CN109154053A - 无缝钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供具有优异的耐SSC性、抑制了圆周方向及轴向的强度偏差的无缝钢管。本实施方式的无缝钢管以质量％计含有C：0.21～0.35％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、N：0.010％以下、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.10～1.50％、Nb：0.010～0.050％、B：0.0003～0.0050％、及Ti：0.002～0.050％，余量为Fe及杂质。在无缝钢管的主体区域中，原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号为7.0以上，晶体粒度编号的最大值与最小值之差为1.0以下，屈服强度为655MPa以上且小于862MPa，拉伸强度的最大值与最小值之差为27.6MPa以下。

Description

无缝钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及无缝钢管及其制造方法。
背景技术
随着腐蚀性低的井(油井及气井)的枯竭，正在进行腐蚀性高的井(以下称为高腐蚀性井)的开发。高腐蚀性井为含有大量腐蚀性物质的环境，高腐蚀性井的温度为常温～200℃左右。腐蚀性物质例如为硫化氢等腐蚀性气体。硫化氢在由高强度的低合金钢形成的无缝钢管的油井管中会引起硫化物应力开裂(Sulfide Stress Cracking，以下称为“SSC”。)。因此，这些高腐蚀性井中所使用的无缝钢管要求高的耐SSC性。
另一方面，对上述的高腐蚀性井中所用的油井管也要求高的强度。但是，耐SSC性与强度通常为相反的特性。因此，提高无缝钢管的强度时，无缝钢管的耐SSC性会降低。上述的高腐蚀性井用途的油井管要求的主要屈服强度为95ksi(655MPa)～小于125ksi(862MPa)。因此，即使具有655MPa～小于862MPa高的屈服强度，高腐蚀性井中也要求具有优异的耐SSC性的无缝钢管。
为了提高油井管的强度，对热制管后的管坯实施淬火及回火。淬火具有离线淬火和在线淬火这2种方法。
离线淬火按照以下的方法来实施。通过热制管(穿孔、拉伸轧制、及定径轧制)制造无缝钢管后，冷却至常温。其后，对常温的管坯进行再加热，实施淬火(骤冷)。该情况下，以淬火装置远离包含穿孔轧制机、拉伸轧制机及定径轧制机及连接这些轧制机的输送线的制管生产线即所谓离线进行配置。在离线淬火中，在淬火前的加热时，在钢中发生由铁素体向奥氏体的逆相变。由此，钢的组织微细化，耐SSC性提高。但是，在离线淬火的情况下，将热制管后的管坯冷却至常温附近后，用离线的淬火装置对管坯进行再加热而实施淬火。因此生产率低。
另一方面，对于在制管生产线上实施淬火的“在线淬火”，能够提高生产率。在线淬火中，将淬火装置配置在制管生产线内的输送线上。通过制管工序(穿孔、拉伸轧制、定径轧制等)制造无缝钢管后，不冷却至常温，直接或利用补热炉稍作加热后，在制管生产线上实施淬火。对于在线淬火，虽然不能如离线淬火那样利用逆相变，但能够提高生产率。因此，期望不仅可以通过离线淬火制造、也可以通过在线淬火制造，能够兼顾高强度及优异的耐SSC性的无缝钢管。
对于实施在线淬火来提高具有高强度及优异的耐SSC性的无缝钢管的生产效率的方法，在日本特开2007-31756号公报(专利文献1)及国际公开第2008/123422号(专利文献2)中公开了。
专利文献1中使用如下钢锭，其以质量％计含有C：0.15～0.20％、Si：0.01％以上且小于0.15％、Mn：0.05～1.0％、Cr：0.05～1.5％、Mo：0.05～1.0％、Al：0.10％以下、V：0.01～0.2％、Ti：0.002～0.03％、B：0.0003～0.005％及N：0.002～0.01％，余量为Fe及杂质。专利文献1中记载了：将该钢锭加热至1000～1250℃的温度，使最终轧制温度为900～1050℃，结束制管轧制。其后，自Ar3相变点以上的温度起直接淬火，或者结束制管轧制后，在线补热至Ac3相变点～1000℃，自Ar3相变点以上的温度起进行淬火。其后，在600℃～Ac1相变点的温度区域进行回火。通过该制造方法制造的无缝钢管具有110ksi级的强度(758～861MPa)，并且具有高的强度和优异的韧性及耐SSC性。
专利文献2中使用如下的钢片，其以质量％计含有C：0.10～0.20％、Si：0.05～1.0％、Mn：0.05～1.5％、Cr：1.0～2.0％、Mo：0.05～2.0％、Al：0.10％以下及Ti：0.002～0.05％，并且通过Ceq＝C+(Mn/6)+(Cr+Mo+V)/5求出的Ceq的值为0.65以上，余量为Fe及杂质，杂质中的P为0.025％以下、S为0.010％以下、N为0.007％以下及B小于0.0003％。专利文献2中记载了：以如下方式进行制管：对该钢片进行热穿孔，进行拉伸轧制后，使最终轧制温度成为800～1100℃。对所得钢管在线在Ar3相变点～1000℃的温度区域进行补热，并且自Ar3相变点以上的温度起进行淬火，接着，在比Ac1相变点低的温度下进行回火。通过该制造方法制造的无缝钢管具有高的强度和优异的韧性及耐SSC性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-31756号公报
专利文献2：国际公开第2008/123422号
发明内容
发明要解决的问题
但是，专利文献1及专利文献2有时得不到优异的耐SSC性。进而，作为高腐蚀性井用途的油井管而利用的无缝钢管也要求品质管理上、圆周方向及轴向上的强度偏差的抑制。特别是在制造工序中实施在线淬火的情况下，有时得不到稳定的屈服强度。
本发明的目的在于，提供能够兼顾95ksi(655MPa)～小于125ksi(862MPa)的高屈服强度和优异的耐SSC性、能够抑制圆周方向及轴向的强度偏差的无缝钢管及其制造方法。
用于解决问题的方案
本实施方式的无缝钢管为具有第1管端及第2管端的无缝钢管。本无缝钢管的化学组成以质量％计含有C：0.21～0.35％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、N：0.010％以下、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.10～1.50％、Nb：0.010～0.050％、B：0.0003～0.0050％、Ti：0.002～0.050％、V：0～0.30％、Ca：0～0.0050％、及稀土元素：0～0.0050％，余量为Fe及杂质。无缝钢管中，在除第1管端区域和第2管端区域之外的主体区域中，原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号为7.0以上，所述第1管端的范围从第1管端起沿无缝钢管的轴向朝向第2管端至500mm位置为止，所述第2管端区域的范围从第2管端起沿无缝钢管的轴向朝向第1管端至500mm位置为止，主体区域中的晶体粒度编号的最大值与最小值之差为1.0以下，主体区域中的屈服强度为655MPa以上且小于862MPa，主体区域中的拉伸强度的最大值与最小值之差为27.6MPa以下。
本实施方式的无缝钢管的制造方法具备：将圆钢坯加热至950～1100℃的工序，所述圆钢坯以质量％计含有C：0.21～0.35％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、N：0.010％以下、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.10～1.50％、Nb：0.010～0.050％、B：0.0003～0.0050％、Ti：0.002～0.050％、V：0～0.30％、Ca：0～0.0050％、及稀土元素：0～0.0050％，余量为Fe及杂质；制管工序，使用具有倾斜辊的穿孔机，使倾斜辊的转速为20～75rpm，对圆钢坯进行穿孔，进而实施轧制，制造管坯，使最终的轧制时的管坯温度为800～1000℃；淬火工序，对通过制管工序制造且外表面温度为A3相变点～1000℃的管坯进行骤冷，使自骤冷开始时的管坯的外表面温度起到外表面温度达到300℃为止的平均冷却速度为15℃/秒以上；及回火工序，实施将通过淬火工序被骤冷的管坯的外表面温度保持在650℃～Ac1相变点的回火，制造制造屈服强度为655MPa以上且小于862MPa的无缝钢管。
本实施方式的无缝钢管的制造方法具备：将圆钢坯加热至950～1100℃的工序；所述圆钢坯以质量％计含有C：0.21～0.35％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、N：0.010％以下、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.10～1.50％、Nb：0.010～0.050％、B：0.0003～0.0050％、Ti：0.002～0.050％、V：0～0.30％、Ca：0～0.0050％、及稀土元素：0～0.0050％，余量为Fe及杂质；制管工序，使用具有倾斜辊的穿孔机，使倾斜辊的圆周速度为1450～5550mm/秒，对圆钢坯进行穿孔，进而实施轧制，制造管坯，使最终的轧制时的管坯温度为800～1000℃；淬火工序，对通过制管工序制造且外表面温度为A3相变点～1000℃的管坯进行骤冷，使自骤冷开始时的管坯的外表面温度起到外表面温度达到300℃为止的平均冷却速度为15℃/秒以上；及回火工序，实施将通过淬火工序被骤冷的管坯的外表面温度保持在650℃～Ac1相变点的回火，制造屈服强度为655MPa以上且小于862MPa的无缝钢管。
