JPH03281724A - サワー環境用高強度鋼線の製造方法 - Google Patents
サワー環境用高強度鋼線の製造方法Info
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- JPH03281724A JPH03281724A JP8090890A JP8090890A JPH03281724A JP H03281724 A JPH03281724 A JP H03281724A JP 8090890 A JP8090890 A JP 8090890A JP 8090890 A JP8090890 A JP 8090890A JP H03281724 A JPH03281724 A JP H03281724A
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- steel
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- wire
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Wire Processing (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は引張強さ７０ｋｇｆ／ｎｍ２以上の高強度鋼線
の製造方法に関し、さらに訂しくはサワー環境（湿潤硫
化水素環境）で使用される高強度鋼線の製造方法に関す
るものである。
の製造方法に関し、さらに訂しくはサワー環境（湿潤硫
化水素環境）で使用される高強度鋼線の製造方法に関す
るものである。
従来、たとえば、カス、原油等の高圧流体輸送用フレキ
ンプルパイプの鎧装線などは、Ｃ０，２％以下の低炭素
鋼線材を伸線後、異形引抜き、ローラーダイス加工、圧
延等の異形加工により所定の断面形状の異形鋼線（平圧
線や溝形線）とし、そのままないしは５００℃未満の低
温焼鈍を行なったのち、非ザワー環境の使用に供せられ
ていた。
ンプルパイプの鎧装線などは、Ｃ０，２％以下の低炭素
鋼線材を伸線後、異形引抜き、ローラーダイス加工、圧
延等の異形加工により所定の断面形状の異形鋼線（平圧
線や溝形線）とし、そのままないしは５００℃未満の低
温焼鈍を行なったのち、非ザワー環境の使用に供せられ
ていた。
しかし、最近の深井戸化に伴って油井を取り巻く環境か
変化し、原油やガスの輸送環境も厳しくなってきた。す
なわち、硫化水素を伴ったサワー環境か多くなってきた
。このため、異形鋼線に要求される特性の中でも、使用
環境から鋼線中に侵入する水素に対する安定性、すなわ
ち水素誘起割れ（以下、Ｉ−Ｉ Ｉ Ｃという）および
硫化物応力腐食割れ（以下、ＳＳＣという）の発生しな
いことが特に要求されるようになった。ちなみに、ＨＩ
Ｃは無負荷状態の鋼線に水素か侵入することに伴って
発生する割れであり、一方、ＳＳＣは高負荷状態の鋼線
に水素が侵入し、これが原因となって起こる割れである
。
変化し、原油やガスの輸送環境も厳しくなってきた。す
なわち、硫化水素を伴ったサワー環境か多くなってきた
。このため、異形鋼線に要求される特性の中でも、使用
環境から鋼線中に侵入する水素に対する安定性、すなわ
ち水素誘起割れ（以下、Ｉ−Ｉ Ｉ Ｃという）および
硫化物応力腐食割れ（以下、ＳＳＣという）の発生しな
いことが特に要求されるようになった。ちなみに、ＨＩ
Ｃは無負荷状態の鋼線に水素か侵入することに伴って
発生する割れであり、一方、ＳＳＣは高負荷状態の鋼線
に水素が侵入し、これが原因となって起こる割れである
。
このような動向に対して、本発明者らは、引張強さ５０
ｋｇｆ／ｍｍ２以」二の鋼線を対象とｊ７て二つの技術
を開発（７た。一つはすでに特開平１−２７９７１０号
公報に開示されているように、０．４０−０．７０％の
Ｃを含む高炭素鋼線祠をパテンティング後、断面減少率
２５〜７５％の冷間加工を行なったのち、５００〜７０
０℃で球状化焼鈍する方法である（以下、従来法１とい
う）。他の一つは従来法ｌで製造された鋼線に０．３〜
５％の引っ張りひずみを付与する方法である（以下、従
来法２という）。
ｋｇｆ／ｍｍ２以」二の鋼線を対象とｊ７て二つの技術
