WO2014141697A1 - 厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 Download PDF

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茂樹 木津谷
直己 松永
克行 一宮
長谷　和邦
遠藤　茂
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a thick-walled, high-toughness, high-tensile steel plate excellent in strength, toughness and weldability used for steel structures such as buildings, bridges, shipbuilding, offshore structures, construction machinery, tanks, and penstock, and a method for producing the same. About.
  • it relates to a plate having a thickness of 100 mm or more and a yield strength of 620 MPa or more.
  • a thick steel plate having a thickness of 100 mm or more is usually produced by subjecting a large steel ingot produced by the ingot-making method to ingot rolling and hot rolling the obtained ingot slab.
  • Non-Patent Document 1 describes a technique for crimping a center porosity by increasing the rolling shape ratio of a continuously cast slab during hot rolling.
  • Patent Documents 1 and 2 describe a technique for press-bonding the center porosity of a continuous cast slab by processing using a roll or a flat metal in a continuous caster when a continuous cast slab is manufactured.
  • Patent Document 3 describes a technique for pressing a center porosity by forging before hot rolling when manufacturing a thick steel plate having a cumulative reduction of 70% or less from a continuous cast slab.
  • Patent Document 4 when manufacturing an extremely thick steel plate from a continuous cast slab by forging and thick plate rolling with a total rolling reduction of 35 to 67%, the center of the thickness of the material is kept at a temperature of 1200 ° C. or more for 20 hours before forging.
  • a technique for maintaining the above and setting the forging reduction rate to 16% or more and reducing the center segregation zone and reducing the center segregation zone to temper and improve the embrittlement characteristics is described.
  • Patent Document 5 describes a technique for improving center porosity and center segregation by performing hot rolling after performing cross forging on a continuously cast slab.
  • a continuously cast slab is kept at a temperature of 1200 ° C. or more for 20 hours or more, the forging reduction ratio is set to 17% or more, and the total rolling reduction including forging is in the range of 23 to 50%.
  • a technique relating to a method for producing a thick steel plate having a tensile strength of 588 MPa or more with a reduced center segregation zone is described.
  • Patent Document 7 describes weldability in which a continuously cast slab having a specific component is reheated to 1100 ° C. to 1350 ° C., and the strain rate at 1000 ° C. or higher is 0.05 to 3 / s and the cumulative reduction amount is 15% or higher. And a technology relating to a method for producing a thick steel plate having excellent ductility in the thickness direction.
  • JP-A-55-114404 JP-A 61-273201 Japanese Patent No. 3333619 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-194431 JP 2000-263103 A JP 2006-1111918 A JP 2010-106298 A
  • Non-Patent Document 1 it is necessary to repeatedly perform rolling with a high rolling shape ratio in order to obtain a steel sheet with good internal quality. This is a range that exceeds the upper limit of the equipment specifications of the rolling mill, which causes manufacturing restrictions.
  • Patent Documents 1 and 2 have a problem that a large-scale capital investment for remodeling the continuous casting equipment is required, and the steel plate strength in the examples is also unknown.
  • the techniques of Patent Documents 3 to 7 are effective in reducing the center porosity and improving the center segregation zone.
  • the steel sheet strength in the examples has a yield strength of less than 620 MPa.
  • the toughness decreases due to the increase in strength.
  • the present invention aims to provide a steel plate having a high strength and toughness at the center of the plate thickness, and a method for producing the same, in a thick and high toughness high tensile strength steel plate having a large additive amount of alloy elements and a yield strength of 620 MPa or more.
  • the target plate thickness is 100 mm or more.
  • the present inventors have determined the relationship between the strength, toughness, microstructure at the center of the plate thickness, and the microstructure for a steel plate having a yield strength of 620 MPa or more and a plate thickness of 100 mm or more. Intensive research was conducted on the manufacturing conditions to be achieved. The present invention was made by further study based on the obtained knowledge, that is, the present invention is 1. Thick, high-toughness high-tensile steel sheet with a microstructure of average old austenite grain size of 50 ⁇ m or less and a martensite and / or bainite structure of 80% or more in area fraction over the entire thickness direction. . 2.
  • C 0.08 to 0.20%, Si: 0.40% or less, Mn: 0.5 to 5.0%, P: 0.015% or less, S: 0.0050% or less, Cr: 3.0% or less, Ni: 5.0% or less, Ti: 0.005% to 0.020%, Al: 0.010 to 0.080%, N: 0.0070% or less, B: 0 .0003 to 0.0030%, which satisfies the relationship of the formula (1), and the balance is a continuous cast slab composed of Fe and inevitable impurities, heated to 1200 ° C. to 1350 ° C. and then strain rate of 3 / s at 1000 ° C. or higher.
  • the hot rolling is performed so that the cumulative reduction amount is 15% or more, and then hot rolling and quenching and tempering are performed.
  • Is 50 ⁇ m or less, martensite and / or bainite structure is Method for producing a plate thickness 100mm or more thick and high toughness high tensile steel in volume fraction of 80% or more.
  • Ceq IIW C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) /5 ⁇ 0.57 (1)
  • each alloy element is calculated as content (mass%), and not calculated as 0. 5.
  • the continuous cast slab was heated to 1200 ° C. to 1350 ° C., subjected to hot working so that the strain rate at 1000 ° C. or higher was 3 / s or lower and the cumulative reduction amount was 15% or higher.
