專利名稱：：大線能量焊接熱影響部的板厚方向韌性優(yōu)異的面板用鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及例如作為高層建筑結(jié)構(gòu)物的建筑鋼筋使用的箱形柱(也稱為四面箱形柱、焊接組裝箱形截面柱等)的面板(skinplate)所適用的鋼板，涉及在進(jìn)行電渣焊和角部潛弧焊等線能量為400kJ/cm以上的大線能量焊接時(shí)，受到熱影響的部位(以下稱為"HAZ")的板厚方向韌性優(yōu)異的鋼板。
背景技術(shù)：
：高層建筑結(jié)構(gòu)物所適用的柱，其制造是通過使4枚長鋼板(面板)成為箱形柱形狀而對(duì)長邊角部進(jìn)行焊接，再在焊接有梁的預(yù)定處，為了確保強(qiáng)度而預(yù)先在柱內(nèi)焊接隔板。進(jìn)行這些焊接時(shí)，為了實(shí)現(xiàn)施工效率的提高和施工時(shí)間的縮短而期望單層焊道的焊接。因此，作為面板間的焊接的角部焊接就要進(jìn)行線能量為400600kJ/cm左右的大線能量潛弧焊，而面板和隔板的焊接就要進(jìn)行線能量為4001200kJ/cm左右的大線能量電渣焊。但是，若進(jìn)行大線能量焊接，則焊接熱影響部(HAZ)的金屬組織粗大化，由此導(dǎo)致焊接部的韌性劣化。為了提高耐震性，倒不如期望焊接部的韌性提高。特別是線能量為400kJ/cm以上的大線能量焊接，與一部分建筑結(jié)構(gòu)物上進(jìn)行的氣電焊不同，因?yàn)榫€能量高，冷卻速度也慢，所以韌性更容易劣化。用于改善大線能量焊接熱影響部的韌性的金屬組織學(xué)的研究一直以來都在進(jìn)行，例如有l(wèi))活用TiN的研究；2)活用氧化物的研究；3)活用硫化物的研究等。1)在活用TiN的研究中，例如在特開平5-186848號(hào)中提出活用TiN和VN的HAZ韌性改善技術(shù)。另外特開2002-266050號(hào)提出使Ti和N的量比率[Ti]/[N]比為3.55.0和與N量相比增多Ti量的提案。但是，焊接金屬和熱影響部(HAZ)的界面(熔合線)附近處于超過140(TC的溫度。特別是建筑上的焊接進(jìn)行的是超大線能量焊接，因此高溫下的滯留時(shí)間變長。高溫下的滯留時(shí)間越長，使TiN粒子熔解，HAZ韌性改善效果越降低。另夕卜，若為了防止這樣的TiN粒子的熔解而增多Ti量，加大TiN粒，則TiN粒子的粗大化反而導(dǎo)致韌性劣化。2)作為活用氧化物的研究，例如特開2000-80436號(hào)、特開2000-80437號(hào)和特開2003-293077號(hào)提出，活用添加有Mg的氧化物粒子的技術(shù)。但是，均一分散微細(xì)的氧化物的技術(shù)很難，為了在工業(yè)化上進(jìn)行穩(wěn)定地制造還需要進(jìn)一步改善。3)作為活用硫化物的技術(shù)，提出有通過添加REM而使硫化物、氧化物和硫氧化物的粒子分散的技術(shù)(例如特開2004-176100號(hào)、特開2004-10951號(hào)、特開2003-286540號(hào))；為了活用CaS的粒子而將Ca和S和O的含量控制在ACR這樣的定式化的參數(shù)的范圍內(nèi)的技術(shù)(例中特開2005-220379號(hào)、特開2005-68478號(hào)公報(bào))等。但是，活用流化物的技術(shù)因?yàn)樾枰欢ǔ潭鹊腟量，所以硫化物粗大化，韌性劣化，MnS系的夾雜物致使板厚方向的韌性劣化。于是在地震時(shí)，建筑結(jié)構(gòu)物變形，在焊接接合部沿柱材的板厚方向拉伸應(yīng)力發(fā)揮作用。雖然鋼板對(duì)于作用于板面內(nèi)(與板面平行的方向)的應(yīng)力較強(qiáng)，但是針對(duì)作為板面的垂直方向的板厚方向的應(yīng)力的強(qiáng)度降低。因此，為了提高建筑結(jié)構(gòu)物的耐震性，希望也考慮到板厚方向的韌性。上述的現(xiàn)有技術(shù)，并不能穩(wěn)定滿足高韌性，另外也沒有考慮板厚方向的韌性。為了評(píng)價(jià)板厚方向的韌性，必須提取同方向?yàn)榭v長方向的擺錘沖擊試驗(yàn)片，但從通常的對(duì)接焊的鋼板不能提取以板厚方向?yàn)榭v長方向的試驗(yàn)片。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明鑒于上述這一情況而進(jìn)行，其目的在于，提高作為建筑結(jié)構(gòu)物的鋼筋使用的箱形柱的耐震性。更具體地說，是在作為面板間的焊接的箱形柱角部的潛弧焊和面板與隔板的電渣焊的熱影響部(HAZ)，改善面板的板厚方向(Z方向)的韌性。解決所述課題的本發(fā)明的鋼板，含有C:0.020.10%(質(zhì)量％的意思。下同。)、Si:0.050.5o/o、Mn:1.02.00/0、Al:0.010.050/0、Cu:0.051.5%、Ni:0.051.5%、Ti:0.0030.02%、B:0.00050.0030%、Ca:0.00150扁0%、N:0.00400.008%和0:0細(xì)50扁0%，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，P規(guī)定在0.015。/。以下，S規(guī)定在0.0010。/。以下，上述Ti、B、N的含量(質(zhì)量％)滿足下式(1)(3)，在鋼板的縱截面中，含有Ca的當(dāng)量圓直徑5,以上的夾雜物為5個(gè)/mm2以下，長度50|im以上的MnS系夾雜物為2個(gè)/cm2以下，鋼板的中心偏板部的C濃度為鋼板整體的平均C濃度的1.2倍以下。