JP7428918B2 - サワー環境での使用に適した継目無鋼管 - Google Patents
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Description
本開示は、継目無鋼管に関し、さらに詳しくは、サワー環境での使用に適した継目無鋼管に関する。
油井及びガス井（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未満、つまり、７５８～８６２ＭＰａ未満）、及び、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が１２５～１４０ｋｓｉ、つまり、８６２～９６５ＭＰａ）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。
油井用鋼管に代表される鋼材の耐ＳＳＣ性を高める技術が、特開昭６２－２５３７２０号公報（特許文献１）、特開昭５９－２３２２２０号公報（特許文献２）、特開平６－３２２４７８号公報（特許文献３）、特開平８－３１１５５１号公報（特許文献４）、特開２０００－２５６７８３号公報（特許文献５）、特開２０００－２９７３４４号公報（特許文献６）、特開２００５－３５０７５４号公報（特許文献７）、特表２０１２－５１９２３８号公報（特許文献８）及び特開２０１２－２６０３０号公報（特許文献９）に開示されている。
特許文献１は、Ｍｎ、Ｐ等の不純物を低減して、油井用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献２は、焼入れを２回実施して結晶粒を微細化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。
特許文献３は、誘導加熱熱処理により鋼組織を微細化して、１２５ｋｓｉ級の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献４は、直接焼入れ法を利用して鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼戻し温度を高めることにより、１１０～１４０ｋｓｉ級の鋼管の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。
特許文献５及び特許文献６は、炭化物の形態を制御して１１０～１４０ｋｓｉ級の低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献７は、転位密度と水素拡散係数とを所望の値に制御して、１２５ｋｓｉ級以上の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。
特許文献８は、０．３～０．５％のＣを含有する低合金鋼に対して、複数回の焼入れを実施することにより、１２５ｋｓｉ級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献９は、２段熱処理の焼戻し工程を採用して、炭化物の形態や個数を制御する方法を提案する。より具体的には、特許文献９では、大型のＭ3ＣあるいはＭ2Ｃの個数密度を抑制して、１２５ｋｓｉ級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める。
上記特許文献１～９では、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める技術が開示されている。ところで、継目無鋼管の製造工程では、製造工程中の最終の精整工程において、継目無鋼管に対して超音波探傷を実施して、継目無鋼管中の表面欠陥及び／又は内部欠陥を検出する場合がある。この場合、継目無鋼管には、優れた超音波探傷精度が求められる。しかしながら、上記特許文献１～９では、継目無鋼管における超音波探傷精度について、記載がない。
本開示の目的は、６５５ＭＰａ以上（９５ｋｓｉ以上）の降伏強度と、サワー環境における優れた耐ＳＳＣ性とを有し、優れた超音波探傷精度が得られる、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、母材と、母材の表面上に形成されている脱炭層とを備える。母材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．３０～１．２０％、Ｍｏ：０．３０～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。母材の降伏強度は６５５ＭＰａ以上であり、母材の降伏比は８５．０％以上である。脱炭層は、深さが１５０μｍ以下である。
本開示による継目無鋼管は、６５５ＭＰａ以上（９５ｋｓｉ以上）の降伏強度と、サワー環境における優れた耐ＳＳＣ性とを有し、優れた超音波探傷精度が得られる。
本発明者らは、サワー環境での使用が想定された継目無鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性を有し、さらに、優れた超音波探傷精度を得る方法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、６５５ＭＰａ以上（９５ｋｓｉ以上）の降伏強度（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する継目無鋼管について検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．３０～１．２０％、Ｍｏ：０．３０～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、降伏比が８５．０％以上の継目無鋼管であれば、６５５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する可能性があると考えた。
そこで本発明者らは、上述の化学組成と上述の機械的特性（すなわち、６５５ＭＰａ以上の降伏強度、及び、８５．０％以上の降伏比）とを有する継目無鋼管を種々製造し、超音波探傷精度について調査及び検討した。具体的に、後述する方法で継目無鋼管に超音波を照射して、人工欠陥とノイズとのシグナルの高さの比を、ＳＮ比として求めた。ＳＮ比が低い場合、欠陥とノイズとの区別が難しくなる。すなわち、超音波探傷において高いＳＮ比を示す継目無鋼管は、優れた超音波探傷精度が得られると判断できる。
上述の化学組成と、上述の機械的特性とを有する継目無鋼管では、ＳＮ比が低下し、優れた超音波探傷精度が得られない場合があった。そこで本発明者らは、上述の化学組成と上述の機械的特性とを有する継目無鋼管における超音波探傷精度を低下させる要因について、調査及び検討した。その結果、上述の化学組成を有する継目無鋼管では、上述の機械的特性を得ようとする場合、継目無鋼管の表層に脱炭層が形成されることを知見した。
脱炭層とは、継目無鋼管の表面部分で炭素（Ｃ）が酸化され、ガスとして抜けていくことによって形成される、Ｃ含有量が低減された層を意味する。上述のとおり、本実施形態による継目無鋼管の化学組成は、Ｃ含有量が０．２０～０．５０％と比較的高い。そのため、本実施形態による継目無鋼管は、母材の表面（すなわち、脱炭層と母材との界面）において、Ｃ含有量の差が大きい。その結果、本実施形態による継目無鋼管は、脱炭層と母材との界面において、超音波が反射や屈折をしやすい。
脱炭層と母材との界面において、超音波が反射及び／又は屈折した場合、欠陥まで到達する超音波の強度が低下する。その結果、超音波探傷においてＳＮ比が低下し、継目無鋼管の超音波探傷精度が低下する。このように、本実施形態による継目無鋼管は、脱炭層が形成された場合、Ｃ含有量が比較的高いことにより、超音波探傷精度が低下しやすい。
以上の知見に基づいて本発明者らは、表層に脱炭層が形成されていない継目無鋼管を製造できれば、継目無鋼管の超音波探傷精度を高められるのではないかと考えた。しかしながら、本発明者らの詳細な検討の結果、継目無鋼管の表層に形成される脱炭層の深さは、母材の化学組成と、継目無鋼管の製造工程とから、影響を受けることが明らかになった。
具体的に、Ｃｒを多く含有する鋼材では、脱炭層は浅く形成されやすい傾向がある。同様に、Ｓｉが多く含有される鋼材では、脱炭層が深く形成されやすい傾向がある。このように、継目無鋼管の表層に形成される脱炭層の深さは、母材の化学組成から影響を受ける。さらに、上述のとおり、脱炭層は、継目無鋼管の表面部分のＣが酸化されることによって形成される。そのため、継目無鋼管を製造する際、高温での加熱を実施した場合、脱炭層が深く形成されやすい。このように、継目無鋼管の表層に形成される脱炭層の深さは、継目無鋼管の製造工程からも、影響を受ける。
さらに、上述の化学組成を有する継目無鋼管において、上述の機械的特性を得ようとする場合、製造工程上、脱炭層が形成されてしまうことが明らかになった。したがって、上述の化学組成と上述の機械的特性とを有する継目無鋼管において、優れた超音波探傷精度を安定して得るためには、表層に脱炭層を備えていても、優れた超音波探傷精度を得られればよい。
そこで本発明者らは、上述の化学組成と上述の機械的特性とを有する母材と、その母材の表面上に形成された脱炭層とを備える継目無鋼管について、超音波探傷精度を高める手法について詳細に検討した。その結果、脱炭層の深さを浅くすることで、脱炭層が形成されていても、継目無鋼管の超音波探傷精度を高められることを、本発明者らは見出した。
この理由について、本発明者らは、次のように考えている。上述のとおり、脱炭層は、Ｃ含有量が低減されている。そのため、脱炭層のミクロ組織は、主としてフェライトからなる。ここで、脱炭層が浅く形成された場合、脱炭層のミクロ組織には、粒径の小さなフェライト粒が形成される可能性がある。フェライト粒径が小さい場合、フェライト粒径が大きい場合と比較して、フェライト粒の粒界において、反射及び／又は屈折する超音波が低減される。そのため、脱炭層内部での超音波の散乱が抑制され、欠陥まで到達する超音波の強度が高まる。その結果、超音波探傷におけるＳＮ比が高まり、継目無鋼管の超音波探傷精度が高まるものと考えられる。
したがって、本実施形態による継目無鋼管は、上述の化学組成と上述の機械的特性とを有する母材と、その母材の表面上に形成された脱炭層とを備え、脱炭層の深さは１５０μｍ以下とする。脱炭層の深さが１５０μｍ以下であれば、継目無鋼管の表層に脱炭層が形成されていても、継目無鋼管の超音波探傷精度を高めることができる。なお、本明細書において降伏比とは、引張強度（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）に対する降伏強度の比（すなわち、降伏比ＹＲ（％）＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）を意味する。
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は、母材と、母材の表面上に形成されている脱炭層とを備える。母材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．３０～１．２０％、Ｍｏ：０．３０～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。母材の降伏強度は６５５ＭＰａ以上であり、母材の降伏比は８５．０％以上である。脱炭層は、深さが１５０μｍ以下である。
本実施形態による継目無鋼管は、優れた耐ＳＳＣ性を有し、優れた超音波探傷精度が得られる。
上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、希土類元素：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：０．０２～０．５０％、及び、Ｗ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｃｕ：０．０２～０．５０％、及び、Ｎｉ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
上記脱炭層は、深さが１３０μｍ以下であってもよい。
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、油井用鋼管はラインパイプ用鋼管であってもよく、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継目無鋼管である。
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。
［継目無鋼管の構成］
本実施形態による継目無鋼管は、母材と、母材の表面上に形成されている脱炭層とを備える。
本実施形態による継目無鋼管は、母材と、母材の表面上に形成されている脱炭層とを備える。
［母材の化学組成］
本実施形態による継目無鋼管を構成する母材の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態による継目無鋼管を構成する母材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．２０～０．５０％
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、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼材の降伏強度が高まる。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０．２０～０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、より好ましくは０．２４％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、より好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
