JPWO2017149572A1 - 油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管 - Google Patents

Abstract

耐ＳＳＣ性に優れた油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管の提供。質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３１％、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：０．５５〜０．７０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｃｕ：０．０２〜０．０９％、Ｃｒ：０．８〜１．５％、Ｍｏ：０．９〜１．６％、Ｖ：０．０４〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．００１５〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００５％以下、を含有し、Ｔｉ／Ｎが３.０〜４.０、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、所定式のＭｏ偏析度１．５以上となる測定点の累積度数率が１％以下、応力−歪曲線におけるσ０．７／σ０．４が１．０２以下であり、肉厚４０ｍｍ以上、降伏強度が７５８ＭＰａ以上であるようにする。

Description

本発明は、油井やガス井用の、特に硫化水素を含むサワー環境下における耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）に優れた高強度厚肉継目無鋼管に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強度が７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の強度を有する場合をいうものとし、「厚肉」とは、鋼管の肉厚が４０ｍｍ以上の場合をいうものとする。

近年、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源の枯渇という観点から、従来、省みられなかったような高深度の油田や、硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような環境下で使用される油井用鋼管には、高強度で、かつ優れた耐食性（耐サワー性）を兼ね備えた材質を有することが要求される。

このような要求に対し、例えば、特許文献１に、重量％で、Ｃ：０．２〜０．３５％、Ｃｒ：０．２〜０．７％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｖ：０．１〜０．３％を含む低合金鋼からなり、析出している炭化物の総量とその内のＭＣ型炭化物の割合を規定した、耐硫化物応力腐食割れに優れる油井用鋼が開示されている。

また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０８％、Ｎ：０．００８％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ｃａ＋Ｏ（酸素）：０．００８％以下を含み、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｖ：０．３０％以下から選択される１種または２種以上を含有する鋼の鋼中介在物性状について、連続した非金属介在物の最大長さおよび粒径２０μｍ以上の個数を規定した、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用鋼材が開示されている。

また、特許文献３に、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４％以下、sol.Ａｌ：０．００1〜０．1％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有する鋼のＣａ系非金属介在物組成、ＣａとＡｌの複合酸化物および鋼の硬さをＨＲＣで規定した、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用鋼が開示されている。

これらの特許文献１〜３に開示された技術の鋼の耐硫化物応力腐食割れ性とは、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇの略）ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ａに規定されている、丸棒引張試験片をＮＡＣＥ ＴＭ０１７７記載の試験浴中で一定応力を負荷したまま７２０時間浸漬した際のＳＳＣ発生の有無を意味している。一方、近年、油井管のさらなる安全確保を目的に、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている、ＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ Ｂｅａｍ）試験を実施することにより得られる硫化水素腐食環境下での応力拡大係数Ｋ_ＩＳＳＣ値が規定値以上を満足することが求められるようになりつつある。上記先行技術にはこのようなＫ_ＩＳＳＣ値を向上させる具体的な対策は開示されていない。

一方、特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．２〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜１．０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有する鋼の［２１１］面半価幅と水素拡散係数からなる式を所定の値に規定することで、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた、降伏強度８６１ＭＰａ以上の低合金油井管用鋼が開示されている。この文献の実施例には、上述のＫ_ＩＳＳＣ値も記載されている。

特開２０００−１７８６８２号公報 特開２００１−１７２７３９号公報 特開２００２−６０８９３号公報 特開２００５−３５０７５４号公報

しかしながら、特許文献４の実施例におけるＫ_ＩＳＳＣ値は、０．１ａｔｍ（＝０．０１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた５質量％食塩＋０．５質量％酢酸水溶液（「Ａ浴」と記載）のものがほとんどで、硫化物応力腐食割れがより不利となる１ａｔｍ（＝０．１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた５質量％食塩＋０．５質量％酢酸水溶液（「Ｂ浴」と記載）での実施例は少なく、Ｋ_ＩＳＳＣ値のばらつき下限がどの程度であるか不明である。また、油井やガス井で継目部鋼管を使用する際、一般的に管と管はネジ方式で接合される。このとき、主として使用される鋼管サイズより大径であり、厚肉のカップリングと呼ばれる部材が必要となる。カップリングもまた、サワー環境にさらされるため、主となる鋼管と同様に耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）に優れることが求められる。しかし、このカップリング用継目無鋼管は、厚肉であるため高強度化が難しく、特に降伏強度７５８ＭＰａ級の製品の実現は困難であった。

本発明は、このような問題点に鑑みてなされたものであり、肉厚が４０ｍｍ以上で、降伏強度７５８ＭＰａ以上の高強度を有しつつ、サワー環境下における優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）、特に、安定して高いＫ_ＩＳＳＣ値を示す油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管を提供することを目的としている。

本発明者等は、上述の課題を解決するため、最初に種々の化学組成および鋼のミクロ組織を有する降伏強度が７５８ＭＰａ以上で、肉厚４４．５〜５６．１ｍｍの継目無鋼管から、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ｄにもとづいて、厚さ１０ｍｍ、幅２５ｍｍ、長さ１００ｍｍのＤＣＢ試験片を各３本以上ずつ採取し、ＤＣＢ試験に供した。ＤＣＢ試験の試験浴は、１．０気圧（０．１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液とした。この試験浴に所定条件で楔を導入したＤＣＢ試験片を３３６時間浸漬した後、浸漬中にＤＣＢ試験片に発生した亀裂の長さａと、楔開放応力Ｐを測定し、下記式（２）によってＫ_ＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を算出した。

ここで、図１は、ＤＣＢ試験片の模式図である。図１に示すように、ｈはＤＣＢ試験片の各アーム高さ（ｈｅｉｇｈｔ ｏｆ ｅａｃｈ ａｒｍ）、ＢはＤＣＢ試験片の厚さ、ＢｎはＤＣＢ試験片のウェブ厚さ（ｗｅｂ ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）である。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定された数値を用いた。なお、Ｋ_ＩＳＳＣ値の目標は、油井管の想定最大切欠欠陥と負荷加重条件から２６．４ＭＰａ√ｍ以上（２４ｋｓｉ√ｉｎｃｈ以上）とした。得られたＫ_ＩＳＳＣ値を、試験片を供した継目無鋼管の平均硬さ（ロックウェルＣスケール硬さ）で整理したグラフを図２に示す。ＤＣＢ試験で得られたＫ_ＩＳＳＣ値は、継目無鋼管の硬さ増加に伴い低下する傾向にあるが、同じ硬さでも数値が大きくばらつくことがわかった。

