JPS6086209A - 耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法 - Google Patents
耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法Info
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- JPS6086209A JPS6086209A JP19175383A JP19175383A JPS6086209A JP S6086209 A JPS6086209 A JP S6086209A JP 19175383 A JP19175383 A JP 19175383A JP 19175383 A JP19175383 A JP 19175383A JP S6086209 A JPS6086209 A JP S6086209A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- 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】
この発明は、耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法、特
に降伏強さ： ７０ ｋ＋；）ｆ／ｍ＋ｆｉ以上の高強
度を有するとともに、湿潤硫化水素環境において優れた
耐硫化物割れ性を発揮し、油井やガス井で使用される構
造部材、例えば油井管やラインパイプ、更には油井・ガ
ス井の周囲１て使用される装置用部材として用いるのに
好適な油井用鋼をコスト安く製造する方法に関するもの
である。
に降伏強さ： ７０ ｋ＋；）ｆ／ｍ＋ｆｉ以上の高強
度を有するとともに、湿潤硫化水素環境において優れた
耐硫化物割れ性を発揮し、油井やガス井で使用される構
造部材、例えば油井管やラインパイプ、更には油井・ガ
ス井の周囲１て使用される装置用部材として用いるのに
好適な油井用鋼をコスト安く製造する方法に関するもの
である。
近年における新油田或いは新ガス田開発の目立った特徴
として、従来は放置されていたような、深層にして、し
かも油やガスが硫化水素（Ｈ２Ｓ、）で汚染された所謂
サワー環境下にあるものにまで開発の目が向けられるよ
うになったことをあげることができる。
として、従来は放置されていたような、深層にして、し
かも油やガスが硫化水素（Ｈ２Ｓ、）で汚染された所謂
サワー環境下にあるものにまで開発の目が向けられるよ
うになったことをあげることができる。
従って、石油及び天然ガスの生産分野においては、近年
、土庄（地層の圧力）やガス圧、或いは鋼材の自重によ
る引張り荷重に耐えるとともに、サワー環境で使用して
も十分に所望性能を発揮するところの、高強度にして硫
化物割れ（以下、５ＳＣＣと称す）にも強い抵抗力を備
えだ鋼に対する要望が一段と大きくなっている。
、土庄（地層の圧力）やガス圧、或いは鋼材の自重によ
る引張り荷重に耐えるとともに、サワー環境で使用して
も十分に所望性能を発揮するところの、高強度にして硫
化物割れ（以下、５ＳＣＣと称す）にも強い抵抗力を備
えだ鋼に対する要望が一段と大きくなっている。
鋼の耐５ＳＣＣ性を向上させる手段については１９５０
年来種々の検討が加えられてきている７５；、現在では
、例えばＮ Ａ ＣＥ ５ｔａｎｄａｒｄ ＭＲ−０１
−’７５ （１９７７Ｒｅｖｉｓｉｏｎ）に示された硬
度（強度）の上限以下に鋼の強度を抑えることがＳＳＣ
Ｃ防止に最も有効であるとされており、これに基づくＬ
−８０〔降伏強さの下限が８００００ｐｓｉ（５６，２
ｋｇｆ／ｍｔａ ） 〕がＡＰＩ規格に加えられて需要
者の要望に応えてきた。
年来種々の検討が加えられてきている７５；、現在では
、例えばＮ Ａ ＣＥ ５ｔａｎｄａｒｄ ＭＲ−０１
−’７５ （１９７７Ｒｅｖｉｓｉｏｎ）に示された硬
度（強度）の上限以下に鋼の強度を抑えることがＳＳＣ
Ｃ防止に最も有効であるとされており、これに基づくＬ
−８０〔降伏強さの下限が８００００ｐｓｉ（５６，２
ｋｇｆ／ｍｔａ ） 〕がＡＰＩ規格に加えられて需要
者の要望に応えてきた。
ところが、上述のような酸性深井戸においては、油井管
として強度を抑えたものを用いるとその必要肉厚を必然
的に厚くせざるを得す、経済性及び作業性の点で著しい
不利を招くようになるという問題があったのである。こ
のようなことから、前記Ｌ−８０よシも更に強度が高く
、かつ耐５ＳＣＣ性に優れた鋼材が切望されるようにな
ってきており、特に最近では、降伏強さの下限が９００
００ｐｓｉ （６３，３ｋｇｆ／ｍｙｊ、 ）を越す高
強度油井管に対する要望も大きくなっている。
として強度を抑えたものを用いるとその必要肉厚を必然
的に厚くせざるを得す、経済性及び作業性の点で著しい
不利を招くようになるという問題があったのである。こ
のようなことから、前記Ｌ−８０よシも更に強度が高く
、かつ耐５ＳＣＣ性に優れた鋼材が切望されるようにな
ってきており、特に最近では、降伏強さの下限が９００
００ｐｓｉ （６３，３ｋｇｆ／ｍｙｊ、 ）を越す高
強度油井管に対する要望も大きくなっている。
従来、このような高強度、高耐５ＳＣＣ性に対する要求
に対しては、焼入れ・焼戻し処理によって形成された均
一な焼戻しマルテンサイト組織を有するＡ Ｉ Ｓ Ｉ
４１３０系鋼を使用したり、或いは鋼の水素吸収を防
止するためのＣＯ添加を実施したりすることが試みられ
てきたが、それでも、○ Ａ 工Ｓ 工４１３０系鋼で
は、依然として十分に満足できる耐食性を実現できない
、 ＯＣＯ添加鋼では、ＣＯの水素吸収防止効果を効かせる
だめにはＭｏとの複合添加を避ける必要があり、従って
Ｃ，Ｃｒ又はＶ等の強化元素を多量に添加して鋼の強化
を図らねばならず、靭性劣化を招くこととなるほか、十
分な水素吸収防止効果を発揮せしめるためには高価なＣ
Ｏ元素を１％（以下、成分割合は重量％で示す）をはる
かに越える量で添加する必要があるので、鋼材製造コス
トが大幅に上昇する、 という問題を避けることができなかった。
に対しては、焼入れ・焼戻し処理によって形成された均
一な焼戻しマルテンサイト組織を有するＡ Ｉ Ｓ Ｉ
４１３０系鋼を使用したり、或いは鋼の水素吸収を防
止するためのＣＯ添加を実施したりすることが試みられ
てきたが、それでも、○ Ａ 工Ｓ 工４１３０系鋼で
は、依然として十分に満足できる耐食性を実現できない
、 ＯＣＯ添加鋼では、ＣＯの水素吸収防止効果を効かせる
だめにはＭｏとの複合添加を避ける必要があり、従って
Ｃ，Ｃｒ又はＶ等の強化元素を多量に添加して鋼の強化
を図らねばならず、靭性劣化を招くこととなるほか、十
分な水素吸収防止効果を発揮せしめるためには高価なＣ
Ｏ元素を１％（以下、成分割合は重量％で示す）をはる
かに越える量で添加する必要があるので、鋼材製造コス
トが大幅に上昇する、 という問題を避けることができなかった。
ところで、耐５ＳＣＣ性の確認方法としては、Ｈ，Ｓを
飽和させた０５％ＣＨ３Ｃ○ＯＨ水溶液から成る腐食液
中で行うシェルタイブ試験法が、多数の現場実績との対
比による研究の積み重ねの結果開発されており、この試
験によって測定される５ＳＣＣ限界応力値（Ｓｃ値）が
、式、 Ｓｃ〉（ＳＭＹＳｌｏ、’７５）ＸＩＯ−’〔但し、Ｓ
ＭＹＳは「規格最小降伏強さ」を］を満足すれば割れの
発生が無いとされているけれども、従来の低コスト型低
合金高強度鋼にはこのような厳しい基準を満足するもの
がなかったのである。
飽和させた０５％ＣＨ３Ｃ○ＯＨ水溶液から成る腐食液
中で行うシェルタイブ試験法が、多数の現場実績との対
比による研究の積み重ねの結果開発されており、この試
験によって測定される５ＳＣＣ限界応力値（Ｓｃ値）が
、式、 Ｓｃ〉（ＳＭＹＳｌｏ、’７５）ＸＩＯ−’〔但し、Ｓ
ＭＹＳは「規格最小降伏強さ」を］を満足すれば割れの
発生が無いとされているけれども、従来の低コスト型低
合金高強度鋼にはこのような厳しい基準を満足するもの
がなかったのである。
なお、シェルタイブ試験法とは、第１図に示されるよう
に長さ方向の中央部にキリ孔を設けた試験片〕に、第２
図に示すような３点支持曲げにてその中央部に応力を付
加し々から腐食液中に浸漬し、割れ率が５０％となる見
掛けの応力を測定して、これをＳｃ値とするものである
。第２図にて符号２で示されるものは直径、４Ｂのガラ
ス丸棒、符号３で示されるものは荷重（応力）を付加す
るだめのボルトである。
に長さ方向の中央部にキリ孔を設けた試験片〕に、第２
図に示すような３点支持曲げにてその中央部に応力を付
加し々から腐食液中に浸漬し、割れ率が５０％となる見
掛けの応力を測定して、これをＳｃ値とするものである
。第２図にて符号２で示されるものは直径、４Ｂのガラ
ス丸棒、符号３で示されるものは荷重（応力）を付加す
るだめのボルトである。
また、こうした材料自身の改良のほか、鋼材をコーティ
ングしたシ、腐食環境中にインヒビターを注入する等の
方法も試みられているが、いずれも十分な効果を期待で
きるものではなかった。
ングしたシ、腐食環境中にインヒビターを注入する等の
方法も試みられているが、いずれも十分な効果を期待で
きるものではなかった。
本発明者等は、上述のような観点から、Ｓｃ値が、式、
ｓｃ〉（ｓＭｙｓ１０７５）ｘｌｏ−’を満たすととも
に、降伏強さが’７０ ｋｇｆ／ｍｄ以上の高強度を有
