JP2015134945A

JP2015134945A - 浸炭用鋼

Info

Publication number: JP2015134945A
Application number: JP2014006204A
Authority: JP
Inventors: 悟中名; Satoru Nakana; 藤松　威史; Takeshi Fujimatsu; 威史藤松
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2014-01-16
Filing date: 2014-01-16
Publication date: 2015-07-27

Abstract

【課題】９５０℃以上の高温浸炭処理時に結晶粒の粗大化が防止できる被削性に優れたＢ添加型の浸炭用鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．１８％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．１０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．９０〜２．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらにＴｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％の１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる浸炭用鋼で、０．０３≦[Ｔｉ]＋１．３９[Ｎｂ]−０．４[Ｃ]≦０．１０を満足し、球状化焼なまし後に７０％の冷間据込みを行った後、３００℃／Ｈｒの昇温速度でＡｃ₃点＋２０℃まで加熱し、該温度で１．８ｋｓ保持したときのオーステナイト粒径が粒度Ｎｏ．１０．５未満の耐結晶粒粗大化特性に優れた浸炭用鋼。
【選択図】なし

Description

本願の発明は、冷間鍛造し、浸炭焼入れする浸炭用鋼に関し、特に９５０℃以上の高温の浸炭処理時に安定して結晶粒の粗大化を防止できるＢ添加型の浸炭用鋼に関する。

冷間鍛造やその他の冷間加工といった冷間工法は機械構造用部品の製造コストダウンに対して有利な工法である。しかし、冷間加工後に直接的に浸炭処理を施して部品を製造する場合、冷間加工により浸炭初期に微細なオーステナイト粒が形成される影響により、浸炭時にかえって結晶粒が粗大化しやすいという問題を有する。結晶粒が粗大化すると部品強度が低下する場合があるので、結晶粒粗大化の抑制が不可欠である。この課題があるために、冷間工法のコストメリットを十分に活かすことができていないのが現状である。部品を冷間加工した後に浸炭温度まで加熱する過程で、冷間加工時のひずみの影響により、いったんフェライトが微細に再結晶する段階を経てからオーステナイトに変態することが浸炭初期の微細なオーステナイト粒形成を促している。

そこで、従来技術として冷間加工後に熱処理を行い、前述のフェライトが再結晶する段階における、フェライト再結晶の駆動力となるひずみエネルギーを予め解放させることを通じて、浸炭時の結晶粒粗大化を抑制する方法がある（例えば、非特許文献１参照。）。また、冷間鍛造後にいったん焼ならしや高温焼なましを施すことも結晶粒粗大化抑制に有効である。しかし、これらの方法により新たな工程が追加されるため、部品コストダウンの観点からは利用しにくい。

ところで、化学成分の限定、球状化焼なまし後のラメラーパーライト面積率の制限、球状化焼なまし条件の限定を加えることにより、冷間鍛造もしくは冷間加工を行い、さらに必要に応じた切削加工を行って、所定の形状に加工してから浸炭処理を行った場合、結晶粒粗大化を起こしにくい機械構造用鋼、およびその製造方法が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。

さらに、鋼中に第２相を微細に析出させることで結晶粒の粗大化防止を目指した技術が数多く開発されており、多数の提案がある（例えば、特許文献２〜１４参照。）。ただし、本願のような省合金化や高強度化に有益なＢを添加した浸炭用鋼においては、その効果を発揮するためにＢを固溶Ｂの状態で鋼中に存在させることが重要であり、そのためにはＢと化合物を形成してしまうＮの添加量を低く抑える必要があるため、一般的なＡｌキルド鋼において結晶粒界ピン止めに効果を発揮するＡｌＮ（Ａｌ窒化物）が利用できないという特徴がある。したがって、上記提案のような方法のみでは、冷間鍛造もしくは他の手段による冷間加工をした後に高温での直接浸炭を行った場合、浸炭後に整細粒を安定的に維持することは困難であり、さらなる条件の限定が必要と考えられた。そこで、Ｂ添加型の浸炭用鋼における結晶粒界ピン止めのためにＴｉ炭化物やＴｉＮｂ炭化物を利用することを案出したが、一方でそれらは鋼材の被削性を低下させる場合もあるため、耐結晶粒粗大化特性と被削性を高度に両立させる条件を検討する必要があった。

特開２０１０−２４２２０９号公報特開平４−２４７８４８号公報特開平８−１９９３０３号公報特開平９−５９７４５号公報特開平１０−８１９３８号公報特開２０００−６３９４３号公報特開２００１−２００３８号公報特開２００１−２７９３８３号公報特開平４−１７６８１６号公報特許第２７１６３０１号公報特開平１０−１３０７２０号公報特開平１０−１５２７５４号公報特開平１１−５０１９１号公報特開２００１−３０３１７４号公報

