(57)【要約】【課題】厚肉製品においても、高い強度と適度な延性を併せ持ち、しかも靭性や溶接性にも優れ、さらに比較的安価である高強度鋳鋼材料およびその製造方法を提供すること。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：１．５〜３％、Ｎｉ：０．５〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｖ：０．１〜０．２５％、Ｃａ：０．０１〜０．０５％を含有し、かつＣａおよびＳの含有量が質量％でＳ×２．５≦Ｃa≦Ｓ×４．５の関係を満足し、ＭｏおよびＶの含有量が質量％で０．３％≦Ｖ＋０．５３×Ｍｏ≦０．４％の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高強度鋳鋼材料。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．０１５％以下、
Ｃｕ：１．５〜３％、
Ｎｉ：０．５〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜０．５％、
Ｖ  ：０．１〜０．２５％、
Ｃａ：０．０１〜０．０５％
を含有し、かつ
ＣａおよびＳの含有量が質量％で
Ｓ×２．５≦Ｃa≦Ｓ×４．５
の関係を満足し、
ＭｏおよびＶの含有量が質量％で
０．３％≦Ｖ＋０．５３×Ｍｏ≦０．４％
の関係を満足し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高強度鋳鋼材料。
【請求項２】
前記ＣａをＮｉ＋Ｃａ合金によって添加することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋳鋼材料。
【請求項３】
Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４
で示される炭素当量の値が、質量％で０．６％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高強度鋳鋼材料。
【請求項４】
肉厚が２００ｍｍ以下で、９００ＭＰａ以上の引張強さと、１０％以上の伸びと、２７Ｊ以上の室温衝撃吸収エネルギーを同時に満足することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の高強度鋳鋼材料。
【請求項５】
請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋳鋼素材を、８５０〜１０００℃で加熱後、その温度から１５０℃まで、平均冷却速度５℃／秒以上の速度で冷却し、４５０〜６５０℃で１〜２時間の時効処理を施すことを特徴とする高強度鋳鋼材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に特殊車両部品や建築・土木・橋梁などの構造部材及び金型に使用する、強度、延性、溶接性に優れた高強度鋳鋼材料およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、過酷な条件下で使用される車軸、サスペンション等の特殊車両の足回り部品や多様なデザインと大空間を創造するための建築構造物用金物部品および高寿命を求められる金型部材等を製造する際には、高強度でかつ延性に優れ、形状自由度の高い素材が求められている。これは、これらの最終製品の大型化に伴う総重量の増加を抑えるため、上記部品や部材を極力薄くして軽量化する必要があるためである。
【０００３】
上記部品や部材の素材として用いられる鉄系構造用素材には、圧延鋼材、鍛鋼材、および鋳鋼材があるが、高度な要求がある用途には一般に圧延鋼材や鍛鋼材が適用される。これは、鋳鋼材は同一強度の圧延鋼材や鍛鋼材と比較した場合、延性が低く、上記のような要求を満たすことが難しいからである。
【０００４】
一方、最近になって、上記部品や部材に対する軽量化要求がますます強くなる傾向にあり、これらを軽量化するために上記部品や部材に対して、さらに複雑な形状が求められるようになってきている。しかしながら、圧延鋼材や鍛鋼材は、その製造プロセスの関係から、得ようとする部品や部品の形状の自由度が制限されるため、このような要求に十分に対応できないという問題が顕在化してきている。
【０００５】
このような背景から、近年、複雑な形状が得られる鋳鋼材を高強度化および高延性化する技術が提案されている。例えば特許文献１では、焼入性倍数や溶接性指数により成分組成を限定した鋳鋼材が提案されている。特許文献２では、ベイナイトパラメータや高じん性倍数、炭素当量、溶接割れ感受性により成分組成を限定した鋳鋼材が提案されている。また、特許文献３では、特定組成鋳鋼をオーステンパー処理した高強度・高靭性鋳鋼が提案されている。さらに、本発明の出願人による特許文献４では、強度および焼入れ性向上に有効で、かつ延性や溶接性に及ぼす悪影響の小さいＮｉを添加することにより高強度強靭性の鋳鋼材を実現している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第３５０９６３４号公報
