくとも１種を含有する請求項１又は２に記載の高強度鋼。
【請求項４】
更に、他の成分として
Ｂ　：０．００３％以下（０％を含まず）
を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼。
【請求項５】
Ｍｎ：０．１〜０．８％、
Ｓｉ：０．２％以下、及び
Ａｌ：０．５％以下
から選択された少なくとも１つの要件を満足している請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼。
【請求項６】
Ｐ　：０．０２％以下、
Ｓ　：０．０２％以下、
Ｎ　：０．０２％以下、及び
から選択された少なくとも１つの要件を満足している請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の鋼を熱間圧延、球状化焼鈍の順に処理した後、所定形状に冷間加工し、該冷間加工された鋼を加熱温度８９０〜９６０℃で焼入れし、次いで加熱温度５７０℃以上で焼戻し処理することによって得られる耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品。
【請求項８】
請求項１〜６のいずれかに示される成分組成を有し、下記１）〜４）に示す特性を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品。
１）引張強さ：１３００Ｎ／ｍｍ２以上
２）オーステナイト結晶粒度番号：９以上
３）切削によって環状Ｖノッチ（Ｖノッチ角度６０°、深さ２ｍｍ、ノッチ底半径０．０３ｍｍ）を有する直径１０ｍｍの丸棒状試験片に加工し、この試験片を塩酸水溶液（ＨＣｌ濃度：１５質量％）に３０分間浸漬し、水洗・乾燥した後、大気中で１５００Ｎ／ｍｍ２の応力を１００時間に亘って負荷し続けても破断しない
４）前記３）と同一形状の試験片に加工し、この試験片の環状Ｖノッチ部を温度８０℃の蒸留水に浸漬させながら１５００Ｎ／ｍｍ２の応力を１００時間に亘って負荷し続けても破断しない
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度ボルト、高強度ばね、高強度ＰＣ鋼線、高強度鉄筋などの伸線加工部品を製造するのに有用な高強度鋼及び高強度鋼部品に関し、特に引張強さが１３００Ｎ／ｍｍ２以上であっても、冷間加工性及び耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼及び高強度鋼部品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、１０〜１２Ｔ（約９８０〜１３７２Ｎ／ｍｍ２程度）クラスの高強度ボルト用鋼としては、ＳＣｒ４３０鋼（Ｃ：０．２７〜０．４３％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５５〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８５〜１．２５％）、ＳＣＭ４３５鋼（Ｃ：０．３２〜０．３９％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５５〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８５〜１．２５％、Ｍｏ：０．１５〜０．３５％）、ＳＣＭ４４０鋼（Ｃ：０．４２〜０．４９％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５５〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８５〜１．２５％、Ｍｏ：０．１５〜０．３５％）などが使用されている（以下、前記ＳＣｒ４３０鋼、ＳＣＭ４３５鋼、及びＳＣＭ４４０鋼などをＳＣｒ４３０鋼等と称する）。ところが一般に高強度ボルトは引張強さが１２００Ｎ／ｍｍ２程度を超えると遅れ破壊が生じやすくなるため、使用に制約を受けている。遅れ破壊特性を改善するため、種々の方法が提案されている。
【０００３】
例えば、特開昭６０−１１４５５１号公報では、高強度ボルト用鋼においてＣ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１５％未満、Ｍｎ：０．１０〜０．４０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５０〜４．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．７０％以下、でかつＳｉ＋Ｍｎ＋１０（Ｐ＋Ｓ）：０．４５％以下に制御することを提案している。前記ＳＣｒ４３０鋼等と対比すると、低Ｓｉ、低Ｍｎである点に最大の特徴がある。本公報は、Ｓｉ、Ｍｎは耐遅れ破壊特性に対して有害であるとしている。
【０００４】
特開平２−２６７２４３号公報では、高強度ボルト用鋼においてＣ：０．１８〜０．３５％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｃｒ：１．５０〜３．５０％、Ａｌ：０．００８〜０．０７０％に制御することを提案している。前記ＳＣｒ４３０鋼等と対比すると、Ｓｉ量及びＣｒ量が多い点に最大の特徴がある。本公報では、Ｓｉ、Ｃｒを高めることによって遅れ破壊に至らない限界の拡散性水素を増加できるとしている。
【０００５】
