WO2015098556A1 - 油井用電縫鋼管 - Google Patents

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WO2015098556A1
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steel pipe
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ratio
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孝聡 福士
秀樹 濱谷
雅和 尾▲崎▼
祐輔 市瀬
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新日鐵住金株式会社
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    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
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    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys

Definitions

  • the present invention relates to an ERW steel pipe for oil wells.
  • the crushing strength is measured as a collapse pressure.
  • an electric resistance welded steel pipe used as an oil well pipe hereinafter also referred to as “electric well welded steel pipe”
  • the crushing strength increases as the ratio (D / t) of the outer diameter (D) to the wall thickness (t) decreases.
  • the higher the degree and the uneven thickness the higher (for example, see Non-Patent Document 1).
  • Patent Document 2 Technology aimed at increasing the crushing strength of ERW steel pipes for oil wells, after pipe making, heat treatment at low temperature, increasing the yield strength using the Cottrell effect and increasing the crushing strength (for example, patent literature) 1) and a technique for increasing the crushing strength by removing the residual stress by performing a heat treatment at a high temperature after pipe making (see, for example, Patent Document 2).
  • yield stress yield strength
  • tensile strength tensile strength
  • yield ratio yield ratio
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 60-187664
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 59-177322
  • Patent Document 3 Japanese Patent No. 5131411
  • Non-patent document 1 Plasticity and processing (Journal of Japan Society for Technology of Plasticity) Vol. 30, No. 338 (1989-3)
  • An oil-welded steel pipe for oil wells having a ratio of 2% flow stress to tensile strength [2% flow stress / tensile strength] of 0.85 to 0.98.
  • ⁇ 2> By mass% Ca: more than 0 and 0.0050% or less, Mo: more than 0 and 0.30% or less, V: more than 0 and 0.10% or less, Cr: more than 0 and 0.50% or less, Ni: more than 0 and 1.00% or less, Cu: more than 0 and 0.50% or less, The electric well-welded steel pipe for oil wells according to ⁇ 1>, containing one or more of B: more than 0 and 0.0030% or less and Ce: more than 0 and 0.0050% or less.
  • an electric well-welded steel pipe having improved crushing strength by heat treatment after pipe forming.
  • a solid line (“300 ° C. low-temperature heat treatment”) is an example of this embodiment, and is a stress-strain curve of an electric resistance welded steel pipe subjected to heat treatment at 300 ° C. for 300 seconds after pipe forming. In the above example, it is a stress-strain curve after pipe making and before the heat treatment. It is a graph which shows an example of the relationship between ratio [0.2% yield strength / tensile strength] (YR) and crushing strength ratio. It is a graph which shows an example of the relationship between residual stress and crushing strength ratio. It is a graph which shows an example of the relationship between heat processing temperature and a residual stress. It is a graph which shows an example of the relationship between heat processing time and a residual stress.
  • 10B is an optical microscopic structure photograph obtained by tracing the grain boundaries of two prior austenite grains with a white broken line in the optical microscopic structure photograph shown in FIG. 10A. It is the optical microscope structure photograph which shows L section (after nital etching) of the ERW steel pipe obtained by changing heat treatment conditions into 200 degreeC and 300 seconds with respect to Example 1 (heat treatment conditions: 300 degreeC, 300 seconds). is there. It is the optical microscope structure photograph which traced the grain boundary of one prior austenite grain with the white broken line in the optical microscope structure photograph shown in Drawing 11A.
  • a numerical range expressed using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit value and an upper limit value.
  • “%” indicating the content of a component (element) means “% by mass”.
  • content of C (carbon) may be described as "C content.” The content of other elements may be expressed in the same manner.
  • the oil well electric-welded steel pipe of the present embodiment (hereinafter also referred to as “electric-welded steel pipe”) is mass%, C: 0.02 to 0.14%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.0 to 2.1%, P: 0.020% or less, S: 0.010% or less, Nb: 0.010 to 0.100%, Ti: 0.010 to 0.050%, Al: 0 0.010 to 0.100% and N: 0.0100% or less, and the contents of Cu, Ni, Cr, Mo, V, and B are Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 1.00%, Cr: 0 to 0.50%, Mo: 0 to 0.30%, V: 0 to 0.10%, B: 0 to 0.0030%, the balance being Fe and inevitable
  • the tensile strength is 780 MPa or more and 0.2% with respect to the tensile strength when the pipe axial direction tensile test is performed on the full thickness test piece.
  • the ERW steel pipe for oil wells of this embodiment is an ERW steel pipe for oil wells whose crushing strength is improved by heat treatment after pipe making (hereinafter, also simply referred to as “heat treatment”).
  • heat treatment heat treatment after pipe making
  • the oil well ERW steel pipe that satisfies all of the above conditions of the present embodiment is an oil well ERW steel pipe having the above effects. Can be considered.
  • the toughness required for the oil well pipe is ensured.
  • the C direction base material toughness (0 ° C.) described later is 30 J or more.
  • Collapse Strength is the collapse pressure measured in accordance with “2.3 Collapse Testing Procedure” in “API BULLETIN 5C3” which is an American Petroleum Institute Standard (API standard). Pressure).
  • crushing strength is improved by heat treatment after pipe making means that the ratio of crushing strength of ERW steel pipe after heat treatment to crushing strength of ERW steel pipe before heat treatment [crushing strength of ERW steel pipe after heat treatment / heat treatment The crushing strength of the previous ERW steel pipe (hereinafter also referred to as “crushing strength ratio”) exceeds 1.00 (preferably the crushing strength ratio is 1.10 or more).
  • the thickness can be reduced by, for example, 10% or more.
  • the electric resistance welded steel pipe of this embodiment has a tensile strength of 780 MPa or more and 2% of the tensile strength (TS: Tensile Strength) when a pipe axial direction tensile test is performed on a full thickness test piece.
  • the ratio of flow stress [2% flow stress / tensile strength] is 0.85 to 0.98. That the tensile strength is 780 MPa or more and the ratio [2% flow stress / tensile strength] is 0.85 to 0.98 is a relatively low temperature (eg, 200 ° C. to 400 ° C.) after pipe forming. It shows that the heat-treated ERW steel pipe.
  • the ERW steel pipe according to the present embodiment has a ratio [2% flow stress / tensile strength] of 0.85 to 0.98, and the oil well described in Patent Document 3 that has not been heat-treated after pipe forming. Different from ERW steel pipe.
  • the ratio [2% flow stress / tensile strength] can be easily adjusted to 0.98 or lower.
  • the ratio [2% flow stress / tensile strength] can be easily adjusted to 0.85 or more, and the tensile strength is adjusted to 780 MPa or more. Easy to do.
  • the ratio [2% flow stress / tensile strength] is 0.85 or more, the strength (for example, tensile strength; the same applies hereinafter) is improved or the strength is reduced. It is suppressed.
  • An ERW steel pipe having a ratio [2% flow stress / tensile strength] of less than 0.85 is difficult to obtain high strength.
  • the ratio [2% flow stress / tensile strength] is preferably 0.88 or more from the viewpoint of further improving the strength.
  • the crushing strength ratio when the ratio [2% flow stress / tensile strength] is 0.98 or less, the crushing strength ratio is improved. When the ratio [2% flow stress / tensile strength] exceeds 0.98, the crushing strength ratio decreases.
  • the ratio [2% flow stress / tensile strength] is preferably 0.97 or less from the viewpoint of further improving the crushing strength ratio. Furthermore, the ratio [2% flow stress / tensile strength] is more preferably 0.95 or less from the viewpoint of further reducing the residual stress and further improving the crushing strength ratio.
  • 2% Flow Stress means a stress-strain curve (“SS”) obtained by conducting a tensile test in the axial direction of a full-thickness specimen. It is also referred to as “curve”) and refers to the stress at a strain of 2%.
  • stress and “strain” refer to nominal stress and nominal strain, respectively.
  • the tube axis direction tensile test refers to a tensile test in which the tensile direction is set to the tube axis direction in accordance with JIS Z2241 (2011) for a full thickness test piece.
  • the total thickness test piece is a No. 12 test piece (arc-shaped test piece).
  • the electric resistance welded steel pipe of the present embodiment has a tensile strength of 780 MPa or more when the pipe axial direction tensile test is performed. Thereby, the intensity
  • tensile strength is 1100 MPa or less, and it is more preferable that it is 1050 MPa or less.
  • the ERW steel pipe (oil well ERW steel pipe) of the present embodiment is different from the ERW steel pipe for line pipe that has been heat-treated after pipe forming in that the tensile strength is 780 MPa or more.
  • the ERW steel pipe of the present embodiment has a ratio of 0.2% proof stress to tensile strength [0.2% proof stress / tensile strength] of 0.80 or more when the pipe axial direction tensile test is performed. It is. According to this embodiment, when the ratio [0.2% proof stress / tensile strength] is 0.80 or more, the crushing strength ratio is increased. That is, when the ratio [0.2% proof stress / tensile strength] is less than 0.80, the crushing strength ratio decreases.
  • the upper limit of the ratio [0.2% yield strength / tensile strength] is not particularly specified, but the ratio [0.2% yield strength / tensile strength] is theoretically 1.00 or less.
  • the ratio [0.2% proof stress / tensile strength] is preferably 0.95 or less, more preferably 0.92 or less, from the viewpoint of improving the crushing strength ratio. Further, from the viewpoint of improving the crushing strength ratio, the ratio [0.2% yield strength / tensile strength] is preferably smaller than the ratio [2% flow stress / tensile strength].
  • FIG. 1 shows an example of a stress-strain curve of an ERW steel pipe having a chemical composition in the present embodiment.
  • the solid line is an example of this embodiment, and is a stress-strain curve (“300 ° C. low temperature heat treatment”) of an electric resistance steel pipe that has been heat-treated at 300 ° C. for 300 seconds after pipe forming, and the broken line is In the above example, it is a stress-strain curve (“azurole”) after pipe making and before the heat treatment.
  • “300 ° C. low temperature heat treatment” has an increased tensile strength as compared with “azurole”.
  • a clear yield point is not observed for both “300 ° C.
  • the tensile strength is 982 MPa, the ratio [0.2% proof stress / tensile strength] is 0.90, and the ratio [2% flow stress / tensile strength] is 0.95. It is.
  • the tensile strength is 902 MPa, the ratio [0.2% yield strength / tensile strength] is 0.84, and the ratio [2% flow stress / tensile strength] is 0.99. is there.
  • the 0.2% yield strength in the ERW steel pipe of this embodiment corresponds to the yield strength (YS; Yield Strength) in the steel pipe having a yield point
  • the ratio [0.2% yield strength / Tensile strength] corresponds to the yield ratio (YR) in a steel pipe having a yield point.
  • the 0.2% yield strength in the electric resistance welded steel pipe of the present embodiment is sometimes referred to as “YS”
  • the ratio [0.2% yield strength / tensile strength] in the electric resistance welded steel pipe of the present embodiment is expressed as “YS”.
  • FIG. 2 is a graph showing an example of the relationship between the ratio [0.2% yield strength / tensile strength] (YR) and the crushing strength ratio.
  • FIG. 2 shows the change in the crushing strength ratio when only the ratio [0.2% proof stress / tensile strength] (YR) is changed in an example of the ERW steel pipe of the present embodiment. .
  • the horizontal axis “YR” in FIG. 2 indicates the ratio [0.2% proof stress / tensile strength].
  • the ratio [0.2% yield strength / tensile strength] (YR) is 0.80 or more
  • the crushing strength ratio is 1.10 or more.
  • the electric resistance welded steel pipe of this embodiment is in mass%, C: 0.02 to 0.14%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.0 to 2.1%, P: 0.00. 020% or less, S: 0.010% or less, Nb: 0.010 to 0.100%, Ti: 0.010 to 0.050%, Al: 0.010 to 0.100%, and N: 0.00. 0-100% or less, and the contents of Cu, Ni, Cr, Mo, V, and B are Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 1.00%, Cr: 0 to 0. 0, respectively.
