JP7107370B2 - 継目無鋼管及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、継目無鋼管及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、地熱発電での使用、又は、油井環境又はガス井環境での使用等に適した継目無鋼管及びその製造方法に関する。以下、本明細書において、油井及びガス井をまとめて「油井」と称する。

油井用鋼管は、炭酸ガス及び／又は硫化水素ガスを含有する高温環境の油井で使用される場合がある。本明細書において、高温環境は、１５０～２００℃程度の温度を有し、腐食性ガスを含有する環境である。腐食性ガスはたとえば、炭酸ガス及び／又は硫化水素ガス等である。

従来、油井用鋼管として、１３質量％程度のＣｒを含有し、耐炭酸ガス腐食性に優れる１３Ｃｒ鋼材が使用されていた。しかしながら、上述の高温環境の油井に使用する場合、さらなる耐食性が必要となる。そこで、Ｃｒ含有量を１３Ｃｒ鋼材よりも高めて、１５～１８％程度とした、１７Ｃｒ鋼材が提案されている。１７Ｃｒ鋼材は、上述の高温環境において、優れた耐食性を示す。

ところで、最近の油井の深井戸化に伴い、従来よりもさらに高い強度を有する油井用鋼管が求められている。具体的には、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が８６２ＭＰａ以上）の高強度を有する油井用鋼管が求められている。また、最近ではさらに、油井開発が寒冷地でも行われている。このような寒冷地の深井戸に使用される油井用鋼管には、高い強度だけでなく、優れた低温靱性が求められる。

特開２０１３－２４９５１６号公報（特許文献１）、特開２０１６－１４５３７２号公報（特許文献２）、及び、国際公開第２０１０／１３４４９８号（特許文献３）では、上述の高温環境用途であって、高い強度、又は、高い強度及び高い低温靱性を有する油井用鋼管が提案されている。

特許文献１に提案された油井用高強度ステンレス鋼継目無管の化学組成は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５～０．０６％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５～１８．０％、Ｎｉ：１．５～５．０％、Ｖ：０．０２～０．２％、Ａｌ：０．００２～０．０５％、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含み、さらに、Ｍｏ：１．０～３．５％、Ｗ：３．０％以下、Ｃｕ：３．５％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を、式（１）及び式（２）を満足するように含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。上記油井用高強度ステンレス鋼継目無管のミクロ組織は、マルテンサイトを主相とし、第二相として体積率で１０～６０％のフェライトと０～１０％のオーステナイトとからなる。さらに、上記ミクロ組織において、肉厚方向に引いた線分の単位長さ当たりに存在するフェライト－マルテンサイト粒界の数として定義されるＧＳＩ値が、肉厚中央位置で１２０以上である。さらに、上記油井用高強度ステンレス鋼継目無管の肉厚は２５．４ｍｍ超である。ここで、式（１）は、Ｃｒ＋０．６５Ｎｉ＋０．６０Ｍｏ＋０．３０Ｗ＋０．５５Ｃｕ－２０Ｃ≧１９．５で定義され、式（２）は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５０Ｗ＋０．３０Ｓｉ－４３．５Ｃ－０．４Ｍｎ－Ｎｉ－０．３Ｃｕ－９Ｎ≧１１．５で定義されている。

特許文献１では、上述の化学組成を有する素材を、穿孔圧延を含む熱間圧延にて製造する。そして、熱間圧延において、１１００～９００℃の温度範囲における合計圧下率を３０％以上にする。これにより、上述の組織を有する油井用高強度ステンレス鋼継目無管が製造できる、と記載されている。なお、１１００～９００℃の温度範囲での熱間圧延は、継目無鋼管の製造工程においては、穿孔圧延機を用いた穿孔圧延工程ではなく、穿孔圧延工程後のマンドレルミル等による延伸圧延工程での熱間圧延に相当する。

特許文献２に提案された継目無鋼管の製造方法では、化学組成が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５～０．０５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５～１８％、Ｎｉ：１．５～５％、Ｃｕ：３．５％以下、Ｍｏ：１～３．５％、Ｖ：０．０２～０．２％、Ａｌ：０．００２～０．０５％、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含み、かつ、特許文献１と同じ式（１）及び式（２）を満足し、さらに、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼素材を準備する。そして、鋼素材に対して鋼管素材加工及び熱間加工を実施するときの鋼素材の加熱を、式（３）で定義される温度Ｔ（Ｋ）未満となる条件で行う。ここで、式（３）は、Ｔ（Ｋ）＝７６５０／｛２．３５－ｌｏｇ₁₀（［Ｃ］×α［Ｘ］）｝で定義される。式（３）において、［Ｃ］にはＣ含有量（ｍａｓｓ％）が代入され、［Ｘ］にはＶ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒのうち、含有量がもっとも多い元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）が代入され、αは係数であって、元素ＸがＶ、Ｔｉの場合には２が代入され、元素ＸがＮｂ、Ｚｒの場合は１が代入される。

特許文献２では、上記製造方法により、フェライトの微細化を可能とし、その結果、継目無鋼管の低温靱性を高めることができると記載されている。

特許文献３に提案されている油井用ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．０１～０．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１６．０超～１８．０％、Ｎｉ：４．０超～５．６％、Ｍｏ：１．６～４．０％、Ｃｕ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．０５０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成と、マルテンサイトと、体積率で１０～４０％のフェライトとを含み、かつ、各々がステンレス鋼の表面から厚さ方向に５０μｍの長さを有し、１０μｍピッチで２００μｍの範囲に一列に配列された複数の仮想線分をステンレス鋼の断面に配置したとき、仮想線分の総数に対するフェライトと交差する仮想線分の数の割合が８５％よりも多い組織と、７５８ＭＰａ以上の０．２％オフセット耐力とを有することを特徴とする。ここで、式（１）は、Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≧２５．５と定義され、式（２）は、－８≦３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ／２＋８．２－１．１（Ｃｒ＋Ｍｏ）≦－４と定義されている。

特許文献３の油井用ステンレス鋼は、表層の組織中のフェライトを制御する。具体的には、製造工程において、上述の化学組成を有する鋼素材を用いて熱間加工を実施する。熱間加工において、８５０～１２５０℃における総減面率を５０％以上とする。８５０～１２５０℃における総減面率を考慮する場合、穿孔圧延での減面率だけでなく、延伸圧延での減面率も含まれている。

特開２０１３－２４９５１６号公報 特開２０１６－１４５３７２号公報 国際公開第２０１０／１３４４９８号

特許文献１及び２に記載の継目無鋼管はいずれも、低温靱性に優れると記載されている。しかしながらこれらの文献の降伏強度はいずれも８６２ＭＰａ未満である。特許文献１及び２では、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、低温靱性にも優れる継目無鋼管については検討されていない。また、特許文献３に記載の油井用ステンレス鋼に関しては低温靱性の観点からの検討がされていない。

本開示の目的は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靱性とを両立可能な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、
化学組成が、
質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１５０％以下、
Ｃｕ：０．０９～３．００％、
Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
Ｎｉ：４．００～９．００％、
Ｍｏ：１．５０～４．００％、
Ａｌ：０．０４０％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０～０．２０％、
Ｃｏ：０～０．３０％、
Ｗ：０～２．００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
前記継目無鋼管の管軸方向をＬ方向、肉厚方向をＴ方向、前記Ｌ方向及び前記Ｔ方向と垂直な方向をＣ方向と定義したとき、ミクロ組織が、次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす。
（Ｉ）総体積率で８０％以上のフェライト及びマルテンサイトを含有し、残部が残留オーステナイトからなる。
（ＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｌ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＬ方向観察視野面において、
前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｌ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｌ方向に５等分する４つの線分を線分Ｔ_L１～Ｔ_L４と定義し、
前記Ｌ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｌ１～Ｌ４と定義し、
前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面をフェライト界面と定義したとき、
前記線分Ｔ_L１～Ｔ_L４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、
前記線分Ｌ１～Ｌ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、前記交点数ＮＴ_Lとが、式（３）を満たす。
（ＩＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｃ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＣ方向観察視野面において、
前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｃ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｃ方向に５等分する４つの線分を線分Ｔ_C１～Ｔ_C４と定義し、
前記Ｃ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｃ１～Ｃ４と定義し、
前記線分Ｔ_C１～Ｔ_C４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴ_Cが３０個以上であり、
前記線分Ｃ１～Ｃ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＣと、前記交点数ＮＴ_Cとが、式（４）を満たす。
１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５ （１）
Ｃａ／Ｓ≧４．０ （２）
ＮＴ_L／ＮＬ≧１．８０ （３）
ＮＴ_C／ＮＣ≧１．７０ （４）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、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の製造方法は、
化学組成が、
質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１５０％以下、
Ｃｕ：０．０９～３．００％、
Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
Ｎｉ：４．００～９．００％、
Ｍｏ：１．５０～４．００％、
Ａｌ：０．０４０％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０～０．２０％、
Ｃｏ：０～０．３０％、
Ｗ：０～２．００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす素材を、１２００～１２６０℃の加熱温度Ｔでｔ時間保持する加熱工程と、
前記加熱工程で加熱された前記素材を、式（Ａ）を満たす条件で穿孔圧延して素管を製造する穿孔圧延工程と、
前記素管を延伸圧延する延伸圧延工程と、
前記延伸圧延工程後の前記素管に対して、８５０～１１５０℃の焼入れ温度で焼入れを実施する焼入れ工程と、
前記焼入れ工程後の前記素管に対して、４００～７００℃の焼戻し温度で焼戻しを実施する焼戻し工程と、を備える、
継目無鋼管の製造方法。
１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５ （１）
Ｃａ／Ｓ≧４．０ （２）
０．０５７Ｘ－Ｙ＜１７２０ （Ａ）
式（Ａ）中のＸは次の式（Ｂ）で定義される。
Ｘ＝（Ｔ＋２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝ （Ｂ）
ここで、Ｔは前記素材の加熱温度（℃）であり、ｔは、前記加熱温度Ｔでの保持時間（時間）である。
式（Ａ）中の断面減少率Ｙ（％）は式（Ｃ）で定義される。
Ｙ＝｛１－（穿孔圧延後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の管軸方向に垂直な断面積）｝×１００ （Ｃ）

本開示による継目無鋼管は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靱性とを両立できる。本開示による継目無鋼管の製造方法は、上述の継目無鋼管を製造できる。

図１は、本実施形態の継目無鋼管と同じ化学組成を有するものの、ミクロ組織が異なる継目無鋼管の肉厚中央位置であって、継目無鋼管の管軸方向（Ｌ方向）及び肉厚方向（Ｔ方向）を含む断面でのミクロ組織の模式図である。 図２は、本実施形態の継目無鋼管の肉厚中央位置であって、Ｌ方向及びＴ方向を含む断面でのミクロ組織の模式図である。 図３は、継目無鋼管の断面でのミクロ組織と亀裂の進展との関係を説明するための模式図である。 図４は、本実施形態におけるＬ方向観察視野面での層状指数ＬＩ_L（ＬＩ：Ｌａｙｅｒ Ｉｎｄｅｘ）の算出方法を説明するための模式図である。 図５は、本実施形態におけるＣ方向観察視野面での層状指数ＬＩ_Cの算出方法を説明するための模式図である。 図６は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、Ｌ方向観察視野面での層状指数ＬＩ_Lが式（３）を満たす継目無鋼管における、Ｃ方向観察視野面での層状指数ＬＩ_Cと、－１０℃での吸収エネルギー（低温靱性）との関係を示す図である。

本発明者らは、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靱性とを両立可能な継目無鋼管について検討を行った。

初めに、本発明者らは、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、優れた低温靱性を有する継目無鋼管の化学組成について検討を行った。その結果、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．０１～０．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ｃｕ：０．０９～３．００％、Ｃｒ：１５．００～１８．００％、Ｎｉ：４．００～９．００％、Ｍｏ：１．５０～４．００％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０～０．２０％、Ｃｏ：０～０．３０％、Ｗ：０～２．００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなる継目無鋼管であれば、８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）以上の高い降伏強度と、優れた低温靱性とを両立できる可能性があると考えた。

ところで、上述の化学組成を有する継目無鋼管の場合、ミクロ組織は、主としてフェライトとマルテンサイトとからなる二相組織である。より具体的には、ミクロ組織は、フェライト及びマルテンサイトを含有し、残部は、残留オーステナイトからなる。

本発明者らは、二相組織のフェライトの体積率及びマルテンサイトの体積率と低温靱性との関係を調査した。本発明者らはさらに、二相組織のフェライトとマルテンサイトとの分布状態と低温靱性との関係についても調査及び検討を行った。その結果、上述の化学組成を有する鋼材の二相組織において、フェライト体積率とマルテンサイト体積率とが同等であっても、フェライト及びマルテンサイトの分布状態が異なれば、得られる低温靱性が全く異なることが判明した。

