(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．３質量％、
Ｓｉ：０．１〜２．０質量％、
Ｍｎ：１．０〜３．５質量％、
Ｐ：０．０５質量％以下、
Ｓ：０．０１質量％以下、
Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、
酸可溶Ａｌ：０．００４質量％以下、
酸可溶Ｔｉ：０．００５質量％未満、
ＮｄおよびＰｒの１種もしくは２種の合計：０．０００２〜０．０２質量％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、
その鋼中には平均の介在物組成でＮｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計が２〜７０質量％、ＳｉＯ2が２〜６０質量％、Ａｌ2Ｏ3が７０質量％以下の範囲の介
在物を含み、該介在物の個数割合で５０％以上が球状、紡錘状のいずれか一方または双方であり、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が５００個／ｃｍ2以上、１０００００個／ｃｍ2以下存在することを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
転炉で吹錬して脱炭し、或いは更に真空脱ガス装置を用いて脱炭し、或いは更にＣを添加してＣ濃度を０．０３〜０．３質量％にした溶鋼中に、Ｓｉ合金を添加して、
ＡｌやＴｉは添加しないか、或いは酸可溶Ａｌは０．００４質量％以下、酸可溶Ｔｉは０．００５質量％未満にしてＡｌやＴｉを添加して調整し、Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2介在物を生成して、その後ＮｄおよびＰｒの１種または２種以上を添加して成分調整を行うことを特徴とする、請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板に関する。本発明における高強度鋼板とは通常の冷延鋼板のほか、亜鉛めっき鋼板やＡｌめっき鋼板を代表とする各種めっきを施したものも含む。亜鉛めっき鋼板については、通常の溶融亜鉛めっきのみならず、合金化溶融亜鉛めっきも含む。めっき層には、純亜鉛の他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｍｎなどを含有するものも含む。
【背景技術】
【０００２】
近年、特に自動車車体における燃費向上や耐久性向上を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズから引張強さにして７８０ＭＰａ級以上の鋼板が、一部レインフォースなどの部材に使用されつつある。
【０００３】
このような高強度材を用いて部材を組み上げる時には、延性、曲げ性、伸びフランジ性などが重要となるが、引張強さで７８０ＭＰａ程度までの高強度鋼板において、これらへの対策が講じられている。
【０００４】
たとえば、穴広げ性については、非特許文献１にあるように、主相をベイナイトとして穴広げ性を向上させ、さらには張り出し成形性についても、第２相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。
【０００５】
また、高強度材の高延性化を図るために、複合組織を積極的に活用することが一般的である。しかし、第２相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合、穴広げ性が著しく低下してしまうという問題がある（例えば、非特許文献２）。また、本文献中には、主相をフェライト、第２相をマルテンサイトとし、両者の硬度差を減少させることで穴広げ率が向上することが開示されている。
【０００６】
また、溶融亜鉛めっきを施したものとして、上述のような組織制御により延性、曲げ性、穴広げ率を向上させたいくつかの開示例がある。例えば、特許文献１〜５がその代表例である。
【特許文献１】特許第２６０７９０６号公報
【特許文献２】特許第２８６２１８７号公報
【特許文献３】特開平１−１９８４５９号公報
【特許文献４】特開２００１−３５５０４３号公報
【特許文献５】特許第３０３７７６７号公報
【非特許文献１】ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ  ｖｏｌ．１３  （２０００）  ｐ．３９５
【非特許文献２】ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ  ｖｏｌ．１３  （２０００）  ｐ．３９１
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述したように、穴広げ性によって代表される伸びフランジ成形性に優れた鋼板は多数開発されている。しかしながら、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板ではＣあるいは多量の合金元素を含有するため、製品の組織が温度や冷却速度などの製造条件によって変化しやすく、必ずしも良好な伸びフランジ成形性が得られていない。
