JP6868092B2 - 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
構造物を設計する際に高強度鋼を用いる場合、構造物の軽量化による経済的利益と共に、鋼板の厚さを薄くすることができるため、加工及び溶接作業の容易性を同時に確保することができる。
一般に、高強度鋼を極厚材で製造する際には、総圧下率の低下によって組織全体に十分な変形が行われないため、組織が粗大となる。また、強度確保のための急速冷却時に、厚い厚さのために表面部−中心部間において冷却速度の差が発生し、これによって、表面部にベイナイトなどの粗大な低温変態相が生成されて靭性の確保が困難となる。
特に、高強度鋼極厚材を船舶などの主要構造物に適用する際に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の保証を求める事例が増加しつつある。
しかし、上述のように、高強度鋼を極厚材で製造する際に粗大な低温変態相が生成される場合、脆性亀裂伝播抵抗性が非常に低下するという現象が発生するため、極厚高強度鋼材の脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることが非常に困難となる。
また、高強度鋼極厚材を製造する際には、靭性を向上させるために非常に低い温度で仕上げ圧延を行うため、粗圧延完了後から仕上げ圧延前まで高温で長時間、空冷状態で待機しなければならない。これにより、粒度が粗大となり、且つ生産性が低下するという問題が発生する。
上記表面部の粒度を微細化する従来技術としては、仕上げ圧延時に表面冷却を適用するか、圧延時に曲げ応力を付与することで粒度を調節する技術などが知られている。
しかし、上述の従来技術は、表面部組織の微細化には寄与するが、残りの組織の粗大化による衝撃靭性の低下は解決することができないため、脆性亀裂伝播抵抗性に対する根本的な対策にならない。また、技術自体も、一般的な量産体制に適用するには生産性の大きな低下が予想され、且つ粗圧延と仕上げ圧延の間の長時間の空冷待機による生産性の低下は防止することができないという問題がある。
また、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、靭性向上に寄与するNiなどの元素を多量に添加する技術が知られている。
しかし、Niなどの元素を多量に添加する場合、脆性亀裂伝播抵抗性は向上させることができるが、高価な元素であるため、製造コストの観点から商業的に適用することが困難な状況である。
前記再加熱されたスラブを1150〜900℃の温度で粗圧延する段階と、
前記粗圧延されたバー(Bar)を、冷却手段を活用して冷却する段階と、
前記冷却されたバーを、表面を基準にAc3温度以上に復熱させる段階と、
前記復熱されたバーを、1/4tを基準にAr3以上の温度で仕上げ圧延する段階と、
仕上げ圧延後、3℃/s以上の冷却速度で600℃以下の温度に冷却する段階と、を含み、
前記バーの冷却は、バーの表面部はAc3未満の温度を有し、1/4t(ここで、tはバーの厚さ)領域は仕上げ圧延開始温度よりも50℃以上高い温度を有するように行われることを特徴とする。
本発明による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材は、質量%で、C:0.03〜0.09%、Mn:1.4〜2.2%、Ni:0.2〜0.9%、Nb:0.005〜0.05%、Ti:0.005〜0.04%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.05〜0.5%、Al:0.01〜0.05%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残りがFe及びその他の不可避不純物からなり、表面部は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、厚さ1/2t〜1/4t(ここで、t:鋼材の厚さ)部分は、50体積%以上の針状フェライト及び50体積%以下のベイナイトからなり、鋼材の全厚さにおいてベイナイト(bainite)単相組織を有する領域の分率が20%以下である。
C:0.03〜0.09%(以下、各成分の含量は質量%を意味する)
Cは、本発明において基本的な強度を確保する上で最も重要な元素であるため、適切な範囲内で鋼中に含有される必要がある。しかし、C含量が0.09%を超えると、溶接熱影響部に大量の島状マルテンサイト及び低温変態相の生成が促進されるため、靭性が低下する。C含量が0.03%以下になると、強度の低下を招くため、C含量は0.03〜0.09%に限定する。上記C含量は、好ましくは0.04〜0.09%に限定し、より好ましくは0.05〜0.08%に限定することができる。
Mnは、固溶強化によって強度を向上させ、且つ低温変態相が生成されるように硬化能を向上させる有用な元素であって、500MPa以上の降伏強度を満足させるためには1.4%以上添加される必要がある。しかし、2.2%を超えた添加は、過度な硬化能の増加により上部ベイナイト(Upper bainite)及びマルテンサイトの生成を促進し、衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を大きく低下させる。したがって、Mn含量は1.4〜2.2%に限定する。上記Mnの含量は、好ましくは1.5〜2.1%に限定し、より好ましくは1.6〜2.0%に限定する。
