JPH049847B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH049847B2 JPH049847B2 JP60168619A JP16861985A JPH049847B2 JP H049847 B2 JPH049847 B2 JP H049847B2 JP 60168619 A JP60168619 A JP 60168619A JP 16861985 A JP16861985 A JP 16861985A JP H049847 B2 JPH049847 B2 JP H049847B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- prior austenite
- austenite grain
- steel
- less
- tempering
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は直接焼入れ焼戻しによる耐硫化物応力
腐食割れ特性（以下耐SSCC特性と称す）の優れ
た鋼を製造する方法に関するものである。 （従来の技術とその問題点） 近年、サワーガス、サワーオイルのガス田、油
田が多く開発されるようになり、これに伴つて耐
SSCC特性の優れた油井管用鋼材が求められてい
る。 降伏強度50〜80Kg／mm2級のこの種鋼材として、
従来では、Ｃ−Si−Mn鋼もしくはＣ−Si−Mn−
Cr−Mo鋼を焼入れ焼戻し処理することにより製
造されているが、これらの鋼材は、現在において
も次のような問題があつた。 Ｃ−Si−Mo鋼では、降伏強度60〜80Kg／mm2
級の高強度鋼において充分な耐SSCC特性が得
られていない。 Ｃ−Si−Mn−Cr−Mo鋼はＣ−Si−Mn鋼よ
り高い耐SSCC特性が得られているが、添加
Cr、Mo量が多いため、製造コスト高となるの
を避けられない。 サワーガス、サワーオイルにおける腐食環境
条件はますます厳しくなりつつあり、Ｃ−Si−
Mn−Cr−Mo鋼においてもより高い耐SSCC特
性が求められているが、これに十分に答えるこ
とができない。 （問題点を解決するための手段） 本発明は上記のような実情から研究を重ねて創
案されたもので、その目的とするところは、低合
金鋼の範囲において、直接焼入れプロセスによる
組織制御を利用して従来と同強度水準を確保しつ
つしかもより優れた耐SSCC特性を持つ鋼を提供
することにある。 この目的を達成するため、本発明は所定成分の
鋼を熱間加工後、直接焼入れ焼戻しした焼戻しマ
ルテンサイト組織の旧オーステナイト粒展伸度に
着目しこれを規定したもので、すなわち、Ｃ：
0.15〜0.35wt％、Si：0.01〜0.50wt％、Mn：0.4
〜2.0wt％、SolAl：0.001〜0.10wt％の基本組成
を有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
鋼をAc3変態点以上で熱間加工後直接焼入れし、
その後Ac1変態点以下で焼戻しすることによつて
得られる焼戻しマルテンサイト組織において、Ｒ
＝（圧延方向の旧オーステナイト粒径dL）／（肉
厚方向の旧オーステナイト粒径dZ）によつて示さ
れる旧オーステナイト粒展伸度を２以上とするこ
とを特徴とするものである。 以上の鋼の製造方法のうち該鋼の組成について
は、上記基本組成の他、1wt％以下のCu、1wt％
以下のNiのうち１種又は２種を含んだり、2wt％
以下のCr、2wt％以下のMo、0.2wt％以下のＶの
うち１種又は２種を含んだり、0.1wt％以下の
Nb、0.1wt％以下のTiのうち１種又は２種を含
有したり、0.1wt％以下のREM、0.1wt％以下の
Caのうち１種又は２種を含有したり、或いはこ
れらを組合せて複合添加する場合に、各種特性の
より優れたものが得られることになる。 以下本発明を詳述する。 まず本発明者らは、耐SSCC特性を向上させる
治金的因子の一つとして、結晶粒（焼入れ焼戻し
処理を受けた低合金鋼の場合旧オーステナイト
粒）の形状に注目した。そして、旧オーステナイ
ト粒の形状の耐SSCC特性に及ぼす影響を見るた
め、熱間加工条件を変化させることにより旧オー
