(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.02％以下、                Si：２％以下、
Mn：１％超５％以下、            Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.02％以下、                Cr：６％以上18％以下、
Ni：0.1 ％以上３％以下、        Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.02％以下、                Ｖ：0.03％以上0.3 ％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、Ｃ＋Ｎ：0.025 ％以下で、かつ下記（１）式で定義されるγP 値が50以上70以下を満足する組成を有することを特徴とする加工性と溶接性に優れたステンレス鋼。
記
γP 値＝ 420Ｃ＋ 470Ｎ＋23Ni＋ 9Cu＋ 7Mn−11.5Cr−11.5Si−12Mo−23Ｖ−47Nb−49Ti−52Al＋189   ………（１）
ここで、Ｃ、Ｎ、Ni、Cu、Mn、Cr、Si、Mo、Ｖ、Nb、Ti、Al：各合金元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：３％以下、Cu：0.2 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載のステンレス鋼。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：１％以下、Nb：１％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のステンレス鋼。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0003％以上0.005 ％以下を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載のステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ステンレス鋼に係り、とくに加工性と溶接性の改善に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ステンレス鋼は、表面が美麗で耐食性に優れているため、建築物の外装材、厨房器具、化学プラント等の幅広い分野で使用されてきた。とくに、オーステナイト系ステンレス鋼は、延性に優れ、リジングの発生もなくプレス成形性に優れていることから、幅広い用途に使用されてきた。
【０００３】
一方、フェライト系ステンレス鋼は、加工性、とくに延性（伸び）の面でオーステナイト系ステンレス鋼には及ばないものの、特に安価であること、応力腐食割れがないこと、オーステナイト系ステンレス鋼と比べて熱膨張係数が小さいこと、また、オーステナイト系ステンレス鋼と比べて熱伝導率が1.6 倍程度あること、高温酸化時にスケール剥離しにくいことなどの特徴を有し、これらの特徴を活用できる用途に多く使用されてきた。このようなフェライト系ステンレス鋼として、SUH 409L、SUS 430LX が開発されている。SUH 409L鋼は、11％Cr−0.2 ％Ti系で、SUS 430LX 鋼は17％Cr−0.3 ％Ti系であり、要求される耐食性、耐熱性のレベルに応じ使い分けられている。
【０００４】
しかしながら、最近では、部品形状の複雑化あるいは一体成形化のニーズが高く、SUH 409L鋼、SUS 430LX 鋼に代表されるフェライト系ステンレス鋼に対しても、更なる加工性の向上、とくに延性（伸び）特性の向上が要望されている。
