JP6891828B2 - 高強度継目無鋼管及びジャッキアップリグのブレーシングパイプ - Google Patents
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Description
本発明は、高強度継目無鋼管及びそれを用いたジャッキアップリグのブレーシングパイプに関する。
近年、陸上や浅海に位置する油田の石油・天然ガス資源は枯渇しつつあり、海底油田の開発が活発になっている。海底油田の開発に使用されるプラットフォーム、ジャッキアップリグ等は大型化しており、高強度の材料が求められる。また、これらの材料は主に溶接によって組み立てられるため、優れた溶接性が要求される。さらに、寒冷地で使用されるため、−４０℃といった低温域での靱性が要求される。
特開２０１７−１９３７６０号公報には、ＨＡＺ低温靱性を安定して得られる高張力鋼及びそれを用いた海洋構造物が記載されている。同公報には、降伏強度が４８０〜５９９ＭＰａである鋼板が記載されている。
特許第５１２６７９０号公報には、耐疲労き裂進展特性に優れた鋼材及びその製造方法が記載されている。同公報には、降伏強度が４３３〜６５７ＭＰａであり、０℃におけるシャルピー衝撃試験によって得られる吸収エネルギーが１８６〜２９８Ｊである鋼板が記載されている。
ジャッキアップリグのブレーシングパイプ（筋交い鋼管）は従来、アメリカ石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６０グレード（降伏強度４１５ＭＰａ以上）や同Ｘ８０グレード（降伏強度５５５ＭＰａ以上）の鋼管が用いられてきた。しかし近年、海底油田の探索地域はさらに大水深域へと移っており、海洋構造物の大型化を避けて軽量化を図るため、さらなる高強度の構造管が求められている。また、北極海等の極地での使用を視野に、−６０℃といった従来よりもさらに厳しい環境での安定した靱性が求められるようになっている。
本発明の目的は、低温靱性に優れた高強度継目無鋼管及びジャッキアップリグのブレーシングパイプを提供することである。
本発明の一実施形態による高強度継目無鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．１８％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２５％以下、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．２〜１．０％、Ｍｏ：０．１０〜０．４０％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２０％、Ｖ：０．０２〜０．４０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．０４５％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｃａ：０．０００４〜０．００４０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記化学組成が下記の式（１）を満たし、６２５ＭＰａ以上の降伏強度と、６９５ＭＰａ以上の引張強度とを有し、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験によって得られる吸収エネルギーが１３５Ｊ以上であり、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準拠した結晶粒度番号で７．０以上である組織を有し、粒径が５μｍ以上の炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の合計が、１００個／ｃｍ２以下である。
Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２８ 式（１）
式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２８ 式（１）
式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
本発明によれば、低温靱性に優れた高強度継目無鋼管及びジャッキアップリグのブレーシングパイプが得られる。
本発明者らは、継目無鋼管の溶接性を維持しつつ、強度及び低温靱性をさらに向上させるための手段を検討した。その結果、以下の知見を得た。
強度を向上させるための手段として、焼戻し温度を低くする、又は保持時間を短くすることが考えられる。しかし、焼戻し温度を低くする、又は保持時間を短くすると、靱性が低下する。そのため、焼戻し条件の調整だけでは、高強度と高靱性とを両立することは困難である。
強度を向上させるための他の手段として、継目無鋼管の炭素当量を大きくして、焼入れ性を高めることが考えられる。一方、炭素当量を大きくすると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬さが高くなり、溶接性が低下する。例えば前掲した特許第５１２６７９０号公報には、ＪＩＳ規格の炭素当量Ｃｅｑ（ＪＩＳ）＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋１０Ｂが０．３５を超えると、溶接施工が困難になると記載されている。
本発明者らは、国際溶接学会（ＩＩＷ）の炭素当量Ｃｑｅ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５が０．４０以上であっても、以下の式で定義されるＰＣＭが０．２８以下であれば、実用上必要な溶接性が得られることを見出した。具体的には、ＰＣＭが０．２８以下であれば、予熱することなく溶接が可能である。
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ
上式の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ
上式の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
ボロン（Ｂ）は、溶接性を顕著に悪化させるため、溶接を必要とする構造用鋼管には積極的に含有させる元素ではないと考えられている。しかし、ＰＣＭ≦０．２８を満足する範囲でＢを適量含有させることで、鋼管の焼入れ性を飛躍的に向上させることができる。また、焼入れ性を向上させる元素であり、かつ、ＰＣＭへの影響が比較的小さいＣｕ及びＮｉを所定量含有させることが有効である。
