JPH07138637A - 微細な亜粒界を有する鋳片および微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法 - Google Patents
微細な亜粒界を有する鋳片および微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法Info
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- JPH07138637A JPH07138637A JP28666893A JP28666893A JPH07138637A JP H07138637 A JPH07138637 A JP H07138637A JP 28666893 A JP28666893 A JP 28666893A JP 28666893 A JP28666893 A JP 28666893A JP H07138637 A JPH07138637 A JP H07138637A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 微細なγ組織を生成させて強度・靭性に優れ
た厚鋼板の製造法を提供する。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１７％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０４〜１．０
％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、更に必要に応じて
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜１．
０％、Ｎｉ：０．０２〜２．５％、Ｃｒ：０．０１〜
１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００５
〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、１４００℃以
上の温度域から５０〜１０００℃/minの冷速で１２００
℃以下に冷却することによって微細な亜粒界を生成せし
め、更にこの鋳片を直送圧延することによってγの微細
化を行い、厚鋼板の靭性を向上する。
た厚鋼板の製造法を提供する。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１７％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０４〜１．０
％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、更に必要に応じて
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜１．
０％、Ｎｉ：０．０２〜２．５％、Ｃｒ：０．０１〜
１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００５
〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、１４００℃以
上の温度域から５０〜１０００℃/minの冷速で１２００
℃以下に冷却することによって微細な亜粒界を生成せし
め、更にこの鋳片を直送圧延することによってγの微細
化を行い、厚鋼板の靭性を向上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は微細な亜粒界を有する鋳
片の製造法および材質特性の優れた厚鋼板の製造法に関
するものである。
片の製造法および材質特性の優れた厚鋼板の製造法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】靭性を阻害することなく高強度の厚鋼板
を得るためには、最終金属組織を微細にすることが有効
であることが知られている。このために凝固組織を微細
にすることが試みられている。これらの技術には特開平
２−１６５８５２号公報の凝固時電磁撹拌、特開平２−
２８０９４６号公報の機械撹拌等の溶鋼流動を利用した
凝固組織の微細化技術がある。しかし、これらの溶鋼流
動を伴う技術には、凝固時に気泡・介在物を巻き込む恐
れがあり、靭性の劣化要因を内包するものとなってい
た。
を得るためには、最終金属組織を微細にすることが有効
であることが知られている。このために凝固組織を微細
にすることが試みられている。これらの技術には特開平
２−１６５８５２号公報の凝固時電磁撹拌、特開平２−
２８０９４６号公報の機械撹拌等の溶鋼流動を利用した
凝固組織の微細化技術がある。しかし、これらの溶鋼流
動を伴う技術には、凝固時に気泡・介在物を巻き込む恐
れがあり、靭性の劣化要因を内包するものとなってい
た。
【０００３】一方、エネルギーコストの低減、生産性の
向上を意図して、鋼を鋳造後冷却することなくそのまま
圧延する直送圧延法が試みられており、このような技術
には、特開平１−２１２７２０号公報の鋳造後１４００
℃から５００℃までの平均冷速を２２．５℃/min以上に
限定したものや、特開昭６２−９９６８５号公報の圧延
温度・圧下率を限定したもの等がある。しかし、これら
の技術は粗大な凝固組織を圧延再結晶により微細化する
ことを前提としており、必然的に大圧下（圧下率４以
上）が必要であった。もし、凝固組織が微細であるなら
ば、軽圧下でも微細な金属組織が得られるのは自明であ
る。
