JP7256371B2 - Steel manufacturing method and tempering equipment - Google Patents

Steel manufacturing method and tempering equipment Download PDF

Info

Publication number
JP7256371B2
JP7256371B2 JP2019046860A JP2019046860A JP7256371B2 JP 7256371 B2 JP7256371 B2 JP 7256371B2 JP 2019046860 A JP2019046860 A JP 2019046860A JP 2019046860 A JP2019046860 A JP 2019046860A JP 7256371 B2 JP7256371 B2 JP 7256371B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel material
tempering
steel
content
temperature
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.)
Active
Application number
JP2019046860A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP2020147800A (en
Inventor
悠索 富尾
陽平 乙▲め▼
裕紀 神谷
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2019046860A priority Critical patent/JP7256371B2/en
Publication of JP2020147800A publication Critical patent/JP2020147800A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP7256371B2 publication Critical patent/JP7256371B2/en
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Description

本発明は、鋼材の製造方法、及び、焼戻し設備に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel manufacturing method and tempering equipment.

油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼材の高強度化が要求されている。深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素を含み、酸性化した環境を意味する。なお、サワー環境では、二酸化炭素を含む場合もある。このようなサワー環境で使用される油井用鋼材は、高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。 Due to the deepening of oil wells and gas wells (hereinafter collectively referred to as "oil wells"), steel materials for oil wells are required to have higher strength. Many deep wells are sour environments containing corrosive hydrogen sulfide. As used herein, a sour environment means an acidified environment containing hydrogen sulfide. Note that the sour environment may contain carbon dioxide. Oil well steel materials used in such a sour environment are required to have not only high strength but also sulfide stress cracking resistance (hereinafter referred to as SSC resistance).

一方、鋼材の強度を高めた場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。具体的に、鋼材中の転位密度を高めれば、鋼材の降伏強度（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が高まる。しかしながら、転位は水素を吸蔵する可能性がある。そのため、鋼材の転位密度が増加すれば、鋼材が吸蔵する水素量も増加する可能性がある。転位密度を高めた結果、鋼材中の水素濃度が高まれば、高強度は得られても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。 On the other hand, when the strength of the steel material is increased, the SSC resistance of the steel material may decrease. Specifically, increasing the dislocation density in the steel increases the yield strength of the steel. However, dislocations can occlude hydrogen. Therefore, if the dislocation density of the steel material increases, the amount of hydrogen occluded by the steel material may also increase. If the hydrogen concentration in the steel increases as a result of increasing the dislocation density, the SSC resistance of the steel decreases even though high strength is obtained.

このように、鋼材の強度が高まった場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する傾向がある。そのため、鋼材の強度が局所的に高まれば、耐ＳＳＣ性が局所的に低下する可能性がある。すなわち、一つの鋼材中に強度が高い部分を含む場合、その鋼材は安定した耐ＳＳＣ性を得られない。したがって、サワー環境で用いられる鋼材においては、安定した耐ＳＳＣ性を得るため、鋼材中の強度のばらつきを低減した方が好ましい。 Thus, when the strength of the steel material increases, the SSC resistance of the steel material tends to decrease. Therefore, if the strength of the steel material increases locally, the SSC resistance may decrease locally. That is, when a single steel material includes a portion with high strength, the steel material cannot obtain stable SSC resistance. Therefore, in order to obtain stable SSC resistance in steel materials used in a sour environment, it is preferable to reduce variations in strength in the steel materials.

油井用鋼材に代表される鋼材の強度ばらつきを低減させる技術が、特開２０００－２１９９１４号公報（特許文献１）、特開２０１３－１２９８７９号公報（特許文献２）、国際公開第２０１６／０３５３１６号（特許文献３）、及び、特開２０１７－１６６０５９号公報（特許文献４）に開示されている。 Techniques for reducing variations in strength of steel materials typified by steel materials for oil wells are disclosed in JP-A-2000-219914 (Patent Document 1), JP-A-2013-129879 (Patent Document 2), and International Publication No. 2016/035316. (Patent Document 3) and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2017-166059 (Patent Document 4).

特許文献１に開示された継目無鋼管の製造方法は、Ｃ：０．１５～０．３５％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１％以下、Ｃｒ：０．１～１．５％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｎ：０．００７０％以下、Ｖ：０～０．１５％、Ｂ：０～０．００３０％、Ｔｉ：０～Ａ％、ここでＡ＝３．４×Ｎ（％）、さらにＮｂ：０．００５～０．０１２％を含む組成のビレットに、熱間で穿孔、圧延を行い、最終圧延温度９００～１１００℃の条件で製管して継目無鋼管とし、Ａr3点以上の温度域に保持したまま焼入れし、焼戻しをする。その結果、鋼の組成および最終圧延温度を調整することにより、オーステナイト粒度がＡＳＴＭ規格でＮｏ．６以上の微細組織が得られ、強度ばらつきが小さくなる、と特許文献１には記載されている。 The method for producing a seamless steel pipe disclosed in Patent Document 1 comprises C: 0.15-0.35%, Si: 0.1-1.5%, Mn: 0.1-2.5%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, sol. Al: 0.001 to 0.1% or less, Cr: 0.1 to 1.5%, Mo: 0 to 1.0%, N: 0.0070% or less, V: 0 to 0.15%, B : 0 to 0.0030%, Ti: 0 to A%, where A = 3.4 × N (%), and Nb: 0.005 to 0.012%. , rolling is performed, and a seamless steel pipe is produced by making a pipe under the conditions of a final rolling temperature of 900 to 1100°C, and quenching and tempering are performed while maintaining the temperature in the Ar3 point or higher. As a result, by adjusting the composition of the steel and the final rolling temperature, the austenite grain size can be adjusted to No. 1 according to the ASTM standard. Patent Document 1 describes that a fine structure of 6 or more is obtained, and the strength variation is reduced.

特許文献２に開示された継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．１～１．７％、Ｍｏ：０．４０～１．１％、Ｖ：０．０１～０．０８％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．０００５～０．００３％を含有する組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で８．５以上である組織とを有し、管内表面から２．５４～３．８１ｍｍの領域である内面側、管外表面から同じ距離離れた外面側、及び板厚中心で、かつ円周方向で互いに９０°離れた４位置で、いずれも２９５ＨＶが１０以下となる硬さ分布を有する、と特許文献２には記載されている。 The seamless steel pipe disclosed in Patent Document 2 contains, in mass%, C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.3 to 1.0%, P : 0.015% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.1% or less, N: 0.01% or less, Cr: 0.1 to 1.7%, Mo: 0.01% or less, 40 to 1.1%, V: 0.01 to 0.08%, Nb: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.03% or less, B: 0.0005 to 0.003% The inner surface side, which is a region of 2.54 to 3.81 mm from the inner surface of the pipe, has a composition and a structure in which the main phase is a tempered martensite phase and the prior austenite grains have a grain size number of 8.5 or more. According to Patent Document 2, it has a hardness distribution in which 295HV is 10 or less on the outer surface side at the same distance from the outer surface and at the center of the plate thickness and at four positions separated from each other by 90° in the circumferential direction. Are listed.

特許文献３に開示された肉厚油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．４０～０．６５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．１０～１．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｃｒ：０．４０超～２．０％、Ｍｏ：１．１５超～５．０％、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｖ：０～０．２５％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｔｉ：０～０．０５％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｗ：０～１．５％、Ｂ：０～０．００５％、Ｃａ：０～０．００３％、Ｍｇ：０～０．００３％、及び、希土類元素：０～０．００３％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。この肉厚油井用鋼管は、１００ｎｍ以上の円相当径を有し、Ｍｏを２０質量％以上含有する炭化物が、２個／１００μｍ2以下である。この厚肉油井用鋼管はさらに、８２７ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、肉厚方向における降伏強度の最大値と最小値との差が４５ＭＰａ以内である。その結果、この肉厚油井用鋼管は、４０ｍｍ以上の肉厚を有し、優れた耐ＳＳＣ性と、高い強度（８２７ＭＰａ以上）とを有し、肉厚方向の強度ばらつきが少ないと特許文献３には記載されている。 The thick steel pipe for oil well disclosed in Patent Document 3 has C: 0.40 to 0.65%, Si: 0.05 to 0.50%, and Mn: 0.10 to 1.0% in mass %. , P: 0.020% or less, S: 0.0020% or less, sol. Al: 0.005 to 0.10%, Cr: more than 0.40 to 2.0%, Mo: more than 1.15 to 5.0%, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less , N: 0.007% or less, O: 0.005% or less, V: 0-0.25%, Nb: 0-0.10%, Ti: 0-0.05%, Zr: 0-0. 10%, W: 0 to 1.5%, B: 0 to 0.005%, Ca: 0 to 0.003%, Mg: 0 to 0.003%, and rare earth elements: 0 to 0.003% , and the balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities. This thick oil well steel pipe has an equivalent circle diameter of 100 nm or more and contains 2 carbides/100 μm 2 or less containing 20% by mass or more of Mo. The thick oil well steel pipe further has a yield strength of 827 MPa or more, and a difference between the maximum yield strength and the minimum yield strength in the thickness direction of 45 MPa or less. As a result, the thick oil well steel pipe has a wall thickness of 40 mm or more, excellent SSC resistance, high strength (827 MPa or more), and little variation in strength in the thickness direction. is described in

特許文献４に開示された高強度油井用鋼管用素材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．３～０．９％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｃｒ：０．１～０．８％、Ｍｏ：０．１～２．０％、Ｖ：０．０２～０．３％、Ｎｂ：０．００１～０．０４％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｏ（酸素）：０．００３０％以下、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ロックウェル硬さが式（１５．６×［％Ｃ］＋２９．２≦ＨＲＣ＜６０．５×［％Ｃ］＋３１．１）を満たす。この高強度油井用鋼管用素材によれば、降伏強度が８６２ＭＰａ以上９６３ＭＰａ未満を満たす鋼管にした場合に、耐ＳＳＣ性に優れ、かつ、焼戻し条件に対する強度変化を抑制することが可能である、と特許文献４には記載されている。 The high-strength oil-well steel pipe material disclosed in Patent Document 4 contains, by mass %, C: 0.20-0.50%, Si: 0.05-0.40%, Mn: 0.3-0. 9%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005-0.10%, N: 0.001-0.006%, Cr: 0.1-0.8 %, Mo: 0.1-2.0%, V: 0.02-0.3%, Nb: 0.001-0.04%, B: 0.0003-0.0030%, O (oxygen) : 0.0030% or less, and the balance has a composition consisting of Fe and unavoidable impurities, and the Rockwell hardness is the formula (15.6 × [% C] + 29.2 ≤ HRC < 60.5 × [ % C]+31.1). According to this high-strength steel pipe material for oil wells, when the steel pipe satisfies the yield strength of 862 MPa or more and less than 963 MPa, it has excellent SSC resistance and can suppress the change in strength against tempering conditions. It is described in Patent Document 4.

特開２０００－２１９９１４号公報JP-A-2000-219914 特開２０１３－１２９８７９号公報JP 2013-129879 A 国際公開第２０１６／０３５３１６号WO2016/035316 特開２０１７－１６６０５９号公報JP 2017-166059 A

しかしながら、上記特許文献１～４に開示された技術を適用しても、鋼材（たとえば油井用鋼材）においては、降伏強度のばらつきを低減できない場合がある。さらに、上記特許文献１～４に開示された技術以外の他の技術によって、鋼材の降伏強度のばらつきを低減できた方が好ましい。 However, even if the techniques disclosed in Patent Documents 1 to 4 are applied, there are cases where variations in yield strength cannot be reduced in steel materials (for example, steel materials for oil wells). Furthermore, it is preferable that the variation in the yield strength of the steel material can be reduced by techniques other than the techniques disclosed in Patent Documents 1 to 4 above.

本開示の目的は、降伏強度のばらつきを低減した鋼材の製造方法と、その製造方法を実施できる焼戻し設備とを提供することである。 SUMMARY OF THE INVENTION An object of the present disclosure is to provide a method for manufacturing a steel material with reduced variation in yield strength, and a tempering facility capable of implementing the manufacturing method.