低温靱性を向上させるためには、さらに、鋼中の介在物の量を低減する必要がある。具体的には、粒径が５μｍ以上の炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の合計を１００個／ｃｍ２以下にする必要がある。そのためには、介在物が生じにくいプロセスを採用するとともに、鋼の化学組成、特にＳ、Ｔｉ、Ｃａ、及びＡｌの含有量を厳密に管理する必要がある。また、旧オーステナイト粒の大きさをＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準拠した結晶粒度番号で７．０以上にする必要がある。
以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態による高強度継目無鋼管を詳述する。
［化学組成］
本実施形態による高強度継目無鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
本実施形態による高強度継目無鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．１０〜０．１８％
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｃ含有量が０．１０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると、鋼の溶接性、特にＨＡＺが硬化し耐低温割れ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０〜０．１８％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．１１％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１５％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｃ含有量が０．１０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると、鋼の溶接性、特にＨＡＺが硬化し耐低温割れ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０〜０．１８％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．１１％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１５％である。
Ｓｉ：０．０３〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０３〜１．０％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．５％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０３〜１．０％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．５％である。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が０．５％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、Ｍｎが鋼中で偏析し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５〜２．０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．６％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が０．５％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、Ｍｎが鋼中で偏析し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５〜２．０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．６％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。
Ｐ：０．０２０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。
Ｓ：０．００２５％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、硫化物系介在物を形成し、鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．００２５％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１８％以下である。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、硫化物系介在物を形成し、鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．００２５％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１８％以下である。
Ｃｕ：０．１〜１．０％
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕ含有量が０．１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．０％よりも高ければ、鋼の溶接性が低下する。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、高温における鋼の粒界強度が低下し、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．１〜１．０％である。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕ含有量が０．１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．０％よりも高ければ、鋼の溶接性が低下する。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、高温における鋼の粒界強度が低下し、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．１〜１．０％である。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Ｃｒ：０．１０〜０．６０％
クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｃｒ含有量が０．１０％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が０．６０％を超えると、溶接性及びＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．６０％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｃｒ含有量が０．１０％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が０．６０％を超えると、溶接性及びＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．６０％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
Ｎｉ：０．２〜１．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉはまた、焼入れ性を高める元素であるにもかかわらず、溶接性への悪影響が小さい。Ｎｉはさらに、鋼の靱性も向上する。Ｎｉが０．２％未満では、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量を１．０％よりも高くしても、効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０．２〜１．０％である。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．６％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは０．９％であり、さらに好ましくは０．８％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉはまた、焼入れ性を高める元素であるにもかかわらず、溶接性への悪影響が小さい。Ｎｉはさらに、鋼の靱性も向上する。Ｎｉが０．２％未満では、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量を１．０％よりも高くしても、効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０．２〜１．０％である。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．６％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは０．９％であり、さらに好ましくは０．８％である。
Ｍｏ：０．１０〜０．４０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、鋼中のＣ、Ｖと結合して鋼の強度を高める。Ｍｏ含有量が０．１０％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．４０％を超えると、鋼の溶接性及びＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０〜０．４０％である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．３８％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、鋼中のＣ、Ｖと結合して鋼の強度を高める。Ｍｏ含有量が０．１０％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．４０％を超えると、鋼の溶接性及びＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０〜０．４０％である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．３８％である。
Ｔｉ：０．００４〜０．０２０％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合しＴｉＮを形成し、ＨＡＺの粗粒化を抑制して、ＨＡＺ靱性を向上させる。Ｔｉ含有量が０．００４％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％よりも高ければ、介在物が増加してＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが生成し低温靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００４〜０．０２０％である。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１０％である。
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合しＴｉＮを形成し、ＨＡＺの粗粒化を抑制して、ＨＡＺ靱性を向上させる。Ｔｉ含有量が０．００４％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％よりも高ければ、介在物が増加してＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが生成し低温靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００４〜０．０２０％である。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１０％である。