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、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼材の降伏強度が高まる。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０．２０～０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、より好ましくは０．２４％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、より好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｓｉ：０．０５～０．５０％
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。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、脱炭層が深く形成され、鋼材の超音波探傷精度が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、より好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、より好ましくは０．４６％であり、さらに好ましくは０．４４％である。
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。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、脱炭層が深く形成され、鋼材の超音波探傷精度が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、より好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、より好ましくは０．４６％であり、さらに好ましくは０．４４％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、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、Ｍｎが粒界に偏析する。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ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％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９８％であり、より好ましくは０．９５％である。
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、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、Ｍｎが粒界に偏析する。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ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％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９８％であり、より好ましくは０．９５％である。
Ｐ：０．０３００％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、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３００％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５０％であり、より好ましくは０．０２００％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％である。
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、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３００％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５０％であり、より好ましくは０．０２００％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％である。
Ｓ：０．０１００％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、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００９５％であり、より好ましくは０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８５％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。
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、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００９５％であり、より好ましくは０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８５％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：０．００５～０．１００％
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、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、より好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％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。
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、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、より好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％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：０．３０～１．２０％
クロム（Ｃｒ）は焼戻し軟化抵抗を高めて高温焼戻しを可能とし、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。Ｃｒ含有量が低すぎればさらに、脱炭層が深く形成され、鋼材の超音波探傷精度が低下する場合がある。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０．３０～１．２０％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％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．１５％であり、より好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは１．０５％である。
クロム（Ｃｒ）は焼戻し軟化抵抗を高めて高温焼戻しを可能とし、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。Ｃｒ含有量が低すぎればさらに、脱炭層が深く形成され、鋼材の超音波探傷精度が低下する場合がある。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０．３０～１．２０％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％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．１５％であり、より好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは１．０５％である。
Ｍｏ：０．３０～１．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は焼戻し軟化抵抗を高めて高温焼戻しを可能とし、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。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、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、Ｍｏ含有量は０．３０～１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．３５％であり、より好ましくは０．４０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．４５％であり、より好ましくは１．４０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は焼戻し軟化抵抗を高めて高温焼戻しを可能とし、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。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、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、Ｍｏ含有量は０．３０～１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．３５％であり、より好ましくは０．４０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．４５％であり、より好ましくは１．４０％である。
Ｔｉ：０．００２～０．０５０％
チタン（Ｔｉ）は窒化物を形成し、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、Ｔｉ窒化物が多量に形成し、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０５０％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０．０４０％であり、より好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
チタン（Ｔｉ）は窒化物を形成し、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、Ｔｉ窒化物が多量に形成し、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０５０％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０．０４０％であり、より好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
Ｖ：０．０１～０．３０％
バナジウム（Ｖ）は焼戻し軟化抵抗を高めて高温焼戻しを可能とし、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、Ｃ及び／又はＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、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。Ｖ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、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０．０１～０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、より好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％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％である。
バナジウム（Ｖ）は焼戻し軟化抵抗を高めて高温焼戻しを可能とし、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、Ｃ及び／又はＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、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。Ｖ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、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０．０１～０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、より好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％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％である。
