(57)【要約】本発明は、 C：0.04〜0.07重量%、Mn：1.50〜1.65重量%、Si：0.15〜0.25重量%、P：0.010重量%以下、S：0.003重量%以下、Nb：0.040〜0.060重量%、V：0.040〜0.060重量%、Ti：0.010〜0.020重量%、Mo：0.10〜0.30重量%、Ni：0.10〜0.30重量%、残りのFe及びその他の不可避な不純物からなる鋼材及び前記組成の溶鋼を炉外精錬時、Ca-Siで介在物を球状化処理する段階と、球状化処理されたスラブを1150℃〜1180℃で再加熱する段階と、再加熱後最終パス(Pass)時、圧下率25〜30%、仕上温度900〜930℃で粗圧延する段階と、針状組織の確保のため、仕上温度790〜830℃で仕上圧延する段階と、急冷後540〜580℃で巻取する段階と、からなる極低温衝撃靭性の優れたラインパイプ用高張力鋼材の製造方法を提供する。本発明のように、鋼材の成分系を適切に制御することによって、強度はもちろん、極低温環境下でも優れた衝撃靭性を有するラインパイプ用高張力熱延鋼材が提供されて、極寒地域でも原油輸送管等使用の寿命延長効果がある。【選択図】図２
2005503483.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
C：0.04〜0.07重量%、Mn：1.50〜1.65重量%、Si：0.15〜0.25重量%、P：0.010重量%以下、S：0.003重量%以下、Nb：0.040〜0.060重量%、V：0.040〜0.060重量%、Ti：0.010〜0.020重量%、Mo：0.10〜0.30重量%、Ni：0.10〜0.30重量%、残りのFe及びその他の不可避な不純物を含む極低温衝撃靭性の優れたラインパイプ用熱延鋼板。
【請求項２】
C：0.04〜0.07重量%、Mn：1.50〜1.65重量%、Si：0.15〜0.25重量%、P：0.010重量%以下、S：0.003重量%以下、Nb：0.040〜0.060重量%、V：0.040〜0.060重量%、Ti：0.010〜0.020重量%、Mo：0.10〜0.30重量%、Ni：0.10〜0.30重量%、残りのFe及びその他の不可避な不純物からなる溶鋼を炉外精錬時、Ca-Siで介在物を球状化処理する段階と、
上記球状化処理されたスラブを1150℃〜1180℃で再加熱する段階と、
再加熱後、スラブを最終パス(Pass)時、圧下率25〜30%、仕上温度900〜930℃で粗圧延する段階と、
上記粗圧延されたスラブを針状組織の確保のため、仕上温度790〜830℃で仕上圧延する段階と、
上記仕上圧延されたスラブを急冷後540〜580℃で巻取する段階と、
を含むことを特徴とする極低温衝撃靭性の優れたラインパイプ用熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、原油及び天然ガスの輸送手段として使用されるラインパイプ用高張力鋼材の製造方法に関し、特に、-60℃の極低温環境での優れた衝撃靭性を有するラインパイプ用高張力鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近来、石油輸送用鋼管の趨勢は、二元化される様相を示している。既存の油井が末期になって不純物が流入することにより耐環境性が要求され、新しい油井の開発が既存の油井とは距離のある劣悪な気候の極地方に移動しているため低温靭性が重視されている。また、使用者の立場からは、建設費を節減するための方法として大口径-高強度化が推進され、鉄鋼会社では、製品の特性を高強度厚物化に転換している。このような二つの要求特性は、一定部分は独立的な特性を有しているので、靭性の確保がなされた後、耐環境性を増大させる鉄鋼製造の開発が進行されている。
【０００３】
そのうち、靭性は、一般の熱延鋼板に要求される加工性の限界を意味する変形による２次加工脆性とは異なる概念であって、無変形または初期変形を有する材料のノッチ(Notch)作用によりもたらされる破壊抵抗性を意味する。高強度と同時に優れた靭性を確保することは、ラインパイプ鋼の製造における終わりのなき目標であり努力であって、既存の研究により低温圧延による組織の微細化を通じて改善が可能であるということは既知であるが、単純なNb添加鋼を有するAPI-X70以上のAPI鋼材においては、商業的に容易に利用できる程度に技術が具体化されてはいない。特に、ラインパイプ用素材の厚物化が同時に進行されることによって、圧下率の不足による組織の不均一現象が現れる場合は、低温圧下率による靭性改善の限界を示している。よって、新しい技術を組み合わせて靭性を確保することは工業的に要求されている事項である。
