專利名稱：耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，隨著被開(kāi)發(fā)的油井或氣井的環(huán)境逐漸惡劣化，經(jīng)常在所采掘的石油或天然氣中含硫化氫。由此，輸送這些石油或天然氣的管道就被暴露于同時(shí)存在有海水等水的硫化氫環(huán)境中。此種環(huán)境下，鋼表面受腐蝕而發(fā)生的氫侵入到鋼中的現(xiàn)象，會(huì)由于共存的硫化氫的催化劑作用而得以促進(jìn)，即使在沒(méi)有來(lái)自外部的應(yīng)力作用的情況下也容易產(chǎn)生所謂的氫引發(fā)破裂，降低管道的壽命。為了防止該氫引發(fā)破裂，迄今為止，提出將以下所述的對(duì)策(i)～(iv)適當(dāng)?shù)亟M合。
(i)減少S、P通過(guò)減少鋼中的S含量而減少M(fèi)nS的生成量，另外通過(guò)減少P含量而降低偏析部的硬度。
(ii)減少宏觀中心偏析通過(guò)防止成為原材料的連續(xù)鑄造鑄片的凝固末端部的隆起，減少鋼板的宏觀中心偏析。
(iii)控制硫化物形態(tài)通過(guò)在二次精煉時(shí)進(jìn)行Ca處理，將硫化物的形態(tài)從MnS控制為在熱軋時(shí)難以延伸的CaS。
(iv)通過(guò)控制壓延、加速冷卻來(lái)控制組織在管道用鋼板的壓延階段，通過(guò)控制壓延或加速冷卻，使金屬組織均一化而增大破裂抵抗性。
例如，在專利第2647302號(hào)中，提出了如下的方法，即，將滿足Mo0.10～0.30％(本說(shuō)明書(shū)中，只要沒(méi)有特別指出，「％」都表示質(zhì)量％。)、5≤Ca×(1-124 O)/1.25S≤7.0的鋼加熱至1100～1280℃，在950℃以下的累積壓下量在60％以上、壓延結(jié)束溫度680～900℃下進(jìn)行了壓延后，以3～40℃/秒的冷卻速度水冷至350～600℃，其后通過(guò)自然冷卻，制造拉伸強(qiáng)度為620MPa的高強(qiáng)度鋼板。
另外，在特開(kāi)平6-256894號(hào)公報(bào)中，提出了如下的高強(qiáng)度鋼管，其具有鋼組成，作為Mn的濃度為平均Mn濃度的1.32以上的區(qū)域的Mn偏析點(diǎn)的大小小于500μm，并且偏析部的P的濃度小于0.035，并且有效Ca比在1.7以上。
另外，在特開(kāi)平6-271974號(hào)公報(bào)中，提出了如下的高強(qiáng)度鋼管，其具有鋼組成，作為Mn的濃度為平均Mn濃度的1.32以上的區(qū)域的Mn偏析點(diǎn)的大小小于400μm，并且偏析部的P的濃度小于0.035，并且有效Ca比在1.7以上。
像這樣，此種耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的鋼板一般來(lái)說(shuō)被如下制造，對(duì)在壓延中在中心部濃化而形成硬化組織的C、Mn以及P等被控制，并且被進(jìn)行了Ca處理的板坯進(jìn)行熱軋，在熱軋結(jié)束后，立刻進(jìn)行例如水冷等加速冷卻。
但是，當(dāng)利用此種方法制造板厚在大約16.0mm以下并且強(qiáng)度級(jí)別在API5LX56以下的鋼板時(shí)，就會(huì)因壓延后的水冷而使得鋼板形狀惡化，生產(chǎn)性極度降低。由此，也會(huì)導(dǎo)致板厚在大約16.0mm以下并且強(qiáng)度級(jí)別在API5LX56以下的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的鋼板的制造成本的上升。

發(fā)明內(nèi)容
這里，本發(fā)明的目的在于，提供在不伴隨由形狀不良造成的成本上升的情況下，可以制造板厚在大約16.0mm以下并且強(qiáng)度級(jí)別在API5LX56以下的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的鋼板的技術(shù)。
本發(fā)明提供一種耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板，其特征是，具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，并根據(jù)需要具有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一種，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成，作為板厚中心部的Mn濃度對(duì)平均Mn濃度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作為板厚中心部的P濃度對(duì)平均P濃度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚為16.0mm以下，并且強(qiáng)度級(jí)別在API5LX56以下。
