WO2013002418A1 - 耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents

耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管およびその製造方法 Download PDF

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WO2013002418A1
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石黒　康英
木村　光男
江口　健一郎
浩 横川
忠夫 片桐
田中　全人
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys

Definitions

  • the present invention relates to a thick, high-strength seamless steel tube suitable for use in line pipes for transporting crude oil, natural gas, and the like, and is particularly resistant to sour resistance. It relates to the further improvement of the nature (sour resistance).
  • the line pipe used is required to have strength to withstand water pressure and to sink under its own weight.
  • the thickness of the line pipe to be used exceeds 20 mm, and in some cases, it may be a seamless steel pipe having a thickness of 35 mm or more.
  • Such thick-walled seamless steel pipes are required to have higher strength, excellent corrosion resistance, and excellent circumferential weldability.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 include C: 0.03 to 0.11%, Si: 0.05 to 0.5%, and Mn: 0.8 to 1.6. %, P: 0.025% or less, S: 0.003% or less, Ti: 0.002 to 0.017%, Al: 0.001 to 0.10%, Cr: 0.05 to 0.5% , Mo: 0.02 to 0.3%, V: 0.02 to 0.20%, Ca: 0.0005 to 0.005%, N: 0.008% or less, O: 0.004% or less
  • a high-strength seamless steel pipe having a composition containing it and a structure in which ferrite is precipitated at grain boundaries of bainite and / or martensite is described.
  • a steel slab having the above composition is formed into a seamless steel pipe by hot rolling, and (Ar3 point + 50 ° C.) to 1100 ° C. is used as a quenching start temperature, and is 5 ° C./s or more.
  • tempering is then performed at 550 ° C. to Ac1 point, and hydrogen induced cracking resistance (hereinafter referred to as HIC resistance).
  • HIC resistance hydrogen induced cracking resistance
  • Patent Document 3 describes a method for producing a thick-walled seamless steel pipe for line pipes having high strength and good toughness.
  • C 0.03 to 0.08%, Si: 0.25% or less, Mn: 0.3 to 2.5%, Al: 0.001 to 0.10% Cr: 0.02 to 1.0%, Ni: 0.02 to 1.0%, Mo: 0.02 to 1.2%, Ti: 0.004 to 0.010%, N: 0.002 ⁇ 0.008%, in total of one or more of Ca, Mg and REM: 0.0002 to 0.005%, V: 0 to 0.08%, Nb: 0 to 0.05% , A step of solidifying molten steel containing 0 to 1.0% into a billet having a round cross section by continuous casting, and an average cooling rate between 1400 to 1000 ° C.
  • the step of cooling to room temperature at a rate of °C / min or more, the average heating rate between 550 °C and 900 °C is 15
  • the steel tube is manufactured by piercing and rolling, immediately heated to 850 to 1000 ° C. immediately after the pipe making, or once cooled after the pipe making, and then 850
  • a tempering process is sequentially performed at a temperature in the range of ° C.
  • a round billet is formed by continuous casting into a square bloom or slab, and then forging or rolling. It is also good.
  • the strength (hardness) of the steel pipe surface layer is unavoidable.
  • a material having a C-Mn composition is used, and in cooling after rolling, quenching treatment such as water cooling (quenching treatment).
  • quenching treatment such as water cooling (quenching treatment).
  • the surface layer portion has a high cooling rate and is easy to be baked, so that the hardness becomes high. In some cases, it may become harder than a value determined by the API standard or DNV-OS-F101 standard.
  • the cooling rate is slow, hard to be hardened, and a non-quenched metal structure such as ferrite may be mixed.
  • a transformation characteristic in which a ferrite nose and a bainite nose are shifted to a short time side (transformation charactic)
  • the cooling rate of the surface layer is 1000 ° C./second or more
  • the wall thickness is 30 mm.
  • the steel pipe has a cooling rate of about 20-30 ° C / second at the center of the wall thickness
  • the surface layer has a hardened structure such as martensite and bainite. May contain non-quenched structures such as ferrite.
  • the hardness distribution in the thickness direction is high in the vicinity of the surface layer, and the hardness distribution in the thickness direction is U-shaped as shown in FIG. Even if the hardness distribution in the thickness direction is subjected to a tempering treatment, the hardness level only decreases and does not disappear completely.
  • the DNV-OS-F101 standard requires that the hardness at a position of 1.5 mm from the surface satisfy 250 HV10 or less. Even if the steel pipe has a hardness of 250 HV10 or less at a position of 1 mm or 5 mm from the surface, if the hardness of the outer surface layer is higher than 250 HV, it breaks in a highly corrosive environment. There is a case. In that case, it means that the steel pipe has reduced SSC resistance.
  • An object of the present invention is to solve the problems of the prior art and to provide a thick high-strength seamless steel pipe excellent in sour resistance and a method for manufacturing the same.
  • the “high-strength seamless steel pipe” here refers to a seamless steel pipe having a yield strength YS: exceeding 450 MPa (65 ksi).
  • thick wall refers to the case where the wall thickness is 10 mm or more, preferably 15 mm or more, and more preferably 25 mm or more.
  • sour resistance refers to characteristics including HIC resistance evaluated in accordance with NACE TM0284 and SSC resistance evaluated in accordance with NACE TM0177 or ASME G39.
  • the present inventors diligently studied various factors affecting sour resistance in order to achieve the above-described object. As a result, it was found that the sour resistance is remarkably improved by suppressing the hardness of the portion (surface layer) in direct contact with the corrosive environment to a low level. Specifically, the Vickers hardness can be measured at a load of 5 kgf (test force: 49 N) and the outermost tube or the innermost tube (also referred to as the outermost layer of the tube) should be 250 HV5 or less. It has been found that it contributes significantly to the improvement of the property.
  • the inventors have determined that the outer surface layer and the inner surface layer of the tube It was conceived that the hardness of the outermost layer of the pipe should be 250 HV5 or less by removing by applying pickling, shot blasting treatment, etc. or further grinding.
  • the present inventors have found that the hardness distribution in the thickness direction is such that the hardness of the outermost layer is low and the maximum hardness exists at a certain depth from the surface, that is, as shown in FIG.
  • the hardness of the outermost layer of the pipe should be 250 HV5 or less, as in Case 1, in order to significantly improve the sour resistance.
  • the maximum hardness of the M-type distribution is also 250 HV5 or less, as in Case 2.
  • the so-called M-type thickness direction hardness distribution has a heating temperature, holding time, and atmospheric gas at the time of hot rolling.
  • surface decarburization by controlling the heating temperature, holding time, atmosphere gas, etc. during quenching, and further controlling the heating temperature, holding time, atmosphere gas, etc. during tempering, and
  • the surface scale surface scale is formed during heat treatment, and the highest hardness part during quenching is scaled off (remove the area of maximum hardness as scale), or hardness by partial tempering of the surface layer only, etc.
  • the area where hardness is reduced due to surface decarburization is an area from the outermost layer to about 2.5 to 3.0 mm. This is because when the hardness reduction region due to surface decarburization becomes thicker than about 2.5 to 3.0 mm from the outermost layer, particularly in the case of a thick material having a thickness of 20 mm or more, the steel pipe strength decreases due to decarburization. This is because the mechanical properties are affected. It is strongly affected when using an arc-formed tensile test piece as cutting out of pipe.
  • the present invention has been completed on the basis of such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows. (1) Thickness, high-strength seamless steel pipe having a yield strength of more than 450 MPa, which has been subjected to quenching and tempering treatment, with a load of 5 kgf at the outermost pipe or innermost pipe (test) A thick, high-strength seamless steel pipe for line pipes having excellent sour resistance, characterized in that the Vickers hardness HV5 measurable at a force of 49 N) is 250 HV5 or less.
  • the thickness distribution of the thick-walled high-strength seamless steel pipe in the entire thickness direction exhibits the M type, and the maximum hardness was measured at a load of 5 kgf (test force: 49 N).
  • the seamless steel pipe is mass%, C: 0.03 to 0.15%, Si: 0.02 to 0.5%, Mn: 0 7 to 2.5%, P: 0.020% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.0.
  • Ti and N are represented by the following formula (1): N ⁇ Ti ⁇ 14/48 ⁇ N + 10 (1) (Here, Ti, N: content of each element (mass ppm))
  • a thick-walled, high-strength seamless steel pipe for line pipes characterized by having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities.
  • Cr 0.5% or less
  • Mo 0.3% or less
  • Ni 0.3% or less
  • Cu 0.3% or less
  • V 0.05% or less
  • Nb One or more selected from 0.05% or less
  • a method for producing a thick-walled, high-strength seamless steel pipe for a line pipe which is obtained by subjecting a raw steel pipe to a quenching treatment and a tempering treatment to yield a product steel pipe having a yield strength exceeding 450 MPa, % By mass, C: 0.03 to 0.15%, Si: 0.02 to 0.5%, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.020% or less, S: 0.0.
  • a raw steel pipe is subjected to a quenching treatment and a tempering treatment, and a yield strength: a manufacturing method of a thick high-strength seamless steel pipe for a line pipe to be a product steel pipe having a pressure exceeding 450 MPa
  • the material steel pipe is, by mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.02-0.5%, Mn: 0.7-2.5%, P: 0.020% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.005% or less, and Ti and N are represented by the following formula (1) N ⁇ Ti ⁇ 14/48 ⁇ N + 10 (1) (Here, Ti, N: content of each element (mass ppm)) And a seamless steel pipe having a composition composed of the remaining Fe and inevitable impurities, and the quenching treatment is a treatment of heating and then quenching, and the heating is performed at an Ac3 transformation point in an air atmosphere.
  • a method for producing a thick-walled, high-strength seamless steel pipe for line pipes with excellent sour resistance characterized in that the above-described heating temperature is maintained for 120 s or more, and the rapid cooling is water-cooling in a nucleate boiling state. .
  • the rapid cooling is a process of water cooling in a nucleate boiling state after water cooling in a film boiling state instead of the process of water cooling in a nucleate boiling state.
  • a method for manufacturing high-strength seamless steel pipes (11) In any one of (8) to (10), the heating is heating by any one of a heating furnace charging method, an electric heating method, or an induction heating method. Manufacturing method of high-strength seamless steel pipe.
  • the thick-walled high-strength seamless steel pipe of the present invention is a thick-walled, high-strength seamless steel pipe having a yield strength exceeding 450 MPa, which has been subjected to quenching and tempering treatment.
  • yield strength: over 450 MPa includes a case where the steel has a strength of “X65” grade or higher, which is a strength grade used in the line pipe field.
  • the thick high strength seamless steel pipe of the present invention has a U-shaped distribution as shown in FIG. 2 or a M-shaped distribution as shown in FIG.
  • the steel pipe has a mold distribution and the hardness of the outermost layer of the pipe is a Vickers hardness HV5 measured at a load of 5 kgf (test force: 49 N) and is 250 HV5 or less.
  • the hardness distribution in the entire thickness direction of the steel pipe of the present invention is in accordance with the provisions of JIS Z 2244, using a Vickers hardness tester with a load of 5 kgf (test force: 49 N), and pipe thickness at intervals of 0.5 mm from the surface layer. It shall be obtained by measuring the entire area in the thickness direction.
  • the position of the outermost layer of the pipe is the outermost or innermost position of the pipe where the Vickers hardness can be measured with a load of 5 kgf (test force: 49 N).
  • the position of the outermost layer of the pipe is 0.
  • the position is about 4 to 0.6 mm away. As the hardness decreases, the indentation increases, and the position of the outermost layer of the tube is further inside.
  • the thickness distribution in the thickness direction of the “U-type” in the present invention has a low hardness at the tube thickness center, and the hardness increases toward the tube outer surface side and the tube inner surface side. An increasing distribution.
  • the “M-type” thickness direction hardness distribution shows the highest hardness at a position where the hardness of the surface layer decreases and enters the thickness direction somewhat from the surface. A distribution whose hardness decreases toward the thickness center.
  • HV S The seamless steel tube exhibiting a U-type hardness distribution as shown in FIG. 2, the tube outermost layer hardness (hereinafter, referred to as HV S) is, load: 5 kgf (test force: 49N) was measured by Vickers hardness If the HV5 is 250 HV5 or less, the HIC resistance and SCC resistance defined in NACE TM0284, NACE TM0177, ASME G39, etc. can be satisfied, and the sour resistance is remarkably improved. Tubes outermost layer hardness HV S is, in the case of more than 25HV5 is, NACE TM0284 and, NACE TM0177, at specified test to ASME G39, etc., it often occurs cracking.
  • the maximum hardness (hereinafter also referred to as HV MAX ) of the M-type thickness direction hardness distribution satisfies a Vickers hardness HV5 measured at a load of 5 kgf (test force: 49 N) and satisfies 250 HV5 or less. In order to further improve the sour resistance, it is more preferable.
  • the above-mentioned thickness direction hardness distribution starts from the outermost layer (the backmost layer) capable of measuring the hardness with a load of 5 kgf (test force 49 N), and shows a U-shaped thickness direction hardness distribution.
  • M-type hardness distribution is often exhibited. This is because when the outermost surface layer region is soft, the outermost surface layer capable of measuring the hardness with a large load is located at an inner position far from the outermost surface.
  • a steel pipe whose thickness direction thickness distribution measured with a load of 5 kgf (test force 49 N) is classified as U-shaped can measure up to a soft region near the outermost surface when measuring the hardness with a load of less than 5 kgf. This means that it may be classified as M type.
  • a preferable composition of the thick-walled high-strength seamless steel pipe of the present invention having the above-described characteristics is as follows.
