JP6131890B2 - 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法ならびにその選定方法 - Google Patents
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Description
本発明は、油井用として好適な低合金高強度継目無鋼管に係り、とくに硫化水素を含むサワー環境下における耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）の向上に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、110ksi級以上の強度、すなわち降伏強さが758MPa以上の強度を有する場合をいうものとする。
近年、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源の枯渇という観点から、従来、省みられなかったような深度が深い油田や、硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような環境下で使用される油井用鋼管には、高強度で、かつ優れた耐食性（耐サワー性）を兼ね備えた特性を有することが要求される。
このような要求に対して、例えば、特許文献１には、耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術は、質量％で、Ｃ：0.20％超〜0.50％、Si：0.1〜1.5％、Mn：0.1〜1.5％、Cr：0.1〜1.5％、Mo：0.1〜1.5％、Nb：0.005〜0.50％、Ti：0.005〜0.50％、Ｂ：0.0001〜0.01％、Al：0.005〜0.50％、Ｖ：0.5％以下、Zr：0.5％以下、Ca：0.01％以下を含有する組成のビレットを、熱間で穿孔し、ついで、断面圧縮率が40％以上で、仕上温度：800〜1050℃の仕上圧延を施し、その後、850〜1100℃の温度域の温度Ｔ（℃）で時間ｔ（ｈ）の再加熱を行って、fn2＝（Ｔ＋273）（21＋logt）が23500〜26000となるようにしてから直接焼入れを行い、Ａc1変態点以下で焼戻する高強度継目無鋼管の製造方法である。特許文献１に記載された技術によれば、従来の再加熱焼入れ焼戻のプロセスより省プロセスでありながら、従来と同等以上の性能を確保できるとしている。また、特許文献１に記載された技術では、仕上圧延と直接焼入れ処理の間で再結晶処理としての再加熱処理を行うことにより、結晶粒の微細化が可能となり、高強度であっても、良好な靭性と耐硫化物応力割れ性が得られるとしている。
また、特許文献２には、耐硫化物割れ性に優れた高強度油井用鋼材の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術は、質量％で、Ｃ：0.10〜0.25％、Si：0.5％以下、Mn：0.5％以下、Mo：0.8〜2.5％、Al：0.005〜0.1％、Ti：0.005〜0.1％でＮの3.4倍以上、Nb：0.01〜0.1％、Ｎ：0.01％以下、Ｂ：0.0005〜0.0050％を含有し、降伏強さYS（ksi）とMo量が特定関係を満足する鋼を素材とし、該素材を1150℃以上に加熱したのち、熱間加工を施し、Ａr3点＋50℃以上の温度で仕上加工を完了したのち、ただちにＡr3点以上の温度から急冷する焼入れ処理を行って、660〜720℃の温度で焼戻する高強度油井用鋼材の製造方法である。これにより、降伏強度110ksi以上の高強度と優れた耐SSC性とを両立させることができるとしている。
また、特許文献３には、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用鋼材の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術は、質量％で、Ｃ：0.15〜0.30％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.10〜1.0％、Cr：0.1〜1.5％、Mo：0.1〜1.0％、Al：0.003〜0.08％、Ｎ：0.008％以下、Ｂ：0.0005〜0.010％、Ca＋Ｏ：0.008％以下を含み、さらにTi、Nb、Zr、Ｖのうちの１種または２種以上を含有する鋼材を用いて熱間加工により製管後、冷却することなくそのまま直接焼入れ、若しくはＡc3変態点以上の温度に保持した後焼入れし、ついでＡc1変態点以下で焼戻する耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用鋼材の製造方法である。これにより、製造プロセスを簡略化し、安価に、耐SSC性に優れた高強度の油井用鋼管を安定して製造できるとしている。
また、特許文献４には、質量％で、Ｃ：0.15〜0.35％、Si：0.1〜1.5％、Mn：0.1〜2.5％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.004％以下、sol.Al：0.001〜0.1％、Ca：0.0005〜0.005％を含有し、Ca系非金属介在物の組成が、CaSとCaOとの合計が50質量％以上であり、CaとAlとの複合酸化物が50質量％未満であり、かつ鋼の硬さがHRCで21〜30の範囲内で、鋼の硬さHRCおよびCaOとCaSの合計量Ｘ（質量％）が、特定の関係を満足する耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）に優れた油井管用鋼が記載されている。特許文献４に記載された技術では、耐SSC性に害のあるCaとAlとの複合酸化物を低減して無害のCaSとCaOへの反応を促進して、耐SSC性を向上させるとしている。
また、特許文献５には、重量割合で、Ｃ：0.15〜0.35％、Si：0.1〜1.5％、Mn：0.1〜2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.005％以下、sol.Al：0.001〜0.1％以下、Cr：0.1〜1.5％、Mo：０〜1.0％、Ｎ：0.0070％以下、Ｖ：０〜0.15％、Ｂ：０〜0.0030％、Ti：０〜Ａ％、ここでＡ＝3.4×Ｎ（％）、さらにNb：0.005〜0.012％を含む組成のビレットに、熱間で穿孔、圧延を行い、最終圧延温度900〜1100℃の条件で製管して継目無鋼管とし、Ａr3点以上の温度域に保持したまま焼入れし、焼戻しを行ない、強度バラツキが小さく、オーステナイト粒度がASTM規格No.6以上の微細組織を有する鋼管とする、継目無鋼管の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術では、鋼の組成および最終圧延温度を調整することにより、微細組織を有し、強度ばらつきが小さい鋼管とすることができるとしている。
しかしながら、特許文献１、２に記載された技術では、偏析が原因でSSC試験で破断する場合があり、優れた耐SSC性を安定して確保できていないという問題がある。
また、特許文献３に記載された技術では、降伏強さ110ksi以上の高強度を安定して確保できないうえ、耐SSC性向上に有利な介在物形状を有する介在物を形成するための具体的な条件が明確になっていない。そのため、特許文献３に記載された技術によっても偏析が原因でSSC試験で破断する場合があり、安定して優れた耐SSC性を確保するまでに至っていないという問題もある。また、特許文献４に記載された技術では、耐SSC性向上に有利な介在物を形成するための具体的な条件が明確になっておらず、また、特許文献５に記載された技術では、造管時の最終圧延温度を低温とする必要があり、生産性が低下するという問題がある。
また、特許文献３に記載された技術では、降伏強さ110ksi以上の高強度を安定して確保できないうえ、耐SSC性向上に有利な介在物形状を有する介在物を形成するための具体的な条件が明確になっていない。そのため、特許文献３に記載された技術によっても偏析が原因でSSC試験で破断する場合があり、安定して優れた耐SSC性を確保するまでに至っていないという問題もある。また、特許文献４に記載された技術では、耐SSC性向上に有利な介在物を形成するための具体的な条件が明確になっておらず、また、特許文献５に記載された技術では、造管時の最終圧延温度を低温とする必要があり、生産性が低下するという問題がある。
このように、耐SSC性に及ぼす要因は極めて複雑であり、110ksi級の高強度鋼管において安定して、耐SSC性を確保するための条件を確立するまでに至っていないのが現状である。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、油井用として好適な、降伏強さ：110ksi級以上の高強度を有し、さらにサワー環境下における耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）に優れた、低合金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する。なお、ここでいう「耐硫化物応力腐食割れ性に優れた」とは、NACE TM0177 Method Ａの規定に準拠した、H2Sが飽和した0.5％酢酸＋5.0％食塩水溶液（液温：24℃）中での定荷重試験を実施し、降伏強さの85％の負荷応力で負荷時間：720時間を超えて、割れが生じない場合をいうものとする。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、油井用として好適な、降伏強さ：110ksi級以上の高強度を有し、さらにサワー環境下における耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）に優れた、低合金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する。なお、ここでいう「耐硫化物応力腐食割れ性に優れた」とは、NACE TM0177 Method Ａの規定に準拠した、H2Sが飽和した0.5％酢酸＋5.0％食塩水溶液（液温：24℃）中での定荷重試験を実施し、降伏強さの85％の負荷応力で負荷時間：720時間を超えて、割れが生じない場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、低合金高強度継目無鋼管における、耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）は、材料の局所的な特性に大きく影響されることに思い至った。というのは、高強度化のために合金元素を多量含有すると、鋳片における合金元素の偏析が著しくなり、組織が不均一となり、偏析部が著しく硬化して、周辺と比較して脆化しやすい領域となる。このような領域は、SSC亀裂の起点となったり、亀裂の進行を促進し、耐SSC性を劣化させる。
そこで、本発明者らは、偏析形態について詳細に調査した。その結果、油井用の継目無鋼管として、所望の高強度と優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）とを兼備させるためには、偏析を低減し、局所的な強度（硬さ）増加を抑制することが肝要となることに鑑み、高強度化のために添加する合金元素の偏析を調査し、例えばMoの偏析が一定条件以下に低減していれば、耐SSC性が良好であり、また、合金元素の偏析が一定条件を超えた場合でも、その領域の局所的な硬さ（セミマクロ硬さ）を一定値以下に調整することができれば、優れた耐SSC性を確保できることを見出した。
