JP7095801B2 - 高強度継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、油井やガス井用の、特に硫化水素を含むサワー環境下における耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）に優れた高強度継目無鋼管に関する。また本発明は、該高強度継目無鋼管の製造方法に関する。
近年、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源の枯渇という観点から、従来、省みられなかったような高深度の油田や、硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような環境下で使用される油井用鋼管には、高強度で、かつ優れた耐食性（耐サワー性）を兼ね備えた材質を有することが要求される。
このような要求に対し、例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．２～０．３５％、Ｃｒ：０．２～０．７％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｖ：０．１～０．３％を含む低合金鋼からなり、析出している炭化物の総量とその内のＭＣ型炭化物の割合を規定した、耐硫化物応力腐食割れを改善した油井用鋼が開示されている。
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．１０～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１～１．５％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ａｌ：０．００３～０．０８％、Ｎ：０．００８％以下、Ｂ：０．０００５～０．０１０％、Ｃａ＋Ｏ（酸素）：０．００８％以下を含み、さらにＴｉ：０．００５～０．０５％、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｖ：０．３０％以下から選択される１種または２種以上を含有する鋼の鋼中介在物性状について、連続した非金属介在物の最大長さおよび粒径２０μｍ以上の個数を規定した、耐硫化物応力腐食割れ性を改善した油井用鋼材が開示されている。
また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３５％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４％以下、sol.Ａｌ：０．００1～０．1％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％を含有する鋼のＣａ系非金属介在物組成、ＣａとＡｌの複合酸化物および鋼の硬さをＨＲＣで規定した、耐硫化物応力腐食割れ性を改善した油井用鋼が開示されている。
また、特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．２～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．０５～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％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：０．０１％以下を含有する鋼の［２１１］面半価幅と水素拡散係数からなる式を所定の値に規定することで、耐硫化物応力腐食割れ性を改善した、降伏強度８６１ＭＰａ以上の低合金油井管用鋼が開示されている。
これらの特許文献１～３に開示された技術の鋼の耐硫化物応力腐食割れ性とは、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ ＣｏｒｒｏｓｉｏｎＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇの略） ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ａに規定されている、丸棒引張試験片をＮＡＣＥ ＴＭ０１７７記載の試験浴中で一定応力を負荷したまま７２０時間浸漬した際のＳＳＣ発生有無を意味している。また、特許文献４に開示された技術の鋼の耐硫化物応力腐食割れ性とは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている、ＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ Ｂｅａｍ）試験を実施することにより得られる硫化水素腐食環境下での応力拡大係数ＫＩＳＳＣ値が規定値以上を満足することを意味している。
２０１６年のＮＡＣＥ ＴＭ０１７７の改定により、耐硫化物応力腐食割れ性の指標としてＫＩLIMIT値が新しく追加された。図１には、ＫＩLIMIT値を導出する方法を説明する図を示す。このＫＩLIMIT値は、試験条件の異なる複数のＤＣＢ試験で得られたＫＩＳＳＣ値と、ＤＣＢ試験開始前の試験片ノッチ先端の応力集中状態ＫＩappliedとを図１のようにプロットし、グラフ上のＫＩＳＳＣ値の一次回帰線と、ＫＩＳＳＣ値とＫＩappliedが一対一となる線（図１に示す点線）との交点から求められる。図１では、縦軸にＫＩＳＳＣ値、横軸にＫＩappliedを示す。このような、ＫＩLIMIT値による耐硫化物応力腐食割れ性を保証する場合の、ＫＩLIMIT値を向上させる具体的な対策は、上述の特許文献１～特許文献４には全く開示されていない。
本発明は、このような問題点に鑑みてなされたものであり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）９６５ＭＰａ以下（１４０ｋｓｉ以下）の強度を有しつつ、さらに硫化水素を含むサワー環境下における優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）、具体的には安定して高いＫＩLIMIT値を示す高強度継目無鋼管を提供することを目的としている。また本発明は、該高強度継目無鋼管の製造方法を提供することを目的としている。
本発明者らは、上述の課題を解決するため、鋭意検討を行った。まず、表１に示す、成分組成を有する３種類の鋼管素材（鋼Ｎｏ．Ａ～Ｃ）を準備し、外径２９８ｍｍ、肉厚１５．５ｍｍであり、鋼管の降伏強度が種々異なる試験用の鋼管（継目無鋼管）を種々の製造プロセスで製造した。なお、表１に示す「－」は、意図的に添加しないことを表しており、含有しない（０％）の場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含むことを意味する。これらの鋼管の管端の周方向任意の位置より、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ｄにもとづいて、図２に示す、厚さ９．５ｍｍ、幅２５.４ｍｍ、長さ１０１．６ｍｍのＤＣＢ試験片を各９本以上ずつ採取し、ＤＣＢ試験に供した。ＤＣＢ試験の試験浴は、０．１気圧（０．０１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌ＋２．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ＋０．４１質量％ＣＨ３ＣＯＯＮａ水溶液とした。この試験浴に所定条件で図３に示す、楔を導入したＤＣＢ試験片を４０８時間浸漬した後、浸漬中にＤＣＢ試験片に発生した亀裂の長さａと、楔開放応力Ｐを測定し、下記式（０）によってＫＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を算出した。
ここで、式（０）において、ｈはＤＣＢ試験片の各アーム高さ（ｈｅｉｇｈｔ ｏｆ ｅａｃｈ ａｒｍ）、ＢはＤＣＢ試験片の厚さ、ＢｎはＤＣＢ試験片のウェブ厚さ（ｗｅｂ ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）である（図２を参照）。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定された数値を用いた。なお、ＫＩLIMIT値の目標は、油井管の想定最大切欠欠陥と負荷加重条件から２２．０ＭＰａ√ｍ以上とした。ＫＩLIMIT値を算出するため、上述の楔の厚さを２．７６ｍｍ、２．８９ｍｍ、３．０２ｍｍの３水準とし、それぞれ３本以上の試験片に適用した。得られたＫＩＳＳＣ値を用いて、上述の図１で説明した要領に従いＫＩLIMIT値を算出した。なお、図４には、各試験用の鋼管の降伏強度（ＹＳ）でＫＩLIMIT値を整理した結果を示す。図４中の×プロットは後述する１ＱＴ材の結果であり、〇プロットは後述する２ＱＴ材の結果であり、◇プロットは後述する３ＱＴ材の結果であり、□プロットは後述するＤＱ－ＱＴ材の結果である。図４に示す結果から、ＫＩLIMIT値は継目無鋼管の製造プロセスにより、同じような降伏強度でも値が大きく異なることがわかった。具体的には、１回焼入れ焼戻し材（１ＱＴ材）より、２回焼入れ焼戻し材（２ＱＴ材）および３回焼入れ焼戻し材（３ＱＴ材）の方が高いＫＩLIMIT値が得られやすい。一方、焼入れ焼戻し回数が増えるに従い、熱処理コストが増大し、生産性が低下する。そこで、本発明者らは、同時に実験を行った、直接焼入れ（以下、ＤＱとも記す。ＤＱとは、熱間圧延終了段階において、まだ鋼管温度が高い状態からただちに焼入れを行うことを指す。）後さらに再加熱焼き入れ焼き戻しを行ったＤＱ－ＱＴ材に着目し、さらなる検討を行った。
具体的には、試験用の造管に用いた上記３種の鋼管素材より、熱間圧延の実験用ブロックを種々採取した。小型熱間圧延機と冷却装置、加熱炉を使って、継目無鋼管の熱間成形とその後の直接焼入れを模擬する板圧延および直接焼入れ実験を行った。さらに、圧延材を再加熱焼入れ、焼戻しにより８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の降伏強度に調整してからＤＣＢ試験片を採取し、ＤＣＢ試験を実施した。試験条件は上述の条件と同一とした。ＤＣＢ試験結果より得られた、ＫＩLIMIT値と、種々の圧延条件との関係を調べ、特に継目無鋼管の穿孔・展伸圧延と、定径圧延との間に実施している中間加熱の加熱開始温度が低いほど、ＫＩLIMIT値が改善することを見出した。
本発明者らは、さらに検討を進めた。図５には、継目無鋼管の製造プロセスを示す。図５に示すように、本発明者らは、従来の継目無鋼管の製造プロセスから、穿孔・展伸圧延と、定径圧延との間に実施している中間加熱の前に、中間冷却を行う新プロセスを着想した。さらに、この中間冷却において、その冷却停止温度（具体的には、後述する中間冷却後の復熱温度）と、その後の中間加熱を開始するまでの時間が重要であることを見出した。
そこで、さらなる検討として、上述の継目無鋼管の熱間成形とその後の直接焼入れを模擬する板圧延および直接焼入れ実験において、板圧延途中に中間冷却を実施し、その中間冷却後の復熱温度と、中間加熱開始までの時間を種々変化させた。これと共に、その圧延材を再加熱焼入れ、焼戻しした試料のＤＣＢ試験を実施し、得られたＫＩLIMIT値で、上述する中間冷却後の復熱温度と、中間加熱開始までの時間の最適な組み合わせを導出した。
