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WO2016103624A1 - 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およびその製造方法並びに深井戸向け高強度厚肉コンダクターケーシング - Google Patents

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およびその製造方法並びに深井戸向け高強度厚肉コンダクターケーシング Download PDF

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Publication number
WO2016103624A1
WO2016103624A1 PCT/JP2015/006233 JP2015006233W WO2016103624A1 WO 2016103624 A1 WO2016103624 A1 WO 2016103624A1 JP 2015006233 W JP2015006233 W JP 2015006233W WO 2016103624 A1 WO2016103624 A1 WO 2016103624A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel pipe
erw
strength thick
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/006233
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
聡太 後藤
岡部　能知
雪彦 岡崎
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to CN201580070295.2A priority Critical patent/CN107109567B/zh
Priority to CA2967906A priority patent/CA2967906C/en
Priority to US15/539,421 priority patent/US11041223B2/en
Priority to JP2016517016A priority patent/JP6015879B1/ja
Priority to KR1020177015947A priority patent/KR101967692B1/ko
Priority to EP15872199.3A priority patent/EP3239317B1/en
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to an electric resistance steel pipe suitable for a conductor casing used as a retaining ring for a well when excavating an oil well or a gas well, and particularly used for developing a deep sea oil field or a deep sea gas field existing at a depth of 3,000 m or more.
  • the present invention relates to a high-strength thick-walled electric-welded steel pipe suitable for a conductor casing for a well (hereinafter also referred to as a deep well) and a method for manufacturing the same.
  • Conductor casings are used as earth retainings for wells to protect oil well pipes from external pressure during the early stages of oil and gas well drilling.
  • a conductor casing is manufactured by joining a UOE steel pipe and a connector (threaded forged member).
  • the conductor casing may be subjected to a post-weld heat treatment in a temperature range of 600 ° C. or higher in order to remove residual stress at the joint between the steel pipe and the forged member or to prevent hydrogen cracking. Therefore, there is a demand for a steel pipe that is excellent in post-weld heat treatment resistance and can suppress a decrease in strength due to post-weld heat treatment and can maintain a desired strength even after post-weld heat treatment.
  • Patent Document 1 describes a high-strength riser steel pipe excellent in high-temperature SR (Stress Relief) characteristics.
  • the technique described in Patent Document 1 is, by weight, C: 0.02 to 0.18%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.00 to 2.00%, Cr: 0
  • a riser steel pipe with excellent high-temperature SR characteristics having a steel composition including 30 to 1.00%, Ti: 0.005 to 0.030%, Nb: 0.060% or less, and Al: 0.10% or less. is there.
  • Patent Document 2 uses a pipe expansion device in which grooves are formed on the outer peripheral portions of all of a plurality of dies attached to the pipe expansion device, for each steel pipe to be expanded.
  • a method of expanding a UOE steel pipe which is expanded by changing a die attached to a pipe expanding device, which is opposed to the inner peripheral side of the steel pipe weld.
  • the die wear amount of the pipe expanding device is made uniform, and the roundness of the steel pipe can be improved.
  • Patent Document 1 does not mention any measures for suppressing misunderstandings for improving roundness. In the technique described in Patent Document 1, no measures are taken to improve the roundness, and therefore the roundness of the steel pipe end portion is insufficient particularly for a conductor casing for a deep well. Become.
  • Patent Document 2 has a problem that a sufficient roundness cannot be ensured particularly for a conductor casing for a deep well.
  • the present invention provides a high-strength, thick-walled electric-welded steel pipe that is suitable for deep-well conductor casings and has high strength, high toughness, and excellent heat resistance after welding, and a method for producing the same.
  • the purpose is to provide. It is another object of the present invention to provide a conductor casing that includes the electric resistance welded steel pipe.
  • the “high-strength thick-walled electric-welded steel pipe” in the present invention is a thick-walled electric-welded steel pipe having a thickness of 15 mm or more, in which both the base material portion and the electric-welded welded portion have high strength of API X80 grade or higher.
  • the base material portion has a high strength of yield strength YS: 555 MPa or more and a tensile strength TS: 625 MPa or more
  • the electro-welded portion has a high strength of tensile strength TS: 625 MPa or more.
  • “high toughness” means a case where Charpy impact test absorbed energy vE ⁇ 40 at a test temperature: ⁇ 40 ° C. is 27 J or more.
