JPH042720A - サワー環境用高強度鋼線の製造方法 - Google Patents
サワー環境用高強度鋼線の製造方法Info
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- JPH042720A JPH042720A JP10409090A JP10409090A JPH042720A JP H042720 A JPH042720 A JP H042720A JP 10409090 A JP10409090 A JP 10409090A JP 10409090 A JP10409090 A JP 10409090A JP H042720 A JPH042720 A JP H042720A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は引張強さ７０ｋｇｆ／−以上の高強度鋼線の製
造方法に関し、さらに詳しくは、サワー環境（Ｓｏｕｒ
ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｓ 、湿潤硫化水素環境）で
使用される高強度鋼線の製造方法に関するものである。
造方法に関し、さらに詳しくは、サワー環境（Ｓｏｕｒ
ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｓ 、湿潤硫化水素環境）で
使用される高強度鋼線の製造方法に関するものである。
従来、たとえば、ガス、原油等の高圧流体輸送用フレキ
シブルパイプの鎧装線などは、Ｃ０，２％以下の低炭素
鋼線材を伸線後、異形引抜き、ローラーダイス加工、圧
延等の異形加工により所定の断面形状の異形鋼線（平圧
線や溝形線）となし、そのまま、ないしは、５００℃未
満の低温焼鈍を行なったのち、非サワー環境の使用に供
せられていた。
シブルパイプの鎧装線などは、Ｃ０，２％以下の低炭素
鋼線材を伸線後、異形引抜き、ローラーダイス加工、圧
延等の異形加工により所定の断面形状の異形鋼線（平圧
線や溝形線）となし、そのまま、ないしは、５００℃未
満の低温焼鈍を行なったのち、非サワー環境の使用に供
せられていた。
しかし、最近の深井戸化に伴って、油井を取り巻く環境
が変化し、原油やガスの輸送環境も厳しくなってきた。
が変化し、原油やガスの輸送環境も厳しくなってきた。
すなわち、硫化水素を伴ったサワ−環境が多くなってき
た。このため、異形鋼線に要求される特性の中でも、使
用環境から鋼線中に侵入する水素に対する安定性、すな
わち、水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅ
ｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ 、以下、ＨＩＣという）および
硫化物応力腐食割れ（ＳｕｌｆｉｄｅＳｔｒｅｓｓ Ｃ
ｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ 、以下、ＳＳＣ
という）の発生しないことが特に要求されるようになっ
た。ちなみに、ＨＩＣは、無負荷状態の鋼線に水素が侵
入することに伴って発生する割れであり、一方、ＳＳＣ
は、高負荷状態の鋼線に水素が侵入し、これが原因とな
って起こる割れである。
た。このため、異形鋼線に要求される特性の中でも、使
用環境から鋼線中に侵入する水素に対する安定性、すな
わち、水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅ
ｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ 、以下、ＨＩＣという）および
硫化物応力腐食割れ（ＳｕｌｆｉｄｅＳｔｒｅｓｓ Ｃ
ｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ 、以下、ＳＳＣ
という）の発生しないことが特に要求されるようになっ
た。ちなみに、ＨＩＣは、無負荷状態の鋼線に水素が侵
入することに伴って発生する割れであり、一方、ＳＳＣ
は、高負荷状態の鋼線に水素が侵入し、これが原因とな
って起こる割れである。
このような動向に対して、本発明者らは、引張強さ５０
