WO2020071219A1 - サワー環境での使用に適した継目無鋼管 - Google Patents

サワー環境での使用に適した継目無鋼管

Info

Publication number
WO2020071219A1
WO2020071219A1 PCT/JP2019/037758 JP2019037758W WO2020071219A1 WO 2020071219 A1 WO2020071219 A1 WO 2020071219A1 JP 2019037758 W JP2019037758 W JP 2019037758W WO 2020071219 A1 WO2020071219 A1 WO 2020071219A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel pipe
seamless steel
content
less
inclusions
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/037758
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
裕紀 神谷
伸明 小松原
誠也 岡田
貴志 相馬
勇次 荒井
晋士 吉田
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to EP19869324.4A priority Critical patent/EP3862454A4/en
Priority to JP2020550345A priority patent/JP6996641B2/ja
Priority to MX2021003195A priority patent/MX2021003195A/es
Priority to US17/259,651 priority patent/US11905580B2/en
Priority to BR112021001353-9A priority patent/BR112021001353B1/pt
Publication of WO2020071219A1 publication Critical patent/WO2020071219A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe, and more particularly, to a seamless steel pipe.
  • oil wells Due to the deepening of oil wells and gas wells (hereinafter, oil and gas wells are simply referred to as “oil wells”), higher strength steel pipes for oil wells are required. Specifically, steel pipes for oil wells of 80 ksi class (yield strength is less than 80 to 95 ksi, ie, less than 552 to 655 MPa) and 95 ksi class (yield strength is less than 95 to 110 ksi, ie, less than 655 to 758 MPa) are widely used. Recently, a steel pipe for an oil well of 110 ksi class (yield strength of 110 to 125 ksi, that is, 758 to 862 MPa) has been required.
  • sour environment means an environment that contains hydrogen sulfide and is acidified. Note that the sour environment may contain carbon dioxide. Oil well steel pipes used in such a sour environment are required to have not only high strength but also sulfide stress cracking resistance (Sulfide / Stress / Cracking resistance: hereinafter referred to as SSC resistance).
  • SSC resistance sulfide stress cracking resistance
  • Patent Document 1 JP-A-2000-256784
  • Patent Document 2 JP-A-2000-297344
  • Patent Document 3 JP-A-2005-350754
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-26030
  • Patent Document 5 International Publication No. 2010/150915
  • the steel for a high-strength oil well disclosed in Patent Document 1 is, by weight%, C: 0.2 to 0.35%, Cr: 0.2 to 0.7%, Mo: 0.1 to 0.5%. , V: 0.1 to 0.3%.
  • the total amount of precipitated carbide is 2 to 5% by weight, of which the proportion of MC type carbide is 8 to 40% by weight, and the prior austenite particle size is 11 or more in the particle size number specified by ASTM.
  • Patent Document 1 describes that the high-strength oil well steel is excellent in toughness and sulfide stress corrosion cracking resistance.
  • the oil well steel disclosed in Patent Document 2 is, by mass%, C: 0.15 to 0.3%, Cr: 0.2 to 1.5%, Mo: 0.1 to 1%, and V: 0 It is made of a low alloy steel containing 0.05 to 0.3% and Nb: 0.003 to 0.1%.
  • the total amount of precipitated carbide is 1.5 to 4% by mass, and the proportion of MC type carbide to the total amount of carbide is 5 to 45% by mass, and the proportion of M 23 C 6 type carbide is t (Mm) and (200 / t) mass% or less.
  • Patent Document 2 describes that the oil well steel is excellent in toughness and sulfide stress corrosion cracking resistance.
  • the low alloy steel for oil country tubular goods disclosed in Patent Document 3 is, by mass%, C: 0.20 to 0.35%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.05 to 1.0%. , P: 0.025% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.005 to 0.10%, Cr: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.5 to 1.0%, Ti: 0.002 to 0.05%, V: 0.05 to 0.3%, B: 0.0001 to 0.005%, N: 0.01% or less, O (oxygen): 0.01% Contains: The half width H and the hydrogen diffusion coefficient D (10 ⁇ 6 cm 2 / s) satisfy the expression (30H + D ⁇ 19.5). Patent Document 3 describes that the low-alloy oil country tubular steel has excellent SSC resistance even when it has a high yield strength (YS) of 861 MPa or more.
  • YS yield strength
  • the oil well steel pipe disclosed in Patent Document 4 is, by mass%, C: 0.18 to 0.25%, Si: 0.1 to 0.3%, Mn: 0.4 to 0.8%, P : 0.015% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.3 to 0.8%, Mo: 0.5 to 1.0%, Nb: The composition contains 0.003 to 0.015%, Ti: 0.002 to 0.05%, and B: 0.003% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the microstructure of the steel pipe for an oil well described above has a tempered martensite phase as a main phase, and an M 3 C or M 2 having a major axis of 300 nm or more when the aspect ratio is 3 or less and the carbide shape is an ellipse included in a 20 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m region.
  • the number of C is 10 or less
  • M 23 C 6 is less than 1% by mass%
  • needle-like M 2 C is precipitated in the grains
  • Nb is precipitated as carbide having a size of 1 ⁇ m or more.
  • the amount is less than 0.005% by mass.
  • Patent Document 4 describes that the oil well steel pipe has excellent sulfide stress cracking resistance even if the yield strength is 862 MPa or more.
  • the seamless steel pipe for oil wells disclosed in Patent Document 5 is 0.15 to 0.50% C, 0.1 to 1.0% Si, and 0.3 to 1.0% Mn in mass%.
  • P 0.015% or less
  • S 0.005% or less
  • Al 0.01 to 0.1%
  • N 0.01% or less
  • Cr 0.1 to 1.7%
  • Mo 0 0.4 to 1.1%
  • V 0.01 to 0.12%
  • Nb 0.01 to 0.08%
  • B 0.0005 to 0.003%
  • a solid solution of Mo Mo is contained in an amount of 0.40% or more, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the microstructure of the above-mentioned oil well steel pipe has a tempered martensite phase as a main phase, a prior austenite grain size of 8.5 or more in particle size, and a substantially particulate M 2 C type precipitate of 0.06 mass% or more.
  • a dispersed organization Patent Document 5 describes that the above-mentioned seamless steel pipe for oil wells has both high strength of 110 ksi class and excellent sulfide stress cracking resistance.
  • Patent Documents 1 to 5 propose a steel pipe for an oil well which is adjusted to a desired yield strength and has excellent SSC resistance.
  • HIC hydrogen-induced cracking
  • SSC hydrogen-induced cracking
  • HIC may occur in seamless steel pipes being used as oil well steel pipes.
  • seamless steel pipes having a yield strength of 110 ksi class (758 to 862 MPa) almost no studies have been made on the HIC resistance.
  • An object of the present disclosure is to provide a seamless steel pipe having a yield strength of 758 to 862 MPa (110 to 125 ksi, 110 ksi class) and having excellent HIC resistance.
  • the seamless steel pipe according to the present disclosure is, by mass%, C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.01 to 1.00%, P: 0.030. %, S: 0.0050% or less, Al: 0.005 to 0.070%, Cr: 0.30 to 1.50%, Mo: 0.25 to 2.00%, Ti: 0.002 to 0.020%, Nb: 0.002 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0040%, rare earth element: 0.0001 to 0.0015%, Ca: 0.0001 to 0.0100%, N: 0.0100% or less, O: 0.0020% or less, V: 0 to 0.30%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0 to 0.0100%, Co: 0 to 1.00 %, W: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 0.50%, and Cu: 0 to 0.50%, with the balance being Fe and impurities It made, having a chemical composition satisfying the formula (1).
  • the maximum major axis of the inclusions in the seamless steel pipe predicted by the extreme value statistical processing is 150 ⁇ m or less.
  • the seamless steel pipe according to the present disclosure has a yield strength of 758 to 862 MPa. (Ca / O + Ca / S + 0.285 ⁇ REM / O + 0.285 ⁇ REM / S) ⁇ (Al / Ca) ⁇ 40.0 (1)
  • the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • the seamless steel pipe according to the present disclosure has a yield strength of 758 to 862 MPa (110 ksi class) and has excellent HIC resistance.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the predicted maximum major axis of inclusions and HIC resistance.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the distribution of inclusions in the observation visual field when obtaining the predicted maximum major axis of the inclusions according to the present embodiment.
  • the present inventors have investigated and examined the HIC resistance of a seamless steel pipe which is supposed to be used in a sour environment and has a yield strength (Yield Strength) of 758 to 862 MPa (110 ksi class), and has obtained the following knowledge.
  • the present inventors first found that C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.01 to 1.00%, P: 0. 030% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.005 to 0.070%, Cr: 0.30 to 1.50%, Mo: 0.25 to 2.00%, Ti: 0.002 0.020%, Nb: 0.002 to 0.100%, B: 0.0005 to 0.0040%, rare earth element: 0.0001 to 0.0015%, Ca: 0.0001 to 0.0100% , N: 0.0100% or less, O: 0.0020% or less, V: 0 to 0.30%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0 to 0.0100%, Co: 0 to 1.0.
  • the present inventors have studied in detail the relationship between coarse inclusions and HIC resistance. As a result, the following findings were obtained. If coarse inclusions are present in the seamless steel pipe, stress concentration is likely to occur at the interface between the inclusions and the base material. In this case, HIC is generated starting from the inclusion. Furthermore, among the coarse inclusions, those having a long major axis tend to cause stress concentration particularly at the interface with the base material. Therefore, in the case where an inclusion having a long major axis exists in the seamless steel pipe, the HIC resistance of the seamless steel pipe decreases. That is, in order to increase the HIC resistance of the seamless steel pipe, it is not necessary to simply reduce coarse inclusions, but to reduce inclusions having a long major axis.
  • the particle diameter for example, the equivalent circle diameter or the square root of the area
  • the long diameter of the inclusion obtained by microscopic observation have been used.
  • the conventional microscope observation it is possible to observe the inclusions in the seamless steel pipe, but only to observe the average distribution of the inclusions such as the number density in several fields of view.
  • it is determined whether or not there is an inclusion having a long major axis by a conventional microscope observation it is necessary to increase the number of fields of the microscopic observation and widen the visual field area.
  • the number of visual fields for microscopic observation is easily increased, the time and cost required for performing microscopic observation increase.
  • the present inventors thought that the major axis of the inclusions in the seamless steel pipe could be predicted using statistical processing.
  • the extreme value statistical processing is a method of acquiring an extreme value (for example, the maximum major axis of an inclusion) in each visual field and estimating a probability distribution in a plurality of visual fields.
  • an extreme value for example, the maximum major axis of an inclusion
  • the present inventors have determined the relationship between the maximum major axis diameter of inclusions in a seamless steel pipe (hereinafter, also simply referred to as “predicted maximum major axis diameter of inclusions”) and the HIC resistance predicted by the extreme value statistical processing. investigated.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the predicted maximum major axis of inclusions and HIC resistance.
  • FIG. 1 shows a predicted maximum major axis diameter Dmax ( ⁇ m) of inclusions obtained by a method described below for a seamless steel pipe having the above-described chemical composition and having a yield strength of 110 ksi class among the examples described below; It was prepared using the crack area ratio CAR (%) obtained by the HIC test described later.
  • the yield strength of the seamless steel pipe shown in FIG. 1 was adjusted by adjusting the tempering temperature. Further, regarding the HIC resistance, when the crack area ratio CAR was less than 3.0%, it was determined that the HIC resistance was good.
  • the down arrow in FIG. 1 means that the crack area ratio CAR is lower than the plot position shown.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment satisfies the above-described chemical composition, has a yield strength of the 110 ksi class, and further has a predicted maximum major diameter Dmax of the inclusion of 150 ⁇ m or less.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment has a crack area ratio CAR of less than 3.0% and exhibits excellent HIC resistance.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment completed on the basis of the above findings has, in mass%, C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.05 to 1.00%, and Mn: 0.01 to 1 0.000%, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.005 to 0.070%, Cr: 0.30 to 1.50%, Mo: 0.25 to 2.
  • the maximum major axis of the inclusions in the seamless steel pipe predicted by the extreme value statistical processing is 150 ⁇ m or less.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment has a yield strength of 758 to 862 MPa. (Ca / O + Ca / S + 0.285 ⁇ REM / O + 0.285 ⁇ REM / S) ⁇ (Al / Ca) ⁇ 40.0 (1)
  • the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • the above chemical composition may contain V: 0.01 to 0.30%.
  • the chemical composition may contain one or more kinds selected from the group consisting of Mg: 0.0001 to 0.0100% and Zr: 0.0001 to 0.0100%.
  • the chemical composition may contain one or more selected from the group consisting of Co: 0.02 to 1.00% and W: 0.02 to 1.00%.
  • the chemical composition may include one or more selected from the group consisting of Ni: 0.01 to 0.50% and Cu: 0.01 to 0.50%.
  • the seamless steel pipe may be an oil well steel pipe.
  • the oil country tubular goods may be oil country tubular goods.
  • the oil country tubular goods are, for example, steel pipes used for casing and tubing applications.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment is an oil well steel pipe, it has a yield strength of 758 to 862 MPa (110 ksi class) even when the wall thickness is 15 mm or more, and has excellent HIC resistance in a sour environment. Have.
  • ⁇ ⁇ Excellent HIC resistance in the sour environment can be evaluated by a method based on NACETM 0284-2011. Specifically, it can be evaluated by the following method. A mixed aqueous solution of 5.0 mass% sodium chloride and 0.5 mass% acetic acid (NACE solution A) is used as a test solution.
  • test piece made from a seamless steel pipe is immersed in a test solution at 24 ° C. After degassing the test solution, 1 atm of H 2 S is sealed to form a test bath. After holding the test bath for 96 hours with stirring, the test piece is taken out. The test piece taken out is subjected to an ultrasonic flaw detection test (C scan), and the area of the indication portion (HIC generation portion) is determined.
  • C scan ultrasonic flaw detection test