し、サワー環境下で使用される油井管としても十分に満
足できる性能を持つ低コスト鋼材−を実現すべく研究を
行った結果、以下（ａ）〜（ｈ）に示されるような知見
を得るに至ったのである。即ち、 （ａ） 前述したような所定のＳｃ値を満たし、かつ降
伏強さ： ７０ ｋｇｆ／ｍ＋ａ以上の高強度を実現す
るには、鋼材組織を極微細な焼戻し低温変態組織、即ち
、極微細焼戻しマルテンサイト組織或いは極微細焼戻し
マルテンサイトと極微細焼戻し低温ベイナイトとの混合
組織とするのが有効であること、（ｂ） 該極微細焼戻
し低温変態組織を得るには、焼戻し前の低温変態組織が
極微細でなければならず、また、極微細な低温変態組織
は、焼入れ前の組織がマルテンサイト組織或いはマルテ
ンサイトと低温ベイナイトとの混合組織、それも該マル
テンサイトや低温ベイナイトのラス（ｔａｔｈ）の崩れ
が小さい細粒組織でないと実現されないこと、（ｃ）鋼
材組織の結晶粒微細化のためには、誘導加熱法等の急速
加熱手段を用いて１回以上の焼入れを施すのが有効であ
るとの報告はあるが、鋼を特定の成分組成に構成すれば
、熱間加工の後で直接焼入れを行い、次いでＡｃ３変態
点以上オーステナイト結晶粒粗大化開始温度以下の温度
域に加熱してから焼入れる処理を１回以上繰シ返すこと
で、焼入れ処理の際の加熱速度が例え電気炉加熱におけ
る如き１℃／秒以下程度のゆっくりとしだものであった
としても、十分に細粒の低温変態組織を得ることができ
ること、 （ｄ） 上述のように、直接焼入れと、ゆっくりとした
加熱速度での１回以上の焼入れとによって鋼の細粒化を
実現するには、鋼の組成を、特に０．１５チ以上のＣ成
分と０．０１１以上のＮｂ成分とを同時に含有するもの
とし、かつ鍍鋼の直接焼入れに先立って実施する熱間加
工を２段階に分け、オーステナイト域で先ず第１次の熱
間加工を行い、その後変態を完了させ、次いで細粒オー
ステナイト域（オーステナイト粒が粗大化しない温度領
域：即ち、ＡＣ３変態点〜［Ａｃ３変態点＋２００℃］
の温度域）に再加熱して第２次の熱間加工を行い、この
第２次熱間加工後にオーステナイト状態から直接焼入れ
するのが効果的であること、 （ｅ） オーステナイト結晶粒を細粒とするためには、
Ｔ１やＺｒで固定されないＮを残す必要があシ、それ故
、Ｔ１及びＺｒの添加量が、式、Ｔｉ（％） −１−１
／２ Ｚｒ（％） 〈３．５ Ｘ Ｎ （ａＡを満足す
るように調整する必要のあること、（ｆ） 更に、鋼中
の不可避不純物であるＰ及びＳの含有量を特定値以下に
抑え、かつ（Ｓｉ ＋Ｍｎ ）量、特にＭｎ含有量をも
特定値以下に制限すると、その耐５ＳＣＣ性が一層向上
すること、 （ｇ） 鋼中に、Ｃｕ及びＶの１種以上を更に含有せし
めると、鋼の１ＩＦＩＳ Ｓ ＣＣ性及び強度が一段と
向上し、捷たＣａ及び希土類元素の１種以上を添加含有
せしめても、鋼中の介在物が球状化されるとともに鋼の
清浄化がなされて耐５ＳＣＣ性の改善が外されること。
に、降伏強さが’７０ ｋｇｆ／ｍｄ以上の高強度を有
し、サワー環境下で使用される油井管としても十分に満
足できる性能を持つ低コスト鋼材−を実現すべく研究を
行った結果、以下（ａ）〜（ｈ）に示されるような知見
を得るに至ったのである。即ち、 （ａ） 前述したような所定のＳｃ値を満たし、かつ降
伏強さ： ７０ ｋｇｆ／ｍ＋ａ以上の高強度を実現す
るには、鋼材組織を極微細な焼戻し低温変態組織、即ち
、極微細焼戻しマルテンサイト組織或いは極微細焼戻し
マルテンサイトと極微細焼戻し低温ベイナイトとの混合
組織とするのが有効であること、（ｂ） 該極微細焼戻
し低温変態組織を得るには、焼戻し前の低温変態組織が
極微細でなければならず、また、極微細な低温変態組織
は、焼入れ前の組織がマルテンサイト組織或いはマルテ
ンサイトと低温ベイナイトとの混合組織、それも該マル
テンサイトや低温ベイナイトのラス（ｔａｔｈ）の崩れ
が小さい細粒組織でないと実現されないこと、（ｃ）鋼
材組織の結晶粒微細化のためには、誘導加熱法等の急速
加熱手段を用いて１回以上の焼入れを施すのが有効であ
るとの報告はあるが、鋼を特定の成分組成に構成すれば
、熱間加工の後で直接焼入れを行い、次いでＡｃ３変態
点以上オーステナイト結晶粒粗大化開始温度以下の温度
域に加熱してから焼入れる処理を１回以上繰シ返すこと
で、焼入れ処理の際の加熱速度が例え電気炉加熱におけ
る如き１℃／秒以下程度のゆっくりとしだものであった
としても、十分に細粒の低温変態組織を得ることができ
ること、 （ｄ） 上述のように、直接焼入れと、ゆっくりとした
加熱速度での１回以上の焼入れとによって鋼の細粒化を
実現するには、鋼の組成を、特に０．１５チ以上のＣ成
分と０．０１１以上のＮｂ成分とを同時に含有するもの
とし、かつ鍍鋼の直接焼入れに先立って実施する熱間加
工を２段階に分け、オーステナイト域で先ず第１次の熱
間加工を行い、その後変態を完了させ、次いで細粒オー
ステナイト域（オーステナイト粒が粗大化しない温度領
域：即ち、ＡＣ３変態点〜［Ａｃ３変態点＋２００℃］
の温度域）に再加熱して第２次の熱間加工を行い、この
第２次熱間加工後にオーステナイト状態から直接焼入れ
するのが効果的であること、 （ｅ） オーステナイト結晶粒を細粒とするためには、
Ｔ１やＺｒで固定されないＮを残す必要があシ、それ故
、Ｔ１及びＺｒの添加量が、式、Ｔｉ（％） −１−１
／２ Ｚｒ（％） 〈３．５ Ｘ Ｎ （ａＡを満足す
るように調整する必要のあること、（ｆ） 更に、鋼中
の不可避不純物であるＰ及びＳの含有量を特定値以下に
抑え、かつ（Ｓｉ ＋Ｍｎ ）量、特にＭｎ含有量をも
特定値以下に制限すると、その耐５ＳＣＣ性が一層向上
すること、 （ｇ） 鋼中に、Ｃｕ及びＶの１種以上を更に含有せし
めると、鋼の１ＩＦＩＳ Ｓ ＣＣ性及び強度が一段と
向上し、捷たＣａ及び希土類元素の１種以上を添加含有
せしめても、鋼中の介在物が球状化されるとともに鋼の
清浄化がなされて耐５ＳＣＣ性の改善が外されること。
また、微量のＢを添加含有せしめても、鋼の強度、耐５
ＳＣＣ性及び靭性がよシ改善されること、 （ｈ） 直接焼入れ処理後及び繰り返し焼入れ処理後の
いずれか、或いはいずれもの処理の後、次の焼入れに際
しての加熱の前に、置き割れ等を防止する目的で焼戻し
処理（以降、本処理をラフテンパーと称す）を行うと熱
処理作業の安定化を図ることができるが、この場合、得
られる鋼の結晶粒な細粒とするため（（は、ラフテンパ
ー条件として、Ａｍ ＝ Ｔ （Ａ２＋ｌｏｇ ｔ ）
なる式で計算される焼戻しパラメータＡ、の値がＡ１＜
１９０Ｘ １０ を満足するような条件を選ぶ必要があること。
ＳＣＣ性及び靭性がよシ改善されること、 （ｈ） 直接焼入れ処理後及び繰り返し焼入れ処理後の
いずれか、或いはいずれもの処理の後、次の焼入れに際
しての加熱の前に、置き割れ等を防止する目的で焼戻し
処理（以降、本処理をラフテンパーと称す）を行うと熱
処理作業の安定化を図ることができるが、この場合、得
られる鋼の結晶粒な細粒とするため（（は、ラフテンパ
ー条件として、Ａｍ ＝ Ｔ （Ａ２＋ｌｏｇ ｔ ）
なる式で計算される焼戻しパラメータＡ、の値がＡ１＜
１９０Ｘ １０ を満足するような条件を選ぶ必要があること。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．８０％以下。
Ｍｎ：０．０１％以上０．３０％未満。
Ｃｒ： ０．２ ０〜１．５ ０ ％。
ＭＯ及びＷの１種又は２種°１＼４０±ｌ／２ Ｗで０
．０５〜０．８０ 係。
．０５〜０．８０ 係。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０ ％。
Ｔｉ及びＺｒの１種又は２種： Ｔｉ＋１／２ Ｚｒで
０００５〜０．０５０チ。
０００５〜０．０５０チ。
Ａｅ：０．０１〜０．１０ 係
を含有するとともに、式、
Ｔｉ（％） ＋ １／２ Ｚｒ （％） （３，５Ｘ
Ｎ （％）を満足し、必要により更に、 第１区分・・・ Ｃｕ： ０．０５〜０．５０ ％。
Ｎ （％）を満足し、必要により更に、 第１区分・・・ Ｃｕ： ０．０５〜０．５０ ％。
Ｖ：０．０１〜０．１０チ。
第２区分
Ｃａ ０ＯＯ１〜００３０％。
希土類元素：０Ｏ０１〜０．０５０チ。
第３区分・・
Ｂ：０．０００５〜０．００５０チ。
のうちの１種以上をも含み、
Ｆｅ及び不可避不純物 残り。
から成る成分組成で、かつ不純物中のＰ及びＳの含有量
がそれぞれ、 ｐ：ｏ、ｏｉ％以下、Ｓ：０．０１０％以下。
がそれぞれ、 ｐ：ｏ、ｏｉ％以下、Ｓ：０．０１０％以下。
である鋼を、オーステナイト化されている状態で第１次
熱間加工した後、一旦冷却して変態を完了させ、その後
Ａｃ３変態点〜（Ａｃ３変態点＋２００℃〕の温度域に
再加熱して第２次熱間加工を行い、続いてオーステナイ
ト状態からその′！Ｅ、ま直接焼入れし、次いで、これ
をＡｃ３変態点〜［Ａｃ３変態点→−２００℃〕の温度
域に加熱してから焼入れる処理を更に１回以上繰り返す
か、或いは、ＡＣＩ変態点以下の温度で、か、つ、 Ａ４ ＝ Ｔ （Ａ、ｚ＋Ｉｏｇ ｔ ）なる式で計算
される焼戻しパラメータＡ１の値がＡ１＜１９．ＯＸ
１０ を満足するように設定したラフテンパーと、Ａｃ３変態
点〜［： 、ＡＣ３変態点＋２００℃〕の温度域に加熱
してから焼入れする処理とをこの順序で１回以上繰り返
す処理を行い、その後頁にＡｃｔ変態点以下の温度で焼