  • the electric resistance welded steel pipe of the present embodiment has the above chemical composition, thereby ensuring the toughness required for the oil well pipe (for example, the C-direction base material toughness (0 ° C.)) and the strength required for the oil well pipe (for example, Tensile strength) can be secured.
  • C is an element effective for securing the strength of steel.
  • the C content is 0.02% or more in order to ensure the strength of the steel.
  • the C content is preferably 0.05% or more from the viewpoint of strength.
  • the C content is 0.14% or less in order to avoid a decrease in toughness.
  • the C content is preferably 0.12% or less from the viewpoint of toughness.
  • Si silicon
  • Si is an element effective as a deoxidizer.
  • the Si content is set to 0.05 to 0.50% in order to ensure electric weldability. In the case where the Si content is less than 0.05% and in the case where it exceeds 0.50%, oxide defects frequently occur in the electric resistance welded portion, and it is not established as an industrial product.
  • the Si content is preferably 0.10% or more. Moreover, it is preferable that Si content is 0.40% or less.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content is 1.0% or more in order to ensure the strength of the steel.
  • the Mn content is preferably 1.3% or more from the viewpoint of strength.
  • the Mn content is 2.1% or less in order to avoid a decrease in toughness.
  • the Mn content is preferably 2.0% or less from the viewpoint of toughness.
  • P phosphorus
  • the P content is suppressed to 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly defined, but considering the dephosphorization cost, the P content is preferably 0.0002% or more.
  • S sulfur
  • S (sulfur) is an inevitable impurity element.
  • the S content is suppressed to 0.010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly defined, but considering the desulfurization cost, the S content is preferably 0.0002% or more.
  • Nb niobium
  • the Nb content is 0.010% or more in order to ensure the strength and toughness of the steel.
  • the Nb content is preferably 0.020% or more from the viewpoint of strength and toughness. Further, the Nb content is made 0.100% or less in order to avoid a decrease in toughness.
  • the Nb content is preferably 0.060% or less from the viewpoint of toughness.
  • Ti is an element effective for fixing N (nitrogen), suppressing strain aging, and ensuring toughness. Furthermore, it is effective for suppressing cracks during continuous casting. From the viewpoint of this effect, the Ti content is set to 0.010% or more. From the viewpoint of toughness, the Ti content is preferably 0.015% or more, and more preferably 0.020% or more. On the other hand, the Ti content is set to 0.050% or less in order to avoid the phenomenon that coarse precipitates are generated and the toughness is lowered. From the viewpoint of toughness, the Ti content is preferably 0.040% or less, and more preferably 0.030% or less.
  • Al 0.010 to 0.100%>
  • Al (aluminum) is an effective element as a deoxidizer.
  • the Al content is set to 0.010% or more in order to increase the cleanliness of the steel by deoxidation and ensure toughness.
  • the Al content is preferably 0.020% or more, and more preferably 0.030% or more.
  • the Al content is set to 0.100% or less in order to avoid the phenomenon that coarse precipitates are generated and the toughness is lowered.
  • the Al content is preferably 0.090% or less, more preferably 0.080% or less, and still more preferably 0.070% or less.
  • N nitrogen
  • AlN aluminum
  • the upper limit of the N content is 0.0100%.
  • the N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, and particularly preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly defined, but the N content is preferably 0.0020% or more in consideration of the cost and economical efficiency of de-N (denitrification).
  • Cu (copper) is an element that has an effect of improving the hardenability and further improving the strength by solid solution strengthening.
  • the upper limit of the Cu content is 0.50%.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.40%, more preferably 0.30%.
  • Cu is a selective element and does not necessarily need to be contained.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more.
  • Ni nickel
  • Ni nickel
  • the upper limit of the Ni content is 1.00%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.50%, more preferably 0.40%, and still more preferably 0.30%.
  • Ni is a selective element and does not necessarily need to be contained.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more.
  • Cr chromium
  • Cr is an element that has the effect of improving hardenability and improving strength.
  • the upper limit of Cr content is 0.50%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 0.40%, more preferably 0.30%, and still more preferably 0.20%.
  • Cr is a selective element and does not necessarily need to be contained.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more.
  • Mo molybdenum
  • Mo molybdenum
  • Mo is an element that has the effect of strengthening the precipitation ability and improving the strength.
  • Mo is an expensive element, and if the Mo content is too large, the economy may be impaired.
  • the upper limit of the Mo content is 0.30%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.20% and more preferably 0.15%.
  • Mo is a selective element and does not necessarily need to be contained.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.10% or more.
  • V vanadium
  • V vanadium
  • the upper limit of the V content is 0.10% from the viewpoint of the base material toughness.
  • V is a selective element and does not necessarily need to be contained.
  • the V content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more.
  • B boron
  • B is an element that has the effect of improving hardenability and improving strength.
  • the upper limit of the B content is set to 0.0030%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0025%, and more preferably 0.0020%.
  • B is a selective element and does not necessarily need to be contained.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and still more preferably 0.0010% or more.
  • an unavoidable impurity refers to a component contained in a raw material or a component mixed in a manufacturing process and not intentionally contained in steel.
  • unavoidable impurities specifically, O (oxygen), Sb (antimony), Sn (tin), W (tungsten), Co (cobalt), As (arsenic), Mg (magnesium), Pb (lead), Bi (bismuth), H (hydrogen), and REM are mentioned.
  • REM is a rare earth element, that is, Sc (scandium), Y (yttrium), La (lanthanum), Ce (cerium), Pr (praseodymium), Nd (neodymium), Pm (promethium), Sm (samarium). ), Eu (europium), Gd (gadolinium), Tb (terbium), Dy (dysprosium), Ho (holmium), Er (erbium), Tm (thulium), Yb (ytterbium), and Lu (lutetium)
  • O is preferably controlled so that the content is 0.006% or less.
  • Sb, Sn, W, Co, and As are mixed with a content of 0.1% or less, and Mg, Pb, and Bi are mixed with a content of 0.005% or less.
  • H may be mixed in a content of 0.0004% or less, but the content of other elements does not need to be controlled as long as it is within a normal range.
  • the electric resistance welded steel pipe of this embodiment is selectively Ca: 0 more than 0.0050% or less, Mo: 0 more than 0.30% or less, V: 0 more than 0.10% or less, Cr: 0 more than 0.
  • Ni more than 50%, Ni: more than 0 and 1.00% or less, Cu: more than 0 and 0.50% or less, B: more than 0 and 0.0030% or less, and Ce: more than 0 and 0.0050% or less It may contain seeds or more. These elements may be mixed as inevitable impurities in the steel in addition to the intentional inclusion in the steel.
  • Ca is an element having the effect of increasing the cleanliness of steel by finely dispersing MnS inclusions.
  • the upper limit of the Ca content is set to 0.0050%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.0040%.
  • Ca is not necessarily contained.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, still more preferably 0.0020% or more, and 0.0030%. The above is particularly preferable.
  • Ce is an element having an effect of increasing the cleanliness of steel.
  • the upper limit of the Ce content is 0.0050%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.0040%.
  • Ce is not necessarily contained.
  • the Ce content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • examples of means for achieving a tensile strength of 780 MPa or more include means for increasing the weld crack susceptibility composition Pcm defined by the following formula (1).
  • C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, and B each indicate the content (% by mass) of each element.
  • Cu, Ni, Cr, Mo, V, and B are arbitrary elements as described above. That is, in formula (1), Cu, Ni, Cr, Mo, V, and B may be 0.
  • Pcm is preferably 0.1800 or more, more preferably 0.2000 or more, and still more preferably 0.2200 or more, from the viewpoint that it is easy to achieve a tensile strength of 780 MPa or more of the ERW steel pipe.
  • Pcm tends to have a small apparent value. Therefore, when the ERW steel pipe contains B, Pcm is 0.1800 or more, and when the ERW steel pipe does not contain B, Pcm is particularly preferably 0.2200 or more.
  • Pcm can be 0.3000 or less, for example, and 0.2500 or less is preferable.
  • means for achieving a tensile strength of 780 MPa or more besides means for increasing Pcm, means for lowering the temperature of heat treatment to some extent (for example, 400 ° C. or less), and shortening the time for heat treatment to some extent (for example, 600) And the like) and the like. Only one means for achieving the tensile strength of 780 MPa or more may be used, or two or more means may be used in combination.
  • the temperature of the heat treatment after pipe forming is increased to some extent (for example, 200
  • a means for increasing the heat treatment time after pipe making to some extent for example, 3 seconds or more.
  • the ratio [0.2% proof stress / tensile strength] of 0.80 or more can be easily achieved by the more effective Cottrell effect due to solid solution C fixing to dislocations during heat treatment. It is considered to be.
  • the average cooling rate in the hot rolling step for obtaining the steel sheet is increased (for example, the average cooling rate is 20 ° C.).
  • a means for lowering the coiling temperature in the hot rolling step (for example, 100 ° C. or less). According to each of these means, ferrite precipitation is suppressed, and it is considered that the amount of dislocation and the amount of solute C are ensured by transformation at a low temperature.
  • the hot-rolling step is a step before pipe making, which is a step of hot rolling a steel slab (slab) to form a steel plate by cooling, and winding the obtained steel plate to obtain a coil. .
  • the ratio [0.2% proof stress / tensile strength] of 0.80 or more there is a means for performing sizing with a high sizing strain amount (for example, a sizing strain amount of 2.0% or more) in the pipe making process Can be mentioned. According to this means, it is considered that the amount of dislocation can be increased and a stable dislocation substructure (cell structure) can be formed. Therefore, it is considered that the ratio [0.2% proof stress / tensile strength] of 0.80 or more is easily achieved by fixing the dislocation and the solid solution C during the heat treatment.
  • a high sizing strain amount for example, a sizing strain amount of 2.0% or more
  • the pipe making process means that the steel sheet is unwound from the coil obtained in the hot rolling process, the unrolled steel sheet is formed into a tubular shape (tubular), and the butt surface after forming is electro-welded (electric resistance) This refers to the process of sizing (reducing diameter processing) the obtained ERW steel pipe by welding.
  • the temperature of the heat treatment is increased to some extent (for example, 200 ° C. or more).
  • means for lengthening the heat treatment time to some extent for example, 3 seconds or more. Only one of these means may be used, or two or more thereof may be used in combination.
  • the temperature of the heat treatment is lowered to some extent (for example, 400 ° C. or less).
  • means for shortening the heat treatment time to some extent for example, 600 seconds or less. Only one of these means may be used, or two or more thereof may be used in combination.
  • the ERW steel pipe of the present embodiment has a residual stress measured by the Clampton method of 300 MPa or less from the viewpoint of increasing the crushing strength ratio (for example, a viewpoint of setting the crushing strength ratio to 1.10 or more).
  • the residual stress is more preferably 290 MPa or less, and further preferably 280 MPa or less. From the viewpoint of increasing the crushing strength ratio, the lower the residual stress, the better. Therefore, the lower limit of the residual stress is not particularly limited. From the viewpoint of easy achievement, the residual stress is preferably 10 MPa or more, more preferably 50 MPa or more, still more preferably 100 MPa or more, and particularly preferably 160 MPa or more.
  • FIG. 3 is a graph showing an example of the relationship between residual stress and crushing strength ratio. Specifically, FIG. 3 shows a change in the crushing strength ratio when only the residual stress is changed in an example of the present embodiment. As shown in FIG. 3, in this example, when the residual stress is 300 MPa or less, the crushing strength ratio is 1.10 or more.
  • Means for achieving a residual stress of 300 MPa or less include means for increasing the temperature of the heat treatment to some extent (for example, 200 ° C. or higher), means for increasing the heat treatment time to a certain degree (for example, 3 seconds or more), and the like. According to these means, dislocation rearrangement occurs remarkably, and as a result, the residual stress is effectively reduced. Only one of these means may be used, or two or more thereof may be used in combination.