  • CAR (%) (area of indication portion / projected area) ⁇ 100 (2)
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment has a crack area ratio CAR (%) of less than 3.0% after 96 hours in the HIC resistance test.
  • the chemical composition of the seamless steel pipe according to the present embodiment contains the following elements.
  • Carbon (C) enhances the hardenability of the steel material and increases the yield strength of the steel material. C further promotes spheroidization of carbides during tempering during the manufacturing process, and further increases the yield strength of the steel material. If the C content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the toughness of the steel material decreases, and quenching tends to occur. Therefore, the C content is 0.15 to 0.45%.
  • a preferred lower limit of the C content is 0.18%, more preferably 0.20%, further preferably 0.22%, and further preferably 0.24%.
  • a preferred upper limit of the C content is 0.40%, more preferably 0.35%, further preferably 0.33%, and still more preferably 0.30%.
  • Si 0.05-1.00% Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Si content is 0.05 to 1.00%.
  • the lower limit of the preferred Si content is 0.15%, more preferably 0.20%.
  • the preferable upper limit of the Si content is 0.85%, more preferably 0.70%, further preferably 0.60%, further preferably 0.50%, and still more preferably 0.45%. %, More preferably 0.40%.
  • Mn 0.01-1.00%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further enhances the hardenability of the steel material and increases the yield strength of the steel material. If the Mn content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, Mn segregates at the grain boundaries together with impurities such as P and S. As a result, the HIC resistance of the steel material decreases. If the Mn content is too high, MnS, which is an inclusion that is easily stretched, further increases. As a result, the predicted maximum major axis length of the inclusion becomes longer, and the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Mn content is 0.01 to 1.00%.
  • a preferred lower limit of the Mn content is 0.02%, more preferably 0.03%.
  • a preferred upper limit of the Mn content is 0.90%, more preferably 0.80%, further preferably 0.70%, further preferably 0.60%, and still more preferably 0.55%. %, More preferably 0.50%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. That is, the P content is more than 0%. P segregates at the grain boundary and embrittles the steel material. As a result, the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • the preferable upper limit of the P content is 0.025%, and more preferably 0.020%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, an extreme decrease in the P content greatly increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of industrial production, the lower limit of the P content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, further preferably 0.001%, and still more preferably 0.002%. It is.
  • S 0.0050% or less Sulfur (S) is an impurity. That is, the S content is more than 0%. S segregates at the grain boundaries and embrittles the steel. As a result, the HIC resistance of the steel material decreases. S further combines with Mn to form MnS. MnS is an inclusion that is easily stretched, and as MnS increases, the predicted maximum major diameter of the inclusion increases. As a result, the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the S content is 0.0050% or less. A preferable upper limit of the S content is 0.0045%, more preferably 0.0035%, further preferably 0.0030%, and further preferably 0.0025%. The S content is preferably as low as possible. However, an extreme reduction in the S content greatly increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of industrial production, a preferable lower limit of the S content is 0.0001%, and more preferably 0.0003%.
  • Al 0.005 to 0.070%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, coarse inclusions are formed in the steel material, and the predicted maximum major diameter of the inclusions increases. As a result, the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.070%.
  • a preferred lower limit of the Al content is 0.010%, more preferably 0.015%.
  • the preferable upper limit of the Al content is 0.060%, more preferably 0.050%, further preferably 0.045%, further preferably 0.040%, and still more preferably 0.035%. %.
  • the “Al” content referred to in the present specification means “acid-soluble Al”, that is, the content of “sol. Al”.
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of the steel material and increases the yield strength of the steel material. If the Cr content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, coarse carbides are generated in the steel material, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Cr content is 0.30 to 1.50%.
  • a preferable lower limit of the Cr content is 0.32%, more preferably 0.35%, further preferably 0.40%, further preferably 0.45%, and still more preferably 0.50%. %.
  • a preferable upper limit of the Cr content is 1.40%, more preferably 1.30%, further preferably 1.25%, and further preferably 1.10%.
  • Mo 0.25 to 2.00% Molybdenum (Mo) enhances the hardenability of the steel material and increases the yield strength of the steel material. If the Mo content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mo content is too high, the above effect is saturated. Therefore, the Mo content is 0.25 to 2.00%.
  • a preferable lower limit of the Mo content is 0.30%, more preferably 0.40%, further preferably 0.45%, further preferably 0.50%, and further preferably 0.55%. %, More preferably 0.60%.
  • the preferable upper limit of the Mo content is 1.70%, more preferably 1.50%, further preferably 1.40%, and still more preferably 1.30%.
  • Titanium (Ti) combines with N to form fine nitrides and refines crystal grains by a pinning effect. As a result, the yield strength of the steel material increases. If the Ti content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content is too high, coarse Ti nitrides are formed in the steel material, and the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Ti content is 0.002 to 0.020%.
  • a preferred lower limit of the Ti content is 0.003%, more preferably 0.004%.
  • the preferable upper limit of the Ti content is 0.018%, more preferably 0.015%, further preferably 0.012%, and further preferably 0.010%.
  • Niobium (Nb) combines with C to form fine carbides. As a result, the yield strength of the steel material increases. If the Nb content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Nb content is too high, carbides, nitrides, or carbonitrides (hereinafter, referred to as “carbonitrides”) may be excessively formed. In this case, the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Nb content is 0.002 to 0.100%.
  • a preferred lower limit of the Nb content is 0.003%, more preferably 0.007%, further preferably 0.010%, further preferably 0.015%, and still more preferably 0.020%. %.
  • the preferable upper limit of the Nb content is 0.080%, more preferably 0.050%, further preferably 0.040%, and further preferably 0.030%.
  • B 0.0005 to 0.0040% Boron (B) forms a solid solution in steel to enhance the hardenability of the steel material and increase the yield strength of the steel material. If the B content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the B content is too high, coarse B nitrides are formed, and the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the B content is 0.0005 to 0.0040%.
  • a preferred lower limit of the B content is 0.0008%, and more preferably 0.0010%.
  • the preferable upper limit of the B content is 0.0030%, more preferably 0.0025%, further preferably 0.0020%, further preferably 0.0018%, and still more preferably 0.0015%. %.
  • Rare earth element 0.0001 to 0.0015%
  • Rare earth elements (REM) reduce FeO.
  • cluster formation of Al 2 O 3 is suppressed, and Al 2 O 3 , X 2 O 3 and X 2 OS (X is REM) are formed.
  • REM further combines with P in the steel material to suppress segregation of P at the grain boundaries.
  • the HIC resistance of the steel material increases. If the REM content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the REM content is too high, coarse inclusions are formed in the steel material, and the predicted maximum major axis length of the inclusions increases.
  • the REM content is 0.0001 to 0.0015%.
  • a preferred lower limit of the REM content is 0.0002%, more preferably 0.0003%, further preferably 0.0004%, further preferably 0.0005%, and still more preferably 0.0006%. %.
  • a preferable upper limit of the REM content is 0.0012%, more preferably 0.0011%, further preferably 0.0010%, and further preferably 0.0009%.
  • REM refers to scandium (Sc) having an atomic number of 21; yttrium (Y) having an atomic number of 39; and lanthanide, a lanthanum having an atomic number of 57 (La) to an atomic number of 71. At least one element selected from the group consisting of lutetium (Lu). Further, the REM content in this specification is the total content of these elements.
  • Ca 0.0001 to 0.0100%
  • Calcium (Ca) spheroidizes the inclusions in the steel and reduces the predicted maximum major diameter of the inclusions. As a result, the HIC resistance of the steel material increases. If the Ca content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ca content is too high, coarse oxide-based inclusions are formed in the steel material, and the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Ca content is 0.0001 to 0.0100%.
  • a preferable lower limit of the Ca content is 0.0002%, more preferably 0.0003%, further preferably 0.0005%, further preferably 0.0006%, and still more preferably 0.0008. %, More preferably 0.0010%.
  • a preferred upper limit of the Ca content is 0.0040%, more preferably 0.0030%, further preferably 0.0025%, further preferably 0.0020%, and still more preferably 0.0017%. %, And more preferably 0.0015%.
  • N 0.0100% or less Nitrogen (N) is inevitably contained. That is, the N content is more than 0%. N combines with Ti to form fine nitrides and refines crystal grains by a pinning effect. As a result, the yield strength of the steel material increases. On the other hand, if the N content is too high, coarse Ti nitrides are formed in the steel material, and the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the preferable upper limit of the N content is 0.0050%, more preferably 0.0045%.
  • a preferable lower limit of the N content for more effectively obtaining the above effects is 0.0015%, more preferably 0.0020%, further preferably 0.0025%, and further preferably 0.0030%. It is.
  • Oxygen (O) is an impurity. That is, the O content is more than 0%. O forms coarse oxide-based inclusions and increases the predicted maximum major diameter of the inclusions. As a result, the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the O content is 0.0020% or less.
  • the preferable upper limit of the O content is 0.0019%, more preferably 0.0018%, further preferably 0.0016%, and further preferably 0.0015%.
  • the O content is preferably as low as possible. However, an extreme decrease in the O content greatly increases the production cost. Therefore, in consideration of industrial production, a preferable lower limit of the O content is 0.0001%, and more preferably 0.0003%.
  • the balance of the chemical composition of the steel material according to the present embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are ores as raw materials, scrap, or are mixed from the production environment or the like when industrially producing the steel material, and are in a range that does not adversely affect the steel material according to the present embodiment. Means acceptable.
  • the chemical composition of the steel material described above may further contain V instead of part of Fe.
  • V Vanadium
  • V is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%. When contained, V forms fine carbides during tempering and increases the yield strength of the steel material. This effect can be obtained to some extent if V is contained at all. However, if the V content is too high, the toughness of the steel material decreases. Therefore, the V content is 0 to 0.30%.
  • a preferred lower limit of the V content is more than 0%, more preferably 0.01%, further preferably 0.02%, further preferably 0.04%, and still more preferably 0.06%. And more preferably 0.08%.
  • the preferable upper limit of the V content is 0.25%, more preferably 0.20%, further preferably 0.15%, and further preferably 0.12%.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain one or more selected from the group consisting of Mg and Zr instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the HIC resistance of the steel material.
  • Mg 0 to 0.0100%
  • Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%. When contained, Mg refines sulfide-based inclusions in the steel material and shortens the predicted maximum major diameter of the inclusions. As a result, the HIC resistance of the steel material increases. This effect can be obtained to some extent if Mg is contained at all. However, if the Mg content is too high, coarse inclusions are formed in the steel material, and the predicted maximum major axis length of the inclusions increases. As a result, the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0100%.
  • a preferable lower limit of the Mg content is more than 0%, more preferably 0.0001%, further preferably 0.0003%, further preferably 0.0006%, and still more preferably 0.0010%. It is.
  • the preferable upper limit of the Mg content is 0.0040%, more preferably 0.0030%, further preferably 0.0025%, and further preferably 0.0020%.
  • Zr Zirconium
  • Zr Zirconium
  • the Zr content may be 0%.
  • Zr refines sulfide-based inclusions in the steel material and shortens the predicted maximum major diameter of the inclusions.
  • the HIC resistance of the steel material increases. This effect can be obtained to some extent if Zr is contained at all.
  • the Zr content is too high, coarse inclusions are formed in the steel material, and the predicted maximum major axis length of the inclusions increases. As a result, the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Zr content is 0 to 0.0100%.
  • a preferred lower limit of the Zr content is more than 0%, more preferably 0.0001%, further preferably 0.0003%, further preferably 0.0006%, and still more preferably 0.0010%. It is.
  • the preferable upper limit of the Zr content is 0.0040%, more preferably 0.0030%, further preferably 0.0025%, and further preferably 0.0020%.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain one or more selected from the group consisting of Co and W instead of a part of Fe.
  • Each of these elements is an optional element and forms a protective corrosion film in a sour environment to suppress hydrogen intrusion. Thereby, these elements enhance the HIC resistance of the steel material.
  • Co 0 to 1.00%
  • Co is an optional element and need not be contained. That is, the Co content may be 0%.
