WO2017141341A1 - 継目無鋼管及びその製造方法 - Google Patents

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桂一 近藤
大江　太郎
勇次 荒井
祐輔 千代
裕紀 神谷
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a seamless steel pipe and a manufacturing method thereof, and more particularly to a seamless steel pipe suitable for a line pipe and a manufacturing method thereof.
  • a flow line is a line pipe laid along the terrain on the ground surface or sea bottom.
  • a riser is a line pipe that is arranged to rise from the sea bottom in the platform direction (that is, upward).
  • Patent Document 1 C: 0.03 to 0.08%, Si: 0.15% or less, Mn: 0.3 to 2.5%, Al: 0.001 to 0.10%, Cr: 0 0.02-1.0%, Ni: 0.02-1.0%, Mo: 0.02-1.2%, Ti: 0.004-0.010%, N: 0.002-0.008 % And one or more of Ca, Mg and REM in a total amount of 0.0002 to 0.005%, the balance being Fe and impurities, P in the impurities being 0.05% or less, S Has a high-strength, high-toughness, thick-walled seamless steel pipe for line pipes, characterized in that the thickness is 30 to 50 mm.
  • Patent Document 2 discloses a thick-walled, high-strength seamless steel pipe having a yield strength of more than 450 MPa, which has been subjected to quenching and tempering, and has a load of 5 kgf (test force) at the outermost pipe or innermost pipe.
  • the chemical components are in mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1.0 to 2.0%, Mo: 0 0.5 to 1.0%, Cr: 0.1 to 1.0%, Al: 0.01 to 0.10%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Ca: 0.0. 0005 to 0.005%, V: 0.010 to 0.040%, N: 0.002 to 0.007%, Ti: 0.001 to 0.008%, and Nb : Containing one or two selected from the group consisting of 0.02 to 0.05%, the balance being Fe and impurities; carbon equivalent Ceq being 0.50 to 0.58%; specific carbide
  • a seamless steel pipe characterized by comprising:
  • the content of alloy elements such as carbon may be increased to enhance the hardenability.
  • increasing the content of alloy elements such as carbon increases the strength (hardness) of the steel pipe surface.
  • the seamless steel pipe produced by quenching-tempering treatment has a high hardness because the surface layer has a high cooling rate and is easy to be hardened during the quenching treatment, and the hardness is low in the meat. This tendency may remain after tempering. Therefore, in a seamless steel pipe having a strength of X80 grade or higher, the surface layer hardness may exceed the upper limit hardness of 250 Hv required as a sour-resistant grade in the API 5L standard.
  • Patent Document 1 is effective for realizing high strength and high toughness, consideration is not always given to the suppression of the hardness of the surface layer portion and the improvement of the SSC resistance related thereto.
  • patent document 2 can control the hardness of a steel pipe surface layer part to 250 HV5 or less, it seems to require a special manufacturing process.
  • Patent Document 3 consideration is given to SSC resistance, but it is necessary to perform direct quenching or in-line quenching after hot pipe making, and further reheat quenching.
  • Patent Document 4 consideration is given to the hardness and HIC resistance of the steel pipe surface layer, but a reheating quenching process is essential, and if necessary, direct quenching after hot pipe making or in-line quenching is used in combination. Therefore, it cannot be said that the manufacturing cost rationality is necessarily high.
  • An object of the present invention is to provide a seamless steel pipe that can be manufactured by a relatively rational manufacturing process and can stably obtain a yield strength of 555 MPa or more and excellent SSC resistance.
  • the seamless steel pipe according to one embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.02-0.15%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.30-2. 5%, P: 0.03% or less, S: 0.006% or less, O: 0.004% or less, Al: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.001 to 0.010%, N : 0.007% or less, Cr: 0.05 to 1.0%, Mo: 0.02% or more and less than 0.5%, Ni: 0.03 to 1.0%, Cu: 0.02 to 1.
  • the carbon equivalent Ceq is 0.430% or more and less than 0.500%, and the structure is tempered martensite or tempered bainite as the main phase from the surface layer to the meat,
  • the size of the former austenite of the structure is less than 6.0 in terms of the particle size number according to ASTM E112-10, and the Vickers hardness is 250 Hv or less between the position 1 mm from the inner surface and the position 1 mm from the outer surface. Yes, the yield strength is 555 MPa or more.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (1) In the element symbol in the formula (1), the content of the corresponding element is substituted by mass%.
  • the method of manufacturing a seamless steel pipe according to an embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.30. ⁇ 2.5%, P: 0.03% or less, S: 0.006% or less, O: 0.004% or less, Al: 0.01-0.10%, Ti: 0.001-0.010 %, N: 0.007% or less, Cr: 0.05 to 1.0%, Mo: 0.02% or more and less than 0.5%, Ni: 0.03 to 1.0%, Cu: 0.02 -1.0%, V: 0.020-0.20%, Ca: 0.0005-0.005%, Nb: 0-0.05%, balance: Fe and impurities are prepared.
  • a process of hot-working the raw material to produce a raw tube a step of quenching the raw tube by direct quenching or in-line quenching, and tempering the quenched raw tube And a step. Do not reheat and quench between quenching and tempering.
  • the carbon equivalent Ceq defined by the following formula (3) is 0.430% or more and less than 0.500%
  • the Larson-Miller parameter PL defined by the following formula (4) is 18800 or more.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15
  • PL (T + 273) ⁇ (20 + log (t)) (4)
  • T is the tempering temperature
  • t the holding time at that temperature.
  • the unit of T is ° C.
  • the unit of t is time.
  • FIG. 1 is a block diagram illustrating an example of a production line.
  • FIG. 2 is a flow chart showing the manufacturing process of the seamless steel pipe.
  • FIG. 3 shows the change in surface temperature with respect to the time of the workpiece being manufactured.
  • FIG. 4 is a scatter diagram plotting the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the yield strength YS for Steel B.
  • FIG. 5 is a scatter diagram plotting the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the yield strength YS for steel A.
  • FIG. FIG. 6 is a scatter diagram in which the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the hardness of the outer surface, the meat, and the inner surface is plotted for steel B.
  • FIG. 7 is a scatter diagram in which the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the hardness of the outer surface, the meat, and the inner surface is plotted for Steel A.
  • FIG. 8 is a scatter diagram in which the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the maximum hardness difference is plotted for the steel B.
  • FIG. 9 is a scatter diagram in which the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the maximum hardness difference is plotted for Steel A.
  • the present inventors examined a method for ensuring a yield strength of 555 MPa or more and stably obtaining excellent SSC resistance in a seamless steel pipe.
  • the carbon equivalent of the steel is limited to an appropriate range and the difference between the hardness of the surface layer of the seamless steel pipe and the hardness in the meat is reduced, only by direct quenching after hot pipe making or in-line quenching, It has been found that a yield strength of 555 MPa or more can be secured and excellent SSC resistance can be stably obtained without reheating and quenching.
  • the surface layer of the seamless steel pipe In quenching after rolling, the surface layer of the seamless steel pipe has a high cooling rate and is easy to quench. Therefore, the surface layer of the seamless steel pipe tends to be hard, and sometimes exceeds the hardness value defined by the API 5L standard or the DNV-OS-F101 standard.
  • the cooling center since the cooling center has a slow cooling rate at the center of the seamless steel pipe, it is difficult to quench, and a non-quenched structure such as ferrite may be mixed. Thus, a difference in hardness is usually generated between the surface layer and the meat, and this tendency may remain after tempering depending on the tempering conditions.
  • Ceq defined by the following formula (1) is set to 0.430% or more and less than 0.500%.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (1)
  • the content of the corresponding element is substituted by mass%.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment has a chemical composition described below.
  • “%” of the element content means mass%.
  • Carbon (C) increases the strength of the steel. If the C content is less than 0.02%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the C content exceeds 0.15%, the toughness of the steel decreases. Therefore, the C content is 0.02 to 0.15%. From the viewpoint of the lower limit, the C content is preferably higher than 0.02%, and more preferably 0.04% or more. In view of the upper limit, the C content is preferably 0.10% or less, and more preferably 0.08% or less.
  • Si 0.05 to 0.5% Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is 0.05% or more, the above-described effect is remarkably obtained. However, if the Si content exceeds 0.5%, the toughness of the steel decreases. Therefore, the Si content is 0.05 to 0.5%. From the viewpoint of the lower limit, the Si content is preferably higher than 0.05%, more preferably 0.08% or more, and further preferably 0.10% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Si content is preferably less than 0.5%, more preferably 0.25% or less, and further preferably 0.20% or less.
  • Mn 0.30 to 2.5%
  • Manganese (Mn) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. If the Mn content is less than 0.30%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.5%, Mn is segregated in the steel and the toughness is lowered. Therefore, the Mn content is 0.30 to 2.5%. From the viewpoint of the lower limit, the Mn content is preferably higher than 0.30%, more preferably 1.0% or more, and further preferably 1.3% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Mn content is preferably less than 2.5%, more preferably 2.0% or less, and even more preferably 1.8% or less.
  • P 0.03% or less Phosphorus (P) is an impurity. P decreases the toughness of the steel. Therefore, the P content is preferably as low as possible. Therefore, the P content is limited to 0.03% or less.
  • the P content is preferably less than 0.03%, more preferably 0.015% or less, and still more preferably 0.012% or less.
  • S 0.006% or less Sulfur (S) is an impurity. S combines with Mn to form coarse MnS, which lowers the toughness and HIC resistance of the steel. Accordingly, the S content is preferably as low as possible. Therefore, the S content is limited to 0.006% or less. The S content is preferably less than 0.006%, more preferably 0.003% or less, and still more preferably 0.002% or less.
  • Oxygen (O) is an impurity. O forms coarse oxides or oxide clusters to reduce the toughness of the steel. Therefore, it is preferable that the O content is as low as possible. Therefore, the O content is limited to 0.004% or less.
  • the O content is preferably 0.003% or less, and more preferably 0.002% or less.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • Aluminum (Al) combines with N to form fine nitrides and enhances the toughness of the steel. If the Al content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Al content is higher than 0.10%, the Al nitride becomes coarse and the toughness of the steel decreases. Therefore, the Al content is 0.01 to 0.10%. From the viewpoint of the lower limit, the Al content is preferably higher than 0.01%, and more preferably 0.02% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Al content is preferably less than 0.10%, more preferably 0.08% or less, and further preferably 0.06% or less.
  • the Al content in the present specification means the content of acid-soluble Al (so-called Sol. Al).
  • Titanium (Ti) combines with N in the steel to form TiN, and suppresses a decrease in the toughness of the steel due to the solid solution N. Furthermore, finely dispersed TiN increases the toughness of the steel. If the Ti content is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when the Ti content is higher than 0.010%, TiN is coarsened or coarse TiC is generated, and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the Ti content is 0.001 to 0.010%. In view of the lower limit, the Ti content is preferably higher than 0.001%, and more preferably 0.002% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Ti content is preferably less than 0.010%, more preferably 0.006% or less, and further preferably 0.005% or less.