を開発（７た。一つはすでに特開平１−２７９７１０号
公報に開示されているように、０．４０−０．７０％の
Ｃを含む高炭素鋼線祠をパテンティング後、断面減少率
２５〜７５％の冷間加工を行なったのち、５００〜７０
０℃で球状化焼鈍する方法である（以下、従来法１とい
う）。他の一つは従来法ｌで製造された鋼線に０．３〜
５％の引っ張りひずみを付与する方法である（以下、従
来法２という）。
゛従来法ｌに従って製造された鋼線は耐ＨＩＣ特性は優
れている。しかし、実際の使用環境においては、鋼線に
は強い引張応力が作用していることから、耐ＨＩＣ特性
以外に耐ＳＳＣ特性にも優れていることが重要である。
れている。しかし、実際の使用環境においては、鋼線に
は強い引張応力が作用していることから、耐ＨＩＣ特性
以外に耐ＳＳＣ特性にも優れていることが重要である。
このような観点にたって従来法ｌの耐ＳＳＣ特性を改善
したものが従来法２である。しかし、鋼線をより高負荷
状態で、しかもサワー環境でより安定して使用できるよ
うにするためには、鋼線の強度を高め、かつ耐ＳＳＣ特
性をさらに向上させる必要かある。
したものが従来法２である。しかし、鋼線をより高負荷
状態で、しかもサワー環境でより安定して使用できるよ
うにするためには、鋼線の強度を高め、かつ耐ＳＳＣ特
性をさらに向上させる必要かある。
本発明の目的は、強度および耐ＳＳＣ特性か従来法に比
べてより一段と優れたサワー環境用高強度鋼線の製造方
法を提供することにある。
べてより一段と優れたサワー環境用高強度鋼線の製造方
法を提供することにある。
本発明は、Ｃ：０．４０〜０．７０５％、Ｓｉ：０．１
〜１％、Ｍｎ：０．２０〜１％、Ｐ ： ０．０２５％
以下、Ｓ：０．０１０％以下を含有し、必要に応じてＡ
ｌ ： ０．００８％〜０．０５０％を含有し、残部が
Ｐｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、断面減少率２
５〜７５％の冷間加工を行なった後５００〜６２０℃で
球状化焼鈍し、その後０．２〜２％の引っ張りひずみを
与えた後、２５０〜４００℃でブルーイングすることを
特徴とするサワー環境用高強度鋼線の製造方法である。
〜１％、Ｍｎ：０．２０〜１％、Ｐ ： ０．０２５％
以下、Ｓ：０．０１０％以下を含有し、必要に応じてＡ
ｌ ： ０．００８％〜０．０５０％を含有し、残部が
Ｐｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、断面減少率２
５〜７５％の冷間加工を行なった後５００〜６２０℃で
球状化焼鈍し、その後０．２〜２％の引っ張りひずみを
与えた後、２５０〜４００℃でブルーイングすることを
特徴とするサワー環境用高強度鋼線の製造方法である。
以下、本発明について詳細に説明する。
Ｃは、０．４０％未満では、球状化焼鈍後、所定の強度
が得られない。また、Ｃ０，７０％を超えると冷間加工
で強加］二が困難となり、加工中に鋼線中心部に微細ク
ラックが発生して）（Ｉ Ｃ特性が劣化するため、０．
７０％を上限とした。
が得られない。また、Ｃ０，７０％を超えると冷間加工
で強加］二が困難となり、加工中に鋼線中心部に微細ク
ラックが発生して）（Ｉ Ｃ特性が劣化するため、０．
７０％を上限とした。
Ｓｉは脱酸剤として最低ｏ、 ｉｏ％以上必要である。
その量が多くなるに従って強度が向上する。しかし、１
％を超えると脱炭が激しくなり、これか原因となって冷
間加工時に鋼線に割れか多発する。
％を超えると脱炭が激しくなり、これか原因となって冷
間加工時に鋼線に割れか多発する。
Ｍｎは熱間脆性を防止するため０．２％以上必要である
。また、Ｍｎは焼入性を向上させるため、パテンティン
グによって均一 なパーライト組織を得るためにはその
量は多いほど望ましいが、１％を超えると中心偏析に起
因する）−１Ｉ Ｃの発生頻度か高くなるため１％を上
限とする。
。また、Ｍｎは焼入性を向上させるため、パテンティン
グによって均一 なパーライト組織を得るためにはその
量は多いほど望ましいが、１％を超えると中心偏析に起
因する）−１Ｉ Ｃの発生頻度か高くなるため１％を上
限とする。
次に、Ｐは粒界に偏析（７やすいため加工性を低下させ
