(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
継目無鋼管であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１〜１．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１６．００超〜１８．００％、
Ｍｏ：１．００〜３．００％、
Ｃｕ：０．５０〜３．５０％、
Ｎｉ：３．００〜５．５０％、
Ｃｏ：０．０１０〜０．５００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｏ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．０７０％以下、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｖ：０．０１〜１．００％、
Ｗ：０．０１〜２．００％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
Ｔｉ：０〜０．０１０％、
Ｎｂ：０〜０．３００％、
Ｓｎ：０〜０．３００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
前記継目無鋼管のミクロ組織において、フェライトの体積率は１０〜５０％未満であり、マルテンサイトの体積率は５０％以上であり、残留オーステナイトの体積率は１０％以下であり、
前記継目無鋼管において、５質量％のＮａＣｌと０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有する水溶液における脱不働態化ｐＨが３．００以下である、
継目無鋼管。
Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋２．０Ｃｕ＋Ｗ＋０．５Ｃｏ≧２３．０  （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。
【請求項２】
請求項１に記載の継目無鋼管であって、
前記化学組成はさらに、式（２）を満たす、
継目無鋼管。
（３Ｔｉ＋Ｂ）／Ｎ≦０．２１０  （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されていない場合、対応する元素記号には「０」が代入される。
【請求項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、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有する、
継目無鋼管。
【請求項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、
Ｔｉ：０．００１〜０．０１０％、及び、
Ｎｂ：０．００１〜０．３００％、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。
【請求項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、
Ｓｎ：０．００１〜０．３００％を含有する、
継目無鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示は継目無鋼管に関し、さらに詳しくは、フェライトとマルテンサイトとを含むミクロ組織を有する継目無鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して「油井」という）の中には、腐食性物質を多く含有する環境がある。腐食性物質は例えば、硫化水素及び炭酸ガス等の腐食性ガスである。本明細書において、硫化水素及び炭酸ガスを含有する環境を「サワー環境」という。サワー環境の温度は、井戸の深さにもよるが、常温〜２００℃程度である。本明細書において、常温とは、２４±３℃を意味する。
【０００３】
鋼の耐炭酸ガス腐食性の向上にはクロム（Ｃｒ）が有効であることが知られている。そのため、炭酸ガスを多く含む環境の油井では、炭酸ガスの分圧や温度に応じて、ＡＰＩ  Ｌ８０  １３Ｃｒ鋼材（通常の１３Ｃｒ鋼材）や、Ｃ含有量を低減したスーパー１３Ｃｒ鋼材等に代表される、１３質量％程度のＣｒを含有するマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管が使用されている。１３Ｃｒ鋼材やスーパー１３Ｃｒ鋼材は、主として、Ｈ２Ｓ分圧が０．０３ｂａｒ以下のマイルドサワー環境の油井にて使用されている。
【０００４】
ところで、サワー環境のうち、Ｈ２Ｓ分圧が０．０３ｂａｒよりも高く０．１ｂａｒ以下の環境をエンハンストマイルドサワー環境という。エンハンストマイルドサワー環境では、マイルドサワー環境よりもＨ２Ｓ分圧が高いため、１３Ｃｒ鋼材やスーパー１３Ｃｒ鋼材よりもＣｒ含有量が高い二相ステンレス継目無鋼管が適用されている。しかしながら、二相ステンレス継目無鋼管は１３Ｃｒ鋼材やスーパー１３Ｃｒ鋼材と比較して高価である。そのため、二相ステンレス継目無鋼管よりもＣｒ含有量が低くても、エンハンストマイルドサワー環境での使用が可能な継目無鋼管が求められている。
【０００５】
そこで、エンハンストマイルドサワー環境で使用可能であり、二相ステンレス継目無鋼管よりもＣｒ含有量の低い鋼材として、Ｃｒ含有量を１０〜１８％程度含有する継目無鋼管（以下、１７Ｃｒ鋼材ともいう）が提案されている。
【０００６】
１７Ｃｒ鋼材はたとえば、特開２０１５−１１０８２２号公報（特許文献１）、特開２０１２−１４９３１７号公報（特許文献２）、及び、国際公開第２０１７／１６８８７４号（特許文献３）に開示されている。
【０００７】
特許文献１に開示された継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１５〜１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５〜１７．５％、Ｎｉ：３．０〜６．０％、Ｍｏ：１．５〜５．０％、Ｃｕ：４．０％以下、Ｗ：０．１〜２．５％、Ｎ：０．１５％以下を、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎが下記（１）式を、さらにＣｕ、Ｍｏ、Ｗが下記（２）式を、さらにＣｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉが下記（３）式を、それぞれ満足するように調整して含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する。ここで式（１）〜式（３）はそれぞれ次のとおりである。式（１）：−５．９×（７．８２＋２７Ｃ−０．９１Ｓｉ＋０．２１Ｍｎ−０．９Ｃｒ＋Ｎｉ−１．１Ｍｏ＋０．２Ｃｕ＋１１Ｎ）≧１３．０、式（２）：Ｃｕ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ≧５．８、式（３）：Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｃｒ＋２Ｎｉ  ≦  ３４．５。式（１）を満たすことにより耐孔食性に優れるフェライト相を十分に生成し、式（２）を満たすことによりＨ２Ｓ濃度の高い環境下において耐ＳＳＣ性を高め、式（３）を満たすことにより残留オーステナイトの生成を抑制して、耐ＳＳＣ性をさらに高めることができる、と特許文献１には記載されている。
【０００８】
特許文献２に開示された継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５％超１７．５％以下、Ｎｉ：２．５〜５．５％、Ｍｏ：１．８〜３．５％、Ｃｕ：０．３〜３．５％、Ｖ：０．２０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０６％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、降伏強さ：６５５〜８６２ＭＰａの強度と降伏比：０．９０以上を有する。Ｃ含有量を０．０１％以下とし、Ｃｒ含有量を１５．５％超〜１７．５％とし、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖを適宜含有することにより、耐炭酸ガス腐食性及び耐ＳＳＣ性が高まる、と特許文献２には記載されている。
【０００９】
特許文献３に開示された継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１２．０〜１７．０％、Ｎｉ：４．０〜７．０％、Ｍｏ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．００５〜０．１５％、Ｏ：０．０１０％以下を含有し、かつ下記（１）式及び下記（２）式を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する。ここで、式（１）及び式（２）は次のとおりである。式（１）：Ｃｒ＋０．６５Ｎｉ＋０．６Ｍｏ＋０．５５Ｃｕ−２０Ｃ≧１５．０、式（２）：Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ≦１１。式（１）を満たすことにより、高温腐食環境下における耐炭酸ガス腐食性が高まり、式（２）を満たすことにより、熱間加工性を高めることができる、と特許文献３には記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２０１５−１１０８２２号公報
【特許文献２】特開２０１２−１４９３１７号公報
【特許文献３】国際公開第２０１７／１６８８７４号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
ところで、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境では、活性溶解が促進され、全面腐食が発生しやすい。さらに、継目無鋼管の内表面は、生産流体に直接接触することから、特に全面腐食が発生しやすい。したがって、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境に用いられる継目無鋼管の内表面には、優れた耐全面腐食性が求められる。しかしながら、特許文献１〜３では、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境における継目無鋼管の内表面の耐全面腐食性に関する検討がなされていない。
【００１２】
本開示の目的は、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境であっても、優れた耐全面腐食性を有する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】
本開示による継目無鋼管は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１〜１．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１６．００超〜１８．００％、
Ｍｏ：１．００〜３．００％、
Ｃｕ：０．５０〜３．５０％、
Ｎｉ：３．００〜５．５０％、
Ｃｏ：０．０１０〜０．５００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｏ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．０７０％以下、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｖ：０．０１〜１．００％、
Ｗ：０．０１〜２．００％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
Ｔｉ：０〜０．０１０％、
Ｎｂ：０〜０．３００％、
Ｓｎ：０〜０．３００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
前記継目無鋼管のミクロ組織において、フェライトの体積率は１０〜５０％未満であり、マルテンサイトの体積率は５０％以上であり、残留オーステナイトの体積率は１０％以下であり、
前記継目無鋼管において、５質量％のＮａＣｌと０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有する水溶液における脱不働態化ｐＨが３．００以下である。
Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋２．０Ｃｕ＋Ｗ＋０．５Ｃｏ≧２３．０  （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。
【発明の効果】
【００１４】
