WO2015159650A1 - 熱間圧延線材 - Google Patents

熱間圧延線材 Download PDF

Info

Publication number
WO2015159650A1
WO2015159650A1 PCT/JP2015/058696 JP2015058696W WO2015159650A1 WO 2015159650 A1 WO2015159650 A1 WO 2015159650A1 JP 2015058696 W JP2015058696 W JP 2015058696W WO 2015159650 A1 WO2015159650 A1 WO 2015159650A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
hot
amount
mass
rolled wire
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/058696
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
将 高山
智一 増田
吉原　直
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
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 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to CN201580019443.8A priority Critical patent/CN106164316B/zh
Priority to KR1020167028162A priority patent/KR20160131106A/ko
Priority to BR112016024110A priority patent/BR112016024110A2/pt
Priority to KR1020187028245A priority patent/KR20180112868A/ko
Priority to EP15780257.0A priority patent/EP3133182A4/en
Publication of WO2015159650A1 publication Critical patent/WO2015159650A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Definitions

  • the present invention relates to a hot rolled wire used for manufacturing a steel wire. More specifically, the present invention relates to a hot-rolled wire used for producing a steel wire used as a reinforcing material for a part used in a sour environment containing hydrogen sulfide or a flexible riser.
  • a flexible riser is used to pump up crude oil.
  • the flexible riser is manufactured using a resin pipe and a steel wire, and the steel wire is used as a reinforcing material for the resin pipe. Since the oil field is in a sour environment containing hydrogen sulfide, the steel wire has high strength and is capable of suppressing sulfide stress cracking (SSC) (hereinafter referred to as SSC resistance). Is required). Therefore, the hot-rolled wire used as the material for the steel wire is also required to have high strength and excellent SSC resistance.
  • SSC sulfide stress cracking
  • Patent Document 1 is known as a technique for providing a high-strength steel material excellent in SSC resistance.
  • the steel materials disclosed in this document are in mass%, C: 0.25 to 0.35%, Si: 0.10 to 0.30%, Mn: 0.8% or less, P: 0.010%
  • S 0.003% or less
  • Al 0.003-0.1%
  • N 0.0040% or less
  • Cr 0.5-0.7%
  • Mo 0.5-1.0%
  • Ti 0.015-0.030%
  • Nb 0.005-0.025%
  • V 0.05-0.10%
  • B 0.0005 Containing 0.005% and containing P, Ti, and N so as to satisfy P / effective Ti content ⁇ 1.6, the composition comprising the balance Fe and inevitable impurities, and the prior austenite grains
  • a tempered marte having an average particle diameter of 12 ⁇ m or less, a Mo segregation degree of 1.5 or less, and an average austenite grain size of 12 ⁇ m or less.
  • a high-temperature heat treatment is performed on a steel material satisfying the above component composition at a heating temperature in the range of more than 1200 ° C. to less than 1270 ° C. for 30 minutes or less.
  • the steel material is hot-worked to obtain a hot-rolled steel material, and then the hot-rolled steel material is subjected to a quenching treatment at least twice after being subjected to a tempering treatment. : Holding at a temperature in the range of 850 to 920 ° C.
  • the tempering treatment is performed at a temperature in the range of 600 to 680 ° C. It is described that the processing is held for 15 to 30 minutes.
  • the steel material disclosed in the above-mentioned Patent Document 1 is uniform in the distribution of alloy elements such as C, Cr, Mo, Nb, etc., reduces macro segregation, and further thoroughly suppresses coarse inclusions.
  • the yield strength (hereinafter sometimes referred to as YS. YS is an abbreviation for Yield Strength) is 120 ksi (827 MPa) class or higher.
  • YS is an abbreviation for Yield Strength
  • the required characteristics in recent years have become stricter, and further enhancement of strength and improvement of SSC resistance are required.
  • the present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and an object thereof is to provide a hot-rolled wire rod having high strength and excellent SSC resistance.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies in order to increase the strength of the hot-rolled wire and to further improve the SSC resistance. As a result, it has been clarified that, by properly controlling the component composition of the hot-rolled wire rod and reducing the segregation of S generated inside the wire rod, the SSC resistance can be improved while securing the strength. That is, S is easily segregated at the crystal grain boundary, and the grain boundary strength is reduced by the segregation of S. Therefore, when the embrittlement by hydrogen proceeds, the grain boundary breaks easily. As a result, it is considered that the SSC resistance decreases.
  • the segregation degree (S max / S ave ) calculated based on the average value S ave (mass%) of the S amount and the maximum value S max (mass%) of the S amount. ) Of 30 or less, it was found that a hot-rolled wire rod having high strength and excellent SSC resistance can be provided, and the present invention was completed.
  • the hot-rolled wire rod according to the present invention that has solved the above problems is, in mass%, C: 0.20 to 0.5%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.00. 3 to 1.5%, Al: 0.001 to 0.1%, P: more than 0%, 0.01% or less, and S: more than 0%, 0.01% or less, with the balance being iron and Inevitable impurities.
  • the amount of S contained in the hot-rolled wire is measured at 300 or more locations at intervals of 200 ⁇ m using an electron beam microanalyzer, and the maximum amount S max (mass) of the amount of S relative to the average value S ave (mass%) of the amount of S. %) Is the degree of segregation (S max / S ave ), the gist is that the degree of segregation satisfies 30 or less.
  • the above hot-rolled wire material is further in mass% as another element, (A) Cr: more than 0%, 1% or less, and B: more than 0%, 0.01% or less, (B) Ni: more than 0%, 0.5% or less, and Cu: more than 0%, 0.5% or less, (C) Ti: more than 0%, 0.1% or less and V: more than 0%, 0.5% or less, (D) Mo: more than 0%, 1.5% or less, (E) Nb: more than 0%, 0.1% or less, Etc. may be included.
  • the hot-rolled wire since the segregation of S generated inside the wire is reduced after appropriately controlling the component composition of the hot-rolled wire, the hot-rolled wire has high strength and excellent SSC resistance. Can provide.
  • the hot rolled wire according to the present invention has a segregation degree of S of 30 or less, preferably 28 or less, more preferably 27 or less, and preferably as small as possible.
  • the degree of segregation means that the amount of S contained in the hot-rolled wire is measured at 200 or more locations at intervals of 200 ⁇ m using an electron beam microanalyzer, the average value of S is S ave (mass%), and the maximum amount of S When the value is S max (mass%), it means the ratio of the maximum value S max of the S amount to the average value S ave of the S amount. Therefore, when segregation of S is not recognized, the average value S ave (mass%) of the S amount is equal to the maximum value S max (mass%) of the S amount, so the segregation degree (S max / S ave ) is 1