(1)1.0《[Ti]/[N]《3.0(2)0細(xì)3《[N]—[Ti]/3.4-0.0035(3)—0扁5《[B]—{([N]—[Ti]/3.4)X11/14}《0鹿5(其中、[Ti]、[N]、[B]分別表示Ti、N、B的含量(質(zhì)量％)。)這里所說的當(dāng)量圓直徑意思是和對(duì)象物同等面積的圓的直徑。本發(fā)明的面板用鋼板也可以還含有Cr:0.051.5%禾卩/或V:0.0050.05%。本發(fā)明的面板用鋼板能夠通過如下方式制造將滿足所述成分組成，且滿足所述式(1)(3)的鋼板坯，1)加熱至9501250°C，2)使終軋溫度為800900。C而進(jìn)行軋制后，3)進(jìn)行30秒以上的空冷，4)其后以l100°C/s的冷卻速度冷卻至300。C以下的溫度。所述制造方法，也可以是4)在300。C以下的冷卻后，5)再加熱至450600°C，進(jìn)行空冷。另外，在此4)300。C以下的冷卻和5)450600。C的再加熱及空冷之間，也可以實(shí)施700850。C的再加熱和繼而以l°C/s以上的冷卻速度進(jìn)行的至200。C以下的冷卻。本發(fā)明的面板用鋼板，分別控制各元素的量，也適當(dāng)控制Ti、B、N的含量的相互關(guān)系而使TiN和BN等的氮化物的微細(xì)分散，并且抑制對(duì)粗大的含Ca夾雜物和板厚方向韌性有害的伸展的MnS系夾雜物，此外還抑制C的中心偏析，因此，即使在進(jìn)行潛弧焊和電渣焊等的超大線能量焊接時(shí)，也能夠確保焊接熱影響部(HAZ)的板厚方向的韌性。圖1是表示"[T緣]"與HAZ韌性的關(guān)系的曲線圖。圖2是表示"[N]—[Ti]/3.4"與HAZ韌性的關(guān)系的曲線圖。圖3是表示"[B]—U[N]—[Ti]/3.4)X11/14}"與HAZ韌性的關(guān)系的曲線圖。圖4是模式化地表示焊接方法和擺錘沖擊試驗(yàn)片的提取要領(lǐng)的概略剖面圖。具體實(shí)施方式通常，對(duì)于由造船制造商等進(jìn)行鋼板和鋼板的氣電焊對(duì)接接頭和潛弧焊對(duì)接接頭，進(jìn)行鋼板的軋制方向(L方向)或軋制直角方向(C方向、板寬方向)的HAZ韌性評(píng)價(jià)。但是，在對(duì)接焊接頭上不能提取以板厚方向(Z方向)為縱長方向的試驗(yàn)片，不能評(píng)價(jià)板厚方向(Z方向)的HAZ韌性。另外，模擬通常進(jìn)行的大線能量焊接下的熱過程的再現(xiàn)熱循環(huán)試驗(yàn)，試驗(yàn)片的提取方向也只能在L方向或C方向進(jìn)行，無法評(píng)價(jià)Z方向的HAZ韌性。軋制的鋼板在軋制方向(L方向)、軋制直角方向(C方向)和板厚方向(Z方向)分別顯示不同的狀態(tài)，例如，在軋制作用下而伸展的夾雜物存在，或受到軋制過程的金屬組織存在的情況等，板厚方向(Z方向)的HAZ韌性比起L方向和C方向的韌性劣化，因此為了提高板厚方向(Z方向)的韌性，還需要夾雜物控制和組織控制的觀點(diǎn)。因此，本發(fā)明者主要著眼點(diǎn)在于，不僅使L方向、C方向，而且還使板厚方向(Z方向)的大線能量HAZ韌性提高，并對(duì)此進(jìn)行反復(fù)研究時(shí)發(fā)現(xiàn)，(i)從夾雜物控制和組織控制的觀點(diǎn)出發(fā)，通過高度控制成分組成，并且(ii)通過直接性地控制夾雜物和組織狀態(tài)，能夠在大線能量焊接的焊接熱影響部確保板厚方向韌性。(i)從控制夾雜物和組織的觀點(diǎn)出發(fā)的成分控制如果說從控制夾雜物和組織的觀點(diǎn)出發(fā)，重要的是進(jìn)行如下成分控制(i-l)為了控制TiN、BN等的析出狀態(tài)和固溶B量而控制Ti、N、B的量；(i-2)為了控制含有Ca的夾雜物，由于伸展而會(huì)降低板厚方向的韌性的MnS系夾雜物(A系夾雜物)而控制Ca量和S量；(i-3)為了抑制MA(martensiteausteniteconstituent,島狀馬氏體)而控制C量等。還有，不添加對(duì)HAZ韌性有害的Nb，通過添加Cu、Ni、B來確保強(qiáng)度也很重要。特別是因?yàn)?i-l)Ti量、N量、B量的控制很重要，所以以下更詳細(xì)地進(jìn)行說明。'在本發(fā)明中，為了控制TiN、BN等的析出狀態(tài)和固溶B量，要使Ti量、N量、B量全部滿足下式(1)(3)的關(guān)系而進(jìn)行控制。(1)1.0《[Ti]/[N]《3.0(2)0細(xì)3《[N]—[Ti]/3.4《0.0035(3)—0細(xì)5《[B]—(([N]—[Ti]/3.4)X11/14}《0,0015(其中、[Ti]、[N]、[B]分別表示Ti、N、B的含量(質(zhì)量％)。)關(guān)于決定上述(1)(3)的關(guān)系的理由，邊參照?qǐng)D13邊進(jìn)行說明。圖13為使基本成分為0.04°/。C—0.15%Si—1.35%Mn—0.008%P—0.001%S—0.030%A1—0.6%Cu—0.6%Ni—0.6%Cr—0.0020%Ca—0.0015%O，并如表l所示這樣使Ti、N、B量變化，對(duì)于這樣的鋼板進(jìn)行韌性評(píng)價(jià)，并整理與Ti-N-B的成分控制的關(guān)系。以下，對(duì)于用于圖13的鋼板的制造方法和HAZ韌性的評(píng)價(jià)步驟進(jìn)行說明。首先，對(duì)于用于圖13的鋼板的制造方法進(jìn)行說明。對(duì)于成分調(diào)整為表1所示的量的鋼進(jìn)行連續(xù)鑄造，得到厚280mm的板坯(脫氧用轉(zhuǎn)爐進(jìn)行A1脫氧和RH脫氧處理)。