JP3990726B2 - 優れた靭性及び溶接性を有する高強度二相鋼板 - Google Patents

Description

技術分野
本発明は、強力鋼およびその製造に関し、この鋼は構造用途に有用であるとともにラインパイプ用の前駆材料でもある。より詳細には、本発明は、ミクロ構造および機械的性質が鋼板の厚さ全体にわたって実質的に均一なフェライト相およびマルテンサイト／ベイナイト相を含む二相高強度鋼板の製造に関し、この鋼板は優れた靱性および溶接性を有することが特徴である。
従来技術
比較的軟質な相であるフェライト相と比較的硬質な相であるマルテンサイト／ベイナイト相を有する二相組織鋼は、A_r3変態点とA_r1変態点との間の温度で焼なましを行い、続いて、空気冷却から水急冷までの範囲の冷却速度で室温まで冷却することによって作製される。採用する焼なまし温度は、鋼の化学ならびにフェライト相とマルテンサイト／ベイナイト相との間の所望の体積関係に依存する。
低炭素二相組織鋼および低合金二相組織鋼の開発については多くの報告があり、こうした開発は冶金業界において広範な研究の対象になっていた。例えば、「二相組織鋼の基礎（Fundamentals of Dual Phase Steels）」および「成形可能なHSLAおよび二相組織鋼（Formable HSLA and Dual Phase Steels）」に関する会議録、米国特許第4,067,756号、同第5,061,325号に報告がある。しかしながら、二相組織鋼の用途は、ほとんどが自動車産業が対象となっており、この分野では、こうした鋼の独特な高加工硬化特性を利用して、加工処理中およびスタンピング処理中に自動車用鋼板の成形性を増強している。従って、二相組織鋼が、10mm未満、典型的には2〜3mmの範囲の薄板に限定されており、降伏引張強度および極限引張強度はそれぞれ50〜60ksiの範囲および70〜90ksiの範囲である。また、マルテンサイト／ベイナトイ相の体積は、一般的にはミクロ構造の約10〜40%を占め、残りが軟質なフェライト相である。
従って、本発明の目的は、二相組織鋼の高加工硬化能力を利用して、成形性を改良するのではなく、ラインパイプの成形中に鋼板を1〜3%変形させた後、≧100ksi、好ましくは≧110ksiの高降伏強度を達成することである。このため、本明細書中に記載される特徴を有する二相組織鋼板は、ラインパイプ用の前駆材料である。
本発明の目的は、板厚が少なくとも10mmの鋼板の厚さ全体にわたって実質的に均一なミクロ構造を提供することである。更なる目的は、ミクロ構造中に細かく分散した成分相を設けて、ベイナイト／マルテンサイトの体積%の有効境界値を約75%以上に拡大し、これにより優れ靱性を特徴とする強力二相組織鋼を提供することである。また本発明の更なる目的は、優れた溶接性と優れた熱影響部（HAZ）耐軟化性を有する高強度二相組織鋼を提供することである。
発明の概要
本発明に従えば、鋼の組成と圧延工程の熱力学的制御とのバランスがとれるので、強度の大きい、すなわち、降伏強度が100ksiより大きく、1〜3%の変形を行った後の降伏強度が少なくとも110ksiである、ラインパイプ用の前駆材料として有用な二相組織鋼の製造が可能となる。この高強度二相組織鋼は、フェライトマトリックス中に40〜80体積%、好ましくは50〜80体積%のマルテンサイト／ベイライト相を含み、かつベイライトがマルテンサイト／ベイライト相の約50%未満であるミクロ構造を有する。
好ましい実施態様においては、＞10¹⁰cm／cm³の高密度の転位、更にはバナジウムおよびニオブの炭化物または炭窒化物、ならびに炭化モリブデン、すなわち、（V,Nb）（C,N）ならびにMo₂C、の少なくとも一つ、好ましくはすべての微細析出物から成る分散物によって更にフェライトマトリックスが強化される。バナジウム、ニオブおよびモリブデンの炭化物または炭窒化物の極めて微細な（≦50Å）析出物は、A_r3温度未満でのオーステナイト-フェライト変態中に起こる相間析出反応によってフェライト相中に形成される。この析出物は、主にバナジウムおよびニオブの炭化物であり、（V,Nb）（C,N）で表される。従って、こうした化学組成と圧延工程の熱力学的制御とのバランスをとることによって、厚さが少なくとも約15mm、好ましくは少なくとも約20mmで、極めて高い強度を有する二相組織鋼を作製することができる。