ｋｇｆ／−以上の鋼線を対象として二つの技術を提案し
ている。その一つは、すでに特開平１−２７９７１０号
公報に「耐水素誘起割れ特性に優れた高強度鋼線の製造
法」 （以下、従来法１という）として開示されている
ように、０．４０〜０．７０％のＣを含む高炭素鋼線材
をパテンティング後、断面減少率２５〜７５％の冷間加
工を行ったのち、５００〜７００℃で球状化焼鈍する方
法である。
ｋｇｆ／−以上の鋼線を対象として二つの技術を提案し
ている。その一つは、すでに特開平１−２７９７１０号
公報に「耐水素誘起割れ特性に優れた高強度鋼線の製造
法」 （以下、従来法１という）として開示されている
ように、０．４０〜０．７０％のＣを含む高炭素鋼線材
をパテンティング後、断面減少率２５〜７５％の冷間加
工を行ったのち、５００〜７００℃で球状化焼鈍する方
法である。
他の一つは、「サワー環境用高強度鋼線の製造方法」
（以下、従来法２という）として平成２年３月３０日に
特許出願しているもので、従来法１で製造された鋼線に
、０．２〜２％の引張りひずみを付与したのち、２５０
〜４００℃でブルーイングする方法である。
（以下、従来法２という）として平成２年３月３０日に
特許出願しているもので、従来法１で製造された鋼線に
、０．２〜２％の引張りひずみを付与したのち、２５０
〜４００℃でブルーイングする方法である。
従来法１に従って製造された鋼線は、耐ＨＩＣ特性は優
れている。しかし、実際の使用環境においては、鋼線に
は強い引張応力が作用していることから、耐ＨＩＣ特性
以外に、耐ＳＳＣ特性にも優れていることが重要である
。このような観点にたって、従来法１の耐ＳＳＣ特性を
改善したものが従来法２である。しかし、鋼線をより高
負荷状態で、しかもサワー環境でより安定して使用でき
るようにするためには、鋼線の強度を高め、かつ、耐Ｓ
ＳＣ特性をさらに向上させる必要がある。
れている。しかし、実際の使用環境においては、鋼線に
は強い引張応力が作用していることから、耐ＨＩＣ特性
以外に、耐ＳＳＣ特性にも優れていることが重要である
。このような観点にたって、従来法１の耐ＳＳＣ特性を
改善したものが従来法２である。しかし、鋼線をより高
負荷状態で、しかもサワー環境でより安定して使用でき
るようにするためには、鋼線の強度を高め、かつ、耐Ｓ
ＳＣ特性をさらに向上させる必要がある。
本発明の目的は、強度および耐ＳＳＣ特性が従来法で製
造されたものに比べてより一段と優れたサワー環境用高
強度鋼線の製造方法を提供することにある。
造されたものに比べてより一段と優れたサワー環境用高
強度鋼線の製造方法を提供することにある。
本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）Ｃ： ０．４０〜０．７０％、 Ｓｉ ： ０．
１０〜１％。
１０〜１％。
Ｍｎ：０．２０〜１％、Ｐ：０．０２５％以下、ｓ：０
．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を、断面減少率２５〜７５％の冷間加工
を行なった後、５００〜６２０ ’Ｃで球状化焼鈍し、
そ・の後、２５０〜４００ ”Ｃの温度範囲で０．２〜
２％の引張りひずみを与えることを特徴とするサワー環
境用高強度鋼線の製造方法。
．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を、断面減少率２５〜７５％の冷間加工
を行なった後、５００〜６２０ ’Ｃで球状化焼鈍し、
そ・の後、２５０〜４００ ”Ｃの温度範囲で０．２〜
２％の引張りひずみを与えることを特徴とするサワー環
境用高強度鋼線の製造方法。
（２）Ｃ： ０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜
１％。
１％。
Ｍｎ：０．２０〜１％、Ｐ：０．０２５％以下、ｓ二０
．０１０％以下、 ＡＩ ： ０．００８〜０．０５０
％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
鋼を、断面減少率２５〜７５％の冷間加工を行なった後
、５００〜６２０℃で球状化焼鈍し、その後、２５０〜
４００℃の温度範囲で０．２〜２％の引張りひずみを与
