JPS61270355A - 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼Info
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- JPS61270355A JPS61270355A JP11175285A JP11175285A JPS61270355A JP S61270355 A JPS61270355 A JP S61270355A JP 11175285 A JP11175285 A JP 11175285A JP 11175285 A JP11175285 A JP 11175285A JP S61270355 A JPS61270355 A JP S61270355A
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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、１５０ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２
）を越える降伏強さく０．２％耐力）を有しかつ耐遅れ
破壊性に優れ、油井管等の用途に好適な高強度鋼に関す
るものである。
）を越える降伏強さく０．２％耐力）を有しかつ耐遅れ
破壊性に優れ、油井管等の用途に好適な高強度鋼に関す
るものである。
従来の技術
近年、長期的展望に立ったエネルギー確保の必要性が各
方面から叫ばれるようになってきたことに呼応して、世
界の各地に於いて新たな油田やガス田の開発が盛んに行
なわれるようになって来ており、従来は放置されていた
地表深層部のような苛酷な環境の石油や天然ガスにまで
開発の目が向けられるようになるなど、エネルギー採取
にもこれまで以上に高度な技術が必要となってきている
。
方面から叫ばれるようになってきたことに呼応して、世
界の各地に於いて新たな油田やガス田の開発が盛んに行
なわれるようになって来ており、従来は放置されていた
地表深層部のような苛酷な環境の石油や天然ガスにまで
開発の目が向けられるようになるなど、エネルギー採取
にもこれまで以上に高度な技術が必要となってきている
。
例えば最近では、深さが１５０００フイ一ト以上という
極めて深い場所や、深さ１フイート当たり０．５ｐｓｉ
（０，３５１５ｇｆ／ｍｍ２）以上の圧力増加が見込
まれるところの、所謂“標準状態”よりも高い地圧を持
つ地層にも、石油や天然ガス採取用の井戸を掘ることが
多くなってきている。このような環境下で安定した作業
を行なうには、Ｖ−１５０クラス以上ＣＳ Ｍ Ｙ Ｓ
（Ｓｐｅｃｉｆｉｅｄ Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｙｉｅｌｄ
Ｓｔｒｅｎｇｔｈ、規格最小降伏強さ）が１５０ｋｓｉ
（１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）以上〕の極めて高い強
度を有する油井管が必要であるとされ、その安定供給に
対する要望がとみに高まって来ているのが現状である。
極めて深い場所や、深さ１フイート当たり０．５ｐｓｉ
（０，３５１５ｇｆ／ｍｍ２）以上の圧力増加が見込
まれるところの、所謂“標準状態”よりも高い地圧を持
つ地層にも、石油や天然ガス採取用の井戸を掘ることが
多くなってきている。このような環境下で安定した作業
を行なうには、Ｖ−１５０クラス以上ＣＳ Ｍ Ｙ Ｓ
（Ｓｐｅｃｉｆｉｅｄ Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｙｉｅｌｄ
Ｓｔｒｅｎｇｔｈ、規格最小降伏強さ）が１５０ｋｓｉ
（１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）以上〕の極めて高い強
度を有する油井管が必要であるとされ、その安定供給に
対する要望がとみに高まって来ているのが現状である。
しかし、従来から油井管として使用されている低合金鋼
では、Ｖ−１５０クラス以上の高強度を有するようなも
のになると、オーステナイト粒界が脆化することにも起
因して降伏点以下の静荷重でも破壊に至るという“遅れ
破壊”の危険を内在するようになるものであった。また
一般に油田では井戸が古くなって自噴しなくなって来る
と、２次回収と称して、水圧やガス圧をかけたり酸を添
加（Ａｃｉｄｉｚｉｎｇ） して汲み上げ効率を向上し
ているが、このように酸の添加を行なう場合や、酸性環
境下の油田においては、低合金鋼では従来は水素の影響
によって遅れ破壊の危険性が大きくなるという問題があ
った。
では、Ｖ−１５０クラス以上の高強度を有するようなも
のになると、オーステナイト粒界が脆化することにも起
因して降伏点以下の静荷重でも破壊に至るという“遅れ
破壊”の危険を内在するようになるものであった。また
一般に油田では井戸が古くなって自噴しなくなって来る
と、２次回収と称して、水圧やガス圧をかけたり酸を添
加（Ａｃｉｄｉｚｉｎｇ） して汲み上げ効率を向上し
ているが、このように酸の添加を行なう場合や、酸性環
境下の油田においては、低合金鋼では従来は水素の影響
によって遅れ破壊の危険性が大きくなるという問題があ
った。
一方、１８Ｎｉ −５Ｍｏ−７，５Ｃｏ系等のマルエー
ジング鋼やオーステナイト系の高合金や高合金鋼は、通
常の低合金鋼よりも耐遅れ破壊性に優れていることが知
られている。しかしながら、マルエージング鋼は、Ｃｏ
を含有しているのでコストが高く、低温靭性が良くない
等の問題がある。他方、オーステナイト系の高合金や高
合金鋼には、強度を得るために大きな加工量で冷間加工
を施さねばならず非能率的であり、Ｎ１やＣｒ等の含有
量が高いので、コスト高となるといった問題があって、
いずれも単なる高強度油井管用として用いられることは
なく、特に経済性の点から一部の極く限られた環境下で
実用に供されているにずぎないものであった。
ジング鋼やオーステナイト系の高合金や高合金鋼は、通
常の低合金鋼よりも耐遅れ破壊性に優れていることが知
られている。しかしながら、マルエージング鋼は、Ｃｏ
を含有しているのでコストが高く、低温靭性が良くない
等の問題がある。他方、オーステナイト系の高合金や高
合金鋼には、強度を得るために大きな加工量で冷間加工
を施さねばならず非能率的であり、Ｎ１やＣｒ等の含有
量が高いので、コスト高となるといった問題があって、
いずれも単なる高強度油井管用として用いられることは
なく、特に経済性の点から一部の極く限られた環境下で
実用に供されているにずぎないものであった。
一方、特開昭５８−６１２１９号及び特開昭５８−８４
９６０号に耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼が開示されて
いる。しかしながら、特開昭５８−６１２１９号に記載
の鋼では、専らＰ及びＮを低減して結晶粒界の清浄化の