Niは、低温で転位の交差すべり(Cross slip)を容易に形成して衝撃靭性及び硬化能を向上させ、強度を向上させる重要な元素であって、500MPa以上の降伏強度を有する高強度鋼における衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためには0.2%以上添加されることが好ましい。しかし、Niが0.9%を超えて添加されると、硬化能を過度に上昇させて低温変態相が生成されて靭性を低下させ、且つ製造コストを上昇させるという問題がある。したがって、Ni含量の上限は0.9%に限定することが好ましい。上記Niの含量は、好ましくは0.3〜0.9%に限定し、より好ましくは0.4〜0.8%に限定する。
Nbは、硬化能を向上させ、且つNbC又はNbCNの形態で析出して母材の強度を向上させる。また、高温での再加熱時に固溶されたNbは、圧延時にNbCの形態で非常に微細に析出し、オーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化させるという効果がある。したがって、このような添加効果を得るために、Nbは0.005%以上添加されることが好ましい。しかし、過剰に投入される場合には、鋼材の端に脆性クラックを生じさせる可能性があるため、Nb含量の上限は0.05%に制限する。上記Nbの含量は、好ましくは0.01〜0.04%に限定し、より好ましくは0.015〜0.03%に限定する。
Tiは、再加熱時にTiNとして析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、低温靭性を大きく向上させる元素であって、効果的なTiNの析出のために、Tiは0.005%以上添加されなければならない。しかし、 Tiが0.04%を超えて過剰に添加される場合には、連続鋳造ノズルの目詰まりや中心部の粗大なTiNの晶出あるいは粗大な(TiNb)、(C,N)の析出によって靭性の低下を招くという問題点がある。したがって、Ti含量は0.005〜0.04%に限定する。上記Tiの含量は、好ましくは0.01〜0.03%に限定し、より好ましくは0.012〜0.025%に限定する。
Cuは、硬化能を向上させ、固溶強化を起こして鋼材の強度を向上させ、且つ焼戻し(tempering)の適用時にイプシロンCu析出物の生成を通じて降伏強度を高める主要な元素であって、このような添加効果を得るためには、Cuは0.1%以上添加されることが好ましい。しかし、多量に添加する場合、製鋼工程で高温脆性(hot shortness)によるスラブの亀裂を発生させることがあるため、上記Cu含量の上限は0.5%に制限することが好ましい。上記Cuの含量は、好ましくは0.1〜0.4%に限定し、より好ましくは0.2〜0.4%に限定する。
Si、Alは、製鋼及び連続鋳造工程時に溶鋼中の溶存酸素をスラグの形態で析出させて脱酸作業を行うのに必須の合金元素であって、転炉を用いて鋼材を製造する際には、Siは0.05%以上、Alは0.01%以上含有されることが必須である。しかし、多量に添加される場合、粗大なSi、Al複合酸化物が生成されるか、微細組織中に粗大な島状マルテンサイトが多量に生成されることがあるため、Siは0.5%以下、Alは0.05%以下添加することが好ましい。
P、Sは、結晶粒界に脆性を引き起こすか、粗大な介在物を形成させて脆性を引き起こす元素であって、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためには、P:100ppm以下及びS:40ppm以下に制限することが好ましい。
本発明における鋼材の表面部の微細組織は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、鋼材の中心部から1/4t部分[厚さ1/2t〜1/4t(ここで、t:鋼材の厚さ)部分]の微細組織は、50体積%以上の針状フェライト及び50体積%以下のベイナイトからなる。
上記鋼材の表面部は、例えば、表面直下から表面〜10mmの領域までと定義することができる。
例えば、鋼材の表面部の微細組織は、表面直下2mm部の場合、70〜90体積%のポリゴナルフェライトと10〜30体積%のベイナイトを含み、表面直下10mm部の場合、20〜30体積%のポリゴナルフェライトと70〜80体積%のベイナイトを含む混合相からなることが好ましい。
上記鋼材の全厚さにおいてベイナイト(bainite)単相組織を有する領域の分率は20%以下である。
上記表面部の逆変態によるオーステナイトの微細化によって空冷フェライト変態温度が上昇する。これにより、仕上げ圧延後の冷却工程前に、微細なオーステナイトの少なくとも一部はフェライトに変態し、フェライトに変態しないオーステナイトは、冷却によってベイナイトに変態する。
したがって、鋼材の表面部の微細組織は、フェライトとベイナイトの混合相を有する。
このように、鋼材の表面部の微細組織がフェライトとベイナイトの混合相からなるようにすることで、鋼材の全厚さにおいてベイナイト(bainite)単相組織を有する領域の分率を20%以下とすることができる。
鋼材の全厚さにおいてベイナイト(bainite)単相組織を有する領域の分率が20%を超える場合には、脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均20マイクロメートル以下である。
高傾角境界を有する粒度が平均20マイクロメートルを超える場合には、脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる可能性がある。
