用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管及其制造方法和深井用高强度厚壁导体套管与流程

本发明涉及适合作为在油井、天然气井的挖掘时用作井的挡土墙的导体套管使用的电阻焊钢管，特别涉及适合作为在存在于水深3000m以上的深海油田、深海气田的开发中使用的井(以下也称为深井)用导体套管使用的高强度厚壁电阻焊钢管及其制造方法。

背景技术：

导体套管在油井、天然气井的挖掘作业的初期阶段作为保护油井管免受外压的井的挡土墙使用。以往，导体套管是将uoe钢管与连接件(经螺纹加工过的锻造部件)接合而制造的。

导体套管埋设在井中时，被反复施加弯曲变形。并且，埋设在深井时，导体套管还要承受自身重力带来的应力载荷(stressloading)。因此，特别是对深井用的导体套管要求如下：

(1)敷设时经过反复的弯曲变形也不断裂，

(2)保持耐受自身重力的强度。

为了防止导体套管在弯曲变形时的断裂，重要的是抑制特别是连接部的错口等所导致的应力集中。而且，为了抑制错口等，可举出提高使用钢管的真圆度。

通常，为了除去钢管与锻造部件的接合部的残余应力，防止氢致开裂，对导体套管以超过500℃且低于600℃的温度范围实施焊接后热处理。因此，期望出现一种能够抑制焊接后热处理带来的强度下降、即便经过焊接后热处理之后也能够保持所希望的强度的耐焊接后热处理性优异的钢管。

针对这样的期望，例如，专利文献1中记载了高温sr特性(对sr脆化的抵抗性)优异的高强度立管钢管(risersteel)。专利文献1中记载的技术是具有以重量％计含有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％以下的钢组成的高温sr特性优异的立管钢管。在专利文献1记载的技术中，在上述组成的基础上还可以含有cu：0.50％以下、ni：0.50％以下、mo：0.50％以下和v：0.10％以下中的1种或2种以上、ca：0.0005～0.0050％和/或b：0.0020％以下。在专利文献1记载的技术中，通过含有规定量的cr，延迟坯材铁素体的软化，增加对软化的抵抗，能够抑制焊接后热处理的韧性下降、强度下降，提高高温sr特性。

另外，作为提高钢管的真圆度的技术，在专利文献2中，记载了使用在安装于扩管装置的多个模具的全部外表面实施了槽加工的扩管装置，对于每个要扩管的钢管，与钢管焊接部的内表面侧的堆高相对，通过改变安装于扩管装置的模具进行扩管的uoe钢管的扩管方法。根据专利文献2记载的技术，能够使扩管装置的模具磨损量均匀化，实现钢管的真圆度提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特许第3558198号公报

专利文献2:日本特开2006-289439号公报

技术实现要素：

对于导体套管，为了防止埋设时被施加的反复弯曲变形引起的断裂，重要的是抑制应力集中。因此连接连接件(connector)的钢管需要具有某种程度以上的真圆度。但是，在专利文献1中，完全没有谈及用于提高真圆度、抑制错口的对策等。在专利文献1记载的技术中，没有采取用于提高真圆度的对策，因此，特别是作为深井用导体套管使用时，钢管端部的真圆度不足。为了将用专利文献1记载的技术制造的钢管用作深井用导体套管，需要进一步施加通过切削、矫正改善钢管端部的真圆度的工序，在专利文献1记载的技术中，存在制造导体套管时的生产率下降这样的问题。

另外，即便利用专利文献2记载的技术，用作深井用导体套管，也存在无法确保充分的真圆度这样的问题。

本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，提供一种适合用作深井用导体套管的高强度、高韧性且耐焊接后热处理性优异的高强度厚壁电阻焊钢管及其制造方法。

应予说明，这里提及的“高强度”是指apix80级别以上的高强度，即，屈服强度ys：555mpa以上、拉伸强度ts：625mpa以上的情况。另外，这里提及的“高韧性”是指在试验温度：－40℃的夏比冲击试验吸收能量ve－40为27j以上的情况。另外，这里提及的“厚壁”是指壁厚：15mm以上的情况。应予说明，用作深海埋设时优选壁厚20mm以上。另外，“耐焊接后热处理性优异”是指即便在实施超过500℃且低于600℃的焊接后热处理之后，母材的强度仍维持apix80级别以上的强度的情况。

