(57)【要約】【課題】  ホウ素を用いたベイナイト鋼【解決手段】  ホウ素およびチタンを微量合金化添加量で含有させた鋼組成物は少なくとも１００ｋｓｉ（６９０ＭＰａ）の降伏強度、優れたじん性および良好な溶接性を示す。ホウ素の添加を利用して硬化性が向上する。鋼組成物に窒化ホウ素が生じないようにする目的で強力な窒化物形成剤、例えばチタンなどを添加してもよい。そのような組成物の冷却を熱間圧延から空気中または加速冷却を用いて行ってもよい。空気冷却後の前記組成物に焼き入れまたは焼き入れに続く焼き戻しを受けさせてもよい。このような組成物は高強度ラインパイプ（例えば、ＡＰＩ  ５Ｌ標準におけるＸ１００）および他の用途で用いるに適する。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼管の製造方法であって、
炭素（Ｃ）含有量が約０．０４−０．１２重量％であり、
チタン（Ｔｉ）含有量が約０．０１から０．０３重量％であり、
ホウ素（Ｂ）含有量が約０．０００５から０．００３重量％であり、そして
窒素（Ｎ）含有量が約０．００８重量％に等しいか或はそれ未満であり、ここで、
各元素の濃度が鋼組成物の総重量を基準にした濃度であり、かつ
約０．０００５から０．００２重量％のホウ素が硬化性が向上するように固溶体として存在し、かつ
前記窒素の実質的に全部が窒化ホウ素の生成が回避されかつホウ素の前記固溶体中含量がもたらされるようにＴｉＮ粒子形態で存在する、
鋼組成物を準備し、そして
前記鋼組成物から鋳造した棒の冷却を前記棒中に生じるＴｉＮ粒子が約５０ｎｍ未満の平均直径を示すように前記棒の中心部辺りの冷却速度を選択して行い、そして
前記棒からＡＳＴＭ  Ｅ８に従って測定して約１００ｋｓｉ（６９０ＭＰａ）より大きい降伏強度を示す鋼管を生じさせる、
ことを含んで成る方法。
【請求項２】
前記鋼棒の冷却を鋳造から前記棒の中心部辺りの冷却速度が約１０℃／分以上になるように行う請求項１記載の方法。
【請求項３】
前記鋼棒の冷却を鋳造から前記棒の中心部辺りの冷却速度が約３０℃／分より大きくなるように行う請求項２記載の方法。
【請求項４】
前記鋼組成物が更に
マンガン（Ｍｎ）含有量が約０．６から１．６重量％であり、
ケイ素（Ｓｉ）含有量が約０．０５から０．３重量％であり、
ニッケル（Ｎｉ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
クロム（Ｃｒ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
モリブデン（Ｍｏ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
バナジウム（Ｖ）含有量が約０．１５重量％に等しいか或はそれ未満であり、そして
ニオブ（Ｎｂ）含有量が約０．０５重量％に等しいか或はそれ未満である、
請求項１記載の方法。
【請求項５】
前記鋼組成物の元素の濃度を前記組成物の炭素当量（ＣＥＰｃｍ）［ここで、ＣＥＰｃｍの計算を
【数１】
2011006790.tif 000016
に従って行いかつ各元素の濃度を重量％で示す］
が約０．２２未満であるように選択する請求項４記載の方法。
【請求項６】
更に、
前記鋼管の熱間圧延を行いそして前記鋼管の冷却を熱間圧延から空気中で約１℃／秒未満の冷却速度で行い、そして
前記熱間圧延鋼管のオーステナイト化および焼き入れを行う、
ことも含んで成る請求項１記載の方法。
【請求項７】
更に、前記焼き入れ鋼管の焼き戻しを約４００から７００℃の範囲の温度で約１０から６０分かけて行うことも含んで成る請求項６記載の方法。
【請求項８】
更に、前記鋼管の冷却を熱間圧延から中間的冷却段階無しに約５から５０℃／秒の範囲の冷却速度で行うことも含んで成る請求項１記載の方法。
【請求項９】
鋼組成物の製造方法であって、
炭素（Ｃ）含有量が約０．０４から０．１２重量％であり、
マンガン（Ｍｎ）含有量が約０．８から１．６重量％であり、
ケイ素（Ｓｉ）含有量が約０．０５から０．３重量％であり、
ニッケル（Ｎｉ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
クロム（Ｃｒ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
モリブデン（Ｍｏ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
バナジウム（Ｖ）含有量が約０．１５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
ニオブ（Ｎｂ）含有量が約０．０５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
チタン（Ｔｉ）含有量が約０．０１から０．０３重量％であり、
ホウ素（Ｂ）含有量が約０．０００５から０．００３０重量％であり、そして
窒素（Ｎ）含有量が０．００８重量％に等しいか或はそれ未満であり、ここで、
各元素の濃度が鋼組成物の総重量を基準にした濃度でありかつ約０．０００５から０．００２重量％のホウ素が硬化性が向上するように固溶体のままである、
鋼組成物を準備し、
前記鋼組成物の鋳造を鋳造鋼組成物中の窒素の実質的に全部が窒化ホウ素の生成が回避されかつホウ素の前記固溶体中含量がもたらされるように大きさが約５０ｎｍ未満のＴｉＮ粒子形態で存在するように行い、
前記鋳造鋼組成物の熱間圧延を行い、そして
前記鋳造鋼組成物の冷却を熱間圧延後直ちに約５から５０℃／秒の範囲の冷却速度で行う、
ことを含んで成る方法。
【請求項１０】
更に、
前記鋳造鋼組成物を約１２００から１３００℃に再加熱し、
前記鋳造鋼組成物の穴開けを約１１００から１２００℃の範囲の温度で行い、そして
前記鋳造鋼組成物の熱間圧延を約９００−１１００℃の範囲の温度で行う、
ことも含んで成る請求項９記載の方法。
【請求項１１】
熱間圧延から冷却する前の前記鋼組成物が示すオーステナイト粒径が約２０から５０μｍの範囲である請求項９記載の方法。
【請求項１２】
前記組成物の冷却を熱間圧延から直ちに約１０から５０℃／秒の範囲の冷却速度で行う請求項１１記載の方法。
【請求項１３】
前記組成物の冷却を熱間圧延から直ちに約１０から２０℃／秒の範囲の冷却速度で行う請求項１１記載の方法。
【請求項１４】
熱間圧延そして冷却後の前記鋳造鋼組成物が示す降伏強度がＡＳＴＭ  Ｅ８に従って測定して少なくとも約１００ｋｓｉ（６９０ＭＰａ）である請求項１２記載の方法。
【請求項１５】
前記組成物が示すシャルピーＶ−ノッチ衝撃エネルギー、即ち熱間圧延そして冷却後の前記鋳造鋼組成物のフルサイズサンプルをＡＳＴＭ  Ｅ２３に従って−２０℃に等しいか或はそれより高い温度で測定した時の強度が約２２０Ｊ以上である請求項１２記載の方法
。
【請求項１６】
前記組成物の
炭素（Ｃ）含有量が約０．０５−０．１０重量％であり、
マンガン（Ｍｎ）含有量が約０．８から１．６重量％であり、
ケイ素（Ｓｉ）含有量が約０．０５から０．３０重量％であり、
ニッケル（Ｎｉ）含有量が約０．４重量％以下であり、
クロム（Ｃｒ）含有量が約０．３重量％以下であり、
モリブデン（Ｍｏ）含有量が約０．３重量％以下であり、
バナジウム（Ｖ）含有量が約０．１重量％以下であり、
ニオブ（Ｎｂ）含有量が約０．０４重量％以下であり、
チタン（Ｔｉ）含有量が約０．０１５から０．０２５重量％以下であり、
ホウ素（Ｂ）含有量が約０．０００５−０．０１５重量％であり、そして
窒素（Ｎ）含有量が０．００７重量％に等しいか或はそれ未満である、
請求項９記載の方法。
【請求項１７】
請求項９記載の方法に従って成形された管。
【請求項１８】
鋼組成物の製造方法であって、
炭素（Ｃ）含有量が約０．０４−０．１２重量％であり、
マンガン（Ｍｎ）含有量が約０．８から１．６重量％であり、
ケイ素（Ｓｉ）含有量が約０．０５から０．３重量％であり、
ニッケル（Ｎｉ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
クロム（Ｃｒ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
モリブデン（Ｍｏ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
バナジウム（Ｖ）含有量が約０．１５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
ニオブ（Ｎｂ）含有量が約０．０５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
チタン（Ｔｉ）含有量が約０．０１から０．０３重量％であり、
ホウ素（Ｂ）含有量が約０．０００５−０．００３０重量％であり、そして
窒素（Ｎ）含有量が０．００８重量％に等しいか或はそれ未満であり、ここで、
各元素の濃度が鋼組成物の総重量を基準にした濃度でありかつ約０．０００５から０．００２重量％のホウ素が硬化性が向上するように固溶体のままである、
鋼組成物を準備し、
