JP4016786B2 - 継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、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」という）の掘削、それらの輸送等に用いられる継目無鋼管およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
油井の掘削用、それらの輸送用としては継目無鋼管が用いられており、なかでもラインパイプ用継目無鋼管には、輸送環境の過酷化にともなって、優れた靭性が要求されるようになっている。このような要請に対応して、従来から継目無鋼管の製造に際して、熱間圧延により鋼管を仕上げ圧延した後に、被圧延鋼管を一旦Ａｒ３点以下の温度まで冷却した後、再び、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行っている。かかる焼き入れおよび焼戻し処理によって、被圧延鋼管の結晶粒の微細化が図れ、靱性を確保することができる。
【０００３】
ところが、冷却した被圧延鋼管を再び加熱して焼入れする方法は、熱処理プロセス合理化や生産性の向上といった生産効率化の観点からは有効でない。このため、被圧延鋼管を仕上げ圧延した後にＡｒ３点以下まで冷却することなく、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理を行う方法が検討されている。しかし、熱間圧延後にＡｒ３点以下まで冷却することなく、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理を行えば、一般的に結晶粒の微細化が図れず、靭性の低下が懸念される。
【０００４】
このため、従来から、継目無鋼管を熱間圧延した後に、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理を行う場合であっても、鋼成分と熱間加工後のオーステナイト再結晶条件や鋼成分と熱間圧延条件を調整することによって、安定して微細結晶を得る方法が検討されている。
【０００５】
例えば、特許文献１では、鋼成分を規定した上で熱間圧延で継目無鋼管に製管した後、この鋼管をＡｒ３点以下に冷却することなく、Ａｒ３点以上の温度域において所定の条件で加熱した後、直ちに焼入れを行い、次いでＡｃ１点以下で焼き戻すことにより、低温靭性に優れた高張力継目無鋼管を製造する方法が提案されている。
【０００６】
ここで提案された製造方法は、組成成分と熱間加工後のオーステナイト再結晶条件に着目して、Ｎｂ、Ｖの１種または２種とＴｉを複合添加し、熱間加工後のオーステナイト再結晶粒の微細化を図ることにより、靭性を改善するものである。しかし、提案された製造方法では、Ｃｒ、Ｎｉを必須添加にすることから添加合金コストが嵩むとともに、Ｂを必須添加することから、ラインパイプ用鋼管として重要な性能である溶接性が低下するという問題がある。
【０００７】
一方、特許文献２では、鋼成分と熱間圧延条件を調整することによって安定して微細結晶を得る、高靭性継目無鋼管の製造法が開示されている。具体的には、成分が規定された鋼片を１１００℃以上に加熱した後、穿孔圧延した中空素管を最終段の傾斜圧延機前でＡｒ３点〜１１００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工を施し、さらに形状矯正連続圧延を行った後、Ａｒ１点〜９００℃の温度まで降下した中空素管を該温度より高い９００℃〜１１００℃に加熱し、その後、仕上げ温度がＡｒ３点＋５０℃以上の熱間仕上げ圧延を施した仕上げ鋼管を、Ａｒ３点以上の温度から急冷する焼入れ処理を施し、続いてＡｒ１点以下の温度に加熱して冷却する焼き戻し処理を行うことを特徴をする、耐ＳＳＣ性の優れた高強度、高靭性継目無鋼管の製造法である。
【０００８】
しかしながら、ここで開示されている製造法では、鋼の靭性に有効な微細な組織を得ることができるものの、最終傾斜圧延機で成形加工し形状矯正連続圧延を行った後、Ａｒ１点〜９００℃まで温度を降下させ、その後９００〜１１００℃に加熱するという、煩雑な工程を必要とするため、鋼管製造プロセス合理化や生産性を阻害することになる。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭６１−２３８９１７号公報
【特許文献２】
特開平６−１３６４４３号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
前述の通り、靱性に優れた継目無鋼管の製造に際し、生産効率化の観点から、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、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理を行えば、結晶粒の微細化が図れず、鋼管の靭性が確保できない。
【００１１】
一方、継目無鋼管を熱間圧延した後に、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理を行う場合に、鋼成分と熱間加工後のオーステナイト再結晶条件や鋼成分と熱間圧延条件を調整することによって、安定して微細結晶を得る製造法が提案されている。しかし、これらの製造法を採用しても、添加合金コストの増加や鋼管の溶接性が低下したり、鋼成分と熱間圧延条件を調整するため、鋼管製造プロセス合理化や生産性を阻害するという問題がある。
【００１２】
本発明は、従来の靱性に優れた継目無鋼管の製造に際して見られた問題点に鑑みてなされたものであり、熱処理プロセスの合理化や生産性の向上に支障をきたすことなく、優れた靭性を発揮することができる継目無鋼管およびそれを製造する方法を提供することを目的としている。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上述の課題を解決するため、鋼の靭性に関する知見を整理した。すなわち、鋼の靭性に関し、最も重要な因子は結晶粒径であり、靭性の向上を図るためには、結晶粒径を小さくする必要がある。通常、鋼に微少な破壊が発生すると、破壊亀裂は結晶粒界によってその進行が遮られる。このため、結晶粒が粗大化すると、この亀裂の進行を遮る障壁が減少するため、破壊は一気に伸展し、鋼は靱性を示すことなく脆性破壊の形態をとり易い。
