(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．００５〜０．２％、
Ｓ：０．０１〜０．７％、
Ｐｂ：０．０３〜０．５％、
Ｎ：０．００４〜０．０２％、及び、
Ｏ：０．００３〜０．０３％、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
鋼中の０．０１〜０．５μｍの円相当径を有するＰｂ介在物数が１００００個／ｍｍ2以上であり、
ドリル穿孔における切削速度ＶＬ１０００が１３０ｍ／ｍｉｎ以上であり、プランジ切削後の切削面の表面粗さＲｍａｘが１４．５μｍ以下である、鉛快削鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の鉛快削鋼であってさらに、
鋼中の０．０１〜０．５μｍの円相当径を有するＰｂ介在物数と、０．０１〜０．５μｍの円相当径を有するＭｎＳ介在物数との総計が１５０００個／ｍｍ2以上である、鉛快削鋼。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の鉛快削鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、及び、
Ｓｎ：０．５％以下、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、鉛快削鋼。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鉛快削鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｔｅ：０．２％以下、及び、
Ｂｉ：０．５％以下、
からなる群から選択される１種以上を含有する、鉛快削鋼。
【請求項５】
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の鉛快削鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｒ：０．５％以下、及び、
Ｍｏ：０．５％以下、
からなる群から選択される１種以上を含有する、鉛快削鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、快削鋼に関し、さらに詳しくは、鉛を含有する鉛快削鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車や電化製品等の一般的な機械製品は複数の部品を含む。これらの部品の多くは、切削加工により製造される。したがって、部品の素材となる鋼には、「削られやすさ」、つまり、優れた被削性が要求される。【０００３】
快削鋼は被削性に優れる。代表的な快削鋼はたとえば、ＪＩＳ規格に規定されたＳＵＭ２３、ＳＵＭ２４Ｌ等である。Ｐｂは鋼の被削性を高めるため、快削鋼の多くはＰｂを含有する。以下、Ｐｂを含有する快削鋼を鉛快削鋼と称する。【０００４】
近年、環境への配慮から、Ｐｂ含有量を抑えた快削鋼や、Ｐｂを含有しないＰｂフリー快削鋼が提案されている。しかしながら、被削性は鉛快削鋼の方が優れる。したがって、現在でも鉛快削鋼の需要は高い。最近では、部品の形状及び表面粗さ等の表面品質に対してさらに高い精度が要求されている。そのため、鉛快削鋼においてもさらなる被削性の向上が求められている。【０００５】
従来から、Ｐｂを含有すれば、被削性が高まることは知られている。しかしながら、鋼中でのＰｂの存在形態についての報告事例はほとんどない。また、上述の低炭素鉛快削鋼ＳＵＭ２４ＬはＰｂ、Ｓ及びＰを含有する。しかしながら、ＳＵＭ２４Ｌでも被削性が十分ではない場合があり、所望の表面粗さが得られない場合がある。また、ＳＵＭ２４Ｌに相当する化学組成に、被削性を高めるＳやＰをさらに含有すれば、被削性が高まるものの、製造工程中に割れやすくなる。【０００６】
特開平１１−２２２６４６号公報（特許文献１）及び特開２００４−１７６１７５号公報（特許文献２）は、快削鋼の被削性の改善を提案する。具体的には、特許文献１及び特許文献２では、鋼中のＭｎＳ介在物の形態を制御して、鋼の被削性を高めている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平１１−２２２６４６号公報
【特許文献２】特開２００４−１７６１７５号公報
【０００８】
しかしながら、鉛快削鋼の場合、ＭｎＳ介在物の形態を単に制御しただけでは、十分な被削性が得られない場合がある。
【発明の概要】
【０００９】
本発明の目的は、被削性に優れた鉛快削鋼を提供することである。
【００１０】
本実施形態による鉛快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、Ｓ：０．０１〜０．７％、Ｐｂ：０．０３〜０．５％、Ｎ：０．００４〜０．０２％、及び、Ｏ：０．００３〜０．０３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。さらに、鋼中の０．０１〜０．５μｍの円相当径を有するＰｂ介在物数が１００００個／ｍｍ２以上である。
【００１１】
本実施形態による鉛快削鋼は、優れた被削性を有する。
【００１２】
好ましくは、上記鉛快削鋼では、鋼中の０．０１〜０．５μｍの円相当径を有するＰｂ介在物数と、０．０１〜０．５μｍの円相当径を有するＭｎＳ介在物数との総計が１５０００個／ｍｍ２以上である。
【００１３】
上記鉛快削鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、及び、Ｓｎ：０．５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。また、上記鉛快削鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｅ：０．２％以下、及び、Ｂｉ：０．５％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。さらに上記快削鋼はＦｅの一部に代えて、Ｃｒ：０．５％以下、及び、Ｍｏ：０．５％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１Ａ】図１Ａは、切削時において、構成刃先が大きい場合の切削面近傍の断面図である。