Ｎｂ：０．００２～０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）はＣ及び／又はＮと結合して、炭窒化物等を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、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、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の耐ＳＳＣ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０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、より好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
ニオブ（Ｎｂ）はＣ及び／又はＮと結合して、炭窒化物等を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、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、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の耐ＳＳＣ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０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、より好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
Ｂ：０．０００１～０．００５０％
ホウ素（Ｂ）は鋼材中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、鋼材中に粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、より好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。
ホウ素（Ｂ）は鋼材中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、鋼材中に粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、より好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％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、粗大な窒化物が形成され、鋼材の耐ＳＳＣ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０．００９０％であり、より好ましくは０．００８０％である。上記効果を有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
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、粗大な窒化物が形成され、鋼材の耐ＳＳＣ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０．００９０％であり、より好ましくは０．００８０％である。上記効果を有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
Ｏ：０．００５０％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は粗大な酸化物を形成し、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４８％であり、より好ましくは０．００４５％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。
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は粗大な酸化物を形成し、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４８％であり、より好ましくは０．００４５％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、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、希土類元素（ＲＥＭ）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、鋼材中のＳを硫化物として無害化して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、希土類元素（ＲＥＭ）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、鋼材中のＳを硫化物として無害化して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
Ｃａ：０～０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中のＳを硫化物として無害化して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａ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、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ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％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、より好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中のＳを硫化物として無害化して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａ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、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ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％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、より好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
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Ｓを硫化物として無害化して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。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、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ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％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、より好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
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Ｓを硫化物として無害化して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。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、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ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％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、より好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％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Ｓを硫化物として無害化して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。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、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ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％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、より好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
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Ｓを硫化物として無害化して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。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、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ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％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、より好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として無害化して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。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。そのため、Ｐの偏析に起因した、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ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％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、より好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として無害化して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。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。そのため、Ｐの偏析に起因した、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ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％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、より好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％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。
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、サワー環境において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ＳＳＣ性を高める。
Ｃｏ：０～０．５０％
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はサワー環境において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ＳＳＣ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０～０．５０％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０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。
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はサワー環境において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ＳＳＣ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０～０．５０％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０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。
Ｗ：０～０．５０％