【００１４】
そこで、鋼の靭性と結晶粒径との関係についてさらに検討を加えた結果、鋼に微少な破壊が発生した場合に、鋼中の結晶粒が比較的粗大であっても、鋼成分と鋼中の介在物、特に酸化物系介在物の最大径とその個数を制限することによって、結晶粒界の脆化防止を図ることが可能になり、靭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。
【００１５】
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)の継目無鋼管および(3)の継目無鋼管の製造方法を要旨としている。
(1) 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０１７％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、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る継目無鋼管であって、JIS G 0551で規定される粒度番号が７未満であり、かつ鋼中に存在する酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下で、５〜３００μｍの個数が１ｃｍ２あたり２００個以下であることを特徴とする継目無鋼管である。
(2) 上記(1)の継目無鋼管は、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、または／およびＣｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．２０％のうちの１種以上を含有するのが望ましい。
【００１６】
さらに、Ｔｉ／Ｎ≦３．４３の関係を満たすこと、Ｃａを含有した場合に、Ｃａ／Ｏ（酸素）：０．５〜２．０の関係を満たすことが望ましい。
(3) 上記(1)および(2)のいずれか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、直ちに焼き入れ開始温度を（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、JIS G 0551で規定される粒度番号が７未満であり、かつ鋼中に存在する酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下で、５〜３００μｍの個数が１ｃｍ２あたり２００個以下である継目無鋼管の製造方法である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
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。
【００１８】
１．鋼の化学組成
Ｃ：０．０２〜０．１５％
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。０．０２％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。０．１５％を超えると、母材の靭性が低下するのみならず、溶接後の熱影響部における靭性が低下する。
【００１９】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
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１．０％以下とした。
【００２０】
Ｍｎ：０．３０〜２．５％
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、０．３０％以上が必要である。しかし、過剰に添加すると、過度の偏析のため内質欠陥が発生するので２．５％以下とした。
【００２１】
Ｐ：０．０３０％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、０．０３０％以下とした。
【００２２】
Ｓ：０．００６％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靭性を劣化させるので０．００６％以下とした。さらに望ましくは、０．００４％以下である。
【００２３】
Ｔｉ：０．００２〜０．０１７％
Ｔｉは、鋳片のワレ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、ＴｉＣが多量に析出し、鋼の靭性を劣化させるので０．０１７％以下とした。
【００２４】
さらに、Ｔｉ含有量が０．００２〜０．０１７％の範囲であっても、後述するように、ＮによりＴｉＮと固定することによりＴｉＣ生成を制御するには、Ｔｉ／Ｎ≦３．４３の関係を満たすことが望ましい。
【００２５】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
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、また、鋳片に割れ等が発生して鋼質の劣化要因となるので、０．１００％以下とした。
【００２６】
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。
【００２７】
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、鋼の靭性を劣化させる鋼中の酸化物系介在物が結晶粒界に多く存在することになるので、できる限り少ない方がよく０．００４％以下とした。
【００２８】
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％
Ｃａは添加しなくてもよい。溶鋼にＣａを添加すると、低融点のＣａ−Ａｌ−Ｏ系介在物を生成し、大型介在物を低減する効果がある。この効果を顕著に発揮させるには、０．０００５％以上の含有が必要である。一方、過剰に含有すると、高融点の介在物を生成し、鋼中に残存しやすくなることから、０．００４０％以下とした。また、さらにＣａ添加の効果をあげるには、後述するように、Ｃａ／Ｏの関係は０．５〜２．０を満たすことが望ましい。