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、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）鋳片または鋼片を鋼管素材として、該鋼管素材を加熱し、熱間加工工程により造管し、継目無鋼管となしたのち、該継目無鋼管に焼入れ処理および焼戻処理を施し、高強度継目無鋼管とするに当り、前記鋼管素材を、質量％で、C：0.15〜0.50％、Si：0.8％以下、Mn：0.3〜1.0％、P：0.012％以下、S：0.0020％以下、Al：0.01〜0.10％、N：0.01％以下、Cr：0.1〜1.7％、Mo：0.4〜1.2％、V：0.01〜0.10％、Nb：0.01〜0.08％、Ti：0.005〜0.03％、B：0.0005〜0.0030％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼管素材とし、前記焼入れ処理および焼戻処理後に、焼戻マルテンサイト相を主相とし、該主相と体積％で0〜5％未満の第二相からなる組織を有し、かつ前記継目無鋼管の管軸方向に直交する断面で、ロックウェル硬さを複数箇所で測定しそのうち最大硬さHRCmaxを示す測定点近傍でかつ硬さ測定で歪を受けていない６×６mmの領域において、Moのマッピング分析で得られた各測定点でのMo濃度が、次（１）式
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
（ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度））
で定義されるMo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管を耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定して製品とし、前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下である鋼管については、さらに再処理工程として、前記断面でのビッカース硬さ測定を行ない、ビッカース硬さHV10の最高値が310以下である鋼管を耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定して製品とすることを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
（２）（１）において、前記焼入れ処理が、Ａc3変態点以上1000℃以下の温度に再加熱したのち、2℃／ｓ以上の平均冷却速度でMs変態点以下の温度まで水冷する処理であり、
前記焼戻処理が、前記焼入れ処理に引続き、630〜730℃の範囲の温度に加熱したのち、空冷以上の冷却速度で冷却する処理とすることを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下で、かつ前記ビッカース硬さHV10の最高値が310超えである鋼管、あるいは前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で5％超えである鋼管については、さらに再処理工程として、前記焼入れ処理及び前記焼戻処理、または前記焼戻処理を、１回以上繰返す処理を施し、前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管、あるいは前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下で、かつ前記ビッカース硬さHV10の最高値が310以下である鋼管とすることを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下を含有することを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
（６）少なくともMoを含有し、降伏強さ：758MPa以上の高強度を有し、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法であって、対象とする継目無鋼管を、質量％で、C ：0.15〜0.50％、Si：0.8％以下、Mn：0.3〜1.0％、P ：0.012％以下、S ：0.0020％以下、Al：0.01〜0.10％、N ：0.01％以下、Cr：0.1〜1.7％、Mo：0.4〜1.2％、V ：0.01〜0.10％、Nb：0.01〜0.08％、Ti：0.005〜0.03％、B ：0.0005〜0.0030％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とし、該主相と体積％で0〜5％未満の第二相からなる組織とを有する継目無鋼管とし、かつ該対象とする継目無鋼管の管軸方向に直交する断面で、ロックウェル硬さを複数箇所で測定しそのうち最大硬さHRCmaxを示す測定点近傍でかつ硬さ測定で歪を受けていない６×６mmの領域において、Moのマッピング分析で得られた各測定点でのMo濃度が、次（１）式
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
（ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度））
で定義されるMo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管を、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定し油井用低合金高強度継目無鋼管として選別することを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
（７）（６）において、前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下である場合には、さらに前記断面でのビッカース硬さ測定を行ない、ビッカース硬さHV10の最高値が310以下である鋼管を耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定し、油井用低合金高強度継目無鋼管として選別することを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
（８）（６）または（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
（９）（６）ないし（８）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下を含有することを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
（１）鋳片または鋼片を鋼管素材として、該鋼管素材を加熱し、熱間加工工程により造管し、継目無鋼管となしたのち、該継目無鋼管に焼入れ処理および焼戻処理を施し、高強度継目無鋼管とするに当り、前記鋼管素材を、質量％で、C：0.15〜0.50％、Si：0.8％以下、Mn：0.3〜1.0％、P：0.012％以下、S：0.0020％以下、Al：0.01〜0.10％、N：0.01％以下、Cr：0.1〜1.7％、Mo：0.4〜1.2％、V：0.01〜0.10％、Nb：0.01〜0.08％、Ti：0.005〜0.03％、B：0.0005〜0.0030％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼管素材とし、前記焼入れ処理および焼戻処理後に、焼戻マルテンサイト相を主相とし、該主相と体積％で0〜5％未満の第二相からなる組織を有し、かつ前記継目無鋼管の管軸方向に直交する断面で、ロックウェル硬さを複数箇所で測定しそのうち最大硬さHRCmaxを示す測定点近傍でかつ硬さ測定で歪を受けていない６×６mmの領域において、Moのマッピング分析で得られた各測定点でのMo濃度が、次（１）式
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
（ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度））
で定義されるMo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管を耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定して製品とし、前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下である鋼管については、さらに再処理工程として、前記断面でのビッカース硬さ測定を行ない、ビッカース硬さHV10の最高値が310以下である鋼管を耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定して製品とすることを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
（２）（１）において、前記焼入れ処理が、Ａc3変態点以上1000℃以下の温度に再加熱したのち、2℃／ｓ以上の平均冷却速度でMs変態点以下の温度まで水冷する処理であり、
前記焼戻処理が、前記焼入れ処理に引続き、630〜730℃の範囲の温度に加熱したのち、空冷以上の冷却速度で冷却する処理とすることを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下で、かつ前記ビッカース硬さHV10の最高値が310超えである鋼管、あるいは前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で5％超えである鋼管については、さらに再処理工程として、前記焼入れ処理及び前記焼戻処理、または前記焼戻処理を、１回以上繰返す処理を施し、前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管、あるいは前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下で、かつ前記ビッカース硬さHV10の最高値が310以下である鋼管とすることを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下を含有することを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
（６）少なくともMoを含有し、降伏強さ：758MPa以上の高強度を有し、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法であって、対象とする継目無鋼管を、質量％で、C ：0.15〜0.50％、Si：0.8％以下、Mn：0.3〜1.0％、P ：0.012％以下、S ：0.0020％以下、Al：0.01〜0.10％、N ：0.01％以下、Cr：0.1〜1.7％、Mo：0.4〜1.2％、V ：0.01〜0.10％、Nb：0.01〜0.08％、Ti：0.005〜0.03％、B ：0.0005〜0.0030％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とし、該主相と体積％で0〜5％未満の第二相からなる組織とを有する継目無鋼管とし、かつ該対象とする継目無鋼管の管軸方向に直交する断面で、ロックウェル硬さを複数箇所で測定しそのうち最大硬さHRCmaxを示す測定点近傍でかつ硬さ測定で歪を受けていない６×６mmの領域において、Moのマッピング分析で得られた各測定点でのMo濃度が、次（１）式
