JP7469616B2 - 油井用電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は油井用電縫鋼管およびその製造方法に関する。
油井管は、地底等で掘削した天然ガスおよび石油を汲み上げる際に使用される。近年では、掘削技術の向上等により、油井またはガス井における深井戸化が進み、掘削される領域が深くなっている。
掘削される領域が深くなると、地層圧、つまり外圧も高くなる。このため、油井管には、高い外圧を許容しうる高強度、高靭性が要求されつつある。例えば、特許文献１には、強度および靭性を高めた電縫鋼管が開示されている。
また、腐食性の硫化水素ガスを含み酸性化した井戸環境においては、腐食の一つである硫化物応力腐食割れ（以下、「ＳＳＣ」ともいう。）が発生しやすくなる。このため、硫化物応力腐食割れを抑制しうる、耐ＳＳＣ性についても要求される。
しかしながら、上記特許文献１に開示された電縫鋼管においては、耐ＳＳＣ性は検討されておらず、強度、靭性および耐ＳＳＣ性のすべてについて要求される特性を十分に満足しているとはいえない場合がある。
上述した強度と靭性とは、相反する特性であることから、両方の特性を要求される水準まで高めることは難しい場合がある。これら特性に加え、さらに、耐ＳＳＣ性をも向上させた油井用電縫鋼管を得ることが難しい場合がある。
本発明は、上記の課題を解決し、良好な、強度、靭性および耐ＳＳＣ性を有す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。
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の油井用電縫鋼管およびその製造方法を要旨とする。
（１）母材とシーム熱処理部とを有する電縫鋼管であって、
前記電縫鋼管の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１００％、
Ｓｉ：０．０１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．３０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００４０％以下、
Ａｌ：０．００１０～０．１００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
Ｍｏ：０．０１０～０．５００％、
Ｂ：０．００１５％以下、
Ｃａ：０．００１０～０．００５０％、
Ｖ：０．０１０～０．１００％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
前記母材の肉厚中央部における金属組織が、面積率で、
１０～５０％のフェライト、および
７％以下の硬質相を含み、
残部がベイニティックフェライトであり、かつフェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
前記シーム熱処理部の外表層における金属組織が、面積率で、
５０～８０％のフェライト、および
５％以下の硬質相を含み、残部がベイニティックフェライトであり、
前記母材の引張強さは７２４ＭＰａ以上であり、
前記母材および前記シーム熱処理部の降伏強度は６５５～７５８ＭＰａであり、
前記母材のシャルピー破面遷移温度が－４０℃以下で、－２０℃におけるシャルピー衝撃値が１２５Ｊ／ｃｍ２以上であり、
前記シーム熱処理部の硬さが２００～２６０ＨＶ１０の範囲であり、かつ
前記シーム熱処理部において、外表層の平均硬さと肉厚中央部の平均硬さとの関係が下記（ii）式を満足し、
前記シーム熱処理部における外表層の平均硬さと前記母材の平均硬さとの関係が下記（iii）式を満足する、油井用電縫鋼管。
Ｍｏ＋Ｖ≧０．１０ ・・・（ｉ）
ＨＶｏｕｔ－ＨＶｃｅｎｔｅｒ≦６０ ・・・（ii）
ＨＶｏｕｔ－ＨＶｂｓ≦６０ ・・・（iii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとし、上記式中の各記号は以下により定義される。
ＨＶｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｃｅｎｔｅｒ：シーム熱処理部における肉厚中央部のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｂｓ：母材のＨＶ１０での平均硬さ
前記電縫鋼管の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１００％、
Ｓｉ：０．０１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．３０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００４０％以下、
Ａｌ：０．００１０～０．１００％、
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Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
Ｍｏ：０．０１０～０．５００％、
Ｂ：０．００１５％以下、
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Ｖ：０．０１０～０．１００％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
前記母材の肉厚中央部における金属組織が、面積率で、
１０～５０％のフェライト、および
７％以下の硬質相を含み、
残部がベイニティックフェライトであり、かつフェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
前記シーム熱処理部の外表層における金属組織が、面積率で、
５０～８０％のフェライト、および
５％以下の硬質相を含み、残部がベイニティックフェライトであり、
前記母材の引張強さは７２４ＭＰａ以上であり、
前記母材および前記シーム熱処理部の降伏強度は６５５～７５８ＭＰａであり、
前記母材のシャルピー破面遷移温度が－４０℃以下で、－２０℃におけるシャルピー衝撃値が１２５Ｊ／ｃｍ２以上であり、
前記シーム熱処理部の硬さが２００～２６０ＨＶ１０の範囲であり、かつ
前記シーム熱処理部において、外表層の平均硬さと肉厚中央部の平均硬さとの関係が下記（ii）式を満足し、
前記シーム熱処理部における外表層の平均硬さと前記母材の平均硬さとの関係が下記（iii）式を満足する、油井用電縫鋼管。
Ｍｏ＋Ｖ≧０．１０ ・・・（ｉ）
ＨＶｏｕｔ－ＨＶｃｅｎｔｅｒ≦６０ ・・・（ii）
ＨＶｏｕｔ－ＨＶｂｓ≦６０ ・・・（iii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとし、上記式中の各記号は以下により定義される。
ＨＶｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｃｅｎｔｅｒ：シーム熱処理部における肉厚中央部のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｂｓ：母材のＨＶ１０での平均硬さ
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５～０．５０％、
Ｎｉ：０．０５～０．５０％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載の油井用電縫鋼管。
Ｃｕ：０．０５～０．５０％、
Ｎｉ：０．０５～０．５０％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載の油井用電縫鋼管。
（３）前記肉厚が１０～２５ｍｍである、上記（１）または（２）に記載の油井用電縫鋼管。
（４）（ａ）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋳片を、９５０℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上であり、かつ仕上圧延完了温度が８５０℃以下である条件で熱間圧延し、熱延鋼板とする工程と、
（ｂ）前記（ａ）の工程の後、前記熱延鋼板について冷却を開始し、冷却開始から６００～７００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２０．０℃／ｓ以上で冷却し、４５０～６００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２．０～１０．０℃／ｓで冷却する工程と、
（ｃ）前記熱延鋼板に成形および溶接を施し、電縫鋼管とする工程と、
（ｄ）前記電縫鋼管におけるシーム部を９００～１０５０℃に加熱する工程と、
（ｅ）前記加熱後に、水冷を開始し、４００～７００℃の温度域で水冷を停止し、
水冷の開始から完了までの平均冷却速度を１０．０～５０．０℃／ｓの範囲にする工程と、
を有し、
前記（ｅ）の工程において、外表面部の温度の上昇幅が３０℃以上となる復熱を２回以上生じさせる、油井用電縫鋼管の製造方法。
（ｂ）前記（ａ）の工程の後、前記熱延鋼板について冷却を開始し、冷却開始から６００～７００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２０．０℃／ｓ以上で冷却し、４５０～６００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２．０～１０．０℃／ｓで冷却する工程と、
（ｃ）前記熱延鋼板に成形および溶接を施し、電縫鋼管とする工程と、
（ｄ）前記電縫鋼管におけるシーム部を９００～１０５０℃に加熱する工程と、
（ｅ）前記加熱後に、水冷を開始し、４００～７００℃の温度域で水冷を停止し、
水冷の開始から完了までの平均冷却速度を１０．０～５０．０℃／ｓの範囲にする工程と、
を有し、
前記（ｅ）の工程において、外表面部の温度の上昇幅が３０℃以上となる復熱を２回以上生じさせる、油井用電縫鋼管の製造方法。
本発明によれば、良好な強度、靭性および耐ＳＳＣ性を有する油井用電縫鋼管を得ることができる。
本発明者は、良好な、強度、靭性および耐ＳＳＣ性を有する油井用電縫鋼管を得るため、検討を行い、以下の（ａ）～（ｃ）の知見を得た。
