JP2014208888A - コイル管へ応用するための高性能材料およびそれらの製造法 - Google Patents

Abstract

【課題】上昇した引張特性を持つコイル管を提供する。【解決手段】鉄および；０．１７−０．３５重量％の炭素；０．３０−２．００重量％のマンガン；０．１０−０．３０重量％のケイ素；０．０１０−０．０４０重量％アルミニウム；最高０．０１０重量％の硫黄；および最高０．０１５重量％のリンを含んでなる組成および焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの混合物と含んでなる最終微細構造から構成されるコイル鋼管とする。【選択図】なし

Description

先行出願に対する参照による編入
外国および国内出願の優先権の主張が、本出願と共に提出する出願データシートで確認されるいかなる出願も、３７ＣＦＲ１．５７の元に引用により本明細書に編入する。

関連出願
本出願は、２０１１年９月９日に出願され、そして２０１２年７月２６日に特許文献１として公開された“ＣＯＩＬＥＤ ＴＵＢＥ ＷＩＴＨ ＶＡＲＹＩＮＧ ＭＥＣＨＡＮＩＣＡＬ ＰＲＯＰＥＲＴＩＥＳ ＦＯＲ ＳＵＰＥＲＩＯＲ ＰＥＲＦＯＲＭＡＮＣＥ
ＡＮＤ ＭＥＴＨＯＤＳ ＴＯ ＰＲＯＤＵＣＥ ＴＨＥ ＳＡＭＥ ＢＹ Ａ ＣＯＮＴＩＮＵＯＵＳ ＨＥＡＴ ＴＲＥＡＴＭＥＮＴ”（連続番号１３／２２９５１７）と言う表題の出願人の同時係属出願に関し、この内容は全部、引用により本明細書に編入する。

従来技術の説明
最近ではコイル管の使用が、高圧および延長リーチ操作を必要とする応用にも広がってきている。その結果、ｉ）長いストリングを掛けたりためたりする時の軸方向の荷重、およびｉｉ）操作中にかかる高圧に耐えるために、上昇した引張特性を持つコイル管を生産する必要がある。

コイル管の標準的な生産には、圧延している間に微細構造の細粒化（ｒｅｆｉｎｅｍｅｎｔ）を通して達成される機械的特性を持つ熱間圧延ストリップを原材料として使用する。この細粒化は様々なミクロ合金（ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｉｎｇ）添加物（Ｔｉ，Ｎ，Ｖ）の使用、および適切な熱間圧延加工条件の選択で得られる。この目的は、超微細構造を達成するために材料の再結晶化および粒子の成長を制御することである。細粒化は高い強度および靱性を同時に可能にする唯一のメカニズムであるので、固溶体合金元素および析出硬化で使用する材料は限られている。

原材料は各供給元に特定され、そして種々の機械的特性を持つコイル管を生産するためには、熱間圧延鋼で機械特性を変動させることが必要となるかもしれない。この特性が上がると、生産コスト、すなわち原材料のコストも上がる。コイル管にＥＲＷ形成／溶接されることになる「長いストリップ」の集成中に、使用するストリップ対ストリップの溶接工程は、連結領域を劣化することが知られている。その後、特性が上がったコイル管は、ストリップ溶接の領域の性能が比較的低い傾向がある。この劣化は溶接工程が、熱間圧延で導入された細粒化を破壊し、引張特性と靱性の両方を再生することができる単純な溶接後の熱処理が無いという事実により生じるものである。一般に引張は保存されるが、靱性およびそれに関連する疲労寿命はこの部分で悪化する。現行の工業的工順では、高強度のコイル管はコストを上げて生産できるだけであり、そしてパイプ本体に比べてストリップ溶接継手の性能は劣っている。

コイル管の別の生産法は、本体全体（ｆｕｌｌ ｂｏｄｙ）の熱処理を介するものである。この処理はいわゆる「グリーン」状態でパイプに形成された材料に適用される。なぜならその特性が熱処理条件によって未だに定まっていないからである。この場合、最終生産物の特性に影響を及ぼす主な変数は、鋼化学組成（ｓｔｅｅｌ ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）および熱処理条件である。したがって鋼組成物（ｓｔｅｅｌ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）と溶接材料および熱処理とを適切に組み合わせることにより、コイル管はその長さにわた
り均一な特性を持つように生産することができ、高い強度の従来のコイル管で重要となるストリップ対ストリップの連結の弱い繋がりは除かれる。この一般的概念は以前に記載されたものであるが、高強度のコイル管（８０〜１４０ｋｓｉの範囲の降伏強度）の生産に成功裏に応用された事は無い。その理由は（高い生産性を達成するために必要な）上昇したライン速度での熱処理には、一般に複雑で大きい設備を必要とすることになるからである。この方法は適切な化学と熱処理条件が選択されれば簡略化できるだろう。

合理的な寸法の工業用熱処理設備と適合する化学組成の選択には、とりわけ：ａ）軸方向の機械的特性、ｂ）微細構造の均一性および特性、ｃ）靱性、ｄ）疲労耐性、ｅ）サワー（ｓｏｕｒ）耐性として測定されるコイル管の性能に影響を及ぼす多くの変数に関する理解が必要である。

米国特許出願第２０１２／０１８６６８６Ａ１号明細書

要約
以下に熱処理コイル管を生産するために計画された化学組成を記載し、これはＡＰＩ ５ＳＴ基準により設定されるコイル管の現在の限界をほとんど越えている。（Ｍａｘ．Ｃ：０．１６％，Ｍａｘ．Ｍｎ：１．２％（ＣＴ７０−９０）Ｍａｘ．Ｍｎ：１．６５（ＣＴ１００−１１０），Ｍａｘ．Ｐ：０．０２％（ＣＴ７０−９０）Ｍａｘ．Ｐ：０．０２５（ＣＴ１００−ＣＴ１１０），Ｍａｘ．Ｓ：０．００５，Ｓｉ．Ｍａｘ：０．５）。

本開示の態様は、コイル鋼管およびその生産法である。幾つかの態様では、管は約８０Ｋｓｉより高い降伏強度を構成することができる。管の組成は０．１６−０．３５重量％の炭素、０．３０−２．００重量％のマンガン、０．１０−０．３５重量％のケイ素、最高０．００５重量％の硫黄、最高０．０１８重量％のリンを含んでなることができ、残りは鉄および避けられない不純物である。また管は焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの混合物を含んでなる最終微細構造を含んでなることができ、ここでコイル管の最終微細構造は、９０容積％より多い焼戻しマルテンサイトを含んでなり、ここで微細構造はパイプ本体、ＥＲＷラインおよびストリップの末端間の継手で均一である。

本明細書で開示するのは、複数の溶接ストリップから形成されたコイル鋼管であり、ここで管はベース金属領域、溶接継手、およびそれらの熱影響部を含むことができ、そして約８０Ｋｓｉより高い降伏強度、鉄および０．１７−０．３５重量％の炭素，０．３０−２．００重量％のマンガン、０．１０−０．３０重量％のケイ素、０．０１０−０．０４０重量％のアルミニウム、最高０．０１０重量％の硫黄、および最高０．０１５重量％のリンを含んでなる組成物、および焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの混合物を含んでなる最終微細構造を含んでなることができ、ここでコイル管の最終微細構造は、ベース金属、溶接継手、および熱影響部に９０容積％より多い焼戻しマルテンサイトを含んでなり、ここで最終微細構造がすべてのベース金属領域、溶接継手および熱影響部にわたり均一であり、そしてここで最終微細構造が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部にわたり微細な炭化物の均一な分布を含んでなる。

幾つかの態様では、この組成物はさらに最高１．０重量％のクロム、最高０．５重量％のモリブデン、最高０．００３０重量％のホウ素、最高０．０３０重量％のチタン、最高０．５０重量％の銅、最高０．５０重量％のニッケル、最高０．１重量％のニオブ、最高０．１５重量％のバナジウム、最高０．００５０重量％の酸素、および最高０．０５重量％のカルシウムを含んでなる。

幾つかの態様では、この組成物は０．１７−０．３０重量％の炭素、０．３０−１．６０重量％のマンガン、０．１０−０．２０重量％のケイ素、最高０．７重量％のクロム、最高０．５重量％のモリブデン、０．０００５−０．００２５重量％のホウ素、０．０１０−０．０２５重量％のチタン、０．２５−０．３５重量％の銅、０．２０−０．３５重量％のニッケル、最高０．０４重量％のニオブ、最高０．１０重量％のバナジウム、最高０．００１５重量％の酸素、最高０．０３重量％のカルシウム、最高０．００３重量％の硫黄、および最高０．０１０重量％のリンを含んでなることができる。

幾つかの態様では、管は１２５ｋｓｉの最小降伏強度を有することができる。幾つかの態様では、管は１４０ｋｓｉの最小降伏強度を有することができる。幾つかの態様では、管は１２５ｋｓｉと１４０ｋｓｉとの間の最小降伏強度を有することができる。

幾つかの態様では、最終微細構造が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部に少なくとも９５容積％の焼戻しマルテンサイトを含んでなることができる。幾つかの態様では、管が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部に２０μｍ未満の最終粒度を有することができる。幾つかの態様では、管が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部に１５μｍ未満の最終粒度を有することができる
幾つかの態様では、溶接継手がバイアス溶接を含んでなることができる。幾つかの態様では、バイアス溶接での疲労寿命が、少なくとも約８０％のベース金属領域であることができる。幾つかの態様では、熱影響部を含む溶接継手の相対硬度が、ベース金属の硬度の１１０％以下であることができる。

