JPS6164815A - 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法 - Google Patents
耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法Info
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- JPS6164815A JPS6164815A JP18408684A JP18408684A JPS6164815A JP S6164815 A JPS6164815 A JP S6164815A JP 18408684 A JP18408684 A JP 18408684A JP 18408684 A JP18408684 A JP 18408684A JP S6164815 A JPS6164815 A JP S6164815A
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- Japan
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- steel
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明は、１５０ｋｓｉ （１０５，！５ｋｇｆ／ｍｍ
２）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の製
造方法に関するものである。
２）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の製
造方法に関するものである。
従来の技術
近年、長期的展望に立ったエネルギー確保の必要性が各
方面から叫ばれるようになってきたことに呼応して、世
界の各地に於いて新たな油田やガス田の開発が盛んに行
なわれるようになって来ており、従来は放置されていた
地表深層部のような苛酷な環境の石油や天然ガスにまで
開発の目が向けられるようになるなど、エネルギー採取
にもこれまで以上に高度な技術が必要となってきている
。
方面から叫ばれるようになってきたことに呼応して、世
界の各地に於いて新たな油田やガス田の開発が盛んに行
なわれるようになって来ており、従来は放置されていた
地表深層部のような苛酷な環境の石油や天然ガスにまで
開発の目が向けられるようになるなど、エネルギー採取
にもこれまで以上に高度な技術が必要となってきている
。
例えば最近では、深さが１５０００フイートａ上という
極めて深い場所や、深さ１フイート当たり０．５ｐｓｉ
（０，３５１５ｇｆ／ｍｍ２）以上の圧力増加が見込
まれるところの、所謂“標準状態”よりも高い地圧を持
つ地層にも、石油や天然ガス採取用の井戸を掘ることが
多くなってきている。このような環境下で安定した作業
を行なうには、Ｖ−１５０クラス以上［： Ｓ Ｍ Ｙ
Ｓ （Ｓｐｅｃｉｆｉｅｄ Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｙｉｅ
ｌｄＳｔｒｅｎｇｔｈ、規格最小降伏強さ）が１５０ｋ
ｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）以上〕の極めて高
い強度を有する油井管が必要であるとされ、その安定供
給に対する要望がとみに高まって来ているのが現状であ
る。
極めて深い場所や、深さ１フイート当たり０．５ｐｓｉ
（０，３５１５ｇｆ／ｍｍ２）以上の圧力増加が見込
まれるところの、所謂“標準状態”よりも高い地圧を持
つ地層にも、石油や天然ガス採取用の井戸を掘ることが
多くなってきている。このような環境下で安定した作業
を行なうには、Ｖ−１５０クラス以上［： Ｓ Ｍ Ｙ
Ｓ （Ｓｐｅｃｉｆｉｅｄ Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｙｉｅ
ｌｄＳｔｒｅｎｇｔｈ、規格最小降伏強さ）が１５０ｋ
ｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）以上〕の極めて高
い強度を有する油井管が必要であるとされ、その安定供
給に対する要望がとみに高まって来ているのが現状であ
る。
しかし、従来から油井管として使用されている低合金鋼
では、Ｖ−１５０クラス以上の高強度を有するようなも
のになると、オーステナイト粒界が脆化することにも起
因して降伏点以下の静荷重でも破壊に至るという“遅れ
破壊″の危険を内在するようになるものであった。また
一般に油田では井戸が古くなって自噴しなくなって来る
と、２次回収と称して、水圧やガス圧をかけたり酸を添
加（Ａｃｉｄｉｚｉｎｇ） して汲み上げ効率を向上し
ているが、このように酸の添加を行なう場合や、酸性環
境下の油田においては、低合金鋼では従来は水素の影響
によって遅れ破壊の危険性が大きくなるという問題があ
った。
では、Ｖ−１５０クラス以上の高強度を有するようなも
のになると、オーステナイト粒界が脆化することにも起
因して降伏点以下の静荷重でも破壊に至るという“遅れ
破壊″の危険を内在するようになるものであった。また
一般に油田では井戸が古くなって自噴しなくなって来る
と、２次回収と称して、水圧やガス圧をかけたり酸を添
加（Ａｃｉｄｉｚｉｎｇ） して汲み上げ効率を向上し
ているが、このように酸の添加を行なう場合や、酸性環
境下の油田においては、低合金鋼では従来は水素の影響
によって遅れ破壊の危険性が大きくなるという問題があ
った。
一方、１８Ｎｉ −５Ｍｏ −７，５Ｃｏ系等のマルエ
ージング鋼やオーステナイト系の高合金や高合金鋼は、
通常の低合金鋼よりも耐遅れ破壊性に優れていることが
知られている。しかしながら、マルエージング鋼は、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。
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号および特開昭５８−８
４９６０号に耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造方法
が開示されている。しかしながら、特開昭５８−６１２
１９号に記載の方法では、後述する如くＮ含有量が低く
、またＮ含有量に対するＴｉ含有量の範囲も考慮されて
おらず、更に焼戻し前のオーステナイト粒度が大きく、
上記した環境で十分な耐遅れ破壊性を発揮することがで
きない。
４９６０号に耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造方法
が開示されている。しかしながら、特開昭５８−６１２
１９号に記載の方法では、後述する如くＮ含有量が低く
、またＮ含有量に対するＴｉ含有量の範囲も考慮されて
おらず、更に焼戻し前のオーステナイト粒度が大きく、
上記した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Ｎおよび
Ｔ１含有量を考慮せず、専らＬａの添加の効果を追求す
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。
Ｔ１含有量を考慮せず、専らＬａの添加の効果を追求す
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１８Ｎ ｉマルエー
ジング鋼やオーステナイト系の高合金や高合金鋼よりも
はるかに廉価な、油井管としての用途に好適な高強度鋼
を提供することを目的とする。
ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／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１８Ｎ ｉマルエー
ジング鋼やオーステナイト系の高合金や高合金鋼よりも
はるかに廉価な、油井管としての用途に好適な高強度鋼
を提供することを目的とする。
問題点を解決するための手段
本発明者等は、上述の目的を達成するため、鋼材の化学
成分、熱処理をはじめとする製造条件、それによって得
られる組織と特性との関係について詳細な研究を重ねた
結果、以下（ａ）〜（ｅ）に示すような知見を得るに至
った。即ち、 （ａ） 遅れ破壊は、静荷重下におかれた綱が成る時
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Ａ
Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ、で８，５以上の細粒に調整して焼入
れし、マルテンサイトあるいは低温ベイナイトの組織を
得て焼戻し処理すれば、遅れ破壊の発生が抑制されるこ
とが判った。
成分、熱処理をはじめとする製造条件、それによって得
られる組織と特性との関係について詳細な研究を重ねた
結果、以下（ａ）〜（ｅ）に示すような知見を得るに至
った。即ち、 （ａ） 遅れ破壊は、静荷重下におかれた綱が成る時
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Ａ
Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ、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。
（ｂ） 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するとき
は、そこが起点となって遅れ破壊が発生しやすいが、焼
入れした鋼を５８０℃以上Ａｃｔ点以下の高温でＰ Ｌ
Ｍ≧１６．８Ｘ１０３［但しＰＬＭ＝Ｔ （２０＋ｌｏ
ｇ ｔ ）で、Ｔ：焼戻し温度（°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。
てこの炭化物が針状、棒状等切欠欠陥形状を呈するとき
は、そこが起点となって遅れ破壊が発生しやすいが、焼
入れした鋼を５８０℃以上Ａｃｔ点以下の高温でＰ Ｌ
Ｍ≧１６．８Ｘ１０３［但しＰＬＭ＝Ｔ （２０＋ｌｏ
ｇ ｔ ）で、Ｔ：焼戻し温度（°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。
（Ｃ） オーステナイト粒の微細化はＮ量と関係を有
しＮ ＞ｏ、 ００２０％で細粒鋼が得られ、耐遅れ破
壊性が向上する。
しＮ ＞ｏ、 ００２０％で細粒鋼が得られ、耐遅れ破
壊性が向上する。
更に、ＴＩを添加する鋼では、Ｔｉ量を化学量論的にＮ
を固定できる値より少なくすれば、即ち、３．４×Ｎ（
％） ＞Ｔｉ （％）とすれば細粒鋼が得られて耐遅れ
破壊性が向上することが判った。
を固定できる値より少なくすれば、即ち、３．４×Ｎ（
％） ＞Ｔｉ （％）とすれば細粒鋼が得られて耐遅れ
破壊性が向上することが判った。
（ｄ） 合金成分として、Ｃｒ ： ０．５０〜２．
００％、Ｍｏ＋％Ｗ：０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．
０１〜０．２０％、Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％
を含有させれば、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｌ：１
．５０％以下、Ｍｎ：０．Ｏ１〜１．５０％を含む鋼を
、焼入れだ後、５８０℃以上Ａｃ＋点以下の温度で且つ
上記Ｐ ＬＪＩ値がＰＬＫ≧１６．８ ×１０３の条件
で焼戻し処理しても、オーステメイト粒度のＡ Ｓ Ｔ
Ｍ Ｎｏ、が８．５以上であれば、降伏強さで１５０
ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）を越す高強度が
安定して得られ、耐遅れ破壊性にも（憂れていることが
判った。
００％、Ｍｏ＋％Ｗ：０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．
０１〜０．２０％、Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％
を含有させれば、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｌ：１
．５０％以下、Ｍｎ：０．Ｏ１〜１．５０％を含む鋼を
、焼入れだ後、５８０℃以上Ａｃ＋点以下の温度で且つ
上記Ｐ ＬＪＩ値がＰＬＫ≧１６．８ ×１０３の条件
で焼戻し処理しても、オーステメイト粒度のＡ Ｓ Ｔ
Ｍ Ｎｏ、が８．５以上であれば、降伏強さで１５０
ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）を越す高強度が
安定して得られ、耐遅れ破壊性にも（憂れていることが
判った。
（ｅ） オーステナイト粒の微細化は降伏比（降伏強
さ／引張強さ）を上昇させ、従って、同じ降伏強さに対
して引張強さを抑えることができるという点からも耐遅
れ破壊性改善に有効であることが判った。
さ／引張強さ）を上昇させ、従って、同じ降伏強さに対
して引張強さを抑えることができるという点からも耐遅
れ破壊性改善に有効であることが判った。
本発明は上記知見に基づいてなされたものであって、本
発明に従うと、重量％で、 Ｃ：０．１５〜０，４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ ： ０．５０−２．００％、 ；ＡｏまたはＷのいずれか一方または双方；！Ａｏ ＋
＋ＡＷで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
オーステナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ、で８．５以上とな
るように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡ
ｃ、点以下の温度でＰ ＬＸ≧１６．８ ×１０３を満
たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破
壊性の優れた高強度鋼の製造法が提供される。
発明に従うと、重量％で、 Ｃ：０．１５〜０，４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ ： ０．５０−２．００％、 ；ＡｏまたはＷのいずれか一方または双方；！Ａｏ ＋
＋ＡＷで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
オーステナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ、で８．５以上とな
るように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡ
ｃ、点以下の温度でＰ ＬＸ≧１６．８ ×１０３を満
たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破
壊性の優れた高強度鋼の製造法が提供される。
ただし、Ｐ Ｌ）ｌは焼戻し処理における焼戻し温度と
保持時間の関数であって、次式によって示される。
ＰＬ、ｌ＝Ｔ （２０＋ｌｏｇ ｔ ）更に、本発
明に従うと、本発明の方法の対象鋼は、 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 ＋ Ｖ
２ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉ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るものでもよい。
保持時間の関数であって、次式によって示される。
ＰＬ、ｌ＝Ｔ （２０＋ｌｏｇ ｔ ）更に、本発
明に従うと、本発明の方法の対象鋼は、 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 ＋ Ｖ
２ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉ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るものでもよい。
Ｃｕを０．５％以上添加するときには同量以上のＮｉを
添加して熱間脆性を防止することが好ましい。
添加して熱間脆性を防止することが好ましい。
更に、本発明に従うと、本発明の方法の対象鋼は、
Ｃ：Ｏ，，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 ＋’Ａ
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０
％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４，０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下を含有し、且つＴｉの含有量が、 ３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし、
残ＢＦｅおよび不可避的不純物からなるものでもよい。
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０
％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４，０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下を含有し、且つＴｉの含有量が、 ３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし、
残ＢＦｅおよび不可避的不純物からなるものでもよい。
また更に、本発明に従うと、本発明の方法の対象鋼は、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｓｉ：１．５０％以下、
Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、
口ｒｈｏ。５０〜２．００％、
ＭＯまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下およびＢ ： ０．０００３〜０．００５０％を含
有し、且つＴ１の含有量が３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ
（％）なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなるものでもよい。
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下およびＢ ： ０．０００３〜０．００５０％を含
有し、且つＴ１の含有量が３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ
（％）なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなるものでもよい。
更に、本発明に従うと、本発明の方法の対象鋼は、
Ｃ：０．１５〜０，４５％、
５ｉｌｌ、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＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ ： ０．０１−０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮ＋のいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下、Ｂ ： ０．０００３〜０．００５０％およびＣ
ａ ：０．００１−０、０３０％を含有し、且つＴ１の
含有量が、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係
を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるもの
でもよい。
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ ： ０．０１−０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮ＋のいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下、Ｂ ： ０．０００３〜０．００５０％およびＣ
ａ ：０．００１−０、０３０％を含有し、且つＴ１の
含有量が、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係
を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるもの
でもよい。
更に、本発明に従うと、本発明の方法の対象鋼は、
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 ＋ ’
Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０２２０％、 Ａｌｏ、０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下を含有し、且つＴ
Ｉの含有量が３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関
係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるも
のでもよい。
Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０２２０％、 Ａｌｏ、０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下を含有し、且つＴ
Ｉの含有量が３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関
係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるも
のでもよい。
また更に、本発明に従うと、本発明の方法の対象鋼は、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｓｉ：１．５０％以下、
Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、
Ｃｒ ： ０．５（１−２，００％、
ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ ＋ ’
Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下およびＢ：０．０
００３〜０．００５０％を含有し、且つＴｉの含有量が
、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし
、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものでもよい
。
Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下およびＢ：０．０
００３〜０．００５０％を含有し、且つＴｉの含有量が
、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし
、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものでもよい
。
更に、本発明に従うと、本発明の方法の対象鋼は、
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：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５ 〜０．２０％、Ａｌ：０．０１
〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下、Ｂ ： ０．０
００３〜０、００５０％およびＣａ ： ０．００１〜
０．０３０％を含有し、且つＴ１の含有量が３．４×Ｎ
（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし、残部Ｆｅ′
Ｊ６よび不可避的不純物からなるものでもよい。
／２Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５ 〜０．２０％、Ａｌ：０．０１
〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下、Ｂ ： ０．０
００３〜０、００５０％およびＣａ ： ０．００１〜
０．０３０％を含有し、且つＴ１の含有量が３．４×Ｎ
（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし、残部Ｆｅ′
Ｊ６よび不可避的不純物からなるものでもよい。
また更に、本発明に従うと、本発明の方法の対象鋼は、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｓｉ：１．５０％以下、
！Ａｎ ： 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 ＋ ’
／２ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に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るものでも
よい。
５０−２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ ＋ ’
／２ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に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るものでも
よい。
更に、本発明に従うと、本発明の方法の対象鋼は、
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 ＋ ’
Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＣａ ： ０．００１〜０．０３０％お
よびＴｉ：０．０５％以下を含有し、且つＴｉの含有量
が、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満た
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものでもよ
い。
Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＣａ ： ０．００１〜０．０３０％お
よびＴｉ：０．０５％以下を含有し、且つＴｉの含有量
が、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満た
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものでもよ
い。
すなわち本発明者等は、以上の如き成分範囲の合金鋼を
オーステナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以
上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上