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
（ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度））
で定義されるMo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管を、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定し油井用低合金高強度継目無鋼管として選別することを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
（７）（６）において、前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下である場合には、さらに前記断面でのビッカース硬さ測定を行ない、ビッカース硬さHV10の最高値が310以下である鋼管を耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定し、油井用低合金高強度継目無鋼管として選別することを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
（８）（６）または（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
（９）（６）ないし（８）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下を含有することを特徴とする油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
本発明によれば、降伏強さ：110ksi級以上の高強度と、さらに硫化水素を含む厳しい腐食環境下における優れた耐硫化物応力腐食割れ性とを兼備する高強度継目無鋼管を、容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、耐硫化物応力腐食割れ性の判定が容易でしかも確実となり、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管を安定して製造できるという効果もある。
まず、本発明の継目無鋼管の組成限定理由について、説明する。以下、とくに断わらないかぎり質量％は単に％で記す。
C：0.15〜0.50％
Cは、鋼の強度を増加させる作用を有し所望の高強度を確保するために重要な元素である。また、Cは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織の形成に寄与する。このような効果を得るためには、0.15％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える含有は、焼戻時に、水素のトラップサイトとして作用する炭化物を多量に析出させ、拡散性水素の鋼中への過剰な侵入を阻止できなくなるとともに、焼入れ時の割れを抑制できなくなる。このため、Cは0.15〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.20〜0.30％である。
C：0.15〜0.50％
Cは、鋼の強度を増加させる作用を有し所望の高強度を確保するために重要な元素である。また、Cは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織の形成に寄与する。このような効果を得るためには、0.15％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える含有は、焼戻時に、水素のトラップサイトとして作用する炭化物を多量に析出させ、拡散性水素の鋼中への過剰な侵入を阻止できなくなるとともに、焼入れ時の割れを抑制できなくなる。このため、Cは0.15〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.20〜0.30％である。
Si：0.8％以下
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させ、焼戻時の急激な軟化を抑制する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上含有することが望ましい。一方、0.8％を超える含有は、粗大な酸化物系介在物を形成し、強い水素トラップサイトとして作用するとともに、固溶強化に有効なSiの固溶量低下を招く。このため、Siは0.8％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.40％である。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させ、焼戻時の急激な軟化を抑制する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上含有することが望ましい。一方、0.8％を超える含有は、粗大な酸化物系介在物を形成し、強い水素トラップサイトとして作用するとともに、固溶強化に有効なSiの固溶量低下を招く。このため、Siは0.8％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.40％である。
Mn：0.3〜1.0％
Mnは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させるとともに、Sと結合しMnSとしてSを固定して、Sによる粒界脆化を防止する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.3％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は、粒界に析出するセメンタイトが粗大化し、耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。このため、Mnは0.3〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜0.9％である。
Mnは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させるとともに、Sと結合しMnSとしてSを固定して、Sによる粒界脆化を防止する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.3％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は、粒界に析出するセメンタイトが粗大化し、耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。このため、Mnは0.3〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜0.9％である。
P：0.012％以下
Pは、固溶状態では粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示し、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.012％までは許容できる。このため、Pは0.012％以下に限定した。なお、好ましくは0.010％以下である。
S：0.0020％以下
Sは、鋼中ではほとんどが硫化物系介在物として存在し、延性、靭性を低下させ、さらに耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性をも低下させる。また、一部は、固溶状態で存在する場合があるが、その場合には粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす悪影響を及ぼす。このため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.0020％までであれば、その悪影響を許容できる。このようなことから、本発明では、Sは0.0020％以下に限定した。なお、過剰な低減は精錬コストを高騰させるため、0.0004％を下限としてもよい。
Pは、固溶状態では粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示し、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.012％までは許容できる。このため、Pは0.012％以下に限定した。なお、好ましくは0.010％以下である。
S：0.0020％以下
Sは、鋼中ではほとんどが硫化物系介在物として存在し、延性、靭性を低下させ、さらに耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性をも低下させる。また、一部は、固溶状態で存在する場合があるが、その場合には粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす悪影響を及ぼす。このため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.0020％までであれば、その悪影響を許容できる。このようなことから、本発明では、Sは0.0020％以下に限定した。なお、過剰な低減は精錬コストを高騰させるため、0.0004％を下限としてもよい。
Al：0.01〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、Nと結合しAlNを形成してオーステナイト結晶粒の微細化に寄与する。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超えて含有すると、酸化物系介在物が増加し靭性が低下する。このため、Alは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.07％である。
Alは、脱酸剤として作用するとともに、Nと結合しAlNを形成してオーステナイト結晶粒の微細化に寄与する。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超えて含有すると、酸化物系介在物が増加し靭性が低下する。このため、Alは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.07％である。
N：0.01％以下
Nは、Ti、Nb、Al等の窒化物形成元素と結合しMN型の析出物を形成する。しかし、これらの析出物は粗大な析出物となり、耐SSC性を低下させるため、Nはできるだけ低減することが好ましいが、0.01％までであれば許容できる。このようなことから、Nは0.01％以下に限定した。なお、少量のMN型析出物は、鋼素材等の加熱時に、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するため、Nは0.003％程度以上含有することが好ましい。