  • the wall thickness is preferably 20 mm or more.
  • excellent heat resistance after welding means that the strength of the base material is maintained at API X80 grade or higher even after post-weld heat treatment at 600 ° C. or higher. It shall be said.
  • the present inventors diligently studied the properties of a steel pipe suitable for a conductor casing for deep wells. As a result, it has been found that it is necessary to use a steel pipe whose roundness is adjusted to 0.6% or less in order to prevent breakage due to bending deformation when laying the conductor casing. If the roundness of the steel pipe to be used is 0.6% or less, it is possible to repeatedly deform the threaded member and the joint (steel pipe end) in a curved manner without performing special additional processes such as cutting and straightening. It has been found that it can be reduced to such an extent that the breakage due to can be suppressed.
  • an ERW steel pipe is more preferable than a UOE steel pipe as such a steel pipe.
  • the ERW steel pipe is continuously formed into a cylindrical shape by a plurality of rolls, and has a higher roundness than a UOE steel pipe formed by press working and pipe expansion.
  • the diameter reduction rolling by a sizer roll is finally performed after the electric resistance welding. It has been found that it is effective to perform the applied molding.
  • an inner roll is disposed on the downstream side of the cage roll group.
  • the present inventors have further studied diligently about the influence of the composition of the hot-rolled steel sheet as the steel pipe material and the hot-rolling conditions on the strength of the steel pipe after the heat treatment after welding.
  • the strength of the ERW steel pipe can be maintained at API X80 grade or higher. It has been found that fine Nb precipitates (precipitation Nb) of less than 75% must be 75% or less of the Nb content in terms of Nb.
  • the present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows. [1] By mass% C: 0.01 to 0.12%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.0 to 2.2%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.006% or less, Nb: 0.010 to 0.100%, Ti: 0.001 to 0.050% Including the balance Fe and unavoidable impurities, An average of the bainitic ferrite phase comprising a bainitic ferrite phase having a volume ratio of 90% or more as a main phase and the main phase and a second phase having a volume ratio of 10% or less (including 0%).
  • Roundness (%) ⁇ (maximum outer diameter mm ⁇ of steel pipe) ⁇ (minimum outer diameter mm ⁇ of steel pipe) ⁇ / (nominal outer diameter mm ⁇ ) ⁇ 100 (1)
  • V 0.1% or less
  • Mo 0.5% or less
  • Cr 0.5% or less
  • Cu 0.5% or less
  • Ni 1.
  • the composition further includes, in mass%, one or two selected from Ca: 0.0050% or less and REM: 0.0050% or less [1] or The high-strength thick-walled electric-welded steel pipe for conductor casings for deep wells according to [2].
  • the hot rolled steel sheet is continuously roll-formed by a roll forming machine to form an open pipe having a substantially circular cross section, the ends of the open pipe are butted against each other, and the butted portion is pressed with a squeeze roll While, ERW welded to make an ERW steel pipe, and then subjected to in-line heat treatment on the ERW welded portion of the ERW steel pipe, and then a method of manufacturing an ERW steel pipe that is reduced in diameter,
  • the hot-rolled steel sheet in mass%, C: 0.01 to 0.12%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.0 to 2.2%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.006% or less, Nb: 0.010 to 0.100%, Ti: 0.001 to 0.050%
  • Heating temperature After heating soaking for 60 min or more in a temperature range of 1150 to
  • the thickness of the central portion of the plate Hot rolling produced by performing an accelerated cooling so that the average cooling rate in the temperature range of 750 ° C. to 650 ° C. is 8 to 70 ° C./s, and a winding temperature of 580 to 400 ° C.
  • Manufacturing method of high-strength thick-walled ERW steel pipe for conductor casings for deep wells [5] The depth of the conductor casing for deep wells according to [4], wherein the roll forming machine is a roll forming machine including a cage roll group including a plurality of rolls and a fin pass forming roll group including a plurality of rolls. Manufacturing method of high strength thick ERW steel pipe.
  • the in-line heat treatment of the ERW weld portion heats the ERW weld portion to a heating temperature of 830 to 1150 ° C., and then the average cooling rate in the temperature range of 800 to 550 ° C.