Ｋ．Ｃ．Ｅｖａｎｓｏｎ，Ｇ．ＫｒａｕｓｓａｎｄＤ．Ｋ．Ｍａｔｌｏｃｋ：ＧｒａｉｎＧｒｏｗｔｈｉｎＰｏｌｉｃｒｙｓｔａｌｌｉｎＭａｔｅｒｉａｌｓＩＩＩ，ｅｄ．ｂｙＨ．Ｗｅｉｌａｎｄ，Ｂ．Ｌ．ＡｄａｍｓａｎｄＡ．Ｄ．Ｒｏｌｌｅｔ，ＴＭＳ，Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ，ＰＡ（１９９３），５９９．

本発明が解決しようとする課題は、冷間鍛造した後、焼ならしや高温焼なましを施すことなく、浸炭焼入れする浸炭用鋼であり、９５０℃以上の高温浸炭処理時に安定して結晶粒の粗大化を防止でき、なおかつ被削性に優れたＢ添加型の浸炭用鋼を提供することである。

上記の課題を解決するための本発明の手段は、第１の手段では、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．１８％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．１０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．９０〜２．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらにＴｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％のうち１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる浸炭用鋼であり、下記（１）式を満足し、なおかつ、球状化焼なまし後に７０％の冷間据込みを行った後に、３００℃／Ｈｒの昇温速度でＡｃ₃点＋２０℃の温度まで加熱し、その温度にて１．８ｋｓ保持したときのオーステナイト粒径が粒度Ｎｏ．１０．５未満であることを特徴とする耐結晶粒粗大化特性と被削性に優れた浸炭用鋼である。なお、ここでいうＡｃ₃点とは鋼材を３００℃／Ｈｒで昇温したときに鋼材のオーステナイト化が完了する温度のことである。
０．０３≦[Ｔｉ]＋１．３９[Ｎｂ]−０．４[Ｃ] ≦０．１０・・・（１）

第２の手段では、第１の手段の化学成分に加え、さらにＮｉ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる浸炭用鋼であり、下記（１）式を満足し、なおかつ、球状化焼なまし後に７０％の冷間据込みを行った後に、３００℃／Ｈｒの昇温速度でＡｃ₃点＋２０℃の温度まで加熱し、その温度にて１．８ｋｓ保持したときのオーステナイト粒径が粒度Ｎｏ．１０．５未満であることを特徴とする耐結晶粒粗大化特性と被削性に優れた浸炭用鋼である。
０．０３≦[Ｔｉ]＋１．３９[Ｎｂ]−０．４[Ｃ] ≦０．１０・・・（１）

本発明は、上記の手段としたことにより、被削性を劣化させることなく、９５０℃以上の高温の浸炭処理時においても結晶粒の粗大化の防止が安定して図られたＢ添加型の浸炭用鋼が得られる。

本発明を実施するための形態について説明するにあたり、まず、上記の各請求項の手段における鋼の化学成分の限定理由について説明する。なお、化学成分における各元素の％は質量％で示す。

Ｃ：０．１０〜０．１８％、望ましくは０．１０〜０．１６％、さらに望ましくは０．１２〜０．１６％
Ｃは、機械構造用部品として鋼材の焼入焼戻し後の強度もしくは浸炭焼入焼戻し後の芯部強度を確保するために必要な元素である。Ｃは０．１０％未満では強度を確保できず、０．１８％を超えると素材の硬度が上昇して加工性が低下するだけでなく、浸炭時のオーステナイト粒が小さくなり、結晶粒の粗大化が発生し易くなる。そこで、Ｃは０．１０〜０．１８％とし、望ましくは、０．１０〜０．１６％とする。さらに望ましくは０．１２〜０．１６％とする。

Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、望ましくは０．２０〜０．６０％
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入性を付与し、また一定量以上の添加で浸炭異常層深さを浅くする効果がある。Ｓｉは、その効果を得るために、０．１０％以上の添加が必要である。一方、Ｓｉは０．８０％を超えると素材の硬度を高めるため、加工性を低下させる。そこで、Ｓｉは０．１０〜０．８０％とし、望ましくは０．２０〜０．６０％とする。

