(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｍｏ：０．５〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｖ：０．０１０〜０．０４０％、及び、
Ｎ：０．００２〜０．００７％を含有し、
さらに、
Ｔｉ：０．００１〜０．００８％、及び、
Ｎｂ：０．０２〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種を含有し、
残部はＦｅ及び不純物であり；
下記式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．５０〜０．５８％であり；
Ｍｏを５０質量％以上の割合で含有し、Ｖを含有し、さらに、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種を含有し、長径の平均値で定義される大きさが２０ｎｍ以上である特定炭化物を含有する；
ことを特徴とする継目無鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（１）
ここで、前記式（１）中の元素記号には、対応する元素の、単位質量％の含有量が代入され、前記各元素記号に対応する前記元素が含有されない場合、前記元素記号に「０」が代入される。
【請求項２】
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．０％以下、及び、Ｎｉ：１．０％以下からなる群から選択される１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の継目無鋼管。
【請求項３】
降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、内面から１ｍｍ内側の位置でのビッカース硬さが２４８ＨＶ１０以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の継目無鋼管。
【請求項４】
焼入れと６６０〜７００℃での焼戻しとを含む工程により製造されることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の継目無鋼管。
【請求項５】
請求項１に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｍｏ：０．５〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｖ：０．０１０〜０．０４０％、及び、
Ｎ：０．００２〜０．００７％を含有し、
さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．００８％、及びＮｂ：０．０２〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種を含有し、
残部はＦｅ及び不純物であり、
下記式（２）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．５０〜０．５８％である鋼素材を加熱する加熱工程と；
前記加熱工程後の前記鋼素材を穿孔圧延して素管を製造する穿孔圧延工程と；
前記素管を圧延して継目無鋼管を製造する圧延工程と；
前記継目無鋼管をＡｃ３点以上の焼入れ温度で焼入れする焼入れ工程と；
前記焼入れ工程後の前記継目無鋼管を６６０〜７００℃の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程と；
を備えることを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（２）
ここで、前記式（２）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、前記各元素記号に対応する前記元素が含有されない場合、前記元素記号に「０」が代入される。
【請求項６】
さらに、前記圧延工程と前記焼入れ工程との間に、前記継目無鋼管を、前記継目無鋼管の温度がＡｒ１点以下になるまで、１００℃／分以上の冷却速度で加速冷却する加速冷却工程を備え、
前記焼入れ工程では、前記加速冷却工程後の前記継目無鋼管を焼入れする、
ことを特徴とする請求項５に記載の継目無鋼管の製造方法。
【請求項７】
前記化学成分は、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．０％以下、及び、Ｎｉ：１．０％以下からなる群から選択される１種又は２種を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の継目無鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、継目無鋼管及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、ラインパイプ用に好適な継目無鋼管及びその製造方法に関する。
本願は、２０１２年０８月２９日に、日本に出願された特願２０１２−１８８６３４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
近年、深海及び寒冷地に代表される、従来よりも過酷なサワー環境の油井及びガス井の開発が進んでいる。このような過酷なサワー環境に敷設される海底パイプラインは、従来よりも高い強度（耐圧性）及び靱性を要求され、さらに、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）を要求される。【０００３】
このような特性を要求される海底パイプラインには、溶接鋼管よりも継目無鋼管の方が適している。溶接鋼管は、長手方向に沿って溶接部（シーム部）を有するためである。溶接部は母材と比較して靱性が低い。そのため、海底パイプラインには、継目無鋼管が適する。【０００４】
継目無鋼管の肉厚を厚くすれば、高い耐圧性が得られる。しかしながら、肉厚が厚くなれば、脆性破壊が生じやすく、靱性が低下する。厚肉の継目無鋼管において、強度及び靱性を向上させるためには、炭素等の合金元素の含有量を増やし、焼入れ性を高めればよい。しかしながら、焼入れ性が高められた継目無鋼管同士を円周溶接する場合、溶接熱影響部が硬化しやすくなり、円周溶接部の靱性及び耐ＨＩＣ性が低下する。【０００５】
特許文献１〜３には、強度及び靱性を高めたラインパイプ用継目無鋼管及びその製造方法が開示されている。【０００６】
特許文献１に開示されたラインパイプ用継目無鋼管では、Ｍｎ含有量及びＭｏ含有量の積が０．８〜２．６であり、これにより強度及び靱性が高まると記載されている。さらに、特許文献１に開示されたラインパイプ用継目無鋼管は、Ｃａ及び希土類金属（ＲＥＭ）の１種以上を含有し、これにより、耐ＳＳＣ性が高まると記載されている。【０００７】
特許文献２に開示されたラインパイプ用継目無鋼管は、ベイナイトを主体とし、セメンタイトの長さが２０μｍ以下である金属組織を有する。特許文献２には、これにより、厚肉でも高強度で良好な靱性及び耐食性が得られると記載されている。【０００８】
特許文献３に開示された継目無鋼管においては、鋼中に存在し、直径が３００μｍよりも大きい酸化物系介在物の個数が１ｃｍ２あたり１個以下であり、直径が５〜３００μｍの酸化物系介在物の個数が１ｃｍ２あたり２００個以下であると記載されている。特許文献３では、上記の通り酸化物系介在物の個数を制限することにより、結晶粒界の脆化を抑制し、継目無鋼管の靱性を高めることができると記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】国際公開第２００７／０２３８０４号パンフレット
【特許文献２】国際公開第２００７／０２３８０６号パンフレット