前記鋼組成物の鋳造を鋳造鋼組成物中の窒素の実質的に全部が窒化ホウ素の生成が回避されかつホウ素の前記固溶体中含量がもたらされるように大きさが約５０ｎｍ未満のＴｉＮ粒子形態で存在するように行い、
前記鋳造鋼組成物の熱間圧延を行い、
前記成形した鋼組成物の空気冷却を熱間圧延後直ちに約１℃／秒未満の冷却速度で行い、そして
前記組成物のオーステナイト化および焼き入れを行う、
ことを含んで成る方法。
【請求項１９】
更に、
前記鋳造鋼組成物を約１２００から１３００℃に再加熱し、
前記鋳造鋼組成物の穴開けを約１１００から１２００℃の範囲の温度で行い、そして
前記鋳造鋼組成物の熱間圧延を約９００−１１００℃の範囲の温度で行う、
ことも含んで成る請求項１８記載の方法。
【請求項２０】
前記鋼組成物の
炭素（Ｃ）含有量が約０．０７から０．１０重量％であり、
マンガン（Ｍｎ）含有量が約１．０から１．４重量％であり、
ケイ素（Ｓｉ）含有量が約０．０５から０．１５重量％であり、
ニッケル（Ｎｉ）含有量が約０．４重量％以下であり、
クロム（Ｃｒ）含有量が約０．３５重量％以下であり、
モリブデン（Ｍｏ）含有量が約０．３重量％以下であり、
バナジウム（Ｖ）含有量が約０．１重量％以下であり、
ニオブ（Ｎｂ）含有量が約０．０４重量％以下であり、
チタン（Ｔｉ）含有量が約０．０２から０．０３重量％であり、そして
ホウ素（Ｂ）含有量が約０．００１から０．００２重量％である、
請求項１９記載の方法。
【請求項２１】
前記焼き入れを受けさせた鋼に焼き戻しを約４００から６００℃の範囲の温度で受けさせる請求項２０記載の方法。
【請求項２２】
熱間圧延、冷却、オーステナイト化そして焼き入れ後の前記組成物が示す降伏強度がＡＳＴＭ  Ｅ８に従って測定して約１００ｋｓｉより大きく、そして前記組成物のフルサイズサンプルをＡＳＴＭ  Ｅ２３に従って約−４０℃に等しいか或はそれより高い温度で測定した時のシャルピーＶ−ノッチ衝撃エネルギーが約１７０Ｊ以上である請求項２１記載の方法。
【請求項２３】
前記鋼組成物の
炭素含有量が約０．０４から０．０８重量％であり、
マンガン含有量が約１．０から１．４重量％であり、
ケイ素含有量が約０．０５から０．１５重量％であり、
クロム含有量が約０．３５重量％以下であり、
モリブデン含有量が約０．２から０．３重量％であり、
ニオブ含有量が約０．０３から０．０４重量％であり、
チタン含有量が約０．０２から０．０３重量％であり、そして
ホウ素含有量が約０．００１から０．００２重量％である、
請求項１９記載の方法。
【請求項２４】
前記鋼をオーステナイト域に再加熱しそして焼き入れを次の焼き戻しを伴うことなく行う請求項２３記載の方法。
【請求項２５】
熱間圧延、冷却、オーステナイト化そして焼き入れ後の前記組成物が示す降伏強度がＡＳＴＭ  Ｅ８に従って測定して約１００ｋｓｉより大きく、そして前記組成物のフルサイズサンプルをＡＳＴＭ  Ｅ２３に従って約−４０℃に等しいか或はそれより高い温度で測定した時のシャルピーＶ−ノッチ衝撃エネルギーが約９０Ｊより大きい請求項２４記載の方法。
【請求項２６】
請求項１８記載の方法に従って成形された管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示の態様は、ホウ素およびチタンを微量合金化添加量（ｍｉｃｒｏ−ａｌｌｏｙｉｎｇ  ａｄｄｉｔｉｏｎｓ）で含有させた鋼から成形した継ぎ目無し管に関し、これは少なくとも１００ｋｓｉ（６９０ＭＰａ）の降伏強度、優れたじん性および良好な溶接性を示す。そのような管は高強度ラインパイプ、例えばＡＰＩ  ５Ｌ標準におけるＸ１００などおよび他の可能な用途で用いるに適する。
【背景技術】
【０００２】
鋼にホウ素を微量合金化添加量で添加するのは好ましい、と言うのは、そのような添加によって鋼の機械的特性が向上する可能性があるからである。例えば、ホウ素を添加すると硬化性、即ち熱処理によって鋼が硬化する能力が向上する可能性がある。ホウ素を添加するとそれが粒界に移行して粒界におけるオーステナイトからフェライトへの相変態を抑制することでマルテンサイトの生じ易さが向上する可能性がある。その上、ホウ素は非常に低濃度でも有効であることから、硬化性を比較的低コストで有意に向上させる。
【０００３】
そのような利点を達成するには、ホウ素が遊離元素状態のままであるようにすべきである。しかしながら、ホウ素は鋼中に存在する不純物、例えば窒素などと容易に反応する。窒化ホウ素が生じると、遊離ホウ素が減少することが理由で、ホウ素がもたらす硬化性への肯定的な効果が低下する可能性がある。
【０００４】
そのような問題を取り扱う目的で、強力な窒化物形成剤、例えばチタンなどを鋼組成物に添加することで窒化ホウ素が生じないようにすることができる。しかしながら、それに付随して、比較的粗い窒化チタン粒子が凝固中に生じる可能性がある。そのような粒子は熱間圧延前の再加熱中に更に成長する可能性があることで、鋼が示すじん性が劣る可能性がありかつホウ素添加によってもたらされる特性向上の度合が低くなる可能性がある。
【０００５】
要約
１つの態様として、少なくとも１００ｋｓｉ（６９０ＭＰａ）の降伏強度、優れたじん性および良好な溶接性を示すホウ素−チタン鋼を製造する方法を提供する。この方法は、炭素、チタンおよびホウ素を含有して成る組成物を準備することを含んで成る。この方法に追加的にマンガン、ケイ素、ニッケル、クロム、モリブデン、バナジウムおよびニオブの中の１種以上を前記組成物に添加することも含めてもよい。この方法にまた前記組成物の冷却を鋳造からこの組成物内で起こる窒化チタン（ＴｉＮ）析出物の結晶粒粗大化が抑制されかつＴｉＮ析出物の大きさが約５０ｎｍ未満に制限されるに充分なほど高い冷却速度で行うことも含めてもよい。この方法に更に前記組成物の熱間圧延を微細構造が微調整されかつ変態前に約２０から５０μｍの粒径が達成されるように行うことも含めてもよい。この方法に、更に、前記組成物の冷却を熱間圧延後に空気中で行いそして前記組成物にオーステナイト化（ａｕｓｔｅｎｉｚａｔｉｏｎ）そして焼き入れを受けさせるか、前記組成物を熱間圧延後に空気中で冷却しそして前記組成物にオーステナイト化、焼き入れそして焼き戻しを受けさせるか、或は前記組成物の強制冷却を後の熱処理を全く伴わせることなく熱間圧延後直ちに約５から５０℃／秒の冷却速度で行うことも含めてもよい。特定の態様では、前記鋼組成物を鋼管、例えば継ぎ目無し管などに成形してもよい。
【０００６】
追加的態様として、鋼管の製造方法を提供する。この方法は、
炭素（Ｃ）含有量が約０．０４から０．１２重量％であり、
チタン（Ｔｉ）含有量が約０．０１から０．０３重量％であり、
ホウ素（Ｂ）含有量が約０．０００５から０．００３重量％であり、そして
窒素（Ｎ）含有量が約０．００８重量％に等しいか或はそれ未満である、
鋼組成物を準備することを含んで成り、ここで、
各元素の濃度は前記鋼組成物の総重量を基準にした濃度である。１つの態様では、硬化性が向上するように約０．０００５から０．００２重量％のホウ素が固溶体のままであるようにしてもよい。さらなる態様では、前記窒素の実質的に全部が窒化ホウ素の生成が回避されかつホウ素の上述した固溶体中含量がもたらされるようにＴｉＮ粒子形態で存在するようにしてもよい。この方法に、更に、前記鋼組成物から鋳造した棒の冷却を前記棒中に生じるＴｉＮ粒子が約５０ｎｍ未満の平均サイズを示すように前記棒の中心部辺りの冷却速度を選択して行うことも含める。この方法に追加的に前記棒から管を成形することも含めてもよい。追加的態様として、その成形した鋼が示す降伏強度はＡＳＴＭ  Ｅ８に従って測定して約１００ｋｓｉ（約６９０ＭＰａ）以上であり得る。特定の態様では、その鋼組成物を成形して継ぎ目無し管を生じさせてもよい。
【０００７】
さらなる態様として、鋼組成物の製造方法を提供する。この方法は、
炭素（Ｃ）含有量が約０．０４から０．１２重量％であり、
マンガン（Ｍｎ）含有量が約０．６から１．６重量％であり、
ケイ素（Ｓｉ）含有量が約０．０５から０．３重量％であり、
ニッケル（Ｎｉ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
クロム（Ｃｒ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
モリブデン（Ｍｏ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
バナジウム（Ｖ）含有量が約０．１５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
ニオブ（Ｎｂ）含有量が約０．０５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
チタン（Ｔｉ）含有量が約０．０１から０．０３重量％であり、
ホウ素（Ｂ）含有量が約０．０００５−０．００３０重量％であり、そして
窒素（Ｎ）含有量が０．００８重量％に等しいか或はそれ未満である、
鋼組成物を準備することを含んで成り、ここで、
