(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１％以上０．１５％未満、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．００２〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％及びＮ：０．００２〜０．０１％を含有し、かつ、下記の式（１）及び式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰが０．０２５％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎｂが０．００５％未満である鋼塊を１０００〜１２５０℃の温度へ加熱し、最終圧延温度を９００〜１０５０℃として製管圧延を終了した後、Ａｒ3変態点以上の温度から直接焼入れするか、或いは、前記製管圧延を終了した後、インラインでＡｃ3変態点〜１０００℃に補熱してＡｒ3変態点以上の温度から焼入れし、その後、６００℃〜Ａｃ1変態点の温度域で焼戻しすることを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）≧０．４３・・・（１）
Ｔｉ×Ｎ＜０．０００２−０．０００６×Ｓｉ・・・（２）
但し、式（１）及び式（２）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎ及びＳｉは、それぞれの元素の質量％を示す。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１％以上０．１５％未満、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．００２〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％及びＮ：０．００２〜０．０１％を含有するとともに、Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％から選択される１種以上を含有し、かつ、下記の式（１）及び式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰが０．０２５％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎｂが０．００５％未満である鋼塊を１０００〜１２５０℃の温度へ加熱し、最終圧延温度を９００〜１０５０℃として製管圧延を終了した後、Ａｒ3変態点以上の温度から直接焼入れするか、或いは、前記製管圧延を終了した後、インラインでＡｃ3変態点〜１０００℃に補熱してＡｒ3変態点以上の温度から焼入れし、その後、６００℃〜Ａｃ1変態点の温度域で焼戻しすることを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）≧０．４３・・・（１）
Ｔｉ×Ｎ＜０．０００２−０．０００６×Ｓｉ・・・（２）
但し、式（１）及び式（２）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎ及びＳｉは、それぞれの元素の質量％を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、継目無鋼管の製造方法に関する。詳しくは、７５９ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）を有するとともに降伏比が高く、しかも、靱性と耐硫化物応力割れ性に優れた継目無鋼管をコストの低いインライン焼入れプロセスで製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
溶接管に比較して高い信頼性が得られる継目無鋼管は、過酷な油井やガス井（以下、まとめて「油井」という。）環境や高温環境で使用されることが多く、高強度化、靱性向上及び耐サワー性の向上が常に要求されている。特に、これから開発されようとしている油井は、高深度の井戸が主流となるため、従来以上の鋼管の高強度化及び高靱性化が必要であり、また使用環境が過酷な腐食環境であるため、耐硫化物応力割れ性（以下、「耐ＳＳＣ性」という。）を兼ね備えた継目無鋼管が要求されるようになってきている。
【０００３】
鋼材は、強度を高めるに従って硬度が高くなる。すなわち転位密度が上昇するため、鋼材に進入する水素量が増加し、応力に対して脆弱化する。したがって、硫化水素を多く含む環境下で使用される鋼材の高強度化に対し、耐ＳＳＣ性が悪くなるのが一般的である。特に「降伏強度／引張強度」の比（以下、「降伏比」という。）が低い鋼材は、所望の降伏強度の部材を製造すると、引張強度及び硬度が高くなりやすく、耐ＳＳＣ性が著しく低下する。そこで、鋼材の強度を上昇させるに際し、硬度を低く保つためには降伏比を高めることが肝要である。
【０００４】
降伏比を高めるためには、鋼材を均一な焼戻しマルテンサイト組織とするのが好ましいが、それだけでは不十分である。焼戻しマルテンサイト組織で、より降伏比を高めるための一つの手法として、旧オーステナイト粒（以下、単に「オーステナイト粒」という。）の微細化が挙げられる。また、高強度の鋼材の高靱性化にも、オーステナイト粒の微細化が有効である。
【０００５】
しかしながら、オーステナイト粒の微細化には、オフラインでの焼入れが必要となり、生産効率が低下し、使用するエネルギーも増加するため、コスト合理化、生産効率の向上及び省エネルギーが製造者にとって不可欠となっている今日においては不利である。
【０００６】
そこで、特許文献１〜３に、生産効率が高いインライン焼入れでの製造において、Ｎｂ添加した場合のオーステナイト粒を微細化する技術が開示されている。また、特許文献４には、インライン焼入れでの製造において、ＮとＮｂの含有量を規制した場合のオーステナイト粒を微細化する技術が開示されている。
【０００７】
【特許文献１】特開平５−２７１７７２号公報
【特許文献２】特開平８−３１１５５１号公報
【特許文献３】特開２０００−２１９９１４号公報
【特許文献４】特開２００１−１１５６８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