  • the composition further contains, by mass%, one or two selected from Ca: 0.0050% or less and REM: 0.0050% or less [4] to [9]
  • a high strength and high toughness suitable for a conductor casing for deep wells, and a desired high strength can be obtained even after a post-weld heat treatment that is heated to 600 ° C. or higher without any special additional treatment.
  • a high-strength, thick-walled electric resistance welded steel pipe excellent in heat resistance after welding that can be maintained can be manufactured easily and inexpensively, and has a remarkable industrial effect.
  • the present invention when the conductor casing is laid, the occurrence of breakage is suppressed, and there is an effect that the laying cost is reduced.
  • the electric resistance welded steel pipe of the present invention also has an effect that it is useful for a line pipe for joining pipes to each other by circumferential welding.
  • the high-strength thick-walled electric-welded steel pipe of the present invention is a high-strength thick-walled electric-welded steel pipe for a conductor casing for deep wells.
  • the “high-strength thick-walled electric-welded steel pipe” here is a thick-walled electric-welded steel pipe having a thickness of 15 mm or more, in which both the base metal part and the electric-welded welded part have high strength of API X80 grade or higher.
  • the base material portion has a high strength of yield strength YS: 555 MPa or more and a tensile strength TS: 625 MPa or more, and the electro-welded portion has a high strength of tensile strength TS: 625 MPa or more.
  • the high-strength thick-walled electric-welded steel pipe of the present invention is, in mass%, C: 0.01 to 0.12%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.0 to 2.2%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.006% or less, Nb: 0.010 to 0.100%, Ti: 0.001 to 0.05% or less, or V: 0.1% or less, Mo: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Cu: 0.5% or less, Ni: 1.0% or less, B: One or two or more selected from 0.0030% or less, and / or Ca: 0.0050% or less, REM: One or two selected from 0.0050% or less , Including the balance Fe and inevitable impurities.
  • C 0.01 to 0.12% C is an important element that contributes to increasing the strength of the steel pipe, and needs to be contained in an amount of 0.01% or more in order to ensure the desired high strength.
  • the content exceeds 0.12%, weldability decreases.
  • a large amount of C exceeding 0.12% produces martensite when cooling is fast after cooling after hot rolling or in-line heat treatment of an ERW weld, and a large amount of pearlite when cooling is slow. Is easy to produce, and there is a risk of reducing toughness and strength. Therefore, C is limited to a range of 0.01 to 0.12%.
  • the lower limit side becomes like this. Preferably it is 0.03% or more.
  • the upper limit side is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less.
  • Si 0.05 to 0.50%
  • Si is an element that contributes to an increase in the strength of the steel pipe by solid solution strengthening. To obtain such an effect and ensure a desired high strength, it needs to be contained in an amount of 0.05% or more.
  • Si has a stronger affinity with O (oxygen) than Fe, and forms a high-eutectic eutectic oxide together with Mn oxide during ERW welding. For this reason, when it contains more than 0.50% and excessively, the quality of an ERW weld will be deteriorated.
  • Si is limited to the range of 0.05 to 0.50%.
  • the content is 0.05 to 0.30%.
  • Mn 1.0 to 2.2%
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength of the steel pipe, and it needs to be contained in an amount of 1.0% or more in order to ensure the desired high strength.
  • Mn is limited to the range of 1.0 to 2.2%.
  • the lower limit side becomes like this. Preferably it is 1.2% or more.
  • the upper limit side is preferably 2.0% or less.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that is present as an impurity in steel, easily segregates at grain boundaries, and has an adverse effect on steel pipe properties such as toughness, and is preferably reduced as much as possible.
  • up to 0.03% is acceptable. Therefore, P is limited to 0.03% or less.
  • Preferably it is 0.02% or less.
  • it since an excessive reduction causes the refining cost to rise, it is preferable to make it 0.001% or more.
  • S 0.005% or less S is present in the steel as coarse sulfide-based inclusions such as MnS and causes reduction in ductility and toughness. Therefore, it is desirable to reduce S as much as possible. In the present invention, up to 0.005% is acceptable. For this reason, S is limited to 0.005% or less. In addition, Preferably it is 0.004% or less. In addition, since an excessive reduction causes the refining cost to rise, it is preferable to make it 0.001% or more.
  • Al 0.001 to 0.10%
  • Al is an element usefully acting as a deoxidizer for steel, and in order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.001% or more.
