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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-12-26
(45)【発行日】2023-01-10
(54)【発明の名称】油井用電縫鋼管およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20221227BHJP
C21D 8/10 20060101ALI20221227BHJP
C21D 9/08 20060101ALI20221227BHJP
C21D 9/50 20060101ALI20221227BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20221227BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20221227BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C21D8/10 B
C21D9/08 F
C21D9/50 101A
C22C38/14
C22C38/58
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2018192458
(22)【出願日】2018-10-11
(65)【公開番号】P2020059892
(43)【公開日】2020-04-16
【審査請求日】2021-06-03
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100106909
【弁理士】
【氏名又は名称】棚井 澄雄
(74)【代理人】
【識別番号】100175802
【弁理士】
【氏名又は名称】寺本 光生
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100188592
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 洋
(72)【発明者】
【氏名】長井 健介
(72)【発明者】
【氏名】河野 英人
(72)【発明者】
【氏名】吉田 治
(72)【発明者】
【氏名】津末 高志
(72)【発明者】
【氏名】横井 龍雄
【審査官】守安 太郎
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２０１６／１５２１７０（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１３－２３１２２１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１１－０６３８７８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０００－２５６７７７（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００－ ８／１０
Ｃ２１Ｄ ９／０８
Ｃ２１Ｄ ９／５０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ ：０．０２０～０．１００％、
Ｍｎ：０．６０～２．００％、
Ｔｉ：０．０１５～０．１５０％、
Ｎｂ：０．０１５～０．１００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０２００％、
Ｓｉ：０．０１０～０．５００％、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ ：０．００１０～０．００２５％
を含み，
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有し、
Ｍｎ％／Ｓｉ％比が２．０以上であり、式（１）で示されるＳＫ値が０．１０以上、かつ式（２）で示されるＢＨ値が１．３～２．７の範囲であり、母材の金属組織が面積率で８０％以上のベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織と、面積率で５％以上のフェライトとを含み、電縫溶接部の金属組織における面積率９７％以上がベイナイトとマルテンサイトの混合組織であり、母材の引張降伏強度が６５５ＭＰａ以上７５８ＭＰａ以下、母材の引張強度が７２４ＭＰａ以上であり、母材および電縫溶接部の－２０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、電縫溶接部の硬度が２４０Ｈｖ以上であることを特徴とする油井用電縫鋼管。
ＳＫ＝Ｎｂ％＋Ｔｉ％＋（Ｖ％＋Ｍｏ％）／５ …式（１）
ＢＨ＝２．７Ｃ％＋０．４Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋０．４５（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）＋０．８Ｃｒ％＋２Ｍｏ％…式（２）
【請求項2】
板厚が１０ｍｍ以上、２５ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の油井用電縫鋼管。
【請求項3】
質量％で、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
Ｃｕ：０．０５～０．５０％、
Ｎｉ：０．０５～０．５０％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
Ｖ ：０．０１～０．１０％、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の油井用電縫鋼管。
【請求項4】
請求項１～請求項３のいずれか一項に記載の油井用電縫鋼管の製造方法であって、
請求項１または請求項３に記載の成分組成を有するスラブを、９５０℃以下での累積圧下比が２．０以上、圧延終了温度が８５０℃以下の条件で仕上圧延した後、３５℃/sec以上の平均冷却速度で４５０～６５０℃まで冷却し巻き取った熱延鋼板を造管、電縫溶接した後、電縫溶接部を９００℃～１０５０℃の間に加熱し、その後、平均冷却速度が１５℃／ｓ以上で冷却し、５００℃以下の範囲で冷却を停止することを特徴とする油井用電縫鋼管の製造方法。
ＳＫ＝Ｎｂ％＋Ｔｉ％＋（Ｖ％＋Ｍｏ％）／５…式（１）
ＢＨ＝２．７Ｃ％＋０．４Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋０．４５（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）＋０．８Ｃｒ％＋２Ｍｏ％…式（２）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、油井用に好適な電縫鋼管およびその製造方法に関する。さらに詳しくは、ＡＰＩ規格 ５ＣＴ Ｒ９５相当の強度（降伏強度ＹＳ：６５５ＭＰａ以上７５８ＭＰａ以下、引張強度ＴＳ：７２４ＭＰａ以上）を有し、さらに、靭性に優れた油井用電縫鋼管及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
油井管は、ガスやオイルを地中から採取する際に使用する鋼管であるが、近年、天然資源の掘削地域の過酷化に伴い、油井管に求められる特性が変化しつつある。
そのひとつの例として、深井戸化が進んでおり、圧潰特性（外圧に対して座屈しない特性）の向上および高靱性化が求められ始めた。
そのひとつの例として、深井戸化が進んでおり、圧潰特性（外圧に対して座屈しない特性）の向上および高靱性化が求められ始めた。
【0003】
圧潰特性は、鋼管の周方向降伏強度が高いこと、鋼管の形状精度（特に偏肉・真円度）が高いことで向上する。電縫鋼管は形状精度が高いことから、同サイズ（外径・肉厚）の他管種に比べて圧潰特性が高いことが知られている。
圧潰強度を向上させるためのもう一つの方策は高強度化であるが、強度と靱性はおおむね相反特性であり、両立が困難である。
さらに電縫鋼管においては、結晶粒を微細化させづらい電縫溶接部の高靱性化が鋼管の高靱性化を阻害する要因である。
圧潰強度を向上させるためのもう一つの方策は高強度化であるが、強度と靱性はおおむね相反特性であり、両立が困難である。
さらに電縫鋼管においては、結晶粒を微細化させづらい電縫溶接部の高靱性化が鋼管の高靱性化を阻害する要因である。
【0004】
特許文献１、２には、Ｍｏを活用した降伏強度６５５ＭＰａクラスの電縫油井管の製造方法が開示されている。
特許文献1には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂを規定量含有し、Ｐ、Ｓ、Ｏを低く抑えた熱延鋼板において、金属組織を焼戻し上部ベイナイトとし、楕円状の旧γ粒の短径を２５μｍ以下とした電縫鋼管用熱延鋼板が開示されている。
特許文献２には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ａｌを規定量含有しＭｏ量とＮｉ量の合計値を規定の範囲とした電縫鋼管において、１０面積％以下のポリゴナルフェライトと残部がベイネティックフェライトからなり、引張強度と降伏強度とシャルピー吸収エネルギーを特定の範囲とした高強度電縫鋼管が開示されている。
特許文献1には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂを規定量含有し、Ｐ、Ｓ、Ｏを低く抑えた熱延鋼板において、金属組織を焼戻し上部ベイナイトとし、楕円状の旧γ粒の短径を２５μｍ以下とした電縫鋼管用熱延鋼板が開示されている。
