JP6229640B2 - 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、継目無鋼管、とりわけ、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（耐硫化物応力割れ性）に優れ、油井用として好適な低合金高強度継目無鋼管に関するものである。
また、本発明は、上記継目無鋼管の製造方法に関するものである。
また、本発明は、上記継目無鋼管の製造方法に関するものである。
石油や天然ガスを採掘する油井においては、腐食性の低い浅井戸の枯渇にともなって、腐食性の高い深井戸へと開発がシフトしつつある。深井戸では、高温、高圧に加え、硫化水素を含むサワー環境にさらされるため、油井管として用いられる継目無鋼管には、高強度であることと同時に、硫化物応力割れ（Sulfide Stress Cracking: SSC）に対する耐性、すなわち耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）が求められる。
しかし、ＳＳＣは、腐食反応で発生する水素に起因する水素脆性破壊の一種であるため、高強度鋼ほど起こりやすい傾向がある。この高強度と耐硫化物応力割れ性という、相反する性質を兼ね備える継目無鋼管を実現するために、種々の研究が行われてきた。
例えば、特許文献１には、耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された前記方法では、所定の成分組成を有するビレットを、熱間で穿孔し、ついで、断面圧縮率が４０％以上で、仕上り温度：８００〜１０５０℃の仕上げ圧延を施し、その後、８５０〜１１００℃の温度域の温度Ｔ（℃）で時間ｔ（ｈ）の再加熱を行って、（Ｔ＋２７３）（２１＋ｌｏｇ ｔ）が２３５００〜２６０００となるようにしてから直接焼入れを行い、Ａｃ1変態点以下で焼戻すことによって継目無鋼管が製造される。特許文献１では、仕上げ圧延と直接焼入れ処理の間で再結晶処理としての再加熱処理を行うことにより、結晶粒の微細化が可能となり、高強度であっても、良好な靭性と耐硫化物応力割れ性が得られるとしている。
また、特許文献２には、耐硫化物割れ性に優れた高強度油井用鋼材の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された前記方法では、所定の成分組成を有する鋼を素材とし、該素材を１１５０℃以上に加熱したのち、熱間加工を施し、Ａｒ3点＋５０℃以上の温度で仕上加工を完了したのち、ただちにＡｒ3点以上の温度から急冷する焼入れ処理を行って、６６０〜７２０℃の温度で焼戻を行う。これにより、降伏強度１１０ｋｓｉ以上の高強度と優れた耐硫化物応力割れ性を両立させることができるとしている。
また、特許文献３には、耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼材の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された前記方法では、所定の成分組成を有する鋼材を用いて熱間加工により製管した後、冷却することなくそのまま直接焼入れ、若しくはＡｃ3変態点以上の温度に保持した後に焼入れし、ついでＡｃ1変態点以下で焼戻して、鋼材が製造される。これにより、製造プロセスを簡略化し、安価に耐硫化物応力割れ性に優れた高強度の油井用鋼管を安定して製造できるとしている。
また、特許文献４には、所定の成分組成を有するビレットに、熱間で穿孔、圧延を行い、最終圧延温度９００〜１１００℃の条件で製管して継目無鋼管とし、Ａｒ3点以上の温度域に保持したまま焼入れし、焼戻しすることが記載されている。特許文献４では、鋼の組成および最終圧延温度を調整することにより、強度バラツキが小さく、オーステナイト粒度がＡＳＴＭ規格Ｎｏ．６以上の微細組織を有する継目無鋼管を製造できるとしている。
また、特許文献５には、所定の成分組成を有し、Ｃａ系非金属介在物の組成が、ＣａＳとＣａＯとの合計が５０質量％以上であり、ＣａとＡｌとの複合酸化物が５０質量％未満であり、かつ鋼の硬さがＨＲＣで２１〜３０の範囲内で、鋼の硬さおよびＣａＯとＣａＳの合計含有量が、特定の関係を満足する耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼が記載されている。特許文献５では、耐硫化物応力割れ性を悪化させるＣａとＡｌとの複合酸化物を低減し、Ｃａを無害なＣａＳやＣａＯとして存在させることにより、耐硫化物応力割れ性が向上するとしている。
また、特許文献６には所定の成分組成を有し、Ｍｎ偏析度、Ｍｏ偏析度、Ｃｒ偏析度が、それぞれ１．５以下であることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管が記載されている。特許文献６では、Ｍｏを１．１％以下程度まで低減し、さらに適正量のＣｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂを必須成分として含有したうえで、偏析低減処理を施したのち、焼入れ焼戻処理を施すことにより、高強度と優れた耐硫化物応力割れ性とを両立させることが可能であるとしている。
しかしながら、耐硫化物応力割れ性に影響を及ぼす要因は極めて複雑であり、高強度鋼管において、安定して耐硫化物応力割れ性を確保するための条件は明確になっていないのが現状である。例えば、特許文献１〜４に記載された技術においては、耐硫化物応力割れ性向上のために有利な形状の非金属介在物を形成するための具体的条件が明確になっていないため、介在物が起点となって生じるＳＳＣによって鋼管が破断することがあった。
また、特許文献５に記載された技術は、丸断面のビレット連続鋳造にて浸漬ノズルの詰まり防止のためにＣａ添加を行った鋼を対象にした介在物制御に関するものであり、一般的な高強度継目無鋼管において、耐硫化物応力割れ性向上に有利な介在物を形成するための具体的な条件は依然として明らかではなかった。
特許文献６に記載された技術は、偏析を低減することによって高強度継目無鋼管の耐硫化物応力割れ性を向上させるというものであるが、やはり、耐硫化物応力割れ性向上に有利な介在物を形成するための具体的な条件は明らかではなかった。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、高強度とサワー環境下における耐硫化物応力割れ性とを兼ね備え、油井用として好適な低合金高強度継目無鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
上記の目的を達成するため、継目無鋼管の強度と耐硫化物応力割れ性について検討を行った結果、鋼の成分組成と、鋼中の非金属介在物の両者が後述する特定条件を満たすように制御することにより、本来、相反する性質である優れた強度と耐硫化物応力割れ性とを両立できることを見出した。
上記鋼の成分組成に関しては、（１）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量を適正範囲とすること、（２）適正量のＭｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ，Ｂを必須成分として含有させること、および（３）Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎの濃度を一定以下とすることが必要である。