本開示による鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程では、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．２０％、Ｍｏ：０．３０～１．５０％、Ｔｉ：０．００１～０．０３０％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００５０％未満、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０５０％、及び、Ｗ：０～２．００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する中間鋼材を準備する。焼入れ工程では、準備工程後、８５０～１０００℃の中間鋼材を、８００℃から５００℃の間の平均冷却速度を３００℃／分以上で冷却する。焼戻し工程では、焼入れ工程後、中間鋼材を、１００℃から６００℃の間の平均加熱速度を１０超～５０℃／秒で加熱して、６５０～７２０℃で１０～１８０分保持する。 A steel manufacturing method according to the present disclosure includes a preparation process, a quenching process, and a tempering process. In the preparation step, in mass%, C: 0.20 to 0.50%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.01 to 1.00%, P: 0.030% or less, S : 0.010% or less, Al: 0.005-0.100%, Cr: 0.20-1.20%, Mo: 0.30-1.50%, Ti: 0.001-0.030% , V: 0.01 to 0.50%, Nb: 0.002 to 0.100%, B: 0.0001 to 0.0050%, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 ~0.50%, N: 0.0100% or less, O: less than 0.0050%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0-0.0100%, rare earth element: 0-0.050%, Then, an intermediate steel material having a chemical composition containing W: 0 to 2.00% and the balance being Fe and impurities is prepared. In the quenching step, after the preparation step, the intermediate steel material at 850 to 1000°C is cooled at an average cooling rate of 300°C/min or more between 800°C and 500°C. In the tempering process, after the quenching process, the intermediate steel material is heated between 100° C. and 600° C. at an average heating rate of more than 10 to 50° C./sec and held at 650 to 720° C. for 10 to 180 minutes.

本開示による鋼材に焼戻しを実施するための焼戻し設備は、急速加熱装置と、焼戻し炉とを備える。急速加熱装置は、鋼材を１００℃から６００℃の間の平均加熱速度で１０超～５０℃／秒で加熱可能である。焼戻し炉は、急速加熱装置の下流に配置され、急速加熱装置によって加熱された鋼材を装入可能であり、装入された鋼材に対して熱処理を実施可能である。 A tempering installation for tempering steel according to the present disclosure comprises a rapid heating device and a tempering furnace. The rapid heating device can heat steel at an average heating rate between 100°C and 600°C at more than 10-50°C/sec. The tempering furnace is arranged downstream of the rapid heating device, can be charged with the steel material heated by the rapid heating device, and can perform heat treatment on the charged steel material.

本開示による鋼材の製造方法は、降伏強度のばらつきを低減した鋼材を製造することができる。本開示による焼戻し設備は、本開示による鋼材の製造方法を実施することができる。 The steel production method according to the present disclosure can produce steel with reduced variation in yield strength. A tempering installation according to the present disclosure is capable of carrying out the method of manufacturing steel according to the present disclosure.

図１は、本実施形態による鋼材の製造方法の一例を示すフロー図である。FIG. 1 is a flow chart showing an example of a steel material manufacturing method according to the present embodiment. 図２は、本実施形態による焼入れ工程と、焼戻し工程とに用いられる製造設備ラインの一例を示す機能ブロック図である。FIG. 2 is a functional block diagram showing an example of a manufacturing equipment line used for the quenching process and the tempering process according to this embodiment. 図３は、従前の焼戻し設備の一例を示す平面図である。FIG. 3 is a plan view showing an example of conventional tempering equipment. 図４は、焼戻し工程における中間鋼材のヒートパターンを示す図である。FIG. 4 is a diagram showing the heat pattern of the intermediate steel material in the tempering process. 図５は、焼戻し工程における加熱速度（℃／秒）と、鋼材の降伏強度のばらつき（ＭＰａ）との関係を示す図である。FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the heating rate (° C./second) in the tempering process and the variation (MPa) of the yield strength of the steel material. 図６は、本実施形態による鋼材の製造方法の他の一例を示すフロー図である。FIG. 6 is a flowchart showing another example of the method for manufacturing steel according to this embodiment. 図７は、本実施形態による焼戻し設備の平面図である。FIG. 7 is a plan view of tempering equipment according to this embodiment. 図８は、本実施形態の他の一例による焼戻し設備の平面図である。FIG. 8 is a plan view of tempering equipment according to another example of the present embodiment. 図９は、本実施形態による焼戻し工程の他の一例おける中間鋼材のヒートパターンを示す図である。FIG. 9 is a diagram showing the heat pattern of the intermediate steel material in another example of the tempering process according to this embodiment.

本発明者らは、サワー環境で用いられる鋼材として、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．２０％、Ｍｏ：０．３０～１．５０％、Ｔｉ：０．００１～０．０３０％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００５０％未満、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０５０％、及び、Ｗ：０～２．００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材に着目し、鋼材の強度ばらつきを低減させる方法について調査及び検討し、次の知見を得た。 The present inventors have found that the steel material used in a sour environment, in mass%, C: 0.20 to 0.50%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.01 to 1.00% , P: 0.030% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.005 to 0.100%, Cr: 0.20 to 1.20%, Mo: 0.30 to 1.50%, Ti: 0.001-0.030%, V: 0.01-0.50%, Nb: 0.002-0.100%, B: 0.0001-0.0050%, Cu: 0.01- 0.50%, Ni: 0.01 to 0.50%, N: 0.0100% or less, O: less than 0.0050%, Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Focusing on steel materials having a chemical composition containing rare earth elements: 0 to 0.050% and W: 0 to 2.00%, with the balance being Fe and impurities, investigating methods for reducing variations in strength of steel materials. We also studied and obtained the following findings.

図１は、本実施形態による鋼材の製造方法の一例を示すフロー図である。図１を参照して、上述の化学組成を有する、サワー環境での使用が想定された鋼材を製造する場合、準備工程（Ｓ１）によって準備された中間鋼材に対して、焼入れ工程（Ｓ２）が実施される。焼入れ工程（Ｓ２）が実施された中間鋼材に対して、焼戻し工程（Ｓ３）が実施される。 FIG. 1 is a flow chart showing an example of a steel material manufacturing method according to the present embodiment. Referring to FIG. 1, when manufacturing a steel material that has the chemical composition described above and is assumed to be used in a sour environment, the intermediate steel material prepared in the preparation step (S1) is subjected to a quenching step (S2). be implemented. A tempering step (S3) is performed on the intermediate steel material that has been subjected to the quenching step (S2).

なお、本明細書において「焼入れ」とは、Ａ3点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。本明細書において「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材をＡc1点以下で再加熱して保持した後、常温まで冷却することを意味する。本明細書において、「中間鋼材」とは、最終製品が鋼板の場合は板状の鋼材であり、最終製品が鋼管の場合は素管である。本明細書において「常温」とは、鋼材が製造される環境における平常の温度を意味し、たとえば、０～４０℃である。 In this specification, "quenching" means quenching an intermediate steel material having a point of A3 or higher. In the present specification, the term "tempering" means reheating the intermediate steel material after quenching at A c1 point or less, holding it, and then cooling it to room temperature. In this specification, the term "intermediate steel" refers to plate-like steel when the final product is a steel plate, and refers to a blank pipe when the final product is a steel pipe. As used herein, "normal temperature" means a normal temperature in the environment in which steel materials are manufactured, for example, 0 to 40°C.

ここで、上述の化学組成を有する中間鋼材に焼入れ工程（Ｓ２）が実施されると、ミクロ組織はマルテンサイト及びベイナイト主体となる。焼入れ工程（Ｓ２）が実施された中間鋼材に対して焼戻し工程（Ｓ３）が実施され、所望の降伏強度を有する、上述の化学組成を有する鋼材が製造される。 Here, when the intermediate steel material having the chemical composition described above is subjected to the quenching step (S2), the microstructure becomes mainly martensite and bainite. A tempering step (S3) is performed on the intermediate steel material that has been subjected to the quenching step (S2) to produce a steel material having the desired yield strength and having the chemical composition described above.

このように、上述の化学組成を有する鋼材では、焼戻し工程（Ｓ３）によってその降伏強度が決定される。すなわち、鋼材の製造方法において、焼戻し工程（Ｓ３）をより精密に制御することで、製造された鋼材の降伏強度を、より精密に制御できるのではないかと考えられる。そこで本発明者らは、焼戻し工程（Ｓ３）に着目し、上述の化学組成を有する鋼材の、焼戻し工程（Ｓ３）における製造条件と、降伏強度のばらつきとについて詳細に検討した。 In this way, the yield strength of the steel material having the chemical composition described above is determined by the tempering step (S3). That is, it is thought that by more precisely controlling the tempering step (S3) in the steel manufacturing method, the yield strength of the manufactured steel can be more precisely controlled. Therefore, the present inventors paid attention to the tempering step (S3) and studied in detail the manufacturing conditions in the tempering step (S3) of the steel material having the chemical composition described above and variations in yield strength.

図２は、本実施形態による焼入れ工程（Ｓ２）と、焼戻し工程（Ｓ３）とに用いられる製造設備ラインの一例を示す機能ブロック図である。図２を参照して、製造設備ラインは、上流から下流に向かって順に、焼入れ設備２０と、焼戻し設備１０とを備える。焼入れ設備２０と焼戻し設備１０との間には、搬送路１５が配置される。 FIG. 2 is a functional block diagram showing an example of a manufacturing equipment line used in the quenching step (S2) and the tempering step (S3) according to this embodiment. Referring to FIG. 2, the manufacturing equipment line includes quenching equipment 20 and tempering equipment 10 in order from upstream to downstream. A transport path 15 is arranged between the hardening equipment 20 and the tempering equipment 10 .

図３は、従前の焼戻し設備１０の一例を示す平面図である。図３に示すように、従前の焼戻し設備１０では、搬送路によって搬送された中間鋼材Ｍが、焼戻し炉１１へ装入される。焼戻し炉１１内は、焼戻し温度に加熱され、温度が維持されている。そのため、焼戻し炉１１へ装入された中間鋼材Ｍは、焼戻し温度まで加熱され、焼戻し温度で保持される。その後、焼戻し炉１１から抽出された中間鋼材Ｍは、常温まで空冷される。 FIG. 3 is a plan view showing an example of conventional tempering equipment 10. As shown in FIG. As shown in FIG. 3 , in the conventional tempering equipment 10 , the intermediate steel material M transported by the transport path is charged into the tempering furnace 11 . The inside of the tempering furnace 11 is heated to a tempering temperature and the temperature is maintained. Therefore, the intermediate steel material M charged into the tempering furnace 11 is heated to the tempering temperature and held at the tempering temperature. After that, the intermediate steel material M extracted from the tempering furnace 11 is air-cooled to normal temperature.

図４は、焼戻し工程（Ｓ３）における中間鋼材Ｍのヒートパターンを示す図である。図４中の破線は、従前の焼戻し工程（Ｓ３）における、中間鋼材Ｍの熱履歴である。図４を参照して、従前の焼戻し工程（Ｓ３）では、中間鋼材Ｍの温度は次のとおりに変化する。常温Ｐ（℃）の中間鋼材Ｍは、焼戻し温度Ｑ（℃）に加熱された焼戻し炉１１へ装入される。そのため、時間ｔ1から加熱が開始された中間鋼材Ｍは、時間ｔ3までに焼戻し炉１１内の温度Ｑ（℃）に加熱される。続いて、中間鋼材Ｍは、時間ｔ3からｔ4の間、焼戻し温度Ｑ（℃）で保持される。その後、時間ｔ4に焼戻し炉１１から抽出された中間鋼材Ｍは、時間ｔ4からｔ5の間、常温Ｐになるまで放冷される。 FIG. 4 is a diagram showing the heat pattern of the intermediate steel material M in the tempering step (S3). A dashed line in FIG. 4 indicates the thermal history of the intermediate steel material M in the previous tempering step (S3). Referring to FIG. 4, in the previous tempering step (S3), the temperature of the intermediate steel material M changes as follows. An intermediate steel material M at room temperature P (°C) is charged into a tempering furnace 11 heated to a tempering temperature Q (°C). Therefore, the intermediate steel M whose heating is started from time t1 is heated to the temperature Q (°C) in the tempering furnace 11 by time t3 . Subsequently, the intermediate steel material M is held at a tempering temperature Q (°C) for a period of time t3 to t4 . Thereafter, the intermediate steel material M extracted from the tempering furnace 11 at time t4 is allowed to cool to room temperature P from time t4 to t5 .

なお、従前の焼戻し炉１１とは、内部に所望の温度の雰囲気ガスが充満している。要するに、従前の焼戻し工程（Ｓ３）では、中間鋼材Ｍは焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまで、焼戻し炉１１内の雰囲気ガスによって加熱される。すなわち、中間鋼材Ｍが焼戻し炉１１へ装入されてから、中間鋼材Ｍの温度が焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまでの時間（すなわち、時間ｔ1からｔ3の間）が、長い。そのため、中間鋼材Ｍ中の位置によって、焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまでの時間にずれが生じる可能性がある。特に、中間鋼材Ｍがある程度以上の大きさを有する場合や、複雑な形状を有する場合、中間鋼材Ｍの位置によって、焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまでの時間にずれが生じやすい。 In contrast to the conventional tempering furnace 11, the inside is filled with atmospheric gas at a desired temperature. In short, in the conventional tempering step (S3), the intermediate steel material M is heated by the atmosphere gas in the tempering furnace 11 to the tempering temperature Q (°C). That is, the time from when the intermediate steel material M is charged into the tempering furnace 11 until the temperature of the intermediate steel material M reaches the tempering temperature Q (° C.) (that is, between times t 1 and t 3 ) is long. Therefore, depending on the position in the intermediate steel material M, there is a possibility that the time required to reach the tempering temperature Q (°C) will vary. In particular, when the intermediate steel material M has a size larger than a certain level or has a complicated shape, the time required to reach the tempering temperature Q (°C) tends to vary depending on the position of the intermediate steel material M.