ステナイト粒形状を制御できる直接焼入れ−焼戻
し処理を施した鋼材の耐SSCC特性について検討
した。 第１図は0.21C−0.22Si−1.32Mn鋼（YS＝74〜
76Kg／mm2）について、圧延仕上り後15秒後直接焼
入れを行つた場合の耐SSCC特性に及ぼす未再結
晶温度領域の圧下率を示すものである。 この第１図から明らかなように、直接焼入れ焼
戻し条件において、未再結晶温度領域の圧下率を
30％以上とすると、旧オーステナイト粒径の展伸
度Ｒ（圧延方向の旧オーステナイト粒径dL／肉厚
方向の旧オーステナイト粒径dZ）が２以上とな
り、この領域で耐SSCC特性（この場合、0.5％酢
酸のH2S飽和溶液中の三点曲げ試験における割れ
発生限界応力Sc値）が向上している。 一方、未再結晶域圧下率を30％未満にすると、
旧オーステナイト粒径の展伸度が２未満となり、
Sc値の向上は余り大きくない。 本発明はこの知見に基づくもので、旧オーステ
ナイト粒の展伸化により耐SSCC特性の改善され
るのは、鋼材表面で発生した割れの肉厚方向への
伝播が圧延方向に展伸した旧オーステナイト粒界
に沿つてそらされやすいことに帰因してしてお
り、旧オーステナイト展伸度Ｒが２未満では耐
SSCC特性の向上に有効でない。 しかして、耐SSCC特性向上に有効な旧オース
テナイト粒の展伸は、微量のNbやTiの添加によ
つて促進される。第２図は0.2C−0.2Si−1.3Mn−
Nb鋼（YS＝74〜76Kg／mm2）において、Nb添加
の影響を検討した結果を示すもので、耐SSCC特
性は、同一の熱間圧延−直接焼入れ焼戻し条件に
おいても、微量Nb添加により顕著に改善されて
いる。 すなわち、Nb無添加鋼では、圧延条件（900
℃以下の圧下率70％、圧延仕上り温度870℃）の
ときだけ展伸度Ｒ＞２となり、圧延条件（1000
℃以下の圧下率70％、圧延仕上り温度920℃）で
はＲ＜２となる。これに対し、Nb添加鋼では、
両圧延条件ともＲ＞２となり、そのような条件に
おいて耐SSCC特性はいずれも顕著に改善される
ことがわかる。 このような旧オーストナイト粒の展伸化による
耐SSCC特性の改善効果は、後述する実施例に示
すように、Ｃ−Si−Mn−Cr−Mo鋼（例えば、
0.3C−0.2Si−0.5Mn−1Cr−0.5Mo鋼）において
も得られることはもとよりである。 以上のような点から、本発明は先に述べたよう
な構成を採用したもので、その限定理由を以下に
述べる。 Ｃは直接焼入れによつて完全硬化組織を得るに
は、0.15wt％以上必要であり、また、直接焼入れ
によつて焼割れを防止するには0.35wt％以下であ
る必要があるためである。 Siは溶鋼の脱酸を完全にするためには、0.01wt
％以上必要であるが、0.5wt％以上の含有は鋼材
の延靭性を害するためである。 Mnは鋼材の焼入性確保の観点より0.4wt％以
上が必要であるが、2wt％以上の含有は鋼材の延
靭性および耐SSCC特性を損うため規定した。 SolAlは溶鋼の脱酸を完全にするためには
0.001wt％以上必要であるが、0.1wt％以上の含有
は鋼材の延靭性を損うためである。 Cu、Niはそれぞれ1wt％以下の添加により耐
SSCC特性を損わず焼入性を向上すると共に、固
溶強化により材料強度を高めることができるが、
限定値を越える添加は製造コストの観点から望し
くない。 Cr、Moも夫々2wt％以下の添加により耐SSCC
特性を損なわずに焼入性を向上すると共に、析出
強化により材料強度を高めることができるが、限
定値を越える添加は製造コストの観点から望まし
くない。 Ｖは0.2wt％以下の添加により、耐SSCC特性
を損なわずに焼入性を向上すると共に、析出強化
を通して材料強度を高めるが、0.2wt％以上の添
加は製造コストの観点から望ましくない。 Nb、Tiは既述のように旧オーステナイト粒の
展伸化を促進するのに有効な元素であるが、
0.1wt％を超える添加は効果が飽和となるため上
限を規定した。 REM、Caは0.1wt％以下の添加によりMnS介
在物の形態を球状化し、鋼材の延靭性を改善する
が、限定値以上の添加はかえつて延靭性を害し、
また、耐SSCC特性に対しては影響を与えないか