上記鋼材は、好ましくは、降伏強度が500MPa以上である。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の衝撃遷移温度が−40℃以下である。
上記鋼材は、好ましくは、50mm以上の厚さを有する。
本発明の鋼材の製造方法は、スラブ再加熱−粗圧延−バー(Bar)冷却−復熱−仕上げ圧延−冷却の工程を含む。
スラブ再加熱温度:1150〜1000℃
スラブを粗圧延する前に、スラブを1150〜1000℃の温度で加熱する。
上記スラブ加熱温度は、1000℃以上とすることが好ましいが、これは、鋳造中に形成されたTi及び/又はNbの炭窒化物を固溶させるためである。
Ti及び/又はNbの炭窒化物を十分に固溶させるためには、1050℃以上の温度で加熱することがより好ましい。但し、過度に高い温度でスラブを再加熱する場合には、オーステナイトが粗大化する恐れがあるため、上記スラブの再加熱温度は1150℃以下であることが好ましい。
再加熱されたスラブはその形状の調整のために、加熱後に粗圧延を行う。
粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度(Tnr)以上とする。圧延によって、鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織が破壊されると共に、粗大なオーステナイトの再結晶を通じて粒度を小さくするという効果も得ることができる。
このような効果を得るために、粗圧延温度は1150〜900℃に限定することが好ましい。
十分な再結晶を生じさせて組織を微細化するために、粗圧延時の総累積圧下率は40%以上であることが好ましい。
粗圧延が終わったバー(Bar)を、冷却手段を用いて仕上げ圧延温度以上まで急速に冷却する。冷却によって、バーの表面部には微細な組織が生成される。例えば、冷却によって、バーの表面部にはベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などが生成される。
冷却終了温度は、1/4tを基準に仕上げ圧延開始温度よりも50℃以上の温度とすることが好ましく、冷却速度は、1/4tを基準に0.5℃/s(秒)以上となることが好ましい。
上記冷却終了温度が仕上げ圧延開始温度よりも50℃未満の温度の場合には、表面部の復熱が十分に起こらず、冷却時に表面部に生成された微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などが再びオーステナイトに変態せず、靭性が低下する恐れがある。したがって、上記冷却終了温度は、仕上げ圧延開始温度よりも50℃以上の温度に限定することが好ましい。
一方、上記冷却終了温度が仕上げ圧延開始温度よりも100℃を超える場合には、復熱後の温度が高いためにオーステナイトが成長して粒度が大きくなったり、復熱完了後に大きい温度差のために仕上げ圧延まで長時間待機しなければならず、生産性が低下する恐れがある。したがって、上記冷却終了温度は、仕上げ圧延開始温度よりも100℃以下の温度に限定することが好ましい。
上述のように、バーを冷却することにより、空冷中に再結晶されたオーステナイト組織が粗大化することを防止し、最終微細組織を微細にするという効果を得ることができる。
また、仕上げ圧延前まで長時間の空冷待機が発生することを防止することで、生産性が向上するという効果を得ることができる。
粗圧延後、冷却手段によって冷却されたバーを一定時間の間空冷させて、過度に冷却された表面部の温度を復熱させる。バーの冷却時に表面部に生成された微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などを再びオーステナイトに変態させるために、すなわち、逆変態させるために、復熱時の表面部の温度がAc3温度以上となるまで復熱させることが好ましい。復熱時のより好ましい表面部の温度はAc3℃〜Ac3+100℃であり、さらに好ましい表面部の温度はAc3+20℃〜Ac3+70℃である。
上記バーの表面部は、例えば、表面直下から表面〜10mmの領域までと定義することができる。
上述のように復熱することによって、上記冷却時に生成されたバーの表面部の微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などがオーステナイトに逆変態し、表面部に微細なオーステナイトが生成される。これにより、空冷フェライト変態温度が上昇して、鋼材におけるベイナイト単相組織の生成を低減させるという効果を得ることができる。
上記微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などから逆変態したオーステナイトの粒度は、例えば、50マイクロメートル(μm)以下である。
粗圧延されたバーを、未再結晶領域で仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延終了温度は、フェライト生成温度(Ar3)以上とする。Ar3未満の温度で圧延を行う場合、厚さ方向における微細組織全体に空冷フェライトが多量に生成され、500MPa以上の降伏強度を確保することが困難となる可能性がある。
仕上げ圧延後の冷却条件:3℃/s以上の冷却速度で600℃以下に冷却して終了
上記表面部の逆変態によるオーステナイトの微細化によって、空冷フェライト変態温度が上昇する。これにより、仕上げ圧延後の冷却工程前に、微細なオーステナイトの少なくとも一部はフェライトに変態し、フェライトに変態しないオーステナイトは、冷却によってベイナイトに変態する。