このように、従前の焼戻し工程（Ｓ３）では、中間鋼材Ｍ中の位置によって、焼戻し温度Ｑ（℃）まで加熱される時間が短時間となる部位と、長時間となる部位とが混在することになる。その結果、焼戻し工程（Ｓ３）後の鋼材では、各位置での降伏強度にばらつきが生じる可能性がある。 As described above, in the conventional tempering step (S3), depending on the position in the intermediate steel material M, there are parts where the heating time to the tempering temperature Q (°C) is short and parts where the heating time is long. become. As a result, the steel material after the tempering step (S3) may have variations in yield strength at each position.

そこで本発明者らは、中間鋼材Ｍ中の位置によって焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまでの時間に生じるずれを低減する手法について、種々検討した。上述のとおり、従前の焼戻し工程（Ｓ３）では、中間鋼材Ｍの温度が焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまでの時間が長い。そのため、中間鋼材Ｍの位置によって、焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまでの時間に生じるずれが大きくなりやすい。そこで本発明者らは、中間鋼材Ｍが焼戻し温度Ｑ（℃）まで加熱される速度を速めれば、中間鋼材Ｍ中の位置によって焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまでの時間に生じるずれを低減できるのではないかと考えた。 Therefore, the present inventors have conducted various studies on techniques for reducing the deviation in the time required to reach the tempering temperature Q (°C) depending on the position in the intermediate steel material M. As described above, in the conventional tempering step (S3), it takes a long time for the temperature of the intermediate steel material M to reach the tempering temperature Q (°C). Therefore, depending on the position of the intermediate steel material M, the time required to reach the tempering temperature Q (° C.) tends to vary greatly. Therefore, the present inventors have found that if the speed at which the intermediate steel material M is heated to the tempering temperature Q (°C) is increased, the deviation that occurs in the time until the tempering temperature Q (°C) is reached depending on the position in the intermediate steel material M can be reduced. I thought it might be possible.

一方、上述のとおり、従前の焼戻し工程（Ｓ３）では、中間鋼材Ｍは焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまで、焼戻し炉１１内の雰囲気ガスによって加熱される。そこで本発明者らは、焼戻し炉１１へ装入される前の中間鋼材Ｍを、前もって加熱することで、中間鋼材Ｍが焼戻し温度Ｑ（℃）まで加熱される速度を速めることができるのではないかと考えた。 On the other hand, as described above, in the previous tempering step (S3), the intermediate steel material M is heated by the atmosphere gas in the tempering furnace 11 to the tempering temperature Q (°C). Therefore, the present inventors presumed that by heating the intermediate steel material M before being charged into the tempering furnace 11 in advance, the speed at which the intermediate steel material M is heated to the tempering temperature Q (° C.) can be increased. I wondered.

具体的に、焼戻し炉１１へ装入される前の中間鋼材Ｍを急速に加熱することで、中間鋼材Ｍが焼戻し温度Ｑ（℃）まで加熱される速度が速まる。この場合、中間鋼材Ｍ中の位置によって焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまでの時間に生じるずれを低減できる可能性がある。その結果、焼戻し工程（Ｓ３）後の鋼材の降伏強度のばらつきが低減できる可能性がある。そこで本発明者らは、焼戻し工程（Ｓ３）における加熱速度と、焼戻し工程（Ｓ３）後の鋼材の降伏強度のばらつきについて、詳細に調査した。 Specifically, by rapidly heating the intermediate steel material M before being charged into the tempering furnace 11, the speed at which the intermediate steel material M is heated to the tempering temperature Q (°C) is increased. In this case, depending on the position in the intermediate steel material M, there is a possibility that the deviation occurring in the time until reaching the tempering temperature Q (° C.) can be reduced. As a result, there is a possibility that variations in yield strength of the steel material after the tempering step (S3) can be reduced. Therefore, the present inventors investigated in detail the heating rate in the tempering step (S3) and the variation in the yield strength of the steel material after the tempering step (S3).

図５は、焼戻し工程（Ｓ３）における加熱速度（℃／秒）と、鋼材の降伏強度のばらつき（ＭＰａ）との関係を示す図である。図５は次の方法で得られた。後述する実施例のうち、焼戻し工程（Ｓ３）における加熱速度以外の条件が本実施形態の範囲を満たす鋼材について、焼戻し工程（Ｓ３）における加熱速度（℃／秒）と、得られた降伏強度の差の最大値（ＭＰａ）とを用いて作成された。なお、図５に示す鋼材の降伏強度は、いずれも７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）であった。 FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the heating rate (° C./sec) in the tempering step (S3) and the yield strength variation (MPa) of the steel material. FIG. 5 was obtained by the following method. Among the examples to be described later, for steel materials in which the conditions other than the heating rate in the tempering step (S3) satisfy the range of the present embodiment, the heating rate (° C./sec) in the tempering step (S3) and the obtained yield strength and the maximum difference (MPa). The yield strengths of the steel materials shown in FIG. 5 were all 758 to 862 MPa (110 ksi class).

図５を参照して、上述の化学組成を有する中間鋼材Ｍについては、焼戻し工程（Ｓ３）における加熱速度が１０℃／秒を超えれば、鋼材の降伏強度のばらつきが大幅に低減できることが明らかになった。この点について、本発明者らは次のように考えている。 With reference to FIG. 5, it is clear that if the heating rate in the tempering step (S3) exceeds 10° C./sec for the intermediate steel material M having the chemical composition described above, the variation in the yield strength of the steel material can be greatly reduced. became. The present inventors consider this point as follows.

サワー環境での使用が想定された鋼材の製造方法では、転位密度を低減させる目的で、焼戻し温度Ｑ（℃）は他の技術分野と比較して高く設定される。具体的に、サワー環境での使用が想定された鋼材は、６５０～７２０℃という高温領域で焼戻しが実施される。このような高温領域での焼戻しでは、低温領域での焼戻しよりも、温度の微差による降伏強度のずれが生じやすい。そのため、サワー環境での使用が想定された鋼材では、降伏強度のばらつきが生じやすいのではないかと考えられる。 In a steel manufacturing method that is assumed to be used in a sour environment, the tempering temperature Q (°C) is set higher than in other technical fields in order to reduce the dislocation density. Specifically, steel materials intended for use in a sour environment are tempered in a high temperature range of 650 to 720°C. In tempering in such a high temperature range, deviations in yield strength due to slight differences in temperature are more likely to occur than in tempering in a low temperature range. Therefore, it is considered that the yield strength of steel materials that are assumed to be used in a sour environment is likely to vary.

一方、焼戻し炉１１へ装入される前の中間鋼材Ｍを急速に加熱することで、中間鋼材Ｍ中の位置によって焼戻し温度Ｑ（℃）に至るまでの時間（ｔ1からｔ3の間）に生じるずれを低減できる。その結果、焼戻し工程（Ｓ３）後の鋼材の降伏強度に、ばらつきが生じにくくなるものと考えられる。 On the other hand, by rapidly heating the intermediate steel material M before being charged into the tempering furnace 11, the time (between t1 and t3 ) required to reach the tempering temperature Q (°C) depending on the position in the intermediate steel material M It is possible to reduce the deviation that occurs in As a result, it is considered that the yield strength of the steel material after the tempering step (S3) is less likely to vary.

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程では、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．２０％、Ｍｏ：０．３０～１．５０％、Ｔｉ：０．００１～０．０３０％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００５０％未満、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０５０％、及び、Ｗ：０～２．００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する中間鋼材を準備する。焼入れ工程では、準備工程後、８５０～１０００℃の中間鋼材を、８００℃から５００℃の間の平均冷却速度を３００℃／分以上で冷却する。焼戻し工程では、焼入れ工程後、中間鋼材を、１００℃から６００℃の間の平均加熱速度を１０超～５０℃／秒で加熱して、６５０～７２０℃で１０～１８０分保持する。 The steel manufacturing method according to the present embodiment completed based on the above knowledge includes a preparation step, a quenching step, and a tempering step. In the preparation step, in mass%, C: 0.20 to 0.50%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.01 to 1.00%, P: 0.030% or less, S : 0.010% or less, Al: 0.005-0.100%, Cr: 0.20-1.20%, Mo: 0.30-1.50%, Ti: 0.001-0.030% , V: 0.01 to 0.50%, Nb: 0.002 to 0.100%, B: 0.0001 to 0.0050%, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 ~0.50%, N: 0.0100% or less, O: less than 0.0050%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0-0.0100%, rare earth element: 0-0.050%, Then, an intermediate steel material having a chemical composition containing W: 0 to 2.00% and the balance being Fe and impurities is prepared. In the quenching step, after the preparation step, the intermediate steel material at 850 to 1000°C is cooled at an average cooling rate of 300°C/min or more between 800°C and 500°C. In the tempering process, after the quenching process, the intermediate steel material is heated between 100° C. and 600° C. at an average heating rate of more than 10 to 50° C./sec and held at 650 to 720° C. for 10 to 180 minutes.

本明細書において、鋼材とは、特に限定されないが、たとえば、鋼管、鋼板、棒鋼である。 In this specification, the steel material is not particularly limited, but includes, for example, steel pipes, steel plates, and steel bars.

本実施形態による鋼材の製造方法によれば、降伏強度のばらつきが低減された鋼材を製造することができる。 According to the steel material manufacturing method according to the present embodiment, it is possible to manufacture a steel material with reduced variations in yield strength.

上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、及び、希土類元素：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。 The chemical composition is Ca: 0.0001 to 0.0100%, Mg: 0.0001 to 0.0100%, and one or more selected from the group consisting of rare earth elements: 0.001 to 0.050% may contain.

上記化学組成は、Ｗ：０．０１～２．００％を含有してもよい。 The above chemical composition may contain W: 0.01 to 2.00%.

上記焼戻し工程は、６５０～７２０℃で１０～１８０分保持された中間鋼材を、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を１００℃／分以上で冷却してもよい。 In the tempering step, the intermediate steel material held at 650 to 720°C for 10 to 180 minutes may be cooled at an average cooling rate of 100°C/min or more between 600°C and 200°C.

上記準備工程は、上記化学組成を有する素材を準備する素材準備工程と、素材を熱間加工して、中間鋼材を製造する熱間加工工程とを含んでもよい。 The preparation process may include a material preparation process of preparing a material having the chemical composition, and a hot working process of hot working the material to produce an intermediate steel material.

上記鋼材は、油井用鋼材であってもよい。 The steel material may be an oil well steel material.

本明細書において、油井用鋼材とは、油井用途に広く用いられる鋼材を意味する。たとえば、ダウンホール部材用棒鋼であってもよく、ラインパイプ用鋼管であってもよく、油井管であってもよい。油井用鋼材の形状は限定されず、たとえば、棒鋼であってもよく、鋼板であってもよく、継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。油井管とは、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。 As used herein, oil well steel refers to steel widely used for oil well applications. For example, it may be a steel bar for downhole members, a steel pipe for line pipes, or an oil country tubular good. The shape of the steel material for oil wells is not limited, and may be, for example, a steel bar, a steel plate, a seamless steel pipe, or a welded steel pipe. Oil country tubular goods are steel pipes used for casing and tubing applications, for example.

上記鋼材は、継目無鋼管であってもよい。 The steel material may be a seamless steel pipe.

本実施形態による鋼材が継目無鋼管であれば、他の形状と比較して、さらに安定した耐ＳＳＣ性が得られる。 If the steel material according to the present embodiment is a seamless steel pipe, more stable SSC resistance can be obtained as compared with other shapes.

本実施形態による鋼材に焼戻しを実施するための焼戻し設備は、急速加熱装置と、焼戻し炉とを備える。急速加熱装置は、鋼材を１００℃から６００℃の間の平均加熱速度で１０超～５０℃／秒で加熱可能である。焼戻し炉は、急速加熱装置の下流に配置され、急速加熱装置によって加熱された鋼材を装入可能であり、装入された鋼材に対して熱処理を実施可能である。 The tempering equipment for tempering the steel material according to the present embodiment includes a rapid heating device and a tempering furnace. The rapid heating device can heat steel at an average heating rate between 100°C and 600°C at more than 10-50°C/sec. The tempering furnace is arranged downstream of the rapid heating device, can be charged with the steel material heated by the rapid heating device, and can perform heat treatment on the charged steel material.

上記焼戻し設備は、冷却装置を備えてもよい。冷却装置は、焼戻し炉の下流に配置され、焼戻し炉によって熱処理を実施された鋼材を、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を１００℃／分以上で冷却可能である。 The tempering equipment may comprise a cooling device. The cooling device is arranged downstream of the tempering furnace and can cool the steel material heat-treated by the tempering furnace at an average cooling rate of 100°C/min or more between 600°C and 200°C.