  • Co forms a protective corrosion coating in the sour environment and inhibits hydrogen ingress.
  • the HIC resistance of the steel material increases. This effect can be obtained to some extent if Co is contained even a little.
  • the Co content is 0 to 1.00%.
  • a preferable lower limit of the Co content is more than 0%, more preferably 0.02%, further preferably 0.03%, and further preferably 0.05%.
  • a preferred upper limit of the Co content is 0.90%, and more preferably 0.80%.
  • W 0-1.00% Tungsten (W) is an optional element and need not be contained. That is, the W content may be 0%. When included, W forms a protective corrosion coating in the sour environment and inhibits hydrogen ingress. As a result, the HIC resistance of the steel material increases. This effect can be obtained to some extent if W is contained at all. However, if the W content is too high, coarse carbides are generated in the steel material, and the steel material is embrittled. As a result, the HIC resistance of the steel material decreases. Therefore, the W content is 0 to 1.00%. A preferable lower limit of the W content is more than 0%, more preferably 0.02%, further preferably 0.03%, and further preferably 0.05%. A preferred upper limit of the W content is 0.90%, more preferably 0.80%.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain one or more kinds selected from the group consisting of Ni and Cu instead of part of Fe.
  • Each of these elements is an optional element and enhances the hardenability of the steel material and increases the yield strength of the steel material.
  • Nickel (Ni) is an optional element and need not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When contained, Ni enhances the hardenability of the steel material and increases the yield strength of the steel material. This effect can be obtained to some extent if Ni is contained at all. However, if the Ni content is too high, local corrosion is promoted, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.50%.
  • a preferred lower limit of the Ni content is more than 0%, more preferably 0.01%, and still more preferably 0.02%.
  • the preferable upper limit of the Ni content is 0.10%, more preferably 0.08%, and further preferably 0.06%.
  • Cu 0 to 0.50% Copper (Cu) is an optional element and need not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When contained, Cu enhances the hardenability of the steel material and increases the yield strength of the steel material. This effect can be obtained to some extent as long as Cu is contained. However, if the Cu content is too high, the hardenability of the steel material becomes too high, and the toughness of the steel material decreases. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%.
  • a preferable lower limit of the Cu content is more than 0%, more preferably 0.01%, further preferably 0.02%, and further preferably 0.05%.
  • a preferred upper limit of the Cu content is 0.35%, more preferably 0.25%.
  • Fn1 (Ca / O + Ca / S + 0.285 ⁇ REM / O + 0.285 ⁇ REM / S) ⁇ (Al / Ca)
  • "0.285" of Fn1 is a coefficient when the REM content is roughly converted to the Ca content.
  • “Ca / O + Ca / S + 0.285 ⁇ REM / O + 0.285 ⁇ REM / S” of Fn1 is the sum of the ratio of the Ca content to O and S obtained by converting the REM content to the Ca content.
  • Al / Ca” of Fn1 is an index of the melting point of inclusions.
  • Fn1 is 40.0 or more.
  • a preferred lower limit of Fn1 is 41.0, more preferably 42.0.
  • a preferred upper limit of Fn1 is 140.0, and more preferably 130.0.
  • the maximum major axis diameter Dmax of inclusions (predicted maximum major axis diameter of inclusions) in the seamless steel pipe, which is predicted by the extreme value statistical processing, is 150 ⁇ m or less. If the predicted maximum major diameter Dmax of the inclusions exceeds 150 ⁇ m, the CAR of the seamless steel pipe becomes 3.0% or more, and the HIC resistance of the seamless steel pipe decreases. Therefore, the predicted maximum major axis diameter Dmax of the inclusion is 150 ⁇ m or less.
  • the preferred upper limit of the predicted maximum major axis diameter Dmax of the inclusion is 148 ⁇ m, more preferably 145 ⁇ m. It is preferable that the predicted maximum major axis diameter Dmax of the inclusion is as small as possible.
  • the predicted maximum major axis diameter Dmax of the inclusion can be obtained by the following method. From the center of the thickness of the seamless steel pipe according to the present embodiment, a test piece having an observation surface of 10 mm in the pipe axis direction and 10 mm in the pipe diameter direction is cut out. When the thickness of the seamless steel pipe is less than 10 mm, a test piece having an observation surface of the thickness of the steel pipe in the pipe axis direction of 10 mm and the pipe diameter direction is cut out. After the observation surface of the test piece is polished to a mirror surface, an n-field (n is a natural number) is observed with a secondary electron image using a scanning electron microscope (SEM: Scanning Electron Microscope).
  • SEM Scanning Electron Microscope
  • the observation field number n is 20 or more.
  • the observation field number n is, for example, 108.
  • the reference area S0 is 20 mm 2 or more.
  • the reference area S0 is, for example, 196.5 mm 2 .
  • the maximum major axis Lmax of the inclusion in each field of view can be obtained by image analysis of the observed image.
  • the shortest distance between the plurality of inclusions is 40 ⁇ m or less in the tube axis direction and 15 ⁇ m or less in the tube diameter direction, these inclusions are regarded as one individual. Specifically, this point will be described with reference to the drawings.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the distribution of the inclusions in the observation field of view 1 when obtaining the predicted maximum major axis of the inclusions according to the present embodiment.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining whether two inclusions are regarded as one individual.
  • the vertical direction in FIG. 2 corresponds to the tube axis direction. 2 corresponds to the tube radial direction.
  • Reference numeral 10 in FIG. 2 indicates an inclusion in the observation visual field 1. Referring to FIG. 2, the shortest distance in the tube axis direction between the inclusions 10 and d L, the pipe diameter direction of the shortest distance between inclusions 10 and d T.
  • the plurality of inclusions 10 whose shortest distance d L in the tube axis direction is 40 ⁇ m or less and whose shortest distance d T in the tube diameter direction is 15 ⁇ m or less are regarded as one individual.
  • the plurality of inclusions 10 whose distance d L in the tube axis direction exceeds 40 ⁇ m are each regarded as one individual.
  • each of the plurality of inclusions 10 whose distance d T in the pipe diameter direction exceeds 15 ⁇ m is also regarded as one individual.
  • an approximate straight line (maximum inclusion distribution straight line) is created by the least squares method.
  • the created approximate straight line can be represented by the following equation (5).
  • yj c ⁇ Lmaxj + d (5)
  • c and d are linear coefficients obtained by the least square method.
  • T (S + S0) / S0 (6)
  • S means the virtual surface area (mm 2 ) at the center of the thickness of the seamless steel pipe.
  • S can be obtained by the following equation (7).
  • S (Rt) ⁇ ⁇ ⁇ L (7)
  • R means the outer diameter (mm) of the seamless steel pipe
  • t means the wall thickness (mm) of the seamless steel pipe
  • L means the axial length (mm) of the seamless steel pipe.
  • L Lmax in the predicted standardized variable y is calculated from the obtained predicted standardized variable y and Expression (5).
  • the obtained Lmax is defined as a predicted maximum major axis diameter Dmax ( ⁇ m) of the inclusion.
  • the microstructure of the seamless steel pipe according to the present embodiment mainly includes tempered martensite and tempered bainite. Specifically, the microstructure has a total volume fraction of tempered martensite and tempered bainite of 90% or more. The balance of the microstructure is, for example, ferrite or pearlite. Provided that the microstructure of the seamless steel pipe having the above-described chemical composition contains at least 90% by volume of tempered martensite and tempered bainite, the seamless steel pipe is provided on the condition that it satisfies the other provisions of the present embodiment. Has a yield strength of 758 to 862 MPa (110 ksi class), and the yield ratio of the seamless steel pipe is 90.0% or more.
  • the total volume ratio of tempered martensite and tempered bainite can be determined by microstructure observation. From the center of the thickness of the seamless steel pipe according to the present embodiment, a test piece having an observation surface of 10 mm in the pipe axis direction and 10 mm in the pipe diameter direction is cut out. When the thickness of the seamless steel pipe is less than 10 mm, a test piece having an observation surface of the thickness of the steel pipe in the pipe axis direction of 10 mm and the pipe diameter direction is cut out. After the observation surface is polished to a mirror surface, the structure is immersed in a 2% nital etching solution for about 10 seconds to reveal the structure by etching. The etched observation surface is observed with a secondary electron image in 10 visual fields using a scanning electron microscope (SEM). The viewing area is 400 ⁇ m 2 (magnification 5000 times).
  • SEM scanning electron microscope
  • the tempered martensite and tempered bainite can be distinguished from other phases (ferrite or pearlite) by contrast. Therefore, tempered martensite and tempered bainite are specified in each field of view.
  • the total area ratio of the specified tempered martensite and tempered bainite is determined.
  • the arithmetic average of the sum of the area ratios of the tempered martensite and the tempered bainite, which is obtained from all visual fields, is defined as the volume ratio of the tempered martensite and the tempered bainite.
  • the preferred wall thickness is 9 to 60 mm. More preferably, the seamless steel pipe according to the present embodiment is suitable for use as a thick-walled oil well steel pipe. More specifically, even if the seamless steel pipe according to the present embodiment is a steel pipe for oil wells having a thickness of 15 mm or more, and even 20 mm or more, the yield strength of 758 to 862 MPa (110 ksi class) and the excellent HIC resistance And
  • the yield strength of the seamless steel pipe according to the present embodiment is 758 to 862 MPa (110 ksi class).
  • the yield strength referred to in the present specification means a stress at the time of 0.7% total elongation (0.7% proof stress) obtained in a tensile test.
  • the yield strength of the seamless steel pipe according to the present embodiment is of the order of 110 ksi.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment further has a yield ratio (YR) of 90.0% or more.
  • YS yield strength
  • TS tensile strength
  • tempered martensite and tempered bainite are 90% by volume in the microstructure. That is all.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment can achieve both a 110 ksi-class yield strength and excellent HIC resistance.
  • the yield strength and the yield ratio of the seamless steel pipe according to the present embodiment can be obtained by the following method.
  • a tensile test is performed by a method according to ASTM E8 / E8M (2013).
  • a round bar test piece is collected from the center of the thickness of the seamless steel pipe according to the present embodiment.
  • the size of the round bar test piece is, for example, a parallel part diameter of 8.9 mm and a parallel part length of 35.6 mm.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the tube axis direction of the seamless steel pipe.
  • a tensile test is performed at room temperature (25 ° C.) in the atmosphere using a round bar test piece.
  • the resulting stress at 0.7% total elongation is defined as the yield strength (MPa).
  • the obtained maximum stress during uniform elongation is defined as tensile strength (MPa).
  • the yield ratio YR (%) is defined as the ratio of the yield strength YS to the tensile strength TS (Y
  • the HIC resistance of the seamless steel pipe according to the present embodiment can be implemented by a method based on NACE TM0284-2011.
  • a test piece for an HIC resistance test is produced. Specifically, an arc-shaped member is sampled from the seamless steel pipe according to the present embodiment in the circumferential direction of the pipe. Machine processing is performed so that the two curved surfaces (corresponding to the outer surface and the inner surface of the seamless steel pipe, respectively) of the sampled member become parallel planes. At this time, the thickness of the member is set to a thickness of ⁇ 2 mm of the seamless steel pipe.
  • test piece having a rectangular cross section, having a width of 20 mm, a thickness of a seamless steel pipe of ⁇ 2 mm, and a length of 100 mm.
  • the length direction of the test piece is parallel to the pipe axis direction of the seamless steel pipe, and the thickness direction of the test piece is parallel to the pipe diameter direction of the seamless steel pipe.
  • test solution a mixed aqueous solution of 5.0% by mass of sodium chloride and 0.5% by mass of acetic acid (NACE solution A) is used.
  • NACE solution A acetic acid
  • the prepared test piece is immersed in a test solution at 24 ° C. N 2 gas is blown into the test solution for 3 hours to degas the test solution. 1 atm of H 2 S is blown into the degassed test solution to form a corrosive environment, which is used as a test bath. Hold the test bath with stirring for 96 hours. Remove the test specimen from the test bath after holding for 96 hours.
  • the test piece taken out is subjected to an ultrasonic flaw detection test (C scan), and the area of the indication portion (HIC generation portion) is determined.
  • C scan ultrasonic flaw detection test
  • the crack area ratio CAR (%) can be obtained from the following equation (2).
  • the projection area is, for example, 20 mm ⁇ 100 mm.
  • CAR (%) (area of indication portion / projected area) ⁇ 100 (2)
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment has a crack area ratio CAR (%) of less than 3.0% after 96 hours in the HIC resistance test.
  • a method for manufacturing a seamless steel pipe according to the present embodiment will be described.
  • the manufacturing method described below is an example of the method for manufacturing a seamless steel pipe according to the present embodiment. That is, the method for manufacturing the seamless steel pipe according to the present embodiment is not limited to the manufacturing method described below.
  • One example of the manufacturing method is a steelmaking process of refining and casting molten steel to produce a material (a slab, a steel ingot, or a steel slab), and a hot working process of hot working a material to produce a raw tube. And a quenching step of quenching the raw pipe and a tempering step of tempering the quenched raw pipe.