  • the thick-walled high-strength seamless steel pipe of the present invention is, in mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.02-0.5%, Mn: 0.7-2.5%, P : 0.020% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.005 to 0.05%, N: 0.005% or less, and Ti N is the following formula (1) N ⁇ Ti ⁇ 14/48 ⁇ N + 10 (1) (Here, Ti, N: content of each element (mass ppm)) And has a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities.
  • C 0.03-0.15%
  • C contributes to an increase in steel pipe strength through solid solution strengthening and hardenability improvement, but increases the hardness of the weld heat affected zone (HAZ) and weld metal during circumferential welding of the steel pipe. For this reason, it is desirable to reduce C as much as possible.
  • HAZ weld heat affected zone
  • 0 is required in order to ensure a desired strength of the base metal.
  • 0.03% or more content is required.
  • the content exceeds 0.15%, the hardness of the HAZ becomes too high, causing a problem in the sour resistance of the weld. Therefore, C is preferably limited to 0.03 to 0.15%.
  • a preferable range is C range which excluded the hypoperitectic region (volume-expansion) and the hypoperitectic region where manufacturability falls. Since the sub-peritectic region changes depending on the components other than C, it cannot be accurately displayed if the component system is not clear, but is generally around C: 0.10 to 0.12% Often become an area of
  • Si 0.02 to 0.5% Si contributes as a deoxidizing agent and contributes to increasing the strength of the steel pipe by solid solution strengthening. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.02% or more exceeding the impurity level. On the other hand, if the content exceeds 0.5%, the toughness of the welded part and the base metal part is lowered. For this reason, Si is preferably limited to a range of 0.02 to 0.5%.
  • Mn 0.7 to 2.5%
  • Mn has an action of improving the hardenability and increasing the strength of the seamless steel pipe that is subjected to quenching and tempering treatment. Even in consideration of the composite inclusion of hardenability improving elements other than Mn, in order to ensure the desired steel pipe strength, a content of 0.7% or more is required. On the other hand, if it contains a large amount exceeding 2.5%, the hardness of the surface layer and the base material, and the hardness in HAZ at the time of circumferential welding become too high exceeding 250 HV, and sour resistance decreases. For this reason, Mn is preferably limited to a range of 0.7 to 2.5%. More preferably, it is 0.7 to 1.5%.
  • Mn is contained in order to achieve high strength of the pipe as a bainite-based structure (a bainite single phase, or a structure including a bainitic ferrite phase and an acicular ferrite phase).
  • the bainite-based structure has a slightly lower hardness as it is quenched than the martensite-based structure.
  • the as-quenched hardness is easily affected by the cooling rate. This is because when the cooling rate is fast (specifically, the outermost layer), the hardness is high, and when the cooling rate is slow (specifically, at the center of the wall thickness), it tends to be lower than the outermost layer. Accompanied by. For this reason, in such a component system, the hardness distribution in the thickness direction tends to increase sharply toward the surface layer.
  • P 0.020% or less
  • P is an element that reduces sour resistance. P segregates at grain boundaries and induces intergranular cracks during hydrogen embrittlement, thereby reducing SSC resistance among the sour resistance. P also reduces toughness. Therefore, in the present invention, it is desirable to reduce P as much as possible, but it is acceptable if it is 0.020% or less. Therefore, P is preferably limited to 0.020% or less. P is desirably reduced as much as possible. However, excessive reduction is accompanied by an increase in steelmaking cost, and therefore, industrially, it is preferably about 0.003% or more.
  • S 0.003% or less S is present as an inclusion and lowers sour resistance, particularly HIC resistance, so it is desirable to reduce it as much as possible.
  • the material is rolled in the circumferential direction and the longitudinal direction in the piercing and rolling process (peering process in seamipe pipe), so that a steel plate or steel plate is used.
  • MnS does not extend significantly in the rolling direction and has a significant adverse effect on the HIC resistance. For this reason, in the present invention, it is not necessary to extremely reduce S, but if it is 0.003% or less, the decrease in HIC resistance is small and is in an acceptable range. Therefore, S is preferably limited to 0.003% or less.
  • Al 0.01 to 0.08%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, and such an effect is recognized with a content of 0.01% or more.
  • inclusions mainly oxides
  • Al is preferably limited to a range of 0.01 to 0.08%. In addition, More preferably, it is 0.05% or less.
  • Ti 0.005 to 0.05% Ti is contained only for fixing nitrogen N.
  • the amount of Ti is adjusted in accordance with the N content so that no Ti other than nitrogen is fixed and TiN is formed. In order to acquire such an effect, Ti needs to contain 0.005% or more.
  • Ti content exceeding 0.05% increases TiN content or size, and forms Ti sulfide, carbo-sulfide, and carbide.
  • the adverse effect of degrading toughness over TiN is greater. For this reason, Ti is preferably limited to a range of 0.005 to 0.05%.
  • N 0.005% or less N combines with Ti to form TiN, but as the amount of TiN increases, the toughness tends to decrease, so N is preferably reduced as much as possible. However, since extreme reduction increases the refining cost, N is preferably limited to 0.005% or less.
  • Ti and N are contained in the above-described range, and further, the following formula (1) N ⁇ Ti ⁇ 14/48 ⁇ N + 10 (1) (Here, Ti, N: content of each element (mass ppm)) The content is adjusted so as to satisfy. “Ti (ppm) ⁇ 14/48” corresponds to the amount of Ti used when forming TiN (in most cases, the Ti / N ratio is 1.0 in terms of element ratio) and satisfies the formula (1) As such, it is limited to the range of N to (N + 10) ppm.
  • Ti (ppm) ⁇ 14/48 When “Ti (ppm) ⁇ 14/48” is less than the amount of N (ppm), solid nitrogen is present, and bonds with nitride-forming elements such as Al, Alternatively, during tempering, carbon-nitride is formed instead of carbide, and the steel pipe properties (mechanical and / or corrosion properties of serum pipe) are reduced. On the other hand, when “Ti (ppm) ⁇ 14/48” exceeds (N + 10) ppm, there is a certain amount of remaining Ti consumed by TiN, and sulfides and carbon sulfides are formed. , Increasing the risk of degrading toughness. For this reason, the relationship between Ti and N is adjusted to satisfy the expression (1).
  • the above-mentioned components are basic components, and in addition to these basic components, as selective elements, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.3% or less, Ni: 0.3% or less, Cu: 0.0. 1% or more selected from 3% or less, V: 0.05% or less, Nb: 0.05% or less, and / or Ca: 0.002% or less, if necessary, It can be selected and contained.
  • Cr 0.5% or less
  • Mo 0.3% or less
  • Ni 0.3% or less
  • Cu 0.3% or less
  • V 0.05% or less
  • Nb 0.05% or less
  • One or more selected Cr, Mo, Ni, Cu, V, and Nb are all elements that contribute to increasing the strength of the steel pipe, and can be contained as necessary.
  • Cr 0.5% or less Cr contributes to increasing the strength of the steel pipe through improving hardenability.
  • Cr is preferably limited to 0.5% or less. In addition, More preferably, it is 0.3% or less.
  • Mo 0.3% or less Mo, like Cr, contributes to increasing the strength of the steel pipe through improving hardenability. In order to ensure such an effect, it is desirable to contain 0.001% or more which is an inevitable impurity level. However, if it contains more than 0.3%, the hardness becomes too high, so Sex is reduced. In particular, containing a large amount of Mo increases the strength of the welded portion and lowers the sour resistance of the welded portion. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Mo to 0.3% or less. In addition, More preferably, it is 0.2% or less.
  • Ni 0.3% or less Ni contributes to an increase in the strength of the steel pipe through solid solution strengthening and further improvement in hardenability. In order to secure such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more, which is an inevitable impurity level, but if it contains a large amount exceeding 0.3%, the strength becomes too high, sour resistance Decreases. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Ni to 0.3% or less. In addition, when 0.05% or more of Cu is contained, Ni is preferably contained by 0.5 ⁇ Cu or more. Thereby, generation
  • Cu 0.3% or less Cu contributes to an increase in the strength of the steel pipe through solid solution strengthening and further improvement in hardenability. In order to ensure such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more, which is an inevitable impurity level. However, if it contains more than 0.3%, toughness decreases and surface flaws occur frequently. There is a problem of doing. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Cu to 0.3% or less. In addition, when 0.05% or more of Cu is contained, it is preferable to contain 0.5 ⁇ Cu or more of Ni. Thereby, generation
  • V 0.05% or less V contributes to the improvement of hardenability and increases the strength of the steel pipe by increasing the tempering softening resistance. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.002% or more, which is the impurity level or more. On the other hand, if the content exceeds 0.05%, coarse VN and V (CN) are formed, and the possibility of lowering toughness increases. For this reason, when it contains, it is preferable to limit V to 0.05% or less.
  • Nb 0.05% or less Nb contributes to an increase in the strength of the steel pipe by precipitation strengthening of Nb precipitates. Moreover, Nb contributes to the refinement
  • Ca 0.002% or less
  • Ca has a morphology control function for controlling the form of sulfides and oxides to a round shape, and contributes to improvement of HIC resistance.
  • the Ca content prevents nozzle clogging during continuous casting. In order to ensure such an effect, it is preferable to contain 0.001% or more.
  • the content exceeds 0.002%, the amount of Ca-based inclusions and the amount of precipitates are excessively increased, leading to a decrease in toughness and a decrease in SCC resistance. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Ca to 0.002% or less.
  • Ca may be additive-free. The balance of the above components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the structure of the steel pipe of the present invention has a structure mainly composed of a bainite phase.
  • the “structure mainly composed of bainite phase” herein includes a bainitic ferrite phase, an acicular ferrite phase, and a martensite phase in addition to the so-called bainite phase.
  • the structure of the steel pipe targeted by the present invention is mainly composed of a bainite phase (area ratio of 50% or more), but includes a bainitic ferrite phase and an acicular ferrite phase, and contains a small amount of martensite phase. There is.
  • the martensite phase is a little contained, and since it is difficult to distinguish between ordinary nital corrosion and optical microscopic observation, the present invention includes the martensite phase in the “structure mainly composed of bainite phase”. It was decided. It should be noted that the larger the structure fraction of the structure mainly composed of the bainite phase, the more the area ratio is 50% or more.
  • the structure of the steel pipe of the present invention is No. 8 or more, preferably no. It is preferable to be 9 or more.
  • the second phase other than the bainite phase may contain some (less than 10% area ratio) ferrite phase.
  • the ferrite phase is not generated during the tempering process.
  • a material steel pipe having the above composition is prepared.
  • the raw steel pipe is heated to the above-described steel pipe raw material (round cast slab, round steel slab, etc.), for example, using Mannesmann type pipe making method, piercing rolling, elongating rolling, etc. Therefore, it is preferable to use a seamless steel pipe having a predetermined size, but the present invention is not limited to this.
  • the obtained seamless steel pipe is used as a raw steel pipe, and the raw steel pipe is subjected to quenching treatment and tempering treatment to obtain a product steel pipe having a yield strength exceeding 450 MPa.
  • the quenching process is a process of heating and then quenching.
  • the heating in the quenching process is preferably a process of holding for 120 seconds or more at a heating temperature not lower than the Ac3 transformation point in an air atmosphere.
  • “in the atmosphere” means a case where heat treatment is performed in an atmospheric environment (oxygen concentration of about 20%) instead of flowing a gas having a specific composition as an atmosphere gas in an operating heat treatment furnace.
  • the heat treatment can be performed in an atmospheric condition close to the atmospheric gas composition (oxygen concentration of about 20%).
  • combustion heat such as CH 4 , C 2 H 8 , CO, etc.
  • oxygen is consumed during combustion, so the oxygen concentration in the atmosphere decreases to about 10% or less. Absent.
  • the heating temperature for quenching is limited to the Ac3 transformation point or higher, preferably 950 ° C or lower. In addition, Preferably it is 850 degreeC or more and 920 degrees C or less.
  • the hardness of the surface layer can be set to the desired 250 HV5 or less. If the holding time is less than 120 seconds, decarburization from the surface is insufficient, and the surface hardness after rapid cooling cannot be made to be a desired 250 HV5 or less.
  • the atmosphere when heating in an air atmosphere for quenching treatment, the atmosphere has an oxygen concentration equivalent to the atmosphere (about 20%), or at least oxygen. It is preferable to maintain the atmosphere having a concentration of 5% or more at the above-described heating temperature for 300 seconds or more.
  • the holding time is less than 300 seconds, the surface layer is not sufficiently decarburized and often does not reach the M-type thickness direction hardness distribution. Therefore, having a thickness direction hardness distribution of M-type, or to further tubes outermost layer of Vickers hardness HV S is a steel pipe is 250HV5 or less, be 300 seconds or longer in quenching heating temperature preferable.
  • the upper limit of the heating and holding time is preferably 5400 seconds or less from the viewpoint of productivity. If the time is longer than 5400 seconds, the heat treatment time becomes longer and the productivity is lowered. For this reason, it is preferable that the holding time of heating is limited to 120 seconds or longer, preferably 300 seconds or longer, preferably 5400 seconds or shorter, more preferably 3600 seconds or shorter.
  • heating for quenching is performed by charging in a heating furnace in an air atmosphere and heating.
  • heating by an induction heating method in an air atmosphere or an electric resistance heating method may be used.
  • the atmosphere during heating is an atmosphere having an oxygen concentration substantially equal to the oxygen concentration in the air.
  • the material steel pipe heated under the above conditions is then rapidly cooled.
  • the rapid cooling is preferably water cooling in a nucleate boiling state.