以下、本実施形態による鋼材の製造方法、及び、焼戻し設備について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。 Hereinafter, the steel manufacturing method and tempering equipment according to the present embodiment will be described in detail. "%" for elements means % by weight unless otherwise specified.

［鋼材の形状］
本実施形態によって製造される鋼材の形状は特に限定されない。鋼材はたとえば鋼管、鋼板である。鋼材は、中実材（棒鋼）であってもよく、中空材（鋼管）であってもよい。鋼材が油井用鋼管である場合、好ましい肉厚は９～６０ｍｍである。本実施形態による鋼材は、厚肉の継目無鋼管であってもよい。 [Shape of steel]
The shape of the steel material manufactured by this embodiment is not specifically limited. Steel materials are, for example, steel pipes and steel plates. The steel material may be a solid material (steel bar) or a hollow material (steel pipe). When the steel material is a steel pipe for oil wells, the wall thickness is preferably 9 to 60 mm. The steel material according to this embodiment may be a thick-walled seamless steel pipe.

［鋼材の製造方法フロー］
上述のとおり、図１は、本実施形態による鋼材の製造方法の一例を示すフロー図である。図１を参照して、本実施形態による鋼材の製造方法は、準備工程（Ｓ１）と、焼入れ工程（Ｓ２）と、焼戻し工程（Ｓ３）とを備える。他の工程は任意の工程である。 [Steel manufacturing method flow]
As described above, FIG. 1 is a flow chart showing an example of the steel manufacturing method according to the present embodiment. Referring to FIG. 1, the steel manufacturing method according to the present embodiment includes a preparation step (S1), a quenching step (S2), and a tempering step (S3). Other steps are optional steps.

［準備工程（Ｓ１）］
準備工程（Ｓ１）は、次の化学組成を有する中間鋼材Ｍを準備する。 [Preparation step (S1)]
The preparation step (S1) prepares an intermediate steel material M having the following chemical composition.

［中間鋼材Ｍの化学組成］
本実施形態による中間鋼材Ｍの化学組成は、次の元素を含有する。 [Chemical Composition of Intermediate Steel M]
The chemical composition of the intermediate steel material M according to this embodiment contains the following elements.

Ｃ：０．２０～０．５０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻し時において、炭化物の球状化を促進し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼材の降伏強度が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下し、焼割れが発生しやすくなる。Ｃ含有量が高すぎればさらに、鋼材中に粗大な炭化物が生成し、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２０～０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、より好ましくは０．２４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。 C: 0.20-0.50%
Carbon (C) enhances the hardenability of the steel material and enhances the yield strength of the steel material. Further, C promotes spheroidization of carbides during tempering during the manufacturing process and enhances the SSC resistance of the steel material. Dispersed carbides further increase the yield strength of the steel. If the C content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the toughness of the steel material is lowered and quench cracks are likely to occur. If the C content is too high, coarse carbides are formed in the steel material, and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the C content is 0.20-0.50%. A preferred lower limit for the C content is 0.22%, more preferably 0.24%. A preferable upper limit of the C content is 0.45%, more preferably 0.40%.

Ｓｉ：０．０５～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．１０％であり、より好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。 Si: 0.05-0.50%
Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the SSC resistance of the steel is lowered. Therefore, the Si content is 0.05-0.50%. The lower limit of the Si content is preferably 0.10%, more preferably 0.15%. A preferred upper limit for the Si content is 0.45%, more preferably 0.40%.

Ｍｎ：０．０１～１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０３％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。 Mn: 0.01-1.00%
Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further enhances the hardenability of the steel material and enhances the yield strength of the steel material. If the Mn content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, Mn will segregate at grain boundaries along with impurities such as P and S. In this case, the SSC resistance of the steel is lowered. Therefore, the Mn content is 0.01-1.00%. A preferred lower limit for the Mn content is 0.02%, more preferably 0.03%. A preferable upper limit of the Mn content is 0.90%, more preferably 0.80%.

Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。 P: 0.030% or less Phosphorus (P) is an impurity. That is, the P content is over 0%. P segregates at grain boundaries and lowers the SSC resistance of the steel material. Therefore, the P content is 0.030% or less. A preferable upper limit of the P content is 0.025%, more preferably 0.015%. The lower the P content is, the better. However, an extreme reduction in the P content greatly increases manufacturing costs. Therefore, considering industrial production, the preferable lower limit of the P content is 0.0001%, more preferably 0.0003%.

Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、粒界に偏析して、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。 S: 0.010% or less Sulfur (S) is an impurity. That is, the S content is over 0%. S segregates at grain boundaries and lowers the SSC resistance of steel materials. Therefore, the S content is 0.010% or less. A preferable upper limit of the S content is 0.008%, more preferably 0.005%. It is preferable that the S content is as low as possible. However, an extreme reduction in the S content greatly increases manufacturing costs. Therefore, considering industrial production, the preferred lower limit of the S content is 0.0001%, more preferably 0.0003%.

Ａｌ：０．００５～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０６０％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。 Al: 0.005-0.100%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, this effect cannot be obtained, and the SSC resistance of the steel material is lowered. On the other hand, if the Al content is too high, coarse oxide-based inclusions are formed and the SSC resistance of the steel is lowered. Therefore, the Al content is 0.005-0.100%. A preferable lower limit of the Al content is 0.010%, more preferably 0.020%. A preferable upper limit of the Al content is 0.080%, more preferably 0.060%. The "Al" content referred to in this specification means the content of "acid-soluble Al", that is, "sol. Al".

Ｃｒ：０．２０～１．２０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃｒはさらに、焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な炭化物が生成し、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．２０～１．２０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．１５％であり、より好ましくは１．１０％である。 Cr: 0.20-1.20%
Chromium (Cr) enhances the hardenability of the steel material and enhances the yield strength of the steel material. Cr also increases temper softening resistance and enables high temperature tempering. As a result, the SSC resistance of the steel is enhanced. If the Cr content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, coarse carbides are formed in the steel material, and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the Cr content is 0.20-1.20%. A preferable lower limit of the Cr content is 0.25%, more preferably 0.30%, and still more preferably 0.40%. A preferable upper limit of the Cr content is 1.15%, more preferably 1.10%.

Ｍｏ：０．３０～１．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を生成し、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．３０～１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、より好ましくは０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、より好ましくは１．３０％である。 Mo: 0.30-1.50%
Molybdenum (Mo) enhances the hardenability of steel and enhances the yield strength of steel. Mo also forms fine carbides and increases the temper softening resistance of the steel material. As a result, the SSC resistance of the steel is enhanced. If the Mo content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mo content is too high, the above effects are saturated. Therefore, the Mo content is 0.30-1.50%. A preferred lower limit for the Mo content is 0.40%, more preferably 0.50%. A preferred upper limit for the Mo content is 1.40%, more preferably 1.30%.

Ｔｉ：０．００１～０．０３０％
チタン（Ｔｉ）は、窒化物を形成し、ピンニング効果により、結晶粒を微細化する。これにより、鋼材の降伏強度が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ窒化物が多量に形成され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１～０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。 Ti: 0.001-0.030%
Titanium (Ti) forms nitrides and refines crystal grains by a pinning effect. This increases the yield strength of the steel material. If the Ti content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content is too high, a large amount of Ti nitrides will be formed and the SSC resistance of the steel material will be lowered. Therefore, the Ti content is 0.001-0.030%. A preferable lower limit of the Ti content is 0.003%, more preferably 0.005%. A preferable upper limit of the Ti content is 0.025%, more preferably 0.020%.

Ｖ：０．０１～０．５０％
バナジウム（Ｖ）は、Ｃ及び／又はＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材の旧オーステナイト粒を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成する。微細な炭化物は鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｖが低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。 V: 0.01-0.50%
Vanadium (V) combines with C and/or N to form carbides, nitrides or carbonitrides (hereinafter referred to as “carbonitrides, etc.”). Carbonitrides and the like refine the prior austenite grains of the steel due to the pinning effect, and improve the SSC resistance of the steel. V also forms fine carbides during tempering. Fine carbides increase the temper softening resistance of steel and increase the yield strength of steel. If V is too low, these effects will not be obtained. On the other hand, if the V content is too high, the toughness of the steel will decrease. Therefore, the V content is 0.01-0.50%. A preferable lower limit of the V content is 0.02%, more preferably 0.04%, and still more preferably 0.06%. A preferable upper limit of the V content is 0.45%, more preferably 0.40%, and still more preferably 0.35%.

Ｎｂ：０．００２～０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃ及び／又はＮと結合して、炭窒化物等を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材の旧オーステナイト粒を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、Ｃと結合して微細な炭化物を形成する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００２～０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。 Nb: 0.002-0.100%
Niobium (Nb) combines with C and/or N to form carbonitrides and the like. Carbonitrides and the like refine the prior austenite grains of the steel due to the pinning effect, and improve the SSC resistance of the steel. Nb further combines with C to form fine carbides. As a result, the yield strength of the steel is increased. If the Nb content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Nb content is too high, carbonitrides and the like are excessively formed, and the SSC resistance of the steel is lowered. Therefore, the Nb content is 0.002-0.100%. A preferable lower limit of the Nb content is 0.005%, more preferably 0.010%, and still more preferably 0.020%. A preferable upper limit of the Nb content is 0.080%, more preferably 0.060%, still more preferably 0.050%.

Ｂ：０．０００１～０．００５０％
ホウ素（Ｂ）は、鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成して鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、より好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。 B: 0.0001 to 0.0050%
Boron (B) forms a solid solution in steel to enhance the hardenability of the steel and increase the strength of the steel. If the B content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the B content is too high, coarse nitrides are formed and the SSC resistance of the steel deteriorates. Therefore, the B content is 0.0001-0.0050%. A preferable lower limit of the B content is 0.0003%, more preferably 0.0007%. A preferable upper limit of the B content is 0.0030%, more preferably 0.0025%, and still more preferably 0.0020%.

Ｃｕ：０．０１～０．５０％
銅（Ｃｕ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃｕ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。 Cu: 0.01-0.50%
Copper (Cu) enhances the hardenability of the steel material and enhances the yield strength of the steel material. If the Cu content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cu content is too high, the hardenability of the steel becomes too high and the SSC resistance of the steel deteriorates. Therefore, the Cu content is 0.01-0.50%. A preferred lower limit for the Cu content is 0.02%, more preferably 0.05%. A preferred upper limit for the Cu content is 0.35%, more preferably 0.25%.

Ｎｉ：０．０１～０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部的な腐食を促進させ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。 Ni: 0.01-0.50%
Nickel (Ni) enhances the hardenability of the steel material and enhances the yield strength of the steel material. If the Ni content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ni content is too high, it promotes localized corrosion and reduces the SSC resistance of the steel material. Therefore, the Ni content is 0.01-0.50%. A preferable lower limit of the Ni content is 0.02%, more preferably 0.05%. A preferable upper limit of the Ni content is 0.30%, more preferably 0.20%, and still more preferably 0.10%.

Ｎ：０．０１００％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量は０％超である。ＮはＴｉと結合して微細窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、Ｎは粗大な窒化物を形成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、より好ましくは０．００５０％である。上記効果をより有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、より好ましくは０．００２０％である。 N: 0.0100% or less Nitrogen (N) is inevitably contained. That is, the N content is over 0%. N combines with Ti to form fine nitrides and refine crystal grains. On the other hand, if the N content is too high, N forms coarse nitrides, which lowers the SSC resistance of the steel material. Therefore, the N content is 0.0100% or less. A preferable upper limit of the N content is 0.0080%, more preferably 0.0050%. A preferable lower limit of the N content for obtaining the above effect more effectively is 0.0010%, more preferably 0.0020%.

Ｏ：０．００５０％未満
酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは粗大な酸化物を形成し、鋼材の耐食性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％未満である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。 O: less than 0.0050% Oxygen (O) is an impurity. That is, the O content is over 0%. O forms coarse oxides and lowers the corrosion resistance of steel materials. Therefore, the O content is less than 0.0050%. A preferable upper limit of the O content is 0.0040%, more preferably 0.0030%, and still more preferably 0.0020%. It is preferable that the O content is as low as possible. However, the drastic reduction of the O content greatly increases the manufacturing cost. Therefore, considering industrial production, the lower limit of the O content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%.

本実施形態による中間鋼材Ｍの化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 The remainder of the chemical composition of the intermediate steel material M according to this embodiment consists of Fe and impurities. Here, the impurities are those that are mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as raw materials when the steel material is industrially manufactured, and are within a range that does not adversely affect the steel material according to the present embodiment. means acceptable.

［任意元素について］
上述の中間鋼材Ｍの化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。 [Regarding arbitrary elements]
The chemical composition of the intermediate steel material M described above may further contain one or more selected from the group consisting of Ca, Mg and rare earth elements instead of part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the SSC resistance of the steel material.