  • Step making process In the steelmaking process, first, refining (primary refining) in a converter is performed on hot metal manufactured by a known method. The secondary refining is performed on the primary refined molten steel. In the secondary refining, a molten steel satisfying the above-described chemical composition is produced by adding an alloy element for adjusting the composition.
  • deoxidization is performed on the molten steel discharged from the converter.
  • the deoxidizing treatment may be performed by an element other than REM and Ca, and is not particularly limited.
  • the deoxidizing treatment according to the present embodiment is performed by adding Al.
  • Al is added in the deoxidation treatment, the oxygen concentration in the molten steel can be efficiently reduced. Therefore, in the steelmaking process according to the present embodiment, Al is added in the deoxidizing treatment.
  • a residue removing treatment is performed. After the slag removal process, secondary refining is performed.
  • RH Rasterstahl-Hausen vacuum degassing
  • VAD Vauum Arc Degassing
  • alloy components other than REM and Ca are adjusted to have the above-mentioned chemical composition. Then, after adding at least one or more elements of the REM, Ca is added to adjust the alloy components in the molten steel to have the above-described chemical composition.
  • REM is added to molten steel, a simple substance of a metal belonging to REM may be used, or a misch metal may be used.
  • REM reduces FeO, thereby suppressing Al 2 O 3 cluster formation.
  • inclusions Al 2 O 3 , X 2 O 3 and X 2 OS (X is REM) are formed in the molten steel.
  • Ca is added to molten steel after these inclusions are formed, fine inclusions, XCaAlOS (X is REM), are formed.
  • Calcium aluminate may also be formed immediately after adding REM to molten steel, even when Ca is added. Specifically, if the time during which the molten steel is retained after the addition of REM to the addition of Ca (hereinafter, also referred to as “the molten steel retention time”) is less than 15 seconds, a large number of calcium aluminates are formed, and XCaAlOS (X is REM) formation is prevented. As a result, the maximum major diameter Dmax of the inclusions in the seamless steel pipe predicted by the extreme value statistical processing exceeds 150 ⁇ m, and the HIC resistance of the seamless steel pipe according to the present embodiment decreases.
  • the modification of inclusions may not proceed. Specifically, if the molten steel holding time exceeds 600 seconds, the maximum major diameter Dmax of the inclusions in the seamless steel pipe exceeds 150 ⁇ m, and the HIC resistance of the seamless steel pipe according to the present embodiment decreases. Although the detailed reason is not clear, if the molten steel holding time is too long, the inclusions X 2 O 3 and X 2 OS (X is REM) in the molten steel are reduced, and XCaAlOS (X is REM) is formed. It is thought that it is difficult to be done.
  • the molten steel holding time is set to 15 to 600 seconds. If the molten steel holding time is 15 to 600 seconds, the formation of calcium aluminate is suppressed, and the formation of fine inclusions XCaAlOS (X is REM) is promoted. As a result, the maximum major diameter Dmax of the inclusions in the seamless steel pipe predicted by the extreme value statistical processing can be set to 150 ⁇ m or less.
  • the raw material is manufactured using the molten steel manufactured by the above method. Specifically, a slab (slab, bloom, or billet) is manufactured by continuous casting using molten steel. A steel ingot (ingot) may be manufactured by ingot-making method using molten steel. If necessary, slabs, blooms or ingots may be slab-rolled to produce billets. The raw material (slab, bloom, ingot, or billet) is manufactured through the above steps.
  • the prepared material is hot worked to produce a raw tube.
  • the billet is heated in a heating furnace.
  • the heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300 ° C. Hot working is performed on the billet extracted from the heating furnace to produce a raw tube.
  • the Mannesmann method is performed as hot working to produce a raw tube.
  • the round billet is pierced and rolled by a piercing machine.
  • the piercing ratio is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0.
  • the pierced and rolled round billet is further hot-rolled by a mandrel mill, a reducer, a sizing mill or the like to form a raw tube.
  • the cumulative area reduction rate in the hot working step is, for example, 20 to 70%.
  • the raw pipe may be manufactured from the billet by another hot working method.
  • a raw tube may be manufactured by forging such as the Erhardt method.
  • a raw pipe is manufactured by the above steps.
  • the wall thickness of the raw tube is not particularly limited, but is, for example, 9 to 60 mm.
  • the tube manufactured by hot working may be air-cooled (As-Rolled).
  • the raw tube manufactured by hot working may also be directly quenched after hot working without cooling to room temperature, and after quenching after supplementary heating (reheating) after hot working. Is also good.
  • quenching is performed after direct quenching or after supplementary heat, it is preferable to stop cooling during quenching or perform gentle cooling for the purpose of suppressing quenching cracks.
  • SR treatment stress relief annealing
  • quenching In the quenching step, quenching is performed on the raw tube manufactured by hot working. As used herein, “quenching” means to quench the A 3 point or more base pipe. Quenching may be performed by a known method, and is not particularly limited.
  • the quenching temperature is, for example, 800 to 1000 ° C.
  • the quenching temperature when direct quenching is performed after hot working, corresponds to the surface temperature of the raw tube measured by a thermometer installed on the outlet side of the final hot working device.
  • the quenching temperature corresponds to the temperature of the auxiliary heating furnace or the heat treatment furnace when quenching is performed using the auxiliary heating furnace or the heat treatment furnace after the hot working.
  • the raw tube is continuously cooled from the quenching start temperature and the temperature of the raw tube is continuously lowered.
  • the method of the continuous cooling treatment is not particularly limited, and may be a known method.
  • the method of the continuous cooling treatment is, for example, a method of immersing the element tube in a water tank to cool the element, or a method of accelerated cooling the element tube by shower water cooling or mist cooling.
  • the raw pipe is rapidly cooled during quenching.
  • the average cooling rate in the range of 800 to 500 ° C. of the raw tube during quenching is defined as a quenching cooling rate CR 800-500 (° C./sec). More specifically, the cooling rate during quenching CR 800-500 is the slowest cooled part in the cross section of the quenched tube (for example, when forcibly cooling both the outer surface and the inner surface of the tube, (At the center of the wall thickness).
  • the preferred quenching cooling rate CR 800-500 is 8 ° C./sec or more. In this case, the microstructure of the quenched tube becomes mainly martensite and bainite.
  • a more preferred lower limit of the quenching cooling rate CR 800-500 is 10 ° C./sec.
  • the preferred upper limit of the cooling rate during quenching CR 800-500 is 500 ° C./sec.
  • quenching is performed after heating the raw tube in the austenite region a plurality of times.
  • the austenite grains before quenching are refined, the SSC resistance and low-temperature toughness of the seamless steel pipe increase.
  • heating in the austenite region may be repeated a plurality of times, or by performing normalizing and quenching, heating in the austenite region may be repeated a plurality of times.
  • tempering is performed on the quenched tube.
  • tempering means that the quenched raw tube is reheated and maintained at a temperature of A c1 or lower.
  • the tempering temperature is appropriately adjusted according to the chemical composition of the seamless steel pipe and the yield strength to be obtained. That is, the yield strength of the seamless steel pipe is adjusted to 758 to 862 MPa (110 ksi class) by adjusting the tempering temperature for the raw pipe having the chemical composition of the present embodiment.
  • Tempering temperature corresponds to the temperature of the furnace when the quenched tube is heated and held.
  • a preferable tempering temperature is 650 to 720 ° C.
  • a more preferred lower limit of the tempering temperature is 655 ° C, and further preferably 660 ° C.
  • a more preferred upper limit of the tempering temperature is 715 ° C, and further preferably 710 ° C.
  • Tempering time means the time from when the tube is inserted into the furnace at the time of heating and holding the quenched tube until it is taken out. If the tempering time is too short, a microstructure mainly composed of tempered martensite and tempered bainite may not be obtained. On the other hand, if the tempering time is too long, the above effect is saturated. Therefore, in the tempering step of the present embodiment, the tempering time is preferably set to 10 to 180 minutes. A more preferred lower limit of the tempering time is 15 minutes. A more preferable upper limit of the tempering time is 120 minutes, and further preferably 90 minutes.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment can be manufactured by the above manufacturing method.
  • the above-mentioned manufacturing method is an example, and may be manufactured by another manufacturing method.
  • Table 1 ⁇ Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced. Further, Table 2 shows Fn1 obtained from the chemical composition shown in Table 1 and the above formula (1). When Fn1 did not contain a corresponding element, “0” was substituted for the element symbol.
  • the molten steel of each test number was manufactured by the following method. Primary refining in a converter was performed under the same conditions for hot metal manufactured by a known method. After removing the steel from the converter, Al was added to perform a deoxidizing treatment, and then a slag removing treatment was performed. Subsequently, after performing the RH vacuum degassing treatment, the components of alloy elements other than REM and Ca in the molten steel were adjusted. Subsequently, component adjustment was performed by adding REM to the molten steel and then adding Ca to the molten steel.
  • Table 2 shows the time from the addition of REM to the addition of Ca (retention time of molten steel) for each test number.
  • “A” Appropriate
  • “S” Short
  • “L” Long
  • “Long) means that the molten steel holding time exceeded 600 seconds.
  • a billet having a cross-sectional diameter of 310 mm was manufactured by continuous casting using molten steel of each test number.
  • the manufactured billet was subjected to hot rolling to produce a raw tube (seamless steel tube) having an outer diameter of 244.48 mm, a wall thickness of 13.84 mm, and a length of 12000 mm.
  • the raw tubes of each of the manufactured test numbers were allowed to cool, and the surface temperature of the raw tubes was set to normal temperature (25 ° C.).
  • Quenching was performed on the raw tubes of each test number. Specifically, the tube of each test number after the above-mentioned cooling was kept in a quenching furnace at 920 ° C. for 10 minutes. The tube of each test number after holding was immersed in a water bath and cooled with water. At this time, the quenching cooling rate CR 800-500 was at least 300 ° C./min or more.
  • the raw tubes of each test number were tempered to produce a seamless steel pipe of each test number.
  • the tempering temperature of the raw tube of each test number was adjusted so as to be an API standard of 110 ksi class (yield strength: 758 to 862 MPa).
  • Table 2 shows the tempering temperature (° C.) and the tempering time (minute) performed on the raw tubes of each test number.
  • the stress at the time of 0.7% full elongation obtained in the tensile test was defined as the yield strength YS of each test number.
  • the maximum stress during uniform elongation obtained in the tensile test was defined as the tensile strength TS of each test number.
  • the ratio (YS / TS) between the obtained yield strength YS and tensile strength TS was defined as the yield ratio YR (%).
  • Table 2 shows the obtained yield strength YS (MPa), tensile strength TS (MPa), and yield ratio YR (%).
  • the yield strength of each test number was 758 to 862 MPa (110 ksi class). Further, the yield ratio of each test number was 90.0% or more. That is, in each of the microstructures of the seamless steel pipes of each test number, tempered martensite and tempered bainite were at least 90% by volume.
  • the HIC resistance evaluation test was performed by the method described above. Specifically, the method was performed by a method based on NACE TM0284-2011. From the seamless steel pipe of each test number, a test piece having a rectangular cross section having a width of 20 mm, a thickness of the seamless steel pipe of ⁇ 2 mm, and a length of 100 mm was prepared. The length direction of the test piece was parallel to the pipe axis direction of the seamless steel pipe, and the thickness direction of the test piece was parallel to the pipe diameter direction of the seamless steel pipe.
  • test solution a mixed aqueous solution (NACE solution A) of 5.0% by mass of sodium chloride and 0.5% by mass of acetic acid was used.
  • NACE solution A a mixed aqueous solution
  • the test pieces of each of the prepared test numbers were immersed in a test solution at 24 ° C., respectively. N 2 gas was blown into the test solution for 3 hours to degas the test solution of each test number.
  • CAR (%) (area of indication portion / projected area) ⁇ 100 (2)
  • Fn1 was less than 40.0. Therefore, the predicted maximum major axis diameter Dmax of the inclusion exceeded 150 ⁇ m. As a result, in the HIC resistance test, excellent HIC resistance was not shown.
  • the seamless steel pipe according to the present invention is widely applicable to seamless steel pipes used in harsh environments such as polar regions, preferably, it can be used as a seamless steel pipe used in oil well environments, and more preferably, a casing. It can be used as an oil well tube for tubing.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度と、優れた耐ＨＩＣ性とを有する継目無鋼管を提供する。本開示による継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０７０％、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～２．００％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、希土類元素：０．０００１～０．００１５％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｎ：０．０１００％以下、及び、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、明細書に記載の式（１）を満たす化学組成を有する。極値統計処理による介在物の予測最大長径が１５０μｍ以下である。降伏強度が７５８～８６２ＭＰａである。

