JP6558252B2 - 油井用高強度電縫鋼管 - Google Patents

Description

本発明は、油井用高強度電縫鋼管に関する。特に、ＡＰＩ規格 ５ＣＴ Ｐ１１０相当の強度を有し、さらに、靭性に優れた油井用高強度電縫鋼管に関する。

近年、油井やガス井（以下、総称して油井と呼ぶ。）の掘削深度はますます深くなる傾向にあり、ケーシングなどの圧潰強度を高めるため、油井用鋼管の高強度化が求められている。

従来、油井用鋼管として、シームレス鋼管や電縫鋼管が使用されてきた。高強度が要求される鋼管の場合、造管後に鋼管全体に対して焼入れ焼戻しを施すことで強度を確保するとともに靭性を向上させている。一方、最近では、掘削コストの削減を狙いとして、高強度であり、造管後の熱処理を実施しない造管成形したままの電縫鋼管に対する要求が強くなっている。

油井用鋼管のうち、地表近くのケーシングなど、比較的に低強度である場合は、廉価な電縫鋼管が使用されている。また、ＡＰＩ規格 Ｓｐｅｃ５ＣＴ Ｋ５５油井用電縫鋼管は、造管成形まま（焼入れ焼戻し省略）で製造される。更に、ＡＰＩ規格 Ｓｐｅｃ５ＣＴ Ｎ８０相当油井用電縫鋼管は、造管成形ままで製造されることもある。しかし、これ以上の強度、例えば、ＡＰＩ規格 ５ＣＴ Ｐ１１０相当の強度が要求される場合は、造管後に熱処理を行う必要がある。

しかしながら、造管後の熱処理は、製造コストを上昇させ、また、熱歪みによって寸法精度が悪化し、再度、矯正などの工程が必要になる場合がある。

特許文献１には、強度確保のためＣ含有量を比較的高くしつつ、Ｂを含まず、造管後の熱処理を実施することなく、Ｐ１１０相当の強度及び降伏応力を有する電縫溶接鋼管及びその製造方法が記載されている。また、特許文献２には、強度、降伏比及び靱性を高めるためにＣ含有量を所定の範囲とし、強度を確保するためにベイナイトの均一組織とし、かつこれらを実現するために焼入れ性を確保可能な鋼成分とした電縫溶接鋼管及びその製造方法が記載されている。

特許文献１に記載された電縫溶接鋼管は、フェライトとベイナイトに代表される低温変態生成相を主体とする組織を有しており、例えば肉厚が７〜１２．７ｍｍ程度の電縫溶接鋼管に適用可能である。しかしながら、シェール井戸においては掘削深度が更に深くなるため、鋼管の厚肉化が求められるが、肉厚の増大に伴い、鋼材の熱間圧延時の冷却速度が低下し、変態温度が上昇して強度不足を生じるおそれがある。

また、特許文献２に記載された電縫鋼管は、熱間圧延後に冷却してベイナイト組織を析出させ、更に３００℃以下で巻き取って熱延鋼板とし、これを電縫溶接することで、最大で２０ｍｍ程度の肉厚の鋼管の製造を可能としている。しかし、特許文献２に記載の電縫鋼管では、所定の冷却速度により鋼板を連続冷却してベイナイト組織を形成するため、比較的高温で生成する上部ベイナイトと、比較的低温で生成する下部ベイナイトとの混合組織が得られるものと推定される。このため、特許文献２に記載の電縫鋼管は、降伏強度のばらつきが大きくなる可能性がある。

特許第５６４４９８２号公報 特許第５１３１４１１号公報

本発明は上記の実情に鑑みてなされたものであって、ＡＰＩ規格 ５ＣＴ Ｐ１１０相当の強度を有し、降伏強度のばらつきが小さく、さらに、靭性に優れた油井用高強度電縫鋼管を提供することを課題とする。

特許文献２では、熱間圧延後に、ベイナイト変態が開始する６５０℃以下の温度領域において１５℃／秒以上の冷却速度で加速冷却を行うことで、均一なベイナイト組織を得ている。本発明者らが検討したところ、特許文献２に記載の製法によって得られた組織は、上部ベイナイトと下部ベイナイトの混合組織になっていた。その原因は、特許文献２に記載の鋼材のベイナイト変態開始温度が、鋼材を水冷する際の遷移沸騰領域に含まれるため、鋼材表面において冷却速度のばらつきが生じ、これにより、変態温度が異なる２種類のベイナイトが析出して混合組織が生じたものと推定した。このため、Ｐ１１０相当の強度を有しているものの、１５０ＭＰａ程度の幅で降伏強度がばらついていた。