【００２９】
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１． ０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％およびＶ：０．０２〜０．２０％
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種以上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およびＣｒの場合に０．０５％以上の含有で、ＭｏおよびＶの場合には、ともに０．０２％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、ＣｕおよびＮｉの場合は１．５％以下、Ｃｒは１．０％以下、Ｍｏは０．５％以下およびＶは０．２０％以下とした。
【００３０】
Ｔｉ／Ｎ≦３．４３
Ｔｉは過剰に添加すると、ＴｉＣが析出し鋼の靭性を劣化させる。ＴｉＣの析出を抑制するには、ＴｉをＮと結合させＴｉＮとするのが有効である。ＴｉとＮの原子量の比から、Ｔｉ／Ｎの関係が３．４３以下であれば、ＴｉＣの析出を抑制できるので望ましい。
【００３１】
Ｃａ／Ｏ：０．５〜２．０
図１は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系擬二元系状態図である。同図に示すように、ＣａＯ組成が約５０％で共晶反応により低融点組成となり、その融点は約１３８０℃である。したがって、Ｃａを溶鋼中へ適量添加すると、Ａｌ２Ｏ３系介在物反応し、低融点のＣａ−Ａｌ−Ｏ系介在物を生成する。これらが凝集することにより大型介在物となり、溶鋼中から浮上分離等による低減に効果がある。したがって、Ｃａを含有した場合に低融点組成とするため、Ｃａ／Ｏの関係は０．５〜２．０を満たすことが望ましい。
【００３２】
２．鋼管組織
本発明の継目無鋼管は、JIS G 0551で規定される結晶粒度試験を実施した場合に、粒度番号が７未満であることを前提としている。これは、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、靭性に優れた継目無鋼管を得るために、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、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理することを前提としたためである。
【００３３】
本発明の継目無鋼管では、鋼中に存在する酸化物系介在物を制約することを特徴としている。通常、破壊が発生した際に、亀裂は結晶粒界によってその進行が遮られる。結晶粒が粗大化すると、この亀裂の進行を遮る障壁が減少するため、結晶粒界に沿った脆性破壊の形態をとり易い。したがって、鋼の靭性を向上させるためには、破壊の伸展を阻止できるように、結晶粒界の脆化を抑制する必要がある。
【００３４】
一方、鋼中に酸化物系介在物が多く存在すると結晶粒界を脆化させるので、その個数を制限する必要がある。本発明では、直径が５〜３００μｍの酸化物系介在物の個数を１ｃｍ２あたり２００個以下と規定したが、可能な限り少なくするのが望ましい。
【００３５】
さらに、大型介在物が存在すると、溶接施工時や管加工時の欠陥発生率が高くなるので、鋼中に存在する酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下に規定する。すなわち、直径が３００μｍを超える酸化物系介在物が存在する場合も予測されるが、その存在確率は極めて低いことを意味している。
【００３６】
対象とする酸化物系介在物としては、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、その他これらの複合酸化物等が挙げられ、それらの形態例としては、Ａｌ２Ｏ３のように圧延方向に集団をなして不連続に粒状の介在物が並んだ、いわゆるグラスター状介在物と、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系のように粘性変形することなく不規則に分散する、いわゆる粒状介在物に分けられる。
【００３７】
本発明では、これらの酸化物系介在物の直径と個数を、光学顕微鏡観察に基づいて定量する。定量サンプルは、継目無鋼管の圧延方向に垂直に切断された供試材から圧延方向に平行に、被検面積が３００ｍｍ２以上になるように採取される。得られたサンプルの被検面をランダムに検鏡して、それぞれの介在物の粒径を測定する。測定条件は３２１視野で、顕微鏡の倍率は４００倍である。
【００３８】
上記の光学顕微鏡観察では、直径が５μｍ未満の酸化物系介在物を観察することが困難であると同時に、直径が５μｍ以上の酸化物系介在物の個数を規定することにより、結晶粒界の脆化を抑制できるか否かの判断が可能である。このため、本発明では、直径が５μｍ未満の酸化物系介在物の個数は規定せず、直径が５〜３００μｍの酸化物系介在物の個数を規定する。
【００３９】
本発明で規定する鋼中に存在する酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下で、直径が５〜３００μｍの個数が１ｃｍ２あたり２００個以下を達成するには、例えば、鋼の精錬段階において、転炉で溶製し、二次精錬としてＲＨ脱ガス処理を実施した後、速やかに連続鋳造する方法を採用することができる。しかし、上記の条件を達成するには、この方法に限定されるものではない。
【００４０】
３．製造方法
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、上記の鋼管組織を得るため、次の製造方法を採用することができる。
【００４１】
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、Ａｒ３点以下まで冷却することなく、直ちに焼入れを行う。この際、必要であれば均熱炉を使用して、焼入れ開始前にＡｒ３点以下へ温度が低下するのを防止するのが望ましい。
【００４２】
