JP6996641B2 - サワー環境での使用に適した継目無鋼管 - Google Patents

サワー環境での使用に適した継目無鋼管 Download PDF

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Description

本発明は、鋼管に関し、さらに詳しくは、継目無鋼管に関する。
油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０～９５ｋｓｉ未満、つまり、５５２～６５５ＭＰａ未満）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５～１１０ｋｓｉ未満、つまり、６５５～７５８ＭＰａ未満）の油井用鋼管が広く利用されており、最近ではさらに、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が１１０～１２５ｋｓｉ、つまり、７５８～８６２ＭＰａ）の油井用鋼管が求められ始めている。
深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素を含み、酸性化した環境を意味する。なお、サワー環境では、二酸化炭素を含む場合もある。このようなサワー環境で使用される油井用鋼管は、高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。
油井用鋼管の耐ＳＳＣ性を高める技術が、特開２０００－２５６７８３号公報（特許文献１）、特開２０００－２９７３４４号公報（特許文献２）、特開２００５－３５０７５４号公報（特許文献３）、特開２０１２－２６０３０号公報（特許文献４）、及び、国際公開第２０１０／１５０９１５号（特許文献５）に開示されている。
特許文献１に開示された高強度油井用鋼は、重量％で、Ｃ：０．２～０．３５％、Ｃｒ：０．２～０．７％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｖ：０．１～０．３％を含む。析出している炭化物の総量が２～５重量％であり、そのうちＭＣ型炭化物の割合が８～４０重量％で、かつ旧オーステナイト粒度がＡＳＴＭに規定される粒度番号で１１番以上である。上記高強度油井用鋼は、靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる、と特許文献１には記載されている。
特許文献２に開示された油井用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｃｒ：０．２～１．５％、Ｍｏ：０．１～１％、Ｖ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．００３～０．１％を含む低合金鋼からなる。析出している炭化物の総量は１．５～４質量％であり、炭化物の総量に占めるＭＣ型炭化物の割合が５～４５質量％、Ｍ23Ｃ6型炭化物の割合が製品の肉厚をｔ（ｍｍ）とした時（２００／ｔ）質量％以下である。上記油井用鋼は、靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる、と特許文献２には記載されている。
特許文献３に開示された低合金油井管用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．０５～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｃｒ：０．１～１．０％、Ｍｏ：０．５～１．０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５％、Ｖ：０．０５～０．３％、Ｂ：０．０００１～０．００５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ（酸素）：０．０１％以下を含有する。半価幅Ｈと水素拡散係数Ｄ（１０-6ｃｍ2／ｓ）が式（３０Ｈ＋Ｄ≦１９．５）を満足する。上記低合金油井管用鋼は、降伏応力（ＹＳ）が８６１ＭＰａ以上という高強度であっても、優れた耐ＳＳＣ性を有する、と特許文献３には記載されている。
特許文献４に開示された油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１８～０．２５％、Ｓｉ：０．１～０．３％、Ｍｎ：０．４～０．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．３～０．８％、Ｍｏ：０．５～１．０％、Ｎｂ：０．００３～０．０１５％、Ｔｉ：０．００２～０．０５％、Ｂ：０．００３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を持つ。上述の油井用鋼管のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト相を主相とし、２０μｍ×２０μｍの領域に含まれるアスペクト比３以下かつ炭化物形状を楕円としたときの長径３００ｎｍ以上のＭ3ＣあるいはＭ2Ｃの数が１０個以下であり、Ｍ23Ｃ6が質量％で１％未満であり、粒内に針状のＭ2Ｃが析出しており、大きさ１μｍ以上の炭化物として析出するＮｂの量が質量％で０．００５％未満である。上記油井用鋼管は、降伏強度が８６２ＭＰａ以上であっても耐硫化物応力割れ性に優れる、と特許文献４には記載されている。
特許文献５に開示された油井用継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．１～１．７％、Ｍｏ：０．４～１．１％、Ｖ：０．０１～０．１２％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｂ：０．０００５～０．００３％を含み、かつＭｏのうち、固溶Ｍｏとして０．４０％以上含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する。上述の油井用鋼管のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で８．５以上であり、略粒子状のＭ2Ｃ型析出物が０．０６質量％以上分散してなる組織を有する。上記油井用継目無鋼管は、１１０ｋｓｉ級の高強度と優れた耐硫化物応力割れ性とを兼備する、と特許文献５には記載されている。
特開２０００－２５６７８３号公報 特開２０００－２９７３４４号公報 特開２００５－３５０７５４号公報 特開２０１２－２６０３０号公報 国際公開第２０１０／１５０９１５号
上述のとおり特許文献１～５では、所望の降伏強度に調整し、優れた耐ＳＳＣ性が得られる油井用鋼管が提案されている。一方、サワー環境で用いられる継目無鋼管は、ＳＳＣ以外にも、水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ－Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ：以下、ＨＩＣという）が発生する場合がある。ＨＩＣとは、サワー環境における腐食反応によって発生した水素が、継目無鋼管中に侵入することによって発生する割れのことである。要するに、ＨＩＣはＳＳＣと異なり、応力が負荷されていない場合であっても発生する。
すなわち、油井用鋼管として使用中の継目無鋼管では、ＨＩＣが発生する可能性があり得る。しかしながら、降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ）の継目無鋼管については、耐ＨＩＣ性についてほとんど検討がなされてこなかった。
本開示の目的は、７５８～８６２ＭＰａ（１１０～１２５ｋｓｉ、１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＨＩＣ性を有する継目無鋼管を提供することである。
本開示による継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０７０％、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～２．００％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、希土類元素：０．０００１～０．００１５％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００２０％以下、Ｖ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。本開示による継目無鋼管は、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径が１５０μｍ以下である。本開示による継目無鋼管は、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａである。
（Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ）×（Ａｌ／Ｃａ）≧４０．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本開示による継目無鋼管は、７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＨＩＣ性を有する。