【０００４】
熱延鋼板において、優れた低温靭性を要求する従来の高張力ラインパイプ用鋼材の厚さは最大13.0mmであり、使用環境が極寒冷地に移動することによって鋼材の要求厚さは厚くなって15.0〜17.5mmの水準に至り、且つ、低温靭性の要求水準も厳格になるが、従来のパイプ鋼材の製造方法では多くの問題点を抱いている。これを具体的に説明すると次のようである。
【０００５】
同じ成分組成で製造工程別に同じ製造技術を適用して鋼材を生産する場合、強度及び靭性の厚さに対する影響は非常に大きい。従来の製造方法の場合、強度及び靭性の確保のため、C-Mnをベースにして、析出強化型元素のNb-V-Tiの添加、またはNb-V-Moの析出強化型元素と変態強化型元素とを複合添加する技術を活用しているが、既存の成分系によっては結晶粒の微細化効果が大きくないため、充分な極低温靭性の確保には限界がある。且つ、従来の製造方法の場合、粗圧延時にバーの厚さを薄くすることによって仕上圧延時に累積圧下率が充分でないため、結晶粒の微細化効果が大きくないだけではなく、粗圧延の最終パス時に充分な圧下率を付与しないため動的再結晶を誘導できないので、結晶粒の微細化効果を発揮できず、よって、靭性の確保が困難である。
【０００６】
また、従来の仕上圧延及び巻取の温度水準では、フェライト-パーライト組織が形成されるので、強度及び低温靭性を顕著に改善するに必要なベイニティックフェライト(Bainitic Ferrite)または針状フェライト(Acicular Ferrite)組織を確保するには限界がある。
【０００７】
即ち、既存の方法では、API-X70パイプ熱延鋼材を製造する場合、強度の確保のため、化学成分組成を炭素(C)-マンガン(Mn)の他に析出強化型元素のニオビウム(Nb)-バナジウム(V)-チタニウム(Ti)を添加する(表１の比較例参照）。然し、極寒冷地のように使用環境が苛酷な場合は、強度及び衝撃靭性の要求特性も非常に厳格であると共に、パイプの厚さも一般のAPI材よりも厚いものが要求されるので、従来(比較例５〜８）の成分系によっては、強度と共に極低温靭性を同時に満足させるAPI-X70極厚物熱延鋼材を製造することは困難であるという問題点がある。
【発明の開示】
【０００８】
本発明は、このような問題点を解決するために案出されたもので、鋼材の成分系を適切に制御することによって、強度はもちろん、極低温環境下でも優れた衝撃靭性を有するラインパイプ用高張力熱延鋼材を提供することで、極寒地域でも原油輸送管などに使用時に寿命を延長できる極厚物高張力熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
本発明は、前記の目的を達成するため、C：0.04〜0.07重量%、Mn：1.50〜1.65重量%、Si：0.15〜0.25重量%、P：0.010重量%以下、S：0.003重量%以下、Nb：0.040〜0.060重量%、V：0.040〜0.060重量%、Ti：0.010〜0.020重量%、Mo：0.10〜0.30重量%、Ni：0.10〜0.30重量%、残りのFe及びその他の不可避な不純物からなる極低温衝撃靭性の優れたラインパイプ用高張力鋼材を提供することを特徴とする。
【００１０】
また、本発明は、前記の組成からなる溶鋼を炉外精錬時、Ca-Siで介在物を球状化処理する段階と、球状化処理されたスラブを1150℃〜1180℃で再加熱する段階と、再加熱後最終パス(Pass)時、圧下率25〜30%、仕上温度900〜930℃で粗圧延する段階と、針状組織の確保のため、仕上温度790〜830℃で仕上圧延する段階と、急冷後540〜580℃で巻取する段階と、からなる極低温衝撃靭性の優れたラインパイプ用高張力鋼材の製造方法を提供する。
【００１１】
（図面の簡単な説明）
図１は、析出強化(0.08Nb)及び変態強化(0.3Mo)時の遷移特性の変化を示すグラフ図である。