図７には、中間加熱開始までの待ち時間ｔＷ(秒)と、中間冷却後の復熱温度Ｔｒ(℃)からその試料のマルテンサイト変態温度Ｍｓ（℃）を引いた値（Tr - Ms）とでＫＩLIMIT値を整理した図を示す。図７中の○プロットは、ＫＩLIMIT値が目標とする２２．０ＭＰａ√ｍ以上であった実験条件を、×プロットはＫＩLIMIT値が目標とする２２．０ＭＰａ√ｍ未満であった実験条件を示す。この結果より、中間冷却後の復熱温度Ｔｒ(℃)が、（Ｍｓ＋１２０℃）を超える場合、中間加熱開始までの待ち時間ｔＷによらず、ＫＩLIMIT値が目標を満足できないことがわかった。これは、中間冷却を行っても、その冷却停止温度（具体的には、後述する中間冷却後の復熱温度）が（Ｍｓ＋１２０℃）を超えた場合は、冷却から中間加熱開始の間に変態（ベイナイト変態と考えられる）が生じないためと考えられる。さらに、図７より、中間冷却後の復熱温度Ｔｒが低いほど、中間加熱開始までの待ち時間ｔＷが短くてもＫＩLIMIT値が目標を満足できることがわかった。この理由は、中間冷却によって、中間冷却後の復熱温度Ｔｒが（Ｍｓ＋１２０℃）以下であれば、ベイナイト変態が開始し、さらに中間加熱開始までの待ち時間の間にそのベイナイト変態が進行することで、その後の中間加熱時に逆変態が生じる。その結果、結晶粒が微細化することで、ＫＩLIMIT値が向上したと考えられる。
本発明はこれらの知見をもとに完成されたものであり、下記の要旨からなる。
［１］ 鋼組織は、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で１１．０以上であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上９６５ＭＰａ以下である、高強度継目無鋼管。
［２］ 耐硫化物応力腐食割れ性の評価指標であるＫＩLIMIT値が２２．０ＭＰａ√ｍ以上である、［１］に記載の高強度継目無鋼管。
［１］ 鋼組織は、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で１１．０以上であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上９６５ＭＰａ以下である、高強度継目無鋼管。
［２］ 耐硫化物応力腐食割れ性の評価指標であるＫＩLIMIT値が２２．０ＭＰａ√ｍ以上である、［１］に記載の高強度継目無鋼管。
ここで、ＫＩLIMIT値とは、（ｉ）試験条件の異なる複数のＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ Ｂｅａｍ）試験で得られた応力拡大係数ＫＩＳＳＣ値と、ＤＣＢ試験開始前の試験片ノッチ先端の応力集中状態ＫＩappliedとの一次回帰線と、（ｉｉ）ＫＩＳＳＣ値とＫＩappliedが一対一となる直線との交点から求められる値である。
［３］ 質量％で、
Ｃ：０．２８～０．３５％、
Ｓｉ：０．３５％以下、
Ｍｎ：０．３０～０．９０％、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００１０％以下、
Ｃｒ：０．６０～１．６０％、
Ｍｏ：１．００～１．６０％、
Ａｌ：０．０８０％以下、
Ｃｕ：０．０９％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０．３００％以下、
Ｂ：０．００１５～０．００３０％、
Ｏ：０．００２０％以下、
Ｎ：０．００５０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、［１］または［２］に記載の高強度継目無鋼管。
［４］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０２５％以下、
Ｃａ：０．００２０％以下
のうちから選ばれた１種または２種を含有する、［３］に記載の高強度継目無鋼管。
［５］ ［１］～［４］のいずれかに記載の高強度継目無鋼管の製造方法であって、
鋼管素材を１１５０～１２８０℃の温度域の加熱温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程の後、圧延終了温度が８００℃以上となる条件で穿孔および展伸する熱間圧延を行う第１熱間圧延工程と、
前記第１熱間圧延工程の終了後、鋼管素管を７００℃以上の冷却開始温度から平均冷却速度が４０℃／s以上、鋼管素管表面の復熱温度Ｔｒが、マルテンサイト変態開始温度をＭｓとするとき、（Ｍｓ＋１２０℃）以下となる条件で、冷却を行う中間冷却工程と、
前記中間冷却工程の後、３００秒以下の待ち時間ｔＷ経過後に再加熱炉に装入し、前記鋼管素管の表面温度が８００～９５０℃となる条件で中間加熱する中間加熱工程と、
前記中間加熱工程の後、定径の熱間圧延を開始し、７８０℃以上の温度で該熱間圧延を終了する第２熱間圧延工程と、
前記第２熱間圧延工程に引き続き、前記鋼管素管を７００℃以上の温度から平均冷却速度が４０℃／ｓ以上、冷却停止温度が１５０℃以下となる条件で、直接焼入れを行う直接焼入れ工程と、
前記直接焼入れ工程後、８５０～９３０℃の温度域に再加熱してから焼き入れし、引き続き６５０～７２０℃の温度に加熱して焼き戻しをする熱処理を少なくとも１回以上実施する熱処理工程と、を有し、
前記中間加熱工程では、前記復熱温度Ｔｒと前記待ち時間ｔＷの関係が、下記（１）式を満足する、高強度継目無鋼管の製造方法。
（Tr - Ms ）≦ 10 + 0.0016 × ( tW )2 …（１）
なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強度が８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）９６５ＭＰａ以下（１４０ｋｓｉ以下）の強度を有することを指す。
［３］ 質量％で、
Ｃ：０．２８～０．３５％、
Ｓｉ：０．３５％以下、
Ｍｎ：０．３０～０．９０％、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００１０％以下、
Ｃｒ：０．６０～１．６０％、
Ｍｏ：１．００～１．６０％、
Ａｌ：０．０８０％以下、
Ｃｕ：０．０９％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０．３００％以下、
Ｂ：０．００１５～０．００３０％、
Ｏ：０．００２０％以下、
Ｎ：０．００５０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、［１］または［２］に記載の高強度継目無鋼管。
［４］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０２５％以下、
Ｃａ：０．００２０％以下
のうちから選ばれた１種または２種を含有する、［３］に記載の高強度継目無鋼管。
［５］ ［１］～［４］のいずれかに記載の高強度継目無鋼管の製造方法であって、
鋼管素材を１１５０～１２８０℃の温度域の加熱温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程の後、圧延終了温度が８００℃以上となる条件で穿孔および展伸する熱間圧延を行う第１熱間圧延工程と、
前記第１熱間圧延工程の終了後、鋼管素管を７００℃以上の冷却開始温度から平均冷却速度が４０℃／s以上、鋼管素管表面の復熱温度Ｔｒが、マルテンサイト変態開始温度をＭｓとするとき、（Ｍｓ＋１２０℃）以下となる条件で、冷却を行う中間冷却工程と、
前記中間冷却工程の後、３００秒以下の待ち時間ｔＷ経過後に再加熱炉に装入し、前記鋼管素管の表面温度が８００～９５０℃となる条件で中間加熱する中間加熱工程と、
前記中間加熱工程の後、定径の熱間圧延を開始し、７８０℃以上の温度で該熱間圧延を終了する第２熱間圧延工程と、
前記第２熱間圧延工程に引き続き、前記鋼管素管を７００℃以上の温度から平均冷却速度が４０℃／ｓ以上、冷却停止温度が１５０℃以下となる条件で、直接焼入れを行う直接焼入れ工程と、
前記直接焼入れ工程後、８５０～９３０℃の温度域に再加熱してから焼き入れし、引き続き６５０～７２０℃の温度に加熱して焼き戻しをする熱処理を少なくとも１回以上実施する熱処理工程と、を有し、
前記中間加熱工程では、前記復熱温度Ｔｒと前記待ち時間ｔＷの関係が、下記（１）式を満足する、高強度継目無鋼管の製造方法。
（Tr - Ms ）≦ 10 + 0.0016 × ( tW )2 …（１）
なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強度が８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）９６５ＭＰａ以下（１４０ｋｓｉ以下）の強度を有することを指す。
また、本発明の高強度継目無鋼管は、耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）に優れる。この「耐硫化物応力腐食割れ性に優れる」とは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄＤにもとづくＤＣＢ試験であって、０．１気圧（０．０１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌと２．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ＋０．４１質量％ＣＨ３ＣＯＯＮａを有する水溶液を試験浴としたＤＣＢ試験において、楔の厚さを種々変えて試験して得られたＫＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）より、図１の方法にもとづいて算出されたＫＩLIMIT値が２２．０ＭＰａ√ｍ以上であることを指す。
本発明によれば、降伏強度が８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）９６５ＭＰａ以下（１４０ｋｓｉ以下）の強度を有しつつ、さらに硫化水素を含むサワー環境下における優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）、具体的には高いＫＩLIMIT値を示す高強度継目無鋼管を提供することができる。また本発明は、該高強度継目無鋼管の製造方法を提供することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
まず、本発明の高強度継目無鋼管について説明する。
上述のように、本発明の高強度継目無鋼管は、特定の高強度を有し、さらに硫化水素を含むサワー環境下における優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）を有する。すなわち、本発明の高強度継目無鋼管は、鋼組織は、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号（以下、「旧オーステナイト粒度」と称する。）で１１．０以上であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上９６５ＭＰａ以下である。