また本明細書に開示するのはコイル鋼管の形成法であって、この方法は、鉄および０．１７−０．３５重量％の炭素、０．３０−２．００重量％のマンガン、０．１０−０．３０重量％のケイ素、０．０１０−０．０４０重量％のアルミニウム、最高０．０１０重量％の硫黄、最高０．０１５重量％のリンを含んでなる組成物を有するストリップを準備し：そしてストリップを一緒に溶接し、溶接したストリップから管を形成し、ここで管がベース金属領域、溶接継手およびそれらの熱影響部を含んでなり、管を９００から１０００℃の間でオーステナイト化し、管を急冷して、マルテンサイトおよびベイナイトの急冷微細構造として最終生産物を形成し、ここで急冷した時、微細構造が少なくとも９０％のマルテンサイトをベース金属領域、溶接継手および熱影響部に含んでなり、そして急冷管を５５０から７２０℃の間の温度で焼戻し、ここで急冷した管の焼戻しにより、約８０ｋｓｉより高い降伏強度をもたらし、ここで微細構造はすべてのベース金属領域、溶接継手および熱影響部にわたり均一であり、そしてここで微細構造が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部にわたり微細な炭化物の均一な分布を含んでなる。

幾つかの態様では、ストリップの溶接がバイアス溶接を含んでなることができる。幾つかの態様では、管の形成にライン継手を形成することを含んでなることができる。幾つかの態様では、この方法がさらに焼戻した管をスプール上に巻き取ることを含んでなることができる。幾つかの態様では、オーステナイト化が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部に２０μｍ未満の粒度を形成することができる。

幾つかの態様では、組成物がさらに最高１．０重量％のクロム、最高０．５重量％のモリブデン、最高０．００３０重量％のホウ素、最高０．０３０重量％のチタン、最高０．５０重量％の銅、最高０．５０重量％のニッケル、最高０．１重量％のニオブ、最高０．１５重量％のバナジウム、最高０．００５０重量％の酸素、および最高０．０５重量％のカルシウムを含んでなることができる。

幾つかの態様では、組成物が０．１７−０．３０重量％の炭素、０．３０−１．６０重
量％のマンガン、０．１０−０．２０重量％のケイ素、最高０．７重量％のクロム、最高０．５重量％のモリブデン、０．０００５−０．００２５重量の％ホウ素、０．０１０−０．０２５重量％のチタン、０．２５−０．３５重量％の銅、０．２０−０．３５重量の％ニッケル、最高０．０４重量％のニオブ、最高０．１０重量％のバナジウム、最高０．０００１５重量％の酸素、最高０．０３重量％のカルシウム、最高０．００３重量％の硫黄および最高０．０１０重量％のリンを含んでなることができる。

幾つかの態様では、焼戻した管が１２５ｋｓｉ以上の降伏強度を有することができる。幾つかの態様では、焼戻した管が１４０ｋｓｉの最小降伏強度を有することができる。幾つかの態様では、焼戻した管が１２５から１４０ｋｓｉの間の最小降伏強度を有することができる。

図１Ａ−Ｂは、ＳＴＤ２（Ａ）およびＳＴＤ３（Ｂ）鋼に対応するＣＣＴ図を具体的に説明する。 図２Ａ−Ｂは、ＢＴｉ₂（Ａ）およびＣｒＭｏＢＴｉ₃（Ｂ）鋼に対応するＣＣＴ図を具体的に説明する。 図３は、水を噴霧することにより外部から急冷したコイル管の壁厚（ＷＴ）の関数として、内部パイプ表面での冷却速度を具体的に説明する。 図４は、最大焼戻し温度（Ｔｍａｘ）の関数として、ＢＴｉ₂鋼の引張特性を具体的に説明する。ピーク様の焼戻しサイクルをこれらのＧｌｅｅｂｌｅ（登録商標）刺激で使用した。（右）７２０℃でのホールド時間の関数として、同じ鋼の引張特性（等温焼戻しサイクル）。 図５Ａ−Ｂは、シームアニーリング（ＰＷＨＴ）後にＥＲＷライン近くの中央偏析しま（ｃｅｎｔｒａｌ ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ ｂａｎｄ）に現れる非焼戻しマルテンサイトを具体的に説明する。図５Ａ−Ｂは従来のコイル管グレード９０に対応する。 図６Ａ−Ｂは、グレード１１０コイル管の疲労試験中に生じた中央偏析しまでの局在化損傷を具体的に説明する。 図７Ａ−Ｂは、グレード１００コイル管の高い内圧（９５００ｐｓｉ）で疲労試験中に生じた中央偏析しまでの局在化損傷を具体的に説明する。 図８Ａ−Ｂは、標準コイル管（Ａ）、および本開示の態様から製造されたコイル管（Ｂ）に対応するベース金属の微細構造を具体的に説明する。両方の場合で、コイル管はグレード１１０に相当する引張特性を有する（１１０Ｋｓｉ〜１２０Ｋｓｉの降伏強度）。 図９Ａ−Ｂは、標準コイル管（Ａ）、および本開示の態様から製造されたコイル管（Ｂ）に対応するＥＲＷラインの微細構造を具体的に説明する。両方の場合で、コイル管の引張特性はグレード１１０に相当する（１１０Ｋｓｉ〜１２０Ｋｓｉの降伏強度）。 図１０Ａ−Ｂは、標準コイル管（Ａ）、および本開示の態様から製造されたコイル管（Ｂ）のＥＲＷのＨＡＺに対応する微細構造を具体的に説明する。両方の場合で、コイル管の引張特性はグレード１１０に相当する（１１０Ｋｓｉ〜１２０Ｋｓｉの降伏強度）。 図１１Ａ−Ｂは、標準コイル管（Ａ）、および本開示の態様から製造されたコイル管（Ｂ）のバイアス溶接のＨＡＺに対応する微細構造を具体的に説明する。両方の場合で、コイル管の引張特性はグレード１１０に相当する（１１０Ｋｓｉ〜１２０Ｋｓｉの降伏強度）。 図１２はバイアス溶接の融合部で操作中に形成されたヒビ割れを具体的に説明する（内側の管面から成長する）。このヒビは大きい上のベイナイト・ラス（ｌａｔｈ）に向かって走っている。 図１３は従来の加工および本開示の態様に従う加工で得た典型的なバイアス溶接をわたる硬度（ベース金属硬度＝１００％）の変動を具体的に説明する。融合部（ＦＺ）は、溶接中心からおよそ＋／−５ｍｍの間に位置する。 図１４Ａ−Ｂは、標準コイル管（Ａ）および本開示の態様から製造されたコイル管（Ｂ）について、バイアス溶接とＥＲＷラインとの間の境界（ｉｎｔｅｒｓｅｃｔｉｏｎ）に対応する微細構造を具体的に説明する。両方の場合で、コイル管の引張特性はグレード１１０に相当する（１１０Ｋｓｉ〜１２０Ｋｓｉの降伏強度）。 図１５は疲労試験機の概略図を具体的に説明する。 図１６はＢＷサンプルについて測定した疲労寿命を、ＢＭサンプルに対応する疲労寿命に対して具体的に説明する。結果は、異なる試験条件およびコイル管グレードに関する平均である（従来の管について８０，９０および１１０、そして本開示に従い生産されたコイル管について８０，９０，１１０，１２５および１４０）。 図１７は本開示に従う化学および加工条件の態様で生産されたコイル管で疲労寿命の改善を具体的に説明する。この改善は、同じ条件下で試験した同じグレードの従来のコイル管について測定された疲労寿命に対して比較することにより測定される。結果は異なる試験条件について各グレードで平均する。標準ではないグレード１２５および１４０の場合では、疲労寿命の比較はグレード１１０のＳＴＤ３鋼に対して行った。 図１８Ａ−Ｂは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７（９０％ ＳＭＹＳ，溶液Ａ，１バールのＨ₂Ｓ）に従い材料グレード８０を試験した後のＣ−リングサンプルを具体的に説明する。Ａ：従来の加工。Ｂ：開示の態様

詳細な説明
コイル管の原材料は熱間圧延ストリップとして鋼材店で生産される。微細構造の細粒化を介して高い強度および良好な靱性を確保するためには、制御圧延が使用される。このストリップはパイプの生産用の幅に長手方向に切断され、次いでスライスされた末端と末端とを連結する工程（例えばプラズマアーク溶接または摩擦撹拌接合）に通して、より長いストリップを形成する。その後、管はＥＲＷ法を使用して形成される。最終生成物の性能は：とりわけａ）軸方向の機械的特性、ｂ）微細構造の均一性および特性、ｃ）靱性、ｄ）疲労耐性、ｅ）サワー耐性について測定される。従来の加工工順を使用して、コイル管の機械的特性は熱間圧延ストリップの特性と溶接操作および管の形成中に導入される改質（ｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ）との組み合わせから生じる。このようにして得た特性は、コイル管の性能が上に挙げたように測定された場合、限定される。その理由は、ストリップを連結するための溶接工程が、精錬した（ｒｅｆｉｎｅｄ）圧延のままの微細構造を改質し、たとえ溶接後熱処理を適用しても最終的な特性がさらに損なわれるからである。低下した疲労寿命および不十分なサワーパフォーマンスは、微細構造中の異質性および溶接部にわたる脆い成分の存在に関連する。新たな工順には少なくとも本体全体の熱処理を含むべきとの提案がなされた。この工順は一般的意味で記載されてきたものの、具体化されたことはない。本開示は、適切な溶接加工および熱処理条件と組み合わせた化学組成および原材料の特性が、パイプ本体およびストリップの継手溶接の両方で高い性能を持つ急冷および焼戻し製品を生むことを記載する。この材料は、相対的なコストという意味だけでなく、好ましくはコイル管の操作に適用する特定の条件下で疲労寿命を最大にするために選択されたものであるので（同時に行う軸方向の荷重と内圧での曲げの下での低サイクルの疲労）、コイル管用に計画されたものである。