（ａ）鋼管としての強度および靭性を確保するためには、化学組成を調整するとともに、母材の金属組織を、基本的にはベイナイト相およびフェライト相からなる金属組織とすることが好ましい。上記相の割合のバランスを調整することで、良好な、強度と靭性とを有する鋼管を得ることができる。
（ｂ）強度および靭性に加え、耐ＳＳＣ性を向上させるためには、１）鋼管のシーム熱処理部において、表層と肉厚中央部との硬さの差を小さくし、かつ２）シーム熱処理部の表層と母材の硬さの差を小さくすることが有効である。このような硬さの差が大きいと、鋼管表面においてＳＳＣが発生しやすくなるからである。
（ｃ）鋼管のシーム熱処理部において、表層と肉厚中央部との硬さの差を小さく、またシーム熱処理部の表層と母材の硬さの差を小さくするためには、溶接後の熱処理において、復熱を利用することが好ましい。水冷による冷却過程においては、鋼管表面から冷却されるため、表層での冷却速度は肉厚中央部に比べて相対的に速くなる。
ここで、復熱とは、水冷を停止した際に、肉厚中央部の熱が表層に伝導することで、一時的に表層の温度が上昇する現象をいう。この復熱を利用することで、表層での冷却速度が肉厚中央部に比べて過度に高くなるのを抑えることが可能となる。その結果、表層での硬さの上昇を抑制し、肉厚中央部および母材との硬さの差を小さくすることができる。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．本発明に係る電縫鋼管の概要
本発明に係る電縫鋼管は、母材とシーム熱処理部とを有する。ここで、母材とは、電縫鋼管において、シーム熱処理部以外の部分のことをいう。なお、後述する説明においては溶接により溶融、再凝固した部分をシーム部と記載して説明する。また、シーム熱処理部とは、溶接により、金属が溶融し、再凝固した部分、すなわちシーム部と、溶接熱、溶接後の再加熱およびその後の冷却（シーム熱処理）によって組織的に変化を生じた部分のことをいう。
本発明に係る電縫鋼管は、母材とシーム熱処理部とを有する。ここで、母材とは、電縫鋼管において、シーム熱処理部以外の部分のことをいう。なお、後述する説明においては溶接により溶融、再凝固した部分をシーム部と記載して説明する。また、シーム熱処理部とは、溶接により、金属が溶融し、再凝固した部分、すなわちシーム部と、溶接熱、溶接後の再加熱およびその後の冷却（シーム熱処理）によって組織的に変化を生じた部分のことをいう。
シーム熱処理部は、組織観察において所定の腐食液でエッチング等を行うことで、母材と区別して特定することができる。
２．化学組成
電縫鋼管の化学組成についての各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
電縫鋼管の化学組成についての各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３０～０．１００％
Ｃは、鋼の強度を高める効果を有する。このため、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。これより低いＣ含有量では、母材の強度が低下するからである。Ｃ含有量は０．０４０％以上とするのが好ましく、０．０５０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃ含有量が０．１００％を超えると、過剰に強度が高くなり、加えて、硬質相も生成しやすくなり、靭性が低下する。耐ＳＳＣ性も低下する。このため、Ｃ含有量は０．１００％以下とする。Ｃ含有量は、０．０９０％以下とするのが好ましく、０．０８０％以下とするのがより好ましい。
Ｃは、鋼の強度を高める効果を有する。このため、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。これより低いＣ含有量では、母材の強度が低下するからである。Ｃ含有量は０．０４０％以上とするのが好ましく、０．０５０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃ含有量が０．１００％を超えると、過剰に強度が高くなり、加えて、硬質相も生成しやすくなり、靭性が低下する。耐ＳＳＣ性も低下する。このため、Ｃ含有量は０．１００％以下とする。Ｃ含有量は、０．０９０％以下とするのが好ましく、０．０８０％以下とするのがより好ましい。
Ｓｉ：０．０１０～０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として使用され、母材に粗大な酸化物が生成することを抑制する。Ｓｉは、靭性を向上させる効果も有する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０５０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると硬質相が生成し、靭性が低下する場合がある。このため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とするのが好ましい。Ｓｉ含有量は０．３５０％以下とするのが好ましい。
Ｓｉは、脱酸剤として使用され、母材に粗大な酸化物が生成することを抑制する。Ｓｉは、靭性を向上させる効果も有する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０５０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると硬質相が生成し、靭性が低下する場合がある。このため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とするのが好ましい。Ｓｉ含有量は０．３５０％以下とするのが好ましい。
Ｍｎ：１．３０～２．００％
Ｍｎは、鋼を固溶強化する効果を有する。また、Ｍｎ含有量が１．３０％未満になると、固溶強化による強度向上が十分でなく、母材強度およびシーム熱処理部の強度が低下する。また、組織の粗大化により靭性も低下する場合がある。このため、所望する強度を得るために、Ｍｎ含有量は、１．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は、１．４０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、硬質相が生成しやすくなるとともに、鋼管の肉厚中央部に粗大なＭｎＳが生成し、母材靭性を損なう場合がある。また、耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。このため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、１．８０％以下とするのが好ましい。
Ｍｎは、鋼を固溶強化する効果を有する。また、Ｍｎ含有量が１．３０％未満になると、固溶強化による強度向上が十分でなく、母材強度およびシーム熱処理部の強度が低下する。また、組織の粗大化により靭性も低下する場合がある。このため、所望する強度を得るために、Ｍｎ含有量は、１．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は、１．４０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、硬質相が生成しやすくなるとともに、鋼管の肉厚中央部に粗大なＭｎＳが生成し、母材靭性を損なう場合がある。また、耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。このため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、１．８０％以下とするのが好ましい。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、不純物として含有される元素である。Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、Ｐが粒界に偏析することで靭性を損なう。このため、Ｐ含有量は、０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０１５％以下、さらに０．０１０％以下が好ましい。
Ｐは、不純物として含有される元素である。Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、Ｐが粒界に偏析することで靭性を損なう。このため、Ｐ含有量は、０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０１５％以下、さらに０．０１０％以下が好ましい。
Ｓ：０．００４０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素である。Ｓが過剰に含有されると鋼の靭性を低下させる。また、耐ＳＳＣ性も低下させる場合がある。このため、Ｓ含有量は、０．００４０％以下とする。Ｓ含有量は０．００３０％以下とするのが好ましく、さらに０．００２０％以下とするのが好ましい。
Ｓは、不純物として含有される元素である。Ｓが過剰に含有されると鋼の靭性を低下させる。また、耐ＳＳＣ性も低下させる場合がある。このため、Ｓ含有量は、０．００４０％以下とする。Ｓ含有量は０．００３０％以下とするのが好ましく、さらに０．００２０％以下とするのが好ましい。
Ａｌ：０．００１０～０．１００％
Ａｌは、Ｓｉ同様、鋼に脱酸剤として使用される。十分に脱酸されないと、フリー酸素に起因する割れが発生しやすくなる。このため、Ａｌ含有量は、０．００１０％以上とする。Ａｌ含有量は０．００５０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、Ａｌ系酸化物が形成し、靭性が低下する。このため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は０．０４０％以下とするのが好ましい。
Ａｌは、Ｓｉ同様、鋼に脱酸剤として使用される。十分に脱酸されないと、フリー酸素に起因する割れが発生しやすくなる。このため、Ａｌ含有量は、０．００１０％以上とする。Ａｌ含有量は０．００５０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、Ａｌ系酸化物が形成し、靭性が低下する。このため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は０．０４０％以下とするのが好ましい。
Ｎ：０．００１０～０．０１００％
