(57)【要約】【課題】プレス加工や曲げ加工などの塑性加工によって成形することができ、しかも窒化処理にて十分な表面硬度と硬化深さを得ることができる薄鋼板製の窒化処理部材を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０１０  ％、Ｓｉ：０．００５  〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０  ％、Ｐ：０．００１  〜０．０５％、Ａｌ：０．０２〜０．２０％、Ｃｒ：０．２０〜０．８０％、Ｖ：０．００１  〜０．２０％、Ｓ：０．０１０  ％以下およびＮ：０．０１０  ％以下を含有する組成にすると共に、窒化処理後の表面から板厚方向深さ：０．６  ｍｍまでにわたり、表面からの板厚方向の深さｘとその位置でのビッカース硬度ＨＶ  について、次式（１）４４０−１２４０ｘ＋１０９０ｘ２  ≦ＨＶ  ≦  ９８０−１８８０ｘ＋１１４０ｘ２          −−−  （１）の関係を満足させる。【選択図】        図２
2004292911.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．０１０  ％、
Ｓｉ：０．００５  〜０．５０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０  ％、
Ｐ：０．００１  〜０．０５％、
Ａｌ：０．０２〜０．２０％、
Ｃｒ：０．２０〜０．８０％、
Ｖ：０．００１  〜０．２０％、
Ｓ：０．０１０  ％以下および
Ｎ：０．０１０  ％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、窒化処理後の表面から板厚方向深さ：０．６  ｍｍまでの硬度ＨＶ  が、次式（１）
４４０−１２４０ｘ＋１０９０ｘ２  ≦ＨＶ  ≦  ９８０−１８８０ｘ＋１１４０ｘ２          −−−  （１）
ここで、ｘ：表面からの板厚方向の深さ（ｍｍ）
ＨＶ  ：表面からの板厚方向の深さｘ位置でのビッカース硬度
の関係を満足することを特徴とする耐久疲労特性に優れた窒化処理部材。
【請求項２】
請求項１において、窒化処理部材が、さらに質量％で
Ｔｉ：０．０１〜０．０６％および
Ｎｂ：０．０１〜０．０６％
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする耐久疲労特性に優れた窒化処理部材。
【請求項３】
請求項１または２において、窒化処理部材が、さらに質量％で
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
を含有する組成になることを特徴とする耐久疲労特性に優れた窒化処理部材。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の組成になる薄鋼板を、塑性加工により成形したのち、  ＮＨ３ガス比率が３０〜８０  ｖｏｌ％で、浸炭性ガスまたは炭素化合物含有ガスを含む混合ガス雰囲気中にて、  ５００〜６００  ℃の温度域で窒化処理を行うことを特徴とする耐久疲労特性に優れた窒化処理部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、工具、機械構造用部品および自動車部品など、耐摩耗性、耐疲労強度および耐焼き付き性等が必要とされる用途に供して好適な、耐久疲労特性に優れた窒化処理部材およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
工具、機械構造用部品および自動車部品など、耐磨耗性や耐疲労強度、耐焼き付き性等が必要とされる部品については、その表面特性を改善するために、通常表面硬化処理が施される。かかる表面硬化処理の一つに窒化処理があり、鋼中に窒素を侵入させて、表面硬度の向上を図っている。
【０００３】
従って、これらの部品に提供される鋼には、窒化促進元素が多量に含有されている（例えば特許文献１、特許文献２参照）。