旧オーステナイト粒度が１１．０未満の場合、結晶粒の細粒化が不十分であり、目標とするＫＩLIMIT値を得られないため、旧オーステナイト粒度は１１．０以上とする。旧オーステナイト粒度は、好ましくは１１．５以上であり、より好ましくは１２．５以上である。実製造における細粒化の限界の観点からは、旧オーステナイト粒度を１７．０以下とすることが好ましい。なお、旧オーステナイト粒度は、後述する本発明の実施例に記載の方法で測定することができる。
さらに、本発明の高強度継目無鋼管は、降伏強度の上限を９６５ＭＰａとする。降伏強度が９６５ＭＰａを超えた場合、鋼の耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）が著しく低下し、上述の結晶粒細粒化がなされても目標とするＫＩLIMIT値を得られない。このため、降伏強度は９６５ＭＰａ以下とする。降伏強度は、好ましくは９３０ＭＰａ以下である。
また、本発明の高強度継目無鋼管は、耐硫化物応力腐食割れ性の評価指標であるＫＩLIMIT値が２２．０ＭＰａ√ｍ以上であることが好ましい。ここで、ＫＩLIMIT値とは、（ｉ）試験条件の異なる複数のＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ Ｂｅａｍ）試験で得られた応力拡大係数ＫＩＳＳＣ値と、ＤＣＢ試験開始前の試験片ノッチ先端の応力集中状態ＫＩappliedとの一次回帰線と、（ｉｉ）ＫＩＳＳＣ値とＫＩappliedが一対一となる直線との交点から求められる値である。
上述のように、本発明の高強度継目無鋼管は、油井やガス井用の、特に硫化水素を含むサワー環境下における耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）に優れる。ＫＩLIMIT値を２２．０ＭＰａ√ｍ以上とする理由は、上記に説明した内容に基づくため、ここでは詳細な説明を省略する。ＫＩLIMIT値の目標は、油井管の想定最大切欠欠陥と負荷加重条件から２２．０ＭＰａ√ｍ以上とした。好適には２３．０ＭＰａ√ｍ以上であり、より好適には２４．０ＭＰａ√ｍ以上である。
次に、本発明の高強度継目無鋼管の成分組成の好ましい範囲とその理由について説明する。以下、特に断わらないかぎり、質量％は単に「％」で記す。
Ｃ：０．２８～０．３５％
Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有し、降伏強度８６２ＭＰａ以上の高強度化をするためには、０．２８％以上のＣを含有することが好ましい。一方、０．３５％を超えるＣの含有は、鋼を著しく硬化させ、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｃは０．２８～０．３５％とすることが好ましい。Ｃは、より好ましくは０．３０％以上である。より好ましくは０．３３％以下である。
Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有し、降伏強度８６２ＭＰａ以上の高強度化をするためには、０．２８％以上のＣを含有することが好ましい。一方、０．３５％を超えるＣの含有は、鋼を著しく硬化させ、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｃは０．２８～０．３５％とすることが好ましい。Ｃは、より好ましくは０．３０％以上である。より好ましくは０．３３％以下である。
Ｓｉ：０．３５％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させ、焼戻時の急激な軟化を抑制する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上のＳｉを含有することが好ましい。一方、０．３５％を超えるＳｉの含有は、粗大な酸化物系介在物を形成し、ＫＩLIMIT値を劣化させるおそれがある。このため、Ｓｉは０．３５％以下とすることが好ましい。Ｓｉは、より好ましくは０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以上である。Ｓｉは、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させ、焼戻時の急激な軟化を抑制する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上のＳｉを含有することが好ましい。一方、０．３５％を超えるＳｉの含有は、粗大な酸化物系介在物を形成し、ＫＩLIMIT値を劣化させるおそれがある。このため、Ｓｉは０．３５％以下とすることが好ましい。Ｓｉは、より好ましくは０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以上である。Ｓｉは、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｍｎ：０．３０～０．９０％
Ｍｎは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させるとともに、Ｓと結合しＭｎＳとしてＳを固定して、Ｓによる粒界脆化を防止する作用を有する元素である。本発明では、０．３０％以上のＭｎを含有することが好ましい。一方、０．９０％を超えるＭｎの含有は、焼入れ性の向上に伴い、鋼を著しく硬化させ、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｍｎは０．３０～０．９０％とすることが好ましい。Ｍｎは、より好ましくは０．４０％以上であり、さらに好ましくは０．５０％以上である。Ｍｎは、より好ましくは０．８０％以下であり、さらに好ましくは０．７０％以下である。
Ｍｎは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させるとともに、Ｓと結合しＭｎＳとしてＳを固定して、Ｓによる粒界脆化を防止する作用を有する元素である。本発明では、０．３０％以上のＭｎを含有することが好ましい。一方、０．９０％を超えるＭｎの含有は、焼入れ性の向上に伴い、鋼を著しく硬化させ、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｍｎは０．３０～０．９０％とすることが好ましい。Ｍｎは、より好ましくは０．４０％以上であり、さらに好ましくは０．５０％以上である。Ｍｎは、より好ましくは０．８０％以下であり、さらに好ましくは０．７０％以下である。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、固溶状態では粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす可能性がある。本発明では、Ｐをできるだけ低減することが望ましく、Ｐは０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｐは、より好ましくは０．００８％以下である。さらに好ましくは０．００６％以下である。
Ｐは、固溶状態では粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす可能性がある。本発明では、Ｐをできるだけ低減することが望ましく、Ｐは０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｐは、より好ましくは０．００８％以下である。さらに好ましくは０．００６％以下である。
Ｓ：０．００１０％以下
Ｓは、鋼中ではほとんどが硫化物系介在物として存在し、延性、靭性や、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を低下する。Ｓは、一部は固溶状態で存在する場合があるが、その場合には粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示す。このため、本発明では、Ｓをできるだけ低減することが望ましいが、過剰な低減は精錬コストを高騰させる。このようなことから、本発明では、Ｓは、０．００１０％以下とすることが好ましい。Ｓは、より好ましくは０．０００８％以下である。さらに好ましくは０．０００６％以下である。
Ｓは、鋼中ではほとんどが硫化物系介在物として存在し、延性、靭性や、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を低下する。Ｓは、一部は固溶状態で存在する場合があるが、その場合には粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示す。このため、本発明では、Ｓをできるだけ低減することが望ましいが、過剰な低減は精錬コストを高騰させる。このようなことから、本発明では、Ｓは、０．００１０％以下とすることが好ましい。Ｓは、より好ましくは０．０００８％以下である。さらに好ましくは０．０００６％以下である。
Ｃｒ：０．６０～１．６０％
Ｃｒは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Ｃｒは、焼戻時にＣと結合し、Ｍ３Ｃ系、Ｍ７Ｃ３系、Ｍ２３Ｃ６系等の炭化物を形成し、特にＭ３Ｃ系炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻しによる強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与する。８６２ＭＰａ以上の降伏強度の達成には、０．６０％以上のＣｒを含有することが好ましい。一方、１．６０％を超えるＣｒの含有は、鋼の著しい強度上昇の結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｃｒは０．６０～１．６０％とすることが好ましい。Ｃｒは、より好ましくは０．８０％以上であり、さらに好ましくは０．９５％以上である。Ｃｒは、より好ましくは１．４５％以下であり、さらに好ましくは１．３０％以下である。
Ｃｒは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Ｃｒは、焼戻時にＣと結合し、Ｍ３Ｃ系、Ｍ７Ｃ３系、Ｍ２３Ｃ６系等の炭化物を形成し、特にＭ３Ｃ系炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻しによる強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与する。８６２ＭＰａ以上の降伏強度の達成には、０．６０％以上のＣｒを含有することが好ましい。一方、１．６０％を超えるＣｒの含有は、鋼の著しい強度上昇の結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｃｒは０．６０～１．６０％とすることが好ましい。Ｃｒは、より好ましくは０．８０％以上であり、さらに好ましくは０．９５％以上である。Ｃｒは、より好ましくは１．４５％以下であり、さらに好ましくは１．３０％以下である。
Ｍｏ：１．００～１．６０％