  • FIG. 4 is a graph showing an example of the relationship between the heat treatment temperature and the residual stress. Specifically, FIG. 4 shows changes in the crushing strength ratio when the heat treatment temperature is changed in an example of the present embodiment. As shown in FIG. 4, in this example, when the heat treatment temperature is 200 ° C. or higher, the residual stress is 300 MPa or lower.
  • FIG. 5 is a graph showing an example of the relationship between the heat treatment time and the residual stress. Specifically, FIG. 5 shows changes in the crushing strength ratio when the heat treatment time is changed in an example of the present embodiment. As shown in FIG. 5, in this example, when the heat treatment time is 3 seconds or more, the residual stress is 300 MPa or less.
  • the ERW steel pipe of the present embodiment preferably has an average positron lifetime of 120 ps to 140 ps measured by the positron annihilation method. If the average positron lifetime is 120 ps or more, it is easy to achieve a tensile strength of 780 MPa or more. This is probably because the average positron lifetime of 120 ps or more indicates that a sufficient amount of dislocations has been secured. Further, when the average positron lifetime is 120 ps to 140 ps, the ratio [0.2% proof stress / tensile strength] (YR) of 0.80 or more is easily achieved.
  • the reason for this is that a sufficient amount of dislocations is ensured before the heat treatment and the average positron lifetime once exceeds 140 ps, and the solid solution C is sufficiently fixed to a sufficient amount of dislocations by the heat treatment. This is because the positron lifetime is considered to be in the range of 120 ps to 140 ps.
  • the method of measuring the average positron lifetime by the positron annihilation method is general, but this method is, for example, in “Advanced Technology of Material Engineering, Japan Institute of Metals, December 1, 1998 ISBN4-8903-072-7C3057”.
  • FIG. 6 is a graph showing an example of the relationship between the average positron lifetime and the ratio [0.2% yield strength / tensile strength] (YR). Specifically, FIG. 6 shows a change in the ratio [0.2% yield strength / tensile strength] (YR) when the average positron lifetime is changed in an example of the present embodiment. As shown in FIG. 6, in this example, when the average positron lifetime is 140 ps or less, YR is 0.80 or more.
  • Means for achieving an average positron lifetime of 140 ps or less include means for increasing the average cooling rate in the hot rolling process (for example, 20 ° C./s or higher), and lowering the coiling temperature in the hot rolling process (for example, 100 ° C. Means), means for performing sizing with a high amount of sizing strain (for example, 2.0% or more) in the pipe making process, and the like.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the average cooling rate and the average positron lifetime in the hot rolling process. Specifically, FIG. 7 shows a change in the average positron lifetime when the average cooling rate is changed in an example of the present embodiment. As shown in FIG. 7, in this example, when the average cooling rate is 20 ° C./s or more, the average positron lifetime is 140 ps or less.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between the coiling temperature and the average positron lifetime in the hot rolling process. Specifically, FIG. 8 shows a change in average positron lifetime when the coiling temperature is changed in an example of the present embodiment. As shown in FIG. 8, in this example, when the coiling temperature is 100 ° C. or lower, the average positron lifetime is 140 ps or lower.
  • FIG. 9 is a graph showing the relationship between the amount of sizing strain and the average positron lifetime in the pipe making process. Specifically, FIG. 9 shows a change in average positron lifetime when the sizing strain amount is changed in an example of the present embodiment. As shown in FIG. 9, in this example, when the amount of sizing strain is 2.0% or more, the average positron lifetime is 140 ps or less.
  • 50% or more of the observed prior austenite grains in a cross section (hereinafter also referred to as “L cross section”) parallel to the pipe axis direction and the thickness direction ( 50 number% or more) is preferably an austenite grain having an aspect ratio of 1.5 or more.
  • the ERW steel pipe of this aspect is an ERW steel pipe that has not been quenched and tempered. Specifically, in the ERW steel pipe that has been subjected to quenching and tempering, most of the observed austenite grains are prior austenite grains having an aspect ratio of less than 1.5.
  • the proportion of the prior austenite grains having an aspect ratio of 1.5 or more is less than 50% of the observed prior austenite grains. Therefore, according to the ERW steel pipe of the above aspect, a crushing strength ratio equivalent to or higher than that obtained when quenching and tempering can be obtained without performing quenching that requires heating at a high temperature (for example, 900 ° C. or higher). Can do. Therefore, the ERW steel pipe of the above aspect is superior in productivity and cost merit as compared with the ERW steel pipe subjected to quenching and tempering.
  • FIG. 10A is an optical microstructural photograph showing a part of the L cross-section (after nital etching) of an ERW steel pipe according to Example 1 (heat treatment conditions: 300 ° C., 300 seconds) described later. It is the optical microscope structure photograph which followed the grain boundary of two former austenite grains in the optical microscope structure photograph shown to 10A with the white broken line.
  • prior austenite grains having an aspect ratio of 1.5 or more are observed in the L cross section of the ERW steel pipe of Example 1.
  • the structure of the L cross section of the ERW steel pipe of Example 1 is a structure mainly composed of bainite, and is a structure containing ferrite partially (such as grain boundaries of prior austenite grains). is there.
  • FIG. 11A shows an L cross section (after nital etching) of an ERW steel pipe obtained by changing the heat treatment conditions to 200 ° C. and 300 seconds with respect to Example 1 (heat treatment conditions: 300 ° C., 300 seconds) described later.
  • FIG. 11B is an optical microscope texture photograph in which the grain boundary of one prior austenite grain is traced with a white broken line in the optical microscope texture photograph shown in FIG. 11A.
  • old austenite grains having an aspect ratio of 1.5 or more are observed in the L cross section of the ERW steel pipe.
  • the structure of the L cross section of the ERW steel pipe is a structure mainly composed of bainite, and is a structure containing ferrite partially (such as grain boundaries of prior austenite grains).
  • the ERW steel pipe of this embodiment has a base metal toughness of 30 J or more at 0 ° C. obtained by performing a Charpy impact test on a full-size test piece with a V notch. It is preferable.
  • this base material toughness is referred to as “C direction base material toughness (0 ° C.)”.
  • the Charpy impact test is performed under a temperature condition of 0 ° C. in accordance with JIS Z2242 (2005).
  • the average value of the five test results is defined as C direction base material toughness (0 ° C.).
  • the C-direction base material toughness (0 ° C.) is preferably 40 J or more, and more preferably 50 J or more.
  • the upper limit of the C direction base material toughness (0 ° C.) is not particularly limited, but from the viewpoint of coexistence of toughness and strength (for example, tensile strength), the C direction base material toughness (0 ° C) is preferably 200 J or less, more preferably 180 J or less, and even more preferably 130 J or less.
  • the thickness of the electric resistance welded steel pipe of the present embodiment is not particularly limited, but the thickness is preferably 5 mm to 17 mm, more preferably 7 mm to 15 mm, and particularly preferably 9 mm to 13 mm.
  • the thickness of 5 mm or more is advantageous from the viewpoint of improving the crushing strength.
  • a thickness of 17 mm or less is advantageous from the viewpoint of reducing material costs.
  • the ratio [D / t] of the outer diameter (D) to the wall thickness (t) is not particularly limited, but the ratio [D / t] is 10.0 to 25.0 is preferable, 13.0 to 23.0 is more preferable, and 15.0 to 21.0 is particularly preferable.
  • a ratio [D / t] of 10.0 or more is advantageous from the viewpoint of reducing material costs.
  • the ratio [D / t] being 25.0 or less is advantageous from the viewpoint of improving the crushing strength.
  • a preferred method for producing the electric resistance welded steel pipe of the present embodiment is as follows: Hot rolling a steel piece (slab) into a steel plate by cooling and cooling, and winding the obtained steel plate to obtain a coil; The steel sheet is unwound from the coil, the unrolled steel sheet is formed into a tubular shape (tube), and the formed butt surface is electro-welded (electric resistance welding) to form an electric-welded steel pipe.
  • the average cooling rate during cooling in the hot rolling step is preferably 20 ° C./s or more from the viewpoint of obtaining a high YR.
  • the upper limit of the average cooling rate is, for example, 60 ° C, preferably 50 ° C.
  • the winding temperature at the time of winding in a hot rolling process is 100 degrees C or less from a viewpoint of obtaining high YR.
  • the lower limit of the winding temperature is, for example, 5 ° C, preferably 10 ° C.
  • the sizing strain amount (sizing strain amount) in the pipe making step is preferably 2.0% or more from the viewpoint of obtaining a high YR.
  • the upper limit of the sizing strain amount is, for example, 5.0%, and preferably 4.0%.
  • the heat treatment temperature (heat treatment temperature) in the heat treatment step is preferably 200 ° C. to 400 ° C. When the heat treatment temperature is 200 ° C. or higher, the residual stress is reduced and the crushing strength ratio is increased. When the heat treatment temperature is 400 ° C. or lower, the strength (for example, tensile strength) increases.
  • the heat treatment time (heat treatment time) in the heat treatment step is preferably 3 seconds to 600 seconds. When the heat treatment temperature is 3 seconds or more, the residual stress is reduced and the crushing strength ratio is increased. When the heat treatment temperature is 600 seconds or less, the strength (for example, tensile strength) increases. From the viewpoint of productivity, the heat treatment is particularly preferably performed by IH (induction heating).
  • Examples 1 to 14, Comparative Examples 1 to 22 Examples 1 to 14 and Comparative Examples 1 to 22 having the components shown in Table 1, Pcm having the values shown in Table 1, the outer diameter (D) being 200 mm, and the wall thickness (t) being 11 mm.
  • Each of the ERW steel pipes was manufactured. Components (remainder) other than the components shown in Table 1 in the ERW steel pipe are Fe and inevitable impurities.
  • the electric resistance welded steel pipes of Examples 1 to 14 and Comparative Examples 1 to 7 and 9 to 22 were produced by the above-mentioned production method A.
  • the ERW steel pipe of Comparative Example 8 was manufactured by the same method as the manufacturing method A described above except that the heat treatment step was not performed.
  • the average cooling rate in the hot rolling process, the coiling temperature in the hot rolling process (temperature at the end of cooling; hereinafter referred to as CT (Cooling Temperature)), the amount of sizing strain in the pipe making process, the heat treatment temperature in the heat treatment process Table 2 shows the heat treatment time in the heat treatment step.
  • CT Cooling Temperature
  • the average cooling rate in the hot rolling process was determined based on the difference between the temperature of the steel sheet at the end of hot rolling and the coiling temperature (CT).
  • the cooling conditions after the heat treatment in Examples 1 to 14 and Comparative Examples 1 to 7 and 9 to 22 were all the conditions for cooling to room temperature at an average cooling rate of 40 ° C./s.
  • a No. 12 test piece arc-shaped test piece
  • the tensile direction of the tensile test is the pipe axis direction (L direction) from the base metal 90 ° position of the ERW steel pipe (position shifted 90 ° in the pipe circumferential direction with respect to the ERW weld). It was collected in the direction.
  • positron lifetime About the obtained ERW steel pipe, the average positron lifetime (ps) was measured by the positron annihilation method. The details of the measurement method are as described above.
  • ⁇ Ratio of old ⁇ grains with an aspect ratio of 1.5 or more> A sample piece for observing the L cross section from the obtained ERW steel pipe was collected, the observation surface of the collected test piece (L cross section of the ERW steel pipe) was nital etched, and the observation surface after the nital etching was obtained. And observed with an optical microscope, and optical microscopic photographs were obtained (see, for example, FIGS. 10A, 10B, 11A, and 11B).
  • the aspect ratio of the prior austenite grains (old ⁇ grains) was determined from the obtained optical microscopic structure photograph. As described above, the aspect ratio was determined for 30 old ⁇ grains per ERW steel pipe. From the obtained results, the ratio (% (number%)) of old ⁇ grains having an aspect ratio of 1.5 or more in 30 old ⁇ grains was determined.
