JP5636532B2 - 酸化物分散強化型鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、酸化物粒子を分散させた酸化物分散強化型鋼に関し、特に、高温強度および延性に優れた酸化物分散強化型鋼およびその製造方法に関するものである。

従来、本願発明者らによって酸化物粒子を分散させた、いわゆる酸化物分散強化型鋼が提案されている。このような酸化物分散強化型鋼には、フェライト組織を主体とするフェライト系酸化物分散強化型鋼と、マルテンサイト組織を主体とするマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼の二種類がある。

たとえば、マルテンサイト系酸化物分散強化型鋼に関し、特開２００５−７６０８７号公報には、原料粉末を機械的合金化処理する際に、鋼中の過剰酸素量が特定の値となるように配合し、機械的合金化処理を行って熱間押出しにより固化した後、最終熱処理として焼きならし焼き戻し熱処理を施すマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼の製造方法が提案されている（特許文献１）。この製法によれば、高温強度の改善に有効な微細かつ高密度の酸化物分散組織を有する残留α相（γ相に変態することなく残留するα相）の割合を高めることができる。

また、発明者らは、フェライト系酸化物分散強化型鋼に関し、特開２００４−６８１２１号公報において、機械的合金化処理に際し、Ｔｉ成分としてＴｉＯ_２粉末を混合し、最終熱処理としてＡＣ_３変態点以上への加熱保持と、それに続くマルテンサイト生成臨界速度以下での徐冷熱処理を施すフェライト系酸化物分散強化型鋼の製造方法を提案している（特許文献２）。この製法によれば、残留α相をなくすことで、高温強度の改善に有効な粗大化した結晶粒組織を有するフェライト組織を生成することができる。

特開２００５−７６０８７号公報 特開２００４−６８１２１号公報

しかしながら、特許文献１に記載された発明においては、最終熱処理として焼きならし焼き戻し熱処理を施している。このため、冷却時にオーステナイト相から生成するマルテンサイト相が微細なブロック粒となり、このブロック粒界でのすべり変形により高温強度が低下するという問題がある。

一方、特許文献２に記載された発明においては、マルテンサイト生成臨界冷却速度以下である約１００℃／ｈで徐冷しなければならない。このため、炉冷設備等が必要となる上、オーステナイト温度（約１０５０℃）からフェライトへの変態が完了する温度（約６００℃）まで冷却するには約４時間も要することとなり、大量生産に不向きであって実用上の問題が残る。

さらに、上述したように、残留α相と、粗大な結晶粒組織を有するフェライト相は、いずれも高温強度の改善に有効であることが知られている。しかしながら、残留α相が存在している場合、その残留α相の存在によりオーステナイトから変態するフェライト相は細粒組織となり、粗大化しない。このため、残留α相を有するマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼の長所と、粗大な結晶粒組織からなるフェライト相を有するフェライト系酸化物分散強化型鋼の長所との両方を兼ね備える酸化物分散強化型鋼は存在しなかった。

本発明は、このような問題点を解決するためになされたものであって、γ相に変態することなく残留する残留α相の存在下で、粗大な結晶粒からなるフェライト相を生成することができ、高温強度および延性を向上することができる酸化物分散強化型鋼およびその製造方法を提供することを目的としている。

本発明に係る酸化物分散強化型鋼は、残留α相の存在下で、３μｍ以上の粗大な結晶粒からなるフェライト相を有している。

また、本発明に係る酸化物分散強化型鋼の製造方法は、質量％で、Ｃが０．０５〜０．２５％、Ｃｒが８．０〜１２．０％、Ｗが０．１〜４．０％、Ｔｉが０．１〜１．０％、Ｙ_２Ｏ_３が０．１〜０．５％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる原料粉末を前記鋼中の過剰酸素量が所定の範囲内となるように調合し、機械的合金化処理してから固化し、Ａｃ_３変態点以上の温度で熱間圧延した後、所定の冷却速度範囲内で冷却する。

本発明によれば、γ相に変態することなく残留する残留α相の存在下で、粗大な結晶粒からなるフェライト相を生成することができ、高温強度および延性を向上することができる。