らである。 本発明は上記の限定された組成の鋼を直接焼入
れプロセスにより組織制御し、焼戻しマルテンサ
イト組織において、旧オーステナイト粒展伸度Ｒ
＝dL／dZ＞２とする。この理由は既述のとおりで
あるが、付言するならば、未再結晶領域の熱間加
工によつて得られる展伸した旧オーステナイト粒
は、直接焼入れ処理によつて始めて保存されるも
のであり、再加熱焼入れ処理によつては展伸した
旧オーステナイト粒は得られない。 （実施例） 次に本発明の具体的な実施例を比較例と共に示
す。 まず、本発明法の実施により得られた鋼（以下
本発明鋼という）と比較鋼の化学成分を第１表に
示す。
腐食割れ特性（以下耐SSCC特性と称す）の優れ
た鋼を製造する方法に関するものである。 （従来の技術とその問題点） 近年、サワーガス、サワーオイルのガス田、油
田が多く開発されるようになり、これに伴つて耐
SSCC特性の優れた油井管用鋼材が求められてい
る。 降伏強度50〜80Kg／mm2級のこの種鋼材として、
従来では、Ｃ−Si−Mn鋼もしくはＣ−Si−Mn−
Cr−Mo鋼を焼入れ焼戻し処理することにより製
造されているが、これらの鋼材は、現在において
も次のような問題があつた。 Ｃ−Si−Mo鋼では、降伏強度60〜80Kg／mm2
級の高強度鋼において充分な耐SSCC特性が得
られていない。 Ｃ−Si−Mn−Cr−Mo鋼はＣ−Si−Mn鋼よ
り高い耐SSCC特性が得られているが、添加
Cr、Mo量が多いため、製造コスト高となるの
を避けられない。 サワーガス、サワーオイルにおける腐食環境
条件はますます厳しくなりつつあり、Ｃ−Si−
Mn−Cr−Mo鋼においてもより高い耐SSCC特
性が求められているが、これに十分に答えるこ
とができない。 （問題点を解決するための手段） 本発明は上記のような実情から研究を重ねて創
案されたもので、その目的とするところは、低合
金鋼の範囲において、直接焼入れプロセスによる
組織制御を利用して従来と同強度水準を確保しつ
つしかもより優れた耐SSCC特性を持つ鋼を提供
することにある。 この目的を達成するため、本発明は所定成分の
鋼を熱間加工後、直接焼入れ焼戻しした焼戻しマ
ルテンサイト組織の旧オーステナイト粒展伸度に
着目しこれを規定したもので、すなわち、Ｃ：
0.15〜0.35wt％、Si：0.01〜0.50wt％、Mn：0.4
〜2.0wt％、SolAl：0.001〜0.10wt％の基本組成
を有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
鋼をAc3変態点以上で熱間加工後直接焼入れし、
その後Ac1変態点以下で焼戻しすることによつて
得られる焼戻しマルテンサイト組織において、Ｒ
＝（圧延方向の旧オーステナイト粒径dL）／（肉
厚方向の旧オーステナイト粒径dZ）によつて示さ
れる旧オーステナイト粒展伸度を２以上とするこ
とを特徴とするものである。 以上の鋼の製造方法のうち該鋼の組成について
は、上記基本組成の他、1wt％以下のCu、1wt％
以下のNiのうち１種又は２種を含んだり、2wt％
以下のCr、2wt％以下のMo、0.2wt％以下のＶの
うち１種又は２種を含んだり、0.1wt％以下の
Nb、0.1wt％以下のTiのうち１種又は２種を含
有したり、0.1wt％以下のREM、0.1wt％以下の
Caのうち１種又は２種を含有したり、或いはこ
れらを組合せて複合添加する場合に、各種特性の
より優れたものが得られることになる。 以下本発明を詳述する。 まず本発明者らは、耐SSCC特性を向上させる
治金的因子の一つとして、結晶粒（焼入れ焼戻し
処理を受けた低合金鋼の場合旧オーステナイト
粒）の形状に注目した。そして、旧オーステナイ
ト粒の形状の耐SSCC特性に及ぼす影響を見るた
め、熱間加工条件を変化させることにより旧オー
ステナイト粒形状を制御できる直接焼入れ−焼戻
し処理を施した鋼材の耐SSCC特性について検討
した。 第１図は0.21C−0.22Si−1.32Mn鋼（YS＝74〜
76Kg／mm2）について、圧延仕上り後15秒後直接焼
入れを行つた場合の耐SSCC特性に及ぼす未再結
晶温度領域の圧下率を示すものである。 この第１図から明らかなように、直接焼入れ焼