図１及び図２は、上述の化学組成を有する継目無鋼管の管軸方向及び肉厚方向を含む断面でのミクロ組織の模式図である。図１の左右方向が管軸方向（圧延方向）に相当し、図１の上下方向が肉厚方向に相当する。同様に、図２の左右方向がＬ方向に相当し、図２の上下方向がＴ方向に相当する。なお、本明細書において、継目無鋼管の管軸方向（圧延方向）を「Ｌ方向」と定義する。継目無鋼管の肉厚方向を「Ｔ方向」と定義する。ここで、肉厚方向とは、管軸方向に垂直な断面における、径方向を意味する。Ｌ方向とＴ方向とに垂直な方向（継目無鋼管の周方向に相当）を「Ｃ方向」と定義する。図１及び図２のいずれにおいても、模式図のＬ方向長さは１００μｍであり、Ｔ方向長さは１００μｍである。

図１及び図２において、白色の領域１０はフェライトである。ハッチングされた領域２０はマルテンサイトである。図１でのフェライト体積率及びマルテンサイト体積率は、図２でのフェライト体積率及びマルテンサイト体積率とそれほど大きくは変わらない。しかしながら、図１のフェライト１０及びマルテンサイト２０の分布状態は、図２のフェライト１０及びマルテンサイト２０の分布状態と大きく異なる。具体的には、図１に示すミクロ組織では、フェライト１０及びマルテンサイト２０が各々ランダムな方向に延びており、非層状組織となっている。一方、図２に示すミクロ組織では、フェライト１０及びマルテンサイト２０がＬ方向に延びており、フェライト１０及びマルテンサイト２０がＴ方向に積層している。つまり、図２に示すミクロ組織は、フェライト１０とマルテンサイト２０との層状組織となっている。

このように、上述の化学組成を有する継目無鋼管では、同じ化学組成であっても、ミクロ組織が大きく異なる場合があることが判明した。図１に示すミクロ組織を有する継目無鋼管、及び、図２に示すミクロ組織を有する継目無鋼管から後述する方法でシャルピー衝撃試験片を採取した。そして、ＡＳＴＭ Ａ３７０－１８に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、－１０℃での吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。その結果、図１に示すミクロ組織（非層状組織）の継目無鋼管の－１０℃での吸収エネルギーと比較して、図２に示すミクロ組織（層状組織）の継目無鋼管の－１０℃での吸収エネルギーは顕著に大きかった。したがって、本発明者らは、上述の化学組成において、Ｌ方向及びＴ方向を含む断面（以下、Ｌ方向断面という）のミクロ組織において、Ｌ方向に沿って延びる層状組織が得られれば、優れた低温靱性が得られると考えた。

しかしながら、さらなる検討を行った結果、継目無鋼管のミクロ組織が、Ｌ方向に沿って延びる層状組織を有していても、必ずしも低温靱性に優れるわけではなかった。つまり、継目無鋼管のミクロ組織が、Ｌ方向断面において、Ｌ方向に沿って延びる層状組織を有していても、低温靱性が低い場合があった。

そこで、本発明者らは、継目無鋼管での亀裂の進展方向と、層状組織の延在方向との関係について検討した。その結果、低温靱性を高めるためには、層状組織が単にＬ方向に延びているだけでなく、層状組織がＣ方向にも延びていることが重要であることが判明した。この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。

継目無鋼管での亀裂は、Ｌ方向に進展する場合と、Ｃ方向に進展する場合とが存在する。したがって、低温靱性を高めるためには、亀裂の進展がＬ方向及びＣ方向のいずれの方向に進展しても、層状組織中のマルテンサイトにより、亀裂の進展を阻止できることが好ましい。

図３は、継目無鋼管１の断面でのミクロ組織と亀裂の進展との関係を説明するための模式図である。図３を参照して、継目無鋼管１において、上述のとおり、Ｌ方向及びＴ方向を含む断面を「Ｌ方向断面」１Ｌと定義する。さらに、Ｃ方向及びＴ方向を含む断面を「Ｃ方向断面」１Ｃと定義する。図３では、層状組織が、Ｌ方向にも十分に伸びており、かつ、Ｃ方向にも十分に延びていると仮定する。

図３に示すとおり、亀裂の進展方向ＤをＬ方向成分とＣ方向成分とに分解する。亀裂の進展方向のＬ方向成分を、ＬＤＣ（Ｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ Ｃｒａｃｋ）と定義する。亀裂の進展方向のＣ方向成分を、ＣＤＣ（Ｃ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ Ｃｒａｃｋ）と定義する。

フェライト１０及びマルテンサイト２０からなる層状組織において、マルテンサイト２０は、亀裂の進展を阻止する。つまり、マルテンサイト２０は、フェライト１０よりも金属組織が微細であり、靭性に優れた組織である。そのため、マルテンサイト２０は、亀裂の進展の抵抗として作用する。亀裂の進展方向とマルテンサイト２０の延在方向とが交差しており、かつ、マルテンサイト２０に衝突した亀裂先端が進展方向を変化させて再度進展を開始しても、亀裂先端が再びマルテンサイト２０に衝突しやすい場合、つまり、亀裂がどこに進展してもマルテンサイト２０を回避しにくい場合、亀裂の進展を有効に阻止できる。

図３のＣ方向断面１Ｃのミクロ組織に示すとおり、亀裂のＬ方向成分ＬＤＣは、Ｃ方向に延びるマルテンサイト２０と交差（直交）する。この場合、Ｃ方向に延びるマルテンサイト２０は、亀裂のＬ方向成分ＬＤＣに対して抵抗として作用し、亀裂のＬ方向成分ＬＤＣの進展を阻止する。

同様に、図３のＬ方向断面１Ｌのミクロ組織に示すとおり、亀裂のＣ方向成分ＣＤＣは、Ｌ方向に延びるマルテンサイト２０と交差（直交）する。この場合、Ｌ方向に延びるマルテンサイトは、亀裂のＣ方向成分ＣＤＣに対して抵抗として作用し、亀裂のＣ方向成分ＣＤＣの進展を阻止する。

以上のとおり、Ｃ方向及びＬ方向に延びるマルテンサイトは、亀裂の進展を阻止する。さらに、Ｌ方向断面１Ｌ及びＣ方向断面１Ｃにおいて、単位面積当たりのＴ方向の積層数が多いほど、亀裂の進展がマルテンサイト２０を回避しにくくなる。具体的には、Ｌ方向断面１Ｌ及びＣ方向断面１Ｃでの単位面積当たりのＴ方向の積層数が多いほど、マルテンサイト２０により進展をいったん阻止された亀裂が進展方向を変えて再び進展を開始しても、亀裂先端が他のマルテンサイト２０にすぐに衝突する確率が高くなる。そのため、亀裂の進展が阻止される。

以上のとおり、Ｌ方向断面１Ｌにおいて層状組織の単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数が多く、かつ、層状組織がＬ方向に十分に延びており、かつ、Ｃ方向断面１Ｃにおいて層状組織の単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数が多く、かつ、層状組織がＣ方向に十分に延びているほど、単に、層状組織がＬ方向にだけ十分に延びており、Ｃ方向には十分に延びていない場合よりも、亀裂がマルテンサイト２０を回避しにくい。そのため、亀裂の進展を十分に抑制できる。

以上のとおり、継目無鋼管１での亀裂の進展を効果的に抑制するためには、単にＬ方向断面１Ｌでのミクロ組織において、単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数が多く、かつ、マルテンサイト２０がＬ方向に十分に延びているだけでなく、Ｃ方向断面１Ｃでのミクロ組織においても、単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数が多く、かつ、マルテンサイト２０がＣ方向に十分に延びていることが極めて有効であると考えた。

以上の検討結果に基づいて、本発明者らは、Ｌ方向断面１Ｌでの層状組織の形態だけでなく、Ｃ方向断面１Ｃでの層状組織の形態について、さらに検討を行った。その結果、Ｌ方向断面１Ｌにおいて、
（ＩＩ－１）交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、
（ＩＩ－２）式（３）で定義される層状指数ＬＩ_L（Ｌａｙｅｒ Ｉｎｄｅｘ ｏｆ Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）が１．８０以上であり、
かつ、Ｃ方向断面１Ｃにおいて、
（ＩＩＩ－１）交点数ＮＴ_Cが３０個以上であり、かつ、
（ＩＩＩ－２）式（４）で定義される層状指数ＬＩ_C（Ｌａｙｅｒ Ｉｎｄｅｘ ｏｆ Ｃｉｒｃｕｍｆｅｒｅｎｔｉａｌ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）が１．７０以上、
であれば、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有していても、亀裂を極めて有効に抑制することが可能となり、優れた低温靱性が得られることがわかった。
層状指数ＬＩ_L＝ＮＴ_L／ＮＬ≧１．８０ （３）
層状指数ＬＩ_C＝ＮＴ_C／ＮＣ≧１．７０ （４）
以下、交点数ＮＴ_L及び層状指数ＬＩ_L、交点数ＮＴ_C及び層状指数ＬＩ_Cについて説明する。

［Ｌ方向断面１Ｌでの交点数ＮＴ_L及び層状指数ＬＩ_Lについて］
層状指数ＬＩ_Lは、Ｌ方向断面１Ｌにおける層状組織の発達の度合いを示す指標である。層状指数ＬＩ_L中のＮＴ_L、ＮＬは次のとおり定義される。

図４を参照して、継目無鋼管の肉厚中央位置でのＬ方向及びＴ方向を含むＬ方向断面１Ｌにおいて、Ｌ方向に延びる辺の長さが１００μｍ、Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍの正方形の領域を、Ｌ方向観察視野面５０と定義する。図５では、Ｌ方向観察視野面５０が、フェライト１０とマルテンサイト２０とを含む。ここで、フェライト１０とマルテンサイト２０との界面を、「フェライト界面」ＦＢと定義する。なお、残留オーステナイトは、マルテンサイト２０内のラス界面に存在し、顕微鏡観察では観察が困難である。一方、フェライト１０とマルテンサイト２０とは、顕微鏡観察において、コントラストが異なるため、当業者であれば容易に特定できる。

図４中の線分Ｔ_L１～Ｔ_L４は、Ｔ方向に延び、Ｌ方向に等間隔に配列され、Ｌ方向観察視野面５０をＬ方向に５等分する線分である。線分Ｔ_L１～Ｔ_L４と、Ｌ方向観察視野面５０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図４中で「●」印）の数を、交点数ＮＴ_L（個）と定義する。交点数ＮＴ_Lは、Ｌ方向断面１Ｌ（Ｌ方向観察視野面５０）における、単位面積当たりのＴ方向におけるフェライト１０とマルテンサイト２０との積層数を意味する。

図４中の線分Ｌ１～Ｌ４は、Ｌ方向に延び、Ｔ方向に等間隔に配列され、Ｌ方向観察視野面５０をＴ方向に５等分する線分である。線分Ｌ１～Ｌ４と、Ｌ方向観察視野面５０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図４中で「◇」印）の数を、交点数ＮＬ（個）と定義する。

層状指数ＬＩ_Lは、Ｌ方向断面１Ｌ（Ｌ方向観察視野面５０）における、層状組織の発達度合いを意味する。交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、かつ、層状指数ＬＩ_Lが１．８０以上である場合、Ｌ方向断面１Ｌにおいて、十分に発達した層状組織が得られていることを意味する。この場合、Ｃ方向断面１Ｃ（Ｃ方向観察視野面６０）における交点数ＮＴ_Cが３０個以上であり、層状指数ＬＩ_Cが１．７０以上であることを前提として、上述の化学組成の継目無鋼管において、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、優れた低温靱性が得られる。なお、図４において、交点数ＮＴ_Lは４３個であり、交点数ＮＬは６個である。したがって、層状指数ＬＩ_Lは７．１７である。

［Ｃ方向断面１Ｃでの交点数ＮＴ_C及び層状指数ＬＩ_Cについて］
層状指数ＬＩ_Cは、Ｃ方向断面１Ｃにおける、層状組織の発達の度合いを示す指標である。層状指数ＬＩ_C中のＮＴ_C、ＮＣは次のとおり定義される。

図５を参照して、継目無鋼管の肉厚中央位置でのＣ方向及びＴ方向を含むＣ方向断面１Ｃにおいて、Ｃ方向に延びる辺の長さが１００μｍ、Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍの正方形の領域を、Ｃ方向観察視野面６０とする。図４と同様に、図５では、Ｃ方向観察視野面６０が、フェライト１０とマルテンサイト２０とを含む。

図５中の線分Ｔ_C１～Ｔ_C４は、Ｔ方向に延び、Ｃ方向に等間隔に配列され、Ｃ方向観察視野面６０をＣ方向に５等分する線分である。線分Ｔ_C１～Ｔ_C４と、Ｃ方向観察視野面６０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図５中で「●」印）の数を、交点数ＮＴ_C（個）と定義する。交点数ＮＴ_Cは、Ｃ方向断面１Ｃ（Ｃ方向観察視野面６０）における、単位面積当たりのＴ方向におけるフェライト１０とマルテンサイト２０との積層数を意味する。

