JP3879723B2

JP3879723B2 - 耐水素誘起割れ性に優れた高強度継目無鋼管およびその製造方法

Info

Publication number: JP3879723B2
Application number: JP2003336242A
Authority: JP
Inventors: 暢俊村尾; 信之久宗; 一大迫; 邦夫近藤
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-10-01
Filing date: 2003-09-26
Publication date: 2007-02-14
Anticipated expiration: 2023-09-26
Also published as: JP2004143593A

Description

本発明は、強度レベルがアメリカ石油協会（ＡＰＩ）規格の５Ｌ−Ｘ７０グレード以上のラインパイプに用いられる、耐水素誘起割れ性（以下、「耐ＨＩＣ性」という）に優れた継目無鋼管に関するものである。

近年において、原油、天然ガスなどの油井、ガス井（以下、これらを総称して単に「油井等」という）の採掘条件は過酷となり、それにともなってこれらの輸送条件も今までにない厳しい環境下で行われている。油井等の採掘環境は、採掘深度が増加するのにともなって、その雰囲気にＣＯ₂、Ｈ₂Ｓ、Ｃｌ^-等を含有するようになり、採掘される原油や天然ガス中にＨ₂Ｓを含むことが多くなっている。

また、油井等が海底にある場合には、その採掘深度が増加するのにともなって、輸送用パイプラインも海底での水圧に耐えるべく、高強度で厚肉化が要請されるようになる。通常、このような深海における海底パイプラインには、継目無鋼管が使用される。

Ｈ₂Ｓを多く含む原油や天然ガスの輸送に用いられるパイプラインでは、Ｈ₂Ｓによる鋼材表面の腐食だけではなく、腐食によって発生した水素が鋼中に浸入して、水素誘起割れや水素誘起膨れ等（以下、これらを総称して「ＨＩＣ」という）といった鋼材の破壊現象が生じる。このＨＩＣは、従来から高張力鋼に認められる硫化物応力腐食割れとは異なり、外部からの付加応力に依存することがなく、外部応力が無い状態でも発生が認められる。

このようなＨＩＣが輸送用パイプラインに発生した場合、パイプラインの破損事故にもつながりかねず、その結果、原油や天然ガス等の漏れによる大規模な環境破壊のおそれがある。このため、原油や天然ガスの輸送用パイプラインでは、ＨＩＣの発生を防止することが重要な課題となっている。

上述のＨＩＣは、鋼材が圧延される際に鋼中に存在するＭｎＳ、Ａｌ₂Ｏ₃、ＣａＯおよびＣａＳといった介在物が圧延方向に延伸された介在物となって、または、破砕されてクラスター状介在物となって、これらの介在物と地鉄との界面に浸入してきた水素が集積して、ガス化し、そのガス圧によって微小な亀裂を発生し、これらが連なって鋼中を伝播するものである。

鋼中でこのような挙動をするＨＩＣを防止するため、従来から種々のラインパイプ用鋼材が提案されている。例えば、特許文献１では、ＡＰＩ規格のＸ４２〜Ｘ８０クラスの強度を有する鋼に、Ｃｕ：０．２〜０．８％を添加することにより耐食性被膜を形成して、地鉄中に水素が浸入するのを防止するラインパイプ用鋼が提案されている。

また、特許文献２では、Ｃａを０．００５％超え０．０２０％以下と比較的多量に添加することによって、鋼中の介在物（ＭｎＳ）をＣａ処理による形態制御によって球状化を図ることにより、割れ感受性を軽減したラインパイプ用鋼材が提案されている。そして、現在でも、これらで提案された技術に基づいて、耐ＨＩＣ鋼が製造されている。
さらに、耐ＨＩＣ鋼は、その主な用途が原油や天然ガスの輸送用パイプラインであるため、溶接施工性が重視される。このため、耐ＨＩＣ鋼には低Ｃ鋼が適用されるが、鋼のＣ値が低いことから高強度のものが得にくい。一方、前述の通り、顧客からは高強度材を要請されることから、これを満足させるため、熱間圧延により鋼管を仕上げ圧延した後に、被圧延鋼管を加熱して焼入れを行い、引き続いて焼き戻しを実施することが多い。

