(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３０ｐｐｍ、Ｏ≦３０ｐｐｍ、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、オーステナイト域で熱間圧延後、放冷してフェライトを析出させ、Ａｒ3 点経過後から水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止し、組織をフェライトとベイナイトの２相組織とすることを特徴とする、ｖＥ−55（minimum）＞１００Ｊを満たす安定した靭性が得られかつ−２０〜−６０℃で８０％以下の降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法。
【請求項２】
重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３０ｐｐｍ、Ｏ≦３０ｐｐｍに加えて、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０２〜０．６％から選択された１種または２種以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナイト域で熱間圧延後、放冷してフェライトを析出させ、Ａｒ3 点経過後から水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止し、組織をフェライトとベイナイトの２相組織とすることを特徴とする、ｖＥ−55（minimum）＞１００Ｊを満たす安定した靭性が得られかつ−２０〜−６０℃で８０％以下の降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２の鋼をさらに、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００２％に規制し、Ｃａ：Ｃａ／Ｓで０．５以上２．０以下と、ＲＥＭ：０．００５〜０．０２％との少なくともいずれか一方が添加された超大入熱溶接のＨＡＺ割れ感受性の低い、ｖＥ−55（minimum）＞１００Ｊを満たす安定した靭性が得られかつ−２０〜−６０℃で８０％以下の降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、新耐震設計法で設計される建築分野において、低温倉庫など使用環境温度が低温となる建築物に用いられる低温用建築向き鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
昭和５６年に改正施行された建築物の耐震設計法は、それまでの構造体各部に生ずる応力度を鋼材の降伏点以内に留めるという弾性設計に変えて、鋼材が降伏後、最大強さに達するまでの塑性域での変形能力を活用して、地震入力エネルギーを吸収させ、建物の耐震安全性を確保しようとするものである。このことから、新耐震設計法が適用される建築物の鋼材は、降伏後の変形性能を表すパラメーターである降伏比（ＹＲ）が低いこと、すなわち低降伏比が求められるようになった。
【０００３】
ＴＳ５００ＭＰａ級の鋼材は、熱間圧延を再結晶域で仕上げ、組織の粗粒化を図り低降伏比を確保している。また、ＴＳ６００ＭＰａ級あるいはそれ以上の高強度鋼では、フェライト−オーステナイトの２相域から焼入することで、フェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの２相組織にすることで低降伏比を確保している。
【０００４】
オフィスや住居用の建築物、いわゆるビルは常温で使用されるため、上述の新耐震設計も常温を前提になされている。したがって、従来の低降伏比鋼も常温（０〜３０℃）でのＹＲ値が８０％以下あるいは７５％以下になるように製造されている。
【０００５】
建築物の中には、寒冷地の建物、低温用倉庫のように使用温度が低温（−２０℃〜−６０℃）であるような建築物がある。例えば、まぐろ用の冷凍倉庫は−５５℃で使用される。そのような低温用建築物に新耐震設計法を適用し耐震安全性を確保するためには、良好な低温靭性と低温で低降伏比を示す鋼材が必要となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明者らは従来の低降伏比鋼の低温での引張特性並びに靭性について検討した。多くの低降伏比鋼は上述したように低降伏比を得るために粗粒であり、そのため低温靭性が低く、たとえば−５５℃使用の低温用倉庫には使用できないことがわかった。低温靭性に優れた低降伏比鋼に関する発明として、特開平２−１９７５２２号公報や特開平５−２１４４０号公報が開示されている。両公報とも靭性は−５５℃使用の低温用倉庫には適用可能なほど優れたデータが示されているが、低温のＹＲ値は示されていない。そこで、本発明者は両公報の記載に沿って試作した鋼の低温引張特性について調べると、たとえば−５５℃ではＹＲが８０％以上になってしまうことが判明した。また、靭性に関しても、必ずしも良い値ばかりではなく大きくばらつく結果となった。
