JP2010506044A - 優れた歪みエージング抵抗を有する低降伏比ジュアル相鋼ライン管 - Google Patents

Abstract

鋼組成、およびそれからジュアル相鋼を製造する方法について示した。少なくとも一つの実施例では、ジュアル相鋼は、重量比で、約0.05％から約0.12wt％の量の炭素と、約0.005wt％から約0.03wt％の量のニオブと、約0.005wt％から約0.02wt％の量のチタンと、約0.001wt％から約0.01wt％の量の窒素と、約0.01wt％から約0.5wt％の量の珪素と、約0.5wt％から約2.0wt％の量のマンガンと、を有し、モリブデン、クロム、バナジウムおよび銅の総量は、約0.15wt％未満である。個の鋼は、フェライトで構成された第1の相と、炭化物、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、粒ベイナイト、上部ベイナイト、および変質上部ベイナイトからなる群から選定された、1または2以上の成分を有する第2の相と、を含む。第1の相中の溶質炭素量は、0.01wt％以下である。

Description

本発明は、全般に、ライン管に関し、特に、優れた歪みエージング抵抗を有する低降伏比のジュアル相鋼ライン管、およびその製造方法に関する。

本願は、米国の仮出願第60／850,216号の利益を主張するものであり、この内容は、本願の参照として、取り入れられている。

天然ガスは、エネルギー源として益々重要になってきている。しばしば、世界の主要天然ガス領域は、主要市場から遠く離れている場合がある。そのため、陸部および水を通り、長距離にわたって、パイプラインが敷設される。これにより、パイプラインには、過酷な歪みが生じることになる。地震活動領域および極寒地方では、凍結解凍のサイクルによって、パイプラインに過酷な歪みが生じる。また海嘯に敷設されたパイプラインも、水流によって生じる移動や曲げのため、過酷な歪みを受ける。

従って、これらの環境に使用されるライン管には、優れた歪み容量が要求され、機械的完全性の確保のため、例えば、優れた均一伸び特性、および引張強度に対する低い降伏比、または管の長手方向における降伏比（YR）が要求される。ジュアル相（DP）鋼は、フェライト相のような比較的柔らかい相と、比較的硬い層とを有する。硬い相は、通常、2以上の成分を有する。ジュアル相鋼（すなわち、ジュアル相（DP）微細構造を有する鋼）は、しばしば、高い均一伸びと、低降伏比とを示し、従って、優れた歪み容量が提供される。これらの理由から、DP鋼ライン管は、地震活動領域、半永久的に凍結状態に晒される極寒地方、または高い歪み容量が要求される他の条件下における使用に魅力的である。

DP鋼は、通常、一連のステップにより処理される。例えば、通常、鋼スラブは、約1000℃から1250℃の範囲のオーステナイト温度域まで再加熱され、粒サイズを整えるため、再結晶化温度範囲内で、粗ロール加工される。次に、粗ロール化鋼は、非再結晶化温度範囲内で最終ロール処理され、Ar₃点以下の温度まで冷却され、フェライトが形成され、その後、400℃以下の温度まで加速冷却される。その後、通常、板がU型、さらにO形状に加工され、シーム溶接され、所望の外径になるまで膨脹される（UOE管製造プロセスとして知られている）。UOEプロセスにおけるシーム溶接ステップのため、アーク溶接、抵抗溶接、またはレーザ溶接等を用いても良い。

その後、通常、管の外径がコーティングされ、腐食に対する保護性が付与される。このため、通常、溶融結合エポキシ（FBE）コーティングが使用される。FBEコーティングプロセスの間、管は、加熱温度まで加熱され、高分子でコーティングされる。

ライン管の製作およびコーティングプロセスのため、DP鋼を含むほとんどのライン鋼管は、歪みエージング処理に供される。歪みエージング処理により、歪み容量が低下し、通常、降伏点現象に対応する挙動が生じ、金属のフロー強度または降伏強度が向上し、FBEコーティングプロセスのような低温加工後の高温加工時に、延性が低下する。換言すれば、歪みエージング処理は、金属を硬化させ、これに応じて、延性が低下する。

歪みエージングは、転位の応力場と鋼中の溶質原子の歪み場との間の相互作用によって生じ得る。転位の周囲の溶質雰囲気（コットレル雰囲気）の形成は、以降の負荷の際の転位の移動に対する抵抗を高める。通常、金属の延性は、金属内の転位の移動の容易さに比例する。その結果、コットレル雰囲気から転位を引き離すためには、大きな応力または力が必要となり、降伏強度が上昇し、延性が低下し、延性脆性遷移温度が上昇する。正味の結果として、歪みエージング処理によって、歪み容量が低下する。従って、鋼または鋼から製作された、歪みエージングに対して高い抵抗を有する部材には、低温加工後のエージングの後にも、実質的に、その歪み容量が残留する。

エージングプロセスは、2段階で生じると考えられる。第1の段階では、溶質種が転位に拡散して、雰囲気が形成される。第2の段階では、溶質種が転位に析出物を形成する。この析出物は、材料の全体的な強度の上昇に寄与するが、破断伸びは低下する。しばしば、低濃度の溶出種が存在する場合に、第1の段階のみが生じる場合がある。

通常、比較的低温（≦300℃）での歪みエージング処理に関連する鋼中の元素は、炭素および窒素であり、これらは、鋼中に固有の溶質元素である。これらの元素は、例えば、クロム、バナジウム、モリブデン、銅およびマグネシウムのような、鋼中の置換型溶質に比べて、平衡溶解度が低く、拡散速度が有意に大きい。しかしながら、クロム、バナジウム、モリブデン等の、炭化物および窒化物形成置換型合金元素は、炭素および窒素の平衡溶解度を上昇させ、歪みエージング処理の感受性に対して、間接的な影響を及ぼす。そのため、溶質炭素および窒素は、コットレル雰囲気を形成するフェライト相内の転位に、泳動する傾向を有する。前述のように、これらのコットレル雰囲気は、転位の移動を抑制する傾向にあり、従って、鋼の歪み容量が低下する。

同様に、ジュアル相鋼ライン管の降伏強度は、FBEコーティングプロセスのような後形成処理の間に、増大する。前述のように、通常のFBEコーティングプロセスでは、加熱が必要となる。FBEコーティングプロセスに必要な高温暴露によって、ライン管中の固体溶質炭素および／または窒素原子に、十分なエネルギーが提供され、これがフェライト相の転位に泳動する。この泳動は、前述の理由により、ライン管の歪み容量を低下させる。

従って、低降伏比で、高い均一伸びを示し、高い歪み容量の、優れた加工硬化特性を有する、ジュアル鋼およびそれから製造されるライン管に対する要望があり、これにより、過酷な環境での使用における機械的な一体性が確保される。また、鋼に、優れた歪みエージング抵抗を付与し、そのような製品を製作する新たな鋼化学に対する要望がある。さらに、特に、FBEコーティング処理プロセスのような熱処理の後に、ライン管、および優れた歪み容量のため製作される前駆体鋼に、優れた歪みエージング抵抗を提供する、ジュアル相鋼の製造方法に対する要望がある。

