(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１２％、  Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．２％、    Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、      Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｎ：０．００６％以下、      Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成と、
母材部および電縫溶接部ともに、体積率で９０％以上のベイニティックフェライト相を主相とし、該主相と、体積率で１０％以下（０％を含む）の第二相とからなり、前記ベイニティックフェライト相の平均粒径が１０μｍ以下であり、かつ母材部において粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物が、Ｎｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、７５％以下分散してなる組織と、
を有し、かつ、
下記（１）式で定義される鋼管端部の真円度が、０．６％以下である深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管。
記
真円度（％）＝{(鋼管の最大外径ｍｍφ)−(鋼管の最小外径ｍｍφ)}／（公称外径ｍｍφ）×１００  ‥‥（１）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする請求項１に記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする請求項１または請求項２に記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管。
【請求項４】
熱延鋼板を、ロール成形機により連続的にロール成形して、略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の端部同士を突き合わせ、該突き合わせた部位を、スクイズロールで圧接しながら、電縫溶接して電縫鋼管とし、ついで該電縫鋼管の電縫溶接部にインライン熱処理を施した後、縮径圧延する、請求項1に記載の電縫鋼管の製造方法であって、
前記熱延鋼板を、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１２％、  Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．２％、    Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、      Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｎ：０．００６％以下、      Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、
加熱温度：１１５０〜１２５０℃の温度域で６０ｍｉｎ以上均熱する加熱を施したのち、仕上圧延終了温度：７５０℃以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、板厚中央部温度で７５０℃〜６５０℃の温度域での平均冷却速度が８〜７０℃／ｓとなるように加速冷却を施し、巻取温度：５８０〜４００℃で巻き取る工程を施して製造された熱延鋼板とする
深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
【請求項５】
前記ロール成形機が、複数のロールからなるケージロール群と、さらに複数のロールからなるフィンパス成形ロール群とからなるロール成形機である請求項４に記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
【請求項６】
前記ケージロール群における下流側にインナーロールを配設し、成形途中の前記熱延鋼板の内壁側から２点以上の位置を押圧する請求項５に記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
【請求項７】
前記電縫溶接部のインライン熱処理が、該電縫溶接部を加熱温度：８３０〜１１５０℃に加熱したのち、板厚中央温度で８００〜５５０℃の温度域での平均冷却速度が１０〜７０℃／ｓである冷却を行い、板厚中央温度で冷却停止温度：５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する処理である請求項４ないし６のいずれかに記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
【請求項８】
前記縮径圧延が、縮径率：０．２〜３．３％とする圧延である請求項４ないし７のいずれかに記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
【請求項９】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする請求項４ないし８のいずれかに記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
【請求項１０】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする請求項４ないし９のいずれかに記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
【請求項１１】
請求項１ないし３のいずれかに記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の両管端に螺子部材を取り付けてなる深井戸向け高強度厚肉コンダクターケーシング。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、油井やガス井の掘削時に、井戸の土留めとして用いられるコンダクターケーシング用として好適な電縫鋼管に係り、とくに水深３，０００ｍ以上に存在する深海油田や深海ガス田の開発に用いられる井戸（以下、深井戸ともいう）向けコンダクターケーシング用として好適な、高強度厚肉電縫鋼管およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
コンダクターケーシングは、油井やガス井の掘削作業の初期段階に、油井管を外圧から保護する、井戸の土留めとして用いられている。従来から、コンダクターケーシングは、ＵＯＥ鋼管とコネクタ（ねじ加工された鍛造部材）とを接合して製造されている。【０００３】
コンダクターケーシングには、井戸に埋設する際に、湾曲変形が繰り返し付加される。さらに、深い井戸に埋設する場合には、コンダクターケーシングには、自重による応力負荷も加わる。そのため、とくに、深井戸向けのコンダクターケーシングには、
（１）敷設時に繰り返される湾曲変形で破断しないこと、
（２）自重に耐えるだけの強度を保持していること、
が要求される。コンダクターケーシングにおける湾曲変形時の破断を防止するために、とくに接続部における目違い等による応力集中を抑制することが要求される。目違い等の抑制には、使用する鋼管の真円度の向上が挙げられる。【０００４】