還有，連續(xù)鑄造時(shí)，在凝固完畢位置附近縮小壓下輥間隙(上側(cè)輥和下側(cè)輥的距離)壓下。接著，將板坯再加熱至120(TC后，壓下而成為厚度230mm的扁坯(breakdownslab),冷卻至室溫。此外，以加熱溫度IIO(TC、最終溫度85(TC將所述扁坯軋制到板厚60mm，其后以9°C/s的冷卻速度加速冷卻。其次，對(duì)于HAZ韌性的評(píng)價(jià)步驟進(jìn)行說明。首先開始由按照前述要領(lǐng)制造的鋼板制作熱循環(huán)試驗(yàn)片。其次，為了再現(xiàn)相當(dāng)于電渣焊的線能量800kJ/cm的焊接熔融線(FusionLine)附近的最脆化區(qū)域的組織，而實(shí)施再現(xiàn)焊接熱循環(huán)試驗(yàn)。在該再現(xiàn)焊接熱循環(huán)試驗(yàn)中，以140(TC保持熱循環(huán)試驗(yàn)片30秒后，以使80050(TC的冷卻時(shí)間為730秒這樣的冷卻速度進(jìn)行冷卻。從熱循環(huán)試驗(yàn)片提取以板厚方向(Z方向)為縱長方向的V切口標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)片(JISZ2242)，以0。C的試驗(yàn)溫度進(jìn)行擺錘沖擊試驗(yàn)(JISZ2242，沖擊刃半徑2mm)，求得吸收能vEo。圖1是表示"[Ti]/[N]"與vE。的關(guān)系的曲線圖，圖2是表示"[N]一[Ti]/3.4"與vEo的關(guān)系的曲線圖，圖3是表示"[B]—"[N]-[Ti]/3.4)X11/14}"與vEo的關(guān)系的曲線圖。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>0細(xì)33104※1已K值-舊]-t([N]-[Ti]/3.4)x11/14}(1)1.0《[Ti]/[N]《3.0基于圖1，將[Ti]/[N]定為1.0以上、3.0以下。"[Ti]/[N]"與TiN粒子的分散狀態(tài)有關(guān)系。TiN粒子具有防止奧氏體粒子的粗大化作用，和促進(jìn)在冷卻過程中的來自奧氏體晶內(nèi)的相變的作用，在這些作用下HAZ韌性得到改善。越是使TiN粒子微細(xì)地大量分散，HAZ韌性越提高。通過使[Ti]/[N]在1.0以上，能夠增加微細(xì)的TiN粒子，HAZ韌性提高。另一方面，若"[Ti]/[N]"超過3.0，則TiN粒子粗大化，TiN粒子的個(gè)數(shù)減少，HAZ韌性急劇降低。"[Ti]/[N]"的優(yōu)選下限為1.5(特別優(yōu)選2.0)，優(yōu)選的上限為2.9(特別優(yōu)選2.8)。(2)0扁3《[N]—[Ti]/3.4《0.0035基于圖2，將"[N]—[Ti]/3.4"定為0.0003以上、0.0035以下。圖2表示"[N]—[Ti]/3.4"與vEo的關(guān)系。"[Ti]/3.4"表示Ti和N以化學(xué)計(jì)量比結(jié)合時(shí)的TiN所使用的N量。因此"[N]—[Ti]/3.4"意思是從總N量中減去TiN所使用的N量，即TiN生成后殘存的游離的N量。N與Ti的結(jié)合力強(qiáng)，鑄造時(shí)TiN優(yōu)選生成。然后在被焊接時(shí)的高溫加熱后的冷卻過程中，游離N(TiN生成后殘存的N)與B結(jié)合，作為BN析出。若換言之，則"[N]—[Ti]/3.4"的意思也可謂是能夠?qū)N的析出有效發(fā)揮作用的殘存N量。BN也與TiN—樣，如果適當(dāng)?shù)厥怪稚?，則促進(jìn)來自奧氏體晶內(nèi)的相變而使HAZ韌性提高。"[N]—[Ti]/3.4"的值小時(shí)，游離N量少，因此BN不足，HAZ韌性低。若"[N]—[Ti]/3.4"的值達(dá)到0.0003以上，則會(huì)使BN適當(dāng)分散，HAZ韌性急劇提高。另一方面若"[N]—[Ti]/3.4"超過0.0035，則游離N過剩，不能作為BN固定的游離N增加，HAZ韌性劣化。"[N]—[Ti]/3.4"的優(yōu)選下限為0.0005(特別優(yōu)選0.0008)，優(yōu)選上限為0.0025(特別優(yōu)選0.0020)。(3)—0細(xì)5《[B]—{([N]—[Ti]/3.4)X11/14}《0扁5基于圖3，將"[B]—(([N]—[Ti]/3.4)X11/14}"(以下稱為BK值)定為一0.0005以上、0.0015以下。BK值是從總B量中減去作為BN析出的B量，意思是BN析出后殘存的固溶B量。但是，BK值并不表示固溶B量的絕對(duì)值，而是相對(duì)性地表示固溶B量的大小。固溶B量(BK值)越多，HAZ韌性越提高，另外母材強(qiáng)度也提高。因此BK值定為一0.0005以上。另一方面，若固溶B量(BK值)過多，則會(huì)阻礙促進(jìn)來自奧氏體晶內(nèi)的相變。若BK值超過0.0015，則韌性急劇劣化，因此將BK值定于0.0015以下。BK值的優(yōu)選下限為一0,0003(特別優(yōu)選0.0000)，優(yōu)選上限為0.0012(特別優(yōu)選0.0010)。關(guān)于(i-2)Ca量、S量控制，(i-3)C量控制及Cu、Ni、B等的添加，在后面說明。(ii)夾雜物和組織狀態(tài)的直接的控制如果從使板厚方向的HAZ韌性提高的觀點(diǎn)出發(fā)，則(ii-l)重要的是降低含粗大的Ca夾雜物，(ii-2)降低伸展的MnS系夾雜物，(ii-3)減輕中心偏析。