WO2019039339A1 - Ｎｉ含有鋼板の製造方法 - Google Patents

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晃人 田畑
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present disclosure relates to a method of manufacturing a Ni-containing steel sheet.
  • High-Ni steel sheets are relatively inexpensive, and improve the toughness of the matrix by the addition of Ni, refine the structure by heat treatment, and maintain retained austenite (hereinafter sometimes referred to as “residue ⁇ ”) that is stable even under extremely low temperature conditions It is known that it has excellent low temperature toughness due to effects such as improvement of toughness by its presence.
  • steel sheets with a Ni content of about 9% by mass (9% Ni steel) have been used as tanks for LNG storage in 1963 and have been used as tank materials in many ways, and will be used in the future An increase in use is also expected.
  • the low temperature toughness is greatly improved by the presence of the residual ⁇ .
  • residual ⁇ may cause a deformation induced transformation in martensite.
  • the amount of residual ⁇ may decrease and the low temperature toughness may deteriorate.
  • Patent Document 1 discloses a method of manufacturing a steel sheet of Ni-containing steel having sufficient low temperature toughness even if it is an extremely thick material having a thickness of more than 40 mm.
  • a Ni-containing steel material a steel containing C, Ni and Mn in a predetermined range and suppressing P and S in impurities as extremely low as 0.001 weight (mass)% or less is used. use. Then, after hot rolling this steel, it is subjected to twice hardening and tempering treatment under specific conditions. Low temperature toughness is improved by this.
  • the embodiment of the present invention is made in view of such a situation, and the purpose thereof is Ni, which is excellent in low temperature toughness after application of plastic strain even when P content exceeds 0.001 mass%.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a steel sheet containing the same.
  • Aspect 1 of the embodiment of the present invention is C: 0.040% by mass or more and 0.060% by mass or less, Si: 0.10% by mass or more and 0.30% by mass or less, Mn: 0.50% by mass or more and 0.70% by mass or less, P: 0.0010% by mass or more and 0.0025% by mass or less, S: 0.0010% by mass or less, Ni: 9.10% by mass or more and 9.40% by mass or less, After hot rolling a steel containing Al: 0.020% by mass or more and 0.050% by mass or less, and N: 0.0050% by mass or less, the balance being Fe and unavoidable impurities, Quenching process to quench from the quenching temperature of 800 ° C or more and 820 ° C or less, An intermediate heat treatment step of cooling at an average cooling rate of 5 ° C./sec or more to a cooling end temperature of 200 ° C.
  • Aspect 2 of the embodiment of the present invention is The above steel is the manufacturing method according to the aspect 1, which is any one or more of the following (a) to (d).
  • (d) the content of the above-mentioned Al is 0.020 mass% or more and 0.045 mass% or less
  • Aspect 3 of the embodiment of the present invention is The above-mentioned steel further contains Cu: 0.01% by mass or more and 0.20% by mass or less, Cr: 0.01% by mass or more and 0.20% by mass or less, Mo: 0.01% by mass or more and 0.20% by mass or less V: not more than 0.1% by mass, Nb: not more than 0.1% by mass, Ti: not more than 0.1% by mass, and B: not more than 0.005% by mass Manufacturing method.
  • FIG. 1 is a view showing the relationship between a parameter H and a brittle fracture rate after application of plastic strain in the embodiment of the present invention.
  • the P content is 0.001 by controlling the parameter H defined by the heating temperature and holding time at the time of the intermediate heat treatment, and the heating temperature and holding time at the tempering in a predetermined range. It has been found that a steel plate excellent in low temperature toughness (hereinafter sometimes referred to as "strain aging characteristics") after plastic deformation can be produced even when the content is more than% by mass.
  • FIG. 1 is a view showing the relationship between a parameter H and a brittle fracture surface ratio after plastic deformation, which is an index of strain aging characteristics.
  • the inventor set the parameter H to 1.73 ⁇ 10 ⁇ 6 or more and 1.96 ⁇ 10 ⁇ 6 or less, so that the brittle fracture ratio after applying plastic strain is 5% or less. It has been found that it is possible to produce a steel plate excellent in strain aging characteristics.
  • the diffusion of C and Ni in the metal structure by controlling the parameter H (that is, controlling the heating temperature and holding time during intermediate heat treatment, and the heating temperature and holding time during tempering) Control. Specifically, increasing parameter H promotes C and Ni diffusion during intermediate heat treatment and tempering, and decreasing parameter H suppresses C and Ni diffusion during intermediate heat treatment and tempering.
  • the parameter H is controlled to a predetermined range to control the diffusion of C and Ni during intermediate heat treatment and tempering, and as a result, control the concentration of C and Ni to residual ⁇ .
  • Chemical Component Composition The chemical component composition of the steel plate manufactured in the embodiment of the present invention will be described below. In the following description, basic elements C, Si, Mn, P, S, Ni, Al, and N will be described first, and elements that may be selectively added will be described.
  • C 0.040% by mass or more and 0.060% by mass or less
  • C is an element that increases the strength of the steel sheet, and in order to secure a desired high strength, the content of 0.040% by mass or more is required.
  • the content exceeds 0.060% by mass, the low temperature toughness is lowered. Therefore, the C content is set to 0.040% by mass or more and 0.060% by mass or less.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.045% by mass to further contribute to the increase in strength.
  • Si acts as a deoxidizer and is an element that improves the strength of the steel, and in order to obtain such an effect, the content of 0.10% by mass or more is required.
  • the Si content is 0.10 mass% or more and 0.30 mass% or less.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.15% by mass in order to further contribute to the increase in strength.
  • Mn 0.50 mass% or more and 0.70 mass% or less
  • Mn needs addition of 0.50 mass% or more in order to contribute strength increase.
  • the Mn content is set to 0.50% by mass or more and 0.70% by mass or less.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.60% by mass to further contribute to the increase in strength.
  • P and S are both elements that reduce toughness, so it is desirable to reduce as much as possible, but it is acceptable in the range of 0.0025 mass% or less and 0.0010 mass% or less (not including 0 mass%), respectively.
  • P from an economical point of view, 0.0010 mass% or more and 0.0025 mass% or less is added. More preferably, it is 0.0015% by mass or more and 0.0025% by mass or less in consideration of the economy.
  • Ni 9.10 to 9.40% by Mass
  • Ni is an essential element in the embodiment of the present invention, and has an effect of giving high toughness to a steel sheet at low temperature, but the effect is poor when it is less than 9.10% by mass.
  • the Ni content is 9.10% by mass or more and 9.40% by mass or less.
  • Al 0.020% by mass or more and 0.050% by mass or less
  • Al requires addition of at least 0.0020% by mass as a deoxidizer, but addition exceeding 0.050% by mass results in a decrease in cleanliness. Therefore, the Al content is set to 0.020% by mass or more and 0.050% by mass or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.045% by mass to further improve the cleanliness.
  • N 0.0050 mass% or less
  • the balance is iron and unavoidable impurities.
  • an unavoidable impurity mixing of the trace element (for example, As, Sb, Sn etc.) carried in by the conditions of a raw material, a material, a manufacturing facility, etc. is accept
  • P and S generally, the smaller the content, the better. Therefore, although it is an unavoidable impurity, there are elements which are separately specified as described above for the composition range. For this reason, in the present specification, the term "unavoidable impurities" constituting the remainder is a concept excluding an element whose composition range is separately specified.
  • any other element may be further included.