Nは、Ti、Nb、Al等の窒化物形成元素と結合しMN型の析出物を形成する。しかし、これらの析出物は粗大な析出物となり、耐SSC性を低下させるため、Nはできるだけ低減することが好ましいが、0.01％までであれば許容できる。このようなことから、Nは0.01％以下に限定した。なお、少量のMN型析出物は、鋼素材等の加熱時に、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するため、Nは0.003％程度以上含有することが好ましい。
Cr：0.1〜1.7％
Crは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Crは、焼戻時にCと結合し、M3C系、M7C3系、M23C6系等の炭化物を形成し、とくにM3C系炭化物は、焼戻軟化抵抗を増加させ、焼戻による強度変化を少なくして、強度調整を容易にする。このような効果を得るためには、Crは0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.7％を超えて含有すると、多量のM7C3系炭化物、M23C6系炭化物を形成し、水素のトラップサイトとして作用し、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。このため、Crは0.1〜1.7％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜1.5％、さらに好ましくは0.9〜1.5％である。
Crは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Crは、焼戻時にCと結合し、M3C系、M7C3系、M23C6系等の炭化物を形成し、とくにM3C系炭化物は、焼戻軟化抵抗を増加させ、焼戻による強度変化を少なくして、強度調整を容易にする。このような効果を得るためには、Crは0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.7％を超えて含有すると、多量のM7C3系炭化物、M23C6系炭化物を形成し、水素のトラップサイトとして作用し、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。このため、Crは0.1〜1.7％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜1.5％、さらに好ましくは0.9〜1.5％である。
Mo：0.4〜1.2％
Moは、炭化物を形成し析出強化により強度の増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して更なる耐硫化物応力腐食割れ性の向上に寄与する。また、Moは、腐食生成物を緻密化し、さらに割れの起点となるピット等の生成・成長を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、0.4％以上の含有を必要とする。一方、1.2％を超える含有は、針状のM2C型析出物や、場合によってはLaves相（Fe2Mo）を形成し耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。このため、Moは0.4〜1.2％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.6〜1.0％である。
Moは、炭化物を形成し析出強化により強度の増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して更なる耐硫化物応力腐食割れ性の向上に寄与する。また、Moは、腐食生成物を緻密化し、さらに割れの起点となるピット等の生成・成長を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、0.4％以上の含有を必要とする。一方、1.2％を超える含有は、針状のM2C型析出物や、場合によってはLaves相（Fe2Mo）を形成し耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。このため、Moは0.4〜1.2％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.6〜1.0％である。
V：0.01〜0.10％
Vは、炭化物あるいは窒化物を形成し、析出強化により鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Vは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.08％である。
Vは、炭化物あるいは窒化物を形成し、析出強化により鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Vは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.08％である。
Nb：0.01〜0.08％
Nbは、オーステナイト（γ）温度域での再結晶を遅延させ、γ粒の微細化に寄与し、マルテンサイトの下部組織の微細化に極めて有効に作用する元素である。またNbは、炭化物を形成し析出強化により鋼の強度増加に寄与する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える含有は、粗大な析出物（NbC、NbN）の析出を促進し、耐硫化物応力腐食割れ性の低下を招く。このため、Nbは0.01〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.06％である。
Nbは、オーステナイト（γ）温度域での再結晶を遅延させ、γ粒の微細化に寄与し、マルテンサイトの下部組織の微細化に極めて有効に作用する元素である。またNbは、炭化物を形成し析出強化により鋼の強度増加に寄与する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える含有は、粗大な析出物（NbC、NbN）の析出を促進し、耐硫化物応力腐食割れ性の低下を招く。このため、Nbは0.01〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.06％である。
Ti：0.005〜0.03％
Tiは、炭化物あるいは窒化物を形成し、析出強化により鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することを必要とする。一方、0.03％を超える含有は、鋳造時に粗大なTiNの形成が促進され、その後の加熱でも固溶しないため、靭性や耐硫化物応力腐食割れ性の低下を招く。このため、Tiは0.005〜0.03％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.02％である。
Tiは、炭化物あるいは窒化物を形成し、析出強化により鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することを必要とする。一方、0.03％を超える含有は、鋳造時に粗大なTiNの形成が促進され、その後の加熱でも固溶しないため、靭性や耐硫化物応力腐食割れ性の低下を招く。このため、Tiは0.005〜0.03％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.02％である。
B：0.0005〜0.0030％
Bは、微量の含有で焼入れ性向上に寄与する元素であり、本発明では0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0030％を超えて多量に含有しても、効果が飽和するか、あるいはFe−B硼化物の形成により、逆に所望の効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。また、0.0030％を超える多量の含有は、Mo2B、Fe2B等の粗大な硼化物の形成を促進し、熱延時に割れを発生しやすくする。このため、Bは0.0005〜0.0030％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0010〜0.0030％である。
Bは、微量の含有で焼入れ性向上に寄与する元素であり、本発明では0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0030％を超えて多量に含有しても、効果が飽和するか、あるいはFe−B硼化物の形成により、逆に所望の効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。また、0.0030％を超える多量の含有は、Mo2B、Fe2B等の粗大な硼化物の形成を促進し、熱延時に割れを発生しやすくする。このため、Bは0.0005〜0.0030％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0010〜0.0030％である。
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、上記した基本の組成に加えてさらに、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：2.0％以下うちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca： 0.005％以下を、必要に応じて、選択して含有できる。
Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：2.0％以下うちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Wはいずれも、鋼の強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：2.0％以下うちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Wはいずれも、鋼の強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Cuは、鋼の強度を増加させるとともに、靭性、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。とくに、厳しい耐硫化物応力腐食割れ性が要求される場合には、極めて重要な元素となる。Cuは、緻密な腐食生成物を形成し、さらに割れの起点となるピットの生成・成長を抑制して、耐硫化物応力腐食割れ性を顕著に向上する。このような効果を得るためには、0.03％以上含有することが望ましい。一方、1.0％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できなくなる。このため、含有する場合には、Cuは1.0％以下に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは、0.03〜0.10％である。
Niは、Cuと同様に、鋼の強度を増加させるとともに、靭性、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、0.03％以上含有することが望ましい。一方、1.0％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できなくなる。このため、含有する場合には、Niは1.0％以下に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは、0.03〜0.25％である。