【図１Ｂ】図１Ｂは、切削時において、構成刃先が小さい場合の切削面近傍の断面図である。
【図２】図２は、鋼中のＰｂ介在物及びＰｂ−ＭｎＳ介在物の写真画像である。
【図３】図３は、マトリクス中の微細なＰｂ介在物の写真画像である。
【図４】図４は、鋳造工程における冷却速度を説明するための模式図である。
【図５Ａ】図５Ａは、プランジ切削試験を説明するための模式図である。
【図５Ｂ】図５Ｂは、プランジ切削試験を説明するための他の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
【００１６】
本発明者らは、鉛快削鋼中のＰｂ介在物及びＭｎＳ介在物の形態と被削性との関係に注目し、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
【００１７】
（Ａ）鋼の被削性が高ければ、切削加工された鋼材の表面粗さは良好になり、切削工具の寿命も伸びる。被削性は、切削中に切削工具の刃先に付着する「構成刃先」の影響を受ける。
【００１８】
構成刃先とは、切削されている鋼材の一部であって、切削加工中の切削工具の刃先に付着するものを意味する。切削中において、構成刃先は工具からの脱落と付着とを繰り返しながら、実質的な刃先として機能する。したがって、構成刃先は、被削性に影響する。
【００１９】
図１Ａ及び図１Ｂは、切削加工の途中で切削工具を取り外した後の、切削面近傍の断面図である。図中の白色の破線は、切削工具３の刃先位置を意味する。図１Ａでは、大きな構成刃先２が形成されており、構成刃先２が切削工具３から離れて鋼材１に付着している。一方、図１Ｂでは、構成刃先が図１Ａよりも十分に小さかったため、切削工具３とともに鋼材１から脱離している。
【００２０】
以上のとおり、構成刃先が大きく成長すれば、構成刃先が鋼材に付着しやすくなる。鋼材に付着した構成刃先は、切削工具と再び接触する。このとき切削工具が損傷する場合がある。さらに、鋼材に付着した構成刃先により、鋼材の切削表面の表面粗さが粗くなる場合がある。さらに、構成刃先が切削工具から脱離する場合、構成刃先の一部が切削工具に残存する場合がある。この場合、残存した構成刃先の一部が核となり、再び構成刃先が成長してしまう。そのため、切削工具が損傷したり、鋼材表面が粗くなる。
【００２１】
一方、図１Ｂのように構成刃先が小さい場合、構成刃先は鋼材及び切削工具から容易に脱離しやすい。この場合、構成刃先が切削工具の寿命に影響しにくく、鋼材の表面粗さも良好に（小さく）なりやすい。
【００２２】
以上のとおり、構成刃先は小さい方が好ましく、切削時に構成刃先が成長しにくい方が好ましい。構成刃先が小さい場合、構成刃先の脱落に伴うクラック生成が促進される。さらに、構成刃先は微細なまま頻繁に脱落するため、表面粗さが良好になり、工具寿命も伸びる。すなわち、被削性が高まる。
【００２３】
（Ｂ）図２は、ミクロ組織観察により得られた鉛快削鋼の断面写真である。図２を参照して、鉛快削鋼中には、マトリクス１００と、Ｐｂ介在物４と、ＭｎＳ介在物と、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物７とが存在する。本明細書において、Ｐｂ介在物４とは、Ｐｂ及び不純物からなる介在物を意味する。ＭｎＳ介在物は、Ｍｎ、Ｓ及び不純物からなる介在物を意味する。Ｐｂ−ＭｎＳ介在物７とは、ＭｎＳ介在物５と、ＭｎＳ介在物５の表面に付着するＰｂ６とを含有する介在物を意味する。これらの３つの介在物を総称して、本明細書では、「快削介在物」と称する。
【００２４】
鋼材の延伸方向（たとえば圧延方向）の断面における、各介在物（Ｐｂ介在物４、ＭｎＳ介在物及びＰｂ−ＭｎＳ介在物７）の円相当径は、０．５μｍよりも大きい場合がある。以下、０．５μｍよりも大きい円相当径を有するＰｂ介在物、ＭｎＳ介在物及びＰｂ−ＭｎＳ介在物を、「粗大快削介在物」と称する。粗大快削介在物は、切削時において、応力集中を引き起こしてクラック発生及び進展を促進する。粗大快削介在物のアスペクト比が小さく、球状であるほど、応力集中が起こりやすく、クラックが発生及び進展しやすい。
【００２５】
（Ｃ）一方、マトリクス１００中には、鋼材の延伸方向の断面における円相当径が０．５μｍ以下のＰｂ介在物が存在する。以下、鋼材の延伸方向の断面における円相当径が０．０１〜０．５μｍのＰｂ介在物を「微細Ｐｂ介在物」と称する。
【００２６】
図３は、レプリカ抽出法により得られた、本実施形態の鉛快削鋼のマトリクス１００中の微細Ｐｂ介在物４０の写真画像である。図３を参照して、マトリクス１００中には、アスペクト比が小さい球状の微細Ｐｂ介在物４０が分散して存在する。
【００２７】
微細Ｐｂ介在物は、マトリクスを脆化する。したがってマトリクス中に微細Ｐｂ介在物が多数分散していれば、構成刃先が粗大に成長することなく、微細な構成刃先が生成及び脱落を繰り返しやすい。その結果、鉛快削鋼の被削性が高まる。具体的には、微細Ｐｂ介在物数が１００００個／ｍｍ２以上であれば、優れた被削性が得られる。
【００２８】
（Ｄ）マトリクス中に、微細Ｐｂ介在物とともに、鋼材の延伸方向の断面における円相当径が０．０１〜０．５μｍのＭｎＳ介在物が多数存在すれば、さらに優れた被削性が得られる。以下、鋼材の延伸方向の断面における円相当径が０．０１〜０．５μｍのＭｎＳ介在物を、「微細ＭｎＳ介在物」と称する。微細ＭｎＳ介在物は、微細Ｐｂ介在物よりも効果が低いものの、マトリクスを脆化する。したがって、微細Ｐｂ介在物だけでなく、微細ＭｎＳ介在物もマトリクスに多数分散していれば、被削性がさらに高まる。具体的には、微細Ｐｂ介在物数及び微細ＭｎＳ介在物数の総計が１５０００個／ｍｍ２以上であれば、鉛快削鋼の被削性はさらに高まる。