上記非金属介在物に関しては、（１）酸化物、硫化物、窒化物個数を低減すること、（２）酸化物系介在物組成を、耐硫化物応力割れ性を低下させるＣａＯ含有介在物ではなく、ＭｇＯ含有Ａｌ2Ｏ3系酸化物とすること、および（３）前記酸化物系介在物中のＳ濃度を低減し、その組成を所定の範囲内とすることが必要である。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｐ ：０．０１０％以下、
Ｓ ：０．００１０％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：０．１０〜１．７０％、
Ｍｏ：０．４０〜１．１０％、
Ｖ ：０．０１０〜０．１２０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｔ．Ｃａ：０．００１０％以下、
Ｔ．Ｍｇ：０．０００５％以下、
不可避的不純物、および残部の鉄からなり、
ロックウェル硬さ（ＨＲＣ）が２５〜３０であり、
圧延方向に直交する断面１００ｍｍ2あたりの介在物の数が、
円相当径５μｍ以上の硫化物系介在物：３個以下、
円相当径５μｍ以上の酸化物系介在物：３０個以下、
円相当径５μｍ以上の窒化物系介在物：１５０個以下であり、
Ｃａ（Ｏ，Ｓ）とＡｌ2Ｏ3とＭｇＯを含有する円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物を有し、
前記円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物におけるＣａ、Ｍｇ、およびＳの平均含有量が質量％で、
Ｃａ：１５％以下、
Ｍｇ：３〜１５％、
Ｓ ：１０％以下、および
Ｃａ：（４０−ＨＲＣ）％以下であることを特徴とする継目無鋼管。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｐ ：０．０１０％以下、
Ｓ ：０．００１０％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：０．１０〜１．７０％、
Ｍｏ：０．４０〜１．１０％、
Ｖ ：０．０１０〜０．１２０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｔ．Ｃａ：０．００１０％以下、
Ｔ．Ｍｇ：０．０００５％以下、
不可避的不純物、および残部の鉄からなり、
ロックウェル硬さ（ＨＲＣ）が２５〜３０であり、
圧延方向に直交する断面１００ｍｍ2あたりの介在物の数が、
円相当径５μｍ以上の硫化物系介在物：３個以下、
円相当径５μｍ以上の酸化物系介在物：３０個以下、
円相当径５μｍ以上の窒化物系介在物：１５０個以下であり、
Ｃａ（Ｏ，Ｓ）とＡｌ2Ｏ3とＭｇＯを含有する円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物を有し、
前記円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物におけるＣａ、Ｍｇ、およびＳの平均含有量が質量％で、
Ｃａ：１５％以下、
Ｍｇ：３〜１５％、
Ｓ ：１０％以下、および
Ｃａ：（４０−ＨＲＣ）％以下であることを特徴とする継目無鋼管。
（２）質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、および
Ｗ ：２．００％以下
から選ばれる１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする前記（１）に記載の継目無鋼管。
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、および
Ｗ ：２．００％以下
から選ばれる１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする前記（１）に記載の継目無鋼管。
（３）前記（１）または（２）に記載の継目無鋼管を製造するための方法であって、
二次精錬工程と、
連続鋳造工程と、
圧延工程と、
熱処理工程とを少なくとも有し、
前記二次精錬工程においては、加熱攪拌処理と真空脱ガス処理とが少なくとも行われ、
前記二次精錬工程後の鋼におけるＳ、Ｏ、Ｎ、およびＣａの含有量が、それぞれ質量％で、
Ｓ：０．００１％以下、
Ｏ：０．００１％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｔ．Ｃａ×Ｓ：６×１０-7％以下であり、
前記圧延工程においては、マンネスマン法による圧延が少なくとも行われ、
前記熱処理工程においては、焼入れ処理と、焼戻処理とが少なくとも行われることを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
二次精錬工程と、
連続鋳造工程と、
圧延工程と、
熱処理工程とを少なくとも有し、
前記二次精錬工程においては、加熱攪拌処理と真空脱ガス処理とが少なくとも行われ、
前記二次精錬工程後の鋼におけるＳ、Ｏ、Ｎ、およびＣａの含有量が、それぞれ質量％で、
Ｓ：０．００１％以下、
Ｏ：０．００１％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｔ．Ｃａ×Ｓ：６×１０-7％以下であり、
前記圧延工程においては、マンネスマン法による圧延が少なくとも行われ、
前記熱処理工程においては、焼入れ処理と、焼戻処理とが少なくとも行われることを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
（４）前記加熱攪拌処理における処理時間ｔLFが下記（１）および（２）式の関係を満たし、
前記加熱攪拌処理後のスラグ組成が下記（３）、（４）、および（５）式の関係を満たし、
下記（６）、（７）式で定義される前記真空脱ガス処理における溶鋼の還流回数Ｎが下記（８）式の関係を満たすように処理時間ｔRHを確保することを特徴とする前記（３）に記載の継目無鋼管の製造方法。
記
ｔLF≧１５００／ε ……（１）
［ｔLF：加熱攪拌処理の処理時間（ｍｉｎ）、ε：攪拌動力密度（Ｗ／ｔｏｎ）］、
ε＝（３７１・ＧLF／１０００／６０・ＴL／Ｗ）×｛ｌｎ（１＋（ｈ0／（１．４６×１０-5Ｐ2）＋０．０６×（１−ＴN／ＴL）｝ ……（２）
［ＧLF：吹き込みガス流量（ＮＬ／ｍｉｎ）、ＴL：溶鋼温度（Ｋ）、Ｗ：溶鋼量（ｔｏｎ）、ｈ0：吹き込み深さ（ｍ）、 Ｐ2 ：雰囲気圧力（Ｐａ）、ＴN：吹き込みガス温度（Ｋ）］、
［ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］≧３．０ ……（３）、
１．０≦［ＣａＯ］／［Ａｌ2Ｏ3］≦３．５ ……（４）、
［ＭｇＯ］≧３．０ ……（５）、
［［Ｘ］：質量％で表した成分Ｘの含有量］
Ｎ＝ｔRH／（Ｗ／Ｑ） ……（６）、
［ｔRH：真空脱ガス処理の処理時間（ｍｉｎ）、Ｗ：溶鋼量（ｔｏｎ）、Ｑ：還流量（ｔｏｎ／ｍｉｎ）］