特開平３−２４３７４５号公報では、機械構造用鋼において、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．３５％以下、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：１．０〜３．０％、Ｃｒ：０．２５％以下、Ｍｏ：０．４０〜１．５％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％に制御することを提案している。前記ＳＣｒ４３０鋼等と対比すると、低Ｍｎ、低Ｃｒ、高Ｍｏであり、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖなどが添加されている点に特徴がある。本公報では低Ｍｎ化、低Ｃｒ化することにより、粒界偏析を著しく軽減でき、粒界を強化できるため耐遅れ破壊性を改善できるとしており、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂを複合添加することによって細粒化を促進でき、粒界偏析を軽減できるために耐遅れ破壊性を改善できるとしている。
【０００６】
しかし遅れ破壊は、非腐食環境下で起きるものと腐食性環境下で起きるものがあり、種々の要因が複雑にからみあって起きているため、真の原因を特定することは難しい。すなわち遅れ破壊特性に影響を与える要因として、上述したように粒界偏析の低減、及び各種元素の関与などが指摘されているが、その他にも焼戻し温度、組織、材料硬さなども指摘されており、真の遅れ破壊防止手段を確立することは難しく、種々の鋼部品の耐遅れ破壊特性を改善するためには試行錯誤的に種々の方法が採用されているに過ぎない。例えば、前記特開昭６０−１１４５５１号公報では低Ｓｉ化を推奨しているのに対して特開平２−２６７２４３号公報では高Ｓｉ化を推奨しており、相反している。また前記特開平２−２６７２４３号公報では高Ｃｒ化を推奨しているのに対して、前記特開平３−２４３７４５号公報では低Ｃｒ化を推奨しており、相反している。
【０００７】
なお本発明者らは、材料とプロセス，第１４巻，２００１年，１３０８頁［ＣＡＭＰＳ−ＩＳＩＪ　Ｖｏｌ．１４（２００１）−１３０８］において、Ｖは拡散性水素を多量にトラップできるものの、水素トラップ作用が弱く熱負荷環境にて水素を解放すること、ところがＴｉ炭窒化物は熱負荷によりＶ炭窒化物トラップから解放された水素を再トラップし、遅れ破壊を抑制すること、そのためＶ−Ｔｉの複合添加によって耐遅れ破壊性が向上し、熱負荷が加わるような環境では耐遅れ破壊性がより一層向上することを発表している。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、高強度鋼及び高強度鋼部品において熱負荷や応力負荷が加わるような環境においても耐遅れ破壊特性を高め、さらには冷間加工性も維持する点にある。
【０００９】
本発明の他の目的は、冷間加工時に金型工具寿命を劣化させることなく歩留まりよく得られ、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品を提供する点にある。
【００１０】
本発明の他の目的は、従来鋼よりも強度をさらに高めても、耐遅れ破壊特性及び冷間加工性の両方に優れる高強度鋼及び高強度鋼部品を提供する点にある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねる過程において、さらなる高強度化をも達成可能とするために前記ＳＣｒ４３０鋼等よりもＣ量が多いＳＣｒ４４５鋼（Ｃ：０．４２〜０．４９％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５５〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８５〜１．２５％）をベースに開発を進めることとし、まずＭｏ及びＶの複合添加技術に着目した。Ｍｏ及びＶを複合添加すると、前記特開平３−２４３７４５号公報が指摘するように、耐遅れ破壊特性を高めることができる。しかしＭｏ及びＶの複合添加のみでは、熱負荷や応力負荷が加わる場合の耐遅れ破壊特性が不十分となる。
【００１２】
そこでＴｉも添加することとした。Ｖに加えてＴｉを複合添加すると、前記材料とプロセスに記載されているように熱負荷が加わるような環境下でも耐遅れ破壊特性を向上できることが期待されたためである。しかし、前記ＳＣｒ４４５鋼においては、前記ＳＣｒ４３０鋼等と同様に約１％レベルでＣｒを含有している。そのためか、耐遅れ破壊特性を十分に高めることは困難であった。
【００１３】
そこで、前記特開平３−２４３７４５号公報には低Ｃｒ化すると耐遅れ破壊特性が向上すると記載されているため、本発明者らは熱負荷環境下における耐遅れ破壊特性の向上をも期待してＣｒの削減をも試みた。しかし本発明者らは、前記特開平３−２４３７４５号公報が推奨するような０．２５％以下レベルにまでＣｒを低減すると、意外にも冷間加工性が悪化することを発見した。すなわち従来のＳＣｒ４３０鋼等やＳＣｒ４４５鋼から単純にＣｒを削減しても冷間加工性が殆ど変わらないにも拘わらず、熱負荷環境下での耐遅れ破壊特性の向上を狙ってＭｏ、Ｖ、及びＴｉを所定量以上複合添加した上でＣｒを削減すると、冷間加工性が悪化することを発見した。通常、ＳＣｒ４３０鋼等やＳＣｒ４４５鋼などの中又は高炭素鋼は、冷間加工に先立って球状化焼鈍処理することによって加工性を高めているものの、Ｍｏ、Ｖ、及びＴｉを複合添加した上でＣｒを削減し過ぎると、球状化焼鈍処理の際に大きな球状炭化物が生成せず、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉなどに由来する微細な高硬度炭化物が多量に残存するためか、冷間加工性が悪化するという問題点が存在していたのである。
【００１４】