る。したがって、その量は少ないほうが好ましい。しか
し、連続鋳造で製造する場合、溶製温度を高くするため
復Ｐが起こるので、上限のみを０．０２５％に規定した
。
る。したがって、その量は少ないほうが好ましい。しか
し、連続鋳造で製造する場合、溶製温度を高くするため
復Ｐが起こるので、上限のみを０．０２５％に規定した
。
ＳはＰと同様な弊害のほか、耐蝕性の点で少ないはと好
ま（５いが、現在経済的に製造できる０、０１０％を上
限とした。なお、Ｓは０．００１％までは工業的生産か
十分可能である。
ま（５いが、現在経済的に製造できる０、０１０％を上
限とした。なお、Ｓは０．００１％までは工業的生産か
十分可能である。
八１は脱酸剤および結晶細粒化元素として必要に応じて
使用する。ＡＩ添加の場合、細粒化に必要なＡｌ量の下
限は０．００８％である。一方、Ａｌか０．０５０％を
超えると非金属介在物量が増加するため、表面欠陥起因
の歩留低下を惹起する。
使用する。ＡＩ添加の場合、細粒化に必要なＡｌ量の下
限は０．００８％である。一方、Ａｌか０．０５０％を
超えると非金属介在物量が増加するため、表面欠陥起因
の歩留低下を惹起する。
上述の各元素のほかに、異形鋼線の肉厚が厚いために焼
入性が不足する場合には０．６％以−ＦのＣｒを添加す
ることが有効である。、さらに、０．３％以下のＣｕお
よび０．０２％以下のＷは鋼中への水素侵入を抑制する
効果かあるので、必要に応してこれらを添加すれば、よ
り一層耐ＨＩ Ｃ特性を向上させることができる。
入性が不足する場合には０．６％以−ＦのＣｒを添加す
ることが有効である。、さらに、０．３％以下のＣｕお
よび０．０２％以下のＷは鋼中への水素侵入を抑制する
効果かあるので、必要に応してこれらを添加すれば、よ
り一層耐ＨＩ Ｃ特性を向上させることができる。
以上の組成からなる線材を加圧して鋼線とする。
本発明で鋼線とは、線材を異形引抜き、ローラーダイス
加工、あるいは圧延等の加工により、断面形状が円また
は異形（矩形や溝形）と（７たものを総称している。ま
た、ここでは球状化焼鈍後の弓張強さが７０〜８０ｋｇ
ｆ／＋＋＋＋＋＋２のものを高強度鋼線と称している。
加工、あるいは圧延等の加工により、断面形状が円また
は異形（矩形や溝形）と（７たものを総称している。ま
た、ここでは球状化焼鈍後の弓張強さが７０〜８０ｋｇ
ｆ／＋＋＋＋＋＋２のものを高強度鋼線と称している。
すなわち、引張強さが７０ｋｇｆ／ｍｍ２以トないと苛
酷な使用環境から要求される内圧および外圧に耐えられ
ず、鎧装線としての効果がない。
酷な使用環境から要求される内圧および外圧に耐えられ
ず、鎧装線としての効果がない。
一方、引張強さが８０ｋｇｆ／ｍｍ２を超えると、硬度
がＨＲＣ２２以上となり、ＳＳＣが低応力で発生するよ
うになるため、上限を８０ｋｇｆ／＋ｎｎ＋２とした。
がＨＲＣ２２以上となり、ＳＳＣが低応力で発生するよ
うになるため、上限を８０ｋｇｆ／＋ｎｎ＋２とした。
次に、本発明にかかわる加工方法に関して説明する。
通常、線材は加工前に熱処理をおこなうが、本発明にお
いてはパテンティング処理を行なう。これにより線材の
組織を均一な微細パーライト組織とし、断面減少率２５
〜７５％の加工に耐え得る性能を付与する。
いてはパテンティング処理を行なう。これにより線材の
組織を均一な微細パーライト組織とし、断面減少率２５
〜７５％の加工に耐え得る性能を付与する。
本発明で断面減少率を２５〜７５％の範囲に限定した理
由は、断面減少率２５％未満では、加工後の焼鈍でセメ
ンタイトの球状化が不十分となり、Ｉ−１ＩＣが発生し
、断面減少率が７５％を超えると例えば平圧線の端面お
よび内部に加工による割れが発生し、特に内部割れはＨ
Ｉ Ｃを誘発するためである。
由は、断面減少率２５％未満では、加工後の焼鈍でセメ
ンタイトの球状化が不十分となり、Ｉ−１ＩＣが発生し
、断面減少率が７５％を超えると例えば平圧線の端面お
よび内部に加工による割れが発生し、特に内部割れはＨ
Ｉ Ｃを誘発するためである。
なお、本発明の断面減少率は次式で定義する。
Ｓ ：異形加工された鋼線の断面積
Ｓｏ 、素線（線材）の断面積
本発明は、断面減少率２５〜７５％の冷間加工後、球状
化焼鈍を行ない、加工ひずみを除去するとともに、パー