図５中の線分Ｃ１～Ｃ４は、Ｃ方向に延び、Ｃ方向に等間隔に配列され、Ｃ方向観察視野面６０をＴ方向に５等分する線分である。線分Ｃ１～Ｃ４と、Ｃ方向観察視野面６０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図５中で「◇」印）の数を、交点数ＮＣ（個）と定義する。

層状指数ＬＩ_Cは、Ｃ方向断面１Ｃ（Ｃ方向観察視野面６０）における層状組織の発達度合いを意味する。交点数ＮＴ_Cが３０個以上であり、かつ、層状指数ＬＩ_Cが１．７０以上である場合、Ｃ方向断面１Ｃにおいて、十分に発達した層状組織が得られていることを意味する。この場合、Ｌ方向断面１Ｌにおける交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、層状指数ＬＩ_Lが１．８０以上であることを前提として、上述の化学組成の継目無鋼管において、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、優れた低温靱性が得られる。なお、図６において、交点数ＮＴ_Cは３６個であり、交点数ＮＣは１０個である。したがって、層状指数ＬＩ_Cは３．６０である。

上述のとおり、Ｌ方向断面１Ｌでの単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数を意味する交点数ＮＴ_Lを３８個以上とし、フェライト１０及びマルテンサイト２０の層状度合いを示す層状指数ＬＩ_Lを１．８０以上とする（つまり式（３）を満たす）だけでなく、Ｃ方向断面１Ｃでの単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数を意味する交点数ＮＴ_Cを３０個以上とし、マルテンサイトとフェライトとの層状度合いを示す層状指数ＬＩ_Cを１．７０以上とする（つまり式（４）を満たす）。これにより、亀裂を有効に抑制でき、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有していても、優れた低温靱性が得られる。

しかしながら、上述の化学組成を有する継目無鋼管であっても、Ｌ方向断面１Ｌ及びＣ方向断面１Ｃでの層状組織が、必ずしも式（３）及び式（４）を満たさない場合があることがわかった。そこで、本発明者らはその原因について検討を行った。その結果、次の事項が判明した。

通常、Ｔｉ及びＮｂは、熱間加工時において炭窒化物等を生成して、ピンニング効果により結晶粒を微細化するのに有効である。なお、本明細書において、炭窒化物等とは、窒化物、炭化物又は炭窒化物の総称を意味する。

しかしながら、上述の化学組成の素材を用いた継目無鋼管の製造において、Ｔｉ及びＮｂのピンニング効果は、フェライトの延伸を阻害する。同様に、ＡｌはＡｌＮを生成して、ピンニング効果を発揮する。また、ＶはＶ炭窒化物を生成して、ピンニング効果を発揮する。さらに、Ｍｎは、Ｓと結合して微細なＭｎＳを生成する場合がある。この場合、ＭｎＳもピンニング効果を発揮する。これらのピンニング効果を発生させる析出物が多数生成すれば、フェライトの延伸が阻害される。そのため、Ｌ方向断面１Ｌ及び／又はＣ方向断面１Ｃにおいて、十分に発達した層状組織が得られにくくなる。その結果、ミクロ組織が式（３）及び／又は式（４）を満たさなくなってしまう。

そこで、本発明者らは、化学組成中におけるＴｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ａｌ含有量、Ｎ含有量、Ｖ含有量、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の関係と、層状組織の発達度合いとについて検討を行った。その結果、上記化学組成においてさらに、式（１）を満たせば、ピンニング効果を発揮する析出物（以下、ピンニング粒子という）の生成を十分に抑制でき、Ｌ方向断面１Ｌ及びＣ方向断面１Ｃの両方において、十分に発達した層状組織が得られることを知見した。
１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

さらに、継目無鋼管において、上述の式（３）及び式（４）を満たす層状組織を得るためには、製造工程中における熱間加工性も高めた方が好ましい。そこで、上述の化学組成は、式（１）だけでなく、次の式（２）も満たすことが好ましい。
Ｃａ／Ｓ≧４．０ （２）
ここで、式（２）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。

固溶Ｓは粒界に偏析して熱間加工性を低下する。ＣａによりＳを固定すれば、鋼中の固溶Ｓが低減し、熱間加工性を高めることができる。上記化学組成の継目無鋼管の場合、Ｓ含有量に対するＣａ含有量が式（２）を満たすことにより、十分な熱間加工性が得られる。そのため、継目無鋼管の化学組成が式（１）も満たすことを前提として、Ｌ方向断面１Ｌにおいて上記（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たす層状組織が得られ、さらに、Ｃ方向断面１Ｃにおいて（ＩＩＩ－１）及び（ＩＩＩ－２）を満たす層状組織が得られる。その結果、亀裂を有効に抑制でき、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有していても、優れた低温靱性が得られる。

図６は、化学組成中の各元素含有量は上述の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、層状指数ＬＩ_Lが式（３）を満たし、降伏強度が８６２ＭＰａ以上である継目無鋼管における、Ｃ方向観察視野面での層状指数ＬＩ_Cと、－１０℃での吸収エネルギー（低温靱性）との関係を示す図である。つまり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、Ｌ方向断面１Ｌでは十分に発達した層状組織が得られている継目無鋼管での、Ｃ方向断面１Ｃでの層状組織の発達度合い（ＬＩ_C）と低温靱性との関係を示す図である。

図６を参照して、化学組成中の各元素含有量は上述の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、Ｌ方向観察視野面において上記（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たし、降伏強度が８６２ＭＰａ以上である継目無鋼管において、Ｃ方向観察視野面での層状指数ＬＩ_Cが１．７０未満であれば、層状指数ＬＩ_Cが増加すると、－１０℃での吸収エネルギーが急激に増加する。そして、層状指数ＬＩ_Cが１．７０以上となると、－１０℃での吸収エネルギーが１５０Ｊ以上となるものの、層状指数ＬＩ_Cの増加に伴う－１０℃での吸収エネルギーの増加代が、層状指数ＬＩ_Cが１．７０未満の場合よりも少ない。つまり、層状指数ＬＩ_Cが１．７０近傍で変曲点を有する。なお、図６において、層状指数ＬＩ_Cが１．７０以上である場合、交点数ＮＴ_Cは３０個以上であった。

要するに、図６は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有する継目無鋼管において、Ｌ方向断面１Ｌで層状組織が十分に発達しているだけでなく、Ｃ方向断面１Ｃでも層状組織が十分に発達していることにより、低温靱性が顕著に高まることを示している。したがって、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、層状指数ＬＩ_Lが式（３）を満たす継目無鋼管において、交点数ＮＴ_Cを３０個以上とし、かつ、層状指数ＬＩ_Cが１．７０以上とすることにより、８６２ＭＰａ以上の降伏強度が得られつつ、優れた低温靱性も得られる。

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及びその製造方法は、次の構成を有する。

［１］の継目無鋼管は、
化学組成が、
質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１５０％以下、
Ｃｕ：０．０９～３．００％、
Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
Ｎｉ：４．００～９．００％、
Ｍｏ：１．５０～４．００％、
Ａｌ：０．０４０％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０～０．２０％、
Ｃｏ：０～０．３０％、
Ｗ：０～２．００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
前記継目無鋼管の管軸方向をＬ方向、肉厚方向をＴ方向、前記Ｌ方向及び前記Ｔ方向と垂直な方向をＣ方向と定義したとき、ミクロ組織が、次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす。
（Ｉ）総体積率で８０％以上のフェライト及びマルテンサイトを含有し、残部が残留オーステナイトからなる。
（ＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｌ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＬ方向観察視野面において、
前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｌ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｌ方向に５等分する４つの線分を線分Ｔ_L１～Ｔ_L４と定義し、
前記Ｌ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｌ１～Ｌ４と定義し、
前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面をフェライト界面と定義したとき、
前記線分Ｔ_L１～Ｔ_L４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、
前記線分Ｌ１～Ｌ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、前記交点数ＮＴ_Lとが、式（３）を満たす。
（ＩＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｃ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＣ方向観察視野面において、
前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｃ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｃ方向に５等分する４つの線分を線分Ｔ_C１～Ｔ_C４と定義し、
前記Ｃ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｃ１～Ｃ４と定義し、
前記線分Ｔ_C１～Ｔ_C４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴ_Cが３０個以上であり、
前記線分Ｃ１～Ｃ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＣと、前記交点数ＮＴ_Cとが、式（４）を満たす。
１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５ （１）
Ｃａ／Ｓ≧４．０ （２）
ＮＴ_L／ＮＬ≧１．８０ （３）
ＮＴ_C／ＮＣ≧１．７０ （４）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

［２］の継目無鋼管は、
［１］に記載の継目無鋼管であって、
前記化学組成は、
Ｖ：０．０１～０．２０％、を含有する。

［３］の継目無鋼管は、
［１］又は［２］に記載の継目無鋼管であって、
前記化学組成は、
Ｃｏ：０．１０～０．３０％、及び、
Ｗ：０．０２～２．００％、からなる群から選択される１種以上、を含有する。

［４］の継目無鋼管の製造方法は、
化学組成が、
質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１５０％以下、
Ｃｕ：０．０９～３．００％、
Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
Ｎｉ：４．００～９．００％、
Ｍｏ：１．５０～４．００％、
Ａｌ：０．０４０％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０～０．２０％、
Ｃｏ：０～０．３０％、
Ｗ：０～２．００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす素材を、１２００～１２６０℃の加熱温度Ｔでｔ時間保持する加熱工程と、
前記加熱工程で加熱された前記素材を、式（Ａ）を満たす条件で穿孔圧延して素管を製造する穿孔圧延工程と、
前記素管を延伸圧延する延伸圧延工程と、
前記延伸圧延工程後の前記素管に対して、８５０～１１５０℃の焼入れ温度で焼入れを実施する焼入れ工程と、
前記焼入れ工程後の前記素管に対して、４００～７００℃の焼戻し温度で焼戻しを実施する焼戻し工程と、を備える、
継目無鋼管の製造方法。
１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５ （１）
Ｃａ／Ｓ≧４．０ （２）
０．０５７Ｘ－Ｙ＜１７２０ （Ａ）
式（Ａ）中のＸは次の式（Ｂ）で定義される。
Ｘ＝（Ｔ＋２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝ （Ｂ）
ここで、Ｔは素材の加熱温度（℃）であり、ｔは、加熱温度Ｔでの保持時間（時間）である。
式（Ａ）中の断面減少率Ｙ（％）は式（Ｃ）で定義される。
Ｙ＝｛１－（穿孔圧延後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の管軸方向に垂直な断面積）｝×１００ （Ｃ）

［５］の継目無鋼管の製造方法は、
［４］に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
前記化学組成は、
Ｖ：０．０１～０．２０％、を含有する。

［６］の継目無鋼管の製造方法は、
［４］又は［５］に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
前記化学組成は、
Ｃｏ：０．１０～０．３０％、及び、
Ｗ：０．０２～２．００％、からなる群から選択される１種以上、を含有する。

本実施形態による継目無鋼管の用途は特に限定されない。本実施形態の継目無鋼管は、高強度及び低温靱性が求められる用途に広く適用可能である。本実施形態による継目無鋼管はたとえば、地熱発電用途の鋼管や、化学プラント用途の鋼管として利用可能である。本実施形態による継目無鋼管は特に、油井用鋼管としての使用に好適である。油井用途の継目無鋼管はたとえば、ケーシング、チュービング、ドリルパイプである。

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：０．０５０％以下
炭素（Ｃ）は、不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼戻し後の硬さが高くなり過ぎ、低温靱性が低下する。Ｃ含有量が０．０５０％を超えればさらに、残留オーステナイトが増加する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、降伏強度が低くなりやすい。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以下である。Ｃ含有量の下限は特に限定されない。しかしながら、Ｃ含有量の過剰な低減は、製鋼工程における精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは、０．００７％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。

Ｓｉ：０．５０％以下
シリコン（Ｓｉ）は、不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは、鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靱性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は特に限定されない。しかしながら、Ｓｉ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｓｉ含有量の好ましい下限は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０．１０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。

Ｍｎ：０．０１～０．２０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸し、鋼を脱硫する。Ｍｎはさらに、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｎ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＭｎがＰ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、高温環境における耐食性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～０．２０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は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。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１３％である。

Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して、鋼材の低温靱性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。

Ｓ：０．０１５０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、粒界に偏析して、鋼材の低温靱性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬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、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。

Ｃｕ：０．０９～３．００％
銅（Ｃｕ）は、析出強化により、鋼材の強度を高める。Ｃｕはさらに、高温環境での鋼材の耐食性を高める。Ｃｕ含有量が０．０９％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が３．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は、０．０９～３．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは、０．２０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は２．９０％であり、さらに好ましくは２．８０％であり、さらに好ましくは２．７０％である。

