JPS61223168A - 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、１５０ｋｓｉ　（１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ”
　）を越える降伏強さく０．２％耐力）を有しかつ耐遅
れ破壊性に優れ、油井管等の用途に好適な高強度鋼に関
するものである。

従来の技術 近年、長期的展望に立ったエネルギー確保の必要性が各
方面から叫ばれるようになってきたことに呼応して、世
界の各地に於いて新たな油田やガス田の開発が盛んに行
なわれるようになって来ており、従来は放置されていた
地表深層部のような苛酷な環境の石油や天然ガスにまで
開発の目が向けられるようになるなど、エネルギー採取
にもこれまで以上に高度な技術が必要となってきている
。

例えば最近では、深さが１５０００フイ一ト以上という
極めて深い場所や、深さ１フイート当たり０．５ｐｓｉ
　（ＯＪ５１５ｇｆ／ｍｍ”　）以上の圧力増加が見込
まれるところの、所謂“標準状態”よりも高い地圧を持
つ地層にも、石油や天然ガス採取用の井戸を掘ることが
多くなってきている。このような環１　　　　　　境下
で安定した作業を行なうには、Ｖ−１５０クラス以上［
Ｓ　Ｍ　Ｙ　Ｓ　（Ｓｐｅｃｉｆｉｅｄ　ＭｉｎｉＩＩ
Ｉｕｍ　ＹｉｅｌｄＳｔｒｅｎｇｔｈ、規格最小降伏強
さ）が１５０ｋｓｉ　（１０５，５ｋｇｆ１０＋ｍ”）
以上〕の極めて高い強度を有する油井管が必要であると
され、その安定供給に対する要望がとみに高まって来て
いるのが現状である。

しかし、従来から油井管として使用されている低合金鋼
では、Ｖ−１５０クラス以上の高強度を有するようなも
のになると、オーステナイト粒界が脆化することにも起
因して降伏点以下の静荷重でも破壊に至るという“遅れ
破壊”の危険を内在するようになるものであった。また
一般に油田では井戸が古くなって自噴しなくなって来る
と、２次回収と称して、水圧やガス圧をかけたり酸を添
加（Ａｃｉｄｉｚｉｎｇ）　して汲み上げ効率を向上し
ているが、このように酸の添加を行なう場合や、酸性環
境下の油田においては、低合金鋼では従来は水素の彩管
によって遅れ破壊の危険性が大きくなるという問題があ
った。

一方、１８Ｎｉ　−５Ｍｏ　−７，５Ｃｏ系等のマルエ
ージング鋼やオーステナイト系の高合金や高合金鋼は、
通常の低合金鋼よりも耐遅れ破壊性に優れていることが
知られている。しかしながら、マルエージング鋼は％Ｃ
Ｏを含有しているのでコストが高く、低温靭性が良くな
い等の問題がある。他方、オーステナイト系の高合金や
高合金鋼には、強度を得るために大きな加工量で冷間加
工を施さねばならず非能率的であり、ＮｉやＣｒ等の含
有量が高いので、コスト高となるといった問題があって
、いずれも単なる高強度油井管用として用いられること
はなく、特に経済性の点から一部の極く限られた環境下
で実用に供されているにすぎないものであった。

一方、特開昭５８−６１２１９号及び特開昭５８−８４
９６０号に耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼が開示されて
いる。しかしながら、特開昭５８−６１２１９号に記載
の鋼では、専らＰ及びＮを低減して結晶粒界の清浄化の
効果を追求するのみであり、更にオーステナイト粒度が
大きいために、上記した苛酷な環境で十分な耐遅れ破壊
性を発揮することができない。

他方、特開昭５８−８４９６０号に記載の鋼も、専らＬ
ｘによるＰの偏析抑制とＣａによる硫化物形態の制御の
効果を追求するのみで、この公開公報に記載の鋼も上記
した苛酷な環境で十分な耐遅れ破壊性を発揮することが
できない。

本発明の解決しようとする問題点 本発明は、上述の如き従来技術の問題点に鑑み、１５０
ｋｓｉ　（１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ”）を越える降伏強
さを有するとともに、耐遅れ破壊性が従来の低合金鋼を
用いたものよりも一段と優れ、且つ１８Ｎｉマルエージ
ング鋼やオーステナイト系の高合金や高合金鋼よりもは
るかに廉価な、油井管としての用途に好適な高強度鋼を
提供することを目的とする。