向上を意図して、鋼を鋳造後冷却することなくそのまま
圧延する直送圧延法が試みられており、このような技術
には、特開平１−２１２７２０号公報の鋳造後１４００
℃から５００℃までの平均冷速を２２．５℃/min以上に
限定したものや、特開昭６２−９９６８５号公報の圧延
温度・圧下率を限定したもの等がある。しかし、これら
の技術は粗大な凝固組織を圧延再結晶により微細化する
ことを前提としており、必然的に大圧下（圧下率４以
上）が必要であった。もし、凝固組織が微細であるなら
ば、軽圧下でも微細な金属組織が得られるのは自明であ
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、溶鋼流動を
行うことなく、即ち内部に気泡や介在物等の欠陥を持つ
ことなく凝固組織を微細化する鋳片の製造法を提起し、
その鋼塊を直送圧延することによって金属組織を更に微
細化し、良好な材質特性を有する厚鋼板を製造する方法
を提起するものである。
行うことなく、即ち内部に気泡や介在物等の欠陥を持つ
ことなく凝固組織を微細化する鋳片の製造法を提起し、
その鋼塊を直送圧延することによって金属組織を更に微
細化し、良好な材質特性を有する厚鋼板を製造する方法
を提起するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は上記のような従
来法の欠点を排除し得る高靭性厚鋼板の製造法であり、
その要旨とするところは、重量％でＣ：０．０１〜０．
１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０
４〜１．０％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、更に必
要に応じてＮｂ：０．００２〜０．０５％、Ｃｕ：０．
０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０２〜２．５％、Ｃｒ：
０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：
０．００５〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、１
４００℃以上の温度から５０℃/min以上１０００℃/sec
以下の冷速で１２００℃以下に冷却して微細な亜粒界を
生成せしめる鋳片の製造法およびこの鋳片を冷片にする
ことなく熱間圧延を行うことを特徴とする厚鋼板の製造
法である。
来法の欠点を排除し得る高靭性厚鋼板の製造法であり、
その要旨とするところは、重量％でＣ：０．０１〜０．
１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０
４〜１．０％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、更に必
要に応じてＮｂ：０．００２〜０．０５％、Ｃｕ：０．
０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０２〜２．５％、Ｃｒ：
０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：
０．００５〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、１
４００℃以上の温度から５０℃/min以上１０００℃/sec
以下の冷速で１２００℃以下に冷却して微細な亜粒界を
生成せしめる鋳片の製造法およびこの鋳片を冷片にする
ことなく熱間圧延を行うことを特徴とする厚鋼板の製造
法である。
【０００６】
【作用】鋼の凝固過程において、（Ｌ）→（Ｌ＋δ）→
（δ）→（δ＋γ）→（γ）〔Ｃ：０．０９％以下〕，
（Ｌ）→（Ｌ＋δ）→（Ｌ＋δ＋γ）→（δ＋γ）→
（γ）〔Ｃ：０．０９〜０．１７％〕の変態が生じる。
最終的にはγ単相になるのであるが、γ単相になった時
点においてはγの粒内には多数の亜粒界が存在してい
る。この亜粒界はδ−γの変態により生成するものと考
えられるが、この亜粒界は冷却の過程で粒内の転位の再
配列により消失してしまい、圧延温度において再結晶の
核生成サイトとして利用すること、および変態温度にお
いて変態核生成サイトとして利用することが不可能であ
った。
（δ）→（δ＋γ）→（γ）〔Ｃ：０．０９％以下〕，
（Ｌ）→（Ｌ＋δ）→（Ｌ＋δ＋γ）→（δ＋γ）→
（γ）〔Ｃ：０．０９〜０．１７％〕の変態が生じる。
最終的にはγ単相になるのであるが、γ単相になった時
点においてはγの粒内には多数の亜粒界が存在してい
る。この亜粒界はδ−γの変態により生成するものと考
えられるが、この亜粒界は冷却の過程で粒内の転位の再
配列により消失してしまい、圧延温度において再結晶の
核生成サイトとして利用すること、および変態温度にお
いて変態核生成サイトとして利用することが不可能であ
った。
【０００７】本発明者らは、特願平４−１２６５１３号
においてＢを添加することにより亜粒界が安定化するこ
とを提案し、圧延時の再結晶の核生成サイトとして活用
することに成功した。更に検討を加えた結果、Ｔｉにつ
いても亜粒界安定化の効果があることが判った。以下に
本発明の限定理由について説明する。まず本発明におけ
る鋼材の成分の限定理由について述べる。Ｃは、鋼を強
化するのに有効な元素であり、０．０１％未満では充分
な強度が得られない。一方、その含有量が０．１７％を
超えると、凝固後にδ相が残存せず、本発明に必要なδ
−γ変態が生じない。
においてＢを添加することにより亜粒界が安定化するこ