且つＡｃ＋点以下の温度で、ＰＬＭ≧１６．８ ×１０
３を満たす条件で焼戻し処理を施すことにより、１５０
ｋｓｉ（１０５，５ｋｇｆ／＋ｎｍ”）を越える降伏強
さく０．２％耐力）を有しかつ耐、遅れ破壊性に優れた
高強度鋼が得られることを見出したものである。
オーステナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以
上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上
且つＡｃ＋点以下の温度で、ＰＬＭ≧１６．８ ×１０
３を満たす条件で焼戻し処理を施すことにより、１５０
ｋｓｉ（１０５，５ｋｇｆ／＋ｎｍ”）を越える降伏強
さく０．２％耐力）を有しかつ耐、遅れ破壊性に優れた
高強度鋼が得られることを見出したものである。
作用
次に本発明の方法において、鋼の成分組成及び製造条件
を上記の通りに限定した理由を説明する。
を上記の通りに限定した理由を説明する。
Ａ 成分組成の限定理由
Ｃ： Ｃは鋼の焼入性増加、強度増加に加えて細粒化の
ためにも有効な成分であるが、０．１５％未満では強度
低下及び焼入性劣化をきたし、従って所望強度に対して
、炭化物球状化のための高温での焼戻し処理が行なえず
、又所望の細粒鋼を得難くなり、遅れ破壊感受性が大き
くなる。
ためにも有効な成分であるが、０．１５％未満では強度
低下及び焼入性劣化をきたし、従って所望強度に対して
、炭化物球状化のための高温での焼戻し処理が行なえず
、又所望の細粒鋼を得難くなり、遅れ破壊感受性が大き
くなる。
一方、０．４５％を越えてＣを含有すると、焼入れ時の
焼割れ感受性が増加し、また靭性劣化をも招くことから
Ｃ含有量を０．１５〜０．４５％と定めた。
焼割れ感受性が増加し、また靭性劣化をも招くことから
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。
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ｐＨ環境では耐遅れ破壊性
を劣化させることともなるので、その上限を１．５０％
とした。
性の劣化が著しくなり、又低ｐＨ環境では耐遅れ破壊性
を劣化させることともなるので、その上限を１．５０％
とした。
なお、オーステナイト粒を可及的に小さくして、耐遅れ
破壊性を一層向上させるためにはＳ１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。
破壊性を一層向上させるためにはＳ１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ｐｉｔ通境下での遅れ
破壊感受性低減のためには（Ｓ１＋Ｍｎ）の値を０．８
０％以下に低減することが有効であるが、Ｍｎ含有量を
０．０１％未満とすることは鋼の製造上極めて困難であ
り、コストアップを招くことから、Ｍｎの含有量を０．
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。
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ｐｉｔ通境下での遅れ
破壊感受性低減のためには（Ｓ１＋Ｍｎ）の値を０．８
０％以下に低減することが有効であるが、Ｍｎ含有量を
０．０１％未満とすることは鋼の製造上極めて困難であ
り、コストアップを招くことから、Ｍｎの含有量を０．
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
、２．００％を超えて含有させると靭性の劣化及び焼割
れ感受性の増大を来すことから０．５０〜２．００％と
した。
増大させる作用があり、高温焼戻し処理して高強度鋼を
得るのに有効な元素であるが、その含有量が０．５％未
満では前記作用に所望の効果を得ることができず、一方
、２．００％を超えて含有させると靭性の劣化及び焼割
れ感受性の増大を来すことから０．５０〜２．００％と
した。
Ｍｏ、Ｗ：ＭｏとＷはいずれも鋼の焼入性、強度、靭性
、耐食性？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。
、耐食性？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。
（ＡｏとＷの含有量に関して（Ｍｏ＋′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。
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＋％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＋′ＡＷ）の値で０
．３０〜１．５０％とした。
望の効果が得られず、他方この値が１，５０％を越える
とそれらの添加効果が飽和してしまい、より一層の強度
上昇効果を得ることができず、実質的に不必要な量のＭ
ｏ及びＷの含有となってコスト上昇を招くので、Ｍｏお
よび／またはＷの含有量を、（Ｍｏ＋′ＡＷ）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。
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。
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。
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。
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。
Ｎ： Ｎは本発明において重要な元素である。
従来技術ではＮは結晶粒界に濃縮偏析しやすく、粒界強
度を低下させ、遅れ破壊抵抗を著しく劣化させるものと
して鋼中のＮ含有量が制限されていたものである。これ
に対し、上述の如く本発明者等は０．００２０％を越え
るＮを含有させることによってオーステナイト粒を微細
化せしめ、むしろ耐遅れ破壊性を向上させるのに有効で
あることを発見したものである。従って、本発明では、
Ｎは結晶粒を微細にして耐遅れ破壊性を向上させる効果
を発揮させるために０．００２０％を土建る量が必要で
ある。
度を低下させ、遅れ破壊抵抗を著しく劣化させるものと
して鋼中のＮ含有量が制限されていたものである。これ
に対し、上述の如く本発明者等は０．００２０％を越え
るＮを含有させることによってオーステナイト粒を微細
化せしめ、むしろ耐遅れ破壊性を向上させるのに有効で
あることを発見したものである。従って、本発明では、
Ｎは結晶粒を微細にして耐遅れ破壊性を向上させる効果
を発揮させるために０．００２０％を土建る量が必要で
ある。
Ｎ含有量の上限は特に定めないが、熱間加工時の鋼片の
割れを防ぎまたＢの添加効果を十分に発揮させるために
０．０２５０％程度以下にするのが好ましい。
割れを防ぎまたＢの添加効果を十分に発揮させるために
０．０２５０％程度以下にするのが好ましい。
ＣｕおよびＮｉ：ＣｕおよびＮｉは強度を向上させるの
に有効な元素であり、本発明の方法の製造対象である高
強度鋼の降伏強度を所望の値に調整する際に好適に添加
元素として用いられる。以下にＣｕおよびＮｉの添加効
果と含有量制限理由を詳細に述べる。
に有効な元素であり、本発明の方法の製造対象である高
強度鋼の降伏強度を所望の値に調整する際に好適に添加
元素として用いられる。以下にＣｕおよびＮｉの添加効
果と含有量制限理由を詳細に述べる。
（１）Ｃｕ ： Ｃｕは強度を増強させる効果のほ
か、更に耐食性を向上させる効果を有する元素である。
か、更に耐食性を向上させる効果を有する元素である。
Ｃｕを１．５％を越えて含有すると熱間加工性が劣化す
るので含有範囲の上限を１．５％とした。更に、Ｃｕを
０．５％以上添加するときには同量以上のＮｉを添加し
て熱間脆性を防止することが好ましい。
るので含有範囲の上限を１．５％とした。更に、Ｃｕを
０．５％以上添加するときには同量以上のＮｉを添加し
て熱間脆性を防止することが好ましい。
（２）Ｎｉ ： Ｎｉは強度を増強させる効果のほ
か、更に靭性を向上させる効果を有する元素である。
か、更に靭性を向上させる効果を有する元素である。
しかしながら、Ｎｉは高価であることに加えて、その多
量添加は変態点を大幅に低下させるため高温焼戻しによ
る耐遅れ破壊性向上を指向した本発明の効果を阻害する
こととなるので含有範囲の上限を４．０％とした。
量添加は変態点を大幅に低下させるため高温焼戻しによ
る耐遅れ破壊性向上を指向した本発明の効果を阻害する
こととなるので含有範囲の上限を４．０％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは強度及び耐食性の向上に効果があり、又Ｂ
と共存するとＢの効果を有効に発揮せしめる作用を有す
るが、０．０５％を越えると靭性を劣化させるので上限
を０．０５％とした。
と共存するとＢの効果を有効に発揮せしめる作用を有す
るが、０．０５％を越えると靭性を劣化させるので上限
を０．０５％とした。
一方、Ｔｉが３．４×Ｎ（％）以上であるとき、すなわ
ち化学量論的にＮを固定するのに十分な量のときは、鋼
組織を微細化するのに有効なＡｌＮが減少し、ＡＳＴＭ
Ｎαが８．５以上の微細なオーステナイト粒を得ること
が甚だ困難となり、遅れ破壊感受性を増大させることと
なるため、 ３．４×Ｎ（％）＞Ｔｉ、 とした。
ち化学量論的にＮを固定するのに十分な量のときは、鋼
組織を微細化するのに有効なＡｌＮが減少し、ＡＳＴＭ
Ｎαが８．５以上の微細なオーステナイト粒を得ること
が甚だ困難となり、遅れ破壊感受性を増大させることと
なるため、 ３．４×Ｎ（％）＞Ｔｉ、 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り、ＴＩと
複合添加したときに効果が大きい。
、耐遅れ破壊特性を向上させるのに有効であり、ＴＩと
複合添加したときに効果が大きい。
しかしながら、０．０００３％未満ではその添加効果が
得られず、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向上効果が望めず、逆に靭性劣
化を招く場合もあるので０．０００３〜０．００５０％
とした。
得られず、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向上効果が望めず、逆に靭性劣
化を招く場合もあるので０．０００３〜０．００５０％
とした。
Ｃａ：Ｃａは鋼中介在物を球状化して、特に高強度鋼に
おいて、圧延方向と直角方向の靭性を向上させるのに有
効であるが、ｏ、 ｏｏｉ％未満ではその効果が得られ
ず、他方、０．０３０％を越えると、その効果が飽和す
るのみならず、却ってその酸化物等の非金属介在物が増
加して、鋼の清浄性が低下し、遅れ破壊感受性を高める
こととなる。従って、Ｃａの含有量範囲を０．００１〜
０．０３０％とした。
おいて、圧延方向と直角方向の靭性を向上させるのに有
効であるが、ｏ、 ｏｏｉ％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。
日 製造条件の限定理由
オーステナイト粒度と焼戻し条件：
従来、降伏強さが１５０ｋｓ ｉ （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Ａｒ、点以上の温度から直接に焼入
れし、その後Ａｃｔ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（ＡＳＴＭＮα７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。
／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Ａｒ、点以上の温度から直接に焼入
れし、その後Ａｃｔ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（ＡＳＴＭＮα７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、ＭｎＳＣｒＸＭｏＸＷ
。
。
■、Ｎｂ５Ａｔ、 Ｎが本発明の範囲内にある種々の鋼
を用い、熱処理、加工熱処理、冷間加工と熱処理の組合
せ等種々の手段を用いてオーステナイト粒度を変化させ
、これを４５０〜６５０℃で３０分焼戻し処理した。夫
々の鋼板から平行邪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（１１９，５ｋｇ
ｆ／ｍｍ２）近傍の降伏強さく０．２％耐力）を有する
と確認されたもののみについて遅れ破壊特性を調査した
。
を用い、熱処理、加工熱処理、冷間加工と熱処理の組合
せ等種々の手段を用いてオーステナイト粒度を変化させ
、これを４５０〜６５０℃で３０分焼戻し処理した。夫
々の鋼板から平行邪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（１１９，５ｋｇ
ｆ／ｍｍ２）近傍の降伏強さく０．２％耐力）を有する
と確認されたもののみについて遅れ破壊特性を調査した
。
遅れ破壊特性は、第１図（ａ）に全体の斜視図を、第１
図（ｂ）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。
図（ｂ）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ＡＳＴＭＮ
ｏ、８．５未満の場合には焼戻し温度を高くしても割れ
が発生し、一方、焼戻し温度５８０℃未満の場合はオー
ステナイト粒度をＡ Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ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ＡＳ Ｔ Ｍ Ｎｏ、