本発明は、全般に、ライン管に関し、特に、優れた歪みエージング抵抗を有する、低降伏比のジュアル相鋼ライン管、およびその製造方法に関する。

ある実施例では、本発明は、鋼組成、およびそれからジュアル相鋼を製造する方法に関する。ある実施例では、本発明のジュアル相鋼は、
重量比で、約0.05％から約0.12wt％の量の炭素と、
約0.005wt％から約0.03wt％の量のニオブと、
約0.005wt％から約0.02wt％の量のチタンと、
約0.001wt％から約0.01wt％の量の窒素と、
約0.01wt％から約0.5wt％の量の珪素と、
約0.5wt％から約2.0wt％の量のマンガンと、
を有し、
モリブデン、クロム、バナジウムおよび銅の総量は、約0.15wt％未満である。当該鋼は、フェライトで構成された第1の相と、炭化物、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、粒ベイナイト、上部ベイナイト、および変質上部ベイナイトからなる群から選定された、1または2以上の成分を含む第2の相と、を有する。第1の相内の溶質炭素量は、約0.01wt％以下である。

ある一実施例では、ジュアル相鋼を製作する方法は、鋼スラブを、約1000℃から約1250℃の温度に再加熱して、実質的にオーステナイト相からなる鋼スラブを提供するステップを有する。鋼スラブは、オーステナイト相の再結晶化に十分な第1の温度で、1または2以上のロールパスにより、板状に収縮形成される。板は、オーステナイトが再結晶されない第2の温度での、1または2以上のホットロールパスにより、収縮され、ロール化板が形成される。第2の温度は、第1の温度よりも低い。次に、ロール化板は、オーステナイトからフェライトへの変態が生じるのに十分な、第1の冷却温度まで冷却され、その後、フェライト中のクラスタ形成原子が減少する。

さらに別の実施例では、ジュアル相鋼を製造する方法は、鋼スラブを、約1000℃から約1250℃の範囲で、加熱するステップを有し、実質的にオーステナイト相からなる鋼スラブが提供される。鋼スラブは、収縮され、オーステナイト相の再結晶化に十分な温度で、1または2以上のホットロールパスにより板状に形成され、微細粒のオーステナイト相が得られる。さらに、板は、オーステナイトが再結晶化されない温度未満の温度で、1または2以上のホットロールパスにより収縮される。板は、オーステナイトからフェライトへの変態が生じるのに十分な、第1の冷却温度まで冷却され、少なくとも10℃／秒（18゜F／秒）の速度で、第2の温度まで冷却される。その後、板は、十分な速度で冷却され、フェライト中の溶質炭素が減少する。

本発明の特徴および利点は、添付図面を参照した好適実施例の記載により、当業者には明らかとなろう。当業者には、多くの変更が可能であり、そのような変更は、本発明の範囲に属する。

図には、本発明のいくつかの実施例のある態様が示されている。図は、本発明の範囲を限定するために使用してはならない。

本発明の1または2以上の実施例による、ある一例の鋼の各種機械的特性を示した図である。 本発明の1または2以上の実施例による、ある一例の鋼の各種機械的特性を示した図である。 本発明の1または2以上の実施例による、ある一例の鋼の各種機械的特性を示した図である。 本発明の1または2以上の実施例による、ある一例の鋼の各種機械的特性を示した図である。 本発明の1または2以上の実施例により製造された鋼、および従来の鋼について、熱処理温度の関数としての降伏率（％）を示した図である。 従来の鋼板の熱処理後の走査型電子顕微鏡写真（SEM像）である。 図6Aに示す従来の鋼板の熱処理後の透過型電子顕微鏡写真（TEM像）である。 本発明の1または2以上の実施例により製造された、1／4厚さの鋼板の熱処理後のSEM像である。像は、主として、粒ベイナイト（GB）、上部ベイナイト（UB）または一部がラスマルテンサイト（LM）のパーライトを有する、第2相を有する鋼を示している。 図7Aに示した鋼板の1／4厚さのTEM像である。像には、交錯したまたは波状の転位を有する鋼が示されている。転位には、ほとんどあるいは全く炭素および／または窒素の過飽和は認められない。

本発明は、全般に、ライン管に関し、特に、低降伏比の、優れた歪みエージング抵抗を有するジュアル相鋼、およびそれを製造する方法に関する。

高強度で、低降伏−対−引張比、高い伸び均一性を有し、加工硬度係数が高いジュアル相（DP）鋼、ならびにそれを製造する方法が提供される。そのような鋼は、歪み容量に悪影響を及ぼすことなく、後処理を行うことができる。特に、鋼は、ライン管、沖合構造体、油およびガス製造設備、圧力容器、ならびに鋼の良く知られている用途に適する。

1または2以上の実施例では、鋼は、鉄、およびフェライト相中の炭素と窒素の過飽和の度合いを抑制する合金元素を含み、これにより、歪みエージングに対する抵抗が付与される。フェライト相中の溶質炭素量は、0.01wt％未満であることが好ましく、0.005wt％未満であることがより好ましい。1または2以上の実施例では、溶質炭素量は、0.005wt％と0.01wt％の間にある。1または2以上の実施例では、溶質炭素量は、約0.006 wt％、約0.007wt％、約0.008wt％、または約0.009wt％である。フェライト相中の溶質窒素量は、0.01wt％未満であることが好ましく、0.005wt％未満であることがより好ましい。1または2以上の実施例では、溶質窒素量は、0.005wt％と0.01wt％の間にある。1または2以上の実施例では、溶質窒素量は、約0.006 wt％、約0.007wt％、約0.008wt％、または約0.009wt％である。

鋼は、耐食性コーティング処理プロセスのような管の加熱処理プロセス前後のいずれにおいても、500MPaよりも大きな引張強度を有するようにされることが好ましく、これは、好ましくは520MPa以上である。また鋼は、約400MPaの最小降伏強度を有するように構成され、好ましくは、約415MPaの最小降伏強度を有する。また鋼は、前駆体鋼、およびそれから製造されるライン管を提供するように構成され、両者は、加熱処理プロセスの前後で、約0.90以下の降伏対引張強度（YIS）比または降伏比（YR）を有し、好ましくは約0.85以下、より好ましくは約0.8以下の値を有する。1または2以上の実施例では、YRは、0.89、0.88、0.87、0.86、または0.85である。また鋼は、約8％を超える最小均一伸びを有するように構成され、この値は、加熱処理プロセスの前後いずれにおいても、前駆体鋼、およびそれから製造されるライン管では、好ましくは約10％以上である。また、鋼は、-12℃のシャルピーVノッチ試験において、約120Jを超えるような、高い靭性を有するように構成され、これは、-12℃のシャルピーVノッチ試験において、約200Jを超えることが好ましく、-12℃のシャルピーVノッチ試験において、約250Jを超えることがより好ましい。