  • the amount of S contained in the hot-rolled wire may be measured by performing element mapping toward the surface layer including the center of the hot-rolled wire, and may be measured so as not to be biased toward the center or the surface layer.
  • the hot-rolled wire rod of the present invention satisfies the above segregation degree of 30 or less, and its component composition needs to be appropriately controlled. That is, the hot-rolled wire rod of the present invention is, in mass%, C: 0.20 to 0.5%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.3 to 1.5%, Al: 0.001 to 0.1%, P: more than 0%, 0.01% or less, and S: more than 0%, 0.01% or less.
  • C is an element necessary for ensuring the strength of the wire, and is contained by 0.20% or more.
  • the amount of C is preferably 0.22% or more, more preferably 0.23% or more.
  • the C content is 0.5% or less, preferably 0.48% or less, more preferably 0.47% or less.
  • Si is an element necessary for deoxidation and solid solution strengthening, and is 0.05% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.06% or more, more preferably 0.07% or more.
  • the Si amount is set to 0.3% or less.
  • the amount of Si is preferably 0.27% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Mn is an element that improves hardenability and increases the strength of the wire, and it is necessary to contain 0.3% or more.
  • the amount of Mn is preferably 0.4% or more, more preferably 0.45% or more.
  • an excessive amount of Mn promotes segregation of impurity elements, particularly S.
  • the strength becomes too high, the hardness becomes high, and the SSC resistance decreases. Therefore, the amount of Mn is 1.5% or less, preferably 1.40% or less, more preferably 1.30% or less.
  • Al like Si, is an element added for deoxidation, and is contained in an amount of 0.001% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more. However, if the Al content exceeds 0.1%, the toughness of the wire decreases. Therefore, the Al content is 0.1% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less.
  • the P content is 0.01% or less.
  • the amount of P is preferably 0.009% or less, more preferably 0.008% or less.
  • the amount of P is preferably reduced as much as possible. However, since it is expensive to make the amount of P less than 0.0001%, it is preferably 0.0001% or more.
  • the S content is 0.01% or less.
  • the amount of S is preferably 0.009% or less, more preferably 0.008% or less.
  • the amount of S is preferably reduced as much as possible. However, since it is expensive to make the amount of S less than 0.0001%, it is preferably 0.0001% or more.
  • the component composition of the hot rolled wire according to the present invention is as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the above-mentioned wire rod is as another element, (A) Cr: more than 0%, 1% or less, and B: more than 0%, 0.01% or less, (B) Ni: more than 0%, 0.5% or less, and Cu: more than 0%, 0.5% or less, (C) Ti: more than 0%, 0.1% or less and V: more than 0%, 0.5% or less, (D) Mo: more than 0%, 1.5% or less, (E) Nb: It may contain more than 0%, 0.1% or less.
  • (A) Cr and B are elements that act effectively to enhance hardenability and increase the strength of the wire.
  • Cr is preferably contained in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.3% or more.
  • Cr is preferably 1% or less, more preferably 0.95% or less, and still more preferably 0.9% or less.
  • B is preferably contained in an amount of 0.0005% or more, more preferably 0.0007% or more, and further preferably 0.001% or more. However, if B is excessive, cracks are likely to occur during hot rolling. Therefore, B is preferably 0.01% or less, more preferably 0.008% or less, and still more preferably 0.007% or less. Cr and B may be used alone or in combination.
  • Ni and Cu are elements that form a film on the surface of the wire, prevent entry of hydrogen, and improve SSC resistance.
  • Ni is preferably contained in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.12% or more.
  • Ni is preferably 0.5% or less, more preferably 0.47% or less, and still more preferably 0.45% or less.
  • Cu is preferably contained in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.12% or more. However, even if Cu is contained in excess of 0.5%, the effect of addition is saturated, so Cu is preferably 0.5% or less. Cu is more preferably 0.47% or less, still more preferably 0.45% or less. Ni and Cu may be used alone or in combination.
  • Ti and V are elements that act effectively to form a hydrogen trap site and improve SSC resistance. That is, Ti is an element that combines with C or N in steel to form TiC or TiN serving as a hydrogen trap site, or a composite thereof, and improves SSC resistance. Ti is an element that refines crystal grains and improves toughness. In order to exhibit such an effect effectively, Ti is preferably contained in an amount of 0.005% or more, more preferably 0.01% or more, and further preferably 0.015% or more. However, when Ti is excessive, coarse TiN is generated and becomes a starting point of hydrogen embrittlement. Therefore, Ti is preferably 0.1% or less. Ti is more preferably 0.095% or less, still more preferably 0.09% or less.
  • V is an element that combines with C in steel to form fine VCs that serve as hydrogen trap sites and improves SSC resistance. If the amount of V is too small, it takes time to precipitate VC and the productivity is lowered. Therefore, V is preferably contained in an amount of 0.05% or more. V is more preferably 0.1% or more, and still more preferably 0.15% or more. However, when V is excessive, precipitated carbides increase and excess dislocations are likely to remain. Since dislocations have a hydrogen trapping effect, if excessive dislocations remain, hydrogen is excessively trapped and becomes the starting point of fracture. Therefore, V is preferably 0.5% or less, more preferably 0.45% or less, and still more preferably 0.4% or less. Ti and V may be used alone or in combination.
  • Mo is an element that suppresses segregation of S and effectively acts to improve SSC resistance. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to make it contain 0.05% or more, More preferably, it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.21% or more, Most preferably, it is 0.22% or more. However, when Mo is excessive, the hydrogen storage amount and the corrosion amount increase, so that the SSC resistance deteriorates. In addition, the cost of steel materials will rise. Mo is preferably 1.5% or less. Mo is more preferably 1.45% or less, still more preferably 1.4% or less, and particularly preferably 1.3% or less. Mo may be 1% or less, and further 0.98% or less. In particular, Mo may be 0.95% or less, or 0.7% or less.
  • Nb is an element that refines crystal grains and improves toughness.
  • Nb is an element that improves the corrosion resistance. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to make it contain 0.01% or more, More preferably, it is 0.03% or more, More preferably, it is 0.05% or more. However, when Nb is contained excessively, the toughness may be lowered.