通常、コンダクターケーシングには、鋼管と鍛造部材との接合部の残留応力除去のためや、水素割れ防止のために、６００℃以上の温度範囲で溶接後熱処理が施される場合もある。そのため、溶接後熱処理による強度の低下を抑制し、溶接後熱処理後でも所望の強度を保持できる耐溶接後熱処理性に優れる鋼管が要望されている。【０００５】
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、高温ＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ  Ｒｅｌｉｅｆ）特性に優れた高強度ライザー鋼管が記載されている。特許文献１に記載された技術は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｃｒ：０．３０〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．０６０％以下、Ａｌ：０．１０％以下を含む鋼組成を有する、高温ＳＲ特性に優れたライザー鋼管である。特許文献１に記載された技術では、上記した組成に加えて、重量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下およびＶ：０．１０％以下のうちの１種または２種以上、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％および／またはＢ：０．００２０％以下、を含有してもよいとしている。特許文献１に記載された技術では、所定量のＣｒを含有させ、素地フェライトの軟化を遅らせ、軟化抵抗の増加により、溶接後熱処理（ＳＲ処理）における靭性低下、強度低下を抑制することができ、高温ＳＲ特性が向上するとしている。【０００６】
また、鋼管の真円度を向上させる技術として、特許文献２には、拡管装置に取り付けられた複数のダイス全ての外周部に、溝加工が施された拡管装置を用い、拡管する鋼管ごとに、鋼管溶接部における内周側の余盛と相対する、拡管装置に取り付けられたダイスを変更して拡管するＵＯＥ鋼管の拡管方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、拡管装置のダイス摩耗量が均一化され、鋼管の真円度向上を図ることができるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第３５５８１９８号公報
【特許文献２】特開２００６−２８９４３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
コンダクターケーシングにおいて、埋設時に付加される繰返し湾曲変形による破断を防止するためには、応力集中を抑制することが肝要である。そのため、コネクタを接続する鋼管が、ある程度以上の真円度を有することが必要である。しかし、特許文献１には、真円度向上のための、目違い抑制の対策等についての言及は一切ない。特許文献１に記載された技術では、真円度向上のための対策が採られておらず、したがって、とくに、深井戸向けコンダクターケーシング用としては、鋼管端部の真円度が不足することになる。特許文献１に記載された技術で製造された鋼管を、深井戸向けコンダクターケーシング用とするためには、さらに切削や矯正により鋼管端部の真円度を改善する工程を付加する必要があり、特許文献１に記載された技術では、コンダクターケーシングを製造する際の生産性が低下するという問題があった。【０００９】
また、特許文献２に記載された技術によっても、とくに、深井戸向けコンダクターケーシング用としては、十分な真円度を確保できていないという問題があった。【００１０】
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、深井戸向けコンダクターケーシング用として好適な、高強度で高靭性、さらに耐溶接後熱処理性に優れた高強度厚肉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。また、該電縫鋼管を構成に含むコンダクターケーシングを提供することを目的とする。【００１１】
本発明における「高強度厚肉電縫鋼管」とは、母材部および電縫溶接部がともにＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上の高強度を有する、肉厚：１５ｍｍ以上の厚肉電縫鋼管である。なお、母材部は、降伏強さＹＳ：５５５ＭＰａ以上、引張強さＴＳ：６２５ＭＰａ以上の高強度を、電縫溶接部は引張強さＴＳ：６２５ＭＰａ以上の高強度を有する。ここでいう「高靭性」とは、試験温度：−４０℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ−４０が２７Ｊ以上である場合をいう。また、深海埋設用としては好ましくは肉厚２０ｍｍ以上である。【００１２】
また、ここでいう「耐溶接後熱処理性に優れた」とは、６００℃以上の溶接後熱処理を施したのちにおいても、母材の強度が、ＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上の強度を維持している場合をいうものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記した目的を達成するため、本発明者らは、深井戸向けコンダクターケーシング用として好適な鋼管の性状について鋭意検討した。その結果、コンダクターケーシングを敷設する際の湾曲変形により、破断が生じないためには、真円度を０．６％以下に調整された鋼管を使用する必要があることを見出した。使用する鋼管の真円度が０．６％以下であれば、切削、矯正等の特別な追加工程を施すことなく、ねじ加工部材と接合部（鋼管端部）の目違いを、繰返し湾曲変形による破断を抑制できる程度に低下できることを見出した。【００１４】
そして、本発明者らは、このような鋼管としては、ＵＯＥ鋼管よりも電縫鋼管が好適であることに想到した。電縫鋼管は、複数のロールで連続的に成形して円筒形状としており、プレス加工と拡管とにより成形されるＵＯＥ鋼管よりも、高い真円度を有している。そして、本発明者らの検討によれば、深井戸向けコンダクターケーシング用として好適な真円度を保持する電縫鋼管とするために、電縫溶接後に、最終的にサイザーロールによる縮径圧延を施す成形を行なうことが有効であることを知見した。さらなる真円度の向上には、造管のロール成形を、ケージロール群と、フィンパス成形ロール群とによるロール成形に加えて、ケージロール群における下流側に、インナーロールを配設し、インナーロールにより、成形途中の熱延鋼板の内壁側から２点以上の位置を押圧する成形を加えることがよいこと、また、これにより、フィンパス成形の負荷が軽減されることも知見した。【００１５】