そこで、本発明者らが検討したところ、化学成分としてＢを含むＢ含有鋼とし、熱間圧延後のベイナイト変態開始温度の温度域において鋼板を５℃／秒以下で空冷する中間空冷を行い、その後に急冷したところ、上部ベイナイトを主体とし、島状マルテンサイトを含む組織を得るに至った。このような組織が得られた原因は、中間空冷中の鋼板の温度変化が小さいため、未変態組織の大部分が恒温変態して上部ベイナイトが多く形成し、その後の急冷によって残りの未変態組織が島状マルテンサイトになったものと推測する。一方、中間空冷時に、未変態組織であるオーステナイト相に炭素が濃化し、その後の冷却時に粗大な島状マルテンサイトが生成して靱性が低下するおそれがある。そこで、仕上圧延温度を低温化することを試みた。仕上圧延温度を比較的低温にしたところ、有効結晶粒が微細になり、島状マルテンサイトを微細化かつ少量にすることが可能になった。このように、本発明の油井用高強度電縫鋼管は、組織の大部分が上部ベイナイトになるため降伏強度のばらつきが小さくなり、また、微細かつ少量の島状マルテンサイトが含まれるため強度が高く靱性に優れたものとなる。

本発明の要旨は以下の通りである。
（１） 化学成分が、質量％で、
Ｃ:０.０６〜０.１２％、
Ｓｉ：０.４０％以下、
Ｍｎ:１.５０〜１.９０％、
Ｐ:０.０２０％以下、
Ｓ:０.００５０％以下、
Ａｌ:０.１００％以下、
Ｔｉ:０.０１０〜０.０３０％、
Ｎｂ:０.０１０〜０.０５０％、
Ｂ:０.０００５〜０.００２０％、
Ｎ:０.０１０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
溶接部及び溶接熱影響部を除く母材部の組織が、９０面積％以上の上部ベイナイトと、０．５〜５面積％の島状マルテンサイト（ＭＡ）と、残部組織とからなり、
前記島状マルテンサイト（ＭＡ）の長径が２.０μｍ以下であり、
前記母材部の降伏強度が７６０ＭＰａ以上９７０ＭＰａ以下、引張強度が８６０ＭＰａ以上、降伏強度ばらつきが１００ＭＰａ以下である油井用高強度電縫鋼管。
（２） 更に質量％で、
Ｎｉ:０.５０％以下、
Ｃｕ：０.５０％以下、
Ｍｏ:０.５０％以下、
Ｃｒ：０.５０％以下、
Ｖ：０.１０％以下、
Ｃａ:０.００５０％以下
の一種または二種以上を含有する（１）記載の油井用高強度電縫鋼管。
（３） 前記母材部の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上である（１）または（２）記載の油井用高強度電縫鋼管。

本発明によれば、ＡＰＩ規格 ５ＣＴ Ｐ１１０相当の強度を有し、降伏強度のばらつきが小さく、さらに、靭性に優れた油井用高強度電縫鋼管を提供できる。

図１は、本発明の化学成分を有する鋼の仕上圧延温度と島状マルテンサイトの面積率との関係を示すグラフ。 図２は、本発明の化学成分を有する鋼の島状マルテンサイトの面積率とシャルピー吸収エネルギーとの関係を示すグラフ。 図３は、熱間圧延後の冷却工程における温度と時間との関係を示すグラフ。 図４は、二次冷却時の鋼板温度とベイナイト変態率との関係を示すグラフ。 図５は、鋼板の金属組織を示す写真であって、（ａ）は中間空冷を実施しなかった例であり、（ｂ）は中間空冷を実施した例。 図６は、鋼板の金属組織を示す写真であって、（ａ）は熱間圧延完了温度が８９０℃の例であり、（ｂ）は熱間圧延完了温度が８００℃の例。

以下、本実施形態の油井用高強度電縫鋼管について説明する。
本実施形態の油井用高強度電縫鋼管（以下、鋼管という）は、鋼板を電縫溶接することにより形成された鋼管であり、母材部と、溶接部と、溶接熱影響部とを備えている。鋼管の化学成分は、質量％で、Ｃ:０.０６〜０.１２％、Ｓｉ：０.４０％以下、Ｍｎ:１.５０〜１.９０％、Ｐ:０.０２０％以下、Ｓ:０.００５０％以下、Ａｌ:０.１００％以下、Ｔｉ:０.０１０〜０.０３０％、Ｎｂ:０.０１０〜０.０５０％、Ｂ:０.０００５〜０.００２０％、Ｎ:０.０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。また、母材部の組織は、９０面積％以上の上部ベイナイトと、０．５〜５面積％の島状マルテンサイト（ＭＡ）と、残部組織とからなる。島状マルテンサイト（ＭＡ）は、長径が２.０μｍ以下のサイズを有している。本実施形態の鋼管は、上記のような組成及び組織を有することで、Ｃ量に応じてＡＰＩ規格 ５ＣＴ Ｐ１１０相当の強度、すなわち、母材部の降伏強度として７６０ＭＰａ以上９７０ＭＰａ以下、引張強度として８６０ＭＰａ以上を有する。また、降伏強度ばらつきは１００ＭＰａ以下になる。

