專利名稱：：高張力鋼板、焊接鋼管及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及高張力鋼板、焊接鋼管及其制造方法，更詳細地說，是涉及用于輸送天然氣和原油的管線用管和各種壓力容器等所使用的高張力鋼板、焊接鋼管及其制造方法。
背景技術：
：在用于長距離輸送天然氣和原油等的管線用管中，要求輸送效率的提高。為了提高輸送效率，需要使管線用管的操作壓力上升，不過對應操作壓力的上升也需要提高管線用管的強度。如果增加管線用管的壁厚則管線用管的強度提高，但是隨著壁厚的增加，現(xiàn)場的焊接施工效率降低。此外，隨著壁厚的增加，管線用管的重量也增加，所以管線用管建設時的施工效率下降。因此，作為提高管線用管的強度的方法，所實施的對策不僅僅是增加壁厚，而且還會增加管線用管的原材自身的強度，現(xiàn)在，由美國石油協(xié)會(API)規(guī)范化的X80級鋼為代表的被實用化的管線用管，其屈服強度為551MPa以上，且抗拉強度為620MPa以上?？墒?，近年來在加拿大等的寒冷地管線用管建設被推進，但是對于在這種寒冷地使用的管線用管，就要求有優(yōu)異的韌性及優(yōu)異的高速延性斷裂停止特性。所謂高速延性斷裂停止特性是指，即使由于在焊接部不可避免地發(fā)生的缺陷所導致的脆性破壞萬一發(fā)生，脆性破壞造成的裂紋的擴展也會受到抑制的性能。此外，從焊接施工效率的觀點出發(fā)，對管線用管要求有優(yōu)異的焊接性。因此，對管線用管不但要求高強度，還要求優(yōu)異的韌性、高速延性斷裂停止特性及焊接性。特開2003-328080號公報、特開2004-124167號公報及特開2004-124168號公報，公開了一種韌性及變形能優(yōu)異的高強度的鋼管，其是通過在鋼管母材中含有內含由Mg和Al構成的氧化物的微細的碳氮化物、氧化物及硫化物所構成的復合物。但是，如果含有由氧化物及硫化物構成的復合物，則認為鋼的高速延性斷裂特性會降低。特開2004-43911號公報公開了一種管線用管，其通過降低母材的Si、Al含量而使低溫韌性提高。但是，因為該文獻所公開的管線用管并沒有規(guī)定制造方法，所以認為有偏析和晶粒的粗大化發(fā)生的情況。這種情況下，高速延性斷裂停止特性降低。作為其他相關文獻，還有特開2002-220634號公報。
發(fā)明內容本發(fā)明的目的在于，提供一種具有551MPa以上的屈服強度和620MPa以上的抗拉強度，且具有優(yōu)異的韌性、高速延性斷裂停止特性及焊接性的高張力鋼板及用其制造的焊接鋼管。本發(fā)明者們?yōu)榱私鉀Q上述課題而發(fā)現(xiàn)了以下的事項。(A)為了獲得高強度及高韌性，使金屬組織實質上成為鐵素體及貝氏體的混合組織是有效的。此外，為了獲得551MPa以上的屈服強度及620MPa以上的抗拉強度，使混合組織內的貝氏體比率為10%以上是有效的。(B)為了使屈服強度為551MPa以上且抗拉強度為620MPa以上，并且獲得優(yōu)異的韌性和焊接性，使由式(1)所示的碳當量Pcm為0.1800.220是有效的。Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+藤0+Mo/15+V/10+5B(1)這里，式(1)中元素符號表示各元素的質量％(C)為了獲得高韌性及優(yōu)異的高速延性斷裂停止特性，進一步使貝氏體的板條束(packet)微細化及/或使貝氏體內的滲碳體粒子微細化是有效的。具體來說，是使構成板條束的板條的厚度在lpm以下，使板條的長度在20pm以下是有效的。(D)如果將表層部的島狀馬氏體(MartensiteAustenite:以下稱為MA)的比率降低到10%以下，且使表面硬度以維氏硬度計為285以下，則能夠進一步提高韌性。(E)如果增加鋼中的Mn含量，則能夠提高抗拉強度。但是，Mn是容易發(fā)生偏析的元素，因此如果Mn含量高，則中心偏析發(fā)生，因而不能獲得良好的高速延性斷裂停止特性。通過對于連續(xù)鑄造中的鑄片內的未凝固鋼水實施電磁攪拌，并且在鑄片的中心部最終凝固前壓下鑄片，即使Mn含量高，也能夠降中心偏析。因此，能夠得到高強度及優(yōu)異的高速延性斷裂停止特性?；谝陨系陌l(fā)現(xiàn)，本發(fā)明者們完成了以下的發(fā)明。本發(fā)明的高張力鋼板，含有C:0.020.1%、Si:0.6。/。以下、Mn:1.52.5%、Ni:0.10,7%、Nb:0.010.1%、Ti:0.0050.03%、sol.Al:0.1%以下、N:0.0010.006%、B:00.0025%、Cu:00.6%、Cr:00.8%、Mo:00.6%、V:00.1%、Ca:00.006%、Mg:00.006%、稀土類元素00.03%、P:0.015%以下、S:0.003%以下，余量由Fe及雜質構成，式(1)所示的碳當量Pcm為0.1800.220%，表面硬度以維氏硬度計為285以下，表層部的島狀馬氏體的比率為10%以下，比表層部深的內部的鐵素體及貝氏體的混合組織比率為卯％以上，且混合組織中的貝氏體的比率為10%以上，貝氏體的板條的厚度為lpm以下，板條的長度為2(^m以下，作為中心偏析部的Mn濃度對從表面到板厚1/4深度的部分的Mn濃度的比的偏析度為1.3以下。Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B(1)這里，式(1)中元素符號表示元素的質量％本發(fā)明的高張力鋼板，含有C:0.020.1%、Si:0.6。