鋼の強度はマルテンサイト／ベイナイト相の存在と関係があり、この相の体積を増加させると強度が増大する。しかしながら、強度と靱性（延性）とのバランスをとる必要があるし、靭性はフェライト相により付与される。例えば、マルテンサイト／ベイナイト相が少なくとも約40体積%である場合には、2%変形後の降伏強度が少なくとも約100ksiであり、マルテンサイト／ベイナイト相が少なくとも約60体積%である場合には、この降伏強度は少なくとも約120ksiである。
好ましい鋼、すなわち、高密度の転位ならびにフェライト相中にバナジウムおよびニオブの析出物を有する鋼は、A_r3変態点とA_r1変態点の間の温度における仕上げ圧下および室温までの急冷を行うことによって作製する。従って、この手順は、通常厚さが10mm以下で降伏強度が50〜60ksiである自動車用の二相組織鋼の場合と対照的である。自動車用の場合には、フェライト相中の析出物をなくして適切な成形性を確保する必要がある。析出物は、フェライトとオーステナイトとの間の移動する界面に断続的に形成される。しかしながら、適切な量のバナジウムまたはニオブまたはそれら両方が存在し、しかも圧延および加熱処理の条件を注意深く制御した場合にのみ、析出物が生成する。従って、バナジウムとニオブが鋼の組成において中心的な役割を果たす元素である。
図面の説明
図1は、フェライト相（グレーの領域）とマルテンサイト／ベイナイト相（明るい領域）を有する、焼入した合金A3を示す走査電子顕微鏡写真である。この図は、本発明に従って作製された二相組織鋼の最終製品を示している。
図2は、フェライト相中の約50Å未満、好ましくは約10〜50Åの範囲にある炭窒化ニオブおよび炭窒化バナジウムの析出物の透過電子顕微鏡写真である。
図3aおよび3bは、硬質相マルテンサイトのミクロ構造細部の透過電子顕微鏡写真である。図3aは明視野像であり、図3bは図3aに対応する暗視野像である。
図4は、本発明により作製された鋼に対してHAZ（縦軸）を横切る方向に硬度（ビッカース硬さ）をプロットしたもの（実線）と、市販のX100ラインパイプ鋼に対して同様のプロットをしたもの（点線）である。本発明の鋼では、HAZ強度の著しい減少は見られないが、X100鋼では、（ビッカース硬さで表されている）HAZ強度の顕著な減少（およそ15%）が見られる。
このように本発明の鋼は、大きい強度、優れた溶接性ならびに低温靱性を示す。本発明の鋼は以下の組成（重量基準）を有する。
0.05〜0.12% C、好ましくは0.06〜0.12、より好ましくは0.07〜0.09
0.01〜0.5% Si
0.4〜2.0% Mn、好ましくは1.0〜2.0、より好ましくは1.2〜2.0
0.03〜0.12% Nb、好ましくは0.05〜0.1
0.05〜0.15% V
0.2〜0.8% Mo
0.3〜1.0% Cr、水素を含有する雰囲気に対して好ましい
0.015〜0.03% Ti
0.01〜0.03% Al
Pcm≦0.24
残りはFeおよび副次的な不純物である。
バナジウムとニオブの濃度の合計は≧0.1重量%であり、より好ましくはバナジウムとニオブの濃度はそれぞれ≧0.04%である。周知の不純物であるN、P、およびSの量を最小限に抑えるが、以下に説明するように、若干のNは粒子成長抑制用の窒化チタン粒子を調製するうえで好ましい。N濃度は約0.001〜0.01重量%、Sは0.01重量%以下、Pは0.01重量%以下が好ましい。この化学組成においては、ホウ素の添加がなく、ホウ素濃度が≦5ppm、好ましくは＜1ppmであるという点で、本発明の鋼にはホウ素が含まれないと言える。