Ｖ：０．０２〜０．４０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼中のＣと結合してＶ炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｖ含有量が０．０２％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．４０％よりも高ければ、炭化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０２〜０．４０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
バナジウム（Ｖ）は、鋼中のＣと結合してＶ炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｖ含有量が０．０２％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．４０％よりも高ければ、炭化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０２〜０．４０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
ボロン（Ｂ）は、微量の含有で焼入れ性を飛躍的に向上させる。Ｂを含有することによって、所定の高強度と優れた低温靱性とを同時に満たすことができる。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂを過度に含有すると溶接性が急激に低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５％である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
ボロン（Ｂ）は、微量の含有で焼入れ性を飛躍的に向上させる。Ｂを含有することによって、所定の高強度と優れた低温靱性とを同時に満たすことができる。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂを過度に含有すると溶接性が急激に低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５％である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
Ａｌ：０．０４５％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。一方、Ａｌ含有量が０．０４５％を超えると、介在物が増加し、低温靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０４５％以下である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ−Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。一方、Ａｌ含有量が０．０４５％を超えると、介在物が増加し、低温靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０４５％以下である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ−Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｎ：０．００８％以下
窒素（Ｎ）は、Ａｌと結合して微細なＡｌ窒化物を形成し、鋼の靱性を高める。Ｎが少しでも含有されていれば、上記の効果が得られる。一方、Ｎ含有量が０．００８％よりも高ければ、固溶したＮが鋼の靱性を低下させる。Ｎ含有量が高すぎればさらに、炭窒化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００８％以下である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、より好ましくは０．００２％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
窒素（Ｎ）は、Ａｌと結合して微細なＡｌ窒化物を形成し、鋼の靱性を高める。Ｎが少しでも含有されていれば、上記の効果が得られる。一方、Ｎ含有量が０．００８％よりも高ければ、固溶したＮが鋼の靱性を低下させる。Ｎ含有量が高すぎればさらに、炭窒化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００８％以下である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、より好ましくは０．００２％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
Ｃａ：０．０００４〜０．００４０％
カルシウム（Ｃａ）は、鋼中のＳと結合してＣａＳを形成する。ＣａＳの形成により、ＭｎＳの形成が抑制される。そのため、Ｃａは、鋼の靱性を高める。またアルミナ系介在物の粗大化も抑制し靱性を改善する働きもある。Ｃａ含有量が０．０００４％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００４０％よりも高ければ、酸化物系介在物が形成されて鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００４〜０．００４０％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
カルシウム（Ｃａ）は、鋼中のＳと結合してＣａＳを形成する。ＣａＳの形成により、ＭｎＳの形成が抑制される。そのため、Ｃａは、鋼の靱性を高める。またアルミナ系介在物の粗大化も抑制し靱性を改善する働きもある。Ｃａ含有量が０．０００４％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００４０％よりも高ければ、酸化物系介在物が形成されて鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００４〜０．００４０％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
本実施形態による高強度継目無鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入される元素、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
