JPWO2017200033A1 - 継目無鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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- F16L9/02—Rigid pipes of metal
Abstract
優れた耐ＳＳＣ性を有し周方向及び軸方向の強度ばらつきを抑えた継目無鋼管を提供する。本実施形態の継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．２１〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、及びＴｉ：０．００２〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。継目無鋼管の本体領域において、旧オーステナイト結晶粒の、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が７．０以上であり、結晶粒度番号の最大値と最小値との差が１．０以下であり、降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満であり、引張強度の最大値と最小値との差が２７．６ＭＰａ以下である。
Description
本発明は、継目無鋼管及びその製造方法に関する。
腐食性の低い井戸（油井及びガス井）の枯渇に伴い、腐食性の高い井戸（以下、高腐食性井戸という）の開発が進められている。高腐食性井戸は腐食性物質を多く含有する環境であり、高腐食性井戸の温度は常温から２００℃程度となる。腐食性物質は例えば、硫化水素等の腐食性ガスである。硫化水素は、高強度の低合金鋼の継目無鋼管からなる油井管において、硫化物応力割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下「ＳＳＣ」という。）を引き起こす。そのため、これらの高腐食性井戸に用いられる継目無鋼管では、高い耐ＳＳＣ性が要求される。
一方で、上述の高腐食性井戸に用いられる油井管には、高い強度も求められる。しかしながら、耐ＳＳＣ性と強度とは一般に相反する特性である。そのため、継目無鋼管の強度を高めれば、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性は低下する。上述の高腐食性井戸用途の油井管に求められる主な降伏強度は９５ｋｓｉ（６５５ＭＰａ）〜１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）未満である。したがって、６５５ＭＰａ〜８６２ＭＰａ未満の高い降伏強度を有していても、高腐食性井戸において優れた耐ＳＳＣ性を有する継目無鋼管が求められている。
油井管の強度を高めるために、熱間製管後の素管に対して焼入れ及び焼戻しが実施される。焼入れには、オフライン焼入れと、インライン焼入れとの２つの方法がある。
オフライン焼入れは、次の方法で実施する。熱間製管（穿孔、延伸圧延、及び定径圧延）により継目無鋼管を製造した後、常温まで冷却する。その後、常温の素管を再加熱して、焼入れ（急冷）を実施する。この場合、焼入れ装置は、穿孔圧延機、延伸圧延機及び定径圧延機及びこれらの圧延機をつなぐ搬送ラインを含む製管ラインから離れて、いわゆるオフラインに配置される。オフライン焼入れでは、焼入れ前の加熱時において、鋼中でフェライトからオーステナイトへの逆変態が起こる。これにより、鋼の組織が微細化され、耐ＳＳＣ性が高まる。しかしながら、オフライン焼入れの場合、熱間製管後の素管を常温近傍まで冷却した後、オフラインの焼入れ装置で素管を再加熱して、焼入れを実施する。そのため生産性は低い。
一方、製管ライン上で焼入れを実施する「インライン焼入れ」では、生産性を高めることができる。インライン焼入れでは、製管ライン内の搬送ライン上に焼入れ装置を配置する。製管工程（穿孔、延伸圧延、定径圧延等）により継目無鋼管を製造した後、常温まで冷却せずに、そのまま、又は、補熱炉により若干加熱した後、製管ライン上で焼入れを実施する。インライン焼入れでは、オフライン焼入れのように逆変態を利用することはできないものの、生産性を高めることができる。そのため、オフライン焼入れだけでなくインライン焼入れでも製造でき、高強度及び優れた耐ＳＳＣ性を両立できる継目無鋼管が望まれている。
インライン焼入れを実施して高強度及び優れた耐ＳＳＣ性を有する継目無鋼管の生産効率を高める方法が、特開２００７−３１７５６号公報（特許文献１）及び国際公開第２００８／１２３４２２号（特許文献２）に開示されている。
特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１％以上０．１５％未満、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．００２〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％及びＮ：０．００２〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼塊を用いる。この鋼塊を１０００〜１２５０℃の温度へ加熱し、最終圧延温度を９００〜１０５０℃として製管圧延を終了する。その後、Ａｒ3変態点以上の温度から直接焼入れするか、或いは、製管圧延を終了した後、インラインでＡｃ3変態点〜１０００℃に補熱してＡｒ3変態点以上の温度から焼入れする。その後、６００℃〜Ａｃ1変態点の温度域で焼戻しする。この製造方法により製造された継目無鋼管は、１１０ｋｓｉ級の強度（７５８〜８６１ＭＰａ）を有し、かつ、高い強度と、優れた靭性及び耐ＳＳＣ性とを有する、と特許文献１には記載されている。
特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：１．０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．１０％以下およびＴｉ：０．００２〜０．０５％を含有し、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５で求められるＣｅｑの値が０．６５以上であり、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．０２５％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎが０．００７％以下およびＢが０．０００３％未満である鋼片を用いる。この鋼片を熱間で穿孔し、延伸圧延した後、最終圧延温度を８００〜１１００℃となるように製管する。得られた鋼管をインラインでＡｒ３変態点から１０００℃までの温度域で補熱し、かつＡｒ３変態点以上の温度から焼入れし、次いで、Ａｃ1変態点よりも低い温度で焼戻す。この製造方法により製造された継目無鋼管は、高い強度と、優れた靭性及び耐ＳＳＣ性とを有する、と特許文献２には記載されている。
しかしながら、特許文献１及び特許文献２では優れた耐ＳＳＣ性が得られない場合がある。さらに、高腐食性井戸用途の油井管として利用される継目無鋼管では、品質管理上、周方向及び軸方向での強度ばらつきの抑制も要求される。特に製造工程においてインライン焼入れを実施した場合、安定した降伏強度が得られない場合がある。
本発明の目的は、９５ｋｓｉ（６５５ＭＰａ）〜１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）未満の高い降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立でき、周方向及び軸方向の強度ばらつきを抑えることができる継目無鋼管及びその製造方法を提供することである。
本実施形態による継目無鋼管は、第１管端及び第２管端を有する継目無鋼管である。本継目無鋼管の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．２１〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、希土類元素：０〜０．００５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。継目無鋼管のうち、第１管端から第２管端に向かって継目無鋼管の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲の第１管端領域と、第２管端から第１管端に向かって継目無鋼管の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲の第２管端領域とを除く、本体領域において、旧オーステナイト結晶粒の、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が７．０以上であり、本体領域における結晶粒度番号の最大値と最小値との差が１．０以下であり、本体領域における降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満であり、本体領域における引張強度の最大値と最小値との差が２７．６ＭＰａ以下である。
本実施形態による継目無鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．２１〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、希土類元素：０〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる丸ビレットを９５０〜１１００℃に加熱する工程と、丸ビレットを、傾斜ロールを有する穿孔機を用いて、傾斜ロールの回転数を２０〜７５ｒｐｍとして穿孔し、さらに、圧延を実施して素管を製造し、最終の圧延時の素管温度を８００〜１０００℃とする製管工程と、製管工程で製造され、外面温度がＡ3変態点〜１０００℃の素管を急冷し、急冷開始時の素管の外面温度から、外面温度が３００℃に至るまでの平均冷却速度を１５℃／秒以上とする焼入れ工程と、焼入れ工程により急冷された素管の外面温度を６５０℃〜Ａｃ1変態点で保持する焼戻しを実施して、降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満の継目無鋼管を製造する焼戻し工程とを備える。
本実施形態による継目無鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．２１〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、希土類元素：０〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる丸ビレットを９５０〜１１００℃に加熱する工程と、丸ビレットを、傾斜ロールを有する穿孔機を用いて、傾斜ロールの周速を１４５０〜５５５０ｍｍ／秒として穿孔し、さらに、圧延を実施して素管を製造し、最終の圧延時の素管温度を８００〜１０００℃とする製管工程と、製管工程で製造され、外面温度がＡ3変態点〜１０００℃の素管を急冷し、急冷開始時の素管の外面温度から、外面温度が３００℃に至るまでの平均冷却速度を１５℃／秒以上とする焼入れ工程と、焼入れ工程により急冷された素管の外面温度を６５０℃〜Ａｃ1変態点で保持する焼戻しを実施して、降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満の継目無鋼管を製造する焼戻し工程とを備える。
本実施形態による継目無鋼管は、９５ｋｓｉ（６５５ＭＰａ）〜１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）未満の高い降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立でき、周方向及び軸方向の強度ばらつきを抑えることができる。本実施形態による製造方法は、上記継目無鋼管を製造できる。
本発明者らは、９５ｋｓi（６５５ＭＰａ）〜１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）未満の高い降伏強度を有する継目無鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性が得られる方法について検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
［耐ＳＳＣ性］
９５ｋｓi（６５５ＭＰａ）〜１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）未満の高い降伏強度を有する継目無鋼管において、Ｎｂにより結晶粒を微細化して、耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂは、炭窒化物、炭化物及び窒化物を形成する。Ｎｂを含有する微細な炭窒化物、炭化物及び窒化物は、熱間製管時において、旧オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト結晶粒の細粒化を促進する。Ｎｂはさらに、再結晶温度を上昇させる。再結晶温度が上昇すれば、未再結晶温度領域が拡大し、再結晶が遅くなる。その結果、旧オーステナイト結晶粒がさらに微細化される。本実施形態の継目無鋼管は、０．０１０〜０．０５０％のＮｂを含有することにより、Ｎｂ炭窒化物等のピンニング効果を利用して、熱間製管中のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、継目無鋼管のうち、第１管端から第２管端に向かって継目無鋼管の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲の第１管端領域と、第２管端から第１管端に向かって継目無鋼管の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲の第２管端領域とを除く、本体領域において、旧オーステナイト結晶粒の、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号を７．０以上とし、かつ、結晶粒度番号の最大値と最小値との差（以下、結晶粒度差ΔＧＳという）を１．０以下とする。その結果、降伏強度が６５５ＭＰａ〜８６２ＭＰａ未満であることを前提として、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
９５ｋｓi（６５５ＭＰａ）〜１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）未満の高い降伏強度を有する継目無鋼管において、Ｎｂにより結晶粒を微細化して、耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂは、炭窒化物、炭化物及び窒化物を形成する。Ｎｂを含有する微細な炭窒化物、炭化物及び窒化物は、熱間製管時において、旧オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、旧オーステナイト結晶粒の細粒化を促進する。Ｎｂはさらに、再結晶温度を上昇させる。再結晶温度が上昇すれば、未再結晶温度領域が拡大し、再結晶が遅くなる。その結果、旧オーステナイト結晶粒がさらに微細化される。本実施形態の継目無鋼管は、０．０１０〜０．０５０％のＮｂを含有することにより、Ｎｂ炭窒化物等のピンニング効果を利用して、熱間製管中のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、継目無鋼管のうち、第１管端から第２管端に向かって継目無鋼管の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲の第１管端領域と、第２管端から第１管端に向かって継目無鋼管の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲の第２管端領域とを除く、本体領域において、旧オーステナイト結晶粒の、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号を７．０以上とし、かつ、結晶粒度番号の最大値と最小値との差（以下、結晶粒度差ΔＧＳという）を１．０以下とする。その結果、降伏強度が６５５ＭＰａ〜８６２ＭＰａ未満であることを前提として、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
［強度ばらつき］