一般的には、本発明の材料は、後に述べる組成を有する鋼ビレットを通常の方法で成型することによって作製される。その手順は次の通りである。実質的にすべて、好ましくはすべての炭窒化バナジウムおよび炭窒化ニオブを溶解するのに十分な温度、好ましくは1150〜1250℃の範囲の温度までビレットを加熱する。従って、ニオブ、バナジウムおよびモリブデンの実質的にすべてが溶解状態になる。オーステナイトが再結晶する第二温度領域でビレットを一回以上熱間圧延して、第一圧下率が約30〜70%となるようにする。第一温度より幾分低めで、オーステナイトが再結晶せず、A_r3より高い第一温度領域で、この圧下されたビレットを一回以上熱間圧延して、第二圧下率が約40〜70%となるようにする。オーステナイトの20〜60%がフェライトに変態する変態点A_r3から変態点A_r1までの範囲の温度で空冷する。この更に圧下されたビレットを一回以上圧延して、第三圧下率が約15〜25%となるようにする。フェライトへの変態がもはや起こらない400℃以下の温度まで少なくとも25℃／秒、好ましくは少なくとも約35℃／秒の速度で水冷却を行って、ビレットを硬化させる。必要に応じて、ラインパイプ用の前駆材料として有用であるこの圧延強力鋼板を室温まで空冷する。この結果、粒子サイズは極めて均一となり、≦10ミクロン、好ましくは≦5ミクロンとなる。
超強力鋼には、必然的に種々の性質が要求されるが、こうした性質は、元素と熱力学的処理とを組み合わせることによって生み出される。種々の合金元素の役割および本発明におけるそれらの濃度の好ましい限界値を以下に示す。
炭素は、ミクロ構造のいかんにかかわらず、すべての鋼および溶接品のマトリックス強化を行い、更に、NbC小粒子およびVC小粒子が十分に細かく、かつ多数存在する場合には、これら小粒子形成によって析出強化を行う。その他、熱間圧延中のNbC析出には、再結晶化を遅らせ、粒子成長を防止する働きがあるため、オーステナイト微粒化の手段となる。これによって強度および低温靱性の両方が改良される。炭素はまた、焼入性、すなわち、鋼の冷却によってより硬くより強いミクロ構造を形成する能力を助長する。炭素の含有率が0.01%未満の場合には、こうした強度増大効果は得られない。炭素の含有率が0.12%を超えると、鋼は現場溶接時に低温割れを起こし易くなり、鋼板およびその溶接時の熱影響部（HAZ）の靱性が低下する。
マンガンは、鋼および溶接品のマトリックス強化剤であり、これはまた、焼入性に大きく寄与する。要求される高い強度を達成するためには最低0.4%の量のMnが必要である。炭素と同じように、マンガンが多すぎると鋼および溶接品の靭性に悪影響が生じ、更に現場溶接時の低温割れを引き起こすので、Mnの上限値として2.0%が課せられる。この上限値はまた、連続的に鋳造されるラインパイプ鋼中のひどいセンターライン偏析を防止するためにも必要であり、この偏析は水素誘起割れ（HIC）を引き起こす要因である。
ケイ素は、脱酸を目的として常に鋼に添加されるが、この役割を果たすには少なくとも0.01%必要である。Siの量が多くなると、HAZ靱性は悪影響を受け、その量が0.5%を超えるとHAZ靱性は許容できないレベルになる。
ニオブは、鋼の圧延ミクロ構造の微粒子化を促進するために添加され、これによって強度および靭性の両方が改良される。熱間圧延中の炭化ニオブの析出には、再結晶化を遅らせ、粒子成長を防止する働きがあるため、オーステナイト微粒化の手段となる。ニオブは、NbC析出物の形成によって焼きもどし時の強度を更に強化する。しかしながら、ニオブが多すぎると、溶接性およびHAZ靱性に悪影が生じるため、最大でも0.12%である。
チタンは、少量添加した場合、TiNの微粒子を形成するのに有効であり、この微粒子は圧延構造および鋼のHAZの両方の粒子サイズを微細化する。その結果、靭性が改良される。Ti/N比が2.0〜3.4の範囲になるようにチタンを添加する。チタンが多すぎると、粗いTiN粒子またはTiC粒子が形成されるため、鋼および溶接品の靱性が劣化する。0.002%未満のチタン含有率では十分に細かい粒子サイズは得られず、0.04%を超えると靭性の劣化を引き起こす。
アルミニウムは、脱酸を目的としてこうした鋼に添加される。この目的に対しては少なくとも0.002%のAlが必要である。アルミニウム含有率が高すぎると、すなわち0.05%を超えると、Al₂O₃型の介在物を形成する傾向を呈するが、この介在物は鋼およびそのHAZの靭性に悪影響を与える。