このような要望に対し、例えば、特公平４-35551号公報には、耐食性、加工性及び溶接特性のすぐれたステンレス鋼が提案されている。特公平４-35551号公報に記載された技術では、ステンレス鋼の成分組成を、Cr：11.5〜15％を含み、Ｃ、Ｐ、Ｓ、Ｏを低減し、Si：2.0 ％以下、Mn：0.5 ％以下、Ni：１％以下、Al：0.2 ％以下、Ｎ：0.05％以下に調整して含有するとともに、Cr＋100 （Ｃ＋Ｐ）≦18％を満足し、かつCastroによる式、γp ＝ 420Ｃ＋ 470Ｎ＋23Ni＋ 9Cu＋ 7Mn−11.5Cr−11.5Si−12Mo−23Ｖ−47Nb−49Ti−52Al＋189 によって定義されるγポテンシャルγp が15％以上を満足する成分組成としている。特公平４-35551号公報に記載された技術では、γp を15％以上とすることにより、オーステナイト（γ）相がある量以上存在するようになり、変態が十分進み、リジング性、深絞り性を良好にするとしている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特公平４-35551号公報に記載された鋼でさえ、近年の加工には耐えられない場合が多く、母材の伸び増加や、溶接部を含む加工性の向上が強く求められていた。
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、高価な合金元素を多量に含有することなく、また特別なプロセスを使用することもなく、加工性と溶接性に優れたステンレス鋼を提供することを目的とする。なお本発明は、加工性、とくに延性（伸び）特性および溶接部の加工性の改善を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成すべく、加工性、とくに伸び特性に及ぼす種々の合金元素および組織の影響について詳細に研究した。その結果、高温でオーステナイト（γ）相を適量生成する成分系としたうえで、Ｖを適正量含有することにより、伸び特性を著しく改善できることを見出した。
【０００７】
高温でのγ相の生成程度を示す指標としては、Castroの式、すなわち、
次（１）式
γP 値＝ 420Ｃ＋ 470Ｎ＋23Ni＋ 9Cu＋ 7Mn−11.5Cr−11.5Si−12Mo−23Ｖ−47Nb−49Ti−52Al＋189   ………（１）
（ここで、Ｃ、Ｎ、Ni、Cu、Mn、Cr、Si、Mo、Ｖ、Nb、Ti、Al：各合金元素の含有量（質量％））
で定義されるγポテンシャル（γP 値）がよく知られているが、本発明者らは、このγP 値を利用して、高温で生成するγ量を包括的に整理し、このγP 値が50以上となるように各合金元素量を調整するとともに、Ｖを0.03〜0.3 質量％含有することにより、伸び特性が顕著に改善されるという知見を得た。
【０００８】
また、本発明者らは、溶接部を含む加工性が、Ｖを含有したうえで、γP 値を50以上70以下に調整し、さらにＣ＋Ｎ量を所定レベル以下に低減した組成にすることにより、溶接時に生成するマルテンサイト量が低減し、また、マルテンサイト相が軟質化し、実用上問題なく加工できるレベルにまで、溶接部を含む加工性が向上することを見いだした。
【０００９】
つぎに、本発明者らが行った基礎的な実験について説明する。
11質量％Cr系ステンレス鋼をベースとして、合金元素量を種々変化しγP 値を10〜100 の範囲で調整した冷延焼鈍板（板厚：２mm）について、引張試験を実施し、伸びElを求めた。伸びElとγP 値との関係を図１に示す。
図１から、Ｖを0.1 質量％含有する鋼板では、γP 値が50以上の範囲で伸びElが顕著に増加することがわかる。一方、Ｖ無添加の鋼板では、γP 値の増加に伴う伸びElの増加は比較的少ない。
【００１０】
この機構については、まだ明確には解明されていないが、γP 値が高い組成の鋼では、熱延時にγ相が生成しやすく、そのγ相中にＣ、Ｎが濃化する。そのために周囲のα相は、高純度化し、その際、鋼板中にＶが含まれると、V(C,N)を生成し、より高純度化したα相となる。このような（α＋γ）２相組織では、主としてより高純度化したα相に熱延歪が集中し、熱延時に発生しやすいバンド組織が破壊されやすくなり、伸びElが増加するものと推察される。また、本発明者らは、このような伸びElに及ぼすγP 値の影響は、Cr量によらず同様であることも見いだしている。
【００１１】
また、11質量％Cr系ステンレス鋼をベースとして、Ｃ＋Ｎを0.025 ％以下とし、さらに合金元素量を種々変化しγP 値を10〜100 の範囲で調整した冷延焼鈍板（板厚：２mm）を、曲げ成形しオープン管としたのち、エッジ部を電縫溶接し、外径：42.7mmφの電縫鋼管とした。
