(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
焼戻しソルバイトの微細組織を有し、化学元素含有量が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．２２％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：１〜１．５％、Ｍｏ：１〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、Ｖ：０．２〜０．３％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、及び、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とするオイルケーシング用の超高強度超高靱性鋼材。
【請求項２】
上記焼戻しソルバイト上の析出物が、Ｎｂ炭窒化物及びＶ炭窒化物のうちの少なくとも１つを含む、請求項１に記載の超高強度超高靱性鋼材。
【請求項３】
上記Ｎｂ炭窒化物の大きさが１００ｎｍ以下であり、上記Ｖ炭窒化物の大きさが１００ｎｍ以下である、請求項２に記載の超高強度超高靱性鋼材。
【請求項４】
更に、１≦（Ｖ＋Ｎｂ）／Ｃ≦２．３の関係式を満たす、請求項３に記載の超高強度超高靱性鋼材。
【請求項５】
更にＴｉを含有し、Ｔｉ含有量が０＜Ｔｉ≦０．０４％を満たす、請求項１に記載の超高強度超高靱性鋼材。
【請求項６】
上記焼戻しソルバイト上の析出物は、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物のうちの少なくとも１つを含む、請求項５に記載の超高強度超高靱性鋼材。
【請求項７】
上記Ｎｂ炭窒化物の大きさが１００ｎｍ以下であり、上記Ｖ炭窒化物の大きさが１００ｎｍ以下であり、上記Ｔｉ炭窒化物の大きさが１００ｎｍ以下である、請求項６に記載の超高強度超高靱性鋼材。
【請求項８】
更に、１≦（Ｖ＋Ｎｂ）／Ｃ≦２．３の関係式を満たす、請求項７に記載の超高強度超高靱性鋼材。
【請求項９】
上記不可避的不純物において、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％及びＮ≦０．００８％である、請求項１に記載の超高強度超高靱性鋼材。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれか１項に記載の超高強度超高靱性鋼材からなるオイルケーシング。
【請求項１１】
上記オイルケーシングは、降伏強度が１０６９〜１２７６ＭＰａ、引張強度が１１３８ＭＰａ以上、伸び率が２０％〜２５％、０℃横方向シャルピー衝撃エネルギーが１３０Ｊ以上、且つ、延性脆性遷移温度が−６０℃以下であるオイルケーシングである、請求項１０に記載のオイルケーシング。
【請求項１２】
上記オイルケーシングは、降伏強度が１１７２〜１３７９ＭＰａ、引張強度が１２４１ＭＰａ以上、伸び率が１８％〜２５％、０℃横方向シャルピー衝撃エネルギーが１２０Ｊ以上、且つ、延性脆性遷移温度が−５０℃以下であるオイルケーシングである、請求項１０に記載のオイルケーシング。
【請求項１３】
（１）溶鋼を製錬及び鋳造する工程、
（２）上記工程（１）で得られた鋼材を穿孔及び圧延する工程、及び、
（３）上記工程（２）で得られた鋼材を熱処理する工程
を含む、請求項１０〜１２のいずれか１項に記載のオイルケーシングの製造方法。
【請求項１４】
上記工程（３）において、上記鋼材を９２０〜９５０℃でオーステナイト化し、同温度で３０〜６０分間保持した後急冷し、その後６００〜６５０℃で焼戻しし、同温度で５０〜８０分間保持し、その後５００〜５５０℃で熱間矯正する、請求項１３に記載の方法。
【請求項１５】
