專利名稱：高熱能焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的高張力鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及高熱能焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的高張力鋼板，特別是涉及即使進(jìn)行超過(guò)500kJ/cm的高熱能焊接時(shí)，焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度在590MPa以上的高張力鋼板。
背景技術(shù)：
在適用于例如建筑結(jié)構(gòu)物的箱柱組裝的潛弧焊(submerged arcwelding)和電渣焊(electroslag welding)等之中，為了實(shí)現(xiàn)施工的更進(jìn)一步的高效率化，有實(shí)施超過(guò)500kJ/cm的高熱能焊接的情況。但是一般來(lái)說(shuō)，若焊接輸入熱能變大，則可知焊接熱影響部(HAZ)的組織粗大化，韌性容易降低，至今為止，從進(jìn)一步提高建筑結(jié)構(gòu)物等的安全性的觀點(diǎn)出發(fā)，提出了為了改善上述HAZ的韌性的各種的方法。
作為上述方法，提出有例如利用TiN和復(fù)合氧化物(例如在日本國(guó)專利文獻(xiàn)第3256118號(hào)公報(bào)中，由含Ti氧化物和MnS構(gòu)成的復(fù)合體)的微細(xì)分散帶來(lái)的銷住(pinning)效果，抑制奧氏體粒的粗大化，從而改善HAZ的韌性的方法。
但是，在高熱能焊接施工中，若焊接金屬附近的熱影響部長(zhǎng)時(shí)間曝露在高溫下，則雖然TiN多，但會(huì)溶解，存在銷住效果無(wú)法充分發(fā)揮這樣的問(wèn)題。另外后述的復(fù)合氧化物，由于難以均一地使之微細(xì)分散，所以存在雖然做了大量研究，但是效果不充分這樣的問(wèn)題。
另外，為了改善HAZ的韌性，還提出有實(shí)現(xiàn)γ粒內(nèi)的相變組織的微細(xì)化的技術(shù)，例如，提出有將TiN和BN(參照日本國(guó)專利第1824290號(hào)公報(bào))作為鐵素體相變核利用的技術(shù)。但是這種情況下，仍有在長(zhǎng)時(shí)間曝露在高溫下的熱影響部，上述析出物大量溶解而得不到充分的效果的問(wèn)題。另外，還開(kāi)發(fā)有使Ti氧化物分散的粒內(nèi)鐵素體生成促進(jìn)技術(shù)(參照例如日本國(guó)特公平05-017300號(hào)公報(bào))，但與上述復(fù)合氧化物的情況相同，存在難以使之均一地分散這樣的問(wèn)題。
此外，從成為破壞起點(diǎn)的MA(Martensite-Austenite constituent)發(fā)生的抑制和γ粒內(nèi)的組織微細(xì)化的觀點(diǎn)出發(fā)，還提出有在使C成為極低C后，積極地添加作為淬火性提高元素的Mn、Cr等，并且添加B，由此使貝氏體塊大小(bainite block size)微細(xì)化的技術(shù)(例如日本國(guó)專利第3602471號(hào)公報(bào))。但是在該技術(shù)中，在高熱能焊接條件下塊大小的微細(xì)化很難說(shuō)是充分的。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明鑒于這樣的情況而進(jìn)行，其目的在于，提供一種590MPa以上的高張力鋼板，其在要求大型化并且高安全性的建筑結(jié)構(gòu)物等之中，實(shí)施超過(guò)500kJ/cm的高熱能的潛弧焊和電渣焊時(shí)，能夠確保優(yōu)異的HAZ韌性。