ライト組織をフェライト（マトリックス）中に微細な球
状化セメンタイトの分散した組織に変える。すなわち、
焼鈍によって得られた球状化セメンタイト組織は、従来
の層状パーライト組織に比べてＨＩＣ特性が著しく優れ
ている。鋼中に侵入した水素原子はセメンタイト／フェ
ライト界面に集積し、そこにＨＩＣの核を形成するが、
球状化セメンタイトの場合には応力集中が小さいため、
耐ＨＩＣ特性が優れていると考えられる。
化焼鈍を行ない、加工ひずみを除去するとともに、パー
ライト組織をフェライト（マトリックス）中に微細な球
状化セメンタイトの分散した組織に変える。すなわち、
焼鈍によって得られた球状化セメンタイト組織は、従来
の層状パーライト組織に比べてＨＩＣ特性が著しく優れ
ている。鋼中に侵入した水素原子はセメンタイト／フェ
ライト界面に集積し、そこにＨＩＣの核を形成するが、
球状化セメンタイトの場合には応力集中が小さいため、
耐ＨＩＣ特性が優れていると考えられる。
適正な球状化焼鈍温度範囲を求めるために、鉛パテンテ
イング処理された直径９．５ｍｍの線材（成分を第１表
に示す）を伸線加工および平圧延で平圧線としたのち、
球状化焼鈍を実施した。球状化焼鈍は昇温２時間、保温
４時間の条件で行なった。
イング処理された直径９．５ｍｍの線材（成分を第１表
に示す）を伸線加工および平圧延で平圧線としたのち、
球状化焼鈍を実施した。球状化焼鈍は昇温２時間、保温
４時間の条件で行なった。
結果を第１図に示ず。７０ｋｇｆ／ｉｎｎ”以上の引張
強さが得られるのは、ＣＯ，４２％の鋼線では５５０℃
以下、またＣ Ｏ，６５％では６２０℃以下である。一
方、引張強さを８０ｋｇｆ／ｎｍ”以下に抑えられる球
状化焼鈍温度は、ＣＯ，４２％では５００℃以上、Ｃ０
１６５％では５２０℃以上必要である。したかって、本
発明の球状化焼ＳＩＩ！温度範囲は５００〜６２０℃と
なる。
強さが得られるのは、ＣＯ，４２％の鋼線では５５０℃
以下、またＣ Ｏ，６５％では６２０℃以下である。一
方、引張強さを８０ｋｇｆ／ｎｍ”以下に抑えられる球
状化焼鈍温度は、ＣＯ，４２％では５００℃以上、Ｃ０
１６５％では５２０℃以上必要である。したかって、本
発明の球状化焼ＳＩＩ！温度範囲は５００〜６２０℃と
なる。
第 １ 表
本発明は、耐ＳＳＣ特性を向上させるために、以−１−
の方法で製造した球状化焼鈍鋼線にさらに０．２〜２％
の引っ張りひずみを付与した後、２５０〜４００℃でブ
ルーイングする。
の方法で製造した球状化焼鈍鋼線にさらに０．２〜２％
の引っ張りひずみを付与した後、２５０〜４００℃でブ
ルーイングする。
ＳＳＣの原因は、サワー環境から鋼材中に侵入した水素
が、負荷応力により生じた微小降伏領域に拡散してそこ
に凝集する結果、降伏現象が加達されてマイクロクラッ
クが生じるためと考えられる。従って、耐ＳＳＣ特性を
向上させるためには、マクロ的な降伏現象がはじまる前
の局部的な微小降伏現象を阻止することが重要である。
が、負荷応力により生じた微小降伏領域に拡散してそこ
に凝集する結果、降伏現象が加達されてマイクロクラッ
クが生じるためと考えられる。従って、耐ＳＳＣ特性を
向上させるためには、マクロ的な降伏現象がはじまる前
の局部的な微小降伏現象を阻止することが重要である。
すなわち、鋼Ｈの降伏強度を高めることが効果を発揮す
る。
る。
しかし、一般的には、降伏強度を高めることにより引張
強さは増加する。引張強さの増加は、前述したようにＳ
ＳＣ発生の危険性を高めるため、好ましいことではない
。
強さは増加する。引張強さの増加は、前述したようにＳ
ＳＣ発生の危険性を高めるため、好ましいことではない
。
本発明者は、降伏強度を高めるが引張強さやほかの機械
的性質に与える影響の少ない加工方法を研究し、その結
果、球状化焼鈍後の鋼線にわずかな引っ張りひずみを与
え（以下、ストレッチングという）だ後、さらに２５０
〜４００℃でブルーインクすることにより目標とする高
い降伏強度が得られ、その結果耐ＳＳＣ特性か大幅に向
上するという、従来なかった新しい知見を得た。ストレ
ッチングにおける引っ張りひずみは、０，２％未満では
ＳＳＣ改善効果が不十分である。引っ張りひずみの増加
に伴って降伏強度は上がり、それに伴ってＳＳＣ発生下