また、本発明者らは、さらに、溶接後熱処理後の鋼管強度に及ぼす、鋼管素材である熱延鋼板の組成、熱延条件の影響について、鋭意検討した。その結果、６００℃以上、好ましくは７５０℃未満の溶接後熱処理後においても、電縫鋼管の強度が、ＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上を維持できるためには、鋼管素材である熱延鋼板で、粒径２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物（析出Ｎｂ）を、Ｎｂ換算で含有Ｎｂ量の７５％以下とする必要があることを見出した。微細なＮｂ析出物（析出Ｎｂ）量が、含有Ｎｂ量の７５％超えでは、６００℃以上の温度に加熱される溶接後熱処理時の降伏強さＹＳの低下を抑制できないことを知見した。【００１６】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１２％、  Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．２％、    Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、      Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｎ：０．００６％以下、      Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成と、
体積率で９０％以上のベイニティックフェライト相を主相とし、該主相と、体積率で１０％以下（０％を含む）の第二相とからなり、前記ベイニティックフェライト相の平均粒径が１０μｍ以下であり、かつ母材部において粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物が、Ｎｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、７５％以下分散してなる組織と、
を有し、かつ、
下記（１）式で定義される鋼管端部の真円度が、０．６％以下である深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管。
記
真円度（％）＝{(鋼管の最大外径ｍｍφ)−(鋼管の最小外径ｍｍφ)}/（公称外径ｍｍφ）×１００  ‥‥（１）
［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする［１］に記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする［１］または［２］に記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管。
［４］熱延鋼板を、ロール成形機により連続的にロール成形して、略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の端部同士を突き合わせ、該突き合わせた部位を、スクイズロールで圧接しながら、電縫溶接して電縫鋼管とし、ついで該電縫鋼管の電縫溶接部にインライン熱処理を施した後、縮径圧延する電縫鋼管の製造方法であって、
前記熱延鋼板を、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１２％、  Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．２％、    Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、      Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｎ：０．００６％以下、      Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、
加熱温度：１１５０〜１２５０℃の温度域で６０ｍｉｎ以上均熱する加熱を施したのち、仕上圧延終了温度：７５０℃以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、板厚中央部温度で７５０℃〜６５０℃の温度域での平均冷却速度が８〜７０℃／ｓとなるように加速冷却を施し、巻取温度：５８０〜４００℃で巻き取る工程を施して製造された熱延鋼板とする
深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
［５］前記ロール成形機が、複数のロールからなるケージロール群と、さらに複数のロールからなるフィンパス成形ロール群とからなるロール成形機である［４］に記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
［６］前記ケージロール群における下流側にインナーロールを配設し、成形途中の前記熱延鋼板の内壁側から２点以上の位置を押圧する［５］に記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
［７］前記電縫溶接部のインライン熱処理が、該電縫溶接部を加熱温度：８３０〜１１５０℃に加熱したのち、板厚中央温度で８００〜５５０℃の温度域での平均冷却速度が１０〜７０℃／ｓである冷却を行い、板厚中央温度で冷却停止温度：５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する処理である［４］ないし［６］のいずれかに記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
［８］前記縮径圧延が、縮径率：０．２〜３．３％とする圧延である［４］ないし［７］のいずれかに記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
［９］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする［４］ないし［８］のいずれかに記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
［１０］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする［４］ないし［９］のいずれかに記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
［１１］［１］ないし［３］のいずれかに記載の深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管の両管端に螺子部材を取り付けてなる深井戸向け高強度厚肉コンダクターケーシング。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、特段の追加処理を施すことなく、深井戸向けコンダクターケーシング用として好適な、高強度で高靭性、さらに６００℃以上に加熱する溶接後熱処理後においても、所望の高強度を維持できる、耐溶接後熱処理性に優れた高強度厚肉電縫鋼管を容易に、かつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、コンダクターケーシングの敷設に際し、破断の発生が抑制され、敷設コスト削減に貢献するという効果もある。また、本発明によれば、６００℃以上に加熱する溶接後熱処理後においても、ＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上の強度を保持したコンダクターケーシングとすることができるという効果もある。さらに、本発明の電縫鋼管は、円周溶接によってパイプとパイプを接合するラインパイプ用としても有用であるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】本発明電縫鋼管の製造に好適な製造設備列の一例を模式的に示す説明図である。