/。以下、Mn:1.52.5%、Ni:0.10.7%、Nb:0.010.1%、Ti:0,0050.03%、sol.Al:0.1%以下、N:0.0010.006%、B:00.0025%、Cu:00.6%、Cr:00.8%、Mo:00.6%、V:00.1%、Ca:00.006%、Mg:00.006%、稀土類元素00.03%、P:0.015%以下、S:0,003%以下，余量由Fe及雜質構成，式(1)所示的碳當量Pcm為0.1800.220%，表面硬度以維氏硬度計為285以下，表層部的島狀馬氏體的比率為10%以下，比表層部深的內部的鐵素體及貝氏體的混合組織比率為90%以上，且混合組織中的貝氏體的比率為10%以上，貝氏體的板條內的滲碳體析出粒子的長徑為0.5pm以下，作為中心偏析部的Mn濃度對從表面到板厚1/4深度的部分的Mn濃度的比的偏析度為1.3以下。優(yōu)選高張力鋼板此外其板條的厚度為lpm以下，板條的長度為2(Him以下。本發(fā)明的焊接鋼管采用上述的高張力鋼板制造。本發(fā)明的高張力鋼管的制造方法具有連續(xù)鑄造工序和軋制工序，連續(xù)鑄造工序是通過連續(xù)鑄造法而使如下這種鋼水成為鑄片的工序，該鋼水含有C:0.020.1%、Si:0.6%以下、Mn:1.52.5%、Ni:0,10.7%、Nb:0.010.1%、Ti:0.0050.03%、sol.Al:0.1%以下、N:0.0010.006%、B.'00.0025%、Cu:00.6%、Cr:00.8%、Mo:00.6o/o、V:00.1%、Ca:00.006%、Mg:00.006%、稀土類元素00.03%、P:0.015%以下、S:0.003%以下，余量由Fe及雜質構成，由上述式(1)所示的碳當量Pcm為0.1800.220%，軋制工序是軋制鑄片而成為高張力鋼板的工序。連續(xù)鑄造工序包含如下工序將鋼水注入冷卻的鑄模中，形成在表面有凝固坯殼，在內部有未凝固鋼水的鑄片的工序；將鑄片拉拔到鑄模下方的工序；作為鑄片的最終凝固位置的上游，在鑄片的中心固溶率比O大而低于0.2的位置，在厚度方向對鑄片進行30mm以上壓下的工序；在壓下位置的上游2m以上的位置，以使未凝固鋼水沿鑄片的寬度方向流動的方式對于鑄片實施電磁攪拌的工序。軋制工序包含如下工序將通過連續(xù)鑄造工序所制造的鑄片加熱到900120(TC的工序；以使奧氏體未再結晶溫度區(qū)域下的累積壓下率為5090%的方式，對加熱過的鑄片進行軋制而成為鋼板的工序；從A。一5(TC以上溫度以1045'C/秒的冷卻速度對鋼板進行冷卻工序。優(yōu)選記述的高張力鋼板的制造方法還具有在低于Ael點對冷卻后的鋼板進行回火的工序。本發(fā)明的高張力鋼板用鑄片的制造方法，是使用了連續(xù)鑄造裝置的高張力鋼板用鑄片的制造方法，其中具有如下工序將如下這種鋼水注入冷卻的鑄模，從而形成在表面有凝固坯殼，在內部有未凝固鋼水的鑄片的工序，該鋼水含有C:0.020.1%、Si:0.6%以下、Mn:1.52.5%、Ni:0.10.7%、Nb:0,010.1%、Ti:0.0050.03%、sol.Al:0.1%以下、N:0.0010.006%、B:00.0025%、Cu:00.6%、Cr:00.8%、Mo:00.6%、V:00.1%、Ca:00.006%、Mg:00.006%、稀土類元素00.03%、P:0.015%以下、S:0.003%以下，余量由Fe及雜質構成，由上述式(1)所示的碳當量Pcm為0.1800.220%;將鑄片拉拔到鑄模下方的工序；作為鑄片的最終凝固位置的上游，在鑄片的中心固溶率比O大而低于0.2的位置，在厚度方向對鑄片進行30mm以上壓下的工序；在壓下位置的上游2m以上的位置，以使未凝固鋼水沿鑄片的寬度方向流動的方式對于鑄片實施電磁攪拌的工序。圖1是本發(fā)明的高張力鋼的貝氏體組織的概略圖。圖2是用于制造本發(fā)明的高張力鋼的鑄片的連續(xù)鑄造裝置的概略圖。具體實施方式以下，參照附圖對于本發(fā)明的實施方式進行詳細說明。圖中同一或相當部分中附帶同一符號以援引該說明。l.化學組成本發(fā)明的實施方式的高張力鋼材(高張力鋼板及焊接鋼管)具有以下的組成。以后，關于合金元素的％意思是質量％。C:0.020.1%c在增加鋼的強度方面有效。但是如果c含量過量，則鋼的韌性及高速延性斷裂停止特性降低，此外現(xiàn)場的焊接性降低。因此，C含量為0.020.1%。優(yōu)選的C含量為0.040.09%。Si:0.6%以下Si在鋼的脫氧方面有效。但是，如果Si含量過量，則不僅使HAZ(HeatAffectedZone:焊接熱影響部)的韌性劣化，而且也加工性劣化。因此Si含量為0.6%以下。優(yōu)選的Si含量為0.010.6%。Mn:1.52.5%鑄造時的中心偏析。為了抑制中心偏析，且抑制高速延性斷裂停止特性及韌性的降低，優(yōu)選Mn含量的上限為2.5。/。。因此，Mn含量為1.52.5%。優(yōu)選的Mn含量為1.62.5%。Ni:0.10.7%Ni在增加鋼的強度方面有效，此外還可以改善韌性及高速延性斷裂停止特性。但是，如果過量地含有Ni，則這些效果飽和。因此，Ni含量為0.10.7%。優(yōu)選的Ni含量為0.10.6%。Nb:0.010.1%Nb形成碳氮化物，有助于軋制時的奧氏體晶粒的微細化。但是，如果Nb含量過量，則不僅韌性降低，而且現(xiàn)場的焊接性也降低。因此，Nb含量為0.010.1%。優(yōu)選的Nb含量為0.010.06%。