各元素の濃度は前記鋼組成物の総重量を基準にした濃度である。１つの態様では、硬化性が向上するように約０．０００５から０．００２重量％のホウ素が固溶体のままであるようにする。この方法に更に前記鋼組成物の鋳造を鋳造鋼組成物中の窒素の実質的に全部が窒化ホウ素の生成が回避されかつホウ素の前記固溶体中含量がもたらされるように大きさが約５０ｎｍ未満のＴｉＮ粒子形態で存在するように行うことも含める。この方法に更にその成形した鋼組成物の熱間圧延を行いそしてその成形した鋼組成物の冷却を熱間圧延後直ちに約５から５０℃／秒の範囲の冷却速度で行うことも含める。特定の態様では、その成形した鋼組成物の冷却を熱間圧延後直ちに約１０から３０℃／秒の範囲の冷却速度で行う。
【０００８】
冷却後の焼き戻しを全く伴わない冷却後の鋼組成物が有する最終的微細構造にはベイナイトとマルテンサイトの混合物が含まれている可能性があり、マルテンサイトの量は約３０％以下である。特定の態様として、その微細構造に含まれているマルテンサイトの量は約５％以下であり得る。
【０００９】
追加的態様として、鋼組成物の製造方法を提供する。この方法は、
炭素（Ｃ）含有量が約０．０４−０．０８重量％であり、
マンガン（Ｍｎ）含有量が約０．８−１．６重量％であり、
ケイ素（Ｓｉ）含有量が約０．０５から０．３重量％であり、
モリブデン（Ｍｏ）含有量が約０．３重量％以下であり、
チタン（Ｔｉ）含有量が約０．０１から０．０３重量％であり、
ホウ素（Ｂ）含有量が約０．０００５−０．００３重量％であり、そして
窒素（Ｎ）含有量が０．００８重量％に等しいか或はそれ未満である、
鋼組成物を準備することを含んで成り、ここで、各元素の濃度は前記鋼組成物の総重量を
基準にした濃度である。この方法に更に前記鋼組成物の鋳造を鋳造鋼組成物中の窒素の実質的に全部が窒化ホウ素の生成が回避されるように大きさが約５０ｎｍ未満のＴｉＮ粒子形態で存在するように行うことも含める。この方法に更にその成形した鋼組成物の熱間圧延を行いそして空気冷却を熱間圧延後直ちに約１℃／秒未満の冷却速度で行い、前記組成物のオーステナイト化そして焼き入れを行うことも含める。
【００１０】
焼き入れ後に全く焼き戻しを伴わない前記鋼組成物が有する最終的微細構造にはベイナイトとマルテンサイトの混合物が含まれている可能性がある。特定の態様では、その微細構造に含まれているマルテンサイトの量は約３０％以下である。さらなる態様として、その微細構造に含まれているマルテンサイトの量は約２０％以下である。
【００１１】
さらなる態様として、鋼組成物の製造方法を提供する。この方法は、
炭素（Ｃ）含有量が約０．０４−０．１２重量％であり、
マンガン（Ｍｎ）含有量が約０．８から１．６重量％であり、
ケイ素（Ｓｉ）含有量が約０．０５−０．３重量％であり、
ニッケル（Ｎｉ）含有量が０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
クロム（Ｃｒ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
モリブデン（Ｍｏ）含有量が約０．５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
バナジウム（Ｖ）含有量が約０．１５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
ニオブ（Ｎｂ）含有量が約０．０５重量％に等しいか或はそれ未満であり、
チタン（Ｔｉ）含有量が約０．０１から０．０３重量％であり、
ホウ素（Ｂ）含有量が約０．０００５−０．００３０重量％であり、そして
窒素（Ｎ）含有量が０．００８重量％に等しいか或はそれ未満である、
鋼組成物を準備することを含んで成り、ここで、各元素の濃度は前記鋼組成物の総重量を基準にした濃度であり、かつ硬化性が向上するように約０．０００５から０．００２重量％のホウ素は固溶体のままである。この方法に更に前記鋼組成物の鋳造を鋳造鋼組成物中の窒素の実質的に全部が窒化ホウ素の生成が回避されかつホウ素の前記固溶体中含量がもたらされるように大きさが約５０ｎｍ未満のＴｉＮ粒子形態で存在するように行うことも含める。この方法にまた前記鋳造鋼組成物の熱間圧延を行いそして前記成形した鋼組成物の空気冷却を熱間圧延後直ちに約１℃／秒未満の冷却速度で行うことも含める。この方法に更に前記組成物のオーステナイト化および焼き入れを行うことも含める。場合により、この方法に更に前記組成物の焼き戻しを約４００から７００℃の範囲の温度で行うことも含めてもよい。
【００１２】
焼き戻しを行う態様では、焼き戻し後の空気冷却組成物が有する最終的微細構造には焼き戻されたベイナイトとマルテンサイトの混合物が含まれている可能性があり、マルテンサイトの量は約３０％以上である。特定の態様では、その空気冷却組成物が含有するマルテンサイトの量は約５０％以上であり得る。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】図１は、ホウ素−チタン（Ｂ／Ｔｉ）鋼管の製造方法の１つの態様の図式的流れ図である。
【図２】図２は、鋼組成物１の１つの態様の連続冷却変態（ＣＣＴ）プロット図である。
【図３】図３に、オーステナイト域から約２℃／秒、５℃／秒、１０℃／秒および２０℃／秒の冷却速度で冷却した鋼組成物１の態様の微細構造を撮った走査電子顕微鏡写真を示す。
【図４Ａ−４Ｂ】図４Ａおよび４Ｂは、加速冷却を受けさせた鋼組成物１の態様が示した衝撃エネルギー（ＣＶＮ）のプロット図であり、（Ａ）に衝撃エネルギーを冷却速度の関数として示し、（Ｂ）に衝撃エネルギーを温度の関数として示す。
【図５】図５は、焼き入れ後に焼き戻しを受けさせた状態の鋼組成物１の態様が示した硬度を焼き戻し温度の関数としてプロットした図である。
【図６】図６に、焼き入れ後に焼き戻しを約４１０℃で受けさせた鋼組成物１の態様の微細構造を撮った走査電子顕微鏡写真を示す。
【図７】図７は、鋼組成物２の１つの態様の連続冷却変態（ＣＣＴ）プロット図である。
【図８】図８に、オーステナイト域から約０．２℃／秒、０．５℃／秒、１℃／秒、１０℃／秒、３０℃／秒および５０℃／秒の冷却速度で冷却した鋼組成物２の態様の微細構造を撮った走査電子顕微鏡写真を示す。
【図９】図９は、鋼組成物３の１つの態様の連続冷却変態（ＣＣＴ）プロット図である。
【図１０】図１０に、オーステナイト域から約０．２℃／秒、０．５℃／秒、１℃／秒、１０℃／秒、３０℃／秒および５０℃／秒の冷却速度で冷却した鋼組成物３の態様の微細構造を撮った走査電子顕微鏡写真を示す。
【図１１Ａ−１１Ｂ】図１１Ａ−１１Ｂは、鋼組成物２および３の態様が示した硬度を熱間圧延からの冷却速度の関数としてプロットした図：（Ａ）組成物２、（Ｂ）組成物３である。
【図１２Ａ−１２Ｂ】図１２Ａ−１２Ｂに、焼き入れを受けさせたままの状態の鋼組成物２および３の態様の微細構造を撮った走査電子顕微鏡写真：（Ａ）組成物２、（Ｂ）組成物３を示す。
【図１３Ａ−１３Ｂ】図１３Ａ−１３Ｂに、焼き入れ後に焼き戻しを受けさせた状態の鋼組成物２および３の態様の微細構造を撮った走査電子顕微鏡写真：（Ａ）組成物２、（Ｂ）組成物３を示す。
【図１４】図１４は、鋼組成物２（黒四角）および３（白四角）の態様が示した硬度を焼き戻し温度の関数としてプロットした図である。
【図１５】図１５は、鋼組成物２および参照Ｎｂ−Ｖ鋼の態様が示した硬度を８００℃から５００℃の範囲の平均冷却速度の関数としてプロットした図である。
【００１４】
詳細な説明
本開示の態様は、ホウ素が微量の合金化低炭素鋼のための組成物および製造方法を提供するものである。特に、窒化チタン（ＴｉＮ）粒子の量が制御されていることに付随してじん性が向上したホウ素／チタン（Ｂ／Ｔｉ）鋼を詳細に考察する。チタンおよびホウ素を添加すると、遊離ホウ素が実質的に固溶体のままであり得ることから、オーステナイト分解中の硬化性が向上する。
【００１５】
鋳造中の冷却速度を用いてＴｉＮ析出物の大きさを制御することができる。特定の態様における大きさには前記析出物の直径が含まれ得る。他の態様における大きさには前記析出物の最大寸法が含まれ得る。例えば、以下に詳細に考察するように、鋳造中に約１０から３０℃／分以上の冷却速度を用いると平均サイズが約５０ｎｍ未満の微細なＴｉＮ析出物が生じ得る。そのようなＴｉＮ析出物は大きさが小さいことが理由でじん性に有害ではない。加うるに、そのような析出物は、加工操作、例えば熱間圧延前の再加熱など中に起こる過剰な粒子成長を抑制する可能性もある。オーステナイトの粒径が小さくなると、マルテンサイト／ベイナイトのパケットサイズが小さくなることが理由で、加速冷却または焼き入れ後のじん性が向上し得る。
【００１６】
当該鋼組成物が示す機械的特性および微細構造は更に熱間圧延後の熱処理の影響も受ける。１つの態様では、熱間圧延後の鋼組成物を空気中で約１℃／秒未満の冷却速度で冷却した後、それに再加熱を受けさせてオーステナイト域にしそして焼き入れを行う。他の態様では、熱間圧延後の鋼組成物を空気中で冷却した後、それに再加熱を受けさせてオーステナイト域にしそして焼き入れに続いて焼き戻しを行う。さらなる態様では、鋼組成物に
約５から５０℃／秒の範囲の冷却速度の加速冷却を熱間圧延後直ちに受けさせてもよい。
【００１７】