Ｃａ：０～０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは、鋼材中の硫化物を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、より好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。 Ca: 0-0.0100%
Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%. When contained, Ca refines the sulfides in the steel material and enhances the SSC resistance of the steel material. This effect can be obtained to some extent if even a small amount of Ca is contained. However, if the Ca content is too high, the oxides in the steel material will coarsen and the SSC resistance of the steel material will decrease. Therefore, the Ca content is 0-0.0100%. A preferable lower limit of the Ca content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0010% is. A preferable upper limit of the Ca content is 0.0080%, more preferably 0.0060%, and still more preferably 0.0040%.

Ｍｇ：０～０．０１００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは、鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、より好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。 Mg: 0-0.0100%
Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%. When contained, Mg detoxifies S in the steel material as sulfides and enhances the SSC resistance of the steel material. This effect can be obtained to some extent if even a small amount of Mg is contained. However, if the Mg content is too high, the oxides in the steel material will coarsen and the SSC resistance of the steel material will decrease. Therefore, the Mg content is 0-0.0100%. The preferred lower limit of the Mg content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0010% is. A preferable upper limit of the Mg content is 0.0080%, more preferably 0.0060%, still more preferably 0.0040%.

希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０５０％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭが含有される場合、ＲＥＭは鋼材中の硫化物を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。そのため、Ｐの偏析に起因した、鋼材の耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０５０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、より好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。 Rare earth element (REM): 0-0.050%
A rare earth element (REM) is an optional element and may not be contained. That is, the REM content may be 0%. When REM is contained, REM refines sulfides in the steel material and enhances the SSC resistance of the steel material. REM further binds with P in the steel material and suppresses the segregation of P at grain boundaries. Therefore, the deterioration of the SSC resistance of the steel due to the segregation of P is suppressed. These effects can be obtained to some extent if even a small amount of REM is contained. However, if the REM content is too high, the oxides become coarse and the SSC resistance of the steel decreases. Therefore, the REM content is 0-0.050%. The preferred lower limit of the REM content is more than 0%, more preferably 0.001%, still more preferably 0.003%, still more preferably 0.006%, still more preferably 0.010% is. A preferable upper limit of the REM content is 0.045%, more preferably 0.040%, and still more preferably 0.035%.

なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。 In this specification, REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoid (La) with atomic number 57 to atomic number 71. One or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu). Moreover, the REM content in this specification is the total content of these elements.

上述の中間鋼材Ｍの化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｗを含有してもよい。 The chemical composition of the intermediate steel material M described above may further contain W instead of part of Fe.

Ｗ：０～２．００％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗは硫化水素環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｗが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～２．００％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、より好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。 W: 0-2.00%
Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. That is, the W content may be 0%. When included, W forms a protective corrosion film in a hydrogen sulfide environment and inhibits hydrogen penetration. As a result, the SSC resistance of the steel is enhanced. This effect can be obtained to some extent if even a small amount of W is contained. However, if the W content is too high, coarse carbides are formed in the steel material and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the W content is 0-2.00%. A preferable lower limit of the W content is more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%. A preferable upper limit of the W content is 1.50%, more preferably 1.00%, still more preferably 0.80%, and still more preferably 0.50%.

中間鋼材Ｍは、上記化学組成を有していれば、製造方法は特に限定されない。なお、本明細書における中間鋼材Ｍとは、最終製品が鋼板の場合は板状の鋼材であり、最終製品が鋼管の場合は素管である。 The manufacturing method of the intermediate steel material M is not particularly limited as long as it has the chemical composition described above. In this specification, the intermediate steel material M is a plate-shaped steel material when the final product is a steel plate, and is a blank pipe when the final product is a steel pipe.

図６は、本実施形態による鋼材の製造方法の他の一例を示すフロー図である。図６を参照して、本実施形態による鋼材の製造方法の準備工程（Ｓ１）は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して中間鋼材Ｍを製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。 FIG. 6 is a flowchart showing another example of the method for manufacturing steel according to this embodiment. Referring to FIG. 6, the preparation step (S1) of the steel manufacturing method according to the present embodiment includes a step of preparing a material (material preparation step) and a step of hot working the material to manufacture an intermediate steel material M ( hot working step). Hereinafter, the case where the material preparation process and the hot working process are included will be described in detail.

［素材準備工程］
素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて素材を製造する。素材を製造する方法は特に限定されず、周知の方法でよい。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、鋼片（ビレット）を製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。 [Material preparation process]
In the material preparation step, the material is manufactured using molten steel having the chemical composition described above. A method for manufacturing the raw material is not particularly limited, and a known method may be used. Specifically, a slab (slab, bloom, or billet) is produced by continuous casting using molten steel. You may manufacture an ingot by an ingot casting method using molten steel. If desired, the slab, bloom or ingot may be bloomed to produce a billet. A raw material (slab, bloom, or billet) is manufactured by the above steps.

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間鋼材Ｍを製造する。鋼材が継目無鋼管である場合、中間鋼材Ｍは素管に相当する。以下、鋼材の製造方法の一例として、具体的に、素管を製造する方法について詳述する。 [Hot working process]
In the hot working process, the intermediate steel material M is manufactured by hot working the prepared material. If the steel material is a seamless steel pipe, the intermediate steel material M corresponds to a blank pipe. Hereinafter, as an example of a method for manufacturing steel materials, a method for manufacturing a blank pipe will be specifically described in detail.

始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。 First, the billet is heated in a heating furnace. Although the heating temperature is not particularly limited, it is, for example, 1100 to 1300.degree. A billet extracted from a heating furnace is subjected to hot working to produce a blank pipe (seamless steel pipe). For example, the Mannesmann process is carried out as hot working to produce a mother tube. In this case, the round billet is pierced and rolled by a piercing machine. In the case of piercing-rolling, the piercing ratio is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0. The pierced-rolled round billet is further hot-rolled by a mandrel mill, a reducer, a sizing mill, or the like to form a mother tube. The cumulative area reduction rate in the hot working process is, for example, 20 to 70%.

他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉鋼材である場合、エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。素管の肉厚は特に限定されないが、たとえば、９～６０ｍｍである。 A blank pipe may be manufactured from a billet by other hot working methods. For example, in the case of a short thick steel material such as a coupling, a blank pipe may be manufactured by forging such as the Ehrhardt method. A blank pipe is manufactured by the above steps. Although the wall thickness of the blank tube is not particularly limited, it is, for example, 9 to 60 mm.

上述のとおり、鋼材が鋼板である場合、中間鋼材Ｍは板状の鋼材を意味する。すなわち、本実施形態による鋼材の製造方法では、上述のように素管を製造してもよいし、他の方法で板状の鋼材を製造してもよい。さらに、他の方法で他の形状の中間鋼材Ｍを製造してもよい。 As described above, when the steel material is a steel plate, the intermediate steel material M means a plate-shaped steel material. That is, in the method for manufacturing steel materials according to the present embodiment, a blank tube may be manufactured as described above, or a plate-shaped steel material may be manufactured by another method. Furthermore, the intermediate steel material M having other shapes may be manufactured by other methods.

熱間加工により製造された中間鋼材Ｍは空冷されてもよい（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された中間鋼材Ｍはまた、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施してもよく、熱間加工後に補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。ただし、直接焼入れ、又は、補熱後に焼入れを実施する場合、焼割れの抑制を目的として、焼入れ途中に冷却を停止したり、緩冷却を実施したりする方が好ましい。 The intermediate steel material M produced by hot working may be air-cooled (As-Rolled). The intermediate steel material M produced by hot working may also be directly quenched after hot working without being cooled to room temperature, or quenched after supplementary heating (reheating) after hot working. may However, when performing direct quenching or quenching after supplementary heat, it is preferable to stop cooling during quenching or perform slow cooling for the purpose of suppressing quench cracks.

熱間加工後に直接焼入れ、又は、熱間加工後に補熱した後焼入れを実施した場合、残留応力を除去することを目的として、焼入れ後であって次工程の熱処理の前に、応力除去焼鈍処理（ＳＲ処理）を実施することが好ましい。 When quenching is performed directly after hot working, or when quenching is performed after reheating after hot working, stress relief annealing is performed after quenching and before heat treatment in the next step for the purpose of removing residual stress. (SR treatment) is preferably performed.

以上のとおり、準備工程（Ｓ１）では中間鋼材Ｍを準備する。中間鋼材Ｍは、上述の好ましい工程により製造されてもよいし、第三者により製造された中間鋼材Ｍ、又は、後述の焼入れ工程（Ｓ２）及び焼戻し工程（Ｓ３）が実施される工場以外の他の工場や、他の事業所において製造された中間鋼材Ｍを準備してもよい。 As described above, the intermediate steel material M is prepared in the preparation step (S1). The intermediate steel material M may be manufactured by the preferred steps described above, the intermediate steel material M manufactured by a third party, or a factory other than a factory where the quenching step (S2) and tempering step (S3) described later are performed. An intermediate steel material M manufactured in another factory or another place of business may be prepared.

［焼入れ工程（Ｓ２）］
焼入れ工程（Ｓ２）では、準備された中間鋼材Ｍに対して、焼入れを実施する。上述のとおり、本明細書において「焼入れ」とは、Ａ3点以上の中間鋼材Ｍを急冷することを意味する。 [Quenching step (S2)]
In the quenching step (S2), the prepared intermediate steel material M is quenched. As described above, "quenching" in this specification means quenching the intermediate steel material M having a point of A3 or higher.

好ましい焼入れ温度は８５０～１０００℃である。焼入れ温度とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置した温度計で測定された、中間鋼材Ｍの表面温度に相当する。焼入れ温度とはさらに、熱間加工後に補熱炉又は熱処理炉を用いて焼入れを実施する場合、補熱炉又は熱処理炉の温度に相当する。 A preferred quenching temperature is 850-1000°C. The quenching temperature corresponds to the surface temperature of the intermediate steel material M measured by a thermometer installed on the delivery side of the final hot working device when quenching is performed directly after hot working. The quenching temperature also corresponds to the temperature of the reheating furnace or heat treatment furnace when quenching is performed using a reheating furnace or heat treatment furnace after hot working.

焼入れ温度が高すぎれば、旧オーステナイト粒の結晶粒が粗大になり、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、焼入れ温度は８５０～１０００℃である。焼入れ温度のより好ましい上限は９５０℃である。 If the quenching temperature is too high, the crystal grains of the prior austenite grains become coarse, and the SSC resistance of the steel material may deteriorate. Therefore, the quenching temperature is 850-1000°C. A more preferable upper limit of the quenching temperature is 950°C.

焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から中間鋼材Ｍを連続的に冷却し、中間鋼材Ｍの温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に中間鋼材Ｍを浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により中間鋼材Ｍを加速冷却する方法である。 The quenching method includes, for example, continuously cooling the intermediate steel material M from the quenching start temperature and continuously lowering the temperature of the intermediate steel material M. A method of continuous cooling treatment is not particularly limited, and a known method may be used. The method of continuous cooling treatment includes, for example, a method of cooling the intermediate steel material M by immersing it in a water tank, and a method of accelerating cooling the intermediate steel material M by shower water cooling or mist cooling.

焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、焼入れ後の中間鋼材Ｍのミクロ組織がマルテンサイト及びベイナイト主体とならない。この場合、焼戻し後の鋼材の耐ＳＳＣ性が得られない場合がある。したがって、本実施形態による鋼材の製造方法では、焼入れ時に中間鋼材Ｍを急冷する。具体的には、焼入れ工程において、焼入れ時の中間鋼材Ｍの温度が８００℃から５００℃の間の平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500（℃／分）と定義する。より具体的には、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、焼入れされる中間鋼材Ｍの表面において測定された温度から決定される。 If the cooling rate during quenching is too slow, the microstructure of the intermediate steel material M after quenching will not consist mainly of martensite and bainite. In this case, the SSC resistance of the steel material after tempering may not be obtained. Therefore, in the steel material manufacturing method according to the present embodiment, the intermediate steel material M is rapidly cooled during quenching. Specifically, in the quenching process, the average cooling rate when the temperature of the intermediate steel M during quenching is between 800° C. and 500° C. is defined as the cooling rate during quenching CR 800-500 (° C./min). More specifically, the cooling rate during quenching CR 800-500 is determined from the temperature measured at the surface of the intermediate steel material M to be quenched.

本実施形態による焼入れ工程（Ｓ２）では、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は３００℃／分以上である。この場合、焼入れ後の中間鋼材Ｍのミクロ組織が、安定してマルテンサイト及びベイナイト主体となる。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500のより好ましい下限は５００℃／分である。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の上限は特に限定されないが、たとえば、１２０００℃／分である。 In the quenching step (S2) according to this embodiment, the cooling rate CR 800-500 during quenching is 300° C./min or more. In this case, the microstructure of the intermediate steel material M after quenching is stably mainly composed of martensite and bainite. A more preferable lower limit of the cooling rate CR 800-500 during quenching is 500°C/min. Although the upper limit of the cooling rate CR 800-500 during quenching is not particularly limited, it is, for example, 12000° C./min.