好適合金元素および好適範囲については、以下に詳細に示す。例えば、鋼は、0.12wt％未満の炭素量を有することが好ましく、これは、0.10wt未満であることがより好ましく、0.08wt％未満であることがさらに好ましい。1または2以上の実施例では、炭素量は、下限が、約0.05wt％、0.06wt％、0.07wt％の範囲であり、上限が0.10wt％、0.11wt％、0.12wt％の範囲である。鋼の炭素量は、0.05wt％から0.12wt％の範囲であることが好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、珪素（Si）を含む。珪素は、脱酸素のため添加されても良い。また、珪素は、良好なマトリクス強化剤であるが、ベース鋼とHAZの靭性の両方に、大きな悪影響を及ぼす。従って、珪素の上限は、0.5wt％であることが好ましい。珪素は、高温からの鋼板の冷却（クエンチ）の間、未変態オーステナイトへの炭素の泳動の駆動力を高め、このため、フェライトの格子間量が減少し、そのフローおよび靭性が改善される。この珪素の有意な効果は、鋼の靭性を劣化させる固有の影響とバランス化される。これらのバランス力により、本発明の合金への最適な珪素添加量は、約0.01wt％から0.5wt％の間である。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、マンガン（Mn）を含んでも良い。マンガンは、鋼中のマトリクス強化剤であり、さらに重要なことは、硬度化に寄与することである。マンガンは、安価な合金添加物であり、特に、これらの板の中間厚さにおいて、板の強度の低下につながり得る、板の厚い区画のフェライト形成が抑制される。マンガンの、フェライト、パーライト、粒状ベイナイト、および上部ベイナイトの変態を遅延させる大きな効果により、冷却中に、オーステナイトが形成され、これにより、微細構造に、別の強い第2の相、例えばラスマルテンサイト、下部ベイナイト、および変質上部ベイナイト等を形成する際の、処理の自由度が高まる。しかしながら、マンガンが多すぎると、鋼板の靭性に悪影響が生じ、そのため、マンガンの好ましい上限は、約2.0wt％である。また、この上限は、高マンガンおよび連続鋳造鋼スラブにおいて生じ易い、実質的に中央での偏析を実質的に最小化するように選定されることが好ましく、スラブから形成される板の中心での、付随する微細構造、および靭性の低下が抑制される。鋼は、Mn量が約0.5wt％から約2.0wt％の範囲であることが好ましい。

他の成分は、最小限に抑制されることが好ましい。例えば、硫黄（S）量は、約0.01wt％未満であることが好ましい。リン（P）は、0.015wt%未満であることが好ましく、0.01wt％未満であることがより好ましい。1または2以上の実施例では、P量は、存在しても、0.0001wt％から0.009wt％の範囲である。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、ニオブ（Nb）を含んでも良い。ニオブは、鋼スラブを板にホットロール処理する際に、粒の微細化を助長するため添加され、鋼板の強度と靭性の両方が向上する。ホットロール処理の際に析出するニオブ炭化物は、再結晶化を遅らせ、粒成長を抑制するため、オーステナイト粒の微細化に寄与する。これらの理由のため、ニオブは、少なくとも0.005wt％であることが好ましい。またニオブは、強い高硬度化剤であり、ニオブ炭化物または炭窒化物の形成により、HAZの析出強度が上昇する。鋼へのニオブの添加によるこれらの効果は、HAZの軟化を抑制する上で有益であり、特に、高強度鋼溶接物の溶融線の近傍では効果的である。このため、ライン管を得るため製作時に溶接される鋼板中のニオブの下限は、0.01wt％であることが好ましい。しかしながら、ニオブ量が多くなると、析出強度が過度に上昇し、この結果、ベース鋼およびHAZの双方において、靭性が低下する。このため、上限は、0.03wt％であることが好ましい。上限は、0.02wt％であることがより好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、チタン（Ti）を含んでも良い。チタンは、微細窒化チタン（TiN）析出物の形成に効果的であり、これにより、ロール構造およびHAZの双方の鋼において、粒サイズが微細化される。従って、鋼およびHAZの靭性は、向上する。この目的のため、チタンの最小値は、0.005wt％であることが好ましい。チタンは、Ti／Nの重量比が約3.4となるように、鋼に添加されることが好ましい。鋼への過剰のチタンの添加は、粗大TiN粒子またはチタン炭化物粒子の形成により、鋼の靭性を低下させる傾向にある。従って、チタンの上限は、0.02wt％であることが好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、アルミニウム（Al）を含んでも良い。アルミニウムは、主として、鋼の脱酸素化のために添加される。このため、少なくとも0.01wt％のアルミニウムを添加することが好ましい。鋼への少量のアルミニウムの添加は、HAZ特性にも有益であり、溶接プロセスの熱サイクルによる、粗大HAZ粒への窒化物および炭窒化物粒子の溶解により生じる自由窒素が拘束される。しかしながら、アルミニウムは、珪素と同様に、マトリクスの靭性および変形特性を低下させる。また、多くのアルミニウムの添加は、鋼中での過度の粗大アルミニウム酸化物介在物の発生につながり、靱性が低下する。従って、鋼への好適なアルミニウム添加の上限は、0.1wt％である。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、窒素（N）を含んでも良い。窒素は、TiN析出物の形成により、スラブの再加熱の際、およびHAZにおけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、これにより、ベース金属およびHAZの低温靱性が向上する。この効果のため、窒素の最小値は、0.0015wt％であることが好ましい。しかしながら、窒素の添加量が多すぎると、HAZ中に余分な自由窒素が生じ、HAZの靭性が低下する。また、過度の自由窒素は、ライン管における歪みエージングの傾向を強める。従って、窒素の上限は、0.01wt％であることが好ましく、0.005wt%であることがより好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、0.01wt%未満の窒素量を有することが好ましく、これは、0.0075wt%であることがより好ましく、0.005wt%未満であることがさらに好ましい。窒素含有量の範囲は、下限が約0.0025wt％、0.0035wt％、または0.0045wt％であり、上限が0.0050wt％、0.0075wt％、または0.01wt％であることが好ましい。鋼は、約0.0025wt％から約0.0095wt％の範囲の窒素量を有することがより好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、ニッケル（Ni）を含んでも良い。ニッケルは、ベース鋼およびHAZの靭性を高める。ニッケルの最小量は、0.1wt％であり、ニッケルの最小値は、0.3wt%であることがより好ましく、この場合、HAZおよびベース鋼の靭性に、十分な効果が得られる。マンガンおよびモリブデンの添加の程度とは異なり、鋼へのニッケルの添加は、高硬度化を助長し、従って、微細構造の厚さの均一性、および厚い区画の特性が向上する（20mm以上）。しかしながら、過度のニッケルの添加は、溶接性の点で問題があり（コールドクラックが生じるため）、硬い微細構造のため、HAZの靭性が低下し、鋼のコストが高くなる。鋼は、約1wt%以下のニッケル量を有することが好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、例えば、クロム、モリブデン、バナジウム、銅、のような置換型合金元素を少量しか含まず、または実質的に置換合金元素を含まない。そのような元素は、鋼のフェライト相中の炭素および窒素の活性を低下させ、あるいは、過剰な析出効果が生じ、歪みエージングの傾向が強まる。モリブデン、クロム、バナジウム、および銅の組み合わされた量は、約0.20wt％以下、約0.15wt%以下、約0.12wt%以下、または約0.10wt%以下である。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、ホウ素（B）を含んでも良い。ホウ素は、安価に鋼の高硬度化を大きく促進し、厚い区画（＞16mm）であっても、下部ベイナイト、ラスマルテンサイトの鋼の微細構造を形成を助長する。ホウ素により、全体的に低合金、および低Pcm（組成に基づく、溶接水素クラック感受性パラメータ）鋼の設計が可能になり、これによりHAZの軟化抵抗および溶接性が向上する。約0.002wt％を超えるホウ素は、脆い粒子Fe₂₃(C,B)₆の形成を助長する。従って、ホウ素を添加する際には、ホウ素の上限は、0.002wt％であることが好ましい。また、ホウ素は、モリブデンおよびニオブによる高硬度化の効果を高める。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、クロム（Cr）を含んでも良い。クロムは、直接クエンチの際に、鋼の高硬度化に大きな影響を与える。従って、クロムは、特に、ホウ素を含まない鋼において、硬度を高める際に、モリブデンよりも安価な合金添加剤である。クロムは、耐食性を高め、水素誘起型のクラック（HIC）に対する抵抗を高める。モリブデンと同様、過剰のクロムは、溶接時のコールドクラックの原因となり、鋼およびHAZの靭性を劣化させる傾向にある。クロムは、フェライト相中の炭素の活量を低下させ、これにより、固溶体中の炭素の量を高め、鋼の歪みエージングに対する傾向が高まる。従って、クロムを添加する場合、最大値は、0.2wt％が好ましく、0.1wt％がより好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、REM（希土類金属）を含んでも良い。カルシウムおよびREMは、硫化物を形成することにより、長いMnSの発生を抑制し、鋼板の特性（例えばラメラ剪断特性）を改善する。しかしながら、CaおよびREMの添加量が0.01％を超えると、CaO-CaSまたはREM-CaSの形成により、鋼の清浄度、および溶接性が低下する。REMは、0.02wt%以下の量で、添加されることが好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、マグネシウム（Mg）を含んでも良い。マグネシウムは、通常、微細な分散酸化物粒子を形成し、これにより、HAZにおいて、粒の粗大化が抑制され、および／または内部粒フェライトの形成が促進され、これにより、HAZの靭性が改善される。Mgの添加効果を発揮するため、少なくとも約0.0001wt％のMgを添加することが好ましい。しかしながら、Mg量が約0.006wt%を超えると、粗大酸化物が形成され、HAZの靱性は低下する。従って、Mg量は、0.006wt％未満であることが好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、銅（Cu）を含んでも良い。銅は、高硬度化に対する鋼の強度に寄与し、鋼は、ε銅析出により、析出強化される。適切に制御されなければ、多量の銅は、余分な析出硬化を発生させるため、ベース鋼板およびHAZの靱性が低下する。また、多量の銅では、スラブ鋳造およびホットロールの際に脆化が生じ、この軽減のため、ニッケルの強添加が必要となる。本発明による鋼に銅が添加される場合、上限は、0.2wt％であることが好ましく、上限は、0.1wt%であることがより好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、バナジウム（V）を含んでも良い。バナジウムは、ニオブと実質的に同様の効果を有するが、ニオブほど強い効果は有さない。しかしながら、ニオブと組み合わされた場合、バナジウムの添加により、顕著な効果が得られる。バナジウムとニオブの組み合わせは、ライン管製造時のシーム溶接のような、高入熱溶接の際のHAZの軟化を大きく抑制する。ニオブと同様に、過剰なバナジウムは、余分な析出硬化により、ベース鋼およびHAZの両方の靱性を低下させる。また、バナジウムは、クロムおよびモリブデンのように、炭素と窒素に対して大きな親和性を有する。換言すれば、バナジウムは、フェライト相中の炭素の活量を低下させ、固溶体中の炭素および窒素の量を増加させ、これにより、鋼の歪みエージングの傾向が助長される。従って、バナジウムを鋼に添加する場合、その量は、約0.1wt％以下であることが好ましく、約0.05wt％以下であることがより好ましく、約0.03wt％以下であることがさらに好ましい。