Description

サワー環境での使用に適した継目無鋼管
　本発明は、鋼管に関し、さらに詳しくは、継目無鋼管に関する。
　油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０～９５ｋｓｉ未満、つまり、５５２～６５５ＭＰａ未満）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５～１１０ｋｓｉ未満、つまり、６５５～７５８ＭＰａ未満）の油井用鋼管が広く利用されており、最近ではさらに、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が１１０～１２５ｋｓｉ、つまり、７５８～８６２ＭＰａ）の油井用鋼管が求められ始めている。
　深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素を含み、酸性化した環境を意味する。なお、サワー環境では、二酸化炭素を含む場合もある。このようなサワー環境で使用される油井用鋼管は、高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。
　油井用鋼管の耐ＳＳＣ性を高める技術が、特開２０００－２５６７８３号公報（特許文献１）、特開２０００－２９７３４４号公報（特許文献２）、特開２００５－３５０７５４号公報（特許文献３）、特開２０１２－２６０３０号公報（特許文献４）、及び、国際公開第２０１０／１５０９１５号（特許文献５）に開示されている。
　特許文献１に開示された高強度油井用鋼は、重量％で、Ｃ：０．２～０．３５％、Ｃｒ：０．２～０．７％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｖ：０．１～０．３％を含む。析出している炭化物の総量が２～５重量％であり、そのうちＭＣ型炭化物の割合が８～４０重量％で、かつ旧オーステナイト粒度がＡＳＴＭに規定される粒度番号で１１番以上である。上記高強度油井用鋼は、靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に開示された油井用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｃｒ：０．２～１．５％、Ｍｏ：０．１～１％、Ｖ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．００３～０．１％を含む低合金鋼からなる。析出している炭化物の総量は１．５～４質量％であり、炭化物の総量に占めるＭＣ型炭化物の割合が５～４５質量％、Ｍ23Ｃ6型炭化物の割合が製品の肉厚をｔ（ｍｍ）とした時（２００／ｔ）質量％以下である。上記油井用鋼は、靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる、と特許文献２には記載されている。
　特許文献３に開示された低合金油井管用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．０５～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｃｒ：０．１～１．０％、Ｍｏ：０．５～１．０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５％、Ｖ：０．０５～０．３％、Ｂ：０．０００１～０．００５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ（酸素）：０．０１％以下を含有する。半価幅Ｈと水素拡散係数Ｄ（１０-6ｃｍ2／ｓ）が式（３０Ｈ＋Ｄ≦１９．５）を満足する。上記低合金油井管用鋼は、降伏応力（ＹＳ）が８６１ＭＰａ以上という高強度であっても、優れた耐ＳＳＣ性を有する、と特許文献３には記載されている。
　特許文献４に開示された油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１８～０．２５％、Ｓｉ：０．１～０．３％、Ｍｎ：０．４～０．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．３～０．８％、Ｍｏ：０．５～１．０％、Ｎｂ：０．００３～０．０１５％、Ｔｉ：０．００２～０．０５％、Ｂ：０．００３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を持つ。上述の油井用鋼管のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト相を主相とし、２０μｍ×２０μｍの領域に含まれるアスペクト比３以下かつ炭化物形状を楕円としたときの長径３００ｎｍ以上のＭ3ＣあるいはＭ2Ｃの数が１０個以下であり、Ｍ23Ｃ6が質量％で１％未満であり、粒内に針状のＭ2Ｃが析出しており、大きさ１μｍ以上の炭化物として析出するＮｂの量が質量％で０．００５％未満である。上記油井用鋼管は、降伏強度が８６２ＭＰａ以上であっても耐硫化物応力割れ性に優れる、と特許文献４には記載されている。
　特許文献５に開示された油井用継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．１～１．７％、Ｍｏ：０．４～１．１％、Ｖ：０．０１～０．１２％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｂ：０．０００５～０．００３％を含み、かつＭｏのうち、固溶Ｍｏとして０．４０％以上含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する。上述の油井用鋼管のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で８．５以上であり、略粒子状のＭ2Ｃ型析出物が０．０６質量％以上分散してなる組織を有する。上記油井用継目無鋼管は、１１０ｋｓｉ級の高強度と優れた耐硫化物応力割れ性とを兼備する、と特許文献５には記載されている。
特開２０００－２５６７８３号公報 特開２０００－２９７３４４号公報 特開２００５－３５０７５４号公報 特開２０１２－２６０３０号公報 国際公開第２０１０／１５０９１５号
　上述のとおり特許文献１～５では、所望の降伏強度に調整し、優れた耐ＳＳＣ性が得られる油井用鋼管が提案されている。一方、サワー環境で用いられる継目無鋼管は、ＳＳＣ以外にも、水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ－Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ：以下、ＨＩＣという）が発生する場合がある。ＨＩＣとは、サワー環境における腐食反応によって発生した水素が、継目無鋼管中に侵入することによって発生する割れのことである。要するに、ＨＩＣはＳＳＣと異なり、応力が負荷されていない場合であっても発生する。
　すなわち、油井用鋼管として使用中の継目無鋼管では、ＨＩＣが発生する可能性があり得る。しかしながら、降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ）の継目無鋼管については、耐ＨＩＣ性についてほとんど検討がなされてこなかった。
　本開示の目的は、７５８～８６２ＭＰａ（１１０～１２５ｋｓｉ、１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＨＩＣ性を有する継目無鋼管を提供することである。
　本開示による継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０７０％、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～２．００％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、希土類元素：０．０００１～０．００１５％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００２０％以下、Ｖ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。本開示による継目無鋼管は、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径が１５０μｍ以下である。本開示による継目無鋼管は、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａである。
　（Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ）×（Ａｌ／Ｃａ）≧４０．０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本開示による継目無鋼管は、７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＨＩＣ性を有する。
図１は、介在物の予測最大長径と耐ＨＩＣ性との関係を示す図である。 図２は、本実施形態による介在物の予測最大長径を求める場合における、観察視野中の介在物の分布を示す模式図である。
　本発明者らは、サワー環境での使用が想定され、７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度（Ｙｉｅｌｄ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を有する継目無鋼管における耐ＨＩＣ性について調査検討し、次の知見を得た。
　本発明者らは、最初に、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０７０％、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～２．００％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、希土類元素：０．０００１～０．００１５％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００２０％以下、Ｖ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成に調整して、継目無鋼管の降伏強度を１１０ｋｓｉ級に高めることを考えた。そこで本発明者らは、上述の化学組成を有し、１１０ｋｓｉ級の継目無鋼管を種々製造し、耐ＨＩＣ性について調査及び検討した。
　上述の化学組成を有し、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する継目無鋼管のうち、一部の継目無鋼管では、ＨＩＣの発生が確認された。そこで、ＨＩＣが発生した継目無鋼管について、本発明者らは詳細に調査した。その結果、ＨＩＣが発生した継目無鋼管では、粗大な介在物を起点として割れが発生していたことを知見した。
　そこで本発明者らは、粗大な介在物と耐ＨＩＣ性との関係について、詳細に検討した。その結果、次の知見を得た。継目無鋼管中に粗大な介在物が存在すると、介在物と母材との界面には、応力集中が生じやすい。この場合、介在物を起点としてＨＩＣが発生する。さらに、粗大な介在物のうち、長径が長い介在物は特に、母材との界面に応力集中が起こりやすい。そのため、継目無鋼管中に長径が長い介在物が存在する場合、継目無鋼管の耐ＨＩＣ性が低下する。すなわち、継目無鋼管の耐ＨＩＣ性を高めるためには、単に粗大な介在物を低減すればよいのではなく、長径が長い介在物を低減すればよい。
　本発明者らのさらなる検討の結果、継目無鋼管中の介在物のうち、微細な介在物は、耐ＨＩＣ性を低下させないことが明らかになった。すなわち、継目無鋼管の耐ＨＩＣ性を高めるために、介在物の平均粒径等、介在物の平均値を指標として用いるのではなく、長径が長い介在物が継目無鋼管中に存在するか否かを指標として用いることができれば、実態に即した規定ができると考えられる。
　一方、従来、介在物の粗大さの指標として、顕微鏡観察によって得られた介在物の粒径（たとえば、円相当径や面積の平方根）や、長径が用いられてきた。従前の顕微鏡観察では、継目無鋼管中の介在物を観察することはできるものの、数視野での個数密度等、介在物の平均的な分布を観察しているに過ぎない。また、従前の顕微鏡観察によって、長径が長い介在物が存在するか否かを判断するならば、顕微鏡観察の視野数を増やし、視野面積を広くする必要がある。しかしながら、顕微鏡観察の視野数を安易に増やせば、顕微鏡観察を実施するために必要となる時間や費用が高まる。
　そこで本発明者らは、統計処理を用いて、継目無鋼管中の介在物の長径を予測できるのではないかと考えた。具体的に、本発明者らは、極値統計処理という手法に着目した。極値統計処理とは、各視野における極値（たとえば、介在物の最大長径）を取得して、複数視野での確率分布を推定する手法である。極値統計処理を用いれば、継目無鋼管中に存在する、介在物の最大長径を予測することができる。そこで本発明者らは、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径（以下、単に「介在物の予測最大長径」ともいう）と、耐ＨＩＣ性との関係を調査した。
　具体的に、本発明者らは、上述の化学組成を有し、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する継目無鋼管における、後述する極値統計処理によって求められる介在物の予測最大長径（Ｄｍａｘ）と、耐ＨＩＣ性との関係を詳細に調査した。図１は、介在物の予測最大長径と耐ＨＩＣ性との関係を示す図である。図１は、後述する実施例のうち、上述の化学組成を有し、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する継目無鋼管について、後述する方法によって得られた介在物の予測最大長径Ｄｍａｘ（μｍ）と、後述するＨＩＣ試験によって得られた割れ面積率ＣＡＲ（％）とを用いて作成した。
　なお、図１に示す継目無鋼管の降伏強度の調整は、焼戻し温度を調整することにより行った。また、耐ＨＩＣ性について、割れ面積率ＣＡＲが３．０％未満である場合、耐ＨＩＣ性が良好であると判断した。図１中の下向矢印は、割れ面積率ＣＡＲが図示されるプロット位置よりも低いことを意味する。
　図１を参照して、上記化学組成を満たし、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の継目無鋼管においては、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えると、割れ面積率ＣＡＲが３．０％以上となり、耐ＨＩＣ性が低下する。一方、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍ以下であれば、割れ面積率ＣＡＲが３．０％未満となり、耐ＨＩＣ性が高まる。すなわち、図１において、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍ以下であれば、耐ＨＩＣ性が顕著に高まることが、本発明者らの詳細な検討により明らかになった。
　すなわち、本発明者らの検討の結果、図１を参照して、上述の化学組成を満たし、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の継目無鋼管においては、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍ以下であれば、割れ面積率ＣＡＲが３．０％未満となる顕著な効果を有する。したがって、本実施形態による継目無鋼管は、上述の化学組成を満たし、降伏強度が１１０ｋｓｉ級であり、さらに、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍ以下である。その結果、本実施形態による継目無鋼管は、割れ面積率ＣＡＲが３．０％未満であり、優れた耐ＨＩＣ性を示す。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０７０％、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～２．００％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、希土類元素：０．０００１～０．００１５％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００２０％以下、Ｖ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。本実施形態による継目無鋼管は、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径が１５０μｍ以下である。本実施形態による継目無鋼管は、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａである。
　（Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ）×（Ａｌ／Ｃａ）≧４０．０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　上記化学組成は、Ｖ：０．０１～０．３０％を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、及び、Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｃｏ：０．０２～１．００％、及び、Ｗ：０．０２～１．００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｎｉ：０．０１～０．５０％、及び、Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記継目無鋼管は、油井用鋼管であってもよい。
　本明細書において、油井用鋼管は油井管であってもよい。油井管は、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。
　本実施形態による継目無鋼管が油井用鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、サワー環境において優れた耐ＨＩＣ性を有する。
　上記サワー環境における優れた耐ＨＩＣ性とは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４－２０１１に準拠した方法によって評価できる。具体的には、次の方法で評価できる。５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を試験溶液とする。
　継目無鋼管から作製した試験片を２４℃の試験溶液に浸漬する。試験溶液を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓを封入し、試験浴とする。試験浴を撹拌しながら９６時間保持した後、試験片を取り出す。取り出した試験片に対して、超音波探傷試験（Ｃスキャン）を行い、インディケーション部分（ＨＩＣ発生部分）の面積を求める。
　求めたインディケーション部分の面積と、超音波探傷試験時の試験片の投影面積とに基づいて、次の式（２）から、割れ面積率ＣＡＲ（％）を求める。
　ＣＡＲ（％）＝（インディケーション部分の面積／投影面積）×１００　（２）
　本実施形態による継目無鋼管は、耐ＨＩＣ性試験において、９６時間経過後の割れ面積率ＣＡＲ（％）が３．０％未満である。
　以下、本実施形態による継目無鋼管について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［化学組成］
　本実施形態による継目無鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．１５～０．４５％
　炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻し時において、炭化物の球状化を促進し、鋼材の降伏強度をさらに高める。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下し、焼割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１５～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３３％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｓｉ：０．０５～１．００％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８５％であり、より好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｍｎ：０．０１～１．００％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、延伸しやすい介在物であるＭｎＳが増加する。その結果、介在物の予測最大長径が長くなり、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０３％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して、鋼材を脆化させる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｓ：０．００５０％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、粒界に偏析して、鋼材を脆化させる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。Ｓはさらに、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは延伸しやすい介在物であり、ＭｎＳが増加すれば、介在物の予測最大長径が長くなる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、より好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。
　Ａｌ：０．００５～０．０７０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な介在物が形成され、介在物の予測最大長径が長くなる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０７０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０６０％であり、より好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