Ｍｏは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。さらにＭｏは、特に、焼戻し後に２次析出するＭｏ２Ｃ炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻による強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与する。８６２ＭＰａ以上の降伏強度の達成には、１．００％以上のＭｏを含有することが好ましい。一方、１．６０％を超えるＭｏの含有は、鋼の著しい強度上昇の結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｍｏは１．００～１．６０％とすることが好ましい。Ｍｏは、より好ましくは１．０５％以上である。より好ましくは１．５５％以下である。
Ｍｏは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。さらにＭｏは、特に、焼戻し後に２次析出するＭｏ２Ｃ炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻による強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与する。８６２ＭＰａ以上の降伏強度の達成には、１．００％以上のＭｏを含有することが好ましい。一方、１．６０％を超えるＭｏの含有は、鋼の著しい強度上昇の結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｍｏは１．００～１．６０％とすることが好ましい。Ｍｏは、より好ましくは１．０５％以上である。より好ましくは１．５５％以下である。
Ａｌ：０．０８０％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合しＡｌＮを形成して固溶Ｎの低減に寄与する。このような効果を得るために、Ａｌは０．０１５％以上含有することが好ましい。一方、０．０８０％を超えてＡｌを含有すると、酸化物系介在物が増加し、ＫＩLIMIT値を劣化させるおそれがある。このため、Ａｌは０．０８０％以下とすることが好ましい。Ａｌは、より好ましくは０．０５０％以上である。より好ましくは０．０７０％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合しＡｌＮを形成して固溶Ｎの低減に寄与する。このような効果を得るために、Ａｌは０．０１５％以上含有することが好ましい。一方、０．０８０％を超えてＡｌを含有すると、酸化物系介在物が増加し、ＫＩLIMIT値を劣化させるおそれがある。このため、Ａｌは０．０８０％以下とすることが好ましい。Ａｌは、より好ましくは０．０５０％以上である。より好ましくは０．０７０％以下である。
Ｃｕ：０．０９％以下
Ｃｕは、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、微量添加した場合、緻密な腐食生成物が形成され、ＳＳＣの起点となるピットの生成・成長が抑制されて、耐硫化物応力腐食割れ性が顕著に向上する。このため、本発明では、０．０２％以上のＣｕを含有することが好ましい。一方、０．０９％を超えてＣｕを含有すると、継目無鋼管の製造プロセス時の熱間加工性が低下するおそれがある。このため、Ｃｕは０．０９％以下とすることが好ましい。Ｃｕは、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｃｕは、より好ましくは０．０７％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｃｕは、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、微量添加した場合、緻密な腐食生成物が形成され、ＳＳＣの起点となるピットの生成・成長が抑制されて、耐硫化物応力腐食割れ性が顕著に向上する。このため、本発明では、０．０２％以上のＣｕを含有することが好ましい。一方、０．０９％を超えてＣｕを含有すると、継目無鋼管の製造プロセス時の熱間加工性が低下するおそれがある。このため、Ｃｕは０．０９％以下とすることが好ましい。Ｃｕは、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｃｕは、より好ましくは０．０７％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｎｂ：０．０２０％以下
Ｎｂは、オーステナイト（γ）温度域での再結晶を遅延させ、γ粒の微細化に寄与し、鋼の焼入れ終了時点の下部組織（例えばパケット、ブロック、ラス）の微細化に極めて有効に作用するとともに、炭化物を形成し鋼を強化する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上のＮｂを含有することが好ましい。一方、０．０２０％を超えるＮｂの含有は、粗大な析出物（ＮｂＮ）の析出を促進し、ＫＩLIMIT値を劣化させるおそれがある。このため、Ｎｂは０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｎｂは、より好ましくは０．００４％以上であり、さらに好ましくは０．００６％以上である。Ｎｂは、より好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。ここで、「パケット」とは、平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団から成る領域と定義され、「ブロック」は、平行でかつ同じ方位のラスの集団から成る。
Ｎｂは、オーステナイト（γ）温度域での再結晶を遅延させ、γ粒の微細化に寄与し、鋼の焼入れ終了時点の下部組織（例えばパケット、ブロック、ラス）の微細化に極めて有効に作用するとともに、炭化物を形成し鋼を強化する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上のＮｂを含有することが好ましい。一方、０．０２０％を超えるＮｂの含有は、粗大な析出物（ＮｂＮ）の析出を促進し、ＫＩLIMIT値を劣化させるおそれがある。このため、Ｎｂは０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｎｂは、より好ましくは０．００４％以上であり、さらに好ましくは０．００６％以上である。Ｎｂは、より好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。ここで、「パケット」とは、平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団から成る領域と定義され、「ブロック」は、平行でかつ同じ方位のラスの集団から成る。
Ｖ：０．３００％以下
Ｖは、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０２０％以上のＶを含有することが好ましい。一方、０．３００％を超えてＶを含有しても、その効果が飽和するため経済的に不利となる。このため、Ｖは０．３００％以下とすることが好ましい。Ｖは、より好ましくは０．０３０％以上であり、さらに好ましくは０．０４０％以上である。Ｖは、より好ましくは０．１５０％以下であり、さらに好ましくは０．１００％以下である。
Ｖは、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０２０％以上のＶを含有することが好ましい。一方、０．３００％を超えてＶを含有しても、その効果が飽和するため経済的に不利となる。このため、Ｖは０．３００％以下とすることが好ましい。Ｖは、より好ましくは０．０３０％以上であり、さらに好ましくは０．０４０％以上である。Ｖは、より好ましくは０．１５０％以下であり、さらに好ましくは０．１００％以下である。
Ｂ：０．００１５～０．００３０％
Ｂは、微量の含有で焼入れ性の向上に寄与する元素であり、本発明では０．００１５％以上のＢを含有することが好ましい。一方、０．００３０％を超えてＢを含有しても、効果が飽和するかあるいはＦｅ硼化物（Ｆｅ－Ｂ）の形成により、逆に所望の効果が期待できなくなり、経済的に不利となる可能性がある。このため、Ｂは、０．００１５～０．００３０％とすることが好ましい。Ｂは、より好ましくは０．００１６％以上であり、さらに好ましくは０．００１８％以上である。Ｂは、より好ましくは０．００２７％以下であり、さらに好ましくは０．００２３％以下である。
Ｂは、微量の含有で焼入れ性の向上に寄与する元素であり、本発明では０．００１５％以上のＢを含有することが好ましい。一方、０．００３０％を超えてＢを含有しても、効果が飽和するかあるいはＦｅ硼化物（Ｆｅ－Ｂ）の形成により、逆に所望の効果が期待できなくなり、経済的に不利となる可能性がある。このため、Ｂは、０．００１５～０．００３０％とすることが好ましい。Ｂは、より好ましくは０．００１６％以上であり、さらに好ましくは０．００１８％以上である。Ｂは、より好ましくは０．００２７％以下であり、さらに好ましくは０．００２３％以下である。
Ｏ（酸素）：０．００２０％以下
Ｏ（酸素）は不可避的不純物として、ＡｌやＳｉ等の酸化物として鋼中に存在する。特に、その粗大な酸化物の数が多いと、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｏ（酸素）は、０．００２０％以下とすることが好ましい。Ｏ（酸素）は、より好ましくは０．００１５％以下である。Ｏ（酸素）は、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
Ｏ（酸素）は不可避的不純物として、ＡｌやＳｉ等の酸化物として鋼中に存在する。特に、その粗大な酸化物の数が多いと、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｏ（酸素）は、０．００２０％以下とすることが好ましい。Ｏ（酸素）は、より好ましくは０．００１５％以下である。Ｏ（酸素）は、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、鋼中不可避的不純物であり、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ等の窒化物形成元素と結合しＭＮ型の析出物を形成する。さらに、これらの窒化物を形成した残りの余剰Ｎは、Ｂと結合してＢＮ析出物も形成する。この際、Ｂ添加による焼入れ性向上効果が失われるため、余剰Ｎはできるだけ低減することが好ましく、Ｎは０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｎは、より好ましくは０．００４０％以下である。Ｎは、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
Ｎは、鋼中不可避的不純物であり、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ等の窒化物形成元素と結合しＭＮ型の析出物を形成する。さらに、これらの窒化物を形成した残りの余剰Ｎは、Ｂと結合してＢＮ析出物も形成する。この際、Ｂ添加による焼入れ性向上効果が失われるため、余剰Ｎはできるだけ低減することが好ましく、Ｎは０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｎは、より好ましくは０．００４０％以下である。Ｎは、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。
