WO2012144248A1 - 油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法 - Google Patents

油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to an electric well electric pipe for oil well and a method for producing an electric well electric pipe for oil well.
  • it has strength equivalent to API standard 5CT P110 (yield stress YS: 758 to 965 MPa, tensile strength TS: 862 MPa or more), and has excellent toughness, and a method for producing an electric well steel pipe for oil wells About.
  • oil wells In recent years, the drilling depth of oil wells and gas wells (hereinafter collectively referred to as oil wells) has tended to become deeper, and in order to increase the crushing strength of casings and the like, higher strength of steel pipes for oil wells is required. .
  • ERW steel pipes are used when the strength is relatively low, such as casings near the surface of the earth.
  • the API standard Spec5CT K55 oil well ERW steel pipe may be manufactured as it is formed (without quenching and tempering), and the API standard Spec5CT N80 equivalent oil well ERW steel pipe may be manufactured as it is.
  • a strength higher than this for example, a strength equivalent to API standard 5CT P110, is required, the production could not be performed without performing a heat treatment after the pipe making.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 disclose a technique for ensuring strength by reheating only the welding heat-affected zone after quenching and then quenching, and then tempering the entire steel pipe.
  • Patent Document 3 accelerated cooling is performed after rolling, winding is performed at a temperature of 250 ° C. or less, and the microstructure is composed of a MA constituent mixed with martensite and retained austenite, and a two-phase structure of ultrafine ferrite.
  • a method for producing an ERW steel pipe having both strength and low temperature toughness without subjecting the entire steel pipe to heat treatment.
  • Patent Document 4 discloses a method of manufacturing an ERW steel pipe with improved strength without subjecting the entire steel pipe to heat treatment by rapidly cooling a slab having a high C content after hot rolling. Yes.
  • the strength required for API standard 5CT P110 is Yield stress Ys: 758 to 965 MPa and tensile strength Ts: 862 MPa or higher.
  • tensile strength 862 MPa or higher is required. is there.
  • the yield ratio (Y / T) is the ratio of yield stress to tensile strength.
  • the microstructure is a ferrite + MA constituent two-phase structure, the yield ratio is low, and the strength equivalent to the API standard 5CT P110 required in the present invention is not secured. It was difficult. Further, in a two-phase structure in which a bainite structure is mixed, the toughness may be deteriorated.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and has the strength equivalent to the API standard 5CT P110 without subjecting the entire steel pipe to heat treatment, and further has excellent toughness. And it aims at providing the manufacturing method of the ERW steel pipe for oil wells.
  • V C90 (refer to the following formula (1)), which is a cooling rate that becomes 90% martensite hardness (hardness corresponding to 90% martensite structure) estimated from the C content, is quenched. Used as an index of sex. As VC 90 which is an index of hardenability is smaller, hardenability is higher. When it is too large, hardenability is lowered and strength is insufficient. On the other hand, the present inventors have clarified that when VC90 is too small, the strength becomes excessively large.
  • [C] is C content (%)
  • [Si] is Si content (%)
  • [Mn] is Mn content (%)
  • [Ni] Ni content
  • [Cu] is Cu content
  • [Cr] is the Cr content (%)
  • [Mo] is the Mo content (%).
  • the strength of the obtained steel sheet increases as the cooling rate increases.
  • the present inventors use the steel slab having the same C content and having a small composition of V C90 and the steel slab having a large composition of V c90, and the strength of the steel sheet after hot rolling.
  • the effect of cooling rate on the temperature was investigated. As a result, it was found that when the composition of VC 90 is small, that is, when the hardenability is high, the amount of increase in strength increases and the amount of change in strength due to the change in cooling rate also increases.
  • FIG. 1 is a schematic graph for explaining the influence of the cooling rate on the strength change when two types of steel slabs having the same C content and different VC90 are used.
  • Curve (a) in FIG. 1 shows a case where a steel slab having a small VC90 is used
  • curve (b) in FIG. 1 shows a case where a steel slab having a large VC90 is used.
  • the strength increases as the cooling rate increases, and the strength of the curve (a) with a smaller VC90 increases more.
  • the slope of the curve is large and the change in intensity is remarkable.
  • the present inventors can improve the strength by adjusting the steel component so that the range of the value of VC90 is within the range of 15 to 40, and the strength by the cooling rate can be improved. It was clarified that control becomes easy.
  • the present inventors In order to ensure the required strength and to ensure a high yield ratio and good toughness, the present inventors have controlled the C content to a predetermined range, thereby reducing the strength without degrading the strength. It has been clarified that excellent toughness can be secured.
  • the present inventors have found, as described above, it performs control of V C90, by lowering the coiling temperature after hot rolling to suppress the formation of polygonal ferrite, tissue uniform bainite Clarified what can be done.
  • V C90 By making the structure uniform, it is possible to more significantly suppress the variation in mechanical properties of the electric resistance welded steel pipe. That is, by controlling both the C amount, V C90 and the coiling temperature, it is possible to obtain an electric resistance welded steel pipe having an excellent balance between strength and toughness.
  • the gist of the present invention aimed at solving the above problems is as follows.
  • a steel slab having a composition with a VC90 defined by the following formula (1) of 15 to 40 is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet wound at 300 ° C. or lower, and then the hot-rolled steel sheet is formed into a tubular shape.
  • ERW steel pipes for oil wells manufactured by electro-welding the butted surfaces are manufactured by electro-welding the butted surfaces.
  • a steel slab having a composition with a VC90 defined by the following formula (1) of 15 to 40 is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet wound at 300 ° C. or lower, and then the hot-rolled steel sheet is formed into a tubular shape.
  • a method for producing an ERW steel pipe for oil wells, in which the butted surfaces are electro-welded is also included.
  • an oil-welded steel pipe for oil wells and oil wells having high strength excellent in balance between strength and toughness, in particular, strength equivalent to API standard 5CT P110, without performing heat treatment on the entire steel pipe.
  • the manufacturing method of the electric-resistance-welded steel pipe can be provided.
  • the electric well welded steel pipe according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.05 to 0.12%, Si: 0.03 to 0.5%, Mn: 0.80 to 2.2%, P : 0.03% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.08% or less, Nb: 0.01% to 0.10%, Ti: 0.005 to 0.03%, B: 0.00.
  • the oil well electric-welded steel pipe according to the present embodiment has the composition as described above, so that the strength corresponding to API standard 5C P110 according to the amount of C, that is, the yield stress Ys: 758 to 965 MPa, the tensile strength Ts: It has a strength of 862 MPa or more.
  • the manufacturing method of the ERW steel pipe for oil wells of this embodiment is, in mass%, C: 0.05 to 0.12%, Si: 0.03 to 0.5%, Mn: 0.80 to 2.2% P: 0.03% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.08% or less, Nb: 0.01% to 0.10%, Ti: 0.005 to 0.03%, B: 0.0005 to 0.0030%, N: 0.008% or less, respectively, satisfying Ti> 3.4N, the balance being made of Fe and inevitable impurities, the C content (%) being [C ], Si content (%) [Si], Mn content (%) [Mn], Ni content [Ni], Cu content (%) [Cu], Cr content (%) [Cr], when the Mo content (%) is [Mo], a steel slab having a composition in which VC90 defined by the following formula (1) is 15 to 40 is hot-rolled to 300 ° C. In the following, after making a rolled hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet is formed into a tubular shape
  • the above composition is a value in the vicinity of the thickness center of the portion (base material portion) where the electric resistance welding is not performed in the electric well welded steel pipe.
  • C is an important element for increasing the tensile strength, improving the strength by utilizing work hardening in the cold pipe making process, and ensuring toughness.