  • hot rolling including at least two passes with a reduction rate of 4% or more per pass is performed, and then allowed to cool, and after heating to Ac3 point to 1050 ° C, 350 ° C or less
  • a thick steel plate having a thickness of 100 mm or more, excellent in the quality of the central portion of the plate thickness, having a yield strength of 620 MPa or more and excellent in toughness, and a method for producing the same are obtained. Therefore, it greatly contributes to the enlargement of the steel structure, the improvement of the safety of the steel structure, the improvement of the yield and the shortening of the manufacturing period, and has a remarkable industrial effect.
  • the average prior austenite grain size is 50 ⁇ m or less over the entire region in the thickness direction.
  • the martensite and / or bainite structure needs to be 80% or more in area fraction.
  • the remaining structure of the martensite and / or bainite structure is not particularly defined.
  • the average prior austenite particle size in the present invention is the average particle size of prior austenite at the center position of the plate thickness.
  • C 0.080 to 0.200% C is an element useful for obtaining the strength required for structural steel at a low cost, and 0.080% or more is necessary to obtain the effect.
  • the content exceeds 0.200%, the toughness of the base metal and the welded portion is remarkably deteriorated, so the upper limit was made 0.200%.
  • it is 0.080% to 0.140%.
  • Si 0.40% or less Si is added for deoxidation. However, if added over 0.40%, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is remarkably lowered, so the Si content is made 0.40% or less. Preferably, it is in the range of 0.05% to 0.30%. More preferably, it is in the range of 0.10% to 0.30%.
  • Mn 0.5 to 5.0% Mn is added from the viewpoint of securing the strength of the base material. However, the addition of less than 0.5% is not sufficient. Further, if added over 5.0%, not only the toughness of the base material deteriorates, but also the center segregation is promoted and the center porosity of the slab is increased, so the upper limit is made 5.0%. Preferably it is 0.6 to 2.0% of range. More preferably, it is in the range of 0.6 to 1.6%.
  • S 0.0050% or less If S is contained in excess of 0.0050%, the toughness of the base metal and the weld heat-affected zone is remarkably reduced, so the content is made 0.0050% or less.
  • Cr 3.0% or less Cr is an element effective for increasing the strength of the base material. However, if added in a large amount, the weldability is lowered, so the content is made 3.0% or less. Preferably, it is 0.1% to 2.0%.
  • Ni 5.0% or less Ni is a beneficial element that improves the strength of the steel and the toughness of the weld heat affected zone. However, if added over 5.0%, the economic efficiency is remarkably reduced, so the upper limit of Ni content is preferably 5.0% or less. More preferably, it is 0.5% to 4.0%.
  • Ti 0.005% to 0.020% Ti produces
  • 0.005% or more is added.
  • the Ti nitride becomes coarse and the toughness of the base material is lowered, so the range of 0.005% to 0.020% is set. Preferably, it is in the range of 0.008% to 0.015%.
  • Al 0.010 to 0.080% Al is added to deoxidize molten steel. However, if the addition is less than 0.010%, the deoxidation effect is not sufficient. If the addition exceeds 0.080%, the amount of Al dissolved in the base material increases and the base material toughness is reduced.
  • the range is 010 to 0.080%. Preferably, the range is 0.030 to 0.080%. More preferably, it is in the range of 0.030 to 0.060%.
  • N 0.0070% or less N has the effect of refining the structure by forming a nitride such as Ti and improving the toughness of the base material and the weld heat affected zone.
  • a nitride such as Ti
  • the amount of N dissolved in the base metal increases, the base metal toughness is remarkably reduced, and coarse carbonitrides are formed also in the weld heat affected zone, resulting in toughness. Since it is lowered, the content is made 0.0070% or less. Preferably, it is 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less.
  • B 0.0003 to 0.0030% B segregates at the austenite grain boundaries, thereby suppressing the ferrite transformation from the grain boundaries and improving the hardenability. In order to sufficiently exhibit this effect, 0.0003% or more is added. If added over 0.0030%, it precipitates as carbonitride, lowers the hardenability and lowers the toughness, so the range is from 0.0003% to 0.0030%. Preferably it is 0.0005 to 0.0020% of range.
  • Ceq IIW ⁇ 0.57%
  • Ceq IIW C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) /5 ⁇ 0.57 (1), each element symbol in the formula indicates the content (mass%) of each element, and elements not added are 0.
  • the above is the basic component composition of the present invention, and the balance is Fe and inevitable impurities. Further, for the purpose of increasing strength and toughness, one or more of Cu, Mo and V can be contained.
  • Cu 0.50% or less Cu improves the strength of steel without impairing toughness. However, if added over 0.50%, cracks occur on the surface of the steel sheet during hot working, so when added, the content is made 0.50% or less.
  • Mo 1.00% or less Mo is an element effective for increasing the strength of the base material. However, if added over 1.00%, the hardness is increased due to precipitation of alloy carbides and the toughness is lowered, so when added, the upper limit is made 1.00%. Preferably, it is in the range of 0.20% to 0.80%.
  • V 0.200% or less V is effective in improving the strength and toughness of the base material, and is effective in reducing solid solution N by precipitating as VN. However, if adding over 0.200%, the toughness decreases due to the precipitation of hard VC, so when adding V, the content is made 0.200% or less. Preferably, it is in the range of 0.010 to 0.100%.
  • one or more of Ca and REM can be contained for the purpose of increasing the strength and toughness.
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • Ca is an element useful for controlling the form of sulfide inclusions, and 0.0005% or more must be added in order to exert its effect. However, if added over 0.0050%, the cleanliness is lowered and the toughness is deteriorated. Therefore, when added, the content is made 0.0005 to 0.0050%. Preferably, it is in the range of 0.0005% to 0.0025%.