これら電縫鋼管について、図３に示す要領で、温度：０℃で密着加工するパイプ偏平試験を実施し、シーム部の割れ発生の有無を目視で調査した。密着加工を同一電縫鋼管につき各10本実施し、割れ率（＝（割れ本数）×100 ／10（％））により、各電縫鋼管溶接部の加工性を評価した。割れ率とγP 値との関係を図２に示す。
【００１２】
図１で示したように、γP 値が50以上であると、Ｖ添加鋼は高い伸びElが得られるが、一方、図２に示すようにγP 値が70超であると、溶接部の加工性が低下する。これは、γP 値が高いと溶接に際し鋼板が高温に加熱され、鋼板中にγ相が多量に存在するため、冷却時に、多量のマルテンサイト相が生成し、溶接部が硬化するためである。Ｃ＋Ｎ量を0.025 ％以下という低レベルの条件のもとでは、生成するマルテンサイト自身の硬さが低下して溶接部が軟質化し、さらにγP 値を70以下に調整することにより、生成するマルテンサイト量を低く制御でき、実用上問題なく加工できるレベルにまで、溶接部の加工性を向上することができることがわかる。
【００１３】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものであり、高価な合金元素を含有せずに、さらに、特別なプロセスを経ることなく、優れた加工性と溶接性を確保できるステンレス鋼である。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：２％以下、Mn：１％超５％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.02％以下、Cr：６％以上18％以下、Ni：0.1 ％以上３％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.02％以下、Ｖ：0.03％以上0.3 ％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、Ｃ＋Ｎ：0.025 ％以下でかつ次（１）式
γP 値＝ 420Ｃ＋ 470Ｎ＋23Ni＋ 9Cu＋ 7Mn−11.5Cr−11.5Si−12Mo−23Ｖ−47Nb−49Ti−52Al＋189   ………（１）
（ここで、Ｃ、Ｎ、Ni、Cu、Mn、Cr、Si、Mo、Ｖ、Nb、Ti、Al：各合金元素の含有量（質量％））
で定義されるγP 値が50以上70以下を満足する組成を有することを特徴とする加工性と溶接性に優れたステンレス鋼である。また、本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：３％以下、Cu：0.2 ％以下のうちの１種または２種を含有することが好ましく、また、Ti：１％以下、Nb：１％以下のうちの１種または２種を含有することが好ましく、さらに、本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0003％以上0.005 ％以下を含有することが好ましい。
【００１４】
【発明の実施の形態】
まず、本発明鋼の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.02％以下
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、強度の増加にともない延性、加工性が低下する。本発明では、とくに溶接部の加工性を確保するため、Ｃは0.02％以下に限定する。なお、好ましくは、0.005 ％以下である。
【００１５】
Ｎ：0.02％以下
Ｎも、Ｃと同様に鋼の強度を増加させ、延性、加工性を低下させる元素であり、できるだけ低減するのが好ましく、本発明ではとくに溶接部の加工性を確保するため、Ｎは0.02％以下に限定する。なお、好ましくは、0.005 ％以下である。
Ｃ＋Ｎ：0.025 ％以下
本発明では、上記したＣ、Ｎの範囲にしたうえさらに、Ｃ、Ｎの合計量を0.025 ％以下に限定する。Ｃ＋Ｎ量が0.025 ％を超えると、Ｃ、Ｎが上記した範囲内であっても、溶接時に形成されるマルテンサイトの硬さが高くなり、溶接部の加工性が顕著に劣化する。
【００１６】
Si：２％以下
Siは、脱酸剤として作用し、製鋼上必要な元素であるが、熱延時に生成するγ相を著しく低減する作用を有し、伸び特性を顕著に低下させるため、Siは２％以下に限定する。なお、好ましくは0.3 ％以下であり、より好ましくは0.1 ％以下である。