Ｎは、鋼中に主にＴｉと窒化物を形成することで結晶粒の粗大化を抑制し、母材の靭性を向上させる。このため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は０．００２０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎを、０．０１００％を超えて含有すると、窒化物の生成量が増加し、母材靭性が低下する。また、耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。このため、Ｎ含有量は０.０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下、さらに０．００４０％以下とするのが好ましい。
Ｎは、鋼中に主にＴｉと窒化物を形成することで結晶粒の粗大化を抑制し、母材の靭性を向上させる。このため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は０．００２０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎを、０．０１００％を超えて含有すると、窒化物の生成量が増加し、母材靭性が低下する。また、耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。このため、Ｎ含有量は０.０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下、さらに０．００４０％以下とするのが好ましい。
Ｎｂ：０．０１０～０．１００％
Ｎｂは、靭性の向上および母材の強度向上に寄与する。Ｎｂを含有させることで、未再結晶温度域での圧延により、靭性向上が期待できる。このため、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とする。Ｎｂ含有量は０．０４０％以上とするのが好ましく、さらに０．０５０％以上とするのが好ましい。Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭化物が形成し、母材靭性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８５％以下とするのが好ましい。
Ｎｂは、靭性の向上および母材の強度向上に寄与する。Ｎｂを含有させることで、未再結晶温度域での圧延により、靭性向上が期待できる。このため、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とする。Ｎｂ含有量は０．０４０％以上とするのが好ましく、さらに０．０５０％以上とするのが好ましい。Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭化物が形成し、母材靭性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８５％以下とするのが好ましい。
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％
Ｔｉは、鋼中に炭窒化物を形成し、母材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る。Ｔｉを０．０１０％以上含有することで、鋼の組織を微細化させることが可能である。また固溶している窒素を補足し、その量を低減することにより、靱性および耐ＳＳＣ性を向上させる効果がある。このため、Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、０．０１２％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、母材靭性の低下を招く。このため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０２０％以下とするのが好ましい。
Ｔｉは、鋼中に炭窒化物を形成し、母材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る。Ｔｉを０．０１０％以上含有することで、鋼の組織を微細化させることが可能である。また固溶している窒素を補足し、その量を低減することにより、靱性および耐ＳＳＣ性を向上させる効果がある。このため、Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、０．０１２％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、母材靭性の低下を招く。このため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０２０％以下とするのが好ましい。
Ｍｏ：０．０１０～０．５００％
Ｍｏは、析出強化により強度を向上させる効果を有する。このため、Ｍｏ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｍｏ含有量は０．０５０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｏを多量に含有させると、Ｍｏ炭窒化物または硬質相等が生成し、母材靭性を低下させる場合がある。このため、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．３５０％以下とするのが好ましい。
Ｍｏは、析出強化により強度を向上させる効果を有する。このため、Ｍｏ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｍｏ含有量は０．０５０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｏを多量に含有させると、Ｍｏ炭窒化物または硬質相等が生成し、母材靭性を低下させる場合がある。このため、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．３５０％以下とするのが好ましい。
Ｂ：０．００１５％以下
Ｂは、微量の添加でも、鋼の焼入れ性を高める効果を有する。しかしながら、Ｂが０．００１５％を超えると、母材強度が過剰になる。このため、Ｂ含有量は０．００１５％以下とする。Ｂ含有量は０．０００８％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましい。
Ｂは、微量の添加でも、鋼の焼入れ性を高める効果を有する。しかしながら、Ｂが０．００１５％を超えると、母材強度が過剰になる。このため、Ｂ含有量は０．００１５％以下とする。Ｂ含有量は０．０００８％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましい。
Ｃａ：０．００１０～０．００５０％
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効果を有する。また、耐ＳＳＣ性を向上させる場合がある。このため、Ｃａ含有量は、０．００１０％以上とする。Ｃａ含有量は０．００１５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃａ含有量が、０．００５０％を超えると、Ｃａ系の粗大な介在物またはクラスターが形成し、靭性に悪影響を及ぼす場合がある。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４０％以下とするのが好ましい。
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効果を有する。また、耐ＳＳＣ性を向上させる場合がある。このため、Ｃａ含有量は、０．００１０％以上とする。Ｃａ含有量は０．００１５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃａ含有量が、０．００５０％を超えると、Ｃａ系の粗大な介在物またはクラスターが形成し、靭性に悪影響を及ぼす場合がある。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４０％以下とするのが好ましい。
Ｖ：０．０１０～０．１００％
Ｖは、鋼の圧延中に炭窒化物を形成し、ピン止め効果により金属組織を微細化する効果を有する。このため、Ｖ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｖ含有量は０．０３０％以上とするのが好ましく、さらに０．０４５％以上が好ましい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、Ｖ炭窒化物が粗大となり、母材靭性が低下する。このため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は０．０８０％以下とするのが好ましい。
Ｖは、鋼の圧延中に炭窒化物を形成し、ピン止め効果により金属組織を微細化する効果を有する。このため、Ｖ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｖ含有量は０．０３０％以上とするのが好ましく、さらに０．０４５％以上が好ましい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、Ｖ炭窒化物が粗大となり、母材靭性が低下する。このため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は０．０８０％以下とするのが好ましい。
上記元素に加え、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＲＥＭから選択される一種以上を含有してもよい。
Ｃｕ：０～０．５０％
Ｃｕは、母材の強度の向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、微細なＣｕ粒子を生成し、靭性を著しく低下させる場合がある。このため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とするのが好ましい。
Ｃｕは、母材の強度の向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、微細なＣｕ粒子を生成し、靭性を著しく低下させる場合がある。このため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とするのが好ましい。