发明的效果
本实施方式的无缝钢管能够兼顾95ksi(655MPa)～小于125ksi(862MPa)的高屈服强度和优异的耐SSC性，能够抑制圆周方向及轴向的强度偏差。本实施方式的制造方法可以制造上述无缝钢管。
附图说明
图1为示出假想了制管时的管坯的、热加工时的钢材温度与原奥氏体晶粒的粒度编号的关系的图。
图2为本实施方式的无缝钢管的立体图。
图3为原奥氏体晶体粒度的测定时所用的试验片的立体图。
具体实施方式
本发明人等对具有95ksi(655MPa)～小于125ksi(862MPa)的高屈服强度的无缝钢管中得到优异的耐SSC性的方法进行了研究。结果本发明人等得到如下见解。
[耐SSC性]
具有95ksi(655MPa)～小于125ksi(862MPa)的高屈服强度的无缝钢管中，由Nb使晶粒微细化，从而提高耐SSC性。Nb形成碳氮化物、碳化物及氮化物。含Nb的微细的碳氮化物、碳化物及氮化物在热制管时抑制原奥氏体晶粒的粗化，促进原奥氏体晶粒的细粒化。Nb进而使再结晶温度上升。如果再结晶温度上升，则未再结晶温度区域扩大，再结晶变慢。其结果，原奥氏体晶粒进一步微细化。本实施方式的无缝钢管通过含有0.010～0.050％的Nb，从而利用Nb碳氮化物等的钉扎效应，抑制热制管中的奥氏体晶粒的粗化。由此，在无缝钢管中，在除从第1管端起沿无缝钢管的轴向朝向第2管端至500mm位置为止的范围的第1管端区域和从第2管端起沿无缝钢管的轴向朝向第1管端至500mm位置为止的范围的第2管端区域以外的主体区域中，使原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号为7.0以上、并且使晶体粒度编号的最大值与最小值之差(以下，称为晶体粒度差ΔGS)为1.0以下。其结果，以屈服强度为655MPa～小于862MPa作为前提，可得到优异的耐SSC性。
[强度偏差]
无缝钢管的圆周方向及轴向的强度偏差起因于在淬火工序后且回火工序前的管坯中不以Nb碳氮化物或Nb氮化物的形式析出而固溶于钢中的Nb的比例(以下，称为Nb固溶率)。淬火工序后且回火工序前的管坯中，圆周方向及轴向的Nb固溶率的偏差越小，越能够减小回火工序后的无缝钢管在轴向的强度偏差。具体而言，淬火工序后且回火工序前的、管坯的主体区域中的圆周方向及轴向的Nb固溶率的最大值与最小值之差(以下，称为Nb固溶率差ΔSR)为10％以下时，回火工序后的无缝钢管的主体区域中的圆周方向及轴向的拉伸强度的最大值与最小值之差(以下，称为拉伸强度差ΔTS)为27.6MPa以下，能够充分抑制强度偏差。
具有上述的特性(屈服强度为655MPa以上且小于862MPa、原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号为7.0以上、晶体粒度差ΔGS为1.0以下、拉伸强度差ΔTS为27.6MPa以下)的无缝钢管例如通过满足如下的制造条件，从而无论是通过在线淬火还是通过离线淬火均可以制造。
通过在线淬火制造的情况下，能够提高生产效率，也能够节能。但是，对于在线淬火，不能够如离线淬火那样利用逆相变使奥氏体粒微细化。因此，本发明人等对不利用逆相变下使原奥氏体晶粒微细化的方法进行了调查研究。本发明人等首先对以通常的制管工序时的轧制比(最终精加工长度/钢坯长度)为1.6～13.0(穿孔工序中的压下比为1.2～4.0)时制造管坯的情况下的、管坯温度与原奥氏体晶粒径的关系进行了调查。
图1为示出假想了热制管时的管坯的、热加工时的钢材温度与基于ASTM E112的原奥氏体晶体粒度编号的关系的图。图1可以通过如下的方法来获得。制造满足上述化学组成的钢材(钢板)。从钢板采取直径8mm×长度12mm的圆棒状的试验片。对试验片实施热加工试验(双电源热力模拟试验，Thermecmaster test)。试验装置使用富士电波工机制的Thermecmaster Z(商品名)试验机。压缩试验的环境采用真空气氛。将试验片加热至规定温度。试验片达到规定温度后，边对试验片施加假设了通常制管时的轧制比的规定的压缩应变(长度变化50％)边进行5分钟均热。均热后，用He气体对试验片进行骤冷。在骤冷后的试验片的中心部测定原奥氏体晶粒径，将其平均值定义为原奥氏体晶粒径(μm)。将得到的原奥氏体晶粒径换算成基于ASTM E112的原奥氏体晶粒的晶体粒度编号。基于得到的原奥氏体晶体粒度编号制作图1。
参照图1，对于可得到655MPa～小于862MPa的屈服强度的上述化学组成的钢材，热加工中(热制管中)的钢材温度高于1100℃时，热加工后的钢材中的原奥氏体晶体粒度编号变为4.0以下。即，原奥氏体晶粒变粗大。另一方面，热加工中的钢材温度为A3相变点以上且1100℃以下时，热加工后的钢材中的原奥氏体晶体粒度编号为9.0以上，基本恒定。即，对于原奥氏体晶粒的晶体粒度编号，在热制管时的钢材温度为1100℃附近非连续地变化。因此，即使不利用逆相变带来的原奥氏体晶粒的微细化，只要能够将制管工序中的圆钢坯(管坯)温度维持为1100℃以下，也能够使制管后的无缝钢管的原奥氏体晶粒以基于ASTM E112的晶体粒度编号计为7.0以上。
对于热制管时的管坯温度为1100℃以下时，热制管后的无缝钢管的原奥氏体晶粒以基于ASTM E112的晶体粒度编号计为7.0以上的理由，认为如下。
热制管时，钢中的Nb与碳和/或氮结合而形成微细的Nb碳氮化物等。在热制管中，Nb碳氮化物等发挥钉扎效应，从而抑制奥氏体晶粒粗化，将奥氏体晶粒维持为微细的状态。但是，热制管中的管坯温度超过1100℃时，已生成的Nb碳氮化物等会再次固溶。该情况下，得不到基于Nb碳氮化物等的钉扎效应，因此奥氏体晶粒会粗化。其结果，制管后的无缝钢管的原奥氏体晶粒以基于ASTM E112的晶体粒度编号计小于7.0。
可是，在热制管中，在对坯料(圆钢坯、管坯)进行加工时会发生加工发热。本发明人等注意到了该加工发热。即使在使热制管前的圆钢坯的加热温度为1100℃以下的情况下，加工发热在管坯的轴向及圆周方向也会不均匀地发生，在管坯的一部分产生超过1100℃的部分时，会产生如下现象。由于加工发热，在超过1100℃的部分，如上所述，Nb碳氮化物等发生固溶。在之后的工序中，固溶Nb的一部分析出，但与没有加工发热的部分相比，Nb碳氮化物的析出量变少。其结果，原奥氏体晶粒在该部分发生粗化。另一方面，在未超过1100℃的部分，Nb碳氮化物等发挥钉扎效应，因此原奥氏体晶粒变微细。其结果，原奥氏体晶粒的晶体粒度差ΔGS超过1.0，耐SSC性会降低。
因此，本发明人等对抑制加工发热的方法进行了研究。制管工序包括穿孔工序和轧制工序。轧制工序例如包括拉伸轧制工序和在拉伸轧制后实施的定径轧制工序。穿孔工序中，使用穿孔机对圆钢坯进行穿孔轧制而制成管坯。拉伸轧制工序中，使用拉伸轧制机，对管坯进行拉伸轧制。拉伸轧制机例如为芯棒轧管机、芯棒式无缝管轧机。定径轧制工序中，使用定径轧制机，对管坯进行定径轧制。定径轧制机例如为定径机或拉伸轧制机。
在制管工序中，即使是在将作为坯料的圆钢坯用加热炉加热至1100℃以下的情况下，在穿孔工序、或轧制工序中也会发生加工发热，其结果，可产生坯料温度超过1100℃的情况。该情况下，如上所述，原奥氏体晶粒发生粗化、或晶体粒度差ΔGS变大。
在制管工序中，穿孔工序及轧制工序中，轧制比最高的工序为穿孔工序。在穿孔工序中，使用具有一对倾斜辊的穿孔机，对圆钢坯进行穿孔轧制。此时，倾斜辊的旋转速度(rpm)与加工发热量有关系。具体而言，倾斜辊的圆周速度快时，加工发热变大，圆周速度慢时，加工发热受到抑制。
因此，本实施方式中，在制管工序中，使圆钢坯的加热温度为1100℃以下，进而，在穿孔工序，使凹凿部的辊径为1390～1410mm的穿孔机的倾斜辊的转速为75rpm以下。该情况下，在制管工序中，圆钢坯(管坯)温度不易因加工发热而超过1100℃。因此，在穿孔工序中生成的Nb碳氮化物等未再次固溶，在制管工序中，发挥钉扎效应。因此，即使不利用逆相变，也能够使原奥氏体晶粒微细化，能够减小晶体粒度差ΔGS。
进而，使制管工序的最终轧制时的最终温度(最终轧制的轧制机架出口侧管坯的外表面温度)为1000℃以下。该情况下，即使在制管工序中发生加工发热，在制管工序整体中管坯温度也不易超过1100℃。因此，能够使无缝钢管的原奥氏体晶粒微细化，也能够减小晶体粒度差ΔGS。
需要说明的是，在制管工序中，使作为坯料的圆钢坯加热温度为1100℃以下、使穿孔工序中的倾斜辊的转速为75rpm以下(以倾斜辊的圆周速度计为5550mm/秒以下)、使制管工序的最终温度为1000℃以下时，能够将淬火工序后且回火工序前的管坯中的Nb固溶率差ΔSR充分减小至10％以下。因此，能够将无缝钢管的圆周方向及轴向的拉伸强度差ΔTS充分减小至27.6MPa以下。