Ｑ＝１１．４ＧRH 1/3Ｄ4/3｛Ｌｎ（Ｐ1／Ｐ0）｝1/3 ……（７）、
［ＧRH：還流ガス量（ＮＬ／ｍｉｎ）、Ｄ：浸漬管内径（ｍ）、Ｐ1：ガス吹き込み点（浸漬管深さ位置）の圧力（Ｐａ）、Ｐ0：真空槽内溶鋼表面圧力（Ｐａ）］
Ｎ≧１５ ……（８）
前記加熱攪拌処理後のスラグ組成が下記（３）、（４）、および（５）式の関係を満たし、
下記（６）、（７）式で定義される前記真空脱ガス処理における溶鋼の還流回数Ｎが下記（８）式の関係を満たすように処理時間ｔRHを確保することを特徴とする前記（３）に記載の継目無鋼管の製造方法。
記
ｔLF≧１５００／ε ……（１）
［ｔLF：加熱攪拌処理の処理時間（ｍｉｎ）、ε：攪拌動力密度（Ｗ／ｔｏｎ）］、
ε＝（３７１・ＧLF／１０００／６０・ＴL／Ｗ）×｛ｌｎ（１＋（ｈ0／（１．４６×１０-5Ｐ2）＋０．０６×（１−ＴN／ＴL）｝ ……（２）
［ＧLF：吹き込みガス流量（ＮＬ／ｍｉｎ）、ＴL：溶鋼温度（Ｋ）、Ｗ：溶鋼量（ｔｏｎ）、ｈ0：吹き込み深さ（ｍ）、 Ｐ2 ：雰囲気圧力（Ｐａ）、ＴN：吹き込みガス温度（Ｋ）］、
［ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］≧３．０ ……（３）、
１．０≦［ＣａＯ］／［Ａｌ2Ｏ3］≦３．５ ……（４）、
［ＭｇＯ］≧３．０ ……（５）、
［［Ｘ］：質量％で表した成分Ｘの含有量］
Ｎ＝ｔRH／（Ｗ／Ｑ） ……（６）、
［ｔRH：真空脱ガス処理の処理時間（ｍｉｎ）、Ｗ：溶鋼量（ｔｏｎ）、Ｑ：還流量（ｔｏｎ／ｍｉｎ）］
Ｑ＝１１．４ＧRH 1/3Ｄ4/3｛Ｌｎ（Ｐ1／Ｐ0）｝1/3 ……（７）、
［ＧRH：還流ガス量（ＮＬ／ｍｉｎ）、Ｄ：浸漬管内径（ｍ）、Ｐ1：ガス吹き込み点（浸漬管深さ位置）の圧力（Ｐａ）、Ｐ0：真空槽内溶鋼表面圧力（Ｐａ）］
Ｎ≧１５ ……（８）
本発明によれば、鋼材の成分組成と非金属介在物を適正に制御することで、降伏強さ：１１０ｋｓｉ級の高強度と、優れた耐硫化物応力割れ性とを兼ね備え、油井用として好適な低合金高強度継目無鋼管を得ることができる。
なお、１１０ｋｓｉ級とは、降伏強さ（ＹＳ）が１１０〜１２５ｋｓｉ（kilo pound per square inch）、すなわち７５８〜８６２ＭＰａであることを意味する。
まず、本発明の鋼管において、成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．１５〜０．５０％
Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有し、所望の高強度を確保するために重要な元素である。また、Ｃは焼入れ性を向上させる元素であり、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織の形成に寄与する。このような効果を得るためには、鋼が０．１５％以上のＣを含有する必要がある。一方、含有量が０．５０％を超えると、焼戻時に、水素のトラップサイトとして作用する炭化物が多量に析出し、鋼中への過剰な拡散性水素の侵入の要因となるとともに、焼入れ時の割れを抑制できなくなる。このため、Ｃ含有量を０．１５〜０．５０％に限定した。なお、好ましくは、０．２０〜０．４０％、より好ましくは０．２０〜０．３０％である。
Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有し、所望の高強度を確保するために重要な元素である。また、Ｃは焼入れ性を向上させる元素であり、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織の形成に寄与する。このような効果を得るためには、鋼が０．１５％以上のＣを含有する必要がある。一方、含有量が０．５０％を超えると、焼戻時に、水素のトラップサイトとして作用する炭化物が多量に析出し、鋼中への過剰な拡散性水素の侵入の要因となるとともに、焼入れ時の割れを抑制できなくなる。このため、Ｃ含有量を０．１５〜０．５０％に限定した。なお、好ましくは、０．２０〜０．４０％、より好ましくは０．２０〜０．３０％である。
Ｓｉ：０．１０〜１．００％
Ｓｉは、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、鋼が０．１０％以上のＳｉを含有する必要がある。一方、含有量が１．００％を超えると、熱間加工性が著しく低下する。このため、Ｓｉ含有量を０．１０〜１．００％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．２０〜０．５０％、より好ましくは、０．２０〜０．３０％である。
Ｓｉは、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、鋼が０．１０％以上のＳｉを含有する必要がある。一方、含有量が１．００％を超えると、熱間加工性が著しく低下する。このため、Ｓｉ含有量を０．１０〜１．００％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．２０〜０．５０％、より好ましくは、０．２０〜０．３０％である。
Ｍｎ：０．３０〜１．００％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、その結果として鋼の強度を増加させるとともに、Ｓと結合してＭｎＳを形成することによって、Ｓによる粒界脆化を防止する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、鋼が０．３０％以上のＭｎを含有する必要がある。含有量が１．００％を超えると、粒界に析出するセメンタイトが粗大化し、耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は０．３０〜１．００％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．４０〜０．８０％、より好ましくは０．４０〜０．７０％である。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、その結果として鋼の強度を増加させるとともに、Ｓと結合してＭｎＳを形成することによって、Ｓによる粒界脆化を防止する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、鋼が０．３０％以上のＭｎを含有する必要がある。含有量が１．００％を超えると、粒界に析出するセメンタイトが粗大化し、耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は０．３０〜１．００％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．４０〜０．８０％、より好ましくは０．４０〜０．７０％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傾向を示す。したがって、その含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０１０％以下であれば許容される。そのため、本発明ではＰ含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．００１％以上とすることが好ましい。
