JP6048621B1 - 高強度電縫鋼管、高強度電縫鋼管用の鋼板の製造方法、及び高強度電縫鋼管の製造方法 - Google Patents

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Abstract

電縫鋼管において、近年、油井管に求められる高強度と高靱性を確保する。成分組成が、質量％で、鋼管の母材部において表面から厚み方向に厚みの１／４の点として規定される点を基準点とした場合に、前記基準点を中心に厚み方向の双方に０．５ｍｍの幅を持つ領域における金属組織が、ポリゴナルフェライト：１０面積％以下、及び、残部：ベイネティックフェライトからなり、厚みが１５ｍｍ以上である。

Description

本発明は、高強度電縫鋼管に関し、特に、強度と靱性をいずれも高いレベルで両立した高強度電縫鋼管に関する。また、本発明はこのような鋼管に使用する鋼板の製造方法、及びこのような鋼管の製造方法に関する。
近年、油井やガス井の掘削深度はますます大きくなる傾向にあり、ケーシングなどの圧潰強度を高めるため、油井管の高強度化が強く求められている。最近では、掘削コストの削減を図るため、高強度であり、かつ、造管後の鋼管全体に対する熱処理を実施しない、造管ままの電縫鋼管に対する要求が高まっている。
鋼材の強度を高めるには、炭素量を十分に含有させることが有効であり、炭素含有量を０．２５質量％以上として、造管ままで８００ＭＰａ以上の引張強度を有する電縫鋼管が提案されている（特許文献１（特開平０７−１０２３２１号公報）参照）。しかしながら、多量の炭素を含有して強度を高めた場合には、鋼材の靱性が低下することがある。
また、鋼材の強度を高めるには、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質の金属組織である低温変態組織を利用することも有効である。さらに、電縫鋼管の製造工程では、造管やサイジングなどを行うので、冷間加工による加工硬化を強度の向上に利用することもできる。このような組織強化と加工硬化とを組み合せることにより、造管ままで引張強度が８６２ＭＰａ以上の電縫鋼管が提案されている（特許文献２（国際公開第２０１２／１４４２４８号）参照）。
特許文献２の技術では、電縫鋼管の素材（母材）となる熱延鋼板を製造する際、巻取温度を下げて、金属組織をベイナイトとして強度を確保しているが、これはあくまでも鋼板の板厚及び径が小さいことにより実現されたものである。これに対し、より板厚が大きくかつ板幅も大きい鋼板を製造する場合は、製造性の観点から、巻取温度を高めることが望ましいが、巻取温度を高めると、鋼板の強度と靱性とをともに高いレベルで確保することは難しい。
また、靱性を向上させるために鋼板の炭素量を低減して強度を確保した場合には、チタン及びホウ素を添加した低炭素成分系（低Ｃ−Ｔｉ−Ｂ系）が有利である。しかしながら、油井管の圧潰強度を高めるために、高強度化だけでなく、厚肉化も求められている。チタン及びホウ素を添加した低炭素成分系（低Ｃ−Ｔｉ−Ｂ系）の鋼材において厚肉化を図る場合には、熱間圧延後の巻取温度が高くなるため、鋼板の強度及び靱性が低下するおそれがある。
本発明者らは、鋭意検討の結果、厚肉の油井管を製造する際に、鋼板の板厚を大きくすると、（低Ｃ−Ｔｉ−Ｂ系）の成分系であっても、強度と靱性とが高いレベルで両立できない、という知見を得た。また、板厚の増大による上記傾向は、特に、板厚１５ｍｍ以上の電縫鋼管用熱延鋼板において顕著である、という知見も得た。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、油井管に求められる強度と靱性とを高いレベルで両立することのできる高強度電縫鋼管を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記高強度電縫鋼管に使用される高強度電縫鋼管用の鋼板の製造方法、及び上記高強度電縫鋼管の製造方法を提供することも併せて目的とする。
本発明者らは、油井管に求められる強度と靱性とを高いレベルで両立することのできる高強度電縫鋼管について鋭意検討した。その結果、本発明者らは、（I）電縫鋼管の製造に用いる熱延鋼板の成分系を、焼入れ性を向上させ、さらに、析出強化の効果も得られる元素であるＭｏを含む、（低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ系）とし、かつ、（II）熱延終了後の熱延鋼板の冷却速度及び巻取温度を適切に制御して、機械特性（強度と靱性）に優れた金属組織を有する電縫鋼管製造用の熱延鋼板を得、（III）電縫鋼管の厚みが所定値以上であっても、強度及び靱性に優れる高強度電縫鋼管を得ることができる、との知見を得た。なお、（IV）上記熱延鋼板（母鋼板）を用いて造管した後、溶接部に適切な熱処理を施せば、溶接部において、鋼管部と同様の優れた強度及び靱性を確保できる、との知見も得た。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４０〜０．０７０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．６０〜２．００％、