  • the surface layer that is rapidly cooled by cooling in the nucleate boiling state is normally hardened.
  • the M-type thickness direction hardness distribution has a lower hardness and a maximum hardness in the middle.
  • the rapid cooling may be a process of immersing in a water bath and performing water cooling in a film boiling state for a predetermined time instead of water cooling in a nucleate boiling state, followed by water cooling in the nucleate boiling state.
  • the predetermined time of water cooling in the film boiling state is preferably 5 seconds or more.
  • the desired thickness direction hardness distribution (M type) is obtained by applying such rapid cooling (water cooling in the film boiling state and then water cooling in the nucleate boiling state). Adjustment to is easier.
  • the raw steel pipe is heated to the Ac3 transformation point or higher, preferably 950 ° C. or lower in a non-oxidizing atmosphere, unlike the heating conditions of the quenching treatment described above. And it is good also as the quenching process which water-cools in a nucleate boiling state, and quenches rapidly. In this case, the holding at the above heating temperature is not particularly required. Since the heating for quenching is non-oxidizing, the decarburization of the surface layer as described above does not occur, and in the product steel pipe, the hardness increases as it approaches the surface, so-called U-shaped thickness direction Hardness distribution. For this reason, it is preferable to delete the area
  • the surface layer it is preferable to grind the surface layer to delete in the range of about 0.3 mm or more and 0.7 mm or less in the thickness direction from the surface with high hardness. If the grinding exceeds 0.7 mm, the wall thickness decreases too much and it becomes difficult to ensure the product guarantee wall thickness, but from the viewpoint of sour resistance, the grinding is more preferable. In addition, the grinding effect is saturated by grinding about 1.5 mm on one side.
  • the hardness tends to decrease by grinding from the surface, but the hardness distribution often has a steep slope on the surface layer, 0.3 mm by grinding or more measurable tubes outermost layer hardness HV S can be 250HV5 below. Thereby, hardness HV S of the pipe outermost layer which can measure hardness can be adjusted to 250HV5 or less.
  • the quenching process is usually performed with the quenching Q once, but the quenching Q may be repeated a plurality of times, for example, a QQ process. By repeatedly performing the quenching process, the crystal grains can be expected to be made finer.
  • a tempering process is performed after a quenching process.
  • the tempering process is performed in order to reduce the hardness and the like obtained by the quenching process and to adjust to ensure desired strength and toughness.
  • the tempering process is preferably a process of heating to a temperature (a tempering temperature) not lower than 550 ° C. and not higher than the Ac1 transformation point and allowing to cool. If the tempering temperature is less than 550 ° C., the temperature is too low to ensure the desired toughness. On the other hand, at a high temperature exceeding the Ac1 transformation point, the two-phase region is heated, so that adjustment to desired characteristics becomes impossible.
  • Example 1 Molten steel having the composition of steel A shown in Table 1 was melted in a vacuum furnace to form a small steel ingot (30 kilo steel ingot: bottom 100 mm square, top 150 mm square). These small steel ingots were heated to form hot-rolled sheets with five types of plate thickness so that a test material in the range of 9.5 to 41 mm thickness could be secured with an experimental rolling mill. Next, the front and back surfaces of these hot-rolled plates were ground with a milling machine to obtain hot-rolled plates with little thickness variation between the hot-rolled plates.
  • Test materials (100 mm width ⁇ 200 mm length (rolling direction)) were sampled from these hot-rolled sheets, and subjected to quenching and tempering treatment under the conditions shown in Table 2. Quenching was carried out in an inert gas (argon gas) atmosphere at a heating temperature of 890 ° C. for 5 minutes and immediately cooled with water in a nucleate boiling state.
  • the water cooling in the “nucleate boiling state” mentioned here is a process in which a material to be cooled (hot rolled plate) is gripped with a jig and shaken up and down and left and right in the water tank to cool in a state where steam is not emitted. . In some cases, the sample was immersed in a water tank, cooled for a certain time in a film boiling state, and then rapidly cooled in a nucleate boiling state. Tempering was performed at 650 ° C. for 5 minutes.
  • the quenching and tempering treatment for this hot-rolled sheet simulates the quenching and tempering treatment of steel pipes having various thicknesses. Characteristics and sour resistance were estimated. The sour resistance was comprehensively evaluated by conducting a four-point bending test, an HIC test, and a Method-A test defined by NACE-TM0177. The test method was as follows.
  • Thickness direction hardness distribution A specimen for hardness measurement is collected from the obtained test material, and the thickness direction cross section is defined by JIS Z 2241 using a Vickers hardness meter (load: 5 kgf). , Hardness HV5 was measured.
  • the measurement interval is 5 points at 0.5 mm intervals in the plate thickness direction from the position of both outermost layers (0.5 mm from the surface) of the test material, and further at 3 mm intervals or 4 mm intervals in the plate thickness center direction to the total plate thickness. Measured over time.
  • the hardness at that position can be measured with a load of 5 kgf (test force: 49 N). It was hardness HV S of the outermost layer (tube outermost layer).
  • the outermost or innermost position that can be measured with a further load of 5 kgf (test force: 49 N) is the load: 5 kgf (test The position was the outermost layer position measurable with force: 49 N).
  • the hardness measurement was performed even if hardened. Then, from the distribution form of the hardness distribution in the thickness direction (thickness direction) obtained, it was determined whether it was close to the U type, M type, or flat type.
  • the X80 class is defined as YS: 675 to 550 MPa
  • the X70 class is defined as YS: 485 to 605 MPa
  • the X65 class is defined as YS: 450 to 570 MPa
  • the X60 class is defined as YS: 415 to 565 MPa.
  • YS is duplicated in the grade.
  • those with YS: 550 MPa or more are classified as X80 class, YS: less than 550 MPa, 485 MPa or more, X70 class, YS: less than 485 MPa, 450 MPa or more, X65 class, YS: less than 450 MPa, 415 MPa or more as X60 class. did.
  • a 4-point bending test piece was saturated with Solution A solution (5 mass%) NaCl + 0.5 mass% glacial acetic acid aqueous solution (solution of 5% NaCl and 0.5% CH 3 COOH) with a partial pressure of 0.1 MPa and H 2 S gas.
  • the sample was immersed in the test solution for 720 hours. When it did not break after immersion, it was evaluated as ⁇ when the SSC resistance was good, and when the break occurred, it was evaluated as ⁇ .
  • the yield strength at the lower limit of the standard serving as a reference for the load stress is 550 MPa for the X80 class, 485 MPa for the X70 class, 450 MPa for the X65 class, and 415 MPa for the X60 class.
  • HIC test Based on NACE-TM0284, the HIC test piece was extract
  • the SSC resistance at the specimen collection position can be evaluated, and the SOHIC resistance can also be evaluated.
  • the results obtained are shown in Table 2.
  • the hardness distribution in the thickness direction of the steel sheet (steel pipe) having the composition A is almost uniform in the thickness direction when the thickness (sheet thickness) is thin (plate thickness: 9.5 mm, 15 mm). Although it is a flat type (-type) shown, when the thickness is increased, the hardness distribution in the thickness direction of the U type is shown.
  • the thickness distribution in the thickness direction after tempering is the test material No. As shown by 1C, the hardness distribution at the time of quenching is not greatly lost, and the hardness distribution at the time of quenching is substantially maintained.
  • the hardness HV5 at the outermost layer position (outermost or innermost position) measurable at a load of 5 kgf (test force: 49 N) is 250 HV5 or less, both HIC resistance and SCC resistance are good. It is.
  • the test material No. 1E, No. 1 In 1F the hardness HV5 of the measurable outermost layer position (outermost or innermost position) is higher than 250HV5.
  • the test material No. 1E, No. 1 1F is evaluated as “x”.
  • test materials 2A and 2C were immersed in a water bath and cooled in a film boiling state for 5 seconds and then cooled in a nucleate boiling state.
  • the test material 2B was immersed in a water bath and cooled in a film boiling state for 10 seconds and then nucleated in a boiling state. It was cooled with. That is, the test materials 2A, 2B, and 2C are initially slowly cooled and then rapidly cooled.
  • the hardness distribution is greatly influenced by the thickness, it can be seen that if such cooling control is performed together, the desired hardness distribution can be easily adjusted.
  • Example 2 Molten steel having a composition from steel B to steel I shown in Table 1 was melted in a vacuum furnace to form a small steel ingot (30-kilo steel ingot: bottom 100 mm square, top 150 mm square). These small steel ingots were heated in an experimental heating furnace and formed into a hot rolled sheet having a thickness of 22 to 30 mm with an experimental rolling mill. For some hot-rolled plates, the front and back surfaces were mechanically ground to remove the surface scale. The obtained hot-rolled sheet was heated in an experimental heat treatment furnace in an air atmosphere (oxygen concentration of about 20% by volume) or in an argon gas (inert gas) atmosphere, and quenched by the conditions shown in Table 3, The tempering process which tempers on the conditions shown in 3 was performed. After tempering, it was allowed to cool.
  • air atmosphere oxygen concentration of about 20% by volume
  • argon gas in an argon gas
  • test material in some hot-rolled sheets, was wrapped in stainless steel foil and heated in the atmosphere. Some hot-rolled plates were heated by energization heating in an air atmosphere (oxygen concentration of about 20% by volume). In some hot-rolled sheets, the quenching process was repeated twice. In some hot-rolled sheets, the front and back surfaces were ground by 0.4 mm or 0.7 mm, respectively, after quenching.
  • the cooling in the quenching process was water cooling in a nucleate boiling state (cooling in nuclear boiling region) or a film boiling state (cooling in film boiling region).
  • what was heat-processed by wrapping in a stainless steel box was water-cooled after removing the stainless steel foil.
  • the water cooling in the “nucleate boiling state” is a process in which a material to be cooled (hot rolled plate) is grasped with a jig, shaken up and down, left and right in a water tank, and cooled in a state where steam is not emitted. .
  • the water cooling in the “film boiling state” is a treatment in which a material to be cooled (hot rolled plate) is immersed in a water bath (cooled in a dough) and cooled, that is, cooling in a state where steam rises.
  • Test materials were collected from the hot-rolled sheets subjected to the quenching and tempering treatment as described above, and the thickness direction hardness distribution, tensile properties, and sour resistance were estimated in the same manner as in Example 1.
  • the sour resistance was evaluated comprehensively by conducting a four-point bending test, an HIC test, and a Method-A test.
  • the test method was the same as in Example 1.
  • the load stress in the 4-point bending test and Method-A test defined in NACE-TM0177 was (measured YS) ⁇ 0.85.
  • the direction of JIS Z 2202 is such that the direction perpendicular to the rolling direction (so-called T-direction as defined in DNS-OS-F101) is the specimen longitudinal direction.
  • a V-notch test piece was collected in accordance with the regulations, and a Charpy impact test was performed at a test temperature of ⁇ 40 ° C. in accordance with the regulations of JIS Z 2242 to obtain the absorbed energy V E- 40 (J).
  • V E- 40 was 200 J or more was evaluated as “good” as toughness, and the others were evaluated as “x”. Table 4 shows the obtained results.
  • the hardness of the outermost layer position measurable at a load of 5 kgf is 250 HV5 or less, and the maximum hardness is 250 HV5 or less, so that the sour resistance is remarkably improved.
  • the comparative example out of the scope of the present invention is that the hardness of the outermost layer position measurable at a load of 5 kgf (test force: 49 N) is harder than 250 HV5, or the highest hardness is higher than 250 HV5. The sour resistance is low.
  • the surface layer is decarburized by heating in an air atmosphere (oxygen concentration of about 20% by volume), and the outermost layer is removed by scale formation, the hardness distribution is adjusted to M type. In the heating in the atmosphere, the surface layer is not decarburized and scale formation is not observed, so the hardness distribution is adjusted to U shape.
  • Example 3 Molten steel having the composition of steel A and steel J to steel M shown in Table 1 is melted in a converter and made into a slab (steel material: wall thickness: 250 mm) by a continuous casting method, and the slab is hot-rolled. A steel piece (steel pipe material) having a round shape (diameter: 150 mm ⁇ or 200 mm ⁇ ) was used. The steel slab was heated, pierced and rolled using a Mannesmann-Piercer mill, made into a hollow material, and further stretched and rolled using a Mannesmann-Mandrel mill or the like to obtain a material steel pipe (seamless steel pipe) having the dimensions shown in Table 3.
  • the heating furnace used is for actual operation, surface decarburization occurs when the time to reach the heating temperature is as long as 1 to 2 hours and the holding time is as long as 600 seconds or more, and the hardness distribution is M type.
  • the water cooling was nucleate boiling water cooling.
  • the tempering process was set as the process which cools, after charging in the heating furnace of an atmospheric atmosphere and hold
  • Test pieces were collected from the obtained seamless steel pipes, and subjected to a four-point bending test, an HIC test, and a Method-A test in order to evaluate the hardness test, the tensile test, and the sour resistance.
  • the 4-point bending specimen was collected so as to include the inner surface of the steel pipe.
  • the test method was the same as in Example 1. The results obtained are shown in Table 6.
  • the hardness of the outermost layer position measurable at a load of 5 kgf is 250 HV5 or less, and the maximum hardness is 250 HV5 or less, so that the sour resistance is remarkably improved.
  • the hardness of the outermost layer position measurable at a load of 5 kgf is harder than 250 HV5, and sour resistance is reduced.
  • Steel pipe No. which is a comparative example. 34, no. No.

