JP3507259B2 - 590MPa級圧延形鋼およびその製造方法 - Google Patents
590MPa級圧延形鋼およびその製造方法Info
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Description
として用いられる靭性の優れた高張力圧延形鋼およびそ
の製造方法に係わるものである。
どから、柱用に用いられる鋼材、例えば特に板厚の大き
なサイズのH形鋼(以下、極厚H形鋼と称す)には、一
層の高強度化、高靭性化、低降伏比化が求められてい
る。このような要求特性を満たすために、従来は圧延終
了後に焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。熱
処理の付加は熱処理コストと生産効率の低下など大幅な
コスト上昇を招き、経済性に問題があった。この問題を
解決するために、圧延ままで高性能の材質特性が得られ
るような新しい合金設計による鋳片と製造法の開発が必
要となった。
形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上
からの圧延条件(温度、圧下率)の制限およびその形状
の特異性からウエブ、フランジ、フィレットの各部位で
圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度に差を生じる。その
結果、部位間に強度、延性、靭性のバラツキが発生し、
例えば溶接構造用圧延鋼材(JIS G3106) 等の規準に満た
ない部位が生じる。特に極厚H形鋼を連続鋳造鋳片を素
材とし圧延製造する場合には、連続鋳造設備での製造可
能な鋳片最大厚みに限界があり、造形に必要な十分な鋳
片断面積が得られないため、その圧延は低圧下比圧延と
なる。さらに、圧延造形により製品の寸法精度を得るた
めに高温圧延を指向するので板厚の厚いフランジ部は高
温圧延となり、圧延終了後の鋼材冷却も徐冷となる。そ
の結果、ミクロ組織は粗粒化し、強度・靭性が低下す
る。
MCP(Thermo-Mechanical-Controll Process)がある
が、形鋼圧延では、圧延条件に制限があるので、鋼板で
のTMCPのような低温・大圧下圧延の適用は困難であ
る。また、厚鋼板分野ではVNの析出効果を利用し高強
度・高靭性鋼を製造する、例えば特公昭62−5054
8号公報、特公昭62−54862号公報の技術が提案
されている。しかし、この方法を590MPa 級の製造に
適用した場合には、高濃度の固溶Nを含有することか
ら、生成するベイナイト組織内に高炭素島状マルテンサ
イト(以降M*と称する)を生成し、靭性が著しく低下
して規格値をクリアーすることは困難であるという問題
があった。
ためには、形鋼圧延ままでM*生成量の少ない低炭素ベ
イナイトを生成させ組織を微細化する必要がある。それ
には圧延加熱時のγ粒径を細粒化するために製鋼過程に
おいて、鋳片中に予めTi−Oを微細晶出させ、これを
核にTiNを微細析出させ、加えて、低炭素化するため
に、微量で高強度が得られるマイクロアロイの微量添加
した鋳片を製造する必要がある。また、H形鋼のフラン
ジとウェブの結合部のフィレット部はCC鋳片の中心偏
析帯と一致し、この偏析帯内のMnSは圧延により著し
く延伸する。ここでの高濃度の元素偏析帯と延伸MnS
は板厚方向の絞り値・靭性を著しく低下させ、さらに溶
接時にラメラテイ ア割れを生じさせる場合もあり、この
有害な作用を持つMnSの生成を阻止することも大きな
課題である。このように従来の技術では目的の信頼性の
高い高強度・高靭性の圧延形鋼をオンラインで製造し安
価に提供することは困難である。
施すことなく、低コストで(圧延ままで)高張力圧延形
鋼の製造を可能とし、建造物の構造部材に用いる高強度
で靭性の優れた590MPa 級圧延形鋼およびその製造方
法を提供すること目的とする。
想とは異なり、Tiを添加し、これにより生成させた微
細Ti酸化物とTiNの微細分散およびマイクロアロイ
の添加による低炭素ベイナイト組織の生成とによる組織
の微細化により高強度でかつ高靭性の圧延形鋼を実現し
た点にある。
実施されている大圧下圧延に代わる形鋼圧延での軽圧下