【０００８】
本発明者らの研究によれば、この原因が、温度や冷却速度などの製造条件のばらつきにより生成した第２相（主相より面積率の小さい相）と主相（面積率最大の相）との境界部に存在する介在物にあることが分かった。すなわち、第２相は主相と硬さが異なり、両相の境界は亀裂が進展し易い環境にあるため、両相の境界に割れ発生の起点となり易い粗大なクラスター状の介在物が存在すると、穴広げ加工時に粗大なクラスター状の介在物を起点に割れが発生し、その亀裂が両相の粒界を伝播し、表層まで一挙に拡大することが判明した。したがって、鋼中の介在物をできるだけ微細球状化し、製造条件のばらつきにより第２相が生成してもその粒界の介在物が割れ発生の起点にならないようにすれば、穴広げ性が改善されることを見いだした。
【０００９】
一般には、鋼の脱酸はＡｌを用いて行われるが、Ａｌ脱酸により生成したアルミナ系介在物はクラスター化し易く粗大な介在物として鋼中に残留する。これが上記のように伸びフランジ性（穴広げ値）を低下させていると考えられるが、介在物微細球状化制御の視点にたって伸びフランジ性に優れる高強度鋼板を提案した例は見られない。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
このような状況を鑑み、本発明者らは、Ｃあるいは多量の合金元素を含有する高強度鋼板の溶鋼成分において、１）粗大化し易いアルミナ系介在物を生成させないために殆どＡｌ脱酸することなく、２）介在物がクラスター化して粗大にならず、且つ３）割れ発生の起点になり難い球状介在物へと改質する脱酸方法について鋭意研究を進め、更に化学成分や製造方法にも検討を加えて本発明を完成させた。
【００１１】
その要旨は以下の通りである。
（１）Ｃ：０．０３〜０．３質量％、Ｓｉ：０．１〜２．０質量％、Ｍｎ：１．０〜３．５質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、酸可溶Ａｌ：０．００４質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．００５質量％未満、ＮｄおよびＰｒの１種もしくは２種の合計：０．０００２〜０．０２質量％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、その鋼中には平均の介在物組成でＮｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計が２〜７０質量％、ＳｉＯ2が２〜６０質量％、Ａｌ2Ｏ3が７０質量％以下の範囲の介在物を含み、該介在物の個数割合で５０％以上が球状、紡錘状のいずれか一方または双方であり、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が５００個／ｃｍ2以上、１０００００個／ｃｍ2以下存在することを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
（２）転炉で吹錬して脱炭し、或いは更に真空脱ガス装置を用いて脱炭し、或いは更にＣを添加してＣ濃度を０．０３〜０．３質量％にした溶鋼中に、Ｓｉ合金を添加して、
ＡｌやＴｉは添加しないか、或いは酸可溶Ａｌは０．００４質量％以下、酸可溶Ｔｉは０．００５質量％未満にしてＡｌやＴｉを添加して調整し、Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2介在物を生成して、その後ＮｄおよびＰｒの１種または２種以上を添加して成分調整を行うことを特徴とする、請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明により、安定して伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１４】
まず、本発明における鋼板の成分範囲の限定理由について述べる。
【００１５】
Ｃは鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るためには少なくとも０．０３質量％が必要である。しかし、Ｃが０．３質量％を超えると、伸びフランジ性が著しく劣化するので、これを上限とする。
【００１６】
Ｓｉは本発明のようにＡｌやＴｉを極力添加しない溶鋼において主要な脱酸元素となるため、本発明おいて極めて重要である。溶鋼中の溶存酸素濃度を低下させ、鋳造時にＣＯ気泡が発生しないためにはＳｉを０．１質量％以上添加する必要がある。また、Ｓｉは伸びフランジ性を低下させることなく強度を確保するのに有効な元素であり、少なくとも０．０５質量％が必要であるが、脱酸条件も合わせて考慮するとＳｉは０．１質量％を下限とする。過剰に添加すると溶接性や延性に悪影響を及ぼすので２．０質量％を上限とする。