  • N 0.007% or less Nitrogen (N) combines with Al to form fine Al nitride and enhances the toughness of the steel. However, if the N content is higher than 0.007%, the dissolved N reduces the toughness of the steel. If the N content is too high, the carbonitrides and / or nitrides are further coarsened and the toughness of the steel is reduced. Therefore, the N content is 0.007% or less. In view of the upper limit, the N content is preferably less than 0.007%, more preferably 0.006% or less, and further preferably 0.005% or less. The N content is preferably 0.002% or more from the viewpoint of the lower limit.
  • Chromium (Cr) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. Cr further increases the temper softening resistance of the steel. If the Cr content is less than 0.05%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.0%, the toughness of the steel decreases. Therefore, the Cr content is 0.05 to 1.0%.
  • the Cr content is preferably higher than 0.05% and more preferably 0.2% or more from the viewpoint of the lower limit. In view of the upper limit, the Cr content is preferably less than 1.0%, and more preferably 0.8% or less.
  • Mo 0.02% or more and less than 0.5% Molybdenum (Mo) improves the strength of steel by transformation strengthening and solid solution strengthening. If the Mo content is less than 0.02%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when the Mo content is 0.5% or more, the toughness of the steel decreases. Therefore, the Mo content is 0.02% or more and less than 0.5%. From the viewpoint of the lower limit, the Mo content is preferably higher than 0.02%, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.1% or more. The Mo content is preferably 0.4% or less, more preferably 0.3% or less, from the viewpoint of the upper limit.
  • Nickel (Ni) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. Further, Ni has a function of improving the adhesion of the scale formed on the surface of the steel in the heating stage for quenching, and the scale suppresses the cooling rate of the steel surface in the cooling stage of the quenching. There is also an effect of suppressing an increase in hardness of the part. If the Ni content is less than 0.03%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Ni content is higher than 1.0%, the SSC resistance decreases. Therefore, the Ni content is 0.03 to 1.0%.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.08% or more, and further preferably 0.10% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Ni content is preferably less than 1.0%, more preferably 0.7% or less, and further preferably 0.5% or less.
  • Cu 0.02 to 1.0% Copper (Cu) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel.
  • Cu has a function of improving the adhesion of the scale formed on the surface of the steel in the heating stage for quenching, and the scale suppresses the cooling rate of the steel surface in the cooling stage of quenching. There is also an effect of suppressing an increase in hardness of the part. If the Cu content is less than 0.02%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Cu content is higher than 1.0%, the weldability of steel decreases. If the Cu content is too high, the grain boundary strength of the steel at a high temperature is further lowered, and the hot workability of the steel is lowered.
  • the Cu content is 0.02 to 1.0%. From the viewpoint of the lower limit, the Cu content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.08% or more, and further preferably 0.10% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Cu content is preferably less than 1.0%, more preferably 0.7% or less, and further preferably 0.5% or less.
  • V 0.020 to 0.20% Vanadium (V) combines with C in the steel to form a V carbide and increases the strength of the steel. V further dissolves in Mo carbides to form carbides. By including V, the carbide is less likely to be coarsened. If the V content is less than 0.020%, the above effect cannot be obtained effectively. On the other hand, if the V content is higher than 0.20%, the carbides become coarse. Therefore, the V content is 0.020 to 0.20%. From the viewpoint of the lower limit, the V content is preferably higher than 0.020%, more preferably 0.04% or more. The V content is preferably less than 0.16% from the viewpoint of the upper limit.
  • Ca 0.0005 to 0.005%
  • Ca combines with S in steel to form CaS.
  • the formation of MnS is suppressed by the formation of CaS. Therefore, Ca improves the toughness and HIC resistance of steel.
  • the Ca content is less than 0.0005%, the above effect cannot be obtained sufficiently.
  • the Ca content is higher than 0.005%, the cleanliness of the steel decreases, and the toughness and HIC resistance of the steel decrease. Therefore, the Ca content is 0.0005 to 0.005%.
  • the Ca content is preferably higher than 0.0005%, more preferably 0.0008% or more, and further preferably 0.001% or more.
  • the Ca content is preferably less than 0.005%, more preferably 0.003% or less, and further preferably 0.002% or less.
  • the balance of the chemical composition of the seamless steel pipe according to this embodiment is Fe and impurities.
  • the impurities here refer to ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed in from the environment of the manufacturing process.
  • the chemical composition of the seamless steel pipe according to the present embodiment may further contain Nb instead of a part of Fe.
  • Niobium (Nb) is a selective element. Nb combines with C and / or N in the steel to form fine Nb carbide and enhances the toughness of the steel. Nb further dissolves in Mo carbide to form a specific carbide, and suppresses the coarsening of the specific carbide. On the other hand, if the Nb content is higher than 0.05%, the carbide and / or carbonitride becomes coarse. Therefore, the Nb content is 0 to 0.05%. If the Nb content is 0.010% or more, the above-described effect is remarkably obtained.
  • the Nb content is preferably 0.015% or more and more preferably 0.020% or more from the viewpoint of the lower limit.
  • the Nb content is preferably 0.040% or less and more preferably 0.035% or less from the viewpoint of the upper limit.
  • the carbon equivalent Ceq defined by the formula (1) is 0.430% or more and less than 0.500%.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (1) The content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
  • the carbon equivalent Ceq is less than 0.430%, it is difficult to ensure the strength of the seamless steel pipe.
  • the carbon equivalent Ceq is 0.500 or more, it becomes difficult to reduce the surface layer Vickers hardness to 250 Hv or less in the manufacturing process in which the quenching after hot pipe forming is performed only once by direct quenching or inline quenching. .
  • the structure of the seamless steel pipe according to the present embodiment has tempered martensite or tempered bainite as the main phase from the surface layer to the meat.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment does not contain recrystallized ferrite at least in a region deeper than 1 mm from the surface.
  • the recrystallized ferrite extremely reduces the hardness at a position of 1 mm from the surface layer of the seamless steel pipe.
  • the tempered martensite or tempered bainite as a main phase is generally a structure in which the volume ratio of tempered martensite is 50% or more, a structure in which the volume ratio of tempered bainite is 50% or more, or the volume ratio of tempered martensite.
  • the structure whose sum of the volume ratio of tempered bainite is 50% or more is meant. In other words, it means a structure in which the volume ratio of a structure (for example, ferrite) that is neither tempered martensite nor tempered bainite is less than 50%.
  • the size of the prior austenite grains is less than 6.0 as the crystal grain size number defined in ASTM E112-10.
  • the prior austenite grain size is preferably cut out from each steel pipe after quenching and before tempering, and embedded in resin so that the cross section perpendicular to the length direction of the steel pipe (pipe making direction) is the test surface.
  • the prior austenite grain boundary By making the prior austenite grain boundary appear by the Bechet-Beaujard method that corrodes with a saturated aqueous solution of picric acid, the prior austenite grain size number can be measured according to ASTM E112-10.
  • the ASTM grain size number of the prior austenite crystal grains can be determined from the crystal orientation relationship using a method such as electron beam backscatter diffraction (EBSD).
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • the metal structure of the steel pipe after tempering is measured by EBSD as follows. A sample is taken from the central position of the thickness of the cross section of the seamless steel pipe after tempering (the cross section perpendicular to the axial direction of the seamless steel pipe). Using the collected sample, crystal orientation analysis is performed by EBSD in the observation range of 500 ⁇ 500 ⁇ m 2 , and the boundary between grains having a misalignment angle in the range of 15 to 51 ° is defined as the old austenite grain boundary, and line drawing is performed. Based on the drawing, the crystal grain size number is obtained in accordance with ASTM E112-10.
  • the prior austenite grain size after quenching and before tempering is the same as the former austenite grain size after tempering.
  • the prior austenite grain size obtained by the EBSD method after tempering is an error of about ⁇ 0.2 as the grain size number, which is in agreement with the result of observing the crystal grains revealed by the Bechet-Beaujard method before tempering after quenching. . Therefore, in the present invention, “the size of the prior austenite grains is less than 6.0 as the grain size number defined in ASTM E112-10” means that when the grain size after quenching is unknown, At least, when the grain size number obtained by the EBSD method in the state after tempering is less than 5.8, this means that the present invention is within the scope.
  • the prior austenite grain size is described on the premise of numerical values observed by the Bechet-Beaujard method for samples after quenching and before tempering.
  • the prior austenite grains are fine grains having a grain size number of 6.0 or more, sufficient hardenability cannot be obtained with a material having a low carbon equivalent Ceq as in this embodiment. Therefore, a predetermined strength may not be obtained. In addition, it is difficult to obtain such a fine-grained structure in a manufacturing process in which quenching after hot pipe making is performed only once by direct quenching or in-line quenching.
  • the crystal grain size number of the prior austenite grains is preferably 5.5 or less, more preferably 5.0 or less.
  • the seamless steel pipe according to this embodiment has a Vickers hardness of 250 Hv or less between a position 1 mm from the inner surface and a position 1 mm from the outer surface. More specifically, the seamless steel pipe according to the present embodiment has a Vickers hardness of 250 Hv or less measured at an arbitrary position between a position 1 mm from the inner surface and a position 1 mm from the outer surface in accordance with JIS Z 2244. is there.
  • the seamless steel pipe according to the present invention has a small difference in hardness in the thickness direction. Specifically, the difference in Vickers hardness between the position 1 mm from the inner surface and the central thickness position, the difference in Vickers hardness between the position 1 mm from the outer surface and the central thickness position, and 1 mm from the inner surface The difference in Vickers hardness between the position and the position 1 mm from the outer surface is 25 Hv or less.
  • the seamless steel pipe according to this embodiment has a yield strength of X80 grade or higher (555 MPa or higher) as defined in the API standard.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment is not limited to this, but can be suitably used as a seamless steel pipe having a wall thickness of 25 to 55 mm.
  • the wall thickness of the seamless steel pipe is more preferably 25 to 40 mm from the viewpoint of rationalizing the alloy.
  • FIG. 1 is a block diagram illustrating an example of a production line.
  • the production line includes a heating furnace 1, a piercing machine 2, a drawing mill 3, a constant diameter rolling mill 4, a reheating furnace 5, a water cooling device 6, and a tempering device 7.
  • a heating furnace 1 a heating furnace 1
  • a piercing machine 2 a drawing mill 3
  • a constant diameter rolling mill 4 a reheating furnace 5
  • a water cooling device 6 and a tempering device 7.
  • a plurality of transport rollers 10 are arranged between the devices.
  • FIG. 2 is a flowchart showing the manufacturing process of the seamless steel pipe according to the present embodiment.
  • FIG. 3 is a diagram showing a change in surface temperature with respect to time of a workpiece (steel material, raw pipe and seamless steel pipe) being manufactured.
  • A1 in the figure indicates Ac 1 point when the workpiece is heated, and Ar 1 point when the workpiece is cooled.
  • A3 indicates Ac 3 point when the workpiece is heated, and Ar 3 point when the workpiece is cooled.