戻し条件において、未再結晶温度領域の圧下率を
30％以上とすると、旧オーステナイト粒径の展伸
度Ｒ（圧延方向の旧オーステナイト粒径dL／肉厚
方向の旧オーステナイト粒径dZ）が２以上とな
り、この領域で耐SSCC特性（この場合、0.5％酢
酸のH2S飽和溶液中の三点曲げ試験における割れ
発生限界応力Sc値）が向上している。 一方、未再結晶域圧下率を30％未満にすると、
旧オーステナイト粒径の展伸度が２未満となり、
Sc値の向上は余り大きくない。 本発明はこの知見に基づくもので、旧オーステ
ナイト粒の展伸化により耐SSCC特性の改善され
るのは、鋼材表面で発生した割れの肉厚方向への
伝播が圧延方向に展伸した旧オーステナイト粒界
に沿つてそらされやすいことに帰因してしてお
り、旧オーステナイト展伸度Ｒが２未満では耐
SSCC特性の向上に有効でない。 しかして、耐SSCC特性向上に有効な旧オース
テナイト粒の展伸は、微量のNbやTiの添加によ
つて促進される。第２図は0.2C−0.2Si−1.3Mn−
Nb鋼（YS＝74〜76Kg／mm2）において、Nb添加
の影響を検討した結果を示すもので、耐SSCC特
性は、同一の熱間圧延−直接焼入れ焼戻し条件に
おいても、微量Nb添加により顕著に改善されて
いる。 すなわち、Nb無添加鋼では、圧延条件（900
℃以下の圧下率70％、圧延仕上り温度870℃）の
ときだけ展伸度Ｒ＞２となり、圧延条件（1000
℃以下の圧下率70％、圧延仕上り温度920℃）で
はＲ＜２となる。これに対し、Nb添加鋼では、
両圧延条件ともＲ＞２となり、そのような条件に
おいて耐SSCC特性はいずれも顕著に改善される
ことがわかる。 このような旧オーストナイト粒の展伸化による
耐SSCC特性の改善効果は、後述する実施例に示
すように、Ｃ−Si−Mn−Cr−Mo鋼（例えば、
0.3C−0.2Si−0.5Mn−1Cr−0.5Mo鋼）において
も得られることはもとよりである。 以上のような点から、本発明は先に述べたよう
な構成を採用したもので、その限定理由を以下に
述べる。 Ｃは直接焼入れによつて完全硬化組織を得るに
は、0.15wt％以上必要であり、また、直接焼入れ
によつて焼割れを防止するには0.35wt％以下であ
る必要があるためである。 Siは溶鋼の脱酸を完全にするためには、0.01wt
％以上必要であるが、0.5wt％以上の含有は鋼材
の延靭性を害するためである。 Mnは鋼材の焼入性確保の観点より0.4wt％以
上が必要であるが、2wt％以上の含有は鋼材の延
靭性および耐SSCC特性を損うため規定した。 SolAlは溶鋼の脱酸を完全にするためには
0.001wt％以上必要であるが、0.1wt％以上の含有
は鋼材の延靭性を損うためである。 Cu、Niはそれぞれ1wt％以下の添加により耐
SSCC特性を損わず焼入性を向上すると共に、固
溶強化により材料強度を高めることができるが、
限定値を越える添加は製造コストの観点から望し
くない。 Cr、Moも夫々2wt％以下の添加により耐SSCC
特性を損なわずに焼入性を向上すると共に、析出
強化により材料強度を高めることができるが、限
定値を越える添加は製造コストの観点から望まし
くない。 Ｖは0.2wt％以下の添加により、耐SSCC特性
を損なわずに焼入性を向上すると共に、析出強化
を通して材料強度を高めるが、0.2wt％以上の添
加は製造コストの観点から望ましくない。 Nb、Tiは既述のように旧オーステナイト粒の
展伸化を促進するのに有効な元素であるが、
0.1wt％を超える添加は効果が飽和となるため上
限を規定した。 REM、Caは0.1wt％以下の添加によりMnS介
在物の形態を球状化し、鋼材の延靭性を改善する
が、限定値以上の添加はかえつて延靭性を害し、
また、耐SSCC特性に対しては影響を与えないか
らである。 本発明は上記の限定された組成の鋼を直接焼入
れプロセスにより組織制御し、焼戻しマルテンサ
イト組織において、旧オーステナイト粒展伸度Ｒ
＝dL／dZ＞２とする。この理由は既述のとおりで
あるが、付言するならば、未再結晶領域の熱間加
工によつて得られる展伸した旧オーステナイト粒
は、直接焼入れ処理によつて始めて保存されるも
のであり、再加熱焼入れ処理によつては展伸した
