JP2020500262A - 低温用中マンガン鋼材及びその製造方法 - Google Patents

低温用中マンガン鋼材及びその製造方法 Download PDF

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パルツァー，ペーター
オットー，マヌエル
ケーラー，カイ
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ザルツギッター・フラッハシュタール・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング
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Abstract

本発明は、−１９６℃における横断方向の最小ノッチ衝撃エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ２以上である低温用鋼材であって、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．３未満、好ましくは、０．０３〜０．１５、Ｍｎ：４〜１０未満、好ましくは、４〜８未満、Ａｌ：０．００３〜２．９、好ましくは、０．０３〜０．４、Ｍｏ：０．０１〜０．８、好ましくは、０．１〜０．５、Ｓｉ：０．０２〜０．８、好ましくは、０．０８〜０．３、Ｎｉ：０．００５〜３、好ましくは、０．０１〜３：Ｐ：＜０．０４、Ｓ：＜０．０２、Ｎ：＜０．０２を含み、残部が鉄および不可避的鋼付随元素である化学組成を有し、該合金組成に対して、以下の元素：Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｗ，Ｚｒ，Ｃａ及びＳｎの一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、６＜１．５Ｍｎ＋Ｎｉ＜８の式が満たされ、又は該合金組成に対して、以下の元素：Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｗ，Ｚｒ，Ｃａ及びＳｎの一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、０．１１＜Ｃ＋Ａｌ＜３の式が満たされ、又は該合金組成が、Ｎｉに加えて、以下の元素：Ｔｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｃａ及びＳｎの一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、元素：Ｂ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｗ又はＺｒの少なくとも一種又は複数種を含み、２〜９０体積％のオーステナイト、４０体積％未満のフェライト及び／又はベイナイトを含み、残部がマルテンサイトである組織を備える、低温用鋼材に関する。この鋼材は、経済的に製造可能であり、低温時の強度及び歪特性の有利な組合せを呈し、任意選択的にＴＲＩＰ及び／又はＴＷＩＰ效果を発揮する。本発明は、平鋼板又は継目無鋼管の形態にある鋼材を製造するための方法にさらに関する。

Description

本発明は、平鋼材又は継目無鋼管の形態にある低温用中マンガン鋼材及び該中マンガン鋼材を製造するための方法に関する。
特に、本発明は、少なくとも−１９６℃までの温度範囲において用いられる優れた低温延性及び／又は高強度を有する中マンガン鋼から鋼材を製造する方法であって、任意選択的にＴＲＩＰ（変態誘起塑性）效果及び／又はＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）效果を有する方法に関する。以後、「鋼材（steel product）」という用語は、帯鋼（熱間帯鋼又は冷間帯鋼）又は厚鋼板のような平鋼材及び該平鋼材から製造される溶接鋼管又は継目無鋼管を意味することを理解されたい。
特許文献１は、高強度中マンガン鋼及び該鋼を製造するための方法を開示している。この鋼は、−１９６℃において７０Ｊのノッチ衝撃強度を有し、（溶鋼における重量％で）以下の元素：Ｃ：〜０．０１〜０．０６、Ｍｎ：２．０〜８．０、Ｎｉ：０．０１〜６．０、Ｍｏ：０．０２〜０．６、Ｓｉ：０．０３〜０．５以下、Ａｌ：０．００３〜０．０５、Ｎ：０．００１５〜０．０１、Ｐ：最大０．０２、Ｓ：最大０．０１、残部が鉄および不可避的不純物を含んでいる。この鋼は、この使用目的にこれまで用いられてきた最大９重量％ニッケルを含有する鋼よりも費用効率の高い方法によって製造可能であることを特徴とすると述べられている。上記の高強度中マンガン鋼から平鋼材を製造するための方法は、−鋼スラブを１０００℃〜１２５０℃の温度に加熱する加工ステップと、−該スラブを９５０℃以下の最終圧延温度において４０％以下の圧下率（圧延度）で圧延する加工ステップと、−圧延された鋼を２°Ｋ／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却する加工ステップと、−冷却後、該鋼を５５０℃から６５０℃の温度で０．５〜４時間焼き戻す加工ステップと、を含んでいる。この鋼の微細組織は、その主相としてのマルテンサイト及び３−１５体積％の残留オーステナイトを含んでいる。
特許文献２は、ドア補強チューブ用の中マンガン鋼を開示している。この鋼は、鉄に加えて、以下の元素：Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｍｎ：３．４〜６．１％、Ｐ：最大０．０３％、Ｓ：最大０．０３％、Ｓｉ：最大０．６％、Ａｌ：０．０５％、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ：０−１％、Ｖ：０〜０．１５％を含有している。この鋼の微細構造の組成は、記載されていない。
特許文献３は、耐食性マルテンサイト鋼を開示している。この鋼は、鉄及び不純物に加え、以下の元素：Ｃ：００５〜０．１５％、Ｃｒ：２〜１５％、Ｃｏ：０．１〜１０％、Ｎｉ：０．１〜４％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｔｉ：０．１〜０．７５％、Ｂ：＜０．１％、Ｎ：＜０．０２％を含有している。加えて、記載される鋼は、例えば、５％未満のＭｎも含有することができる。
特許文献４は、優れた変形特性を有する高強度鋼板及び該鋼板を製造するための方法を開示している。この鋼板は、鉄及び不可避的不純物に加えて、（重量％で）以下の元素：Ｃ：０．０３〜０．３５、Ｓｉ：０．５〜３、Ｍｎ：３．５〜１０、Ｐ：＜０．１、Ｓ：＜０．０１、Ｎ：＜０．０８を含有している。微細組織は、３０％超のフェライト及び１０％超の残留オーステナイトを備えている。