【００１７】
Mn：１％超５％以下
Mnは、母材の靱性を向上させ、さらには耐酸化性を向上させる作用を有する元素であり、また、Mnはオーステナイト安定化元素であり、γ量を調整するためにも適正量以上含有するのが好ましい。上記した効果を確保するため、本発明では１％超え含有する。Mn含有量が１％以下では、形成するγ相の量が十分でなく、一方、５％を超えると母材の靱性が低下する。このため、Mnは１％超え５％以下に限定する。なお、好ましくは、1.3 ％以上2.5 ％以下である。
【００１８】
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、鋼の強度を増加する元素であり、加工性を低下させるため、できるだけ低減するのが望ましい。しかし、極端な低減は精錬コストの増加を招き、経済的に不利となる。このため本発明では、Ｐは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは、0.025 ％以下である。
【００１９】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼中では介在物として存在し、耐食性を低下させるため、耐食性向上の観点からはできるだけ低減することが望ましい。しかし、極端な低減は精錬コストの増加を招き、経済的に不利となる。このため本発明では、Ｓは0.02％以下に限定した。なお、好ましくは、0.003 ％以下である。
【００２０】
Cr：６％以上18％以下
Crは、耐食性を向上させる元素であり、６％以上含有することにより顕著に耐食性が向上する。一方、18％を超える含有は、他元素含有量の調整によっても、γP 値を所定の範囲内にすることが困難となる。このようなことから、Crは６〜18％に限定する。なお、好ましくは、11〜16％である。さらに好ましくは、13.5％超15％以下である。
【００２１】
Ni：0.1 ％以上３％以下
Niは、オーステナイト安定化元素であり、γP 値を所定の範囲内に調整するために有効であり、本発明では積極的に含有させる。また、Niは靱性向上に有効に作用する元素である。このような効果は、0.1 ％以上の含有で顕著となるが、３％を超える過剰の含有は、鋼を硬化させ、加工性を低下させる。このため、Niは0.1 〜３％に限定した。
【００２２】
Al：0.1 ％以下
Alは、脱酸剤として作用し、製鋼上、0.005 ％以上の含有が望ましいが、過剰の含有は介在物の形成を促進し靱性が劣化する傾向を示すため、本発明ではAlは0.1 ％以下に限定した。なお、Al脱酸を行わない場合、0.002 ％程度しか含有されないが、とくに問題はない。
【００２３】
Ｖ：0.03％以上0.3 ％以下
Ｖは、本発明において、重要な元素であり、冷延板の伸び特性の向上のため、0.03％以上の含有を必要とする。単に、γP 値を所定値以上に調整し、熱延時にγ相を生成させるだけでは、冷延板の伸びの向上は少なく、0.03％以上のＶを含有することが、伸び特性の向上の観点から重要になる。一方、0.3 ％を超える過剰の含有は、粗大なVNを生成し、靱性を劣化させる。このため、Ｖは0.03〜0.3 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.07〜0.15％である。
【００２４】
Mo：３％以下、Cu：0.2 ％以下のうちの１種または２種
Mo、Cuはいずれも耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じ含有できる。
Moは、耐食性改善に有効な元素であり、本発明では耐食性向上の観点から、0.5 ％以上、より好ましくは１％以上含有するのが望ましい。一方、３％を超える含有は、鋼を脆化させるため、Moは３％以下に限定するのが好ましい。なお、Moは、フェライト生成元素であり、γポテンシャルへの影響は、Crと同程度であるが、耐食性への寄与はCrより大きいため、Moを積極的に活用する成分系とするのが望ましい。
【００２５】
Cuは、耐食性の向上に有効に作用するとともに、高温でのγ相を安定化する元素であり、安価にγP 値を調整できるが、0.2 ％を超えて含有すると鋼の熱間加工性を劣化させる。このため、Cuは添加する場合は0.2 ％未満に限定するのが望ましい。