Ｎｉ：０～０．５０％
Ｎｉは、鋼の強度および靭性の向上に寄与する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、強度が過剰に高くなる。このため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
Ｎｉは、鋼の強度および靭性の向上に寄与する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、強度が過剰に高くなる。このため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
Ｃｒ：０～０．５０％
Ｃｒは、鋼を固溶強化させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒは溶接性を低下させる元素でもある。このため、Ｃｒを過剰に含有させると、シーム熱処理部に形成したＣｒ系介在物により溶接欠陥が発生する。このため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
Ｃｒは、鋼を固溶強化させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒは溶接性を低下させる元素でもある。このため、Ｃｒを過剰に含有させると、シーム熱処理部に形成したＣｒ系介在物により溶接欠陥が発生する。このため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭ：０～０．０１００％
ＲＥＭは、脱酸および脱硫効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを、０．０１００％を超えて、含有させると、粗大な酸化物を生じて母材靭性を低下させる場合がある。このため、ＲＥＭ含有量は、０．０１００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭは、脱酸および脱硫効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを、０．０１００％を超えて、含有させると、粗大な酸化物を生じて母材靭性を低下させる場合がある。このため、ＲＥＭ含有量は、０．０１００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。
本発明において、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
本発明の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本発明に係る鋼管においては、鋼管としての良好な強度を得るため、下記（ｉ）式を満足する。
Ｍｏ＋Ｖ≧０．１０ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
Ｍｏ＋Ｖ≧０．１０ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（ｉ）式左辺値が０．１０未満であると、母材のフェライト相の生成量が増加し、Ｍｏ、Ｖなどの炭化物の量が低下するため、鋼管としての十分な強度を得ることができない。また、シーム熱処理部の降伏強度が低下する場合がある。このため、（ｉ）式左辺値が０．１０以上とし、０．２５以上とするのが好ましい。一方（ｉ）式左辺値は、ＭｏおよびＶの組成範囲から、通常、０．６００以下となる。
３．鋼管母材の金属組織
３－１．面積率
本発明に係る鋼管母材の肉厚中央部における金属組織は、面積率で、１０～５０％のフェライトおよび７％以下の硬質相を含み、残部がベイニティックフェライトである。ここで、金属組織の面積率が上記割合を満足することで、鋼管母材の強度と靭性とを向上させることができる。母材の肉厚中央部において、フェライトが、面積率で、１０％未満であると、鋼管の靭性が低下する。このため、母材の肉厚中央部において、フェライトは、面積率で、１０％以上とし、３０％以上とするのが好ましい。
３－１．面積率
本発明に係る鋼管母材の肉厚中央部における金属組織は、面積率で、１０～５０％のフェライトおよび７％以下の硬質相を含み、残部がベイニティックフェライトである。ここで、金属組織の面積率が上記割合を満足することで、鋼管母材の強度と靭性とを向上させることができる。母材の肉厚中央部において、フェライトが、面積率で、１０％未満であると、鋼管の靭性が低下する。このため、母材の肉厚中央部において、フェライトは、面積率で、１０％以上とし、３０％以上とするのが好ましい。
しかしながら、母材の肉厚中央部において、フェライトが、面積率で、５０％超であると、強度が低下する。このため、母材の肉厚中央部において、フェライトは、面積率で、５０％以下とし、４０％以下とするのが好ましい。
母材の肉厚中央部において、金属組織は、基本的には、フェライトおよびベイニティックフェライトからなるが、一部、不可避的に生成してしまう硬質相を含んでもよい。ここで、硬質相とは、具体的には、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ－ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）、パーライト、疑似パーライトなどを指す。なお、疑似パーライトはセメンタイトとフェライトとが完全なラメラ状を呈していない組織である。母材の肉厚中央部において硬質相は、面積率で、７％以下とし、極力含まれないのが好ましい。上記硬質相が面積率で、７％を超えて生成すると、靭性が低下するからである。硬質相は面積率で５％以下であるのが好ましく、２％以下であるのがより好ましい。
母材の肉厚中央部において、フェライトおよび硬質相以外の残部は、ベイニティックフェライトとする。ベイニティックフェライトを所定量含むことによって、強度を確保することができるからである。
３－２．フェライトの平均結晶粒径
鋼管母材の肉厚中央部における金属組織において、フェライトの平均結晶粒径は２０μｍ以下とする。上記フェライトの平均結晶粒径が２０μｍを超えると、靭性が低下するからである。上記フェライトの平均結晶粒径は２０μｍ以下とし、１５μｍ以下とするのが好ましい。なお、上記フェライトの平均結晶粒径の下限は特に定めないが、通常、５μｍ以上となる。
鋼管母材の肉厚中央部における金属組織において、フェライトの平均結晶粒径は２０μｍ以下とする。上記フェライトの平均結晶粒径が２０μｍを超えると、靭性が低下するからである。上記フェライトの平均結晶粒径は２０μｍ以下とし、１５μｍ以下とするのが好ましい。なお、上記フェライトの平均結晶粒径の下限は特に定めないが、通常、５μｍ以上となる。
３－３．組織の観察
フェライトの面積率は、鋼管のシーム部から周方向に９０°ずれた位置の断面（詳細には、鋼管長手方向に対して垂直な断面）における肉厚中央部において、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｒａｃｔｉｏｎ）法により得られたデータに基づいて画像解析により求める。上記位置であれば、シーム熱処理部から十分離れているため、確実に母材の金属組織を観察することができるからである。
フェライトの面積率は、鋼管のシーム部から周方向に９０°ずれた位置の断面（詳細には、鋼管長手方向に対して垂直な断面）における肉厚中央部において、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｒａｃｔｉｏｎ）法により得られたデータに基づいて画像解析により求める。上記位置であれば、シーム熱処理部から十分離れているため、確実に母材の金属組織を観察することができるからである。
具体的な方法として、上記断面を鏡面研磨後、コロイダルシリカによる仕上げ研磨を行い、観察面を形成させる。その後、上記観察面を、電界放出型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ社製・７００１Ｆ）を用いて、２００μｍ×３００μｍの領域について、０．３μｍステップにて、ＥＢＳＤ法でＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）解析により結晶方位解析を行う。この解析により、フェライトの面積率を測定する。また、残部組織の同定は、フェライトの面積率等を測定した断面を鏡面研磨後、ナイタールでエッチングし、光学顕微鏡を用いて４００倍で観察することにより行う。
平均結晶粒径については、同様にＥＢＳＤ法に基づき、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の結晶粒と判定する。判定された各フェライト粒の円相当直径の相加平均値をフェライトの平均結晶粒径とする。また、上記の測定においては、組織観察および平均結晶粒径の測定ともに、別視野で５視野以上測定し、その平均値に基づき、面積率および平均結晶粒径とする。
４．鋼管のシーム熱処理部の金属組織
本発明に係る鋼管のシーム熱処理部の外表層における金属組織は、面積率で、５０～８０％のフェライトおよび５％以下の硬質相を含み、残部がベイニティックフェライトである。ここで、上記外表層とは、電縫鋼管の長手方向に垂直な断面において、外表面、つまり鋼管外径側の表面から１．５ｍｍ位置の領域のことを言う。
本発明に係る鋼管のシーム熱処理部の外表層における金属組織は、面積率で、５０～８０％のフェライトおよび５％以下の硬質相を含み、残部がベイニティックフェライトである。ここで、上記外表層とは、電縫鋼管の長手方向に垂直な断面において、外表面、つまり鋼管外径側の表面から１．５ｍｍ位置の領域のことを言う。
シーム熱処理部の外表層においてフェライトが、面積率で、５０％未満であると、シーム熱処理部において、十分な靭性を確保することができず、鋼管全体の靭性が低下する。また、シーム熱処理部において、シーム熱処理部の外表層と板厚中心部の硬さの差およびシーム熱処理部の外表層と母材部の硬さの差が大きくなり、耐ＳＳＣ性が低下する。このため、シーム熱処理部の外表層においてフェライトは、面積率で、５０％以上とし、６０％以上とするのが好ましい。
しかしながら、シーム熱処理部の外表層においてフェライトが、面積率で、８０％を超えると、シーム熱処理部の強度を十分確保することができず、鋼管全体の強度が低下する。このため、シーム熱処理部の外表層においてフェライトは、面積率で、８０％以下とし、７０％以下とするのが好ましい。