また、本実施形態の鋼板は、更に質量％で、Ｎｉ:０.５０％以下、Ｃｕ：０.５０％以下、Ｍｏ:０.５０％以下、Ｃｒ：０.５０％以下、Ｖ：０.１０％以下、Ｃａ:０.００５０％以下の一種または二種以上を含有することが好ましい。

更に、本実施形態の鋼板は、母材部の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上であることが好ましい。

以下、本実施形態の鋼管の化学成分を限定した理由について説明する。なお、％の表記は、特に断りがない場合は質量％を意味する。

（Ｃ：０．０６〜０．１２％）
Ｃは、本実施形態においては、母材部の引張強度及び降伏強度を高め、靭性を確保するために重要な元素である。母材部を上部ベイナイトと島状マルテンサイト（ＭＡ）を含む組織にして強度及び靱性を確保するために、Ｃ含有量の下限を０．０６％とする。一方、Ｃの含有量が多すぎると、組織中の島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率が増大して靭性が低下する。そこで、Ｃ量の上限を０．１２％とする。なお、靭性と強度のバランスの観点から、Ｃ含有量を０．０６〜０．１１％とすることが好ましく、０．０７〜０．１２％とすることがより好ましい。

（Ｓｉ：０．４０％以下）
Ｓｉは、脱酸や強度向上に有用な元素である。しかし、Ｓｉが多量に含有されると、靭性や溶接性を劣化させるため、上限を０．４０％とする。一方、Ｓｉ含有量の下限は、脱酸の効果を十分に確保するため、０．０３％が好ましい。なお、靭性と強度のバランスの観点から、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．３％とすることが好ましく、０．１〜０．２５％とすることがより好ましい。

（Ｍｎ：１．５０〜１．９０％）
Ｍｎは、強度を向上させる元素であり、母材部の組織を上部ベイナイト及び島状マルテンサイト（ＭＡ）を主体として、降伏強度及び引張強度を確保するために有用である。Ｍｎ含有量の下限は、降伏強度、引張強度及び低温靭性の向上の効果を十分に発揮させるため、１．５０％とする。一方、Ｍｎを多量に含有すると、Ｓｉの場合と同様に靭性や溶接性が劣化するおそれがあるため、上限を１．９０％とする。なお、より好ましくはＭｎ含有量を１．７０％以上とする。

（Ｐ：０．０２０％以下）
Ｐは、不純物であり、低温靭性を劣化させる元素であるため、その含有量は少なければ少ない程望ましい。ただし、製鋼段階でのコストと上記のような特性とのバランスを図る必要があるため、本実施形態においては上限を０．０２０％とする。

（Ｓ：０．００５０％以下）
Ｓは、Ｐ同様、不純物として存在する元素である。Ｓの含有量もまた、少なければ少ない程望ましく、Ｓの含有量を低減することによりＭｎＳを低減して、靭性を向上させることが可能となる。ただし、製鋼段階でのコストを考慮して、上限を０．００５０％とする。

（Ａｌ：０．１００％以下）
Ａｌは、通常脱酸材として鋼中に含まれる元素であるが、含有量が０．１００％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害し、靭性が劣化するおそれがあるため上限を０．１００％とする。また、安定した脱酸効果の確保と靭性のバランスを考慮すると、好ましくはＡｌ含有量を０．０１〜０．０５％とする。

（Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％）
Ｔｉは、微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時、及び溶接熱影響部の形成時に、オーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織の微細化に寄与する。また、後述するＮ量が多すぎると、Ｂと結合してＢＮを生成してしまうため、変態温度を低温化させる固溶Ｂ量が減少してしまう。一方で、Ｔｉを含有させることで、ＴｉＮとして固溶Ｎを固定して固溶Ｎを無くすとともに、ＢＮの生成を抑制し、固溶Ｂを確保することができる。これらの目的のために、Ｔｉ量は０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が多すぎると粗大なＴｉＮやＴｉＣが生じ、靭性を劣化させるおそれがあるので、その上限を０．０３０％とする。なお、好ましくは、Ｔｉ含有量を０．０１０〜０．０２０％とする。

（Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％）
Ｎｂは、熱間圧延時においてオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化する元素である。降伏強度、引張強度及び靭性を向上させるために、本実施形態においては、Ｎｂ含有量の下限を０．０１０％とする。一方、Ｎｂ含有量が多すぎると、粗大な析出物を生じて靭性を阻害するおそれがあるため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５０％とする。なお、好ましくは、Ｎｂ含有量を０．０２０〜０．０５０％とする。