本開示による継目無鋼管は、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境であっても、優れた耐全面腐食性を有する。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、実施例中の鋼番号Ａについて、試験番号ごとに脱不働態化ｐＨを示した図である。
【図２】図２は、Ｆ１（＝Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋２．０Ｃｕ＋Ｗ＋０．５Ｃｏ）と脱不働態化ｐＨとの関係を示す図である。
【図３】図３は、自然電位と特定試験溶液のｐＨとの関係の一例を示す図である。
【図４】図４は、実施例のうち、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００以下である鋼材における、Ｆ２（＝（３Ｔｉ＋Ｂ）／Ｎ）と−１０℃での吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）との関係を示す図である。
【図５】図５は、実施例のうち、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たす鋼材において、ブラスト工程と第１及び第２酸性工程とを実施した場合のＦ１と脱不働態化ｐＨとの関係（図中「○」印）と、ブラスト工程、及び、第１及び第２酸性工程の少なくとも一方を実施しなかった場合のＦ１と脱不働態化ｐＨとの関係（図中「●」印）とを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境であっても、内表面において活性溶解を抑制して優れた耐全面腐食性を有する継目無鋼管について検討を行った。初めに、油井用途に適する継目無鋼管の化学組成を検討した。その結果、化学組成が質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１６．００超〜１８．００％、Ｍｏ：１．００〜３．００％、Ｎｉ：３．００〜５．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｏ：０．０５０％以下、Ｎ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｖ：０．０１〜１．００％、Ｂ：０〜０．００２０％、Ｔｉ：０〜０．００１０％、Ｎｂ：０〜０．３００％、Ｓｎ：０〜０．３００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、フェライト及びマルテンサイトを主体とするミクロ組織を有する継目無鋼管であれば、油井用途に適すると考えた。
【００１７】
そこで、本発明者らは、上述の化学組成を有する継目無鋼管において、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境中で、内表面において優れた耐全面腐食性が得られる方法について検討を行った。その結果、本発明者らは、上記化学組成にさらに、Ｃｕを０．５０〜３．５０％含有し、Ｃｏを０．０１０〜０．５００％含有し、Ｗを０．０１〜２．００％含有すれば、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境であっても、継目無鋼管の内表面において活性溶解を抑制し、耐全面腐食性が高まる可能性があることを見出した。つまり、化学組成が質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１６．００超〜１８．００％、Ｍｏ：１．００〜３．００％、Ｃｕ：０．５０〜３．５０％、Ｎｉ：３．００〜５．５０％、Ｃｏ：０．０１０〜０．５００％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｏ：０．０５０％以下、Ｎ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｖ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜２．００％、Ｂ：０〜０．００２０％、Ｔｉ：０〜０．０１０％、Ｎｂ：０〜０．３００％、Ｓｎ：０〜０．３００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる継目無鋼管であれば、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境であっても、優れた耐全面腐食性が得られる可能性があることを見出した。
【００１８】
上記化学組成の鋼材においてＣｕを０．５０〜３．５０％含有し、Ｃｏを０．０１０〜０．５００％含有し、Ｗを０．０１〜２．００％含有することにより、エンハンストマイルドサワー環境において活性溶解が抑制され、耐全面腐食性が高まる理由について、詳細は明らかになっていない。しかしながら、次の理由が考えられる。上述のエンハンストマイルドサワー環境において、上述の化学組成の継目無鋼管の表面には、不働態皮膜が形成される。このような状況下において、継目無鋼管が０．５０％以上Ｃｕを含有していれば、鋼材中のＣｕがエンハンストマイルドサワー環境中のＨ２Ｓと反応して、不働態皮膜上にＣｕ硫化物が生成する。同様に、継目無鋼管が０．０１０％以上のＣｏを含有していれば、不働態皮膜上にＣｏ硫化物が形成する。継目無鋼管が０．０１％以上のＷを含有していれば、不働態皮膜上にＷ硫化物が形成する。
【００１９】
エンハンストマイルドサワー環境では、Ｈ２Ｓ分圧が０．０３超〜０．１ｂａｒと高い。そのため、エンハンストマイルドサワー環境中の硫化水素イオン（ＨＳ−）や塩化物イオン（Ｃｌ−）により、不働態皮膜は破壊されやすい。しかしながら、本実施形態の鋼材の場合、Ｍｏ硫化物、Ｎｉ硫化物とともに、Ｃｕ硫化物、Ｃｏ硫化物、及び、Ｗ硫化物が不働態皮膜上に形成される。そのため、硫化水素イオンや塩化物イオンが不働態皮膜に直接接触するのを抑制できる。そのため、硫化水素イオンや塩素イオンによる不働態皮膜の破壊が抑制される。その結果、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境でも優れた耐全面腐食性を得ることができると考えられる。
【００２０】
上記メカニズムと異なるメカニズムにより、耐全面腐食性が高まっている可能性もある。しかしながら、上述の化学組成とし、Ｃｕを０．５０〜３．５０％含有し、Ｃｏを０．０１０〜０．５００％含有し、Ｗを０．０１〜２．００％含有することにより、本実施形態の継目無鋼管の耐全面腐食性が高まることは、後述の実施例でも立証されている。
【００２１】
しかしながら、さらなる調査の結果、上記化学組成の継目無鋼管であっても、優れた耐全面腐食性が得られない場合があることが判明した。そこで本発明者らは、上述の化学組成を有する継目無鋼管の耐全面腐食性をさらに高める手段について、調査及び検討した。
【００２２】
まず、本発明者らは、継目無鋼管の耐全面腐食性の指標として、脱不働態化ｐＨに着目した。本明細書において、脱不働態化ｐＨとは、特定環境下において鋼材が不働態状態を維持できる最も低いｐＨを意味する。不働態状態とは、鋼材の任意の領域において、表面全体に不働態皮膜が形成され、全面腐食を抑制できる状態を意味する。すなわち、脱不働態化ｐＨよりも低いｐＨ環境下では、鋼材の表面において不働態皮膜が一部又は全部破壊されて活性溶解が進行し、鋼材に全面腐食が生じる。したがって、脱不働態化ｐＨが低いほど、低ｐＨのサワー環境においても不働態皮膜が維持され、耐全面腐食性は高くなる。なお、本明細書において、脱不働態化ｐＨを「ｐＨｄ」ともいう。
【００２３】
次に、本発明者らは、継目無鋼管の脱不働態化ｐＨを低減させる元素について、詳細に検討した。上述の化学組成中の元素のうち、不働態皮膜を安定化する元素として、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏが挙げられる。Ｃｒは不働態皮膜を形成する。一方、上述のとおり、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏは、硫化物を生成して不働態皮膜が破壊されるのを抑制する。
【００２４】
そこで本発明者らは、上述の化学組成とミクロ組織とを有する継目無鋼管において、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏの含有量と、脱不働態化ｐＨとの関係について、詳細に調査及び検討した。その結果、上述の化学組成とミクロ組織とを有する継目無鋼管では次の式（１）を満たすことにより、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境において、耐全面腐食性をさらに安定して高めることができることを見出した。
Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋２．０Ｃｕ＋Ｗ＋０．５Ｃｏ≧２３．０  （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。
【００２５】
Ｆ１＝Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋２．０Ｃｕ＋Ｗ＋０．５Ｃｏと定義する。Ｆ１は不働態皮膜の安定性に関する指標である。Ｆ１が高いほど、不働態皮膜が安定化する。Ｆ１が２３．０未満であれば、不働態皮膜が不安定になり、脱不働態化ｐＨが３．００を超える。その結果、継目無鋼管の耐全面腐食性が低下する。したがって、本実施形態による継目無鋼管では、上述の化学組成とミクロ組織とを有し、さらに、Ｆ１が２３．０以上である。
【００２６】
しかしながら、上述の化学組成とミクロ組織とを有し、式（１）を満たす継目無鋼管でも、内表面では優れた耐全面腐食性が得られない場合があった。そこで本発明者らは、上述の化学組成とミクロ組織とを有し、式（１）を満たす継目無鋼管について、その内表面近傍の状態と、脱不働態化ｐＨとの関係について、詳細に調査及び検討した。その結果、次の事項が判明した。
【００２７】
継目無鋼管の内表面では、他の領域と比較して、Ｃｒ及びＭｏ濃度が低下している領域が存在する場合がある。特に、スケールが形成されている継目無鋼管では、スケールと隣接する領域に、Ｃｒ及びＭｏの濃度が低下している領域（以下、「脱元素層」ともいう）が形成される場合がある。ＣｒやＭｏは、上述のとおり、鋼材の不働態皮膜を安定化させる。そのため、継目無鋼管の内表面に脱元素層が形成されている場合、鋼材の不働態皮膜が不安定となり、鋼材の耐全面腐食性が低下する場合がある。
【００２８】
ここで、マイルドサワー環境やエンハンストマイルドサワー環境の油井用途の継目無鋼管の製造工程では、最終工程において、継目無鋼管の内表面のスケール除去を目的として、ショットブラストに代表されるブラスト処理が実施される場合がある。ここで、ブラスト処理とは、鋼材の表面を機械的に研削する処理である。表層がスケールに被覆された鋼材に対してブラスト処理を実施した場合、スケールを除去することは可能である。しかしながら、表層の脱元素層まで十分に除去することはできない場合があることが新たに判明した。つまり、ブラスト処理後の継目無鋼管は、内表面の表層に脱元素層が残存してしまう場合がある。
【００２９】
上述のとおり、ＣｒやＭｏは、鋼材の不働態皮膜を安定化させる。すなわち、ブラスト処理を実施しても、継目無鋼管の内表面の表層の一部に脱元素層が残存すれば、脱元素層が残存する領域において、不働態皮膜が不安定となる。その結果、式（１）を満たす化学組成と上述のミクロ組織とを有する継目無鋼管であっても、内表面において十分な耐全面腐食性が得られない場合がある。
【００３０】
そこで本発明者らは、ブラスト処理に代わり、酸洗処理を実施することにより、表層からスケールと脱元素層とを除去すれば、継目無鋼管の内表面の耐全面腐食性を高められるのではないかと考えた。具体的には、本発明者らは、後述の好ましい製造方法に記載の二段階の酸洗処理（第１酸洗工程、第２酸洗工程）を実施することを考えた。第１酸洗工程では、鋼材を酸性水溶液中に長時間浸漬させる。その結果、鋼材全体の表層が十分に溶解する。つまり、第１酸洗工程では、鋼材の表層から、スケールと脱元素層とを除去することができると考えられる。さらに、第２酸洗工程では、鋼材の表層が活性化される。その結果、鋼材の表層に強固な不働態皮膜を形成することができると考えられる。
【００３１】
このように、二段階の酸洗工程（第１酸洗工程、第２酸洗工程）によれば、鋼材の表層から、スケールと脱元素層とが除去され、さらに、鋼材の表層に強固な不働態皮膜が形成されると予想できる。この場合、継目無鋼管の内表面における脱不働態化ｐＨが低下し、継目無鋼管の内表面における耐全面腐食性が高まるはずである。以上の検討結果に基づいて、上述の化学組成とミクロ組織とを有し、式（１）を満たす鋼材について、ブラスト処理及び酸洗処理の実施の有無と、脱不働態化ｐＨとの関係を調査した。その結果を表１に示す。
【００３２】
【表１】
0006760530.tif 000002
【００３３】