そのため、窒化処理前の鋼材は、高強度でかつ加工性が乏しい。従って、複雑な部品形状の場合には、棒鋼などのバルク体から研削加工により成形し、その後窒化処理を施している。
しかしながら、このような従来技術で複雑な部品形状を作製するには、多大の研削コストが必要となる。
【０００４】
一方、低コストでかつ安易な成形法としてプレス成形があり、低炭素鋼および極低炭素鋼などの鋼板を適用すれば、プレス成形体を製造することができる。しかしながら、耐磨耗性および耐疲労強度などが強く要求される場合には、十分な表面硬度を得ることができなかった。
【０００５】
上記の問題を解決するものとして、特許文献３が提案された。
この技術は、基本成分として、質量％で
Ｃ：０．０００２〜０．０１００％未満、Ｓｉ：０．００５  〜１．００％、Ｍｎ：０．０１０  〜３．００％、Ｐ：０．００１  〜０．１５０  ％、Ｎ：０．０００２〜０．０１００％、Ｃｒ：０．８０超〜５．００％
を含有し、さらに窒化硬化元素群として、
Ｖ：０．１０超〜１．００％、Ａｌ：０．１０超〜２．００％、Ｔｉ：０．０１０  〜１．００％の１種または２種以上
を含有させたものであるが、表面硬度を制御するだけでは窒化部材の疲労耐久性や捩じり剛性などの耐久疲労特性を満足させることは困難であった。
【０００６】
【特許文献１】
特開昭５９−３１８５０  号公報
【特許文献２】
特開昭５９−５０１５８  号公報
【特許文献３】
特開平９−２５５４４  号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
プレス加工および曲げ加工などの塑性加工によりプレス成形体を得ることは、従来の薄鋼板を用いて達成できるが、従来鋼板では、窒化処理後の表面硬度およびその硬度深さ分布が不十分であり、所望の耐磨耗性および耐疲労強度などの必要特性を満足させることはできなかった。
このため、プレス加工および曲げ加工などの容易な成形法で成形することができ、しかも十分な窒化性、すなわち所望の表面硬度および硬度深さを得ることができる、薄鋼板を素材とした窒化処理部材が切望されていた。
【０００８】
本発明は、上記の要望に有利に応えるもので、プレス加工や曲げ加工などの塑性加工によって成形することにより、部品成形に関わるコストを大幅に低減することができ、しかも窒化処理にて十分な表面硬度と硬化深さを得ることができる薄鋼板製の窒化処理部材を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
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：０．０００５〜０．０１０  ％、
Ｓｉ：０．００５  〜０．５０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０  ％、
Ｐ：０．００１  〜０．０５％、
Ａｌ：０．０２〜０．２０％、
Ｃｒ：０．２０〜０．８０％、
Ｖ：０．００１  〜０．２０％、
Ｓ：０．０１０  ％以下および
Ｎ：０．０１０  ％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、窒化処理後の表面から板厚方向深さ：０．６  ｍｍまでの硬度ＨＶ  が、次式（１）
４４０−１２４０ｘ＋１０９０ｘ２  ≦ＨＶ  ≦  ９８０−１８８０ｘ＋１１４０ｘ２          −−−  （１）
ここで、ｘ：表面からの板厚方向の深さ（ｍｍ）
ＨＶ  ：表面からの板厚方向の深さｘ位置でのビッカース硬度
の関係を満足することを特徴とする耐久疲労特性に優れた窒化処理部材。
【００１０】
２．上記１において、窒化処理部材が、さらに質量％で
Ｔｉ：０．０１〜０．０６％および
Ｎｂ：０．０１〜０．０６％
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする耐久疲労特性に優れた窒化処理部材。
【００１１】
３．上記１または２において、窒化処理部材が、さらに質量％で
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
を含有する組成になることを特徴とする耐久疲労特性に優れた窒化処理部材。