効果を追求するのみであり、更にオーステナイト粒度が
大きいために、上記した苛酷な環境で十分な耐遅れ破壊
性を発揮することができない。
９６０号に耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼が開示されて
いる。しかしながら、特開昭５８−６１２１９号に記載
の鋼では、専らＰ及びＮを低減して結晶粒界の清浄化の
効果を追求するのみであり、更にオーステナイト粒度が
大きいために、上記した苛酷な環境で十分な耐遅れ破壊
性を発揮することができない。
他方、特開昭５８−８４９６０号に記載の鋼も、専らＬ
ａによるＰの偏析抑制とＣａによる硫化物形態の制御の
効果を追求するのみで、この公開公報に記載の鋼も上記
した苛酷な環境で十分な耐遅れ破壊性を発揮することが
できない。
ａによるＰの偏析抑制とＣａによる硫化物形態の制御の
効果を追求するのみで、この公開公報に記載の鋼も上記
した苛酷な環境で十分な耐遅れ破壊性を発揮することが
できない。
本発明の解決しようとする問題点
本発明は、上述の如き従来技術の問題点に鑑み、１５０
ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）を越える降伏強
さを有スルとともに、耐遅れ破壊性が従来の低合金鋼を
用いたものよりも一段と優れ、且つ１８Ｎ１マルエージ
ング鋼やオーステナイト系の高合金や高合金鋼よりもは
るかに廉価な、油井管としての用途に好適な高強度鋼を
提供することを目的とする。
ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）を越える降伏強
さを有スルとともに、耐遅れ破壊性が従来の低合金鋼を
用いたものよりも一段と優れ、且つ１８Ｎ１マルエージ
ング鋼やオーステナイト系の高合金や高合金鋼よりもは
るかに廉価な、油井管としての用途に好適な高強度鋼を
提供することを目的とする。
問題点を解決するための手段
本発明者等は、上述の目的を達成するため、鋼材の化学
成分、熱処理をはじめとする製造条件、それによって得
られる組織と特性との関係について詳細な研究を重ねた
結果、以下（ａ）〜（ｅ）に示すような知見を得るに至
った。即ち、 （ａ） 遅れ破壊は、静荷重下におかれた鋼が成る時
間を経過後、突然に脆性的な破断を呈する現象であり、
外部環境から鋼中に侵入した水素や、メッキ等によって
侵入した鋼中水素等により発生する一種の水素脆性とさ
れているものであるが、鋼のオーステナイト粒度をＡＳ
ＴＭＮｏ、で８．５以上の細粒に調整して焼入れし、マ
ルテンサイトあるいは低温ベイナイトの組織を得て焼戻
し処理すれば、遅れ破壊の発生が抑制されることが判っ
た。
成分、熱処理をはじめとする製造条件、それによって得
られる組織と特性との関係について詳細な研究を重ねた
結果、以下（ａ）〜（ｅ）に示すような知見を得るに至
った。即ち、 （ａ） 遅れ破壊は、静荷重下におかれた鋼が成る時
間を経過後、突然に脆性的な破断を呈する現象であり、
外部環境から鋼中に侵入した水素や、メッキ等によって
侵入した鋼中水素等により発生する一種の水素脆性とさ
れているものであるが、鋼のオーステナイト粒度をＡＳ
ＴＭＮｏ、で８．５以上の細粒に調整して焼入れし、マ
ルテンサイトあるいは低温ベイナイトの組織を得て焼戻
し処理すれば、遅れ破壊の発生が抑制されることが判っ
た。
ら）鋼中の炭化物は水素の集積場所となり、従ってこの
炭化物が針状、棒状等切欠欠陥形状を呈したり、粗大に
凝集したりする場合には、そこが起点となって遅れ破壊
が発生しやすいが、鋼中にＺｒを含有せしめると炭化物
が球状微細に分散されて耐遅れ破壊性が著しく改善され
ることが判った。
炭化物が針状、棒状等切欠欠陥形状を呈したり、粗大に
凝集したりする場合には、そこが起点となって遅れ破壊
が発生しやすいが、鋼中にＺｒを含有せしめると炭化物
が球状微細に分散されて耐遅れ破壊性が著しく改善され
ることが判った。
（Ｃ） 焼入れした鋼を５８０℃以上でＡｃｔ点以下
の高温でＰい≧１６．８Ｘ１０３［：但しＰ Ｌ Ｘ
＝ Ｔ （２０＋ ｌ ｏｇ ｔ）で、Ｔ：焼戻し温度
じＫ）、ｔ；保持時間（ｈｒ）］の条件で焼戻しすれば
、炭化物の球状化がなされて、遅れ破壊の発生が抑制さ
れることが判った。
の高温でＰい≧１６．８Ｘ１０３［：但しＰ Ｌ Ｘ
＝ Ｔ （２０＋ ｌ ｏｇ ｔ）で、Ｔ：焼戻し温度
じＫ）、ｔ；保持時間（ｈｒ）］の条件で焼戻しすれば
、炭化物の球状化がなされて、遅れ破壊の発生が抑制さ
れることが判った。
（ｄ） Ｃ： ０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：１．５
０％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．５０％を含む鋼に、合
金成分として、Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし
、０．１０％を含まず） 、Ｃｒ ：０，５０〜２．０
０％、Ｍｏ ＋ ’Ａ Ｗ ： ０．３０〜１．５０％
、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ： ０．００５〜０
．２０％を含有させれば、Ａｃ。
０％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．５０％を含む鋼に、合
金成分として、Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし
、０．１０％を含まず） 、Ｃｒ ：０，５０〜２．０
０％、Ｍｏ ＋ ’Ａ Ｗ ： ０．３０〜１．５０％
、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ： ０．００５〜０
．２０％を含有させれば、Ａｃ。
点用上に加熱して焼入れの後、５８０℃以上でＡｃ１点
以下の温度で且つ上記Ｐ＋、ｗ値がＰ ＬＭ≧１６．８
Ｘ１０３の条件で焼戻し処理しても、オーステナイト
粒度のＡ Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ、が８．５以上であれば、
降伏強さで１５０ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２
）を越す高強度が安定シテ得うれ、耐遅れ破壊性にも優
れていることが判った。
以下の温度で且つ上記Ｐ＋、ｗ値がＰ ＬＭ≧１６．８
Ｘ１０３の条件で焼戻し処理しても、オーステナイト
粒度のＡ Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ、が８．５以上であれば、
降伏強さで１５０ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２
）を越す高強度が安定シテ得うれ、耐遅れ破壊性にも優
れていることが判った。