【０００７】
従って、本発明の目的は、安定した低温靭性と、低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を有し、低温で新耐震設計を可能にする低降伏比建築向け鋼材の製造方法を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するための第１の発明は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３０ｐｐｍ、Ｏ≦３０ｐｐｍ、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、オーステナイト域で熱間圧延後、放冷してフェライトを析出させ、Ａｒ3 点経過後から水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止し、組織をフェライトとベイナイトの２相組織とすることを特徴とする、ｖＥ−55（minimum）＞１００Ｊを満たす安定した靭性が得られかつ−２０〜−６０℃で８０％以下の降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法である。
【００１０】
第２の発明は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３０ｐｐｍ、Ｏ≦３０ｐｐｍに加えて、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０２〜０．６％から選択された１種または２種以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナイト域で熱間圧延後、放冷してフェライトを析出させ、Ａｒ3 点経過後から水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止し、組織をフェライトとベイナイトの２相組織とすることを特徴とする、ｖＥ−55（minimum）＞１００Ｊを満たす安定した靭性が得られかつ−２０〜−６０℃で８０％以下の降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法である。
【００１１】
第３の発明は、さらに、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００２％に規制し、Ｃａ：Ｃａ／Ｓで０．５以上２．０以下と、ＲＥＭ：０．００５〜０．０２％との少なくともいずれか一方が添加された超大入熱溶接のＨＡＺ割れ感受性の低い、ｖＥ−55（minimum）＞１００Ｊを満たす安定した靭性が得られかつ−２０〜−６０℃で８０％以下の降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法である。
【００１２】
以下本発明を詳細に説明する。
まず本発明方法で得られる鋼材は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下であり、主たる組織がフェライトとベイナイトの２相組織とすることにより、低温で低降伏比を有している。このことは以下の知見に基づく。すなわち、本発明者らは、ミクロ組織と低温ＹＲの関係を鋭意検討した結果、以下に示す重要な知見を見いだした。
【００１３】
まず、図１は、表２、表３のＡ１ならびにＡ２鋼板を供試材に用いて、低温の降伏比に及ぼす組織の影響を調べたもので、図中のα＋ＢがＡ１鋼板、α＋ＰがＡ２鋼板である。図からわかるように、ＹＲ値は引張試験温度が低温になるほど上昇する。しかし、フェライト＋パーライト組織（α＋Ｐ）よりもフェライト＋ベイナイト（α＋Ｂ）組織の方が上昇程度が低い。そして、粗粒フェライトとベイナイトの混合組織にすることで−１００℃でもＹＲ＜８０％以下が達成されている。
【００１４】
図２は、Ａ鋼と同鋼種において酸素のみ２０〜４３ｐｐｍの範囲で変化した鋼を供試鋼に用いて、ｖＥ−５５に及ぼす酸素含有量の影響を調べたものである。フェライトとベイナイト混合組織の低温靭性は、図２に示すようにかなりのバラツキを有しているが、その下限値は酸素含有量により支配され、酸素含有量を３０ｐｐｍ以下にすることでｖＥ-55(minimum)＞１００Ｊを満たす安定した靭性が得られることを見出した。これは、酸素含有量を３０ｐｐｍ以下にすることで、マイクロクラックの発生起点となる鋼中酸化物の減少、微細化したためである。
【００１５】