基于以上的见解而完成的本实施方式的无缝钢管为具有第1管端及第2管端的无缝钢管。本无缝钢管的化学组成以质量％计含有C：0.21～0.35％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、N：0.010％以下、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.10～1.50％、Nb：0.010～0.050％、B：0.0003～0.0050％、Ti：0.002～0.050％、V：0～0.30％、Ca：0～0.0050％、及稀土元素：0～0.0050％，余量为Fe及杂质。无缝钢管中除从第1管端起沿无缝钢管的轴向朝向第2管端至500mm位置为止的范围的第1管端区域和从第2管端起沿无缝钢管的轴向朝向第1管端至500mm位置为止的范围的第2管端区域以外的主体区域中，原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号为7.0以上，主体区域中的晶体粒度编号的最大值与最小值之差为1.0以下，主体区域中的屈服强度为655MPa以上且小于862MPa，主体区域中的拉伸强度的最大值与最小值之差为27.6MPa以下。
上述的无缝钢管的化学组成可以含有V：0.01～0.30％。另外，上述的无缝钢管的化学组成可以含有选自由Ca：0.0001～0.0050％、及稀土元素：0.0001～0.0050％组成的组中的1种以上。
本实施方式的无缝钢管的制造方法具备：将圆钢坯加热至950～1100℃的工序，所述圆钢坯以质量％计含有C：0.21～0.35％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、N：0.010％以下、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.10～1.50％、Nb：0.010～0.050％、B：0.0003～0.0050％、Ti：0.002～0.050％、V：0～0.30％、Ca：0～0.0050％、及稀土元素：0～0.0050％，余量为Fe及杂质；制管工序，使用具有倾斜辊的穿孔机，使倾斜辊的转速为20～75rpm，对圆钢坯进行穿孔，进而实施轧制，制造管坯，使最终的轧制时的管坯温度为800～1000℃；淬火工序，对通过制管工序制造且外表面温度为A3相变点～1000℃的管坯进行骤冷，使自骤冷开始时的管坯的外表面温度起到外表面温度达到300℃为止的平均冷却速度为15℃/秒以上；及回火工序，实施将通过淬火工序被骤冷的管坯的外表面温度保持在650℃～Ac1相变点的回火，制造屈服强度为655MPa以上且小于862MPa的无缝钢管。
本实施方式的无缝钢管的制造方法具备：将圆钢坯加热至950～1100℃的工序，所述圆钢坯以质量％计含有C：0.21～0.35％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、N：0.010％以下、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.10～1.50％、Nb：0.010～0.050％、B：0.0003～0.0050％、Ti：0.002～0.050％、V：0～0.30％、Ca：0～0.0050％、及稀土元素：0～0.0050％，余量为Fe及杂质；制管工序，使用具有倾斜辊的穿孔机，使倾斜辊的圆周速度为1450～5550mm/秒，对圆钢坯进行穿孔，进而实施轧制，制造管坯，使最终的轧制时的管坯温度为800～1000℃；淬火工序，对通过制管工序制造且外表面温度为A3相变点～1000℃的管坯进行骤冷，使自骤冷开始时的管坯的外表面温度起到外表面温度达到300℃为止的平均冷却速度为15℃/秒以上；及回火工序，实施将通过淬火工序被骤冷的管坯的外表面温度保持在650℃～Ac1相变点的回火，制造屈服强度为655MPa以上且小于862MPa的无缝钢管。
上述的制造方法还具备：补热工序，在淬火工序前且制管工序后，对通过制管工序制造且外表面温度为400℃以上且小于Ar3相变点的管坯进行加热，使管坯的外表面温度为Ac3相变点～1000℃。该情况下，在淬火工序中，对通过补热工序被加热且外表面温度成为A3相变点～1000℃的管坯进行骤冷。
上述的制造方法可以还具备：再加热工序，在淬火工序前且制管工序后，对通过制管工序制造且外表面温度小于400℃的管坯进行再加热，使管坯的外表面温度为Ac3相变点～1000℃。该情况下，在淬火工序中对通过再加热工序被加热且外表面温度成为A3相变点～1000℃的管坯进行骤冷。
上述的制造方法中，圆钢坯可以含有V：0.01～0.30％。另外，圆钢坯可以含有选自由Ca：0.0001～0.0050％、及稀土元素：0.0001～0.0050％组成的组中的1种以上。
以下，对本实施方式的无缝钢管及其制造方法详细进行叙述。对于元素相关的“％”，只要没有特别说明，就是指质量％。
[无缝钢管的构成]
图2为示出本实施方式的无缝钢管的一例的图。参照图2，本实施方式的无缝钢管10具备第1管端1E和第2管端2E。第2管端2E在无缝钢管10的轴向配置于第1管端1E的相反侧(opposite to)。
在图2中，将从第1管端1E起沿无缝钢管10的轴向朝向第2管端2E(朝向无缝钢管10的轴向的中央)至500mm位置为止的范围定义为第1管端区域1A。另外，将从第2管端2E起沿无缝钢管10的轴向朝向第1管端1E(朝向无缝钢管10的轴向的中央)至500mm位置为止的范围定义为第2管端区域2A。进而，将无缝钢管10中除第1管端区域1A及第2管端区域2E以外的区域定义为主体区域10CA。
[化学组成]
本实施方式的无缝钢管的化学组成含有如下元素。
C：0.21～0.35％
碳(C)提高钢的强度。C含量过低时，得不到该效果。另一方面，C含量过高时，钢对淬火裂纹的敏感性变高。该情况下，特别是在钢管的淬火中，需要特别的冷却手段(淬火方法)。C含量过高时，有时进而钢的韧性降低。因此，C含量为0.21～0.35％。C含量的优选的下限为0.23％、进一步优选为0.25％。C含量的优选的上限为0.30％、进一步优选为0.27％。
Si：0.10～0.50％
硅(Si)使钢脱氧。Si含量过低时，得不到该效果。另一方面，Si含量过高时，钢的耐SSC性及加工性降低。因此，Si含量为0.10～0.50％。Si含量的优选的下限为0.15％、进一步优选为0.20％。Si含量的优选的上限为0.40％、进一步优选为0.35％。
Mn：0.05～1.00％
锰(Mn)提高钢的淬火性、提高钢的强度。Mn含量过低时，得不到该效果。另一方面，Mn含量过高时，Mn在晶界偏析从而钢的耐SSC性降低。因此，Mn含量为0.05～1.00％。Mn含量的优选的下限为0.30％、进一步优选为0.40％。Mn含量的优选的上限为0.95％、进一步优选为0.90％。
P：0.025％以下
磷(P)为杂质，不可避免地含有在钢中。P在晶界偏析从而降低钢的耐SSC性。因此，P含量为0.025％以下。P含量的优选的上限为0.020％、进一步优选为0.015％。P含量优选尽可能低。
S：0.010％以下
硫(S)为杂质，不可避免地含有在钢中。S与Mn结合而形成硫化物系夹杂物，从而降低钢的耐SSC性。因此，S含量为0.010％以下。S含量的优选的上限为0.006％、进一步优选为0.003％。S含量优选尽可能低。
Al：0.005～0.100％
铝(Al)使钢脱氧。Al含量过低时，得不到该效果。另一方面，Al含量过高时，该效果饱和。Al含量过高时，进而生成大量粗大的Al系氧化物从而降低钢的耐SSC性。因此，Al含量为0.005～0.100％。Al含量的优选的下限为0.010％、进一步优选为0.020％。Al含量的优选的上限为0.070％、进一步优选为0.050％。本说明书中，Al含量是指所谓酸可溶Al(sol.Al)的含量。
N：0.010％以下
氮(N)不可避免地含有在钢中。N形成氮化物。微细的氮化物会防止晶粒的粗化，因此可以含有N。另一方面，粗大的氮化物使钢的耐SSC性降低。因此，N含量为0.010％以下。N含量的优选的上限为0.004％、进一步优选为0.003％。用于获得微细的氮化物的析出带来的钉扎效应的N含量的优选的下限为0.002％。
Cr：0.05～1.50％
铬(Cr)提高钢的淬火性、提高钢的强度。Cr含量过低时，得不到该效果。另一方面，Cr含量过高时，钢的耐SSC性会降低。因此，Cr含量为0.05～1.50％。Cr含量的优选的下限为0.20％、进一步优选为0.40％。Cr含量的优选的上限为1.20％、进一步优选为1.15％。
Mo：0.10～1.50％
钼(Mo)提高钢的淬火性、提高钢的强度。Mo进而提高钢的回火软化抵抗性，提高基于高温回火的耐SSC性。Mo含量过低时，得不到该效果。另一方面，Mo含量过高时，其效果饱和，并且制造成本高。因此，Mo含量为0.10～1.50％。Mo含量的优选的下限为0.15％、进一步优选为0.20％。Mo含量的优选的上限为0.80％、进一步优选为0.60％。
Nb：0.010～0.050％
铌(Nb)与C及N结合而形成微细的Nb碳氮化物、Nb碳化物、及Nb氮化物。Nb进而与Ti及Al一起形成复合碳化物。这些碳氮化物等(Nb碳氮化物、Nb碳化物、及Nb氮化物及复合碳化物)通过钉扎效应将晶粒细粒化从而提高钢的耐SSC性。这些碳氮化物等进而抑制晶体粒度的偏差。Nb含量过低时，得不到该效果。另一方面，Nb含量过高时，会生成大量的粗大的Nb系夹杂物，从而钢的耐SSC性降低。因此，Nb含量为0.010～0.050％。Nb含量的优选的下限为0.013％、进一步优选为0.015％、进一步优选为0.020％。Nb含量的优选的上限为0.040％、进一步优选为0.035％。
B：0.0003～0.0050％
