(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼であって、その微視組織が細かい等軸フェライトマトリックス及びフェライトマトリックスに均一に分布された島状マルテンサイトであり、その化学元素の質量百分含有量が、
Ｃ        ０．０６〜０．１％；
Ｓｉ      ≦０．２８％；
Ｍｎ      １．８〜２．３％；
Ｃｒ      ０．１〜０．４％；
Ｍｏ      Ｃｒ≧０．３％である場合に添加されなく；Ｃｒ＜０．３％である場合に、Ｍｏ＝０．３−Ｃｒ；
Ａｌ      ０．０１５〜０．０５％；
Ｎｂ、Ｔｉ元素のうちの少なくとも一種、かつＮｂ＋Ｔｉが０．０２〜０．０５％の範囲内であり；
残部がＦｅ及び他の不可避的不純物であることを特徴とする７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼。
【請求項２】
Ｃ  ０．０７〜０．０９％；Ｍｎ  １．９〜２．２％；Ａｌ  ０．０２〜０．０４％であることを特徴とする、請求項１に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼。
【請求項３】
化学元素炭素の質量百分含有量が、０．０７〜０．１％、又は０．０８〜０．１％、又は０．０８５〜０．１％、又は０．０９〜０．１％、又は０．０６〜０．０９％、又は０．０６〜０．０８５％、又は０．０６〜０．０８％、又は０．０６〜０．０７％、又は０．０７〜０．０８％、又は０．０７〜０．０８５％、又は０．０７〜０．０９％、又は０．０８〜０．０８５％、又は０．０８〜０．０９％、又は０．０８５〜０．０９％であることを特徴とする、請求項１に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼。
【請求項４】
化学元素Ｓｉの質量百分含有量が、０．０３〜０．２８％、又は０．０３〜０．２５％、又は０．０３〜０．２％、又は０．０３〜０．１５％、又は０．０３〜０．１％、又は０．１〜０．２８％、又は０．１５〜０．２８％、又は０．２〜０．２８％、又は０．２５〜０．２８％、又は０．１〜０．１５％、又は０．１〜０．２％、又は０．１〜０．２
５％、又は０．１５〜０．２％、又は０．１５〜０．２５％、又は０．２〜０．２５％であることを特徴とする、請求項１に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼。
【請求項５】
化学元素Ｍｎの質量百分含有量が、１．８〜１．９％、又は１．８〜２．０％、又は１．８〜２．１％、又は１．８〜２．２％、又は１．９〜２．０％、又は１．９〜２．１％、又は１．９〜２．２％、又は１．９６〜２．３％、又は２．０〜２．１％、又は２．０〜２．２％、又は２．０〜２．３％、又は２．１〜２．２％、又は２．１〜２．３％、又は２．２〜２．３％であることを特徴とする、請求項１に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼。
【請求項６】
化学元素Ｃｒの質量百分含有量が、０．１〜０．２％、又は０．１〜０．２２％、又は０．１〜０．２５％、又は０．１〜０．３％、又は０．２〜０．２２％、又は０．２〜０．２５％、又は０．２〜０．３％、又は０．２〜０．４％、又は０．２２〜０．２５％、又は０．２２〜０．３％、又は０．２２〜０．４％、又は０．２５〜０．３％、又は０．２５〜０．４％、又は０．３〜０．４％であることを特徴とする、請求項１に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼。
【請求項７】
化学元素Ａｌの質量百分含有量が、０．０１５〜０．０２％、又は０．０１５〜０．０３％、又は０．０１５〜０．０３５％、又は０．０１５〜０．０４％、又は０．０２〜０．０３％、又は０．０２〜０．０３５％、又は０．０２〜０．０４％、又は０．０２〜０．０５％、又は０．０３〜０．０３５％、又は０．０３〜０．０４％、又は０．０３〜０．０５％、又は０．０３５〜０．０４％、又は０．０３５〜０．０５％、又は０．０４〜０．０５％であることを特徴とする、請求項１に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼。