図２は、圧下による組織の微細化及び等軸晶化を示す制御圧延効果を示すグラフ図である。
図３は一般の熱間圧延工程図を示す図面である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下、本発明を図面を参照してより詳しく説明する。
従来は、API-X70パイプ熱延鋼材を製造する場合、強度の確保のため、化学成分組成を炭素(C)-マンガン(Mn)の他に析出強化型元素のニオビウム(Nb)-バナジウム(V)-チタニウム(Ti)を添加する(表1の比較例参照)。これに対し、発明材は、低温衝撃靭性を改善させるモリブデン(Mo)-ニッケル(Ni)を更に添加することで、変態組織強化鋼に製造した。
【００１３】
以下、本発明鋼の組成範囲の限定理由を説明する。
C：本発明材においては、まず、既存材(比較例５〜８)より炭素含量をC：0.04〜0.07重量%範囲に低下させた。炭素含量を低下させた理由は、鋼材の内部にパーライト組織の分率を減らすことで、鋼の衝撃靭性の向上を図るためである。鋼材の内部にパーライトが多い場合、強度増加の効果はあるが、クラック源(Crack Source)を増加させて衝撃靭性及び熔接性を低下させる。よって、炭素は0.07重量%以下にする。比較例４は、炭素含量の過剰添加時、衝撃靭性を低下させることを示す。Cの含量が過度に少ないと強度の確保が難しいので、0.04重量%以上にする(比較例１参照)。
【００１４】
Mn：Mnは、固溶強化元素で、且つ強度及び靭性を同時に向上できる元素であって、添加量の増加によって結晶粒は微細になる。 Mnを1.65重量%以上添加すると、連鋳操業時の鋳造性を低下させるだけでなく、中心部に偏析されて衝撃靭性を低下させ、1.50重量%未満添加すると高強度の確保が困難である。
【００１５】
Si：Siは、フェライト安定化元素で、且つカーバイド(Carbide)形成抑制元素として使用される。トリップ(TRIP)鋼やデュアルフェーズ(Dual Phase)鋼では重要な役割をするが、API鋼材では多量のSiを活用することはない。適正な水準に規制しなければならない理由は、過剰添加される場合、遷移特性が急激に悪くなるためである。よって、0.15〜0.25重量%以下に規制することが靭性の側面で有効である。また、Siが過度に添加された場合、組織でSiがCの移動を速くしてパーライト(Pearlite)の形成を促進する現象が発生して靭性が低下する。
【００１６】
P：燐(P)は、鋼材の衝撃靭性を大きく阻害する不純物であって、連鋳時、中心偏析部に集積して内部品質の劣化及び衝撃遷移温度の上昇により衝撃靭性を低下させる元素であるため、操業技術が許容する限り最大限に制限することが好ましいので、0.010重量%以下に制限した。
【００１７】
S：硫黄(S)は、燐(P)と同じように有害な元素であって、連鋳時、表面クラック、内部クラック及び中心偏析の形成により衝撃靭性を大幅に減少させることができるので、0.003重量%以下に制限した。
【００１８】
Nb：ニオビウム(Nb)は、析出強化元素で、且つ強度及び靭性の確保に大きく寄与する元素であって、オーステナイト(Austenite)相での析出が多く起こるので再結晶抑制効果を有しており、制御圧延技術に核心的な役割をする元素である。このような効果を示す範囲はCの含量によって異なるが、低炭素鋼の範囲では0.06重量%までであり、それ以上の含量では効率が急激に減少する傾向を示すので、Nbの含量は0.040〜0.060重量%に制限した。
【００１９】
V：Vを添加する場合は、他の析出強化元素に比べて強化程度が大きく現れるが、その理由は、結晶粒の微細化効果が伴われるためである。バナジウム(V)は、V(C、N)析出元素であって、その含量の増加により降伏強度の増加よりは引張強度に大きく寄与する。よって、強度的な側面の他に靭性の側面を考慮すると、析出強化効果を示す範囲は0.04重量%以上であるので、Vの含量は0.040〜0.060重量%に制限し、過剰添加時、炭素当量の増加と共に強度の確保は可能であるが、母材及び溶接部の衝撃靭性を低下させる。
【００２０】