戻し処理することによって、耐５ＳＣＣ性に優れ、かつ
７０ ｋ１７ｆ／ｍ４１０００伏強さを有する鋼を得る
点に特徴を有するものである。
熱間加工した後、一旦冷却して変態を完了させ、その後
Ａｃ３変態点〜（Ａｃ３変態点＋２００℃〕の温度域に
再加熱して第２次熱間加工を行い、続いてオーステナイ
ト状態からその′！Ｅ、ま直接焼入れし、次いで、これ
をＡｃ３変態点〜［Ａｃ３変態点→−２００℃〕の温度
域に加熱してから焼入れる処理を更に１回以上繰り返す
か、或いは、ＡＣＩ変態点以下の温度で、か、つ、 Ａ４ ＝ Ｔ （Ａ、ｚ＋Ｉｏｇ ｔ ）なる式で計算
される焼戻しパラメータＡ１の値がＡ１＜１９．ＯＸ
１０ を満足するように設定したラフテンパーと、Ａｃ３変態
点〜［： 、ＡＣ３変態点＋２００℃〕の温度域に加熱
してから焼入れする処理とをこの順序で１回以上繰り返
す処理を行い、その後頁にＡｃｔ変態点以下の温度で焼
戻し処理することによって、耐５ＳＣＣ性に優れ、かつ
７０ ｋ１７ｆ／ｍ４１０００伏強さを有する鋼を得る
点に特徴を有するものである。
なお、この発明の方法において、第１次熱間加工後に一
旦冷却して変態を完了させ、その後ＡＣ３変態点以上に
再加熱して第２次熱間加工を行う理由は、変態をくぐら
せることによる組織の細粒化を狙うことにある。
旦冷却して変態を完了させ、その後ＡＣ３変態点以上に
再加熱して第２次熱間加工を行う理由は、変態をくぐら
せることによる組織の細粒化を狙うことにある。
そして、第２次熱間加工後に直接焼入れを行うのは、第
２次熱間加工後大気冷却によって室温まで冷却すると、
次の焼入れ加熱の際の前組織がフェライトやパーライト
、或いは高温ベイナイトといった高温変態組織となり、
こうした前組織では、次に焼入れ処理を施しても細粒化
がなされないからである。
２次熱間加工後大気冷却によって室温まで冷却すると、
次の焼入れ加熱の際の前組織がフェライトやパーライト
、或いは高温ベイナイトといった高温変態組織となり、
こうした前組織では、次に焼入れ処理を施しても細粒化
がなされないからである。
更に、この発明の方法において、ゆっくりとした加熱速
度での焼入れ処理を２回以上練シ返す場合には、２回目
以降のｎ回目の焼入れに際しぞのオーステナイト化加熱
温度は、（ｎ−１）回目の焼入れの際のオーステナイト
化加熱温度以下であるのが好ましく、このようにするこ
とによって、鋼の組織は一層細粒でかつ整粒となり、１
＝ｌｓｓｃｃ性が改善されることとなる。
度での焼入れ処理を２回以上練シ返す場合には、２回目
以降のｎ回目の焼入れに際しぞのオーステナイト化加熱
温度は、（ｎ−１）回目の焼入れの際のオーステナイト
化加熱温度以下であるのが好ましく、このようにするこ
とによって、鋼の組織は一層細粒でかつ整粒となり、１
＝ｌｓｓｃｃ性が改善されることとなる。
つまり、この発明は、
［特定量のＣ成分とＮｔ）成分とを同時に含有し、かつ
Ｔ１やＺｒで固定されないＮが残留する鋼においては、
熱間加工工程を２段階に分けて実施し、先ず第１次熱間
加工を行った後、一旦変態を完了させ、しかる後に細粒
オーステナイト域に再加熱して第２次熱間加工を行い、
続いてオーステナイト状態から直ちに直接焼入れすれば
、その後、Ａｃ３変態点以上オーステナイト結晶粒粗大
化開始温度以下の温度に加熱後焼入れるという処理によ
って非常に細粒化した鋼材組織が得られる。しかもこの
ような細粒化は、電気炉加熱のようにゆっくりとした加
熱速度での焼入れ加熱によっても十分に４幸箭で衣スー
従って と引ルＡｃ１勿能占しＪ下の温度で焼戻しすれ
ば、該細粒組織は非常に微細な焼戻し低温変態組織とな
って、十分な強度と優れた耐５ＳＣＣ性とを兼備する鋼
材が得られる。」との技術的事項を骨子としたものであ
る。
Ｔ１やＺｒで固定されないＮが残留する鋼においては、
熱間加工工程を２段階に分けて実施し、先ず第１次熱間
加工を行った後、一旦変態を完了させ、しかる後に細粒
オーステナイト域に再加熱して第２次熱間加工を行い、
続いてオーステナイト状態から直ちに直接焼入れすれば
、その後、Ａｃ３変態点以上オーステナイト結晶粒粗大
化開始温度以下の温度に加熱後焼入れるという処理によ
って非常に細粒化した鋼材組織が得られる。しかもこの
ような細粒化は、電気炉加熱のようにゆっくりとした加
熱速度での焼入れ加熱によっても十分に４幸箭で衣スー
従って と引ルＡｃ１勿能占しＪ下の温度で焼戻しすれ
ば、該細粒組織は非常に微細な焼戻し低温変態組織とな
って、十分な強度と優れた耐５ＳＣＣ性とを兼備する鋼
材が得られる。」との技術的事項を骨子としたものであ
る。
もちろん、直接焼入れ後の焼入れに際して急速加熱を採
用すれば、より一層の細粒組織を得ることができるが、
このような急速加熱を施さなくても所望の細粒化は十分
に達成することができるのである。
用すれば、より一層の細粒組織を得ることができるが、
このような急速加熱を施さなくても所望の細粒化は十分
に達成することができるのである。
次に、この発明の方法において、鋼の化学成分組成、及
び圧延・熱処理条件を前記の如くに数値限定した理由を
説明する。
び圧延・熱処理条件を前記の如くに数値限定した理由を
説明する。
Ａ 鋼の化学成分組成
■ Ｃ
Ｃ成分は、鋼の焼入れ性増加、強度増加に加えて細粒化
のために必須の元素であるが、その含有量が０．１５％
を下回ると強度低下及び焼入れ性力化を来たし、従って
所望強度に対して低温での焼戻しを余儀なくされる上、
特に、直接焼入れ処理後の焼入れのだめの加熱速度がゆ
っくりと１〜だイ）のである場合には繰り返し焼入れ処
理を行っても細粒化が達成できず、５ＳＣＣ感受性が大
となる。
のために必須の元素であるが、その含有量が０．１５％
を下回ると強度低下及び焼入れ性力化を来たし、従って
所望強度に対して低温での焼戻しを余儀なくされる上、
特に、直接焼入れ処理後の焼入れのだめの加熱速度がゆ
っくりと１〜だイ）のである場合には繰り返し焼入れ処
理を行っても細粒化が達成できず、５ＳＣＣ感受性が大
となる。
一方、０４５％を越えてＣを含有させると、焼入れ時の
焼割れ感受性が増大し、また靭性劣化をも招くことから
、Ｃ含有量を０．１５〜０．４５ ％と定めた。
焼割れ感受性が増大し、また靭性劣化をも招くことから
、Ｃ含有量を０．１５〜０．４５ ％と定めた。
■ ５ｉ
Ｓ１成分は鋼の脱酸剤として有効な元素であるが、その
含有量が０．８０ ％を越えると靭性劣化を招くように
な如、また５ＳＣＣ感受性を増大させることともなるの
で、Ｓ１含有量は０．８０％以下と定めた。
含有量が０．８０ ％を越えると靭性劣化を招くように
な如、また５ＳＣＣ感受性を増大させることともなるの
で、Ｓ１含有量は０．８０％以下と定めた。
なお、耐５ＳＣＣ性を一層向上させるためには、ＰやＳ
、或いはＭｎの低減とともに（Ｓｉ−１−Ｍｎ）の値を
０．１６４未満とすることが好ましい。
、或いはＭｎの低減とともに（Ｓｉ−１−Ｍｎ）の値を
０．１６４未満とすることが好ましい。
■ Ｍｎ
Ｍｎ成分には、ＰやＳの粒界偏析を助長して高強度材の
削Ｓ Ｓ ＣＣ性を劣化させる作用があり、この作用は
Ｍｎ含有量：０．３０％以上で顕著に現われる傾向にあ
る。なお、高強度材においては、ＰやＳの量をできるだ
け低減し、かつ（Ｓｉ−４−Ｍｎ）の値を０１６ヂ未満
と可能な限り低減することが５ＳＣＣを防止する上で有
効であるが、Ｍｎ含有量を００１チ未満とすることは鋼
の製造上極めて困難であシ、コスト上昇を招くことから
、Ｍｎ含有量を０．０１％以上０．３０％未満と定めた
。
削Ｓ Ｓ ＣＣ性を劣化させる作用があり、この作用は
Ｍｎ含有量：０．３０％以上で顕著に現われる傾向にあ
る。なお、高強度材においては、ＰやＳの量をできるだ
け低減し、かつ（Ｓｉ−４−Ｍｎ）の値を０１６ヂ未満
と可能な限り低減することが５ＳＣＣを防止する上で有
効であるが、Ｍｎ含有量を００１チ未満とすることは鋼
の製造上極めて困難であシ、コスト上昇を招くことから
、Ｍｎ含有量を０．０１％以上０．３０％未満と定めた
。
■ Ｃｒ
Ｃｒ成分には、鋼の焼入れ性２強度、及び焼戻し軟化抵
抗性を増大させる作用があり、高強度化のだめに極めて
有効であるほか、５ＳＣＣ抵抗性改善作用もあるが、そ
の含有量が０２０％未満では前記作用に所望の効果を得
ることができず、一方１．５０％を越えて含有させると
靭性の劣化及び焼割れ感受性の増大を来たすことから、
Ｃｒ含有量を０．２０〜１５０チと定めた。
抗性を増大させる作用があり、高強度化のだめに極めて
有効であるほか、５ＳＣＣ抵抗性改善作用もあるが、そ
の含有量が０２０％未満では前記作用に所望の効果を得
ることができず、一方１．５０％を越えて含有させると
靭性の劣化及び焼割れ感受性の増大を来たすことから、
Ｃｒ含有量を０．２０〜１５０チと定めた。
■ Ｍｏ、及びＷ
ＭＯ及びＷ成分には、いずれも焼入れ性９強度及び焼戻
し軟化抵抗性を増大させ、また靭性な改善するという均
等な作用があシ、更に焼戻し過程での不純物の粒界偏析
を抑えて耐５ＳＣＣ性を向上させる作用をも有している
が、ＷはＭｏに対して原子量が約２倍であり、効果の点
ではＭＯＣ含有量Ｗの半分でほぼ均等となるものである
。そして、Ｍ。
し軟化抵抗性を増大させ、また靭性な改善するという均
等な作用があシ、更に焼戻し過程での不純物の粒界偏析
を抑えて耐５ＳＣＣ性を向上させる作用をも有している
が、ＷはＭｏに対して原子量が約２倍であり、効果の点