（Ｂ：０．０００５〜０．００２０％）
本実施形態では、鋼板の熱間圧延後の冷却工程において中間空冷を行うことでベイナイトの恒温変態を起こさせ、金属組織を上部ベイナイトを主体とする組織として、母材部の降伏強度のばらつきを抑制する。中間空冷において恒温変態を起こして上部ベイナイトを得るためには、鋼のベイナイト変態温度を低下させる必要がある。Ｂは、本実施形態においてベイナイト変態温度を低下させる重要な元素であり、Ｂ含有量の下限を０．０００５％とする。Ｂ含有量が０．０００５％未満であると、金属組織中にフェライトが多く生成し、上部ベイナイトを主体とする組織を形成できなくなる。一方、Ｂ含有量が多すぎると、Ｂ含有析出物（Ｆｅ_２３（ＣＢ）_６など）が生成しやすくなって、機械特性がばらついたり、靭性が劣化したりするおそれがあるため、その上限を０．００２０％とする。好ましくは、Ｂ含有量を０．０００６〜０．００２０％、より好ましくは０．０００９〜０．００２０％とする。

（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎは、不純物であり、Ｎ量が多すぎると、ＴｉＮが過度に増大して表面疵、靭性劣化等の弊害が生じるおそれがあるので、その上限を０．０１０％とする。一方、鋼中に微細なＴｉＮが形成されると、スラブ再加熱時、及び溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材及び溶接熱影響部の低温靭性の改善に寄与する。なお、好ましくは、Ｎ含有量を０．００２０〜０．００５０％とする。

また、本発明では、上記の元素に加えて、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下から選ばれる１種又は２種以上を含んでもよい。

Ｎｉは、降伏強度、引張強度及び靭性の向上に寄与する元素である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、添加量が多すぎると経済性を損なうため、含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。より好ましい上限は０．３０％である。なお、本実施形態においてＮｉは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＮｉ添加による効果を安定して得るためには、その含有量の下限を０．０４％とするのが好ましい。また、Ｎｉは硫化物応力割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ：ＳＳＣ）性を大幅に劣化させる元素であるため、Ｈ_２Ｓが存在する場合には、添加しないことが好ましい。

Ｃｕは、母材部の強度向上に有効な元素であるが、多量に添加しすぎると鋳片や熱延鋼板の段階で表面割れを誘起するおそれがある。そのため、Ｃｕ量の上限を０．５０％とすることが好ましい。なお、本実施形態においてＣｕは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＣｕ添加による効果を安定して得るためには、その含有量の下限を０．０２％とするのが好ましい。

Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度を得るために有効な元素である。また、Ｍｏは、Ｎｂと共存して圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化に寄与する。しかし、Ｍｏは高価な元素であり、過剰に添加することは経済性を損なうので、その上限を０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下とする。なお、本実施形態においてＭｏは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＭｏ添加による効果を安定して得るためには、その含有量の下限を０．０５％とするのが好ましい。

Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、Ｃｒ量の上限を０．５％とすることが好ましい。なお、本実施形態においてＣｒは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＣｒ添加による効果を安定して得るためには、その含有量の下限を０．０５％とするのが好ましい。

Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して低い。Ｖは高価な元素であり、過剰に添加することは経済性を損なうので、Ｖ量の上限は、０．１０％とすることが好ましい。なお、本実施形態においてＶは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、その含有量の下限を０．０５％とすることがより好ましく、０．０３％とするのが更に好ましい。

Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靭性を向上させる元素である。Ｃａ量が０．００５０％を超えると、ＣａＯ−ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。そのため、Ｃａ添加量の上限を０．００５０％とすることが好ましい。なお、より好ましい上限は０．００４５％である。また、本実施形態においてＣａは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＣａ添加による効果を安定して得るためには、その含有量の下限を０．００１０％とするのが好ましい。更に好ましくは、０．００２０％以上のＣａを添加する。

また、上記した元素以外の残部は実質的にＦｅと不純物からなる。不純物としては、ＰやＳ、原料や製造工程において不可避的に混入する不可避的不純物、本発明の作用効果を害さない元素等が例示できる。これらは本実施形態の鋼管に微量に含まれていてもよい。

次に、母材部の組織は、９０面積％以上の上部ベイナイトと、０．５〜５面積％の島状マルテンサイト（ＭＡ）と、残部組織とからなる。上部ベイナイトは、ベイナイト組織を構成するラス状のフェライト間にセメンタイトを有する組織であり、下部ベイナイトよりも比較的高温で生成する。なお、下部ベイナイトは、ラス内に鉄基炭化物を有する組織である。

母材部の組織を上部ベイナイトと主体とする組織にすることにより、９０面積％未満の上部ベイナイトと下部ベイナイトとの混合組織にした場合に比べて、母材部の降伏強度のばらつきが大幅に抑制される。上部ベイナイトは、後述するように、一次冷却後の中間空冷時に未変態のオーステナイトが恒温変態することにより形成される。上部ベイナイトの面積分率が９０％未満になると、下部ベイナイトやフェライト等の残部組織の面積分率が相対的に増大し、母材部の降伏強度及び引張強度の低下や、降伏強度のばらつきが生じるため好ましくない。

