(57)【要約】【課題】降伏強度が９００ＭＰａ以上で、且つ耐水素膨れ性に優れた熱間圧延線材を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２０〜１．００％、Ｓｉ：０％超０．５％以下、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．００５％以下、Ｖ：０．０５〜０．５％、およびＮ：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り、金属組織は、パーライトが８０面積％以上、パーライトの平均ラメラ間隔が０．０５〜１．００μｍであり、パーライトのラメラ内に、円相当直径が０．０１〜１μｍのＶ炭化物が１０個／μｍ2以上存在する熱間圧延線材。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．２０〜１．００％、
Ｓｉ：０％超０．５％以下、
Ｍｎ：０．１０〜１．０％、
Ｐ  ：０％超０．０５％以下、
Ｓ  ：０％超０．００５％以下、
Ｖ  ：０．０５〜０．５％、および
Ｎ  ：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り、
金属組織は、パーライトが８０面積％以上、
パーライトの平均ラメラ間隔が０．０５〜１．００μｍであり、
パーライトのラメラ内に、円相当直径が０．０１〜１μｍのＶ炭化物が１０個／μｍ2以上存在することを特徴とする耐水素膨れ性に優れた熱間圧延線材。
【請求項２】
更に、他の元素として、質量％で、
Ｃｒ：０％超０．５％以下、
Ｔｉ：０％超０．１％以下、
Ｍｏ：０％超０．５％以下、および
Ｎｂ：０％超０．１％以下のいずれか１種以上を含有する請求項１に記載の熱間圧延線材。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分組成を満足する鋼を熱間圧延し、載置温度９００〜１１００℃で載置した後、
前記載置温度から５００〜６００℃の温度域における保持温度までを、平均冷却速度１０〜５０℃／秒で冷却すると共に、
前記５００〜６００℃の温度域における滞在時間を３〜４０秒とすることを特徴とする耐水素膨れ性に優れた熱間圧延線材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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る鋼線を製造するために用いる熱間圧延線材に関する。
【背景技術】
【０００２】
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。そのため上記鋼線には、高強度（特に、降伏強度が９００ＭＰａ以上）であることが求められる。また、油田は、硫化水素を含むサワー環境下となるため、水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下、「ＨＩＣ」ということがある）が発生しないことが求められる。水素誘起割れとは、上記硫化水素等による腐食反応に伴って鋼線内部に侵入した水素が、ＭｎＳなどに集積し、破壊の起点となって割れる現象である。以下、水素誘起割れが発生しない特性を、耐水素膨れ性（耐ＨＩＣ性）ということがある。
【０００３】
硫化水素を含むサワー環境のような過酷な状況で用いられる鋼線を開示する文献ではないが、特許文献１、２には、タイヤのスチールコードなどに用いられる鋼線が記載されている。詳細には、特許文献１には、強度、靭性、延性等に優れた極細鋼線を、伸線中にパテンティング処理およびブルーイング処理を施すこと無しに製造する技術が記載されている。特許文献１に開示されている高強度極細鋼線用線材は、最終パテンティング後の引張強さ、および初析フェライトとベイナイトの面積率が所定の範囲内で、且つパーライト組織が９５％以上、パーライト組織の平均ブロック粒径が２０μｍ以下であるところに特徴がある。この高強度極細鋼線用線材は、所定の鋼成分の鋼片を熱間圧延し、仕上げ圧延温度を１０００〜１２００℃とし、次いで８８０〜９６０℃の温度にて巻き取った後に、８００℃から６００℃までの冷却速度を５０〜２００℃／ｓとして冷却し、その後、５２０〜５８０℃の温度域にて３０ｓ以上保持する工程を含むパテンティング処理を施すことによって製造できる。
【０００４】