の熱間圧延においても効率的に組織の細粒化が可能なよ
うに圧延パス間で水冷し、圧延と水冷を繰り返す方法に
ある。本発明は、圧延ままで、M*含有量の少ない低炭
素ベイナイトの微細組織が得られる鋳片を鋳造し、この
鋳片を用い、形鋼圧延において効率的なTMCPを行い
高強度かつ高靭性を有する形鋼を製造することを特徴と
している。
時のγ細粒化を目的に、鋳片内にTi添加により微細T
i−Oの晶出とTiNを微細分散させ、加えて、圧延後
の組織内のM*低減を狙い、合金元素を微量のNb、
V、Mo添加で代替し、さらに極低B化を行ない製造す
る。次いで、この鋳片を圧延造形し形鋼を製造するが、
この圧延形鋼圧延プロセスでは、熱間圧延パス間で鋼材
を水冷することにより、鋼材の表層部と内部に温度差を
与え、軽圧下条件下においても、より高温の鋼材内部へ
の圧下浸透を高め、γ粒内でのベイナイト生成核となる
加工転位を導入し、その生成核を増加させる。加えて、
圧延後のγ/α変態温度域を冷却制御することにより、
その核生成させたベイナイトの成長を抑制する方法によ
ればミクロ組織の微細化ができ、高能率で製造コストの
安価な制御圧延形鋼の製造が可能であると言う知見に基
づき前記課題を解決したもので、その要旨とするところ
は、以下のとおりである。
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Nb:0.04 〜0.
10% 、V :0.01 〜0.10% 、Mo:0.05 〜0.40% 、N :0.002
〜0.006%、およびO:0.003 〜0.006%を含み、残部がFeお
よび不可避不純物からなり、該不可避不純物のうち B含
有量を0.0003% 以下およびAl含有量を0.005%以下に制限
した化学組成を有し、かつベイナイトの面積率が50〜
90%で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素
島状マルテンサイトから成り、該高炭素島状マルテンサ
イトの面積率が5%以下であるミクロ組織を有すること
を特徴とする590MPa 級圧延形鋼。
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Nb:0.04 〜0.
10% 、V :0.01 〜0.10% 、Mo:0.05 〜0.40% 、N :0.002
〜0.006%、O:0.003 〜0.006%、およびCr:0.1〜1.0%、N
i:0.1〜1.0%およびCu:0.1〜1.0%のうちの少なくとも1
種を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、該不
可避不純物のうち B含有量を0.0003% 以下およびAl含有
量を0.005%以下に制限した化学組成を有し、かつベイナ
イトの面積率が50〜90%で、残部がフェライト・パ
ーライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成り、該
高炭素島状マルテンサイトの面積率が5%以下であるミ
クロ組織を有することを特徴とする590MPa 級圧延形
鋼。
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Nb:0.04 〜0.
10% 、V :0.01 〜0.10% 、Mo:0.05 〜0.40% 、N :0.002
〜0.006%、およびO:0.003 〜0.006%を含み、残部がFeお
よび不可避不純物からなり、該不可避不純物のうち B含
有量を0.0003% 以下およびAl含有量を0.005%以下に制限
した鋳片を1200〜1300℃の温度域に加熱した後に圧延を
開始し、圧延工程で形鋼のフランジ表面を700 ℃以下に
まで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを一
回以上行い、圧延終了後に0.5 〜10℃/sの冷却速度で70
0 〜400 ℃の温度域に冷却した後に放冷することを特徴
とする590MPa 級圧延形鋼の製造方法。
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Nb:0.04 〜0.