硼(B)提高钢的淬火性、提高钢的强度。B含量过低时，得不到该效果。另一方面，B含量过高时，碳氮化物在晶界析出，从而钢的耐SSC性降低。因此，B含量为0.0003～0.0050％。B含量的优选的下限为0.0005％、进一步优选为0.0008％。B含量的优选的上限为0.0030％、进一步优选为0.0020％。
Ti：0.002～0.050％
钛(Ti)与C及N结合而形成微细的Ti碳氮化物，将作为杂质的N固定。通过Ti氮化物的生成，晶粒进行了微细化，进而钢的强度提高。钢中含有B的情况下，Ti进一步抑制B氮化物的生成，因此促进基于B的淬火性的提高。Ti含量过低时，得不到这些效果。另一方面，Ti含量过高时，Ti固溶于Nb系夹杂物中，Nb系夹杂物发生粗化。该情况下，钢的耐SSC性降低。因此，Ti含量为0.002～0.050％。Ti含量的优选的下限为0.003％、进一步优选为0.004％。Ti含量的优选的上限为0.035％、进一步优选为0.030％。
本实施方式的无缝钢管的化学组成的余量为Fe及杂质。此处，杂质是指在工业上制造无缝钢管时，从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质，是在不给本实施方式的无缝钢管带来不良影响的范围内许可的物质。杂质中，氧(O)含量为0.005％以下。
[关于任意元素]
上述的无缝钢管的化学组成还可以含有V来代替一部分Fe。
V：0～0.30％
钒(V)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，V生成微细的碳化物从而提高回火软化阻力，使高温回火成为可能。由此，钢的耐SSC性提高。但是，V含量过高时，过量地生成碳化物，钢的耐SSC性反而降低。因此，V含量为0～0.30％。用于更有效地获得上述效果的V含量的优选的下限为0.01％、进一步优选为0.02％。V含量的优选的上限为0.25％、进一步优选为0.20％。
上述的无缝钢管的化学组成还可以含有选自由Ca及稀土元素组成的组中的1种以上来代替一部分Fe。
Ca：0～0.0050％
钙(Ca)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Ca使钢中的硫化物系夹杂物球状化。由此，钢的耐SSC性提高。哪怕是含有一点点Ca时，也可得到上述效果。但是，Ca含量过高时，会过多地生成夹杂物，钢的耐SSC性降低。因此，Ca含量为0～0.0050％。Ca含量的优选的下限为0.0001％、进一步优选为0.0010％、进一步优选为0.0015％。Ca含量的优选的上限为0.0040％、进一步优选为0.0030％。
稀土元素(REM)：0～0.0050％
稀土元素(REM)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，REM使钢中的硫化物系夹杂物球状化。由此，钢的耐SSC性提高。哪怕是含有一点点REM时，也可得到上述效果。但是，REM含量过高时，过多地生成夹杂物，钢的耐SSC性降低。因此，REM含量为0～0.0050％。REM含量的优选的下限为0.0001％、进一步优选为0.0010％。REM含量的优选的上限为0.0040％、进一步优选为0.0030％。
本说明书中的REM含有Sc、Y、及镧系元素(原子编号57号的La～71号的Lu)中的至少1种以上，REM含量是指这些元素的合计含量。
[显微组织]
本实施方式的无缝钢管的显微组织主要由回火马氏体形成，余量例如为铁素体、贝氏体、珠光体或它们的混合相等。此处，“主要”是指显微组织中的回火马氏体的总面积率为90％以上。
回火马氏体的面积率与本实施方式的无缝钢管的屈服比YR成比例。因此，回火马氏体的面积率通过如下的方法来定义。
选定将回火后的无缝钢管的除第1管端区域和第2管端区域以外的主体区域在无缝钢管的轴向上5等分而成的各分区的轴向中央位置。在选定的各位置中，从围绕无缝钢管的中心轴以位置间隔90°的4个位置中采取弧状拉伸试验片。弧状拉伸试验片的横截面(与无缝钢管的轴向垂直的截面)为弧状，弧状拉伸试验片的轴向与无缝钢管的轴向平行。使用弧状拉伸试验片，依据API标准的5CT规定，在常温(25℃)下实施拉伸试验。将由各弧状试验片得到的屈服强度(合计20处)的平均值定义为无缝钢管的屈服强度YS(MPa)。将由各弧状试验片得到的拉伸强度(合计20处)的平均值定义为无缝钢管的拉伸强度TS(MPa)。需要说明的是，屈服强度YS如下来定义。屈服强度YS为95ksi级(655MPa～小于758MPa)的情况下，将0.5％总伸长率的值定义为屈服强度(MPa)。屈服强度YS为110ksi级(758MPa～小于862MPa)的情况下，将0.7％总伸长率的值定义为屈服强度(MPa)。这些屈服强度的定义依据API标准的5CT规定。
使用得到的屈服强度YS及拉伸强度TS，根据下式求出屈服比YR(％)。
YR＝YS/TS×100
回火马氏体的面积率低、即铁素体珠光体组织、贝氏体组织的面积率高时，屈服比YR会降低。得到的屈服强度YS为95ksi级(655MPa以上且小于758MPa)的情况下，屈服比YR为85.0％以上时，回火马氏体的面积率为90％以上。得到的屈服强度YS为110ksi级(758MPa以上且小于862MPa)的情况下，屈服比为90.0％以上时，回火马氏体的面积率为90％以上。
[原奥氏体晶体粒度编号]
本实施方式的无缝钢管的显微组织中，进而原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号为7.0以上。原奥氏体晶粒的粒度编号小于7.0时，原奥氏体晶粒粗。因此，耐SSC性降低。原奥氏体晶粒的度编号为7.0以上时，晶粒足够微细。因此，可得到优异的耐SSC性。本实施方式中，在制管工序中，以比以往低的温度(1100℃以下)进行制管，并且，抑制在穿孔及轧制时发生的加工发热，由此实现上述原奥氏体晶体粒度编号。
[原奥氏体晶体粒度编号的测定方法]
原奥氏体晶体粒度的测定方法如下。选定将无缝钢管的除第1管端区域和第2管端区域以外的主体区域在无缝钢管的轴向上5等分而成的各分区的轴向中央位置。在选定的各位置的与无缝钢管的轴向垂直的截面中，从围绕无缝钢管的中心轴以位置间隔45°的8个位置的壁厚中央位置制作具有与无缝钢管的轴向平行的表面(观察面)100的试验片。试验片的观察面100如图3所示，在无缝钢管的壁厚方向将从外表面到1.5mm深的区域和从内表面到1.5mm深的区域削掉，将壁厚方向的长度设为壁厚T(mm)-(距离外表面1.5mm深+距离内表面1.5mm深)。进而，将观察面100的长度在无缝钢管的轴向上设为15mm。即，使观察面100为(壁厚T-3.0mm)×15mm的矩形。对各试验片的观察面进行机械研磨。使用苦醛(Picral)腐蚀液对机械研磨后的观察面进行蚀刻，从而使观察面内的原奥氏体晶界出现。其后，对观察面，使用倍率200倍的光学显微镜、以任意4个视野(每1个视野500μm×500μm)依据ASTME112求出原奥氏体晶粒的晶体粒度编号的平均值。将求出的平均值设为在各测定位置的原奥氏体晶粒的晶体粒度编号。将在各测定位置(合计40处)得到的原奥氏体晶粒的晶体粒度编号中最小的晶体粒度编号定义为无缝钢管的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号。
[晶体粒度差ΔGS]
本实施方式的无缝钢管的显微组织中，进而在主体区域中、在无缝钢管圆周方向及轴向中任意多个部分测定的晶体粒度编号的最大值与最小值之差(晶体粒度差ΔGS)为1.0以下。晶体粒度差ΔGS超过1.0的情况下，在酸环境中，侵入至钢材的氢引起粗粒部分的脆化，其结果，耐SSC性降低。晶体粒度差ΔGS为1.0以下的情况下，可得到优异的耐SSC性。本实施方式中，通过在制管工序中生成的Nb碳氮化物及Nb氮化物(以下，称为Nb碳氮化物等)带来的钉扎效应，晶粒进行了细粒化，并且能够使晶体粒度差ΔGS为1.0以下。不含有Nb的情况下，晶粒绝对地粗化，也受管的轴向、圆周方向的温度偏差的影响，晶体粒度差ΔGS超过1.0。
[晶体粒度差ΔGS的测定方法]
晶体粒度差ΔGS通过如下的方法来测定。上述的原奥氏体晶体粒度编号的测定方法中，在求出了晶体粒度编号的40处的测定位置的晶体粒度编号中，选择最大值和最小值。将最大值与最小值的差值定义为晶体粒度差ΔGS。
[屈服强度YS及拉伸强度差ΔTS]
本实施方式的无缝钢管的屈服强度YS为655MPa(95ksi)～小于862MPa(125ksi)。屈服强度YS为862MPa以上时，即使具有上述的显微组织，也得不到优异的耐SSC性。另一方面，屈服强度小于655MPa时，得不到作为高腐蚀性井用途的油井管使用所需的强度。因此，本实施方式的无缝钢管的屈服强度YS为655MPa以上且小于862MPa。屈服强度如上所述那样来定义。即，屈服强度为95ksi级(655MPa～758MPa)的情况下，将0.5％总伸长率的值定义为屈服强度(MPa)。屈服强度为110ksi级(758MPa～小于876MPa)的情况下，将0.7％总伸长率的值定义为屈服强度(MPa)。这些屈服强度的定义依据API标准的5CT规定。
进而，本实施方式的无缝钢管的主体区域中，拉伸强度TS的最大值与最小值之差(拉伸强度差)ΔTS为27.6MPa以下。因此，本实施方式的无缝钢管中，在圆周方向及轴向，强度偏差受到抑制。
[屈服强度YS及拉伸强度TS的测定方法]