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はサワー環境において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ＳＳＣ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、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．５０％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０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。
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はサワー環境において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ＳＳＣ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、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．５０％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０．４５％であり、より好ましくは０．４０％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、Ｃｕ及びＮｉ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、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
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。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ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０．０２％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。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは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０．１５％である。
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。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ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０．０２％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。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは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０．１５％である。
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。一方、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０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは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０．１５％である。
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。一方、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０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは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０．１５％である。
［母材の降伏強度と降伏比］
本実施形態による継目無鋼管を構成する母材の降伏強度は６５５ＭＰａ以上であり、母材の降伏比は８５．０％以上である。要するに、本実施形態による継目無鋼管は、９５ｋｓｉ以上である。本実施形態による継目無鋼管を構成する母材が、上述の化学組成を有し、降伏強度が６５５ＭＰａ以上であり、かつ、降伏比が８５．０％以上である結果、本実施形態による継目無鋼管は、６５５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する。
本実施形態による継目無鋼管を構成する母材の降伏強度は６５５ＭＰａ以上であり、母材の降伏比は８５．０％以上である。要するに、本実施形態による継目無鋼管は、９５ｋｓｉ以上である。本実施形態による継目無鋼管を構成する母材が、上述の化学組成を有し、降伏強度が６５５ＭＰａ以上であり、かつ、降伏比が８５．０％以上である結果、本実施形態による継目無鋼管は、６５５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する。
なお、本実施形態による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、少なくとも、降伏強度が６５５～９６５ＭＰａの範囲において、本実施形態による継目無鋼管が優れた耐ＳＳＣ性と、優れた超音波探傷精度とを示すことは、後述する実施例によって証明されている。したがって、本実施形態による継目無鋼管の降伏強度は、少なくとも６５５～９６５ＭＰａ（９５～１４０ｋｓｉ）を含む。すなわち、本実施形態による継目無鋼管の降伏強度は、少なくとも、６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）と、７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）と、８６２～９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）とを含む。
本明細書において、本実施形態による継目無鋼管の母材の降伏強度は、ＡＰＩ ５ＣＴ（２０１１）に準拠して定義する。具体的に、本実施形態による母材の降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）の場合、降伏強度とは、引張試験で得られた０．５％全伸び時の応力（０．５％耐力）を意味する。本実施形態による母材の降伏強度が７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の場合、降伏強度とは、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。また、本明細書において、本実施形態による母材の降伏比は、引張強度に対する降伏強度の比として定義する。ここで、本実施形態による母材の降伏比の上限は、特に限定されず、たとえば、１００．０％であってもよい。なお、本明細書において母材の引張強度とは、引張試験で得られた一様伸び中の最大応力として定義する。
本実施形態による継目無鋼管を構成する母材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から、丸棒試験片を採取する。具体的に、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４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍ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０．５％全伸び時の応力（０．５％耐力）が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）の場合、０．５％耐力を降伏強度（ＭＰａ）とする。得られた０．７％全伸び時の応力（０．７％耐力）が７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の場合、０．７％耐力を降伏強度（ＭＰａ）とする。また、得られた一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）とする。引張強度（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＳ）の比を降伏比（ＹＲ）（％）とする（降伏比ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）。
［母材のミクロ組織］
本実施形態による継目無鋼管を構成する母材のミクロ組織は、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。本実施形態においては、上述の化学組成を満たす母材の降伏強度が６５５ＭＰａ以上（９５ｋｓｉ以上）であり、かつ、降伏比が８５．０％以上であれば、母材のミクロ組織は、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％以上であるものとする。好ましくは、母材のミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトのみからなる。
本実施形態による継目無鋼管を構成する母材のミクロ組織は、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。本実施形態においては、上述の化学組成を満たす母材の降伏強度が６５５ＭＰａ以上（９５ｋｓｉ以上）であり、かつ、降伏比が８５．０％以上であれば、母材のミクロ組織は、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％以上であるものとする。好ましくは、母材のミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトのみからなる。
合金分野において機械的特性は、継目無鋼管のミクロ組織（相、析出物、及び、介在物）、及び／又は、金属結晶の結晶構造、及び／又は、原子配置、さらにはこれらのバランスによって定まるものである。そのため、当業者にとって、継目無鋼管の化学組成、降伏強度、及び、降伏比から、ミクロ組織を特定することは十分に可能である。
なお、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も求めることができる。継目無鋼管の肉厚中央部から、管軸方向１０ｍｍ、管周方向１０ｍｍ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、光学顕微鏡を用いて、明視野像にて１０視野観察する。各視野の面積は、たとえば、２０００μｍ2（倍率５００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（たとえば、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、コントラストに基づいて、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分率の合計を求める。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分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。
［脱炭層］
本実施形態による継目無鋼管はさらに、上述の母材の表面上に形成されている脱炭層を備える。本実施形態による継目無鋼管を構成する脱炭層は、深さが１５０μｍ以下である。上述のとおり、本実施形態による継目無鋼管を構成する脱炭層は、継目無鋼管の表面部分が酸化されることによって形成される、Ｃ含有量が低減された層である。
本実施形態による継目無鋼管はさらに、上述の母材の表面上に形成されている脱炭層を備える。本実施形態による継目無鋼管を構成する脱炭層は、深さが１５０μｍ以下である。上述のとおり、本実施形態による継目無鋼管を構成する脱炭層は、継目無鋼管の表面部分が酸化されることによって形成される、Ｃ含有量が低減された層である。
上述のとおり、脱炭層ではＣ含有量が低減されている。そのため、脱炭層のミクロ組織は、主としてフェライトからなる。具体的に、脱炭層のミクロ組織は体積率で９０％以上のフェライトからなる。脱炭層のミクロ組織の残部は、たとえば、析出物及び介在物である。一方、上述のとおり、本実施形態による継目無鋼管を構成する母材の化学組成は、Ｃ含有量が０．２０～０．５０％である。したがって、脱炭層と母材とは、その化学組成において、Ｃ含有量に差がある。その結果、本実施形態による継目無鋼管は、超音波探傷時に母材と脱炭層との界面で超音波が反射及び／又は屈折しやすい。すなわち、本実施形態による継目無鋼管は、超音波探傷精度が低下しやすい。
以上のとおり、本実施形態による継目無鋼管は、その化学組成により、超音波探傷精度が低下しやすい。そのため、本実施形態による継目無鋼管は、継目無鋼管の表層に形成される脱炭層を浅くする。本実施形態による継目無鋼管を構成する脱炭層が、１５０μｍを超えて深く形成された場合、超音波探傷時に脱炭層の内部で散乱する超音波が増加する。その結果、超音波探傷精度が低下する。したがって、本実施形態による継目無鋼管を構成する脱炭層は、深さが１５０μｍ以下である。
脱炭層の深さの好ましい上限は１４０μｍであり、より好ましくは１３０μｍであり、さらに好ましくは１２０μｍであり、さらに好ましくは１１０μｍである。脱炭層の深さが１３０μｍ以下であれば、継目無鋼管の超音波探傷精度が、さらに高まる。一方、脱炭層の深さの下限は特に限定されない。しかしながら、本実施形態による継目無鋼管においては、その製造工程から、脱炭層は１５μｍ程度形成される。そのため、本実施形態による継目無鋼管を構成する脱炭層の深さの下限は、実質的に１５μｍである。