10% 、V :0.01 〜0.10% 、Mo:0.05 〜0.40% 、N :0.002
〜0.006%、O:0.003 〜0.006%、およびCr:0.1〜1.0%、N
i:0.1〜1.0%およびCu:0.1〜1.0%のうちの少なくとも1
種を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、該不
可避不純物のうち B含有量を0.0003% 以下およびAl含有
量を0.005%以下に制限した鋳片を1200〜1300℃の温度域
に加熱した後に圧延を開始し、圧延工程で形鋼のフラン
ジ表面を700 ℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水
冷・圧延サイクルを一回以上行い、圧延終了後に0.5 〜
10℃/sの冷却速度で700 〜400 ℃の温度域に冷却した後
に放冷することを特徴とする590MPa 級圧延形鋼の製
造方法。
する。鋼の高強度化はフェライト結晶の微細化、合
金元素による固溶体強化、硬化相による分散強化、微
細析出物による析出強化等によって達成される。また、
高靭性化は、結晶の微細化、母相(フェライト)の
固溶N、Cの低減、破壊の発生起点となる硬化相の高
炭素マルテンサイト及び粗大な酸化物、析出物の低減と
微小化等により達成される。
し、高強度化と高靭性化は相反する対処が必要である。
両者を同時に満たす冶金因子は唯一、結晶の微細化であ
る。本発明の特徴は、製鋼工程における、Ti添加によ
る微細Ti酸化物とTiNの分散およびマイクロアロイ
ング合金設計に基づく低炭素ベイナイト組織化による組
織微細化により高強度・高靭性化を達成するものであ
る。
て、熱間圧延パス間でフランジ表面を水冷し、その復熱
時に圧延する工程を繰り返すことによりフランジの板厚
中心部に圧下浸透効果を付与し、この部位においてもT
MCPによる組織微細化効果を高め、この組織微細化に
よりH形鋼の各部位における母材の機械特性を向上させ
るとともにバラツキを低減し均質化を達成するものであ
る。
限定理由について述べる。まず、Cは鋼を強化するため
に添加するもので、0.02% 未満では構造用鋼として必要
な強度が得られず。また、0.06% を超える添加では、母
材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部(以下HAZと略
記)靭性などを著しく低下させるので、下限を0.02% 、
上限を0.06% とした。
脱酸などに必要であるが、0.25% を超えると母材および
HAZの硬化組織中に高炭素島状マルテンサイトを生成
し、母材および溶接継手部靭性を著しく低下させる。ま
た、0.05% 未満では溶鋼の予備脱酸が十分にできないた
めSi含有量を0.05〜0.25% の範囲に限定した。Mnは
母材の強度確保には0.8%以上の添加が必要であるが、母
材および溶接部の靭性、割れ性などに対する許容濃度か
ら上限を1.6%とした。
ことによりM*の生成を抑制する。また、微細析出した
TiNはγ相の細粒化にも寄与する。これらのTiの作
用により組織を微細化し強度・靭性を向上させる。従っ
て、0.005%未満ではTiNの析出量が不足し、これらの
効果を発現し得ないためTi量の下限値を0.005%とし
た。しかし0.025%を超えると過剰なTiはTiCを析出
し、その析出硬化により母材および溶接熱影響部の靭性
を劣化させるため0.025%以下に制限した。
目的で添加している。この効果の発現には、Nb含有量
は0.04% 以上が必要である。しかし0.10% 超では、Nb
炭窒化物の析出量が増加し固溶Nbとしての効果が飽和
するので0.10% 以下に制限した。Vは微量添加により圧
延組織を微細化でき、バナジン炭窒化物の析出により強
化することから低合金化でき溶接特性を向上できる。こ
の効果の発現には、V含有量は0.01% 以上が必要であ
る。しかしながら、Vの過剰な添加は溶接部の硬化や、
母材の高降伏点化をもたらすので、含有量の上限をV:0.
10% とした。
る。この効果の発現には、Mo含有量は0.05% 以上が必
要である。しかし0.4%超では、Mo炭化物(Mo 2 C)
を析出し固溶Moとしての焼入性向上効果が飽和するの
で0.4%以下に制限した。Nはα中に固溶し、強度を上昇
させるが、上部ベイナイト組織では、M*を生成し、靱
性を劣化させるので、固溶Nはできるだけ低減する必要
がある。しかし、本発明でのNはTiと化合させ鋼中に
TiNを微細析出させ、固溶Nを低減させた上で、Ti
Nによる結晶の粒成長を抑制し組織微細化効果を発揮さ
せる目的で添加している。従って、この効果の発現に
は、N量が0.002%未満ではTiNの析出量が不足し、0.
