JP2017507249A - 表面加工品質に優れた低温用鋼 - Google Patents
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Abstract
本発明は、液化ガス貯蔵タンク及び輸送設備などの低温から室温までの広範囲な温度に用いることができる低温用鋼に関するものであり、引張などの加工工程後にも表面加工品質に優れた低温用鋼及びその製造方法を提供する。
Description
本発明は、表面加工品質に優れた低温用鋼に関し、より詳細には、液化ガス貯蔵タンク及び輸送設備などの低温から室温までの広範囲な温度で用いることができる、加工後の表面品質に優れた低温用鋼に関する。
液化天然ガス及び液体窒素などの貯蔵容器、海洋構造物及び極地方構造物に用いられる鋼材は、極低温でも十分な靱性と強度を維持する低温用鋼でなければならない。このような低温用鋼は、優れた低温靱性と強度を有しなければならず、熱膨張率と熱伝導率が小さくなければならず、磁気特性も問題になる鋼である。
液化ガス雰囲気の低温で使用可能な材料として、従来からＡＩＳＩ３０４などのＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼や９％Ｎｉ鋼及び５０００系のアルミニウム合金などが用いられてきた。しかし、アルミニウム合金の場合、素材価格が高く、低い強度によって構造物の設計厚さが増加し、溶接施工性もよくないため、使用に制限があるという問題を有する。これに対し、Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレスと９％Ｎｉ鋼などの場合は、高価なニッケルの含有及び熱処理がさらに必要であることから、製造費用が上昇するだけでなく、溶接材料も高価なニッケルを多量に含有しているため、広範囲な適用には問題がある。
これを解決するために、高価なニッケルの含量を低減し、代わりにマンガン、クロムなどを添加した技術として、特許文献１（韓国公開特許第１９９８−００５８３６９号）と特許文献２（国際公開特許第ＷＯ２００７−０８０６４６号）が挙げられる。上記特許文献１は、ニッケル含量を１．５〜４％まで減少させ、代わりにマンガン、クロムをそれぞれ１６〜２２％、２〜５．５％添加してオーステナイト組織を確保することにより極低温靱性を向上させた技術であり、特許文献２は、ニッケル含量を５．５％程度に減少させ、代わりにマンガン、クロムをそれぞれ２．０％、１．５％以下添加し、繰り返し熱処理及び焼き戻しによりフェライト結晶粒を微細化して極低温靱性を確保する技術である。しかし、上記特許文献１及び２も、高価のニッケルを含有しており、また、極低温靱性を確保するために多段階の繰り返し熱処理及び焼き戻しを行っているため、費用又は工程の簡素化の面で有利でない。
液化ガスに用いられる構造用鋼に関するさらに他の技術としては、ニッケルを完全に排除した、いわゆるニッケル−フリー（Ｎｉ−ｆｒｅｅ）高マンガン鋼が挙げられる。上記高マンガン鋼は、マンガンの添加量によってそれぞれフェライト系とオーステナイト系に分けられる。例えば、特許文献３（米国登録特許第４２５７８０８号）は、９％ニッケルの代わりに５％マンガンを添加し、これをオーステナイトとフェライトが共存する二相域温度区間で４回の繰り返し熱処理により結晶粒を微細化した後、焼き戻して極低温靱性を向上させた技術である。また、特許文献４（韓国公開特許第１９９７−００４３１４９号）は、１３％のマンガンを添加し、オーステナイトとフェライトの二相域温度区間で４回の繰り返し熱処理により結晶粒を微細化した後、焼き戻して極低温靱性を向上させた技術である。上記特許文献３及び４は、フェライトを主組織としており、極低温靱性を得るために４回以上の繰り返し熱処理及び焼き戻しによりフェライト結晶粒を微細化させることを骨子としている。しかし、このような技術は、熱処理回数の増加によって、費用の増加及び熱処理設備への負荷が生じるという問題点がある。したがって、主組織をフェライトではなくオーステナイト（又はオーステナイトとイプシロンマルテンサイトの混合組織）として極低温靱性を得るための技術が開発された。
オーステナイトを主組織とする低温用鋼の場合、多量の炭素とマンガンを添加してオーステナイトを安定化させるが、これは、オーステナイトの再結晶挙動に影響を与え、通常の圧延温度区間で部分再結晶及び不均一な結晶粒の成長によって特定の少数のオーステナイト結晶粒のみが過度に成長し、微細組織内のオーステナイト結晶粒の大きさの大きなばらつきをもたらす。
本発明は、引張及び曲げなどの加工後にも表面加工品質に優れた低温用鋼を提供することを目的とする。
本発明は、マンガン（Ｍｎ）：１５〜３５重量％、炭素（Ｃ）：２３．６Ｃ＋Ｍｎ≧２８及び３３．５Ｃ−Ｍｎ≦２３の条件を満たす範囲、銅（Ｃｕ）：５重量％以下（０重量％は除く）、窒素（Ｎ）：１重量％以下（０重量％は除く）、クロム（Ｃｒ）：２８．５Ｃ＋４．４Ｃｒ≦５７の条件を満たす範囲、ニッケル（Ｎｉ）：５重量％以下、モリブデン（Ｍｏ）：５重量％以下、ケイ素（Ｓｉ）：４重量％以下、アルミニウム（Ａｌ）：５重量％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で求められる積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）が２４ｍＪ／ｍ２以上である、表面加工品質に優れた低温用鋼によって達成される。
［関係式１］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝１．６Ｎｉ−１．３Ｍｎ＋０．０６Ｍｎ２−１．７Ｃｒ＋０．０１Ｃｒ２＋１５Ｍｏ−５．６Ｓｉ＋１．６Ｃｕ＋５．５Ａｌ−６０（Ｃ＋１．２Ｎ）１／２＋２６．３（Ｃ＋１．２Ｎ）（Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｍｏ）１／２＋０．６［Ｎｉ（Ｃｒ＋Ｍｎ）］１／２
（但し、各数式のＭｎ、Ｃ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＮは各成分含量の重量％を意味する。）
［関係式１］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝１．６Ｎｉ−１．３Ｍｎ＋０．０６Ｍｎ２−１．７Ｃｒ＋０．０１Ｃｒ２＋１５Ｍｏ−５．６Ｓｉ＋１．６Ｃｕ＋５．５Ａｌ−６０（Ｃ＋１．２Ｎ）１／２＋２６．３（Ｃ＋１．２Ｎ）（Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｍｏ）１／２＋０．６［Ｎｉ（Ｃｒ＋Ｍｎ）］１／２