  • the steel material is heated in the heating furnace 1 (heating process: S1).
  • the steel material is, for example, a round billet.
  • the steel material may be manufactured by a continuous casting apparatus such as round CC.
  • the steel material may be manufactured by hot working (forging or ingot rolling) an ingot or slab. Below, the case where a steel raw material is a round billet is demonstrated.
  • the hot round billet is hot-worked into a seamless steel pipe (S2 and S3). Specifically, a round billet is pierced and rolled by a piercing machine 2 to form a raw pipe (piercing and rolling step: S2). Further, the raw pipe is rolled by the drawing mill 3 and the constant diameter rolling machine 4 to form a seamless steel pipe (stretching rolling process and regular rolling process S3).
  • the seamless steel pipe manufactured by hot working is heated to a predetermined temperature by the auxiliary heating furnace 5 as necessary (auxiliary heating step: S4).
  • the seamless steel pipe manufactured by hot working or the heated seamless steel pipe is quenched by the water cooling device 6 (quenching step: S5). In any case, the seamless steel pipe manufactured by hot working is quenched without being cooled to an Ar 3 point or less.
  • the quenched seamless steel pipe is tempered by the tempering device 7 (tempering step S6).
  • quenching is performed immediately after the seamless steel pipe is manufactured. More specifically, after the hot working, quenching is performed before the temperature of the seamless steel pipe is lowered to near room temperature by cooling.
  • the heat treatment for rapidly cooling the seamless steel pipe after hot working before its surface temperature becomes less than Ar 3 points is called “direct quenching”, and the seamless steel pipe after hot working is at a temperature of Ac 3 points or higher.
  • the heat treatment in which heat is supplemented and then rapidly cooled is called “in-line quenching”.
  • the structure becomes coarser than a heat treatment (hereinafter referred to as reheating quenching) in which the tube is once cooled after pipe forming and then rapidly cooled.
  • the grain size number after quenching is less than 6.0. Therefore, the hardenability of the structure is improved as compared with the case of reheating quenching, and even when a steel material having a low carbon equivalent Ceq is used, high strength can be ensured.
  • Heating step (S1) The round billet is heated in the heating furnace 1.
  • a preferred heating temperature is 1100 ° C. to 1300 ° C. When the round billet is heated within this temperature range, the carbonitride in the steel is dissolved.
  • the heating temperature of the slab or ingot may be 1100 to 1300 ° C, and the heating temperature of the round billet in the heating furnace 1 may not be 1100 to 1300 ° C. . This is because carbonitrides in the steel are dissolved when the ingot and slab are heated.
  • the heating furnace 1 is, for example, a walking beam furnace or a rotary furnace.
  • the round billet is taken out from the heating furnace 1, and the heated round billet is pierced and rolled by the piercing machine 2 to obtain a raw pipe.
  • the drilling machine 2 includes a plurality of inclined rolls and a plug. The plug is disposed between the inclined rolls.
  • the drilling machine 2 is a cross-type drilling machine. It is preferable to use a cross-type drilling machine because drilling can be performed with a high tube expansion rate.
  • the drawing mill 3 includes a plurality of roll stands arranged in series.
  • the drawing mill 3 is, for example, a mandrel mill.
  • the drawn and drawn raw pipe is drawn and rolled by the constant diameter rolling mill 4 to produce a seamless steel pipe.
  • the constant diameter rolling mill 4 includes a plurality of roll stands arranged directly.
  • the constant diameter rolling mill 4 is, for example, a sizer or a stretch reducer.
  • the stretching rolling process and the regular rolling process are collectively referred to as a rolling process.
  • the supplementary heat process (S4) is performed as necessary. That is, the manufacturing method according to the present embodiment may not include the supplementary heat process (S4). Specifically, the supplementary heating step (S4) is performed so that the temperature of the seamless steel pipe becomes a predetermined temperature of Ac 3 points or more immediately before water cooling in the quenching step (S5). When not performing a supplementary heat process (S4), it progresses to step S5 from step S3 in FIG. In the case where the supplementary heating step (S4) is not performed, the supplementary heating furnace 5 may not be arranged in FIG.
  • the finishing temperature of the rolling process (the surface temperature of the seamless steel pipe immediately after the end of the rolling process) is less than 800 ° C.
  • the seamless steel pipe is inserted into the supplementary heating furnace 5 and heated.
  • a preferable heating temperature in the auxiliary heating furnace 5 is 900 to 1100 ° C.
  • a preferable soaking time is 30 minutes or less. This is because if the soaking time is too long, carbonitrides (Ti, Nb) (C, N) composed of Ti, Nb, C and N may precipitate and become coarse.
  • an induction heating device may be used instead of the supplementary heating furnace 5.
  • the seamless steel pipe is water cooled by the water cooling device 6.
  • the temperature (surface temperature) of the seamless steel pipe immediately before water cooling is Ac 3 points or higher, preferably 800 ° C. or higher.
  • the water cooling is preferably performed at a cooling rate of 5 ° C./second (300 ° C./min) or more when the temperature of the seamless steel pipe is between 800 ° C. and 500 ° C. Thereby, a uniform hardened structure is obtained.
  • the cooling stop temperature is 1 point or less of Ar.
  • a preferable cooling stop temperature is 450 ° C. or lower, and cooling may be performed to room temperature.
  • the configuration of the water cooling device 6 used in the quenching step (S5) is, for example, as follows.
  • the water cooling device 6 includes a plurality of rotating rollers, a laminar water flow device, and a jet water flow device.
  • the plurality of rotating rollers are arranged in two rows, and the seamless steel pipe is arranged between the plurality of rotating rollers arranged in two rows. At this time, each of the two rows of rotating rollers comes into contact with the lower part of the outer surface of the seamless steel pipe.
  • the laminar water flow device is disposed above the rotating roller and pours water from above into the seamless steel pipe. At this time, the water poured into the seamless steel pipe forms a laminar water flow.
  • the jet water flow device is arranged in the vicinity of the end of the seamless steel pipe arranged on the rotating roller.
  • a jet water flow apparatus injects a jet water flow toward the inside of a steel pipe from the end of a seamless steel pipe.
  • the outer surface and the inner surface of the seamless steel pipe are simultaneously cooled by the laminar water flow device and the jet water flow device.
  • Such a configuration of the water cooling device 6 is particularly suitable for accelerated cooling of a thick-walled seamless steel pipe having a thickness of 25 mm or more.
  • the water cooling device 6 may be a device other than the above-described rotating roller, laminar water flow device, and jet water flow device.
  • the water cooling device 6 may be, for example, a water tank. In this case, the seamless steel pipe is immersed in a water tank and accelerated and cooled.
  • the water cooling device 6 may also be only a laminar water flow device. In short, the type of the cooling device 6 is not limited.
  • the surface hardness is not sufficiently reduced, and there may be a portion where the Vickers hardness exceeds 250 Hv.
  • PL is preferably 18900 or more.
  • PL is preferably 20000 or less, and more preferably 19500 or less.
  • the lower limit of the tempering temperature is preferably 600 ° C, more preferably 630 ° C, and further preferably 650 ° C.
  • the upper limit of the tempering temperature is preferably 700 ° C, more preferably 680 ° C.
  • the lower limit of the holding time is preferably 1 hour, more preferably 2 hours, and further preferably 3 hours.
  • the upper limit of the holding time is preferably 6 hours, more preferably 5 hours, and further preferably 4 hours.
  • the above manufacturing method is particularly suitable for a seamless steel pipe having a wall thickness of 25 mm or more, and can also be applied to a seamless steel pipe having a wall thickness of 40 mm or more.
  • the upper limit of the wall thickness is not particularly limited, but is usually 60 mm or less.
  • the seamless steel pipe by one Embodiment of this invention and its manufacturing method were demonstrated. According to the present embodiment, it is possible to obtain a seamless steel pipe that can be manufactured by a relatively rational manufacturing process and can stably obtain a yield strength of 555 MPa or more and excellent SSC resistance.
  • a plurality of seamless steel pipes having various chemical compositions were manufactured, and the yield strength, tensile strength, surface hardness, and sour resistance were investigated.
  • each manufactured round billet was heated to 1100-1300 ° C. in a heating furnace. Subsequently, each round billet was pierced and rolled by a piercing machine into a raw pipe. Subsequently, each raw tube was stretched and rolled by a mandrel mill. Subsequently, each raw pipe was subjected to drawing rolling (constant diameter rolling) with a sizer to produce seamless steel pipes having outer diameters and wall thicknesses shown in Tables 2 and 3.
  • the formed seamless steel pipe was heated to 950 ° C. by a reheating furnace, and then quenched by a water cooling device at a cooling rate of 5 ° C./second or more to room temperature.
  • each seamless steel pipe was tempered at the soaking temperature and holding time shown in Tables 2 and 3. However, no. For 62, after quenching, before tempering, reheating was performed offline at 950 ° C., soaking for 20 minutes, and then quenching was performed.
  • yield strength and tensile strength test The yield strength of each number of seamless steel pipes was investigated. Specifically, a No. 12 test piece (width 25 mm, gauge distance 50 mm) defined by JIS Z 2241 from a seamless steel pipe is used, and the longitudinal direction of the tensile strength test piece is parallel to the longitudinal direction (L direction) of the steel pipe. It collected so that it might become. Using the collected test pieces, a tensile test based on JIS Z 2241 was performed in the air at normal temperature (25 ° C.), and yield strength (YS) and tensile strength (TS) were obtained. The yield strength was determined by the 0.5% total elongation method. The obtained yield strength (MPa) and tensile strength (MPa) are shown in Tables 2 and 3. “YS” in Tables 2 and 3 indicates the yield strength obtained with the test piece of each test number, and “TS” indicates the tensile strength.
  • the Vickers hardness test was carried out at any three points 1 mm inward in the thickness direction from the outer surface of the four test pieces of each seamless steel pipe of each test number, and the maximum value among the obtained 12 points values.
  • the hardness was “1 mm from the outer surface”.
  • the Vickers hardness test was performed at any three points near the thickness center of the four test pieces of the seamless steel pipe of each test number, and the maximum value among the obtained 12 points was determined as “ "It was hard.
  • the difference between the hardness of “1 mm position from the outer surface” and the hardness of “in the meat”, the difference between the hardness of “1 mm position from the inner surface” and the hardness of “in the meat”, and the hardness of “1 mm position from the outer surface” The largest value (hereinafter referred to as “maximum hardness difference”) among the differences from the “1 mm position from the inner surface” is shown in the “Difference” column of Tables 2 and 3.
  • Samples including the inner surface, the outer surface, and the thickness center position were taken from each number of seamless steel pipes, and the structure was measured. Specifically, each sample was corroded with a nightite corrosion solution to reveal a microstructure, and observed with an optical microscope.
  • Each of the seamless steel pipes of each number had a structure whose main phase was tempered martensite or tempered bainite. However, in some seamless steel pipes, recrystallization of ferrite occurred in a region deeper than 1 mm from the surface. The presence or absence of recrystallization of ferrite in a region deeper than 1 mm from the surface is shown in the column of “ferrite recrystallization” in Tables 2 and 3.