前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、ジルコニウム（Zr）、ハフニウム（Hf）、および／またはタンタル（Ta）を含んでも良い。ジルコニウム（Zr）、ハフニウム（Hf）、およびタンタル（Ta）は、ニオブ（Nb）と同様に、炭化物および窒化物を形成する元素であり、強度の向上に効果的である。しかしながら、0.0001wt％未満の添加では、この効果は、得られない。また、0.05wt％を超える添加は、鋼板の靭性を劣化させる。従って、Ta量は、約0.03wt％未満であることが好ましく、Zr量は、約0.03wt％未満であることが好ましく、Hf量は、約0.03wt％未満であることが好ましい。

鋼は、0.220未満で、0.150を超えるPcmを有することが好ましい。Pcmは、化学組成に基づいて、鋼の高硬度化および溶接性を測定する方法を表す。炭素および他の合金元素（例えばMn、Cr、Si、Mo、V、Cu、Ni）の濃度が高くなると、鋼の硬度は上昇し、溶接性は低下する傾向にある。各これらの材料は、鋼の硬度および溶接性に、異なる度合いで影響する傾向にあるため、Pcmは、異なる合金元素で構成された合金間の、硬度／溶接性の差異を判定する方法となる。Pcm用の一般的に使用される計算式は、

である。

（微細構造）
1または2以上の実施例では、鋼は、ジュアル相微細構造を有し、この微細構造は、体積比で、約10％から約90％の軟化材、フェライト相、または成分（第1の相）と、体積比で、約10％から約90％の強相または成分（第2の相）とを有する。第2の相は、フェライト以外の1もしくは2以上の相または成分を有する。非フェライト相または成分の一例には、これに限られるものではないが、マルテンサイト、下部ベイナイト、変質上部ベイナイト、上部ベイナイト、粒ベイナイト、パーライト、セメンタイトのような炭化物、またはこれらの混合物である。

Ar₁変態温度は、冷却処理の間に、オーステナイトから、フェライトまたはフェライトとセメンタイトへの変態が完了する温度を表す。

Ar₃変態温度は、冷却処理の間に、オーステナイトがフェライトに変態し始める温度を表す。

冷却速度は、板の厚さの中心、または実質的に中央での冷却速度を表す。

ジュアル相は、少なくとも2つの識別可能な相、または少なくとも2つの識別可能な成分を意味する。

粒ベイナイト（GB）は、中心に配置されたマルテンサイト−オーステナイト（MA）の小さな「島」を取り囲む、3乃至5個の比較的等軸のベイナイトフェライト粒のクラスタを表す。通常の「粒（グレイン）」は、約1乃至2μｍの直径である。