（但し、各数式のＭｎ、Ｃ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＮは各成分含量の重量％を意味する。）
本発明は、鋼材の組成成分及び組成範囲の調節によって積層欠陥エネルギー（Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｆａｕｌｔ Ｅｎｅｒｇｙ）を高めることにより、鋼材の内部に非理想的に粗大な結晶粒が形成されたかにかかわらず、表面加工品質に優れた鋼材を提供することができる。
本発明は、鋼材の内部に非理想的に粗大な結晶粒が形成されたかにかかわらず、引張及び曲げなどの加工工程後にも表面加工品質に優れた低温用鋼及びその製造方法に関するものである。
通常、炭素とマンガンの含量が高いオーステナイト組織の場合、変形挙動は、一般的な炭素鋼とは異なり、スリップと双晶によって行われ、変形初期には主に均一変形であるスリップによって行われるが、その後は不均一変形である双晶が共に現れる。双晶の発生に必要な応力は、添加元素の関数である積層欠陥エネルギーと結晶粒の大きさに主に左右され、特に、結晶粒の大きさが大きいほど、双晶の形成に必要な応力が減少し、変形が小さくても双晶が発生しやすい。少数の粗大な結晶粒が微細組織内に存在する場合、変形初期に粗大結晶粒で双晶変形が発生し、不均一変形を起こすため、材料の表面特性を劣化させ、最終構造物の厚さのばらつきをもたらす。特に、低温圧力容器のように鋼材の均一な厚さの確保を通じて内圧に対する抵抗性が求められる構造物の場合、構造設計及び使用に大きな問題を発生させる。したがって、炭素とマンガンの添加によって微細組織をオーステナイト化した鋼材の場合、粗大結晶粒の早期双晶変形による表面ムラを解決することにより、表面加工品質を向上させることができる。
このように、炭素及びマンガンを多量に含有した鋼材は、通常の圧延温度領域でオーステナイト組織の部分再結晶及び結晶粒の成長が発生し、非理想的に粗大なオーステナイトが生成される可能性がある。一般に、双晶の形成に必要な臨界応力はスリップの場合より高いが、上記のような理由で結晶粒が大きい場合は双晶の形成に必要な応力が減少し、変形初期に双晶変形が発生するため、不連続変形によって表面品質の劣化が起こる。本発明は、非理想的に粗大なオーステナイト結晶粒が生成された場合にも、変形双晶に必要な臨界応力を高めることにより変形双晶の生成を抑制することができる。
以下、本発明の表面加工品質に優れた低温用鋼について詳細に説明する。
本発明の表面加工品質に優れた低温用鋼は、マンガン（Ｍｎ）：１５〜３５重量％、炭素（Ｃ）：２３．６Ｃ＋Ｍｎ≧２８及び３３．５Ｃ−Ｍｎ≦２３の条件を満たす範囲、銅（Ｃｕ）：５重量％以下（０重量％は除く）、窒素（Ｎ）：１重量％以下（０重量％は除く）、クロム（Ｃｒ）：２８．５Ｃ＋４．４Ｃｒ≦５７の条件を満たす範囲、ニッケル（Ｎｉ）：５重量％以下、モリブデン（Ｍｏ）：５重量％以下、ケイ素（Ｓｉ）：４重量％以下、アルミニウム（Ａｌ）：５重量％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で求められる積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）が２４ｍＪ／ｍ２以上でなければならない。
［関係式１］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝１．６Ｎｉ−１．３Ｍｎ＋０．０６Ｍｎ２−１．７Ｃｒ＋０．０１Ｃｒ２＋１５Ｍｏ−５．６Ｓｉ＋１．６Ｃｕ＋５．５Ａｌ−６０（Ｃ＋１．２Ｎ）１／２＋２６．３（Ｃ＋１．２Ｎ）（Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｍｏ）１／２＋０．６［Ｎｉ（Ｃｒ＋Ｍｎ）］１／２
（但し、各数式のＭｎ、Ｃ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＮは各成分含量の重量％を意味する。）
［関係式１］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝１．６Ｎｉ−１．３Ｍｎ＋０．０６Ｍｎ２−１．７Ｃｒ＋０．０１Ｃｒ２＋１５Ｍｏ−５．６Ｓｉ＋１．６Ｃｕ＋５．５Ａｌ−６０（Ｃ＋１．２Ｎ）１／２＋２６．３（Ｃ＋１．２Ｎ）（Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｍｏ）１／２＋０．６［Ｎｉ（Ｃｒ＋Ｍｎ）］１／２
（但し、各数式のＭｎ、Ｃ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＮは各成分含量の重量％を意味する。）
マンガンの含有量が高い鋼材の場合、一般的な炭素鋼と比較して積層欠陥エネルギーが低く、部分転位の生成が容易であり、このような高い密度の部分転位によって鋼材の変形挙動の変化が生じる。したがって、積層欠陥エネルギーの制御により鋼材の変形挙動を変化させることができ、このような積層欠陥エネルギーは合金元素の関数で元素別にエネルギー値を高めたり低めたりする程度が相違する。上記式１は、添加される合金元素の含量による積層欠陥エネルギー（Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｆａｕｌｔ Ｅｎｅｒｇｙ）の変化を示す関係式であって、既存の理論による計算値及び本発明者の多様な実験によって導出された関係式である。
図３は、上記の成分組成範囲及び式１の条件を満たす本発明の一実施例の鋼材の微細組織を撮影した写真を示しており、図１は、従来の鋼材の微細組織を撮影した写真を示している。図１と図３は全て微細組織に非理想的に粗大な結晶粒が形成されていることが確認できる。
図２は、従来の鋼材である、図１の微細組織を有する鋼材を引っ張った後、鋼材の表面を撮影した写真であり、ムラが発生したことが確認できる。しかし、本発明の一実施例である図３の微細組織を有する鋼材を引っ張った後、鋼材の表面を撮影した図４を参照すると、微細組織に非理想的に粗大な結晶粒が形成されたにもかかわらず、図２とは異なり、ムラが発生しなかったことが確認できる。
［関係式２］
［関係式２］