で８，５以上に調整して焼入れし、且つ焼戻しを５８０
℃以上で行なうように制限する。
ｏ、８．５未満の場合には焼戻し温度を高くしても割れ
が発生し、一方、焼戻し温度５８０℃未満の場合はオー
ステナイト粒度をＡ Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ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ＡＳ Ｔ Ｍ Ｎｏ、
で８，５以上に調整して焼入れし、且つ焼戻しを５８０
℃以上で行なうように制限する。
以上に説明の如く、本発明はオーステナイト粒度をＡ
Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏで８．５以上に調整して焼入れを行う
ことに特徴の１つを有するものであるが、オーステナイ
ト粒度をＡ Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ、で８，５以上に調整す
るには、例えばつぎのような方法がある。
Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏで８．５以上に調整して焼入れを行う
ことに特徴の１つを有するものであるが、オーステナイ
ト粒度をＡ Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ、で８，５以上に調整す
るには、例えばつぎのような方法がある。
■ 直接焼入れせずに、Ａｃ、点＋１５０℃程度以下に
炉加熱で再加熱して焼入れし、或いは急速加熱焼入れを
する。
炉加熱で再加熱して焼入れし、或いは急速加熱焼入れを
する。
■ ２回以上の焼入れ処理を行ったり冷間加工後に焼入
れ処理を施す。直接焼入れしたものはこの２回以上の焼
入れ（炉加熱でも急速加熱でもよい）で細粒になるし、
又冷間加工を施す場合は焼入れままのものについてでも
、焼戻ししたものについてでもよく、これを再度焼入れ
すれば細粒になる。
れ処理を施す。直接焼入れしたものはこの２回以上の焼
入れ（炉加熱でも急速加熱でもよい）で細粒になるし、
又冷間加工を施す場合は焼入れままのものについてでも
、焼戻ししたものについてでもよく、これを再度焼入れ
すれば細粒になる。
次に、本発明者等は、０，２５％Ｃ−０，１９％５ｉ−
０，４７％’、１ｎ−０．８９％Ｃｒ−０，５１％Ｍｏ
−０，０３％Ｖ−０．０３２％Ｎｂ−０，０４０％Ａｌ
−０，００６８％Ｎの組成を有する鋼を用いて、オー
ステナイト粒度をΔＳＴＭＮαで１０，４に調整し、こ
れを６００℃に加熱し保持時間をそれぞれ５分、１０分
、１５分、３０分として焼戻しを行ない、焼戻し後の鋼
片について上記と同様な遅れ破壊試験を行なった。
０，４７％’、１ｎ−０．８９％Ｃｒ−０，５１％Ｍｏ
−０，０３％Ｖ−０．０３２％Ｎｂ−０，０４０％Ａｌ
−０，００６８％Ｎの組成を有する鋼を用いて、オー
ステナイト粒度をΔＳＴＭＮαで１０，４に調整し、こ
れを６００℃に加熱し保持時間をそれぞれ５分、１０分
、１５分、３０分として焼戻しを行ない、焼戻し後の鋼
片について上記と同様な遅れ破壊試験を行なった。
この実験結果より、５分及び１０分の焼戻し処理をした
ものには夫々２１５．１１５の割合で、割れが認められ
た。しかるに１５分、３０分の焼戻しを行なったもの（
こは割れはＳ忍められなかった。
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（
こは割れはＳ忍められなかった。
６００℃で１０分の焼戻しについては、ＰＬＭ” １６
．７８Ｘ１０３、 又６００℃で１５分の焼戻しについては、ＰＬＭ＝ １
６．９３Ｘ１０３、 である。
．７８Ｘ１０３、 又６００℃で１５分の焼戻しについては、ＰＬＭ＝ １
６．９３Ｘ１０３、 である。
従って、本発明ではＰ ＬＭ≧１６．８ Ｘ４０３なる
条件を設けた。なお、この条件は５８０℃では３０分以
上の焼戻しが必要なことを示すもので、５８０℃以上で
且つＰ Ｌｌｌ≧１６．８ ×１０３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。
条件を設けた。なお、この条件は５８０℃では３０分以
上の焼戻しが必要なことを示すもので、５８０℃以上で
且つＰ Ｌｌｌ≧１６．８ ×１０３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。
ここで上記鋼の、６００℃での３０分処理材と同じ降伏
強さく０．２％耐力）レベルである１６５ｋｓｉ （１
１６ｋｇｆ／ｍｍ２）の降伏強さく０．２％耐力）を有
する５４５℃での４時間の焼戻し材（Ｐｔ、、ｔ＝ １
６．９ｘｌＯ’）の遅れ破壊テスト結果が２１５の割合
で割れが発生したことからも、焼戻しに関しては、５８
０℃以上およびＰＬＩＩＩ≧１６．８ ｘ１０３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。
強さく０．２％耐力）レベルである１６５ｋｓｉ （１
１６ｋｇｆ／ｍｍ２）の降伏強さく０．２％耐力）を有
する５４５℃での４時間の焼戻し材（Ｐｔ、、ｔ＝ １
６．９ｘｌＯ’）の遅れ破壊テスト結果が２１５の割合
で割れが発生したことからも、焼戻しに関しては、５８
０℃以上およびＰＬＩＩＩ≧１６．８ ｘ１０３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。
又、この場合焼戻し温度がＡｃ、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Ａｃ、点以下と定めた。
が大幅に変動するのみならず、遅れ破壊感受性が大きく
なるので焼戻し温度はＡｃ、点以下と定めた。
実施例
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等制限するも
のでないことは勿論である。
する。なお、これらの実施例は本発明の効果を示す単な
る例示であって、本発明の技術的範囲を何等制限するも
のでないことは勿論である。
実施例１
まず、第１表に示す化学成分組成の［１〜２１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引張試験と遅れ破壊試
験を行なった。
た。次いで、これらの鋼を加熱・圧延し、第２表に示す
条件にて焼入れし、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（ｂ）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度の
温水中に６０００時間浸漬して割れ発生の有無を調べた
。
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（ｂ）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度の
温水中に６０００時間浸漬して割れ発生の有無を調べた
。
得られた試験結果も併せて第２表に示す。
第２表に示す結果から、本発明の化学成分範囲の鋼は５
８０℃以上、ＰＬＭ≧１６．８Ｘ１０３の条件で焼戻し
しても、１５０ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）
を越える降伏強さく０．２％耐力）が得られ、しかも遅
れ破壊の発生が零であって、比較鋼に比べて強度と耐遅
れ破壊特性のいずれか又は双方が優れ、強度と耐遅れ破
壊性のバランスが極めて良好であることが明らかである
。
８０℃以上、ＰＬＭ≧１６．８Ｘ１０３の条件で焼戻し
しても、１５０ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）
を越える降伏強さく０．２％耐力）が得られ、しかも遅
れ破壊の発生が零であって、比較鋼に比べて強度と耐遅
れ破壊特性のいずれか又は双方が優れ、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２２〜２４を溶製した。
次いで、これらの鋼を加熱・圧延し、第４表に示す条件
にて焼入れし、次に焼戻しを行なった。
にて焼入れし、次に焼戻しを行なった。
焼戻し前のものについてオーステナイト粒度（ＡＳ Ｔ
Ｍ Ｎｏ、 ）を測定し、焼戻し後のものについて実
施例１と同じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった
。
Ｍ Ｎｏ、 ）を測定し、焼戻し後のものについて実
施例１と同じ条件で引張試験と遅れ破壊試験を行なった
。
このようにして得られた試験結果も併せて第４表に示す
。
。
第４表に示した結果からも、本発明の化学成分の範囲内
の鋼は５８０℃以上、Ｐ ＬＪ≧１６．８ ＸＩＯ”の
条件で焼戻ししても１５０ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ
／ｍｍ”）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。
の鋼は５８０℃以上、Ｐ ＬＪ≧１６．８ ＸＩＯ”の
条件で焼戻ししても１５０ｋｓｉ （１０５，５ｋｇｆ
／ｍｍ”）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方法の対象鋼である鋼２３
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（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、本発明の方法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。
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（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、本発明の方法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方法の対象鋼である１ｉｌ
ｉ！Ｊ２２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（ＡＳＴＭＮα）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。
ｉ！Ｊ２２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（ＡＳＴＭＮα）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、オーステナイト粒子をＡＳＴＭＮα
で８．５以上に調整して焼入れ後、それを５８０℃以上
、ＰＬＭ≧１６．８ Ｘ １０’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１昇られるこ
とが判る。
の如何に拘わらず、オーステナイト粒子をＡＳＴＭＮα
で８．５以上に調整して焼入れ後、それを５８０℃以上
、ＰＬＭ≧１６．８ Ｘ １０’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１昇られるこ
とが判る。
実施例５
前記第１表に示す鋼のうち本発明の方法の対象鋼である
ｕ６．９．１１．１２及び本発明の範囲外である比較鋼
１７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（ＡＳＴＭＮα）を測定し、焼戻し後のもの
について、実施例１と同じ条件で引張試験を行ない、又
実施例１に準じて、ＨＣＩで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。
ｕ６．９．１１．１２及び本発明の範囲外である比較鋼
１７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（ＡＳＴＭＮα）を測定し、焼戻し後のもの
について、実施例１と同じ条件で引張試験を行ない、又
実施例１に準じて、ＨＣＩで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。
このようにして、得られた試験結果も併せて第７表に示
す。
す。
第７表に示す結果から、本発明の方法の対象鋼のうちで
も特に（Ｓｉ＋Ｍｎ）が０．８０％以下の鋼６．９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。
も特に（Ｓｉ＋Ｍｎ）が０．８０％以下の鋼６．９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。
旦
上述した如く、本発明の方法に従うと、１５０ｋｓｉ（
１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）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、工業上もたらされる効果は極めて大
きいものである。
１０５，５ｋｇｆ／ｍｍ２）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、工業上もたらされる効果は極めて大
きいものである。
本発明の方法は、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。
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。
た％は重量％である。
第１図は、遅れ破壊試験片の形状を示すものであり、第
１図（ａ）は試験片全体の斜視図、第１図但）はそのＵ