【００１７】
ＭｎはＣ、Ｓｉとともに鋼板の高強度化に有効な元素であり、１．０質量％以上は含有させる必要があるが、３．５質量％を超えて含有させると延性が劣化すると共に、ＭｎＳが多く析出し伸びフランジ性を低下させるため、上限を３．５質量％とする。
【００１８】
Ｐは固溶強化元素として有効であるが、偏析による加工性の劣化が懸念されるので０．０５質量％以下にする必要がある。Ｐの下限値は０質量％を含む。
【００１９】
ＳはＭｎＳなどの介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させる。したがって、できるだけ抑制すべきであるが０．０１質量％以下であれば許容される。Ｓの下限値は０質量％を含む。
【００２０】
Ｎは機械的強度を高めたり、ＢＨ性（焼付き硬化性）を付与したりするのには有効であるが、添加し過ぎると微量Ａｌや微量Ｔｉであっても粗大な析出物を生成し、伸びフランジ性を劣化させるので、０．０１質量％を上限とする。一方、Ｎを０．０００５質量％未満とすることは現状プロセスでは大変負荷が大きく、コストが高くなるため下限値は０．０００５質量％とする。
【００２１】
酸可溶Ａｌはその酸化物がクラスター化して粗大になり易いため極力抑制することが望ましい。しかしながら、Ａｌは予備的な脱酸材として酸可溶Ａｌ濃度で０．０１質量％までは用いることが許容される。これは、後述の通り、酸可溶Ａｌ濃度が０．０１質量％超になると、介在物中のＡｌ2Ｏ3含有率が７０質量％を超え、ＮｄやＰｒを添加しても介在物のクラスター化を防止することができないため、穴広げ性が低下する。クラスター化防止の観点から酸可溶Ａｌ濃度は低い方が良く、下限値は０質量％を含む。また、酸可溶Ａｌ濃度とは、酸に溶解したＡｌ量を測定したもので、溶存Ａｌは酸に溶解し、Ａｌ2Ｏ3は酸に溶解しないことを利用した分析方法である。ここで、酸とは、例えば塩酸１、硝酸１，水２の割合で混合した混酸である。
【００２２】
酸可溶Ｔｉもその酸化物がクラスター化して粗大になり易いこと、鋼中のＮと結びついて粗大なＴｉＮの介在物を生成し易いことから、酸可溶Ｔｉは０．００５質量％未満とし、下限値は０質量％を含む。また、酸可溶Ｔｉ濃度とは、酸に溶解したＴｉ量を測定したもので、溶存Ｔｉは酸に溶解し、Ｔｉ酸化物は酸に溶解しないことを利用した分析方法である。ここで、酸とは、例えば塩酸１、硝酸１，水２の割合で混合した混酸である。
【００２３】
Ｎｄ、Ｐｒは予備Ａｌ脱酸とＳｉ脱酸により生成したＡｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2介在物を微細球状のＮｄ酸化物（例えば、Ｎｄ2Ｏ3、ＮｄＯ2）−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合介在物、Ｐｒ酸化物（例えば、Ｐｒ2Ｏ3、ＰｒＯ2）−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合介在物、或いはＮｄ酸化物−Ｐｒ酸化物−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2複合介在物に改質し、伸びフランジ性を向上させる最も重要な成分である。
【００２４】
このような介在物改質効果を得るためには、ＮｄおよびＰｒの１種もしくは２種の合計濃度を０．０００２質量％以上０．０２質量％以下にする必要がある。ＮｄおよびＰｒの１種もしくは２種の合計濃度が０．０００２質量％未満では、Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2介在物を微細球状に改質できず、０．０２質量％超では介在物中のＳｉＯ2分は還元され、殆どＮｄ酸化物−Ａｌ2Ｏ3介在物やＰｒ酸化物−Ａｌ2Ｏ3介在物となり介在物がクラスター化し、伸びフランジ性が低下する。なお、他のランタノイド元素としてＣｅ、ＬａやＳｍ等もあるが、これら元素はＮｄやＰｒに比べて介在物を微細球状化する効果が弱い。このため、予備Ａｌ脱酸で生成したＡｌ2Ｏ3が操業のばらつきで多量に残留した場合でも、改質能力の高いＮｄやＰｒを用いれば安定して介在物のクラスター化を防止し、伸びフランジ性を向上できる。
なお、本発明鋼に含まれる鉄以外の不可避的不純物とは、スクラップ中に含有されるＳｎ，Ｎｉ，Ｃｕ等が、不可避的に鋼中に混入しているものをいう。
【００２５】
次に、鋼板中における介在物の存在条件について述べる。
【００２６】
伸びフランジ性に優れた鋼板を得るためは、鋼板中の介在物は、割れ発生の起点となり難いように、球状で微細に分散していることが重要である。本発明の鋼板における介在物の平均組成、形態および粒径分布を調査した。
【００２７】
介在物の平均組成は、ランダムに選んだ複数個（例えば２０個以上）の介在物を組成分析し、平均濃度を算出することにより求めることができる。
【００２８】