【００２９】
以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施形態による鉛快削鋼を完成した。以下、本実施形態による鉛快削鋼について詳述する。
【００３０】
［化学組成］
本実施の形態による鉛快削鋼は、以下の化学組成を有する。
【００３１】
Ｃ：０．００５〜０．２％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃはさらに、鋼中の酸素量及び被削性に影響を与える。Ｃ含有量が低すぎれば、鋼中に酸素が多量に残存し、ピンホールが発生する。さらに、硬質酸化物が生成され、被削性が低下する。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなり過ぎ、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００５〜０．２％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．０９％である。
【００３２】
Ｍｎ：０．３〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、溶鋼中において軟質な酸化物を形成し、硬質酸化物の生成を抑制する。そのため、鋼の被削性が高まる。Ｍｎはさらに、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、固溶Ｓ量を低減する。固溶Ｓ量が低減すれば、高温脆化割れが抑制される。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られにくい。Ｍｎ含有量が低すぎればさらに、ＳがＭｎＳを形成する代わりにＦｅＳを形成し、鋼が脆化する。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の硬度が高くなりすぎ、被削性及び冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％よりも高く、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．８％であり、さらに好ましくは１．６％である。
【００３３】
Ｐ：０．００５〜０．２％
燐（Ｐ）は鋼を脆化し、鋼の被削性を高める。Ｐ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｐ含有量が高すぎれば、被削性向上の効果が飽和する。Ｐ含有量が高すぎればさらに、鋼を安定的に製造することが困難になる。したがって、Ｐ含有量は０．００５〜０．２％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１％である。
【００３４】
Ｓ：０．０１〜０．７％
硫黄（Ｓ）は、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物を形成する。ＭｎＳ介在物は鋼の被削性を高める。さらに、Ｐｂは、凝固過程で晶出したＭｎＳの周辺に凝集されるため、ＭｎＳは、Ｐｂを鋼中に均一に分散する。Ｓ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、粗大なＭｎＳを主成分とする硫化物が生成され、熱間変形特性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１〜０．７％である。被削性と圧延等の製造性とのバランスを考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．７％未満であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．４％である。製造時における鋼の品質安定性を維持しつつ、被削性以外の機械的特定よりも被削性を優先する場合、好ましいＳ含有量は０．２８％以上である。
【００３５】
Ｐｂ：０．０３〜０．５％
鉛（Ｐｂ）はマトリクスのＦｅにほぼ固溶せず、軟質のＰｂ介在物を形成する。Ｐｂはさらに、ＭｎＳ周辺に隣接し、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物を形成する。Ｐｂはさらに、マトリクス中に微細Ｐｂ介在物として存在し、鋼の被削性を高める。Ｐｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｐｂ含有量が高すぎれば、鉛快削鋼を安定して製造するのが困難になる。したがって、Ｐｂ含有量は０．０３〜０．５％である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０３％よりも高く、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
【００３６】
Ｎ：０．００４〜０．０２％
窒素（Ｎ）は被削性及び切削後の表面粗さに影響を与える。Ｎ含有量が低すぎれば、切削時の鋼中の転位が動きやすい。そのため、マトリクスの延性が高くなり過ぎる。この場合、切削むしれが生じやすくなり、良好な表面粗さが得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、転位が動きにくくなる。この場合、鋼が脆化し、伸線や冷間鍛造等の切削以外の冷間加工時に鋼が割れやすくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００４〜０．０２％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４％よりも高く、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２％未満であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