【００１２】
４．上記１〜３のいずれかに記載の組成になる薄鋼板を、塑性加工により成形したのち、  ＮＨ３ガス比率が３０〜８０  ｖｏｌ％で、浸炭性ガスまたは炭素化合物含有ガスを含む混合ガス雰囲気中にて、  ５００〜６００  ℃の温度域で窒化処理を行うことを特徴とする耐久疲労特性に優れた窒化処理部材の製造方法。
【００１３】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。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。
Ｃ：０．０００５〜０．０１０  ％
Ｃは、成形性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くなると成形性が低下するだけでなく、窒化深さが低下する。そこで、素材の機械的性質の確保と窒化処理後の硬度上昇の観点から、Ｃ量の上限値は  ０．０１０％に定めた。一方、Ｃ量の下限値は、製鋼コストの面から規定され、０．０００５％未満までの低減は大幅な製鋼コストの増加を招くため、Ｃ量の下限値は０．０００５％に定めた。なお、製鋼コストの問題がなければ、０．０００５％未満でも良いのは言うまでもない。
【００１４】
Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．０２％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００３  ％、Ｎ：０．００４  ％、Ａｌ：０．０５％、Ｃｒ：０．７％およびＶ：０．０８％を基本成分とし、Ｃ量を  ０．００２％から０．１１％までの範囲で変化させた鋼を、１２００℃に加熱し、仕上げ温度：８５０  〜９００  ℃の条件で板厚：１．８  ｍｍに熱間圧延したのち、６００  ℃で巻取り処理を行った。ついで、酸洗処理後、圧下率：１％の調質圧延を実施した。
その後、得られた熱延鋼板を、  ＮＨ３のガス比率が５０  ｖｏｌ％の  ＮＨ３とＲＸガスの混合ガスを雰囲気ガスとして、  ５７０℃，  ２時間のガス軟窒化処理を施したのち、温度：８０℃のクエンチオイルを用いて油冷を行った。
かくして得られた窒化処理板の表面から板厚方向深さ：０．１５ｍｍ位置での硬度をマイクロビッカース（荷重：０．９８Ｎ）で測定した結果を、図１に示す。
【００１５】
同図に示したとおり、鋼中Ｃ量を  ０．０１０％以下に低減させることにより、Ｖ，Ａｌ，Ｔｉ等の窒化形成元素量を減少させても高い硬度が得られることが分かる。
このように、窒化形成元素の添加量を低減できるため、合金元素増加に伴う延性の低下を抑制できる。
【００１６】
Ｓｉ：０．００５  〜０．５０％
Ｓｉは、Ｍｎと同様、強度を高める効果があるが、過度の添加は加工性を低下させ、また表面酸化による窒化反応が阻害されるので、その上限値は０．５０％とした。一方、  ０．００５％未満までの低減は製鋼コストの増大を招くので、Ｓｉ量の下限値は０．００５  ％とした。なお、製鋼コストの問題がなければ  ０．００５％未満でも良いのは言うまでもない。
【００１７】
Ｍｎ：０．０１〜１．０  ％
Ｍｎは、強度を高める効果と同時に、熱間圧延時のＡｒ３変態温度を低下させる効果があるが、過度の添加は加工性を低下させるため、その上限値は  １．０％とする。一方、含有量が０．０１％未満では製鋼コストが高くなるため、下限値は０．０１％とする。なお、製鋼コストの問題がなければ０．０１％未満でも良いのは言うまでもない。
【００１８】
Ｐ：０．００１  〜０．０５％
Ｐは、加工性を低下させずに強度を上げられる元素であるが、０．０５％を超える添加は成形性および２次加工脆性などの問題から好ましくない。一方、  ０．００１％未満とする場合は、製鋼コストが飛躍的に増大し経済性が劣化するので、下限値は  ０．００１％とした。なお、製鋼コストの問題がなければ  ０．００１％未満でも良いのは言うまでもない。
【００１９】
Ａｌ：０．０２〜０．２０％