前述の特許文献１及び特許文献２で開示された技術は、直接焼入れ前の熱間圧延及び再加熱によって、Ｎｂ炭窒化物を微細析出させ、そのピン止め作用による細粒化を狙ったものである。しかしながら、８００〜１１００℃の温度域ではＮｂの鋼中溶解度の温度依存性が高い。このため、微妙な温度差によってＮｂ炭窒化物の析出量にバラツキが生じる。したがって、熱間で製管中の鋼管内に温度差が生じれば、Ｎｂ炭窒化物の析出量のバラツキによってオーステナイト粒は混粒となり、また、直接焼入れ時の固溶Ｎｂ量のバラツキによって、最終熱処理である焼戻し時に新たに析出する微細なＮｂ炭窒化物の量がばらついて析出硬化の程度が異なることとなり、鋼管内で強度バラツキが生じるので信頼性のある鋼管が得られない。したがって、インライン焼入れによって高い強度と優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼管を製造する場合には、Ｎｂを添加することは好ましくない。
【０００９】
一方、特許文献３で開示された技術は、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０１２％の低い範囲に制限してインライン焼入れ時にはＮｂを固溶させて強度バラツキを抑制しようとするものであるが、固溶したＮｂは焼戻し時に極めて微細なＮｂ炭窒化物として析出し、析出強化に寄与することから、強度に及ぼすＮｂ含有量の影響が大きくなるため、Ｎｂ含有量のバラツキによって強度が変化してしまい、鋼のＮｂ含有量ごとに焼戻し温度を変更する必要があり、不経済である。
【００１０】
特許文献４で開示された技術によれば、インライン焼入れを実施することで、強度バラツキが少なく、耐ＳＳＣ性が良好な鋼管を製造できるものの、実施例に示されているようにＣ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＭｏの含有量限定が不十分であるため、得られる鋼管の降伏比は低い。したがって、良好な耐ＳＳＣ性が得られるのは降伏強度が７５９ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ未満）の鋼管まででしかない。
【００１１】
そこで、本発明の目的は、高い強度と優れた靱性を有し、かつ、降伏比が高く、耐ＳＳＣ性にも優れた継目無鋼管を、省エネルギーを実現できる効率的な手段で製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明の要旨は、下記（１）及び（２）に示す継目無鋼管の製造方法にある。
【００１３】
（１）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１％以上０．１５％未満、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．００２〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％及びＮ：０．００２〜０．０１％を含有し、かつ、下記の式（１）及び式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰが０．０２５％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎｂが０．００５％未満である鋼塊を１０００〜１２５０℃の温度へ加熱し、最終圧延温度を９００〜１０５０℃として製管圧延を終了した後、Ａｒ3変態点以上の温度から直接焼入れするか、或いは、前記製管圧延を終了した後、インラインでＡｃ3変態点〜１０００℃に補熱してＡｒ3変態点以上の温度から焼入れし、その後、６００℃〜Ａｃ1変態点の温度域で焼戻しすることを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）≧０．４３・・・（１）
Ｔｉ×Ｎ＜０．０００２−０．０００６×Ｓｉ・・・（２）
但し、式（１）及び式（２）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎ及びＳｉは、それぞれの元素の質量％を示す。
【００１４】
（２）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１％以上０．１５％未満、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．００２〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％及びＮ：０．００２〜０．０１％を含有するとともに、Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％から選択される１種以上を含有し、かつ、下記の式（１）及び式（２）を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰが０．０２５％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎｂが０．００５％未満である鋼塊を１０００〜１２５０℃の温度へ加熱し、最終圧延温度を９００〜１０５０℃として製管圧延を終了した後、Ａｒ3変態点以上の温度から直接焼入れするか、或いは、前記製管圧延を終了した後、インラインでＡｃ3変態点〜１０００℃に補熱してＡｒ3変態点以上の温度から焼入れし、その後、６００℃〜Ａｃ1変態点の温度域で焼戻しすることを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）≧０．４３・・・（１）
Ｔｉ×Ｎ＜０．０００２−０．０００６×Ｓｉ・・・（２）
但し、式（１）及び式（２）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎ及びＳｉは、それぞれの元素の質量％を示す。
【００１５】
以下、上記 （１）及び（２）の継目無鋼管の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」及び「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【００１６】
