(57)【要約】【課題】二軸応力状態での耐延性破壊性能に優れた鋼板を提供する【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｓ：０．００２以下、Ｍｏ：０．０１〜０．５、Ａｌ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、金属組織が、ベイナイトの面積分率が３０〜９０％、島状マルテンサイトの面積分率が２〜１０％であり、島状マルテンサイトの円相当径が３μｍ以下、平均アスペクト比が３以下であることを特徴とする、耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板。【選択図】図２
2013139602.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｓ：０．００２以下、Ｍｏ：０．０１〜０．５、Ａｌ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、金属組織が、ベイナイトの面積分率が３０〜９０％、島状マルテンサイトの面積分率が２〜１０％であり、島状マルテンサイトの円相当径が３μｍ以下、平均アスペクト比が３以下であることを特徴とする、耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００３％、の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板。
【請求項３】
シャルピー吸収エネルギーが１８０Ｊ以上で降伏比が８０％以下であることを特徴とする、請求項１または２に記載の耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築物や海洋構造物、造船、橋梁、ラインパイプなどに用いて好適な構造用鋼板に関し、特に地震多発地帯などで用いられる鋼板に要求される引張強さが、５５０ＭＰａ以上の低降伏比高強度鋼板に関するものであり、特に多軸応力状態での耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、建築物や海洋構造物、造船、橋梁、ラインパイプなどの分野で用いられている鋼材は、安全性の向上や、操業効率の向上（例えば、パイプラインでの輸送ガスの高圧化）、使用鋼材の削減によるトータルコストの低減等を目的として、高強度化が進められている。
【０００３】
また、上記鋼材が使用される地域は、自然環境の過酷な地域へと拡大しているため、例えば、地震多発地帯などで使用される構造物用鋼材などには、従来の要求性能とは異なる優れた塑性変形能や耐延性破壊特性が求められるようになってきている。
【０００４】
このような状況から、特許文献１〜３には、降伏応力と引張強さの比である降伏比を低下させることにより塑性変形能を向上させた鋼材が、また、特許文献４、５には、同じく降伏比を低下させることにより優れた耐座屈特性を有する高変形能鋼材が提案されている。
【０００５】
しかし、たとえ、低降伏比で変形能に優れた鋼材であっても、欠陥部などの応力集中部から延性き裂が発生し、これが進展する場合には、その塑性変形能力が発揮される前に、き裂が伝播し不安定延性破壊を生じてしまう恐れがある。
【０００６】
そこで、不安定延性破壊を防止することを目的として、高強度高変形能鋼材の開発が行われている。例えば、特許文献６には、金属組織を細粒フェライト主体の組織とすることにより、吸収エネルギーを高めた高張力鋼の製造方法が、また、特許文献７には、金属組織をフェライトとマルテンサイトの２相混合組織とすることにより、不安定延性破壊の停止性能を高めた高強度鋼管が提案されている。
【０００７】
上記特許文献６および７に記載された技術は、不安定延性破壊における耐延性き裂伝播特性を向上させた鋼材に関するものである。しかし、例えば、高圧で操業されるガスパイプラインでは、一旦、き裂が発生すると、き裂の伝播停止が困難になる場合があり、その結果、局所的な破壊でも重大な被害をもたらすことが懸念されている。そのため、ガスパイプラインに用いられる鋼材は、延性き裂の伝播が抑制されるだけでなく、たとえ損傷が生じてもき裂発生に至らない、もしくはき裂が発生しても、ガスのリークを最小限に止められるものであることが望ましい。
【０００８】
上記要求に応えるためには、鋼材自体に内在する欠陥や外的要因によって受ける損傷あるいは、腐食による減肉部等からのき裂の発生を確実に防止し得ることが必要である。さらに、地震荷重を受ける建築構造物の形状不連続部や内圧を受けるラインパイプの曲げ変形等、鋼構造物では単純な引張荷重ではなく二軸方向の荷重を受ける場合があり、そのような部位に使用される鋼材には、二軸状態での耐破壊性能が必要とされる。
【０００９】
しかし、上記特性を満たすような、二軸状態での耐破壊性能に優れる高強度鋼板は、今のところ存在していないのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開昭５５−１１９１５２号公報