本開示はＡＰＩ ５ＳＴにより定められるような、標準製品と比較して上昇した低サイクル疲労寿命を有する高い強度（８０ｋｓｉ〜１４０ｋｓｉの範囲の最小降伏強度）のコイル管に関する。さらに硫化物割れ（ＳＳＣ）耐性も本開示で改善されている。この顕著な特性の組み合わせは、鋼化学組成および加工条件の適切な選択を介して得られる。工業的加工は、特許文献１で開示されたような本体全体の熱処理（ＦＢＨＴ）の適用における標準的工順とは異なる。このＦＢＨＴはコイル管がＥＲＷ（電気抵抗溶接）により形成さ
れた後に行われ、そして少なくとも１サイクルのオーステナイト化、急冷そして焼戻しからなる。上に挙げた開示は、上に挙げた特性を持つ、急冷し、そして焼戻したコイル管を生産するための鋼化学組成および加工パラメーターにさらに具体的に関連している。所定の組成を有するベース材料に対する熱処理を介して特定の機械的特性を生み出すことは一般的知識の一部であるが、コイル管の特定の応用では、この応用の特異的性質に及ぼす特定の変数の有害効果、例えば偏析パターンを最少にするために、特定の化学組成の原材料を使用する。

コイル管に対する最も重要な特性の１つは、低サイクル疲労に対して上昇した耐性である。なぜなら標準的な現場での作業中に、コイル管は頻繁に巻き取り、そして広げられるので、最終的に破損を生じる循環的な塑性変形を導入することになる。低サイクル疲労中に、変形は選択的により柔らかい材料の領域に顕微鏡的スケールで局在する。このような歪集中領域に、またはその付近に脆い成分が存在する場合、ヒビ割れが容易に起点を形成し（ｎｕｃｌｅａｔｅ）、そして広がっていく。ゆえに疲労寿命の低減には不均質な微細構造（変形を局在させる、より軟質な領域を有する）と脆い成分（ヒビ割れの起点および／または広がり）との組み合わせが関連している。すべてのこれら微細−構造の特徴は、溶接の熱影響部（ＨＡＺ）に現れる。上に挙げた特徴が存在するタイプのパイプ本体の微細構造もある。これはそれらが硬質および軟質成分、例えばフェライト、パーライトおよびベイナイトの混合物からなるからである。この場合、歪はより柔らかいフェライトに局在し、ベイナイトとの境界付近でヒビ割れが起点を形成し、そして広がっていく。高い強度のコイル管は、現在、この種類の微細構造を有する。

低サイクル疲労中に歪が局在化することを回避するために、微細構造はパイプ本体および継手全体で均質であるだけでなく、顕微鏡的スケールでも均質でなければならない。低炭素鋼には、基本的に炭化物が均質で、しかも微細に分布しているフェライトマトリックスである焼戻しマルテンサイトからなる微細構造が理想的である。したがって本開示で記載する化学組成選択および加工条件の目的は、ＦＢＨＴにかけて少なくとも９０％の焼戻しマルテンサイト、好ましくは９５％より高い焼戻しマルテンサイトからなる均質な微細構造（管本体、バイアス溶接およびＥＲＷライン内の）を達成することである。

さらに焼戻しマルテンサイトは、約１２５Ｋｓｉより高い降伏強度に達するために極端にコストがかかる合金添加物（ａｌｌｏｙｉｎｇ ａｄｄｉｔｉｏｎ）を必要とする標準コイル管の微細構造（フェライト、パーライトおよびベイナイトからなる）よりも超高強度のグレードを生産するためにより適している。

ベイナイトを含有する構造と比較した場合、焼戻しマルテンサイトの他の重要な利点は、その改善されたＳＳＣ耐性である。

鋼化学組成はＦＢＨＴを使用して熱処理したコイル管を生産するために最も適していると明らかにされ、そして炭素（ｗｔ％ Ｃ）、マンガン（重量％ Ｍｎ）、ケイ素（重量％ Ｓｉ）、クロム（ｗｔ％ Ｃｒ）、モリブデン（重量％ Ｍｏ）、ならびにホウ素（重量％ Ｂ）、チタン（重量％ Ｔｉ）、アルミニウム（重量％ Ａｌ）、ニオブ（重量％ Ｎｂ）およびバナジウム（重量％ Ｖ）のようなミクロ−合金元素として濃度で記載することができる。また避けられない不純物として硫黄（重量％Ｓ），リン（重量％Ｐ）および酸素（重量％Ｏ）の上限を設けることができる。

焼戻しマルテンサイトからなる最終構造を生産するために、本開示の鋼化学組成は、少なくとも１サイクルのオーステナイト化、急冷そして焼戻しからなるＦＢＨＴを通して所望の微細構造を得られるようにする、より高い炭素含量（例えばコイル管に許容される最大の炭素が０．１６％であるＡＰＩ ５ＳＴを参照にされたい）により、これまでのコイ
ル管技術とは主に異なる。

本明細書で使用する用語「およそ（ａｐｐｒｏｘｉｍａｔｅｌｙ）」、「約（ａｂｏｕｔ）」、および「実質的に」とは、今まで通り所望の機能を行うか、または所望の結果を達成する、言及した量に近い量を表す。例えば用語「およそ」、「約」、および「実質的に」とは、言及した量の１０％以内、５％以内、１％以内、０．１％以内、そして０．０１％以内の量を指すことができる。

炭素は、熱処理中の焼入性の改善、および炭化物析出の促進を介して鋼の強度を廉価に上げる元素である。炭素が０．１７％未満に下がると、焼入性は保証できず、そして熱処理中にベイナイトの大きな画分が形成する可能性がある。このベイナイトの出現により、所望の疲労寿命およびＳＳＣ耐性で約８０ｋｓｉより上の降伏強度に到達することは困難となる。現在のコイル管の工順は、ＡＰＩ５ＳＴにより許容される最大炭素が０．１６％であるので熱処理には適さない。従来のコイル管の微細構造には、より高い強度のグレード、すなわち１１０Ｋｓｉより上の最小降伏強度を持つコイル管では、靱性、疲労寿命およびＳＳＣ耐性を損なうベイナイトの大きい画分が存在する。

一方、０．３５％より高い炭素を含む鋼は溶接性が劣り、溶接および溶接後の熱処理操作中に脆い成分が存在し、そしてヒビ割れを起こし易くなる。さらにより高い炭素含量で、急冷後にかなりの量の残留オーステナイトが生じる恐れがあり、これが焼戻しで脆い成分へと変態する。このような脆い成分が疲労寿命およびＳＳＣ耐性を損なう。故に鋼組成物中のＣ含量は約０．１７％〜約０．３５％、好ましくは約０．１７％〜約０．３０％の範囲内で変動させる。

マンガンの添加は焼入性および強度を改善する。またＭｎは製鋼工程中の酸素除去および硫黄制御に貢献する。Ｍｎ含量が約０．３０％未満である場合、所望の強度レベルを得ることは難しいかもしれない。しかしＭｎ含量が上がるにつれ、大きな偏析パターンが形成する可能性がある。Ｍｎ偏析領域は熱処理中に、靱性を損ない、そして疲労を下げる脆い成分を形成する傾向がある。加えてこのような偏析領域は材料の硫化物割れ（ＳＳＣ）に対する感受性を上げる。したがって鋼組成物中のＭｎ含量は、改善されたＳＳＣ耐性が使用される応用において０．３０％〜２．０％、好ましくは０．３０％〜１．６０％、そしてより好ましくは０．３０％〜０．８０％の範囲で変動させる。

ケイ素は、その添加が製鋼工程中に脱酸化効果を有し、そしてまた鋼の強度も上げる元素である。幾つかの態様では、Ｓｉが約０．３０％を超えると、靱性が下がる可能性がある。さらに大きい偏析パターンが形成するかもしれない。故に鋼組成物中のＳｉ含量は約０．１０％〜０．３０％、好ましくは約０．１０％〜約０．２０％の範囲で変動させる。

クロムの添加は鋼の焼入性および焼戻し耐性を上げる。Ｃｒは疲労寿命およびＳＳＣ耐性を損なう大きい偏析パターンを生成せずに高い強度を達成するために、鋼組成物中のＭｎを一部代えて使用することができる。しかしＣｒは熱間荷重（ｈｏｔ ｆｏｒｍｉｎｇ
ｌｏａｄｓ）に及ぼすその影響から、コイル管の製造をより難しくする犠牲の大きい添加である。したがって幾つかの態様では、Ｃｒは約１．０％、好ましくは約０．７％に制限されている。

モリブデンは、その添加が鋼の強度の上昇に有効であり、しかもさらに焼き戻し中の軟化の抑制を補助する元素である。焼き戻しに対する耐性は、Ｍｎ含量を下げて高い強度の鋼の生産を可能とし、疲労寿命およびＳＳＣ耐性を上げる。またＭｏの添加はリンの結晶粒界への偏析も減少でき、粒界破壊に対する抵抗も改善する。しかしこの鉄合金は高価であり、鋼組成物中の最大Ｍｏ含量を下げることが望ましい。したがって特定の態様では、
最大のＭｏは約０．５％である。

ホウ素は、その添加が鋼の焼入性の上昇に大変有効な元素である。例えばＢは急冷中にフェライトの形成を抑制することにより焼入性を改善することができる。幾つかの態様では、疲労寿命およびＳＳＣ耐性を改善するためにＭｎ含量を減少させた鋼で、Ｂは良好な焼入性（すなわち少なくとも９０％のマルテンサイトからなる急冷構造として）を達成するために使用される。Ｂ含量が約０．０００５重量％未満である場合、このような態様では鋼に所望の焼入性を得ることが難しいかもしれない。しかしＢ含量が高すぎると、結晶粒界で靱性に悪い影響を及ぼす粗いボロン炭化物が形成する可能性がある。したがって一つの態様では、鋼組成物のＢの濃度は約０．００３０％未満、別の態様ではＢ含量は約０．０００５％〜０．００２５％である。

チタンは、その添加が窒素不純物を窒化チタン（ＴｉＮ）として固定し、そして窒化ホウ素の形成を抑制することにより鋼中でＢの効力を上げるために有効な元素である。Ｔｉ含量が低すぎると、幾つかの態様ではホウ素が鋼の焼入性に及ぼす望ましい効果を得ることが難しくなる恐れがある。他方では、Ｔｉ含量が０．０３重量％より高いと、粗い窒化チタンおよびチタン炭化物（ＴｉＮおよびＴｉＣ）が形成する可能性があり、延性および靱性に良くない影響を及ぼす。したがって特定の態様では、Ｔｉ濃度は約０．０３０％に限定される。別の態様では、Ｔｉの濃度は約０．０１０％〜約０．０２５％の範囲であることができる。