なお、シーム熱処理部の外表層において、金属組織は、基本的には、フェライトおよびベイニティックフェライトからなるが、一部、不可避的に生成してしまう硬質相を含んでもよい。ここで、硬質相とは、具体的には、ＭＡ、パーライト、疑似パーライトなどを指す。なお、疑似パーライトはセメンタイトとフェライトとが完全なラメラ状を呈していない組織である。シーム熱処理部の外表層において硬質相は、面積率で、５％以下とし、極力含まれないのが好ましい。上記硬質相が面積率で、５％を超えて生成すると、靭性が低下するからである。硬質相は面積率で３％以下であるのが好ましく、２％以下であるのがより好ましい。
また、シーム熱処理部のフェライトの面積率も母材と同様に測定することができる。具体的には、シーム熱処理部の金属組織は、鋼管長手方向に垂直な面が観察面となるように鋼管のシーム部が中央になるように、縦：成品厚さまま、横：１０ｍｍ程度の試料を切り出し、シーム熱処理部を特定するためにナイタール等でエッチングする。続いて、母材のフェライトの面積率を測定した方法と同様の方法により、シーム熱処理部におけるフェライトの面積率を測定する。
５．機械的特性
５－１．強度
本発明に係る鋼管母材の引張強さは７２４ＭＰａ以上とする。また、母材およびシーム熱処理部の降伏強度は６５５～７５８ＭＰａとする。上記範囲とする理由は、鋼管として所望する強度を得るためである。
５－１．強度
本発明に係る鋼管母材の引張強さは７２４ＭＰａ以上とする。また、母材およびシーム熱処理部の降伏強度は６５５～７５８ＭＰａとする。上記範囲とする理由は、鋼管として所望する強度を得るためである。
母材部の引張試験は、鋼管の長手方向（鋼板圧延方向）の全厚試験片を引張試験片として上記電縫鋼管より採取し、引張試験を行う。引張試験結果に基づき、降伏強度（ＹＳ：０．５％全伸び）および引張強さ（ＴＳ）を測定する。ここで、母材の引張試験片は、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。
シーム熱処理部の引張試験は、鋼管の周方向（圧延垂直方向）の全厚試験片を引張試験片として、上記電縫鋼管のシーム熱処理部が引張試験片の標点間の略中央部になるように採取し、反り矯正をした後、引張試験を行う。引張試験結果に基づき、降伏強度（ＹＳ：０．５％全伸び）を測定する。
５－２．靭性
本発明に係る鋼管母材のシャルピー破面遷移温度は－４０℃以下とする。また、鋼管母材において、－２０℃におけるシャルピー衝撃値が１２５Ｊ／ｃｍ２以上とする。上記範囲とする理由は、鋼管としての十分な靭性を得るためである。
本発明に係る鋼管母材のシャルピー破面遷移温度は－４０℃以下とする。また、鋼管母材において、－２０℃におけるシャルピー衝撃値が１２５Ｊ／ｃｍ２以上とする。上記範囲とする理由は、鋼管としての十分な靭性を得るためである。
靭性については、シャルピー試験により評価する。具体的には周方向（鋼板の圧延垂直方向）のＶノッチシャルピー試験片を電縫鋼管の母材（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）より採取する。この際、Ｖノッチの深さ方向は鋼管長手方向とする。試験温度０～－１００℃でＶノッチシャルピー試験を行い、破面遷移温度を調査するとともに、－２０℃での衝撃値を測定する。
５－３．硬さ
本発明に係る鋼管のシーム熱処理部の硬さは２００～２６０ＨＶ１０の範囲とする。シーム熱処理部の硬さが２００ＨＶ１０未満であると、鋼管として十分な強度を得ることができない。このため、シーム熱処理部の硬さは２００ＨＶ１０以上とする。シーム熱処理部の硬さは２１０ＨＶ１０以上とするのが好ましく、２２０ＨＶ１０以上とするのがより好ましい。
本発明に係る鋼管のシーム熱処理部の硬さは２００～２６０ＨＶ１０の範囲とする。シーム熱処理部の硬さが２００ＨＶ１０未満であると、鋼管として十分な強度を得ることができない。このため、シーム熱処理部の硬さは２００ＨＶ１０以上とする。シーム熱処理部の硬さは２１０ＨＶ１０以上とするのが好ましく、２２０ＨＶ１０以上とするのがより好ましい。
一方、シーム熱処理部の硬さが２６０ＨＶ１０を超えると、耐ＳＳＣ性が低下する。このため、シーム熱処理部の硬さは２６０ＨＶ１０以下とする。シーム熱処理部の硬さは２５０ＨＶ１０以下とするのが好ましく、２４５ＨＶ１０以下とするのがより好ましい。
ここで、シーム熱処理部の硬さとは、図１に示すように、鋼管長手方向に垂直な断面において、鋼管のシーム部での外表面から１．５ｍｍ位置（「外表層」ともいう。）および肉厚中央部の２点に、上記各点から、シーム部での厚さ方向に垂直な方向に両側２ｍｍずつ離れた位置の４点を加えた、計６点において硬さ測定を行った場合の平均硬さである。なお、「ＨＶ１０」とは、試験力を９８Ｎ（１０ｋｇｆ）として、ビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する（ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９を参照）。
また、本発明に係る鋼管においては、硬さの差を規定する。具体的には、シーム熱処理部において、外表層の平均硬さと肉厚中央部の平均硬さとの関係が下記（ii）式を満足する。
ＨＶｏｕｔ－ＨＶｃｅｎｔｅｒ≦６０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ＨＶｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｃｅｎｔｅｒ：シーム熱処理部における肉厚中央部のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｏｕｔ－ＨＶｃｅｎｔｅｒ≦６０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ＨＶｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｃｅｎｔｅｒ：シーム熱処理部における肉厚中央部のＨＶ１０での平均硬さ
（ii）式左辺値が６０を超えると、肉厚中央部と鋼管外表面との硬さの差が大きくなり、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。このため、（ii）式左辺値は６０以下とし、５０以下とするのが好ましい。（ii）式左辺値は小さければ、小さい程好ましい。
さらに、シーム熱処理部における外表層の平均硬さと母材の平均硬さとの関係が下記（iii）式を満足する。
ＨＶｏｕｔ－ＨＶｂｓ≦６０ ・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ＨＶｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｂｓ：母材のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｏｕｔ－ＨＶｂｓ≦６０ ・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ＨＶｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｂｓ：母材のＨＶ１０での平均硬さ
（iii）式左辺値が６０を超えると、シーム熱処理部と母材との硬さの差が大きくなり、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。このため、（iii）式左辺値は６０以下とし、５０以下とするのが好ましい。（iii）式左辺値は小さければ、小さい程好ましい。
シーム熱処理部の硬さについては、図１に示すように、鋼管長手方向に垂直な断面において、鋼管のシーム部での外表面から１．５ｍｍ位置の１点に、その１点からシーム部での厚さ方向に垂直な方向に両側２ｍｍずつ離れた位置の２点を加えた、計３点において硬さ測定を行う。測定した上記３点の平均の硬さをシーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ、つまりＨＶｏｕｔとする。
同様に、鋼管のシーム部での肉厚中央部の１点に、その１点からシーム部での厚さ方向に垂直な方向に両側２ｍｍずつ離れた位置の２点を加えた、計３点において硬さ測定を行う。測定した３点の平均の硬さを、シーム熱処理部における肉厚中央部のＨＶ１０での平均硬さ、つまりＨＶｃｅｎｔｅｒとする。さらに、図１に示すように、シーム部から、直線的に３０ｍｍ離れた位置での外表層、肉厚中央部、肉厚３／４部での３点の硬さ測定を行う。３点の平均の硬さを、母材のＨＶ１０での平均硬さ、つまりＨＶｂｓとする。
なお、本発明においては、鋼管の外表面から１．５ｍｍ位置を外表層という。肉厚１／４部とは、鋼管外表面からの肉厚方向の距離が肉厚の１／４である部位をいう。同様に、肉厚３／４部とは、鋼管外表面からの肉厚方向の距離が肉厚の３／４である部位をいう。
５－４．肉厚
本発明に係る鋼管は、肉厚が１０～２５ｍｍの範囲であるのが好ましく、１５～２２ｍｍの範囲であるのがより好ましい。また、鋼管の外径は４０６．４～６０７．２ｍｍであるのが好ましい。
本発明に係る鋼管は、肉厚が１０～２５ｍｍの範囲であるのが好ましく、１５～２２ｍｍの範囲であるのがより好ましい。また、鋼管の外径は４０６．４～６０７．２ｍｍであるのが好ましい。
６．製造方法
本発明に係る電縫鋼管の好ましい製造方法について説明する。下記記載の製造方法により、本発明に係る電縫鋼管を安定して得ることができる。本発明に係る電縫鋼管の製造方法は、
（ａ）上記の化学組成を有する鋳片を、９５０℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上であり、かつ仕上圧延完了温度が８５０℃以下である条件で熱間圧延し、熱延鋼板とする工程と、
（ｂ）上記（ａ）の工程の後、上記熱延鋼板について冷却を開始し、冷却開始から６００～７００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２０．０℃／ｓ以上で冷却し、４５０～６００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２．０～１０．０℃／ｓで冷却する工程と、
（ｃ）上記熱延鋼板に成形および溶接を施し、電縫鋼管とする工程と、
（ｄ）電縫鋼管におけるシーム部を９００～１０５０℃に加熱する工程と、