【００３７】
Ｏ：０．００３〜０．０３％
酸素（Ｏ）は、ＭｎＳの形状に影響を与える。Ｏ含有量が低すぎる場合、ＭｎＳ中の酸素量も低減する。そのため、ＭｎＳの延伸性が高まる。圧延等により鋼を加工した場合、所定の方向（たとえば圧延方向）にＭｎＳが延伸しやすくなり、鋼に異方性が生じやすくなる。この場合、切削時に構成刃先が大型化したり、切削された鋼部分の不規則な脱落が生じる。そのため、鋼の表面が粗くなったり、工具が劣化したりする。本実施形態では特に、ＭｎＳの形状はＰｂの分散に影響する。そのため、アスペクト比の高い（つまり、延伸した）ＭｎＳは好ましくない。一方、Ｏ含有量が高すぎる場合、鋼中で過剰な硬質酸化物が形成され、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００３〜０．０３％である。Ｏ含有量の好ましい下限は０．００３％よりも高く、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０３％未満であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％である。耐火物の溶損等を考慮した場合、Ｏ含有量のさらに好ましい上限は０．０１８％である。
【００３８】
本実施の形態による鉛快削鋼の残部は鉄（Ｆｅ）及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は製造過程の環境等から混入される元素をいう。
【００３９】
［微細Ｐｂ介在物について］
本実施形態による快削鋼では、鋼材の延伸方向の断面における円相当径が０．０１〜０．５μｍのＰｂ介在物（微細Ｐｂ介在物）数ＮＰｂが１００００個／ｍｍ２以上である。上述のとおり、微細Ｐｂ介在物がマトリクス中に多数分散することにより、マトリクスが脆化する。そのため、切削時において、微細な構成刃先が頻繁に生成及び脱落する。その結果、被削性が高まる。微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂが１００００個／ｍｍ２未満である場合、マトリクスが十分に脆化しない。そのため、構成刃先の生成及び離脱が粗大快削介在物の形状に起因しやすくなる。鋼中にアスペクト比が大きい（つまり、延伸した）粗大快削介在物が存在する場合、粗大介在物を含む鋼部分の材質が不均一になる。そのため、構成刃先の付着、生成及び成長も切削刃先の幅方向に不均一に生じやすくなる。この場合、構成刃先は凹凸が大きく、かつ、粗大になりやすい。その結果、離脱する構成刃先の脱落片の形状がイレギュラーかつ大きくなり、工具損傷の原因になったり表面粗さを劣化させたりする。つまり、被削性が低下する。
【００４０】
微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂは好ましくは１５０００個／ｍｍ２以上であり、さらに好ましくは２００００個／ｍｍ２以上である。微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂの上限は特に限定されない。微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂの上限はたとえば１００万個／ｍｍ２である。
【００４１】
［微細ＭｎＳ介在物について］
好ましくはさらに、鋼材の延伸方向の断面において、上記微細Ｐｂ介在物数と、０．０１〜０．５μｍの円相当径を有するＭｎＳ介在物（微細ＭｎＳ介在物）数の総数（以下、微細快削介在物総数ＴＮという）が、１５０００個／ｍｍ２以上である。微細ＭｎＳ介在物は、微細Ｐｂ介在物よりも効果は小さいものの、マトリクスを脆化する。したがって、微細快削介在物総数ＴＮが１５０００個／ｍｍ２以上である場合、マトリクスはさらに脆化し、被削性がさらに高まる。
【００４２】
微細快削介在物総数ＴＮは好ましくは２００００個／ｍｍ２以上であり、さらに好ましくは２５０００個／ｍｍ２以上である。微細快削介在物総数ＴＮの上限は特に限定されない。微細快削介在物総数ＴＮの上限はたとえば、１００万個／ｍｍ２である。
【００４３】
［微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ及び微細快削介在物総数ＴＮの測定方法］
微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ及び微細快削介在物総数ＴＮは、次の測定方法で求められる。鉛快削鋼材（たとえば、棒鋼、線材等）の延伸方向（たとえば圧延方向）に平行であり、鉛快削鋼材の中心線を含む断面（以下、主面という）を研磨する。主面において、鉛快削鋼材の表面から径方向に向かって半径の１／２深さの位置（いわゆるＲ／２位置）部分から試験片を採取する。試験片の主面から、抽出レプリカ法に基づいて、サンプルを作成する。透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、サンプル表面のうち任意の１０視野のＴＥＭ画像を得る。ＴＥＭの倍率は２００００倍とする。各視野の面積は５０μｍ２（１０μｍ×５μｍ、つまり、５×１０−４ｍｍ２）とする。
【００４４】
各視野において、介在物を同定する。具体的には、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）又はＥＤＳ（エネルギ分散型Ｘ線マイクロアナライザ）により、介在物を同定する。これにより、Ｐｂ介在物及びＭｎＳ介在物を特定できる。
【００４５】
さらに、各視野の各介在物の円相当径を求める。円相当径とは、介在物の面積を同じ面積の円に換算した場合の円の直径を意味する。円相当径は、ＴＥＭ画像を用いて周知の粒度分布測定ソフトウェアを用いて測定できる。
【００４６】