本実施形態による継目無鋼管の脱炭層の深さは、ＪＩＳ Ｇ ０５５８（２００７）に準拠した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から、脱炭層観察用の試験片を採取する。具体的に、本実施形態による継目無鋼管の表面を含み、管軸方向１０ｍｍ、管径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を採取する。継目無鋼管の表面とは、外表面であってもよく、内表面であってもよい。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採取する。試験片の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、光学顕微鏡を用いて明視野像にて１０視野観察する。各視野の面積は、たとえば、０．１ｍｍ2（倍率２００倍）である。
上述のとおり、本実施形態において、母材のミクロ組織は、体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトからなる。一方、脱炭層のミクロ組織は、体積率で９０％以上のフェライトからなる。さらに、上述のとおり、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、フェライトとは、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、コントラストに基づいて、フェライトを特定する。各視野において、特定したフェライトが９０％以上含まれる領域を、脱炭層と定義する。各視野において、脱炭層が最も深く形成されている位置を特定する。特定した位置における脱炭層の深さを求める。全ての視野で求めた、脱炭層の深さの算術平均値を、脱炭層の深さ（μｍ）と定義する。
［継目無鋼管の耐ＳＳＣ性］
本実施形態による継目無鋼管では、降伏強度ごとに、優れた耐ＳＳＣ性を定義する。なお、本実施形態による継目無鋼管の耐ＳＳＣ性は、いずれの降伏強度においても、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって評価できる。
本実施形態による継目無鋼管では、降伏強度ごとに、優れた耐ＳＳＣ性を定義する。なお、本実施形態による継目無鋼管の耐ＳＳＣ性は、いずれの降伏強度においても、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって評価できる。
［降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満の場合の耐ＳＳＣ性］
降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５～１１０ｋｓｉ未満、９５ｋｓｉ級）である場合、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性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％酢酸とを含む混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を、試験溶液とする。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、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍ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。
降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５～１１０ｋｓｉ未満、９５ｋｓｉ級）である場合、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性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％酢酸とを含む混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を、試験溶液とする。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、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍ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。
丸棒試験片に対し、母材の実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷する。応力を負荷した丸棒試験片が浸漬するように、試験容器に２４℃の試験溶液を注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とする。丸棒試験片が浸漬された試験浴を、２４℃で７２０時間保持する。本実施形態では、降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満の場合、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されなければ、優れた耐ＳＳＣ性を有すると評価する。要するに、本実施形態による継目無鋼管は、降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満の場合、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されない。なお、本明細書において、「割れが確認されない」とは、試験後の試験片を肉眼によって観察した場合、試験片に割れが確認されないことを意味する。
［降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合の耐ＳＳＣ性］
降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０～１２５ｋｓｉ未満、１１０ｋｓｉ級）である場合、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性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％酢酸とを含む混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を、試験溶液とする。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、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍ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。
降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０～１２５ｋｓｉ未満、１１０ｋｓｉ級）である場合、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性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％酢酸とを含む混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を、試験溶液とする。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、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍ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。
丸棒試験片に対し、母材の実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷する。応力を負荷した丸棒試験片が浸漬するように、試験容器に２４℃の試験溶液を注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とする。丸棒試験片が浸漬された試験浴を、２４℃で７２０時間保持する。本実施形態では、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されなければ、優れた耐ＳＳＣ性を有すると評価する。要するに、本実施形態による継目無鋼管は、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されない。なお、本明細書において、「割れが確認されない」とは、試験後の試験片を肉眼によって観察した場合、試験片に割れが確認されないことを意味する。
［降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合の耐ＳＳＣ性］
降伏強度が８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）である場合、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性は次の方法で評価できる。５．０質量％塩化ナトリウムと０．４１質量％酢酸ナトリウムと２．５質量％酢酸とを含む混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を、試験溶液とする。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、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍ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。
降伏強度が８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）である場合、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性は次の方法で評価できる。５．０質量％塩化ナトリウムと０．４１質量％酢酸ナトリウムと２．５質量％酢酸とを含む混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を、試験溶液とする。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、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍ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。
丸棒試験片に対し、母材の実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷する。応力を負荷した丸棒試験片が浸漬するように、試験容器に２４℃の試験溶液を注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍＨ2Ｓガスと０．９ａｔｍＣＯ2ガスとの混合ガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とする。丸棒試験片が浸漬された試験浴を、２４℃で７２０時間保持する。本実施形態では、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されなければ、優れた耐ＳＳＣ性を有すると評価する。要するに、本実施形態による継目無鋼管は、降伏強度が少なくとも８６２～９６５ＭＰａの場合、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されない。なお、本明細書において、「割れが確認されない」とは、試験後の試験片を肉眼によって観察した場合、試験片に割れが確認されないことを意味する。
［製造方法］
以下、本実施形態による継目無鋼管の製造方法を説明する。本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、継目無鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材に熱間加工を実施して、素管を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、各工程について詳述する。
以下、本実施形態による継目無鋼管の製造方法を説明する。本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、継目無鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材に熱間加工を実施して、素管を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、各工程について詳述する。
［準備工程］
準備工程では、上述の化学組成を有する素管を準備する。素管が上述の化学組成を有していれば、素管を準備する方法は特に限定されない。準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して素管を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。
準備工程では、上述の化学組成を有する素管を準備する。素管が上述の化学組成を有していれば、素管を準備する方法は特に限定されない。準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して素管を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。
［素材準備工程］