低い機械的特性のコイル管の生産には、低い焼戻し耐性からの利点があることを考慮すると、ＢおよびＴｉの添加は焼戻し耐性を上げずに焼入性を改善する。その後、焼戻し中にかなり長い灼熱時間無しで８０ｋｓｉグレードの生産が可能となり、引き続いて生産性が改善する。熱処理ラインでのコイル管の生産に関する１つの限界は、焼戻し中に材料を十分に灼熱するためのラインの長さであるので、このＢおよびＴｉの使用は、低い降伏強度のコイル管の生産に特に関連するものである。

銅は、特定の態様の鋼組成物に必要とはされない元素である。しかし幾つかのコイル管の応用では、Ｃｕが大気腐食耐性を改善するために必要となるかもしれない。すなわち特定の態様では、鋼組成物のＣｕ含量は、約０．５０％未満に限定することができる。別の態様では、Ｃｕの濃度は約０．２５％〜約０．３５％の範囲となることができる。

ニッケルは、その添加が鋼の強度および靱性を上げる元素である。Ｃｕが鋼組成物に加えられる場合、Ｎｉは赤熱脆性として知られている熱間圧延の欠点を回避するために使用することができる。しかしＮｉは大変高価であり、そして特定の態様では、鋼組成物中のＮｉ含量は約０．５０％以下に制限される。他の態様では、Ｎｉの濃度は約０．２０％〜約０．３５％の範囲であることができる。

ニオブは、その鋼組成物への添加がオーステナイト域の再加熱中に鋼中のオーステナイトの粒度を微細化する（ｒｅｆｉｎｅ）ことができる元素であり、後に強度と靱性の両方を上げる。またＮｂは焼戻し中に析出することができ、粒子分散硬化（ｐａｒｔｉｃｌｅ
ｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）により鋼強度を上げる。一つの態様では、鋼組成物中のＮｂ含量は約０％から約０．１０％、好ましくは約０％から約０．０４％の間の範囲内で変動してよい。

バナジウムは、その添加が焼戻し中に炭化物の析出により鋼の強度を上げるために使用できる元素である。しかし鋼組成物中のＶ含量が約０．１５％より高い場合、バナジウム炭化物粒子の大容積画分が形成する可能性があり、それに伴って鋼の靱性が下がる。したがって特定の態様では、鋼中のＶ含量は約０．１５％、好ましくは約０．１０％に制限さ
れる。

アルミニウムは、その鋼組成物への添加が製鋼中に酸素を除く効果を有し、そしてさらに鋼の粒度を微細化する元素である。一つの態様では、鋼組成物中のＡｌ含量が約０．０１０％未満である場合、この鋼は酸化を受け易くなり、高レベルの包含を表す。別の態様では、鋼組成物中のＡｌ含量が約０．０４０％より高い場合、鋼の靱性を損なう粗い析出物が形成する恐れがある。したがって鋼組成物中のＡｌ含量は約０．０１０％〜約０．０４０％の間の範囲内で変動することができる。

硫黄は鋼の靱性および作業性を低下させる元素である。したがって幾つかの態様では、鋼組成物中のＳ含量は最大約０．０１０％、好ましくは約０．００３％に制限される。

リンは、鋼の靱性を低下させる元素である。したがって鋼組成物中のＰ含量は最大約０．０１５％、好ましくは約０．０１０％に制限される。

酸素は主に酸化物の形態で鋼組成物中に存在する不純物である。鋼組成物の一つの態様では、Ｏ含量が上がると、鋼に影響を及ぼす特性が損なわれる。したがって鋼組成物の特定の態様では、相対的に低いＯ含量が望ましく、約０．００５０重量％以下、好ましくは約０．００１５重量％以下である。

カルシウムは、その鋼組成物への添加が硫化物封入の形を修飾することにより靱性を改良できる元素である。一つの態様では、鋼組成物はＣａ／Ｓ＞１．５の最小のＣａ対Ｓ含量比を構成することができる。鋼組成物の別の態様では、過剰なＣａが必要ではなく、そして鋼組成物は約０．０５％、好ましくは約０．０３％の最大のＣａ含量を含んでなることができる。

限定するわけではないが、Ｎ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ等を含む避けられない不純物の含量は、できる限り低く維持することが好ましい。しかし本開示の鋼組成物の態様から形成される鋼の特性（例えば強度、靱性）は、このような不純物が選択したレベル未満に維持されていれば実質的に損なわれることはない。一つの態様では、鋼組成物中のＮ含量は約０．０１０％未満、好ましくは約０．００８％以下である。別の態様では、鋼組成物中のＰｂ含量は約０．００５％以下であることができる。さらなる態様では、鋼組成物中のＳｎ含量は約０．０２％以下であることができる。追加の態様では、鋼組成物中のＡｓ含量は、約０．０１２％以下であることができる。別の態様では、鋼組成物中のＳｂ含量は約０．００８％以下であることができる。さらなる態様では、鋼組成物中のＢｉ含量は約０．００３％以下であることができる。

本開示の具体的な鋼化学組成の選択は、最終生産物の仕様、および工業的施設の拘束（例えば熱処理ラインの導入において、焼戻し中に長い灼熱時間を設けることは難しい）に依存することになる。Ｍｎの添加は、Ｍｎが大きな偏析パターンの形成を介して疲労寿命およびＳＳＣ耐性を損なうので、可能ならば下げられるだろう。Ｃｒおよび程度は低いがＭｏが、Ｍｎの代わりに使用されることになり、そして本体の熱処理は可能な限り簡便に維持される。両元素が炭化物の安定性および軟化耐性を上げ、これは焼戻し中に長い灼熱時間を導く恐れがある。したがってこのような元素は、焼戻し耐性が望まれるより高い強度のグレード（例えば１１０グレード以上）に好適となり、そして長くしかも非実用的な工業用熱処理ラインが必要なより低いグレード（８０グレード）では回避される。

より低いグレード（グレード８０）の場合、適切なＣ含量と組み合わせたＢおよびＴｉの非調質（ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ）添加が好適となるだろう。これらの元素は高いＭｎ添加を使用せずに良好な焼入性を達成できるようにする。さらにＢおよびＴｉは焼戻し
耐性を上げない。したがって簡単かつ短い焼戻し処理を使用して所望の強度レベルを達成することができる。

本開示に対応する工業的加工工順は、以下の段落に記載し、本体全体の熱処理（ＦＢＨＴ）条件に焦点をあてる。

コイル管の原材料は鋼材店で、約０．０８インチから約０．３０インチで変動し得る壁厚の熱間圧延ストリップとして生産される。制御圧延は、圧延のままの微細構造を精錬するために鋼材の供給元により使用されることができる。しかし本開示では微細構造および機械的特性が最終的なＦＢＨＴによりほとんど定まるので、圧延のままのストリップの重要な微細構造の精錬は必要ではない。この熱間圧延加工の柔軟性は、原材料のコストを下げるために役立ち、そして複雑な熱間圧延手順が使用され得る場合には利用できない鋼化学組成を使用できるようにする（一般に、制御圧延は低炭素ミクロ−合金鋼にのみ適用できる）。

鋼ストリップは、パイプ生産の幅で長手方向に切断される。その後、ストリップは末端と末端とを溶接工程（例えばプラズマアーク溶接または摩擦撹拌接合）に通して連結して、パイプの長さになり得るより長いストリップを形成する。これらの溶接されたストリップは、例えばＥＲＷ法を使用してパイプに形成される。一般的なコイル管の外径は１インチから５インチの間である。パイプの長さは約１５，０００フィートであるが、長さは約１０，０００フィートから約４０、０００フィートの間であることができる。

パイプを形成した後、本体全体の熱処理（ＦＢＨＴ）にかけられる。この熱処理の目的は、少なくとも９０％の焼戻しマルテンサイトからなり、残りがベイナイトである均一な最終的微細構造を生産することである。この微細構造は均質な炭化物分布、および２０μｍ未満、好ましくは１５μｍ未満の粒度を有するが、強度、延性、靭性および低サイクル疲労寿命の良好な組み合わせを保証するものである。さらにすでに述べたように鋼化学を適切に選択することにより、この種の微細構造は従来のフェライト、パーライトおよび大容積画分の上部ベイナイトからなる従来の構造と比較すると、硫化物割れ（ＳＳＣ）耐性を改善するためにも適している。

このＦＢＨＴは少なくとも１回のオーステナイト化および急冷サイクル（Ｑ）、続いて焼戻し処理（Ｔ）からなる。オーステナイト化は９００℃から１０００℃の間の温度で行われる。この段階中、平衡温度より上の全持続期間（ｔｈｅ ｔｏｔａｌ ｔｉｍｅ ｏｆ ｐｅｒｍａｎｅｎｃｅ）Ａｅ３は、オーステナイト粒子の過度の成長なしに鉄炭化物の完全な溶解を確実にするように選択すべきである。目的の粒度は２０μｍ未満、好ましくは１５μｍ未満である。急冷は、パイプ全体に少なくとも９０％のマルテンサイトからなる急冷微細構造として最終物を作成するために、最小冷却速度を管理しながら行わなければならない。

