(57)【要約】【課題】  従来に比し磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：0.01〜0.2％、Si：３％以下、Mn：0.05〜3.0％、Al：１％以下、Ｐ：0.2％以下、Ｓ：0.01％以下およびＮ：0.005％以下を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をＡc3点以上の温度域で行う。【選択図】図１
2006070356.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.2％、
Si：３％以下、
Mn：0.05〜3.0％、
Al：１％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Ｎ：0.005％以下
を含み、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をＡc3点以上の温度域で行うことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.2％、
Si：３％以下、
Mn：0.05〜3.0％、
Al：１％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Ｎ：0.005％以下
を含み、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をＡc3点以上の温度域で行い、引き続き70〜400℃の温度域にて温間圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.2％、
Si：３％以下、
Mn：0.05〜3.0％、
Al：１％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Ｎ：0.005％以下
を含み、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をＡc3点以上の温度域で行い、該熱延板焼鈍後、少なくとも800〜500℃の温度域を平均冷却速度：１℃/s以上で冷却することを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.2％、
Si：３％以下、
Mn：0.05〜3.0％、
Al：１％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Ｎ：0.005％以下
を含み、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をＡc3点以上の温度域で行い、該熱延板焼鈍後、少なくとも800〜500℃の温度域を平均冷却速度：１℃/s以上で冷却し、引き続き70〜400℃の温度域にて温間圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、モータやＥＩコアの鉄心材料等に使用して好適な無方向性電磁鋼板の有利な製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、省エネルギーに対するニーズの高まりに伴い、モータの高効率化への要望も高まっている。モータの高効率化を達成するためには、コア材として使用される電磁鋼板の高性能化が不可欠であることから、これまで以上に磁束密度が高くかつ鉄損の低い電磁鋼板が強く求められている。
【０００３】
電磁鋼板の磁束密度を高めるためには、冷間圧延前の結晶粒を粗大化させることが効果的であることから、熱延鋼板にスキンパスを付与して焼鈍を行う技術（例えば特許文献１）や、熱間圧延後に高温巻取りを行い、鋼帯の保有する熱で自己焼鈍を行う技術（例えば特許文献２）が提案されている。
また、冷間圧延前に二次再結晶を生じさせて結晶粒を粗大にすることにより、磁気特性を向上させる技術（例えば特許文献３）も提案されている。
【０００４】
【特許文献１】特公昭４５−２２２１１号公報
【特許文献２】特公昭５７−４３１３２号公報
【特許文献３】特開平３−２１１２５８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、近年では、前述したようなモータの高効率化に対する強い要望から、さらに磁束密度の高い材料が求められている。
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、従来に比し磁束密度が高くかつ鉄損が低い、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の有利な製造方法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】
【０００６】