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有用であり、ブローホール等の欠陥の発生を防止するためには、少なくとも  ０．００５％のＡｌが必要である。また、ＣｒおよびＶとの複合添加により析出物サイズを微細化する効果を発現させるためには、０．０２％以上のＡｌを添加する必要がある。一方、０．２０％を超える過度の添加は熱間圧延時のＡｒ３変態温度を上昇させ、好ましくない。そこで、Ａｌ量は０．０２〜０．２０％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｃｒ：０．２０〜０．８０％
Ｃｒは、窒化硬化元素として重要であり、０．２０％未満では窒化による硬度上昇および硬化深さが十分に得られない。しかしながら、０．８０％を超えて含有させると高応力負荷環境での疲労強度が低下するため、０．８０％を上限とする。
【００２１】
Ｖ：０．００１  〜０．２０％
Ｖは、窒素の拡散を促進させる働きがあり、硬化深さを深めるのに有効な元素であるだけでなく、Ｃｒとの複合効果によって析出物サイズを微細化する効果も有している。しかしながら、Ｖ含有量が  ０．００１％未満ではその添加効果に乏しく、一方０．２０％を超えると成形性が低下するので、Ｖは  ０．００１〜０．２０％の範囲に限定した。
【００２２】
Ｓ：０．０１０  ％以下
Ｓ量が  ０．０１０％を超えると、表面疵の発生および延性の低下を招き好ましくないので、Ｓ量は  ０．０１０％を上限値とする。一方、Ｓ量を０．０００１％未満にするには製造コストが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、下限値は０．０００１％程度とするのが望ましい。
【００２３】
Ｎ：０．０１０  ％以下
Ｎは、深絞り性を確保するためには少ない方が好ましく、特に  ０．０１０％を超えると深絞り性の低下が著しくなるので、０．０１０  ％を上限値とした。一方、Ｎ量を  ０．００１％未満にするには製造コストが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、下限値は  ０．００１％程度とするのが望ましい。
【００２４】
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、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｔｉ：０．０１〜０．０６％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％
Ｔｉ，Ｎｂはいずれも、炭素および窒素との親和力が強く、固溶Ｃ，Ｎを低減させて、延性やｒ値などの機械的性質を向上させる効果がある。そのために、Ｔｉ，Ｎｂはそれぞれ０．０１〜０．０６％の範囲で含有させるものとした。特に好ましくは
｛  （４８／１２）×Ｃ  ＋  （４８／１４）×Ｎ｝≦Ｔｉ≦｛  （４８／１２）×Ｃ  ＋  （４８／１４）×Ｎ｝＋０．０２
｛  （９３／１２）×Ｃ  ＋  （９３／１４）×Ｎ｝≦Ｎｂ≦｛  （９３／１２）×Ｃ  ＋  （９３／１４）×Ｎ｝＋０．０３
の範囲である。というのは、固溶Ｃ，Ｎと結合したＴｉ、Ｎｂ以外のフリーのＴｉ，Ｎｂが存在すると、窒化深さが浅くなったり、表面硬度が極端に高くなることがあるためである。
【００２５】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、塑性加工後の脆性を防止する目的で添加する。しかしながら、含有量が０．０００５％未満ではその効果が発揮されず、一方０．００５０％超えでは塑性加工時の成形性が低下するので、Ｂは０．０００５〜０．００５０％の範囲で含有させるものとした。
【００２６】
次に、本発明の鋼材の表面硬化層について説明する。
窒化処理後の表面から板厚方向深さ：０．６  ｍｍまでにわたる、表面から板厚方向の深さｘ位置におけるビッカース硬度ＨＶ  が、次式（１）  の関係を満足する。
４４０−１２４０ｘ＋１０９０ｘ２  ≦ＨＶ  ≦  ９８０−１８８０ｘ＋１１４０ｘ２          −−−  （１）
この関係式は、窒化処理部材の耐久疲労特性を満足させるための必要条件である。すなわち、高応力負荷時の疲労寿命と疲労限を満足させるためには、表面から板厚方向の硬度分布を制御する必要がある。