特許文献２には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ａｌを規定量含有しＭｏ量とＮｉ量の合計値を規定の範囲とした電縫鋼管において、１０面積％以下のポリゴナルフェライトと残部がベイネティックフェライトからなり、引張強度と降伏強度とシャルピー吸収エネルギーを特定の範囲とした高強度電縫鋼管が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【文献】特開２０１５－１６８８６４号公報
【文献】特許第６０４８６２１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
特許文献１、２に記載の電縫鋼管はともに、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２２J以上であることを特徴とするものであり、特許文献１では０℃でのシャルピー吸収エネルギー４６～７６Jの実施例が開示されており、特許文献２では０℃でのシャルピー吸収エネルギー７５～１７０Jの実施例が開示されている。しかしながら、前述したように近年はさらなる高靱性化、具体的には－２０℃でのシャルピー吸収エネルギー１００J以上が求められており、特許文献１，２に記載の電縫鋼管ではこの要求を満足することができない。
【0007】
本発明は、前記の課題を解決するためになされた発明であって、母材部、電縫溶接部ともに６５５ＭＰａ以上の降伏強度を有し、－２０℃におけるシャルピー靭性値が１００Ｊ以上である油井用電縫鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明者らは、上述したような課題を解決すべく、鋭意研究を重ねた結果、以下に示す知見を得ることができた。
鋼材の強度・靱性特性は、その金属組織と密接に関連しており、結晶粒径の微細化は強度と靱性を共に向上させる数少ない方法である。一方、熱延鋼板を素材とし、製造される電縫鋼管においては、一般的には析出強化が主たる強化メカニズムであるが、析出強化は靱性を劣化させることが知られている。電縫鋼管の母材部は、熱延鋼板の製造において低温圧延などの実施により結晶粒を微細化することが可能であり、析出強化鋼であっても比較的靱性の高い鋼管は既に製造可能である。
鋼材の強度・靱性特性は、その金属組織と密接に関連しており、結晶粒径の微細化は強度と靱性を共に向上させる数少ない方法である。一方、熱延鋼板を素材とし、製造される電縫鋼管においては、一般的には析出強化が主たる強化メカニズムであるが、析出強化は靱性を劣化させることが知られている。電縫鋼管の母材部は、熱延鋼板の製造において低温圧延などの実施により結晶粒を微細化することが可能であり、析出強化鋼であっても比較的靱性の高い鋼管は既に製造可能である。
【0009】
一方、電縫溶接部に関しては、電縫溶接後の熱処理により金属組織が形成されるため、低温圧延などの組織微細化技術が使用できない。電縫溶接後の熱処理は、再加熱（オーステナイト化）後、単純な水冷で金属組織を制御しており、金属組織の制御範囲も熱延プロセスに比べて小さい。このようなプロセスの制約があるなかで、本発明者らは、母材・電縫溶接部の組織因子と強度・靱性特性の関係を鋭意検討した。
【0010】
その結果、母材部・電縫溶接部ともに、高強度化と高靱化の両立のために実施可能かつ最適な金属組織を明確化するに至った。具体的には、母材部では、析出強化と、熱延条件と熱延後の冷却条件の制御による組織分率の最適化が重要であり、電縫溶接部では、焼入れ性に効くＢを含有させた上で低温で変態させることで、析出物の析出を抑制し、ベイナイト・マルテンサイト組織が主体の金属組織を形成することが重要であるとの知見を得た。これは電縫溶接部では強化に寄与する析出物をできるだけ減らすことで、き裂が発生しにくくなるためである。
【0011】
本発明者らは、これら知見に基づく技術的思想により、母材部、電縫溶接部ともに６５５ＭＰａクラスの降伏強度を有するとともに、－２０℃のシャルピー試験における吸収エネルギーを１００Ｊ以上とした靭性を満足する電縫鋼管を製造可能とする技術を開発し、本発明に到ったものである。
前記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下のとおりである。
「１」本形態の油井用電縫鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１００％、Ｍｎ：０．６０～２．００％、Ｔｉ：０．０１５～０．１５０％、Ｎｂ：０．０１５～０．１００％、Ｎ：０．００１０～０．０２００％、Ｓｉ：０．０１０～０．５００％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００２５％を含み、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｍｎ％／Ｓｉ％比が２．０以上であり、式（１）で示されるＳＫ値が０．１０以上、かつ式（２）で示されるＢＨ値が１．３～２．７の範囲であり、母材の金属組織が面積率で８０％以上のベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織と、面積率で５％以上のフェライト組織を含み、電縫溶接部の金属組織における面積率９７％以上がベイナイトとマルテンサイトの混合組織であり、母材の降伏強度が６５５ＭＰａ以上７５８ＭＰａ以下、母材の引張強度が７２４ＭＰａ以上であり、母材および電縫溶接部の－２０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、電縫溶接部の硬度が２４０Ｈｖ以上であることを特徴とする。
ＳＫ＝Ｎｂ％＋Ｔｉ％＋（Ｖ％＋Ｍｏ％）／５ …式（１）
ＢＨ＝２．７Ｃ％＋０．４Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋０．４５（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）＋０．８Ｃｒ％＋２Ｍｏ％…式（２）
前記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下のとおりである。
「１」本形態の油井用電縫鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１００％、Ｍｎ：０．６０～２．００％、Ｔｉ：０．０１５～０．１５０％、Ｎｂ：０．０１５～０．１００％、Ｎ：０．００１０～０．０２００％、Ｓｉ：０．０１０～０．５００％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００２５％を含み、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｍｎ％／Ｓｉ％比が２．０以上であり、式（１）で示されるＳＫ値が０．１０以上、かつ式（２）で示されるＢＨ値が１．３～２．７の範囲であり、母材の金属組織が面積率で８０％以上のベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織と、面積率で５％以上のフェライト組織を含み、電縫溶接部の金属組織における面積率９７％以上がベイナイトとマルテンサイトの混合組織であり、母材の降伏強度が６５５ＭＰａ以上７５８ＭＰａ以下、母材の引張強度が７２４ＭＰａ以上であり、母材および電縫溶接部の－２０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、電縫溶接部の硬度が２４０Ｈｖ以上であることを特徴とする。
ＳＫ＝Ｎｂ％＋Ｔｉ％＋（Ｖ％＋Ｍｏ％）／５ …式（１）
ＢＨ＝２．７Ｃ％＋０．４Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋０．４５（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）＋０．８Ｃｒ％＋２Ｍｏ％…式（２）
【0012】
「２」本形態の油井用電縫鋼管において、板厚が１０ｍｍ以上、２５ｍｍ以下であることが好ましい。
【0013】
「３」本形態の油井用電縫鋼管において、質量％で、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．０５～０．５０％、Ｎｉ：０．０５～０．５０％、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％の１種又は２種以上を含有しても良い。
【0014】
「４」本形態に係る油井用電縫鋼管の製造方法は、「１」～「３」のいずれかに記載の油井用電縫鋼管の製造方法であって、「１」または「３」に記載の成分組成を有するスラブを、９５０℃以下での累積圧下比が２．０以上、圧延終了温度が８５０℃以下の条件で仕上圧延した後、３５℃／ｓ以上の平均冷却速度で４５０～６５０℃まで冷却し巻き取った熱延鋼板を造管、電縫溶接した後、電縫溶接部を９００℃から１０５０℃の間に加熱し、その後、平均冷却速度が１５℃／ｓ以上で冷却し、５００℃から室温の範囲で冷却を停止することを特徴とする。
ＳＫ＝Ｎｂ％＋Ｔｉ％＋（Ｖ％＋Ｍｏ％）／５…式（１）
ＢＨ＝２．７Ｃ％＋０．４Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋０．４５（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）＋０．８Ｃｒ％＋２Ｍｏ％…式（２）
ＳＫ＝Ｎｂ％＋Ｔｉ％＋（Ｖ％＋Ｍｏ％）／５…式（１）
ＢＨ＝２．７Ｃ％＋０．４Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋０．４５（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）＋０．８Ｃｒ％＋２Ｍｏ％…式（２）
【0015】
「５」本形態に係る油井用電縫鋼管の製造方法において、質量％で、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～１．００％、Ｃｒ：０．０５～１．００％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％の１種又は２種以上を含有することができる。