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
従来、磁気特性の観点からは、鋼中のＣ量は少ない方が良いとされていたのであるが、発明者らの研究によれば、むしろ鋼中Ｃ量を多めにして、熱延板焼鈍段階においてフェライト中にセメンタイトが微細に分散した組織とすることが、磁気特性の改善には有利であることが判明した。
【０００７】
すなわち、
(a) 鋼中のＣ量を0.01〜0.2質量％と高めた上で、鋼の熱延板焼鈍をＡc3点以上のオーステナイト域で行い、熱延板焼鈍段階においてフェライト中にセメンタイトが微細に分散した組織を形成することによって、磁束密度が向上する、
(b) さらに温間圧延や熱延板焼鈍後の所定温度域での冷却速度の制御と組み合わせると、磁束密度がより一層向上する
ことの知見を得たのである。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００８】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：0.01〜0.2％、
Si：３％以下、
Mn：0.05〜3.0％、
Al：１％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Ｎ：0.005％以下
を含み、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をＡc3点以上の温度域で行うことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【０００９】
（２）質量％で、
Ｃ：0.01〜0.2％、
Si：３％以下、
Mn：0.05〜3.0％、
Al：１％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Ｎ：0.005％以下
を含み、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をＡc3点以上の温度域で行い、引き続き70〜400℃の温度域にて温間圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１０】
（３）質量％で、
Ｃ：0.01〜0.2％、
Si：３％以下、
Mn：0.05〜3.0％、
Al：１％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Ｎ：0.005％以下
を含み、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をＡc3点以上の温度域で行い、該熱延板焼鈍後、少なくとも800〜500℃の温度域を平均冷却速度：１℃/s以上で冷却することを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】
（４）質量％で、
Ｃ：0.01〜0.2％、
Si：３％以下、
Mn：0.05〜3.0％、
Al：１％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Ｎ：0.005％以下
を含み、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をＡc3点以上の温度域で行い、該熱延板焼鈍後、少なくとも800〜500℃の温度域を平均冷却速度：１℃/s以上で冷却し、引き続き70〜400℃の温度域にて温間圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明に従い、熱延板焼鈍段階においてフェライト中にセメンタイトが微細に分散した組織を形成することにより、磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板を得ることができる。
従って、本発明に従い得られた鋼板を使用することにより、例えば高効率誘導モータやＥＩコアの高効率化に大きく貢献する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、磁束密度に及ぼす熱延板焼鈍条件の影響を調査するため、Ｃ：0.02％、Si：1.0％、Mn：0.05％、Al：tr、Ｐ：0.05％、Ｓ：0.0010％およびＮ：0.002％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼を、真空溶解し、熱延後、800〜1150℃，30ｓの熱延板焼鈍を行った。ついで、熱延板焼鈍後にミスト冷却し、その際、800〜500℃における平均冷却速度を測定したところ、60℃/sであった。その後、板厚：0.5mmまで冷間圧延した。引き続き、20vol%H2−80vol%N2、露点：＋35℃の雰囲気中にて850℃，60ｓの脱炭焼鈍を行い、さらに25vol%H2−75vol%N2雰囲気中にて950℃，10ｓの仕上焼鈍を行った。