特許文献５は、重量％で、以下の化学組成：Ｃ：０．０００５〜０．３、Ｓｉ：＜２．５、Ｍｎ：２．７〜５、Ｐ：＜０．１５、Ｓ：＜０．０１５、Ｍｏ：０．１５〜１．５、Ｂ：０．０００６〜０．０１、ＡＬ：＜０．１５、残部が鉄および不可避的不純物を含有する鋼板を記載している。このような帯鋼は、圧延方向における２３０ＧＰａ超の高弾性係数によって特徴付けられている。
特許文献６は、強磁性鉄基合金に関するものである。この鉄基合金の組成は、（重量％で）以下の元素：Ａｌ：０．０１〜１１、Ｓｉ：０．０１〜７、Ｃｒ：０．０１〜２６、残部が鉄および不可避的不純物の一種又は複数種を含んでいる。この合金は、任意選択的に０．０１〜５重量％Ｍｎ及び他の元素も含有している。
更に、特許文献７は、変形中にマルテンサイトに変態する残留オーステナイト（ＴＲＩＰ效果）を含む主フェライト基微細組織を有する、所謂、ＴＲＩＰ鋼を記載している。その強力な冷間硬化に起因し、ＴＲＩＰ鋼は、均一な伸び及び引張強度のそれぞれに対して高い値を達成する。ＴＲＩＰ鋼は、とりわけ、板金ブランク材及び溶接ブランク材として車両の構造部品、シャーシ部品、及び衝突関連部品に用いられる。
更に、特許文献８は、９−３０重量％のマンガンを含有するＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ鋼からなる熱間帯鋼を記載している。溶鋼が水平式帯鋼鋳造設備を用いて鋳造され、６ｍｍ〜１５ｍｍの粗帯鋼を形成し、次いで、該粗帯鋼が圧延され、熱間帯鋼を形成するようになっている。
欧州特許出願公開第２６４１９８７Ａ２号明細書 米国特許第５，２５６，２１９号明細書 米国特許第５，３１０，４３１号明細書 米国特許出願公開第２０１４／０２３０９７１Ａ１号明細書 国際特許出願公開第２００６／０１１５０３Ａ１号パンフレット 欧州特許出願公開第２０５５７９７号明細書 独国特許出願公開第１０２０１２０１３１１３Ａ１号明細書 国際特許出願公開第２００５／０６１１５２Ａ１号パンフレット
上記状況に鑑み、本発明の目的は、費用効率の高い方法によって製造可能なマンガン鋼からなる鋼材であって、低温における強度と伸び特性との有利な組合せを有し、任意選択的にＴＲＩＰ效果及び／又はＴＷＩＰ效果を有する、鋼材を提供することにある。更に、このような鋼材を製造するための方法が提供される。
この目的は、請求項１の特徴を有する本発明による鋼材によって達成される。本発明の有利な実施形態は、従属請求項に記載される。このような鋼材を製造するための本発明による方法は、請求項１８又は２２の特徴及びその従属請求項に記載される。
本発明によれば、−１９６℃における横断方向の最小ノッチ衝撃エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ２以上である低温用の中マンガン鋼材であって、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．３未満、Ｍｎ：４〜１０未満、Ａｌ：０．００３〜２．９、Ｍｏ：０．０１〜０．８、Ｓｉ：０．０２〜０．８、Ｎｉ：０．００５〜３、好ましくは、０．０１〜３：Ｐ：＜０．０４、Ｓ：＜０．０２、Ｎ：＜０．０２を含み、残部が鉄および不可避的鋼付随元素である化学組成を有し、
−該合金組成に対して、以下の元素：Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｗ，Ｚｒ，Ｃａ及びＳｎの一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、６＜１．５Ｍｎ＋Ｎｉ＜８の式が満たされ、
−又は該合金組成に対して、以下の元素：Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｗ，Ｚｒ，Ｃａ及びＳｎの一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、０．１１＜Ｃ＋Ａｌ＜３の式が満たされ、
−又は該合金組成が、Ｎｉに加えて、以下の元素：Ｔｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｃａ及びＳｎの一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、元素：Ｂ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｗ又はＺｒの少なくとも一種又は複数種を含み、
２〜９０体積％のオーステナイト、４０体積％未満のフェライト及び／又はベイナイトを含み、残部がマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトである微細組織を備える、中マンガン鋼材は、少なくとも−１９６℃までの室温未満の温度における優れた低温延性並びに強度、伸び、及び成形特性の良好な組合せを有している。
２つの式及びＮｉ以外の追加的な合金元素に関する前述のそれぞれの特徴は、等価の代替案として理解されたい。従って、それらの特徴は、「又は（or）」によって互いに区別されている。
更に、合金元素Ｃ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｓｉに基づく本発明によるこの中マンガン鋼の製造は、費用効率が高い。何故なら、この方法は、一般的に、低温延性を達成するために最大９重量％のニッケルの添加を避けることができるからである。また、本発明による鋼材は、少なくとも−１９６℃までの低温において安定したオーステナイト含量を有している。この安定したオーステナイト含量は、低温での変形時に直ちに変態するが、それ以外の状態では準安定又は安定形態で存在する。低温において存在する少なくとも２体積％のこのオーステナイト含量は、低温延性、従って、伸び特性を改良する。
有利には、本発明による鋼材は、低温用途、例えば、造船、ボイラー本体構造／船舶建造、建設機械、運搬車両、クレーン建設、鉱業、機械及びプラント設計、発電工業、油田パイプ、石油化学、風力タービン、高圧パイプライン、精密パイプ、パイプ全般の分野において、高ニッケル鋼の代替品として、及び高合金鋼、特に、Ｃｒ鋼、ＣｒＮ鋼、ＣｒＭｎＮ鋼、ＣｒＮｉ鋼、ＣｒＭｎＮi鋼の代替品として用いられる。
合金化によって任意選択的に添加される元素は、有利には、（重量％で）以下の含有量：Ｔｉ：０．００２〜０．５、Ｖ：０．００６〜０．１、Ｃｒ：０．００５〜４、Ｃｕ：０．０５〜２、Ｎｂ：０．００３〜０．１、Ｂ：０．０００５〜０．０１４、Ｃｏ：０．００３〜３、Ｗ：０．０３〜２、Ｚｒ：０．０３〜１、Ｃａ：＜０．００４及びＳｎ：＜０．５を有している、
本発明による鋼材、特に継目無鋼管の形態にある鋼材は、２〜９０体積％、好ましくは、２〜８０体積％又は２〜７０体積％のオーステナイト、４０体積％未満、好ましくは、２０体積％未満のフェライト及び／又はベイナイトを含有し、残部がマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトからなる多相微細組織を有し、任意選択的にＴＲＩＰ效果及び／又はＴＷＩＰ效果を有している。マルテンサイトの一部は、焼戻しマルテンサイトとして存在し、最大９０％のオーステナイトの一部は、焼鈍双晶又は変形双晶の形態で存在することができる。この鋼は、任意選択的に、ＴＲＩＰ效果及びＴＷＩＰ效果を有しているが、具体的には、オーステナイトの一部が帯鋼の後続の変形／成形／加工中にマルテンサイトに変態することになる。低温特性を確保するために、元のオーステナイトの少なくとも２０％が残留していなければならない。