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、仕上げ圧延後再加熱が必要になるので、１１００℃以下とした。したがって、焼入れ開始温度は（Ａｒ３点＋５０℃）〜１１００℃とした。
【００４３】
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。
【００４４】
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。
【００４５】
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、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、マンネスマン・マンドレルミル方式を採用して、マンドレルを用いて延伸圧延後、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。
【００４６】
上述の化学組成、鋼管組織および製造方法の説明から明らかなように、本発明の継目無鋼管およびその製造方法は、鋼の化学組成を規定することで、所定の鋼管組織を得ようとするものでなく、所定の化学組成を有する鋼片を用い、適正な製造方法を採用して好適な鋼管組織を得ることにより、鋼中の結晶粒が比較的粗大であっても、靭性に優れた特性が確保できるとするものである。
【００４７】
【実施例】
表１〜２に示す化学組成を示す３５鋼種を転炉で溶製し、二次精錬としてＲＨ処理、または取鍋（ＬＴ）処理を実施して、直ちに連続鋳造を行った。連続鋳造機にて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、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。表３に仕上げ圧延された鋼管寸法（外径、肉厚）および熱処理条件を示す。
【００４８】
製造された鋼管から、JIS12号引張試験片およびJIS４号シャルピー試験片を採取し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、延性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。また、浸炭粒度試験により結晶粒度測定および光学顕微鏡観察より１ｃｍ２あたりの酸化物系介在物の直径が５〜３００μｍの個数および直径が３００μｍ超えの個数の個数を測定した。測定に際しては、引張試験はJIS Z 2241に、衝撃試験はJIS Z 2242に、粒度試験はJIS G 0551に準じて行った。酸化物系介在物の測定は、光学顕微鏡にて倍率４００倍、３２１視野で測定した。これらの測定結果を表４に示す。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】
【表４】
【００５３】
表４の結果から、鋼種No.１〜２７は本発明例であり、いずれもｖＴｒｓは−４０℃以下と良好な靱性を有することが分かる。
【００５４】
比較例のうち鋼種No.２８〜３０は、それぞれＳ、ＯおよびＴｉが本発明で規定する成分範囲から外れるため、ｖＴｒｓは−２６℃、−１５℃および−１８℃であり靭性が劣化している。さらに、鋼種No.３１および３２は、それぞれＰおよびＣが本発明で規定する成分範囲から外れるため、ｖＴｒｓは−３１℃および−３０℃であり靭性は不良であった。
【００５５】
比較例のうち鋼種No.３３〜３５は、精錬工程において転炉で溶製後、二次精錬として取鍋（ＬＴ）処理を実施したものであるが、酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下を満足するが、その直径が５〜３００μｍの個数が１ｃｍ２あたり２０９〜２３９個と本発明で規定する範囲から外れるため、ｖＴｒｓは−１８〜−３３℃であり靭性は不良であった。
【００５６】
図２は、直径が５〜３００μｍの酸化物系介在物の個数（１ｃｍ２あたり）と衝撃値（ｖＴｒｓ）との関係を示す図である。同図中の記号は、○は鋼種No.１〜２７（本発明例）、×は鋼種No.２８〜３０（比較例、成分外れ）、▲は鋼種No.３３〜３５（比較例、酸化物系介在物外れ）をそれぞれ示している。
【００５７】
図２に示す結果から、鋼種No.１〜２７の本実施例では、酸化物系介在物の個数が低下するにともない、ｖＴｒｓの改善が図られていることがわかる。特に、鋼種No.７、１６、２０および２２では、ｖＴｒｓはいずれも−６０℃以下と極めて優れた靱性が得られている。
【００５８】
【発明の効果】
本発明の継目無鋼管およびその製造方法によれば、鋼成分と鋼中の酸化物系介在物の最大径と個数を制限することによって、鋼に破壊が発生した場合に、鋼中の結晶粒が比較的粗大であっても、結晶粒界の脆化防止を図ることが可能になる。これにより、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、靭性に優れた継目無鋼管を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系擬二元系状態図である。
【図２】直径が５〜３００μｍの酸化物系介在物の個数（１ｃｍ２あたり）と衝撃値（ｖＴｒｓ）との関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、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」という）の掘削、それらの輸送等に用いられる継目無鋼管およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
油井の掘削用、それらの輸送用としては継目無鋼管が用いられており、なかでもラインパイプ用継目無鋼管には、輸送環境の過酷化にともなって、優れた靭性が要求されるようになっている。このような要請に対応して、従来から継目無鋼管の製造に際して、熱間圧延により鋼管を仕上げ圧延した後に、被圧延鋼管を一旦Ａｒ３点以下の温度まで冷却した後、再び、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行っている。かかる焼き入れおよび焼戻し処理によって、被圧延鋼管の結晶粒の微細化が図れ、靱性を確保することができる。