素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて、素材を準備する。具体的には、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて、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。上述の化学組成を有する溶鋼を用いて、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、スラブ、ブルーム、又は、インゴットに分塊圧延を実施して、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、ビレット、又は、インゴット）を準備する。
素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて、素材を準備する。具体的には、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて、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。上述の化学組成を有する溶鋼を用いて、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、スラブ、ブルーム、又は、インゴットに分塊圧延を実施して、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、ビレット、又は、インゴット）を準備する。
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、準備された素材に熱間加工を実施して、素管を製造する。具体的には、まず、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（継目無鋼管）を製造する。なお、熱間加工工程における加熱炉は、特に限定されない。熱間加工工程における加熱炉では、加熱温度が高いことから、脱炭層の形成よりもスケールの形成が起こりやすいためである。
熱間加工工程では、準備された素材に熱間加工を実施して、素管を製造する。具体的には、まず、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（継目無鋼管）を製造する。なお、熱間加工工程における加熱炉は、特に限定されない。熱間加工工程における加熱炉では、加熱温度が高いことから、脱炭層の形成よりもスケールの形成が起こりやすいためである。
たとえば、熱間加工としてマンネスマン法等の熱間圧延を実施して、素管を製造してもよい。この場合、まず、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。
他の熱間加工の方法により、素材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、エルハルト法等の熱間鍛造を実施して、素管を製造してもよい。以上の工程により素材から素管が製造される。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を実施する場合、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（焼戻し等）前に、応力除去焼鈍（ＳＲ）を実施することが好ましい。
以上のとおり、準備工程では素管を準備する。素管は、上述の好ましい工程により製造されてもよいし、第三者により製造された素管、又は、後述の焼入れ工程及び焼戻し工程が実施される工場以外の他の工場、他の事業所にて製造された素管を準備してもよい。
［焼入れ工程］
焼入れ工程では、準備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。本明細書において、熱間加工後に直接、又は、補熱を実施したＡ3点以上の素管を急冷することを「直接焼入れ」ともいう。本明細書において、熱処理炉で再加熱したＡ3点以上の素管を急冷することを「オフライン焼入れ」ともいう。以下、オフライン焼入れと後述するオフライン焼戻しとを総称して、「オフライン熱処理」ともいう。好ましい焼入れ温度は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（以下、焼入れ前の加熱に用いる補熱炉又は熱処理炉を、単に「焼入れ炉」ともいう）の温度に相当する。
焼入れ工程では、準備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。本明細書において、熱間加工後に直接、又は、補熱を実施したＡ3点以上の素管を急冷することを「直接焼入れ」ともいう。本明細書において、熱処理炉で再加熱したＡ3点以上の素管を急冷することを「オフライン焼入れ」ともいう。以下、オフライン焼入れと後述するオフライン焼戻しとを総称して、「オフライン熱処理」ともいう。好ましい焼入れ温度は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（以下、焼入れ前の加熱に用いる補熱炉又は熱処理炉を、単に「焼入れ炉」ともいう）の温度に相当する。
焼入れ温度が高すぎれば、焼戻し後の継目無鋼管において、旧オーステナイト粒の結晶粒が粗大になり、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、焼入れ温度は８００～１０００℃であるのが好ましい。焼入れ温度のより好ましい上限は９５０℃である。
本実施形態による焼入れ工程では、熱間加工後に焼入れ炉を用いて焼入れを実施する場合、可燃性ガスを燃焼させることによって焼入れ炉内の温度を制御する。本明細書において、可燃性ガスとは、たとえば、炭化水素ガス（メタン、エタン、プロパン、ブタン、エチレン等）、水素、及び、一酸化炭素等である。
ここで、可燃性ガスを燃焼させる場合、可燃性ガスが完全燃焼するために必要な酸素量よりも多くの酸素を供給する。不完全燃焼を防止するためである。一方、本実施形態による焼入れ工程では、焼入れ炉内の雰囲気ガスとは、可燃性ガスを燃焼させた、燃焼後のガスである。すなわち、酸素を多く供給して可燃性ガスを燃焼させた結果、焼入れ炉内には酸素がある程度残留することになる。
上述のとおり、本実施形態による素管の化学組成は、炭素含有量が高い。さらに、焼入れ炉内の温度は８００～１０００℃である。その結果、焼入れ炉内に残留する酸素と、素管の表面部分の炭素とが結合し、二酸化炭素ガスが発生する。このメカニズムにより、本実施形態による素管の表面部分には脱炭層が形成される。そのため、本実施形態による焼入れ工程では、可燃性ガスを燃焼させた結果、生じる焼入れ炉内の雰囲気ガスにおける、酸素濃度を低減させる。より具体的に、本実施形態による焼入れ工程では、焼入れ炉内の雰囲気ガスの酸素濃度を、水蒸気を除く体積率で１～８％に調整する。
焼入れ炉内の雰囲気ガスの酸素濃度が、水蒸気を除く体積率で８％を超えると、焼入れ時に過剰に脱炭が進行し、焼入れ焼戻し後の継目無鋼管の脱炭層が深くなりすぎる場合がある。一方、焼入れ炉内の雰囲気ガスの酸素濃度が、水蒸気を除く体積率で１％未満であれば、可燃性ガスが不完全燃焼する場合がある。したがって、本実施形態による焼入れ工程では、焼入れ炉内の雰囲気ガスの酸素濃度を、水蒸気を除く体積率で１～８％とする。焼入れ炉内の雰囲気ガスの酸素濃度の、水蒸気を除く体積率の好ましい上限は７％である。焼入れ炉内の雰囲気ガスの酸素濃度の、水蒸気を除く体積率の好ましい下限は２％であり、より好ましくは３％である。
焼入れ炉内の雰囲気ガスの酸素濃度は、たとえば、可燃性ガスと空気とを混合させて燃焼することにより、制御することができる。具体的に、可燃性ガスを完全燃焼させるために必要な酸素量は、可燃性ガスの化学式から、計算によって求めることができる。さらに、可燃性ガスと空気との混合比率を調整することにより、燃焼前の酸素濃度は調整することができる。このようにして、焼入れ炉内の雰囲気ガスの酸素濃度は制御される。なお、好ましい焼入れ炉内の雰囲気ガスの残部は、特に限定されない。しかしながら、上述の、可燃性ガスと空気とを混合させて燃焼させる場合、焼入れ炉内の雰囲気ガスの残部は、主として窒素からなる不活性ガスである。
続いて、焼入れ温度の素管を急冷する。焼入れ方法はたとえば、焼入れ温度から素管を連続的に冷却して、素管の温度を連続的に低下させる。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が得られない。この場合、焼入れ焼戻し後の継目無鋼管は、優れた耐ＳＳＣ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。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、素管の表面温度と焼入れにかかった時間とから決定される。
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。
なお、本実施形態による焼入れ工程は１回のみ実施されてもよい。一方、本実施形態による焼入れ工程は、複数回実施されてもよい。複数回の焼入れ工程が実施されれば、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性がさらに高まる。しかしながら、複数回の焼入れ工程が実施された場合、焼入れ焼戻し後の継目無鋼管の脱炭層が深くなりすぎる場合がある。
そこで、本実施形態による焼入れ工程では、実施される焼入れ工程の回数を制限する。具体的には、本実施形態による焼入れ工程は、合計で１～４回実施される。実施される焼入れ工程が０回であれば、素管のミクロ組織が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ない。この場合、焼入れ焼戻し後の継目無鋼管は、優れた耐ＳＳＣ性が得られない。一方、実施される焼入れ工程が合計で５回以上であれば、焼入れ焼戻し後の継目無鋼管の脱炭層が１５０μｍを超える。この場合、継目無鋼管は優れた超音波探傷精度が得られない。
したがって、本実施形態による焼入れ工程は、合計で１～４回実施される。なお、繰り返される焼入れ工程の全てにおいて、オフライン焼入れが実施されてもよい。又は、繰り返される焼入れ工程のうち、最初の１回目において、直接焼入れが実施されてもよい。この場合、継目無鋼管の脱炭層がさらに浅くなり、さらに優れた超音波探傷精度が得られる。この場合さらに、継目無鋼管の旧オーステナイト粒が微細化され、さらに優れた耐ＳＳＣ性が得られる。焼入れ工程を繰り返す回数の好ましい上限は、合計で３回である。この場合、さらに優れた超音波探傷精度が得られる。
すなわち、本実施形態による焼入れ工程は、焼入れ炉内の雰囲気ガスが、上述のとおりに制御された上で、かつ、合計で１～４回実施される。その結果、本実施形態による継目無鋼管を構成する脱炭層の深さを、１５０μｍ以下にすることができる。なお、上述の焼入れ方法は一例であり、脱炭層の深さは、他の方法によって制御されてもよい。以下、焼戻し工程について詳述する。
［焼戻し工程］
焼戻し工程では、上記焼入れ工程後の素管に対して、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。なお、本明細書において、オフライン焼入れに続いて実施される焼戻しを「オフライン焼戻し」ともいう。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、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６５５ＭＰａ以上（９５ｋｓｉ以上）に調整する。
焼戻し工程では、上記焼入れ工程後の素管に対して、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。なお、本明細書において、オフライン焼入れに続いて実施される焼戻しを「オフライン焼戻し」ともいう。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、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６５５ＭＰａ以上（９５ｋｓｉ以上）に調整する。
本明細書において、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（焼戻し炉）の温度に相当する。本実施形態による焼戻し工程では、得ようとする降伏強度に応じて、焼戻し温度を調整する。具体的には、６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）の降伏強度を得ようとする場合、好ましい焼戻し温度は６５０～７４０℃である。この場合さらに、焼戻し温度のより好ましい下限は６７０℃であり、さらに好ましくは６８０℃である。この場合さらに、焼戻し温度のより好ましい上限は７３０℃であり、さらに好ましくは７２０℃である。
また、７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を得ようとする場合、好ましい焼戻し温度は６５０～７２０℃である。この場合さらに、焼戻し温度のより好ましい下限は６６０℃であり、さらに好ましくは６７０℃である。この場合さらに、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。さらに、８６２～９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）の降伏強度を得ようとする場合、好ましい焼戻し温度は６５０～７２０℃である。この場合さらに、焼戻し温度のより好ましい下限は６６０℃であり、さらに好ましくは６７０℃である。この場合さらに、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。