処理をそのような様式で受けさせた組成物、特に焼き入れに続いて焼き戻しを受けさせた組成物では、優れた機械的特性組み合わせを得ることができる。例えば、焼き入れに続いて焼き戻しを約５００℃で受けさせたサンプルが示し得る降伏および引張り強度はそれぞれ約１１８および１２７ｋｓｉであることに加えて約−６０℃で測定した衝撃エネルギーの範囲は約１４３−１７３Ｊの範囲であり得る。
【００１８】
別の例として、加速冷却を受けさせたサンプルは良好な衝撃エネルギーを示す可能性があり、特に冷却速度を約１０−２０℃／秒にした時に示す可能性がある。例えば、温度を−２０℃以上にした時に観察される衝撃エネルギーは約２２０Ｊ以上である。開示する態様が示す前記および他の利点を以下に詳細に考察する。
【００１９】
図１に、ホウ素−チタン（Ｂ／Ｔｉ）鋼製造方法１００の１つの態様を例示する。特定の態様では、本組成物を管の形態に成形してもよい。図１に示した方法１００は、ブロック１１０、１１２および１１４に示す鋼鋳造操作（鋼鋳造操作１０２と集合的に呼ぶ）、ブロック１１６、１２０、１２２および１２４に示す鋼成形操作（鋼成形操作１０４と集合的に呼ぶ）およびブロック１２６および１２８に示す鋼熱処理操作（熱処理操作１０６と集合的に呼ぶ）を包含する。いくつかの態様では必要に応じて熱処理操作の中の１つ以上をある程度または完全に省いてもよいことは理解されるであろう。
【００２０】
鋼鋳造操作１０２中にＢ／Ｔｉ鋼の鋳造を溶融状態から実施する。特定の態様では、鋼鋳造操作１０２に連続鋳造操作を含めてもよい。例えば、鋼鋳造操作１０２に、当該技術分野で公知の如き鉄溶融／精製１１０、取鍋処理１１２および連続鋳造１１４を含めてもよい。
【００２１】
１つの態様では、そのような鋼に以下の表１に示す元素をそこに示す範囲の濃度で含有させてもよく、ここでは特に明記しない限り、その濃度を鋼組成物の総重量を基準にした重量パーセント（重量％）で示す。
【００２２】
【表１】
2011006790.tif 000002
【００２３】
前記元素の濃度の選択を更に当該組成物の炭素当量ＣＥＰｃｍ［ここで、ＣＥＰｃｍの計算を下記：
【００２４】
【数１】
2011006790.tif 000003
【００２５】
に従って行いかつ各元素の濃度を重量％で示す］
が約０．２２未満になるように行うことも可能である。
【００２６】
表１に示すように、そのような鋳造鋼にはホウ素−チタン鋼合金が含まれ得、それは炭素（Ｃ）、ホウ素（Ｂ）およびチタン（Ｔｉ）ばかりでなくマンガン（Ｍｎ）、ケイ素（Ｓｉ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）モリブデン（Ｍｏ）、バナジウム（Ｖ）およびニオブ（Ｎｂ）の中の１種以上を含有する。また、硫黄（Ｓ）、燐（Ｐ）、銅（Ｃｕ）および窒素（Ｎ）の不純物も存在する可能性はあるが、しかしながら、１つの態様では、そのような不純物の濃度を好適にはできるだけ少ない量になるように低くする。
【００２７】
Ｃは、添加によって鋼の強度を安価に上昇させる元素である。Ｃ含有量を約０．０４％未満にすると、いくつかの態様では、当該組成物に望まれる強度を得るのが困難になり得る。他方、他の態様では、鋼のＣ含有量を約０．１２重量％より大きくするとじん性および溶接性が悪影響を受ける可能性がある。従って、１つの態様では、Ｃ含有量を約０．０４から０．１２重量％の範囲にしてもよい。他の態様では、Ｃ含有量を約０．０４から０．０８重量％の範囲にしてもよい。そのようにＣの範囲を低くすると場合により焼き戻し無し（即ち焼き入れしたままの状態）でも組成物を加工することが可能になり、それでも良好なじん性を達成することができる。
【００２８】
Ｂは、添加が鋼の硬化性の向上に有効である元素である。例えば、Ｂは、フェライトの生成を抑制することによって硬化性を向上させ得る。Ｂ含有量を約０．０００５重量％未満にすると、いくつかの態様では、鋼の所望硬化性を得るのが困難になり得る。しかしながら、他の態様として、Ｂ含有量をあまりにも高くすると、粗い炭化ホウ素が粒界に生じてじん性が悪影響を受ける可能性がある。従って、１つの態様では、当該組成物中のＢ濃度を約０．０００５から０．００３重量％の範囲にしてもよい。他の態様では、当該組成物中のＢ濃度を約０．０００５から０．００２重量％の範囲にしてもよい。そのような組成物に入っているＢの少なくとも一部は固溶体として遊離元素状態であり得る。
【００２９】
Ｓｉは、添加によって鋼製造工程中に脱酸素効果をもたらしかつまた鋼の強度も上昇させる元素である。Ｓｉ含有量をあまりにも低くすると、いくつかの態様では、鋼が酸化を受け易くなって微量含有物の濃度が高くなる可能性がある。しかしながら、他方、鋼のＳｉ含有量をあまりにも高くすると、いくつかの態様では鋼のじん性と成形性の両方が低下する可能性がある。従って、本組成物の特定態様では、Ｓｉの濃度を約０．０５から０．３重量％の範囲にしてもよい。
【００３０】
ＭｎおよびＣｒは、硬化性を向上させる目的でＢ、ＭｏおよびＮｉと組み合わせて使用可能な元素である。例えば、それらを合金化で添加することは、冷却中にオーステナイトからフェライトおよびパーライトが生じることがないようにするに役立つ可能性がある。それらは更にベイナイト出発温度を低くすることで微細構造の微調整を向上させる可能性がある。加うるに、Ｍｎは固溶体硬化をもたらす可能性もある。特定の態様では、Ｍｎの濃度を約０．６から１．６重量％の範囲にしてもよい。さらなる態様では、Ｃｒを本組成物に入れなくてもよい。他の態様では、Ｃｒの濃度を約０．５重量％以下の範囲にしてもよい。
【００３１】
Ｍｏは、鋼組成物の硬化性を向上させる目的で用いられる元素である。Ｍｏを合金化で
添加するとまた燐が粒界に隔離される度合が低くなることで粒間破壊抵抗が向上する可能性もある。Ｍｏは更にＢがもたらす硬化性の効果を向上させる可能性もある。特定の態様では、Ｍｏを本組成物に入れなくてもよい。他の態様では、Ｍｏの濃度を約０．５重量％以下の範囲にしてもよい。
【００３２】
Ｎｉは、硬化性を向上させかつじん性を改善し得る合金化添加剤である。特定の態様では、Ｎｉを本組成物に入れなくてもよい。他の態様では、Ｎｉの濃度を約０．５重量％以下の範囲にしてもよい。
【００３３】
Ｔｉは、添加によってＴｉＮの如き窒素不純物を固定しかつ窒化ホウ素の生成を抑制することでＢが鋼中で示す効果を向上させるに有効である元素である。Ｔｉ含有量をあまりにも低くすると、いくつかの態様では、ホウ素が硬化性に対して示す好ましい効果を得るのが困難になり得る。１つの態様として、Ｔｉ含有量を約０．０３重量％より大きくすると、粗いＴｉＮおよびＴｉＣが生じることで熱間延性およびじん性が悪影響を受ける可能性がある。従って、特定の態様では、Ｔｉの濃度を約０．０１から０．０３重量％の範囲にしてもよい。
【００３４】
代替態様では、Ｔｉの濃度をＮの濃度を基準にしてＮに対するＴｉの比率が約３．４以上（重量パーセントで表した濃度で）に維持されるように指定することも可能である。
【００３５】
特定の態様では、本組成物中に存在するＮの実質的に全部がＴｉＮの形態であるようにしてもよい。特定の態様では、本組成物のＮ含有量の約９０％以上、約９２％以上、約９４％以上、約９６％以上、約９８％以上および約９９％以上がＴｉＮの形態で存在するようにしてもよい。ＴｉＮが取り得る形態には、これらに限定するものでないが、粒子が含まれる。
【００３６】
Ｎｂは、当該組成物のオーステナイト粒径を微調整する目的で使用可能な合金化添加剤である。Ｎｂは更にホウ素が硬化性に対して示す効果を向上させかつ析出硬化をもたらす可能性もある。特定の態様では、Ｎｂを本組成物に入れなくてもよい。他の態様では、Ｎｂの濃度を約０．０５重量％以下の範囲にしてもよい。
【００３７】
Ｖは、析出硬化をもたらす目的で使用可能な合金化添加剤である。特定の態様では、Ｖを本組成物に入れなくてもよい。他の態様では、Ｖの濃度を約０．１５重量％以下の範囲にしてもよい。
【００３８】
Ｏは、鋼組成物中に例えば酸化物などの形態で存在し得る不純物である。酸素含有量が高くなると衝撃特性が悪化する可能性がある。従って、酸素含有量を低くする方が好適である。１つの態様では、酸素含有量の上限を約０．００５０重量％にしてもよい。別の態様では、酸素含有量の上限を約０．００１５重量％以下にする。
【００３９】
Ｃｕは、本鋼組成物の態様にとって必要ではないが、存在する可能性がある。いくつかの態様では、製造工程に応じて、Ｃｕの存在を回避するのは不可能であり得る。従って、１つの態様では、Ｃｕの最大含有量を約０．１０重量％またはそれ以下にしてもよい。
【００４０】
Ｓ、Ｐ、Ｃａ、Ｎなどは不純物であり、それらの濃度を好適にはできるだけ低く保つ。特定の態様では、Ｓ、Ｐ、ＣａおよびＮの各々の濃度を独立して下記のようにしてもよい：Ｓを約０．００５重量％以下、Ｐを約０．０１５重量％以下、Ｃａを約０．００３重量％以下、そしてＮを約０．００８重量％以下。代替態様では、Ｓ、Ｐ、ＣａおよびＮの各々の濃度を独立して下記のようにしてもよい：Ｓを約０．００３重量％以下、Ｐを約０．０１５重量％以下、Ｃａを約０．００２以下、そしてＮを約０．００６重量％以下。
【００４１】