Ｃｒ：１５．００～１８．００％
クロム（Ｃｒ）は、高温環境での鋼材の耐食性を高める。具体的には、Ｃｒは高温環境での鋼材の腐食速度を低減し、鋼材の耐炭酸ガス腐食性を高める。Ｃｒ含有量が１５．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１８．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中のフェライトが増加して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５．００～１８．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１５．５０％であり、さらに好ましくは１６．００％であり、さらに好ましくは１６．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１７．８０％であり、さらに好ましくは１７．５０％であり、さらに好ましくは１７．２０％である。

Ｎｉ：４．００～９．００％
ニッケル（Ｎｉ）は鋼材の強度を高める。Ｎｉはさらに、高温環境での耐食性を高める。Ｎｉ含有量が４．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が９．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、残留オーステナイトが過剰に生成しやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量は４．００～９．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、４．２０％であり、さらに好ましくは４．４０％であり、さらに好ましくは４．８０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は８．７０％であり、さらに好ましくは８．００％であり、さらに好ましくは７．００％であり、さらに好ましくは６．００％である。

Ｍｏ：１．５０～４．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を生成し、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。その結果、Ｍｏは、高温焼戻しにより鋼材の耐食性を高める。Ｍｏ含有量が１．５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が４．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は１．５０～４．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．６０％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．８０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は３．８０％であり、さらに好ましくは３．５０％であり、さらに好ましくは、３．２０％である。

Ａｌ：０．０４０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、不可避に含有される。つまり、Ａｌ含有量は０％超である。Ａｌは、鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＡｌＮが過剰に生成する。ＡｌＮはピンニング粒子であるため、Ｌ方向断面１Ｌ及び／又はＣ方向断面１Ｃでの層状組織の形成を抑制する。さらに、粗大な酸化物系介在物が生成する。粗大な酸化物系介在物は、鋼材の靱性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０４０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３２％である。なお、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。

Ｎ：０．０１５０％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｎは０％超である。Ｎは固溶して鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｎ含有量が０．０１５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＡｌＮが過剰に生成する。ＡｌＮはピンニング粒子であるため、Ｌ方向断面１Ｌ及び／又はＣ方向断面１Ｃでの層状組織の形成を抑制する。さらに、粗大な窒化物が生成して鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１５０％以下である。Ｎ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％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０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０１４０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％である。

Ｃａ：０．００１０～０．００４０％
カルシウム（Ｃａ）は、鋼材中のＳと結合して硫化物を生成し、固溶Ｓを低減する。これにより、鋼材の熱間加工性を高める。Ｃａ含有量が０．００１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物を生成して鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００１０～０．００４０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１４％であり、さらに好ましくは０．００１６％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３６％であり、さらに好ましくは０．００３４％である。

Ｔｉ：０．０２０％以下
本実施形態の継目無鋼管において、チタン（Ｔｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｔｉ含有量は０％超である。Ｔｉは窒素（Ｎ）及び／又は炭素（Ｃ）と結合して、窒化物、炭化物、又は炭窒化物（つまり、炭窒化物等）を形成する。通常、Ｔｉ炭窒化物等は、ピンニング効果により結晶粒を微細化して、鋼材の靱性を高める。しかしながら、本実施形態では、穿孔圧延時において、Ｔｉ炭窒化物等がピンニング効果により、フェライトのＬ方向及び／又はＣ方向への延伸を阻害してしまう。その結果、所望の層状組織が得られなくなる。Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｔｉ炭窒化物等のピンニング効果により、式（３）及び式（４）の両方を満たす層状組織が得られなくなる。その結果、継目無鋼管の低温靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２０％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量の過剰な低減は製造コストを高める場合がある。したがって、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％である。

Ｎｂ：０．０２０％以下
本実施形態の継目無鋼管において、ニオブ（Ｎｂ）は不可避に含有される。つまり、Ｎｂ含有量は０％超である。Ｎｂは窒素（Ｎ）及び／又は炭素（Ｃ）と結合して、Ｎｂ炭窒化物等を形成する。通常、Ｎｂ炭窒化物等は、ピンニング効果により結晶粒を微細化して、鋼材の靱性を高める。しかしながら、本実施形態では、穿孔圧延時において、Ｎｂ炭窒化物等がピンニング効果により、フェライトのＬ方向及び／又はＣ方向への延伸を阻害してしまう。その結果、所望の層状組織が得られなくなる。Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｎｂ炭窒化物等のピンニング効果により、式（３）及び式（４）の両方を満たす層状組織が得られなくなる。その結果、継目無鋼管の低温靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２０％以下である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎｂ含有量の過剰な低減は製造コストを高める場合がある。したがって、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％である。

本実施形態による継目無鋼管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、継目無鋼管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、本実施形態による継目無鋼管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］
上述の継目無鋼管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：０～０．２０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、炭窒化物等を形成して、鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、穿孔圧延時において、Ｖ炭窒化物等がピンニング効果を発揮して、フェライトのＬ方向及び／又はＣ方向への延伸を阻害してしまう。その結果、所望の層状組織が得られなくなる。つまり、Ｖ含有量が０．２０％を超えれば、Ｖ炭窒化物等のピンニング効果が発現することにより、式（３）及び式（４）の両方を満たす層状組織が得られなくなる。その結果、継目無鋼管の低温靱性が低下する。Ｖ含有量が０．２０％を超えればさらに、炭窒化物等が粗大化して、鋼材の靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．２０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２０％未満であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。

上述の継目無鋼管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る。これらの元素は、高温環境中で継目無鋼管の表面に腐食被膜を形成し、この腐食被膜により、水素の継目無鋼管内部への侵入を抑制する。これにより、これらの元素は継目無鋼管の耐食性を高める。

Ｃｏ：０～０．３０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏは高温環境で鋼材（継目無鋼管）の表面に腐食被膜を形成する。これにより、鋼材内部への水素の侵入が抑制される。そのため、鋼材の耐食性が高まる。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．３０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１４％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％である。

Ｗ：０～２．００％
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。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗは高温環境中で鋼材（継目無鋼管）の表面に腐食被膜を形成する。これにより、鋼材内部への水素の侵入が抑制される。そのため、鋼材の耐食性が高まる。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が２．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～２．００％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは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０．０３％である。Ｗ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、より好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。

［式（１）について］
本実施形態の継目無鋼管の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１＝１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓと定義する。Ｆ１は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である場合において、ピンニング効果を発揮する析出物（ピンニング粒子）の生成量に関する指標である。

上述のとおり、Ｔｉ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ａｌ窒化物、Ｖ炭窒化物等、ＭｎＳはいずれも、ピンニング効果を作用する微細な析出物（ピンニング粒子）として生成する場合がある。化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である場合において、Ｆ１が１２．５を超えれば、ピンニング粒子が過剰に生成してしまう。この場合、ピンニング粒子により、穿孔圧延時において、フェライト粒のＬ方向及び／又はＣ方向への延伸が抑制されてしまう。この場合、Ｌ方向断面での層状組織が得られなかったり、Ｃ方向断面での層状組織が得られなかったりする。その結果、式（３）及び式（４）を両立させることができない。

Ｆ１が１２．５以下であれば、ピンニング粒子の生成を十分に抑制することができる。そのため、穿孔圧延時において、フェライト粒がＬ方向及びＣ方向へ十分に延伸する。この場合、Ｌ方向断面及びＣ方向断面の両方で十分な層状組織が得られ、式（３）及び式（４）を両立させることができる。

Ｆ１の好ましい上限は１２．４であり、さらに好ましくは１２．３であり、さらに好ましくは１２．０である。なお、Ｆ１は得られた値の小数第二位を四捨五入して得られた値（つまり、小数第一位の値）である。

［式（２）について］
上述の本実施形態の継目無鋼管の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
Ｃａ／Ｓ≧４．０ （２）

本実施形態の継目無鋼管では、上述の式（３）及び式（４）の両方を満たす層状組織を得るために、熱間加工性に優れる方が好ましい。熱間加工性に優れていれば、製造工程において表面疵が発生しにくい。表面疵は、破壊の起点となる。そのため、熱間加工性に優れていれば、低温靱性の低下を抑制できる。

固溶Ｓが粒界に偏析すれば、熱間加工性が低下する。ＣａによりＳを固定すれば、鋼中の固溶Ｓが低減する。その結果、鋼材の熱間加工性を高めることができる。

Ｆ２＝Ｃａ／Ｓと定義する。Ｆ２が４．０未満であれば、鋼材中のＳ含有量に対するＣａ含有量が不足する。そのため、本実施形態の式（３）及び式（４）の両方を満たす層状組織を有する継目無鋼管の製造工程において、十分な熱間加工性が得られない。Ｆ２が４．０以上であれば、鋼材中のＳ含有量に対するＣａ含有量が十分に足りている。そのため、ＣａがＳを十分に固定して、優れた熱間加工性が得られる。

Ｆ２の好ましい下限は４．１であり、さらに好ましくは４．２であり、さらに好ましくは４．５である。なお、Ｆ２は得られた値の小数第二位を四捨五入して得られた値（つまり、小数第一位の値）である。

［ミクロ組織］
本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす。
（Ｉ）総体積率で８０％以上のフェライト及びマルテンサイトを含有し、残部が残留オーステナイトからなる。
（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面において、Ｌ方向観察視野面をＬ方向に５等分する４つの線分を線分Ｔ_Ｌ１～Ｔ_Ｌ４と定義する。Ｌ方向観察視野面をＴ方向に５等分する４つの線分を線分Ｌ１～Ｌ４と定義する。フェライトとマルテンサイトとの界面をフェライト界面と定義する。このとき、線分Ｔ_Ｌ１～Ｔ_Ｌ４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＴ_Ｌが３８個以上である。そして、線分Ｌ１～Ｌ４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、交点数ＮＴ_Ｌとが、式（３）を満たす。
ＮＴ_Ｌ／ＮＬ≧１．８０ （３）
（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野面において、Ｃ方向観察視野面をＣ方向に５等分する４つの線分を線分Ｔ_Ｃ１～Ｔ_Ｃ４と定義する。Ｃ方向観察視野面をＴ方向に５等分する４つの線分を線分Ｃ１～Ｃ４と定義する。このとき、線分Ｔ_Ｃ１～Ｔ_Ｃ４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＴ_Ｃが３０個以上である。そして、線分Ｃ１～Ｃ４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＣと、交点数ＮＴ_Ｃとが、式（４）を満たす。
ＮＴ_Ｃ／ＮＣ≧１．７０ （４）

以下、ミクロ組織を規定する（Ｉ）～（ＩＩＩ）について詳述する。

［（Ｉ）フェライト及びマルテンサイトの体積率について］
本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織は、総体積率で８０％以上のフェライト及びマルテンサイトを含有し、残部は残留オーステナイトからなる。ここで、マルテンサイトとは、焼戻しマルテンサイトも含む。フェライト及びマルテンサイトの総体積率の好ましい下限は、８２％であり、さらに好ましくは８５％であり、さらに好ましくは９０％であり、さらに好ましくは９２％であり、さらに好ましくは９５％であり、さらに好ましくは９７％であり、最も好ましくは、１００％である。

ミクロ組織のうち、フェライト及びマルテンサイト以外の他の相は、残留オーステナイトである。残留オーステナイトの体積率は２０％未満である。残留オーステナイトの体積率の好ましい上限は１８％であり、さらに好ましくは１５％であり、さらに好ましくは１０％であり、さらに好ましくは８％であり、さらに好ましくは５％であり、さらに好ましくは３％であり、最も好ましくは０％である。なお、少量の残留オーステナイトは、低温靱性を高める。したがって、体積率で２０％未満であれば、ミクロ組織が残留オーステナイトを含んでもよい。残留オーステナイトは含んでいなくてもよい。

本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、フェライト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトの他に、炭窒化物等の析出物や介在物を含有していてもよい。ただし、析出物及び介在物の総体積率は、フェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの体積率と比較して、無視できるほど小さい。したがって、本明細書において、後述の方法によりフェライト及びマルテンサイトの総体積率を算出する場合、析出物及び介在物の総体積率は無視する。

ミクロ組織中のフェライトの好ましい体積率は１０～４０％である。フェライトの体積率の好ましい下限は１２％であり、さらに好ましくは１４％であり、さらに好ましくは１６％である。フェライトの体積率の好ましい上限は３８％であり、さらに好ましくは３６％であり、さらに好ましくは３４％である。