ではＭＯＣ含有量Ｗの半分でほぼ均等となるものである
。そして、Ｍ。
−４−１／２ Ｗの値が０．０５％未満では前記作用に
所望の効果が得られず、また、Ｍｏ＋１／２ Ｗで０．
８０チを越えてＭＯ及びＷの１種以上を含有させても前
記効果が飽和してしまう上、Ｍｏ及びＷは非常に高価な
元素でもあることから、Ｍｏ及びＷの１種又は２種の含
有量を［： Ｍｏ＋ １／２ Ｗ ：］量で００５〜０
．８０チと定めた。
所望の効果が得られず、また、Ｍｏ＋１／２ Ｗで０．
８０チを越えてＭＯ及びＷの１種以上を含有させても前
記効果が飽和してしまう上、Ｍｏ及びＷは非常に高価な
元素でもあることから、Ｍｏ及びＷの１種又は２種の含
有量を［： Ｍｏ＋ １／２ Ｗ ：］量で００５〜０
．８０チと定めた。
■ Ｎｂ
Ｎｂ成分は、鋼の強度増加、焼戻し軟化抵抗の増大、耐
５ＳＣＣ性の向上に加えて、細粒化のだめに必須の元素
であるが、その含有量が０．０１％未満では、直接焼入
れした後、特にゆつく如とした加熱速度であると１回以
上の繰り返し焼入れ処理を行っても所望の細粒化が達成
できず、一方０．１０チを越えて含有させても前記効果
が飽和してしまい、寸だ靭性の劣化をも招くことになる
ので、Ｎｂ含有量を０．０１〜０１０％と定めた。
５ＳＣＣ性の向上に加えて、細粒化のだめに必須の元素
であるが、その含有量が０．０１％未満では、直接焼入
れした後、特にゆつく如とした加熱速度であると１回以
上の繰り返し焼入れ処理を行っても所望の細粒化が達成
できず、一方０．１０チを越えて含有させても前記効果
が飽和してしまい、寸だ靭性の劣化をも招くことになる
ので、Ｎｂ含有量を０．０１〜０１０％と定めた。
＠Ｔ１．及びＺｒ
Ｔ１及びＺｒは、いずれも結晶粒の成長を抑えて強度を
高めるのに有効な成分であり、またそれらには耐５ＳＣ
Ｃ性を向上させるという均等な作用があるが、ＺｒはＴ
１に対して原子量が約２倍であり、効果の点ではＴｉ含
有量がＺｒの半分でほぼ均等となるものである。そして
、Ｔｉ＋１／２ Ｚｒの値がＯ，ＯＯ５チ未満では前記
作用に所望の効果が得られず、他方Ｔｉ＋１／２ Ｚｒ
の値で０．０５０％を越えてＴ１及びＺｒの１種以上を
含有させると靭性の劣化を来たすようになることから、
Ｔ１及びＺｒの１種又は２種の含有量を［Ｔｉ−１−１
／２ Ｚｒ〕量でＯ，ＯＯ５〜０．０５０％と定めた。
高めるのに有効な成分であり、またそれらには耐５ＳＣ
Ｃ性を向上させるという均等な作用があるが、ＺｒはＴ
１に対して原子量が約２倍であり、効果の点ではＴｉ含
有量がＺｒの半分でほぼ均等となるものである。そして
、Ｔｉ＋１／２ Ｚｒの値がＯ，ＯＯ５チ未満では前記
作用に所望の効果が得られず、他方Ｔｉ＋１／２ Ｚｒ
の値で０．０５０％を越えてＴ１及びＺｒの１種以上を
含有させると靭性の劣化を来たすようになることから、
Ｔ１及びＺｒの１種又は２種の含有量を［Ｔｉ−１−１
／２ Ｚｒ〕量でＯ，ＯＯ５〜０．０５０％と定めた。
まだ、ＣＴｉ Ｓ） ＋１／２ Ｚｒ （％） ）の値
が［３，５Ｘ Ｎ（％））の値以上であると、化学量論
的にＴ１とＺｒとでＮがほぼ固定されてしまって所望の
組粒組織を得ることができなくなるので、 Ｔｉ （％）’＋ １／２ Ｚｒ （％）（３，５ｘ
Ｎ （％）なる制限を設けた。
が［３，５Ｘ Ｎ（％））の値以上であると、化学量論
的にＴ１とＺｒとでＮがほぼ固定されてしまって所望の
組粒組織を得ることができなくなるので、 Ｔｉ （％）’＋ １／２ Ｚｒ （％）（３，５ｘ
Ｎ （％）なる制限を設けた。
■ ＡＡ
ＡＱ酸成分、鋼の脱酸の安定化、均質化及び細粒化を図
るために添加するものであるが、その含有量がＯ，Ｏ］
、 １％満では前記作用に所望の効果が得られず、他方
０１０襲を越えて含有させると脱酸効果は飽和してしま
い、また介在物増大による一疵の発生や靭性の劣化をも
招くことから、ＡＱ含有量を０．０１−０．．１０％と
定めた。
るために添加するものであるが、その含有量がＯ，Ｏ］
、 １％満では前記作用に所望の効果が得られず、他方
０１０襲を越えて含有させると脱酸効果は飽和してしま
い、また介在物増大による一疵の発生や靭性の劣化をも
招くことから、ＡＱ含有量を０．０１−０．．１０％と
定めた。
■ Ｃｕ、及び■
これらの成分には、それぞれ鋼の強度及び耐５ＳＣＣ性
を向上させる作用があるので、必要に応じて１種以上添
加含有させるのが有効であるが、Ｃｕ含有量が００５％
未満、そしてＶ含有量が０．０１チ未満では前記作用に
所望の効果を得ることができず、他方、Ｃｕが０５０チ
を越えて含有されると熱間加工性が劣化し、またＶが０
１０チを越えて含有されると靭性が劣化することとなる
ので、Ｃｕ含有量を０．０５〜０．５０ ％、 Ｖ含有
量を０．０１〜０．１０チとそれぞれ定めた。
を向上させる作用があるので、必要に応じて１種以上添
加含有させるのが有効であるが、Ｃｕ含有量が００５％
未満、そしてＶ含有量が０．０１チ未満では前記作用に
所望の効果を得ることができず、他方、Ｃｕが０５０チ
を越えて含有されると熱間加工性が劣化し、またＶが０
１０チを越えて含有されると靭性が劣化することとなる
ので、Ｃｕ含有量を０．０５〜０．５０ ％、 Ｖ含有
量を０．０１〜０．１０チとそれぞれ定めた。
■ Ｃａ、及び希土類元素
Ｃａ及び希土類元素（ＲＥＭ）は、いずれも鋼中介在物
を球状化するとともに鋼を清浄化して５ＳＣＣ感受性を
低減する作用があるので必要に応じて１種以上添加含有
させるものであるが、いずれもその含有量がＯ，００１
４未満では前記作用に所望の効果が得られず、他方、Ｃ
ａがｏ、 ｏ ３０ ％を、希土類元素が０．０５０％
をそれぞれ越えて含有されると、その添加効果が飽和す
るのみならず、それらの酸化物等の非金属介在物が増加
して鋼の清浄性が低下し、５ｓｃｃ感受性をかえって高
めることとなるので、Ｃａ含有量を０００１〜００３０
チ、希土類元素含有量を０．００１−０．０５０ ％と
それぞれ定めた。
を球状化するとともに鋼を清浄化して５ＳＣＣ感受性を
低減する作用があるので必要に応じて１種以上添加含有
させるものであるが、いずれもその含有量がＯ，００１
４未満では前記作用に所望の効果が得られず、他方、Ｃ
ａがｏ、 ｏ ３０ ％を、希土類元素が０．０５０％
をそれぞれ越えて含有されると、その添加効果が飽和す
るのみならず、それらの酸化物等の非金属介在物が増加
して鋼の清浄性が低下し、５ｓｃｃ感受性をかえって高
めることとなるので、Ｃａ含有量を０００１〜００３０
チ、希土類元素含有量を０．００１−０．０５０ ％と
それぞれ定めた。
■ Ｂ
Ｂ成分は微量の添加で焼入れ性を向上させ、強度、靭性
、耐ＳＳ・ＣＣ性を改善する作用を有しているので、こ
れらの特性をより向上させる必要がある場合に添加・含
有せしめられるものであるが、その含有量が０．０００
５％未満では前記作用に所望の効果を得ることができず
、他方０．００５０％を越えて含有させてもそれ以上の
向上効果が認められす、逆に靭性劣化を招く場合も生ず
ることから、Ｓ含有量は０４０００５〜Ｏ，ＯＯ５０％
と定めた。
、耐ＳＳ・ＣＣ性を改善する作用を有しているので、こ
れらの特性をより向上させる必要がある場合に添加・含
有せしめられるものであるが、その含有量が０．０００
５％未満では前記作用に所望の効果を得ることができず
、他方０．００５０％を越えて含有させてもそれ以上の
向上効果が認められす、逆に靭性劣化を招く場合も生ず
ることから、Ｓ含有量は０４０００５〜Ｏ，ＯＯ５０％
と定めた。
の Ｐ、及びＳ
降伏強さが７０ ｋｇｆ／ｍａを越える高強度鋼におい
ては、鋼の靭性向上を図り、また耐５ＳＣＣ性向上のた
めには、不純物であるＰ及びＳ量を可及的に少なくする
のが望捷しいが、鋼の製造コストとのバランスを考慮し
て、Ｐ及びＳ含有量の上限をそれぞれ０．０１０％と定
めた。
ては、鋼の靭性向上を図り、また耐５ＳＣＣ性向上のた
めには、不純物であるＰ及びＳ量を可及的に少なくする
のが望捷しいが、鋼の製造コストとのバランスを考慮し
て、Ｐ及びＳ含有量の上限をそれぞれ０．０１０％と定
めた。
Ｂ、圧延、及び熱処理条件
こ１の発明は、以上のように構成された鋼を溶製した後
、厚板、形鋼、鋼管等に熱間で加工するが、この際、オ
ーステナイト粒を細粒化するために熱間加工工程を、第
１次熱間加工と、その後一旦冷却して変態を完了させて
から再度細粒オーステナイト域に加熱して行う第２次熱
間加工との２段階に分けて行う。
、厚板、形鋼、鋼管等に熱間で加工するが、この際、オ
ーステナイト粒を細粒化するために熱間加工工程を、第
１次熱間加工と、その後一旦冷却して変態を完了させて
から再度細粒オーステナイト域に加熱して行う第２次熱
間加工との２段階に分けて行う。
そして、第２次熱間加工後、直ちにオーステナイト状態
から適当な冷却媒体で直接焼入れすると微細な低温変態
組織が得られるのである。このことは、直接焼入れに際
しての焼割れ感受性の低減に有効であるという２次的効
果をも生ずるが、その第１義とするところは、電気炉加
熱のようなゆつくｐとした加熱速度であったとしても、
続いて細粒オーステナイト域に加熱後焼入れる処理を１
回以上行うのみで鋼の細粒化を達成できるような下地を
作る点にある。
から適当な冷却媒体で直接焼入れすると微細な低温変態
組織が得られるのである。このことは、直接焼入れに際
しての焼割れ感受性の低減に有効であるという２次的効