  • the yield ratio decreases as the C content increases. The reason for this is not always clear, but in the case of single-phase steel, the work hardening increases as the amount of carbide increases, resulting in an increase in tensile strength, but an increase in yield strength due to precipitation strengthening is suppressed. It is estimated that. In the case of duplex stainless steel, it is presumed that a hard phase such as martensite becomes hard and relatively high in tensile strength, resulting in a decrease in yield ratio.
  • the lower limit of the C content is set to 0.05% in order to increase the hardenability and the yield ratio and to ensure the strength.
  • the C content is preferably 0.06 to 0.11%, and more preferably 0.07 to 0.12%.
  • Si 0.03-0.5%
  • Si is an element useful for deoxidation and strength improvement.
  • the lower limit of the Si content is 0.03% in order to sufficiently secure the effect of deoxidation.
  • the upper limit is made 0.5%.
  • the Si content is preferably 0.05 to 0.3%, more preferably 0.1 to 0.25%.
  • Mn 0.80 to 2.2%) Mn is an element that improves hardenability, and is useful for securing the strength by making the structure bainite.
  • the lower limit of the Mn content is set to 0.80% in order to sufficiently exhibit the effect of improving strength and low temperature toughness.
  • the upper limit is made 2.2%.
  • the Mn content is 1.0% or more, and further preferably 1.5% or more.
  • P is an impurity and is an element that deteriorates low-temperature toughness. Therefore, the smaller the content, the better.
  • the upper limit is 0.03%.
  • a preferable upper limit is 0.02%.
  • S S: 0.003% or less
  • S is an element that exists as an impurity.
  • the reduction of the S content makes it possible to reduce MnS and improve toughness.
  • the upper limit is made 0.003%.
  • Al 0.08% or less
  • Al is an element usually contained in steel as a deoxidizing material, but if the content exceeds 0.08%, Al-based non-metallic inclusions increase, which may impair the cleanliness of the steel and deteriorate toughness. Therefore, the upper limit is made 0.05%.
  • the Al content is preferably 0.01 to 0.04%.
  • Nb 0.01-0.10%
  • the lower limit of the Nb content is set to 0.01%.
  • the upper limit of the Nb content is 0.10%.
  • the Nb content is preferably 0.02 to 0.08%.
  • Ti forms fine TiN and contributes to refinement of the microstructure by suppressing coarsening of austenite grains in the HAZ part during slab reheating. Moreover, when there is too much N amount mentioned later, since it couple
  • the upper limit is made 0.03%.
  • the Ti content is 0.01 to 0.025%.
  • N (N: 0.008% or less) N is an impurity, and if the amount of N is too large, TiN will increase excessively and may cause adverse effects such as surface flaws and toughness deterioration, so the upper limit is made 0.008%.
  • fine TiN when fine TiN is formed in the steel, it contributes to the improvement of the low temperature toughness of the base material and the HAZ part by refining the slab and suppressing the coarsening of the austenite grains in the HAZ part to refine the microstructure. To do.
  • the N content is 0.002 to 0.005%.
  • B is an important element for ensuring hardenability, suppressing the formation of polygonal ferrite, obtaining a uniform bainite structure, and improving the strength.
  • B is an element that segregates at the grain boundaries during quenching, lowers the grain boundary energy, and contributes to improving the hardenability even when added in a small amount, and the lower limit of the B content is 0.0005%. If the B content is less than 0.0005%, it is necessary to add a large amount of expensive alloy elements. Therefore, in order to reduce the alloy cost, 0.0005% or more of B may be added. is necessary.
  • the B content is preferably 0.0006 to 0.002%, more preferably 0.0009 to 0.0015%.
  • Ni 1% or less
  • Cu 1% or less
  • Mo 0.3% or less
  • Cr 0.8% or less
  • V 0.1% or less
  • Ca One or more selected from 0.0060% or less
  • Ni is an element that contributes to the improvement of strength and toughness.
  • Ni is an expensive element, and if the addition amount is too large, the economy is impaired, so the upper limit of the content is preferably 1%.
  • a more preferred upper limit is 0.5%, still more preferably 0.3%.
  • Ni addition is effective in preventing Cu cracking during continuous casting and hot rolling.
  • the Ni amount is preferably set to 1/3 or more of the Cu amount.
  • Ni is a selective element and does not necessarily need to be added.
  • the lower limit of the content is 0.05%. It is preferable to do this.
  • Ni is an element that significantly deteriorates sulfide stress cracking (SSC), it is preferable not to add it when H 2 S is present.
  • Cu is an element effective for improving the strength of the base metal and the welded portion, but if added in a large amount, the toughness of the HAZ portion and on-site weldability may be significantly deteriorated. Therefore, it is preferable that the upper limit of the amount of Cu is 1%. A more preferable upper limit of the Cu content is 0.5%.
  • Cu is a selective element and does not necessarily need to be added.
  • the lower limit of its content is 0.05%. It is preferable to do this.
  • Mo coexists with Nb, suppresses recrystallization of austenite during rolling, and contributes to refinement of the austenite structure.
  • Mo is an expensive element, and adding excessively impairs economic efficiency, so the upper limit is preferably made 0.3%. More preferably, it is 0.2% or less, More preferably, it is 0.1% or less.
  • Mo is a selective element and does not necessarily need to be added.
  • the lower limit of its content is 0.05%. It is preferable to do this.
  • Cr is an element that improves hardenability, and the upper limit of Cr content is preferably 0.8%.
  • the upper limit of the Cr content is more preferably 0.7%, still more preferably 0.5%.
  • Cr is a selective element and does not necessarily need to be added.
  • the lower limit of the content is 0.05%. It is preferable to do this.
  • V has almost the same effect as Nb, but its effect is lower than Nb. V also has the effect of suppressing softening of the weld.
  • the upper limit of the V amount is preferably 0.1% from the viewpoint of the toughness of the HAZ part and the field weldability.
  • V is a selective element and does not necessarily need to be added, but the lower limit of its content is more preferably 0.05%, and even more preferably 0.03%.
  • Ca is an element that controls the form of sulfide inclusions and improves low temperature toughness. If the Ca content exceeds 0.0060%, CaO—CaS becomes large clusters and inclusions, which may adversely affect toughness. Therefore, it is preferable that the upper limit of the Ca addition amount be 0.0060%. A more preferable upper limit is 0.004%.
  • Ca is a selective element and does not necessarily need to be added.
  • the lower limit of the content is 0.001%. Is preferable. More preferably, 0.002% or more of Ca is added.
  • the balance other than the above-described elements is substantially composed of Fe, and a trace amount of elements that do not impair the effects of the present invention, such as inevitable impurities, can be added.
  • VC 90 as a hardenability index is set to 15 to 40.
  • the reason for limitation of VC 90 in the present embodiment will be described in detail.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet is controlled by applying a cooling rate of 15 to 50 ° C./s (average speed at the center of the thickness of the steel slab) as described below. Yes.
  • a cooling rate 15 to 50 ° C./s (average speed at the center of the thickness of the steel slab) as described below.
  • VC90 when the B content is 0.0005% or more, the C content (%) is [C], the Si content (%) is [Si], the Mn content (%) is [Mn], When the Ni content is [Ni], the Cu content (%) is [Cu], the Cr content (%) is [Cr], and the Mo content (%) is [Mo], the following formula (1) It is prescribed.
  • C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, and Mo are elements that contribute to improving hardenability.
  • Ni, Cu, Cr, and Mo are elements that are selectively added. If not intentionally added, Ni (Cu) is 0 (%) in the following formula (1).
  • the steel component is adjusted so that the value of VC90 is in the range of 15 to 40, and addition of B, which is an element having an effect of improving hardenability, is suppressed. Even so, the strength can be ensured.
  • VC90 is too small, it is difficult to control the strength by the cooling rate. Therefore, setting the lower limit to 15 or more is effective for relaxing the manufacturing conditions and contributes to improvement of productivity. Moreover, while controlling VC90 in this way, by lowering the coiling temperature when winding the hot-rolled steel sheet, the formation of polygonal ferrite can be suppressed and the structure can be made uniform. Variations in the mechanical properties of the steel pipe can be suppressed.
  • VC90 is preferably 16-30.