えることを特徴とするサワー環境用高強度鋼線の製造方
法。
．０１０％以下、 ＡＩ ： ０．００８〜０．０５０
％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
鋼を、断面減少率２５〜７５％の冷間加工を行なった後
、５００〜６２０℃で球状化焼鈍し、その後、２５０〜
４００℃の温度範囲で０．２〜２％の引張りひずみを与
えることを特徴とするサワー環境用高強度鋼線の製造方
法。
以下、本発明について詳細に説明する。
Ｃは、０．４０％未満では、球状化焼鈍後、所定の強度
が得られない。また、Ｃが０．７０％を超えると冷間加
工で強加工が困難となり、加工中に鋼線中心部に微細ク
ラックが発生してＨＩＣ特性が劣化するため、０．７０
％を上限とした。
が得られない。また、Ｃが０．７０％を超えると冷間加
工で強加工が困難となり、加工中に鋼線中心部に微細ク
ラックが発生してＨＩＣ特性が劣化するため、０．７０
％を上限とした。
Ｓｔは、脱酸剤として、最低０．１０％以上必要である
。その量は多くなるに従って強度が向上する。
。その量は多くなるに従って強度が向上する。
しかし、１％を超えると、脱炭が激しくなり、これが原
因となって冷間加工時に鋼線に割れが多発するため好ま
しくない。
因となって冷間加工時に鋼線に割れが多発するため好ま
しくない。
Ｍｎは、熱間脆性を防止するため０．２０％以上必要で
ある。また、Ｍｎは焼入性を向上させるため、パテンテ
ィングによって均一なパーライト組織を得るためにはそ
の量は多いほど望ましいが、１％を超えると中心偏析に
起因するＨＩＣの発生頻度が高くなるため１％を上限と
する。
ある。また、Ｍｎは焼入性を向上させるため、パテンテ
ィングによって均一なパーライト組織を得るためにはそ
の量は多いほど望ましいが、１％を超えると中心偏析に
起因するＨＩＣの発生頻度が高くなるため１％を上限と
する。
次に、Ｐは、粒界に偏析しやすいため、加工性を低下さ
せる。したがって、その量は少ないほうが好ましい。し
かし、連続鋳造で製造する場合、溶製温度を高くするた
め復Ｐが起こるので上限のみを０．０２５％に規定した
。
せる。したがって、その量は少ないほうが好ましい。し
かし、連続鋳造で製造する場合、溶製温度を高くするた
め復Ｐが起こるので上限のみを０．０２５％に規定した
。
Ｓは、Ｐと同様な弊害があるほか、耐食性の点で少ない
ほど好ましいが、現在経済的に製造できる０、０１０％
を上限とした。なお、Ｓは０．００１％までは工業的生
産が十分可能である。
ほど好ましいが、現在経済的に製造できる０、０１０％
を上限とした。なお、Ｓは０．００１％までは工業的生
産が十分可能である。
ＡＩは、脱酸剤および結晶細粒化元素として必要に応じ
て使用する。ＡＩ添加の場合、細粒化に必要なＡＩ量の
下限はｏ、 ｏ ｏ ｓ％である。一方、ＡＩが０、０
５０％を超えると非金属介在物量が増加するため、表面
欠陥起因の歩留低下を惹起する。
て使用する。ＡＩ添加の場合、細粒化に必要なＡＩ量の
下限はｏ、 ｏ ｏ ｓ％である。一方、ＡＩが０、０
５０％を超えると非金属介在物量が増加するため、表面
欠陥起因の歩留低下を惹起する。
上述の各元素のほかに、異形鋼線の肉厚が厚いために焼
入性が不足する場合には、０．６％以下のＣｒを添加す
ることが有効である。さらに、０．３％以下のＣｕおよ
び０．０２％以下のＷは鋼中への水素侵入を抑制する効
果があるので、必要に応じてこれらを添加すれば、より
一層耐ＨＩＣ特性を向上させることができる。
入性が不足する場合には、０．６％以下のＣｒを添加す
ることが有効である。さらに、０．３％以下のＣｕおよ
び０．０２％以下のＷは鋼中への水素侵入を抑制する効
果があるので、必要に応じてこれらを添加すれば、より
一層耐ＨＩＣ特性を向上させることができる。
以上の組成からなる線材を加工して鋼線とする。
本発明の鋼線とは、線材を異形引抜き、ローラーダイス
加工、あるいは圧延等の加工により、断面形状が円また
は異形（矩形や溝形）としたものを総称している。また
、ここでは、球状化焼鈍後の引張強さが７０〜８０ｋｇ
ｆ／−のものを高強度銅線と称している。なすわち、引
張強さが７０ｋｇｆ／−以上ないと苛酷な使用環境から
要求される内圧および外圧に耐えられず、鎧装線として