  • a full-size test piece with V notch (a test piece for Charpy impact test) was collected from the obtained electric resistance welded steel pipe.
  • a full-size test piece with a V-notch was collected such that the test direction was the pipe circumferential direction (C direction).
  • the collected V-notched full-size test piece was subjected to a Charpy impact test in accordance with JIS Z2242 (2005) under a temperature condition of 0 ° C., and Charpy absorbed energy (J) in the pipe circumferential direction was measured.
  • the above measurement was performed five times per ERW steel pipe, and the average value of the five Charpy absorbed energy (J) was defined as C direction base material toughness (0 ° C.) (J).
  • Pcm (%) is a weld cracking sensitive composition defined by the above-mentioned formula (1).
  • CT represents the winding temperature
  • RT represents room temperature.
  • underlined numerical values indicate numerical values that are not included in the scope of the present embodiment.
  • the ERW steel pipes of Examples 1 to 14 had a crushing strength ratio (ratio [crushing strength of ERW steel pipe after heat treatment / crushing strength of ERW steel pipe before heat treatment)] of 1.10 or more, and heat treatment after pipe forming As a result, the crushing strength was improved. Furthermore, the ERW steel pipes of Examples 1 to 14 had a C-direction base material toughness (0 ° C.) of 30 J or more, and had the toughness required for oil well pipes.
  • the ratio [0.2% proof stress / tensile strength] is less than 0.80, and the ERW steel pipes of Comparative Examples 1 to 8 (among these, the ratio [2% flow stress / The electric resistance welded steel pipes of Comparative Examples 4, 6, and 8 having a tensile strength] exceeding 0.98 had a low crushing strength ratio.
  • the ERW steel pipes of Comparative Examples 10 and 14 to 22 whose chemical composition is not included in the scope of the present embodiment (see Table 1 for details) have a C-direction base material toughness (0 ° C.) of less than 30 J. The toughness of the tube was insufficient.
  • Comparative Examples 11 and 12 in which the Si content is not included in the range of 0.05 to 0.50% the ERW steel pipe has many oxide defects and can be used as an oil well pipe. It was impossible to manufacture itself.

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Abstract

　質量％で、Ｃ：０．０２～０．１４％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：１．０～２．１％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、及びＮ：０．０１００％以下を含有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢの含有量が、それぞれ、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００３０％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、全厚試験片について管軸方向引張試験を行ったときに、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、引張強さに対する０．２％耐力の比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．８０以上であり、引張強さに対する２％流動応力の比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５～０．９８である油井用電縫鋼管。

Description

油井用電縫鋼管
　本発明は、油井用電縫鋼管に関する。
　油井管に求められる特性の一つとして、地中深くでも破壊しないための圧潰強度（Collapse Strength）が挙げられる。圧潰強度は、圧潰圧力（Collapse Pressure）として測定される。
　油井管として用いられる電縫鋼管（以下、「油井用電縫鋼管」ともいう）において、圧潰強度は、肉厚（ｔ）に対する外径（Ｄ）の比（Ｄ／ｔ）が小さいほど高くなり、降伏強さ（ＹＳ;Yield Strength）が高いほど高くなり、残留応力（電縫鋼管の成形やサイジング等、冷間で行われる工程で管内に発生した残留応力）が低いほど高くなり、真円度および偏肉度に優れるほど高くなることが知られている（例えば、非特許文献１参照）。
　油井用電縫鋼管の圧潰強度を高めることを目的とした技術として、造管後に、低温で熱処理を行い、コットレル効果を利用して降伏強さを上げ、圧潰強度を高める技術（例えば、特許文献１参照）や、造管後に、高温で熱処理を行い、残留応力を除去して圧潰強度を高める技術（例えば、特許文献２参照）が開示されている。
　また、油井用電縫鋼管について、化学組成、降伏応力（降伏強さ）、引張強さ、及び降伏比をそれぞれ特定の範囲に調整することにより、造管後に熱処理を施すことなく、強度及び靱性を向上させる技術が知られている（例えば、特許文献３参照）。
　特許文献１：特開昭６０－１８７６６４号公報
　特許文献２：特開昭５９－１７７３２２号公報
　特許文献３：特許第５１３１４１１号公報
　非特許文献１：塑性と加工（日本塑性加工学会誌）第３０巻　第３３８号（１９８９－３）
　しかし、特許文献１～３に記載された油井用電縫鋼管に対し、圧潰強度を更に向上させることが求められている。これらの油井用電縫鋼管の圧潰強度を更に向上させるためには、造管後の熱処理によって圧潰強度を向上させることが有効であると考えられる。
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、造管後の熱処理によって圧潰強度が向上された油井用電縫鋼管を提供することを目的とする。
　本発明者等は鋭意検討した結果、化学組成、引張強さ、引張強さに対する０．２％耐力の比〔０．２％耐力／引張強さ〕、及び引張強さに対する２％流動応力の比〔２％流動応力／引張強さ〕をそれぞれ特定の範囲に調整することにより、上記課題を解決できることを見出し、本発明を完成させた。
　即ち、上記課題を解決するための具体的手段は以下のとおりである。
＜１＞　質量％で、
Ｃ：０．０２～０．１４％、
Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
Ｍｎ：１．０～２．１％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、及び
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢの含有量が、それぞれ、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．３０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００３０％であり、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　全厚試験片について管軸方向引張試験を行ったときに、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、引張強さに対する０．２％耐力の比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．８０以上であり、引張強さに対する２％流動応力の比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５～０．９８である油井用電縫鋼管。
＜２＞　質量％で、
Ｃａ：０超０．００５０％以下、
Ｍｏ：０超０．３０％以下、
Ｖ：０超０．１０％以下、
Ｃｒ：０超０．５０％以下、
Ｎｉ：０超１．００％以下、
Ｃｕ：０超０．５０％以下、
Ｂ：０超０．００３０％以下、及び
Ｃｅ：０超０．００５０％以下の１種又は２種以上を含有する＜１＞に記載の油井用電縫鋼管。
＜３＞　クランプトン法によって測定された残留応力が、３００ＭＰａ以下である＜１＞又は＜２＞に記載の油井用電縫鋼管。
＜４＞　下記式（１）によって定義される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが、０．１８００以上である＜１＞～＜３＞のいずれか１項に記載の油井用電縫鋼管。
　Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ　・・・　式（１）
〔式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢは、それぞれ、各元素の含有量（質量％）を示す。〕
＜５＞　陽電子消滅法によって測定された平均陽電子寿命が、１２０ｐｓ～１４０ｐｓである＜１＞～＜４＞のいずれか１項に記載の油井用電縫鋼管。
＜６＞　管軸方向及び肉厚方向に平行な断面において、観測される旧オーステナイト粒のうちの５０％以上が、アスペクト比１．５以上の旧オーステナイト粒である＜１＞～＜５＞のいずれか１項に記載の油井用電縫鋼管。
＜７＞　Ｖノッチ付きフルサイズ試験片についてシャルピー衝撃試験を行うことによって求められた管周方向の母材靱性が、０℃で３０Ｊ以上である＜１＞～＜６＞のいずれか１項に記載の油井用電縫鋼管。
　本発明によれば、造管後の熱処理によって圧潰強度が向上された油井用電縫鋼管が提供される。
実線（「３００℃低温熱処理」）は、本実施形態の一例である、造管後に３００℃で３００秒の熱処理が施された電縫鋼管の応力－ひずみ曲線であり、破線（「アズロール」）は、上記一例において、造管後、上記熱処理が施される前の応力－ひずみ曲線である。 比〔０．２％耐力／引張強さ〕（ＹＲ）と圧潰強度比との関係の一例を示すグラフである。 残留応力と圧潰強度比との関係の一例を示すグラフである。 熱処理温度と残留応力との関係の一例を示すグラフである。 熱処理時間と残留応力との関係の一例を示すグラフである。 平均陽電子寿命と比〔０．２％耐力／引張強さ〕（ＹＲ）との関係の一例を示すグラフである。 熱延工程における平均冷却速度と、平均陽電子寿命と、の関係の一例を示すグラフである。 熱延工程における巻き取り温度と、平均陽電子寿命と、の関係の一例を示すグラフである。 造管工程におけるサイジングひずみ量と、平均陽電子寿命と、の関係の一例を示すグラフである。 実施例１（熱処理条件：３００℃、３００秒）に係る電縫鋼管のＬ断面の一部（ナイタールエッチング後）を示す光学顕微鏡組織写真である。 図１０Ａに示した光学顕微鏡組織写真中、２つの旧オーステナイト粒の粒界を白色の破線でなぞった光学顕微鏡組織写真である。 実施例１（熱処理条件：３００℃、３００秒）に対し、熱処理条件を２００℃、３００秒に変更して得られた電縫鋼管のＬ断面（ナイタールエッチング後）を示す光学顕微鏡組織写真である。 図１１Ａに示した光学顕微鏡組織写真中、１つの旧オーステナイト粒の粒界を白色の破線でなぞった光学顕微鏡組織写真である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」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。
　また、本明細書中において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
　また、本明細書中において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ含有量」と表記することがある。他の元素の含有量についても同様に表記することがある。