【図２】インナーロールの形状の一例を模式的に示す説明図である。
【図３】インライン熱処理設備の一例を模式的に示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明の高強度厚肉電縫鋼管は、深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管である。ここでいう「高強度厚肉電縫鋼管」とは、母材部および電縫溶接部がともにＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上の高強度を有する、肉厚：１５ｍｍ以上の厚肉電縫鋼管である。なお、母材部は、降伏強さＹＳ：５５５ＭＰａ以上、引張強さＴＳ：６２５ＭＰａ以上の高強度を、電縫溶接部は引張強さＴＳ：６２５ＭＰａ以上の高強度を有する。
【００２０】
本発明高強度厚肉電縫鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％を含み、あるいはさらに、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種、を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
【００２１】
まず、本発明の高強度厚肉電縫鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、組成における質量％は単に％で記す。
【００２２】
Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｃは、鋼管の強度増加に寄与する重要な元素であり、所望の高強度を確保するためには０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．１２％を超えて多量に含有すると、溶接性が低下する。さらに、０．１２％を超える多量のＣ含有は、熱間圧延後の冷却時あるいは電縫溶接部のインライン熱処理時に、冷却が速い場合にマルテンサイトの生成を、冷却が遅い場合に多量のパーライトの生成を、容易にし、靭性低下や強度低下を招く恐れがある。このため、Ｃは０．０１〜０．１２％の範囲に限定した。なお、含有量について、下限側は好ましくは０．０３％以上である。また、上限側は好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
【００２３】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、固溶強化により、鋼管の強度増加に寄与する元素であり、このような効果を得て、所望の高強度を確保するためには０．０５％以上の含有を必要とする。また、Ｓｉは、ＦｅよりもＯ（酸素）との親和力が強く、電縫溶接時にＭｎ酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。このため、０．５０％を超えて過剰に含有すると、電縫溶接部の品質を劣化させる。このようなことから、Ｓｉは０．０５〜０．５０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０５〜０．３０％である。
【００２４】
Ｍｎ：１．０〜２．２％
Ｍｎは、鋼管の強度増加に寄与する元素であり、所望の高強度を確保するためには１．０％以上の含有を必要とする。一方、２．２％を超えて多量に含有すると、Ｃと同様に、マルテンサイトを生成しやすくし、溶接性を低下させる。このため、Ｍｎは１．０〜２．２％の範囲に限定した。なお、含有量について、下限側は好ましくは１．２％以上である。上限側は好ましくは２．０％以下である。
【００２５】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、鋼中に不純物として存在し、しかも結晶粒界等に偏析し易く、靭性等の鋼管特性に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが好ましい。本発明では、０．０３％までは許容できる。このようなことから、Ｐは０．０３％以下に限定した。なお、好ましくは０．０２％以下である。なお、過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、０．００１％以上とすることが好ましい。
【００２６】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中では、ＭｎＳ等の粗大な硫化物系介在物として存在し、延性や靭性の低下を招くため、できるだけ低減することが望ましい。本発明では、０．００５％までは許容できる。このようなことから、Ｓは０．００５％以下に限定した。なお、好ましくは０．００４％以下である。なお、過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、０．００１％以上とすることが好ましい。
【００２７】
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として有用に作用する元素であり、このような効果を得るためには、０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．１０％を超えて多量に含有すると、Ａｌ酸化物を生成し、鋼の清浄度を低下させる。このため、Ａｌは０．００１〜０．１０％の範囲に限定した。なお、含有量について、下限側は好ましくは０．００５％以上である。上限側は好ましくは０．０８％以下である。
【００２８】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、鋼中では不可避的不純物として存在し、固溶してあるいは窒化物を形成して、鋼管の母材部あるいは電縫溶接部の靭性低下を招く。このため、できるだけ低減することが望ましい。本発明では、０．００６％までは許容できる。このようなことから、Ｎは０．００６％以下に限定した。
【００２９】
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％
Ｎｂは、本発明では重要な元素である。鋼素材（スラブ）加熱時に、鋼中にＮｂ炭窒化物として存在し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、組織微細化に寄与する元素である。また、Ｎｂは、６００℃以上に加熱する溶接後熱処理時に、微細析出して、溶接後熱処理後の鋼管母材部の強度低下抑制に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１０％以上の含有を必要とする。一方、０．１００％を超える過剰の含有は、鋼管の靭性に悪影響を及ぼし、コンダクターケーシング用として所望の靭性を確保できないという懸念がある。このため、Ｎｂは０．０１０〜０．１００％の範囲に限定した。なお、含有量について、下限側は好ましくは０．０２０％以上である。上限側は好ましくは０．０８０％以下である。
【００３０】
Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉ窒化物を形成し、鋼管靭性に悪影響を及ぼすＮを固定し、鋼管靭性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、０．００１％以上の含有を必要とする。一方、０．０５０％を超えて含有すると、鋼管靭性の顕著な低下を招く。このため、Ｔｉは０．００１〜０．０５０％の範囲に限定した。なお、含有量について、下限側は好ましくは０．００５％以上である。上限側は好ましくは０．０３０％以下である。