Wは、炭化物を形成し析出強化によりの強度を増加させる元素である。また、Wは、鋼中に固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して耐硫化物応力腐食割れ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.03％以上含有することが望ましい。一方、2.0％を超える含有は、耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。このため、含有する場合には、Wは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.50％である。
Ca：0.005％以下
Caは、展伸した硫化物系介在物を粒状の介在物とする、いわゆる介在物の形態を制御し、この介在物の形態制御を介して、延性、靭性や耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.005％を超える含有は、非金属介在物量が増加し、かえって延性、靭性や耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.005％以下の範囲に限定することが好ましい。
Caは、展伸した硫化物系介在物を粒状の介在物とする、いわゆる介在物の形態を制御し、この介在物の形態制御を介して、延性、靭性や耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.005％を超える含有は、非金属介在物量が増加し、かえって延性、靭性や耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.005％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および不可避的不純物である。
本発明の継目無鋼管は、上記した組成を有し、さらに焼戻マルテンサイト相を主相とし、該主相と体積％で0〜5％未満の第二相とからなる組織を有する。
本発明継目無鋼管の組織は、比較的低い合金元素含有量で、110ksi級の高強度を確保し、さらに所望の靭性、延性、さらには耐硫化物応力腐食割れ性を確保するために、マルテンサイト相を焼戻した焼戻マルテンサイト相を主相とする。ここでいう「主相」とは、焼戻マルテンサイト相単相（100％）、あるいは、焼戻マルテンサイト相が体積％で95％以上を占める場合をいうものとする。
本発明の継目無鋼管は、上記した組成を有し、さらに焼戻マルテンサイト相を主相とし、該主相と体積％で0〜5％未満の第二相とからなる組織を有する。
本発明継目無鋼管の組織は、比較的低い合金元素含有量で、110ksi級の高強度を確保し、さらに所望の靭性、延性、さらには耐硫化物応力腐食割れ性を確保するために、マルテンサイト相を焼戻した焼戻マルテンサイト相を主相とする。ここでいう「主相」とは、焼戻マルテンサイト相単相（100％）、あるいは、焼戻マルテンサイト相が体積％で95％以上を占める場合をいうものとする。
主相以外の第二相は、ベイナイト、パーライト、フェライトあるいはそれらの混合相等が例示でき、体積％で、0〜5％未満とする。第二相が、5％以上と多くなると、強度、さらには靭性、延性等が低下する。
本発明継目無鋼管では、上記した組成と組織を有し、さらに、管軸方向（菅の長手方向）に直交する断面で、ロックウェル硬さHRCを複数箇所で測定しそのうち最大硬さHRCmaxを示す領域における、Moマッピングを行って得られた各測定点のMo濃度が、Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下とする。ここでいう「Mo偏析度」は、次（１）式
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
（ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度））
で定義される。
本発明継目無鋼管では、上記した組成と組織を有し、さらに、管軸方向（菅の長手方向）に直交する断面で、ロックウェル硬さHRCを複数箇所で測定しそのうち最大硬さHRCmaxを示す領域における、Moマッピングを行って得られた各測定点のMo濃度が、Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下とする。ここでいう「Mo偏析度」は、次（１）式
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
（ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度））
で定義される。
本発明では、まず、管軸方向（菅の長手方向）に直交する断面の複数箇所で、ロックウェル硬さHRCを測定し、そのうちの最大硬さHRCmaxを示す領域を特定する。
硬さの測定方法は、JIS Z 2245の規定に準拠して、ロックウェル硬さＣスケールHRCを測定する。測定箇所は、管軸方向に直交する断面の複数箇所、例えば、図１に示すように、断面の4箇所で、各箇所で肉厚方向に3点、計12箇所で測定することが好ましく、得られた硬さのうち、最大の硬さHRCmaxを示す領域を求める。
硬さの測定方法は、JIS Z 2245の規定に準拠して、ロックウェル硬さＣスケールHRCを測定する。測定箇所は、管軸方向に直交する断面の複数箇所、例えば、図１に示すように、断面の4箇所で、各箇所で肉厚方向に3点、計12箇所で測定することが好ましく、得られた硬さのうち、最大の硬さHRCmaxを示す領域を求める。
ついで、最大硬さHRCmaxを示す領域について、分析用試料を採取し、Moのマッピング分析を行い、偏析部の評価を行う。
なお、偏析部の評価は、Mo以外の元素、C、Mn、P、S、Nb、Cr等でも、可能であるが、この場合、各元素ごとに、偏析度の閾値を変更することはいうまでもない。本発明が対象とするMo：0.5〜1.0％程度含む鋼管では、マッピング分析の精度、測定時間、偏析度等分析の優位さから、Moのマッピング分析で評価することが好ましい。
なお、偏析部の評価は、Mo以外の元素、C、Mn、P、S、Nb、Cr等でも、可能であるが、この場合、各元素ごとに、偏析度の閾値を変更することはいうまでもない。本発明が対象とするMo：0.5〜1.0％程度含む鋼管では、マッピング分析の精度、測定時間、偏析度等分析の優位さから、Moのマッピング分析で評価することが好ましい。
また、Moのマッピング分析（Moマッピング分析ともいう）は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）、発光分光分析および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に付属のエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＳ）や波長分散型Ｘ線分光装置（ＷＤＳ）のいずれかを用いて行うことが好ましい。なかでも、定量分析精度の高いＥＰＭＡとすることが、簡便さ、作業性、試料調整等の観点から好ましい。なお、分析元素がMoの場合には、0.05％の精度で評価可能なように、調整して用いることとする。
以下、分析方法としてＥＰＭＡを用いる場合を例に、説明するが、それに限定されないことは言うまでもない。
最大硬さHRCmaxを示した測定点を中心に分析用試料を採取し、この分析用試料を鏡面研磨し、ＥＰＭＡを用いて分析を行う。分析は、硬さ測定点近傍でかつ硬さ測定で歪を受けていない6×6mmの領域について、Moの定量分析を行う。なお、ＥＰＭＡを用いて分析を行う際には、使用するビームは、空間分解能が10μm以下となるビームとし、分析時間および電流値は、Moの定量分析が可能な値に調整することが好ましい。具体的には、検出器でのMoカウント数が500カウント以上となるように調整することが望ましい。なお、分析範囲は、硫化物応力腐食割れ試験の結果との対応を図るため、硫化物応力腐食割れ試験の試験面の面積とほぼ同じ6×6mmの領域とすることが好ましい。
最大硬さHRCmaxを示した測定点を中心に分析用試料を採取し、この分析用試料を鏡面研磨し、ＥＰＭＡを用いて分析を行う。分析は、硬さ測定点近傍でかつ硬さ測定で歪を受けていない6×6mmの領域について、Moの定量分析を行う。なお、ＥＰＭＡを用いて分析を行う際には、使用するビームは、空間分解能が10μm以下となるビームとし、分析時間および電流値は、Moの定量分析が可能な値に調整することが好ましい。具体的には、検出器でのMoカウント数が500カウント以上となるように調整することが望ましい。なお、分析範囲は、硫化物応力腐食割れ試験の結果との対応を図るため、硫化物応力腐食割れ試験の試験面の面積とほぼ同じ6×6mmの領域とすることが好ましい。
Moの定量分析は、上記した6×6mmの領域について、例えば、10μmピッチで、行う。なお、測定ピッチは10μmピッチに限定されることはなく、1〜25μmの範囲であればよい。
得られた各測定点での分析値ＣMoを用いて、各測定点でのMo偏析度を算出する。Mo偏析度は、次（１）式
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
（ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度））
で定義される。
得られた各測定点での分析値ＣMoを用いて、各測定点でのMo偏析度を算出する。Mo偏析度は、次（１）式
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
（ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度））
で定義される。
そして、得られた測定点でのMo濃度が、Mo偏析度で1.6以上である測定点の個数を算出し、全測定点（全数）に対する比率を求める。具体的には、例えば、6×6mmの領域を10μmピッチで分析した場合には、測定点は600×600点（＝360000点）存在し、そのうちの、Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数を求め、その個数の測定点全数に対する比率を、％で表示する。
本発明では、この比率が2.0％以下であれば、偏析度合が充分に低く抑えられており、SSC感受性が低い鋼管であると評価する。一方、この比率が2.0％を超えると、SSC感受性が増加すると評価する。
一方、Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数が、全体（全数）に対する比率で2.0％を超える継目無鋼管であっても、Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数が、全体（全数）に対する比率で5％以下であれば、Moマッピング分析を行った領域で、さらにJIS Z 2244の規定に準拠してビッカース硬さHV10（荷重10kgf：セミマクロ硬さ）を複数回測定し、その最高値が310HV10以下であれば、SSC感受性が比較的低い鋼管であると評価する。なお、ビッカース硬さHV10の測定回数は5回以上であればよい。