発明者らは、本発明で所期した高応力負荷時の疲労寿命と疲労限等の特性を確保するための鋼板表層部における硬度分布について調査したところ、所期した目的を達成するためには、鋼板表面から板厚方向深さ：０．６  ｍｍまでの深さ範囲にわたって、表面から板厚方向の深さｘ位置におけるビッカース硬度ＨＶ  が、上掲式（１）  の関係を満足する必要があることを突き止めた。
そこで、本発明では、鋼板表面から板厚方向深さ：０．６  ｍｍまでの硬度ＨＶ  については、上掲式（１）  の範囲を満足させるものとした。
【００２７】
次に、本発明の製造条件について説明する。
本発明において、鋼板の製造方法は、薄鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板を指す）の通常の製造方法であれば良く、特に限定されるものではない。勿論、鋼板の形状矯正などを目的とした調質圧延を施してもよい。
【００２８】
次に、窒化処理条件および窒化後の硬度分布について述べる。
雰囲気ガス：ガス比率：３０〜８０  ｖｏｌ％の  ＮＨ３ガスと浸炭性ガスまたは炭素化合物含有ガスとの混合ガス
ここでいう浸炭性ガスとはＲＸガス、吸熱性変成ガスなどを指す。また炭素化合物含有ガスとは、ＣＯ２，  ＣＯ  ガスなどのガス種を指す。なお、雰囲気ガスとして、ＮＨ３  ガスと炭素化合物含有ガスとを混合したガスを用いる場合には、Ｎ２ガスなどの不活性ガスを混合させてもよい。但し、この場合には、炭素化合物の含有量が全体で３  ｖｏｌ％以上とする必要がある。
本発明の窒化処理において肝要な点は、窒化処理後の表層部Ｃ量を０．０１％以上とすることであり、これにより結晶粒界に存在するＣ量が増加して、窒化部材の低温靭性が向上する。これに対し、Ｃ量が０．０１％未満では窒化部材の低温靭性を招く。
【００２９】
このためには、混合ガス中における  ＮＨ３ガスの比率を３０〜８０  ｖｏｌ％とすることが重要である。この  ＮＨ３ガス比率が３０  ｖｏｌ％に満たないと窒化速度が低下して、所望の硬度深さが得られず、一方８０  ｖｏｌ％を超えるとＮＨ３  の分解が過剰となり、窒素含有量が高い鉄窒化層が厚く形成されるため、切り欠き感受性が高くなって耐久疲労強度の低下を招く。
なお、窒化部材のＣ量は、窒化部材より試片を切り出し、脱脂処理後に貫通分析を行って調べることができる。
【００３０】
窒化処理温度：５００  〜６００  ℃
窒化処理時の熱処理温度が  ５００℃未満では、ＮおよびＣの拡散速度が低下し、内部濃度の低下および表面化合物層の粗密化による耐磨耗性の低下が生じる。一方、６００  ℃超の熱処理温度では、オーステナイトが生成し、冷却過程でソルバイトが生成して、耐久疲労が低下する。
【００３１】
なお、冷却速度は、γ′相（Ｆｅ４Ｎ）が結晶粒内に析出しない冷却速度で冷却することが好ましく、炉冷以上の冷却速度が必要である。
【００３２】
内部硬度分布：
表１に示す鋼組成を有する薄鋼板を、  ＮＨ３ガスとＲＸガスとの混合比率が５０：５０の混合ガス雰囲気中で、  ５７０℃，  ２時間の窒化処理を施したのち、油冷を行って得た鋼板の表層部における硬度分布を測定した結果を、図２に示す。
【００３３】
【表１】
2004292911.tif 000003
【００３４】
本発明で規定した硬度分布領域  ４４０−１２４０ｘ＋１０９０ｘ２  ≦ＨＶ  ≦  ９８０−１８８０ｘ＋１１４０ｘ２  をＮｏ．１の鋼は満足しているが、Ｎｏ．２の鋼は表面から０．０５ｍｍ深さ位置での硬度が外れ、表層近傍硬度が過剰に高くなることから切り欠き感受性が高く、高応力負荷時の耐久疲労がかえって低下した。一方、Ｎｏ．３  の鋼は表面から０．２８ｍｍ深さ位置での硬度が外れ、硬度不足による耐久疲労限が低下した。
従って、鋼板の表層部硬度を、本発明の硬度分布適正領域とすることにより、高応力負荷時の耐久疲労と疲労限を両立させることができる。
【００３５】
【実施例】
実施例１