表１は、後述する実施例のうち、鋼番号Ａについて、ブラスト処理と酸洗処理との実施の有無と、脱不働態化ｐＨとを抜粋して記載したものである。表１に記載の鋼番号Ａは、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、式（１）を満たした。表１に記載の鋼材はいずれも、主としてフェライト及びマルテンサイトのミクロ組織であった。
【００３４】
表１の「ブラスト処理」欄及び「酸洗処理」欄の「実施」とは、当該処理を後述の好ましい製造方法に記載の方法で実施したことを意味する。表１の「ブラスト処理」欄及び「酸洗処理」欄の「−」とは、当該処理を実施しなかったことを意味する。表１の「備考」欄には、ブラスト処理と酸洗処理との実施状況をまとめて示す。表１の「ｐＨｄ」欄には、後述する方法で得られた脱不働態化ｐＨを示す。
【００３５】
さらに、表１の結果を図１に示す。図１は、鋼番号Ａについて、試験番号ごとに脱不働態化ｐＨを示した図である。
【００３６】
図１を参照して、ブラスト処理のみを実施した鋼材（試験番号２３）、及び、酸洗処理のみを実施した鋼材（試験番号２４）は、ブラスト処理及び酸洗処理を実施しなかった鋼材（試験番号２２）と比較して、脱不働態化ｐＨが低下した。しかしながら、ブラスト処理と酸洗処理とを実施した鋼材（試験番号１）は、ブラスト処理のみ（試験番号２３）、及び、酸洗処理のみ（試験番号２４）を実施した鋼材と比較して、脱不働態化ｐＨが顕著に低下した。
【００３７】
以上の結果から明らかな通り、化学組成の各元素含有量が上述の範囲内であって、式（１）を満たす継目無鋼管に対して、ブラスト処理と酸洗処理とを実施すれば、脱不働態化ｐＨが顕著に低下することを、本発明者らは新たに見出した。
【００３８】
上述のとおり、酸洗処理を実施すれば、スケールと脱元素層とが両方除去できると考えられる。しかしながら、酸洗処理のみを実施した鋼材（試験番号２４）は、ブラスト処理及び酸洗処理を実施した鋼材（試験番号１）と比較して、優れた耐全面腐食性が得られなかった。この理由について、詳細は明らかになっていない。しかしながら、本発明者らは次のように考えている。本実施形態による酸洗処理では、鋼材の表層は、全体的に概ね均一に溶解すると考えられる。すなわち、鋼材の表層がスケール形成によって微視的に粗くなっている場合、酸洗処理のみを実施した鋼材の表層は、微視的に粗い状態を維持している可能性がある。一方で、ブラスト処理を実施した鋼材は、酸洗処理のみを実施した鋼材と比較して、鋼材表面が微視的に平滑になっていると考えられる。
【００３９】
鋼材の表面が粗くなっている場合、局所的な腐食が生じる可能性がある。腐食が生じた箇所では、局所的にｐＨが低下して不働態皮膜が破壊されてしまう。この場合、局所的に活性溶解が進行し、不働態状態を脱して（すなわち、脱不働態化して）しまう。要するに、鋼材の表面が微視的に粗くなっている場合、微視的に平滑である場合と比較して、高いｐＨでも脱不働態化する。そのため、鋼材の表面が微視的に粗くなった結果、脱不働態化ｐＨが高まると考えられる。このように、酸洗処理のみを実施した鋼材は、脱元素層は除去されたものの、表面が粗いために、脱不働態化ｐＨが高くなり、耐全面腐食性が低下した可能性があると、本発明者らは考えている。
【００４０】
このように、鋼材の耐全面腐食性とは、鋼材の化学組成によって定まる不働態皮膜の安定性だけでなく、鋼材の表層に形成された脱元素層の有無や、表面の形状によっても、影響を受ける。具体的には、上述のとおり、ブラスト処理を実施すれば、継目無鋼管の内表面が微視的に平滑になると考えられる。さらに、酸洗処理を実施すれば、脱元素層が除去され、強固な不働態皮膜が、継目無鋼管の表面全体に形成されていると考えられる。しかしながら、現在の技術では、これらの複合的な要因それぞれを特定し、計測することは極めて困難である。しかしながら、表１及び図１を参照して、ブラスト処理のみを実施した鋼材（試験番号２３）と、酸洗処理のみを実施した鋼材（試験番号２４）と、ブラスト処理及び酸洗処理を実施した鋼材（試験番号１）とは、脱不働態化ｐＨの数値が顕著に異なる。
【００４１】
そこで、本実施形態では、継目無鋼管における特定試験溶液（５質量％のＮａＣｌと０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有する水溶液）を用いた場合の脱不働態化ｐＨを規定することにより、本実施形態の継目無鋼管を定義している。なお、上述の化学組成とミクロ組織とを有し、式（１）を満たし、さらに、特定試験溶液を用いた場合の脱不働態化ｐＨが３．００以下である継目無鋼管は、優れた耐全面腐食性を示し、これらの要件を満たさない継目無鋼管は耐全面腐食性が低いことが、後述する実施例からも証明されている。
【００４２】
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、次の構成を有する。
【００４３】
［１］
継目無鋼管であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１〜１．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１６．００超〜１８．００％、
Ｍｏ：１．００〜３．００％、
Ｃｕ：０．５０〜３．５０％、
Ｎｉ：３．００〜５．５０％、
Ｃｏ：０．０１０〜０．５００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｏ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．０７０％以下、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｖ：０．０１〜１．００％、
Ｗ：０．０１〜２．００％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
Ｔｉ：０〜０．０１０％、
Ｎｂ：０〜０．３００％、
Ｓｎ：０〜０．３００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
前記継目無鋼管のミクロ組織において、フェライトの体積率は１０〜５０％未満であり、マルテンサイトの体積率は５０％以上であり、残留オーステナイトの体積率は１０％以下であり、
前記継目無鋼管において、５質量％のＮａＣｌと０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有する水溶液における脱不働態化ｐＨが３．００以下である、
継目無鋼管。
Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋２．０Ｃｕ＋Ｗ＋０．５Ｃｏ≧２３．０  （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。
【００４４】
［２］
［１］に記載の継目無鋼管であって、
前記化学組成はさらに、式（２）を満たす、
継目無鋼管。
（３Ｔｉ＋Ｂ）／Ｎ≦０．２１０  （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されていない場合、対応する元素記号には「０」が代入される。
【００４５】
［３］
［１］又は［２］に記載の継目無鋼管であって、
前記化学組成は、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有する、
継目無鋼管。
【００４６】
［４］
［１］〜［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、
Ｔｉ：０．００１〜０．０１０％、及び、
Ｎｂ：０．００１〜０．３００％、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。
【００４７】
［５］
［１］〜［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、
Ｓｎ：０．００１〜０．３００％を含有する、
継目無鋼管。
【００４８】
本実施形態の継目無鋼管は、油井用継目無鋼管であってもよい。本明細書において、「油井用継目無鋼管」は、油井又はガス井の掘削、及び、原油又は天然ガスの採取等に用いられるケーシング、チュービング、ドリルパイプの総称を意味する。
【００４９】
以下、本実施形態の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。
【００５０】
［化学組成］
本実施形態の継目無鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。
【００５１】
Ｃ：０．０５０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは鋼材の焼入れ性を高めて、鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が０．０５０％を超えれば、ＣはＣｒと結合してＣｒ炭化物を生成しやすくなる。その結果、鋼材の表層に脱Ｃｒ層が生成しやすくなる。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐全面腐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以下である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は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％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
【００５２】
Ｓｉ：１．００％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、脱酸効果が飽和し、かつ、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
【００５３】
Ｍｎ：０．０１〜１．００％
マンガン（Ｍｎ）は鋼材の焼入れ性を高めて、鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｍｎは粗大な介在物を生成して、鋼材の靭性が低下する。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０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％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％である。
【００５４】
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが結晶粒界に偏析して、鋼材の靭性を低下させる。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、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰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０．００１％であり、より好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
【００５５】
Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。ＳはＰと同様に結晶粒界に偏析したり、Ｍｎと結合して介在物であるＭｎＳを形成する。その結果、鋼材の靭性及び熱間加工性が低下する。Ｓ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性及び熱間加工性が顕著に低下する。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０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、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０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
【００５６】
Ｃｒ：１６．００超〜１８．００％
クロム（Ｃｒ）は０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境において、鋼材の表面に不働態皮膜を生成して鋼材の耐全面腐食性を高める。Ｃｒ含有量が１６．００％以下であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１８．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中のフェライトの体積率が増加して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１６．００超〜１８．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１６．０５％であり、さらに好ましくは１６．１０％であり、さらに好ましくは１６．１５％であり、さらに好ましくは１６．２０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１７．８０％であり、さらに好ましくは１７．６０％であり、さらに好ましくは１７．５０％であり、さらに好ましくは１７．４０％である。