【００１４】
図１に、熱延板焼鈍温度と磁束密度との関係について調べた結果を示す。
同図より、熱延板焼鈍温度が1040℃以上の場合に、磁束密度が大きく向上することが分かる。
【００１５】
この原因を調査するため、熱延板焼鈍後における鋼板の組織観察を行った。
その結果、1040℃以上の温度で熱延板焼鈍を行った材料は、旧オーステナイト粒界が認められ、さらにフェライト中にセメンタイトが微細に分散した組織となっていた。この組織観察の結果より、1040℃以上の熱延板焼鈍段階では、組織はオーステナイトになっていたものと考えられる。
【００１６】
そこで、本材料のＡc3変態点を、フォーマスター試験機を用い、30℃/sの昇温中の熱膨張率を測定することにより調査した。その結果、本材料のＡc3点は1040℃であることが判明した。
このことから、上記組織は、熱延板焼鈍をＡc3点以上で行ったことにより、熱延板焼鈍時に一旦オーステナイト域となり、冷却時のγ→α変態に伴うＣの溶解度量の低下により微細なセメンタイトが析出したものと考えられる。
【００１７】
上記のような条件で、Ｃを比較的多量に含有する素材を熱延板焼鈍することにより、磁束密度が向上した理由は、明確に解明されたわけではないが、セメンタイトの第二相が存在することにより、セメンタイト周りからの再結晶が生じ、これにより、磁束密度に好ましい集合組織が形成されたためと考えられる。
一方、フェライト域で熱延板焼鈍を行う場合においても、本発明のようなオーステナイト域で熱延板焼鈍を行う場合ほどではないにしろ、多少なりともセメンタイトが形成される。しかしながら、このような場合は磁束密度はさほど向上しない。その理由としては、セメンタイト量の違いのみならず、フェライト域で熱延板焼鈍するときには、熱延板焼鈍後の結晶粒径が小さいため、冷延時に結晶粒内の変形帯が発達し難く、仕上焼鈍時には粒界から、好ましくない方位である｛１１１｝方位粒の発生が多くなるためと考えられる。
なお、かようなセメンタイトは、その後の脱炭焼鈍により、一旦鋼中に固溶された後、鋼中から除去される。
【００１８】
次に、熱延板焼鈍後の冷却速度の影響について調査するため、Ｃ：0.02％、Si：1.0％、Mn：0.18％、Ｐ：0.05％、Al：trおよびＮ：0.0015％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼を、真空溶解し、熱延後、1150℃，30ｓの熱延板焼鈍を行った。ついで、その後の冷却に際し、冷却速度を変化させるため、水冷、油冷、空冷および保温カバーを使用することにより、冷却速度を100℃/sから0.1℃/sまでの間で大きく変化させた。引き続き、板厚：0.5mmまで冷間圧延（25℃）を行い、20vol％H2−80vol％N2、露点：＋35℃の雰囲気中にて850℃、60ｓの脱炭焼鈍を行い、さらに25vol％H2−75vol％N2雰囲気中にて950℃、10ｓの仕上焼鈍を行った。
【００１９】
図２に、熱延板焼鈍後の冷却速度と磁束密度との関係について調べた結果を示す。
同図から明らかなように、冷却速度が１℃/s以上で磁束密度が向上することが分かる。
【００２０】
この原因を調査するため、ＴＥＭ観察を行ってセメンタイトを調査したところ、冷却速度が１℃/s未満では、粒内のセメンタイトが少なく、主として粒界に析出していることが分かった。
一方、冷却速度が１℃/s以上では、粒内に多数のセメンタイトが認められ、特に50℃/s以上になると緻密に分散析出していることが明らかになった。
【００２１】
上記の結果から、前記した磁束密度の向上は、以下のようにして生じたものと考えられる。
すなわち、冷却速度が１℃/s以上では、セメンタイトが粒内に緻密に分散するようになるため、その後の冷延でセメンタイト周りに転位が蓄積され、再結晶過程においては、このような場所が再結晶核の生成サイトとなって、粒内から磁気特性に好ましい方位の再結晶が優先的に起こる結果、高い磁束密度が得られたものと考えられる。
以上より、熱延板焼鈍後の冷却速度は１℃/s以上とした。より好ましくは50℃/s以上である。
【００２２】
なお、冷却速度を制御する温度域を800℃〜500℃とする。これは、800℃〜500℃の領域がセメンタイトの析出する領域であると共に、この温度域ではＣの拡散が比較的早いことから、この領域において徐冷するとＣが粒界に析出し、粒内に析出するセメンタイト量が少なくなるためであり、800℃〜500℃の温度域を制御冷却することによって、高い磁束密度を得ることができるのである。
【００２３】