その結果、介在物の平均組成でＮｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計が２〜７０質量％以上、ＳｉＯ2が２〜６０質量％、Ａｌ2Ｏ3が７０質量％以下の範囲となるように組成制御された鋼板では、伸びフランジ性が向上することが判明した。
【００２９】
平均組成でＮｄ酸化物もしくＰｒ酸化物の１種または２種の合計が２質量％未満では、ＮｄやＰｒ添加による介在物改質効果が小さく、反対にＮｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計が７０質量％超では、過改質となり、何れの場合も介在物は微細球状化しないため、平均組成でＮｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計の下限値は２質量％、上限値は７０質量％とした。
【００３０】
また、平均組成でＳｉＯ2が６０質量％超では、圧延時に非常に長い延伸介在物となり、これが多く鋼板中に存在するため伸びフランジ性が低下し、反対にＳｉＯ2が２質量％未満では介在物が微細球状に分散しないため、平均組成でＳｉＯ2の上限値を６０質量％、下限値を２質量％とした。
【００３１】
さらに、介在物中にはＡｌ2Ｏ3を含有しないことが微細球状化の点から好ましいが、Ａｌ予備脱酸や耐火物溶損の影響により介在物中のＡｌ2Ｏ3含有率が高くなることがある。この場合、平均組成で介在物中には７０質量％以下に限ってＡｌ2Ｏ3が混入しても良く、下限値は０質量％を含む。これは、介在物中のＡｌ2Ｏ3含有率が７０質量％を超えると、ＮｄやＰｒによる改質効果が損なわれ、介在物のクラスター化が進行してしまうためである。なお、本発明において上記組成の酸化物以外にスラグや耐火物などから混入する不可避的不純物酸化物は許容される。
【００３２】
次に、鋼板中の介在物の形態について述べる。介在物の形態はランダムに選んだ複数個（例えば５０個以上）の介在物を光学顕微鏡で観察することができる。例えば、ランダムに選んだ１００個の介在物を光学顕微鏡の１００倍と１０００倍で観察し、球状、紡錘状、クラスター状とその他に分類し、球状と紡錘状の介在物の個数割合を求めることが推奨される。なお、球状とは、介在物の長径と短径がほぼ等しく円形として観察されるもの、紡錘上とは、介在物の長径／短径が３以下で楕円形に観察されるもの、クラスター状とは介在物粒子が２個以上密集したもの、その他としては、例えば角張った単体状のものとして、それぞれ定義される。
その結果、球状、紡錘状のいずれか一方または双方の介在物の個数割合が５０％以上の鋼板では、伸びフランジ性が向上することが判明した。球状、紡錘状のいずれか一方または双方の介在物の個数割合が５０％未満では、クラスター状の介在物が相対的に増え、伸びフランジ性が低下するため、その下限値を５０％とした。上限値は１００％である。
【００３３】
ここに、「球状、紡錘状のいずれか一方または双方の介在物の個数割合が５０％以上」とは、
「球状介在物単独の個数割合が５０％以上の場合、
紡錘状介在物単独の個数割合が５０％以上の場合、
球状介在物と紡錘状介在物の双方が混在していて、それぞれの個数割合の合計が５０％以上の場合
のいずれか」であることを示す。
【００３４】
さらに、鋼板中の介在物の粒径分布について述べる。介在物の粒径分布は、光学顕微鏡（例えば１００倍と１０００倍）で介在物を観察して、その粒径を測定することができる。ここで、粒径とは、円相当直径を意味し、（介在物長径×介在物短径）0.5で求めた。
【００３５】
また、介在物の粒径については、伸びフランジ性に有害な１０μｍを超える大型介在物が減少すると、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物個数が増加し、このサイズの介在物個数が伸びフランジ性と良く対応するため、０．５μｍ以上１０μｍ以下に着目した。その結果、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が５００個／ｃｍ2以上、１０００００個／ｃｍ2以下存在する鋼板では、伸びフランジ性が向上することが判明した。
【００３６】
０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が５００個／ｃｍ2未満では、１０μｍを超える伸びフランジ性に有害な大型介在物が鋼板中に観察され、割れ発生の起点となるため、その個数密度の下限値は５００個／ｃｍ2とした。また、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が１０００００個／ｃｍ2超存在する場合には、介在物の個数が多過ぎて伸びフランジ性が低下するため、その上限値は１０００００個／ｃｍ2とした。
【００３７】
本発明は、引張強度が７８０ＭＰａ未満の強度クラスの鋼にも当然適用できるが、組織制御だけで伸びフランジ性の課題はほぼ解決されているため、本発明の介在物微細化制御は組織制御だけで伸びフランジ性が解決し難い７８０ＭＰａ以上の鋼に適用することが好ましい。
【００３８】
次に、鋼板の組織について説明する。