Ti:0.0050.03%Ti與N結合形成TiN，有助于鋼坯加熱時及焊接時的奧氏體晶粒的微細化。Ti還會抑制由Nb助長的鋼坯表面的龜裂裂紋。但是，如果Ti含量過量，則TiN粗大化，因此不利于奧氏體晶粒的微細化。因此，Ti含量為0.0050.03%。優(yōu)選的Ti含量0.0050.025%。sol.Al:0.1%以下Al對鋼的脫氧有效。Al還會使組織微細化，從而提高鋼的韌性。但是，如果Al含量過量，則夾雜物粗大化，鋼的純度降低。因此sol.Al含量為0.1%以下。優(yōu)選的sol.Al含量為0.06%以下，更優(yōu)選的sol.Al含量為0.05%以下。N:0.0010.006%N與Ti形成TiN，有助于鋼坯加熱時及焊接時的奧氏體晶粒的微細化。但是，如果N含量過量，則鋼坯品質劣化。此外，如果固溶的N含量過量，則HAZ的韌性劣化。因此，N含量為0.0010.006%。優(yōu)選的N含量為0還0.006%，。P:0.015%以下p是雜質，不僅使鋼的韌性降低，而且助長鋼坯的中心偏析，此外還引起晶界的脆性破壞。因此P含量為0.015%。優(yōu)選的P含量為0.012%以下。S:0.003%以下，S是雜質，使鋼的韌性降低。具體來說，S與Mn結合而形成MnS，該MnS通過軋制而延伸，由此鋼的韌性降低。因此，S含量為0.003。/。以下。優(yōu)選的S含量為0.0024y。以下。還有，余量由Fe構成，不過也可以包含P和S以外的其他雜質。本實施方式的高張力鋼材，根據(jù)需要還含有B、Cu、Cr、Mo及V之中的1種以上。即，B、Cu、Cr、Mo及V是選擇元素。B:00.0025%Cu:00.6o/oCr:00.8%Mo:00.6%V:00.1%B、Cu、Cr、Mo及V均是在增加鋼的強度方面有效的元素。然而，如果任何一種元素過量地含有，都會使鋼的韌性劣化。因此，B含量為00,0025%，Cu含量為00.6。/。，0*含量為00.8%，Mo含量為00.6%，V含量為00.1%。優(yōu)選的B含量為0.00050.0025%，優(yōu)選的Cu含量為0.20.6%，優(yōu)選的Cr含量為0.30.8%，優(yōu)選的Mo含量為0.10.6%，優(yōu)選的V含量為0.010.1%。本實施方式的高張力鋼材，根據(jù)需要還含有Ca、Mg及稀土類元素(REM)之中的1種以上。即，Ca、Mg及REM是選擇元素。Ca、Mg及稀土類元素均是在提高鋼的韌性方面有效的元素。Ca:00馬％Ca控制MnS的形態(tài)，提高與鋼的軋制方向相垂直的方向的韌性。但是，如果Ca含量過量，則成為內部缺陷的原因的非金屬夾雜物增加，成為內部缺陷的要因。因此，Ca含量為00.006。/。。優(yōu)選的Ca含量為0.0010.006%。Mg:00扁％Mg抑制TiN的形態(tài)，通過抑制粗大的TiN的生成而提高鋼及HAZ的韌性。但是，如果Mg含量過量，則非金屬夾雜物增加，成內部缺陷的要因。因此，Mg含量為00.006%。優(yōu)選的Mg含量為0.0010.006%。REM:00.03%REM形成氧化物和硫化物，降低O和S的固溶量，由此提高鋼的韌性。然而，如果REM含量過量，則非金屬夾雜物增加，成內部缺陷的要因。因此，REM含量為00.03%。優(yōu)選的REM含量為0.0010.03%。還有，REM也可以是以La和Ce為主成分的工業(yè)用REM原料。還有，含有上述的Ca、Mg及REM之中的2種以上的元素時，這些元素的含量的合計優(yōu)選為0.0010.03%。本實施方式的高張力鋼板，此外由以下式(1)所示的碳當量Pcm為0.1800.220%。Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B(1)這里，式(1)中元素符號表示元素的質量％如果使碳當量Pcm為0.1800.220%，則金屬組織成為鐵素體及貝氏體的混合組織。因此，能夠提高強度及韌性，而且能夠得到良好的焊接性。如果碳當量Pcm比0.108%低，則淬火性不足，難以獲得551MPa以上的屈服強度及620MPa以上的抗拉強度。另一方面，如果碳當量Pcm比0.220%高，則淬火性過度上升，韌性及焊接性降低。2.金屬組織2.1.除去表層部的部分的組織在比本實施方式的高張力鋼材的表面更深的內部，實質上由鐵素體及貝氏體的混合組織構成。具體來說，比表層部更深的內部的鐵素體及貝氏體的混合組織的比率為90%以上。在此，所謂貝氏體是板條狀的貝氏體鐵素體，指的是在其內部有滲碳體粒子析出的組織。鐵素體及貝氏體的混合組織具有高強度及高韌性。這是因為先于鐵素體生成的貝氏體成為分割奧氏體晶粒的壁，從而抑制其次生成的鐵素體的成長。為了高強度化，還優(yōu)選鐵素體及貝氏體的混合組織中的貝氏體比率高的。這是因為貝氏體比鐵素體強度高。為了使屈服強度為551MPa以上，且使抗拉強度為620MPa以上，優(yōu)選使鐵素體及貝氏體的混合組織中的貝氏體比率為10%以上。為了進一步改善鐵素體及貝氏體的混合組織的韌性，優(yōu)選使貝氏體分散生成。如果通過熱軋而使未再結晶狀態(tài)的奧氏體晶粒的長寬比為3以上，則能夠從奧氏體晶界及晶粒內的大量核生成點生成貝氏體，能夠分散混合組織中的貝氏體。在此，所謂長寬比是在軋制方向上延伸的奧氏體晶粒的長徑除以短徑的值。通過后述的軋制方法，能夠使貝氏體分散生成。上述的鐵素體及貝氏體的混合組織的比率(％)能夠根據(jù)以下的方法求得。在高張力鋼板或高張力焊接鋼管的橫截面上，用硝酸乙醇腐蝕液等從表面蝕刻到板厚的1/4的深度的部分(以下稱為板厚1/4部分)，觀察經蝕刻的板厚的1/4部分內的任意1030個視野(各視野為824cm2)。