Ｎｂ：０．０２０〜０．０８０％、
Ｖ ：０．０６０％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０２５％、
Ｍｏ：０．２０〜０．４０％、
Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
３Ｍｏ％＋Ｎｉ％：１．００％超、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
鋼管の母材部において表面から厚み方向に厚みの１／４の点として規定される点を基準点とした場合に、上記基準点を中心に厚み方向の双方に０．５ｍｍの幅を持つ領域における金属組織が、ポリゴナルフェライト：１０面積％以下、及び、残部：ベイネティックフェライトからなり、
厚みが１５．０〜１９．８ｍｍである
ことを特徴とする高強度電縫鋼管。
（２）上記成分組成が、更に、質量％で、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００４％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．００４％以下、
を含む、上記（１）に記載の高強度電縫鋼管。
（３）上記成分組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．１０〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
の１種または２種以上を含む、上記（１）または（２）に記載の高強度電縫鋼管。
（４）（３Ｍｏ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％）が１．２０％超である、上記（３）に記載の高強度電縫鋼管。
（５）上記ポリゴナルフェライトの平均粒径が２０μｍ以下である、上記（１）から（４）のいずれか１つに記載の高強度電縫鋼管。
（６）上記金属組織の機械特性が、軸方向の引張強度：７２５ＭＰａ超、軸方向の降伏強度：６５５〜７５８ＭＰａ、０℃で周方向のシャルピー吸収エネルギー：２２Ｊ以上である、上記（１）から（５）のいずれか１つに記載の高強度電縫鋼管。
（７）上記（１）から（３）のいずれか１つに記載の成分組成を有する熱延鋼板を、７９０℃以上で熱延し、平均冷却速度８〜１５℃／秒で冷却し、５００〜６３０℃で巻き取るとともに、変態開始時には５℃／秒を超える冷却速度で冷却することを特徴とする、高強度電縫鋼管用鋼板の製造方法。
（８）上記変態開始時の温度が６６５℃未満である、上記（７）に記載の高強度電縫鋼管用鋼板の製造方法。
（９）上記熱延鋼板が、鋳片を加熱し、９５０℃以下の累積圧下率が５０％以上の熱間圧延を施して得た熱延鋼板である、上記（７）又は（８）に記載の高強度電縫鋼管用鋼板の製造方法。
（１０）上記（７）から（９）のいずれか１つに記載の方法で製造した鋼板を管状に成形し、上記鋼板の端部を電縫溶接し、溶接部の外表面を９５０〜１０５０℃に加熱し、溶接部の内表面において、冷却速度８℃／秒以上で、上記外表面の冷却停止温度６００〜４５０℃まで冷却することを特徴とする、高強度電縫鋼管の製造方法。なお、このように電縫鋼管を製造した後、サイジングを適宜行うことができる。
本発明に係る高強度鋼管では、当該鋼管の成分組成、金属組織、及び厚みについて改良を加えている。その結果、本発明に係る高強度鋼管によれば、油井管として使用するに十分な強度及び靱性を実現することができる。
鋼管の軸方向における引張強度ＴＳと降伏強度ＹＳとの関係を示すグラフである。 本発明に係る高強度鋼管の金属組織の一例を示す写真である。
以下、本発明に係る高強度電縫鋼管、高強度電縫鋼管用の鋼板の製造方法、及び高強度電縫鋼管の製造方法の各実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味するものとする。また、「Ｌ方向」とは「鋼管の軸方向」を意味するものとし、「Ｃ方向」とは「鋼管の周方向」を意味するものとする。
＜高強度電縫鋼管及び高強度電縫鋼管用鋼板＞
（成分組成）
まず、本実施形態に係る高強度電縫鋼管（以下、単に「本電縫鋼管」と称する場合がある）、及び、本実施形態に係る高強度電縫鋼管用鋼板（以下、単に「本鋼板」と称する場合がある）の成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０４０〜０．０７０％
Ｃは、本鋼板の焼入れ性を高めて、その強度を高める元素である。０．０４０％未満では、所要の強度が得られないので、Ｃは０．０４０％以上とする。好ましくは０．０４５％以上である。一方、０．０７０％を超えると、本鋼板の靭性、及び、鋼管の溶接熱影響部の靭性が低下するので、Ｃは０．０７０％以下とする。好ましくは０．０６５％以下である。