上記式２により、本発明の一実施例である図２のように加工後にも表面が均一であることが説明できる。鋼材が外部から外力を受けて変形を起こす場合、転位の移動によるスリップと共に、炭素とマンガンの含量が高いオーステナイト鋼材においては低い積層欠陥エネルギーによって双晶変形がさらに発生し、変形初期にはスリップによる変形が主に発生するが、その後双晶の発生に必要な臨界応力を超える場合には双晶変形が同時に発生する。一般に、転位によるスリップ変形は均一変形であるのに対し、双晶による変形は不均一変形であり、特に、鋼材内の一部の粗大結晶粒に限って双晶変形が発生する場合には、変形後に微細組織のばらつきを伴うようになり、鋼材の使用に好ましくない。
一般に、双晶の発生に必要な臨界応力はスリップの場合より高いが、式２から分かるように、結晶粒の大きさが粗大になると、双晶が発生する応力が小さくなるため、双晶の形成に必要な応力が減少し、変形初期に粗大な結晶粒で局部的に双晶が発生するため、不連続変形によって表面品質の劣化が起こる。
しかし、式２から分かるように、積層欠陥エネルギーを高めることにより、結晶粒の大きさに関係なく双晶発生応力を高めることができるため、粗大な結晶粒を形成したかにかかわらず、加工後にも優れた表面品質が得られる。
上記式１によって導出される積層欠陥エネルギーを一定の大きさ以上に維持することにより双晶の発生を抑制することができ、積層欠陥エネルギーを一定の大きさ以上に維持する鋼材の組成によって表面品質に優れた低温用鋼を提供することができる。
以下、鋼材の各組成を限定した理由について説明する。
マンガン（Ｍｎ）：１５〜３５重量％
マンガンは、本発明においてオーステナイトを安定化させる役割をする元素である。本発明において極低温でのオーステナイト相を安定化させるために１５重量％以上含まれることが好ましい。即ち、マンガンの含量が１５重量％未満の場合には、炭素含量が小さいと、準安定相であるイプシロンマルテンサイトが形成され、極低温での加工誘起変態によってアルファマルテンサイトに変態しやすいため、靱性を確保することができず、これを防止するために炭素含量を増加させてオーステナイトの安定化を図る場合には、逆に炭化物の析出によって物性が急激に劣化するため好ましくない。したがって、マンガンの含量は１５重量％以上とすることが好ましい。これに対し、マンガンの含量が３５重量％を超える場合には、鋼材の腐食速度の低下をもたらし、含量の増加によって経済性が減少するという問題点がある。したがって、上記マンガンの含量は１５〜３５重量％に限定することが好ましい。
マンガンは、本発明においてオーステナイトを安定化させる役割をする元素である。本発明において極低温でのオーステナイト相を安定化させるために１５重量％以上含まれることが好ましい。即ち、マンガンの含量が１５重量％未満の場合には、炭素含量が小さいと、準安定相であるイプシロンマルテンサイトが形成され、極低温での加工誘起変態によってアルファマルテンサイトに変態しやすいため、靱性を確保することができず、これを防止するために炭素含量を増加させてオーステナイトの安定化を図る場合には、逆に炭化物の析出によって物性が急激に劣化するため好ましくない。したがって、マンガンの含量は１５重量％以上とすることが好ましい。これに対し、マンガンの含量が３５重量％を超える場合には、鋼材の腐食速度の低下をもたらし、含量の増加によって経済性が減少するという問題点がある。したがって、上記マンガンの含量は１５〜３５重量％に限定することが好ましい。
炭素（Ｃ）：２３．６Ｃ＋Ｍｎ≧２８及び３３．５Ｃ−Ｍｎ≦２３の条件を満たす範囲
炭素は、オーステナイトを安定化させ、強度を増加させる元素であり、特に、冷却過程又は加工によるオーステナイトからイプシロン又はアルファマルテンサイトへの変態点であるＭｓ及びＭｄを低くする役割をする。したがって、炭素の添加量が不十分な場合には、オーステナイトの安定度が足りないため、極低温で安定したオーステナイトが得られず、また、外部応力によってイプシロン又はアルファマルテンサイトへの加工誘起変態を起こしやすいため、靱性を減少させ、鋼材の強度も減少させる。これに対し、炭素の含量が多すぎる場合には、炭化物の析出によって靱性が急激に劣化し、強度の急激な増加によって加工性が悪くなるという短所がある。
炭素は、オーステナイトを安定化させ、強度を増加させる元素であり、特に、冷却過程又は加工によるオーステナイトからイプシロン又はアルファマルテンサイトへの変態点であるＭｓ及びＭｄを低くする役割をする。したがって、炭素の添加量が不十分な場合には、オーステナイトの安定度が足りないため、極低温で安定したオーステナイトが得られず、また、外部応力によってイプシロン又はアルファマルテンサイトへの加工誘起変態を起こしやすいため、靱性を減少させ、鋼材の強度も減少させる。これに対し、炭素の含量が多すぎる場合には、炭化物の析出によって靱性が急激に劣化し、強度の急激な増加によって加工性が悪くなるという短所がある。
特に、本発明において炭素の含量は炭素と他に一緒に添加される元素との関係に注意して決定することが好ましく、このために、本発明者が見出した炭化物の形成に対する炭素とマンガンとの関係を図５に示した。図面に示されているように、炭化物は炭素によって形成されるが、炭素が独立して炭化物の形成に影響を及ぼすのではなく、マンガンと複合的に作用してその形成に影響を及ぼす。図面に炭素の適正含量を示した。図面を参照すると、炭化物の形成を防止するためには、他の成分が本発明で規定する範囲を満たすことを前提として２３．６Ｃ＋Ｍｎ（Ｃ、Ｍｎは各成分の含量を重量％単位で示したものである。）の値を２８以上に制御することが好ましい。これは、図面の平行四辺形領域の傾斜した左側の境界を意味する。２３．６Ｃ＋Ｍｎが上記２８未満の場合には、オーステナイトの安定度が減少し、極低温での衝撃によって加工誘起変態を起こして衝撃靱性を低下させる。炭素含量が高すぎる場合、即ち、３３．５Ｃ−Ｍｎが２３より大きい場合には、過多な炭素の添加によって炭化物が析出し、低温衝撃靱性を低くするという問題が発生する。したがって、本発明において炭素は２３．６Ｃ＋Ｍｎ≧２８及び３３．５Ｃ−Ｍｎ≦２３を満たすように添加することが好ましい。図面からも分かるように、上記数式を満たす範囲内でＣ含量の最下限は０重量％である。
銅（Ｃｕ）：５重量％以下（０重量％は除く）
銅は、炭化物内の固溶度が非常に低く、オーステナイト内での拡散が遅いことから、オーステナイトと核生成された炭化物の界面に濃縮され、これにより、炭素の拡散を妨害することにより炭化物の成長を効果的に遅らせるため、炭化物の生成を抑制する効果がある。母材の場合、製造過程中に加速冷却によって炭化物の析出を抑制することができるが、溶接熱影響部の場合は、冷却速度の制御が容易でないため、本発明では、炭化物の析出の抑制に非常に効果的な元素である銅を添加する。また、銅は、オーステナイトを安定化させて極低温靱性を向上させる効果がある。但し、Ｃｕの含量が５重量％を超える場合には、鋼材の熱間加工性を低下させるという問題点があるため、上限は５重量％に制限することが好ましい。上述の炭化物抑制効果を得るための銅の含量は０．５重量％以上であることがより好ましい。