このばらつきの原因を鋭意調査した結果、そのばらつき具合が、鋼管の降伏強度を測定した際に得られた応力−歪曲線によって異なることをつきとめた。図３に応力−歪曲線の例を示す。図３に示す２つの鋼管の応力−歪曲線（実線Ａと破線Ｂ）は、降伏応力に相当する０．５〜０．７％歪の応力値は変わらないが、片方（破線Ｂ）は連続降伏をしており、もう片方（実線Ａ）は上降伏点が現出している。そして、連続降伏型の応力−歪曲線（破線Ｂ）を呈した鋼の方がよりＫ_ＩＳＳＣ値のばらつきが大きいことを見出した。本発明者らは、さらに鋭意研究を行い、Ｋ_ＩＳＳＣ値のばらつきの大小を、この応力−歪曲線の０．４％歪時の応力（σ_０．４）に対する０．７％歪時の応力（σ_０．７）の比の値（σ_０．７／σ_０．４）によって整理を行い、図４に示すように、継目無鋼管のσ_０．７／σ_０．４を１．０２以下（図中、黒丸参照）とすることで、１．０２超えの場合（図中、白丸参照）にくらべてＫ_ＩＳＳＣ値のばらつきを低減できることを見出した。なお、継目無鋼管の応力−歪曲線における０．４％歪時の応力（σ_０．４）に対する０．７％歪時の応力（σ_０．７）の比の値が低いことによってＫ_ＩＳＳＣ値のばらつきを低減できる理由としては、以下の理由が考えられる。ＤＣＢ試験のような初期切欠が存在する状態で応力が付与された際、その切欠先端で塑性変形が起こる可能性があり、塑性変形が起こった場合は硫化物応力腐食割れ感受性が増大する。一方で、図３に示すような、σ_０．７／σ_０．４が高い、すなわち０．４〜０．７％歪領域ではまだ連続降伏をしない引張特性の鋼の場合は、切欠先端の塑性変形が抑制できるため、硫化物応力腐食割れ感受性が変化せず、安定して高いＫ_ＩＳＳＣ値が得られる。

継目無鋼管のσ_０．７／σ_０．４を安定して１．０２以下にするためには、後述する鋼の化学組成の限定に加え、応力−歪曲線を連続降伏型にしないように鋼のミクロ組織をマルテンサイトとし、かつマルテンサイト以外のミクロ組織の生成を極力抑制し、さらにＭｏの２次析出量を増加させるために、焼入れ時に焼入れ温度を高めてＭｏを極力固溶させる必要がある。なお、上記の２次析出量について、焼入れ前に析出していた析出Ｍｏを１次析出物とし、焼入れ時には固溶していて、焼戻し後に析出したＭｏを２次析出物とする。

一方、σ_０．４値を高くするには結晶粒の細粒化が必要で、逆に焼入れ温度が低い方が好ましい。これらを両立するために、継目無鋼管の製造において、まず鋼管成形のための熱間圧延時の圧延終了温度を高くし、圧延終了後、直接焼入（ＤＱとも記す。ＤＱとは、熱間圧延終了段階において、まだ鋼管温度が高い状態からただちに焼入れを行うことを指す。）を施す。すなわち、圧延終了温度を高くして、一旦Ｍｏを極力固溶させ、その後鋼管の焼入および焼戻し熱処理時の焼入れ温度を低くすることで、上述したＭｏの２次析出量の増加と結晶粒の細粒化が両立し、σ_０．７／σ_０．４を安定して１．０２以下にすることができる。また、鋼管の熱間圧延後にＤＱを適用できない場合は、焼入および焼戻し熱処理を複数回行い、特に初回の焼入れ温度を１０００℃以上に高温化することでＤＱの効果を代替することができる。

さらに、本発明者らの鋭意研究の結果、鋼管素材のＭｏの偏析を制御することにより、肉厚が４０ｍｍ以上でも、Ｋ_ＩＳＳＣ値について、目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上をより安定に実現できることを知見した。

図５に示すように、鋼管の長手方向直交断面において、周方向代表１箇所の断面全厚試料を採取し、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ））によりＭｏの定量面分析を行った。ＥＰＭＡの測定条件は、加速電圧２０ｋＶ、ビーム電流０．５μＡ、ビーム径１０μｍとし、肉厚方向４５ｍｍ、周方向１５ｍｍの長方形領域を都合６７５００００点の測定を行い、Ｍｏ−Ｋ殻励起の特性Ｘ線強度からあらかじめ作成しておいた検量線を使用して、Ｍｏ濃度（質量％）に換算した。図５に、測定面内のＭｏ濃度分布図を示す。色の濃い領域がＭｏ濃化部である。このようなＭｏ濃化部では鋼の硬さが最大１．１倍まで上昇していることが、微小硬度測定の結果判明した。そして、Ｍｏ偏析に伴う局所硬化域では、Ｋ_ＩＳＳＣ値が低くなることが分かった。特に、厚肉鋼管では高強度確保のためにＭｏ含有量が多く、このようなＭｏ偏析による低いＫ_ＩＳＳＣ値の発生が顕著となるため、本発明者らは、厚肉鋼管に存在するこれらＭｏ偏析部の低減に努めると同時に、局所的な低いＫ_ＩＳＳＣ値の発生の抑制に十分な偏析の指標の導出を検討した。

そこで、本発明者らは、上記ＥＰＭＡ定量面分析測定時の個々測定点のＭｏ濃度値（ＥＰＭＡ Ｍｏ値）を全測定点の平均Ｍｏ濃度（ＥＰＭＡ Ｍｏ ａｖｅ．）で割った値を統計処理した後、図６に示すような累積度数率グラフを作成した。そして、本発明者らは、この累積度数率グラフにおいて、ＥＰＭＡ Ｍｏ値／ＥＰＭＡ Ｍｏ ａｖｅ．（以下、Ｍｏ偏析度とも記す。）が１．５以上の累積度数率が１％以下（図中、黒丸）であれば、図７に示すように低いＫ_ＩＳＳＣ値の発生が抑制される（図中、黒丸）とともに、Ｋ_ＩＳＳＣ値はばらつきが小さく、安定して２６．４ＭＰａ√ｍ以上となることを見出した。