　本実施形態の油井用電縫鋼管（以下、「電縫鋼管」ともいう）は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１４％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：１．０～２．１％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、及びＮ：０．０１００％以下を含有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢの含有量が、それぞれ、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００３０％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、全厚試験片について管軸方向引張試験を行ったときに、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、引張強さに対する０．２％耐力の比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．８０以上であり、引張強さに対する２％流動応力の比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５～０．９８である。
　本実施形態の油井用電縫鋼管は、造管後の熱処理（以下、単に「熱処理」ともいう）によって圧潰強度が向上された油井用電縫鋼管である。
　ここで、「造管後の熱処理によって圧潰強度が向上された」との効果に関し、本実施形態の上記条件を全て満たす油井用電縫鋼管は、上記効果が奏された油井用電縫鋼管であるとみなすことができる。
　また、本実施形態の油井用電縫鋼管では、油井管に要求される靱性が確保されている。本実施形態の油井用電縫鋼管では、例えば、後述のＣ方向母材靱性（０℃）が３０Ｊ以上となっている。
　本明細書中において、「圧潰強度」（Collapse Strength）は、アメリカ石油協会規格（ＡＰＩ規格）である「ＡＰＩ　ＢＵＬＬＥＴＩＮ　５Ｃ３」中、「2.3 Collapse Testing Procedure」に準拠して測定された圧潰圧力（Collapse Pressure）を指す。
　また、「造管後の熱処理によって圧潰強度が向上」するとは、熱処理前の電縫鋼管の圧潰強度に対する熱処理後の電縫鋼管の圧潰強度の比〔熱処理後の電縫鋼管の圧潰強度／熱処理前の電縫鋼管の圧潰強度〕（以下、「圧潰強度比」ともいう）が１．００超となること（好ましくは圧潰強度比が１．１０以上となること）を指す。
　本実施形態によれば、圧潰強度比を例えば１．１０以上にまで高めることができるので、肉厚を例えば１割以上薄くすることができる。これにより、油井管の設計の自由度を向上させることができるとともに、鋼材コストを低減することができる。
　また、本実施形態の電縫鋼管は、全厚試験片について管軸方向引張試験を行ったときに、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、かつ、引張強さ（ＴＳ：Tensile Strength）に対する２％流動応力の比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５～０．９８である。
　引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、かつ、比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５～０．９８であることは、造管後に比較的低温（例えば２００℃～４００℃）の熱処理が施された電縫鋼管であることを示している。
　本実施形態の電縫鋼管は、比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５～０．９８である点で、造管後に熱処理が施されていない上記特許文献３に記載の油井用電縫鋼管と異なる。
　造管後の熱処理の温度について、例えば、造管後の熱処理の温度が２００℃以上であると、比〔２％流動応力／引張強さ〕を０．９８以下に調整し易い。
　また、例えば、造管後の熱処理の温度が４００℃以下であると、比〔２％流動応力／引張強さ〕を０．８５以上に調整し易く、また、引張強さを７８０ＭＰａ以上に調整し易い。
　本実施形態によれば、比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５以上であることにより、強度（例えば引張強さ。以下同じ。）が向上するか、又は、強度の低下が抑制される。比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５未満である電縫鋼管は、高強度を得るのが困難である。
　比〔２％流動応力／引張強さ〕としては、強度をより向上させる観点から、０．８８以上が好ましい。
　一方、本実施形態によれば、比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．９８以下であることにより、圧潰強度比が向上する。比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．９８超であると、圧潰強度比が低下する。
　比〔２％流動応力／引張強さ〕としては、圧潰強度比をより向上させる観点から、０．９７以下が好ましい。更に、比〔２％流動応力／引張強さ〕としては、残留応力をより低減させ、圧潰強度比をより向上させる観点から、０．９５以下がより好ましい。
　本明細書中において、「２％流動応力」（2% Flow Stress）とは、全厚試験片について管軸方向引張試験を行うことによって得られた応力－ひずみ曲線（stress-strain curve；「ＳＳカーブ」とも呼ばれている）において、ひずみ２％のときの応力を指す。
　ここで、「応力」及び「ひずみ」は、それぞれ、公称応力及び公称ひずみを指す。
　また、本明細書中において、管軸方向引張試験は、全厚試験片について、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠し、引張方向を管軸方向として行う引張試験を指す。全厚試験片は１２号試験片（円弧状試験片）とする。
　本実施形態の電縫鋼管は、上記管軸方向引張試験を行ったときに、引張強さが７８０ＭＰａ以上である。これにより、高強度の油井用電縫鋼管として要求される強度が確保される。
　引張強さの上限には特に制限はないが、靱性の低下を抑制する観点から、引張強さは、１１００ＭＰａ以下であることが好ましく、１０５０ＭＰａ以下であることがより好ましい。
　本実施形態の電縫鋼管（油井用電縫鋼管）は、引張強さが７８０ＭＰａ以上である点で、ラインパイプ用の電縫鋼管のうち造管後に熱処理が施されたものと相違する。
　また、本実施形態の電縫鋼管は、上記管軸方向引張試験を行ったときに、引張強さに対する０．２％耐力の比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．８０以上である。
　本実施形態によれば、比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．８０以上であることにより、圧潰強度比が高くなる。即ち、比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．８０未満であると、圧潰強度比が低下する。
　比〔０．２％耐力／引張強さ〕の上限は特に規定しないが、比〔０．２％耐力／引張強さ〕は、理論上１．００以下である。比〔０．２％耐力／引張強さ〕は、圧潰強度比向上の観点から、０．９５以下が好ましく、０．９２以下がより好ましい。
　また、圧潰強度比向上の観点から、比〔０．２％耐力／引張強さ〕は、比〔２％流動応力／引張強さ〕よりも小さいことが好ましい。
　図１に、本実施形態における化学組成を有する電縫鋼管の応力－ひずみ曲線の例を示す。
　図１中、実線は、本実施形態の一例である、造管後に３００℃で３００秒の熱処理が施された電縫鋼管の応力－ひずみ曲線（「３００℃低温熱処理」）であり、破線は、上記一例において、造管後、上記熱処理が施される前の応力－ひずみ曲線（「アズロール」）である。
　図１に示されるように、「３００℃低温熱処理」は「アズロール」と比較し、引張強さが上昇している。また、「３００℃低温熱処理」、「アズロール」とも、明確な降伏点は観測されないが、「アズロール」では比例限（proportional limit）がより低くなっている。
　「３００℃低温熱処理」では、引張強さが９８２ＭＰａであり、比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．９０であり、比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．９５である。
　一方、「アズロール」では、引張強さが９０２ＭＰａであり、比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．８４であり、比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．９９である。
　本実施形態の電縫鋼管における０．２％耐力は、降伏点を有する鋼管における降伏強さ（ＹＳ；Yield Strength）に対応し、本実施形態の電縫鋼管における比〔０．２％耐力／引張強さ〕は、降伏点を有する鋼管における降伏比（ＹＲ；Yield Ratio）に対応する。
　本明細書中では、本実施形態の電縫鋼管における０．２％耐力を「ＹＳ」と称することがあり、本実施形態の電縫鋼管における比〔０．２％耐力／引張強さ〕を「ＹＲ」と称することがある。
　図２は、比〔０．２％耐力／引張強さ〕（ＹＲ）と圧潰強度比との関係の一例を示すグラフである。図２は、詳細には、本実施形態の電縫鋼管の一例において、比〔０．２％耐力／引張強さ〕（ＹＲ）のみを変化させた場合の圧潰強度比の変化を示している。図２中の横軸「ＹＲ」は、比〔０．２％耐力／引張強さ〕を示している。
　図２に示すように、この一例では、比〔０．２％耐力／引張強さ〕（ＹＲ）が０．８０以上であるときに、圧潰強度比が１．１０以上となっている。
　次に、本実施形態の電縫鋼管の化学組成について説明する。
　本実施形態の電縫鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１４％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：１．０～２．１％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、及びＮ：０．０１００％以下を含有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢの含有量が、それぞれ、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００３０％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
　ここで、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢは、それぞれ任意の元素（選択元素）であり、必ずしも含有されている必要はない。
　本実施形態の電縫鋼管は、上記化学組成を有することにより、油井管に要求される靱性（例えばＣ方向母材靱性（０℃））を確保しつつ、油井管に要求される強度（例えば引張強さ）を確保することができる。
＜Ｃ：０．０２～０．１４％＞
　Ｃ（炭素）は、鋼の強度確保に有効な元素である。
　Ｃ含有量は、鋼の強度を確保するために０．０２％以上とする。Ｃ含有量は、強度の観点から、０．０５％以上であることが好ましい。
　一方、Ｃ含有量は、靱性の低下を回避するために０．１４％以下とする。Ｃ含有量は、靱性の観点から、０．１２％以下であることが好ましい。
＜Ｓｉ：０．０５～０．５０％＞
　Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として有効な元素である。
　Ｓｉ含有量は、電縫溶接性を確保するために０．０５～０．５０％とする。Ｓｉ含有量が０．０５％未満である場合及び０．５０％超である場合には、いずれも電縫溶接部に酸化物欠陥が多発し、工業製品として成立しない。
　Ｓｉ含有量は、０．１０％以上であることが好ましい。また、Ｓｉ含有量は、０．４０％以下であることが好ましい。
＜Ｍｎ：１．０～２．１％＞
　Ｍｎ（マンガン）は、鋼の強度確保に有効な元素である。
　Ｍｎ含有量は、鋼の強度を確保するために１．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、強度の観点から、１．３％以上であることが好ましい。
　一方、Ｍｎ含有量は、靱性の低下を回避するために２．１％以下とする。Ｍｎ含有量は、靱性の観点から、２．０％以下であることが好ましい。
＜Ｐ：０．０２０％以下＞
　Ｐ（リン）は、不可避的不純物元素である。
　鋼の靱性の低下を回避するために、Ｐ含有量は、０．０２０％以下に抑制する。
　Ｐ含有量の下限は特に規定しないが、脱燐のコストを考慮すると、Ｐ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
＜Ｓ：０．０１０％以下＞
　Ｓ（硫黄）は、不可避的不純物元素である。
　鋼の靱性の低下を回避するために、Ｓ含有量は、０．０１０％以下に抑制する。
　Ｓ含有量の下限は特に規定しないが、脱硫のコストを考慮すると、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
＜Ｎｂ：０．０１０～０．１００％＞
　Ｎｂ（ニオブ）は、鋼の強度及び靱性の確保に有効な元素である。
　Ｎｂ含有量は、鋼の強度と靱性とを確保するために、０．０１０％以上とする。Ｎｂ含有量は、強度及び靱性の観点から、０．０２０％以上であることが好ましい。
　また、Ｎｂ含有量は、靱性の低下を回避するために０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、靱性の観点から、０．０６０％以下であることが好ましい。
＜Ｔｉ（チタン）：０．０１０～０．０５０％＞
　Ｔｉは、Ｎ（窒素）を固定してひずみ時効を抑制し、靱性を確保するために有効な元素である。さらに、連続鋳造時の割れ抑制にも有効である。かかる効果の観点から、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、靱性の観点から、０．０１５％以上であることが好ましく、０．０２０％以上であることがより好ましい。
　一方、Ｔｉ含有量は、粗大な析出物が生じ、靱性が低下する現象を回避するために０．０５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、靱性の観点から、０．０４０％以下であることが好ましく、０．０３０％以下であることがより好ましい。
＜Ａｌ：０．０１０～０．１００％＞
　Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸剤として有効な元素である。
　Ａｌ含有量は、脱酸して鋼の清浄度を上げ、靱性を確保するために、０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、靱性の観点から、０．０２０％以上であることが好ましく、０．０３０％以上であることがより好ましい。