【特許文献３】日本国特開２００４−１２４１５８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、特許文献１〜３に開示された継目無鋼管では、ＡＰＩ規格に基づくＸ８０以上、つまり、５５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する場合、耐ＨＩＣ性が低い場合があり得る。【００１１】
さらに、特許文献１〜３に記載される継目無鋼管は、現地にて、円周溶接される際、円周溶接部のうちの溶接熱影響部（ＨＡＺ）、特に、溶融境界線部（ボンド部）での硬度が高まり、耐ＨＩＣ性が低下する場合がある。【００１２】
本発明の目的は、高強度及び優れた耐ＨＩＣ性を有し、円周溶接された場合であっても、ＨＡＺの耐ＨＩＣ性に優れる、ラインパイプ用に好適な継目無鋼管を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
（１）本発明の一態様に係る継目無鋼管は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｖ：０．０１０〜０．０４０％、及び、Ｎ：０．００２〜０．００７％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．００８％、及び、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種を含有し、残部はＦｅ及び不純物であり；下記式（ａ）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．５０〜０．５８％であり；Ｍｏを５０質量％以上の割合で含有し、Ｖを含有し、さらに、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種を含有し、長径の平均値で定義される大きさが２０ｎｍ以上である特定炭化物を含有する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（ａ）
ここで、前記式（ａ）中の元素記号には、対応する元素の、単位質量％の含有量が代入され、前記各元素記号に対応する元素が含有されない場合、前記元素記号に「０」が代入される。
【００１４】
（２）上記（１）に記載の継目無鋼管は、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．０％以下、及び、Ｎｉ：１．０％以下からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。【００１５】
（３）上記（１）または（２）に記載の継目無鋼管では、降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、内面から１ｍｍ内側の位置でのビッカース硬さが２４８ＨＶ１０以下であってもよい。【００１６】
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の継目無鋼管は、焼入れと６６０〜７００℃での焼戻しとを含む工程により製造されてもよい。【００１７】
（５）本発明の別の態様に係る継目無鋼管の製造方法は、（１）に記載の継目無鋼管の製造方法であって、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｖ：０．０１０〜０．０４０％、及び、Ｎ：０．００２〜０．００７％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．００８％、及び、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種を含有し、残部はＦｅ及び不純物であり、下記式（ｂ）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．５０〜０．５８％である鋼素材を加熱する加熱工程と；前記加熱工程後の前記鋼素材を穿孔圧延して素管を製造する穿孔圧延工程と；前記素管を圧延して継目無鋼管を製造する圧延工程と；前記継目無鋼管をＡｃ３点以上の焼入れ温度で焼入れする焼入れ工程と；前記焼入れ工程後の前記継目無鋼管を６６０〜７００℃の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程と；を備える。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（ｂ）
ここで、前記式（ｂ）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、前記各元素記号に対応する元素が含有されない場合、前記元素記号に「０」が代入される。
【００１８】
（６）上記（５）に記載の継目無鋼管の製造方法では、さらに、前記圧延工程と前記焼入れ工程との間に、前記継目無鋼管を、前記継目無鋼管の温度がＡｒ１点以下になるまで、１００℃／分以上の冷却速度で加速冷却する加速冷却工程を備え、前記焼入れ工程では、前記加速冷却工程後の前記継目無鋼管を焼入れしてもよい。【００１９】
（７）上記（５）または（６）に記載の継目無鋼管の製造方法では、前記化学成分は、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．０％以下、及び、Ｎｉ：１．０％以下からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。
【発明の効果】
【００２０】
上記の継目無鋼管は、高強度及び優れた耐ＨＩＣ性を有し、円周溶接された場合であっても、ＨＡＺの耐ＨＩＣ性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本実施形態に係る継目無鋼管の製造ラインのブロック図である。
【図２】本実施形態に係る継目無鋼管の製造工程を示すフロー図である。
【図３】図２中の各工程における鋼素材、素管、継目無鋼管の温度を示す模式図である。
【図４】実施例において、円周溶接部の靱性調査を実施したときの継目無鋼管の開先形状の断面図である。
【図５】実施例において、円周溶接部から採取されるビッカース硬さ試験片を説明するための模式図である。
【図６】実施例において、円周溶接部から採取される角材試験片を説明するための模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。
【００２３】
本発明者らは、継目無鋼管の強度、耐ＨＩＣ性について調査、検討した。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
【００２４】
（Ａ）鋼の強度を高める場合、Ｃ含有量を高めればよい。しかしながら、Ｃ含有量が高過ぎると、鋼の硬度が高まりすぎ、耐ＨＩＣ性が低下する。特に、継目無鋼管に対して円周溶接を実施した場合、溶融境界線部を含むＨＡＺの硬度が高まり、ＨＡＺの耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１０％に制限することが好ましい。
【００２５】
（Ｂ）Ｃ含有量が低ければ、高い強度が得られにくい。そこで、本実施形態では、下記式（１）に示す炭素当量Ｃｅｑを０．５０〜０．５８％にする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（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。各元素記号に対応する元素が含有されていない場合、元素記号に「０」が代入される。
【００２６】
炭素当量Ｃｅｑを０．５０〜０．５８％とした場合、Ｃ含有量が上述の範囲であっても、５５０ＭＰａ以上の降伏強度が得られる。さらに、円周溶接が実施されても、ＨＡＺの硬さが過剰に高くならない。そのため、優れたＨＡＺの耐ＨＩＣ性を維持できる。
【００２７】