Ti：チタニウム(Ti)の含量は、0.010〜0.020重量%に制限したが、Tiは析出強化効果の他に再加熱組織の安定化に使用される。TiNは、鉄鋼の析出物中、殆ど最も高い温度で析出するため、再加熱温度の1200℃でも安定した析出物として存在する。よって、再加熱時、オーステナイト(austenite)の非正常的な粗大化を抑制できる元素として使用が可能である。Tiを0.020重量%以上多量添加時、通常50〜60ppmの窒素水準を考慮すると、適正のTi/N比である1.0〜3.0から外れるようになり、Tiが過剰になればTiNが粗大化されてピンニング(pinning)機能が減少することによって靭性を阻害させるので好ましくない。
【００２１】
Mo：一方、発明材にはモリブデン(Mo)を追加したが、Moは、変態強化元素であって、強度の増加及び靭性を向上させる特性を有する。Mo添加時、衝撃遷移特性は類似した水準で強度が増加する特性を有している。Moの添加において重要な事項は、低温巻取条件である。Moを使用する最も大きな理由は、組織を針状化して強度を増加させながらも靭性を維持するためである。よって、低温巻取が最も重要な事項になる。Moが効果を示す範囲は、図1に示すように、同一条件でMoが0.1重量%以上であるので、Moの含量を0.10〜0.30重量%添加した。比較例3のようにMoを過度に使用する場合は、既存材(表1、3の比較例参照)と比較するとき、強度は向上するが衝撃靭性は足りないことが分かる。
【００２２】
Ni：ニッケル(Ni)は、オーステナイト安定化元素であって、フェライト-パーライト組織の形成反応を遅延させることでベイナイトの形成を容易にする作用があるため、モリブデン(Mo)と共に靭性及び強度の確保に有効な元素であるので、靭性の向上を図るために0.10〜0.30重量%添加した。ニッケルを過度に添加するときはかえって靭性を低下させる。表１、３の比較例２はその例として、強度は増加するが衝撃靭性は足りなかった。
【００２３】
一方、本発明による化学成分組成範囲にして、比較材と類似した圧延条件(表2参照)で圧延した結果、強度及び衝撃靭性が大幅に向上することが表１及び表３から分かる。
【００２４】
以下、本発明の製造方法について詳しく説明する。
図３は、圧下効果を示す図面で、変形量がないか、または少ない場合、粗大なオーステナイトから針状組織が形成され、変形が加えられる場合、フェライト組織が微細に形成されることが分かる。また、図３は、一般の熱間圧延工程を示す図面で、加熱炉で粗圧延及び仕上圧延を経て冷却された後巻取られる段階を示している。
【００２５】
通常、微細なオーステナイトで現れるベイニティックフェライト(Bainitic Ferrite)は、高傾角粒界を形成するため、クラックの伝播に対する抵抗性が非常に大きい。反面、粗大なオーステナイトで形成されるベイナイト組織は、コロニー(Colony)が粗大であるため、コロニー(Colony)内におけるクラック伝播が行われやすい特性を有する。
【００２６】
このような問題は、低温圧延及び低温巻取を通じて最小化できるので、本発明材は、比較材(表２参照)との差別化のため、粗圧延の仕上温度を約20℃〜30℃、巻取温度を約40℃ずつそれぞれ下げて製造することにより、冷却速度の側面で薄物材(鋼板の厚さ12.5mm以下)に比べて相対的に制御が不利であるため、強度及び衝撃靭性の確保が不利であるにもかかわらず、極厚物(鋼板の厚さ15.0mm以上)の熱延鋼材で衝撃靭性に有効な針状組織を形成することによって、極低温で優れた低温靭性を有するようになる。
【００２７】
本発明においては、C：0.04〜0.07重量%、Mn：1.50〜1.65重量%、Si：0.15〜0.25重量%、P：0.010重量%以下、S：0.003重量%以下、Nb：0.040〜0.060重量%、V：0.040〜0.060重量%、Ti：0.010〜0.020重量%、Mo：0.10〜0.30重量%、Ni：0.10〜0.30重量%、残りのFe及びその他の不可避な不純物を含む鋼材及び前記組成の溶鋼を炉外精錬時、Ca-Siで介在物を球状化処理する。次いで、球状化処理されたスラブを1150℃〜1180℃で再加熱する。再加熱後、オーステナイトの粒度の微細化のため、粗圧延の最終パス時に圧下率としては25〜30%を適用する。また、粗圧延の仕上温度も、オーステナイト結晶粒の微細化のために900〜930℃に調節し、特に、衝撃靭性に有効な針状組織の確保のため、仕上圧延の仕上温度を790〜830℃に調節する。仕上圧延終了後、熱延板の冷却は、結晶粒の粗大化の防止のために剪断急冷パターンを適用し、巻取温度も針状組織の形成のために540〜580℃にして製造する。