为了实现上述的目的，本发明人等对适合作为深井用导体套管使用的钢管的性状进行了深入研究。其结果，发现为了不因敷设导体套管时的弯曲变形而产生断裂，需使用将真圆度调整为0.6％以下的钢管。发现如果使用的钢管的真圆度为0.6％以下，则能够在不实施切削、矫正等特别的追加工序的情况下，将螺纹加工部件和接合部(钢管端部)的错口降低至能够抑制由反复弯曲变形引起的断裂的程度。

而且，本发明人等想到电阻焊钢管比uoe钢管更适合作为这样的钢管。电阻焊钢管是用多个辊连续成型为圆筒形状，与通过压制加工和扩管成型的uoe钢管相比，具有更高的真圆度。而且，根据本发明人等的研究，得知为了制成保持适合用作深井用导体套管的真圆度的电阻焊钢管，有效的是在电阻焊接后，最终进行利用定径辊实施减径轧制的成型。还得知为了进一步提高真圆度，造管的辊成型除利用排辊组和翅片成型辊组的辊成型以外，还可以在排辊组的下游侧配设内辊，施加利用内辊从成型中途的热轧钢板的内壁侧挤压2点以上的位置的成型，另外，由此减少翅片成型的载荷。

另外，本发明人等进一步对与焊接后热处理后的钢管强度有关的作为钢管坯材的热轧钢板的组成、热轧条件的影响进行了深入研究。其结果，发现为了在超过500℃且低于600℃的焊接后热处理后也能够将电阻焊钢管的强度维持在apix80级别以上，需要在作为钢管坯材的热轧钢板中，使粒径小于20nm的微细的nb析出物(析出nb)量按nb换算超过nb含量的75％。微细的nb析出物(析出nb)量为nb含量的75％以下时，无法抑制焊接后热处理时的屈服强度ys的下降。

本发明是基于上述见解进一步进行研究而完成的。即，本发明的主旨如下。

(1)一种用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，具有如下组成和组织，该组成以质量％计含有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％，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，该组织将体积率为90％以上的贝氏体铁素体相作为主相，由该主相和体积率为10％以下(包括0％)的第二相构成，上述贝氏体铁素体相的平均粒径为10μm以下，且粒径小于20nm的微细的nb析出物以按nb换算相对于总nb量的比率(％)超过75％的方式分散在母材部中而成的，且由下式(1)定义的钢管端部的真圆度为0.6％以下。

真圆度(％)＝{(钢管的最大外径mmφ)－(钢管的最小外径mmφ)}/(公称外径mmφ)×100‥‥(1)

(2)根据(1)所述的用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，制成如下组成：在上述组成的基础上以质量％计还含有选自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％以下中的1种或2种以上。

(3)根据(1)或(2)所述的用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，制成如下组成：在上述组成的基础上以质量％计还含有选自ca：0.0005～0.0050％、rem：0.0005～0.0050％中的1种或2种。

(4)一种用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，利用辊成型机将热轧钢板连续进行辊成型而制成大致圆形截面的开口管之后，使该开口管的端部彼此对接，将该对接的部位边用挤压辊压接边进行电阻焊接而制成电阻焊钢管，接着对该电阻焊钢管的电阻焊接部实施在线热处理后，进行减径轧制，使上述热轧钢板为如下制造的热轧钢板：对具有如下组成的钢坯材实施在加热温度为1150～1250℃的温度区域均热60分钟以上的加热之后，实施精轧结束温度为750℃以上的热轧，该热轧结束后，以在板厚中央部温度为750℃～650℃的温度区域的平均冷却速度成为8～70℃/秒的方式实施加速冷却，并以卷绕温度超过580℃且为700℃以下实施卷绕工序，制得热轧钢板，上述钢坯材以质量％计含有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％，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成。

(5)根据(4)所述的用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，上述辊成型机是由排辊组和翅片成型辊组构成的辊成型机，其中，该排辊组由多个辊构成，该翅片成型辊组由多个辊构成。

(6)根据(5)所述的用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在上述排辊组的下游侧配设内辊，从成型中途的上述热轧钢板的内壁侧挤压2点以上的位置。

(7)根据(4)～(6)中任一项所述的用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，上述电阻焊接部的在线热处理是将该电阻焊接部加热至加热温度：830～1150℃之后，进行在板厚中央温度为800～550℃的温度区域的平均冷却速度为10～70℃/秒的冷却，冷却至板厚中央温度为冷却停止温度：550℃以下的冷却停止温度的处理。

(8)根据(4)～(7)中任一项所述的用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，上述减径轧制是减径率为0.2～3.3％的轧制。

(9)根据(4)～(8)中任一项所述的用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，制成如下组成：在上述组成的基础上以质量％计还含有选自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％以下中的1种或2种以上。