ノツチ部の詳細を示すものである。 第２図は、１７０ｋｓｉ （１１９，５ｋｇｆ／ｍｍ”
）近傍の降伏強さを有する本発明の方法の対象鋼の耐遅
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 （負） 第２図 オーステ士イト粒度 （ＡＳＴＭ Ｎｏ、）手続補正
書（自発） 昭和６０年４月ｌＯ日 １、事件の表示 昭和５９年特許願第１８４０８６号２
、発明の名称 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法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 ２？ 、 ＋１ｅ
ＤＥ（７）ｆｉｔ ［ｉｇ書井闘銘■鍔鈷・ ４；ぺ ８、補正の内容 （１）特許請求の範囲を別紙の通り訂正する。 （２）明細書中、第２８頁末行に［また更に、本発明に
従うと、本発明の方法の対象鋼は、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 ５ｉｌｌ、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 ＋ ’
Ａ Ｗ テ０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
２０％、 Ｎｂ ’： ０．００５〜０．２０％、Ａｌ：０．０１
〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＣａ ： ０．０
０１〜０、０３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなるものでもよい。 更に、本発明に従うと、本発明の方法の対象鋼）；、 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 ＋ ’
Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＣａ ： ０．０
０１〜０、０３０％およびＴｉ：０．０５％以下を含有
し、且つＴｉの含有量が、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ
（％）なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなるものでもよい。」を加入する。 （３）明細書類４６頁の第３表を以下のよう訂正する。 （４）明細書第５２頁第２行目に記載の“オーステナイ
ト粒子″を「オーステナイト粒度」と訂正する。 （５）明細書第５２頁第３行目に記載の“焼入れ後、”
を「焼入れだ後、」と訂正する。 特許請求の範囲 （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＋ｙ２Ｗ
で０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０，０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
オーステナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ、で８．５以上とな
るように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡ
ｃｔ点以下め゛温度でＰＬＭ≧１６．８ＸＩ０３を満た
す条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊
性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ ＬＭは次式のとおりである。 ＰＬＭ＝ Ｔ （２０＋１ｏｇ ｔ ）Ｔ：焼戻し温度
（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （２）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｏ ： 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＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．Ｏ１〜０，１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉ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る鋼をオーステナイト粒度
がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以上となるように調整
して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ＋点以下の
温度でＰＬＭ−？１６．８ ＸＩＯ′３を満たす条件で
焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ ＬＪは次式のとおりである。 ＰＬＭ＝Ｔ （２０＋１ｏｇ ｔ ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （３）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ ： ０．５０〜２．００％、 ＭＯまたはＷのいずれか一方または双方；Ｍｏ＋ＺＷで
０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下を含有し、且つＴｉの含有量が、 ３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナ
イト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以上となるよ
うに調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ。 意思下の温度でＰＬＭ≧１６．８×１０３を満たす条件
で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の優
れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ Ｌ）ｌは次式のとおりである。 ＰＬ□＝Ｔ （２０＋ｌｏｇ ｔ ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （４）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 ！、Ｉｎ ： 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：ｉｌｏ ＋
’Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下およびＢ ： ０．０００３〜０．００５０％を含
有し、且つＴｉの含有量が３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ
（％）なる関係を満たし、残５Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼をオーステナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ、で
８．５以上となるように調整して焼入れし、次いで５８
０℃以上且つＡｃ＋点以下の温度でＰ ＬＭ≧１６．８
×１０３を満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴と
する耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、ＰＬ＞１は次式のとおりである。 ＰＬＭ＝ Ｔ （２０＋Ｉｏｇ ｔ ）Ｔ二焼戻し温
度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （５）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ二１．５０％以下、 Ｍｎ 二Ｏ，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＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０，０１〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０，０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮ】のいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下、Ｂ ： ０．０００３〜０．００５０％およびＣ
ａ ：０．００１〜０、０３０％を含有し、且つＴｉの
含有量が、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係
を満たし、残ｉＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
オーステナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以
上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上
且つＡｃ。 意思下の温度でＰ ＬＩ＋１≧１６．８ Ｘ １０’を
満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ
破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、ＰＬＭは次式のとおりである。 ＰＬ）Ｉ＝Ｔ （２０＋ｌｏｇ ｔ ）Ｔ：焼戻し温度
（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （６）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、 ［：ｒ ： ０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋ＺＷで
０．３０〜１．５０％、 Ｖ：Ｏ，（１１〜０．２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．旧〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０，０５％以下を含有し、且つＴ
ｉの含有量が３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関
係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
をオーステナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５
以上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以
上且つＡｃ、意思下の温度でＰＬＭ≧１６．８ ×１０
３を満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐
遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、ＰＬＭは次式のとおりである。 ＰＬＭ−Ｔ （２０＋Ｉｏｇ ｔ ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （７）重量％で、 Ｃ’： ０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ ： ０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方二Ｍｏ＋ＸＡＷ
で０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ＋０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下およびＢ ： ０
．０００３〜０．００５０％を含有し、且つＴｉの含有
量が、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満
たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオー
ステナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以上と
なるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つ
Ａｃｔ点以下の温度でＰＬＭ≧１６．８ Ｘ １０３を
満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ
破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、ＰＬＭは次式のとおりである。 Ｐ Ｌｇ＝ Ｔ （２（１＋Ｉｏｇ ｔ ）Ｔ：
焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （８）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 ！、ｌｎ ： 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＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．Ｏｉ〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下、Ｂ；０．０００