一方、Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数が、全体（全数）に対する比率で2.0％を超える継目無鋼管であっても、Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数が、全体（全数）に対する比率で5％以下であれば、Moマッピング分析を行った領域で、さらにJIS Z 2244の規定に準拠してビッカース硬さHV10（荷重10kgf：セミマクロ硬さ）を複数回測定し、その最高値が310HV10以下であれば、SSC感受性が比較的低い鋼管であると評価する。なお、ビッカース硬さHV10の測定回数は5回以上であればよい。
ビッカース硬さHV10は、試験荷重10kgfで測定したビッカース硬さであり、セミマクロ硬さとも呼ばれ、1mmピッチで10点以上で測定することが好ましい。Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数が、測定点全体（全数）に対する比率で2.0％を超えると、偏析によるSSC発生の危険度が高くなる。このため、偏析がSSCの起点となることを防止するために、鋼管のビッカース硬さHV10（セミマクロ硬さ）を310HV10以下に低下する必要がある。310HV10を超えて硬さが高くなると、局所的な硬さ増加によりSSC感受性が高くなる。
そのため、ビッカース硬さHV10が310を超えて高い場合には、再処理工程を施して、ビッカース硬さHV10硬さを310以下に低減する必要がある。再処理工程としては、焼入れ焼戻処理を１回または複数回繰返すか、あるいは長時間の焼戻処理を行うことが好ましい。
Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数が、測定点全体（全数）に対する比率で5％を超えると、本発明が対象とする高強度（110ksi級）レベルでは、ビッカース硬さHV10を低減しても、SSC感受性は高くなる。そこで、Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数が、測定点全体（全数）に対する比率で5％を超える場合には、再処理工程を施して、偏析度を低減し、Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数を低減する必要がある。
Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数が、測定点全体（全数）に対する比率で5％を超えると、本発明が対象とする高強度（110ksi級）レベルでは、ビッカース硬さHV10を低減しても、SSC感受性は高くなる。そこで、Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数が、測定点全体（全数）に対する比率で5％を超える場合には、再処理工程を施して、偏析度を低減し、Mo偏析度で1.6以上となる測定点の個数を低減する必要がある。
つぎに、本発明継目無鋼管の好ましい製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する鋼管素材を出発素材とする。
鋼管素材の製造方法は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。上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、通常公知の連続鋳造法でビレット等の鋳片とすることが好ましい。なお、鋳片をさらに加熱し、該鋳片に圧延等の熱間加工を施し、鋼片としてもよい。また、連続鋳造法に代えて、造塊−分塊法で鋼片とし鋼管素材としてもなんら問題はない。
まず、上記した組成を有する鋼管素材を出発素材とする。
鋼管素材の製造方法は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。上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、通常公知の連続鋳造法でビレット等の鋳片とすることが好ましい。なお、鋳片をさらに加熱し、該鋳片に圧延等の熱間加工を施し、鋼片としてもよい。また、連続鋳造法に代えて、造塊−分塊法で鋼片とし鋼管素材としてもなんら問題はない。
なお、鋳片で偏析度を低減しておくことは、優れた耐SSC性を確保する観点からは好ましい。偏析度を低減する方法としては、例えば、連続鋳造法では、鋳造速度を低減すること、鋳造時に溶鋼を撹拌することなどが挙げられる。
鋳造時の溶鋼撹拌としては、鋳型（モールド）内での電磁撹拌、あるいは、凝固末期に対応するストランドでの電磁撹拌、が挙げられる。偏析の低減のためには、具体的に、鋳造速度を通常の1.5m/minから、0.8〜0.3m/min程度までと、通常の鋳造速度の1/2〜1/5程度まで低減することが好ましい。また、偏析の低減のために、モールドでの電磁撹拌装置では電流値：70〜120Ａで作動させることが好ましく、また、ストランドでの電磁撹拌装置では電流値：200〜400Ａで作動させることが好ましい。
鋳造時の溶鋼撹拌としては、鋳型（モールド）内での電磁撹拌、あるいは、凝固末期に対応するストランドでの電磁撹拌、が挙げられる。偏析の低減のためには、具体的に、鋳造速度を通常の1.5m/minから、0.8〜0.3m/min程度までと、通常の鋳造速度の1/2〜1/5程度まで低減することが好ましい。また、偏析の低減のために、モールドでの電磁撹拌装置では電流値：70〜120Ａで作動させることが好ましく、また、ストランドでの電磁撹拌装置では電流値：200〜400Ａで作動させることが好ましい。
得られた鋳片（または鋼片）を鋼管素材として、加熱し、熱間加工工程により造管して、継目無鋼管とする。
造管のための加熱は、1100〜1300℃の範囲の温度で行うことが好ましい。
加熱温度が、1100℃未満では、変形抵抗が増大し、穿孔圧延が困難になるか、あるいは適正寸法の孔が形成できなくなる。一方、加熱温度が1300℃を超えて高温となると、酸化減量が増大し、歩留りが低下するとともに、結晶粒が粗大化しすぎて、材料特性が低下する。このため、穿孔圧延のための加熱温度は1100〜1300℃の範囲の温度とした。なお、偏析低減の観点からは、高温加熱することが好ましく、好ましくは1180〜1280℃である。
造管のための加熱は、1100〜1300℃の範囲の温度で行うことが好ましい。
加熱温度が、1100℃未満では、変形抵抗が増大し、穿孔圧延が困難になるか、あるいは適正寸法の孔が形成できなくなる。一方、加熱温度が1300℃を超えて高温となると、酸化減量が増大し、歩留りが低下するとともに、結晶粒が粗大化しすぎて、材料特性が低下する。このため、穿孔圧延のための加熱温度は1100〜1300℃の範囲の温度とした。なお、偏析低減の観点からは、高温加熱することが好ましく、好ましくは1180〜1280℃である。
熱間加工工程により造管は、通常のマンネスマン−プラグミル方式、あるいはマンネスマン−マンドレルミル方式の圧延機を用いて、穿孔しさらに延伸して、所定寸法の継目無鋼管とする工程とする。なお、プレス方式による熱間押出で継目無鋼管としてもよい。
得られた継目無鋼管は、ついで、焼入れ処理および焼戻処理を施し、高強度継目無鋼管とする。
焼入れ処理は、Ａc3変態点以上1000℃以下の焼入れ温度に再加熱したのち、Ms変態点以下、好ましくは100℃以下の温度域まで、2℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する処理とする、ことが好ましい。焼入れ処理のための加熱温度が、Ａc３変態点未満では、オーステナイト単相域に加熱することができず、その後の冷却で十分なマルテンサイト組織を確保することができない。そのため、所望の高強度を確保できなくなる。焼入れ温度が1000℃を超えて高温になると、結晶粒の粗大化を招き、靭性および耐SSC性が低下する。このようなことから、焼入れ処理の加熱温度はＡc3変態点以上1000℃以下に限定することとした。なお、焼入れ温度における保持時間は、5min以上、好ましくは10min以下とする。なお、偏析を低減するという観点からは、900〜1000℃の範囲の温度での加熱とすることが好ましい。
得られた継目無鋼管は、ついで、焼入れ処理および焼戻処理を施し、高強度継目無鋼管とする。
焼入れ処理は、Ａc3変態点以上1000℃以下の焼入れ温度に再加熱したのち、Ms変態点以下、好ましくは100℃以下の温度域まで、2℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する処理とする、ことが好ましい。焼入れ処理のための加熱温度が、Ａc３変態点未満では、オーステナイト単相域に加熱することができず、その後の冷却で十分なマルテンサイト組織を確保することができない。そのため、所望の高強度を確保できなくなる。焼入れ温度が1000℃を超えて高温になると、結晶粒の粗大化を招き、靭性および耐SSC性が低下する。このようなことから、焼入れ処理の加熱温度はＡc3変態点以上1000℃以下に限定することとした。なお、焼入れ温度における保持時間は、5min以上、好ましくは10min以下とする。なお、偏析を低減するという観点からは、900〜1000℃の範囲の温度での加熱とすることが好ましい。
また、焼入れ加熱温度からの冷却は、平均冷却速度で2℃／ｓ以上の冷却とし、Ms変態点以下、好ましくは100℃以下の温度域まで行う処理とする。これにより、十分な焼入れ組織とすることができ、具体的には、微細なオーステナイト（γ）相から変態した微細な下部組織を有するマルテンサイト相を主相とする組織とすることができる。なお、ここでいう主相とは、体積％で、95％以上を占める相をいう。
冷却速度の上限は、とくに限定する必要はないが、管の形状確保という観点から25℃／ｓ以下とすることが好ましい。
また、焼戻処理は、過剰な転位を減少させ組織の安定化を図り、所望の高強度と更なる優れた耐硫化物応力腐食割れ性とを兼備させるために行う。
焼戻温度は、630〜730℃の範囲の温度とすることが好ましい。焼戻温度が上記した範囲を低く外れると、転位等の水素トラップサイトが増加し、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。一方、焼戻温度が上記した範囲を高く外れると、組織の軟化が著しくなり、所望の高強度を確保できなくなる。このため、焼戻温度は630〜730℃の範囲の温度に限定することが好ましい。
また、焼戻処理は、過剰な転位を減少させ組織の安定化を図り、所望の高強度と更なる優れた耐硫化物応力腐食割れ性とを兼備させるために行う。
焼戻温度は、630〜730℃の範囲の温度とすることが好ましい。焼戻温度が上記した範囲を低く外れると、転位等の水素トラップサイトが増加し、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。一方、焼戻温度が上記した範囲を高く外れると、組織の軟化が著しくなり、所望の高強度を確保できなくなる。このため、焼戻温度は630〜730℃の範囲の温度に限定することが好ましい。
なお、焼戻処理は、上記した範囲内の温度で、10min以上保持したのち、好ましくは空冷以上の冷却速度で、好ましくは室温まで冷却する処理とすることが好ましい。なお、焼戻温度での保持時間が、10min未満では、所望の組織の均一化が達成できない。なお、好ましくは、20min以上である。