問題点を解決するための手段 本発明者等は、上述の目的を達成するため、鋼材の化学
成分、熱処理をはじめとする製造条件、それによって得
られる組織と特性との関係について詳細な研究を重ねた
結果、以下（ａ）〜（０に示すような知見を得るに至っ
た。即ち、 （ａ）　　遅れ破壊は、静荷重下に右かれた鋼が成る時
間を経過後、突然に脆性的な破断を呈する現象であり、
外部環境から鋼中に侵入した水素や、メッキ等によって
侵入した鋼中水素等により発生する一種の水素脆性とさ
れているものであるが、鋼のオーステナイト粒度をＡＳ
ＴＭＮ（Ｌで８．５以上の細粒に調整して焼入れし、マ
ルテンサイトあるいは低温ベイナイトの組織を得て焼戻
し処理すれば、遅れ破壊の発生が抑制されることが判っ
た。

υ　鋼中の炭化物は水素の集積場所となり、従ってこの
炭化物が針状、棒状等切欠欠陥形状を呈したり、粗大に
凝集したりする場合には、そこが起点となって遅れ破壊
が発生しやすいが、鋼中にＺｒを含有せしめると炭化物
が球状微細に分散されて耐遅れ破壊性が著しく改善され
ることが判った。

（Ｃ）　　焼入れした鋼を５８０℃以上でＡｃ１点以下
の高温でＰＬＭ≧１６．８Ｘ１０３［但しＰ　ＬＭ　＝
　Ｔ　（２０＋　ｌｏｇ　ｔ）で、Ｔ：焼戻し温度じＫ
）、ｔ：保持時間（ｈｒ））の条件で焼戻しすれば、炭
化物の球状化がなされて、遅れ破壊の発生が抑制される
ことが判った。

”　　　　　　　（ｄ）　　Ｃ：０．１５〜０．４５％
、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．５０％
を含む鋼に、合金成分として、Ｃｒ　：　０．５０〜２
．００％、Ｍｏ＋各Ｗ：ＯＪＯ〜１．５０％、Ｖ：０．
０１〜０．２０％、Ｎｂ：　０．００５〜０．２０％を
含有させれば、Ａｃｓ点以点心上熱して焼入れの後、５
８０℃以上でＡｃ１点以下の温度で且つ上記Ｐ０値がＰ
０≧１６．８Ｘ１Ｇ’の条件で焼戻し処理しても、オー
ステナイト粒度のＡＳＴＭＮαが８．５以上であれば、
降伏強さで１５０ｋｓｉ　（１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ”
）を越す高強度゛が安定して得られ、耐遅れ破壊性にも
優れていることが判った。

（ｅ）　　鋼中のＮｉは特に低ｐＨｍ境下でピッティン
グ（孔食）の発生を促し、そこが起点となって遅れ破壊
が起るが、Ｎｉ含有量を０．１０％以下に抑えるとピッ
ティングの発生が抑制され、従って耐遅れ破壊性も改善
されることが判った。

（０オーステナイト粒の微細化は降伏比（降伏強さ／引
張強さ）を上昇させ、従って、同じ降伏強さに対して引
張強さを抑えることができるという点からも耐遅れ破壊
性改善に有効であることが判った。

本発明は上記知見に基づいてなされたものであって、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ　：０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ　：　０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：勤＋１／２Ｗ
で０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ　：　０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：Ｑ、Ｑｌ〜０．１０％、 を含有し、必要に応じてさらに、 第１区分：Ｔｉ：０．０１〜０．１０％第２区分：　Ｂ
　：０．０００３〜０．００５０％第３区分：　Ｃａ　
：　０．００１〜０．０３０％０１種以上を含み、残部
がＦｅ及び不可避不純物からなり、かつ不純物中のＰｓ
、Ｎｔの含有量が夫々、Ｐ　：　０．０２０％以下、 Ｓ　：　０．０１０％以下、 Ｎｉ：０．１０％以下、 であり、Ａｃｓ点以点心上熱後焼入れされ、その後５８
０℃以上でＡｃ＋点以下の温度で且つＰＬＭ≧１６．８
　Ｘ１０３〔但しＰ　Ｌ、＝　Ｔ　（２０＋　ｌｏｇ　
ｔ）で、Ｔ：焼戻し温度じＫ）、ｔ：保持時間（ｈｒ）
　）を満たす条件で焼戻された、オーステナイト粒度が
ＡＳＴＭＮαで８．５以上の耐遅れ破壊性の優れた高強
度鋼を提供する点に特徴を有するものである。