【特許文献２】特開昭６３−２２３１２３号公報
【特許文献３】特開平０３−１１５５２４号公報
【特許文献４】特開平１０−３３０８８５号公報
【特許文献５】特開２０００−１７８６８９号公報
【特許文献６】特開２００２−１０５５３４号公報
【特許文献７】特開２００４−１９７１９１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は上記事情に鑑みなされたものであり、地震多発地帯などの過酷な環境で使用される鋼材に要求される、耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板であり、特に二軸応力状態での耐延性破壊性能に優れた鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
発明者らは、上記課題の解決に向けて、低降伏比高強度鋼板の二軸応力状態での延性破壊挙動に関して鋭意研究を重ねた。その結果、ベイナイト組織に島状マルテンサイト（以下ＭＡとも呼ぶ）を分散させることで低降伏比と高強度を両立させるとともに、延性き裂の発生する鋼板表層部の組織については、延性破壊の前駆段階で形成されるボイドの発生起点となる硬質第二層や介在物の量と形状を特定範囲に制限することにより、二軸応力状態でも延性き裂の発生を抑制できることを見い出した。
【００１３】
本発明は上記知見に基づき、更に検討を加えてなされたもので、本発明の要旨は、以下の通りである。
【００１４】
[１]成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｓ：０．００２以下、Ｍｏ：０．０１〜０．５、Ａｌ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、金属組織が、ベイナイトの面積分率が３０〜９０％、島状マルテンサイトの面積分率が２〜１０％であり、島状マルテンサイトの円相当径が３μｍ以下、平均アスペクト比が３以下であることを特徴とする、耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板。
【００１５】
[２]更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００３％、の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記[１]に記載の耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板。
【００１６】
[３]シャルピー吸収エネルギーが１８０Ｊ以上で降伏比が８０％以下であることを特徴とする、上記[１]または[２]に記載の耐延性破壊特性に優れた低降伏比高強度鋼板。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、地震などで大きな塑性変形を受けた場合においても、延性き裂を発生することのない低降伏比高強度鋼板を提供することができる。したがって、本発明の鋼板は、安全性への要求が高い建築物や海洋構造物、造船、橋梁、ラインパイプなどに用いて好適である。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】２軸応力下での耐延性破壊性能を評価するための十字型引張試験片の形状を示す図である。
【図２】十字型引張試験片の主軸垂直方向に応力を負荷した状態で、主軸方向に引張試験を行う方法を説明する図である。
【図３】二軸応力下での耐延性破壊性能の評価に供した鋼板のミクロ組織を説明する図である。
【図４】図３のＡ鋼及びＢ鋼の二軸引張試験結果で、き裂発生開口変位と主軸垂直方向歪の関係を説明する図である。
【図５】二軸引張試験片の平行部中央部と表面切欠の形状を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは、二軸応力状態を再現するために図１に示すような試験片を用いた二軸引張試験により二軸状態での耐破壊性能に優れた鋼板の探索を行った。
【００２０】
図２は二軸状態を再現した引張試験方法を示した図である。図１の試験片において主軸垂直方向に応力を与えるために図２のように治具を介してボルト締めによる応力負荷を行い、その状態で試験片の主軸方向にアムスラー試験機により変形を与えた。このとき、主軸垂直方向の負荷が一定になるように主軸垂直方向の締結力を油圧ジャッキにより調整した。延性破壊性能の評価は、図１の試験片の中央部に表面切欠を導入し、二軸状態において表面切欠の切欠底から延性破壊が発生する主軸方向の引張歪を測定する事によって行った。
【００２１】
図３は質量％で、０．０５％Ｃ−１．７％Ｍｎ−０．１５％Ｍｏ−０．０３％Ｎｂを含有する鋼を用いて、異なる鋼板製造条件にて製造した高強度鋼板のミクロ組織を示す。図３（Ａ）は熱間圧延の後に加速冷却を適用して製造した鋼（以下Ａ鋼と呼ぶ）で、降伏比は９３％であり、金属組織はベイナイトを主体とした組織であり、伸長した硬質相（ＭＡ）が多く見られる。