本実施形態による高強度継目無鋼管の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。Ｎｂは選択元素である。すなわち、本実施形態による高強度継目無鋼管の化学組成は、Ｎｂを含有していなくてもよい。
Ｎｂ：０〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣ及やＮと結合して微細なＮｂ炭化物を形成し、鋼の強度及び靱性を高める。Ｎｂはさらに、Ｍｏ炭化物中に固溶し、Ｍｏ炭化物の粗大化を抑制する。Ｎｂが少しでも含有されていれば、上記の効果が得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％よりも高ければ、炭化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％である。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣ及やＮと結合して微細なＮｂ炭化物を形成し、鋼の強度及び靱性を高める。Ｎｂはさらに、Ｍｏ炭化物中に固溶し、Ｍｏ炭化物の粗大化を抑制する。Ｎｂが少しでも含有されていれば、上記の効果が得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％よりも高ければ、炭化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％である。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
本実施形態による高強度継目無鋼管の化学組成は、下記式（１）を満たす。
Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２８ 式（１）
式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２８ 式（１）
式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
式（１）の左辺の値は、ＰＣＭと呼ばれる。ＰＣＭが高いと、溶接性の低下、具体的には、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬さが過度に上昇し、低温割れが起こりやすくなる。そのため、ＰＣＭは０．２８以下とする。ＰＣＭは、好ましくは０．２７以下であり、より好ましくは０．２６以下である。
本実施形態による高強度継目無鋼管の化学組成は、好ましくは、下記式（２）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４０以上である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ 式（２）
式（２）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ 式（２）
式（２）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
炭素当量Ｃｅｑは、焼入れ性の指標として用いられる。炭素当量Ｃｅｑが小さすぎると、十分な焼入れ性が得られず、高強度が得られない。炭素当量Ｃｅｑの下限は、より好ましくは０．４５であり、さらに好ましくは０．４７である。炭素当量Ｃｅｑの上限は、好ましくは０．５５であり、さらに好ましくは０．５０である。
［機械的特性]
本実施形態による高強度継目無鋼管は、６２５ＭＰａ以上の降伏強度と、６９５ＭＰａ以上の引張強度とを有する。本実施形態による高強度継目無鋼管は、より好ましくは６９０ＭＰａ以上の降伏強度と、７６０ＭＰａ以上の引張強度とを有する。一方、降伏強度及び引張強度が高すぎると、低温靱性を安定して確保することが困難になる。その観点では、降伏強度及び引張強度はそれぞれ、８１０ＭＰａ以下及び９６０ＭＰａ以下にしておくことが好ましく、７４５ＭＰａ以下及び８９５ＭＰａ以下にしておくことがさらに好ましい。
本実施形態による高強度継目無鋼管は、６２５ＭＰａ以上の降伏強度と、６９５ＭＰａ以上の引張強度とを有する。本実施形態による高強度継目無鋼管は、より好ましくは６９０ＭＰａ以上の降伏強度と、７６０ＭＰａ以上の引張強度とを有する。一方、降伏強度及び引張強度が高すぎると、低温靱性を安定して確保することが困難になる。その観点では、降伏強度及び引張強度はそれぞれ、８１０ＭＰａ以下及び９６０ＭＰａ以下にしておくことが好ましく、７４５ＭＰａ以下及び８９５ＭＰａ以下にしておくことがさらに好ましい。
本実施形態による高強度継目無鋼管は、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験によって得られる吸収エネルギーが１３５Ｊ以上である。吸収エネルギーは、鋼管の肉厚方向中央から、試験片の長手方向が管軸方向（Ｌ方向）と平行になるようにフルサイズＶノッチ試験片（幅１０ｍｍ×高さ１０ｍｍ×長さ５５ｍｍ、ノッチ深さ２ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）にしたがって測定する。本実施形態による高強度継目無鋼管は、好ましくは、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験によって得られる吸収エネルギーが１６０Ｊ以上である。
本実施形態による高強度継目無鋼管は、好ましくは、−６０℃におけるシャルピー衝撃試験によって得られる吸収エネルギーが７０Ｊ以上である。本実施形態による高強度継目無鋼管は、より好ましくは、−６０℃におけるシャルピー衝撃試験によって得られる吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。
［組織］
本実施形態による高強度継目無鋼管は、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準拠した結晶粒度番号で７．０以上である組織を有する。旧オーステナイト粒の大きさが結晶粒度番号で７．０未満であると、低温靱性を確保することが困難になる。旧オーステナイト粒の大きさは、好ましくは結晶粒度番号で７．５以上であり、さらに好ましくは結晶粒度番号で８．０以上である。