  • the grain size number of the prior austenite grains in the structure was measured by the following method. First, Bechet which corrodes a test piece from each steel pipe, embeds it in a resin, and corrodes it with a saturated aqueous solution of picric acid so that the cross section perpendicular to the length direction (pipe making direction) of the steel pipe at the time of quenching becomes the test surface. -The prior austenite grain boundaries were revealed by the Beaujard method, and observed with an optical microscope (200 times), and the prior austenite grain size number was measured according to ASTM E112-10. This particle size number is shown in the column of “AsQ old ⁇ particle size No.” in Tables 2 and 3.
  • the seamless steel pipes numbered 19 to 33 and 52 to 60 have a chemical composition within the scope of the present invention, and a carbon equivalent Ceq of 0.430% or more and less than 0.500%. Met. These seamless steel pipes do not generate recrystallization of ferrite in a region deeper than 1 mm from the surface, and have a structure mainly composed of tempered martensite or tempered bainite from the surface layer to the meat, The crystal grain size number was less than 6.0. These seamless steel pipes further have a Vickers hardness of 250 Hv or less and a yield strength of 555 MPa or more in any of “1 mm from the outer surface”, “1 mm from the inner surface”, and “in the meat”. It was. These seamless steel pipes had a maximum hardness difference of 25 Hv or less.
  • the seamless steel pipes numbered 1 to 17 had a yield strength of less than 555 MPa. This is considered because the carbon equivalent Ceq of the steel A was too low.
  • the seamless steel pipes having the numbers 34 to 42 and 47 to 51 had a Vickers hardness higher than 250 Hv at any one of “1 mm position from the outer surface”, “1 mm position from the inner surface”, and “in the meat”. Moreover, these seamless steel pipes had a maximum hardness difference higher than 25 Hv. This is presumably because the Larson-Miller parameter PL of the seamless steel pipes Nos. 34 to 42 and 47 to 51 was too low.
  • the seamless steel pipes of Nos. 43 and 44 had a Vickers hardness of “1 mm from the inner surface” higher than 250 Hv. This is considered because the carbon equivalent Ceq of the steel C was too high.
  • No. 62 seamless steel pipe had a yield strength of less than 555 MPa. This is thought to be due to the lack of strength due to the combination of in-line quenching and reheat quenching, which resulted in the prior austenite grains becoming too fine and the hardenability being lowered.
  • FIG. 4 is a scatter diagram plotting the relationship between Larson-Miller parameter PL and yield strength YS for steel B. As shown in FIG. 4, the yield strength YS tended to decrease as the Larson-Miller parameter PL increased. In Steel B, a yield strength of 555 MPa or more was obtained except for the number 18 seamless steel pipe in which the recrystallization of ferrite progressed.
  • FIG. 5 is a scatter diagram plotting the relationship between Larson-Miller parameter PL and yield strength YS for steel A.
  • yield strength of 555 MPa or more could not be obtained even when the quenching conditions were adjusted. This is considered because the carbon equivalent Ceq of the steel A was too low.
  • FIG. 6 is a scatter diagram in which the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the hardness of the outer surface, the inside of the meat, and the inner surface is plotted for the steel B.
  • the hardness of the outer surface, the meat, and the inner surface all tended to decrease as the Larson-Miller parameter PL increased.
  • the Larson-Miller parameter PL was 18800 or more, the hardness of the outer surface, the inside of the meat, and the inner surface could all be 250 Hv or less.
  • the Larson-Miller parameter PL is less than 18800, any of the hardness of the outer surface, the meat, and the inner surface is higher than 250 Hv.
  • FIG. 7 is a scatter diagram that plots the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the hardness of the outer surface, the inside of the meat, and the inner surface of the steel A.
  • the hardness of the outer surface, the inside of the meat, and the inner surface tended to decrease as the Larson-Miller parameter PL increased.
  • FIG. 8 is a scatter diagram in which the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the maximum hardness difference is plotted for steel B. As shown in FIG. 8, when the Larson-Miller parameter PL is 18800 or more, the maximum hardness difference is 25 Hv or less. In addition, it is considered that the maximum hardness difference of the seamless steel pipe of No. 18 increased because recrystallization of ferrite progressed in a region deeper than 1 mm from the surface.
  • FIG. 9 is a scatter diagram plotting the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the maximum hardness difference for Steel A. As shown in FIG. 9, regarding the relationship between the Larson-Miller parameter PL and the maximum hardness difference, the same tendency was observed in the steel A. It is considered that the maximum hardness difference of the seamless steel pipe of No. 3 was increased because recrystallization of ferrite progressed in a region deeper than 1 mm from the surface.
  • HIC resistance test From each seamless steel pipe, a test piece including the inner surface, a test piece including the thickness center, and a test piece including the outer surface were collected. Each specimen had a thickness of 20 mm, a width (circumferential direction) of 20 mm, and a length of 100 mm. The HIC resistance of each test piece was evaluated according to NACE (National Association of Corrosion Engineers) TM0284-2011. The test bath in which the test piece was immersed was 5% sodium chloride + 0.5% acetic acid aqueous solution at a temperature of 24 ° C. saturated with 1 atm of hydrogen sulfide gas.
  • the presence or absence of blisters (blurring due to cracks near the surface) of the test pieces after the test was confirmed, and the number of blisters generated on the test pieces was counted.
  • the largest value among the number of blisters in each test piece taken from each steel pipe was defined as the number of blisters of that test number.
  • Table 4 shows the results of the sour resistance evaluation.

Abstract

５５５ＭＰａ以上の降伏強度と優れた耐ＳＳＣ性とを安定して得られる継目無鋼管を提供する。継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．３０～２．５％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｎ：０．００７％以下、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．０２％以上０．５％未満、Ｎｉ：０．０３～１．０％、Ｃｕ：０．０２～１．０％、Ｖ：０．０２０～０．２０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、等を含有し、炭素当量Ｃｅｑが０．４３０％以上０．５００％未満であり、組織が、表層から肉中まで、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを主相とし、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１０に準拠した結晶粒度番号で６．０未満であり、内面から１ｍｍの位置と外面から１ｍｍの位置との間において、ビッカース硬さが２５０Ｈｖ以下であり、降伏強度が５５５ＭＰａ以上である。

Description

継目無鋼管及びその製造方法
　本発明は、継目無鋼管及びその製造方法に関し、より詳しくは、ラインパイプ用に好適な継目無鋼管及びその製造方法に関する。