液状の鋼に鋳造を鋼鋳造操作１１４で連続的に受けさせてもよい。特定の態様では、その液状の鋼に鋳造を受けさせて棒にするが、他の形状に鋳造することも可能であると理解することができる。特に、その鋳造棒の冷却速度を固化中に生じるＴｉＮ析出物の大きさが制御されるように選択してもよい。特定の態様では、ＴｉＮ析出物の結晶粒粗大化が抑制されるように、鋳造中の冷却速度を選択した速度に維持してもよい。特定の態様では、冷却速度をＴｉＮ析出物の大きさが約５０ｎｍ未満になるように選択してもよい。１つの態様では、鋳造からの冷却速度を棒中心部辺りの冷却速度が約５℃／分より大きくなるように維持してもよい。さらなる態様では、鋳造からの冷却速度を棒中心部辺りの冷却速度が約１０℃／分より大きくなるように維持してもよい。別の態様では、鋳造からの冷却速度を棒中心部辺りの冷却速度が約２０℃／分より大きくなるように維持してもよい。追加的態様では、鋳造からの冷却速度を棒中心部辺りの冷却速度が約３０℃／分より大きくなるように維持してもよい。
【００４２】
１つの態様では、そのようにして加工した棒を次に鋼成形操作１０４で管状棒、即ち管に成形してもよく、より詳細には、継ぎ目無し管に成形してもよい。実質的に円筒形の固体状鋼棒に１番目の再加熱操作（ブロック１１６）を受けさせることでオーステナイト域、即ち約１２００℃から１３００℃、好適には約１２５０℃の温度にしてもよい。ブロック１２０および１２２では、その棒に更に穴を開け、特定の好適な態様では、Ｍａｎｎｅｓｓｍａｎｎ方法を用いて約１１００から１２００℃の範囲の温度で穴を開けた後、熱間圧延を約９００から１１００℃の範囲の温度で受けさせる。
【００４３】
その熱間圧延を受けさせた継ぎ目無し鋼管は有利にほぼ均一な壁厚を管の周囲および管軸に沿った縦軸の両方に有する。一例として、そのような様式で成形した管は約６０から２７３ｍｍの範囲の外径および約６から２５ｍｍの範囲の壁厚を持ち得る。別の例として、約２９０ｍｍの外径を有する固体状棒に熱間圧延をそのような様式で受けさせることで外径が約２４４．５ｍｍで壁厚が約１６ｍｍの管を生じさせることも可能である。
【００４４】
熱間圧延中に前記管が受ける断面積減少によって微細構造が微調整される可能性がある。微細構造が微調整されると有利に加工管に望まれる機械的特性を得ることが可能になる。次に、そのようにして製造した熱間圧延継ぎ目無し鋼管を室温に冷却してもよい。特定の態様において、熱間圧延後であるが変態前の鋼が示すオーステナイト粒径は約１０から５０μｍの範囲であり得る。他の態様において、熱間圧延後であるが変態前の鋼が示すオーステナイト粒径は約２０から５０μｍであり得る。
【００４５】
オーステナイトの微調整がそのような度合で起こると有益には選択した組成物が最終的圧延温度から加速冷却した後に強度とじん性の良好な均衡を次の熱処理、例えば焼き入れまたは焼き入れに続く焼き戻しなどの必要無しに達成することが可能になる。他の態様として、オーステナイトの微調整がそのような度合で起こると炭素濃度が高い組成物が熱処理、例えば焼き入れおよび焼き戻しなどを受けた時に強度とじん性の良好な均衡を達成することが可能になる。
【００４６】
本組成物の態様をブロック１２４で熱間圧延から空気冷却または加速冷却で冷却してもよい。空気を用いて冷却を行う時、壁厚が約８ｍｍより大きい管の場合、約１℃／秒未満の冷却速度を達成してもよい。また、その後の熱処理を用いることでも当該鋼組成物が示す強度およびじん性を向上させることができる。
【００４７】
加速冷却を行う場合、冷却を中間的冷却段階無しに熱間圧延から直接実施して室温にしてもよい（ブロック１２４）。自然な空気冷却に相当する冷却速度より速い冷却速度を達成する目的でいくつかの装置を用いることができ、それらには、これらに限定するもので
ないが、強制空気流、水噴霧および空気−水混合物噴霧が含まれる。その冷媒の流れを管の外壁に向けてもよいか或は微細構造の均一性が向上するように管の内壁と外壁に向けてもよい。特定の態様では、上述した冷却代替法を用いることで、加速冷却によって約５から５０℃／秒の範囲の冷却速度を達成することができる。他の態様では、約１０から５０℃／秒の範囲の冷却速度を用いてもよい。さらなる態様では、約１０から２０℃／秒の範囲の冷却速度を用いてもよい。追加的態様として、壁厚が約８ｍｍおよび２５ｍｍの範囲の管の場合にもそのような冷却速度を用いることが可能である。
【００４８】
熱間圧延管の成形は複数の仕上げ段階を用いて達成可能である。そのような仕上げ段階の非限定例には、管をある長さ、例えば約８ｍから１５ｍの長さに切断すること、管の末端部の不要部分を切り取ること、管を真っすぐにすることおよび非破壊検査（例えば電磁検査、超音波検査）を行うことが含まれ得る。そのような様式で、表１に例示する範囲内の組成を有する側面が実質的に真っすぐな金属製管状棒を生じさせることができる。
【００４９】
場合により、成形操作１０４を受けさせた後の管に対して１つ以上の熱処理操作１０６を実施してもよい。１つの態様では、焼き入れをブロック１２６で実施してもよい。例えば、本組成物に焼き入れを受けさせる前に２回目の再加熱を受けさせてオーステナイト域、即ち約Ａｅ３より高い温度（例えば約８７０−９５０℃）にしてもよい。最大温度におけるソーク時間を約５から３０分の範囲にしてもよい。更に、焼き入れを水噴霧を伴わせて行うことで当該組成物をほぼ最大温度からほぼ室温に冷却することも可能である。
【００５０】
他の態様では、更に、焼き入れを受けさせた組成物に焼き戻しをブロック１２８で受けさせてもよい。焼き戻しは、加熱を約４００から７００℃の範囲の温度になるまで行い、その焼き戻し温度を選択した時間保持しそして空気冷却をその焼き戻し温度からほぼ室温になるまで行うことで実施可能である。その組成物を前記焼き戻し温度に約１０から６０分間保持してもよい。
【実施例】
【００５１】
本開示の３種類の鋼組成物（組成物１、２および３と呼ぶ）の態様の製造、微細構造および機械的特性を以下の実施例で考察する。更に、そのような組成物が達成した性能の利点も考察する。本実施例は例示の目的で考察するものであり、開示する態様の範囲を制限すると解釈されるべきでないと理解することができる。
【００５２】
組成物１、２および３に存在させる合金化元素の濃度を以下の表２に示す。
【００５３】
【表２】
2011006790.tif 000004
【００５４】
組成物１は、オーステナイト域から加速冷却後の微細ベイナイト構造を生じさせる目的で考案した組成物である。対照的に、炭素含有量が最も高い組成物２は、熱間圧延から空気冷却した後に以下に考察する如き焼き入れそして焼き戻しを行う時に用いる目的で考案した組成物である。組成物２では炭素含有量がより高いことが理由でその他の組成物に比べてＣｒおよびＮｂが実質的に存在しない。その上、炭素含有量が最も低い組成物３は、焼き戻しを伴わせないで焼き入れたままの状態で高い強度と良好なじん性を得る目的で考案した組成物である。
【００５５】
組成１、２および３を持たせた鋼を約２０ｋｇの真空誘導炉内で溶融させた後、エレクトロスラグ再溶融させることで硫黄含有量を低くした。その後、組成物１、２および３に鋳造を受けさせて厚みが約１４０ｍｍのスラブを生じさせた後、それに熱間圧延を受けさせて最終的厚みを約１６ｍｍにした。熱間圧延中、それぞれ約１２００−１２５０℃および９５０−１０００℃の再加熱および仕上げ温度を用いた。その後、熱間圧延を受けさせたあらゆる板を空気冷却してほぼ室温にした。
【００５６】
前記熱間圧延を受けさせた組成物１に下記の圧延後加工手順の中の１つを受けさせた：ａ）再加熱を行って約９００−９５０℃の温度のオーステナイト域にした後に焼き入れを行う、
ｂ）再加熱を行って約９００−９５０℃の温度のオーステナイト域にした後に焼き入れそして焼き戻しを行う、
ｃ）再加熱を行って約９２０−９５０℃の温度のオーステナイト域にした後に加速冷却を行う。
【００５７】
焼き入れを水中で穏やかな撹拌を用いて実施することで約９００−９５０℃の温度からほぼ室温にした。また、焼き戻し操作も実施する場合には、前記組成物を約３００℃から４５０℃の範囲に加熱してソーク時間を約１時間にした。
【００５８】
加速冷却では、前記組成物の冷却を空気と水の混合物中で約９００−９５０℃の再加熱温度からほぼ室温になるまで約５から４５℃／秒の範囲の冷却速度で行うことで冷却を実施した。加速冷却前の再加熱温度の選択では、産業的に熱間圧延機のちょうど出口の所で達成される代表的なオーステナイト微細構造が得られるように温度を選択した。Ｇｌｅｅｂｌｅ  ３５００熱−機械的模擬実験装置を用いることで完全な熱処理を実施した。
【００５９】
熱間圧延を受けさせた組成物２および３に下記の２種類の圧延後加工手順の中の１つを受けさせた：
ａ）再加熱を行ってオーステナイト域にした後に焼き入れを行う。
ｂ）再加熱を行ってオーステナイト域にした後に焼き入れそして焼き戻しを行う。
【００６０】
前記組成物を約９２５℃（組成物２）または約９３０℃（組成物３）の温度に加熱してソーク時間を約１０分にすることで焼き入れを実施した。冷却を水中で穏やかな撹拌を用いて焼き入れ温度からほぼ室温になるまで実施した。焼き戻しを実施する場合、前記組成物を約４００から７００℃の範囲の温度に加熱して最大温度におけるソーク時間を約３０分にした。
【００６１】