  • REM 0.0005 to 0.0050% REM also has the effect of improving material quality by forming oxides and sulfides in steel as in Ca, and 0.0005% or more of addition is necessary to exert the effect. However, even if added over 0.0050%, the effect is saturated, so when added, the content is made 0.0005 to 0.0050%. Preferably it is 0.0005 to 0.0025% of range.
  • the temperature “° C.” is the temperature at the center of the plate thickness of the slab and steel plate.
  • the steel material is subjected to hot working, and after being left to cool once or reheated, or without cooling, Hot rolling is performed to obtain a desired plate thickness.
  • the temperature at the center of the plate thickness is obtained by simulation calculation or the like from the plate thickness, surface temperature, cooling conditions, and the like.
  • the plate thickness center temperature is obtained by calculating the temperature distribution in the plate thickness direction using the difference method.
  • a steel having the above composition is melted by a generally known method such as a converter, electric furnace, vacuum melting furnace, etc., continuously cast to form a slab (steel material), and then reheated to 1200 ° C to 1350 ° C. . If the reheating temperature is less than 1200 ° C., it is not possible to ensure a predetermined hot working cumulative reduction amount, and the deformation resistance during hot working is high, so that a sufficient reduction amount per pass cannot be ensured.
  • the upper limit is set to 1350 ° C.
  • the hot working described below is preferably performed after the width direction of the continuously cast slab is reduced until at least the slab thickness is increased, so that the center porosity can be more reliably crimped.
  • Width direction reduction before hot working 100 mm or more It is preferable to increase the slab thickness before hot working to reduce the width direction in order to secure a machining allowance.
  • the width direction reduction is performed 100 mm or more, the thickness of the slab width increases from the both ends of the slab width at a quarter position of the slab width, and effective crimping of the center porosity of the slab which is likely to occur at the position. Since it becomes possible, it is preferable to reduce by 100 mm or more. Note that the reduction amount of 100 mm or more is the total reduction amount at both ends of the slab width.
  • Hot working temperature 1000 ° C or more If the hot working temperature is less than 1000 ° C, the deformation resistance during hot working increases, so the load on the hot working machine increases, ensuring center porosity.
  • the temperature is set to 1000 ° C. or higher because it cannot be pressure-bonded to the substrate. Preferably it is 1100 degreeC or more.
  • Cumulative reduction amount of hot working 15% or more When the cumulative reduction amount of hot working is less than 15%, casting defects such as center porosity in the steel material cannot be crimped. When the plate thickness (thickness) of the slab is increased by hot working the width direction of the continuously cast slab, the cumulative reduction amount from the thickness is taken.
  • the rolling reduction per pass is in the range of 10% or more.
  • strain rate of hot working 3 / s or less If the strain rate of hot working exceeds 3 / s, the deformation resistance during hot working increases, the load on the hot working machine increases, and the center porosity is reduced. Since it cannot be bonded, it is set to 3 / s or less.
  • the strain rate is less than 0.01 / s, the productivity decreases due to the long hot working time, so it is preferable to set the strain rate to 0.01 / s or more. More preferably, it is in the range of 0.05 / s to 1 / s.
  • a known method such as hot forging or hot rolling can be used. Hot forging is preferred because of its economic efficiency and high degree of freedom.
  • Hot rolling conditions hot rolling is performed after hot working to obtain a steel plate having a desired thickness, and quenching is performed in order to ensure a yield strength of 620 MPa or more and good toughness even in the center of the thickness of the obtained steel plate. Tempering is performed.
  • Rolling rate per pass 2 times or more for 4% or more passes
  • Rolling rate per pass 4% or more promotes recrystallization of austenite over the entire region in the thickness direction, and performs 2 times or more
  • the austenite grains can be refined and sized.
  • the rolling reduction per pass is more preferably 6% or more.
  • the method of rapid cooling is generally water cooling industrially. However, since it is desirable that the cooling rate be as fast as possible, the cooling method may be other than water cooling, for example, gas cooling.
  • the tempering temperature is 450 ° C to 700 ° C.
  • the temperature is lower than 450 ° C.
  • the residual stress removal effect is small.
  • the temperature exceeds 700 ° C., various carbides are precipitated and the matrix structure is coarsened, and the strength and toughness are greatly reduced. 700 ° C.
  • Microstructural evaluation For the L section of as-quenched steel material, a sample with an observation surface of 10 ⁇ 10 (mm) is taken from the surface and the center of the plate thickness, and the structure is revealed with a nital etchant and observed with a 200 ⁇ optical microscope for five fields of view. Then, the tissue fraction was evaluated by image analysis. Also, for the average prior austenite grain size, a sample for L cross-section observation was collected, the former ⁇ grain boundary was revealed with picric acid, the circle equivalent diameter of each former ⁇ grain was evaluated by image analysis, and the average value was calculated. did.
  • Tensile test A round bar tensile test piece ( ⁇ 12.5 mm, GL50 mm) was sampled in the direction perpendicular to the rolling direction from the center of the thickness of each steel plate, yield strength (YS), tensile strength (TS), total elongation (t. El) was measured.
  • V E -40 absorbed energy
  • Thickness direction tensile test For each steel plate, three round bar tensile test pieces ( ⁇ 10 mm) were sampled in the thickness direction, the squeezed after rupture was measured, and the average value was obtained.
  • Tables 2 to 5 show the manufacturing conditions and the above test results. From the table, the steel composition No. in which the component composition of the steel is suitable for the present invention.
  • the steel plates 1 to 16 (Sample Nos. 1 to 16) all have YS of 620 MPa or more, TS of 720 MPa or more, t.