本発明による鋼材は、遅延亀裂（遅延破壊）及び水素脆化への耐性が大きいことによっても特徴付けられる。これは、この場合、水素トラップとして作用する炭化モリブデンの析出によって達成される。加えて、この鋼は、溶接中の液体金属脆化（ＬＭＥ）への高い耐性を有している。
含有量の範囲の定義における「〜」という記号の使用、例えば、「０．０１〜１重量％」という記号の使用は、制限値、この例では、０．０１及び１をが含まれることを意味している。
本発明による鋼は、厚板鋼又は熱間帯鋼及び冷間帯鋼並びに溶接鋼管及び継目無鋼管の製造に特に適している。なお、これらの鋼材に金属被膜又は非金属被膜、有機皮膜又は種々の無機被膜を施すことができる。
この鋼材は、有利には、室温において、４５０〜１１５０ＭＰａの弾性限Ｒｐ０．２、５００〜２１００ＭＰａの引張強度Ｒｍ、及び６超〜４５％の破断伸びＡ５０を有している。引張強度が高くなると、破断伸びが小さくなる傾向があり、その逆に引張強度が小さくなると、破断伸びが大きくなる傾向がある。ＤＩＮ５０１２５による引張試験における破断伸びの試験に対して、初期測定長さＡ５０を有する平坦な試料が用いられる。
目標とする特定の特性をもたらすために、概して、合金元素が鋼に添加される。この場合、一種の合金元素が種々の鋼の種々の特性に影響を与えることができる。效果及び相互作用は、概して、金元素の量、更なる合金元素の存在、及び材料の固溶状態に著しく依存する。この相関性は、一般的に変動し、且つ複雑である。以下、本発明による合金における合金元素の影響についてより詳細に説明する。本発明によって用いられる合金元素の有効な效果は、以下の通りである。
炭素Ｃ：Ｃは、炭化物を生成し、オーステナイトを安定化させ、強度を高めるために必要である。より高い含有量のＣは、溶接特性を害し、その結果、伸び特性及び靭性特性を損なう。この理由から、０．３重量％未満の最大含有量が設定される。炭化物を微細に析出させるために、０．０１重量％の最小添加量が必要である。機械的特性及び溶接処理能力の最適な組合せのために、Ｃ含有量は、有利には、０．０３〜０．１５重量％に設定される。
マンガンＭｎ：Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、強度及び靭性を増大させ、任意選択的に、本発明による合金において変形誘起マルテンサイト生成及び/又は双晶生成を可能にする。４重量％未満の含有量では、オーステナイトを安定化させるのに不十分であり、これによって、伸び特性を損なう。一方、１０重量以上の含有量では、オーステナイトが過度に安定化され、これによって、ＴＲＩＰ效果及びＴＷＩＰ效果の変形誘起機構が十分有効とならず、その結果、強度特性、特に、０．２％弾性限が低下する。中マンガン含有量を有する本発明によるマンガン鋼に対して、４〜８重量％未満の範囲が好ましい。
アルミニウムＡｌ：Ａｌは、溶鋼を脱酸するために用いられる。溶鋼を脱酸するために、０．００３重量％以上のＡｌ含有量が用いられる。しかし、Ａｌの添加によって、鋳造時の費用が増大する。０．０３重量％超のＡｌ含有量は、溶鋼を完全に脱酸し、改質に有効な影響を与え、強度及び伸び特性を改良する。２．９重量％超のＡｌ含有量は、伸び特性を損なう。また、Ａｌ含有量が多くなると、連続鋳造プロセスにおける鋳造挙動を著しく損なう。従って、２．９重量％の最大含有量及び０．００３重量％超の最小含有量が設定される。しかし、鋼は、好ましくは、０．０３〜０．４重量％のＡｌを含有しているとよい。
更に、Ｎｉの含有量が０．０１重量％を超える場合、Ｃ及びＡｌの合計の最小含有量は、０．１１重量％超から３重量％未満の間に維持されるべきである。これによって、オーステナイトの強度が、特にＣによって増大し、Ａｌによる望ましくない粗大炭化物の析出が抑制される。（Ｃ＋Ａｌ）の含有量が３重量%以上の場合、強度特性を損ない、製造をより困難にする。（Ｃ＋Ａｌ）の全含有量が０．１１重量％以下の場合、最終熱処理後の当該合金において、１２００ＭＰａを超える引張強度を達成することができない。
ケイ素Ｓｉ：０．０２重量％超のＳｉの添加は、炭素の拡散を妨げ、相対密度を低下させ、強度及び伸び特性並びに靭性特性を増大させる。更に、合金化によるＳｉの添加によって、冷間圧延性の改良が見られる。０．８重量％を超えるＳｉの含有量は、材料の脆化をもたらし、熱間圧延性及び冷間圧延性並びに被覆性、例えば、亜鉛メッキによる被覆性に悪影響を与える。従って、０．８重量％の最大含有量及び０．０２重量％の最小含有量が設定される。０．０８〜０．３重量％の含有量が最適であることが実証されている。
モリブデンＭｏ：Ｍｏは、炭化物生成剤として作用し、強度を増大し、水素誘起置割れ生成及び水素脆化への耐性を増大させる。０．８重量％を超えるＭｏの含有量は、伸び特性を損なう。この理由から、十分な効能のために必要な０．８重量％の最大含有量及び０．００１重量％の最小含有量が設定される。コストを可能な限り低下させると共に強度を増大させるために、０．１〜０．５重量％のＭｏの含有量が有利であることが実証されている。
リンＰ：Ｐは、微量元素又は鉄鉱石に付随する元素であり、置換原子として鉄格子内に固溶される。リンは、固溶硬化によって硬度を高め、焼入性を改良する。しかし、一般的には、リン含有量を可能な限り低減させる試みがなされている。何故なら、とりわけ、リンは、その低拡散率に起因して著しく偏析する傾向にあり、靭性のレベルを大きく低下させるからである。結晶粒界へのリンの付着によって、熱間圧延中に結晶粒界に沿って亀裂が生じることもある。更に、リンは、靭性挙動から脆性挙動への遷移温度を最大３００℃まで高める。以上の理由から、リン含有量は、０．０４重量％未満の値に制限される。
硫黄Ｓ：Ｓは、リンと同様、微量元素又は鉄鉱石内の付随元素として混入され、又は高炉を介する製造中にコークスによって取り込まれる。Ｓは、一般的に、鋼にとって望ましくない。何故なら、広範な偏析を生じる傾向にあり、大きい脆化影響をもたらし、伸び及び靭性特性を損なうからである。従って、（例えば、深度脱硫によって）溶鋼内の硫黄の量を可能な限り低減させる試みがなされている。以上の理由から、硫黄含有量は、０．０２重量％未満の値に制限される。
窒素Ｎ：Ｎは、同様に製鋼による付随元素である。溶解状態において、Ｎは、４重量％以上のＭｎを含有する高マンガン鋼の強度及び靭性特性を改良する。４重量％未満のＭｎを含有する低Ｍｎ合金鋼は、遊離窒素の存在によって、強力な時効硬化を有する傾向にある。窒素は、低温であっても転位まで拡散し、該転位を塞ぐ。従って、窒素は、靭性を急速に失うと共に強度を増大させる。窒素は、例えば、Ａｌ及び／又はＴｉ並びにＮｂ，Ｖ，Ｂの合金化による添加によって、窒化物の形態にある化合物を生じるが、特に、窒化アルミニウムは、本発明による合金の成形特性に悪影響を与える。以上の理由から、窒素含有量は、０．０２重量％未満に制限される。