上部ベイナイト（UB）は、セメンタイトのような炭化物相のストリンガまたは薄膜に分散された、針状またはラス状のベイナイトフェライトの混合物を表す。

変質上部ベイナイト（DUB）は、平行ラスの組（パケット）において、剪断応力によって各コロニーが成長した、ベイナイト生成物である。ラスの成長中およびその直後、一部炭素は、内部ラスオーステナイトから排斥される。炭素量が比較的低いため、捕獲されたオーステナイトの炭素の濃縮は、十分ではなく、セメンタイト板核発生の開始には至らない。そのような核発生は、中間および高炭素鋼では生じないため、結果的に古典的な上部ベイナイト（UB）が形成される。一方、DUBの内部ラスオーステナイトでの低部炭素濃縮によって、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト（MA）混合物が生じ、あるいは残留オーステナイト（RA）として残留する。

DUBは、古典的な上部ベイナイト（UB）と混同されるおそれがある。数十年前に、中間炭素鋼において、最初に同定されたUBは、2つの重要な特徴を有する；（1）平行ラスの組は、パケット内で成長する、（2）セメンタイト膜は、ラスの境界で生じる。UBは、DUBと同様であり、両方とも、平行ラスのパケットを有する。しかしながら、重要な差異は、内部ラス材料である。炭素量が約0.15乃至0.40の場合、セメンタイト（Fe₃C）は、ラスの間に形成される。これらの「膜」は、DUB中の断続的なMAに比べて、比較的連続的である。低炭素鋼では、内部ラスセメンタイトは、形成されない；代わりに、残りのオーステナイトは、MA、マルテンサイト、またはRAとして消滅する。

下部ベイナイト（LB）は、平行ラスのパケットである。またLBは、小さな内部ラス炭化物析出物を有する。これらの板状粒子は、単一の結晶学的異形に、連続的に析出され、これは、主ラス成長方向（ラスの長手方向）から、約55゜の配向である。

ラスマルテンサイト（LM）は、薄い平行ラスのパケットとして認められる。ラスの幅は、通常、約0.5ミクロン未満である。マルテンサイトラスの未テンパーコロニーは、炭化物フリーの特徴を有し、一方、自動テンパーLMは、イントララス炭化物析出の形態を示す。自動テンパーされたLM内のイントララス炭化物は、｛110｝相のマルテンサイトのような、2以上の結晶学的異形を形成する。しばしば、自動テンパーLMの透過型電子顕微鏡（TEM）において、セメンタイトは、一つの方向に沿って整列されておらず、むしろ、複数の面に析出している。

パーライトは、通常、2相のラメラ構造であり、これは、フェライトとセメンタイト（Fe₃C）の交互層で構成される。

粒は、多結晶材料における個々の結晶である。

粒界は、ある結晶学的配向から、別の配向への遷移に対応する、金属の狭小の領域を表し、従って、粒界により、ある粒と別の粒とが分離される。

予備オーステナイト粒サイズは、オーステナイトが再結晶化されない温度範囲におけるロール処理前の、ホットロール鋼板の平均オーステナイト粒サイズを表す。

クエンチは、いかなる手段における、加速冷却処理を表しても良く、選定流体として、空冷とは異なり、鋼の冷却速度を高める傾向にあるものが選定される。

加速冷却完了温度（ACFT）は、クエンチ処理完了後に、板の厚さの中心部分からの熱伝達のため、板の表面が到達する最大の、または実質的に最大の温度である。

スラブは、鋼の一片であり、いかなる寸法を有しても良い。

T_nr温度は、オーステナイトが再結晶化されない温度未満の温度である。

横断方向は、ロールの面内にある方向であって、板のロール方向と垂直な方向を表す。

（製造方法）
1または2以上の実施例では、鋼組成は、ジュアル相鋼のフェライト相中の過飽和Cおよび／またはNの量を抑制する方法で処理される。鋼は、板の処理プロセスの間に、フェライトおよび／または析出物から、CおよびNが十分に拡散することが可能な条件で、処理されることが好ましい。拡散および析出は、高加速冷却完了温度により行われ、ジュアル相微細構造の所望の微細構造の特徴（例えば、軟化フェライト相の量、有効予備オーステナイト粒サイズ等）の全てが残留する。1または2以上の実施例では、鋼中のフェライトの体積百分率は、約10wt％から90wt％の範囲であり、約30wt%から80wt%の範囲であることがより好ましい。フェライトは、鋼内に、均一に分散されることが好ましい。

鋼組成は、2段階のロール処理プロセスを用いて、ジュアル相板に処理されることが好ましい。1または2以上の実施例では、最初に、前述の組成の鋼ビレット／スラブが、連続鋳造処理プロセスのような通常の状態で形成される。次に、ビレット／スラブは、約1000℃から約1250℃の範囲の温度（再加熱温度）に再加熱される。再加熱温度は、（i）、鋼スラブを実質的に均一化し、（ii）鋼スラブ中に存在する場合、ニオブおよびバナジウムの、実質的に全ての炭化物および炭窒化物を溶解し、（iii）鋼スラブに微細なオーステナイト粒を形成する上で、十分な温度であることが好ましい。次に、再加熱スラブは、1または2以上のパスにより、ホットロール処理される。第1の処理では、オーステナイトの再結晶化の範囲内の第1の温度で、約30％から約90％の厚さ低下が得られるように処理される。次に、1または2以上のパスで、収縮ビレットがホットロールされる。オーステナイトは、再結晶化されないが、Ar₃変態点を下回る、幾分低い第2の温度での第2のロール処理では、約40乃至80％の厚さ低下が得られる。T_nr温度未満の累積ロール収縮は、少なくとも50％、好ましくは少なくとも約70％、より好ましくは、少なくとも75％である。

第2のロール収縮は、「完了ロール温度」で完遂される。1または2以上の実施例では、完了ロール温度は、700℃を超え、約720℃を超えることが好ましく、770℃を超えることがより好ましい。1または2以上の実施例では、完了ロール温度は、約700℃から800℃の範囲にある。その後、ホットロール化板は、第1の冷却温度に、（例えば空気で）冷却され、あるいはオーステナイトからフェライトへの変態が生じるのに十分な、加速冷却開始温度（ACST）に冷却され、その後、第2の冷却温度まで、または加速冷却完了温度（ACFT）まで、少なくとも10℃／秒の速度で、加速冷却される。ACFTの後、鋼板は、周囲大気中で、室温（すなわち周囲温度）まで冷却される。鋼板は、それ自身が室温まで冷却されることが好ましい。