の効果がない。一方、引張強さが８０ｋｇｆ／−を超え
ると、球状化セメンタイトを連結するモードのＳＳＣが
発生しやすくなるため、上限を８０ｋｇｆ／−とした。
加工、あるいは圧延等の加工により、断面形状が円また
は異形（矩形や溝形）としたものを総称している。また
、ここでは、球状化焼鈍後の引張強さが７０〜８０ｋｇ
ｆ／−のものを高強度銅線と称している。なすわち、引
張強さが７０ｋｇｆ／−以上ないと苛酷な使用環境から
要求される内圧および外圧に耐えられず、鎧装線として
の効果がない。一方、引張強さが８０ｋｇｆ／−を超え
ると、球状化セメンタイトを連結するモードのＳＳＣが
発生しやすくなるため、上限を８０ｋｇｆ／−とした。
次に、本発明にかかわる加工方法に関して説明する。
通常、線材は加工前に熱処理を行うが、本発明において
は、パテンティング処理を行なう。これにより線材の組
織を均一な微細パーライト組織とし、断面減少率２５〜
７５％の加工に耐え得る性能を付与する。
は、パテンティング処理を行なう。これにより線材の組
織を均一な微細パーライト組織とし、断面減少率２５〜
７５％の加工に耐え得る性能を付与する。
本発明で断面減少率を２５〜７５％の範囲に限定した理
由を説明する。
由を説明する。
断面減少率２５％未満では、加工後の焼鈍で、セメンタ
イトの球状化が不十分となり、ＨＩＣが発生する。また
、断面減少率が７５％を超えると、例えば平圧線の端面
および内部に加工による割れが発生し、特に、内部割れ
はＨＩＣを誘発するので好ましくない。なお、本発明の
断面減少率は次式で定義する。
イトの球状化が不十分となり、ＨＩＣが発生する。また
、断面減少率が７５％を超えると、例えば平圧線の端面
および内部に加工による割れが発生し、特に、内部割れ
はＨＩＣを誘発するので好ましくない。なお、本発明の
断面減少率は次式で定義する。
Ｓ ：異形加工された鋼線の断面積
Ｓ０ ：素線（線材）の断面積
本発明の主要な特徴の第１は、断面減少率２５〜７５％
の冷間加工後、球状化焼鈍を行ない、加工ひずみを除去
するとともに、パーライト組織をフェライト（マトリッ
クス）中に微細な球状化セメンタイトの分散した組織に
変えることにある。
の冷間加工後、球状化焼鈍を行ない、加工ひずみを除去
するとともに、パーライト組織をフェライト（マトリッ
クス）中に微細な球状化セメンタイトの分散した組織に
変えることにある。
すなわち、焼鈍によって得られた球状化セメンタイト組
織は、従来の層状パーライト組織に比べてＨＩＣ特性が
著しく優れていることを新たに見出したのである。鋼中
に侵入した水素原子は、セメンタイト／フェライト界面
に集積し、そこにＨＩＣの核を形成するが、球状化セメ
ンタイトの場合には、応力集中が小さいため、耐ＨＩＣ
特性が優れていると考えられる。
織は、従来の層状パーライト組織に比べてＨＩＣ特性が
著しく優れていることを新たに見出したのである。鋼中
に侵入した水素原子は、セメンタイト／フェライト界面
に集積し、そこにＨＩＣの核を形成するが、球状化セメ
ンタイトの場合には、応力集中が小さいため、耐ＨＩＣ
特性が優れていると考えられる。
適正な球状化焼鈍温度範囲を求めるために、鉛パテンテ
イング処理された直径９．５ ａｎの線材を、伸線加工
および平圧延で平圧線としたのち、球状化焼鈍を実施し
た。球状化焼鈍は昇温２時間、保温４時間の条件で行な
った。結果を第１図に示す。
イング処理された直径９．５ ａｎの線材を、伸線加工
および平圧延で平圧線としたのち、球状化焼鈍を実施し
た。球状化焼鈍は昇温２時間、保温４時間の条件で行な
った。結果を第１図に示す。
７０ｋｇｆ／−以上の引張強さが得られるのは、Ｃ００
４２％の鋼線（・印：Ｃ０，４２％、Ｓｉ０．２２％。
４２％の鋼線（・印：Ｃ０，４２％、Ｓｉ０．２２％。
Ｍｎ Ｏ，７５％、Ｐｏ、０１５％、３０．００３％
、Ａｌ：ｏ、 ｏ ｏｓ％、断面減少率 ６７％）では
５５０℃以下、またＣ０．６５％の鋼線（Δ印：Ｃ０，
６５％、Ｓｉ０．２４％、ＭｎＯ，７１％、Ｐｏ、０１
５％、Ｓｏ、 ００５％、Ａｌ：０２５％、断面減少率
５８％）では６２０℃以下である。一方、引張強さを
８０ｋｇｆ／−以下に抑えられる球状化焼鈍温度は、Ｃ