図１は、介在物の予測最大長径と耐ＨＩＣ性との関係を示す図である。 図２は、本実施形態による介在物の予測最大長径を求める場合における、観察視野中の介在物の分布を示す模式図である。
本発明者らは、サワー環境での使用が想定され、７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を有する継目無鋼管における耐ＨＩＣ性について調査検討し、次の知見を得た。
本発明者らは、最初に、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０７０％、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～２．００％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、希土類元素：０．０００１～０．００１５％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００２０％以下、Ｖ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成に調整して、継目無鋼管の降伏強度を１１０ｋｓｉ級に高めることを考えた。そこで本発明者らは、上述の化学組成を有し、１１０ｋｓｉ級の継目無鋼管を種々製造し、耐ＨＩＣ性について調査及び検討した。
上述の化学組成を有し、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する継目無鋼管のうち、一部の継目無鋼管では、ＨＩＣの発生が確認された。そこで、ＨＩＣが発生した継目無鋼管について、本発明者らは詳細に調査した。その結果、ＨＩＣが発生した継目無鋼管では、粗大な介在物を起点として割れが発生していたことを知見した。
そこで本発明者らは、粗大な介在物と耐ＨＩＣ性との関係について、詳細に検討した。その結果、次の知見を得た。継目無鋼管中に粗大な介在物が存在すると、介在物と母材との界面には、応力集中が生じやすい。この場合、介在物を起点としてＨＩＣが発生する。さらに、粗大な介在物のうち、長径が長い介在物は特に、母材との界面に応力集中が起こりやすい。そのため、継目無鋼管中に長径が長い介在物が存在する場合、継目無鋼管の耐ＨＩＣ性が低下する。すなわち、継目無鋼管の耐ＨＩＣ性を高めるためには、単に粗大な介在物を低減すればよいのではなく、長径が長い介在物を低減すればよい。
本発明者らのさらなる検討の結果、継目無鋼管中の介在物のうち、微細な介在物は、耐ＨＩＣ性を低下させないことが明らかになった。すなわち、継目無鋼管の耐ＨＩＣ性を高めるために、介在物の平均粒径等、介在物の平均値を指標として用いるのではなく、長径が長い介在物が継目無鋼管中に存在するか否かを指標として用いることができれば、実態に即した規定ができると考えられる。
一方、従来、介在物の粗大さの指標として、顕微鏡観察によって得られた介在物の粒径（たとえば、円相当径や面積の平方根）や、長径が用いられてきた。従前の顕微鏡観察では、継目無鋼管中の介在物を観察することはできるものの、数視野での個数密度等、介在物の平均的な分布を観察しているに過ぎない。また、従前の顕微鏡観察によって、長径が長い介在物が存在するか否かを判断するならば、顕微鏡観察の視野数を増やし、視野面積を広くする必要がある。しかしながら、顕微鏡観察の視野数を安易に増やせば、顕微鏡観察を実施するために必要となる時間や費用が高まる。
そこで本発明者らは、統計処理を用いて、継目無鋼管中の介在物の長径を予測できるのではないかと考えた。具体的に、本発明者らは、極値統計処理という手法に着目した。極値統計処理とは、各視野における極値（たとえば、介在物の最大長径）を取得して、複数視野での確率分布を推定する手法である。極値統計処理を用いれば、継目無鋼管中に存在する、介在物の最大長径を予測することができる。そこで本発明者らは、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径（以下、単に「介在物の予測最大長径」ともいう）と、耐ＨＩＣ性との関係を調査した。
具体的に、本発明者らは、上述の化学組成を有し、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する継目無鋼管における、後述する極値統計処理によって求められる介在物の予測最大長径（Ｄｍａｘ）と、耐ＨＩＣ性との関係を詳細に調査した。図１は、介在物の予測最大長径と耐ＨＩＣ性との関係を示す図である。図１は、後述する実施例のうち、上述の化学組成を有し、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する継目無鋼管について、後述する方法によって得られた介在物の予測最大長径Ｄｍａｘ（μｍ）と、後述するＨＩＣ試験によって得られた割れ面積率ＣＡＲ（％）とを用いて作成した。
なお、図１に示す継目無鋼管の降伏強度の調整は、焼戻し温度を調整することにより行った。また、耐ＨＩＣ性について、割れ面積率ＣＡＲが３．０％未満である場合、耐ＨＩＣ性が良好であると判断した。図１中の下向矢印は、割れ面積率ＣＡＲが図示されるプロット位置よりも低いことを意味する。
図１を参照して、上記化学組成を満たし、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の継目無鋼管においては、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えると、割れ面積率ＣＡＲが３．０％以上となり、耐ＨＩＣ性が低下する。一方、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍ以下であれば、割れ面積率ＣＡＲが３．０％未満となり、耐ＨＩＣ性が高まる。すなわち、図１において、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍ以下であれば、耐ＨＩＣ性が顕著に高まることが、本発明者らの詳細な検討により明らかになった。
すなわち、本発明者らの検討の結果、図１を参照して、上述の化学組成を満たし、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の継目無鋼管においては、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍ以下であれば、割れ面積率ＣＡＲが３．０％未満となる顕著な効果を有する。したがって、本実施形態による継目無鋼管は、上述の化学組成を満たし、降伏強度が１１０ｋｓｉ級であり、さらに、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍ以下である。その結果、本実施形態による継目無鋼管は、割れ面積率ＣＡＲが３．０％未満であり、優れた耐ＨＩＣ性を示す。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態による継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０７０％、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～２．００％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、希土類元素：０．０００１～０．００１５％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００２０％以下、Ｖ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。本実施形態による継目無鋼管は、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径が１５０μｍ以下である。本実施形態による継目無鋼管は、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａである。
（Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ）×（Ａｌ／Ｃａ）≧４０．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記化学組成は、Ｖ：０．０１～０．３０％を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、及び、Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｃｏ：０．０２～１．００％、及び、Ｗ：０．０２～１．００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｎｉ：０．０１～０．５０％、及び、Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
上記継目無鋼管は、油井用鋼管であってもよい。