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸元素である他、強度の向上に寄与する元素である。０．１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｓｉは０．１０％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。一方、０．５０％を超えると、電縫溶接時にＳｉ含有酸化物が生成し、溶接部の品質が低下するとともに、溶接熱影響部の靭性が低下するので、Ｓｉは０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：１．６０〜２．００％
Ｍｎは、本鋼板の焼入れ性を高めて、その強度の向上に寄与し、また、ＭｎＳを形成してＳを固定し、鋳造時の鋳片割れを抑制する元素である。１．６０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｍｎは１．６０％以上とする。好ましくは１．７０％以上である。一方、２．００％を超えると、本鋼板の耐硫化物応力割れ性が低下するので、Ｍｎは２．００％以下とする。好ましくは１．８５％以下である。
Ｎｂ：０．０２０〜０．０８０％
Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成して、（i）熱間圧延後の巻取り温度でＮｂＣとして析出して、本鋼板強度を向上させる元素である。また、Ｎｂは、（ii）オーステナイトの粒界移動を抑制して、オーステナイト粒の粗大化、再結晶を抑制し、熱間仕上げ圧延におけるオーステナイト未再結晶温度域圧延を可能とするとともに、オーステナイト未再結晶温度域直上での粗大粒の生成を防止する元素である。
０．０２０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｎｂは０．０２０％以上とする。好ましくは０．０２５％以上である。一方、０．０８０％を超えると、本鋼板の強度が上昇しすぎて、圧延時の圧延荷重が増大し、仕上げ圧延が困難になる場合があるので、Ｎｂは０．０８０％以下とする。好ましくは０．０５０％以下である。
Ｖ：０．０６０％以下
Ｖは、微細な炭窒化物を形成して、溶接性を損なうことなく、本鋼板の強度を向上させる元素である。しかしながら、０．０６０％を超えると、炭窒化物が多量に生成し、鋼板強度が上昇し、また靱性が低下するおそれがあるので、Ｖは０．０６０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下である。下限値は特に限定しないが、添加効果を十分に得るには、０．０１０％以上が好ましい。
Ｔｉ：０．０１０〜０．０２５％
Ｔｉは、窒化物を形成してＮを固定し、鋳造時の鋳片割れを防止する元素である。０．０１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｔｉは０．０１０％以上とする。好ましくは０．０１３％以上である。一方、０．０２５％を超えると、炭窒化物が多量に生成し、鋼板の靱性、及び、溶接熱影響部の靭性が低下するので、Ｔｉは０．０２５％以下とする。好ましくは０．０２２％以下である。
Ｍｏ：０．２０〜０．４０％
Ｍｏは、焼き入れ性を向上させる他、炭窒化物を形成して、本鋼板の強度向上に寄与する元素である。０．２０％未満では、Ｃ量の低減による強度の低下分を補えないので、Ｍｏは０．２０％以上とする。好ましくは０．２４％以上である。一方、０．４０％を超えると、炭化物が多量に生成し、靱性が低下するので、Ｍｏは０．４０％以下とする。好ましくは０．３６％以下である。
Ｎｉ：０．１０〜０．５０％
Ｎｉは、本鋼板の靭性の向上に寄与する他、焼き入れ性も向上させる元素である。０．１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｎｉは０．１０％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。一方、０．５０％を超えると、鋼板の溶接性が低下するとともに、材料コストが上昇するので、Ｎｉは０．５０％以下とする。好ましくは０．４５％以下である。
Ａｌ：０．０５０％以下
Ａｌは、脱酸剤として機能する元素である。しかしながら、０．０５０％を超えると、酸化物が多量に生成し、鋼管の清浄性を阻害するので、Ａｌは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下である。下限は特に限定しないが、脱酸効果を十分に得るには、０．００５％以上が好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。
３Ｍｏ％＋Ｎｉ％：１．００％超
本実施形態では、所要の金属組織（ポリゴナルフェライト：１０面積％、残部：ベイネティックフェライト）を形成し、この金属組織と成分組成とが相まって、本電縫鋼管に所要の機械特性（Ｌ方向の引張強度：７２５ＭＰａ超、Ｌ方向の降伏強度：６５５〜７５８ＭＰａ、０℃でＣ方向のシャルピー吸収エネルギー：２２Ｊ以上）を付与する。そのため、本実施形態では、成分組成に関し上記機械特性を実現するための指標として、強度向上元素Ｍｏの割合、及び、靱性向上元素Ｎｉの割合との和を採用する。
Ｍｏは、本電縫鋼管において、低Ｃとしたことによる強度の低下分を、焼き入れ性の向上による組織強化と析出強化で補う重要な元素であるので、３Ｍｏとして評価し上記指標に組み入れた。そして、本電縫鋼管においては、３Ｍｏ％＋Ｎｉ％を１．００％超とする。