【請求項８】
化学元素Ｎｂの質量百分含有量が、０．０１〜０．０１５％、又は０．０１〜０．０２％、又は０．０１〜０．０２５％、又は０．０１〜０．０３％、又は０．０１５〜０．０２％、又は０．０１５〜０．０２５％、又は０．０１５〜０．０３％、又は０．０２〜０．０２５％、又は０．０２〜０．０３％、又は０．０２５〜０．０３％であることを特徴とする、請求項１に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼。
【請求項９】
化学元素Ｔｉの質量百分含有量が、０．０１〜０．０１５％、又は０．０１〜０．０２％、又は０．０１〜０．０２５％、又は０．０１〜０．０３％、又は０．０１５〜０．０２％、又は０．０１５〜０．０２５％、又は０．０１５〜０．０３％、又は０．０２〜０．０２５％、又は０．０２〜０．０３％、又は０．０２５〜０．０３％である、請求項１に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼。
【請求項１０】
１）溶錬；
２）鋳造
二次水冷プロセスを採用し、噴射水量が０．７Ｌ水／ｋｇ鋼ビレット以上であり；
３）熱間圧延
最終圧延温度を８２０〜９００℃に制御し、圧延後に急冷し；
４）卷取
巻取温度を４５０〜６５０℃に制御し；
５）冷間圧延；
６）連続焼鈍
８００〜８６０℃で保温し、６４０〜７００℃の間までを５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、さらに２２０〜２８０℃の間までを４０〜１００℃／ｓの速度で冷却し、２２０〜２８０℃の間で１００〜３００ｓ焼き戻す；
工程を含む請求項１〜９の何れか一項に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼の製造
方法。
【請求項１１】
工程７）調質圧延をさらに含むことを特徴とする請求項１０に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼の製造方法。
【請求項１２】
前記工程５）において、冷間圧延圧下率が４０〜６０％であることを特徴とする、請求項１１に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼の製造方法。
【請求項１３】
前記工程７）において、調質圧延率が０．１〜０．４％であることを特徴とする、請求項１１又は１２に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、二相鋼及びその製造方法に関するものであり、特に鉄系二相鋼及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
車工業の軽量化及び安全性への需要に応じて、市場は、厚さがより薄く、強度がより高い鋼板への需要量が多くなっている。そのうち、引張り強度が７８０Ｍｐａである二相帯鋼は、強度と成形性との両方性能が良好であるため、よい適用見通しがある。７８０Ｍｐａ級二相帯鋼は、今後、５９０ＭＰａ冷間圧延二相鋼の市場地位を取り替えて、適用が最も広い二相鋼になることが期待される。二相鋼は、相変態によって強化されてなるものであり、一定の焼入れ性を保証するために、鋼に一定の炭素及び合金元素を添加し、二相鋼が冷却過程で過冷却され、オーステナイトからマルテンサイトへ変換できる。しかし、比較的に高い炭素元素の含有量及び合金元素の含有量は、鋼板の溶接性に不利であり、かつ、鋳造過程において合金元素は成分の偏析が発生しやすいので、冷間圧延帯鋼に帯状組織が発生することになってしまい。最終的に、冷間圧延二相鋼は、異なる方向で大きな差が存在し、実際に使用する過程で一連の問題がある。
【０００３】