本明細書において、油井用鋼管は油井管であってもよい。油井管は、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。
本実施形態による継目無鋼管が油井用鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、サワー環境において優れた耐ＨＩＣ性を有する。
上記サワー環境における優れた耐ＨＩＣ性とは、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４－２０１１に準拠した方法によって評価できる。具体的には、次の方法で評価できる。５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を試験溶液とする。
継目無鋼管から作製した試験片を２４℃の試験溶液に浸漬する。試験溶液を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓを封入し、試験浴とする。試験浴を撹拌しながら９６時間保持した後、試験片を取り出す。取り出した試験片に対して、超音波探傷試験（Ｃスキャン）を行い、インディケーション部分（ＨＩＣ発生部分）の面積を求める。
求めたインディケーション部分の面積と、超音波探傷試験時の試験片の投影面積とに基づいて、次の式（２）から、割れ面積率ＣＡＲ（％）を求める。
ＣＡＲ（％）＝（インディケーション部分の面積／投影面積）×１００ （２）
本実施形態による継目無鋼管は、耐ＨＩＣ性試験において、９６時間経過後の割れ面積率ＣＡＲ（％）が３．０％未満である。
以下、本実施形態による継目無鋼管について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本実施形態による継目無鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．１５～０．４５％
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻し時において、炭化物の球状化を促進し、鋼材の降伏強度をさらに高める。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下し、焼割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１５～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３３％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｓｉ：０．０５～１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８５％であり、より好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｍｎ：０．０１～１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、延伸しやすい介在物であるＭｎＳが増加する。その結果、介在物の予測最大長径が長くなり、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０３％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して、鋼材を脆化させる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、粒界に偏析して、鋼材を脆化させる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。Ｓはさらに、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは延伸しやすい介在物であり、ＭｎＳが増加すれば、介在物の予測最大長径が長くなる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、より好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。
Ａｌ：０．００５～０．０７０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な介在物が形成され、介在物の予測最大長径が長くなる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０７０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０６０％であり、より好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
Ｃｒ：０．３０～１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な炭化物が生成し、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．３０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．３２％であり、より好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、より好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２５％であり、さらに好ましくは１．１０％である。
Ｍｏ：０．２５～２．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２５～２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、より好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．７０％であり、より好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
Ｔｉ：０．００２～０．０２０％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合して微細な窒化物を形成し、ピンニング効果により、結晶粒を微細化する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大なＴｉ窒化物が形成され、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０２０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００４％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、より好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ｎｂ：０．００２～０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃと結合して微細な炭化物を形成する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）が過剰に形成される場合がある。この場合、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００２～０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
Ｂ：０．０００５～０．００４０％
ホウ素（Ｂ）は、鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、粗大なＢ窒化物が形成され、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００８％であり、より好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、より好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１８％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
希土類元素：０．０００１～０．００１５％