作用 次に本発明において、鋼の成分組成及び熱処理と粒度を
上記の通りに限定した理由を説明する。

（１）　　成分組成の限定理由 Ｃ：　Ｃは鋼の焼入性増加、強度増加に加えて細粒化の
ためにも有効な成分であるが、０．１５％未満では強度
低下及ｄ焼入性劣化をきたし、従って所望強度に対して
、炭゛化物球状化のための高温での焼戻し処理が行なえ
ず、又所望の細粒鋼を得難くなり、遅れ破壊感受性が大
きくなる。

一方、０．４５％を越えてＣを含有すると、焼入れ時の
焼割れ感受性が増加し、また靭性劣化をも招くことから
Ｃ含有量を０．１５〜０．４５％と定めた。

Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸及び強度を高めるのに必要な元素
であるほか、変態点を上げて高温焼戻しが安定して行な
えるようにするためにも有効である。

しかしながら、Ｓｉの含有量が１．５０％を越えると靭
性の劣化が著しくなり、又低ｐＨＥ！境では耐遅れ破壊
性を劣化させることともなるので、その上限を１．５０
％とした。

なお、オーステナイト粒を可及的に小さくして、耐遅れ
破壊性を一層向上させるためにはＳｉ含有量を０．８０
％以下とすることが好ましく、更に低ｐＨ環境下での耐
遅れ破壊性をより一層向上させるためには、（Ｓｉ　＋
Ｍｎ　）の値を０．８０％以下とすることが好ましい。

Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のほか焼入性の向上に有効な元
素であるが、多量に含有させると鋼の加工性や耐遅れ破
壊性を劣化するようになることから、その上限を１．５
０％とした。低合金鋼の場合、低ＰＨ１環境下での遅れ
破壊感受性低減のためには（Ｓｉ＋Ｍｎ）の値を０．８
０％以下に低減することが有効であるが、Ｉｎ含有量を
０．０１％未満とすることは鋼の製造上極めて困難であ
り、コストアップを招くことから、Ｍｎの含有量を０．
０１〜１．５０％とした。安定した細粒鋼を得るには０
．２０％以上の添加が好ましい。

Ｃｒ：Ｃｒは鋼の焼入性、強度及び焼戻し軟化抵抗性を
増大させる作用があり、高温焼戻し処理して高強度鋼を
得るのに有効な元素であるが、その含有量が０．５％未
満では前記作用に所望の効果を得ることができず、一方
、２．０θ％を超えて含有させると靭性の劣化及び焼割
れ感受性の増大を来すことから０．５０〜２．００％と
した。

Ｍｏ５Ｗ：ＭｏとＷはいずれも鋼の焼入性、強度、靭性
、耐食性および焼戻し軟化抵抗性を増大させ、高温焼戻
し処理を可能にして耐遅れ破壊性を向上させる効果を有
するので、ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方を含
有することとした。

ＭｏとＷの含有量に関して（Ｍｏ十″／ＡＷ）で規定す
るのは、ＷがＭｏに対して原子量が約２倍で、上記した
効果の点ではＭｏの約半分となるからである。

（Ｍｏ十％Ｗ）の値が０，３０％未満では上記作用に所
望の効果が得られず、他方この値が１．５０％を越える
とそれらの添加効果が飽和してしまい、より一層の強度
上昇効果を得ることができず、実質的に不必要な量のＭ
ｏ及びＷの含有となってコスト上昇を招くので、Ｍｏお
よび／またはＷの含有量を、（Ｍｏ　＋　’Ａ　Ｗ）の
値で０．３０〜１．５０％とした。

■：　■は鋼の強度上昇、焼戻し軟化抵抗の付与と細粒
化に有効な元素であり、高温焼戻し処理を可能にして耐
遅れ破壊性を向上させるのに有効であるが、０．０１％
未満では前記効果が得られず、一方、０．２０％を越え
る多量の■の添加をすると靭性の劣化を招くこととなる
ので０．０１〜０．２０％とした。

Ｎｂ：Ｎｂは鋼の強度、靭性の向上と焼戻し軟化抵抗の
付与、細粒化に対して効果を有し、耐遅れ破壊性の向上
に対しても効果があるが、０．００５％未満ではその効
果が十分でなく、一方、０．２０％を越えて含有させて
も前記効果が飽和してしまい、また靭性の劣化をも招く
こととなるので、０．００５〜０．２０％とした。