（Ｃ）高強度及び優れた耐ＨＩＣ性を得るには、継目無鋼管に複数の特定炭化物を含有させることが有効である。ここで、「特定炭化物」とは、Ｍｏを主体として、Ｖを含有し、かつ、Ｔｉ及びＮｂのうちの１種又は２種を含有する炭化物を意味する。
【００２８】
特定炭化物の大きさは２０ｎｍ以上であることが好ましい。特定炭化物の大きさが小さすぎれば、鋼の硬度が高くなり過ぎ、耐ＨＩＣ性が低下する。特定炭化物の大きさを２０ｎｍ以上とすることは、鋼の硬度を適切な範囲内に制御し、耐ＨＩＣ性を高めるために重要である。さらに、特定炭化物の大きさを２０ｎｍ以上とすると、円周溶接後の継目無鋼管のＨＡＺの硬さが過剰に上昇しにくく、ＨＡＺの耐ＨＩＣ性も維持できる。
【００２９】
（Ｄ）上述のような継目無鋼管を製造するには、継目無鋼管に対して焼入れ及び焼戻し処理を実施することが有効である。焼戻し処理では、焼戻し温度を６６０〜７００℃にすることが好ましい。これにより、特定炭化物の大きさが２０ｎｍ以上になる。
【００３０】
以上の知見に基づいて完成された本実施形態の継目無鋼管及びその製造方法について説明する。
【００３１】
［化学組成］
本実施形態の継目無鋼管は、以下の化学組成を有する。
【００３２】
Ｃ：０．０２〜０．１０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．０２％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、継目無鋼管の円周溶接部の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２％超であり、より好ましくは０．０４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０８％である。
【００３３】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５％超では、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量の上限は０．５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％超であり、より好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．５％未満であり、より好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【００３４】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、上記効果が有効に得られにくく、Ｘ８０グレード以上の降伏強度が得られにくい。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、Ｍｎが鋼中で偏析し、その結果、円周溶接により形成される溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性や継目無鋼管自体（母材）の靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．０〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、１．０％超であり、より好ましくは、１．３％であり、さらに好ましくは１．４％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は、２．０％未満であり、より好ましくは、１．８％であり、さらに好ましくは１．６％である。
【００３５】
Ｍｏ：０．５〜１．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、鋼中のＣ、Ｖと結合し、後述の、Ｔｉ及びＮｂの１種以上を含有する微細な特定炭化物を形成する。特定炭化物の大きさが２０ｎｍ以上であれば、高い強度が安定して得られる。また、円周溶接後に熱処理が実施されても、特定炭化物は粗大化しにくいため、特定炭化物の大きさが２０ｎｍ以上であれば、鋼の強度を維持できる。特定炭化物については、後述する。Ｍｏ含有量が０．５％未満では、上記効果が得られにくい。一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、鋼の溶接性及びＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５〜１．０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．５％超であり、より好ましくは０．６％であり、さらに好ましくは０．７％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、より好ましくは０．９％であり、さらに好ましくは０．８％である。
【００３６】
Ｃｒ：０．１〜１．０％
クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．１％未満では、上記効果が有効に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、鋼の溶接性及びＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１〜１．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１％超であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．８％である。
【００３７】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎと結合して微細なＡｌ窒化物を形成し、鋼の靱性を高める。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０１％未満では、上記効果が有効に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１０％超では、Ａｌ窒化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．１０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％超であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１％未満であり、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。本明細書におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
【００３８】
Ｐ：０．０３％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下に制限する。好ましいＰ含有量の上限は０．０３％未満であり、より好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましい上限は０．０１２％である。
【００３９】
Ｓ：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性を低下させる。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．００５％以下に制限する。好ましいＳ含有量の上限は０．００５％未満であり、より好ましい上限は、０．００３％であり、さらに好ましい上限は０．００２％である。
【００４０】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