  • the method for producing an ERW steel pipe in the present embodiment is a method of hot rolling a steel piece having the above composition and V C90 , preferably accelerated cooling and winding at 300 ° C. or less to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the steel sheet is formed into a tubular shape, and the butt surface is electro-welded to form an electric-welded steel pipe.
  • it may be sized cold.
  • the vicinity of the ERW weld may be heat treated (seam heat treated) before sizing after ERW welding.
  • a steel slab having the above component composition and VC90 is used, preferably the heating temperature is 1000 to 1280 ° C, more preferably 1050 to 1250 ° C, the rolling end temperature is in the range of 750 to 900 ° C, Roll. Thereafter, accelerated cooling is preferably performed at a cooling rate of 10 ° C./s or more.
  • the cooling rate is the average speed at the center of the steel slab thickness, and each temperature is the average temperature of the steel slab.
  • bainite transformation occurs in the range of 650 to 300 ° C.
  • the cooling rate in the range of 750 to 650 ° C. does not affect the bainite transformation. Therefore, it is possible to apply a normal operation process.
  • the heating temperature is preferably within the above range in order to sufficiently dissolve the carbide and prevent the crystal grains from becoming coarse. Thereby, sufficient strength can be secured and a necessary yield ratio can be obtained.
  • the upper limit is preferably set to 900 ° C.
  • the lower limit of the rolling end temperature is preferably 750 ° C. or more.
  • the cooling rate of accelerated cooling at 650 ° C. or lower at which bainite transformation starts is more preferably 15 ° C./s or higher in order to obtain a uniform bainite structure. Thereby, sufficient strength can be secured.
  • the cooling rate is too high, the strength becomes excessively high and the toughness may be impaired, so it is preferable to set the upper limit at 50 ° C./s.
  • a more preferable upper limit is 30 ° C./s, and a further preferable upper limit is 20 ° C./s.
  • the thickness of the steel sheet after hot rolling is not limited, but is particularly effective at 5 to 20 mm.
  • the coil is wound at a coiling temperature of 300 ° C. or lower to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • a coiling temperature 300 ° C. or lower
  • the coiling temperature may be room temperature.
  • the winding temperature is preferably 250 ° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet is formed into a tubular shape, and its butt surface is electro-welded to form an electric-welded steel pipe.
  • the hot-rolled steel sheet when the hot-rolled steel sheet is formed into a tubular shape, it is sufficient that the hot-rolled steel sheet can be continuously formed into an open pipe, and any known forming method can be applied and is not particularly limited.
  • the circumferential direction end portions of the open pipe are heated by welding means, and the heated end portions are brought into contact with each other by pressure bonding.
  • welding method both the electrical resistance welding method and induction heating welding method using a well-known high frequency current can be applied, and it is not specifically limited.
  • the electric resistance welded steel pipe in which the circumferential ends of the open pipe are welded is preferably cut by the bead formed in the welded portion by bead cutting, and then the seam portion (the seam portion). Part) is preferably heated to the austenite region by high-frequency heat treatment.
  • the seam portion by heating the seam portion by high frequency heat treatment, the hardness of the welded portion can be controlled, and deterioration of the toughness of the welded portion can be prevented.
  • the ERW steel pipe may be sized cold.
  • sizing is a process which finishes an electric-resistance-welded steel pipe to a fixed diameter and a perfect circle using a multistage sizing roll.
  • the manufactured ERW steel pipe is cut into a predetermined length by a cutting machine.
  • the pipe forming process including the above-described forming process or the like is performed cold, so that the work can be hardened, and the strength equivalent to the API standard 5CT P110 can be efficiently ensured. As a result, the crushing strength of the ERW steel pipe can be increased.
  • the yield ratio is increased and a uniform structure of bainite is realized by adjusting the addition amount of the alloy while reducing the C amount to lower the VC90 , and 85% to 95%.
  • % To achieve an oil-sewn electric-welded steel pipe having a high yield ratio of% and good toughness and exhibiting strength equivalent to API standard 5C P110. It should be noted that the structure is not necessarily a bainite single phase in the vicinity of the seam portion or in the surface layer of 1 mm, but the influence on the steel pipe characteristics is small.
  • bainite means a structure other than ferrite, pearlite, and martensite, and a structure in which cementite is present in the lath structure. At this time, cementite may exist in the grain boundary or may exist in the lath-like structure.
  • the bainite in the present embodiment is a structure having a lath-like structure, and can be said to exclude polygonal ferrite, acicular ferrite, and granular bainite.
  • stress-Strain curve stress-strain curve
  • a stress-strain curve stress-strain curve
  • heat treatment after ERW welding is not performed, so that free N and C contained in the structure in the ERW steel pipe diffuse into dislocations and do not fix the dislocations, and yield point elongation does not occur. Conceivable.
  • tempering at a low temperature of about 400 ° C. may be considered.
  • carbide cementite
  • stress ⁇ Yield points are observed in the strain curve and yield point elongation occurs.
  • quenching is performed by adjusting the steel components so that the value range of VC90 falls within the above range.
  • the strength can be improved without degrading the properties.
  • by setting the lower limit value of VC90 within the above range it is possible to prevent an excessive increase in strength with respect to the cooling rate during accelerated cooling, and as a result, the strength is controlled accurately with the cooling rate. And productivity can be improved.
  • the ERW steel pipe for oil wells and the method for producing the ERW steel pipe for oil wells according to the present invention by keeping the C amount within the above range, strength deterioration is suppressed and good toughness and a high yield ratio are ensured. can do. Further, by making the amount of B within the above range, sufficient hardenability can be ensured even if the amount of alloy element added is reduced.
  • the VC 90 is controlled to be within the above range, and the coiling temperature is lowered when the hot rolled steel sheet is wound.
  • the formation of polygonal ferrite can be suppressed and the structure can be made uniform.
  • V C90 is defined by the following formula (2).
  • [C] is C content (%)
  • [Si] is Si content (%)
  • [Mn] is Mn content (%)
  • [Ni] is Ni content
  • [Cu] is Cu content
  • [Cr] is the Cr content (%)
  • [Mo] is the Mo content (%).
  • it is not added or contained inevitably among each element of Ni, Cu, Cr, and Mo of the steel types shown in Table 1. In this case, 0 (%) is set.
  • the bead formed in the welded portion was cut, and the seam portion was later heat-treated by high-frequency heat treatment.
  • a sizing roll is used to obtain a predetermined size and shape using a sizing roll so that the outer diameter of the steel pipe shown in Table 2 is obtained. Disconnected.
  • the characteristics of the ERW steel pipe manufactured as described above were measured. Specifically, a full-thickness test piece in the axial direction (rolling direction) of the steel pipe is taken as a tensile test piece from the above-mentioned ERW steel pipe and subjected to a tensile test, yield stress (YS: 0.2% offset) and tensile strength. The thickness (TS) was measured. Here, the full-thickness test piece and the tensile test piece were sampled from a portion corresponding to a position of 90 ° in the circumferential direction from the seam portion of the ERW steel pipe. The yield ratio (Y / T) was determined from the obtained YS and TS.
  • the toughness of the ERW steel pipe was measured.
  • a full-size V-notch Charpy test piece in the circumferential direction (vertical rolling direction) was taken from an electric resistance welded steel pipe, subjected to a V-notch Charpy test, and the absorbed energy (CVN value) at 0 ° C. was measured.
  • the full-size V-notch Charpy test piece was collected from a portion corresponding to a position of 90 ° in the circumferential direction from the seam portion of the ERW steel pipe.
  • Test No. 10 was tempered at 400 ° C. after ERW welding. Although a sufficient tensile strength could be obtained due to the tempering treatment, an elongation at yield point was observed. In Test No. 11, since the cooling rate was slower than the range in the present invention, a desired structure was not generated and sufficient tensile strength could not be obtained.