継目無鋼管の周方向及び軸方向の強度ばらつきは、焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管においてＮｂ炭窒化物又はＮｂ窒化物として析出せずに鋼中に固溶しているＮｂの割合（以下、Ｎｂ固溶率という）に起因する。焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管において、周方向及び軸方向におけるＮｂ固溶率のばらつきが小さいほど、焼戻し工程後の継目無鋼管の軸方向での強度ばらつきを低減できる。具体的には、焼入れ工程後であって焼戻し工程前における、素管の本体領域での周方向及び軸方向におけるＮｂ固溶率の最大値と最小値の差（以下、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲという）が１０％以下であれば、焼戻し工程後の継目無鋼管の本体領域での周方向及び軸方向における引張強度の最大値と最小値の差（以下、引張強度差ΔＴＳという）が２７．６ＭＰａ以下となり、強度ばらつきを十分抑制できる。
継目無鋼管の周方向及び軸方向の強度ばらつきは、焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管においてＮｂ炭窒化物又はＮｂ窒化物として析出せずに鋼中に固溶しているＮｂの割合（以下、Ｎｂ固溶率という）に起因する。焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管において、周方向及び軸方向におけるＮｂ固溶率のばらつきが小さいほど、焼戻し工程後の継目無鋼管の軸方向での強度ばらつきを低減できる。具体的には、焼入れ工程後であって焼戻し工程前における、素管の本体領域での周方向及び軸方向におけるＮｂ固溶率の最大値と最小値の差（以下、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲという）が１０％以下であれば、焼戻し工程後の継目無鋼管の本体領域での周方向及び軸方向における引張強度の最大値と最小値の差（以下、引張強度差ΔＴＳという）が２７．６ＭＰａ以下となり、強度ばらつきを十分抑制できる。
上述の特性（降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満、旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が７．０以上、結晶粒度差ΔＧＳが１．０以下、引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａ以下）を有する継目無鋼管はたとえば、次の製造条件を満たすことにより、インライン焼入れでもオフライン焼入れでも製造可能である。
インライン焼入れで製造する場合、生産効率を高めることができ、エネルギー省力化も可能である。しかしながら、インライン焼入れでは、オフライン焼入れのような、逆変態をオーステナイト粒の微細化に利用できない。そこで、本発明者らは、逆変態を利用せずに旧オーステナイト結晶粒を微細化する方法を調査検討した。本発明者らははじめに、通常の製管工程時の圧延比（最終仕上げ長さ／ビレット長さ）を１．６〜１３．０（穿孔工程での圧下比は１．２〜４．０）で素管を製造した場合の、素管温度と旧オーステナイト結晶粒径との関係を調査した。
図１は熱間製管時の素管を想定した、熱間加工時の鋼材温度とＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した旧オーステナイト結晶粒度番号との関係を示す図である。図１は次の方法により得られた。上述の化学組成を満たす鋼材（鋼板）を製造した。鋼板から径８ｍｍ×長さ１２ｍｍの丸棒状の試験片を採取した。試験片に対して、熱間加工試験（サーメックマスタ試験）を実施した。試験装置には、富士電波工機製のサーメックマスターＺ（商品名）試験機を用いた。圧縮試験の環境は真空雰囲気とした。試験片を所定温度に加熱した。試験片が所定温度となった後、試験片に対して、通常の製管時の圧延比を想定した所定の圧縮歪（長さ変化５０％）を掛けながら５分均熱した。均熱後、試験片をＨｅガスにて急冷した。急冷後の試験片の中心部で旧オーステナイト結晶粒径を測定し、その平均値を、旧オーステナイト結晶粒径（μｍ）と定義した。得られた旧オーステナイト結晶粒径を、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号に換算した。得られた旧オーステナイト結晶粒度番号に基づいて図１を作成した。
図１を参照して、６５５ＭＰａ〜８６２ＭＰａ未満の降伏強度が得られる上記化学組成の鋼材において、熱間加工中（熱間製管中）の鋼材温度が１１００℃よりも高ければ、熱間加工後の鋼材中の旧オーステナイト結晶粒度番号は４．０以下となる。つまり、旧オーステナイト結晶粒が粗大となる。一方、熱間加工中の鋼材温度がＡ3変態点以上１１００℃以下であれば、熱間加工後の鋼材中の旧オーステナイト結晶粒度番号は９．０以上でほぼ一定である。つまり、旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号は、熱間製管時の鋼材温度が１１００℃付近で非連続に変化する。したがって、逆変態による旧オーステナイト結晶粒の微細化を利用しなくても、製管工程中の丸ビレット（素管）温度を１１００℃以下に維持することができれば、製管後の継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒をＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で７．０以上にすることができる。
熱間製管時の素管温度が１１００℃以下であれば熱間製管後の継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で７．０以上となる理由は次のとおりと考えられる。
熱間製管時において、鋼中のＮｂが炭素及び／又は窒素と結合して微細なＮｂ炭窒化物等を形成する。熱間製管中において、Ｎｂ炭窒化物等はピンニング効果を発揮して、オーステナイト結晶粒が粗大化するのを抑制し、オーステナイト結晶粒を微細な状態に維持する。しかしながら、熱間製管中の素管温度が１１００℃を超えれば、一度生成したＮｂ炭窒化物等が固溶してしまう。この場合、Ｎｂ炭窒化物等によるピンニング効果が得られないため、オーステナイト結晶粒が粗大化する。その結果、製管後の継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で７．０未満となる。
ところで、熱間製管では、素材（丸ビレット、素管）を加工するときに加工発熱が発生する。本発明者らは、この加工発熱に注目した。仮に、熱間製管前の丸ビレットの加熱温度を１１００℃以下とした場合であっても、加工発熱が素管の軸方向及び周方向に不均一に発生して、素管の一部で１１００℃を超える部分が発生すれば、次の現象が生じる。加工発熱により１１００℃を超えた部分では、上述のとおり、Ｎｂ炭窒化物等が固溶する。その後の工程で固溶Ｎｂの一部が析出するが、加工発熱がなかった部分と比べてＮｂ炭窒化物の析出量が少なくなる。その結果、この部分では旧オーステナイト結晶粒が粗大化する。一方、１１００℃を超えない部分では、Ｎｂ炭窒化物等がピンニング効果を発揮するため、旧オーステナイト結晶粒が微細になる。その結果、旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超え、耐ＳＳＣ性が低下してしまう。
そこで、本発明者らは加工発熱を抑制する方法について検討した。製管工程は穿孔工程と、圧延工程とを含む。圧延工程はたとえば、延伸圧延工程と、延伸圧延後に実施する定径圧延工程とを含む。穿孔工程では、穿孔機を用いて丸ビレットを穿孔圧延して素管にする。延伸圧延工程では、延伸圧延機を用いて、素管を延伸圧延する。延伸圧延機はたとえば、プラグミル、マンドレルミルである。定径圧延工程では、定径圧延機を用いて、素管を定径圧延する。定径圧延機はたとえば、サイザー又はストレッチレデューサである。
製管工程において、仮に、素材である丸ビレットを加熱炉で１１００℃以下に加熱した場合であっても、穿孔工程、又は圧延工程において加工発熱が発生して、その結果、素材温度が１１００℃を超える場合が生じ得る。この場合、上述のとおり、旧オーステナイト結晶粒が粗大化したり、結晶粒度差ΔＧＳが大きくなる。
製管工程において、穿孔工程及び圧延工程のうち、圧延比が最も高い工程は、穿孔工程である。穿孔工程では、一対の傾斜ロールを有する穿孔機を用いて、丸ビレットを穿孔圧延する。このとき、傾斜ロールの回転速度（ｒｐｍ）は、加工発熱量と関係する。具体的には、傾斜ロールの周速度が速ければ、加工発熱が大きくなり、周速度が遅ければ、加工発熱が抑制される。
そこで、本実施形態では、製管工程において、丸ビレットの加熱温度を１１００℃以下とし、さらに、穿孔工程において、ゴージ部のロール径が１３９０〜１４１０ｍｍの穿孔機の傾斜ロールの回転数を７５ｒｐｍ以下とする。この場合、製管工程中において、加工発熱により丸ビレット（素管）温度が１１００℃を超えにくい。そのため、穿孔工程において生成したＮｂ炭窒化物等が再度固溶せず、製管工程中において、ピンニング効果を発揮する。そのため、逆変態を利用しなくても、旧オーステナイト結晶粒を微細化でき、結晶粒度差ΔＧＳを小さくできる。
さらに、製管工程の最終の圧延時の仕上げ温度（最終圧延の圧延スタンド出側での素管の外面温度）を１０００℃以下とする。この場合、仮に、製管工程中に加工発熱が発生しても、製管工程全般において素管温度が１１００℃を超えにくくなっている。そのため、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒を微細化でき、結晶粒度差ΔＧＳも小さくできる。
なお、製管工程において、素材である丸ビレット加熱温度を１１００℃以下とし、穿孔工程における傾斜ロールの回転数を７５ｒｐｍ以下（傾斜ロールの周速で５５５０ｍｍ／秒以下）とし、製管工程の仕上げ温度を１０００℃以下とすれば、焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管におけるＮｂ固溶率差ΔＳＲを１０％以下と十分に小さくすることができる。そのため、継目無鋼管の周方向及び軸方向における引張強度差ΔＴＳを２７．６ＭＰａ以下と十分に小さくすることができる。
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、第１管端及び第２管端を有する継目無鋼管である。本継目無鋼管の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．２１〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、希土類元素：０〜０．００５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。継目無鋼管のうち、第１管端から第２管端に向かって継目無鋼管の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲の第１管端領域と、第２管端から第１管端に向かって継目無鋼管の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲の第２管端領域とを除く、本体領域において、旧オーステナイト結晶粒の、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が７．０以上であり、本体領域における結晶粒度番号の最大値と最小値との差が１．０以下であり、本体領域における降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満であり、本体領域における引張強度の最大値と最小値との差が２７．６ＭＰａ以下である。
上述の継目無鋼管の化学組成は、Ｖ：０．０１〜０．３０％を含有してもよい。また、上述の継目無鋼管の化学組成は、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、及び、希土類元素：０．０００１〜０．００５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
本実施形態による継目無鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．２１〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、希土類元素：０〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる丸ビレットを９５０〜１１００℃に加熱する工程と、丸ビレットを、傾斜ロールを有する穿孔機を用いて、傾斜ロールの回転数を２０〜７５ｒｐｍとして穿孔し、さらに、圧延を実施して素管を製造し、最終の圧延時の素管温度を８００〜１０００℃とする製管工程と、製管工程で製造され、外面温度がＡ3変態点〜１０００℃の素管を急冷し、急冷開始時の素管の外面温度から、外面温度が３００℃に至るまでの平均冷却速度を１５℃／秒以上とする焼入れ工程と、焼入れ工程により急冷された素管の外面温度を６５０℃〜Ａｃ1変態点で保持する焼戻しを実施して、降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満の継目無鋼管を製造する焼戻し工程とを備える。
本実施形態による継目無鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．２１〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、希土類元素：０〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる丸ビレットを９５０〜１１００℃に加熱する工程と、丸ビレットを、傾斜ロールを有する穿孔機を用いて、傾斜ロールの周速を１４５０〜５５５０ｍｍ／秒として穿孔し、さらに、圧延を実施して素管を製造し、最終の圧延時の素管温度を８００〜１０００℃とする製管工程と、製管工程で製造され、外面温度がＡ3変態点〜１０００℃の素管を急冷し、急冷開始時の素管の外面温度から、外面温度が３００℃に至るまでの平均冷却速度を１５℃／秒以上とする焼入れ工程と、焼入れ工程により急冷された素管の外面温度を６５０℃〜Ａｃ1変態点で保持する焼戻しを実施して、降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満の継目無鋼管を製造する焼戻し工程とを備える。
上述の製造方法はさらに、焼入れ工程前であって製管工程後に、製管工程で製造され外面温度が４００℃〜Ａｒ３変態点未満の素管を加熱して、素管の外面温度をＡｃ3変態点〜１０００℃にする補熱工程を備えてもよい。この場合、焼入れ工程では、補熱工程により加熱されて外面温度がＡ3変態点〜１０００℃となった素管を急冷する。
上述の製造方法はさらに、焼入れ工程前であって製管工程後に、製管工程で製造され外面温度が４００℃未満の素管を再加熱して、素管の外面温度をＡｃ3変態点〜１０００℃にする再加熱工程を備えてもよい。この場合、焼入れ工程では、再加熱工程により加熱されて外面温度がＡ3変態点〜１０００℃となった素管を急冷する。
上述の製造方法において、丸ビレットは、Ｖ：０．０１〜０．３０％を含有してもよい。また、丸ビレットは、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、及び、希土類元素：０．０００１〜０．００５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
以下、本実施形態の継目無鋼管及びその製造方法について詳述する。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］
図２は、本実施形態の継目無鋼管の一例を示す図である。図２を参照して、本実施形態の継目無鋼管１０は、第１管端１Ｅと、第２管端２Ｅとを備える。第２管端２Ｅは、継目無鋼管１０の軸方向において、第１管端１Ｅの反対側（opposite to）に配置されている。
図２は、本実施形態の継目無鋼管の一例を示す図である。図２を参照して、本実施形態の継目無鋼管１０は、第１管端１Ｅと、第２管端２Ｅとを備える。第２管端２Ｅは、継目無鋼管１０の軸方向において、第１管端１Ｅの反対側（opposite to）に配置されている。
図２において、第１管端１Ｅから、第２管端２Ｅに向かって（継目無鋼管１０の軸方向における中央に向かって）継目無鋼管１０の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲を、第１管端領域１Ａと定義する。また、第２管端２Ｅから、第１管端１Ｅに向かって（継目無鋼管１０の軸方向における中央に向かって）継目無鋼管１０の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲を、第２管端領域２Ａと定義する。さらに、継目無鋼管１０のうち、第１管端領域１Ａ及び第２管端領域２Ｅを除く領域を、本体領域１０ＣＡと定義する。
［化学組成］