Ｚｒ：Ｚｒは本発明において重要な元素であって鋼中に
炭化物を球状微細に分散させて耐遅れ破壊性を著しく改
善させる効果を有するが、０．０１％未満ではその効果
が小さく、一方０．１５％を超えると靭性劣化をきたす
ので０．０１〜０．１５％とした。

Ａｌ：　　Ａｌは鋼の脱酸の安定化、均質化および細粒
化を図る゛のに有効であるが、０．０１％未満では所望
の効果を得ることができず、他方、０，１０％を越えて
含有させてもその効果は飽和してしまい、また介在物の
増大により疵が発生し、靭性も劣化するので０．０１〜
０．１０％とした。

Ｐ及びＳ：　降伏強さが特に１５０ｋｓｉ　（１０５，
５ｋｇｆ／ｍ＋ｓ”）を超える“低合金高強度鋼におい
ては、鋼の靭性向上を図り、又耐遅れ破壊性向上のため
には不純物であるＰ及びＳの量を可及的に少なくするの
が望ましいが、鋼の製造コストとのバランスを考慮して
、Ｐ及びＳの含有量の上限を夫々０．０２０％、０．０
１０％とした。

Ｎｉ：Ｎｉは特に低ｐＨ環境下でのピッティングの発生
を促し、そこが起点となって遅れ破壊を発生させるので
、耐遅れ破壊性改善のため不純物としてのＮｉを０．１
０％以下と定めた。

Ｔｉ：Ｔｉは鋼の強度上昇と微細化に有効な元素である
が、０．０１％未満では前記効果が得られず、一方０．
１０％を越えて添加すると靭性の劣化を招くこととなる
ので、０．０１〜０．１０％の範囲とした。

Ｂ：　Ｂは焼入性を向上させ、これを通じて強度、靭性
、耐遅れ破壊特性を向上させるのに有効である。しかし
乍らＢ量が０．０００３％未満ではその添加効果が得難
く、又、０．００５０％を越えて含有させても添加効果
が飽和してそれ以上の特性向上効果が期待できず、逆に
靭性や耐遅れ破壊性の劣化を招く場合も生ずるので、Ｂ
の含有量をｏ、　ｏｏｏａ〜０、００５０％とした。

Ｃａ：Ｃａは鋼中介在物を球状化して、特に高強度鋼に
おいて、圧延方向と直角方向の靭性を向上させるのに有
効であるが、０．００１％未満ではその効果が得られず
、他方、０．０３０％を越えると、その効果が飽和する
のみならず、却ってその酸化物等の非金属介在物が増加
して、鋼の清浄性が低下し、遅れ破壊感受性を高めるこ
ととなる。従って、Ｃａの含有量範囲を０．００１〜０
．０３０％とした。

（２）熱処理と粒度の限定理由 従来、降伏強さが１５０ｋｓｉ　（１０５，５ｋｇｆ／
ｍｍ２）を越える低合金鋼製の高強度油井管は、熱延鋼
管をＡｃ３点以上に再加熱した後焼入れするか、或いは
熱間で製管した後＾ｒ３点以上の温度から直接に焼入れ
し、その後へ自点以下の温度で焼戻すことにより製造し
ている。しかしながら、直接焼入れした鋼管ではオース
テナイト粒が粗大であり（ＡＳＴＭＮ１７程度以下）遅
れ破壊に対する感受性が極めて大きい。一方、再加熱焼
入れしたものの場合は、遅れ破壊特性はオーステナイト
粒度と焼戻し温度によって大きく変化することが本発明
者等の研究により明らかとなった。

即ち、本発明者等は、Ｃ，Ｓｉ、　Ｍｎ、　ＣｒＳＭｏ
、Ｗ。

■、Ｎｂ、　Ｚｒ、　ＡＩ、ＰｌＳ及びＮｉの含有量が
本発明の範囲内にある種々の鋼を用い、熱処理、加工熱
処理、冷間加工と熱処理の組合せ等積々の手段を用いて
オーステナイト粒度を変化させ、これを４５０〜６５０
℃で３０分焼戻し処理した。夫々の鋼板から平行部８．
５．、φの丸棒引張試験片を採取して引張試験を行ない
、１７０ｋｓｉ　（１１９，５ｋｇｆ／ｌｌ１ｍ２）近
傍の降伏強さく０．２％耐力）を有すると確認されたも
ののみについて遅れ破壊特性を調査した。