３〜０、００５０％およびＣａ ： ０．００１〜０．
０３０％を含有し、且つＴｉの含有量が３．４×Ｎ（％
） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼をオーステナイト粒度がＡ
Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以上となるように調整して焼
入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ＋点以下の温度で
Ｐ ＬＭ≧１６．８ Ｘ １０”を満たす条件で焼戻し
処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の優れた高強
度鋼の製造法。 ただし、ＰＬＭは次式のとおりである。 ＰＬ１１＝Ｔ （２０＋１ｏｇ ｔ ）Ｔ：焼戻し温度
（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （９）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ ： ０．５０〜２．００％、 ＭＯまたはＷのいずれか一方または双方：ＭＯ十１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に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る鋼をオ
ーステナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ、で８．５以
上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上
且つ八−意思下の温度でＰＬＩＩ≧１６．８ Ｘ １０
３を満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐
遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、ＰＬＭは次式のとおりである。 ＰＬＫ＝ Ｔ （２０＋ ｌｏｇ ｔ ）Ｔ：焼戻し温
度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 αＯ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；！；ｔｏ 十
’Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
２０％、 Ｎｂ ： ０．００５ 〜０．２０％、Ａｌ：０．０１
〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＣａ ：０．００１〜０．０３０％およ
びＴ１：０．０５％以下を含有し、且つＴ１の含有量が
、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし
、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステ
ナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以上となる
ように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ
、意思下の温度でＰ Ｌ１１１≧１６．８Ｘ１０３を満
たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破
壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ Ｌｌｌは次式のとおりである。 Ｐｔ、ｘ＝Ｔ （２０＋ｌｏｇ ｔ ）Ｔ：焼戻し温度
（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 Ｓｉ：１．５０％以下、 鋼の製造法。 Ｔ；焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ；保持時間（ｈｒ ）、 上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上
且つＡｃｔ点以下の温度でＰＬＭ≧１６．８ Ｘ １０
”をｔ：保持時間（ｈｒ ）、
１図（ａ）は試験片全体の斜視図、第１図但）はそのＵ
ノツチ部の詳細を示すものである。 第２図は、１７０ｋｓｉ （１１９，５ｋｇｆ／ｍｍ”
）近傍の降伏強さを有する本発明の方法の対象鋼の耐遅
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 （負） 第２図 オーステ士イト粒度 （ＡＳＴＭ Ｎｏ、）手続補正
書（自発） 昭和６０年４月ｌＯ日 １、事件の表示 昭和５９年特許願第１８４０８６号２
、発明の名称 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法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 ２？ 、 ＋１ｅ
ＤＥ（７）ｆｉｔ ［ｉｇ書井闘銘■鍔鈷・ ４；ぺ ８、補正の内容 （１）特許請求の範囲を別紙の通り訂正する。 （２）明細書中、第２８頁末行に［また更に、本発明に
従うと、本発明の方法の対象鋼は、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 ５ｉｌｌ、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 ＋ ’
Ａ Ｗ テ０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
２０％、 Ｎｂ ’： ０．００５〜０．２０％、Ａｌ：０．０１
〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＣａ ： ０．０
０１〜０、０３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなるものでもよい。 更に、本発明に従うと、本発明の方法の対象鋼）；、 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 ＋ ’
Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＣａ ： ０．０
０１〜０、０３０％およびＴｉ：０．０５％以下を含有
し、且つＴｉの含有量が、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ
（％）なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなるものでもよい。」を加入する。 （３）明細書類４６頁の第３表を以下のよう訂正する。 （４）明細書第５２頁第２行目に記載の“オーステナイ
ト粒子″を「オーステナイト粒度」と訂正する。 （５）明細書第５２頁第３行目に記載の“焼入れ後、”
を「焼入れだ後、」と訂正する。 特許請求の範囲 （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＋ｙ２Ｗ
で０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０，０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
オーステナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ、で８．５以上とな
るように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡ
ｃｔ点以下め゛温度でＰＬＭ≧１６．８ＸＩ０３を満た
す条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊
性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ ＬＭは次式のとおりである。 ＰＬＭ＝ Ｔ （２０＋１ｏｇ ｔ ）Ｔ：焼戻し温度
（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （２）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｏ ： 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＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．Ｏ１〜０，１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉ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る鋼をオーステナイト粒度
がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以上となるように調整
して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ＋点以下の
温度でＰＬＭ−？１６．８ ＸＩＯ′３を満たす条件で
焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ ＬＪは次式のとおりである。 ＰＬＭ＝Ｔ （２０＋１ｏｇ ｔ ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （３）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ ： ０．５０〜２．００％、 ＭＯまたはＷのいずれか一方または双方；Ｍｏ＋ＺＷで
０．３０〜１．５０％、 Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下を含有し、且つＴｉの含有量が、 ３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナ
イト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以上となるよ
うに調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ。 意思下の温度でＰＬＭ≧１６．８×１０３を満たす条件
で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の優
れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ Ｌ）ｌは次式のとおりである。 ＰＬ□＝Ｔ （２０＋ｌｏｇ ｔ ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （４）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 ！、Ｉｎ ： 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：ｉｌｏ ＋
’Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下およびＢ ： ０．０００３〜０．００５０％を含
有し、且つＴｉの含有量が３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ
（％）なる関係を満たし、残５Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼をオーステナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ、で
８．５以上となるように調整して焼入れし、次いで５８
０℃以上且つＡｃ＋点以下の温度でＰ ＬＭ≧１６．８
×１０３を満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴と
する耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、ＰＬ＞１は次式のとおりである。 ＰＬＭ＝ Ｔ （２０＋Ｉｏｇ ｔ ）Ｔ二焼戻し温
度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （５）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ二１．５０％以下、 Ｍｎ 二Ｏ，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＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０，０１〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０，０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮ】のいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下、Ｂ ： ０．０００３〜０．００５０％およびＣ
ａ ：０．００１〜０、０３０％を含有し、且つＴｉの
含有量が、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係
を満たし、残ｉＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
オーステナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以