焼戻しは５５０℃から７２０℃の間の温度で行われる。７２０℃より高い熱処理は、マルテンサイトの一部を高炭素オーステナイトへ変態させる可能性がある。この成分は、靱性および疲労寿命を損なう恐れがある脆い成分へ変態する傾向があるので避けなければならない。一方で、焼戻しが５５０℃未満で行われる場合、急冷構造としての転位物の回収工程は完ぺきではない。その後、靱性は再び強力に低下する可能性がある。焼戻しサイクルは、所望の機械的特性を達成するために、上に述べた温度範囲内で選択しなければならない。最小降伏強度は８０ｋｓｉ〜１４０ｋｓｉで変動し得る。適切な温度での持続時間は、ベース管と溶接領域（ＥＲＷラインおよびストリップとストリップとの連結）の両方に、均質な炭化物の分布を確実にするために選択しなければならない。場合によっては強度と靱性の組み合わせを改善するために、複数回のオーステナイト化、急冷および焼戻し
サイクルを行うことができる。ＦＢＨＴ後、パイプは特定の寸法交差、応力除去そしてコイルへの巻き取りを保証するための採寸工程（ｓｉｚｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ）かけることができる。

実施例Ａ：焼入性を改善するための化学組成の選択
すでに述べたように、この開示の微細構造は微細な炭化物の均質分布を含む少なくとも９０％の焼戻しマルテンサイトからなり、残りはベイナイトである。この微細構造により高い強度、長い低サイクル疲労寿命および改善したＳＳＣ耐性の望ましい組み合わせを持つコイル管の生産が可能になる。

焼戻しマルテンサイトは、パイプがＥＲＷにより形成された後に行われる急冷および焼戻しの少なくとも１回の熱処理により得られる。この熱処理は、改善されたＳＳＣ耐性のために追加の細粒化が望まれる場合、２回以上繰り返すことができる。これは続くオーステナイト化および急冷のサイクルで、従来のオーステナイトの粒度を下げるだけでなく、マルテンサイトのブロックおよびパケットサイズも下げるからである。

良好な焼入性の目的微細構造を得るために、少なくとも９０％のマルテンサイトが冷却工程の終わりに形成されなければならない。そのようなマルテンサイトの容積画分を達成するためには、適切な化学組成の選択が最も重要である。適切な鋼組成物の選択は、熱力学的シュミレータ−Ｇｌｅｅｂｌｅ（登録商標）３５００で行った実験からの結果に基づいた。工業的試験はその後に研究室での知見を確認するために行った。

研究室で分析した幾つかの鋼化学組成を表Ａ１に列挙する。すべてのこのような化学組成に関して、Ｇｌｅｅｂｌｅ（登録商標）で膨張試験を行って連続的冷却変態（ＣＣＴ）図を作った。このＣＣＴ図を、シュミレーションから得たサンプルの金属組織化学的分析と組み合わせて使用して９０％より高いマルテンサイトを有するための最小冷却速度を決定した。この臨界冷却速度は、主に鋼化学組成に依存するが、ＣＲ９０と呼ぶ。

得られたＣＣＴ図の例を図１−２に示す。すべての場合で、微細な１０−２０μｍのオ
ーステナイトの粒度（ＡＧＳ）を得るために、オーステナイト化は９００−９５０℃で行った。ＳＴＤ１、ＳＴＤ２およびＳＴＤ３鋼はＡＰ１ ５ＳＴ仕様内の化学組成を有するが、本開示は、その低炭素添加（表Ａ１）によりその範囲外である。臨界冷却ＣＲ９０はＳＴＤ１およびＳＴＤ２の場合で１００℃／秒より大きく、そしてＳＴＤ３については約５０℃／秒であった。

図１Ａ−ＢはＳＴＤ２（Ａ）およびＳＴＤ３（Ｂ）鋼に対応するＣＣＴ図を表す。約９０％のマルテンサイトからなり、残りはベイナイトである最終微細構造を生産するための臨界冷却条件を太線で示す。図２Ａ−ＢはＢＴｉ₂およびＣｒＭｏＢＴｉ₃鋼に対応するＣＣＴ図を示す。約９０％のマルテンサイトからなり、残りはベイナイトである最終微細構造を生産するための臨界冷却条件を太線で示す。最初のものはＢ−Ｔｉで非調質したＣ−Ｍｎ鋼である（表Ａ１参照）。ＣｒＭｏＢＴｉ₂はＣｒおよびＭｏ添加を有する中炭素鋼であり、そしてまたＢ−Ｔｉで非調質されている。測定された臨界冷却速度（ＣＣＴ図の太字で示した冷却曲線に対応する）は、ＢＴｉ₂およびＣｒＭｏＢＴｉ₃についてそれぞれ２５℃／ｓおよび１５℃／ｓであった。

図３では、工業用の冷却ヘッド設備（水を噴霧して管を外面から冷却する）で処理したパイプの平均冷却速度を表す。値はパイプの壁厚（ＷＴ）の関数として示す。プロットの斜線部は適用したコイル管の応用に典型的な壁厚範囲に相当する。９０％より多い焼戻しマルテンサイトを有するために適切な鋼化学を選択する場合、合金の臨界冷却速度は３０℃／ｓ以下となるべきであることが明らかである。そうでなければ１０％より多くのベイナイトが、上で述べた設備でより厚い管（ＷＴ＝０．３インチ）を冷却している中に形成されることになる。

ＳＴＤ１，ＳＴＤ２およびＳＴＤ３は３０℃／ｓより高い臨界冷却速度を有し、したがってこれらの鋼は本開示には適さない。一方、焼入性はＢＴｉ₂およびＣｒＭｏＢＴｉ₃鋼で十分であった。この焼入性の改善は増加した炭素含量およびＢ−Ｔｉ添加によるものである。

表２では、表Ａ１の鋼について測定された臨界冷却速度を示す。ＳＴＤ１，ＳＴＤ２およびＳＴＤ３は、コイル管８０，９０および１１０グレードに現在使用されている化学組成であり、そしてＡＰＩ ５ＳＴを満たしている。しかしより高い合金のＳＴＤ３でも、目的範囲のＷＴのパイプに９０％より多くの焼戻しマルテンサイトを保障するための臨界冷却速度を有する。標準材料は本開示の目的微細構造を生産するために十分ではなく、そして焼入性は改良されなければならない。低い合金鋼で、焼入性に影響を及ぼす最も重要な元素は炭素である。したがってＣは３０℃／ｓを越えない臨界冷却速度を有するために、ＡＰＩ ５ＳＴで特定される最大（０．１６重量％）を越えて増やされた。本開示では、炭素添加が０．１７％〜０．３５％の範囲である（最大レベルは良好な溶接性および靱性を確保するために選択された）。たった今述べたように、残りの化学組成は３０℃／ｓ以下のＣＲ９０値を有するように調整されなければならない。

適切な鋼化学組成を選択するための以下の指針は、表Ａ２の実験結果の分析から得た。

Ｃ−Ｍｎ鋼：焼入性は主に炭素およびマンガンの添加に依存する。約２％ＭｎはＣが下限（ＣＭｎ１鋼）である場合に望まれる焼入性を達成するために使用することができる。しかしＭｎは疲労寿命を下げる可能性がある強い偏析パターンを生じる元素である。したがってＭｎ添加はより高い炭素組成物では下げられる。例えば炭素濃度が約０．２５％である場合、この焼入性を達成するためには１．６％Ｍｎで十分である（ＣＭｎ２鋼）。

Ｂ−Ｔｉ鋼：これらの合金はホウ素およびチタンで非調質化された普通炭素鋼である。ホウ素効果に付随する焼入性の上昇により、Ｍｎをさらに減少させることができる。下限の炭素には、約１．６％Ｍｎを使用して焼入性を達成することができる。炭素濃度が約０．２５％である場合、１．３％Ｍｎで焼入性を達成するには十分である（ＢＴｉ₂鋼）。

Ｃｒ−Ｍｏ鋼：これらの鋼は、鋼を超高度な強度のグレードにする焼戻し耐性を上げるために有用なＣｒおよびＭｏ添加を有する。さらにＣｒおよびＭｏは焼入性を改善する元素であるので、Ｍｎ添加をさらに下げることができる。しかしＣｒおよびＭｏは、鋼の高温作業性を下げる犠牲を払う添加でもあり、それらの最大含量はそれぞれ１％および０．５％に限定される。下限の炭素を用いた例では、約１％Ｍｎを使用してＣＲ９０（ＣｒＭｏ１）を達成することができる。また鋼がＢ−Ｔｉで非調質される場合、さらにＭｎを０．６％まで下げることができる（ＣｒＭｏＢＴｉ１）。

実施例Ｂ：異なるコイル管グレードのための化学の選択
表Ａ１に表す鋼の焼戻し挙動を分析するために、工業的熱処理のシュミレーションをＧｌｅｅｂｌｅ（登録商標）で行った。シュミレーションは９００−９５０℃でのオーステナイト化、３０℃／秒での急冷、そして焼戻しからなった。ＳＴＤ１，ＳＴＤ２およびＳＴＤ３鋼の特定の場合には、急冷中に少なくとも９０％のマルテンサイトを達成するために、より高い冷却速度を使用した。ＳＴＤ１およびＳＴＤ２について、約１５０℃／ｓの急冷速度を使用したが、ＳＴＤ３について冷却は５０℃／ｓであった。このようなより高い冷却速度は、外部の水冷が適用される場合にＧｌｅｅｂｌｅ（登録商標）で小さいサンプルについて行うことができる。急冷後、サンプルは２種類のサイクルを使用して焼戻した：
−ピーク様サイクル：５５０℃〜７２０℃の範囲の最大温度（Ｔｍａｘ）まで５０℃／ｓで加熱。約１．５℃／ｓで室温まで冷却。これらのサイクルは誘導電気炉での実際の焼戻し条件を模することを意図しており、これは高い加熱速度、最高温度での灼熱時間無し、そして風乾を特徴としている。
−等温サイクル：５０℃／ｓで７１０℃まで加熱、この温度で１分から１時間の間、灼熱、そして約１．５℃／ｓで冷却。このサイクルは幾つかの灼熱インダクタまたはトンネル炉を装備した工業用ラインでの焼き戻しを模するために使用した。