遅れ破壊特性は、第１図（ａ）に全体の斜視図を、第１
図（ハ）にＵノツチ部の詳細を示した試験片を１つの焼
戻し処理鋼板から５本ずつ切り出し、このＵノツチ部に
くさびを挿入した後８０℃の温水中に５０００時間浸漬
して、割れ発生の有無を調べて調査し、その結果を第２
図に示した。第２図において、○は５本の試験片のすべ
てに割れの発生が認められないことを示し、×は５本の
試験片のいずれか又は全部に割れ発生が認められたこと
を示す。

第２図に示すように、オーステナイト粒度がＡ３７ＭＮ
α８．５未満の場合には焼戻し温度を高くしても割れが
発生し、一方、焼戻し温度が５８０℃未満の場合はオー
ステナイト粒度をＡＳＴＭＮＬＩＬで８．５以上の微細
粒としても割れが発生することが判った。従って、本発
明ではオーステナイト粒度をＡＳＴＭＮｏ．で８．５以
上に調整して焼入れし、且つ焼戻しを５８０℃以上で行
なった鋼に制限する。

次に、焼入れの加熱温度をＡｃ３点以上としたのは均一
なオーステナイト組織から焼入れするためである。なお
、焼入れのための加熱温度の上限はオーステナイト粒粗
大化開始温度以下とするのが好★しく、上述したように
最終焼入れ処理でＡｓＴＭｌｋで８．５以上の細粒オー
ステナイト粒が得られるようにする必要がある。

次に、本発明者等は、０．３０％Ｃ−０，３０％Ｓｉ　
−０，４３％Ｍｎ−０，６４％Ｃｒ　−０，４６％Ｍｏ
−０，０５％Ｖ−０，０４１％Ｎｂ−０、０４０％Ｚｒ
　−０，０３９％＾１−０．００８％Ｐ　−０，００２
％Ｓ−０，０３％Ｎｉ　（へ自点ニア５５℃、Ａｃ５点
＝８５０℃）の組成を有する鋼を用いて、オーステナイ
ト粒度をＡＳＴＭＮｏ．で１０．５に調整して焼入れし
、これを６００℃に加熱し保持時間をそれぞれ５分、１
０分、１５分、３０分として焼戻しを行ない、焼戻し後
の鋼片について上記と同様な遅れ破壊試験を行なった。

この実験結果より、５分及び１０分の焼戻し処理をした
ものには夫々２１５．１１５の割合で、割れが認められ
た。しかるに１５分、３０分の焼戻しを行なったものに
は割れは認められなかった。

６００℃で１０分の焼戻しについては、Ｐ　ＬＭ　＝　
１６．７８　Ｘ　１０’、又６００℃で１５分の焼戻し
については、Ｐ　ＬＭ　＝　１６．９３８１０３、 である。

従って、本発明ではＰＬＭＩ≧１６．８　ＸｌＧ３なる
条件を設けた。なお、この条件は焼戻し温度が５８０℃
では３０分以上の焼戻しが必要なことを示すものである
。すなわち、上述したように５８０℃以上で、且つＰＬ
Ｍ≧１６，８　ＸＩＯ’のときに炭化物がよく球状化さ
れて遅れ破壊感受性が低減されることを上１　　　　　
　記実験で確認した。

一方、上記鋼を５５０℃で３時間焼戻し処理したもの（
ＰＬＭ１＝　１６．９　Ｘ　１０３）について前記の遅
れ破壊試験をしたところ、１１５の割合で割れが発生し
ていた。このことからも、焼戻しに関しては、５８０℃
以上且ツＰＬＭ≧１６．８　ＸＩＯ’のいずれか一方の
条件が欠けても耐遅れ破壊性向上に好ましくないことが
明らかである。

従って、本発明の方法では、５８０℃以上であり且つＰ
ＬＭ≧１６．８　ｘ　１０’を焼戻しの条件として規定
したものである。

又、この場合焼戻し温度がへ自点を超えると鋼材強度が
大幅に変動するのみならず、遅れ破壊感受性が大きくな
るので焼戻し温度はＡｃ１点以下と定めた。

次に、本発明を実施例により比較例と対比しながら説明
する。なお、これらの実施例は本発明の効果を示す単な
る例示であって、本発明の技術的範囲を何隻制限するも
のでないことは勿論である。