  • Other elements that can be selectively contained as such are exemplified below.
  • Cu 0.01 mass% or more and 0.20 mass% or less, Cr: 0.01 mass% or more and 0.20 mass% or less, Mo: 0.01 mass% or more and 0.20 mass% or less, V: 0. 1% by mass or less, Nb: 0.1% by mass or less, Ti: 0.1% by mass or less and B: at least one of 0.005% by mass or less]
  • Cu, Cr, Mo, V, Nb, Ti and B are elements contributing to strength improvement, and may be selected and contained one or more as needed. In order to contribute to strength improvement, it is preferable to add 0.01% by mass or more of Cu, 0.01% by mass or more of Cr, and 0.01% by mass or more of Mo.
  • the inventors of the present invention quench the rolled material having a predetermined chemical composition from a predetermined hardening temperature, and control the heating time and the holding time strictly so that the parameter H described later becomes a predetermined range. It has been found that by tempering, it is possible to produce a steel sheet having excellent strain aging characteristics even when the P content exceeds 0.001% by mass. The details will be described below.
  • a steelmaking raw material satisfying the requirements of the above-mentioned chemical component composition be melted in a conventional melting furnace such as a converter and made into a slab (raw steel) by a continuous casting method by a conventional method.
  • the resulting material steel is heated to a temperature at which it can be hot-rolled by a conventional method, and then hot-rolled (AR: As-Roll) to give a steel plate of a desired thickness (for example, 32 mm).
  • quenching process (quenching temperature: 800 ° C. or more and 820 ° C. or less)] Subsequently, in order to obtain a uniform martensitic structure, quenching is performed after reheating to a quenching temperature of 800 ° C. or more and 820 ° C. or less.
  • the quenching is preferably performed at an average cooling rate of 5 ° C./sec or more until the cooling end temperature of 200 ° C. or less.
  • the quenching is performed by, for example, water cooling.
  • the average cooling rate is 5 ° C./sec or more until the cooling end temperature is sufficiently 200 ° C. or less.
  • the quenching temperature exceeds 820 ° C.
  • the austenite grains are coarsened by recrystallization, and as a result, the low temperature toughness of the steel sheet may be deteriorated.
  • the quenching temperature is less than 800 ° C., the quenching becomes insufficient, which causes deterioration of the strain aging characteristics, and the strength of the steel plate may be insufficient.
  • Cooling is performed by, for example, water cooling.
  • the average cooling rate is 5 ° C./sec or more until the cooling end temperature is sufficiently 200 ° C. or less.
  • the uniform martensitic structure obtained by the quenching process described above transforms to a ferrite structure and an austenite structure when heated to the heating temperature of the two-phase region.
  • C and Ni diffuse to the austenite structure through the heat-retaining step, and as a result, C and Ni concentrate in the austenite structure.
  • the austenite structure is transformed into a martensitic structure by quenching, and a mixed structure of a clean ferrite structure and a martensitic structure enriched in C and Ni is generated.
  • the intermediate heat treatment temperature is less than 690 ° C., the amount of austenite generated in the tempering step of the next step is insufficient, resulting in deterioration of the strain aging characteristics.
  • the intermediate heat treatment temperature exceeds 710 ° C., a single phase region temperature range is reached, and a ferrite structure is not generated, so that an austenite structure in which C and Ni are concentrated can not be obtained.
  • austenite is not generated in the tempering step of the next step, which leads to deterioration of strain aging characteristics.
  • the cooling completion temperature is higher than 200 ° C. or the average cooling rate is lower than 5 ° C./sec, a martensitic structure can not be obtained.
  • Tempeering step (tempering temperature: 570 ° C. or more and 600 ° C. or less)] Subsequently, reheating is performed to a tempering temperature of 570 ° C. or more and 600 ° C. or less, and a tempering treatment of holding the temperature for a predetermined time after reaching the temperature is performed.
  • the cooling method is not particularly limited, for example, air cooling or the like is preferable.
  • the final metallographic structure after the tempering process includes a ferrite structure, a martensitic structure and a residual ⁇ structure.
  • C and Ni are further concentrated in the austenite structure which has been heated to the tempering temperature and reversely transformed through heating and holding.
  • the residual ⁇ obtained in the embodiment of the present invention is enriched in C and Ni.
  • strain aging characteristics are improved. If the tempering temperature is less than 570 ° C., the amount of residual ⁇ in the steel sheet obtained is small, which leads to deterioration of the strain aging characteristics.
  • the tempering temperature exceeds 600 ° C.
  • both the size and the amount of residual ⁇ increase, resulting in deterioration of the strain aging characteristics.
  • the tempering temperature exceeding 600 ° C. is not preferable.
  • the parameter H represented by the following formula (1) is set to 1.73 ⁇ 10 ⁇ 6 or more and 1.96 ⁇ in the above-described intermediate heat treatment step and the tempering step in order to improve the strain aging characteristics. It shall be 10 -6 or less.
  • Element diffusion is basically roughly proportional to the square root of the product of diffusion coefficient and time. Therefore, the square root of this product was determined for each element of C and Ni, and the equation for adding them was defined as parameter H. Also, when the square root of the product of diffusion coefficient and time was determined for each element of C and Ni, the parameter H was defined so as to consider each heat treatment of intermediate heat treatment and tempering.
  • the parameter H thus defined is an index representing the degree of C and Ni diffusion during intermediate heat treatment and tempering. If the parameter H is less than 1.73 ⁇ 10 ⁇ 6 , the diffusion of C and Ni into the austenitic structure is insufficient during the intermediate heat treatment, and the residual ⁇ amount in the steel sheet is insufficient, so that the strain aging characteristics are degraded. On the other hand, when the parameter H exceeds 1.96 ⁇ 10 ⁇ 6 , C and Ni excessively diffuse into the austenite structure, and the amount of residual ⁇ decreases, so that the strain aging characteristics are degraded.
  • test steel plate was manufactured by melting steel of the chemical composition shown in Table 1, hot rolling the cast steel and subjecting the obtained steel piece to the heat treatment shown in Table 2 .
  • the thickness of the manufactured steel plates was all 32 mm.
  • the sample was extract
  • Sample No. 1 to 5 and 15 are samples manufactured by a manufacturing method satisfying the requirements of the embodiment of the present invention, and all three test pieces have a brittle fracture surface ratio of 5% or less and excellent strain aging characteristics. . Sample No. All of 1 to 5 and 15 were excellent in yield strength and tensile strength, and high in strength.
  • sample no. 6 to 14 are samples manufactured by a manufacturing method not satisfying the requirements of the embodiment of the present invention, and the brittle fracture rate of at least one of the three test specimens exceeds 5%. , The strain aging characteristics were inferior.
  • Sample No. No. 6 was inferior in strain aging characteristics because the tempering temperature and the parameter H were low.
  • Sample No. 7 to 9 were inferior in strain aging characteristics because the parameter H was high.
  • Sample No. No. 10 was inferior in strain aging characteristics because the intermediate heat treatment temperature and the parameter H were low.
  • Sample No. No. 11 was inferior in strain aging characteristics because the parameter H was high.
  • Sample No. No. 12 was inferior in strain aging characteristics because the intermediate heat treatment temperature and the parameter H were high.
  • Sample No. No. 13 was inferior in strain aging characteristics because the tempering temperature and the parameter H were high.
  • Sample No. No. 14 was inferior in strain aging characteristics because the quenching temperature was low.