本実施形態の継目無鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態の継目無鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０.２１〜０．３５％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の焼割れに対する感受性が高くなる。この場合、特に鋼管の焼入れにおいては、特別な冷却手段（焼入れ方法）が必要になる。Ｃ含有量が高すぎればさらに、鋼の靱性が低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２１〜０．３５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２３％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０．３０％であり、さらに好ましくは０．２７％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の焼割れに対する感受性が高くなる。この場合、特に鋼管の焼入れにおいては、特別な冷却手段（焼入れ方法）が必要になる。Ｃ含有量が高すぎればさらに、鋼の靱性が低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２１〜０．３５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２３％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０．３０％であり、さらに好ましくは０．２７％である。
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
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、鋼の耐ＳＳＣ性及び加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％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、鋼の耐ＳＳＣ性及び加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
Ｍｎ：０．０５〜１．００％
マンガン（Ｍｎ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎが粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５〜１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％である。
マンガン（Ｍｎ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎが粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５〜１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％である。
Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は不純物であり、鋼中に不可避的に含有される。Ｐは粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ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。
燐（Ｐ）は不純物であり、鋼中に不可避的に含有される。Ｐは粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ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。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物であり、鋼中に不可避的に含有される。ＳはＭｎと結合して硫化物系介在物を形成し、鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００６％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄（Ｓ）は不純物であり、鋼中に不可避的に含有される。ＳはＭｎと結合して硫化物系介在物を形成し、鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００６％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
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、その効果が飽和する。Ａｌ含有量が高すぎればさらに、粗大なＡｌ系酸化物が多数生成して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。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０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本明細書において、Ａｌ含有量とは、いわゆる酸可溶Ａｌ（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、その効果が飽和する。Ａｌ含有量が高すぎればさらに、粗大なＡｌ系酸化物が多数生成して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。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０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本明細書において、Ａｌ含有量とは、いわゆる酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｎ：０．０１０％以下
窒素（Ｎ）は、鋼中に不可避に含有される。Ｎは窒化物を形成する。微細な窒化物は、結晶粒の粗大化を防止するので、Ｎは含有されてもよい。一方、粗大な窒化物は、鋼の耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。微細な窒化物の析出によるピンニング効果を得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．００２％である。
窒素（Ｎ）は、鋼中に不可避に含有される。Ｎは窒化物を形成する。微細な窒化物は、結晶粒の粗大化を防止するので、Ｎは含有されてもよい。一方、粗大な窒化物は、鋼の耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。微細な窒化物の析出によるピンニング効果を得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．００２％である。
Ｃｒ：０．０５〜１．５０％
クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２０％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１．２０％であり、さらに好ましくは１．１５％である。
クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２０％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１．２０％であり、さらに好ましくは１．１５％である。
Ｍｏ：０．１０〜１．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗性を高め、高温焼戻しによる耐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、その効果が飽和するとともに、製造コストが嵩む。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０〜１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗性を高め、高温焼戻しによる耐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、その効果が飽和するとともに、製造コストが嵩む。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０〜１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃ及びＮと結合して微細なＮｂ炭窒化物、Ｎｂ炭化物、及びＮｂ窒化物を形成する。Ｎｂはさらに、Ｔｉ及びＡｌとともに複合炭化物を形成する。これらの炭窒化物等（Ｎｂ炭窒化物、Ｎｂ炭化物、及びＮｂ窒化物及び複合炭化物）は、ピンニング効果により結晶粒を細粒化して鋼の耐ＳＳＣ性を高める。これらの炭窒化物等はさらに、結晶粒度のばらつきを抑制する。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大なＮｂ系介在物が多数生成して、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０〜０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃ及びＮと結合して微細なＮｂ炭窒化物、Ｎｂ炭化物、及びＮｂ窒化物を形成する。Ｎｂはさらに、Ｔｉ及びＡｌとともに複合炭化物を形成する。これらの炭窒化物等（Ｎｂ炭窒化物、Ｎｂ炭化物、及びＮｂ窒化物及び複合炭化物）は、ピンニング効果により結晶粒を細粒化して鋼の耐ＳＳＣ性を高める。これらの炭窒化物等はさらに、結晶粒度のばらつきを抑制する。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大なＮｂ系介在物が多数生成して、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０〜０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。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、粒界に炭窒化物が析出して、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。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、粒界に炭窒化物が析出して、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％
チタン（Ｔｉ）はＣ及びＮと結合して微細なＴｉ炭窒化物を形成し、不純物であるＮを固定する。Ｔｉ窒化物の生成により、結晶粒が微細化され、さらに、鋼の強度が高まる。鋼にＢが含有される場合はさらに、ＴｉはＢ窒化物の生成を抑制するため、Ｂによる焼入れ性の向上を促進する。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｎｂ系介在物中にＴｉが固溶して、Ｎｂ系介在物が粗大化する。この場合、鋼の耐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、さらに好ましくは０．００４％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
チタン（Ｔｉ）はＣ及びＮと結合して微細なＴｉ炭窒化物を形成し、不純物であるＮを固定する。Ｔｉ窒化物の生成により、結晶粒が微細化され、さらに、鋼の強度が高まる。鋼にＢが含有される場合はさらに、ＴｉはＢ窒化物の生成を抑制するため、Ｂによる焼入れ性の向上を促進する。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｎｂ系介在物中にＴｉが固溶して、Ｎｂ系介在物が粗大化する。この場合、鋼の耐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、さらに好ましくは０．００４％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
本実施の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、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の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。不純物のうち、酸素（Ｏ）含有量は０．００５％以下である。
［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。
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：０〜０．３０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは微細な炭化物を生成して焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能とする。これにより、鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、炭化物が過剰に生成して鋼の耐ＳＳＣ性がかえって低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．３０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＶ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％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは微細な炭化物を生成して焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能とする。これにより、鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、炭化物が過剰に生成して鋼の耐ＳＳＣ性がかえって低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．３０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＶ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％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％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、Ｃａ及び希土類元素からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
Ｃａ：０〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼中の硫化物系介在物を球状化する。これにより、鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃａを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、介在物が過剰に多く生成し、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％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。含有される場合、Ｃａは鋼中の硫化物系介在物を球状化する。これにより、鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃａを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、介在物が過剰に多く生成し、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．００５０％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼中の硫化物系介在物を球状化する。これにより、鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。ＲＥＭを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、介在物が過剰に多く生成し、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．００５０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４０％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。含有される場合、ＲＥＭは鋼中の硫化物系介在物を球状化する。これにより、鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。ＲＥＭを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、介在物が過剰に多く生成し、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．００５０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイド（原子番号５７番のＬａ〜７１番のＬｕ）の少なくとも１種以上を含有し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