銅は、炭化物内の固溶度が非常に低く、オーステナイト内での拡散が遅いことから、オーステナイトと核生成された炭化物の界面に濃縮され、これにより、炭素の拡散を妨害することにより炭化物の成長を効果的に遅らせるため、炭化物の生成を抑制する効果がある。母材の場合、製造過程中に加速冷却によって炭化物の析出を抑制することができるが、溶接熱影響部の場合は、冷却速度の制御が容易でないため、本発明では、炭化物の析出の抑制に非常に効果的な元素である銅を添加する。また、銅は、オーステナイトを安定化させて極低温靱性を向上させる効果がある。但し、Ｃｕの含量が５重量％を超える場合には、鋼材の熱間加工性を低下させるという問題点があるため、上限は５重量％に制限することが好ましい。上述の炭化物抑制効果を得るための銅の含量は０．５重量％以上であることがより好ましい。
窒素（Ｎ）：１重量％以下（０重量％は除く）
窒素は、炭素と共にオーステナイトを安定化させて靱性を向上させる元素であって、特に、炭素のように固溶強化によって強度を向上させるのに非常に有利な元素である。特に、式１から分かるように、積層欠陥エネルギーを効果的に高めてスリップを助長する元素としてよく知られている。但し、１％を超えて添加される場合には、双晶の発生に必要な応力が通常の鋼材の加工量に該当する応力値を超えて不要になり、粗大な窒化物が形成され、鋼材の表面品質及び物性を劣化させるという問題点があるため、上限は１重量％に制限することが好ましい。
窒素は、炭素と共にオーステナイトを安定化させて靱性を向上させる元素であって、特に、炭素のように固溶強化によって強度を向上させるのに非常に有利な元素である。特に、式１から分かるように、積層欠陥エネルギーを効果的に高めてスリップを助長する元素としてよく知られている。但し、１％を超えて添加される場合には、双晶の発生に必要な応力が通常の鋼材の加工量に該当する応力値を超えて不要になり、粗大な窒化物が形成され、鋼材の表面品質及び物性を劣化させるという問題点があるため、上限は１重量％に制限することが好ましい。
上述の元素以外にも、本発明のオーステナイト鋼材はＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ａｌを含むことができる。
クロム（Ｃｒ）：２８．５Ｃ＋４．４Ｃｒ≦５７
クロムは、適正な添加量の範囲ではオーステナイトを安定化させて低温での衝撃靱性を向上させ、オーステナイト内に固溶して鋼材の強度を増加させる役割をする。また、クロムは、鋼材の耐食性を向上させる元素でもある。但し、クロムは、炭化物元素であって、特に、オーステナイト粒界に炭化物を形成して低温衝撃を減少させる元素でもある。したがって、本発明において添加されるクロムの含量は炭素と他に一緒に添加される元素との関係に注意して決定することが好ましく、炭化物の形成を防止するためには、他の成分が本発明で規定する範囲を満たすことを前提として２８．５Ｃ＋４．４Ｃｒ（Ｃ、Ｃｒは各成分の含量を重量％単位で示したものである。）の値を５７以下に制御することが好ましい。２８．５Ｃ＋４．４Ｃｒの値が５７を超える場合には、過度なクロム及び炭素含量によってオーステナイト粒界における炭化物の生成を効果的に抑制することが困難であるため、低温での衝撃靱性が減少するという問題点がある。したがって、本発明においてクロムは２８．５Ｃ＋４．４Ｃｒ≦５７を満たすように添加することが好ましい。
クロムは、適正な添加量の範囲ではオーステナイトを安定化させて低温での衝撃靱性を向上させ、オーステナイト内に固溶して鋼材の強度を増加させる役割をする。また、クロムは、鋼材の耐食性を向上させる元素でもある。但し、クロムは、炭化物元素であって、特に、オーステナイト粒界に炭化物を形成して低温衝撃を減少させる元素でもある。したがって、本発明において添加されるクロムの含量は炭素と他に一緒に添加される元素との関係に注意して決定することが好ましく、炭化物の形成を防止するためには、他の成分が本発明で規定する範囲を満たすことを前提として２８．５Ｃ＋４．４Ｃｒ（Ｃ、Ｃｒは各成分の含量を重量％単位で示したものである。）の値を５７以下に制御することが好ましい。２８．５Ｃ＋４．４Ｃｒの値が５７を超える場合には、過度なクロム及び炭素含量によってオーステナイト粒界における炭化物の生成を効果的に抑制することが困難であるため、低温での衝撃靱性が減少するという問題点がある。したがって、本発明においてクロムは２８．５Ｃ＋４．４Ｃｒ≦５７を満たすように添加することが好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）：５重量％以下
ニッケルは、効果的なオーステナイト安定化元素であって、冷却過程又は加工によるオーステナイトからイプシロン又はアルファマルテンサイトへの変態点であるＭｓ及びＭｄを低くする役割をして鋼材の靱性を向上させる元素である。特に、式１から分かるように、積層欠陥エネルギーを非常に効果的に高めてスリップを助長する元素としてよく知られている。但し、５重量％を超えて添加される場合には、双晶の発生に必要な応力が通常の鋼材の加工量に該当する応力値を超えて不要になり、また、高価の元素であることから経済性が減少するという問題点があるため、上限は５重量％に制限することが好ましい。
ニッケルは、効果的なオーステナイト安定化元素であって、冷却過程又は加工によるオーステナイトからイプシロン又はアルファマルテンサイトへの変態点であるＭｓ及びＭｄを低くする役割をして鋼材の靱性を向上させる元素である。特に、式１から分かるように、積層欠陥エネルギーを非常に効果的に高めてスリップを助長する元素としてよく知られている。但し、５重量％を超えて添加される場合には、双晶の発生に必要な応力が通常の鋼材の加工量に該当する応力値を超えて不要になり、また、高価の元素であることから経済性が減少するという問題点があるため、上限は５重量％に制限することが好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：５重量％以下