本発明の高強度継目無鋼管は、上記した好適元素で本発明で目的とする特性は得られる。強度や耐ＳＳＣ性のさらなる向上を目的として、必要に応じてさらに、Ｔｉを０．０２５％以下、Ｃａを０．００２０％以下のうちから選ばれた１種または２種を選択して含有してもよい。
Ｔｉ：０．０２５％以下
Ｔｉは、窒化物を形成し、鋼中の余剰Ｎを低減させて上述のＢの効果を有効にする。また、Ｔｉは、鋼の焼入れ時においてオーステナイト粒のピン止め効果による粗大化の防止に寄与する元素である。このような効果を得るため、０．００５％以上のＴｉを含有することができる。一方、０．０２５％を超えるＴｉの含有は、鋳造時に粗大なＭＣ型窒化物（ＴｉＮ）の形成が促進され、上述のオーステナイト粒のピン止め効果にむしろ悪影響を及ぼし、オーステナイト粒が粗大化した結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉは０．０２５％以下とすることが好ましい。Ｔｉは、より好ましくは０．００７％以上であり、さらに好ましくは０．００９％以上である。Ｔｉは、より好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
Ｔｉは、窒化物を形成し、鋼中の余剰Ｎを低減させて上述のＢの効果を有効にする。また、Ｔｉは、鋼の焼入れ時においてオーステナイト粒のピン止め効果による粗大化の防止に寄与する元素である。このような効果を得るため、０．００５％以上のＴｉを含有することができる。一方、０．０２５％を超えるＴｉの含有は、鋳造時に粗大なＭＣ型窒化物（ＴｉＮ）の形成が促進され、上述のオーステナイト粒のピン止め効果にむしろ悪影響を及ぼし、オーステナイト粒が粗大化した結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉは０．０２５％以下とすることが好ましい。Ｔｉは、より好ましくは０．００７％以上であり、さらに好ましくは０．００９％以上である。Ｔｉは、より好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
Ｃａ：０．００２０％以下
Ｃａは、連続鋳造時のノズル詰まり防止に有効で、必要な効果を得るためには０．０００５％以上のＣａを含有することが望ましい。さらに、Ｍｎに代替してＳと結合しＣａＳとしてＳを固定して、Ｓによる粒界脆化を防止すると共に、延性のあるＭｎＳとは異なり熱間圧延中に鋼中で延伸せず、細かい状態で鋼中に分散することで耐硫化物応力腐食割れ性を改善する。一方、Ｃａは、Ａｌと複合した酸化物系非金属介在物を形成し、特に０．００２０％を超えてＣａを含有した場合、粗大なものが多数存在し、上述のオーステナイト粒のピン止め効果にむしろ悪影響を及ぼし、オーステナイト粒が粗大化した結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｃａを含有する場合、Ｃａは、０．００２０％以下とすることが好ましい。Ｃａは、より好ましくは０．０００７％以上であり、さらに好ましくは０．０００９％以上である。Ｃａは、より好ましくは０．００１５％以下であり、さらに好ましくは０．００１２％以下である。
Ｃａは、連続鋳造時のノズル詰まり防止に有効で、必要な効果を得るためには０．０００５％以上のＣａを含有することが望ましい。さらに、Ｍｎに代替してＳと結合しＣａＳとしてＳを固定して、Ｓによる粒界脆化を防止すると共に、延性のあるＭｎＳとは異なり熱間圧延中に鋼中で延伸せず、細かい状態で鋼中に分散することで耐硫化物応力腐食割れ性を改善する。一方、Ｃａは、Ａｌと複合した酸化物系非金属介在物を形成し、特に０．００２０％を超えてＣａを含有した場合、粗大なものが多数存在し、上述のオーステナイト粒のピン止め効果にむしろ悪影響を及ぼし、オーステナイト粒が粗大化した結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Ｃａを含有する場合、Ｃａは、０．００２０％以下とすることが好ましい。Ｃａは、より好ましくは０．０００７％以上であり、さらに好ましくは０．０００９％以上である。Ｃａは、より好ましくは０．００１５％以下であり、さらに好ましくは０．００１２％以下である。
なお、本発明の高強度継目無鋼管は、肉厚（板厚）が９．５ｍｍ以上の鋼管を指すものとする。油井やガス井用の、特に硫化水素を含むサワー環境下で用いる鋼管の素材に適用する観点から、肉厚は１０．３ｍｍ以上とすることが好ましく、１２．３ｍｍ以上とすることがより一層好ましい。肉厚の上限は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。また、外径は、１００ｍｍ以上、３５０ｍｍ以下が好ましい。
次に、本発明の一実施形態における高強度継目無鋼管の製造方法について説明する。
本発明の高強度継目無鋼管の製造方法は、鋼管素材を１１５０～１２８０℃の温度域の加熱温度に加熱する工程と、加熱する工程の後、圧延終了温度が８００℃以上となる条件で穿孔および展伸する熱間圧延を行う第１熱間圧延工程と、第１熱間圧延工程の終了後、鋼管素管を７００℃以上の冷却開始温度から平均冷却速度が４０℃／s以上、鋼管素管表面の復熱温度Ｔｒが、下記（Ａ）式で計算されるマルテンサイト変態開始温度をＭｓとするとき、（Ｍｓ＋１２０℃）以下となる条件で、冷却を行う中間冷却工程と、該中間冷却工程の後、３００秒以下の待ち時間ｔＷ経過後に再加熱炉に装入し、鋼管素管の表面温度が８００～９５０℃となる条件で中間加熱する中間加熱工程と、該中間加熱工程の後、定径の熱間圧延を開始し、７８０℃以上の温度で該熱間圧延を終了する第２熱間圧延工程と、第２熱間圧延工程に引き続き、鋼管素管を７００℃以上の温度から平均冷却速度が４０℃／ｓ以上、冷却停止温度が１５０℃以下となる条件で、直接焼入れを行う直接焼入れ工程と、直接焼入れ工程後、８５０～９３０℃の温度域に再加熱してから焼き入れし、引き続き６５０～７２０℃の温度に加熱して焼き戻しをする熱処理を少なくとも１回以上実施する熱処理工程と、を有し、中間加熱工程では、復熱温度Ｔｒと待ち時間ｔＷの関係が、下記（１）式を満足する。
Ms = 545 - 330×(%C) - 7×(%Si) -23×(%Mn) - 14×(%Cr) - 5×(%Mo)
+2×(%Al) - 13×(%Cu) - 4×(%Nb) + 4×(%V) + 3×(%Ti) …（Ａ）
（Tr - Ms ）≦ 10 + 0.0016 × ( tW )2 …（１）
ただし、上記（Ａ）式における各元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
Ms = 545 - 330×(%C) - 7×(%Si) -23×(%Mn) - 14×(%Cr) - 5×(%Mo)
+2×(%Al) - 13×(%Cu) - 4×(%Nb) + 4×(%V) + 3×(%Ti) …（Ａ）
（Tr - Ms ）≦ 10 + 0.0016 × ( tW )2 …（１）
ただし、上記（Ａ）式における各元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
本発明では、鋼の溶製方法は特に限定しない。例えば、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常公知の溶製方法で溶製することができる。溶鋼の鋳造方法は、コストの観点から、連続鋳造法が好ましい。連続鋳造では、一般的なスラブ、ブルームといった矩形断面を有する鋳片に連続鋳造する場合と、より継目無鋼管への熱間圧延に適した円形断面を有する鋳片に直接連続鋳造する場合のどちらでもかまわない。矩形断面を有する鋳片に連続鋳造した場合、当該矩形断面を有する鋳片を所定加熱温度に加熱した後、熱間圧延して、円形断面を有する鋼管素材とする。
次いで、鋼片圧延あるいは鋳片熱処理を実施して得た鋼管素材を用いて、熱間で所定の形状の継目無鋼管を形成する工程について説明する。なお、本発明において、特に断らない限り、鋼管素材、鋼管素管の加熱温度、熱間圧延温度、冷却開始温度、冷却停止温度、熱処理温度等の温度は、鋼管素材および鋼管素管等の表面温度（鋼管素管の場合には、管外表面の温度）とし、放射温度計等で測定することができる。
[ 鋼管素材の加熱工程 ]
加熱温度：１１５０～１２８０℃
熱間圧延して所定の形状の継目無鋼管とするため、鋼管素材を鋼のオーステナイト相領域まで加熱する。このとき、鋼管素材の加熱温度が１１５０℃未満の場合、ピアサー穿孔時の内部欠陥の発生が著しく、最終の鋼管熱処理後に非破壊検査で検出された欠陥は手入れ精整を行っても不合格となるため、欠陥防止の観点から鋼管素材の加熱温度は１１５０℃以上とする。一方で、鋼管素材の加熱温度が１２８０℃超えの場合、鋼のオーステナイト結晶粒が著しく粗大化し、その後の熱間圧延や冷却、熱処理過程を経てもその影響が大きく、ＫＩLIMIT値の劣化を招くため、鋼管素材の加熱温度の上限を１２８０℃とする。鋼管素材の加熱温度は、好ましくは１１７０℃以上であり、好ましくは１２５０℃以下である。鋼管素材の加熱温度は、より好ましくは１１９０℃以上であり、より好ましくは１２１０℃以下である。
加熱温度：１１５０～１２８０℃
熱間圧延して所定の形状の継目無鋼管とするため、鋼管素材を鋼のオーステナイト相領域まで加熱する。このとき、鋼管素材の加熱温度が１１５０℃未満の場合、ピアサー穿孔時の内部欠陥の発生が著しく、最終の鋼管熱処理後に非破壊検査で検出された欠陥は手入れ精整を行っても不合格となるため、欠陥防止の観点から鋼管素材の加熱温度は１１５０℃以上とする。一方で、鋼管素材の加熱温度が１２８０℃超えの場合、鋼のオーステナイト結晶粒が著しく粗大化し、その後の熱間圧延や冷却、熱処理過程を経てもその影響が大きく、ＫＩLIMIT値の劣化を招くため、鋼管素材の加熱温度の上限を１２８０℃とする。鋼管素材の加熱温度は、好ましくは１１７０℃以上であり、好ましくは１２５０℃以下である。鋼管素材の加熱温度は、より好ましくは１１９０℃以上であり、より好ましくは１２１０℃以下である。
[ 鋼管の第１熱間圧延工程（穿孔圧延および展伸圧延工程）]
圧延終了温度：８００℃以上
継目無鋼管の第１熱間圧延では、まず穿孔圧延を行い、引き続き展伸圧延を連続して行う。展伸圧延終了時の鋼管素管の温度が８００℃未満の場合、鋼の高温延性が低下し熱間圧延中の外表面に欠陥が発生するほか、後述する中間冷却時の鋼の変態挙動に悪影響を及ぼし、その結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招く。このため、第１熱間圧延の圧延終了温度は８００℃以上とする。好ましくは８５０℃以上とする。
圧延終了温度：８００℃以上
継目無鋼管の第１熱間圧延では、まず穿孔圧延を行い、引き続き展伸圧延を連続して行う。展伸圧延終了時の鋼管素管の温度が８００℃未満の場合、鋼の高温延性が低下し熱間圧延中の外表面に欠陥が発生するほか、後述する中間冷却時の鋼の変態挙動に悪影響を及ぼし、その結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招く。このため、第１熱間圧延の圧延終了温度は８００℃以上とする。好ましくは８５０℃以上とする。
第１熱間圧延の圧延終了温度の上限は特に限定しないが、圧延時に生じるオーステナイト粒の静的再結晶によって、細粒化効果を得るという観点から、１１５０℃以下とすることが好ましい。