旧オーステナイト粒は得られない。 （実施例） 次に本発明の具体的な実施例を比較例と共に示
す。 まず、本発明法の実施により得られた鋼（以下
本発明鋼という）と比較鋼の化学成分を第１表に
示す。
【表】
【表】
第２表は第１表に示す各鋼の熱間圧延、熱処理
条件と旧オーステナイト粒の展伸度、降伏強さ及
び耐SSCC特性の検討結果を示すものである。
条件と旧オーステナイト粒の展伸度、降伏強さ及
び耐SSCC特性の検討結果を示すものである。
【表】
上記第１表及び第２表から、本発明鋼において
は、Nb添加の有無にかかわらず、旧オーステナ
イト粒展伸度が２以上となつているが、比較鋼は
いずれも旧オーステナイト粒展伸度が２未満とな
つている。そして、本発明鋼はいずれもそれぞれ
対応する比較鋼に比べ、略強度的に同等であつ
て、しかも優れた耐SSCC特性が得られている。 （発明の効果） 以上説明した本発明によるときには、必要な強
度水準を保ちつつ、しかも優れた耐SSCC特性を
備えた鋼を製造することができ、ことに低合金鋼
の範囲において優れた耐SSCC特性の鋼材とする
ことができるため、サワーガス、サワーオイルの
ガス田、油田等における油井管用鋼材として好適
なものを提供できるものである。
は、Nb添加の有無にかかわらず、旧オーステナ
イト粒展伸度が２以上となつているが、比較鋼は
いずれも旧オーステナイト粒展伸度が２未満とな
つている。そして、本発明鋼はいずれもそれぞれ
対応する比較鋼に比べ、略強度的に同等であつ
て、しかも優れた耐SSCC特性が得られている。 （発明の効果） 以上説明した本発明によるときには、必要な強
度水準を保ちつつ、しかも優れた耐SSCC特性を
備えた鋼を製造することができ、ことに低合金鋼
の範囲において優れた耐SSCC特性の鋼材とする
ことができるため、サワーガス、サワーオイルの
ガス田、油田等における油井管用鋼材として好適
なものを提供できるものである。
第１図は耐SSCC特性に及ぼす未再結晶温度領
域の圧下率の影響を示すグラフ、第２図は耐
SSCC特性に及ぼすNb添加の影響を示すグラフ
である。
域の圧下率の影響を示すグラフ、第２図は耐
SSCC特性に及ぼすNb添加の影響を示すグラフ
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.15〜0.35wt％、Si：0.01〜0.50wt％、
Mn：0.4〜2.0wt％、SolAl：0.001〜0.10wt％の
基本組成を有し、残部Feおよび不可避的不純物
からなる鋼を、Ac3変態点以上で熱間加工後直接
焼入れし、その後Ac1変態点以下で焼戻しするこ
とによつて得られる焼戻しマルテンサイト組成に
おいて、Ｒ＝（圧延方向の旧オーステナイト粒径
dL）／（肉厚方向の旧オーステナイト粒径dZ）に
よつて示される旧オーステナイト粒展伸度を２以
上とすることを特徴とする直接焼入れ焼戻しによ
る耐SSCC特性の優れた鋼の製造方法。 ２ Ｃ：0.15〜0.35wt％、Si：0.01〜0.50wt％、
Mn：0.4〜2.0wt％、SolAl：0.001〜0.10wt％の
基本組成を有するとともに、1wt％以下のCu、
1wt％以下のNiのうち１種又は２種を添加し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、Ac3変
態点以上で熱間加工後直接焼入れし、その後Ac1
変態点以下で焼戻しすることによつて得られる焼
戻しマルテンサイト組成において、Ｒ＝（圧延方
向の旧オーステナイト粒径dL）／（肉厚方向の旧
オーステナイト粒径dZ）によつて示される旧オー
ステナイト粒展伸度を２以上とすることを特徴と
する直接焼入れ焼戻しによる耐SSCC特性の優れ
た鋼の製造方法。 ３ Ｃ：0.15〜0.35wt％、Si：0.01〜0.50wt％、
Mn：0.4〜2.0wt％、SolAl：0.001〜0.10wt％の
基本組成を有するとともに、2wt％以下のCr、
2wt％以下のMo、0.2wt％以下のＶのうち１種又
は２種以上を添加し、残部Feおよび不可避的不
純物からなる鋼を、Ac3変態点以上で熱間加工後
直接焼入れし、その後Ac1変態点以下で焼戻しす
ることによつて得られる焼戻しマルテンサイト組