フェライト及びマルテンサイトの総体積率は、次の方法で求める。具体的には、継目無鋼管の肉厚中央位置からサンプルを採取する。サンプルのサイズは下記のＸ線回折法を実施できれば特に限定されないが、サンプルのサイズの一例は、Ｌ方向に１５ｍｍ、Ｔ方向に２ｍｍ、Ｌ方向とＴ方向とに垂直な方向（Ｃ方向）に１５ｍｍである。得られたサンプルを用いて、α相（フェライト及びマルテンサイト）の（２００）面、α相の（２１１）面、γ相（残留オーステナイト）の（２００）面、γ相の（２２０）面、γ相の（３１１）面の各々のＸ線回折強度を測定し、各面の積分強度を算出する。Ｘ線回折強度の測定において、Ｘ線回折装置のターゲットをＭｏとし（ＭｏＫα線：λ＝７１．０７３０ｐｍ）、出力を５０ｋＶ－４０ｍＡとする。算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに式（５）を用いて残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）を算出する。そして、６組の残留オーステナイトの体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義する。
Ｖγ＝１００／｛１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）｝ （５）
ここで、Ｉαはα相の積分強度である。Ｒαはα相の結晶学的理論計算値である。Ｉγはγ相の積分強度である。Ｒγはγ相の結晶学的理論計算値である。なお、本明細書において、α相の（２００）面でのＲαを１５．９、α相の（２１１）面でのＲαを２９．２、γ相の（２００）面でのＲγを３５．５、γ相の（２２０）面でのＲγを２０．８、γ相の（３１１）面でのＲγを２１．８とする。

得られた残留オーステナイトの体積率（％）を用いて、次の式（６）により、ミクロ組織中のフェライト及びマルテンサイトの総体積率（％）を求める。
フェライト及びマルテンサイトの総体積率＝１００－残留オーステナイトの体積率 （６）

なお、本明細書では、上述の方法により得られたフェライト及びマルテンサイトの総体積率の小数第一位の値を四捨五入する。

［（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面５０での層状組織について］
本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織のうち、図３に示すとおり、Ｌ方向とＴ方向とに平行な面をＬ方向断面１Ｌと定義する。そして、Ｌ方向断面１Ｌにおいて、継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、Ｌ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形の断面を、Ｌ方向観察視野面５０と定義する。

図４はＬ方向観察視野面５０の一例を示す模式図である。図４を参照して、Ｌ方向観察視野面５０をＬ方向に５等分する４つの線分を線分Ｔ_L１～Ｔ_L４と定義する。さらに、Ｌ方向観察視野面５０をＴ方向に５等分する４つの線分を線分Ｌ１～Ｌ４と定義する。また、フェライト１０とマルテンサイト２０との界面をフェライト界面ＦＢと定義する。

本実施形態での継目無鋼管のミクロ組織では、Ｌ方向観察視野面５０において、次の２つの事項を満たす。
（ＩＩ－１）線分Ｔ_L１～Ｔ_L４とフェライト界面ＦＢとの交点の数である交点数ＮＴ_Lが３８個以上である。
（ＩＩ－２）線分Ｌ１～Ｌ４とフェライト界面ＦＢとの交点の数である交点数ＮＬと、交点数ＮＴ_Lとが、式（３）を満たす。
ＮＴ_L／ＮＬ≧１．８０ （３）

Ｌ方向観察視野面５０での層状組織の形態（交点数ＮＴ_L及びＮＴ_L／ＮＬ）は次の方法で測定する。

継目無鋼管の肉厚中央位置であって、Ｌ方向及びＴ方向を含むＬ方向断面１Ｌ（観察面）を有するサンプルを採取する。Ｌ方向断面１Ｌの大きさは後述のＬ方向観察視野面５０を確保できれば特に限定されない。Ｌ方向断面１Ｌはたとえば、Ｌ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍとする。このとき、Ｌ方向断面１ＬのＴ方向における中央位置が、継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置とほぼ一致するように、サンプルを採取する。

Ｌ方向断面１Ｌを鏡面研磨する。鏡面研磨されたＬ方向断面１Ｌをビレラ腐食液（硝酸、塩酸、グリセリンの混合液）に１０秒浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングされたＬ方向断面１Ｌの中心位置を、光学顕微鏡を用いて観察する。観察視野面の面積は１００μｍ×１００μｍ＝１００００μｍ²（倍率１０００倍）とする。この観察視野面を「Ｌ方向観察視野面」５０と定義する。Ｌ方向観察視野面５０において、フェライト１０とマルテンサイト２０とは、コントラストに基づいて区別できる。

図４を参照して、Ｌ方向観察視野面５０では、フェライト１０（図中白色の領域）とマルテンサイト２０（図中ハッチングされた領域）とが含まれている。エッチングされた実際のＬ方向観察視野面５０では、上述のとおり、当業者であれば、フェライトとマルテンサイトとをコントラストにより判別可能である。

Ｌ方向観察視野面５０において、Ｔ方向に延び、Ｌ方向に等間隔に配列され、Ｌ方向観察視野面５０をＬ方向に５等分する線分を、線分Ｔ_L１～Ｔ_L４と定義する。そして、線分Ｔ_L１～Ｔ_L４と、Ｌ方向観察視野面５０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図４中で「●」印）の数を、交点数ＮＴ_L（個）と定義する。

さらに、Ｌ方向に延び、Ｌ方向観察視野面５０のＴ方向に等間隔に配列され、Ｌ方向観察視野面５０をＴ方向（肉厚方向）に５等分する線分を、線分Ｌ１～Ｌ４と定義する。そして、線分Ｌ１～Ｌ４と、Ｌ方向観察視野面５０内のフェライト界面との交点（図４中で「◇」印）の数を、交点数ＮＬ（個）と定義する。

本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、Ｌ方向観察視野面５０において、交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、かつ、層状指数ＬＩ_Lが式（３）を満たす層状組織を有する。
層状指数ＬＩ_L＝ＮＴ_L／ＮＬ≧１．８０ （３）

上述の方法により任意の位置からＬ方向観察視野面５０を１０箇所選択する。各Ｌ方向観察視野面５０において、上述の方法により、交点数ＮＴ_Lと層状指数ＬＩ_Lとを求める。１０箇所で求めた交点数ＮＴ_Lの算術平均値を、本実施形態の継目無鋼管のＬ方向観察視野面での交点数ＮＴ_Lと定義する。同様に、１０箇所で求めた層状指数ＬＩ_Lの算術平均値を、本実施形態の継目無鋼管のＬ方向観察視野面での層状指数ＬＩ_Lと定義する。

層状指数ＬＩ_Lは、Ｌ方向観察視野面における層状組織の発達度合いを意味する。交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、層状指数ＬＩ_Lが１．８０以上である場合、式（１）及び式（２）を満たす上述の化学組成の継目無鋼管において、Ｌ方向断面１Ｌにおいて、十分に発達した層状組織が得られていることを意味する。

［（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野面６０での層状組織について］
本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織ではさらに、層状組織がＬ方向に十分に発達しているだけではなく、層状組織がＣ方向にも十分に発達している。このＬ方向だけでなく、Ｃ方向に十分に発達した層状組織により、本実施形態の継目無鋼管は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、優れた低温靱性を有する。以下、Ｃ方向観察視野面６０での層状組織について詳述する。

図３を参照して、Ｃ方向とＴ方向とに平行な面をＣ方向断面１Ｃと定義する。そして、Ｃ方向断面のうち、継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、Ｃ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形の断面を、Ｃ方向観察視野面６０と定義する。なお、１００μｍ×１００μｍの微小領域の場合、Ｃ方向は直線とみなすことができる。

図５はＣ方向観察視野面６０の一例を示す模式図である。図５を参照して、Ｃ方向観察視野面６０をＣ方向に５等分する４つの線分を線分Ｔ_C１～Ｔ_C４と定義する。さらに、Ｃ方向観察視野面６０をＴ方向に５等分する４つの線分を線分Ｃ１～Ｃ４と定義する。また、Ｌ方向観察視野面５０の場合と同じく、フェライトとマルテンサイトとの界面をフェライト界面ＦＢと定義する。

本実施形態での継目無鋼管のミクロ組織では、Ｌ方向観察視野面５０が（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たしつつ、さらに、Ｃ方向観察視野面６０が次の事項（ＩＩＩ－１）及び（ＩＩＩ－２）を満たす。
（ＩＩＩ－１）線分Ｔ_C１～Ｔ_C４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＴ_Cが３０個以上である。
（ＩＩＩ－２）線分Ｃ１～Ｃ４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＣと、交点数ＮＴ_Cとが、式（４）を満たす。
ＮＴ_C／ＮＣ≧１．７０ （４）

Ｃ方向観察視野面６０での層状組織の形態（交点数ＮＴ_C及びＮＴ_C／ＮＣ）は次の方法で測定する。

継目無鋼管の肉厚中央位置であって、Ｃ方向及びＴ方向を含むＣ方向断面を有するサンプルを採取する。Ｃ方向断面１Ｃの大きさは、後述のＣ方向観察視野面６０を確保できれば特に限定されない。Ｃ方向断面１Ｃの大きさはたとえば、Ｃ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍとする。このとき、Ｃ方向断面のＴ方向における中央位置が、継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置とほぼ一致するように、サンプルを採取する。

Ｃ方向断面１Ｃを鏡面研磨する。鏡面研磨されたＣ方向断面１Ｃをビレラ腐食液に１０秒浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングされたＣ方向断面１Ｃの中心位置を、光学顕微鏡を用いて観察する。観察視野面の面積は１００μｍ×１００μｍ＝１００００μｍ²（倍率１０００倍）とする。この観察視野面を「Ｃ方向観察視野面」６０と定義する。図５を参照して、Ｃ方向観察視野面６０では、フェライト１０とマルテンサイト２０とが含まれている。

Ｃ方向観察視野面６０において、Ｔ方向に延び、Ｃ方向に等間隔に配列され、Ｃ方向観察視野面６０をＣ方向に５等分する線分を、線分Ｔ_Ｃ１～Ｔ_Ｃ４と定義する。そして、線分Ｔ_Ｃ１～Ｔ_Ｃ４と、Ｃ方向観察視野面６０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図５中で「●」印）の数を、交点数ＮＴ_Ｃ（個）と定義する。

さらに、Ｃ方向に延び、Ｃ方向観察視野面６０のＴ方向に等間隔に配列され、Ｃ方向観察視野面６０をＴ方向（肉厚方向）に５等分する線分を、線分Ｃ１～Ｃ４と定義する。そして、線分Ｃ１～Ｃ４と、Ｃ方向観察視野面６０内のフェライト界面との交点（図５中で「◇」印）の数を、交点数ＮＣ（個）と定義する。

本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、Ｌ方向観察視野面５０が上記（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たしつつ、さらに、Ｃ方向観察視野面６０において、交点数ＮＴ_Cが３０個以上であり、かつ、層状指数ＬＩ_Cが式（４）を満たす層状組織を有する。
層状指数ＬＩ_C＝ＮＴ_C／ＮＣ≧１．７０ （４）

上述の方法により任意の位置からＣ方向観察視野面６０を１０箇所選択する。各Ｃ方向観察視野面６０において、上述の方法により、交点数ＮＴ_Cと層状指数ＬＩ_Cとを求める。１０箇所で求めた交点数ＮＴ_Cの算術平均値を、本実施形態の継目無鋼管のＣ方向観察視野面６０での交点数ＮＴ_Cと定義する。同様に、１０箇所で求めた層状指数ＬＩ_Cの算術平均値を、本実施形態の継目無鋼管のＣ方向観察視野面６０での層状指数ＬＩ_Cと定義する。

層状指数ＬＩ_Cは、Ｃ方向観察視野面における層状組織の発達度合いを意味する。Ｌ方向観察視野面５０での交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、層状指数ＬＩ_Lが１．８０以上であり、さらに、Ｃ方向観察視野面６０での交点数ＮＴ_Cが３０個以上であり、層状指数ＬＩ_Cが１．７０以上である場合、式（１）及び式（２）を満たす上述の化学組成の継目無鋼管において、Ｌ方向断面１Ｌだけでなく、Ｃ方向断面１Ｃにおいても、十分に発達した層状組織が得られていることを意味する。

以上のとおり、本実施形態の継目無鋼管は、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、さらに、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面５０での交点数ＮＴ_Lが３８個以上であり、層状指数ＬＩ_Lが１．８０以上であり、さらに、Ｃ方向観察視野面６０での交点数ＮＴ_Cが３０個以上であり、層状指数ＬＩ_Cが１．７０以上である。そのため、本実施形態の継目無鋼管は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靱性とを両立することができる。

Ｌ方向観察視野面５０において、交点数ＮＴ_Lの好ましい下限は３９個であり、さらに好ましくは４０個であり、さらに好ましくは４１個であり、さらに好ましくは５５個であり、さらに好ましくは５８個であり、さらに好ましくは６０個である。交点数ＮＴ_Lの上限は特に限定されないが、たとえば、１５０個である。

Ｌ方向観察視野面５０において、層状指数ＬＩ_Lの好ましい下限は１．８２であり、さらに好ましくは１．８４であり、さらに好ましくは１．８６であり、さらに好ましくは１．８８であり、さらに好ましくは１．９０であり、さらに好ましくは１．９２であり、さらに好ましくは２．１０であり、さらに好ましくは２．５０であり、さらに好ましくは２．６４であり、さらに好ましくは３．００である。層状指数ＬＩ_Lの上限は特に限定されないが、たとえば、１０．０である。