バナジウムは、焼きもどし時の鋼および溶接後の冷却時のそのHAZの中に細かいVC粒子を形成することによって析出強化を起こすために添加される。バナジウムが溶解状態にあると、鋼の焼入性を向上するのに有力である。従って、強力鋼のHAZ強度を維持するうえでバナジウムほ有効である。過剰のバナジウムがあると、現場溶接時に冷温割れを引き起こすうえに、鋼およびそのHAZの靱性を劣化させるので、上限は0,15%である。バナジウムはまた、直径が≦約50Å、好ましくは直径が10〜50Åの炭窒化バナジウム粒子の相間析出によって共析フェライトに対する有力的な強化剤である。
モリブデンは、直接焼入時の鋼の焼入性を増大させ、その結果、強いマトリックスミクロ構造が形成されるとともに、Mo₂CおよびNbMoの粒子を形成することによって再加熱時の析出強化を行う。過剰のモリブデンがあると、現場溶接時に低温割れを起こすとともに、鋼およびHAZの靭性を劣化させるので、最大でも0.8%である。
クロムもまた、直接焼入時の焼入性を増大させる。クロムは耐食性および耐HIC性を向上させる。特に、鋼表面にCr₂O₃に富んだ酸化膜を形成することによって水素の進入を防止するうえでクロムは好ましい。モリブデンの場合と同じように、過剰のクロムがあると、現場溶接時に低温割れを起こすとともに、鋼およびそのHAZの靭性を劣化させるので、最大でも1.0%Crである。
窒素の混入を防ぐことはできず、鋼製造中、鋼の中に残存する。本発明の鋼においては、少量であれば細かいTiN粒子を形成するうえで有用であり、この粒子は熱間圧延時の粒子成長を防止するので、圧延された鋼およびそのHAZの微粒化が促進される。必要な容積分率のTiNを形成するには、少なくとも0.001%のNが必要である。しかしながら、窒素が多すぎると、鋼およびそのHAZの靭性が劣化するので、Nの最大含有率は0.01%である。
熱力学的処理の目的は二つある。すなわち、微細化および扁平化されたオーステナイト粒子を作製すること、ならびに二つの相に高密度の転位および剪断バンドを導入することである。
第一の目的は、オーステナイト再結晶温度より高いかまたは低い温度で、しかも常にA_r3よりも高い温度で重圧延を行うことによって達成される。再結晶温度より高い温度で圧延を行うと、オーイテナイト粒子のサイズが連続的に微細化され、一方、再結晶温度より低い温度で圧延を行うと、オーステナイト粒子が扁平化される。従って、オーステナイトがフェライトに変態し始めるA_r3より低い温度で冷却すると、オーステナイトおよびフェライトの微細化された混合物が形成され、A_r1よりも低い温度で急冷すると、フェライトおよびマルテンサイト／ベイナイトの微細化された混合物になる。
第二の目的は、オーステナイトの20%〜60%がフェライトに変態するA_r1とA_r3の間の温度で、扁平化されたオーステナイト粒子に第三の圧下を行うことによって達成される。
本発明で実施される熱力学的処理は、所望の細かい分布を有する成分相を誘導するうえで重要である。
オーステナイトが再結晶する領域とオーステナイトが再結晶しない領域との境界を規定する温度は、圧延前の加熱温度、炭素濃度、ニオブ濃度、および圧延処理時の圧下率に依存する。この温度は、実験、またはモデル計算のいずれかによって各鋼組成物に対して容易に決定することができる。
ラインパイプは周知のU-O-E法によって平板から成形されるが、この方法では、平板をU型に成形し、次にO型に成形し、更にこのO型を1〜3%膨張させる。この成形および膨張は、付随する加工硬化作用によってラインパイプに最高の強度を付与する。
以下の実施例により、本明細書に記載された本発明を具体的に説明する。
次の化学組成で表される合金の500ポンドの加熱体を真空誘導溶解し、インゴットを鋳造し、厚さ4インチのスラブに鋳造加工し、1240℃で2時間加熱し、表2のスケジュールに従って圧延した。

強力な炭窒化物形成剤、特にニオブおよびバナジウムに関して次のバランスが得られるように、合金および熱力学的処理をデザインした。