果をも生ずるが、その第１義とするところは、電気炉加
熱のようなゆつくｐとした加熱速度であったとしても、
続いて細粒オーステナイト域に加熱後焼入れる処理を１
回以上行うのみで鋼の細粒化を達成できるような下地を
作る点にある。
即ち、直接焼入れ処理後に行う焼入れに際しての前組織
が微細な低温変態組織であれば、それもラスの崩れの小
さい細粒組織であれば、次の焼入れによって極めて微細
な組織を得ることができるのである。従って、直接焼入
れで微細な低温変態組織が得られるように細粒オーステ
ナイト域に再加熱して第２次熱間加工を施すことは、本
発明方法の大きな特徴の１つである。
が微細な低温変態組織であれば、それもラスの崩れの小
さい細粒組織であれば、次の焼入れによって極めて微細
な組織を得ることができるのである。従って、直接焼入
れで微細な低温変態組織が得られるように細粒オーステ
ナイト域に再加熱して第２次熱間加工を施すことは、本
発明方法の大きな特徴の１つである。
■ 第２次熱間加工に先立つ再加熱温度第２次熱間加工
を施す際の温度がＡｃ３変態点未満であるとオーステナ
イト域での圧延ができず、〒方、（Ａｃ３変態点＋２０
０℃〕を越えた温度であるとオーステナイト結晶粒が粗
大化してしまい、いずれにしても、その後の処理によっ
て極微細々焼戻し低温変態組織を得ることができなくな
るととから、第２次熱間加工に先立つ再加熱温度をＡＣ
３変態点〜［Ａｃ３変態点＋２００℃〕と定めた。
を施す際の温度がＡｃ３変態点未満であるとオーステナ
イト域での圧延ができず、〒方、（Ａｃ３変態点＋２０
０℃〕を越えた温度であるとオーステナイト結晶粒が粗
大化してしまい、いずれにしても、その後の処理によっ
て極微細々焼戻し低温変態組織を得ることができなくな
るととから、第２次熱間加工に先立つ再加熱温度をＡＣ
３変態点〜［Ａｃ３変態点＋２００℃〕と定めた。
■ 直接焼入れの後に行う焼入れの際の加熱温度
直接焼入れ処理に続く繰り返しの焼入れは、直接焼入れ
材又は直接焼入れ後のラフテンパー材をＡｃ３変態点〜
［−Ａｃ３変態点＋２００℃〕の温度に加熱して組織を
完全にオーステナイト化した後、適当な冷却媒体によっ
て急冷することで実施するが、その際の加熱温度がＡＣ
３変態点未満であると当然のことながらオーステナイト
化が達成できず、一方、（Ａｃ３変態点＋２００℃〕を
越えて加熱するとオーステナイト結晶粒が粗大化してし
まってその後の処理によっても所望の極微細な焼戻し低
温変態組織が得られなくなる。従って、直接焼入れ処理
に続く再度の焼入れ処理の加熱温度なＡｃ３変態点〜Ｃ
Ａｃ３変態点＋２００℃〕と定めた。
材又は直接焼入れ後のラフテンパー材をＡｃ３変態点〜
［−Ａｃ３変態点＋２００℃〕の温度に加熱して組織を
完全にオーステナイト化した後、適当な冷却媒体によっ
て急冷することで実施するが、その際の加熱温度がＡＣ
３変態点未満であると当然のことながらオーステナイト
化が達成できず、一方、（Ａｃ３変態点＋２００℃〕を
越えて加熱するとオーステナイト結晶粒が粗大化してし
まってその後の処理によっても所望の極微細な焼戻し低
温変態組織が得られなくなる。従って、直接焼入れ処理
に続く再度の焼入れ処理の加熱温度なＡｃ３変態点〜Ｃ
Ａｃ３変態点＋２００℃〕と定めた。
なお、前述したように、２回目以降の焼入れ時の加熱は
、前回のそれの温度よシも低くすることが好ましく、こ
れによって一層の細粒かつ整粒組織が実現され、鋼材性
能を向上することができる。
、前回のそれの温度よシも低くすることが好ましく、こ
れによって一層の細粒かつ整粒組織が実現され、鋼材性
能を向上することができる。
■ ラフテンパーの条件
直接焼入れをも含めて（ｍ−１）回目の焼入れの後（但
し、ｍは２以上の整数）、次のｍ回目の焼入れ処理に先
立ってラフテンパーを実施することは、置き割れ等を防
止する上で好ましいことであるが、前述したような式で
計算される焼戻しパラメータＡｌのｒ直が［１９，０Ｘ
工０３〕を越えるようなラフテンパーでは、低温変態に
よって生じたマルテンサイトや低温ベイナイトのラスの
崩れが大きくなり、また再結晶化してし丑うこととなっ
て、次の焼入れ処理で微細粒を得られなくなる。従って
、マルテンサイトや低温ベイナイト等の低温変態組織の
ラスの崩れを小さく抑えて次の焼入れ処理で微細粒を得
るために、前記焼戻しパラメータＡ１が Ａｌ＜１９．ＯＸ １０ を満足する値となるようにラフテンパーの条件を限定し
た。
し、ｍは２以上の整数）、次のｍ回目の焼入れ処理に先
立ってラフテンパーを実施することは、置き割れ等を防
止する上で好ましいことであるが、前述したような式で
計算される焼戻しパラメータＡｌのｒ直が［１９，０Ｘ
工０３〕を越えるようなラフテンパーでは、低温変態に
よって生じたマルテンサイトや低温ベイナイトのラスの
崩れが大きくなり、また再結晶化してし丑うこととなっ
て、次の焼入れ処理で微細粒を得られなくなる。従って
、マルテンサイトや低温ベイナイト等の低温変態組織の
ラスの崩れを小さく抑えて次の焼入れ処理で微細粒を得
るために、前記焼戻しパラメータＡ１が Ａｌ＜１９．ＯＸ １０ を満足する値となるようにラフテンパーの条件を限定し
た。
■ 最終の焼戻し処理温度
上述のような焼入れ処理によって得た微細な低温変態組
織を、次にＡｃ１変態点以下の温度で焼戻し処理すると
、鏑に所望の強度と耐５ＳＣＣ性が付与されることとな
る。即ち、Ａｃｔ変態点以下の温度で焼戻すことによっ
てはじめて、それぞれの用途に適した７ ０ ｋｇｆ７
．４以上の降伏強さと耐５ＳＣＣ性の優れた鋼を得るこ
とができるのである。
織を、次にＡｃ１変態点以下の温度で焼戻し処理すると
、鏑に所望の強度と耐５ＳＣＣ性が付与されることとな
る。即ち、Ａｃｔ変態点以下の温度で焼戻すことによっ
てはじめて、それぞれの用途に適した７ ０ ｋｇｆ７
．４以上の降伏強さと耐５ＳＣＣ性の優れた鋼を得るこ
とができるのである。
なお、焼戻し温度に格別な下限を設ける必要はないが、
高温の焼戻し処理が、焼入れによって生成したマルテン
サイトや低温ベイナイトの内部応力を除去し、かつセメ
ンタイトを球状化して鋼材性能の向上をもたらすことか
らみて、望ましくは６５０℃以上の温度で焼戻すのが良
い。
高温の焼戻し処理が、焼入れによって生成したマルテン
サイトや低温ベイナイトの内部応力を除去し、かつセメ
ンタイトを球状化して鋼材性能の向上をもたらすことか
らみて、望ましくは６５０℃以上の温度で焼戻すのが良
い。
この場合、焼戻し温度がＡｃｔ変態点を越えると鋼材強
度が大幅に変動し、耐５ＳＣＣ性も劣化することから、
該温度をＡｃｔ変態点以下と定めた。
度が大幅に変動し、耐５ＳＣＣ性も劣化することから、
該温度をＡｃｔ変態点以下と定めた。
次に、この発明を実施例によって比較例と封止しながら
具体的に説明する。
具体的に説明する。
実施例 １
まず、第１表に示す如き成分組成の鋼Ａ−Ｙを通常の方
法によって溶製した。
法によって溶製した。
次に、これらの鋼片を１２００℃に均熱した後、第２表
に示される条件にて熱間圧延及び熱処理を行った。
に示される条件にて熱間圧延及び熱処理を行った。
このようにして得られた鋼板について、強度及び耐５Ｓ
ＣＣ性を測定し、その結果も第２表に併せて示した。
ＣＣ性を測定し、その結果も第２表に併せて示した。
なお、耐５ＳＣＣ性については、前述したように、各鋼
板から第１図に示しだような試験片１を切シ出し、第２
図に示したような治具にて応力を付加しながら、液温：
２０℃の１（２Ｓを飽和させた０５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ溶
液中に２ｏ日間浸漬してＳｃ値を測定し、その値で示し
だ。
板から第１図に示しだような試験片１を切シ出し、第２
図に示したような治具にて応力を付加しながら、液温：
２０℃の１（２Ｓを飽和させた０５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ溶
液中に２ｏ日間浸漬してＳｃ値を測定し、その値で示し
だ。
まだ、第２表における比較法Ａとは、１２００℃に鋼片
を均熱した後、第１次の熱間圧延で最終製品の寸法に仕
上げを行い、それを室温まで空冷しだ後、焼入れ・焼戻
し処理するものであシ、本発明法とは、１２００℃に均
熱してオーステナイト域で第１次の熱間圧延を行った後
、一旦変態の終了する温度以下に冷却し、その後細粒オ
ーステナイト域に再加熱して第２次の熱間圧延を行い、
最終寸法に仕上げ、その後オーステナイト状態から直接
焼入れし、更に焼入れ・焼戻し処理を行うものである。
を均熱した後、第１次の熱間圧延で最終製品の寸法に仕
上げを行い、それを室温まで空冷しだ後、焼入れ・焼戻
し処理するものであシ、本発明法とは、１２００℃に均
熱してオーステナイト域で第１次の熱間圧延を行った後
、一旦変態の終了する温度以下に冷却し、その後細粒オ
ーステナイト域に再加熱して第２次の熱間圧延を行い、
最終寸法に仕上げ、その後オーステナイト状態から直接
焼入れし、更に焼入れ・焼戻し処理を行うものである。
第２表に示される結果からは、本発明の方法によれば、
高強度にもかかわらず耐５ＳＣＣ性に優れた鋼材を安定
して得られることが明白である。
高強度にもかかわらず耐５ＳＣＣ性に優れた鋼材を安定
して得られることが明白である。
実施例 ２
前記第１表中の本発明対象鋼Ａを１２５０℃に均熱後、