希土類元素（ＲＥＭ）は、ＦｅＯを還元する。その結果、Ａｌ2Ｏ3のクラスタ形成を抑制し、Ａｌ2Ｏ3、Ｘ2Ｏ3及びＸ2ＯＳ（ＸはＲＥＭ）を形成する。その結果、介在物の予測最大長径が低下し、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。ＲＥＭ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な介在物が形成され、介在物の予測最大長径が長くなる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０００１～０．００１５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００２％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００４％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００１２％であり、より好ましくは０．００１１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．０００９％である。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は、鋼材中の介在物を球状化し、介在物の予測最大長径を低下させる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。Ｃａ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な酸化物系介在物が形成され、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００１～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００２％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１７％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
Ｎ：０．０１００％以下
窒素（Ｎ）は、不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは、Ｔｉと結合して微細な窒化物を形成し、ピンニング効果により、結晶粒を微細化する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大なＴｉ窒化物が形成され、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは０．００４５％である。上記効果をより有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．００１５％であり、より好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｏ：０．００２０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは、粗大な酸化物系介在物を形成し、介在物の予測最大長径を長くする。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１９％であり、より好ましくは０．００１８％であり、さらに好ましくは０．００１６％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。
本実施形態による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。
Ｖ：０～０．３０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは焼戻し時に微細な炭化物を形成し、鋼材の降伏強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の耐ＨＩＣ性を高める。
Ｍｇ：０～０．０１００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中の硫化物系介在物を微細化し、介在物の予測最大長径を短くする。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。Ｍｇが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な介在物が形成され、介在物の予測最大長径が長くなる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
Ｚｒ：０～０．０１００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼材中の硫化物系介在物を微細化し、介在物の予測最大長径を短くする。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。Ｚｒが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な介在物が形成され、介在物の予測最大長径が長くなる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ及びＷからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、サワー環境で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、これらの元素は鋼材の耐ＨＩＣ性を高める。
Ｃｏ：０～１．００％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏはサワー環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。Ｃｏが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の降伏強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。
Ｗ：０～１．００％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗはサワー環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。Ｗが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材が脆化する。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～１．００％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。
Ｎｉ：０～０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部的な腐食を促進させ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、より好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
Ｃｕ：０～０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。
［式（１）について］
本実施形態による継目無鋼管の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
（Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ）×（Ａｌ／Ｃａ）≧４０．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆｎ１（＝（Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ）×（Ａｌ／Ｃａ））は、上述の化学組成を有し、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の継目無鋼管における、Ｃａ及びＲＥＭによる介在物の形態を示す指標である。Ｆｎ１の「０．２８５」は、ＲＥＭ含有量を概算でＣａ含有量に換算した場合の係数である。Ｆｎ１の「Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ」は、ＲＥＭ含有量をＣａ含有量に換算した、Ｏ及びＳに対するＣａ含有量の比の和である。Ｆｎ１の「Ａｌ／Ｃａ」は、介在物の融点の指標である。
Ｆｎ１が小さすぎれば、介在物が延伸しやすくなる。したがって、Ｆｎ１は４０．０以上である。Ｆｎ１の好ましい下限は４１．０であり、より好ましくは４２．０である。Ｆｎ１の好ましい上限は１４０．０であり、より好ましくは１３０．０である。
［介在物の予測最大長径について］
本実施形態による継目無鋼管では、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径（介在物の予測最大長径）Ｄｍａｘが１５０μｍ以下である。介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えれば、継目無鋼管のＣＡＲが３．０％以上となり、継目無鋼管の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘは、１５０μｍ以下である。
介在物の予測最大長径Ｄｍａｘの好ましい上限は１４８μｍであり、より好ましくは１４５μｍである。介在物の予測最大長径Ｄｍａｘは、なるべく小さい方が好ましい。