本発明に係る酸化物分散強化型鋼の製造方法を示すフローチャート図である。 熱間圧延を行っていない通常のＣｒ含有量が９．０％の酸化物分散強化型鋼の連続冷却変態線図である。 実施例１における酸化物分散強化型鋼（ＨＲ材）の組織写真である。 実施例１における酸化物分散強化型鋼の硬度測定結果を示す図である。 実施例１における酸化物分散強化型鋼（ＮＴ材）の組織写真である。 （ａ）ＮＴ材および（ｂ）ＨＲ材について、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）による結晶粒界の方位差分布の測定結果を示す図である。 実施例２において、ＨＲ材、ＮＴ材およびＴ材について行った７００℃での引張試験の結果を示す図である。 ＨＲ材、ＮＴ材、Ｔ材および従来の鋼材について、７００℃での引張強さを示す図である。 ＨＲ材、ＮＴ材、Ｔ材および従来の鋼材について、７００℃での破断伸びを示す図である。 実施例２における実験結果を整理した図である。

まず、本発明に係る酸化物分散強化型鋼は、Ｃ（炭素）と、Ｃｒ（クロム）と、Ｗ（タングステン）と、Ｔｉ（チタン）と、Ｙ_２Ｏ_３（酸化イットリウム）と、残部がＦｅ（鉄）および不可避不純物とからなるものである。以下、これら化学成分の目標組成と、その限定理由について説明する。なお、本明細書において、化学成分は質量％で表記する。

Ｃｒは、耐食性の確保に重要な元素であり、８．０％未満となると耐食性が著しく悪化する。一方、１２．０％を超えると、靱性および延性の低下が懸念される。したがって、Ｃｒの含有量は８．０〜１２．０％が好ましい。

Ｃは、Ｃｒの含有量が８．０〜１２．０％の場合、α相からγ相への変態を生じさせるために０．０５％以上含有させる必要がある。一方、Ｃの含有量が高くなるほど炭化物（Ｍ_２３Ｃ_６、Ｍ_６Ｃ等）の析出量が多くなり高温強度が高くなるが、０．２５％より多量に含有すると加工性が悪くなる。この理由から、Ｃの含有量は０．０５〜０．２５％が好ましい。

Ｗは、合金中に固溶し高温強度を向上させる重要な元素であり、０．１％以上添加する。Ｗの含有量を多くすれば、固溶強化作用、炭化物（Ｍ_２３Ｃ_６、Ｍ_６Ｃ等）析出強化作用、金属間化合物析出強化作用により、クリープ破断強度が向上する。しかし、４．０％を超えるとδフェライト量が多くなり、かえって強度も低下する。この理由から、Ｗの含有量は０．１〜４．０％が好ましい。

Ｔｉは、Ｙ_２Ｏ_３の分散強化に重要な役割を果たす元素である。具体的には、ＴｉはＹ_２Ｏ_３と反応してＹ_２Ｔｉ_２Ｏ_７またはＹ_２ＴｉＯ_５という複合酸化物を形成し、酸化物粒子を微細化させる働きがある。この作用は、Ｔｉの含有量が１．０％を超えると飽和する傾向があり、０．１％未満では微細化作用が小さい。この理由から、Ｔｉの含有量は０．１〜１．０％が好ましい。

Ｙ_２Ｏ_３は、分散強化により高温強度を向上させる重要な添加物である。この含有量が０．１％未満の場合には、分散強化の効果が小さく強度が低い。一方、０．５％を超えて含有すると、著しく硬化し加工性に問題が生じる。この理由から、Ｙ_２Ｏ_３の含有量は０．１〜０．５％が好ましい。

上記成分以外の残部としては、鋼の主成分であるＦｅの他、混入が避けられない不可避不純物を含有する。

つぎに、本発明に係る酸化物分散強化型鋼の製造方法について、図１を用いて説明する。

まず、上記した各化学成分の元素粉末、合金粉末および酸化物粉末を原料粉末として、上記の目標組成となるように調合する（ステップＳ１）。このとき、本実施形態では、酸化物分散強化型鋼中の過剰酸素量ＥｘＯが、下記式（１）を満たすように原料粉末を調合する。
０．２２×Ｔｉ＜ＥｘＯ＜０．３２−８Ｃ／３＋２Ｔｉ／３ …式（１）
ただし、
ＥｘＯ：鋼中の過剰酸素量［ＹがすべてＹ_２Ｏ_３として存在すると仮定して、鋼中の全酸素量からＹ_２Ｏ_３中の酸素量（０．２７Ｙ）を差し引いた量］
Ｔｉ：鋼中のＴｉ含有量
Ｃ：鋼中のＣ含有量