モリブデンは、適正な添加量の範囲でオーステナイトを安定化させ、冷却過程又は加工によるオーステナイトからイプシロン又はアルファマルテンサイトへの変態点であるＭｓ及びＭｄを低くする役割をして鋼材の靱性を向上させる元素である。また、鋼材の内部に固溶して強度を増加させる元素であって、特に、オーステナイト結晶粒界に偏析して結晶粒界の安定度を高めてエネルギーを減少させることにより、炭窒化物の結晶粒界への析出を抑制する役割をする元素である。特に、式１から分かるように、積層欠陥エネルギーを効果的に高めてスリップを助長する元素としてよく知られている。但し、５重量％を超えて添加される場合には、双晶の発生に必要な応力が通常の鋼材の加工量に該当する応力値を超えて不要になり、結晶粒界の安定度にも大きな影響を及ぼすことができない。また、高価の元素であることから経済性が減少し、高強度化による靱性の低下が発生する可能性があるという問題点があるため、上限は５重量％に制限することが好ましい。
モリブデンは、適正な添加量の範囲でオーステナイトを安定化させ、冷却過程又は加工によるオーステナイトからイプシロン又はアルファマルテンサイトへの変態点であるＭｓ及びＭｄを低くする役割をして鋼材の靱性を向上させる元素である。また、鋼材の内部に固溶して強度を増加させる元素であって、特に、オーステナイト結晶粒界に偏析して結晶粒界の安定度を高めてエネルギーを減少させることにより、炭窒化物の結晶粒界への析出を抑制する役割をする元素である。特に、式１から分かるように、積層欠陥エネルギーを効果的に高めてスリップを助長する元素としてよく知られている。但し、５重量％を超えて添加される場合には、双晶の発生に必要な応力が通常の鋼材の加工量に該当する応力値を超えて不要になり、結晶粒界の安定度にも大きな影響を及ぼすことができない。また、高価の元素であることから経済性が減少し、高強度化による靱性の低下が発生する可能性があるという問題点があるため、上限は５重量％に制限することが好ましい。
ケイ素（Ｓｉ）：４重量％以下
ケイ素は、溶鋼の鋳造性を向上させ、特に、オーステナイト鋼材に添加される場合には鋼材の内部に固溶して強度を効果的に増加させる元素である。但し、４％を超えて添加される場合には、積層欠陥エネルギーを減少させて双晶の発生を助長し、高強度化による靱性の低下が発生する可能性があるという問題点があるため、上限は４重量％に制限することが好ましい。
ケイ素は、溶鋼の鋳造性を向上させ、特に、オーステナイト鋼材に添加される場合には鋼材の内部に固溶して強度を効果的に増加させる元素である。但し、４％を超えて添加される場合には、積層欠陥エネルギーを減少させて双晶の発生を助長し、高強度化による靱性の低下が発生する可能性があるという問題点があるため、上限は４重量％に制限することが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：５重量％以下
アルミニウムは、適正な添加量の範囲でオーステナイトを安定化させ、冷却過程又は加工によるオーステナイトからイプシロン又はアルファマルテンサイトへの変態点であるＭｓ及びＭｄを低くする役割をして鋼材の靱性を向上させる元素である。また、鋼材の内部に固溶して強度を増加させる元素であって、特に、鋼材内の炭素の活動度に影響を与えて炭化物の形成を効果的に抑制し、靱性を増加させる元素である。特に、式１から分かるように、積層欠陥エネルギーを効果的に高めてスリップを助長する元素としてよく知られている。但し、５％を超えて添加される場合には、双晶の発生に必要な応力が通常の鋼材の加工量に該当する応力値を超えて不要になり、酸化物及び窒化物の形成によって鋼の鋳造性及び表面品質を劣化させるという問題点があるため、上限は５重量％に制限することが好ましい。
アルミニウムは、適正な添加量の範囲でオーステナイトを安定化させ、冷却過程又は加工によるオーステナイトからイプシロン又はアルファマルテンサイトへの変態点であるＭｓ及びＭｄを低くする役割をして鋼材の靱性を向上させる元素である。また、鋼材の内部に固溶して強度を増加させる元素であって、特に、鋼材内の炭素の活動度に影響を与えて炭化物の形成を効果的に抑制し、靱性を増加させる元素である。特に、式１から分かるように、積層欠陥エネルギーを効果的に高めてスリップを助長する元素としてよく知られている。但し、５％を超えて添加される場合には、双晶の発生に必要な応力が通常の鋼材の加工量に該当する応力値を超えて不要になり、酸化物及び窒化物の形成によって鋼の鋳造性及び表面品質を劣化させるという問題点があるため、上限は５重量％に制限することが好ましい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物である。但し、通常の鉄鋼製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は通常の鉄鋼製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、本明細書ではその全ての内容を特に説明しない。
上記低温用鋼は、オーステナイト組織を面積分率で９５％以上含むことが好ましい。低温でも延性破壊を示す代表的な軟質組織であるオーステナイトは、低温靱性を確保するための必須の微細組織として面積分率で９５％以上含まれることが好ましい。９５％未満の場合には、十分な低温靱性、即ち、−１９６度で４１Ｊ以上の衝撃靱性を確保するのに十分でないため、その下限は９５％に制限することが好ましい。
上記オーステナイト粒界に存在する炭化物は面積分率で５％以下であることが好ましい。本発明においてオーステナイト以外に存在できる組織としては代表的に炭化物があるが、これは、オーステナイト結晶粒界に析出して粒界破断の原因になり、低温靱性及び延性を劣化させるため、その上限は５％に制限することが好ましい。
上記低温用鋼の双晶発生応力は、上記低温用鋼の引張変形５％に対応する引張応力以上であることが好ましい。ここで、双晶発生応力は、上記式２によって計算される値を意味し、引張変形は、引張実験を行うにあたり、一軸引張時に引張変形が５％起こったことを意味する。通常、低温容器などの低温構造物を製作するための板材の成形時に与えられる変形量は、引張変形に換算したとき、ほとんど５％以内であるため、不均一変形を抑制するための双晶発生応力は、一軸引張時の変形量５％に対応する引張応力以上に制限することが好ましい。
以下、本発明の表面加工品質に優れた低温用鋼の製造方法について詳細に説明する。
本発明は、上記本発明の鋼組成を有し、上記関係式１で求められる積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）が２４ｍＪ／ｍ２以上である鋼スラブを準備する段階と、上記スラブを１０５０〜１２５０℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを７００〜９５０℃で仕上げ圧延する熱間圧延段階と、を含む。