３Ｍｏ％＋Ｎｉ％が１．００％以下であると、所要の金属組織を形成するのが困難になるので、３Ｍｏ％＋Ｎｉ％は１．００超とする。好ましくは１．２０％以上である。上限値は、各元素の上限値で定まるので限定しない。
本電縫鋼管及び本鋼板の成分組成は、以上に示す元素の他、Ｐ：０．０３０％、Ｓ：０．００４％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下、及び、Ｃｕ：０．１０〜０．５０％の少なくともいずれかを含んでもよい。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物元素であり、粒界に偏析して耐硫化物応力割れ性を増大させる元素である。０．０３０％を超えると、耐硫化物応力割れ性が顕著に現れるので、Ｐは０．０３０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。下限は０％を含むが、Ｐを０．００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板及び実用鋼管に関しては、０．００５％が実質的な下限値である。
Ｓ：０．００４％以下
Ｓは、不純物元素であり、靱性を低下させるとともに、ＭｎＳを形成して耐硫化物応力割れ性を増大させる元素である。０．００４％を超えると、鋼板の靱性の低下、耐硫化物応力割れ性が顕著に現れるので、Ｓは０．００４％以下とする。好ましくは０．００２％以下である。下限は０％を含むが、Ｓを０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板及び実用鋼管に関しては、０．０００５％が実質的な下限値である。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、不純物元素であり、時効により、造管する際の鋼板の成形性を低下させる元素である。０．００６％を超えると、鋼板の成形性の低下が著しいので、Ｎは０．００６％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。下限は０％を含むが、Ｎを０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板及び実用鋼管に関しては、０．０００５％が実質的な下限値である。
Ｏ：０．００４％以下
Ｏは、本電縫鋼管の溶接部で溶接欠陥の原因となる酸化物を形成し、溶接部の靱性を低下させるとともに、耐硫化物応力割れ性を増大させる元素である。０．００４％を超えると、溶接部の靱性の低下、及び、耐硫化物応力割れ性の増大が著しいので、Ｏは０．００４％以下とする。好ましくは０．００２％以下である。下限は０％を含むが、Ｏを０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板及び実用鋼管に関しては、０．０００５％が実質的な下限値である。
Ｃｕ：０．１０〜０．５０％
Ｃｕは、焼き入れ性を向上させる他、固溶強化又は析出強化で本鋼板強度の向上に寄与する元素である。０．１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｃｕは０．１０％以上とする。好ましくは０．１５％以上である。一方、０．５０％を超えると、熱間加工性が低下するので、Ｃｕは０．５０％以下とする。好ましくは０．４５％以下である。
なお、本実施形態においては、Ｃｕを含む場合においても、所要の金属組織（ポリゴナルフェライト：１０面積％、残部：ベイネティックフェライト）を形成し、この金属組織と成分組成とが相まって、本電縫鋼管に所要の機械特性（Ｌ方向の引張強度：７２５ＭＰａ超、Ｌ方向の降伏強度：６５５〜７５８ＭＰａ、０℃でＣ方向のシャルピー吸収エネルギー：２２Ｊ以上）を付与する。そのため、本実施形態では、成分組成に関し上記機械特性を実現するための指標として、強度向上元素Ｍｏ、Ｃｕの割合、及び、靱性向上元素Ｎｉの割合との和を採用する。即ち、Ｃｕを含む場合は、（３Ｍｏ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％）を１．２０％超とする。
Ｃｕは、本電縫鋼管において、低Ｃとしたことによる強度の低下分を、組織強化と、固溶強化又は析出強化で補う重要な元素であるので、上記指標に組み入れた。そして、Ｃｕを含む本電縫鋼管においては、３Ｍｏ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％を１．２０％超とする。
３Ｍｏ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％が１．２０％以下であると、所要の金属組織を形成するのが困難になるので、３Ｍｏ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％は１．２０超とする。好ましくは１．４０％以上である。上限値は、各元素の上限で定まるので限定しない。