006%超では析出量は十分となるが、α中での固溶Nの増
大により、靱性を損ねるのでN:0.002 〜0.006%に限定
した。
に寄与する。しかし、0.0003% 超のBを含有すると上部
ベイナイト組織中にM*を生成し靭性を著しく低下させ
ることが判明したので、Bはむしろ不純物として0.0003
% 以下に制限した。Alを0.005%以下としたのは、Al
は強力な脱酸元素であり、0.005%超の含有では、Ti−
Oの生成が阻害され、微細な分散ができないため、Al
も不純物として0.005%以下に制限した。
り、それには0.003 %を超える含有が必要であるが、0.
006%を超えて含有すると、生成するTi−O粒子は粗大
化し、靭性を低下させるため、O含有量を 0.003〜0.00
6%に限定した。不可避不純物として含有するP、Sにつ
いては、それらの量を特に限定しないが凝固偏析による
溶接割れ、靭性低下の原因となるので、極力低減すべき
でありP、S量はそれぞれ0.02% 未満に制限することが
望ましい。
よび母材の靭性向上の目的で、Cr、NiおよびCuの
うちの少なくとも1種を含有することができる。Crは
焼入性の向上により、母材の強化に有効である。この効
果の発現にはCr含有量は0.1%以上が必要である。しか
し1.0%を超える過剰の添加は、靭性および硬化性の観点
から有害となるため、上限を1.0%とした。
元素である。この効果の発現にはNi含有量は0.1%以上
が必要である。しかし、1.0%を超える添加は合金コスト
を増加させ経済的でないので上限を1.0%とした。Cuは
母材の強靭性を高める元素であり、この効果の発現には
Cu含有量は0.1%以上が必要である。しかし、1.0%を超
える添加は、鋳片に表面割れを発生させるなど、高温延
性を低下させるのでCu:0.1〜1.0%に限定した。
f/mm2)級の引張強さと靱性とを同時に確保するために、
ベイナイトの面積率が50〜90%で、残部がフェライ
ト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成
り、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が5%以下で
あるミクロ組織を有することが必要である。また、本発
明の590MPa 級圧延形鋼は、梁材として用いる際のボ
ルト穴を開けるために、表面から深さ3mm以内の表層
硬さがHv250以下であることが望ましい。
明の方法によって実現できる。すなわち、上記の化学組
成を有する鋳片を1200〜1300℃の温度域に再加
熱する。この温度域に再加熱温度を限定したのは、熱間
加工による形鋼の製造には塑性変形を容易にするため1
200℃以上の加熱が必要であり、且つV、Nbなどの
元素を十分に固溶させる必要があるため再加熱温度の下
限を1200℃とした。その上限は加熱炉の性能、経済
性から1300℃とした。
ランジ表面温度を700℃以下に冷却し、次の圧延パス
間の復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを1回以上
行うとしたのは、圧延パス間の水冷により、フランジの
表層部と内部とに温度差を付与し、軽圧下条件において
も内部への加工歪みを浸透させるためと、水冷により短
時間で低温圧延を実現させTMCPを効率的に行うため
である。
た後、復熱過程で圧延するのは、仕上げ圧延後の加速冷
却による表面の焼入れ硬化を抑制し軟化させるために行
うものである。その理由はフランジ表面温度を700℃
以下に冷却すれば一旦γ/α変態温度を切り、次の圧延
までに表層部は復熱昇温し、圧延はγ/αの二相共存温
度域での加工となり、γ細粒化と加工された微細αとの
混合組織を形成する。これにより表層部の焼入性を著し
く低減でき、加速冷却により生じる表面層の硬化を防止
できるからである。
の冷却速度で700〜400℃まで冷却し放冷するとし
たのは、加速冷却によりフェライトの核生成・粒成長抑
制およびベイナイト組織を微細化し高強度・高靭性を得
るためである。次いで、加速冷却を700〜400℃で
停止するのは、700℃を超える温度で停止した場合に
は、表層部の一部がAr1 点以上となりγ相を残存し、こ
のγ相が、共存するフェライトを核にフェライト変態
し、さらにフェライトが成長し粗粒化するため加速冷却