　Ｃｒ：０．３０～１．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な炭化物が生成し、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．３０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．３２％であり、より好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、より好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２５％であり、さらに好ましくは１．１０％である。
　Ｍｏ：０．２５～２．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２５～２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、より好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．７０％であり、より好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
　Ｔｉ：０．００２～０．０２０％
　チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合して微細な窒化物を形成し、ピンニング効果により、結晶粒を微細化する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大なＴｉ窒化物が形成され、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０２０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００４％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、より好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｎｂ：０．００２～０．１００％
　ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃと結合して微細な炭化物を形成する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）が過剰に形成される場合がある。この場合、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００２～０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
　Ｂ：０．０００５～０．００４０％
　ホウ素（Ｂ）は、鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、粗大なＢ窒化物が形成され、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００８％であり、より好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、より好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１８％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
　希土類元素：０．０００１～０．００１５％
　希土類元素（ＲＥＭ）は、ＦｅＯを還元する。その結果、Ａｌ2Ｏ3のクラスタ形成を抑制し、Ａｌ2Ｏ3、Ｘ2Ｏ3及びＸ2ＯＳ（ＸはＲＥＭ）を形成する。その結果、介在物の予測最大長径が低下し、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。ＲＥＭ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な介在物が形成され、介在物の予測最大長径が長くなる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０００１～０．００１５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００２％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００４％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００１２％であり、より好ましくは０．００１１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．０００９％である。
　なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。
　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％
　カルシウム（Ｃａ）は、鋼材中の介在物を球状化し、介在物の予測最大長径を低下させる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。Ｃａ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な酸化物系介在物が形成され、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００１～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００２％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１７％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　窒素（Ｎ）は、不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは、Ｔｉと結合して微細な窒化物を形成し、ピンニング効果により、結晶粒を微細化する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大なＴｉ窒化物が形成され、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは０．００４５％である。上記効果をより有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．００１５％であり、より好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
　Ｏ：０．００２０％以下
　酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは、粗大な酸化物系介在物を形成し、介在物の予測最大長径を長くする。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１９％であり、より好ましくは０．００１８％であり、さらに好ましくは０．００１６％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。
　本実施形態による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素について］
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。
　Ｖ：０～０．３０％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは焼戻し時に微細な炭化物を形成し、鋼材の降伏強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の耐ＨＩＣ性を高める。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中の硫化物系介在物を微細化し、介在物の予測最大長径を短くする。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。Ｍｇが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な介在物が形成され、介在物の予測最大長径が長くなる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｚｒ：０～０．０１００％
　ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼材中の硫化物系介在物を微細化し、介在物の予測最大長径を短くする。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。Ｚｒが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な介在物が形成され、介在物の予測最大長径が長くなる。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ及びＷからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、サワー環境で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、これらの元素は鋼材の耐ＨＩＣ性を高める。
　Ｃｏ：０～１．００％
　コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏはサワー環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。Ｃｏが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の降伏強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。
　Ｗ：０～１．００％
　タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗはサワー環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる。Ｗが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材が脆化する。その結果、鋼材の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～１．００％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。
　Ｎｉ：０～０．５０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部的な腐食を促進させ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、より好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。
　［式（１）について］
　本実施形態による継目無鋼管の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
　（Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ）×（Ａｌ／Ｃａ）≧４０．０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　Ｆｎ１（＝（Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ）×（Ａｌ／Ｃａ））は、上述の化学組成を有し、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の継目無鋼管における、Ｃａ及びＲＥＭによる介在物の形態を示す指標である。Ｆｎ１の「０．２８５」は、ＲＥＭ含有量を概算でＣａ含有量に換算した場合の係数である。Ｆｎ１の「Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ」は、ＲＥＭ含有量をＣａ含有量に換算した、Ｏ及びＳに対するＣａ含有量の比の和である。Ｆｎ１の「Ａｌ／Ｃａ」は、介在物の融点の指標である。
　Ｆｎ１が小さすぎれば、介在物が延伸しやすくなる。したがって、Ｆｎ１は４０．０以上である。Ｆｎ１の好ましい下限は４１．０であり、より好ましくは４２．０である。Ｆｎ１の好ましい上限は１４０．０であり、より好ましくは１３０．０である。
　［介在物の予測最大長径について］
　本実施形態による継目無鋼管では、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径（介在物の予測最大長径）Ｄｍａｘが１５０μｍ以下である。介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えれば、継目無鋼管のＣＡＲが３．０％以上となり、継目無鋼管の耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘは、１５０μｍ以下である。
　介在物の予測最大長径Ｄｍａｘの好ましい上限は１４８μｍであり、より好ましくは１４５μｍである。介在物の予測最大長径Ｄｍａｘは、なるべく小さい方が好ましい。
　介在物の予測最大長径Ｄｍａｘは、次の方法で求めることができる。本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、管軸方向１０ｍｍ、管径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、継目無鋼管の肉厚が１０ｍｍ未満の場合、管軸方向１０ｍｍ、管径方向に鋼管の肉厚の観察面を有する試験片を切り出す。試験片の観察面を鏡面に研磨した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にてｎ視野（ｎは自然数）観察する。
　ここで観察視野数ｎが少なすぎれば、極値統計処理における、精度が得られない場合がある。したがって、本実施形態による極値統計処理においては、観察視野数ｎは、２０以上である。観察視野数ｎは、たとえば、１０８である。また、観察視野の総面積（以下、「基準面積Ｓ０」ともいう。）が狭すぎれば、極値統計処理における、精度が得られない場合がある。したがって、本実施形態による極値統計処理においては、基準面積Ｓ０は、２０ｍｍ2以上である。基準面積Ｓ０は、たとえば、１９６．５ｍｍ2である。
　各視野における、介在物の最大長径Ｌｍａｘを、それぞれ求める。各視野における介在物の最大長径Ｌｍａｘは、観察画像を画像解析することによって求めることができる。なお、複数の介在物間の最短距離が、管軸方向に４０μｍ以下であり、かつ、管径方向に１５μｍ以下である場合、これらの介在物は１個体であるとみなす。具体的に、この点について図を用いて説明する。
　図２は、本実施形態による介在物の予測最大長径を求める場合における、観察視野１中の介在物の分布を示す模式図である。図２は、２つの介在物を１個体とみなすか否かを説明するための図である。図２の上下方向は管軸方向に相当する。図２の左右方向は管径方向に相当する。図２中の符号１０は、観察視野１における介在物を意味する。図２を参照して、介在物１０同士の管軸方向の最短距離をｄLとし、介在物１０同士の管径方向の最短距離をｄTとする。管軸方向の最短距離ｄLが４０μｍ以下であり、かつ、管径方向の最短距離ｄTが１５μｍ以下である複数の介在物１０は、１個体であるとみなす。一方、管軸方向の距離ｄLが４０μｍを超える複数の介在物１０は、それぞれ１個体であるとみなす。さらに、管径方向の距離ｄTが１５μｍを超える複数の介在物１０についても、それぞれ１個体であるとみなす。
　なお、３個以上の介在物を１個体とみなすか否かについても、同様に判断する。この場合、まず隣り合う２個の介在物を１個体とみなすか否か、上述の方法で判断する。隣り合う２個の介在物を１個体とみなした場合、１個体とみたした介在物と、さらに隣り合う介在物との最短距離が、管軸方向に４０μｍ以下であり、かつ、管径方向に１５μｍ以下である場合、これら３個以上の介在物は１個体であるとみなす。以上のとおり、３個以上の介在物についても、上述の方法を連続的に適用することで、１個体とみなすか否かを判断することができる。
　求めた各視野での最大長径Ｌｍａｘについて、小さいものから順に、Ｌｍａｘｊ（ｊ＝１～ｎ）と定義する。すなわち、Ｌｍａｘ１≦Ｌｍａｘ２≦Ｌｍａｘ３≦・・・≦Ｌｍａｘｎ、となるように、各視野での介在物の最大長径に番号を付ける。
　次に、以下の式（３）及び（４）を用いて、累積分布関数Ｆｊ、及び、基準化変数ｙｊを、各ｊ値ごとに求める。
　Ｆｊ＝ｊ／（ｎ＋１）　（３）
　ｙｊ＝－ｌｎ｛－ｌｎ（Ｆｊ）｝　（４）
　なお、式（４）における「ｌｎ」は、自然対数を意味する。
　最大長径Ｌｍａｘｊ（ｊ＝１～ｎ）に対する、基準化変数ｙｊ（ｊ＝１～ｎ）のプロットを作成する。作成したプロットについて、最小二乗法による近似直線（最大介在物分布直線）を作成する。作成された近似直線は、次の式（５）で表すことができる。
　ｙｊ＝ｃ×Ｌｍａｘｊ＋ｄ　（５）
　ここで、ｃ及びｄは、最小二乗法によって求められる直線の係数である。
　次に、以下の式（６）を用いて、再帰期間Ｔを求める。
　Ｔ＝（Ｓ＋Ｓ０）／Ｓ０　（６）
　ここで、Ｓは継目無鋼管の肉厚中央部における、仮想表面積（ｍｍ2）を意味する。具体的に、Ｓは、次の式（７）で求めることができる。
　Ｓ＝（Ｒ－ｔ）×π×Ｌ　（７）
　ここで、Ｒは継目無鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは継目無鋼管の肉厚（ｍｍ）、Ｌは継目無鋼管の軸方向長さ（ｍｍ）を意味する。
　求めた再帰期間Ｔと、式（８）とを用いて、予測される基準化変数ｙを求める。
　ｙ＝－ｌｎ｛－ｌｎ（（Ｔ－１）／Ｔ）｝　（８）
　なお、式（８）における「ｌｎ」は、式（４）と同様に、自然対数を意味する。
　求めた予測される基準化変数ｙと、式（５）とから、予測される基準化変数ｙにおけるＬｍａｘを求める。求めたＬｍａｘを、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘ（μｍ）と定義する。
　［ミクロ組織について］
　本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、主として焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。具体的に、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト又はパーライトである。上述の化学組成を有する継目無鋼管のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを体積率の合計で９０％以上含有すれば、本実施形態の他の規定を満たすことを条件に、継目無鋼管の降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）となり、さらに、継目無鋼管の降伏比が９０．０％以上となる。
　焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計は、ミクロ組織観察によって求めることができる。本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、管軸方向１０ｍｍ、管径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、継目無鋼管の肉厚が１０ｍｍ未満の場合、管軸方向１０ｍｍ、管径方向に鋼管の肉厚の観察面を有する試験片を切り出す。観察面を鏡面に研磨した後、２％ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は４００μｍ2（倍率５０００倍）である。
　各視野において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトと、その他の相（フェライト又はパーライト）とは、コントラストから区別できる。したがって、各視野において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定された焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計を求める。本実施形態において、すべての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率と定義する。
　［継目無鋼管の用途］
　本実施形態による継目無鋼管が油井用鋼管である場合、好ましい肉厚は９～６０ｍｍである。より好ましくは、本実施形態による継目無鋼管は、厚肉の油井用鋼管としての使用に適する。より具体的には、本実施形態による継目無鋼管が１５ｍｍ以上、さらに、２０ｍｍ以上の厚肉の油井用鋼管であっても、７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度と、優れた耐ＨＩＣ性とを示す。
　［降伏強度及び降伏比について］
　本実施形態による継目無鋼管の降伏強度は７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）である。本明細書でいう降伏強度は、引張試験で得られた０．７％全伸び時の応力（０．７％耐力）を意味する。要するに、本実施形態による継目無鋼管の降伏強度は１１０ｋｓｉ級である。
　本実施形態による継目無鋼管はさらに、降伏比（ＹＲ）が９０．０％以上である。降伏比とは、引張強度（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＳ）の比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を意味する。上述のとおり、本実施形態による継目無鋼管では、降伏強度が１１０ｋｓｉ級であり、かつ、降伏比が９０．０％以上であれば、ミクロ組織において焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトが体積率で９０％以上となる。その結果、本実施形態による継目無鋼管は、１１０ｋｓｉ級の降伏強度と、優れた耐ＨＩＣ性とを両立することができる。
　本実施形態による継目無鋼管の降伏強度及び降伏比は、次の方法で求めることができる。ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径８．９ｍｍ、平行部長さ３５．６ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向と平行である。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施する。得られた０．７％全伸び時の応力を、降伏強度（ＭＰａ）と定義する。得られた一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）と定義する。降伏比ＹＲ（％）は、引張強度ＴＳに対する降伏強度ＹＳの比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）と定義する。