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傾向を示す。したがって、その含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０１０％以下であれば許容される。そのため、本発明ではＰ含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．００１％以上とすることが好ましい。
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させる。また、一部は固溶状態で存在し、粒界等に偏析して粒界脆化割れの原因となる。したがって、その含有量は極力低くすることが好ましいが、０．００１０％以下であれば許容される。そのため、本発明ではＳ含有量を０．００１０％以下とする。好ましくは０．０００８％以下である。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．０００３％以上とすることが好ましい。
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させる。また、一部は固溶状態で存在し、粒界等に偏析して粒界脆化割れの原因となる。したがって、その含有量は極力低くすることが好ましいが、０．００１０％以下であれば許容される。そのため、本発明ではＳ含有量を０．００１０％以下とする。好ましくは０．０００８％以下である。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合しＡｌＮを形成してオーステナイト結晶粒の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、鋼が０．０１％以上のＡｌを含有する必要がある。一方、Ａｌが０．１０％を超えて含有されると、酸化物系介在物が増加し、靭性が低下する。このため、本発明ではＡｌ含有量を０．０１〜０．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０２〜０．０５％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を形成してオーステナイト結晶粒の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、鋼が０．０１％以上のＡｌを含有する必要がある。一方、Ａｌが０．１０％を超えて含有されると、酸化物系介在物が増加し、靭性が低下する。このため、本発明ではＡｌ含有量を０．０１〜０．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０２〜０．０５％である。
Ｎ：０．００５０％以下
ＮはＴｉ、Ｎｂ、Ａｌ等の窒化物形成元素と結合しＭＮ型の析出物を形成する。しかし、これらの析出物は粗大な析出物となり、耐硫化物応力割れ性を低下させる。したがって、その含有量は極力低くすることが好ましいが、０．００５０％以下であれば許容される。そのため、本発明ではＮ含有量を０．００５０％以下とする。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、少量のＭＮ型析出物は、鋼素材等の加熱時に結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するため、Ｎ含有量は０．００１５％以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．００２０〜０．００４０％である。
ＮはＴｉ、Ｎｂ、Ａｌ等の窒化物形成元素と結合しＭＮ型の析出物を形成する。しかし、これらの析出物は粗大な析出物となり、耐硫化物応力割れ性を低下させる。したがって、その含有量は極力低くすることが好ましいが、０．００５０％以下であれば許容される。そのため、本発明ではＮ含有量を０．００５０％以下とする。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、少量のＭＮ型析出物は、鋼素材等の加熱時に結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するため、Ｎ含有量は０．００１５％以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．００２０〜０．００４０％である。
Ｃｒ：０．１０〜１．７０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、その結果として鋼の強度を増加させるとともに、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、とくにＭ3Ｃ系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、強度調整を容易にする。このような効果を得るためには、鋼が０．１０％以上のＣｒを含有する必要がある。一方、Ｃｒ含有量が１．７０％を超えると、多量のＭ7Ｃ3系炭化物、Ｍ23Ｃ6系炭化物が形成される。これらの炭化物は水素のトラップサイトとして作用するため、耐硫化物応力割れ性が低下してしまう。このため、本発明ではＣｒ含有量を０．１０〜１．７０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．５０〜１．５０％、より好ましくは１．００〜１．４０％である。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、その結果として鋼の強度を増加させるとともに、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、とくにＭ3Ｃ系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、強度調整を容易にする。このような効果を得るためには、鋼が０．１０％以上のＣｒを含有する必要がある。一方、Ｃｒ含有量が１．７０％を超えると、多量のＭ7Ｃ3系炭化物、Ｍ23Ｃ6系炭化物が形成される。これらの炭化物は水素のトラップサイトとして作用するため、耐硫化物応力割れ性が低下してしまう。このため、本発明ではＣｒ含有量を０．１０〜１．７０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．５０〜１．５０％、より好ましくは１．００〜１．４０％である。
Ｍｏ：０．４０〜１．１０％
Ｍｏは、炭化物を形成して、析出硬化による強度増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して更なる耐硫化物応力割れ性の向上に寄与する。また、Ｍｏは、腐食生成物を緻密化し、さらに割れの起点となるピット等の生成・成長を抑制する。このような効果を得るためには、鋼が０．４０％以上のＭｏを含有する必要がある。一方、Ｍｏ含有量が１．１０％を超えると、針状のＭ2Ｃ型析出物や、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｍｏ）が形成され、耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、本発明ではＭｏ含有量を０．４０〜１．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．６０〜１．１０％、より好ましくは０．７０〜１．００％である。