特許文献２には、タイヤの補強用鋼線、ＰＣ鋼線、ロープ用鋼線などの高強度鋼線の素材として使用される高炭素鋼線材およびその製造方法が記載されている。特許文献２に開示されている高炭素鋼線材は、９５面積％以上のパーライトを有し、パーライトの平均ノジュール径Ｐが３０μｍ以下、平均ラメラ間隔Ｓが１００ｎｍ以上で、かつＰとＳを所定の範囲に制御したところに特徴がある。この高炭素鋼線材は、所定の成分を有する鋼片を仕上温度１０５０〜８００℃で熱間圧延を行い、仕上圧延終了後直ちに５０℃／ｓ以上の冷却速度にて９５０〜７５０℃の範囲内の温度に冷却し、引き続き５〜２０℃／ｓ以上の冷却速度にて６２０〜６８０℃の範囲内の温度に冷却した後、２℃／ｓ以下の冷却速度にて２０秒以上冷却することによって製造できる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−２０２９１３号公報
【特許文献２】特開２００３−８２４３４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上記特許文献１、２には、鋼線の伸線性を改善する技術が提案されているが、上記特許文献１、２では、鋼線をタイヤのスチールコードなどに用いることを前提としているため、硫化水素を含むサワー環境のような過酷な状況で用いることは想定されていない。そのため、上記特許文献１、２で得られる鋼線をサワー環境で用いると、侵入した水素によって鋼線内に割れ（水素誘起割れ）が発生する。
【０００７】
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、降伏強度が９００ＭＰａ以上で、且つ耐水素膨れ性に優れた熱間圧延線材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決できる本発明に係る熱間圧延線材は、質量％で、Ｃ：０．２０〜１．００％、Ｓｉ：０％超０．５％以下、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．００５％以下、Ｖ：０．０５〜０．５％、およびＮ：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。そして、上記熱間圧延線材は、金属組織が、パーライトが８０面積％以上、パーライトの平均ラメラ間隔が０．０５〜１．００μｍであり、パーライトのラメラ内に、円相当直径が０．０１〜１μｍのＶ炭化物が１０個／μｍ2以上存在する点に要旨を有する。
【０００９】
上記熱間圧延線材は、更に、他の元素として、質量％で、Ｃｒ：０％超０．５％以下、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｍｏ：０％超０．５％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下のいずれか１種以上を含有してもよい。
【００１０】
本発明に係る熱間圧延線材は、上記成分組成を満足する鋼を熱間圧延し、載置温度９００〜１１００℃で載置した後、前記載置温度から５００〜６００℃の温度域における保持温度までを、平均冷却速度１０〜５０℃／秒で冷却すると共に、前記５００〜６００℃の温度域における滞在時間を３〜４０秒とすることによって製造できる。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の熱間圧延線材は、降伏強度が９００ＭＰａ以上である。そして、熱間圧延線材のパーライト面積率、およびパーライトのラメラ間隔を適切に制御すると共に、パーライトのラメラ内に、所定の大きさのＶ炭化物を適切に析出させているため、熱間圧延線材の耐水素膨れ性を改善できる。よって、本発明の熱間圧延線材を伸線すれば、耐水素膨れ性に優れた高降伏強度を有する鋼線が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、鋼線の降伏強度を高めたうえで、硫化水素を含むサワー環境で用いたときの耐水素膨れ性を向上するために、鋭意検討を重ねた。その結果、鋼線の製造に用いる熱間圧延線材の成分組成と金属組織を適切に制御したうえで、特に、パーライトのラメラ内に所定の大きさのＶ炭化物を適切に析出させれば、９００ＭＰａ以上の降伏強度を確保できると共に、Ｖ炭化物が水素トラップサイトとして作用して耐水素膨れ性を改善できることを見出し、本発明を完成した。
【００１３】
まず、本発明を特徴付ける熱間圧延線材の金属組織について説明する。
【００１４】
本発明に係る熱間圧延線材は、金属組織全体を１００面積％としたとき、パーライトが８０面積％以上である。パーライトの面積率が低くなり、フェライトが過剰に生成すると降伏強度が小さくなることがある。また、過冷組織が過剰に生成するとパーライトの面積率が低くなるため、伸線時に断線が生じやすくなる。上記金属組織全体に占めるパーライト組織は、好ましくは８５面積％以上、より好ましくは９０面積％以上である。
【００１５】
本発明に係る熱間圧延線材の金属組織は、パーライト以外の組織として、例えば、初析フェライト、ベイナイト、マルテンサイトなどを含んでもよい。しかし、初析フェライトが過剰に析出すると、降伏強度が却って低下することがあるため、初析フェライトは、金属組織全体に対して１０面積％以下であることが好ましい。