全ての場合で、焼戻し温度は５５０℃から７２０℃の範囲であった。７２０℃より高い温度は、望ましくない再オーステナイト化が起こるので避けた。一方、焼戻しが５５０℃未満で行われる場合、転位した（ｄｉｓｌｏｃａｔｅｄ）構造の回収が完全ではなく、そして物質は疲労寿命を損なう恐れがある脆い成分を表す。

ピーク様の焼戻しサイクルはラインの長さを縮め、そして生産性を改善するために好適である。したがって特定の鋼化学で所定のグレードを得ることの実現可能性は、主にこの種のサイクルを使用して得る焼戻し曲線により定められた。７２０℃でのピーク様の焼戻し後、強度がこのグレードには未だ高く、最高温度での灼熱を行う可能性がある。しかし灼熱時間が延びるにつれて、より大きな、より高価な、そして生産性が低い工業用ラインが必要となるかもしれない。

図４では（左に設定）、ＢＴｉ₂鋼について測定した焼戻し曲線を表す。引張特性は最高焼戻し温度の関数として示す。ピーク様熱サイクルをこのシュミレーションで使用した。この図面から、グレード９０〜１２５は最高ピーク温度をそれぞれ約７１０℃〜５７５℃に変化させることにより得られることが分かる。この化学では焼戻し温度を５５０℃未満に下げずに１４０Ｋｓｉの降伏強度に達することは不可能である。より低いグレードに関しては、７１０℃で３分間の灼熱を使用してグレード８０（図４の右に設定）を得ることができる。

Ｇｌｅｅｂｌｅ（登録商標）シュミレーションから得た結果に基づき、表Ｂ１を作成した。この表は、各分析した鋼について、８０Ｋｓｉ〜１４０Ｋｓｉの範囲の最小降伏強度の異なるグレードを生産する実現可能性を示す。例えばＢＴｉ₂の場合、ピーク様の焼戻しサイクルを使用して、グレード９０〜１２５に到達することは実現可能である。しかしグレード８０の場合は７２０℃で２分間の灼熱を使用することができ、それで対応する枠には「灼熱」を示す。

得られた結果から、より高いグレードを得るために、増加した炭素およびＣｒ−Ｍｏ添加を使用できることが明らかである。特にグレード１４０は低炭素含量のためにＡＰＩ５ＳＴに記載されているような標準的化学組成では達成できない。一方、グレード８０に達するには低炭素でＣｒまたはＭｏ添加が無いリーンな（ｌｅａｎ）化学が最適な選択である。この場合、Ｂ−Ｔｉのミクロ合金添加物を使用して、良好な焼入性を確保することができる（例えばＢＴｉのような化学は良い選択肢である）。

標準的な鋼（ＳＴＤ１，ＳＴＤ２およびＳＴＤ３）のマルテンサイト構造を生産するためには、研究室では製造工場で達成可能な急冷速度より高い速度を使用することが必要であったと言及することは重要である。したがって冷却速度を工業的に達成可能な速度に限定した場合、ＦＢＨＴの加工工順を使用して従来の鋼を用いて得ることができるコイル管のグレードは無い。

実施例Ｃ：凝固中に偏析の悪い効果を下げるための化学組成の選択
鋼の凝固中に、合金元素は固体（δフェライトまたはオーステナイト）と比較して高いその溶解性から液体中に希釈されたままである傾向にある。溶質が豊富な領域では凝固で２種類の非均一化学組成パターンを形成する：ミクロ偏析およびマクロ偏析。

ミクロ偏析は樹枝状組織内で溶質が豊富な液体を凍結することから生じる。しかしミクロ偏析の効果は引く続く高温作業（ｈｏｔ ｗｏｒｋｉｎｇ）中に除去できるので大きな問題にはならない。一方、マクロ偏析はより大きい規模の鋳造区分（ｃａｓｔ ｓｅｃｔｉｏｎ）における化学組成の非均質性である。これは高温での灼熱および／または高温作業により完全に排除できない。連続スラブ鋳造である本開示の目的の場合、中心線偏析しまを生じる。

顕著な中心偏析しまは以下の理由から回避されなければならない：
−溶接操作の結果として、この領域に脆い成分が非焼戻しマルテンサイトとして現れる可能性がある（バイアス溶接およびＥＲＷ、例えば図５Ａ−Ｂを参照されたい）。このような望ましくない成分は続く本体全体の熱処理中で除去される。しかし管は溶接と熱処理操作との間で曲がることにより塑性変形する可能性があり、工業的生産中に破損する。
−ＦＢＨＴ後、中心偏析しまの残りは、残りの材料よりも高密度の粗い炭化物を含む代替溶質（Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｏとして）が豊富な領域である。この領域は図６−７で観察されるような低サイクル疲労中のヒビ割れの起点となり易い。さらに顕著な偏析しまは良くないＳＳＣ耐性に関連する。

マクロ偏析を除去することは不可能だが、それが靱性、疲労寿命およびＳＳＣ耐性に及ぼす影響は、鋼化学組成の正しい選択により下げることができる。

広い範囲の鋼化学組成に対応するサンプルに関するＥＤＸ測定に基づき、中心偏析しまでの濃縮係数を様々な合金元素について予想した。結果を表Ｃ１に示す。この濃縮係数（ＥＦ）は、中心しまでの各元素濃度とマトリックス中の平均に対応する各元素濃度との間の比である。このような係数は主に液体と固体との間の熱力学的分配係数；および凝固中の拡散率に依存する。

表Ｃ１はＳｉおよびＣｕのように凝固中に偏析する強い傾向を有する数種の元素があることを明らかに示している。その一方で、ＣｒおよびＮｉは低い濃縮係数である。Ｎｉは高価な添加となるがＣｒは焼入性および／または焼戻し耐性を上げることが望ましい場合に、強い偏析パターンを生じることなく使用することができる。

この濃縮係数は、中心偏析しまで各元素について予想することができる濃縮の上昇に関する情報を与える。しかしこれらの元素全てが、溶接または熱処理中に脆い成分を形成する材料の傾向に関して同じ効果を有するものではない。焼入性に関する改善が高いほど加工中に脆い成分を形成する傾向が高くなることが観察される。炭素およびホウ素のように高い拡散係数の元素は凝固中に偏析する可能性があるが、熱間圧延中に均一化されると言うことは重要である。したがってそれらは偏析しまに局在する脆い成分の形成に貢献しない。

ＣＣＴ図の分析から（実施例Ａ）、マンガンは焼入性に最も強い上昇を生じる。これは熱間圧延後に大きい偏析パターンを表さない炭素およびホウ素とは異なる。一方、偏析する傾向が高いＳｉおよびＣｕは、焼入性に主要な役割を果たさない。Ｍｎの高い濃縮係数および焼入性に及ぼす大きい効果により、その添加は低サイクル疲労寿命の低下のようにマクロ偏析の悪い効果も減らそうとする場合には、できる限り減らさなければならない。

高いＭｎ含量は通常、その焼入性に及ぼす効果から鋼組成物に加えられる。本開示では、焼入性はより高い炭素添加によりほぼ達成されるので、Ｍｎ濃度は一般に下げることが
できる。さらにマンガンの減少はホウ素および／またはクロムの添加を使用して達成することができる。例を表２Ｃに見ることができ、この表はＣＣＴ図から得た様々な鋼組成物ついて臨界冷却速度（ＣＲ９０）を表す（データーは前の実施例Ａから取った）。約０．２５％の炭素を含む鋼で焼入性を達成するために、Ｍｎはホウ素を添加する場合は１．６％から１．３％へ、そしてＣｒ−Ｍｏが追加で使用されればさらに０．４％へと減らすことができる。

実施例Ｄ：ミクロ構造の均質化
すでに述べたように、コイル管の疲労寿命は微細構造の異質性として顕微鏡による特徴に強く依存する。軟質および硬質ミクロ−成分が組み合わさると塑性歪の局所化を生じる傾向があり、これがヒビ割れの起点を形成し、そして広がる駆動力となる。この章ではＡＰＩ ５ＳＴの化学組成に適用される標準的な生産法で得たコイル管の微細構造を、本開示に開示する範囲内の化学組成および加工条件に対応するものと比較する。

参照材料として、表Ａ１にＳＴＤ２と命名した化学組成の標準コイル管グレード１１０（１１０Ｋｓｉ〜１２０Ｋｓｉの降伏強度）を使用したが、これはＡＰＩ ５ＳＴ仕様の範囲内である。この標準材料を、化学組成ＢＴｉ₂を用い、そしてＦＢＨＴを適用して生産した同じグレードのコイル管と比較した。

この比較では、様々なパイプの場所を考察する：
−ベース金属（ＢＭ）：ＥＲＷラインおよびバイアス溶接とは別のコイル管の微細構造、「別の」という場合、この領域には任意の溶接操作中に生じる熱影響部（ＨＡＺ）、およびそれらの可能な溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を含まないことを意味する。
−バイアス溶接（ＢＷ）：プラズマアーク溶接（ＰＡＷ）、摩擦撹拌溶接（ＦＳＷ）または他の任意の溶接技術により行うことができるストリップ対ストリップの連結に対応する微細構造領域。この領域には溶接およびＰＷＨＴ中に対応する熱影響部も含む。
−ＥＲＷライン：管形成中の長軸方向のＥＲＷ溶接および一般にシームアニーリングであるその局所化ＰＷＨＴから生じる微細構造。前の場合のように、この領域には対応する熱影響部も含む。

図８Ａ−Ｂには標準コイル管（Ａ）および本開示（Ｂ）に対応するベース金属の微細構造を表す。最初の場合では、炭化物の細かい分布を含むフェライトマトリックスが観察さ
れる。このマトリックスおよび微細構造は、制御熱間圧延加工から生じる。本開示の微細構造（図８Ｂ）は、主に焼戻しマルテンサイトからなる。この場合、ベイナイトの容積画分は５％未満である。また焼戻しマルテンサイト構造は、フェライトマトリックス中の鉄炭化物の微細分布でもある。従来構造と新規構造との間の主な差異は、フェライト粒子およびサブ粒子の形態学、および転位密度に関連する。しかし細粒化および均質性に関して、両構造は大変類似している。