  • Al oxide will be produced
  • the lower limit side becomes like this. Preferably it is 0.005% or more.
  • the upper limit side is preferably 0.08% or less.
  • N 0.006% or less N is present as an unavoidable impurity in steel and forms a solid solution or forms a nitride, leading to a reduction in the toughness of the base material portion or the ERW weld portion of the steel pipe. For this reason, it is desirable to reduce as much as possible. In the present invention, up to 0.006% is acceptable. For this reason, N is limited to 0.006% or less.
  • Nb 0.010 to 0.100%
  • Nb is an important element in the present invention. It is an element that exists as Nb carbonitride in steel during heating of a steel material (slab), suppresses coarsening of austenite grains, and contributes to refinement of the structure. Further, Nb is finely precipitated during post-weld heat treatment that is heated to 600 ° C. or higher, and contributes to suppression of strength reduction of the steel pipe base material after post-weld heat treatment. In order to obtain such an effect, a content of 0.010% or more is required. On the other hand, excessive content exceeding 0.100% adversely affects the toughness of the steel pipe, and there is a concern that desired toughness cannot be secured for a conductor casing. Therefore, Nb is limited to the range of 0.010 to 0.100%. In addition, about content, the lower limit side becomes like this. Preferably it is 0.020% or more. The upper limit side is preferably 0.080% or less.
  • Ti 0.001 to 0.050% Ti combines with N to form Ti nitride, fixes N which adversely affects the steel pipe toughness, and has the effect of improving the steel pipe toughness. In order to acquire such an effect, 0.001% or more of content is required. On the other hand, when it contains exceeding 0.050%, the steel pipe toughness will fall remarkably. Therefore, Ti is limited to the range of 0.001 to 0.050%. In addition, about content, the lower limit side becomes like this. Preferably it is 0.005% or more. The upper limit side is preferably 0.030% or less.
  • the above components are basic components.
  • V 0.1% or less
  • Mo 0.5% or less
  • Cr 0.5% or less
  • Cu 0.5% or less
  • Ni 1.0%
  • B one or more selected from 0.0030% or less
  • / or Ca 0.0050% or less
  • REM one selected from 0.0050% or less You may contain 2 types.
  • V 0.1% or less
  • Mo 0.5% or less
  • Cr 0.5% or less
  • Cu 0.5% or less
  • Ni 1.0% or less
  • B 0.0030% or less
  • One or more selected V, Mo, Cr, Cu, Ni, and B are all elements that contribute to increasing the strength of the steel sheet through improving hardenability, and can be selected as necessary. Can be contained. The inclusion of these elements is particularly effective in preventing the formation of pearlite and polygonal ferrite and ensuring the desired strength and toughness when the plate thickness is 15 mm or more.
  • Ca 0.0050% or less
  • REM One or two types selected from 0.0050% or less Ca and REM are both sulfide-based inclusions such as expanded MnS sulfide inclusions. It is an element that contributes to the shape control of inclusions, and can be selected and contained as necessary. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.0005% or more of both Ca and REM. On the other hand, if both Ca and REM are contained in excess of 0.0050%, oxide inclusions may increase and the toughness may be reduced. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to the range of Ca: 0.0050% or less and REM: 0.0050% or less.
  • the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the high-strength thick-walled electric-welded steel pipe of the present invention has the above-described composition, and both the base metal portion and the electric-welded welded portion have a bainitic ferrite phase having a volume ratio of 90% or more as a main phase, And a second phase having a volume fraction of 10% or less (including 0%), the bainitic ferrite phase has an average particle size of 10 ⁇ m or less, and a particle size of less than 20 nm in the base material portion
  • a thickness in which fine Nb precipitates have a structure in which 75% or less is dispersed in a ratio (%) to the total Nb amount in terms of Nb, and the roundness of the steel pipe end is 0.6% or less.
  • This is a meat electric resistance steel pipe.
  • both the base material and the ERW weld It has a structure whose main phase is a bainitic ferrite phase having a volume ratio of 90% or more. If the bainitic ferrite phase is less than 90%, that is, the second phase other than the main phase is 10% or more, and the desired toughness cannot be ensured.
  • the second phase other than the main phase include hard phases such as pearlite, degenerate pearlite, bainite, and martensite. For this reason, the volume fraction of the bainitic ferrite phase that is the main phase is limited to 90% or more. In addition, Preferably it is 95% or more.