なお、焼入れ処理および焼戻処理は、１回または複数回繰返すことが好ましい。焼入れ処理を繰返し施すことにより、組織が微細化し、所望の高強度、高靭性、さらには耐硫化物応力腐食割れ性を兼備させることが容易となる。また、焼入れ処理は連続して繰返して行う、すなわちQQ処理としても、焼入れ処理と焼戻処理を繰返して行うQTQT処理としてもよい。焼入れ処理および焼戻処理を繰り返し行うことにより、偏析度も低下することや、セミマクロ硬さの低下も可能であるという利点もある。また、長時間の焼戻処理も偏析度の低下、セミマクロ硬さの低下のために行うことができる。このようなことから、焼入れ処理および焼戻処理を、１回または複数回繰返すか、あるいは長時間の焼戻処理を施すこともできる。
なお、焼入れ処理および焼戻処理は、１回または複数回繰返すことが好ましい。焼入れ処理を繰返し施すことにより、組織が微細化し、所望の高強度、高靭性、さらには耐硫化物応力腐食割れ性を兼備させることが容易となる。また、焼入れ処理は連続して繰返して行う、すなわちQQ処理としても、焼入れ処理と焼戻処理を繰返して行うQTQT処理としてもよい。焼入れ処理および焼戻処理を繰り返し行うことにより、偏析度も低下することや、セミマクロ硬さの低下も可能であるという利点もある。また、長時間の焼戻処理も偏析度の低下、セミマクロ硬さの低下のために行うことができる。このようなことから、焼入れ処理および焼戻処理を、１回または複数回繰返すか、あるいは長時間の焼戻処理を施すこともできる。
上記した工程で製造された高強度継目無鋼管では、ついで、管軸方向に直交する断面で、ロックウェルＣスケール硬さHRCを複数箇所で測定し、そのうち最大硬さHRCmaxを示す領域において、Moのマッピング分析を行なう。マッピング分析の結果、得られた各測定点のMo濃度（含有量）が、（１）式で定義されるMo偏析度で1.6以上である測定点の個数が、測定点全数に対する比率で、2.0％以下である鋼管を、耐SSC性に優れた鋼管とする。Mo偏析度で1.6以上である測定点の個数が、測定点全数に対する比率で、2.0％超えの場合には、5％以下であることを条件として、再処理工程として、セミマクロ硬さを測定し、最大硬さが310HV10以下である場合も、耐SSC性に優れた高強度継目無鋼管とする。
上記したそれ以外の継目無鋼管は、以下に示す再処理工程を施される。
再処理工程は、焼入れ処理および焼戻処理、あるいは長時間の焼戻処理とし、この処理を、同じ条件で、１回または複数回繰返して、上記した判定の基準が満足されるまで行うこととする。これにより、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管を製造できる。
再処理工程は、焼入れ処理および焼戻処理、あるいは長時間の焼戻処理とし、この処理を、同じ条件で、１回または複数回繰返して、上記した判定の基準が満足されるまで行うこととする。これにより、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管を製造できる。
また、本発明は、少なくともMoを含有し、降伏強さ：758MPa以上の高強度を有し耐硫化物応力腐食割れ性に優れた継目無鋼管の選定方法である。
また、本発明では、少なくともMoを含有し、降伏強さ：758MPa以上の高強度を有する継目無鋼管を対象とし、耐硫化物応力腐食割れ性の判定を行ない、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた継目無鋼管を選定する。
また、本発明では、少なくともMoを含有し、降伏強さ：758MPa以上の高強度を有する継目無鋼管を対象とし、耐硫化物応力腐食割れ性の判定を行ない、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた継目無鋼管を選定する。
まず、上記したように、対象とする継目無鋼管の、管軸方向に直交する断面で、ロックウェルＣスケール硬さHRCを複数箇所で測定する。そして、得られた硬さのうち最大硬さHRCmaxを示す領域において、含有元素のマッピング分析、好ましくはMoのマッピング分析を行ない、得られた各測定点でのMo濃度が、次（１）式
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
（ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度））
で定義されるMo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管を、耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）に優れた鋼管と評価し、選定する。
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
（ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度））
で定義されるMo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管を、耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）に優れた鋼管と評価し、選定する。
この選定方法によれば、耐SSC性の評価が、簡便で迅速であり、しかも精度よく判定できるという、利点がある。
また、この選定方法では、Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超えで且つ5％以下である場合には、マッピング分析を行なった領域で、ビッカース硬さHV10（荷重10kgf）を測定し、その最大硬さが310HV以下である鋼管も、耐硫化物応力腐食割れ性に比較的に優れた鋼管と判定する。Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で5％を超えた鋼管は、耐硫化物応力腐食割れ性が低下した鋼管と評価する。
また、この選定方法では、Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超えで且つ5％以下である場合には、マッピング分析を行なった領域で、ビッカース硬さHV10（荷重10kgf）を測定し、その最大硬さが310HV以下である鋼管も、耐硫化物応力腐食割れ性に比較的に優れた鋼管と判定する。Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で5％を超えた鋼管は、耐硫化物応力腐食割れ性が低下した鋼管と評価する。
以下、さらに実施例に基づき、本発明について説明する。
（実施例１）
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片を作製し、熱間加工により丸ビレットとした。なお、連続鋳造時の鋳造速度は表２に示す値とした。また、一部の鋳片では、凝固末期に電磁撹拌を実施した。また、一部の鋳片では、1250℃で24ｈ保持する偏析拡散処理を行った。
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片を作製し、熱間加工により丸ビレットとした。なお、連続鋳造時の鋳造速度は表２に示す値とした。また、一部の鋳片では、凝固末期に電磁撹拌を実施した。また、一部の鋳片では、1250℃で24ｈ保持する偏析拡散処理を行った。
得られた鋳片を鋼管素材として、マンネスマン−マンドレルミル方式およびマンネスマン-プラグミル方式の熱間加工により造管し、室温まで空冷して、表２に示す寸法の継目無鋼管とした。
ついで、得られた継目無鋼管に、焼入れ処理とそれに引続き焼戻処理を施した。
焼入れ処理は、920℃に再加熱し、5min間保持したのち、水冷する処理とした。なお、水冷における平均冷却速度は、3〜22℃／ｓの範囲であった。
ついで、得られた継目無鋼管に、焼入れ処理とそれに引続き焼戻処理を施した。
焼入れ処理は、920℃に再加熱し、5min間保持したのち、水冷する処理とした。なお、水冷における平均冷却速度は、3〜22℃／ｓの範囲であった。
また、焼戻処理は、表２に示す温度に加熱し、25min間保持した後、空冷する処理とした。なお、一部の鋼管では、同じ条件で、焼入れ処理と焼戻処理を２回繰返す、繰り返し焼入れ焼戻処理（QTQT）を施した。
得られた継目無鋼管について、試験片を採取し、組織観察、引張試験、偏析度測定試験、ビッカース硬さ試験、硫化物応力腐食割れ試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
得られた継目無鋼管から組織観察用試験片を採取し、管軸方向（管の長手方向）に直交する断面が観察面となるように研磨し、ナイタール液で腐食し、光学顕微鏡（倍率：100倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で観察し、主相組織の同定、および第二相の組織の同定および占有体積率を測定した。
（２）引張試験
得られた継目無鋼管から、管軸方向（管の長手方向）が引張方向となるように丸棒引張試験片（平行部6mmφ×G.L.20mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。なお、降伏強さは0.7％伸びにおける強度とした。
（３）偏析度測定試験
得られた継目無鋼管から、円周（管周）方向で4箇所(12時、3時、6時、9時の各位置)でかつ、該各箇所から板厚方向で3箇所（1/4ｔ、管厚中央、3/4ｔの各位置）、の計12箇所についてJIS Z 2245の規定に準拠して、ロックウェルＣスケール硬さ（荷重：150kgf）HRCを測定し、得られたHRCのうち、最も高い硬さHRCmaxを示す領域を確定した。
得られた継目無鋼管について、試験片を採取し、組織観察、引張試験、偏析度測定試験、ビッカース硬さ試験、硫化物応力腐食割れ試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
得られた継目無鋼管から組織観察用試験片を採取し、管軸方向（管の長手方向）に直交する断面が観察面となるように研磨し、ナイタール液で腐食し、光学顕微鏡（倍率：100倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で観察し、主相組織の同定、および第二相の組織の同定および占有体積率を測定した。
（２）引張試験
得られた継目無鋼管から、管軸方向（管の長手方向）が引張方向となるように丸棒引張試験片（平行部6mmφ×G.L.20mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。なお、降伏強さは0.7％伸びにおける強度とした。
（３）偏析度測定試験
得られた継目無鋼管から、円周（管周）方向で4箇所(12時、3時、6時、9時の各位置)でかつ、該各箇所から板厚方向で3箇所（1/4ｔ、管厚中央、3/4ｔの各位置）、の計12箇所についてJIS Z 2245の規定に準拠して、ロックウェルＣスケール硬さ（荷重：150kgf）HRCを測定し、得られたHRCのうち、最も高い硬さHRCmaxを示す領域を確定した。
最も高い硬さHRCmaxを示した測定点を中心に、Moマッピング分析用試験片を採取した。分析用試験片は、管軸方向に直交する断面（Ｃ断面）が観察面となるように、鏡面研磨して、ＥＰＭＡ分析を実施した。ＥＰＭＡ分析は、ロックウェル硬さ測定点に対し略円周（管周）方向に隣接した、硬さ測定による歪のない位置の6×6mmの領域を分析領域とし、ビーム径：10μmで、加速電圧：20kV、電流：500nAで、10μmピッチで行う、Moの定量マッピング分析とした。