０，４２％の鋼線では５００℃以上、Ｃ０，６５％の鋼
線では５２０℃以上必要である。したがって、本発明の
球状化焼鈍温度範囲は５００〜６２０℃となる。
、Ａｌ：ｏ、 ｏ ｏｓ％、断面減少率 ６７％）では
５５０℃以下、またＣ０．６５％の鋼線（Δ印：Ｃ０，
６５％、Ｓｉ０．２４％、ＭｎＯ，７１％、Ｐｏ、０１
５％、Ｓｏ、 ００５％、Ａｌ：０２５％、断面減少率
５８％）では６２０℃以下である。一方、引張強さを
８０ｋｇｆ／−以下に抑えられる球状化焼鈍温度は、Ｃ
０，４２％の鋼線では５００℃以上、Ｃ０，６５％の鋼
線では５２０℃以上必要である。したがって、本発明の
球状化焼鈍温度範囲は５００〜６２０℃となる。
本発明の主要な特徴の第２は、耐ＳＳＣ特性を向上させ
るために、以上の方法で製造した球状化焼鈍鋼線に、さ
らに２５０〜４００℃の温度範囲で０．２〜２％の引張
りひずみを付与することである。
るために、以上の方法で製造した球状化焼鈍鋼線に、さ
らに２５０〜４００℃の温度範囲で０．２〜２％の引張
りひずみを付与することである。
ＳＳＣの原因は、サワー環境から鋼材中に侵入した水素
が、負荷応力により生じた微小降伏領域に拡散してそこ
に凝集する結果、降伏現象が加速されてマイクロクラン
クが生じるためと考えられる。従って、耐ＳＳＣ特性を
向上させるためには、マクロ的な降伏現象がはじまる前
の局部的な微小降伏現象を阻止することが重要である。
が、負荷応力により生じた微小降伏領域に拡散してそこ
に凝集する結果、降伏現象が加速されてマイクロクラン
クが生じるためと考えられる。従って、耐ＳＳＣ特性を
向上させるためには、マクロ的な降伏現象がはじまる前
の局部的な微小降伏現象を阻止することが重要である。
すなわち、鋼材の降伏強度を高めることが効果を発揮す
る。
る。
しかし、−船釣には、降伏強度を高めることにより、引
張強さは増加する。引張強さの増加は、前述したように
、ＳＳＣ発生の危険性を高めるため、好ましいことでは
ない。
張強さは増加する。引張強さの増加は、前述したように
、ＳＳＣ発生の危険性を高めるため、好ましいことでは
ない。
本発明者は、降伏強度を高めるが、引張強さやほかの機
械的性質に与える影響の少ない加工方法を研究し、その
結果、球状化焼鈍後の鋼線を青熱脆性温度に加熱し、そ
の温度でわずかな引張りひずみを与えること（以下、ヒ
ートストレッチングという）により目標とする高い降伏
強度が得られ、その結果、耐ＳＳＣ特性が大幅に向上す
るという、従来なかった新しい知見を得るに至った。
械的性質に与える影響の少ない加工方法を研究し、その
結果、球状化焼鈍後の鋼線を青熱脆性温度に加熱し、そ
の温度でわずかな引張りひずみを与えること（以下、ヒ
ートストレッチングという）により目標とする高い降伏
強度が得られ、その結果、耐ＳＳＣ特性が大幅に向上す
るという、従来なかった新しい知見を得るに至った。
ヒートストレッチングにおける引張りひずみは、０．２
％未満ではＳＳＣ改善効果が不十分である。
％未満ではＳＳＣ改善効果が不十分である。
引張りひずみの増加に伴って降伏強度は上がり、それに
伴ってＳＳＣ発生下限応力も上昇する。しかし、２％を
超えると、ＨＩＣが発生し、ＳＳＣ発生下限応力も低下
傾向を示すため２％を上限とする。
伴ってＳＳＣ発生下限応力も上昇する。しかし、２％を
超えると、ＨＩＣが発生し、ＳＳＣ発生下限応力も低下
傾向を示すため２％を上限とする。
ヒートストレッチング温度に関しては、２５０℃未満で
はＨＩＣが発生し、また、ＳＳＣ発生下限応力も低い。
はＨＩＣが発生し、また、ＳＳＣ発生下限応力も低い。
一方、４００″Ｃを超えると降伏強度が低下するため、
耐ＳＳＣ特性は著しく低下する。以上の理由により、ヒ
ートストレッチング温度は２５０〜４００℃とする。
耐ＳＳＣ特性は著しく低下する。以上の理由により、ヒ
ートストレッチング温度は２５０〜４００℃とする。
ヒートストレッチング装置としては、長尺のコイル状鋼
線を加熱しながら連続的に処理できるものでなければな
らない。この意味からは、鋼線を供給する側のプーリの
回転速度に対し、銅線を巻き取る側のプーリの回転速度
を少し速くすることにより銅線に一定のひずみを与え、
同時に両プーリ間にある緊張鋼線を誘導加熱方式ないし