以上の測定により、１０視野中の円相当径０．０１〜０．５μｍのＰｂ介在物（微細Ｐｂ介在物）の総数Ｎ１（個）及び１０視野中の円相当径０．０１〜０．５μｍのＭｎＳ介在物（微細ＭｎＳ介在物）の総数Ｎ２（個）を求める。そして、次の式（１）及び式（２）により、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）と、微細快削介在物総数ＴＮ（個／ｍｍ２）とを求める。
ＮＰｂ＝Ｎ１／ＴＡ  （１）
ＴＮ＝（Ｎ１＋Ｎ２）／ＴＡ  （２）
ここで、ＴＡ（ｍｍ２）は、１０視野の総面積である。上記条件において、ＴＡ＝５×１０−４（ｍｍ２）である。
【００４７】
［選択元素について］
本実施の形態による鉛快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＳｎからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの選択元素は耐食性を高める。
【００４８】
Ｃｕ：０．５％以下
銅（Ｃｕ）は選択元素である。Ｃｕは鋼の耐食性を高める。Ｃｕはさらに、鋼の被削性を高める。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５％以下である。Ｃｕ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｃｕ含有量のさらに好ましい下限は、０．０７％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
【００４９】
Ｎｉ：０．５％以下
ニッケル（Ｎｉ）は選択元素である。Ｎｉは鋼の耐食性を高める。Ｎｉはさらに、鋼の延性を高める。鉛快削鋼がＣｕを含有する場合は、Ｎｉは鉛快削鋼の脆化を抑制し、鋼の製造安定性を高める。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、延性が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．５％以下である。Ｎｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｎｉ含有量のさらに好ましい下限は、０．１％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
【００５０】
Ｓｎ：０．５％以下
錫（Ｓｎ）は選択元素である。Ｓｎは鋼の耐食性を高める。Ｓｎはさらに、鋼の被削性を高める。一方、Ｓｎ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｓｎ含有量は０．５％以下である。Ｓｎ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｓｎ含有量のさらに好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
【００５１】
本実施形態による鉛快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｅ及びＢｉからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は選択元素であり、鋼の被削性を高める。
【００５２】
Ｔｅ：０．２％以下
テルル（Ｔｅ）は選択元素である。Ｔｅは鋼の被削性を高める。Ｔｅは特に、快削介在物の形状制御に有効であり、具体的には、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ−ＭｎＳ介在物のアスペクト比を小さくする。一方、Ｔｅ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は０．２％以下である。Ｔｅ含有量が０．０００３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｔｅ含有量のさらに好ましい下限は０．０００８％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
【００５３】
Ｂｉ：０．５％以下
ビスマス（Ｂｉ）は選択元素である。Ｂｉは鋼の被削性を高める。一方、Ｂｉ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｂｉ含有量は０．５％以下である。Ｂｉ含有量が０．００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｂｉ含有量のさらに好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
【００５４】
本実施の形態による鉛快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ及びＭｏからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの選択元素は圧延後の鋼の硬さを高める。
【００５５】
Ｃｒ、Ｍｏは焼き入れ性を高める。そのため、本実施形態の鉛快削鋼のような低炭素鋼においても、圧延後の素材の強度を調整するために有効な場合がある。本実施形態の鉛快削鋼は、伸線されて加工硬化した材料を削る場合が多い。一般に鋼は硬い方が表面粗さに優れるものの、工具摩耗が促進される。そのため、鋼の硬さは寸法精度に影響する。精密部品において、伸線による加工硬化後の鋼の硬さを１５０〜２５０ＨＶ程度に制御することが好ましく、さらに、加工する形状や切削量によって最適な硬さに調整することが好ましい。
【００５６】
伸線による加工硬化後の鋼の硬さは圧延後の鋼の硬さ、加工硬化特性及び加工量で決定づけられる。加工量(たとえば伸線減面率)が小さい場合、加工後の硬さは大きくなりにくい。そのため、あらかじめ圧延後の鋼の硬さを高めておくことが有効である。そのためにはＣｒ及び／又はＭｏのような焼き入れ性を向上する元素が有効である。
【００５７】
Ｃｒ：０．５％以下