1または2以上の実施例では、ACSTは、約600℃以上、約650℃以上、約700℃以上、または約730℃以上である。1または2以上の実施例では、ACSTは、約600℃から約800℃の範囲である。1または2以上の実施例では、ACSTは、約650℃から約750℃の範囲である。ACSTは、下限が約650℃、660℃、または690℃であり、上限が約700℃、730℃、または約750℃であることが好ましい。1または2以上の実施例では、ACSTは、約650℃、約660℃、約670℃、約680℃、約690℃、約700℃、約710℃、約720℃、約730℃、約740℃、または約750℃である。

1または2以上の実施例では、ACFTは、約400℃から約700℃の範囲である。1または2以上の実施例では、ACFTは、約450℃から約650℃の範囲である。ACFTは、下限が約400℃、450℃、または500℃であり、上限が約550℃、600℃または650℃である。例えば、ACFTは、約505℃、約510℃、約515℃、約520℃、約525℃、約530℃、約535℃、約540℃、約545℃、約550℃、または約575℃である。1または2以上の実施例では、ACFTは、約540℃から約560℃の範囲である。

理論によって限定されることは望まないが、高加速冷却完了温度（ACFT）では、炭素原子と窒素原子の少なくとも一部は、鋼組成のフェライト相から、第2の相に拡散し得ると考えられる。また、高加速冷却完了温度（ACFT）では、炭素原子と窒素原子の少なくとも一部は、ACFTから周囲温度までのその後の冷却中に、フェライト相から、炭化物、炭窒化物、および／または窒化物として析出すると考えられる。そのため、フェライト相の格子間の自由なCおよびNの量は、減少し、限られた量のCおよびNしか、フェライト中の転位に泳動することができない。従って、鋼の歪みエージングの傾向が、排除され、あるいは抑制される。

ロールおよび冷却ステップの後、板は、管状（例えばライン管）に形成される。いかなる管の形成方法を使用しても良い。前駆体鋼板は、従来の良く知られたUOE処理プロセスにより、ライン管に加工されることが好ましい。

（FBE処理プロセス）
管の形成後、該管は、コーティング／めっき処理され、腐食および／または機械的な損傷から保護される。コーティング処理プロセスは、管の少なくとも外径または外表面に、1または2以上の高分子コーティングを設置するステップを有する。また、コーティングは、管の内表面と外表面の両方に設置しても良い。コーティングの一例は、これに限られるものではないが、溶融結合エポキシ（FBE）、ポリプロピレン、ポリエチレン、およびポリウレタンを含む。溶融結合エポキシ（FBE）を設置することが好ましい。FBEは、熱硬化性高分子であり、従来の技術により、管にスプレー塗布し、熱硬化することができる。FBEの少なくとも一つの層は、管上に設置または塗布されることが好ましい。1または2以上の実施例では、コーティングの各層は、2μmから75mmの間の厚さを有する。ある実施例では、スプレー粉末の設置の際に、管は、加熱され、回転される。別の実施例では、管は、加熱され、高分子を含む溶融床に埋設される。管は、約180℃から約300℃の温度に加熱されることが好ましい。その後、FBE層で覆われた管の一部に、1または2以上の他のコーティングが設置されても良い。

前述のように、FBE適用プロセスのような後処理ステップにより、過飽和炭素および窒素原子の核酸が容易となり、鋼の転位の周囲に、溶質雰囲気が形成されるようになる。これらの溶質雰囲気（コットレル雰囲気）の形成は、鋼の強度を高める一方、転位からの雰囲気の崩壊に、より大きな歪みまたは力が必要となるため、延性が低下する。その結果、鋼は、延性が悪くなり、高歪み容量の必要となる領域での使用に適さなくなる。

（エンドユーズ）
示された実施例による鋼板は、ジュアル相微細構造の全ての所望の特徴を残しているが、フェライト相内の炭素過飽和は、最小限に抑制される。そのようなDP鋼は、高強度と高歪み容量の両方が必要となる用途に、容易に適用することができる。例えば、本鋼は、特に、ライン管または圧力容器を製作する際の前駆体として有益である。また、本鋼は、ライザー、油およびガスの生産設備、化学製品製造設備、船舶建造、自動車用の製造工場、航空機製造工場、および発電施設等を含む海岸構造物に適用することもできる。

本発明のより良い理解のため、以下、いくつかの実施例のある態様について説明する。以下の例は、本発明の範囲を限定するものと解してはならない。

以下、非限定的な例を参照して、本発明についてより詳しく説明する。

表1に示す化学組成を有する溶鋼から、4つの鋼前駆体（鋼A、B、C、D、およびE）を調製した。真空誘導処理により、150kgの溶鋼を溶解し、これをスラブに鋳造することにより、あるいは250トンの産業用基本酸素炉を用いて、鋼スラブに連続鋳造することにより、各前駆体を調製した。鋼板（例1-8）は、表2に示すプロセス条件により、これらの鋼前駆体（鋼A、B、C、D、およびE）から調製した。例1-7は、本発明の鋼に相当し、例8は、比較例としての従来のDP鋼に相当する。

鋼を前駆体板に処理した後、鋼板をライン管に成形した。形成された管に対して、200℃乃至250℃で、5乃至8分間の熱処理を行った。これは、表3に示すFBEコーティング処理プロセスを模擬したものである。表3に示す「as-UOE」という用語は、室温でのライン管、すなわち熱処理を実施していないライン管を表している。なお、長手方向における管の機械的特性を測定し、これも表3に示した。

図1乃至4には、熱処理温度の関数としての、表3に記載した機械的特性の変化を示す。特に、図1および図2には、本発明の鋼（例3-7）が、例8の従来の鋼に比べて、改善された歪みエージング抵抗、すなわち低いYR値（図1）と、大きな均一伸び（図2）を示すことが示されている。中でも、本発明の鋼（例3-7）は、良好な一定の降伏強度（図3）と、引張強度（図4）とを示す。そのため、前述の実施例により製造されたDP鋼は、従来のDP鋼（例8）に比べて、あまり顕著な歪みエージングの問題を示さない。

図5には、前述の実施例により製造された鋼（例えば例1-7）および従来の鋼（例えば例8）に対する、熱処理温度の関数としての降伏比（％）の関係を示す。曲線510は、例8を表し、曲線520は、例6を表す。図5に示すように、本発明の鋼520は、FBEコーティングプロセスの通常の温度範囲（例えば約200℃から約250℃）において、従来のDP鋼510に比べて、十分に改善された歪みエージング抵抗、すなわち低い降伏比を示す。

例えば、図6Aは、例8で製造された鋼のSEM像である。図6Bは、例8の1／4厚さでのTEM像である。図6Aと6Bの双方において、鋼は、FBEコーティングのシミュレーションのため、表3に示した条件により、熱処理されている。鋼は、フェライト600の第1の相と、主として粒ベイナイト（GB）605および変質上部ベイナイト（DUB）610の第2の相とを有する。図6Bを参照すると、フェライト中の転位650は、主として、いくつかのキンクを有する直線状に見え、これは、これらの転位650が歪み下で動きにくいことを示している。そのため、転位650の移動または剪断には、大きなエネルギーまたは大きな力が必要となる。従って、そのような追加の力によって、鋼の強度は高まるが、表3に示すように延性は、低下する。