Ti：１％以下、Nb：１％以下のうちの１種または２種
Ti、Nbは、いずれも溶接部の粒界腐食性を向上させる作用を有し、必要に応じ選択して含有できる。本発明鋼は、溶接時に一部マルテンサイトを生成する成分系であるため、粒界でのCr炭窒化の析出に起因する耐食性の劣化は小さいものの、粒界での耐食性を特に向上させたい場合には、Tiおよび／またはNbの含有は有効である。このような効果は、Ti、Nbとも0.05％以上の含有で顕著となる。一方、Ti、Nbとも、１％を超える多量の含有は、加工性の劣化が顕著となる。このため、Ti：１％以下、Nb：１％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは、Ti、Nbとも0.5 ％以下、さらに好ましくは、Ti、Nbとも0.3 ％以下である。なお、0.15％以下でも、粒界腐食性向上効果は大きい。
【００２６】
Ｂ：0.0003％以上0.005 ％以下
Ｂは、粒界に偏析し、二次加工性を向上させる作用を有し、本発明では必要に応じ含有できる。このような効果は、0.0003％以上の含有で認められる。一方、0.005 ％を超えて含有すると、加工性が低下する。このため、Ｂは0.0003〜0.005 ％の範囲に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは、0.0005〜0.0015％である。
【００２７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
上記した成分範囲にしたうえ、さらに次（１）式
γP 値＝ 420Ｃ＋ 470Ｎ＋23Ni＋ 9Cu＋ 7Mn−11.5Cr−11.5Si−12Mo−23Ｖ−47Nb−49Ti−52Al＋189   ………（１）
（ここで、Ｃ、Ｎ、Ni、Cu、Mn、Cr、Si、Mo、Ｖ、Nb、Ti、Al：各合金元素の含有量（質量％））
で定義されるγP 値が50以上70以下を満足するように各成分の含有量を調整する。なお、（１）式を用いてγP 値を計算する場合に、含有まれない元素については０として計算するものとする。
【００２８】
本発明では、γP 値、すなわちγポテンシャルは、特に重要なパラメーターである。このγP 値が大きいほど、高温でγ相が生成しやすくなる。Cr、Si、Mo、Ｖ、Nb、Ti、Alは、いわゆるフェライト生成元素であり、高温でγ相の生成を抑制する。これら元素以外の、Ｃ、Ｎ、Ni、Cu、Mnは、オーステナイト安定化元素であり、高温でγ相の生成を促進する。（１）式で定義されるγP 値を50以上とすることにより、Ｖ含有鋼では高温でのγ相の生成が促進され、その結果冷延板の伸び特性が著しく向上する。一方、γP 値が70を超えると、溶接時にマルテンサイト相が多量に生成し、溶接部を含む加工が困難となり、加工性の劣化が顕著となる。なお、好ましくは、γP 値は60以上70以下である。
【００２９】
つぎに、本発明鋼の好ましい製造方法について説明する。なお、本発明鋼の製造方法はこれに限定されるものではなく、ステンレス鋼等Cr含有鋼で一般に採用されている通常公知の製造方法がいずれも適用可能である。
転炉、電気炉等の通常の精錬炉で、所定の組成に調整された溶鋼は、連続鋳造法によりスラブ等圧延用素材とされる。ついで、得られた圧延用素材は、必要に応じて所定温度に加熱され、次いで熱間圧延により所望の板厚の熱延板とされる。これら熱延板は、焼鈍、酸洗して使用に供することができる。また、熱延板を焼鈍せずに直接酸洗して使用に供することもできる。なお、熱延板の焼鈍は、バッチタイプでも、連続焼鈍でも問題ない。
【００３０】
また、熱延板は、酸洗後、冷間圧延を施され所定の板厚の冷延板とされ、さらに、焼鈍、酸洗を施されて、使用に供することもできる。なお、冷延板の焼鈍は、700 〜1100℃の連続焼鈍とするのが好ましい。
なお、本発明鋼は、鋼板、鋼帯に限定されることなく、パイプ等にも適用できることはいうまでもない。また、冷延板にかぎらず、熱延板としても使用可能である。
【００３１】
また、本発明鋼を適用した鋼板等に、必要に応じて、塗装あるいはめっきを施すことができる。塗装あるいはめっきを施せば、さらに耐食性が向上することは言うまでもない。
【００３２】
【実施例】