  • the El is 16% or more
  • the toughness of the base material ( V E -40 ) is 70 J or more
  • the drawing is 25% or more
  • the strength and toughness of the base material are excellent.
  • the steel plates (sample Nos. 17 to 28) of Comparative Examples 17 to 28 have a base material whose YS is less than 620 MPa, TS is less than 720 MPa, t.
  • the characteristics are inferior because El corresponds to one or more of less than 16% and toughness ( V E -40 ) of less than 70 J.
  • the steel number 28 is out of Ceq, the martensite and / or bainite fraction is less than 80% at the center of the plate thickness, the yield strength is lowered, and the target strength cannot be obtained.
  • Sample No. As shown in 29 to 39, when the steel composition conforms to the present invention but the manufacturing conditions do not conform to the present invention, YS, TS, t. One or more characteristics of El and toughness (VE- 40 ) are inferior. In particular, sample no. No. 39 has a rolling reduction rate of 4% or more per pass, so the average prior austenite grain size cannot be made 50 ⁇ m or less over the entire thickness, and the base material toughness deteriorates. .

Abstract

　板厚中心部の強度・靭性に優れる厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法を提供する。　板厚方向の全域に亘るミクロ組織が、平均旧オーステナイト粒径で５０μｍ以下、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織の面積分率が８０％以上で、特定成分組成を有する厚肉鋼板。前記特定成分組成の連続鋳造スラブを、１２００℃～１３５０℃に加熱後、歪速度が３／ｓ以下で累積圧下率が１５％以上となる熱間加工を行い、その後、熱間圧延、熱処理を行う。

Description

厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法
　本発明は、建築、橋梁、造船、海洋構造物、建産機、タンク、ペンストックなど鋼製構造物に用いられる、強度、靭性および溶接性に優れる厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法に関する。好適には、板厚１００ｍｍ以上、かつ降伏強度が６２０ＭＰａ以上のものに関する。
　近年、鋼構造物の大型化が著しく進展し、使用される鋼材の高強度化や厚肉化が顕著に進んでいる。板厚１００ｍｍ以上の厚肉の鋼板は、通常、造塊法により製造された大型鋼塊を分塊圧延し、得られた分塊スラブを熱間圧延することによって製造される。しかし、この造塊－分塊プロセスは押湯部の濃厚偏析部や鋼塊底部の負偏析部を切り捨てる必要があるため、歩留まりが低下し、製造コストが上昇し、工期が長くなる。
　一方、連続鋳造スラブを素材として用いたプロセスではこれらの懸念はないものの、連続鋳造スラブの厚さが造塊スラブに比べて小さいために製品厚までの圧下率が小さく、鋼材が高強度化、厚肉化した場合、必要な特性を確保するために添加される合金元素量が増加して、中心偏析に起因するセンターポロシティの発生、大型化による内質の劣化が問題となる。
　この問題を解決するために、従来、連続鋳造スラブから極厚鋼板を製造する過程でセンターポロシティを圧着し、中心偏析部の特性を改善することを目的に、以下のような技術が提案されている。
　非特許文献１には、連続鋳造スラブの熱間圧延時の圧延形状比を大きくすることにより、センターポロシティを圧着する技術が記載されている。特許文献１、２には、連続鋳造スラブを製造する際に、連続鋳造機中でロールまたは平金敷を用いて加工することにより、連続鋳造スラブのセンターポロシティを圧着する技術が記載されている。
　特許文献３には、連続鋳造スラブから累積圧下率が７０％以下の厚肉鋼板を製造する際に、熱間圧延前に鍛造加工することによりセンターポロシティの圧着を図る技術が記載されている。特許文献４には、全圧下率３５～６７％の鍛造および厚板圧延により連続鋳造スラブから極厚鋼板を製造するにあたり、鍛造前に素材の板厚中心部を１２００℃以上の温度に２０時間以上保持し、鍛造の圧下率を１６％以上として、センターポロシティの消滅に加え、中心偏析帯を軽減して耐焼もどし脆化特性の改善を図る技術が記載されている。
　特許文献５には、連続鋳造スラブにクロス鍛造を実施した後、熱間圧延することにより、センターポロシティと中心偏析の改善を図る技術が記載されている。特許文献６には、連続鋳造スラブを１２００℃以上の温度に２０時間以上保持し、鍛造の圧下率を１７％以上とし、厚板圧延は鍛造を含めた全圧下率が２３～５０％の範囲で行い、厚板圧延後に２回焼入れ処理を行うことで、センターポロシティの消滅に加え、中心偏析帯を軽減した引張強さ５８８ＭＰａ以上の厚鋼板の製造方法に関する技術が記載されている。
　特許文献７には、特定の成分を有する連続鋳造スラブを、１１００℃～１３５０℃に再加熱後１０００℃以上における歪速度を０．０５～３／ｓ、累積圧下量１５％以上とする溶接性と板厚方向の延性に優れる厚鋼板の製造方法に関する技術が記載されている。
特開昭５５－１１４４０４号公報 特開昭６１－２７３２０１号公報 特許３３３３６１９号公報 特開２００２－１９４４３１号公報 特開２０００－２６３１０３号公報 特開２００６－１１１９１８号公報 特開２０１０－１０６２９８号公報
鉄と鋼、ｖｏｌ．６６（１９８０）、Ｎｏ．２、Ｐ２０１－２１０
　しかしながら、非特許文献１に記載の技術では、内質の良好な鋼板を得るために圧延形状比の高い圧延を繰り返し行うことが必要である。これは圧延機の設備仕様の上限を超える範囲となり、製造上の制約が生じる。