なお、本発明でいう「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、オーステナイト粒が粒度番号で７番以上の細粒である均一微細な焼戻しマルテンサイト組織であって、高い強度と優れた靱性を有し、かつ、降伏比が高く、耐ＳＳＣ性にも優れた継目無鋼管を、省エネルギーを実現できる効率的な手段で製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
耐ＳＳＣ性を高めるためには降伏比を高める必要がある。そこで、本発明者らは、先ず、成分元素が焼入れ焼戻しを行った鋼材の降伏比に及ぼす影響を調査した。その結果、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
【００１９】
（ａ）焼入れ焼戻しを行った鋼材の降伏比には、Ｃ含有量の影響が最も大きく、Ｃ含有量を下げることにより、一般に降伏比が高くなる。
【００２０】
（ｂ）単にＣ量を低下させただけでは焼入れ性が低下し、均一な焼入れ組織が得られず、降伏比は十分に高くならない。
【００２１】
（ｃ）Ｃ量を下げたことで低下した焼入れ性は、Ｂを添加してＢを粒界偏析させ、粒界からのフェライト変態を押さえることで向上させればよい。しかし、それだけでは不十分で、適正量のＭｎ、Ｃｒ及びＭｏを複合添加することが肝要である。
【００２２】
（ｄ）「Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）」で表される式の値を０．４３以上とすれば、通常の鋼管の焼入れ設備で均一な焼入れ組織が得られる。なお、上記の式におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏは、それぞれの元素の質量％を示す。
【００２３】
（ｅ）前記の式の値が０．４３以上であれば、ジョミニー試験での焼入れ端から１０ｍｍの位置での硬度が、マルテンサイト率９０％に対応する硬度を上回り、良好な焼入れ性を確保できる。なお、その値は０．４５以上であればより好ましく、０．４７以上であればより一層好ましい。
【００２４】
上記の調査から、降伏強度が７５９ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）を超えるような高強度であっても、降伏比を高くすれば硬度を低く押さえることができ、それによって良好な耐ＳＳＣ性を確保できることが判明した。
【００２５】
そこで、生産効率を高めるために、鋼材を加熱後穿孔し、熱間延伸圧延してＡｒ3変態点以上の温度で仕上げ製管した後、Ａｒ3変態点以上の温度からインライン焼入れし、更に、焼戻しして鋼管の特性を調査した。
【００２６】
その結果、降伏強度で７５９ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）を超えるような鋼管を、Ａｒ3変態点以上の温度で仕上げ製管した後、温度がＡｒ3変態点を下回らないうちに直接焼入れ処理するか、或いは、Ａｒ3変態点以上に設定された補熱炉で補熱してから焼入れる処理する、インライン焼入れの場合には、オフライン焼入れのような変態と逆変態の繰り返しによる結晶粒微細化プロセスが存在しないので、オーステナイト粒が大きくなって靱性が低くなる場合のあることが判明した。
【００２７】
このため、本発明者らは、インラインでの製管−焼入れのプロセスによって、降伏強度が７５９ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）を超えるような高強度で靱性にも優れた鋼管を得るためには、仕上げ製管した時点でのオーステナイト粒を微細化する必要があるとの結論に達した。
【００２８】
そこで次に、高温で製管及び焼入れ処理が完結するインライン焼入れにおけるオーステナイト粒の微細化方法について鋭意検討を行った。その結果、先ず、下記（ｆ）及び（ｇ）の知見を得た。
【００２９】
（ｆ）インライン焼入れにおけるオーステナイト粒の微細化には、高温でも結晶粒界を安定してピン止めできる粒子を微細分散させる必要がある。
【００３０】
（ｇ）前記のピン止め粒子として、高温でも固溶し難く、しかも、粗大化し難いＴｉＮを用いることができる。すなわち、鋼塊の製管前加熱においてＴｉＮを微細に分散させれば、インラインで焼入れする鋼管のオーステナイト粒を微細化することができる。
【００３１】
そこで更に、ＴｉＮの分散方法について検討するために、種々の成分を有する鋼塊を用いてＴｉＮの析出量について調査した。すなわち、円形断面の鋳型を用いて連続鋳造機によって鋳込んだ鋼塊である所謂「ラウンドＣＣ鋳片」の中心部から抽出残査分析用の試験片及び抽出レプリカを採取し、抽出残査分析及び電子顕微鏡観察によりＴｉＮの析出量と分散状態を調査した。その結果、下記（ｈ）及び（ｉ）の知見を得た。
【００３２】
（ｈ）鋼塊の製管前加熱におけるＴｉＮの微細分散のためには、ＴｉとＮを多量に含んだ鋼組成とすることが重要である。しかしながら、単にＴｉとＮを多量に含ませるだけでは、凝固時の高温状態でＴｉＮが核生成して粗大化してしまう。
【００３３】
（ｉ）ＴｉＮの析出量に対してＴｉとＮの含有量だけではなく、Ｓｉの含有量が大きな影響を及ぼし、Ｓｉの含有量を制限することで、ＴｉとＮを多量に含有させつつ、凝固時のＴｉＮの生成と粗大化を抑制することができる。すなわち、Ｔｉ及びＮの含有量が同じ鋼であっても、Ｓｉの含有量が低い場合、鋼塊中のＴｉＮの析出量が少なく、Ｔｉは鋼塊に過飽和に固溶した状態で存在する。これは、凝固時に生じるＴｉＮの生成と成長がＳｉの含有量を低下することにより抑制されたためと考えられる。
【００３４】
次いで、本発明者らは、ＴｉＮの析出量が異なる鋼塊（ラウンドＣＣ鋳片）を用いて加熱後穿孔し、更に、製管圧延とインライン焼入れを行って、インライン焼入れ後のオーステナイト粒径を調査した。その結果、下記（ｊ）の重要な知見が得られた。
【００３５】