（ｅ）加熱後に、水冷を開始し、４００～７００℃の温度域で水冷を停止し、
水冷の開始から完了までの平均冷却速度を１０．０～５０．０℃／ｓの範囲にする工程と、
を有し、
前記（ｅ）の工程において、外表面部の温度の上昇幅が３０℃以上となる復熱を２回以上生じさせるのが好ましい。
本発明に係る電縫鋼管の好ましい製造方法について説明する。下記記載の製造方法により、本発明に係る電縫鋼管を安定して得ることができる。本発明に係る電縫鋼管の製造方法は、
（ａ）上記の化学組成を有する鋳片を、９５０℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上であり、かつ仕上圧延完了温度が８５０℃以下である条件で熱間圧延し、熱延鋼板とする工程と、
（ｂ）上記（ａ）の工程の後、上記熱延鋼板について冷却を開始し、冷却開始から６００～７００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２０．０℃／ｓ以上で冷却し、４５０～６００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２．０～１０．０℃／ｓで冷却する工程と、
（ｃ）上記熱延鋼板に成形および溶接を施し、電縫鋼管とする工程と、
（ｄ）電縫鋼管におけるシーム部を９００～１０５０℃に加熱する工程と、
（ｅ）加熱後に、水冷を開始し、４００～７００℃の温度域で水冷を停止し、
水冷の開始から完了までの平均冷却速度を１０．０～５０．０℃／ｓの範囲にする工程と、
を有し、
前記（ｅ）の工程において、外表面部の温度の上昇幅が３０℃以上となる復熱を２回以上生じさせるのが好ましい。
６－１．熱間圧延
上記の化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造法などにより鋳片を得る。得られた鋳片を１１００～１３５０℃の範囲で加熱するのが好ましい。鋳片を加熱する温度（以下、「鋳片加熱温度」ともいう。）が１１００℃未満であると、未固溶のＮｂがＮｂ炭化物を生成し、強度および靭性が低下する。このため、鋳片加熱温度が１１００℃以上とするのが好ましい。しかしながら、鋳片加熱温度が１３５０℃を超えると、結晶粒が粗大になり、却って靭性が低下する。このため、鋳片加熱温度は１３５０℃以下とするのが好ましい。
上記の化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造法などにより鋳片を得る。得られた鋳片を１１００～１３５０℃の範囲で加熱するのが好ましい。鋳片を加熱する温度（以下、「鋳片加熱温度」ともいう。）が１１００℃未満であると、未固溶のＮｂがＮｂ炭化物を生成し、強度および靭性が低下する。このため、鋳片加熱温度が１１００℃以上とするのが好ましい。しかしながら、鋳片加熱温度が１３５０℃を超えると、結晶粒が粗大になり、却って靭性が低下する。このため、鋳片加熱温度は１３５０℃以下とするのが好ましい。
続いて、加熱した鋳片を９５０℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上であり、かつ仕上圧延完了温度が８５０℃以下である条件で熱間圧延をし、熱延鋼板とするのが好ましい。上記の条件で熱間圧延を行うことで、十分、金属組織を微細化することができ、強度と靭性とを向上させることができるからである。なお、本発明に係る鋼管の肉厚は１０～２５ｍｍであるのが好ましく、１５～２２ｍｍの範囲であるのがより好ましい。このため、熱延鋼板の板厚は鋼管の肉厚と同様に１０～２５ｍｍであるのが好ましく、１５～２２ｍｍの範囲であるのがより好ましい。
仕上圧延後、Ａｒ３点以上の温度で冷却を開始することが好ましい。Ａｒ３点未満の温度で冷却を開始すると、粗大なフェライトが生成し、強度および靭性が低下するからである。冷却の開始温度は圧延完了温度に対応する。仕上圧延完了後、５ｓ以内に冷却を開始することが好ましい。なお、Ａｒ３点は、下記の（１）式を用いて算出することができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－５５Ｎｉ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ ・・・（１）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－５５Ｎｉ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ ・・・（１）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
上記熱延鋼板を冷却開始から６００～７００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却するのが好ましい。すなわち、６００～７００℃において、一旦、冷却を停止する。この際の冷却を停止する温度（以下、「冷却停止温度」ともいう。）が６００℃未満であると、フェライトが生成する前に、ベイナイト変態が生じ、フェライトの量を十分確保できなくなる。この結果、鋼管母材の靭性が低下する。このため、上記冷却停止温度を６００℃以上とするのが好ましい。一方、冷却停止温度が７００℃を超えると、フェライト粒が粗大になり、却って靭性が低下する。このため、上記冷却停止温度を７００℃以下とするのが好ましい。
また、上記温度域における冷却停止までの平均冷却速度が２０．０℃／ｓ未満であると、フェライトの核生成サイトが少なくなり、靭性が低下する。このため、上記温度域における冷却停止までの平均冷却速度は２０．０℃／ｓ以上とするのが好ましい。
続いて、４５０～６００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２．０～１０．０℃／ｓで冷却するのが好ましい。すなわち、４５０～６００℃において、再度、冷却を停止する。この際の冷却停止温度が４５０℃未満であると、後述する巻取りの後、析出物が十分形成せず、強度が低下する。このため、この際の冷却停止温度を４５０℃以上とするのが好ましい。一方、冷却停止温度が６００℃を超えると、パーライトが生成し、所望の強度が得られなかったり、靭性が低下したりする。このため、この際の冷却停止温度を６００℃以下とするのが好ましい。
また、上記温度域における冷却停止までの平均冷却速度が２．０℃／ｓ未満であると、パーライトが生成し、靭性が低下する。このため、上記温度域における冷却停止までの平均冷却速度は２．０℃／ｓ以上とするのが好ましい。一方、上記温度域における冷却停止までの平均冷却速度が１０．０℃／ｓを超えると、フェライトが十分生成せず、ベイナイトの量が過剰になる。この結果、鋼管母材の靭性が低下する。このため、上記温度域における冷却停止までの平均冷却速度を１０．０℃／ｓ以下とするのが好ましい。上記冷却の後、熱延鋼板を巻取り、コイル形状としてもよい。熱延鋼板の巻取り温度は特に指定しないが、冷却停止温度～冷却停止温度－５０℃の範囲が好ましい。
６－２．成形および溶接
続いて、熱延鋼板に成形および溶接を施し、電縫鋼管とするのが好ましい。具体的には、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い、シーム部を形成することで、電縫鋼管とする。溶接方法としては、高周波抵抗溶接法などが一般的である。必要に応じて、シーム部において鋼管の外表面および内表面からはみ出たビードを切削すればよい。
続いて、熱延鋼板に成形および溶接を施し、電縫鋼管とするのが好ましい。具体的には、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い、シーム部を形成することで、電縫鋼管とする。溶接方法としては、高周波抵抗溶接法などが一般的である。必要に応じて、シーム部において鋼管の外表面および内表面からはみ出たビードを切削すればよい。
６－３．溶接後の熱処理
続いて、電縫鋼管におけるシーム部を９００～１０５０℃に加熱した後に冷却する熱処理（シーム熱処理）を行うのが好ましい。シーム部の加熱温度が９００℃未満であると、溶接での入熱により形成した粗大な金属組織が残存し、機械的特性を損ねる。このため、シーム部の加熱温度は９００℃以上とするのが好ましい。一方、シーム部の加熱温度が１０５０℃を超えると、結晶粒が粗大化する。このため、シーム部の加熱温度は１０５０℃以下とするのが好ましい。
続いて、電縫鋼管におけるシーム部を９００～１０５０℃に加熱した後に冷却する熱処理（シーム熱処理）を行うのが好ましい。シーム部の加熱温度が９００℃未満であると、溶接での入熱により形成した粗大な金属組織が残存し、機械的特性を損ねる。このため、シーム部の加熱温度は９００℃以上とするのが好ましい。一方、シーム部の加熱温度が１０５０℃を超えると、結晶粒が粗大化する。このため、シーム部の加熱温度は１０５０℃以下とするのが好ましい。
なお、シーム部の熱処理は、上記加熱温度に到達すればよく、上記加熱温度において、特に一定時間保持する必要はない。
上記加熱後に水冷を開始し、４００～７００℃の温度域で水冷を停止し、当該水冷の開始から完了までの間の平均冷却速度を１０．０～５０．０℃／ｓの範囲にするのが好ましい。水冷開始から水冷完了までを上記温度域とするのは、シーム熱処理部の強度を確保するためである。
ここで、「水冷が完了する」とは、冷却において、最後に生じた復熱（３０℃以上の温度の上昇幅を有する。）により温度が最も上昇した点に到達したことをいう（図２参照。）。水冷開始から水冷完了までの間の平均冷却速度が１０．０℃／ｓ未満であると、シーム熱処理部の強度が低下する。
このため、水冷開始から水冷完了までの間の平均冷却速度は１０．０℃／ｓ以上とする。一方、水冷開始から水冷完了までの間の平均冷却速度が５０．０℃／ｓを超えると、シーム熱処理部の強度が過剰になり、耐ＳＳＣ性が低下する。このため、水冷開始から水冷完了までの間の平均冷却速度は５０．０℃／ｓ以下とする。
また、上記の水冷開始から完了までに、外表面部の温度の上昇幅が３０℃以上となる復熱を２回以上生じさせるのが好ましい。外表面部の温度の上昇幅が３０℃未満で、かつ復熱回数が２回未満であると、十分に復熱の効果が得られない。この結果、シーム熱処理部の表面の硬さが過剰になり、耐ＳＳＣ性が低下する。このため、上記温度の上昇幅が３０℃以上となる復熱を２回以上生じさせるのが好ましく、復熱回数は３回以上であることがより好ましい。ここで、十分復熱させるために、水冷開始から完了までの間に適宜、図２に示すように水冷を停止してもよい。以上により、強度、靭性、耐ＳＳＣ性に優れる電縫鋼管を得ることができる。