Ｍｏは、炭化物を形成して、析出硬化による強度増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して更なる耐硫化物応力割れ性の向上に寄与する。また、Ｍｏは、腐食生成物を緻密化し、さらに割れの起点となるピット等の生成・成長を抑制する。このような効果を得るためには、鋼が０．４０％以上のＭｏを含有する必要がある。一方、Ｍｏ含有量が１．１０％を超えると、針状のＭ2Ｃ型析出物や、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｍｏ）が形成され、耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、本発明ではＭｏ含有量を０．４０〜１．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．６０〜１．１０％、より好ましくは０．７０〜１．００％である。
Ｖ：０．０１０〜０．１２０％
Ｖは、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に有効な元素である。このような効果を得るためには、鋼が０．０１０％以上のＶを含有する必要がある。一方、０．１２０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、本発明ではＶ含有量を０．０１０〜０．１２０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０２０〜０．０８０％、より好ましくは０．０２５〜０．０５０％である。
Ｖは、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に有効な元素である。このような効果を得るためには、鋼が０．０１０％以上のＶを含有する必要がある。一方、０．１２０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、本発明ではＶ含有量を０．０１０〜０．１２０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０２０〜０．０８０％、より好ましくは０．０２５〜０．０５０％である。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％
Ｎｂは、オーステナイト（γ）温度域での再結晶を遅延させてγ粒の微細化に寄与し、マルテンサイトの下部組織を微細化する作用を有する元素である。また、炭化物を形成して鋼を強化する作用も有する。このような効果を得るためには、鋼が０．０１０％以上のＮｂを含有する必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えると、粗大な析出物（ＮｂＣ、ＮｂＮ）が形成され、耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、本発明ではＮｂ含有量を０．０１０〜０．０８０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０２０〜０．０６０％、より好ましくは０．０２５〜０．０４０％である。
Ｎｂは、オーステナイト（γ）温度域での再結晶を遅延させてγ粒の微細化に寄与し、マルテンサイトの下部組織を微細化する作用を有する元素である。また、炭化物を形成して鋼を強化する作用も有する。このような効果を得るためには、鋼が０．０１０％以上のＮｂを含有する必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えると、粗大な析出物（ＮｂＣ、ＮｂＮ）が形成され、耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、本発明ではＮｂ含有量を０．０１０〜０．０８０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０２０〜０．０６０％、より好ましくは０．０２５〜０．０４０％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％
Ｔｉは、炭化物あるいは窒化物を形成して、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、鋼が、０．００５％以上のＴｉを含有する必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０４０％を超えると、鋳造時に粗大なＴｉＮが形成され、その後の加熱でも固溶しないため、靭性や耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、本発明ではＴｉ含有量を０．００５〜０．０４０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０１０〜０．０３０％、より好ましくは０．０２０〜０．０３０％である。
Ｔｉは、炭化物あるいは窒化物を形成して、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、鋼が、０．００５％以上のＴｉを含有する必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０４０％を超えると、鋳造時に粗大なＴｉＮが形成され、その後の加熱でも固溶しないため、靭性や耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、本発明ではＴｉ含有量を０．００５〜０．０４０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０１０〜０．０３０％、より好ましくは０．０２０〜０．０３０％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を向上させることのできる元素である。このような効果を得るためには、鋼が、０．０００５％以上のＢを含有する必要がある。一方、０．００３０％を超えて多量に含有しても効果が飽和するとともに、Ｍｏ2Ｂ、Ｆｅ2Ｂ等の粗大な硼化物が形成され、熱延時に割れが発生しやすくする。このため、本発明ではＢ含有量を０．０００５〜０．００３０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００１０〜０．００３０％である。
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を向上させることのできる元素である。このような効果を得るためには、鋼が、０．０００５％以上のＢを含有する必要がある。一方、０．００３０％を超えて多量に含有しても効果が飽和するとともに、Ｍｏ2Ｂ、Ｆｅ2Ｂ等の粗大な硼化物が形成され、熱延時に割れが発生しやすくする。このため、本発明ではＢ含有量を０．０００５〜０．００３０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００１０〜０．００３０％である。