上記工程（２）において、上記工程（１）で得られた連続鋳造スラブを加熱し、１２００〜１２４０℃で均熱し、その後１１８０〜１２４０℃で穿孔し、９００〜９５０℃で仕上げ圧延する、請求項１３に記載の方法。  
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼材及びその製造方法、特にケーシング及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、石油探鉱及び開発の分野において大深度坑井及び超深度坑井がますます多く開発されている。高温高圧下の鉱業開発の安全性を確保するため、管材の強度にはより高い要件が求められる。しかしながら、一般的に、鋼の強度が増加すると靱性は低下し、鋼管が薄くなると靱性が不充分となって早期亀裂や破壊が起こり易い。そのため、管材の安全性を確保するには、高強度ケーシング鋼の靱性は高くなければならない。
【０００３】
英国エネルギー省のガイダンスによれば、圧力容器の衝撃靱性はその降伏強度値の１０％に達しなければならない。すなわち、鋼グレード１５５ｋｓｉのケーシング材に必要な靱性は１０７Ｊ以上に達しなければならない。しかしながら実際には、高靱性且つ高強度の鋼管の開発は極めて困難である。現在のところ、産業用途のケーシングの強度は１５５ｋｓｉ以上に達するものの、衝撃靱性は５０〜８０Ｊしかない。
【０００４】
特許文献１には、７５０〜４００℃の範囲で加熱し、変形量が２０％以上又は６０％以上の範囲で圧延することで、良好な靱性を有する降伏強度が９５０ＭＰａ以上の鋼管製品が得られることが記載されている。しかしながら本発明者らは、この方法では加熱温度が低く、マルテンサイトが生成し易く、また、圧延温度が低いため、圧延が困難であると考えた。
【０００５】
さらに、特許文献２には、熱処理工程によって鋼マトリクス中の残留オーステナイトと上部ベイナイトとの比率を制御することで引張強度が１２０〜１６０ｋｓｉに達した鋼管製品が開示されている。この技術的解決策は、高炭素含有量及び高ケイ素含有量を特徴としており、両含有量によって強度が顕著に高まるものの、靱性が著しく低下する。また、本発明者らは、鋼管の使用中に残留オーステナイトの相変態が起こり（大深度坑井の温度は１２０℃以上）、鋼管の強度が増加し、靱性が低下すると考えた。
【０００６】
さらに、特許文献３には、化学元素比が、Ｃ：０．２２〜０．４％、Ｓｉ：０．１７〜０．３５％、Ｍｎ：０．４５〜０．６０％、Ｃｒ：０．９５〜１．１０％、Ｍｏ：０．７０〜０．８０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎｉ＜０．２０％、Ｃｕ＜０．２０％、Ｖ：０．０７０〜０．１００％、Ｃａ＞０．００１５％、Ｐ＜０．０１０％、Ｓ＜０．００３％、及び、残部がＦｅである高強度高靱性鋼が開示されている。その製造プロセスは、（ｉ）原料投入及び製錬；（ｉｉ）連続鋳造及び圧延；（ｉｉｉ）管加工からなる各工程を含む。しかしながら、ケーシングの横方向衝撃靱性は８０Ｊしかない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平１１−１３１１８９号公報
【特許文献２】特開平０４−０５９９４１号公報
【特許文献３】中国特許第１０１２５０６７１号明細書（公開日２００８年８月２７日、発明の名称：高強度高靱性ケーシング及びその製造方法）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、強度が１５５ｋｓｉ以上であり、且つ、衝撃靱性がその降伏強度値の１０％よりもはるかに高いため、超高強度及び超高靱性を両立できる超高強度超高靱性ケーシング鋼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】
【０００９】