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Abstract

本発明の実施形態に係る製造方法は、所定の化学成分組成を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼を、熱間圧延した後、８００℃以上８２０℃以下の焼入れ温度から焼入れする焼入れ工程、６９０℃以上７１０℃以下の加熱温度で保持後に、２００℃以下の冷却終了温度まで５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する中間熱処理工程、および５７０℃以上６００℃以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程、をこの順で含み、中間熱処理時の加熱温度および保持時間、ならびに焼戻し時の加熱温度および保持時間によって規定されるパラメータＨを１．７３×１０－６以上１．９６×１０－６以下とする。

Description

Ｎｉ含有鋼板の製造方法
　本開示は、Ｎｉ含有鋼板の製造方法に関する。
　近年、世界的なエネルギー需要の増大とそれに伴う地球環境の悪化が問題となっている。そのため、クリーンなエネルギー源としての天然ガス（ＬＮＧ）の需要が急増している。この天然ガス（ＬＮＧ）の需要増大に伴い、最近、ＬＮＧ貯蔵用タンクの建設が国内外で積極的に推進されている。このような状況から、ＬＮＧ貯蔵用タンクの本体に使用される低温靭性に優れた高Ｎｉ鋼板（以下、単に「鋼板」という場合がある）の需要が増大している。
　高Ｎｉ鋼板は、比較的安価であり、Ｎｉの添加によるマトリックスの靱性向上、熱処理による組織の微細化、極低温の条件下でも安定な残留オーステナイト（以下、「残留γ」という場合がある）の存在による靱性の向上、等の作用効果によって優れた低温靱性を有することが知られている。高Ｎｉ鋼板の中でもＮｉ含有量が約９質量％の鋼板（９％Ｎｉ鋼）は、１９６３年にＬＮＧ貯蔵用のタンクに使用されて以来、タンク用材料として多くの実績を上げており、今後も使用量の増大が期待されている。
　前述したように、高Ｎｉ鋼板では、残留γの存在によって低温靱性が大きく向上する。しかし、鋼板に加工が施され、大きな塑性歪みが付与された場合、残留γはマルテンサイトに加工誘起変態を起こす場合がある。加工誘起変態が発生した場合、残留γ量が減少して、低温靱性が劣化する可能性がある。
　このような状況の中で、高Ｎｉ鋼板において、大きな塑性歪みが付与された場合であっても、低温靱性を劣化させない種々技術が検討されている。
　例えば、特許文献１には、板厚が４０ｍｍを超える極厚材であっても十分な低温靱性を有する含Ｎｉ鋼の鋼板を製造する方法が開示されている。特許文献１では、素材のＮｉ含有鋼として、Ｃ、ＮｉおよびＭｎを所定の範囲で含有し、かつ不純物中のＰおよびＳをそれぞれ０．００１重量（質量）％以下と極めて低く抑えたものを使用する。そして、この鋼を熱間圧延した後に、特定の条件で二回焼入れと焼戻しの処理を施す。これによって、低温靱性を向上させている。
　また、特許文献１では、図２において、上記の熱処理後に更に引張予歪を５％与えてから２５０℃×１時間の時効処理を施したものについて、－１９６℃での圧延方向（Ｌ方向）およびこれに直角の方向（Ｃ方向）のシャルピー衝撃エネルギーを調査した結果が示されている。特許文献１には、図２によれば、Ｐを０．００１重量（質量）％以下にすることにより、鋼板自体および溶接継手の低温靱性が飛躍的に向上したと記載されている。
特開平６－１７９９０９号公報
　特許文献１では、Ｐ含有量の上限を０．００１質量％に規制する必要がある。しかしながら、Ｐ含有量の上限を０．００１質量％にするために清浄度を高めると、生産性が悪化する問題がある。
　本発明の実施形態はこのような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｐ含有量が０．００１質量％を超える場合であっても、塑性歪付与後の低温靱性に優れるＮｉ含有鋼板の製造方法を提供することにある。
　本発明の実施形態の態様１は、
　Ｃ：０．０４０質量％以上０．０６０質量％以下、
　Ｓｉ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、
　Ｍｎ：０．５０質量％以上０．７０質量％以下、
　Ｐ：０．００１０質量％以上０．００２５質量％以下、
　Ｓ：０．００１０質量％以下、
　Ｎｉ：９．１０質量％以上９．４０質量％以下、
　Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０５０質量％以下、および
　Ｎ：０．００５０質量％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼を、熱間圧延した後、
　８００℃以上８２０℃以下の焼入れ温度から焼入れする焼入れ工程、
　６９０℃以上７１０℃以下の加熱温度で保持後に、２００℃以下の冷却終了温度まで５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する中間熱処理工程、および
　５７０℃以上６００℃以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程、
をこの順で含み、
　前記中間熱処理工程および前記焼戻し工程において、下記式（１）で表されるパラメータＨを、１．７３×１０－６以上１．９６×１０－６以下とする、Ｎｉ含有鋼板の製造方法である。