各組成物毎にＧｌｅｅｂｌｅ  ３５００熱機械的模擬実験装置を用いた膨張試験を実施することで連続冷却変態（ＣＣＴ）挙動を評価した。組成物１、２および３の再加熱を約５℃／秒で行ってそれぞれ約９２０℃、９２５℃および９３０℃にして最大温度におけるソーク時間を約１０分間にした。オーステナイト化温度の選択では、個々の組成物に相当するＡｃ３温度より約２０−３０℃高い温度を選択した。組成物１では約０．５から５０
℃／秒の範囲の冷却速度を調査し、そして組成物２および３では約０．２から５０℃／秒の範囲の冷却速度を調査した。更に、その結果としてもたらされた微細構造の特徴付けを光学および走査電子顕微鏡法を用いて実施した。
【００６２】
更に、そのように加工した前記組成物が示す機械的特性の評価を機械的試験で実施したが、その試験に引張り試験、硬度試験およびシャルピー試験の中の１つ以上を含めた。各場合とも、引張り用サンプルおよびフルサイズシャルピーサンプルを横方向に採取した。引張り試験をＡＳＴＭ  Ｅ８、“Ｓｔａｎｄａｒｄ  Ｔｅｓｔ  Ｍｅｔｈｏｄｓ  ｆｏｒ
Ｔｅｎｓｉｏｎ  Ｔｅｓｔｉｎｇ  ｏｆ  Ｍｅｔａｌｌｉｃ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ”（これは全体が引用することによって本明細書に組み入れられる）に従って実施し、そして報告する結果は２個のサンプルの平均である。
【００６３】
シャルピー試験をＡＳＴＭ  Ｅ２３、“Ｓｔａｎｄａｒｄ  Ｔｅｓｔ  Ｍｅｔｈｏｄｓ
ｆｏｒ  Ｎｏｔｃｈｅｄ  Ｂａｒ  Ｉｍｐａｃｔ  Ｔｅｓｔｉｎｇ  ｏｆ  Ｍｅｔａｌｌｉｃ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ”（これは全体が引用することによって本明細書に組み入れられる）に従って実施し、そして報告する結果は２または３個のサンプルの平均である。衝撃試験を組成物１に関しては約−２０℃、０℃の温度および室温で実施した一方、衝撃試験を組成物２および３に関しては約−６０℃、−４０℃、−２０℃、０℃の温度および室温で実施した。
【００６４】
硬度試験をＡＳＴＭ  Ｅ９２、“Ｓｔａｎｄａｒｄ  Ｔｅｓｔ  Ｍｅｔｈｏｄｓ  ｆｏｒ  Ｖｉｃｋｅｒｓ硬度ｏｆ  Ｍｅｔａｌｌｉｃ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ”（これは全体が引用することによって本明細書に組み入れられる）に従って実施した。
【００６５】
実施例１−組成物１を約０．５および５０℃／秒の範囲の冷却速度で冷却した場合の連続冷却変態（ＣＣＴ）挙動および微細構造の評価
組成物１に膨張測定を受けさせることで得たＣＣＴ図表を図２に示す。図２に、変態が約５％、２０％、５０％、８０％および９５％起こった時の温度の軌跡を冷却速度の関数として示す。約９２０℃で約１０分間の再加熱条件が理由で変態前のオーステナイト粒径は約５０℃／秒で冷却したサンプルを基にして約１０−２０μｍであると推定した。
【００６６】
図２に示したＣＣＴ図表に２つの変態領域を観察することができ、それらは約５℃／秒より遅い冷却速度および速い冷却速度に相当する。冷却速度が約５°／秒未満の場合、相変態が約５５０−６００℃の時に始まることが観察される。そのような条件下でもたらされた微細構造は、図３に示す約２℃／秒および５℃／秒の冷却速度に相当する顕微鏡写真が示すように、主にベイナイトであることに加えてオーステナイトをいくらか保持していた。冷却速度を約５℃／秒以上にすると変態開始温度が約４５０℃にまで降下し、これは、Ａｎｄｒｅｗｓ式に従って計算したマルテンサイト変態温度である約４５２℃に近い。そのような条件下で観察した微細構造も再び図３に示した約１０℃／秒および２０℃／秒の冷却速度に相当する顕微鏡写真が示すように主にベイナイトであった。しかしながら、注目すべきは、そのベイナイト構造の方が微細でありかつ実質的に濃淡のむらがあるオーステナイト領域を保持していない。
【００６７】
また、組成物１をいろいろな冷却速度（０．５−５０℃／秒）で冷却した後の硬度測定値も図２のＣＣＴ図表に示す。硬度の範囲は冷却速度を約２℃／秒にした時の約２６２Ｈｖから冷却速度を約５０℃にした時の約３４０Ｈｖ以上に及ぶことを観察することができる。
【００６８】
更に、冷却速度を約５０℃／秒にした時の測定硬度が高いことに基づいて、冷却速度を約５０℃／秒近くおよびそれ以上にすると小さいマルテンサイト領域がいくらか現れる可
能性があると予測される。しかしながら、約５０℃で冷却したサンプルに相当する微細構造には大きなマルテンサイト領域は実質的に全く観察されなかったことを注目すべきである。
【００６９】
実施例２−組成物１のじん性評価−加速冷却条件
組成物１が加速冷却条件下で示す衝撃特性を検査する目的で、この上でＣＣＴ図表に関して考察した熱サイクルを用いていくつかのシャルピー試験を実施した。約５℃／秒、１０℃／秒、３０℃／秒および４５℃／秒の冷却速度を用いて調製したサンプルに試験を受けさせた。シャルピー試験を約２５℃、０℃および−２０℃の温度で実施した。この衝撃試験の結果を表３および図４Ａおよび４Ｂに示すが、これらに衝撃エネルギー（シャルピーＶ−ノッチ、ＣＶＮ）をそれぞれ冷却速度および試験温度の関数として相補的にプロットした。
【００７０】
【表３】
2011006790.tif 000005
【００７１】
表３および図４Ａおよび４Ｂを検査することで、冷却速度を速くするにつれて衝撃エネルギー値が降下することを観察することができる。その上、試験を実施したあらゆる冷却速度範囲に渡って優れた衝撃特性が得られたことも観察することができる。例えば、試験を約２５℃および−２０℃の範囲の温度で受けさせたサンプルに関して測定した衝撃エネルギーは約３３５から２４０Ｊの範囲であった。その上、最も高い衝撃エネルギー値は約５から１０℃／秒の範囲の冷却速度で冷却したサンプルに相当することが図４Ａおよび４Ｂから分かるであろう。それにも拘らず、冷却速度を約３０℃／秒にした時でも約−２０℃の時に得られた衝撃エネルギー値は約２２０Ｊ以上であった。
【００７２】
実施例３−組成物１の機械的評価−焼き入れたまま
焼き入れたままの状態の組成物１が示した引張りおよび衝撃特性を表４および５に示す。
【００７３】
【表４】
2011006790.tif 000006
【００７４】
【表５】
2011006790.tif 000007
【００７５】
一般に、焼き入れたままの組成物は圧延を受けさせたままのサンプルに比べて強度および衝撃エネルギーの向上を示した（２５℃から−２０℃においてＹＳ〜６９ｋｓｉ、ＵＴＳ〜９９ｋｓｉ、ＣＶＮ〜６−８Ｊ）。このような向上は、微細構造が一般的に微調整されたことと濃淡のむらがある大きなオーステナイト領域が実質的に消失したことに起因し得る。
【００７６】
実施例４−組成物１の機械的評価−焼き入れ後に焼き戻し
ａ）硬度
組成物１が焼き入れに続く焼き戻し条件下で示す焼き戻し挙動を検査する目的で、サンプルに焼き入れをこの上で考察したように受けさせた後、焼き戻しを約３５０℃から４４０℃の範囲の温度で約１時間受けさせた。測定硬度値を図５に示す。一般に、焼き入れたままの状態における硬度は約３６２Ｈｖであるが、焼き戻しを約３００から４００℃に至るまで行うと約３５０から３３５Ｈｖの範囲にまで多少低下することを観察することができる。更に焼き戻しを約４４０℃で受けさせたサンプルは硬度の有意な低下を示し、約２８０＋／−２０Ｈｖにまで低下した。
【００７７】
ｂ）引張りおよび衝撃特性
引張りおよび衝撃特性を測定するに充分な大きさの焼き入れ板で用いる目的で約４００℃を超える２種類の焼き戻し条件、即ち４１０℃および４４０℃を選択した。以下の表６および７に、その実験結果を要約することに加えて焼き入れたままのサンプルに関して測定した匹敵する測定値も要約する。
【００７８】
【表６】
2011006790.tif 000008
【００７９】
【表７】
2011006790.tif 000009
【００８０】
焼き入れ後に焼き戻した状態で強度とじん性の良好な組み合わせを達成することができたことを観察することができる。例えば、焼き入れ後に焼き戻した状態で測定した降伏および引張り強度はそれぞれ約１２９ｋｓｉおよび約１３８−１４１ｋｓｉであった。対照的に、焼き入れたままの材料に関して測定した降伏強度はより低く、約１２１ｋｓｉである一方、引張り強度はより高く、約１５６ｋｓｉであった。
【００８１】
同時に、焼き入れ後に焼き戻した状態のサンプルが示した衝撃エネルギーの方が焼き入れたままの状態のサンプルを匹敵する温度で測定した時のそれよりも高いことも確認した。例えば、焼き戻しを４１０および４４０℃で受けさせたサンプルが約２４℃で示した衝撃エネルギーはそれぞれ約２１５および１７０Ｊである一方、焼き入れたままの材料が示した衝撃エネルギーは約１５０Ｊであった。約−２０℃にした時の衝撃エネルギーの差の方が更に大きく、焼き戻しを約４１０および４４０℃で受けさせたサンプルが示した衝撃エネルギーはそれぞれ約１３６および１１３Ｊであったが、焼き入れたままの材料が示した衝撃エネルギーは約４２Ｊであった。
【００８２】