また、このような被圧延鋼管の焼入れおよび焼き戻し処理は、前記ＨＩＣが発生しやすいフェライト・パーライトのバンド状組織を回避するためにも有効である。

特開昭５０−９７５１５号公報（特許請求の範囲など）

特開昭５３−１０６３１８号公報（特許請求の範囲など）

前述の通り、ラインパイプ用鋼材は、溶接施工性が重視されるとともに、高強度が要求されることから、熱間圧延後に、被圧延鋼管を焼入れおよび焼き戻しを実施することが多い。さらに、継目無鋼管の製造に際し、設備費用の増加抑制や生産効率化の観点から、製管ラインに熱処理設備を直結することにより、仕上げ圧延された鋼管をＡｒ₃点以下まで冷却することなく、均熱後、焼入れおよび焼戻しを行う処理（以下、単に「インライン焼入れ・焼戻し（ＱＴ）」ということがある）を採用することが検討されている。

これにともなって、高強度のラインパイプ用鋼材の耐ＨＩＣ性の改善を図るため、先に提案された、介在物（ＭｎＳ）をＣａ処理して形態制御した鋼を用いて、熱間圧延後に、被圧延鋼管をＡｒ₃点以下まで冷却することなく、均熱後、焼入れおよび焼戻し処理して高強度材継目無鋼管を製造したが、粒界破壊の形態を示すＨＩＣの発生が観察された。したがって、前述の特許文献２などで提案された耐ＨＩＣ鋼を高強度鋼に適用したとしても、必ずしも耐ＨＩＣ性が向上することにはならない。

本発明は、高強度で耐ＨＩＣ性を有する継目無鋼管の製造に鑑みてなされたものであり、優れた耐ＨＩＣ性を発揮することができる高強度継目無鋼管およびその製造方法を提供することを目的としている。

本発明者らは、上述の課題を解決するため、ラインパイプに発生するＨＩＣの挙動に関する知見を整理した。

前述の通り、ＨＩＣは、腐食により発生した水素が鋼中に浸入して、鋼中の介在物と地鉄との界面に集積し、ガス化し、そのガス圧が鋼の降伏強度よりも大きくなり亀裂を発生させて、これらが連なって鋼中を伝播し、水素誘起割れや水素誘起膨れといった破壊を発生させるものである。

そのため、従来技術としては、浸入してきた水素がガス化し難いように、例えば、介在物の形態制御等を実施してきたが、ＡＰＩの５Ｌ−Ｘ７０グレード以上の高強度鋼になると、ＨＩＣは必ずしもその起点が介在物とは限らず、ＨＩＣ破面があたかも硫化物応力腐食割れのような挙動を示し、粒界破壊の形態を示す場合がある。

そこで、鋼の耐ＨＩＣ性と焼入れ組織との関係についてさらに検討を加えた結果、ベイナイトまたは／およびマルテンサイトの焼入れ組織であっても、その粒界にフェライトを析出させることによって、結晶粒界の脆化防止を図るとともに、鋼に微少な破壊が発生したとしても、その亀裂の伸展を抑制することが可能になり、耐ＨＩＣ性に優れた継目無鋼管を得られることを新たに知見した。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記（１）および（２）の高強度継目無鋼管、ならびに（３）の高強度継目無鋼管の製造方法を要旨としている。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０１７％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００８％以下およびＯ（酸素）：０．００４％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、組織はベイナイトまたは／およびマルテンサイトで、その粒界にフェライトが析出しており、降伏応力が４８３ＭＰａ以上であることを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度継目無鋼管である。
（２）上記（１）の継目無鋼管は、高強度を確保するため、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５％およびＮｉ：０．０５〜０．５％の１種以上を含有するのが望ましい。
（３）上記（１）または（２）に記載の組成を有する鋼片を、熱間圧延により継目無鋼管に圧延した後、直ちに均熱後、焼入れ開始温度を（Ａｒ₃点＋５０℃）〜１１００℃として５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで５５０℃〜Ａｃ₁点で焼戻しを行うことにより、組織はベイナイトまたは／およびマルテンサイトで、その粒界にフェライトが析出しており、降伏応力が４８３ＭＰａ以上である継目無鋼管を製造することを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法である。