Ｍｏ偏析度が１．５以上となる累積度数率を１％以下とするには、鋳片製造後に高温で長時間保持することで、Ｍｏ原子を固体内拡散させることが好ましい。具体的には、１１００℃以上で少なくとも５時間以上保持することが好ましい。この高温での長時間保持については、連続鋳造設備等で直接丸断面のビレットに連続鋳造したものを継目無鋼管成形する時の熱間圧延におけるビレット加熱の際に実施するよりも、一旦長方形断面のブルームに連続鋳造し、ブルームを熱間圧延で丸断面のビレットに成形する際に、ブルームの高温および長時間保持、具体的には、１２００℃以上で２０時間以上の保持を実施することが、継目無鋼管成形の熱間圧延時のビレット加熱を高温および長時間にする必要がなくなり、結晶粒の粗大化が抑制されることで、σ_０．４値を相対的に高くしてσ_０．７／σ_０．４を安定して１．０２以下にすることができるため、有効である。

ブルーム連続鋳造設備、あるいはブルーム鋳片を丸断面のビレットに成形する熱間圧延設備を保有しない場合は、継目無鋼管成形する時の熱間圧延におけるビレット加熱の際に結晶粒粗大化が許容できる高温加熱、具体的には１２５０℃以上１２７０℃以下の加熱を実施し、さらに鋼管の焼入および焼戻し処理に先立って、１１００℃以上に加熱し少なくとも５時間以上保持後空冷する焼準（Ｎ）処理を行うことで、ブルーム高温および長時間保持後の丸ビレット圧延で得られるＭｏ偏析の拡散の効果を代替することができる。

以上により、硫化水素を含むサワー環境下で使用する厚肉継目無鋼管を高強度化しつつ、安定して高いＫ_ＩＳＳＣ値を得ることができる。

本発明は、これらの知見に基づいて完成されたものであり、下記の要旨からなる。
［１］質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．３１％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、
Ｍｎ：０．５５〜０．７０％、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、
Ｃｕ：０．０２〜０．０９％、
Ｃｒ：０．８〜１．５％、
Ｍｏ：０．９〜１．６％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｂ：０．００１５〜０．００３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎ：０．００５％以下、
を含有し、
Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比の値（Ｔｉ／Ｎ）が３.０〜４．０であり、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
下記（Ａ）式で定義される、管長手直交断面全厚でのＭｏ偏析度１．５以上となる測定点の累積度数率が１％以下であり、
応力−歪曲線における０．４％歪時の応力に対する０．７％歪時の応力の比の値（σ_０．７／σ_０．４）が１．０２以下である、肉厚４０ｍｍ以上、かつ、降伏強度が７５８ＭＰａ以上である油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管。
Ｍｏ偏析度＝ＥＰＭＡ Ｍｏ値／ＥＰＭＡ Ｍｏ ａｖｅ． ・・・（Ａ）
（式（Ａ）中、
ＥＰＭＡ Ｍｏ値は、ＥＰＭＡ定量面分析時の個々測定点のＭｏ濃度（質量％）であり、
ＥＰＭＡ Ｍｏ ａｖｅ．は、ＥＰＭＡ定量面分析時の全測定点の平均Ｍｏ濃度（質量％である。）
［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、
Ｗ：０．１〜０．２％、
Ｚｒ：０．００５〜０．０３％
のうちから選ばれた１種または２種を含有する［１］に記載の油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
を含有し、さらに、質量％で、組成比が下記（１）式を満足する長径５μｍ以上のＣａとＡｌとからなる酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が１００ｍｍ^２当り２０個以下である［１］または［２］に記載の油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管。
（ＣａＯ）／（Ａｌ_２Ｏ_３）≧４．０ （１）

なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強度が７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の強度を有する場合をいうものとし、「厚肉」とは、鋼管の肉厚が４０ｍｍ以上の場合をいう。なお、降伏強度の上限値は、特に限定されないが、９５０ＭＰａであることが好ましい。また、肉厚の上限値も、特に限定されないが、６０ｍｍであることが好ましい。

また、本発明の油井用低合金高強度継目無鋼管は、耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）に優れており、耐硫化物応力腐食割れ性に優れるとは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄＤにもとづくＤＣＢ試験であって、１気圧（０．１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌと０．５質量％ＣＨ_３ＣＯＯＨを有する水溶液を試験浴としたＤＣＢ試験を３回行った場合に３回全てにおいて、上記の式（１）から得られるＫ_ＩＳＳＣが安定して２６．４ＭＰａ√ｍ以上であることを指す。

本発明によれば、降伏強度７５８ＭＰａ以上の高強度を有しつつ、さらに硫化水素ガス飽和環境（サワー環境）下における優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）、特に、安定して高いＫ_ＩＳＳＣ値を示す、油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管を提供することができる。この鋼管はカップリング用低合金高強度厚肉継目無鋼管として用いることができる。

ＤＣＢ試験片の模式図である。 鋼管の硬さとＫ_ＩＳＳＣ値の関係を示す図である。 Ｋ_ＩＳＳＣ値のばらつき方が異なる鋼管の応力−歪曲線を示す図である。 鋼管の応力−歪曲線図から得られるσ_０．７／σ_０．４を１．０２以下とすることでＫ_ＩＳＳＣ値のばらつきが低減することを示す図である。 鋼管長手直交断面の偏析Ｍｏ測定領域、および電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）で測定したＭｏ濃度分布を示す図である。 電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）で測定した個々Ｍｏ値を全測定平均値で除した値の累積度数率を示す図である。 Ｍｏ偏析度１．５以上の累積度数率を１％以下とすることで、Ｋ_ＩＳＳＣ値のばらつきが低減することを示す図である。