　また、Ａｌ含有量は、粗大な析出物が生じ、靱性が低下する現象を回避するために０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、靱性の観点から、０．０９０％以下であることが好ましく、０．０８０％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることが更に好ましい。
＜Ｎ：０．０１００％以下＞
　Ｎ（窒素）は、不可避的不純物元素である。
　しかし、Ｎ含有量が多すぎると、ＡｌＮ等の介在物が過度に増大し、表面傷、靱性劣化等を生じるおそれがある。このため、Ｎ含有量の上限は０．０１００％とする。Ｎ含有量は、０．００８０％以下が好ましく、０．００６０％以下がより好ましく、０．００５０％以下が特に好ましい。
　一方、Ｎ含有量の下限は特に規定しないが、脱Ｎ（脱窒）のコストや経済性を考慮すると、Ｎ含有量は、０．００２０％以上が好ましい。
　次に、選択元素である、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢについて説明する。
＜Ｃｕ：０～０．５０％＞
　Ｃｕ（銅）は、焼入れ性を向上し、更に、固溶強化により、強度を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が多すぎると、母材の靱性を劣化させ、熱延鋼板の疵発生が促進される。このため、Ｃｕ含有量の上限は０．５０％とする。Ｃｕ含有量の上限は、０．４０％が好ましく、０．３０％がより好ましい。
　一方、Ｃｕは選択元素であり、必ずしも含有される必要はない。しかし、上記効果をより効果的に得る観点からみた場合には、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０１％以上が好ましく、０．０３％以上がより好ましい。
＜Ｎｉ：０～１．００％＞
　Ｎｉ（ニッケル）は、強度及び靱性の向上の効果を有する元素である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、Ｎｉ含有量が多すぎると、経済性が損なわれるおそれがある。このため、Ｎｉ含有量の上限は１．００％とする。Ｎｉ含有量の上限は、０．５０％が好ましく、０．４０％がより好ましく、０．３０％が更に好ましい。
　一方、Ｎｉは選択元素であり、必ずしも含有される必要はない。しかし、上記効果をより効果的に得る観点からみた場合には、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．１０％以上が更に好ましい。
＜Ｃｒ：０～０．５０％＞
　Ｃｒ（クロム）は、焼入れ性を向上させ、強度を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃｒ含有量が多すぎると、電縫溶接性を著しく劣化させるおそれがある。このため、Ｃｒ含有量の上限は０．５０％である。Ｃｒ含有量の上限は、０．４０％が好ましく、０．３０％がより好ましく、０．２０％が更に好ましい。
　一方、Ｃｒは選択元素であり、必ずしも含有される必要はない。しかし、上記効果をより効果的に得る観点からみた場合には、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０３％以上がより好ましい。
＜Ｍｏ：０～０．３０％＞
　Ｍｏ（モリブデン）は、析出能力を強化し、強度を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｍｏは高価な元素であり、Ｍｏ含有量が多すぎると、経済性が損なわれるおそれがある。このため、Ｍｏ含有量の上限は０．３０％である。Ｍｏ含有量の上限は、０．２０％が好ましく、０．１５％がより好ましい。
　一方、Ｍｏは選択元素であり、必ずしも含有される必要はない。しかし、上記効果をより効果的に得る観点からみた場合には、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．１０％以上が更に好ましい。
＜Ｖ：０～０．１０％＞
　Ｖ（バナジウム）は、析出能力を強化し、強度を向上させる効果を有する元素である。しかし、母材靱性の点から、Ｖ含有量の上限は０．１０％とする。
　一方、Ｖは選択元素であり、必ずしも含有される必要はない。しかし、上記効果をより効果的に得る観点からみた場合には、Ｖ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０３％以上がより好ましい。
＜Ｂ：０～０．００３０％＞
　Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性を向上させ、強度を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｂは、含有量０．００３０％を超えて含有させても焼入れ性の更なる向上は起きないのみならず、析出物を生成して靱性を劣化させる可能性がある。このため、Ｂの含有量の上限は０．００３０％とする。Ｂの含有量の上限は、０．００２５％が好ましく、０．００２０％がより好ましい。
　一方、Ｂは選択元素であり、必ずしも含有される必要はない。しかし、上記効果をより効果的に得る観点からみた場合には、Ｂ含有量は、０．０００１％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましく、０．００１０％以上が更に好ましい。
＜不可避的不純物＞
　本実施形態において、不可避的不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
　不可避的不純物として、具体的には、Ｏ（酸素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｓｎ（スズ）、Ｗ（タングステン）、Ｃｏ（コバルト）、Ａｓ（ヒ素）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｐｂ（鉛）、Ｂｉ（ビスマス）、Ｈ（水素）、ＲＥＭが挙げられる。ここで、「ＲＥＭ」は希土類元素、即ち、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、Ｐｒ（プラセオジム）、Ｎｄ（ネオジム）、Ｐｍ（プロメチウム）、Ｓｍ（サマリウム）、Ｅｕ（ユウロピウム）、Ｇｄ（ガドリニウム）、Ｔｂ（テルビウム）、Ｄｙ（ジスプロシウム）、Ｈｏ（ホルミウム）、Ｅｒ（エルビウム）、Ｔｍ（ツリウム）、Ｙｂ（イッテルビウム）、及びＬｕ（ルテチウム）からなる群から選択される少なくとも１種の元素を指す。
　上述した元素のうち、Ｏは含有量０．００６％以下となるように制御することが好ましい。
　また、その他の元素について、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓについては含有量０．１％以下の混入が、Ｍｇ、Ｐｂ、及びＢｉについては含有量０．００５％以下の混入が、Ｈについては含有量０．０００４％以下の混入が、それぞれあり得るが、その他の元素の含有量については、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
　また、本実施形態の電縫鋼管は、選択的に、Ｃａ：０超０．００５０％以下、Ｍｏ：０超０．３０％以下、Ｖ：０超０．１０％以下、Ｃｒ：０超０．５０％以下、Ｎｉ：０超１．００％以下、Ｃｕ：０超０．５０％以下、Ｂ：０超０．００３０％以下、及びＣｅ：０超０．００５０％以下の１種又は２種以上を含有していてもよい。
　これらの元素は、鋼中に意図して含有させる場合以外にも、鋼中に不可避的不純物として混入する場合もあり得る。
　Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、及びＢについて、これらの元素を含有する場合の好ましい含有量は、それぞれ前述したとおりである。
＜Ｃａ：０超０．００５０％以下＞
　Ｃａ（カルシウム）は、ＭｎＳ系の介在物を微細分散化させ、鋼の清浄度を上げる効果を有する元素である。しかし、Ｃａの含有量が多すぎると、酸化物又は硫化物が大きくなり靱性に悪影響を及ぼすおそれがある。このため、Ｃａの含有量の上限は０．００５０％とする。Ｃａの含有量の上限は、０．００４０％が好ましい。
　一方、Ｃａは、必ずしも含有される必要はない。しかし、上記効果をより効果的に得る観点からみると、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましく、０．００２０％以上が更に好ましく、０．００３０％以上が特に好ましい。
＜Ｃｅ：０超０．００５０％以下＞
　Ｃｅ（セリウム）は、鋼の清浄度を上げる効果を有する元素である。しかし、Ｃｅの含有量が多すぎると、粗大な介在物が生成し、鋼の清浄度が低下する。このため、Ｃｅの含有量の上限は０．００５０％とする。Ｃａの含有量の上限は、０．００４０％が好ましい。
　一方、Ｃｅは、必ずしも含有される必要はない。しかし、上記効果をより効果的に得る観点からみると、Ｃｅ含有量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
　本実施形態の電縫鋼管において、引張強さ７８０ＭＰａ以上を達成するための手段としては、例えば、下記式（１）によって定義される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍを高くする手段が挙げられる。
　Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ　・・・　式（１）
　式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢは、それぞれ、各元素の含有量（質量％）を示す。
　なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢは、前述のとおり、任意の元素である。即ち、式（１）中、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢは、０であってもよい。
　Ｐｃｍは、電縫鋼管の引張強さ７８０ＭＰａ以上を達成し易い点で、０．１８００以上が好ましく、０．２０００以上がより好ましく、０．２２００以上が更に好ましい。
　また、電縫鋼管がＢを含有する場合、Ｐｃｍは、見かけ上小さな値となる傾向がある。従って、電縫鋼管がＢを含有する場合には、Ｐｃｍが０．１８００以上であり、電縫鋼管がＢを含有しない場合には、Ｐｃｍが０．２２００以上であることが特に好ましい。
　なお、Ｐｃｍの上限値には特に制限はないが、Ｐｃｍは、例えば０．３０００以下とすることができ、０．２５００以下が好ましい。
　引張強さ７８０ＭＰａ以上を達成するための手段としては、Ｐｃｍを高くする手段以外にも、熱処理の温度をある程度低くする（例えば４００℃以下とする）手段、熱処理の時間をある程度短くする（例えば６００秒以下とする）手段、等も挙げられる。
　引張強さ７８０ＭＰａ以上を達成するための手段は、１つのみ用いてもよいし、２つ以上を組み合わせて用いてもよい。
　また、本実施形態の電縫鋼管において、比〔０．２％耐力／引張強さ〕０．８０以上を達成するための手段としては、造管後の熱処理の温度をある程度高くする（例えば２００℃以上とする）手段、及び、造管後の熱処理の時間をある程度長くする（例えば３秒以上とする）手段が挙げられる。
　これらの各手段によれば、熱処理時に、転位に対する固溶Ｃの固着によるコットレル効果がより効果的に働くことにより、比〔０．２％耐力／引張強さ〕０．８０以上を達成し易くなると考えられる。
　また、比〔０．２％耐力／引張強さ〕０．８０以上を達成するための手段としては、鋼板を得るための熱延工程における平均冷却速度を速くする（例えば平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とする）手段、及び、熱延工程における巻き取り温度を低くする（例えば１００℃以下とする）手段も挙げられる。
　これらの各手段によれば、フェライト析出が抑制され、低温で変態することにより、転位の量と固溶Ｃの量とが確保されると考えられる。従って、熱処理時に、転位に対する固溶Ｃの固着によるコットレル効果がより効果的に働くことにより、比〔０．２％耐力／引張強さ〕０．８０以上を達成し易くなると考えられる。
　ここで、熱延工程とは、造管前の工程であって、鋼片（スラブ）を熱間圧延し、冷却することによって鋼板とし、得られた鋼板を巻き取ってコイルを得る工程を指す。
　比〔０．２％耐力／引張強さ〕０．８０以上を達成するための手段としては、造管工程においてサイジングひずみ量が高い（例えばサイジングひずみ量２．０％以上）サイジングを行う手段も挙げられる。この手段によれば、転位の量を増大させることができ、安定的な転位下部組織（セル組織）を形成することができると考えられる。従って、熱処理時の転位と固溶Ｃとの固着により、比〔０．２％耐力／引張強さ〕０．８０以上を達成し易くなると考えられる。
　ここで、造管工程とは、熱延工程で得られたコイルから鋼板を巻き出し、巻き出された鋼板を筒状（管状）に成形し、成形後の突合せ面を電縫溶接（電気抵抗溶接）することによって電縫鋼管とし、得られた電縫鋼管に対しサイジング（縮径加工）を施す工程を指す。
　比〔０．２％耐力／引張強さ〕０．８０以上を達成するための手段は、１つのみ用いてもよいし、２つ以上を組み合わせて用いてもよい。
　また、本実施形態の電縫鋼管において、比〔２％流動応力／引張強さ〕０．９８以下を達成するための手段としては、熱処理の温度をある程度高くする（例えば２００℃以上とする）手段、熱処理の時間をある程度長くする（例えば３秒以上とする）手段、等が挙げられる。これらの手段は、１つのみ用いてもよいし、２つ以上を組み合わせて用いてもよい。
　また、本実施形態の電縫鋼管において、比〔２％流動応力／引張強さ〕０．８５以上を達成するための手段としては、熱処理の温度をある程度低くする（例えば４００℃以下とする）手段、熱処理の時間をある程度短くする（例えば６００秒以下とする）手段、等が挙げられる。これらの手段は、１つのみ用いてもよいし、２つ以上を組み合わせて用いてもよい。
　また、本実施形態の電縫鋼管は、圧潰強度比を高くする観点（例えば、圧潰強度比を１．１０以上とする観点）から、クランプトン法によって測定された残留応力が３００ＭＰａ以下であることが好ましい。残留応力は、２９０ＭＰａ以下であることがより好ましく、２８０ＭＰａ以下であることが更に好ましい。
　圧潰強度比を高くする観点からみれば、上記残留応力は低ければ低いほど良いため、上記残留応力の下限には特に制限はない。達成し易さの観点からみると、上記残留応力は、１０ＭＰａ以上が好ましく、５０ＭＰａ以上がより好ましく、１００ＭＰａ以上が更に好ましく、１６０ＭＰａ以上が特に好ましい。
　図３は、残留応力と圧潰強度比との関係の一例を示すグラフである。
　図３は、詳細には、本実施形態の一例において、残留応力のみを変化させた場合の圧潰強度比の変化を示している。
　図３に示すように、この一例では、残留応力が３００ＭＰａ以下であるときに、圧潰強度比が１．１０以上となっている。