所謂本發(fā)明的這種鋼板，以質(zhì)量％計(jì)(下同)含有C0.02～0.05％、Si0.05～0.20％、Mn1.0～2.5％、P0.02％以下(不含0％)、S0.005％以下(不含0％)、Al0.01～0.05％、Ni0.2～2.0％、Cr0.5～2.0％、Ti0.005～0.025％、及N0.004～0.010％，并滿足下述式(1)和(2)。
2.3≤(Mn+0.7×Ni+Cr)≤3.7…(1)[Cr/(Mn+0.7×Ni)]≥0.3…(2){式中，Mn、Ni、Cr表示各個(gè)元素的含量(質(zhì)量％)}上述鋼板，還可以含有(a)Mo0.2％以下(不含0％)；(b)從V0.05％以下、Nb0.01％以下和B0.0020％以下構(gòu)成的組選擇的1種以上[其中，以滿足下式(3)為條件]，(V+2Nb+10B)≤0.03…(3){式中，V、Nb、B表示各個(gè)元素的含量(質(zhì)量％)}(c)Cu0.1～1.0％；(d)Ca0.0005～0.0030％。
根據(jù)本發(fā)明，由于即使實(shí)施超過(guò)500kJ/cm的高熱能的潛弧焊和電渣焊等時(shí)，也能夠確保優(yōu)異的HAZ韌性，所以能夠以更短時(shí)間制造安全性高的建筑結(jié)構(gòu)物等。


圖1是表示(Mn+0.7×Ni+Cr)與(GBF+FSP)量或塊大小的關(guān)系的曲線圖。
圖2是表示(Mn+0.7×Ni+Cr)與HAZ韌性(vE0)的關(guān)系的曲線圖。
圖3是表示[Cr/(Mn+0.7×Ni)]與針狀MA[縱橫比(長(zhǎng)徑/短徑)為2.5以上的MA]的面積率的關(guān)系的曲線圖。
圖4是表示[Cr/(Mn+0.7×Ni)]與HAZ韌性(vE0)的關(guān)系的曲線圖。
圖5是在Cr量與(Mn+0.7×Ni)的關(guān)系中，表示本發(fā)明規(guī)定的范圍的圖。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明者為得到進(jìn)行超過(guò)500kJ/cm的高熱能焊接時(shí)的HAZ的韌性(以下僅稱為“HAZ”韌性)優(yōu)異的高張力鋼板而進(jìn)行銳意研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)如下，從而想到本發(fā)明(i)為了穩(wěn)定并確保熱影響部的高韌性，根據(jù)如下幾點(diǎn)能夠?qū)崿F(xiàn)·不但利用極低C化來(lái)進(jìn)行MA抑制，而且控制MA的形態(tài)(具體來(lái)說(shuō)就是抑制針狀MA的生成)；·抑制在γ晶界成長(zhǎng)的粗大的組織[晶界鐵素體(GBF)+側(cè)板條鐵素體(FSP)]；·需要實(shí)現(xiàn)γ粒內(nèi)的相變組織的塊大小微細(xì)化，在本發(fā)明中，適當(dāng)?shù)睾凶鳛榇慊鹦蕴岣咴氐腗n、Ni和Cr，(ii)此外，在從作為淬火性提高元素的Nb、V和B所構(gòu)成的組中選擇出1種以上進(jìn)行添加時(shí)，如果綜合地限制這些元素的含量，抑制MA和粗大的板條狀(lath)組織的生成，則能夠抑制HAZ韌性的劣化。
首先，說(shuō)明上述(i)。本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)，在(Mn+0.7×Ni+Cr)，與在HAZ的γ晶界成長(zhǎng)的粗大的組織[晶界鐵素體(GBF)+側(cè)板條鐵素體(FSP)]的量(面積％)和塊大小之間存在關(guān)聯(lián)，并整理了它們的關(guān)系。圖1顯示其結(jié)果。
據(jù)圖1可知，為了將上述(GBF+FSP)量抑制在50面積％以下，如下式(1)所示，需要使(Mn+0.7×Ni+Cr)為2.3％以上。另一方面，為了實(shí)現(xiàn)使塊大小微細(xì)化至40μm以下，如下式(1)所示，需要使(Mn+0.7×Ni+Cr)為3.7％以下。為了使塊大小更微細(xì)化達(dá)20μm以下，讓(Mn+0.7×Ni+Cr)為3.3％以下即可。