從其他的方面考慮，本發(fā)明提供一種耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板的制造方法，其特征是，通過(guò)將具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，并根據(jù)需要具有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一種，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成的鋼坯，例如將連續(xù)鑄造板坯加熱至1000～1200℃后，在該鋼坯的表面溫度在700～750℃的范圍內(nèi)進(jìn)行最終精軋，其后空冷至常溫，而制造板厚為16.0mm以下并且強(qiáng)度級(jí)別在API5LX56以下的薄壁鋼板。
具體實(shí)施例方式
下面將對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方式進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。首先，對(duì)本發(fā)明的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板的制造方法中所使用的鋼坯的組成進(jìn)行限定的理由進(jìn)行說(shuō)明。而且，在以后的說(shuō)明中，以「鋼坯」為「連續(xù)鑄造板坯(slab)」的情況為例。
(C0.04～0.06％)當(dāng)C含量小于0.04％時(shí)，則難以獲得給定的強(qiáng)度，另一方面，當(dāng)C含量超過(guò)0.06％時(shí)，則隨著鋼板的精軋中的珠光體相變，C過(guò)度地濃化，導(dǎo)致局部的硬度上升，耐氫引發(fā)破裂性降低。所以，本發(fā)明中，C含量限定為0.04％以上0.06％以下。根據(jù)相同的觀點(diǎn)，C含量的上限優(yōu)選0.05％。
(Si0.10～0.40％)Si作為脫氧劑，另外作為強(qiáng)化鋼的成分十分有效。當(dāng)Si含量小于0.10％時(shí)，脫氧就變得不充分，另一方面，當(dāng)Si含量超過(guò)0.40％時(shí)，則在焊接熱影響部生成很多條紋狀馬氏體，使得韌性極度變差。所以，本發(fā)明中，Si含量限定為0.10％以上0.40％以下。另外，當(dāng)考慮與鋼板板厚的平衡時(shí)，Si含量的上限優(yōu)選0.30％。
(Mn0.80～1.20％)Mn是使鋼強(qiáng)化并且強(qiáng)韌化的元素。當(dāng)Mn含量小于0.80％時(shí)，則無(wú)法獲得給定的強(qiáng)度，屈服應(yīng)力也變得不充分，容易發(fā)生氫引發(fā)破裂。另一方面，當(dāng)Mn含量超過(guò)1.20％時(shí)，則特別是在連續(xù)鑄造板坯的情況下，中心偏析增大，在精軋中C濃化，容易形成低溫相變硬化組織，產(chǎn)生很多氫引發(fā)破裂。所以，本發(fā)明中，Mn含量限定為0.80％以上1.20％以下。根據(jù)相同的觀點(diǎn)，Mn含量的下限優(yōu)選0.85％，上限優(yōu)選1.15％。
(P0.020％以下)P是在鋼板的中心部濃化而形成硬化組織的元素。當(dāng)P含量超過(guò)0.020％時(shí)，板坯中的中心偏析度超過(guò)氫引發(fā)破裂發(fā)生界限，產(chǎn)生局部硬度的上升，容易發(fā)生氫引發(fā)破裂。所以，本發(fā)明中，P含量限定為0.020％以下。根據(jù)相同的觀點(diǎn)，P含量的上限優(yōu)選0.018％。
(S0.002％以下、Ca0.001～0.004％)S由于在鋼中與Mn結(jié)合而形成MnS，因此是越少越好的元素。另外，本發(fā)明中雖然添加Ca而進(jìn)行夾雜物的形態(tài)控制，但是同時(shí)夾雜物的個(gè)數(shù)也需要控制。根據(jù)此種觀點(diǎn)，本發(fā)明中，S含量限定為0.002％以下，Ca含量限定為0.001％以上0.004％以下。
(Ti0.005～0.030％)Ti是通過(guò)含有0.005％以上而提高鋼的強(qiáng)度來(lái)使板坯的質(zhì)量穩(wěn)定的元素。但是，當(dāng)Ti含量超過(guò)0.030％時(shí)，就會(huì)使焊接熱影響部(HAZ)的韌性變差。所以，本發(fā)明中，Ti含量限定為0.005％以上0.030％以下。
(Al0.060％以下)Al雖然被作為脫氧劑在鑄造階段使用，但是當(dāng)Al含量超過(guò)0.060％時(shí)，則母材中的夾雜物量增加，使鋼的純凈性降低。所以，本發(fā)明中，Al含量限定為0.060％以下。