【０００３】
ところが、冷却した被圧延鋼管を再び加熱して焼入れする方法は、熱処理プロセス合理化や生産性の向上といった生産効率化の観点からは有効でない。このため、被圧延鋼管を仕上げ圧延した後にＡｒ３点以下まで冷却することなく、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理を行う方法が検討されている。しかし、熱間圧延後にＡｒ３点以下まで冷却することなく、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理を行えば、一般的に結晶粒の微細化が図れず、靭性の低下が懸念される。
【０００４】
このため、従来から、継目無鋼管を熱間圧延した後に、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理を行う場合であっても、鋼成分と熱間加工後のオーステナイト再結晶条件や鋼成分と熱間圧延条件を調整することによって、安定して微細結晶を得る方法が検討されている。
【０００５】
例えば、特許文献１では、鋼成分を規定した上で熱間圧延で継目無鋼管に製管した後、この鋼管をＡｒ３点以下に冷却することなく、Ａｒ３点以上の温度域において所定の条件で加熱した後、直ちに焼入れを行い、次いでＡｃ１点以下で焼き戻すことにより、低温靭性に優れた高張力継目無鋼管を製造する方法が提案されている。
【０００６】
ここで提案された製造方法は、組成成分と熱間加工後のオーステナイト再結晶条件に着目して、Ｎｂ、Ｖの１種または２種とＴｉを複合添加し、熱間加工後のオーステナイト再結晶粒の微細化を図ることにより、靭性を改善するものである。しかし、提案された製造方法では、Ｃｒ、Ｎｉを必須添加にすることから添加合金コストが嵩むとともに、Ｂを必須添加することから、ラインパイプ用鋼管として重要な性能である溶接性が低下するという問題がある。
【０００７】
一方、特許文献２では、鋼成分と熱間圧延条件を調整することによって安定して微細結晶を得る、高靭性継目無鋼管の製造法が開示されている。具体的には、成分が規定された鋼片を１１００℃以上に加熱した後、穿孔圧延した中空素管を最終段の傾斜圧延機前でＡｒ３点〜１１００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工を施し、さらに形状矯正連続圧延を行った後、Ａｒ１点〜９００℃の温度まで降下した中空素管を該温度より高い９００℃〜１１００℃に加熱し、その後、仕上げ温度がＡｒ３点＋５０℃以上の熱間仕上げ圧延を施した仕上げ鋼管を、Ａｒ３点以上の温度から急冷する焼入れ処理を施し、続いてＡｒ１点以下の温度に加熱して冷却する焼き戻し処理を行うことを特徴をする、耐ＳＳＣ性の優れた高強度、高靭性継目無鋼管の製造法である。
【０００８】
しかしながら、ここで開示されている製造法では、鋼の靭性に有効な微細な組織を得ることができるものの、最終傾斜圧延機で成形加工し形状矯正連続圧延を行った後、Ａｒ１点〜９００℃まで温度を降下させ、その後９００〜１１００℃に加熱するという、煩雑な工程を必要とするため、鋼管製造プロセス合理化や生産性を阻害することになる。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭６１−２３８９１７号公報
【特許文献２】
特開平６−１３６４４３号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
前述の通り、靱性に優れた継目無鋼管の製造に際し、生産効率化の観点から、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、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理を行えば、結晶粒の微細化が図れず、鋼管の靭性が確保できない。
【００１１】
一方、継目無鋼管を熱間圧延した後に、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理を行う場合に、鋼成分と熱間加工後のオーステナイト再結晶条件や鋼成分と熱間圧延条件を調整することによって、安定して微細結晶を得る製造法が提案されている。しかし、これらの製造法を採用しても、添加合金コストの増加や鋼管の溶接性が低下したり、鋼成分と熱間圧延条件を調整するため、鋼管製造プロセス合理化や生産性を阻害するという問題がある。
【００１２】
本発明は、従来の靱性に優れた継目無鋼管の製造に際して見られた問題点に鑑みてなされたものであり、熱処理プロセスの合理化や生産性の向上に支障をきたすことなく、優れた靭性を発揮することができる継目無鋼管およびそれを製造する方法を提供することを目的としている。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上述の課題を解決するため、鋼の靭性に関する知見を整理した。すなわち、鋼の靭性に関し、最も重要な因子は結晶粒径であり、靭性の向上を図るためには、結晶粒径を小さくする必要がある。通常、鋼に微少な破壊が発生すると、破壊亀裂は結晶粒界によってその進行が遮られる。このため、結晶粒が粗大化すると、この亀裂の進行を遮る障壁が減少するため、破壊は一気に伸展し、鋼は靱性を示すことなく脆性破壊の形態をとり易い。
【００１４】
そこで、鋼の靭性と結晶粒径との関係についてさらに検討を加えた結果、鋼に微少な破壊が発生した場合に、鋼中の結晶粒が比較的粗大であっても、鋼成分と鋼中の介在物、特に酸化物系介在物の最大径とその個数を制限することによって、結晶粒界の脆化防止を図ることが可能になり、靭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。
【００１５】
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)の継目無鋼管および(3)の継目無鋼管の製造方法を要旨としている。