觀察中使用200倍的光學顯微鏡。因為通過蝕刻能夠識別鐵素體及貝氏體的混合組織，所以可以測定各視野中的鐵素體及貝氏體的混合組織的面積分率。將由全部視野(1030個視野)求得的鐵素體及貝氏體的混合組織的面積分率平均化，以此作為本發(fā)明的鐵素體及貝氏體混合組織的比率?；旌辖M織中的貝氏體的比率也能夠根據(jù)同樣的方法求得。還有，鋼中生成的碳化物的形態(tài)因各組織(鐵素體、貝氏體、奧氏體等)而有所不同。因此，通過在板厚1/4部分的上述各視野中，對萃取了碳化物的復制試樣以2000倍的倍率進行電子顯微鏡觀察，也可以求得鐵素體及貝氏體的混合組織的比率，和混合組織中的貝氏體比率。鐵素體及貝氏體混合組織中的貝氏體還滿足以下(I)及/或(n)。(I)貝氏體的板條的厚度為lpm以下，并且板條的長度為20pm以下。作為具有同結晶方位的貝氏體的集合單位的板條束，優(yōu)選為微細的。這是因為脆性破壞的裂紋長度依存于板條束的大小。因此，如果減小板條束，則能夠縮短裂紋長度，從而能夠提高韌性及高速延性斷裂停止特性。板條束由圖1所示的多個板條11構成。因此，如果板條11的長度為20pm以下，則能夠得么高韌性及高的高速延性斷裂停止特性。為了得到由微細的板條束構成的貝氏體，具體來說就是由2(Him以下的長度的板條ll構成的貝氏體，需要進行舊奧氏體粒度的調整，如后述，需要以規(guī)定范圍的累積壓下率軋制原材。此外，板條11的厚度為lpm以下。貝氏體的板條11的厚度根據(jù)相變溫度而變化，越是在高溫下生成的貝氏體的板條11其厚度越大。因為相變溫度高的貝氏體無法獲得高韌性，所以板條11的厚度優(yōu)選為小的。因此板條的厚度為lpm以下。(II)貝氏體的板條的滲碳體粒子的長徑為0.5pm以下。如圖1所示，板條11包含多個滲碳體粒子12。如果從軋制后的再結晶狀態(tài)的奧氏進行體緩地冷卻，則滲碳體粒子12粗大化，不能獲得高的高速延性斷裂停止特性。因此，滲碳體粒子12優(yōu)選微細的。如果滲碳體粒子12的長徑為0.5,以下，則能夠獲得高的高速延性斷裂停止特性。貝氏體的板條的長度能夠根據(jù)以下的方法求得。在上述的板厚1/4部分的1030個視野中，分別測定圖1所示的多個板條11的長度LL，并求得平均。由全部視野(1030個視野)求得的板條11的長度的平均值為本發(fā)明所說的板條的長度。通過使用了萃取復制試樣的電子顯微鏡觀察也可以測定長度。另外，也可以給各視野的組織拍攝照片，在照片上測定板條長度。貝氏體的板條的厚度能夠根據(jù)以下的方法求得。制作上述各視野的貝氏體組織的薄膜試料，使用制作好的薄膜試料實施透射電子顯微鏡觀察。通過透射電子顯微鏡觀察而測定多個板條的厚度，求其平均。由全部視野求得的板條的厚度的平均值為本發(fā)明所說的板條厚度。滲碳體粒子的長度能夠根據(jù)以下的方法求得。通過使用了上述薄膜試料的透射電子顯微鏡觀察，在各視野中測定圖1所示的多個滲碳體粒子12的長度LD，求得其平均。將全部視野中求得的長徑進行平均，并作為本發(fā)明所說的滲碳體的長徑。還有，通過使用了上述萃取復制試樣的電子顯微鏡觀察，也能夠測定圖1所示的滲碳體粒子12的長徑LD。2.2.表層部的組織在本實施方式的高張力鋼材的表層部，組織中的島狀馬氏體(MartensiteAustenite:以下稱為MA)的比率為10%。這里，所謂表層部是指從除去了氧化皮的表面到0.5mm2mm的深度的部分。MA被認為會通過以下的工序而生成。在制造工序中的冷卻過程中，從奧氏體生成貝氏體及鐵素體。這時，碳元素和合金元素濃縮到剩余的奧氏體中。過量地含有這樣的碳及合金元素的奧氏體被冷卻到室溫而成為MA。因為MA硬度高，會成為脆性裂紋的發(fā)生點，所以會降低韌性及SSCC特性。如果使MA比率為10%以下，則能夠提高韌性及SSCC特性。MA的比率能夠根據(jù)以下的方法求得。在表層部的任意1030個視野中(各視野為824cm2)通過電子顯微鏡觀察求得MA的面積分率，將全部視野中求得的MA的面積分率的平均作為本發(fā)明所說的MA比率。另外，本發(fā)明的高張力鋼材的表面的硬度以維氏硬度計為285以下。這是因為如果表面的硬度以維氏硬度計比285高，則不僅韌性降低，而且耐SCC性也降低。還有，在焊接鋼管中，母材(BM)、焊接部(WM)及HAZ的任何一個的表面硬度以維氏硬度計處于285以下，都能夠得到高的韌性和耐SCC性。表面硬度能夠根據(jù)以下的方法求得。在從除去了氧化皮的表面到深度lmm的任意的3點，依據(jù)JISZ2244測定維氏硬度。測定時的試驗力為98.07N(硬度符號HVIO)。測定的值的平均為本發(fā)明所說的表面硬度。2.3.中心偏析本實施方式的高張力鋼材的偏析度R為1.3以下。這里，所謂偏析度R是中心偏析部的Mn濃度對實質上沒有偏板的部分的Mn濃度的比，由下式(2)表示。[式l]<formula>formulaseeoriginaldocumentpage15</formula>這里，Mn(^是中心偏析部的Mn濃度，是鋼板的板厚(或鋼管的壁厚)的中心部(以下稱為板厚1/2部分)的Mn濃度。Mn(t/4,實質上是沒有偏析的部分中的Mn濃度，作為實質上沒有偏板的部分的代表為板厚1/4部分中的Mn濃度。通過連續(xù)鑄造法而制造作為軋制原材的鑄片時，在橫截面中央部會發(fā)生偏析(即中心偏析)。因為中心偏析部容易脆性破壞，所以會降低高速軋性斷裂停止特性。如果偏析部R為1.3以下，則能夠獲得優(yōu)異的高速軋性斷裂停止特性。