また、好ましくは、素管に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れを実施する。この場合、焼入れ前のオーステナイト粒が微細化されるため、鋼材の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。複数回焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準及び焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。 Further, preferably, the blank tube is heated in the austenitic region a plurality of times, and then quenched. In this case, since the austenite grains before quenching are refined, the SSC resistance of the steel is further enhanced. By performing quenching multiple times, heating in the austenite region may be repeated multiple times, and by performing normalizing and quenching, heating in the austenite region may be repeated multiple times.

［焼戻し工程（Ｓ３）］
焼戻し工程（Ｓ３）では、上述の焼入れ工程（Ｓ２）が実施された中間鋼材Ｍに対して、焼戻しを実施する。上述のとおり、本明細書において「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材ＭをＡc1点以下で再加熱して、保持した後、常温まで冷却することを意味する。 [Tempering step (S3)]
In the tempering step (S3), tempering is performed on the intermediate steel material M that has undergone the above-described quenching step (S2). As described above, “tempering” in this specification means reheating the intermediate steel material M after quenching at A c1 point or lower, maintaining the temperature, and then cooling to room temperature.

本実施形態による焼戻し工程（Ｓ３）では、焼戻し温度Ｑ（℃）は６５０～７２０℃である。上述のとおり、サワー環境での使用が想定された鋼材は、耐ＳＳＣ性を高める目的で、高温領域で焼戻しを実施する。その結果、焼戻し工程（Ｓ３）後の鋼材の各位置での降伏強度にばらつきが生じやすい。そこで、本実施形態による焼戻し工程（Ｓ３）では、焼戻し温度（６５０～７２０℃）付近までの加熱速度を速くする。 In the tempering step (S3) according to this embodiment, the tempering temperature Q (°C) is 650-720°C. As described above, steel materials intended for use in a sour environment are tempered in a high-temperature region for the purpose of increasing SSC resistance. As a result, the yield strength at each position of the steel material after the tempering step (S3) tends to vary. Therefore, in the tempering step (S3) according to the present embodiment, the heating rate is increased to near the tempering temperature (650 to 720°C).

［焼戻し設備１０について］
以下、焼戻し設備１０について、図面を用いて詳細に説明する。図７は、本実施形態による焼戻し設備１０の平面図である。図７を参照して、本実施形態による焼戻し設備１０は、急速加熱装置１２と、焼戻し炉１１とを備える。急速加熱装置１２は、焼戻し炉１１の上流に配置されている。 [Regarding tempering equipment 10]
The tempering equipment 10 will be described in detail below with reference to the drawings. FIG. 7 is a plan view of the tempering equipment 10 according to this embodiment. With reference to FIG. 7 , tempering equipment 10 according to this embodiment includes a rapid heating device 12 and a tempering furnace 11 . The rapid heating device 12 is arranged upstream of the tempering furnace 11 .

搬送路によって搬送された中間鋼材Ｍは、急速加熱装置１２によって、急速に加熱される。中間鋼材Ｍが急速加熱装置１２によって加熱される温度範囲は、１００～６００℃を含み、かつ、Ａc1点未満である。中間鋼材Ｍは、急速加熱装置１２によって、たとえば、常温から焼戻し温度よりも１０℃低い温度まで加熱される。 The intermediate steel material M transported by the transport path is rapidly heated by the rapid heating device 12 . The temperature range in which the intermediate steel material M is heated by the rapid heating device 12 includes 100 to 600° C. and is below the Ac1 point. The intermediate steel material M is heated, for example, from room temperature to a temperature 10° C. lower than the tempering temperature by the rapid heating device 12 .

上述のとおり、本実施形態による焼戻し工程では、焼戻し温度は６５０～７２０℃である。このような高温領域まで、中間鋼材Ｍを急速に加熱した場合、中間鋼材Ｍの温度が目標温度を超えて高くなってしまう場合がある。そのため、本実施形態では、中間鋼材Ｍを急速加熱装置１２によって加熱する温度範囲は、１００℃以下から焼戻し温度よりも１０℃低い温度までとするのが好ましい。この場合、中間鋼材Ｍが、急速加熱装置１２によって、１００～６００℃を含み、かつ、焼戻し温度よりも低い温度まで、安定して加熱することができる。 As described above, in the tempering process according to this embodiment, the tempering temperature is 650-720°C. If the intermediate steel material M is rapidly heated to such a high temperature range, the temperature of the intermediate steel material M may rise above the target temperature. Therefore, in the present embodiment, the temperature range for heating the intermediate steel material M by the rapid heating device 12 is preferably from 100° C. or lower to a temperature 10° C. lower than the tempering temperature. In this case, the intermediate steel material M can be stably heated by the rapid heating device 12 to a temperature in the range of 100 to 600° C. and lower than the tempering temperature.

加熱された中間鋼材Ｍは、焼戻し温度Ｑ（℃）に維持された焼戻し炉１１内へ装入される。焼戻し炉１１へ装入された中間鋼材Ｍは、焼戻し炉１１内で、焼戻し温度Ｑ（６５０～７２０℃）で保持される。その後、中間鋼材Ｍは、焼戻し炉１１から抽出され、空気に触れることにより、空冷される。 The heated intermediate steel material M is charged into a tempering furnace 11 maintained at a tempering temperature Q (°C). The intermediate steel material M charged into the tempering furnace 11 is held in the tempering furnace 11 at a tempering temperature Q (650-720° C.). After that, the intermediate steel material M is extracted from the tempering furnace 11 and air-cooled by being exposed to air.

このように、本実施形態による焼戻し設備１０では、搬送路によって搬送された中間鋼材Ｍが、焼戻し炉１１へ装入される前に、急速加熱装置１２によって加熱される。ここで、急速加熱装置１２とは、たとえば、高周波誘導加熱装置である。急速加熱装置１２が高周波誘導加熱装置である場合、中間鋼材Ｍは加熱コイルに取り囲まれるように配置される。この場合、加熱コイルに電流が流されることにより、中間鋼材Ｍが急速に加熱される。 As described above, in the tempering equipment 10 according to the present embodiment, the intermediate steel material M conveyed through the conveying path is heated by the rapid heating device 12 before being charged into the tempering furnace 11 . Here, the rapid heating device 12 is, for example, a high frequency induction heating device. When the rapid heating device 12 is a high-frequency induction heating device, the intermediate steel material M is arranged so as to be surrounded by heating coils. In this case, the intermediate steel material M is rapidly heated by applying an electric current to the heating coil.

焼戻し設備１０によって焼戻しされた場合、中間鋼材Ｍのヒートパターンは、図４中の実線に示すとおりとなる。具体的に、図４を参照して、本実施形態による焼戻し工程（Ｓ３）では、中間鋼材Ｍの温度は、常温Ｐ（℃）から焼戻し温度Ｑ（℃）付近まで、時間ｔ2からｔ3の間、急速に加熱される。続いて、中間鋼材Ｍは焼戻し温度Ｑ（６５０～７２０℃）で時間ｔ3からｔ4の間、保持される。その後、焼戻し温度Ｑ（℃）から常温Ｐ（℃）まで、時間ｔ4からｔ5の間、冷却される。 When tempered by the tempering equipment 10, the heat pattern of the intermediate steel material M becomes as indicated by the solid line in FIG. Specifically, referring to FIG. 4, in the tempering step (S3) according to the present embodiment, the temperature of the intermediate steel material M is changed from normal temperature P (°C) to around tempering temperature Q (°C) from time t2 to t3 . It heats up rapidly during Subsequently, the intermediate steel material M is held at a tempering temperature Q (650-720° C.) for a period of time t 3 to t 4 . After that, it is cooled from the tempering temperature Q (°C) to the normal temperature P (°C) during time t4 to t5 .

より具体的には、本実施形態による焼戻し工程（Ｓ３）の加熱速度は、以下のとおりに制御される。焼戻し工程（Ｓ３）において、加熱時の中間鋼材Ｍの温度が１００～６００℃の範囲における平均加熱速度を、焼戻し時加熱速度ＨＲ100-600と定義する。上述のとおり、焼戻し時加熱速度ＨＲ100-600が遅すぎれば、焼戻し工程（Ｓ３）の加熱時に、中間鋼材Ｍの温度のばらつきが生じやすい。その結果、焼戻し工程（Ｓ３）後の鋼材の降伏強度のばらつきが大きくなる。一方、焼戻し時昇温速度が速すぎても、上記効果は飽和する。したがって、焼戻し時加熱速度ＨＲ100-600は１０超～５０℃／秒とする。 More specifically, the heating rate of the tempering step (S3) according to this embodiment is controlled as follows. In the tempering step (S3), the average heating rate when the temperature of the intermediate steel material M during heating is in the range of 100 to 600° C. is defined as the heating rate during tempering HR 100-600 . As described above, if the heating rate HR 100-600 during tempering is too slow, variations in the temperature of the intermediate steel M tend to occur during heating in the tempering step (S3). As a result, the variation in the yield strength of the steel material after the tempering step (S3) increases. On the other hand, if the temperature rise rate during tempering is too fast, the above effects are saturated. Therefore, the heating rate HR 100-600 during tempering should be more than 10 to 50°C/sec.

焼戻し時加熱速度ＨＲ100-600の好ましい下限は１１℃／秒であり、より好ましくは１２℃／秒である。焼戻し時加熱速度ＨＲ100-600のより好ましい上限は４５℃／秒であり、さらに好ましくは４０℃／秒である。 A preferable lower limit of the heating rate HR 100-600 during tempering is 11° C./second, more preferably 12° C./second. A more preferable upper limit of the heating rate HR 100-600 during tempering is 45°C/second, more preferably 40°C/second.

上述のとおり、加熱された中間鋼材Ｍは、焼戻し温度Ｑ（℃）に維持された焼戻し炉１１内へ装入され、焼戻し炉１１内で、焼戻し温度Ｑ（６５０～７２０℃）で保持される。すなわち、本明細書において、焼戻し温度Ｑ（℃）での保持時間（焼戻し時間）とは、中間鋼材Ｍが焼戻し炉１１へ装入されてから、抽出されるまでの時間を意味する。本実施形態による中間鋼材Ｍは、焼戻し工程（Ｓ３）において、焼戻し温度Ｑ（℃）で１０～１８０分保持される。要するに、本実施形態による焼戻し工程（Ｓ３）では、中間鋼材Ｍが焼戻し炉１１へ装入されてから抽出されるまでの時間が１０～１８０分である。 As described above, the heated intermediate steel material M is charged into the tempering furnace 11 maintained at the tempering temperature Q (° C.), and held at the tempering temperature Q (650 to 720° C.) in the tempering furnace 11. . That is, in this specification, the holding time (tempering time) at the tempering temperature Q (°C) means the time from when the intermediate steel material M is charged into the tempering furnace 11 until it is extracted. The intermediate steel material M according to this embodiment is held at a tempering temperature Q (° C.) for 10 to 180 minutes in the tempering step (S3). In short, in the tempering step (S3) according to the present embodiment, the time from charging the intermediate steel material M into the tempering furnace 11 to extracting it is 10 to 180 minutes.

焼戻し工程（Ｓ３）において、焼戻し時間が短すぎれば、焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体のミクロ組織が得られない場合がある。一方、焼戻し時間が長すぎても、上記効果は飽和する。したがって、本実施形態において、焼戻し時間は１０～１８０分である。焼戻し時間の好ましい下限は１５分である。焼戻し時間のより好ましい上限は１２０分であり、さらに好ましくは９０分である。 In the tempering step (S3), if the tempering time is too short, a microstructure mainly composed of tempered martensite and/or tempered bainite may not be obtained. On the other hand, if the tempering time is too long, the above effects are saturated. Therefore, in this embodiment, the tempering time is 10-180 minutes. A preferred lower limit to the tempering time is 15 minutes. A more preferable upper limit of the tempering time is 120 minutes, more preferably 90 minutes.

焼戻し設備１０はさらに、他の構成を備えてもよい。具体的に、図８は、本実施形態の他の一例による焼戻し設備１０の平面図である。図８を参照して、焼戻し設備１０は、急速加熱装置１２と、焼戻し炉１１と、冷却装置１３とを備える。上述のとおり、急速加熱装置１２は、焼戻し炉１１の上流に配置されている。冷却装置１３は、焼戻し炉１１の下流に配置されている。 Tempering facility 10 may also have other configurations. Specifically, FIG. 8 is a plan view of a tempering facility 10 according to another example of this embodiment. With reference to FIG. 8 , tempering equipment 10 includes a rapid heating device 12 , a tempering furnace 11 and a cooling device 13 . As described above, the rapid heating device 12 is arranged upstream of the tempering furnace 11 . A cooling device 13 is arranged downstream of the tempering furnace 11 .