とを提案し、圧延時の再結晶の核生成サイトとして活用
することに成功した。更に検討を加えた結果、Ｔｉにつ
いても亜粒界安定化の効果があることが判った。以下に
本発明の限定理由について説明する。まず本発明におけ
る鋼材の成分の限定理由について述べる。Ｃは、鋼を強
化するのに有効な元素であり、０．０１％未満では充分
な強度が得られない。一方、その含有量が０．１７％を
超えると、凝固後にδ相が残存せず、本発明に必要なδ
−γ変態が生じない。
【０００８】Ｓｉは脱酸元素として、又鋼の強化元素と
して有効であるが、０．０１％未満の含有量ではその効
果がない。一方、０．６％を超えると鋼の表面性状を損
なう。Ｍｎは鋼の強化に有効な元素であり、０．２％未
満では充分な効果が得られない。一方、その含有量が
２．０％を超えると鋼の加工性を劣化させる。Ａｌは脱
酸元素として添加される。０．００５％未満の含有量で
はその効果がなく、０．１％を超えると鋼の表面性状を
損なう。
して有効であるが、０．０１％未満の含有量ではその効
果がない。一方、０．６％を超えると鋼の表面性状を損
なう。Ｍｎは鋼の強化に有効な元素であり、０．２％未
満では充分な効果が得られない。一方、その含有量が
２．０％を超えると鋼の加工性を劣化させる。Ａｌは脱
酸元素として添加される。０．００５％未満の含有量で
はその効果がなく、０．１％を超えると鋼の表面性状を
損なう。
【０００９】ＴｉおよびＮは亜粒界安定化元素として添
加される。δ／γ変態直後のγ単相域において、固溶Ｔ
ｉはγ粒界（大傾角粒界）およびγ亜粒界上に偏析して
いる。この固溶ＴｉはＮと結合し、γ粒界およびγ亜粒
界の界面上に微細なＴｉＮを析出する。亜粒界上に析出
したＴｉＮはピニング効果により亜粒界界面の移動を妨
げ、亜粒界の消失を防止する。Ｔｉは０．０４％未満の
含有量ではその効果がなく、１．０％を超えると鋼の溶
接性を著しく損なう。Ｎは０．００３％未満の含有量で
はその効果がなく、０．０１５％を超えると鋼の溶接性
を著しく損なう。
加される。δ／γ変態直後のγ単相域において、固溶Ｔ
ｉはγ粒界（大傾角粒界）およびγ亜粒界上に偏析して
いる。この固溶ＴｉはＮと結合し、γ粒界およびγ亜粒
界の界面上に微細なＴｉＮを析出する。亜粒界上に析出
したＴｉＮはピニング効果により亜粒界界面の移動を妨
げ、亜粒界の消失を防止する。Ｔｉは０．０４％未満の
含有量ではその効果がなく、１．０％を超えると鋼の溶
接性を著しく損なう。Ｎは０．００３％未満の含有量で
はその効果がなく、０．０１５％を超えると鋼の溶接性
を著しく損なう。
【００１０】Ｎｂは、微量の添加で結晶粒の微細化と析
出硬化の面で有効に機能する。しかし余りに微量である
とその効果は現れず、又多量であると溶接部の靭性を劣
化してしまう。この観点から、Ｎｂ添加量の下限を０．
００２％、上限を０．０５％に定める。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏはいずれも鋼の焼入性を向上させる元素であ
り、これらの添加により鋼の強度を高めることができる
が、過度の添加は鋼の溶接性を損なう。本発明において
は、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０２〜２．
５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜
０．５％に限定する。各々、下限値未満では焼入性向上
効果がなくなり、上限値を超えると溶接性を著しく損な
う。Ｖは、析出硬化により鋼の強度を高めるのに有効で
あるが、過度の添加は鋼の靭性を損なうため、その上限
を０．１％とする。又、０．００５％未満ではその効果
が現れないため、下限を０．００５％とする。
出硬化の面で有効に機能する。しかし余りに微量である
とその効果は現れず、又多量であると溶接部の靭性を劣
化してしまう。この観点から、Ｎｂ添加量の下限を０．
００２％、上限を０．０５％に定める。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏはいずれも鋼の焼入性を向上させる元素であ
り、これらの添加により鋼の強度を高めることができる
が、過度の添加は鋼の溶接性を損なう。本発明において
は、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０２〜２．
５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜
０．５％に限定する。各々、下限値未満では焼入性向上
効果がなくなり、上限値を超えると溶接性を著しく損な
う。Ｖは、析出硬化により鋼の強度を高めるのに有効で
あるが、過度の添加は鋼の靭性を損なうため、その上限
を０．１％とする。又、０．００５％未満ではその効果
が現れないため、下限を０．００５％とする。
【００１１】次に本発明の製造条件の限定理由について
述べる。冷却開始温度を１４００℃以上と限定したの
は、１４００℃未満の温度から冷却を開始した場合に、
亜粒界の存在を保証できないからである。Ｔｉ，Ｎ添加
により亜粒界を安定化したとはいえ高温に長時間さらす
と、亜粒界は消失してしまう。同様の理由で、冷却速度
を５０℃/min以上と限定している。それ未満の冷却速度
では亜粒界の消失ないしは粗大化が生じるためである。
基本的には冷却速度は大きければ大きい程、γ亜粒界は
残存しやすく、又微細になる。しかし、１０００℃/sec
超の冷速で冷却すると凝固時にδ／γ変態が起こらずア