鋼における炭素当量は、主に鋼における炭素含有量、合金元素含有量及び不純物元素の含有量により決定される。炭素当量は、多種の異なる公式で表徴され、車用鋼では通常Ｐｃｍ値で表される。Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ。一般的には、Ｐｃｍ値は、鋼板が溶接して冷却後の脆性傾向を表徴できる。Ｐｃｍが０．２４超であると、溶接点で界面の割れが発生しやすくなる。Ｐｃｍが０．２４未満であると、安全である。
【０００４】
鋼材は、本質上異方性の材料である。帯鋼は、生産する際に連続生産を採用するので、鋼材組織に異なる程度で分布上の方向性が存在し、即ち、圧延方向に沿って細長い帯状分布を示す。高強度鋼には、合金元素が高いので、成分偏析が非常に発生しやすい。そして、置換型合金元素の偏析は消去し難く、熱間圧延及び冷間圧延の過程で変形し、延長されて、最終的に帯状組織を形成する。通常、帯状組織は、高い合金元素及び炭素量を含有するので、二相鋼が、焼入れた後に帯状分布を示す硬く、脆いマルテンサイトを形成して、鋼材性能を著しく害する。従って、高強度の二相帯鋼にとって、帯状組織を低減して、分布が均一である組織を得るのは、優良な性能を得る重点である。
【０００５】
公開番号がＣＮ１０２２１２７４５Ａ、公開日が２０１１年１０月１２日、発明の名称が「高塑性７８０ＭＰａ級冷間圧延二相鋼及びその製造方法（一種高塑性７８０ＭＰａ級冷軋双相鋼及其制備方法）」である中国特許文献は、高塑性７８０ＭＰａ級冷間圧延二相鋼の製造方法を公開し、その化学成分が０．０６〜０．０８％Ｃ、１．０〜１．３％Ｓｉ、２．１〜２．３％Ｍｎ、０．０２〜０．０７％Ａｌ、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．００５％，  Ｐ≦０．０１％であり、残部がＦｅ及び他の不可避的不純物である。熱間圧延の最終圧延温度が８９０℃、巻取温度が６７０℃、冷間圧延の圧下量が５０〜７０％であり、通常のガスジェット冷却連続焼鈍を採用した。
【０００６】
公開番号がＵＳ２００４０２３８０８２Ａ１、公開日が２００４年１２月２日、発明の名称が「高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法」である米国特許文献は、穴広げ性が良い高強度鋼の製造方法を公開し、その化学成分が、０．０４〜０．１％Ｃ、０．５〜１．５％Ｓｉ、１．８〜３％Ｍｎ、Ｐ≦０．０２０％、Ｓ≦０．０１％、０．０１〜０．１％Ａｌ、Ｎ≦０．００５％であり、残部がＦｅ及び他の不可避的不純物である。当該鋼板は、Ａｒ３〜８７０℃の間で熱間圧延、６２０℃以下で卷取、７５０〜８７０℃焼鈍、５５０〜７５０℃で急冷を行い、急冷速率が１００℃／ｓ以上、急冷終了温度が３００℃未満であり、最終に引張り強度が７８０Ｍｐａ以上で、穴広げ率が少なくとも６０％である冷間圧延高強度鋼を得た。当該鋼板の成分設計は比較的に高いＭｎ含有量及びＳｉ含有量を採用した。
【０００７】
公開番号がＪＰ特開２００７−１３８２６２、公開日が２００７年６月７日、発明の名称が「機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法」である日本特許文献は、高強度冷間圧延鋼板に関わり、その化学成分が０．０６〜０．１５％Ｃ、０．５〜１．５％Ｓｉ、１．５〜３．０％Ｍｎ、０．５〜１．５％Ａｌ、Ｓ≦０．０１％、Ｐ≦０．０５％であり、残部がＦｅ及び他の不可避的不純物である。製造プロセスは、Ａｃ１〜Ａｃ３で１０ｓ保持し、５００〜７５０℃までを２０℃／ｓの冷却速度で冷却し、１００℃以下までを１００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、７８０ＭＰａかつ穴広げ率が６０以上である高強度鋼板を得ることができる。
【０００８】