そしてＭｏ、Ｖ、Ｔｉ、及びＣｒと冷間加工性との関係についてさらに詳細に検討を重ねたところ、式［Ｃ］×（［Ｍｏ］＋４×［Ｔｉ］＋２×［Ｖ］）で規定される値が冷間加工性に大きな影響を及ぼしていることを発見した。すなわち、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉを添加した結果、［Ｃ］×（［Ｍｏ］＋４×［Ｔｉ］＋２×［Ｖ］）の値が０．４％以上になると、Ｃｒを過度に削減したときに冷間加工性が著しく低下することを突き止めた。そしてＣｒの削減量を適切な範囲（例えば、０．２７〜０．５％程度）に制御すると、冷間加工性の低下を防止しながら熱負荷環境下での耐遅れ破壊特性を十分に高めることができること、加えて応力負荷環境下においても熱負荷環境下の場合と同様に耐遅れ破壊特性を十分に高めることができることを見出した。しかもＣｒの削減量を適切な範囲に制御した場合には、式［Ｃ］×（［Ｍｏ］＋４×［Ｔｉ］＋２×［Ｖ］）と冷間加工性との間に優れた相関関係を有することを見出し、この［Ｃ］×（［Ｍｏ］＋４×［Ｔｉ］＋２×［Ｖ］）の値を０．８５％以下にすれば、確実に冷間加工性を維持できることを見出し、本発明を完成した。
【００１５】
すなわち、本発明に係る冷間加工性及び耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼は、質量％で（以下、同じ）、
Ｃ　：０．３５〜０．５５％、
Ｍｏ：０．５０〜１．５０％、
Ｖ　：０．１０〜０．５％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１５％を含有し、
各成分が下記式（１）及び（２）を満足しており、
さらにはＣｒが０．２７〜０．５％の範囲に制御されている点に要旨を有するものである。
【００１６】
［Ｔｉ］／［Ｖ］≧０．１　…（１）
０．４≦［Ｃ］×（［Ｍｏ］＋４×［Ｔｉ］＋２×［Ｖ］）≦０．８５　…（２）
［式中、［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｃ］、［Ｍｏ］は、それぞれ鋼中のＴｉ量（質量％）、Ｖ量（質量％）、Ｃ量（質量％）、及びＭｏ量（質量％）を示す］
前記鋼は、冷間加工性及び耐遅れ破壊特性などを阻害しない範囲で、種々の添加元素を含有しているのが望ましい。添加元素としては、例えば、Ｎｉ：１％以下（０％を含まず）、Ｃｕ：２％以下（０％を含まず）、Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まず）、Ｗ：０．５％以下（０％を含まず）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まず）、Ｂ：０．００３％以下（０％を含まず）などが挙げられる。
【００１７】
また前記鋼の基本添加元素及び不純物は、例えば、以下の通りである。
【００１８】
Ｍｎ：０．１〜０．８％
Ｓｉ：０．２％以下
Ａｌ：０．５％以下
Ｐ　：０．０２％以下
Ｓ　：０．０２％以下
Ｎ　：０．０２％以下
前記鋼は、熱間圧延、球状化焼鈍の順に処理した後、所定形状に冷間加工し、該冷間加工した鋼を加熱温度８９０〜９６０℃で焼入れし、次いで加熱温度５７０℃以上で焼戻し処理することによって耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品を製造できる。
【００１９】
前記高強度鋼部品は、下記１）〜４）に示す特性を有している。
【００２０】
１）引張強さ：１３００Ｎ／ｍｍ２以上
２）オーステナイト結晶粒度番号：９以上
３）切削によって環状Ｖノッチ（Ｖノッチ角度６０°、深さ２ｍｍ、ノッチ底半径０．０３ｍｍ）を有する直径１０ｍｍの丸棒状試験片に加工し、この試験片を塩酸水溶液（ＨＣｌ濃度：１５質量％）に３０分間浸漬し、水洗・乾燥した後、大気中で１５００Ｎ／ｍｍ２の応力を１００時間に亘って負荷し続けても破断しない
４）前記３）と同一形状の試験片に加工し、この試験片の環状Ｖノッチ部を温度８０℃の蒸留水に浸漬させながら１５００Ｎ／ｍｍ２の応力を１００時間に亘って負荷し続けても破断しない
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を更に詳細に説明する。まず、本発明における化学成分の限定理由を説明する。
【００２２】
Ｃ：０．３５〜０．５５％（質量％の意味。以下、同じ）
Ｃは鋼の焼入性と強度確保のために必要な元素である。特に本発明の鋼は、後述するようにＭｏ、Ｖ、Ｔｉなどの析出硬化型元素を含有しており、さらには高温焼入れによってこれら元素を固溶させ、高温焼戻しによって前記Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉなどを析出させている。このような高温焼戻しでも所定の引張強度を確保するためには、Ｃを０．３５％以上、好ましくは０．４０％以上、さらに好ましくは０．４２％以上にする必要がある。一方、Ｃが過剰になると鋼の靭性が劣化するために遅れ破壊特性が低下し、さらには冷間加工性も悪化する。そのためＣは、０．５５％以下、好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．４８％以下とする。
【００２３】
Ｍｏ：０．５０〜１．５０％
Ｍｏは焼入性向上元素であり、しかも析出硬化型元素であるため強度確保のために有用である。さらには粒界強化作用を有しており耐遅れ破壊特性を向上させる点で有用である。これらの効果を発揮させるためＭｏは、０．５０％以上、好ましくは０．６％以上、さらに好ましくは０．８％以上とする。一方、Ｍｏが過剰になると冷間加工性が低下する。そのためＭｏは、１．５０％以下、好ましくは１．２％以下、さらに好ましくは１．０％以下とする。
【００２４】
Ｖ：０．１０〜０．５％
Ｔｉ：０．０１０〜０．１５％