島状マルテンサイト（ＭＡ）は、中間空冷後の急冷時に、未変態のオーステナイトが変態することにより形成される。島状マルテンサイトが粗大化すると靱性が低下するため、本実施形態では島状マルテンサイトの長径を２．０μｍ以下に制限することが好ましく、１．０μｍ以下に制限することがより好ましい。長径が２．０μｍを超えると靱性が低下するので好ましくない。また、島状マルテンサイトの面積率が０．５面積％未満になると、降伏強度が７６０ＭＰａ未満に低下するので好ましくない。また、島状マルテンサイトの面積率が５面積％を超えると、靱性が低下するので好ましくない。島状マルテンサイトは、従来の上部ベイナイトと下部ベイナイトの混合組織では形成されにくく、本実施形態のような上部ベイナイトを主体とする組織において形成されやすい。上部ベイナイトと下部ベイナイトの判別が難しい場合は、島状マルテンサイトの存在を確認することで、間接的に上部ベイナイトを主体とする組織であると推測できる。

残部組織は特に限定はなく、残留オーステナイト、下部ベイナイト、フェライト等を例示できる。鋼管の残部組織の全部が下部ベイナイトであっても本発明に含まれる。

母材部の金属組織を構成する、主相の上部ベイナイト、島状マルテンサイト及び残部組織の同定及び面積分率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬を用いて、シーム部から９０°の位置に対応する母材部の管軸方向断面又は管軸方向直角方向断面における板厚ｔの１／４の位置（ｔ／４位置）を腐食し、該腐食断面を１０００〜１０００００倍の走査型及び透過型電子顕微鏡で観察することで可能である。また、同じ断面をＥＢＳＤ法（電子線後方散乱電子回折法）によって測定してもよい。

例えば、上部ベイナイトや下部ベイナイトは、炭化物の生成サイトや結晶方位（伸長方向）が異なるので、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）を用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物の伸長方向を観察して、容易に判別することができる。また、島状マルテンサイトは、ＥＢＳＤ法によりｔ／４位置の組織をＥＢＳＤ（ＩＱ）の１０００倍画像により観察し、黒色に観察される箇所を島状マルテンサイトとすることができる。島状マルテンサイトの位置は、事前に同断面をレペラ−エッチングして島状マルテンサイトの位置を確認し、ＥＢＳＤ（ＩＱ）像と付き合わせることで判別できる。

上部ベイナイト、島状マルテンサイト及び残部組織の面積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール試薬で腐食し、板厚の１／４を中心とする１／８〜３／８厚の範囲をＦＥ−ＳＥＭで観察して面積分率を測定する。面積率は、５０００倍の倍率で、１０視野測定し、その平均値を面積率とする。
また、島状マルテンサイトの長径は、ＥＢＳＤ（ＩＱ）の１０００倍画像における長径を１０視野について測定し、これを平均化することで求められる。

また、母材部の降伏強度及び引張強度は、シーム部から９０°の位置に対応する母材部の位置から試験片を採取して測定する。試験片は、API5CTに準拠して、鋼管長手方向に全厚の弧状引張試験片を採取する。

また、降伏強度ばらつきは、コイルを長手方向に沿って３等分し、３等分したコイルの各端(前後部)部から採取した鋼管の進行方向管端のシーム部から９０°の位置及び２７０°の位置より全厚の弧状引張試験片を合計１２本を採取し、各試験片について降伏強度を測定し、得られた降伏強度の最大値と最小値との差を降伏強度のばらつきとする。

また、シャルピー吸収エネルギーは、ＡＰＩ ５ＣＴに基づき、試験片を調製するとともに温度０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを測定する。得られた値はＡＰＩ ５ＣＴに基づきフルサイズ換算する。

次に、本実施形態の鋼管の製造方法を説明する。
本実施形態の鋼管は、上記の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、Ａｒ３点以上８３０℃以下で仕上圧延を完了し、１０〜７０℃／ｓの冷却速度で５００〜６００℃まで一次冷却し、二次冷却として冷却速度５℃／ｓ以下で５秒以上の中間空冷を行い、冷却速度１０℃／ｓ以上で３次冷却を行い、２００℃以下で巻き取って熱延鋼板とし、この熱延鋼板を素材として管状に成形加工しつつ付き合わせ面を電縫溶接することにより、製造する。

仕上圧延温度はＡｒ３点以上８３０℃以下がよい。仕上圧延温度がＡｒ３点未満になると、金属組織中にフェライトが生成し始めるので好ましくない。また、仕上圧延温度が８３０℃を超えると、二次冷却中に未変態オーステナイトに炭素が濃化し、その後の３次冷却において高硬度の島状マルテンサイトが過剰に生成し、靱性を大きく低下させる。図１には、本発明の化学成分を有する鋼の仕上圧延温度と島状マルテンサイトの面積率との関係を示す。また、図２には、島状マルテンサイトの面積率とシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す。図１に示すように、仕上圧延温度が８３０℃以下にすることで、島状マルテンサイトの面積率が５面積％以下になることがわかる。また、図２に示すように、島状マルテンサイトの面積率が５面積％以下になることで、シャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上になることがわかる。仕上圧延温度を８３０℃以下にすることで、有効結晶粒が微細化し、これにより脆化相である島状マルテンサイトのサイズ及び面積率が減少し、靱性が向上する。