クロム（Ｃｒ）は選択元素である。Ｃｒは圧延後の鋼の硬さを高める。Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼が硬くなりすぎたり、快削鋼としての被削性が得られにくくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．５％以下である。Ｃｒ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．２％である。
【００５８】
Ｍｏ：０．５％以下
モリブデン（Ｍｏ）は選択元素である。Ｍｏは圧延後の鋼の硬さを高める。Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼が硬くなりすぎたり、快削鋼としての被削性が得られにくくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５％以下である。Ｍｏ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１％である。
【００５９】
［製造方法］
上述の鉛快削鋼の製造方法の一例を次に説明する。
【００６０】
初めに、上述の化学組成を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする。（鋳造工程）。そして、鋳片又はインゴットを熱間加工して鉛快削鋼材を製造する（熱間加工工程）。以下、それぞれの工程について詳述する。
【００６１】
［鋳造工程］
鋳造工程では、溶鋼を鋳造して鋳片を製造する。鋳片の横断面積はたとえば、３５０ｍｍ×５６０ｍｍ、２２０ｍｍ×２２０ｍｍ及び１５０ｍｍ×１５０ｍｍのいずれかである。その素材の断面積及び凝固過程での冷却条件により、溶鋼の冷却速度ＲＣが制御される。Ｐｂは溶鋼への溶解度がほとんどなく、溶鋼中で液滴として分散する。凝固時において、ＰｂはＭｎＳ介在物と凝集して粗大快削介在物（Ｐｂ−ＭｎＳ介在物）を形成したり、Ｐｂ粒同士で凝集して粗大なＰｂ介在物を生成したりする。Ｐｂはさらに、微細Ｐｂ介在物も生成する。溶鋼を十分に攪拌し、かつ、凝固時における冷却速度ＲＣを制御することにより、微細Ｐｂ介在物が鋼中で多数分散する。
【００６２】
図４は、鋳造された鋳片の横断面図である。厚さＷ（ｍｍ）の鋳片のうち、表面から素材中心に向かってＷ／４の位置の地点Ｐ１において、液相線温度から固相線温度までの冷却速度を、鋳造工程Ｓ１における冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）と定義する。冷却速度ＲＣが１５〜３０℃／ｍｉｎであれば、微細Ｐｂ介在物が鋼中に多数分散する。
【００６３】
冷却速度ＲＣが１５℃／ｍｉｎ未満である場合、凝固が遅すぎるため、Ｐｂが沈降したり、ＭｎＳ介在物周辺に凝集して粗大なＰｂ−ＭｎＳ介在物を生成したりする。そのため、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂが１００００個／ｍｍ２未満になる。
【００６４】
一方、冷却速度ＲＣが３０℃／ｍｉｎを超えれば、固溶Ｓが過剰に増大する。その結果、鋼の熱間延性が低下する。そのため、連続鋳造法により素材（鋳片）を製造する場合、ブレークアウトが発生する場合がある。また、熱間加工中に素材が割れたり、割れに起因する疵が発生したりする場合がある。
【００６５】
冷却速度ＲＣは次の方法で求めることができる。凝固後の素材を横断方向に切断する。素材の横断面のうち、地点Ｐ１での凝固組織の厚み方向の２次デンドライトアーム間隔λ２（μｍ）を測定する。測定値λ２を用いて、次の式（３）に基づいて冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）を求める。
ＲＣ＝（λ２／７７０）−（１／０．４１）  （３）
【００６６】
２次デンドライトアーム間隔λ２は冷却速度に依存する。したがって、２次デンドライトアーム間隔λ２を測定することにより冷却速度ＲＣを求めることができる。
【００６７】
さらに、連続鋳造時において、溶鋼を十分に攪拌する。具体的には、連続鋳造時にモールド内の溶鋼を攪拌して、溶鋼流速ＶＥを１０〜４０ｃｍ／ｓにする。
【００６８】
溶鋼流速ＶＥが１０ｃｍ／ｓ未満であれば、攪拌が不十分である。そのため、微細Ｐｂ介在物が生成、均一に分散しにくく、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂが１００００個／ｍｍ２未満になる。一方、溶鋼流速ＶＥが４０ｃｍ／ｓを超えると、湯面の変動が大きくなり過ぎ、連続鋳造が困難になる。
【００６９】
以上のとおり、溶鋼流速ＶＥと、冷却速度ＲＣとを制御することにより、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂを１００００個／ｍｍ２以上とすることができる。
【００７０】
上述の鋳造工程では、連続鋳造による製造を説明した。しかしながら、造塊法によりインゴットを製造してもよい。この場合、断面積が４００００ｍｍ２以下（たとえば、２００ｍｍ×２００ｍｍ）の鋳型を用いて上注ぎによる造塊を実施する。この場合、１０〜４０ｃｍ／ｓの溶鋼流速ＶＥに相当する速度で溶鋼が攪拌され、冷却速度ＲＣも１５〜３０℃／ｍｉｎとなる。
【００７１】
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、初めに、素材を加熱する。そして、加熱された素材を熱間加工して鉛快削鋼材を製造する。鉛快削鋼材はたとえば、棒鋼や線材、ビレット等である。熱間加工はたとえば、分塊圧延、Ｖ−Ｈスタンドによる連続圧延、熱間鍛造等である。
【００７２】
熱間加工工程では、熱間加工開始時の素材の表面温度（以下、加工開始温度という）を１０００℃以上とする。加工開始温度が低い場合、微細Ｐｂ介在物が偏在し、均一に分散しないため、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂが１００００個／ｍｍ２以上とならない。
【００７３】