なお、本酸化物分散強化型鋼では化学組成に応じて、後述する固化成形時に、α相からγ相への完全な変態が生じて変態γ相の単相組織となる場合と、α相からγ相へ完全に変態せずα相のまま残留する残留α相が生じて二相組織となる場合がある。変態γ相は、その後の熱処理により、マルテンサイト相に変態し、炉冷熱処理を施すとα相に変態する。一方、残留α相は、その後に熱処理を施してもα相のままであり、この残留α相中の酸化物分散粒子は、変態により生じる各相中の酸化物分散粒子に比べて微細かつ高密度となる。したがって、固化成形時に残留α相をできるだけ残しておくことで、高温強度の改善に有効な微細かつ高密度の酸化物分散組織を得ることができるといえる。

上述した残留α相の形成割合は、強力なγ相の生成元素であるＣ量に依存する。すなわち、マトリックス中のＣ量を低く抑えると、α相からγ相への変態が減少するため、残留α相の割合が増加する。本実施形態では、酸化物粒子の微細化のためにＴｉを添加しているが、Ｔｉは炭化物の生成能が強いため、過剰に添加するとＴｉ炭化物を形成してマトリックス中の固溶Ｃ量が減少し、残留α相が増加する。

しかしながら、鋼中の過剰酸素量を過度に低減すると、酸化物分散粒子の数密度が減るため、酸化物分散粒子による変態抑制効果が低減し残留α相は減少すると考えられる。一方、Ｔｉ酸化物はＴｉ炭化物よりも安定であるため、過剰酸素量を高めると、Ｔｉ酸化物の形成によりＴｉ炭化物生成が抑制され、マトリックス中の固溶Ｃ量は増加する。このため、α相からγ相への変態が十分に生じ、残留α相は減少することとなる。

以上より、本実施形態では、原料粉末の配合量、特にＴｉの添加量を調整し鋼中の過剰酸素量が所定の範囲内となるように、すなわち、上記式（１）を満たすように調合することによって、残留α相の割合を高めている。

つぎに、ステップＳ１で配合した混合粉末を遊星型ボールミル等に投入し、機械的合金化処理（メカニカルアロイング）を行う（ステップＳ２）。この機械的合金化処理とは、遊星型ボールミル等に備えられているボールの衝突エネルギーを利用して、粉末同士の折りたたみと圧延を繰り返し起こさせ、合金化する処理である。この機械的合金化処理により、室温条件下であっても、混合粉末が原子オーダーで合金化される。

つづいて、ステップＳ２で合金化した混合粉末に対し、ホットプレスや熱間静水圧プレス（Hot Isostatic Pressing）等によって固化成形する（ステップＳ３）。これにより、混合粉末が固化成形されるため、所定形状の成型体が得られる。

つぎに、ステップＳ３で固化成形した成型体に対し、Ａｃ_３変態点以上の温度で熱間圧延処理を施す（ステップＳ４）。ここで、Ａｃ_３変態点とは、酸化物分散強化型鋼を加熱する際に、フェライトがオーステナイトへの変態を完了する温度であり、本実施形態では、約９５０℃である。上記熱間圧延処理により、変態したオーステナイト相の結晶粒が微細化するとともに、多量の転位が導入され、高歪エネルギーが蓄積する。

最後に、ステップＳ４で熱間圧延処理を施した圧延体を所定の冷却速度範囲内で冷却する（ステップＳ５）。これにより、上記熱間圧延処理により微細化したオーステナイトの結晶粒界から、フェライト粒の核生成が容易に起こるため、空冷に相当する約１００００℃／ｈという急速な冷却速度でも、フェライト組織が形成される。また、上記熱間圧延処理によって導入された高歪エネルギーを駆動力として、オーステナイトから生成されたフェライト中の結晶粒の成長が促進される。このため、残留α相の存在下であってもフェライト相の結晶粒が粗大化するという効果を奏する。