すなわち、本実施形態による焼戻し設備１０は、焼戻し炉１１の出側に、冷却装置１３を備えてもよい。冷却装置１３とは、焼戻し炉１１から抽出された中間鋼材Ｍを急速に冷却できればよく、特に限定されない。冷却装置１３は、たとえば、シャワー冷却装置であってもよく、鋼材を冷却液に浸漬させる冷却装置であってもよい。 That is, the tempering equipment 10 according to this embodiment may include a cooling device 13 on the delivery side of the tempering furnace 11 . The cooling device 13 is not particularly limited as long as it can rapidly cool the intermediate steel material M extracted from the tempering furnace 11 . The cooling device 13 may be, for example, a shower cooling device or a cooling device that immerses the steel material in a cooling liquid.

図８に図示される、本実施形態の他の例による焼戻し設備１０を用いた場合、中間鋼材Ｍのヒートパターンは、次のとおりになる。図９は、本実施形態による焼戻し工程（Ｓ３）の他の一例おける中間鋼材Ｍのヒートパターンを示す図である。図９を参照して、本実施形態による焼戻し工程（Ｓ３）では、常温Ｐ（℃）から焼戻し温度Ｑ（℃）まで、時間ｔ2からｔ3の間、急速に加熱される。続いて、焼戻し温度Ｑ（℃）で時間ｔ3からｔ4の間、保持される。その後、焼戻し温度Ｑ（℃）から常温Ｐ（℃）まで、時間ｔ4からｔ6の間、急速に冷却される。 When the tempering equipment 10 according to another example of the present embodiment shown in FIG. 8 is used, the heat pattern of the intermediate steel material M is as follows. FIG. 9 is a diagram showing the heat pattern of the intermediate steel material M in another example of the tempering step (S3) according to this embodiment. Referring to FIG. 9, in the tempering step (S3) according to the present embodiment, heating is rapidly performed from normal temperature P (°C) to tempering temperature Q (°C) during time t2 to t3 . Subsequently, it is held at a tempering temperature Q (°C) for a period of time t3 to t4 . After that, it is rapidly cooled from the tempering temperature Q (°C) to the normal temperature P (°C) during time t4 to t6 .

より具体的には、好ましくは、本実施形態による焼戻し工程（Ｓ３）の冷却速度は、以下のとおりに制御される。焼戻し工程（Ｓ３）において、冷却時の中間鋼材Ｍの温度が６００～２００℃の範囲における平均冷却速度を、焼戻し時冷却速度ＣＲ600-200と定義する。上述のとおり、焼戻し時冷却速度ＣＲ600-200が速ければ、焼戻し工程（Ｓ３）の冷却時に、中間鋼材Ｍの温度のばらつきが低減されやすい。その結果、焼戻し工程（Ｓ３）後の鋼材の降伏強度のばらつきが低減される。したがって、焼戻し時冷却速度ＣＲ600-200は１００℃／分以上とするのが好ましい。 More specifically, preferably, the cooling rate of the tempering step (S3) according to this embodiment is controlled as follows. In the tempering step (S3), the average cooling rate when the temperature of the intermediate steel material M during cooling is in the range of 600 to 200° C. is defined as the cooling rate during tempering CR 600-200 . As described above, if the cooling rate during tempering CR 600-200 is high, the variation in the temperature of the intermediate steel M during cooling in the tempering step (S3) is likely to be reduced. As a result, variations in yield strength of the steel material after the tempering step (S3) are reduced. Therefore, the cooling rate CR 600-200 during tempering is preferably 100° C./min or more.

焼戻し時冷却速度ＣＲ600-200のより好ましい下限は１１０℃／分であり、さらに好ましくは１２０℃／分である。焼戻し時冷却速度ＣＲ600-200のより好ましい上限は４００℃／分であり、さらに好ましくは２００℃／分である。 A more preferable lower limit of the cooling rate during tempering CR 600-200 is 110°C/min, more preferably 120°C/min. A more preferable upper limit of the cooling rate during tempering CR 600-200 is 400°C/min, more preferably 200°C/min.

以上、本実施形態による鋼材の製造方法を説明した。なお、上述の製造方法では、一例として継目無鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態による鋼材は、鋼板や他の形状であってもよい。鋼板や他の形状の製造方法も、上述の製造方法と同様に、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。 The method for manufacturing the steel material according to the present embodiment has been described above. In the manufacturing method described above, the method for manufacturing a seamless steel pipe has been described as an example. However, the steel material according to this embodiment may be a steel plate or other shapes. The method of manufacturing steel sheets and other shapes also includes preparation, quenching, and tempering steps, similar to the manufacturing method described above.

また、上述の焼戻し設備１０では、焼戻し炉１１の一例として、連続炉を用いて説明した。しかしながら、焼戻し炉１１は、バッチ炉であってもよい。焼戻し炉１１は特に限定されず、周知の焼戻し炉を用いればよい。 Moreover, the tempering equipment 10 described above has been described using a continuous furnace as an example of the tempering furnace 11 . However, tempering furnace 11 may also be a batch furnace. The tempering furnace 11 is not particularly limited, and a known tempering furnace may be used.

表１に示す化学組成を有する、溶鋼を製造した。 Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced.

Figure 0007256371000001
Figure 0007256371000001

上記溶鋼を用いて連続鋳造法によりビレットを製造した。製造されたビレットを１２５０℃に加熱した後、熱間圧延を実施して、表２に示す外径（ｍｍ）及び肉厚（ｍｍ）を有する、各試験番号の素管（継目無鋼管）を製造した。各試験番号の素管に用いた鋼種を、表２に示す。熱間圧延後の各試験番号の素管を放冷し、素管温度を常温（２５℃）とした。 A billet was produced from the molten steel by a continuous casting method. After heating the manufactured billet to 1250° C., hot rolling was performed to obtain a blank pipe (seamless steel pipe) of each test number having an outer diameter (mm) and a wall thickness (mm) shown in Table 2. manufactured. Table 2 shows the types of steel used for each test number. After hot-rolling, the mother tube of each test number was allowed to cool, and the temperature of the mother tube was normal temperature (25°C).

Figure 0007256371000002
Figure 0007256371000002

放冷後の各試験番号の素管を加熱して、焼入れ温度（９２０℃）で２０分間保持した。ここで、再加熱を実施した炉の温度を、焼入れ温度（℃）とした。再加熱後の各試験番号の素管を水冷設備により水冷した。各試験番号の素管の焼入れ工程における冷却速度は、焼入れ温度（９２０℃）と、水冷設備の出側における、各試験番号の素管の表面温度と、水冷設備の入側から出側までの時間から求めた。求めた各試験番号の焼入れ工程における冷却速度は、いずれも３００℃／分以上であった。そのため、各試験番号の焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、いずれも３００℃／分以上であるとみなした。 After standing to cool, the blank tube of each test number was heated and held at the quenching temperature (920° C.) for 20 minutes. Here, the temperature of the furnace in which the reheating was performed was defined as the quenching temperature (°C). After reheating, the blank tube of each test number was water-cooled by water-cooling equipment. The cooling rate in the quenching process of the blank tube of each test number is the quenching temperature (920 ° C), the surface temperature of the blank tube of each test number on the outlet side of the water cooling equipment, and the cooling rate from the entry side to the exit side of the water cooling equipment. sought from time. The cooling rate in the quenching process for each test number obtained was 300° C./min or more. Therefore, the cooling rate CR 800-500 during quenching for each test number was considered to be 300° C./min or more.

各試験番号の素管に対して、焼戻しを実施した。各試験番号の素管を、２５℃から、表２に示す焼戻し温度（℃）よりも１０℃低い温度まで、表２に示す加熱速度（℃／秒）で加熱した。加熱速度は、急速加熱装置として、高周波加熱装置を用いて制御した。加熱速度は、急速加熱装置の入側と、出側とにおける、各試験番号の素管の表面温度と、急速加熱装置の入側から出側までの時間から求めた。求めた加熱速度ＨＲ100-600（℃／秒）を、表２に示す。 Tempering was performed on the blank tube of each test number. The blank tube of each test number was heated from 25° C. to a temperature 10° C. lower than the tempering temperature (° C.) shown in Table 2 at the heating rate (° C./sec) shown in Table 2. The heating rate was controlled using a high frequency heating device as a rapid heating device. The heating rate was obtained from the surface temperature of the blank tube of each test number on the inlet side and outlet side of the rapid heating device and the time from the inlet side to the outlet side of the rapid heating device. Table 2 shows the obtained heating rate HR 100-600 (°C/sec).

加熱された各試験番号の素管を、表２に示す焼戻し温度（℃）に維持された焼戻し炉へ装入した。焼戻し炉内で表２に示す保持時間（分）保持された後、素管が焼戻し炉から抽出された。焼戻し炉から抽出された各試験番号の素管を、常温まで冷却した。 The heated mother pipes of each test number were charged into a tempering furnace maintained at the tempering temperature (°C) shown in Table 2. After being held in the tempering furnace for the holding time (minutes) shown in Table 2, the blank tube was extracted from the tempering furnace. The blank tube of each test number extracted from the tempering furnace was cooled to room temperature.

冷却は、表２に示す冷却速度（℃／分）で実施された。冷却速度は、シャワー水冷設備を用いて制御した。冷却速度は、シャワー水冷設備の入側と、出側とにおける各試験番号の素管の表面温度と、シャワー水冷設備の入側から出側までの時間から求めた。求めた冷却速度ＣＲ600-200（℃／秒）を表２に示す。以上の工程により、各試験番号の鋼管（継目無鋼管）を製造した。 Cooling was performed at the cooling rate (°C/min) shown in Table 2. The cooling rate was controlled using a shower water cooling system. The cooling rate was obtained from the surface temperature of the blank tube of each test number on the entry side and the exit side of the shower water cooling equipment and the time from the entry side to the exit side of the shower water cooling equipment. Table 2 shows the obtained cooling rate CR 600-200 (°C/sec). Steel pipes (seamless steel pipes) of each test number were manufactured by the above steps.

［評価試験］
上記の工程によって製造された各試験番号の継目無鋼管に対して、以下に説明する引張試験を実施した。 [Evaluation test]
The tensile test described below was performed on the seamless steel pipes of each test number manufactured by the above process.

［引張試験］
各試験番号の継目無鋼管について、降伏強度を測定した。具体的に、引張試験をＡＳＴＭ Ｅ８（２０１３）に準拠して実施した。各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒引張試験片を９本ずつ作製した。まず、各試験番号の継目無鋼管のうち、最初に焼戻し炉に装入される部分を「鋼管先端部」、最後に焼戻し炉に装入される部分を「鋼管末端部」、長手方向における継目無鋼管の中央部を「鋼管中央部」と定義した。 [Tensile test]
The yield strength was measured for the seamless steel pipes of each test number. Specifically, a tensile test was performed according to ASTM E8 (2013). Nine round-bar tensile test specimens each having a parallel portion diameter of 4 mm and a parallel portion length of 35 mm were prepared from the thickness central portion of the seamless steel pipe of each test number. First, of the seamless steel pipes of each test number, the portion that is first charged into the tempering furnace is the “steel pipe tip”, the portion that is finally charged into the tempering furnace is the “steel pipe end”, and the seam in the longitudinal direction The central portion of the non-steel pipe was defined as the “steel pipe central portion”.

各試験番号の継目無鋼管の鋼管先端部において、周方向に３つの領域に分割した。分割された各領域から、上述の丸棒引張試験片を１本ずつ作製した。なお、丸棒引張試験片の軸方向は、継目無鋼管の軸方向と平行であった。同様に、各試験番号の継目無鋼管の鋼管末端部、及び、鋼管中央部において、周方向に３つの領域に分割し、各領域から上述の丸棒引張試験片を１本ずつ作製した。 The tip of the seamless steel pipe of each test number was divided into three regions in the circumferential direction. One of the above-described round bar tensile test pieces was produced from each of the divided regions. The axial direction of the round bar tensile test piece was parallel to the axial direction of the seamless steel pipe. Similarly, the end portion and center portion of the seamless steel pipe of each test number were divided into three regions in the circumferential direction, and one of the above-mentioned round bar tensile test pieces was produced from each region.

各試験番号の丸棒試験片を用いて、２５℃、大気中にて引張試験を実施して、各試験番号の丸棒引張試験片の降伏強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．２％伸び時の応力（０．２％耐力）を、各試験番号の降伏強度と定義した。得られた降伏強度（ＭＰａ）を表２に示す。さらに、得られた降伏強度（ＭＰａ）のうち、最大値と最小値との差を求め、最大強度差（ＭＰａ）とした。最大強度差（ＭＰａ）を表２に示す。 Using the round bar test piece of each test number, a tensile test was performed at 25° C. in the atmosphere to obtain the yield strength (MPa) of the round bar tensile test piece of each test number. In this example, the stress at 0.2% elongation (0.2% proof stress) obtained in the tensile test was defined as the yield strength of each test number. Table 2 shows the yield strength (MPa) obtained. Furthermore, among the obtained yield strengths (MPa), the difference between the maximum value and the minimum value was determined and defined as the maximum strength difference (MPa). Table 2 shows the maximum strength difference (MPa).