屈服强度YS及拉伸强度TS通过如下的方法来测定。选定将无缝钢管的除第1管端区域和第2管端区域以外的主体区域在无缝钢管的轴向上5等分而成的各分区的轴向中央位置。在选定的各位置中，从围绕无缝钢管的中心轴以位置间隔90°的4个位置中采取弧状拉伸试验片。弧状拉伸试验片的横截面(与无缝钢管的轴向垂直的截面)为弧状，弧状拉伸试验片的轴向与无缝钢管的轴向平行。使用弧状拉伸试验片，依据API标准的5CT规定，在常温(25℃)下实施拉伸试验。将由各弧状试验片得到的屈服强度(合计20处)的平均值定义为无缝钢管的屈服强度YS(MPa)。进而，将由各弧状试验片得到的拉伸强度TS(20处)的最大值与最小值之差定义为拉伸强度差ΔTS(MPa)。
[制造方法]
对本实施方式的无缝钢管的制造方法的一例进行说明。但是，本实施方式的无缝钢管的制造方法不限定于后述的制造方法。
本制造方法具备：对钢坯进行加热的工序(加热工序)、使用加热后的钢坯制造管坯的工序(制管工序)、对进行热制管而制造且外表面温度为A3相变点以上(Ac3相变点以上或Ar3相变点以上)的管坯进行骤冷而进行淬火的工序(淬火工序)、及对淬火后的管坯实施回火的工序(回火工序)。
本制造方法可以包括在制管工序与淬火工序之间对作为热制管后的管坯的外表面温度为小于Ac3点～400℃的管坯在线实施再加热的补热工序。另外，本制造方法还可以包括在制管工序与淬火工序之间对作为热制管后的管坯的小于400℃～常温(25℃)的管坯离线实施再加热的再加热工序。另外，本制造方法可以在淬火工序后依次实施再加热工序、淬火工序，其后实施回火工序。另外，本制造方法可以在回火工序后依次实施再加热工序、淬火工序及回火工序。
更具体而言，作为本制造方法，例如如下。
实例1：加热工序-制管工序-淬火工序(直接淬火)-回火工序
实例2：加热工序-制管工序-补热工序-淬火工序-回火工序
实例3：加热工序-制管工序-再加热工序-淬火工序-回火工序
实例4：加热工序-制管工序-补热工序-淬火工序-再加热工序-淬火工序-回火工序
实例5：加热工序-制管工序-再加热工序-淬火工序-再加热工序-淬火工序-回火工序
实例6：加热工序-制管工序-(补热工序)-淬火工序-回火工序-再加热工序-淬火工序-回火工序
实例7：加热工序-制管工序-再加热工序-淬火工序-回火工序-再加热工序-淬火工序-回火工序
实例1及实例2为所谓在线淬火。实例3为所谓离线淬火。以下，对各工序进行详细叙述。
[加热工序]
首先，准备具有上述化学组成的圆钢坯。圆钢坯的制造方法没有特别限定。圆钢坯例如通过如下的方法来制造。制造具有上述化学组成的钢水。钢水的制造中例如利用转炉等。使用钢水，制造基于连续铸造法的大钢坯。可以使用钢水通过铸锭法制造铸锭。对大钢坯及铸锭进行热轧制，制造横截面为圆形状的圆钢坯。可以使用钢水通过连续铸造法制造圆钢坯。通过以上的方法准备圆钢坯。
对所准备的圆钢坯进行加热。使加热温度为950～1100℃。此处所说的加热温度是指加热炉的炉内温度。炉内温度为950～1100℃时，圆钢坯的外表面温度也成为950～1100℃。
如图1所示，加热工序中的圆钢坯的加热温度(圆钢坯的外表面温度)为1100℃以下时，以满足后述的穿孔工序中的辊转速(辊圆周速度)及最终温度为前提，原奥氏体晶粒维持在微细的状态。因此，加热工序中的圆钢坯的加热温度的上限为1100℃。加热工序中的圆钢坯的加热温度为1100℃以下时，能够进一步抑制管坯的轴向及圆周方向上的Nb固溶率偏差，能够将淬火工序后且回火工序前的管坯中的Nb固溶率差ΔSR抑制为10％以下。其结果，能够将所制造的无缝钢管的主体区域中的拉伸强度差ΔTS抑制为27.6MPa以下。另一方面，加热工序中的圆钢坯的加热温度过低的情况下，圆钢坯的变形阻力提高。该情况下，穿孔轧制变困难。因此，加热工序中的圆钢坯的加热温度的下限为950℃。加热工序中的加热温度的优选的上限为1080℃，优选的下限为1050℃。
[制管工序]
对通过加热工序被加热的圆钢坯进行穿孔及轧制，制造管坯。制管工序具备穿孔工序和轧制工序。轧制工序例如包括拉伸轧制工序和定径轧制工序。在穿孔工序中，使用穿孔机对圆钢坯进行穿孔轧制而制成管坯。在拉伸轧制工序中，使用拉伸轧制机，对管坯进行拉伸轧制。拉伸轧制机例如为芯棒轧管机、芯棒式无缝管轧机。在定径轧制工序中，使用定径轧制机，对管坯进行定径轧制。定径轧制机例如为定径机或拉伸轧制机。
如上所述，制管工序中穿孔工序及拉伸轧制工序中的圆钢坯(管坯)的外表面温度为1100℃以下。进而，最终的轧制(定径轧制工序中的在最终压下机架中的轧制)时的管坯的外表面温度(最终温度)为1000℃以下。
具体而言，加热工序中的圆钢坯的加热温度为1100℃以下，并且在定径轧制机出口侧测定的管坯的主体区域中的外表面温度(最终温度)的最高值为1000℃以下。
在穿孔机的出口侧、拉伸轧制机的最终的压下机架的出口侧、及定径轧制机的最终的压下机架的出口侧配置有辐射温度计。用辐射温度计测定通过穿孔机的出口侧、拉伸轧制机的最终的压下机架的出口侧、定径轧制机的最终的压下机架的出口侧的管坯中相当于主体区域的部分的外表面温度。将去除了噪点的测定结果中的主体区域中的最高温度定义为在各设备(穿孔机、拉伸轧制机、定径轧制机)的出口侧的上述管坯的外表面温度。
即使加热工序中的圆钢坯的加热温度为950～1100℃以下，在制管工序中的圆钢坯中产生加工发热时，在制管工序中的圆钢坯(管坯)的主体区域中也会产生外表面温度超过1100℃的部分。该情况下，在制管工序中生成的微细的Nb碳氮化物、Nb碳化物及Nb氮化物再次发生固溶。该情况下，Nb碳氮化物等发生了固溶，得不到Nb碳氮化物、Nb碳化物及Nb氮化物带来的钉扎效应，奥氏体粒未微细化。其结果，主体区域的原奥氏体晶体粒度小于7.0，晶体粒度差ΔGS超过1.0。该情况下，耐SSC性降低。进而，淬火工序后且回火工序前的管坯中的Nb固溶率差ΔSR超过10％。其结果，无缝钢管的拉伸强度差ΔTS超过27.6MPa，强度偏差变大。
制管工序中，特别是将圆钢坯加热后立即实施的穿孔工序中，轧制比高。因此，在穿孔工序、拉伸轧制工序及定径轧制工序中，在穿孔工序中最容易产生加工发热，在穿孔工序中圆钢坯(管坯)的外表面温度容易超过1100℃。而且，在穿孔工序中管坯的外表面温度超过1100℃时，轧制工序的定径轧制机出口侧的管坯的外表面温度(最终温度)超过1000℃。该情况下，主体区域的原奥氏体晶体粒度小于7.0、或晶体粒度差ΔGS超过1.0、或拉伸强度差ΔTS超过27.6MPa。
因此在本例中，在穿孔工序中，控制穿孔机的辊转速，从而抑制穿孔工序中的加工发热，可将制管工序中的圆钢坯(管坯)的外表面温度抑制为1100℃以下。穿孔机具备多个(例如一对)的倾斜辊和配置于多个倾斜辊之间的芯棒(plug)。本实施方式中，使穿孔机的倾斜辊的辊径为1390～1410mm、使转速为20～75rpm。此时，倾斜辊的圆周速度为1450～5550mm/秒。需要说明的是，倾斜辊的辊径是指倾斜辊的凹凿部的辊径(mm)。
倾斜辊的转速为75rpm以下时，在1.2～4.0的轧制比下的穿孔轧制中，即使对在1100℃以下进行加热的圆钢坯进行穿孔轧制，也能够抑制穿孔工序中的圆钢坯外表面温度因加工发热而上升到高于1100℃。进而，定径轧制工序中的最终的轧制时的管坯温度(最终温度)变为1000℃以下。
需要说明的是，最终温度过低时，在制管工序中，制管变困难。因此，最终温度的下限为800℃。即，最终温度为800～1000℃。最终温度的优选的下限为850℃。
[补热工序]
补热工序是根据需要而实施的。热制管后的管坯的外表面温度(最终温度)小于A3相变点(Ar3相变点)时，不实施淬火。但是，热制管后的管坯的外表面温度为400℃以上时，不必用离线的加热炉进行再加热，使用配置于将定径轧制机和淬火装置(骤冷装置)连接的输送路上的补热炉或感应加热器，在线对管坯进行加热，使管坯的外表面温度为Ac3相变点以上。通过补热工序被加热的管坯的外表面温度的优选上限为Ac3相变点+50℃。本说明书中将通过补热工序加热后的管坯的外表面温度称为“补热温度”。补热温度通过如下的方法来测定。使用感应加热器实施补热工序的情况下，将在感应加热器出口侧的管坯的主体区域的外表面温度的平均值定义为补热温度(℃)。该情况下，利用配置于感应加热器的出口侧的辐射温度计测定补热温度。另一方面，使用补热炉实施补热工序的情况下，补热炉的炉温(℃)与管坯的主体区域的外表面温度一致。因此该情况下，将补热炉的炉温定义为管坯的外表面温度(℃)。
[再加热工序]
再加热工序是根据需要而实施的。将热制管后的管坯放冷结果管坯的外表面温度变为小于400℃～常温(25℃)的情况下，使用配置于制管线的离线的加热炉，对管坯进行再加热。通过再加热工序被加热的管坯的外表面温度为Ac3相变点以上，优选的上限为Ac3相变点+50℃。加热炉的炉温(℃)与管坯的主体区域的外表面温度一致。因此，在再加热工序中使用加热炉时，将加热炉的炉温定义为管坯的外表面温度(℃)。
需要说明的是，为了在淬火工序后、或回火工序后再次实施淬火工序而实施再加热工序的情况(上述实例4及实例5等)下，也与上述同样地对管坯实施再加热。该情况下也是，通过再加热工序被加热的管坯的外表面温度为Ac3相变点以上，优选的上限为Ac3相变点+50℃。
[淬火工序]
在淬火工序中，对具有A3相变点以上(制管工序后的管坯的外表面温度为Ar3相变点以上、或实施了补热工序及再加热工序的情况下，管坯的外表面温度为Ac3相变点以上)的外表面温度的管坯进行骤冷而进行淬火。淬火工序中的骤冷开始时的管坯的外表面温度(淬火温度)为A3相变点(Ar3相变点或Ac3相变点)～1000℃。此处，骤冷开始时的管坯的外表面温度为主体区域的外表面温度的平均值。进而，使淬火工序中的自骤冷开始时的管坯的外表面温度起到管坯的外表面温度达到300℃为止期间的平均冷却速度CR为15℃/秒以上。