  • the bainitic ferrite phase as the main phase has an average particle size of 10 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the bainitic ferrite phase as the main phase is limited to 10 ⁇ m or less.
  • fine Nb precipitates having a particle size of less than 20 nm in the steel pipe base material portion are set to 75% or less in terms of the ratio (%) to the total Nb amount in terms of Nb.
  • the amount of fine Nb precipitates having a particle size of less than 20 nm was limited to 75% or less in terms of Nb in terms of the ratio (%) to the total Nb amount.
  • the “particle size: the amount of fine Nb precipitates of less than 20 nm” as used herein refers to the electrolytic extraction test piece collected from the base material portion of the ERW steel pipe by using an electrolytic solution (10 vol.% Acetylacetone-1 mass% tetrachloride chloride). The value obtained by filtering the electrolytic residue obtained by electrolysis in a methylammonium-methanol solution) through a filter having a pore size of 0.02 ⁇ m and analyzing the amount of Nb that has passed through the filter is used.
  • the high-strength thick-walled electric-welded steel pipe of the present invention is an electric-welded steel pipe having the above-described composition and the above-described structure and having a roundness of the steel pipe end portion of 0.6% or less.
  • Roundness 0.6% or less If the roundness of the end of the ERW steel pipe is 0.6% or less, cutting and straightening treatment is not performed before joining the connector to the pipe end by circumferential welding. In addition, the amount of misalignment of the joint is within an allowable range, and the occurrence of breakage due to repeated bending deformation can be suppressed. If the roundness of the ERW steel pipe exceeds 0.6%, the amount of misalignment at the joint with the connector (screw member) increases, and there is a concern that the joint will break at the joint due to the pipe's own weight or bending deformation when embedded. Rise. For this reason, the roundness of the ERW steel pipe is limited to 0.6% or less.
  • roundness (%) ⁇ (maximum outer diameter mm ⁇ of the steel pipe) ⁇ (minimum outer diameter mm ⁇ of the steel pipe) ⁇ / (nominal outer diameter mm ⁇ ) ⁇ 100.
  • the maximum outer diameter and the minimum outer diameter of a steel pipe are preferably measured continuously with a laser displacement meter. However, if it is unavoidable, it is determined from values measured at least 32 locations in the circumferential direction. It shall be.
  • the above-described conductor casing for a deep well including the high-strength thick-walled electric-welded steel pipe according to the present invention has screw members attached to both ends of the high-strength thick-walled electric-welded steel pipe.
  • the method for attaching the screw member is not particularly limited, and can be attached by, for example, MIG welding, TIG welding, or the like. Further, as the screw member, for example, carbon steel, stainless steel or the like can be used. Below, the manufacturing method of the high intensity
  • the ERW steel pipe of the present invention is manufactured from a hot-rolled steel sheet.
  • a hot-rolled steel sheet it is cold-rolled by a roll forming machine (preferably by a cage roll group consisting of a plurality of rolls and a fin pass forming roll group consisting of a plurality of rolls), After making an open pipe with a substantially circular cross section, the ends of the open pipe are butted together, and the butted portion is pressed by a squeeze roll to make an electric-welded steel pipe, and then the electric-welded steel pipe After the in-line heat treatment is performed on the electric-welded welded portion, it is manufactured through a step of reducing diameter rolling.
  • a roll forming machine preferably by a cage roll group consisting of a plurality of rolls and a fin pass forming roll group consisting of a plurality of rolls
  • the hot-rolled steel sheet used as the raw material is a thick-walled hot-rolled steel sheet having a thickness of 15 mm or more, preferably 51 mm or less, manufactured by the following steps on the steel material having the above composition.
  • the molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method such as a converter, and a normal casting method such as a continuous casting method is used. It is preferable to use a slab or other slab (steel material). In place of the continuous casting method, there is no problem even if a steel material (steel slab) is formed by using the ingot-bundling rolling method.
  • the steel material having the above composition is heated to a temperature in the temperature range of 1150 to 1250 ° C., and then is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, and finishing roll finishing temperature: 750 ° C. or higher. Apply.
  • Heating temperature 1150 ⁇ 1250 °C
  • the heating temperature of the steel material is set to a temperature range of 1150 to 1250 ° C.