　特許文献１および２の技術は、連続鋳造設備を改造する大規模な設備投資が必要になるという課題があり、実施例における鋼板強度も不明である。特許文献３～７の技術は、センターポロシティの低減、中心偏析帯の改善に有効である。しかしながら、いずれも実施例における鋼板強度は降伏強度が６２０ＭＰａ未満となっている。降伏強度が６２０ＭＰａ以上の厚肉鋼板では、強度の上昇により靭性が低下する。また、板厚の拡大により冷却速度が低下する板厚中心部においても強度を確保するためには、合金添加量を増加させる必要がある。このような合金添加量の多い厚肉鋼板を製造する場合、変形抵抗の増大によりセンターポロシティが十分に圧着されにくく加工後も残存しやすくなる。このため、板厚中心部の伸びおよび靭性が不十分なことが懸念される。このように、既存の設備を用いて、降伏強度が６２０ＭＰａ以上の厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法は確立されていない。
　そこで、本発明は、合金元素の添加量が多い、降伏強度が６２０ＭＰａ以上の厚肉高靭性高張力鋼板で、板厚中心部の強度・靭性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。対象とする板厚は１００ｍｍ以上とする。
　本発明者等は、上記課題を解決するため、降伏強度６２０ＭＰａ以上で、板厚が１００ｍｍ以上の厚鋼板を対象に、板厚中心部における強度、靭性と、ミクロ組織の関係および当該ミクロ組織を達成する製造条件について鋭意研究を行った。本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．板厚方向の全域に亘る、ミクロ組織が平均旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下で、マルテンサイトおよび/またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上である板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高張力鋼板。
２．降伏強度が６２０ＭＰａ以上である１記載の厚肉高靭性高張力鋼板。
３．鋼板の板厚方向引張試験における、破断後の絞りが２５％以上であることを特徴とする１または２に記載の厚肉高靭性高張力鋼板。
４．質量％で、Ｃ：０．０８～０．２０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：０．５～５．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｔｉ：０．００５％～０．０２０％、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｎ：０．００７０％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、（１）式の関係を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、１２００℃～１３５０℃に加熱後、１０００℃以上において歪速度が３／ｓ以下、累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行い、その後、熱間圧延、焼き入れ焼戻しを行うことを特徴とする、板厚方向の全域に亘る、ミクロ組織が平均旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下で、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上である板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
ＣｅｑＩＩＷ　＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．５７・・・（１）　　　式において各合金元素は含有量（質量％）とし、含有しないものは０として計算する。
５．降伏強度が６２０ＭＰａ以上である４記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
６．更に、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｖ：０．２００％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする４または５記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
７．更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５～０．００５０％の１種または２種を含有することを特徴とする４乃至６のいずれか一つに記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
８．連続鋳造スラブを、１２００℃～１３５０℃に加熱し、１０００℃以上における歪速度が３／ｓ以下で累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行った後、放冷し、再度、Ａｃ３点～１２００℃に加熱後、１パス当たりの圧下率が４％以上のパスを少なくとも２回以上含む熱間圧延を行った後、放冷し、Ａｃ３点～１０５０℃に加熱後、３５０℃以下になるまで急冷し、その後、４５０℃～７００℃で焼戻しすることを特徴とする４乃至７のいずれか一つに記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
９．熱間加工前に連続鋳造スラブの幅方向を１００ｍｍ以上圧下した後、歪速度が３／ｓ以下で累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行うことを特徴とする８記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
　本発明によれば、板厚中心部の内質に優れた、板厚１００ｍｍ以上の厚鋼板で、降伏強度が６２０ＭＰａ以上の強度を有するとともに、靭性にも優れた厚鋼板およびその製造方法が得られ、鋼構造物の大型化、鋼構造物の安全性の向上、歩留まりの向上、製造工期の短縮に大きく寄与し、産業上格段の効果を有する。
　以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。
［ミクロ組織］
　本発明では、板厚１００ｍｍ以上の厚肉鋼板で、降伏強度が６２０ＭＰａ以上であり優れた靭性を確保するために、ミクロ組織を、板厚方向の全域に亘り、平均旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下で、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上とする必要がある。マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織の残部の組織は特に規定しない。なお、本発明における平均旧オーステナイト粒径とは、板厚中央位置における旧オーステナイトの平均粒径とする。
［成分組成］
　説明において、各元素の含有量は全て、質量％である。
Ｃ：０．０８０～０．２００％