本発明により低温用鋼を製造するためには、まず、前述の合金組成及び上記関係式１で求められる積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）が２４ｍＪ／ｍ２以上である鋼スラブを準備する。
次に、上記スラブを加熱する。加熱温度は１０５０〜１２５０℃であることが好ましい。これは、スラブ製造段階で生成される鋳造組織及び偏析、２次相の固溶及び均質化のためのものである。１０５０℃未満の場合には、均質化が足りなかったり、加熱炉温度が低すぎるため、熱間圧延時に変形抵抗が大きくなるという問題があり、１２５０℃を超える場合には、鋳造組織内の偏析帯における部分溶融及び表面品質の劣化が発生する可能性がある。したがって、上記スラブの再加熱温度は１０５０〜１２５０℃の範囲を有することが好ましい。
上記熱間圧延は、仕上げ圧延温度が７００〜９５０℃になるように行われることが好ましい。上記仕上げ圧延温度が７００℃未満の場合には、炭化物がオーステナイト粒界に析出して延伸率及び低温靱性が減少し、また、微細組織の異方性が発生して機械的性質の異方性が発生する可能性がある。上記仕上げ圧延温度が９５０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒が粗大化されて強度及び延伸率が低下するため好ましくない。したがって、上記仕上げ圧延温度は７００〜９５０℃の範囲を有することが好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、後述の実施例は、本発明を例示してより具体化するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものではない。
下記表１に記載された成分系を満たすスラブを、下記表２に記載された製造条件で製造した後、積層欠陥エネルギー、微細組織、降伏強度及び炭化物分率を測定して示し、下記表３に延伸率及びシャルピー衝撃靱性などの物性値を測定して示した。下記表３において表面ムラは、鋼材の表面を肉眼で観察して評価したものである。
上記表２を参照すると、本発明の成分範囲及び上記式１を満たす発明例１〜８は、微細組織内のオーステナイトの分率が９５％以上に制御され、炭化物が５％未満に制御される安定したオーステナイトが得られるため、極低温で優れた靱性が得られることを示している。
また、上記表３を参照すると、発明例１〜８は、比較例１〜３と比較して衝撃靱性が大きく向上したことが確認できる。これは、マンガンの含量が比較的低い範囲でも適切な含量の炭素及びその他の元素の添加によって安定したオーステナイトが得られ、特に、炭素の含量が高い場合には銅の添加によって炭化物の形成を抑制することができ、オーステナイトの安定度が向上したためである。
特に、発明鋼１〜８は、式１により積層欠陥エネルギーが２４ｍＪ／ｍ２以上を満たすようにすることにより、表面ムラのない優れた鋼材が得られることが分かる。これに対し、比較例１〜３は、積層欠陥エネルギーが上記式１の範囲を超えることにより、優れた極低温靱性を得るにもかかわらず、表面ムラが発生することが分かる。
また、比較例４及び６は、炭素及びマンガンの含量が本発明の成分範囲に該当せず、目標とするオーステナイト分率が得られないため、極低温靱性が低下し、また、積層欠陥エネルギーも本発明の式１の範囲に該当せず、表面ムラが発生することが分かる。
比較例５及び７は、本発明で制御する成分範囲を満たしておらず、衝撃靱性が劣ることが分かる。これは、特に、炭素の過多な添加によってオーステナイト粒界に過度な分率の炭化物が生成されたためである。
比較例８は、本発明の成分範囲を満たしていないため、積層欠陥エネルギーが２４ｍＪ／ｍ２を超えても表面ムラが発生した。特に、圧延仕上げ温度が制御範囲より低くなり、物性の異方性及び高強度化によって延伸率及び衝撃靱性が劣ることが確認できる。
上述したように本発明の例示的な実施例を図示して説明したが、多様な変形と他の実施例は当該分野における熟練した技術者によって実施されることができる。このような変形と他の実施例は、添付の特許請求の範囲に全て含まれ、本発明の真の趣旨及び範囲を外れない。
Claims (4)
- マンガン（Ｍｎ）：１５〜３５重量％、炭素（Ｃ）：２３．６Ｃ＋Ｍｎ≧２８及び３３．５Ｃ−Ｍｎ≦２３の条件を満たす範囲、銅（Ｃｕ）：５重量％以下（０重量％は除く）、窒素（Ｎ）：１重量％以下（０重量％は除く）、クロム（Ｃｒ）：２８．５Ｃ＋４．４Ｃｒ≦５７の条件を満たす範囲、ニッケル（Ｎｉ）：５重量％以下、モリブデン（Ｍｏ）：５重量％以下、ケイ素（Ｓｉ）：４重量％以下、アルミニウム（Ａｌ）：５重量％以下、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式１で求められる積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）が２４ｍＪ／ｍ２以上である、表面加工品質に優れた低温用鋼。
［関係式１］
ＳＦＥ（ｍＪ／ｍ２）＝１．６Ｎｉ−１．３Ｍｎ＋０．０６Ｍｎ２−１．７Ｃｒ＋０．０１Ｃｒ２＋１５Ｍｏ−５．６Ｓｉ＋１．６Ｃｕ＋５．５Ａｌ−６０（Ｃ＋１．２Ｎ）１／２＋２６．３（Ｃ＋１．２Ｎ）（Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｍｏ）１／２＋０．６［Ｎｉ（Ｃｒ＋Ｍｎ）］１／２
（但し、各数式のＭｎ、Ｃ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＮは各成分含量の重量％を意味する。） - 前記低温用鋼は、オーステナイト組織を面積分率で９５％以上含む、請求項１に記載の表面加工品質に優れた低温用鋼。
- 前記オーステナイト粒界に存在する炭化物は面積分率で５％以下である、請求項２に記載の表面加工品質に優れた低温用鋼。
- 前記低温用鋼の双晶発生応力は前記低温用鋼の引張変形５％に対応する引張応力以上である、請求項１に記載の表面加工品質に優れた低温用鋼。
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Cited By (9)
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|---|---|---|---|---|
| JP2016084529A (ja) * | 2014-10-22 | 2016-05-19 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法 |