［ミクロ組織］
本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織は主として焼戻しマルテンサイトからなり、残部はたとえば、フェライト、ベイナイト、パーライト又はこれらの混合相等である。ここで、「主として」とは、ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイトの総面積率が９０％以上であることを意味する。
本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織は主として焼戻しマルテンサイトからなり、残部はたとえば、フェライト、ベイナイト、パーライト又はこれらの混合相等である。ここで、「主として」とは、ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイトの総面積率が９０％以上であることを意味する。
焼戻しマルテンサイトの面積率は、本実施形態の継目無鋼管の降伏比ＹＲと比例する。そこで、焼戻しマルテンサイトの面積率は、次の方法で定義する。
焼戻し後の継目無鋼管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、継目無鋼管の軸方向に５等分した各区分の軸方向中央位置を選定する。選定された各位置において、継目無鋼管の中心軸周りに９０°ピッチ位置の４位置から、弧状引張試験片を採取する。弧状引張試験片の横断面（継目無鋼管の軸方向と垂直な断面）は弧状であり、弧状引張試験片の軸方向は、継目無鋼管の軸方向と平行である。弧状引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴ規定に準拠して、常温（２５℃）にて引張試験を実施する。各弧状試験片で得られた降伏強度（合計２０箇所）の平均を、継目無鋼管の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と定義する。各弧状試験片で得られた引張強度（合計２０箇所）の平均を、継目無鋼管の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と定義する。なお、降伏強度ＹＳは、次のとおり定義する。降伏強度ＹＳが９５ｋｓｉグレード（６５５ＭＰａ〜７５８ＭＰａ未満）である場合、０．５％全伸びの値を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。降伏強度ＹＳが１１０ｋｓｉグレード（７５８ＭＰａ〜８６２ＭＰａ未満）である場合、０．７％全伸びの値を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。これらの降伏強度の定義は、ＡＰＩ規格の５ＣＴ規定に準拠している。
得られた降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳを用いて、次式から降伏比ＹＲ（％）を求める。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００
焼戻しマルテンサイトの面積率が低い、すなわちフェライトパーライト組織やベイナイト組織の面積率が高ければ、降伏比ＹＲが低下する。得られた降伏強度ＹＳが９５ｋｓｉ級（６５５〜７５８ＭＰａ未満）の場合、降伏比ＹＲが８５．０％以上であれば、焼戻しマルテンサイトの面積率が９０％以上である。得られた降伏強度ＹＳが１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ未満）である場合、降伏比が９０．０％以上であれば、焼戻しマルテンサイトの面積率が９０％以上である。
［旧オーステナイト結晶粒度番号］
本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織ではさらに、旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が７．０以上である。旧オーステナイト結晶粒の粒度番号が７．０未満であれば、旧オーステナイト結晶粒が粗い。そのため、耐ＳＳＣ性が低下する。旧オーステナイト結晶粒の度番号が７．０以上であれば、結晶粒が十分に微細である。そのため、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。本実施形態では、製管工程において従来よりも低温（１１００℃以下）で製管し、かつ、穿孔及び圧延時に発生する加工発熱を抑制することにより、上記旧オーステナイト結晶粒度番号を実現する。
本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織ではさらに、旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が７．０以上である。旧オーステナイト結晶粒の粒度番号が７．０未満であれば、旧オーステナイト結晶粒が粗い。そのため、耐ＳＳＣ性が低下する。旧オーステナイト結晶粒の度番号が７．０以上であれば、結晶粒が十分に微細である。そのため、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。本実施形態では、製管工程において従来よりも低温（１１００℃以下）で製管し、かつ、穿孔及び圧延時に発生する加工発熱を抑制することにより、上記旧オーステナイト結晶粒度番号を実現する。
［旧オーステナイト結晶粒度番号の測定方法］
旧オーステナイト結晶粒度の測定方法は次のとおりである。継目無鋼管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、継目無鋼管の軸方向に５等分した各区分の軸方向中央位置を選定する。選定された各位置での継目無鋼管の軸方向に垂直な断面において、継目無鋼管の中心軸周りに４５°ピッチ位置の８位置の肉厚中央位置から、継目無鋼管の軸方向と平行な表面（観察面）１００を有する試験片を作製する。試験片の観察面１００は、図３に示すとおり、継目無鋼管の肉厚方向において、外面から１．５ｍｍ深さまでの領域と、内面から１．５ｍｍ深さまでの領域とを削り落として、肉厚方向の長さを、肉厚Ｔ（ｍｍ）−（外面から１．５ｍｍ深さ＋内面から１．５ｍｍ深さ）とする。さらに、観察面１００の長さを継目無鋼管の軸方向に１５ｍｍとする。つまり、観察面１００は、（肉厚Ｔ−３．０ｍｍ）×１５ｍｍの矩形とする。各試験片の観察面を機械研磨する。ピクラール（Ｐｉｃｒａｌ）腐食液を用いて機械研磨後の観察面をエッチングして、観察面内の旧オーステナイト結晶粒界を現出させる。その後、観察面を倍率２００倍の光学顕微鏡を用いて、任意の４視野（１視野あたり５００μｍ×５００μｍ）で、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠して、旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号の平均値を求める。求めた平均値を、各測定位置での旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号とする。各測定位置（合計４０箇所）で得られた旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号のうち、最小の結晶粒度番号を、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号と定義する。
旧オーステナイト結晶粒度の測定方法は次のとおりである。継目無鋼管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、継目無鋼管の軸方向に５等分した各区分の軸方向中央位置を選定する。選定された各位置での継目無鋼管の軸方向に垂直な断面において、継目無鋼管の中心軸周りに４５°ピッチ位置の８位置の肉厚中央位置から、継目無鋼管の軸方向と平行な表面（観察面）１００を有する試験片を作製する。試験片の観察面１００は、図３に示すとおり、継目無鋼管の肉厚方向において、外面から１．５ｍｍ深さまでの領域と、内面から１．５ｍｍ深さまでの領域とを削り落として、肉厚方向の長さを、肉厚Ｔ（ｍｍ）−（外面から１．５ｍｍ深さ＋内面から１．５ｍｍ深さ）とする。さらに、観察面１００の長さを継目無鋼管の軸方向に１５ｍｍとする。つまり、観察面１００は、（肉厚Ｔ−３．０ｍｍ）×１５ｍｍの矩形とする。各試験片の観察面を機械研磨する。ピクラール（Ｐｉｃｒａｌ）腐食液を用いて機械研磨後の観察面をエッチングして、観察面内の旧オーステナイト結晶粒界を現出させる。その後、観察面を倍率２００倍の光学顕微鏡を用いて、任意の４視野（１視野あたり５００μｍ×５００μｍ）で、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠して、旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号の平均値を求める。求めた平均値を、各測定位置での旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号とする。各測定位置（合計４０箇所）で得られた旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号のうち、最小の結晶粒度番号を、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号と定義する。
［結晶粒度差ΔＧＳ］
本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織ではさらに、本体領域において、継目無鋼管周方向及び軸方向のうち、任意の複数の部分で測定された結晶粒度番号の最大値と最小値の差（結晶粒度差ΔＧＳ）が１．０以下である。結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超える場合、サワー環境において、鋼材に侵入した水素が粗粒部分の脆化を引き起こし、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。結晶粒度差ΔＧＳが１．０以下である場合、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。本実施形態では、製管工程中に生成するＮｂ炭窒化物及びＮｂ窒化物（以下、Ｎｂ炭窒化物等という）によるピンニング効果により、結晶粒が細粒化され、かつ、結晶粒度差ΔＧＳを１．０以下にすることができる。Ｎｂが含有されない場合、結晶粒は絶対的に粗大化し、パイプの軸方向や周方向の温度ばらつきの影響も受けて、結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超える。
本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織ではさらに、本体領域において、継目無鋼管周方向及び軸方向のうち、任意の複数の部分で測定された結晶粒度番号の最大値と最小値の差（結晶粒度差ΔＧＳ）が１．０以下である。結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超える場合、サワー環境において、鋼材に侵入した水素が粗粒部分の脆化を引き起こし、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。結晶粒度差ΔＧＳが１．０以下である場合、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。本実施形態では、製管工程中に生成するＮｂ炭窒化物及びＮｂ窒化物（以下、Ｎｂ炭窒化物等という）によるピンニング効果により、結晶粒が細粒化され、かつ、結晶粒度差ΔＧＳを１．０以下にすることができる。Ｎｂが含有されない場合、結晶粒は絶対的に粗大化し、パイプの軸方向や周方向の温度ばらつきの影響も受けて、結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超える。
［結晶粒度差ΔＧＳの測定方法］
結晶粒度差ΔＧＳは次の方法で測定される。上述の旧オーステナイト結晶粒度番号の測定方法において、結晶粒度番号を求めた４０箇所の測定位置での結晶粒度番号のうち、最大値と最小値を選択する。最大値から最小値の差分を、結晶粒度差ΔＧＳと定義する。
結晶粒度差ΔＧＳは次の方法で測定される。上述の旧オーステナイト結晶粒度番号の測定方法において、結晶粒度番号を求めた４０箇所の測定位置での結晶粒度番号のうち、最大値と最小値を選択する。最大値から最小値の差分を、結晶粒度差ΔＧＳと定義する。
［降伏強度ＹＳ及び引張強度差ΔＴＳ］
本実施形態の継目無鋼管の降伏強度ＹＳは６５５ＭＰａ（９５ｋｓｉ）〜８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）未満である。降伏強度ＹＳが８６２ＭＰａ以上であれば、上述のミクロ組織を有していても、優れた耐ＳＳＣ性が得られない。一方、降伏強度が６５５ＭＰａ未満であれば、高腐食性井戸用途の油井管として使用するのに必要な強度が得られない。したがって、本実施形態の継目無鋼管の降伏強度ＹＳは６５５〜８６２ＭＰａ未満である。降伏強度は、上述のとおり定義する。すなわち、降伏強度が９５ｋｓｉグレード（６５５ＭＰａ〜７５８ＭＰａ）である場合、０．５％全伸びの値を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。降伏強度が１１０ｋｓｉグレード（７５８ＭＰａ〜８７６ＭＰａ未満）である場合、０．７％全伸びの値を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。これらの降伏強度の定義は、ＡＰＩ規格の５ＣＴ規定に準拠している。
本実施形態の継目無鋼管の降伏強度ＹＳは６５５ＭＰａ（９５ｋｓｉ）〜８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）未満である。降伏強度ＹＳが８６２ＭＰａ以上であれば、上述のミクロ組織を有していても、優れた耐ＳＳＣ性が得られない。一方、降伏強度が６５５ＭＰａ未満であれば、高腐食性井戸用途の油井管として使用するのに必要な強度が得られない。したがって、本実施形態の継目無鋼管の降伏強度ＹＳは６５５〜８６２ＭＰａ未満である。降伏強度は、上述のとおり定義する。すなわち、降伏強度が９５ｋｓｉグレード（６５５ＭＰａ〜７５８ＭＰａ）である場合、０．５％全伸びの値を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。降伏強度が１１０ｋｓｉグレード（７５８ＭＰａ〜８７６ＭＰａ未満）である場合、０．７％全伸びの値を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。これらの降伏強度の定義は、ＡＰＩ規格の５ＣＴ規定に準拠している。
さらに、本実施形態の継目無鋼管の本体領域において、引張強度ＴＳの最大値と最小値との差（引張強度差）ΔＴＳは２７．６ＭＰａ以下である。そのため、本実施形態の継目無鋼管では、周方向及び軸方向において強度ばらつきが抑制される。
［降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳの測定方法］