限応力も上昇する。しかし、本発明法のようにブルーイ
ングを行なう場合には、２％を超えるとＨＩ Ｃが発生
し、ＳＳＣ発生下限応力も低下傾向を示すため２％を」
二限とする。
的性質に与える影響の少ない加工方法を研究し、その結
果、球状化焼鈍後の鋼線にわずかな引っ張りひずみを与
え（以下、ストレッチングという）だ後、さらに２５０
〜４００℃でブルーインクすることにより目標とする高
い降伏強度が得られ、その結果耐ＳＳＣ特性か大幅に向
上するという、従来なかった新しい知見を得た。ストレ
ッチングにおける引っ張りひずみは、０，２％未満では
ＳＳＣ改善効果が不十分である。引っ張りひずみの増加
に伴って降伏強度は上がり、それに伴ってＳＳＣ発生下
限応力も上昇する。しかし、本発明法のようにブルーイ
ングを行なう場合には、２％を超えるとＨＩ Ｃが発生
し、ＳＳＣ発生下限応力も低下傾向を示すため２％を」
二限とする。
ブルーイング温度に関（では、２５０℃未満では１−（
Ｉ Ｃが発生し、またＳＳＣ発生下限応力も低い。
Ｉ Ｃが発生し、またＳＳＣ発生下限応力も低い。
一方、４００℃を超えると降伏強度が低下するため、耐
ＳＳＣ特性は著しく低下する。以上の理由により、ブル
ーイング温度は２５０〜４００℃とする。
ＳＳＣ特性は著しく低下する。以上の理由により、ブル
ーイング温度は２５０〜４００℃とする。
ストレッチング装置は、長尺のコイル状鋼線を連続的に
処理できるものでなければならない。この意味からは、
鋼線を供給する側のプーリの回転速度に対し、鋼線を巻
き取る側のプーリの回転速度を少し速くすることにより
鋼線に一定のひずみを与えるような機構を備えた装置が
望ましい。また、ブルーイング設備としては通電加熱な
いしは誘導加熱装置を備えた連続炉が望ましいが、大気
炉でも目的を達することができる。
処理できるものでなければならない。この意味からは、
鋼線を供給する側のプーリの回転速度に対し、鋼線を巻
き取る側のプーリの回転速度を少し速くすることにより
鋼線に一定のひずみを与えるような機構を備えた装置が
望ましい。また、ブルーイング設備としては通電加熱な
いしは誘導加熱装置を備えた連続炉が望ましいが、大気
炉でも目的を達することができる。
〔実施例〕
鉛パテンテイングによって微細なパーライト組織にされ
た直径９．５ｍｍの線材を伸線加工により直径５ ｍｍ
の鋼線とし、ついで平圧延にて厚み０．９〜２．８５ｉ
ｎ＋の平線とした。これを球状化焼鈍したのち、上述し
たような機構を備えたストレッチング装置を用いて鋼線
に引っ張りひずみをあたえた後、引き続き連続ブルーイ
ング処理を行なった。
た直径９．５ｍｍの線材を伸線加工により直径５ ｍｍ
の鋼線とし、ついで平圧延にて厚み０．９〜２．８５ｉ
ｎ＋の平線とした。これを球状化焼鈍したのち、上述し
たような機構を備えたストレッチング装置を用いて鋼線
に引っ張りひずみをあたえた後、引き続き連続ブルーイ
ング処理を行なった。
ＨＩＣ特性は、上述の平線を長さ １００ ｆｆ１ｍに
切断し、５％ＮａＣ１−０，５％ＣＨ，Ｃ００Ｈ−Ｈ，
Ｓ飽和溶液に２５℃で９６時間浸漬後、３箇所研磨し、
ミクロクラックの有無を光学顕微鏡で観察して評価した
。
切断し、５％ＮａＣ１−０，５％ＣＨ，Ｃ００Ｈ−Ｈ，
Ｓ飽和溶液に２５℃で９６時間浸漬後、３箇所研磨し、
ミクロクラックの有無を光学顕微鏡で観察して評価した
。
ＳＳＣ特性は、上述の平線をそのままの状態で試験片と
し、両端をつかんで実際の降伏強度の８０〜１１０％の
引張応力を与え、試験片の中央部２００闘をサワー環境
、すなわち上述のＨＩＣ試験と同じ組成の溶液中に浸漬
し、溶液の温度は２５℃とし、このような状態で７２０
時間の負荷試験を実施し、破断の生じない最大応力、す
なわちＳＳＣ発生下限応力を測定して評価した。
し、両端をつかんで実際の降伏強度の８０〜１１０％の
引張応力を与え、試験片の中央部２００闘をサワー環境
、すなわち上述のＨＩＣ試験と同じ組成の溶液中に浸漬
し、溶液の温度は２５℃とし、このような状態で７２０
時間の負荷試験を実施し、破断の生じない最大応力、す
なわちＳＳＣ発生下限応力を測定して評価した。
使用した鋼線の化学成分、冷間加工、焼鈍温度、ストレ
