(57)【要約】【課題】鋳造合金の粉末中に取り込まれる酸素量を低減し、不純物効果の低下および焼結性の低下を回避し、残留磁化の低下を防ぐことができる焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法の提供。【解決手段】（１）ＲｘＴ１−ｘ−ｙＢｙ合金（式中、ＲはＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、ＴｂおよびＨｏより選ばれる１種以上、ＴはＦｅ、ＣｏおよびＮｉより選ばれる１種以上、０．１３≦ｘ≦０．３０、かつ０．０６≦ｙ≦０．１５である）を鋳造する工程と、（２）前記（１）工程により得られた鋳造合金を１０００〜１１２０℃で熱処理する工程と、（３）前記（２）工程により得られた熱処理合金を粉末化する工程と、（４）前記（３）工程により得られた粉末から永久磁石あるいは電磁石により吸着する粒子を選択回収する工程とを有することを特徴とする焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法。【選択図】　　　　図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
（１）ＲｘＴ１−ｘ−ｙＢｙ合金（式中、ＲはＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、ＴｂおよびＨｏより選ばれる１種以上、ＴはＦｅ、ＣｏおよびＮｉより選ばれる１種以上、０．１３≦ｘ≦０．３０、かつ０．０６≦ｙ≦０．１５である）を鋳造する工程と、
（２）前記（１）工程により得られた鋳造合金を１０００〜１１２０℃で熱処理する工程と、
（３）前記（２）工程により得られた熱処理合金を粉末化する工程と、
（４）前記（３）工程により得られた粉末から永久磁石あるいは電磁石により吸着する粒子を選択回収する工程と
を有することを特徴とする焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法。
【請求項２】
前記（３）工程には熱処理合金の水素吸蔵放出処理が含まれることを特徴とする請求項１に記載の焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法。
【請求項３】
前記（３）工程中、前記（４）工程中、前記（２）および（３）工程間、あるいは前記（４）工程後に、非晶質あるいは１００ｎｍ以下の結晶粒から構成される微結晶質のＲＭ−Ｔ−Ｂ合金（式中、ＲＭはＤｙ、Ｔｂのいずれか一方を必須とする希土類元素より選ばれる１種以上、ＴはＦｅ、ＣｏおよびＮｉより選ばれる１種以上である）を前記熱処理合金に対して５〜３０重量％の割合で混合することを特徴とする請求項１または２記載の焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法に関するものであり、詳しくは、例えば家電品、ＯＡ機器、産業用機械などに使われる電磁型モータ用焼結磁石の原料となり得る焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
希土類−遷移金属−硼素系の焼結磁石は通常、溶解鋳造された合金を粉砕し、磁場中でプレス成形後、真空あるいは不活性ガス雰囲気中で焼結・熱処理することにより製造される。