オーステナイト域で第１次の熱間圧延を施し、それを第
３表に示す種々の温度にまで冷却した後、細粒オーステ
ナイト域である９５０℃に再加熱して第２次の熱間圧延
を行い、最終製品寸法に仕上げ、続いてオーステナイト
域である８’７０℃から直接焼入れし、更に焼入れ・焼
戻し処理を行い、得られた鋼材の強度及び耐５ＳＣＣ性
を測定した。なお、耐５ＳＣＣ性は実施例１と同様の試
験条件にてＳｃ値をめて測定した。
オーステナイト域で第１次の熱間圧延を施し、それを第
３表に示す種々の温度にまで冷却した後、細粒オーステ
ナイト域である９５０℃に再加熱して第２次の熱間圧延
を行い、最終製品寸法に仕上げ、続いてオーステナイト
域である８’７０℃から直接焼入れし、更に焼入れ・焼
戻し処理を行い、得られた鋼材の強度及び耐５ＳＣＣ性
を測定した。なお、耐５ＳＣＣ性は実施例１と同様の試
験条件にてＳｃ値をめて測定した。
第３表に示される結果からも、本発明の方法によれば強
度及び耐５ＳＣＣ性の優れた鋼材を得られることが明ら
かであり、熱処理条件が本発明の範囲から外れると耐５
ＳＣＣ性の劣った鋼材しか得られないことも明白である
。
度及び耐５ＳＣＣ性の優れた鋼材を得られることが明ら
かであり、熱処理条件が本発明の範囲から外れると耐５
ＳＣＣ性の劣った鋼材しか得られないことも明白である
。
実施例 ３
前記第１表中の本発明対象鋼Ｋを１２２０℃に均熱後、
オーステナイト域で第１次の熱間圧延を行い、続いて一
旦４５０’Ｃ４ｌで冷却して変態を終了させてから、第
４表に示すように９８０℃又は１１２０℃に再加熱して
第２次熱間圧延を行って最終製品寸法に仕上げ、次いで
第４表に示す温度から直接焼入れし、その後頁に第４表
に示す条件にて焼入れ・焼戻し処理して強度及び耐５Ｓ
ＣＣ性を測定した。なお、耐５ｓｃｃ性は実施例１と同
様の試験条件にてＳｃ値をめて測定した。
オーステナイト域で第１次の熱間圧延を行い、続いて一
旦４５０’Ｃ４ｌで冷却して変態を終了させてから、第
４表に示すように９８０℃又は１１２０℃に再加熱して
第２次熱間圧延を行って最終製品寸法に仕上げ、次いで
第４表に示す温度から直接焼入れし、その後頁に第４表
に示す条件にて焼入れ・焼戻し処理して強度及び耐５Ｓ
ＣＣ性を測定した。なお、耐５ｓｃｃ性は実施例１と同
様の試験条件にてＳｃ値をめて測定した。
このようにして得られた結果を、第４表に併せて示した
。
。
第４表に示される結果からも、本発明方法によれば、強
度及び１制５ＳＣＣ性の侵れた鋼材を得られることが明
白である。
度及び１制５ＳＣＣ性の侵れた鋼材を得られることが明
白である。
実施例 ４
前記第１表中の本発明対象鋼Ｃを１２３０℃に均熱後、
オルステナイト域で第１次の熱間圧延を・行い、続いて
一旦３７０’Ｃまで冷却して変態を終了させてから、１
０００℃に再加熱して第２次熱間圧延を行って最終製品
寸法に仕上げ、次いで第５表に示す温度から直接焼入れ
し、その後頁に第５表に示す条件にて焼入れ・焼戻し処
理して、強度及びｔ＃ｆＳＳＣＣ性を測定し、その結果
を第５表に併せて示した。なお、附５ＳＣＣ性は実施例
１と同様の試験条件にてＳｃ値をめて測定した。
オルステナイト域で第１次の熱間圧延を・行い、続いて
一旦３７０’Ｃまで冷却して変態を終了させてから、１
０００℃に再加熱して第２次熱間圧延を行って最終製品
寸法に仕上げ、次いで第５表に示す温度から直接焼入れ
し、その後頁に第５表に示す条件にて焼入れ・焼戻し処
理して、強度及びｔ＃ｆＳＳＣＣ性を測定し、その結果
を第５表に併せて示した。なお、附５ＳＣＣ性は実施例
１と同様の試験条件にてＳｃ値をめて測定した。
第５表に示される結果からも、本発明の方法によって強
度及び耐５ＳＣＣ性の優れた鋼材を得られることが明白
である。
度及び耐５ＳＣＣ性の優れた鋼材を得られることが明白
である。
実施例 ５
前記第１表中の本発明対象鋼Ｃを１２２０℃に均熱した
後、第６表に示しだ処理条件にて板材を製造し、得られ
た板材についてオーステナイト粒度番号（ＡＳＴＭ扁）
を測定した。
後、第６表に示しだ処理条件にて板材を製造し、得られ
た板材についてオーステナイト粒度番号（ＡＳＴＭ扁）
を測定した。
（注）※印は、本発明の条件から外れていることを示す
。
。
第６表
なお、第６表における処理条件は、それぞれ、■ オー
ステナイト域での第１次の熱間圧延で最終製品の寸法に
仕上げ、それを室温まで空冷し、その後９２０℃に０，
７５℃／秒の加熱速度で加熱して焼入れ処理を行う、 ■ オーステナイト域で第１次の熱間圧延を行ってから
室温まで空冷し、更にそれを９５０℃に再加熱して第２
次熱間圧延を行い、最終製品寸法にまで仕上げ、続いて
８７０℃から直接焼入れを行い、更に９２０℃にＯ，’
７５℃／秒の加熱速度で加熱して焼入れ処理を行う、 というものであった。
ステナイト域での第１次の熱間圧延で最終製品の寸法に
仕上げ、それを室温まで空冷し、その後９２０℃に０，
７５℃／秒の加熱速度で加熱して焼入れ処理を行う、 ■ オーステナイト域で第１次の熱間圧延を行ってから
室温まで空冷し、更にそれを９５０℃に再加熱して第２
次熱間圧延を行い、最終製品寸法にまで仕上げ、続いて
８７０℃から直接焼入れを行い、更に９２０℃にＯ，’
７５℃／秒の加熱速度で加熱して焼入れ処理を行う、 というものであった。
第、５表に示される結果からも、本発明の条件を満たす
処理によって細粒組織の得られることが明らかである。
処理によって細粒組織の得られることが明らかである。
実施例 ６
前記第１表中の本発明対象鋼Ｐを１２００℃に均熱した
後、オーステナイト域で第１次の熱間圧延を行い、続い
て一旦４００℃まで冷却して変態を終了させ、その後９
５０℃に再加熱してから第２次熱間圧延を行って最終製
品寸法に仕上げだ。
後、オーステナイト域で第１次の熱間圧延を行い、続い
て一旦４００℃まで冷却して変態を終了させ、その後９
５０℃に再加熱してから第２次熱間圧延を行って最終製
品寸法に仕上げだ。
そして、引続いて８７０℃から直接焼入れを行い、続い
て第７表に示す条件にてラフテンパー処理を実施してか
ら、焼入れ・焼戻し処理を施した。
て第７表に示す条件にてラフテンパー処理を実施してか
ら、焼入れ・焼戻し処理を施した。
このようにして得られた製品の強度及び耐５ＳＣＣ性を
測定し、その結果を第７表に併記した。
測定し、その結果を第７表に併記した。
なお、耐５ＳＣＣ性は実施例１と同様の試験条件にてＳ
ｃ値をめて測定した。
ｃ値をめて測定した。
第７表に示される結果からは、直接焼入れの後に行う焼
入れ処理に際して、焼戻しパラメータＡ１が、 Ａ１く１９０×１０３ を満足する条件のラフテンパー処理を施して置き割れ防
止等の対策を行っても、強度及び耐５ＳＣＣ性に何ら悪
影響が及ぼされず、優れた特骨を有する鋼材が得られる
ことが明らかである。
入れ処理に際して、焼戻しパラメータＡ１が、 Ａ１く１９０×１０３ を満足する条件のラフテンパー処理を施して置き割れ防
止等の対策を行っても、強度及び耐５ＳＣＣ性に何ら悪
影響が及ぼされず、優れた特骨を有する鋼材が得られる
ことが明らかである。
上述のように、この発明は、直接焼入れ処理と通常の再
加熱焼入れ処理を組合せて細粒組織を得、優れた強度と
耐５ＳＣＣ性を有する鋼を実現するものであって、この
発明によれば、サワー環境下に存在する深井戸用油井管
等として優れた性能を発揮する高強度鋼を、容易に安定
して、かつ低コストで製造することが可能となるなど、
産業上有用な効果がもたらされるのである。
加熱焼入れ処理を組合せて細粒組織を得、優れた強度と
耐５ＳＣＣ性を有する鋼を実現するものであって、この
発明によれば、サワー環境下に存在する深井戸用油井管
等として優れた性能を発揮する高強度鋼を、容易に安定
して、かつ低コストで製造することが可能となるなど、
産業上有用な効果がもたらされるのである。
第１図はシェルタイブ腐食試験片の例を示すもので、第
１図（ａ）はその正面図、第１図（ｂ）はその側面図で
あり、第２図はシェルタイブ腐食試験において試験片を
支持治具で支持した状態を示す概略模式図である。 図面において、 １・・試験片、 ２・・・ガラス丸棒、３・・・応力性
別ボルト。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１゛名禁 １ 図 第２図
１図（ａ）はその正面図、第１図（ｂ）はその側面図で
あり、第２図はシェルタイブ腐食試験において試験片を
支持治具で支持した状態を示す概略模式図である。 図面において、 １・・試験片、 ２・・・ガラス丸棒、３・・・応力性
別ボルト。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１゛名禁 １ 図 第２図
Claims (2)
- （１） 重量割合で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％。 Ｓｉ、：０．８０％以下。 Ｍｎ：０．０１％以上０．３０％未満。 Ｃｒ： ０．２０−１．５０ ％。 ＭＯ及びＷの１種又は２種。 Ｍｏ＋１／２Ｗで０．０５〜０．８０％。 Ｎｂ： ０．０１−０．１０チ。 Ｔ１及びＺｒの１種又は２種。 Ｔｉ ＋１ ／２ Ｚｒで０．００５〜０．０５０％。 ＡＱ ： ０．０１〜０．１０％ を含有するとともに、式、 Ｔｉ（％） ＋ １／２ Ｚｒ（％） （３，５Ｘ Ｎ