Ｈ＝｛（ＤＮｉ，Ｌ×ｔＬ）０．５＋（ＤＮｉ，Ｔ×ｔＴ）０．５｝×［Ｎｉ］＋｛（ＤＣ，Ｌ×ｔＬ）０．５＋（ＤＣ，Ｔ×ｔＴ）０．５｝×［Ｃ］・・・（１）

ここで、
ｔＬ：中間熱処理工程における加熱保持時間（秒）
ｔＴ：焼戻し工程における加熱保持時間（秒）
［Ｎｉ］：Ｎｉ含有量（質量％）
［Ｃ］：Ｃ含有量（質量％）
ＤＮｉ，Ｌ＝１．４×１０－４×ｅｘｐ（－２９．５８×１０００／ＴＬ）
ＤＮｉ，Ｔ＝１．４×１０－４×ｅｘｐ（－２９．５８×１０００／ＴＴ）
ＤＣ，Ｌ＝０．４５×１０－４×ｅｘｐ（－１８．５４×１０００／ＴＬ）
ＤＣ，Ｔ＝０．４５×１０－４×ｅｘｐ（－１８．５４×１０００／ＴＴ）
なお、
ＴＬ：中間熱処理工程における加熱温度（Ｋ）
ＴＴ：焼戻し温度（Ｋ）
　本発明の実施形態の態様２は、
　上記鋼は、以下の（ａ）～（ｄ）のいずれか１つ以上である態様１に記載の製造方法である。
（ａ）上記Ｃの含有量が、０．０４５質量％以上０．０６０質量％以下、
（ｂ）上記Ｓｉの含有量が、０．１５質量％以上０．３０質量％以下、
（ｃ）上記Ｍｎの含有量が、０．６０質量％以上０．７０質量％以下、および
（ｄ）上記Ａｌの含有量が、０．０２０質量％以上０．０４５質量％以下
　本発明の実施形態の態様３は、
　上記鋼は、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、Ｍｏ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、Ｖ：０．１質量％以下、Ｎｂ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下およびＢ：０．００５質量％以下のうち１種以上を含む、態様１または２に記載の製造方法である。
　本発明の実施形態によれば、Ｐ含有量が０．００１質量％を超える場合であっても、塑性歪付与後の低温靱性に優れるＮｉ含有鋼板を製造することができる。
図１は、本発明の実施の形態において、パラメータＨと、塑性歪付与後の脆性破面率と、の関係を示した図である。
　本発明者は鋭意検討した結果、中間熱処理時の加熱温度および保持時間、ならびに焼戻し時の加熱温度および保持時間によって規定されたパラメータＨを所定範囲に制御することによって、Ｐ含有量が０．００１質量％を超える場合であっても、塑性歪付与後の低温靱性（以下、「歪時効特性」という場合がある）に優れた鋼板を製造できることを見出したのである。
　図１は、パラメータＨと、歪時効特性の指標となる、塑性歪付与後の脆性破面率と、の関係を示した図である。図１に示したように、本発明者は、パラメータＨを１．７３×１０－６以上１．９６×１０－６以下とすることによって、塑性歪み付与後の脆性破面率を５％以下にすることができ、歪時効特性に優れた鋼板を製造できることを見出したのである。
　パラメータＨを制御することによって、Ｐ含有量が０．００１質量％を超える場合であっても歪時効特性が向上するメカニズムの詳細は不明である。しかし、現時点で、本発明者は、そのメカニズムを次のように考えている。
　Ｐ含有量が多くなると、Ｐがオーステナイト粒界に多く偏析して、一般的に粒界を脆化させる。このため、Ｐ含有量が多くなると、歪時効特性が悪化しうる。
　本発明の実施形態では、パラメータＨを制御する（すなわち、中間熱処理時の加熱温度および保持時間、ならびに焼戻し時の加熱温度および保持時間を制御する）ことによって、金属組織中のＣおよびＮｉの拡散を制御する。具体的には、パラメータＨを大きくすると、中間熱処理時および焼戻し時におけるＣおよびＮｉの拡散が促進され、パラメータＨを小さくすると、中間熱処理時および焼戻し時におけるＣおよびＮｉの拡散が抑制される。本発明の実施形態では、パラメータＨを所定範囲に制御して、中間熱処理時および焼戻し時におけるＣおよびＮｉの拡散を制御して、その結果、ＣおよびＮｉの残留γへの濃縮を制御する。
　ここで、鋼板に塑性歪みが付与されても残留γが加工誘起変態しないで残存する、残留γの安定性は、ＣおよびＮｉの残留γへの濃縮が大きく寄与している。そのため、ＣおよびＮｉの残留γへの濃縮を制御して適切にした本発明の実施形態では、Ｐ含有量が多くなることによる歪時効特性の悪化を補償して、優れた歪時効特性を有する鋼板を製造できると考えられる。
１．化学成分組成
　以下に本発明の実施形態で製造される鋼板の化学成分組成について説明する。
　下記の説明では、基本となる元素、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、ＡｌおよびＮについてまず説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
［Ｃ：０．０４０質量％以上０．０６０質量％以下］
　Ｃは、鋼板の強度を増加させる元素であり、所望の高強度を確保するためには、０．０４０質量％以上の含有を必要とする。一方、０．０６０質量％を越える含有は、低温靭性の低下を招く。このため、Ｃ含有量は、０．０４０質量％以上０．０６０質量％以下とする。Ｃ含有量の下限は、より強度上昇に寄与させるために、好ましくは０．０４５質量％である。