（ｅ） オーステナイト粒の微細化は降伏比（降伏強
さ／引張強さ）を上昇させ、従って、同じ降伏強さに対
して引張強さを抑えることができるという点からも耐遅
れ破壊性改善に有効であることが判った。
さ／引張強さ）を上昇させ、従って、同じ降伏強さに対
して引張強さを抑えることができるという点からも耐遅
れ破壊性改善に有効であることが判った。
本発明は上記知見に基づいてなされたものであって、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｓｉ：１．５０％以下、
Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、
Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ ： ０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋ＺＷで
０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ ： ０．０１ ０．１５％、 八］：０．０１〜０．１０％、 を含有し、必要に応じてさらに、 第１区分：Ｃｕ：１．５％以下 第２区分ゴミ：０．０１〜０．１０％ 第３区分： Ｂ ： ０．０００３〜０．００５０％第
４区分： Ｃａ ： ０．００１〜０．０３０％の１種
以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ａ
ｃ３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上で
Ａｃ＋点以下の温度で且つＰ ＬＸ≧１６．８ ｘ１０
３〔但しＰ ｐｇ −Ｔ （２０＋ ｌｏｇ ｔ）で、
Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、ｔ：保持時間（ｈｒ）］を満
たす条件で焼戻された、オーステナイト粒度がＡＳＴＭ
Ｎｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼を
提供する点に特徴を有するものである。
含まず）、 Ｃｒ ： ０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋ＺＷで
０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ ： ０．０１ ０．１５％、 八］：０．０１〜０．１０％、 を含有し、必要に応じてさらに、 第１区分：Ｃｕ：１．５％以下 第２区分ゴミ：０．０１〜０．１０％ 第３区分： Ｂ ： ０．０００３〜０．００５０％第
４区分： Ｃａ ： ０．００１〜０．０３０％の１種
以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ａ
ｃ３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上で
Ａｃ＋点以下の温度で且つＰ ＬＸ≧１６．８ ｘ１０
３〔但しＰ ｐｇ −Ｔ （２０＋ ｌｏｇ ｔ）で、
Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、ｔ：保持時間（ｈｒ）］を満
たす条件で焼戻された、オーステナイト粒度がＡＳＴＭ
Ｎｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼を
提供する点に特徴を有するものである。
作用
次に本発明において、鋼の成分組成及び熱処理と粒度を
上記の通りに限定した理由を説明する。
上記の通りに限定した理由を説明する。
（１）成分組成の限定理由
Ｃ： Ｃは鋼の焼入性増加、強度増加に加えて細粒化の
ためにも有効な成分であるが、０．１５％未満では強度
低下及び焼入性劣化をきたし、従って所望強度に対して
、炭化物球状化のための高温での焼戻し処理が行なえず
、又所望の細粒鋼を得難くなり、遅れ破壊感受性が大き
くなる。
ためにも有効な成分であるが、０．１５％未満では強度
低下及び焼入性劣化をきたし、従って所望強度に対して
、炭化物球状化のための高温での焼戻し処理が行なえず
、又所望の細粒鋼を得難くなり、遅れ破壊感受性が大き
くなる。
一方、０．４５％を越えてＣを含有すると、焼入れ時の
焼割れ感受性が増加し、また靭性劣化をも招くことがら
Ｃ含有量を０．１５〜０．４５％と定めた。
焼割れ感受性が増加し、また靭性劣化をも招くことがら
Ｃ含有量を０．１５〜０．４５％と定めた。
Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸及び強度を高めるのに必要な元素
であるほか、変態点を上げて高温焼戻しが安定して行な
えるようにするためにも有効である。
であるほか、変態点を上げて高温焼戻しが安定して行な
えるようにするためにも有効である。
しかしながら、Ｓｌの含有量が１．５０％を越えると靭
性の劣化が著しくなり、又低ｐＨ環境では耐遅れ破壊性
を劣化させることともなるので、その上限を１．５０％
とした。
性の劣化が著しくなり、又低ｐＨ環境では耐遅れ破壊性
を劣化させることともなるので、その上限を１．５０％
とした。
なお、オーステナイト粒を可及的に小さくして、耐遅れ
破壊性を一層向上させるためにはＳｉ含有量を０．８０
％以下とすることが好ましく、更に低ｐｉ（環境下での
耐遅れ破壊性をより一層向上させるためには、（Ｓｉ十
Ｍｎ）の値を０．８０％以下とすることが好ましい。
破壊性を一層向上させるためにはＳｉ含有量を０．８０
％以下とすることが好ましく、更に低ｐｉ（環境下での
耐遅れ破壊性をより一層向上させるためには、（Ｓｉ十
Ｍｎ）の値を０．８０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のほか焼入性の向上に有効な元
素であるが、多量に含有させると鋼の加工性や耐遅れ破
壊性を劣化するようになることから、その上限を１．５
０％とした。低合金鋼の場合、低ｐ＋環境下での遅れ破
壊感受性低減のためには（Ｓｉ十Ｍｎ）の値を０．８０
％以下に低減することが有効であるが、Ｍｎ含有量を０
．０１％未満とすることは鋼の製造上極めて困難であり
、コストアップを招くことから、Ｍｎの含有量を０゜Ｏ
１〜１．５０％とした。安定した細粒鋼を得るには０．
１０％以上の添加が好ましい。
素であるが、多量に含有させると鋼の加工性や耐遅れ破
壊性を劣化するようになることから、その上限を１．５
０％とした。低合金鋼の場合、低ｐ＋環境下での遅れ破
壊感受性低減のためには（Ｓｉ十Ｍｎ）の値を０．８０
％以下に低減することが有効であるが、Ｍｎ含有量を０
．０１％未満とすることは鋼の製造上極めて困難であり
、コストアップを招くことから、Ｍｎの含有量を０゜Ｏ
１〜１．５０％とした。安定した細粒鋼を得るには０．
１０％以上の添加が好ましい。
Ｎｉ：Ｎｉは鋼の強度を増大させる効果のほか、更に靭