（ｊ）鋼塊中のＴｉＮの析出量が少ない方が、インライン焼入れ後のオーステナイト粒は微細になる。これは、ＴｉとＮが固溶した状態の鋼塊が製管前の加熱によって室温から高温へ昇温されることにより、低温側からＴｉＮが析出し始め、しかも、微細分散してピン止め粒子として有効に働いたためである。なお、ＴｉＮはオーステナイト中でも安定で、高温においてもマトリックスに固溶することがないので、安定かつ確実にピン止め粒子としての効果を発揮する。
【００３６】
これにより、本発明者らは、インライン焼入れのプロセスにおいてオーステナイト粒を微細化するためにはＴｉＮの析出量が少ない鋼塊、すなわち、ＴｉとＮが過飽和に固溶した鋼塊を用いることが重要であるとの結論に達した。
【００３７】
そこで更に、Ｔｉ、Ｎ及びＳｉの含有量と鋼塊中のＴｉ及びＮの固溶量の関係について詳細な調査を行った。その結果、下記（ｋ）の知見を得た。
【００３８】
（ｋ）インライン焼入れによってオーステナイト粒を十分に微細化するためには、Ｔｉ、Ｎ及びＳｉを、それぞれの元素の質量％として、鋼塊が下記の式（２）を満たす必要がある。
Ｔｉ×Ｎ＜０．０００２−０．０００６×Ｓｉ・・・（２）。
【００３９】
更に、本発明者らは、インライン焼入れを行った後焼戻しした鋼材の靱性及び耐ＳＳＣ性に及ぼす合金元素及び圧延前の鋼塊加熱温度の影響について調査した。その結果の一例は次のとおりである。
【００４０】
先ず、表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｃを、それぞれ１５０ｋｇの真空溶解炉を用いて溶製し、一辺が２００ｍｍの角柱状の金型の鋳型を用いて鋳込み、鋼塊とした。
【００４１】
【表１】
0004635764.tif 000002
【００４２】
得られた鋼塊の上部の中心部から、天地方向に沿って抽出残査分析用として、直径が１０ｍｍで長さが１００ｍｍの小型円柱試験片を切り出し、抽出残査の分析を実施し、残渣中のＴｉ量を調査した。また、鋼塊の一部からジョミニー試験片を切り出し、９５０℃でオーステナイト化後、ジョミニー試験を実施して各鋼の焼入れ性を調査した。
【００４３】
表１に、鋼塊中のＴｉの含有量から残渣中のＴｉ量を差し引いた値を「Ｔｉ固溶量」として示す。なお、表１に、各鋼のＴｉ、Ｎ及びＳｉの含有量について、前記式（２）を満たしているものを「○」満足していないものを「×」として、また、「Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）」で表される式の値（表１では「Ａ値」と表記した。）並びに、Ａｃ1、Ａｃ3及びＡｒ3の各変態点を併せて示す。
【００４４】
更に、表１には、鋼Ａ〜Ｃのジョミニー試験での焼入れ端から１０ｍｍの位置でのロックウェルＣ硬度（ＪＨＲＣ10）及び各鋼のＣ量に対応するマルテンサイト率９０％でのロックウェルＣ硬度予測値を併せて示す。なお、ジョミニー試験における焼入れ端から１０ｍｍ位置は冷却速度約２０℃／秒に相当する。また、Ｃ量とマルテンサイト率９０％でのロックウェルＣ硬度の予測値は、下記の文献に示されるとおり「（Ｃ％×５８）＋２７」で与えられる。
J.M.Hodge and M.A.Orehoski：「Relationship between hardnenability and percentage martensite in some low alloy steels」、Trans. AIME、167(1946)、pp. 627-642。
【００４５】
次に、各鋼塊の残りを５分割した後、表２に示す１０００〜１３００℃の種々の温度で２時間均熱する加熱処理を施し、直ちに熱間圧延機に搬送して仕上げ圧延温度９５０℃以上で厚さ１６ｍｍの鋼板に熱間圧延し、各熱間圧延鋼板の表面温度がＡｒ3変態点を下回らないうちに加熱炉に搬送し、９５０℃で１０分間在炉させて補熱した後、９３０℃から撹拌水槽に挿入して水焼入れを行った。
【００４６】
このようにして得た水焼入れままの各鋼板からミクロ組織観察用の試験片を切り出し、ASTM E 112法に準拠してオーステナイト粒度を測定した。残りの各鋼板には、表２に示す６９０℃又は７００℃の温度で均熱３０分間の焼戻し処理を実施した。
【００４７】
【表２】
0004635764.tif 000003
【００４８】
次いで、焼戻し後の鋼板の板厚中心部から圧延方向に平行に、JIS Z 2201(1998)に規定される４号引張試験片とJIS Z 2202(1998)に規定される１０ｍｍ幅のＶノッチ試験片を採取し、引張特性及び靱性を調査した。すなわち、室温で引張試験して、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び降伏比（ＹＲ）を測定した。また、シャルピー衝撃試験を行って、エネルギー遷移温度（ｖＴＥ）を求めた。
【００４９】
更に、焼戻し後の鋼板の板厚中心部から圧延方向に平行に直径が６．３５ｍｍで長さが２５．４ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、ＮＡＣＥ−ＴＭ−０１７７−Ａ−９６法に準拠した方法で耐ＳＳＣ性の試験を行った。すなわち、硫化水素の分圧を１０１３２５Ｐａ（１ａｔｍ）として硫化水素で飽和した２５℃の０．５％酢酸＋５％食塩水環境中で、限界応力（試験時間が７２０時間で破断しない最大の負荷応力。各鋼板の実際の降伏強度との比で表す。）を測定した。
【００５０】
表２に、水焼入れままの鋼板のオーステナイト粒度番号、並びに、焼戻し後の鋼板の引張特性、靱性及び耐ＳＳＣ性を併せて示す。
【００５１】
鋼Ａは、表１に示すように、前記の式（２）を満足しており鋼塊中のＴｉ固溶量が多い。このため、圧延前の加熱によってＴｉＮを十分に微細析出させることが可能であり、表２の符号１〜４として示すとおり、圧延前の加熱温度を１０００〜１２５０℃とすることにより、オーステナイト粒が微細化し、良好な靱性が得られている。更に、鋼Ａは、表１に示すように、前記式（１）を満たすため、９５０℃でオーステナイト化して焼入れた場合にも９０％以上のマルテンサイト組織が確保でき、降伏比も高いので耐ＳＳＣが良好である。
【００５２】
鋼Ｂは、表１に示すように、前記の式（２）を満足しておらず鋼塊中のＴｉ固溶量が少ない。このため、圧延前の加熱によってＴｉＮを十分に析出させることができず、表２に示すように、オーステナイト粒が大きくなるので、エネルギー遷移温度（ｖＴＥ）が高く靱性が低い。
【００５３】