以上のことから、安定した低温靭性を有し、かつ低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示す新耐震設計を可能にする低温低降伏比建築鋼材の必要条件は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下で粗粒フェライトとベイナイトの２相組織の特徴を有するであることがわかった。
【００１６】
そして、本発明方法はこのミクロ組織を得るために、以下の製造条件で鋼材を製造する。まず、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金をオーステナイト域で熱間圧延する。オーステナイト域で熱間圧延する理由は、フェライト域で圧延すると加工硬化し、低ＹＲが得られないからである。ついで、Ａｒ3 点経過後から水冷する。Ａｒ3 点経過後から水冷する理由は、オーステナイト域から加速冷却する場合には、その鋼の焼入性に応じて冷却速度制御しなければフェライトは得られ難いが、Ａｒ3 点経過後まで放冷し、一部フェライトが析出してから加速冷却した場合非常に広い冷却速度範囲で低ＹＲが得られるためである。図３は、供試鋼にＡ鋼を用いて、オーステナイト域から加速冷却した場合と、圧延後、Ａｒ3 点経過後まで放冷し、一部フェライトが析出した２相域から加速冷却した場合の−５５℃のＹＲと冷却速度の関係を示している。後者の場合には、非常に広い冷却速度範囲で低ＹＲが得られている。そして、ミクロ組織観察から、後者の場合には広い冷却速度範囲でフェライトとベイナイト混合組織が得られたためであることが判明した。ついで６５０〜４００℃で水冷を停止して、組織をフェライトとベイナイトの２相組織にする。この温度範囲に限定した理由は、停止温度が６５０℃を超える高温の場合には、組織がフェライト＋パーライト組織になってしまう。また、停止温度が４００℃を下回る低温の場合には、マルテンサイトが混入し著しく靭性が劣化してしまう。
【００１７】
つぎに、本発明に係る鋼材の各成分の添加理由および添加量を限定した説明する。Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌは、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得るために、従来から確認されている作用・効果の関係をもとに、以下のごとく限定した。
【００１８】
Ｃは最も安価な元素で強度化に有効な元素であるが、０．１８％を超えて添加すると溶接性が著しく低下する。０．０６％未満では、厚物で強度が不足し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招く。また、０．１８％超えでは、溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｃは０．０６％以上０．１８％以下に規定した。
【００１９】
Ｓｉは鋼材の強度、溶鋼の予備脱酸に必要な元素である。予備脱酸のためには、０．０５％以上の添加が必要である。０．４％を超える過剰の添加は、鋼材の靭性、溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる。したがって、Ｓｉ量は０．０５％以上０．４％以下に限定した。
【００２０】
Ｍｎは、母材の強度を確保するため、必要な元素である。０．６％未満では、厚物で強度が不足し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招く。また、Ｍｎは中央偏析しやすい元素である。１．７％を超えて添加すると、板厚中央が著しく脆化する。したがって、Ｍｎの範囲を０．６％以上１．７％以下に限定した。
【００２１】
Ａｌは、脱酸に必要な元素である。Ａｌ量として０．００１％未満では、十分な脱酸効果が期待できない。また、０．０６％を超えて過剰に添加すると、連続鋳造スラブの表面にキズが発生しやすい。したがって、Ａｌ量は０．００１％以上０．０６％以下に限定した。
【００２２】
Ｎは固体鋼中に固溶Ｎや窒化物系介在物として存在する。固溶Ｎや粗大窒化物系介在物は、鋼の低温靭性を劣化させる。３０ｐｐｍを超えてＮを含有すると固溶Ｎが存在する、また、最終凝固部には粗大な窒化物（例えばＴｉＮやＮｂＮ）が生成しやすくなり、優れた低温靭性が得られない。したがって、Ｎ含有量を０．００３％以下に規制した。
【００２３】
Ｏは既に述べたように、３０ｐｐｍを越えるとマイクロクラックの発生起点となる鋼中酸化物が増大、粗大化するため、３０ｐｐｍ以下とする。
Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、高強度化に有効な元素である。各成分の下限を限定した理由は、Ｎｂ＜０．００５％、Ｖ＜０．００５％、Ｃｕ＜０．０５％、Ｎｉ＜０．０５％、Ｃｒ＜０．０５％、Ｍｏ＜０．０２％では、明瞭な強度上昇効果が見られないためである。また、各成分の上限は以下の理由から決定された。