Mn^)及Mn(t/4,能夠根據(jù)以下的方法求得。在鋼板的橫截面上實施蝕刻，確認板厚中心部的偏析線。在偏析線內的任意5處實施EPMA的線分析，將5處的偏析峰值的算術平均值作為Mn(t/2)。另外，從鋼板的板厚1/4部分提取試樣，對于提取的試樣實施依據(jù)JISG0321的制品分析，由此求得的Mn濃度為Mn(tM)。制品分析可以用發(fā)射光譜分析法，也可以用化學分析法。還有，偏析度R原理上不會低于1，但是由于測定誤差等，實際上也有低于1的情況。但是不會低于0.9。2.4.板厚如果板厚過薄，則在后述的軋制工序中，軋制后的冷卻速度的調整困難。另外如果板厚過厚，則難以使屈服強度為551PMa以上，使抗拉強度為620MPa以上，并且使表面硬度以維氏硬度計為285以下。此外制管困難。因此，本發(fā)明的高張力鋼板的板厚優(yōu)選為1050mm。3.制造方法對于本實施方式的高張力鋼材的制造方法進行說明。根據(jù)連續(xù)鑄造法使上述化學組成的鋼水成為鑄片(連續(xù)鑄造工序)，軋制制造好的鑄片而成為高張力鋼板(軋制工序)。再對高張力鋼板未聲明行制管而成為焊接鋼管(制造管工序)。以下對各工序進行詳細說明。3丄連續(xù)鑄造工序根據(jù)連續(xù)鑄造法將通過眾所周知的方法精煉的鋼水制成鑄片。這時，對連續(xù)鑄造中的鑄片內的未凝固鋼水進行電磁攪拌，并且在最終凝固位置附近壓下鑄片，由此使偏析度R在1.3以下。參照圖2，在連續(xù)鑄造工序中所使用的連續(xù)鑄造裝置50，具有浸漬噴嘴l、鑄模3、支持連續(xù)鑄造中的鑄片的支承輥6、壓下輥7、電磁攪拌裝置9、夾輥(pinchroll)20。將精煉好的鋼水經由浸漬噴嘴1注入到鑄模3中。因為鑄模3被冷卻，所以鑄模3內的鋼水4被鑄模3的內壁冷卻，在其表面形成凝固坯殼5。形成凝固坯殼5后，將表面有凝固坯殼5，內部有未凝固鋼水10的鑄片8在鑄模3的下方以規(guī)定的澆注速度，通過夾輥20拉拔。這時，多個支承輥6支持拉拔中的鑄片。拉拔中，在B1B2的區(qū)域由于鋼水靜壓導致鑄片膨脹(bulging鼓肚)，但是支承輥6具有防止過度的鼓肚變形的作用。電磁攪拌裝置9，被設置于由壓下輥7壓下鑄片8的位置的上游至少2m以上的位置。電磁攪拌裝置9通過電磁攪拌鑄片8內部的未凝固鋼水10，而使鋼水中的Mn濃度均一，以抵制中心偏析。之所以將電磁攪拌裝置9配置于壓下位置上游的2m以上的位置，是由于從壓下輥7到上游低于2m的位置，鑄片8內的中心偏析部的凝固已經進行，即使在該位置實施電磁攪拌，仍難以使Mn濃度均一。電磁攪拌裝置9使未凝固鋼水10在鑄片8的寬度方向流動。這時，通過控制外加電流等方法，而定期地使未凝固鋼水10的流動反轉。通過使未凝固的鋼水的流動方向為鑄片的寬度方向，能夠進一步抑制中心偏析。還有，不僅可以在鑄片的寬度方向上實施電磁攪拌，也可以在厚度方向上以使未凝固的鋼水10流動的方式實施電磁攪拌。重要的是至少使鑄片在寬度方向的流動發(fā)生，以此方式實施電磁攪拌即可。還有，上述電磁攪拌裝置9可以是利用電磁鐵的方式，也可以是利用永久磁鐵的方式。電磁攪拌后，通過配置于最終凝固位置上游側的壓下輥7，在厚度方向壓下鑄片8。具體來說，是在作為鑄片8的橫截面中心部的固相的體積分率的中心固相率比0大而低于0.2的位置，通過壓下輥7在厚度方向壓下30mm以上。由此，將凝固坯殼5的內壁彼此壓合，將鑄片8內部的Mn稠化了的未凝固鋼水(以下稱為稠化鋼水)21排出到上游側。因此能夠抑制中心偏析。如果鑄片8的中心固相率超過0，則會引起中心偏析，稠化鋼水21開始聚積到鑄片8的中心部。因此，如果在該中心固相率超過O的位置壓下，則能夠有效地將稠化鋼水21排出到上游側。另外，如果中心固相率為0.2以上，則未凝固鋼水的流動阻抗過大，所以即使壓下也不能排出稠化鋼水21。因此，如果在中心固相率比0大而低于0.2的位置壓下鑄片8，則能夠有效地排除稠化鋼水21，從而能夠有效地抑制中心偏析。此外，壓下輥7的壓下量越大，就越能夠更加完全地壓合凝固坯殼5的內壁彼此。換言之，如果壓下量少，則凝固坯殼5的壓合不充分，有稠化鋼水21殘存。如果壓下量為30mm以上，則能夠有效地排出稠化鋼水21，從而能夠使中心偏析度R處于1.3以下。根據(jù)以上說明的連續(xù)鑄造方法，能夠制造偏析度R在1.3以下的鑄片。因此，實施以下說明的軋制工序而制造的鋼板的偏析度R也在1.3以下。該連續(xù)鑄造方法對于Mn含量超過1.6%的高張力鋼板特別有效。還有，在上述的連續(xù)鑄造工序中，雖然通過壓下輥7壓下，但是也可以通過鍛壓等的其他方法進行壓下。另外，中心固相率譬如可以通過從所周知的非定常傳熱計算算出。根據(jù)鑄造中的鑄片的表面溫度的測定結果和鉚接(打錤)造成的凝固坯殼的厚度的測定結果等來調整非定常傳熱的精度。3.2.軋制工序用加熱爐加熱由連續(xù)鑄造工序制造的鑄片(slab)，用軋制機軋制加熱過的鑄片而成為鋼板，冷卻軋制后的鋼板。冷卻后，如果根據(jù)需要實施回火?；谝韵滤镜募訜釛l件、軋制條件、冷卻條件及回火條件來實施軋制工序，則能夠使高張力鋼板成為2.1及2.2中說明的組織。以下就各條件進行說明。3.2丄加熱條件加熱爐中的鑄片(slab)的加熱溫度處于9001200°C。如果加熱溫度過高，則奧氏體晶粒粗大化，因此不能使晶粒微細化。另一方面，如果加熱溫度過低，則不能使有助于軋制中的晶粒的微細化及軋制后的析出強化的Nb固溶。通過使加熱溫度處于9001200'C，能夠抑制奧氏體晶粒的粗大化，并且使Nb固溶。3.2.2.