Ｏ：０．００１０％以下
Ｏは、鋼中では酸化物系介在物として存在し、耐硫化物応力割れ性等の耐食性を低下させる。本発明では酸化物系介在物を低減する必要があることから、Ｏ含有量を０．００１０％以下にする必要がある。好ましくは０．０００８％以下である。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｏ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｏは、鋼中では酸化物系介在物として存在し、耐硫化物応力割れ性等の耐食性を低下させる。本発明では酸化物系介在物を低減する必要があることから、Ｏ含有量を０．００１０％以下にする必要がある。好ましくは０．０００８％以下である。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｏ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｔ．Ｃａ：０．００１０％以下
Ｃａは介在物の形態を制御する作用を有する元素であり、ＭｎＳのような展伸した硫化物系介在物の形状を粒状にする。しかし、一方でＣａは、耐硫化物応力割れ性に対して有害な、ＣａＳやＣａＯ含有酸化物を形成する。そのため、Ｔ．Ｃａを０．００１０％以下にする必要がある。ここで、Ｔ．Ｃａは、鋼中に固溶しているＣａと介在物として含まれるＣａの合計であるＴｏｔａｌ Ｃａ含有量を表す。上記理由により、本発明においては積極的なＣａの添加を行わないことが好ましい。最終的に得られる継目無鋼管における非金属介在物が本発明の条件を満たすためには、後述するように、二次精錬後の鋼における、質量％で表されるＴ．ＣａとＳ含有量の積（Ｔ．Ｃａ×Ｓ）を６×１０-7以下とする必要がある。展伸したＭｎＳのような硫化物系介在物については、Ｔ．Ｃａを添加することに代えて、Ｓ濃度を０．００１０％以下にすることにより生成量を低減することが重要である。なお、Ｔ．Ｃａの下限については限定されないが、工業的には０％超である。
Ｃａは介在物の形態を制御する作用を有する元素であり、ＭｎＳのような展伸した硫化物系介在物の形状を粒状にする。しかし、一方でＣａは、耐硫化物応力割れ性に対して有害な、ＣａＳやＣａＯ含有酸化物を形成する。そのため、Ｔ．Ｃａを０．００１０％以下にする必要がある。ここで、Ｔ．Ｃａは、鋼中に固溶しているＣａと介在物として含まれるＣａの合計であるＴｏｔａｌ Ｃａ含有量を表す。上記理由により、本発明においては積極的なＣａの添加を行わないことが好ましい。最終的に得られる継目無鋼管における非金属介在物が本発明の条件を満たすためには、後述するように、二次精錬後の鋼における、質量％で表されるＴ．ＣａとＳ含有量の積（Ｔ．Ｃａ×Ｓ）を６×１０-7以下とする必要がある。展伸したＭｎＳのような硫化物系介在物については、Ｔ．Ｃａを添加することに代えて、Ｓ濃度を０．００１０％以下にすることにより生成量を低減することが重要である。なお、Ｔ．Ｃａの下限については限定されないが、工業的には０％超である。
Ｔ．Ｍｇ：０．０００５％以下
同様の理由により、鋼中に固溶しているＭｇと介在物として含まれるＭｇの合計であるＴｏｔａｌ Ｍｇ含有量（Ｔ．Ｍｇ）を、０．０００５％以下とする必要がある。また、Ｔ．Ｍｇの下限については限定されないが、工業的には０％超である。
同様の理由により、鋼中に固溶しているＭｇと介在物として含まれるＭｇの合計であるＴｏｔａｌ Ｍｇ含有量（Ｔ．Ｍｇ）を、０．０００５％以下とする必要がある。また、Ｔ．Ｍｇの下限については限定されないが、工業的には０％超である。
以上の成分が基本であるが、必要に応じてさらに、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｗ：２．００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上をさらに含有してもよい。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、鋼の強度を増加させるとともに、靭性、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。とくに、厳しい耐硫化物応力割れ性が要求される場合において、Ｃｕの添加は有効である。Ｃｕを含有した場合、緻密な腐食生成物が形成され、さらに割れの起点となるピットの生成・成長が抑制されて、耐硫化物応力割れ性が顕著に向上する。このような効果を得るためには、鋼がＣｕを０．０３％以上含有することが好ましい。一方、１．００％を超えて含有しても効果が飽和するうえ、コストが高騰する。そのため、Ｃｕ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０３〜０．５０％、さらに好ましくは０．０３〜０．２０％である。
Ｃｕは、鋼の強度を増加させるとともに、靭性、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。とくに、厳しい耐硫化物応力割れ性が要求される場合において、Ｃｕの添加は有効である。Ｃｕを含有した場合、緻密な腐食生成物が形成され、さらに割れの起点となるピットの生成・成長が抑制されて、耐硫化物応力割れ性が顕著に向上する。このような効果を得るためには、鋼がＣｕを０．０３％以上含有することが好ましい。一方、１．００％を超えて含有しても効果が飽和するうえ、コストが高騰する。そのため、Ｃｕ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０３〜０．５０％、さらに好ましくは０．０３〜０．２０％である。
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼の強度を増加させるとともに、靭性、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、鋼がＮｉを０．０３％以上含有することが好ましい。一方、１．００％を超えて含有しても効果が飽和し、コストが高騰する。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、０．０３〜０．２５％である。
Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼の強度を増加させるとともに、靭性、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、鋼がＮｉを０．０３％以上含有することが好ましい。一方、１．００％を超えて含有しても効果が飽和し、コストが高騰する。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、０．０３〜０．２５％である。
Ｗ：２．００％以下