(10)根据(4)～(9)中任一项所述的用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，制成如下组成：在上述组成的基础上以质量％计还含有选自ca：0.0005～0.0050％、rem：0.0005～0.0050％中的1种或2种。

(11)一种深井用高强度厚壁导体套管，是在(1)～(3)中任一项所述的用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管的两个管端安装螺纹部件而成的。

根据本发明，不实施特殊的追加处理，能够容易且低廉地制造适合用作深井用导体套管的高强度、高韧性且耐焊接后热处理性优异的高强度厚壁电阻焊钢管，在产业上起到格外好的效果。另外，根据本发明，在敷设导体套管时，还具有抑制断裂产生，削减敷设成本这样的效果。另外，根据本发明，还具有能够制造即便在超过500℃且低于600℃的焊接后热处理后也能够保持apix80级以上的强度的导体套管这样的效果。此外，本发明的电阻焊钢管还具有即便用作通过环缝焊接将管与管接合的管线也有用的效果。

附图说明

图1是示意地表示适合制造本发明的电阻焊钢管的生产线的一个例子的说明图。

图2是示意地表示内辊的形状的一个例子的说明图。

图3是示意地表示在线热处理设备的一个例子的说明图。

具体实施方式

本发明的高强度厚壁电阻焊钢管是用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管。这里提及的“高强度厚壁电阻焊钢管”是指母材部和电阻焊接部均具有apix80级别以上的高强度的壁厚为15mm以上的厚壁电阻焊钢管。应予说明，母材部保持屈服强度ys为555mpa以上、拉伸强度ts为625mpa以上的高强度，电阻焊接部保持拉伸强度ts为625mpa以上的高强度。

本发明的高强度厚壁电阻焊钢管具有如下组成：以质量％计，含有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％，或者进一步含有选自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％以下中的1种或2种以上、和/或选自ca：0.0005～0.0050％、rem：0.0005～0.0050％中的1种或2种，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成。

首先，对本发明的高强度厚壁电阻焊钢管的组成限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，则组成中的质量％仅用％表示。

c：0.01～0.12％

c是有助于增加钢管的强度的重要元素，为了确保所希望的高强度需要含有0.01％以上。另一方面，如果超过0.12％大量含有，则焊接性下降。并且，超过0.12％的大量含有c在热轧后的冷却时或者电阻焊接部的在线热处理时，有冷却快的情况下容易生成马氏体，冷却慢的情况下容易生成大量的珠光体，导致韧性下降、强度下降的可能性。因此，c限定在0.01～0.12％的范围。应予说明，优选为0.03～0.10％，更优选为0.03～0.08％。

si：0.05～0.50％

si是通过固溶强化有助于增加钢管的强度的元素，为了得到这样的效果，确保所希望的高强度，需要含有0.05％以上。另外，si与fe相比，与o(氧)的亲和力强，在电阻焊接时与mn氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物。因此，如果超过0.50％过度含有，则使电阻焊接部的品质劣化。由此，si限定在0.05～0.50％的范围。应予说明，优选为0.05～0.30％。

mn：1.0～2.2％

mn是有助于增加钢管的强度的元素，为了确保所希望的高强度需要含有1.0％以上。另一方面，如果超过2.2％大量含有，则与c同样地容易生成马氏体，使焊接性下降。因此，mn限定在1.0～2.2％的范围。应予说明，优选为1.2～2.0％。

p：0.03％以下

p在钢中作为杂质存在，而且在晶粒间界等偏析，是对韧性等钢管特性有不良影响的元素，优选尽量少。在本发明中，可允许达到0.03％。由此，p限定在0.03％以下。应予说明，优选为0.02％以下。应予说明，过度的减少导致精炼成本的高涨，因此优选为0.001％以上。

s：0.005％以下

s在钢中以mns等粗大的硫化物系夹杂物的形式存在，导致延性、韧性下降，优选尽量少。在本发明中，可允许达到0.005％。由此，s限定在0.005％以下。应予说明，优选为0.004％以下。应予说明，过度的减少导致精炼成本的高涨，因此优选为0.0001％以上。

al：0.001～0.10％

al是作为钢的脱氧剂有效发挥作用的元素，为了得到这样的效果，需要含有0.001％以上。另一方面，如果超过0.10％大量含有，则生成al氧化物，使钢的洁净度下降。因此，al限定在0.001～0.10％的范围。应予说明，优选为0.005～0.08％。

n：0.006％以下

n在钢中以不可避免的杂质的形式存在，发生固溶或者形成氮化物，导致钢管的母材部或者电阻焊接部的韧性下降。因此，优选尽量少。在本发明中，可允许达到0.006％。由此，n限定在0.006％以下。