  • Nb is preferably 0.1% or less, more preferably 0.095% or less, and still more preferably 0.085% or less.
  • the method for producing the hot-rolled wire rod of the present invention is not particularly limited, and a steel that satisfies the above component composition is melted by a conventional method, and a steel piece obtained by split rolling is heated and hot-rolled. Can be manufactured.
  • the heating temperature of the steel slab may be 700 to 1000 ° C., for example, and hot rolling may be performed in this temperature range.
  • the hot rolling may be performed using a rolling mill comprising a multi-stand rough rolling mill, an intermediate rolling mill, and a finishing rolling mill.
  • the total rolling strain in the initial three passes in the rough rolling mill is calculated. It is recommended to be 0.3 or more.
  • the initial three passes mean the first three rolling mills in the rough rolling mill.
  • Dynamic recrystallization can be caused by setting the total rolling strain in the initial three passes to 0.3 or more. As a result, S can be diffused uniformly, segregation of S can be reduced, and SSC resistance can be improved. Moreover, since the number of passes will increase when the total of the rolling strain in the initial three passes is less than 0.3, the cost becomes high.
  • the total rolling strain is preferably 0.4 or more, more preferably 0.5 or more.
  • the upper limit of the total rolling strain is not particularly limited, but is usually 2.0 or less due to equipment restrictions.
  • the rolling strain, the cross-sectional area of the billet before hot rolling (mm 2) and S 0, when the cross-sectional area of the billet in the initial 3-pass end during hot rolling (mm 2) is S Can be calculated by the following formula (1).
  • Rolling strain ln (S 0 / S) (1)
  • the wire obtained by hot rolling is subjected to heat treatment such as quenching and tempering to make the metal structure martensite.
  • Quenching may be performed, for example, after heating to 850 to 1000 ° C. and then cooling to room temperature at an average cooling rate of 30 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is, for example, 100 ° C./second.
  • the tempering may be performed by heating to 400 to 650 ° C., for example.
  • the heat treatment may be performed once, and by making the heat treatment one time, the productivity can be improved as compared with Patent Document 1 in which the quenching process is performed twice or more.
  • the hot-rolled wire obtained by heat treatment may be used as a material for producing a steel wire that requires SSC resistance, such as a part used in a sour environment containing hydrogen sulfide or a reinforcing material for a flexible riser. it can.
  • the obtained steel slab was subjected to block rolling, and the obtained billet was hot-rolled to produce a wire.
  • the billet before hot rolling was a 155 mm ⁇ 155 mm square, which was hot rolled to produce a wire having a wire diameter of ⁇ 11 to 16 mm.
  • the total rolling strain ( ⁇ ) in the initial three passes was controlled as shown in Table 2 below.
  • the rolling strain is expressed by the following formula, where S 0 is the billet cross-sectional area (mm 2 ) before hot rolling, and S is the billet cross-sectional area (mm 2 ) at the end of the initial three passes during hot rolling. It can be calculated by (1).
  • Rolling strain ln (S 0 / S) (1)
  • the obtained wire was subjected to quenching and tempering treatment to obtain a test material. Quenching was performed by heating to 850 to 1000 ° C. and holding in this temperature range for 5 to 15 minutes, and then cooling to room temperature with an average cooling rate of 30 ° C./second or more. The tempering was carried out at a temperature range of 400 to 650 ° C. for 50 to 70 minutes.
  • the obtained specimens were observed for the metal structure and the segregation degree of S was measured.
  • S Separatation degree of S
  • An electron probe microanalyzer (EPMA) was used, and the element to be measured was set to S, and segregation was likely to occur in the central portion, so element mapping was performed toward the surface including the center of the specimen.
  • the measurement includes the center and the surface layer, and measurement is performed at 300 or more positions at intervals of 200 ⁇ m.
  • the amount of S (mass%) was calculated based on the spectral intensity of characteristic X-rays, and the average value S ave (mass%) and the maximum value S max (mass%) were determined.
  • the maximum value S max (mass%) of the S amount relative to the average value S ave (mass%) of the S amount is defined as the degree of segregation (S max / S ave ), and the results are shown in Table 2 below.
  • a JIS No. 14A test piece was collected from the obtained specimen, and a tensile test was performed based on JIS Z2241 (2011) to measure the yield strength (YS).
  • the unit of yield strength is MPa.
  • the measurement results are shown in Table 2 below. In the present invention, a yield strength of 900 MPa or more was determined as high strength, and was determined as acceptable.
  • the SSC resistance of the obtained specimen was evaluated by the following procedure.
  • a test piece for Method A method defined by NACE TM0177 was collected from the obtained test material, and the SSC resistance of the test material was evaluated by Method A method.
  • the SSC resistance was evaluated by immersing the obtained test piece in Solution A containing 5.0% by mass of NaCl and 0.5% by mass of CH 3 COOH, saturating H 2 S gas in the solution, A stress of 80% of the yield strength measured in (1) was applied, and the time until fracture was measured.
  • the measurement results are shown in Table 2 below. In the present invention, it was evaluated that the break time was 720 hours or more and the SSC resistance was excellent.
  • Table 1 and Table 2 can be considered as follows. No. Examples 2 to 4, 11 to 15, 17, and 19 to 23 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention. Since the component composition and the segregation degree of S were appropriately controlled, the yield strength was high strength of 900 MPa or more, and the SSC resistance could be improved.
  • No. 1, 5 to 10, 16, and 18 are examples that do not satisfy the requirements defined in the present invention. Of these, No. In No. 1, since C was too small, the yield strength was less than 900 MPa. No. 5 and 16 are examples in which S segregates because the rolling strain introduced in the initial three passes was less than 0.3. Since the segregation degree of S exceeded 30, SSC resistance could not be improved. No. 6 contained excessive Si, and the segregation degree of S exceeded 30, so SSC resistance could not be improved. No. No. 7 contained excessive Mn, and the segregation degree of S exceeded 30, so SSC resistance could not be improved. No. No. 8 contained S in excess, and the segregation degree of S exceeded 30, so SSC resistance could not be improved. No. In No. In No. 1, since C was too small, the yield strength was less than 900 MPa. No. 5 and 16 are examples in which S segregates because the rolling strain introduced in the initial three passes was less than 0.3. Since the segregation degree of S exceeded 30, SSC resistance could not be improved. No