Ｗは、炭化物を形成し鋼の強化に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して耐硫化物応力割れ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、鋼がＷを０．０３％以上含有することが好ましい。一方、Ｗ含有量が２．００％を超えると耐硫化物応力腐食割れ性が低下するため、Ｗ含有量は２．００％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．０５〜０．５０％である。
Ｗは、炭化物を形成し鋼の強化に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して耐硫化物応力割れ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、鋼がＷを０．０３％以上含有することが好ましい。一方、Ｗ含有量が２．００％を超えると耐硫化物応力腐食割れ性が低下するため、Ｗ含有量は２．００％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．０５〜０．５０％である。
本発明の継目無鋼管は、以上の成分に加え、不可避的不純物と残部のＦｅからなる。本発明では、継目無鋼管を構成する鋼が上記成分組成を有することが重要である。
・ ロックウェル硬さ：２５〜３０
油井用などの用途に使用される高強度継目無鋼管としては、２５以上のＨＲＣが必要とされる。一方、ＨＲＣが３０を超えると、ＳＳＣ発生率が高くなる。そのため、本発明では、継目無鋼管のロックウェル硬さ（ＨＲＣ）を２５〜３０とする。
油井用などの用途に使用される高強度継目無鋼管としては、２５以上のＨＲＣが必要とされる。一方、ＨＲＣが３０を超えると、ＳＳＣ発生率が高くなる。そのため、本発明では、継目無鋼管のロックウェル硬さ（ＨＲＣ）を２５〜３０とする。
次に、本発明の鋼管において、非金属介在物を上記のように限定する理由を説明する。
介在物が耐硫化物応力割れに与える影響を調査するために、介在物形態の異なる試験片を作成し、NACE TM0177 Method Aの規定に準拠して耐硫化物応力割れ性を試験した。耐硫化物応力割れ性試験法の詳細については後述する。
介在物が耐硫化物応力割れに与える影響を調査するために、介在物形態の異なる試験片を作成し、NACE TM0177 Method Aの規定に準拠して耐硫化物応力割れ性を試験した。耐硫化物応力割れ性試験法の詳細については後述する。
鋼に含まれる非金属介在物の形態は、走査型電子顕微鏡／エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＳＥＭ−ＥＤＸ）を用いて評価した。ＳＥＭ−ＥＤＸによる測定は、製造された継目無鋼管の圧延方向に直交する断面を研磨した面について行い、ＳＥＭ像のコントラストに基づいて断面内に存在する介在物（酸化物、窒化物、硫化物）の大きさを求めるとともに、ＥＤＸによる定量分析により介在物の組成を測定した。
評価の結果、介在物の個数と、酸化物系介在物の組成の両者を特定の範囲に制御することが、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の改善に重要であることが判明した。
・ 介在物の個数について
鋼の表面に介在物が現出していると、介在物が腐食されてピット状になりやすい。また、形成されたピットには応力が集中するため、ピットが硫化物応力割れの起点となる。したがって、耐硫化物応力割れ性を向上させるには、介在物の個数を減少させることが重要である。今回、なかでも、円相当径が５μｍ以上と比較的大型の介在物の個数を低減することが重要であること、および硫化物系、酸化物系、窒化物系の順序で、介在物個数の影響が大きいことが判明した。
鋼の表面に介在物が現出していると、介在物が腐食されてピット状になりやすい。また、形成されたピットには応力が集中するため、ピットが硫化物応力割れの起点となる。したがって、耐硫化物応力割れ性を向上させるには、介在物の個数を減少させることが重要である。今回、なかでも、円相当径が５μｍ以上と比較的大型の介在物の個数を低減することが重要であること、および硫化物系、酸化物系、窒化物系の順序で、介在物個数の影響が大きいことが判明した。
介在物個数の異なる試験片を用いた耐硫化物応力割れ性試験の結果から、圧延方向に直交する断面１００ｍｍ2あたりの介在物の数を、円相当径５μｍ以上の硫化物系介在物：３個以下、円相当径５μｍ以上の酸化物系介在物：３０個以下、円相当径５μｍ以上の窒化物系介在物：１５０個以下とすることで、耐硫化物応力割れ性を著しく向上できることが分かった。
・ 酸化物系介在物の組成について
鋼には、脱酸剤として使用されるＡｌが含まれるため、酸化物系介在物の主体はＡｌ2Ｏ3である。この酸化物系介在物には、他に、ＣａＯやＣａＳ、ＭｇＯなどが取り込まれ、複合酸化物を形成し得る。この複合酸化物系介在物の組成を、ＳＥＭ−ＥＤＸの測定結果に基づいて詳細に検討した結果、介在物中のＣａＯ濃度またはＣａＳ濃度が高い場合には、耐硫化物応力腐食割れ性が低下することが分かった。鋼の表面に現出している介在物がＣａＯやＣａＳを高濃度で含有する場合には、介在物の孔食が発生しやすくなるためである。そのため、本発明では、Ｃａ（Ｏ，Ｓ）とＡｌ2Ｏ3とＭｇＯを含有する円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物におけるＣａの平均含有量が１５％以下であることが重要である。
鋼には、脱酸剤として使用されるＡｌが含まれるため、酸化物系介在物の主体はＡｌ2Ｏ3である。この酸化物系介在物には、他に、ＣａＯやＣａＳ、ＭｇＯなどが取り込まれ、複合酸化物を形成し得る。この複合酸化物系介在物の組成を、ＳＥＭ−ＥＤＸの測定結果に基づいて詳細に検討した結果、介在物中のＣａＯ濃度またはＣａＳ濃度が高い場合には、耐硫化物応力腐食割れ性が低下することが分かった。鋼の表面に現出している介在物がＣａＯやＣａＳを高濃度で含有する場合には、介在物の孔食が発生しやすくなるためである。そのため、本発明では、Ｃａ（Ｏ，Ｓ）とＡｌ2Ｏ3とＭｇＯを含有する円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物におけるＣａの平均含有量が１５％以下であることが重要である。
また、介在物中のＣａ濃度が耐硫化物応力腐食割れ性に及ぼす影響は、鋼の硬さにも依存することが分かった。鋼の硬さが高いほど、割れが伸展しやすくなるため、耐硫化物応力腐食割れ性へのＣａ含有介在物の影響が顕著となる。そのため、本発明では、Ｃａ（Ｏ，Ｓ）とＡｌ2Ｏ3とＭｇＯを含有する円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物におけるＣａの平均含有量を（４０−ＨＲＣ）％以下とする。