若平均冷却速度CR过慢，则钢中的马氏体的比例减少，贝氏体的比例增加。该情况下，无缝钢管的回火马氏体的面积率小于90％，得不到充分的强度。因此，使平均冷却速度CR为15℃/秒以上。平均冷却速度CR的优选的下限为17℃/秒，进一步优选为19℃/秒。淬火工序中的优选的骤冷方法为水冷。
实施由实例1、2、4及6所代表的所谓在线淬火的情况下，淬火工序例如利用配置在制管线上且定径轧制机的下游的水冷装置来实施。水冷装置例如具备水层流装置和水射流装置。水层流装置对管坯从上方注水。此时，注入至管坯的水形成层状的水流。水射流装置从管坯的端部向管坯内部喷射水射流。水冷装置可以为除上述的水层流装置及水射流装置以外的其它装置。水冷装置例如可以为水槽。该情况下，管坯浸渍于水槽内，被冷却。另外，水冷装置可以仅为水层流装置。
实施由实例3、5及7所代表的所谓离线淬火的情况下，淬火工序利用例如配置于制管线外的水冷装置来实施。水冷装置与在线淬火中使用的水冷装置同样。实施离线淬火的情况下，由于能够利用逆相变，因此与仅实施在线淬火的情况相比，无缝钢管的原奥氏体晶粒的晶体粒度编号变高。
[Nb固溶率差ΔSR]
在最初的淬火工序后、且实施下一工序前(例如，下一工序为回火工序的情况下，为回火工序前；下一工序为再加热工序时，为再加热工序前)的管坯中，将固溶于钢中而不以Nb碳氮化物等(Nb碳氮化物及Nb氮化物)的形式析出的Nb相对于钢中的总Nb含量的比例定义为Nb固溶率(质量％)。该情况下，管坯的主体区域中的Nb固溶率的最大值与最小值之差(以下，称为Nb固溶率差ΔSR)为10％以下。Nb固溶率差ΔSR超过10％的情况下，在经过后述的回火工序而制造的无缝钢管的主体区域中测定的拉伸强度TS的最大值与最小值之差(拉伸强度差ΔTS)变大、在无缝钢管中的强度偏差变大。Nb固溶率差ΔSR为10％以下的情况下，拉伸强度差ΔTS变得小为27.6MPa以下，可抑制在无缝钢管圆周方向及轴向上的强度偏差。因此，本实施方式的无缝钢管具有稳定的高强度。本实施方式中，在上述制管工序中，通过在比以往低的温度(1100℃以下)下进行制管、并且抑制在穿孔轧制时产生的加工发热，从而实现上述Nb固溶率差。
[Nb固溶率差ΔSR的测定方法]
最初的淬火工序后且下一工序前的管坯的Nb固溶率通过提取残渣法来测定。具体而言，将最初的淬火工序后且下一工序前的管坯的除第1管端区域和第2管端区域以外的主体区域在管坯的轴向上5等分，将各分区的管坯轴向的中央位置选定为测定位置。在各测定位置处的与管坯的轴向垂直的截面中，从围绕管坯的中心轴以间隔90°的4个位置的壁厚中央位置采取试验片。此时，所采取的试验片的表面积设为15cm2。将试验片在电解液中进行0.5g份电解而使基质溶解。电解液为10％乙酰丙酮+1％四甲基氯化铵+余量甲醇，电流设为200A/m2。用0.2μm孔径的过滤器将残渣(＝析出物)过滤，提取析出物。对该析出物进行酸分解，通过ICP(电感耦合等离子体分析)分析化学组成，求出析出物中的Nb含量。基于该析出物中的Nb含量，通过下式求出Nb固溶率。
Nb固溶率＝(钢中的总Nb含量-析出物中的Nb含量)/钢中的总Nb含量
得到的Nb固溶率中，选出最大值和最小值，将最大值与最小值之差定义为Nb固溶率差ΔSR。
需要说明的是，Nb固溶率如上所述，在最初的淬火工序后的管坯且下一工序前进行测定。
[回火工序]
对通过淬火工序被骤冷而淬火的管坯进行回火，制成无缝钢管。回火温度为650℃～Ac1相变点，基于期望的力学特性来调整。具体而言，以使回火后的无缝钢管的屈服强度成为655MPa～小于862MPa的方式来调整回火温度。屈服强度为862MPa以上时，即使晶体粒度编号为7.0以上，晶体粒度编号差ΔGS为1.0以下，耐SSC性也变低。屈服强度小于862MPa时，耐SSC性进一步提高。用于使上述的化学组成的本实施方式的无缝钢管的屈服强度为655MPa～小于862MPa的回火温度为650℃～Ac1相变点，优选的上限为750℃。
需要说明的是，回火温度(℃)是指在回火工序中利用的热处理炉中的炉内温度。在回火工序中，管坯的外表面温度与回火温度(炉内温度)相同。
通过以上的工序制造的无缝钢管具有优异的耐SSC性，遍及整个圆周方向及轴向，稳定地具有655MPa～小于862MPa的屈服强度。
[实施例1]
制造具有各种化学组成的多个无缝钢管，对无缝钢管的耐SSC性及强度偏差进行研究。
[研究方法]
制造具有表1所示的化学组成的钢水。
[表1]
使用钢水通过连续铸造制造多个圆钢坯。使用圆钢坯，在表2所示的制造条件下制造无缝钢管。本实施例中，实施上述实例1及实例2的所谓在线淬火。
[表2]
具体而言，以表2中记载的加热温度(℃)对各试验编号的圆钢坯进行加热。对经加热的圆钢坯实施制管工序(穿孔工序、拉伸轧制工序及定径轧制工序)，制造外径244.5mm、壁厚13.8mm的管坯。在制管工序中，穿孔机的倾斜辊的辊径为1390～1410mm。具体而言，试验编号1～11的穿孔机的倾斜辊的辊径为1390mm，试验编号12～15的穿孔机的倾斜辊的辊径为1410mm。制管工序中的穿孔机的穿孔时的辊转速(rpm)、辊圆周速度(mm/秒)、及最终温度(℃)如表2所示。
对所制造的管坯中除试验编号2及5以外的管坯，以表2所示的补热温度实施补热工序。对制管工序后(试验编号2及5)、或补热工序后的管坯进行骤冷而实施淬火。淬火工序中的骤冷开始温度如表2所示，均为A3相变点以上。淬火工序中的自骤冷开始温度起到管坯的外表面温度达到300℃为止的平均冷却速度CR为15℃/秒以上。对淬火工序后的管坯实施回火。回火温度如表2所示，回火温度下的保持时间均为30分钟。任意试验编号的回火温度均为Ac1相变点以下。通过以上的制造工序，制造各试验编号的无缝钢管。需要说明的是，各试验编号中，为了测定Nb固溶率差ΔSR，还准备了淬火工序后且回火工序前的管坯。
另外，对所制造的无缝钢管的主体区域的任意壁厚中央部实施公知的成分分析法(对C及S用公知的燃烧-红外线吸收法、对O及N用公知的高温洗脱气体分析法、对其它合金元素用ICP分析法)，结果各试验编号的无缝钢管的化学组成与表1一致。
[Nb固溶率差ΔSR]
将各试验编号的淬火工序后且回火工序前的管坯的除第1管端区域和第2管端区域以外的主体区域在管坯的轴向上5等分，将各分区的管坯轴向的中央位置选定为测定位置。在各测定位置处的与管坯的轴向垂直的截面中，从围绕管坯的中心轴以间隔90°的4个位置的壁厚中央位置采取试验片。此时，所采取的试验片的表面积设为15cm2。将试验片在电解液中进行0.5g份电解而使基质溶解。电解液为10％乙酰丙酮+1％四甲基氯化铵+余量甲醇，电流设为200A/m2。用0.2μm孔径的过滤器将残渣(＝析出物)过滤，提取析出物。对该析出物进行酸分解，通过ICP(电感耦合等离子体分析)分析化学组成，求出析出物中的Nb含量。基于该析出物中的Nb含量，通过下式求出Nb固溶率。
Nb固溶率＝(钢中的总Nb含量-析出物中的Nb含量)/钢中的总Nb含量
在各测定位置得到的Nb固溶率(合计20处)中，选出最大值和最小值，将最大值与最小值之差定义为Nb固溶率差ΔSR。
[原奥氏体晶体粒度编号及晶体粒度编号差ΔGS测定试验]
各试验编号的无缝钢管中，将除第1管端区域及第2管端区域以外的主体区域在无缝钢管的轴向上5等分时的各分区的轴向的中央位置选定为测定位置。在各测定位置从围绕无缝钢管的中心轴以间隔45°的8个位置的壁厚中央位置制作具有与无缝钢管的轴向平行的表面(观察面)的试验片。试验片的观察面100如图3所示，将在无缝钢管的壁厚方向从外表面至1.5mm深的区域和从内表面至1.5mm深的区域削掉，将观察面100的壁厚方向的长度设为壁厚T(mm)-(距离外表面1.5mm深+距离内表面1.5mm深)。进而，将观察面100的无缝钢管的轴向的长度设为15mm。即，观察面100为(壁厚T-3.0mm)×15mm的矩形。对各试验片的观察面进行机械研磨。使用苦醛(Picral)腐蚀液对机械研磨后的观察面进行蚀刻，从而使观察面内的原奥氏体晶界出现。其后，对观察面，使用倍率200倍的光学显微镜，以任意4个视野(每1个视野500μm×500μm)、依据ASTM E112求出原奥氏体晶粒的晶体粒度编号的平均值，作为在各测定位置的原奥氏体晶粒的晶体粒度编号。将在各测定位置(合计40处)得到的原奥氏体晶粒的晶体粒度编号中最小的晶体粒度编号定义为无缝钢管的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号。进而，选出在各测定位置得到的晶体粒度编号(合计40处)中的最大值和最小值，将最大值减去最小值所得到的差值定义为晶体粒度差ΔGS。
[拉伸试验]
将各试验编号的无缝钢管的除第1管端区域和第2管端区域以外的主体区域在无缝钢管的轴向上5等分而成的各分区中，选定无缝钢管的轴向的中央位置。从围绕所选定的各位置的无缝钢管的中心轴以位置间隔90°的4个位置采取弧状拉伸试验片。弧状拉伸试验片的横截面(与无缝钢管的轴向垂直的截面)为弧状，弧状拉伸试验片的轴向与无缝钢管的轴向平行。使用弧状拉伸试验片，依据API标准的5CT规定，在常温(25℃)实施拉伸试验。将由各弧状试验片得到的屈服强度(合计20处)的平均值定义为无缝钢管的屈服强度YS(MPa)。将由各弧状试验片得到的拉伸强度(合计20处)的平均值定义为无缝钢管的拉伸强度TS(MPa)。将由各弧状试验片得到的拉伸强度TS(20处)的最大值与最小值之差定义为拉伸强度差ΔTS(MPa)。