(ii-l)含粗大的Ca夾雜物的降低含粗大的Ca夾雜物，特別是粒徑(當(dāng)量圓直徑)在5pm以上的含Ca夾雜物會(huì)對(duì)HAZ韌性造成不利影響。因此在本發(fā)明中，使當(dāng)量圓直徑5(im以上的夾雜物為5個(gè)/mm2以下，優(yōu)選為4個(gè)/mm2以下，更優(yōu)選為3個(gè)/mm2以下。還有夾雜物個(gè)數(shù)的下限并沒有特別限定，例如也可以為0.1個(gè)/mm2左右(特別是0.5個(gè)/mr^左右)。作為構(gòu)成粗大化的防止對(duì)象的含Ca的夾雜物，包括含有Ca的全部夾雜物，特別是作為容易粗大化(因此應(yīng)該重點(diǎn)控制)的夾雜物，除CaS等硫化物系夾雜物以外，還可列舉與氧化物的復(fù)合夾雜物，與氮化物的復(fù)合夾雜物等。為了降低粗大的含Ca夾雜物，除了控制鋼材成分(特別是Ca量、S量)、含氧量以外，控制脫氣處理時(shí)間也有效。還有，粗大的含Ca夾雜物的個(gè)數(shù)基于鋼板的縱截面的觀點(diǎn)結(jié)果。即粗大的含Ca夾雜物的個(gè)數(shù)，其求得是利用EPMA和FE-SEM等觀察該截面，抽取含Ca夾雜物，測(cè)定其粒徑(當(dāng)量圓直徑)。(ii-2)伸展的MnS系夾雜物的降低若由于軋制而伸展的MnS系夾雜物(A系夾雜物)，特別是長50iim以上的MnS系夾雜物存在，則該夾雜物和鋼板的基材鐵的界面剝離，這部分成為破壞發(fā)生的起點(diǎn)，使板厚方向的韌性劣化。為了對(duì)此加以防止而使長50|am以上的MnS系夾雜物為2個(gè)/cm2以下，優(yōu)選為1個(gè)/cm2以下，更優(yōu)選為0.5個(gè)/cn^以下。如果伸展的MnS系夾雜物(A系夾雜物)存在，則可知在焊接時(shí)會(huì)發(fā)生層狀撕裂(lamellartear)裂紋(例如"新建筑結(jié)構(gòu)用鋼材"鋼結(jié)構(gòu)出版，p.8892)。但是，在板厚方向的HAZ改善這一觀點(diǎn)中，MnS系夾雜物的影響并沒有定量地明確，而在本發(fā)明中首次得到了明確。為了降低伸展的MnS系夾雜物，有效的是控制鋼材成分(特別是Ca量、S量)。Ca使MnS系的長度大的夾雜物變化為CaS單獨(dú)或與CaS的復(fù)合夾雜物，使之球狀化，具有縮短長度的作用。伸展的MnS系夾雜物的個(gè)數(shù)，是通過光學(xué)顯微鏡(倍率例如為100倍左右)測(cè)定鋼板的縱截面而求得。(ii-3)中心偏析的減輕若鋼板的化學(xué)成分發(fā)生中心偏析，則焊接熱影響波及到板厚中心附近時(shí)，該板厚中心的偏析部(化學(xué)成分稠化部)的組織發(fā)生巨大變化，島狀馬氏體(MA)、馬氏體、貝氏體等硬質(zhì)相在與板面平等的面大量生成。對(duì)板厚方向施加應(yīng)力時(shí)從該MA發(fā)生破壞，因此板厚方面的HAZ韌性大大劣化。為了防止HAZ韌性的劣化，需要減輕中心偏析。此偏析的程度能夠借助C的偏析度進(jìn)行評(píng)價(jià)。若(中心偏析部的C濃度)/(鋼板整體的平均C濃度)的比超過1.2，則MA的生成多，HAZ韌性劣化。因此將(中心偏析部的C濃度)/(鋼板整體的平均C濃度)的比的上限定為1.2。(中心偏析部的C濃度)/(鋼板整體的平均C濃度)的比的優(yōu)選范圍為1.1以下。與伸展的MnS系夾雜物(A系夾雜物)一樣，在中心偏析發(fā)生時(shí)，可知焊接時(shí)還會(huì)發(fā)生層狀撕裂裂紋(前述"新建筑結(jié)構(gòu)用鋼材"鋼結(jié)構(gòu)出版，p.8892)。但是，在板厚方向的HAZ韌性改善這一觀點(diǎn)中，中心偏析的影響并沒有定量性的明確，而在本發(fā)明中首次得到了明確。中心偏析的程度，能夠通過連續(xù)鑄造的鑄造溫度、鑄造輥間隙控制、鑄造板坯的再加熱軋制等而使之變化。更詳細(xì)地說，向鑄模的澆鑄溫度與凝固溫度之差越小越能夠減輕中心偏析，對(duì)于鑄造輥間隙來說，通過在熔鋼的凝固完畢位置附近縮小壓下輥間隙(上側(cè)輥和下側(cè)輥的距離)壓下，能夠減輕中心偏析。另外，通過對(duì)鑄造板坯再加熱，以高溫加熱令中心偏析成分?jǐn)U散，再通過壓下軋制，能夠壓力結(jié)合中心部的凝固間隙，能夠減輕中心偏析。中心偏析部的C濃度根據(jù)測(cè)定方法而呈現(xiàn)不同的值。因此，為了進(jìn)行定量的控制，需要先統(tǒng)一測(cè)定方法。例如，為了通過EPMA分析極微小的區(qū)域，分析值容易產(chǎn)生偏差。因此在本發(fā)明中，按以下這樣的方法測(cè)定中心偏析部的C濃度。切割鋼板的縱截面，進(jìn)行宏觀腐蝕而呈現(xiàn)中心偏析物，從該稠化部位以特定的厚度切出鋼材，對(duì)切削粉末進(jìn)行化學(xué)分析，從而決定中心偏析部的C濃度。切出厚度為板厚X0.02。例如，如果板厚是100mm，則切出厚度為100X0.02=2mm。在切出中使用與切削厚度相同直徑的鉆頭較為便利。但是，根據(jù)與板厚的關(guān)系決定切出厚度時(shí)，存在不能據(jù)此厚度獲得適當(dāng)?shù)你@頭直徑的工具的情況，另外若每種板厚都變更鉆頭直徑，則作業(yè)效果降低，有切出困難的情況。因此如果是板厚50100mm的鋼板，則發(fā)也可以將切出厚度(鉆頭直徑)設(shè)定為11.2mm。另外，也可以使中心偏析部露出表面而進(jìn)行切削，對(duì)其表面進(jìn)行發(fā)光分析(力>卜"，^)來決定中心偏析部的C濃度。