さらに、微細ＭｎＳ介在物は、熱間加工時に多数生成する。加工開始温度が１０００℃未満である場合、微細ＭｎＳ介在物が十分に生成されない場合がある。この場合、微細快削介在物総数ＴＮが１５０００個／ｍｍ２未満となる場合がある。
【００７４】
熱間加工工程において熱間加工が複数回実施される場合もあり得る。たとえば、素材を加熱して分塊圧延を実施し（第１回目の熱間加工）、次いで、分塊圧延された素材を再度加熱して製品圧延して棒鋼を製造する（第２回目の熱間加工）等の場合である。この場合、少なくとも１回の熱間加工時（第１回目の熱間加工時）の加工開始温度を１０００℃以上にすれば、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂは１００００個／ｍｍ２以上になる。
【００７５】
Ｐｂ含有量が０．１５％未満である場合、好ましい冷却速度ＲＣは２０℃／ｍｉｎ以上であり、好ましい溶鋼流速ＶＥは２０ｃｍ／ｓ以上である。Ｐｂ含有量が０．１５％未満である場合、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂが１００００個／ｍｍ２以上となるものの、１５０００個／ｍｍ２未満となる場合が多い。この場合、微細快削介在物総数ＴＮが１５０００個／ｍｍ２以上となるためには、微細ＭｎＳ介在物が多数生成される方が好ましい。冷却速度ＲＣが２０℃／ｍｉｎ以上であり、かつ、溶鋼流速ＶＥが２０ｃｍ／ｓ以上であれば、熱間加工時において微細ＭｎＳ介在物が多数生成する。そのため、微細快削介在物総数ＴＮが１５０００個／ｍｍ２以上になり、さらに優れた被削性が得られる。
【００７６】
なお、加工開始温度が１０００℃以上であれば、熱間加工中の粗大快削介在物の延伸も抑制される。
【００７７】
加工開始温度は、たとえば、熱間加工装置（分塊圧延機、連続圧延機、熱間鍛造機等）の入側に配置された放射温度計により測定可能である。
【実施例】
【００７８】
種々の化学組成及び製造条件で鉛快削鋼を製造し、被削性を評価した。【００７９】
［試験方法］
表１に示す化学組成を有する試験番号１〜２５の溶鋼を製造した。【００８０】
【表１】
0005954483.tif 000002
【００８１】
溶鋼を用いて連続鋳造法により、素材（鋳片断面２２０×２２０ｍｍ）を製造した。各試験番号の鋼を鋳造するときの冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）は表１に示すとおりであった。各試験番号の冷却速度ＲＣは、２次デンドライトアーム間隔を測定して、上述の式（３）に基づき計算によって求めた。また、連続鋳造時において、モールド内の溶鋼に対して、電磁攪拌を実施した。電磁攪拌時の各試験番号の溶鋼流速ＶＥ（ｃｍ／ｓ）は表１に示すとおりであった。【００８２】
各試験番号の素材に対して、熱間加工を実施して５０ｍｍの外径を有する丸棒材を製造した。各熱間加工では、分塊圧延、延伸圧延及び熱間鍛造のいずれかを実施した。各試験番号の最初の熱間加工において、加工開始温度Ｔ（℃）を測定した。各試験番号での加工開始温度Ｔを表１に示す。【００８３】
各試験番号において、各熱間加工を実施するごとに、熱間加工後の素材の表面を観察し、割れの有無を確認した。割れが発生している場合、その試験番号の試験を中止した。【００８４】
［快削介在物観察試験］
各試験番号の丸棒材から、組織観察用の試験片を採取した。試験片の表面のうち、丸棒材の長手方向（つまり、圧延方向又は延伸方向）と平行であり、かつ、丸棒材の中心線を含む断面を検鏡面と定義した。上述の方法に基づいて、検鏡面において、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）及び微細快削介在物総数ＴＮ（個／ｍｍ２）を求めた。表１に、各試験番号の微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ及び微細快削介在物総数ＴＮを示す。【００８５】
［ドリル穿孔試験］
各試験番号の鋼の被削性を、ドリル穿孔試験で評価した。ドリル穿孔試験では、各試験番号の丸棒材に対して、ドリルを用いて任意の切削速度で１５ｍｍ深さの穴を複数回形成し続けた。そして、累計の穴深さが１０００ｍｍとなるまで切削可能（つまり、１５ｍｍ深さの穴が６７個以上穿孔可能）であった最高の切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を求めた。【００８６】
具体的には、ＮＡＣＨＩ（商標）製の直径５ｍｍのドリルを用いた。ドリルの突出し量を６０ｍｍ、送りを０．３３ｍｍ／ｒｅｖとし、穿孔時には市販の水溶性切削油を用いた。穿孔方向は、丸棒材の長手方向と垂直な方向（横断方向）とした。ドリルが溶損又は折損するまで繰り返し穴開け加工を実施し、切削速度ＶＬ１０００を求めた。切削速度ＶＬ１０００が大きいほど、高速で多くの穴を穿孔可能なことを意味するため、工具寿命に優れ、被削性が高いと判断した。【００８７】
［プランジ切削試験］
各試験番号の鋼の切削後の表面粗さを、図５Ａ及び図５Ｂに示すプランジ切削試験で評価した。プランジ切削試験では、突切工具２０を用いて、丸棒材３０を軸周りに回転させながら丸棒材３０の表面を切削して、図５Ｂに示すとおり、溝Ｇ１〜Ｇ１０を順次形成した。具体的には、突切工具２０を丸棒材３０の半径方向に前進して溝Ｇ１を形成した。その後、図５Ｂ中の矢印のとおり、突切工具２０を丸棒材３０の半径方向に後進し、その後、丸棒材の軸方向に所定距離移動した。そして、突切工具２０を再び半径方向に前進して、溝Ｇ２を形成した。その後、同様に溝Ｇ３〜溝Ｇ１０を順次形成した。溝Ｇ１０を形成後、突切工具２０を再び溝Ｇ１の位置まで移動し、溝Ｇ１〜溝Ｇ１０に対して再び溝加工を繰り返した。２００溝加工（各溝Ｇ１〜Ｇ１０ごとに２０溝加工）実施した後、溝Ｇ１０の底面の表面粗さを評価した。【００８８】