[耐SSC性试验]
将各试验编号的无缝钢管的除第1管端区域和第2管端区域以外的主体区域在无缝钢管的轴向上5等分而成的各分区中，选定无缝钢管的轴向的中央位置。从围绕各选定的各位置的无缝钢管的中心轴以位置间隔90°的4个位置的壁厚中央部采取圆棒试验片。圆棒试验片的轴向与无缝钢管的轴向平行。圆棒试验片的平行部的外径为6.35mm、平行部的长度为25.4mm。
根据NACE(美国腐蚀工程师协会，National Association of CorrosionEngineers)TM0177A法，通过恒载荷试验，评价各圆棒试验片的耐SSC性。试验浴为使1atm的硫化氢气体饱和的常温的5％氯化钠+0.5％乙酸水溶液。负载相当于各圆棒试验片的实际屈服强度(AYS)的90％的负载应力，在试验浴中浸渍720小时。浸渍后经过720小时后，确认各圆棒试验片是否发生了断裂。各试验编号的圆棒试验片(合计20个)全部未观察到断裂的情况下，判断为该钢的耐SSC性高(合格)。各试验编号的圆棒试验片(合计20个)中任一个观察到断裂的情况下，判断为该钢的耐SSC性低(不合格)。
[试验结果]
表2中示出试验结果。表2中的“YS”表示屈服强度YS(MPa)，“TS”表示拉伸强度TS(MPa)。“耐SSC性”栏中记载了耐SSC性评价试验结果。“合格”是指在圆棒试验片未观察到断裂、表现出了优异的耐SSC性。“不合格”是指在圆棒试验片观察到断裂、耐SSC性低。需要说明的是，各试验编号中，得到的屈服强度YS为95ksi级(655MPa以上且小于758MPa)的情况下，屈服比YR为85.0％以上，得到的屈服强度YS为110ksi级(758～862MPa)的情况下，屈服比为90.0％以上、回火马氏体的面积率均为90％以上。
参照表2，在试验编号1～8中，化学组成是适当的、制造条件也是适当的。因此，屈服强度YS为655MPa以上且小于862MPa。进而，无缝钢管内的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号均为7.0以上，并且晶体粒度差ΔGS为1.0以下。因此，耐SSC性试验中均未确认到开裂，得到了优异的耐SSC性。
试验编号1～8中，进而淬火工序后且回火工序前的管坯中的Nb固溶率差ΔSR均为10％以下。因此，回火工序后的各试验编号的无缝钢管的拉伸强度差ΔTS为27.6MPa以下，无缝钢管圆周方向及整体中得到稳定的强度。
另一方面，试验编号9中，倾斜辊转速超过75rpm，穿孔工序中的辊圆周速度超过5550mm/秒。其结果，管坯的最终温度超过1000℃。因此，无缝钢管内的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号小于7.0，进而，晶体粒度编号差ΔGS超过1.0。其结果，耐SSC性低。进而，Nb固溶率差ΔSR超过10％。因此，强度差ΔTS超过27.6MPa，强度在无缝钢管的圆周方向及轴向存在偏差，得不到稳定的强度。
试验编号10中，圆钢坯的加热温度过高。其结果，制管工序中的管坯的最终温度超过1000℃。因此，无缝钢管内的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的粒度编号小于7.0，进而，晶体粒度编号差ΔGS超过1.0。其结果，耐SSC性低。进而，Nb固溶率差ΔSR超过10％。因此，强度差ΔTS超过27.6MPa，强度在无缝钢管的圆周方向及轴向存在偏差，得不到稳定的强度。
试验编号11中，不含有Nb。因此，无缝钢管内的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的粒度编号小于7.0，并且晶体粒度差ΔGS超过1.0。因此，耐SSC性低。
试验编号12中，Nb含量过低。因此，无缝钢管内的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的粒度编号小于7.0。因此，耐SSC性低。
试验编号13～14中，与试验编号9同样，倾斜辊转速超过75rpm，穿孔工序中的辊圆周速度超过5550mm/秒。其结果，管坯的最终温度超过1000℃。因此，无缝钢管内的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号小于7.0，进而，晶体粒度编号差ΔGS超过1.0。其结果，耐SSC性低。进而，Nb固溶率差ΔSR超过10％。因此，强度差ΔTS超过27.6MPa，强度在无缝钢管的圆周方向及轴向存在偏差，得不到稳定的强度。
试验编号15中，回火温度过低，小于650℃。因此，屈服强度为862MPa以上。其结果，在耐SSC性试验中确认到开裂，耐SSC性低。
[实施例2]
在与实施例1相同的条件下、使用表1所示的钢水，通过连续铸造制造多个圆钢坯。使用圆钢坯，在表3所示的制造条件下制造无缝钢管。
[表3]
具体而言，以表3中记载的加热温度(℃)对各试验编号的圆钢坯进行加热。对经加热的圆钢坯实施制管工序(穿孔工序、拉伸轧制工序及定径轧制工序)，制造外径244.5mm、壁厚13.8mm的管坯。在制管工序中，穿孔机的倾斜辊的辊径为1390～1410mm。具体而言，试验编号16～20的穿孔机的倾斜辊的辊径为1390mm，试验编号21～23的穿孔机的倾斜辊的辊径为1410mm。制管工序中的穿孔机的穿孔时的辊转速(rpm)、辊圆周速度(mm/秒)、及最终温度(℃)如表3所示。
对制管工序后的管坯中试验编号16的管坯在淬火工序前、以表3所示的补热温度进行补热。对制管工序后(试验编号17～23)、或补热工序后(试验编号16)的管坯进行骤冷而实施淬火(在线淬火)。淬火工序中的骤冷开始温度(淬火温度)QT1如表3所示，均为A3相变点以上。淬火工序中的自骤冷开始温度QT1起到管坯的外表面温度达到300℃为止的平均冷却速度CR为15℃/秒以上。对淬火工序后的管坯实施回火。回火温度TT1如表3所示，回火温度TT1下的保持时间均为30分钟。任意试验编号的回火温度TT1均为Ac1相变点以下。将回火后的管坯放冷至常温(25℃)。
将常温的管坯加热至表3所示的再加热淬火温度QT2(℃)，对再加热温度的管坯进行骤冷而实施淬火(离线淬火)。淬火工序中的骤冷开始温度与表3所示的再加热淬火温度QT2相同。淬火工序中的自骤冷开始温度QT2起到管坯的外表面温度达到300℃为止的平均冷却速度CR为15℃/秒以上。对离线淬火后的管坯实施回火。回火温度TT2如表3所示，回火温度TT2下的保持时间均为30分钟。任意试验编号的回火温度TT2均为Ac1相变点以下。通过以上的制造工序，制造各试验编号的无缝钢管。需要说明的是，各试验编号中，为了测定Nb固溶率差ΔSR，还准备了在线淬火工序后且第1次回火工序前的管坯。
对所制造的无缝钢管的主体区域的任意壁厚中央部实施公知的成分分析法(对C及S用公知的燃烧-红外线吸收法、对O及N用公知的高温洗脱气体分析法、对其它合金元素用ICP分析法)，结果各试验编号的无缝钢管的化学组成与表1一致。
使用各试验编号的无缝钢管，与实施例1同样地求出基于ASTM E112的原奥氏体晶粒的晶体粒度、晶体粒度差ΔGS、屈服强度YS(MPa)、拉伸强度TS(MPa)、和拉伸强度差ΔTS(MPa)。进而，与实施例1同样地实施耐SSC试验。另外，对各试验编号的在线淬火工序后且第1次回火工序前的管坯与实施例1同样地求出Nb固溶率差ΔSR。
[试验结果]
表3中示出试验结果。需要说明的是，各试验编号中，得到的屈服强度YS为110ksi级(758～862MPa)，屈服比YR为90.0％以上，回火马氏体的面积率均为90％以上。参照表3，试验编号16～18、21及22中，化学组成是适当的、制造条件也是适当的。因此，无缝钢管的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的粒度编号均为7.0以上，并且，晶体粒度差ΔGS为1.0以下。因此，在无缝钢管的轴向及圆周方向均得到了优异的耐SSC性。
进而，这些试验编号中，Nb固溶率差ΔSR均为10％以下。因此，拉伸强度差ΔTS为27.6MPa以下，在无缝钢管的圆周方向及轴向得到了稳定的强度。
需要说明的是，试验编号16～18、21及22中，在线淬火之后实施离线淬火。因此，与仅实施了在线淬火的试验编号1～8相比，无缝钢管的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的粒度编号进一步提高。
另一方面，试验编号19中，辊转速(及辊圆周速度)过高，其结果，最终温度超过1000℃。因此，在线淬火工序后且第1次回火工序前的管坯中的Nb固溶率差ΔSR超过10％。因此，拉伸强度差ΔTS超过27.6MPa，在无缝钢管的圆周方向及轴向得不到稳定的强度。试验编号19中，进而，晶体粒度差ΔGS超过1.0。因此，在耐SSC性试验中确认到开裂，耐SSC性低。
试验编号20中，圆钢坯的加热温度过高。其结果，制管工序中的管坯的最终温度超过1000℃。因此，在线淬火工序后且第1次回火工序前的管坯中的Nb固溶率差ΔSR超过10％。因此，拉伸强度差ΔTS超过27.6MPa，在无缝钢管的圆周方向及轴向得不到稳定的强度。试验编号20中，进而，晶体粒度差ΔGS超过1.0。因此，在耐SSC性试验中确认到开裂，耐SSC性低。