本発明の継目無鋼管およびその製造方法によれば、鋼の化学組成と鋼中の組織および粒界へのフェライト析出を規定することによって、高強度で安定して良好な耐ＨＩＣ性を得ることができる。さらに、インラインＱＴを適用する場合の条件を規定することによって、熱処理プロセスの合理化や生産性の向上を阻害することなく、耐ＨＩＣ性に優れた、降伏応力が４８３ＭＰａ以上の高強度のパイプラインを提供することができる。

本発明において、化学組成、鋼管組織および製造方法を上記のように規定した理由を説明する。まず、本発明の継目無鋼管の化学組成の規定理由について説明する。以下の説明において、化学組成は質量％で示す。

１．鋼の化学組成
Ｃ：０．０３〜０．１１％
Ｃは、焼入れ性を高め、強度を上昇させるのに必要な元素である。０．０３％未満では焼入れ性が低下し、高い強度を確保することが困難になる。０．１１％を超えると、ＱＴを適用した場合、ベイナイトまたは／およびマルテンサイトといった完全焼入れ組織となりやすく、耐ＨＩＣ性が低下するのみならず、溶接性も低下する。

Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、鋼の脱酸を目的として添加するだけでなく、強度の上昇および焼き戻し時の軟化抵抗を高めることに寄与する。これらの効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると靭性が低下するので０．５％以下とした。

Ｍｎ：０．８〜１．６％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、強度を上昇するとともに、熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。特に、熱間加工性の向上を図るためには、０．８％以上が必要である。しかし、過剰に添加すると、靱性および溶接性が低下するので１．６％以下とした。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在するが、結晶粒界に偏析することにより靭性を劣化させるので、０．０２５％以下とした。好ましくは、０．０１５％以下であり、より好ましくは、０．００９％以下である。

Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在するが、ＭｎＳなどの硫化物を生成して耐ＨＩＣ性を劣化させるので０．００３％以下とした。好ましくは、０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１％以下である。

Ｔｉ：０．００２〜０．０１７％
Ｔｉは、鋳片の割れ防止に有効な元素であり、その効果を発揮するには、０．００２％以上含有する必要がある。一方、過剰に添加すると、鋼の靭性を劣化させるので０．０１７％以下とし、好ましくは、０．０１０％以下とした。

Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは、鋼の脱酸に必須元素であり、添加量が少なすぎると脱酸不足となり、鋳片に表面疵等が発生して鋼質の劣化を招くので０．００１％以上とした。一方、過剰に添加すると、鋳片に割れ等が発生して鋼質の劣化要因となるので、０．１０％以下とし、好ましくは、０．０４０％以下とした。

Ｃｒ：０．０５〜０．５％
Ｃｒは、鋼の強度を向上させる元素であり、その効果が顕著になるのは０．０５％以上含有させた場合である。しかし、過剰に添加してもその効果は飽和するので、０．５％以下とした。

Ｍｏ：０．０２〜０．３％
Ｍｏは、鋼の強度を向上させる元素であり、その効果は０．０２％以上の含有で顕著になる。しかし、過剰に添加してもその効果は飽和するので、０．３％以下とした。

Ｖ：０．０２〜０．２０％
Ｖは、鋼の強度を向上させる元素であり、その効果は０．０２％以上の含有で顕著になる。しかし、過剰に添加してもその効果は飽和するので、０．２０％以下とし、好ましくは、０．０９％以下とした。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは介在物の形態制御に用いられるが、ＭｎＳを球状化して耐ＨＩＣ性を向上させるためには、０．０００５％以上の含有が必要である。一方、含有が０．００５％を超えると、飽和してそれ以上の効果が発揮されないばかりではなく、Ｃａ系介在物がクラスター化し易くなり、逆に耐ＨＩＣ性が低下するので、上限を０．００５％とした。

Ｎ：０．００８％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在するが、濃度が高くなると、鋳片に割れ等が発生して鋼質の劣化を招くので、０．００８％以下とした。さらに望ましくは０．００６％以下である。