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Abstract

鋼管全体に熱処理を施すことなく、ＡＰＩ規格５ＣＴＰ１１０相当の強度を有し、さらに、靭性に優れた油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法を提供する。本発明に係る油井用電縫鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．８０～２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０１～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００３％、Ｎ：０．００８％以下、をそれぞれ有し、Ｔｉ＞３．４Ｎを満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ＶＣ９０が１５～４０である組成とした。

Description

油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法
　本発明は、油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法に関する。特に、ＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度（降伏応力ＹＳ：７５８～９６５ＭＰａ、引張強さＴＳ：８６２ＭＰａ以上）を有し、さらに、靭性に優れた油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法に関する。
　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、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、造管後の熱処理を行うことなく製造を行うことは出来なかった。
　例えば、特許文献１や特許文献２では、造管後において、溶接熱影響部のみを再加熱した後焼入れし、その後鋼管全体を焼き戻しすることにより強度を確保する技術が開示されている。
　しかしながら、電縫鋼管の場合、鋼管全体に焼戻しを施すと、製造コストが高くなる。また、焼入れを行うと、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。
　このような問題に対して、鋼管全体の熱処理を省略できる高強度鋼管の製造技術が提案されている。
　例えば特許文献３には、圧延後に加速冷却を行い、２５０℃以下の温度で巻き取り、ミクロ組織をマルテンサイトと残留オーステナイトの混在したＭＡコンスティチュウエントと、極微細フェライトとの二相組織とすることにより、鋼管全体の熱処理を施すことなく、強度と低温靭性を両立させた電縫鋼管を製造する方法が開示されている。
　また、特許文献４には、高Ｃ量としたスラブを、熱間圧延後に急冷することにより、鋼管全体の熱処理を施すことなく、強度を向上させた電縫鋼管を製造する方法が開示されている。
特開昭６１－２７２３１８号公報 特開昭６１－２７９６２３号公報 特開平６－１４５８８１号公報 特開平７－１０２３２１号公報
　ＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０に求められる強度は、降伏応力Ｙｓ：７５８～９６５ＭＰａ、引張強さＴｓ：８６２ＭＰａ以上であるため、ＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度を得るためには、引張強さ８６２ＭＰａ以上が必要である。焼入れ焼戻しを省略し、このような高強度を確保するためには、造管工程による加工硬化を利用して強度を向上させる必要があり、降伏応力の制約が重要になる。例えば、降伏応力が同一である場合、降伏比が０．９の場合では引張強さ８６２ＭＰａ以上、降伏比が０．８５の場合では引張強さ８９２ＭＰａ以上となる。引張強さが高すぎると成形が困難になり、靭性が低下するため、ＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度を確保するためには、高い降伏比が望まれる。なお、降伏比（Ｙ／Ｔ）とは、引張強さに対する降伏応力の比である。
　しかしながら、特許文献３の方法においては、そのミクロ組織がフェライト＋ＭＡコンスティチュウエントの二相組織であり、降伏比が低く、本発明において必要とするＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度を確保することは困難であった。また、ベイナイト組織が混在する二相組織では、靭性が劣化するおそれがあった。
　また、特許文献４の方法においては、Ｃ含有量が多く、強度を確保することはできても、靭性の向上には限界があり、強度と靭性を両立させることは困難であった。
　そこで、本発明は、上記の実情に鑑みてなされたものであって、鋼管全体に熱処理を施すことなく、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電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
　造管工程の加工硬化を利用し、ＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度を確保するためには、二相組織のような降伏比が低い鋼は不利であると考え、ベイナイトの均一組織の利用に着目した。また、降伏比を高めるためには、Ｃ含有量の低減が極めて有効である。そして、このようにＣ含有量を低減し、ベイナイトの均一組織を実現するためには、焼入れ性を確保することが重要である。
　本発明では、Ｃ含有量から推定される９０％マルテンサイトの硬さ（９０％マルテンサイト組織に相当する硬さ）となる冷却速度であるＶＣ９０（下記式（１）、参照）を、焼入れ性の指標として用いた。焼入れ性の指標であるＶＣ９０が小さいほど、焼入れ性は高くなり、大きすぎると焼入れ性が低下し強度が不十分となる。一方、本発明者らは、ＶＣ９０が小さすぎると強度が過剰に大きくなることを解明した。
　ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４－０．７５（２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］
＋０．４５［Ｎｉ］＋０．４５［Ｃｕ］＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］）・・・（１）
　ここで、［Ｃ］はＣ含有量（％）、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）、［Ｎｉ］はＮｉ含有量、［Ｃｕ］はＣｕ含有量（％）、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）である。
　一般に、鋼片を熱間圧延し、様々な冷却速度で冷却した場合、冷却速度が大きいほど、得られた鋼板の強度は上昇する。ここで、本発明者らは、Ｃ含有量を同一とし、ＶＣ９０が小さい組成を有する鋼片とＶｃ９０が大きい組成を有する鋼片とのそれぞれを用いて、熱間圧延後の鋼板の強度に及ぼす冷却速度の影響を調査した。その結果、ＶＣ９０が小さい組成、即ち、焼入れ性が高い場合は、強度の上昇量が大きくなるとともに、冷却速度の変化による強度の変化量も大きくなることが分かった。
　図１は、Ｃ含有量を同一とし、ＶＣ９０を変化させた２種の鋼片を用いた場合の、強度変化に及ぼす冷却速度の影響を説明するための概略グラフである。図１の曲線（ａ）はＶＣ９０が小さい鋼片を用いた場合、図１の曲線（ｂ）はＶＣ９０が大きい鋼片を用いた場合をそれぞれ示す。両曲線で示されるように、冷却速度が大きくなるほど、強度が上昇し、ＶＣ９０が小さい曲線（ａ）の方がより強度が上昇している。しかし、曲線（ａ）の場合、冷却速度が小さい領域、特に、２０℃／ｓ未満の領域において、曲線の傾きが大きく、強度の変化が著しいことが分かる。このように、ＶＣ９０が小さいほど焼入れ性が高くなり、冷却速度の変化に対して、強度の上昇が顕著になる。したがって、ＶＣ９０を低下させると、冷却速度の変化に対する強度の変化が大きくなり、強度の調整が難しくなる。
　このような知見から、本発明者らは、ＶＣ９０の値の範囲を１５～４０の範囲内となるように鋼成分を調整することで、強度を向上させることができ、冷却速度による強度の制御が容易になることを解明した。
　次に、本発明者らは、強度を向上させるとともに、良好な靭性を確保する手段を検討した。
　本発明では、焼入れ焼戻しを省略してＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度を確保するために、冷間での造管工程によって導入される歪みを利用し、加工硬化させる。そのため、上述のように、Ｃ含有量を低減するとともにベイナイトの均一組織にして降伏比を高め、合金の添加量を調整してＶＣ９０を低下させることが非常に重要である。一般に、Ｃ含有量を多くすれば、強度を高めることができるが、靭性は低下してしまうため、Ｃ含有量の制限は、靭性の確保にも有効である。
　本発明者らは、必要な強度を確保するとともに、高降伏比及び良好な靭性を確保すべく、Ｃの含有量を所定の範囲に制御することにより、強度を劣化させることなく、高降伏比を実現させるとともに、優れた靭性を確保することができることを解明した。
　また、本発明者らは、上述したように、ＶＣ９０の制御を行うとともに、熱間圧延後の巻取温度を低下させることにより、ポリゴナル・フェライトの生成を抑制し、組織を均一なベイナイト組織にできることを解明した。組織を均一にすることにより、電縫鋼管の機械特性のばらつきをより顕著に抑制することができる。つまり、Ｃ量、ＶＣ９０及び巻取温度をともに制御することにより、強度と靭性のバランスに優れた電縫鋼管を得ることができる。
　そこで、本発明者らは、これら知見に基づく技術的思想により、本発明に到ったものである。
　上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０５～０．１２％、
Ｓｉ：０．０３～０．５％、
Ｍｎ：０．８０～２．２％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎｂ：０．０１％～０．１０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３％、
Ｂ：０．０００５～０．００３０％、
Ｎ：０．００８％以下、
をそれぞれ含有し、Ｔｉ＞３．４Ｎを満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（％）を［Ｃｕ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（％）を［Ｍｏ］としたとき、下記式（１）で規定されるＶＣ９０が１５～４０である組成を有する、油井用電縫鋼管。
 
　ｌｏｇＶＣ９０＝２．９４－０．７５（２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］
＋０．４５［Ｎｉ］＋０．４５［Ｃｕ］＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］）・・・（１）
 
［２］質量％で、
Ｎｉ：１％以下、
Ｃｕ：１％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｃｒ：０．８％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｃａ：０．００６０％以下
から選ばれる１種又は２種以上を更に含有する、［１］に記載の油井用電縫鋼管。
［３］降伏応力が７５８～９６５ＭＰａであり、かつ、引張強さが８６２ＭＰａ以上である、［１］に記載の油井用電縫鋼管。
［４］引張試験の試験結果において降伏点伸びが存在しない、［１］に記載の油井用電縫鋼管。
［５］降伏比が８５％～９５％である、［１］に記載の油井用電縫鋼管。
［６］前記油井用電縫鋼管の電縫溶接部以外の組織は、ベイナイトの均一組織からなる、［１］に記載の油井用電縫鋼管。
［７］降伏応力が７５８～９６５ＭＰａであり、かつ、引張強さが８６２ＭＰａ以上である、［２］に記載の油井用電縫鋼管。
［８］引張試験の試験結果において降伏点伸びが存在しない、［２］に記載の油井用電縫鋼管。
［９］降伏比が８５％～９５％である、［２］に記載の油井用電縫鋼管。
［１０］前記油井用電縫鋼管の電縫溶接部以外の組織は、ベイナイトの均一組織からなる、［２］に記載の油井用電縫鋼管。
［１１］質量％で、
Ｃ：０．０５～０．１２％、
Ｓｉ：０．０３～０．５％、
Ｍｎ：０．８０～２．２％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎｂ：０．０１％～０．１０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３％、
Ｂ：０．０００５～０．００３０％、
Ｎ：０．００８％以下、
をそれぞれ含有し、Ｔｉ＞３．４Ｎを満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（％）を［Ｃｕ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（％）を［Ｍｏ］としたとき、下記式（１）で規定されるＶＣ９０が１５～４０である組成の鋼片を熱間圧延し、３００℃以下で巻取り熱延鋼板としたのち、当該熱延鋼板を管状に形成するとともに、突き合わせ面を電縫溶接することで製造された、油井用電縫鋼管。
 