【発明の効果】
【0016】
本発明によれば、母材部と電縫溶接部の靭性と圧潰特性を向上させることが可能であり、油井用電縫鋼管及びその製造方法を提供することができ、産業上の貢献が極めて顕著な効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【0017】
【発明を実施するための形態】
【0018】
以下、本発明に係る油井用電縫鋼管の一実施形態について説明する。
まず、本発明に係る一実施形態の油井用電縫鋼管に好適な鋼の成分組成について述べる。なお、成分組成における「％」は、特に断りがない限り質量％を意味する。また、成分組成における数値範囲において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に指定しない限り、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。よって、例えば、０．０２０～０．１０％は０．０２０％以上、０．１０％以下の範囲を意味する。
まず、本発明に係る一実施形態の油井用電縫鋼管に好適な鋼の成分組成について述べる。なお、成分組成における「％」は、特に断りがない限り質量％を意味する。また、成分組成における数値範囲において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に指定しない限り、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。よって、例えば、０．０２０～０．１０％は０．０２０％以上、０．１０％以下の範囲を意味する。
【0019】
本実施形態に係る油井用電縫鋼管は、以下に説明するように、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１００％、Ｍｎ：０．６０～２．００％、Ｔｉ：０．０１５～０．１５０％、Ｎｂ：０．０１５～０．１００％、Ｎ：０．００１０～０．０２００％、Ｓｉ：０．０１０～０．５００％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００２５％を含み、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。
【0020】
また、前述の組成の油井用電縫鋼管は、Ｍｎ％／Ｓｉ％比が２．０以上であり、後記する式（１）で示されるＳＫ値が０．１０以上、かつ後記する式（２）で示されるＢＨ値が１．３～２．７の範囲である。
【0021】
ＳＫ＝Ｎｂ％＋Ｔｉ％＋（Ｖ％＋Ｍｏ％）／５ …式（１）
ＢＨ＝２．７Ｃ％＋０．４Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋０．４５（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）＋０．８Ｃｒ％＋２Ｍｏ％…式（２）
式（１）と式（２）において、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｎｂ％、Ｔｉ％、Ｖ％は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの含有量（質量％）である。Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖは任意の含有元素であり、意図的に含有しない場合は、前記式（１）では０として計算する。また、成分組成について下限の規定がないものについては、不純物レベルまで含むことを示す。
以下、本発明の鋼材の成分組成を限定した理由について説明する。
ＢＨ＝２．７Ｃ％＋０．４Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋０．４５（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）＋０．８Ｃｒ％＋２Ｍｏ％…式（２）
式（１）と式（２）において、Ｃ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｎｂ％、Ｔｉ％、Ｖ％は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの含有量（質量％）である。Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖは任意の含有元素であり、意図的に含有しない場合は、前記式（１）では０として計算する。また、成分組成について下限の規定がないものについては、不純物レベルまで含むことを示す。
以下、本発明の鋼材の成分組成を限定した理由について説明する。
【0022】
「Ｃ：炭素（０．０２０～０．１００％）」
Ｃは、鋼の焼き入れ性の向上および強度の発現に寄与する重要な元素であり、Ｃ含有量を０．０２０％以上とする。これより低い炭素量では、母材の強度が低下する。一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えると、鋼の強度が超過するため、Ｃ含有量の上限を０．１００％とする。
「Ｍｎ：マンガン（０．６０～２．００％）」
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、Ｓの無害化のためにも必須であり、Ｍｎ含有量を０．６０％以上とする。Ｍｎを過剰に含有すると、板厚の中央部に粗大なＭｎＳが生成して、母材鋼板および電縫溶接部靭性を損なう場合がある。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％とする。
Ｃは、鋼の焼き入れ性の向上および強度の発現に寄与する重要な元素であり、Ｃ含有量を０．０２０％以上とする。これより低い炭素量では、母材の強度が低下する。一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えると、鋼の強度が超過するため、Ｃ含有量の上限を０．１００％とする。
「Ｍｎ：マンガン（０．６０～２．００％）」
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、Ｓの無害化のためにも必須であり、Ｍｎ含有量を０．６０％以上とする。Ｍｎを過剰に含有すると、板厚の中央部に粗大なＭｎＳが生成して、母材鋼板および電縫溶接部靭性を損なう場合がある。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％とする。
【0023】
「Ｔｉ：チタン（０．０１５～０．１５０％）」
Ｔｉは、炭窒化物を形成し、母材鋼板の強度を向上させる元素であるとともに、結晶粒の微細化にも寄与する元素であり、Ｔｉ含有量を０．０１５％以上とする。しかし、Ｔｉ含有量が０．１５０％を超えると、粗大な炭窒化物を生成し、母材鋼板および電縫溶接部靭性の低下を招くため、Ｔｉ含有量の上限を０．１５０％とする。
Ｔｉは、炭窒化物を形成し、母材鋼板の強度を向上させる元素であるとともに、結晶粒の微細化にも寄与する元素であり、Ｔｉ含有量を０．０１５％以上とする。しかし、Ｔｉ含有量が０．１５０％を超えると、粗大な炭窒化物を生成し、母材鋼板および電縫溶接部靭性の低下を招くため、Ｔｉ含有量の上限を０．１５０％とする。
【0024】
「Ｎｂ：ニオブ（０．０１５～０．１００％）」
Ｎｂは母材鋼板の靭性を高めたり、母材鋼板の強度向上にも寄与するために含有されている。未再結晶圧延による靭性向上のため、Ｎｂ含有量を０．０１５％以上とする。Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、粗大炭化物により靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量の上限を０．１００％とする。
「Ｎ：窒素（０．００１０～０．０２００％）」
Ｎは、鋼中に合金窒化物を形成することで結晶粒の粗大化を抑制し、母材鋼板の靭性を向上させる。その効果を得るため、Ｎ含有量を０．００１０％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えると、合金窒化物の生成量が増加し、母材鋼板および電縫溶接部の靭性が劣化するため、Ｎ含有量の上限を０．０２００％とする。
Ｎｂは母材鋼板の靭性を高めたり、母材鋼板の強度向上にも寄与するために含有されている。未再結晶圧延による靭性向上のため、Ｎｂ含有量を０．０１５％以上とする。Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、粗大炭化物により靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量の上限を０．１００％とする。
「Ｎ：窒素（０．００１０～０．０２００％）」
Ｎは、鋼中に合金窒化物を形成することで結晶粒の粗大化を抑制し、母材鋼板の靭性を向上させる。その効果を得るため、Ｎ含有量を０．００１０％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えると、合金窒化物の生成量が増加し、母材鋼板および電縫溶接部の靭性が劣化するため、Ｎ含有量の上限を０．０２００％とする。
【0025】
「Ｓｉ：ケイ素（０．０１０～０．５００％）」
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として使用される元素であり、母材鋼板と電縫溶接部に粗大な酸化物が生成することを抑制し、靭性を向上させる効果がある。その効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５００％を超えると電縫溶接部に介在物が生成し、シャルピー吸収エネルギーが低下し、靭性が低下する可能性があることから、Ｓｉ含有量の上限を０．５００％とする。