上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上
且つＡｃ。 意思下の温度でＰ ＬＩ＋１≧１６．８ Ｘ １０’を
満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ
破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、ＰＬＭは次式のとおりである。 ＰＬ）Ｉ＝Ｔ （２０＋ｌｏｇ ｔ ）Ｔ：焼戻し温度
（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （６）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、 ［：ｒ ： ０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方：Ｍｏ＋ＺＷで
０．３０〜１．５０％、 Ｖ：Ｏ，（１１〜０．２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．旧〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０，０５％以下を含有し、且つＴ
ｉの含有量が３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関
係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
をオーステナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５
以上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以
上且つＡｃ、意思下の温度でＰＬＭ≧１６．８ ×１０
３を満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐
遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、ＰＬＭは次式のとおりである。 ＰＬＭ−Ｔ （２０＋Ｉｏｇ ｔ ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （７）重量％で、 Ｃ’： ０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ ： ０．５０〜２．００％、 ＭｏまたはＷのいずれか一方または双方二Ｍｏ＋ＸＡＷ
で０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ＋０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下およびＢ ： ０
．０００３〜０．００５０％を含有し、且つＴｉの含有
量が、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満
たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオー
ステナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以上と
なるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つ
Ａｃｔ点以下の温度でＰＬＭ≧１６．８ Ｘ １０３を
満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ
破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、ＰＬＭは次式のとおりである。 Ｐ Ｌｇ＝ Ｔ （２（１＋Ｉｏｇ ｔ ）Ｔ：
焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （８）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 ！、ｌｎ ： 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＋１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．Ｏｉ〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下、Ｂ；０．０００
３〜０、００５０％およびＣａ ： ０．００１〜０．
０３０％を含有し、且つＴｉの含有量が３．４×Ｎ（％
） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼をオーステナイト粒度がＡ
Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以上となるように調整して焼
入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ＋点以下の温度で
Ｐ ＬＭ≧１６．８ Ｘ １０”を満たす条件で焼戻し
処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の優れた高強
度鋼の製造法。 ただし、ＰＬＭは次式のとおりである。 ＰＬ１１＝Ｔ （２０＋１ｏｇ ｔ ）Ｔ：焼戻し温度
（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 （９）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ ： ０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ ： ０．５０〜２．００％、 ＭＯまたはＷのいずれか一方または双方：ＭＯ十１／２
Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％
、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．２０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更に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る鋼をオ
ーステナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ、で８．５以
上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上
且つ八−意思下の温度でＰＬＩＩ≧１６．８ Ｘ １０
３を満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐
遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、ＰＬＭは次式のとおりである。 ＰＬＫ＝ Ｔ （２０＋ ｌｏｇ ｔ ）Ｔ：焼戻し温
度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 αＯ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；！；ｔｏ 十
’Ａ Ｗで０．３０〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．
２０％、 Ｎｂ ： ０．００５ 〜０．２０％、Ａｌ：０．０１
〜０．１０％、 Ｎ ： ０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＣａ ：０．００１〜０．０３０％およ
びＴ１：０．０５％以下を含有し、且つＴ１の含有量が
、３．４×Ｎ（％） ＞Ｔｉ （％）なる関係を満たし
、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステ
ナイト粒度がＡ Ｓ Ｔ ＭＮｏ、で８．５以上となる
ように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ
、意思下の温度でＰ Ｌ１１１≧１６．８Ｘ１０３を満
たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破
壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ Ｌｌｌは次式のとおりである。 Ｐｔ、ｘ＝Ｔ （２０＋ｌｏｇ ｔ ）Ｔ：焼戻し温度
（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ ）、 Ｓｉ：１．５０％以下、 鋼の製造法。 Ｔ；焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ；保持時間（ｈｒ ）、 上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上
且つＡｃｔ点以下の温度でＰＬＭ≧１６．８ Ｘ １０
”をｔ：保持時間（ｈｒ ）、
Claims (10)
- （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％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
オーステナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上とな
るように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡ
ｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×１０＾３
を満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅
れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ＿Ｌ＿Ｍは次式のとおりである。 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ ｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （２）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 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％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉ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る鋼をオーステナイト粒度
がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上となるように調整して焼
入れし、次いで５８０℃以上且つ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
し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の優れた高
強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ＿Ｌ＿Ｍは次式のとおりである。 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ ｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ、保持時間（ｈｒ）、 - （３）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 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％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下を含有し、且つＴｉの含有量が、 ３．４×Ｎ（％）＞Ｔｉ（％）なる関係を満たし、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナイト
粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上となるように調整し
て焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ＿１点以下の
温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×１０＾３を満たす条件で
焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ＿Ｌ＿Ｍは次式のとおりである。 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ ｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （４）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 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％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下およびＢ：０．０００３〜０．００５０％を含有し
、且つＴｉの含有量が３．４×Ｎ（％）＞Ｔｉ（％）な
る関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