上記目的を達成するため、本発明は、焼戻しソルバイトの微細組織を有し、化学元素含有量が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．２２％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：１〜１．５％、Ｍｏ：１〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、Ｖ：０．２〜０．３％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、及び、残部がＦｅ及び不可避的不純物である、超高強度超高靱性ケーシング鋼を提供する。
【００１０】
本発明の超高強度超高靱性ケーシング鋼の組成設計原理は以下の通りである。
【００１１】
Ｃ：Ｃは、析出物形成元素として、鋼の強度を向上させることができる。本発明の技術的手段において、Ｃ含有量が０．１０％未満であると、焼入れ性が低下するため、強度が低下し、材料強度が１５５ｋｓｉ以上に達しにくい。一方、Ｃ含有量が０．２２％を超えると、Ｃｒ及びＭｏと共に粗大析出物を大量に形成し、鋼の偏析を著しく促進するため、靱性が顕著に低下する。また、高強度及び高靱性の要件を満たすことが困難になる。
【００１２】
Ｓｉ：フェライト中のＳｉ固溶体は鋼の降伏強度を向上させることができる。しかしながら、Ｓｉ元素は多すぎてはならない。Ｓｉ元素含有量が多すぎると、加工性及び靱性が低下する。Ｓｉ元素含有量が０．１％未満であると、鋼が酸化し易くなる。
【００１３】
Ｍｎ：Ｍｎは、オーステナイト形成元素として、鋼の焼入れ性を向上させることができる。本発明の技術的手段において、Ｍｎ元素含有量が５％未満であると、鋼の焼入れ性が著しく低下し、マルテンサイトの割合が減少するため、靱性が低下する。一方、含有量が１．５％を超えると、鋼中の成分偏析が顕著に増加し、熱間圧延微細組織の均一性及び衝撃特性に影響を及ぼす。
【００１４】
Ｃｒ：Ｃｒは焼入れ性を大きく向上させる元素であり、強力な析出物形成元素である。その焼戻しによって形成された析出物は、鋼の強度を改善する。本発明の技術的手段において、Ｃｒ含有量が１．５％を超えると、粗大Ｍ２３Ｃ６析出物が粒界で析出して靱性が低下する傾向がある。一方、含有量が１％未満であると、焼入れ性が不充分となる傾向がある。
【００１５】
Ｍｏ：Ｍｏは、析出及び固溶強化によって鋼の強度及び焼戻し安定性を主に改善する。本発明の技術的手段においては、炭素含有量が低いため、１．５％を超える量のＭｏを添加しても、強度向上に著しい効果を及ぼすことは困難であり、合金が無駄になってしまう。また、Ｍｏ含有量が１％未満であると、１５５ｋｓｉ以上の強度を確保できない。
【００１６】
Ｎｂ：Ｎｂは、炭素含有量の減少による強度低下を補うことができる微細化及び析出強化元素である。本発明の技術的手段において、Ｎｂ含有量が０．０１％未満であると、その効果を発揮できない。Ｎｂ含有量が０．０４％を超えると、粗大Ｎｂ（ＣＮ）が形成され易くなるため、靱性が低下する。
【００１７】
Ｖ：Ｖは、炭素含有量の減少による強度低下を補うことができる典型的な析出強化元素である。本発明の技術的手段において、Ｖ含有量が０．２％未満であると、材料を１５５ｋｓｉ以上にする強化効果が得られにくい。Ｖ含有量が０．３％を超えると、粗大Ｖ（ＣＮ）が形成され易くなるため、靱性が低下する。
【００１８】
Ａｌ：鋼中、Ａｌは脱酸素及び結晶粒微細化の作用を示し、更に表面皮膜層の安定性及び耐腐食性を向上させる。添加量が０．０１％未満であると、明白な効果が得られない。添加量が０．０５％を超えると、機械的特性が低下する。
【００１９】
Ｃａ：Ｃａは、溶鋼を精製し、ＭｎＳ球状化を促進することで、衝撃靱性を向上させることができる。しかしながら、Ｃａ含有量が多すぎると、粗大非金属介在物が形成され易くなり、本発明の技術的手段において不利である。
【００２０】
また、本発明の超高強度超高靱性ケーシング鋼では、上記焼戻しソルバイト上の析出物は、Ｎｂ炭窒化物及びＶ炭窒化物のうちの少なくとも１つを含む。