実施例１ まず、第１表に示す化学成分組成の鋼１〜１７を溶製し
た。次いで、これらの鋼を加熱・圧延し、第２表に示す
条件にて焼入れ、焼戻しを行なった。

焼戻し前のものについてオーステナイト粒度（ＡＳＴＭ
Ｎｏ．）を測定し、焼戻し後のものについて引張試験と
遅れ破壊試験を行なった。

引張試験は、平行部８．５ｍｍφの丸棒試験片を用いて
行ない、遅れ破壊試験は次の条件にて実施した。即ち、
各鋼種の鋼材から、第１図に示す試験片を５本ずつ切り
出した。第１図（ａ）はＵノツチ付き試験片の全体形状
を示し、第１図（ハ）は試験片のＵノツチの詳細を示す
。このＵノツチにくさびを静的に挿入した後、８０℃の
温水中に５０００時間浸漬して割れ発生の有無を調べた
。

得られた試験結果も併せて第２表に示す。

第２表に示す結果から、本発明の化学成分範囲の鋼は５
８０℃以上、ＰＬＭＩ≧１６．８　Ｘ　１０’の条件で
焼戻ししても、１５０ｋｓｉ　（１０５，５ｋｇｆ／ｍ
ｍ”）を越える降伏強さく０．２％耐力）が得られ、し
かも遅れ破壊の発生が零であって、比較鋼に比べて強度
と耐遅れ破壊特性のいずれか一方又は双方が優れ、強度
と耐遅れ破壊性のバランスが極めて良好であることが明
らかである。

実施例２ 第３表に示す化学成分組成の鋼１８〜２０を溶製した。

次いで、これらの鋼を加熱・圧延し、第４表に示す条件
にて焼入れし、次に焼戻しを行なった。

焼戻し前のものについてオーステナイト粒度（ＡＳＴＭ
Ｎｏ．）を測定し、焼戻し後のものについて実施例１と
同じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった。

このようにして得られた試験結果も併せて第４表に示す
。

第４表に示した結果からも、本発明の化学成分の範囲内
の鋼は５８０℃以上、Ｐ０≧１６．８ｘｌＯ’の条件で
焼戻ししても１５０ｋｓｉ（１０５，５ｋｇｆ／ｍが）
を越す大きな降伏強さく０．２％耐力）が得られ、しか
も遅れ破壊の発生が零であって、比較鋼に比べて強度と
耐遅れ破壊性のいずれかが優れ、強度と耐遅れ破壊性の
バランスが極めて良好であることが明らかである。

実施例３ 前記第３表のうちの本発明の規定する化学成分範囲の対
象鋼である鋼１９を加熱・圧延し、第５表に示す条件に
て焼入れし、次に焼戻しを行なった。

焼戻し前のものについてオーステナイト粒度（ＡＳＴＭ
Ｎα）を測定し、焼戻し後のものについて実施例１と同
じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった。その試験
結果も併せて第５表に示す。

第５表の結果から、本発明の規定する化学成分範囲の対
象鋼についても、本発明の範囲内の処理条件を満足して
はじめて、耐遅れ破壊性が良好になることが判る。

実施例４ 前記第３表のうちの本発明の規定する化学成分範囲の対
象鋼である鋼１８を加熱・圧延後、第６表に示す条件に
て焼入れし、次に焼戻しを行なった。

焼戻し前のものについてオーステナイト粒度（ＡＳＴＭ
Ｎ（Ｌ）を測定し、焼戻し後のものについて実施例１と
同じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった。その試
験結果も併せて第６表に示す。

第６表から、本発明ではオーステナイト粒の微細化方法
の如何に拘わらず、オーステナイト粒度をＡＳＴＭＮｏ
．で８．５以上に調整して焼入れた後、それを５８０℃
以上、ＰＬＮ≧１６．８Ｘ１０’の条件で焼戻ししさえ
すれば、耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼が得られること
が判る。

実施例５ 前記第１表に示す鋼のうち本発明の規定する化学成分範
囲の対象鋼である綱１．２．３．７及び本発明の範囲外
である比較鋼１４を加熱・圧延し、第７表に示す条件で
焼入れし、次に焼戻しを行なった。焼戻し前のものにつ
いてオーステナイト粒度（ＡＳＴＭＮｏ．）を測定し、
焼戻し後のものについて、実施例１と同じ条件で引張試
験を行ない、又実施例１に準じて、ＨＣＩ″ｔ’ｐＨを
３．５に調整した５％食塩水（常温）中に２０００時間
浸漬する遅れ破壊試験を行なった。なお、試験液は４８
時間毎に交換した。