本実施形態に係る電縫鋼管及び本実施形態に係る電縫鋼管用鋼板は、以上に示す元素の他、機械特性を損なわない範囲で、Ｃａ：０．００４０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、及び、ＲＥＭ：０．００５０％以下の少なくとも１種を含んでいてもよい。
Ｃａ：０．００４０％以下
Ｃａは、展伸した粗大な硫化物を球状化し、靱性の向上に寄与する元素である。しかしながら、０．００４０％を超えると、鋼管の清浄度が低下するので、Ｃａは０．００４０％以下が好ましい。より好ましくは０．００２５％以下である。下限は０％を含むが、添加効果を十分に得るには、０．０００５％以上が好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を高め、本鋼板の強度向上に寄与する元素である。しかしながら、０．５０％を超えると、（電縫）溶接時に溶接欠陥を誘発することがあるので、Ｃｒは０．５０％以下が好ましい。より好ましくは０．３０％以下である。下限は０％を含むが、添加効果を得るには、０．０５％以上が好ましい。
ＲＥＭ：０．００５０％以下
ＲＥＭは、展伸した粗大な硫化物を球状化して、靱性の向上に寄与する元素である。しかしながら、０．００５０％を超えると、鋼管の清浄度が低下するので、ＲＥＭは０．００５０％以下が好ましい。より好ましくは０．００３５％以下である。下限は０％を含むが、添加効果を十分に得るには、０．０００５％以上が好ましい。
以上、本電縫鋼管及び本鋼板の成分組成について説明したが、成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物とは、原材料に含まれる、或いは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない成分をいう。また、不可避的不純物とは、具体的には、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｂ、及びＨがあげられる。
（金属組織）
次に、本実施形態に係る高強度電縫鋼管、及び、本実施形態に係る高強度電縫鋼管用鋼板の金属組織の限定理由について、説明する。
本電縫鋼管においては、Ｌ方向の引張強度：７２５ＭＰａ超、及び、Ｌ方向の降伏強度：６５５〜７５８ＭＰａ、さらに、０℃でＣ方向のシャルピー吸収エネルギー：２２Ｊ以上の機械特性を確実に確保するため、金属組織を、ポリゴナルフェライト：１０面積％以下、及び、残部：ベイネティックフェライトの金属組織とする。
ここで、本実施形態において、ポリゴナルフェライトとは、ビッカース硬さＨｖが下記（１）式で示される範囲にある、金属組織をいう。
Ｈｖ＝α＋４３０×[Ｃ％] （２００≦α≦２４０） （１）
そして、本電縫鋼管においては、（３Ｍｏ％＋Ｎｉ％）を１．００％超とすること、或いは、（３Ｍｏ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％）を１．２０％超とする組成限定により、上記金属組織を定常的に形成して、Ｌ方向の引張強度：７２５ＭＰａ超、Ｌ方向の降伏強度：６５５〜７５８ＭＰａ、さらに、０℃のＣ方向のシャルピー吸収エネルギー：２２Ｊ以上を確保することができる。この理由については後述する。
本電縫鋼管の金属組織において、ポリゴナルフェライトが１０面積％を超えると、７２５ＭＰａを超える引張強度を担うことが困難になるので、ポリゴナルフェライトは１０面積％以下とする。好ましくは５面積％以下である。ポリゴナルフェライトの面積％は冷却条件で変動するので、ポリゴナルフェライトの面積％の下限は限定しない。
ポリゴナルフェライトの平均粒径は２０μｍ以下が好ましい。ポリゴナルフェライトの平均粒径が２０μｍを超えると、本鋼板の引張強度、及び、靱性が低下するおそれがある。このため、ポリゴナルフェライトの平均粒径は２０μｍ以下が好ましい。より好ましくは１５μｍ以下である。
本実施形態において、金属組織とは、鋼管の母材部において外表面から厚み方向に厚みの１／４の点として規定される点を基準点とした場合に、前記基準点を中心に厚み方向の双方に０．５ｍｍの幅を持つ領域における金属組織をいう。また、母材部とは、溶接部からＣ方向に９０℃回転した鋼管の部分をいう。
鋼管の上記領域において、ポリゴナルフェライト：１０面積％以下、及び、残部：ベイネティックフェライトの金属組織が形成されていれば、本電縫鋼管において、上記機械特性（Ｌ方向の引張強度：７２５ＭＰａ超、Ｌ方向の降伏強度：６５５〜７５８ＭＰａ、０℃のＣ方向のシャルピー吸収エネルギー：２２Ｊ以上）が実現される。
ここで、面積％とは、光学顕微鏡観察で観察した場合の面積％を意味する。ポリゴナルフェライトの平均粒径は、光学顕微鏡で観察した画像を画像処理し、ポリゴナルフェライトの面積と総数から円相当の平均粒径として求める。
本鋼管において、成分組成を限定すること（３Ｍｏ％＋Ｎｉ％：１．００超、或いは３Ｍｏ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％：１．２０％）により、特定の金属組織が定常的に形成され、ひいては所望の機械特性が実現される理由は、以下のとおりである。