  • the soaking at the heating temperature is preferably 60 min or more from the viewpoint of uniform heating temperature of the steel material.
  • the rough rolling is not particularly limited as long as it can be a sheet bar having a predetermined size and shape.
  • the finish rolling finish temperature is adjusted to 750 ° C. or higher. This temperature is the surface temperature.
  • Finish rolling end temperature 750 ° C. or more
  • the finish rolling end temperature is less than 750 ° C.
  • ferrite transformation starts and the produced ferrite is processed, resulting in a decrease in toughness.
  • the finish rolling finish temperature was limited to 750 ° C. or higher.
  • cooling is preferably started within 5 s (s means second), and the temperature in the central part thickness range is 750 ° C. to 650 ° C. Accelerated cooling with an average cooling rate of 8 to 70 ° C./s is performed, and the coil is wound in a coil shape at a winding temperature of 400 ° C. to 580 ° C. In addition, after winding up in a coil shape, it cools.
  • Average cooling rate in the temperature range of 750 ° C. to 650 ° C. for accelerated cooling 8 to 70 ° C./s
  • the average cooling rate in the temperature range of 750 ° C. to 650 ° C. is less than 8 ° C./s, the cooling rate is low, and the resulting structure becomes coarse polygonal ferrite phase with an average particle size of more than 10 ⁇ m and pearlite, which is used for casings. As a result, the required toughness and strength cannot be ensured.
  • the average cooling rate exceeds 70 ° C./s, a martensite phase is generated and the toughness may be lowered. Therefore, the average cooling rate in the temperature range of 750 ° C. to 650 ° C.
  • the above-mentioned temperatures are plate thickness center temperature. The temperature at the center of the plate thickness is obtained by calculating the temperature distribution in the cross section by heat transfer analysis and correcting the result by the actual outer surface and inner surface temperatures.
  • the cooling stop temperature of the accelerated cooling is preferably a surface temperature of 400 to 630 ° C. If the cooling stop temperature of the accelerated cooling is out of the temperature range of 400 to 630 ° C, the desired coiling temperature: 400 ° C or higher and 580 ° C or lower may not be secured stably. *
  • Winding temperature 400 ° C. or more and 580 ° C. or less
  • the precipitation of Nb carbonitride (precipitate) is promoted, and the Nb precipitation ratio after passing the winding process exceeds 75%.
  • the yield strength is reduced during post-weld heat treatment performed at a heating temperature of 600 ° C. or higher.
  • the coiling temperature is less than 400 ° C., the amount of fine Nb carbonitride (precipitate) deposited is insufficient, and the desired high strength (API X80 grade or higher) cannot be ensured. Therefore, the coiling temperature is limited to a temperature in the range of 400 to 580 ° C.
  • the temperature is preferably 460 to 550 ° C.
  • the coiling temperature By adjusting the coiling temperature to the above-mentioned temperature range, it is possible to secure a structure in which fine Nb precipitates having a particle size of less than 20 nm are dispersed in a ratio (%) to 75% or less in terms of Nb in terms of the total Nb amount. , It is possible to prevent a decrease in yield strength in the post-weld heat treatment performed at 600 ° C. or higher.
  • all the above-described temperatures are plate surface temperatures.
  • the hot-rolled steel sheet obtained under the above-described production conditions has a bainitic ferrite phase having a volume ratio of 90% or more as the main phase and the balance being 10% or less (including 0%) in the volume ratio.
  • a fine Nb precipitate having a main phase average particle size of 10 ⁇ m or less and a particle size of less than 20 nm is 75% in terms of the ratio (%) to the total Nb amount in terms of Nb.
  • It has a structure that is dispersed below, and has a high strength of API X80 grade or higher, that is, a yield strength YS: high strength of 555 MPa or higher, and absorption energy vE- 40 of Charpy impact test at -40 ° C. It is a hot rolled steel sheet having high toughness of 27J or more.
  • the roll forming machine 2 is preferably a roll forming machine including a cage roll group 2a including a plurality of rolls and a fin pass forming roll group 2b including a plurality of rolls.
  • the inner roll to be disposed is preferably a roll having a shape as shown in FIG. 2 and capable of pressing two or more positions from the viewpoint of improving roundness and reducing equipment load.
  • FIG. 2 shows an example in which the inner roll 2a1 is arranged in two stages ((2a1) 1 , (2a1) 2 ).