壓軋中的原材溫度為奧氏體未再結晶溫度區(qū)域，奧氏體未再結晶溫度區(qū)域下的累積壓下率(％)為5090%。這里，所謂奧氏體未再結晶溫度區(qū)域，是指由軋制等的加工所導入的高密度的位錯隨著界面的移動而急劇消失的溫度區(qū)域，具體來說就是975'CAr3點的溫度區(qū)域。累積壓下率(％)由下式(3)算出。[式2]975'C的原材的厚度-Ar3點的原材的厚度累計壓下率s^-^:■--~xioo《3》975C的原材的厚度為了從奧氏體晶粒內核生成貝氏體而使貝氏體分散，并且抑制生成的貝氏體的成長，就需要高密度的位錯。如果奧氏體未再結晶溫度區(qū)域下的累積壓下率為50%以上，則未再結晶狀態(tài)的奧氏體晶粒的長寬比為3以上，能夠得到高密度的位錯。因此，能夠使貝氏體分散生成，且能夠使貝氏體晶粒微細化。但是，若累積壓下率超過90%，則鋼的機械的性質的各向異性變得顯著。因此，積率壓下率為5090%。還有，終軋溫度優(yōu)選在A。點以上。3.2.3冷卻條件冷卻開始時的鋼板溫度為Ad點一50'C以上，冷卻速度為1045°C/秒。如果冷卻開始時的鋼板溫度比Ad點一5(TC低，則粗大的貝氏體生成，鋼的強度及韌性降低。因此，冷卻開始溫度為Ad點一50'C以上。如果冷卻速度太慢，則不能充分生成鐵素體及貝氏體的混合組織。另外，混合組織中的貝氏體比率降低，滲碳體粒子也粗'大化。因此，冷卻速度為10。C/秒以上。另一方面，如果冷卻速度太快，則鋼板的表面層中的MA比率上升，并且表面硬度過高。因此，冷卻速度為45。C/秒以下。冷卻方法譬如有水冷。優(yōu)選鋼板溫度為30050(TC時停止上述冷卻速度下的冷卻，其后放冷。這是由于在放冷時的回火效果的作用下，韌性進一步的高，從而能夠抑制氫性缺陷的發(fā)生。3.2.4回火條件冷卻后，根據(jù)需要在低于Ae,點實施回火。譬如需要調整表面硬度和韌性時實施回火。還有，回火不是必須的處理，因此也可以不實施回火處理。3.3制造工序利用u型擠壓機、o型擠壓機等把由上述的軋制工序所制造的高張力鋼板成形而成為開管(openpipe)。接著，通過潛弧焊等眾所周知的焊接法，使用眾所周知的焊接材料對開管的長度方向的兩端面進行焊接，而成為焊接鋼管。對于焊接后的焊接鋼管實施淬火，根據(jù)需要實施回火。實施例1熔煉表1所示化學組成的鋼水。[表l]<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>糸'.表示本發(fā)明的范圍外表1中的Pcm欄表示根據(jù)式(1)求得的各鋼的Pcm。鋼15其化學組成及Pcm在本發(fā)明的范圍內。另一方面，鋼610其化學組成或Pcm的任意一項在本發(fā)明的范圍外。具體來說，鋼6的Mn含量低于本發(fā)明的下限值。鋼7及鋼9盡管其化學組成在本發(fā)明的范圍內，但是Pcm超過本發(fā)明的上限。鋼8及鋼10雖然其化學組成在本發(fā)明的范圍內，但是Pcm低于本發(fā)明的下限。按表2所示的鑄造條件連續(xù)鑄造表1所示的鋼水而成為鑄片，按表3所示的軋制條件對制造好的鑄片進行軋制，成為板厚20mm的鋼板。具體來說，按表4所示的制造條件(鋼、鑄造條件及軋制條件的組合)制造試驗編號124的鋼板。[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>效，表示本發(fā)明范圍之外。[表3]<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>※—表示本發(fā)明范圍之外，[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>在連續(xù)鑄造工序中，使用了具有圖2記載的構成的連續(xù)鑄造裝置。還有，電磁攪拌裝置9的設置位置是軋壓下位置上游的2m以上。另外，以使未凝固鋼水在鑄片的寬度方向流動的方式實施電磁攪拌。還有，表2中的"中心固相率"表示輥壓下時的鑄片的中心固相率，"未凝固壓下量"表示輥壓下時的壓下量(mm)。另外，表3中的"加熱溫度"表示鑄片的加熱溫度('C)，"積率壓下率"表示根據(jù)式(3)求得的累積壓下率(％)。"終軋溫度"表示軋制的終止溫度rc)，"水冷開始溫度"及"冷卻速度"表示開始冷卻時的鋼板的溫度rc)及冷卻時的冷卻速度rc/秒)。在本實施例中，通過水冷來冷卻鋼板。還有，表4中的試驗編號11，在冷卻后以表3所示的回火溫度實施了回火。對于制造后的鋼板，根據(jù)2丄及2.2.敘述的方法，求得其表層部MA的比率、鐵素體和貝氏體的混合組織的比率、其混合組織中的貝氏體比率、貝氏體的板條的厚度及長度、和貝氏體內的滲碳體粒子的長徑。此夕卜，根據(jù)2.3.所述的方法求得偏析度R。表4中顯示這些結果。此外，對于各鋼板，根據(jù)以下的方法調査其機械的性質(抗拉強度、韌性、高速延性斷裂停止特性、表面硬度)及焊接性?？估瓘姸韧ㄟ^采用了依據(jù)API規(guī)格的板狀試驗片的拉伸試驗而求得。另外，韌性及高速延性斷裂停止特性，通過2mmV型切口擺錘沖擊試驗及DWTT(DropWeightTearTest)試驗求得。在擺錘沖擊試驗中，由各試驗編號的鋼板制作JISZ22024號試驗片，依據(jù)JISZ2242來實施試驗，測定一2(TC下沖擊吸收能。在DWTT試驗中，依據(jù)API規(guī)格來加工試驗片。這時，試驗片的厚度為原厚(即厚20mm)，對擠壓切口型的切口進行加工。在各試驗溫度下，通過振子式的垂落對試驗片賦予沖擊載荷，觀察因沖擊載荷而斷裂的試驗片的斷面。