は通電加熱方式により加熱できるような機構を備えた装
置が望ましい。
線を加熱しながら連続的に処理できるものでなければな
らない。この意味からは、鋼線を供給する側のプーリの
回転速度に対し、銅線を巻き取る側のプーリの回転速度
を少し速くすることにより銅線に一定のひずみを与え、
同時に両プーリ間にある緊張鋼線を誘導加熱方式ないし
は通電加熱方式により加熱できるような機構を備えた装
置が望ましい。
実施例
鉛パテンテイングによって微細なパーライト組織にされ
た直径９．５ ｍの線材を伸線加工により直径５Ｉｌａ
ｆｉの鋼線とし、ついで、平圧延にて、厚み０．９〜２
．８５ｍｎ０平圧線とした。これを球状化焼鈍したのち
、上述したような機構を備えたヒートストレッチング装
置を用いて鋼線を誘導加熱しながら０．２〜２％の引張
りひずみを与えた。
た直径９．５ ｍの線材を伸線加工により直径５Ｉｌａ
ｆｉの鋼線とし、ついで、平圧延にて、厚み０．９〜２
．８５ｍｎ０平圧線とした。これを球状化焼鈍したのち
、上述したような機構を備えたヒートストレッチング装
置を用いて鋼線を誘導加熱しながら０．２〜２％の引張
りひずみを与えた。
ＨＩＣ特性の評価は次の方法でおこなった。上述の平圧
線を長さ１００ｍ＋＋に切断し、５％ＮａＣＪ −０，
５％ ＣＨ３ＣＯ０ＨＨｉｓ飽和溶液に２５℃で９６時
間浸漬後、３箇所研磨し、ミクロクラックの有無を光学
顕微鏡で観察した。
線を長さ１００ｍ＋＋に切断し、５％ＮａＣＪ −０，
５％ ＣＨ３ＣＯ０ＨＨｉｓ飽和溶液に２５℃で９６時
間浸漬後、３箇所研磨し、ミクロクラックの有無を光学
顕微鏡で観察した。
ＳＳＣ特性の評価は次の方法で行った。上述の平圧線を
そのままの状態で試験片とし、両端をつかんで実際の降
伏強度の８０〜１１０％の引張応力を与えた。試験片の
中央部２００ｍｍをサワー環境、すなわち、上述のＨＩ
Ｃ試験と同じ組成の溶液中に浸漬した。溶液の温度は２
５℃とした。このような状態で７２０時間の負荷試験を
実施し、破断の生じない最大応力、すなわち、ＳＳＣ発
生下限応力を測定した。
そのままの状態で試験片とし、両端をつかんで実際の降
伏強度の８０〜１１０％の引張応力を与えた。試験片の
中央部２００ｍｍをサワー環境、すなわち、上述のＨＩ
Ｃ試験と同じ組成の溶液中に浸漬した。溶液の温度は２
５℃とした。このような状態で７２０時間の負荷試験を
実施し、破断の生じない最大応力、すなわち、ＳＳＣ発
生下限応力を測定した。
使用した鋼線の化学成分、冷間加工、焼鈍温度、ヒート
ストレッチング条件などの製造条件ならびに製品の機械
的性質、耐サワー特性を第１表に示す。
ストレッチング条件などの製造条件ならびに製品の機械
的性質、耐サワー特性を第１表に示す。
ＮｃＬ１〜４、Ｎｏ、１０およびＮ（１１１、Ｎｏ、１
８〜２１、Ｎα２４〜２７は本発明法と二つの従来法の
比較を行なったもので、同一製造工程で焼鈍鋼線を製造
したのち、本発明法では３３０〜３６０℃において０．
８〜２．０％の引張りひずみを付与するヒートストレッ
チングを行なった。本発明法で製造された鋼線は、いず
れも引張強さが７５ｋｇｆ／−以上有り、従来法で製造
された鋼線に比べ、降伏強度が高い。また、ＳＳＣ発生
下限応力は７０ｋｇｆ／−以上と、従来法のいずれにお
いても達成できなかった高いレベルに達している。
８〜２１、Ｎα２４〜２７は本発明法と二つの従来法の
比較を行なったもので、同一製造工程で焼鈍鋼線を製造
したのち、本発明法では３３０〜３６０℃において０．
８〜２．０％の引張りひずみを付与するヒートストレッ
チングを行なった。本発明法で製造された鋼線は、いず
れも引張強さが７５ｋｇｆ／−以上有り、従来法で製造
された鋼線に比べ、降伏強度が高い。また、ＳＳＣ発生
下限応力は７０ｋｇｆ／−以上と、従来法のいずれにお
いても達成できなかった高いレベルに達している。
Ｎｏ、 ５〜９は、ヒートストレッチング時の引張りひ
ずみが、また、陥、１３〜１７は、ヒートストレッチン
グ時の温度が異形線の特性におよぼす影響を示したもの
である。本発明が規定する範囲内のヒートストレッチン
グ条件を選択することによりＨＩＣの発生がなく、かつ
、ＳＳＣ発生下限応力が７０ｋｇｆ／−以上ある耐サワ
ー特性に優れた異形線を製造できる。
ずみが、また、陥、１３〜１７は、ヒートストレッチン