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

　高強度で、耐ＳＳＣ性に優れた熱間圧延線材を提供する。　質量％で、Ｃ：０．２０～０．５％、Ｓｉ：０．０５～０．３％、Ｍｎ：０．３～１．５％、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｐ：０％超、０．０１％以下、およびＳ：０％超、０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる熱間圧延線材であり、該熱間圧延線材に含まれるＳ量を電子線マイクロアナライザーを用いて２００μｍ間隔で３００箇所以上測定し、Ｓ量の平均値Ｓave（質量％）に対するＳ量の最大値Ｓmax（質量％）を偏析度（Ｓmax／Ｓave）としたとき、該偏析度が３０以下である熱間圧延線材。

Description

熱間圧延線材
　本発明は、鋼線の製造に用いる熱間圧延線材に関する。詳細には、硫化水素を含むサワー環境で用いられる部品またはフレキシブルライザーなどの補強材として用いられる鋼線を製造するために用いる熱間圧延線材に関する。
　石油の需要は、近年益々増大しており、海底油田の開発が行われている。油田開発では、原油を汲み上げるために、例えば、フレキシブルライザーが用いられる。フレキシブルライザーは、樹脂製のパイプと鋼線を用いて製造され、鋼線は、樹脂製のパイプの補強材として用いられる。油田は、硫化水素を含むサワー環境下となるため、上記鋼線には、高強度で、且つ硫化物応力腐食割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｒａｃｋｉｎｇ；ＳＳＣ）が抑制される特性（以下、耐ＳＳＣ性ということがある）が求められる。そのため、この鋼線の素材となる熱間圧延線材にも高強度で、耐ＳＳＣ性に優れることが要求される。
　耐ＳＳＣ性に優れた高強度鋼材を提供する技術としては、特許文献１が知られている。この文献に開示されている鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２５～０．３５％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：０．８％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００３～０．１％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｃｒ：０．５～０．７％、Ｍｏ：０．５～１．０％、Ｃｕ：０．０５～０．８％、Ｔｉ：０．０１５～０．０３０％、Ｎｂ：０．００５～０．０２５％、Ｖ：０．０５～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００１５％を含み、かつＰ、Ｔｉ、ＮをＰ／有効Ｔｉ量＜１．６を満足するように調整して含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、旧オーステナイト粒の平均粒径が１２μｍ以下で、Ｍｏ偏析度が１．５以下であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が１２μｍ以下である焼戻しマルテンサイト相からなる組織を有している。
　上記文献には、上記高強度鋼材の製造方法として、上記成分組成を満足する鋼素材に、加熱温度：１２００℃超～１２７０℃未満の範囲の温度で３０ｍｉｎ以内の時間保持する高温加熱処理を施したのち、前記鋼素材に熱間加工を施して熱延鋼材とし、ついで該熱延鋼材に、２回以上の焼入れ処理を施したのち、焼戻処理を施すに当たり、前記焼入れ処理を、加熱温度：８５０～９２０℃の範囲の温度で５～１０ｍｉｎ間保持したのち、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温まで急冷する処理とし、前記焼戻処理を、６００～６８０℃の範囲の温度で１５～３０ｍｉｎ保持する処理とすることが記載されている。
特開２０１３－２２７６１１号公報
　上記特許文献１に開示されている鋼材は、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ等の合金元素の分布を均一化してマクロ偏析を低減し、さらに粗大介在物の抑制を徹底することにより、耐ＳＳＣ性を維持しながら、降伏強さ（以下、ＹＳと表記することがある。ＹＳはＹｉｅｌｄ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈの略称である。）が１２０ｋｓｉ（８２７ＭＰａ）級以上の高強度を確保するものである。しかし、近年の要求特性は厳しくなっており、更なる強度化と耐ＳＳＣ性の向上が求められている。
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高強度で、耐ＳＳＣ性に優れた熱間圧延線材を提供することにある。
　本発明者らは、熱間圧延線材の強度を高めると共に、耐ＳＳＣ性を一層改善するために、鋭意検討を重ねた。その結果、熱間圧延線材の成分組成を適切に制御したうえで、線材内部に発生するＳの偏析を低減すれば、強度を確保したうえで、耐ＳＳＣ性を改善できることが明らかとなった。即ち、Ｓは、結晶粒界に偏析しやすく、Ｓの偏析により粒界強度が低下するため、水素による脆化が進行すると、粒界破断を起こしやすくなる。その結果、耐ＳＳＣ性が低下すると考えられる。
　そして本発明者らが更に検討を重ねた結果、Ｓ量の平均値Ｓave（質量％）とＳ量の最大値Ｓmax（質量％）に基づいて算出される偏析度（Ｓmax／Ｓave）を３０以下とすれば、高強度で、耐ＳＳＣ性に優れた熱間圧延線材を提供できることを見出し、本発明を完成した。
　即ち、上記課題を解決することのできた本発明に係る熱間圧延線材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５％、Ｓｉ：０．０５～０．３％、Ｍｎ：０．３～１．５％、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｐ：０％超、０．０１％以下、およびＳ：０％超、０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物である。そして、該熱間圧延線材に含まれるＳ量を電子線マイクロアナライザーを用いて２００μｍ間隔で３００箇所以上測定し、Ｓ量の平均値Ｓave（質量％）に対するＳ量の最大値Ｓmax（質量％）を偏析度（Ｓmax／Ｓave）としたとき、該偏析度が３０以下を満足するところに要旨を有している。
　上記熱間圧延線材は、更に、他の元素として、質量％で、
（ａ）Ｃｒ：０％超、１％以下、およびＢ：０％超、０．０１％以下の少なくとも１種、
（ｂ）Ｎｉ：０％超、０．５％以下、およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、
（ｃ）Ｔｉ：０％超、０．１％以下、およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、
（ｄ）Ｍｏ：０％超、１．５％以下、
（ｅ）Ｎｂ：０％超、０．１％以下、
等を含んでもよい。
　本発明によれば、熱間圧延線材の成分組成を適切に制御したうえで、線材内部に発生するＳの偏析を低減しているため、高強度で、耐ＳＳＣ性に優れた熱間圧延線材を提供できる。
　本発明に係る熱間圧延線材は、Ｓの偏析度が３０以下であり、２８以下であることが好ましく、より好ましくは２７以下であり、できるだけ小さいことが好ましい。
　上記偏析度とは、上記熱間圧延線材に含まれるＳ量を電子線マイクロアナライザーを用いて２００μｍ間隔で３００箇所以上測定し、Ｓ量の平均値をＳave（質量％）、Ｓ量の最大値をＳmax（質量％）としたとき、Ｓ量の平均値Ｓaveに対するＳ量の最大値Ｓmaxの比を意味する。従って、Ｓの偏析が認められない場合は、Ｓ量の平均値Ｓave（質量％）とＳ量の最大値Ｓmax（質量％）は等しくなるため、偏析度（Ｓmax／Ｓave）は１となる。
　上記熱間圧延線材に含まれるＳ量は、熱間圧延線材の中心を含み表層に向かって元素マッピングを行なって測定すればよく、中心または表層に偏らないように測定すればよい。