［Ｔｉ］／［Ｖ］≧０．１
Ｖは高温焼入れ高温焼戻しによって効率的に微細ＶＣを生成し、析出硬化によって強度を向上できる点で有用である。さらには水素をトラップする効果がある。しかし、ＶＣの水素トラップ能力は比較的弱く、応力や熱が負荷すると、トラップした水素を解放してしまい、逆に拡散性水素量が増加し、遅れ破壊特性を低下させる要因となる。一方、Ｔｉも析出硬化型の元素であり、その炭化物は強いトラップ能力を有しており、高い応力や熱が負荷しても水素を解放しにくい性質を有する。すなわちＶ単独添加では水素トラップ能力が不十分であり、それを補うためにＴｉ添加が必須となる。Ｖ及びＴｉを複合添加することによりＶ−Ｔｉ複合炭化物、Ｖ炭化物、Ｔｉ炭化物を形成し、効率的に炭化物を析出することができると共に強いトラップ能力を持つ炭化物群を形成できる。
【００２５】
Ｖの添加量は、析出硬化作用及び水素トラップ量等の観点から設定でき、０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上の範囲から選択できる。またＴｉの添加量も、析出硬化作用及び水素トラップ能等の観点から設定でき、０．０１０％以上、好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上の範囲から選択できる。
【００２６】
なお応力や熱が負荷するときの水素トラップ能力の観点からは、ＶとＴｉの比率を設定することが有用である。本発明では種々の実験結果から、ＶとＴｉの比は下記式（１）、好ましくは下記式（１ａ）、さらに好ましくは下記式（１ｂ）を満足するようにする。
【００２７】
［Ｔｉ］／［Ｖ］≧０．１　…（１）
［Ｔｉ］／［Ｖ］≧０．２　…（１ａ）
［Ｔｉ］／［Ｖ］≧０．３　…（１ｂ）
［式中、［Ｔｉ］、［Ｖ］は、それぞれ鋼中のＴｉ量（質量％）、Ｖ量（質量％）を示す］
一方、ＶやＴｉを過剰添加すると、冷間加工性が低下する。さらには鋼の溶製時に生成するＶやＴｉの巨大炭化物が焼入れの加熱の際に十分に固溶せず、鋼の靭性を劣化させる。そのため耐遅れ破壊特性も低下させる場合がある。Ｖは、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下にする。Ｔｉは、０．１５％以下、好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０８％以下にする。
【００２８】
Ｃｒ：０．２７〜０．５％
本発明は耐遅れ破壊特性を改善することを目的としており、そのために前記Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖを複合添加しているものの、それだけでは不十分である。例えば、従来、１０〜１２Ｔ（約９８０〜１３７２Ｎ／ｍｍ２程度）クラスの高強度ボルト用鋼として、ＳＣｒ４３０鋼、ＳＣＭ４３５鋼、ＳＣＭ４４０鋼などが使用されており、これらＳＣｒ鋼においてＭｏ、Ｔｉ、Ｖを複合添加しても耐遅れ破壊特性の改善は不十分である。前記ＳＣｒ鋼には、焼入性を高めて高強度を確保することを目的にＣｒが約１％程度添加されていたが、このＣｒが耐遅れ破壊特性を低下させていた。約１％程度のＣｒを添加した場合、鋼材がピット状に腐食し、このピット状部が応力集中部となって耐遅れ破壊特性が低下するためである。
そこでＣｒ添加量を削減すると、ピット状の腐食が低減され、鋼材表面が均一に腐食するため、応力集中部が低減され、耐遅れ破壊特性が改善される。なお本発明では、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖを複合添加しているため、粒界が強化され、かつ拡散性水素のトラップ能力に優れている。そのため耐遅れ破壊特性を改善するためにＣｒを削減するとしても、Ｃｒの削減量は比較的少なくてよい。Ｃｒは、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３５％以下とする。
【００２９】
一方、Ｃｒを削減し過ぎると、Ｍｏ、Ｔｉ及びＶの複合添加系においては、冷間加工性が低下する。一般に、本発明のような中又は高炭素鋼では、冷間加工に先立って球状化焼鈍処理することによって加工性を高めているものの、Ｍｏ、Ｖ、及びＴｉを複合添加した上でＣｒを削減し過ぎると、球状化焼鈍処理の際に大きな球状炭化物が生成せず、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉなどに由来する微細な高硬度炭化物が多量に残存するためか、冷間加工性が悪化する。球状化焼鈍後の冷間加工性を確保するためには、Ｃｒを０．２７％以上、好ましくは０．２８％以上、さらに好ましくは０．２９％以上、特に０．３０％以上とする。
【００３０】
０．４≦［Ｃ］×（［Ｍｏ］＋４×［Ｔｉ］＋２×［Ｖ］）≦０．８５
Ｍｏ、Ｔｉ及びＶの複合添加鋼においてＣｒを削減し過ぎると冷間加工性が低下することは本発明者らが見出したものである。これに対して、Ｍｏ、Ｔｉ及びＶの添加量が少ないと、Ｃｒ量と冷間加工性との間に相関関係がない。そこでＭｏ、Ｔｉ及びＶの添加量がどの程度の範囲のとき、冷間加工性を確保するためにＣｒ量を厳密にコントロールする必要があるか検討した。その結果、下記式（２ａ）で定義される複合添加量Ｘが０．４％以上となるとき、特に０．５％以上（例えば、０．６％以上）となるとき、Ｃｒを過度に削減すると冷間加工性が著しく低下することが判明した。
【００３１】
複合添加量Ｘ＝［Ｃ］×（［Ｍｏ］＋４×［Ｔｉ］＋２×［Ｖ］）　…（２ａ）
［式中、［Ｃ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］は、それぞれ鋼中のＣ量（質量％）、Ｍｏ量（質量％）、Ｔｉ量（質量％）、及びＶ量（質量％）を示す］