　残留応力３００ＭＰａ以下を達成する手段としては、熱処理の温度をある程度高くする（例えば２００℃以上とする）手段、熱処理の時間をある程度長くする（例えば３秒以上とする）手段、等が挙げられる。これらの手段によれば、転位の再配列が顕著に起こり、ひいては残留応力が効果的に低減される。これらの手段は、１つのみ用いてもよいし、２つ以上を組み合わせて用いてもよい。
　図４は、熱処理温度と残留応力との関係の一例を示すグラフである。
　図４は、詳細には、本実施形態の一例において、熱処理温度を変化させた場合の圧潰強度比の変化を示している。
　図４に示すように、この一例では、熱処理温度が２００℃以上であるときに、残留応力が３００ＭＰａ以下となる。
　図５は、熱処理時間と残留応力との関係の一例を示すグラフである。
　図５は、詳細には、本実施形態の一例において、熱処理時間を変化させた場合の圧潰強度比の変化を示している。
　図５に示すように、この一例では、熱処理時間が３秒以上であるときに、残留応力が３００ＭＰａ以下となる。
　また、本実施形態の電縫鋼管は、陽電子消滅法によって測定された平均陽電子寿命が１２０ｐｓ～１４０ｐｓであることが好ましい。
　平均陽電子寿命が１２０ｐｓ以上であると、引張強さ７８０ＭＰａ以上を達成し易い。この理由は、平均陽電子寿命が１２０ｐｓ以上であることは、十分な量の転位が確保されたことを示すためと考えられる。
　更に、平均陽電子寿命が１２０ｐｓ～１４０ｐｓであると、比〔０．２％耐力／引張強さ〕（ＹＲ）０．８０以上を達成し易い。この理由は、熱処理前に十分な量の転位が確保されて平均陽電子寿命が一旦１４０ｐｓ超となった上で、熱処理により、十分な量の転位に対して固溶Ｃが十分に固着されて平均陽電子寿命が１２０ｐｓ～１４０ｐｓの範囲内となると考えられるためである。
　陽電子消滅法によって平均陽電子寿命を測定する方法は一般的であるが、この方法は、例えば「材料工学の先端実験技術　日本金属学会　１９９８年１２月１日発行　ＩＳＢＮ４－８８９０３－０７２－７Ｃ３０５７」の中の「陽電子による構造欠陥解析技術　白井泰治教授著　ｐ１８３～１８９」で詳細に説明されている。
　具体的には、２２Ｎａ線源を測定試料に挟み込み、線源から試料中に放出された陽電子の発生時間と消滅時間とを、放出されたγ線を検出器で検出することで認識する。認識された発生時間と消滅時間との差を陽電子寿命とする。実際には、様々な陽電子寿命を示す信号が検出される。これらの信号から認識される陽電子寿命の平均値を、「平均陽電子寿命」とする。
　図６は、平均陽電子寿命と比〔０．２％耐力／引張強さ〕（ＹＲ）との関係の一例を示すグラフである。
　図６は、詳細には、本実施形態の一例において、平均陽電子寿命を変化させた場合の比〔０．２％耐力／引張強さ〕（ＹＲ）の変化を示している。
　図６に示すように、この一例では、平均陽電子寿命が１４０ｐｓ以下であるときに、ＹＲが０．８０以上となる。
　平均陽電子寿命１４０ｐｓ以下を達成するための手段としては、熱延工程における平均冷却速度を速くする（例えば２０℃／ｓ以上とする）手段、熱延工程における巻き取り温度を低くする（例えば１００℃以下とする）手段、造管工程においてサイジングひずみ量が高い（例えば２．０％以上）サイジングを行う手段、等が挙げられる。
　図７は、熱延工程における平均冷却速度と平均陽電子寿命との関係を示すグラフである。
　図７は、詳細には、本実施形態の一例において、平均冷却速度を変化させた場合の平均陽電子寿命の変化を示している。
　図７に示すように、この一例では、平均冷却速度が２０℃／ｓ以上であるときに、平均陽電子寿命が１４０ｐｓ以下となる。
　図８は、熱延工程における巻き取り温度と平均陽電子寿命との関係を示すグラフである。
　図８は、詳細には、本実施形態の一例において、巻き取り温度を変化させた場合の平均陽電子寿命の変化を示している。
　図８に示すように、この一例では、巻き取り温度が１００℃以下であるときに、平均陽電子寿命が１４０ｐｓ以下となる。
　図９は、造管工程におけるサイジングひずみ量と平均陽電子寿命との関係を示すグラフである。
　図９は、詳細には、本実施形態の一例において、サイジングひずみ量を変化させた場合の平均陽電子寿命の変化を示している。
　図９に示すように、この一例では、サイジングひずみ量が２．０％以上であるときに、平均陽電子寿命が１４０ｐｓ以下となる。
　また、本実施形態の電縫鋼管の態様としては、管軸方向及び肉厚方向に平行な断面（以下、「Ｌ断面」ともいう）において、観測される旧オーステナイト粒のうちの５０％以上（５０個数％以上）が、アスペクト比１．５以上の旧オーステナイト粒である態様が好ましい。
　この態様の電縫鋼管は、焼入れ焼戻しが施されていない電縫鋼管である。詳細には、焼入れ焼戻しが施された電縫鋼管においては、観測される旧オーステナイト粒のほとんどがアスペクト比１．５未満の旧オーステナイト粒となっている。即ち、焼入れ焼戻しが施された電縫鋼管においては、アスペクト比１．５以上の旧オーステナイト粒の割合は、観測される旧オーステナイト粒のうちの５０％未満となっている。
　従って、上記態様の電縫鋼管によれば、高温（例えば９００℃以上）の加熱が必要である焼入れを行わなくても、焼入れ焼戻しを行った場合と同等又は同等以上の圧潰強度比を得ることができる。よって上記態様の電縫鋼管は、焼入れ焼戻しが施される電縫鋼管と比較して、生産性に優れ、コストメリットもある。
　図１０Ａは、後述の実施例１（熱処理条件：３００℃、３００秒）に係る電縫鋼管のＬ断面の一部（ナイタールエッチング後）を示す光学顕微鏡組織写真であり、図１０Ｂは、図１０Ａに示した光学顕微鏡組織写真中、２つの旧オーステナイト粒の粒界を、白色の破線でなぞった光学顕微鏡組織写真である。
　図１０Ａ及び図１０Ｂに示すように、実施例１の電縫鋼管のＬ断面には、アスペクト比１．５以上の旧オーステナイト粒が観測される。
　図１０Ａ及び図１０Ｂに示すように、実施例１の電縫鋼管のＬ断面の組織は、ベイナイト主体の組織であり、部分的（旧オーステナイト粒の粒界等）に、フェライトが含まれる組織である。
　図１１Ａは、後述の実施例１（熱処理条件：３００℃、３００秒）に対し、熱処理条件を２００℃、３００秒に変更して得られた電縫鋼管のＬ断面（ナイタールエッチング後）を示す光学顕微鏡組織写真であり、図１１Ｂは、図１１Ａに示した光学顕微鏡組織写真中、１つの旧オーステナイト粒の粒界を、白色の破線でなぞった光学顕微鏡組織写真である。
　図１１Ａ及び図１１Ｂに示すように、上記電縫鋼管のＬ断面には、アスペクト比１．５以上の旧オーステナイト粒が観測される。
　図１１Ａ及び図１１Ｂに示すように、上記電縫鋼管のＬ断面の組織は、ベイナイト主体の組織であり、部分的（旧オーステナイト粒の粒界等）に、フェライトが含まれる組織である。
　また、本実施形態の電縫鋼管は、靱性の観点から、Ｖノッチ付きフルサイズ試験片についてシャルピー衝撃試験を行うことによって求められた管周方向の母材靱性が、０℃で３０Ｊ以上であることが好ましい。以下、この母材靱性を「Ｃ方向母材靱性（０℃）」という。
　ここで、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ２２４２（２００５）に準拠し、０℃の温度条件下で行う。５回の試験結果の平均値をＣ方向母材靱性（０℃）とする。
　靱性の観点からみて、Ｃ方向母材靱性（０℃）は、４０Ｊ以上が好ましく、５０Ｊ以上がより好ましい。
　靱性の観点からみればＣ方向母材靱性（０℃）の上限には特に制限はないが、靱性と強度（例えば引張強さ）との両立の観点からみれば、Ｃ方向母材靱性（０℃）は、２００Ｊ以下が好ましく、１８０Ｊ以下がより好ましく、１３０Ｊ以下が更に好ましい。
　本実施形態の電縫鋼管の肉厚には特に制限はないが、肉厚としては、５ｍｍ～１７ｍｍが好ましく、７ｍｍ～１５ｍｍがより好ましく、９ｍｍ～１３ｍｍが特に好ましい。肉厚が５ｍｍ以上であることは、圧潰強度向上の観点からみて有利である。肉厚が１７ｍｍ以下であることは、材料費低減の観点からみて有利である。
　また、本実施形態の電縫鋼管において、肉厚（ｔ）に対する外径（Ｄ）の比〔Ｄ／ｔ〕には特に制限はないが、比〔Ｄ／ｔ〕としては、１０．０～２５．０が好ましく、１３．０～２３．０がより好ましく、１５．０～２１．０が特に好ましい。比〔Ｄ／ｔ〕が１０．０以上であることは、材料費低減の観点からみて有利である。比〔Ｄ／ｔ〕が２５．０以下であることは、圧潰強度向上の観点からみて有利である。
　また、本実施形態の電縫鋼管を製造する方法には特に制限はなく、一般的な電縫鋼管の製造方法によって製造することができる。
　本実施形態の電縫鋼管の好ましい製造方法（以下、「製法Ａ」ともいう）は、
　鋼片（スラブ）を熱間圧延し、冷却することによって鋼板とし、得られた鋼板を巻き取ってコイルを得る熱延工程と；
　コイルから鋼板を巻き出し、巻き出された鋼板を筒状（管状）に成形し、成形後の突合せ面を電縫溶接（電気抵抗溶接）することによって電縫鋼管とし、得られた電縫鋼管に対しサイジング（縮径加工）を施す造管工程と；
　サイジングが施された電縫鋼管に対し、熱処理を施す熱処理工程と；
を含む製造方法である。
　製法Ａにおいて、熱延工程における冷却時の平均冷却速度は、高いＹＲを得る観点から、２０℃／ｓ以上であることが好ましい。平均冷却速度の上限は、例えば６０℃、好ましくは５０℃である。
　また、製法Ａにおいて、熱延工程における巻き取り時の巻き取り温度は、高いＹＲを得る観点から、１００℃以下であることが好ましい。巻き取り温度の下限は、例えば５℃、好ましくは１０℃である。
　また、製法Ａにおいて、造管工程におけるサイジングのひずみ量（サイジングひずみ量）は、高いＹＲを得る観点から、２．０％以上であることが好ましい。サイジングひずみ量の上限は、例えば５．０％であり、好ましくは４．０％である。
　また、製法Ａにおいて、熱処理工程における熱処理の温度（熱処理温度）は、２００℃～４００℃が好ましい。熱処理温度が２００℃以上であると、残留応力が低減され、圧潰強度比が上昇する。熱処理温度が４００℃以下であると、強度（例えば引張強さ）が上昇する。
　また、製法Ａにおいて、熱処理工程における熱処理の時間（熱処理時間）は、３秒～６００秒が好ましい。熱処理温度が３秒以上であると、残留応力が低減され、圧潰強度比が上昇する。熱処理温度が６００秒以下であると、強度（例えば引張強さ）が上昇する。
　なお、生産性の観点から、熱処理は、ＩＨ（induction heating）で行うことが特に好ましい。
　以下、本実施形態を実施例により更に具体的に説明するが、本実施形態は以下の実施例に限定されるものではない。
〔実施例１～１４、比較例１～２２〕
　表１に示す成分を有し、Ｐｃｍが表１に示す値であり、外径（Ｄ）が２００ｍｍであり、肉厚（ｔ）が１１ｍｍである、実施例１～１４及び比較例１～２２の電縫鋼管をそれぞれ製造した。電縫鋼管中、表１に示された成分以外の成分（残部）は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
　実施例１～１４並びに比較例１～７及び９～２２の電縫鋼管は、前述の製法Ａによって製造した。
　比較例８の電縫鋼管は、熱処理工程を行わないこと以外は前述の製法Ａと同様の方法によって製造した。
　各例において、熱延工程における平均冷却速度、熱延工程における巻き取り温度（冷却終了時点の温度；以下、ＣＴ（Cooling Temperature）ともいう）、造管工程におけるサイジングひずみ量、熱処理工程における熱処理温度、及び熱処理工程における熱処理時間は、表２に示すとおりである。
　ここで、熱延工程における平均冷却速度は、熱間圧延終了時点の鋼板の温度と、巻き取り温度（ＣＴ）と、の差に基づいて求めた。
　なお、実施例１～１４並びに比較例１～７及び９～２２における熱処理後の冷却の条件は、いずれも、平均冷却速度４０℃／ｓで室温まで冷却する条件とした。
　得られた各電縫鋼管について、以下の特性を測定した。
　結果を表２に示す。
＜引張強さ、比〔０．２％耐力／引張強さ〕（ＹＲ）、比〔２％流動応力／引張強さ〕＞
　得られた電縫鋼管から、全厚試験片として１２号試験片（円弧状試験片）を採取した。全厚試験片は、電縫鋼管の母材９０°位置（電縫溶接部に対して管周方向に９０°ずれた位置）から、引張試験の引張方向が管軸方向（Ｌ方向）となる向きで採取した。採取された全厚試験片について、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠し、引張方向を管軸方向とする引張試験（管軸方向引張試験）を行い、引張強さ（ＭＰａ）、比〔０．２％耐力／引張強さ〕（ＹＲ）、及び比〔２％流動応力／引張強さ〕をそれぞれ測定した。
＜残留応力＞
　得られた電縫鋼管について、クランプトン法によって残留応力（ＭＰａ）を測定した。
＜平均陽電子寿命＞
　得られた電縫鋼管について、陽電子消滅法によって平均陽電子寿命（ｐｓ）を測定した。測定方法の詳細は前述したとおりである。
＜アスペクト比１．５以上の旧γ粒の割合＞
　得られた電縫鋼管からＬ断面を観察するための試料片を採取し、採取された試験片の観察面（電縫鋼管のＬ断面）をナイタールエッチングし、ナイタールエッチング後の観察面を、光学顕微鏡によって観察し、光学顕微鏡組織写真を得た（例えば、図１０Ａ、図１０Ｂ、図１１Ａ、及び図１１Ｂ参照）。得られた光学顕微鏡組織写真より、旧オーステナイト粒（旧γ粒）のアスペクト比を求めた。
　以上のようにして、電縫鋼管１つ当たり３０個の旧γ粒について、アスペクト比を求めた。得られた結果より、３０個の旧γ粒に占める、アスペクト比１．５以上の旧γ粒の割合（％（個数％））を求めた。
＜Ｃ方向母材靱性（０℃）＞
　得られた電縫鋼管からＶノッチ付きフルサイズ試験片（シャルピー衝撃試験用の試験片）を採取した。Ｖノッチ付きフルサイズ試験片は、試験方向が管周方向（Ｃ方向）となるように採取した。採取されたＶノッチ付きフルサイズ試験片について、０℃の温度条件下で、ＪＩＳ　Ｚ２２４２（２００５）に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、管周方向のシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）を測定した。
　以上の測定を、電縫鋼管１つ当たり５回行い、５回のシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）の平均値を、Ｃ方向母材靱性（０℃）（Ｊ）とした。
＜圧潰強度比＞
　造管工程後であって熱処理工程前の電縫鋼管、及び、熱処理工程後の電縫鋼管のそれぞれについて、ＡＰＩ　ＢＵＬＬＥＴＩＮ　５Ｃ３の「2.3 Collapse Testing Procedure」に準拠して圧潰強度を測定した。
　得られた結果に基づき、圧潰強度比、即ち、比〔熱処理後の電縫鋼管の圧潰強度／熱処理前の電縫鋼管の圧潰強度〕）を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１中、Ｐｃｍ（％）は、前述の式（１）によって定義される溶接割れ感受性組成である。
　表２中、ＣＴは巻き取り温度を示し、ＲＴは室温を示す。
　また、表１及び表２中、下線を付した数値は、本実施形態の範囲に含まれない数値であることを示す。