の停止温度を700℃以下とした。また、400℃未満
の冷却では、その後の放冷中にベイナイト相のラス間に
生成する高炭素マルテンサイトが、冷却中にセメンタイ
トを析出することにより分解できず、硬化相として存在
することになる。この高炭素マルテンサイトは脆性破壊
の起点として作用し、靭性低下の原因となる。これらの
理由により、加速冷却の停止温度を700〜400℃に
限定した。
脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ti、Mg
合金を順次添加し、連続鋳造により250 〜300mm 厚鋳片
に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却帯の
水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。該鋳
片を加熱し、粗圧延工程の図示は省略するが、図1に示
す、ユニバーサル圧延装置列でH形鋼に圧延した。圧延
パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機4の前後に水冷装
置5aを設け、フランジ外側面のスプレー冷却とリバー
ス圧延の繰り返しにより行い、圧延後の加速冷却は仕上
げユニバーサル圧延機6で圧延終了後にその後面に設置
した冷却装置5bでフランジ外側面をスプレー冷却し
た。
t2 の中心部(1/2t2 )でフランジ幅全長(B) の1/4,1/
2 幅(1/4B,1/2B) から、採集した試験片を用い求めた。
なお、これらの箇所についての特性を求めたのは、フラ
ンジ1/4F部はH形鋼の平均的な機械特性を示し、フラン
ジ1/2F部はその特性が最も低下するので、これらの2箇
所によりH形鋼の機械試験特性を代表できると判断した
ためである。
学成分値を、表2、表4には、それらの鋼のTi添加前
の溶鋼の酸素濃度およびTi系酸化物とその酸化物とT
iNの複合体の個数を、表5、表6には圧延・加速冷却
条件を示す。次いで表7、表8には、それらのH形鋼の
機械試験特性値、フランジ側面の表面硬さおよびベイナ
イト、M*の面積を示す。なお、圧延加熱温度を1300℃
に揃えたのは、一般的に加熱温度の低下によりγ粒は細
粒化し、機械試験特性を向上させることは周知であり、
高温加熱条件では機械特性の最低値を示すと推定され、
この値がそれ以下の加熱温度での機械試験特性を代表で
きると判断したためである。また、各表中で下線を付し
た数値は本発明の範囲外である。
鋼1〜5、H形鋼A1〜A3では、降伏強度、抗張力と
もに590MPa 級鋼でのJIS規格値を満たしている。
すなわち降伏強度はその下限値の445MPa を超え、抗
張力も590MPa を超えており、またこれらの降伏比
(YS/TS)は 0.8以下の低YR値を満たしている。
シャルピー衝撃値についても−10℃で47(J)を超え
ておりJIS規格値を十分に満たしている。
H形鋼7では炭素含有量が、H形鋼8ではTiとN含有
量が、H形鋼9ではボロンとAl含有量が、H形鋼10
ではNb含有量が、各々の上限値を超え、靱性を劣化さ
せるM*面積率が5%を超えるために、−10℃でのシャ
ルピー吸収エネルギー値が、目標の47J以上をクリア
できない。加えてH形鋼6およびH形鋼9では、焼入性
が上昇し、フランジ表面硬さがHv250を超える。
濃度が低く、酸素含有量の下限値未満であるので、Ti
系酸化物の生成個数が減少するため、組織が粗大化して
靱性が低下し、目標のシャルピー吸収エネルギー値をク
リアできない。これに反して、H形鋼A5では、酸素含
有量が上限値を超えたために、Ti系酸化物の粗大化が
生じ、これにより靱性値がクリアできない。次いで、H
形鋼A6では、圧延中の水冷および圧延後の冷却速度の
要件を満たしていないために、強度の目標値をクリアで
きない。
たされた時に、表7、8に示されるH形鋼1〜5、A1
〜A3のように、圧延形鋼の機械試験特性の最も保証し
にくいフランジ板厚1/2,幅1/2 部においても十分な強
度、低温靱性を有する、高張力圧延形鋼の生産が可能に
なる。なお、本発明が対象とする圧延形鋼は上記実施例
のH形鋼に限らずI形鋼、山形鋼、溝形鋼、不等辺不等
厚山形鋼等のフランジを有する形鋼にも適用できること
は勿論である。
圧延法を適用した圧延形鋼は機械試験特性の最も保証し