【００３１】
上記した成分が基本の成分である。本発明では、基本の組成に加えてさらに、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種、を含有してもよい。
【００３２】
Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂはいずれも、焼入れ性向上を介して、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて、選択して含有できる。これらの元素の含有は、とくに、板厚が１５ｍｍ以上の厚肉の場合に、パーライト、ポリゴナルフェライトの生成を防止し、所望の強度、靭性を確保するうえで有効である。このような効果を得るためには、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．０５％以上、Ｎｉ：０．０５％以上、Ｂ：０．０００５％以上、含有することが望ましい。一方、Ｖ：０．１％、Ｍｏ：０．５％、Ｃｒ：０．５％、Ｃｕ：０．５％、Ｎｉ：１．０％、Ｂ：０．００３０％、それぞれを超える含有は、溶接性および靱性の低下を招くとともに、材料コストの高騰を招くおそれがある。このため、含有する場合には、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下に、それぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくはＶ：０．０８％以下、Ｍｏ：０．４５％以下、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．３５％以下、Ｎｉ：０．３５％以下、Ｂ：０．００２５％以下である。
【００３３】
Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｃａ、ＲＥＭはいずれも、伸展したＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状の硫化物系介在物とする介在物の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ｃａ、ＲＥＭともに０．０００５％以上含有することが望ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭとも０．００５０％を超えて含有すると、酸化物系介在物が増加し、靱性を低下させるおそれがある。このため、含有する場合には、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下の範囲に限定することが好ましい。
【００３４】
上記した成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。
【００３５】
本発明の高強度厚肉電縫鋼管は、上記した組成を有し、さらに母材部および電縫溶接部がともに、体積率で９０％以上のベイニティックフェライト相を主相とし、該主相と、体積率で１０％以下（０％を含む）の第二相とからなり、前記ベイニティックフェライト相の平均粒径が１０μｍ以下であり、かつ母材部において粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物が、Ｎｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、７５％以下分散してなる組織を有し、鋼管端部の真円度が、０．６％以下である厚肉の電縫鋼管である。
【００３６】
主相：体積率で９０％以上のベイニティックフェライト相
コンダクターケーシング用として所望の高強度、高靭性を兼備させるために、本発明の電縫鋼管では、母材部および電縫溶接部ともに、体積率で９０％以上のベイニティックフェライト相を主相とする組織を有する。ベイニティックフェライト相が９０％未満では、すなわち主相以外の第二相が１０％以上となり、所望の靭性を確保できなくなる。主相以外の第二相としては、パーライト、縮退パーライト、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬質相が例示できる。このようなことから、主相であるベイニティックフェライト相の体積率は９０％以上に限定した。なお、好ましくは９５％以上である。
【００３７】
ベイニティックフェライト相の平均粒径：１０μｍ以下
コンダクターケーシング用として所望の高強度、高靭性を兼備させるために、本発明では、主相であるベイニティックフェライト相を平均粒径が１０μｍ以下と微細な組織とする。平均粒径が１０μｍを超えて大きくなると、所望の高靭性を保持することができなくなる。このため、主相であるベイニティックフェライト相の平均粒径は１０μｍ以下に限定した。
【００３８】
粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物：Ｎｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、７５％以下
粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物（主として炭窒化物）は、所望の高強度を確保するために有効に寄与することから、Ｎｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、２０％以上析出させることが好ましい。しかし、Ｎｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、７５％超えて析出させると、６００℃以上の温度に加熱される溶接後熱処理を施された際に、析出物のオストワルド成長が生じて、溶接後熱処理後の降伏強さの低下を招く。このため、本発明では、鋼管母材部に、粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物を、Ｎｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、７５％以下とすることにした。これにより、溶接後熱処理後においても、微細なＮｂ析出物が残存し、降伏強さの低下を防止することができる。このようなことから、粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物量はＮｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、７５％以下に限定した。
【００３９】
なお、ここでいう「粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物量」は、電縫鋼管の母材部から採取した電解抽出用試験片を、電解液（１０ｖｏｌ．％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液）中で電解し、得られた電解残渣について、孔径：０．０２μｍのフィルターでろ過し、フィルターを通過したＮｂ量を分析して得られた値を用いるものとする。
【００４０】