本発明の鋼管は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３１％、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：０．５５〜０．７０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｃｕ：０．０２〜０．０９％、Ｃｒ：０．８〜１．５％、Ｍｏ：０．９〜１．６％、Ｖ：０．０４〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．００１５〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００５％以下、を含有し、Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比の値（Ｔｉ／Ｎ）が３．０〜４．０であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、下記（Ａ）式で定義される、管長手直交断面全厚でのＭｏ偏析度１．５以上となる測定点の累積度数率が１％以下であり、応力−歪曲線における０．４％歪時の応力に対する０．７％歪時の応力の比の値（σ_０．７／σ_０．４）が１．０２以下であり、肉厚４０ｍｍ以上、かつ、降伏強度が７５８ＭＰａ以上である油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管である。
Ｍｏ偏析度＝ＥＰＭＡ Ｍｏ値／ＥＰＭＡ Ｍｏ ａｖｅ． ・・・（Ａ）
（式（Ａ）中、
ＥＰＭＡ Ｍｏ値は、ＥＰＭＡ定量面分析時の個々測定点のＭｏ濃度（質量％）であり、
ＥＰＭＡ Ｍｏ ａｖｅ．は、ＥＰＭＡ定量面分析時の全測定点の平均Ｍｏ濃度（質量％である。）
まず、本発明鋼管の化学組成限定理由について説明する。以下、特に断わらないかぎり質量％は単に％で記す。

Ｃ：０．２５〜０．３１％
Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有し、所望の高強度を確保するために重要な元素である。また、Ｃは、焼入れ性を向上させる元素であり、特に肉厚４０ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管において、降伏強度が７５８ＭＰａ以上の高強度化を実現するためには、０．２５％以上のＣの含有を必要とする。一方、０．３１％を超えるＣの含有は、σ_０．７／σ_０．４の著しい上昇を引き起こし、Ｋ_ＩＳＳＣ値のばらつきを大きくする。このため、Ｃは０．２５〜０．３１％とする。好ましくは、Ｃは０．２９％以下である。

Ｓｉ：０．０１〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させ、焼戻時の急激な軟化を抑制する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上のＳｉの含有を必要とする。一方、０．３５％を超えるＳｉの含有は、粗大な酸化物系介在物を形成し、Ｋ_ＩＳＳＣ値のばらつきを大きくする。このため、Ｓｉは０．０１〜０．３５％とする。好ましくは、Ｓｉは０．０１〜０．０４％である。

Ｍｎ：０．５５〜０．７０％
Ｍｎは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させるとともに、Ｓと結合しＭｎＳとしてＳを固定して、Ｓによる粒界脆化を防止する作用を有する元素であり、特に肉厚４０ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管において、降伏強度７５８ＭＰａ以上の高強度化をするためには、０．５５％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、０．７０％を超えるＭｎの含有は、σ_０．７／σ_０．４の著しい上昇を引き起こし、Ｋ_ＩＳＳＣ値のばらつきを大きくする。このため、Ｍｎは０．５５〜０．７０％とする。好ましくは、Ｍｎは０．５５〜０．６５％である。

Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、固溶状態では粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示し、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、０．０１０％までは許容できる。このようなことから、Ｐは０．０１０％以下とする。

Ｓ：０．００１％以下
Ｓは、鋼中ではほとんどが硫化物系介在物として存在し、延性、靭性や、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を低下させる。Ｓの一部は固溶状態で存在する場合があるが、その場合には粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示す。このため、Ｓは、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、過剰な低減は精錬コストを高騰させる。このようなことから、本発明では、Ｓは、その悪影響が許容できる０．００１％以下とする。

Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
Ｏ（酸素）は不可避的不純物として、ＡｌやＳｉ等の酸化物として鋼中に存在する。特に、その粗大な酸化物の数が多いと、Ｋ_ＩＳＳＣ値のばらつきを大きくする要因となる。このため、Ｏ（酸素）は、その悪影響が許容できる０．００１５％以下とする。好ましくは、Ｏ（酸素）は０．００１０％以下である。

Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合しＡｌＮを形成して固溶Ｎの低減に寄与する。このような効果を得るために、Ａｌは０．０１５％以上の含有を必要とする。一方、０．０４０％を超えてＡｌを含有すると、酸化物系介在物が増加しＫ_ＩＳＳＣ値のばらつきを大きくする。このため、Ａｌは０．０１５〜０．０４０％とする。好ましくは、Ａｌは０．０２０％以上である。好ましくは、Ａｌは０．０３０％以下である。

Ｃｕ：０．０２〜０．０９％
Ｃｕは、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、微量添加した場合、緻密な腐食生成物が形成され、ＳＳＣの起点となるピットの生成・成長が抑制されて、耐硫化物応力腐食割れ性が顕著に向上するため、本発明では、０．０２％以上のＣｕの含有を必要とする。一方、０．０９％を超えてＣｕを含有すると、継目無鋼管の製造プロセス時の熱間加工性が低下する。このため、Ｃｕは０．０２〜０．０９％とする。好ましくは、Ｃｕは０．０３％以上である。好ましくは、Ｃｕは０．０５％以下である。

Ｃｒ：０．８〜１．５％
Ｃｒは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Ｃｒは、焼戻時にＣと結合し、Ｍ_３Ｃ系、Ｍ_７Ｃ_３系、Ｍ_２３Ｃ_６系等の炭化物を形成し、とくにＭ_３Ｃ系炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻しによる強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与する。７５８ＭＰａ以上の降伏強度の達成には、０．８％以上のＣｒの含有を必要とする。一方、１．５％を超えてＣｒを含有しても、効果が飽和するため、経済的に不利となる。このため、Ｃｒは０．８〜１．５％とする。好ましくは、Ｃｒは０．９％以上である。好ましくは、Ｃｒは１．３％以下である。

Ｍｏ：０．９〜１．６％
Ｍｏは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Ｍｏは、Ｍ_２Ｃ系の炭化物を形成し、特に焼戻し後に２次析出するＭ_２Ｃ系炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻による強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与し、鋼の応力−歪曲線を連続降伏型から降伏型の形状にさせる効果がある。特に、肉厚４０ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管において、このような効果を得るためには、０．９％以上のＭｏの含有を必要とする。一方、１．６％を超えてＭｏを含有すると、Ｍｏ_２Ｃ炭化物が粗大化し、硫化物応力腐食割れの起点となってむしろＫ_ＩＳＳＣ値が低下する原因となる。このため、Ｍｏは０．９〜１．６％とする。好ましくは、Ｍｏは０．９〜１．５％である。