　本発明の熱間圧延線材は、上記偏析度が３０以下を満足すると共に、その成分組成も適切に制御する必要がある。即ち、本発明の熱間圧延線材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５％、Ｓｉ：０．０５～０．３％、Ｍｎ：０．３～１．５％、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｐ：０％超、０．０１％以下、およびＳ：０％超、０．０１％以下を含んでいる。
　Ｃは、線材の強度を確保するために必要な元素であり、０．２０％以上含有する。Ｃ量は、好ましくは０．２２％以上、より好ましくは０．２３％以上である。しかし、Ｃ量が０．５％を超えると、Ｓの偏析が助長され、耐ＳＳＣ性が低下する。従ってＣ量は、０．５％以下とし、好ましくは０．４８％以下、より好ましくは０．４７％以下である。
　Ｓｉは、脱酸および固溶強化のために必要な元素であり、０．０５％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．０７％以上である。しかし、Ｓｉ量が増加するにつれて、Ｓが偏析し、水素脆化を起こしやすなり、耐ＳＳＣ性が低下する。従ってＳｉ量は、０．３％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．２７％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
　Ｍｎは、焼入れ性を向上し、線材の強度を高める元素であり、０．３％以上含有させる必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．４５％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、不純物元素、特にＳの偏析を助長する。また、強度が高くなり過ぎて硬度が高くなり、耐ＳＳＣ性が低下する。従ってＭｎ量は、１．５％以下とし、好ましくは１．４０％以下、より好ましくは１．３０％以下である。
　Ａｌは、Ｓｉと同様、脱酸のために添加する元素であり、０．００１％以上含有させる。Ａｌ量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ａｌ量が０．１％を超えると、線材の靭性が低下する。従ってＡｌ量は、０．１％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
　Ｐは、結晶粒界に偏析し、粒界強度を低下させ、水素による粒界破断を起こしやすくする元素である。従ってＰ量は、０．０１％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下である。Ｐ量は、できるだけ低減することが好ましいが、Ｐ量を０．０００１％未満にするにはコスト高となるため、好ましくは０．０００１％以上であればよい。
　Ｓは、結晶粒界や線材の中心部に偏析し、粒界強度を低下させ、水素による粒界破断を起こしやすくする元素である。特に、硫化水素を含むサワー環境下では、水素は線材に侵入しやすくなるため、耐ＳＳＣ性が低下する。従ってＳ量は、０．０１％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下である。Ｓ量は、できるだけ低減することが好ましいが、Ｓ量を０．０００１％未満にするにはコスト高となるため、好ましくは０．０００１％以上であればよい。
　本発明に係る熱間圧延線材の成分組成は、上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。上記線材は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：０％超、１％以下、およびＢ：０％超、０．０１％以下の少なくとも１種、
（ｂ）Ｎｉ：０％超、０．５％以下、およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、
（ｃ）Ｔｉ：０％超、０．１％以下、およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、
（ｄ）Ｍｏ：０％超、１．５％以下、
（ｅ）Ｎｂ：０％超、０．１％以下
等を含有してもよい。
　（ａ）ＣｒおよびＢは、焼入れ性を高め、線材の強度を高めるために有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｒは、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．３％以上である。しかし、Ｃｒが過剰になると、線材の表面にピットが形成され、水素脆化による破断を起こしやすくなり、耐ＳＳＣ性が劣化する。従って、Ｃｒは、１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．９５％以下、更に好ましくは０．９％以下である。
　Ｂは、０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００７％以上、更に好ましくは０．００１％以上である。しかし、Ｂが過剰になると、熱間圧延時に割れが発生しやすくなる。従って、Ｂは、０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００７％以下である。なお、ＣｒおよびＢは、単独で用いてもよいし、併用してもよい。
　（ｂ）ＮｉおよびＣｕは、線材の表面に皮膜を形成し、水素の侵入を防ぎ、耐ＳＳＣ性を向上させる元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎｉは、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１２％以上である。しかし、Ｎｉが０．５％を超えると、線材の表面にピットが形成され、水素脆化による破断を起こしやすくなり、耐ＳＳＣ性が劣化する。従って、Ｎｉは、０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４７％以下、更に好ましくは０．４５％以下である。
　Ｃｕは、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１２％以上である。しかし、Ｃｕを０．５％を超えて含有させても添加効果は飽和するため、Ｃｕは０．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕは、より好ましくは０．４７％以下、更に好ましくは０．４５％以下である。なお、ＮｉおよびＣｕは、単独で用いてもよいし、併用してもよい。
　（ｃ）ＴｉおよびＶは、水素のトラップサイトを形成し、耐ＳＳＣ性を向上させるのに有効に作用する元素である。即ち、Ｔｉは、鋼中のＣやＮと結合し、水素のトラップサイトとなるＴｉＣやＴｉＮ、或いはこれらの複合物を形成し、耐ＳＳＣ性を改善する元素である。また、Ｔｉは、結晶粒を微細化し、靭性を向上させる元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは、０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０１５％以上である。しかし、Ｔｉが過剰になると、粗大なＴｉＮが生成し、水素脆化の起点となるため、Ｔｉは、０．１％以下であることが好ましい。Ｔｉは、より好ましくは０．０９５％以下であり、更に好ましくは０．０９％以下である。
　Ｖは、鋼中のＣと結合し、水素のトラップサイトとなる微細なＶＣを形成し、耐ＳＳＣ性を改善する元素である。Ｖ量が少な過ぎると、ＶＣを析出させるために時間がかかり、生産性が低下するため、Ｖは、０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｖは、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｖが過剰になると、析出した炭化物が増大し、過剰転位が残りやすい。転位は水素トラップ効果があるため、過剰転位が残ると水素を過剰にトラップし、破断の起点となる。従って、Ｖは、０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４５％以下、更に好ましくは０．４％以下である。なお、ＴｉおよびＶは、単独で用いてもよいし、併用してもよい。