Ｃ方向観察視野面６０において、交点数ＮＴ_Cの好ましい下限は３２個であり、さらに好ましくは３４個であり、さらに好ましくは３６個であり、さらに好ましくは４０個であり、さらに好ましくは４５個であり、さらに好ましくは５０個であり、さらに好ましくは５４個である。交点数ＮＴ_Cの上限は特に限定されないが、たとえば、１５０個である。

Ｃ方向観察視野面６０において、層状指数ＬＩ_Cの好ましい下限は１．７５であり、さらに好ましくは１．７８であり、さらに好ましくは１．８０であり、さらに好ましくは１．８２であり、さらに好ましくは１．８５であり、さらに好ましくは１．８８であり、さらに好ましくは１．９０であり、さらに好ましくは１．９５であり、さらに好ましくは１．９８であり、さらに好ましくは２．００であり、さらに好ましくは２．２５である。層状指数ＬＩ_Cの上限は特に限定されないが、たとえば、１０．０である。

［継目無鋼管の肉厚］
本実施形態による継目無鋼管の肉厚は特に限定されない。継目無鋼管が油井用途に使用される場合、好ましい肉厚は５．０～６０．０ｍｍである。

［継目無鋼管の降伏強度］
本実施形態による鋼材の降伏強度は８６２ＭＰａ以上である。本明細書でいう降伏強度は、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ－１６ａに準拠した常温（２０±１５℃）、大気中での引張試験により得られた、０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を意味する。本実施形態の継目無鋼管の降伏強度の上限は特に限定されない。しかしながら、上述の化学組成の場合、本実施形態の継目無鋼管の降伏強度の上限はたとえば、１０００ＭＰａである。本実施形態の継目無鋼管の降伏強度の好ましい上限は９９０ＭＰａであり、さらに好ましくは９８８ＭＰａである。さらに好ましくは、本実施形態による継目無鋼管の降伏強度は、１２５ｋｓｉ級であり、具体的には、８６２～９６５ＭＰａである。

本実施形態による継目無鋼管の降伏強度は、次の方法で求める。肉厚中央位置から丸棒引張試験片を採取する。丸棒引張試験片の平行部の直径は４ｍｍとし、平行部長さは３５ｍｍとする。丸棒引張試験片の平行部の長手方向は、Ｌ方向と平行とする。丸棒引張試験片の長手方向に垂直な断面の中心位置は、肉厚中央位置とほぼ一致するようにする。丸棒引張試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ－１６ａに準拠した方法で、常温（２０±１５℃）、大気中にて、引張試験を行う。試験により得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度（ＭＰａ）と定義する。

［継目無鋼管の低温靱性］
本実施形態の継目無鋼管は、上述のとおり高い降伏強度を有するだけでなく、優れた低温靱性も有する。具体的には、本実施形態の継目無鋼管では、ＡＳＴＭ Ａ３７０－１８に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して得られた、－１０℃での吸収エネルギーが１５０Ｊ以上となる。

本実施形態の継目無鋼管の低温靱性は、次の方法で求める。継目無鋼管の肉厚中央位置から、ＡＰＩ ５ＣＲＡ／ＩＳＯ１３６８０ ＴＡＢＬＥ Ａ．５に準拠したＶノッチ試験片を採取する。試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ａ３７０－１８に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、－１０℃での吸収エネルギー（Ｊ）を求める。

［継目無鋼管の製造方法］
上述の構成を有する本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。以降に説明する継目無鋼管の製造方法は、本実施形態の継目無鋼管の製造方法のあくまでも一例である。したがって、上述の構成を有する継目無鋼管は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。つまり、本実施形態の継目無鋼管の製造方法は、以降に説明する製造方法に限定されない。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の継目無鋼管の製造方法の好ましい一例である。

本実施形態の継目無鋼管の製造方法の一例は、加熱工程と、穿孔圧延工程と、延伸圧延工程と、熱処理工程とを含む。延伸圧延工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。以下、各製造工程について説明する。

［加熱工程］
加熱工程では、上述の化学組成を有する素材を１２００～１２６０℃で加熱する。素材は製造して準備してもよいし、第三者から購入することにより準備してもよい。

素材を製造する場合、たとえば、次の方法で製造する。上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、鋳造により素材を製造する。たとえば、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）を製造してもよい。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。

必要に応じて、鋳造により製造されたスラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材を製造する。

準備された素材を、１２００～１２６０℃の加熱温度Ｔで保持時間ｔ（時間）保持する。たとえば、素材を加熱炉に装入して、素材を加熱炉で加熱する。このとき、加熱温度Ｔは加熱炉の炉温（℃）に相当する。上記加熱温度Ｔでの保持時間ｔ（時間）は、たとえば、１．０時間～１０．０時間である。

加熱温度Ｔが１２００℃未満であれば、素材の熱間加工性が低すぎるため、穿孔圧延及びその後の延伸圧延において、素材に表面疵が発生しやすくなる。

一方、加熱温度Ｔが１２６０℃を超えれば、温度低下中に生成するオーステナイト量が多くなるため、生成したオーステナイトがＬ方向に延びたフェライトを分断してしまう。そのため、式（３）及び／又は式（４）を満たさなくなる。

加熱温度Ｔが１２００～１２６０℃であれば、後述の各工程の条件を満たすことを前提として、製造された継目無鋼管のミクロ組織において、式（３）及び式（４）を満たす層状組織が得られる。

［穿孔圧延工程］
加熱された素材に対して、穿孔圧延を実施して、素管（Ｈｏｌｌｏｗ Ｓｈｅｌｌ）を製造する。具体的には、穿孔機を用いて、素材を穿孔圧延する。穿孔機は、一対の傾斜ロールと、プラグとを備える。一対の傾斜ロールは、パスライン周りに配置される。プラグは、一対の傾斜ロールの間であって、パスライン上に配置される。ここで、パスラインとは、穿孔圧延時において、素材の中心軸が通過するラインである。傾斜ロールは、バレル型であってもコーン型であってもよい。

穿孔圧延工程では、（Ａ）を満たすように、穿孔圧延を実施する。
０．０５７Ｘ－Ｙ＜１７２０ （Ａ）
ここで、式（Ａ）中のＸは加熱条件パラメーターである。加熱条件パラメーターＸは、次の式（Ｂ）で定義される。
Ｘ＝（Ｔ＋２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝ （Ｂ）
式（Ｂ）中のＴは加熱温度（℃）であり、ｔは、加熱温度Ｔでの保持時間（時間）である。
式（Ａ）中のＹは、穿孔機での断面減少率である。つまり、穿孔機での断面減少率Ｙには、穿孔機での穿孔圧延以降の延伸圧延での断面減少率は含まれない。穿孔機での断面減少率Ｙ（％）は、式（Ｃ）で定義される。
Ｙ＝｛１－（穿孔圧延後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の管軸方向に垂直な断面積）｝×１００ （Ｃ）

ＦＡ＝０．０５７Ｘ－Ｙと定義する。式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する継目無鋼管のミクロ組織において、Ｌ方向断面１Ｌの層状組織を十分に発達させつつ（つまり、上記（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たしつつ）、さらに、Ｃ方向断面１Ｃの層状組織も十分に発達させる（つまり、上記（ＩＩＩ－１）及び（ＩＩＩ－２）を満たす）ためには、穿孔機での穿孔圧延における加熱温度Ｔ、保持時間ｔ、及び穿孔機での断面減少率Ｙとの関係が重要である。適切な加熱条件にて加熱された素材に対して穿孔機で適切な圧下を付与しなければ、素材内部まで圧下を十分に浸透させることができない。素材内部に圧下が十分に浸透しなければ、層状組織が十分に発達せず、特に、Ｃ方向に延びる層状組織が十分に発達しない。Ｃ方向断面での層状組織は、穿孔機による穿孔圧延での加熱条件及び穿孔圧延条件により、十分に発達させることができる。一方、穿孔圧延以降の工程（延伸圧延工程、定径圧延、及び、熱処理工程）は、Ｃ方向断面での層状組織の発達にはそれほど寄与しない。

上述のＦＡは、Ｌ方向断面１Ｌだけでなく、Ｃ方向断面１Ｃの層状組織を十分に発達させるための、穿孔圧延工程での加熱条件及び穿孔圧延条件の指標である。ＦＡが１７２０以上であれば、１２００～１２６０℃に加熱された素材に対して、穿孔圧延条件が不適切である。この場合、特に、継目無鋼管のＣ方向断面１Ｃでの層状組織が十分に発達しない。具体的には、Ｃ方向観察視野面６０において、交点数ＮＴ_Ｃが３０個未満になったり、ＮＴ_Ｃ／ＮＣが１．７０未満になったりする。ＦＡが１７２０以上の場合さらに、継目無鋼管のＣ方向断面１Ｃだけでなく、Ｌ方向断面１Ｌでの層状組織も十分に発達しない場合がある。具体的には、Ｌ方向観察視野面５０において、交点数ＮＴ_Ｌが３８個未満になったり、ＮＴ _Ｌ ／ＮＬが１．８０未満になったりする場合がある。

一方、ＦＡが１７２０未満であれば、穿孔圧延条件が適切である。そのため、適切な加熱条件で加熱された素材を、穿孔機において適切な断面減少率で穿孔圧延できている。そのため、後述の各工程の条件を満たすことを前提として、継目無鋼管のＬ方向断面１Ｌ及びＣ方向断面１Ｃの両方において、層状組織が十分に発達する。その結果、継目無鋼管のＬ方向観察視野面５０において、交点数ＮＴ_Ｌが３８個以上となり、かつ、ＮＴ _Ｌ ／ＮＬが１．８０以上となるだけでなく、Ｃ方向観察視野面６０において、交点数ＮＴ_Ｃが３０個以上となり、かつ、ＮＴ_Ｃ／ＮＣが１．７０以上となる。

ＦＡの下限は特に限定されないが、ＦＡの好ましい下限は１６００であり、さらに好ましくは１６２０であり、さらに好ましくは１６３０であり、さらに好ましくは１６４０であり、さらに好ましくは１６５０である。ＦＡの好ましい上限は１７１５であり、さらに好ましくは１７１０であり、さらに好ましくは１７０５であり、さらに好ましくは１６９５である。

なお、本実施形態では、素材の化学組成が式（２）を満たすため、熱間加工性に優れる。そのため、式（Ａ）を満たす条件で素材を穿孔圧延しても、表面疵の発生を十分に抑制できる。

なお、穿孔圧延直後の素管の温度はたとえば、１０５０℃以上であり、さらに好ましくは１０６０℃であり、さらに好ましくは１１００℃以上である。つまり、上述の式（Ａ）は、穿孔圧延直後の素材温度が１０５０℃以上の場合における、穿孔圧延工程での加熱条件及び穿孔圧延条件を示す。穿孔圧延直後の素管温度は、次の方法で測定可能である。穿孔機の出側には、測温計が配置されている。穿孔圧延後の素管の表面温度を、穿孔機の出側の測温計にて測温する。測温により、素管の管軸方向（長手方向）の表面温度分布を得る。得られた表面温度分布の平均を、穿孔圧延後の素管温度（℃）と定義する。

加熱条件パラメーターＸは上記式（Ａ）の範囲内であれば特に限定されない。加熱条件パラメーターＸの好ましい下限は２９５００であり、さらに好ましくは２９７００である。加熱条件パラメーターＸの好ましい上限は３１５００であり、さらに好ましくは３１２００である。

穿孔圧延での好ましい断面減少率Ｙは、２５～８０％である。穿孔圧延での断面減少率Ｙのより好ましい下限は３０％であり、さらに好ましくは３５％以上である。穿孔圧延での断面減少率Ｙのより好ましい上限は７５％である。

なお、穿孔機による素材（素管）内部への圧下の浸透度は、後工程のマンドレルミルやサイザーミルによる素管内部への圧下の浸透度よりもはるかに大きい。したがって、継目無鋼管のＬ方向断面１Ｌの層状組織及びＣ方向断面１Ｃの層状組織のうち、特にＣ方向断面１Ｃの層状組織は、穿孔圧延工程が式（Ａ）を満たすことで、上記（ＩＩＩ－１）及び（ＩＩＩ－２）を満たすことができる。穿孔圧延工程において式（Ａ）を満たす条件で穿孔圧延を実施しない場合、延伸圧延工程においてたとえ断面減少率を高めて圧下しても、Ｌ方向断面における層状組織が（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たし、かつ、Ｃ方向断面における層状組織が（ＩＩＩ－１）及び（ＩＩＩ－２）を満たすミクロ組織を有する継目無鋼管を製造しにくい。

［延伸圧延工程］
延伸圧延工程は実施しなくてもよい。実施する場合、延伸圧延工程では、穿孔圧延工程により製造された素管に対して、延伸圧延を実施する。延伸圧延は、延伸圧延機を用いて実施される。延伸圧延機は、パスラインに沿って上流から下流に向かって一列に配列された複数のロールスタンドを備える。各ロールスタンドは複数の圧延ロールを備える。延伸圧延機はたとえば、マンドレルミルである。