性を向上させる効果を有する元素であるが、０．１０％
以下ではそれらの効果が得られない。
性を向上させる効果を有する元素であるが、０．１０％
以下ではそれらの効果が得られない。
一方、Ｎｉは高価であることに加えて、その多量添加は
変態点を大幅に低下させるため高温焼戻しによる耐遅れ
破壊性向上を指向した本発明の効果を阻害することとな
る。従って、Ｎ１の含有範囲の上限を４．００％として
、含有量を０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０
％を含まず）とした。
変態点を大幅に低下させるため高温焼戻しによる耐遅れ
破壊性向上を指向した本発明の効果を阻害することとな
る。従って、Ｎ１の含有範囲の上限を４．００％として
、含有量を０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０
％を含まず）とした。
Ｃｒ：Ｃｒは鋼の焼入性、強度及び焼戻し軟化抵抗性を
増大させる作用があり、高温焼戻し処理して高強度鋼を
得るのに有効な元素であるが、その含有量が０．５％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
、２．００％を超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すことから０．５０〜２．００％と
した。
増大させる作用があり、高温焼戻し処理して高強度鋼を
得るのに有効な元素であるが、その含有量が０．５％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
、２．００％を超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すことから０．５０〜２．００％と
した。
Ｍｏ、 Ｗ ： ＭｏとＷはいずれも鋼の焼入性、強
度、靭性、耐食性および焼戻し軟化抵抗性を増大させ、
高温焼戻し処理を可能にして耐遅れ破壊性を向上させる
効果を有するので、ＭｏまたはＷのいずれか一方または
双方を含有することとした。
度、靭性、耐食性および焼戻し軟化抵抗性を増大させ、
高温焼戻し処理を可能にして耐遅れ破壊性を向上させる
効果を有するので、ＭｏまたはＷのいずれか一方または
双方を含有することとした。
ＩＪｏとＷの含有量に関して（Ｍｏ ＋ ’Ａ Ｗ ）
で規定するのは、ＷがＭｏに対して原子量が約２倍で、
上記した効果の点ではＭｏの約半分となるからである。
で規定するのは、ＷがＭｏに対して原子量が約２倍で、
上記した効果の点ではＭｏの約半分となるからである。
（Ｍｏ＋ＺＷ）の値が０．３０％未満では上記作用に所
望の効果が得られず、他方この値が１．５０％を越える
とそれらの添加効果が飽和してしまい、より一層の強度
上昇効果を得ることができず、実質的に不必要な量のＭ
ｏ及びＷの含有となってコスト上昇を招くので、Ｍｏお
よび／またはＷの含有量を、（Ｍｏ十％Ｗ）の値で０２
３０〜１，５０％とした。
望の効果が得られず、他方この値が１．５０％を越える
とそれらの添加効果が飽和してしまい、より一層の強度
上昇効果を得ることができず、実質的に不必要な量のＭ
ｏ及びＷの含有となってコスト上昇を招くので、Ｍｏお
よび／またはＷの含有量を、（Ｍｏ十％Ｗ）の値で０２
３０〜１，５０％とした。
■： ■は鋼の強度上昇、焼戻し軟化抵抗の付与と細粒
化に有効な元素であり、高温焼戻し処理を可能にして耐
遅れ破壊性を向上させるのに有効であるが、０．０１％
未満では前記効果が碍られす、一方、０．２０％を越え
る多量の■の添加をすると靭性の劣化を招くこととなる
ので０．０１〜０．２０％とした。
化に有効な元素であり、高温焼戻し処理を可能にして耐
遅れ破壊性を向上させるのに有効であるが、０．０１％
未満では前記効果が碍られす、一方、０．２０％を越え
る多量の■の添加をすると靭性の劣化を招くこととなる
ので０．０１〜０．２０％とした。
Ｎｂ：Ｎｂは鋼の強度、靭性の向上と焼戻し軟化抵抗の
付与、細粒化に対して効果を有し、耐遅れ破壊性の向上
に対しても効果があるが、０．００５％未満ではその効
果が十分でなく、一方、０．２０％を越えて含有させて
も前記効果が飽和してしまい、また靭性の劣化をも招く
こととなるので、０．００５〜０．２０％とした。
付与、細粒化に対して効果を有し、耐遅れ破壊性の向上
に対しても効果があるが、０．００５％未満ではその効
果が十分でなく、一方、０．２０％を越えて含有させて
も前記効果が飽和してしまい、また靭性の劣化をも招く
こととなるので、０．００５〜０．２０％とした。
Ｚｒ：Ｚｒは本発明において重要な元素であって鋼中に
炭化物を球状微細に分散させて耐遅れ破壊性を著しく改
善させる効果を有するが、０．０１％未満ではその効果
が小さく、一方０．１５％を超えると靭性劣化をきたす
ので０．０１〜０，１５％とした。
炭化物を球状微細に分散させて耐遅れ破壊性を著しく改
善させる効果を有するが、０．０１％未満ではその効果
が小さく、一方０．１５％を超えると靭性劣化をきたす
ので０．０１〜０，１５％とした。
Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸の安定化、均質化および細粒化を
図るのに有効であるが、０．０１％未満では所望の効果
を得ることができず、他力、０．１０％を越えて含有さ
せてもその効果は飽和してしまい、また介在物の増大に
より疵が発生し、靭性も劣化するので０．０１〜０．１
０％とした。
図るのに有効であるが、０．０１％未満では所望の効果
を得ることができず、他力、０．１０％を越えて含有さ
せてもその効果は飽和してしまい、また介在物の増大に
より疵が発生し、靭性も劣化するので０．０１〜０．１
０％とした。
Ｃｕ：Ｃｕは強度を増強させる効果のほか、更に耐食性
を向上させる効果を有する元素である。Ｃｕを１．５％
を越えて含有すると熱間加工性が劣化するので含有範囲
の上限を１．５％とした。更に、Ｃｕを０．５％以上添
加するときには同量以上のＮｉを添加して熱間脆性を防
止することが好ましい。
を向上させる効果を有する元素である。Ｃｕを１．５％
を越えて含有すると熱間加工性が劣化するので含有範囲
の上限を１．５％とした。更に、Ｃｕを０．５％以上添
加するときには同量以上のＮｉを添加して熱間脆性を防
止することが好ましい。
Ｔｉ：Ｔｉは鋼の強度上昇と微細化に有効な元素である
が、０．０１％未満では前記効果が得られず、一方０．
１０％を越えで添加すると靭性の劣化を招くこととなる
ので、０．０１〜０．１０％の範囲とした。
が、０．０１％未満では前記効果が得られず、一方０．
１０％を越えで添加すると靭性の劣化を招くこととなる
ので、０．０１〜０．１０％の範囲とした。
Ｂ： Ｂは焼入性を向上させ、これを通じて強度、靭性
、耐遅れ破壊特性を向上させるのに有効である。しかし
乍らＢ量が０．０００３％未満ではその添加効果が得難
く、又、０．００５０％を越えて含有させても添加効果