【００１６】
また、ベイナイトやマルテンサイトなどの過冷組織が過剰に生成すると、伸線時に断線を起こしたり、伸線できたとしてもＨＩＣ発生時における亀裂の進展を促進することがあるため、過冷組織は、金属組織全体に対して５面積％以下であることが好ましい。
【００１７】
上記パーライトの平均ラメラ間隔は、０．０５〜１．００μｍである。パーライトの平均ラメラ間隔をこの範囲に制御することによって、ラメラ内に、後述する所定の大きさのＶ炭化物を適切に析出させることができ、熱間圧延線材の降伏強度を高めることができると共に、耐ＨＩＣ性を改善できる。上記平均ラメラ間隔が０．０５μｍを下回ると、後述するＶ炭化物の個数密度が小さくなるため、耐ＨＩＣ性を改善できない。従って、本発明では、上記平均ラメラ間隔は、０．０５μｍ以上、好ましくは０．０６μｍ以上、より好ましくは０．０７μｍ以上である。しかし、上記平均ラメラ間隔が１．００μｍを超えると、降伏強度が低下する。従って、本発明では、上記平均ラメラ間隔は、１．００μｍ以下、好ましくは０．８０μｍ以下、より好ましくは０．７０μｍ以下、更に好ましくは０．６０μｍ以下、特に好ましくは０．５０μｍ以下である。
【００１８】
本発明に係る熱間圧延線材は、パーライトのラメラ内に、円相当直径が０．０１〜１μｍのＶ炭化物が析出している必要がある。Ｖ炭化物は、水素トラップサイトとして作用するため、本発明に係る熱間圧延線材を伸線して得られる鋼線を、硫化水素を含むサワー環境下で用いても、Ｖ炭化物が鋼線内部に侵入した水素をトラップする。その結果、侵入した水素がガス化するのを抑制できるため、膨れ、割れは発生しない。
【００１９】
また、炭化物には、Ｖ炭化物の他に、例えば、Ｔｉ含有炭化物等が挙げられるが、Ｔｉ含有炭化物よりもＶ炭化物の方が水素トラップサイトとして効果的に作用すると考えられたため、本発明では、Ｖ炭化物を対象とした。
【００２０】
円相当直径が０．０１μｍを下回る微細なＶ炭化物は、水素トラップサイトとして殆ど作用しない。一方、本発明では、パーライトの平均ラメラ間隔の上限を１．００μｍと規定しているため、Ｖ炭化物の円相当直径の上限は１μｍとなる。
【００２１】
円相当直径が０．０１〜１μｍのＶ炭化物は、パーライトのラメラ面積１μｍ2あたり１０個以上とする必要がある。Ｖ炭化物を１０個／μｍ2以上とすることによって、水素膨れの原因となる水素を、鋼線内に均一に分散させることができ、耐ＨＩＣ性を向上できる。円相当直径が０．０１〜１μｍのＶ炭化物は、パーライトのラメラ面積１μｍ2あたり好ましくは１２個以上、より好ましくは１５個以上である。なお、パーライトのラメラ面積１μｍ2あたりにおける円相当直径が０．０１〜１μｍのＶ炭化物の個数を、以下、Ｖ炭化物の個数密度ということがある。
【００２２】
上記パーライトの面積率は、上記熱間圧延線材の直径をＤとしたとき、Ｄ／４位置とＤ／２位置（即ち、熱間圧延線材の線径の１／４位置と中心位置）を光学顕微鏡で観察し、常法に従って測定すればよい。
【００２３】
また、上記パーライトのラメラ間隔は、上記熱間圧延線材の任意の位置を走査型電子顕微鏡で観察し、常法に従って測定すればよい。
【００２４】
また、上記パーライトのラメラ内に存在するＶ炭化物の個数密度は、上記熱間圧延線材の任意の位置を透過型電子顕微鏡で観察し、パーライトのラメラ内に観察されるＶ炭化物の円相当直径を求め、ラメラ面積１μｍ2あたりに存在する円相当直径が０．０１〜１μｍのＶ炭化物の個数密度（個／μｍ2）を算出すればよい。なお、Ｖは、炭化物以外に、炭窒化物を形成するが、本発明では、Ｖの炭窒化物の数は測定しない。
【００２５】
以上、本発明に係る熱間圧延線材の金属組織について説明した。
【００２６】
本発明に係る熱間圧延線材は、上述したように、金属組織を適切に制御すると共に、成分組成も適切に調整する必要がある。以下、本発明に係る熱間圧延線材の成分組成について詳述する。
【００２７】
本発明の熱間圧延線材は、基本成分として、質量％で、Ｃ：０．２０〜１．００％、Ｓｉ：０％超０．５％以下、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．００５％以下、Ｖ：０．０５〜０．５％、およびＮ：０％超０．０１％以下を含有する。
【００２８】