  • the roll forming, the pressure welding with the squeeze roll, and the electric resistance welding are not particularly limited as long as an electric resistance steel pipe having a predetermined size can be manufactured, and any conventional method can be applied. *
  • the obtained ERW steel pipe is subjected to heat treatment (seam annealing) of the ERW welded portion in-line.
  • the in-line heat treatment of the ERW weld portion uses an induction heating device 9 and a cooling device 10 arranged on the exit side of the squeeze roll 4 so that the ERW weld portion can be heated as shown in FIG. Is preferable.
  • the induction heating device 9 is preferably provided with one or a plurality of coils 9a so that one or more stages of heating can be performed. If a plurality of coils 9a are used, heating can be performed uniformly.
  • Heat treatment of ERW welds is carried out so that the lowest temperature part in the thickness direction is 830 ° C or higher and the maximum heating temperature is 1150 ° C or lower in ERW welds. It is preferable that the water is cooled in the range of 10 ° C./s or more and 70 ° C./s or less at an average cooling rate at, and cooled to a cooling stop temperature (plate thickness central temperature): 550 ° C. or less. The cooling stop temperature may be lower. When the minimum temperature of the heating temperature in the ERW weld is less than 830 ° C., the heating temperature is too low, and a desired ERW weld structure may not be secured.
  • the heating temperature in the heat treatment of the ERW weld is set to a temperature in the range of 830 ° C. to 1150 ° C.
  • the cooling rate after heating is preferably an average cooling rate in the range of 10 to 70 ° C./s.
  • the cooling stop temperature is preferably in the temperature range of 550 ° C. or lower. When the cooling stop temperature is higher than 550 ° C., the ferrite transformation is not completed, and a coarse pearlite structure is generated during the cooling after the cooling stop, and there is a concern that the toughness or the strength may be reduced.
  • the structure of the ERW welded portion is the same as that of the base material portion, that is, the bainitic ferrite phase having a volume ratio of 90% or more as the main phase, It can be made into the structure
  • the diameter-reduction rolling is preferably performed cold with a sizer 8 composed of two or three or more pairs of rolls.
  • the diameter reduction ratio of the diameter reduction rolling is preferably in the range of 0.2 to 3.3%.
  • the diameter reduction rate is less than 0.2%, there is a possibility that a desired roundness (0.6% or less) cannot be secured.
  • the diameter reduction ratio of the diameter reduction rolling is preferably in the range of 0.2 to 3.3%.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 (the balance is Fe and unavoidable impurities) was melted in a converter, and slab (slab: 250 mm thick) was obtained by a continuous casting method to obtain a steel material.
  • the obtained steel material was reheated under the conditions shown in Table 2 (heating temperature (° C.) ⁇ holding time (min)), and then subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet. .
  • the hot rolling was performed under the conditions shown in Table 2 with the rolling reduction (%) in the non-recrystallization temperature range and the finish rolling finishing temperature (° C.).
  • Immediately after finishing rolling cooling was started, and accelerated cooling was performed at the sheet thickness center temperature under the conditions shown in Table 2 (average cooling rate in the temperature range of 750 to 650 ° C., cooling stop temperature).
  • the coil was wound into a coil shape at the winding temperature shown in FIG.
  • the roll is continuously roll-formed in the cold.
  • An open tube having a substantially circular cross section was used. After that, the opposite ends of the open pipe were butted against each other, and the butted portions were electro-welded and welded to make an electric-welded steel pipe while being pressed by a squeeze roll.
  • the inner roll disposed on the downstream side of the cage roll group was pressed at least two points in the width direction from the inner wall side of the semi-formed product.
  • in-line heat treatment was performed on the ERW welded portion of the obtained ERW steel pipe under the conditions shown in Table 3.
  • the in-line heat treatment was performed using an in-line heat treatment apparatus provided with an induction heating device and a water cooling device disposed on the exit side of the squeeze roll.
  • the average cooling rate and the cooling stop temperature are temperatures at the center of the plate thickness.
  • the average cooling rate is an average cooling rate in the temperature range of 800 to 550 ° C.
  • the ERW steel pipe that has been subjected to in-line heat treatment is further subjected to reduction rolling at a reduction ratio shown in Table 3 in a cold reduction mill (sizer roll), and has the dimensions shown in Table 3.
  • a steel pipe was obtained.