なお、第１熱間圧延の圧延開始温度は特に限定しないが、オーステナイト結晶粒粗大化防止の観点から第１熱間圧延の圧延開始温度は１２３０℃以下が好ましい。一方、熱間圧延中の表面欠陥発生防止の観点から、第１熱間圧延の圧延開始温度は１１００℃以上が好ましい。
[ 鋼管素管の中間冷却工程 ]
冷却開始温度：７００℃以上
第１熱間圧延での展伸圧延後に適切な中間冷却を施すことで、鋼管素管がベイナイト変態し、中間冷却後に引き続き行う中間加熱でさらに逆変態することで、ＫＩLIMIT値が大きく改善する。中間冷却を開始する温度が７００℃未満の場合、中間冷却する前に鋼のフェライト変態が生じるため、その後の中間加熱時の逆変態挙動に悪影響を及ぼし、その結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招く。このため、冷却開始温度は７００℃以上とする。
冷却開始温度：７００℃以上
第１熱間圧延での展伸圧延後に適切な中間冷却を施すことで、鋼管素管がベイナイト変態し、中間冷却後に引き続き行う中間加熱でさらに逆変態することで、ＫＩLIMIT値が大きく改善する。中間冷却を開始する温度が７００℃未満の場合、中間冷却する前に鋼のフェライト変態が生じるため、その後の中間加熱時の逆変態挙動に悪影響を及ぼし、その結果、ＫＩLIMIT値の劣化を招く。このため、冷却開始温度は７００℃以上とする。
平均冷却速度：４０℃／ｓ以上
鋼管素管をベイナイト変態させるため、中間冷却時の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とする。なお、ここでいう「平均冷却速度」とは、鋼管素管の外表面温度が７００℃から、後述する式（Ａ）で計算されるマルテンサイト変態開始温度をＭｓ（℃）とするとき、（Ｍｓ＋１５０℃）までの温度範囲における鋼管素管の外表面の平均的な冷却速度を意味する。平均冷却速度が４０℃／ｓ未満の場合、鋼管素管の肉厚方向全域においてベイナイト変態を開始させることができない。この場合、ベイナイト変態しなかった領域では、通常のＤＱ－ＱＴプロセスと同じ変態挙動となるので、ＫＩLIMIT値を改善することができない。このことから、中間冷却時の平均冷却速度は４０℃／ｓ以上とする。好ましくは、５０℃／ｓ以上である。
鋼管素管をベイナイト変態させるため、中間冷却時の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とする。なお、ここでいう「平均冷却速度」とは、鋼管素管の外表面温度が７００℃から、後述する式（Ａ）で計算されるマルテンサイト変態開始温度をＭｓ（℃）とするとき、（Ｍｓ＋１５０℃）までの温度範囲における鋼管素管の外表面の平均的な冷却速度を意味する。平均冷却速度が４０℃／ｓ未満の場合、鋼管素管の肉厚方向全域においてベイナイト変態を開始させることができない。この場合、ベイナイト変態しなかった領域では、通常のＤＱ－ＱＴプロセスと同じ変態挙動となるので、ＫＩLIMIT値を改善することができない。このことから、中間冷却時の平均冷却速度は４０℃／ｓ以上とする。好ましくは、５０℃／ｓ以上である。
平均冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却速度が速すぎる場合、後述する冷却後の鋼管素管の復熱温度を所定の温度に制御することが極めて困難となるため、好ましくは１００℃／ｓ以下とする。
鋼管素管の冷却方法は特に限定しないが、熱間圧延設備と中間加熱炉間でこの中間冷却を実施し、かつ、冷却後の鋼管素管の復熱温度を所定の温度域に制御しやすいという観点から、鋼管素管外表面へのシャワー水冷、あるいはミスト冷却で行うことが好ましい。
復熱温度Ｔｒ：（Ｍｓ＋１２０℃）以下
鋼管素管をベイナイト変態させるにあたり、鋼管素管の肉厚方向全域が少なくともベイナイト変態を開始するよう、中間冷却直後の鋼管素管の復熱温度Ｔｒが、鋼のマルテンサイト変態温度をＭｓ（℃）とするとき、（Ｍｓ＋１２０℃）以下とする必要がある。
鋼管素管をベイナイト変態させるにあたり、鋼管素管の肉厚方向全域が少なくともベイナイト変態を開始するよう、中間冷却直後の鋼管素管の復熱温度Ｔｒが、鋼のマルテンサイト変態温度をＭｓ（℃）とするとき、（Ｍｓ＋１２０℃）以下とする必要がある。
図６には、伝熱計算を用いて管厚２８ｍｍの鋼管素管（継目無鋼管用素管）を８００℃から冷却した場合の鋼管素管外表面、肉厚中央、内表面温度の時間変化を示す。なお、冷却方法は鋼管素管外表面へのシャワー水冷として計算を行った。鋼管素管外表面は一旦低温まで温度が下がった後、復熱する。そして復熱した温度は肉厚中央、および内表面とほぼ同じ温度に収束する。よって、鋼管素材外表面の復熱温度が所定の温度域まで下がっていれば、肉厚中央、および内表面もまた同じ温度域まで冷却されていると考えられる。この復熱温度Ｔｒが（Ｍｓ＋１２０℃）を超える温度の場合、図７に示すようにＫＩLIMIT値が目標とする２２．０ＭＰａ√ｍを達成できないため、復熱温度Ｔｒは（Ｍｓ＋１２０℃）以下とする。好ましくは、（Ｍｓ＋１００℃）以下である。より好ましくは、（Ｍｓ＋６０℃）以下である。ここで、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓは、下記（Ａ）式によって計算することができる。
Ms = 545 - 330×(%C) - 7×(%Si) -23×(%Mn) - 14×(%Cr) - 5×(%Mo)
+2×(%Al) - 13×(%Cu) - 4×(%Nb) + 4×(%V) + 3×(%Ti) …（Ａ）
ただし、上記（Ａ）式における各元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
Ms = 545 - 330×(%C) - 7×(%Si) -23×(%Mn) - 14×(%Cr) - 5×(%Mo)
+2×(%Al) - 13×(%Cu) - 4×(%Nb) + 4×(%V) + 3×(%Ti) …（Ａ）
ただし、上記（Ａ）式における各元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
なお、上記の復熱温度Ｔｒは、復熱のピーク温度を指す。
復熱温度Ｔｒの下限は特に規定しないが、この温度が低いほど引き続き実施する中間加熱工程における燃料原単位が増加するため、経済性の観点からマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以上とすることが好ましい。より好ましくは、（Ｍｓ＋２０℃）以上である。なお、実際に復熱温度Ｔｒがマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下となった場合でも、ＫＩLIMIT値は目標とする２２．０ＭＰａ√ｍ以上を達成することができる。
[ 鋼管素管の中間加熱工程 ]
中間加熱開始までの待ち時間ｔＷ
上述のように、中間冷却工程の冷却停止温度（具体的には、中間冷却後の復熱温度）と、その後の中間加熱工程を開始するまでの時間が重要である。本発明者らは、中間冷却直後の復熱温度Ｔｒ（℃）と、中間加熱開始までの待ち時間ｔＷ（ｓｅｃ）について、ＫＩLIMIT値が目標とする２２．０ＭＰａ√ｍを達成しうる組み合わせがあることを見出した。具体的には、復熱温度Ｔｒが高いほど中間加熱開始までの待ち時間ｔＷを長くする必要があり、逆に復熱温度Ｔｒが低ければ、待ち時間ｔＷが短くて良い。図７に示す、模擬実験で得られた復熱温度Ｔｒと待ち時間ｔＷにおけるＫＩLIMIT値が目標を満足できる境界線を本発明者らは２次曲線近似し、（１）式を得た。
（Tr - Ms ）≦ 10 + 0.0016 × ( tW )2 …（１）
（Ｔｒ－Ｍｓ）で計算される値が、（１）式で計算される右辺の値を下回れば、中間加熱開始時点でほぼベイナイト変態が完了し、その後の中間加熱による逆変態がおきることで結晶粒の細粒化に伴いＫＩLIMIT値は目標とする２２．０ＭＰａ√ｍを達成することができる。なお、生産効率の観点から、中間加熱開始までの待ち時間ｔＷは３００秒以下とする。好ましくは２５０秒以下である。より好ましくは２００秒以下である。逆に、中間加熱開始までの待ち時間ｔＷの下限は特に規定しないが、（１）式が満足できる場合、中間冷却から中間加熱までの設備制約を考慮すると、３０秒以上とすることが好ましい。より好ましくは、１００秒以上である。
中間加熱開始までの待ち時間ｔＷ
上述のように、中間冷却工程の冷却停止温度（具体的には、中間冷却後の復熱温度）と、その後の中間加熱工程を開始するまでの時間が重要である。本発明者らは、中間冷却直後の復熱温度Ｔｒ（℃）と、中間加熱開始までの待ち時間ｔＷ（ｓｅｃ）について、ＫＩLIMIT値が目標とする２２．０ＭＰａ√ｍを達成しうる組み合わせがあることを見出した。具体的には、復熱温度Ｔｒが高いほど中間加熱開始までの待ち時間ｔＷを長くする必要があり、逆に復熱温度Ｔｒが低ければ、待ち時間ｔＷが短くて良い。図７に示す、模擬実験で得られた復熱温度Ｔｒと待ち時間ｔＷにおけるＫＩLIMIT値が目標を満足できる境界線を本発明者らは２次曲線近似し、（１）式を得た。
（Tr - Ms ）≦ 10 + 0.0016 × ( tW )2 …（１）
（Ｔｒ－Ｍｓ）で計算される値が、（１）式で計算される右辺の値を下回れば、中間加熱開始時点でほぼベイナイト変態が完了し、その後の中間加熱による逆変態がおきることで結晶粒の細粒化に伴いＫＩLIMIT値は目標とする２２．０ＭＰａ√ｍを達成することができる。なお、生産効率の観点から、中間加熱開始までの待ち時間ｔＷは３００秒以下とする。好ましくは２５０秒以下である。より好ましくは２００秒以下である。逆に、中間加熱開始までの待ち時間ｔＷの下限は特に規定しないが、（１）式が満足できる場合、中間冷却から中間加熱までの設備制約を考慮すると、３０秒以上とすることが好ましい。より好ましくは、１００秒以上である。
中間加熱温度：８００～９５０℃
中間冷却を実施した鋼管素管を逆変態させて結晶粒の細粒化を促進することと、後述の継目無鋼管の定径圧延のため、鋼管素管の補熱をする目的で中間加熱を行う。中間加熱温度が８００℃未満の場合、鋼管素管の逆変態が終わらないため、目的としている結晶粒の細粒化がなされずＫＩLIMIT値の低下を招くことから、中間加熱温度を８００℃以上とする。一方、中間加熱温度が９５０℃を超えた場合、粒成長によってむしろ結晶粒の粗大化が著しくなることから、中間加熱温度は９５０℃以下とする。
中間冷却を実施した鋼管素管を逆変態させて結晶粒の細粒化を促進することと、後述の継目無鋼管の定径圧延のため、鋼管素管の補熱をする目的で中間加熱を行う。中間加熱温度が８００℃未満の場合、鋼管素管の逆変態が終わらないため、目的としている結晶粒の細粒化がなされずＫＩLIMIT値の低下を招くことから、中間加熱温度を８００℃以上とする。一方、中間加熱温度が９５０℃を超えた場合、粒成長によってむしろ結晶粒の粗大化が著しくなることから、中間加熱温度は９５０℃以下とする。
[ 鋼管の第２熱間圧延工程（定径圧延工程）]
中間加熱後に、次の条件で定径圧延（第２の熱間圧延；最後の熱間圧延工程）を行う。
中間加熱後に、次の条件で定径圧延（第２の熱間圧延；最後の熱間圧延工程）を行う。
圧延終了温度：７８０℃以上