次に、発明者らは、適正なＣ量を調査するために、Ｃ：0.002〜0.2％、Si：1.0％、Mn：0.2％、Al：0.0010％、Ｐ：0.05％、Ｓ：0.0010％およびＮ：0.002％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼を、真空溶解し、熱延後、1150℃，30ｓの熱延板焼鈍を行ったのち、800〜500℃の間を平均冷却速度：60℃/sで冷却後、板厚：0.5mmまで冷間圧延（25℃）および温間圧延（150℃）した。引き続き、Ｃ量に応じて、20vol%H2−80vol%N2、露点：＋35℃の雰囲気中にて850℃，60〜1200ｓの脱炭焼鈍を行い、さらに25vol%H2−75vol%N2雰囲気中にて950℃，10ｓの仕上焼鈍を行った。
【００２４】
図３に、熱延板のＣ量と磁束密度との関係について調べた結果を示す。また、同図には、熱延板焼鈍後、冷間圧延に代えて、150℃の温間で圧延を行った場合の調査結果も併せて示す。
同図より明らかなように、Ｃ量が0.01％以上で磁束密度が向上することが分かる。
この理由は、Ｃ量が0.01％未満では、Ａc3変態点以上で熱延板焼鈍を行っても集合組織に影響を及ぼすほどのセメンタイトが析出しないためと考えられる。
また、同図に示したとおり、最終圧延を冷間圧延に代えて温間圧延とすることにより、磁束密度の一層の向上が達成されている。
【００２５】
そこで、次に発明者らは、磁束密度に及ぼす温間圧延温度の影響について調査するため、Ｃ：0.02％、Si：1.1％、Mn：0.18％、Al：tr、Ｐ：0.05％、Ｓ：0.0010％およびＮ：0.0018％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼を、真空溶解し、熱延後、1150℃，30ｓの熱延板焼鈍を行ったのち、800〜500℃の間を平均冷却速度：60℃/sで冷却後、板厚：0.5mmまで圧延温度：20〜400℃にて仕上圧延を行った。引き続き、20vol%H2−80vol%N2、露点：＋35℃の雰囲気中にて850℃，60ｓの脱炭焼鈍を行い、さらに25vol%H2−75vol%N2雰囲気中にて950℃，10ｓの仕上焼鈍を行った。
【００２６】
図４に、温間圧延温度と磁束密度との関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、圧延温度を70℃以上とすることによって磁束密度が大幅に向上することが分かる。
このように、最終圧延を温間圧延とすることによって磁束密度が向上した理由は、圧延時の動的歪時効により磁気特性に好ましい集合組織が発達したためと考えられる。
【００２７】
次に、本発明における鋼の好適成分組成範囲について説明する。
Ｃ：0.01〜0.2％
本発明では、鋼中に適量のパーライト組織を形成する必要上、少なくとも0.01％のＣを必要とする。好ましくは0.15％以上である。しかしながら、Ｃ量が0.2％超になると脱炭に長時間を要し、いたずらにコストアップを招くため、Ｃ量の上限は0.2％とした。
Si：３％以下
Siは、鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、３％を超えるとＡc3点超えの焼鈍が困難となるだけでなく、熱延板の変形抵抗が上昇して冷間圧延が難しくなる。このためSi量の上限は３％とした。
Mn：0.05〜3.0％
Mnは、熱間圧延時の赤熱脆性を防止する上で0.05％以上必要であるが、3.0％超になると磁束密度を低下させるので、0.05〜3.0％とした。
Al：１％以下
Alは、Siと同様、固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、１％を超えるとＡc3点が高くなり、熱延板焼鈍においてオーステナイト域で焼鈍することが困難となるため、上限を１％とした。なお、このAlは、必要に応じて省略することもできる。
Ｐ：0.2％以下
Ｐは：鋼板の打ち抜き性を改善するために必要な元素であるが、0.2％を超えて添加すると鋼板が脆化するため：0.2％以下とした。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、0.01％を超えるとMnＳ等の硫化物量が多くなり、鉄損が増大するため、0.01％以下とした。
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、0.005％超になると窒化物量が多くなり、鉄損が増大するため、0.005％以下とした。
【００２８】
以上、基本成分について説明したが、本発明では、その他にも磁気特性向上の観点からSb，Sn，Ni，Cr，CoおよびCu等を適宜添加することができる。
これら元素の好ましい添加範囲は次のとおりである。
Sb：0.005〜0.05％
Sn：0.005〜0.1％
Ni：0.1〜５％
Cr：0.5〜５％
Co：0.1〜10％
Cu：0.01〜１％
【００２９】