本実施形態による高強度継目無鋼管は、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準拠した結晶粒度番号で７．０以上である組織を有する。旧オーステナイト粒の大きさが結晶粒度番号で７．０未満であると、低温靱性を確保することが困難になる。旧オーステナイト粒の大きさは、好ましくは結晶粒度番号で７．５以上であり、さらに好ましくは結晶粒度番号で８．０以上である。
旧オーステナイト粒の大きさは、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を用いて、結晶の方位関係から求める。具体的にはまず、焼戻し後の継目無鋼管の横断面（継目無鋼管の軸方向と垂直な断面）の肉厚中央位置からサンプルを採取する。採取したサンプルを用いて５００×５００μｍ２の観察範囲でＥＢＳＤによって結晶方位解析を行い、Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ａｎｇｌｅが１５〜５１°の範囲にある粒同士の境界を旧オーステナイト粒界と定義して、線描画させ、その描画図を元に、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準拠して結晶粒度番号を求める。
なお、旧オーステナイト粒の大きさは、焼入れ後、焼戻し前の鋼管に対しては、次のように測定することもできる。焼入れ後、焼戻し前の各鋼管から、鋼管の長さ方向（製管方向）に垂直な断面が被検面になるように、試験片を採取する。採取した試験片を樹脂に埋め込み、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するＢｅｃｈｅｔ-Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって旧オーステナイト粒界を現出させ、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準じて旧オーステナイト粒の結晶粒番号を測定する。
［介在物］
本実施形態による高強度継目無鋼管は、粒径が５μｍ以上の炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の合計が、１００個／ｃｍ２以下である。粒径が５μｍ以上の炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の合計が１００個／ｃｍ２以下であれば、低温でも安定した靱性が得られる。粒径が５μｍ以上の炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の合計は、好ましくは８０個／ｃｍ２以下であり、さらに好ましくは６０個／ｃｍ２以下である。
本実施形態による高強度継目無鋼管は、粒径が５μｍ以上の炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の合計が、１００個／ｃｍ２以下である。粒径が５μｍ以上の炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の合計が１００個／ｃｍ２以下であれば、低温でも安定した靱性が得られる。粒径が５μｍ以上の炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の合計は、好ましくは８０個／ｃｍ２以下であり、さらに好ましくは６０個／ｃｍ２以下である。
介在物の粒径及び個数は、次の方法で測定する。継目無鋼管の軸方向に平行な断面において、サンプルを採取する。サンプルは、肉厚中央を含み面積が１ｃｍ２の観察領域を含む。観察領域を含む面（観察面）を鏡面研磨する。研磨された各サンプルの観察面の観察領域内の介在物を光学顕微鏡により特定する。具体的には、観察領域において、光学顕微鏡のコントラスト及び形状に基づいて、酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び炭窒化物系介在物を特定する。
特定された酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び炭窒化物系介在物毎に、粒径及び個数を測定する。本明細書において介在物の粒径とは、介在物と母相との界面上の異なる２点を結ぶ直線のうち最大の直線の長さ（μｍ）を意味する。ただし、クラスタ状の粒子群は一つの介在物とみなして粒径を決定する。より詳しくは、３つ以上の粒子群において、図１に示すように、各粒子の中心軸を規定する。隣り合う粒子の中心軸方向における最短距離を間隔ｄ（μｍ）と定義する。さらに、隣接する粒子の、中心軸間の距離を、中心間距離ｓ（μｍ）と定義する。間隔ｄが４０μｍ以下、中心間距離ｓが１０μｍ以下で存在する場合、これら粒子群を一つの介在物とみなす。上記クラスタ状の粒子群を一つの介在物とみなす判断手法は、ＪＩＳ Ｇ０５５５（２００３）５．２．３と同じである。
１以上の観察領域において、粒径が５μｍ以上の酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び炭窒化物系介在物の合計をカウントする。そして、全ての観察領域における、粒径が５μｍ以上の酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び炭窒化物系介在物の総数ＴＮを求める。求めた総数ＴＮに基づいて、次の式（Ａ）を利用して、１ｃｍ２あたりの、粒径が５μｍ以上の酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び炭窒化物系介在物の合計Ｎ（個／ｃｍ２）を求める。
Ｎ＝ＴＮ／観察領域の総面積 （Ａ）
Ｎ＝ＴＮ／観察領域の総面積 （Ａ）
［製造方法］
以下、本実施形態による高強度継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。ただし、本実施形態による高強度継目無鋼管の製造方法は、これに限定されない。
以下、本実施形態による高強度継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。ただし、本実施形態による高強度継目無鋼管の製造方法は、これに限定されない。
上述の化学組成の鋼を溶製する。介在物を低減するため、溶鋼の製造時、ＲＨ真空脱ガスを実施する。具体的には、溶鋼を取鍋から真空槽の中に吸い上げ、脱ガスを行う。このとき、真空槽と取鍋との間で溶鋼を環流させて反応面積を増やすようにする。具体的には、ガスを吹き込むことで環流状態を作り、真空槽で脱ガスされた溶鋼が取鍋に戻り、再び取鍋から真空槽に上昇させることで、溶鋼全体が徐々に脱ガスされるようにする。これによって、介在物生成の原因となる窒素及び酸素を低減させることができる。