図９Ａ−Ｂでは、ＥＲＷラインに対応する走査型電子顕微鏡写真を示す。従来の構造には、２つのミクロ成分が現れていることが明らかである：軟質のフェライト粒子、および微細なパーライト、マルテンサイト、および幾らかの残留（ｒｅｔａｉｎｅｄ）オーステナイトの混合物からなる硬質ブロックが存在する。この種の構造では、塑性歪がフェライトに局在し、そして隣の脆い成分（非−焼戻しマルテンサイトおよび高炭素残留オーステナイト）にヒビ割れの起点が生じ、そして広がる可能性がある。一方、本開示の範囲内の化学および加工条件で得たＥＲＷラインの微細構造は均質であり、そして対応するベース金属構造に大変類似している。

ＥＲＷのＨＡＺに対応する微細構造を図１０Ａ−Ｂに表す。標準材料では、中心偏析しまの残部の出現が明らかであり、これはシームアニーリング後に、部分的に非焼戻しマルテンサイトへと変態する。ここでもＥＲＷラインに沿って局在し、そして使用中にヒビ割れの中心が生じて広がる可能性がある脆い成分が存在する。この破損の危険性は、今述べた成分の、より大きな寸法により前の場合より高い。一方、急冷し、そして焼戻したコイル管では、ＥＲＷライン付近の構造は均質であり、そして中心偏析しまの残部は観察されない。

図１１Ａ−Ｂでは、従来のコイル管および本開示のコイル管の両方のバイアス溶接ＨＡＺに対応する幾つかの走査型電子顕微鏡写真を表す。従来の材料について、微細構造はベース金属（ＢＭ）とかなり異なる。これは主に上のベイナイトからなり、そして粒度が大きい（ＢＭについての１５ミクロン未満に比べ５０ミクロン）。この種の粗大構造は、ヒビ割れがベイナイト・ラスに沿って容易に広がる恐れがあるために低サイクル疲労に十分ではない。バイアス溶接中の粗大なベイナイトを渡って走る疲労によるヒビの例を図１２に示す。これは標準的なコイル管のグレード１１０の使用中に起こる主要な破損近くに位置する２次的なヒビ割れである。

一方、本開示のバイアス溶接の微細構造は、ここでもベース金属に対応する微細構造に大変類似している。上のベイナイト粒子は観察されなかった。ベイナイトの中には本体全体の熱処理後に現れるものもあるが、十分な化学および加工条件の選択により、この成分の対応する容積画分は１０％未満であると言及することが重要である。これが本開示に記載する化学に対する良好な焼入性の主な理由である。さらにオーステナイト化温度の上限により、最終粒度は小さく（２０ミクロン未満）、故に広がる恐れがある大きいベイナイト・ラスは完全に回避される。

本開示の鋼化学組成および加工条件の組み合わせにより達成可能な微細構造の均一性の他の例を、図１３−１４に提示する。図１３では、新規化学および加工工順を使用して得られたコイル管に比べて、従来通りに生産したコイル管のバイアス溶接をわたる硬度の典型的な変動を示す。本開示を使用した場合、硬度の変動が強く低減することが明らかである。結果として、材料の歪が局所領域に蓄積する傾向も（この場合、バイアス溶接のＨＡＺ）下がり、そして疲労寿命が改善する。

図１４Ａ−Ｂは、バイアス溶接とＥＲＷラインとの間の境界に対応する幾つかの微細構造を示す。大きなミクロ構造の不均質性は、通例の工順に従い得られたことが明らかであ
る。このような不均質性は、本開示の化学組成および加工条件を使用して成功裏に除かれる。

実施例Ｅ：コイル管の疲労試験
本開示に従い生産したコイル管の性能を、対応する標準品の性能と比較するために、研究室で一連の試験を行った。コイル管のサンプルは図１５で概略的に示す疲労機械で試験した。この機械は巻き取りおよび広げる操作中に、同時に内圧をかけて曲げの変形を模することができる。したがってこの試験は実際に現場で作業中に経験する条件に近い低サイクル疲労条件下で材料をランク付けるために有用である。

試験中、疲労検体（管片、５または６フィート長）の一端を挟み、その間、反対の端に水圧アクチュエーターにより交互に力をかける。変形サイクルは、サンプルを固定半径の曲がった心棒上で曲げ、次いでサンプルを真っ直ぐな支持体（ｂａｃｋｕｐ）に対して真っ直ぐに伸ばすことにより試験検体に適用する。鋼キャップは検体の末端で溶接され、そして水圧ポンプに連結されるので、サイクルは水を満たした検体が破損するまで一定の内圧で行われる。壁厚を通るヒビの発生による内圧の損失が生じた場合、試験は終わる。

試験は表Ｅ１に示す様々な化学組成およびグレードのコイル管について行った。パイプの形状は全ての場合で同じである（（ＯＤ２”，ＷＴ０．１９”）。ＳＴＤ１，ＳＴＤ２およびＳＴＤ３は、標準工順に従い加工したＡＰＩ ５ＳＴに記載の限界内の鋼である。ＢＴｉ₁，ＢＴｉ₂およびＣｒＭｏＢＴｉ₄は、本開示に従い選択された化学組成であり、そしてそれに従い加工された。ＣｒＭｏＢＴｉ₄鋼は、１２５Ｋｓｉおよび１４０Ｋｓｉの最小降伏強度を持つ２つの非標準的グレードを生産するために使用したと言うことが重要である（ＡＰＩ ５ＳＴで記載された最高のグレードは１１０ＫｓｉのＳＭＹＳを有する）。試験はバイアス溶接を含むかまたは含まない管片で行った（全ての場合で長軸方向のＥＲＷラインがサンプルに含まれる）。試験の厳密さは主に２つのパラメーターに依存する：曲げ半径および内圧。この実験では、曲げ半径が４８インチであり、これは約２％の塑性歪に対応する。１６００ｐｓｉと１３５００ｐｓｉとの間の内圧が考察され、このグレードの最小降伏強度の約１０％〜６０％の範囲のフープ応力を生じる。

図１６には、バイアス溶接（ＢＷ）を含む、および含まないサンプルで測定した疲労寿命間の比較に関する幾つかの結果を表す。図面に示す値は、通常の、および通常ではないコイル管のグレードを試験した時に得られた平均に対応する。通常の材料の場合、バイアス溶接を含むサンプルを試験した時、明らかに疲労寿命は低下する。一方、本開示に従い生産したコイル管は、試験をＢＷサンプルについて行った時、疲労寿命に重要な変化は存在しない。これはベース金属、ＥＲＷラインおよびバイアス溶接間で機械的特性にほとんど差がない管の均一な構造の結果である。

図１７では、本開示の化学組成および加工条件で得られたコイル管の疲労寿命を示す。グレード８０，９０および１１０に関しては、従来の工順により生産された均等なグレードに対して比較した。標準ではないグレード１２５および１４０の場合、同様な条件下（パイプ形状、曲げ半径および内圧）で試験したグレード１１０のＳＴＤ３０鋼に対して疲労寿命の比較を行った。この図面に与える結果は、各グレードに関する平均値に対応し、誤差棒は異なる内圧を使用した時に得た分散を表す。

図１７では、本開示による化学組成および加工条件を使用した場合に、疲労寿命の甚大な改善が観察されたことは明らかである。例えばグレード１１０では、疲労寿命に約１００％の改善があった。これは従来のコイル管では疲労性能がバイアス溶接の疲労性能に限定されるという事実の結果である（これはその微細構造の不均質性および脆い成分により、一般に低サイクル疲労に関しては弱点である）。本開示に従い作成されたコイル管では、バイアス溶接で重要な疲労寿命の低下は無く、これが管の全体的性能を強力に上げている。標準ではないグレードに関して、疲労寿命の大きな改善は、類似の加工条件下で試験した通常の１１０グレードに対して比較がなされたという事実による。しかし同じ内圧について、適用したフープ応力はより低いグレードの最小降伏強度に近く、そしてこの試験の厳密さはグレード１２５および１４０と比較してグレード１１０では上がる。それらの結果は、（通例の方法では達成できない）より高いグレードを使用することにより、疲労寿命は同じ使用条件について強く上昇することを示している。

実施例Ｆ：硫化物割れ耐性
Ｈ₂Ｓ含有環境での水素脆化に関する材料の性能は、腐食環境、局所的水素濃度を上げるトラップの存在（例えば析出物および転位）、ならびにヒビが容易に広がる可能性がある脆い領域の存在が組み合わさった効果に関連する。通常のコイル管材料で重要な脆性領域（ｃｒｉｔｉｃａｌ ｂｒｉｔｔｌｅ ｒｅｇｉｏｎ）が起こる起源は、原材料中のＭｎのような代替元素の偏析パターンである。他とは異なる濃度領域は、バイアス溶接、ＰＷＨＴ、ＥＲＷおよびシームアニーリング中に課される熱サイクルに対して独特に反応する傾向があり、そして脆い成分の局所的形成を導く可能性がある。特に材料がＥＲＷ加工後にシームアニーリングされる場合、パイプ本体は溶接領域から熱を急速に取り出す。偏析が十分に高いと、マルテンサイトが存在する可能性がある拡大した高硬化領域が冷却状態の結果として形成する可能性がある。このような領域は管に留まってヒビが簡単に広がる路になる。製造の最終段階として新規工程が取り入れられると、過度に硬化した領域を最少にすることができる。他の関連する差異は：ａ）パイプの低温形成中に導入される転位が新規製品には存在しない、ｂ）新規製品中の炭化物は、典型的なパーライト／ベイナイトの長く脆い炭化物に比べると、小さく、そして分離されている（ｉｓｏｌａｔｅｄ）。結果として、本開示に従う化学組成および加工条件で製造したコイル管は、Ｈ₂Ｓ含有環境でヒビ割れに対して改善された性能を与える。