ッチングひずみ、ブルーイング条件などの製造条件なら
びに製品の機械的性質、耐サワー特性を第２表に示す。
ッチングひずみ、ブルーイング条件などの製造条件なら
びに製品の機械的性質、耐サワー特性を第２表に示す。
Ｎｏ、 １〜４、Ｎα１０および１１． Ｎｏ、１８〜
２１、Ｎｏ２４〜２７は本発明法と二つの従来法の比較
を行なったもので、同一製造工程で焼鈍鋼線を製造した
のち、本発明法では０．８〜２．０％の引っ張りひずみ
を付与した後、３３０〜３６０℃で約４分間誘導加熱す
る方法でブルーイングを行なった。本発明法で製造され
た鋼線はいずれも引張強さが７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上有
り、従来法で製造された鋼線に比べ降伏強度が高い。
２１、Ｎｏ２４〜２７は本発明法と二つの従来法の比較
を行なったもので、同一製造工程で焼鈍鋼線を製造した
のち、本発明法では０．８〜２．０％の引っ張りひずみ
を付与した後、３３０〜３６０℃で約４分間誘導加熱す
る方法でブルーイングを行なった。本発明法で製造され
た鋼線はいずれも引張強さが７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上有
り、従来法で製造された鋼線に比べ降伏強度が高い。
また、ＳＳＣ発生下限応力は６７ｋｇｆ／ｍｍ＋２以］
二と、従来法のいずれにおいても達成できなかった高い
レベルに達している。
二と、従来法のいずれにおいても達成できなかった高い
レベルに達している。
Ｎα５〜９はストレッチング時の引っ張りひずみか°、
またＮｏ、１３〜Ｉ７はストレッチング後のブルーイン
グ温度が異形線の特性におよぼす影響を調べたものであ
る。適切なひずみを付与し、さらにブルーイングを施す
ことにより、ＨＩＣの発生がなく、かつＳＳＣ発生下限
応力が６７ｋｇｆ／ａｍ２以−Ｌある耐サワー特性に優
れた異形線を製造できた。
またＮｏ、１３〜Ｉ７はストレッチング後のブルーイン
グ温度が異形線の特性におよぼす影響を調べたものであ
る。適切なひずみを付与し、さらにブルーイングを施す
ことにより、ＨＩＣの発生がなく、かつＳＳＣ発生下限
応力が６７ｋｇｆ／ａｍ２以−Ｌある耐サワー特性に優
れた異形線を製造できた。
以」−に説明したように、本発明法によれば、７０ｋｇ
ｆ／ｍｍ”以上の引張強さを有し、耐ＨＩＣ特性ならひ
に耐ＳＳＣ特性か格段に改善されたサワー環境用高強度
鋼線を製造することが可能である。
ｆ／ｍｍ”以上の引張強さを有し、耐ＨＩＣ特性ならひ
に耐ＳＳＣ特性か格段に改善されたサワー環境用高強度
鋼線を製造することが可能である。
第１図は焼鈍温度と引張強さの関係を示す図である。
Claims (1)
- （１）Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜１
％、Ｍｎ：０．２０〜１％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ
：０．０１０％以下を含有し、必要に応じてＡｌ：０．
００８〜０．０５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を、断面減少率２５〜７５％の冷
間加工を行なった後５００〜６２０℃で球状化焼鈍し、
その後０．２〜２％の引っ張りひずみを与えた後、２５
０〜４００℃でブルーイングすることを特徴とするサワ
ー環境用高強度鋼線の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8090890A JPH03281724A (ja) | 1990-03-30 | 1990-03-30 | サワー環境用高強度鋼線の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8090890A JPH03281724A (ja) | 1990-03-30 | 1990-03-30 | サワー環境用高強度鋼線の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03281724A true JPH03281724A (ja) | 1991-12-12 |
Family