・これらの化合物の約三分の一が、焼入の前にオーステナイト中で析出する。こうした析出物は、再結晶防止ならびにオーステナイト粒子のピン止めを行って、オーステナイトが変態する前にその細かい粒子を形成する。
・これらの化合物の約三分の一が、変態区間（intercritical）および亜臨界（subcritical）領域を介してオーステナイトからフェライトへの変態中に析出する。これらの析出物はフェライト相の強度を促進する。
・これらの化合物の約三分の一を固溶体中に保持し、HAZ中での析出に利用して、他の鋼に見られる通常の軟化を改善または除去する。
100mm厚の矩形の鋳造加工された初期スラブの熱力学的圧延スケジュールを以下に示す。

最終製品は厚さ20mmで、フェライトが45%、マルテンサイト／ベイナイトが55%であった。
フェライトおよびその他のオーステナイト分解生成物の量を変化させるために、表3に示すように様々な最終温度から焼入を行った。フェライト相には、初析フェライト（すわなち「残留」フェライト）および共析フェライト（すなわち「変態」フェライト）の両方が含まれており、これは全フェライト体積分率を意味する。鋼を800℃から焼入した場合、100%オーステナイト領域に属する鋼が得られたことから、A_r3温度は800℃未満であることが示唆される。図1から分かるように、約725℃から焼入した場合、オーステナイトの75%が変態したことから、A_r1温度はこの温度と近く、この合金の二相区間は約75℃であることが示唆される。表3に、最終圧延、焼入、体積分率、およびビッカース微小硬さのデータをまとめる。

第二相すなわちマルテンサイト／ベイナイト相の体積%が大きい鋼は、通常、延性および靭性が劣っているという特徴があるので、本発明の鋼が十分な延性を保持しながら、UOE工程で成形および膨張が可能である点は注目に値する。延性が保持されるのは、例えば、マルテンサイトパケットが10ミクロン未満で、このパケット内の個々の構造体が1ミクロン未満であるなど、ミクロ構造ユニットの有効寸法が維持されるからである。図1は走査電子顕微鏡（SEM）写真であり、処理条件A3に対応する、フェライトおよびマルテンサイトを含有する二相ミクロ構造を表している。平板の厚さ全体にわたって著しく均一なミクロ構造が、すべての二相組織鋼で観察された。
図2は透過電子顕微鏡写真であり、鋼A3のフェライト領域の非常に細かく分散された相間析出物を示している。共析フェライトは、一般的には、サンプル全体にわたって均一に分散された第二相との界面近傍で観察され、その体積分率は鋼の焼入開始温度が低下するにつれて増加する。
図3aおよび3bは透過電子顕微鏡写真であり、これらの鋼の第二相の特性を示している。いくらかのベイナイト相を有する主としてラスマルテンサイトから成るミクロ構造が観察された。このマルテンサイトは薄膜すなわち厚さ約500Å未満の膜を呈し、図3bの暗視野像に示されるように、ラス境界にオーステナイトを保持していた。マルテンサイトがこうした形態をとることによって、二相組織鋼の強度に寄与するだけでなく、良好な靭性を付与する働きをする強力かつ強靱な第二相が確保される。
表4は、合金Aの二つのサンプルの引張強度および延性を示している。

パイプ成形において、2%延伸後の降伏強度は、少なくとも100ksiである最小目標強度、好ましくは少なくとも110ksiを満たすが、これはこうしたミクロ構造の優れた加工硬化特性に由来する。
表5は、合金A4の縦（L-T）サンプルに関して行った-40℃および-76℃におけるVノッチ付シャルピー衝撃靱性（ASTM規格E-23）を示している。

上記の表に示された衝撃エネルギー値は、本発明の鋼が有する優れた靭性を示唆するものである。本発明の鋼は、-40℃において少なくとも100ジュール、好ましくは-40℃において少なくとも約120ジュールの靭性を有する。