【特許文献２】特許第３５３６００１号公報
【特許文献３】特開２００３−３０６７４１号公報
【特許文献４】特許第４７９０５１２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、上記用途の部品や部材としては、軽量化のために極力薄肉化してもなお１００ｍｍを超えるような厚さが必要なものも存在し、このような厚肉の部品や部材を構成する鋳鋼材料に対して引張強さが９００ＭＰａ以上でかつ伸びが１０％以上の高強度および高延性が求められている。また、材料コストが比較的安価であることや、材料としての靭性が高くかつ実用材料に欠かせない溶接性を良好にするために室温衝撃吸収エネルギーを２７Ｊ以上とすることも要求される。
【０００８】
しかし、上記特許文献１および特許文献２の材料はいずれも引張強さが７００ＭＰａ前後であり、また、特許文献４では、１０００ＭＰａ超の引張強さを実現しているが、高価なＮｉを３〜４％添加する必要があるために材料コストが増加し、その適用には制限があった。さらに、これら従来技術では、焼入れのみによって高強度を得るため、焼入れ深さに限界があり、厚肉製品内部での強度低下が避けられない。
【０００９】
さらに、特許文献３では、９００ＭＰａ超の引張強さと１０％程度の伸びを実現しているが、オーステンパー処理が必須であり、適用可能な部品や部材のサイズは比較的小さなものに限定され、１００ｍｍ以上の厚肉の部品や部材に適用することは困難である。
【００１０】
このように、１００ｍｍを超えるような厚肉の部品や部材に適用して、９００ＭＰａ以上の引張強さと１０％以上の伸び、および２７Ｊ以上の室温衝撃吸収エネルギーを得ることができ、かつ比較的安価である鋳鋼材料を得る技術は未だ実現されていない。
【００１１】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、厚肉製品においても、高い強度と適度な延性を併せ持ち、しかも靭性や溶接性にも優れ、さらに比較的安価である高強度鋳鋼材料およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、以下の事項を組み合わせることが有効であることを見出した。
（ｉ）Ｃｕを適量添加し、その析出に伴う強化作用によって高強度を得る。
（ii）厚肉製品において、溶体化処理後の急冷（焼入れに相当）時に起きる表層に比べ内部の強度が低くなる質量効果を析出強化によって緩和する。
（iii）Ｖ＋Ｍｏの添加によって、高温時効を可能にし、高強度と適度な延性を同時に得る。
（iv）Ｓ量に応じたＣａを添加して、硫化物の形態を制御して延性を改善する。
【００１３】
本発明は、これらの知見に基づいてなされたもので、以下の（１）〜（５）を提供する。
【００１４】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．０１５％以下、
Ｃｕ：１．５〜３％、
Ｎｉ：０．５〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜０．５％、
Ｖ  ：０．１〜０．２５％、
Ｃａ：０．０１〜０．０５％、
を含有し、かつ
ＣａおよびＳの含有量が質量％で
Ｓ×２．５≦Ｃa≦Ｓ×４．５
の関係を満足し、
ＭｏおよびＶの含有量が質量％で
０．３％≦Ｖ＋０．５３×Ｍｏ≦０．４％
の関係を満足し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高強度鋳鋼材料。
【００１５】
（２）上記（１）において、前記ＣａをＮｉ＋Ｃａ合金によって添加することを特徴とする高強度鋳鋼材料。
【００１６】
（３）上記（１）または（２）において、Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４
で示される炭素当量の値が、質量％で０．６％以下であることを特徴とする高強度鋳鋼材料。
【００１７】
（４）上記（１）〜（３）のいずれかにおいて、肉厚が２００ｍｍ以下で、９００ＭＰａ以上の引張強さと、１０％以上の伸びと、２７Ｊ以上の室温衝撃吸収エネルギーを同時に満足することを特徴とする高強度鋳鋼材料。
【００１８】