【００５７】
Ｍｏ：１．００〜３．００％
モリブデン（Ｍｏ）は０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成する。Ｍｏ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ−）や硫化水素イオン（ＨＳ−）が不働態皮膜に接触するのを抑制し、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、Ｍｏは上述のサワー環境での鋼材の活性溶解を抑制して、耐全面腐食性を高める。Ｍｏ含有量が１．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が３．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中のフェライトの体積率が増加して、鋼材の強度が低下する。Ｍｏ含有量が３．００％を超えればさらに、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｍｏ等）が生成して、鋼材の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は１．００〜３．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．１０％であり、さらに好ましくは１．１５％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．２５％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．４０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．９０％であり、さらに好ましくは２．８５％であり、さらに好ましくは２．８０％であり、さらに好ましくは２．７５％である。
【００５８】
Ｃｕ：０．５０〜３．５０％
銅（Ｃｕ）は０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成する。Ｃｕ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ−）や硫化水素イオン（ＨＳ−）が不働態皮膜に接触するのを抑制し、不働態皮膜が塩素イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、Ｃｕはエンハンストマイルドサワー環境での鋼材の活性溶解を抑制して、耐全面腐食性を高める。Ｃｕ含有量が０．５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が３．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０〜３．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．４５％であり、さらに好ましくは３．３０％であり、さらに好ましくは３．２５％であり、さらに好ましくは３．２０％である。
【００５９】
Ｎｉ：３．００〜５．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成する。Ｎｉ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ−）や硫化水素イオン（ＨＳ−）が不働態皮膜に接触するのを抑制し、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、Ｎｉはエンハンストマイルドサワー環境での鋼材の活性溶解を抑制して、耐全面腐食性を高める。Ｎｉ含有量が３．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が５．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ａｃ１変態点が低くなりすぎる。この場合、残留オーステナイトが過剰に生成しやすくなる。その結果、鋼材は所望の機械的特性が得られない場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は３．００〜５．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３．０５％であり、さらに好ましくは３．１０％であり、さらに好ましくは３．１５％であり、さらに好ましくは３．２０％であり、さらに好ましくは３．２５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は５．００％であり、さらに好ましくは４．９０％であり、さらに好ましくは４．８５％であり、さらに好ましくは４．８０％である。
【００６０】
Ｃｏ：０．０１０〜０．５００％
コバルト（Ｃｏ）は０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成する。Ｃｏ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ−）や硫化水素イオン（ＨＳ−）が不働態皮膜に接触するのを抑制し、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、Ｃｏはエンハンストマイルドサワー環境での鋼材の活性溶解を抑制して、耐全面腐食性を高める。Ｃｏ含有量が０．０１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｃｏ含有量が０．５００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０．０１０〜０．５００％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．１２０％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％であり、さらに好ましくは０．３５０％であり、さらに好ましくは０．３００％であり、さらに好ましくは０．２５０％である。
【００６１】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が生成し、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、より好ましくは０．００３％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％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５５％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。なお、本明細書におけるＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
【００６２】
Ｏ：０．０５０％以下
酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、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、鋼材の靭性を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．０５０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の過剰な低減は、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０．００１％である。
【００６３】
Ｎ：０．０７０％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎ含有量が０．０７０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｎが粗大な窒化物を形成し、鋼材の靭性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．０７０％以下である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０６０％であり、さらに好ましくは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。
【００６４】
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は介在物の形態を制御して、鋼材の熱間加工性を高める。介在物の形態を制御するとは、たとえば、介在物を球状化することである。Ｃａ含有量が０．０００１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えれば、粗大なＣａ酸化物が生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００１〜０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。
【００６５】
Ｖ：０．０１〜１．００％
バナジウム（Ｖ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｖ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜１．００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
【００６６】
Ｗ：０．０１〜２．００％
タングステン（Ｗ）は０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成する。Ｗ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ−）や硫化水素イオン（ＨＳ−）が不働態皮膜に接触するのを抑制し、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、Ｗはエンハンストマイルドサワー環境での鋼材の活性溶解を抑制して、耐全面腐食性を高める。Ｗ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｗ含有量が２．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＷ炭化物が生成して、鋼材の靭性を低下する。したがって、Ｗ含有量は０．０１〜２．００％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．４０％である。
【００６７】
本実施形態による継目無鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、継目無鋼管を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、意図的に含有させるものではなく、本実施形態の継目無鋼管の効果に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００６８】
［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ  Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）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、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。
【００６９】
Ｂ：０〜０．００２０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。Ｂが含有される場合、Ｂは鋼材に固溶して鋼材の熱間加工性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＢ窒化物が生成して、鋼材の低温靭性を低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００２０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００１９％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
【００７０】