鋼Ｃは、表１に示すように、前記の式（２）を満足しており鋼塊中のＴｉ固溶量が多い。このため、圧延前の加熱によってＴｉＮを十分に析出させることが可能であり、表２に符号１〜４として示すとおり、圧延前の加熱温度を１０００〜１２５０℃とすることにより、オーステナイト粒は微細化する。しかしながら、表１に示すように、Ａ値、つまり、「Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）」で表される式の値は０．３９１であって、前記式（１）を満たさないため、焼入れ性が不足している。このため、表２に示すように耐ＳＳＣ性に劣っている。
【００５４】
なお、微細に分散したＴｉＮは１３００℃においては凝集粗大化しやすい。このため、鋼Ａ〜Ｃのすべてにおいて、圧延前加熱温度が１３００℃の場合は粗粒化している。
【００５５】
次に本発明において、継目無鋼管の素材になる鋼塊の化学組成を前記のように特定した理由を説明する。
【００５６】
Ｃ：０．１５〜０．２０％
Ｃは、安価に鋼の強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．１５％未満では、所望の強度を得るために低温の焼戻しを余儀なくされ、耐ＳＳＣ性が低下し、或いは焼入れ性を確保するために高価な元素を多量添加する必要が生じる。一方、０．２０％を超えると、降伏比が低下してしまい、所望の降伏強度を得ようとすると硬度の上昇をきたして耐ＳＳＣ性が低下し、更に、炭化物も多量に存在することになるので靱性も低下する。したがって、Ｃの含有量を０．１５％〜０．２０％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい範囲は、０．１５〜０．１８％で、より好ましい範囲は０．１６〜０．１８％である。
【００５７】
Ｓｉ：０．０１％以上０．１５％未満
Ｓｉは、脱酸作用を有するほか、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる元素であり、０．０１％以上の含有量が必要である。しかし、その含有量が０．１５％以上になると、ＴｉＮが粗大析出し始め、靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１％以上０．１５％未満とした。なお、Ｓｉの含有量の好ましい範囲は、０．０３〜０．１３％であり、更に好ましい範囲は０．０７〜０．１２％である。
【００５８】
Ｍｎ：０．０５〜１．０％
Ｍｎは、脱酸作用を有するほか、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる元素であり、０．０５％以上の含有量が必要である。しかし、その含有量が１．０％を超えると耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．０５〜１．０％とした。
【００５９】
Ｃｒ：０．０５〜１．５％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、その効果を発揮させるには０．０５％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が１．５％を超えると耐ＳＳＣ性の低下を招く。このため、Ｃｒの含有量を０．０５〜１．５％とした。Ｃｒ含有量の好ましい範囲は０．２〜１．０％、より好ましい範囲は０．４〜０．８％である。
【００６０】
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めて高強度を確保するとともに、耐ＳＳＣ性を高めるのに有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｍｏは０．０５％以上の含有量とする必要がある。しかし、Ｍｏの含有量が１．０％を超えると、オーステナイト粒界に粗大な炭化物を形成し、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｏの含有量は０．０５〜１．０％の範囲とする必要がある。なお、Ｍｏ含有量の好ましい範囲は０．１〜０．８％である。
【００６１】
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、脱酸作用を有し、靱性及び加工性を高めるのに有効な元素である。しかし、０．１０％を超えて含有させると、地疵の発生が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ａｌ含有量は不純物レベルであってもよいので、その下限は特に定めないが、０．００５％以上とすることが好ましい。Ａｌ含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．０５％である。なお、本発明にいうＡｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」）の含有量を指す。
【００６２】
Ｖ：０．０１〜０．２％
Ｖは、焼戻し時に微細な炭化物として析出して、強度を高める作用を有する。このような効果を得るためには、Ｖは０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が０．２％を超えるとＶ炭化物が過剰に発生して靱性の低下をきたす。したがって、Ｖの含有量を０．０１〜０．２％とした。なお、Ｖ含有量の好ましい範囲は、０．０５〜０．１５％である。
【００６３】
Ｔｉ：０．００２〜０．０３％
Ｔｉは、鋼中のＮを窒化物として固定して、焼入れ時にＢを固溶状態で存在させ、焼入れ性向上効果を発揮させる。また、インラインでの製管−焼入れのプロセスにおいて、製管前の加熱時に微細なＴｉＮとして多数析出し、オーステナイト粒を微細化にする作用を有する。このようなＴｉの効果を得るには、その含有量を０．００２％以上とする必要がある。しかし、Ｔｉの含有量が０．０３％以上になると、粗大な窒化物として存在することになり、耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００２〜０．０３％とした。なお、Ｔｉの好ましい含有量は０．００５〜０．０２５％である。
【００６４】