チタンＴｉ：チタンは、任意選択的に添加されると、炭化物生成剤として微粒化を果たすように作用し、同時に、強度、靭性、及び伸び特性を改良する。更に、Ｔｉは、粒間腐食を低減させる。０．５重量％を超えるＴｉ含有量は、伸び特性を損なう。この理由から、Ｔｉの最大含有量は、０．５重量％に設定される。任意選択的に、Ｔｉによって有利に窒素を析出させるために、０．００２の最小含有量が設定される。
バナジウムＶ：Ｖは、任意選択的に添加されると、炭化物生成剤として微粒化を果たすように作用し、同時に、強度、靭性、及び伸び特性を改良する。０．１重量％を超えるＶ含有量は、更なる利点をもたらさない。この理由から、０．１重量％の最大含有量が設定される。任意選択的に、０．００６重量％の最小含有量が設定されるが、この最小含有量は、微細炭化物の析出のために必要である。
クロムＣｒ：Ｃｒは、任意選択的に添加されると、強度を改良し、腐食速度を低減させ、フェライト及びパーライトの生成を遅らせ、炭化物を生成する。最大含有量は、４重量％に設定される。何故なら、これよりも含有量が多くなると、伸び特性を損なうからである。Ｃｒの有効な最小含有量は、０．０５重量％に設定される。
ニッケルＮｉ：少なくとも０．００５重量％、好ましくは、０．０１重量％のＮｉの任意選択的な添加によって、オーステナイト、特に、低温におけるオーステナイトの安定化を確実にし、強度及び靭性特性を改良し、炭化物の生成を低減させる。最大含有量は、コストの理由から３重量％に設定される。Ｎｉの最大含有量を１重量％に設定すると、特に経済的であることが分かっている。
マンガンと組み合わせて、６＜１．５Ｍｎ＋Ｎｉ＜８の条件が満たされると、特に費用効率の高い合金系が得られる。
銅Ｃｕ：Ｃｕは、腐食速度を低減させ、強度を増大させる。２重量％を超える含有量は、鋳造及び熱間圧延中に低融点相を生成することによって、製造性を損なう。この理由から、２重量％の最大含有量が設定される。Ｃｕの増強效果を活かすために、０．００５重量％の最小含有量が設定される。
ニオブＮｂ：Ｎｂは、任意選択的に添加されると、炭化物生成剤として微粒化するように作用し、同時に、強度、靭性、及び伸び特性を改良する。０．１重量を超えるＮｂ含有量は、更なる利点をもたらさない。この理由から、０．１重量％の最大含有量が設定される。任意選択的に、０．００３重量％の最小含有量が設定されるが、この最小含有量は、微細炭化物の析出に必要である。
ボロンＢ：Ｂは、オーステナイト変態を遅らせ、鋼の熱間成形特性を改良し、室温における強度を増大させる。Ｂは、極めて低合金量であってもその效果を達成する。含有量が０．００８重量％を超えると、伸び及び靭性特性を著しく損なう。この理由から、最大含有量は、０．０１４重量％に設定される。任意選択的に、ボロンの増強效果を有利に活かすために、０．０００５重量％の最小含有量が設定される。
コバルトＣｏ：Ｃｏは、鋼の強度を増大させ、オーステナイトを安定化させる。３重量％を超える含有量は、伸び特性を損なう。この理由から、３重量％の最大含有量が任意選択的に設定される。好ましくは、００３重量％の任意選択的な最小含有量が設定される。この最小含有量は、特に、強度特性と共にオーステナイト安定化に有利に作用する。
タングステンＷ：Ｗは、炭化物生成剤として作用し、強度を増大させる。２重量％を超えるＷの含有量は、伸び特性を損なう。この理由から、２重量％の最大含有量が設定される。炭化物の効果的な析出のために、０．０３重量％の任意選択的な最小含有量が設定される。
ジルコニウムＺｒ：Ｚｒは、炭化物生成剤として作用し、強度を改良する。１重量％を超えるＺｒの含有量は、伸び特性を損なう。この理由から、１重量％の最大含有量が設定される。炭化物の析出を可能にするために、０．０３重量％の任意選択的な最小含有量が設定される。
カルシウムＣａ：Ｃａは、酸化物系非金属介在物を改質するために用いられる。酸化物系非金属介在物は、もし改質されないと、（応力集中点として作用し、金属化合物を脆弱化させる）このような介在物が微細組織内に存在する結果として、合金の望ましくない欠陥をもたらす可能性がある。更に、Ｃａは、本発明による合金の均質性を改良する。０．００４重量％を超えるＣａの含有量は、介在物の改質に更なる利点を生じず、製造性を損ない、溶鋼のＣａの蒸気圧が高くという理由から回避されるべきである。従って、０．００４重量％の任意選択的な最大含有量が設定される。
錫Ｓｎ：Ｓｎは、強度を増大させるが、銅と同じように、高温においてスケール層の下及び粒界に蓄積する。粒界内への浸透に起因して、Ｓｎは、低融点相を生成し、これに伴い、微細組織の亀裂及び溶融脆化をもたらす。この理由から、０．５重量％未満の最大含有量が、任意選択的に設定される。
平鋼材、例えば、熱間帯鋼、冷間帯鋼、又は厚鋼板の形態にある鋼材は、本発明によれば、
−鋼を高炉鉄鋼法又は電気炉製鋼法によって溶製し、いずれの製鋼法においても溶鋼が任意選択的に真空処理されるステップであって、該鋼は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．３未満、Ｍｎ：４〜１０未満、Ａｌ：０．００３〜２．９、Ｍｏ：０．０１〜０．８、Ｓｉ：０．０２〜０．８：Ｐ：＜０．０４、Ｓ：＜０．０２、Ｎ：＜０．０２を含み、残部が鉄および不可避的鋼付随元素であり、重量％で、以下の元素：Ｔｉ：０．００２〜０．０７、Ｖ：０．００６〜０．１：Ｃｒ：０．０５〜４、Ｎｉ：０．００１〜３、Ｃｕ：０．０５〜２、Ｎｂ：０．００３〜０．１、Ｂ：０．０００５〜０．０１４、Ｃｏ：０，００３〜３、Ｗ：０．０３〜２、Ｚｒ：０．００３〜１、Ｃａ：０．００４未満、Ｓｎ：０．５未満の一種又は複数種が合金化によって任意選択的に添加される、ステップと、−水平式又は垂直式帯鋼鋳造法によって溶鋼を鋳造し、最終寸法に近い粗帯鋼を形成するか、又は水平式又は垂直式スラブ又は薄スラブ鋳造法によって、溶鋼を鋳造し、スラブ又は薄スラブを形成するステップと、
−１０５０〜１２５０℃の圧延温度に加熱するか、又はインライン圧延の場合には鋳造熱とするステップと、
−粗帯鋼又はスラブ又は薄スラブを６５０℃〜１０５０℃の最終圧延温度で熱間圧延し、３ｍｍ超〜２００ｍの厚みを有する厚鋼板又は０．８〜２８ｍｍの厚みを有する熱間帯鋼を形成するステップと、
−熱間帯鋼を１００℃超〜６００℃の温度で巻き取るステップと、
−任意選択的に、熱間帯鋼を酸洗いするステップと、
−任意選択的に、厚鋼板又は熱間帯鋼を焼鈍設備内において５００℃〜８４０℃の温度で０．３〜２４ｈの焼鈍時間にわたって、好ましくは、５２０℃〜６００℃の温度で０．５〜６ｈの焼鈍時間にわたって焼鈍するステップと、
−任意選択的に、１つ又は複数の圧延パスの第１の圧延パス前の状態が室温又は６０℃〜４５０℃の高温にある状態で、熱間帯鋼を１０〜９０％、好ましくは、３０〜６０％冷間圧延し、≦３ｍｍの厚みに薄肉化させるステップと、