モルファスとなるためγ亜粒界は消失してしまう。この
ため、冷却速度の上限を１０００℃/secとする。
述べる。冷却開始温度を１４００℃以上と限定したの
は、１４００℃未満の温度から冷却を開始した場合に、
亜粒界の存在を保証できないからである。Ｔｉ，Ｎ添加
により亜粒界を安定化したとはいえ高温に長時間さらす
と、亜粒界は消失してしまう。同様の理由で、冷却速度
を５０℃/min以上と限定している。それ未満の冷却速度
では亜粒界の消失ないしは粗大化が生じるためである。
基本的には冷却速度は大きければ大きい程、γ亜粒界は
残存しやすく、又微細になる。しかし、１０００℃/sec
超の冷速で冷却すると凝固時にδ／γ変態が起こらずア
モルファスとなるためγ亜粒界は消失してしまう。この
ため、冷却速度の上限を１０００℃/secとする。
【００１２】一方、冷却停止温度を１２００℃以下とし
たのは、１２００℃以下の温度域では、５０℃/min以下
の冷速でも亜粒界の消失が起こらなくなるためである。
本発明においては直送圧延過程には特に指定を設けない
が、再結晶温度域の圧延でγ亜粒界は圧延再結晶の核生
成サイトとなり組織微細化に有効に働くため、再結晶温
度域での圧延が望ましい。更に本発明のγ亜粒界はγ／
α変態時のフェライト核生成サイトとしても機能するた
め、変態により一層の組織微細化が可能である。
たのは、１２００℃以下の温度域では、５０℃/min以下
の冷速でも亜粒界の消失が起こらなくなるためである。
本発明においては直送圧延過程には特に指定を設けない
が、再結晶温度域の圧延でγ亜粒界は圧延再結晶の核生
成サイトとなり組織微細化に有効に働くため、再結晶温
度域での圧延が望ましい。更に本発明のγ亜粒界はγ／
α変態時のフェライト核生成サイトとしても機能するた
め、変態により一層の組織微細化が可能である。
【００１３】
【実施例】表１に示す成分の鋼について、本発明法およ
び比較法を適用した場合のγ粒径を表２に示す。本発明
の適用により、γ粒径が微細化することは明らかであ
る。
び比較法を適用した場合のγ粒径を表２に示す。本発明
の適用により、γ粒径が微細化することは明らかであ
る。
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】
【発明の効果】本発明は、凝固時に生成するγ亜粒界を
成分・冷速の制御によって圧延温度域まで存続せしめ、
微細な亜粒界を有する鋳片を得る。更に鋳片の直送圧延
によって再結晶の核生成サイトとして機能させることに
よって微細なγ組織を生成せしめるので、この鋼塊を用
いれば強度・靭性に優れた厚鋼板を直送圧延で製造する
ことができる。
成分・冷速の制御によって圧延温度域まで存続せしめ、
微細な亜粒界を有する鋳片を得る。更に鋳片の直送圧延
によって再結晶の核生成サイトとして機能させることに
よって微細なγ組織を生成せしめるので、この鋼塊を用
いれば強度・靭性に優れた厚鋼板を直送圧延で製造する
ことができる。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１７％、 Ｓｉ：０．０１〜０．６％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．０４〜１．０％、 Ｎ ：０．００３〜０．０１５％、 残部：Ｆｅおよび不可避的不純物 からなる鋼を鋳造後、１４００℃以上の温度から５０℃
/min以上１０００℃/sec以下の冷速で１２００℃以下に
冷却することを特徴とする微細な亜粒界を有する鋳片の
製造法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．０５
％を含有することを特徴とする請求項１記載の微細な亜
粒界を有する鋳片の製造法。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃｕ：０．０１〜１．０％、 Ｎｉ：０．０２〜２．５％、 Ｃｒ：０．０１〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５％ の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項
１又は２記載の微細な亜粒界を有する鋳片の製造法。 - 【請求項４】 上記請求項１の鋼に更に重量％で、Ｖ：
０．００５〜０．１％を含有することを特徴とする請求
項１ないし３のいずれかに記載の微細な亜粒界を有する
鋳片の製造法。 - 【請求項５】 鋳片を冷片にすることなく熱間圧延を行
うことを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載
の微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28666893A JPH07138637A (ja) | 1993-11-16 | 1993-11-16 | 微細な亜粒界を有する鋳片および微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28666893A JPH07138637A (ja) | 1993-11-16 | 1993-11-16 | 微細な亜粒界を有する鋳片および微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07138637A true JPH07138637A (ja) | 1995-05-30 |
Family
ID=17707414