　ｌｏｇＶＣ９０＝２．９４－０．７５（２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］
＋０．４５［Ｎｉ］＋０．４５［Ｃｕ］＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］）・・・（１）
 
［１２］質量％で、
Ｎｉ：１％以下、
Ｃｕ：１％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｃｒ：０．８％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｃａ：０．００６０％以下
から選ばれる１種又は２種以上を更に含有する、［１１］に記載の熱延鋼板。
［１３］電縫溶接後に管体に対する熱処理を行わずに製造する、［１１］に記載の油井用電縫鋼管。
［１４］降伏応力が７５８～９６５ＭＰａであり、かつ、引張強さが８６２ＭＰａ以上である、［１１］に記載の油井用電縫鋼管。
［１５］引張試験の試験結果において降伏点伸びが存在しない、［１１］に記載の油井用電縫鋼管。
［１６］降伏比が８５％～９５％である、［１１］に記載の油井用電縫鋼管。
［１７］前記油井用電縫鋼管の電縫溶接部以外の組織は、ベイナイトの均一組織からなる、［１１］に記載の油井用電縫鋼管。
［１８］電縫溶接後に管体に対する熱処理を行わずに製造する、［１２］に記載の油井用電縫鋼管。
［１９］降伏応力が７５８～９６５ＭＰａであり、かつ、引張強さが８６２ＭＰａ以上である、［１２］に記載の油井用電縫鋼管。
［２０］引張試験の試験結果において降伏点伸びが存在しない、［１２］に記載の油井用電縫鋼管。
［２１］降伏比が８５％～９５％である、［１２］に記載の油井用電縫鋼管。
［２２］前記油井用電縫鋼管の電縫溶接部以外の組織は、ベイナイトの均一組織からなる、［１２］に記載の油井用電縫鋼管。
［２３］質量％で、
Ｃ：０．０５～０．１２％、
Ｓｉ：０．０３～０．５％、
Ｍｎ：０．８０～２．２％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎｂ：０．０１％～０．１０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３％、
Ｂ：０．０００５～０．００３０％、
Ｎ：０．００８％以下、
をそれぞれ含有し、Ｔｉ＞３．４Ｎを満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（％）を［Ｃｕ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（％）を［Ｍｏ］としたとき、下記式（１）で規定されるＶＣ９０が１５～４０である組成の鋼片を熱間圧延し、３００℃以下で巻取り熱延鋼板としたのち、当該熱延鋼板を管状に成形するとともに、突合わせ面を電縫溶接する、油井用電縫鋼管の製造方法。
 
　ｌｏｇＶＣ９０＝２．９４－０．７５（２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］
＋０．４５［Ｎｉ］＋０．４５［Ｃｕ］＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］）・・・（１）
 