上記特許文献のいずれでも、鋼における帯状組織の制御に対する記載がなく、異方性の改善について相応的な解決方法をも提出しないので、上記特許は、二相鋼の異方性の機械的性能の改善に関するものではない。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の目的は、７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼及びその製造方法を提供することにあり、当該冷間圧延二相帯鋼は、低炭素当量の設計で、微視組織が均一で、リン酸塩処理性が良好で、かつ機械的性能の異方性が小さい二相帯鋼を得て、車工業分野での鋼材料厚さがより薄く、強度がより高い両方の要求を満たすことが期待される。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記発明の目的を達成するために、本発明は、７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼を提供し、その微視組織が細かい等軸フェライトマトリックス及びフェライトマトリックスに均一に分布されたマルテンサイト島であり、その化学元素質量百分含有量が：
Ｃ   ０．０６〜０．１％；
Ｓｉ ≦０．２８％；
Ｍｎ １．８〜２．３％；
Ｃｒ ０．１〜０．４％；
Ｍｏ Ｃｒ≧０．３％である場合に添加されなく；Ｃｒ＜０．３％である場合に、Ｍｏ＝０．３〜Ｃｒ；
Ａｌ ０．０１５〜０．０５％；
Ｎｂ、Ｔｉ元素のうちの少なくとも一種、かつＮｂ＋Ｔｉが０．０２〜０．０５％の範囲内であり；
残部がＦｅ及び他の不可避的不純物である。
【００１１】
本発明に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼における各化学元素の設計原理は、以下である。
【００１２】
Ｃ：Ｃはマルテンサイトの強度を向上でき、かつマルテンサイトの含有量に影響する。Ｃは強度への影響が大きいであるが、炭素含有量の向上は帯鋼の溶接性に不利である。炭素含有量が０．０６％未満であると、強度が不十分になり；炭素含有量が０．１％超であると、溶接性が低下する。よって、本発明に記載の技術方案は、炭素含有量が０．０６〜０．１ｗｔ％の間であるとする。
【００１３】
Ｓｉ：Ｓｉは二相鋼の鋼において固溶強化の作用を果たす。Ｓｉは炭素元素の活性を向上させ、ＣがＭｎリッチ区域に偏析することを促進でき、帯状区域の炭素含有量を向上させる。しかし、Ｓｉは、帯鋼のリン酸塩処理性に不利であるので、Ｓｉ含有量の上限を制御する必要がある。本発明に記載の技術方案では、Ｓｉ≦０．２８ｗｔ％であると要求される。
【００１４】
Ｍｎ：Ｍｎは鋼の焼入れ性を向上でき、鋼の強度を有効的に向上できる。しかし、Ｍｎは帯鋼の溶接性能に不利である。Ｍｎは鋼において偏析し、熱間圧延過程で帯状分布のＭｎリッチ区域に圧延されやすく、帯状組織に形成し、二相鋼の組織均一性に寄与しない。Ｍｎが１．８％未満であると、帯鋼の焼入れ性が不十分で、強度も不十分になる。Ｍｎが２．３％超であると、帯鋼における帯状組織が亢進し、炭素当量が高くなる。よって、Ｍｎの含有量を１．８〜２．３ｗｔ％に設定する。
【００１５】
Ｃｒ：Ｃｒは帯鋼の焼入れ性を向上でき、一方、Ｃｒを添加すると、Ｍｎの作用を補うことになる。Ｃｒが０．１％未満であると、作用が顕著ではない。しかし、Ｃｒが０．４％超であると、強度が高過ぎ、塑性が低下することになる。本発明に記載の技術方案ではＣｒ含有量を０．１〜０．４ｗｔ％に制御する。
【００１６】
Ｍｏ：Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上でき、帯鋼の強度を有効的に向上できる。Ｍｏは炭化物の分布に対して改善作用がある。Ｍｏは、Ｃｒとともに帯鋼の焼入れ性能を促進できる。よって、本技術方案において、Ｍｏの添加量はＣｒと関わり、Ｃｒ含有量が０．３ｗｔ％未満である場合、Ｍｏの添加量が（０．３−Ｃｒ）を満足すべく；Ｃｒ含有量が０．３ｗｔ％超である場合、Ｍｏを添加する必要がない。
【００１７】
Ａｌ：Ａｌは鋼において脱酸素作用及び結晶微粒化の作用を奏する。本発明の技術方案では、Ａｌが０．０１５〜０．０５  ｗｔ％であると要求される。  
【００１８】
Ｎｂ、Ｔｉ：Ｎｂ及びＴｉは、析出ための強化元素であり、結晶微粒化の作用を果たせ、単独又は組み合わせで添加することができる。しかし、それらの合計添加量は０．０２〜０．０５ｗｔ％に制御する必要がある。
【００１９】