続いて、溶鋼を連続鋳造法によってスラブ、ブルーム又はビレットにする。連続鋳造時、タンデッシュヒータを採用する等して、鋳込み温度を制御して大型介在物の浮上分離の促進を図ることが好ましい。また、連続鋳造時の冷却速度は大きくすることが好ましい。
具体的には、タンディッシュの溶鋼保持温度を１５４０℃以上にする。また、１５００℃から１２００℃の温度域の冷却速度を５０℃／分以上として、介在物が粗大化するのを防止して、均一に微細分散させる。
さらに、電磁攪拌を適用することにより、メニスカス（連続パウダーと溶鋼の界面）まで凝固殻が形成されることを防止し、浮上分離した大型介在物が鋼中に巻き込まれることを抑制する。
ビレットを熱間加工して素管を製造する。あるいは、スラブ又はブルームを分塊圧延してビレットを製造し、ビレットを熱間加工して素管を製造する。具体的には、穿孔圧延、延伸圧延及び定径圧延を実施して素管を製造する。
製造した素管を焼入れする。焼入れは、素管をオーステナイト領域から急冷する熱処理である。焼入れは、一旦冷却した素管をＡｃ３点以上の温度に再加熱してから急冷するオフライン焼入れが好ましい。熱間加工後の高温の素管を、Ａｒ３点以上の温度からそのまま急冷する直接焼入れや、熱間加工後の高温の素管を補熱炉でＡｃ３点以上の温度に均熱してから急冷するインライン焼入れでは、旧オーステナイト粒の大きさを結晶粒度番号で７．０以上にすることが困難である。
焼入れした素管を焼戻しする。焼戻しは通常、Ａｃ１点以下の温度で実施する。焼戻しの条件は、目標とする機械的特性に応じて調整する。焼戻し条件は、下記の焼戻しパラメータＴＰを用いて管理できる。
ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））
式中、Ｔは℃で表した焼戻し温度であり、ｔは時間で表した焼戻し時間であり、ｌｏｇ（ｔ）はｔの常用対数である。
ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））
式中、Ｔは℃で表した焼戻し温度であり、ｔは時間で表した焼戻し時間であり、ｌｏｇ（ｔ）はｔの常用対数である。
焼戻しパラメータＴＰが高い条件で焼戻しするほど、降伏強度及び引張強度が低くなる一方、靱性は向上する。目的とする機械特性が得られるように、焼戻しパラメータＴＰを調整する。本実施形態の高強度継目無鋼管に対する好適な焼戻しパラメータＴＰの範囲は、これに限定されないが、例えば１８０００〜１９５００である。焼戻しパラメータＴＰの下限は、より好ましくは１８５００である。焼戻しパラメータＴＰの上限は、より好ましくは１９０００である。
以上、本発明の一実施形態による高強度継目無鋼管を説明した。本実施形態による高強度継目無鋼管は、高強度と優れた低温靱性とを有する。本実施形態による高強度継目無鋼管は、ジャッキアップリグのブレーシングパイプに好適である。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明は、これらの実施例に限定されない。
表１に示す鋼種１〜１２の化学組成の鋼を転炉で溶製した。溶製時、ＲＨ真空脱ガスを実施した。続いて、溶鋼を連続鋳造により丸ビレットを製造した。タンディッシュの溶鋼保持温度は１５４０℃以上、１５００℃から１２００℃の温度域の冷却速度は５０℃／分以上とした。連続鋳造時、溶鋼の電磁攪拌を実施した。
製造された丸ビレットを加熱炉で１１００〜１３００℃に加熱し、穿孔機によって穿孔圧延した。さらに、マンドレルミルによって延伸圧延し、サイザによって定径圧延して、表２に示す寸法（外径×肉厚）の継目無鋼管を製造した。各継目無鋼管を、表２に示す条件で焼入れ及び焼戻しを実施し、ＩｔｅｍＡ〜Ｗの継目無鋼管を製造した。
［組織観察］
焼入れ後焼戻し前の各継目無鋼管から観察用試験片を採取し、実施形態で説明したＢｅｃｈｅｔ-Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって旧オーステナイト粒の結晶粒番号を測定した。
焼入れ後焼戻し前の各継目無鋼管から観察用試験片を採取し、実施形態で説明したＢｅｃｈｅｔ-Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって旧オーステナイト粒の結晶粒番号を測定した。
［引張試験］
焼戻し後の各継目無鋼管から、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍに規定された弧状試験片（幅３８．１ｍｍ、標点距離５０．８ｍｍ）を、試験片の長辺が鋼管の長手方向（Ｌ方向）に平行になるように採取した。採取した試験片を用いて、引張試験を常温（２５℃）の大気中で実施し、降伏応力及び引張強度を求めた。降伏応力は、０．２％オフセット法によって求めた。
焼戻し後の各継目無鋼管から、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍに規定された弧状試験片（幅３８．１ｍｍ、標点距離５０．８ｍｍ）を、試験片の長辺が鋼管の長手方向（Ｌ方向）に平行になるように採取した。採取した試験片を用いて、引張試験を常温（２５℃）の大気中で実施し、降伏応力及び引張強度を求めた。降伏応力は、０．２％オフセット法によって求めた。
［シャルピー衝撃試験］
焼戻し後の各継目無鋼管から試験片を採取し、実施形態で説明した方法によって−４０℃及び−６０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーを測定した。試験は各３回実施してその平均を求めた。
焼戻し後の各継目無鋼管から試験片を採取し、実施形態で説明した方法によって−４０℃及び−６０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーを測定した。試験は各３回実施してその平均を求めた。
焼戻し後の各継目無鋼管からサンプルを採取し、実施形態で説明した方法によって炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の数を測定した。
［溶接性評価］
焼戻し後の各継目無鋼管を用いて円周溶接継手を作製し、ＨＡＺ硬さ試験を実施した。開先形状は３０°Ｖ開先、溶接プロセスはＳＡＷ（サブマージアーク溶接）とし、溶接条件として、溶接時の入熱量は５．０ｋＪ／ｍｍ、予熱及び層間温度は１４０℃とし、フラックスは汎用のボンドフラックスを使用した。