［Ｓｉ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下］
　Ｓｉは脱酸材として作用するとともに、鋼の強度を向上する元素であり、このような効果を得るためには０．１０質量％以上の含有を必要とする。一方、０．３０質量％を越えて多量に含有すると、焼戻し脆化感受性が高まる。このため、Ｓｉ含有量は、０．１０質量％以上０．３０質量％以下とした。Ｓｉ含有量の下限は、より強度上昇に寄与させるために、好ましくは０．１５質量％である。
［Ｍｎ：０．５０質量％以上０．７０質量％以下］
　Ｍｎは、強度上昇に寄与させるために、０．５０質量％以上の添加を必要とする。一方、０．７０質量％を超えてＭｎを添加した場合、焼戻し脆化感受性の増大を招き、靭性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は、０．５０質量％以上０．７０質量％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は、より強度上昇に寄与させるために、好ましくは０．６０質量％である。
［Ｐ：０．００１０質量％以上０．００２５質量％以下、Ｓ：０．００１０質量％以下］
　Ｐ，Ｓはいずれも靭性を低下させる元素であるので極力低減することが望ましいが、それぞれ０．００２５質量％以下、０．００１０質量％以下（０質量％を含まない）の範囲で許容できる。
　Ｐに関しては、経済的な観点から０．００１０質量％以上０．００２５質量％以下添加する。経済性を考慮して、さらに好ましくは、０．００１５質量％以上０．００２５質量％以下である。
［Ｎｉ：９．１０質量％以上９．４０質量％以下］
　Ｎｉは、本発明の実施形態において必須の元素であり、低温において高靭性を鋼板に与える効果を有するが、９．１０質量％未満ではその効果は乏しい。一方、９．４０質量％を越えて多量に添加してもその効果は飽和に達し、また不経済でもある。このため、Ｎｉ含有量は、９．１０質量％以上９．４０質量％以下とした。
［Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０５０質量％以下］
　Ａｌは脱酸剤として０．００２０質量％以上の添加を必要とするが、０．０５０質量％を越えて添加すると清浄度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は、０．０２０質量％以上０．０５０質量％以下とした。Ａｌ含有量の上限は、より清浄度を高めるため、好ましくは０．０４５質量％である。
［Ｎ：０．００５０質量％以下］
　Ｎは固溶状態では靭性を低下させるが、ＡｌＮとなり結晶粒を微細化する効果もある。したがって、Ｎは結晶粒が粗大化しない範囲で出来るだけ低減する。このため、Ｎを０．００５０質量％以下（０質量％を含まない）とした。
［残部］
　好ましい１つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
　しかし、この実施形態に限定されるものではない。本発明の実施形態に係る製造方法によって製造される鋼板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。
［Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、Ｍｏ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、Ｖ：０．１質量％以下、Ｎｂ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下およびＢ：０．００５質量％以下のうち１種以上］
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、ＴｉおよびＢは、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種以上含有してもよい。強度向上に寄与させるため、Ｃｕは０．０１質量％以上、Ｃｒは０．０１質量％以上、およびＭｏは０．０１質量％以上添加することが好ましい。一方、母材の靭性低下の原因となるため、Ｃｕは０．２０質量％以下、Ｃｒは０．２０質量％以下、Ｍｏは０．２０質量％以下、Ｖは０．１質量％以下、Ｎｂは０．１質量％以下、Ｔｉは０．１質量％以下、およびＢは０．００５質量％以下添加することが好ましい。
２．製造方法
　次に本発明の実施形態に係る製造方法について説明する。
　以下の製造方法の説明では、そのような製造方法により所望の金属組織を得られ、各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者が現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
　本発明者は、所定の化学成分組成を有する圧延材を所定の焼入れ温度から焼入れし、詳細は後述するパラメータＨが所定範囲となるように加熱時間および保持時間を厳格に制御して中間熱処理および焼戻しを行うことにより、Ｐ含有量が０．００１質量％を超える場合であっても、優れた歪時効特性を有した鋼板を製造できることを見出したのである。