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、Ｔｉ及びＮｂ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、鋼材の強度を高める。
【００７１】
Ｔｉ：０〜０．０１０％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。Ｔｉが含有される場合、ＴｉはＣ及び／又はＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、炭窒化物等という）を形成する。この場合、ピンニング効果により結晶粒の粗大化が抑制され、鋼材の強度が高まる。Ｂを含有する場合にＴｉはさらに、Ｎと結合することにより、ＢがＮと結合するのを抑制し、固溶Ｂ量を確保する。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＴｉ炭窒化物等が生成して、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
【００７２】
Ｎｂ：０〜０．３００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＮｂはＣと結合してＮｂ炭化物を形成する。この場合、ピンニング効果により結晶粒の粗大化が抑制され、鋼材の強度が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．３００％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．３００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。
【００７３】
本実施形態による継目無鋼管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎを含有してもよい。
【００７４】
Ｓｎ：０〜０．３００％
すず（Ｓｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｎ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｓｎは０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境での鋼材の活性溶解を抑制して、耐全面腐食性を高める。Ｓｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．３００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｓｎ含有量は０〜０．３００％である。Ｓｎ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％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％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。
【００７５】
［式（１）について］
本実施形態の継目無鋼管の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋２．０Ｃｕ＋Ｗ＋０．５Ｃｏ≧２３．０  （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。
【００７６】
Ｆ１＝Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋２．０Ｃｕ＋Ｗ＋０．５Ｃｏと定義する。Ｆ１は、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提とした場合の継目無鋼管における、不働態皮膜の安定性を示す指標である。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である継目無鋼管における、Ｆ１と脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）との関係について、図を用いて説明する。図２は、Ｆ１と脱不働態化ｐＨとの関係を示す図である。図２は、後述する実施例のうち、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、後述する好ましい製造方法で製造された鋼材について、Ｆ１と脱不働態化ｐＨとを用いて作成された。
【００７７】
図２を参照して、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、後述する好ましい製造方法で製造された鋼材では、Ｆ１が２３．０未満の場合、脱不働態化ｐＨが３．００を超えており、Ｆ１値が変動しても、脱不働態化ｐＨがそれほど変動しない。一方、Ｆ１が２３．０以上となった場合、脱不働態化ｐＨが３．００以下となり、さらに、Ｆ１の増加とともに、脱不働態化ｐＨが急速に低下する。つまり、図２のグラフでは、Ｆ１＝２３．０近傍に変曲点が存在する。したがって、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、後述する好ましい製造方法で製造された鋼材では、Ｆ１が２３．０以上であれば、脱不働態化ｐＨが３．００以下となり、優れた耐全面腐食性を示す。したがって、本実施形態による継目無鋼管では、Ｆ１を２３．０以上とする。
【００７８】
Ｆ１の好ましい下限は２３．５であり、さらに好ましくは２４．０であり、さらに好ましくは２４．５であり、さらに好ましくは２５．０であり、さらに好ましくは２６．０であり、さらに好ましくは２６．９である。なお、Ｆ１の上限は特に限定されないが、本実施形態の化学組成の場合、３６．０である。なお、Ｆ１は小数第二位を四捨五入して得られる。
【００７９】
［脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）］
上述のとおり、本明細書では、鋼材が特定環境下において不働態状態を維持できる最も低いｐＨを、その環境下での脱不働態化ｐＨと称する。上述のとおり、本明細書において、脱不働態化ｐＨを「ｐＨｄ」ともいう。鋼材が曝されている環境のｐＨが脱不働態化ｐＨを下回ると、鋼材の不働態皮膜が破壊されて活性溶解が進行し、全面腐食が進行する。したがって、脱不働態化ｐＨが低いほど、低ｐＨのサワー環境においても不働態皮膜が維持され、継目無鋼管の耐全面腐食性が高くなる。
【００８０】
本実施形態による継目無鋼管は、５質量％のＮａＣｌと０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有する水溶液における脱不働態化ｐＨが３．００以下である。本明細書においては、「５質量％のＮａＣｌと０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有する水溶液」を「特定試験溶液」ともいう。
【００８１】
本実施形態の継目無鋼管は、式（１）を満たす上述の化学組成を有し、内表面表層の脱元素層を低減した上で、内表面表層を微視的に平滑にすることにより、上記特定試験溶液での脱不働態化ｐＨを３．００以下にすることができる。なお、後述する好ましい製造方法に記載するように、本実施形態ではブラスト処理と酸洗処理とを両方実施することにより、内表面表層の脱元素層を低減し、さらに、内表面表層を微視的に平滑にすることができる。このようにして、本実施形態による継目無鋼管は、内表面における脱不働態化ｐＨを３．００以下とすることができる。
【００８２】
上述のとおり、鋼材の耐全面腐食性は、鋼材の化学組成によって定まる不働態皮膜の安定性だけでなく、鋼材の表層に形成された脱元素層の有無や、表面形状の影響も受ける。しかしながら、現在の技術では、これらの複合的な要因それぞれを特定し計測することは極めて困難である。そこで、本実施形態では、上述のとおり、特定試験溶液（５質量％のＮａＣｌと０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有する水溶液）を用いた場合の脱不働態化ｐＨを、不働態皮膜の安定性、表層の脱元素層の有無、及び表面形状の指標として規定する。
【００８３】
なお、上述のとおり、上述の化学組成とミクロ組織とを有し、式（１）を満たした上で、特定試験溶液を用いた場合の脱不働態化ｐＨが３．００以下である継目無鋼管は、優れた耐全面腐食性を示し、これらの要件を満たさない継目無鋼管は、耐全面腐食性が低いことが、後述する実施例からも証明されている。
【００８４】
［脱不働態化ｐＨの測定方法］
脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）は次の方法で測定できる。継目無鋼管の内表面に相当する領域のみが露出した試験片を作製する。具体的には、継目無鋼管の内表面を含む試験片を採取する。試験片のサイズは特に限定されない。たとえば、厚さ１ｍｍ、直径１５ｍｍの円板状の試験片でもよいし、板状の試験片でもよい。試験片のうち、継目無鋼管の内表面に相当する領域以外の領域に、被膜を形成する。被膜とは、エンハンストマイルドサワー環境での腐食に対して不活性であれば特に限定されない。被膜は例えば、樹脂被膜である。このようにして、継目無鋼管の内表面に相当する領域のみが露出した試験片を作製する。なお、試験片には後段の電気化学測定において通電する。そのため、樹脂被膜のように不導体の被膜を形成する場合、通電のための導線を、試験片のうち内表面に相当する領域以外の領域の任意の部分に接続する。
【００８５】
５質量％のＮａＣｌ（塩化ナトリウム）と０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａ（酢酸ナトリウム）とを含有し、さらに互いに異なる濃度のＣＨ３ＣＯＯＨ（酢酸）を含有する複数の特定試験溶液を準備する。準備した複数の特定試験溶液のｐＨをｐＨメーターにより測定して、各特定試験溶液のｐＨを決定する。ｐＨが略０．２ピッチとなっている複数の特定試験溶液を準備する。
【００８６】
各特定試験溶液での試験片の自然電位を次の方法で測定する。初めに、電解槽を準備する。電解槽は、ガラス製のセル（８００ｍＬ）とする。電解槽に特定試験溶液を入れて、高純度のＡｒで１時間以上脱気する。脱気後、試験ガス（Ｈ２Ｓ分圧が０．１ｂａｒであり、残部はＣＯ２）を３０分以上通気し、飽和させる。試験時の特定試験溶液を常温（２４±３℃）に保持し、電解槽を密閉状態とする。対極を白金とし、照合電極をＳＣＥ飽和カロメル電極とする。試験片を試験溶液内に浸漬し、ポテンショスタットを用いて自然電位を測定する。試験の間、試験溶液内に上記試験ガスを１０ｍＬ／分程度の流量で通気して、飽和を維持する。
【００８７】
自然電位が十分に安定化する４時間経過後に、自然電位を測定する。ｐＨが略０．２ピッチの各特定試験溶液に対応する試験片を準備して、各特定試験溶液での自然電位を求める。求めた自然電位と特定試験溶液のｐＨとの関係をプロットする。
【００８８】
図３は、求めた自然電位と特定試験溶液のｐＨとの関係の一例を示す図である。図３を参照して、自然電位が急峻に上昇する直前のプロットのｐＨを、「脱不働態化ｐＨ」と定義する。具体的には、図３を参照して、ｐＨの最も低い特定試験溶液を第１特定試験溶液と定義し、ｐＨが高まる順に、第２特定試験溶液、第３特定試験溶液、第ｎ特定試験溶液と定義する。第１特定試験溶液の自然電位をＶ１と定義し、第２特定試験溶液の自然電位をＶ２と定義し、第ｎ特定試験溶液の自然電位をＶｎと定義し、第ｎ＋１特定試験溶液の自然電位をＶｎ＋１と定義する。図３において、自然電位Ｖｎから自然電位Ｖｎ＋１へは自然電位が顕著に増大しており、自然電位Ｖｎと、自然電位Ｖｎ＋１以降の自然電位（Ｖｎ＋１、Ｖｎ＋２、Ｖｎ＋３、・・・）との電位差は、自然電位Ｖｎと、自然電位Ｖｎ−１以前の自然電位（Ｖｎ−１、Ｖｎ−２、Ｖｎ−３・・・）との電位差と比較して、顕著に大きい。この場合、第ｎ特定試験溶液のｐＨを「脱不働態化ｐＨ」と定義する。
【００８９】
［ミクロ組織（Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）］
本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、主としてフェライト及びマルテンサイトからなり、残部が残留オーステナイトからなる。より具体的には、本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織において、フェライトの体積率は１０〜５０％未満であり、マルテンサイトの体積率は５０％以上であり、残留オーステナイトの体積率は１０％以下である。なお、本明細書において、マルテンサイトは、フレッシュマルテンサイトだけでなく、焼戻しマルテンサイトも含む。
【００９０】