なお、本実施形態において、上記ステップＳ５における冷却速度は、空冷に相当する約１００００℃／ｈという急冷である。しかしながら、この冷却速度に限定されるものではなく、オーステナイトがフェライトへ変態しうる冷却速度範囲内であればよい。ここで、本実施形態における冷却速度範囲を考慮するための指標として、熱間圧延を施していない通常のＣｒ含有量が９．０％の酸化物分散強化型鋼についての連続冷却変態線図を図２に示す。

図２に示すように、３０℃／ｈの遅い速度で冷却した場合、オーステナイト（γ）は、フェライト（α）へと変態する。一方、１２００００℃／ｈの速い速度で冷却した場合、オーステナイト（γ）は、マルテンサイト（ｍ）へと変態する。さらに、３０００℃／ｈで冷却した場合、オーステナイト（γ）は、フェライト（α）およびマルテンサイト（ｍ）の２相へと変態する。

したがって、冷却速度が遅すぎると、フェライト相は形成するものの、炉冷設備等が必要となる上、オーステナイトからフェライトへの変態が完了するまで冷却するのに多くの時間を要することとなり、大量生産に不向きである。一方、冷却速度が速すぎると、フェライト組織が形成されず、マルテンサイト組織に変態してしまう。したがって、本実施形態では、所定の冷却速度範囲内の冷却速度で冷却することが好ましい。

また、上記ステップＳ４の熱間圧延処理は、一般的に、自動車のボディー等に使われる鋼板において、結晶粒を微細化することにより室温での引張強度を向上させる方法として用いられている。一方、微細粒組織は、高温強度を弱化させるため、通常、高温下における強度を高めるための手段として、熱間圧延処理を施すという着想には至らない。つまり、酸化物分散強化型鋼に対して熱間圧延処理を施すと、フェライト相の結晶粒が粗大化するという事実は、当業者が予測できるものではなく、本願発明者らが実証することによって初めて得られた知見である。

以上のような本実施形態の酸化物分散強化型鋼およびその製造方法によれば、γ相に変態することなく残留する残留α相の存在下であるにもかかわらず、粗大な結晶粒からなるフェライト相を生成することができ、高温強度および延性を著しく向上することができる等の効果を奏する。

つぎに、本発明に係る酸化物分散強化型鋼およびその製造方法の実施例について説明する。なお、本発明の技術的範囲は、以下の実施例によって示される特徴に限定されるものではない。

本実施例１では、本発明に係る酸化物分散強化型鋼を製造し、当該酸化物分散強化型鋼が、残留α相の存在下で、３μｍ以上の粗大な結晶粒からなるフェライト相を有していることを確認する実験を行った。

まず、原料粉末を本発明に係る目標組成であるＦｅ−０．１４Ｃ−９Ｃｒ−０．２Ｔｉ−２Ｗｉ−０．３５Ｙ_２Ｏ_３に配合し、遊星ボールミルを用いてＡｒ雰囲気中で機械的合金化処理を４８時間行った。本実施例１では、機械的合金化処理に際し、鋼中の過剰酸素量が上記式（１）を満たすように、０．１％とした。

つぎに、作製した合金粉末を高耐食性ステンレス鋼（ＳＵＳ３１６）製のカプセルに充填し、真空雰囲気下で１１５０℃、１３０ＭＰａ、３０分間の熱間静水圧プレス処理を行って固化成形した。そして、当該成型体をＡｃ_３変態点以上の１０００℃に加熱し、圧延率７０％に設定した上下ローラ間を通して熱間圧延した後、空冷することにより、酸化物分散強化型鋼を製造した。このときの冷却速度は、約１００００℃／ｈであった。

以上の工程により製造された酸化物分散強化型鋼の試験片（以下、熱間圧延（Hot Rolling）を施したものとして、「ＨＲ材」という）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscope）で観察した。このときのＨＲ材の組織写真を図３に示す。また、ＨＲ材の表面１０箇所における結晶粒について、ナノインデンターによる硬度測定を行った。図４は、当該硬度測定の結果を示す表である。なお、硬度を測定した位置は、図３において、丸数字の１〜１０を付したピラミッド形状の圧痕位置である。