Ｂ：０．０００３〜０．００５％
Ｂは、焼入れ性を高める作用を有する。Ｂの焼入れ性向上作用は不純物レベルの含有量であっても得られるが、より顕著にその効果を得るには、０．０００３％以上の含有量とする必要がある。しかし、Ｂの含有量が０．００５％を超えると靱性が低下する。このため、Ｂの含有量を０．０００３〜０．００５％とした。Ｂ含有量の好ましい範囲は０．０００３〜０．００３％である。
【００６５】
Ｎ：０．００２〜０．０１％
Ｎは、インラインでの製管−焼入れのプロセスにおいて、製管前の加熱時に微細なＴｉＮとして多数析出し、オーステナイト粒を微細化する作用を有する。このようなＮの作用を得るには、その含有量を０．００２％以上とする必要がある。しかし、Ｎの含有量が多くなり、特に、その含有量が０．０１％を超えると、ＡｌＮやＴｉＮの粗大化を招くことに加えて、ＢとともにＢＮを形成して固溶Ｂ量の低下を招き、焼入れ性の著しい低下をきたす。したがって、Ｎの含有量を０．００２〜０．０１％とした。
【００６６】
「Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）」で表される式の値：０．４３以上
本発明では、Ｃを限定することにより降伏比を高め、耐ＳＳＣ性を向上させることを狙いとしている。したがって、Ｃ含有量の調整に伴って、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を調整しなければ、焼入れ性を損なうことになり、却って耐ＳＳＣ性が低下する。そこで、焼入れ性を確保する意味でＣ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量は、特に、「Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）」で表される式の値が０．４３以上となるよう、つまり、式（１）を満たすように定めなければならない。なお、前記「Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）」で表される式の値は０．４５以上であればより好ましく、０．４７以上であれば一層好ましい。
【００６７】
「Ｔｉ×Ｎ」で表される式の値：「０．００２−０．０００６×Ｓｉ」で表される式の値未満
インラインでの製管−焼入れのプロセスにおいては、オーステナイト粒の微細化のためにＴｉＮを微細分散させる必要があり、ＴｉＮを微細分散させるためには、ＴｉとＮを多量に含有させつつ、溶鋼中でのＴｉＮの発生を抑制して、凝固時のＴｉＮの生成と粗大化を抑制する必要がある。溶鋼中のＴｉＮは極めて速く成長して粗大化するが、Ｓｉは溶鋼中でＴｉと反発作用を有するので、Ｓｉの含有量が高い場合には、Ｔｉの活量が高くなり、ＴｉＮの発生が容易になってしまう。言い換えれば、Ｓｉの含有量を低く抑えることにより、ＴｉとＮの含有量が多くても溶鋼中でのＴｉＮの発生を抑制することができる。そして、「Ｔｉ×Ｎ」で表される式の値が「０．００２−０．０００６×Ｓｉ」で表される式の値未満の場合、つまり、式（２）を満する場合に、ＴｉＮを微細で多数分散させることができる。
【００６８】
本発明においては、不純物中のＰ、Ｓ及びＮｂの含有量を次のとおり規定する。
【００６９】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、鋼の不純物であり、粒界偏析に起因する靱性低下をもたらし、特に、その含有量が０．０２５％を超えると靱性の低下が著しくなり、また、耐ＳＳＣ性も著しく低下する。したがって、Ｐの含有量は０．０２５％以下に抑える必要がある。なお、Ｐの含有量は０．０２０％以下とするのが好ましく、０．０１５％以下であれば一層好ましい。
【００７０】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓも鋼の不純物であり、その含有量が０．０１０％を超えると耐ＳＳＣ性の低下が大きくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０１０％以下とした。なお、Ｓの含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。
【００７１】
Ｎｂ：０．００５％未満
Ｎｂは、８００〜１１００℃の温度域では鋼中溶解度の温度依存性が高いため、オーステナイト粒が混粒になったりインラインでの製管−焼入れのプロセスにおいては、温度の微変動による析出物の不均一化に伴う強度バラツキを生じさせ、特に、その含有量が０．００５％を超えると、強度バラツキが著しくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５％未満とした。なお、Ｎｂの含有量は可及的に少なくすることが好ましい。
【００７２】
上記の理由から、本発明（１）に係る継目無鋼管の製造方法において、継目無鋼管の素材になる鋼塊の化学組成を、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、かつ、前記の式（１）及び式（２）を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰが０．０２５％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎｂが０．００５％未満であることと規定した。
【００７３】
なお、本発明に係る継目無鋼管の製造方法において、継目無鋼管の素材になる鋼塊の化学組成には、必要に応じて、Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％から選択される１種以上を選択的に含有させることができる。すなわち、前記Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの１種以上を、任意添加元素として添加し、含有させてもよい。
【００７４】
以下、上記の任意添加元素に関して説明する。
【００７５】
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％
Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、いずれも、添加すれば鋼中のＳと反応して硫化物を形成して介在物の形態を改善することによって耐ＳＳＣ性を高める作用を有する。しかしながら、いずれもその含有量が０．０００３％未満では上記の効果が得られない。一方、いずれも０．０１％を超えて含有させると鋼中の介在物量が増えて、鋼の清浄度が低下し、却って耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、添加する場合のＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量は、いずれも、０．０００３〜０．０１％とするのがよい。Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭはいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で添加することができる。
【００７６】
なお、既に述べたように、「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。
【００７７】
上記の理由から、本発明（２）に係る継目無鋼管の製造方法において、継目無鋼管の素材になる鋼塊の化学組成を、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有するとともに、上述した範囲のＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭから選択される１種以上を含有し、かつ、前記の式（１）及び式（２）を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰが０．０２５％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎｂが０．００５％未満であることと規定した。
【００７８】
本発明の継目無鋼管の製造方法は、鋼塊の加熱温度、最終圧延温度及び圧延終了後の熱処理に特徴がある。以下、それぞれについて説明する。
【００７９】
（Ａ）鋼塊の加熱温度
製管圧延する前の鋼塊の加熱温度は低いほど好ましいが１０００℃を下回ると、穿孔プラグの損傷が激しく工業的な規模での大量生産を行うことができない。一方、１２５０℃を超えるとせっかく低温域で微細に分散したＴｉＮが、オストワルト成長して凝集粗大化するので結晶粒をピン止めする効果が低下する。したがって、製管圧延する前の鋼塊の加熱温度を１０００〜１２５０℃とした。鋼塊の加熱温度は１０５０〜１２００℃とすることが好ましく、１０５０〜１１５０℃とすれば一層好ましい。
【００８０】
製管圧延する前の前記温度域への鋼塊の加熱条件は特に規定しなくてもよい。しかしながら、加熱速度が遅いほど低温側でＴｉＮが微細に析出し、細粒化に対して効果が大きいので、１５℃／分以下の加熱速度での加熱を行うことが好ましい。また、室温からの加熱中にＡｃ1変態点〜Ａｃ3変態点の温度、或いはその近傍の温度で一旦保持し、ＴｉＮを極めて微細に分散させてから所望の加熱温度へ加熱するような、２段加熱パターンを採用することも好適である。更に、鋼塊を６００℃〜Ａｃ3変態点の間の温度域で前熱処理し、ＴｉＮをフェライト域で微細分散させてから一旦室温まで冷却し、改めて所定の製管前加熱温度に加熱する工程も好適である。
【００８１】
なお、継目無鋼管の素材になる鋼塊は、Ｔｉが多量に固溶しておればよく、その製造方法は特に規定されるものではない。しかしながら、Ｔｉが多量に固溶した状態にするには冷却速度の速い造塊方法を採用するのがよいので、例えば、円形断面の鋳型を用いた連続鋳造設備である所謂「ラウンドＣＣ設備」を用いて製造することが好ましい。
【００８２】
（Ｂ）最終圧延温度
最終圧延温度が９００℃よりも低いと鋼管の変形抵抗が大きくなりすぎて工具摩耗が激しくなり、工業的な規模での大量生産を行うことができない。一方、１０５０℃を超えると圧延再結晶による結晶粒の粗大化が進行してしまう。したがって、最終圧延温度は９００〜１０５０℃とする必要がある。
【００８３】
なお、継目無鋼管の圧延方法は最終圧延温度が９００〜１０５０℃でありさえすればよく、特に規定されるものではないが、高い生産効率を確保するという観点から、例えばマンネスマン−マンドレルミル製管法によって穿孔と延伸圧延を行って最終形状に仕上げればよい。
【００８４】
（Ｃ）補熱処理
前記（Ｂ）の最終圧延温度で製管を終了した鋼管は、Ａｒ3変態点以上の温度からそのまま直接焼入れしてもよいが、製管圧延終了後に鋼管の長手方向及び厚さ方向の均熱性を確保するために、インラインで補熱処理を行うことが好ましい。
【００８５】
補熱の温度がＡｃ3変態点を下回ると、フェライトの析出が生じて不均一な組織になり、一方、１０００℃を超えると結晶粒の粗大化が進行する。したがって、インラインで補熱を行う場合の温度をＡｃ3変態点〜１０００℃の範囲とした。好ましくはＡｃ3変態点〜９５０℃の範囲である。なお、補熱時間が１〜１０分程度であっても鋼管全長に亘って十分な均熱が確保できる。
【００８６】
（Ｄ）焼入れ焼戻し
上記の工程を経た鋼管を、Ａｒ3変態点以上の温度から焼入れする。なお、焼入れは、管の肉厚全体が十分なマルテンサイト組織になる冷却速度で行う。通常は水冷でよい。
【００８７】
焼入れ後は、６００℃〜Ａｃ1変態点の温度域で焼戻しを行う。焼戻しの温度が６００℃を下回ると、焼戻し時に析出するセメンタイトが針状であるため耐ＳＳＣ性が低下することとなり、一方、焼戻しの温度がＡｃ1変態点を超えると、母相の一部が逆変態を起こし、不均一な組織になるため耐ＳＳＣが低下することになるからである。なお、焼戻し時間は、管の肉厚にもよるが、概ね１０〜１２０分でよい。
【００８８】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【実施例】
【００８９】
表３に示す化学組成を有する２１種類の鋼Ｄ〜Ｘからなる外径が２２５ｍｍの鋼塊（ラウンドＣＣ鋳片）を連続鋳造法にて作製した。なお、表３には各鋼塊について、「Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）」で表される式の値（表３では「Ａ値」と表記した。）並びに、Ａｃ1、Ａｃ3及びＡｒ3の各変態点を併せて記載し、また、Ｔｉ、Ｎ及びＳｉの含有量について、前記式（２）を満たしているものを「○」満足していないものを「×」として示した。