介在物の予測最大長径Ｄｍａｘは、次の方法で求めることができる。本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、管軸方向１０ｍｍ、管径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、継目無鋼管の肉厚が１０ｍｍ未満の場合、管軸方向１０ｍｍ、管径方向に鋼管の肉厚の観察面を有する試験片を切り出す。試験片の観察面を鏡面に研磨した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にてｎ視野（ｎは自然数）観察する。
ここで観察視野数ｎが少なすぎれば、極値統計処理における、精度が得られない場合がある。したがって、本実施形態による極値統計処理においては、観察視野数ｎは、２０以上である。観察視野数ｎは、たとえば、１０８である。また、観察視野の総面積（以下、「基準面積Ｓ０」ともいう。）が狭すぎれば、極値統計処理における、精度が得られない場合がある。したがって、本実施形態による極値統計処理においては、基準面積Ｓ０は、２０ｍｍ2以上である。基準面積Ｓ０は、たとえば、１９６．５ｍｍ2である。
各視野における、介在物の最大長径Ｌｍａｘを、それぞれ求める。各視野における介在物の最大長径Ｌｍａｘは、観察画像を画像解析することによって求めることができる。なお、複数の介在物間の最短距離が、管軸方向に４０μｍ以下であり、かつ、管径方向に１５μｍ以下である場合、これらの介在物は１個体であるとみなす。具体的に、この点について図を用いて説明する。
図２は、本実施形態による介在物の予測最大長径を求める場合における、観察視野１中の介在物の分布を示す模式図である。図２は、２つの介在物を１個体とみなすか否かを説明するための図である。図２の上下方向は管軸方向に相当する。図２の左右方向は管径方向に相当する。図２中の符号１０は、観察視野１における介在物を意味する。図２を参照して、介在物１０同士の管軸方向の最短距離をｄLとし、介在物１０同士の管径方向の最短距離をｄTとする。管軸方向の最短距離ｄLが４０μｍ以下であり、かつ、管径方向の最短距離ｄTが１５μｍ以下である複数の介在物１０は、１個体であるとみなす。一方、管軸方向の距離ｄLが４０μｍを超える複数の介在物１０は、それぞれ１個体であるとみなす。さらに、管径方向の距離ｄTが１５μｍを超える複数の介在物１０についても、それぞれ１個体であるとみなす。
なお、３個以上の介在物を１個体とみなすか否かについても、同様に判断する。この場合、まず隣り合う２個の介在物を１個体とみなすか否か、上述の方法で判断する。隣り合う２個の介在物を１個体とみなした場合、１個体とみたした介在物と、さらに隣り合う介在物との最短距離が、管軸方向に４０μｍ以下であり、かつ、管径方向に１５μｍ以下である場合、これら３個以上の介在物は１個体であるとみなす。以上のとおり、３個以上の介在物についても、上述の方法を連続的に適用することで、１個体とみなすか否かを判断することができる。
求めた各視野での最大長径Ｌｍａｘについて、小さいものから順に、Ｌｍａｘｊ（ｊ＝１～ｎ）と定義する。すなわち、Ｌｍａｘ１≦Ｌｍａｘ２≦Ｌｍａｘ３≦・・・≦Ｌｍａｘｎ、となるように、各視野での介在物の最大長径に番号を付ける。
次に、以下の式（３）及び（４）を用いて、累積分布関数Ｆｊ、及び、基準化変数ｙｊを、各ｊ値ごとに求める。
Ｆｊ＝ｊ／（ｎ＋１） （３）
ｙｊ＝－ｌｎ｛－ｌｎ（Ｆｊ）｝ （４）
なお、式（４）における「ｌｎ」は、自然対数を意味する。
最大長径Ｌｍａｘｊ（ｊ＝１～ｎ）に対する、基準化変数ｙｊ（ｊ＝１～ｎ）のプロットを作成する。作成したプロットについて、最小二乗法による近似直線（最大介在物分布直線）を作成する。作成された近似直線は、次の式（５）で表すことができる。
ｙｊ＝ｃ×Ｌｍａｘｊ＋ｄ （５）
ここで、ｃ及びｄは、最小二乗法によって求められる直線の係数である。
次に、以下の式（６）を用いて、再帰期間Ｔを求める。
Ｔ＝（Ｓ＋Ｓ０）／Ｓ０ （６）
ここで、Ｓは継目無鋼管の肉厚中央部における、仮想表面積（ｍｍ2）を意味する。具体的に、Ｓは、次の式（７）で求めることができる。
Ｓ＝（Ｒ－ｔ）×π×Ｌ （７）
ここで、Ｒは継目無鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは継目無鋼管の肉厚（ｍｍ）、Ｌは継目無鋼管の軸方向長さ（ｍｍ）を意味する。
求めた再帰期間Ｔと、式（８）とを用いて、予測される基準化変数ｙを求める。
ｙ＝－ｌｎ｛－ｌｎ（（Ｔ－１）／Ｔ）｝ （８）
なお、式（８）における「ｌｎ」は、式（４）と同様に、自然対数を意味する。
求めた予測される基準化変数ｙと、式（５）とから、予測される基準化変数ｙにおけるＬｍａｘを求める。求めたＬｍａｘを、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘ（μｍ）と定義する。
［ミクロ組織について］
本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、主として焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。具体的に、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト又はパーライトである。上述の化学組成を有する継目無鋼管のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを体積率の合計で９０％以上含有すれば、本実施形態の他の規定を満たすことを条件に、継目無鋼管の降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）となり、さらに、継目無鋼管の降伏比が９０．０％以上となる。
焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計は、ミクロ組織観察によって求めることができる。本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、管軸方向１０ｍｍ、管径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、継目無鋼管の肉厚が１０ｍｍ未満の場合、管軸方向１０ｍｍ、管径方向に鋼管の肉厚の観察面を有する試験片を切り出す。観察面を鏡面に研磨した後、２％ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は４００μｍ2（倍率５０００倍）である。
各視野において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトと、その他の相（フェライト又はパーライト）とは、コントラストから区別できる。したがって、各視野において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定された焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計を求める。本実施形態において、すべての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率と定義する。
［継目無鋼管の用途］
本実施形態による継目無鋼管が油井用鋼管である場合、好ましい肉厚は９～６０ｍｍである。より好ましくは、本実施形態による継目無鋼管は、厚肉の油井用鋼管としての使用に適する。より具体的には、本実施形態による継目無鋼管が１５ｍｍ以上、さらに、２０ｍｍ以上の厚肉の油井用鋼管であっても、７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度と、優れた耐ＨＩＣ性とを示す。
［降伏強度及び降伏比について］
本実施形態による継目無鋼管の降伏強度は７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）である。本明細書でいう降伏強度は、引張試験で得られた０．７％全伸び時の応力（０．７％耐力）を意味する。要するに、本実施形態による継目無鋼管の降伏強度は１１０ｋｓｉ級である。
本実施形態による継目無鋼管はさらに、降伏比（ＹＲ）が９０．０％以上である。降伏比とは、引張強度（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＳ）の比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を意味する。上述のとおり、本実施形態による継目無鋼管では、降伏強度が１１０ｋｓｉ級であり、かつ、降伏比が９０．０％以上であれば、ミクロ組織において焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトが体積率で９０％以上となる。その結果、本実施形態による継目無鋼管は、１１０ｋｓｉ級の降伏強度と、優れた耐ＨＩＣ性とを両立することができる。