ＳＳＣ割れに対する耐性に関する第一分析を行うために、ｉ）標準工程およびｉｉ）新
規化学−工程により生産したコイル管グレード８０サンプルを、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７の方法Ｃ（Ｃ−リング）を使用して評価した。鋼化学組成を表Ｆ１に示す。両材料（各例３検体）をＣ−リングサンプルの中心でＥＲＷシームを用いて以下の条件を使用して試験した：
荷重：９０％の８０Ｋｓｉ、溶液Ａ、１バールのＨ₂Ｓ、試験時間：７２０ｈｓ

標準コイル管の場合、３個の検体全てが破損した。一方、新規化学−工程に対応する３サンプルは試験に通った（図５Ａ−Ｂ、Ｃ−リングの絵）。異なるグレードの脆化耐性、ならびにバイアス溶接の効果を分析するためにさらに試験を行っているが、この第一の結果は、標準条件に比べて新規加工工順の場合に、ベース金属およびＥＲＷラインのより均質な微細構造に起因する明らかな改善を示す。

図１８Ａ−Ｂに示すように、通常の工程により形成されるＣ−リングは、中央に大きな割れが入り込み、一方、開示する工程の態様により形成されたＣリングは割れなかった。

幾つかの態様では、Ｂ−ＴｉおよびＣｒ−Ｍｏ添加が最大Ｍｎを下げることができる。幾つかの態様では、グレードは１１０より高く、これは標準法を使用しては達成することが難しい。

特定の観点、態様または例に関連して記載した特徴、材料、特性または群は、それらが適合する限り本明細書に記載した他の観点、態様または例に応用できると理解すべきである。本明細書に記載するすべての特徴（任意に添付する特許請求の範囲、要約書および図面を含む）、および／またはそのように開示された任意の方法または工程のすべての段階は、少なくともそのような特徴および／または段階の幾つかが互いに相入れない組み合わせを除いて、任意の組み合わせで組み合わせることができる。この保護は前記態様の詳細に限定されない。この保護は本明細書に開示する特徴（任意に添付する特許請求の範囲、要約書および図面を含む）の任意の新規のもの、または任意の新規組み合わせ、あるいはそのように開示した任意の方法または工程の段階の任意の新規なもの、任意の新規組み合わせにも及ぶ。

特定の態様について記載してきたが、このような態様は例として提示するだけであり、保護の範囲を限定することを意図するものではない。実際に、本明細書に記載する新規方法および装置は様々な他の形態で具現することができる。さらに本明細書に記載する方法、組成物および装置の形態における種々の省略、置き換えおよび変更を行うことができる。当業者は態様の中には具体的に説明および／または開示する工程で採用する実際の段階が図面に示すものとは異なるものがあると思うだろう。態様に応じて、上記の特定の段階を取り除いてもよく、他では加えてもよい。さらに上で開示した具体的態様の特徴および属性は、追加の態様を形成するために異なって組み合わせてもよく、そのような全てが本開示の範囲内にある。

本開示には特定の態様、例および応用を含むが、当業者は本開示が具体的に開示された態様を越えて別の態様および／または使用、およびそれらの明白な修飾および均等物にも拡がり、本明細書で説明するすべての特徴および利点を提供しない態様を含むと理解するだろう。したがって本発明の範囲は本明細書の好適な態様の具体的開示により制限されことを意図せず、ここに示す、または将来示されるような特許請求の範囲により定めることができる。

Claims (22)

1. 複数の溶接ストリップから形成されるコイル鋼管であって、管がベース金属領域、溶接継手およびそれらの熱影響部を含み：
   約８０ｋｓｉより高い降伏強度；
   鉄および；
   ０．１７−０．３５重量％の炭素；
   ０．３０−２．００重量％マンガン；
   ０．１０−０．３０重量％のケイ素；
   ０．０１０−０．０４０重量％のアルミニウム；
   最高０．０１０重量％の硫黄；および
   最高０．０１５重量％のリンを含んでなる組成：および
   焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの混合物を含んでなる最終微細構造；
   から構成され、
   コイル管の最終微細構造が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部に９０容積％より高い焼戻しマルテンサイトを含んでなり；
   ベース金属領域、溶接継手および熱影響部のすべてにわたり最終微細構造が均質であり；そして
   最終微細構造が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部にわたり微細な炭化物の均一な分布を含んでなる、上記のコイル鋼管。
2. 組成に：
   最高１．０重量％のクロム；
   最高０．５重量％のモリブデン；
   最高０．００３０重量％のホウ素；
   最高０．０３０重量％のチタン；
   最高０．５０重量％の銅；
   最高０．５０重量％のニッケル；
   最高０．１重量％のニオブ；
   最高０．１５重量％のバナジウム；
   最高０．００５０重量％の酸素；および
   最高０．０５重量％のカルシウム；
   がさらに含まれてなる請求項１に記載のコイル鋼管。
3. 組成に：
   ０．１７−０．３０重量の％炭素；
   ０．３０−１．６０重量％のマンガン；
   ０．１０−０．２０重量％のケイ素；
   最高０．７重量％のクロム；
   最高０．５重量％のモリブデン；
   ０．０００５−０．００２５重量の％ホウ素；
   ０．０１０−０．０２５重量％のチタン；
   ０．２５−０．３５重量％の銅；
   ０．２０−０．３５重量の％ニッケル；
   最高０．０４重量％のニオブ；
   最高０．１０重量％のバナジウム；
   最高０．００１５重量％の酸素；
   最高０．０３重量％のカルシウム；
   最高０．００３重量％の硫黄；および
   最高０．０１０重量％のリン；
   がさらに含まれてなる請求項２に記載のコイル鋼管。
4. 管が１２５ｋｓｉの最小降伏強度を有する請求項１に記載のコイル鋼管。
5. 管が１４０ｋｓｉの最小降伏強度を有する請求項１に記載のコイル鋼管。
6. 管が１２５ｋｓｉと１４０ｋｓｉとの間の最小降伏強度を有する請求項１に記載のコイル鋼管。
7. 最終微細構造が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部に少なくとも９５容積％の焼戻しマルテンサイトを含んでなる請求項１に記載のコイル鋼管。
8. 管が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部に２０μｍ未満の最終粒度を有する請求項１に記載のコイル鋼管。
9. 管が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部に１５μｍ未満の最終粒度を有する請求項８に記載のコイル鋼管。
10. 溶接継手がバイアス溶接を含んでなる請求項１に記載のコイル鋼管。
11. バイアス溶接での疲労寿命が、ベース金属領域の少なくとも約８０％である請求項１０に記載のコイル鋼管。
12. 熱影響部を含む溶接継手のパーセント硬度が、ベース金属の硬度の１１０％以下である請求項１に記載のコイル鋼管。
13. コイル鋼管の形成法であって：
    鉄および：
    ０．１７−０．３５重量％の炭素；
    ０．３０−２．００重量％マンガン；
    ０．１０−０．３０重量％のケイ素；
    ０．０１０−０．０４０重量％のアルミニウム；
    最高０．０１０重量％の硫黄；および
    最高０．０１５重量％のリンを含んでなる組成を有するストリップを準備し：そして
    ストリップを一緒に溶接し；
    溶接したストリップから管を形成し、ここで管がベース金属領域、溶接継手およびそれらの熱影響部を含んでなり；
    管を９００から１０００℃の間でオーステナイト化し；
    管を急冷して、マルテンサイトおよびベイナイトの急冷微細構造として最終物を形成し、ここで急冷した時、微細構造が少なくとも９０％のマルテンサイトをベース金属領域、溶接継手および熱影響部に含んでなり；そして
    急冷管を５５０から７２０℃の間の温度で焼戻し、ここで急冷管の焼戻しにより、約８０ｋｓｉより高い降伏強度をもたらす；
    ことを含んでなり、微細構造がベース金属領域、溶接継手および熱影響部のすべてにわたり均質であり；そして
    微細構造が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部にわたり微細な炭化物の均一な分布を含んでなる、上記方法。
14. ストリップの溶接がバイアス溶接を含んでなる請求項１３に記載の方法。
15. 管を形成することがライン継手を形成することを含んでなる請求項１３に記載の方法。
16. さらに焼戻した管をスプール上に巻き取ることを含んでなる請求項１３に記載の方法。
17. オーステナイト化が、ベース金属領域、溶接継手および熱影響部に２０μｍ未満の粒度を形成する請求項１３に記載の方法。
18. 組成に：
    最高１．０重量％のクロム；
    最高０．５重量％のモリブデン；
    最高０．００３０重量％のホウ素；
    最高０．０３０重量％のチタン；
    最高０．５０重量％の銅；
    最高０．５０重量％のニッケル；
    最高０．１重量％のニオブ；
    最高０．１５重量％のバナジウム；
    最高０．００５０重量％の酸素；および
    最高０．０５重量％のカルシウム；
    がさらに含まれてなる請求項１３に記載の方法。
19. 組成が：
    ０．１７−０．３０重量の％炭素；
    ０．３０−１．６０重量％のマンガン；
    ０．１０−０．２０重量％のケイ素；
    最高０．７重量％のクロム；
    最高０．５重量％のモリブデン；
    ０．０００５−０．００２５重量の％ホウ素；
    ０．０１０−０．０２５重量％のチタン；
    ０．２５−０．３５重量％の銅；
    ０．２０−０．３５重量の％ニッケル；
    最高０．０４重量％のニオブ；
    最高０．１０重量％のバナジウム；
    最高０．０００１５重量％の酸素；
    最高０．０３重量％のカルシウム；
    最高０．００３重量％の硫黄；および
    最高０．０１０重量％のリン；
    を含んでなる請求項１８に記載の方法。
20. 焼戻し管が１２５ｋｓｉ以上の降伏強度を有する請求項１３に記載の方法。
21. 焼戻し管が１４０ｋｓｉの最小降伏強度を有する請求項１３に記載の方法。
22. 焼戻し管が１２５から１４０ｋｓｉの間の最小降伏強度を有する請求項１３に記載の方法。