Ｃは、焼入れ性を高め、熱間圧延線材の降伏強度を確保するために必要な元素である。また、Ｃ量が少なすぎると、パーライトを充分に生成させることができず、降伏強度が低下する。従って、Ｃ量は、０．２０％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．３５％以上、より好ましくは０．５％以上である。しかし、Ｃを過剰に含有すると、硬度が高くなり、割れ感受性が高まるため、耐ＨＩＣ性が低下する。また、Ｃを過剰に含有すると、焼入れ性が高くなり、熱間圧延時に過冷組織が過剰に生成し、パーライトを所定量生成させることができず、伸線時に断線を発生させることがある。従って、Ｃ量は、１．００％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．９５％以下、より好ましくは０．９０％以下である。
Ｓｉは、溶鋼の脱酸および固溶強化に用いる元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓｉ量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２０％以上である。しかしＳｉ量が増加するにつれて不純物元素が粒界に偏析し、水素による脆化を起こしやすくなり、耐ＨＩＣ性が低下する。従ってＳｉ量は、０．５％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【００２９】
Ｍｎは、焼入れ性を高め、熱間圧延線材の降伏強度を高めるのに寄与する元素である。Ｍｎ量が少なすぎると、パーライトを所定量生成させることができず、降伏強度が低下する。従って、本発明では、Ｍｎを０．１０％以上含有させる必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．３０％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有すると、不純物元素が粒界に偏析するのを助長し、強度増加に伴って硬度も増加し、耐ＨＩＣ性が低下する。また、Ｍｎを過剰に含有すると、焼入れ性が高くなり過ぎ、熱間圧延時に過冷組織が過剰に生成し、パーライトを所定量生成させることができず、伸線時に断線を発生させることがある。従って、Ｍｎ量は、１．０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．９８％以下、より好ましくは０．９６％以下である。
【００３０】
Ｐは、不可避不純物元素であり、Ｐ量が過剰になると、Ｐが結晶粒界に偏析して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なる。その結果、耐ＨＩＣ性が低下する。従って、本発明では、Ｐ量は、０．０５％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。Ｐ量は少ないほど好ましいが、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％以上である。
【００３１】
Ｓは、不可避不純物元素であり、Ｓ量が過剰になると、Ｓが結晶粒界に偏析して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したり、圧延材の中心部に偏析する。また、Ｓ量が過剰になると、ＭｎＳが多量に生成し、ＨＩＣ発生の起点が多くなる。特に、サワー環境下では、水素が鋼線に侵入しやすくなるため、耐ＨＩＣ性が低下しやすくなる。従って、本発明では、Ｓ量は、０．００５％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。Ｓ量は少ないほど好ましいが、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％以上である。
【００３２】
Ｖは、水素トラップサイトとなる微細なＶ炭化物を析出し、耐ＨＩＣ性に有効に寄与する元素である。即ち、微細なＶ炭化物が析出することで、水素膨れの原因となる水素が１ヵ所に集中せず、鋼材内に均一に分散するため、ＨＩＣを抑制できる。Ｖ量が少なすぎると、Ｖ炭化物が殆ど析出せず、個数密度が低下するため、耐ＨＩＣ性を改善できない。また、Ｖ量が少なすぎると、Ｖ炭化物を析出させるために時間がかかり、生産性が低下する。従って、本発明では、Ｖ量は、０．０５％以上とする。Ｖ量は、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｖ量が過剰になると、微細なＶ炭化物が局所的に凝集し、粗大なＶ炭化物として機能するため、破断の起点になることがある。従って、Ｖ量は、０．５％以下とする。Ｖ量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【００３３】
Ｎは、不可避不純物元素であり、Ｎ量が過剰になると、窒化物が多量に生成し、ＨＩＣ発生の起点が多くなる。従って、本発明では、Ｎ量は、０．０１％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。Ｎ量は少ないほど好ましいが、Ｎ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％以上である。