本鋼板の強度は、主に、ベイネティックフェライトの強度に加えて、巻取り時の等温保持の際に析出するＭｏの炭化物による析出強化によって得られる。
Ｍｏの析出強化は、大凡６５０℃での等温保持をピークとして発現する。しかしながら、６５０℃での巻取りを行うと、ポリゴナルフェライトが生成しない５℃／秒を超える冷却速度で変態を開始させることが困難になる。
したがって、ポリゴナルフェライトの生成をできるだけ避けて、ベイネティックフェライト主体の組織を定常的に得るためには、適度に焼入れ性を高める必要がある。一方、Ｍｏの析出は鋼板の靱性を低下させるので、Ｍｏの利用は必要最低限にとどめる必要がある。
以上の観点から、焼入れ性向上元素であるＭｏ、Ｎｉ、Ｃｕについて、（３Ｍｏ％＋Ｎｉ％）：１．００％超の条件、或いは（３Ｍｏ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％）：１．２０％超の条件で添加すれば、ポリゴナルフェライトの生成をできるだけ防止することができる。その結果、鋼板の靱性を損なわない範囲でＭｏの析出強化を利用して、目標の引張強度を得ることができる。
なお、鋼板を成形して鋼管を製造する場合、成形過程で鋼板が加工硬化し、造管後の鋼管の強度が上昇する。加工硬化による強度の上昇分は、鋼板の成形性や加工度に依存して変動するので一概に定まらないが、造管後の鋼管において、所要の機械特性を確保するためには、加工硬化に依る強度の上昇分を考慮して、鋼板を製造する必要がある。
＜高強度電縫鋼管用鋼板の製造方法及び高強度電縫鋼管の製造方法＞
次に、本実施形態に係る高強度電縫鋼管用鋼板の製造方法（以下、単に「本鋼板の製法」と称する場合がある）及び本実施形態に係る高強度電縫鋼管の製造方法（以下、単に「本電縫鋼管の製法」と称する場合がある）について説明する。
（本鋼板の製法）
本鋼板の製法は、上述した本電縫鋼管の成分組成（特定組成）を有する熱延鋼板を、７９０℃以上で熱延し、平均冷却速度８〜１５℃／秒で冷却し、５５０〜６３０℃で巻き取るとともに、変態開始時には５℃／秒を超える冷却速度で熱延鋼板を冷却する。
本鋼板の製法においては、上記の、熱延温度、平均冷却速度、巻取温度、及び冷却速度により作用効果が相まって、本鋼板の金属組織が、ポリゴナルフェライト：１０面積％以下、及び、残部：ベイネティックフェライトとなる。
使用する熱延鋼板は、上記特定組成の溶鋼を、通常の鋳造法（好ましくは連続鋳造法）により得た鋳片を熱間圧延に供した熱延鋼板とする。なお、鋳片を、鋳造後そのまま熱間圧延に供してもよいし、一旦冷却後、再度所定の温度に加熱して熱間圧延に供してもよい。鋳片の加熱温度は１１５０〜１３００℃が好ましい。
熱延条件は、通常の熱延条件でよいが、熱延終了温度が７９０℃未満であると、圧延負荷が過度に増大し、熱間圧延が困難になり、生産性が低下するので、熱延終了温度は７９０℃以上とする。好ましくは８００℃以上である。
熱間圧延における累積圧下率については、後の冷却時の変態開始時に冷却速度を制御し、所定の金属組織を確実に得る上で、９５０℃以下の累積圧下率で５０％以上とすることが好ましい。
９５０℃を超える温度域の熱間圧延では、オーステナイトが再結晶するため、９５０℃を超える温度域の圧下率が高いと、熱間圧延終了時のオーステナイト相中の転位密度が小さくなり、所定の金属組織を得ることが難しくなる。
９５０℃以下の累積圧下率で５０％未満であると、ベイネティックフェライトの粒径が粗大化して、靱性が低下させるばかりでなく、ポリゴナルフェライトが析出した場合に、その平均粒径を２０μｍ以下にするのが難しくなる。より好ましくは９５０℃以下の累積圧下率で６５％以上である。
熱延終了後、熱延鋼板をＲＯＴ（Run Out Table）上で冷却し、５００〜６３０℃で巻き取る。熱延鋼板を巻き取るまでの間、平均冷却速度８〜１５℃／秒で、熱延鋼板を冷却する。この冷却の際、熱延鋼板の金属組織が変態を開始した時には５℃／秒超の冷却速度で熱延鋼板を冷却する。
熱延鋼板の巻取温度は５００〜６３０℃とする。巻取温度が５００℃未満であると、鋼板の引張強度が過度に上昇し、巻取りが困難になるので、巻取温度は５００℃以上とする。好ましくは５５０℃以上である。一方、巻取温度が、６３０℃を超えると、変態開始時の冷却速度を５℃／秒以上にすることが困難となり、粗大なポリゴナルフェライトが生成するので、巻取温度は６３０℃以下とする。好ましくは６１０℃以下である。
また、熱延鋼板を巻き取るまでの平均冷却速度は８〜１５℃／秒とする。平均冷却速度が８℃／秒未満であると、変態開始時の冷却速度を５℃／秒以上にすることが困難となるので、当該平均冷却速度は８℃／秒以上とする。好ましくは１０℃／秒以上である。
一方、平均冷却速度が１５℃／秒を超えると、巻取温度が５００℃未満となり、鋼板の強度が上昇しすぎて巻取りが困難になるばかりでなく、造管が困難になるおそれがあるので、熱延鋼板の平均冷却速度は１５℃／秒以下とする。好ましくは１３℃／秒以下である。
なお、熱延鋼板を、熱延終了後５００〜６３０℃で巻き取るまでの間、平均冷却速度８〜１５℃／秒で冷却すると、熱延鋼板を巻き取る直前に、熱延鋼板の温度が変態開始温度（具体的には６６５℃未満）に到達する。