觀察的斷面之中，將延性斷面成為斷面整體的85%以上的試驗溫度作為轉變溫度(FATT:FractureAppearanceTransitionTemperature)求得。還有，在DWTT試驗中，任何試驗片者會從切品底發(fā)生脆性裂紋。關于表面硬度根據(jù)2.2.所述的方法求得。關于焊接性，依據(jù)JISZ3158實施y形焊接裂紋試驗，根據(jù)裂紋的有無進行評價。還有，在試驗中不預熱，通過熱能17kJ/cm的電弧焊接法實施焊接。(調査結果)調査結果顯示在表4中。表中的TS(MPa)為抗拉強度，vE—20(J)是一20。C下的沖擊吸收能，85%FATT(°C)是根據(jù)DWTT試驗求得的轉變溫度，硬度(Hv)是各鋼板的表面的維氏硬度。另外，表中的"焊接性"欄的"〇"標記表示在y形焊接裂紋試驗中沒有裂紋，"X"標記表示發(fā)生了裂紋。參照表4，試驗編號111因其化學組成及制造條件在本發(fā)明的范圍，所以組織在本發(fā)明的范圍內。因此，屈服強度均為551MPa以上，抗拉強度均為620MPa以上。另夕卜，任一試驗編號的鋼板其沖擊吸收能(vE—20)均為160J以上，F(xiàn)ATT為一2(TC下，顯示出高韌性和高的高速延性斷裂停止特性。另外，任一試驗編號的鋼板其表面硬度以維氏硬度計均為285以下，暗示著具有高的耐SCC性。此外，未發(fā)生焊接裂紋，顯示出高焊接性。還有，試驗編號IO及試驗編號11的鋼板，因為含有Cu、Cr、Mo、V及B，所以其抗拉強度比另外的試驗編號為19的鋼板更高。另外，試驗編號11因為含有Ca、Mg及REM，所以其韌性及高速延性斷裂停止特性比另外的試驗編號為110的鋼板更優(yōu)異。具體來說，與試驗編號lIO的鋼板比較，試驗編號11的鋼板的沖擊吸收能高，且FATT低。另一方面，在試驗編號1224中，強度、韌性、高速延性斷裂停止特性、表面硬度及焊接性之中至少有1個差。試驗編號1224盡管其化學組成及Pcm在本發(fā)明的范圍內，但是因為鑄造條件在本發(fā)明的范圍外，所以韌性及/或高速延性斷裂停止特性低。具體來說，試驗編號12，因其連續(xù)鑄造的未凝固壓下時的中心固相率超過了作為本發(fā)明的上限值的0.20，所以偏析度R超過1.3。因此，沖擊吸收能低于160J，F(xiàn)ATT比一2(TC高。試驗編號13，因其未凝固壓下時的中心固相率為0，所以中心偏析率R超過1.3。因此沖擊吸收能低于160J，F(xiàn)ATT比一20'C高。試驗編號14因為未凝固壓下時的壓下量少，所以中心偏析度R超過1.3，F(xiàn)ATT比一20'C高。試驗編號1519雖然其化學組成、Pcm及鑄造條件在本發(fā)明的范圍內，但是因為壓軋條件在本發(fā)明的范圍外，所以得不到期望的機械的特性。具體來說，試驗編號15因為冷卻開始溫度比A,3點一5(TC低，所以粗大的貝氏體及滲碳體生成。因此屈服強度低于551MPa。試驗編號16因為速度超過45"C/秒，所以MA比率超過10。/。，鐵素體及貝氏體的混合組織的比率也低于90%。另外，表面硬度超過285。因此，沖擊吸收能低于160J，F(xiàn)ATT比一20。C高。試驗編號17因為冷卻速度低于10'C/秒，所以混合組織中的貝氏體比率低于10%，滲碳體粒子的長徑超過0.5pm。因此，屈服強度低于551MPa。試驗編號18因為累積壓下率低于50%，所以混合組織中的貝氏體比率小。因此屈服應力低于551MPa。試驗編號19因為軋制的終止溫度低，水冷開始溫度低，所以粗大的貝氏體及滲碳體生成。因此，屈服強度低于551MPa。試驗編號20因為Mn含量低，所以抗拉強度低于620MPa。試驗編號21及23因為？011超過0.220%，所以表面硬度超過285Hv，y形焊接裂紋試驗中有裂紋發(fā)生。試驗編號22及24因為Pcm低于0.180%，所以抗拉強度低于620MPa。以上，對本發(fā)明的實施方式進行了說明，但是上述的實施方式不過是用于實施本發(fā)明的例示。因此，不受本發(fā)明上述的實施方式限定，在不脫離其宗旨的范圍內可以對上述的實施方式加以適當變形來實施。產業(yè)上的利用的可能性本發(fā)明的高張力鋼板及焊接鋼管可以在管線用管和壓力容器上利用，特別是在寒冷地用作輸送天然氣和原油的管線用管。權利要求1.一種高張力鋼板，其特征在于，含有C0.02～0.1％、Si0.6％以下、Mn1.5～2.5％、Ni0.1～0.7％、Nb0.01～0.1％、Ti0.005～0.03％、sol.Al0.1％以下、N0.001～0.006％、B0～0.0025％、Cu0～0.6％、Cr0～0.8％、Mo0～0.6％、V0～0.1％、Ca0～0.006％、Mg0～0.006％、稀土類元素0～0.03％、P0.015％以下、S0.003％以下，余量由Fe及雜質構成，式(1)所示的碳當量Pcm為0.180～0.220％，表面硬度以維氏硬度計為285以下，表層部的島狀馬氏體的比率為10％以下，比所述表層部深的內部的鐵素體及貝氏體的混合組織比率為90％以上，且所述混合組織中的貝氏體的比率為10％以上，所述貝氏體的板條的厚度為1μm以下，板條的長度為20μm以下，作為中心偏析部的Mn濃度對從表面到板厚1/4深度的部分的Mn濃度的比的偏析度為1.3以下，Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B(1)這里，式(1)中元素符號表示各元素的質量％。2.