定径圧延の終了温度が７８０℃未満の場合、圧延による組織の混粒化によりＫＩLIMIT値の低下を招くため、第２熱間圧延の圧延終了温度は７８０℃以上とする。第２熱間圧延の圧延終了温度の上限は特に規定しないが、９００℃以下が好ましい。
定径圧延の終了温度が７８０℃未満の場合、圧延による組織の混粒化によりＫＩLIMIT値の低下を招くため、第２熱間圧延の圧延終了温度は７８０℃以上とする。第２熱間圧延の圧延終了温度の上限は特に規定しないが、９００℃以下が好ましい。
[ 直接焼入れ工程 ]
直接焼入れ開始温度：７００℃以上
定径圧延（第２熱間圧延）に引き続いて、鋼管素管の直接焼入れ（ＤＱ）を実施する。直接焼入れの開始温度が７００℃未満の場合、直接焼入れ中にフェライト変態してしまい、その結果、その後の変態組織が混粒となり、直接焼入れの効果が不十分となる。このため、直接焼入れの開始温度は７００℃以上とする。
直接焼入れ開始温度：７００℃以上
定径圧延（第２熱間圧延）に引き続いて、鋼管素管の直接焼入れ（ＤＱ）を実施する。直接焼入れの開始温度が７００℃未満の場合、直接焼入れ中にフェライト変態してしまい、その結果、その後の変態組織が混粒となり、直接焼入れの効果が不十分となる。このため、直接焼入れの開始温度は７００℃以上とする。
直接焼入れ開始温度の上限は特に規定しないが、８００℃以下が好ましい。
平均冷却速度：４０℃／ｓ以上
直接焼入れ時の平均冷却速度が４０℃／ｓ未満の場合、直接焼入れの効果が不十分となるため、その結果、結晶粒が細粒化しない。したがって、直接焼入れの平均冷却速度は４０℃／ｓ以上とする。好ましくは、５０℃／ｓ以上である。なお、ここでいう「平均冷却速度」とは、鋼管素管の外表面温度が７００℃から、２００℃までの温度範囲における鋼管素管の外表面の平均的な冷却速度を意味する。
直接焼入れ時の平均冷却速度が４０℃／ｓ未満の場合、直接焼入れの効果が不十分となるため、その結果、結晶粒が細粒化しない。したがって、直接焼入れの平均冷却速度は４０℃／ｓ以上とする。好ましくは、５０℃／ｓ以上である。なお、ここでいう「平均冷却速度」とは、鋼管素管の外表面温度が７００℃から、２００℃までの温度範囲における鋼管素管の外表面の平均的な冷却速度を意味する。
平均冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却中の焼き割れ防止の観点から１００℃／ｓ以下が好ましい。
冷却停止温度：１５０℃以下
冷却停止温度が１５０℃を超える場合、直接焼入れの効果が不十分となるため、その結果、結晶粒が細粒化しない。したがって、直接焼入れの冷却停止温度は１５０℃以下とする。好ましくは１３０℃以下である。より好ましくは１００℃以下である。
冷却停止温度が１５０℃を超える場合、直接焼入れの効果が不十分となるため、その結果、結晶粒が細粒化しない。したがって、直接焼入れの冷却停止温度は１５０℃以下とする。好ましくは１３０℃以下である。より好ましくは１００℃以下である。
冷却停止温度の下限は特に規定しないが、冷却効率の観点から室温以上が好ましい。より好ましくは５０℃以上である。なお、直接焼入れの冷却方法は特に規定しない。例えば、鋼管素管を水槽に浸漬する方法、鋼管素管の内外面からシャワー水冷する方法、あるいはミスト冷却をする方法等で、規定する平均冷却速度を達成することができればどれでもかまわない。
[ 熱処理工程 ]
焼入れ再加熱温度：８５０～９３０℃
直接焼入れ工程の後、鋼管素管の強度を８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の強度に調整するため、鋼管素管を再加熱し焼入れを行う。焼入れ再加熱温度が８５０℃未満の場合、鋼管素管が完全にオーステナイト変態終了せず、この未変態領域が強度低下の原因となるため、焼入れ再加熱温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上である。一方、焼入れ再加熱温度が９３０℃を超える場合、結晶粒の粗大化が生じ、ＫＩLIMIT値の低下を招くため、焼き入れ再加熱温度は９３０℃以下とする。好ましくは、９１０℃以下である。
焼入れ再加熱温度：８５０～９３０℃
直接焼入れ工程の後、鋼管素管の強度を８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の強度に調整するため、鋼管素管を再加熱し焼入れを行う。焼入れ再加熱温度が８５０℃未満の場合、鋼管素管が完全にオーステナイト変態終了せず、この未変態領域が強度低下の原因となるため、焼入れ再加熱温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上である。一方、焼入れ再加熱温度が９３０℃を超える場合、結晶粒の粗大化が生じ、ＫＩLIMIT値の低下を招くため、焼き入れ再加熱温度は９３０℃以下とする。好ましくは、９１０℃以下である。
再加熱焼入れ時の冷却方法は、直接焼入れと同じく特に規定しない。例えば、鋼管素管を水槽に浸漬する方法、鋼管素管の内外面からシャワー水冷する方法、あるいはミスト冷却をする方法等いずれでもかまわない。
焼戻し温度：６５０～７２０℃
鋼管素管の強度を８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の強度に調整するため、再加熱焼入れに引き続き、焼戻しを行う。焼戻し温度が６５０℃未満の場合、鋼管の強度が高くなりすぎてＫＩLIMIT値の低下を招くため、焼戻温度は６５０℃以上とする。好ましくは６７０℃以上とする。一方、焼戻し温度が７２０℃を超える場合、鋼の一部で逆変態が生じ強度が著しく低下するため、焼戻し温度は７２０℃以下とする。好ましくは、７００℃以下である。
鋼管素管の強度を８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の強度に調整するため、再加熱焼入れに引き続き、焼戻しを行う。焼戻し温度が６５０℃未満の場合、鋼管の強度が高くなりすぎてＫＩLIMIT値の低下を招くため、焼戻温度は６５０℃以上とする。好ましくは６７０℃以上とする。一方、焼戻し温度が７２０℃を超える場合、鋼の一部で逆変態が生じ強度が著しく低下するため、焼戻し温度は７２０℃以下とする。好ましくは、７００℃以下である。
これらの再加熱焼入れおよび焼戻し（ＱＴ）は、１回以上実施する。なお、より高いＫＩLIMIT値を得るため、繰り返して２回以上再加熱焼入れと焼戻しを行ってもかまわない。
以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。なお、本発明は、本実施例に限定されない。
表２に示す成分組成を有する鋼のうち、鋼Ａ、Ｂ、Ｃについては転炉法で溶製後、連続鋳造法でブルーム鋳片とした。なお、表２に示す「－」は、意図的に添加しないことを表しており、含有しない（０％）の場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含むことを意味する。このブルーム鋳片を熱間圧延にて丸断面の鋼管素材とし、その鋼管素材から熱間圧延実験用ブロックを機械加工して作製した。その他の鋼（鋼Ｄ～鋼Ｕ）については、真空溶解炉にて熱間圧延実験用ブロックを製造した。これらを用いて、継目無鋼管の熱間圧延-中間冷却-中間加熱-熱間圧延-直接焼入れを模擬した熱間板圧延を小型圧延機と冷却装置、および加熱炉を用いて行った。圧延材の板厚と、加熱・圧延・冷却条件は表３－１および表３－２に示す。なお、板圧延材の測温は、圧延素材幅端側面に埋め込んだ熱電対で行った。これら熱間圧延鋼板に、さらに表３－１および表３－２に示す再加熱処理条件で、焼入れ、焼戻しの熱処理を実施した。
熱処理材から、JIS Z2241（２０１１）にもとづいてJIS14A号丸棒引張試験片を採取した。この試験片を用いて、JIS Z2241にもとづいて常温引張試験を行い、熱処理材の降伏強度（ＹＳ）を測定した。
次に、結晶粒の細粒化の確認のため、同じ熱処理材より顕微鏡観察試料を採取した。試料を鏡面研磨後、ピクラール液（ピクリン酸-エタノール混合液）を用いたエッチングを行い、旧オーステナイト粒界を現出させてから、倍率１０００倍の光学顕微鏡で無作為に４視野の顕微鏡写真の撮影を行った。そして、JIS G0551（２０１３）に準拠して、切断法を用いて撮影した旧オーステナイト粒の粒度番号を測定した。旧オーステナイト粒の大きさ（旧オーステナイト粒度）は、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号である。
さらに、ＫＩLIMIT値の評価のため、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ｄにもとづいて、厚さ９．５ｍｍ、幅２５.４ｍｍ、長さ１０１．６ｍｍのＤＣＢ試験片を各９本以上ずつ採取し、ＤＣＢ試験に供した。ＤＣＢ試験の試験浴は、０.１気圧（０．０１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌ＋２．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ＋０．４１質量％ＣＨ３ＣＯＯＮａ水溶液とした。この試験浴に所定条件で楔を導入したＤＣＢ試験片を４０８時間浸漬した後、浸漬中にＤＣＢ試験片に発生した亀裂の長さａと、楔開放応力Ｐを測定し、下記式（０）によってＫＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を算出した。
ここで、式（０）のｈはＤＣＢ試験片の各アーム高さ（ｈｅｉｇｈｔ ｏｆ ｅａｃｈ ａｒｍ）、ＢはＤＣＢ試験片の厚さ、ＢｎはＤＣＢ試験片のウェブ厚さ（ｗｅｂ ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）である。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定された数値を用いた。なお、ＫＩLIMIT値の目標は、油井管の想定最大切欠欠陥と負荷加重条件から２２．０ＭＰａ√ｍ以上とした。ＫＩLIMIT値を算出するため、上述の楔の厚さを２．７６ｍｍ、２．８９ｍｍ、３．０２ｍｍの３水準とし、それぞれ３本以上の試験片に適用した。得られたＫＩＳＳＣ値を用いて、図１の要領に従いＫＩLIMIT値を算出した。
それぞれの熱処理材の降伏強度、旧オーステナイト粒の粒度番号、およびＫＩLIMIT値を表４－１および表４－２にあわせて示す。なお、降伏強度の本発明適合範囲は８６２ＭＰａ以上、かつ９６５ＭＰａ以下である。また、旧オーステナイト粒の粒度番号の本発明適合範囲は１１．０以上である。さらに、ＫＩLIMIT値の本発明適合範囲は、好適には２２．０ＭＰａ√ｍ以上である。より好適には２３．０ＭＰａ√ｍ以上であり、さらに好適には２４．０ＭＰａ√ｍ以上である。
表３－１、表３－２、表４－１及び表４－２に示すように、鋼の成分組成および製造条件が本発明範囲を満たし、かつ、復熱温度と鋼のマルテンサイト変態開始温度の差（Ｔｒ－Ｍｓ）の値が、上記した（１）式右辺の値以下であった発明例（サンプルＮｏ．Ａ１～Ａ２、Ｂ１～Ｂ２、Ｃ１～Ｃ２、Ｄ１～Ｄ２、Ｅ１～Ｅ２、Ｆ１～Ｆ２、Ｇ１～Ｇ２、Ｈ１～Ｈ２、Ｉ１～Ｉ２、Ｊ１～Ｊ２）はいずれも降伏強度および旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足し、さらに優れたＫＩLIMIT値を示した。