本實(shí)施方式中，連續(xù)鑄造板坯除了這些成分以外，也可以作為任意添加元素含有Cr及Nb的至少一種。以下，對(duì)于這些任意添加元素也進(jìn)行說(shuō)明。
(Cr0.05～0.20％)Cr通過(guò)被添加0.05％以上，就具有提高鋼板的強(qiáng)度的效果。但是，當(dāng)Cr添加量超過(guò)0.20％時(shí)，就會(huì)使通常的管道鋪設(shè)中的實(shí)地焊接性降低，并且成本上升。所以，在添加Cr的情況下，其含量最好限定為0.05％以上0.20％以下。
(Nb0.010～0.050％)Nb是利用板坯加熱時(shí)的固溶強(qiáng)化來(lái)提高鋼的強(qiáng)度及韌性的元素。Nb添加量雖然需要根據(jù)成品厚度和強(qiáng)度以及韌性平衡來(lái)決定，但是當(dāng)Nb添加量小于0.010％時(shí)，則事實(shí)上無(wú)法獲得這些效果。另一方面，當(dāng)Nb添加量超過(guò)0.050％時(shí)，則在板坯加熱時(shí)固溶就會(huì)不完全，并且成本上升。所以，在添加Nb的情況下，其含量最好限定為0.010％以上0.050％以下。除了所述元素以外，是Fe及不可避免的雜質(zhì)。
(鋼坯)本實(shí)施方式中，作為具有此種鋼組成的鋼坯，使用連續(xù)鑄造板坯。這是因?yàn)?，與鑄錠—開(kāi)坯板坯相比，連續(xù)鑄造板坯在制造效率、材料利用率及節(jié)省能量方面，相當(dāng)有利。但是，也可以與本實(shí)施方式不同，使用鑄錠—開(kāi)坯板坯。
(板坯加熱)本實(shí)施方式中，將具有此種鋼組成的連續(xù)鑄造板坯加熱至1000℃以上1200℃以下。雖然為了確保鋼板的韌性，板坯加熱溫度越低越好，但是當(dāng)板坯加熱溫度低于1000℃時(shí)，所得的鋼板就有可能無(wú)法獲得API5LX56以下的所需的強(qiáng)度級(jí)別。另一方面，當(dāng)板坯加熱溫度超過(guò)1200℃時(shí)，奧氏體粒粗大化，有可能使鋼板的韌性變差。所以，本發(fā)明中，板坯加熱溫度限定為1000℃以上1200℃以下。
(熱軋、空冷)在將板坯加熱至此種溫度區(qū)域后，通過(guò)利用慣用的條件進(jìn)行熱軋而制成所需的板厚，但是本實(shí)施方式中，在進(jìn)行該熱軋時(shí)，在連續(xù)鑄造板坯的表面溫度為700～750℃的范圍內(nèi)進(jìn)行最終精軋，其后，空冷至常溫。
這樣，在精軋時(shí)的鐵氧體—珠光體相變中，可以分別將作為板厚中心部的Mn濃度與平均Mn濃度之比的Mn偏析度控制為1.3以下，另外將作為板厚中心部的P濃度與平均P濃度之比的P偏析度控制為2.0以下。當(dāng)精軋時(shí)的連續(xù)鑄造板坯的表面溫度低于700℃時(shí)，在中心偏析部形成濃集了C、Mn、P的轉(zhuǎn)位密度高的貝氏體—馬氏體組織，而提高了氫引發(fā)破裂敏感性，另一方面，當(dāng)超過(guò)750℃時(shí)，就有可能無(wú)法獲得給定的鋼板強(qiáng)度。本實(shí)施方式中，在熱軋后，不進(jìn)行水冷等加速冷卻，而通過(guò)空冷至常溫，就獲得所需的鋼板。
像這樣，就可以獲得具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，并根據(jù)需要具有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一種，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成，作為板厚中心部的Mn濃度對(duì)平均Mn濃度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作為板厚中心部的P濃度對(duì)平均P濃度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚為16.0mm以下，并且強(qiáng)度級(jí)別在API5LX56以下的鋼板，即具有YS549N/mm2以上、TS696N/mm2以上的強(qiáng)度的鋼板。
該鋼板具有在熱軋后進(jìn)行空冷而形成的組織，即具有由鐵氧體—珠光體—貝氏體構(gòu)成的復(fù)合組織。
該鋼板利用如下方面的協(xié)同作用，即，由于C含量在0.06％以下，因此由鋼板的精軋中伴隨珠光體相變而產(chǎn)生的C濃化引起的局部的硬度的上升被抑制，由于Mn含量在0.80％以上，因此屈服應(yīng)力充分；并且由于Mn含量在1.20％以下，因此精軋中難以形成由Mn的濃化引起的低溫相變硬化組織，由于P含量在0.020％以下，因此局部的硬度上升被抑制，另外，在熱軋的最終精軋時(shí)，通過(guò)將連續(xù)鑄造板坯的表面溫度設(shè)為700～750℃的范圍內(nèi)，可以將Mn偏析度1.3以下及P偏析度2.0以下一起實(shí)現(xiàn)，就具備優(yōu)良的耐氫引發(fā)破裂性。