理論で範囲を限定するものでないが、そのような特性の差は当該組成物の微細構造によって理論的に説明可能であると考えている。図６に示すように、焼き入れ後に焼き戻した状態の組成物１が示した微細構造にはベイナイトおよびマルテンサイトが存在することに加えて炭化物が微細に分散しており、それによって、焼き入れ後に焼き戻した材料が示した降伏強度の方が単に焼き入れたままの材料が示したそれよりも向上している。
【００８３】
組成物１の要約
焼き入れたままの状態および焼き入れ後に焼き戻した状態における硬度、じん性および引張り特性を検査することで、焼き戻し温度を高くするにつれて硬度が低下して４００℃付近で顕著な低下が始まることを観察することができる。その上、焼き入れたままの状態および焼き入れ後に焼き戻した（４１０℃および４４０℃）状態でじん性を試験した結果、焼き入れ後に焼き戻しを４１０℃で行った状態のじん性の方が一般に焼き入れたままの状態および焼き入れ後に焼き戻しを４４０℃で行った状態に比べて高いことが分かる。加うるに、焼き戻しを約４１０℃から４４０℃になるまで行うと降伏強度が多少の改善を示す一方、焼き戻しを約４１０℃から４４０℃になるまで行うと最大抗張力が多少の低下を示す。そのような結果は、焼き入れ後に焼き戻した状態の組成物１の態様は約４１０−４４０℃の範囲内の時に単に焼き入れたままの状態に比べてじん性と強度の有益な組み合わせをもたらすことを示している。
【００８４】
また、加速冷却を行ったにも拘わらず優れた衝撃エネルギーおよび硬度値が得られることも観察した。最も注目すべきは、約１０から２０℃／ｓの範囲内の時に達成された衝撃エネルギー値は約−２０℃の時の約２２０Ｊよりも高く、延性領域は約８０％以上であった。その上、硬度値も約３００−３２０Ｈｖの範囲であった。
【００８５】
実施例５−熱処理前の組成物２−３が示す連続冷却変態（ＣＣＴ）挙動および微細構造の評価
冷却速度を約０．２、０．５、５、１０、３０および５０℃／秒にして測定した組成物２および３の膨張測定値を用いて作成したＣＣＴ図表をそれぞれ図７および９に示す。これらの図に示した変態開始温度は、両方の膨張曲線の線形挙動から最初に起こった逸脱として決定した温度である。組成物２および３のオーステナイト粒径は、約５０℃／秒で冷却したサンプルに関して測定した値から約２０から３０μｍの範囲であると推定した。更に、図８および１０に、約０．２、０．５、１、１０、３０および５０℃／秒の冷却速度で冷却した組成物２および３を撮った光学顕微鏡写真を示す。
【００８６】
その測定したＣＣＴの図表および観察した微細構造により、組成物２と３が示す変態挙動は同じであり得る。冷却を約５℃／秒から３０℃／秒の範囲で行った時の主要な変態生成物はベイナイトである。冷却速度をより遅くすると多角形のフェライトが主要な成分になる。組成物２の冷却を約１０℃／秒の冷却速度で行うとマルテンサイトが出現しそして組成物３の冷却を約３０℃／秒で行うとマルテンサイトが出現し、そして冷却を約５０℃／秒で行うと両方の組成物ともマルテンサイトが主要な相になる。
【００８７】
また、この２種類の組成物の間に注目すべき差が数多く存在することも観察することができる。１つの面として、組成物２では冷却速度を約５℃／秒未満にするとベイナイトに加えてパーライトが多量に現れる。しかしながら、組成物３ではより複雑な微細構造が観察され、パーライトに加えてベイナイトがより大きな部分を占めかつオーステナイトがいくらか保持された。理論で範囲を限定するものでないが、そのような差は組成物３の炭素含有量の方が低いことに起因する可能性があり、それによってパーライトの総分率が低くなることに加えてＣｒおよびＮｂを合金化で添加したことでベイナイトの生成が促される。
【００８８】
別の面として、組成物２と３ではベイナイトの比率に差がある。変態温度およびオーステナイト粒径が類似しているにも拘らず、組成物３のベイナイト構造の方が一般に組成物２のそれよりも微細である。理論で範囲を限定するものでないが、そのような観察はＣｒおよびＮｂを合金化で添加した結果であると考えている。
【００８９】
さらなる面として、マルテンサイトが生じる傾向は組成物２の方が高い。この上で考察したように、組成物２の中にマルテンサイトが観察される時の最も低い冷却速度は約１０
℃／秒である一方、組成物３の中にマルテンサイトが観察される時の最も低い冷却速度は約３０℃／秒であった。更に注目すべき点は、組成物３では約３０℃／秒にした時に見られたマルテンサイトの斑点は僅かのみである一方で組成物２に存在するマルテンサイトの濃度はベイナイトの濃度と同様であるか或はそれ以上であることを観察した点にある。
【００９０】
そのような観察から、低炭素含有量の組成物３の方が組成物２に比べて幅広い範囲の冷却速度に渡ってベイナイト構造に有利であると理解することができる。再び、理論で範囲を限定するものでないが、そのような観察もまたＣｒおよびＮｂを合金化で添加した結果であり得る。
【００９１】
また、組成物２および３が示した硬度値も冷却速度の関数として図１１Ａおよび１１Ｂに示す。Ｃｒｅｕｓｏｔ−Ｌｏｉｒｅモデリング（Ｐｈ．Ｍａｙｎｉｅｒ、Ｂ．ＪｕｎｇｍａｎｎおよびＪ．Ｄｏｌｌｅｔ、“Ｃｒｅｕｓｏｔ−Ｌｏｉｒｅ  ｓｙｓｔｅｍ  ｆｏｒ  ｔｈｅ  ｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎ  ｏｆ  ｔｈｅ  ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ｏｆ  ｌｏｗ  ａｌｌｏｙ  ｓｔｅｅｌ  ｐｒｏｄｕｃｔｓ”、Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ  ｃｏｎｃｅｐｔｓ  ｗｉｔｈ  ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ  ｔｏ  ｓｔｅｅｌｓ、Ｄ．Ｖ．ＤｏａｎｅおよびＪ．Ｓ．Ｋｉｒｋａｌｄｙ編集、Ｔｈｅ  Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｏｆ  ＡＩＭＥ（１９７８）、５１８頁を参照）を用いて実施した計算の値を同じグラフに比較として示す（破線）。組成物３は炭素含有量がより低いにも拘らず、約３０℃／秒未満の冷却速度の時に組成物２のそれに比べて若干高い硬度値を示すことを注目すべきである。
【００９２】
理論で範囲を限定するものでないが、そのような硬度の増加は既に述べた組成物３の微細構造が微調整されたことに起因する可能性がある。また、組成物３では冷却速度をより遅くした時にオーステナイト化段階中に溶解していたＮｂが微細な炭化物としていくらか再析出することで硬度が向上し得る可能性もある。
【００９３】
実施例６−組成物２−３の機械的評価−焼き入れたままの状態
焼き入れたままの状態の組成物３に関して測定した引張りおよび衝撃特性を以下の表８および９に示す。また、組成物２が示した硬度特性も表９に示す。これらの組成物を撮った相当するＳＥＭ顕微鏡写真を図１２Ａおよび１２Ｂに示す。これらの結果は、炭素が当該組成物の微細構造および機械的特性に影響を与えていることを示している。
【００９４】
【表８】
2011006790.tif 000010
【００９５】
【表９】
2011006790.tif 000011
【００９６】
焼き入れたままの組成物２が有する微細構造は主にマルテンサイトであり、ベイナイトの領域がいくらか存在していた（図１２Ａ）。その上、組成物２が示した硬度は比較的高く、約３５０Ｈｖであった。他の系を用いた経験に基づいて、そのような系が示すじん性は劣ると予測されたことから、引張り試験も衝撃試験も実施しなかった。
【００９７】
対照的に、焼き入れたままの組成物３が有する微細構造は主にベイナイトであり、存在するマルテンサイト領域は僅かであった（図１２Ｂ）。この場合、引張りおよび衝撃試験を実施して、特性の有益な組み合わせを得た。測定降伏強度は約１２１ｋｓｉであり、引張り強度に対する降伏強度の比率は低く、約０．８２であった。更に、延性から脆性に転移する温度（約５０％のせん断面積に相当するそれとして測定）は約−４０℃であることも確認した。加うるに、測定衝撃エネルギーは約−２０℃から２０℃の範囲に渡って実質的に一定で約１６０Ｊであった。
【００９８】
実施例７−組成物２−３の機械的評価−焼き入れ後に焼き戻した状態
実施例６により、組成物３の場合には焼き入れたままの状態の時に有益な特性がもたらされることを確認した。焼き戻しが組成物２および３に対して及ぼす効果を更に探求する目的で、焼き入れ後に焼き戻した状態の組成物２および３のサンプルに対して同様な試験と評価を実施した。
【００９９】
図１３Ａおよび１３Ｂに、焼き入れ後に焼き戻した状態の組成物２および３の微細構造を撮った走査電子顕微鏡写真を示す。両方の組成物とも、その微細構造は主に若干焼き戻されたベイナイトで構成されていた。また、焼き戻された小さなマルテンサイト領域もいくらか存在し、特に炭素含有量が高い方の組成物２に存在していた。
【０１００】
