JP2021147642A - 油井用電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】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。【解決手段】所定の化学組成を有し、母材が、10-50%のフェライト、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、かつフェライトの平均結晶粒径が20μm以下で、シーム熱処理部外表層が、面積率で、0-40%未満のフェライト、10％以下の焼戻し硬質相を含み、残部が焼戻しベイナイトであり、母材の引張強さは724MPa以上であり、母材およびシーム熱処理部の降伏強度は655-758MPaであり、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、シーム熱処理部の硬さが200-260HV10の範囲で、かつシーム熱処理部外表層の平均硬さと肉厚中央部の平均硬さとの差が60以下、シーム熱処理部外表層の平均硬さと母材の平均硬さとの差が60以下である、油井用電縫鋼管。【選択図】 なし

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。

特開２０１５−１６８８６４号公報

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、
０％以上４０％未満のフェライトと、
１０％以下の焼戻し硬質相を含み、
残部が焼戻しベイナイトであり、
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／ｃｍ^２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）
ＨＶ_ｏｕｔ−ＨＶ_{ｃｅｎｔｅｒ}≦６０ ・・・（ii）
ＨＶ_ｏｕｔ−ＨＶ_ｂｓ≦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。
ＨＶ_ｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶ_{ｃｅｎｔｅｒ}：シーム熱処理部における肉厚中央部のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶ_ｂｓ：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。

（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、
水冷の開始から停止までの平均冷却速度を１０．０〜５０．０℃／ｓの範囲にする工程と、
（ｆ）前記（ｅ）の工程の後に、前記シーム部に対して３５０〜７００℃の温度で焼戻し熱処理を行う工程と、を有する、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。

図１は、硬さ試験における各測定位置を模式的に示した図である。 図２は、冷却曲線を模式的に示した図である。

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、基本的にはベイニティックフェライトおよびフェライト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、溶接後の熱処理の後、さらにシーム熱処理部に対して焼戻し熱処理を行うことが好ましい。この焼戻し熱処理を行うことで、表層での硬さの上昇を抑制し、肉厚中央部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。

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。

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。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。これより低い炭素量では、母材の強度が低下する。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、靭性が低下する。また、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。また、耐ＳＳＣ性が低下する場合もある。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。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％以下とするのが好ましく、０．０１０％以下とするのが好ましい。

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０．００２０％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。

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％以下とするのが好ましく、０．００４０％以下とするのがより好ましい。

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、靱性及び耐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。また、耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。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。また、耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（ｉ）式左辺値が０．１０未満であると、母材のフェライトの生成量が増加し、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。

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。

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。

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、０％以上４０％未満のフェライトを含む。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、外面側つまり管外径側から１．５ｍｍ位置の領域のことをいう。

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、４０％以上であると、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、０％以上４０％未満とする。なお、シーム熱処理部の外表層において、フェライトは一定量以上生成させるのが好ましく、例えば、面積率で５％以上とするのが好ましい。

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、フェライトおよび焼戻しベイナイトからなるが、１０％以下の焼戻し硬質相を含んでもよい。ここで、本願における焼戻しベイナイト相とはシーム冷却によって生成したベイニティックフェライトがその後のテンパー処理によって焼戻し熱履歴を受けたもので、一部ベイニティックフェライト組織中の粒内または粒界上に微細炭化物が生成した組織である。また焼戻し硬質相とは、後述する焼戻しにより生成する組織であり、焼戻しマルテンサイト、パーライト、および疑似パーライトからなる。ここで、焼戻しマルテンサイトはシーム熱処理時の冷却中に生成したＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）がテンパー処理により焼き戻されたものと、シーム冷却時に生成したマルテンサイトが焼戻されたものを含む。また、一部フェライトとセメンタイトの微細混合組織も含む。なお、疑似パーライトはセメンタイトとフェライトが完全なラメラ状を呈していない組織で、シーム冷却時に生成した組織がその後のテンパー処理の熱履歴を受けたものである。シーム熱処理部の外表層において、焼戻し硬質相は、合計面積率で、１０％以下とする。上記組織は微細に分散することでシーム熱処理部の強靭化に有効であるが、面積率で、１０％を超えて生成すると、靭性の低下をもたらす場合がある。シーム熱処理部の外表層において、焼戻し硬質相は、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。