【００２２】
図３（Ｂ）はＡ鋼と同様の成分の鋼を熱間圧延―加速冷却の後にオンラインで再加熱を行うことで未変態オーステナイト中への炭素の濃化を利用して塊状のＭＡを生成させた鋼（以下Ｂ鋼と呼ぶ）で、降伏比は７０％と低くなっている。
【００２３】
これらの鋼を用いて、図２に示すような二軸引張試験を行った。試験片の幅を２０ｍｍ、試験片中央部の厚さを６ｍｍとし、試験片中央部（図２中のＦ）に長さ１６ｍｍ、深さ２ｍｍ、幅０．２ｍｍの表面切欠を導入し試験に供した。そして、切欠底からのき裂の発生挙動をマイクロスコープによって観察した。
【００２４】
図４は主軸垂直方向に一定の歪を付与した状態で主軸方向に引張負荷を加えた場合の、切欠底からき裂が発生する時の、表面切欠の開口変位を測定した結果である。歪を付与しない条件（一軸条件）において、Ａ鋼はＢ鋼よりもき裂発生開口変位が小さくなっている。
【００２５】
これはＡ鋼の方が高降伏比であり、切欠底部での歪集中が抑制されるために、き裂発生までの開口変位が小さくなったと考えられる。また、主軸垂直方向に歪を付与した状態、すなわち二軸応力条件では主軸垂直方向の歪が大きくなると、Ａ鋼ではき裂発生開口変位がさらに小さくなるのに対して、Ｂ鋼では反対に大きくなっている。このことは、伸長したＭＡが存在するＡ鋼では、二軸応力状態で、延性破壊の前駆段階となる微小ボイドの発生が促進されるからである。
【００２６】
一方、粒状のＭＡが分散したＢ鋼では、微小ボイドの発生が少ないため、二軸応力状態で延性き裂発生が抑制されるからである。
【００２７】
発明者らは、上記結果にさらに、検討を加えた結果、成分組成、製造条件を適正に制御した上で、さらにＭＡの相分率と平均アスペクト比を適正な範囲に制御することにより、耐延性き裂発生特性に優れた低降伏比高強度鋼板が得られることを見出し、本発明を完成させたものである。
【００２８】
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
【００２９】
１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼板の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
【００３０】
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは、ＭＡの生成を促進し、鋼板の強度を高めるために必要な元素である。０．０３％未満の添加では、ＭＡの相分率が低くて所望とする強度が得られず、一方、０．０８％を超えて添加すると、溶接性が低下するため、Ｃ量は０．０３〜０．０８％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．０８％の範囲である。
【００３１】
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加する元素であるが、０．０１％未満では、脱酸効果が十分でなく、０．５％を超えて添加すると、靭性や溶接性を低下させるため、Ｓｉ量は０．０１〜０．５％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．４５％の範囲である。
【００３２】
Ｍｎ：１．２〜２．２％
Ｍｎは、鋼の強度と靭性を高めるために、また、焼入れ性を高めてＭＡの生成を促進するために添加するが、１．２％未満の添加では、その効果が十分ではなく、２．２％を超える添加は、溶接性を低下させることから、Ｍｎ量は１．２〜２．２％の範囲とする。好ましくは１．４〜２．１％の範囲である。より好ましくは１．４〜１．７％の範囲である。
【００３３】
Ｓ：０．００２％以下
Ｓは、不可避的に不純物として混入する元素であり、一般には、鋼中に硫化物系介在物として存在し、変形時におけるボイド発生の起点となる。したがって、延性き裂の発生を防止するには、Ｓの含有量は厳しく規制する必要がある。しかし、０．００２％以下であれば、上記悪影響は小さい。よって、Ｓ量は、０．００２％以下とする。好ましくは０．００１％以下である。
【００３４】
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｍｏは、鋼の強度と靭性を高めるために、また、焼入れ性を高めてＭＡの生成を促進するために添加するが、０．０１％未満の添加では、その効果が十分ではなく、０．５％を超える添加は、溶接性を低下し、またＭＡの量が増加するため、Ｍｏ量は０．０１〜０．５％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．３％の範囲である。
【００３５】
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０８％を超えると清浄度の低下により延性を劣化させるので、Ａｌ量は０．０８％以下とする。好ましくは、０．０６％以下である。