降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳは次の方法で測定される。継目無鋼管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、継目無鋼管の軸方向に５等分した各区分の軸方向中央位置を選定する。選定された各位置において、継目無鋼管の中心軸周りに９０°ピッチ位置の４位置から、弧状引張試験片を採取する。弧状引張試験片の横断面（継目無鋼管の軸方向と垂直な断面）は弧状であり、弧状引張試験片の軸方向は、継目無鋼管の軸方向と平行である。弧状引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴ規定に準拠して、常温（２５℃）にて引張試験を実施する。各弧状試験片で得られた降伏強度（合計２０箇所）の平均を、継目無鋼管の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と定義する。さらに、各弧状試験片で得られた引張強度ＴＳ（２０箇所）の最大値と最小値との差を引張強度差ΔＴＳ（ＭＰａ）と定義する。
降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳは次の方法で測定される。継目無鋼管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、継目無鋼管の軸方向に５等分した各区分の軸方向中央位置を選定する。選定された各位置において、継目無鋼管の中心軸周りに９０°ピッチ位置の４位置から、弧状引張試験片を採取する。弧状引張試験片の横断面（継目無鋼管の軸方向と垂直な断面）は弧状であり、弧状引張試験片の軸方向は、継目無鋼管の軸方向と平行である。弧状引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴ規定に準拠して、常温（２５℃）にて引張試験を実施する。各弧状試験片で得られた降伏強度（合計２０箇所）の平均を、継目無鋼管の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と定義する。さらに、各弧状試験片で得られた引張強度ＴＳ（２０箇所）の最大値と最小値との差を引張強度差ΔＴＳ（ＭＰａ）と定義する。
［製造方法］
本実施形態の継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。ただし、本実施形態の継目無鋼管の製造方法は後述する製造方法に限定されない。
本実施形態の継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。ただし、本実施形態の継目無鋼管の製造方法は後述する製造方法に限定されない。
本製造方法は、ビレットを加熱する工程（加熱工程）と、加熱後のビレットを用いて素管を製造する工程（製管工程）と、熱間製管して製造され、外面温度がＡ３変態点以上（Ａｃ３変態点以上又はＡｒ３変態点以上）の素管を急冷して焼入れする工程（焼入れ工程）と、焼入れ後の素管に対して焼戻しを実施する工程（焼戻し工程）とを備える。
本製造方法は、製管工程と焼入れ工程との間に、熱間製管後の素管であって、外面温度がＡｃ３点未満〜４００℃の素管に対してインラインで再加熱を実施する補熱工程を含んでもよい。本製造方法はまた、製管工程と焼入れ工程との間に、熱間製管後の素管であって、４００℃未満〜常温（２５℃）の素管に対してオフラインで再加熱を実施する再加熱工程を含んでもよい。本製造方法はまた、焼入れ工程後に、再加熱工程、焼入れ工程を順次実施し、その後、焼戻し工程を実施してもよい。本製造方法はまた、焼戻し工程後に、再加熱工程、焼入れ工程及び焼戻し工程を順次実施してもよい。
より具体的には、本製造方法としてはたとえば、次のとおりである。
ケース１：加熱工程−製管工程−焼入れ工程（直接焼入れ）−焼戻し工程
ケース２：加熱工程−製管工程−補熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程
ケース３：加熱工程−製管工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼き戻し工程
ケース４：加熱工程−製管工程−補熱工程−焼入れ工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程
ケース５：加熱工程−製管工程−再加熱工程−焼入れ工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程
ケース６：加熱工程−製管工程−（補熱工程）−焼入れ工程−焼戻し工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程
ケース７：加熱工程−製管工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程
ケース１：加熱工程−製管工程−焼入れ工程（直接焼入れ）−焼戻し工程
ケース２：加熱工程−製管工程−補熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程
ケース３：加熱工程−製管工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼き戻し工程
ケース４：加熱工程−製管工程−補熱工程−焼入れ工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程
ケース５：加熱工程−製管工程−再加熱工程−焼入れ工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程
ケース６：加熱工程−製管工程−（補熱工程）−焼入れ工程−焼戻し工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程
ケース７：加熱工程−製管工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程−再加熱工程−焼入れ工程−焼戻し工程
ケース１及びケース２は、いわゆるインライン焼入れである。ケース３はいわゆるオフライン焼入れである。以下、各工程について詳述する。
［加熱工程］
初めに、上述の化学組成を有する丸ビレットを準備する。丸ビレットの製造方法は特に限定されない。丸ビレットはたとえば、次の方法により製造される。上記化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼の製造には、たとえば、転炉等を利用する。溶鋼を用いて、連続鋳造法によるブルームを製造する。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。ブルーム及びインゴットを熱間圧延して、横断面が円形状の丸ビレットを製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により丸ビレットを製造してもよい。以上の方法により丸ビレットを準備する。
初めに、上述の化学組成を有する丸ビレットを準備する。丸ビレットの製造方法は特に限定されない。丸ビレットはたとえば、次の方法により製造される。上記化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼の製造には、たとえば、転炉等を利用する。溶鋼を用いて、連続鋳造法によるブルームを製造する。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。ブルーム及びインゴットを熱間圧延して、横断面が円形状の丸ビレットを製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により丸ビレットを製造してもよい。以上の方法により丸ビレットを準備する。
準備された丸ビレットを加熱する。加熱温度は９５０〜１１００℃とする。ここでいう加熱温度とは、加熱炉の炉内温度を意味する。炉内温度が９５０〜１１００℃であれば、丸ビレットの外面温度も９５０〜１１００℃となる。
図１に示すとおり、加熱工程での丸ビレットの加熱温度（丸ビレットの外面温度）が１１００℃以下であれば、後述する穿孔工程でのロール回転数（ロール周速）及び仕上げ温度を満たすことを前提として、旧オーステナイト結晶粒は微細な状態で維持される。そのため、加熱工程での丸ビレットの加熱温度の上限は１１００℃である。加熱工程での丸ビレットの加熱温度が１１００℃以下であればさらに、素管の軸方向及び周方向でのＮｂ固溶率ばらつきを抑制することができ、焼入れ工程後焼戻し工程前の素管でのＮｂ固溶率差ΔＳＲを１０％以下に抑えることができる。その結果、製造された継目無鋼管の本体領域における引張強度差ΔＴＳを２７．６ＭＰａ以下に抑えることができる。一方、加熱工程での丸ビレットの加熱温度が低すぎる場合、丸ビレットの変形抵抗が高まる。この場合、穿孔圧延が困難となる。したがって、加熱工程での丸ビレットの加熱温度の下限は９５０℃である。加熱工程での加熱温度の好ましい上限は１０８０℃であり、好ましい下限は１０５０℃である。
［製管工程］
加熱工程により加熱された丸ビレットを穿孔及び圧延して素管を製造する。製管工程は、穿孔工程と、圧延工程とを備える。圧延工程はたとえば、延伸圧延工程と、定径圧延工程とを含む。穿孔工程では、穿孔機を用いて丸ビレットを穿孔圧延して素管にする。延伸圧延工程では、延伸圧延機を用いて、素管を延伸圧延する。延伸圧延機はたとえば、プラグミル、マンドレルミルである。定径圧延工程では、定径圧延機を用いて、素管を定径圧延する。定径圧延機はたとえば、サイザー又はストレッチレデューサである。
加熱工程により加熱された丸ビレットを穿孔及び圧延して素管を製造する。製管工程は、穿孔工程と、圧延工程とを備える。圧延工程はたとえば、延伸圧延工程と、定径圧延工程とを含む。穿孔工程では、穿孔機を用いて丸ビレットを穿孔圧延して素管にする。延伸圧延工程では、延伸圧延機を用いて、素管を延伸圧延する。延伸圧延機はたとえば、プラグミル、マンドレルミルである。定径圧延工程では、定径圧延機を用いて、素管を定径圧延する。定径圧延機はたとえば、サイザー又はストレッチレデューサである。
上述のとおり、製管工程中穿孔工程及び延伸圧延工程での丸ビレット（素管）の外面温度は１１００℃以下である。さらに、最終の圧延（定径圧延工程での最終圧下スタンドでの圧延）時の素管の外面温度（仕上げ温度）は１０００℃以下である。
具体的には、加熱工程での丸ビレットの加熱温度は１１００℃以下であり、かつ、定径圧延機出側で測定された素管の本体領域での外面温度（仕上げ温度）の最高値が１０００℃以下である。
穿孔機の出側、延伸圧延機の最終の圧下スタンドの出側、及び、定径圧延機の最終の圧下スタンドの出側には、放射温度計が配置されている。穿孔機の出側、延伸圧延機の最終の圧下スタンドの出側、定径圧延機の最終の圧下スタンドの出側を通過する素管のうち、本体領域に相当する部分の外面温度を放射温度計で測定する。ノイズを除去した測定結果のうちの本体領域での最高温度を、各設備（穿孔機、延伸圧延機、定径圧延機）の出側での上記素管の外面温度と定義する。
加熱工程での丸ビレットの加熱温度が９５０〜１１００℃以下であっても、製管工程中の丸ビレットにおいて加工発熱が発生すれば、製管工程中の丸ビレット（素管）の本体領域において、外面温度が１１００℃を超える部分が発生する。この場合、製管工程中に生成する微細なＮｂ炭窒化物、Ｎｂ炭化物及びＮｂ窒化物が再び固溶してしまう。この場合、Ｎｂ炭窒化物等が固溶したＮｂ炭窒化物、Ｎｂ炭化物及びＮｂ窒化物によるピンニング効果が得られず、オーステナイト粒が微細化されない。その結果、本体領域の旧オーステナイト結晶粒度が７．０未満になったり、結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超えたりする。この場合、耐ＳＳＣ性が低下する。さらに、焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管におけるＮｂ固溶率差ΔＳＲが１０％を超える。その結果、継目無鋼管の引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａを超え、強度ばらつきが大きくなる。
製管工程のうち、特に、丸ビレットを加熱した直後に実施される穿孔工程では、圧延比が高い。そのため、穿孔工程、延伸圧延工程及び定径圧延工程のうちで、穿孔工程で加工発熱が最も発生しやすく、穿孔工程で丸ビレット（素管）の外面温度が１１００℃を超えやすい。そして、穿孔工程にて素管の外面温度が１１００℃を超えれば、圧延工程の定径圧延機出側での素管の外面温度（仕上げ温度）が１０００℃を超える。この場合、本体領域の旧オーステナイト結晶粒度が７．０未満になったり、結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超えたり、引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａを超える。
そこで本例では、穿孔工程では、穿孔機のロール回転数を制御して、穿孔工程での加工発熱を抑制し、製管工程中の丸ビレット（素管）の外面温度を１１００℃以下に抑える。穿孔機は複数（たとえば一対）の傾斜ロールと、複数の傾斜ロールの間に配置されるプラグとを備える。本実施形態では、穿孔機の傾斜ロールのロール径を１３９０〜１４１０ｍｍとし、回転数を２０〜７５ｒｐｍとする。このとき、傾斜ロールの周速は１４５０〜５５５０ｍｍ／秒である。なお、傾斜ロールのロール径は、傾斜ロールのゴージ部のロール径（ｍｍ）を意味する。
傾斜ロールの回転数が７５ｒｐｍ以下であれば、１．２〜４．０の圧延比での穿孔圧延において、１１００℃以下で加熱された丸ビレットを穿孔圧延する場合においても、穿孔工程中の丸ビレット外面温度が加工発熱により１１００℃よりも高く上昇するのを抑制できる。さらに、定径圧延工程での最終の圧延時の素管温度（仕上げ温度）が１０００℃以下になる。
なお、仕上げ温度が低すぎれば、製管工程において製管が困難となる。したがって、仕上げ温度の下限は８００℃である。つまり、仕上げ温度は８００〜１０００℃である。仕上げ温度の好ましい下限は８５０℃である。
［補熱工程］
補熱工程は必要に応じて実施される。熱間製管後の素管の外面温度（仕上げ温度）がＡ3変態点（Ａｒ3変態点）未満であれば、焼入れを実施できない。ただし、熱間製管後の素管の外面温度が４００℃以上であれば、オフラインの加熱炉で再加熱する必要がなく、定径圧延機と焼入れ装置（急冷装置）とをつなぐ搬送路上に配置された補熱炉又はインダクションヒータを用いて、インラインで素管を加熱して素管の外面温度をＡｃ３変態点以上にする。補熱工程により加熱される素管の外面温度の好ましい上限はＡｃ３変態点＋５０℃である。補熱工程により加熱後の素管の外面温度を、本明細書では「補熱温度」と称する。補熱温度は次の方法で測定される。インダクションヒータを用いて補熱工程を実施する場合、インダクションヒータ出側での素管の本体領域の外面温度の平均値を、補熱温度（℃）と定義する。この場合、インダクションヒータの出側に配置された放射温度計により、補熱温度が測定される。一方、補熱炉を用いて補熱工程を実施する場合、補熱炉の炉温（℃）は、素管の本体領域の外面温度と一致する。そのためこの場合、補熱炉の炉温を素管の外面温度（℃）と定義する。
補熱工程は必要に応じて実施される。熱間製管後の素管の外面温度（仕上げ温度）がＡ3変態点（Ａｒ3変態点）未満であれば、焼入れを実施できない。ただし、熱間製管後の素管の外面温度が４００℃以上であれば、オフラインの加熱炉で再加熱する必要がなく、定径圧延機と焼入れ装置（急冷装置）とをつなぐ搬送路上に配置された補熱炉又はインダクションヒータを用いて、インラインで素管を加熱して素管の外面温度をＡｃ３変態点以上にする。補熱工程により加熱される素管の外面温度の好ましい上限はＡｃ３変態点＋５０℃である。補熱工程により加熱後の素管の外面温度を、本明細書では「補熱温度」と称する。補熱温度は次の方法で測定される。インダクションヒータを用いて補熱工程を実施する場合、インダクションヒータ出側での素管の本体領域の外面温度の平均値を、補熱温度（℃）と定義する。この場合、インダクションヒータの出側に配置された放射温度計により、補熱温度が測定される。一方、補熱炉を用いて補熱工程を実施する場合、補熱炉の炉温（℃）は、素管の本体領域の外面温度と一致する。そのためこの場合、補熱炉の炉温を素管の外面温度（℃）と定義する。
［再加熱工程］
再加熱工程は必要に応じて実施される。熱間製管後の素管を放冷した結果、素管の外面温度が４００℃未満〜常温（２５℃）になった場合、製管ラインのオフラインに配置された加熱炉を用いて、素管を再加熱する。再加熱工程により加熱される素管の外面温度はＡｃ３変態点以上であり、好ましい上限はＡｃ３変態点＋５０℃である。加熱炉の炉温（℃）は、素管の本体領域の外面温度と一致する。そのため、再加熱工程において加熱炉を用いる場合、加熱炉の炉温を素管の外面温度（℃）と定義する。
再加熱工程は必要に応じて実施される。熱間製管後の素管を放冷した結果、素管の外面温度が４００℃未満〜常温（２５℃）になった場合、製管ラインのオフラインに配置された加熱炉を用いて、素管を再加熱する。再加熱工程により加熱される素管の外面温度はＡｃ３変態点以上であり、好ましい上限はＡｃ３変態点＋５０℃である。加熱炉の炉温（℃）は、素管の本体領域の外面温度と一致する。そのため、再加熱工程において加熱炉を用いる場合、加熱炉の炉温を素管の外面温度（℃）と定義する。