Ｍｎ：０．１０〜０．９０％、望ましくは０．２０〜０．５０％
Ｍｎは、焼入性を確保するために必要な元素である。しかし、Ｍｎが０．１０％未満では焼入性への効果は十分に得られない。一方、Ｍｎは０．９０％を超えると機械加工性を低下させると同時に、浸炭時の結晶粒の粗大化が発生し易くなる。そこで、Ｍｎは０．１０〜０．９０％とし、望ましくは０．２０〜０．５０％とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、スクラップから含有される不可避な元素であるが、粒界に偏析して衝撃強度や曲げ強度などの特性を低下させる。そこで、Ｐは０．０３０％以下とする。

Ｓ：０．０３０％以下、望ましくは０．０２０％以下
Ｓは、被削性を向上させる元素であるが、非金属介在物であるＭｎＳを生成して横方向の靱性および疲労強度を低下する。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。さらに強度が重視される場合には０．０２０％以下とする。

Ｎｉ：≦２．００％、望ましくは１．８０％以下
Ｎｉは、鋼の焼入性および靭性の向上に有効な元素である。しかし、Ｎｉが２．０％を超えると、素材の硬度が上昇し過ぎて加工性を低下させ、かつ、鋼材のコストが上昇する。
そこで、Ｎｉは２．００％以下とする。望ましくは１．８０％以下とする。

Ｃｒ：０．９０〜２．５０％、望ましくは１．３５〜２．１０％、さらに望ましくは１．５０〜２．１０％
Ｃｒは、焼入性を確保するために必要な元素である。しかし、Ｃｒが０．９０％未満ではこれらの効果を十分に得られない。一方、Ｃｒは２．５０％を超えると浸炭を阻害し、また素材硬度を上昇させて機械加工性を低下させる。そこで、Ｃｒは０．９０〜２．５０％とし、望ましくは１．３５〜２．１０％とする。さらに望ましくは１．５０〜２．１０％とする。

Ｍｏ：≦１．００％、望ましくは０．３５％以下
Ｍｏは、鋼の焼入性、靭性および焼戻し軟化抵抗特性の向上に必要な元素である。しかし、Ｍｏが１．００％より多すぎると加工性を低下させ、かつ、鋼材コストが上昇する。そこで、Ｍｏは１．００％以下とする。望ましくは０．３５％以下とする。

Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸材として使用される元素である。この効果を得るため、Ａｌは０．０１０％以上の添加が必要である。一方、Ａｌは０．０５０％を超えて添加されると大型のアルミナ系介在物を形成し、疲労特性および加工性を低下する。そこで、Ａｌは０．０１０〜０．０５０％とする。

Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、望ましくは０．０２〜０．０８％
Ｔｉは、ナノオーダーサイズのＴｉ炭化物やＮｂＴｉ炭化物を形成し、結晶粒粗大化を防止する効果をもたらす。さらに、ＴｉはＮと結合することにより、ＢがＮと結合してＢＮとなることを防ぐ。その効果を得る場合には、Ｔｉは０．０１％以上添加される必要がある。一方、Ｔｉは０．０８％を超えて添加されると被削性を損なう。そこで、Ｔｉは０．０１〜０．０８％とする。望ましくは０．０２〜０．０８％とする。

Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、望ましくは０．０３〜０．０８％
Ｎｂは、ナノオーダーサイズのＮｂ炭化物やＮｂＴｉ炭化物を形成し、結晶粒粗大化を防止する効果をもたらす。しかし、Ｎｂは０．０１％未満では、その効果は得られない。一方、Ｎｂは０．０８％を超えると結晶粒粗大化防止効果が飽和するのみならず、析出物の量が過剰となり被削性を低下させる。そこで、Ｎｂは０．０１〜０．０８％とする。望ましくは０．０３〜０．０８％とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、極く少量固溶させることで鋼の焼入性や結晶粒界強度を著しく向上させる元素であり、さらには添加することによって他の合金元素の添加量を減らすことができるため、鋼材コストを下げるのに有効な元素であり、必須の添加とする。しかし、Ｂは０．０００５％未満では焼入性の向上効果が小さい。一方、Ｂは０．００５０％を超えるとかえって強度を低下させる。そこで、Ｂは０．０００５〜０．００５０％とする。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、ＢＮの生成を抑制してＢの強度および焼入性の向上効果を確保するためにその量を低減する必要があり、この効果はＮが０．０１０％以下にすることで得られる。そこで、Ｎは０．０１０％以下とする。