（５）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の成分組成を有する鋳鋼素材を、８５０〜１０００℃で加熱後、その温度から１５０℃まで、平均冷却速度５℃／秒以上の速度で冷却し、４５０〜６５０℃で１〜２時間の時効処理を施すことを特徴とする高強度鋳鋼材料の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、比較的安価な合金組成および簡易な熱処理により、厚肉部品または部材においても、優れた強度と延性を兼備し、靭性や溶接性も良好な鋳鋼材料およびその製造方法を提供することができ、その効果はきわめて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】鋳鋼品の機械的性質を評価するための供試材形状を示す図である。
【図２】溶接性評価のための溶接部開先形状を示す図である。
【図３】溶接材の継ぎ手付近のマクロ組織を示す写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下、本発明を鋼の化学成分および製造方法の限定理由について詳細に説明する。なお、特に断わらない限り成分における％表示は質量％である。
【００２２】
［化学成分］
Ｃ：０．０５〜０．２％
Ｃは鋳鋼材の強度及び焼入れ硬さ向上に有効な元素である。また、ＶやＭｏと結びついて炭化物を形成し、焼戻し軟化抵抗性を向上させ、高温時効による強度低下を相殺する他、溶接熱影響部の機械的性質の低下を防止する。しかし、その含有量が０．０５％未満では９００ＭＰａ以上の引張強さを得ることができず、また０．２％を超えると延性が低下するとともに溶接割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量を０．０５〜０．２％の範囲とする。
【００２３】
Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは脱酸及び湯流れ性改善を目的として添加する元素である。しかし、その含有量が０．１％未満では溶鋼の湯流れ性が低く、鋳造品質の劣化を招く。また、Ｓｉは遷移温度を高温側に移動させて靭性を低下させ、その含有量が０．５％超では脆化が大きくなる。したがって、Ｓｉ含有量を０．１〜０．５％の範囲とする。
【００２４】
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは鋳鋼材の強度向上に有効な元素であり、脱酸効果も有する。しかし、その含有量が０．５％未満ではその効果が少なく、１．５％を超えると延性が低下するとともに炭素当量が増加し、溶接性の劣化が大きくなる。したがって、Ｍｎ含有量を０．５〜１．５％の範囲とする。
【００２５】
Ｃｕ：１．５〜３％
ＣｕはＦｅ合金に添加すると、その溶解度が温度によって大きく変化するため、高温で均質化した後、時効処理することにより、強度を高める効果がある。しかし、その含有量が１．５％未満では強度向上効果が小さく、９００ＭＰａ以上の引張強さが得られず、また、３％を超えると延性が低下して１０％以上の伸びが得られなくなる。したがって、Ｃｕ含有量を１．５〜３％の範囲とする。
【００２６】
Ｎｉ：０．５〜１．５％
Ｎｉは鋳鋼材の強度向上に有効であり、かつ延性や溶接性に及ぼす悪影響が非常に小さく、また、靱性を改善する効果が大きいため添加する。しかし、その含有量が０．５％未満ではその効果が不十分で、１．５％を超えると材料コストの増大が無視できなくなる。したがって、Ｎｉ含有量を０．５〜１．５％の範囲とする。
【００２７】
Ｍｏ：０．３〜０．５％
Ｍｏは鋳鋼材の焼入れ性を高め、強度向上に有効な元素である。また、Ｃと結びついて炭化物を形成し、二次硬化して強度を保つため、時効温度を高くすることができ、結果として延性を向上させることが可能になる。しかし、その含有量が０．３％未満ではその効果が少なく、０．５％を超えると冷却速度が遅い厚肉部にフェライトを析出させ、強度が低下するとともに炭素当量が増加し溶接性を低下させる。したがって、Ｍｏ含有量を０．３〜０．５％の範囲とする。
【００２８】
Ｖ：０．１〜０．２５％
ＶはＭｏと類似の効果があり、Ｃと結びついて炭化物を形成し、強度を保つため、時効温度を高くすることができ、延性の向上が可能になる。しかし、その含有量が０．１％未満ではその効果が不十分で、０．２５％超では延性が低下する。したがって、Ｖ含有量を０．１〜０．２５％の範囲とする。
【００２９】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．０１５％以下
ＰおよびＳは母材の靱性に大きな影響を及ぼす元素である。それぞれ０．０１５％を超えて含有されると母材の靱性を著しく低下させる。したがってＰおよびＳの含有量を０．０１５％以下とする。
【００３０】
Ｃａ：０．０１〜０．０５％