る鋼をオーステナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以
上となるように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上
且つＡｃ＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×１
０＾３を満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とす
る耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ＿Ｌ＿Ｍは次式のとおりである。 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ ｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （５）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 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％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に、１．５％以下のＣｕまたは４．０％以
下のＮｉのいずれか一方または双方とＴｉ：０．０５％
以下、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％およびＣａ：
０．００１〜０．０３０％を含有し、且つＴｉの含有量
が、３．４×Ｎ（％）＞Ｔｉ（％）なる関係を満たし、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナ
イト粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上となるように調
整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ＿１点以
下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×１０＾３を満たす条
件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の
優れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ＿Ｌ＿Ｍは次式のとおりである。 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ ｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （６）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 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％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下を含有し、且つＴ
ｉの含有量が３．４×Ｎ（％）＞Ｔｉ（％）なる関係を
満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオ
ーステナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上となる
ように調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ
＿１点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×１０＾３を
満たす条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ
破壊性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ＿Ｌ＿Ｍは次式のとおりである。 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ ｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （７）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 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％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下およびＢ：０．０
００３〜０．００５０％を含有し、且つＴｉの含有量が
、３．４×Ｎ（％）＞Ｔｉ（％）なる関係を満たし、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナイ
ト粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上となるように調整
して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ＿１点以下
の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×１０＾３を満たす条件
で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の優
れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ＿Ｌ＿Ｍは次式のとおりである。 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ ｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （８）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 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％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＴｉ：０．０５％以下、Ｂ：０．０００
３〜０．００５０％およびＣａ：０．００１〜０．０３
０％を含有し、且つＴｉの含有量が３．４×Ｎ（％）＞
Ｔｉ（％）なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなる鋼をオーステナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ
．で８．５以上となるように調整して焼入れし、次いで
５８０℃以上且つ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し処理を施すこ
とを特徴とする耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法
。 ただし、Ｐ＿Ｌ＿Ｍは次式のとおりである。 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ ｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （９）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 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％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更に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る鋼をオース
テナイト粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上となるよう
に調整して焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ＿１
点以下の温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×１０＾３を満た
す条件で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊
性の優れた高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ＿Ｌ＿Ｍは次式のとおりである。 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ ｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、 - （１０）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、 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％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００２０％を越える量、 を含有し、更にＣａ：０．００１〜０．０３０％および
Ｔｉ：０．０５％以下を含有し、且つＴｉの含有量が、
３．４×Ｎ（％）＞Ｔｉ（％）なる関係を満たし、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナイト
粒度がＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上となるように調整し
て焼入れし、次いで５８０℃以上且つＡｃ＿１点以下の
温度でＰ＿Ｌ＿Ｍ≧１６．８×１０＾３を満たす条件で
焼戻し処理を施すことを特徴とする耐遅れ破壊性の優れ
た高強度鋼の製造法。 ただし、Ｐ＿Ｌ＿Ｍは次式のとおりである。 Ｐ＿Ｌ＿Ｍ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ ｔ） Ｔ：焼戻し温度（°Ｋ）、 ｔ：保持時間（ｈｒ）、
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18408684A JPS6164815A (ja) | 1984-09-03 | 1984-09-03 | 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18408684A JPS6164815A (ja) | 1984-09-03 | 1984-09-03 | 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6164815A true JPS6164815A (ja) | 1986-04-03 |
Family
ID=16147149
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18408684A Pending JPS6164815A (ja) | 1984-09-03 | 1984-09-03 | 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6164815A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0551698A (ja) * | 1991-03-26 | 1993-03-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐火性に優れたボルトおよびナツト用鋼 |
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| EP1746177A1 (en) | 2005-07-22 | 2007-01-24 | Nippon Steel Corporation | High strength bolt excellent in delayed fracture resistance and method of production of same |
| JP2009221539A (ja) * | 2008-03-17 | 2009-10-01 | Jfe Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼 |
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| JP2019112680A (ja) * | 2017-12-25 | 2019-07-11 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法 |
-
1984
- 1984-09-03 JP JP18408684A patent/JPS6164815A/ja active Pending
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| JP2013534563A (ja) * | 2010-06-04 | 2013-09-05 | ヴァルレック・マンネスマン・オイル・アンド・ガス・フランス | 高降伏強度及び高硫化物誘導性応力亀裂耐性を有する低合金鋼 |
| JP2019112680A (ja) * | 2017-12-25 | 2019-07-11 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法 |
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