図１は、希土類−遷移金属−硼素系鋳造合金の内部組織を示す模式図である。図１において、鋳造合金の内部組織は、その大部分が大きさ数十μｍのＲ２Ｔ１４Ｂ相１からなり、相境界部分に非磁性のＲ−ｒｉｃｈ相２やＢ−ｒｉｃｈ相３が分布している。これら非磁性相の量が多いと磁石の残留磁化を低下させる原因となるため、Ｒ−ｒｉｃｈ相やＢ−ｒｉｃｈ相はできる限り除去することが好ましい。その除去方法としては、例えば特開昭６４−４８４０６号公報に記載された技術が知られている。それによれば、鋳造合金に水素吸蔵放出処理を施して微粉末化した後、磁気選別を行うことにより、不要なＲ−ｒｉｃｈ相やＢ−ｒｉｃｈ相を除去している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、同公報の手法では磁気選別後に回収されたＲ２Ｔ１４Ｂ粒子の表面にはＲ−ｒｉｃｈ相が付着しており、その分のＲ−ｒｉｃｈ相は残存することになる。この点について同公報では一定量のＲ−ｒｉｃｈ相は保磁力を維持するために欠かせないとして容認している。ところが、Ｒ−ｒｉｃｈ相は酸素と結びつきやすいため、その後の磁石製造工程において粉末に不要な酸素が取り込まれてしまう。その結果、取り込まれた酸素が不純物として磁化に悪影響を及ぼす他、酸化による焼結性の低下などが起こり、最終的に残留磁化が低下してしまう問題点がある。同公報では、この問題点を見過ごしている。
【０００４】
したがって本発明の目的は、鋳造合金の粉末中に取り込まれる酸素量を低減し、不純物としての影響や焼結性の低下を回避し、残留磁化の低下を防ぐことができる焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法の提供にある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
請求項１の発明は、
（１）ＲｘＴ１−ｘ−ｙＢｙ合金（式中、ＲはＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、ＴｂおよびＨｏより選ばれる１種以上、ＴはＦｅ、ＣｏおよびＮｉより選ばれる１種以上、０．１３≦ｘ≦０．３０、かつ０．０６≦ｙ≦０．１５である）を鋳造する工程と、
（２）前記（１）工程により得られた鋳造合金を１０００〜１１２０℃で熱処理する工程と、
（３）前記（２）工程により得られた熱処理合金を粉末化する工程と、
（４）前記（３）工程により得られた粉末から永久磁石あるいは電磁石により吸着する粒子を選択回収する工程と
を有することを特徴とする焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法である。
請求項２の発明は、前記（３）工程には熱処理合金の水素吸蔵放出処理が含まれることを特徴とする請求項１に記載の焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法である。
請求項３の発明は、前記（３）工程中、前記（４）工程中、前記（２）および（３）工程間、あるいは前記（４）工程後に、非晶質あるいは１００ｎｍ以下の結晶粒から構成される微結晶質のＲＭ−Ｔ−Ｂ合金（式中、ＲＭはＤｙ、Ｔｂのいずれか一方を必須とする希土類元素より選ばれる１種以上、ＴはＦｅ、ＣｏおよびＮｉより選ばれる１種以上である）を前記熱処理合金に対して５〜３０重量％の割合で混合することを特徴とする請求項１または２記載の焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法である。
【０００６】
【作用】
図２は、本発明における（２）熱処理工程後の合金の内部組織を示す模式図である。図２において、前記組成合金を鋳造後１０００〜１１２０℃の熱処理を施すことにより合金内部のＲ２Ｔ１４Ｂ相１が２００μｍ以上の大きさに粗大化する。なお、符号２は、Ｒ−ｒｉｃｈ相であり、３はＢ−ｒｉｃｈ相である。