素管に対してマンドレルバーを挿入する。マンドレルバーが挿入された素管を延伸圧延機のパスライン上に進めて、延伸圧延を実施する。延伸圧延後、素管に挿入されているマンドレルバーが引き抜かれる。延伸圧延での断面減少率はたとえば１０～７０％である。延伸圧延完了直後の素管温度はたとえば、９８０～１０００℃である。延伸圧延完了直後の素管温度は、次の方法で測定可能である。延伸圧延機の最後に素管を圧下するスタンドの出側には、測温計が配置されている。延伸圧延後の素管の表面温度を、最後に素管を圧下するスタンドの出側の測温計にて測温する。測温により、素管の管軸方向の表面温度分布を得る。得られた表面温度分布の平均を、延伸圧延完了直後の素管温度（℃）と定義する。

［定径圧延工程］
本実施形態の製造方法では、必要に応じて、延伸圧延工程後の素管に対して、定径圧延工程を実施してもよい。つまり、定径圧延工程は実施しなくてもよい。

定径圧延工程では、定径圧延機を用いて、素管に対してさらに延伸圧延を実施して、素管の外径を所望の外径寸法とする。定径圧延機は、パスラインに沿って上流から下流に向かって一列に配列された複数のロールスタンドを備える。各ロールスタンドは複数の圧延ロールを備える。定径圧延機はたとえば、サイザーやストレッチレデューサーである。

なお、穿孔圧延工程、延伸圧延工程、及び定径圧延工程を、「製管工程」と定義する。製管工程での累積断面減少率は、たとえば、３０～９０％である。累積断面減少率は、次の式で定義される。
累積断面減少率＝｛１－（製管工程後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の管軸方向に垂直な断面積）｝×１００

穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は定径圧延工程後の素管の冷却方法は特に限定されない。穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後の素管を空冷してもよい。穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後の素管を、常温まで冷却せずに、穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後に直接焼入れを実施してもよい。また、穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後に素管を再加熱して、その後、焼入れを実施してもよい。

［熱処理工程］
延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後の素管に対して、熱処理工程を実施する。熱処理工程は、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。

［焼入れ工程］
焼入れ工程では、素管に対して、周知の焼入れを実施する。本実施形態の化学組成を有する素管では、焼入れ温度は８５０～１１５０℃である。この焼入れ温度域において、素管のミクロ組織はオーステナイトとフェライトとの２相組織となる。

焼入れは、穿孔圧延工程後、延伸圧延工程直後、又は、定径圧延工程直後に焼入れする直接焼入れを実施してもよい。また、穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後にいったん冷却された素管を、熱処理炉を用いて再加熱して、焼入れを実施してもよい。直接焼入れの場合、最終のスタンドの出側に設置された測温計で測定された素管の表面温度を、焼入れ温度（℃）と定義する。熱処理炉を用いた焼入れを実施する場合、熱処理炉の炉温を、焼入れ温度（℃）と定義する。焼入れ温度での保持時間は特に限定されない。熱処理炉を用いる場合、焼入れ温度での保持時間はたとえば、１０～６０分である。

焼入れ温度の素管の急冷方法（焼入れ方法）は特に制限されない。素管を水槽に浸漬して素管を急冷してもよいし、シャワー冷却又はミスト冷却により、素管の外面及び／又は内面に対して冷却水を注いだり、噴射したりして、素管を急冷してもよい。

焼入れを複数回実施してもよい。たとえば、穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又はＭ定径圧延工程後の素管に対して直接焼入れを実施した後、熱処理炉を用いて素管を焼入れ温度まで加熱して、再度焼入れを実施してもよい。また、焼入れと後述の焼戻しとを繰り返し複数回実施してもよい。すなわち、複数回の焼入れ焼戻しを実施してもよい。複数回の焼入れ焼戻しを実施する場合、各焼入れでの焼入れ温度は８５０～１１５０℃であり、焼入れ温度での保持時間は１０～６０分である。そして、各焼戻しでの焼戻し温度は４００～７００℃であり、焼戻し温度での保持時間は１５～１２０分である。焼入れ後の素管のミクロ組織は、主として、フェライトとマルテンサイトとを含有し、残部は残留オーステナイトからなる。

［焼戻し工程］
焼戻し工程では、上述の焼入れ工程後の素管に対して焼戻しを実施する。本実施形態の化学組成を有する素管において、焼戻し温度は４００～７００℃である。焼戻し温度での保持時間は特に制限されないが、たとえば、１５～１２０分である。

以上の熱処理工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）により、継目無鋼管の降伏強度を８６２ＭＰａ以上に調整する。焼戻し工程後の継目無鋼管のミクロ組織では、フェライトとマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト）との総体積率が８０％以上となり、残留オーステナイトは２０％以下である。

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。本実施形態の継目無鋼管は、化学組成における各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たす。さらに、ミクロ組織において、（Ｉ）フェライト及びマルテンサイトの総体積率が８０％以上であり、残部が残留オーステナイトからなり、（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面５０での交点数ＮＴ_Lが３８個以上となり、かつ、ＮＴ_L／ＮＬが１．８０以上であり、さらに、（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野面６０での交点数ＮＴ_Cが３０個以上となり、かつ、ＮＴ_C／ＮＣが１．７０以上である。そのため、降伏強度が８６２ＭＰａ以上となり、かつ、優れた低温靱性が得られる。つまり、高い降伏強度と高い低温靱性とを両立させることができる。

なお、上述の製造方法は、本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例である。したがって、本実施形態の継目無鋼管は、式（１）及び式（２）を満たす上述の化学組成を有し、ミクロ組織において、（Ｉ）フェライト及びマルテンサイトの総体積率が８０％以上であり、残部が残留オーステナイトからなり、（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴ_Lが３８個以上となり、かつ、ＮＴ_L／ＮＬが１．８０以上であり、さらに、（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野での交点数ＮＴ_Cが３０個以上となり、かつ、ＮＴ_C／ＮＣが１．７０以上であれば、上述の製造方法以外の他の製造方法で製造されてもよい。

表１に示す化学組成を有する丸ビレットを製造した。

表１中の空白部分は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。つまり、対応する元素が含有されていなかったことを意味する。

溶鋼を用いて連続鋳造法により、素材である複数の丸ビレットを製造した。丸ビレットを、表２に示す加熱温度Ｔ（℃）及び保持時間ｔ（時間）で加熱した。加熱された丸ビレットを、穿孔機を用いて穿孔圧延して、素管を製造した。穿孔圧延時における各試験番号の加熱条件パラメーターＸ、穿孔機の断面減少率Ｙ（％）、及び、ＦＡ（＝０．０５７Ｘ－Ｙ）は、表２に示すとおりであった。なお、穿孔圧延直後の各試験番号の素管温度はいずれも、１０５０℃以上であった。

穿孔圧延後の素管に対して、延伸圧延を実施した。延伸圧延には、マンドレルミルを用いた。延伸圧延後の累積断面減少率（つまり、穿孔圧延工程及び延伸圧延工程を合わせた累積の断面減少率）（％）は表２の「累積断面減少率」欄に示すとおりであった。なお、試験番号４、５、２３、２７～２９では、穿孔圧延を実施した後、延伸圧延を実施しなかった。

試験番号４、５、２３、２７～２９については穿孔圧延後の素管を常温（２０±１５℃）まで放冷した。その他の試験番号について、延伸圧延後の素管を常温まで放冷した。その後、素管に対して焼入れを実施した。具体的には、素管を熱処理炉に装入して、９５０℃の焼入れ温度で１５分保持した後、水槽に浸漬して水冷（水焼入れ）を実施した。焼入れ後の素管に対して、焼戻しを実施した。具体的には、素管を熱処理炉に装入して、５５０℃の焼戻し温度で３０分保持した。以上の製造工程により、各試験番号の鋼材である継目無鋼管を製造した。製造された各試験番号の継目無鋼管の外径（ｍｍ）及び肉厚（ｍｍ）を表２に示す。

［評価試験］
［ミクロ組織観察試験］
各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央位置からサンプルを採取した。サンプルのサイズは、継目無鋼管のＬ方向に１５ｍｍ、Ｔ方向に２ｍｍ、Ｌ方向とＴ方向とに垂直な方向（Ｃ方向）に１５ｍｍであった。得られたサンプルを用いて、α相（フェライト及びマルテンサイト）の（２００）面、α相の（２１１）面、γ相（残留オーステナイト）の（２００）面、γ相の（２２０）面、γ相の（３１１）面の各々のＸ線回折強度を測定し、各面の積分強度を算出した。Ｘ線回折装置にはブルカー社（Ｂｒｕｋｅｒ）製の商品名：ＭＸＰ３を用い、ターゲットをＭｏとし（ＭｏＫα線：λ＝７１．０７３０ｐｍ）、出力を５０ｋＶ－４０ｍＡとした。算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに式（５）を用いて残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）を算出した。そして、６組の残留オーステナイトの体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義した。
Ｖγ＝１００／｛１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）｝ （５）
なお、α相の（２００）面でのＲαを１５．９、α相の（２１１）面でのＲαを２９．２、γ相の（２００）面でのＲγを３５．５、γ相の（２２０）面でのＲγを２０．８、γ相の（３１１）面でのＲγを２１．８とした。

得られた残留オーステナイトの体積率（％）を用いて、次の式（６）により、ミクロ組織中のフェライト及びマルテンサイトの総体積率（％）を求めた。
フェライト及びマルテンサイトの総体積率＝１００－残留オーステナイトの体積率 （６）

表２の「Ｆ＋Ｍ総体積率（％）」に、フェライト及びマルテンサイトの総体積率（％）を示す。測定の結果、全ての試験番号の継目無鋼管において、フェライト及びマルテンサイトの総体積率は８０％以上であり、残部は残留オーステナイトであった。

［層状組織確認試験］
次の方法により、Ｌ方向観察視野面での層状組織の発達度合いと、Ｃ方向観察視野面での層状組織の発達度合いとを測定した。

［Ｌ方向観察視野面での層状組織について］
各試験番号の継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置であって、Ｌ方向及びＴ方向を含む断面（Ｌ方向断面）を含むサンプルを採取した。Ｌ方向断面は、Ｌ方向及びＴ方向を含む面とした。Ｌ方向断面の大きさは、Ｌ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍとした。Ｌ方向断面のＴ方向における中央位置が、継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置とほぼ一致するように、サンプルを採取した。Ｌ方向断面を鏡面研磨した後、Ｌ方向断面をビレラ腐食液に１０秒浸漬して、エッチングによる組織現出を行った。エッチングされたＬ方向断面を、１０００倍の倍率の光学顕微鏡を用いて、層状組織確認試験を実施した。

層状組織確認試験では、エッチングされたＬ方向断面において、Ｌ方向に１００μｍ、Ｔ方向に１００μｍの任意のＬ方向観察視野面を１０箇所選択した。各Ｌ方向観察視野面では、マルテンサイトと、フェライトとが、コントラストから区別可能であった。各Ｌ方向観察視野面において、コントラストに基づいて、マルテンサイトと、フェライトとを特定した。

さらに、各Ｌ方向観察視野面において、Ｔ方向に延びる線分Ｔ_L１～Ｔ_L４を、Ｌ方向に等間隔に配列して、Ｌ方向観察視野面をＬ方向に５等分した。さらに、Ｌ方向に延びる線分Ｌ１～Ｌ４を、Ｔ方向に等間隔に配列して、Ｌ方向観察視野面をＴ方向に５等分した。線分Ｔ_L１～Ｔ_L４とＬ方向観察視野面内のフェライト界面との交点の数をカウントして、交点数ＮＴ_L（個）とした。線分Ｌ１～Ｌ４とＬ方向観察視野面内のフェライト界面との交点の数をカウントして、交点数ＮＬ（個）とした。得られた交点数ＮＴ_L及び交点数ＮＬを用いて、層状指数ＬＩ_L＝ＮＴ_L／ＮＬを求めた。１０箇所のＬ方向観察視野面の各々で得られた１０個の交点数ＮＴ_Lの平均値を、その試験番号の継目無鋼管における交点数ＮＴ_L（個）と定義した。また、１０箇所のＬ方向観察視野面の各々で得られた１０個の層状指数ＬＩ_Lの平均値を、その試験番号の継目無鋼管における層状指数ＬＩ_Lと定義した。得られた交点数ＮＴ_L、交点数ＮＬ及び層状指数ＬＩ_Lを、表２に示す。

［Ｃ方向観察視野面での層状組織について］
各試験番号の継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置であって、Ｃ方向及びＴ方向を含む断面（Ｃ方向断面）を含むサンプルを採取した。Ｃ方向断面は、Ｃ方向及びＴ方向を含む面とした。Ｃ方向断面の大きさは、Ｃ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍとした。Ｃ方向断面のＴ方向における中央位置が、継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置とほぼ一致するように、サンプルを採取した。Ｃ方向断面を鏡面研磨した後、Ｃ方向断面をビレラ腐食液に１０秒浸漬して、エッチングによる組織現出を行った。エッチングされたＣ方向断面を、１０００倍の倍率の光学顕微鏡を用いて、層状組織確認試験を実施した。