Abstract

　耐サワー性に優れた厚肉高強度継目無鋼管を提供する。具体的には、焼入焼戻処理を施して、降伏強さ：450MPa超えを有し、少なくとも管最外側または管最内側で荷重：5kgf（試験力：49N）で測定可能なビッカース硬さHV5が、250HV5以下となるように調整する。このためには、焼入処理後に表層を板厚方向深さで表面から0.3mm以上研削する加工処理を施すか、焼入処理を、大気雰囲気中でAc3変態点以上の加熱温度に、120秒以上保持したのち、核沸騰状態で水冷する処理、または膜沸騰状態で水冷したのち核沸騰状態で水冷する処理とする。このような焼入れ処理とすることにより、表層の硬さが上記した250HV5以下と低くなり、肉厚中央に向かう途中の位置に最高硬さが示す位置が存在する、Ｍ型の硬さ分布を示すか、表層の硬さが最も高くなるが上記した250HV5以下より低くなる、Ｕ型またはフラット型の硬さ分布を示す鋼管を得ることができ、耐サワー性が顕著に向上する。

Description

耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管およびその製造方法
　本発明は、原油（ｃｒｕｄｅ　ｏｉｌ）や天然ガス等（ｎａｔｕｒａｌ　ｇａｓ）を輸送するラインパイプ用として好適な、厚肉高強度継目無鋼管（ｈｅａｖｙ　ｗａｌｌ　ａｎｄ　ｈｉｇｈ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｓｅａｍｌｅｓｓ　ｓｔｅｅｌ　ｔｕｂｅ）に係り、とくに耐サワー性（ｓｏｕｒ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）の更なる向上に関する。
　近年、原油や天然ガスの枯渇が懸念され、従来より深度の深い、「Ｄｅｅｐ−Ｗａｔｅｒ」と呼ばれる、海底２０００ｍ（２０００ｍ　ｕｎｄｅｒ　ｔｈｅ　ｓｅａ）あるいはそれ以上の高深度の領域にある油田（ｏｉｌ　ｆｉｅｌｄ）、ガス田（ｇａｓ　ｆｉｅｌｄ）までもが掘削の対象となっている。このような高深度の油田、ガス田では、ＣＯ２、Ｈ２Ｓ、Ｃｌ−等を多く含む、厳しい腐食環境（ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）となっており、このため、このような油田、ガス田で使用される鋼材には、高強度でかつ優れた耐食性を具備することが要求されている。
　さらに、例えば、油田・ガス田から油井管等で採掘した原油、天然ガスは、海底に沿って敷設されるギャザリングライン（ｇａｔｈｅｒｉｎｇ　ｌｉｎｅ）で、地上（または海上）の施設まで輸送される。このため、使用されるラインパイプ等には、水圧（ｗａｔｅｒ　ｐｒｅｓｓｕｒｅ）に耐えられる強度を有するとともに、自重（ｏｗｎ　ｗｅｉｇｈｔ）で沈むことが求められている。このようなことから、使用されるラインパイプの肉厚は、２０ｍｍを超え、場合によっては３５ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管となる場合がある。このような厚肉継目無鋼管には、さらに高強度で、かつ耐食性に優れしかも、周溶接性（ｇｉｒｔｈ　ｗｅｌｄｉｎｇ）にも優れ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、特許文献２には、Ｃ：０．０３~０．１１％、Ｓｉ：０．０５~０．５％、Ｍｎ：０．８~１．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００２~０．０１７％、Ａｌ：０．００１~０．１０％、Ｃｒ：０．０５~０．５％、Ｍｏ：０．０２~０．３％、Ｖ：０．０２~０．２０％、Ｃａ：０．０００５~０．００５％、Ｎ：０．００８％以下、Ｏ：０．００４％以下を含む組成と、ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）および／またはマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）で、その粒界にフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）が析出した組織とを有する高強度継目無鋼管が記載されている。特許文献１に記載された技術では、上記した組成の鋼片を、熱間圧延により継目無鋼管としたのち、（Ａｒ３点＋５０℃）~１１００℃を焼入れ開始温度として、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する焼入れ処理（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施したのち、ついで、５５０℃~Ａｃ１点で焼戻（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）を行い、耐水素誘起割れ性（ｈｙｄｒｏｇｅｎ　ｉｎｄｕｃｅｄ　ｃｒａｃｋｉｎｇ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）（以下、耐ＨＩＣ性ともいう）に優れ、降伏強さ（ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）：４８３ＭＰａ以上を有する高強度継目無鋼管とするとしている。
　また、特許文献３には、高強度で靭性の良好なラインパイプ用厚肉継目無鋼管の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術では、Ｃ：０．０３~０．０８％、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３~２．５％、Ａｌ：０．００１~０．１０％、Ｃｒ：０．０２~１．０％、Ｎｉ：０．０２~１．０％、Ｍｏ：０．０２~１．２％、Ｔｉ：０．００４~０．０１０％、Ｎ：０．００２~０．００８％、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上の合計で：０．０００２~０．００５％、Ｖ：０~０．０８％、Ｎｂ：０~０．０５％、Ｃｕ：０~１．０％を含む溶鋼を、連続鋳造（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ）により断面が丸形状のビレット（ｂｉｌｌｅｔ）に凝固させる工程、該ビレットを１４００~１０００℃の間の平均冷却速度を６℃／ｍｉｎ以上として室温まで冷却する工程、５５０℃から９００℃までの間の平均加熱速度を１５℃／ｍｉｎ以下として１１５０~１２８０℃に加熱したのち、穿孔および圧延により継目無鋼管を製造する工程、製管後直ちに８５０~１０００℃に均熱した後、または製管後一旦冷却し、引続き８５０~１０００℃に加熱した後、または製管後直ちに８００~５００℃までの間の平均冷却速度を８℃／秒以上として１００℃以下まで連続して強制冷却（ｆｏｒｃｅｄ　ｃｏｏｌｉｎｇ）する工程、５００~６９０℃の範囲の温度で焼戻す工程（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）、を順次行う。なお、特許文献３に記載された技術では、丸形状のビレットに代えて、角形状のブルーム（ｂｌｏｏｍ）またはスラブ（ｓｌａｂ）に連続鋳造したのち、鍛造（ｆｏｒｇｉｎｇ）または圧延により丸形状のビレットとしてもよいとしている。
特開２００４−１７６１７２号公報 特開２００４−１４３５９３号公報 特開２００６−２７４３５０号公報
　しかしながら、特許文献１~３に記載された技術によっても、鋼管表層の強度（硬さ）が高くなることは避けられないのが実情である。というのは、特許文献１~３に記載された技術では、Ｃ−Ｍｎ系の組成を有する素材を使用しており、圧延後の冷却において、水冷等の急冷処理（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）（焼入れ処理）を施すことにより、表層部は冷却速度が速く焼きが入りやすいため硬さが高くなる。ＡＰＩ規格やＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１規格で定められた値を超えて硬くなる場合もある。一方、肉厚中央部では、冷却速度が遅く、焼きが入りにくく、フェライト等の非焼入れ組織（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ−ｕｎｒｅｌａｔｅｄ　ｍｅｔａｌｌｉｃ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）が混入することがある。
　このようなＣ−Ｍｎ系組成の素材では、例えば図１に示すように、フェライトノーズ（ｆｅｒｒｉｔｅ　ｎｏｓｅ）やベイナイトノーズ（ｂａｉｎｉｔｅ　ｎｏｓｅ）が短時間側にシフト（ｓｈｉｆｔ）した変態特性（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃ）（ＣＣＴ図（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｃｏｏｌｉｎｇ　Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｄｉａｇｒａｍ））を有しており、理想的な水冷（核沸騰モード（ｎｕｃｌｅａｔｅ　ｂｏｉｌｉｎｇ　ｍｏｄｅ））が実現できたとすると、表層の冷却速度は１０００℃／秒以上で、肉厚３０ｍｍの鋼管の肉厚中央部では２０~３０℃／秒程度の冷却速度となり、表層はマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）、ベイナイト等の焼入れ組織となるが、肉厚中央部ではフェライト等の非焼入れ組織が混入することがある。このため、肉厚方向の硬さ分布が、表層近傍が高硬度となることは避けられず、肉厚方向の硬さ分布は、図２に示すようなＵ型となる。このような肉厚方向の硬さ分布は、焼戻処理（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施しても、硬さレベル（ｌｅｖｅｌ）が低下するだけで、完全には消滅しない。
　例えば、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７−２００５に規定されるＭｅｔｈｏｄ−Ａ法で鋼管の耐ＳＳＣ性（Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｔｏ　Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ）を評価する場合には、表層を除去した丸棒試験片（ｒｏｕｎｄ　ｂａｒ　ｔｙｐｅ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）を用いるため、このような表層近傍が高硬度となる、肉厚方向の硬さ分布を有する鋼管でも、良好な耐ＳＳＣ性を有すると評価される。しかし、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７−２００５に規定されるＭｅｔｈｏｄ−Ｃ法や、ＡＳＴＭ規格等で規定される４点曲げ試験法で評価する場合には、高硬度である表層が含まれる試験片を用いるため、破断する場合が生じ、耐ＳＳＣ性が低下していると評価されることになる。このことは、例えば、耐サワー性が要求される鋼管について、ＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１規格では、表面から１．５ｍｍの位置での硬さが２５０ＨＶ１０以下を満足することが要求されるが、例えば、表面から１、５ｍｍの位置での硬さが２５０ＨＶ１０以下を満足する鋼管であっても、それより外側の表層の硬さが、２５０ＨＶより高くなる場合には、腐食性の強い環境下では破断する場合がある。その場合には、耐ＳＳＣ性が低下した鋼管であることを意味する。
　本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、耐サワー性に優れた厚肉高強度継目無鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度継目無鋼管」とは、降伏強さＹＳ：４５０ＭＰａ（６５ｋｓｉ）を超える強度を有する継目無鋼管を言うものとする。また、「厚肉」とは、肉厚：１０ｍｍ以上、好ましくは１５ｍｍ以上、更に好ましくは２５ｍｍ以上の場合をいうものとする。また、ここでいう「耐サワー性」とは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４に準拠して評価する耐ＨＩＣ性、およびＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７またはＡＳＭＥ　Ｇ３９に準拠して評価する耐ＳＳＣ性を含む特性をいうものとする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、耐サワー性に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、腐食環境と直接接触する部分（表層）の硬さを低く抑制することにより、耐サワー性が顕著に向上することを知見した。すなわち、具体的には、ビッカース硬さを荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な、管最外側または管最内側（管最表層ともいう）で、２５０ＨＶ５以下とすることが、耐サワー性の向上に顕著に寄与することを知見した。
　そして、本発明者らは、とくに、肉厚方向の硬さ分布が中心から表面に向かって増加する分布である、Ｕ型を呈する鋼管の場合には、管の外表層および内表層を、酸洗（ｐｉｃｋｌｉｎｇ）、ショットブラスト処理（ｓｈｏｔ　ｂｌａｓｔｅｄ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）等あるいはさらに研削（ｇｒｉｄｉｎｇ）を施し除去することにより、管最表層の硬さを２５０ＨＶ５以下とすることがよいことに想到した。
　また、本発明者らは、肉厚方向の硬さ分布を、最表層の硬さが低く、最高硬さが表面からある深さに存在するような硬さ分布、すなわち図３に示すような、いわゆるＭ型を呈する鋼管の場合においても、耐サワー性の顕著な向上のためには、ケース１のように、管最表層の硬さを２５０ＨＶ５以下とすることがよいことに想到した。そして、さらなる耐サワー性向上のためには、ケース２のように、Ｍ型分布の最高硬さをも２５０ＨＶ５以下とすること好ましいことに思い至った。
　さらなる検討により、本発明者らは、上記した、いわゆるＭ型の肉厚方向硬さ分布は、熱間圧延時の加熱温度（ｈｅａｔｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）・保持時間（ｈｏｌｄｉｎｇ　ｔｉｍｅ）・雰囲気ガス（ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ　ｇａｓ）等の制御、あるいは、焼入れ時の加熱温度・保持時間・雰囲気ガス等の制御、さらには焼戻時の加熱温度・保持時間・雰囲気ガス等の制御、による表面脱炭（ｓｕｒｆａｃｅ　ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）、さらには、熱処理時に表面スケール（ｓｕｒｆａｃｅ　ｓｃａｌｅ）を形成し、焼入れ時の最高硬さ部をスケールオフ（ｒｅｍｏｖｅ　ｔｈｅ　ａｒｅａ　ｏｆ　ｍａｘｉｍｕｍ　ｈａｒｄｎｅｓｓ　ａｓ　ｓｃａｌｅ）すること、あるいは表層のみの部分的な焼戻等による硬度の低下等により、調整できると考えた。なかでも、焼入れ時の加熱温度・保持時間・雰囲気ガス等の制御、さらに加えて焼入れ冷却の調整を行うことが、最も効率良く、上記したＭ型の肉厚方向硬さ分布を形成することができることを知見した。