図３は、本発明における（３）粉末化工程によって派生する粒子を示す模式図である。粉末化工程を通じて熱処理合金の内部組織が破壊され、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相１の内部よりＲ２Ｔ１４Ｂ粒子４Ａが、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相１の外縁部よりＲ−ｒｉｃｈ相が一部付着したＲ２Ｔ１４Ｂ粒子４Ｂが、Ｒ−ｒｉｃｈ相よりＲ−ｒｉｃｈ粒子５が、Ｂ−ｒｉｃｈ相よりＢ−ｒｉｃｈ粒子６が派生する。ここで、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相１は粗大化によりその比体積がかなり大きくなっているため、派生する粒子４Ａの数量は粒子４Ｂの１０倍以上となる。粉末化後はこれらの粒子が混在した状態であるが、永久磁石あるいは電磁石により吸着する粒子を取り出すと、強磁性であるＲ２Ｔ１４Ｂ粒子のみが選択的に回収される。こうして得られたＲ２Ｔ１４Ｂ粉末はその９割以上がＲ２Ｔ１４Ｂ粒子４Ａであり、その表面にはＲ−ｒｉｃｈ相がほとんど付着していないため、粉末に占めるＲ−ｒｉｃｈ相の体積比率が従来に比べて大幅に低減される。その結果、粉末に取り込まれる酸素量が激減する。なお、（３）粉末化工程では、１〜１５μｍの平均粒径まで粉末化するのが好ましい。
また、本発明において、熱処理合金を粉末化する工程の中に鋳造合金への水素吸蔵放出処理を加えることにより、合金の脆化が促進されて粉末化に要する時間が短縮化される。なお、水素吸蔵放出処理は、例えば常温常圧の水素気雰囲気中に数時間放置し、次いで１０−２Ｔｏｒｒ以下の圧力下で３００〜６５０℃の温度で数時間加熱することにより行うことができる。
また、前記（３）工程中、前記（４）工程中、前記（２）および（３）工程間、あるいは前記（４）工程後に、非晶質あるいは１００ｎｍ以下の結晶粒から構成される微結晶質のＲＭ−Ｔ−Ｂ合金（式中、ＲＭはＤｙ、Ｔｂのいずれか一方を必須とする希土類元素より選ばれる１種以上、ＴはＦｅ、ＣｏおよびＮｉより選ばれる１種以上である）を焼結助剤として熱処理合金に対して５〜３０重量％の割合で混合する工程を加えることにより、焼結助剤がその後の磁石製造のための焼結・熱処理工程においてＲ−ｒｉｃｈ粒界相を形成するため、焼結性が上がると同時に、焼結助剤に含まれるＤｙあるいはＴｂがＲ２Ｔ１４Ｂ結晶表面に拡散することにより保磁力が大きく向上する。さらに焼結助剤は非晶質または微結晶質であり酸化されにくいため、混合しても粉末に不要な酸素が取り込まれない。
【０００７】
【発明の実施の形態】
実施の形態１．
高周波真空溶解炉にて種々の組成のＮｄｘＦｅ１−ｘ−ｙＢｙ合金（０．１０≦ｘ≦０．３５，０．０４≦ｙ≦０．１７）を溶解し、１３００〜１５００℃の温度に加熱後、水冷鋳型に鋳込んで厚み１０ｍｍの板状の鋳造合金を作製した。内部組織を光学顕微鏡で観察したところいずれの試料もＲ２Ｔ１４Ｂ相のサイズは３０μｍ程度であった。次に真空加熱炉を用いてこれらの合金を９００〜１１５０℃の種々の温度で８時間加熱した。その結果、１１２０℃を越える温度では大部分の鋳造合金がアルミナ製の台座と激しく反応して健全な熱処理が行われず、また、１０００℃を下回る温度ではＲ２Ｔ１４Ｂ相が５０μｍ程度までにしか成長せず、充分な粗大化が起こらないことがわかった。そのため、熱処理温度としては、１０００〜１１２０℃とすることが好ましい。同温度範囲で熱処理を行った場合の合金の内部組織について調べた結果を図４に示す。図中×印はα−Ｆｅ相、あるいはＮｄ２Ｆｅ１７相の存在が認められた組成であり、これらの相は磁石の磁気特性を大きく劣化させる要因となるため、原料にするには不適な組成である。また、△印は合金と炉内の台座との反応が激しく健全な熱処理が行えない組成、あるいはＲ２Ｔ１４Ｂ相の充分な粗大化が起こらない組成である。一方、○印は熱処理が健全に行われ２００μｍ以上のサイズのＲ２Ｔ１４Ｂ相が得られた組成で、この結果から合金組成は０．１３≦ｘ≦０．３０、０．０６≦ｙ≦０．１５の範囲が適当といえる。次に、Ｎｄ０．１５Ｆｅ０．７７Ｂ０．０８、Ｎｄ０．１２Ｐｒ０．０３Ｆｅ０．７７Ｂ０．０８、Ｎｄ０．１４Ｄｙ０．０１Ｆｅ０．７７Ｂ０．０８、Ｎｄ０．１４Ｔｂ０．０１Ｆｅ０．７７Ｂ０．０８、Ｎｄ０．