Ｏ（酸素）：０．００４％以下
Ｏは、鋼中の溶存酸素と酸化物系介在物中の酸素の合計含有量を示すが、この量は、脱酸が充分に行われた鋼では、酸化物系介在物中の酸素含有量とほぼ等しくなる。したがって、Ｏ含有量が多くなるほど、鋼中の酸化物系介在物が多く存在することになり、耐ＨＩＣ性を低下させる。このため、含有量はできる限り少ない方がよく０．００４％以下とした。

Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％
これらの元素は、いずれも鋼の強度を向上させる元素である。したがって、鋼の強度を確保したい場合に、いずれかの元素を単独で、または２種の元素を複合して含有させることができる。その効果は、Ｃｕ、Ｎｉとも０．０５％以上の含有で顕著になる。しかし、いずれの元素も過剰に添加してもその効果は飽和するので、０．５％以下とした。
Ｎｂ：Ｎｂの含有の有無は、耐ＨＩＣ性や強度には影響しないので、本発明では不純物元素として取り扱うことができ、特にその含有量は規定しない。但し、０．１％を超えて含有されると靱性の低下などの好ましくない影響が顕著となることから、その含有量は０．１％以下の範囲が望ましい。
２．鋼管組織および製造方法
本発明の継目無鋼管は、前述の化学組成で示すように、比較的低Ｃ鋼を用いて５Ｌ−Ｘ７０グレード以上の強度を確保するために、鋼管組織をベイナイトまたは／およびマルテンサイトといった焼入れ組織とする必要がある。このためには、インラインＱＴを適用するのが望ましい。
しかしながら、ベイナイトまたは／およびマルテンサイトの完全焼入れ組織のみでは、あたかも硫化物応力腐食割れのような粒界破壊の形態を示すＨＩＣが発生し易くなるため、その粒界にフェライトを析出させることが重要である。

本発明では、ベイナイトまたは／およびマルテンサイトの粒界にフェライトを析出させることによって、５Ｌ−Ｘ７０グレード以上の強度を確保しつつ、あたかも硫化物応力腐食割れのような粒界破壊の形態を示すＨＩＣの発生を防止する作用を発揮させることができる。

図１は、耐ＨＩＣ性に劣る継目無鋼管の金属組織写真を示す図である。同図の金属組織は、ナイタル腐食液により腐食後の組織であり、旧オーステナイト粒界が明確に識別できるベイナイトまたは／およびマルテンサイトの完全焼入れ組織を呈している。このような組織の場合には、硫化物応力腐食割れのような粒界破壊の形態を示すＨＩＣが発生しやすい。

これに対して、図２は、耐ＨＩＣ性が良好な本発明に関する継目無鋼管の金属組織写真を示す図である。前記の図１と同様にナイタル腐食液による腐食後の組織であるが、粒界にフェライト相が生成しているために、旧オーステナイト粒界が明瞭でない金属組織となっている。このような組織の場合には、粒界破壊の形態を示すＨＩＣは発生しない。

本発明では、本発明が規定する化学組成を含有する鋼片を素材として、上記の金属組織を規定することにより、目的の性能、すなわち耐ＨＩＣ性に優れた継目無鋼管が得られる。このような金属組織と高強度を同時に満足する継目無鋼管を得るための望ましい製造方法は下記に示すとおりである。

鋼片を加熱し、熱間加工により鋼管の形状に仕上げ圧延した後、直ちにＡｒ₃点以下まで冷却することなく、均熱炉を用いて（Ａｒ₃点＋５０℃）以上の温度に均熱した後、焼入れを行う。

焼入れ開始温度が（Ａｒ₃点＋５０℃）未満であると、強度にバラツキが生じる。一方、焼入れ開始温度を高めると、靱性が著しく悪化するので、１１００℃以下にする必要がある。したがって、焼入れ開始温度は（Ａｒ₃点＋５０℃）〜１１００℃とする。

仕上げ圧延された鋼管の焼入れは、５℃／秒以上の冷却速度を確保して、例えば、常温まで冷却することにより実施する。この焼入れ時の冷却速度が５℃／秒未満では、必要とされる強度を得るのに必要なマルテンサイト、ベイナイトを含む組織が確保できないため、５℃／秒以上の冷却速度を確保する。