さらに本発明者らは、前記複合添加量Ｘが、Ｍｏ、Ｔｉ及びＶの複合添加鋼の冷間加工性に対して極めて優れた相関関係を有することも発見した。従って本発明の鋼の冷間加工性を確実に良好にするためには、複合添加量Ｘの上限を規定することも重要である。複合添加量Ｘの上限は、０．８５程度、好ましくは０．８０程度、さらに好ましくは０．７５程度とする。
【００３２】
本発明の鋼は、前記必須成分（Ｃ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒ）以外に基本的な添加元素（Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌなど）を含有していることが多いが、これら基本添加元素の量は、本発明の効果を消失してしまう程度にまで冷間加工性及び耐遅れ破壊特性等に悪影響を与えない限り、特に限定されない。好ましい基本添加元素の量は、以下に示す通りである。
【００３３】
Ｍｎ：０．１〜０．８％
Ｍｎは焼入性向上元素であり、高強度を達成するのに有用である。Ｍｎ量は、例えば、０．１％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．３５％以上、特に０．４０％以上である。一方Ｍｎが過剰になると、冷間加工性が低下し易くなり、さらには粒界に偏析して粒界強度を低下させ、耐遅れ破壊特性が低下し易くなる。Ｍｎ量は、例えば、０．８％以下、好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．５５％以下、特に０．５０％以下程度である。
【００３４】
Ｓｉ：０．２％以下
Ｓｉは脱酸剤として添加されるために鋼中に残存しているが、Ｓｉの残存量が増大するにつれて冷間加工性が低下し易くなり、さらには焼入れ等の熱処理時における粒界酸化を助長し、耐遅れ破壊特性が低下し易くなる。Ｓｉ量は、例えば、０．２％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０７％以下、特に０．０５％以下（例えば、０．０３％以下）とする。なお現実的には、Ｓｉが０％となることはない。
【００３５】
Ａｌ：０．５％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるために鋼中に残存しており、さらにはさび緻密化による耐食性の向上作用をも期待できる元素であるため積極的に残存させる場合もある。Ａｌ量の下限は特に限定されないが、脱酸剤としての利用を考慮すると現実的には０％超程度であり、耐食性向上作用を発揮させる観点からすれば、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上程度とする。一方、Ａｌの残存量が増大するにつれて酸化物系介在物量が増大し、耐遅れ破壊特性が低下し易くなる。Ａｌ量は、例えば、０．５％以下、好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下、特に０．０５％以下とする。
【００３６】
前記基本添加元素（Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ）は、少なくとも１つが上記範囲を満足しているのが望ましく、２つ以上、特に全てが上記範囲を満足しているのが望ましい。
【００３７】
本発明の鋼では、前記必須元素及び基本添加元素以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物（例えば、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏなど）であり、必要に応じて他の元素（Ｃｕ，Ｎｉなどの耐食性向上元素；Ｚｒ、Ｗ、Ｎｂなどの微細炭窒化物形成元素；Ｂなど）を添加してもよい。前記不可避的不純物及び他の元素の量は、本発明の効果を消失しない限り特に限定されないが、好ましくは下記に示す範囲とする。
【００３８】
［不可避的不純物］
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは不純物として鋼中に残存する元素であり、粒界偏析を起こして耐遅れ破壊特性を低下させ易い。Ｐ量は、例えば、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下、特に０．００５％以下とする。なおＰが０％となることはない。
【００３９】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓも不純物として鋼中に残存する元素であり、ＭｎＳを形成して応力集中箇所となるため、耐遅れ破壊特性を低下させ易い。Ｓ量は、例えば、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下、特に０．００５％以下とする。なおＳが０％となることはない。
【００４０】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは遅れ破壊特性に対して有害であるため、少なくすることが望ましい。Ｎ量は、例えば、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下、特に０．００７％以下（例えば、０．００５％以下）程度とする。なおＮが０％となることはない。
【００４１】
前記不純物（Ｐ、Ｓ、Ｎ）は、少なくとも１つが上記範囲を満足しているのが望ましく、２つ以上、特に全てが上記範囲を満足しているのが望ましい。
【００４２】
［耐食性向上元素］
Ｎｉ：１％以下（０％を含まず）