| JP2017071817A (ja) * | 2015-10-06 | 2017-04-13 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用厚鋼板及びその製造方法 |
| WO2018199145A1 (ja) * | 2017-04-26 | 2018-11-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 |
| JP2019505675A (ja) * | 2015-12-22 | 2019-02-28 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐水素脆化性に優れたオーステナイト系鋼材 |
| WO2019112012A1 (ja) * | 2017-12-07 | 2019-06-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 |
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| WO2020036090A1 (ja) * | 2018-08-15 | 2020-02-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| JP2020509207A (ja) * | 2016-12-22 | 2020-03-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | 低温靭性及び降伏強度に優れた高マンガン鋼及びその製造方法 |
| JP2020537714A (ja) * | 2017-10-18 | 2020-12-24 | ポスコＰｏｓｃｏ | 表面品質に優れた低温用高マンガン鋼材及びその製造方法 |
Families Citing this family (10)
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|---|---|---|---|---|
| KR101714922B1 (ko) * | 2015-12-18 | 2017-03-10 | 주식회사 포스코 | 인성 및 내부품질이 우수한 내마모 강재 및 그 제조방법 |
| WO2018104984A1 (ja) * | 2016-12-08 | 2018-06-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼板およびその製造方法 |
| KR101917473B1 (ko) * | 2016-12-23 | 2018-11-09 | 주식회사 포스코 | 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 |
| KR102020381B1 (ko) * | 2017-12-22 | 2019-09-10 | 주식회사 포스코 | 내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| KR102367801B1 (ko) * | 2018-02-07 | 2022-02-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고Mn강 및 그의 제조 방법 |
| KR102004654B1 (ko) * | 2018-03-23 | 2019-07-26 | 서울과학기술대학교 산학협력단 | 극저온 인성이 우수한 알루미늄 첨가 오스테나이트계 경량 고망간강 및 그의 제조방법 |
| US20190382875A1 (en) * | 2018-06-14 | 2019-12-19 | The Nanosteel Company, Inc. | High Strength Steel Alloys With Ductility Characteristics |
| KR102255827B1 (ko) * | 2018-10-25 | 2021-05-26 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법 |
| KR20240034893A (ko) * | 2019-01-22 | 2024-03-14 | 아뻬랑 | 용접성이 향상된 철-망가니즈 합금 |
| CN114480980B (zh) * | 2021-12-29 | 2023-09-08 | 中国铁路设计集团有限公司 | 一种铬铜合金化耐候型孪生诱发塑性钢及其制备方法 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5896853A (ja) * | 1981-11-17 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼 |
| JPS58197256A (ja) * | 1982-05-12 | 1983-11-16 | Kawasaki Steel Corp | 耐候性および耐銹性にすぐれる高靭性高Ｍｎ鋼 |
| JPH04141557A (ja) * | 1990-09-28 | 1992-05-15 | Nippon Steel Corp | リニアモーターカー鋼橋用高Ｍｎ非磁性鋼 |
| JP2007126715A (ja) * | 2005-11-04 | 2007-05-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法 |
| JP2011246817A (ja) * | 2003-07-22 | 2011-12-08 | Arcelormittal France | 強度を高められ、靱性に優れ、低温での成形に適した、鉄・炭素・マンガンのオーステナイト鋼板の製造方法並びにそのようにして製造された鋼板 |
| JP2012072499A (ja) * | 2004-11-24 | 2012-04-12 | Arcelormittal France | 非常に高い強度と伸び特性および優れた均質性を有するオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法 |
| WO2013100614A1 (ko) * | 2011-12-27 | 2013-07-04 | 주식회사 포스코 | 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법 |