　（ｄ）Ｍｏは、Ｓの偏析を抑制し、耐ＳＳＣ性の向上に有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２１％以上、特に好ましくは０．２２％以上である。しかし、Ｍｏが過剰になると、水素吸蔵量や腐食量が増加するため、かえって耐ＳＳＣ性が劣化する。また、鋼材コストの高騰に繋がる。Ｍｏは、１．５％以下であることが好ましい。Ｍｏは、より好ましくは１．４５％以下、更に好ましくは１．４％以下、特に好ましくは１．３％以下である。Ｍｏは、１％以下であってもよく、更には０．９８％以下であってもよい。Ｍｏは、特には０．９５％以下であってもよく、０．７％以下であってもよい。
　（ｅ）Ｎｂは、結晶粒を微細化し、靭性を向上させる元素である。またＮｂは、耐食性を向上させる元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｎｂを過剰に含有すると、却って靭性が低下することがある。Ｎｂは、０．１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０９５％以下、更に好ましくは０．０８５％以下である。
　次に、本発明に係る熱間圧延線材を製造する方法について説明する。
　本発明の熱間圧延線材の製造方法は、特に限定されず常法により、上記成分組成を満足する鋼を溶製し、分塊圧延して得られた鋼片を加熱し、熱間圧延することにより製造できる。
　上記鋼片の加熱温度は、例えば、７００～１０００℃とすればよく、この温度域で熱間圧延を行えばよい。
　上記熱間圧延は、多スタンドの粗圧延機、中間圧延機、および仕上げ圧延機からなる圧延機を用いて行えばよく、本発明では、粗圧延機における初期の３パスにおける圧延歪の合計を０．３以上とすることが推奨される。初期の３パスとは、粗圧延機における最初の３機の圧延機を意味する。
　初期の３パスにおける圧延歪の合計を０．３以上とすることによって、動的再結晶を起こすことができる。その結果、Ｓを均一に拡散でき、Ｓの偏析を低減でき、耐ＳＳＣ性を向上できる。また、初期の３パスにおける圧延歪の合計が０．３を下回ると、パス数が増えるため、コスト高となる。上記圧延歪の合計は、０．４以上であることが好ましく、より好ましくは０．５以上である。上記圧延歪の合計の上限は特に限定されないが、設備の制約により、通常、２．０以下である。
　上記圧延歪は、熱間圧延前における鋼片の断面積（ｍｍ2）をＳ0、熱間圧延時において初期の３パス終了時点での鋼片の断面積（ｍｍ2）をＳとしたとき、下記式（１）で算出できる。
圧延歪＝ｌｎ（Ｓ0／Ｓ）　・・・（１）
　熱間圧延して得られた線材は、焼入れ、焼戻しなどの熱処理を行い、金属組織をマルテンサイトとすることが好ましい。焼入れは、例えば、８５０～１０００℃に加熱した後、室温まで平均冷却速度３０℃／秒以上で冷却して行えばよい。平均冷却速度の上限は、例えば、１００℃／秒である。焼戻しは、例えば、４００～６５０℃に加熱すればよい。
　上記熱処理は、１回とすればよく、熱処理を１回とすることにより、２回以上の焼入れ処理を行っている上記特許文献１よりも生産性を向上できる。
　熱処理して得られた熱間圧延線材は、硫化水素を含むサワー環境で用いられる部品またはフレキシブルライザーの補強材のように、耐ＳＳＣ性が求められる鋼線を製造するための素材として用いることができる。
　本願は、２０１４年４月１８日に出願された日本国特許出願第２０１４－０８６５３２号に基づく優先権の利益を主張するものである。日本国特許出願第２０１４－０８６５３２号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す成分組成の鋼を溶製し、得られた溶鋼を鋳造し、鋼片を製造した。該鋼の残部は、鉄および不可避不純物である。得られた鋼片を分塊圧延し、得られたビレットを熱間圧延して線材を製造した。熱間圧延前のビレットは、１５５ｍｍ×１５５ｍｍの角材であり、熱間圧延して線径がφ１１～１６ｍｍの線材を製造した。熱間圧延は、初期の３パスにおける圧延歪（ε）の合計を下記表２に示すように制御した。圧延歪は、熱間圧延前におけるビレットの断面積（ｍｍ2）をＳ0、熱間圧延時における初期の３パス終了時点でのビレットの断面積（ｍｍ2）をＳとしたとき、下記式（１）で算出できる。
圧延歪＝ｌｎ（Ｓ0／Ｓ）　・・・（１）
　次に、得られた線材に、焼入れ、焼戻し処理を施して供試材を得た。焼入れは、８５０～１０００℃に加熱し、この温度域で５～１５分間保持した後、平均冷却速度を３０℃／秒以上として室温まで冷却して行った。焼戻しは、４００～６５０℃の温度域で、５０～７０分間保持して行った。
　得られた供試材について、金属組織の観察、およびＳの偏析度を測定した。
　（金属組織の観察）
　上記供試材から採取した金属組織観察用の試験片をマウントに埋め込み、光学顕微鏡で、観察倍率を４００倍として金属組織を観察した。その結果、いずれの供試材も金属組織は、マルテンサイトであった。
　（Ｓの偏析度）
　電子線マイクロアナライザー（Electron Probe Microanalyzer；ＥＰＭＡ）を用い、測定元素をＳとし、通常中心部で偏析を起こしやすいことから、供試材中心を含み表面に向かって元素マッピングを行った。測定は中心と表層を含み、２００μｍ間隔で、３００箇所以上測定した。特性Ｘ線のスペクトル強度に基づいてＳ量（質量％）を算出し、平均値Ｓave（質量％）と最大値Ｓmax（質量％）を求めた。Ｓ量の平均値Ｓave（質量％）に対するＳ量の最大値Ｓmax（質量％）を偏析度（Ｓmax／Ｓave）とし、結果を下記表２に示す。
　次に、得られた供試材からＪＩＳ　１４Ａ号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１年）に基づいて引張試験を行い、降伏強さ（ＹＳ）を測定した。降伏強さの単位はＭＰａである。測定結果を下記表２に示す。本発明では、降伏強さが９００ＭＰａ以上を高強度と判定し、合格とした。
　次に、得られた供試材の耐ＳＳＣ性を次の手順で評価した。得られた供試材から、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７で規定されるＭｅｔｈｏｄ　Ａ法用の試験片を採取し、Ｍｅｔｈｏｄ　Ａ法で供試材の耐ＳＳＣ性を評価した。耐ＳＳＣ性の評価は、得られた試験片を、ＮａＣｌを５．０質量％およびＣＨ3ＣＯＯＨを０．５質量％含むＳｏｌｕｔｉｏｎ　Ａに浸漬し、上記溶液にＨ2Ｓガスを飽和させ、上記で測定した降伏強さの８０％の応力を付与し、破断までの時間を測定して行った。測定結果を下記表２に示す。本発明では、破断時間が７２０時間以上を合格とし、耐ＳＳＣ性に優れると評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．２～４、１１～１５、１７、１９～２３は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例である。成分組成およびＳの偏析度が適切に制御できているため、降伏強さが９００ＭＰａ以上の高強度で、しかも耐ＳＳＣ性を改善できた。
　一方、Ｎｏ．１、５～１０、１６、１８は、本発明で規定する要件を満足しない例である。これらのうち、Ｎｏ．１は、Ｃが少な過ぎたため、降伏強さが９００ＭＰａ未満となった。Ｎｏ．５、１６は、初期３パスにおいて導入する圧延歪が０．３を下回ったため、Ｓが偏析した例である。Ｓの偏析度が３０を超えたため、耐ＳＳＣ性を改善できなかった。Ｎｏ．６は、Ｓｉを過剰に含有し、Ｓの偏析度が３０を超えたため、耐ＳＳＣ性を改善できなかった。Ｎｏ．７は、Ｍｎを過剰に含有し、Ｓの偏析度が３０を超えたため、耐ＳＳＣ性を改善できなかった。Ｎｏ．８は、Ｓを過剰に含有し、Ｓの偏析度が３０を超えたため、耐ＳＳＣ性を改善できなかった。Ｎｏ．９は、Ｓｉが少な過ぎたため、固溶強化が不充分となり、降伏強さが９００ＭＰａ未満となった。Ｎｏ．１０は、Ｍｎが少な過ぎたため、焼入れ性が不充分となり、降伏強さが９００ＭＰａ未満となった。Ｎｏ．１８は、Ｃを過剰に含有し、Ｓの偏析度が３０を超えたため、耐ＳＳＣ性を改善できなかった。