本実施形態による継目無鋼管の降伏強度及び降伏比は、次の方法で求めることができる。ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径８．９ｍｍ、平行部長さ３５．６ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向と平行である。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施する。得られた０．７％全伸び時の応力を、降伏強度（ＭＰａ）と定義する。得られた一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）と定義する。降伏比ＹＲ（％）は、引張強度ＴＳに対する降伏強度ＹＳの比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）と定義する。
［耐ＨＩＣ性について］
本実施形態による継目無鋼管の耐ＨＩＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４－２０１１に準拠した方法で実施できる。本実施形態による継目無鋼管から、耐ＨＩＣ性試験用の試験片を作製する。具体的に、本実施形態による継目無鋼管から管周方向に円弧状の部材を採取する。採取した部材の２つの曲面（それぞれ継目無鋼管の外表面と内表面とに相当する）が、平行な平面になるように機械加工を行う。このとき、部材の厚さを、継目無鋼管の肉厚－２ｍｍにする。このようにして、幅が２０ｍｍ、厚さが継目無鋼管の肉厚－２ｍｍ、長さが１００ｍｍの、矩形断面を有する試験片を作製する。なお、試験片の長さ方向は継目無鋼管の管軸方向と平行であり、試験片の厚さ方向は継目無鋼管の管径方向と平行である。
試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を用いる。作製した試験片を２４℃の試験溶液に浸漬する。試験溶液に、Ｎ2ガスを３時間吹き込み、試験溶液を脱気する。脱気した試験溶液に、１ａｔｍのＨ2Ｓを吹き込んで腐食環境とし、試験浴とする。試験浴を撹拌しながら、９６時間保持する。９６時間保持後の試験浴から試験片を取り出す。取り出した試験片に対して、超音波探傷試験（Ｃスキャン）を行い、インディケーション部分（ＨＩＣ発生部分）の面積を求める。
求めたインディケーション部分の面積と、超音波探傷試験時の試験片の投影面積とに基づいて、次の式（２）から、割れ面積率ＣＡＲ（％）を求めることができる。なお、本実施形態において、投影面積はたとえば、２０ｍｍ×１００ｍｍである。
ＣＡＲ（％）＝（インディケーション部分の面積／投影面積）×１００ （２）
本実施形態による継目無鋼管は、耐ＨＩＣ性試験において、９６時間経過後の割れ面積率ＣＡＲ（％）が３．０％未満である。
［製造方法］
本実施形態による継目無鋼管の製造方法を説明する。以下に説明する製造方法は、本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例である。すなわち、本実施形態による継目無鋼管の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。
製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片、鋼塊、又は、鋼片）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して素管を製造する熱間加工工程と、素管に対して焼入れを行う焼入れ工程と、焼入れされた素管に対して焼戻しを行う焼戻し工程とを備える。
［製鋼工程］
製鋼工程では、初めに、周知の方法で製造された溶銑に対して、転炉での精錬（一次精錬）を実施する。一次精錬された溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金元素の添加を実施して、上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。
具体的に、転炉から出鋼した溶鋼に対して、脱酸処理を実施する。脱酸処理は、ＲＥＭ及びＣａ以外の元素によって実施されればよく、特に限定されない。本実施形態による脱酸処理は、Ａｌを添加することによって実施される。脱酸処理においてＡｌを添加した場合、溶鋼中の酸素濃度を効率よく低減することができる。したがって、本実施形態による製鋼工程では、脱酸処理において、Ａｌを添加する。脱酸処理後、除滓処理を実施する。除滓処理後、二次精錬を実施する。
二次精錬は、たとえば、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス処理を実施する。その後、合金成分の最終調整を行う。二次精錬では、複合精錬を実施してもよい。この場合、ＲＨ真空脱ガス処理の前にたとえば、ＬＦ（Ｌａｄｌｅ Ｆｕｒｎａｃｅ）、又は、ＶＡＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ａｒｃ Ｄｅｇａｓｓｉｎｇ）を用いた精錬処理を実施する。
合金成分の最終調整では、まず、ＲＥＭ及びＣａ以外の合金成分の調整を実施する。すなわち、溶鋼中のＲＥＭ及びＣａ以外の合金成分について、上述の化学組成になるように調整する。その後、ＲＥＭのうち、少なくとも１種以上の元素を添加した後、Ｃａを添加して、溶鋼中の合金成分を、上述の化学組成になるように調整する。なお、ＲＥＭを溶鋼に添加する場合、ＲＥＭに属する金属の単体を用いてもよく、ミッシュメタルを用いてもよい。
上述のとおり、ＲＥＭは、ＦｅＯを還元することにより、Ａｌ2Ｏ3のクラスタ形成を抑制する。その結果、溶鋼中に介在物Ａｌ2Ｏ3、Ｘ2Ｏ3及びＸ2ＯＳ（ＸはＲＥＭ）が形成される。これらの介在物が形成された後、溶鋼にＣａを添加した場合、微細な介在物であるＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＲＥＭ）が形成される。
一方、ＲＥＭを添加する前にＣａを添加した場合、粗大な介在物であるカルシウムアルミネート（ｋＣａＯ・ｌＡｌ2Ｏ3、ｋ及びｌは自然数）が多数形成される。この場合、上述の微細な介在物ＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＲＥＭ）の形成が妨げられる。そのため、溶鋼にＣａを添加した後、ＲＥＭを添加した場合、介在物の改質が進行せず、ＲＥＭを含有する効果が有効に得られない。
カルシウムアルミネートはさらに、ＲＥＭを溶鋼に添加した後すぐに、Ｃａを添加した場合であっても、形成される場合がある。具体的に、ＲＥＭを添加してからＣａを添加するまでに溶鋼が保持される時間（以下、「溶鋼保持時間」ともいう）が１５秒未満であれば、カルシウムアルミネートが多数形成され、ＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＲＥＭ）の形成が妨げられる。その結果、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超え、本実施形態による継目無鋼管の耐ＨＩＣ性が低下する。
一方、ＲＥＭを添加してからＣａを添加するまでの時間が長すぎれば、かえって介在物の改質が進行しない場合がある。具体的に、溶鋼保持時間が６００秒を超えれば、継目無鋼管中の介在物の最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超え、本実施形態による継目無鋼管の耐ＨＩＣ性が低下する。詳細な理由は明らかになっていないが、溶鋼保持時間が長すぎた場合、溶鋼中の介在物Ｘ2Ｏ3及びＸ2ＯＳ（ＸはＲＥＭ）が減少し、ＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＲＥＭ）が形成されにくくなるためではないかと考えられる。
したがって、本実施形態による製鋼工程では、溶鋼保持時間を１５～６００秒とする。溶鋼保持時間が１５～６００秒であれば、カルシウムアルミネートの形成が抑制され、微細な介在物ＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＲＥＭ）の形成が促進される。その結果、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径Ｄｍａｘを１５０μｍ以下とすることができる。
上述の方法によって製造された溶鋼を用いて、素材を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。溶鋼を用いて造塊法により鋼塊（インゴット）を製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、鋼片（ビレット）を製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、インゴット、又は、ビレット）を製造する。
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して素管を製造する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管を製造する。
たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。
他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉鋼材である場合、エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。素管の肉厚は特に限定されないが、たとえば、９～６０ｍｍである。