フェライトの体積率が高すぎれば、鋼材の降伏強度が低下する。また、残留オーステナイトの体積率が高すぎれば、残留オーステナイトの粒界にＣｒ炭化物が生成しやすくなる。この場合、耐全面腐食性が低下する。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である鋼材のミクロ組織において、フェライトの体積率が１０〜５０％未満であり、マルテンサイトの体積率が５０％以上であり、残留オーステナイトの体積率が１０％以下であれば、降伏強度が７５６ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上となり、さらに、式（１）を満たすことを前提として、エンハンストマイルドサワー環境において優れた耐全面腐食性が得られる。
【００９１】
フェライトの体積率の好ましい下限は１５％であり、さらに好ましくは２０％であり、さらに好ましくは２５％である。フェライトの体積率の好ましい上限は４９％であり、さらに好ましくは４５％である。マルテンサイトの体積率の好ましい下限は５１％であり、さらに好ましくは５３％である。マルテンサイトの体積率の好ましい上限は８５％であり、さらに好ましくは８０％であり、さらに好ましくは７５％であり、さらに好ましくは７０％である。残留オーステナイトの体積率の好ましい上限は９％であり、さらに好ましくは８％であり、さらに好ましくは７％である。残留オーステナイトの体積率は０％であってもよい。
【００９２】
［フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの体積率の測定方法］
本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織におけるフェライトの体積率（ｖｏｌ．％）、マルテンサイトの体積率（ｖｏｌ．％）及び残留オーステナイトの体積率（ｖｏｌ．％）は次の方法により測定する。
【００９３】
［残留オーステナイトの体積率］
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法により求める。具体的には、継目無鋼管の肉厚中央位置から試験片を採取する。試験片の大きさは特に限定されないが、たとえば、１５ｍｍ×１５ｍｍ×厚さ２ｍｍである。この場合、試験片の厚さ方向は、管径方向である。得られた試験片を用いて、α相の（２００）面、α相の（２１１）面、γ相の（２００）面、γ相の（２２０）面、γ相の（３１１）面の各々のＸ線回折強度を測定し、各面の積分強度を算出する。Ｘ線回折強度の測定において、Ｘ線回折装置のターゲットをＭｏとし（ＭｏＫα線）、出力を５０ｋＶ−４０ｍＡとする。算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに式（Ｉ）を用いて、残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）を算出する。そして、６組の残留オーステナイトの体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義する。
Ｖγ＝１００／｛１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）｝  （Ｉ）
ここで、Ｉαはα相の積分強度である。Ｒαはα相の結晶学的理論計算値である。Ｉγはγ相の積分強度である。Ｒγはγ相の結晶学的理論計算値である。なお、本明細書において、α相の（２００）面でのＲαを１５．９、α相の（２１１）面でのＲαを２９．２、γ相の（２００）面でのＲγを３５．５、γ相の（２２０）面でのＲγを２０．８、γ相の（３１１）面でのＲγを２１．８とする。なお、残留オーステナイトの体積率は、得られた数値の小数第一位を四捨五入する。
【００９４】
［フェライトの体積率］
フェライトの体積率は次の方法で求める。継目無鋼管の肉厚中央位置から試験片を採取する。試験片の大きさは特に限定されない。試験片の表面のうち、継目無鋼管の長手方向（管軸方向）に平行であり、かつ、肉厚方向（管径方向）に垂直な断面に相当する表面を、観察面とする。観察面を鏡面研磨する。研磨後の観察面を、王水とグリセリンとの混合液を用いてエッチングする。エッチング後の観察面の任意の３視野を、１００倍の光学顕微鏡を用いて観察する。観察視野は例えば、１０００μｍ×１０００μｍとする。エッチングされた観察面では、フェライトとそれ以外の相（マルテンサイト、残留オーステナイト）とをコントラストに基づいて区別できる。コントラストに基づいてフェライトを特定する。特定されたフェライトに対して、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５（２００３）に準拠した点算法により、フェライトの面積率を求める。得られた３つのフェライトの面積率の算術平均値を、フェライトの体積率（ｖｏｌ．％）とみなす。なお、フェライトの体積率は、得られた数値の小数第一位を四捨五入する。
【００９５】
［マルテンサイトの体積率］
マルテンサイトの体積率は次の方法で求める。上述の方法で得られた残留オーステナイトの体積率及びフェライトの体積率に基づいて、次の式を用いてマルテンサイトの体積率（ｖｏｌ．％）を求める。
マルテンサイトの体積率＝１００−（残留オーステナイトの体積率＋フェライトの体積率）
【００９６】
［本実施形態の継目無鋼管の好ましい形態］
本実施形態の継目無鋼管において、好ましくは、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、さらに、式（２）を満たす。
（３Ｔｉ＋Ｂ）／Ｎ≦０．２１０  （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されていない場合、対応する元素記号には「０」が代入される。
【００９７】
Ｆ２＝（３Ｔｉ＋Ｂ）／Ｎと定義する。Ｆ２は、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提とした場合の継目無鋼管における、低温靭性の指標である。上述のとおり、Ｂは鋼材の熱間加工性を高め、Ｔｉは鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｔｉ及びＢはいずれもＮと結合しやすく、窒化物を形成しやすい元素である。Ｔｉ及びＢがＮと結合して、粗大な窒化物が過剰に生成した場合、鋼材の低温靭性が低下する。図４は、後述する実施例のうち、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００以下である鋼材における、Ｆ２と−１０℃での吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）との関係を示す図である。図４は、後述する実施例のうち、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００以下である鋼材について、Ｆ２と吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）とを用いて作成された。
【００９８】
図４を参照して、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００以下の鋼材では、Ｆ２が０．２１０以下の場合、吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）が１５０Ｊ以上と高く、さらに、Ｆ２が変動しても吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）はそれほど大きく変動しない。一方、Ｆ２が０．２１０を超えれば、吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）は急激に低下して、１００Ｊ未満となる。つまり、図２のグラフでは、Ｆ２＝０．２１０近傍に変曲点が存在する。したがって、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００以下である鋼材においてさらに、Ｆ２が０．２１０以下であれば、優れた耐全面腐食性が得られるだけでなく、優れた低温靭性も得られる。
【００９９】
Ｆ２の好ましい上限は０．２０５であり、さらに好ましくは０．２００であり、さらに好ましくは０．１９０であり、さらに好ましくは０．１８０であり、さらに好ましくは０．１７０であり、さらに好ましくは０．１６０である。なお、Ｆ２は、得られた数値の小数第四位を四捨五入する。
【０１００】
［低温靭性の評価方法］
本実施形態による継目無鋼管の低温靭性は、ＡＳＴＭ  Ｅ２３（２０１８）に準拠したシャルピー衝撃試験によって評価する。具体的には、本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央位置から、Ｖノッチ試験片を作製する。Ｖノッチ試験片は、ＡＰＩ  ５ＣＲＡ（２０１０）に準拠して作製する。ＡＰＩ  ５ＣＲＡ（２０１０）に準拠して作製したＶノッチ試験片に対して、ＡＳＴＭ  Ｅ２３（２０１８）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、−１０℃における吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）を求める。本実施形態では、吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）が１５０Ｊ以上であれば、優れた低温靭性を有すると判断する。
【０１０１】
なお、本実施形態の継目無鋼管は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００以下であれば、式（２）を満たさなくても、優れた耐全面腐食性を有する。したがって、本実施形態の継目無鋼管は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００以下であれば、式（２）を満たさなくてもよい。上述の通り、本実施形態の継目無鋼管は、好ましくは、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００以下であり、かつ、式（２）を満たす。この場合、優れた耐全面腐食性だけでなく、優れた低温靭性も得られる。
【０１０２】
［降伏強度］
本実施形態の継目無鋼管の降伏強度は、特に限定されない。好ましい降伏強度は７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）である。降伏強度の上限は特に限定されないが、本実施形態による継目無鋼管の降伏強度の上限は、たとえば、１０００ＭＰａ未満（１４５ｋｓｉ未満）である。好ましい降伏強度の下限は７９３ＭＰａ（１１５ｋｓｉ）であり、さらに好ましくは８２７ＭＰａ（１２０ｋｓｉ）であり、さらに好ましくは８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）である。降伏強度の好ましい上限は９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）であり、さらに好ましくは９３１ＭＰａ（１３５ｋｓｉ）である。
【０１０３】
本明細書において、降伏強度は、ＡＳＴＭ  Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した常温（２４±３℃）での引張試験により得られた、０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を意味する。具体的には、降伏強度は次の方法で求める。継目無鋼管の肉厚中央位置から、引張試験片を採取する。引張試験片はたとえば、平行部径が６．０ｍｍ、平行部長さが４０．０ｍｍの丸棒引張試験片とする。丸棒引張試験片の平行部の長手方向は継目無鋼管の管軸方向と平行とする。丸棒引張試験片を用いて、ＡＳＴＭ  Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して、常温（２４±３℃）で引張試験を行い、０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を求める。求めた０．２％オフセット耐力を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。
【０１０４】
［継目無鋼管の用途］
本実施形態による継目無鋼管の用途は特に限定されない。本実施形態による継目無鋼管は、油井用継目無鋼管に好適である。油井用継目無鋼管はたとえば、油井又はガス井の掘削、原油又は天然ガスの採取等に用いられるケーシング、チュービング、ドリルパイプ等である。
【０１０５】
［製造方法］
本実施形態の継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。なお、以下に説明する製造方法は一例であって、本実施形態の継目無鋼管の製造方法はこれに限定されない。つまり、上述の構成を有する本実施形態の継目無鋼管が製造できれば、以下に説明する製造方法に限定されない。ただし、以下に説明する製造方法は、本実施形態の継目無鋼管を製造する好適な製造方法である。
【０１０６】