　なお、表面脱炭による硬度低下領域は、最表層から２．５~３．０ｍｍ程度までの領域とすることが望ましい。というのは、この表面脱炭による硬度低下領域が最表層から２．５~３．０ｍｍ程度を超えて厚くなると、とくに板厚２０ｍｍ以上の厚肉材では、脱炭に基づく鋼管強度の低下が生じ、機械的性質に影響が生じるためである。弧状引張試験片（ａｒｃ−ｆｏｒｍｅｄ　ｔｅｎｓｉｌｅ　ｔｅｓｔ　ｐｉｅｃｅ　ａｓ　ｃｕｔｔｉｎｇ　ｏｕｔ　ｏｆ　ｐｉｐｅ）を用いる場合に強く影響される。
　本発明は、かかる知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎのとおりである。
（１）焼入焼戻処理を施されてなる、降伏強さ（ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）：４５０ＭＰａ超えを有する厚肉高強度継目無鋼管であって、管最外側または管最内側で荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能なビッカース硬さ（Ｖｉｃｋｅｒｓ　ｈａｒｄｎｅｓｓ）ＨＶ５が、２５０ＨＶ５以下であることを特徴とする耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
（２）（１）において、前記厚肉高強度継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、Ｍ型を呈することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
（３）（１）において、前記厚肉高強度継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、Ｕ型を呈することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
（４）（２）において、前記厚肉高強度継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、前記Ｍ型を呈し、かつ最高硬さが荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定したビッカース硬さＨＶ５で、２５０ＨＶ５以下であることを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
（５）（１）~（４）のいずれかにおいて、前記継目無鋼管が、質量％で、Ｃ：０．０３~０．１５％、Ｓｉ：０．０２~０．５％、Ｍｎ：０．７~２．５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１~０．０８％、Ｔｉ：０．００５~０．０５％、Ｎ：０．００５％以下を含み、かつＴｉとＮを次（１）式
　　　　　　　Ｎ　≦　Ｔｉ×１４／４８　≦　Ｎ＋１０　　‥‥（１）
（ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量ｐｐｍ））
を満足するように含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００２％以下を含有することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
（８）素材鋼管に、焼入処理および焼戻処理を施し、降伏強さ：４５０ＭＰａ超えを有する製品鋼管とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法であって、前記素材鋼管を、質量％で、Ｃ：０．０３~０．１５％、Ｓｉ：０．０２~０．５％、Ｍｎ：０．７~２．５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１~０．０８％、Ｔｉ：０．００５~０．０５％、Ｎ：０．００５％以下を含み、かつＴｉとＮを次（１）式
　　　　　　　Ｎ≦　Ｔｉ×１４／４８　≦　Ｎ＋１０　　‥‥（１）
（ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量ｐｐｍ））
を満足するように含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成を有する継目無鋼管とし、前記焼入処理を、Ａｃ３変態点以上の温度に加熱し、その後に急冷を行う処理とし、該焼入処理後に表層を板厚方向深さで表面から０．３ｍｍ以上研削する加工処理を施し、しかる後に前記焼戻処理を行うことを特徴とする耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
（９）素材鋼管に、焼入処理および焼戻処理を施し、降伏強さ：４５０ＭＰａ超えを有する製品鋼管とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法であって、
前記素材鋼管が、質量％で、Ｃ：０．０３~０．１５％、Ｓｉ：０．０２~０．５％、Ｍｎ：０．７~２．５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１~０．０８％、Ｔｉ：０．００５~０．０５％、Ｎ：０．００５％以下を含み、かつＴｉとＮを次（１）式
　　　　　　　Ｎ≦　Ｔｉ×１４／４８　≦　Ｎ＋１０　　‥‥（１）
（ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量ｐｐｍ））
を満足するように含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成を有する継目無鋼管とし、前記焼入処理を、加熱とその後に急冷を行う処理とし、前記加熱が、大気雰囲気中でＡｃ３変態点以上の加熱温度に、１２０ｓ以上保持する処理とし、前記急冷が、核沸騰状態で水冷する処理とすることを特徴とする耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
（１０）（９）において、前記急冷が、核沸騰状態で水冷する処理に代えて、膜沸騰状態で水冷した後核沸騰状態で水冷する処理とすることを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
（１１）（８）ないし（１０）のいずれかにおいて、前記加熱が、加熱炉装入方式、通電加熱方式、または誘導加熱方式のいずれかによる加熱であることを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
（１２）（８）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
（１３）（８）ないし（１２）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００２％以下を含有することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
　本発明によれば、ラインパイプ用として好適な、耐サワー性に優れた厚肉高強度継目無鋼管を、安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
Ｃ−Ｍｎ系継目無鋼管各部の焼入れ冷却における変態特性を模式的に示す説明図である。 焼入れ処理を施された継目無鋼管の肉厚方向硬さ分布のＵ型分布の一例を模式的に示す説明図である。 焼入れ処理を施された継目無鋼管の肉厚方向硬さ分布のＭ型分布の一例を模式的に示す説明図である。 肉厚方向の硬さ分布の測定方法を模式的に示す説明図である。
　本発明の厚肉高強度継目無鋼管は、焼入焼戻処理を施されてなる、降伏強さ：４５０ＭＰａ超えを有する厚肉高強度継目無鋼管である。ここでいう「降状強さ：４５０ＭＰａ超」は、ラインパイプ分野で用いられる強度グレードである「Ｘ６５」級以上の強度を有する場合を含む。
　そして、本発明の厚肉高強度継目無鋼管は、肉厚方向全域の硬さ分布が、図２に示すようなＵ型分布、または、図３に示すようなＭ型分布、あるいは平坦なフラット型分布を呈し、しかも、管最表層の硬さが、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定したビッカース硬さＨＶ５で、２５０ＨＶ５以下である鋼管とする。なお、本発明鋼管の肉厚方向全域の硬さ分布は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４の規定に準拠し、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）のビッカース硬度計を用い、表層から０．５ｍｍ間隔で管肉厚方向全域を測定して求めるものとする。
　このため、管最表層の位置は、ビッカース硬さを荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定できる管の最も外側または最も内側の位置となる。本発明が対象とする鋼管の硬さＨＶ２５０程度では、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に規定される、圧痕の中心を表面から圧痕の４個以上離すために、管最表層の位置は、表面から内側に０．４~０．６ｍｍ程度離れた位置となる。硬さが低くなれば、圧痕が大きくなるため、管最表層の位置は、さらに内側となる。
　また、表層から０．５ｍｍ間隔で管肉厚方向に荷重５ｋｇｆ（試験力４９Ｎ）で硬さを測定する場合、圧痕が大きく圧痕の間隔が狭くなりすぎると、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４の規定から逸脱することになる。そのような場合には、本発明では、隣り合う圧痕の間隔が圧痕の大きさの４個以上となるように、図４に示すように、千鳥状に測定するものとする。
　本発明でいう「Ｕ型」の肉厚方向硬さ分布は、図２から明らかなように、管肉厚中心の硬さが低く、管外表面側および管内表面側に向かって、硬さが増加する分布をいう。また、「Ｍ型」の肉厚方向硬さ分布は、図３から明らかなように、表層の硬さが低下して、表面から肉厚方向にいくらか入った位置で最高硬さを示し、肉厚中心に向かって硬さが低くなる分布をいう。
　図２に示すようなＵ型の硬さ分布を呈する継目無鋼管では、管最表層の硬さ（以下、ＨＶＳともいう）が、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定したビッカース硬さＨＶ５で、２５０ＨＶ５以下であれば、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４や、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７、ＡＳＭＥ　Ｇ３９等に規定された耐ＨＩＣ性、耐ＳＣＣ性を満足することができ、耐サワー性が顕著に向上する。管最表層の硬さＨＶＳが、２５ＨＶ５を超える場合には、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４や、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７、ＡＳＭＥ　Ｇ３９等に規定された試験で、割れが発生することが多い。
　一方、図３に示すようなＭ型の肉厚方向硬さ分布を示す鋼管では、管最表層の硬さＨＶＳを、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定したビッカース硬さＨＶ５で、２５０ＨＶ５以下とする。これにより、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４や、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７、ＡＳＭＥ　Ｇ３９等に規定された試験で、割れが発生するのを防止できる。なお、Ｍ型の肉厚方向硬さ分布の最高硬さ（以下、ＨＶＭＡＸともいう）が、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定したビッカース硬さＨＶ５で、２５０ＨＶ５以下を満足することが、耐サワー性の更なる向上のためには、より好ましい。
　なお、上記した肉厚方向硬さ分布は、荷重５ｋｇｆ（試験力４９Ｎ）で硬さ測定が可能な最表層（最裏層）を起点としており、Ｕ型の肉厚方向硬さ分布を示す鋼管についてさらに小さい荷重（試験力）で硬さ測定すると、Ｍ型の硬さ分布を示す場合が多い。というのは、最表層域が軟い場合には、大きな荷重で硬さ測定が可能となる最表層が最表面から遠い内側の位置となるためである。すなわち、荷重５ｋｇｆ（試験力４９Ｎ）で測定した肉厚方向厚さ分布がＵ型と分類された鋼管でも、荷重５ｋｇｆ未満で硬さ測定した場合には、最表面近傍の軟い領域まで測定可能となり、Ｍ型と分類される場合もあることを意味する。
　上記した特性を有する本発明の厚肉高強度継目無鋼管の好ましい組成は、次のとおりである。本発明の厚肉高強度継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０３~０．１５％、Ｓｉ：０．０２~０．５％、Ｍｎ：０．７~２．５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１~０．０８％、Ｔｉ：０．００５~０．０５％、Ｎ：０．００５％以下を含み、かつＴｉとＮを次（１）式
　　　　　　　Ｎ≦　Ｔｉ×１４／４８　≦　Ｎ＋１０　　‥‥（１）
（ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量ｐｐｍ））
を満足するように含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成を有する。
　まず、組成限定理由について、説明する。以下、とくに断わらない限り質量％は単に％で記す。
　Ｃ：０．０３~０．１５％
　Ｃは、固溶強化や、焼入れ性向上を介して、鋼管強度の増加に寄与するが、鋼管の周溶接時に、溶接熱影響部（ＨＡＺ）や溶接金属部の硬さを増加させる。このため、Ｃはできるだけ低減することが望ましいが、所望の母材強度を確保するためには、Ｓｉ、Ｍｎ等の焼入れ性向上元素（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ−ｉｍｐｒｏｖｅｄ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）の添加効果を考慮しても、０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．１５％を超える含有は、ＨＡＺの硬度が高くなりすぎて、溶接部の耐サワー性に問題が生じる。このようなことから、Ｃは０．０３~０．１５％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０６~０．１２％である。また、リールバージ（ｒｅｅｌ　ｂａｒｇｅ）等のように、円周溶接部が巻き・巻き戻し（ｗｉｎｄ　ａｎｄ　ｒｅｗｉｎｄ）を複数回繰り返すような使途向けの場合には、溶接部の硬さ増加をできるだけ低くするという観点から、さらに好ましくは０．０６~０．１１％である。なお、好ましい範囲は、体積膨張（ｖｏｌｕｍｅ　ｅｘｐａｎｓｉｏｎ）が大きく製造性が低下する亜包晶域（ｈｙｐｏ−ｐｅｒｉｔｅｃ　ｒｅｇｉｏｎ）を外したＣ範囲である。亜包晶域は、Ｃ以外の含有成分にも依存して変化するため、成分系が明確でない場合には正確には表示することができないが、概ねＣ：０．１０~０．１２％前後の領域になることが多い。
　Ｓｉ：０．０２~０．５％