ＣａはＳと結びついて高融点硫化物を形成し、低融点のＦｅＳやＭｎＳが結晶粒界に生成するのを防止し、延性を向上させる効果がある。Ｓを０．０１５％以下含有する場合において、Ｃａ含有量が０．０１％未満ではその効果が小さく、０．０５％を超えるとＳ含有量に対して過剰になり、材料費の増大を招く。したがって、Ｃａ含有量を０．０１〜０．０５％の範囲とする。
【００３１】
Ｓ×２．５≦Ｃａ≦Ｓ×４．５
さらに、Ｃａ含有量をＳ量に応じて調整することが好ましい。しかし、Ｃａ＜Ｓ×２．５ではＣａの効果が小さくなる傾向があり、Ｃａ＞Ｓ×４．５では効果が飽和し、さらに、介在物の生成および巻込みのおそれがあるとともに材料費が高くなる傾向にある。したがって、Ｃａ含有量は、Ｓ×２．５≦Ｃａ≦Ｓ×４．５の範囲とする。
【００３２】
なお、ＣａはＣａ含有合金で添加され、Ｃａ−Ｓｉ等によって添加することもできるが、Ｃａは酸素との反応性が高く、高歩留まりで添加するためには、９５％Ｎｉ−５％Ｃａ等のＮｉ−Ｃａ合金で添加することが好ましい。
【００３３】
０．３％≦Ｖ＋０．５３×Ｍｏ≦０．４％
前記のように、Ｖ及びＭｏはＣと結びついて炭化物を形成することにより強度を向上させる効果があり、それぞれ単独の範囲を定めたが、好ましくは、Ｖ＋０．５３Ｍｏが０．３％以上で大きな強度向上効果が得られ、また、Ｖ＋０．５３Ｍｏが０．４％を超えると延性が低下する傾向にある。したがって、０．３％≦Ｖ＋０．５３Ｍｏ≦０．４％の範囲とする。
【００３４】
Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４≦０．６％
Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４で示される炭素当量は溶接性を評価する値である。炭素当量が０．６％を超えると硬化性が大きくなるため、低温割れの発生や溶接部の延性低下などを防止するには特別な熱管理が必要になる。したがって、炭素当量は０．６％以下とすることが好ましい。なお、必要に応じて、本発明組成範囲で溶接構造用鋳鋼品（ＪＩＳ  Ｇ５１０２）鋼種と同等の炭素当量に調整することも可能である。
【００３５】
なお、上記組成を有する合金成分の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。
【００３６】
［製造条件］
８５０〜１０００℃で加熱後急冷（平均冷却速度５℃／秒）
加熱温度が８５０℃未満では、基地中へのＣｕの固溶が完全でなく、十分な強度向上が得られず、１０００℃を超えると、Ｃｕの固溶量はそれ以上増加しないばかりか、組織が粗大化して材料の靭性が低下する。また、時効処理効果を十分得るには、処理前にＣｕが基地中に過飽和に固溶している必要があり、そのために加熱後の冷却を急冷とする。具体的には、冷却開始温度から１５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒未満では粗大なＣｕ粒子の析出が起こり、所望の引張強さが得られない。したがって冷却開始温度８５０〜１０００℃から１５０℃までの平均冷却速度を５℃／秒以上の急冷と規定する。冷却条件は処理物の大きさにより調整することが好ましく、たとえば肉厚１５０ｍｍ以下では空冷または油冷、肉厚１５０ｍｍ超では油冷または水冷とすればよい。
【００３７】
４５０〜６５０℃で１〜２時間の時効処理
上記加熱・急冷後、適当な温度に保持することにより、過飽和に固溶したＣｕが微細な粒子として組織中に析出して材料を硬化させ、引張強さが増加する。４５０℃未満では析出完了までの時間が長時間となり、６５０℃を超えると引張強さが低下し始めるので、時効温度を４５０〜６５０℃と規定する。また、保持時間が１時間未満では、低温時効においてＣｕ微粒子の析出量が少なく所望の引張強さが得られず、２時間を超えると高温時効において過時効となり引張強さが低下するので、時効処理の保持時間を１〜２時間と規定する。
【００３８】
このようにして得られる本発明の高強度鋳鋼材料は、肉厚が２００ｍｍ以下で、９００ＭＰａ以上の引張強さと、１０％以上の伸びと、２７Ｊ以上の室温衝撃吸収エネルギーを同時に満足する特性を得ることができる。
【実施例】
【００３９】
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す各化学組成の鋳鋼材を高周波誘導炉で大気溶解し、図１に示すＪＩＳ  Ｇ０３０７の図１ｂに準拠した試験体１を鋳造した。さらに、Ｎｏ．１０組成材については試験体１に加え、試験体２（幅２００ｍｍ×肉厚２００ｍｍ／１００ｍｍ／５０ｍｍ／２５ｍｍの階段状試験体）および試験体３（５０ｍｍ×１５０ｍｍ×３００ｍｍの板状試験体）を鋳造した。いずれも鋳型にはＣＯ２プロセス珪砂型を用いた。
【００４０】