［２４］質量％で、
Ｎｉ：１％以下、
Ｃｕ：１％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｃｒ：０．８％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｃａ：０．００６０％以下
から選ばれる１種又は２種以上を更に含有する、［２３］に記載の油井用電縫鋼管の製造方法。
［２５］６５０～３００℃の範囲における冷却速度を、１５～５０℃／ｓとする、［２３］に記載の油井用電縫鋼管の製造方法。
［２６］電縫溶接後に管体に対する熱処理を行わない、［２３］に記載の油井用電縫鋼管の製造方法。
［２７］６５０～３００℃の範囲における冷却速度を、１５～５０℃／ｓとする、［２４］に記載の油井用電縫鋼管の製造方法。
［２８］電縫溶接後に管体に対する熱処理を行わない、［２４］に記載の油井用電縫鋼管の製造方法。
　以上のように、本発明によれば、鋼管全体に熱処理を施すことなく、強度と靭性のバランスに優れた高強度、特に、ＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度を有した油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法を提供することができる。
Ｃ含有量を同一とし、ＶＣ９０を変化させた２種の鋼片を用いた場合の、冷却速度に対する強度変化を説明するための概略グラフである。
　以下、本実施形態に係る油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法について詳細に説明する。
　本実施形態に係る油井用電縫鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．８０～２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０１％～０．１０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｎ：０．００８％以下、をそれぞれ含有し、Ｔｉ＞３．４Ｎを満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（％）を［Ｃｕ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（％）を［Ｍｏ］としたとき、下記式（１）で規定されるＶＣ９０が１５～４０である組成を有している。本実施形態に係る油井用電縫鋼管は、上記のような組成を有することで、Ｃ量に応じてＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度、すなわち、降伏応力Ｙｓ：７５８～９６５ＭＰａ、引張強さＴｓ：８６２ＭＰａ以上の強度を有する。
　本実施形態の油井用電縫鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．８０～２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０１％～０．１０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｎ：０．００８％以下、をそれぞれ含有し、Ｔｉ＞３．４Ｎを満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（％）を［Ｃｕ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（％）を［Ｍｏ］としたとき、下記式（１）で規定されるＶＣ９０が１５～４０である組成の鋼片を熱間圧延し、３００℃以下で巻取り熱延鋼板としたのち、この熱延鋼板を管状に成形するとともに、突合わせ面を電縫溶接することにより電縫鋼管とするものである。
　　ｌｏｇＶＣ９０＝２．９４－０．７５（２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］
＋０．４５［Ｎｉ］＋０．４５［Ｃｕ］＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］）・・・（１）
　ここで、上記元素において、下限の規定がないものについては、不可避的不純物レベルまで含むことを示す。
　また、上記組成は、油井用電縫鋼管のうち電縫溶接がなされなかった部分（母材部）の板厚中心近傍における値である。
　以下、本実施形態の鋼材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：０．０５～０．１２％）
　Ｃは、本実施形態においては、引張強度を高め、冷間における造管工程での加工硬化を利用して強度を向上させ、靭性を確保するために重要な元素である。一般に、Ｃ量が増加すると、降伏比が低下することが知られている。この理由は必ずしも明確ではないが、単相鋼の場合は、炭化物量が多くなることで加工硬化が大きくなり、結果として引張強度が高まるが、析出強化による降伏強さの上昇が抑制されるためであると推定される。また、二相鋼の場合はマルテンサイトなどの硬質相が硬くなり、相対的に引張強度が高くなり、その結果降伏比が低下すると推定される。
　本実施形態では、焼入れ性及び降伏比を高め、強度を確保するために、Ｃ含有量の下限を０．０５％とする。
　一方、Ｃの含有量が多すぎると、靭性が劣化するとともに、降伏比も低下するおそれがあり、結果、ＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度を確保することが困難となるため、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：０．０３～０．５％）
　Ｓｉは、脱酸や強度向上に有用な元素である。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％とする。一方、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０．５％とする。
　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：０．８０～２．２％）
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、組織をベイナイトとし、強度を確保するために有用である。Ｍｎ含有量の下限は、強度、低温靭性の向上の効果を十分に発揮させるため、０．８０％とする。一方、Ｍｎも、多量に含有するとＳｉと同様に、靭性や溶接性が劣化されるおそれがあるため、上限を、２．２％とする。
　なお、より好ましくは、Ｍｎ含有量を１．０％以上、さらに好ましくは１．５％以上とする。
（Ｐ：０．０３％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り、本実施形態においては、上限を、０．０３％とする。好ましい上限は０．０２％である。
（Ｓ：０．００３％以下）
　Ｓは、Ｐ同様、不純物として存在している元素である。Ｓの含有量もまた、少なければ少ない程望ましく、Ｓの含有量の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、０．００３％とする。
（Ａｌ：０．０８％以下）
　Ａｌは通常脱酸材として鋼材中に含まれる元素であるが、含有量が０．０８％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼材の清浄度を害し、靭性が劣化するおそれがあるため上限を０．０５％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０．０１～０．０４％とする。
（Ｎｂ：０．０１～０．１０％）
　Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、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。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０．０１％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０．１０％とする。
　なお、好ましくは、Ｎｂ含有量を０．０２～０．０８％とする。
（Ｔｉ：０．００５～０．０３％、かつＴｉ＞３．４Ｎ）
　Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時、及びＨＡＺ部の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、焼入れ性に有効に作用する固溶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の生成を抑制して、焼入れ性の向上に寄与する固溶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０．００５％以上、かつ、３．４Ｎ（各々質量％）超添加する。
　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０．０３％とする。
　なお、好ましくは、Ｔｉ含有量を０．０１～０．０２５％とする。
（Ｎ：０．００８％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０．００８％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ＨＡＺ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ＨＡＺ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０．００２～０．００５％とする。
（Ｂ：０．０００５～０．００３０％）
　Ｂは、本実施形態において、焼入れ性を確保し、ポリゴナル・フェライトの生成を抑制して均一なベイナイト組織を得て、強度を向上させるために重要な元素である。また、Ｂは、焼入れ時に粒界に偏析して、粒界エネルギーを低下させ、微量の添加でも焼入れ性の向上に寄与する元素であり、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、高価な合金元素を多量に添加することが必要になるため、合金コストを削減するためにも、０．０００５％以上のＢを添加することが必要である。
　一方、Ｂ含有量が多すぎると、このような焼入れ性が飽和するとともに、Ｂ含有析出物（Ｆｅ２３（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０．００３０％とする。
　なお、好ましくは、Ｂ含有量を０．０００６～０．００２％、より好ましくは０．０００９～０．００１５％とする。
　また、本発明では、上記の元素に加えて、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．００６０％以下から選ばれる１種又は２種以上を添加しても良い。
　Ｎｉは、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１％とすることが好ましい。より好ましい上限は０．５％であり、更に好ましくは０．３％である。
　また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止にも有効である。この場合、このような効果を発揮させるためには、Ｎｉ量をＣｕ量の１／３以上とすることが好ましい。
　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０．０５％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、Ｈ２Ｓが存在する場合には、添加しないことが好ましい。
　Ｃｕは、母材や溶接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、ＨＡＺ部の靭性や現地溶接性を著しく劣化させるおそれがある。そのため、Ｃｕ量の上限を１％とすることが好ましい。より好ましいＣｕ含有量の上限は、０．５％である。
　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０．０５％とするのが好ましい。
　Ｍｏを添加する理由は、鋼材の焼入れ性を向上させ、高強度を得るためである。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０．３％とすることが好ましい。より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１％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０．８％とすることが好ましい。より好ましいＣｒ含有量の上限は０．７％であり、更に好ましくは０．５％である。
　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。また、Ｖは溶接部の軟化を抑制する効果も有する。ただし、Ｖ量の上限は、ＨＡＺ部の靭性、現地溶接性の点から０．１％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０．００６０％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０．００６０％とすることが好ましい。なお、より好ましい上限は０．００４％である。
　なお、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０．００１％とするのが好ましい。更に好ましくは、０．００２％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からなり、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。
　また、本実施形態において、焼入れ性の指標であるＶＣ９０を１５～４０とする。
　以下、本実施形態におけるＶＣ９０の限定理由ついて詳細に説明する。
　熱延鋼板を製造するにあたっては、以下で説明するような１５～５０℃／ｓの冷却速度（鋼片板厚中心における平均速度）が適用されることによって、熱延鋼板の強度が制御されている。本実施形態において、上述したような成分系においては、ＶＣ９０が大きすぎると焼入れ性が低下して強度が不十分となり、一方、ＶＣ９０が小さすぎると強度が過剰に大きくなり、冷却速度による強度の制御が困難となるおそれがある。また、ＶＣ９０が大きすぎるとフェライトが生成して、降伏比が低下することがある。そのため、本実施形態においては、ＶＣ９０を１５～４０とする。
　なお、ＶＣ９０は、Ｂ量が０．０００５％以上の場合、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（％）を［Ｃｕ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（％）を［Ｍｏ］としたとき、下記式（１）で規定される。なお、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ及びＭｏは、焼入れ性向上に寄与する元素である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは選択的に添加される元素であり、意図的に添加しない場合、下記式（１）では０（％）とする。
　ｌｏｇＶＣ９０＝２．９４－０．７５（２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］