このようにして、得られた試験結果も併せて第７表に示
す。

第７表に示す結果から、本発明の規定する化学成分範囲
の対象鋼のうちでも特に（Ｓｉ＋Ｍｎ）が０．８０％以
下で且つＮｉの低い鋼１．２は低ｐＨの環境下でも耐遅
れ破壊性と強度のバランスが極めて良好であることが判
る。

発明の効果 上述した如く、本発明の鋼により、１５０ｋｓｉ（１０
５，５ｋｇｆ／ｍｍ’）を越える高強度と優れた耐遅れ
破壊性を具備して、しかも安価な超高強度油井管の製造
が可能となり、従ってその工業上もたらされる効果は極
めて大きいものである。

本発明の鋼は、超高強度油井管以外にも、上述と同一強
度レベルの高力ボルト等にも広く応用できるものである
。

なお、本明細書中で鋼の化学成分を表示するのに使用し
た％は重量％である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、遅れ破壊試験片の形状を示すものであり、第
１図（ａ）は試験片全体の斜視図、第１図（６）はその
Ｕノツチ邪の詳細を示すものである。 第２図は、１７０ｋｓｉ　（１１９，５ｋｇｆ／ｍｍ”
）近傍の降伏強さを有する本発明対象鋼の耐遅れ破壊特
性に及ぼす、焼戻し温、度（保持３０分の場合）とオー
ステ；ナイト粒度の影響を示す図である。 特許出願人　住友金属工業株式会社 代理人　　　弁理士　新居　正彦 第１図 （５ｉ） （ｂ） オーステナイトれ度　（ＡＳＴＭ　　Ｎｏ、）手続補正
書（自発） １、事件の表示　　昭和６０年特許願第０６５１３２号
２、発明の名称　　耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼３、
補正をする者 事件との関係　特許出願人 住　　所　　大阪市東区北浜５丁目１５番地名　　称　
　（２１１）住友金属工業株式会社４、代理人 ６、補正により増加する発明の数　（ナシ）７、補正の
対象　　明細書の発明の詳細な説明の欄８、補正の内容 明細書第２６頁の第１表を別紙の如（訂正する。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方： Ｍｏ＋１／２Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、か
   つ不純物中のＰ、Ｓ、Ｎｉの含有量が夫々、Ｐ：０．０
   ２０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｎｉ：０．１０％以下、 であり、Ａｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５
   ８０℃以上で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧
   １６．８×１０＾３を満たす条件で焼戻された、オース
   テナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破
   壊性の優れた高強度鋼。 ただし、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、
2. （２）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方： Ｍｏ＋１／２Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％および
   Ｂ：０．０００３〜０．００５０％のいずれか一方また
   は双方を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
   り、かつ不純物中のＰ、Ｓ、Ｎｉの含有量が夫々、Ｐ：
   ０．０２０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｎｉ：０．１０％以下、 であり、Ａｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５
   ８０℃以上で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧
   １６．８×１０＾３を満たす条件で焼戻された、オース
   テナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破
   壊性の優れた高強度鋼。 ただし、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、
3. （３）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方： Ｍｏ＋１／２Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．０３０％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、か
   つ不純物中のＰ、Ｓ、Ｎｉの含有量が夫々、Ｐ：０．０
   ２０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｎｉ：０．１０％以下、 であり、Ａｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５
   ８０℃以上で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧
   １６．８×１０＾３を満たす条件で焼戻された、オース
   テナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破
   壊性の優れた高強度鋼。 ただし、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、
4. （４）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ：０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方： Ｍｏ＋１／２Ｗで０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．０３０％ を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％および
   Ｂ：０．０００３〜０．００５０％のいずれか一方また
   は双方を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
   り、かつ不純物中のＰ、Ｓ、Ｎｉの含有量が夫々、Ｐ：
   ０．０２０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｎｉ：０．１０％以下、 であり、Ａｃ＿３点以上に加熱後焼入れされ、その後５
   ８０℃以上で且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧
   １６．８×１０＾３を満たす条件で焼戻された、オース
   テナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上の耐遅れ破
   壊性の優れた高強度鋼。 ただし、 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、