本発明高強度厚肉電縫鋼管は、上記した組成、上記した組織を有し、さらに、鋼管端部の真円度が０．６％以下の電縫鋼管である。
【００４１】
真円度：０．６％以下
電縫鋼管端部の真円度が０．６％以下であれば、管端部にコネクタを円周溶接により接合する前に、切削・矯正処理を行なわずに接合部の目違い量は許容範囲となり、繰返し湾曲変形による破断の発生を抑制できる。電縫鋼管の真円度が０．６％を超えると、コネクタ（ねじ部材）との接合部の目違い量が大きくなり、埋設する際のパイプ自重や湾曲変形により接合部で破断する懸念が高まる。このようなことから、電縫鋼管の真円度は０．６％以下に限定した。なお、鋼管の真円度は、次（１）式
真円度（％）＝{(鋼管の最大外径ｍｍφ)−(鋼管の最小外径ｍｍφ)}／（公称外径ｍｍφ）×１００  ‥‥（１）
で定義される。鋼管の最大外径、最小外径は、レーザ変位計で連続的に計測することが望ましいが、止むを得ず手動で計測する場合には、少なくとも円周方向の３２箇所で測定した値から決定するものとする。
【００４２】
上記した本発明の高強度厚肉電縫鋼管を構成に含む深井戸向けのコンダクターケーシングは、高強度厚肉電縫鋼管の両管端に螺子部材を取り付けてなる。螺子部材の取り付け方法は特に限定されず、例えば、ＭＩＧ溶接、ＴＩＧ溶接等により取り付け可能である。また、螺子部材として、例えば炭素鋼、ステンレス鋼等を使用可能である。
つぎに、本発明の高強度厚肉電縫鋼管の製造方法について説明する。
【００４３】
本発明の電縫鋼管は、熱延鋼板を素材として製造される。
【００４４】
すなわち、熱延鋼板に、冷間で、ロール成形機により（好ましくは、複数のロールからなるケージロール群と、複数のロールからなるフィンパス成形ロール群とにより）、連続的にロール成形して、略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の端部同士を突き合わせ、該突き合わせた部位を、スクイズロールで圧接しながら、電縫溶接して電縫鋼管とし、ついで、該電縫鋼管の電縫溶接部にインライン熱処理を施した後、縮径圧延する工程を経て、製造される。
【００４５】
素材として用いる熱延鋼板は、上記した組成の鋼素材に、次に示す工程を経て製造された板厚：１５ｍｍ以上、好ましくは５１ｍｍ以下の厚肉熱延鋼板とする。
【００４６】
なお、鋼素材の製造方法については、本発明では特に限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋳片（鋼素材）とすることが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊−分塊圧延法を用いて鋼素材（鋼片）としてもなんら問題はない。
【００４７】
上記した組成の鋼素材に、加熱温度を１１５０〜１２５０℃の温度域の温度とする加熱を施したのち、粗圧延と仕上圧延からなり、仕上圧延終了温度：７５０℃以上とする熱間圧延を施す。
【００４８】
加熱温度：１１５０〜１２５０℃
熱延鋼板の靱性向上のためには、結晶粒の微細化が期待できる低い加熱温度とすることが好ましいが、加熱温度が１１５０℃未満では、加熱温度が低すぎて、未溶解炭化物の固溶が進まず、ＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上の所望の高強度を確保できない場合がある。一方、加熱温度が１２５０℃を超える高温では、オーステナイト（γ）粒の粗大化が生じ、靭性が低下するうえ、スケール生成量の増加を招き、表面性状の悪化を招く恐れがあるとともに、エネルギーロスの増大を招き経済的に不利になる。このため、鋼素材の加熱温度は、１１５０〜１２５０℃の温度域の温度とした。なお、当該加熱温度での均熱保持は、６０ｍｉｎ以上とすることが、鋼素材の加熱温度均一化の観点からも好ましい。
【００４９】
粗圧延は、所定の寸法形状のシートバーとすることができればよく、とくに限定する必要はない。仕上圧延では、仕上圧延終了温度：７５０℃以上に調整する。なお、この温度は、表面温度とする。
【００５０】
仕上圧延終了温度：７５０℃以上
仕上圧延終了温度が、７５０℃未満では、フェライト変態が開始し、生成したフェライトが加工されるため、靭性の低下を招く。このため、仕上圧延終了温度は、７５０℃以上に限定した。なお、仕上圧延では、板厚中心温度で９５０℃以下の未再結晶温度域での圧下率を２０％以上に調整することが好ましい。未再結晶温度域での圧下率が２０％未満では、未再結晶温度域での圧下率が少なく、フェライトの核生成サイトが少なく、フェライト粒の微細化を達成できない恐れがある。そのため、未再結晶温度域での圧下率を２０％以上に調整することが好ましい。なお、圧延機への負荷の観点から、熱間圧延での累積圧下率は９５％以下とすることが好ましい。
【００５１】
本発明では、上記した熱間圧延を終了したのち、直ちに、好ましくは５ｓ（ｓは秒を意味する）以内に、冷却を開始し、板厚中央部温度で７５０℃〜６５０℃の温度域での平均冷却速度が８〜７０℃／ｓとなる加速冷却を施し、巻取温度：４００℃以上５８０℃以下で、コイル状に巻き取る。なお、コイル状に巻き取った後は、放冷する。
【００５２】
加速冷却の７５０℃〜６５０℃の温度域での平均冷却速度：８〜７０℃／ｓ
７５０℃〜６５０℃の温度域での平均冷却速度が８℃／ｓ未満では、冷却速度が遅く、生成する組織が、平均粒径が１０μｍ超の粗大なポリゴナルフェライト相とパーライトとなり、ケーシング用として要求される靭性、強度を確保できなくなる。一方、平均冷却速度が７０℃／ｓを超えると、マルテンサイト相が生成し、靭性が低下する恐れがある。そのため、７５０℃〜６５０℃の温度域での平均冷却速度を８〜７０℃／ｓの範囲に限定した。なお、該冷却速度について、下限側は好ましくは１０℃／ｓ以上である。上限側は好ましくは５０℃／ｓ以下である。上記した温度はいずれも、板厚中央部温度である。板厚中央部の温度は、伝熱解析により断面内の温度分布を計算し、その結果を実際の外面および内面の温度によって補正することにより求める。
【００５３】
なお、加速冷却の冷却停止温度は、表面温度で、４００〜６３０℃の温度域の温度とすることが好ましい。加速冷却の冷却停止温度が、４００〜６３０℃の温度域を外れると、所望の巻取温度：４００℃以上５８０℃以下を安定して確保できなくなるおそれがある。      
【００５４】
巻取温度：４００℃以上５８０℃以下
巻取温度が５８０℃を超える高温では、Ｎｂ炭窒化物（析出物）の析出が促進され、巻取工程を経たのちのＮｂ析出割合が７５％を超え、６００℃以上の加熱温度で実施される溶接後熱処理時に降伏強さの低下を招く。一方、巻取温度が４００℃未満では、微細なＮｂ炭窒化物（析出物）の析出量が不足し、所望の高強度（ＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上）を確保できなくなる。このため、巻取温度は４００〜５８０℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは４６０〜５５０℃である。巻取温度を上記した温度域に調整することにより、粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物が、Ｎｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、７５％以下分散した組織を確保でき、６００℃以上で実施される溶接後熱処理における降伏強さの低下を防止できる。なお、上記した温度はいずれも、板表面温度である。