カルシウム（Ｃａ）は、鋼中のＳと結合してＣａＳを形成する。ＣａＳの形成により、ＭｎＳの形成が抑制される。そのため、Ｃａは、鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００５％未満では、上記効果が有効に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００５％超では、鋼の清浄度が低下し、鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００５％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％超であり、より好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００５％未満であり、より好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
【００４１】
Ｖ：０．０１０〜０．０４０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼中のＣと結合してＶ炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｖはさらに、Ｍｏ炭化物中に固溶して特定炭化物を形成する。Ｖを含むことにより、特定炭化物は粗大化しにくくなる。Ｖ含有量が０．０１０％未満では、上記効果が有効に得られない。一方、Ｖ含有量が０．０４０％超では、Ｖ炭化物が粗大化する。したがって、Ｖ含有量は０．０１０〜０．０４０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１０％超であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０４０％未満である。
【００４２】
Ｎ：０．００２〜０．００７％
窒素（Ｎ）はＡｌと結合して微細なＡｌ窒化物を形成し、鋼の靱性を高める。上記効果を得るためには、Ｎ含有量の下限は０．００２％であることが好ましい。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎると、鋼中に固溶したＮが鋼の靱性を低下させる。さらに、Ｎ含有量が高すぎると、炭窒化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００７％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７％未満であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは、０．００５％である。
【００４３】
本実施形態に係る継目無鋼管の化学組成はさらに、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種を含有する。これらの元素はいずれも、鋼の靱性を高めるとともに、Ｍｏ炭化物に固溶して特定炭化物を形成する。
【００４４】
Ｔｉ：０．００８％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、鋼中に固溶したＮによる鋼の靱性の低下を抑制する。さらに、分散析出した微細なＴｉＮは鋼の靱性を高める。Ｔｉはさらに、Ｍｏ炭化物中に固溶して特定炭化物を形成し、特定炭化物の粗大化を抑制する。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。なお、Ｔｉ含有量が０．００１％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。一方、Ｔｉ含有量が０．００８％超では、ＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが生成したりして、鋼の靱性が低下する。要するに、Ｔｉを含有させる場合には、窒化物及び特定炭化物を微細分散するために、Ｔｉ含有量を制限する必要がある。Ｔｉ含有量の上限は０．００８％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００８％未満であり、より好ましい上限は０．００５％であり、さらに好ましい上限は、０．００３％であり、さらに一層好ましい上限は、０．００２％である。
【００４５】
Ｎｂ：０．０２〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣ及び／又はＮと結合して微細なＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物またはＮｂ炭窒化物を形成し、鋼の靱性を高める。Ｎｂはさらに、Ｍｏ炭化物中に固溶して特定炭化物を形成し、特定炭化物の粗大化を抑制する。Ｎｂ含有量が０．０２％未満では、上記効果が有効に得られない。そのため、含有させる場合のＮｂ含有量の下限は０．０２％である。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％超では、特定炭化物が粗大化する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２〜０．０５％であることが好ましい。Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．０２％超であり、さらに好ましい上限は０．０３％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５％未満であり、さらに好ましい上限は０．０４％である。
【００４６】
本実施形態による継目無鋼管の残部はＦｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
【００４７】
本実施形態による継目無鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ及びＮｉからなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。
【００４８】
Ｃｕ：１．０％以下
銅（Ｃｕ）は選択元素である。Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。Ｃｕ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。一方、Ｃｕ含有量が１．０％超では、鋼の溶接性が低下する。Ｃｕ含有量が高すぎると、さらに、高温における鋼の粒界強度が低下し、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量の上限は１．０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％超であり、より好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましい下限は０．２％である。
【００４９】
Ｎｉ：１．０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は選択元素である。Ｎｉは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。Ｎｉ含有量は０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。一方、Ｎｉ含有量が１．０％超では、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量の上限は１．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０５％超であり、より好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましい下限は０．２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、より好ましい上限は０．７％であり、さらに好ましい上限は０．５％である。