【００２１】
また、上記Ｎｂ炭窒化物の大きさが１００ｎｍ以下であり、上記Ｖ炭窒化物の大きさが１００ｎｍ以下である。
【００２２】
本発明の超高強度超高靱性ケーシング鋼は更に、１≦（Ｖ＋Ｎｂ）／Ｃ≦２．３の関係式を満たし、それにより上記焼戻しソルバイト上の有害なＣｒ析出物及び／又は有害なＭｏ析出物が極めて少ないことがより好ましい。
【００２３】
本発明の超高強度超高靱性ケーシング鋼は更にＴｉを含有し、Ｔｉ含有量が０＜Ｔｉ≦０．０４％を満たすことが好ましい。
【００２４】
上記Ｔｉ元素は、オーステナイト結晶粒を著しく微細化することで、炭素含有量の減少による強度低下を補うことができる強力な炭窒化物形成元素である。しかしながら、その含有量が０．０４％を超えると、粗大ＴｉＮが形成され易くなるため、材料靱性が低下する。
【００２５】
さらに、本発明の技術的手段に基づき、上記焼戻しソルバイト上の析出物は、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物のうちの少なくとも１つを含む。
【００２６】
先行技術では、強度が１５５ｋｓｉ以上の従来の高強度鋼は、一般的に低合金鋼、すなわちＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等の合金元素が炭素マンガン鋼に添加されたものを採用している。炭素と合金元素とにより形成される析出物の析出強化効果によって、鋼の強度が向上する。Ｃ含有量は一般的に約０．３％であるが、合金元素の析出物は脆性相であるため、合金含有量が多すぎると、析出時に析出物が凝集して粗大化する傾向があり、それにより材料の靱性が劇的に低下してしまう。
【００２７】
本発明の思想は、主にＣｒ、Ｍｏ合金元素によって強度を高めるという現在の方法を打破し、それに代えて、主にＭｎ、Ｃｒ及びＭｏの固溶強化を行い、補助的にＶ、Ｎｂ（実施形態によってはＴｉを含む）の析出強化を行うことにより、材料の強度を増加させる方法を用いることである。本発明の技術的手段では、Ｖ、Ｎｂ（実施形態によってはＴｉを含む）の析出物の安定性を利用して、Ｖ、Ｎｂ（実施形態によってはＴｉを含む）の均一に分散した微細析出物を優先的に形成する低炭素組成設計を用いることで、鋼の靱性を維持しつつ強度を増加させる。その結果、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素は主に固溶体としてマトリクス中に存在し、それにより良好な固溶強化効果を得ながらＣｒ及びＭｏの粗大析出物による靱性低下を防ぐことができるため、良好な強度及び靱性が得られる。
【００２８】
また、本発明の超高強度超高靱性ケーシング鋼では、上記Ｎｂ炭窒化物の大きさが１００ｎｍ以下であり、上記Ｖ炭窒化物の大きさが１００ｎｍ以下であり、上記Ｔｉ炭窒化物の大きさが１００ｎｍ以下である。
【００２９】
本発明の超高強度超高靱性ケーシング鋼の化学元素は更に、１≦（Ｖ＋Ｎｂ）／Ｃ≦２．３の関係式を満たし、それにより上記焼戻しソルバイト上の有害なＣｒ析出物及び／又は有害なＭｏ析出物が極めて少ないことがより好ましい。
【００３０】
各種析出物のＴＥＭ分析結果によれば、鋼中で主に強化作用を示すＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等の析出物は大きさ及び形態が異なる。Ｃｒ元素は主にＣｒ２３Ｃ６として存在し、この析出物は粒界で凝集する傾向があり、大きさが大きく、通常は約１５０〜２５０ｎｍである。Ｍｏ元素は主にＭｏ２Ｃとして存在し、この析出物は粒界で凝集する傾向があり（もちろん、結晶中にも析出する）、大きさが中程度であり、通常は約１００〜１５０ｎｍである。Ｖ、Ｎｂ及びＴｉ元素は、主に（Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）として存在し、これら析出物は結晶中に均一に析出し、大きさが小さい。