＋０．４５［Ｎｉ］＋０．４５［Ｃｕ］＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］）・・・（１）
　また、このように、ＶＣ９０の値を１５～４０の範囲内となるように鋼成分を調整するとともに、焼入れ性向上効果を有する元素であるＢを添加することにより、合金元素の添加を抑制しても、強度を確保することができる。
　ＶＣ９０が小さすぎると、冷却速度による強度の制御が難しくなることから、下限を１５以上にすることは、製造条件の緩和にも有効であり、生産性の向上にも寄与する。また、このようにＶＣ９０を制御するとともに、熱延鋼板を巻き取る際に巻取温度を低温とすることにより、ポリゴナル・フェライトの生成を抑制し、組織を均一化することができ、結果、鋼管の機械特性のばらつきを抑制することができる。
　なお、安定して焼入れ性を確保し、強度と靭性のバランスをより良好なものとするためには、ＶＣ９０を１６～３０とすることが好ましい。
　次に、本実施形態における電縫鋼管の製造方法について説明する。
　本実施形態における電縫鋼管の製造方法は、上記成分組成及びＶＣ９０を有する鋼片を熱間圧延し、好ましくは加速冷却して３００℃以下で巻取り、熱延鋼板としたのち、この熱延鋼板を管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接することにより電縫鋼管とする。電縫鋼管の真円度、外径を調整するため、冷間でサイジングすることがある。また、電縫溶接後サイジング前に、電縫溶接部近傍を熱処理（シーム熱処理）することがある。
　以下、上記製造条件の限定理由等について詳細に説明する。
　まず、上記成分組成及びＶＣ９０を有する鋼片を用い、好ましくは、加熱温度を１０００～１２８０℃、より好ましくは１０５０～１２５０℃とし、圧延終了温度を７５０～９００℃の範囲内とし、熱間圧延を行う。その後、好ましくは、１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行う。ここで、冷却速度は鋼片板厚中心における平均速度とし、各温度は鋼片の平均温度とする。以下で詳述するように、本実施形態においては、６５０～３００℃の範囲でベイナイト変態が生じるものであり、７５０～６５０℃の範囲における冷却速度についてはベイナイト変態に対して影響を与えるものではないため、通常の操業プロセスを適用することが可能である。
　なお、加熱温度は、炭化物を十分に固溶させ、かつ結晶粒の粗大化を防止するため、上記範囲内とすることが好ましい。これにより、強度を十分に確保することができ、必要な降伏比を得ることができる。
　また、圧延終了温度は、高すぎると結晶粒の粗大化による低温靭性の低下が生じるおそれがあるため、上限を９００℃とすることが好ましい。一方、低すぎるとＡｒ３変態点以下となり、加工を受けたフェライトによって機械的性質が劣化するおそれがあるため、圧延終了温度の下限は７５０℃以上とすることが好ましい。
　また、ベイナイト変態の開始する６５０℃以下での加速冷却の冷却速度は、均一なベイナイト組織を得るために、１５℃／ｓ以上にすることがより好ましい。これにより、強度を十分に確保することができる。一方、冷却速度が速すぎると、強度が過剰に高くなり、靭性を損なうことがあるため、５０℃／ｓを上限とすることが好ましい。より好ましい上限は３０℃／ｓであり、更に好ましい上限は２０℃／ｓである。
　なお、本実施形態において、熱間圧延後の鋼板の板厚は限定されるものではないが、５～２０ｍｍで特に有効である。
　次に、上記加速冷却を行った後、巻取温度を３００℃以下として巻き取り、熱延鋼板とする。これは、ベイナイト変態温度以下まで加速冷却し、組織を均一なベイナイトとするためである。しかし、巻取温度を３００℃超として巻き取ると、変態が不十分となり、グラニュラーベイナイトが生じて強度が十分に得られないおそれがある。したがって、本実施形態において巻取温度は３００℃以下とし、巻取温度が常温となってもよい。
　なお、本実施形態において、巻取温度を２５０℃以下とすることが好ましい。
　次に、上記熱延鋼板を管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接し電縫鋼管とする。
　本実施形態において熱延鋼板を管状に成形加工する際は、熱延鋼板を連続的にオープンパイプに成形できればよく、公知の成形方法がいずれも適用でき、特に限定されない。
　また、本実施形態において電縫溶接する際は、溶接手段によりオープンパイプの円周方向端部を加熱し、この加熱された端部同士を突き合わせて圧着接合する。なお、溶接方法としては、公知の高周波電流を利用した電気抵抗溶接法や誘導加熱溶接法がいずれも適用でき、特に限定されない。
　なお、本実施形態において、オープンパイプの円周方向端部同士が溶接された電縫鋼管は、好ましくはついで、ビード切削により溶接部に形成されたビードを切削し、その後に、継目部（シーム部）を高周波熱処理によりオーステナイト域に加熱することが好ましい。このように、シーム部を高周波熱処理により加熱することにより、溶接部の硬度を制御でき、溶接部の靭性の劣化を防ぐことができる。
　シーム部を加熱して加速冷却した後、電縫鋼管に対して冷間でサイジングを行ってもよい。なお、サイジングとは、複数段のサイジングロールを用いて電縫鋼管を定径、真円に仕上げる工程である。製造された電縫鋼管は、切断機で所定の長さに切断される。
　本実施形態において、上記成形加工等からなる造管工程を冷間で行うことにより、加工硬化させることができ、ＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度を効率的に確保することができる。その結果、電縫鋼管の圧潰強度を上昇させることができる。
　以上説明したように、本実施形態では、Ｃ量を低減しつつ合金の添加量を調整してＶＣ９０を低下させることで、降伏比を高めるとともにベイナイトの均一組織を実現し、８５％～９５％という高降伏比及び良好な靭性を有し、ＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度を示す油井用電縫鋼管を実現するものである。なお、組織はシーム部近傍や表層１ｍｍの範囲では、必ずしもベイナイト単相ではない場合があるが、鋼管特性への影響は小さい。
　ここで、本実施形態において、ベイナイトとは、フェライト、パーライト及びマルテンサイト以外の組織であって、ラス状組織中にセメンタイトが存在している組織を意味している。この際、セメンタイトは、粒界に存在していてもよく、ラス状組織中に存在していてもよい。また、本実施形態におけるベイナイトとは、ラス状組織を有する組織であって、ポリゴナル・フェライト、アシキュラー・フェライトやグラュラーベイナイトを除いたものであるともいえる。
　また、本実施形態に係る油井用電縫鋼管では、電縫溶接後に焼入れ焼戻しといった熱処理を行わないために、引張試験結果に基づいて応力－歪み曲線（Ｓｔｒｅｓｓ－Ｓｔｒａｉｎ　ｃｕｒｖｅ）を作成した場合に、かかる応力－歪み曲線において降伏点伸びが存在しない。これは、電縫溶接後の熱処理を行わないために、電縫鋼管中の組織に含まれるフリーのＮやＣが転位へと拡散して転位を固着せず、降伏点伸びが発生しないためと考えられる。
　なお、高降伏比を実現するためには４００℃程度の低温で焼戻しを行うことも考えられるが、このような熱処理を行った場合には転位に炭化物（セメンタイト）が析出してしまい、応力－歪み曲線に降伏点が観測され降伏点伸びが生じることとなる。
　以上説明したような本発明に係る油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法によれば、ＶＣ９０の値の範囲を上記範囲内となるように鋼成分を調整することで、焼入れ性を劣化させずに強度を向上させることができる。また、ＶＣ９０の下限値を上記範囲内とすることにより、加速冷却する際の冷却速度に対する強度の過度な上昇を防止することができ、結果として、冷却速度による強度の制御を精度良く行うことが可能となり、生産性を向上させることができる。
　本発明に係る油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法によれば、Ｃ量を上記範囲内とすることにより、強度の劣化を抑制するとともに、良好な靭性及び高降伏比を確保することができる。また、Ｂ量を上記範囲内とすることにより、合金元素の添加量を削減しても、十分な焼入れ性を確保することができる。
　また、本発明に係る油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法によれば、ＶＣ９０を上記範囲内と制御するとともに、熱延鋼板を巻き取る際に巻取温度を低温とすることにより、ポリゴナル・フェライトの生成を抑制し、組織を均一化することができる。その結果、電縫鋼管の機械特性のばらつきを抑制することができる。つまり、ＶＣ９０及び巻取温度をともに制御することにより、強度と靭性のバランスに優れた電縫鋼管とすることができる。
　また、本発明に係る油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法によれば、造管工程を冷間で行うため、加工硬化を利用し、ＡＰＩ規格　５ＣＴ　Ｐ１１０相当の強度をより効率的に確保することができる。その結果、電縫鋼管の圧潰強度を上昇させることができる。
　以下、実施例により本発明の効果を説明するが、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。
　本実施例では、先ず、表１に示すようなＶＣ９０となるよう成分を調節した鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。なお、Ｂ量が０．０００５％未満の場合は、ＶＣ９０は下記式（２）で規定される。
　ｌｏｇＶＣ９０＝３．６９－０．７５（２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］
＋０．４５［Ｎｉ］＋０．４５［Ｃｕ］＋０．８［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）・・・（２）
　ここで、［Ｃ］はＣ含有量（％）、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）、［Ｎｉ］はＮｉ含有量、［Ｃｕ］はＣｕ含有量（％）、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）である。なお、ＶＣ９０を上記式（１）または（２）で算出する際、表１に示す鋼種のＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの各元素のうち、添加されていない若しくは不可避的に含有されている場合は０（％）とする。
　このスラブを用いて、加熱炉で加熱し、表２に示す板厚となるよう熱間圧延を行い、加速冷却した後にコイル状に巻取り熱延鋼板とした。このときの加熱温度、圧延終了温度、冷却速度、及び巻取温度のそれぞれは表２に示すとおりである。
　なお、表１及び表２に示す成分組成及び圧延条件において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。また、表１中の（－）は、無添加若しくは不可避的な量を含むことを意味する。
　次に、コイル状とした熱延鋼板を巻き戻しながら、管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接し電縫鋼管とした。なお、本実施例においては、電気抵抗溶接法を用いて溶接した。
　次に、溶接部に形成されたビードを切削し、後に、シーム部を高周波熱処理により加熱処理した。
　次に、表２に示す鋼管外径となるよう、必要に応じて、サイジングロールを用いて所定の寸法・形状となるよう冷間にてサイジング工程を施したのち、切断機で所望の長さに切断した。
　以上のようにして製造した電縫鋼管の特性を測定した。
　具体的には、鋼管の軸方向（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、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ：０．２％オフセット）及び引張強さ（ＴＳ）を測定した。ここで、全厚試験片及び引張試験片は、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。また得られたＹＳ及びＴＳより降伏比（Ｙ／Ｔ）を求めた。なお、ＹＳが７５８～９６５ＭＰａ、ＴＳが８６２ＭＰａ以上及び降伏比（Ｙ／Ｔ）が８５％以上を良好として評価した。更に、得られた引張試験結果を参照し、降伏点伸びが存在するか否かを評価した。これらの測定結果を表２に示す。また、ミクロ組織は、シーム部から９０°位置の圧延方向に平行な断面で、表層からｔ／４位置をナイタールエッチして観察した。
　さらに、電縫鋼管の靭性について測定した。
　靭性については、周方向（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より採取し、Ｖノッチシャルピー試験を行い、０℃での吸収エネルギー（ＣＶＮ値）を測定した。ここで、フルサイズＶノッチシャルピー試験片は、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。
　以上の測定結果を表２に示す。なお、ＡＰＩ規格　５ＣＴで規定されるＰ１１０グレードの吸収エネルギーの要求値は、板厚によって変化するものであるため、本実施例における各板厚における要求値を表２に示す。そして、本実施例では、この要求値以上の吸収エネルギーを良好と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　表２に示すように、本発明の範囲内にある本発明例ではいずれにおいても、焼入れ焼戻しを省略した電縫鋼管の降伏応力、引張強さ、降伏比、靭性のそれぞれにおいて良好な結果を得ることができた。また、本発明の範囲内にある本発明例では、いずれにおいても、引張試験結果において降伏点伸びは観測されなかった。
　一方、試験番号９では、巻取温度が本発明における範囲より高かったため、変態が不十分となり、結果、十分な引張強さを得ることができなかった。
　試験番号１０は、電縫溶接後に４００℃で焼戻し処理を行ったものである。焼戻し処理を行ったために十分な引張強さを得ることはできたものの、降伏点伸びが観測された。また、試験番号１１は、冷却速度が本発明における範囲よりも遅かったため、所望の組織が生成されず、十分な引張強さを得ることができなかった。
　また、試験番号１２では、Ｂの含有量を本発明の範囲未満としたため、焼入れ性を十分に確保することができなかった。その結果、十分な引張強さを得ることができなかった。
　また、試験番号１３では、Ｔｉ／Ｎが本発明の範囲外であったため、ＴｉＮとして十分に固溶Ｎを固定することができず、焼入れ性を低下させるＢＮが生成され、焼入れ性が低下してしまった。そのため、十分な引張強さを得ることができなかった。
　試験番号１４では、焼入れ性の指標であるＶＣ９０が本発明の範囲未満であったため、降伏応力が大幅に上昇してしまった。
　一方、試験番号１５では、焼入れ性の指標であるＶＣ９０が本発明の範囲を超えたため、強度及び降伏比が低下してしまった。
　試験番号１６では、Ｃの含有量を本発明の範囲未満としたため、焼入れ性を十分に確保することができなかった。その結果、十分な引張強さを得ることができなかった。
　一方、試験番号１７では、Ｃの含有量が本発明の範囲を超えたため、降伏比及び靭性が低下してしまった。
　また、試験番号１８では、Ｍｎの含有量が本発明の範囲未満であるため、ポリゴナル・フェライトが生成されてしまい、十分な引張強さを得ることができなった。
　これらの結果から、上述した知見を確認することができ、また、上述した各鋼片成分を限定し、製造方法を限定する根拠を裏付けることができた。
 