　［耐ＨＩＣ性について］
　本実施形態による継目無鋼管の耐ＨＩＣ性は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４－２０１１に準拠した方法で実施できる。本実施形態による継目無鋼管から、耐ＨＩＣ性試験用の試験片を作製する。具体的に、本実施形態による継目無鋼管から管周方向に円弧状の部材を採取する。採取した部材の２つの曲面（それぞれ継目無鋼管の外表面と内表面とに相当する）が、平行な平面になるように機械加工を行う。このとき、部材の厚さを、継目無鋼管の肉厚－２ｍｍにする。このようにして、幅が２０ｍｍ、厚さが継目無鋼管の肉厚－２ｍｍ、長さが１００ｍｍの、矩形断面を有する試験片を作製する。なお、試験片の長さ方向は継目無鋼管の管軸方向と平行であり、試験片の厚さ方向は継目無鋼管の管径方向と平行である。
　試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を用いる。作製した試験片を２４℃の試験溶液に浸漬する。試験溶液に、Ｎ2ガスを３時間吹き込み、試験溶液を脱気する。脱気した試験溶液に、１ａｔｍのＨ2Ｓを吹き込んで腐食環境とし、試験浴とする。試験浴を撹拌しながら、９６時間保持する。９６時間保持後の試験浴から試験片を取り出す。取り出した試験片に対して、超音波探傷試験（Ｃスキャン）を行い、インディケーション部分（ＨＩＣ発生部分）の面積を求める。
　求めたインディケーション部分の面積と、超音波探傷試験時の試験片の投影面積とに基づいて、次の式（２）から、割れ面積率ＣＡＲ（％）を求めることができる。なお、本実施形態において、投影面積はたとえば、２０ｍｍ×１００ｍｍである。
　ＣＡＲ（％）＝（インディケーション部分の面積／投影面積）×１００　（２）
　本実施形態による継目無鋼管は、耐ＨＩＣ性試験において、９６時間経過後の割れ面積率ＣＡＲ（％）が３．０％未満である。
　［製造方法］
　本実施形態による継目無鋼管の製造方法を説明する。以下に説明する製造方法は、本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例である。すなわち、本実施形態による継目無鋼管の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。
　製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片、鋼塊、又は、鋼片）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して素管を製造する熱間加工工程と、素管に対して焼入れを行う焼入れ工程と、焼入れされた素管に対して焼戻しを行う焼戻し工程とを備える。
　［製鋼工程］
　製鋼工程では、初めに、周知の方法で製造された溶銑に対して、転炉での精錬（一次精錬）を実施する。一次精錬された溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金元素の添加を実施して、上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。
　具体的に、転炉から出鋼した溶鋼に対して、脱酸処理を実施する。脱酸処理は、ＲＥＭ及びＣａ以外の元素によって実施されればよく、特に限定されない。本実施形態による脱酸処理は、Ａｌを添加することによって実施される。脱酸処理においてＡｌを添加した場合、溶鋼中の酸素濃度を効率よく低減することができる。したがって、本実施形態による製鋼工程では、脱酸処理において、Ａｌを添加する。脱酸処理後、除滓処理を実施する。除滓処理後、二次精錬を実施する。
　二次精錬は、たとえば、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス処理を実施する。その後、合金成分の最終調整を行う。二次精錬では、複合精錬を実施してもよい。この場合、ＲＨ真空脱ガス処理の前にたとえば、ＬＦ（Ｌａｄｌｅ　Ｆｕｒｎａｃｅ）、又は、ＶＡＤ（Ｖａｃｕｕｍ　Ａｒｃ　Ｄｅｇａｓｓｉｎｇ）を用いた精錬処理を実施する。
　合金成分の最終調整では、まず、ＲＥＭ及びＣａ以外の合金成分の調整を実施する。すなわち、溶鋼中のＲＥＭ及びＣａ以外の合金成分について、上述の化学組成になるように調整する。その後、ＲＥＭのうち、少なくとも１種以上の元素を添加した後、Ｃａを添加して、溶鋼中の合金成分を、上述の化学組成になるように調整する。なお、ＲＥＭを溶鋼に添加する場合、ＲＥＭに属する金属の単体を用いてもよく、ミッシュメタルを用いてもよい。
　上述のとおり、ＲＥＭは、ＦｅＯを還元することにより、Ａｌ2Ｏ3のクラスタ形成を抑制する。その結果、溶鋼中に介在物Ａｌ2Ｏ3、Ｘ2Ｏ3及びＸ2ＯＳ（ＸはＲＥＭ）が形成される。これらの介在物が形成された後、溶鋼にＣａを添加した場合、微細な介在物であるＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＲＥＭ）が形成される。
　一方、ＲＥＭを添加する前にＣａを添加した場合、粗大な介在物であるカルシウムアルミネート（ｋＣａＯ・ｌＡｌ2Ｏ3、ｋ及びｌは自然数）が多数形成される。この場合、上述の微細な介在物ＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＲＥＭ）の形成が妨げられる。そのため、溶鋼にＣａを添加した後、ＲＥＭを添加した場合、介在物の改質が進行せず、ＲＥＭを含有する効果が有効に得られない。
　カルシウムアルミネートはさらに、ＲＥＭを溶鋼に添加した後すぐに、Ｃａを添加した場合であっても、形成される場合がある。具体的に、ＲＥＭを添加してからＣａを添加するまでに溶鋼が保持される時間（以下、「溶鋼保持時間」ともいう）が１５秒未満であれば、カルシウムアルミネートが多数形成され、ＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＲＥＭ）の形成が妨げられる。その結果、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超え、本実施形態による継目無鋼管の耐ＨＩＣ性が低下する。
　一方、ＲＥＭを添加してからＣａを添加するまでの時間が長すぎれば、かえって介在物の改質が進行しない場合がある。具体的に、溶鋼保持時間が６００秒を超えれば、継目無鋼管中の介在物の最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超え、本実施形態による継目無鋼管の耐ＨＩＣ性が低下する。詳細な理由は明らかになっていないが、溶鋼保持時間が長すぎた場合、溶鋼中の介在物Ｘ2Ｏ3及びＸ2ＯＳ（ＸはＲＥＭ）が減少し、ＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＲＥＭ）が形成されにくくなるためではないかと考えられる。
　したがって、本実施形態による製鋼工程では、溶鋼保持時間を１５～６００秒とする。溶鋼保持時間が１５～６００秒であれば、カルシウムアルミネートの形成が抑制され、微細な介在物ＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＲＥＭ）の形成が促進される。その結果、極値統計処理によって予測される、継目無鋼管中の介在物の最大長径Ｄｍａｘを１５０μｍ以下とすることができる。
　上述の方法によって製造された溶鋼を用いて、素材を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。溶鋼を用いて造塊法により鋼塊（インゴット）を製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、鋼片（ビレット）を製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、インゴット、又は、ビレット）を製造する。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して素管を製造する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管を製造する。
　たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。
　他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉鋼材である場合、エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。素管の肉厚は特に限定されないが、たとえば、９～６０ｍｍである。
　熱間加工により製造された素管は空冷されてもよい（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された素管はまた、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施してもよく、熱間加工後に補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。ただし、直接焼入れ、又は、補熱後に焼入れを実施する場合、焼割れの抑制を目的として、焼入れ途中に冷却を停止したり、緩冷却を実施したりする方が好ましい。
　熱間加工後に直接焼入れ、又は、熱間製管後に補熱した後焼入れを実施した場合、残留応力を除去することを目的として、焼入れ後であって次工程の熱処理（焼入れ等）前に、応力除去焼鈍（ＳＲ処理）を実施することが好ましい。
　［焼入れ工程］
　焼入れ工程では、熱間加工によって製造された素管に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ3点以上の素管を急冷することを意味する。焼入れは、周知の方法で実施されればよく、特に限定されない。焼入れ温度は、たとえば、８００～１０００℃である。
　焼入れ温度とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置した温度計で測定された素管の表面温度に相当する。焼入れ温度とはさらに、熱間加工後に補熱炉又は熱処理炉を用いて焼入れを実施する場合、補熱炉又は熱処理炉の温度に相当する。
　焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から素管を連続的に冷却し、素管の温度を連続的に低下する。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。
　焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。したがって、本実施形態による継目無鋼管の製造方法では、焼入れ時に素管を急冷する。
　具体的には、焼入れ工程において、焼入れ時の素管の温度が８００～５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500（℃／秒）と定義する。より具体的には、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、焼入れされる素管の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば、素管の外表面及び内表面の両面を強制冷却する場合、肉厚の中央部）において測定された温度から決定される。
　好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は８℃／秒以上である。この場合、焼入れ後の素管のミクロ組織が、安定してマルテンサイト及びベイナイト主体となる。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500のより好ましい下限は１０℃／秒である。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の好ましい上限は５００℃／秒である。
　また、好ましくは、素管に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れを実施する。この場合、焼入れ前のオーステナイト粒が微細化されるため、継目無鋼管の耐ＳＳＣ性や低温靭性が高まる。複数回焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準及び焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。
　［焼戻し工程］
　焼戻し工程では、焼入れを実施された素管に対して、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の素管をＡc1点以下で再加熱して、保持することを意味する。焼戻し温度は、継目無鋼管の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する素管に対して、焼戻し温度を調整して、継目無鋼管の降伏強度を７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）に調整する。
　焼戻し温度とは、焼入れ後の素管を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。本実施形態による焼戻し工程において、好ましい焼戻し温度は６５０～７２０℃である。焼戻し温度のより好ましい下限は６５５℃であり、さらに好ましくは６６０℃である。焼戻し温度のより好ましい上限は７１５℃であり、さらに好ましくは７１０℃である。
　焼戻し時間とは、焼入れ後の素管を加熱して、保持する際の炉に素管を挿入してから、取り出すまでの時間を意味する。焼戻し時間が短すぎれば、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体のミクロ組織が得られない場合がある。一方、焼戻し時間が長すぎれば、上記効果は飽和する。したがって、本実施形態の焼戻し工程において、焼戻し時間は１０～１８０分とするのが好ましい。焼戻し時間のより好ましい下限は１５分である。焼戻し時間のより好ましい上限は１２０分であり、さらに好ましくは９０分である。
　以上の製造方法によって、本実施形態による継目無鋼管を製造することができる。なお、上述の製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。
　表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。さらに、表１に示す化学組成と、上述の式（１）とから求めたＦｎ１を、表２に示す。なお、Ｆｎ１について、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」を代入した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　各試験番号の溶鋼は、次の方法で製造した。周知の方法で製造された溶銑に対して、転炉での一次精錬を同じ条件で実施した。転炉から出鋼後、Ａｌを添加して脱酸処理を実施した後、除滓処理を実施した。続いて、ＲＨ真空脱ガス処理を実施した後、溶鋼中のＲＥＭ及びＣａ以外の合金元素の成分調整を実施した。続いて、溶鋼にＲＥＭを添加して、その後、溶鋼にＣａを添加する、成分調整を行った。
　各試験番号における、ＲＥＭを添加してからＣａを添加するまでの時間（溶鋼保持時間）を、表２に示す。なお、表２の「溶鋼保持時間」欄において、「Ａ」（Ａｐｐｒｏｐｒｉａｔｅ）は溶鋼保持時間が１５～６００秒であることを意味する。表２の「溶鋼保持時間」欄において、「Ｓ」（Ｓｈｏｒｔ）は溶鋼保持時間が１５秒未満であることを意味する。表２の「溶鋼保持時間」欄において、「Ｌ」（Ｌｏｎｇ）は溶鋼保持時間が６００秒を超えたことを意味する。
　各試験番号の溶鋼を用いて、連続鋳造法により、断面の直径が３１０ｍｍのビレットを製造した。製造されたビレットを、熱間圧延によって、外径２４４．４８ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍ、長さ１２０００ｍｍの素管（継目無鋼管）を製造した。製造した各試験番号の素管を放冷して、素管の表面温度を常温（２５℃）とした。
　各試験番号の素管に対して、焼入れを実施した。具体的に、上述の放冷後の各試験番号の素管を、９２０℃の焼入れ炉にて１０分間保持した。保持後の各試験番号の素管を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は少なくとも３００℃／分以上であった。
　水冷後の各試験番号の素管に対して焼戻しを実施して、各試験番号の継目無鋼管を製造した。各試験番号の素管を、ＡＰＩ規格の１１０ｋｓｉ級（降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ）となるように、焼戻し温度を調整した。具体的に、各試験番号の素管に対して実施した焼戻し温度（℃）と、焼戻し時間（分）とを、表２に示す。
　［評価試験］
　上記の焼戻し後の各試験番号の継目無鋼管に対して、以下に説明する引張試験、介在物の予測最大長径測定試験、及び、耐ＨＩＣ性評価試験を実施した。
　［引張試験］
　引張試験はＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して行った。各試験番号の継目無鋼管の板厚中央部から、平行部直径８．９ｍｍ、平行部長さ３５．６ｍｍの丸棒試験片を作製した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の軸方向と平行であった。各丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、各試験番号の継目無鋼管の降伏強度（ＭＰａ）、引張強度（ＭＰａ）、及び、降伏比（％）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．７％全伸び時の応力を、各試験番号の降伏強度ＹＳと定義した。同様に、引張試験で得られた一様伸び中の最大応力を、各試験番号の引張強度ＴＳと定義した。求めた降伏強度ＹＳと引張強度ＴＳとの比（ＹＳ／ＴＳ）を、降伏比ＹＲ（％）とした。得られた降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、及び、降伏比ＹＲ（％）を表２に示す。
　表２を参照して、各試験番号の降伏強度はいずれも、７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）であった。さらに、各試験番号の降伏比はいずれも、９０．０％以上であった。すなわち、各試験番号の継目無鋼管のミクロ組織はいずれも、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトが体積率で９０％以上であった。
　［介在物の予測最大長径測定試験］
　各試験番号の継目無鋼管について、上述の方法で、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘ（μｍ）を求めた。なお、観察視野数ｎは１０８、基準面積Ｓ０は１９６．５ｍｍ2とした。さらに、継目無鋼管の肉厚中央部における仮想表面積Ｓは８．６９×１０6ｍｍ2であった。
　［継目無鋼管の耐ＨＩＣ性評価試験］
　各試験番号の継目無鋼管について、上述の方法で、耐ＨＩＣ性評価試験を実施した。具体的に、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４－２０１１に準拠した方法で実施した。各試験番号の継目無鋼管から、幅が２０ｍｍ、厚さが継目無鋼管の肉厚－２ｍｍ、長さが１００ｍｍの、矩形断面を有する試験片を作製した。また、試験片の長さ方向は継目無鋼管の管軸方向と平行であり、試験片の厚さ方向は継目無鋼管の管径方向と平行であった。
　試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を用いた。作製した各試験番号の試験片を、２４℃の試験溶液にそれぞれ浸漬した。試験溶液に、Ｎ2ガスを３時間吹き込み、各試験番号の試験溶液を脱気した。
　脱気した各試験番号の試験溶液に、１ａｔｍのＨ2Ｓを吹き込み、腐食環境として、試験浴とした。各試験番号の試験浴を撹拌しながら、９６時間保持した。保持後の試験浴から試験片を取り出した。取り出した試験片に対して、超音波探傷試験（Ｃスキャン）を行い、インディケーション部分（ＨＩＣ発生部分）の面積を求めた。
　求めたインディケーション部分の面積と、超音波探傷試験時の試験片の投影面積とに基づいて、次の式（２）から、割れ面積率ＣＡＲ（％）を求めた。なお、投影面積は２０ｍｍ×１００ｍｍとした。
　ＣＡＲ（％）＝（インディケーション部分の面積／投影面積）×１００　（２）
　［試験結果］
　表２に試験結果を示す。
　表１及び表２を参照して、試験番号１～１０の継目無鋼管の化学組成は適切であり、Ｆｎ１は４０．０以上であり、かつ、降伏強度ＹＳが７５８～８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）であった。さらに、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘは１５０μｍ以下であった。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、ＣＡＲが３．０％未満となり、優れた耐ＨＩＣ性を示した。
　一方、試験番号１１の継目無鋼管では、溶鋼保持時間が短すぎた。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
　試験番号１２の継目無鋼管では、溶鋼保持時間が長すぎた。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
　試験番号１３の継目無鋼管では、Ａｌ含有量が高すぎた。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
　試験番号１４の継目無鋼管では、ＲＥＭ含有量が高すぎた。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
　試験番号１５の継目無鋼管では、Ｓ含有量が高すぎた。さらに、Ｆｎ１が４０．０未満であった。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
　試験番号１６の継目無鋼管では、Ｏ含有量が高すぎた。さらに、Ｆｎ１が４０．０未満であった。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
　試験番号１７の継目無鋼管では、Ｆｎ１が４０．０未満であった。そのため、介在物の予測最大長径Ｄｍａｘが１５０μｍを超えた。その結果、耐ＨＩＣ性試験において、優れた耐ＨＩＣ性を示さなかった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
　本発明による継目無鋼管は、極地等過酷な環境に利用される継目無鋼管に広く適用可能であり、好ましくは、油井環境に利用される継目無鋼管として利用可能であり、さらに好ましくは、ケーシングやチュービングの油井管として利用可能である。