１５Ｆｅ０．７５Ｃｏ０．０２Ｂ０．０８、Ｎｄ０．１５Ｆｅ０．７６Ｎｉ０．０１Ｂ０．０８の６種類の合金試料を高周波真空溶解炉により鋳造した。その後真空加熱炉を用いて各合金試料を１１００℃の温度で８時間加熱した。内部組織を光学顕微鏡で観察したところいずれの試料もＲ２Ｔ１４Ｂ相が２００μｍ以上に粗大化していた。次にそれぞれの合金試料をジョークラッシャー、ディスクミル、ジェットミルにて順次粉砕し、得られた各粉末試料を永久磁石方式の磁力選別機にかけてＲ２Ｔ１４Ｂ粒子を選択回収した。このときＲ２Ｔ１４Ｂ粒子の平均粒径は４〜５μｍの範囲であった。また、粉体中のＲ−ｒｉｃｈ相、Ｂ−ｒｉｃｈ相の含有量はいずれも０．２体積％未満であり、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ相の含有量は９９．６体積％を超えることが確認された。一方で焼結助剤として液体急冷装置を用いてＮｄ０．３８Ｆｅ０．５６Ｂ０．０６非晶質合金粉末を別途作製し、これを１２重量％の割合で各試料粉末に加えて均一に混合した後、磁場プレス機により圧力６００ｋｇｆ／ｃｍ２、磁場１５０００Ｇの条件で横磁場成形を行った。次に、管状炉により真空中１０９０℃で２時間の焼結を行った後急冷し、さらに真空中で６００℃で２時間の熱処理を施し、外径１０ｍｍ×高さ７ｍｍの円柱磁石試料を得た。各試料を３００００Ｇのパルス磁場により着磁し、ＢＨカーブトレーサにより減磁曲線を測定した。また、不活性ガス融解−赤外線吸収法により含有酸素量を測定した。測定結果を表１に示す。同表には比較のた��、鋳造後に１１００℃の加熱を行わず、焼結助剤も用いない従来の製法による磁石の特性を記載している。表１より本発明により得られた磁石の酸素濃度は１５００ｐｐｍ前後であり、比較例の磁石に比べて半分以下となっていることがわかる。これは本発明では合金粉末に含まれるＮｄ−ｒｉｃｈ相の量がわずかであり粉末の酸化量が低減されたことを反映している。一方、比較例では鋳造後に１１００℃の加熱を行っていないので、鋳造合金の結晶粒の粗大化が十分ではなく、このため、粉砕時には表面にＲ−ｒｉｃｈ相が付着したＲ２Ｆｅ１４Ｂ粒子が多数派生している。磁気選別後、回収された試料粉末に含まれるＲ−ｒｉｃｈ相の含有量を調べたところ、約３．０体積％と本発明よりはるかに多いことが分かった。この多量のＲ−ｒｉｃｈ相が製造工程中に多量の酸素を取り込んでしまい、その結果、比較例の含有酸素量は５０００ｐｐｍに近い高いレベルになってしまったといえる。次に、焼結・熱処理工程後の磁石の内部組織を調べたところ、本発明と比較例いずれもＲ−ｒｉｃｈ相の体積含有率は３．１％、Ｂ−ｒｉｃｈ相のそれは０．２％であった。本発明のＲ−ｒｉｃｈ相は主に焼結助剤が焼結工程中に相分離を起こして生成されるが、焼結助剤を非晶質もしくは微結晶質としているため、酸化されることがほとんどない。そのため、本発明ではＲ−ｒｉｃｈ相の酸化に起因する焼結性の低下がほとんど生じず、より緻密な内部組織を得ることができると同時に保持力の維持に必要な量のＲ−ｒｉｃｈ粒界相も良好に形成することができる。よって、含有酸素量の低減は、酸素が不純物として磁化へ悪影響を及ぼすことを回避するのみならず、焼結性の低下を防止する効果も有する。これらの相乗効果により本発明の磁石は表１に示すとおり、同組成を有する比較例の磁石と比べていずれも高い残留磁化が得られている。
【０００８】
【表１】
2004099932.tif 000003
【０００９】
実施の形態２．