　陸上や浅海に位置する油田の石油、ガス資源が近年枯渇しつつあり、深海の海底油田の開発が活発になっている。海底油田では、海底に設置された油井、ガス井の坑口から、洋上のプラットホームまでフローラインやライザーを用いて原油やガスを輸送する必要がある。フローラインとは、地表又は海底面の地勢に沿って敷設されたラインパイプである。ライザーとは、海底面からプラットホーム方向（つまり上方）に立ち上がって配置されるラインパイプである。
　深海に敷設されたフローラインを構成する鋼管の内部には、深い地層圧が加わった高圧の内部流体圧がかかり、また、操業停止時には深海の海水圧の影響を受ける。一方、ライザーを構成する鋼管は、さらに波浪による繰り返し歪の影響も受ける。したがって、このような用途に使用される鋼管としては、高強度で高靱性の鋼管が望まれている。さらに近年では、深海及び寒冷地に代表される、従来よりも過酷なサワー環境の油井及びガス井の開発が進んでいる。このような過酷なサワー環境に敷設される海底パイプラインは、従来よりも高い強度（耐圧性）及び靱性が要求され、さらに、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）及び耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）が要求される。
　特許文献１には、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｓｉ：０．１５％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％並びにＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭのうちの１種又は２種以上を合計で０．０００２～０．００５％含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰが０．０５％以下、Ｓが０．００５％以下であり、かつ肉厚が３０～５０ｍｍであることを特徴とする高強度で靱性の良好なラインパイプ用厚肉継目無鋼管が開示されている。
　特許文献２には、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って、管最外側又は管最内側で荷重：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が開示されている。
　特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃａ：０．００５％以下、及び、Ｎ：０．００７％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００８％以下、Ｖ：０．０６％未満、及び、Ｎｂ：０．０５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂの含有量が合計で０．０６％未満であり、下記の式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３８％以上であり、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＡｌのうちの１種又は２種以上を含有する炭窒化物の大きさが２００ｎｍ以下である、ラインパイプ用継目無鋼管が開示されている。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
　特許文献４には、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｍｏ：０．５～１．０％、Ｃｒ：０．１～１．０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｖ：０．０１０～０．０４０％、及び、Ｎ：０．００２～０．００７％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００１～０．００８％、及び、Ｎｂ：０．０２～０．０５％からなる群から選択される１種又は２種を含有し、残部はＦｅ及び不純物であり；炭素当量Ｃｅｑが０．５０～０．５８％であり；特定炭化物を含有する；ことを特徴とする継目無鋼管が開示されている。
特開２０１０－２４２２２２号公報 特開２０１３－３２５８４号公報 国際公開第２０１１／１５２２４０号 特許第５５１６８３１号公報
　上記の従来技術を適用しても、ＡＰＩ（米国石油協会）規格に規定されるＸ８０級以上（下限降伏強度５５５ＭＰａ以上）の強度を有する継目無鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られない場合がある。
　焼入れ‐焼戻し処理によって製造される継目無鋼管の強度及び靱性を向上させるためには、炭素等の合金元素の含有量を増やし、焼入れ性を高めれば良い。しかし、炭素等の合金元素の含有量を増やすと、鋼管表面の強度（硬さ）が高くなる。焼入れ‐焼戻し処理によって製造される継目無鋼管は、焼入れ処理時、表層は冷却速度が速く焼きが入りやすいため硬度が高くなり、肉中は硬度が低くなる。この傾向は、焼戻し後も残る場合がある。そのため、Ｘ８０級以上の強度を有する継目無鋼管において、表層硬度がＡＰＩ　５Ｌ規格で耐サワーグレードとして要求される上限硬度２５０Ｈｖを超えることがある。
　特許文献１は、高強度と高靱性の実現には有効であるが、表層部の硬度抑制やこれに係る耐ＳＳＣ性の改善には必ずしも配慮が払われていない。特許文献２は、鋼管表層部の硬度を２５０ＨＶ５以下に制御できるとするが、特殊な製造工程を必要とするようである。特許文献３では、耐ＳＳＣ性に関しての配慮がなされているが、熱間製管後に直接焼入れ又はインライン焼入れを行い、さらに再加熱焼入れを行う必要がある。特許文献４では、鋼管表層部の硬度や耐ＨＩＣ性に対しての配慮がなされているが、再加熱焼入れ工程を必須とし、必要により熱間製管後の直接焼入れ又はインライン焼入れを併用するもので、製造上のコスト合理性が、必ずしも高いとはいえない。
　本発明の目的は、比較的合理的な製造プロセスで製造可能であって、かつ５５５ＭＰａ以上の降伏強度と優れた耐ＳＳＣ性とを安定して得られる継目無鋼管を提供することである。
　本発明の一実施形態による継目無鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．３０～２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｎ：０．００７％以下、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．０２％以上０．５％未満、Ｎｉ：０．０３～１．０％、Ｃｕ：０．０２～１．０％、Ｖ：０．０２０～０．２０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｎｂ：０～０．０５％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、下記式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４３０％以上０．５００％未満であり、組織が、表層から肉中まで、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを主相とし、前記組織の旧オーステナイトの大きさが、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１０に準拠した粒度番号で６．０未満であり、内面から１ｍｍの位置と外面から１ｍｍの位置との間において、ビッカース硬さが２５０Ｈｖ以下であり、降伏強度が５５５ＭＰａ以上である。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（１）
　式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
　本発明の一実施形態による継目無鋼管の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．３０～２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｎ：０．００７％以下、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．０２％以上０．５％未満、Ｎｉ：０．０３～１．０％、Ｃｕ：０．０２～１．０％、Ｖ：０．０２０～０．２０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｎｂ：０～０．０５％、残部：Ｆｅ及び不純物である素材を準備する工程と、素材を熱間加工して素管を製造する工程と、素管を直接焼入れ又はインライン焼入れによって焼入れする工程と、焼入れされた素管を焼戻しする工程とを備える。焼入れと焼戻しの間において、再加熱焼入れを実施しない。下記式（３）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４３０％以上０．５００％未満であり、下記式（４）で定義されるラーソン－ミラーパラメータＰＬが１８８００以上である。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（３）
　ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））…（４）
　式（３）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。式（４）において、Ｔは焼戻し温度であり、ｔはその温度での保持時間である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。
　本発明によれば、比較的合理的な製造プロセスで製造可能であって、かつ５５５ＭＰａ以上の降伏強度と優れた耐ＳＳＣ性とを安定して得られる継目無鋼管が得られる。
図１は、製造ラインの一例を示すブロック図である。 図２は、継目無鋼管の製造工程を示すフロー図である。 図３は、製造中のワークピースの時間に対する表面温度の変化を示す図である。 図４は、鋼Ｂについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと降伏強度ＹＳとの関係をプロットした散布図である。 図５は、鋼Ａについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと降伏強度ＹＳとの関係をプロットした散布図である。 図６は、鋼Ｂについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと、外面、肉中、及び内面の硬さとの関係をプロットした散布図である。 図７は、鋼Ａについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと、外面、肉中、及び内面の硬さとの関係をプロットした散布図である。 図８は、鋼Ｂについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと最大硬度差との関係をプロットした散布図である。 図９は、鋼Ａについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと最大硬度差との関係をプロットした散布図である。
　本発明者らは、継目無鋼管において、５５５ＭＰａ以上の降伏強度を確保し、かつ優れた耐ＳＳＣ性を安定して得る方法を検討した。その結果、鋼の炭素当量を適切な範囲に制限し、かつ継目無鋼管の表層の硬度と肉中の硬度との差を小さくすれば、熱間製管後の直接焼入れ又はインライン焼入れのみで、再加熱焼入れを行うことなく、５５５ＭＰａ以上の降伏強度を確保し、かつ優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られることを見出した。
　圧延後の焼入れにおいて、継目無鋼管の表層は冷却速度が速く、焼きが入りやすい。そのため、継目無鋼管の表層は硬くなりやすく、ＡＰＩ　５Ｌ規格やＤＮＶ－ＯＳ－Ｆ１０１規格で定められた硬さの値を超える場合もある。一方、継目無鋼管の肉厚中央部は冷却速度が遅いため、焼きが入りにくく、フェライト等の非焼入れ組織が混入する場合がある。このように、表層と肉中とで硬度差が生じるのが通常であり、この傾向は、焼戻しの条件によっては、焼戻し後にも残る場合がある。また、Ｘ８０級以上の高強度鋼に適用されるような炭素当量の高い継目無鋼管では、表層と肉中とでの硬度差が顕著になる傾向がある。このように表層の硬度が高くなるのは、良好な耐サワー性を安定して得る上で問題となる。
　炭素当量が低すぎれば、継目無鋼管の強度の確保が困難になる。一方、炭素当量が高すぎると、再加熱焼入れを行わずに直接焼入れ又はインライン焼入れの１回のみとする製造プロセスでは、表層のビッカース硬さを２５０Ｈｖ以下にすることが困難になる。これは、熱間製管後の焼入れを直接焼入れ又はインライン焼入れとする場合、再加熱焼入れをする場合に比べてオーステナイト粒が粗粒化しやすく、全体的に焼入れ性が高まるためである。そのため、下記の式（１）で定義されるＣｅｑを、０．４３０％以上０．５００％未満にする。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（１）
　式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
　表層と肉中とでの硬度差を小さくするためには、炭素当量に加えて、焼戻し条件を適切に制限することが有効である。すなわち、焼戻しが不十分であれば、表層の硬度の低減が不十分になり、ビッカース硬さが２５０Ｈｖよりも大きくなる箇所が発生する場合がある。具体的には、下記の式（２）で定義されるラーソン－ミラーパラメータＰＬを１８８００以上にする。
　ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））…（２）
　式（２）において、Ｔは焼戻し温度（℃）であり、ｔはその温度での保持時間（時間）である。
　以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、図面を参照して、本発明の一実施形態による継目無鋼管を詳述する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。
　［化学組成］
　本実施形態による継目無鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０２～０．１５％
　炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．０２％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２～０．１５％である。Ｃ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｃ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０８％以下である。
　Ｓｉ：０．０５～０．５％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５％である。Ｓｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｓｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．５％未満であり、さらに好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
　Ｍｎ：０．３０～２．５％
　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０．３０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、Ｍｎが鋼中で偏析し、靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０～２．５％である。Ｍｎ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．３０％よりも高く、さらに好ましくは１．０％以上であり、さらに好ましくは１．３％以上である。Ｍｎ含有量は、上限の観点では、好ましくは２．５％未満であり、さらに好ましくは、２．０％以下であり、さらに好ましくは１．８％以下である。