Ｖ：０．０４〜０．１０％
Ｖは、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素である。特に肉厚４０ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管において、このような効果を得るためには、０．０４％以上のＶの含有を必要とする。一方、０．１０％を超えてＶを含有すると、Ｖ系炭化物が粗大化して硫化物応力腐食割れの起点となり、むしろＫ_ＩＳＳＣ値が低下する。このため、Ｖは０．０４〜０．１０％の範囲とする。好ましくは、Ｖは０．０４５％以上である。好ましくは、Ｖは０．０５５％以下である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、オーステナイト（γ）温度域での再結晶を遅延させ、γ粒の微細化に寄与し、焼入直後の鋼の下部組織（例えばパケット、ブロック、ラス）の微細化に極めて有効に作用する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０５％を超えるＮｂの含有は、粗大な析出物（ＮｂＮ）の析出を促進し、耐硫化物応力腐食割れ性の低下を招く。このため、Ｎｂは０．００５〜０．０５％とする。ここで、パケットとは、平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団から成る領域と定義され、ブロックは、平行でかつ同じ方位のラスの集団から成る。好ましくは、Ｎｂは０．００８％以上である。好ましくは、Ｎｂは０．０４５％以下である。

Ｂ：０．００１５〜０．００３０％
Ｂは、微量の含有で焼入れ性向上に寄与する元素であり、本発明では０．００１５％以上のＢの含有を必要とする。一方、０．００３０％を超えてＢを含有しても、効果が飽和するかあるいはＦｅ硼化物（Ｆｅ−Ｂ）の形成により、逆に所望の効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、Ｂは０．００１５〜０．００３０％とする。好ましくは、Ｂは０．００２０〜０．００３０％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、窒化物を形成し、鋼中の余剰Ｎを低減させて上述のＢの効果を有効にするほか、鋼の焼入れ時にオーステナイト粒をピン止め効果によって粗大化の防止に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉを含有することを必要とする。一方、０．０２０％を超えるＴｉの含有は、鋳造時に粗大なＭＣ型窒化物（ＴｉＮ）の形成が促進され、かえって焼入れ時のオーステナイト粒の粗大化を招く。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０２０％とする。好ましくは、Ｔｉは０．００９％以上である。好ましくは、Ｔｉは０．０１６％以下である。

Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、鋼中不可避的不純物であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ等の窒化物形成元素と結合しＭＮ型の析出物を形成する。さらに、これらの窒化物を形成した残りの余剰Ｎは、Ｂと結合してＢＮ析出物も形成する。この際、Ｂ添加による焼入れ性向上効果が失われるため、余剰Ｎはできるだけ低減することが好ましく、Ｎは０．００５％以下とする。

Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比の値（Ｔｉ／Ｎ）：３．０〜４．０
Ｔｉ含有によるＴｉＮ窒化物形成でのオーステナイト粒ピン止め効果、および余剰Ｎ抑制によるＢＮ形成防止を通じたＢ添加による焼入れ性向上効果を両立させるために、Ｔｉ／Ｎを規定する。Ｔｉ／Ｎが３．０を下回る場合、余剰Ｎが発生し、ＢＮ形成することで焼入れ時の固溶Ｂが不足する結果、焼入れ終了時のミクロ組織がマルテンサイトとベイナイト、あるいはマルテンサイトとフェライトの複合組織となり、このような複合組織を焼戻した後の応力−歪曲線が連続降伏型となって、σ_０．７／σ_０．４の値が上昇する。一方、Ｔｉ／Ｎが４．０を超える場合、ＴｉＮの粗大化によってオーステナイト粒ピン止め効果が低減し、必要とする細粒組織が得られない。このため、Ｔｉ／Ｎは３．０〜４．０とする。

上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、上記の基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、Ｗ：０．１〜０．２％、Ｚｒ：０．００５〜０．０３％のうちから選ばれた１種または２種を選択して含有してもよい。加えて、Ｃａを０．０００５〜０．００３０％含有し、質量％で、組成比が（ＣａＯ）／（Ａｌ_２Ｏ_３）≧４．０であり、長径が５μｍ以上のＣａとＡｌとからなる酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が１００ｍｍ^２当り２０個以下であってもよい。

Ｗ：０．１〜０．２％
Ｗは、Ｍｏと同様に、炭化物を形成し析出硬化により強度の増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して耐硫化物応力腐食割れ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．１％以上のＷを含有することが望ましいが、０.２％を超えるＷの含有は、耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。このため、Ｗを含有する場合、Ｗは０．１〜０．２％とする。

Ｚｒ：０．００５〜０．０３％
ＺｒはＴｉと同様に、窒化物を形成しピン止め効果によって、焼入れ時のオーステナイト粒成長抑制に有効である。必要な効果を得るためには、０．００５％以上のＺｒを含有することが望ましい。一方、０．０３％を超えてＺｒを含有しても効果が飽和する。このため、Ｚｒは０．００５〜０．０３％とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、連続鋳造時のノズル詰まり防止に有効で、必要な効果を得るためには０．０００５％以上のＣａを含有することが望ましい。一方、Ｃａは、Ａｌと複合した酸化物系非金属介在物を形成し、特に０．００３０％を超えてＣａを含有した場合、粗大なものが多数存在し、耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。具体的には、Ｃａ酸化物（ＣａＯ）とＡｌ酸化物（Ａｌ_２Ｏ_３）との組成比が、質量％で（１）式を満たす介在物が特に悪影響を及ぼすことから、長径が５μｍ以上かつ（１）式を満たす介在物の個数を１００ｍｍ^２当り２０個以下とすることが望ましい。なお、この介在物の個数は、鋼管管端の周方向任意１箇所より管長手直交断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）用試料を採取し、該試料について、少なくとも管外面、肉厚中央、管内面の３か所について介在物のＳＥＭ観察、およびＳＥＭに付随する特性Ｘ線分析装置での化学組成の分析結果によって算出することができる。このため、Ｃａを含有する場合、Ｃａは０．０００５〜０．００３０％とする。また、この場合、質量％で、組成比が下記（１）式を満足する長径５μｍ以上のＣａとＡｌとからなる酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が１００ｍｍ^２当り２０個以下であるようにする。好ましくは、Ｃａは０．００１０％以上である。好ましくは、Ｃａは０．００１６％以下である。
（ＣａＯ）／（Ａｌ_２Ｏ_３）≧４．０ （１）
上記の介在物の個数は、脱炭精錬終了後に行うＡｌ脱酸処理時のＡｌ投入量の管理、およびＣａ添加前の溶鋼中Ａｌ、Ｏ、Ｃａ分析値に応じた量のＣａを添加することにより制御することができる。