グ時の温度が異形線の特性におよぼす影響を示したもの
である。本発明が規定する範囲内のヒートストレッチン
グ条件を選択することによりＨＩＣの発生がなく、かつ
、ＳＳＣ発生下限応力が７０ｋｇｆ／−以上ある耐サワ
ー特性に優れた異形線を製造できる。
以上に説明したように、本発明によれば、７０ｋｇｆ／
−以上の引張強さを有し、耐ＨＩＣ特性ならびに耐ＳＳ
Ｃ特性が格段に改善されたサワー環境用高強度鋼線を製
造することが可能である。
−以上の引張強さを有し、耐ＨＩＣ特性ならびに耐ＳＳ
Ｃ特性が格段に改善されたサワー環境用高強度鋼線を製
造することが可能である。
第１図は焼鈍温度と引張強さの関係を示す図である。
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜１
％、Ｍｎ：０．２０〜１％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ
：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなる鋼を、断面減少率２５〜７５％の冷間
加工を行なった後、５００〜６２０℃で球状化焼鈍し、
その後、２５０〜４００℃の温度範囲で０．２〜２％の
引張りひずみを与えることを特徴とするサワー環境用高
強度鋼線の製造方法。 - （２）Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜１
％、Ｍｎ：０．２０〜１％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ
：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００８〜０．０５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
を、断面減少率２５〜７５％の冷間加工を行なった後、
５００〜６２０℃で球状化焼鈍し、その後、２５０〜４
００℃の温度範囲で０．２〜２％の引張りひずみを与え
ることを特徴とするサワー環境用高強度鋼線の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10409090A JP2840977B2 (ja) | 1990-04-19 | 1990-04-19 | サワー環境用高強度鋼線の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10409090A JP2840977B2 (ja) | 1990-04-19 | 1990-04-19 | サワー環境用高強度鋼線の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH042720A true JPH042720A (ja) | 1992-01-07 |
| JP2840977B2 JP2840977B2 (ja) | 1998-12-24 |
Family
ID=14371429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10409090A Expired - Fee Related JP2840977B2 (ja) | 1990-04-19 | 1990-04-19 | サワー環境用高強度鋼線の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2840977B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06137319A (ja) * | 1992-10-27 | 1994-05-17 | Toyo Kohan Co Ltd | 熱交換ロールおよびこれを用いた加熱、冷却ロール装置 |
| WO1998010113A1 (fr) * | 1996-09-09 | 1998-03-12 | Institut Français Du Petrole | Procede de fabrication de fils en acier auto-trempant, fils de forme et application a une conduite flexible |