(1) 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０１７％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、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る継目無鋼管であって、JIS G 0551で規定される粒度番号が７未満であり、かつ鋼中に存在する酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下で、５〜３００μｍの個数が１ｃｍ２あたり２００個以下であることを特徴とする継目無鋼管である。
(2) 上記(1)の継目無鋼管は、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、または／およびＣｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．２０％のうちの１種以上を含有するのが望ましい。
【００１６】
さらに、Ｔｉ／Ｎ≦３．４３の関係を満たすこと、Ｃａを含有した場合に、Ｃａ／Ｏ（酸素）：０．５〜２．０の関係を満たすことが望ましい。
(3) 上記(1)および(2)のいずれか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、直ちに焼き入れ開始温度を（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、JIS G 0551で規定される粒度番号が７未満であり、かつ鋼中に存在する酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下で、５〜３００μｍの個数が１ｃｍ２あたり２００個以下である継目無鋼管の製造方法である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
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。
【００１８】
１．鋼の化学組成
Ｃ：０．０２〜０．１５％
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。０．０２％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。０．１５％を超えると、母材の靭性が低下するのみならず、溶接後の熱影響部における靭性が低下する。
【００１９】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
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１．０％以下とした。
【００２０】
Ｍｎ：０．３０〜２．５％
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、０．３０％以上が必要である。しかし、過剰に添加すると、過度の偏析のため内質欠陥が発生するので２．５％以下とした。
【００２１】
Ｐ：０．０３０％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、０．０３０％以下とした。
【００２２】
Ｓ：０．００６％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靭性を劣化させるので０．００６％以下とした。さらに望ましくは、０．００４％以下である。
【００２３】
Ｔｉ：０．００２〜０．０１７％
Ｔｉは、鋳片のワレ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、ＴｉＣが多量に析出し、鋼の靭性を劣化させるので０．０１７％以下とした。
【００２４】
さらに、Ｔｉ含有量が０．００２〜０．０１７％の範囲であっても、後述するように、ＮによりＴｉＮと固定することによりＴｉＣ生成を制御するには、Ｔｉ／Ｎ≦３．４３の関係を満たすことが望ましい。
【００２５】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
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、また、鋳片に割れ等が発生して鋼質の劣化要因となるので、０．１００％以下とした。
【００２６】
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。
【００２７】
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、鋼の靭性を劣化させる鋼中の酸化物系介在物が結晶粒界に多く存在することになるので、できる限り少ない方がよく０．００４％以下とした。
【００２８】
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％
Ｃａは添加しなくてもよい。溶鋼にＣａを添加すると、低融点のＣａ−Ａｌ−Ｏ系介在物を生成し、大型介在物を低減する効果がある。この効果を顕著に発揮させるには、０．０００５％以上の含有が必要である。一方、過剰に含有すると、高融点の介在物を生成し、鋼中に残存しやすくなることから、０．００４０％以下とした。また、さらにＣａ添加の効果をあげるには、後述するように、Ｃａ／Ｏの関係は０．５〜２．０を満たすことが望ましい。
【００２９】
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１． ０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％およびＶ：０．０２〜０．２０％
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種以上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およびＣｒの場合に０．０５％以上の含有で、ＭｏおよびＶの場合には、ともに０．０２％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、ＣｕおよびＮｉの場合は１．５％以下、Ｃｒは１．０％以下、Ｍｏは０．５％以下およびＶは０．２０％以下とした。
【００３０】
Ｔｉ／Ｎ≦３．４３