次に、本発明に従う無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板は、成分および熱延板焼鈍条件、さらには温間圧延条件が所定の範囲内であれば、他の製造工程は特に限定されず、通常の方法で構わない。
すなわち、本発明の鋼板を得るには、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。この時、熱間圧延時の仕上焼鈍温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常でかまわない。
【００３０】
ついで、熱間圧延後、熱延板焼鈍を行う。この熱延板焼鈍温度は成分により決まるＡc3変態点以上の温度とする。
というのは、熱延板焼鈍温度が、Ａc3変態点未満では、前掲図１に示したように、良好な磁束密度の改善が望めないからである。なお、熱延板焼鈍温度の上限は特に限定されることはないが、あまりに高温では鋼板の強度が低下し、通板が困難となるので、1250℃以下程度とするのが好ましい。
また、熱延板焼鈍時間も特に限定されることはないが、10ｓ以上の焼鈍により安定した冷間（温間）圧延前組織とすることができる。
【００３１】
次に、熱延板焼鈍後、少なくとも800〜500℃間の平均冷却速度は１℃/s以上とする。ここで、平均冷却速度とは、800℃から500℃までの300℃の温度域の冷却を、その間の冷却に要した時間で除したものとする。なお、制御温度域が800℃超では、Ｃが鋼中にほとんど固溶しているため、冷却速度を変化させることによる磁束密度の改善効果が望めず、一方500℃未満ではＣの拡散速度が遅くなるため、冷却速度を変化させてもセメンタイトの分散状態がほとんど変化しない。
【００３２】
引き続き、冷間もしくは温間にて最終板厚まで圧延を行うが、特に70〜400℃の温間で圧延することにより、より一層磁束密度を向上させることができる。
すなわち、前掲図４に示したように、圧延温度が70℃以上になると、磁束密度が大幅に改善される。そこで、温間圧延時における温度の下限は70℃とした。より好ましくは100℃以上である。なお、温間圧延温度が400℃を超えても磁束密度の向上効果はあるが、いたずらにコストアップを招くため、温間圧延時における温度の上限は400℃とした。
【００３３】
その後、鋼中Ｃ量に応じた脱炭焼鈍を施したのち、所定の磁気特性を得るための仕上焼鈍を行って製品とする。ここで、脱炭焼鈍の好適条件は、焼鈍温度：700〜900℃、焼鈍時間：30ｓ〜１ｈ、露点：10〜40℃である。
【実施例１】
【００３４】
表１または表３に示す成分組成になる鋼を、転炉吹練および脱ガス処理により溶製し、連続鋳造後、得られたスラブを1200℃で１ｈ加熱したのち、板厚：2.6mmまで熱間圧延した。熱延仕上げ温度は830℃、巻取り温度は610℃とした。
ついで、表２または表４に示す条件で、熱延板焼鈍後、板厚：0.5mmまでの冷間（25℃）または温間（50〜350℃）で圧延したのち、脱炭焼鈍および仕上焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板とした。
かくして得られた電磁鋼板の磁気特性について調べた結果を、表２または表４に併記する。
なお、磁気測定は、25cmエプスタイン試験片を用いて行った。また、表中のＡc3点は、フォーマスター試験機にて30℃/sでサンプルを加熱した際の熱膨張率を測定することにより求めた。
【００３５】
【表１】
2006070356.tif 000003
【００３６】
【表２】
2006070356.tif 000004
【００３７】
【表３】
2006070356.tif 000005
【００３８】
【表４】
2006070356.tif 000006
【００３９】
表１〜表４から明らかなように、鋼成分および熱延板焼鈍条件を本発明の適正範囲に制御した発明例はいずれも、高い磁束密度と低い鉄損が併せて得られており、特に最終圧延として温間圧延を利用した場合や熱延板焼鈍後の冷却速度を本発明の範囲内とした場合は一層優れた磁気特性を得ることができた。
これに対し、鋼成分および熱延板焼鈍条件の一方または両方が、本発明の適正範囲から逸脱した比較例はいずれも、少なくとも磁束密度か鉄損のいずれかが十分でなく、発明例に比べると劣った磁気特性しか得られなかった。
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】熱延板焼鈍温度と磁束密度との関係を示す図である。
【図２】熱延板焼鈍後の冷却速度と磁束密度との関係を示す図である。
【図３】鋼中Ｃ量と磁束密度との関係を示す図である。
【図４】圧延温度と磁束密度との関係を示す図である。
【図１】
2006070356.tif 000007
【図２】
2006070356.tif 000008
【図３】
2006070356.tif 000009
【図４】
2006070356.tif 000010