高周波真空溶解炉にてＮｄ０．１５Ｆｅ０．７７Ｂ０．０８合金を溶解し１４５０℃の温度に加熱後、水冷鋳型に鋳込んで厚み１０ｍｍの板状の鋳造合金を作製した。内部組織を光学顕微鏡で観察したところＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相のサイズは３０μｍ程度であった。次に真空加熱炉を用いて同合金を１１００℃の温度で８時間加熱した。内部組織を観察したところＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相は２００μｍ以上に粗大化していた。次に同合金をジョークラッシャー、ディスクミル、ジェットミルにて順次粉砕して微粉末化し、次いで電磁石方式の磁力選別機にかけてＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ粒子を選択回収して粉末試料を得た。同粉末試料の平均粒径は約５μｍであった。一方で焼結助剤として液体急冷装置を用いて約５０μｍ厚のＮｄ０．２７Ｄｙ０．１１Ｆｅ０．５６Ｂ０．０６合金薄帯を作製した。電子顕微鏡を用いて観察した結果、薄帯表面は非晶質であったが、内部約１５μｍ厚の部分は直径数十ｎｍ〜１００ｎｍの結晶粒が占めており、微結晶質となっていた。薄帯をディスクミル、ジェットミルにて順次粉砕して助剤粉末を得た。同粉末の平均粒径は約１μｍであった。粉末試料に助剤粉末を様々な割合で加えて均一に混合した後、磁場プレス機により圧力６００ｋｇｆ／ｃｍ２、磁場１５０００Ｇの条件で横磁場成形を行った。次に、各成形体を管状炉により真空中１０９０℃で２時間の焼結を行った後急冷し、さらに真空中６００℃で２時間の熱処理を施し、外径１０ｍｍ×高さ７ｍｍの円柱磁石試料を得た。各試料を３００００Ｇのパルス磁場により着磁し、ＢＨカーブトレーサにより減磁曲線を測定した。測定結果を表２に示す。助剤粉末の粉末試料に対する重量比率が５％を下回ると保磁力が７ｋＯｅ未満となり、磁石の動作点によっては大きな減磁が起きる可能性が生じるため、信頼性に欠ける。また該重量比率が３０％を越えるとエネルギー積の低下が顕著になる。このため助剤粉末の粉末試料に対する重量比率は５〜３０％であることが好ましく、さらには１２〜２５％であることが好ましい。
【００１０】
【表２】
2004099932.tif 000004
【００１１】
実施の形態３．
高周波真空溶解炉にてＮｄ０．１５Ｆｅ０．７８Ｂ０．０７合金を溶解し１４５０℃の温度に加熱後、水冷鋳型に鋳込んで厚み１０ｍｍの板状の鋳造合金を作製した。内部組織を光学顕微鏡で観察したところＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相のサイズは３０μｍ程度であった。次に真空加熱炉を用いて同合金を１１００℃の温度で８時間加熱した。内部組織を観察したところＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相は２００μｍ以上に粗大化していた。次に同合金をジョークラッシャーで５ｍｍ角程度に粉砕して粗粉末を得た。一方で焼結助剤として液体急冷装置を用いてＮｄ０．２７Ｔｂ０．１１Ｆｅ０．５６Ｂ０．０６、Ｎｄ０．２７Ｄｙ０．１１Ｆｅ０．５６Ｂ０．０６、Ｐｒ０．２７Ｄｙ０．１１Ｆｅ０．５６Ｂ０．０６、Ｎｄ０．３８Ｆｅ０．５６Ｂ０．０６、Ｐｒ０．３８Ｆｅ０．５６Ｂ０．０６の５種類の合金薄帯を作製した。薄帯の厚みは約４０μｍであった。電子顕微鏡を用いて観察したところ薄帯内部は非晶質となっていた。粗粉末に対して各薄帯をそれぞれ１８重量％の重量比率で混合した後、各混合粉末を常温常圧の水素気雰囲気中に８時間放置し、継いで１０−２Ｔｏｒｒの圧力下６００℃の温度で８時間加熱して水素放出を行った。その後ディスクミル、ジェットミルにて順次粉砕して微粉末を得た。ジェットミル粉砕に費やした時間は従来の１／４程度であったが、水素吸蔵放出処理による脆化効果により粉末は平均結晶粒径が４μｍ程度に微粒子化されていた。次に各微粉末を電磁石方式の磁力選別機にかけて粒子を回収した。このとき焼結助剤である非晶質合金薄帯から派生した微粒子も強磁性であるため電磁石に吸着し、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ粒子に混じって回収された。