2.3≤(Mn+0.7×Ni+Cr)≤3.7…(1){式中，Mn、Ni、Cr表示各個(gè)元素的含量(質(zhì)量％)}另外圖2表示(Mn+0.7×Ni+Cr)與HAZ韌性(根據(jù)后述的實(shí)施例所示的方法測(cè)定的vE0)的關(guān)系，可知如果使(Mn+0.7×Ni+Cr)處于2.3～3.7％的范圍內(nèi)，抑制(GBF+FSP)量，并且實(shí)現(xiàn)塊大小的微細(xì)化，則即使在實(shí)施高熱能焊接時(shí)，也能夠確保vE0100J以上的優(yōu)異的HAZ韌性。
另外，本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)，在[Cr/(Mn+0.7×Ni)]與MA的形態(tài)[具體來(lái)說(shuō)就是縱橫比(長(zhǎng)徑/短徑)為2.5以上的針狀MA的面積率]之間存在關(guān)聯(lián)，并整理了它們的關(guān)系。圖3顯示其結(jié)果。這里，針狀MA的面積率，是相對(duì)于顯微鏡下的觀察面的針狀MA的比例。
據(jù)圖3可知，為了將針狀MA的面積率抑制在4％以下，如下式(2)所示，需要將[Cr/(Mn+0.7×Ni)]作為0.3以上。
≥0.3…(2){式中，Mn、Ni、Cr表示各個(gè)元素的含量(質(zhì)量％)}還有，求得圖1、3的數(shù)據(jù)時(shí)，(GBF+FSP)、塊大小、和針狀MA的面積率以如下方式求得。即，以顯微鏡觀察拍攝組織照片，通過(guò)目測(cè)從該照片中選擇區(qū)分對(duì)象的組織，通過(guò)圖像分析測(cè)定其相對(duì)于該顯微鏡下的觀察面的比例。
另外圖4表示[Cr/(Mn+0.7×Ni)]與HAZ韌性(根據(jù)后述的實(shí)施例所示的方法測(cè)定的vE0)的關(guān)系，可知如果將[Cr/(Mn+0.7×Ni)]作為0.3以上抑制針狀MA的生成，則即使在實(shí)施高熱能焊接時(shí)，也能夠確保vE0100J以上的優(yōu)異的HAZ韌性。
如上所述，為了使Mn、Ni和Cr最優(yōu)化以確實(shí)地提高HAZ韌性，并且確保母材的強(qiáng)度和韌性等，需要使Mn、Ni和Cr的含量分別處于下述范圍內(nèi)。
<Mn1.0～2.5％>
Mn是使淬火性提高而有助于確保母材的強(qiáng)度和韌性的元素。另外，也是有助于HAZ的塊大小微細(xì)化的元素。為了使這些效果發(fā)揮而使之含有1.0％以上。但是若Mn變得過(guò)量，則MA增大，HAZ韌性劣化。因此Mn量要抑制在2.5％以下。
<Ni0.2～2.0％>
Ni使淬火性提高從而確保母材的強(qiáng)度·韌性，并且是對(duì)熱裂紋的防止有一定效果的元素。另外，也是有助于HAZ的塊大小微細(xì)化的元素，為了發(fā)揮這些效果而含有0.2％以上。另一方面，若Ni變得過(guò)量，則氧化皮瑕疵容易發(fā)生，因此將其抑制在2.0％以下。
<Cr0.5～2.0％>
Cr使淬火性提高，是在確保母材的強(qiáng)度和韌性上有用的元素。另外，也有對(duì)HAZ的塊大小微細(xì)化有用的元素。為了發(fā)揮這些效果而含有0.5％以上。但是，若Cr變得過(guò)量，則MA增大，HAZ韌性劣化。因此Cr要抑制在2.0％以下。
圖5是表示在顯示Cr量與(Mn+0.7×Ni)的關(guān)系的曲線圖中前述式(1)和式(2)，與上述Cr量的上限和(Mn+0.7×Ni)的下限所圍成的范圍(斜線部分)，不過(guò)如該圖5所示，如果使Cr、Mn和Ni的關(guān)系處于斜線部分的范圍內(nèi)，則比起現(xiàn)有技術(shù)，能夠?qū)?shí)施高熱能焊接時(shí)的HAZ韌性更為確實(shí)地提高。
如上述為了確實(shí)地提高HAZ韌性，并且確實(shí)地使鋼板(母材)的強(qiáng)度和韌性等的其他的特性同樣具備，需要使上述以外的成分的含量處在下述范圍內(nèi)。
<C0.02～0.05％>