（％）を満足し、必要により更に、 第１区分・・・ Ｃｕ： ０．０５〜０．５０％。 Ｖ ： ０．０１〜０．１０％。 第２区分・・・ Ｃａ二〇、００１〜０．０３０％。 希土類元素： ０．００１−０．０５０ ％。 第３区分・・・ Ｂ ： ０．０００５〜０．００５０％。 のうちの１種以上をも含み、 Ｆｅ及び不可避不純物 残シ。 から成る成分組成で、かつ不純物中のＰ及びＳの含有量
がそれぞれ、 Ｐ：０．０１０％以下。 Ｓ：０．０１０％以下。 である鋼を、オーステナイト化されている状態で第１次
熱間加工した後、一旦冷却して変態を完了させ、その後
ＡＣ３変態点〜（ＡＣ３変態点＋２００℃〕の温度域に
再加熱して第２次熱間加工を行い、続いてオーステナイ
ト状態からそのまま直接焼入れし、次いで、これをＡＣ
３変態点〜［Ａｃ３変態点＋２００℃〕の温度域に加熱
してから焼入れする処理を更に１回以上繰り返し、その
後Ａｃｔ変態点以下の温度で焼戻し処理することを特徴
とする耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法。 - （２）重量割合で、 Ｃ：０．１！５〜０．４５％。 Ｓｊ、：０．８０％以下。 Ｍｎ：０．０１％以上０．３０４未満。 Ｃｒ： ０．２０〜１．５０％。 Ｍｏ及びＷの１種又は２種。 Ｍｏ＋１／２ Ｗで０．０５〜０．８０％。 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％。 Ｔ］及びＺｒの１種又は２種： Ｔｉ −） １／２ Ｚｒで０ＯＯ５〜○０５０％。 Ａｅ ： ０．０１〜０．１０％ を含有するとともに、式、 Ｔｉ （＠−４−１／２ Ｚｒ（％ｌ） （３，５Ｘ
Ｎ （［を満足し、必要により更に、 第１区分・・・ Ｃｕ： ０．０ ５〜０．５ ０ ％。 Ｖ ： ０．０ １〜０．１ ０ ％。 第２区分・・ Ｃａ： ０．００１ ＮＯ，０３０％。 希土類元素：Ｏ，００１〜００５０％。 第３区分・・・ Ｂ：０．０００５〜０．００５０％。 のうちの１種以上をも含み、 Ｆｅ及び不可避不純物：残如。 から成る成分組成で、かつ不純物中のＰ及びＳの含有量
がそれぞれ、 Ｐ：０．０１０チ以下。 Ｓ：０，０１０％以下。 である鋼を、オーステナイト化されている状態で第１次
熱間加工した後、一旦冷却して変態を完了させ、その後
ＡＣ３変態点〜ＣＡＣ３変態点＋２００℃〕の温度域に
再加熱して第２次熱間加工を行い、続いてオーステナイ
ト状態からそのまま直接焼入れし、次いで、ＡＣＩ変態
点以下の温度で、かつ、Ａ１− Ｔ （Ａ２＋ｌｏｇ
ｔ ） なる式で計算される焼戻しパラメータＡ１の値がＡＩ＜
１９．ＯＸ １０ を満足するように設定した焼戻しと、Ａ、ｃ３変態点〜
（ＡＣ３変態点＋２００℃〕の温度域に加熱してから焼
入れする処理。とをこの順序で１回以上繰り返して行い
、そ党後頁にＡ（４変態点以下の温度で焼戻し処理する
ことを特徴とする耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19175383A JPS6086209A (ja) | 1983-10-14 | 1983-10-14 | 耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19175383A JPS6086209A (ja) | 1983-10-14 | 1983-10-14 | 耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6086209A true JPS6086209A (ja) | 1985-05-15 |
Family
ID=16279927
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19175383A Pending JPS6086209A (ja) | 1983-10-14 | 1983-10-14 | 耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6086209A (ja) |
Cited By (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6411111U (ja) * | 1987-07-07 | 1989-01-20 | ||
| US5938865A (en) * | 1995-05-15 | 1999-08-17 | Sumitomo Metal Industries, Ltc. | Process for producing high-strength seamless steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance |
| JP2002339038A (ja) * | 2001-05-18 | 2002-11-27 | Nkk Corp | 破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れた低合金高強度鋼およびこの鋼からなる鋼管の製造方法 |
| WO2006100891A1 (ja) * | 2005-03-24 | 2006-09-28 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法 |
| US7862667B2 (en) * | 2007-07-06 | 2011-01-04 | Tenaris Connections Limited | Steels for sour service environments |
| US8002910B2 (en) | 2003-04-25 | 2011-08-23 | Tubos De Acero De Mexico S.A. | Seamless steel tube which is intended to be used as a guide pipe and production method thereof |
| US8007603B2 (en) | 2005-08-04 | 2011-08-30 | Tenaris Connections Limited | High-strength steel for seamless, weldable steel pipes |
| JP2011179122A (ja) * | 2011-03-07 | 2011-09-15 | Jfe Steel Corp | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板 |
| US8221562B2 (en) | 2008-11-25 | 2012-07-17 | Maverick Tube, Llc | Compact strip or thin slab processing of boron/titanium steels |
| US8328960B2 (en) | 2007-11-19 | 2012-12-11 | Tenaris Connections Limited | High strength bainitic steel for OCTG applications |
| US8414715B2 (en) | 2011-02-18 | 2013-04-09 | Siderca S.A.I.C. | Method of making ultra high strength steel having good toughness |
| US8926771B2 (en) | 2006-06-29 | 2015-01-06 | Tenaris Connections Limited | Seamless precision steel tubes with improved isotropic toughness at low temperature for hydraulic cylinders and process for obtaining the same |
| US9644248B2 (en) | 2013-04-08 | 2017-05-09 | Dalmine S.P.A. | Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
| US9657365B2 (en) | 2013-04-08 | 2017-05-23 | Dalmine S.P.A. | High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
| US9803256B2 (en) | 2013-03-14 | 2017-10-31 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
| US9970242B2 (en) | 2013-01-11 | 2018-05-15 | Tenaris Connections B.V. | Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe |
| US11105501B2 (en) | 2013-06-25 | 2021-08-31 | Tenaris Connections B.V. | High-chromium heat-resistant steel |