が飽和してそれ以上の特性向上効果が期待できず、逆に
靭性の劣化や耐遅れ破壊性の劣化を招く場合も生ずるの
で、Ｂの含有量を０、０００３〜０．００５０％とした
。
、耐遅れ破壊特性を向上させるのに有効である。しかし
乍らＢ量が０．０００３％未満ではその添加効果が得難
く、又、０．００５０％を越えて含有させても添加効果
が飽和してそれ以上の特性向上効果が期待できず、逆に
靭性の劣化や耐遅れ破壊性の劣化を招く場合も生ずるの
で、Ｂの含有量を０、０００３〜０．００５０％とした
。
Ｃａ：Ｃａは鋼中介在物を球状化して、特に高強度鋼に
おいて、圧延方向と直角方向の靭性を向上させるのに有
効であるが、０．００１％未満ではその効果が得られず
、他方、０．０３０％を越えると、その効果が飽和する
のみならず、却ってそ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、遅れ破壊感受性を高めるこ
ととなる。従って、Ｃａの含有量範囲を０．００１〜０
．０３０％とした。
おいて、圧延方向と直角方向の靭性を向上させるのに有
効であるが、０．００１％未満ではその効果が得られず
、他方、０．０３０％を越えると、その効果が飽和する
のみならず、却ってそ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、遅れ破壊感受性を高めるこ
ととなる。従って、Ｃａの含有量範囲を０．００１〜０
．０３０％とした。
（２）熱処理と粒度の限定理由
従来、降伏強さが１５０ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／
ｍｍ２）を越える低合金鋼製の高強度油井管は、熱延鋼
管をＡｃ。
ｍｍ２）を越える低合金鋼製の高強度油井管は、熱延鋼
管をＡｃ。
意思上に再加熱した後焼入れするか、或いは熱間で製管
した後Ａｒ３点以上の温度から直接に焼入れし、その後
Ａｃ１点以下の温度で焼戻すことにより製造している。
した後Ａｒ３点以上の温度から直接に焼入れし、その後
Ａｃ１点以下の温度で焼戻すことにより製造している。
しかしながら、直接焼入れした鋼管ではオーステナイト
粒が粗大であり（ＡＳＴＭＮｏ、 ７程度以下）遅れ破
壊に対する感受性が極めて大きい。一方、再加熱焼入れ
したものの場合は、遅れ破壊特性はオーステナイト粒度
と焼戻し温度によって大きく変化することが本発明者等
の研究により明らかとなった。
粒が粗大であり（ＡＳＴＭＮｏ、 ７程度以下）遅れ破
壊に対する感受性が極めて大きい。一方、再加熱焼入れ
したものの場合は、遅れ破壊特性はオーステナイト粒度
と焼戻し温度によって大きく変化することが本発明者等
の研究により明らかとなった。
即ち、本発明者等は、Ｃ，Ｓｉ、Ｍｎ、 Ｎ１％口ｒ、
Ｍｏ。
Ｍｏ。
Ｗ、■、Ｎｂ、 Ｚｒ、 Ａｌの含有量が本発明の範囲
内にある種々の鋼を用い、熱処理、加工熱処理、冷間加
工と熱処理の組合せ等種々の手段を用いてオーステナイ
ト粒度を変化させ、これを４５０〜６５０℃で３０分焼
戻し処理した。夫々の鋼板から平行部８．５−φの丸棒
引張試験片を採取して引張試験を行ない、１７０ｋｓｉ
（１１９，５ｋｇｆ／ｍｍ２）近傍の降伏強さく０．
２％耐力）を有すると確認されたもののみについて遅れ
破壊特性を調査した。
内にある種々の鋼を用い、熱処理、加工熱処理、冷間加
工と熱処理の組合せ等種々の手段を用いてオーステナイ
ト粒度を変化させ、これを４５０〜６５０℃で３０分焼
戻し処理した。夫々の鋼板から平行部８．５−φの丸棒
引張試験片を採取して引張試験を行ない、１７０ｋｓｉ
（１１９，５ｋｇｆ／ｍｍ２）近傍の降伏強さく０．
２％耐力）を有すると確認されたもののみについて遅れ
破壊特性を調査した。
遅れ破壊特性は、第１図（ａ）に全体の斜視図を、第１
図ら）にＵノツチ部の詳細を示した試験片を１つの焼戻
し処理鋼板から５本ずつ切り出し、このＵノツチ部にく
さびを挿入した後８０℃の温水中に５０００時間浸漬し
て、割れ発生の有無を調べて調査し、その結果を第２図
に示した。第２図において、０は５本の試験片のすべて
に割れの発生が認められないことを示し、×は５本の試
験片のいずれか又は全部に割れ発生が認められたことを
示す。
図ら）にＵノツチ部の詳細を示した試験片を１つの焼戻
し処理鋼板から５本ずつ切り出し、このＵノツチ部にく
さびを挿入した後８０℃の温水中に５０００時間浸漬し
て、割れ発生の有無を調べて調査し、その結果を第２図
に示した。第２図において、０は５本の試験片のすべて
に割れの発生が認められないことを示し、×は５本の試
験片のいずれか又は全部に割れ発生が認められたことを
示す。
第２図に示すように、オーステナイト粒度がＡＳＴＭＮ
ｏ、８．５未満の場合には焼戻し温度を高くしても割れ
が発生し、一方、焼戻し温度が５８０℃未満の場合はオ
ーステナイト粒度をＡＳＴＭＮｏ、で８，５以上の微細
粒としても割れが発生することが判った。従って、本発
明ではオーステナイト粒度を△ＳＴＭＮαで８．５以上
に調整して焼入れし、且つ焼戻しを５８０℃以上で行な
った鯛に制限する。
ｏ、８．５未満の場合には焼戻し温度を高くしても割れ
が発生し、一方、焼戻し温度が５８０℃未満の場合はオ
ーステナイト粒度をＡＳＴＭＮｏ、で８，５以上の微細
粒としても割れが発生することが判った。従って、本発
明ではオーステナイト粒度を△ＳＴＭＮαで８．５以上
に調整して焼入れし、且つ焼戻しを５８０℃以上で行な
った鯛に制限する。
次に、焼入れの加熱温度をＡｃ３点以上としたのは均一
なオーステナイト組織から焼入れするためである。なお
、焼入れのための加熱温度の上限はオーステナイト粒粗
大化開始温度以下とするのが好ましく、上述したように
最終焼入れ処理でＡＳＴＭＮｏで８．５以上の細粒オー
ステナイト粒が得られるようにする必要がある。
なオーステナイト組織から焼入れするためである。なお
、焼入れのための加熱温度の上限はオーステナイト粒粗
大化開始温度以下とするのが好ましく、上述したように
最終焼入れ処理でＡＳＴＭＮｏで８．５以上の細粒オー
ステナイト粒が得られるようにする必要がある。
本発明はオーステナイト粒度をＡＳＴＭＮｏ、で８．５
以上に調整することを特徴の１つとするものであるが、
オーステナイト粒度をＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上に調
整するには、例えばつぎのような方法がある。
以上に調整することを特徴の１つとするものであるが、
オーステナイト粒度をＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上に調
整するには、例えばつぎのような方法がある。
■ 直接焼入れせずに、Ａｃ３点＋１５０℃程度以下に
炉加熱で再加熱して焼入れし、或いは急速加熱焼入れを
する。
炉加熱で再加熱して焼入れし、或いは急速加熱焼入れを
する。
０２回以上の焼入れ処理を行ったり冷間加工後に焼入れ