なお、焼入れ工程後、又は焼戻し工程後に再度焼入れ工程を実施するために、再加熱工程を実施する場合（上記ケース４及びケース５等）においても、上述と同様に、素管に対して再加熱を実施する。この場合においても、再加熱工程により加熱される素管の外面温度はＡｃ３変態点以上であり、好ましい上限はＡｃ３変態点＋５０℃である。
［焼入れ工程］
焼入れ工程では、Ａ３変態点以上（製管工程後の素管の外面温度がＡｒ３変態点以上、又は、補熱工程及び再加熱工程を実施した場合、素管の外面温度がＡｃ３変態点以上）の外面温度を有する素管を、急冷して焼入れする。焼入れ工程での急冷開始時の素管の外面温度（焼入れ温度）は、Ａ3変態点（Ａｒ３変態点又はＡｃ３変態点）〜１０００℃である。ここで、急冷開始時の素管の外面温度は、本体領域の外面温度の平均値である。さらに、焼入れ工程での急冷開始時の素管の外面温度から、素管の外面温度が３００℃に至るまでの間の平均冷却速度ＣＲを、１５℃／秒以上とする。
焼入れ工程では、Ａ３変態点以上（製管工程後の素管の外面温度がＡｒ３変態点以上、又は、補熱工程及び再加熱工程を実施した場合、素管の外面温度がＡｃ３変態点以上）の外面温度を有する素管を、急冷して焼入れする。焼入れ工程での急冷開始時の素管の外面温度（焼入れ温度）は、Ａ3変態点（Ａｒ３変態点又はＡｃ３変態点）〜１０００℃である。ここで、急冷開始時の素管の外面温度は、本体領域の外面温度の平均値である。さらに、焼入れ工程での急冷開始時の素管の外面温度から、素管の外面温度が３００℃に至るまでの間の平均冷却速度ＣＲを、１５℃／秒以上とする。
平均冷却速度ＣＲが遅すぎれば、鋼中のマルテンサイトの割合が減少し、ベイナイトの割合が増加する。この場合、継目無鋼管の焼戻しマルテンサイトの面積率が９０％未満となり、十分な強度が得られない。そのため、平均冷却速度ＣＲを１５℃／秒以上とする。平均冷却速度ＣＲの好ましい下限は１７℃／秒であり、さらに好ましくは１９℃／秒である。焼入れ工程での好ましい急冷方法は水冷である。
ケース１、２、４及び６に代表される、いわゆるインライン焼入れを実施する場合、焼入れ工程は、たとえば、製管ライン上であって、定径圧延機の下流に配置された水冷装置により実施される。水冷装置はたとえば、ラミナー水流装置と、ジェット水流装置とを備える。ラミナー水流装置は、素管に対して上方から水を注ぐ。このとき、素管に注がれる水は、ラミナー状の水流を形成する。ジェット水流装置は、素管の端から素管内部に向かってジェット水流を噴射する。水冷装置は、上述のラミナー水流装置及びジェット水流装置以外の他の装置であってもよい。水冷装置はたとえば、水槽であってもよい。この場合、素管は水槽内に浸漬され、冷却される。水冷装置はまた、ラミナー水流装置のみであってもよい。
ケース３、５及び７に代表される、いわゆるオフライン焼入れを実施する場合、焼入れ工程は、たとえば、製管ライン外に配置された水冷装置により実施される。水冷装置は、インライン焼入れで使用される水冷装置と同様である。オフライン焼入れを実施する場合、逆変態を利用できるため、インライン焼入れのみを実施する場合と比較して、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号が高くなる。
［Ｎｂ固溶率差ΔＳＲ］
最初の焼入れ工程後であって次の工程を実施する前（たとえば、次工程が焼戻し工程の場合は、焼戻し工程前、次工程が再加熱工程である場合、再加熱工程前）の素管において、Ｎｂ炭窒化物等（Ｎｂ炭窒化物及びＮｂ窒化物）として析出せずに鋼中に固溶しているＮｂの、鋼中の全Ｎｂ含有量に対する割合をＮｂ固溶率（質量％）と定義する。この場合、素管の本体領域でのＮｂ固溶率の最大値と最小値との差（以下、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲという）は１０％以下である。Ｎｂ固溶率差ΔＳＲが１０％を超える場合、後述の焼戻し工程を経て製造される継目無鋼管の本体領域で測定された引張強度ＴＳの最大値と最小値との差（引張強度差ΔＴＳ）が大きくなり、継目無鋼管中での強度ばらつきが大きくなる。Ｎｂ固溶率差ΔＳＲが１０％以下である場合、引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａ以下と小さくなり、継目無鋼管周方向及び軸方向での強度ばらつきが抑えられる。そのため、本実施形態の継目無鋼管は安定した高強度を有する。本実施形態では、上述の製管工程において従来よりも低温（１１００℃以下）で製管し、かつ、穿孔圧延時に発生する加工発熱を抑制することにより、上記Ｎｂ固溶率差を実現する。
最初の焼入れ工程後であって次の工程を実施する前（たとえば、次工程が焼戻し工程の場合は、焼戻し工程前、次工程が再加熱工程である場合、再加熱工程前）の素管において、Ｎｂ炭窒化物等（Ｎｂ炭窒化物及びＮｂ窒化物）として析出せずに鋼中に固溶しているＮｂの、鋼中の全Ｎｂ含有量に対する割合をＮｂ固溶率（質量％）と定義する。この場合、素管の本体領域でのＮｂ固溶率の最大値と最小値との差（以下、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲという）は１０％以下である。Ｎｂ固溶率差ΔＳＲが１０％を超える場合、後述の焼戻し工程を経て製造される継目無鋼管の本体領域で測定された引張強度ＴＳの最大値と最小値との差（引張強度差ΔＴＳ）が大きくなり、継目無鋼管中での強度ばらつきが大きくなる。Ｎｂ固溶率差ΔＳＲが１０％以下である場合、引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａ以下と小さくなり、継目無鋼管周方向及び軸方向での強度ばらつきが抑えられる。そのため、本実施形態の継目無鋼管は安定した高強度を有する。本実施形態では、上述の製管工程において従来よりも低温（１１００℃以下）で製管し、かつ、穿孔圧延時に発生する加工発熱を抑制することにより、上記Ｎｂ固溶率差を実現する。
［Ｎｂ固溶率差ΔＳＲの測定方法］
最初の焼入れ工程後であって次工程前の素管のＮｂ固溶率は、抽出残渣法により測定する。具体的には、最初の焼入れ工程後であって次工程前の素管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、素管の軸方向に５等分し、各区分の素管軸方向の中央位置を測定位置に選定する。各測定位置での素管の軸方向に垂直な断面において、素管の中心軸周りに９０°ピッチの４つ位置の肉厚中央位置から、試験片を採取する。このとき、採取された試験片の表面積は１５ｃｍ２とする。試験片を電解液中で０．５ｇ分電解してマトリクスを溶解する。電解液は、１０％アセチルアセトン＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋残部メタノールであり、電流は２００Ａ／ｍ２とする。０．２μｍ穴径のフィルタで残渣（＝析出物）を濾過し、析出物を抽出する。その析出物を酸分解して、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ分析）にて化学組成を分析し、析出物中のＮｂ含有量を求める。この析出物中のＮｂ含有量に基づいて、次の式によりＮｂ固溶率を求める。
Ｎｂ固溶率＝（鋼中の全Ｎｂ含有量−析出物中のＮｂ含有量）／鋼中の全Ｎｂ含有量
最初の焼入れ工程後であって次工程前の素管のＮｂ固溶率は、抽出残渣法により測定する。具体的には、最初の焼入れ工程後であって次工程前の素管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、素管の軸方向に５等分し、各区分の素管軸方向の中央位置を測定位置に選定する。各測定位置での素管の軸方向に垂直な断面において、素管の中心軸周りに９０°ピッチの４つ位置の肉厚中央位置から、試験片を採取する。このとき、採取された試験片の表面積は１５ｃｍ２とする。試験片を電解液中で０．５ｇ分電解してマトリクスを溶解する。電解液は、１０％アセチルアセトン＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋残部メタノールであり、電流は２００Ａ／ｍ２とする。０．２μｍ穴径のフィルタで残渣（＝析出物）を濾過し、析出物を抽出する。その析出物を酸分解して、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ分析）にて化学組成を分析し、析出物中のＮｂ含有量を求める。この析出物中のＮｂ含有量に基づいて、次の式によりＮｂ固溶率を求める。
Ｎｂ固溶率＝（鋼中の全Ｎｂ含有量−析出物中のＮｂ含有量）／鋼中の全Ｎｂ含有量
得られたＮｂ固溶率のうち、最大値と最小値を選び、最大値と最小値との差をＮｂ固溶率差ΔＳＲと定義する。
なお、Ｎｂ固溶率は上述のとおり、最初の焼入れ工程後の素管であって次工程前に測定する。
［焼戻し工程］
焼入れ工程にて急冷されて焼入れされた素管を、焼戻しして継目無鋼管とする。焼戻し温度は、６５０℃〜Ａｃ1変態点であり、所望の力学特性に基づいて調整される。具体的には、焼戻し後の継目無鋼管の降伏強度が６５５ＭＰａ〜８６２ＭＰａ未満となるように、焼戻し温度が調整される。降伏強度が８６２ＭＰａ以上であれば、結晶粒度番号が７．０以上であり、結晶粒度番号差ΔＧＳが１．０以下であっても、耐ＳＳＣ性が低くなる。降伏強度が８６２ＭＰa未満であれば、耐ＳＳＣ性がより高まる。上述の化学組成の本実施形態の継目無鋼管の降伏強度を６５５ＭＰａ〜８６２ＭＰａ未満とするための焼戻し温度は６５０℃〜Ａｃ1変態点であり、好ましい上限は７５０℃である。
焼入れ工程にて急冷されて焼入れされた素管を、焼戻しして継目無鋼管とする。焼戻し温度は、６５０℃〜Ａｃ1変態点であり、所望の力学特性に基づいて調整される。具体的には、焼戻し後の継目無鋼管の降伏強度が６５５ＭＰａ〜８６２ＭＰａ未満となるように、焼戻し温度が調整される。降伏強度が８６２ＭＰａ以上であれば、結晶粒度番号が７．０以上であり、結晶粒度番号差ΔＧＳが１．０以下であっても、耐ＳＳＣ性が低くなる。降伏強度が８６２ＭＰa未満であれば、耐ＳＳＣ性がより高まる。上述の化学組成の本実施形態の継目無鋼管の降伏強度を６５５ＭＰａ〜８６２ＭＰａ未満とするための焼戻し温度は６５０℃〜Ａｃ1変態点であり、好ましい上限は７５０℃である。
なお、焼戻し温度（℃）とは、焼戻し工程で利用される熱処理炉での炉内温度を意味する。焼戻し工程において、素管の外面温度は焼戻し温度（炉内温度）と同じになる。
以上の工程により製造された継目無鋼管は、優れた耐ＳＳＣ性を有し、周方向及び軸方向にわたって６５５ＭＰａ〜８６２ＭＰａ未満の降伏強度を安定して有する。
種々の化学組成を有する複数の継目無鋼管を製造し、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性及び強度ばらつきを調査した。
［調査方法］
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。
溶鋼を用いて連続鋳造により複数の丸ビレットを製造した。丸ビレットを用いて、表２に示す製造条件で継目無鋼管を製造した。本実施例では、上記ケース１及びケース２のいわゆるインライン焼入れを実施した。
具体的には、各試験番号の丸ビレットを表２に記載の加熱温度（℃）で加熱した。加熱された丸ビレットに対して、製管工程（穿孔工程、延伸圧延工程及び定径圧延工程）を実施して、外径２４４．５ｍｍ、肉厚１３．８ｍｍの素管を製造した。製管工程において、穿孔機の傾斜ロールのロール径は１３９０〜１４１０ｍｍであった。具体的には、試験番号１〜１１の穿孔機の傾斜ロールのロール径は１３９０ｍｍであり、試験番号１２〜１５の穿孔機の傾斜ロールのロール径は１４１０ｍｍであった。製管工程における穿孔機の穿孔時のロール回転数（ｒｐｍ）、ロール周速（ｍｍ／秒）、及び仕上げ温度（℃）は表２に示すとおりであった。
製造された素管のうち、試験番号２及び５以外の素管に対して、表２に示す補熱温度で補熱工程を実施した。製管工程後（試験番号２及び５）、又は補熱工程後の素管に対して、急冷して焼入れを実施した。焼入れ工程での急冷開始温度は表２に示すとおりであり、いずれもＡ3変態点以上であった。焼入れ工程での急冷開始温度から素管の外面温度が３００℃に至るまでの平均冷却速度ＣＲは１５℃／秒以上であった。焼入れ工程後の素管に対して焼戻しを実施した。焼戻し温度は表２に示すとおりであり、焼戻し温度での保持時間はいずれも３０分であった。いずれの試験番号の焼戻し温度も、Ａｃ1変態点以下であった。以上の製造工程により、各試験番号の継目無鋼管を製造した。なお、各試験番号において、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲを測定するために、焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管も準備した。
また、製造された継目無鋼管の本体領域の任意の肉厚中央部において周知の成分分析法（Ｃ及びＳについては周知の燃焼−赤外線吸収法、Ｏ及びＮについては周知の高温離脱ガス分析法、その他の合金元素についてはＩＣＰ分析法）を実施した結果、各試験番号の継目無鋼管の化学組成は、表１と一致した。
［Ｎｂ固溶率差ΔＳＲ］
各試験番号の焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、素管の軸方向に５等分し、各区分の素管軸方向の中央位置を測定位置に選定した。各測定位置での素管の軸方向に垂直な断面において、素管の中心軸周りに９０°ピッチの４つ位置の肉厚中央位置から、試験片を採取した。このとき、採取された試験片の表面積は１５ｃｍ２とした。試験片を電解液中で０．５ｇ分電解してマトリクスを溶解した。電解液は、１０％アセチルアセトン＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋残部メタノールであり、電流は２００Ａ／ｍ２とした。０．２μｍ穴径のフィルタで残渣（＝析出物）を濾過し、析出物を抽出した。その析出物を酸分解して、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ分析）にて化学組成を分析し、析出物中のＮｂ含有量を求めた。この析出物中のＮｂ含有量に基づいて、次の式によりＮｂ固溶率を求めた。
Ｎｂ固溶率＝（鋼中の全Ｎｂ含有量−析出物中のＮｂ含有量）／鋼中の全Ｎｂ含有量
各試験番号の焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、素管の軸方向に５等分し、各区分の素管軸方向の中央位置を測定位置に選定した。各測定位置での素管の軸方向に垂直な断面において、素管の中心軸周りに９０°ピッチの４つ位置の肉厚中央位置から、試験片を採取した。このとき、採取された試験片の表面積は１５ｃｍ２とした。試験片を電解液中で０．５ｇ分電解してマトリクスを溶解した。電解液は、１０％アセチルアセトン＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋残部メタノールであり、電流は２００Ａ／ｍ２とした。０．２μｍ穴径のフィルタで残渣（＝析出物）を濾過し、析出物を抽出した。その析出物を酸分解して、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ分析）にて化学組成を分析し、析出物中のＮｂ含有量を求めた。この析出物中のＮｂ含有量に基づいて、次の式によりＮｂ固溶率を求めた。
Ｎｂ固溶率＝（鋼中の全Ｎｂ含有量−析出物中のＮｂ含有量）／鋼中の全Ｎｂ含有量
各測定位置で得られたＮｂ固溶率（合計２０箇所）のうち、最大値と最小値を選び、最大値と最小値との差をＮｂ固溶率差ΔＳＲと定義した。
［旧オーステナイト結晶粒度番号及び結晶粒度番号差ΔＧＳ測定試験］
各試験番号の継目無鋼管のうち、第１管端領域及び第２管端領域を除く、本体領域を継目無鋼管の軸方向に５等分した場合の、各区分の軸方向の中央位置を測定位置に選定した。各測定位置において、継目無鋼管の中心軸周りに４５°ピッチの８位置での肉厚中央位置から、継目無鋼管の軸方向に平行な表面（観察面）を有する試験片を作製した。試験片の観察面１００は、図３に示すとおり、継目無鋼管の肉厚方向において、外面から１．５ｍｍ深さまでの領域と、内面から１．５ｍｍ深さまでの領域とを削り落として、観察面１００の肉厚方向の長さを、肉厚Ｔ（ｍｍ）−（外面から１．５ｍｍ深さ＋内面から１．５ｍｍ深さ）とした。さらに、観察面１００の継目無鋼管の軸方向の長さを１５ｍｍとした。つまり、観察面１００は、（肉厚Ｔ−３．０ｍｍ）×１５ｍｍの矩形であった。各試験片の観察面を機械研磨した。ピクラール（Ｐｉｃｒａｌ）腐食液を用いて機械研磨後の観察面をエッチングして、観察面内の旧オーステナイト結晶粒界を現出させた。その後、観察面を倍率２００倍の光学顕微鏡を用いて、任意の４視野（１視野あたり５００μｍ×５００μｍ）でで、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠して、旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号の平均値を求め、各測定位置での旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号とした。各測定位置（合計４０箇所）で得られた旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号のうち、最小の結晶粒度番号を、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号と定義した。さらに、各測定位置で得られた結晶粒度番号（合計４０箇所）のうちの最大値と最小値を選び、最大値から最小値を差し引いた差分を結晶粒度差ΔＧＳと定義した。