まず、Ｎｏ．７組成材（試験体１）を用いて機械的性質におよぼす熱処理条件の影響を調べた。
【００４１】
熱処理試験条件と引張試験結果を表２に示す。なお、ここでは、表２に示す加熱温度から１５０℃以下まで冷却し、冷却開始温度から１５０℃までの平均冷却速度が水冷および空冷では５℃／秒以上であり、炉冷では５℃／秒未満であった。熱処理条件が本発明の範囲内である条件Ｃ、Ｄ、Ｇ、Ｈ、Ｊ、Ｌにおいては、時効温度が４５０℃以上で伸びが１０％以上となり、また時効温度が６５０℃以下において９００ＭＰａ以上の引張強さが得られ、強度と延性のバランスが良い。これは、時効温度に応じて固溶していたＶおよびＭｏが微細な炭化物として析出し、過時効による軟化を相殺するためである。
【００４２】
一方、熱処理条件が本発明の範囲外である条件Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｆ、Ｉ、Ｋ、Ｍは、いずれも引張強さ９００ＭＰａ以上と伸び１０％以上を同時に満足することはできなかった。
【００４３】
次に、各組成材の試験体１を９００℃で２時間保持した後に水冷し、引き続き６５０℃で２時間保持の時効処理を行って引張試験片（直径１０ｍｍ、評点間距離５０ｍｍ）とシャルピー衝撃試験片（２ｍｍＶノッチ）に機械加工し、常温で材料試験を行ってＪＩＳ規格素材の機械的性質におよぼす化学組成の影響を調べた。
【００４４】
試験体１の材料試験結果を表３に示す。Ｎｏ．１〜１１は本発明鋳鋼であり、いずれも９００ＭＰａ以上の引張強さと１０%以上の伸びおよび２７Ｊ以上の室温衝撃吸収エネルギーを同時に満足する鋳鋼となっていることが確認された。一方、Ｎｏ．１２〜２１で示される比較材は成分組成が本発明の範囲外であるため、以下に詳述するように、所望の特性を満たせない結果となった。
【００４５】
Ｎｏ．１２、１４、１６、２０の引張強さは９００ＭＰａ以上であるが、それぞれＣ量、Ｃｕ量、Ｖ＋０．５３×Ｍｏの量、炭素当量が多過ぎたため伸びが１０％未満で、かつ室温衝撃吸収エネルギーが２７Ｊ未満であった。また、Ｎｏ．２１はＣが、Ｎｏ．１３はＣｕが、Ｎｏ．１５はＶ＋０．５３×Ｍｏがそれぞれ本発明範囲より低かったため引張強さが不足した。
【００４６】
Ｎｏ．１７はＮｉが本発明範囲より少ないため、室温衝撃吸収エネルギーが２７Ｊ未満であった。Ｎｏ．１８、Ｎｏ．１９は元素単独では本発明範囲の組成であるが、Ｎｏ．１８はＣａ≧Ｓ×２．５を満足せず、Ｎｏ．１９はＣａ≦Ｓ×４．５を満足せず過剰であったためともに伸びおよび室温衝撃吸収エネルギーが不足した。
【００４７】
次に、Ｎｏ．１０組成材の試験体２を９００℃で２時間保持した後に水冷し、引き続き６５０℃で２時間保持の時効処理を行って所定位置から素材を切り出し、引張試験片（直径１０ｍｍ、評点間距離５０ｍｍ）とシャルピー衝撃試験片（２ｍｍＶノッチ）に機械加工し、常温で材料試験を行って機械的性質におよぼす素材肉厚の影響を調べた。
【００４８】
肉厚と機械的性質の関係を調べた結果を表４に示す。この表に示すように、肉厚２００ｍｍにおいても、９００ＭＰａ以上の引張強さと１０%以上の伸びおよび２７Ｊ以上の室温衝撃吸収エネルギーを同時に満足する鋳鋼となっている。
【００４９】
Ｎｏ．１０組成材の試験体３を９００℃で２時間保持した後に水冷し、引き続き６５０℃で２時間保持の時効処理を行い、図２に示す開先形状の溶接試験片に機械加工した。この溶接試験片を用いて表５の溶接条件で突合せ継手溶接を実施した。
【００５０】
溶接のままの状態で溶接継手付近のマクロ組織を観察した結果を図３に示す。この図に示すように、割れ等の溶接欠陥は認められず、良好な溶接性を有することが確認された。
【００５１】
図２に示す溶接継手部が引張試験片平行部中央になるように、また、溶接熱影響部が衝撃試験片の切欠き位置となるように素材を切り出し、引張試験片（直径１０ｍｍ、評点間距離５０ｍｍ）とシャルピー衝撃試験片（２ｍｍＶノッチ）に機械加工した。常温で溶接部の機械的性質を調べ、溶接性を評価した。
【００５２】
表６に示すように破断位置は母材ではなく溶接金属であり、母材の強度低下は認められなかった。また、衝撃値の劣化も認められなかった。
【００５３】
【表１】
2014156652.tif 000002
【００５４】
【表２】
2014156652.tif 000003
【００５５】
【表３】
2014156652.tif 000004
【００５６】
【表４】
2014156652.tif 000005
【００５７】
【表５】
2014156652.tif 000006
【００５８】
【表６】
2014156652.tif 000007
【図１】
2014156652.tif 000008
【図２】
2014156652.tif 000009
【図３】
2014156652.tif 000010