突切工具２０の素材はＪＩＳ規格のＳＨＫ５７に相当し、すくい角は２０°、逃げ角は６°であった。溝加工時の突切工具２０の切削速度は８０ｍ／ｍｉｎであり、送りは０．０５ｍｍ／ｒｅｖであった。切削時には市販の不水溶性切削油を使用した。【００８９】
表面粗さは、次の方法で測定した。２００溝加工後の溝Ｇ１０の底面において、触針式表面粗さ計を用いて、ＪＩＳ  Ｂ０６０１（１９７２）に準拠して最高高さＲｍａｘ（μｍ）を測定した。最高高さＲｍａｘが小さいほど、切削性に優れると評価した。【００９０】
［試験結果］
試験結果を表１に示す。表１中の「加工割れ」欄の「有」は、熱間加工後に割れが確認されたことを意味する。「無」は、割れが確認されなかったことを意味する。「ＮＰｂ」欄には、各試験番号の微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）が記載されている。「ＴＮ」欄には各試験番号の微細快削介在物総数ＴＮ（個／ｍｍ２）が記載されている。「ＶＬ１０００」欄には、ドリル穿孔試験で得られた各試験番号の切削速度（ｍ／ｍｉｎ）が記載されている。「Ｒｍａｘ」欄には、プランジ切削試験で得られた各試験番号の表面の最大高さＲｍａｘ（μｍ）が記載されている。【００９１】
表１を参照して、試験番号１〜１５では、化学組成が適切であり、鋳造工程における冷却速度ＲＣ（℃／ｍｉｎ）、溶鋼流速ＶＥ（ｃｍ／ｓ）、熱間加工工程における加工開始温度Ｔ（℃）も適切であった。そのため、鋼中の微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）が１００００個／ｍｍ２以上であり、微細快削介在物総数ＴＮ（個／ｍｍ２）が１５０００個／ｍｍ２以上であった。そのため、試験番号１〜１５の切削速度ＶＬ１０００はいずれも高く、１３０ｍ／ｍｉｎ以上であった。さらに、試験番号１〜１５の最大高さＲｍａｘもいずれも小さく、１４．５μｍ以下であった。【００９２】
試験番号１６では化学組成が適切であり、冷却速度ＲＣは１５〜３０℃／ｍｉｎの範囲内であり、溶鋼流速ＶＥは１０〜４０ｃｍ／ｓであり、加工開始温度Ｔは１０００℃以上であった。そのため、切削速度ＶＬ１０００は１３０ｍ／ｍｉｎ以上であり、最大高さＲｍａｘも１４．５μｍ以下であった。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．１５％未満であり、冷却速度ＲＣが２０℃／ｍｉｎ未満であった。そのため、試験番号１６では、鋼中の微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）が１００００個／ｍｍ２以上であったものの、微細快削介在物総数ＴＮ（個／ｍｍ２）が１５０００個／ｍｍ２未満となった。そのため、切削速度ＶＬ１０００及び最大高さＲｍａｘはいずれも、試験番号１〜１５よりも劣っていた。【００９３】
一方、試験番号１７では、化学組成が適切だったものの、鋳造工程での冷却速度ＲＣが速すぎた。そのため、１回目の熱間加工後の素材に割れが確認された。【００９４】
試験番号１８では、化学組成が適切だったものの、冷却速度ＲＣが遅すぎた。また、溶鋼流速ＶＥも遅すぎた。さらに、加工開始温度Ｔが１０００℃未満であった。そのため、丸棒材中の微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）及び微細快削介在物総数ＴＮ（個／ｍｍ２）がいずれも少なすぎた。その結果、切削速度ＶＬ１０００が小さすぎ、最大高さＲｍａｘも高すぎた。【００９５】
試験番号１９では、化学組成が適切であったものの、溶鋼流速ＶＥが遅すぎた。そのため、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）が少なすぎ、最大高さＲｍａｘが高かった。【００９６】
試験番号２０は、酸素含有量が低すぎた。さらに、溶鋼流速ＶＥが遅すぎた。そのため、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）が少なすぎ、切削速度ＶＬ１０００が小さく、最大高さＲｍａｘも高かった。【００９７】
試験番号２１では化学組成は適切であったものの、冷却速度ＲＣ及び溶鋼流速ＶＥが遅すぎた。そのため、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）が少なすぎ、最大高さＲｍａｘが高かった。【００９８】
試験番号２２では、Ｎ含有量が低すぎた。そのため、最大高さＲｍａｘが大きく、被削性が低かった。Ｎ含有量が低かったため、マトリクスの延性が高くなり過ぎたと考えられる。【００９９】
試験番号２３では、化学組成が適切だったものの、冷却速度ＲＣ及び溶鋼流速ＶＥが遅すぎた。そのため、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）が少なすぎ、切削速度ＶＥが小さく、最大高さＲｍａｘが高かった。【０１００】
試験番号２４では、化学組成、冷却速度ＲＣ及び溶鋼流速ＶＥが適切であったものの、加工開始温度Ｔが１０００℃未満であった。そのため、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）が少なすぎ、切削速度ＶＥが小さく、最大高さＲｍａｘが高かった。【０１０１】
試験番号２５では、化学組成、溶鋼流速ＶＥ及び加工開始温度Ｔが適切であったものの、冷却速度ＲＣが遅すぎた。そのため、微細Ｐｂ介在物数ＮＰｂ（個／ｍｍ２）が少なすぎ、切削速度ＶＥが小さく、最大高さＲｍａｘが高かった。【０１０２】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
【図１Ａ】
0005954483.tif 000003
【図１Ｂ】
0005954483.tif 000004
【図２】
0005954483.tif 000005
【図３】
0005954483.tif 000006
【図４】
0005954483.tif 000007
【図５Ａ】
0005954483.tif 000008
【図５Ｂ】
0005954483.tif 000009