　Ｐ：０．０３％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下に制限する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
　Ｓ：０．００６％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．００６％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．００６％未満であり、さらに好ましくは、０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。
　Ｏ：０．００４％以下
　酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏは粗大な酸化物、又は酸化物のクラスタを形成して鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｏ含有量は０．００４％以下に制限する。好ましいＯ含有量は０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。
　Ａｌ：０．０１～０．１０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎと結合して微細な窒化物を形成し、鋼の靱性を高める。Ａｌ含有量が０．０１％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１０％よりも高ければ、Ａｌ窒化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１～０．１０％である。Ａｌ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０２％以上である。Ａｌ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。本明細書におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｔｉ：０．００１～０．０１０％
　チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、固溶したＮによる鋼の靱性の低下を抑制する。さらに、分散析出した微細なＴｉＮは鋼の靱性を高める。Ｔｉ含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０１０％よりも高くなると、ＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが生成し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１～０．０１０％である。Ｔｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００１％よりも高く、さらに好ましくは０．００２％以上である。Ｔｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０１０％未満であり、さらに好ましくは０．００６％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
　Ｎ：０．００７％以下
　窒素（Ｎ）はＡｌと結合して微細なＡｌ窒化物を形成し、鋼の靱性を高める。しかしながら、Ｎ含有量が０．００７％よりも高ければ、固溶したＮが鋼の靱性を低下させる。Ｎ含有量が高すぎればさらに、炭窒化物及び／又は窒化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００７％以下である。Ｎ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．００７％未満であり、さらに好ましくは０．００６％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。Ｎ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００２％以上である。
　Ｃｒ：０．０５～１．０％
　クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５～１．０％である。Ｃｒ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．２％以上である。Ｃｒ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．０％未満であり、さらに好ましくは０．８％以下である。
　Ｍｏ：０．０２％以上０．５％未満
　モリブデン（Ｍｏ）は、変態強化と固溶強化とにより鋼の強度を向上させる。Ｍｏ含有量が０．０２％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．５％以上になると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０２％以上０．５％未満である。Ｍｏ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１％以上である。Ｍｏ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
　Ｎｉ：０．０３～１．０％
　ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。また、Ｎｉは焼入れのための加熱段階で、鋼の表面に形成されるスケールの密着性を向上させる作用があり、焼入れの冷却段階で前記スケールが鋼表面の冷却速度を抑制する結果、鋼表層部の硬度の上昇を抑制する作用もある。Ｎｉ含有量が０．０３％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が１．０％よりも高ければ、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．０３～１．０％である。Ｎｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｎｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．０％未満であり、さらに好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
　Ｃｕ：０．０２～１．０％
　銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。また、Ｃｕは焼入れのための加熱段階で、鋼の表面に形成されるスケールの密着性を向上させる作用があり、焼入れの冷却段階で前記スケールが鋼表面の冷却速度を抑制する結果、鋼表層部の硬度の上昇を抑制する作用もある。Ｃｕ含有量が０．０２％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．０％よりも高ければ、鋼の溶接性が低下する。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、高温における鋼の粒界強度が低下し、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．０２～１．０％である。Ｃｕ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｃｕ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．０％未満であり、さらに好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
　Ｖ：０．０２０～０．２０％
　バナジウム（Ｖ）は、鋼中のＣと結合してＶ炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｖはさらに、Ｍｏ炭化物中に固溶して炭化物を形成する。Ｖを含むことにより、炭化物は粗大化しにくくなる。Ｖ含有量が０．０２０％未満では、上記効果が有効に得られない。一方、Ｖ含有量が０．２０％よりも高ければ、炭化物が粗大化する。したがって、Ｖ含有量は０．０２０～０．２０％である。Ｖ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２０％よりも高く、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｖ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．１６％未満である。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５％
　カルシウム（Ｃａ）は、鋼中のＳと結合してＣａＳを形成する。ＣａＳの形成により、ＭｎＳの形成が抑制される。そのため、Ｃａは、鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性を高める。Ｃａ含有量が０．０００５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００５％よりも高ければ、鋼の清浄度が低下し、鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５～０．００５％である。Ｃａ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０００８％以上であり、さらに好ましくは０．００１％以上である。Ｃａ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．００５％未満であり、さらに好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。
　本実施形態による継目無鋼管の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
　本実施形態による継目無鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有しても良い。
　Ｎｂ：０～０．０５％
　ニオブ（Ｎｂ）は選択元素である。Ｎｂは、鋼中のＣ及び／又はＮと結合して微細なＮｂ炭化物を形成し、鋼の靱性を高める。Ｎｂはさらに、Ｍｏ炭化物中に固溶して特定炭化物を形成し、特定炭化物の粗大化を抑制する。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％よりも高ければ、炭化物及び／又は炭窒化物が粗大化する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０５％である。Ｎｂ含有量が０．０１０％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｎｂ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０１５％以上であり、さらに好ましくは０．０２０％以上である。Ｎｂ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０４０％以下であり、さらに好ましくは０．０３５％以下である。
　［炭素当量Ｃｅｑ］
　本実施形態による継目無鋼管は、式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４３０％以上０．５００％未満である。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５　（１）
　式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　炭素当量Ｃｅｑが０．４３０％未満では、継目無鋼管の強度の確保が困難になる。一方、炭素当量Ｃｅｑが０．５００以上では、熱間製管後の焼入れを直接焼入れ又はインライン焼入れの１回のみとする製造プロセスでは、表層のビッカース硬さを２５０Ｈｖ以下にすることが困難になる。
　［組織］
　本実施形態による継目無鋼管の組織は、表層から肉中まで、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを主相とする。本実施形態による継目無鋼管は、少なくとも表面から１ｍｍ以上深い領域には再結晶化したフェライトを含まない。再結晶化したフェライトは、継目無鋼管の表層から１ｍｍの位置の硬さを極端に低下させる。
　なお、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを主相とするとは、一般に、焼戻しマルテンサイトの体積率が５０％以上の組織、焼戻しベイナイトの体積率が５０％以上の組織、又は焼戻しマルテンサイトの体積率と焼戻しベイナイトの体積率の和が５０％以上の組織を意味する。換言すれば、焼戻しマルテンサイトでもなく焼戻しベイナイトでもない組織（例えば、フェライト）の体積率が５０％未満の組織を意味する。
　［結晶粒度番号］
　本実施形態による継目無鋼管の組織は、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１０に規定される結晶粒度番号で６．０未満である。
　旧オーステナイト粒径は、鋼管の長さ方向（製管方向）に垂直な断面が被検面になるように、好ましくは、焼入れ後、焼戻し前の各鋼管から試験片を切り出して樹脂に埋め込み、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するＢｅｃｈｅｔ-Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって旧オーステナイト粒界を現出させることで、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１０に準じて旧オーステナイト粒度番号を測定できる。
　なお、焼戻し後の鋼管に対しては、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）等の方法を用いて、結晶の方位関係から旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ粒度番号を求めることもできる。この場合は、焼戻し後の鋼管の金属組織をＥＢＳＤによって、次のように測定する。焼戻し後の継目無鋼管の横断面（継目無鋼管の軸方向と垂直な断面）の肉厚中央位置からサンプルを採取する。採取したサンプルを用いて５００×５００μｍ２の観察範囲でＥＢＳＤによって結晶方位解析を行い、Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ａｎｇｌｅが１５～５１°の範囲にある粒同士の境界を旧オーステナイト粒界と定義して、線描画させ、その描画図を元に、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１０に準拠して結晶粒度番号を求める。
　理論的に焼入れ後焼戻し前の旧オーステナイト粒径と焼戻し後の旧オーステナイト粒径は同一である。焼戻し後のＥＢＳＤ法により求めた旧オーステナイト粒径は、ほぼ粒度番号として±０．２程度の誤差で、焼入れ後焼戻し前にＢｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法により現出させた結晶粒を観測した結果と一致する。それ故、本発明の「旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１０に規定される結晶粒度番号で６．０未満である。」とは、焼入れ後の結晶粒度が不明な場合においては、少なくとも、焼戻し後の状態でＥＢＳＤ法によって求めた結晶粒度番号が５．８未満の場合は本発明の範囲であることを意味する。以下、特段の断りがない限り、旧オーステナイト粒径は焼入れ後焼戻し前の試料に関してＢｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法で観察された数値を前提に記述する。