なお、Ａｒ３点は、熱延鋼板と同成分の試験材を用いて、加熱及び冷却した際の熱膨張挙動から求めることができる。また、熱延鋼板の成分から、下記（式１）によって求めることも可能である。

Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−５５Ｎｉ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏ … （式１）

ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、本発明においては任意の添加元素である。これらの元素を意図的に添加しない場合は、上記（式１）では０として計算する。

熱間圧延後、上部ベイナイトを主相とする組織を得るために、ベイナイト変態開始温度まで急冷する。具体的には、１次冷却として、冷却速度１０〜７０℃／ｓで５００〜６００℃まで水冷する。冷却速度が１０℃／ｓ未満になると、フェライトの面積分率が増大するおそれがあるので好ましくない。また、７０℃／ｓ超の冷却速度で冷却しても効果が飽和するので、上限を７０℃／ｓとする。また、一次冷却の冷却停止温度が５００℃未満になると、２次冷却温度が低くなり、下部ベイナイトが過剰に生成するおそれがあるので好ましくない。また、一次冷却の冷却停止温度が６００℃を超えると、２次冷却温度が高くなり、フェライトの面積分率が増大するおそれがあるので好ましくない。

一次冷却後、二次冷却として冷却速度５℃／ｓ以下で５秒以上の中間空冷を行う。中間空冷の開始温度は一次冷却の停止温度とほぼ同じである。この中間空冷により、一次冷却後における未変態組織（オーステナイト組織）をベイナイト変態させる。このときの変態率は８０％以上になる。冷却速度が５℃／ｓを超えると、中間空冷中に鋼板温度が大幅に降下し、下部ベイナイトが生成してしまうので好ましくない。また、中間空冷時間が５秒未満では、変態率が８０％未満となり、上部ベイナイトの面積分率が低下する一方で島状マルテンサイト及び残部組織の面積率が増大してしまうので好ましくない。また、中間空冷時間の上限は１０秒以下がよい。中間空冷時間が１０秒を超えると、島状マルテンサイトの形成が阻害され、また、実質的に焼き戻しされることになり、母材部の降伏強度及び引張強度が低下するため好ましくない。

図３には、冷却時間と鋼板温度との関係を示す。従来、仕上げ圧延後の冷却を１０〜７０℃／ｓの冷却速度で連続して行った場合、冷却中に遷移沸騰領域を通過するが、同時にベイナイト変態が起きる温度域を通過することになる。このため、従来の製法では、遷移沸騰領域を通過中の鋼板において冷却速度のばらつきが生じ、また、ベイナイト変態が起きる温度域を通過中に鋼板温度が低下し続けるため、上部ベイナイトと下部ベイナイトの混合組織が得られやすくなる。一方、本実施形態では、遷移沸騰領域よりも高い温度で、冷却速度が小さな中間空冷を実施することにより、ベイナイト変態が起きる温度域を通過する際の鋼板温度の低下幅が小さくなり、上部ベイナイトが優先して生成し、強度のばらつきが小さくなる。また、中間空冷における変態率が８０％以上になるため、上部ベイナイト以外の組織が占める面積分率が小さくなり、靱性の低下が起きにくくなる。

また、図４には、二次冷却時の鋼板温度とベイナイト変態率との関係を示す。符号１はＢ（ボロン）を含有しない鋼（比較鋼）を６００℃超から急速冷却した場合の変態率の挙動を示す曲線である。また、符号２は、Ｂ（ボロン）を含有する鋼（比較鋼）を５００℃超から急速冷却した場合の変態率の挙動を示す曲線である。符号１及び２の場合はいずれも、高温から低温に向けて冷却が進むにつれて変態率が上昇するが、その上昇カーブの傾きが比較的緩やかになっている。このため、符号１や２では、フェライト及び上部ベイナイト又は上部ベイナイト及び下部ベイナイトを含む混合組織が形成されることになる。一方、符号３は、Ｂ（ボロン）を含有する鋼（本発明鋼）を５００℃超から５℃／ｓ以下の冷却速度で中間空冷した場合の変態率の挙動を示す曲線である。符号３では、符号１や符号２に比べて、上昇カーブが急峻になっており、狭い温度範囲内で変態率が０％から１００％近くまで急上昇していることがわかる。このように、本実施形態の鋼管の製造方法では、５℃／ｓ以下の冷却速度で中間空冷することにより、狭い温度範囲で変態率が急上昇し、上部ベイナイトを主体とする組織が得られるようになる。

二次冷却後、冷却速度１０℃／ｓ以上で３次冷却を行い、２００℃以下で巻き取って熱延鋼板とする。三次冷却によって、残留する未変態組織が微細な島状マルテンサイトとなり、母材部の強度が向上する。三次冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満になると、島状マルテンサイトが生成しにくくなり、母材部の強度が低下するので好ましくない。また、巻取温度が２００℃を超えると、島状マルテンサイトが分解して強度が低下するので好ましくない。