【００３６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の粒成長を抑制し、母材及び溶接熱影響部の微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０２５％を越えると靭性を劣化させるため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。好ましくは０．００７〜０．０２０％の範囲である。より好ましくは０．００８〜０．０１５％の範囲である。
【００３７】
Ｎｂ：０．００５〜０．０７％
Ｎｂは、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる。また、焼入れ性を向上しＭＡの生成を促進する元素であり、０．００５％未満の添加ではその効果がなく、０．０７％を超えると溶接熱影響部の靱性低下を招くので、Ｎｂ量は０．００５〜０．０７％の範囲とする。好ましくは０．００５〜０．０４％の範囲である。
【００３８】
以上が本発明の基本化学成分であるが、さらに、鋼の強度および靭性を高める目的でＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａの中から選ばれる１種または２種以上を選択元素として添加しても良い。
【００３９】
Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、鋼の強度および靭性を高め、さらに焼入れ性を向上してＭＡの生成を促進する元素であり、要求される強度に応じて添加することができるが、
Ｃｕは０．５％を越えて、Ｎｉは１％を越えて、Ｃｒは０．５％を越えて、Ｖは０．１％を越えて添加すると溶接性の低下を招くので、Ｃｕ量は０．５％以下、Ｎｉ量は１％以下、Ｃｒ量は０．５％以下、Ｖ量は０．１％以下とすることが好ましい。
【００４０】
Ｃａ：０．００１〜０．００３％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善する有効な元素であるが、０．００１％未満の添加では、その効果が得られず、０．００３％を超えて添加しても、上記効果が飽和し、清浄度の低下や靭性の低下を招く。よって、Ｃａを添加する場合は、Ｃａ量は０．００１〜０．００３％の範囲とするのが好ましい。
【００４１】
本発明の鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、上記以外の成分が、不可避的不純物として通常認められる量以上添加されていても、本発明の作用効果を害しない限り、許容される。
【００４２】
２．金属組織について
ベイナイトの面積分率：３０〜９０％
ベイナイトは強度の高い金属組織であり、面積分率が３０％未満では必要な強度が得られず、９０％を超えると降伏比が高くなりすぎるため、ベイナイトの面積分率は３０〜９０％の範囲とする。
【００４３】
島状マルテンサイトの面積分率：２〜１０％
島状マルテンサイト（ＭＡ）は、低降伏比かつ耐延性き裂発生特性に優れた鋼板を得るために必要である。島状マルテンサイトの面積分率が２％未満では降伏比が高く、１０％を超えると、延性き裂が容易に発生するようになる。そのため、島状マルテンサイトの面積分率は２〜１０％の範囲とする。
【００４４】
なおベイナイトおよび島状マルテンサイト（ＭＡ）以外の残部の組織は大部分フェライトであるが、フェライト以外にパーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトを含んでいてもよい。これらの、ベイナイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）およびフェライト以外の相は、面積率で５％以下であれば本発明の効果をそこなうことはないため、５％以下とすることが好ましい。
【００４５】
島状マルテンサイトの平均アスペクト比：３以下
島状マルテンサイトの平均アスペクト比は３以下とする。島状マルテンサイトの平均アスペクト比が３を超えると、変形時に伸長した島状マルテンサイトの先端近傍のフェライト相やベイナイト相との界面に歪が集中し、延性き裂の起点となって、耐延性き裂発生特性が劣化するからである。ここで、島状マルテンサイトのアスペクト比とは、伸長した島状マルテンサイトの長径と短径の比（長径／短径）と定義する。また、平均アスペクト比は、ＳＥＭ観察により得られた１００個程度以上の島状マルテンサイトで測定したアスペクト比の平均値である。
【００４６】
島状マルテンサイトの円相当径：３μｍ以下
島状マルテンサイトのサイズが大きく疎らに分散している状態では、島状マルテンサイトの周囲の応力集中が促進されるため、二軸応力状態で延性き裂が発生しやすくなる。しかし、島状マルテンサイトが小さく分散している状態では、局所的な応力集中も分散されるため、微小ボイドの生成を抑制できる。よって、島状マルテンサイトのサイズは円相当径で３μｍ以下とする。なお、ＭＡの円相当径は、ＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理し、個々のＭＡと同じ面積の円の直径を個々のＭＡについて求め、それらの直径の平均値としてもとめた。