「Ａｌ：アルミニウム（０．００１～０．１００％）」
Ａｌは、Ｓｉ同様、鋼の脱酸材として含有される。フリー酸素起因の割れ防止のため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を越えると、電縫溶接時のＡｌ系酸化物の生成に伴い、電縫溶接部靭性が低下するため、Ａｌ含有量の上限を０．１００％とする。
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として使用される元素であり、母材鋼板と電縫溶接部に粗大な酸化物が生成することを抑制し、靭性を向上させる効果がある。その効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５００％を超えると電縫溶接部に介在物が生成し、シャルピー吸収エネルギーが低下し、靭性が低下する可能性があることから、Ｓｉ含有量の上限を０．５００％とする。
「Ａｌ：アルミニウム（０．００１～０．１００％）」
Ａｌは、Ｓｉ同様、鋼の脱酸材として含有される。フリー酸素起因の割れ防止のため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を越えると、電縫溶接時のＡｌ系酸化物の生成に伴い、電縫溶接部靭性が低下するため、Ａｌ含有量の上限を０．１００％とする。
【0026】
「Ｂ：ホウ素（０．００１０～０．００２５％）」
Ｂは、微量で鋼の焼入れ性を高める元素である。その効果を得るため、Ｂ含有量を０．００１０％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００２５％を超えるとＢ析出物が生成することで焼き入れ性向上の効果が低下するので、Ｂ含有量の上限を０．００２５％とする。
Ｂは、微量で鋼の焼入れ性を高める元素である。その効果を得るため、Ｂ含有量を０．００１０％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００２５％を超えるとＢ析出物が生成することで焼き入れ性向上の効果が低下するので、Ｂ含有量の上限を０．００２５％とする。
【0027】
「Ｐ：リン（０．０３０％以下）」
Ｐは、鋼中に的不純物として存在する元素で、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、粒界に偏析することで靭性を損なうため、Ｐ含有量の上限を０．０３０％とする。
「Ｓ：硫黄（０．０１０％以下）」
Ｓは、鋼中に不純物として存在する元素であり、過剰に含有されると鋼の靱性を劣化させるために、Ｓ含有量の上限を０．０１０％とする。
Ｐは、鋼中に的不純物として存在する元素で、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、粒界に偏析することで靭性を損なうため、Ｐ含有量の上限を０．０３０％とする。
「Ｓ：硫黄（０．０１０％以下）」
Ｓは、鋼中に不純物として存在する元素であり、過剰に含有されると鋼の靱性を劣化させるために、Ｓ含有量の上限を０．０１０％とする。
【0028】
本実施形態では、上記の元素に加えて、前記母材鋼板に、更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．０５～０．５０％、Ｎｉ：０．０５～０．５０％、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％から選ばれる１種又は２種以上の元素を含有してもよい。
【0029】
「Ｍｏ：モリブデン（０．０１～０．５０％）」
Ｍｏを含有する理由は、鋼材の焼入れ性を向上させるとともに析出強化により高強度を得るためである。その効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする。Ｍｏを多量に含有するとＭｏ炭窒化物の生成により靭性を低下させる可能性があるため、Ｍｏ含有量の上限を０．５０％とした。
「Ｃｕ：銅（０．０５～０．５０％）」
Ｃｕは、母材の強度向上に有効な元素であり、その効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とする。しかし、Ｃｕを多量に含有し過ぎると、微細なＣｕ粒子を生成し、靭性を著しく劣化させるおそれがある。そのため、Ｃｕ含有量の上限を０．５０％とする。
Ｍｏを含有する理由は、鋼材の焼入れ性を向上させるとともに析出強化により高強度を得るためである。その効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする。Ｍｏを多量に含有するとＭｏ炭窒化物の生成により靭性を低下させる可能性があるため、Ｍｏ含有量の上限を０．５０％とした。
「Ｃｕ：銅（０．０５～０．５０％）」
Ｃｕは、母材の強度向上に有効な元素であり、その効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とする。しかし、Ｃｕを多量に含有し過ぎると、微細なＣｕ粒子を生成し、靭性を著しく劣化させるおそれがある。そのため、Ｃｕ含有量の上限を０．５０％とする。
【0030】
「Ｎｉ：ニッケル（０．０５～０．５０％）」
Ｎｉは、鋼の強度及び靭性の向上に寄与する元素である。それらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とする。しかし、Ｎｉを多量に含有すると、強度が高くなりすぎるため、Ｎｉ含有量の上限を０．５０％とする。
「Ｃｒ：クロム（０．０５～０．５０％）」
Ｃｒは、鋼において固溶強化元素であり、その効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とする。一方で、Ｃｒは溶接性を低下させる元素でもあり、多量に含有すると電縫溶接部に生成したＣｒ系介在物により電縫溶接部の靭性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量の上限を０．５０％とする。
Ｎｉは、鋼の強度及び靭性の向上に寄与する元素である。それらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とする。しかし、Ｎｉを多量に含有すると、強度が高くなりすぎるため、Ｎｉ含有量の上限を０．５０％とする。
「Ｃｒ：クロム（０．０５～０．５０％）」
Ｃｒは、鋼において固溶強化元素であり、その効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とする。一方で、Ｃｒは溶接性を低下させる元素でもあり、多量に含有すると電縫溶接部に生成したＣｒ系介在物により電縫溶接部の靭性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量の上限を０．５０％とする。
【0031】
「Ｖ：バナジウム（０．０１～０．１０％）」
ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有し、効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とする。Ｖは電縫溶接部の軟化を抑制する効果も有する。ただし、Ｖを多量に含有するとＶ炭窒化物の析出により、靭性が低下する。そのため、Ｖ含有量の上限を０．１０％とする。
「Ｃａ：カルシウム（０．０００１～０．０１００％）」
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、鋼の低温靭性を向上させる元素である。その効果を得るため、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とする。Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、Ｃａ系の粗大な介在物やクラスターが生成し、靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。そのため、Ｃａ含有量の上限を０．０１００％とする。
ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有し、効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とする。Ｖは電縫溶接部の軟化を抑制する効果も有する。ただし、Ｖを多量に含有するとＶ炭窒化物の析出により、靭性が低下する。そのため、Ｖ含有量の上限を０．１０％とする。
「Ｃａ：カルシウム（０．０００１～０．０１００％）」
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、鋼の低温靭性を向上させる元素である。その効果を得るため、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とする。Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、Ｃａ系の粗大な介在物やクラスターが生成し、靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。そのため、Ｃａ含有量の上限を０．０１００％とする。
【0032】
「ＲＥＭ：希土類元素（０．０００１～０．０１００％）」
ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として含有される元素であり、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とする。一方、０．０１００％を超えてＲＥＭを含有すると、粗大な酸化物を生じて母材鋼板の靱性を低下させることがある。そのため、ＲＥＭ含有量の上限を０．０１００％とする。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばこれらの元素を複数混在させたミッシュメタルを用いることができる。
ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として含有される元素であり、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とする。一方、０．０１００％を超えてＲＥＭを含有すると、粗大な酸化物を生じて母材鋼板の靱性を低下させることがある。そのため、ＲＥＭ含有量の上限を０．０１００％とする。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばこれらの元素を複数混在させたミッシュメタルを用いることができる。
【0033】
上記元素以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。上記元素以外に、本実施形態の作用効果を害さない元素を微量に含有してもよい。
また、本実施形態においては、先に記載した式（１）で示されるＳＫ値を０．１０以上とする。ＳＫ値は析出強化量と関連するパラメータであり、高いほど析出強化量が大きいことを示す。
本実施形態において、熱延後の鋼板の冷却停止温度は４５０～６５０℃であり、この温度範囲で冷却を停止し巻き取った鋼材においては、析出強化が主たる強化機構である。このことから、本パラメータ（ＳＫ値）は、図１に示すように母材部の降伏強度と関係がある。
図１は後述する実施例と比較例の中から、ＳＫ値と母材降伏強度の関係について複数の試料から選択して表示したグラフである。
降伏強度を例にとると、ＳＫ値が０．１０を下回ると降伏強度６５５ＭＰａを下回るため、ＳＫ値は０．１０以上とする。尚、ＳＫ値は降伏強度に影響するのと同様に、引張強度にも影響する。
また、本実施形態においては、先に記載した式（１）で示されるＳＫ値を０．１０以上とする。ＳＫ値は析出強化量と関連するパラメータであり、高いほど析出強化量が大きいことを示す。
本実施形態において、熱延後の鋼板の冷却停止温度は４５０～６５０℃であり、この温度範囲で冷却を停止し巻き取った鋼材においては、析出強化が主たる強化機構である。このことから、本パラメータ（ＳＫ値）は、図１に示すように母材部の降伏強度と関係がある。
図１は後述する実施例と比較例の中から、ＳＫ値と母材降伏強度の関係について複数の試料から選択して表示したグラフである。
降伏強度を例にとると、ＳＫ値が０．１０を下回ると降伏強度６５５ＭＰａを下回るため、ＳＫ値は０．１０以上とする。尚、ＳＫ値は降伏強度に影響するのと同様に、引張強度にも影響する。
【0034】
本実施形態において、式（２）で示されるＢＨ値を１．３以上とする。ＢＨ値は鋼の焼き入れ性と関係があり、高いほど焼き入れ性が高いことを示す。
本実施形態において、電縫溶接部強度は５００℃以下までの急冷により金属組織が形成されるため、実質的に析出物は析出せず、焼き入れ性により強度がほぼ決まることから、本パラメータ（ＢＨ値）は図２に示すように電縫溶接部の強度と関連がある。
図２は後述する実施例と比較例の中から、ＢＨ値と電縫溶接部のビッカース硬度の関係について複数の試料から選択して表示したグラフである。
ＢＨ値を１．３以上とすることで電縫溶接部の硬度が２４０Ｈｖ以上となる。そのため、ＢＨ値は、１．３以上とする。ＢＨ値が高すぎると焼き入れ性が高すぎることで母材にフェライトが生成せず、靱性が劣化するため、上限を２．７とした。
なお、上述の組成の鋼板において、硬度２４０Ｈｖであることは、引張試験における降伏強度換算で６５５ＭＰａ相当の硬度であることを示す。本パラメータ（ＢＨ値）の（２）式中にＢが入っていないが、本パラメータはＢ（ボロン）含有を前提としており、Ｂが含有されていない鋼材においては適用不可能である。
本実施形態において、電縫溶接部強度は５００℃以下までの急冷により金属組織が形成されるため、実質的に析出物は析出せず、焼き入れ性により強度がほぼ決まることから、本パラメータ（ＢＨ値）は図２に示すように電縫溶接部の強度と関連がある。
図２は後述する実施例と比較例の中から、ＢＨ値と電縫溶接部のビッカース硬度の関係について複数の試料から選択して表示したグラフである。
ＢＨ値を１．３以上とすることで電縫溶接部の硬度が２４０Ｈｖ以上となる。そのため、ＢＨ値は、１．３以上とする。ＢＨ値が高すぎると焼き入れ性が高すぎることで母材にフェライトが生成せず、靱性が劣化するため、上限を２．７とした。
なお、上述の組成の鋼板において、硬度２４０Ｈｖであることは、引張試験における降伏強度換算で６５５ＭＰａ相当の硬度であることを示す。本パラメータ（ＢＨ値）の（２）式中にＢが入っていないが、本パラメータはＢ（ボロン）含有を前提としており、Ｂが含有されていない鋼材においては適用不可能である。
【0035】
本実施形態において、Ｍｎ％／Ｓｉ％比のパラメータが２．０より小さくなると、電縫溶接部の靭性が低下する。これは電縫溶接部に生成するＭｎＳｉ系の介在物が破壊の起点となるためと思われる。Ｍｎ％／Ｓｉ％比が２．０以上となるとシャルピー吸収エネルギーが高位安定するため、本実施形態の電縫鋼管ではＭｎ％／Ｓｉ％比を２．０以上とする。
【0036】
本実施形態の油井用電縫鋼管の必要な金属組織およびその比率は以下の通りである。
本実施形態の成分範囲では、母材の金属組織は、面積率で８０％以上のベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織と、面積率で５％以上のフェライトが含まれていることで、靱性が向上する。ベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織の面積率が８０％未満では、ベイナイトおよびマルテンサイトへの炭素濃化が顕著になり、またＢを含有していることで、硬度が上昇して母材靱性が劣化する。また、フェライトを所定量生成させることは、結晶粒微細化を通して靭性を向上させる効果があり、その効果を得るためフェライトの面積率は５％以上である。フェライトが５％未満では母材靱性が劣化する。
また、電縫溶接部の金属組織は、主としてベイナイトとマルテンサイトの混合組織である。なお、母材部、電縫溶接部ともに不可避的に面積率で３％以下の残留オーステナイトが含まれる場合があるが、鋼材の特性に影響を及ぼすものではない。
本実施形態の成分範囲では、母材の金属組織は、面積率で８０％以上のベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織と、面積率で５％以上のフェライトが含まれていることで、靱性が向上する。ベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織の面積率が８０％未満では、ベイナイトおよびマルテンサイトへの炭素濃化が顕著になり、またＢを含有していることで、硬度が上昇して母材靱性が劣化する。また、フェライトを所定量生成させることは、結晶粒微細化を通して靭性を向上させる効果があり、その効果を得るためフェライトの面積率は５％以上である。フェライトが５％未満では母材靱性が劣化する。
また、電縫溶接部の金属組織は、主としてベイナイトとマルテンサイトの混合組織である。なお、母材部、電縫溶接部ともに不可避的に面積率で３％以下の残留オーステナイトが含まれる場合があるが、鋼材の特性に影響を及ぼすものではない。
【0037】
これらの金属組織は、後述する熱間圧延プロセスおよび電縫溶接部熱処理を高度に制御することで作りこむことが可能である。なお、金属組織の面積率の測定は、電縫鋼管において、母材については電縫溶接部から管周方向に９０°ずれた位置の断面（詳細には、管軸方向に対して垂直な断面）における肉厚中央部において、電縫溶接部については板厚方向と管周方向からなる面の溶接線をナイタールエッチングにより現出させたのち、溶接線から左右５００μｍ離れた位置において、EBSD（Electron Back Scatter Diffraction patterns）法により得られた結晶方位情報をもとに、Grain Average Misorientation 解析(以下ＧＡＭ解析)により求めることができる。詳細には、該表面を鏡面研磨後、コロイダルシリカによる仕上げ研磨を行った後、Field-Emission 型Scanning Electron Microscope（ＪＥＯＬ社製・７００１Ｆ）を用い、２００μｍ×３００μｍの領域について０．３μｍステップにてEBSD法で結晶方位解析を行う。
【0038】
その後のＧＡＭ解析において、１５°の結晶方位差で囲まれる領域を一つの結晶粒と定義し、その中の平均の結晶方位差が１°以下のものをフェライトと判定する。なお、上記の測定を別視野で５視野以上測定し得られた各視野でのフェライトの面積率を相加平均することで得られる値を調査した電縫鋼管のフェライトの面積率とする。
また、EBSD法では、結晶方位情報とともに結晶構造情報も取得可能であり、結晶構造情報からフェライト・ベイナイト・マルテンサイトと残留オーステナイトを分類することが可能である。従い、EBSD測定を行うことで、残留オーステナイトの面積率も測定することが可能である。
ベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織の面積率は、フェライトと残留オーステナイトの面積率の残部とする。
また、EBSD法では、結晶方位情報とともに結晶構造情報も取得可能であり、結晶構造情報からフェライト・ベイナイト・マルテンサイトと残留オーステナイトを分類することが可能である。従い、EBSD測定を行うことで、残留オーステナイトの面積率も測定することが可能である。
ベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織の面積率は、フェライトと残留オーステナイトの面積率の残部とする。
【0039】
次に、本発明における油井用電縫鋼管の製造方法について説明する。