　以下にその詳細を説明する。
　まず、従来の方法により、上記化学成分組成の要件を満たす製鋼原料を、転炉等の通常の溶製炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（素材鋼）とすることが好ましい。得られた素材鋼を、従来の方法により熱間圧延可能な温度に加熱したのち、熱間圧延（ＡＲ：Ａｓ－Ｒｏｌｌ）を施し所望の板厚（例えば、３２ｍｍ）の鋼板とする。
［焼入れ工程（焼入れ温度：８００℃以上８２０℃以下）］
　続いて、均一なマルテンサイト組織を得るため、８００℃以上８２０℃以下の焼入れ温度まで再加熱してから急冷し、焼入れ処理を施す。急冷は、２００℃以下の冷却終了温度まで５℃／秒以上の平均冷却速度で行うことが好ましい。急冷は、例えば水冷等により行う。例えば水冷であれば、平均冷却速度は、十分に２００℃以下の冷却終了温度まで５℃／秒以上になる。焼入れ温度が８２０℃を超えると、オーステナイト粒が再結晶により粗大化し、その結果、鋼板の低温靱性が悪化しうる。一方、焼入れ温度が８００℃未満では、焼入れが不十分となり、歪時効特性の劣化を招くと共に、鋼板の強度が不足する可能性がある。
［中間熱処理工程（６９０℃以上７１０℃以下の加熱温度で保持後に、２００℃以下の冷却終了温度まで５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却）］
　続いて、フェライトとオーステナイトが共存する二相域である６９０℃以上７１０℃以下の加熱温度（中間熱処理温度）に再加熱し、当該加熱温度に到達してから所定時間保持した後に冷却する。冷却は、２００℃以下の冷却終了温度まで５℃／秒以上の平均冷却速度で行う。冷却は、例えば水冷等により行う。例えば水冷であれば、平均冷却速度は、十分に２００℃以下の冷却終了温度まで５℃／秒以上になる。
　前述した焼入れ工程によって得られた均一なマルテンサイト組織は、二相域の加熱温度まで加熱されると、フェライト組織とオーステナイト組織に変態する。そして、加熱保持される工程を経て、ＣおよびＮｉがオーステナイト組織へ拡散し、その結果、オーステナイト組織にＣおよびＮｉが濃縮する。その後、急冷されることによって、オーステナイト組織はマルテンサイト組織に変態し、清浄なフェライト組織と、ＣおよびＮｉが濃縮されたマルテンサイト組織との混合組織が生成される。
　中間熱処理温度が６９０℃未満であると、次工程の焼戻し工程で生成されるオーステナイト量が不足し、歪時効特性の劣化を招く。一方、中間熱処理温度が７１０℃を超えると、単相域温度範囲となり、フェライト組織が生成されないため、ＣおよびＮｉが濃縮されたオーステナイト組織を得られない。その結果、次工程の焼戻し工程でオーステナイトが生成されず、歪時効特性の劣化を招く。
　冷却終了温度が２００℃超あるいは平均冷却速度が５℃／秒未満であると、マルテンサイト組織が得られない。
［焼戻し工程（焼戻し温度：５７０℃以上６００℃以下）］
　続いて、５７０℃以上６００℃以下の焼戻し温度に再加熱し、当該温度に到達してから所定時間保持する焼戻し処理を施す。冷却方法は、特に限定されないが、例えば空冷等とすることが好ましい。
　前述した中間熱処理工程によって得られた、フェライト組織と、ＣおよびＮｉが濃縮されたマルテンサイト組織とを焼戻すと、マルテンサイト組織の一部がオーステナイト組織に逆変態する。この逆変態したオーステナイト組織が残留オーステナイトとなる。より詳細に説明すると、中間熱処理工程によって得られたマルテンサイト組織内においても、ＣおよびＮｉが濃く濃縮されている部分と、ＣおよびＮｉがあまり濃縮されていない部分とが存在する。このマルテンサイト組織が焼戻しされると、ＣおよびＮｉが濃く濃縮されている部分は、Ａｓ点（逆変態開始温度）が低下しているため、焼戻し温度程度の温度でもオーステナイト組織に逆変態する。この逆変態したオーステナイト組織には、ＣおよびＮｉが濃く濃縮されている。一方、ＣおよびＮｉがあまり濃縮されていない部分は、Ａｓ点がそれほど低下していないため、逆変態は起こらずに、硬さ等の調整をする通常の焼戻し処理が行われる。
　以上説明したように、焼戻し工程後の最終的な金属組織は、フェライト組織、マルテンサイト組織および残留γ組織を含む。なお、焼戻し温度に加熱されて逆変態したオーステナイト組織には、加熱保持を経ることで、さらにＣおよびＮｉが濃縮されるものと考えられる。このように、本発明の実施形態で得られる残留γには、ＣおよびＮｉが濃く濃縮されている。このため、本発明の実施形態に係る製造方法によって得られる鋼板は、歪時効特性が向上する。
　焼戻し温度が５７０℃未満であると、得られる鋼板中の残留γ量が少ないため、歪時効特性の劣化を招く。一方、焼戻し温度が６００℃を超えると、残留γの大きさおよび量が共に増加し、歪時効特性の劣化を招く。また、鋼板の強度確保の観点からも、６００℃を超える焼戻し温度は好ましくない。
［パラメータＨ：１．７３×１０－６以上１．９６×１０－６以下］
　本発明の実施形態では、歪時効特性を向上させるため、前述した中間熱処理工程および焼戻し工程において、下記式（１）で表されるパラメータＨを、１．７３×１０－６以上１．９６×１０－６以下とする。