【００５０】
［炭素当量Ｃｅｑ］
本実施形態による継目無鋼管は、下記式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．５０〜０．５８％である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（１）
【００５１】
式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。本実施形態の継目無鋼管の化学組成において、式（１）中の元素記号に対応する元素が含有されていない場合、式（１）の対応する元素記号には「０」が代入される。ここで、「元素が含有されていない場合」とは、その元素の含有量が不純物レベル以下であることを意味する。
【００５２】
本実施形態の継目無鋼管において、Ｃ含有量は制限される。なぜなら、Ｃは、円周溶接により形成される溶接部の靱性を顕著に低下させるからである。しかしながら、Ｃ含有量が低ければ、鋼の強度が高くならない。そこで、本実施形態では、式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑの下限を０．５０％にする。この場合、Ｃ含有量が少なくても、高強度を得ることができる。より具体的には、継目無鋼管の強度グレードをＡＰＩ規格に基づくＸ８０以上、つまり、継目無鋼管の降伏強度を５５０ＭＰａ以上にすることができる。一方、炭素当量Ｃｅｑが高すぎると、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬さが過度に上昇する。その結果、ＨＡＺの靱性が低下し、耐ＨＩＣ性も低下する。したがって、炭素当量Ｃｅｑの上限を０．５８％にする。
【００５３】
［特定炭化物］
本実施形態に係る継目無鋼管は、その大きさが２０ｎｍ以上である複数の特定炭化物を含有する。ここで、特定炭化物は、Ｍｏを主体として、Ｖを含有し、かつ、Ｔｉ及びＮｂのうちの１種又は２種を含有する炭化物を意味する。「Ｍｏを主体として」とは、炭化物中のＭｏ含有量が、炭化物全体の質量に対して５０質量％以上であることを意味する。また、炭化物全体の質量に対して、Ｖは、１〜５０質量％、Ｔｉ、Ｎｂは、１〜３０質量％であることが望ましい。
【００５４】
特定炭化物の大きさは、次の方法で測定される。抽出レプリカ法により、継目無鋼管の肉厚部分から、抽出レプリカ膜を採取する。具体的には、継目無鋼管の任意の肉厚部分の、肉厚方向中心を含む領域の抽出レプリカ膜（直径３ｍｍ）と、内表面から肉厚方向に１ｍｍ内側の地点を含む領域の抽出レプリカ膜（直径３ｍｍ）とを採取する。各抽出レプリカ膜において、任意の１０μｍ２の領域を４箇所（４視野）観察する。つまり、１つの継目無鋼管において、８箇所の領域を観察する。観察には透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い、観察倍率は３０００倍とする。
【００５５】
各領域内で観察される複数の析出物の中から、電子線回折パターンの解析により、炭化物及び炭窒化物を同定する。さらに、エネルギ分散形Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）を用いて、同定された各炭化物及び炭窒化物の化学組成を分析し、特定炭化物を同定する。同定された複数の特定炭化物の中から、１０個の特定炭化物を選択する。選択された各特定炭化物の長径（ｎｍ）を測定する。ここで、「長径」とは、特定炭化物と母材との界面上の異なる２点を結ぶ直線のうち、最大のものを意味する。以上の方法により８０個（１０個×８領域）の特定炭化物の長径を測定する。測定された長径の平均値を、「特定炭化物の大きさ」（ｎｍ）と定義する。
【００５６】
特定炭化物は、鋼の強度を高める。しかしながら、特定炭化物が小さすぎれば、鋼の硬度が高くなり過ぎ、耐ＨＩＣ性が低下する。特定炭化物の大きさが２０ｎｍ以上であれば、鋼の強度が高くなりつつ、鋼の硬度は適切な範囲内となる。そのため、耐ＨＩＣ性も高くなる。具体的には、継目無鋼管の降伏強度が、５５０ＭＰａ以上（Ｘ８０グレード以上）になる。さらに、継目無鋼管の内面から１ｍｍ内側の位置でのビッカース硬さ（以下、内面表層硬さという）が、１９５〜２４８ＨＶ１０になる。さらに、円周溶接後の継目無鋼管の靱性が過度に低下したり、硬度が過度に上昇したりしにくくなる。
【００５７】
特定炭化物の大きさの上限は特に限定されない。特定炭化物の大きさの上限はたとえば、２００ｎｍである。好ましくは、１００ｎｍであり、さらに好ましくは７０ｎｍである。
【００５８】
［製造方法］
本実施形態に係る継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。本例では、熱間加工により製造された継目無鋼管を冷却（空冷又は加速冷却）する。そして、冷却後の継目無鋼管に対して、焼入れ及び特定の焼戻し温度での焼戻しを実施する。以下、製造方法の詳細を説明する。
【００５９】
［製造ライン］
図１は、本実施形態に係る継目無鋼管の製造ラインの一例を示すブロック図である。図１を参照して、製造ラインは、加熱炉１と、穿孔機２と、延伸圧延機３と、定径圧延機４と、補熱炉５と、水冷装置６と、焼入れ装置７と、焼戻し装置８とを備える。各装置間には、複数の搬送ローラ１０が配置される。図１では、焼入れ装置７及び焼戻し装置８も製造ラインに含まれる。しかしながら、焼入れ装置７及び焼戻し装置８は、製造ラインから離れて配置されてもよい。要するに、焼入れ装置７及び焼戻し装置８は、オフラインに配置されてもよい。
【００６０】
［製造フロー］
図２は、本実施形態に係る継目無鋼管の製造工程を示すフロー図である。図３は、製造中のワークピース（鋼素材、素管及び継目無鋼管）の、時間に対する表面温度の変化を示す図である。ここで、図中Ａ１は、ワークピースが加熱される場合には、Ａｃ１点を示し、ワークピースが冷却される場合にはＡｒ１点を示す。また、図中Ａ３は、ワークピースが加熱される場合には、Ａｃ３点を示し、ワークピースが冷却される場合にはＡｒ３点を示す。
本実施形態において、Ａｃ１点、Ａｃ３点、Ａｒ１点、Ａｒ３点とは、所定の化学成分を有する鋼から採取した試験片に関して、フォーマスター試験にてＣＣＴ図を作図し、得られたＣＣＴ図から求めた値である。
【００６１】
図１〜図３を参照して、製造工程では、初めに、鋼素材を加熱炉１で加熱する（加熱工程：Ｓ１）。鋼素材はたとえば、丸ビレットである。鋼素材は、ラウンドＣＣ等の連続鋳造装置により製造されてもよい。また、鋼素材は、インゴット又はスラブを熱間加工（鍛造又は分塊圧延等）して製造されてもよい。本例では、鋼素材は丸ビレットである場合について、説明を続ける。
【００６２】
加熱された丸ビレットを熱間加工して継目無鋼管にする（Ｓ２及びＳ３）。具体的には、丸ビレットを穿孔機２により穿孔圧延して素管にする（穿孔圧延工程：Ｓ２）。さらに、素管を延伸圧延機３及び定径圧延機４で圧延し、継目無鋼管にする（延伸圧延工程及び定径圧延工程：Ｓ３）。その後、熱間加工により製造された継目無鋼管を、必要に応じて、補熱炉５により所定の温度に加熱する（再加熱工程：Ｓ４）。続いて、継目無鋼管を冷却する（冷却工程：Ｓ５）。冷却方法としては、継目無鋼管を水冷装置６により水冷（加速冷却）して冷却する（加速冷却工程：Ｓ５１）、又は、継目無鋼管を空冷して冷却する（空冷工程：Ｓ５２）。
【００６３】
冷却された継目無鋼管を焼入れ装置７を用いて焼入れし（焼入れ工程：Ｓ６）、焼戻し装置８を用いて、特定の焼戻し温度で焼戻しする（焼戻し工程：Ｓ７）。以下、それぞれの工程について詳しく説明する。
【００６４】
［加熱工程（Ｓ１）］