まず、上述の組成に調整した溶鋼から連続鋳造法などにより得た鋳片を、加熱炉に装入し加熱する。本実施形態の鋼は、Ｔｉ、Ｎｂの含有量が多いので、鋳片の加熱温度が低いと、未固溶のＮｂ炭化物が生成し靭性が劣化するために、加熱温度は、１１００℃以上にすることが好ましい。一方、加熱温度が高すぎると組織が粗大になり靭性が劣化するため，加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。
加熱した鋳片を粗圧延した後、９５０℃以下での累積圧下比が２．０以上、かつ仕上圧延終了温度が８５０℃以下の条件で仕上圧延を行う。
これらの条件は、母材の金属組織を微細化し、強度と靱性をともに向上させるために必要であり、特に本実施形態のようにベイナイト・マルテンサイト主体の組織を活用する場合には、特に重要なプロセスである。
まず、上述の組成に調整した溶鋼から連続鋳造法などにより得た鋳片を、加熱炉に装入し加熱する。本実施形態の鋼は、Ｔｉ、Ｎｂの含有量が多いので、鋳片の加熱温度が低いと、未固溶のＮｂ炭化物が生成し靭性が劣化するために、加熱温度は、１１００℃以上にすることが好ましい。一方、加熱温度が高すぎると組織が粗大になり靭性が劣化するため，加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。
加熱した鋳片を粗圧延した後、９５０℃以下での累積圧下比が２．０以上、かつ仕上圧延終了温度が８５０℃以下の条件で仕上圧延を行う。
これらの条件は、母材の金属組織を微細化し、強度と靱性をともに向上させるために必要であり、特に本実施形態のようにベイナイト・マルテンサイト主体の組織を活用する場合には、特に重要なプロセスである。
【0040】
仕上圧延後、Ａｒ３点以上の温度で加速冷却を開始することが好ましい。これは、仕上圧延後、フェライト変態が開始するＡｒ３点未満まで空冷すると、粗大なポリゴナルフェライトが生成し、強度が低下するなど、靭性が劣化することがあるからである。
Ａｒ３点温度以上で加速冷却を開始し、フェライトの生成を抑制することで所定量のベイナイトとマルテンサイトを含む組織が生成する。
Ａｒ３点は、母材鋼板の成分から、下記式（３）によって求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ％－８０Ｍｎ％－５５Ｎｉ％－２０Ｃｕ％－１５Ｃｒ％－８０Ｍｏ％ …式（３）
式（３）において、Ｃ％、Ｍｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは任意の含有元素であり、意図的に含有しない場合は、上記式（３）では０として計算する。
Ａｒ３点温度以上で加速冷却を開始し、フェライトの生成を抑制することで所定量のベイナイトとマルテンサイトを含む組織が生成する。
Ａｒ３点は、母材鋼板の成分から、下記式（３）によって求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ％－８０Ｍｎ％－５５Ｎｉ％－２０Ｃｕ％－１５Ｃｒ％－８０Ｍｏ％ …式（３）
式（３）において、Ｃ％、Ｍｎ％、Ｎｉ％、Ｃｕ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは任意の含有元素であり、意図的に含有しない場合は、上記式（３）では０として計算する。
【0041】
本実施形態において、主相であるベイナイト・マルテンサイトと副相であるフェライトの面積率を制御することは、強度・靱性をバランスさせるために不可欠である。
鋼材は熱間加工されたオーステナイトから、まずはフェライト変態をおこし、その後ベイナイト変態またはマルテンサイト変態を起こすことで変態を完了させる。鋼の変態挙動は、成分と熱延条件・冷却パターンによって決まり、特に成分・冷却パターンの影響が大きい。
本実施形態における油井用電縫鋼管の成分と冷却速度の範囲は、金属組織の面積率をコントロールするための技術である。３５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、冷却停止温度４５０～６５０℃まで冷却する。冷却停止温度が６５０℃を超えると、フェライト面積率が高くなり、残部への炭素濃化が顕著になることで、硬質なマルテンサイトやベイナイトが生成し、靱性が劣化する。冷却停止温度が４５０℃未満になると、その後の巻き取り工程で析出物が生成せず、強度を満足することができない。冷却停止後１０秒以内に巻き取ることが好ましい。
なお、実施形態の鋼板は、板厚１０～２５ｍｍの鋼管に対し特に有効である。
鋼材は熱間加工されたオーステナイトから、まずはフェライト変態をおこし、その後ベイナイト変態またはマルテンサイト変態を起こすことで変態を完了させる。鋼の変態挙動は、成分と熱延条件・冷却パターンによって決まり、特に成分・冷却パターンの影響が大きい。
本実施形態における油井用電縫鋼管の成分と冷却速度の範囲は、金属組織の面積率をコントロールするための技術である。３５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、冷却停止温度４５０～６５０℃まで冷却する。冷却停止温度が６５０℃を超えると、フェライト面積率が高くなり、残部への炭素濃化が顕著になることで、硬質なマルテンサイトやベイナイトが生成し、靱性が劣化する。冷却停止温度が４５０℃未満になると、その後の巻き取り工程で析出物が生成せず、強度を満足することができない。冷却停止後１０秒以内に巻き取ることが好ましい。
なお、実施形態の鋼板は、板厚１０～２５ｍｍの鋼管に対し特に有効である。
【0042】
上述のように得られた熱延鋼板を連続的にロール成型し、オープンパイプとした後、突合せ部近傍を融点以上に加熱し、スクイズロールで圧接する電縫溶接を行う。電縫溶接の後、電縫溶接部の外表面が９００℃から１０５０℃の範囲になるように加熱し、その後、平均冷却速度が１５℃／ｓ以上となるように冷却し、５００℃から室温の範囲で冷却を停止することで目的の電縫鋼管を得ることができる。
なお、加熱中の温度測定は、鋼管の外表面から放射温度計にて測定する。これらの条件は、電縫溶接部の強度を確保するとともに、析出元素をできる限り固容状態で残存させることにより靱性を劣化させないために必要なプロセスである。
電縫溶接部の加熱温度が９００℃を下回ると、溶接時に生成した粗大な組織が残存するため、靱性が劣化する。また、電縫溶接部の加熱温度が１０５０℃を超過すると、結晶粒径が粗大化するため、靱性が劣化する。冷却速度は、マルテンサイト・ベイナイトを生成させ、析出物を析出させることなく所望の電縫溶接部硬度を得るために、１５℃／ｓ以上とすることが必要である。冷却速度が１５℃／ｓ未満になると、電縫溶接部靱性を確保することが困難となる。冷却停止温度は、５００℃を超過するとその後の放冷中に析出物が析出し、電縫溶接部靱性を確保することが困難となる。本実施形態において冷却停止温度の下限は特に特性に影響しない。
熱処理・冷却が完了した後，常温まで冷却しサイザーロールにより縮径圧延を行う。縮径圧延の縮径率は０．３％～５．０％の範囲とすることが好ましい。
なお、加熱中の温度測定は、鋼管の外表面から放射温度計にて測定する。これらの条件は、電縫溶接部の強度を確保するとともに、析出元素をできる限り固容状態で残存させることにより靱性を劣化させないために必要なプロセスである。
電縫溶接部の加熱温度が９００℃を下回ると、溶接時に生成した粗大な組織が残存するため、靱性が劣化する。また、電縫溶接部の加熱温度が１０５０℃を超過すると、結晶粒径が粗大化するため、靱性が劣化する。冷却速度は、マルテンサイト・ベイナイトを生成させ、析出物を析出させることなく所望の電縫溶接部硬度を得るために、１５℃／ｓ以上とすることが必要である。冷却速度が１５℃／ｓ未満になると、電縫溶接部靱性を確保することが困難となる。冷却停止温度は、５００℃を超過するとその後の放冷中に析出物が析出し、電縫溶接部靱性を確保することが困難となる。本実施形態において冷却停止温度の下限は特に特性に影響しない。
熱処理・冷却が完了した後，常温まで冷却しサイザーロールにより縮径圧延を行う。縮径圧延の縮径率は０．３％～５．０％の範囲とすることが好ましい。
【0043】
以上のようにして製造した油井用電縫鋼管の特性を測定する方法は以下の通りである。
鋼管の軸方向（圧延方向）の全厚試験片を引張試験片として電縫鋼管より採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ：０．２％オフセット）及び引張強度（ＴＳ）を測定する。ここで、全厚試験片及び引張試験片は、電縫鋼管のシーム部から周方向に９０°の位置に対応する部分から採取する。
なお、圧潰強度は通常周方向の圧縮試験にて算出した圧縮降伏強度の値が重要であるが、造管後の電縫鋼管において周方向の圧縮降伏強度と軸方向の引張降伏強度は相関を持っているため、軸方向の引張試験にて圧潰強度を評価可能である。
鋼管の軸方向（圧延方向）の全厚試験片を引張試験片として電縫鋼管より採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ：０．２％オフセット）及び引張強度（ＴＳ）を測定する。ここで、全厚試験片及び引張試験片は、電縫鋼管のシーム部から周方向に９０°の位置に対応する部分から採取する。
なお、圧潰強度は通常周方向の圧縮試験にて算出した圧縮降伏強度の値が重要であるが、造管後の電縫鋼管において周方向の圧縮降伏強度と軸方向の引張降伏強度は相関を持っているため、軸方向の引張試験にて圧潰強度を評価可能である。
【0044】
さらに、電縫鋼管の靭性の測定方法は以下の通りである。
靭性については、周方向（圧延垂直方向）のフルサイズＶノッチシャルピー試験片を電縫鋼管の電縫溶接部および母材（電縫鋼管のシーム部から周方向に９０°の位置に対応する部分）より採取し、Ｖノッチシャルピー試験を行い、－２０℃での吸収エネルギー（ＣＶＮ値）を測定した。電縫溶接部のシャルピー試験では、板厚方向と周方向から構成される面内の電縫照合部にＶノッチを付与した試験片を使用する。