本発明の主要な特徴は、良好な溶接性を有する強力鋼および優れた耐HAZ軟化性を有する強力鋼である。実験用単一ビード溶接試験を行って、低温割れ感受性およびHAZ軟化性を調べた。図4は、本発明の鋼に対するデータの一例を示している。このプロットは、現状技術の鋼、例えば市販のX100ラインパイプ鋼とは対照的に、本発明の二相組織鋼は、HAZにおいていかなる顕著な、または測定しうる軟化をも受けないという劇的な結果を示すものである。一方、X100は、母材金属と比べて15%の軟化を呈する。本発明によれば、HAZは、母材金属の強度の少なくとも約95%、好ましくは母材金属の強度の少なくとも約98%を有する。溶接熱供給が約1〜5キロジュール／mmの範囲のときに、こうした強度が得られる。

Claims (15)

1. １〜３％変形後の降伏強度が少なくとも１１０ｋｓｉであり、かつフェライト相および４０〜８０体積％のマルテンサイト／ベイナイト相からなる二相組織鋼組成物であって、
   前記ベイナイトが、前記マルテンサイト／ベイナイト相の５０体積％以下であり、
   前記フェライト相が、直径５０Å以下のバナジウム、ニオブ、若しくはモリブデンの炭化物、または炭窒化物の析出物、あるいはそれらの混合物を含有することを特徴とする二相組織鋼組成物。
2. 少なくとも１５ｍｍの厚さを持ち、その厚さを通じ均一な微細構造を有する請求の範囲１項記載の二相組織鋼組成物。
3. 前記マルテンサイト／ベイナイト相は、厚さ５００Å未満のオーステナイト残留薄膜を含むものである請求の範囲１項記載の二相組織鋼組成物。
4. 溶接熱サイクルによる加熱の結果、バナジウム、ニオブ若しくはモリブデンの炭化物、又は炭化窒化物の析出物を形成するものである請求の範囲３項記載の二相組織鋼組成物。
5. 溶接熱供給の範囲が１〜５キロジュール／ｍｍである請求の範囲４項記載の二相組織鋼組成物。
6. 母材金属およびＨＡＺを有する溶接された鋼組成物であって、該ＨＡＺの強度が、１〜３％変形後の降伏強度が少なくとも１１０ｋｓｉである該母材金属の強度の９５％以上であり、該母材金属がフェライト相および４０〜８０体積％のマルテンサイト／ベイナイト相を有し、ベイナイトが該マルテンサイト／ベイナイト相の５０体積％以下であり、該フェライト相が直径５０Å以下のバナジウム、ニオブ、もしくはモリブデンの析出物またはそれらの混合物を含有することを特徴とする溶接された鋼組成物。
7. ＨＡＺ強度が母材金属の強度の９８％以上である請求の範囲６項記載の溶接された鋼組成物。
8. １〜３％変形後の引張強度が少なくとも１００ｋｓｉである高強度鋼の製造方法であって、
   （ａ）鋼ビレットを十分な温度にまで加熱して、すべての炭窒化バナジウムおよび炭窒化ニオブを溶解させる工程と、
   （ｂ）オーステナイトが再結晶する温度領域で、第一圧下率が３０〜７０％になるまで、一回以上該ビレットを圧延して平板に成形する工程と、
   （ｃ）オーステナイト再結晶温度未満かつＡ_r3変態点を超える温度領域で、第二圧下率が４０〜７０％になるまで、一回以上該平板を圧延する工程と、
   （ｄ）こうして更に圧下された該平板を、Ａ_r3変態点とＡ_r1変態点の間の温度まで冷却する工程と、
   （ｅ）第三圧下率が１５〜２５％になるまで、冷却された該平板を一回以上圧延する工程と、
   （ｆ）該最終圧延平板を、４００℃以下の温度まで水冷却する工程と、
   からなることを特徴とする高強度鋼の製造方法。
9. 工程（ａ）の温度は、１１５０〜１２５０℃の範囲である請求の範囲８項記載の方法。
10. 工程（ｄ）の冷却は、空冷である請求の範囲８項記載の方法。
11. 工程（ｄ）の冷却は、鋼の２０〜６０容量％がフェライトに変態するまで行われる請求の範囲８項記載の方法。
12. 工程（ｆ）の冷却は、少なくとも２５℃／秒の速度で行われる請求の範囲８項記載の方法。
13. 工程（ｄ）の冷却は、７２５℃よりも高く８００℃よりも低い温度で開始される請求の範囲８項記載の方法。
14. 前記板を、環状又はラインパイプ材に形成する請求の範囲８項記載の方法。
15. 前記環状又はラインパイプ材をＵ−Ｏ−Ｅ法により１〜３％膨張させる請求の範囲範囲８項記載の方法。

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