更に、本発明に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼は、下記化学元素に対して限定する。そのうち、Ｃ  ０．０７〜０．０９ｗｔ％；Ｍｎ  １．９〜２．２ｗｔ％；Ａｌ  ０．０２〜０．０４ｗｔ％である。
【００２０】
成分設計の点で、本発明に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼は、比較的低い炭素含有量、比較的低い合金元素の合計添加量及び多種の合金元素の組み合わせ添加の方式を採用した。本技術方案にとって、比較的低い炭素含有量を選択することは、Ｃが鋼における富化度を低下し、帯状組織の形成傾向を阻止することができる。二相鋼における主要な合金元素Ｍｎの含有量を低減することは、帯鋼に帯状組織が生じる確率を有効的に低減し、及びリン酸塩処理性への悪影響を低減することができる。Ｓｉの添加を厳しく制限することで、ＳｉがＣ原子の活性を変えることによるＣ原子の偏析を低減する。一定量のＣｒ、Ｍｏなどの他の合金元素を添加することで、Ｍｎ含有量が低いことによる焼入れ性の低下を補うことができる。このような成分設計は、鋼における炭素当量Ｐｃｍを０．２４未満に有効的に制御することができ、溶接十字伸張締め具状割れ（welding cruciform tensile fastener-like crack）を得るとともに、帯鋼強度が７８０ＭＰａ以上であることを保証できる。当該帯鋼の微視組織が細かい等軸フェライトマトリックス及びフェライトマトリックスに均一に分布されたマルテンサイト島であるので、その中に示されている帯状組織が微小である。よって、帯鋼は、機械的性能の異方性が小さく、良好な冷間曲げ及び穴広げ性能を有する。
【００２１】
それ相応に、本発明は、更に当該７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼の製造方法を提供し、当該製造方法は、下記工程を含み、
1) 溶錬；
2) 鋳造：二次水冷（secondary water-cooling）プロセスを採用し、噴射水量が０．７Ｌ水／ｋｇ鋼ビレット以上であり；
3) 熱間圧延：最終圧延温度を８２０〜９００℃に制御し、圧延後に急冷し；
4) 卷取：巻取温度を４５０〜６５０℃に制御し；
5) 冷間圧延；
6) 連続焼鈍：８００〜８６０℃で保温し、６４０〜７００℃の間までを５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、さらに２２０〜２８０℃の間までを４０〜１００℃／ｓの速度で冷却し、２２０〜２８０℃の間で１００〜３００ｓ焼き戻す。
【００２２】
さらに、上記７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼の製造方法では、工程７）調質圧延を含む。
【００２３】
さらに、上記工程（５）において、冷間圧延の圧下率が４０〜６０％である。
なおさらに、上記工程７）において、調質圧延率が０．１〜０．４％である。
【発明の効果】
【００２４】
製造プロセスの点で、連続鋳造工程において二次水冷プロセスを採用し、速い冷却速度及び大きな冷却噴射水量で鋼ビレットを均一に急冷して、連続鋳造ビレットの組織を微細化できる。このように、細かい炭化物は、粒子状でフェライトマトリックスに分散的に分布する。熱間圧延工程において比較的低い最終圧延温度を採用し、卷取工程においても比較的低い巻取温度を採用した。これによって、結晶粒子を微細化できるとともに、帯状組織の分布連続性を低減できる。連続焼鈍工程において比較的高い焼鈍保温温度を採用することで、鋼における帯状組織の形成を抑制でき、均一に加熱した後に急冷して、炭素の偏析及び帯状組織の形成を低減することに寄与する。上記プロセス工程を経て、本発明に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼の微視組織は、細かい等軸フェライトマトリックス、及びフェライトマトリックスに均一に分布されたマルテンサイト島を表現し、その機械的性能の異方性が小さく、組織構造が均一である。
【００２５】