にくいフランジ板厚1/2、幅1/2部においても十分
な強度を有し、優れた靭性を持つ形鋼の製造が圧延まま
で可能となり、大型鋼構造物の信頼性の向上、安全性の
確保、経済性等の産業上の効果は極めて顕著なものであ
る。
である。
採取位置を示す図である。
Claims (6)
- 【請求項1】 重量% で C:0.02〜0.06% 、 Si:0.05 〜0.25% 、 Mn:0.8〜1.6%、 Ti:0.005〜0.025%、 Nb:0.04 〜0.10% 、 V :0.01 〜0.10% 、 Mo:0.05 〜0.40% 、 N :0.002〜0.006%、および O:0.003 〜0.006%、 を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、該不可
避不純物のうち B含有量を0.0003% 以下およびAl含有量
を0.005%以下に制限した化学組成を有し、かつベイナイ
トの面積率が50〜90%で、残部がフェライト・パー
ライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成り、該高
炭素島状マルテンサイトの面積率が5%以下であるミク
ロ組織を有することを特徴とする590MPa 級圧延形
鋼。 - 【請求項2】 表面から深さ3mm以内の表層硬さがH
v250以下であることを特徴とする請求項1記載の5
90MPa 級圧延形鋼。 - 【請求項3】 重量% で C:0.02〜0.06% 、 Si:0.05 〜0.25% 、 Mn:0.8〜1.6%、 Ti:0.005〜0.025%、 Nb:0.04 〜0.10% 、 V :0.01 〜0.10% 、 Mo:0.05 〜0.40% 、 N :0.003〜0.006%、 O:0.003 〜0.006%、および Cr:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜1.0%およびCu:0.1〜1.0%のうち
の少なくとも1種、を含み、残部がFeおよび不可避不純
物からなり、該不可避不純物のうち B含有量を0.0003%
以下およびAl含有量を0.005%以下に制限した化学組成を
有し、かつベイナイトの面積率が50〜90%で、残部
がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサ
イトから成り、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が
5%以下であるミクロ組織を有することを特徴とする5
90MPa 級圧延形鋼。 - 【請求項4】 表面から深さ3mm以内の表層硬さがH
v250以下であることを特徴とする請求項3記載の5
90MPa 級圧延形鋼。 - 【請求項5】 請求項1または2記載の590 MPa 級圧
延形鋼を製造する方法であって、請求項1記載の化学組
成を有する鋳片を1200〜1300℃の温度域に加熱した後に
圧延を開始し、圧延工程で形鋼のフランジ表面を700 ℃
以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイク
ルを一回以上行い、圧延終了後に0.5 〜10℃/sの冷却速
度で700 〜400 ℃の温度域に冷却した後に放冷すること
を特徴とする590MPa 級圧延形鋼の製造方法。 - 【請求項6】 請求項3または4記載の590 MPa 級圧
延形鋼を製造する方法であって、請求項3記載の化学組
成を有する鋳片を1200〜1300℃の温度域に加熱した後に
圧延を開始し、圧延工程で形鋼のフランジ表面を700 ℃
以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイク
ルを一回以上行い、圧延終了後に0.5 〜10℃/sの冷却速
度で700 〜400 ℃の温度域に冷却した後に放冷すること
を特徴とする590MPa 級圧延形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP30463096A JP3507259B2 (ja) | 1996-11-15 | 1996-11-15 | 590MPa級圧延形鋼およびその製造方法 |
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