次に、本実施形態では、得られた熱延鋼板を空冷し、冷間で管状に成形し、端部同士を突合せて電縫溶接することで、本実施形態の鋼管を製造する。本実施形態では、鋼管の板厚や外形を特に規定するものではないが、鋼板の肉厚ｔと電縫鋼管の外径Ｄの比ｔ／Ｄは、２〜８％程度であり、ｔが５ｍｍ以上乃至１６ｍｍ以下のものに好適に適用できる。

さらに、電縫溶接部のみを加熱し、加速冷却するシーム熱処理を施してもよい。電縫溶接では、突き合わせ部を加熱して溶融させ、圧力を負荷して、接合することから、電縫溶接部近傍は高温で塑性変形した後、急冷された状態になっている。そのため、電縫溶接部は鋼板に比べて硬化しており、シーム熱処理を施すことにより、電縫鋼管の低温靭性、変形性能をさらに高めることができる。

図５（ａ）には、本発明の化学成分を有する鋼であって、熱間圧延後から巻取りまで一定の冷却速度で急冷し、中間空冷を実施しなかった鋼板の金属組織写真を示す。また、図５（ｂ）には、本発明の化学成分を有する鋼であって、熱間圧延後から巻取りまで急冷し、かつ、中間空冷を実施した鋼板の金属組織写真を示す。図５（ｂ）に示すように、中間空冷を実施することにより、上部ベイナイトを主相とし、島状マルテンサイトを含む組織が得られることがわかる。一方、図５（ａ）に示すように、中間空冷を実施しなかった場合は、上部ベイナイトと下部ベイナイトの混合組織となり、かつ、島状マルテンサイトが形成されないことがわかる。

また、図６（ａ）には、本発明の化学成分を有する鋼であって、熱間圧延完了温度を８９０℃にした鋼板の金属組織写真を示す。また、図６（ｂ）には、本発明の化学成分を有する鋼であって、熱間圧延完了温度を８００℃にした鋼板の金属組織写真を示す。図６（ｂ）に示すように、熱間圧延温度を低温化することで、島状マルテンサイトの面積分率が１．８％となり、長径が１．５μｍになる。一方、図６（ａ）に示すように、熱間圧延温度が高いと、島状マルテンサイトの面積分率が１２．５％となり、長径が２．２μｍになり、靱性が低下する原因になることがわかる。

以下、本発明の効果を実施例により具体的に説明する。なお、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。また、表１中の空欄は、その元素を意図的に添加していないことを示す。鋼Ａ〜Ｇは本発明の成分組成の規定を満たす鋼であり、鋼ＡＡ〜ＤＤは、本発明の成分組成の規定を満たさない鋼である。

表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｇ及びＡＡ〜ＤＤを鋳造し、鋼片とした。これらの鋼片を、表２に示した加熱温度に加熱し、表２に示す圧延仕上温度にて熱間圧延を施し、冷却し、熱延鋼板を得た。なお、表２に示す圧延仕上温度はいずれもＡｒ３点以上の温度である。冷却工程は、冷却速度２０〜３０℃／ｓで５００〜６００℃まで冷却する一次冷却と、表２に記載の中間空冷温度、中間空冷時間及び５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する二次冷却と、冷却速度２０〜３０℃／ｓで冷却する三次冷却とを行った。その後、表２に示す巻取温度で巻き取って熱延鋼板とした。

次いで、得られた熱延鋼板を空冷したのち、連続ロール成形工程で管状に成形し、熱延鋼板の端部を突合わせて電縫溶接を行った。その後、必要に応じて、電縫溶接部を加熱後、加速冷却するシーム熱処理を施した。

次に、得られた電縫溶接鋼管から、組織観察用の試料を採取し、鋼管長手方向と平行な断面にナイタールエッチングを施し、走査型及び透過型電子顕微鏡で観察し、同じ断面をＥＢＳＤ法（電子線後方散乱電子回折法）によって測定した。具体的には、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール試薬で腐食し、板厚の１／４を中心とする１／８〜３／８厚の範囲をＦＥ−ＳＥＭで観察することで、上部ベイナイト、島状マルテンサイト及び残部組織の面積分率を測定した。面積率は、５０００倍の倍率で、１０視野測定し、その平均値を面積率とした。また、島状マルテンサイトは、ＥＢＳＤ法によりｔ／４位置の組織をＥＢＳＤ（ＩＱ）の１０００倍画像により観察し、黒色に観察される箇所を島状マルテンサイトとして同定した。

また、母材部の降伏強度及び引張強度は、シーム部から９０°の位置に対応する母材部から試験片を採取して測定した。試験片は、API5CTに準拠して、鋼管長手方向に弧状引張試験片を採取した。