変態開始時の冷却速度が５℃／秒以下であると、ポリゴナルフェライトが生成し易くなり、ポリゴナルフェライトを平均粒径２０μｍ以下とし、１０面積％以下にすることが困難になるので、変態開始時の冷却速度は５℃／秒超とする。好ましくは１０℃／秒以上である。変態開始時の冷却速度が速すぎると引張強度が高くなりすぎるが、平均冷却速度が１５℃／秒以下であれば、変態開始時の冷却速度が速すぎることはないので、変態開始時の冷却速度の上限値は限定しない。
熱延鋼板の温度が巻き取り直前で変態開始温度に到達した場合には、５℃／秒を超える冷却速度で、熱延鋼板を冷却すると、所要の金属組織（ポリゴナルフェライト：１０面積％以下、残部：ベイネティックフェライト）を形成することができる。その理由は、以下のとおりである。
変態開始温度は冷却速度の上昇とともに低下する。本鋼板の製法における変態開始温度は、変態開始時の冷却速度を５℃／秒とした場合、約６６５℃である。変態開始温度が６６５℃まで下がれば、ポリゴナルフェライトの生成は困難である。一方、本鋼板は、Ｃ量が低いために、焼入れ性が高くないので、１５℃／秒で冷却した場合にも変態開始温度は約６６５℃であり、ベイネティックフェライトが主体の金属組織となる。したがって、本鋼板の製法によれば、ポリゴナルフェライトが少ない、主にベイネティックフェライトからなる金属組織を形成することができる。
（本電縫鋼管の製法）
本電縫鋼管は、本鋼板を用い、冷間加工によって管状に成形し、鋼板端部を突き合わせて電縫溶接して得る。冷間加工条件は、特定の加工条件に限定されず、通常の加工条件を適用することができる。管全体には熱処理を施さないが、溶接部には、外表面を９５０〜１０５０℃に加熱し、加熱後、内表面において、冷却速度８℃／秒以上で、外表面の冷却停止温度６００〜４５０℃まで冷却する。
溶接部の熱処理は、通常、高周波加熱で、鋼管の外表面側から加熱し、外表面側から水冷して行う。溶接部の外表面の加熱温度が９５０℃未満であると、鋼管の管厚が厚い場合、溶接部の内表面まで、Ａｃ３点以上の温度に加熱できない場合があるので、溶接部の外表面の加熱温度は９５０℃以上とする。好ましくは９７０℃以上である。
一方、溶接部の外表面の加熱温度が１０５０℃を超えると、溶接部の結晶粒が粗大化して靱性が低下するので、溶接部の外表面の加熱温度は１０５０℃以下とする。好ましくは１０００℃以下である。加熱時間は特に限定しない。
加熱後の冷却速度が、溶接部の内表面において８℃／秒未満であると、溶接部にポリゴナルフェライトが過度に生成し、ベイネティックフェライト主体の金属組織が得られず、機械特性が低下するので、溶接部の内表面における冷却速度は８℃／秒以上とする。好ましくは１５℃／秒以上である。
溶接部の内表面における冷却速度の上限は、上部ベイナイトが生成しない冷却速度とする。なお、冷却速度の下限を、溶接部の内表面において定めたのは、冷却が、溶接部の外表面からの水冷で行われ、溶接部の内表面側ほど、冷却速度が遅くなるからである。
溶接部の外表面の冷却停止温度が６００℃を超えると、溶接部で所要の引張強度を得ることが困難になるので、溶接部の外表面の冷却停止温度は６００℃以下とする。好ましくは５５０℃以下である。一方、溶接部の外表面の冷却停止温度が４５０℃未満であると、溶接部の強度が上昇しすぎて靱性が低下するので、溶接部の外表面の冷却停止温度は４５０℃以上とする。好ましくは４８０℃以上である。
この熱処理により、溶接部においても、鋼管の母材部と同様に、所定の機械特性（Ｌ方向の引張強度：７２５ＭＰａ超、Ｌ方向の降伏強度：６５５〜７５８ＭＰａ、さらには、０℃でＣ方向のシャルピー値：２２Ｊ以上）を実現することができる。
以上により、本鋼板を管状に成形して電縫溶接し、さらに所定の熱処理を施して本電縫鋼管を得た場合には、溶接部において、鋼管の母材部と同様の機械特性を確保することができる。このため、例えばコンダクター、サーフェイスケーシングに用いられる油井管として好適な、肉厚１５ｍｍ以上で、外径３００ｍｍ以上の高強度電縫鋼管を、歩留り良く製造することができる。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例で設定した条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（実施例１）
表１に示す成分組成１〜１３の各成分の溶鋼を連続鋳造して鋼片を得、表２に示す製造条件記号ａの各条件に従い熱延鋼板を得、その後冷間で鋼板を管状に成形し、鋼板端部を電縫溶接して、外径４７３ｍｍの鋼管を得た。なお、表１中の指標Ｚは、（３Ｍｏ％＋Ｎｉ％）又は（３Ｍｏ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％）である。
製造した鋼管の母材部から試験片を採取し、Ｌ方向の断面を観察面として光学顕微鏡で金属組織を観察し、ポリゴナルフェライトの平均粒径を測定した。また、鋼管のＬ方向の引張強度ＴＳ、鋼管のＬ方向の０．５％耐力ＹＳ、母材部について０℃のＣ方向のシャルピー吸収エネルギーを測定した。その結果を表３に示す。