如上述，在本發(fā)明中具有的重大特征是，(i-l)控制Ti-B-N間的成分量；(ii)直接地控制夾雜物和組織狀態(tài)，但此外(i-2)控制Ca量、S量和(i-3)C量、Cu量、Ni量、B量也很重要，包括這些控制，并適當(dāng)設(shè)計(jì)鋼板的成分組成也很重要。本發(fā)明鋼板的成分組成及其限定理由如下。(C:0.020.10%)C是用于確保鋼板的強(qiáng)度所需要的元素。C量低于0.02Q/。時(shí)，將不能確保強(qiáng)度。另一方面，若C量超過0.1(F/。，則在大線能量焊接時(shí)的焊接熱影響部(HAZ)容易產(chǎn)生被稱為島狀馬氏體(MA)的硬質(zhì)組織，HAZ韌性劣化。因此將C量定為0.020.10%。C量的優(yōu)選下限為0.03%，優(yōu)選上限為0.09%。(Si:0.050.5%)Si是脫氧所需要的元素。Si量低于0.05。/。時(shí)，脫氧的效果不能有效發(fā)揮。另一方面，若Si量超過0.5y。，則焊接性劣化。因此將Si量定為0.050.5%。Si量的優(yōu)選下限為0.1%，優(yōu)選上限為0.4%。(Mn:1.02.0%)Mn確保鋼板的強(qiáng)度，并也是對(duì)韌性的提高有效的元素。Mn量低于1.0%時(shí)，不能確保鋼板的強(qiáng)度和韌性。另一方面，若Mn量超過2.0。/。，則焊接性劣化。因此將Mn量定為l,02,0n/0。Mn量的優(yōu)選下限為1.2%,優(yōu)選上限為1.8%。(P:0.015%以下)P是作為雜質(zhì)元素而不可避免混入的元素，但若P量超過0.015%，則使韌性劣化，因此使上限為0.015%。P量的優(yōu)選上限為0.013%。(S:0.0010%以下)S是作為雜質(zhì)元素而不可避免混入的元素，S會(huì)成為MnS和CaS系的夾雜物，使板厚方向的母材性能劣化，并且這些夾雜物成為破壞發(fā)生的起點(diǎn)，使HAZ韌性劣化。MnS系夾雜物在軋制后，在板厚中心部和板厚方向的各個(gè)位置以伸展的狀態(tài)存在。而且進(jìn)行大線能量焊接時(shí)，由于焊接熱影響，伸展的MnS系夾雜物和鋼板的基材鐵的界面剝離，成為破壞發(fā)生的起點(diǎn)，使板厚方向的HAZ韌性劣化。另外伸展的MnS系夾雜物容易與中心偏析部共存，若與島狀馬氏體(MA)鄰接，則會(huì)進(jìn)一步使HAZ韌性。若S量過剩，則前述的MnS系和CaS系的夾雜物粗大化，夾雜物的個(gè)數(shù)也增加，因此成為破壞發(fā)生的起點(diǎn)的處所增加，HAZ韌性劣化。因此使S量的上限為0.0010%。S量的優(yōu)選上限為0.009%。(Al:0.010.050/0)Al是作為脫氧劑發(fā)揮作用的元素。Al量低于0.01%時(shí)，脫氧的效果無法有效地發(fā)揮。另一方面，若Al量超過0.05%，則使韌性劣化。因此將Al量定為0.010.05。/。。Al量的優(yōu)選下限為0.02%，優(yōu)選上限為0.04%。(Cu:0.051.5%)Cu對(duì)強(qiáng)度的上升有效，是HAZ韌性的劣化小的元素。Cu量低于0.05%時(shí)不能確保強(qiáng)度。另一方面，若01量超過1.5%，則焊接性劣化。因此將Cu量定為0.051.5%。Cu量的優(yōu)選下限為0.2%，優(yōu)選上限為1%。(Ni:0.051.5%)Ni對(duì)強(qiáng)度的上升有效，是HAZ韌性的劣化小的元素。Ni量低于0.05%時(shí)不能確保強(qiáng)度。另一方面，若Ni量超過1.5。/。，則焊接性劣化。因此將Cu量定為0.051.5%。Cu量的優(yōu)選下限為0.2%，優(yōu)選上限為1.3%。(Ti:0.0030.02%)Ti是對(duì)HAZ韌性的提高極為有效的元素。通過使TiN微細(xì)地大量分散，在施加焊接熱至熔融點(diǎn)附近時(shí)，利用其釘扎效果而防止奧氏體粒徑的粗大化，另一方面在冷卻時(shí)作為奧氏體晶內(nèi)的鐵素體/貝氏體核生成點(diǎn)發(fā)揮作用，使HAZ組織微細(xì)化。71量低于0.003%時(shí)，不能充分確保用于發(fā)揮這樣的效果的TiN的個(gè)數(shù)。另一方面，若Ti量超過0.02%，則TiN粗大化，TiN的個(gè)數(shù)減少。因此，將Ti量定為0.0030.02。/c)。Ti量的優(yōu)選下限為0.005%,優(yōu)選上限為0.018%。(B:0細(xì)50.0030%)B微量下就對(duì)強(qiáng)度上升有效，并且與Ti一樣是對(duì)HAZ韌性的提高有效的元素。軋制后的冷卻時(shí)在奧氏體晶界固溶偏析而使淬火性提高，使強(qiáng)度提高。另夕卜，在焊接熱影響部，若TiN粒子在熔融線附近的140(TC以上的高溫下一旦烙解而粒子數(shù)減少，則無法再析出，相對(duì)于此，B在焊接加熱后的冷卻過程中作為BN析出，作為奧氏體晶內(nèi)的鐵素體/貝氏體核生成點(diǎn)起作用，使HAZ組織微細(xì)化。為了發(fā)揮這樣的效果，B量的下限為0.0005%。另一方面，若含有超過0.0030%，則B的固溶量過剩，焊接性、HAZ韌性劣化，因此B的上限為0.0030%。B量的優(yōu)選下限為0.001%，優(yōu)選上限為0.0025%。(Ca:0.00150.0030%)Ca使MnS系的長度大的夾雜物變成單獨(dú)的CaS夾雜物或與CaS的復(fù)合夾雜物，使之球狀化，具有縮短長度的作用，是有助于板厚方向特性的改善的元素。此外形成與TiN的復(fù)合夾雜物，在高溫下成為穩(wěn)定的微細(xì)夾雜物，改善HAZ韌性。為了到該效果，Ca量的下限為0.0015%。