丸ビレットを加熱炉１で加熱する。好ましい加熱温度は１１００℃〜１３００℃である。この温度範囲で丸ビレットを加熱すれば、鋼中の炭窒化物が溶解する。スラブ又はインゴットから熱間加工により丸ビレットが製造される際の、スラブ又はインゴットの加熱温度は１１００〜１３００℃でなくてもよい。インゴット及びスラブが加熱されるときに、鋼中の炭窒化物が溶解するからである。加熱炉１はたとえば、ウォーキングビーム炉又はロータリー炉である。
【００６５】
［穿孔圧延工程（Ｓ２）］
丸ビレットを加熱炉１から出した後、加熱された丸ビレットを穿孔機２により穿孔圧延し、素管とする。穿孔機２は複数の傾斜ロールと、プラグとを備える。プラグは、傾斜ロールの間に配置される。好ましくは、穿孔機２は、交叉型の穿孔機である。交叉型の穿孔機を用いると、高い拡管率で穿孔できるので好ましい。
【００６６】
［延伸圧延工程及び定径圧延工程（Ｓ３）］
次に、素管を圧延する。具体的には、素管を延伸圧延機３により延伸圧延する。延伸圧延機３は直列に配列された複数のロールスタンドを含む。延伸圧延機３はたとえば、マンドレルミルである。続いて、延伸圧延された素管を、定径圧延機４により絞り圧延して、継目無鋼管を製造する。定径圧延機４は、直接に配列された複数のロールスタンドを含む。定径圧延機４はたとえば、サイザ、ストレッチレデューサ等である。なお、延伸圧延工程及び定径圧延工程をまとめて、単に圧延工程という場合がある。
【００６７】
［再加熱工程（Ｓ４）］
再加熱工程（Ｓ４）における再加熱は、必要に応じて実施される。つまり、本実施形態に係る製造方法は、再加熱工程（Ｓ４）を含まなくてもよい。具体的には、再加熱工程（Ｓ４）は、加速冷却工程（Ｓ５１）による水冷を実施する場合であって、水冷前の継目無鋼管の温度を高める場合に実施される。再加熱を実施しない場合、図２において、ステップＳ３からステップＳ５に進む。再加熱を実施しない場合、図１において、補熱炉５は配置されなくてもよい。
【００６８】
仕上げ温度（Ｓ３の工程終了直後の継目無鋼管の表面温度）がＡｒ３点未満であって、次工程に加速冷却を実施する場合、再加熱工程（Ｓ４）における再加熱を実施する方が好ましい。再加熱工程（Ｓ４）では、継目無鋼管を補熱炉５に挿入して加熱する。補熱炉５における好ましい加熱温度は、９００〜１１００℃である。好ましい均熱時間は３０分以下である。均熱時間が長すぎると、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃ及びＮからなる炭窒化物（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）が析出、粗大化する可能性があるからである。
【００６９】
なお、再加熱工程（Ｓ４）では、補熱炉５に代えて、インダクション加熱装置を用いてもよい。
【００７０】
［冷却工程（Ｓ５）］
ステップＳ３で製造された継目無鋼管、又は、ステップＳ４で再加熱された継目無鋼管は、冷却される。冷却は、加速冷却工程（Ｓ５１）、または、空冷工程（Ｓ５２）のいずれで行われてもよい。加速冷却工程（Ｓ５１）と空冷工程（Ｓ５２）とをまとめて冷却工程（Ｓ５）と呼ぶ。
【００７１】
［加速冷却工程（Ｓ５１）］
継目無鋼管の靱性をさらに高める場合、空冷工程（Ｓ５２）ではなく、加速冷却工程（Ｓ５１）における冷却が実施される。加速冷却工程（Ｓ５１）では、継目無鋼管を水冷装置６により水冷（加速冷却）する。水冷直前の継目無鋼管の温度（表面温度）は、Ａｒ３点以上であり、好ましくは８００℃以上である。上述した範囲の化学組成を有する本実施形態に係る継目無鋼管のＡｒ３点は、７５０℃以下である。水冷直前の継目無鋼管の温度がＡｒ３点を下回る場合、フェライトが生成し、焼き入れ不足となるため好ましくない。加速冷却前の継目無鋼管の温度がＡｒ３点未満である場合、再加熱工程（Ｓ４）にて継目無鋼管を再加熱して、その温度をＡｒ３点以上とする。
【００７２】
加速冷却工程における冷却速度は１００℃／分以上とすることが好ましい。冷却速度が１００℃／分未満では、フェライトが生成するため、好ましくない。また、冷却停止温度はＡｒ１点以下にすることが好ましい。冷却停止温度がＡｒ１点以上では、残留オーステナイトが増加するため、好ましくない。上述した範囲の化学組成を有する本実施形態に係る継目無鋼管のＡｒ１点は５５０℃以下である。好ましい冷却停止温度は４５０℃以下である。加速冷却により、母相（マトリクス）の微細組織は、マルテンサイト又はベイナイトになり、緻密化する。より具体的には、マトリクスに、マルテンサイトラス、又は、ベイナイトラスが生成される。
【００７３】
加速冷却に使用される水冷装置６の構成は、たとえば次のとおりである。水冷装置６は、複数の回転ローラと、ラミナー水流装置と、ジェット水流装置とを備える。複数の回転ローラは２列に配置され、継目無鋼管は２列に配列された複数の回転ローラの間に配置される。このとき、２列の回転ローラはそれぞれ、継目無鋼管の外面下部と接触する。回転ローラが回転すると、継目無鋼管が軸周りに回転する。ラミナー水流装置は、回転ローラの上方に配置され、継目無鋼管に対して上方から水を注ぐ。このとき、継目無鋼管に注がれる水は、ラミナー状の水流を形成する。ジェット水流装置は、回転ローラに配置された継目無鋼管の端近傍に配置される。ジェット水流装置は、継目無鋼管の端から鋼管内部に向かってジェット水流を噴射する。ラミナー水流装置及びジェット水流装置により、継目無鋼管の外面及び内面は同時に冷却される。このような水冷装置６の構成は、特に、３５ｍｍ以上の肉厚を有する厚肉の継目無鋼管の加速冷却に好適である。
【００７４】
水冷装置６は、上述の回転ローラ、ラミナー水流装置及びジェット水流装置以外の他の装置であってもよい。水冷装置６はたとえば、水槽であってもよい。この場合、継目無鋼管は水槽内に浸漬され、加速冷却される。水冷装置６はまた、ラミナー水流装置のみであってもよい。要するに、冷却装置６の種類は限定されない。
【００７５】
水冷停止温度で水冷を停止した後、継目無鋼管の表面温度が常温になるまで空冷してもよい。水冷装置６で常温まで冷却してもよい。
【００７６】
上述のとおり、加速冷却工程（Ｓ５１）は、さらなる高靱性を得る場合には有効である。しかしながら、高靱性を必要としない場合、加速冷却工程（Ｓ５１）に代えて、次に述べる空冷工程（Ｓ５２）を実施すればよい。
【００７７】
［空冷工程（Ｓ５２）］
本実施形態の継目無鋼管の製造工程では、加速冷却工程（Ｓ５１）に代えて、空冷工程（Ｓ５２）を実施してもよい。空冷工程（Ｓ５２）では、ステップＳ３で製造された継目無鋼管を空冷する。したがって、空冷工程（Ｓ５２）を実施する場合、再加熱工程（Ｓ４）は実施しなくてよい。
【００７８】
空冷工程（Ｓ５２）では、継目無鋼管の表面温度が４００℃以下になるまで空冷する。空冷工程において、継目無鋼管を常温まで冷却してもよい。
【００７９】
［焼入れ工程（Ｓ６）］
加速冷却工程（Ｓ５１）後、又は、空冷工程（Ｓ５２）後の継目無鋼管に対して焼入れ処理を実施する。具体的には、焼入れ装置７で継目無鋼管を加熱する。この加熱により、継目無鋼管の金属組織はオーステナイト化される。そして、加熱された継目無鋼管を加速冷却により焼入れする。これにより、継目無鋼管の金属組織を、マルテンサイト又はベイナイトを主体とする金属組織とする。
【００８０】
焼入れ工程（Ｓ６）では、焼入れ装置７での加熱により、継目無鋼管の温度をＡｃ３点以上に加熱する。また、その温度域において、５〜９０分の間均熱することが好ましい。上述した範囲の化学組成を有する本実施形態に係る継目無鋼管のＡｃ３点は、８００〜９００℃である。
【００８１】
焼入れ工程（Ｓ６）における冷却工程では、Ａｃ３点以上に加熱された継目無鋼管を加速冷却により焼入れする。焼入れ開始温度は、上述のとおり、Ａｃ３点以上である。さらに、継目無鋼管の温度が８００〜５００℃の間での冷却速度は、５℃／秒（３００℃／分）以上にする。これにより、均一な焼入れ組織が得られる。冷却停止温度は、Ａｒ１点以下にする。冷却停止温度がＡｒ１点超では、残留オーステナイトが増加するため、好ましくない。好ましい冷却停止温度は４５０℃以下である。加速冷却により、継目無鋼管を常温まで冷却してもよい。