焼き戻しを約４００から７００℃で受けさせた組成物２および３の小サンプルから得た硬度の結果を図１４に示す。両方の組成物とも焼き戻し温度の上昇に応答して同様な漸進的硬度変化を示すことを観察することができる。予想通り、組成物２の方が炭素含有量が高いことが理由で、焼き入れたままの状態および焼き戻し温度が低い時の組成物３に比べて高い硬度を示すことを確認した。しかしながら、逆に、焼き戻し温度を約５５０℃以上にすると、組成物３が示した硬度の方が組成物２が示したそれよりも高くなることを確認した。
【０１０１】
理論で範囲を限定するものでないが、そのような結果は組成物３にＮｂおよびＣｒを合金化で添加した結果であり得ると考えている。前者によって析出硬化がいくらか誘発される一方、後者によってセメンタイトの結晶粒粗大化が遅れる可能性がある。
【０１０２】
そのような観察を考慮して、更に、約５００℃の温度で熱処理しておいた組成物２および３のサンプルに対して引張りおよび衝撃エネルギー試験を実施した。引張り試験の結果を表１０に示す一方で衝撃エネルギーを表１１に示す。
【０１０３】
【表１０】
2011006790.tif 000012
【０１０４】
【表１１】
2011006790.tif 000013
【０１０５】
焼き戻しを約５００℃で約３０分間行った後の機械的特性では、組成物２および３の両方とも強度とじん性の良好な組み合わせを示すことを確認した。組成物２および３が示した降伏強度は約１１８ｋｓｉでありそして最大抗張力は約１２６−１２７ｋｓｉである。
【０１０６】
更に、組成物２および３が示した延性から脆性への転移温度は約−６０℃以下であり、その試験した温度範囲全体に渡ってせん断面積はほぼ１００％である。１００％のせん断面積に相当する上方シェルフエネルギー（ｕｐｐｅｒ  ｓｈｅｌｆ  ｅｎｅｒｇｉｅｓ）は両方の合金とも約１８０Ｊであり、これは、これらの組成物が示す強度のレベルを考慮すると良好な値である。加うるに、これらの組成物が約−４０℃から２０℃の温度範囲に渡って示した衝撃エネルギーの差は若干のみであり、組成物２が示したそれが約１７７から１８５Ｊであるの対して組成物３が示したそれは約１７５から１８９Ｊであった。
【０１０７】
注目すべきは、組成物２および３が示した引張りおよび衝撃エネルギー特性は合金化内容に差があるにも拘らずほぼ同じである。理論で範囲を限定するものでないが、この２種類の組成物が示す化学的性質を比較する時、組成物３に入っている炭素の含有量が低くてもＣｒおよびＮｂを合金化で添加することによってそれがほぼ相殺されると思われる。
【０１０８】
組成物２および３の要約
熱間圧延後に空気冷却に続いて再加熱そして焼き入れを受けさせた組成物２および３を検査した結果、炭素含有量を約０．０７％未満に維持すると（組成物３）、それは良好なじん性を示した。その上、焼き入れ後に焼き戻しを約５００℃の温度で行うと強度とじん性の良好な組み合わせが得られた。この場合、組成物２および３の両方で優れた機械的特性が得られ、降伏強度は約１１８ｋｓｉでありそして約−４０℃における衝撃エネルギーは約１７５−１７９Ｊであった。加うるに、検査した試験温度範囲全体に渡って表面がほとんど完全な延性破壊を起こすことも確認し、両方の材料とも延性から脆性への転移温度は約−６０℃よりかなり低かった。
【０１０９】
実施例７−組成物２に関する熱影響ゾーン（ＨＡＺ）内の熱サイクル模擬実験
ＨＡＺ内の熱サイクル模擬実験を組成物２のサンプルに関して実施した。Ｈａｎｎｅｒｚモデル（Ｎ．Ｅ．Ｈａｎｎｅｒｚ、“Ｅｆｆｅｃｔ  ｏｆ  Ｃｂ  ｏｎ  ＨＡＺ  ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  ｉｎ  ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎａｌ  ＨＴ  Ｓｔｅｅｌｓ”、Ｗｅｌｄｉｎｇ  Ｊｏｕｒｎａｌ、１９７５年５月）（これは全体が引用することによって本明細書に組み入れられる）を用い、溶接の条件および管の形状を変えることでＨＡＺ内の熱発生を推定した。熱−機械的模擬実験装置Ｇｌｅｅｂｌｅを用いて計算熱サイクルを再現した。更に、その熱処理を受けさせたサンプルが示す微細構造および硬度も分析した。
【０１１０】
その結果をＸ６５厚肉継ぎ目無し管の製造で用いられている商業的低炭素Ｎｂ−Ｖ微量合金化鋼に相当する結果と比較した。Ｎｂ−Ｖ鋼は組成物２とほぼ同じ炭素含有量およびＰｃｍ値を示すが、表１２に示すようにホウ素が添加されていない。
【０１１１】
【表１２】
2011006790.tif 000014
【０１１２】
壁厚が約１６ｍｍおよび／または２５ｍｍの管に関して様々な予熱温度および熱入力の模擬実験を実施した（表１３）。全てのケースで、可能な最大オーステナイト粒径を得る目的で最大再加熱温度を約１３５０℃にした。このような条件は硬化性が高くなることが理由でじん性にとって不利であることが知られている。熱入力（ＨＩ）に関して約４５０から１２１０Ｊ／ｍｍの範囲の値の模擬実験を実施しそして予熱温度を予熱無しから約２５０℃の範囲にした。
【０１１３】
【表１３】
2011006790.tif 000015
【０１１４】
あらゆる試験の硬度結果を表１３の最後の縦列に示す。約３００ＨＶが最大硬度であると仮定したが、これはＸ６５−Ｘ８０  ＰＳＬ２管（オフショア用途）に関する標準ＡＰＩ  ５Ｌによって指定されている最大ＨＡＺ硬度に相当する。分析した壁厚の範囲で約１５０℃の予熱を用いる時には最小熱入力を約５００Ｊ／ｍｍにすべきであることは表１３から明らかである。予熱無しの場合、壁厚が約２５ｍｍの管では最小入力を約９５０Ｊ／ｍｍにまで高くすることになるであろう。
【０１１５】
平均冷却速度の関数として測定した硬度を同じ溶接条件を用いてＮｂ−Ｖ鋼に関して得た結果と比較（図１５）することで、両方の鋼ともほぼ同じ硬化性を示すことは明らかである。そのような結果は、組成物２の鋼には厳しい溶接制限がないことを示している、と言うのは、それが冷却速度の関数として示す硬度挙動は商業的Ｘ６５鋼が示すそれと実質的に同じであるからである。
【０１１６】
現在のところ、ＨＡＺ内の最大硬度に関してはＸ１００にもより優れた等級品にも標準的仕様は存在しない。しかしながら、参照としてＸ８０  ＰＳＬ  ２（オフショア）に関してＡＰＩ  ５Ｌに指定されている最大値を考慮すると、組成物２の鋼は、約１５０℃の予熱を用いかつ最小熱入力を約５００Ｊ／ｍｍにすると、そのような要求に合致するであろう。
【０１１７】
要約として、ホウ素およびチタンを合金化で添加した低炭素鋼を提供する。遊離の窒素不純物はチタンと反応してＴｉＮ析出物を生じることで実質的に消費される。更に、そのような析出物が結晶粒粗大化を起こさないように鋳造パラメーターも選択する。例えば、鋳造中に約１０から４０℃／分以上の冷却速度を用いることによって、平均直径が約５０ｎｍ未満の微細なＴｉＮ析出物を達成することができる。遊離の窒素不純物を実質的に除
去すると更に遊離ホウ素が固溶体のままであることが可能になることでオーステナイト分解中の硬化性も向上する。そのような組成物を熱間圧延から空気中で冷却した後に焼き入れを行うか、焼き入れに続いて焼き戻しを行うか、或はそれに加速冷却を熱間圧延後直ちに約５から５０℃の範囲の冷却速度で受けさせると、強度とじん性の優れた均衡がもたらされ得る。
【０１１８】
本明細書の全体に渡って用いる如き用語“約”は当業者が理解する如き通常の意味を包含すると理解されるべきである。本明細書で用語“約”を個々の値または値の範囲に関して用いる場合、その示す正確な値または値の範囲もまた本開示の一部であることを意図する。
【０１１９】
この上で行った説明で本教示の新規な基本的特徴を示し、説明しかつ指摘してきたが、当業者はその示した装置の細部ばかりでなくそれの使用の形態の点でいろいろな省略、置換、変化および／または追加を本教示の範囲から逸脱することなく成すことができることは理解されるであろう。従って、本教示の範囲をこの上で行った考察に限定すべきでなく、添付請求項で限定すべきである。
【図１】
2011006790.tif 000017
【図５】
2011006790.tif 000018
【図７】
2011006790.tif 000019
【図９】
2011006790.tif 000020
【図１１Ａ】
2011006790.tif 000021
【図１１Ｂ】
2011006790.tif 000022
【図１４】
2011006790.tif 000023
【図１５】
2011006790.tif 000024
【図２】
2011006790.tif 000025
【図３】
2011006790.tif 000026
【図４Ａ】
2011006790.tif 000027
【図４Ｂ】
2011006790.tif 000028
【図６】
2011006790.tif 000029
【図８】
2011006790.tif 000030
【図１０】
2011006790.tif 000031
【図１２Ａ】
2011006790.tif 000032
【図１２Ｂ】
2011006790.tif 000033
【図１３Ａ】
2011006790.tif 000034
【図１３Ｂ】
2011006790.tif 000035
【外国語明細書】
2011006790000001.pdf