【００９０】
次いで、マンネスマン−マンドレルミル製管法によって穿孔と延伸圧延を行って最終形状に仕上げ圧延し、インラインでの焼入れとそれに続く焼戻しを行って、外径が２４４．５ｍｍで肉厚が１３．８ｍｍの継目無鋼管を作製した。表４に、鋼塊の加熱温度、最終圧延温度、補熱温度及びインラインでの焼入れ温度を示す。
【００９１】
なお、補熱時間は１０分とし、焼入れは水焼入れとした。焼戻しは、各鋼種について、降伏強度が所謂「１１０ｋｓｉ級鋼管」の上限である８６２ＭＰａ付近になるように調整した。すなわち、焼入れままの鋼管を冷間で裁断して得た短尺の鋼管を試験加熱炉を用いてＡｃ1変態点以下の種々の温度で焼戻し処理し、焼戻し温度と降伏強度との関係を各鋼種について求め、得られた関係に基づいて、降伏強度がほぼ８６２ＭＰａになる温度を選んで３０分保持して行った。
【００９２】
焼入れままの鋼管を用いてオーステナイト粒度の測定を行い、また、焼戻し後の製品鋼管から各種試験片を切り出して下記の試験を実施し、継目無鋼管の性能を調査した。更に、各鋼の焼入れ性も調査した。
【００９３】
【表３】
0004635764.tif 000004
【００９４】
【表４】
0004635764.tif 000005
【００９５】
〈１〉焼入れ性
製管圧延前の鋼塊からジョミニー試験片を切り出し、９５０℃でオーステナイト化後、ジョミニー試験を行った。焼入れ性の評価は、焼入れ端から１０ｍｍの位置でのロックウェルＣ硬度（ＪＨＲＣ10）と、各鋼の９０％マルテンサイト率に対応するロックウェルＣ硬度の予測値である「（Ｃ％×５８）＋２７」の値とを比較し、ＪＨＲＣ10の方が高い値を示した場合を焼入れ性が「良好」とし、ＪＨＲＣ10の値が「（Ｃ％×５８）＋２７」の値以下の場合を焼入れ性が「不良」とした。
【００９６】
〈２〉オーステナイト粒度
焼入れままの鋼管の肉厚中央部から断面が１５ｍｍ×１５ｍｍのミクロ組織観察用の試験片を採取し、表面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液で腐食し、光学顕微鏡で観察してASTM E 112法に準拠してオーステナイト粒度を測定した。
【００９７】
〈３〉引張試験
鋼管の長手方向から、ＡＰＩ規格の５ＣＴに規定される弧状引張試験片を採取して、室温で引張試験を実施し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び降伏比（ＹＲ）を測定した。
【００９８】
〈４〉シャルピー衝撃試験
鋼管の長手方向から、JIS Z 2202(1998)に規定される１０ｍｍ幅のＶノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行って、エネルギー遷移温度（ｖＴＥ）を求めた。
【００９９】
〈５〉耐ＳＳＣ性試験
鋼管の長手方向から、直径６．３５ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、ＮＡＣＥ−ＴＭ−０１７７−Ａ−９６法に準拠した方法で耐ＳＳＣ性の試験を行った。すなわち、硫化水素の分圧を１０１３２５Ｐａ（１ａｔｍ）として硫化水素で飽和した２５℃の０．５％酢酸＋５％食塩水環境中で、限界応力（試験時間が７２０時間で破断しない最大の負荷応力。各鋼管の実際の降伏強度との比で表す。）を測定した。なお、限界応力がＹＳの９０％以上であれば、耐ＳＳＣ性が良好と評価した。
【０１００】
表４に、上記の調査結果を併せて示す。なお、「焼入れ性」の欄は、ＪＨＲＣ10と「（Ｃ％×５８）＋２７」の値とを比較し、既に述べた基準に基づく「良好」又は「不良」で示した。
【０１０１】
表４から、本発明で規定する化学組成を有する鋼Ｄ〜Ｕは良好な焼入れ性を有すること、また、これらの鋼を用いて本発明で規定する製造条件で製造した試験番号１〜１８の本発明例の鋼管は、オーステナイト粒が微細で、かつ、降伏比が高く、８４８ＭＰａ以上という高い降伏強度であるにも拘わらず、靱性及び耐ＳＳＣ性が良好なことが明らかである。
【０１０２】
これに対して、比較例の試験番号１９〜２１の鋼管は、製造条件は本発明で規定するものであるが、鋼の化学組成が本発明で規定する条件から外れる鋼Ｖ〜Ｘを用いたものであるため、良好な耐ＳＳＣ性と優れた靱性を同時に達成することができない。
【０１０３】
すなわち、試験番号１９は、用いた鋼ＶのＣ含有量が本発明の成分範囲を外れているため、降伏比が低く、耐ＳＳＣ性に劣っている。
【０１０４】
試験番号２０は、用いた鋼Ｗの「Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／３）」で表される式の値（Ａ値）が本発明の範囲を外れているため、均一な焼入れ組織が得られず、降伏比も低いので耐ＳＳＣ性に劣っている。
【０１０５】
試験番号２１は、用いた鋼Ｘが前記の式（２）を満たさないため、粗粒化しており靱性が低い。
【０１０６】
一方、比較例の試験番号２２〜２４の鋼管は、本発明で規定する化学組成を有する鋼Ｄ、鋼Ｆ及び鋼Ｇを用いているものの、製造条件が本発明で規定する条件から外れたものであるため、良好な耐ＳＳＣ性と優れた靱性を同時に達成することができない。
【０１０７】
すなわち、試験番号２２は、鋼塊の加熱温度が１３００℃で本発明の規定上限を超えて高すぎるため、オーステナイト粒が粗大になって、靱性が低い。
【０１０８】
また、試験番号２３は、最終圧延温度が１１５０℃で本発明の規定上限を超えて高すぎるため、オーステナイト粒が粗大になって、靱性が低い。
【０１０９】
更に、試験番号２４は、補熱温度が１０５０℃で本発明の規定上限を超えて高すぎるため、オーステナイト粒が粗大になって、靱性が低い。
【産業上の利用可能性】
【０１１０】
本発明によれば、オーステナイト粒が粒度番号で７番以上の細粒である均一微細な焼戻しマルテンサイト組織であって、高い強度と優れた靱性を有し、かつ、降伏比が高く、耐ＳＳＣ性にも優れた継目無鋼管を、省エネルギーを実現できる効率的なプロセスを採用して低コストで製造することができる。