　Ｓｉは、脱酸剤（ｄｅｏｘｉｄｉｚｉｎｇ　ａｇｅｎｔ）として寄与するとともに、固溶強化（ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）により、鋼管の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、不純物レベルを超える、０．０２％以上の含有を必要とする。一方、０．５％を超える多量の含有は、溶接部および母材部の靭性が低下する。このため、Ｓｉは０．０２~０．５％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｍｎ：０．７~２．５％
　Ｍｎは、焼入れ性（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）を向上させて、焼入焼戻処理（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　ａｎｄ　ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施す、継目無鋼管を高強度化する作用を有する。Ｍｎ以外の焼入れ性向上元素の複合含有を勘案しても、所望の鋼管強度を確保するためには、０．７％以上の含有を必要とする。一方、２．５％を超える多量の含有は、表層や母材の硬さ、円周溶接時のＨＡＺにおける硬さが、２５０ＨＶを超えて高くなりすぎて、耐サワー性が低下する。このため、Ｍｎは０．７~２．５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．７~１．５％である。
　Ｍｎは、鋼管の組織をベイナイト主体の組織（ベイナイト単相、またはベイニティックフェライト相、アシキュラーフェライト相を含んだ組織）として、管の高強度化を達成するために含有させる。しかし、ベイナイト主体の組織は、マルテンサイト主体の組織と比べて、焼入れまま硬さが、若干低めとなるが、焼入れまま硬さが、冷却速度によって影響を受けて、変化しやすくなる。というのは、冷却速度が速い場合（具体的に最表層）には、硬さが高くなり、冷却速度が遅い場合（具体的に肉厚中央）には、最表層に比べて、低くなる傾向を伴う。このため、このような成分系では、肉厚方向の硬さ分布が、表層に向かって急峻に増加する傾向となる。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、耐サワー性を低下させる元素である。Ｐは、結晶粒界（ｇｒａｉｎ　ｂｏｕｎｄａｒｙ）に偏析して、水素脆化（ｈｙｄｒｏｇｅｎ　ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）時に粒界割れ（ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ　ｃｒａｃｋ）を誘起し、耐サワー性のうち、耐ＳＳＣ性を低下させる。また、Ｐは、靭性をも低下させる。このため、本発明では、Ｐはできるだけ低減することが望ましいが、０．０２０％以下であれば許容できる。このようなことから、Ｐは０．０２０％以下に限定することが好ましい。Ｐは、できるだけ低減することが望ましいが、過剰の低減は、製鋼コスト（ｓｔｅｅｌｍａｋｉｎｇ　ｃｏｓｔ）の高騰を伴うため、工業的には、０．００３％程度以上とすることが望ましい。
　Ｓ：０．００３％以下
　Ｓは、介在物（ｉｎｃｌｕｓｉｏｎ）として存在し、耐サワー性、特に耐ＨＩＣ性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。継目無鋼管では、穿孔圧延工程（ｐｉｅｒｃｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ　ｉｎ　ｓｅａｍｌｅｓｓ　ｐｉｐｅ）で素材に円周方向（ｃｉｒｃｕｍｆｅｒｅｎｔｉａｌ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）と長手方向（ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）に伸ばされる圧延が施されるため、厚鋼板（ｓｔｅｅｌ　ｐｌａｔｅ）や薄鋼板（ｓｔｅｅｌ　ｓｈｅｅｔ）のように、ＭｎＳが圧延方向に長く伸びて、耐ＨＩＣ性に著しい悪影響を及ぼすことは少ない。このため、本発明ではＳを極端に低減する必要はないが、０．００３％以下であれば、耐ＨＩＣ性の低下は少なく、許容できる範囲となる。このようなことから、Ｓは０．００３％以下に限定することが好ましい。
　Ａｌ：０．０１~０．０８％
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果は０．０１％以上の含有で認められる。一方、０．０８％を超える含有は、酸素と結びつき介在物（主として酸化物）がクラスター状（ｃｌｕｓｔｅｒ　ｓｔａｔｅ）に残留し、靭性（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）を低下させる。介在物の増加は、表面疵（ｓｕｒｆａｃｅ　ｄｅｆｅｃｔｓ）の原因となることもある。このようなことから、Ａｌは０．０１~０．０８％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５％以下である。
　Ｔｉ：０．００５~０．０５％
　Ｔｉは、窒素Ｎを固定するだけのために含有する。窒素を固定しＴｉＮを形成した以外のＴｉが残留しないように、Ｎ含有量に応じてＴｉ量を調整する。このような効果を得るために、Ｔｉは、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０５％を超えるＴｉ含有は、ＴｉＮ量が増え、または、サイズが大きくなるとともに、Ｔｉの硫化物（ｓｕｌｆｉｄｅ）、炭硫化物（ｃａｒｂｏ−ｓｕｌｆｉｄｅ）、炭化物（ｃａｒｂｉｄｅ）を形成し、ＴｉＮ以上に靭性を劣化させる悪影響が大きくなる。このため、Ｔｉは０．００５~０．０５％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｎ：０．００５％以下
　Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成するが、ＴｉＮ量が増加すると、靭性が低下する傾向となるため、Ｎはできるだけ低減することが好ましい。しかし、極端な低減は精錬コスト（ｒｅｆｉｎｉｎｇ　ｃｏｓｔ）を高騰させるため、Ｎは０．００５％以下に限定することが好ましい。
　さらに、Ｔｉ、Ｎは、上記した範囲で含有し、さらに、次（１）式
　　　　　　　Ｎ≦　Ｔｉ×１４／４８　≦　Ｎ＋１０　　‥‥（１）
（ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量ｐｐｍ））
を満足するように調整して含有する。
　「Ｔｉ（ｐｐｍ）×１４／４８」は、ＴｉＮ（殆どの場合、Ｔｉ／Ｎ比は、元素比で１．０）を形成する際に使用させるＴｉ量に相当し、（１）式を満足するように、Ｎ~（Ｎ＋１０）ｐｐｍの範囲に限定する。「Ｔｉ（ｐｐｍ）×１４／４８」がＮ（ｐｐｍ）量未満では、固溶窒素（ｓｏｌｕｔｅ　ｎｉｔｒｏｇｅｎ）が存在することになり、Ａｌ等の窒化物形成元素（ｎｉｔｒｉｄｅ−ｆｏｒｍｅｒ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）との結合、もしくは、焼戻時に、炭化物ではなく、炭窒化物（ｃａｒｂｏ−ｎｉｔｒｉｄｅ）を形成し、鋼管特性（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ａｎｄ／ｏｒ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ｓｅａｍｌｅｓｓ　ｐｉｐｅ）が低下する。一方、「Ｔｉ（ｐｐｍ）×１４／４８」が（Ｎ＋１０）ｐｐｍを超えて多くなると、ＴｉＮに消費された残りのＴｉがある一定量存在することになり、硫化物および炭硫化物が形成され、靭性を劣化させる危険性が増す。このため、ＴｉとＮの関係は（１）式を満足するように調整することとした。
　上記した成分が基本の成分であり、これら基本の成分に加えて、選択元素として、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００２％以下を、必要に応じて、選択して含有することができる。
　Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂはいずれも、鋼管の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。
　Ｃｒ：０．５％以下
　Ｃｒは、焼入れ性向上を介して、鋼管の強度増加に寄与する。このような効果を確保するためには、不可避的不純物レベルである０．０１％以上含有することが望ましいが、０．５％を超える多量の含有は、硬さが高くなりすぎて、耐サワー性、とくに溶接部の耐サワー性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｃｒは０．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．３％以下である。
　Ｍｏ：０．３％以下
　Ｍｏは、Ｃｒと同様に、焼入れ性向上を介して、鋼管の強度増加に寄与する。このような効果を確保するためには、不可避的不純物レベルである０．００１％以上含有することが望ましいが、０．３％を超える多量の含有は、硬さが高くなりすぎて、耐サワー性が低下する。とくに、多量のＭｏ含有は、溶接部の強度を増加させ、溶接部の耐サワー性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｍｏは０．３％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．２％以下である。
　Ｎｉ：０．３％以下
　Ｎｉは、固溶強化、さらには焼入れ性向上を介して、鋼管の強度増加に寄与する。このような効果を確保するためには、不可避的不純物レベルである０．０１％以上含有することが望ましいが、０．３％を超える多量の含有は、強度が高くなりすぎるため、耐サワー性が低下する。このため、含有する場合には、Ｎｉは０．３％以下に限定することが好ましい。なお、Ｃｕを０．０５％以上含有する場合に、Ｎｉは、０．５×Ｃｕ以上含有させることが好ましい。これにより、Ｃｕ起因の表面疵、表面欠陥の発生を防止することができる。
　Ｃｕ：０．３％以下
　Ｃｕは、固溶強化、さらには焼入れ性向上を介して、鋼管の強度増加に寄与する。このような効果を確保するためには、不可避的不純物レベルである０．０１％以上含有することが望ましいが、０．３％を超える多量の含有は、靭性が低下するとともに、表面疵が多発するという問題がある。このため、含有する場合には、Ｃｕは０．３％以下に限定することが好ましい。なお、Ｃｕを０．０５％以上含有する場合には、Ｎｉを０．５×Ｃｕ以上含有させることが好ましい。これによりＣｕ起因の表面疵、表面欠陥の発生を防止できる。
　Ｖ：０．０５％以下
　Ｖは、焼入れ性向上に寄与するとともに、焼戻軟化抵抗（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ　ｓｏｆｔｅｎｉｎｇ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を増加させて、鋼管の強度増加に寄与する。このような効果は、不純物レベル以上である０．００２％以上の含有で顕著となる。一方、０．０５％を超える含有は、粗大なＶＮ、Ｖ（ＣＮ）が形成され、靭性を低下させる可能性が高くなる。このため、含有する場合には、Ｖは０．０５％以下に限定することが好ましい。
　Ｎｂ：０．０５％以下
　Ｎｂは、Ｎｂ析出物の析出強化（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ−ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）により、鋼管の強度増加に寄与する。また、Ｎｂは、オーステナイト粒の細粒化に寄与し、これにより耐サワー性が向上する。このような効果は、０．００５％以上の含有で顕著となる。一方、０．０５％を超える含有は、耐ＳＣＣ性、耐ＨＩＣ性を低下させる可能性がある。このため、含有する場合には、０．０５％以下に限定することが好ましい。
　Ｃａ：０．００２％以下
　Ｃａは、硫化物、酸化物の形態を丸い形状に制御する形態制御作用（ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ　ｃｏｎｔｒｏｌ　ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を有し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する。また、Ｃａの含有は、連鋳時のノズル詰まり（ｎｏｚｚｌｅ　ｃｌｏｇｇｉｎｇ）を防止する。このような効果を確保するために、０．００１％以上含有することが好ましい。一方、０．００２％を超える含有は、Ｃａ系介在物量、析出物量が多くなりすぎて、かえって靭性の低下、耐ＳＣＣ性の低下を招く。このため、含有する場合には、Ｃａは０．００２％以下に限定することが好ましい。なお、丸鋳片を使用しない製造方法の場合には、Ｃａは無添加でもよい。
　上記した成分の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物からなる。
　また、本発明鋼管の組織は、ベイナイト相を主とする組織を有する。ここでいう「ベイナイト相を主とする組織」には、いわゆるベイナイト相に加えて、ベイニティックフェライト相（ｂａｉｎｉｔｉｃ　ｆｅｒｒｉｔｅ　ｐｈａｓｅ）、アシキュラーフェライト相（ａｃｉｃｕｌａｒ　ｆｅｒｒｉｔｅ　ｐｈａｓｅ）、マルテンサイト相を含むものとする。本発明が対象とする鋼管の組織は、ベイナイト相を主（面積率で５０％以上）とするが、ベイニティックフェライト相、アシキュラーフェライト相を含み、微量であるがマルテンサイト相を含むことがある。とくにマルテンサイト相の含有は僅かであり、しかも通常のナイタール腐食、光学顕微鏡観察（ｏｐｔｉｃａｌ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｉｃ　ｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎ）では区別がつきにくいため、本発明では「ベイナイト相を主とする組織」にマルテンサイト相も含めることとした。
　なお、ベイナイト相を主とする組織の組織分率は面積率で５０％以上と多ければ多いほどよい。なお、本発明鋼管の組織は、粒度番号でＮｏ．８以上、好ましくはＮｏ．９以上、とすることが好ましい。
　ベイナイト相以外の第二相は、若干（面積率で１０％以下）のフェライト相を含んでもよい。なお、フェライト相は焼戻処理時に生成することはない。
　つぎに、本発明厚肉高強度継目無鋼管の好ましい製造方法について説明する。
　まず、上記した組成の素材鋼管を準備する。
　素材鋼管は、上記した鋼管素材（丸鋳片、丸鋼片等）に、加熱し、例えば、マンネスマン式製管法等を使用して、穿孔圧延（ｐｉｅｒｃｉｎｇ　ｒｏｌｌｉｎｇ）、延伸圧延（ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ　ｒｏｌｌｉｎｇ）等により、所定寸法の継目無鋼管とすることが好ましいが、これに限定されることはない。
　本発明では、得られた継目無鋼管を素材鋼管とし、該素材鋼管に、焼入処理および焼戻処理を施し、降伏強さ：４５０ＭＰａ超える降伏強さの製品鋼管とする。
　焼入処理は、加熱とその後に急冷を行う処理とする。
　焼入処理における加熱は、大気雰囲気中でＡｃ３変態点以上の加熱温度に、１２０秒以上保持する処理とすることが好ましい。