［試験結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１～２４の継目無鋼管の化学組成は適切であり、焼戻し時加熱速度ＨＲ100-600が１０超～５０℃／秒であった。その結果、降伏強度の最大強度差が６０ＭＰａ以下であり、降伏強度のばらつきを低減することができた。 [Test results]
With reference to Tables 1 and 2, the chemical compositions of the seamless steel pipes of test numbers 1 to 24 were appropriate, and the heating rate HR 100-600 during tempering was more than 10 to 50°C/sec. As a result, the maximum difference in yield strength was 60 MPa or less, and the variation in yield strength could be reduced.

試験番号１１と１６との継目無鋼管では、化学組成（鋼種Ａ）が同一であり、外径と肉厚が同一であり、さらに、焼戻し時加熱速度ＨＲ100-600（１６．７℃／秒）が同一であった。しかしながら、試験番号１６の継目無鋼管では、焼戻し時冷却速度ＣＲ600-200が１００℃／分以上であったが、試験番号１１の継目無鋼管では、焼戻し時冷却速度ＣＲ600-200が１００℃／分未満であった。その結果、試験番号１６の継目無鋼管の方が、試験番号１１の継目無鋼管よりも、降伏強度の最大強度差が小さくなった。 The seamless steel pipes of test numbers 11 and 16 had the same chemical composition (steel type A), the same outer diameter and wall thickness, and the heating rate during tempering was HR 100-600 (16.7°C/sec. ) were identical. However, in the seamless steel pipe of test number 16, the cooling rate CR600-200 during tempering was 100°C/min or more, but in the seamless steel pipe of test number 11, the cooling rate CR600-200 during tempering was 100°C. /min. As a result, the maximum difference in yield strength of the seamless steel pipe of test number 16 was smaller than that of the seamless steel pipe of test number 11.

試験番号１４と１８との継目無鋼管では、化学組成（鋼種Ｃ）が同一であり、外径と肉厚が同一であり、さらに、焼戻し時加熱速度ＨＲ100-600（１６．７℃／秒）が同一であった。しかしながら、試験番号１８の継目無鋼管では、焼戻し時冷却速度ＣＲ600-200が１００℃／分以上であったが、試験番号１４の継目無鋼管では、焼戻し時冷却速度ＣＲ600-200が１００℃／分未満であった。その結果、試験番号１８の継目無鋼管の方が、試験番号１４の継目無鋼管よりも、降伏強度の最大強度差が小さくなった。 The seamless steel pipes of test numbers 14 and 18 had the same chemical composition (steel type C), the same outer diameter and wall thickness, and the heating rate during tempering was HR 100-600 (16.7°C/sec. ) were identical. However, in the seamless steel pipe of test number 18, the cooling rate CR600-200 during tempering was 100°C/min or more, but in the seamless steel pipe of test number 14, the cooling rate CR600-200 during tempering was 100°C. /min. As a result, the maximum difference in yield strength of the seamless steel pipe of test number 18 was smaller than that of the seamless steel pipe of test number 14.

一方、試験番号２５～２９の継目無鋼管では、焼戻し時加熱速度ＨＲ100-600が１０℃／秒以下であった。その結果、降伏強度の最大強度差が６０ＭＰａを超えた。すなわち、降伏強度のばらつきを低減することができなかった。 On the other hand, in the seamless steel pipes of test numbers 25 to 29, the heating rate HR 100-600 during tempering was 10°C/sec or less. As a result, the maximum difference in yield strength exceeded 60 MPa. That is, the variation in yield strength could not be reduced.

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。 The embodiments of the present invention have been described above. However, the above-described embodiments are merely examples for implementing the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit of the present invention.

Claims (7)

質量％で、
Ｃ：０．２０～０．５０％、
Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．２０～１．２０％、
Ｍｏ：０．３０～１．５０％、
Ｔｉ：０．００１～０．０３０％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｎｂ：０．００２～０．１００％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．００５０％未満、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
希土類元素：０～０．０５０％、及び、
Ｗ：０～２．００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する中間鋼
材を準備する準備工程と、
前記準備工程後、８５０～１０００℃の前記中間鋼材を、８００℃から５００℃の間の
平均冷却速度を３００℃／分以上で冷却する焼入れ工程と、
前記焼入れ工程後、前記中間鋼材を、１００℃から６００℃の間の平均加熱速度を１０
超～５０℃／秒で加熱して、６５０～７２０℃で１０～１８０分保持する焼戻し工程とを
備える、鋼材の製造方法。 in % by mass,
C: 0.20 to 0.50%,
Si: 0.05 to 0.50%,
Mn: 0.01 to 1.00%,
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.005 to 0.100%,
Cr: 0.20-1.20%,
Mo: 0.30-1.50%,
Ti: 0.001 to 0.030%,
V: 0.01 to 0.50%,
Nb: 0.002 to 0.100%,
B: 0.0001 to 0.0050%,
Cu: 0.01-0.50%,
Ni: 0.01 to 0.50%,
N: 0.0100% or less,
O: less than 0.0050%,
Ca: 0 to 0.0100%,
Mg: 0-0.0100%,
Rare earth element: 0 to 0.050%, and
A preparatory step of preparing an intermediate steel material having a chemical composition containing W: 0 to 2.00%, the balance being Fe and impurities;
After the preparation step, a quenching step of cooling the intermediate steel material at 850 to 1000° C. at an average cooling rate of 300° C./min or more between 800° C. and 500° C.;
After the quenching step, the intermediate steel material is heated at an average heating rate of 10 between 100°C and 600°C.
a tempering step of heating at more than ~50°C/sec and holding at 650-720°C for 10-180 minutes. 請求項１に記載の鋼材の製造方法であって、
前記化学組成は、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、及び、
希土類元素：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される１種以上を含有する
、鋼材の製造方法。 A method for manufacturing the steel material according to claim 1,
The chemical composition is
Ca: 0.0001 to 0.0100%,
Mg: 0.0001 to 0.0100%, and
Rare earth element: A method for producing a steel material containing one or more selected from the group consisting of 0.001 to 0.050%. 請求項１又は請求項２に記載の鋼材の製造方法であって、
前記化学組成は、
Ｗ：０．０１～２．００％を含有する、鋼材の製造方法。 A method for manufacturing a steel material according to claim 1 or 2,
The chemical composition is
A method for producing a steel containing W: 0.01 to 2.00%. 請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼材の製造方法であって、
前記焼戻し工程は、６５０～７２０℃で１０～１８０分保持された前記中間鋼材を、６
００℃から２００℃の間の平均冷却速度を１００℃／分以上で冷却する、鋼材の製造方法
。 A method for manufacturing a steel material according to any one of claims 1 to 3,
In the tempering step, the intermediate steel material held at 650 to 720° C. for 10 to 180 minutes is
A method for manufacturing steel, comprising cooling at an average cooling rate of 100°C/min or more between 00°C and 200°C. 請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の鋼材の製造方法であって、
前記準備工程は、請求項１～３のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材を準備す
る素材準備工程と、
前記素材を熱間加工して、前記中間鋼材を製造する熱間加工工程とを含む、鋼材の製造
方法。 A method for manufacturing a steel material according to any one of claims 1 to 4,
The preparation step includes a material preparation step of preparing a material having the chemical composition according to any one of claims 1 to 3;
and a hot working step of hot working the raw material to produce the intermediate steel. 請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の鋼材の製造方法であって、
前記鋼材は油井用鋼材である、鋼材の製造方法。 A method for manufacturing a steel material according to any one of claims 1 to 5,
The steel material manufacturing method, wherein the steel material is oil well steel material. 請求項１～請求項６のいずれか１項に記載の鋼材の製造方法であって、
前記鋼材は継目無鋼管である、鋼材の製造方法。 A method for manufacturing a steel material according to any one of claims 1 to 6,
The steel material manufacturing method, wherein the steel material is a seamless steel pipe.
JP2019046860A 2019-03-14 2019-03-14 Steel manufacturing method and tempering equipment Active JP7256371B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019046860A JP7256371B2 (en) 2019-03-14 2019-03-14 Steel manufacturing method and tempering equipment

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019046860A JP7256371B2 (en) 2019-03-14 2019-03-14 Steel manufacturing method and tempering equipment

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2020147800A JP2020147800A (en) 2020-09-17
JP7256371B2 true JP7256371B2 (en) 2023-04-12

Family

ID=72430341

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2019046860A Active JP7256371B2 (en) 2019-03-14 2019-03-14 Steel manufacturing method and tempering equipment

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP7256371B2 (en)

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004043909A (en) 2002-07-12 2004-02-12 Daido Steel Co Ltd Process and facility for heating substrate to be heated
JP2010229441A (en) 2009-03-26 2010-10-14 Jfe Steel Corp Method for manufacturing high toughness high tensile thick steel plate
JP2015183249A (en) 2014-03-25 2015-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 High tensile thick steel sheet having high young's modulus in rolling direction on steel sheet surface and manufacturing method therefor
WO2016093161A1 (en) 2014-12-12 2016-06-16 新日鐵住金株式会社 Low-alloy steel for oil well tubular, and method for manufacturing low-alloy steel oil well tubular
JP2017166059A (en) 2016-03-10 2017-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 Material for high-strength oil well steel tube and method of manufacturing high-strength oil well steel tube using the material
JP2018035381A (en) 2016-08-29 2018-03-08 新日鐵住金株式会社 Production method of stainless steel tube
JP2017508872A5 (en) 2014-12-10 2019-02-21

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102013114578A1 (en) * 2013-12-19 2015-06-25 Sandvik Materials Technology Deutschland Gmbh Annealing furnace and method for annealing a steel strand

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004043909A (en) 2002-07-12 2004-02-12 Daido Steel Co Ltd Process and facility for heating substrate to be heated
JP2010229441A (en) 2009-03-26 2010-10-14 Jfe Steel Corp Method for manufacturing high toughness high tensile thick steel plate
JP2015183249A (en) 2014-03-25 2015-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 High tensile thick steel sheet having high young's modulus in rolling direction on steel sheet surface and manufacturing method therefor
JP2017508872A5 (en) 2014-12-10 2019-02-21
WO2016093161A1 (en) 2014-12-12 2016-06-16 新日鐵住金株式会社 Low-alloy steel for oil well tubular, and method for manufacturing low-alloy steel oil well tubular
JP2017166059A (en) 2016-03-10 2017-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 Material for high-strength oil well steel tube and method of manufacturing high-strength oil well steel tube using the material
JP2018035381A (en) 2016-08-29 2018-03-08 新日鐵住金株式会社 Production method of stainless steel tube

Also Published As

Publication number Publication date
JP2020147800A (en) 2020-09-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1288316B1 (en) Method for making high-strength high-toughness martensitic stainless steel seamless pipe
US10287645B2 (en) Method for producing high-strength steel material excellent in sulfide stress cracking resistance
JP6107437B2 (en) Manufacturing method of low-alloy high-strength seamless steel pipe for oil wells with excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking
JP4632000B2 (en) Seamless steel pipe manufacturing method
JP6635194B2 (en) Seamless steel pipe and method of manufacturing the same
JP5333700B1 (en) Low alloy oil well pipe steel with excellent resistance to sulfide stress cracking and method for producing low alloy oil well pipe steel
US10233520B2 (en) Low-alloy steel pipe for an oil well
CN101328559B (en) Steel for low yield ratio petroleum case pipe, petroleum case pipe and manufacturing method thereof
WO2016038809A1 (en) High strength seamless steel pipe for use in oil wells and manufacturing method thereof
JP6686320B2 (en) Manufacturing method of stainless steel pipe
CN101600812A (en) The high tensile steel of excellent in delayed fracture resistance and manufacture method thereof
KR20090098909A (en) High tensile steel products excellent in the resistance to delayed fracture and process for production of the same
JP6805639B2 (en) Manufacturing method of stainless steel pipe
JP7036238B2 (en) Steel material suitable for use in sour environment
WO2016038810A1 (en) High strength seamless steel pipe for use in oil wells and manufacturing method thereof
JP6468302B2 (en) Material for steel pipe for high strength oil well and method for producing steel pipe for high strength oil well using the material
JP7173404B2 (en) Martensitic stainless steel material
EP3330398B1 (en) Steel pipe for line pipe and method for manufacturing same
JP6292366B1 (en) Seamless steel pipe and manufacturing method thereof
JP7256371B2 (en) Steel manufacturing method and tempering equipment
JP7036237B2 (en) Steel material suitable for use in sour environment
JP7421095B2 (en) seamless steel pipe
JP7417181B1 (en) steel material
JP7445173B2 (en) steel material

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20211104

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20221122

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20221227

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20230126

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20230228

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20230313

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 7256371

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151