処理を施す。直接焼入れしたものはこの２回以上の焼入
れ（炉加熱でも急速加熱でもよい）で細粒になるし、又
冷間加工を施す場合は焼入れままのものについてでも、
焼戻ししたものについてでもよく、これを再度焼入れす
れば細粒になる。
処理を施す。直接焼入れしたものはこの２回以上の焼入
れ（炉加熱でも急速加熱でもよい）で細粒になるし、又
冷間加工を施す場合は焼入れままのものについてでも、
焼戻ししたものについてでもよく、これを再度焼入れす
れば細粒になる。
次に、本発明者等は、０゜２８％Ｃ−０，４５％５ｉ−
０，２５％Ｍｎ−１，３７％Ｎｉ −０，９４％Ｃｒ−
０，５６％Ｍｏ −０，０４％Ｖ −０，０４４％Ｎｂ
−０，０４５％Ｚｒ −０，０４３％Ａｌ （Ａｃ、
点ニア４０℃、Ａｃ３点二８４０℃）の組成を有する鋼
を用いて、オーステナイト粒度をＡＳＴＭＮｏで１０．
５に調整して焼入れし、これを６００℃に加熱し保持時
間をそれぞれ５分、１０分、１５分、３０分として焼戻
しを行ない、焼戻し後の鋼片について上記と同様な遅れ
破壊試験を行なった。この実験結果より、５分及び１０
分の焼戻し処理をしたものには夫々２１５．１１５の割
合で、割れが認められた。しかるに１５分、３０分の焼
戻しを行なったものには割れは認められなかった。
０，２５％Ｍｎ−１，３７％Ｎｉ −０，９４％Ｃｒ−
０，５６％Ｍｏ −０，０４％Ｖ −０，０４４％Ｎｂ
−０，０４５％Ｚｒ −０，０４３％Ａｌ （Ａｃ、
点ニア４０℃、Ａｃ３点二８４０℃）の組成を有する鋼
を用いて、オーステナイト粒度をＡＳＴＭＮｏで１０．
５に調整して焼入れし、これを６００℃に加熱し保持時
間をそれぞれ５分、１０分、１５分、３０分として焼戻
しを行ない、焼戻し後の鋼片について上記と同様な遅れ
破壊試験を行なった。この実験結果より、５分及び１０
分の焼戻し処理をしたものには夫々２１５．１１５の割
合で、割れが認められた。しかるに１５分、３０分の焼
戻しを行なったものには割れは認められなかった。
６００℃で１０分の焼戻しについては、Ｐ ＬＭ二１６
．７８ ｘ １０’、 又６００℃で１５分の焼戻しについては、ｐｔｔｔ二１
６．９３Ｘ１０３ 、 である。
．７８ ｘ １０’、 又６００℃で１５分の焼戻しについては、ｐｔｔｔ二１
６．９３Ｘ１０３ 、 である。
従って、本発明ではＰＬＭ≧１６．８ ×１０３なる条
件を設けた。なお、この条件は焼戻し温度が５８０℃で
は３０分以上の焼戻しが必要なことを示すものである。
件を設けた。なお、この条件は焼戻し温度が５８０℃で
は３０分以上の焼戻しが必要なことを示すものである。
すなわち、上述したように５８０℃以上で、且つＰＬＭ
≧１６．８ ｘ１０３のときに炭化物がよく球状化され
て遅れ破壊感受性が低減されることを上記実験で確認し
た。
≧１６．８ ｘ１０３のときに炭化物がよく球状化され
て遅れ破壊感受性が低減されることを上記実験で確認し
た。
一方、上記鋼を５４５℃で４時間焼戻し処理したもの（
ＰＬＭ＝ １６．９Ｘ１０３）について前記の遅れ破壊
試験をしたところ、２１５の割合で割れが発生していた
。このことからも、焼戻しに関しては、５８０℃以上且
つＰ ＬＭ≧１６．８ ×１０３のいずれか一方の条件
が欠けても耐遅れ破壊性向上に好ましくないことが明ら
かである。
ＰＬＭ＝ １６．９Ｘ１０３）について前記の遅れ破壊
試験をしたところ、２１５の割合で割れが発生していた
。このことからも、焼戻しに関しては、５８０℃以上且
つＰ ＬＭ≧１６．８ ×１０３のいずれか一方の条件
が欠けても耐遅れ破壊性向上に好ましくないことが明ら
かである。
従って、本発明の方法では、５８０℃以上であり且つＰ
い≧１６．８ Ｘ １０３を焼戻しの条件として規定し
たものである。
い≧１６．８ Ｘ １０３を焼戻しの条件として規定し
たものである。
又、この場合焼戻し温度がＡｃｔ点を超えると鋼材強度
が大幅に変動するのみならず、遅れ破壊感受性が大きく
なるので焼戻し温度はＡｃ１点以下と定めた。
が大幅に変動するのみならず、遅れ破壊感受性が大きく
なるので焼戻し温度はＡｃ１点以下と定めた。
次に、本発明を実施例により比較例と対比しながら説明
する。なお、これらの実施例は本発明の効果を示す単な
る例示であって、本発明の技術的範囲を同等制限するも
のでないことは勿論である。
する。なお、これらの実施例は本発明の効果を示す単な
る例示であって、本発明の技術的範囲を同等制限するも
のでないことは勿論である。
実施例１
まず、第１表に示す化学成分組成の鋼１〜２５を溶製し
た。次いで、これらの鋼を加熱・圧延し、第２表に示す
条件にて焼入れ、焼戻しを行なった。
た。次いで、これらの鋼を加熱・圧延し、第２表に示す
条件にて焼入れ、焼戻しを行なった。
焼戻し前のものについてオーステナイト＆一度（ＡＳ
Ｔ Ｍ Ｎｏ、 ）を測定し、焼戻し後のものについて
引張試験と遅れ破壊試験を行なった。
Ｔ Ｍ Ｎｏ、 ）を測定し、焼戻し後のものについて
引張試験と遅れ破壊試験を行なった。
引張試験は、平行部８．５ｍｍφの丸棒試験片を用いて
行ない、遅れ破壊試験は次の条件にて実施した。即ち、
各鋼種の鋼材から、第１図に示す試験片を５本ずつ切り
出した。第１図（ａ）はＵノツチ付き試験片の全体形状
を示し、第１図ら）は試験片のＵノツチの詳細を示す。
行ない、遅れ破壊試験は次の条件にて実施した。即ち、
各鋼種の鋼材から、第１図に示す試験片を５本ずつ切り
出した。第１図（ａ）はＵノツチ付き試験片の全体形状
を示し、第１図ら）は試験片のＵノツチの詳細を示す。
このＵノツチにくさびを静的に挿入した後、８０℃の温
水中に５０００時間浸漬して割れ発生の有無を調べた。
水中に５０００時間浸漬して割れ発生の有無を調べた。
得られた試験結果も併せて第２表に示す。
第２表に示す結果から、本発明の化学成分範囲の鋼は５
８０℃以上、ＰＬＭ≧１６．８Ｘ１０３の条件で焼戻し
しても、１５０ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）
を越える降伏強さく０．２％耐力）が得られ、しかも遅
れ破壊の発生が零であって、比較鋼に比べて強度と耐遅
れ破壊特性のいずれか一方又は双方が優れ、強度と耐遅
れ破壊性のバランスが極めて良好であることが明らかで
ある。
８０℃以上、ＰＬＭ≧１６．８Ｘ１０３の条件で焼戻し
しても、１５０ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）
を越える降伏強さく０．２％耐力）が得られ、しかも遅
れ破壊の発生が零であって、比較鋼に比べて強度と耐遅
れ破壊特性のいずれか一方又は双方が優れ、強度と耐遅
れ破壊性のバランスが極めて良好であることが明らかで
ある。
実施例２
第３表に示す化学成分組成の鋼２６〜２８を溶製した。
次いで、これらの鋼を加熱・圧延し、第４表に示す条件
にて焼入れし、次に焼戻しを行なった。
にて焼入れし、次に焼戻しを行なった。
焼戻し前のものについてオーステナイト粒度（ＡＳ Ｔ