【００８２】
［焼戻し工程（Ｓ７）］
焼入れされた継目無鋼管に対して、焼戻しを実施する。焼戻し温度は、６６０℃〜７００℃とする。保持時間は、１０〜１２０分とすることが好ましい。このような条件で焼戻しを行うことにより、２０ｎｍ以上の大きさの特定炭化物を継目無鋼管中に微細分散させることが出来る。その結果、継目無鋼管の強度グレードを、ＡＰＩ規格に基づくＸ８０以上、つまり、継目無鋼管の降伏強度を５５０ＭＰａ以上にすることができる。さらに、特定炭化物の大きさが２０ｎｍ以上となるため、円周溶接を実施した後のＨＡＺにおいても良好な靱性、耐ＨＩＣ性が得られる。
【００８３】
以上の製造工程により、３５ｍｍ以上の肉厚を有する継目無鋼管であっても、優れた強度、靭性及び耐ＨＩＣ性能を得ることができる。上述の製造方法は、３５ｍｍ以上の肉厚を有する継目無鋼管に特に好適であり、４０ｍｍ以上の肉厚を有する継目無鋼管にも適用可能である。肉厚の上限は特に制限されないが、通常、６０ｍｍ以下である。
【実施例】
【００８４】
種々の化学組成を有する複数の継目無鋼管を製造し、継目無鋼管の強度、靭性、内面表層硬さ、及び、耐ＨＩＣ性を調査した。さらに、継目無鋼管に対して円周溶接を行い、円周溶接部の靭性、硬さ及び耐ＨＩＣ性を調査した。【００８５】
［調査方法］
表１に示す化学組成を有する複数の溶鋼を４０ｔの電気炉にて製造した。溶鋼からインゴットを製造した。インゴットを熱間鍛造して、丸ビレットを製造した。
なお、表１中の「‐」は、含有量が測定限界以下であることを示している。【００８６】
【表１】
0005516831.tif 000002
【００８７】
製造された各丸ビレットを加熱炉により１１００〜１３００℃に加熱した。続いて、各丸ビレットを穿孔機により穿孔圧延して素管にした。続いて、マンドレルミルにより各素管を延伸圧延した。続いて、サイザにより各素管を絞り圧延（定径圧延）し、複数の継目無鋼管を製造した。各継目無鋼管の肉厚は４０ｍｍであった。【００８８】
表２−１、表２−２は、定形圧延以降の各製造工程の製造条件を示す。【００８９】
【表２−１】
0005516831.tif 000003
【００９０】
【表２−２】
0005516831.tif 000004
【００９１】
定形圧延後、試験番号１〜１８のうちのいくつかの試験番号の継目無鋼管を、表２−１中の「再加熱工程（Ｓ４）」の加熱温度（℃）及び均熱時間（分）となるよう、補熱炉で加熱した。空欄の場合、再加熱工程（Ｓ４）が実施されなかったことを示す。【００９２】
その後、再加熱工程を経た継目無鋼管を、水冷により加速冷却した。表２−１中の「加速冷却工程（Ｓ５１）」の開始温度（℃）は、定径圧延後又は補熱炉での加熱後であって、加速冷却を実行する直前の継目無鋼管の温度（表面温度、℃）を示す。加速冷却時の冷却速度（℃／分）は、表２−１中の「加速冷却工程（Ｓ５１）」の冷却速度（℃／分）に示すとおりであった。加速冷却を行ったこれらの継目無鋼管の冷却停止温度は表２−１に示す通り、４５０℃以下であった。【００９３】
試験番号１〜１８のうち、「加速冷却工程（Ｓ５１）」項目の開始温度、冷却速度及び冷却停止温度が空欄の試験番号では、加速冷却ではなく、常温（２５℃）まで空冷が実施されたことを示している。【００９４】
加速冷却工程又は空冷工程後、各継目無鋼管を加熱し、焼入れした。このとき、各継目無鋼管を焼入れ装置７に装入し、表２−１の「焼入れ工程（Ｓ６）」の加熱温度に記載された焼入れ温度（℃）まで加熱し、その焼入れ温度で、「焼入れ工程（Ｓ６）」の均熱時間に記載された時間（分）、均熱した。均熱後、表２−１の「焼入れ工程（Ｓ６）」の冷却速度に記載された冷却速度（℃／分）で加速冷却を実施した。そして、表２−１に記載の冷却停止温度（℃）で加速冷却を停止した。冷却停止温度で加速冷却を停止後、継目無鋼管を常温まで空冷した。【００９５】
焼入れ工程後、各継目無鋼管に対して焼戻し処理を実行した。焼戻し温度は表２−１に示すとおりであった。各試験番号の焼戻し温度での保持時間はいずれも、３０分であった。【００９６】
以上の製造工程により製造された継目無鋼管に対して、以下の評価試験を実施した。【００９７】
［降伏強度及び引張強度試験］
各試験番号１〜１８の継目無鋼管の降伏強度及び引張強度を調査した。具体的には、継目無鋼管からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定された１２号試験片（幅２５ｍｍ、標点距離２００ｍｍ）を、鋼管の長手方向（Ｌ方向）に採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した引張試験を、常温（２５℃）の大気中で実施し、降伏強度（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を求めた。降伏強度は、０．５％全伸び法により求めた。得られた降伏強度（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を表２−２に示す。表２−２中の「ＹＳ」は各試験番号の試験片で得られた降伏強度を示し、「ＴＳ」は引張強度を示す。【００９８】
［靭性試験］
各試験番号１〜１８の継目無鋼管の靭性を調査した。具体的には、各継目無鋼管の肉厚中央部からＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したＶノッチ試験片を、継目無鋼管の長手方向に対して垂直（Ｔ方向）に採取した。Ｖノッチ試験片は角棒状であり、横断面は１０ｍｍ×１０ｍｍであった。また、Ｖノッチの深さは２ｍｍであった。Ｖノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験を、種々の温度で実施した。そして、各継目無鋼管の延性脆性破面遷移温度（５０％ＦＡＴＴ）を求めた。表２−２に、各試験番号の試験片により得られた５０％ＦＡＴＴ（℃）を示す。５０％ＦＡＴＴは、試験片の破断面において、延性破面率が５０％となる温度を意味する。【００９９】
［内面表層硬さ試験］
試験番号１〜１８の継目無鋼管の横断面（中心軸に垂直な断面）において、継目無鋼管の内面から肉厚方向に１ｍｍ内側の任意の３点にて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。ビッカース硬さ試験の試験力Ｆは１０ｋｇｆ（９８．０７Ｎ）であった。得られた３点の値の平均を、その試験番号の継目無鋼管の内面表層硬さ（ＨＶ１０）と定義した。得られた内面表層硬さを表２−２に示す。【０１００】
［特定炭化物の大きさ測定試験］
試験番号１〜１８の継目無鋼管の横断面において、上述の方法により、特定炭化物の大きさ（ｎｍ）を求めた。なお、特定炭化物を特定するとき、特定炭化物に含有される元素（Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）も同定した。特定炭化物の大きさ（ｎｍ）及び炭化物中において同定された元素について、表２−２に示す。【０１０１】
［母材の耐ＨＩＣ性試験］
試験番号１〜１８の継目無鋼管の耐ＨＩＣ性を調査した。具体的には、各継目無鋼管において、継目無鋼管の内面を含む試験片、肉厚中央を含む試験片、外面を含む試験片をそれぞれ採取した。つまり、各継目無鋼管から３つの試験片を採取した。各試験片の厚さは３０ｍｍであり、幅（円周方向）は２０ｍｍであり、長さは１００ｍｍであった。ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）ＴＭ０２８４−２００３に従って、各試験片の耐ＨＩＣ性を評価した。試験片を浸漬する試験浴は、１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させた常温の５％食塩＋０．５％酢酸水溶液であった。【０１０２】