Ｔｉは過剰に添加すると、ＴｉＣが析出し鋼の靭性を劣化させる。ＴｉＣの析出を抑制するには、ＴｉをＮと結合させＴｉＮとするのが有効である。ＴｉとＮの原子量の比から、Ｔｉ／Ｎの関係が３．４３以下であれば、ＴｉＣの析出を抑制できるので望ましい。
【００３１】
Ｃａ／Ｏ：０．５〜２．０
図１は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系擬二元系状態図である。同図に示すように、ＣａＯ組成が約５０％で共晶反応により低融点組成となり、その融点は約１３８０℃である。したがって、Ｃａを溶鋼中へ適量添加すると、Ａｌ２Ｏ３系介在物反応し、低融点のＣａ−Ａｌ−Ｏ系介在物を生成する。これらが凝集することにより大型介在物となり、溶鋼中から浮上分離等による低減に効果がある。したがって、Ｃａを含有した場合に低融点組成とするため、Ｃａ／Ｏの関係は０．５〜２．０を満たすことが望ましい。
【００３２】
２．鋼管組織
本発明の継目無鋼管は、JIS G 0551で規定される結晶粒度試験を実施した場合に、粒度番号が７未満であることを前提としている。これは、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、靭性に優れた継目無鋼管を得るために、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、直ちに焼入れおよび焼き戻し処理することを前提としたためである。
【００３３】
本発明の継目無鋼管では、鋼中に存在する酸化物系介在物を制約することを特徴としている。通常、破壊が発生した際に、亀裂は結晶粒界によってその進行が遮られる。結晶粒が粗大化すると、この亀裂の進行を遮る障壁が減少するため、結晶粒界に沿った脆性破壊の形態をとり易い。したがって、鋼の靭性を向上させるためには、破壊の伸展を阻止できるように、結晶粒界の脆化を抑制する必要がある。
【００３４】
一方、鋼中に酸化物系介在物が多く存在すると結晶粒界を脆化させるので、その個数を制限する必要がある。本発明では、直径が５〜３００μｍの酸化物系介在物の個数を１ｃｍ２あたり２００個以下と規定したが、可能な限り少なくするのが望ましい。
【００３５】
さらに、大型介在物が存在すると、溶接施工時や管加工時の欠陥発生率が高くなるので、鋼中に存在する酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下に規定する。すなわち、直径が３００μｍを超える酸化物系介在物が存在する場合も予測されるが、その存在確率は極めて低いことを意味している。
【００３６】
対象とする酸化物系介在物としては、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、その他これらの複合酸化物等が挙げられ、それらの形態例としては、Ａｌ２Ｏ３のように圧延方向に集団をなして不連続に粒状の介在物が並んだ、いわゆるグラスター状介在物と、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系のように粘性変形することなく不規則に分散する、いわゆる粒状介在物に分けられる。
【００３７】
本発明では、これらの酸化物系介在物の直径と個数を、光学顕微鏡観察に基づいて定量する。定量サンプルは、継目無鋼管の圧延方向に垂直に切断された供試材から圧延方向に平行に、被検面積が３００ｍｍ２以上になるように採取される。得られたサンプルの被検面をランダムに検鏡して、それぞれの介在物の粒径を測定する。測定条件は３２１視野で、顕微鏡の倍率は４００倍である。
【００３８】
上記の光学顕微鏡観察では、直径が５μｍ未満の酸化物系介在物を観察することが困難であると同時に、直径が５μｍ以上の酸化物系介在物の個数を規定することにより、結晶粒界の脆化を抑制できるか否かの判断が可能である。このため、本発明では、直径が５μｍ未満の酸化物系介在物の個数は規定せず、直径が５〜３００μｍの酸化物系介在物の個数を規定する。
【００３９】
本発明で規定する鋼中に存在する酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下で、直径が５〜３００μｍの個数が１ｃｍ２あたり２００個以下を達成するには、例えば、鋼の精錬段階において、転炉で溶製し、二次精錬としてＲＨ脱ガス処理を実施した後、速やかに連続鋳造する方法を採用することができる。しかし、上記の条件を達成するには、この方法に限定されるものではない。
【００４０】
３．製造方法
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、上記の鋼管組織を得るため、次の製造方法を採用することができる。
【００４１】
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、Ａｒ３点以下まで冷却することなく、直ちに焼入れを行う。この際、必要であれば均熱炉を使用して、焼入れ開始前にＡｒ３点以下へ温度が低下するのを防止するのが望ましい。
【００４２】
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、仕上げ圧延後再加熱が必要になるので、１１００℃以下とした。したがって、焼入れ開始温度は（Ａｒ３点＋５０℃）〜１１００℃とした。
【００４３】
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。
【００４４】
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。
【００４５】
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、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、マンネスマン・マンドレルミル方式を採用して、マンドレルを用いて延伸圧延後、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。
【００４６】
上述の化学組成、鋼管組織および製造方法の説明から明らかなように、本発明の継目無鋼管およびその製造方法は、鋼の化学組成を規定することで、所定の鋼管組織を得ようとするものでなく、所定の化学組成を有する鋼片を用い、適正な製造方法を採用して好適な鋼管組織を得ることにより、鋼中の結晶粒が比較的粗大であっても、靭性に優れた特性が確保できるとするものである。