Ｍ Ｎｏ、 ）を測定し、焼戻し後のものについて実
施例１と同じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった
。
Ｍ Ｎｏ、 ）を測定し、焼戻し後のものについて実
施例１と同じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった
。
このようにして得られた試験結果も併せて第４表に示す
。
。
第４表に示した結果からも、本発明の化学成分の範囲内
の鋼は５８０℃以上、ＰＬＯＴ≧１６．８ Ｘ １０’
の条件で焼戻ししても１５０ｋｓ ｉ （１０５，５ｋ
ｇｆ／ｍｍ２）を越す大きな降伏強さく０．２％耐力）
が辱られ、しかも遅れ破壊の発生が零であって、比較鋼
に比べて強度と耐遅れ破壊性のいずれかが優れ、強度と
耐遅れ破壊性のバランスが極めて良好であることが明ら
かである。
の鋼は５８０℃以上、ＰＬＯＴ≧１６．８ Ｘ １０’
の条件で焼戻ししても１５０ｋｓ ｉ （１０５，５ｋ
ｇｆ／ｍｍ２）を越す大きな降伏強さく０．２％耐力）
が辱られ、しかも遅れ破壊の発生が零であって、比較鋼
に比べて強度と耐遅れ破壊性のいずれかが優れ、強度と
耐遅れ破壊性のバランスが極めて良好であることが明ら
かである。
実施例３
前記第３表のうちの本発明の規定する化学成分範囲の対
象鋼である鋼２７を加熱・圧延し、第５表に示す条件に
て焼入れし、次に焼戻しを行なった。
象鋼である鋼２７を加熱・圧延し、第５表に示す条件に
て焼入れし、次に焼戻しを行なった。
焼戻し前のものについてオーステナイト粒度（ＡＳＴＭ
Ｎｏ．）を測定し、焼戻し後のものについて実施例１と
同じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった。その試
験結果も併せて第５表に示す。
Ｎｏ．）を測定し、焼戻し後のものについて実施例１と
同じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった。その試
験結果も併せて第５表に示す。
第５表の結果から、本発明の規定する化学成分範囲の対
象鋼についても、本発明の範囲内の処理条件を満足して
はじめて、耐遅れ破壊性が良好になることが判る。
象鋼についても、本発明の範囲内の処理条件を満足して
はじめて、耐遅れ破壊性が良好になることが判る。
実施例４
前記第３表のうちの本発明の規定する化学成分範囲の対
象鋼である鋼２６を加熱・圧延後、第６表に示す条件に
て焼入れし、次に焼戻しを行なった。
象鋼である鋼２６を加熱・圧延後、第６表に示す条件に
て焼入れし、次に焼戻しを行なった。
焼戻し前のものについてオーステナイト粒度（ＡＳＴＭ
ＮＯ，）を測定し、焼戻し後のものについて実施例１と
同じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった。その試
験結果も併せて第６表に示す。
ＮＯ，）を測定し、焼戻し後のものについて実施例１と
同じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった。その試
験結果も併せて第６表に示す。
第６表から、本発明ではオーステナイト粒の微細化方法
の如何に拘わらず、オーステナイト粒度をＡ Ｓ Ｔ
Ｍ Ｎｏ、で８．５以上に調整して焼入れだ後、それを
５８０℃以上、ＰＬＭ≧１６．８ Ｘ １０３の条件で
焼戻ししさえすれば、耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼が
得られることが判る。
の如何に拘わらず、オーステナイト粒度をＡ Ｓ Ｔ
Ｍ Ｎｏ、で８．５以上に調整して焼入れだ後、それを
５８０℃以上、ＰＬＭ≧１６．８ Ｘ １０３の条件で
焼戻ししさえすれば、耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼が
得られることが判る。
実施例５
前記第１表に示す鋼のうち本発明の規定する化学成分範
囲の対象鋼である鋼１．２．１４．１５及び本発明の範
囲外である比較鋼２４を加熱・圧延し、第７表に示す条
件で焼入れし、次に焼戻しを行なった。焼戻し前のもの
についてオーステナイト粒度（△ＳＴＭＮα）を測定し
、焼戻し後のものについて、実施例１と同じ条件で引張
試験を行ない、又実施例１に準じて、ＨＣＩでｐ）Ｉを
３゜５に調整した５％食塩水（常温）中に１０００時間
浸漬する遅れ破壊試験を行なった。なお、試験液は４８
時間毎に交換した。
囲の対象鋼である鋼１．２．１４．１５及び本発明の範
囲外である比較鋼２４を加熱・圧延し、第７表に示す条
件で焼入れし、次に焼戻しを行なった。焼戻し前のもの
についてオーステナイト粒度（△ＳＴＭＮα）を測定し
、焼戻し後のものについて、実施例１と同じ条件で引張
試験を行ない、又実施例１に準じて、ＨＣＩでｐ）Ｉを
３゜５に調整した５％食塩水（常温）中に１０００時間
浸漬する遅れ破壊試験を行なった。なお、試験液は４８
時間毎に交換した。
このようにして、得られた試験結果も併せて第７表に示
す。
す。
第７表に示す結果から、本発明の規定する化学成分範囲
の対象鋼のうちでも特に（Ｓｉ十Ｍｎ）が０．８０％以
下の鋼１．２は低ｐＨの環境下でも耐遅れ破壊性と強度
のバランスが極めて良好であることが判る。
の対象鋼のうちでも特に（Ｓｉ十Ｍｎ）が０．８０％以
下の鋼１．２は低ｐＨの環境下でも耐遅れ破壊性と強度
のバランスが極めて良好であることが判る。
発明の効果
上述した如く、本発明の鋼により、１５０ｋｓｉ（１０
５，５ｋｇｆ／ｍｍ’）を越える高強度と優れた耐遅れ
破壊性を具備して、しかも安価な超高強度油井管の製造
が可能となり、従ってその工業上もたらされる効果は極
めて大きいものである。
５，５ｋｇｆ／ｍｍ’）を越える高強度と優れた耐遅れ
破壊性を具備して、しかも安価な超高強度油井管の製造
が可能となり、従ってその工業上もたらされる効果は極
めて大きいものである。
本発明の鋼は、超高強度油井管以外にも、上述と同一強
度レベルの高力ボルト等にも広く応用できるものである
。
度レベルの高力ボルト等にも広く応用できるものである
。
なお、本明細書中で鋼の化学成分を表示するのに使用し
た％は重量％である。
た％は重量％である。
第１図は、遅れ破壊試験片の形状を示すものであり、第
１図（ａ）は試験片全体の斜視図、第１図ら）はそのＵ
ノツチ部の詳細を示すものである。 第２図は、１７０ｋｓｉ （１１９，５ｋｇｆ／ｍｍ２
）近傍の降伏強さを有する本発明対象鋼の耐遅れ破壊特
性に及ぼす、焼戻し温度（保持３０分の場合）とオース
テナイト粒度の影響を示す図である。
１図（ａ）は試験片全体の斜視図、第１図ら）はそのＵ
ノツチ部の詳細を示すものである。 第２図は、１７０ｋｓｉ （１１９，５ｋｇｆ／ｍｍ２
）近傍の降伏強さを有する本発明対象鋼の耐遅れ破壊特
性に及ぼす、焼戻し温度（保持３０分の場合）とオース
テナイト粒度の影響を示す図である。