成において、Ｒ＝（圧延方向の旧オーステナイト
粒径dL）／（肉厚方向の旧オーステナイト粒径
dZ）によつて示される旧オーステナイト粒展伸度
を２以上とすることを特徴とする直接焼入れ焼戻
しによる耐SSCC特性の優れた鋼の製造方法。 ４ Ｃ：0.15〜0.35wt％、Si：0.01〜0.50wt％、
Mn：0.4〜2.0wt％、SolAl：0.001〜0.10wt％の
基本組成を有するとともに、0.1wt％以下のNb、
0.1wt％以下のTiのうち１種又は２種を添加し、
残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、Ac3
変態点以上で熱間加工後直接焼入れし、その後
Ac1変態点以下で焼戻しすることによつて得られ
る焼戻しマルテンサイト組成において、Ｒ＝（圧
延方向の旧オーステナイト粒径dL）／（肉厚方向
の旧オーステナイト粒径dZ）によつて示される旧
オーステナイト粒展伸度を２以上とすることを特
徴とする直接焼入れ焼戻しによる耐SSCC特性の
優れた鋼の製造方法。 ５ Ｃ：0.15〜0.35wt％、Si：0.01〜0.50wt％、
Mn：0.4〜2.0wt％、SolAl：0.001〜0.10wt％の
基本組成を有するとともに、0.1wt％以下の
REM、0.1wt％以下のCaのうち１種又は２種を
添加し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
鋼を、Ac3変態点以上で熱間加工後直接焼入れ
し、その後Ac1変態点以下で焼戻しすることによ
つて得られる焼戻しマルテンサイト組成におい
て、Ｒ＝（圧延方向の旧オーステナイト粒径
dL）／（肉厚方向の旧オーステナイト粒径dZ）に
よつて示される旧オーステナイト粒展伸度を２以
上とすることを特徴とする直接焼入れ焼戻しによ
る耐SSCC特性の優れた鋼の製造方法。 ６ Ｃ：0.15〜0.35wt％、Si：0.01〜0.50wt％、
Mn：0.4〜2.0wt％、SolAl：0.001〜0.10wt％の
基本組成を有するとともに、2wt％以下のCr、
2wt％以下のMo、0.2wt％以下のＶのうち１種又
は２種以上、0.1wt％以下のNb、0.1wt％以下の
Tiのうち１種又は２種を添加し、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼を、Ac3変態点以上で
熱間加工後直接焼入れし、その後Ac1変態点以下
で焼戻しすることによつて得られる焼戻しマルテ
ンサイト組成において、Ｒ＝（圧延方向の旧オー
ステナイト粒径dL）／（肉厚方向の旧オーステナ
イト粒径dZ）によつて示される旧オーステナイト
粒展伸度を２以上とすることを特徴とする直接焼
入れ焼戻しによる耐SSCC特性の優れた鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16861985A JPS6230849A (ja) | 1985-08-01 | 1985-08-01 | 直接焼入れ焼戻しによる耐ｓｓｃｃ特性の優れた鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16861985A JPS6230849A (ja) | 1985-08-01 | 1985-08-01 | 直接焼入れ焼戻しによる耐ｓｓｃｃ特性の優れた鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6230849A JPS6230849A (ja) | 1987-02-09 |
| JPH049847B2 true JPH049847B2 (ja) | 1992-02-21 |
Family
ID=15871416
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16861985A Granted JPS6230849A (ja) | 1985-08-01 | 1985-08-01 | 直接焼入れ焼戻しによる耐ｓｓｃｃ特性の優れた鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6230849A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4765168A (en) * | 1987-07-27 | 1988-08-23 | Tools For Bending, Inc. | Method and apparatus for bending tubing |