nb：0.010～0.100％

nb在本发明中是重要的元素。在钢坯材(板坯)加热时，在钢中以nb碳氮化物的形式存在，是抑制奥氏体粒的粗大化，有助于组织微细化的元素。另外，在热轧钢板中以微细nb析出物的形式析出，抑制超过500℃且低于600℃的焊接后热处理时的基体的恢复·再结晶，防止焊接后热处理后的钢管母材部的强度下降。为了得到这样的效果，需要含有0.010％以上。另一方面，超过0.100％的过度含有对钢管的韧性有不良影响。因此，nb限定在0.010～0.100％的范围。应予说明，优选为0.020～0.080％。

ti：0.001～0.050％

ti与n结合而形成ti氮化物，固定对钢管韧性有不良影响的n，具有提高钢管韧性的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.001％以上。另一方面，如果含有超过0.050％，则导致钢管韧性的明显下降。因此，ti限定在0.001～0.050％的范围。应予说明，优选为0.005～0.030％。

上述的成分为基本成分。在本发明中，在基本组成的基础上还可以含有选自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％以下中的1种或2种以上、和/或、选自ca：0.0005～0.0050％、rem：0.0005～0.0050％中的1种或2种。

选自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％以下中的1种或2种以上

v、mo、cr、cu、ni、b均是通过提高淬透性而有助于增加钢板的强度的元素，根据需要可以选择性含有。含有这些元素特别是在板厚为16mm以上的厚壁的情况下在防止珠光体、多边形铁素体的生成确保所希望的强度、韧性方面有效。为了得到这样的效果，优选含有v：0.05％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。另一方面，各自超过v：0.1％、mo：0.5％、cr：0.5％、cu：0.5％、ni：1.0％、b：0.0030％的含有可能导致焊接性和韧性的下降，并且导致材料成本的高涨。因此，含有时，优选分别限定在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。应予说明，更优选为v：0.08％以下、mo：0.45％以下、cr：0.3％以下、cu：0.35％以下、ni：0.35％以下、b：0.0025％以下。

选自ca：0.0005～0.0050％、rem：0.0005～0.0050％中的1种或2种

ca、rem均是使伸展的mns等硫化物系夹杂物成为球状的硫化物系夹杂物而有助于控制夹杂物的形态的元素，可根据需要选择性含有。为了得到这样的效果，ca、rem均需要含有0.0005％以上。另一方面，如果含有ca、rem均超过0.0050％，则可能氧化物系夹杂物增加，使韧性下降。因此，含有时，优选限定在ca：0.0005～0.0050％，rem：0.0005～0.0050％的范围。

上述成分以外的剩余部分由fe和不可避免的杂质构成。

本发明高强度厚壁电阻焊钢管是具有上述的组成、而且母材部和电阻焊接部均具有如下组织且钢管端部的真圆度为0.6％以下的厚壁的电阻焊钢管，该组织是将体积率为90％以上的贝氏体铁素体相作为主相，由该主相和体积率为10％以下(包括0％)的第二相构成。上述贝氏体铁素体相的平均粒径为10μm以下，且粒径小于20nm的微细的nb析出物以按nb换算相对于总nb量的比率(％)超过75％的方式分散在母材部中而成的。

主相：体积率为90％以上的贝氏体铁素体相

为了兼具用作导体套管所希望的高强度、韧性，在本发明的电阻焊钢管中，母材部和电阻焊接部均具有将体积率为90％以上的贝氏体铁素体相作为主相的组织。贝氏体铁素体相低于90％时，即主相以外的第二相为10％以上，无法确保所希望的韧性。作为主相以外的第二相，可例示珠光体、变态珠光体(degeneratepearlite)、贝氏体、马氏体等硬质相。由此，作为主相的贝氏体铁素体相的体积率限定在90％以上。应予说明，优选为95％以上。

贝氏体铁素体相的平均粒径：10μm以下

为了兼具用作导体套管所希望的高强度、韧性，在本发明中，使作为主相的贝氏体铁素体相成为平均粒径为10μm以下的微细的组织。如果平均粒径超过10μm变大，则无法保持所希望的高韧性。因此，作为主相的贝氏体铁素体相的平均粒径限定在10μm以下。应予说明，这里提及的“粒径”是指用sem/ebsd法求出邻接的晶粒间的取向差，取向差为15°以内的区域的大小。