  • the diameter reduction mill used was one having 2 to 8 rolls. In some ERW steel pipes, diameter reduction rolling was not performed.
  • the roundness of the tube end was determined by the above equation (1).
  • the outer diameter shown in Table 3 is a nominal outer diameter.
  • Test pieces were collected from the obtained electric resistance welded steel pipe and subjected to a structure observation, a tensile test, an impact test, and a post-weld heat treatment test.
  • the test method is as follows.
  • (1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation was collected from the base metal part (position at 90 ° in the circumferential direction from the ERW weld) and the ERW weld part of the obtained ERW steel pipe.
  • the base metal part is polished so that the thickness center position of the cross section in the tube axis direction (L cross section) is the observation surface, and the ERW weld part is polished so that the cross section in the tube axis direction (C cross section) is the observation surface.
  • Nital The base metal part is polished so that the thickness center position of the cross section in the tube axis direction
  • the tissue was observed using a scanning electron microscope SEM (Scanning Electron Microscope) (magnification: 1000 times) and imaged in at least two fields of view. Using the obtained tissue photograph, image analysis was performed to determine the tissue identification and the fraction of each phase. In addition, the average value of the identified area fraction was handled as the value of the volume fraction.
  • SEM Sccanning Electron Microscope
  • a crystal grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more was obtained by an SEM / EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) method, and the arithmetic average of the equivalent circle diameters of the obtained grains was defined as the average grain size of the main phase.
  • the software Orientation Imaging Microscope Data Analysis made from Ametex Co., Ltd. was used for calculation of the crystal grain size.
  • a test piece for electrolytic extraction was collected from the base material portion (position at 90 ° in the circumferential direction from the ERW weld) of the obtained ERW steel pipe, and the electrolyte solution (10 vol.% Acetylacetone-1 mass% chloride) In a tetramethylammonium-methanol solution) at a current density of 20 mA / cm 2 .
  • the obtained electrolytic residue was dissolved in a liquid, collected by an aluminum filter (pore size: 0.02 ⁇ m), and the liquid that passed through the aluminum filter was analyzed for Nb content by ICP emission spectroscopy, and a precipitate having a particle diameter of 20 nm or less The ratio (%) to the total Nb amount was calculated as the Nb amount.
  • a plate-like tensile test piece was collected in accordance with ASTM A 370 so that the tensile direction would be a direction perpendicular to the tube axis direction (C direction), and tensile properties ( Yield strength YS, tensile strength TS) were determined.
  • Yield strength YS, tensile strength TS tensile properties
  • ⁇ YS in yield strength before and after heat treatment after welding was calculated. If the strength after heat treatment after welding is low, ⁇ YS is negative.
  • a specimen for electrolytic extraction was collected from a test material after heat treatment after welding, and the amount ratio of precipitated Nb was determined in the same manner as (1).
  • All of the examples of the present invention are API X80 grade suitable for conductor casings for deep wells, and have high strength with yield strength YS: 555 MPa or more, tensile strength TS: 625 MPa or more, and excellent low temperature toughness. In addition, there is little decrease in strength even after the heat treatment after welding, and the electric resistance welded steel pipe retains excellent post-weld heat treatment resistance. On the other hand, in comparative examples that are outside the scope of the present invention, the strength is insufficient, the low-temperature toughness is lowered, or the heat resistance after welding is lowered.
  • Hot-rolled steel sheet hot-rolled steel strip
  • Roll forming machine 3
  • Welding machine 4
  • Squeeze roll 5
  • ERW steel pipe 6
  • Bead cutting machine 7
  • Leveler 8
  • Sizer 9
  • Online heat treatment equipment induction heating equipment
  • Cooling device 11 Thermometer

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Abstract

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。

Description

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およびその製造方法並びに深井戸向け高強度厚肉コンダクターケーシング
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
特許第３５５８１９８号公報 特開２００６－２８９４３９号公報
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
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。 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。 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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　本発明の電縫鋼管は、熱延鋼板を素材として製造される。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。　　　
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。　　　
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　ついで、縮径圧延を施し、真円度の向上を図る。
　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。
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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。
　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。
　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。
　得られた結果を、表４、表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　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。
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

Claims (11)

  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。
  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。
  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。
  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。
  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。
  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。
  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。
  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。
  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。
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