Ｈ＝｛（ＤＮｉ，Ｌ×ｔＬ）０．５＋（ＤＮｉ，Ｔ×ｔＴ）０．５｝×［Ｎｉ］＋｛（ＤＣ，Ｌ×ｔＬ）０．５＋（ＤＣ，Ｔ×ｔＴ）０．５｝×［Ｃ］・・・（１）

ここで、
ｔＬ：中間熱処理工程における加熱保持時間（秒）
ｔＴ：焼戻し工程における加熱保持時間（秒）
［Ｎｉ］：Ｎｉ含有量（質量％）
［Ｃ］：Ｃ含有量（質量％）
ＤＮｉ，Ｌ＝１．４×１０－４×ｅｘｐ（－２９．５８×１０００／ＴＬ）
ＤＮｉ，Ｔ＝１．４×１０－４×ｅｘｐ（－２９．５８×１０００／ＴＴ）
ＤＣ，Ｌ＝０．４５×１０－４×ｅｘｐ（－１８．５４×１０００／ＴＬ）
ＤＣ，Ｔ＝０．４５×１０－４×ｅｘｐ（－１８．５４×１０００／ＴＴ）
なお、
ＴＬ：中間熱処理工程における加熱温度（Ｋ）
ＴＴ：焼戻し温度（Ｋ）
　歪時効特性を向上させるためには、鋼板中に残留γを生成させて、残留γが加工誘起変態しないように、残留γの安定性を向上させることが重要である。鋼板中に残留γを生成させるためには、中間熱処理時において、オーステナイト組織にＣおよびＮｉを濃縮させることが重要である。また、残留γの安定性を向上させるためには、ＣおよびＮｉの残留γへの濃縮を適切に制御することが重要である。後述するように、残留γに過剰にＣおよびＮｉが濃縮した場合、歪時効特性が悪化しうる。このように、残留γの生成および残留γの安定性の何れにおいても、ＣおよびＮｉのオーステナイト組織への濃縮が大きく寄与している。そして、ＣおよびＮｉのオーステナイトへの濃縮は、ＣおよびＮｉの拡散が関係する。そのため、本発明の実施形態では、ＣおよびＮｉの拡散に着目した。
　元素の拡散は、基本的に拡散係数と時間の積の平方根に概ね比例する。そのため、この積の平方根をＣおよびＮｉの各元素について求めて、それらを加算する式を、パラメータＨとして定義した。また、拡散係数と時間の積の平方根をＣおよびＮｉの各元素について求めるときに、中間熱処理および焼戻しの各熱処理を考慮するように、パラメータＨを定義した。このように定義されたパラメータＨは、中間熱処理時および焼戻し時におけるＣおよびＮｉの拡散の程度を表す指標となる。パラメータＨが１．７３×１０－６未満であると、中間熱処理時にオーステナイト組織へのＣおよびＮｉの拡散が不足し、鋼板中の残留γ量が不足することで、歪時効特性が劣化する。一方、パラメータＨが１．９６×１０－６を超えると、ＣおよびＮｉがオーステナイト組織へ過剰に拡散し、残留γ量が低下することで、歪時効特性が劣化する。
１．サンプル作製
　供試鋼板は、表１に示した化学成分組成の鋼を溶製し、鋳造した鋼に熱間圧延を施し、得られた鋼片を表２に示した熱処理を施すことにより製造した。製造される鋼板の板厚は、全て３２ｍｍとした。そして、これらの鋼板からサンプルを採取した。なお、焼入れ処理時および中間熱処理時における冷却は、共に水冷で行った。
　また、表２において、下線を付した数値は、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
２．特性評価
　次に、下記に示す条件で各種特性の評価を行った。
［引張試験］
　各鋼板のｔ／４位置(ｔ:板厚)から、鋼板の圧延方向に垂直な方向が長手方向となるようにＪＩＳ４号引張試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定の方法に従って、降伏強度および引張強度を測定した。その結果を表３に示す。
［塑性歪付与後のシャルピー衝撃試験］
　各鋼板に対して５％の塑性歪を付与した後、２５０℃で１時間の時効処理を施した。次に、各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から、鋼板の圧延方向に垂直な方向が長手方向となるようにシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５のＶノッチ試験片）を３本採取した。そして、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に記載の方法で、－１９６℃での脆性破面率（％）を測定し、３本の試験片ともに脆性破面率が５％以下のサンプルを歪時効特性に優れるとした。なお、表３には、３本の試験片を用いて測定された３つの測定値を示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３の結果を考察する。
　サンプルＮｏ．１～５および１５は、本発明の実施形態の要件を満たす製造方法で製造されたサンプルであり、３本の試験片ともに脆性破面率が５％以下であり、歪時効特性が優れていた。
　なお、サンプルＮｏ．１～５および１５のいずれも降伏強度および引張強度に優れ、高強度であった。
　一方、サンプルＮｏ．６～１４は、本発明の実施形態の要件を満たさない製造方法で製造されたサンプルであり、３本の試験片のうち少なくとも１本の試験片の脆性破面率が５％を越えており、歪時効特性が劣っていた。
　サンプルＮｏ．６は、焼戻し温度およびパラメータＨが低かったため、歪時効特性が劣っていた。
　サンプルＮｏ．７～９は、パラメータＨが高かったため、歪時効特性が劣っていた。
　サンプルＮｏ．１０は、中間熱処理温度およびパラメータＨが低かったため、歪時効特性が劣っていた。
　サンプルＮｏ．１１は、パラメータＨが高かったため、歪時効特性が劣っていた。
　サンプルＮｏ．１２は、中間熱処理温度およびパラメータＨが高かったため、歪時効特性が劣っていた。
　サンプルＮｏ．１３は、焼戻し温度およびパラメータＨが高かったため、歪時効特性が劣っていた。
　サンプルＮｏ．１４は、焼入れ温度が低かったため、歪時効特性が劣っていた。
　本出願は、出願日が２０１７年８月２５日である日本国特許出願、特願第２０１７－１６２７４０号、および出願日が２０１８年７月１１日である日本国特許出願、特願第２０１８－１３１７４９号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１７－１６２７４０号および特願第２０１８－１３１７４９号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (3)