粒径小于20nm的微细的nb析出物：按nb换算相对于总nb量的比率(％)超过75％

粒径小于20nm的微细的nb析出物(主要为碳氮化物)具有抑制在超过500℃且低于600℃的温度范围实施的焊接后热处理中的恢复·再结晶引起的屈服强度下降的作用，即赋予优异的耐焊接后热处理性的作用。因此，在本发明中，在钢管母材部中，使粒径小于20nm的微细的nb析出物以按nb换算相对于总nb量的比率(％)超过75％的方式析出。微细的nb析出物的析出量按nb换算为75％以下时，微细的nb析出物的析出量不足，无法确保所希望的耐焊接后热处理性。因此，粒径小于20nm的微细的nb析出物量限定在按nb换算相对于总nb量的比率(％)超过75％。

应予说明，这里提及的“粒径小于20nm的微细的nb析出物量”采用通过如下方式得到的值，所述方式是将从电阻焊钢管的母材部采集的电解提取用试验片在电解液(10vol.％乙酰丙酮－1质量％四甲基氯化铵－甲醇溶液)中电解，对得到的电解残渣用孔径：0.02μm的过滤器进行过滤，对通过了过滤器的nb量进行分析。

本发明的高强度厚壁电阻焊钢管是具有上述的组成、上述的组织，并且钢管端部的真圆度为0.6％以下的电阻焊钢管。

真圆度：0.6％以下

如果电阻焊钢管端部的真圆度为0.6％以下，则在通过环缝焊接将连接件与管端部接合之前，不需要进行切削·矫正处理，接合部的错口量在允许范围，能够抑制反复弯曲变形引起的断裂。如果电阻焊钢管的真圆度超过0.6％，则与连接件(螺纹部件)的接合部的错口量变大，因埋设时的管自身重力、弯曲变形而在接合部断裂的可能性变大。由此，电阻焊钢管的真圆度限定在0.6％以下。应予说明，钢管的真圆度由下式(1)定义。

真圆度(％)＝{(钢管的最大外径mmφ)－(钢管的最小外径mmφ)}/(公称外径mmφ)×100‥‥(1)

优选用激光位移计连续测量钢管的最大外径、最小外径。应予说明，不得不由手动测量时，由至少在圆周方向的32个位置测定的值决定。

构成中包括上述本发明的高强度厚壁电阻焊钢管的深井用的导体套管是在高强度厚壁电阻焊钢管的两个管端安装螺纹部件而成的。螺纹部件的安装方法没有特别限定，例如，可以通过mig焊接、tig焊接等来安装。另外，作为螺纹部件，例如可以使用碳钢、不锈钢等。

接下来，对本发明的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法进行说明。

本发明的电阻焊钢管是以热轧钢板为坯材而制造的。

即，经过如下工序制造：在冷加工条件下，利用辊成型机(优选利用由多个辊构成的排辊组和由多个辊构成的翅片成型辊组)将热轧钢板连续进行辊成型而制成大致圆形截面的开口管之后，将该开口管的端部彼此对接，对该对接的部位边用挤压辊压接边进行电阻焊接而制成电阻焊钢管，接着，对该电阻焊钢管的电阻焊接部实施在线热处理后，进行减径轧制，制得热轧钢板。

作为坯材使用的热轧钢板是使上述组成的钢坯材经过下述所示的工序而制造的板厚：15mm以上、优选为51mm以下的厚壁热轧钢板(热轧钢带)。

应予说明，钢坯材的制造方法在本发明中不需要特别限定，优选用转炉等常用的熔炼方法熔炼上述组成的钢液，用连续铸造法等常用的铸造方法制成板坯等铸坯(钢坯材)。应予说明，使用铸锭－开坯法代替连续铸造法制成钢坯材(钢片)也没有问题。

对上述组成的钢坯材实施加热温度设为1150～1250℃的温度区域的温度的加热之后，实施由粗轧和精轧构成的精轧结束温度为750℃以上的热轧。

加热温度：1150～1250℃

为了提高热轧钢板的韧性，优选可期待晶粒的微细化的低的加热温度。然而，加热温度低于1150℃时，加热温度过低，有时无法进行未溶解碳化物的固溶，无法确保apix80级别以上的所希望的高强度。另一方面，在加热温度超过1250℃的高温下，可能发生奥氏体(γ)粒的粗大化，韧性下降，而且导致氧化皮生成量的增加，导致表面性状的劣化，并且导致能量损耗的增大，在经济上不利。因此，钢坯材的加热温度设为1150～1250℃的温度区域的温度。此外，从钢坯材的加热温度均匀化的观点考虑，还优选在该加热温度下的均热保持60分钟以上。