本実施形態の継目無鋼管の製造方法の一例は、素管を準備する工程（素管準備工程）と、素管に対して後処理を実施する工程（後処理工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
【０１０７】
［素管準備工程］
素管準備工程では、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たす素管を準備する。好ましくは、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たす素管を準備する。素管の製造方法は特に限定されない。素管は、第三者から供給されたものを使用してもよいし、以下に説明する素管製造工程により製造されたものを使用してもよい。
【０１０８】
［素管製造工程］
素管を製造する場合、素管製造工程は、素材準備工程と、熱間加工工程と、熱処理工程とを含む。以下、各工程について説明する。
【０１０９】
［素材準備工程］
素材準備工程では、初めに、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）を満たす、又は、式（１）及び式（２）を満たす溶鋼を周知の精錬方法により製造する。製造された溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。ここで、鋳片とは、スラブ、ブルーム、又はビレットである。鋳片に代えて、上記溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを熱間圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の製造工程により、素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
【０１１０】
［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する。まず、素材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素材に対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）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。穿孔圧延後のビレットに対して、マンドレルミルを用いた延伸圧延を実施する。さらに、必要に応じて、延伸圧延後のビレットに対して、レデューサ又はサイジングミルを用いた定径圧延を実施する。以上の工程により、素管を製造する。熱間加工工程での累積の減面率は特に限定されないが、たとえば、２０〜７０％である。
【０１１１】
マンネスマン法以外の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し、熱間押出法により素管を製造してもよい。
【０１１２】
［熱処理工程］
熱処理工程は、焼入れ工程及び焼戻し工程を含む。
【０１１３】
［焼入れ工程］
熱処理工程では、まず、熱間加工工程で製造された鋼材に対して、焼入れを実施する（焼入れ工程）。焼入れは周知の方法で実施する。具体的には、熱間加工後の鋼材を熱処理炉に装入し、焼入れ温度で保持する。焼入れ温度はＡＣ３変態点以上であり、たとえば、９００〜１０００℃である。鋼材を焼入れ温度で保持した後、急冷（焼入れ）する。焼入れ温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、１０〜６０分である。焼入れ方法はたとえば、水冷である。焼入れ方法は特に制限されない。たとえば、水槽又は油槽に浸漬して素管を急冷してもよいし、シャワー冷却又はミスト冷却により、鋼管の外面及び／又は内面に対して冷却水を注いだり、噴射したりして、素管を急冷してもよい。
【０１１４】
なお、熱間加工後、素管を常温まで冷却することなく、熱間加工直後に焼入れ（直接焼入れ）を実施してもよいし、熱間加工後の素管の温度が低下する前に補熱炉に装入して焼入れ温度に保持した後、焼入れを実施してもよい。
【０１１５】
上記に説明する焼入れ温度は、熱処理炉又は補熱炉を用いる場合は炉温を意味し、直接焼入れの場合は素管の外表面の温度を意味する。保持時間は、在炉時間（熱処理炉又は補熱炉に装入してから抽出されるまでの時間）を意味する。
【０１１６】
［焼戻し工程］
焼入れ後の素管に対してさらに、焼戻し工程を実施する。焼戻し工程では、素管の降伏強度を調整する。本実施形態の継目無鋼管においては、焼戻し温度を５００℃〜Ａｃ１変態点とする。焼戻し温度の好ましい下限は５１０℃であり、さらに好ましくは５２０℃である。焼戻し温度の好ましい上限は６３０℃であり、さらに好ましくは６２０℃である。焼戻し温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、１０〜１８０分である。化学組成に応じて焼戻し温度を適宜調整することにより、式（１）を満たす上述の化学組成を有する継目無鋼管の降伏強度を調整することができる。好ましくは、継目無鋼管の降伏強度が７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上となるように、焼戻し条件を調整する。
【０１１７】
上記に説明する焼戻し温度は熱処理炉での炉温（℃）を意味し、焼戻し温度での保持時間は在炉時間（熱処理炉に装入してから抽出されるまでの時間）を意味する。
【０１１８】
以上の工程により、素管を製造することができる。
【０１１９】
［後処理工程］
後処理工程では、素管準備工程により準備された素管に対して、ブラスト工程及び酸洗工程を実施する。なお、酸洗工程は、第１酸洗工程と、第２酸洗工程とを含む。以下、ブラスト工程と、酸洗工程（第１酸洗工程及び第２酸洗工程）とを詳述する。
【０１２０】
［ブラスト工程］
ブラスト工程では、準備された素管の内表面に対して、ブラスト処理を実施する。ブラスト工程では、上述の熱処理工程で形成されたスケールを、ブラスト処理により機械的に研削して除去する。ブラスト工程ではさらに、素管の内表面を微視的に平滑にする。その結果、後段に記載の酸洗処理後の継目無鋼管の内表面が微視的に平滑となり、耐全面腐食性が高まる。好ましくは、素管の外表面に対してもブラスト処理を実施する。この場合、後述の酸洗工程後の継目無鋼管は、内表面だけでなく、外表面でも優れた耐全面腐食性を有する。
【０１２１】
ブラスト工程では、素管の表面を機械的に研削できれば、ブラスト処理の種類は特に限定されない。ブラスト工程で実施されるブラスト処理とは、たとえば、ショットブラストでもよく、サンドブラストでもよく、ショットピーニングでもよい。ブラスト工程で実施される好ましいブラスト処理は、ショットブラストである。
【０１２２】
ブラスト工程では、素管の内表面に対して投射材を吹き付ける。投射材は、たとえば、鋼、鋳鋼、ステンレス、硝子、珪砂、アルミナ、アモルファス、ジルコニア等である。投射材の形状は球形であってもよいし、カットワイヤ、ラウンドカットワイヤ、グリッドであってもよい。投射材を吹き付ける方法は、たとえば、圧縮空気、羽根車（インペラ式）による遠心力、高圧水、超音波等を用いて投射材を鋼材表面に吹き付けてもよい。ブラスト処理の条件を適宜調整して、スケールを適切に除去し、かつ、素管の内表面を微視的に平滑にすることは、当業者であれば可能である。
【０１２３】
上述のとおり、ブラスト工程では、素管の内表面からスケールを除去し、かつ、素管の内表面を微視的に平滑とすることができる。一方、ブラスト工程では、素管の内表面の表層から脱元素層を完全に除去することが困難である。したがって、本実施形態による継目無鋼管の好ましい製造方法では、後述する第１酸洗工程により、残存する脱元素層を除去する。以下、第１酸洗工程を詳述する。
【０１２４】
［第１酸洗工程］
第１酸洗工程では、ブラスト処理が実施された素管に対して、硫酸溶液を用いた酸洗処理を実施する。具体的には、硫酸溶液を貯留した硫酸槽を準備する。硫酸溶液はたとえば、質量％で５．０〜３０．０％の濃度の硫酸を含む水溶液である。硫酸槽内の硫酸溶液の温度を５０．０〜８０．０℃に調整し、素管を硫酸槽内に浸漬する。硫酸槽内での浸漬時間はたとえば２０〜４０分である。硫酸槽内に素管を浸漬することにより、素管表面の脱元素層が除去される。上記浸漬時間の経過後、硫酸槽内から素管を引き上げる。その後、水を貯留した水洗槽に素管を浸漬し、素管を水洗する。
【０１２５】
［第２酸洗工程］
第２酸洗工程では、第１酸洗工程で硫酸溶液による酸洗処理が実施された素管に対して、硝酸と弗酸との混酸による酸洗処理を実施する。具体的には、処理溶液を貯留する処理槽を準備する。処理溶液は、硝酸及び弗酸を含有する。処理溶液の硝酸濃度はたとえば５．０〜１５．０質量％である。処理溶液の弗酸濃度はたとえば２．０〜７．０質量％である。処理溶液は、硝酸及び弗酸を含む水溶液である。
【０１２６】
処理槽内の処理溶液の温度を常温（２４±３℃）〜５０℃に調整し、素管を処理槽内に浸漬する。処理槽内での浸漬時間はたとえば、１０〜４５分である。処理槽内に素管を浸漬することにより、素管表面が活性化される。その結果、後述する水洗後の鋼材の表面に強固な不働態皮膜が形成される。その結果さらに、鋼材の表面の不働態皮膜が均一に生成しやすくなる。
【０１２７】
上記浸漬時間の経過後、処理槽内から素管を引き上げる。その後、水を貯留した水洗槽に素管を浸漬し、素管を水洗する。水洗の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、第１酸洗工程と同様に、水を貯留した水洗槽に素管を浸漬してもよい。たとえばさらに、高圧水によるシャワー水洗であってもよい。
【０１２８】
以上のブラスト工程と第１酸洗工程と第２酸洗工程とを実施することにより、鋼材の表層のスケールと脱元素層とが十分に除去され、かつ、強固な不働態皮膜が均一に形成されやすくなる。この場合さらに、鋼材の表面が微視的に平滑となる。その結果、本実施形態による継目無鋼管の内表面は、特定試験溶液における脱不働態化ｐＨが３．００以下となる。その結果、本実施形態の継目無鋼管は、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境であっても、内表面において優れた耐全面腐食性を示す。
【０１２９】
一方、素管に対してブラスト処理のみを実施した場合、継目無鋼管の内表面のスケールは除去されるものの、継目無鋼管の内表面の表層の脱元素層を十分に除去することはできず、安定した不働態皮膜が形成されない。一方、素管に対して酸洗処理のみを実施した場合、継目無鋼管の内表面の表層の脱元素層は除去され、安定した不働態皮膜が均一に形成されるものの、継目無鋼管の内表面が微視的に粗くなる。したがって、素管に対してブラスト処理のみ、又は、酸洗処理のみを実施しても、得られた継目無鋼管は、内表面における特定試験溶液における脱不働態化ｐＨが３．００を超え、優れた耐全面腐食性が得られない。
【０１３０】
図５は、後述する実施例のうち、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たす鋼材において、上述のブラスト工程と第１及び第２酸性工程とを実施した場合のＦ１と脱不働態化ｐＨの関係（図中「○」印）と、上述のブラスト工程、及び、第１及び第２酸性工程の少なくとも一方を実施しなかった場合のＦ１と脱不働態化ｐＨとの関係（図中「●」印）とを示す図である。
【０１３１】
図５を参照して、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たしても、上述のブラスト工程、及び、第１及び第２酸洗工程の少なくとも一方を実施しない場合（図中「●」印）、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００を超える。一方、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たす鋼材において、上述のブラスト工程と第１及び第２酸性工程とを実施した場合（図中「○」印）、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００以下となり、優れた耐全面腐食性が得られる。
【０１３２】
以上に説明した製造方法は一例であって、本実施形態の継目無鋼管の製造方法はこれに限定されない。上述の構成を有する本実施形態の継目無鋼管が製造できれば、製造方法は特に限定されない。
【０１３３】
本実施形態の継目無鋼管は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、かつ、脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）が３．００以下である。そのため、本実施形態の継目無鋼管は優れた耐全面腐食性を有する。好ましくは、本実施形態の継目無鋼管は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、さらに、式（２）を満たす。この場合、本実施形態の継目無鋼管は、優れた耐全面腐食性を有するだけでなく、優れた低温靭性も有する。