また、降伏強度ばらつきは、コイルを長手方向に沿って３等分し、３等分したコイルの各端部から採取した鋼管の進行方向管端のシーム部から９０°の位置及び２７０°の位置より全厚の弧状引張試験片を合計１２本を採取し、各試験片について降伏強度を測定し、得られた降伏強度の最大値と最小値との差を降伏強度のばらつきとする。

また、シャルピー吸収エネルギーは、ＡＰＩ ５ＣＴに基づき、試験片を調製し、温度０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを測定し、得られた値はＡＰＩ ５ＣＴに基づきフルサイズ換算した。表２におけるＬ方向とは、管軸方向に沿う試験片を調製した場合である。また、Ｃ方向とは、鋼管の周方向に沿う試験片を調製した場合である。板厚が１０ｍｍ以上の場合はＣ方向（管長手の直交方向）に沿って試験片を採取し、板厚が１０ｍｍ未満の場合はＬ方向（管長手方向）に沿って試験片を採取した。

表２に示すように、試験番号１〜７の鋼管は、金属組織が９０面積％の上部ベイナイトと、１〜５面積％の島状マルテンサイトを含む組織となっており、降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＹＳ）が高く、かつ、降伏強度（ＹＳ）のばらつきが１００ＭＰａ以下になっている。また、０℃のシャルピー吸収エネルギー（ＣＶＮ）も５０〜８０Ｊとなっている。このように、試験番号１〜７の鋼管は、ＡＰＩ規格 ５ＣＴ Ｐ１１０相当の降伏強度及び引張強度を有し、降伏強度のばらつきが小さく、さらに、靭性に優れている。

一方、試験例８の鋼管は、中間空冷を実施しなかったため、母材部の組織が上部ベイナイトと下部ベイナイトとを含む混合組織となり、降伏強度のばらつきが大きくなった。
試験例９の鋼管は、仕上圧延温度が８３０℃を超えたため、オーステナイト中に炭素が濃化した結果、島状マルテンサイトの面積率が１３％となり、シャルピー吸収エネルギーが大幅に低下した。
試験例１０の鋼管は、中間空冷温度（一次冷却の停止温度）が６５０℃と高すぎたため、母材部の組織中に３０面積％のフェライトが形成し、降伏強度及び引張強度が低下した。また、シャルピー吸収エネルギーも大幅に低下した。
試験例１１の鋼管は、中間空冷温度（一次冷却の停止温度）が４００℃と低すぎたため、母材部の組織中に上部ベイナイトとともに７０面積％の下部ベイナイトが形成し、降伏強度のばらつきが増大した。
試験例１２の鋼管は、中間空冷時間が３秒と短く、中間空冷中にベイナイト変態が十分に進まず、三次冷却中に下部ベイナイトが生成した。これにより、母材部の組織中に上部ベイナイトとともに６０面積％の下部ベイナイトが形成し、降伏強度のばらつきが増大した。

試験例１３の鋼管は、Ｂの含有率が低かったため、鋼のベイナイト変態温度が上昇し、熱間圧延後の一次冷却中にフェライトが生成され、降伏強度及び引張強度が低下した。
試験例１４の鋼管は、Ｃの含有率が低かったため、降伏強度及び引張強度が低下した。
試験例１５の鋼管は、Ｃの含有率が高すぎたため、島状マルテンサイトの面積率が８％となり、シャルピー吸収エネルギーが大幅に低下した。
試験例１６の鋼管は、Ｍｎの含有率が低かったため、降伏強度及び引張強度が低下した。

Claims (3)

1. 化学成分が、質量％で、
   Ｃ:０.０６〜０.１２％、
   Ｓｉ：０.４０％以下、
   Ｍｎ:１.５０〜１.９０％、
   Ｐ:０.０２０％以下、
   Ｓ:０.００５０％以下、
   Ａｌ:０.１００％以下、
   Ｔｉ:０.０１０〜０.０３０％、
   Ｎｂ:０.０１０〜０.０５０％、
   Ｂ:０.０００５〜０.００２０％、
   Ｎ:０.０１０％以下
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
   溶接部及び溶接熱影響部を除く母材部の組織が、９０面積％以上の上部ベイナイトと、０．５〜５面積％の島状マルテンサイト（ＭＡ）と、残部組織とからなり、
   前記島状マルテンサイト（ＭＡ）の長径が２.０μｍ以下であり、
   前記母材部の降伏強度が７６０ＭＰａ以上９７０ＭＰａ以下、引張強度が８６０ＭＰａ以上、降伏強度ばらつきが１００ＭＰａ以下である油井用高強度電縫鋼管。
2. 更に質量％で、
   Ｎｉ:０.５０％以下、
   Ｃｕ：０.５０％以下、
   Ｍｏ:０.５０％以下、
   Ｃｒ：０.５０％以下、
   Ｖ：０.１０％以下、
   Ｃａ:０.００５０％以下
   の一種または二種以上を含有する請求項１記載の油井用高強度電縫鋼管。
3. 前記母材部の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上である請求項１または請求項２記載の油井用高強度電縫鋼管。