Claims (28)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．１２％、
    Ｓｉ：０．０３～０．５％、
    Ｍｎ：０．８０～２．２％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．００３％以下、
    Ａｌ：０．０８％以下、
    Ｎｂ：０．０１％～０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０３％、
    Ｂ：０．０００５～０．００３０％、
    Ｎ：０．００８％以下、
    をそれぞれ含有し、Ｔｉ＞３．４Ｎを満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（％）を［Ｃｕ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（％）を［Ｍｏ］としたとき、下記式（１）で規定されるＶＣ９０が１５～４０である組成を有する、油井用電縫鋼管。
     
    　ｌｏｇＶＣ９０＝２．９４－０．７５（２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］
    ＋０．４５［Ｎｉ］＋０．４５［Ｃｕ］＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］）・・・（１）
     
  2. 　質量％で、
    Ｎｉ：１％以下、
    Ｃｕ：１％以下、
    Ｍｏ：０．３％以下、
    Ｃｒ：０．８％以下、
    Ｖ：０．１％以下、
    Ｃａ：０．００６０％以下
    から選ばれる１種又は２種以上を更に含有する、請求項１に記載の油井用電縫鋼管。
  3. 　降伏応力が７５８～９６５ＭＰａであり、かつ、引張強さが８６２ＭＰａ以上である、請求項１に記載の油井用電縫鋼管。
  4. 　引張試験の試験結果において降伏点伸びが存在しない、請求項１に記載の油井用電縫鋼管。
  5. 　降伏比が８５％～９５％である、請求項１に記載の油井用電縫鋼管。
  6. 　前記油井用電縫鋼管の電縫溶接部以外の組織は、ベイナイトの均一組織からなる、請求項１に記載の油井用電縫鋼管。
  7. 　降伏応力が７５８～９６５ＭＰａであり、かつ、引張強さが８６２ＭＰａ以上である、請求項２に記載の油井用電縫鋼管。
  8. 　引張試験の試験結果において降伏点伸びが存在しない、請求項２に記載の油井用電縫鋼管。
  9. 　降伏比が８５％～９５％である、請求項２に記載の油井用電縫鋼管。
  10. 　前記油井用電縫鋼管の電縫溶接部以外の組織は、ベイナイトの均一組織からなる、請求項２に記載の油井用電縫鋼管。
  11. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．１２％、
    Ｓｉ：０．０３～０．５％、
    Ｍｎ：０．８０～２．２％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．００３％以下、
    Ａｌ：０．０８％以下、
    Ｎｂ：０．０１％～０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０３％、
    Ｂ：０．０００５～０．００３０％、
    Ｎ：０．００８％以下、
    をそれぞれ含有し、Ｔｉ＞３．４Ｎを満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（％）を［Ｃｕ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（％）を［Ｍｏ］としたとき、下記式（１）で規定されるＶＣ９０が１５～４０である組成の鋼片を熱間圧延し、３００℃以下で巻取り熱延鋼板としたのち、当該熱延鋼板を管状に形成するとともに、突き合わせ面を電縫溶接することで製造された、油井用電縫鋼管。
     
    　ｌｏｇＶＣ９０＝２．９４－０．７５（２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］
    ＋０．４５［Ｎｉ］＋０．４５［Ｃｕ］＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］）・・・（１）
     
  12. 　質量％で、
    Ｎｉ：１％以下、
    Ｃｕ：１％以下、
    Ｍｏ：０．３％以下、
    Ｃｒ：０．８％以下、
    Ｖ：０．１％以下、
    Ｃａ：０．００６０％以下
    から選ばれる１種又は２種以上を更に含有する、請求項１１に記載の熱延鋼板。
  13. 　電縫溶接後に管体に対する熱処理を行わずに製造する、請求項１１に記載の油井用電縫鋼管。
  14. 　降伏応力が７５８～９６５ＭＰａであり、かつ、引張強さが８６２ＭＰａ以上である、請求項１１に記載の油井用電縫鋼管。
  15. 　引張試験の試験結果において降伏点伸びが存在しない、請求項１１に記載の油井用電縫鋼管。
  16. 　降伏比が８５％～９５％である、請求項１１に記載の油井用電縫鋼管。
  17. 　前記油井用電縫鋼管の電縫溶接部以外の組織は、ベイナイトの均一組織からなる、請求項１１に記載の油井用電縫鋼管。
  18. 　電縫溶接後に管体に対する熱処理を行わずに製造する、請求項１２に記載の油井用電縫鋼管。
  19. 　降伏応力が７５８～９６５ＭＰａであり、かつ、引張強さが８６２ＭＰａ以上である、請求項１２に記載の油井用電縫鋼管。
  20. 　引張試験の試験結果において降伏点伸びが存在しない、請求項１２に記載の油井用電縫鋼管。
  21. 　降伏比が８５％～９５％である、請求項１２に記載の油井用電縫鋼管。
  22. 　前記油井用電縫鋼管の電縫溶接部以外の組織は、ベイナイトの均一組織からなる、請求項１２に記載の油井用電縫鋼管。
  23. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．１２％、
    Ｓｉ：０．０３～０．５％、
    Ｍｎ：０．８０～２．２％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．００３％以下、
    Ａｌ：０．０８％以下、
    Ｎｂ：０．０１％～０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０３％、
    Ｂ：０．０００５～０．００３０％、
    Ｎ：０．００８％以下、
    をそれぞれ含有し、Ｔｉ＞３．４Ｎを満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（％）を［Ｃｕ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（％）を［Ｍｏ］としたとき、下記式（１）で規定されるＶＣ９０が１５～４０である組成の鋼片を熱間圧延し、３００℃以下で巻取り熱延鋼板としたのち、当該熱延鋼板を管状に成形するとともに、突合わせ面を電縫溶接する、油井用電縫鋼管の製造方法。
     
    　ｌｏｇＶＣ９０＝２．９４－０．７５（２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］
    ＋０．４５［Ｎｉ］＋０．４５［Ｃｕ］＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］）・・・（１）
     
  24. 　質量％で、
    Ｎｉ：１％以下、
    Ｃｕ：１％以下、
    Ｍｏ：０．３％以下、
    Ｃｒ：０．８％以下、
    Ｖ：０．１％以下、
    Ｃａ：０．００６０％以下
    から選ばれる１種又は２種以上を更に含有する、請求項２３に記載の油井用電縫鋼管の製造方法。
  25. 　６５０～３００℃の範囲における冷却速度を、１５～５０℃／ｓとする、請求項２３に記載の油井用電縫鋼管の製造方法。
  26. 　電縫溶接後に管体に対する熱処理を行わない、請求項２３に記載の油井用電縫鋼管の製造方法。
  27. 　６５０～３００℃の範囲における冷却速度を、１５～５０℃／ｓとする、請求項２４に記載の油井用電縫鋼管の製造方法。
  28. 　電縫溶接後に管体に対する熱処理を行わない、請求項２４に記載の油井用電縫鋼管の製造方法。
     
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