本発明では、上記した組成を有する鋼管素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉または真空溶解炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法または造塊−分塊圧延法等で一旦長方形断面のブルーム鋳片に鋳込み、そのブルーム鋳片を１２５０℃以上で２０時間以上均熱化した後に熱間圧延にて鋼管素材である丸断面のビレットに成形することでＭｏ偏析を軽減させることが好ましい。鋼管素材は、熱間成形により継目無鋼管に成形される。熱間成形方法はピアサー穿孔の後、マンドレルミル圧延、プラグミル圧延のいずれかの方法を用いて所定の肉厚に成形後、適切な縮径圧延までを熱間で行われる。σ_０．７／σ_０．４を安定して１．０２以下とするために、熱間圧延後に直接焼入れ（ＤＱ）を実施することが望ましい。さらに、このＤＱ終了時点のミクロ組織がマルテンサイトとベイナイト、あるいはマルテンサイトとフェライトといった複合組織になることで、その後焼入および焼戻熱処理を行った後の鋼の結晶粒径やＭｏ等の２次析出量が不均質となってσ_０．７／σ_０．４の値が安定しなくなることを防ぐため、ＤＱ開始がオーステナイト単相域から行えるよう、熱間圧延の終了は９５０℃以上であることが好ましく、ＤＱ終了時点の鋼管の温度が２００℃以下であることが好ましい。継目無鋼管成形後、目標とする降伏強度７５８ＭＰａ以上を達成するために、鋼管の、焼入れ（Ｑ）、焼戻し（Ｔ）を実施する。鋼の結晶粒の細粒化の観点から、少なくとも２回焼入れおよび焼戻し熱処理を繰り返し実施することが好ましい。このときの焼入れ温度は細粒化の観点から９３０℃以下とすることが好ましい。一方、焼入れ温度が８６０℃未満の場合は、Ｍｏの固溶が不十分でその後の焼戻し終了時の２次析出量が確保できない。このため、焼入れ温度は８６０〜９３０℃とすることが好ましい。焼戻し温度は、オーステナイト再変態を避けるため、Ａｃ_１温度以下とする必要があるが、６５０℃未満だとＭｏの２次析出量が確保できないため、少なくとも６５０℃以上とすることが好ましい。

設備制約で、ブルーム均熱処理後の熱間圧延での丸断面ビレット成形や、そのビレットの熱間圧延後のＤＱ等が実施できない場合、継目無鋼管に成形する熱間圧延時に通常より高温のビレット加熱を実施し、さらに熱間圧延後空冷した鋼管を焼入れおよび焼戻し熱処理を実施するのに先立ち、１１００℃以上に加熱し少なくとも５時間以上保持後空冷する焼準（Ｎ）処理を行うことで上記ブルーム均熱によるＭｏ偏析軽減効果を代替させることができる。

次に、本発明の鋼管の特性について説明する。

管長手直交断面全厚のＭｏ偏析度１．５以上の累積度数率が１％以下
前述したように、Ｍｏの偏析がＫ_ＩＳＳＣ値の低下に影響する。このＭｏの偏析の定量化のために、本発明者らはＥＰＭＡ面分析で得られる個々測定点のＭｏ濃度（ＥＰＭＡ Ｍｏ値）を、全測定点の平均値（ＥＰＭＡ Ｍｏ ａｖｅ．）で割った値をＭｏ偏析度とし、このＭｏ偏析度を統計処理して得られる累積度数率グラフから、Ｋ_ＩＳＳＣ値の低下を抑制しうるＭｏ偏析状態を定義する手法を導出した。そして、Ｍｏ偏析度が１．５以上で、偏析部の局所硬さの上昇が著しいが、その累積度数率が１％以下であれば、Ｋ_ＩＳＳＣ値への影響がほとんどなくなることから、本発明では、Ｍｏ偏析度が１．５以上の測定点の累積度数率を１％以下とする。Ｍｏの偏析の軽減は、鋼管素材を直接丸ビレットに鋳造するのではなく、一旦ブルーム鋳片とし、ブルーム鋳片の高温・長時間の均熱処理後、熱間圧延で丸ビレットに成形するか、直接鋳造丸ビレットの場合でも、継目無鋼管に熱間圧延後、焼入れ、焼戻し前に長時間の焼きならし処理を行う等の方法で達成できる。なお、ＥＰＭＡ測定は、最終焼戻しが終了した段階で採取した管端サンプルの周方向の任意１箇所から、さらに採取した管長手直交断面全厚試料を使用し、その測定領域は肉厚方向全てと、その肉厚の約１／３に相当する周方向で定義される長方形領域とする。ＥＰＭＡの測定条件は、加速電圧２０ｋＶ、ビーム電流０．５μＡ、ビーム径１０μｍとする。上述の長方形領域の測定を行い、Ｍｏ−Ｋ殻励起の特性Ｘ線強度からあらかじめ作成しておいた検量線を使用して、個々測定点ごとにＭｏ濃度（質量％）を算出する。

次に、本発明の鋼管の機械的性質の限定理由について説明する。

応力−歪曲線における０．４％歪時の応力（σ_０．４）に対する０．７％歪時の応力（σ_０．７）の比の値（σ_０．７／σ_０．４）が１．０２以下
前述したように、Ｋ_ＩＳＳＣ値のばらつきは鋼の応力−歪曲線の形状によって大きく異なる。この点について、本発明者等が鋭意研究した結果、０．４％歪時の応力（σ_０．４）に対する０．７％歪時の応力（σ_０．７）の比の値（σ_０．７／σ_０．４）が１．０２以下の場合に、Ｋ_ＩＳＳＣ値のばらつきが低減することを知見した。このため、σ_０．７／σ_０．４は１．０２以下とする。