【００２８】
以下、本発明を実施例を通じて具体的に説明する。
【実施例１】
【００２９】
本発明による実施例１においては、本発明による組成を備えた発明材、及び比較のために溶銑予備処理工程で脱燐処理を行わない点、炭素含量の調整(上向、下向)、Moの未添加及び添加時の含量の差別化、並びにNiの未添加及び添加時の含量の差別化により多様な組成にして、発明材と成分組成が異なるように比較材としての連鋳スラブを製造した(表１の比較例１〜８参照)。然し、本実施例１における熱延工程の操業条件は、発明材と比較材とを同じ条件にした(表２の比較例１〜８参照)。
【００３０】
まず、本発明材の成分設計の基準を満足する組成になるように、予備処理工程で溶銑脱燐及び溶銑脱硫黄処理を行い、転炉吹錬を経た後、脱硫黄及び介在物の捕集能の向上のため、出鋼中レードル内に生石灰0.20〜0.30トン、蛍石0.20〜0.30トンを投入した。炉外精錬工程では、溶鋼の攪拌、成分微細調整過程を経た後、パウダーインジェクション時Ca-Si200〜300kgを投入し、最終的に、約６分以上充分に溶鋼を攪拌することで介在物の球状化を促進させた。前記溶鋼の成分は、表１の発明例１〜４のようである。
【００３１】
また、連鋳鋳造時の中心偏析の防止のため、連鋳セグメント別鋼冷パターン(Pattern)を適用した。その後、連鋳工程で得られたスラブは、熱延工程で発明材及び比較材両方とも、表２に示すように、オーステナイトの粒度の微細化のため、再加熱温度を1150℃〜1180℃、粗圧延の最終パス時の圧下率として10〜25%を適用し、バー(Bar)の厚さは、仕上圧延で変形を最大に累積させるために45〜55mmの厚さにした。粗圧延の仕上温度も、オーステナイト結晶粒の微細化のために930〜950℃にし、衝撃靭性に有効な針状組織(Acicular Ferrite)の確保のため、仕上圧延の仕上温度を790〜830℃の低温にして圧延し、仕上圧延終了後、熱延板の冷却は、結晶粒の粗大化の防止のために剪断急冷パターンを適用し、巻取温度も、針状組織(Acicular Ferrite)の形成のために580〜620℃にして製造した。
【００３２】
このように製造された発明材及び比較材に対し、それぞれ機械的性質及び衝撃靭性を測定し、その結果を表３に示した。発明材及び比較材の場合、両方ともAPI-X70の鋼材規格(降伏強度：482MPa以上、引張強度：570MPa以上、延伸率：23%以上)を満足するが、発明材の場合、比較材に比べて低温衝撃靭性が格段に優れる(表３の発明例の-30、-50℃でのDWTT破面率参照)。このような原因は、まず、燐(P)を最小化して鋳片内の中心偏析をなくすことで靭性の向上を図り、ここに、炭素の含量を減らしてフェライト-パーライト組織を大幅に減らすことで靭性の障害要素を除去し、ここに、低温靭性に寄与するモリブデン及びニッケルを適切な組成にすることで、強度及び衝撃靭性を同時に確保するようになった。
【００３３】
【表１】
2005503483.tif 000003
【００３４】
通常、熱延鋼材が厚いほど強度及び衝撃靭性の側面で不利であるにもかかわらず、極厚物(厚さ15.0mm以上)の発明材では、このような不利な点を克服して比較材よりも高い降伏強度を確保し、これは、ラインパイプの造管後に降伏強度が低下する点を考慮するとき、パイプの規格に不適合になることを防止できるという大きな利点を同時に備えていることを示唆する。
【００３５】
【表２】
2005503483.tif 000004
【００３６】
【表３】
2005503483.tif 000005
【実施例２】
【００３７】
本実施例２においては、発明例及び比較例両方とも、本発明による組成範囲を満足するが、その製造条件の相違点を中心に対比して実験を実施した。
【００３８】