焼戻し後の各継目無鋼管を用いて円周溶接継手を作製し、ＨＡＺ硬さ試験を実施した。開先形状は３０°Ｖ開先、溶接プロセスはＳＡＷ（サブマージアーク溶接）とし、溶接条件として、溶接時の入熱量は５．０ｋＪ／ｍｍ、予熱及び層間温度は１４０℃とし、フラックスは汎用のボンドフラックスを使用した。
図２は、ＨＡＺ硬さの測定位置を模式的に示す図である。継手断面から硬さ試験片を採取し、溶融線（ＦＬ）から０．７ｍｍ離れた位置において、外面から１．０ｍｍ位置および内面から１．０ｍｍ位置の硬さを４点測定した。測定点中の最高硬さを最高ＨＡＺ硬さとした。最高ＨＡＺ硬さが３００Ｈｖ以下であれば、溶接性が良好と判断した。
［試験結果］
試験結果を表３に示す。
試験結果を表３に示す。
ＩｔｅｍＡ〜Ｇ、Ｑ、Ｒ、及びＵの継目無鋼管は、降伏強度が６２５ＭＰａ以上であり、引張強度が６９５ＭＰａ以上であった。これらの継目無鋼管は、粒径が５μｍ以上の炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の合計が１００個／ｃｍ２以下であり、旧オーステナイト粒の大きさが結晶粒度番号で７．０以上であった。これらの継目無鋼管は、−４０℃における吸収エネルギーが１３５Ｊ以上であり、−６０℃における吸収エネルギーが７０Ｊ以上であった。
ＩｔｅｍＨ〜Ｊの継目無鋼管は、−４０℃における吸収エネルギーが１３５Ｊ未満であった。これは、介在物が多かったためと考えられる。酸化物系介在物が多かったのは、鋼種２のＡｌ含有量が高かったと考えられる。また、硫化物系介在物が多かったのは、鋼種２のＳ含有量が高かったためと考えられる。
ＩｔｅｍＫの継目無鋼管は、−４０℃における吸収エネルギーが１３５Ｊ未満であった。これは、介在物が多かったためと考えられる。酸化物系介在物が多かったのは、鋼種３のＡｌ含有量が高かったと考えられる。また、硫化物系介在物が多かったのは、鋼種３のＳ含有量が高かったためと考えられる。
ＩｔｅｍＬ〜Ｎの継目無鋼管は、引張強度が６９５ＭＰａ未満であった。これはそれぞれ、鋼種４〜６のＢ含有量が低かったためと考えられる。
ＩｔｅｍＯの継目無鋼管は、−４０℃における吸収エネルギーが１３５Ｊ未満であった。これは、介在物が多かったためと考えられる。また、最高ＨＡＺ硬さが３００Ｈｖを超えた。これは、鋼種７のＰＣＭが高かったためと考えられる。
ＩｔｅｍＰの継目無鋼管は、−４０℃における吸収エネルギーが１３５Ｊ未満であった。これは、介在物が多かったためと考えられる。酸化物系介在物が多かったのは、鋼種８のＡｌ含有量が高かったためと考えられる。また、硫化物系介在物が多かったのは、鋼種８のＳ含有量が高かったためと考えられる。
ＩｔｅｍＳの継目無鋼管は、−４０℃における吸収エネルギーが１３５Ｊ未満であった。これは、介在物が多かったためと考えられる。硫化物系介在物が多かったのは、鋼種１１のＳ含有量が高かったためと考えられる。
ＩｔｅｍＴの継目無鋼管は、−４０℃における吸収エネルギーが１３５Ｊ未満であった。これは、旧オーステナイト粒が粗粒であったためと考えられる。
ＩｔｅｍＶの継目無鋼管は、−４０℃における吸収エネルギーが１３５Ｊ未満であった。これは、焼戻しパラメータＴＰが小さすぎたためと考えられる。
ＩｔｅｍＷの継目無鋼管は、最高ＨＡＺ硬さが３００Ｈｖを超えた。これは、鋼種１２のＰＣＭが高かったためと考えられる。
以上、本発明の実施の形態を説明した。上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
Claims (5)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０３〜１．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．００２５％以下、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．６０％、
Ｎｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｏ：０．１０〜０．４０％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０２０％、
Ｖ ：０．０２〜０．４０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０４５％以下、
Ｎ ：０．００８％以下、
Ｃａ：０．０００４〜０．００４０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
前記化学組成が下記の式（１）を満たし、
６２５ＭＰａ以上の降伏強度と、６９５ＭＰａ以上の引張強度とを有し、
−４０℃におけるシャルピー衝撃試験によって得られる吸収エネルギーが１３５Ｊ以上であり、
旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準拠した結晶粒度番号で７．０以上である組織を有し、
粒径が５μｍ以上の炭窒化物系介在物、硫化物系介在物、及び酸化物系介在物の合計が、１００個／ｃｍ２以下である、高強度継目無鋼管。
Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２８ 式（１）
式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。 - 請求項１に記載の高強度継目無鋼管であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
を含有する、高強度継目無鋼管。 - 請求項１又は２に記載の高強度継目無鋼管であって、
６９０ＭＰａ以上の降伏強度と、７６０ＭＰａ以上の引張強度とを有する、高強度継目無鋼管。 - 請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度継目無鋼管であって、
−６０℃におけるシャルピー衝撃試験によって得られる吸収エネルギーが７０Ｊ以上である、高強度継目無鋼管。 - 請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度継目無鋼管からなるジャッキアップリグのブレーシングパイプ。
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