本明細書において、焼戻しの在炉時間（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（焼戻し炉）に素管を装入してから、抽出するまでの時間を意味する。焼戻し時間が短すぎれば、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の体積率の合計が９０％未満になる場合がある。この場合、継目無鋼管は優れた耐ＳＳＣ性が得られない。一方、焼戻し時間が長すぎれば、上記効果は飽和する。焼戻し時間が長すぎればさらに、所望の降伏強度が得られない場合がある。
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。本実施形態の化学組成の継目無鋼管において、上記焼戻し温度と上記焼戻し時間とを適宜調整することにより、降伏強度を所望の値にすることは、当業者であれば十分に可能である。
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。
上記溶鋼を用いて外径３１０ｍｍのビレットを製造した。製造したビレットを１２５０℃に加熱した後、熱間圧延し、外径２７３．５ｍｍ、肉厚１７．０７ｍｍの素管を製造した。各試験番号の素管に用いた鋼を、表２～７に示す。
表２～７の「直接焼入れ」欄には、熱間圧延が実施された各試験番号の素管に対して、直接焼入れを実施したか否かを示す。具体的に、試験番号１－５、１－１１、２－５、２－１１、３－５、及び、３－１１を除く各試験番号の素管に対して、熱間圧延後に９２０℃の補熱炉で１０分間補熱し、水冷する直接焼入れを実施した。なお、本実施例では、補熱炉における雰囲気ガスは、後述する焼入れ炉と同一の雰囲気ガス（表２～７中の「使用ガス」欄参照）を用いた。さらに、直接焼入れが実施された素管に対して、焼戻し温度を５５０℃、焼戻し時間を４５分とする焼戻しを実施した。一方、試験番号１－５、１－１１、２－５、２－１１、３－５、及び、３－１１の素管に対しては、熱間圧延後に直接焼入れを実施せず、室温まで放冷した。
続いて、各試験番号の素管に対して、表２～７に示す回数（回）だけ、オフライン熱処理（オフライン焼入れ及びオフライン焼戻し）を繰り返し実施した。各試験番号の素管に実施した、合計焼入れ回数（直接焼入れ及びオフライン焼入れの合計）は、表２～７に示すとおりであった。オフライン焼入れにおける、焼入れ炉内の雰囲気ガスを表２～７の「使用ガス」欄に示す。ここで、ガス「Ａ」とは、体積率で、可燃性ガス（メタン、エチレン、水素ガス、及び、一酸化炭素）を合計で１１～１５％と、残部空気との混合ガスを燃焼させたガスを意味する。ガスＡの酸素濃度は、水蒸気を除く体積率で、２～７％であった。
ガス「Ｂ」とは、体積率で、可燃性ガス（メタン、エタン、プロパン、及び、ブタン）を合計で５～８％と、残部空気との混合ガスを燃焼させたガスを意味する。ガスＢの酸素濃度は、水蒸気を除く体積率で、２～７％であった。ガス「Ｃ」とは、体積率で、可燃性ガス（メタン、エチレン、水素ガス、及び、一酸化炭素）を合計で５～８％と、残部空気との混合ガスを燃焼させたガスを意味する。ガスＣの酸素濃度は、水蒸気を除く体積率で、１２～１５％であった。
各試験番号の素管に対して実施した、焼入れ処理の焼入れ温度（℃）と焼入れ時間（焼入れ炉での在炉時間）（分）とを表２～７に示す。また、各試験番号の素管について、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、各試験番号の素管の表面温度と、焼入れ設備の入側から出側までの時間から求めた。求めた各試験番号の焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、いずれも３０℃／秒以上であった。さらに、各試験番号の素管に対して実施した、焼戻し処理の焼戻し温度（℃）と焼戻し時間（焼戻し炉での在炉時間）（分）とを、表２～７に示す。本実施例では、焼入れ処理における再加熱を実施した炉の温度を、焼入れ温度（℃）とした。同様に、焼戻し処理における再加熱を実施した炉の温度を、焼戻し温度（℃）とした。
なお、各試験番号の素管の降伏強度が６５５ＭＰａ以上（９５ｋｓｉ以上）となるように、焼戻し温度及び焼戻し時間を調整した。具体的に、試験番号１－１～１－３０の素管は、降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）となるように、焼戻し温度及び焼戻し時間を調整した。試験番号２－１～２－３７の素管は、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）となるように、焼戻し温度及び焼戻し時間を調整した。試験番号３－１～３－３７の素管は、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）となるように、焼戻し温度及び焼戻し時間を調整した。以上の製造工程で、各試験番号の継目無鋼管を製造した。
［評価試験］
上述の焼戻し処理後の各試験番号の継目無鋼管に対して、以下に説明する脱炭層深さ測定試験、引張試験、耐ＳＳＣ性評価試験、及び、超音波探傷試験を実施した。
上述の焼戻し処理後の各試験番号の継目無鋼管に対して、以下に説明する脱炭層深さ測定試験、引張試験、耐ＳＳＣ性評価試験、及び、超音波探傷試験を実施した。
［脱炭層深さ測定試験］
各試験番号の継目無鋼管を用いて、上述の方法で脱炭層の深さを測定した。具体的には、各試験番号の継目無鋼管の内表面を含み、管軸方向１０ｍｍ、管径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を採取した。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、エッチングを行った。エッチングした観察面を、光学顕微鏡を用いて、明視野像にて１０視野観察した。各視野の面積は、０．１ｍｍ2（倍率２００倍）であった。
各試験番号の継目無鋼管を用いて、上述の方法で脱炭層の深さを測定した。具体的には、各試験番号の継目無鋼管の内表面を含み、管軸方向１０ｍｍ、管径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を採取した。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、エッチングを行った。エッチングした観察面を、光学顕微鏡を用いて、明視野像にて１０視野観察した。各視野の面積は、０．１ｍｍ2（倍率２００倍）であった。
各試験番号の各視野において、コントラストに基づいてフェライトを特定し、脱炭層と定義した。各視野における脱炭層の最も深い位置を特定し、継目無鋼管の表面からの深さを求めた。１０視野における脱炭層の深さの算術平均値を、脱炭層深さ（μｍ）と定義した。各試験番号の継目無鋼管の、脱炭層深さ（μｍ）を表２～７に示す。
［引張試験］
各試験番号の継目無鋼管を用いて、上述の方法で引張試験を実施して、降伏強度と引張強度と降伏比とを測定した。具体的に、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肉厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒試験片を作製した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向と平行であった。各試験番号の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）を得た。
各試験番号の継目無鋼管を用いて、上述の方法で引張試験を実施して、降伏強度と引張強度と降伏比とを測定した。具体的に、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肉厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒試験片を作製した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向と平行であった。各試験番号の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）を得た。
なお、本実施例では、引張試験で得られた０．５％全伸び時の応力（０．５％耐力）が７５８ＭＰａ未満の場合、０．５％耐力を降伏強度とした。本実施例ではさらに、引張試験で得られた０．７％全伸び時の応力（０．７％耐力）が７５８ＭＰａ以上の場合、０．７％耐力を降伏強度とした。さらに、引張試験で得られた一様伸び中の最大応力を引張強度とした。得られた引張強度に対する降伏強度の比を降伏比とした。得られた降伏強度（ＭＰａ）、引張強度（ＭＰａ）、及び、降伏比（％）を、ＹＳ（ＭＰａ）、ＴＳ（ＭＰａ）、及び、ＹＲ（％）として表２～７に示す。
［耐ＳＳＣ性評価試験］
各試験番号の継目無鋼管を用いて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的に、降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）である試験番号１－１～１－３０の継目無鋼管と、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）である試験番号２－１～２－３７の継目無鋼管と、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）である試験番号３－１～３－３７の継目無鋼管とについて、耐ＳＳＣ性の評価試験をそれぞれ説明する。
各試験番号の継目無鋼管を用いて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的に、降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）である試験番号１－１～１－３０の継目無鋼管と、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）である試験番号２－１～２－３７の継目無鋼管と、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）である試験番号３－１～３－３７の継目無鋼管とについて、耐ＳＳＣ性の評価試験をそれぞれ説明する。
［試験番号１－１～１－３０の継目無鋼管の耐ＳＳＣ性］
試験番号１－１～１－３０の継目無鋼管の肉厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向に平行であった。試験番号１－１～１－３０の試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して、試験片に与えられる応力が、試験番号１－１～１－３０の継目無鋼管の実降伏応力の９０％になるように、調整した。
試験番号１－１～１－３０の継目無鋼管の肉厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向に平行であった。試験番号１－１～１－３０の試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して、試験片に与えられる応力が、試験番号１－１～１－３０の継目無鋼管の実降伏応力の９０％になるように、調整した。
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。３つの試験容器に２４℃の試験溶液をそれぞれ注入し、試験浴とした。応力を負荷した３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験浴に浸漬した。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込み、試験浴に飽和させた。試験浴を２４℃で７２０時間保持した。
７２０時間保持後の試験番号１－１～１－３０の丸棒試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の試験片を肉眼で観察した。観察の結果、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。試験番号１－１～１－３０の耐ＳＳＣ性試験評価結果を、表２及び３に示す。
［試験番号２－１～２－３７の継目無鋼管の耐ＳＳＣ性について］
試験番号２－１～２－３７の継目無鋼管の肉厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向に平行であった。試験番号２－１～２－３７の試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して、試験片に与えられる応力が、試験番号２－１～２－３７の継目無鋼管の実降伏応力の９０％になるように、調整した。
試験番号２－１～２－３７の継目無鋼管の肉厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向に平行であった。試験番号２－１～２－３７の試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して、試験片に与えられる応力が、試験番号２－１～２－３７の継目無鋼管の実降伏応力の９０％になるように、調整した。
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。３つの試験容器に２４℃の試験溶液をそれぞれ注入し、試験浴とした。応力を負荷した３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験浴に浸漬した。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込み、試験浴に飽和させた。試験浴を２４℃で７２０時間保持した。
７２０時間保持後の試験番号２－１～２－３７の丸棒試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の試験片を肉眼で観察した。観察の結果、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。試験番号２－１～２－３７の耐ＳＳＣ性試験評価結果を、表４及び５に示す。