図7Aには、本発明の鋼、例えば例5（冷却完了温度が566℃の鋼D）のSEM像を示す。図7Bには、同じ鋼のTEM像を示す。ここでも、SEMおよびTEMは、いずれも、FBEコーティングプロセスを模擬するため、表3に示した条件で鋼を加熱した後の画像である。図7Aには、鋼の第2の相が、主として粒ベイナイト（GB）705、上部ベイナイトまたはパーライト710であり、いくつかのラスマルテンサイト（LM）720を有することが示されている。図7Aに示す鋼のTEM像（図示されていない）は、実際に、710で記された成分を示しており、これは、パーライトである可能性が高い。図7Bには、転位850が、錯綜し、湾曲し、および／または波状となっていることが示されており、これは、歪みの際に、これらの転位が大きな移動度を有することを示している。換言すれば、Cおよび／またはN原子は、小さな力でも、転位850から移動することができる。従って、表3に示すように、鋼の延性が向上し、引張強度は、影響を受けない。

図1乃至7および表3に示すように、前述の実施例により処理された鋼B、C、D、およびEの各々は、高い炭素およびマンガン量を有し、引張強度が維持されるが、例8により処理された鋼Aに比べて、歪みエージングによる影響を受けにくい。鋼B、C、D、およびEの炭素量の増加は、歪みエージングに悪影響を及ぼすことが予想される。驚くべきことに、反対の結果が得られている。また、鋼B、C、D、およびEの炭素とマンガンの高含有量の組み合わせは、炭素含有量の単独の増加よりも、歪みエージングにより悪影響を及ぼすことが予想される。驚くべきことに、反対の結果が得られている。従って、炭素クラスタ形成合金が存在せず、および／または冷却完了温度が528℃を超えることが、驚くべきことに、ジュアル相鋼管に、良好な引張強度と降伏強度に加えて、歪みエージングに対する高抵抗性を提供しているものと考えられる。

上限の数値組と、加減の数値組とを用いて、ある実施例および特徴について説明した。特に記載がない限り、いかなる下限から上限までの範囲も考慮されることに留意する必要がある。ある下限、上限、および範囲は、1または2以上の請求項から明らかである。全ての数値は、示された値の「約」または「おおよそ」の値であり、当業者に予想される実験誤差および変動が考慮される。

各種用語は、前述のように定義される。請求項における使用用語が前述の定義にない場合、そのような用語は、当業者が、少なくとも一つの印刷物または登録特許に反映されている用語を理解する、最大の範囲で定義されることに留意する必要がある。また、本願に示されている全ての特許、試験手順、および他の資料は、そのような開示が本願と矛盾しない限り、取り込みが許容される全ての司法管轄において、参照として完全に取り込まれている。

前述の内容は、本発明の実施例に関するものであるが、本発明の基本範囲から逸脱しないで、本発明の他の実施例が得られても良く、本発明の範囲は、特許請求の範囲により定められる。

従って、本発明は、本発明に固有のもの以外に、本目的の実施、および記載された利点および目的の取得のために、適正に適合される。本発明は、本発明の一例としての実施例を参照して示したが、そのような参照は、本発明の限定を意味するものではなく、そのような限定は、推察されない。本発明は、相応の修正、変更が可能であり、本願の開示の利益を有する当業者には、形態および機能の等価物が生じることは明らかである。本発明の示された実施例は、一例に過ぎず、本発明の範囲を限定するものではない。すなわち、本発明は、添付の特許請求の範囲およびその思想によってのみ、限定されることを意図しており、全ての点で等価物に対する認識が付与される。請求項内の用語は、特に明確な定義がない限り、その明確で一般的な意味を有する。

Claims (55)