０．０３≦[Ｔｉ]＋１．３９[Ｎｂ]−０．４[Ｃ] ≦０．１０・・・（１）とする理由
冷鍛後の浸炭処理時において結晶粒の粗大化を防止するには、ＴｉとＮｂの含有量を必要量確保するのみならず、併せてＣ含有量を少なくすることが有効である。ＴｉとＮｂ含有量を多くすることで結晶粒界の移動を抑制するピンニング粒子として寄与する炭化物をより多く分散させることができる。ただし、分散量が多すぎると、被削性の低下を招く。一方、Ｃ含有量を少なくすることで、浸炭時のオーステナイト粒は大きくなり、そのため、オーステナイトの粒成長駆動力は小さくなる。したがって、Ｃ含有量を少なくすることは結晶粒粗大化を防止するために有利である。また、（１）式に従ったＣ含有量の制限は同時に被削性の改善にも有効に寄与する。したがって、[Ｔｉ]＋１．３９[Ｎｂ]−０．４[Ｃ]で表すパラメーターの値を０．０３以上、０．１０以下に制御しておくことで、被削性を確保するとともに、結晶粒度特性の向上が可能である。なお、このパラメーターの値が０．０３未満であると、優れた結晶粒度特性が得られず、０．１０超ではその効果が飽和するのと同時に被削性は低下してしまう。そこで、該パラメーターの値を０．０３以上、０．１０以下とし、望ましくは０．０４以上、０．１０以下とする。さらに望ましくは該パラメーターの値を０．０４以上、０．０８以下とする。

球状化焼なまし後に７０％の冷間据込みを行った後に、３００℃／Ｈｒの昇温速度でＡｃ₃点＋２０℃の温度まで加熱し、その温度にて１．８ｋｓ保持したときのオーステナイト粒径が粒度Ｎｏ．１０．５未満とする理由
上記（１）式を満たした上で、この条件にて加熱を行った場合のオーステナイト粒径が粒度Ｎｏ．１０．５未満とすることにより、結晶粒成長のための駆動力となる粒界エネルギーを低く抑えることができるため、浸炭処理を行った際の結晶粒粗大化を防止することができる。なお、本発明鋼において結晶粒粗大化を防止できる温度は低くとも９５０℃である。

表１に示す鋼種Ａ〜鋼種Ｊの１０種の比較鋼（鋼種ＡはＪＩＳ−ＳＣＲ４２０、鋼種ＢはＪＩＳ−ＳＣＭ４２０）および鋼種Ｋ〜鋼種Ｓの９種の発明鋼のそれぞれの化学成分を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を１００ｋｇ真空溶解炉で溶製した。鋼の凝固の過程において生成した炭化物や窒化物を鋼のマトリックス中に十分に固溶させるために、得られた鋼を、１３００℃に加熱して１０．８ｋｓ保持した後、直径４０ｍｍの棒鋼と直径６０ｍｍの棒鋼にそれぞれ鍛伸した。次に、これらの棒鋼を加熱して９８０℃に加熱して３．６ｋｓ保持した後に空冷して焼ならしを施し、さらに最高温度が７７０℃の球状化焼なまし処理を施した。

次に、上記の球状化焼なまし処理を施した直径４０ｍｍの棒鋼における中心から直径の４分の１だけ離れた箇所付近から、切削加工によって直径１４ｍｍで長さ２１ｍｍの円柱型試験片を作製した。この場合、試験片の長さ方向は母材の鍛伸方向と一致させた。万能試験機を用いて試験片に高さ比で７０％の冷間据え込み加工を施した。なお、本発明において冷間加工率は特に７０％に限定されるものではない。

次に、浸炭時の結晶粒粗大化温度を確認するために擬似浸炭試験を行った。この試験は浸炭処理の加熱パターンのみを模擬した熱履歴を試験片に付与することで、実際の浸炭処理を行わなくとも結晶粒度特性を評価することができる慣例的な試験である。表１に示す鋼種Ｋ〜鋼種Ｓの９種の発明鋼と、請求項から外れる鋼種Ａ〜鋼種Ｊの１０種の比較鋼のそれぞれを、冷間据え込み加工して試験片に形成し、この試験片を２分割し、その１片を３００℃／Ｈｒで１０００℃に昇温して、９２５℃、９５０℃、９７５℃、１０００℃の各温度で１０．８ｋｓ保持した後、それらの保持温度からそれぞれ水冷して、疑似浸炭処理を行った。さらに、擬似浸炭初期のオーステナイト粒径を観察するために、３００℃／Ｈｒの昇温速度でＡｃ₃点＋２０℃に昇温して、１．８ｋｓ保持した後に水冷する試料も準備した。この疑似浸炭処理後に、試験片の断面を鏡面研磨し、これを飽和ピクリン酸溶液で腐食して、旧オーステナイト粒界を現出させて粗大粒の有無を判定した。なお、断面内に粒度Ｎｏ．５未満の粒が１個でもあれば粗大粒有と判定した。擬似浸炭初期のオーステナイト粒径を観察するための試料では、旧オーステナイト粒の粒度Ｎｏ．を測定した。その結果を表２に示す。