焼き戻し温度は、溶接熱影響部の強度低下を防止するには５５０℃以上が必要である。しかし、焼き戻し温度がＡｃ₁点を超えると強度の低下を招くことになる。したがって、焼き戻しは５５０℃〜Ａｃ₁点の温度条件で行う必要がある。

本発明では、素材となる鋼片から鋼管を仕上げ圧延するまでの製造工程を限定するものでなく、例えば、マンネスマン・マンドレルミル方式を採用して、連続鋳造機により鋳造されたビレット、または鋳造後分塊工程で圧延して得たビレットを加熱し、傾斜ロール圧延機のようなピアサーを用いて中空素管を得て、その後、マンドレルバーを挿入して延伸圧延後、サイザーまたはレデューサーを用いて仕上げ圧延を行うことができる。

なお、前記（３）に記載した本発明の製造方法以外の製造方法であっても、前記（１）または（２）に規定した本発明の化学組成および金属組織を有する継目無鋼管であれば、本発明の耐ＨＩＣ性が得られる。

（実施例１）
表１に示す化学組成の鋼種を転炉で溶製し、連続鋳造で製造したビレットを１１００℃以上に加熱して、傾斜ロール穿孔機を用いて中空素管を得た。この中空素管をマンドレルミルおよびサイザーを用いて鋼管に仕上げ圧延を行った。そののち、Ａｒ₃点以下に冷却することなく、９５０℃に均熱後、焼入れおよび焼き戻し処理を行い、継目無鋼管を製造した。製造した鋼管寸法および熱処理条件を表２に示す。ただし、冷却速度は３０℃／秒とした。

得られた鋼管から、引張試験として、ＪＩＳ１２号引張試験片を採取し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）を測定した。なお、引張試験はＪＩＳＺ２２４１に準じて行った。

さらに、耐ＨＩＣ試験として、厚さ１２〜２０mm、幅２０mm、長さ１００mmの試験片を採取し、Ｈ₂Ｓを飽和させた５％ＮａＣｌ水溶液に０．５％ＣＨ₃ＣＯＯＨを添加した溶液（温度２５℃、ｐＨ＝２．７〜４．０：いわゆるＮＡＣＥ環境）に試験片を９６時間浸漬し、割れ面積率（ＣＡＲ（％））を測定した。これらの結果を表２に示す。
また、耐ＨＩＣ試験後に耐ＨＩＣ試験片の横断面を切り出し、光学顕微鏡にて組織観察を行い、観察結果を表２に示す。

表２の結果から、本発明例であるＮｏ．１〜１４は、いずれも強度が５Ｌ−Ｘ７０グレードを満足するとともに、ＣＡＲ＝０％と良好であった。

一方、比較例のうちＮｏ．１５は、ＣおよびＯ含有量が本発明の規定外となり、粒界にフェライトが析出しておらず、ＣＡＲ＝１２．６％と悪化した。また、Ｎｏ．１６もＣ含有量が本発明の規定外となり、粒界にフェライトが存在しておらず、ＣＡＲ＝７．９％と不良である。

さらに、比較例のうちＮｏ．１７は、Ｏ含有量が本発明の規定外となるため、介在物起因によりＣＡＲ＝６．２％と不良である。Ｎｏ．１８は、Ｃａ含有量が本発明の規定外となるため、介在物起因によりＣＡＲ＝３．６％と不良である。

比較例のうちＮｏ．１９は、Ｍｎ含有量が本発明の規定外となるため、粒界にフェライトが存在しておらず、ＣＡＲ＝１０．８％と悪化した。Ｎｏ．２０は、Ｃ含有量が本発明の規定外となるため、ＣＡＲ＝０％と良好であるが、強度は５Ｌ−Ｘ７０グレードを満足することができなかった。