なお、上述した製造条件における各温度は、放射温度計により測定される表面温度である。具体的には、上述の外表面部の温度とは、放射温度計により計測される鋼管外面側の表面温度のことをいう。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成の鋳片を製造し、その後、表２に示す条件で熱間圧延および冷却を行い、板厚１７．５ｍｍの熱延鋼板とした。なお、仕上圧延完了後、冷却を開始しているが、この際の冷却開始温度は、すべての試験片でＡｒ３点以上であった。また、上記熱延鋼板の板厚は、鋼管形状に加工された後は肉厚と同様の値となる。
その後、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った。
電縫鋼管のシーム部を表２に示す条件で再加熱し、その後、水冷をした。表２にこの際の復熱回数、復熱の際の温度幅等を示した。ここで、表２における復熱到達温度とは、復熱の温度上昇により到達した最高温度のことをいう。次いで、シーム部において、鋼管の外表面および内表面からはみ出たビードを切削して、肉厚が１７．５ｍｍ、外径が５０８ｍｍの電縫鋼管とした。
表２の条件により製造した電縫鋼管について、母材およびシーム熱処理部の金属組織、機械的特性、耐ＳＳＣ性について調べた。
（母材の金属組織）
鋼管母材のフェライト相の面積率は、以下の手順で測定した。具体的には、鋼管のシーム部から周方向に９０°ずれた位置の断面（詳細には、鋼管長手方向に対して垂直な断面）における肉厚中央部において、ＥＢＳＤ法により得られたデータに基づいて画像解析により求めた。
鋼管母材のフェライト相の面積率は、以下の手順で測定した。具体的には、鋼管のシーム部から周方向に９０°ずれた位置の断面（詳細には、鋼管長手方向に対して垂直な断面）における肉厚中央部において、ＥＢＳＤ法により得られたデータに基づいて画像解析により求めた。
この際、上記断面を鏡面研磨後、コロイダルシリカによる仕上げ研磨を行い、観察面を形成させた。その後、上記観察面を、電界放出型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ社製・７００１Ｆ）を用いて、２００μｍ×３００μｍの領域について、０．３μｍステップにて、ＥＢＳＤ法でＧＡＭ解析により結晶方位解析を行った。この解析により、フェライトの面積率を測定した。また、他の組織の同定は、フェライトの面積率等を測定した断面を鏡面研磨後、ナイタールでエッチングし、光学顕微鏡を用いて４００倍で観察することにより行った。
また、鋼管母材のフェライトの平均結晶粒径は、以下の手順により測定した。具体的には、平均結晶粒径については、同様にＥＢＳＤ法に基づき、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の結晶粒と判定した。判定された各フェライト粒の円相当直径の相加平均値をフェライトの平均結晶粒径とした。また、上記の測定を別視野で５視野以上測定した。
（シーム熱処理部の金属組織）
シーム熱処理部におけるフェライト面積率は、母材のフェライト面積率と同様の手順で測定した。また、他の組織についても、フェライトの面積率等を測定した断面を鏡面研磨後、ナイタールでエッチングし、光学顕微鏡を用いて４００倍で観察することにより行った。
シーム熱処理部におけるフェライト面積率は、母材のフェライト面積率と同様の手順で測定した。また、他の組織についても、フェライトの面積率等を測定した断面を鏡面研磨後、ナイタールでエッチングし、光学顕微鏡を用いて４００倍で観察することにより行った。
（引張強さおよび降伏強度）
母材部の引張試験は、鋼管の長手方向の全厚試験片を引張試験片として上記電縫鋼管より採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ：０．５％全伸び）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。ここで、母材の引張試験片は、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した。
母材部の引張試験は、鋼管の長手方向の全厚試験片を引張試験片として上記電縫鋼管より採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ：０．５％全伸び）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。ここで、母材の引張試験片は、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した。
シーム熱処理部の引張試験は、鋼管の周方向（鋼板の圧延垂直方向）の全厚試験片を引張試験片として、上記電縫鋼管のシーム熱処理部が引張試験片の標点間の略中央部になるように採取し、反り矯正をした後、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ：０．５％全伸び）を測定した。
（シャルピー破面遷移温度およびシャルピー衝撃値）
靭性については、シャルピー試験により評価した。周方向（鋼板の圧延垂直方向）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）より採取した。この際、Ｖノッチの深さ方向は鋼管長手方向とした。試験温度０℃～－１００℃でＶノッチシャルピー試験を行い、破面遷移温度を調査するとともに、－２０℃の衝撃値を測定した。
靭性については、シャルピー試験により評価した。周方向（鋼板の圧延垂直方向）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）より採取した。この際、Ｖノッチの深さ方向は鋼管長手方向とした。試験温度０℃～－１００℃でＶノッチシャルピー試験を行い、破面遷移温度を調査するとともに、－２０℃の衝撃値を測定した。
（硬さ試験）
シーム熱処理部の硬さとは、図１に示すように、鋼管長手方向に垂直な断面において、鋼管のシーム部での外表面から１．５ｍｍ位置、肉厚中央部の２点に、上記各点から、シーム部での厚さ方向に垂直な方向に両側２ｍｍずつ離れた位置の４点を加えた、計６点において硬さ測定を行った場合の平均硬さである。
シーム熱処理部の硬さとは、図１に示すように、鋼管長手方向に垂直な断面において、鋼管のシーム部での外表面から１．５ｍｍ位置、肉厚中央部の２点に、上記各点から、シーム部での厚さ方向に垂直な方向に両側２ｍｍずつ離れた位置の４点を加えた、計６点において硬さ測定を行った場合の平均硬さである。
硬さについては、図１に示すように、鋼管長手方向に垂直な断面において、鋼管のシーム部での外表面から１．５ｍｍ位置の１点に、その１点からシーム部での厚さ方向に垂直な方向に両側２ｍｍずつ離れた位置の２点を加えた、計３点において硬さ測定を行った。測定した上記３点の平均の硬さをシーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ、つまりＨＶｏｕｔとした。
同様に、鋼管のシーム部での肉厚中央部の１点に、その１点からシーム部での厚さ方向に垂直な方向に両側２ｍｍずつ離れた位置の２点を加えた、計３点において硬さ測定を行った。測定した３点の平均の硬さを、シーム熱処理部における肉厚中央部のＨＶ１０での平均硬さ、つまりＨＶｃｅｎｔｅｒとした。さらに、シーム部から、直線的に３０ｍｍ離れた位置での外表層、肉厚中央部、肉厚３／４部での３点の硬さ測定を行った。３点の平均の硬さを母材のＨＶ１０での平均硬さ、つまりＨＶｂｓとした。
（耐ＳＳＣ性）
シーム熱処理部の耐ＳＳＣ性を調査するため、定荷重試験を行った。シーム部を含んだＣ方向からシーム熱処理部の定荷重試験片（ＮＡＣＥＴＭ０１７７に準拠）を採取した。試験溶液は５％食塩と０．０５Ｎの酢酸・酢酸ナトリウムの緩衝溶液を用いて、ｐＨを５．５、硫化水素分圧を０．０１ＭＰａに調整した。負荷応力はいわゆる「９５ｋｓｉ」グレードのＳＭＹＳ（Ｓｐｅｃｉｆｉｅｄ Ｍｉｎｉｍｕｎ Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ、６５５ＭＰａ）の８０％、つまり５２４ＭＰａである。その他の試験条件は全てＮＡＣＥＴＭ０１７７に準拠した。そして、ＳＳＣが生じなかったものを合格（○）、ＳＳＣが生じたものを不合格（×）と判定した。
シーム熱処理部の耐ＳＳＣ性を調査するため、定荷重試験を行った。シーム部を含んだＣ方向からシーム熱処理部の定荷重試験片（ＮＡＣＥＴＭ０１７７に準拠）を採取した。試験溶液は５％食塩と０．０５Ｎの酢酸・酢酸ナトリウムの緩衝溶液を用いて、ｐＨを５．５、硫化水素分圧を０．０１ＭＰａに調整した。負荷応力はいわゆる「９５ｋｓｉ」グレードのＳＭＹＳ（Ｓｐｅｃｉｆｉｅｄ Ｍｉｎｉｍｕｎ Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ、６５５ＭＰａ）の８０％、つまり５２４ＭＰａである。その他の試験条件は全てＮＡＣＥＴＭ０１７７に準拠した。そして、ＳＳＣが生じなかったものを合格（○）、ＳＳＣが生じたものを不合格（×）と判定した。
以下、纏めて結果を表３に示す。
本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．１～１０は、油井用電縫鋼管として、良好な特性、すなわち良好な強度、靭性および耐ＳＳＣ性を示した。一方、本発明の規定を満足しない試験Ｎｏ．１１～４６は、強度、靭性、耐ＳＳＣ性等のいずれか一つ以上が劣る結果となった。
試験Ｎｏ.１１は、Ｃ含有量が本発明の規定範囲より低かったため、母材降伏強度が低下した。試験Ｎｏ．１２は、Ｃ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、母材降伏強度が過剰に高くなった。試験Ｎｏ．１３は、Ｓｉ含有量が本発明の規定範囲より低かったため、脱酸が不十分となり、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．１４は、Ｓｉ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、多量のＳｉ酸化物が生成し、母材靭性が低下した。