したがって、鋼材の表面部の微細組織は、フェライトとベイナイトの混合相を有する。
上記仕上げ圧延された鋼材を3℃/s以上の冷却速度で600℃以下に冷却する。
仕上げ圧延後の冷却時に、冷却速度が3℃/sよりも低くなったり、600℃よりも高い温度で冷却が終了すると、微細組織が適切に形成されず、降伏強度が500MPa未満となる可能性がある。
上記鋼材は、好ましくは、50mm以上の厚さを有する。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均20マイクロメートル以下である。
上記鋼材は、好ましくは、降伏強度が500MPa以上である。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の衝撃遷移温度が−40℃以下である。
特に、本発明では、粗圧延されたバー(Bar)を、冷却手段を用いて冷却するため、空冷待機時間を短縮し、オーステナイトが成長することを防止することにより、生産性を向上させることができる。また、鋼材の中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度を平均20マイクロメートル以下に維持することができる。
上述のように、鋼の組成を制御すると共に製造工程、特に粗圧延後の仕上げ圧延工程前に適切な条件で冷却及び復熱工程を行うことにより、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度極厚鋼材を高い生産性で提供することができる。
(実施例)
表1の組成を有する厚さ400mmの鋼スラブを1070℃の温度で再加熱した後、1025℃の温度で粗圧延を行ってバーを製造した。粗圧延時の累積圧下率は50%と同一に適用した。
上記粗圧延されたバーの厚さは200mmであり、上記粗圧延後にバーの冷却を行い、その後に復熱を行った。表2の表面復熱温度は、バーを冷却した後のバーの厚さを考慮して、1/4tと1/2tの温度差が20℃未満となる時点で測定した表面温度測定値である。上記バーの冷却は、バーの表面部はAc3未満の温度を有し、1/4t(ここで、tはバーの厚さ)領域は、仕上げ圧延開始温度よりも50℃以上高い温度を有するように行われた。このとき、バーの冷却時に冷却速度は1〜5℃/secであった。
復熱が完了した時点で直ちに仕上げ圧延を行い、表2の厚さを有する鋼板を得て、その後に3.5〜5℃/secの冷却速度で500〜300℃の範囲の温度まで冷却した。
また、ESSO試験を用いて、鋼材に対するCAT(Crack Arrest Test)評価を−10℃で行い、クラック伝播(Propagate)/停止(Arrest)の有無を表3に示した。
表3における中心部の粒度は、EBSD方法を用いて測定され、測定結果を活用して15度以上の高傾角境界を有する粒度を計算して測定された値である。
比較例1及び2は、Ac3温度以下に復熱されたため、冷却時に生成されたベイナイトなどから再びオーステナイトに100%変態が起こらず、一部の変態のみが起こり、復熱後に逆変態したオーステナイトの粒度測定が不可能であった。
比較鋼3及び4は、本発明で提示するバーの冷却を適用しないことにより、微細組織の分率は本発明で提示した範囲に含まれているにも関わらず、中心部の微細組織が粗圧延後の空冷中に粗大化して、中心部の平均粒度が20マイクロ以上となる。これにより、中心部の衝撃遷移温度が−40℃以上となり、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−10℃で測定されたCATより分かる。
比較例6は、本発明で提示するMnの上限よりも高い値を有することにより、過度な硬化能のために多量のベイナイト組織が生成された。これにより、中心部の衝撃遷移温度が−40℃以上となり、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−10℃で測定されたCATより分かる。
比較例7は、本発明で提示するC、Mnの下限よりも低い値を有することにより、硬化能が不十分で、多量のポリゴナルフェライト及びパーライト組織が生成された。これにより、降伏強度が500MPa以下であることが分かる。
比較例9は、本発明で提示するTi、Nbの上限よりも高い値を有することにより、過度な硬化能のために多量のベイナイト組織が生成され、粗大なTiNあるいは(TiNb)、(C,N)が析出し、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−10℃で測定されたCATより分かる。
これに対し、本発明で提示した成分範囲を満たし、且つ粗圧延後にバーの冷却を行い、その後にAc3温度よりも高い温度で表面部を復熱させた発明例1〜5は、中心部の粒度が20マイクロ以下と微細であり、鋼材の全厚さ領域に対してベイナイト単相域が20%以下であり、表面部の中心部から1/4t部の微細組織が50%以上の針状フェライト及び50%以下のベイナイトで構成されたことが分かる。これにより、発明例1〜5は、降伏強度が500MPa以上、中心部の衝撃遷移温度が−40℃以下となり、クラックが停止せずに伝播したことが、−10℃で測定されたCATより分かる。
Claims (12)
- 質量%で、C:0.03〜0.09%、Mn:1.4〜2.2%、Ni:0.2〜0.9%、Nb:0.005〜0.05%、Ti:0.005〜0.04%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.05〜0.5%、Al:0.01〜0.05%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残りがFe及びその他の不可避不純物からなり、