比較例のうちＮｏ．２１は、Ｃａ含有量が本発明の規定外となるため、介在物起因でＣＡＲ＝９．４％と悪化した。
（実施例２）
熱処理条件の影響を確認するため、前記表１中のＮｏ．３の鋼種を転炉で溶製し、連続鋳造で製造したビレットを１１００℃以上に加熱して、傾斜ロール穿孔機を用いて中空素管を得た。この中空素管をマンドレルミルおよびサイザーを用いて鋼管に仕上げ圧延を行った。そののち、９２０℃〜２０℃の範囲で冷却した後、冷却開始温度、冷却速度および焼き戻し温度を変動させて、継目無鋼管を製造した。製造した鋼管寸法および熱処理条件を表３に示す。ただし、供試した鋼種Ｎｏ．３のＡｒ₃点は７６８℃、Ａｃ₁点は７４５℃であった。

実施例１と同様に、引張試験として、ＪＩＳ１２号引張試験片を採取し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）を測定した。さらに、実施例１と同じ条件で耐ＨＩＣ試験を行い、割れ面積率（ＣＡＲ（％））を測定した。また、耐ＨＩＣ試験後に耐ＨＩＣ試験片の横断面を切り出し、光学顕微鏡にて組織観察を実施した。これらの結果を表３に示す。

表３の結果から明らかなように、本発明例のＮｏ．２２〜２８は、本発明で規定する熱処理条件を満足しており、いずれも強度が５Ｌ−Ｘ７０グレードを満足するとともに、ＣＡＲ＝０％と良好であった。

一方、比較例のうちＮｏ．２９は、焼入れ温度が本発明の規定外となるため、粒界にフェライトが析出しておらず、ＣＡＲ＝７．４％と悪化した。また、Ｎｏ．３０は、焼戻し温度が本発明の規定外となるため、強度が５Ｌ−Ｘ７０グレードを満足することができなかった。

比較例のうち、Ｎｏ．３１は、冷却速度が本発明の規定外となるため、組織がフェライト−パーライト組織となり、強度が５Ｌ−Ｘ７０グレードを満足することができなかった。

また、Ｎｏ．３２は、冷却開始温度が（Ａｒ₃点＋５０℃）未満となったため、強度が５Ｌ−Ｘ７０グレードを満足することができなかった。

さらに、比較例のうち、Ｎｏ．３３は、焼戻し温度が５５０℃を確保できなかったため、別に溶接試験を行い、溶接熱影響部において強度低下を生じたことを確認した。

本発明の継目無鋼管およびその製造方法によれば、鋼の化学組成と鋼中の組織および粒界へのフェライト析出を規定することによって、高強度で安定して良好な耐ＨＩＣ性を得ることができる。さらに、インラインＱＴを適用する場合の条件を規定することによって、熱処理プロセスの合理化や生産性の向上を阻害することなく、耐ＨＩＣ性に優れた、降伏応力が４８３ＭＰａ以上と高強度のパイプラインを提供することができる。よって、本発明の継目無鋼管および製造方法は、耐ＨＩＣ性に優れた高強度継目無鋼管を必要とする技術分野で広範囲に利用することができる。

耐ＨＩＣ性に劣る継目無鋼管の金属組織写真を示す図である。耐ＨＩＣ性が良好な継目無鋼管の金属組織写真を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０１７％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００８％以下およびＯ（酸素）：０．００４％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、組織はベイナイトまたは／およびマルテンサイトで、その粒界にフェライトが析出しており、降伏応力が４８３ＭＰａ以上であることを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度継目無鋼管。
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５％およびＮｉ：０．０５〜０．５％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度継目無鋼管。
請求項１に記載の組成を有する鋼片を、熱間圧延により継目無鋼管に圧延した後、直ちに均熱後、焼入れ開始温度を（Ａｒ₃点＋５０℃）〜１１００℃として５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで５５０℃〜Ａｃ₁点で焼戻しを行うことにより、組織はベイナイトまたは／およびマルテンサイトで、その粒界にフェライトが析出しており、降伏応力が４８３ＭＰａ以上である継目無鋼管を製造することを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。
請求項２に記載の組成を有する鋼片を、熱間圧延により継目無鋼管に圧延した後、直ちに均熱後、焼入れ開始温度を（Ａｒ₃点＋５０℃）〜１１００℃として５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで５５０℃〜Ａｃ₁点で焼戻しを行うことにより、組織はベイナイトまたは／およびマルテンサイトで、その粒界にフェライトが析出しており、降伏応力が４８３ＭＰａ以上である継目無鋼管を製造することを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。