ID=13731481
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8090890A Pending JPH03281724A (ja) | 1990-03-30 | 1990-03-30 | サワー環境用高強度鋼線の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03281724A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2731371A1 (fr) * | 1995-03-10 | 1996-09-13 | Inst Francais Du Petrole | Procede de fabrication de fils en acier - fils de forme et application a une conduite flexible |
| WO1998010113A1 (fr) * | 1996-09-09 | 1998-03-12 | Institut Français Du Petrole | Procede de fabrication de fils en acier auto-trempant, fils de forme et application a une conduite flexible |
| EP3674425A1 (en) * | 2018-12-31 | 2020-07-01 | GE Oil & Gas UK Limited | Steel wire |
-
1990
- 1990-03-30 JP JP8090890A patent/JPH03281724A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2731371A1 (fr) * | 1995-03-10 | 1996-09-13 | Inst Francais Du Petrole | Procede de fabrication de fils en acier - fils de forme et application a une conduite flexible |
| WO1996028575A1 (fr) * | 1995-03-10 | 1996-09-19 | Institut Francais Du Petrole | Procede de fabrication de fils en acier - fils de forme et application a une conduite flexible |
| WO1998010113A1 (fr) * | 1996-09-09 | 1998-03-12 | Institut Français Du Petrole | Procede de fabrication de fils en acier auto-trempant, fils de forme et application a une conduite flexible |
| FR2753206A1 (fr) * | 1996-09-09 | 1998-03-13 | Inst Francais Du Petrole | Procede de fabrication de fils en acier auto-trempant, fils de forme et application a une conduite flexible |
| EP3674425A1 (en) * | 2018-12-31 | 2020-07-01 | GE Oil & Gas UK Limited | Steel wire |
| WO2020141067A1 (en) * | 2018-12-31 | 2020-07-09 | Ge Oil & Gas Uk Limited | Steel wire |
| CN113330124A (zh) * | 2018-12-31 | 2021-08-31 | 贝克休斯能源科技英国有限公司 | 钢丝 |
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