粗轧只要能够制成规定的尺寸形状的薄钢片即可，不需要特别限定。精轧中，调整成精轧结束温度：750℃以上。应予说明，该温度是表面温度。

精轧结束温度：750℃以上

精轧结束温度低于750℃时，开始铁素体转变，加工所生成的粗大的铁素体，因此导致强度的下降。因此，精轧结束温度限定在750℃以上。应予说明，优选将板厚中心温度930℃以下的未再结晶温度区域的压下率调整为20％以上。使未再结晶温度区域的压下率低于20％时，未再结晶温度区域的压下率少，铁素体的核生成位置少，可能无法实现铁素体粒的微细化。因此，优选将未再结晶温度区域的压下率调整为20％以上。此外，从对轧机的载荷的观点考虑，未再结晶温度区域的压下率优选为95％以下。

在本发明中，在上述的热轧结束之后，立即，即优选5秒以内开始冷却，以板厚中央部温度750℃～650℃的温度区域的平均冷却速度成为8～70℃/秒的方式实施加速冷却，以卷绕温度超过580℃且为700℃以下卷绕成线圈状。应予说明，卷绕成线圈状后，放置冷却。

加速冷却的750℃～650℃的温度区域的平均冷却速度：8～70℃/秒

750℃～650℃的温度区域的平均冷却速度低于8℃/秒时，冷却速度慢，生成的组织成为平均粒径大于10μm的粗大多边形铁素体相和珠光体，无法确保用作外壳所要求的韧性、强度。另一方面，如果平均冷却速度超过70℃/秒，则可能生成马氏体相，使韧性下降。因此，将750℃～650℃的温度区域的平均冷却速度限定在8～70℃/秒的范围。应予说明，优选为10～50℃/秒。上述的温度均是板厚中央部温度。板厚中央部的温度是通过导热解析计算截面内的温度分布，根据实际的外表面和内表面的温度修正其结果而求出的。

应予说明，加速冷却的冷却停止温度以板表面温度计优选为580～720℃的温度区域的温度。如果加速冷却的冷却停止温度脱离580～720℃的温度区域，则可能无法稳定地确保所希望的卷绕温度：超过580℃且为700℃以下。

卷绕温度：超过580℃且为700℃以下

在卷绕温度超过700℃的高温下，粗大的nb碳氮化物(析出物)的析出量增加，无法防止在超过500℃且低于600℃下实施的焊接后热处理中的屈服强度的下降。另一方面，卷绕温度为580℃以下时，微细的nb碳氮化物(析出物)的析出量变少，无法防止在超过500℃且600℃下实施的焊接后热处理中的屈服强度的下降。因此，卷绕温度限定在超过580℃且为700℃以下的温度区域的温度。通过将卷绕温度调整为上述的温度区域，能够确保粒径小于20nm的微细的nb析出物以按nb换算相对于总nb量的比率(％)超过75％的方式分散而成的组织，能够防止在超过500℃且低于600℃下实施的焊接后热处理中的屈服强度的下降。应予说明，卷绕温度的优选范围为600～680℃。上述的温度均为板表面温度。

在上述的制造条件下得到的热轧钢板是具有如下组织且具有apix80级别以上的高强度，即，屈服强度ys：555mpa以上的高强度和在试验温度：－40℃下的夏比冲击试验的吸收能量ve－40为27j以上的低温韧性的热轧钢板，上述组织是将体积率为90％以上的贝氏体铁素体相作为主相，剩余部分由体积率为10％以下(包括0％)的贝氏体铁素体相以外的第二相构成。主相的平均粒径为10μm以下，且粒径小于20nm的微细的nb析出物以按nb换算相对于总nb量的比率(％)超过75％的方式分散而成的。

接下来，将具有上述的组成、组织的热轧钢板(热轧钢带)1制成钢管坯材，利用图1所示的辊成型机2连续进行辊成型而制成大致圆形截面的开口管。其后，将该开口管的端部彼此对接，对该对接的部位边用挤压辊4压接边通过利用高频电阻加热、高频感应加热等的焊接机3加热至熔点以上并进行电阻焊接而制成电阻焊钢管5。应予说明，优选辊成型机2是由排辊组2a和翅片成型辊组2b构成的辊成型机，其中，该排辊组2a由多个辊构成，该翅片成型辊组2b由多个辊构成。

应予说明，为了提高真圆度，优选在排辊组2a的下游侧配设至少1段内辊2a1，从成型中途的热轧钢板的内壁侧挤压2点以上的位置。从提高真圆度和减少设备载荷的观点考虑，优选配设的内辊是如图2所示的形状的能够挤压2点以上的位置的辊。