シーム熱処理部の外表層において、フェライトおよび焼戻し硬質相以外の残部は、焼戻しベイナイトとする。焼戻しベイナ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。

シーム熱処理部のフェライト等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：成品まま厚さ、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、および他の組織の面積率を測定する。

また、上記の測定において、組織は、外表層から１．５ｍｍ深さのシーム部で２視野、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２位置で各々２視野の４点を加えた、計６視野で測定し、その平均値に基づき、面積率とする。

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。

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、引張試験を行い、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／ｃｍ^２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。

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。
ＨＶ_ｏｕｔ−ＨＶ_{ｃｅｎｔｅｒ}≦６０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ＨＶ_ｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶ_{ｃｅｎｔｅｒ}：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。
ＨＶ_ｏｕｔ−ＨＶ_ｂｓ≦６０ ・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ＨＶ_ｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
ＨＶ_ｂｓ：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。

なお、シーム熱処理部の硬さに関し、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点において測定を行った平均の硬さを「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ＨＶ_ｏｕｔとする。

同様に、前記のシーム熱処理部の硬さに関し、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点において測定を行った平均の硬さを「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ＨＶ_{ｃｅｎｔｅｒ}とする。一方、母材の硬さに関しては、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。測定した３点の平均硬さを、「母材のＨＶ１０での平均硬さ」、つまりＨＶ_ｂｓ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。

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、
水冷の開始から停止までを平均冷却速度を１０．０〜５０．０℃／ｓの範囲にする工程と、
（ｆ）（ｅ）の工程の後に、前記シーム部に対して３５０〜７００℃の温度で焼戻し熱処理を行う工程と、を有する。

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。

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を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、Ａｒ_３点以上の温度で冷却を開始することが好ましい。Ａｒ_３点未満の温度で冷却を開始すると、粗大なポリゴナル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、Ａｒ_３点は、下記の（１）式を用いて算出することができる。
Ａｒ_３（℃）＝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２０．０℃／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、結晶粒が粗大になり靭性が低下する。このため、上記温度域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、フェライトが低減し、靭性が低下する。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、ベイニティックフェライトが低減し、フェライトが増加して５０％を超えるため、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、パーライト等が生成し、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、ベイニティックフェラ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場合がある。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。

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。

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停止までの平均冷却速度を１０．０〜５０．０℃／ｓの範囲にするのが好ましい。水冷開始から水冷停止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。この際の外表面の温度変化は図２に示すようになり、水冷初期においては、強冷を行うことで、急激に外表面の温度が低下するが、その後、鋼板内部に蓄積された熱が外表面に放出され、すなわち復熱することで、外表面の温度が上昇する。上記の急激な冷却により、低温で生成するベイニティックフェライトおよび／または硬質相が主体の金属組織となる。このような金属組織は硬質な組織である。このため、その後の所望する特性を得るために、焼戻し熱処理を行う。

水冷の開始から停止までの平均冷却速度が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、水冷の開始から停止までの平均冷却速度は１０．０℃／ｓ以上とするのが好ましい。一方、水冷の開始から停止までの平均冷却速度が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、水冷の開始から停止までの平均冷却速度は５０．０℃／ｓ以下とするのが好ましい。以上により、強度、靭性および耐ＳＳＣ性に優れる電縫鋼管を得ることができる。

なお、本願シーム熱処理における「水冷停止温度」とは、図２に示す温度を指す。すなわち、水冷処理が完了し、鋼管の表面と肉厚中心部の温度差によって表層温度が復熱していくが、その復熱完了を水冷停止と定義し、その温度を「水冷停止温度」と呼ぶ。したがって、水冷の開始から停止までの「平均冷却速度」は、下記の（２）式で定義される。
平均冷却速度＝（水冷開始温度−水冷停止温度）／水冷の開始から停止までの時間 ・・・（２）

シーム熱処理後に、シーム部を含むシーム熱処理部に対して３５０〜７００℃の温度で焼戻し熱処理を行う。焼戻し熱処理を行うことで、ベイニティックフェライトおよび硬質相は焼戻しベイナイトおよび焼戻し硬質相に変化し、金属組織の硬さを低減する。この結果、シーム熱処理部の表層における硬さを低減し、肉厚中央部との硬さの差を小さくすることが可能となる。焼戻し温度が３５０℃未満では硬さを低減する効果が十分に得られない。この結果、耐ＳＳＣ性が低下する。一方、焼戻し温度が７００℃を超えると、焼き戻しが進行し、一部の焼戻しベイナイトおよび／または焼戻し硬質相がさらにフェライトと炭化物に変化し、さらに軟化することで強度が低下する場合がある。