靭性については、周方向（圧延垂直方向）のフルサイズＶノッチシャルピー試験片を電縫鋼管の電縫溶接部および母材（電縫鋼管のシーム部から周方向に９０°の位置に対応する部分）より採取し、Ｖノッチシャルピー試験を行い、－２０℃での吸収エネルギー（ＣＶＮ値）を測定した。電縫溶接部のシャルピー試験では、板厚方向と周方向から構成される面内の電縫照合部にＶノッチを付与した試験片を使用する。
【0045】
電縫溶接部の硬度の測定は、株式会社フューチュアテック社製の硬度試験器（ＦＶ－３００）を用いる。板厚方向と管周方向からなる面の溶接線をナイタールエッチングにより現出させたのち、溶接線から左右５００μｍ離れた位置の外面１／４ｔ、１／２ｔおよび内面３／４ｔ位置の６点を荷重１ｋｇで測定し、すべての値の相加平均値を電縫溶接部硬度とする。
【0046】
以上説明のように製造された電縫鋼管は、母材の金属組織が面積率で８０％以上のベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織と、面積率で５％以上のフェライト組織を含み、電縫溶接部の金属組織が主としてベイナイトとマルテンサイトの混合組織である。
この電縫鋼管は、母材の降伏強度が６５５ＭＰａ以上７５８ＭＰａ以下、母材の引張強度が７２４ＭＰａ以上であり、母材および電縫溶接部の－２０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、電縫溶接部の硬度が２４０Ｈｖ以上である優れた電縫鋼管である。
この電縫鋼管は、母材の降伏強度が６５５ＭＰａ以上７５８ＭＰａ以下、母材の引張強度が７２４ＭＰａ以上であり、母材および電縫溶接部の－２０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、電縫溶接部の硬度が２４０Ｈｖ以上である優れた電縫鋼管である。
【実施例】
【0047】
以下に実施例を示す。但し、以下に記載の実施例は具体的な例に沿って説明を行うものであり、本願発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
表１に示す組成のＮｏ.１～Ｎｏ.１６の発明例のスラブと表１、表２に示すＮｏ.１７～Ｎｏ.４８の比較例のスラブを、連続鋳造により製造し、１２００～１２５０℃に加熱して粗圧延した後、表３、表４に示す９５０℃以下の累積圧下比、仕上圧延終了温度の条件で仕上圧延し、厚さ１７．５ｍｍの鋼板とした。
熱延後の鋼板に対し、仕上圧延後のＲＯＴ（ランアウトテーブル）において、表３、表４に示す平均冷却速度にて表３、表４に示す冷却停止温度まで加速冷却して巻き取りを行ない、熱延鋼板を得た。
表１に示す組成のＮｏ.１～Ｎｏ.１６の発明例のスラブと表１、表２に示すＮｏ.１７～Ｎｏ.４８の比較例のスラブを、連続鋳造により製造し、１２００～１２５０℃に加熱して粗圧延した後、表３、表４に示す９５０℃以下の累積圧下比、仕上圧延終了温度の条件で仕上圧延し、厚さ１７．５ｍｍの鋼板とした。
熱延後の鋼板に対し、仕上圧延後のＲＯＴ（ランアウトテーブル）において、表３、表４に示す平均冷却速度にて表３、表４に示す冷却停止温度まで加速冷却して巻き取りを行ない、熱延鋼板を得た。
【0048】
得られた熱延鋼板について、連続的にロール成型し、オープンパイプとした後、突き合わせ部近傍を融点以上に加熱し、スクイズロールで圧接する電縫溶接を行い、電縫鋼管とした。
電縫鋼管の電縫溶接部を表３、表４に示す温度（ＥＲＷ部加熱温度）に再加熱し、その後、表３、表４に示す平均冷却速度で、表３、表４に示す冷却停止温度まで冷却し、その後冷却を停止し放冷した。常温まで冷却した後、サイザーロールにより縮径圧延を行い、外径４０６ｍｍ、肉厚１７.５ｍｍの電縫鋼管を得た。
電縫鋼管の電縫溶接部を表３、表４に示す温度（ＥＲＷ部加熱温度）に再加熱し、その後、表３、表４に示す平均冷却速度で、表３、表４に示す冷却停止温度まで冷却し、その後冷却を停止し放冷した。常温まで冷却した後、サイザーロールにより縮径圧延を行い、外径４０６ｍｍ、肉厚１７.５ｍｍの電縫鋼管を得た。
【0049】
得られた電縫鋼管の母材および電縫溶接部の金属組織を前述した方法で調査した。また、母材の引張試験、母材および電縫溶接部のシャルピー試験、電縫溶接部の硬度測定を前述した方法で実施した。
【0050】
表３、表４に母材のベイナイトおよびマルテンサイト面積率、母材のフェライト面積率、電縫鋼管の母材降伏強度、母材引張強度、母材シャルピー吸収エネルギー（Ｊ）、電縫溶接部硬度（Ｈｖ）、電縫溶接部シャルピー吸収エネルギー（Ｊ）をまとめて示す。
母材のベイナイトおよびマルテンサイト面積率とは、ベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織が母材の全組織に対して占有する面積率（％）を示す。
母材のベイナイトおよびマルテンサイト面積率とは、ベイナイトとマルテンサイトの一方または両方から構成される組織が母材の全組織に対して占有する面積率（％）を示す。
【0051】
【表1】
【0052】
【表2】
【0053】
【表3】
【0054】
【表4】
【0055】
表１、表３に示すように、本発明例のＮｏ．１～Ｎｏ．１６の試料は、油井用として好適な母材の引張降伏強度が６５５ＭＰａ以上７５８ＭＰａ以下、母材の引張強度が７２４ＭＰａ以上であり、母材および電縫溶接部の－２０℃のシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、電縫溶接部の硬度が２４０Ｈｖ以上である優れた電縫鋼管であった。
【0056】
表１に示す比較例Ｎｏ．１の試料は、Ｃ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため、表３に示すように母材降伏強度が望ましい範囲の下限を下回った。
表１に示す比較例Ｎｏ．２の試料は、Ｃ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、表３に示すように母材降伏強度が望ましい範囲を超過した。
表１に示す比較例Ｎｏ．３の試料は、Ｍｎ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため、Ｓ起因の脆化が起こり、表３に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．４の試料は、Ｍｎ含有量が望ましい範囲の上限を上回ったため、ＭｎＳ起因の脆化が起こり、表３に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．２の試料は、Ｃ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、表３に示すように母材降伏強度が望ましい範囲を超過した。
表１に示す比較例Ｎｏ．３の試料は、Ｍｎ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため、Ｓ起因の脆化が起こり、表３に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．４の試料は、Ｍｎ含有量が望ましい範囲の上限を上回ったため、ＭｎＳ起因の脆化が起こり、表３に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
【0057】
表１に示す比較例Ｎｏ．５の試料は、Ｔｉ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため、結晶粒径が大きくなり、表３に示すように母材靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．６の試料は、Ｔｉ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、Ｔｉ系炭窒化物が多量に生成し、表３に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．７の試料は、Ｎｂ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため、結晶粒径が大きくなり、表３に示すように母材靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．８の試料は、Ｎｂ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、Ｎｂ系炭窒化物が多量に生成し、表３に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．６の試料は、Ｔｉ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、Ｔｉ系炭窒化物が多量に生成し、表３に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．７の試料は、Ｎｂ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため、結晶粒径が大きくなり、表３に示すように母材靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．８の試料は、Ｎｂ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、Ｎｂ系炭窒化物が多量に生成し、表３に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
【0058】
表１に示す比較例Ｎｏ．９の試料は、Ｎ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため、炭窒化物が生成せず、結晶粒径が粗大となり、表３に示すように母材靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．１０の試料は、Ｎ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、合金炭化物の生成が多くなり、表３に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