| JP2733807B2 (ja) * | 1991-06-07 | 1998-03-30 | 株式会社日本製鋼所 | 耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性に優れた溶接構造用鋼 |
| DE69617002D1 (de) * | 1995-05-15 | 2001-12-20 | Sumitomo Metal Ind | Verfahren zur herstellung von hochfesten nahtlosen stahlrohren mit hervorragender schwefel induzierter spannungsrisskorossionsbeständigkeit |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5827327B2 (ja) * | 1977-11-21 | 1983-06-08 | 日本鋼管株式会社 | セパレ−シヨンの生じない制御圧延高張力鋼の製造法 |
| JPS54119324A (en) * | 1978-03-08 | 1979-09-17 | Kawasaki Steel Co | Production of steel pipe for oil well |
| JPS54124817A (en) * | 1978-03-23 | 1979-09-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Steel of excellent sulfide resistance and excellent corrosion crack resistance |
| JPS5613462A (en) * | 1979-07-10 | 1981-02-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Line pipe steel with superior hydrogen sulfide crack resistance |
| JPS6035982B2 (ja) * | 1979-07-10 | 1985-08-17 | 住友金属工業株式会社 | 耐硫化水素割れ性にすぐれたラインパイプ用鋼 |
| JPS56119759A (en) * | 1980-02-28 | 1981-09-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | High tensile steel with superior sulfide corrosion crack resistance |
| JPS589919A (ja) * | 1981-07-09 | 1983-01-20 | Kawasaki Steel Corp | 低温靭性にすぐれた高張力熱延鋼帯の製造方法 |
| JPS5858252A (ja) * | 1981-10-02 | 1983-04-06 | Kawasaki Steel Corp | 油井向け鋼管用鋼 |
| JPS58107476A (ja) * | 1981-12-19 | 1983-06-27 | Kawasaki Steel Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた高張力鋼 |
| JPS5913052A (ja) * | 1982-02-19 | 1984-01-23 | Kawasaki Steel Corp | 高強度かつ耐食性、耐応力腐食割れ性及び耐硫化物割れ性の優れたステンレス鋼材 |
| JPS58199818A (ja) * | 1982-05-17 | 1983-11-21 | Nippon Steel Corp | 高強度油井用鋼管の製造方法 |