另一方面，若Ca量超過0.0030%，則含有Ca的夾雜物粗大化，數(shù)量也增加，HAZ韌性劣化，因此Ca量的上限為0.0030%。Ca量的優(yōu)選下限為0.0017%，優(yōu)選上限為0.0029%。(N:0扁00駕％)N成為TiN和BN的氧化物粒子，是對(duì)HAZ韌性的改善有效的元素。N量低于0.0040°/。時(shí)，改善HAZ韌性的效果不能發(fā)揮。另一方面，若N量超過0.008%，則固溶N過剩，HAZ韌性劣化。因此N量為0.00400.008%。N量的優(yōu)選下限為0.0045%，優(yōu)選上限為0.007%。(O:0細(xì)50細(xì)0%)O若過剩地添加，則氧化鋁系夾雜物增加，并且含有Ca的氧化物粗大化，數(shù)量也增加，因此使HAZ韌性劣化。因此O量的上限為0.0030%。O量的優(yōu)選上限為0.0025%。另外O在煉鋼過程中會(huì)不可避免地殘存，因此下限為0.0005%。本發(fā)明鋼板的成分組成如上述，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明作為其他元素也可以還含有Cr:0.051.5%和/或V:0.0050.05%。以下對(duì)于這些成分進(jìn)行說明。(Cr:0.051.5%)Cr是對(duì)強(qiáng)度上升有效的元素。為了發(fā)揮這一效果，推薦Cr量?jī)?yōu)選為0.05%以上，更優(yōu)選為0.5%以上。另一方面，若Cr量過剩，則焊接性劣化，因此優(yōu)選為1.5°/。以下，更優(yōu)選為1%以下。(V:0駕0.05%)v是在使強(qiáng)度和韌性提高上有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，推薦V量?jī)?yōu)選為0.005。/。以上，更優(yōu)選為0.01%以上。另一方面，若V量過剩，則HAZ韌性劣化，因此優(yōu)選為0.05%以下，更優(yōu)選為0.04%以下。本發(fā)明的鋼板能夠通過如下方式制造將關(guān)于上述化學(xué)成分量和Ti、N、B滿足上式(1)(3)式的要件的鋼坯加熱至9501250。C，使終軋溫度為800900。C而進(jìn)行軋制后，進(jìn)行30秒以上的空冷，其后以1100°C/s的冷卻速度冷卻至300。C以下的溫度。(軋制時(shí)的加熱溫度9501250°C)因?yàn)樾枰箠W氏體組織均一地相變，所以鋼坯的軋制時(shí)的加熱溫度需要在950。C以上。另一方面，若加熱溫度過高，則奧氏體晶粒直徑粗大化，韌性劣化，因此上限為1250°C。加熱溫度的優(yōu)選下限為1000°C，優(yōu)選上限為1200°C。(終軋溫度800900°C)為了確保韌性，終軋溫度優(yōu)選在未再結(jié)晶域能夠向奧氏體晶內(nèi)導(dǎo)入相變(變形帶)的溫度，上限為900。C。另一方面，若終軋溫度成為過度的低溫，則超聲波探傷試驗(yàn)中的聲音各向異性大，在焊接部的檢查效率上產(chǎn)生弊病，因此下限為800。C。終軋溫度的優(yōu)選下限為S20。C，優(yōu)選上限為870。C。(軋制后的30秒以上的空冷)軋制完畢后，至開始加速冷卻(直接淬火(DQ))的冷卻(水冷等)之間，需要進(jìn)行30秒以上空冷。通過此空冷會(huì)使鋼板的表面溫度均一化而降低鋼板內(nèi)的材質(zhì)偏差，并且使冷卻開始溫度降低，能夠使屈強(qiáng)比(YR)降低。優(yōu)選的空冷時(shí)間為60秒以上。(冷卻速度l100°C/s)軋制后的冷卻速度越快強(qiáng)度越上升，因此冷速度為l°C/s以上。另一方面，若冷卻速度過快，則成為硬質(zhì)組織，韌性劣化，因此上限為100°C/s。冷卻速度的優(yōu)選下限為3°C/s，優(yōu)選上限為30。C/s(特別優(yōu)選為15°C/s)。(冷卻停止溫度300。C以下)冷卻停止溫度越低，會(huì)成為低溫相變組織，強(qiáng)度越上升，因此冷卻停止溫度為300。C以下。優(yōu)選冷卻停止溫度為200。C以下。(回火(T))在本發(fā)明的制造方法中，也可以對(duì)如前述這樣進(jìn)行加速冷卻(直接淬火)的鋼板例如離線進(jìn)行回火。通過回火使硬質(zhì)組織軟化，這能夠進(jìn)一步改善韌性。回火條件優(yōu)選再加熱溫度450600°C，冷卻方法空冷。再加熱溫度低于450。C時(shí)，硬質(zhì)組織的軟化不充分，另一方面若超過600。C，則抗拉強(qiáng)度(TS)降低，有低于規(guī)格強(qiáng)度的情況，并且與抗拉強(qiáng)度(TS)的降低量相比，屈服強(qiáng)度(YS)的降低小，屈強(qiáng)比(YR)上升。(從二相域的淬火(Q'))在所述加速冷卻(直接淬火)和回火之間，也可以實(shí)施從鐵素體-奧氏體二相域的淬火(Q，)。從二相域的淬火(Q，)是在低YR化上特別有效的方法。再加熱溫度為ACl點(diǎn)以上(例如700。C以上)，Ac3點(diǎn)以下(例如850°C以下)。通過將鋼板再加熱到二相域(Ad點(diǎn)以上、Ac3點(diǎn)以下)，鋼板組織的一部分奧氏體化，其余軟化，鐵素體化。接著通過淬火，奧氏體變成硬質(zhì)相，能夠使硬質(zhì)相和鐵素體相適度平衡，能夠低YR化。優(yōu)選的再加熱溫度為700。C以上、850。C以下。優(yōu)選的淬火條件為，冷卻速度rC/s以上，冷卻結(jié)束溫度200。C以下。二相淬火的鋼板在淬火狀態(tài)下韌性劣化，因此通常進(jìn)行與前述相同的回火。