【００５５】
上記した製造条件で得られた熱延鋼板は、体積率で９０％以上のベイニティックフェライト相を主相とし、残部が体積率で１０％以下（０％を含む）のベイニティックフェライト相以外の第二相からなり、主相の平均粒径が１０μｍ以下であり、かつ粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物が、Ｎｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、７５％以下分散してなる組織を有し、ＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上の高強度、すなわち、降伏強さＹＳ：５５５ＭＰａ以上の高強度と、試験温度：−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−４０が２７Ｊ以上となる高靭性と、を有する熱延鋼板である。
【００５６】
つぎに、上記した組成、組織を有する熱延鋼板（熱延鋼帯）１を鋼管素材として、図１に示す、ロール成形機２により、連続的にロール成形して、略円形断面のオープン管とする。そののち、該オープン管の端部同士を突き合わせ、該突き合わせた部位を、スクイズロール４で圧接しながら、高周波抵抗加熱、高周波誘導加熱等を利用した溶接機３で、融点以上に加熱しながら、電縫溶接して電縫鋼管５とする。なお、ロール成形機２は、複数のロールからなるケージロール群２ａと、複数のロールからなるフィンパス成形ロール群２ｂとからなるロール成形機とすることが好ましい。
【００５７】
なお、ケージロール群２ａにおける下流側にインナーロール２ａ１を少なくとも１段配設し、成形途中の熱延鋼板の内壁側から２点以上の位置を押圧することが、真円度向上のためには、好ましい。配設するインナーロールは、図２に示すような形状の、２点以上の位置を押圧することができるロールとすることが、真円度の向上および設備負荷軽減の観点から好ましい。なお、図２は、インナーロール２ａ１を２段（（２ａ１）１、（２ａ１）２）配設した例を示す。
【００５８】
ロール成形、スクイズロールでの圧接、電縫溶接の方法については、所定寸法の電縫鋼管が製造できればよく、とくに限定する必要はなく、常用の方法がいずれも適用できる。      
【００５９】
得られた電縫鋼管には、ついで、図１に示すように、インラインで、電縫溶接部の熱処理（シームアニール）が施される。
【００６０】
電縫溶接部のインライン熱処理は、例えば、図１に示すような、電縫溶接部が加熱可能なように、スクイズロール４の出側に配設された誘導加熱装置９および冷却装置１０を用いて行なうことが好ましい。誘導加熱装置９は、図３に示すように、１段、あるいは複数段の加熱が可能なように、１基あるいは複数基のコイル９ａを配設することが好ましい。複数基のコイル９ａを用いれば、加熱を均一に行うことが可能となる。
【００６１】
電縫溶接部の熱処理は、電縫溶接部で肉厚方向の最低温度部が８３０℃以上、最高加熱温度が１１５０℃以下となるように加熱し、板厚中央における８００〜５５０℃の温度域での平均冷却速度で１０℃／ｓ以上７０℃／ｓ以下の範囲で水冷し、冷却停止温度（板厚中央温度）：５５０℃以下まで冷却することが好ましい。冷却停止温度は更に低い温度となってもよい。電縫溶接部での加熱温度の最低温度が８３０℃未満では、加熱温度が低すぎて、所望の電縫溶接部組織を確保できなくなるおそれがある。一方、最高加熱温度が１１５０℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化し、靭性の低下を招くおそれがある。このため、電縫溶接部の熱処理における加熱温度は、８３０℃以上１１５０℃以下の範囲の温度とすることが好ましい。
【００６２】
また、上記平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、ポリゴナルフェライトの生成が促進され、所望の電縫溶接部組織を確保できなくなるおそれがある。一方、上記平均冷却速度が７０℃／ｓを超えて急冷となると、マルテンサイト等の硬質相が生成し、所望の電縫溶接部組織を確保できなくなり、靭性が低下するおそれがある。このため、加熱後の冷却は、平均で１０〜７０℃／ｓの範囲の冷却速度が好ましい。なお、冷却の停止温度は５５０℃以下の温度域の温度が好ましい。冷却停止温度が５５０℃超える高温では、フェライト変態が完了せず、冷却停止後の放冷中に粗大なパーライト組織が生成し、靭性の低下、あるいは強度の低下が懸念される。
【００６３】
上記した電縫溶接部の熱処理（シームアニール）により、電縫溶接部の組織を母材部と同様の組織、すなわち、体積率で９０％以上のベイニティックフェライト相を主相とし、該主相と、体積率で１０％以下（０％を含む）の第二相からなり、前記ベイニティックフェライト相の平均粒径が１０μｍ以下である組織とすることができる。
【００６４】
ついで、縮径圧延を施し、真円度の向上を図る。
【００６５】
縮径圧延は、一対のロールを２基、あるいは、３基以上のロールで構成されたサイザー８で、冷間で行なうことが好ましい。縮径圧延の縮径率は、０．２〜３．３％の範囲とすることが好ましい。縮径率が０．２％未満では、所望の真円度（０．６％以下）を確保できないおそれがある。一方、３．３％を超えて多くなると、円周方向への圧縮が大きくなりすぎて、円周方向の肉厚変動が大きくなり、円周溶接の効率が低下するおそれがある。このため、縮径圧延の縮径率は０．２〜３．３％の範囲が好ましい。なお、縮径率は、次式
縮径率（％）＝｛（縮径圧延前の管外周長さｍｍ）−（縮径圧延後の管外周長さｍｍ）｝／（縮径圧延前の管外周長さｍｍ）×１００
を用いて算出するものとする。上記した縮径圧延を施すことにより、鋼管端部の真円度が、０．６％以下の高強度厚肉電縫鋼管とすることができる。
【００６６】
以下、実施例に基づき、さらに本発明について具体的に説明する。
【実施例】
【００６７】
表１に示す組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋳片：肉厚２５０ｍｍ）とし、鋼素材とした。【００６８】
得られた鋼素材を、表２に示す条件（加熱温度（℃）×保持時間（ｍｉｎ））で再加熱したのち、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。なお、熱間圧延は、表２に示す、未再結晶温度域での圧下率（％）、仕上圧延終了温度（℃）、の条件の圧延で行なった。仕上圧延終了後、直ちに冷却を開始し、板厚中心温度で、表２に示す条件（７５０〜６５０℃の温度域での平均冷却速度、冷却停止温度）で冷却する加速冷却を施し、表２に示す巻取温度でコイル状に巻き取り、鋼管素材とした。【００６９】
【表１】
0006015879.tif 000002
【００７０】
【表２】
0006015879.tif 000003
【００７１】
得られた熱延鋼板を鋼管素材として、複数のロールからなるケージロール群と、複数のロールからなるフィンパス成形ロール群とからなるロール成形機を用いて、冷間で連続的にロール成形して、略円形断面のオープン管とした。そののち、該オープン管の相対する端部同士を突き合わせ、スクイズロールで圧接しながら、該突き合わせた部位を電縫溶接して電縫鋼管とした。なお、一部の電縫鋼管では、ケージロール群における下流側に配設したインナーロールで、半成形品の内壁側から、少なくとも幅方向に２点で押圧した。【００７２】