　なお、ここでいう「大気雰囲気中」とは、稼動する熱処理炉に特定組成のガスを雰囲気ガスとして流すのではなく大気環境（酸素濃度２０％程度）下で熱処理する場合を指す。例えば熱処理炉として電気炉を用いれば大気のガス組成（酸素濃度２０％程度）に近い雰囲気状況で熱処理ができる。なお、ＣＨ４、Ｃ２Ｈ８等やＣＯ等の燃焼熱を熱源とする加熱炉では、燃焼時に酸素を消費するため、雰囲気中の酸素濃度は約１０％以下程度まで低下するが、零ではない。
　加熱温度がＡｃ３変態点未満では、加熱温度が低すぎて、オーステナイト単相組織とすることができず、その後の急冷処理によっても、所望の強度を確保できない。一方、９５０℃を超える温度では、結晶粒が粗大化し、所望の低温靭性を確保できなくなる。このため、焼入のための加熱温度はＡｃ３変態点以上、好ましくは９５０℃以下に限定することが好ましい。なお、好ましくは８５０℃以上９２０℃以下である。
　素材鋼管を、上記した温度、保持時間で、大気雰囲気中で加熱することにより、表面から脱炭が生じ、加熱後に急冷を行っても、表層の硬さが所望の２５０ＨＶ５以下とすることができる。保持時間が１２０秒未満では、表面からの脱炭が不十分で、急冷後の表層硬さが所望の２５０ＨＶ５以下とすることができなくなる。
　なお、Ｍ型の肉厚方向硬さ分布を有する鋼管とする場合には、焼入れ処理のために大気雰囲気中で加熱する際に、酸素濃度が大気並みの雰囲気（約２０％）、あるいは少なくとも酸素濃度が５％以上の雰囲気として、上記した加熱温度で、３００秒以上保持することが好ましい。焼入れ加熱に際して、保持時間が３００秒未満では、表層の脱炭が不十分で、Ｍ型の肉厚方向硬さ分布を形成するまでに至らない場合が多い。このため、Ｍ型の肉厚方向硬さ分布を有し、あるいはさらに管最表層のビッカース硬さＨＶＳが２５０ＨＶ５以下である鋼管とするためには、焼入れ加熱温度に３００秒以上とすることが好ましい。
　なお、加熱保持時間（均熱帯での時間）の上限は、生産性の観点から、５４００秒以下とすることが好ましい。５４００秒を超えて長時間とすると、加熱処理時間が長くなり、生産性が低下する。このため、加熱の保持時間は１２０秒以上、好ましくは、３００秒以上、好ましくは５４００秒以下、より好ましくは３６００秒以下に限定することが好ましい。
　なお、焼入れのための加熱は、表面から脱炭し、Ｍ型の肉厚方向硬さ分布を形成するという観点からは、大気雰囲気中で加熱炉に装入して加熱する加熱炉装入方式とすることが好ましいが、加熱炉装入に代えて、大気雰囲気中での誘導加熱方式（ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ　ｈｅａｔｉｎｇ　ｍｅｔｈｏｄ）、または通電加熱方式（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｈｅａｔｉｎｇ）による加熱としてもよい。なお、この場合、加熱時の雰囲気は、大気中の酸素濃度とほぼ等しい酸素濃度の雰囲気となる。
　上記した条件で加熱された素材鋼管は、ついで急冷される。急冷は、核沸騰状態（ｎｕｃｌｅａｔｅ　ｂｏｉｌｉｎｇ　ｓｔａｔｅ）での水冷とすることが好ましい。核沸騰状態で冷却することにより、急冷される表層は、通常であれば、著しく硬化するが、上記したような加熱処理（ｈｅａｔｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施された鋼管では、表層の著しい硬化はなく、表層の硬さが低下し、途中に最高硬さが存在するＭ型の肉厚方向硬さ分布を呈する。これにより、腐食環境（ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）と接し、耐サワー性に影響する表層の硬さが低下し、耐サワー性が向上する。
　なお、急冷は、核沸騰状態での水冷に代えて、水槽に浸漬し膜沸騰状態での水冷を所定時間行ったのち、核沸騰状態での水冷を施す処理としてもよい。膜沸騰状態での水冷の所定時間は５秒以上とすることが好ましい。上記した条件での加熱に加えて、このような急冷（膜沸騰状態での水冷を行ったのち、核沸騰状態での水冷）を施すことにより、所望の肉厚方向硬さ分布（Ｍ型）への調整がより容易となる。
　このような、表層硬さを低くした、Ｍ型の肉厚方向硬さ分布を有する製品鋼管としても、鋼管から試験片を採取して測定される機械的性質（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ）の大きな変化はなく、あっても軽微なレベルである。というのは、上記したような肉厚方向の硬さ分布の変化は、表面近傍のみの変化であり、引張特性（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃ）等の機械的特性を測定する、鋼管の大部分を占める鋼管内部の強度についてはほとんど変化が生じていないためである。
　また、本発明では、素材鋼管を、上記した焼入処理の加熱条件（ｈｅａｔ　ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ）とは異なり、非酸化性雰囲気（ｎｏｎ−ｏｘｉｄｉｚｉｎｇ　ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ）で、Ａｃ３変態点以上、好ましくは９５０℃以下に加熱し、核沸騰状態で水冷し、急冷する焼入処理としてもよい。なおこの場合、上記した加熱温度での保持はとくに必要としない。焼入れのための加熱が非酸化性であるため、上記したような表層の脱炭（ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）は生ぜず、製品鋼管では、表面に近づくとともに硬さが増加する、いわゆる、Ｕ型の肉厚方向硬さ分布となる。このため、表層の硬さの高い領域を機械研削（ｍａｃｈｉｎｉｎｇ）等により、削除することが好ましい。本発明の好ましい組成範囲内であれば、削除する表層は、硬さの高い、表面から肉厚方向に０．３ｍｍ程度以上、０．７ｍｍ以下の範囲で研削することが、好ましい。０．７ｍｍを超えて研削すると、肉厚が減少しすぎて、製品保証肉厚を確保しにくくなるが、耐サワー性の観点からは、研削するほど好ましい。なお、片側で１．５ｍｍ程度の研削で、研削の効果は飽和する。
　肉厚方向硬さ分布がＵ型の場合には、表面から研削することにより、硬さは低下する傾向を示すが、硬さ分布が表層で急唆な傾きを有する場合が多く、０．３ｍｍ以上研削することにより、測定可能な管最表層硬さＨＶＳを２５０ＨＶ５以下にすることができる。
　これにより、硬さを測定できる管最表層の硬さＨＶＳを、２５０ＨＶ５以下に調整できる。
　なお、焼入処理は、通常、焼入れＱを１回とするが、焼入れＱを複数回繰り返す、例えばＱＱ処理としてもよい。焼入処理を繰り返し行うことにより、結晶粒の微細化も期待できる。
　また、本発明では、焼入処理後に、焼戻処理を行う。焼戻処理は、焼入れ処理で得られた硬さ等を低減して、所望の強度、靭性を確保できるように調整するために行う。焼戻処理は、５５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度（焼温度）に加熱し、放冷する処理とすることが好ましい。焼戻温度が５５０℃未満では、温度が低すぎて、所望の靭性を確保できない。一方、Ａｃ１変態点を超える高温では、二相域に加熱されるため、所望の特性への調整が不可能となる。
　以下、さらに実施例に基づいて本発明をさらに説明する。
（実施例１）
　表１に示す鋼Ａ組成の溶鋼を、真空炉で溶製し、小型鋼塊（３０キロ鋼塊：底部１００ｍｍ角、頂部１５０ｍｍ角）とした。これら小型鋼塊を加熱し、実験圧延機で９．５~４１ｍｍ厚の範囲の試験材が確保できるように５種の板厚の熱延板とした。ついで、これら熱延板の表面および裏面をフライス盤で研削して、各熱延板間の肉厚ばらつきの少ない熱延板とした。
　これら熱延板から試験材（１００ｍｍ幅×２００ｍｍ長さ（圧延方向））を採取し、該試験材に対して、表２に示す条件の焼入れ焼戻処理を施した。焼入れは、不活性ガス（アルゴンガス）雰囲気中で加熱温度：８９０℃で５ｍｉｎ間保持したのち、直ちに核沸騰状態で水冷する処理とした。ここでいう、「核沸騰状態」での水冷とは、被冷却材（熱延板）を治具で掴んで、水槽内で上下左右に振って、湯気を出さない状態で冷却する処理である。なお、一部では、水槽中に浸漬し、膜沸騰状態で一定時間を水冷したのち、核沸騰状態で水冷する急冷を施した。また、焼戻は、６５０℃で５ｍｉｎ保持する処理とした。
なお、この熱延板に対する焼入れ焼戻処理は、各種肉厚を有する鋼管の焼入焼戻処理をシミュレートするもので、これにより、各種肉厚を有する鋼管の肉厚方向硬さ分布、引張特性、耐サワー性を推定した。なお、耐サワー性は、４点曲げ試験、ＨＩＣ試験、ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７規定のＭｅｔｈｏｄ−Ａ試験を実施し、総合して評価した。試験方法は次のとおりとした。
　（１）　肉厚方向硬さ分布
　得られた試験材から、硬さ測定用試験片を採取し、板厚方向断面について、ビッカース硬さ計（荷重：５ｋｇｆ）を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠して、硬さＨＶ５を測定した。測定間隔は、試験材の両最表層（表面から０．５ｍｍ）位置から、板厚方向に０．５ｍｍ間隔で５点、さらに板厚中央方向に、３ｍｍ間隔または４ｍｍ間隔で、全板厚に亘って測定した。なお、両最表層における測定（各５点）は、一列状に測定できない場合は、千鳥式（図４参照）に測定した。なお、表面から０．５ｍｍの位置で、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）による硬さ測定が可能であれば、その位置の硬さが、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層（管最表層）の硬さＨＶＳとした。荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）による硬さ測定ができない場合には、さらに内側の、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定できる、最も外側または最も内側の位置が、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層位置とした。なお、板厚２４ｍｍ材については、焼入れままでも硬さ測定を行った。そして、得られた板厚方向（肉厚方向）の硬さ分布の分布形態から、Ｕ型、Ｍ型、あるいはフラット型のいずれかに近いか、判定した。
　（２）引張試験
　得られた試験材から、ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ−０８の規定に準拠して、引張方向が圧延方向となるように、また、試験片中央が板厚中央に一致するように、丸棒引張試験片（ＡＳＴＭ−１／４片：Ｓｐｅｃｉｍｅｎ３（Ｅ８））を採取し、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さＹＳ）を求めた。
　なお、実測した降状強さＹＳから、各試験材の強度グレードを決定した。ＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１規格では、Ｘ８０級はＹＳ：６７５~５５０ＭＰａ、Ｘ７０級はＹＳ：４８５~６０５ＭＰａ、Ｘ６５級はＹＳ：４５０~５７０ＭＰａ、Ｘ６０級ではＹＳ：４１５~５６５ＭＰａと規定しており、隣接する級でＹＳが重複している。そこで、本発明では便宜的に、ＹＳ：５５０ＭＰａ以上のものはＸ８０級とし、ＹＳ：５５０ＭＰａ未満４８５ＭＰａ以上をＸ７０級、ＹＳ：４８５ＭＰａ未満４５０ＭＰａ以上をＸ６５級、ＹＳ：４５０ＭＰａ未満４１５ＭＰａ以上をＸ６０級とした。
　（３）４点曲げ試験
　得られた試験材から、ＩＳＯ−７５３９−２規格に準拠して、試験片長手方向が圧延方向となるように、最表層を含む４点曲げ試験片（厚さ：５ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ７５ｍｍ）を採取し、４点曲げ試験を実施し、最表層を含む場合の耐ＳＳＣ性を評価した。４点曲げ試験片表面に歪ゲージを貼布し、所定の応力（規格下限の降伏強さの８５％の応力）が負荷されていることを確認したのち歪ゲージ（ｓｔｒａｉｎ　ｇａｕｇｅ）を外して、４点曲げ試験片を、ＳｏｌｕｔｉｏｎＡ液（５ｍａｓｓ％）ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液）（ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｏｆ　５％ＮａＣｌ　ａｎｄ　０．５％　ＣＨ３ＣＯＯＨ）に分圧０．１ＭＰａ、Ｈ２Ｓガスを飽和させた試験液中に７２０時間浸漬した。浸漬後に、破断しない場合には、耐ＳＳＣ性が良好であるとして○、破断が発生した場合には×として評価した。
　なお、負荷応力の基準となる規格下限の降状強さは、Ｘ８０級では５５０ＭＰａ、Ｘ７０級では４８５ＭＰａ、Ｘ６５級では４５０ＭＰａ、Ｘ６０級では４１５ＭＰａである。
　（４）ＨＩＣ試験
　得られた試験材から、ＮＡＣＥ−ＴＭ０２８４に準拠して、ＨＩＣ試験片を採取し、ＨＩＣ試験を実施した。試験は、試験片をＳｏｌｕｔｉｏｎＡ液（５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液）に分圧０．１ＭＰａ、Ｈ２Ｓガスを飽和させた試験液中に９６時間浸漬する試験とした。浸漬後、試験片の断面を観察し、ＣＳＲ、ＣＬＲ、ＣＴＲを求めた。ＣＳＲが１％以下、ＣＬＲが１５％以下、ＣＴＲが３％以下である場合を、耐ＨＩＣ性が良好であるとして○とし、ひとつの値でも基準に満たない場合には×とした。
　（５）Ｍｅｔｈｏｄ−Ａ試験
　得られた試験材から、ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７に準拠して、板厚中央位置が試験片中心となるように丸棒試験片を採取し、耐ＳＳＣ性を評価した。試験片を、ＳｏｌｕｔｉｏｎＡ液（５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液）に分圧０．１ＭＰａ、Ｈ２Ｓガスを飽和させた試験液中に、所定の応力（規格下限の降伏強さの８５％の応力）を負荷して、浸漬し、７２０時間経過するまでの破断の有無を調査した。なお、規格下限の降状強さは各強度グレードに応じた（３）４点曲げ試験の項に示した値とした。得られた結果から、７２０時間経過後に未破断であり、かつ１０倍の光学顕微鏡で試験片平行部を観察し亀裂がない場合を、耐ＳＳＣ性に優れるとして○と評価しそれ以外の場合を×とした。
　なお、Ｍｅｔｈｏｄ−Ａ試験では、試験片採取位置での耐ＳＳＣ性を評価するとともに、耐ＳＯＨＩＣ性をも併せて評価できる。
　得られた結果を、表２に示す。
　鋼Ｎｏ．Ａの組成を有する鋼板（鋼管）の肉厚方向の硬さ分布は、肉厚（板厚）が薄い場合（板厚：９．５ｍｍ、１５ｍｍ）では、肉厚方向にほぼ均一な硬さを示すフラット型（−型）であるが、肉厚が厚くなると、Ｕ型の肉厚方向の硬さ分布を示すようになる。なお、焼戻処理後の肉厚方向硬さ分布は試験材Ｎｏ．１Ｃで示すように焼入れ時の硬さ分布から大きく崩れることはなく、焼入れ時の硬さ分布をほぼ保持することになる。さらに、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層位置（最外側または最内側位置）の硬さＨＶ５が、２５０ＨＶ５以下である場合は、耐ＨＩＣ性、耐ＳＣＣ性がいずれも良好である。なお、試験材Ｎｏ．１Ｅ、Ｎｏ．１Ｆは、測定可能な最表層位置（最外側または最内側位置）の硬さＨＶ５が、２５０ＨＶ５を超えて高くなっている。しかし、試験材Ｎｏ．１Ｅ、Ｎｏ．１Ｆは強度がＸ６０級であるため、Ｍｅｔｈｏｄ−Ａ試験、４点曲げ試験における負荷応力が低くなり、板厚中央位置が採取した試験片を用いるＭｅｔｈｏｄ−Ａ試験では、「○」という評価となり、一般的な意味での耐ＳＳＣ性および耐ＳＯＨＩＣ性は良好であると評価される。一方、表層部分を評価する４点曲げ試験では、表層硬さが高い試験材Ｎｏ．１Ｅ、Ｎｏ．１Ｆは「×」という評価になっている。