【００４７】
３．機械的特性について
シャルピー吸収エネルギー：１８０Ｊ以上
シャルピー吸収エネルギーは破壊に対する抵抗力を表す特性であり、本発明のような微細で粒状の島状マルテンサイトが分散した金属組織は、延性破壊が発生しにくく高いシャルピーエネルギーが得られる。シャルピーエネルギーが１８０Ｊ未満では、二軸応力下での破壊に対して、延性き裂が発生しやすくなるため、シャルピー吸収エネルギーを１８０Ｊ以上とする。なお、シャルピー衝撃試験は鋼板が使用される温度、または設計温度で行う。
【００４８】
降伏比：８０％以下
切欠や形状不連続部がある場合、鋼板の降伏比（降伏強度／引張強度）が高いと、マクロな応力集中により、切欠部や形状不連続部で破壊を生じやすくなる。そのため、降伏比は８０％以下に規定する。
【実施例１】
【００４９】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｇ）を連続鋳造法により鋳片とした後、鋼片を加熱し、熱間圧延、加速冷却、及び再加熱により板厚１４ｍｍまたは２０ｍｍの厚鋼板を製造した。表２に鋼板の製造条件を示す。
【００５０】
【表１】
2013139602.tif 000003
【００５１】
【表２】
2013139602.tif 000004
【００５２】
そして、上記鋼板の金属組織、引張特性、シャルピー衝撃特性を調査した。
【００５３】
金属組織は、鋼板の板厚方向１／４位置について走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察を行い、約５視野のミクロ組織写真から画像解析によりフェライト、ベイナイト及び島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率を求めた。また、ＭＡのアスペクト比も同様に求めた。
【００５４】
引張試験は、板厚中心部より採取した丸棒引張試験片により引張強度及び降伏比を測定した。また、シャルピー試験は、通常のＶノッチシャルピー試験を−２０℃で実施し、３本の平均として吸収エネルギーを求めた。
【００５５】
二軸応力下での破壊実験は、同じ鋼板から図１に示した十字型の二軸引張試験片を採取した。このとき、二軸引張試験片の形状は、主軸方向及び主軸垂直方向のアーム部の幅２０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、中央の平行部の厚さ６ｍｍとし、図５に示すように主軸垂直方向の平行部に幅１ｍｍ、長さ１５ｍｍのスリットを両側に３本づつ導入した。また、中央の平行部には主軸垂直方向に長さ１５ｍｍ、幅０．２ｍｍ、深さ２ｍｍの表面切欠を導入した。
【００５６】
そして、図２の治具を介して主軸垂直方向に裁荷し、平行部裏面側に貼付した歪ゲージによる歪測定で０．５％の主軸垂直方向の歪を加えた状態で、主軸方向をアムスラー型引張試験機で引張荷重を加えた。このとき、主軸垂直方向の歪が一定になるように調整しながら引張試験を実施した。耐延性破壊性能は、表面切欠の切欠底から延性き裂が発生するときの切欠の開口変位によって評価した。なお、切欠底からの延性き裂の発生は直流電位差法による電位差変化によって同定し、また、切欠の開口変位はクリップゲージにより測定した。
【００５７】
供試鋼の金属組織、機械的特性及び二軸引張試験でのき裂発生開口変位を表２に合わせて示した。Ｎｏ．１〜４は供試鋼の化学成分及び金属組織が本発明の範囲内であり、引張強度が６５０ＭＰａ以上の高強度でかつ８０％以下の低降伏比、そして２００Ｊ以上の高い吸収エネルギーを有しており、二軸引張でのき裂発生開口変位が高く、耐延性破壊性能が優れている。
【００５８】
一方、Ｎｏ．５は化学成分は本願発明範囲であるが、金属組織が本発明の範囲から外れており、二軸応力下での耐延性破壊性能が低い。また、Ｎｏ．６、７は化学成分が本発明の範囲外であるためシャルピー吸収エネルギーが低いか、または、金属組織が本発明の範囲から外れているため、二軸応力下での耐延性破壊性能が低い。
【符号の説明】
【００５９】
Ａ    平行部
Ｂ    主軸方向アーム部
Ｃ    主軸垂直方向アーム部
Ｄ    スリット
Ｅ    ネジ部
Ｆ    十字型引張試験片の平行部中央に導入した表面切欠
Ｇ    ナットによる締結力を保持するためのホルダー
Ｈ    ２つの部分からなるホルダーを締結するためのボルト
Ｋ    ナット
【図１】
2013139602.tif 000005
【図２】
2013139602.tif 000006
【図４】
2013139602.tif 000007
【図３】
2013139602.tif 000008
【図５】
2013139602.tif 000009