さらに、上記の球状化焼なまし処理を施した直径６０ｍｍの棒鋼を用いて、旋削試験を実施した。試験において、工具としてＪＩＳ規格のＰ２０で刃先のＲが０．４ｍｍである超硬製のチップを使用し、切削油は使わず、周速が１５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度が０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み量が０．５ｍｍの条件で試験材の切削を行い、１０ｍｉｎ旋削加工後の超硬チップの逃げ面摩耗量を評価した。その結果を表２に示す。

表１および表２において、鋼種ＡはＪＩＳ−ＳＣＲ４２０であり、鋼種ＢはＪＩＳ−ＳＣＭ４２０である。これらは、９２５℃の擬似浸炭にて結晶粒が粗大化している。また、鋼種Ｃ〜鋼種Ｊは、Ｃ量、Ｔｉ量、Ｎｂ量、Ａ値（[Ｔｉ]＋１．３９[Ｎｂ]−０．４[Ｃ]）、擬似浸炭初期のオーステナイト粒径のいずれか一つもしくは一つ以上が請求項を満足しないものである。このうち、Ｃ量が本願請求の成分範囲を満足し、かつＡ値が請求項の上限値を超える比較例の鋼種Ｅ、鋼種Ｇは、９５０℃の擬似浸炭にて結晶粒の粗大化はないが、これらの鋼種を除いたＣ量が本願請求の成分範囲を満たさない、および／またはＡ値が請求項の下限値を下回る比較鋼は、９２５℃あるいは９５０℃の擬似浸炭において結晶粒が粗大化している。他方で、Ａ値が請求項の上限値を超える鋼種Ｅ、鋼種Ｇ、鋼種Ｉの旋削試験でのチップ摩耗量は、ＪＩＳ−ＳＣＲ４２０などのその他鋼種と比較しても大きくなっており、旋削加工性に劣る。

発明鋼である鋼種Ｋ〜鋼種Ｓは、いずれも擬似浸炭での結晶粒粗大化温度が低くとも９７５℃以上であり結晶粒度特性に優れる。特に、鋼種Ｋ、鋼種Ｏ、鋼種Ｐ、鋼種Ｑ、鋼種Ｓでは１０００℃の擬似浸炭でも結晶粒が粗大化していない。鋼種Ｏは、比較鋼である鋼種Ｊと比較すると、ほぼＣ量が異なるだけであるが、Ｃ量が低いことにより擬似浸炭初期の初期オーステナイト粒径が大きくなることを通じて、結晶粒の粗大化温度が大きく向上している。他方、鋼種Ｋ〜鋼種Ｓの旋削試験における超硬チップの摩耗量は、ＪＩＳ−ＳＣＲ４２０やＪＩＳ−ＳＣＭ４２０などの一般鋼である鋼種Ａあるいは鋼種Ｂと比較しても、ほぼ同等であり、旋削加工性は良好である。

以上のように、本発明の実施例の各発明鋼は、被削性を劣化させることなく、９５０℃以上の高温の浸炭処理時においても安定して結晶粒の粗大化を防止できる浸炭用鋼であることが確認されている。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１０〜０．１８％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．１０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．９０〜２．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらにＴｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％のうち１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる浸炭用鋼であり、下記（１）式を満足し、なおかつ、球状化焼なまし後に７０％の冷間据込みを行った後に、３００℃／Ｈｒの昇温速度でＡｃ₃点＋２０℃の温度まで加熱し、その温度にて１．８ｋｓ保持したときのオーステナイト粒径が粒度Ｎｏ．１０．５未満であることを特徴とする耐結晶粒粗大化特性に優れた浸炭用鋼。
０．０３≦[Ｔｉ]＋１．３９[Ｎｂ]−０．４[Ｃ]≦０．１０・・・（１）
請求項１の化学成分に加え、さらに質量％で、Ｎｉ：２．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる浸炭用鋼であり、下記（１）式を満足し、なおかつ、球状化焼なまし後に７０％の冷間据込みを行った後に、３００℃／Ｈｒの昇温速度でＡｃ₃点＋２０℃の温度まで加熱し、その温度にて１．８ｋｓ保持したときのオーステナイト粒径が粒度Ｎｏ．１０．５未満であることを特徴とする耐結晶粒粗大化特性に優れた浸炭用鋼。
０．０３≦[Ｔｉ]＋１．３９[Ｎｂ]−０．４[Ｃ]≦０．１０・・・（１）