層状組織確認試験では、エッチングされたＣ方向断面において、Ｃ方向に１００μｍ、Ｔ方向に１００μｍの任意のＣ方向観察視野面を１０箇所選択した。各Ｃ方向観察視野面では、マルテンサイトと、フェライトとが、コントラストから区別可能であった。各Ｃ方向観察視野面において、コントラストに基づいて、マルテンサイトと、フェライトとを特定した。

さらに、各Ｃ方向観察視野面において、Ｔ方向に延びる線分Ｔ_C１～Ｔ_C４を、Ｃ方向に等間隔に配列して、Ｃ方向観察視野面をＣ方向に５等分した。さらに、Ｃ方向に延びる線分Ｃ１～Ｃ４を、Ｔ方向に等間隔に配列して、Ｃ方向観察視野面をＴ方向に５等分した。線分Ｔ_C１～Ｔ_C４とＣ方向観察視野面内のフェライト界面との交点の数をカウントして、交点数ＮＴ_C（個）とした。線分Ｃ１～Ｃ４とＣ方向観察視野面内のフェライト界面との交点の数をカウントして、交点数ＮＣ（個）とした。得られた交点数ＮＴ_C及び交点数ＮＣを用いて、層状指数ＬＩ_C＝ＮＴ_C／ＮＣを求めた。１０箇所のＣ方向観察視野面の各々で得られた１０個の交点数ＮＴ_Cの平均値を、その試験番号の継目無鋼管における交点数ＮＴ_C（個）と定義した。また、１０箇所のＣ方向観察視野面の各々で得られた１０個の層状指数ＬＩ_Cの平均値を、その試験番号の継目無鋼管における層状指数ＬＩ_Cと定義した。得られた交点数ＮＴ_C、交点数ＮＣ及び層状指数ＬＩ_Cを、表２に示す。

ミクロ組織において、（ＩＩ）及び（ＩＩＩ）を満たす場合、つまり、（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴ_Lが３８個以上となり、かつ、ＮＴ_L／ＮＬが１．８０以上であり、さらに、（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野での交点数ＮＴ_Cが３０個以上となり、かつ、ＮＴ_C／ＮＣが１．７０以上である場合、ミクロ組織において、Ｌ方向断面及びＣ方向断面に両方ともに、層状組織であると判断した（表２の「ミクロ組織判定」欄において「層状」と記載）。一方、ミクロ組織において、（ＩＩ）及び（ＩＩＩ）のいずれか１つでも満たさない場合、ミクロ組織が層状組織でないと判断した（表２の「ミクロ組織判定」欄において「非層状」と記載）。

［引張試験］
各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央位置から、丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の平行部の直径は４ｍｍであり、平行部の長さは３５ｍｍであった。丸棒引張試験片の長手方向は、継目無鋼管の管軸方向（Ｌ方向）と平行であった。各丸棒引張試験片を用いて、常温（２０±１５℃）、大気中にて引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）を求めた。具体的には、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度と定義した。得られた降伏強度（ＭＰａ）を表２の「降伏強度」欄に示す。

［低温靱性評価試験］
各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央位置から、ＡＰＩ ５ＣＲＡ／ＩＳＯ１３６８０ ＴＡＢＬＥ Ａ．５に準拠したＶノッチ試験片を採取した。試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ａ３７０－１８に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、－１０℃での吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。得られた結果を表２の「吸収エネルギー」欄に示す。

［熱間加工性試験］
各鋼番号の丸ビレットを用いて、熱間加工性試験（グリーブル試験）を実施した。具体的には、各鋼番号のビレットから、直径１０ｍｍ、長さ１３０ｍｍの試験片を複数切り出した。試験片の中心軸は、丸ビレットの中心軸と一致した。高周波誘導加熱炉を用いて、試験片を３分間で１２５０℃まで昇温させた後、１２５０℃で３分間保持した。その後、１００℃／秒の速度で、鋼番号の複数の試験片のそれぞれを、１２５０℃、１２００℃、１１００℃、１０００℃まで冷却し、その後、ひずみ速度１０秒^-1で引張試験を実施して、破断させた。各温度において（１２５０℃、１２００℃、１１００℃、１０００℃）、破断した試験片の断面減少率を求めた。求めた断面減少率がいずれの温度においても７０．０％以上であれば、その鋼番号の鋼材は熱間加工性に優れると判断した（表２の「熱間加工性」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と表記）。一方、いずれかの温度域で断面減少率が７０．０％未満であった場合、熱間加工性が低いと判断した（表２の「熱間加工性」欄で「ＮＡ」（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔｅｄ）と表記）。

［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１～１５の継目無鋼管の化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。さらに、製造条件も適切であった。そのため、各試験番号の継目無鋼管のミクロ組織において、フェライト及びマルテンサイトの総体積率は８０％以上であり、残部は残留オーステナイトであった。また、Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴ_Lが３８個以上となり、かつ、ＮＴ_L／ＮＬが１．８０以上であり、さらに、Ｃ方向観察視野面での交点数ＮＴ_Cが３０個以上となり、かつ、ＮＴ_C／ＮＣが１．７０以上であった。つまり、試験番号１～１５の継目無鋼管では、ミクロ組織において、Ｌ方向断面及びＣ方向断面ともに、層状組織が十分に発達していた。その結果、降伏強度は８６２ＭＰａ以上であり、かつ、十分な熱間加工性が得られた。さらに、－１０℃における吸収エネルギーは１５０Ｊ以上であり、優れた低温靱性が得られた。

一方、試験番号１６～２５では、加熱温度Ｔが適切であったものの、穿孔圧延において、ＦＡが式（Ａ）を満たさなかった。そのため、試験番号１６～２５では、少なくとも、Ｃ方向観察視野面でのＮＴ_C／ＮＣが１．７０未満であった。つまり、試験番号１６～２５の継目無鋼管のミクロ組織では、少なくとも、Ｃ方向断面において、層状組織が十分に発達していなかった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。

なお、試験番号１６～２０では、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面でのＮＴ_L／ＮＬが１．８０以上であったものの、Ｃ方向観察視野でのＮＴ_C／ＮＣが１．７０未満であった。そのため、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。

試験番号２６～２９では、加熱温度Ｔが高すぎた。そのため、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面でのＮＴ_L／ＮＬが１．８０未満であり、かつ、Ｃ方向観察視野でのＮＴ_C／ＮＣが１．７０未満であった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。

試験番号３０では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面でのＮＴ_L／ＮＬが１．８０未満、及び、Ｃ方向観察視野でのＮＴ_C／ＮＣが１．７０未満であった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。

試験番号３１では、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面でのＮＴ_L／ＮＬが１．８０未満であり、かつ、Ｃ方向観察視野でのＮＴ_C／ＮＣが１．７０未満であった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。

試験番号３２及び３３では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。そのため、十分な熱間加工性が得られなかった。

試験番号３４では、化学組成中の各元素含有量は適切であったものの、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面でのＮＴ_L／ＮＬが１．８０未満、及び、又は、Ｃ方向観察視野でのＮＴ_C／ＮＣが１．７０未満であった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。

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。

本実施形態の継目無鋼管は、高強度及び低温靱性が求められる用途に広く適用可能である。本実施形態による継目無鋼管はたとえば、地熱発電用途の鋼管や、化学プラント用途の鋼管として利用可能である。本実施形態による継目無鋼管は特に、油井用途に好適である。油井用途の継目無鋼管はたとえば、ケーシング、チュービング、ドリルパイプである。

１ 継目無鋼管
１０ フェライト
２０ マルテンサイト
５０ Ｌ方向観察視野面
６０ Ｃ方向観察視野面
Ｔ_L１～Ｔ_L４、Ｔ_C１～Ｔ_C４ 線分
Ｌ１～Ｌ４、Ｃ１～Ｃ４ 線分
ＦＢ フェライト界面
１Ｌ Ｌ方向断面
１Ｃ Ｃ方向断面

Claims (6)

1. 継目無鋼管であって、
   化学組成が、
   質量％で、
   Ｃ：０．０５０％以下、
   Ｓｉ：０．５０％以下、
   Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０１５０％以下、
   Ｃｕ：０．０９～３．００％、
   Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
   Ｎｉ：４．００～９．００％、
   Ｍｏ：１．５０～４．００％、
   Ａｌ：０．０４０％以下、
   Ｎ：０．０１５０％以下、
   Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
   Ｔｉ：０．０２０％以下、
   Ｎｂ：０．０２０％以下、
   Ｖ：０～０．２０％、
   Ｃｏ：０～０．３０％、
   Ｗ：０～２．００％、及び
   残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
   前記継目無鋼管の管軸方向をＬ方向、肉厚方向をＴ方向、前記Ｌ方向及び前記Ｔ方向と垂直な方向をＣ方向と定義したとき、ミクロ組織が、次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす、
   継目無鋼管。
   （Ｉ）総体積率で８０％以上のフェライト及びマルテンサイトを含有し、残部が残留オーステナイトからなる。
   （ＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｌ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＬ方向観察視野面において、
   前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｌ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｌ方向に５等分する４つの線分を線分Ｔ_Ｌ１～Ｔ_Ｌ４と定義し、
   前記Ｌ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｌ１～Ｌ４と定義し、
   前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面をフェライト界面と定義したとき、
   前記線分Ｔ_Ｌ１～Ｔ_Ｌ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴ_Ｌが３８個以上であり、
   前記線分Ｌ１～Ｌ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、前記交点数ＮＴ_Ｌとが、式（３）を満たす。
   （ＩＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｃ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＣ方向観察視野面において、
   前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｃ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｃ方向に５等分する４つの線分を線分Ｔ_Ｃ１～Ｔ_Ｃ４と定義し、
   前記Ｃ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｃ１～Ｃ４と定義し、
   前記線分Ｔ_Ｃ１～Ｔ_Ｃ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴ_Ｃが３０個以上であり、
   前記線分Ｃ１～Ｃ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＣと、前記交点数ＮＴ_Ｃとが、式（４）を満たす。
   １５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５ （１）
   Ｃａ／Ｓ≧４．０ （２）
   ＮＴ_Ｌ／ＮＬ≧１．８０ （３）
   ＮＴ_Ｃ／ＮＣ≧１．７０ （４）
   ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、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：０．０１～０．２０％、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、
   Ｃｏ：０．１０～０．３０％、及び、
   Ｗ：０．０２～２．００％、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。
4. 化学組成が、
   質量％で、
   Ｃ：０．０５０％以下、
   Ｓｉ：０．５０％以下、
   Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０１５０％以下、
   Ｃｕ：０．０９～３．００％、
   Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
   Ｎｉ：４．００～９．００％、
   Ｍｏ：１．５０～４．００％、
   Ａｌ：０．０４０％以下、
   Ｎ：０．０１５０％以下、
   Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
   Ｔｉ：０．０２０％以下、
   Ｎｂ：０．０２０％以下、
   Ｖ：０～０．２０％、
   Ｃｏ：０～０．３０％、
   Ｗ：０～２．００％、及び
   残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす素材を、１２００～１２６０℃の加熱温度Ｔでｔ時間保持する加熱工程と、
   前記加熱工程で加熱された前記素材を、式（Ａ）を満たす条件で穿孔圧延して素管を製造する穿孔圧延工程と、
   前記素管を延伸圧延する延伸圧延工程と、
   前記延伸圧延工程後の前記素管に対して、８５０～１１５０℃の焼入れ温度で焼入れを実施する焼入れ工程と、
   前記焼入れ工程後の前記素管に対して、４００～７００℃の焼戻し温度で焼戻しを実施する焼戻し工程と、を備える、
   請求項１に記載の継目無鋼管の製造方法。
   １５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５ （１）
   Ｃａ／Ｓ≧４．０ （２）
   ０．０５７Ｘ－Ｙ＜１７２０ （Ａ）
   式（Ａ）中のＸは次の式（Ｂ）で定義される。
   Ｘ＝（Ｔ＋２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝ （Ｂ）
   ここで、Ｔは素材の加熱温度（℃）であり、ｔは、加熱温度Ｔでの保持時間（時間）である。
   式（Ａ）中の断面減少率Ｙ（％）は式（Ｃ）で定義される。
   Ｙ＝｛１－（穿孔圧延後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の管軸方向に垂直な断面積）｝×１００ （Ｃ）
5. 請求項４に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
   前記化学組成は、
   Ｖ：０．０１～０．２０％、を含有する、
   継目無鋼管の製造方法。
6. 請求項４又は請求項５に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
   前記化学組成は、
   Ｃｏ：０．１０～０．３０％、及び、
   Ｗ：０．０２～２．００％、からなる群から選択される１種以上、を含有する、
   継目無鋼管の製造方法。

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