スミスの劈開破壊発生モデルによれば、粒界の析出物の厚み又は直径が増加すると、劈開破壊が発生及び進展し易くなるため、脆性が増す。マトリクス中に分散したＣｒ及びＭｏ粗大析出物は、それら自体の破壊又はマトリクスの界面からの解離によって微細孔を形成し得る。微細孔は連結、成長して亀裂を形成し、最終的には破壊が生じる。したがって、より高い靱性指数を得るためには、析出したＮｂ炭窒化物及び／又はＶ炭窒化物の大きさを１００ｎｍ以下に制御する必要があり、一方、１５０〜２５０ｎｍのＣｒ及びＭｏ析出物の発生を最小限に抑えることが好ましい。
【００３１】
また、本発明の超高強度超高靱性ケーシング鋼では、上記不可避的不純物において、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％及びＮ≦０．００８％である。
【００３２】
本発明の技術的手段において、上記不可避的不純物は主にＰ、Ｓ及びＮである。したがって、これら不純物元素の含有量はできるだけ少なくなければならない。
【００３３】
本発明はまた、１５５ｋｓｉ以上の強度レベルを実現し、且つ、その超高強度に匹敵する超高靱性を有するオイルケーシングを提供することを目的とする。
【００３４】
上記目的に基づき、本発明は、上記超高強度超高靱性ケーシング鋼を用いて製造されたケーシングを提供する。
【００３５】
一部の実施形態のケーシングは、降伏強度１０６９〜１２７６ＭＰａ、引張強度≧１１３８ＭＰａ、伸び率２０％〜２５％、０℃横方向シャルピー衝撃エネルギー≧１３０Ｊ及び延性脆性遷移温度≦−６０℃である１５５ｋｓｉグレードのケーシングである。
【００３６】
他の実施形態のケーシングは、降伏強度１１７２〜１３７９ＭＰａ、引張強度≧１２４１ＭＰａ、伸び率１８％〜２５％、０℃横方向シャルピー衝撃エネルギー≧１２０Ｊ及び延性脆性遷移温度≦−５０℃である１７０ｋｓｉグレードのケーシングである。
【００３７】
本発明はまた、上記オイルケーシングの製造方法を提供することを目的とする。上記製造方法で得られたケーシングは、１５５ｋｓｉ以上の強度を実現でき、且つ、その超高強度に匹敵する超高靱性を有する。
【００３８】
上記目的に基づき、本発明は、
（１）製錬及び鋳造工程；
（２）穿孔及び圧延工程；並びに
（３）熱処理工程
を含む上記オイルケーシングの製造方法を提供する。
【００３９】
また、上記工程（３）において、９２０〜９５０℃でオーステナイト化し、３０〜６０分間保持した後急冷し、その後６００〜６５０℃で焼戻しし、５０〜８０分間保持し、その後５００〜５５０℃で熱間矯正する。
【００４０】
また、上記工程（２）において、上記工程（１）で得られた連続鋳造スラブを加熱し、１２００〜１２４０℃で均熱し、穿孔温度を１１８０〜１２４０℃に制御し、仕上げ圧延温度を９００〜９５０℃に制御する。
【００４１】
先行技術と比較して、本発明は以下の有益な効果を有する。
（１）本発明のケーシング鋼は、高強度及び高靱性を見事に両立し、且つ、優れた低温衝撃靱性を有する鋼グレードが１５５ｋｓｉ以上のケーシングの製造に使用できる。
（２）本発明のケーシングは、以下の性能指標：
鋼グレードが１５５ｋｓｉのオイルケーシングについては、降伏強度１０６９〜１２７６МＰａ、引張強度≧１１３８ＭＰａ、伸び率２０％〜２５％、０℃横方向シャルピー衝撃エネルギー≧１３０Ｊ（鋼グレード１５５ｋｓｉの降伏強度の１０％は１０７Ｊ）及び延性脆性遷移温度≦−６０℃、
鋼グレードが１７０ｋｓｉのオイルケーシングについては、降伏強度１１７２〜１３７９МＰａ、引張強度≧１２４１ＭＰａ、伸び率１８％〜２５％、０℃横方向シャルピー衝撃エネルギー≧１２０Ｊ（鋼グレード１７０ｋｓｉの降伏強度の１０％は１２０Ｊ）及び延性脆性遷移温度≦−５０℃
を達成できる。