−任意選択的に、冷間帯鋼を焼鈍設備内において５００℃から８４０℃の温度で０．３〜２４ｈの焼鈍時間にわたって、好ましくは、５２０℃から６００℃の温度で０．５〜６ｈの焼鈍時間にわって焼鈍するステップと、
−任意選択的に、熱間帯鋼又は冷間帯鋼をスキンパス圧延するステップと、
−任意選択的に、電気亜鉛メッキ、溶融亜鉛メッキ、又は有機被膜を行い、又は無機被膜の被覆を行うステップと、
を含む方法によって提供され、この平鋼材は、−１９６℃までの温度における優れた低温延性並びに強度、伸び、及び成形特性の良好な組合せを有している。
もし上記平鋼材が縦継目溶接鋼管又は螺旋継目鋼管を形成するために更に処理されるなら、要求される低温靭性を達成するために必要な焼鈍プロセス、従って、最終的な微細組織の設定は、熱間帯鋼又は冷間帯鋼に対して行われず、任意選択的に鋼管が製造された後でのみ行われるとよい。鋼管の焼鈍は、焼鈍設備内において５００℃〜８４０℃の温度で０．３〜２４ｈの焼鈍時間にわたって、好ましくは、５２０℃〜６００℃の温度で０．５〜６ｈの焼鈍時間にわたって行われる。必要に応じて、焼鈍後に、鋼管の内面又は外面のいずれか又は両方に有機被膜又は無機被膜が施されてもよい。
他の利点に関して、本発明による鋼に関する前述の記述を参照されたい。
粗帯鋼の典型的な厚み範囲は、１ｍｍ〜３５ｍｍであり、スラブ及び薄スラブの典型的な厚み範囲は、３５ｍｍ〜４５０ｍｍである。好ましくは、スラブ又は薄スラブを熱間圧延し、３ｍｍ超〜２００ｍｍの厚みを有する厚鋼板又は０．８ｍｍ〜２８ｍｍの厚みを有する熱間帯鋼を形成するようになっており、又は略最終寸法に鋳造された粗帯鋼を熱間圧延し、０．８ｍｍ〜３ｍｍの厚みを有する熱間鋼管を形成するようになっている。本発明による冷間帯鋼は、最大３ｍｍの厚み、好ましくは、０．１ｍｍ〜１．４ｍｍの厚みを有している。
本発明による上記の方法に関して、２ローラ鋳造法によって製造された３ｍｍ以下、好ましくは、１ｍｍ〜３ｍｍの厚みを有する略最終寸法の粗帯鋼は、すでに熱間帯鋼であることを理解されたい。熱間帯鋼としてこのように製造された粗帯鋼は、互いに逆方向に回転する２つのローラによる誘起変形に起因して元の鋳造組織を有していない。すなわち、２ローラ鋳造中に熱間圧延がインラインですでに生じていることになる。従って、この場合、別の熱間圧延を任意選択的に省略することができる。
熱間帯鋼の冷間圧延は、１つ又は複数の圧延パスの第１の圧延パスの前の状態が室温で行われてもよいし、有利には高温で行われてもよい。
高温における冷間圧延は、圧延力を低減させるために、及び変形双晶の生成（ＴＷＩＰ效果）を助長させるために有利である。第１の圧延パスの前に圧延される材料の有利な温度は、６０℃〜４５０℃である。
必要に応じて、帯鋼は、冷間圧延後にスキンパス圧延されてもよく、その結果、最終用途に必要な表面組織（表面形状：topography）が得られる。スキンパス圧延は、例えば、Pretex（登録商標）法によって行うことができる。
１つの有利な発展形態として、この方法によって製造された平鋼版は、例えば、電気亜鉛メッキ又は溶融亜鉛メッキによる表面仕上げが行われてもよく、メッキに代わって又はメッキに加えて、有機系又は無機系の被膜が施されてもよい。この被膜系は、例えば、有機被膜、合成材料被膜、ラッカー、又は他の無機被膜、例えば、酸化鉄層とすることができる。
本発明によって製造された平鋼材は、金属シート、金属シート部分又は金属ブランクとして用いられてもよいし、又は縦継目溶接鋼管又は螺旋継目溶接鋼管を形成するように更に処理されてもよい。
もし継目無鋼管が鋼材として製造されるなら、これらの継目無鋼管は、有利には、本発明によって、以下の方法ステップ：
−鋼を高炉製鋼法又は電気炉製鋼法によって溶製し、該製鋼法において任意選択的に溶鋼が真空処理されるステップであって、鋼は、（重量％で）、Ｃ：０．１〜０．３未満、Ｍｎ：４〜１０未満、Ａｌ：０．００３〜２．９、Ｍｏ：０．０１〜０．８、Ｓｉ：０．０２〜０．８、Ｐ：＜０．０４、Ｓ：＜０．０２、Ｎ：＜０．０２を含み、残部が鉄および不可避的鋼付随元素であり、
−該合金組成に対して、以下の元素：Ｔｉ：０．００２〜０．０７、Ｖ：０．００６〜０．１、Ｃｒ：０．０５〜４、Ｃｕ：０．０５〜２、Ｎｂ：０．００３〜０．１、Ｂ：０．０００５〜０．０１４、Ｃｏ：０．００３〜３、Ｗ：０．０３〜２、Ｚｒ：０．０３〜１、Ｃａ：０．００４未満、及びＳｎ：０．５未満の一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、６＜１．５Ｍｎ＋Ｎｉ＜８の式が満たされ、
−又は該合金組成に対して、以下の元素：Ｔｉ：０．００２〜０．０７、Ｖ：０．００６〜０．１、Ｃｒ：０．０５〜４、Ｃｕ：０．０５〜２、Ｎｂ：０．００３〜０．１、Ｂ：０．０００５〜０．０１４、Ｃｏ：０．００３〜３、Ｗ：０．０３〜２、Ｚｒ：０．０３〜１、Ｃａ：０．００４未満、及びＳｎ：０．５未満の一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、０．１１＜Ｃ＋Ａｌ＜３の式が満たされ、
−又は該合金組成が、Ｎｉに加えて、以下の元素：Ｔｉ：０．００２〜０．０７、Ｃｒ：０．０５〜４、Ｃｕ：０．０５〜２、Ｃａ：０．０４未満、及びＳｎ：０．５未満の一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、元素：Ｂ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｗ又はＺｒの少なくとも一種又は複数種を含む、
ステップと、
−鋼を連続鋳造方法によって鋳造し、細長材を形成し、細長材を鋳造細長部分、具体的には、中実ブロックに分割するステップと、
−ブロックを７００℃〜１２５０℃の成形温度に加熱するステップと、
−ブロックを成形温度で穿孔し、中空ブロックを形成するステップと、
−任意選択的に、熱間圧延の前に、中空ブロックを７００℃〜１２５０℃に再加熱するステップと、
−例えば、プラグ圧延機、スキュー圧延機、取外し式圧延機、ディシャー圧延機、アッセル圧延機、連続圧延機、ピルガー圧延機、又はプッシャーベンチ設備において、中空ブロックを熱間圧延し、継目無鋼管を形成するステップであって、例えば、以下の順序：粗ブロックから中空ブロックを製造し、次いで、中空ブロックを延伸する（引っ張る）ことによって、中空体（厚肉鋼管）を形成し、該中空体を仕上げ圧延し、鋼管を形成するステップと、
−任意選択的に、圧延ステップ間において６０℃〜１２５０℃の温度に中間的に加熱するステップと、
−任意選択的に、好ましくは、ＴＷＩＰ效果を利用して、継目無鋼管を室温〜Ａｃ３未満の温度、好ましくは、６０℃〜４５０℃の温度で仕上げ圧延するステップと、
−任意選択的に、鋼管を酸洗いするステップと、
−任意選択的に、焼戻し圧延又は較正圧延を行い、又はその後、例えば、任意選択的に室温〜Ａｃ３未満の温度、好ましくは、６０℃〜４５０℃の温度で減径リングによって引っ張るか、又は拡張成形又は内部高圧成形を行うステップと、