Ｃは、構造用鋼に求められる強度を安価に得るために有用な元素であり、その効果を得るために０．０８０％以上の添加が必要である。一方、０．２００％を超えて含有すると、母材および溶接部の靭性を顕著に劣化させるため上限を０．２００％とした。好ましくは０．０８０％～０．１４０％である。
　Ｓｉ：０．４０％以下
Ｓｉは脱酸のために添加する。しかしながら、０．４０％を超えて添加すると母材および溶接熱影響部の靭性が顕著に低下するため、Ｓｉ量は０．４０％以下とする。好ましくは０．０５％～０．３０％の範囲である。より好ましくは０．１０％～０．３０％の範囲である。
　Ｍｎ：０．５～５．０％
Ｍｎは母材強度を確保する観点から添加する。しかしながら、０．５％未満の添加ではその効果が十分でない。また、５．０％を超えて添加すると、母材の靭性が劣化するだけではなく、中心偏析を助長しスラブのセンターポロシティを大型化するため上限を５．０％とする。好ましくは０．６～２．０％の範囲である。より好ましくは０．６～１．６％の範囲である。
　Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、０．０１５％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるため０．０１５％以下とする。
　Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、０．００５０％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を顕著に低下させるため、０．００５０％以下とする。
　Ｃｒ：３．０％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素である。しかしながら、多量に添加すると溶接性を低下させるので、３．０％以下とする。好ましくは、０．１％～２．０％である。
　Ｎｉ：５．０％以下
Ｎｉは、鋼の強度および溶接熱影響部の靭性を向上させる有益な元素である。しかしながら、５．０％を超えて添加すると、経済性が著しく低下するため、Ｎｉ量の上限は５．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．５％～４．０％である。
　Ｔｉ：０．００５％～０．０２０％
Ｔｉは加熱時にＴｉＮを生成し、オーステナイトの粗大化を効果的に抑制し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる。その効果を得るため、０．００５％以上添加する。しかし、０．０２０％を超えて添加すると、Ｔｉ窒化物が粗大化し母材の靭性を低下させるので、０．００５％～０．０２０％の範囲とする。好ましくは、０．００８％～０．０１５％の範囲である。
　Ａｌ：０．０１０～０．０８０％
Ａｌは溶鋼を脱酸するために添加される。しかしながら、０．０１０％未満の添加では脱酸効果が十分でなく、０．０８０％を超えて添加すると母材中に固溶するＡｌ量が多くなり、母材靭性を低下させるので、０．０１０～０．０８０％の範囲とする。好ましくは、０．０３０～０．０８０％の範囲とする。より好ましくは、０．０３０～０．０６０％の範囲である。
　Ｎ：０．００７０％以下
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有する。しかしながら、０．００７０％を超えて添加すると、母材中に固溶するＮ量が増大し、母材靭性が著しく低下し、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物を形成し靭性を低下させるので、０．００７０％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑制し、焼入性を高める効果を有する。この効果を十分に発揮させるために０．０００３％以上添加する。０．００３０％を超えて添加すると、炭窒化物として析出し焼入性を低下させ、靭性が低下するので、０．０００３％～０．００３０％の範囲とする。好ましくは０．０００５～０．００２０％の範囲である。
　ＣｅｑＩＩＷ　≧　０．５７％
　本発明では、板厚中心部において降伏強度で６２０ＭＰａ以上の強度と良好な靭性を両立するためにミクロ組織を造り込む必要がある。板厚が１００ｍｍ以上で板厚中心部の冷却速度が低下する条件でもマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上とするためには、下記の（１）式で定義するＣｅｑＩＩＷ　がＣｅｑＩＩＷ　≧　０．５７％の関係を満たすように成分を添加する必要がある。
ＣｅｑＩＩＷ　＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．５７・・（１）、式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示し、添加しない元素は０とする。
　以上が本発明の基本成分組成で、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。さらに強度や靭性を高める目的でＣｕ、Ｍｏ、Ｖの１種類または２種類以上を含有することができる。
　Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、靭性を損なうことなく鋼の強度の向上が図られる。しかしながら、０．５０％を超えて添加すると熱間加工時に鋼板表面に割れを生じるので、添加する場合は０．５０％以下とする。
　Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素である。しかしながら、１．００％を超えて添加すると合金炭化物の析出による硬度の上昇を引き起こし靭性を低下させるので、添加する場合は、上限を１．００％とする。好ましくは、０．２０％～０．８０％の範囲である。
　Ｖ：０．２００％以下
Ｖは母材の強度・靭性向上に効果があり、また、ＶＮとして析出することで固溶Ｎの低下に有効である。しかしながら、０．２００％を超えて添加すると硬質なＶＣの析出により靭性が低下するので、Ｖを添加する場合は、０．２００％以下とする。好ましくは、０．０１０～０．１００％の範囲である。
　さらに強度や靭性を高める目的でＣａ、ＲＥＭの１種類または２種類以上を含有することができる。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に有用な元素であり、その効果を発揮させる場合は、０．０００５％以上の添加が必要である。しかし０．００５０％を超えて添加すると、清浄度の低下を招き靭性を劣化させるので、添加する場合は、０．０００５～０．００５０％とする。好ましくは０．０００５％～０．００２５％の範囲である。
　ＲＥＭ：０．０００５～０．００５０％
ＲＥＭもＣａと同様に鋼中で酸化物および硫化物を形成して材質を改善する効果があり、その効果を発揮させる場合は０．０００５％以上の添加が必要である。しかし、０．００５０％を超えて添加しても、その効果が飽和するため、添加する場合は、０．０００５～０．００５０％とする。好ましくは０．０００５～０．００２５％の範囲である。
　［製造条件］
　説明において、温度「℃」は、スラブ、鋼板の板厚中心部における温度とする。本発明における厚鋼板の製造方法では、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を消失させるため、鋼素材に熱間加工を施し、一度放冷し再加熱後、または、冷却せずにそのまま、所望の板厚となるように熱間圧延を行う。板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度が求められる。