Family Cites Families (9)
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|---|---|---|---|---|
| US4257808A (en) | 1979-08-13 | 1981-03-24 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Low Mn alloy steel for cryogenic service and method of preparation |
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| KR101322170B1 (ko) * | 2009-12-28 | 2013-10-25 | 주식회사 포스코 | 연성이 우수한 강재 |
| KR20120065464A (ko) * | 2010-12-13 | 2012-06-21 | 주식회사 포스코 | 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법 |
| KR101353843B1 (ko) * | 2011-12-27 | 2014-01-20 | 주식회사 포스코 | 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트 강재 |
| CN104136647A (zh) * | 2011-12-28 | 2014-11-05 | Posco公司 | 在焊接热影响区具有优异机械加工性及韧性的耐磨奥氏体钢及其生产方法 |
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Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5896853A (ja) * | 1981-11-17 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼 |
| JPS58197256A (ja) * | 1982-05-12 | 1983-11-16 | Kawasaki Steel Corp | 耐候性および耐銹性にすぐれる高靭性高Ｍｎ鋼 |
| JPH04141557A (ja) * | 1990-09-28 | 1992-05-15 | Nippon Steel Corp | リニアモーターカー鋼橋用高Ｍｎ非磁性鋼 |
| JP2011246817A (ja) * | 2003-07-22 | 2011-12-08 | Arcelormittal France | 強度を高められ、靱性に優れ、低温での成形に適した、鉄・炭素・マンガンのオーステナイト鋼板の製造方法並びにそのようにして製造された鋼板 |
| JP2012072499A (ja) * | 2004-11-24 | 2012-04-12 | Arcelormittal France | 非常に高い強度と伸び特性および優れた均質性を有するオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法 |
| JP2007126715A (ja) * | 2005-11-04 | 2007-05-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法 |
| WO2013100614A1 (ko) * | 2011-12-27 | 2013-07-04 | 주식회사 포스코 | 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법 |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016084529A (ja) * | 2014-10-22 | 2016-05-19 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法 |
| JP2017071817A (ja) * | 2015-10-06 | 2017-04-13 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用厚鋼板及びその製造方法 |
| JP2019505675A (ja) * | 2015-12-22 | 2019-02-28 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐水素脆化性に優れたオーステナイト系鋼材 |
| JP2020509207A (ja) * | 2016-12-22 | 2020-03-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | 低温靭性及び降伏強度に優れた高マンガン鋼及びその製造方法 |
| WO2018199145A1 (ja) * | 2017-04-26 | 2018-11-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 |
| JP6460292B1 (ja) * | 2017-04-26 | 2019-01-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 |
| JP2020537714A (ja) * | 2017-10-18 | 2020-12-24 | ポスコＰｏｓｃｏ | 表面品質に優れた低温用高マンガン鋼材及びその製造方法 |
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| WO2019112012A1 (ja) * | 2017-12-07 | 2019-06-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 |
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| CN112513309A (zh) * | 2018-08-15 | 2021-03-16 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢板及其制造方法 |
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