ついで、得られた電縫鋼管の電縫溶接部に、表３に示す条件でインライン熱処理を施した。なお、インライン熱処理は、スクイズロールの出側に配設された、誘導加熱装置と水冷装置を備えたインライン熱処理装置を用いて、行なった。なお、平均冷却速度及び冷却停止温度は板厚中央部の温度である。また、平均冷却速度は８００〜５５０℃の温度域での平均冷却速度である。【００７３】
インライン熱処理を施された電縫鋼管には、さらに、縮径圧延機（サイザーロール）で、冷間で、表３に示す縮径率で縮径圧延を施し、表３に示す寸法の電縫鋼管を得た。なお、縮径圧延機は、表３に示すように、２〜８基のロールを有するものを使用した。なお、一部の電縫鋼管では、縮径圧延を施さなかった。管端部の真円度は、上記（１）式にて求めた。なお、表３に示す外径は、公称外径である。【００７４】
【表３】
0006015879.tif 000004
【００７５】
得られた電縫鋼管から、試験片を採取して、組織観察、引張試験、衝撃試験、溶接後熱処理試験を実施した。試験方法はつぎのとおりである。
（１）組織観察
得られた電縫鋼管の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°の位置）および電縫溶接部から、組織観察用試験片を採取した。母材部については管軸方向断面（Ｌ断面）の肉厚中央位置が、電縫溶接部については、管軸方向断面（Ｃ断面）が観察面となるように研磨し、腐食（腐食液：ナイタール）した。走査型電子顕微鏡ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）（倍率：１０００倍）を用いて組織を観察し、少なくとも２視野で撮像した。得られた組織写真を用いて、画像解析し、組織の同定と、各相の分率を求めた。なお、同定した面積分率の平均値は、体積分率の値として扱った。【００７６】
ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法で、方位差が１５°以上の結晶粒界を求め、得られた粒の円相当径の算術平均を、主相の平均粒径とした。なお、結晶粒径の算出にはアメテックス株式会社製ソフトウェアＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｉｍａｇｉｎｇ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ  Ｄａｔａ  Ａｎａｌｙｓｉｓを用いた。【００７７】
また、得られた電縫鋼管の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°の位置）から、電解抽出用試験片を採取し、電解液（１０ｖｏｌ．％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液）中で、電流密度：２０ｍＡ／ｃｍ２で電解した。得られた電解残渣を、液に溶かし、アルミフィルター（孔径：０．０２μｍ）で捕集し、アルミフィルターを通過した液について、ＩＣＰ発光分光法でＮｂ量を分析し、粒径２０ｎｍ以下の析出Ｎｂ量とし、全Ｎｂ量に対する比率（％）を算出した。
（２）引張試験
得られた電縫鋼管の母材部（電縫溶接部から円周方向に１８０°の位置）および電縫溶接部から、引張方向が管軸方向と直交する方向（Ｃ方向）となるように、ＡＳＴＭ  Ａ  ３７０の規定に準拠して、板状引張試験片を採取し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を求めた。
（３）衝撃試験
得られた電縫鋼管の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°の位置）および電縫溶接部から、ＡＳＴＭ  Ａ  ３７０の規定に準拠して、試験片長手方向が円周方向（Ｃ方向）となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、試験温度：−４０℃でシャルピー衝撃試験を各３本実施し、吸収エネルギーｖＥ−４０（Ｊ）を求め、３本の平均値を当該鋼管のｖＥ−４０とした。
（４）溶接後熱処理試験
得られた電縫鋼管の母材部から試験材を採取し、採取した試験材を、表５に示す溶接後熱処理を想定した加熱温度に保持した熱処理炉に装入し、試験材の温度が（加熱温度−１０℃）に到達した時点から、表５に示す所定の保持時間経過した後、熱処理炉から取り出し、放冷した。得られた熱処理済みの試験材から、引張方向が管軸方向と直交する方向（Ｃ方向）となるように、ＡＳＴＭ  Ａ  ３７０の規定に準拠して板状引張試験片を採取し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を求めた。なお、溶接後熱処理前後の降伏強さの差ΔＹＳを、算出した。溶接後熱処理後の強度が低い場合には、ΔＹＳは負となる。また、参考として、溶接後熱処理後の試験材から電解抽出用試片を採取し、（１）と同様に、析出Ｎｂ量比を求めた。【００７８】
得られた結果を、表４、表５に示す。【００７９】
【表４】
0006015879.tif 000005
【００８０】
【表５】
0006015879.tif 000006
【００８１】
本発明例はいずれも、深井戸向けコンダクターケーシング用として好適な、ＡＰＩ  Ｘ８０グレードである、降伏強さＹＳ：５５５ＭＰａ以上、引張強さＴＳ：６２５ＭＰａ以上の高強度と、優れた低温靭性とを有し、しかも溶接後熱処理後にも強度の低下が少なく、優れた耐溶接後熱処理性をも保持した電縫鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、低温靭性が低下しているか、耐溶接後熱処理性が低下している。
【符号の説明】
【００８２】
１    熱延鋼板（熱延鋼帯）
２    ロール成形機
３    溶接機
４    スクイズロール
５    電縫鋼管
６    ビード切削機
７    レベラ
８    サイザー
９    オンライン熱処理装置（誘導加熱装置）
１０  冷却装置
１１  温度計
【要約】
高強度で高靭性、さらに耐溶接後熱処理性に優れた電縫鋼管を提供する。
Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％を含む組成と、体積率で９０％以上のベイニティックフェライト相と、体積率で１０％以下（０％を含む）の第二相とからなり、ベイニティックフェライト相の平均粒径が１０μｍ以下で、かつ粒径：２０ｎｍ未満の微細なＮｂ析出物が、Ｎｂ換算で、全Ｎｂ量に対する比率（％）で、７５％以下分散してなる組織と、を有する熱延鋼板を素材として、ロール成形により、略円形断面に成形したのち、電縫溶接して電縫鋼管とし、ついで電縫鋼管の電縫溶接部にインライン熱処理を施し、さらに縮径圧延して、鋼管端部の真円度が、０．６％以下である電縫鋼管とする。【図１】
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【図２】
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【図３】
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