　鋼素材の熱間加工条件
加熱温度：１２００℃～１３５０℃
上述した組成を有する鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉等、通常公知の方法で溶製し、連続鋳造し、鋳片（鋼素材）とした後、１２００℃～１３５０℃に再加熱する。再加熱温度が１２００℃未満では、所定の熱間加工の累積圧下量を確保できず、また、熱間加工時の変形抵抗が高く、１パスあたりの十分な圧下量を確保できなくなる。
　その結果、パス数が増加し、製造能率の低下を招き、また、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を圧着することができなくなるため、１２００℃以上とする。
　一方、再加熱温度が１３５０℃を超えると、過大なエネルギーを消費し、加熱時のスケールにより表面疵が生じやすくなり、熱間加工後の手入れ負荷が増大するため、上限を１３５０℃とする。以下に述べる熱間加工は、少なくともスラブ厚が増大するまで、連続鋳造スラブの幅方向を圧下した後に行うと、センターポロシティをより確実に圧着することができ、好ましい。
　熱間加工前の幅方向圧下：１００ｍｍ以上
　熱間加工前にスラブ厚さを増大させて、加工代を確保するために幅方向圧下を行うのが好ましい。なお、幅方向圧下を行う場合、１００ｍｍ以上行うと、スラブ幅の両端からスラブ幅の１／４位置における厚さが増大し、当該位置に多く発生しやすいスラブのセンターポロシティの効果的な圧着が可能になるので、１００ｍｍ以上圧下することが好ましい。なお、圧下量１００ｍｍ以上は、スラブ幅両端の圧下量の合計とする。
　熱間加工の加工温度：１０００℃以上
熱間加工の加工温度が１０００℃未満の場合、熱間加工時の変形抵抗が高くなるため、熱間加工機への負荷が大きくなり、センターポロシティを確実に圧着することができなくなるため１０００℃以上とする。好ましくは１１００℃以上である。
　熱間加工の累積圧下量：１５％以上
熱間加工の累積圧下量が１５％未満の場合、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を圧着することができないため、１５％以上とする。連続鋳造スラブの幅方向を熱間加工することでスラブの板厚（厚み）を増した場合は、その厚みからの累積圧下量とする。
　また、板厚１２０ｍｍ以上の厚肉鋼板を製造する場合は、センターポロシティを確実に圧着するため、熱間加工時の１パスあたりの圧下率を７％以上となるパスを１パス以上確保することが好ましい。より好ましくは、１パスあたりの圧下率が１０％以上の範囲である。
　熱間加工の歪速度：３／ｓ以下
熱間加工の歪速度が３／ｓを超えると、熱間加工時の変形抵抗が高くなり、熱間加工機への負荷が増大し、センターポロシティを圧着することができなくなるため３／ｓ以下とする。
　また、歪速度が０．０１／ｓ未満となる場合、熱間加工時間が長くなることで生産性が低下するため、０．０１／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５／ｓ～１／ｓの範囲である。なお、熱間加工には熱間鍛造、熱間圧延など公知の方法を利用できる。経済性および自由度の高さから熱間鍛造が好ましい。
　上述の条件で熱間加工を行うことで、板厚中心部における引張試験時の伸びが安定的に向上する効果が得られる。
　熱間加工後の放冷について
熱間加工後は、一度放冷し再加熱後、または、冷却せずにそのまま、所望の板厚となるように熱間圧延を行う。
　熱間圧延条件
本発明では、熱間加工後に熱間圧延して所望の板厚の鋼板とし、得られた鋼板の板厚中心部でも６２０ＭＰａ以上の降伏強度および良好な靭性を確保するため、焼入れ焼もどし処理を行う。
　熱間加工後の鋼素材の再加熱温度：Ａｃ３点～１２００℃
熱間加工後の鋼素材は、オーステナイト組織一相とするため、Ａｃ３変態点以上に加熱する。１２００℃を超えると、オーステナイト組織が粗大化して靭性が低下するようになるため、Ａｃ３点以上１２００℃以下とする。なお、Ａｃ３変態点は、下記の式（２）により計算される値を用いる。
Ａｃ３＝９３７．２－４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ－１９．７Ｍｎ－１６．３Ｃｕ－２６．６Ｎｉ－４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１２４．８Ｖ＋１３６．３Ｔｉ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５Ｂ・・（２）
（２）式での各元素記号はそれぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。
　１パス当たりの圧下率：４％以上のパスを２回以上
　１パス当たりの圧下率：４％以上とすることで板厚方向の全域に亘ってオーステナイトの再結晶を促進し、２回以上行うことでオーステナイト粒の微細化、整粒化が可能となる。その結果、焼入れ、焼き戻し時の旧オーステナイト粒も微細化し靭性を向上することが可能となる。１パス当たりの圧下率は６％以上とすることがさらに好ましい。
　熱間圧延後の熱処理条件
板厚中心部での強度と靭性を得るために、本発明では焼き入れ焼戻しを行う。焼き入れは、熱間圧延後放冷し、Ａｃ３点～１０５０℃に再加熱し、Ａｒ３点以上の温度から３５０℃以下になるまで急冷する。再加熱温度を１０５０℃以下とするのは、１０５０℃を超える高温の再加熱ではオーステナイト粒の粗大化により母材靭性が著しく低下するためである。なお、Ａｒ３変態点は、下記の式（３）により計算される値を用いる。
Ａｒ３＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ・・（３）
（３）式での各元素記号はそれぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。
　急冷の方法は、工業的には水冷とすることが一般的である。しかし、冷却速度は可能な限り速いほうが望ましいため、冷却方法は水冷以外でも良く、例えばガス冷却などの方法もある。
　焼戻し温度は４５０℃～７００℃とする。４５０℃未満では残留応力の除去効果が少なく、一方、７００℃を超える温度では、種々の炭化物が析出するとともに、母材の組織が粗大化し、強度、靭性が大幅に低下するため、４５０℃～７００℃とする。
　鋼の強靭化を目的に複数回焼入れする場合は、最終の焼入れの際に、Ａｃ３点～１０５０℃に加熱後、３５０℃以下になるまで急冷し、その後４５０℃～７００℃で焼もどすことが必要である。
　表１に示したＮｏ．１～２９の鋼を溶製し、板厚３１０ｍｍの鋼素材（連続鋳造スラブ）とした後、種々の条件による、熱間加工後の熱間圧延により板厚が１００ｍｍ～２４０ｍｍの鋼板とした。その後、焼入れ、焼戻し処理を行い、試料Ｎｏ．１～３９の製品を製造し、下記の試験に供した。
　組織評価
　焼き入れままの鋼材のＬ断面について表面および板厚中心から観察面が１０×１０（ｍｍ）のサンプルを採取し、ナイタール腐食液で組織を現出させ２００倍の光学顕微鏡で５視野観察し、画像解析により組織分率を評価した。また、平均旧オーステナイト粒径については、Ｌ断面観察用サンプルを採取し、ピクリン酸で旧γ粒界を現出させ、画像解析により各旧γ粒の円相当径を評価しその平均値を算出した。