　旧オーステナイト粒が結晶粒度番号で６．０以上の細粒になると、本実施形態のように炭素当量Ｃｅｑが低い材料では、十分な焼入れ性が得られない。そのため、所定の強度が得られない場合がある。また、熱間製管後の焼入れを直接焼入れ又はインライン焼入れの１回のみとする製造プロセスでは、このような細粒の組織にすることは困難である。旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、好ましくは５．５以下であり、さらに好ましくは５．０以下である。
　［ビッカース硬さ及び降伏強度］
　本実施形態による継目無鋼管は、内面から１ｍｍの位置と外面から１ｍｍの位置との間において、ビッカース硬さが２５０Ｈｖ以下である。より詳しくは、本実施形態による継目無鋼管は、内面から１ｍｍの位置と外面から１ｍｍの位置との間の任意の位置において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して測定されるビッカース硬さが２５０Ｈｖ以下である。
　本発明による継目無鋼管は、肉厚方向の硬さの差が小さい。具体的には、内面から１ｍｍの位置と肉厚中央位置との間におけるビッカース硬さの差、外面から１ｍｍの位置と肉厚中央位置との間におけるビッカース硬さの差、及び内面から１ｍｍの位置と外面から１ｍｍの位置と間におけるビッカース硬さの差が、いずれも２５Ｈｖ以下である。
　本実施形態による継目無鋼管は、ＡＰＩ規格に規定されるＸ８０級以上（５５５ＭＰａ以上）の降伏強度を有する。
　本実施形態による継目無鋼管は、これに限定されないが、肉厚が２５～５５ｍｍの継目無鋼管として好適に用いることができる。継目無鋼管の肉厚は、合金合理化の観点から、２５～４０ｍｍであることがより好ましい。
　［製造方法］
　以下、本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。ただし、本実施形態による継目無鋼管の製造方法は、これに限定されない。
　［製造ライン］
　図１は、製造ラインの一例を示すブロック図である。図１を参照して、製造ラインは、加熱炉１と、穿孔機２と、延伸圧延機３と、定径圧延機４と、補熱炉５と、水冷装置６と、焼戻し装置７とを備える。各装置間には、複数の搬送ローラ１０が配置される。
　［製造フロー］
　図２は、本実施形態による継目無鋼管の製造工程を示すフロー図である。図３は、製造中のワークピース（鋼素材、素管及び継目無鋼管）の時間に対する表面温度の変化を示す図である。ここで、図中Ａ１は、ワークピースが加熱される場合にはＡｃ１点を示し、ワークピースが冷却される場合にはＡｒ１点を示す。また、図中Ａ３は、ワークピースが加熱される場合にはＡｃ３点を示し、ワークピースが冷却される場合にはＡｒ３点を示す。
　図１～図３に示すように、製造工程ではまず、鋼素材を加熱炉１で加熱する（加熱工程：Ｓ１）。鋼素材は例えば、丸ビレットである。鋼素材は、ラウンドＣＣ等の連続鋳造装置によって製造されても良い。また、鋼素材は、インゴット又はスラブを熱間加工（鍛造又は分塊圧延等）して製造されても良い。以下では、鋼素材が丸ビレットである場合について説明する。
　加熱された丸ビレットを熱間加工して継目無鋼管にする（Ｓ２及びＳ３）。具体的には、丸ビレットを穿孔機２によって穿孔圧延して素管にする（穿孔圧延工程：Ｓ２）。さらに、素管を延伸圧延機３及び定径圧延機４で圧延し、継目無鋼管にする（延伸圧延工程及び定形圧延工程Ｓ３）。
　熱間加工によって製造された継目無鋼管を、必要に応じて、補熱炉５によって所定の温度に加熱する（補熱工程：Ｓ４）。熱間加工によって製造された継目無鋼管、又は加熱された継目無鋼管を、水冷装置６によって焼入れする（焼入れ工程：Ｓ５）。いずれの場合も、熱間加工によって製造された継目無鋼管は、Ａｒ３点以下まで冷却されることなく焼入れされる。焼入れされた継目無鋼管を、焼戻し装置７によって焼戻しする（焼戻し工程Ｓ６）。
　すなわち、上記の製造方法では、継目無鋼管を製管後、速やかに焼入れを実施する。より具体的には、熱間加工後、継目無鋼管の温度が放冷によって室温付近まで低下する前に、焼入れを実施する。ここで、熱間加工後の継目無鋼管をその表面温度がＡｒ３点未満になる前に急冷する熱処理を「直接焼入れ」と呼び、熱間加工後の継目無鋼管をＡｃ３点以上の温度で補熱してから急冷する熱処理を「インライン焼入れ」と呼ぶ。直接焼入れ又はインライン焼入れによれば、製管後に一旦冷却し、その後に急冷する熱処理（以下、再加熱焼入れと呼ぶ。）と比較して、組織が粗粒になる。具体的には、焼入れ後の結晶粒度番号が６．０未満になる。そのため、再加熱焼入れの場合と比較して組織の焼入れ性が向上し、炭素当量Ｃｅｑが低い鋼材を用いた場合でも、高強度を確保することができる。
　以下、それぞれの工程について詳しく説明する。
　［加熱工程（Ｓ１）］
　丸ビレットを加熱炉１で加熱する。好ましい加熱温度は１１００℃～１３００℃である。この温度範囲で丸ビレットを加熱すれば、鋼中の炭窒化物が溶解する。スラブ又はインゴットから熱間加工によって丸ビレットを製造する場合、スラブ又はインゴットの加熱温度が１１００～１３００℃であれば良く、加熱炉１における丸ビレットの加熱温度は１１００～１３００℃でなくても良い。インゴット及びスラブが加熱されるときに、鋼中の炭窒化物が溶解するからである。加熱炉１は例えば、ウォーキングビーム炉又はロータリー炉である。
　［穿孔工程（Ｓ２）］
　丸ビレットを加熱炉１から取出し、加熱された丸ビレットを穿孔機２によって穿孔圧延し、素管とする。穿孔機２は複数の傾斜ロールと、プラグとを備える。プラグは、傾斜ロールの間に配置される。好ましくは、穿孔機２は、交叉型の穿孔機である。交叉型の穿孔機を用いると、高い拡管率で穿孔できるので好ましい。
　［延伸圧延工程及び定径圧延工程（Ｓ３）］
　次に、素管を圧延する。具体的には、素管を延伸圧延機３により延伸圧延する。延伸圧延機３は直列に配列された複数のロールスタンドを含む。延伸圧延機３は例えば、マンドレルミルである。続いて、延伸圧延された素管を、定径圧延機４によって絞り圧延して、継目無鋼管を製造する。定径圧延機４は、直接に配列された複数のロールスタンドを含む。定径圧延機４は例えば、サイザ、ストレッチレデューサ等である。なお、延伸圧延工程及び定形圧延工程をまとめて、単に圧延工程という場合がある。
　［補熱工程（Ｓ４）］
　補熱工程（Ｓ４）は、必要に応じて実施される。つまり、本実施形態による製造方法は、補熱工程（Ｓ４）を含まなくても良い。具体的には、補熱工程（Ｓ４）は、焼入れ工程（Ｓ５）の水冷直前において、継目無鋼管の温度がＡｃ３点以上の所定の温度になるように実施される。補熱工程（Ｓ４）を実施しない場合、図２において、ステップＳ３からステップＳ５に進む。補熱工程（Ｓ４）を実施しない場合、図１において、補熱炉５は配置されなくてもよい。
　圧延工程の仕上げ温度（圧延工程終了直後の継目無鋼管の表面温度）が８００℃未満の場合、補熱工程（Ｓ４）を実施する方が好ましい。補熱工程（Ｓ４）では、継目無鋼管を補熱炉５に挿入して加熱する。補熱炉５における好ましい加熱温度は、９００～１１００℃である。好ましい均熱時間は３０分以下である。均熱時間が長すぎると、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃ及びＮからなる炭窒化物（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）が析出し、粗大化する可能性があるからである。なお、補熱工程では、補熱炉５に代えて、インダクション加熱装置を用いてもよい。
　［焼入れ工程（Ｓ５）］
　継目無鋼管を水冷装置６により水冷する。水冷直前の継目無鋼管の温度（表面温度）は、Ａｃ３点以上であり、好ましくは８００℃以上である。
　水冷は、継目無鋼管の温度が８００℃～５００℃の間の冷却速度を、５℃／秒（３００℃／分）以上にすることが好ましい。これによって、均一な焼入れ組織が得られる。冷却停止温度は、Ａｒ１点以下にする。好ましい冷却停止温度は４５０℃以下であり、常温まで冷却しても良い。焼入れ工程（Ｓ５）によって、母相（マトリクス）の組織は、マルテンサイト又はベイナイトを主体とする組織になる。
　焼入れ工程（Ｓ５）に用いられる水冷装置６の構成は、例えば次のとおりである。水冷装置６は、複数の回転ローラと、ラミナー水流装置と、ジェット水流装置とを備える。複数の回転ローラは２列に配置される、継目無鋼管は２列に配列された複数の回転ローラの間に配置される。このとき、２列の回転ローラはそれぞれ、継目無鋼管の外面下部と接触する。回転ローラが回転すると、継目無鋼管が軸周りに回転する。ラミナー水流装置は、回転ローラの上方に配置され、継目無鋼管に対して上方から水を注ぐ。このとき、継目無鋼管に注がれる水は、ラミナー状の水流を形成する。ジェット水流装置は、回転ローラに配置された継目無鋼管の端近傍に配置される。ジェット水流装置は、継目無鋼管の端から鋼管内部に向かってジェット水流を噴射する。ラミナー水流装置及びジェット水流装置により、継目無鋼管の外面及び内面は同時に冷却される。このような水冷装置６の構成は、特に、２５ｍｍ以上の肉厚を有する厚肉の継目無鋼管の加速冷却に好適である。
　水冷装置６は、上述の回転ローラ、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良い。水冷装置６は例えば、水槽であっても良い。この場合、継目無鋼管は水槽内に浸漬され、加速冷却される。水冷装置６はまた、ラミナー水流装置のみであっても良い。要するに、冷却装置６の種類は限定されない。
　［焼戻し工程（Ｓ６）］
　焼入れされた継目無鋼管に対して、焼戻しを実施する。具体的には、焼入れされた継目無鋼管を、Ａｃ１点未満の所定の焼戻し温度まで加熱し、その温度で所定の時間保持する。このとき、下記式（２）で定義されるラーソン－ミラーパラメータＰＬが１８８００以上になるようにする。
　ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））…（２）
　式（２）において、Ｔは焼戻し温度（℃）であり、ｔはその温度での保持時間（単位は時間）である。ｌｏｇ（ｔ）は、１０を底とするｔの対数である。
　ＰＬが１８８００未満では、表面硬度の低減が不十分であり、ビッカース硬度が２５０Ｈｖを超える箇所が発生する場合がある。ＰＬは、１８９００以上であることが好ましい。
　一方、ＰＬが高すぎると、表面から１ｍｍ以上深い領域でフェライトの再結晶化が発生し、強度の極端な低下や、表層の耐サワー性の低下、ブリスターの発生を引き起こす可能性がある。ＰＬは、２００００以下であることが好ましく、１９５００以下であることがさらに好ましい。
　焼戻し温度の下限は、好ましくは６００℃であり、さらに好ましくは６３０℃であり、さらに好ましくは６５０℃である。焼戻し温度の上限は、好ましくは７００℃であり、さらに好ましくはさらに好ましくは６８０℃である。保持時間の下限は、好ましくは１時間であり、さらに好ましくは２時間であり、さらに好ましくは３時間である。保持時間の上限は、好ましくは６時間であり、さらに好ましくは５時間であり、さらに好ましくは４時間である。
　以上の製造工程により、２５ｍｍ以上の肉厚を有する継目無鋼管であっても、優れた強度、靭性及び耐ＨＩＣ性能を得ることができる。上述の製造方法は、２５ｍｍ以上の肉厚を有する継目無鋼管に特に好適であり、４０ｍｍ以上の肉厚を有する継目無鋼管にも適用可能である。肉厚の上限は特に制限されないが、通常、６０ｍｍ以下である。
　以上、本発明の一実施形態による継目無鋼管、及びその製造方法を説明した。本実施形態によれば、比較的合理的な製造プロセスで製造可能であって、かつ５５５ＭＰａ以上の降伏強度と優れた耐ＳＳＣ性とを安定して得られる継目無鋼管が得られる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
　種々の化学組成を有する複数の継目無鋼管を製造し、降伏強度、引張強度、表面硬さ、及び耐サワー性を調査した。
　［調査方法］
　表１に示す化学組成を有する複数の鋼を溶製し、連続鋳造法により製管用の丸ビレットを製造した。表１の鋼Ａ、Ｃ、Ｄ１、Ｄ２、及びＪは、化学組成又はＣｅｑの値が本発明の規定を満足しない鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　製造された各丸ビレットを加熱炉により１１００～１３００℃に加熱した。続いて、各丸ビレットを穿孔機によって穿孔圧延して素管にした。続いて、マンドレルミルによって各素管を延伸圧延した。続いて、サイザによって各素管を絞り圧延（定径圧延）し、表２及び表３に示す外径及び肉厚を有する継目無鋼管を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　定形圧延された継目無鋼管を、補熱炉によって９５０℃に加熱した後、水冷装置によって、５℃／秒以上の冷却速度で常温まで冷却する焼入れを実施した。
　焼入れ後、各継目無鋼管に対して表２及び表３に示す均熱温度及び保持時間で焼戻しを実施した。ただし、Ｎｏ．６２については前記焼入れを実施後、焼戻し前に、オフラインで９５０℃に再加熱して２０分間の均熱後、水令する焼入れを行った。
　以上の製造工程によって製造された継目無鋼管に対して、以下の評価試験を実施した。
　［降伏強度及び引張強度試験］
　各番号の継目無鋼管の降伏強度を調査した。具体的には、継目無鋼管からＪＩＳ　Ｚ　２２４１に規定された１２号試験片（幅２５ｍｍ、標点距離５０ｍｍ）を、引張強度試験片の長手方向が鋼管の長手方向（Ｌ方向）と平行になるように採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験を、常温（２５℃）の大気中で実施し、降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）を求めた。降伏強度は、０．５％全伸び法によって求めた。得られた降伏強度（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を表２及び表３に示す。表２及び表３中の「ＹＳ」は各試験番号の試験片で得られた降伏強度を示し、「ＴＳ」は引張強度を示す。
　［表面硬さ試験］
　各番号の継目無鋼管について、円周方向９０°ごとに計４つの試験片を採取し、各試験片の横断面（中心軸に垂直な断面）において、内面から肉厚方向に１ｍｍ内側の任意の３点において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。ビッカース硬さ試験の試験力Ｆは１０ｋｇｆ（９８．０７Ｎ）であった。得られた１２点の値のうちの最大値を、「内面から１ｍｍ位置」の硬さとした。
　同様に、各試験番号の継目無鋼管の４つの試験片の外面から肉厚方向に１ｍｍ内側の任意の３点においてビッカース硬さ試験を実施し、得られた１２点の値のうちの最大値を、「外面から１ｍｍ位置」の硬さとした。さらに、各試験番号の継目無鋼管の４つの試験片の肉厚中央付近の任意の３点においてビッカース硬さ試験を実施し、得られた１２点の値のうちの最大値を、「肉中」の硬さとした。
　各試験番号の継目無鋼管の「外面から１ｍｍ位置」の硬さ、「内面から１ｍｍ位置」の硬さ、及び「肉中」の硬さをそれぞれ、表２及び表３の「外面」、「肉中」、内面」の欄に示す。
　「外面から１ｍｍ位置」の硬さと「肉中」との硬さの差、「内面から１ｍｍ位置」の硬さと「肉中」との硬さの差、及び「外面から１ｍｍ位置」の硬さと「内面から１ｍｍ位置」の硬さとの差のうち、最も大きい値（以下、「最大硬度差」と呼ぶ）を、表２及び表３の「差」の欄に示す。
　［組織観察］
　各番号の継目無鋼管から内面、外面、及び肉厚中央位置を含むサンプルを採取し、組織を測定した。具体的には、各サンプルをナイタル腐食液によって腐食してミクロ組織を現出させ、光学顕微鏡によって観察した。
　各番号の継目無鋼管は、いずれも、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを主相とする組織を有していた。しかし、幾つかの継目無鋼管では、表面から１ｍｍ以上深い領域でフェライトの再結晶化が発生していた。表面から１ｍｍ以上深い領域でのフェライトの再結晶化の有無を、表２及び表３の「フェライト再結晶化」の欄に示す。