なお、本発明では、ＪＩＳ Ｚ２２４１に基づく引張試験により、降伏強度、０．４％歪時の応力（σ_０．４）、および０．７％歪時の応力（σ_０．７）を測定することができる。

また、本発明のミクロ組織は、特に限定されないが、主相をマルテンサイトとし、その他の残部の組織としては、フェライト、残留オーステナイト、パーライト、ベイナイト等の１種、２種以上の組織が面積率で、５％以下であれば、本願発明の目的を達成できる。

以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。

表１に示す組成の鋼を転炉法で溶製後、連続鋳造法でブルームあるいは丸ビレット鋳片とした。ブルーム鋳片は、表２〜４に示す素材ビレット製造方法にて丸ビレットに成形した。その後、これらの丸ビレットを素材として、表２〜４に示すビレット加熱温度に加熱保持後、マンネスマン穿孔−プラグミル圧延−縮径圧延を実施し、表２〜４に示す各肉厚の継目無鋼管に成形した。

鋼管は直接焼入れ（ＤＱ）、あるいは空冷（０．１〜０．３℃／ｓ）で室温度（３５℃以下）まで冷却し、その後、表２〜４に示す鋼管熱処理条件（Ｑ１温度：１回目の焼入れ温度、Ｔ１温度：１回目の焼戻し温度、Ｑ２温度：２回目の焼入れ温度、Ｔ２温度：２回目の焼戻し温度）で熱処理を実施した。鋼管Ｎｏ．８およびＮｏ．９では、鋼管の焼入および焼戻し処理に先立って、１１００℃以上に加熱し少なくとも５時間以上保持後空冷する焼準（Ｎ）処理を行った。最終焼戻し熱処理の終了段階で管端の周方向任意１箇所より管長手直交断面のＥＰＭＡ測定試料および管長手方向に平行に引張試験片、ＤＣＢ試験片をそれぞれ採取した。なお、ＤＣＢ試験片は各鋼管より３本以上ずつ採取した。

採取したＥＰＭＡ測定試料を用いて、加速電圧２０ｋＶ、ビーム電流０．５μＡ、ビーム径１０μｍの条件でＥＰＭＡ定量面分析を所定の長方形領域について行い（測定点数：６７５００００）、Ｍｏ―Ｋ殻励起の特性Ｘ線強度よりあらかじめ作成しておいた検量線を使用して、個々測定点ごとにＭｏ濃度（質量％）を算出した。この値を全測定点平均値で割ってＭｏ偏析度とし、統計処理の後、累積度数率グラフを作成して、Ｍｏ偏析度１．５以上である測定点の累積度数率を読み取った。

また、採取した引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１の引張試験を行い、降伏強度、０．４％歪時の応力（σ_０．４）、および０．７％歪時の応力（σ_０．７）を測定した。

また、採取したＤＣＢ試験片を用いて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄＤにもとづき、ＤＣＢ試験を実施した。ＤＣＢ試験の試験浴は、１．０気圧（０．１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液とした。この試験浴に所定条件で楔を導入したＤＣＢ試験片を３３６時間浸漬した後、浸漬中にＤＣＢ試験片に発生した亀裂の長さａと、楔開放応力Ｐを測定し、以下の式（２）によってＫ_ＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を算出した。

降伏強度については、７５８ＭＰａ以上であるものを合格とした。また、Ｋ_ＩＳＳＣ値については、３本全てで２６．４ＭＰａ√ｍ以上のものを合格とした。

ここで、ｈはＤＣＢ試験片の各アーム高さ（ｈｅｉｇｈｔ ｏｆ ｅａｃｈ ａｒｍ）、ＢはＤＣＢ試験片の厚さ、ＢｎはＤＣＢ試験片のウェブ厚さ（ｗｅｂ ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）である。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定された数値を用いた（図１参照）。

化学組成、Ｍｏ偏析度１．５以上であるＥＰＭＡ測定点の累積度数率、σ_０．７／σ_０．４が本発明範囲であった鋼管１〜１０は、いずれも降伏強度７５８ＭＰａを上回り、各３本のＤＣＢ試験で得られたＫ_ＩＳＳＣ値はいずれも大きくばらつくことなく目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を全て満足した。

一方、化学組成は本発明範囲に適合したものの、偏析軽減処理がなされずＭｏ偏析度１．５以上であるＥＰＭＡ測定点の累積度数率が本発明範囲を超えた比較例１１、１２および１３は、Ｋ_ＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中１本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。

同様に、化学組成は本発明範囲に適合したものの、最終焼戻し温度が低い比較例１４、あるいは最終焼戻し前の焼入れ温度が低かった比較例１５は、σ_０．７／σ_０．４が本発明範囲外となった結果、Ｋ_ＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中各１本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。

また、化学組成のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏが本発明範囲の下限を下回った比較例１６（鋼Ｎｏ．Ｊ）、１８（鋼Ｎｏ．Ｌ）、２０（鋼Ｎｏ．Ｎ）、２１（鋼Ｎｏ．Ｏ）は、目標とする降伏強度７５８ＭＰａ以上を達成できなかった。

化学組成のＣ、Ｍｎ、Ｍｏが本発明範囲の上限を上回った比較例１７（鋼Ｎｏ．Ｋ）、１９（鋼Ｎｏ．Ｍ）、２２（鋼Ｎｏ．Ｐ）は、σ_０．７／σ_０．４が本発明範囲外となった結果、Ｋ_ＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中各１本あるいは２本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。

また、化学組成のＢが本発明範囲の下限を下回った比較例２３（鋼Ｎｏ．Ｑ）は、σ_０．７／σ_０．４が本発明範囲外となった結果、Ｋ_ＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中２本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。

Ｔｉ／Ｎ比が本発明例の下限を下回った比較例２４（鋼Ｎｏ．Ｒ）は、σ_０．７／σ_０．４が本発明範囲外となった結果、Ｋ_ＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中２本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。また、Ｔｉ／Ｎ比が本発明例の上限を超えた比較例２５（鋼Ｎｏ．Ｓ）も、σ_０．７／σ_０．４が本発明範囲外となった結果、Ｋ_ＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中１本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。