Ｎｉは鋼の靭性および焼入性を高める作用があると共に、耐食性を向上させ水素浸入を抑制するため、積極的に添加するのが望ましい。Ｎｉを積極添加する場合（すなわち０％超とする場合）、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上、特に０．３％以上とする。一方、Ｎｉを過剰に添加しても効果が飽和してコストアップを招くだけでなく、冷間加工性を低下させる。従ってＮｉを積極添加する場合、添加量は１％以下、好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．５５％以下、特に０．５０％以下とする。
【００４３】
Ｃｕ：２％以下（０％を含まず）
Ｃｕは鋼の耐食性を高め、耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす水素の浸入を抑制するのに有用であるため、積極的に添加するのが望ましい。Ｃｕを積極的に添加する場合（すなわち０％超とする場合）、好ましくは０．１５％以上、さらに好ましくは０．３％以上とする。一方、Ｃｕを過剰に添加すると効果が飽和するだけでなく、鋼の靭性を低下させる。従ってＣｕを積極添加する場合、添加量は２％以下、好ましくは１％以下、さらに好ましくは０．７％以下、特に０．６％以下とする。
【００４４】
前記耐食性元素（Ｎｉ、Ｃｕ）は、単独で又は２種組み合わせて添加できる。
【００４５】
［微細炭窒化物形成元素］
Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まず）
Ｗ　：０．５％以下（０％を含まず）
Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まず）
Ｚｒ、Ｗ、及びＮｂは、前記Ｔｉと同様に、微細な炭窒化物を形成し、遅れ破壊特性の向上に寄与するため、積極的に添加するのが望ましい。さらにこれら元素の窒化物及び炭化物は、結晶粒の微細化に有効である。Ｚｒ、Ｗ、及び／又はＮｂを積極的に添加する場合（すなわち０％超とする場合）、これら元素の添加量はいずれも、好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｚｒ、Ｗ、及び／又はＮｂを過剰に添加すると、耐遅れ破壊特性及び靭性を阻害する。従ってＺｒ、Ｗ、及び／又はＮｂを積極的に添加する場合、添加量はいずれも、０．５％以下、好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下とする。
【００４６】
前記Ｚｒ、Ｗ、及びＮｂは、単独で又は２種以上組み合わせて添加できる。
【００４７】
［Ｂ］
Ｂ：０．００３％以下（０％を含まず）
Ｂは、焼入性、焼入れ焼戻し後の靭性、疲労特性などを向上させるのに有用であるため、積極的に添加するのが望ましい。Ｂを積極添加する場合（すなわち０％超とする場合）、好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｂを過剰に添加するとかえって靭性を阻害する。従ってＢを積極添加する場合、添加量は０．００３％以下、好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下程度とする。
【００４８】
前記化学成分を有する鋼は、球状化焼鈍後の冷間加工性に優れているため、簡便に種々の形態に加工することができる。例えば、熱間加工（熱間圧延など）、球状化焼鈍の順に処理した後、冷間加工（冷間伸線、冷間鍛造など）によって種々の部品の形状に加工できる。本発明の鋼は冷間加工性に優れているため、冷間加工時に金型工具寿命を劣化させることなく歩留まり高く加工できる。なお前記冷間伸線、冷間鍛造はいずれか一方を採用してもよく、両方を組み合わせてもよい。また球状化焼鈍と冷間加工の間で、被膜処理（酸洗、潤滑被膜処理など）を施すのが望ましい。
【００４９】
そして前記加工品を焼入れ・焼戻しすることによって高強度鋼部品を製造できる。なお前記化学成分を有する鋼は、潜在的に高強度性及び耐遅れ破壊特性にも優れているが、これら高強度性及び耐遅れ破壊特性を発揮させるように種々の高強度鋼部品を製造するためには、焼入れ条件及び焼戻し条件を適切に設定する必要がある。
【００５０】
すなわち前記鋼は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖなどの析出硬化型元素を含有しているため、焼入れ加熱時に析出硬化型元素を固溶させ、焼戻し時に微細炭化物として析出させる必要がある。Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの微細炭化物は、強度向上のみならず、耐遅れ破壊特性の向上にも有用である。また所定の耐遅れ破壊特性を達成するためには、焼入れ時に結晶粒が粗大化するのを防止しなければならない。
【００５１】
具体的には、焼入れ時の加熱温度を８９０〜９６０℃とするのが望ましい。焼入れ温度が低すぎると、析出硬化型元素が鋼中に十分に固溶せず、焼戻しをしても十分な炭化物の析出量を確保できず、引張強度が低下する。さらには焼入れ前組織が球状化組織であるため、加熱不足になると球状化炭化物が溶け残り、この点からも引張強度が低下する。一方、焼入れ温度が高すぎると、結晶粒が粗大化して、遅れ破壊特性が劣化する。好ましい加熱温度は、９００℃以上（例えば９１０℃以上、特に９２０℃以上）、９５０℃以下（例えば９４５℃以下、特に９４０℃以下）程度である。
【００５２】
焼戻し時の加熱温度は５７０℃以上とするのが望ましい。焼戻し温度が低すぎると、析出硬化型元素が微細炭化物として十分に析出せず、引張強度が高くならない。特にＭｏ、Ｔｉ、Ｖの微細炭化物が十分に析出しないと、耐遅れ破壊特性も低下する。好ましい焼戻し温度は、５８０℃以上（特に６００℃以上）、６５０℃以下（特に６２５℃以下）程度である。