本発明材は、表４に示すように、オーステナイトの粒度の微細化のため、粗圧延の最終パス(Pass)時の圧下率を25〜30%にし、粗圧延の仕上温度もオーステナイト結晶粒の微細化のために900〜930℃にし、衝撃靭性に有効な針状組織(Acicular Ferrite)の確保のため、仕上圧延の仕上温度を790〜830℃の低温にして圧延し、仕上圧延終了後の熱延板の冷却には、結晶粒の粗大化の防止のために剪断急冷パターンを適用し、巻取温度も、針状組織(Acicular Ferrite)の形成のために540〜580℃にして製造した。
【００３９】
然し、比較材においては、発明材とは異なって、粗圧延の最終パス時の圧下率は15〜25%として低くし、バーの厚さは発明材に比べて薄い45mmにして製造した。また、粗圧延の仕上温度は比較的高い930〜950℃にし、巻取温度も580〜620℃として比較的高くして製造した熱延鋼材を比較材にした。
【００４０】
このように製造された発明材及び比較材に対し、それぞれ機械的性質及び衝撃靭性を測定し、その結果を表５に示した。表５から分かるように、発明材の場合、比較材に比べて低温衝撃靭性が非常に優れることが分かる。
【００４１】
このような原因は、比較材の場合は、粗大な晶粒フェライト及びパーライト組織からなるが、発明材の組織は、大部分微細な針状フェライト(Acicular Ferrite)により形成されているためである。
【００４２】
【表４】
2005503483.tif 000006
【００４３】
【表５】
2005503483.tif 000007
【産業上の利用可能性】
【００４４】
本発明は、前述した構成により具体化され、次のような効果を提供する。
鋼材の成分系を適切に制御することで、強度はもちろん極低温環境下でも優れた衝撃靭性を有するラインパイプ用高張力熱延鋼材が提供されて、極寒地域でも原油輸送管等使用の寿命が延長される。
【００４５】
また、強度及び低温衝撃靭性の優れたAPI-X70極厚物高張力熱延鋼板は、まず、強度面でAPI-X80に近似した水準の衝撃靭性を保有した熱延鋼材であるので、環境が劣悪な寒冷地で要求される最高水準の優れた熱延鋼板を製造できるようになった。特に、17.5mm材の場合は極厚物材であるため、厚さ方向の組織の不均衡により靭性の劣化を憂慮してこれまでは厚板工程でのみ製造したが、本発明により熱延工程での製造が可能になることによって、製造原価の節減効果が卓越して、API世界市場でAPI-X70規格に厚板工程で製造したAPI-X70よりも、熱延工程で製造したAPI-X70が価格競争力が一層高いという効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【００４６】
【図１】析出強化(0.08Nb)及び変態強化(0.3Mo)時の遷移特性の変化を示すグラフ図である。
【図２】圧下による組織の微細化及び等軸晶化を示す制御圧延効果を示すグラフ図である。
【図３】一般の熱間圧延工程図を示す図面である。
【図１】
2005503483.tif 000008
【図２】
2005503483.tif 000009
【図３】
2005503483.tif 000010
【国際公開パンフレット】
2005503483.tif 000011
2005503483.tif 000012
2005503483.tif 000013
2005503483.tif 000014
2005503483.tif 000015
2005503483.tif 000016
2005503483.tif 000017
2005503483.tif 000018
2005503483.tif 000019
2005503483.tif 000020
2005503483.tif 000021
2005503483.tif 000022
2005503483.tif 000023
2005503483.tif 000024
2005503483.tif 000025
2005503483.tif 000026
2005503483.tif 000027
2005503483.tif 000028
2005503483.tif 000029
2005503483.tif 000030
2005503483.tif 000031
2005503483.tif 000032
2005503483.tif 000033
2005503483.tif 000034
2005503483.tif 000035
【国際調査報告】
2005503483.tif 000036