C是母材強(qiáng)度的確保，和抑制γ粒的粗大化以確保HAZ韌性所需要的元素，為了使該效果發(fā)揮而需要含有0.02％以上。另一方面，若C量變得過(guò)量，則除了MA增大以外，在鑄造時(shí)形成的TiN的高溫穩(wěn)定性也降低，所以HAZ韌性反而劣化。另外，其也成為低溫裂紋性劣化的原因。因此，C量要抑制在0.05％以下。
<Si0.05～0.20％>
Si是制鋼時(shí)的脫氧所需要的元素，需要含有0.05％以上。但是，若Si變得過(guò)量，則因?yàn)镸A增大而HAZ韌性劣化，所以將其抑制在0.20％以下。
<P0.02％以下(不含0％)>
因?yàn)镻會(huì)導(dǎo)致母材韌性的劣化和因P的偏析造成γ晶界的破壞，所以將其抑制在0.02％以下。
<S0.005％以下(不含0％)>
S與上述P一樣，因?yàn)橐矔?huì)導(dǎo)致母材韌性的劣化和因MnS的偏析造成γ晶界的破壞，將其抑制在0.005％以下。
<Al0.01～0.05％>
Al是制鋼時(shí)的脫氧所需要的元素，需要含有0.01％以上。但是若Al變得過(guò)量，則氧化鋁等的粗大夾雜物增加而母材韌性劣化。加上MA增加，HAZ韌性也劣化，所以將其抑制在0.05％以下。
<Ti0.005～0.025％>
Ti是與N結(jié)合形成TiN的元素，該TiN在低C化了的本發(fā)明的鋼中使高溫穩(wěn)定性提高，使HAZ的γ粒微細(xì)化，有效地有助于HAZ韌性的提高。為了使這樣的效果發(fā)揮而使Ti含有0.005％以上(優(yōu)選為0.010％以上)。另一方面，若Ti變得過(guò)量，則TiN粗大化，母材韌性、HAZ韌性一起劣化，因此將其抑制在0.025％以下。
<N0.004～0.010％>
N與上述Ti結(jié)合形成TiN，通過(guò)該TiN使HAZ的γ粒微細(xì)化，是有助于韌性的提高的元素。為了發(fā)揮該效果而使N量為0.004％以上。另一方面，若N過(guò)量地存在，則固溶N增加，母材韌性和HAZ韌性一起劣化。因此N量要抑制在0.010％以下。
本發(fā)明規(guī)定的含有元素如上所述，余量為鐵及不可避免的雜質(zhì)，作為該不可避免的雜質(zhì)，可以根據(jù)原料、物資、制造設(shè)備等的狀態(tài)允許摻雜的元素混入。另外，還可以再積極地含有下述元素。
<Mo0.2％以下(不含0％)>
Mo提高淬火性·回火軟化抗力，是在確保母材的強(qiáng)度·韌性上有效的元素，為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選使Mo含有0.05％以上。但是若Mo變得過(guò)量，則由于再結(jié)晶抑制作用，在軋制后γ粒會(huì)粗大化，相變組織的塊大小也粗大化。因此，在本發(fā)明中將Mo量抑制在0.2％以下。
<從V0.05％以下、Nb0.01％以下、和B0.0020％以下所構(gòu)成的組中選擇1種以上[但是在下式(3)的范圍內(nèi)]>
(V+2Nb+10B)≤0.03…(3){式中，V、Nb、B表示各個(gè)元素的含量(質(zhì)量％)}此V、Nb、B是在母材的強(qiáng)度·韌性的確保上有效的元素。V使淬火性·回火軟化抗力提高，是在確保母材的強(qiáng)度·韌性上有效的元素。但是若V過(guò)量含有，則HAZ韌性劣化，因此V量?jī)?yōu)選抑制在0.05％以下。
Nb使γ粒微細(xì)化，是在母材的強(qiáng)度·韌性的確保上有效的元素。但是若Nb過(guò)量含有，則HAZ韌性劣化，因此優(yōu)選抑制在0.01％以下。
B使淬火性提高，是在母材的強(qiáng)度·韌性的確保上有效的元素。但是若B過(guò)量含有，則鐵碳硼化物析出母材韌性劣化，因此優(yōu)選抑制在0.0020％以下。
另外，從上述V、Nb和B所構(gòu)成的組中選擇1種以上含有時(shí)，還需要使之滿足上式(3)。通過(guò)將(V+2Nb+10B)抑制在0.03％以下，如所述(ii)所示，能夠抑制MA和粗大的板條狀組織的生成，能夠抑制HAZ韌性的劣化。