另外，該鋼板利用C含量在0.04％以上、Si含量在0.40％以下、Mn含量在0.80％以上以及板坯加熱溫度在1000℃以上1200℃以下等的協(xié)同作用，就具備API5LX56以下的強(qiáng)度級(jí)別。
另外，該鋼板可以通過(guò)在熱軋后不進(jìn)行水冷而空冷至常溫來(lái)獲得。由此，就不會(huì)有由壓延后的水冷造成的鋼板形狀的惡化。由此，可以防止由此種形狀惡化引起的生產(chǎn)性的降低。
(實(shí)施例1)另外，在參照實(shí)施例的同時(shí)，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行進(jìn)一步具體的說(shuō)明。在將具有表1所示的鋼組成的連續(xù)鑄造板坯加熱至1100℃后，使該連續(xù)鑄造板坯的表面溫度以760℃、750℃、740℃、720℃、710℃、700℃及680℃這7個(gè)水平變化，進(jìn)行最終精軋，其后通過(guò)空冷至常溫，制造了板厚為15.0mm的薄壁鋼板。而且，總精軋的經(jīng)過(guò)次數(shù)為12次。
表1

此后，調(diào)查了最終精軋時(shí)的連續(xù)鑄造板坯的表面溫度對(duì)Mn及P的中心偏析度造成的影響。將結(jié)果集中表示在表2中。
表2

如表2所示，如果最終精軋時(shí)的連續(xù)鑄造板坯的表面溫度在700℃以上，則可以將Mn偏析度1.3以下及P偏析度2.0以下都實(shí)現(xiàn)。
(實(shí)施例2)在將具有表3所示的鋼組成的9種連續(xù)鑄造板坯A、B、C、A1、A2、A3、A4、A5及A6加熱至表4所示的板坯加熱溫度后，將該連續(xù)鑄造板坯的表面溫度作為表4所示的精加工溫度而進(jìn)行最終精軋，其后通過(guò)空冷至常溫，制造相當(dāng)于X52的板厚為12.0mm或15.0mm的薄壁鋼板，從這些薄壁鋼板中獲得試樣No.1～試樣No.30。
表3

(注)*表示在本發(fā)明的范圍外。
表4

(注)*表示在本發(fā)明的范圍外。
對(duì)于這些試樣No.1～試樣No.30，評(píng)價(jià)了機(jī)械實(shí)驗(yàn)性能(X52強(qiáng)度)及氫引發(fā)破裂性(NACE)。而且，所謂NACE是指在規(guī)定為TM0177-90Method A的pH約為3的環(huán)境中各試樣的氫引發(fā)破裂性的發(fā)生率的評(píng)價(jià)結(jié)果，將0％作為合格。將實(shí)驗(yàn)結(jié)果集中表示在表4中。
表4中的試樣No.1、試樣No.3、試樣No.4、試樣No.7、試樣No.10、試樣No.13及試樣No.16都是滿足本發(fā)明的范圍的本發(fā)明例。它們都同時(shí)滿足X52強(qiáng)度(YS510N/mm2以上、TS647N/mm2以上)及氫引發(fā)破裂性(NACE)。另外，這些試樣No.1、試樣No.3、試樣No.4、試樣No.7、試樣No.10、試樣No.13及試樣No.16由于都是通過(guò)在熱軋后不進(jìn)行水冷而空冷至常溫來(lái)獲得，因此未產(chǎn)生由壓延后的水冷造成的鋼板形狀的惡化。
與之相反，試樣No.2、試樣No.5、試樣No.8、試樣No.11、試樣No.14及試樣No.17由于精加工溫度都大于本發(fā)明的范圍，因此機(jī)械實(shí)驗(yàn)性能(X52強(qiáng)度)不佳。
試樣No.6、試樣No.9、試樣No.12、試樣No.15及試樣No.18由于精加工溫度都低于本發(fā)明的范圍，因此氫引發(fā)破裂性(NACE)不佳。
由于試樣No.19及試樣No.20的C含量大于本發(fā)明的范圍，試樣No.21及試樣No.22的Si含量大于本發(fā)明的范圍，試樣No.23及試樣No.24的Mn含量大于本發(fā)明的范圍，試樣No.25及試樣No.26的P含量大于本發(fā)明的范圍，試樣No.27及試樣No.28的S含量及Ca含量都大于本發(fā)明的范圍，試樣No.29及試樣No.30的Ca含量大于本發(fā)明的范圍，因此氫引發(fā)破裂性(NACE)都不佳。這是因?yàn)?，由于由過(guò)多的成分造成的硬化組織和Ca類的夾雜物的影響，產(chǎn)生了破裂。
(實(shí)施例3)在將具有與表3中的鋼種A類似的Cr或Nb的任意添加元素的、具有表5所示的鋼組成的3種連續(xù)鑄造板坯D、E及F加熱至表6所示的板坯加熱溫度后，將該連續(xù)鑄造板坯的表面溫度作為表6所示的精加工溫度而進(jìn)行最終精軋，其后通過(guò)空冷至常溫，制造相當(dāng)于5LB的板厚為12.0mm或15.0mm的薄壁鋼板，由這些薄壁鋼板獲得試樣No.1～試樣No.18。