表２に示す成分組成になる鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとしたのち、加熱炉にて１２００℃に加熱後、９００  ℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、６００  ℃の温度でコイルに巻き取った。ついで、酸洗処理後、熱間圧延ついで冷延圧延を施して板厚：１．８  ｍｍの冷延鋼板に仕上げたのち、  ８４０℃，  ４０秒の再結晶焼鈍を施した。ついで、得られた冷延鋼板を表３に記載のガス軟窒化条件で窒化した。
かくして得られた窒化処理部材の引張強さ（ＴＳ）、延び（Ｅｌ）、窒化後の貫通分析によるＣ量、表層部の硬度分布および耐久疲労特性について調べた結果を、表３に併記する。
【００３６】
なお、表層部の硬度分布は、得られた硬度分布が  ４４０−１２４０ｘ＋１０９０ｘ２  ≦ＨＶ  ≦  ９８０−１８８０ｘ＋１１４０ｘ２  の要件を満足しているか否かで、評価した。
また、耐久疲労特性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７５に記載されている金属平板の平面曲げ疲れ試験に準拠した疲労耐久試験を、図８に示す寸法・形状の試験片により実施し、応力：７００  Ｎ／ｍｍ２  時における繰り返し数および繰り返し数：１０７  回での応力により、評価した。
さらに、Ｎｏ．１〜１８の全ての鋼材について、ＪＩＳ  Ｇ  ０５６２に記載されている鉄鋼の窒化層深さ測定方法に準拠した方法で、マイクロビッカース測定器により荷重：０．９８Ｎにて窒化層深さを測定し、表層から深さ：０．６  ｍｍまでの硬度分布を求めた結果を、図３〜７に示す。
【００３７】
【表２】
2004292911.tif 000004
【００３８】
【表３】
2004292911.tif 000005
【００３９】
表３および図３〜７から明らかなように、硬度分布が適正化されたＮｏ．１〜１０の発明例はいずれも、優れた耐久疲労特性を示したが、適正範囲外の  Ｎｏ．１０〜１８の比較例では、高応力時の繰り返し回数が低くなっていることが分かる。
特にＮｏ．１７，  １８  はそれぞれ、ガス軟窒化時における雰囲気ガス中の  ＮＨ３ガス比率が３０〜８０  ｖｏｌ％の範囲外の場合であるが、Ｎｏ．１７  では高応力時の繰り返し数が低下た。また、Ｎｏ．１８  では、窒化後の炭素量が０．０１％未満であり、高応力時の繰り返し数が低下し、かつ繰り返し数：１０７  回での応力も低下している。
【００４０】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、高い生産性を有する熱延鋼板または冷延鋼板等の薄鋼板から、プレス成形性に優れ、しかもプレス成形後の窒化処理により十分な表面硬さと適正な硬化深さを兼ね備えた窒化処理部材を得ることができ、ひいては優れた寸法精度、強度および耐久性が要求される高強度一般構造用部品および自動車用部品などに供して極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼中Ｃ量がガス軟窒化後の硬度に及ぼす影響を示すグラフである。
【図２】鋼組成による硬度分布の変化を示すグラフである。
【図３】実施例のＮｏ．１〜４  の表層部硬度分布を示すグラブである。
【図４】実施例のＮｏ．５〜８  の表層部硬度分布を示すグラブである。
【図５】実施例のＮｏ．９〜１２の表層部硬度分布を示すグラブである。
【図６】実施例のＮｏ．１３  〜１６の表層部硬度分布を示すグラブである。
【図７】実施例のＮｏ．１７，  １８  の表層部硬度分布を示すグラブである。
【図８】切り欠きを有する平面曲げ疲労試験片の寸法・形状を示す図である。
【図１】
2004292911.tif 000006
【図２】
2004292911.tif 000007
【図３】
2004292911.tif 000008
【図４】
2004292911.tif 000009
【図５】
2004292911.tif 000010
【図６】
2004292911.tif 000011
【図７】
2004292911.tif 000012
【図８】
2004292911.tif 000013