以下、実施例に基づき、本発明をより具体的に説明する。
表１に示す組成を有する溶鋼を真空溶解炉で溶製し、50kg鋼塊とした。これら鋼塊を、通常の熱間圧延により、板厚：５mmの熱延板とした。ついで、熱延板に、熱延板焼鈍と酸洗を施したのち、冷間圧延により冷延板とし、ついで冷延板焼鈍を施し、板厚：２mmの冷延焼鈍板とした。
【００３３】
これら冷延焼鈍板について、加工性および溶接性を調査した。加工性、溶接性の試験方法は、下記の通りとした。なお、従来例として、SUH409L 鋼（鋼No.14 ）、SUS430LX鋼（鋼No.15 ）、SUS436鋼（鋼No.16 ）、SUS429鋼（鋼No.17 ）についても同様に調査した。
（１）加工性試験
各冷延焼鈍板から、引張方向が圧延方向（Ｌ方向）となるように、JIS 13号Ｂ試験片を採取した。これら試験片を用いて、引張試験を実施し、伸びElを測定し、加工性の指標とした。
（２）溶接性試験
各冷延焼鈍板を、通常の高周波溶接により接合して、溶接鋼管（電縫管）とした。これら溶接鋼管を、図３に示すような位置にセットし密着まで変形する密着加工を施すパイプ偏平試験を行った。なお、試験は、溶接鋼管を０℃に保持して実施した。
【００３４】
試験後、溶接鋼管の溶接シーム部の割れ発生の有無を目視で調査した。パイプ偏平試験は、各冷延焼鈍板について、10本ずつ行い、割れ率（％）（＝（割れ本数）×100 ／10）を算出した。
【００３５】
【表１】
0004457492.tif 000002
【００３６】
【表２】
0004457492.tif 000003
【００３７】
本発明例は、いずれもCr含有量が同程度である既存の高加工性ステンレス鋼（従来例、鋼板No.14 〜No.17 ）に比較して、著しく伸び特性に優れ、また、溶接性（溶接部加工性）に優れている。なお、本発明例の耐熱性、耐食性は、既存の高加工性ステンレス鋼（従来例）と同等であり、従来から知られているように、CrとMoの含有量によって耐食性と耐熱性が決定されることを確認している。
【００３８】
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、伸び特性、あるいは溶接性（溶接部加工性）のいずれかまたは両方が劣化している。
既存の高加工性ステンレス鋼である従来例の、鋼板No.14 、No.15 、No.16 、No.17 は、同程度のCrを含有する本発明例と比較し、γP 値が小さく、伸びが劣化している。また、γP 値が本発明の範囲を高く外れる、鋼板No.18 、No、19は、パイプ偏平試験での割れ率が高く、溶接部加工性が劣化している。Ｃ含有量が高くＣ＋Ｎ量が本発明の範囲を高く外れる、鋼板No.20 は、パイプ偏平試験での割れ率が高く、溶接部加工性が劣化している。Ｎ含有量、Ｃ＋Ｎ量が本発明の範囲を高く外れる、鋼板No.21 は、パイプ偏平試験での割れ率が高く、溶接部加工性が劣化している。Mn含有量が本発明の範囲を高く外れる、鋼板No.22 は、伸び特性および溶接性（溶接部加工性）が劣化している。また、Ｖ含有量が本発明の範囲を高く外れる、鋼板No.23 、No.24 は、伸び特性が劣化している。
【００３９】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、同じCrレベルの従来鋼、例えば、11％Cr系のSUH409L 鋼、17％Cr系のSUS430LXに比べ、伸び特性が著しく向上し、特に加工性が要求される分野、例えば、自動車排気系材料、自動車足回り関係部材、自動車モール材料、耐食性と加工性がとくに必要なガソリンタンクやその周辺の燃料パイプ等の燃料系部品あるいは発電設備の排気ダクト材、厨房用材料等の使途にも適用可能となり、用途の拡大となり産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  11％Cr系鋼の伸び特性とγP 値との関係におよぼすＶ含有の影響を示すグラフである。
【図２】  11％Cr系鋼の溶接部加工性（割れ率）とγP 値との関係を示すグラフである。
【図３】溶接部加工性を評価するパイプ偏平試験方法の概要を示す説明図である。
【図１】
0004457492.tif 000004
【図２】
0004457492.tif 000005
【図３】
0004457492.tif 000006