　組織の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、以下の方法で測定した。まず、焼入れまま時点での鋼管の長さ方向（製管方向）に垂直な断面が被検面になるように、各鋼管から試験片を切り出して樹脂に埋め込み、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するＢｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって旧オーステナイト粒界を現出させ、光学顕微鏡（２００倍）で観察して、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１０に準じて旧オーステナイト粒度番号を測定した。この粒度番号を表２及び表３の「ＡｓＱ　旧γ粒度Ｎｏ．」の欄に示す。
　さらに、焼戻し後の旧オーステナイト粒の粒度番号は、ピクリン酸飽和水溶液腐食では測定できないため、ＥＢＳＤを援用することで測定した。ＥＢＳＤは、焼戻し後の鋼管の長さ方向に垂直な断面が被検面となるように試験片を切り出し、鏡面研磨及び電解研磨にて被検面を仕上げ、鋼管の肉厚中央部の５００×５００μｍ２の領域に対して実施した。なお、ＦＥ－ＳＥＭに搭載されたＥＢＳＤの検出器（ＥＤＡＸ社製　型式ＤｉｇｉＶｉｅｗＩＶ）を用いた。得られた結晶方位データから、解析ソフトウェア（ＥＤＡＸ社製　ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　ｖｅｒ．６）を用いて、Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ａｎｇｌｅ　１５～５１°に相当する結晶粒同士の境界を線で描画させ、線描画図を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１０に準じて旧オーステナイト粒度番号を測定した。この粒度番号を表２及び表３の「ＱＴ　旧γ粒度Ｎｏ．」の欄に示す。
　［調査結果］
　表１～表３に示すように、番号１９～３３、及び５２～６０の継目無鋼管は、化学組成が本発明の範囲内であり、炭素当量Ｃｅｑが０．４３０％以上０．５００％未満であった。これらの継目無鋼管は、表面から１ｍｍ以上深い領域でのフェライトの再結晶化も発生せず、表層から肉中まで、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを主相とする組織を有し、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が６．０未満であった。これらの継目無鋼管はさらに、「外面から１ｍｍ位置」、「内面から１ｍｍ位置」、及び「肉中」のいずれにおいても、ビッカース硬さが２５０Ｈｖ以下であり、５５５ＭＰａ以上の降伏強度を有していた。これらの継目無鋼管は、最大硬度差が２５Ｈｖ以下であった。
　番号１～１７の継目無鋼管は、降伏強度が５５５ＭＰａ未満であった。これは、鋼Ａの炭素当量Ｃｅｑが低すぎたためと考えられる。
　番号１８の継目無鋼管は、表面から１ｍｍ以上深い領域でフェライトの再結晶化が発生した。そのため、番号１８の継目無鋼管は、降伏強度が５５５ＭＰａ未満であった。これは、番号１８の継目無鋼管のラーソン－ミラーパラメータＰＬが高すぎたためと考えられる。
　番号３４～４２、及び４７～５１の継目無鋼管は、「外面から１ｍｍ位置」、「内面から１ｍｍ位置」、及び「肉中」のいずれかでビッカース硬さが２５０Ｈｖよりも高かった。また、これらの継目無鋼管は、最大硬度差が２５Ｈｖよりも高かった。これは、番号３４～４２、及び４７～５１の継目無鋼管のラーソン－ミラーパラメータＰＬが低すぎたためと考えられる。
　番号４３、４４の継目無鋼管は、「内面から１ｍｍ位置」のビッカース硬さが２５０Ｈｖよりも高かった。これは、鋼Ｃの炭素当量Ｃｅｑが高すぎたためと考えられる。
　番号４５、４６の継目無鋼管は、降伏強度が５５５ＭＰａ未満であった。これは、鋼Ｄ１及び鋼Ｄ２の炭素当量Ｃｅｑが低すぎたためと考えられる。
　番号６１の継目無鋼管は、すべての測定箇所でビッカース硬さが２５０Ｈｖよりも高かった。これは、鋼Ｊの炭素当量Ｃｅｑが高すぎたためと考えられる。
　番号６２の継目無鋼管は、降伏強度が５５５ＭＰａ未満であった。これは、インライン焼入れと再加熱焼入れとを併用したため旧オーステナイト粒が細粒になりすぎ、焼入れ性が低くなったことによって強度不足になったものと考えられる。
　図４は、鋼Ｂについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと降伏強度ＹＳとの関係をプロットした散布図である。図４に示すように、降伏強度ＹＳは、ラーソン－ミラーパラメータＰＬが大きくなるにつれて低くなる傾向を示した。鋼Ｂでは、フェライトの再結晶化が進んだ番号１８の継目無鋼管を除いて、５５５ＭＰａ以上の降伏強度が得られた。
　図５は、鋼Ａについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと降伏強度ＹＳとの関係をプロットした散布図である。鋼Ａでは、焼入れ条件を調整しても、５５５ＭＰａ以上の降伏強度を得られなかった。これは、鋼Ａの炭素当量Ｃｅｑが低すぎたためと考えられる。
　図６は、鋼Ｂについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと、外面、肉中、及び内面の硬さとの関係をプロットした散布図である。図６に示すように、外面、肉中、及び内面の硬さはいずれも、ラーソン－ミラーパラメータＰＬが大きくなるにつれて低くなる傾向を示した。図６に示すように、ラーソン－ミラーパラメータＰＬが１８８００以上では、外面、肉中、及び内面の硬さをいずれも２５０Ｈｖ以下にすることができた。一方、ラーソン－ミラーパラメータＰＬが１８８００未満では、外面、肉中、及び内面の硬のいずれかが２５０Ｈｖよりも高くなった。
　図７は、鋼Ａについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと、外面、肉中、及び内面の硬さとの関係をプロットした散布図である。鋼Ａの場合も、鋼Ｂの場合と同様に、外面、肉中、及び内面の硬さはいずれも、ラーソン－ミラーパラメータＰＬが大きくなるにつれて低くなる傾向を示した。
　図８は、鋼Ｂについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと最大硬度差との関係をプロットした散布図である。図８に示すように、ラーソン－ミラーパラメータＰＬが１８８００以上では、最大硬度差が２５Ｈｖ以下になった。なお、番号１８の継目無鋼管は、表面から１ｍｍ以上深い領域でフェライトの再結晶化が進んだため、最大硬度差が大きくなったと考えられる。
　図９は、鋼Ａについて、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと最大硬度差との関係をプロットした散布図である。図９に示すように、ラーソン－ミラーパラメータＰＬと最大硬度差との関係については、鋼Ａにおいても同様の傾向を示した。番号３の継目無鋼管は、表面から１ｍｍ以上深い領域でフェライトの再結晶化が進んだため、最大硬度差が大きくなったと考えられる。
　［耐サワー性評価］
　各番号の継目無鋼管の幾つかについて、下記の耐サワー性評価（耐ＨＩＣ性試験、４点曲げ試験）を実施した。
　［耐ＨＩＣ性試験］
　各継目無鋼管から、内面を含む試験片、肉厚中央を含む試験片、外面を含む試験片をそれぞれ採取した。各試験片の厚さは２０ｍｍであり、幅（円周方向）は２０ｍｍであり、長さは１００ｍｍであった。ＮＡＣＥ（National Association of Corrosion Engineers）ＴＭ０２８４－２０１１に従って、各試験片の耐ＨＩＣ性を評価した。試験片を浸漬する試験浴は、１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させた温度２４℃の５％食塩＋０．５％酢酸水溶液であった。
　浸漬してから９６時間経過後、試験後の試験片に対して超音波探傷（ＵＴ）を実施して最大割れ箇所を特定し、その部位を切断した。このときの断面は、試験片の肉厚×幅（円周方向）の断面であった。切断された試験片を用いて、割れ長さ率ＣＬＲ（＝割れ長さ（ｍｍ）／試験片の幅（ｍｍ））を求めた。各鋼管から採取された各試験片でのＣＬＲの内、最も大きな値を、その試験番号の割れ長さ率ＣＬＲと定義した。
　さらに、試験後の試験片のブリスター（表面近傍の割れによるふくれ）の有無を確認し、試験片に発生したブリスターの個数をカウントした。各鋼管から採取された各試験片でのブリスター個数の内、最も大きい値を、その試験番号のブリスター個数と定義した。
　［４点曲げ試験］
　各継目無鋼管の肉厚中央を含む試験片に、４点曲げ治具を用いて、ＡＳＴＭ　Ｇ３９に準拠して、実降伏強度（各番号の継目無鋼管の降伏強度）の９５％の応力を負荷した。応力が負荷された試験片を試験槽に配置した。試験浴は、１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させた温度２４℃の５％食塩＋０．５％酢酸水溶液であった。７２０時間経過した後、試験片に割れが発生しているか否かを目視観察した。割れが発生していなかった場合、その板材は耐ＳＳＣ性に優れると評価した。
　［評価結果］
　耐サワー性評価の結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４において、「耐ＨＩＣ性試験」及び「４点曲げ試験」の欄における「○」は、当該試験で割れが発生しなかったことを示す。「耐ＨＩＣ性試験」及び「４点曲げ試験」の欄における「‐」は、当該試験を実施しなかったことを示す。
　表４に示すように、降伏強度が５５５ＭＰａ以上であり、かつ「外面から１ｍｍ位置」、「内面から１ｍｍ位置」、及び「肉中」のいずれにおいてもビッカース硬さが２５０Ｈｖ以下である継目無鋼管は、耐ＨＩＣ性試験、４点曲げ試験のいずれにおいても割れが発生せず、良好な耐サワー性が安定して得られた。一方、「外面から１ｍｍ位置」、「内面から１ｍｍ位置」、及び「肉中」のいずれかにおいてビッカース硬さが２５０Ｈｖよりも高い継目無鋼管は、耐サワー性が不芳であった。この結果から、ビッカース硬さと耐サワー性との関係が裏付けられた。
　以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。

Claims (5)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０２～０．１５％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５％、
    　Ｍｎ：０．３０～２．５％、
    　Ｐ　：０．０３％以下、
    　Ｓ　：０．００６％以下、
    　Ｏ　：０．００４％以下、
    　Ａｌ：０．０１～０．１０％、
    　Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、
    　Ｎ　：０．００７％以下、
    　Ｃｒ：０．０５～１．０％、
    　Ｍｏ：０．０２％以上０．５％未満、
    　Ｎｉ：０．０３～１．０％、
    　Ｃｕ：０．０２～１．０％、
    　Ｖ　：０．０２０～０．２０％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．００５％、
    　Ｎｂ：０～０．０５％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　下記式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４３０％以上０．５００％未満であり、
    　組織が、表層から肉中まで、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを主相とし、
    　前記組織の旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１０に準拠した結晶粒度番号で６．０未満であり、
    　内面から１ｍｍの位置と外面から１ｍｍの位置との間において、ビッカース硬さが２５０Ｈｖ以下であり、
    　降伏強度が５５５ＭＰａ以上である、継目無鋼管。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（１）
    　前記式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
  2. 　請求項１に記載の継目無鋼管であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．０１０～０．０５％、
    　を含有する、継目無鋼管。
  3. 　請求項１又は２に記載の継目無鋼管であって、
    　内面から１ｍｍの位置と肉厚中央位置との間におけるビッカース硬さの差、外面から１ｍｍの位置と肉厚中央位置との間におけるビッカース硬さの差、及び内面から１ｍｍの位置と外面から１ｍｍの位置と間におけるビッカース硬さの差が、いずれも２５Ｈｖ以下である、継目無鋼管。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の継目無鋼管であって、
    　焼入れ及び焼戻しされて製造され、
    　下記式（２）で定義されるラーソン－ミラーパラメータＰＬが１８８００以上である、継目無鋼管。
    　ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））…（２）
    　前記式（２）において、Ｔは焼戻し温度であり、ｔはその温度での保持時間である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。
  5. 　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．３０～２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｎ：０．００７％以下、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｍｏ：０．０２％以上０．５％未満、Ｎｉ：０．０３～１．０％、Ｃｕ：０．０２～１．０％、Ｖ：０．０２０～０．２０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｎｂ：０～０．０５％、残部：Ｆｅ及び不純物である素材を準備する工程と、
    　前記素材を熱間加工して素管を製造する工程と、
    　前記素管を直接焼入れ又はインライン焼入れによって焼入れする工程と、
    　前記焼入れされた素管を焼戻しする工程とを備え、
    　前記焼入れと焼戻しの間において、再加熱焼入れを実施せず、
    　下記式（３）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４３０％以上０．５００％未満であり、
    　下記式（４）で定義されるラーソン－ミラーパラメータＰＬが１８８００以上である、継目無鋼管の製造方法。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（３）
    　ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））…（４）
    　前記式（３）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。前記式（４）において、Ｔは焼戻し温度であり、ｔはその温度での保持時間である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。
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