关于辊成型、利用挤压辊的压接、电阻焊接的方法，只要能够制造规定尺寸的电阻焊钢管，就不需要特别限定，常用的方法均可使用。

接着，如图1所示，对得到的电阻焊钢管在线实施电阻焊接部的热处理(焊缝退火)。

电阻焊接部的在线热处理优选使用例如图1所示的以能够加热电阻焊接部的方式配设在挤压辊4的输出侧(出側)的感应加热装置9和冷却装置10。如图3所示，感应加热装置9优选以能够加热1段或多段的方式配设1组或多组线圈9a。如果使用多组线圈9a，则能够均匀地进行加热。

电阻焊接部的热处理优选如下进行：对电阻焊接部以壁厚方向的最低温度部成为830℃以上、最高加热温度成为1150℃以下的方式加热，以板厚中央的800～550℃的温度区域的平均冷却速度为10℃/秒～70℃/秒的范围进行水冷，冷却至冷却停止温度(板厚中央温度)：550℃以下。冷却停止温度可以为更低的温度。电阻焊接部的加热温度的最低温度低于830℃时，加热温度过低，可能无法确保所希望的电阻焊接部组织。另一方面，如果最高加热温度超过1150℃成为高温，则晶粒可能粗大化，导致韧性下降。因此，电阻焊接部的热处理的加热温度优选为830℃～1150℃的范围的温度。

另外，板厚中央的冷却速度低于10℃/秒时，可能无法促进多边形铁素体的生成，无法确保所希望的电阻焊接部组织。另一方面，如果冷却速度超过70℃/秒变成急冷，则可能生成马氏体等硬质相，无法确保所希望的电阻焊接部组织，韧性下降。因此，加热后的冷却优选平均为10～70℃/秒的范围的冷却速度。应予说明，冷却的停止温度优选为550℃以下的温度区域的温度。在冷却停止温度超过550℃的高温时，担心铁素体相变没有结束，在冷却停止后的放置冷却中生成粗大的珠光体组织，使韧性下降或者强度下降。

通过上述的电阻焊接部的热处理(焊缝退火)，能够使电阻焊接部的组织成为与母材部同样的组织，即，以体积率为90％以上的贝氏体铁素体相作为主相、由该主相和体积率为10％以下(包括0％)的第二相构成、上述贝氏体铁素体相的平均粒径为10μm以下的组织。

接着，实施减径轧制，实现真圆度的提高。

减径轧制优选用定径机8在冷加工条件下进行，该定径机8由2组或者3组以上的对辊构成。减径轧制的减径率优选为0.2～3.3％的范围。减径率低于0.2％时，可能无法确保所希望的真圆度(0.6％以下)。另一方面，如果超过3.3％变多，则可能对圆周方向的压缩过大，圆周方向的壁厚变动增大，使环缝焊接的效率下降。因此，减径轧制的减径率优选为0.2～3.3％的范围。应予说明，减径率利用下式计算。

减径率(％)＝{(减径轧制前的管外周长度mm)－(减径轧制后的管外周长度mm)}/(减径轧制前的管外周长度mm)×100

通过实施上述的减径轧制，能够制成钢管端部的真圆度为0.6％以下的高强度厚壁电阻焊钢管。

以下，基于实施例进一步对本发明进行具体说明。

实施例

用转炉熔炼表1所示的组成(剩余部分为fe和不可避免的杂质)的钢液，用连续铸造法制成板坯(铸坯：壁厚250mm)，作为钢坯材。

在表2所示的条件(加热温度(℃)×加热时间(分钟))下对得到的钢坯材进行再加热之后，实施由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板。应予说明，热轧通过表2所示的未再结晶温度区域的压下率(％)、精轧结束温度(℃)的条件的轧制进行。精轧结束后，立即开始冷却，按照板厚中心温度，实施以表2所示的条件(750～650℃的温度区域的平均冷却速度、冷却停止温度)冷却的加速冷却，以表2所示的卷绕温度卷绕成线圈状，作为钢管坯材。

[表1]

[表2]

将得到的热轧钢板作为钢管坯材，使用由多个辊构成的排辊组和由多个辊构成的翅片成型辊组所构成的辊成型机，在冷加工条件下连续进行辊成型，制成大致圆形截面的开口管。其后，将该开口管的相对的端部彼此对接，对该对接的部位边用挤压辊压接边进行电阻焊接，制成表3所示大小的电阻焊钢管。应予说明，对于一部分电阻焊钢管，用配设在排辊组的下游侧的内辊，从半成型品的内壁侧在至少宽度方向对2点进行挤压。