また、図１に、表２の各製造条件番号に沿って製造した鋼管のＬ方向における引張強度ＴＳと降伏強度ＹＳを示す。なお、図１中、本発明範囲の枠内に掲載されている矩形記号については実施例を示し、本発明範囲の枠外に掲載されている×印記号は比較例を示す。図１によれば、本電縫鋼管においては、引張強度７２５ＭＰａ超、及び、降伏強度６５５〜７５８ＭＰａが得られていることが判る。
（実施例２）
表１に示す成分組成１の溶鋼を連続鋳造して鋼片を得、表２に示す製造条件記号ａ〜ｋの各条件に従い熱延鋼板を得、その後冷間で鋼板を管状に成形し、鋼板端部を電縫溶接して、外径４７３ｍｍの鋼管を得た。
製造した鋼管の母材部及び溶接部から試験片を採取し、Ｌ方向の断面を観察面として光学顕微鏡で金属組織を観察し、ポリゴナルフェライトの平均粒径を測定した。また、鋼管のＬ方向の引張強度ＴＳ、鋼管のＬ方向の０．５％耐力ＹＳ、母材部及び溶接部のそれぞれについて０℃のＣ方向のシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）を測定した。その結果を表４に示す。なお、引張試験はＡＳＴＭ Ａ３７０に沿って行い、シャルピー吸収エネルギーの測定は、ＡＳＴＭ Ａ３７０及びＡＳＴＭ Ｅ２３に沿って行った。
さらに、図２に、表４の製造条件記号ａに沿って製造した本電縫鋼管の金属組織を示す。図２によれば、本電縫鋼管においては、ポリゴナルフェライト：１０面積％以下、及び、残部：ベイネティックフェライトからなる金属組織が得られていることが判る。

Claims (8)

  1. 成分組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０４０〜０．０７０％、
    Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
    Ｍｎ：１．６０〜２．００％、
    Ｎｂ：０．０２０〜０．０８０％、
    Ｖ ：０．０６０％以下、
    Ｔｉ：０．０１０〜０．０２５％、
    Ｍｏ：０．２０〜０．４０％、
    Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、
    Ａｌ：０．０５０％以下、
    ３Ｍｏ％＋Ｎｉ％：１．００％超、
    残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
    鋼管の母材部において表面から厚み方向に厚みの１／４の点として規定される点を基準点とした場合に、前記基準点を中心に厚み方向の双方に０．５ｍｍの幅を持つ領域における金属組織が、ポリゴナルフェライト：１０面積％以下、及び、残部：ベイネティックフェライトからなり、
    厚みが１５．０〜１９．８ｍｍであり、
    前記金属組織の機械特性が、軸方向の引張強度：７２５ＭＰａ超、軸方向の降伏強度：６５５〜７５８ＭＰａ、０℃で周方向のシャルピー吸収エネルギー：２２Ｊ以上である
    ことを特徴とする高強度電縫鋼管。
  2. 前記成分組成が、更に、質量％で、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．００４％以下、
    Ｎ：０．００６％以下、
    Ｏ：０．００４％以下、
    を含む、請求項１に記載の高強度電縫鋼管。
  3. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｃｕ：０．１０〜０．５０％、
    Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
    Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
    の１種または２種以上を含む、請求項１または２に記載の高強度電縫鋼管。
  4. （３Ｍｏ％＋Ｎｉ％＋Ｃｕ％）が１．２０％超である、請求項３に記載の高強度電縫鋼管。
  5. 前記ポリゴナルフェライトの平均粒径が２０μｍ以下である、請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度電縫鋼管。
  6. 請求項１から３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋳片を加熱し、９５０℃以下の累積圧下率が５０％以上、及び熱延終了温度が７９０℃以上で熱延し、平均冷却速度８〜１５℃／秒で冷却し、５００〜６３０℃で巻き取るとともに、変態開始時には５℃／秒を超える冷却速度で冷却することを特徴とする、高強度電縫鋼管用鋼板の製造方法。
  7. 前記変態開始時の温度が６６５℃未満である、請求項６に記載の高強度電縫鋼管用鋼板の製造方法。
  8. 請求項６又は７に記載の方法で製造した鋼板を管状に成形し、前記鋼板の端部を電縫溶接し、溶接部の外表面を９５０〜１０５０℃に加熱し、溶接部の内表面において、冷却速度８℃／秒以上で、前記外表面の冷却停止温度６００〜４５０℃まで冷却することを特徴とする、高強度電縫鋼管の製造方法。
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