试验编号23中，最终(第2次)的回火温度TT2过低，小于650℃。因此，屈服强度为862MPa以上。其结果，在耐SSC性试验中确认到开裂，耐SSC性低。
[实施例3]
在与实施例1相同的条件下、使用表1所示的钢水，通过连续铸造制造多个圆钢坯。使用圆钢坯，在表4所示的制造条件下制造无缝钢管。
[表4]
具体而言，以表4中记载的加热温度(℃)对各试验编号的圆钢坯进行加热。对经加热的圆钢坯实施制管工序(穿孔工序、拉伸轧制工序及定径轧制工序)，制造外径244.5mm、壁厚13.8mm的管坯。在制管工序中，穿孔机的倾斜辊的辊径为1390～1410mm。具体而言，试验编号24～28的穿孔机的倾斜辊的辊径为1390mm，试验编号29～32的穿孔机的倾斜辊的辊径为1410mm。制管工序中的穿孔机的穿孔时的辊转速(rpm)、辊圆周速度(mm/秒)、及最终温度(℃)如表4所示。
本实施例中，任意试验编号中均是将制管工序后的管坯放冷至常温(25℃)。将常温的管坯加热至表4所示的再加热淬火温度QT2(℃)，对再加热温度的管坯进行骤冷而实施淬火(离线淬火)。淬火工序中的骤冷开始温度与表4所示的再加热淬火温度QT2相同。淬火工序中的自骤冷开始温度QT2起到管坯的外表面温度达到300℃为止的平均冷却速度CR为15℃/秒以上。对离线淬火后的管坯实施回火。回火温度TT2如表4所示，回火温度TT2下的保持时间均为30分钟。任意试验编号的回火温度TT2均为Ac1相变点以下。通过以上的制造工序，制造各试验编号的无缝钢管。需要说明的是，各试验编号中，为了测定Nb固溶率差ΔSR，还准备了离线淬火工序后且回火工序前的管坯。
对所制造的无缝钢管的主体区域的任意壁厚中央部实施公知的成分分析法(对C及S用公知的燃烧-红外线吸收法、对O及N用公知的高温洗脱气体分析法、对其它合金元素用ICP分析法)，结果各试验编号的无缝钢管的化学组成与表1一致。
使用各试验编号的无缝钢管，与实施例1同样地求出基于ASTM E112的原奥氏体晶粒的晶体粒度、晶体粒度差ΔGS、屈服强度YS(MPa)、拉伸强度TS(MPa)、和拉伸强度差ΔTS(MPa)。进而，与实施例1同样地实施耐SSC试验。
另外，对各试验编号的离线淬火工序后且回火工序前的管坯，与实施例1同样地求出Nb固溶率差ΔSR。
[试验结果]
表4中示出试验结果。需要说明的是，各试验编号中，得到的屈服强度YS为110ksi级(758～862MPa)，屈服比YR为90.0％以上，回火马氏体的面积率均为90％以上。参照表4，试验编号24～26、29～31中，化学组成是适当的、制造条件也是适当的。因此，无缝钢管的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的粒度编号均为7.0以上，并且，晶体粒度差ΔGS为1.0以下。因此，在无缝钢管的轴向及圆周方向均得到了优异的耐SSC性。
进而，这些试验编号中，Nb固溶率差ΔSR均为10％以下。因此，拉伸强度差ΔTS为27.6MPa以下，在无缝钢管的圆周方向及轴向得到了稳定的强度。
需要说明的是，试验编号24～26、29～31中，实施离线淬火而进行了基于逆相变的晶粒微细化。因此，与仅实施了在线淬火的试验编号1～8相比，无缝钢管的原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的粒度编号进一步提高。
另一方面，试验编号27、28及32中，最终温度超过1000℃。因此，制造后的无缝钢管中，晶体粒度差ΔGS超过1.0。因此，在耐SSC性试验中确认到开裂，耐SSC性低。
进而，这些试验编号中，离线淬火工序后且回火工序前的管坯中的Nb固溶率差ΔSR超过10％。因此，拉伸强度差ΔTS超过27.6MPa，在无缝钢管的圆周方向及轴向得不到稳定的强度。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。但是，上述的实施方式仅仅是用于实施本发明的例示。因此，本发明不限定于上述的实施方式，可以在不脱离其主旨的范围内适宜变更上述实施方式而实施。

Claims (9)

1.一种无缝钢管，其具有第1管端及第2管端，
其化学组成以质量％计含有
C：0.21～0.35％、
Si：0.10～0.50％、
Mn：0.05～1.00％、
P：0.025％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.005～0.100％、
N：0.010％以下、
Cr：0.05～1.50％、
Mo：0.10～1.50％、
Nb：0.010～0.050％、
B：0.0003～0.0050％、
Ti：0.002～0.050％、
V：0～0.30％、
Ca：0～0.0050％、及
稀土元素：0～0.0050％，余量为Fe及杂质，
所述无缝钢管中，在除第1管端区域和第2管端区域之外的主体区域中，原奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶体粒度编号为7.0以上，所述第1管端区域的范围从所述第1管端起沿所述无缝钢管的轴向朝向所述第2管端至500mm位置为止，所述第2管端区域的范围从所述第2管端起沿所述无缝钢管的轴向朝向所述第1管端至500mm位置为止，
所述主体区域中，所述晶体粒度编号的最大值与最小值之差为1.0以下，
所述主体区域中，屈服强度为655MPa以上且小于862MPa，
所述主体区域中，拉伸强度的最大值与最小值之差为27.6MPa以下。
2.根据权利要求1所述的无缝钢管，其含有V：0.01～0.30％。
3.根据权利要求1或2所述的无缝钢管，其含有选自由
Ca：0.0001～0.0050％、及
稀土元素：0.0001～0.0050％组成的组中的1种以上。
4.一种无缝钢管的制造方法，所述制造方法具备：
将圆钢坯加热至950～1100℃的工序，所述圆钢坯以质量％计含有C：0.21～0.35％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、N：0.010％以下、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.10～1.50％、Nb：0.010～0.050％、B：0.0003～0.0050％、Ti：0.002～0.050％、V：0～0.30％、Ca：0～0.0050％、及稀土元素：0～0.0050％，余量为Fe及杂质；
制管工序，使用具有倾斜辊的穿孔机，使所述倾斜辊的转速为20～75rpm，对所述圆钢坯进行穿孔轧制，进而实施轧制，制造管坯，使最终的轧制时的管坯温度为800～1000℃；
淬火工序，对通过所述制管工序制造且外表面温度为A3相变点～1000℃的所述管坯进行骤冷，使自骤冷开始时的所述管坯的所述外表面温度起到所述外表面温度达到300℃为止的平均冷却速度为15℃/秒以上；及
回火工序，实施将通过所述淬火工序被骤冷的所述管坯的外表面温度保持在650℃～Ac1相变点的回火，制造屈服强度为655MPa以上且小于862MPa的无缝钢管。
5.一种无缝钢管的制造方法，所述制造方法具备：
将圆钢坯加热至950～1100℃的工序，所述圆钢坯以质量％计含有C：0.21～0.35％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、N：0.010％以下、Cr：0.05～1.50％、Mo：0.10～1.50％、Nb：0.010～0.050％、B：0.0003～0.0050％、Ti：0.002～0.050％、V：0～0.30％、Ca：0～0.0050％、及稀土元素：0～0.0050％，余量为Fe及杂质；
制管工序，使用具有倾斜辊的穿孔机，使所述倾斜辊的圆周速度为1450～5550mm/秒，对所述圆钢坯进行穿孔，进而实施轧制，制造管坯，使最终的轧制时的管坯温度为800～1000℃；
淬火工序，对通过所述制管工序制造且外表面温度为A3相变点～1000℃的所述管坯进行骤冷，使自骤冷开始时的所述管坯的所述外表面温度起到所述外表面温度达到300℃为止的平均冷却速度为15℃/秒以上；及
回火工序，实施将通过所述淬火工序被骤冷的所述管坯的外表面温度保持在650℃～Ac1相变点的回火，制造屈服强度为655MPa以上且小于862MPa的无缝钢管。
6.根据权利要求4或5所述的无缝钢管的制造方法，其还具备：
补热工序，在所述淬火工序前且所述制管工序后，对通过所述制管工序制造且所述外表面温度为400℃以上且小于Ar3相变点的所述管坯进行加热，使所述管坯的外表面温度为Ac3相变点～1000℃，
在所述淬火工序中，对通过所述补热工序被加热且外表面温度成为A3相变点～1000℃的所述管坯进行骤冷。
7.根据权利要求4或5所述的无缝钢管的制造方法，其还具备：
再加热工序，在所述淬火工序前且所述制管工序后，对通过所述制管工序制造且所述外表面温度小于400℃的所述管坯进行再加热，使所述管坯的外表面温度为Ac3相变点～1000℃，
在所述淬火工序中，对通过所述再加热工序被加热且外表面温度成为A3相变点～1000℃的所述管坯进行骤冷。
8.根据权利要求4～7中任一项所述的无缝钢管的制造方法，其中，
所述圆钢坯含有V：0.01～0.30％。
9.根据权利要求4～8中任一项所述的无缝钢管的制造方法，其中，
所述圆钢坯含有选自由
Ca：0.0001～0.0050％、及
稀土元素：0.0001～0.0050％组成的组中的1种以上。
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