［試験番号３－１～３－３７の継目無鋼管の耐ＳＳＣ性について］
試験番号３－１～３－３７の継目無鋼管の肉厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向に平行であった。試験番号３－１～３－３７の試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して、試験片に与えられる応力が、試験番号３－１～３－３７の継目無鋼管の実降伏応力の９０％になるように、調整した。
試験番号３－１～３－３７の継目無鋼管の肉厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向に平行であった。試験番号３－１～３－３７の試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して、試験片に与えられる応力が、試験番号３－１～３－３７の継目無鋼管の実降伏応力の９０％になるように、調整した。
試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４１質量％酢酸ナトリウムと２．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を用いた。３つの試験容器に２４℃の試験溶液をそれぞれ注入し、試験浴とした。応力を負荷した３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験浴に浸漬した。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍＨ2Ｓガスと０．９ａｔｍＣＯ2ガスとの混合ガスを吹き込み、試験浴に飽和させた。試験浴を２４℃で７２０時間保持した。
７２０時間保持後の試験番号３－１～３－３７の丸棒試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の試験片を肉眼で観察した。観察の結果、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。試験番号３－１～３－３７の耐ＳＳＣ性試験評価結果を、表６及び７に示す。
［超音波探傷試験］
各試験番号の継目無鋼管を用いて、次の方法により超音波探傷試験を実施した。具体的には、局部水浸型超音波探傷装置を用いて、Ｌ方向斜角探傷により超音波探傷試験を実施して、ＳＮ比を求めた。超音波探傷装置の感度設定は、各試験番号の継目無鋼管の内表面から管径方向に肉厚の３％深さ位置に設けた人工欠陥を用いて行った。人工欠陥は放電加工により形成されたノッチであり、深さ０．２７５ｍｍ、幅１ｍｍ、長さ５０．８ｍｍとした。人工欠陥の長さ方向は、管周方向に平行とした。
各試験番号の継目無鋼管を用いて、次の方法により超音波探傷試験を実施した。具体的には、局部水浸型超音波探傷装置を用いて、Ｌ方向斜角探傷により超音波探傷試験を実施して、ＳＮ比を求めた。超音波探傷装置の感度設定は、各試験番号の継目無鋼管の内表面から管径方向に肉厚の３％深さ位置に設けた人工欠陥を用いて行った。人工欠陥は放電加工により形成されたノッチであり、深さ０．２７５ｍｍ、幅１ｍｍ、長さ５０．８ｍｍとした。人工欠陥の長さ方向は、管周方向に平行とした。
感度設定された超音波探傷装置を用いて、各試験番号でのＳＮ比測定を、次の方法で実施した。超音波を１０回入射させて、欠陥高さと最大ノイズ高さとを求めた。探傷時に継目無鋼管の外面から継目無鋼管に入射する超音波の入射角を４５°となるように設定した。１０回の欠陥高さの平均をＳ値とした。１０回の最大ノイズ高さの平均をＮ値とした。得られたＳ値及びＮ値を用いて、ＳＮ比（＝Ｓ／Ｎ）を求めた。
求めたＳＮ比が４を超えた場合、さらに優れた超音波探傷精度を示したと判断した（表２～７中「Ａ」と表示）。求めたＳＮ比が３～４である場合、優れた超音波探傷精度を示したと判断した（表２～７中「Ｂ」と表示）。一方、ＳＮ比が３未満である場合、優れた超音波探傷精度を示さなかったと判断した（表２～７中「Ｃ」と表示）。各試験番号の超音波探傷試験の評価結果を、表２～７に示す。
［評価結果］
表１、表２、及び、表３を参照して、試験番号１－１～１－３、１－５～１－８、及び、１－１０～１－２８の継目無鋼管は、母材の化学組成が適切であり、母材の降伏強度が６６５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）であり、母材の降伏比が８５．０％以上であり、脱炭層深さが１５０μｍ以下であった。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。その結果さらに、超音波探傷試験において、優れた超音波探傷精度を示した。
表１、表２、及び、表３を参照して、試験番号１－１～１－３、１－５～１－８、及び、１－１０～１－２８の継目無鋼管は、母材の化学組成が適切であり、母材の降伏強度が６６５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）であり、母材の降伏比が８５．０％以上であり、脱炭層深さが１５０μｍ以下であった。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。その結果さらに、超音波探傷試験において、優れた超音波探傷精度を示した。
試験番号１－１、１－２、１－５～１－７、及び、１－１０～１－２８の継目無鋼管はさらに、脱炭層深さが１３０μｍ以下であった。その結果、超音波探傷試験において、さらに優れた超音波探傷精度を示した。
一方、試験番号１－４及び１－９の継目無鋼管では、焼入れ処理の回数が多すぎた。そのため、脱炭層深さが１５０μｍを超えた。その結果、優れた超音波探傷精度を示さなかった。
試験番号１－２９及び１－３０の継目無鋼管では、焼入れ炉内の雰囲気ガスが不適切であった。そのため、脱炭層深さが１５０μｍを超えた。その結果、優れた超音波探傷精度を示さなかった。
さらに、表１、表４、及び、表５を参照して、試験番号２－１～２－３、２－５～２－８、及び、２－１０～２－２８の継目無鋼管は、母材の化学組成が適切であり、母材の降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）であり、母材の降伏比が８５．０％以上であり、脱炭層深さが１５０μｍ以下であった。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。その結果さらに、超音波探傷試験において、優れた超音波探傷精度を示した。
試験番号２－１、２－２、２－５～２－７、及び、２－１０～２－２８の継目無鋼管はさらに、脱炭層深さが１３０μｍ以下であった。その結果、超音波探傷試験において、さらに優れた超音波探傷精度を示した。
一方、試験番号２－４及び２－９の継目無鋼管では、焼入れ処理の回数が多すぎた。そのため、脱炭層深さが１５０μｍを超えた。その結果、優れた超音波探傷精度を示さなかった。
試験番号２－２９及び２－３０の継目無鋼管では、焼入れ炉内の雰囲気ガスが不適切であった。そのため、脱炭層深さが１５０μｍを超えた。その結果、優れた超音波探傷精度を示さなかった。
試験番号２－３１の継目無鋼管では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号２－３２の継目無鋼管では、Ｃｒ含有量が高すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号２－３３の継目無鋼管では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号２－３４の継目無鋼管では、Ｍｏ含有量が高すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号２－３５の継目無鋼管では、Ｏ含有量が高すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号２－３６の継目無鋼管では、Ｓ含有量が高すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号２－３７の継目無鋼管では、Ａｌ含有量が高すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
さらに、表１、表６、及び、表７を参照して、試験番号３－１～３－３、３－５～３－８、及び、３－１０～３－２８の継目無鋼管は、母材の化学組成が適切であり、母材の降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）であり、母材の降伏比が８５．０％以上であり、脱炭層深さが１５０μｍ以下であった。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。その結果さらに、超音波探傷試験において、優れた超音波探傷精度を示した。
試験番号３－１、３－２、３－５～３－７、及び、３－１０～３－２８の継目無鋼管はさらに、脱炭層深さが１３０μｍ以下であった。その結果、超音波探傷試験において、さらに優れた超音波探傷精度を示した。
一方、試験番号３－４及び３－９の継目無鋼管では、焼入れ処理の回数が多すぎた。そのため、脱炭層深さが１５０μｍを超えた。その結果、優れた超音波探傷精度を示さなかった。
試験番号３－２９及び３－３０の継目無鋼管では、焼入れ炉内の雰囲気ガスが不適切であった。そのため、脱炭層深さが１５０μｍを超えた。その結果、優れた超音波探傷精度を示さなかった。
試験番号３－３１の継目無鋼管では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号３－３２の継目無鋼管では、Ｃｒ含有量が高すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号３－３３の継目無鋼管では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号３－３４の継目無鋼管では、Ｍｏ含有量が高すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号３－３５の継目無鋼管では、Ｏ含有量が高すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号３－３６の継目無鋼管では、Ｓ含有量が高すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号３－３７の継目無鋼管では、Ａｌ含有量が高すぎた。その結果、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
以上、本開示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開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示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。
本開示による継目無鋼管は、極地等過酷な環境に利用される鋼材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、チュービング、ラインパイプ等の継目無鋼管として利用可能である。
Claims (5)
- 継目無鋼管であって、
母材と、前記母材の表面上に形成されている脱炭層とを備え、
前記母材の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．５０％、
Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０３００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．３０～１．２０％、
Ｍｏ：０．３０～１．５０％、
Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
Ｖ：０．０３～０．３０％、
Ｎｂ：０．００２～０．１００％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０１００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記母材の降伏強度は、６５５ＭＰａ以上であり、
前記母材の降伏比は、８５．０％以上であり、
前記脱炭層は、深さが１５０μｍ以下であり、
前記継目無鋼管は油井用鋼管である、
継目無鋼管。 - 請求項１に記載の継目無鋼管であって、
前記母材の化学組成は、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、
希土類元素：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。 - 請求項１又は請求項２に記載の継目無鋼管であって、
前記母材の化学組成は、
Ｃｏ：０．０２～０．５０％、及び、
Ｗ：０．０２～０．５０％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。 - 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、
前記母材の化学組成は、
Ｃｕ：０．０２～０．５０％、及び、
Ｎｉ：０．０２～０．５０％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。 - 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、
前記脱炭層は、深さが１３０μｍ以下である、
継目無鋼管。
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