【００５３】
なお焼入れ・焼戻しの他の条件は、上記加熱温度と析出硬化型元素の特性を考慮して適宜設定できるが、例えば、以下の範囲から選択できる。
【００５４】
［焼入れ条件］
加熱後の保持時間：１０分以上（例えば、２０分以上）、１時間以下（例えば、４０分以下）
冷却条件：油冷又は水冷
［焼戻し条件］
加熱後の保持時間：３０分以上（例えば、７０分以上）、３時間以下（例えば、２時間以下）
冷却条件：油冷又は水冷
上述のようにして得られた高強度鋼部品は、引張強さに優れているだけでなく、オーステナイト結晶粒も粗大化しておらず、高負荷応力下及び高温下での耐遅れ破壊特性にも優れている。引張強さ、結晶粒度番号、耐遅れ破壊特性は、例えば、以下の通りである。
【００５５】
［引張強さ］
１３００Ｎ／ｍｍ２以上、好ましくは１４００〜１７００Ｎ／ｍｍ２程度、さらに好ましくは１５００〜１７００Ｎ／ｍｍ２程度、特に１６００〜１７００Ｎ／ｍｍ２程度。
【００５６】
［オーステナイト結晶粒度番号］
オーステナイト結晶粒度番号：９以上、好ましくは１０〜１５程度、さらに好ましくは１１〜１５程度。
【００５７】
［高負荷応力下での耐遅れ破壊特性］
前記冷間加工品を切削することにより、環状Ｖノッチ（Ｖノッチ角度６０°、深さ２ｍｍ、ノッチ底半径０．０３ｍｍ）を有する直径１０ｍｍの丸棒状試験片を製造し、この試験片を塩酸水溶液（ＨＣｌ濃度：１５質量％）に３０分間浸漬し、水洗・乾燥した後、大気中で１５００Ｎ／ｍｍ２の応力を１００時間に亘って負荷し続けても破断しない。
【００５８】
［高温下での耐遅れ破壊特性］
前記冷間加工品を切削することにより、前記と同一形状の丸棒状試験片に加工し、この試験片の環状Ｖノッチ部を温度８０℃の蒸留水に浸漬させながら１５００Ｎ／ｍｍ２の応力を１００時間に亘って負荷し続けても破断しない。
【００５９】
本発明の高強度鋼部品によれば、高強度であるにも拘わらず耐遅れ破壊特性に優れている。そのため例えばボルトとしても、使用に制約を受けることなく、幅広い範囲で使用することができる。
【００６０】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００６１】
実験例１
下記表１〜３に示す化学成分（質量％）の供試鋼を熱間加工することにより、線材（直径１２ｍｍ）を製造した。この線材を温度７４０℃に加熱して５時間保持した後、温度６５０℃まで徐冷（冷却速度＝約１０℃／ｈｒ程度）し、次いで大気放冷することによって球状化焼鈍した。得られた線材を切断し切削加工することにより、直径１０ｍｍ×高さ１５ｍｍの圧縮試験片を製造し、下記に示す条件で冷間加工性を評価した。
【００６２】
［冷間加工性］
前記圧縮試験片を、その両端面を拘束しながら圧縮し、圧下率７０％とするのに必要な応力（変形抵抗）を測定した。変形抵抗が小さい程、冷間加工性に優れる。
【００６３】
上記球状化焼鈍処理した線材を下記表４〜７に示す条件で焼入れ（加熱後の保持時間：３０分、冷却条件：油冷）・焼戻し（加熱後の保持時間：９０分、冷却条件：水冷）した。得られた焼戻し鋼のオーステナイト結晶粒度番号を、ＪＩＳＧ　０５５１「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」に準拠して測定した。
【００６４】
前記焼戻し鋼を切断し、切削加工することにより、図１に示す引張試験片、及び図２に示す遅れ破壊試験片（Ｖノッチ角度６０°、深さ２ｍｍ、ノッチ底半径０．０３ｍｍの環状Ｖノッチを有する直径１０ｍｍの丸棒状試験片）を製造した。前記引張試験片を用いて引張強さを測定すると共に、前記遅れ破壊試験片を用いて下記のようにして耐遅れ破壊特性を調べた。
【００６５】
［低負荷応力下での耐遅れ破壊特性］
遅れ破壊試験片を塩酸水溶液（ＨＣｌ濃度：１５質量％）に３０分間浸漬した後、水洗・乾燥した。１０００Ｎ／ｍｍ２（切欠き引張強さの約５０％）の応力を大気中で負荷し、１００時間後の破断の有無を観察した。
【００６６】
［高負荷応力下での耐遅れ破壊特性］
負荷応力を１５００Ｎ／ｍｍ２（切欠き引張強さの約７５％）とする以外は、前記「通常の応力下での耐遅れ破壊特性」の場合と同様にした。
【００６７】
［高温・高負荷応力下での耐遅れ破壊特性］
遅れ破壊試験片の環状Ｖノッチ部を温度８０℃の蒸留水に浸漬させながら１５００Ｎ／ｍｍ２の応力負荷し、１００時間後の破断の有無を観察した。
【００６８】
上記各試験の結果を表４〜７及び図３に示す。
【００６９】
【表１】
2004084010.tif 000002
【００７０】
【表２】
2004084010.tif 000003
【００７１】
【表３】
2004084010.tif 000004
【００７２】
【表４】
2004084010.tif 000005
【００７３】
【表５】
2004084010.tif 000006
【００７４】
【表６】
2004084010.tif 000007
【００７５】
【表７】
2004084010.tif 000008
【００７６】
［表１及び表４について］
試験Ｎｏ．１で使用した鋼Ａは従来のＳＣＭ４３５鋼に相当する。このＮｏ．１の試験結果より明らかなように、ＳＣＭ４３５鋼はＭｏ，Ｔｉ，Ｖの含有量が低く、耐遅れ破壊特性が悪い。また試験Ｎｏ．２で使用した鋼Ｂは従来のＳ４５Ｃ鋼に相当しており、前記ＳＣＭ４３５鋼と対比するとＣｒ含有量が少ない点で最も大きく相違する。そして試験Ｎｏ．１とＮｏ．２の対比より明らかなように、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖが少ない場合、Ｃｒを少なくしても冷間加工性は悪化しない。