得られた各測定点での値ＣMOを用いて、各測定点におけるMo偏析度を算出した。そして、Mo偏析度：1.6以上となる測定点の個数を求め、測定点全数に対する比率（％）を算出した。なお、Mo偏析度の算出に際しては、平均Mo濃度（ＣMO）0は、母材（鋼管）のMo含有量を用いた。
Mo偏析度：1.6以上となる測定点の個数が、測定点全数に対する比率で2.0％以下の場合を、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管として、「○」と判定した。
（４）ビッカース硬さ試験
偏析度試験で、Mo偏析度：1.6以上となる測定点の個数が、測定点全数に対する比率で2.0％超5％以下である場合には、Moの定量マッピング分析を行った領域（6×6mmの領域）でビッカース硬さ測定を行った。
Mo偏析度：1.6以上となる測定点の個数が、測定点全数に対する比率で2.0％以下の場合を、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管として、「○」と判定した。
（４）ビッカース硬さ試験
偏析度試験で、Mo偏析度：1.6以上となる測定点の個数が、測定点全数に対する比率で2.0％超5％以下である場合には、Moの定量マッピング分析を行った領域（6×6mmの領域）でビッカース硬さ測定を行った。
ビッカース硬さは、JIS Z 2244の規定に準拠し、ビッカース硬さ（荷重10kgf）HV10を測定した。測定は、上記した領域で、1mm間隔で計15点測定した。得られた各測定点のビッカース硬さHV10のうち、最高値（HV10）maxをもとめ、310HV10以下である場合を、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管として、「○」と判定した。なお、管厚によっては、上記した領域が確保できない場合には、測定領域を管端から6mmの範囲とした。
（５）硫化物応力腐食割れ試験
得られた継目無鋼管から、管軸方向が試験片長さ方向となるように腐食割れ試験片を6本採取した。腐食割れ試験片を、NACE TM0177 Method Ａの規定に準拠した、H2Sが飽和した0.5質量％酢酸＋5.0質量％食塩水溶液（液温：24℃）中での定荷重試験に供した。負荷応力は、110ksi級の仕様最小ＹＳ(SMYS：758MPa)の85％とし、720時間浸漬した後に、試験片の割れの有無を観察した。割れの観察は、倍率：10倍の投影機を使用して行ない、割れが発生しない割合が、80％以上（試験片6本中5本以上に割れなし)の場合を、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管とし、「○」と評価した。
（５）硫化物応力腐食割れ試験
得られた継目無鋼管から、管軸方向が試験片長さ方向となるように腐食割れ試験片を6本採取した。腐食割れ試験片を、NACE TM0177 Method Ａの規定に準拠した、H2Sが飽和した0.5質量％酢酸＋5.0質量％食塩水溶液（液温：24℃）中での定荷重試験に供した。負荷応力は、110ksi級の仕様最小ＹＳ(SMYS：758MPa)の85％とし、720時間浸漬した後に、試験片の割れの有無を観察した。割れの観察は、倍率：10倍の投影機を使用して行ない、割れが発生しない割合が、80％以上（試験片6本中5本以上に割れなし)の場合を、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管とし、「○」と評価した。
得られた結果を、表３に示す。
本発明範囲の組成、組織を有し、本発明範囲の偏析度、硬さを有する例はいずれも、所望の高強度と優れた耐硫化物応力腐食割れ性とを兼備する、油井用低合金高強度継目無鋼管となっている。一方、本発明範囲の組成、組織、硬さを確保できない例は、所望の高強度と優れた耐硫化物応力腐食割れ性とを兼備することができていない。
（実施例２）
実施例１における判定で、耐硫化物応力腐食割れ性が劣る「×」と判定された継目無鋼管に、さらに表４に示す再処理工程を施した。再処理工程は、表２に示す焼入れ処理及び焼戻処理と同じ条件の焼入れ処理及び焼戻処理を1回施す処理とした。
（実施例２）
実施例１における判定で、耐硫化物応力腐食割れ性が劣る「×」と判定された継目無鋼管に、さらに表４に示す再処理工程を施した。再処理工程は、表２に示す焼入れ処理及び焼戻処理と同じ条件の焼入れ処理及び焼戻処理を1回施す処理とした。
再処理工程を施したのち、実施例１と同様に、組織観察、引張試験、偏析度測定試験、ビッカース硬さ試験、硫化物応力腐食割れ試験を実施した。
得られた結果を表５に示す。
得られた結果を表５に示す。
再処理工程を施すことにより、本発明範囲の組織、偏析度および硬さを有するようになった場合には、所望の高強度と優れた耐硫化物応力腐食割れ性とを兼備する油井用低合金高強度継目無鋼管となることがわかる。
Claims (9)
- 鋳片または鋼片を鋼管素材として、該鋼管素材を加熱し、熱間加工工程により造管し、継目無鋼管となしたのち、該継目無鋼管に焼入れ処理および焼戻処理を施し、高強度継目無鋼管とするに当り、前記鋼管素材を、質量％で、
C ：0.15〜0.50％、 Si：0.8％以下、
Mn：0.3〜1.0％、 P ：0.012％以下、
S ：0.0020％以下、 Al：0.01〜0.10％、
N ：0.01％以下、 Cr：0.1〜1.7％、
Mo：0.4〜1.2％、 V ：0.01〜0.10％、
Nb：0.01〜0.08％、 Ti：0.005〜0.03％、
B ：0.0005〜0.0030％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼管素材とし、
前記焼入れ処理および焼戻処理後に、焼戻マルテンサイト相を主相とし、該主相と体積％で0〜5％未満の第二相からなる組織を有し、かつ前記継目無鋼管の管軸方向に直交する断面で、ロックウェル硬さを複数箇所で測定しそのうち最大硬さHRCmaxを示す測定点近傍でかつ硬さ測定で歪を受けていない６×６mmの領域において、Moのマッピング分析で得られた各測定点でのMo濃度が、下記（１）式で定義されるMo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管を耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定して製品とし、
前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下である鋼管については、さらに再処理工程として、前記断面でのビッカース硬さ測定を行ない、ビッカース硬さHV10の最高値が310以下である鋼管を耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定して製品とする
ことを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
記
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、
（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度） - 前記焼入れ処理が、Ａc3変態点以上1000℃以下の温度に再加熱したのち、2℃／ｓ以上の平均冷却速度でMs変態点以下の温度まで水冷する処理であり、
前記焼戻処理が、前記焼入れ処理に引続き、630〜730℃の範囲の温度に加熱したのち、空冷以上の冷却速度で冷却する処理とすること
を特徴とする請求項１に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。 - 前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下で、かつ前記ビッカース硬さHV10の最高値が310超えである鋼管、あるいは前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で5％超えである鋼管については、さらに再処理工程として、前記焼入れ処理及び前記焼戻処理、または前記焼戻処理を、１回以上繰返す処理を施し、前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管、あるいは前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下で、かつ前記ビッカース硬さHV10の最高値が310以下である鋼管とすることを特徴とする請求項１または２に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法。
- 少なくともMoを含有し、降伏強さ：758MPa以上の高強度を有し、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法であって、対象とする継目無鋼管を、質量％で、
C ：0.15〜0.50％、 Si：0.8％以下、
Mn：0.3〜1.0％、 P ：0.012％以下、
S ：0.0020％以下、 Al：0.01〜0.10％、
N ：0.01％以下、 Cr：0.1〜1.7％、
Mo：0.4〜1.2％、 V ：0.01〜0.10％、
Nb：0.01〜0.08％、 Ti：0.005〜0.03％、
B ：0.0005〜0.0030％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とし、該主相と体積％で0〜5％未満の第二相からなる組織とを有する継目無鋼管とし、
かつ該対象とする継目無鋼管の管軸方向に直交する断面で、ロックウェル硬さを複数箇所で測定しそのうち最大硬さHRCmaxを示す測定点近傍でかつ硬さ測定で歪を受けていない６×６mmの領域において、Moのマッピング分析で得られた各測定点でのMo濃度が、下記（１）式で定義されるMo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％以下である鋼管を、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定し油井用低合金高強度継目無鋼管として選別することを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
記
Mo偏析度＝ＣMo／（ＣMo）0 ‥‥（１）
ここで、ＣMo：測定点でのMo濃度、
（ＣMo）0：平均Mo濃度（鋼管母材Mo濃度） - 前記Mo偏析度で1.6以上である測定点が測定点全数に対する比率で2.0％超え5％以下である場合には、さらに前記断面でのビッカース硬さ測定を行ない、ビッカース硬さHV10の最高値が310以下である鋼管を耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管と判定し油井用低合金高強度継目無鋼管として選別することを特徴とする請求項６に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項６または７に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下を含有することを特徴とする請求項６ないし８のいずれかに記載の油井用低合金高強度継目無鋼管の選定方法。
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