【００２４】
ＮｂはＮｂ（ＣＮ）、ＶはＶＣが析出し高強度化に寄与するが、０．０４％を超えたＮｂの添加、０．１％を超えたＶの添加は、降伏比を著しく上昇させてしまう。従って、Ｎｂを０．００５％以上０．０４％以下に、Ｖを０．００５％以上０．１％以下に限定した。
【００２５】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、固溶強化や焼入性向上効果を通して、高強度化に寄与する。０．６％を超えるＣｕの添加は著しくＣｕ割れ発生の危険性を増大させる。Ｎｉは高価な元素でありコストの観点から、上限を０．６％とした。１％を超えるＣｒ、０．６％を超えるＭｏの添加は溶接性を著しく劣化させる。従って、Ｃｕを０．０５％以上０．６％以下、Ｎｉを０．０５％以上０．６％以下、Ｃｒを０．０５％以上１％以下、Ｍｏを０．０２％以上０．６％以下に限定した。
【００２６】
Ｔｉは、ＴｉＮの溶接ＨＡＺ部の組織粗大化を抑制してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。０．００５％未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靭性向上効果が発揮されない。０．０１５％を超えて添加すると溶接の冷却過程でＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靭性の劣化を招く。従って、Ｔｉを０．００５％以上、０．０１５％以下に限定した。
【００２７】
Ｓは中央偏析し、その部分でＭｎＳを形成する。ＭｎＳは圧延より伸長するため、鋼板の板厚中央部には伸長したＭｎＳが他の部分より多く存在する。本発明の用途は建築向けであり、その多くは大入熱のサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）でボックス柱に組み立てられ、建築物に使用される。大入熱サブマージアーク溶接では、鉄粉入りのボンド型フラックスを大量使用するため、他の溶接法に比較すると鋼中に侵入する水素量が高くなり、しばしばその熱影響部に割れが発生する。割れの発生起点は板厚中央の伸長化したＭｎＳである。伸長ＭｎＳと地鉄界面に溶接水素が集積し、水素誘起割れを起こすのである。０．００２％を超えるＳが含有されていると、板厚中央のＭｎＳが大型化し、ボックス柱角継手部にＨＡＺ割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．００２％以下に規制した。
【００２８】
Ｐも非常に中央偏析しやすい元素であり、０．０１５％を超えて含有していると、板厚中央部を著しく硬化させる。上述のＭｎＳを起点としたＨＡＺ割れは、周囲が硬化しているほど割れが伝播しやすくなる。すなわち、大入熱サブマージアーク溶接で施工したボックス柱角継手部に水素割れ抑制のため、Ｐを０．０１５％以下に規制した。
【００２９】
Ｃａ、ＲＥＭは、ボックス柱角継手部のＨＡＺ割れ抑制のために添加する。上述したように、ＨＡＺ割れの起点は伸長したＭｎＳであり、伸長化を抑制すれば割れの防止が図られる。ＣａとＲＥＭは、鋼中硫化物をそれぞれＣａＳ、ＲＥＭ−Ｓに変化せしめ、それらは圧延しても伸長化しない。Ｃａ／Ｓ：０．５未満、ＲＥＭ：０．００５％未満では、十分な硫化物の伸長化抑制が達成されない。また、Ｃａ／Ｓ：２超え、ＲＥＭ：０．０２％超えの添加は、クラスター状の介在物（Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ、ＲＥＭ−Ｏ−Ｓ）を増やし、上記ＨＡＺ割れ抑制に逆効果である。したがって、ＣａをＣａ／Ｓで０．５以上２以下、ＲＥＭを０．００５％以上０．０２％以下に限定した。
【００３０】
【発明の実施の形態】
次に本発明の実施の形態を説明する。表１に供試鋼の化学成分を示す。鋼Ｈ、Ｉ、ＲはＴＳ６０キロ級、鋼Ｇ、ＯはＴＳ４０キロ級、その他はＴＳ５０キロ級の鋼である。すべて、軽圧下プロセスを含む連続鋳造にてスラブにされた。
【００３１】
上記の鋼を表２に示す製造条件にて鋼板とした。表３には得られた鋼板のミクロ組織、機械試験値、大入熱溶接ＨＡＺ割れ率が示されている。引張試験片は１／４ｔよりＣ方向に採取されたＪＩＳ４号である。シャルピー衝撃試験片は１／４ｔよりＬ方向に採取された。また、ｖＥ-55(ave)、ｖＥ-55(min)は、Ｎ数９の平均値と最小値である。
【００３２】