　なお、試験材２Ａ、２Ｃは、水槽に浸漬し膜沸騰状態で５秒間冷却した後に核沸騰状態で冷却し、試験材２Ｂは、水槽に浸漬し膜沸騰状態で１０秒間冷却した後に核沸騰状態で冷却したものである。すなわち、試験材２Ａ、２Ｂ、２Ｃは、当初は緩冷され、ついで急冷されたものである。硬さ分布は肉厚により大きく影響されるが、このような冷却制御を合わせて行えば、所望の硬さ分布に容易に調整できることがわかる。
（実施例２）
　表１に示す鋼Ｂ~鋼Ｉまでの組成を有する溶鋼を、真空炉で溶製し、小型鋼塊（３０キロ鋼塊：底部１００ｍｍ角、頂部１５０ｍｍ角）とした。これら小型鋼塊を実験加熱炉で加熱し、実験圧延機で板厚：２２~３０ｍｍ厚の範囲の熱延板とした。なお、一部の熱延板については、表面および裏面を機械研削して、表面スケールを除去した。
　得られた熱延板に実験熱処理炉で、大気雰囲気（酸素濃度約２０体積％）中またはアルゴンガス（不活性ガス）雰囲気中で加熱し、表３に示す条件で焼入れする焼入れ処理、および表３に示す条件で焼戻する焼戻処理を行った。焼戻後は、放冷した。
　なお、一部の熱延板では、試験材（熱延板）をステンレス箔で包み大気雰囲気中で加熱した。また、一部の熱延板では、大気雰囲気（酸素濃度約２０体積％）中で通電加熱により加熱した。また、一部の熱延板では、焼入れ処理を２回繰り返す処理とした。また、一部の熱延板では、焼入れ処理後、表裏面を各々０．４ｍｍまたは０．７ｍｍ研削した。
　また、焼入れ処理の冷却は、核沸騰状態（ｃｏｏｌｉｎｇ　ｉｎ　ｎｕｃｌｅａｒ　ｂｏｉｌｉｎｇ　ｒｅｇｉｏｎ）または膜沸騰状態（ｃｏｏｌｉｎｇ　ｉｎ　ｆｉｌｍ　ｂｏｉｌｉｎｇ　ｒｅｇｉｏｎ）での水冷とした。なお、ステンレス箱で包んで熱処理したものは、ステンレス箔を外してから水冷した。具体的に、「核沸騰状態」での水冷とは、被冷却材（熱延板）を治具で掴んで、水槽内で上下左右に振って、湯気を出さない状態で冷却する処理とした。また、「膜沸騰状態」での水冷とは、被冷却材（熱延板）を水槽中に浸漬（ドブ漬け）して冷却する処理、いわゆる湯気が上がる状態での冷却とした。
　上記のような焼入れ焼戻処理を施された熱延板から、試験材を採取し、実施例１と同様に、肉厚方向硬さ分布、引張特性、耐サワー性を推定した。なお、耐サワー性は、４点曲げ試験、ＨＩＣ試験、Ｍｅｔｈｏｄ−Ａ試験を実施し、総合して評価した。なお、試験方法は実施例１と同様とした。なお、実測ＹＳが４１５ＭＰａ未満の場合には、４点曲げ試験、ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７規定のＭｅｔｈｏｄ−Ａ試験の負荷応力は（実測ＹＳ）×０．８５とした。
　また、さらに上記した焼入れ焼戻処理を施された熱延板から、圧延方向と直角方向（いわゆる、ＤＮＳ−ＯＳ−Ｆ１０１規定でいうＴ方向）が試験片長手方向となるようにＪＩＳ　Ｚ　２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の規定に準拠して試験温度：−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーＶＥ−４０（Ｊ）を求めた。ＶＥ−４０が２００Ｊ以上となる場合を靭性良好として○、それ以外を×として評価した。
　得られた結果を表４に示す。
　本発明例はいずれも、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層位置の硬さが、２５０ＨＶ５以下となり、また、最高硬さも２５０ＨＶ５以下であり、耐サワー性が顕著に向上している。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層位置の硬さが、２５０ＨＶ５を超えて硬くなっているか、あるいは最高硬さも２５０ＨＶ５を超えて高いかして、耐サワー性が低下している。
　なお、大気雰囲気（酸素濃度約２０体積％中での加熱では、表層が脱炭され、かつスケール形成により最表層が除去されるため、硬さ分布はＭ型に調整される。一方、アルゴンガス雰囲気中での加熱では、表層の脱炭や、スケール形成が見られないために硬さ分布はＵ型に調整される。
　鋼板Ｎｏ．２、Ｎｏ．４（比較例）は、焼入れ処理の加熱雰囲気が非酸化性雰囲気のため、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層位置の硬さが、２５０ＨＶ５を超えて硬くなっている。このため、表層を含む試験片を用いる４点曲げ試験では、浸漬後、７２０時間までに、破断が発生している。
　また、鋼板Ｎｏ．５（比較例）は、焼入れ処理の加熱雰囲気が大気雰囲気中であるが、加熱温度における保持時間が不足し、表面近傍の脱炭が不十分であるため、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層位置の硬さが、２５０ＨＶ５を超えて硬くなっている。このため、表層を含む試験片を用いる４点曲げ試験では、浸漬後、７２０時間までに、破断が発生している。また、鋼板Ｎｏ．９、Ｎｏ．１２（比較例）は、焼入れ処理の加熱雰囲気が、酸化性雰囲気でないため、表面近傍の脱炭が不十分で、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層位置の硬さが、２５０ＨＶ５を超えて硬くなっている。このため、表層を含む試験片を用いる４点曲げ試験では、浸漬後、７２０時間までに、破断が発生している。また、鋼板Ｎｏ．１４（比較例）は、焼入れ冷却が比較的緩冷であるため、所望の高強度を確保できていない。鋼板Ｎｏ．１９はＴｉとＮの関係でＴｉ含有量が多すぎて（１）式を満足しておらず、ＴｉＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等のＴｉ系介在物、析出物が多く存在したため、強度、硬さ、耐サワー性は十分であるが、靭性が低下したと推定される。
（実施例３）
　表１に示す鋼Ａ，鋼Ｊ~鋼Ｍまでの組成を有する溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚：２５０ｍｍ）とし、該スラブを熱間圧延により、丸形状（直径：１５０ｍｍφ又は２００ｍｍφ）の鋼片（鋼管素材）とした。該鋼片を、加熱し、マンネスマン−ピアサミルを用いて穿孔圧延し、中空素材とし、さらに、マンネスマン−マンドレルミル等で延伸圧延し、表３に示す寸法の素材鋼管（継目無鋼管）とした。
　これら素材鋼管（継目無鋼管）に、表５に示す条件で、焼入処理および焼戻処理を施した。なお、焼入処理は、表５に示すような雰囲気に調節された加熱炉に装入し、表５に示す温度に加熱し、表５に示す時間保持したのち、表５に示す冷却条件で水冷する処理とした。なお、用いた加熱炉は、天然ガスを燃焼して加熱する加熱炉である。この場合、加熱炉の雰囲気は「大気」としているが、酸素濃度が１０体積％以下程度の「大気」雰囲気となる。しかし、用いた加熱炉は実操業用であるため、加熱温度に達するまでの時間が１~２時間と長く、保持時間が６００秒以上と長い場合には表面脱炭が生じ、硬さ分布はＭ型となっている。また、水冷は、核沸騰状態の水冷却とした。また、焼戻処理は、大気雰囲気の加熱炉に装入し、表５に示す温度で、表５に示す時間保持したのち、放冷する処理とした。
　得られた継目無鋼管から試験片を採取して、硬さ試験、引張試験、および耐サワー性を評価するために、４点曲げ試験、ＨＩＣ試験、Ｍｅｔｈｏｄ−Ａ試験を実施した。なお、４点曲げ試験片は、鋼管の内表面を含むように採取した。試験方法は、実施例１と同様にした。
　得られた結果を表６に示す。
　本発明例はいずれも、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層位置の硬さが、２５０ＨＶ５以下となり、また、最高硬さも２５０ＨＶ５以下であり、耐サワー性が顕著に向上している。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層位置の硬さが、２５０ＨＶ５を超えて硬くなっており、耐サワー性が低下している。
　比較例である鋼管Ｎｏ．３４、Ｎｏ．３７は、焼入れ処理の加熱保持時間が好ましい範囲より短く、荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能な最表層位置の硬さが、２５０ＨＶ５を超えて硬くなっており、表層を含む試験片を用いる４点曲げ試験では、浸漬後、７２０時間までに、破断が発生して、耐サワー性が低下している。比較例の鋼管Ｎｏ．３４，Ｎｏ．３７を除き、鋼管Ｎｏ．３１，３２，３３、３５，３６の靭性を評価したところ、鋼管Ｎｏ．３５だけが、判定基準のー４０℃でのＶノッチシャルピーの吸収エネルギー値である、２００Ｊを下回ったので、この鋼管は比較例とした。Ｔｉ、Ｎの規定式を満たさない例であり、窒素がＴｉで完全固定されず、別の窒化物等が出来た等して、靭性劣化が起こったと思われる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006

Claims (13)

  1. 　焼入焼戻処理を施されてなる、降伏強さ：４５０ＭＰａ超えを有する継目無鋼管であって、管最外側または管最内側で荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定可能なビッカース硬さＨＶ５が、２５０ＨＶ５以下である継目無鋼管。
  2. 　前記継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、Ｍ型を呈することを特徴とする請求項１に記載の継目無鋼管。
  3. 前記継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、Ｕ型を呈することを特徴とする請求項１に記載の継目無鋼管。
  4. 　前記継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、前記Ｍ型を呈し、かつ最高硬さが荷重：５ｋｇｆ（試験力：４９Ｎ）で測定したビッカース硬さＨＶ５で、２５０ＨＶ５以下であることを特徴とする請求項２に記載の継目無鋼管。
  5. 　前記継目無鋼管が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０３~０．１５％、　　　　　　Ｓｉ：０．０２~０．５％、
    　Ｍｎ：０．７~２．５％、　　　　　　　　Ｐ　：０．０２０％以下、
    　Ｓ　：０．００３％以下、　　　　　　　　Ａｌ：０．０１~０．０８％、
    　Ｔｉ：０．００５~０．０５％、　　　　　Ｎ　：０．００５％以下
    を含み、かつＴｉとＮを下記（１）式を満足するように含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の継目無鋼管。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　　　　　Ｎ　≦　Ｔｉ×１４／４８　≦　Ｎ＋１０　　　　‥‥（１）
    　　　　　ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量ｐｐｍ）
  6. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の継目無鋼管。
  7. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００２％以下を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の継目無鋼管。
  8. 　素材鋼管に、焼入処理および焼戻処理を施し、降伏強さ：４５０ＭＰａ超えを有する製品鋼管とする継目無鋼管の製造方法であって、
    前記素材鋼管を、質量％で、
    　Ｃ　：０．０３~０．１５％、　　　　　　　Ｓｉ：０．０２~０．５％、
    　Ｍｎ：０．７~２．５％、　　　　　　　　　Ｐ　：０．０２０％以下、
    　Ｓ　：０．００３％以下、　　　　　　　　　Ａｌ：０．０１~０．０８％、
    　Ｔｉ：０．００５~０．０５％、　　　　　　Ｎ　：０．００５％以下
    を含み、かつＴｉとＮを下記（１）式を満足するように含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成を有する継目無鋼管とし、
    前記焼入処理を、Ａｃ３変態点以上の温度に加熱し、その後に急冷を行う処理とし、該焼入処理後に表層を板厚方向深さで表面から０．３ｍｍ以上研削する加工処理を施し、しかる後に前記焼戻処理を行う継目無鋼管の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　　　　　Ｎ　≦　Ｔｉ×１４／４８　≦　Ｎ＋１０　　　　‥‥（１）
    　　　　　ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量ｐｐｍ）
  9. 　素材鋼管に、焼入処理および焼戻処理を施し、降伏強さ：４５０ＭＰａ超えを有する製品鋼管とする継目無鋼管の製造方法であって、
    前記素材鋼管が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０３~０．１５％、　　　　　　Ｓｉ：０．０２~０．５％、
    　Ｍｎ：０．７~２．５％、　　　　　　　　Ｐ　：０．０２０％以下、
    　Ｓ　：０．００３％以下、　　　　　　　　Ａｌ：０．０１~０．０８％、
    　Ｔｉ：０．００５~０．０５％、　　　　　Ｎ　：０．００５％以下
    を含み、かつＴｉとＮを下記（１）式を満足するように含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成を有する継目無鋼管とし、
    前記焼入処理を、加熱とその後に急冷を行う処理とし、前記加熱が、大気雰囲気中でＡｃ３変態点以上の加熱温度に、１２０秒以上保持する処理とし、前記急冷が、核沸騰状態で水冷する処理とする継目無鋼管の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　　　　　Ｎ　≦　Ｔｉ×１４／４８　≦　Ｎ＋１０　　　　‥‥（１）
    　　　　　ここで、Ｔｉ、Ｎ：各元素の含有量（質量ｐｐｍ）
  10. 　前記急冷が、核沸騰状態で水冷する処理に代えて、膜沸騰状態で水冷した後核沸騰状態で水冷する処理とする継目無鋼管の製造方法。
  11. 前記加熱が、加熱炉装入方式、通電加熱方式、誘導加熱方式のいずれかによる加熱であることを特徴とする請求項８ないし１０のいずれかに記載の継目無鋼管の製造方法。
  12. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｎｉ：　０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項８ないし１１のいずれかに記載の継目無鋼管の製造方法。
  13. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００２％以下を含有する請求項８ないし１２のいずれかに記載の継目無鋼管の製造方法。
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