【００４７】
【実施例】
表１〜２に示す化学組成を示す３５鋼種を転炉で溶製し、二次精錬としてＲＨ処理、または取鍋（ＬＴ）処理を実施して、直ちに連続鋳造を行った。連続鋳造機にて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、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。表３に仕上げ圧延された鋼管寸法（外径、肉厚）および熱処理条件を示す。
【００４８】
製造された鋼管から、JIS12号引張試験片およびJIS４号シャルピー試験片を採取し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、延性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。また、浸炭粒度試験により結晶粒度測定および光学顕微鏡観察より１ｃｍ２あたりの酸化物系介在物の直径が５〜３００μｍの個数および直径が３００μｍ超えの個数の個数を測定した。測定に際しては、引張試験はJIS Z 2241に、衝撃試験はJIS Z 2242に、粒度試験はJIS G 0551に準じて行った。酸化物系介在物の測定は、光学顕微鏡にて倍率４００倍、３２１視野で測定した。これらの測定結果を表４に示す。
【００４９】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
表４の結果から、鋼種No.１〜２７は本発明例であり、いずれもｖＴｒｓは−４０℃以下と良好な靱性を有することが分かる。
【００５４】
比較例のうち鋼種No.２８〜３０は、それぞれＳ、ＯおよびＴｉが本発明で規定する成分範囲から外れるため、ｖＴｒｓは−２６℃、−１５℃および−１８℃であり靭性が劣化している。さらに、鋼種No.３１および３２は、それぞれＰおよびＣが本発明で規定する成分範囲から外れるため、ｖＴｒｓは−３１℃および−３０℃であり靭性は不良であった。
【００５５】
比較例のうち鋼種No.３３〜３５は、精錬工程において転炉で溶製後、二次精錬として取鍋（ＬＴ）処理を実施したものであるが、酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下を満足するが、その直径が５〜３００μｍの個数が１ｃｍ２あたり２０９〜２３９個と本発明で規定する範囲から外れるため、ｖＴｒｓは−１８〜−３３℃であり靭性は不良であった。
【００５６】
図２は、直径が５〜３００μｍの酸化物系介在物の個数（１ｃｍ２あたり）と衝撃値（ｖＴｒｓ）との関係を示す図である。同図中の記号は、○は鋼種No.１〜２７（本発明例）、×は鋼種No.２８〜３０（比較例、成分外れ）、▲は鋼種No.３３〜３５（比較例、酸化物系介在物外れ）をそれぞれ示している。
【００５７】
図２に示す結果から、鋼種No.１〜２７の本実施例では、酸化物系介在物の個数が低下するにともない、ｖＴｒｓの改善が図られていることがわかる。特に、鋼種No.７、１６、２０および２２では、ｖＴｒｓはいずれも−６０℃以下と極めて優れた靱性が得られている。
【００５８】
【発明の効果】
本発明の継目無鋼管およびその製造方法によれば、鋼成分と鋼中の酸化物系介在物の最大径と個数を制限することによって、鋼に破壊が発生した場合に、鋼中の結晶粒が比較的粗大であっても、結晶粒界の脆化防止を図ることが可能になる。これにより、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、靭性に優れた継目無鋼管を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系擬二元系状態図である。
【図２】直径が５〜３００μｍの酸化物系介在物の個数（１ｃｍ２あたり）と衝撃値（ｖＴｒｓ）との関係を示す図である。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０１７％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、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る継目無鋼管であって、JIS G 0551で規定される粒度番号が７未満であり、かつ鋼中に存在する酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下で、５〜３００μｍの個数が１ｃｍ２あたり２００個以下であることを特徴とする継目無鋼管。
- さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の継目無鋼管。
- さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％およびＶ：０．０２〜０．２０％のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の継目無鋼管。
- さらに、Ｔｉ／Ｎ≦３．４３の関係を満たすことを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかに記載の継目無鋼管。
- Ｃａを含有した場合に、Ｃａ／Ｏ（酸素）：０．５〜２．０の関係を満たすことを特徴とする請求項２〜請求項４に記載の継目無鋼管。
- 請求項１〜５のいずれか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、直ちに焼き入れ開始温度を（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、JIS G 0551で規定される粒度番号が７未満であり、かつ鋼中に存在する酸化物系介在物の直径が３００μｍ超えの個数が１ｃｍ２あたり１個以下で、５〜３００μｍの個数が１ｃｍ２あたり２００個以下である継目無鋼管の製造方法。
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