得られた各混合粉末を磁場プレス機により圧力６００ｋｇｆ／ｃｍ２、磁場１５０００Ｇの条件で横磁場成形した。次に、各成形体を管状炉により真空中１０９０℃で２時間の焼結を行った後急冷し、さらに真空中６００℃で２時間の熱処理を施し、外径１０ｍｍ×高さ７ｍｍの円柱磁石試料を得た。各試料を３００００Ｇのパルス磁場により着磁し、ＢＨカーブトレーサにより減磁曲線を測定した。測定結果を表３に示す。ＤｙまたはＴｂを含む焼結助剤により作製した磁石はこれらの元素を含まない磁石に比べて大きな保磁力が得られた。
【００１２】
【表３】
2004099932.tif 000005
【００１３】
【発明の効果】
請求項１の発明は、
（１）ＲｘＴ１−ｘ−ｙＢｙ合金（式中、ＲはＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、ＴｂおよびＨｏより選ばれる１種以上、ＴはＦｅ、ＣｏおよびＮｉより選ばれる１種以上、０．１３≦ｘ≦０．３０、かつ０．０６≦ｙ≦０．１５である）を鋳造する工程と、
（２）前記（１）工程により得られた鋳造合金を１０００〜１１２０℃で熱処理する工程と、
（３）前記（２）工程により得られた熱処理合金を粉末化する工程と、
（４）前記（３）工程により得られた粉末から永久磁石あるいは電磁石により吸着する粒子を選択回収する工程とを有することを特徴とする焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法であるので、鋳造合金の粉末中に取り込まれる酸素量を低減し、不純物としての影響や焼結性の低下を回避し、残留磁化の低下を防ぐことができる。
【００１４】
請求項２の発明は、前記（３）工程には熱処理合金の水素吸蔵放出処理が含まれることを特徴とする請求項１に記載の焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法であるので、合金の脆化が促進されて粉末化に要する時間が短縮化される。
【００１５】
請求項３の発明は、前記（３）工程中、前記（４）工程中、前記（２）および（３）工程間、あるいは前記（４）工程後に、非晶質あるいは１００ｎｍ以下の結晶粒から構成される微結晶質のＲＭ−Ｔ−Ｂ合金（式中、ＲＭはＤｙ、Ｔｂのいずれか一方を必須とする希土類元素より選ばれる１種以上、ＴはＦｅ、ＣｏおよびＮｉより選ばれる１種以上である）を前記熱処理合金に対して５〜３０重量％の割合で混合することを特徴とする請求項１または２記載の焼結磁石用希土類合金粉末の製造方法であるので、焼結性が上がると同時に保磁力も向上する。
【図面の簡単な説明】
【図１】希土類−遷移金属−硼素系鋳造合金の内部組織を示す模式図である。
【図２】本発明における熱処理後の希土類−遷移金属−硼素系鋳造合金の内部組織を示す模式図である。
【図３】本発明における熱処理後の希土類−遷移金属−硼素系鋳造合金の粉砕よって派生する粒子を示す模式図である。
【図４】実施の形態１において健全な特性を有する粉末が得られる組成領域を示した図である。
【符号の説明】
１　Ｒ２Ｔ１４Ｂ相、２　Ｒ−ｒｉｃｈ相、３　Ｂ−ｒｉｃｈ相、４Ａ　Ｒ２Ｔ１４Ｂ相内部より派生したＲ２Ｔ１４Ｂ粒子、４Ｂ　Ｒ２Ｔ１４Ｂ相外縁部より派生したＲ２Ｔ１４Ｂ粒子、５　Ｒ−ｒｉｃｈ相より派生したＲ−ｒｉｃｈ粒子、６　Ｂ−ｒｉｃｈ相より派生したＢ−ｒｉｃｈ粒子。
【図１】
2004099932.tif 000006
【図２】
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【図３】
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【図４】
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