另外為了減輕夾雜物的形態(tài)控制和中心偏析，在上述制造方法中進(jìn)一步進(jìn)行RH脫氣的處理時(shí)間的控制、鑄造溫度的控制、鑄造輥間隙的控制、再加熱軋制也很重要。RH脫氣的處理時(shí)間的控制對(duì)控制氧化物系夾雜物的大小有效，優(yōu)選的處理時(shí)間為2030分鐘左右。鑄造溫度的控制、鑄造輥間隙的控制再加熱軋制對(duì)中心偏析的控制有效。關(guān)于鑄造溫度，向鑄模的澆鑄溫度與凝固溫度之差(AT)越小越能夠減輕中心偏析，優(yōu)選AT的范圍是1525。C左右。關(guān)于鑄造輥間隙，通過在熔鋼的凝固完畢位置附近縮小壓下輥間隙(上側(cè)輥和下側(cè)輥的距離)壓下，能夠減輕中心偏析。壓下輥間隙的緊密的程度為，若設(shè)橫貫壓下輥的配置的全長緩緩縮小時(shí)(即壓下梯度小時(shí))為"小"，在凝固完畢之時(shí)一下子就縮小時(shí)(即壓下梯度大時(shí))為"大"，在其中間為"標(biāo)準(zhǔn)"，則優(yōu)選以"大"或"標(biāo)準(zhǔn)"縮小。另外，特別是極厚鋼板(板厚為80mm以上)時(shí)，再加熱鑄造板坯而進(jìn)行擴(kuò)散均熱處理，通過壓下軋制能夠減輕中心偏析。壓下軋制的優(yōu)選加熱溫度為1200。C左右，優(yōu)選壓下率為1020%左右。本發(fā)明的鋼板，進(jìn)行大線能量時(shí)的板厚方向的HAZ韌性、抗拉強(qiáng)度(TS)優(yōu)異，屈強(qiáng)比(YR)低。因此若將本發(fā)明的鋼板用于作為建筑鋼筋使用的箱形柱的面板，則能夠顯著提高箱形柱的耐震性。本發(fā)明鋼板的板厚例如為30100mm左右，優(yōu)選4080mm左右?？估瓘?qiáng)度例如為490740MPa左右。屈強(qiáng)比(YR)例如為6580%左右。實(shí)施例以下，列舉實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例限定，當(dāng)然也可以在能夠適合前后述的宗旨的范圍內(nèi)適當(dāng)加以變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)的范圍內(nèi)。以轉(zhuǎn)爐熔煉表2所示的組成的鋼后，以表3所示的方法進(jìn)行脫氧，以表3所示的條件進(jìn)行連續(xù)鑄造后，以表3所示的條件再加熱鑄造板坯，壓下軋制到中間板坯厚度，其后以表3所示的條件熱軋至規(guī)定的板厚，進(jìn)行加速冷卻。一部分的鋼板以此狀態(tài)或進(jìn)行2相淬火后進(jìn)行回火。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>※1厶T二(澆鑄溫度)一(凝l雖溫度)※2軋制結(jié)束冷卻開始時(shí)間為迸行空冷※3回火(T處理)之后進(jìn)行空冷對(duì)于上述這樣制造的鋼板，按下述的要領(lǐng)進(jìn)行測(cè)定。(含Ca夾雜物的測(cè)定)在含Ca夾雜物的測(cè)定中，使用FE-SEM。以1000倍的倍率測(cè)定鋼板的縱截面的t/4位置(t:板厚)的任意的測(cè)定區(qū)域(約300,X300pm)，抽取含有Ca的夾雜物，統(tǒng)計(jì)當(dāng)量圓直徑5pm以上的夾雜物的個(gè)數(shù)。測(cè)定在10個(gè)視野中進(jìn)行，將得到的夾雜物的個(gè)數(shù)(IO個(gè)視野部分的合計(jì))換算成每lmr^的個(gè)數(shù)。(MnS系夾雜物的測(cè)定)在MnS系夾雜物的測(cè)定中，使用光學(xué)顯微鏡。以100倍的倍率觀察鋼板的縱截面的t/4位置和t/2位置(t:板厚)的任意的測(cè)定區(qū)域(約15mmX15mm)，統(tǒng)計(jì)長度50pm以上的MnS系夾雜物的個(gè)數(shù)。測(cè)定在鋼板的縱截面的t/4位置和t/2位置分別進(jìn)行，各5個(gè)視野，合計(jì)10個(gè)視野，將得到的MnS系夾雜物的個(gè)數(shù)(10個(gè)視野部分的合計(jì))換算成每lcn^的個(gè)數(shù)。(中心偏析部的C濃度的測(cè)定)橫斷鋼板，從寬度方向中央切出試樣，進(jìn)行宏觀腐蝕而現(xiàn)出偏析部。宏觀腐蝕使用硝酸和乙醇的混合液(硝酸515%左右)進(jìn)行。通過該宏觀腐蝕，能夠使偏析部呈黑色浮出。用鉆頭直徑11.2mm的鉆頭切削此偏析部，通過濕式分析對(duì)該切削粉末進(jìn)行化學(xué)分析。然后通過計(jì)算求得(中心偏析部的C濃度)/(鋼板整體的平均C濃度)作為中心偏析度。(HAZ韌性的測(cè)定)在焊接接頭部的韌性評(píng)價(jià)中，挑選上述實(shí)施例中得到的鋼板作為面板。如圖4所示，將板厚50mm的隔板和面板配置于T字模具中，按以下所示的條件對(duì)其進(jìn)行電渣焊。在隔板的板厚1/2的延長上從面板和焊接金屬的連接部，提取面板的板厚方向?yàn)榭v長方向的擺錘標(biāo)準(zhǔn)沖擊試驗(yàn)片(JISZ2242)。試驗(yàn)片的焊接熔融線(FusionLine)上，切入切口縱長方向?yàn)楹附臃较虻腣切口，遵循JISZ2242，在試驗(yàn)溫度0。C下進(jìn)行擺錘沖擊試驗(yàn)。對(duì)于3個(gè)試驗(yàn)片測(cè)定吸收能(VEQ)，求得其平均值。吸收能(vEo)在70J以上的焊接接頭部為合格。(電渣焊條件)線能量850kJ/cm焊接電流380A焊接電壓52V焊接速度14mm/分(抗拉強(qiáng)度的測(cè)定)從鋼板的t(板厚)/4部位提取JISZ2201的4號(hào)試驗(yàn)片，遵循JISZ2241測(cè)定抗拉強(qiáng)度(TS)、屈服強(qiáng)度(YS)，求得屈強(qiáng)比(YR)。