試験Ｎｏ．１５は、Ｍｎ含有量が本発明の規定範囲より低かったため、固溶強化が不足し、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．１６は、Ｍｎ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、ＭｎＳ起因の脆化が生じ、母材靭性が低下した。また、耐ＳＳＣ性も低下した。
試験Ｎｏ．１７は、Ｎｂ含有量が本発明の規定範囲より低かったため、フェライトの結晶粒径が大きくなり、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．１８は、Ｎｂ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、Ｎｂ系炭窒化物が多量に生成し、母材靭性が低下した。
試験Ｎｏ．１９は、Ｔｉ含有量が本発明の規定範囲より低かったため、結晶粒径が大きくなり、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．２０は、Ｔｉ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、Ｔｉ系炭窒化物が多量に生成し、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．２１は、Ｍｏ含有量が本発明の規定範囲より低かったため、析出強化が十分でなく、母材強度が低下した。試験Ｎｏ．２２は、Ｍｏ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、Ｍｏ炭窒化物が多量に生成し、母材靭性が低下した。
試験Ｎｏ．２３は、Ｖ含有量が本発明の規定範囲より低かったため、結晶粒径が大きくなり、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．２４は、Ｖ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、Ｖ炭窒化物が多量に生成し、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．２５は、Ａｌ含有量が本発明の規定範囲より低かったため、脱酸が不十分となり、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．２６は、本発明の規定範囲より高かったため、多量のＡｌ酸化物が生成し、母材靭性が低下した。
試験Ｎｏ．２７は、Ｎ含有量が本発明の規定範囲より低かったため、炭窒化物が生成せず、結晶粒径が粗大となり、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．２８は、Ｎ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、合金炭化物の生成が多くなり、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．２９は、Ｐ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、粒界脆化が起こり、母材靭性が低下した。
試験Ｎｏ．３０は、Ｓ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、粗大な介在物を生成し、母材靭性が低下し、耐ＳＳＣ性特性も低下した。試験Ｎｏ．３１は、Ｂ含有量が本発明の規定範囲より高かったため、焼入れ性が高くなり、母材強度が過剰に高くなった。試験Ｎｏ．３２は、（ｉ）式左辺値が本発明の規定範囲より低かったため、電縫溶接部強度が低下した。試験Ｎｏ．３３は、Ｃａが本発明の規定範囲より低かったため、耐ＳＳＣ性が低下した。
試験Ｎｏ．３４～３６は、母材のフェライトの平均結晶粒径が粗大になり、母材靭性が低下した。これは、試験Ｎｏ．３４が、仕上圧延完了温度が本発明の規定範囲より高かったためである。また、試験Ｎｏ．３５が、９５０℃以下の累積圧下率が低かったためである。試験Ｎｏ．３６が、熱間圧延後、６００～７００℃で冷却停止する際の冷却速度が低かったためである。
試験Ｎｏ．３７は、母材のフェライト面積率が本発明の規定の範囲より低かったため、母材靭性が低下した。これは、試験Ｎｏ．３７が、熱間圧延後、６００～７００℃において冷却停止されなかったためである。試験Ｎｏ．３８は、母材のフェライト相の平均結晶粒径が粗大になり、母材靭性が低下した。これは、試験Ｎｏ．３８が、熱間圧延後、６００～７００℃において冷却停止されなかったためである。
試験Ｎｏ．３９および４０は、母材のフェライト面積率が本発明の規定範囲より低かったため、母材靭性が低下した。これは試験Ｎｏ．３９が、熱間圧延後の４５０～６００℃で冷却を停止する冷却速度が低かったためである。また、試験Ｎｏ．４０が、熱間圧延後の４５０～６００℃で冷却を停止する際の冷却速度が高かったためである。
試験Ｎｏ．４１は、母材の降伏強度が低下した。これは、試験Ｎｏ．４１が、熱間圧延後の４５０～６００℃で冷却を停止されなかったためである。試験Ｎｏ．４２は、母材のフェライト相面積率が低下したため、母材の靭性が低下した。これは、試験Ｎｏ．４２が、熱間圧延後の４５０～６００℃で冷却を停止されなかったためである。
試験Ｎｏ．４３は、シーム熱処理部のフェライト面積率が過剰になったため、シーム熱処理部の降伏強度が低下した。これは、試験Ｎｏ．４３が、水冷開始から冷却停止までの冷却速度が遅かったためである。試験Ｎｏ．４４は、シーム熱処理部のフェライト面積率が本発明の規定範囲より低かったため、シーム熱処理部の降伏強度と、耐ＳＳＣ性とが低下した。これは、試験Ｎｏ．４３が、水冷開始から冷却停止までの冷却速度が速かったためである。
試験Ｎｏ．４５および４６は、シーム熱処理部の降伏強度と、耐ＳＳＣ性とが低下した。これは、復熱回数および復熱時の温度上昇幅が本発明の規定を満足しなかったためである。
１ 鋼管
２ シーム部
２ シーム部
Claims (4)
- 母材とシーム熱処理部とを有する電縫鋼管であって、
前記電縫鋼管の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１００％、
Ｓｉ：０．０１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．３０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００４０％以下、
Ａｌ：０．００１０～０．１００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
Ｍｏ：０．０１０～０．５００％、
Ｂ：０．００１５％以下、
Ｃａ：０．００１０～０．００５０％、
Ｖ：０．０１０～０．１００％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
前記母材の肉厚中央部における金属組織が、面積率で、
１０～５０％のフェライト、および
７％以下の硬質相を含み、
残部がベイニティックフェライトであり、かつフェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
前記シーム熱処理部の外表層における金属組織が、面積率で、
５０～８０％のフェライト、および
５％以下の硬質相を含み、残部がベイニティックフェライトであり、
前記母材の引張強さは７２４ＭＰａ以上であり、
前記母材および前記シーム熱処理部の降伏強度は６５５～７５８ＭＰａであり、
前記母材のシャルピー破面遷移温度が－４０℃以下で、－２０℃におけるシャルピー衝撃値が１２５Ｊ／ｃｍ２以上であり、
前記シーム熱処理部の硬さが２００～２６０ＨＶ１０の範囲であり、かつ
前記シーム熱処理部において、外表層の平均硬さと肉厚中央部の平均硬さとの関係が下記（ii）式を満足し、
前記シーム熱処理部における外表層の平均硬さと前記母材の平均硬さとの関係が下記（iii）式を満足する、油井用電縫鋼管。
Ｍｏ＋Ｖ≧０．１０ ・・・（ｉ）
ＨＶｏｕｔ－ＨＶｃｅｎｔｅｒ≦６０ ・・・（ii）
ＨＶｏｕｔ－ＨＶｂｓ≦６０ ・・・（iii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとし、上記式中の各記号は以下により定義される。
ＨＶｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｃｅｎｔｅｒ：シーム熱処理部における肉厚中央部のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶｂｓ：母材のＨＶ１０での平均硬さ - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５～０．５０％、
Ｎｉ：０．０５～０．５０％、
Ｃｒ：０．０５～０．５０％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、
から選択される一種以上を含有する、請求項１に記載の油井用電縫鋼管。 - 前記肉厚が１０～２５ｍｍである、請求項１または２に記載の油井用電縫鋼管。
- 請求項１から請求項３まで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、
（ａ）請求項１または２に記載の化学組成を有する鋳片を、９５０℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上であり、かつ仕上圧延完了温度が８５０℃以下である条件で熱間圧延し、熱延鋼板とする工程と、
（ｂ）前記（ａ）の工程の後、前記熱延鋼板について冷却を開始し、冷却開始から６００～７００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２０．０℃／ｓ以上で冷却し、４５０～６００℃における冷却停止までを平均冷却速度が２．０～１０．０℃／ｓで冷却する工程と、
（ｃ）前記熱延鋼板に成形および溶接を施し、電縫鋼管とする工程と、
（ｄ）前記電縫鋼管におけるシーム部を９００～１０５０℃に加熱する工程と、
（ｅ）前記加熱後に、水冷を開始し、４００～７００℃の温度域で水冷を停止し、
水冷の開始から完了までの平均冷却速度を１０．０～５０．０℃／ｓの範囲にする工程と、
を有し、
前記（ｅ）の工程において、外表面部の温度の上昇幅が３０℃以上となる復熱を２回以上生じさせる、油井用電縫鋼管の製造方法。
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