1. 重量比で、約0.05％から約0.12wt％の量の炭素と、
   約0.005wt％から約0.03wt％の量のニオブと、
   約0.005wt％から約0.02wt％の量のチタンと、
   約0.001wt％から約0.01wt％の量の窒素と、
   約0.5wt％から約2.0wt％の量のマンガンと、
   約0.01wt％から約0.5wt％の量の珪素と、
   を有し、
   モリブデン、クロム、バナジウムおよび銅の総量は、約0.15wt％未満で、
   第1の相は、フェライトで構成され、
   第2の相は、炭化物、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、粒ベイナイト、上部ベイナイト、および変質上部ベイナイトからなる群から選定された、1または2以上の成分を有し、
   前記第1の相内の溶質炭素量は、約0.01wt％以下である、ジュアル相鋼。
2. 前記第2の相は、パーライトを有することを特徴とする請求項1に記載のジュアル相鋼。
3. 約1.0wt%未満の量で、ニッケルが存在することを特徴とする請求項1に記載のジュアル相鋼。
4. 約0.02wt%未満の量で、ホウ素が存在することを特徴とする請求項1に記載のジュアル相鋼。
5. 当該鋼は、約0.22未満のPcmを有することを特徴とする請求項1に記載のジュアル相鋼。
6. 当該鋼は、少なくとも500MPaの引張強度を有することを特徴とする請求項1に記載のジュアル相鋼。
7. 当該鋼は、少なくとも520MPaの引張強度を有することを特徴とする請求項1に記載のジュアル相鋼。
8. 当該鋼は、少なくとも8％の最小均一伸びを有することを特徴とする請求項1に記載のジュアル相鋼。
9. 当該鋼は、少なくとも10％の最小均一伸びを有することを特徴とする請求項1に記載のジュアル相鋼。
10. 当該鋼は、0.90未満の降伏比を有することを特徴とする請求項1に記載のジュアル相鋼。
11. 当該鋼は、0.85未満の降伏比を有することを特徴とする請求項1に記載のジュアル相鋼。
12. ジュアル相鋼を製造する方法であって、
    約1000℃から約1250℃の再加熱温度まで、鋼スラブを加熱するステップと、
    第1の温度で、少なくとも一つのホットロールパスにおいて、前記鋼スラブを収縮し、板を形成するステップと、
    第2の温度で、少なくとも一つのホットロールパスにおいて、前記板を収縮するステップと、
    オーステナイトをフェライトに変態させるのに十分な、第1の冷却温度まで、前記板を冷却するステップと、
    前記フェライト中のクラスタ形成原子を低減するステップと、
    を有し、
    前記再加熱温度に、前記鋼スラブを加熱するステップでは、実質的にオーステナイト相からなる鋼スラブが提供され、
    前記第1の温度は、前記オーステナイト相を再結晶化させるのに十分であり、
    前記オーステナイト相は、前記第2の温度では、再結晶化されず、
    前記第2の温度は、前記第1の温度よりも低いことを特徴とする方法。
13. 前記クラスタ形成原子は、炭素を含むことを特徴とする請求項12に記載の方法。
14. 前記クラスタ形成原子は、窒素を含むことを特徴とする請求項12に記載の方法。
15. 前記クラスタ形成原子は、炭素および窒素を含むことを特徴とする請求項12に記載の方法。
16. 前記フェライト中のクラスタ形成原子を低減するステップは、第2の冷却温度まで、少なくとも10℃／秒の速度で、前記冷却された板をクエンチするステップを有することを特徴とする請求項12に記載の方法。
17. 前記第1の冷却温度は、約650℃から約750℃の範囲であることを特徴とする請求項12に記載の方法。
18. 前記第1の冷却温度は、約660℃から約750℃の範囲であることを特徴とする請求項12に記載の方法。
19. 前記第1の冷却温度は、約670℃から約740℃の範囲であることを特徴とする請求項12に記載の方法。
20. 前記第1の冷却温度は、約730℃であることを特徴とする請求項12に記載の方法。
21. 前記第2の冷却温度は、約400℃から約700℃の範囲であることを特徴とする請求項16に記載の方法。
22. 前記第2の冷却温度は、約450℃から約650℃の範囲であることを特徴とする請求項16に記載の方法。
23. 前記第2の冷却温度は、約500℃から約600℃の範囲であることを特徴とする請求項16に記載の方法。
24. 前記第2の冷却温度は、約560℃であることを特徴とする請求項16に記載の方法。
25. 前記ロールされた板は、体積比で、約10％から約90％までの前記フェライトを有することを特徴とする請求項12に記載の方法。
26. 前記ロールされた板は、体積比で、約10％から約90％までの前記第2の相を有することを特徴とする請求項12に記載の方法。
27. 前記第2の相は、炭化物、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、粒ベイナイト、上部ベイナイト、および変質上部ベイナイトからなる群から選定された、1または2以上の成分を有することを特徴とする請求項26に記載の方法。
28. さらに、前記第2の冷却温度までクエンチするステップの後、周囲温度まで、前記鋼板を冷却するステップを有することを特徴とする請求項16に記載の方法。
29. さらに、UOE技術を用いて、前記冷却された板をライン管に成形するステップを有することを特徴とする請求項12に記載の方法。
30. さらに、前記ライン管の少なくとも一部に、耐食性コーティングを設置するステップを有することを特徴とする請求項29に記載の方法。
31. 前記コーティングは、少なくとも一つの溶融結合エポキシ化合物を有することを特徴とする請求項30に記載の方法。
32. ジュアル相鋼を調製する方法であって、
    約1000℃から約1250℃の温度で、鋼スラブを加熱して、実質的にオーステナイト相からなる鋼スラブを提供するステップと、
    前記オーステナイト相の再結晶化に十分な温度で、少なくとも一つのホットロールパスにおいて、前記鋼スラブを収縮し、板を形成することにより、微細粒オーステナイト相が形成されるステップと、
    オーステナイトが再結晶化されない温度未満の温度で、少なくとも一つのホットロールパスにおいて、前記板を収縮するステップと、
    オーステナイトをフェライトに変態させるのに十分な、第1の温度まで、前記板を冷却するステップと、
    少なくとも10℃／秒（18゜F／秒）の速度で、第2の温度まで、前記板をクエンチするステップと、
    前記フェライト中の溶質炭素が低減されるのに十分な速度で、前記板を冷却するステップと、
    を有する方法。
33. 前記第2の温度は、前記炭素が前記フェライトから第2の相に拡散するのに十分な温度であることを特徴とする請求項32に記載の方法。
34. 前記第2の温度は、前記フェライト中の前記炭素が、1または2以上の炭化物中に析出するのに十分な温度であることを特徴とする請求項32に記載の方法。
35. 前記第2の相は、炭化物、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、粒ベイナイト、上部ベイナイト、および変質上部ベイナイトからなる群から選定された、1または2以上の成分を有することを特徴とする請求項33に記載の方法。
36. さらに、UOE技術を用いて、前記冷却された板をライン管に成形するステップを有することを特徴とする請求項32に記載の方法。
37. 前記第1の温度は、約650℃から約750℃の範囲であることを特徴とする請求項32に記載の方法。
38. 前記第1の温度は、約670℃から約740℃の範囲であることを特徴とする請求項32に記載の方法。
39. 前記第2の温度は、約400℃から約700℃の範囲であることを特徴とする請求項32に記載の方法。
40. 前記第2の温度は、約450℃から約650℃の範囲であることを特徴とする請求項32に記載の方法。
41. 前記第2の温度は、約500℃から約600℃の範囲であることを特徴とする請求項32に記載の方法。
42. 前記第2の温度は、約560℃であることを特徴とする請求項32に記載の方法。
43. さらに、
    前記板からライン管を成形するステップと、
    約180℃から約300℃の間の温度に、前記ライン管を加熱するステップと、
    前記ライン管の少なくとも一部に、少なくとも一つのコーティングを設置するステップと、
    を有することを特徴とする請求項32に記載の方法。
44. 前記少なくとも一つのコーティングは、1または2以上の溶融結合エポキシ化合物を有することを特徴とする請求項43に記載の方法。
45. 重量比で、約0.05％から約0.12wt％の量の炭素と、
    約0.005wt％から約0.03wt％の量のニオブと、
    約0.005wt％から約0.02wt％の量のチタンと、
    約0.001wt％から約0.01wt％の量の窒素と、
    約0.5wt％から約2.0wt％の量のマンガンと、
    約0.01wt％から約0.5wt％の量の珪素と、
    を有し、
    モリブデン、クロム、バナジウムおよび銅の総量は、約0.10wt％未満で、
    第1の相は、フェライトで構成され、
    第2の相は、炭化物、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、粒ベイナイト、上部ベイナイト、および変質上部ベイナイトからなる群から選定された、1または2以上の成分を有し、
    前記第1の相内の溶質炭素量は、約0.01wt％以下である、ジュアル相鋼。
46. 約1.0wt%未満の量で、ニッケルが存在することを特徴とする請求項45に記載のジュアル相鋼。
47. 約0.02wt%未満の量で、ホウ素が存在することを特徴とする請求項45に記載のジュアル相鋼。
48. 当該鋼は、約0.22未満のPcmを有することを特徴とする請求項45に記載のジュアル相鋼。
49. 当該鋼は、少なくとも500MPaの引張強度を有することを特徴とする請求項45に記載のジュアル相鋼。
50. 当該鋼は、少なくとも520MPaの引張強度を有することを特徴とする請求項45に記載のジュアル相鋼。
51. 当該鋼は、少なくとも8％の最小均一伸びを有することを特徴とする請求項45に記載のジュアル相鋼。
52. 当該鋼は、少なくとも10％の最小均一伸びを有することを特徴とする請求項45に記載のジュアル相鋼。
53. 当該鋼は、0.90未満の降伏比を有することを特徴とする請求項45に記載のジュアル相鋼。
54. 当該鋼は、0.85未満の降伏比を有することを特徴とする請求項45に記載のジュアル相鋼。
55. 前記第2の相は、パーライトを有することを特徴とする請求項45に記載のジュアル相鋼。

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