−任意選択的に、より高い強度を達成するために、室温〜６０℃での成形時にＴＲＩＰ效果を利用するステップと、
−任意選択的に、より高い残留破断伸び及びより高い降伏強度を達成するために、６０℃〜４５０℃の温度範囲内における成形時にＴＷＩＰ效果を利用するステップと、
−任意選択的に、連続的又は非連続的焼鈍装置内において４００℃〜９００℃で１分〜２４ｈ時間にわたって最終的に熱処理するステップであって、時間がより短い場合により高温とし、逆に時間がより長い場合により低温とする、ステップと、
−任意選択的に、内部高圧成形、温間成形、又は温間内部高圧成形によって、継目無鋼管を更に加工し、構成要素を形成するステップと、
によって、製造することができる。
中実ブロック（円形鋳造バー）は、本質的に丸形細長材鋳造によって製造された鋳造細長部分を意味し、該部分は、すでに所望の長さを有していると理解されたい。
上記の方法に関連して、任意選択的なものとしてに記載される方法ステップの全て又はどのような組合わせも、本発明の方法に必然的に含まれることに留意されたい。
温間成形又は温間内部高圧成形は、ここでは、少なくとも第１の成形ステップが室温超〜Ａｃ３未満の温度、好ましくは、６０℃〜４５０℃の温度で行われる成形方法及び内部高圧成形方法を指している。
本発明によって製造された鋼材の機械的性質を調べるために、例えば、合金１，２及び標準合金を用いて、実験を行った。標準合金及び合金１，２は、以下の元素（重量％）を含有している。
上記の合金から製造された鋼材に種々の熱処理を施し、ノッチ衝撃エネルギーをＶノッチ付きシャルピーノッチ衝撃試験によって測定した。
上記の合金から製造された帯鋼の特性も同じ熱処理状態で測定した。熱間帯鋼／厚鋼板の特性値は、以下の通りである。
Ｘ８Ｎｉ９の破断伸びは、ＤＩＮＩＳＯ２５６６／１に従って、規格の破断伸びＡ５．６５から２０ｍｍのサンプル断面に変換した。伸び特性値は、圧延方向における伸びを表している。
特許文献１は、高強度中マンガン鋼及び該鋼を製造するための方法を開示している。この鋼は、−１９６℃において７０Ｊのノッチ衝撃強度を有し、（溶鋼における重量％で）以下の元素：Ｃ：０．０１〜０．０６、Ｍｎ：２．０〜８．０、Ｎｉ：０．０１〜６．０、Ｍｏ：０．０２〜０．６、Ｓｉ：０．０３〜０．５以下、Ａｌ：０．００３〜０．０５、Ｎ：０．００１５〜０．０１、Ｐ：最大０．０２、Ｓ：最大０．０１、残部が鉄および不可避的不純物を含んでいる。この鋼は、この使用目的にこれまで用いられてきた最大９重量％ニッケルを含有する鋼よりも費用効率の高い方法によって製造可能であることを特徴とすると述べられている。上記の高強度中マンガン鋼から平鋼材を製造するための方法は、−鋼スラブを１０００℃〜１２５０℃の温度に加熱する加工ステップと、−該スラブを９５０℃以下の最終圧延温度において４０％以下の圧下率（圧延度）で圧延する加工ステップと、−圧延された鋼を２°Ｋ／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却する加工ステップと、−冷却後、該鋼を５５０℃から６５０℃の温度で０．５〜４時間焼き戻す加工ステップと、を含んでいる。この鋼の微細組織は、その主相としてのマルテンサイト及び３−１５体積％の残留オーステナイトを含んでいる。
特許文献３は、耐食性マルテンサイト鋼を開示している。この鋼は、鉄及び不純物に加え、以下の元素：Ｃ：００５〜０．１５％、Ｃｒ：２〜１５％、Ｃｏ：０．１〜１０％、Ｎｉ：０．１〜４％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｔｉ：０．１〜０．７５％、Ｂ：＜０．１％、Ｎ：＜０．０２％を含有している。加えて、記載される鋼は、例えば、５％未満のＭｎも含有することができる。
特許文献４は、ニッケルが組成から完全に省かれている低温用途向け低マンガン鋼を開示している。
特許文献５は、同様に、低温域において用いられる鋼管用の鋼組成を記載している。この鋼組成は、（重量％で）、Ｃ：０．０２〜０．１３、Ｓｉ：０．１５〜０．４、Ｍｎ：０．２〜０．９：Ｐ≦０．０１２、Ｓ≦０．００７、Ｎ≦０．０１２、Ｍｏ：０．００８〜０．１２：Ｎｉ：８．５〜９．６を含み、残部が鉄および不純物である。
特許文献６は、優れた変形特性を有する高強度鋼板及び該鋼板を製造するための方法を開示している。この鋼板は、鉄及び不可避的不純物に加えて、（重量％で）以下の元素：Ｃ：０．０３〜０．３５、Ｓｉ：０．５〜３、Ｍｎ：３．５〜１０、Ｐ：＜０．１、Ｓ：＜０．０１、Ｎ：＜０．０８を含有している。微細組織は、３０％超のフェライト及び１０％超の残留オーステナイトを備えている。
特許文献７は、（重量％で）以下の化学組成：Ｃ：０．０００５〜０．３、Ｓｉ：＜２．５、Ｍｎ：２．７〜５、Ｐ：＜０．１５、Ｓ：＜０．０１５、Ｍｏ：０．１５〜１．５、Ｂ：０．０００６〜０．０１、ＡＬ：＜０．１５、残部が鉄および不可避的不純物を含有する鋼板を記載している。このような帯鋼は、圧延方向における２３０ＧＰａ超の高弾性係数によって特徴付けられている。
特許文献８は、強磁性鉄基合金に関するものである。この鉄基合金の組成は、（重量％で）以下の元素：Ａｌ：０．０１〜１１、Ｓｉ：０．０１〜７、Ｃｒ：０．０１〜２６、残部が鉄および不可避的不純物の一種又は複数種を含んでいる。この合金は、任意選択的に０．０１〜５重量％Ｍｎ及び他の元素も含有している。
更に、特許文献９は、変形中にマルテンサイトに変態する残留オーステナイト（ＴＲＩＰ效果）を含む主フェライト基微細組織を有する、所謂、ＴＲＩＰ鋼を記載している。その強力な冷間硬化に起因し、ＴＲＩＰ鋼は、均一な伸び及び引張強度のそれぞれに対して高い値を達成する。ＴＲＩＰ鋼は、とりわけ、板金ブランク材及び溶接ブランク材として車両の構造部品、シャーシ部品、及び衝突関連部品に用いられる。
更に、特許文献１０は、９−３０重量％のマンガンを含有するＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ鋼からなる熱間帯鋼を記載している。溶鋼が水平式帯鋼鋳造設備を用いて鋳造され、６ｍｍ〜１５ｍｍの粗帯鋼を形成し、次いで、該粗帯鋼が圧延され、熱間帯鋼を形成するようになっている。
欧州特許出願公開第２６４１９８７Ａ２号明細書 米国特許第５，２５６，２１９号明細書 米国特許第５，３１０，４３１号明細書 米国特許第４，２５７，８０８号明細書 中国特許出願公開第１０３４２２０１７Ａ号明細書 米国特許出願公開第２０１４／０２３０９７１Ａ１号明細書 国際特許出願公開第２００６／０１１５０３Ａ１号パンフレット 欧州特許出願公開第２０５５７９７号明細書 独国特許出願公開第１０２０１２０１３１１３Ａ１号明細書 国際特許出願公開第２００５／０６１１５２Ａ１号パンフレット
この目的は、請求項１の特徴を有する本発明による鋼材によって達成される。本発明の有利な実施形態は、従属請求項に記載される。このような鋼材を製造するための本発明による方法は、請求項７又は１１の特徴及びその従属請求項に記載される。