Claims (6)

  1. 　継目無鋼管であって、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．１５～０．４５％、
    　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    　Ｍｎ：０．０１～１．００％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．００５０％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．０７０％、
    　Ｃｒ：０．３０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．２５～２．００％、
    　Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、
    　Ｎｂ：０．００２～０．１００％、
    　Ｂ：０．０００５～０．００４０％、
    　希土類元素：０．０００１～０．００１５％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．００２０％以下、
    　Ｖ：０～０．３０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０～１．００％、
    　Ｗ：０～１．００％、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、及び、
    　Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
    　極値統計処理によって予測される、前記継目無鋼管中の介在物の最大長径が１５０μｍ以下であり、
    　降伏強度が７５８～８６２ＭＰａである、継目無鋼管。
    　（Ｃａ／Ｏ＋Ｃａ／Ｓ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｏ＋０．２８５×ＲＥＭ／Ｓ）×（Ａｌ／Ｃａ）≧４０．０　（１）
    　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の継目無鋼管であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｖ：０．０１～０．３０％を含有する、継目無鋼管。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の継目無鋼管であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、及び、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種以上を含有する、継目無鋼管。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の継目無鋼管であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｏ：０．０２～１．００％、及び、
    　Ｗ：０．０２～１．００％からなる群から選択される１種以上を含有する、継目無鋼管。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の継目無鋼管であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、及び、
    　Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、継目無鋼管。
  6. 　請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の継目無鋼管であって、
    　前記継目無鋼管は油井用鋼管である、継目無鋼管。
PCT/JP2019/037758 2018-10-01 2019-09-26 サワー環境での使用に適した継目無鋼管 WO2020071219A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP19869324.4A EP3862454A4 (en) 2018-10-01 2019-09-26 SEAMLESS STEEL PIPE FOR USE IN AN ACID ENVIRONMENT
JP2020550345A JP6996641B2 (ja) 2018-10-01 2019-09-26 サワー環境での使用に適した継目無鋼管
MX2021003195A MX2021003195A (es) 2018-10-01 2019-09-26 Tubo de acero sin costura para uso en ambientes amargos.
US17/259,651 US11905580B2 (en) 2018-10-01 2019-09-26 Seamless steel pipe suitable for use in sour environment
BR112021001353-9A BR112021001353B1 (pt) 2018-10-01 2019-09-26 Tubo de aço sem costura adequado para uso em ambiente ácido

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018-187006 2018-10-01
JP2018187006 2018-10-01

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020071219A1 true WO2020071219A1 (ja) 2020-04-09

Family

ID=70054536

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/037758 WO2020071219A1 (ja) 2018-10-01 2019-09-26 サワー環境での使用に適した継目無鋼管

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11905580B2 (ja)
EP (1) EP3862454A4 (ja)
JP (1) JP6996641B2 (ja)
AR (1) AR116532A1 (ja)
MX (1) MX2021003195A (ja)
WO (1) WO2020071219A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113846262A (zh) * 2020-06-28 2021-12-28 宝山钢铁股份有限公司 一种汽车用整体式空心传动半轴用无缝钢管及其制造方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000256783A (ja) 1999-03-11 2000-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度油井用鋼およびその製造方法
JP2000297344A (ja) 1999-04-09 2000-10-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
JP2005350754A (ja) 2004-06-14 2005-12-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
WO2008123425A1 (ja) * 2007-03-30 2008-10-16 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 低合金油井管用鋼および継目無鋼管
WO2010150915A1 (ja) 2009-06-24 2010-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP2012026030A (ja) 2010-06-21 2012-02-09 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管及びその製造方法
JP2012046789A (ja) * 2010-08-26 2012-03-08 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材
JP2017002369A (ja) * 2015-06-12 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
JP2018168425A (ja) * 2017-03-30 2018-11-01 新日鐵住金株式会社 低合金油井用継目無鋼管

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4424503B2 (ja) * 2005-08-30 2010-03-03 住友金属工業株式会社 棒鋼・線材
AR088424A1 (es) 2011-08-22 2014-06-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero para pozo de petroleo con excelente resistencia a la corrosion bajo tension por presencia de sulfuros
WO2014156188A1 (ja) * 2013-03-29 2014-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 水素用鋼構造物ならびに水素用蓄圧器および水素用ラインパイプの製造方法
CN109154053B (zh) * 2016-05-20 2020-08-11 日本制铁株式会社 无缝钢管及其制造方法
BR112019002925B1 (pt) 2016-09-01 2022-09-20 Nippon Steel Corporation Material de aço e tubo de aço de poço de petróleo
JP6798559B2 (ja) * 2016-10-06 2020-12-09 日本製鉄株式会社 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
JP6451874B2 (ja) * 2016-10-17 2019-01-16 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000256783A (ja) 1999-03-11 2000-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度油井用鋼およびその製造方法
JP2000297344A (ja) 1999-04-09 2000-10-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
JP2005350754A (ja) 2004-06-14 2005-12-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
WO2008123425A1 (ja) * 2007-03-30 2008-10-16 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 低合金油井管用鋼および継目無鋼管
WO2010150915A1 (ja) 2009-06-24 2010-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP2012026030A (ja) 2010-06-21 2012-02-09 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管及びその製造方法
JP2012046789A (ja) * 2010-08-26 2012-03-08 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材
JP2017002369A (ja) * 2015-06-12 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
JP2018168425A (ja) * 2017-03-30 2018-11-01 新日鐵住金株式会社 低合金油井用継目無鋼管

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3862454A4

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113846262A (zh) * 2020-06-28 2021-12-28 宝山钢铁股份有限公司 一种汽车用整体式空心传动半轴用无缝钢管及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3862454A4 (en) 2022-07-06
MX2021003195A (es) 2021-05-27
US20210317553A1 (en) 2021-10-14
JP6996641B2 (ja) 2022-02-04
US11905580B2 (en) 2024-02-20
EP3862454A1 (en) 2021-08-11
JPWO2020071219A1 (ja) 2021-09-02
AR116532A1 (es) 2021-05-19
BR112021001353A2 (pt) 2021-04-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2018043570A1 (ja) 鋼材及び油井用鋼管
WO2018066689A1 (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
WO2020067247A1 (ja) マルテンサイトステンレス鋼材
WO2013027666A1 (ja) 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管
JP6747524B2 (ja) 鋼材、及び、鋼材の製造方法
JP7036238B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
US11643712B2 (en) Steel pipe and method for producing steel pipe
US20210010099A1 (en) Steel material suitable for use in sour environment
US20220325393A1 (en) Steel material suitable for use in sour environment
JP7088305B2 (ja) 鋼材、及び、鋼材の製造方法
US11473177B2 (en) Steel material suitable for use in sour environment
WO2020071219A1 (ja) サワー環境での使用に適した継目無鋼管
JP7036237B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
WO2020071217A1 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP7406177B1 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP7364993B1 (ja) 鋼材
WO2023204294A1 (ja) 鋼材
JP2019112681A (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
WO2024147238A1 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19869324

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020550345

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112021001353

Country of ref document: BR

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112021001353

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20210125

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019869324

Country of ref document: EP

Effective date: 20210503