表５に示す組成の鋼を転炉法で溶製後、連続鋳造法でブルーム鋳片とした。このブルーム鋳片を熱間圧延にて丸断面のビレットに成形した。さらに、このビレットを素材として、表６に示すビレット加熱温度に加熱後、熱間でマンネスマン穿孔―プラグミル圧延―縮径圧延を実施し、表６に示す圧延終了温度で圧延を終了して継目無鋼管に成形した。

鋼管は直接焼入れ（ＤＱ）、あるいは空冷（０．２〜０．５℃／ｓ）室温度（３５℃以下）まで冷却し、その後、表６に示す鋼管熱処理条件（Ｑ１温度：１回目の焼入れ温度、Ｔ１温度：１回目の焼戻し温度、Ｑ２温度：２回目の焼入れ温度、Ｔ２温度：２回目の焼戻し温度）で熱処理を実施した。最終焼戻し終了段階で管端の周方向任意１箇所より管長手直交断面のＳＥＭ用試料、ＥＰＭＡ測定用試料と、管長手方向に平行に引張試験片、およびＤＣＢ試験片をそれぞれ採取した。なお、ＤＣＢ試験片は各鋼管より３本以上ずつ採取した。

採取したＳＥＭ用試料の管外面、肉厚中央および、管内面の３か所について介在物のＳＥＭ観察とＳＥＭに付随する特性Ｘ線分析装置での化学組成の分析を行い、長径が５μｍ以上かつ（１）式を満たすＣａとＡｌからなる酸化物系の鋼中の非金属介在物の個数（個／ｍｍ^２）を算出した。
（ＣａＯ）／（Ａｌ_２Ｏ_３）≧４．０ （１）
また、採取したＥＰＭＡ測定試料を用いて、加速電圧２０ｋＶ、ビーム電流０．５μＡ、ビーム径１０μｍの条件でＥＰＭＡ定量面分析を所定の長方形領域について行い（測定点数：６７５００００）、Ｍｏ―Ｋ殻励起の特性Ｘ線強度よりあらかじめ作成しておいた検量線を使用して、個々測定点ごとにＭｏ濃度（質量％）を算出した。この値を全測定点平均値で割ってＭｏ偏析度とし、統計処理の後、累積度数率グラフを作成して、Ｍｏ偏析度１．５以上である測定点の累積度数率を読み取った。

また、採取した引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１にて引張試験を行い、降伏強度、０．４％歪時の応力（σ_０．４）、および０．７％歪時の応力（σ_０．７）を測定した。

また、採取したＤＣＢ試験片を用いて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄＤにもとづき、ＤＣＢ試験を実施した。ＤＣＢ試験の試験浴は、１．０気圧（０．１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液とした。この試験浴に所定条件で楔を導入したＤＣＢ試験片を３３６時間浸漬した後、浸漬中にＤＣＢ試験片に発生した亀裂の長さａと、楔開放応力Ｐを測定し、式（２）によってＫ_ＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を算出した。

降伏強度については、７５８ＭＰａ以上であるものを合格とした。また、Ｋ_ＩＳＳＣ値については、３本全てで２６．４ＭＰａ√ｍ以上のものを合格とした。

化学組成および介在物個数、Ｍｏ偏析度１．５以上であるＥＰＭＡ測定点の累積度数率、およびσ_０．７／σ_０．４が本発明範囲内であった鋼管２−１〜２−５は、いずれも降伏強度７５８ＭＰａ以上で、各３本のＤＣＢ試験で得られたＫ_ＩＳＳＣ値はいずれも大きくばらつくことなく目標とする２６．４ＭＰａ√ｍを全て満足した。

一方、Ｃａの上限が本発明範囲の上限を上回った比較例２−６（鋼Ｎｏ．Ｙ）は、Ｋ_ＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中１本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍを満足しなかった。また、比較例２−７（鋼Ｎｏ．Ｚ）は、二次精錬時に添加された他元素の合金鉄に含まれる不純物ＣａによってＣａ添加前の溶鋼中Ｃａ量が高い状態であることを考慮せずにＣａ添加を行ったため、Ｃａは本発明範囲内であったが、長径が５μｍ以上かつ（１）式を満たすＣａとＡｌからなる酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が本発明範囲の上限を上回り、Ｋ_ＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中１本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍを満足しなかった。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．２５〜０．３１％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、
   Ｍｎ：０．５５〜０．７０％、
   Ｐ：０．０１０％以下、
   Ｓ：０．００１％以下、
   Ｏ：０．００１５％以下、
   Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、
   Ｃｕ：０．０２〜０．０９％、
   Ｃｒ：０．８〜１．５％、
   Ｍｏ：０．９〜１．６％、
   Ｖ：０．０４〜０．１０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
   Ｂ：０．００１５〜０．００３０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
   Ｎ：０．００５％以下、
   を含有し、
   Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比の値（Ｔｉ／Ｎ）が３.０〜４.０であり、
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
   下記（Ａ）式で定義される、管長手直交断面全厚でのＭｏ偏析度１．５以上となる測定点の累積度数率が１％以下であり、
   応力−歪曲線における０．４％歪時の応力に対する０．７％歪時の応力の比の値（σ_０．７／σ_０．４）が１．０２以下である、肉厚４０ｍｍ以上、かつ、降伏強度が７５８ＭＰａ以上である油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管。
   Ｍｏ偏析度＝ＥＰＭＡ Ｍｏ値／ＥＰＭＡ Ｍｏ ａｖｅ． ・・・（Ａ）
   （式（Ａ）中、
   ＥＰＭＡ Ｍｏ値は、ＥＰＭＡ定量面分析時の個々測定点のＭｏ濃度（質量％）であり、
   ＥＰＭＡ Ｍｏ ａｖｅ．は、ＥＰＭＡ定量面分析時の全測定点の平均Ｍｏ濃度（質量％である。）
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、
   Ｗ：０．１〜０．２％、
   Ｚｒ：０．００５〜０．０３％
   のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項１に記載の油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管。
3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
   を含有し、さらに、質量％で、組成比が下記（１）式を満足する長径５μｍ以上のＣａとＡｌとからなる酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が１００ｍｍ^２当り２０個以下である請求項１または２に記載の油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管。
   （ＣａＯ）／（Ａｌ_２Ｏ_３）≧４．０ （１）
   
   

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