Claims (16)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （２）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｕ：１．５％以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （３）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．０１〜０．１０％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （４）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （５）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．０３０％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （６）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｃｕ：１．５％以下、 Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （７）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｃｕ：１．５％以下、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （８）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｃｕ：１．５％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．０３０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （９）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｃｕ：１．５％以下、 Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （１０）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｃｕ：１．５％以下、 Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．０３０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （１１）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｃｕ：１．５％以下、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｃａ：０．００１〜０．０３０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で旦つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （１２）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （１３）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．０３０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （１４）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｃａ：０．００１〜０．０３０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （１５）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｃａ：０．００１〜０．０３０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （１６）成分元素として、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｎｉ：０．１０％〜４．００％（ただし、０．１０％を
含まず）、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ Ｃｕ：１．５％以下、 Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｃａ：０．００１〜０．０３０％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａ
ｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上
で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×
１０＾３を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒
度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼。 但し、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11175285A JPS61270355A (ja) | 1985-05-24 | 1985-05-24 | 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11175285A JPS61270355A (ja) | 1985-05-24 | 1985-05-24 | 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61270355A true JPS61270355A (ja) | 1986-11-29 |
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ID=14569288
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11175285A Pending JPS61270355A (ja) | 1985-05-24 | 1985-05-24 | 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼 |
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|---|---|
| JP (1) | JPS61270355A (ja) |
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