【実施例】
【０１３４】
表２に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。
【０１３５】
【表２】
0006760530.tif 000003
【０１３６】
表２中の「−」は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。たとえば、表２中の鋼番号ＲのＣｏ含有量は、小数第四位を四捨五入したときに「０」％であったことを意味する。表２中の鋼番号ＡのＴｉ含有量は、小数第四位を四捨五入したときに「０」％であったことを意味する。表２中の鋼番号ＡのＢ含有量は小数第五位を四捨五入したときに「０」％であったことを意味する。表２中の鋼番号ＡのＮｂ含有量は、小数第四位を四捨五入したときに「０」％であったことを意味する。表２中の鋼番号ＡのＳｎ含有量は、小数第四位を四捨五入したときに「０」％であったことを意味する。
【０１３７】
上記溶鋼を５０ｋｇ真空炉で溶製し、造塊法によりインゴットを製造した。インゴットを１２５０℃で３時間加熱した。加熱後のインゴットに対して熱間鍛造を実施してブロックを製造した。熱間鍛造後のブロックを１２３０℃で１５分保持して、熱間圧延を実施した。このようにして、継目無鋼管を模擬した１３ｍｍの厚さを有する鋼材（板材）を製造した。なお、鋼材の厚さ方向に垂直な面のうち１面を、継目無鋼管の内表面を模擬する面（以下、「模擬面」ともいう）とした。
【０１３８】
各試験番号の鋼材に対して、焼入れを実施した。焼入れ温度はいずれの試験番号においても９００℃であり、焼入れ温度での保持時間はいずれの試験番号においても１５分であった。焼入れ後の各試験番号の鋼材に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は５４０〜６００℃の範囲内であり、焼戻し温度での保持時間はいずれの試験番号においても３０分であった。各試験番号の鋼材において焼戻し温度を変更して、降伏強度を調整した。
【０１３９】
焼戻し後の各試験番号の鋼材に対して、ブラスト処理、及び、酸洗処理を実施した。ブラスト処理では、模擬面に対してショットブラストを実施した。投射材は、粒度番号＃１４のアルミナを用いた。各試験番号の鋼材について、ブラスト処理の実施の有無を、表３に示す。表３中の「ブラスト処理」欄の「実施」は、ブラスト処理を実施したことを意味する。表３中の「ブラスト処理」欄の「−」は、ブラスト処理を実施しなかったことを意味する。
【０１４０】
【表３】
0006760530.tif 000004
【０１４１】
続いて、各試験番号の鋼材に対して、酸洗処理を実施した。酸洗処理では、上述の好ましい製造方法に記載のとおり、二段階の酸洗処理を実施した。具体的には、次の工程を実施した。まず、２０．０質量％の硫酸を含有した６０℃の硫酸溶液に鋼材を３０分浸漬した。浸漬時間経過後、鋼材を硫酸溶液から引き上げて、水洗した。水洗後の鋼材を、１０．０質量％の硝酸と５．０質量％の弗酸とを含有した常温（２４℃）の処理溶液に３０分浸漬した。浸漬時間経過後の鋼材を水洗した。各試験番号の鋼材について、酸洗処理の実施の有無を、表３に示す。表３中の「酸洗処理」欄の「実施」は、上述の酸洗処理を実施したことを意味する。表３中の「酸洗処理」欄の「−」は、酸洗処理を実施しなかったことを意味する。
【０１４２】
以上の製造工程により継目無鋼管を模擬した鋼材を製造した。
【０１４３】
［評価試験］
製造された鋼材に対して、次の評価試験を実施した。
【０１４４】
［ミクロ組織中のフェライトの体積率、マルテンサイトの体積率、残留オーステナイトの体積率の測定試験］
各試験番号の鋼材の板厚中央位置から、１５ｍｍ×１５ｍｍ×厚さ２ｍｍの試験片を採取した。試験片の厚さ方向は、鋼材の板厚方向（すなわち、模擬面に垂直な方向）に相当した。得られた試験片を用いて、α相の（２００）面、α相の（２１１）面、γ相の（２００）面、γ相の（２２０）面、γ相の（３１１）面の各々のＸ線回折強度を測定し、各面の積分強度を算出した。Ｘ線回折強度の測定において、Ｘ線回折装置のターゲットをＭｏとし（ＭｏＫα線）、出力を５０ｋＶ−４０ｍＡとした。算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに式（Ｉ）を用いて残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）を算出した。そして、６組の残留オーステナイトの体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義した。
Ｖγ＝１００／｛１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）｝  （Ｉ）
式（Ｉ）において、α相の（２００）面でのＲαを１５．９、α相の（２１１）面でのＲαを２９．２、γ相の（２００）面でのＲγを３５．５、γ相の（２２０）面でのＲγを２０．８、γ相の（３１１）面でのＲγを２１．８とした。なお、残留オーステナイトの体積率は、得られた数値の小数第一位を四捨五入した。
【０１４５】
各試験番号のフェライトの体積率を、次の方法で測定した。各試験番号の鋼材の板厚中央位置から試験片を採取した。試験片の表面のうち、鋼材の長手方向（圧延方向）に平行かつ板厚方向に垂直な断面を、観察面とした。観察面を鏡面研磨した。研磨後の観察面を、王水とグリセリンとの混合液を用いてエッチングした。エッチング後の観察面の任意の３視野を、１００倍の光学顕微鏡を用いて観察した。観察視野は１０００μｍ×１０００μｍであった。各観察視野において、コントラストに基づいてフェライトを特定した。特定されたフェライトに対して、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５（２００３）に準拠した点算法により、フェライトの面積率を求めた。得られた３つのフェライトの面積率の算術平均値を、フェライトの体積率（％）とみなした。なお、フェライトの体積率は、得られた数値の小数第一位を四捨五入した。
【０１４６】
さらに、上述の方法で得られた残留オーステナイトの体積率及びフェライトの体積率に基づいて、次の式を用いてマルテンサイトの体積率（％）を求めた。
マルテンサイトの体積率＝１００−（残留オーステナイトの体積率＋フェライトの体積率）
【０１４７】
表３中の「ミクロ組織（体積％）」欄の「フェライト」欄にフェライトの体積率（％）を示す。「マルテンサイト」欄にマルテンサイトの体積率（％）を示す。「残留オーステナイト」欄に、残留オーステナイトの体積率（％）を示す。
【０１４８】
［引張試験］
各試験番号の鋼材の板厚中央位置から、引張試験片を採取した。引張試験片は、平行部径６ｍｍ、平行部長さが４０ｍｍの丸棒引張試験片とした。丸棒引張試験片の平行部の長手方向は、鋼材の長手方向（圧延方向）と平行であった。丸棒引張試験片を用いて、ＡＳＴＭ  Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して、常温（２４±３℃）で引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）を求めた。降伏強度ＹＳは０．２％オフセット耐力とした。得られた降伏強度ＹＳ（ＭＰａ及びｋｓｉ）を表３に示す。
【０１４９】
［脱不働態化ｐＨ測定試験］
各試験番号の鋼材から、模擬面を含む試験片を採取した。試験片のサイズは、厚さ１ｍｍ、直径１５ｍｍの円板状試験片とした。円板状試験片のうち模擬面以外の領域に、樹脂被膜を形成した。なお、円板状試験片の模擬面以外の領域には、予め導線を接続した。５質量％のＮａＣｌ（塩化ナトリウム）と０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａ（酢酸ナトリウム）とを含有し、さらに互いに異なる濃度のＣＨ３ＣＯＯＨ（酢酸）を含有する複数の特定試験溶液を準備した。準備した複数の特定試験溶液のｐＨをｐＨメーターにより測定して、各特定試験溶液のｐＨを特定した。ｐＨが略０．２ピッチとなっている複数の特定試験溶液を準備した。
【０１５０】
各特定試験溶液での試験片の自然電位を次の方法で測定した。電解槽を準備した。電解槽は、ガラス製のセル（８００ｍＬ）とした。電解槽に特定試験溶液を入れて、高純度のＡｒで１時間以上脱気した。その後、試験ガス（Ｈ２Ｓ分圧が０．１ｂａｒ、残部はＣＯ２）を３０分以上通気し、飽和させた。試験時の特定試験溶液を常温（２４±３℃）に保持し、電解槽を密閉状態とした。対極を白金とし、照合電極をＳＣＥ飽和カロメル電極とした。試験片を即座に特定試験溶液内に浸漬し、ポテンショスタットを用いて自然電位を測定した。試験の間、溶液内に試験ガスを１０ｍＬ／ｍｉｎ程度の流量で通気し飽和を維持した。
【０１５１】
自然電位が十分に安定化する４時間経過後に、自然電位を測定した。ｐＨが略０．２ピッチの各特定試験溶液に対応する試験片を準備して、各特定試験溶液での自然電位を求めた。求めた自然電位と特定試験溶液のｐＨとの関係をプロットした。プロットしたグラフに基づいて、上述のとおり、自然電位が急峻に上昇する直前のプロットの特定試験溶液のｐＨを、「脱不働態化ｐＨ」と定義した。求めた脱不働態化ｐＨを、表３の「ｐＨｄ」欄に示す。
【０１５２】
［試験結果］
表２及び表３を参照して、試験番号１〜１７の化学組成中の各元素含有量は適切であり、さらに、Ｆ１が式（１）を満たした。さらに、製造条件も適切であった。そのため、これらの試験番号の鋼材の脱不働態化ｐＨはいずれも３．００以下であり、優れた耐全面腐食性が得られた。なお、試験番号１〜１７の鋼材のミクロ組織では、いずれも、フェライト体積率は１０〜５０％未満であり、マルテンサイト体積率は５０％以上であり、残留オーステナイト体積率は１０％以下であった。
【０１５３】
試験番号１〜１７のうち、試験番号１〜１４の鋼材ではさらに、化学組成が式（２）を満たした。そのため、これらの試験番号の−１０℃での吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）はいずれも１５０Ｊ以上となり、優れた耐全面腐食性だけでなく、優れた低温靭性も得られた。
【０１５４】
一方、試験番号１８〜２０では、化学組成中の各元素含有量が適切であり、製造条件が適切であったものの、化学組成が式（１）を満たさなかった。その結果、脱不働態化ｐＨが３．００を超え、耐全面腐食性が低かった。
【０１５５】
試験番号２１では、Ｃｏ含有量が低すぎた。その結果、脱不働態化ｐＨが３．００を超え、耐全面腐食性が低かった。
【０１５６】
試験番号２２、２５及び、２８〜３２では、化学組成中の各元素含有量が適切であり、Ｆ１が式（１）を満たすものの、ブラスト処理と酸洗処理とのいずれも実施しなかった。そのため、脱不働態化ｐＨが３．００を超え、耐全面腐食性が低かった。
【０１５７】
試験番号２３及び２６では、化学組成中の各元素含有量が適切であり、Ｆ１が式（１）を満たすものの、酸洗処理を実施しなかった。そのため、脱不働態化ｐＨが３．００を超え、耐全面腐食性が低かった。
【０１５８】
試験番号２４及び２７では、化学組成中の各元素含有量が適切であり、Ｆ１が式（１）を満たすものの、ブラスト処理を実施しなかった。そのため、脱不働態化ｐＨが３．００を超え、耐全面腐食性が低かった。
【０１５９】
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。
【要約】
【課題】０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境において優れた耐全面腐食性を有する継目無鋼管を提供する。
【解決手段】本開示による継目無鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１６．００超〜１８．００％、Ｍｏ：１．００〜３．００％、Ｃｕ：０．５０〜３．５０％、Ｎｉ：３．００〜５．５０％、Ｃｏ：０．０１０〜０．５００％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｏ：０．０５０％以下、Ｎ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｖ：０．０１〜１．００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、脱不働態化ｐＨが３．００以下である。
Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋２．０Ｃｕ＋Ｗ＋０．５Ｃｏ≧２３．０  （１）
【選択図】図２【図１】
0006760530.tif 000005
【図２】
0006760530.tif 000006
【図３】
0006760530.tif 000007
【図４】
0006760530.tif 000008
【図５】
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