（３）本発明に係るケーシングの製造方法における熱処理工程は、簡便且つ容易に大量生産に適用できる。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】本発明の実施例５の微細組織を示す。
【図２】本発明の実施例５の析出物の形態を示す。
【図３】比較例２の析出物の形態を示す。
【図４】比較例３の析出物の形態を示す。
【発明を実施するための形態】
【００４３】
本発明の超高強度超高靱性ケーシング鋼、ケーシング及びその製造方法について、添付の図面及び具体例を参照しながら更に説明及び例示する。しかしながら、本発明の技術的手段はこれらの説明及び例示に限定されない。
【実施例】
【００４４】
実施例１〜５及び比較例１〜３
本発明の実施例１〜５のケーシング及び比較例１〜３のケーシングは、以下の工程に従って作製する（表１に各実施例及び比較例の元素組成を示し、表２に各実施例及び比較例の具体的なプロセスパラメータを示す）。
（１）製錬：溶鋼を電気炉で製錬し、次に精錬し、真空脱ガス処理及びアルゴン攪拌を行い、その後Ｃａ処理により介在物を改質し、Ｏ及びＨ含有量を低減する。
（２）鋳造：鋳造工程中、溶鋼の過熱を３０℃未満に制御する。
（３）鋼管の穿孔及び圧延：連続鋳造スラブを冷却後、環状加熱炉で加熱し、１２００〜１２４０℃で均熱し、穿孔温度を１１８０〜１２４０℃、仕上げ圧延温度を９００〜９５０℃とする。
（４）熱処理：９２０〜９５０℃でオーステナイト化し、３０〜６０分間保持した後急冷し、その後６００〜６５０℃の高温で焼戻しし、５０〜８０分間保持し、その後５００〜５５０℃で熱間矯正する。
【００４５】
表１に、本発明の実施例１〜５及び比較例１〜３の各ケーシングの化学元素組成を質量％で示す。
【００４６】
【表１】
0006670858.tif 000002
（残部は、Ｓ、Ｐ及びＮ以外の不可避的不純物並びにＦｅ（ｗｔ％））
【００４７】
表２に、本発明の実施例１〜５及び比較例１〜３の具体的なプロセスパラメータを示す。
【００４８】
【表２】
0006670858.tif 000003
【００４９】
表３に、本発明の実施例１〜５及び比較例１〜３の性能パラメータを示す。
【表３】
0006670858.tif 000004
【００５０】
表１、表２及び表３から分かるように、比較例１の組成物は本発明の要件を満たしておらず、Ｃ及びＶ含有量が少なかったことから、焼入れ性が低く、熱処理後のケーシングの強度が不充分だった。比較例２ではＣ含有量を多くしたが、粗大析出物が大量に生じ（図３に示す）、その結果、衝撃エネルギーが著しく低下した。比較例３の（Ｖ＋Ｎｂ）／Ｃ比は本発明の要件を満たしておらず、熱処理後にＣｒ及びＭｏ析出物が大量に生じ（図４に示す）、そのため衝撃エネルギーも著しく低下し、降伏強度値の１０％という要件が満たされなかった。
【００５１】
また、表１、表２及び表３から分かるように、本発明のケーシングの強度グレードは鋼グレード１５５ｋｓｉ以上に達し、０℃横方向衝撃靱性は１２０Ｊを超え、伸び率は１９％以上、延性脆性遷移温度は−５５℃以下であった。
【００５２】
図１から分かるように、実施例５の金属組織上には成分偏析による縞状組織は見られなかった。高倍率走査電子顕微鏡で観察した実施例５の析出物の形態を図２に示す。図２から分かるように、析出物は微細で均一に分散していた。
【００５３】
上述の実施例は、本発明の具体的な実施形態に過ぎず、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、多くの同様な変更が可能であることは明らかである。当業者によって本発明の開示から直接導き出される又は想到されるあらゆる変更は、本発明の保護範囲に含まれるべきである。
【図１】
0006670858.tif 000005
【図２】
0006670858.tif 000006
【図３】
0006670858.tif 000007
【図４】
0006670858.tif 000008