| US11124852B2 (en) | 2016-08-12 | 2021-09-21 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method and system for manufacturing coiled tubing |
| US11952648B2 (en) | 2011-01-25 | 2024-04-09 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method of forming and heat treating coiled tubing |
| US12129533B2 (en) | 2015-04-14 | 2024-10-29 | Tenaris Connections B.V. | Ultra-fine grained steels having corrosion- fatigue resistance |
-
1983
- 1983-10-14 JP JP19175383A patent/JPS6086209A/ja active Pending
Cited By (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6411111U (ja) * | 1987-07-07 | 1989-01-20 | ||
| US5938865A (en) * | 1995-05-15 | 1999-08-17 | Sumitomo Metal Industries, Ltc. | Process for producing high-strength seamless steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance |
| JP2002339038A (ja) * | 2001-05-18 | 2002-11-27 | Nkk Corp | 破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れた低合金高強度鋼およびこの鋼からなる鋼管の製造方法 |
| US8002910B2 (en) | 2003-04-25 | 2011-08-23 | Tubos De Acero De Mexico S.A. | Seamless steel tube which is intended to be used as a guide pipe and production method thereof |
| WO2006100891A1 (ja) * | 2005-03-24 | 2006-09-28 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法 |
| AU2006225855B2 (en) * | 2005-03-24 | 2009-08-27 | Nippon Steel Corporation | Steel for oil well pipe having excellent sulfide stress cracking resistance and method for manufacturing seamless steel pipe for oil well |
| US8617462B2 (en) | 2005-03-24 | 2013-12-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for oil well pipe excellent in sulfide stress cracking resistance |
| US8007603B2 (en) | 2005-08-04 | 2011-08-30 | Tenaris Connections Limited | High-strength steel for seamless, weldable steel pipes |
| US8926771B2 (en) | 2006-06-29 | 2015-01-06 | Tenaris Connections Limited | Seamless precision steel tubes with improved isotropic toughness at low temperature for hydraulic cylinders and process for obtaining the same |
| US7862667B2 (en) * | 2007-07-06 | 2011-01-04 | Tenaris Connections Limited | Steels for sour service environments |
| US8328958B2 (en) | 2007-07-06 | 2012-12-11 | Tenaris Connections Limited | Steels for sour service environments |
| US8328960B2 (en) | 2007-11-19 | 2012-12-11 | Tenaris Connections Limited | High strength bainitic steel for OCTG applications |
| US8221562B2 (en) | 2008-11-25 | 2012-07-17 | Maverick Tube, Llc | Compact strip or thin slab processing of boron/titanium steels |
| US11952648B2 (en) | 2011-01-25 | 2024-04-09 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method of forming and heat treating coiled tubing |
| US8414715B2 (en) | 2011-02-18 | 2013-04-09 | Siderca S.A.I.C. | Method of making ultra high strength steel having good toughness |
| JP2011179122A (ja) * | 2011-03-07 | 2011-09-15 | Jfe Steel Corp | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板 |
| US9970242B2 (en) | 2013-01-11 | 2018-05-15 | Tenaris Connections B.V. | Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe |
| US9803256B2 (en) | 2013-03-14 | 2017-10-31 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
| US10378074B2 (en) | 2013-03-14 | 2019-08-13 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
| US10378075B2 (en) | 2013-03-14 | 2019-08-13 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
| US11377704B2 (en) | 2013-03-14 | 2022-07-05 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
| US9644248B2 (en) | 2013-04-08 | 2017-05-09 | Dalmine S.P.A. | Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
| US9657365B2 (en) | 2013-04-08 | 2017-05-23 | Dalmine S.P.A. | High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
| US11105501B2 (en) | 2013-06-25 | 2021-08-31 | Tenaris Connections B.V. | High-chromium heat-resistant steel |
| US12129533B2 (en) | 2015-04-14 | 2024-10-29 | Tenaris Connections B.V. | Ultra-fine grained steels having corrosion- fatigue resistance |
| US11124852B2 (en) | 2016-08-12 | 2021-09-21 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method and system for manufacturing coiled tubing |
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