Claims (2)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．２０～０．５％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．３％、
    　Ｍｎ：０．３～１．５％、
    　Ａｌ：０．００１～０．１％、
    　Ｐ　：０％超、０．０１％以下、および
    　Ｓ　：０％超、０．０１％以下を含有し、
    　残部が鉄および不可避不純物からなる熱間圧延線材であり、
    　該熱間圧延線材に含まれるＳ量を電子線マイクロアナライザーを用いて２００μｍ間隔で３００箇所以上測定し、Ｓ量の平均値Ｓave（質量％）に対するＳ量の最大値Ｓmax（質量％）を偏析度（Ｓmax／Ｓave）としたとき、
    　該偏析度が３０以下であることを特徴とする熱間圧延線材。
  2. 　更に、他の元素として、質量％で、以下の（ａ）～（ｅ）のいずれかに属する１種以上を含有する請求項１に記載の熱間圧延線材。
    （ａ）Ｃｒ：０％超、１％以下、およびＢ：０％超、０．０１％以下の少なくとも１種。
    （ｂ）Ｎｉ：０％超、０．５％以下、およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種。
    （ｃ）Ｔｉ：０％超、０．１％以下、およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種。
    （ｄ）Ｍｏ：０％超、１．５％以下。
    （ｅ）Ｎｂ：０％超、０．１％以下。
PCT/JP2015/058696 2014-04-18 2015-03-23 熱間圧延線材 WO2015159650A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201580019443.8A CN106164316B (zh) 2014-04-18 2015-03-23 热轧线材
KR1020167028162A KR20160131106A (ko) 2014-04-18 2015-03-23 열간 압연 선재
BR112016024110A BR112016024110A2 (pt) 2014-04-18 2015-03-23 fio-máquina laminado a quente
KR1020187028245A KR20180112868A (ko) 2014-04-18 2015-03-23 열간 압연 선재
EP15780257.0A EP3133182A4 (en) 2014-04-18 2015-03-23 Hot-rolled wire