平鋼材、例えば、熱間帯鋼、冷間帯鋼、又は厚鋼板の形態にある鋼材は、本発明によれば、
−鋼を高炉鉄鋼法又は電気炉製鋼法によって溶製し、いずれの製鋼法においても溶鋼が任意選択的に真空処理されるステップであって、該鋼は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．３未満、Ｍｎ：４〜１０未満、Ａｌ：０．００３〜２．９、Ｍｏ：０．０１〜０．８、Ｓｉ：０．０２〜０．８：Ｐ：＜０．０４、Ｓ：＜０．０２、Ｎ：＜０．０２を含み、残部が鉄および不可避的鋼付随元素であり、重量％で、以下の元素：Ｔｉ：０．００２〜０．０７、Ｖ：０．００６〜０．１：Ｃｒ：０．０５〜４、Ｎｉ：０．００１〜３、Ｃｕ：０．０５〜２、Ｎｂ：０．００３〜０．１、Ｂ：０．０００５〜０．０１４、Ｃｏ：０，００３〜３、Ｗ：０．０３〜２、Ｚｒ：０．００３〜１、Ｃａ：０．００４未満、Ｓｎ：０．５未満の一種又は複数種が合金化によって任意選択的に添加される、ステップと、
−水平式又は垂直式帯鋼鋳造法によって溶鋼を鋳造し、最終寸法に近い粗帯鋼を形成するか、又は水平式又は垂直式スラブ又は薄スラブ鋳造法によって、溶鋼を鋳造し、スラブ又は薄スラブを形成するステップと、
−１０５０〜１２５０℃の圧延温度に加熱するか、又はインライン圧延の場合には鋳造熱とするステップと、
−粗帯鋼又はスラブ又は薄スラブを６５０℃〜１０５０℃の最終圧延温度で熱間圧延し、３ｍｍ超〜２００ｍの厚みを有する厚鋼板又は０．８〜２８ｍｍの厚みを有する熱間帯鋼を形成するステップと、
−熱間帯鋼を１００℃超〜６００℃の温度で巻き取るステップと、
−任意選択的に、熱間帯鋼を酸洗いするステップと、
−任意選択的に、厚鋼板又は熱間帯鋼を焼鈍設備内において５００℃〜８４０℃の温度で０．３〜２４ｈの焼鈍時間にわたって、好ましくは、５２０℃〜６００℃の温度で０．５〜６ｈの焼鈍時間にわたって焼鈍するステップと、
−任意選択的に、１つ又は複数の圧延パスの第１の圧延パス前の状態が室温又は６０℃〜４５０℃の高温にある状態で、熱間帯鋼を１０〜９０％、好ましくは、３０〜６０％冷間圧延し、≦３ｍｍの厚みに薄肉化させるステップと、
−任意選択的に、冷間帯鋼を焼鈍設備内において５００℃から８４０℃の温度で０．３〜２４ｈの焼鈍時間にわたって、好ましくは、５２０℃から６００℃の温度で０．５〜６ｈの焼鈍時間にわって焼鈍するステップと、
−任意選択的に、熱間帯鋼又は冷間帯鋼をスキンパス圧延するステップと、
−任意選択的に、電気亜鉛メッキ、溶融亜鉛メッキ、又は有機被膜を行い、又は無機被膜の被覆を行うステップと、
を含む方法によって提供され、この平鋼材は、−１９６℃までの温度における優れた低温延性並びに強度、伸び、及び成形特性の良好な組合せを有している。

Claims (22)

  1. −１９６℃における横断方向の最小ノッチ衝撃エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ２以上である低温用鋼材であって、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．３未満、好ましくは、０．０３〜０．１５、Ｍｎ：４〜１０未満、好ましくは、４〜８未満、Ａｌ：０．００３〜２．９、好ましくは、０．０３〜０．４、Ｍｏ：０．０１〜０．８、好ましくは、０．１〜０．５、Ｓｉ：０．０２〜０．８、好ましくは、０．０８〜０．３、Ｎｉ：０．００５〜３、好ましくは、０．０１〜３：Ｐ：＜０．０４、Ｓ：＜０．０２、Ｎ：＜０．０２を含み、残部が鉄および不可避的鋼付随元素である化学組成を有し、
    −前記合金組成に対して、以下の元素：Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｗ，Ｚｒ，Ｃａ及びＳｎの一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、６＜１．５Ｍｎ＋Ｎｉ＜８の式が満たされ、
    −又は前記合金組成に対して、以下の元素：Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｗ，Ｚｒ，Ｃａ及びＳｎの一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、０．１１＜Ｃ＋Ａｌ＜３の式が満たされ、
    −又は前記合金組成が、Ｎｉに加えて、以下の元素：Ｔｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｃａ及びＳｎの一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、元素：Ｂ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｗ又はＺｒの少なくとも一種又は複数種を含み、
    ２〜９０体積％のオーステナイト、４０体積％未満のフェライト及び／又はベイナイトを含み、残部がマルテンサイトである微細組織を備える、低温用鋼材。
  2. ０．００２〜０．５重量％のＴｉを含有する、請求項１に記載の鋼材。
  3. ０．００６〜０．１重量％のＶを含有する、請求項１又は２に記載の鋼材。
  4. ０．０５〜０．４重量％のＣｒを含有する、請求項１−３の少なくとも１つに記載の鋼材。
  5. ０．０５〜２重量％のＣｕを含有する、請求項１−４の少なくとも１つに記載の鋼材。
  6. ０．００３〜０．１重量％のＮｂを含有する、請求項１−５の少なくとも１つに記載の鋼材。
  7. ０．０００５〜０．０１４重量％のＢを含有する、請求項１−６の少なくとも１つに記載の鋼材。
  8. ０．００３〜３重量％のＣｏを含有する、請求項１−７の少なくとも１つに記載の鋼材。
  9. ０．０３〜２重量％のＷを含有する、請求項１−８の少なくとも１つに記載の鋼材。
  10. ０．０３〜１重量％のＺｒを含有する、請求項１−９の少なくとも１つに記載の鋼材。
  11. ＜０．００４重量％のＣａを含有する、請求項１−１０の少なくとも１つに記載の鋼材。
  12. ＜０．５重量％のＳｎを含有する、請求項１−１１の少なくとも１つに記載の鋼材。
  13. 前記鋼材、特に、継目無鋼管の前記微細組織は、２〜８０体積％、好ましくは、２〜７０体積％のオーステナイト、２０体積％未満のフェライト又はベイナイトを有し、残部がマルテンサイトであることを特徴とする、請求項１−１２の少なくとも１つに記載の鋼材。
  14. 前記マルテンサイトの少なくとも２０％の部分は、焼鈍マルテンサイトとして存在することを特徴とする、請求項１−１３の少なくとも１つに記載の鋼材。
  15. 前記オーステナイトの最大９０％の部分は、焼鈍双晶又は変形双晶の形態で存在していることを特徴とする、請求項１−１４の少なくとも１つに記載の鋼材。