表１に示す比較例Ｎｏ．１０の試料は、Ｎ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、合金炭化物の生成が多くなり、表３に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
【0059】
表２に示す比較例Ｎｏ．１１の試料は、Ｓｉ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため、脱酸が不十分となり、表４に示すように母材靭性と電縫溶接部の靱性が劣化した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１２の試料は、Ｓｉ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、電縫溶接部に多量のＳｉ酸化物が生成し、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１３の試料は、Ａｌ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため脱酸が不十分となり、表４に示すように母材靭性と電縫溶接部の靱性が劣化した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１４の試料は、Ａｌ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、電縫溶接部に多量のＳｉ酸化物が生成し、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１２の試料は、Ｓｉ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、電縫溶接部に多量のＳｉ酸化物が生成し、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１３の試料は、Ａｌ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため脱酸が不十分となり、表４に示すように母材靭性と電縫溶接部の靱性が劣化した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１４の試料は、Ａｌ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、電縫溶接部に多量のＳｉ酸化物が生成し、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
【0060】
表２に示す比較例Ｎｏ．１５の試料は、Ｂ含有量が望ましい範囲の下限を下回ったため、焼き入れ性が不足し、表４に示すように電縫溶接部の硬度が低下した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１６の試料は、 Ｂ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、Ｂ析出物が生成したことで、焼き入れ性が低下し、表４に示すように電縫溶接部硬度が低下した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１７の試料は、Ｐ含有量が望ましい範囲の上限を上回ったため、粒界脆化が起こり、表４に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性ともに劣化した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１８の試料は、Ｓ含有量が望ましい範囲の上限を上回ったため、粗大な介在物を生成し、表４に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１６の試料は、 Ｂ含有量が望ましい範囲の上限を超過したため、Ｂ析出物が生成したことで、焼き入れ性が低下し、表４に示すように電縫溶接部硬度が低下した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１７の試料は、Ｐ含有量が望ましい範囲の上限を上回ったため、粒界脆化が起こり、表４に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性ともに劣化した。
表２に示す比較例Ｎｏ．１８の試料は、Ｓ含有量が望ましい範囲の上限を上回ったため、粗大な介在物を生成し、表４に示すように母材靭性と電縫溶接部靱性が劣化した。
【0061】
表２に示す比較例Ｎｏ．１９の試料は、Ｍｎ／Ｓｉが望ましい範囲の下限を下回ったため、電縫溶接部にＭｎＳｉ系酸化物が生成し、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
表２に示す比較例Ｎｏ．２０の試料は、ＳＫ値が望ましい範囲の下限を下回ったため、表４に示すように母材引張降伏強度が低下した。
表２に示す比較例Ｎｏ．２１の試料は、ＢＨ値が望ましい範囲の下限を下回ったため、表４に示すように電縫溶接部硬度が低下した。
表２に示す比較例Ｎｏ．２０の試料は、ＳＫ値が望ましい範囲の下限を下回ったため、表４に示すように母材引張降伏強度が低下した。
表２に示す比較例Ｎｏ．２１の試料は、ＢＨ値が望ましい範囲の下限を下回ったため、表４に示すように電縫溶接部硬度が低下した。
【0062】
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２２の試料は、仕上げ圧延終了温度が望ましい範囲の上限を超過したため、表４に示すように母材靱性が劣化した。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２３の試料は、累計圧下比が望ましい範囲の下限を下回ったため、表４に示すように母材靱性が劣化した。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２３の試料は、累計圧下比が望ましい範囲の下限を下回ったため、表４に示すように母材靱性が劣化した。
【0063】
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２４の試料は、熱間圧延後の第一段冷却速度が望ましい範囲の下限を下回ったため、表４に示すように母材靱性が劣化した。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２５の試料は、冷却停止温度が望ましい範囲の下限を下回ったため、析出が十分に起こらず表４に示すように強度が規定値に達しなかった。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２６の試料は、冷却停止温度が望ましい範囲の上限を超過したため、組織分率が規定を満足せず、表４に示すように母材靱性が劣化した。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２５の試料は、冷却停止温度が望ましい範囲の下限を下回ったため、析出が十分に起こらず表４に示すように強度が規定値に達しなかった。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２６の試料は、冷却停止温度が望ましい範囲の上限を超過したため、組織分率が規定を満足せず、表４に示すように母材靱性が劣化した。
【0064】
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２７の試料は、電縫溶接部再加熱温度が望ましい範囲の下限を下回ったため、溶接したままの粗大組織が残存し、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２８の試料は、電縫溶接部再加熱温度が望ましい範囲の上限を超過したため、組織が粗大化し、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２８の試料は、電縫溶接部再加熱温度が望ましい範囲の上限を超過したため、組織が粗大化し、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
【0065】
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．２９の試料は、電縫溶接部熱処理時の冷却速度が望ましい範囲の下限を下回ったため、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．３０の試料は、電縫溶接部熱処理時の冷却停止温度が望ましい範囲の上限を超過したため、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．３１の試料は、ＢＨ値が望ましい範囲の上限を超過したため、表４に示すようにフェライト面積率が規定を下回り、母材靱性が劣化した。
以上の説明から、上述した条件で製造することが上述の優れた特性を有する油井用電縫鋼管を製造する際に重要であることがわかった。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．３０の試料は、電縫溶接部熱処理時の冷却停止温度が望ましい範囲の上限を超過したため、表４に示すように電縫溶接部靱性が劣化した。
表２、表４に示す比較例Ｎｏ．３１の試料は、ＢＨ値が望ましい範囲の上限を超過したため、表４に示すようにフェライト面積率が規定を下回り、母材靱性が劣化した。
以上の説明から、上述した条件で製造することが上述の優れた特性を有する油井用電縫鋼管を製造する際に重要であることがわかった。
【図1】
【図2】