熱間加工により製造された素管は空冷されてもよい（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された素管はまた、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施してもよく、熱間加工後に補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。ただし、直接焼入れ、又は、補熱後に焼入れを実施する場合、焼割れの抑制を目的として、焼入れ途中に冷却を停止したり、緩冷却を実施したりする方が好ましい。
熱間加工後に直接焼入れ、又は、熱間製管後に補熱した後焼入れを実施した場合、残留応力を除去することを目的として、焼入れ後であって次工程の熱処理（焼入れ等）前に、応力除去焼鈍（ＳＲ処理）を実施することが好ましい。
［焼入れ工程］
焼入れ工程では、熱間加工によって製造された素管に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ3点以上の素管を急冷することを意味する。焼入れは、周知の方法で実施されればよく、特に限定されない。焼入れ温度は、たとえば、８００～１０００℃である。
焼入れ温度とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置した温度計で測定された素管の表面温度に相当する。焼入れ温度とはさらに、熱間加工後に補熱炉又は熱処理炉を用いて焼入れを実施する場合、補熱炉又は熱処理炉の温度に相当する。
焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から素管を連続的に冷却し、素管の温度を連続的に低下する。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。
焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。したがって、本実施形態による継目無鋼管の製造方法では、焼入れ時に素管を急冷する。
具体的には、焼入れ工程において、焼入れ時の素管の温度が８００～５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500（℃／秒）と定義する。より具体的には、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、焼入れされる素管の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば、素管の外表面及び内表面の両面を強制冷却する場合、肉厚の中央部）において測定された温度から決定される。
好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は８℃／秒以上である。この場合、焼入れ後の素管のミクロ組織が、安定してマルテンサイト及びベイナイト主体となる。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500のより好ましい下限は１０℃／秒である。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の好ましい上限は５００℃／秒である。
また、好ましくは、素管に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れを実施する。この場合、焼入れ前のオーステナイト粒が微細化されるため、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性や低温靭性が高まる。複数回焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準及び焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。
［焼戻し工程］
焼戻し工程では、焼入れを実施された素管に対して、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の素管をＡc1点以下で再加熱して、保持することを意味する。焼戻し温度は、継目無鋼管の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する素管に対して、焼戻し温度を調整して、継目無鋼管の降伏強度を７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）に調整する。
焼戻し温度とは、焼入れ後の素管を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。本実施形態による焼戻し工程において、好ましい焼戻し温度は６５０～７２０℃である。焼戻し温度のより好ましい下限は６５５℃であり、さらに好ましくは６６０℃である。焼戻し温度のより好ましい上限は７１５℃であり、さらに好ましくは７１０℃である。
焼戻し時間とは、焼入れ後の素管を加熱して、保持する際の炉に素管を挿入してから、取り出すまでの時間を意味する。焼戻し時間が短すぎれば、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体のミクロ組織が得られない場合がある。一方、焼戻し時間が長すぎれば、上記効果は飽和する。したがって、本実施形態の焼戻し工程において、焼戻し時間は１０～１８０分とするのが好ましい。焼戻し時間のより好ましい下限は１５分である。焼戻し時間のより好ましい上限は１２０分であり、さらに好ましくは９０分である。
以上の製造方法によって、本実施形態による継目無鋼管を製造することができる。なお、上述の製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。さらに、表１に示す化学組成と、上述の式（１）とから求めたＦｎ１を、表２に示す。なお、Ｆｎ１について、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」を代入した。
Figure 0006996641000001
Figure 0006996641000002
各試験番号の溶鋼は、次の方法で製造した。周知の方法で製造された溶銑に対して、転炉での一次精錬を同じ条件で実施した。転炉から出鋼後、Ａｌを添加して脱酸処理を実施した後、除滓処理を実施した。続いて、ＲＨ真空脱ガス処理を実施した後、溶鋼中のＲＥＭ及びＣａ以外の合金元素の成分調整を実施した。続いて、溶鋼にＲＥＭを添加して、その後、溶鋼にＣａを添加する、成分調整を行った。
各試験番号における、ＲＥＭを添加してからＣａを添加するまでの時間（溶鋼保持時間）を、表２に示す。なお、表２の「溶鋼保持時間」欄において、「Ａ」（Ａｐｐｒｏｐｒｉａｔｅ）は溶鋼保持時間が１５～６００秒であることを意味する。表２の「溶鋼保持時間」欄において、「Ｓ」（Ｓｈｏｒｔ）は溶鋼保持時間が１５秒未満であることを意味する。表２の「溶鋼保持時間」欄において、「Ｌ」（Ｌｏｎｇ）は溶鋼保持時間が６００秒を超えたことを意味する。
各試験番号の溶鋼を用いて、連続鋳造法により、断面の直径が３１０ｍｍのビレットを製造した。製造されたビレットを、熱間圧延によって、外径２４４．４８ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍ、長さ１２０００ｍｍの素管（継目無鋼管）を製造した。製造した各試験番号の素管を放冷して、素管の表面温度を常温（２５℃）とした。
各試験番号の素管に対して、焼入れを実施した。具体的に、上述の放冷後の各試験番号の素管を、９２０℃の焼入れ炉にて１０分間保持した。保持後の各試験番号の素管を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は少なくとも３００℃／分以上であった。
水冷後の各試験番号の素管に対して焼戻しを実施して、各試験番号の継目無鋼管を製造した。各試験番号の素管を、ＡＰＩ規格の１１０ｋｓｉ級（降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ）となるように、焼戻し温度を調整した。具体的に、各試験番号の素管に対して実施した焼戻し温度（℃）と、焼戻し時間（分）とを、表２に示す。
［評価試験］
上記の焼戻し後の各試験番号の継目無鋼管に対して、以下に説明する引張試験、介在物の予測最大長径測定試験、及び、耐ＨＩＣ性評価試験を実施した。
［引張試験］
引張試験はＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して行った。各試験番号の継目無鋼管の板厚中央部から、平行部直径８．９ｍｍ、平行部長さ３５．６ｍｍの丸棒試験片を作製した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の軸方向と平行であった。各丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、各試験番号の継目無鋼管の降伏強度（ＭＰａ）、引張強度（ＭＰａ）、及び、降伏比（％）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．７％全伸び時の応力を、各試験番号の降伏強度ＹＳと定義した。同様に、引張試験で得られた一様伸び中の最大応力を、各試験番号の引張強度ＴＳと定義した。求めた降伏強度ＹＳと引張強度ＴＳとの比（ＹＳ／ＴＳ）を、降伏比ＹＲ（％）とした。得られた降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、及び、降伏比ＹＲ（％）を表２に示す。