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28666893A Pending JPH07138637A (ja) | 1993-11-16 | 1993-11-16 | 微細な亜粒界を有する鋳片および微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07138637A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1085103A2 (fr) * | 1999-09-20 | 2001-03-21 | Usinor | Tôle d'acier laminé à chaud pour émaillage une ou deux faces |
| CN103602917A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-02-26 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 压水堆核岛用磁控连接件的制造方法 |
| CN103602916A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-02-26 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 压水堆核岛用磁控连接件的制造方法 |
| CN103643153A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-03-19 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 压水堆核岛用磁控连接件 |
| CN103725991A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-04-16 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 压水堆核岛用磁控连接件的制造方法 |
| CN103725979A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-04-16 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 压水堆核岛用磁控连接件的制造方法 |
| CN103725980A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-04-16 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 一种高性能磁控连接件 |
| CN103725978A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-04-16 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 一种制备压水堆核岛用磁控连接件的改进方法 |
| CN103725982A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-04-16 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 一种耐腐蚀高强度磁控连接件 |
| CN103725981A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-04-16 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 一种高性能磁控连接件的制备方法 |
-
1993
- 1993-11-16 JP JP28666893A patent/JPH07138637A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1085103A2 (fr) * | 1999-09-20 | 2001-03-21 | Usinor | Tôle d'acier laminé à chaud pour émaillage une ou deux faces |
| FR2798676A1 (fr) * | 1999-09-20 | 2001-03-23 | Lorraine Laminage | Tole d'acier lamine a chaud pour emaillage une ou deux faces |
| EP1085103A3 (fr) * | 1999-09-20 | 2001-05-09 | Usinor | Tôle d'acier laminé à chaud pour émaillage une ou deux faces |
| CN103602917A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-02-26 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 压水堆核岛用磁控连接件的制造方法 |
| CN103602916A (zh) * | 2013-10-26 | 2014-02-26 | 溧阳市浙大产学研服务中心有限公司 | 压水堆核岛用磁控连接件的制造方法 |
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