| WO2014178303A1 (ja) * | 2013-04-30 | 2014-11-06 | 新日鐵住金株式会社 | 平鋼線 |
| WO2015159650A1 (ja) * | 2014-04-18 | 2015-10-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱間圧延線材 |
| KR20170099365A (ko) | 2016-02-23 | 2017-08-31 | 가부시키가이샤 사사꾸라 | 냉각 롤 및 그 제조 방법 |
| EP3674425A1 (en) * | 2018-12-31 | 2020-07-01 | GE Oil & Gas UK Limited | Steel wire |
-
1990
- 1990-04-19 JP JP10409090A patent/JP2840977B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06137319A (ja) * | 1992-10-27 | 1994-05-17 | Toyo Kohan Co Ltd | 熱交換ロールおよびこれを用いた加熱、冷却ロール装置 |
| WO1998010113A1 (fr) * | 1996-09-09 | 1998-03-12 | Institut Français Du Petrole | Procede de fabrication de fils en acier auto-trempant, fils de forme et application a une conduite flexible |
| FR2753206A1 (fr) * | 1996-09-09 | 1998-03-13 | Inst Francais Du Petrole | Procede de fabrication de fils en acier auto-trempant, fils de forme et application a une conduite flexible |
| WO2014178303A1 (ja) * | 2013-04-30 | 2014-11-06 | 新日鐵住金株式会社 | 平鋼線 |
| JPWO2014178303A1 (ja) * | 2013-04-30 | 2017-02-23 | 新日鐵住金株式会社 | 平鋼線 |
| WO2015159650A1 (ja) * | 2014-04-18 | 2015-10-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱間圧延線材 |
| JP2015212412A (ja) * | 2014-04-18 | 2015-11-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱間圧延線材 |
| KR20170099365A (ko) | 2016-02-23 | 2017-08-31 | 가부시키가이샤 사사꾸라 | 냉각 롤 및 그 제조 방법 |
| EP3674425A1 (en) * | 2018-12-31 | 2020-07-01 | GE Oil & Gas UK Limited | Steel wire |
| WO2020141067A1 (en) * | 2018-12-31 | 2020-07-09 | Ge Oil & Gas Uk Limited | Steel wire |
| CN113330124A (zh) * | 2018-12-31 | 2021-08-31 | 贝克休斯能源科技英国有限公司 | 钢丝 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2840977B2 (ja) | 1998-12-24 |
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|---|---|---|---|
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