<Cu0.1～1.0％>
Cu是在使淬火性提高上有效的元素，為了使該效果發(fā)揮，優(yōu)選含有0.1％以上。但是若Cu變得過(guò)量，則在軋制時(shí)容易引起熱裂紋，因此優(yōu)選將其抑制在1.0％以下。
<Ca0.0005～0.0030％>
Ca將非金屬夾雜物的形態(tài)控制為粒狀，是在使HAZ韌性提高方面有效的元素。為了使這一效果充分發(fā)揮，優(yōu)選使Ca含有0.0005％以上，但是若使之過(guò)量地含有，則Ca夾雜物粗大化使母材的韌性劣化。因此Ca量?jī)?yōu)選為0.0030％以下。
為了得到抗拉強(qiáng)度為590MPa以上鋼板，一般進(jìn)行已知的熱處理即可。其中一例記載于后面的實(shí)施例。
以下，例舉實(shí)施例更具體地說(shuō)明本發(fā)明，但是本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例的限定，在能夠適合于前·后述的宗旨的范圍內(nèi)也可以加以適當(dāng)?shù)淖兏鴮?shí)施，這均包含于本發(fā)明的技術(shù)范圍。
實(shí)施例將表1所示的成分組成的鋼材熔煉成為板坯(slab)后，加熱到1100℃，進(jìn)行熱軋直到板厚50mm。之后，再加熱到930℃進(jìn)行淬火，在500℃進(jìn)行回火而制造。還有，也可以在熱軋后立即進(jìn)行淬火、回火。
然后使用得到的鋼板，如下述這樣進(jìn)行母材強(qiáng)度的測(cè)定和HAZ韌性的評(píng)價(jià)。
從各鋼板的t/4(t為板厚)，相對(duì)于軋制方向在直角方向上提取JISZ2201的4號(hào)試驗(yàn)片，按JISZ 2241的要領(lǐng)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定抗拉強(qiáng)度(TS)。然后，抗拉強(qiáng)度為590MPa以上的評(píng)價(jià)為高張力。
模擬進(jìn)行焊接熱能為800kJ/cm的電渣焊時(shí)的焊縫(bond)附近的熱影響部的受熱過(guò)程，對(duì)從t/4提取的12.5mm厚×32mm寬×55mm長(zhǎng)的試驗(yàn)片，通過(guò)加熱在1400℃保持30秒，800～500℃的冷卻時(shí)間(Tc)700秒的循環(huán)，用高頻感應(yīng)加熱裝置實(shí)施熱處理[熱處理后的試驗(yàn)片，相當(dāng)于組合面板材(skin plate)(50mm厚)和隔模片(diaphragm)(50mm厚)，進(jìn)行焊接熱能為800kJ/cm的電渣焊時(shí)的熱影響部]。
然后，提取JIS Z 2202的V切口試驗(yàn)片，按JISZ 2242的要領(lǐng)進(jìn)行擺錘沖擊試驗(yàn)，測(cè)定試驗(yàn)溫度0℃下的吸收能(vE0)，該吸收能為100J以上的評(píng)價(jià)為HAZ的韌性優(yōu)異。
這些結(jié)果在表2中表示。
表1


※雜質(zhì)Fe以及不可潛代的雜質(zhì)。
表2


由表1、表2可做如下考察(還有，下述No.表示表中的實(shí)驗(yàn)No.)。
滿足本發(fā)明規(guī)定的必要條件，處于所述圖1的斜線范圍(本發(fā)明的范圍)的No.1～12的鋼板，可知是顯示出良好的HAZ韌性的高張力鋼板。
相對(duì)于此，不滿足本發(fā)明的規(guī)定的No.13～28，分別具有以下的問(wèn)題。即，No.13因?yàn)镃量超過(guò)上限，所以HAZ韌性劣化。
另外，No.14因?yàn)镸n量和Ni量不足，所以HAZ韌性劣化。
No.15和No.17因?yàn)?Mn+0.7×Ni+Cr)超過(guò)上限，另外No.16因?yàn)?Mn+0.7×Ni+Cr)低于下限，所以HAZ的韌性均小。