表面部は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、
厚さ1/2t〜1/4t(ここで、t:鋼材の厚さ)部分は、50体積%以上の針状フェライト及び50体積%以下のベイナイトからなり、
中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均20マイクロメートル以下であり、
鋼材の組織全体においてベイナイト(bainite)単相組織を有する領域の分率が20%以下であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材。 - 前記鋼材の降伏強度が500MPa以上であることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材。
- 前記鋼材の中心の衝撃遷移温度が−40℃以下であることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材。
- 前記鋼材の厚さが50mm以上であることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材。
- 質量%で、C:0.03〜0.09%、Mn:1.4〜2.2%、Ni:0.2〜0.9%、Nb:0.005〜0.05%、Ti:0.005〜0.04%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.05〜0.5%、Al:0.01〜0.05%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残りがFe及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを1150〜1000℃の温度で再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを1150〜900℃の温度で粗圧延する段階と、
前記粗圧延されたバー(Bar)を、冷却手段を活用して冷却する段階と、
前記冷却されたバーを、表面を基準にAc3温度以上に復熱させる段階と、
前記復熱されたバーを、1/4tを基準にAr3以上の温度で仕上げ圧延する段階と、
仕上げ圧延後、3℃/s以上の冷却速度で600℃以下の温度に冷却する段階と、を含み、
前記バーの冷却は、バーの表面部はAc3未満の温度を有し、1/4t(ここで、tはバーの厚さ)領域は仕上げ圧延開始温度よりも50℃以上高い温度を有するように行われ、
前記バーの表面部は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、厚さ1/2t〜1/4t(ここで、t:鋼材の厚さ)部分は、50体積%以上の針状フェライト及び50体積%以下のベイナイトからなり、中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均20マイクロメートル以下であり、鋼材の組織全体においてベイナイト(bainite)単相組織を有する領域の分率が20%以下であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材の製造方法。 - 前記鋼材の厚さが50mm以上であることを特徴とする請求項5に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材の製造方法。
- 前記復熱させる段階において、復熱されたバーの表面温度がAc3+20℃〜Ac3+70℃であることを特徴とする請求項5に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材の製造方法。
- 前記バーを冷却する段階において、バーの表面部にベイナイト相(phase)、針状フェライト相又はこれらの混合相が生成されることを特徴とする請求項5に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材の製造方法。
- 冷却されたバーを復熱させる段階において、表面部のベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相がオーステナイトに逆変態することを特徴とする請求項8に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材の製造方法。
- 前記逆変態したオーステナイトの粒度は、50マイクロメートル(μm)以下であることを特徴とする請求項9に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延されたバーの冷却時に、冷却速度は1/4tを基準に1〜10℃/s(秒)であることを特徴とする請求項5に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延されたバーの冷却時に、冷却速度は1/4tを基準に2〜5℃/s(秒)であることを特徴とする請求項5に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材の製造方法。
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