図３に示すように、丸数字の１、３、４、７、９の位置では、表面が比較的平らで、かつ、３〜５μｍ程度の粗大な結晶粒が存在している。また、図４に示すように、上記各位置での硬度は、１０９８〜１１５７ｍｇｆ／μｍ^２程度であり、他の位置より相対的に低いことからもフェライト粒と認められる。一方、丸数字の２、５、６、８、１０の位置では、表面がシワシワで微細な組織が形成されており、硬度も比較的高いため、マルテンサイト粒と認められる。

一方、比較例１として、上述した本実施例１の製造工程に従って熱間圧延した後、焼鈍（１０５０℃×１ｈ）、水中急冷、および焼戻し（８００℃×１ｈ）を行い、新たな試験片を用意した。この比較例１による試験片を以下、焼きならし（Normalizing）および焼き戻し（Tempering）を施したものとして「ＮＴ材」という。

このＮＴ材の組織写真を図５に示す。ＮＴ材では、いったん焼ならしを施すと、熱間圧延で導入された高歪エネルギーは消失し、通常の残留α相とマルテンサイトが形成される。また、図５に示すように、ＮＴ材で認められる残留α相と同様のものが、図３に示したＨＲ材にも存在していることから、図３で認められるフェライト粒から図５の残留α相を除いた組織が、熱間圧延後の冷却中に形成された粗大なフェライト相に相当する。

また、ＮＴ材およびＨＲ材について、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）によって結晶粒界の方位差分布を測定した。その結果を図６に示す。図６（ａ）に示すように、比較例１のＮＴ材では、６０°において顕著にピークが出現している。ここで、ＮＴ材は、上記のとおり、熱間圧延後に焼きならしをしたものであるから、フェライトからオーステナイトへの相変態が行われている。また、焼きならし後の水中急冷によって、マルテンサイト主体の組織になっている。このため、６０°のピークが、マルテンサイトに対応しているといえる。一方、図６（ｂ）に示すように、本実施例１のＨＲ材では、６０°のピークが著しく低減していることからも、マルテンサイト相よりもフェライト相が主体の組織であることが確認できる。

以上の本実施例１によれば、本発明に係る製造方法により得られた酸化物分散強化型鋼は、残留α相の存在下で、３μｍ以上の粗大な結晶粒からなるフェライト相を有していることが示された。

本実施例２では、本発明に係る酸化物分散強化型鋼について、高温強度および延性を確認する実験を行った。

本実施例２では、まず、上述したＨＲ材およびＮＴ材の他に、上述した実施例１の製造工程に従って熱間圧延した後、焼き戻し（８００℃×１ｈ）のみを行い、新たな試験片（以下、焼き戻し（Tempering）のみを施したものとして「Ｔ材」という）を用意した。そして、これらＨＲ材、Ｔ材およびＮＴ材について、７００℃の温度下で１０^−３ｓ^−１の歪速度で引張試験を行った。その結果を図７に示す。

図７に示すように、ＨＲ材は引張強さのみならず、破断伸びも最も大きいことが確認された。これに対し、ＮＴ材では、焼きならし処理により、フェライトがオーステナイトへ変態し、当該オーステナイトが水中急冷によりマルテンサイトに変態したため、高温強度および延性の双方において低下している。一方、Ｔ材では、熱間圧延後、焼き戻しをしたが、フェライトからオーステナイトへの相変態が行われていないため、ＨＲ材よりは劣るものの、高温強度および延性は比較的大きな値を示すことが確認された。