各試験番号の継目無鋼管のうち、第１管端領域及び第２管端領域を除く、本体領域を継目無鋼管の軸方向に５等分した場合の、各区分の軸方向の中央位置を測定位置に選定した。各測定位置において、継目無鋼管の中心軸周りに４５°ピッチの８位置での肉厚中央位置から、継目無鋼管の軸方向に平行な表面（観察面）を有する試験片を作製した。試験片の観察面１００は、図３に示すとおり、継目無鋼管の肉厚方向において、外面から１．５ｍｍ深さまでの領域と、内面から１．５ｍｍ深さまでの領域とを削り落として、観察面１００の肉厚方向の長さを、肉厚Ｔ（ｍｍ）−（外面から１．５ｍｍ深さ＋内面から１．５ｍｍ深さ）とした。さらに、観察面１００の継目無鋼管の軸方向の長さを１５ｍｍとした。つまり、観察面１００は、（肉厚Ｔ−３．０ｍｍ）×１５ｍｍの矩形であった。各試験片の観察面を機械研磨した。ピクラール（Ｐｉｃｒａｌ）腐食液を用いて機械研磨後の観察面をエッチングして、観察面内の旧オーステナイト結晶粒界を現出させた。その後、観察面を倍率２００倍の光学顕微鏡を用いて、任意の４視野（１視野あたり５００μｍ×５００μｍ）でで、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠して、旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号の平均値を求め、各測定位置での旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号とした。各測定位置（合計４０箇所）で得られた旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号のうち、最小の結晶粒度番号を、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号と定義した。さらに、各測定位置で得られた結晶粒度番号（合計４０箇所）のうちの最大値と最小値を選び、最大値から最小値を差し引いた差分を結晶粒度差ΔＧＳと定義した。
［引張試験］
各試験番号の継目無鋼管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、継目無鋼管の軸方向に５等分した各区分において、継目無鋼管の軸方向の中央位置を選定した。選定された各位置の継目無鋼管の中心軸周りに９０°ピッチ位置の４位置から、弧状引張試験片を採取した。弧状引張試験片の横断面（継目無鋼管の軸方向と垂直な断面）は弧状であり、弧状引張試験片の軸方向は、継目無鋼管の軸方向と平行であった。弧状引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴ規定に準拠して、常温（２５℃）にて引張試験を実施した。各弧状試験片で得られた降伏強度（合計２０箇所）の平均を、継目無鋼管の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と定義した。各弧状試験片で得られた引張強度（合計２０箇所）の平均を、継目無鋼管の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と定義した。各弧状試験片で得られた引張強度ＴＳ（２０箇所）の最大値と最小地との差を引張強度差ΔＴＳ（ＭＰａ）と定義した。
各試験番号の継目無鋼管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、継目無鋼管の軸方向に５等分した各区分において、継目無鋼管の軸方向の中央位置を選定した。選定された各位置の継目無鋼管の中心軸周りに９０°ピッチ位置の４位置から、弧状引張試験片を採取した。弧状引張試験片の横断面（継目無鋼管の軸方向と垂直な断面）は弧状であり、弧状引張試験片の軸方向は、継目無鋼管の軸方向と平行であった。弧状引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴ規定に準拠して、常温（２５℃）にて引張試験を実施した。各弧状試験片で得られた降伏強度（合計２０箇所）の平均を、継目無鋼管の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と定義した。各弧状試験片で得られた引張強度（合計２０箇所）の平均を、継目無鋼管の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と定義した。各弧状試験片で得られた引張強度ＴＳ（２０箇所）の最大値と最小地との差を引張強度差ΔＴＳ（ＭＰａ）と定義した。
［耐ＳＳＣ性試験］
各試験番号の継目無鋼管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、継目無鋼管の軸方向に５等分した各区分において、継目無鋼管の軸方向の中央位置を選定した。各選定された各位置の継目無鋼管の中心軸周りに９０°ピッチ位置の４位置の肉厚中央部から丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の軸方向と平行であった。丸棒試験片の平行部の外径は６．３５ｍｍであり、平行部の長さは２５．４ｍｍであった。
各試験番号の継目無鋼管の第１管端領域と第２管端領域とを除く本体領域を、継目無鋼管の軸方向に５等分した各区分において、継目無鋼管の軸方向の中央位置を選定した。各選定された各位置の継目無鋼管の中心軸周りに９０°ピッチ位置の４位置の肉厚中央部から丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の軸方向と平行であった。丸棒試験片の平行部の外径は６．３５ｍｍであり、平行部の長さは２５．４ｍｍであった。
ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）ＴＭ０１７７Ａ法に従って、定荷重試験により、各丸棒試験片の耐ＳＳＣ性を評価した。試験浴は、１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させた常温の５％塩化ナトリウム＋０．５％酢酸水溶液であった。各丸棒試験片の実降伏強度（ＡＹＳ）の９０％に相当する負荷応力を負荷して、試験浴に７２０時間浸漬した。浸漬してから７２０時間経過後、各丸棒試験片が破断したか否かを確認した。各試験番号の丸棒試験片（合計２０個）の全てに破断が観察されなかった場合、その鋼の耐ＳＳＣ性は高い（合格）と判断した。各試験番号の丸棒試験片（合計２０個）のいずれかに破断が観察された場合、その鋼の耐ＳＳＣ性は低い（不合格）と判断した。
［試験結果］
表２に試験結果を示す。表２中の「ＹＳ」は降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）を示し、「ＴＳ」は引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を示す。「耐ＳＳＣ性」欄には、耐ＳＳＣ性評価試験結果が記載されている。「合格」は、丸棒試験片に破断が観察されず、優れた耐ＳＳＣ性が示されたことを意味する。「不合格」は、丸棒試験片に破断が観察され、耐ＳＳＣ性が低かったことを意味する。なお、各試験番号において、得られた降伏強度ＹＳが９５ｋｓｉ級（６５５〜７５８ＭＰａ未満）の場合、降伏比ＹＲが８５．０％以上であり、得られた降伏強度ＹＳが１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ）である場合、降伏比が９０．０％以上であり、焼戻しマルテンサイトの面積率がいずれも９０％以上であった。
表２に試験結果を示す。表２中の「ＹＳ」は降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）を示し、「ＴＳ」は引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を示す。「耐ＳＳＣ性」欄には、耐ＳＳＣ性評価試験結果が記載されている。「合格」は、丸棒試験片に破断が観察されず、優れた耐ＳＳＣ性が示されたことを意味する。「不合格」は、丸棒試験片に破断が観察され、耐ＳＳＣ性が低かったことを意味する。なお、各試験番号において、得られた降伏強度ＹＳが９５ｋｓｉ級（６５５〜７５８ＭＰａ未満）の場合、降伏比ＹＲが８５．０％以上であり、得られた降伏強度ＹＳが１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ）である場合、降伏比が９０．０％以上であり、焼戻しマルテンサイトの面積率がいずれも９０％以上であった。
表２を参照して、試験番号１〜８では、化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、降伏強度ＹＳが６５５〜８６２ＭＰａ未満であった。さらに、継目無鋼管内の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号がいずれも７．０以上であり、かつ、結晶粒度差ΔＧＳが１．０以下であった。そのため、耐ＳＳＣ性試験でいずれも割れが確認されず、優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
試験番号１〜８ではさらに、焼入れ工程後焼戻し工程前の素管でのＮｂ固溶率差ΔＳＲがいずれも１０％以下であった。そのため、焼戻し工程後の各試験番号の継目無鋼管の引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａ以下であり、継目無鋼管周方向及び全体で安定した強度が得られた。
一方、試験番号９では、傾斜ロール回転数が７５ｒｐｍを超え、穿孔工程でのロール周速が５５５０ｍｍ／秒を超えた。その結果、素管の仕上げ温度が１０００℃を超えた。そのため、継目無鋼管内の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が７．０未満となり、さらに、結晶粒度番号差ΔＧＳが１．０を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。さらに、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲが１０％を超えた。そのため、強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａを超え、継目無鋼管の周方向及び軸方向において強度がばらつき、安定した強度が得られなかった。
試験番号１０では、丸ビレットの加熱温度が高すぎた。その結果、製管工程での素管の仕上げ温度が１０００℃を超えた。そのため、継目無鋼管内の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した粒度番号が７．０未満となり、さらに、結晶粒度番号差ΔＧＳが１．０を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。さらに、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲが１０％を超えた。そのため、強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａを超え、継目無鋼管の周方向及び軸方向において強度がばらつき、安定した強度が得られなかった。
試験番号１１では、Ｎｂを含有しなかった。そのため、継目無鋼管内の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した粒度番号が７．０未満であり、かつ、結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超えた。そのため、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号１２では、Ｎｂ含有量が低すぎた。そのため、そのため、継目無鋼管内の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した粒度番号が７．０未満であった。そのため、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号１３〜１４では、試験番号９と同様に、傾斜ロール回転数が７５ｒｐｍを超え、穿孔工程でのロール周速が５５５０ｍｍ／秒を超えた。その結果、素管の仕上げ温度が１０００℃を超えた。そのため、継目無鋼管内の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が７．０未満となり、さらに、結晶粒度番号差ΔＧＳが１．０を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。さらに、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲが１０％を超えた。そのため、強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａを超え、継目無鋼管の周方向及び軸方向において強度がばらつき、安定した強度が得られなかった。
試験番号１５では、焼戻し温度が６５０℃未満と低すぎた。そのため、降伏強度が８６２ＭＰａ以上となった。その結果、耐ＳＳＣ性試験で割れが確認され、耐ＳＳＣ性が低かった。
実施例１と同じ条件で、表１に示す溶鋼を用いて連続鋳造により複数の丸ビレットを製造した。丸ビレットを用いて、表３に示す製造条件で継目無鋼管を製造した。
具体的には、各試験番号の丸ビレットを表３に記載の加熱温度（℃）で加熱した。加熱された丸ビレットに対して、製管工程（穿孔工程、延伸圧延工程及び定径圧延工程）を実施して、外径２４４．５ｍｍ、肉厚１３．８ｍｍの素管を製造した。製管工程において、穿孔機の傾斜ロールのロール径は１３９０〜１４１０ｍｍであった。具体的には、試験番号１６〜２０の穿孔機の傾斜ロールのロール径は１３９０ｍｍであり、試験番号２１〜２３の穿孔機の傾斜ロールのロール径は１４１０ｍｍであった。製管工程における穿孔機の穿孔時のロール回転数（ｒｐｍ）、ロール周速（ｍｍ／秒）、及び仕上げ温度（℃）は表３に示すとおりであった。
製管工程後の素管のうち、試験番号１６の素管に対して、焼入れ工程前に、表３に示す補熱温度で補熱を行った。製管工程後（試験番号１７〜２３）、又は補熱工程後（試験番号１６）の素管に対して、急冷して焼入れ（インライン焼入れ）を実施した。焼入れ工程での急冷開始温度（焼入れ温度）ＱＴ１は表３に示すとおりであり、いずれもＡ3変態点以上であった。焼入れ工程での急冷開始温度ＱＴ１から素管の外面温度が３００℃に至るまでの平均冷却速度ＣＲは１５℃／秒以上であった。焼入れ工程後の素管に対して焼戻しを実施した。焼戻し温度ＴＴ１は表３に示すとおりであり、焼戻し温度ＴＴ１での保持時間はいずれも３０分であった。いずれの試験番号の焼戻し温度ＴＴ１も、Ａｃ1変態点以下であった。焼戻し後の素管を常温（２５℃）まで放冷した。
常温の素管を表３に示す再加熱焼入れ温度ＱＴ２（℃）に加熱し、再加熱温度の素管を急冷して焼入れ（オフライン焼入れ）を実施した。焼入れ工程での急冷開始温度は表３に示す再加熱焼入れ温度ＱＴ２と同じであった。焼入れ工程での急冷開始温度ＱＴ２から素管の外面温度が３００℃に至るまでの平均冷却速度ＣＲは１５℃／秒以上であった。オフライン焼入れ後の素管に対して焼戻しを実施した。焼戻し温度ＴＴ２は表３に示すとおりであり、焼戻し温度ＴＴ２での保持時間はいずれも３０分であった。いずれの試験番号の焼戻し温度ＴＴ２も、Ａｃ1変態点以下であった。以上の製造工程により、各試験番号の継目無鋼管を製造した。なお、各試験番号において、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲを測定するために、インライン焼入れ工程後であって１回目の焼戻し工程前の素管も準備した。
製造された継目無鋼管の本体領域の任意の肉厚中央部において周知の成分分析法（Ｃ及びＳについては周知の燃焼−赤外線吸収法、Ｏ及びＮについては周知の高温離脱ガス分析法、その他の合金元素についてはＩＣＰ分析法）を実施した結果、各試験番号の継目無鋼管の化学組成は、表１と一致した。