拉伸試驗(yàn)時(shí)的試驗(yàn)速度為ION/mm2秒。抗拉強(qiáng)度(TS)490MPa以上的合格，屈強(qiáng)比(YR)80%以下合格。這些結(jié)果在表4中顯示。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>體的平均G濃度)表4的鋼板No.1、710、1214使用的是滿足本發(fā)明的成分組成和Ti、B、N相互的關(guān)系式(1)(3)的鋼AE，根據(jù)本發(fā)明的制造方法制造，含Ca夾雜物、MnS系夾雜物的個(gè)數(shù)和中心偏析部的C濃度滿足本發(fā)明的要件，因此顯示出良好的板厚方向HAZ韌性，母材特性(抗拉強(qiáng)度、屈強(qiáng)比)也良好。表4的鋼板No.2是軋制時(shí)的加熱溫度低，因此母材的抗拉強(qiáng)度低的例子，鋼板No.3是終軋溫度低，因此母材的抗拉強(qiáng)度低的例子。鋼板No.4禾口11因?yàn)檐堉平Y(jié)束后至冷卻的空冷時(shí)間短，所以冷卻開始溫度高，母材的YR高。鋼板No.5在軋制結(jié)束后，沒有使用水冷而是使用空冷，因此冷卻速度慢，母材的抗拉強(qiáng)度低。鋼板No.6因?yàn)槔鋮s停止溫度高，所以母材的抗拉強(qiáng)度低。鋼板No.15、16是中心偏析度(中心偏析部的C濃度)/(鋼板整體的平均C濃度)高，因此Z方向焊接接頭韌性低的例子。鋼板No.1719因?yàn)殚L度長的MnS形夾雜物大量存在,所以Z方向的焊接接頭韌性低。另夕卜，鋼板No.19、24因?yàn)榇执蟮暮珻a夾雜物大量存在，所以Z方向的焊接接頭韌性低。鋼板No.2023、2527因?yàn)門i、N、B的平衡(前式(1)(3))不在本發(fā)明規(guī)定的范圍，所以Z方向的焊接接頭韌性低。權(quán)利要求1.一種鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有C0.02～0.10％、Si0.05～0.5％、Mn1.0～2.0％、Al0.01～0.05％、Cu0.05～1.5％、Ni0.05～1.5％、Ti0.003～0.02％、B0.0005～0.0030％、Ca0.0015～0.0030％、N0.0040～0.008％、和O0.0005～0.0030％，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，P規(guī)定在0.015％以下，S規(guī)定在0.0010％以下，并且，上述Ti、B、N的質(zhì)量百分比含量滿足下式(1)～(3)，在鋼板的縱截面中，含有Ca的當(dāng)量圓直徑5μm以上的夾雜物為5個(gè)/mm2以下，長度50μm以上的MnS系夾雜物為2個(gè)/cm2以下，鋼板的中心偏板部的C濃度為鋼板整體的平均C濃度的1.2倍以下，(1)1.0≤[Ti]/[N]≤3.0(2)0.0003≤[N]—[Ti]/3.4≤0.0035(3)—0.0005≤[B]—{([N]—[Ti]/3.4)×11/14}≤0.0015其中、[Ti]、[N]、[B]分別表示Ti、N、B的質(zhì)量百分比含量。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量X計(jì)還含有Cr:0.051.5%。3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量^計(jì)還含有V:0.0050.05%。4.一種制造權(quán)利要求13中所述的鋼板的方法，其特征在于，包括如下工序?qū)撆骷訜嶂?501250。C，使終軋溫度為800900。C而進(jìn)行軋制后，進(jìn)行30秒以上的空冷，其后以l100。C/s的冷卻速度冷卻至300。C以下的溫度。5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的鋼板制造方法，其特征在于，在所述300。C以下的冷卻后，再加熱至450600。C，進(jìn)行空冷。6.根據(jù)權(quán)利要求4所述的鋼板制造方法，其特征在于，在所述300。C以下的冷卻之后，順序進(jìn)行(1)700^850。C的再加熱和繼而以1。C/s以上的速度進(jìn)行的至200。C以下的冷卻，(2)450600。C的再加熱和繼而進(jìn)行的空冷。全文摘要本發(fā)明的大線能量焊接熱影響部的板厚方向韌性優(yōu)異的面板用鋼板，含有C、Si、Mn等，并且Ti、N、B滿足下式(1)～(3)，在鋼板的縱截面中含有Ca的當(dāng)量圓直徑5μm以上的夾雜物為5個(gè)/mm²以下，長度50μm以上的MnS系夾雜物為2個(gè)/cm²以下，鋼板的中心偏板部的C濃度為鋼板整體的平均C濃度的1.2倍以下。(1)1.0≤[Ti]/[N]≤3.0，(2)0.0003≤[N]-[Ti]/3.4≤0.0035，(3)-0.0005≤[B]-{([N]-[Ti]/3.4)×11/14}≤0.0015(其中[Ti]、[N]、[B]分別表示Ti、N、B的含量(質(zhì)量％))。文檔編號(hào)C22C38/16GK101532112SQ200910126550公開日2009年9月16日申請(qǐng)日期2009年3月12日優(yōu)先權(quán)日2008年3月14日發(fā)明者鹽飽豐明申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶制鋼所