一方、比較例２として、従来の酸化物分散強化型鋼について、上記と同様の条件下で引張試験を行った。なお、従来の酸化物分散強化型鋼としては、以下に示す５つの鋼材を用意した。
（１）９Ｃｒ−ＯＤＳ（S. Ohtsuka, et al. J. Nucl. Mater. 329-333 (2004) 372-376.）
組成：9Cr-0.13C-2W-0.2Ti-0.35Y₂O₃
製法：熱間押出し→焼きならし（1050℃×1h）→焼戻し（800℃×1h）
（２）ＯＤＳ−Ｅｕｒｏｆｅｒ（P. Olier, et al. J. Nucl. Mater. 386-388 (2009) 561-563.）
組成：9Cr-0.076C-1.2W-0.13Si-0.33Mn-0.07Ni-0.18V-0.11Ta-0.2Y₂O₃
製法：熱間押出し→冷間圧延→焼ならし（1100℃×0.5h）→焼戻し（780℃×2h）
（３）１４ＹＷＴ（D. A. Mclintock, et al. J. Nucl. Mater. 386-388 (2009) 307-311.）
組成：14Cr-0.05C-3W-0.4Ti-0.3Y₂O₃
製法：熱間押出し（850℃）
（４）１２ＹＷＴ（D. A. Mclintock, et al. J. Nucl. Mater. 386-388 (2009) 307-311.）
組成：12Cr-0.05C-3W-0.4Ti-0.25Y₂O₃
製法：熱間押出し（1150℃）
（５）ＰＭ２０００（R. L. Klueh, et al. J. Nucl. Mater. 341 (2005) 103-114.）
組成：19Cr-0.01C-5Al-0.45Ti-0.04W -0.47Y₂O₃
製法：熱間押出し→熱間圧延→冷間圧延→再結晶熱処理

図８および図９は、それぞれ上記従来鋼材に関する７００℃での引張強さおよび破断伸びの測定結果を図７の結果と比較したものである。また、図１０は、本実施例２における実験結果を整理したものである。図８から図１０に示すように、７００℃での引張強さおよび破断伸びを比較すると、ＨＲ材およびＴ材は、他のマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼であるＮＴ材、９Ｃｒ−ＯＤＳ、およびＯＤＳ−Ｅｕｒｏｆｅｒよりも大きな引張強さおよび破断伸びを示している。また、フェライト系の酸化物分散強化型鋼として市販されているＰＭ２０００は、固化成型後に再結晶熱処理を施しているにも関わらず、ＨＲ材およびＴ材よりも小さい値を示している。

一方、図８に示すように、フェライト系の酸化物分散強化型鋼である１４ＹＷＴおよび１２ＹＷＴは、ＨＲ材およびＴ材よりも高い引張強さを示している。しかし、上記のとおり、１４ＹＷＴおよび１２ＹＷＴは、メカニカルアロイング粉末を熱間押出しによって固化成型したままの鋼材である。このため、押出し方向には高強度であるが、当該方向と直角方向では強度が劣るという性質がある。また、図９に示すように、破断伸びについては、押出し方向であってもＨＲ材の半分以下であり、極めて低いという欠点がある。

以上の本実施例２によれば、本発明に係る酸化物分散強化型鋼としてのＨＲ材およびＴ材は、高温強度が改善されているのみならず、優れた破断伸び、延性を有することが示された。

なお、本発明に係る酸化物分散強化型鋼およびその製造方法は、前述した実施形態および実施例に限定されるものではなく、適宜変更することができる。

本発明に係る酸化物分散強化型鋼は、高温での強度および優れた延性が求められる材料として利用でき、例えば、高速増殖炉燃料要素用材料、核融合炉第一壁材料、火力発電用材料、高温加熱炉材料等に好適な材料である。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃが０．０５〜０．２５％、Ｃｒが８．０〜１２．０％、Ｗが０．１〜４．０％、Ｔｉが０．１〜１．０％、Ｙ _２ Ｏ _３ が０．１〜０．５％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、残留α相の存在下で、マルテンサイト相に加えて、３μｍ以上の粗大な結晶粒からなるフェライト相を有する酸化物分散強化型鋼。
2. 質量％で、Ｃが０．０５〜０．２５％、Ｃｒが８．０〜１２．０％、Ｗが０．１〜４．０％、Ｔｉが０．１〜１．０％、Ｙ_２Ｏ_３が０．１〜０．５％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる原料粉末を前記鋼中の過剰酸素量ＥｘＯが下記式（１）を満たすように調合し、機械的合金化処理してから固化し、Ａｃ_３変態点以上の温度で熱間圧延した後、３０００〜１００００℃／ｈの冷却速度範囲内で冷却する酸化物分散強化型鋼の製造方法。
   ０．２２×Ｔｉ＜ＥｘＯ＜０．３２−８Ｃ／３＋２Ｔｉ／３ …式（１）
   ただし、Ｔｉは鋼中のＴｉ含有量であり、Ｃは鋼中のＣ含有量である。