—種高張力鋼板，其特征在于，含有C:0.020.1%、Si:0.6%以下、Mn:1.52.5%、Nh0.10.7%、Nb:0.010.1%、Ti:0.0050.03%、sol.Al:0.1%以下、N:0.0010,006%、B:00,0025%、Cu:00.6%、Cr:00.8%、Mo:00.6%、V:00.1%、Ca:00.006%、Mg:00.006%、稀土類元素00.03%、P:0.015%以下、S:0.003%以下，余量由Fe及雜質構成，式(1)所示的碳當量Pcm為0.1800.220X，表面硬度以維氏硬度計為285以下，表層部的島狀馬氏體的比率為10%以下，比所述表層部深的內部的鐵素體及貝氏體的混合組織比率為90%以上，且混合組織中的貝氏體的比率為10%以上，所述貝氏體的板條內的滲碳體析出粒子的長徑為0.5pm以下，作為中心偏析部的Mn濃度對從表面到板厚1/4深度的部分的Mn濃度的比的偏析度為1.3以下，Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B(1)這里，式(1)中元素符號表示各元素的質量％。3.根據(jù)權利要求2所述的高張力鋼板，其特征在于，所述板條的厚度為lpm以下，所述板條的長度為20pm以下。4.一種焊接鋼管，其特征在于，采用權利要求13中任一項所述的高張力鋼板制造。5.—種高張力鋼板的制造方法，其特征在于，具有連續(xù)鑄造工序和軋制工序，所述連續(xù)鑄造工序是通過連續(xù)鑄造法使下述鋼水形成鑄片的工序，i亥鋼水含有C:0,020.1%、Si:0.6%以下、Mn:1.52.5%、Ni:0.10.7%、Nb:0.010.1%、Th0.0050.03%、sol.Al:0.1%以下、N:0.0010.006%、B:00.0025%、Cu:00.6%、Cr:00.8%、Mo:00.6%、V:00.1%、Ca:00.006%、Mg:00.006%、稀土類元素00.03%、P:0.015%以下、S:0.003%以下，余量由Fe及雜質構成，由式(1)所示的碳當量Pcm為0.1800.220%，所述軋制工序是軋制所述鑄片而成為高張力鋼板的工序，所述連續(xù)鑄造工序包括將所述鋼水注入冷卻的鑄模中，形成在表面有凝固坯殼，在內部有未凝固鋼水的鑄片的工序；將所述鑄片拉拔到所述鑄模下方的工序；作為所述鑄片的最終凝固位置上游，在所述鑄片的中心固溶率比0大而低于0.2的位置，在厚度方向對鑄片進行30mm以上壓下的工序；在所述壓下位置的上游2m以上的位置，以使所述未凝固鋼水沿鑄片的寬度方向流動的方式對于所述鑄片實施電磁攪拌的工序，所述軋制工序包括將通過所述連續(xù)鑄造工序制造的鑄片加熱到900120(TC的工序；以使奧氏體未再結晶溫度區(qū)域下的累積壓下率為5090%的方式，對所述加熱過的鑄片進行軋制而成為鋼板的工序；從A^—5(TC以上溫度以1045'C/秒的冷卻速度對所述鋼板進行冷卻工序，Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B(1)這里，式(1)中元素符號表示各元素的質量％。6.根據(jù)權利要求5所述的高張力鋼板的制造方法，其特征在于，還具有在低于Ael點對所述冷卻后的鋼板進行回火的工序。7.—種使用了連續(xù)鑄造裝置的高張力鋼板用鑄片的制造方法，其特征在于，具有如下工序將下述鋼水注入冷卻的鑄模，形成在表面有凝固坯殼，在內部有未凝固鋼水的鑄片的工序，該鋼水含有C:0.020.1%、Si:0.6%以下、Mn:1.52,5%、Ni:0.10.7%、Nb:0.010.1%、Ti:0.0050.03%、sol.Al:0.1%以下、N:0.0010.006%、B:00.0025%、Cu:00.6%、Cr:00.8%、Mo:00.6%、V:00.1%、Ca:00.006%、Mg:00.006%、稀土類元素00.03%、P:0.015%以下、S:0.003%以下，余量由Fe及雜質構成，由式(1)所示的碳當量Pcm為0.1800.220X;將所述鑄片拉拔到鑄模下方的工序；作為所述鑄片的最終凝固位置上游，在所述鑄片的中心固溶率比0大而低于0.2的位置，在厚度方向對所述鑄片進行30mm以上壓下的工序；在所述壓下位置的上游2m以上的位置，以使未凝固鋼水沿所述鑄片的寬度方向流動的方式對于所述鑄片實施電磁攪拌的工序，Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B(1)這里，式(1)中元素符號表示各元素的質量％。全文摘要本發(fā)明的高張力鋼板，由式(1)所示的碳當量Pcm為0.180～0.220％，表面硬度以維氏硬度計為285以下，表層部的島狀馬氏體的比率為10％以下，比表層部深的內部的鐵素體及貝氏體的混合組織比率為90％以上，且混合組織中的貝氏體的比率為10％以上，貝氏體的板條的厚度為1μm以下，板條的長度為20μm以下，作為中心偏析部的Mn濃度對從表面到板厚1/4深度的部分的Mn濃度的比的偏析度為1.3以下。Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B(1)，式(1)中符號表示各元素的質量％。根據(jù)以上的構成，本發(fā)明的高張力鋼板具有551MPa以上的屈服強度和620MPa以上的抗拉強度，具有優(yōu)異的韌性、高速延性斷裂停止特性及焊接性。文檔編號C22C38/00GK101163807SQ20068000862公開日2008年4月16日申請日期2006年3月8日優(yōu)先權日2005年3月17日發(fā)明者岡口秀治,山中章裕,濱田昌彥,瀨田一郎,高橋伸彰申請人:住友金屬工業(yè)株式會社