大入熱ＳＡＷ角継手耐ＨＡＺ割れ性は、図４に示す寸法・形状の試験体で半ボックス施工試験を行い、溶接部の超音波探傷を実施し、割れの発生状況を測定することより評価した。同図において、１はＳＡＷによる角溶接部、２はウェブ鋼板、３はフランジ鋼板、４はダイヤフラム、５はエレクトロスラグ溶接部、そして６は溶接漏れがないようにするための当て金であり、ｔは板厚を示す。半ボックス施工試験によるＳＡＷ角溶接は、２電極の１層溶接であり、溶接入熱は、鋼板板厚に応じて１５０ｋＪ（板厚１６ｍｍの時）〜５７０ｋＪ（板厚７０ｍｍの時）で実施した。その際、溶接フラックスには、鉄粉入りボンド型フラックスを温度３０℃、湿度８０％の環境で３時間放置し、故意に吸湿させたものを用いた。吸湿フラックスを用いたのは、溶接時に侵入する水素量を上昇させ、鋼板の溶接水素による割れ感受性を明瞭に評価するためである。溶接後、３日間放置し、図４中の矢印でＵＳＴで示した溶接フランジ角部をＪＩＳ  Ｇ  ０９０１に準じて超音波深傷を行い、割れプロフィールを、図４のように描いた。同図において、斜線部は超音波深傷により検出されたΔ欠陥およびΧ欠陥のエコー発生部分７であり、Ｃ1 、Ｃ2 、Ｃ3 はその長さ、即ち、割れ発生部分の溶接長方向の長さを示す。溶接長Ｌに対する、各割れ長さＣ1 、Ｃ2 、Ｃ3 …の和の割合（長さ％）をＨＡＺ割れ率＝（Ｃ1 ＋Ｃ2 ＋Ｃ3 ＋…）／Ｌと定義した。なお、この試験においては、Ｌ＝７００ｍｍである。
【００３３】
表２、表３をみると、熱間圧延後、Ａｒ3 温度以下から水冷し、６５０℃以下４００℃以上の温度範囲で水冷を停止した場合（Ａ１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１、Ｆ１、Ｇ１、Ｈ１、Ｉ１、Ｊ１、Ｋ１、Ｌ１、Ｍ１、Ｎ１、Ｏ１、Ｐ１、Ｑ１、Ｒ１、Ｓ１）は、フェライトとベイナイトの２相組織が得られており、−５５℃のＹＲ値も８０％以下の低い値が得られている。水冷を施していないＡ２、Ｇ２は、それぞれ発明鋼のＡ１、Ｇ１に比較した−５５℃のＹＲ値が高く、靭性が低い。Ａｒ3 温度以下から水冷しても水冷停止温度が６５０℃以上で停止したＣ２は、フェライトとパーライト組織になっており、発明鋼Ｃ１に比較すると−５５℃のＹＲ値が低く、靭性が低い。また、Ａｒ3 温度以下から水冷しても水冷停止温度が４００℃を下まわる温度で停止したＡ３、Ｉ２は、マルテンサイトが生成し、−５５℃のＹＲ値が高く、靭性が低い。
【００３４】
酸素含有量３０ｐｐｍを超えるＯ１、Ｐ１、Ｑ１、Ｒ１、Ｓ１は、ｖＥ-55 のminimum 値が低く、安定した低温靭性が得られていない。さらに、Ｎ含有量が３０ｐｐｍを超えるＰ１、Ｒ１、Ｓ１はｖＴｓも−５０℃以上と特に低靭性である。
【００３５】
Ｓ≦２０ｐｐｍ、Ｐ≦０．０１５以下でＣａ／Ｓで０．５以上２．０以下のＣａが添加された鋼Ｉ、Ｊ、Ｌおよび０．００５以上０．０２％以下のＲＥＭが添加された鋼Ｋは、ＨＡＺ割れが発生していない。Ｃａが添加されていてもＣａ／Ｓが０．５未満の鋼Ｎや２．０超えの鋼Ｍならびに過剰のＲＥＭが添加された鋼Ｓでは、ＨＡＺ割れが発生している。
【００３６】
【表１】
0003743033.tif 000002
【００３７】
【表２】
0003743033.tif 000003
【００３８】
【表３】
0003743033.tif 000004
【００３９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明にかかる製造方法は、得られた鋼材が安定した低温靭性を有し、かつ低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示すので、低温で使用される建築構造物の新耐震設計を可能にする。従って、建物の安全性が増す。また、鋼材の大量生産が可能で、しかも価額も安く、溶接施工が容易で、建設工期も短縮でき、全体として建設費が低廉で済む。
【図面の簡単な説明】
【図１】引張試験温度と降伏比（＝降伏強度／引張強度）の関係を示した図。
【図２】酸素含有量と−５５℃で試験したシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ-55 ）の関係を示した図。
【図３】−５５℃のＹＲ値と冷却条件の関係を示した図。
【図４】大入熱ＳＡＷによる半ボックス試験体の形状、および超音波探傷試験位置の説明図。
【図５】半ボックス施工試験におけるＨＡＺ割れ率の定義を説明する図。
【符号の説明】
１…ＳＡＷ角溶接部、２…ウェブ鋼板、３…フランジ鋼板、４…ダイヤフラム、５…エレクトロスラグダイヤフラム溶接部、６…当て金、７…超音波探傷によるΔ欠陥およびΧ欠陥エコー発生部分。
【図１】
0003743033.tif 000005
【図２】
0003743033.tif 000006
【図３】
0003743033.tif 000007
【図４】
0003743033.tif 000008
【図５】
0003743033.tif 000009