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014086532 2014-04-18
JP2014-086532 2014-04-18

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015159650A1 true WO2015159650A1 (ja) 2015-10-22

Family

ID=54323863

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/058696 WO2015159650A1 (ja) 2014-04-18 2015-03-23 熱間圧延線材

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP3133182A4 (ja)
JP (1) JP2015212412A (ja)
KR (2) KR20180112868A (ja)
CN (1) CN106164316B (ja)
BR (1) BR112016024110A2 (ja)
WO (1) WO2015159650A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017171070A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度熱間圧延線材

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BR112018015250A2 (ja) 2016-03-07 2018-12-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation A high intensity common steel wire excellent in waterproof matter induction crack nature
CN108763637B (zh) * 2018-04-19 2022-06-03 张家港联峰钢铁研究所有限公司 一种热轧线材抗拉强度的计算与预判方法
KR102117401B1 (ko) * 2018-08-21 2020-06-01 주식회사 포스코 수소취성 저항성이 우수한 고강도 선재, 이를 이용한 볼트용 강재, 이들의 제조방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH042720A (ja) * 1990-04-19 1992-01-07 Nippon Steel Corp サワー環境用高強度鋼線の製造方法
JPH11501986A (ja) * 1995-03-10 1999-02-16 アンスティテュ フランセ デュ ペトロル 鋼鉄ワイヤの製造方法−−成形ワイヤ及びホースへの利用
JP2000517381A (ja) * 1996-09-09 2000-12-26 アンスティテュ フランセ デュ ペトロール 自硬鋼線材の製造方法、補強用線材及び可撓性導管への利用方法
JP2013227611A (ja) * 2012-04-25 2013-11-07 Jfe Steel Corp 耐ｓｓｃ性に優れた高強度鋼材およびその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
IN153591B (ja) * 1979-01-24 1984-07-28 Southwire Co
AR023265A1 (es) * 1999-05-06 2002-09-04 Sumitomo Metal Ind Material de acero de elevada resistencia para un pozo petrolero, excelente en el craqueo de la tension de sulfuros y metodo para producir un material deacero de elevada resistencia.
CN101008066B (zh) * 2006-01-27 2010-05-12 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度高于1000MPa的热轧马氏体钢板及其制造方法
CN100439543C (zh) * 2006-03-24 2008-12-03 宝山钢铁股份有限公司 热轧超高强度马氏体钢及其制造方法
JP2008057007A (ja) * 2006-08-31 2008-03-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 低合金鋼材およびその製造方法
JP5120802B2 (ja) * 2006-11-17 2013-01-16 独立行政法人物質・材料研究機構 温間圧延装置及び温間圧延方法並びに温間・冷間連続加工装置
JP5304323B2 (ja) * 2009-03-02 2013-10-02 新日鐵住金株式会社 高強度鋼線用線材、高強度鋼線及びこれらの製造方法
KR101143170B1 (ko) * 2009-04-23 2012-05-08 주식회사 포스코 고강도 고인성 강선재 및 그 제조방법
CN102560047B (zh) * 2012-02-29 2013-03-20 首钢总公司 一种控制高碳钢盘条晶界脆化的热轧方法
JP5910195B2 (ja) * 2012-03-14 2016-04-27 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材の耐ｈｉｃ性の評価方法およびそれを利用したラインパイプ用高強度厚鋼板の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH042720A (ja) * 1990-04-19 1992-01-07 Nippon Steel Corp サワー環境用高強度鋼線の製造方法
JPH11501986A (ja) * 1995-03-10 1999-02-16 アンスティテュ フランセ デュ ペトロル 鋼鉄ワイヤの製造方法−−成形ワイヤ及びホースへの利用
JP2000517381A (ja) * 1996-09-09 2000-12-26 アンスティテュ フランセ デュ ペトロール 自硬鋼線材の製造方法、補強用線材及び可撓性導管への利用方法
JP2013227611A (ja) * 2012-04-25 2013-11-07 Jfe Steel Corp 耐ｓｓｃ性に優れた高強度鋼材およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3133182A4 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017171070A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度熱間圧延線材

Also Published As

Publication number Publication date
KR20180112868A (ko) 2018-10-12
CN106164316B (zh) 2018-01-30
JP2015212412A (ja) 2015-11-26
EP3133182A4 (en) 2017-10-11
EP3133182A1 (en) 2017-02-22
CN106164316A (zh) 2016-11-23
BR112016024110A2 (pt) 2017-08-15
KR20160131106A (ko) 2016-11-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5971435B1 (ja) 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP6064955B2 (ja) 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管の製造方法
JP5034308B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
JP6107437B2 (ja) 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法
JP6354065B2 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
JP5522194B2 (ja) 耐ｓｓｃ性に優れた高強度鋼材
JP5439819B2 (ja) 疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法
WO2013065346A1 (ja) 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5958667B1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2012188731A (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2015151428A1 (ja) 材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5971436B1 (ja) 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP2016069705A (ja) ボルト用鋼およびボルト
JP2010106287A (ja) 疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法
JP6190298B2 (ja) 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼および高強度ボルト
JP2020059881A (ja) 鋼材およびその製造方法
JP5302840B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
WO2015159650A1 (ja) 熱間圧延線材
CN109790602B (zh) 钢
JP6436232B2 (ja) ばね鋼
KR101639909B1 (ko) 내수소유기균열성과 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법
JP6146429B2 (ja) 調質高張力厚鋼板及びその製造方法
JP5446900B2 (ja) 高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法
WO2017171070A1 (ja) 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度熱間圧延線材

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15780257

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015780257

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2015780257

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20167028162

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112016024110

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112016024110

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20161017