【００３４】
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Ｐ、Ｓ、Ｎ以外の不可避不純物である。
【００３５】
上記熱間圧延線材は、更に他の元素として、Ｃｒ：０％超０．５％以下、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｍｏ：０％超０．５％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下のいずれか１種以上の元素を含有することが好ましい。Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、およびＮｂは、単独で、あるいは２種以上を併用できる。
【００３６】
Ｃｒは、焼入れ性を高め、熱間圧延線材の降伏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、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰になると、熱間圧延後の冷却時に過冷組織が生成しやすくなり、ＨＩＣ感受性を高め、耐ＨＩＣ性を改善できない。従って、本発明では、Ｃｒ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４５％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。
【００３７】
Ｔｉは、Ｖと同様、水素のトラップサイトを形成し、耐ＨＩＣ性を向上させるの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、Ｔｉは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｔｉ量が過剰になると角ばったＴｉＮが生成し、破壊の起点が増加する。従って、本発明では、Ｔｉ量は、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０９９％以下、更に好ましくは０．０９８％以下である。
【００３８】
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を高める元素であり、Ｍｏを添加することによって、高温での熱処理が可能となり、ＨＩＣに有害な歪みを除去しやすくなる。また、Ｍｏは、水素トラップ効果も有する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｍｏは、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２０％以上である。しかし、Ｍｏは高価な元素であり、過剰に添加してもその効果は飽和する。従って、本発明では、Ｍｏ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４８％以下、更に好ましくは０．４５％以下である。
【００３９】
Ｎｂは、結晶粒を微細化する元素である。結晶粒が微細化すると、ＨＩＣの亀裂進展を抑制できるため、耐ＨＩＣ性を改善できる。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎｂは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｎｂを過剰に添加してもその効果は飽和する。従って、本発明では、Ｎｂ量は、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０９５％以下、更に好ましくは０．０９０％以下である。
【００４０】
以上、本発明に係る熱間圧延線材の成分組成について説明した。
【００４１】
次に、本発明に係る熱間圧延線材を製造できる方法について説明する。
【００４２】
本発明に係る熱間圧延線材は、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って製造できる。
【００４３】
熱間圧延後の載置温度は、例えば、９００〜１１００℃とすることが好ましい。上記載置温度が９００℃を下回ると、過冷組織が生成しやすくなるため、パーライトの生成量を確保しにくくなる。上記載置温度は、より好ましくは９１０℃以上、更に好ましくは９２０℃以上である。しかし、上記載置温度が１１００℃超えると脱炭が起こりやすくなる。上記載置温度は、より好ましくは１０５０℃以下、更に好ましくは１０００℃以下である。
【００４４】