表２を参照して、各試験番号の降伏強度はいずれも、７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）であった。さらに、各試験番号の降伏比はいずれも、９０．０％以上であった。すなわち、各試験番号の継目無鋼管のミクロ組織はいずれも、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトが体積率で９０％以上であった。
［介在物の予測最大長径測定試験］
各試験番号の継目無鋼管について、上述の方法で、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘ（μｍ）を求めた。なお、観察視野数ｎは１０８、基準面積Ｓ０は１９６．５ｍｍ2とした。さらに、継目無鋼管の肉厚中央部における仮想表面積Ｓは８．６９×１０6ｍｍ2であった。
［継目無鋼管の耐ＨＩＣ性評価試験］
各試験番号の継目無鋼管について、上述の方法で、耐ＨＩＣ性評価試験を実施した。具体的に、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４－２０１１に準拠した方法で実施した。各試験番号の継目無鋼管から、幅が２０ｍｍ、厚さが継目無鋼管の肉厚－２ｍｍ、長さが１００ｍｍの、矩形断面を有する試験片を作製した。また、試験片の長さ方向は継目無鋼管の管軸方向と平行であり、試験片の厚さ方向は継目無鋼管の管径方向と平行であった。
試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を用いた。作製した各試験番号の試験片を、２４℃の試験溶液にそれぞれ浸漬した。試験溶液に、Ｎ2ガスを３時間吹き込み、各試験番号の試験溶液を脱気した。
脱気した各試験番号の試験溶液に、１ａｔｍのＨ2Ｓを吹き込み、腐食環境として、試験浴とした。各試験番号の試験浴を撹拌しながら、９６時間保持した。保持後の試験浴から試験片を取り出した。取り出した試験片に対して、超音波探傷試験（Ｃスキャン）を行い、インディケーション部分（ＨＩＣ発生部分）の面積を求めた。
求めたインディケーション部分の面積と、超音波探傷試験時の試験片の投影面積とに基づいて、次の式（２）から、割れ面積率ＣＡＲ（％）を求めた。なお、投影面積は２０ｍｍ×１００ｍｍとした。
ＣＡＲ（％）＝（インディケーション部分の面積／投影面積）×１００ （２）
［試験結果］
表２に試験結果を示す。
表１及び表２を参照して、試験番号１～１０の継目無鋼管の化学組成は適切であり、Ｆｎ１は４０．０以上であり、かつ、降伏強度ＹＳが７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）であった。さらに、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘは１５０μｍ以下であった。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、ＣＡＲが３．０％未満となり、優れた耐ＨＩＣ性を示した。
一方、試験番号１１の継目無鋼管では、溶鋼保持時間が短すぎた。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
試験番号１２の継目無鋼管では、溶鋼保持時間が長すぎた。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
試験番号１３の継目無鋼管では、Ａｌ含有量が高すぎた。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
試験番号１４の継目無鋼管では、ＲＥＭ含有量が高すぎた。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
試験番号１５の継目無鋼管では、Ｓ含有量が高すぎた。さらに、Ｆｎ１が４０．０未満であった。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
試験番号１６の継目無鋼管では、Ｏ含有量が高すぎた。さらに、Ｆｎ１が４０．０未満であった。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
試験番号１７の継目無鋼管では、Ｆｎ１が４０．０未満であった。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、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。したがって、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更して実施することができる。
本発明による継目無鋼管は、極地等過酷な環境に利用される継目無鋼管に広く適用可能であり、好ましくは、油井環境に利用される継目無鋼管として利用可能であり、さらに好ましくは、ケーシングやチュービングの油井管として利用可能である。

Claims (6)

  1. 継目無鋼管であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．１５～０．４５％、
    Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    Ｍｎ：０．０１～１．００％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．００５～０．０７０％、
    Ｃｒ：０．３０～１．５０％、
    Ｍｏ：０．２５～２．００％、
    Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、
    Ｎｂ：０．００２～０．１００％、
    Ｂ：０．０００５～０．００４０％、
    希土類元素：０．０００１～０．００１５％、
    Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｏ：０．００２０％以下、
    Ｖ：０～０．３０％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    Ｚｒ：０～０．０１００％、
    Ｃｏ：０～１．００％、
    Ｗ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～０．５０％、及び、
    Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
    極値統計処理によって予測される、前記継目無鋼管中の介在物の最大長径が１５０μｍ以下であり、
    降伏強度が７５８～８６２ＭＰａである、継目無鋼管。
    （Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ）×（Ａｌ／Ｃａ）≧４０．０ （１）
    ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 請求項１に記載の継目無鋼管であって、
    前記化学組成は、
    Ｖ：０．０１～０．３０％を含有する、継目無鋼管。
  3. 請求項１又は請求項２に記載の継目無鋼管であって、
    前記化学組成は、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、及び、
    Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種以上を含有する、継目無鋼管。
  4. 請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の継目無鋼管であって、
    前記化学組成は、
    Ｃｏ：０．０２～１．００％、及び、
    Ｗ：０．０２～１．００％からなる群から選択される１種以上を含有する、継目無鋼管。
  5. 請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の継目無鋼管であって、
    前記化学組成は、
    Ｎｉ：０．０１～０．５０％、及び、
    Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、継目無鋼管。
  6. 請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の継目無鋼管であって、
    前記継目無鋼管は油井用鋼管である、継目無鋼管。
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