  16. 前記鋼は、４５０〜１０５０ＭＰａの弾性限Ｒｐ０．２、５００〜１５００ＭＰａの引張強度Ｒｍ、及び６超〜４５％の破断伸びＡ５０を有することを特徴とする、請求項１−１５の少なくも１つに記載の鋼材。
  17. 前記鋼材は、金属被膜、無機被膜、又は有機被膜によって被覆され、任意選択的に、一種又は複数種の他の金属被膜、種々の無機又は有機被膜が前記被膜に施されることを特徴とする、請求項１−１６の少なくとも１つに記載の鋼材。
  18. 平鋼材の形態にある鋼材を製造するための方法であって、
    −請求項１−１２の少なくとも１つに記載の鋼を高炉製鋼法又は電気炉製鋼法によって溶製するステップであって、いずれの製鋼法においても任意選択的に溶鋼が真空処理される、ステップと、
    −水平式又は垂直式帯鋼鋳造法によって前記溶鋼を鋳造し、最終寸法に近い粗帯鋼を形成するか、又は水平式又は垂直式スラブ又は薄スラブ鋳造法によって、前記溶鋼を鋳造し、スラブ又は薄スラブを形成するステップと、
    −１０５０〜１２５０℃の圧延温度に加熱するか、又はインライン圧延の場合には鋳造熱とするステップと、
    −前記粗帯鋼又は前記スラブ又は薄スラブを６５０℃〜１０５０℃の最終圧延温度で熱間圧延し、３ｍｍ超〜２００ｍの厚みを有する厚鋼板又は０．８〜２８ｍｍの厚みを有する熱間帯鋼を形成するステップと、
    −前記熱間帯鋼を１００℃超〜６００℃の温度で巻き取るステップと、
    −任意選択的に、前記熱間帯鋼を酸洗いするステップと、
    −任意選択的に、前記厚鋼板又は前記熱間帯鋼を焼鈍設備内において５００℃〜８４０℃の温度で０．３〜２４ｈの焼鈍時間にわたって、好ましくは、５２０℃〜６００℃の温度で０．５〜６ｈの焼鈍時間にわたって焼鈍するステップと、
    −任意選択的に、１つ又は複数の圧延パスの第１の圧延パスの前の状態が室温又は高温にある状態で、前記熱間帯鋼を１０〜９０％、好ましくは、３０〜６０％冷間圧延し、≦３ｍｍの厚みに薄肉化させるステップと、
    −任意選択的に、前記冷間帯鋼を焼鈍設備内において５００℃〜８４０℃の温度で０．３〜２４ｈの焼鈍時間にわたって、好ましくは、５２０℃〜６００℃の温度で０．５〜６ｈの焼鈍時間にわって焼鈍するステップと、
    −任意選択的に、前記熱間帯鋼又は冷間帯鋼をスキンパス圧延するステップと、
    −任意選択的に、電気亜鉛メッキ、溶融亜鉛メッキ、又は有機被膜又は無機被膜によって被覆するステップと、
    を含む方法。
  19. 前記熱間帯鋼の冷間圧延中の前記第１の圧延パスは、６０℃〜４５０℃の温度で行われることを特徴とする、請求項１８に記載の方法。
  20. 前記平鋼材は、構成要素を形成されるために更に加工されることを特徴とする、請求項１８及び１９に記載の方法。
  21. 前記構成要素は、縦継目溶接鋼管又は螺旋継目溶接鋼管であることを特徴とする、請求項２０に記載の方法。
  22. 継目無鋼管の形態にある鋼材を製造するための方法であって、
    −鋼を高炉製鋼法又は電気炉製鋼法によって溶製し、該製鋼法において任意選択的に溶鋼が真空処理されるステップであって、前記鋼は、（重量％で）、Ｃ：０．１〜０．３未満、Ｍｎ：４〜１０未満、Ａｌ：０．００３〜２．９、Ｍｏ：０．０１〜０．８、Ｓｉ：０．０２〜０．８、Ｎｉ：０．００５〜３、好ましくは、０．０１〜３、Ｐ：＜０．０４、Ｓ：＜０．０２、Ｎ：＜０．０２を含み、残部が鉄および不可避的鋼付随元素であり、
    −前記合金組成に対して、以下の元素：Ｔｉ：０．００２〜０．０７、Ｖ：０．００６〜０．１、Ｃｒ：０．０５〜４、Ｃｕ：０．０５〜２、Ｎｂ：０．００３〜０．１、Ｂ：０．０００５〜０．０１４、Ｃｏ：０．００３〜３、Ｗ：０．０３〜２、Ｚｒ：０．０３〜１、Ｃａ：０．００４未満、及びＳｎ：０．５未満の一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、６＜１．５Ｍｎ＋Ｎｉ＜８の式が満たされ、
    −又は前記合金組成に対して、以下の元素：Ｔｉ：０．００２〜０．０７、Ｖ：０．００６〜０．１、Ｃｒ：０．０５〜４、Ｃｕ：０．０５〜２、Ｎｂ：０．００３〜０．１、Ｂ：０．０００５〜０．０１４、Ｃｏ：０．００３〜３、Ｗ：０．０３〜２、Ｚｒ：０．０３〜１、Ｃａ：０．００４未満、及びＳｎ：０．５未満の一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、０．１１＜Ｃ＋Ａｌ＜３の式が満たされ、
    −又は前記合金組成が、Ｎｉに加えて、以下の元素：Ｔｉ：０．００２〜０．０７、Ｃｒ：０．０５〜４、Ｃｕ：０．０５〜２、Ｃａ：０．０４未満、及びＳｎ：０．５未満の一種又は複数種の合金化による任意選択的な添加と連携して、元素：Ｂ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｗ又はＺｒの少なくとも一種又は複数種を含む、
    ステップと、
    −前記鋼を連続鋳造方法によって鋳造し、細長材を形成し、前記細長材を中実ブロックに分割するステップと、
    −前記ブロックを７００℃〜１２５０℃の成形温度に加熱するステップと、
    −前記ブロックを前記成形温度で穿孔し、中空ブロックを形成するステップと、
    −任意選択的に、熱間圧延の前に、前記中空ブロックを７００℃〜１２５０℃に再加熱するステップと、
    −前記中空ブロックを延伸手段によって熱間圧延し、中空体を形成し、前記中空体を仕上げ圧延し、鋼管を形成するステップと、
    −任意選択的に、前記圧延ステップ間において６０℃〜１２５０℃の温度に中間的に加熱するステップと、
    −任意選択的に、好ましくは、ＴＷＩＰ效果を利用して、前記継目無鋼管を室温〜Ａｃ３未満の温度、好ましくは、６０℃〜４５０℃の温度で仕上げ圧延するステップと、
    −任意選択的に、前記鋼管を酸洗いするステップと、
    −任意選択的に、焼戻し圧延又は較正圧延を行うステップと、
    −任意選択的に、その後で前記鋼管を成形するか又は引っ張るステップと、
    −任意選択的に、室温〜Ａｃ３未満の任意選択的な温度、好ましくは、６０℃〜４５０℃の温度で、拡張成形又は内部高圧成形を行うステップと
    −任意選択的に、より高い強度を達成するために、室温〜６０℃の温度での成形時にＴＲＩＰ效果を利用するステップと、
    −任意選択的に、より高い残留破断伸び及びより高い降伏強度を達成するために、６０℃〜４５０℃の温度範囲での成形時にＴＷＩＰ效果を利用するステップと、
    −任意選択的に、連続又は静止焼鈍装置内において４００℃〜９００℃で１分〜２４時間にわたって最終的に熱処理するステップであって、時間がより短い場合により高温とし、逆に時間がより長い場合により低温とするステップと、
    −任意選択的に、内部高圧生成、温間生成、又は温間内部高圧成形によって、前記継目無鋼管を更に加工し、構成要素を形成するステップと、
    を含む方法。
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