載置後、５００〜６００℃の温度域における任意の温度Ｔ（以下、保持温度ということがある。）までを、平均冷却速度を１０〜５０℃／秒で冷却することが好ましい。上記平均冷却速度が１０℃／秒を下回ると、パーライトが粗大化し、ラメラ間隔が大きくなりすぎるため、降伏強度が低くなる。上記平均冷却速度は、より好ましくは１５℃／秒以上、更に好ましくは２０℃／秒以上である。しかし、上記平均冷却速度が５０℃／秒を超えると、ラメラ間隔が小さくなりすぎる。また、Ｖ炭化物の析出時間が短いため、ラメラ間隔内に析出するＶ炭化物の個数密度が小さくなり、水素トラップ効果が低減し、耐ＨＩＣ性が低下する。
【００４５】
載置後、５００〜６００℃の温度域まで冷却する方法は特に限定されず、例えば、風冷やミストを吹き付けて行えばよい。
【００４６】
上記５００〜６００℃の温度域における滞在時間は、３〜４０秒とすることが好ましい。上記滞在時間を３〜４０秒とすることによって、パーライトの面積率を８０％以上とすることができ、ラメラ間隔を０．０５〜１．００μｍとすることができる。上記滞在時間が３秒を下回ると、パーライトを充分に生成させることができず、Ｖ炭化物の個数密度も小さくなる。また、上記の通り、パーライトが不足し、相対的に過冷組織が多くなる結果、伸線時に断線しやすくなる。上記滞在時間は、より好ましくは５秒以上、更に好ましくは１０秒以上である。しかし、上記滞在時間が４０秒を超えると、パーライトのラメラ間隔が大きくなりすぎ、降伏強度が低下する。上記滞在時間は、より好ましくは３５秒以下、更に好ましくは３０秒以下である。上記滞在時間とは、表面温度が６００℃に到達した時点から、５００℃に到達するまでの時間を意味する。
【００４７】
上記５００〜６００℃の温度域で保持するときの具体的な条件は特に限定されず、この温度域内で恒温保持、冷却、加熱の工程を一以上含んでいてもよい。即ち、この温度域における任意の温度Ｔで恒温保持してもよいし、この温度域内において、温度が異なる２段階以上となるように恒温保持を行なってもよい。また、上記任意の温度Ｔまで冷却した後、冷却速度を変更し、この温度域内を更に冷却してもよいし、上記任意の温度Ｔまで冷却した後、この温度域内で加熱してもよい。また、この温度域の範囲内で、冷却と加熱を適宜繰り返してもよい。また、冷却速度が異なる２段階以上の多段冷却を行なってもよいし、昇温速度が異なる２段階以上の多段加熱を行なってもよい。
【００４８】
上記温度域内で滞在させた後は、常法に従って巻取ることによって熱間圧延線材が得られる。熱間圧延線材の線径φは、例えば、１０．０〜１６ｍｍ程度である。
【００４９】
得られた熱間圧延線材は、必要により酸洗し、必要により潤滑皮膜を形成し、伸線することによって鋼線が得られる。鋼線の線径φは、例えば、８．０〜１４ｍｍ程度である。
【００５０】
本発明に係る熱間圧延線材を用いて得られた鋼線は、特に、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好適に用いることができる。
【００５１】
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。
【実施例】
【００５２】
下記表１に示す成分組成の鋼（残部は、鉄およびＰ、Ｓ、Ｎ以外の不可避不純物）を溶製し、得られた溶鋼を鋳造し、鋼片を製造した。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径がφ１２ｍｍの線材とした。得られた線材を、下記表２に示す温度で載置し、この載置温度から下記表２に示す保持温度まで、下記表２に示す平均冷却速度で冷却した。上記保持温度で保持した後、巻き取って熱間圧延線材を製造した。下記表２には、線材が５００〜６００℃の温度域に滞在した時間を示す。
【００５３】
巻き取って得られた熱間圧延線材について、金属組織の観察、Ｖ炭化物の観察、および引張試験を行った。
【００５４】
（金属組織の観察）
上記熱間圧延線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、試験片の直径をＤとしたとき、試験片断面のＤ／４位置とＤ／２位置を、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。下記表２に、金属組織全体に占めるパーライトの面積率を示す。
【００５５】
また、上記金属組織観察用の試験片について、任意の位置を３箇所、走査型電子顕微鏡で、観察倍率２００００倍で観察し、パーライトのラメラ間隔を測定し、平均値を求めた。下記表２に結果を示す。
【００５６】
（Ｖ炭化物の観察）
上記金属組織観察用の試験片について、任意の位置を３箇所、透過型電子顕微鏡で、観察倍率７５０００倍で観察し、パーライトのラメラ内に観察されるＶ炭化物の円相当直径を求めた。パーライトのラメラ内に観察される円相当直径が０．０１〜１μｍのＶ炭化物の個数を測定し、ラメラ面積１μｍ2あたりに換算してＶ炭化物の個数密度（個／μｍ2）を算出した。下記表２に結果を示す。