【００３９】
本発明では、伸びフランジ性を介在物制御により向上させるものであり、鋼板のミクロ組織は特に限定するものではないが、優れた伸びフランジ性を得るためには、できるだけ単相組織とすることが適しているが、第２相を有する場合でも主相の面積率は８０％以上とすることが好ましい。
【００４０】
最後に、本願の高強度鋼板を製造するための条件について述べる。
【００４１】
本発明では転炉で吹錬して脱炭し、或いは更に真空脱ガス装置を用いて脱炭し、或いは更にＣを添加してＣ濃度を０．０３〜０．３質量％にした溶鋼中に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の合金を添加して、脱酸と成分調整を行うと共に、ＡｌやＴｉは添加しないか、或いは酸素調整を必要とする場合には酸可溶Ａｌや酸可溶Ｔｉが僅かに残る程度（酸可溶Ａｌは０．０１質量％以下、酸可溶Ｔｉは０．００５質量％未満）の少量のＡｌやＴｉを添加し、その後ＮｄおよびＰｒの１種または２種以上を添加して成分調整を行う。本発明では介在物微細球状化の観点からＡｌ2Ｏ3やＴｉ酸化物ができるだけ残留しないことが好ましいので、ＡｌやＴｉを添加する場合には、それらの添加から３分以上の攪拌時間を設けて、その後にＮｄおよびＰｒの１種または２種以上を添加することが望ましい。
【００４２】
このようにして溶製された溶鋼を連続鋳造してスラブを製造し、これを熱間圧延することにより熱延鋼板とする。本発明が目的とする鋼中酸化物の形態及び組成は熱延工程で影響されないため熱間圧延法は特に限定するものではなく、通常の熱間圧延を施した後、６５０℃以下で巻き取ることが好ましい。６５０℃超では粗大な炭化物を初めとする化合物が出現し易く、伸びフランジ性が劣化する。より好ましくは６００℃以下である。下限は特に定めないが、常温以下とするのは困難であるためこれを下限とすることが好ましい。
【００４３】
このようにして製造した熱延鋼板に必要に応じて酸洗、スキンパスを行っても良い。スキンパスの圧下率は特に限定しないが、形状矯正、耐常温時効性の改善、強度調整などのため４０％程度まで行っても良い。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難なのでこれを下限値にすることが好ましい。
【００４４】
熱延鋼板を酸洗して冷間圧延したのち、最高到達温度を６００〜１１００℃とする熱処理後、常温まで連続的に冷却するか、さらに１００〜５５０℃の温度で３０秒以上保持しても良い。最高到達温度が６００℃未満ではα−γ変態が起こりにくく、再結晶もしないことがあるため、加工性が低下し易いので６００℃を下限とすることが好ましい。一方、最高到達温度を１１００℃超とするには、コストアップが著しく、また板破断などの操業トラブルを誘発するのでこれを上限とすることが好ましい。より好ましくは７００〜９５０℃の範囲である。この温度域での熱処理時間は特に規定しないが、鋼板の温度均一化のために１秒以上が好ましい。しかし、１０分超では、粒界酸化相生成が促進される上、コストの上昇を招く。熱処理後、各種めっきを施しても構わない。また、スキンパスの実施も可能である。
【実施例】
【００４５】
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。
【００４６】
表１に化学成分を示す鋼のスラブを連続鋳造法により製造した。このスラブを１２００℃に加熱し、Ａｒ3変態温度以上である８８０℃〜９１０℃で熱延を完了し、５８０℃で巻き取った厚さ２．３ｍｍの鋼帯を、酸洗の後、冷延により板厚を１．２ｍｍとした。引き続き熱処理を表２の最高到達温度の条件で行った。最高到達温度にて９０秒間保持して、（最高到達温度−１３０）℃まで５℃／秒で冷却した。その後、表２に示した冷速で冷却し、さらに表２の過時効温度で約３００秒間付加的熱処理を行った。スキンパスは０．５％とした。
【００４７】
このようにして得られた鋼板の強度、延性、伸びフランジ性および介在物の粒径分布、形態、平均組成を調べた。その結果を表２に示す。強度と延性は、圧延方向に対して垂直方向に採取したＪＩＳ５号試験片の引張試験により求めた。伸びフランジ性は、１５０ｍｍ×１５０ｍｍの鋼板の中央に開けた直径１０ｍｍの打ち抜き穴を６０°の円錐パンチで押し広げ、板厚貫通亀裂が生じた時点での穴径Ｄ（ｍｍ）を測定し、穴広げ値λ＝（Ｄ−１０）／１０で求めたλで評価した。さらに、介在物は光学顕微鏡による１００倍と１０００倍の観察を行い、ランダムに選んだ１００個の介在物について粒径と形態を測定した。さらに、走査型電子顕微鏡の定量分析機能を用いて、ランダムに選んだ２０個の介在物について組成分析を実施した。表２から明らかなように、本発明の要件を満たす発明鋼は、同強度の比較鋼と比べて穴広げ値が大きくなっており、優れた伸びフランジ性を示すことが分かる。
【００４８】
【表１】
0004719067.tif 000002
【００４９】
【表２】
0004719067.tif 000003