各試験番号の継目無鋼管を用いて、実施例１と同様に、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度と、結晶粒度差ΔＧＳと、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と、引張強度差ΔＴＳ（ＭＰａ）を求めた。さらに、実施例１と同様に耐ＳＳＣ試験を実施した。また、各試験番号のインライン焼入れ工程後であって１回目の焼戻し工程前の素管に対して、実施例１と同様に、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲを求めた。
［試験結果］
表３に試験結果を示す。なお、各試験番号において、得られた降伏強度ＹＳが１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ）であり、降伏比ＹＲが９０．０％以上であり、焼戻しマルテンサイトの面積率がいずれも９０％以上であった。表３を参照して、試験番号１６〜１８、２１及び２２では、化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した粒度番号がいずれも７．０以上であり、かつ、結晶粒度差ΔＧＳが１．０以下であった。そのため、継目無鋼管の軸方向及び周方向のいずれにおいても優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
表３に試験結果を示す。なお、各試験番号において、得られた降伏強度ＹＳが１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ）であり、降伏比ＹＲが９０．０％以上であり、焼戻しマルテンサイトの面積率がいずれも９０％以上であった。表３を参照して、試験番号１６〜１８、２１及び２２では、化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した粒度番号がいずれも７．０以上であり、かつ、結晶粒度差ΔＧＳが１．０以下であった。そのため、継目無鋼管の軸方向及び周方向のいずれにおいても優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
さらに、これらの試験番号では、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲがいずれも１０％以下であった。そのため、引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａ以下であり、継目無鋼管の周方向及び軸方向で安定した強度が得られた。
なお、試験番号１６〜１８、２１及び２２では、インライン焼入れの後、オフライン焼入れを実施した。そのため、インライン焼入れのみ実施した試験番号１〜８と比較して、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した粒度番号がさらに高まった。
一方、試験番号１９では、ロール回転数（及びロール周速）が高すぎ、その結果、仕上げ温度が１０００℃を超えた。そのため、インライン焼入れ工程後であって１回目の焼戻し工程前の素管でのＮｂ固溶率差ΔＳＲが１０％を超えた。そのため、引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａを超え、継目無鋼管の周方向及び軸方向で安定した強度が得られなかった。試験番号１９ではさらに、結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超えた。そのため、耐ＳＳＣ性試験で割れが確認され、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号２０では、丸ビレットの加熱温度が高すぎた。その結果、製管工程での素管の仕上げ温度が１０００℃を超えた。そのため、インライン焼入れ工程後であって１回目の焼戻し工程前の素管でのＮｂ固溶率差ΔＳＲが１０％を超えた。そのため、引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａを超え、継目無鋼管の周方向及び軸方向で安定した強度が得られなかった。試験番号２０ではさらに、結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超えた。そのため、耐ＳＳＣ性試験で割れが確認され、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号２３では、最終（２回目）の焼戻し温度ＴＴ２が６５０℃未満と低すぎた。そのため、降伏強度が８６２ＭＰａ以上となった。その結果、耐ＳＳＣ性試験で割れが確認され、耐ＳＳＣ性が低かった。
実施例１と同じ条件で、表１に示す溶鋼を用いて連続鋳造により複数の丸ビレットを製造した。丸ビレットを用いて、表４に示す製造条件で継目無鋼管を製造した。
具体的には、各試験番号の丸ビレットを表４に記載の加熱温度（℃）で加熱した。加熱された丸ビレットに対して、製管工程（穿孔工程、延伸圧延工程及び定径圧延工程）を実施して、外径２４４．５ｍｍ、肉厚１３．８ｍｍの素管を製造した。製管工程において、穿孔機の傾斜ロールのロール径は１３９０〜１４１０ｍｍであった。具体的には、試験番号２４〜２８の穿孔機の傾斜ロールのロール径は１３９０ｍｍであり、試験番号２９〜３２の穿孔機の傾斜ロールのロール径は１４１０ｍｍであった。製管工程における穿孔機の穿孔時のロール回転数（ｒｐｍ）、ロール周速（ｍｍ／秒）、及び仕上げ温度（℃）は表４に示すとおりであった。
本実施例では、いずれの試験番号においても、製管工程後の素管を常温（２５℃）まで放冷した。常温の素管を表４に示す再加熱焼入れ温度ＱＴ２（℃）に加熱し、再加熱温度の素管を急冷して焼入れ（オフライン焼入れ）を実施した。焼入れ工程での急冷開始温度は表４に示す再加熱焼入れ温度ＱＴ２と同じであった。焼入れ工程での急冷開始温度ＱＴ２から素管の外面温度が３００℃に至るまでの平均冷却速度ＣＲは１５℃／秒以上であった。オフライン焼入れ後の素管に対して焼戻しを実施した。焼戻し温度ＴＴ２は表４に示すとおりであり、焼戻し温度ＴＴ２での保持時間はいずれも３０分であった。いずれの試験番号の焼戻し温度ＴＴ２も、Ａｃ1変態点以下であった。以上の製造工程により、各試験番号の継目無鋼管を製造した。なお、各試験番号において、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲを測定するために、オフライン焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管も準備した。
製造された継目無鋼管の本体領域の任意の肉厚中央部において周知の成分分析法（Ｃ及びＳについては周知の燃焼−赤外線吸収法、Ｏ及びＮについては周知の高温離脱ガス分析法、その他の合金元素についてはＩＣＰ分析法）を実施した結果、各試験番号の継目無鋼管の化学組成は、表１と一致した。
各試験番号の継目無鋼管を用いて、実施例１と同様に、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度と、結晶粒度差ΔＧＳと、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と、引張強度差ΔＴＳ（ＭＰａ）を求めた。さらに、実施例１と同様に耐ＳＳＣ試験を実施した。
また、各試験番号のオフライン焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管に対して、実施例１と同様に、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲを求めた。
［試験結果］
表４に試験結果を示す。なお、各試験番号において、得られた降伏強度ＹＳが１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ）であり、降伏比ＹＲが９０．０％以上であり、焼戻しマルテンサイトの面積率がいずれも９０％以上であった。表４を参照して、試験番号２４〜２６、２９〜３１では、化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した粒度番号がいずれも７．０以上であり、かつ、結晶粒度差ΔＧＳが１．０以下であった。そのため、継目無鋼管の軸方向及び周方向のいずれにおいても優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
表４に試験結果を示す。なお、各試験番号において、得られた降伏強度ＹＳが１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ）であり、降伏比ＹＲが９０．０％以上であり、焼戻しマルテンサイトの面積率がいずれも９０％以上であった。表４を参照して、試験番号２４〜２６、２９〜３１では、化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した粒度番号がいずれも７．０以上であり、かつ、結晶粒度差ΔＧＳが１．０以下であった。そのため、継目無鋼管の軸方向及び周方向のいずれにおいても優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
さらに、これらの試験番号では、Ｎｂ固溶率差ΔＳＲがいずれも１０％以下であった。そのため、引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａ以下であり、継目無鋼管の周方向及び軸方向で安定した強度が得られた。
なお、試験番号２４〜２６、２９〜３１では、オフライン焼入れを実施して逆変態による結晶粒微細化を行った。そのため、インライン焼入れのみ実施した試験番号１〜８と比較して、継目無鋼管の旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した粒度番号がさらに高まった。
一方、試験番号２７、２８及び３２では、仕上げ温度が１０００℃を超えた。そのため、製造後の継目無鋼管において、結晶粒度差ΔＧＳが１．０を超えた。そのため、耐ＳＳＣ性試験で割れが確認され、耐ＳＳＣ性が低かった。
さらに、これらの試験番号では、オフライン焼入れ工程後であって焼戻し工程前の素管でのＮｂ固溶率差ΔＳＲが１０％を超えた。そのため、引張強度差ΔＴＳが２７．６ＭＰａを超え、継目無鋼管の周方向及び軸方向で安定した強度が得られなかった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (9)
- 第１管端及び第２管端を有する継目無鋼管であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２１〜０．３５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、
Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、
Ｖ：０〜０．３０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、
希土類元素：０〜０．００５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記継目無鋼管のうち、前記第１管端から前記第２管端に向かって前記継目無鋼管の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲の第１管端領域と、前記第２管端から前記第１管端に向かって前記継目無鋼管の軸方向に５００ｍｍ位置までの範囲の第２管端領域とを除く、本体領域において、旧オーステナイト結晶粒の、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が７．０以上であり、
前記本体領域において、前記結晶粒度番号の最大値と最小値との差が１．０以下であり、
前記本体領域において、降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満であり、
前記本体領域において、引張強度の最大値と最小値との差が２７．６ＭＰａ以下である、継目無鋼管。 - 請求項１に記載の継目無鋼管であって、
Ｖ：０．０１〜０．３０％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、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、及び
希土類元素：０．０００１〜０．００５０％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。 - 継目無鋼管の製造方法であって、
質量％で、Ｃ：０．２１〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、希土類元素：０〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる丸ビレットを９５０〜１１００℃に加熱する工程と、
前記丸ビレットを、傾斜ロールを有する穿孔機を用いて、前記傾斜ロールの回転数を２０〜７５ｒｐｍとして穿孔圧延し、さらに、圧延を実施して素管を製造し、最終の圧延時の素管温度を８００〜１０００℃とする製管工程と、
前記製管工程で製造され、外面温度がＡ3変態点〜１０００℃の前記素管を急冷し、急冷開始時の前記素管の前記外面温度から、前記外面温度が３００℃に至るまでの平均冷却速度を１５℃／秒以上とする焼入れ工程と、
前記焼入れ工程により急冷された前記素管の外面温度を６５０℃〜Ａｃ1変態点で保持する焼戻しを実施して、降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満の継目無鋼管を製造する焼戻し工程とを備える、継目無鋼管の製造方法。 - 継目無鋼管の製造方法であって、
質量％で、Ｃ：０．２１〜０．３５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、希土類元素：０〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる丸ビレットを９５０〜１１００℃に加熱する工程と、
前記丸ビレットを、傾斜ロールを有する穿孔機を用いて、前記傾斜ロールの周速を１４５０〜５５５０ｍｍ／秒として穿孔し、さらに、圧延を実施して素管を製造し、最終の圧延時の素管温度を８００〜１０００℃とする製管工程と、
前記製管工程で製造され、外面温度がＡ3変態点〜１０００℃の前記素管を急冷し、急冷開始時の前記素管の前記外面温度から、前記外面温度が３００℃に至るまでの平均冷却速度を１５℃／秒以上とする焼入れ工程と、
前記焼入れ工程により急冷された前記素管の外面温度を６５０℃〜Ａｃ1変態点で保持する焼戻しを実施して、降伏強度が６５５〜８６２ＭＰａ未満の継目無鋼管を製造する焼戻し工程とを備える、継目無鋼管の製造方法。 - 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さらに、
前記焼入れ工程前であって前記製管工程後に、前記製管工程で製造され前記外面温度が４００℃〜Ａｒ３変態点未満の前記素管を加熱して、前記素管の外面温度をＡｃ3変態点〜１０００℃にする補熱工程を備え、
前記焼入れ工程では、前記補熱工程により加熱されて外面温度がＡ3変態点〜１０００℃となった前記素管を急冷する、継目無鋼管の製造方法。 - 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さらに、
前記焼入れ工程前であって前記製管工程後に、前記製管工程で製造され前記外面温度が４００℃未満の前記素管を再加熱して、前記素管の外面温度をＡｃ3変態点〜１０００℃にする再加熱工程を備え、
前記焼入れ工程では、前記再加熱工程により加熱されて外面温度がＡ3変態点〜１０００℃となった前記素管を急冷する、継目無鋼管の製造方法。 - 請求項４〜請求項７のいずれか１項に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
前記丸ビレットは、
Ｖ：０．０１〜０．３０％を含有する、継目無鋼管の製造方法。 - 請求項４〜請求項８のいずれか１項に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
前記丸ビレットは、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、及び
希土類元素：０．０００１〜０．００５０％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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