接着，在表3所示的条件下对得到的电阻焊钢管的电阻焊接部实施在线热处理。应予说明，在线热处理使用具备配设在挤压辊的输出侧的感应加热装置和水冷装置的在线热处理装置进行。应予说明，平均冷却速度和冷却停止温度为板厚中央部的温度。另外，平均冷却速度为800～550℃的温度区域的平均冷却速度。

进一步用减径轧制机(定径辊)在冷加工条件下以表3所示的减径率对实施过在线热处理的电阻焊钢管实施减径轧制，得到表3所示的尺寸的电阻焊钢管。应予说明，减径轧制机如表3所示，使用具有2～4组辊的减径轧制机。应予说明，对一部分电阻焊钢管没有实施减径轧制。管端部的真圆度由上述式(1)求出。应予说明，表3所示的外径为公称外径。

[表3]

从得到的电阻焊钢管采集试验片，实施组织观察、拉伸试验、冲击试验、焊接后热处理试验。试验方法如下。

(1)组织观察

从得到的电阻焊钢管的母材部(在圆周方向相对于电阻焊接部90°的位置)和电阻焊接部采集组织观察用试验片。对于母材部，以管轴方向截面(l截面)的板厚中央位置成为观察面的方式进行研磨，对于电阻焊接部，以管周方向截面(c截面)成为观察面的方式进行研磨，腐蚀(腐蚀液：硝酸酒精溶液)。使用扫描式电子显微镜sem(scanningelectronmicroscope)(倍率：1000倍)观察组织，在至少2个视野进行摄像。利用得到的组织照片，进行图像解析，确定组织并求出各相的百分比。应予说明，确定的面积百分比的值处理成体积百分比的值。

用sem/ebsd(electronbackscatteringdiffraction)法求出取向差为15°以上的晶粒间界，将得到的粒的等效圆直径(円相当径)的算术平均值作为主相的平均粒径。应予说明，晶体粒径的计算使用ametek株式会社制软件取向成像显微数据分析系统(orientationimagingmicroscopydataanalysis)。

另外，从得到的电阻焊钢管的母材部(在圆周方向相对于电阻焊接部90°的位置)采集电解提取用试验片，在电解液(10vol.％乙酰丙酮－1质量％四甲基氯化铵－甲醇溶液)中，以电流密度：20ma/cm²进行电解。将得到的电解残渣溶解于溶液中，用铝过滤器(孔径：0.02μm)捕集，用icp发射光谱法对通过铝过滤器的溶液分析nb量，得到粒径小于20nm的析出nb量，计算相对于总nb量的比率(％)。

(2)拉伸试验

以拉伸方向成为与管轴方向正交的方向(c方向)的方式，基于astma370的规定，从得到的电阻焊钢管的母材部(在圆周方向相对于电阻焊接部180°的位置)和电阻焊接部采集板状拉伸试验片，求出拉伸特性(屈服强度ys、拉伸强度ts)。

(3)冲击试验

以试验片长边方向成为圆周方向(c方向)的方式，基于astma370的规定，从得到的电阻焊钢管的母材部(在圆周方向相对于电阻焊接部90°的位置)和电阻焊接部采集v缺口试验片，在试验温度：－40℃对3根试验片实施夏比冲击试验，求出吸收能量ve－40(j)，将3根试验片的平均值作为该钢管的ve－40。

(4)焊接后热处理试验

从得到的电阻焊钢管的母材部采集试验材，将采集的试验材装入保持在假定了表5所示的焊接后热处理的加热温度的热处理炉，从试验材的温度达到(加热温度－10℃)的时刻开始，经过表5所示的规定的保持时间后，从热处理炉取出，放置冷却。以拉伸方向成为与管轴方向正交的方向(c方向)的方式基于astma370的规定，从热处理完毕的试验材采集板状拉伸试验片，求出拉伸特性(屈服强度ys、拉伸强度ts)。

将得到的结果示于表4、表5。

[表4]

[表5]

本发明例均是适合用作深井用导体套管的电阻焊钢管，具有apix80级别的屈服强度ys：555mpa以上、拉伸强度ts：625mpa以上的高强度和优异的低温韧性，而且即便在焊接后热处理后强度的下降也少，仍保持优异的耐焊接后热处理性。另一方面，脱离本发明的范围的比较例的强度不足，或者低温韧性下降，或者耐焊接后热处理性下降。

符号说明

1热轧钢板(热轧钢带)

2辊成型机

3焊接机

4挤压辊

5电阻焊钢管

6切边机(beadcutter)

7矫平机

8定径机

9感应加热装置

10冷却装置

11温度计