一方、比較例（サンプルＮｏ．Ｋ１、Ｍ１、Ｏ１、Ｑ１）は、降伏強度が本発明の上限を超え、かつ、いずれも強度が高すぎたため、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
これに対し、比較例（サンプルＮｏ．Ｌ１、Ｎ１、Ｐ１、Ｒ１、Ｓ１）は、いずれも旧オーステナイト粒の粒度番号、降伏強度が本発明の下限を満足しなかった。比較例（サンプルＮｏ．Ｋ１、Ｍ１、Ｏ１、Ｑ１）は、いずれも降伏強度が高すぎて、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
また、比較例（サンプルＮｏ．Ｔ１）は、粗大なＭＣ型窒化物（ＴｉＮ）の形成が促進された結果、旧オーステナイト粒のピン止め効果に悪影響を及ぼし、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。その結果、旧オーステナイト粒の粗大化によって、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
比較例（サンプルＮｏ．Ｕ１）は、粗大化した酸化物が多数存在して、旧オーステナイト粒のピン止め効果に悪影響を及ぼした結果、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。その結果、旧オーステナイト粒の粗大化によって、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
鋼の成分組成が好適範囲を満たすものの、中間冷却後の復熱温度Ｔｒが（Ｍｓ＋１２０℃）を上回った比較例（サンプルＮｏ．Ａ３、Ｂ３、Ｃ３）は、中間冷却後、中間加熱開始までの間でベイナイト変態できなかった。このため、結晶粒の細粒化が不十分となり、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。このため、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
また、復熱温度と鋼のマルテンサイト変態開始温度との差（Ｔｒ－Ｍｓ）の値が、上記した（１）式右辺の値を超えた比較例（サンプルＮｏ．Ａ４、Ｂ４、Ｃ４）は、ベイナイト変態は開始したものの、変態が終了せずに再加熱を開始した。その結果、結晶粒の細粒化が不十分となり、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。このため、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
鋼管素材の加熱温度が本発明の上限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ５）および中間加熱温度が本発明の上限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ９）は、どちらもオーステナイト粒が粗大化したため、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。このため、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
第１熱間圧延の圧延終了温度が本発明の下限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ６）、および第２熱間圧延の圧延終了温度が本発明の下限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ１１）は、どちらも圧延温度が低下したことが、その後の冷却過程の変態に悪影響し、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。このため、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
また、第１熱間圧延後、中間冷却開始温度が本発明の下限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ７）と、直接焼入れの冷却開始温度が本発明の下限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ１２）は、それぞれ中間冷却前（サンプルＮｏ．Ａ７）、および直接焼入れ開始前（サンプルＮｏ．Ａ１２）にフェライト変態が生じた結果、その後の変態組織が混粒となった。このため、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。また、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
中間冷却時の平均冷却速度が本発明の下限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ８）は、中間冷却およびその復熱後から再加熱開始までの間にベイナイト変態が開始しなかった。このため、結晶粒が細粒化せず、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。このため、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
中間加熱の表面温度が本発明の下限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ１０）は、再加熱時に逆変態が完了しなかったため、結晶粒が細粒化せず、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。このため、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
直接焼入れ時の平均冷却速度が本発明の下限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ１３）、および直接焼入れ時の冷却停止温度が本発明の上限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ１４）は、いずれも直接焼入れの効果が不十分で、その結果結晶粒が細粒化せず、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。このため、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
再加熱熱処理の工程において、再加熱焼入れの加熱温度が本発明の上限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ１５）は、オーステナイト粒が粗大化したため、旧オーステナイト粒の粒度番号が目標を満足しなかった。このため、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
これに対し、再加熱焼入れの加熱温度が本発明の下限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ１６）は、焼入れ時に一部未変態な領域が存在したため、目標とする降伏強度を満足しなかった。
再加熱焼入れ後の焼戻し温度が本発明の上限を外れた比較例（サンプルＮｏ．Ａ１７）は、焼戻し中に一部逆変態したため、目標とする降伏強度を満足しなかった。
これに対し、焼戻し温度が本発明の下限を外れた比較例（サンプルＮｏ.Ａ１８）は、
強度が高くなりすぎて、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
強度が高くなりすぎて、ＫＩLIMIT値が目標を満足しなかった。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．２８～０．３５％、
Ｓｉ：０．３５％以下、
Ｍｎ：０．３０～０．９０％、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００１０％以下、
Ｃｒ：０．６０～１．６０％、
Ｍｏ：１．００～１．６０％、
Ａｌ：０．０８０％以下、
Ｃｕ：０．０９％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０．３００％以下、
Ｂ：０．００１５～０．００３０％、
Ｏ：０．００２０％以下、
Ｎ：０．００５０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼組織は、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で１１．０以上であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上９６５ＭＰａ以下である、高強度継目無鋼管。 - 耐硫化物応力腐食割れ性の評価指標であるＫＩLIMIT値が２２．０ＭＰａ√ｍ以上である、請求項１に記載の高強度継目無鋼管。
ここで、ＫＩLIMIT値とは、（ｉ）試験条件の異なる複数のＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ Ｂｅａｍ）試験で得られた応力拡大係数ＫＩＳＳＣ値と、ＤＣＢ試験開始前の試験片ノッチ先端の応力集中状態ＫＩappliedとの一次回帰線と、（ｉｉ）ＫＩＳＳＣ値とＫＩappliedが一対一となる直線との交点から求められる値である。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０２５％以下、
Ｃａ：０．００２０％以下
のうちから選ばれた１種または２種を含有する、請求項１または２に記載の高強度継目無鋼管。 - 請求項１～３のいずれかに記載の高強度継目無鋼管の製造方法であって、
鋼管素材を１１５０～１２８０℃の温度域の加熱温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程の後、圧延終了温度が８００℃以上となる条件で穿孔および展伸する熱間圧延を行う第１熱間圧延工程と、
前記第１熱間圧延工程の終了後、鋼管素管を７００℃以上の冷却開始温度から平均冷却速度が４０℃／s以上、鋼管素管表面の復熱温度Ｔｒが、マルテンサイト変態開始温度をＭｓとするとき、（Ｍｓ＋１２０℃）以下となる条件で、冷却を行う中間冷却工程と、
前記中間冷却工程の後、３００秒以下の待ち時間ｔＷ経過後に再加熱炉に装入し、前記鋼管素管の表面温度が８００～９５０℃となる条件で中間加熱する中間加熱工程と、
前記中間加熱工程の後、定径の熱間圧延を開始し、７８０℃以上の温度で該熱間圧延を終了する第２熱間圧延工程と、
前記第２熱間圧延工程に引き続き、前記鋼管素管を７００℃以上の温度から平均冷却速度が４０℃／ｓ以上、冷却停止温度が１５０℃以下となる条件で、直接焼入れを行う直接焼入れ工程と、
前記直接焼入れ工程後、８５０～９３０℃の温度域に再加熱してから焼き入れし、引き続き６５０～７２０℃の温度に加熱して焼き戻しをする熱処理を少なくとも１回以上実施する熱処理工程と、を有し、
前記中間加熱工程では、前記復熱温度Ｔｒと前記待ち時間ｔＷの関係が、下記（１）式を満足する、高強度継目無鋼管の製造方法。
（Tr - Ms ）≦ 10 + 0.0016 × ( tW )2 …（１）
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