　表１及び表２に示すように、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１４％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：１．０～２．１％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、及びＮ：０．０１００％以下を含有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢの含有量が、それぞれ、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００３０％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．８０以上であり、比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５～０．９８である、実施例１～１４の電縫鋼管は、圧潰強度比（比〔熱処理後の電縫鋼管の圧潰強度／熱処理前の電縫鋼管の圧潰強度〕）が１．１０以上であり、造管後の熱処理によって圧潰強度が向上していた。更に、実施例１～１４の電縫鋼管は、Ｃ方向母材靱性（０℃）が３０Ｊ以上であり、油井管に求められる靱性を備えていた。
　実施例１～１４に対し、比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．８０未満である比較例１～８の電縫鋼管（これらの中でも、特に、比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．９８超である比較例４、６、及び８の電縫鋼管）は、圧潰強度比が低かった。
　また、比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５未満である比較例５及び７の電縫鋼管、Ｃ含有量が０．０２％未満である比較例９の電縫鋼管、並びに、Ｍｎ含有量が１．０％未満である比較例１３の電縫鋼管は、いずれも引張強さが７８０ＭＰａ未満であり、油井管としての強度が不足していた。
　また、化学組成が本実施形態の範囲に含まれない（詳細は表１参照）比較例１０及び１４～２２の電縫鋼管は、Ｃ方向母材靱性（０℃）が３０Ｊ未満であり、油井管としての靱性が不足していた。
　また、Ｓｉ含有量が０．０５～０．５０％の範囲に含まれない比較例１１及び１２では、電縫溶接部に酸化物欠陥が多発し、油井管としての使用に耐え得る電縫鋼管を製造すること自体が不可能であった。
　日本出願２０１３－２６７３１４の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０２～０．１４％、
    Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    Ｍｎ：１．０～２．１％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、
    Ａｌ：０．０１０～０．１００％、及び
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢの含有量が、それぞれ、
    Ｃｕ：０～０．５０％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｒ：０～０．５０％、
    Ｍｏ：０～０．３０％、
    Ｖ：０～０．１０％、
    Ｂ：０～０．００３０％であり、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　全厚試験片について管軸方向引張試験を行ったときに、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、引張強さに対する０．２％耐力の比〔０．２％耐力／引張強さ〕が０．８０以上であり、引張強さに対する２％流動応力の比〔２％流動応力／引張強さ〕が０．８５～０．９８である油井用電縫鋼管。
  2. 　質量％で、
    Ｃａ：０超０．００５０％以下、
    Ｍｏ：０超０．３０％以下、
    Ｖ：０超０．１０％以下、
    Ｃｒ：０超０．５０％以下、
    Ｎｉ：０超１．００％以下、
    Ｃｕ：０超０．５０％以下、
    Ｂ：０超０．００３０％以下、及び
    Ｃｅ：０超０．００５０％以下の１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の油井用電縫鋼管。
  3. 　クランプトン法によって測定された残留応力が３００ＭＰａ以下である請求項１又は請求項２に記載の油井用電縫鋼管。
  4. 　下記式（１）によって定義される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが、０．１８００以上である請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の油井用電縫鋼管。
    　Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ　・・・　式（１）
    〔式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢは、それぞれ、各元素の含有量（質量％）を示す。〕
  5. 　陽電子消滅法によって測定された平均陽電子寿命が１２０ｐｓ～１４０ｐｓである請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の油井用電縫鋼管。
  6. 　管軸方向及び肉厚方向に平行な断面において、
    　観測される旧オーステナイト粒のうちの５０％以上が、アスペクト比１．５以上の旧オーステナイト粒である請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の油井用電縫鋼管。
  7. 　Ｖノッチ付きフルサイズ試験片についてシャルピー衝撃試験を行うことによって求められた管周方向の母材靱性が、０℃で３０Ｊ以上である請求項１～請求項６のいずれか１項に記載の油井用電縫鋼管。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105441799A (zh) * 2015-11-25 2016-03-30 武汉钢铁(集团)公司 低温环境用高强韧低屈强比调质钢板及其制备方法
JP2019504199A (ja) * 2015-12-24 2019-02-14 ポスコＰｏｓｃｏ 低降伏比型高強度鋼材及びその製造方法
WO2021085036A1 (ja) * 2019-10-31 2021-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法ならびにラインパイプおよび建築構造物

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015022899A1 (ja) * 2013-08-16 2015-02-19 新日鐵住金株式会社 溶接部品質の優れた電縫鋼管及びその製造方法
CN105821319A (zh) * 2016-05-30 2016-08-03 苏州双金实业有限公司 一种具有加工性能好的钢
KR20190026856A (ko) 2016-10-03 2019-03-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 토션 빔용 전봉 강관
CN112789170B (zh) * 2018-08-31 2024-01-30 皮尔金顿集团有限公司 层压玻璃制品
JP6544497B1 (ja) * 2018-10-12 2019-07-17 日本製鉄株式会社 トーションビーム用電縫鋼管
CN113088816B (zh) * 2021-03-27 2021-10-12 京泰控股集团有限公司 一种家具用钢制材料及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59177322A (ja) 1983-03-29 1984-10-08 Nippon Steel Corp 高圧潰型電縫鋼管の製造方法
JPS60187664A (ja) 1984-03-01 1985-09-25 Nippon Steel Corp 低硬度で降伏強度の高い電縫油井管及びその製造方法
WO2004001076A1 (ja) * 2002-06-19 2003-12-31 Nippon Steel Corporation 拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管とその製造方法
JP2006144037A (ja) * 2004-11-16 2006-06-08 Nippon Steel Corp 時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管およびその製造方法
WO2009057390A1 (ja) * 2007-10-30 2009-05-07 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 拡管性に優れた鋼管及びその製造方法
JP5131411B2 (ja) 2011-04-19 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4067756A (en) * 1976-11-02 1978-01-10 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy High strength, high ductility low carbon steel
US7892368B2 (en) * 2002-05-24 2011-02-22 Nippon Steel Corporation UOE steel pipe excellent in collapse strength and method of production thereof
JP4072009B2 (ja) 2002-07-01 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 圧潰強度の高いｕｏｅ鋼管の製造方法
JP4696615B2 (ja) * 2005-03-17 2011-06-08 住友金属工業株式会社 高張力鋼板、溶接鋼管及びそれらの製造方法
JP2006289482A (ja) 2005-04-15 2006-10-26 Jfe Steel Kk ラインパイプ用低降伏比電縫鋼管の製造方法
BRPI0921686B1 (pt) * 2008-11-06 2018-01-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Método para produção de chapa de aço e tubo de aço para oleodutos
JP5353760B2 (ja) 2010-02-26 2013-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 変形特性に優れる電縫鋼管およびその製造方法
JP5316721B2 (ja) 2011-03-30 2013-10-16 新日鐵住金株式会社 塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管及びその製造方法
CN104011245B (zh) 2011-12-27 2017-03-01 杰富意钢铁株式会社 高张力热轧钢板及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59177322A (ja) 1983-03-29 1984-10-08 Nippon Steel Corp 高圧潰型電縫鋼管の製造方法
JPS60187664A (ja) 1984-03-01 1985-09-25 Nippon Steel Corp 低硬度で降伏強度の高い電縫油井管及びその製造方法
WO2004001076A1 (ja) * 2002-06-19 2003-12-31 Nippon Steel Corporation 拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管とその製造方法
JP2006144037A (ja) * 2004-11-16 2006-06-08 Nippon Steel Corp 時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管およびその製造方法
WO2009057390A1 (ja) * 2007-10-30 2009-05-07 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 拡管性に優れた鋼管及びその製造方法
JP5131411B2 (ja) 2011-04-19 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"Advanced Experimental Technique of Material Engineering", 1 December 1998, JAPAN INSTITUTE OF METALS, ISBN: 4-88903-072-7
JOURNAL OF THE JAPAN SOCIETY FOR TECHNOLOGY OF PLASTICITY (JOURNAL OF JSTP, vol. 30, no. 338, pages 1989 - 3
PROF. YASUHARU SHIRAI, POSITRON LIFETIME METHOD TO ANALYSE STRUCTURAL DEFECTS, pages 183 - 189

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105441799A (zh) * 2015-11-25 2016-03-30 武汉钢铁(集团)公司 低温环境用高强韧低屈强比调质钢板及其制备方法
JP2019504199A (ja) * 2015-12-24 2019-02-14 ポスコＰｏｓｃｏ 低降伏比型高強度鋼材及びその製造方法
WO2021085036A1 (ja) * 2019-10-31 2021-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法ならびにラインパイプおよび建築構造物
JPWO2021085036A1 (ja) * 2019-10-31 2021-05-06
JP6947333B2 (ja) * 2019-10-31 2021-10-13 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法ならびにラインパイプおよび建築構造物

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