  1. 　Ｃ：０．０４０質量％以上０．０６０質量％以下、
    　Ｓｉ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、
    　Ｍｎ：０．５０質量％以上０．７０質量％以下、
    　Ｐ：０．００１０質量％以上０．００２５質量％以下、
    　Ｓ：０．００１０質量％以下、
    　Ｎｉ：９．１０質量％以上９．４０質量％以下、
    　Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０５０質量％以下、および
    　Ｎ：０．００５０質量％以下
    を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼を、熱間圧延した後、
    　８００℃以上８２０℃以下の焼入れ温度から焼入れする焼入れ工程、
    　６９０℃以上７１０℃以下の加熱温度で保持後に、２００℃以下の冷却終了温度まで５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する中間熱処理工程、および
    　５７０℃以上６００℃以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程、
    をこの順で含み、
    　前記中間熱処理工程および前記焼戻し工程において、下記式（１）で表されるパラメータＨを、１．７３×１０－６以上１．９６×１０－６以下とする、Ｎｉ含有鋼板の製造方法。

    Ｈ＝｛（ＤＮｉ，Ｌ×ｔＬ）０．５＋（ＤＮｉ，Ｔ×ｔＴ）０．５｝×［Ｎｉ］＋｛（ＤＣ，Ｌ×ｔＬ）０．５＋（ＤＣ，Ｔ×ｔＴ）０．５｝×［Ｃ］・・・（１）

    ここで、
    ｔＬ：中間熱処理工程における加熱保持時間（秒）
    ｔＴ：焼戻し工程における加熱保持時間（秒）
    ［Ｎｉ］：Ｎｉ含有量（質量％）
    ［Ｃ］：Ｃ含有量（質量％）
    ＤＮｉ，Ｌ＝１．４×１０－４×ｅｘｐ（－２９．５８×１０００／ＴＬ）
    ＤＮｉ，Ｔ＝１．４×１０－４×ｅｘｐ（－２９．５８×１０００／ＴＴ）
    ＤＣ，Ｌ＝０．４５×１０－４×ｅｘｐ（－１８．５４×１０００／ＴＬ）
    ＤＣ，Ｔ＝０．４５×１０－４×ｅｘｐ（－１８．５４×１０００／ＴＴ）
    なお、
    ＴＬ：中間熱処理工程における加熱温度（Ｋ）
    ＴＴ：焼戻し温度（Ｋ）
  2. 　前記鋼は、以下の（ａ）～（ｄ）のいずれか１つ以上である請求項１に記載の製造方法。
    （ａ）前記Ｃの含有量が、０．０４５質量％以上０．０６０質量％以下、
    （ｂ）前記Ｓｉの含有量が、０．１５質量％以上０．３０質量％以下、
    （ｃ）前記Ｍｎの含有量が、０．６０質量％以上０．７０質量％以下、および
    （ｄ）前記Ａｌの含有量が、０．０２０質量％以上０．０４５質量％以下
  3. 　前記鋼は、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、Ｍｏ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、Ｖ：０．１質量％以下、Ｎｂ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下およびＢ：０．００５質量％以下のうち１種以上を含む、請求項１または２に記載の製造方法。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11441214B2 (en) * 2020-07-01 2022-09-13 Northeastern University Low-yield-ratio ultra-high-strength high-toughness steel for pressure hulls and preparation method therefor

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06179909A (ja) 1992-12-14 1994-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 極低温用鋼材の製造方法
JPH07173534A (ja) * 1993-12-21 1995-07-11 Kobe Steel Ltd 靱性と加工性の優れた含Ｎｉ鋼板の製造方法
JPH0827517A (ja) * 1994-07-15 1996-01-30 Nippon Steel Corp 降伏強度と靭性の優れた９％Ｎｉ鋼の熱処理法
JPH09256039A (ja) * 1996-03-25 1997-09-30 Kawasaki Steel Corp 高降伏強さ、高靱性含Ｎｉ厚鋼板の製造方法
JP2017162740A (ja) 2016-03-10 2017-09-14 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 照明装置
JP2018131749A (ja) 2017-02-13 2018-08-23 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 水栓装置

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09143557A (ja) * 1995-11-22 1997-06-03 Kawasaki Steel Corp 低温靱性に優れた高強度含Ｎｉ厚鋼板の製造方法
JP5594329B2 (ja) * 2012-07-23 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板
CN106191661B (zh) * 2016-08-23 2017-10-27 南京钢铁股份有限公司 一种低成本高强韧薄规格9Ni钢板的制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06179909A (ja) 1992-12-14 1994-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 極低温用鋼材の製造方法
JPH07173534A (ja) * 1993-12-21 1995-07-11 Kobe Steel Ltd 靱性と加工性の優れた含Ｎｉ鋼板の製造方法
JPH0827517A (ja) * 1994-07-15 1996-01-30 Nippon Steel Corp 降伏強度と靭性の優れた９％Ｎｉ鋼の熱処理法
JPH09256039A (ja) * 1996-03-25 1997-09-30 Kawasaki Steel Corp 高降伏強さ、高靱性含Ｎｉ厚鋼板の製造方法
JP2017162740A (ja) 2016-03-10 2017-09-14 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 照明装置
JP2018131749A (ja) 2017-02-13 2018-08-23 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 水栓装置

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11441214B2 (en) * 2020-07-01 2022-09-13 Northeastern University Low-yield-ratio ultra-high-strength high-toughness steel for pressure hulls and preparation method therefor

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