【００７７】
試験Ｎｏ．３〜７は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうち２種を複合添加した例である。すなわち試験Ｎｏ．３ではＭｏ、Ｖを添加した鋼Ｃを使用しているが、Ｔｉが少ないために高負荷応力下や高温下での耐遅れ破壊特性が不十分である。試験Ｎｏ．４ではＭｏ、Ｔｉを添加した鋼Ｄを使用しているが、Ｖが少ないために耐遅れ破壊特性が不十分である。試験Ｎｏ．５〜７ではＴｉとＶを添加した鋼Ｅ〜Ｇを使用しているが、Ｍｏが少ないために引張強さが高くならない。
【００７８】
試験Ｎｏ．８の鋼Ｈでは、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの三成分を複合添加している。しかしＴｉ量がＶ量に比べて少なすぎ、Ｔｉ／Ｖが小さすぎるために、高負荷応力下や高温下での耐遅れ破壊特性が不十分である。
【００７９】
試験Ｎｏ．９〜１０で使用する鋼Ｉ，Ｊでは、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの三成分を複合添加し、Ｔｉ／Ｖの値を適切に調節している。しかしＣｒを削減していないため、高負荷応力下での耐遅れ破壊特性が不十分である。
【００８０】
試験Ｎｏ．１１〜１２で使用する鋼Ｋ〜Ｍでは、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの三成分を複合添加し、Ｔｉ／Ｖの値を適切に設定し、さらにはＣｒを削減している。そのため耐遅れ破壊特性に優れる。ところがＣｒを過度に削減しているため、冷間加工性が悪い。
【００８１】
［表２及び表５について］
試験Ｎｏ．１４〜２５では、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの三成分を複合添加し、Ｔｉ／Ｖの範囲を適切に設定し、さらにはＣｒの削減量を適切な範囲に設定した鋼Ｎ〜Ｙを使用している。このような鋼Ｎ〜Ｙは、高負荷応力下や高温下であっても耐遅れ破壊特性に優れ、しかも冷間加工性にも優れる。
【００８２】
［表３及び表６について］
ただし、試験Ｎｏ．２６〜２８より明らかなように、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖなどを過剰に添加し過ぎると、冷間加工性が悪くなり、さらには耐遅れ破壊特性も悪くなる場合がある。そのためＭｏ、Ｔｉ、Ｖは適量を添加する必要がある。
【００８３】
また試験Ｎｏ．２９〜３０より明らかなように、Ｃが不足すると引張強さが確保できず（試験Ｎｏ．２９）、Ｃが過剰になると冷間加工性が低下すると共に耐遅れ破壊特性も悪化する（試験Ｎｏ．３０）。そのためＣ量も適切な範囲から選択する必要がある。
【００８４】
［表７について］
なお耐遅れ破壊特性及び冷間加工性にも優れる前記鋼Ｎ〜Ｙを使用する場合であっても、焼入れ・焼戻し条件は適切に設定する必要がある。すなわち試験Ｎｏ．３２より明らかなように焼入れ温度が低すぎるとＭｏ、Ｔｉ、Ｖなどの析出硬化型合金元素を十分に固溶させることができないため、引張強さが低下する。試験Ｎｏ．３３より明らかなように焼入れ温度が高すぎると、結晶粒が粗大化するため、耐遅れ破壊特性が低下する。また試験Ｎｏ．３４より明らかなように焼戻し温度が低すぎるとＭｏ，Ｔｉ，Ｖなどの微細炭化物が析出しないため、遅れ破壊特性が低下する。これらに対して、試験Ｎｏ．１４及び３１は、焼入れ温度及び焼戻し温度が適切であるため、耐遅れ破壊特性及び冷間加工性に優れている。
【００８５】
［図３について］
図３は上記試験Ｎｏ．１〜３４の全ての結果に基づき、鋼成分［Ｃ×（Ｍｏ＋４Ｔｉ＋２Ｖ）］と変形抵抗との関係をプロットしたものである。この図３より明らかなように、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ量が少ない場合、より具体的にはＣ×（Ｍｏ＋４Ｔｉ＋２Ｖ）が約０〜０．３程度の場合には、Ｃｒ量が少ない場合（図中の×印及び破線参照）とＣｒ量が多い場合（図中の○印及び実線参照）とで、変形抵抗（冷間加工性）に大きな違いはない。ところがＭｏ、Ｔｉ、Ｖ量が多くなると、より具体的にはＣ×（Ｍｏ＋４Ｔｉ＋２Ｖ）が約０．４％以上になると、Ｃｒ量が少ない場合（図中の×印及び破線参照）は、Ｃｒ量が多い場合（図中の○印及び実線参照）に比べて冷間加工性が著しく悪くなる。
【００８６】
また前記図３より明らかなようにＣ×（Ｍｏ＋４Ｔｉ＋２Ｖ）が大きくなり過ぎると、Ｃｒ量が適切であっても冷間加工性が悪くなる。
【００８７】
【発明の効果】
本発明の高強度鋼（冷間加工用高強度鋼など）は、化学成分が所定の範囲に制御されているため、冷間加工性に優れており、さらには熱負荷や応力負荷が加わるような過酷な環境ですら耐遅れ破壊特性に優れている。
【００８８】
本発明の高強度鋼部品は、前記高強度鋼から製造されているため冷間加工時に金型工具寿命を劣化させることなく歩留まりよく得ることができ、しかも耐遅れ破壊特性にも優れている。
【００８９】
また前記高強度鋼及び高強度鋼部品は、Ｃ量を高めに設定して強度を高めた場合であっても、冷間加工性と耐遅れ破壊特性の両方に優れている。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は実験例の引張試験片を示す概略平面図である。
【図２】図２は実験例の遅れ破壊試験片を示す概略平面図である。
【図３】図３は鋼成分［Ｃ×（Ｍｏ＋４Ｔｉ＋２Ｖ）］と変形抵抗との関係を示すグラフである。
【図１】
2004084010.tif 000009
【図２】
2004084010.tif 000010
【図３】
2004084010.tif 000011