　ポロシティーの評価
　板厚中心部から１２．５厚×５０長さ（ｍｍ）のサンプルを採取し、光学顕微鏡により１００μｍ以上のポロシティーの有無を評価した。
　引張試験
　各鋼板の板厚中心部から、圧延方向と直角方向に丸棒引張試験片（Φ１２．５ｍｍ、　ＧＬ５０ｍｍ）を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ｔ．Ｅｌ）を測定した。
　シャルピー衝撃試験
　各鋼板の板厚中心部から圧延方向を長手方向とする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を各３本ずつ採取し、各試験片について－４０℃でシャルピー衝撃試験により吸収エネルギー（ＶＥ－４０）を測定し、それらの平均値を求めた。
　板厚方向引張試験
　各鋼板について板厚方向に丸棒引張試験片（φ１０ｍｍ）を各３本ずつ採取し、破断後の絞りを測定し、それらの平均値を求めた。
　表２～５に、製造条件と上記の試験結果を示す。表より、鋼の成分組成が本発明に適合する鋼番Ｎｏ．１～１６の鋼板（試料Ｎｏ．１～１６）は、いずれもＹＳが６２０ＭＰａ以上、ＴＳが７２０ＭＰａ以上、ｔ．Ｅｌが１６％以上、母材の靭性（ＶＥ－４０）が７０Ｊ以上、絞りが２５％以上であり、母材の強度および靭性が優れている。
　本発明の成分組成を外れる鋼番Ｎｏ．１７～２８の比較例の鋼板（試料Ｎｏ．１７～２８）は、母材のＹＳが６２０ＭＰａ未満、ＴＳが７２０ＭＰａ未満、ｔ．Ｅｌが１６％未満、靭性（ＶＥ－４０）が７０Ｊ未満の中のいずれか１つ以上に該当しており特性が劣っている。特に、鋼番２８はＣｅｑが外れているため、板厚中心部でマルテンサイトおよび／またはベイナイト分率が８０％未満となっており、降伏強度が低下し、目標としている強度が得られない。
　また、試料Ｎｏ．２９～３９に示すように、鋼の成分組成が本発明に適合する鋼板でも製造条件が本発明に適合していない場合、ＹＳ、ＴＳ、ｔ．Ｅｌ、靭性（ＶＥ－４０）のいずれか１つ以上の特性が劣っている。特に試料Ｎｏ．３９は、１パス当たりの圧下率が４％以上のパス回数が不足しているため、板厚全体に亘って平均旧オーステナイト粒径を５０μｍ以下に揃えることができず、母材靭性が劣化する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
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Claims (9)

  1. 　板厚方向の全域に亘る、ミクロ組織が平均旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下で、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上である板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高張力鋼板。
  2. 　降伏強度が６２０ＭＰａ以上である請求項１記載の厚肉高靭性高張力鋼板。
  3. 　鋼板の板厚方向引張試験における、破断後の絞りが２５％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の厚肉高靭性高張力鋼板。
  4. 　質量％で、Ｃ：０．０８～０．２０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：０．５～５．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｔｉ：０．００５％～０．０２０％、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｎ：０．００７０％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、（１）式の関係を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、１２００℃～１３５０℃に加熱後、１０００℃以上において歪速度が３／ｓ以下、累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行い、その後、熱間圧延、焼き入れ焼戻しを行うことを特徴とする、板厚方向の全域に亘る、ミクロ組織が平均旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下で、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上である板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
    ＣｅｑＩＩＷ　＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．５７・・・（１）　　　式において各合金元素は含有量（質量％）とし、含有しないものは０として計算する。
  5. 　降伏強度が６２０ＭＰａ以上である請求項４記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
  6. 　更に、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｖ：０．２００％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４または５記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
  7. 　更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５～０．００５０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項４乃至６のいずれか一つに記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
  8. 　連続鋳造スラブを、１２００℃～１３５０℃に加熱し、１０００℃以上における歪速度が３／ｓ以下で累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行った後、放冷し、再度、Ａｃ３点～１２００℃に加熱後、１パス当たりの圧下率が４％以上のパスを少なくとも２回以上含む熱間圧延を行った後、放冷し、Ａｃ３点～１０５０℃に加熱後、３５０℃以下になるまで急冷し、その後、４５０℃～７００℃で焼戻しすることを特徴とする請求項４乃至７のいずれか一つに記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
  9. 　熱間加工前に連続鋳造スラブの幅方向を１００ｍｍ以上圧下した後、歪速度が３／ｓ以下で累積圧下量が１５％以上となる熱間加工を行うことを特徴とする請求項８記載の厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
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