浸漬してから９６時間経過後、各試験片を長手方向に３等分に切断した。このときの断面は、試験片の肉厚×幅（円周方向）の断面であった。切断された試験片を用いて、割れ長さ率ＣＬＲ（＝割れ長さ（ｍｍ）／試験片の幅（ｍｍ））を求めた。各鋼管から採取された上述の３つの試験片でのＣＬＲの内、最も大きな値を、その試験番号の割れ長さ率ＣＬＲと定義した。表２−２に得られた割れ長さ率ＣＬＲを示す。【０１０３】
さらに、継目無鋼管の内面を含む試験片の、ＨＩＣ試験後の試験片について、継目無鋼管の内面に相当する面（２０ｍｍ×１００ｍｍ）に対して超音波探傷（ＵＴ）を実施して、ブリスタ（表面近傍の割れによるふくれ）の有無を確認し、試験片に発生したブリスタの個数をカウントした。表２−２にブリスタの個数を示す。【０１０４】
［円周溶接部の靭性調査］
試験番号３、５、９、１２、１７及び１８の継目無鋼管に対して円周溶接試験を実施した。具体的には、当該試験番号の継目無鋼管を長手方向中央部で切断し、切断部を開先加工し、図４に示す縦断形状にした。そして、表３に示す溶接条件に基づいて、２つに切り離された継目無鋼管の切断部同士を円周溶接した。【０１０５】
【表３】
0005516831.tif 000005
【０１０６】
円周溶接された継目無鋼管において、溶接部（溶接金属、熱影響部及び母材を含む）を含むシャルピーＶノッチ試験片を、継目無鋼管の長手方向（Ｌ方向）に採取した。具体的には、各継目無鋼管において、溶接熱影響部（ＨＡＺ）のうち靭性が劣化しやすい溶融境界線部（ＦＬ）にＶノッチを配置した試験片を３つ採取し（以下、ＦＬ部試験片という）、さらに、２相域ＨＡＺ（Ｖ．ＨＡＺ）にＶノッチを配置した試験片を３つ採取した（以下、Ｖ．ＨＡＺ部試験片という）。ここで、２相域ＨＡＺとは、ＨＡＺのうち、溶接熱により母材が２相域に加熱された部位（つまり、Ａｃ１〜Ａｃ３変態点の間の温度で加熱された部位）であり、室温時において、フェライト及びマルテンサイトの組織を有する部分を意味する。【０１０７】
採取された試験片を用いて、−３０℃の試験温度において、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したシャルピー試験を実施し、吸収エネルギを求めた。そして、各試験番号で得られた３つの吸収エネルギのうちの最低値を、各試験番号のＦＬ部試験片、Ｖ．ＨＡＺ部試験片における吸収エネルギと定義した。試験により得られた吸収エネルギを表４に示す。【０１０８】
【表４】
0005516831.tif 000006
【０１０９】
［円周溶接部硬さ試験］
円周溶接された継目無鋼管において、図５の破線領域に示すとおり、溶接部を含むミクロ試験片（厚さＴＨ＝４０ｍｍ、幅ＷＩ＝２０ｍｍ、長さ２０ｍｍ）を採取した。図５中のＯＳは外面であり、ＩＳは内面である。【０１１０】
ミクロ試験片のうち、厚さＴＨ及び幅ＷＩの断面（以下、観察面という）を鏡面研磨した。ナイタル腐食液により、鏡面研磨された観察面に金属組織を現出させた。そして、溶融境界線部ＦＬに沿って外面ＯＳから１ｍｍ内側から内面ＩＳから１ｍｍ内側までの範囲において、１ｍｍ間隔ごとに、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。その結果、各ミクロ試験片において、３８点の硬さが測定された。ビッカース硬さ試験の試験力Ｆは９．８Ｎであった。得られた３８点の硬さのうち、最も値の大きいものを、その試験番号の溶融境界線部の硬さ（ＨＶ）と定義した。【０１１１】
［円周溶接部の耐ＨＩＣ試験］
図６に示すとおり、円周溶接された継目無鋼管において、内表面ＩＳ及び溶接部ＷＬを含む角材試験片（厚さＴＨ＝３０ｍｍ、幅ＷＩ＝２０ｍｍ、長さ＝１００ｍｍ）を採取した。角材試験片を、上述の母材の耐ＨＩＣ試験と同じ試験浴に９６時間浸漬した。試験浴から角材試験片を取り出し、溶融境界線部ＦＬに対して垂直方向から超音波探傷を実施しＨＩＣの有無を調査した。表４に試験結果を示す。表４中の「Ｎ」は、ＨＩＣが確認されなかったことを示す。「Ｆ」は、ＨＩＣが確認されたことを示す。【０１１２】
［評価結果］
表１、２−１、２−２を参照して、試験番号１、３〜１３の継目無鋼管では、化学組成が本発明の範囲内であり、炭素当量は０．５０％以上であった。そのため、これらの試験番号の降伏強度は、いずれも５５０ＭＰａ以上であり、ＡＰＩ規格に基づくＸ８０以上の強度グレードに相当した。さらに、これらの試験番号の５０％ＦＡＴＴは−５０℃以下であり、優れた靭性を有した。さらに、これらの試験番号の特定炭化物の大きさは２０ｎｍ以上であった。そのため、内面表層硬さが２４８ＨＶ１０以下であった。そのため、割れ長さ率ＣＬＲは低く、ブリスタの発生個数も少なかった。【０１１３】
試験番号５及び６を比較して、加速冷却を実施した試験番号５の５０％ＦＡＴＴは、試験番号６よりも低く、優れていた。同様に、試験番号１０及び１１、１２及び１３を比較して、試験番号１０及び１２の５０％ＦＡＴＴは、試験番号１１及び１３よりも、優れていた。つまり、同じ鋼種の継目無鋼管であれば、加速冷却を実施した方が靱性が優れていた。【０１１４】
さらに、表４を参照して、試験番号３、５、９及び１２の円周溶接部の吸収エネルギはいずれも１００Ｊを超えた。さらに、これらの試験番号の溶融境界線部の硬さは低かった。そのため、溶接部においても、優れた耐ＨＩＣ性を示した。【０１１５】
一方、試験番号２では、表２−１に示すとおり、焼戻し温度が低すぎた。そのため、特定炭化物の大きさが２０ｎｍ未満であった。そのため、試験番号２の内面表層硬さが過剰に高くなり２４８ＨＶ１０を超えた。また、割れ長さ率ＣＬＲが高く、ブリスタ個数も多かった。つまり、耐ＨＩＣ性が低かった。【０１１６】
試験番号１４では、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、内面表層硬さが過剰に高くなり、２４８ＨＶ１０を超えた。割れ面積率ＣＬＲが高く、ブリスタ個数も多かった。【０１１７】
試験番号１５では、Ｍｏ含有量が低すぎた。そのため、降伏強度が５５０ＭＰａ未満であった。【０１１８】
試験番号１６では、炭素当量Ｃｅｑが低すぎた。そのため、降伏強度が５５０ＭＰａ未満であった。【０１１９】
試験番号１７では、炭素当量Ｃｅｑが高すぎた。そのため、表４に示すとおり、溶融境界線部の硬さが過剰に高くなり、吸収エネルギが低く、溶接部のＨＡＺにＨＩＣが発生した。【０１２０】
試験番号１８では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、表４に示すとおり、溶融境界線部の硬さが過剰に高くなり、溶接部のＨＡＺにＨＩＣが発生した。【０１２１】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
【産業上の利用可能性】
【０１２２】
本発明によれば、高強度及び優れた耐ＨＩＣ性を有し、円周溶接された場合であっても、ＨＡＺの耐ＨＩＣ性に優れる継目無鋼管の提供が可能となる。
【符号の説明】
【０１２３】
１  加熱炉
２  穿孔機
３  延伸圧延機
４  定径圧延機
５  補熱炉
６  水冷装置
７  焼入れ装置
８  焼戻し装置
ＦＬ  溶融境界線部
ＩＳ  内面
ＯＳ  外面
【要約】
この継目無鋼管は、炭素当量Ｃｅｑが０．５０〜０．５８％であり；Ｍｏを５０質量％以上の割合で含有し、Ｖを含有し、さらに、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種を含有し、大きさが２０ｎｍ以上である特定炭化物を含有する。【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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