表5

表6

(注)*表示在本發(fā)明的范圍外。
對(duì)于這些試樣No.1～試樣No.18，評(píng)價(jià)了機(jī)械實(shí)驗(yàn)性能(5LB強(qiáng)度)及氫引發(fā)破裂性(NACE)。將實(shí)驗(yàn)結(jié)果集中表示在表6中。
表6的試樣No.1、試樣No.4、試樣No.7、試樣No.10、試樣No.13及試樣No.16都是滿足本發(fā)明的范圍的本發(fā)明例。它們都同時(shí)滿足5LB強(qiáng)度(YS343N/mm2以上、TS588N/mm2以上)及氫引發(fā)破裂性(NACE)。另外，這些試樣No.1、試樣No.4、試樣No.7、試樣No.10、試樣No.13及試樣No.16由于都是通過(guò)在熱軋后不進(jìn)行水冷而空冷至常溫來(lái)獲得，因此未產(chǎn)生由壓延后的水冷造成的鋼板形狀的惡化。
與之相反，試樣No.2、試樣No.5、試樣No.8、試樣No.11、試樣No.14及試樣No.17由于精加工溫度都高于本發(fā)明的范圍，因此機(jī)械實(shí)驗(yàn)性能(5LB強(qiáng)度)不佳。
另外，試樣No.3、試樣No.6、試樣No.9、試樣No.12、試樣No.15及試樣No.18由于精加工溫度都低于本發(fā)明的范圍，因此氫引發(fā)破裂性(NACE)不佳。
如上詳細(xì)說(shuō)明所示，根據(jù)本發(fā)明，可以在熱軋后不進(jìn)行水冷等加速冷卻的情況下廉價(jià)并且高效率地生產(chǎn)板厚在16.0mm以下并且強(qiáng)度級(jí)別在API5LX56以下的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板。具有此種效果的本發(fā)明的意義極為顯著。
權(quán)利要求
1.一種耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板，其特征是，以重量％表示，具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成，作為板厚中心部的Mn濃度對(duì)平均Mn濃度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作為板厚中心部的P濃度對(duì)平均P濃度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚為16.0mm以下，并且強(qiáng)度級(jí)別在API5LX56以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板，其特征是，以重量％表示，還含有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一種。
3.一種耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板的制造方法，其特征是，通過(guò)將具有權(quán)利要求1或權(quán)利要求2所述的鋼組成的鋼坯加熱至1000～1200℃后，在該鋼坯的表面溫度在700～750℃的范圍內(nèi)進(jìn)行最終精軋，其后空冷至常溫，而制造板厚為16.0mm以下并且強(qiáng)度級(jí)別在API5LX56以下的薄壁鋼板。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板的制造方法，其特征是，所述鋼坯為連續(xù)鑄造板坯。
全文摘要
本發(fā)明提供耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板及其制造方法，在將連續(xù)鑄造板坯加熱至1000～1200℃后，在其表面溫度在700～750℃的范圍內(nèi)進(jìn)行最終精軋，其后空冷至常溫。這樣，就制造出具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成，作為板厚中心部的Mn濃度對(duì)平均Mn濃度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作為板厚中心部的P濃度對(duì)平均P濃度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚為16.0mm以下，并且強(qiáng)度級(jí)別在API5LX56以下的薄壁鋼板。
文檔編號(hào)C21D9/46GK1924064SQ200510099018
公開(kāi)日2007年3月7日 申請(qǐng)日期2005年8月31日 優(yōu)先權(quán)日2005年8月31日
發(fā)明者三浦充 申請(qǐng)人:住友金屬工業(yè)株式會(huì)社