| JPS6023187B2 (ja) * | 1982-05-24 | 1985-06-06 | 株式会社日本製鋼所 | 溶接性の優れた耐硫化物割れ厚肉鋼 |
| JPS6067620A (ja) * | 1983-09-21 | 1985-04-18 | Kobe Steel Ltd | 鋼板の製造方法 |
| JPS6096718A (ja) * | 1983-10-31 | 1985-05-30 | Kobe Steel Ltd | 耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
-
1985
- 1985-08-01 JP JP16861985A patent/JPS6230849A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6230849A (ja) | 1987-02-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6056833A (en) | Thermomechanically controlled processed high strength weathering steel with low yield/tensile ratio | |
| CN101487101B (zh) | 一种ct70级连续油管用钢 | |
| JPH0421718A (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼の製造法 | |
| JPS61238941A (ja) | 熱間鍛造用の非調質棒鋼 | |
| JPS5810442B2 (ja) | 加工性のすぐれた高靭性高張力鋼の製造法 | |
| JP2002129288A (ja) | 高強度ベンド管およびその製造法 | |
| JP3457498B2 (ja) | 高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 | |
| JPS6216250B2 (ja) | ||
| JPH01116032A (ja) | 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 | |
| JPH0826395B2 (ja) | 溶接性の優れた８０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級高張力鋼の製造法 | |
| JPS6230849A (ja) | 直接焼入れ焼戻しによる耐ｓｓｃｃ特性の優れた鋼の製造方法 | |
| KR860000322B1 (ko) | 내후성이 우수한 고장력강의 제조방법 | |
| JPS61166919A (ja) | 高靭性非調質温間鍛造品の製造方法 | |
| JPS61147812A (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法 | |
| JP2593857B2 (ja) | 高強度非調質鍛造強靱鋼 | |
| JPH04297548A (ja) | 高強度高靭性非調質鋼とその製造方法 | |
| JPH10280036A (ja) | 強度と延性に優れた高強度ボルト用線材およびその製造法 | |
| JPS6358892B2 (ja) | ||
| JPS62149814A (ja) | 直接焼入法による低炭素高強度継目無鋼管の製造方法 | |
| JPS6046318A (ja) | 耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法 | |
| JPS62149845A (ja) | 溶接部じん性のすぐれたＣｕ析出型鋼材とその製造方法 | |
| KR100328038B1 (ko) | 고강도강선의제조방법 | |
| JPH04325625A (ja) | 非Ｎｉ添加タイプ高靱性高張力鋼の製造方法 | |
| JPH04221015A (ja) | 高い降伏強度を有する鋼板の製造方法 | |
| KR20240101160A (ko) | 열처리 특성이 우수한 샤프트용 중탄소강 선재 및 그 제조 방법 |