従来の技術と比べて、本発明に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼は、マルテンサイト分布が均一で、帯状組織が微小で、表面のリン酸塩皮膜が微細で緻密であり；良好な溶接性、優れた機械的性能均一性、優れたリン酸塩処理性を有し、縦方向と横方向の性能の差が小さいので、二相鋼のプレス加工に有利であり、高強度二相鋼が強度と成形に対する要求を満たすことができ、車製造などの分野に広く応用される。
【００２６】
本発明に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼の製造方法では、何のプロセス難度を増加することなく、合理的な成分設計及び改善された製造工程によって、微視組織が均一で、良好な冷間曲げ及び穴広げ性能を有し、機械的性能の異方性が小さい高強度冷間圧延二相帯鋼を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】実施例３に係わる７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼の鋳放し微視組織を示す。
【図２】実施例３に係わる７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼の微視組織を示す。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
具体的な実施例及び図面に基づいて、本発明の技術方案をさらに説明する。
下記工程に従って、本発明に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼を製造する。
【００２９】
１）溶錬
各化学元素の配合比を表１に示すように制御する；
２）鋳造
二次水冷プロセスを採用し、噴射水量が０．７Ｌ水／ｋｇ鋼ビレット以上である；
３）熱間圧延
最終圧延温度を８２０〜９００℃に制御し、圧延した後に急冷する；
４）卷取
巻取温度を４５０〜６５０℃に制御する；
５）冷間圧延、冷間圧延圧下率が４０〜６０％である；
６）連続焼鈍
８００〜８６０℃で保温し、６４０〜７００℃の間までを５℃／ｓの冷却速度で冷却し、２２０〜２８０℃の間までを４０〜１００℃／ｓの速度で冷却し、２２０〜２８０℃の間で１００〜３００ｓ焼き戻す。
【００３０】
７）調質圧延
調質圧延率が０．１〜０．４％である（実施例１には当該工程を行わない）。
【００３１】
【表１】
0006285462.tif 000002
【００３２】
表２は、各実施例の具体的なプロセスパラメーターを示す。その中、実施例２−１及び実施例２−２は、いずれも表１に示す実施例２の成分配合比を採用し、実施例５−１及び実施例５−２は、いずれも表１に示す実施例５の成分配合比を採用した。
【００３３】
【表２】
0006285462.tif 000003
【００３４】
表３は本技術方案の各実施例に係わる冷間圧延二相鋼の性能を示す。
【００３５】
【表３】
0006285462.tif 000004
【００３６】
表３から分かるように、本発明に記載の７８０ＭＰａ級冷間圧延二相帯鋼は、比較的高い強度、良好な伸び率を有し、機械的性能の異方性が小さいので、５９０ＭＰａ冷間圧延二相鋼を取り替えて、車の製造分野に適用することができる。
【００３７】
図１は本願実施例３の鋳放し微視組織を示し、図２は本願実施例の微視組織を示した。図１から分かるように、当該冷間圧延二相鋼の鋳放し組織は、フェライト結晶粒に分散的に分布されたセメンタイトを含む。図２から分かるように、当該冷間圧延二相帯鋼の微視組織は、細かい等軸フェライトマトリックス、及びフェライトマトリックスに均一に分布されたマルテンサイト島を含み、帯状組織が微小である。
【００３８】
当分野の普通の技術者にとって、以上の実施例は、本発明を説明するのに用いるものだけであり、本発明を限定するものではなく、本発明の実質的な精神を逸脱しない範囲において、上記実施例に対する変形、変更が本発明の特許の範囲内に落ちると認識すべきである。
【図１】
0006285462.tif 000005
【図２】
0006285462.tif 000006