【００５７】
（引張試験）
上記熱間圧延線材から、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（２０１１年）に準拠して２号試験片を採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）を測定した。結果を下記表２に示す。本発明では、降伏強度が９００ＭＰａ以上を高強度と判定し、合格とした。
【００５８】
次に、巻き取って得られた熱間圧延線材を酸洗し、潤滑皮膜を形成した後、φ９ｍｍまで伸線し、熱処理を行った。
【００５９】
上記熱処理は、φ９ｍｍに伸線して得られた伸線材を、８８０〜９５０℃に設定した加熱炉に装入してオーステナイト化し、流動層を用いて５５０〜６５０℃で保持する熱処理を行った。なお、下記表２に示したＮｏ．８、１７、および２３は、伸線時に断線が発生した。
【００６０】
断線せずに伸線でき、熱処理して得られた伸線材から幅８．５ｍｍ×厚み５ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片を３個採取し、ＮＡＣＥ  Ｓｔａｎｄａｒｄ  ＴＭ０２８４−２００３で規定された条件で耐ＨＩＣ性を評価した。耐ＨＩＣ性の評価は次の手順で行った。まず、上記試験片を、ＮａＣｌを５．０質量％およびＣＨ3ＣＯＯＨを０．５質量％含み、硫化水素を飽和させたＳｏｌｕｔｉｏｎ  Ａに９６時間浸漬した。浸漬後、超音波検査機を用いて試験片内部における割れの発生の有無を確認した。超音波の反射をグラフ化すると、試験片内部に割れが発生している位置の波形にはピークが現れる。そこで、ピークが検出されなかった場合を、耐ＨＩＣ性に優れると評価し、下記表２に○で示した。ピークが検出された場合を、耐ＨＩＣ性を改善できていないと評価し、下記表２に×で示した。
【００６１】
下記表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜５、１０〜１４は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、降伏強度が９００ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ硫化水素を含むサワー環境に９６時間曝しても水素膨れが発生せず、耐ＨＩＣ性に優れていた。
【００６２】
一方、Ｎｏ．６〜８、１５〜２３は、本発明で規定する要件を満足しない例であり、少なくとも降伏強度が９００ＭＰａを下回るか、伸線時に断線が発生したか、耐ＨＩＣ性を改善できなかった。
【００６３】
即ち、Ｎｏ．６は、載置温度から保持温度までの平均冷却速度が小さすぎるため、パーライトの平均ラメラ間隔が大きくなった。その結果、降伏強度が９００ＭＰａを下回った。
【００６４】
Ｎｏ．７は、載置温度から保持温度までの平均冷却速度が大きすぎるため、パーライトの平均ラメラ間隔が小さくなりすぎた。また、Ｖ炭化物が充分に析出せず、Ｖ炭化物の個数密度が小さくなった。その結果、耐ＨＩＣ性を改善できなかった。
【００６５】
Ｎｏ．８は、５００〜６００℃の温度域における滞在時間が短すぎたため、パーライトを充分に生成させることができず、相対的に過冷組織が多くなった結果、伸線時に断線した。
【００６６】
Ｎｏ．１５は、Ｃ量が少なすぎ、Ｎｏ．１８は、Ｍｎ量が少なすぎる例であり、いずれも焼入性不足になると共に、パーライトを充分に生成させることができなかった。従って、降伏強度が低くなった。
【００６７】
Ｎｏ．１６は、Ｓｉ量が多すぎる例であり、Ｓｉを過剰に含有するため不純物元素が粒界に偏析し、粒界強度が低下した結果、割れが発生した。
【００６８】
Ｎｏ．１７は、Ｍｎを過剰に含有し、Ｎｏ．２３は、Ｃを過剰に含有した例であり、いずれも焼入れ性が高く、熱間圧延時に過冷組織が過剰に生成し、パーライトを所定量確保できなかった。従って、伸線時に断線した。
【００６９】
Ｎｏ．１９は、Ｐを過剰に含有した例であり、Ｐが粒界に偏析し、耐ＨＩＣ性が低下した。
【００７０】
Ｎｏ．２０は、Ｓを過剰に含有した例であり、ＭｎＳが多量に生成し、ＨＩＣ発生の起点が多くなり、耐ＨＩＣ性が低下した。
【００７１】
Ｎｏ．２１は、Ｖ量が少なすぎる例であり、Ｖ炭化物が殆ど析出せず、個数密度が低下した。その結果、耐ＨＩＣ性が低下した。
【００７２】
Ｎｏ．２２は、Ｎを過剰に含有した例であり、窒化物が過剰に生成した。その結果、ＨＩＣの起点が多くなり、耐ＨＩＣ性が低下した。
【００７３】
【表１】
2017101296.tif 000002
【００７４】
【表２】
2017101296.tif 000003