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Ａｒ_３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、突き合わせ部近傍を融点以上に加熱し、スクイズロールで圧接する電縫溶接を行った。

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。その後、焼戻し熱処理を行った。表２にこの際の焼戻し温度等を示した。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。

（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。

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。

（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の位置、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。

なお、上記シーム熱処理部の硬さに関し、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点において測定を行った平均の硬さを「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ＨＶ_ｏｕｔ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点において測定を行った平均の硬さを「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、ＨＶ_{ｃｅｎｔｅｒ}とした。一方、母材の硬さに関しては、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平均の硬さを、「母材のＨＶ１０での平均硬さ」、つまりＨＶ_ｂｓ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。シーム部を含んだ周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０．１ＭＰａ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、良好な特性を示した。一方、本発明の規定を満足しない試験Ｎｏ．１１〜４６は、機械的特性、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。また、母材において硬質相が過剰に生成し、耐ＳＳＣ性が低下した。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酸化物が生成した。この結果、母材の硬質相が増加し母材靭性が低下した。また、シーム熱処理部の表層部において焼戻し硬質相が増加し、耐ＳＳＣ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、母材において過剰に生成した硬質相および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、母材の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、母材の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。また、耐ＳＳＣ性も低下した。試験Ｎｏ．２１は、Ｍｏ含有量および（ｉ）式左辺値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。また、シーム熱処理部の硬さが増加し、耐ＳＳＣ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、母材の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炭窒化物が粗大化し、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、Ａｌ含有量が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、母材の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、窒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、シーム熱処理部強度が低下した。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は、母材靭性が低下した。これは４５０〜６００℃で冷却を停止する冷却速度が低かったためである。試験Ｎｏ．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．４０が、熱間圧延後の４５０〜６００℃で冷却を停止する冷却速度が高かったためである。

試験Ｎｏ．４１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、母材のフェライトの結晶粒径が粗大になり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、シーム熱処理部の外表層における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、シーム熱処理部の外表層において焼戻し硬質相が過剰に生成した。この結果、シーム熱処理部の降伏強度が高くなり、さらに平均硬さも高くなって、（ii）および（iii）式を満足せず、耐ＳＳＣ性も低下した。これは、試験Ｎｏ．４４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は、シーム熱処理部の外表層において焼戻し硬質相が過剰に生成し、シーム熱処理部の降伏強度が低下した。さらに、（iii）式を満足しないこともあって、耐ＳＳＣ性も低下した。これは、試験Ｎｏ．４５が、焼戻し温度が高すぎたためである。試験Ｎｏ．４６は、シーム熱処理部の外表層において焼戻し硬質相が過剰に生成し、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．４６が、焼戻し温度が低すぎたためである。

１ 鋼管
２ シーム部

Claims (4)

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、
   ０％以上４０％未満のフェライトと、
   １０％以下の焼戻し硬質相を含み、
   残部が焼戻しベイナイトであり、
   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／ｃｍ^２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）
   ＨＶ_ｏｕｔ−ＨＶ_{ｃｅｎｔｅｒ}≦６０ ・・・（ii）
   ＨＶ_ｏｕｔ−ＨＶ_ｂｓ≦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。
   ＨＶ_ｏｕｔ：シーム熱処理部における外表層のＨＶ１０での平均硬さ
   ＨＶ_{ｃｅｎｔｅｒ}：シーム熱処理部における肉厚中央部のＨＶ１０での平均硬さ
   ＨＶ_ｂｓ：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、請求項１に記載の油井用電縫鋼管。
3. 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。
4. （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、
   水冷の開始から停止までの平均冷却速度を１０．０〜５０．０℃／ｓの範囲にする工程と、
   （ｆ）前記（ｅ）の工程の後に、前記シーム部に対して３５０〜７００℃の温度で焼戻し熱処理を行う工程と、を有する、油井用電縫鋼管の製造方法。
   
   

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