No.18因?yàn)镃r量過(guò)量，另外No.19因?yàn)锳l量過(guò)量，所以HAZ韌性劣化。
No.20因?yàn)镹量不足，所以HAZ韌性劣化。
另外，No.21因?yàn)門(mén)i量和N量超過(guò)上限，所以HAZ韌性劣化。
No.22因?yàn)閇Cr/(Mn+0.7×Ni)]低于下限，所以HAZ韌性劣化。
No.23因?yàn)檫^(guò)量含有Mo，所以HAZ韌性劣化。
No.24雖然V和B各自的含量處于規(guī)定范圍內(nèi)，但是因?yàn)?V+2Nb+10B)超過(guò)0.03％，所以HAZ韌性劣化。
No.25因?yàn)镸n量過(guò)量，No.26因?yàn)镹i量過(guò)量，No.27因?yàn)門(mén)i量過(guò)量，另外，No.28因?yàn)镹量過(guò)量，所以HAZ韌性均差。
權(quán)利要求
1.一種鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有C0.02～0.05％、Si0.05～0.20％、Mn1.0～2.5％、P0.02％以下但不含0％、S0.005％以下但不含0％、Al0.01～0.05％、Ni0.2～2.0％、Cr0.5～2.0％、Ti0.005～0.025％、及N0.004～0.010％，并且，滿足下述式(1)和(2)，
2.3≤(Mn+0.7×Ni+Cr)≤3.7…(1)[Cr/(Mn+0.7×Ni)]≥0.3…(2)在式中，Mn、Ni、Cr表示各個(gè)元素的質(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％計(jì)還含有Mo0.2％以下但不含0％。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，還以滿足下式(3)的方式，以質(zhì)量％計(jì)還含有從V0.05％以下、Nb0.01％以下、和B0.0020％以下所構(gòu)成的組選擇的1種以上，(V+2Nb+10B)≤0.03…(3)在式中，V、Nb、B表示各個(gè)元素的質(zhì)量百分比含量。
4.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Cu0.1～1.0％。
5.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Ca0.0005～0.0030％。
6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，抗拉強(qiáng)度為590MPa以上。
7.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)(Mn+0.7×Ni+Cr)在3.3％以下。
全文摘要
本發(fā)明的鋼板，以質(zhì)量％計(jì)含有C0.02～0.05％、Si0.05～0.20％、Mn1.0～2.5％、P0.02％以下(不含0％)、S0.005％以下(不含0％)、Al0.01～0.05％、Ni0.2～2.0％、Cr0.5～2.0％、Ti0.005～0.025％、及N0.004～0.010％，并且滿足下述式(1)和(2)。2.3≤(Mn+0.7×Ni+Cr)≤3.7…(1)[Cr/(Mn+0.7×Ni)]≥0.3…(2){式中，Mn、Ni、Cr表示各個(gè)元素的含量(質(zhì)量％)}。通過(guò)這樣的構(gòu)成，以高熱能進(jìn)行焊接時(shí)能夠確保優(yōu)異的HAZ韌性。
文檔編號(hào)C22C38/58GK1958830SQ200610143250
公開(kāi)日2007年5月9日 申請(qǐng)日期2006年11月1日 優(yōu)先權(quán)日2005年11月4日
發(fā)明者太田誠(chéng) 申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶制鋼所