一方、上記複合酸化物介在物中のＭｇ平均含有量が３％以上であれば、介在物はＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3系となる。このＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3系介在物は、サワー環境下においても腐食を受けにくいという特徴を有している。また、ＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3系介在物は溶鋼段階で粗大化しにくいことから、微細であり、仮に腐食されてピットが形成されてもサイズが小さいためにクラックの起点とはなりにくい。そのため、複合酸化物系介在物をＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3系介在物とすることにより、耐硫化物応力割れ性を向上させることができる。しかし、複合酸化物系介在物中のＭｇ平均含有量が１５％以上では、ＭｇＯ濃度が高くなりすぎ、粗大なＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3系介在物が形成されるため、耐硫化物応力割れ性が低下する。そのため、本発明では、Ｃａ（Ｏ，Ｓ）とＡｌ2Ｏ3とＭｇＯを含有する円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物におけるＭｇの平均含有量を３〜１５％とすることが重要である。
さらに、上記複合酸化物介在物中のＳ平均含有量が１０％を超えると、複合酸化物系介在物にＣａＳ、ＭｎＳが含有され、特に、介在物の表面に形成される傾向にある。このような介在物が鋼の表面に現出した場合、サワー環境下では容易に腐食され、硫化物応力割れの起点となる。これを防止するために、本発明では、Ｃａ（Ｏ，Ｓ）とＡｌ2Ｏ3とＭｇＯを含有する円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物におけるＳの平均含有量を１０％以下とすることが重要である。
次に、本発明の継目無鋼管の製造方法について説明する。
本発明の継目無鋼管は、二次精錬工程、連続鋳造工程、圧延工程、および熱処理工程を少なくとも備える方法によって製造することができる。本発明では、特に、前記二次精錬工程において加熱攪拌処理と真空脱ガス処理とを特定条件で実施し、非金属介在物を低減するとともに、介在物の組成を制御することが重要である。それら以外の処理については特に限定されず、各種公知の方法を用いることができるが、以下、好ましい態様を、処理の順序に従って説明する。
本発明の継目無鋼管は、二次精錬工程、連続鋳造工程、圧延工程、および熱処理工程を少なくとも備える方法によって製造することができる。本発明では、特に、前記二次精錬工程において加熱攪拌処理と真空脱ガス処理とを特定条件で実施し、非金属介在物を低減するとともに、介在物の組成を制御することが重要である。それら以外の処理については特に限定されず、各種公知の方法を用いることができるが、以下、好ましい態様を、処理の順序に従って説明する。
・ 溶銑予備処理工程
本発明の継目無鋼管の製造方法では、素材となる鋼を製造する際に、転炉による処理に供される溶融銑鉄（溶銑）に対し、あらかじめ、溶銑予備処理を施すことが好ましい。溶銑予備処理では、常法に従って、脱硫処理と脱りん処理を少なくとも実施して、溶銑中のＳ濃度、Ｐ濃度を低下させる。
本発明の継目無鋼管の製造方法では、素材となる鋼を製造する際に、転炉による処理に供される溶融銑鉄（溶銑）に対し、あらかじめ、溶銑予備処理を施すことが好ましい。溶銑予備処理では、常法に従って、脱硫処理と脱りん処理を少なくとも実施して、溶銑中のＳ濃度、Ｐ濃度を低下させる。
・ 転炉工程
溶銑予備処理が終了した後、転炉において脱炭と脱りんを行って、Ｃ濃度、Ｐ濃度を低下させる。転炉の形式は特に限定されないが、純酸素上底吹き転炉を使用することが好ましい。転炉処理終了後の溶鋼中のＰ濃度は０．０１０％以下とすることが好ましい。
溶銑予備処理が終了した後、転炉において脱炭と脱りんを行って、Ｃ濃度、Ｐ濃度を低下させる。転炉の形式は特に限定されないが、純酸素上底吹き転炉を使用することが好ましい。転炉処理終了後の溶鋼中のＰ濃度は０．０１０％以下とすることが好ましい。
・ 二次精錬工程
転炉工程で処理された溶鋼は、取鍋へ出鋼された後、次の二次精錬工程において脱ガスおよび最終成分調整を施されて、目標成分に仕上げられる。本発明の二次精錬工程においては、加熱攪拌処理と真空脱ガス処理とが必須の処理として実施される。なお、後述するスラグ組成の制御の観点から、転炉からの出鋼時に取鍋内へ持ち込まれた転炉スラグは、加熱攪拌処理に先だって除滓しておくことが好ましい。
転炉工程で処理された溶鋼は、取鍋へ出鋼された後、次の二次精錬工程において脱ガスおよび最終成分調整を施されて、目標成分に仕上げられる。本発明の二次精錬工程においては、加熱攪拌処理と真空脱ガス処理とが必須の処理として実施される。なお、後述するスラグ組成の制御の観点から、転炉からの出鋼時に取鍋内へ持ち込まれた転炉スラグは、加熱攪拌処理に先だって除滓しておくことが好ましい。
・ 加熱攪拌処理
加熱攪拌処理では、取鍋内の溶鋼にフラックス（媒溶剤）を添加した後、攪拌用ガスを吹込み、溶鋼と溶鋼上に存在するスラグとを攪拌することによって脱硫や脱酸を行うことができる。攪拌用ガスの吹込み方法は特に限定されず、取鍋の底部に設けられたポーラスプラグや、浸漬ランスを用いて行うことができる。
加熱攪拌処理では、取鍋内の溶鋼にフラックス（媒溶剤）を添加した後、攪拌用ガスを吹込み、溶鋼と溶鋼上に存在するスラグとを攪拌することによって脱硫や脱酸を行うことができる。攪拌用ガスの吹込み方法は特に限定されず、取鍋の底部に設けられたポーラスプラグや、浸漬ランスを用いて行うことができる。
上記加熱攪拌処理は不活性雰囲気中で行われ、攪拌用ガスとしては、アルゴンなどの不活性ガスを使用することが好ましい。加熱攪拌処理には、アーク加熱式取鍋精錬設備（Ｌａｄｌｅ Ｆｕｒｎａｃｅ、ＬＦ）を用いることができる。アーク加熱式取鍋精錬設備は、黒鉛などからなるアーク発生用の電極を備えており、この電極を用いてサブマージドアーク加熱を行うことで、溶鋼の加熱やフラックスの滓化（スラグ化）が可能である。
本発明の加熱攪拌処理において使用できるフラックスとしては、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｇＯ、ＣａＦ2等が挙げられ、それ以外にもＺｒＯ2、Ｎａ2Ｏのほか、ＦｅＯ、ＭｎＯ、ＴｉＯ2、Ｓ，Ｐ2Ｏ5、Ｃなど不可避的に入ってくるものがあってもよい。
・ 真空脱ガス処理
次いで、真空脱ガス処理による脱酸、脱窒を行なう。本発明における真空脱ガス処理には、ＲＨ式、ＤＨ式、ＶＡＤ式、ＡＳＥＡ−ＳＫＦ式など、各種方式を使用できるが、ＲＨ式の真空脱ガス炉を用いることが好ましい。ＲＨには、スラグ／メタル反応が他の真空精錬炉に比べて進みにくいため、介在物中のＣａＯとＭｇＯの量を抑制できるという利点がある。
次いで、真空脱ガス処理による脱酸、脱窒を行なう。本発明における真空脱ガス処理には、ＲＨ式、ＤＨ式、ＶＡＤ式、ＡＳＥＡ−ＳＫＦ式など、各種方式を使用できるが、ＲＨ式の真空脱ガス炉を用いることが好ましい。ＲＨには、スラグ／メタル反応が他の真空精錬炉に比べて進みにくいため、介在物中のＣａＯとＭｇＯの量を抑制できるという利点がある。
本発明では、上記二次精錬後の鋼におけるＳ、Ｏ、Ｎ、およびＣａの含有量を、それぞれＳ：０．００１％以下、Ｏ：０．００１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔ．Ｃａ×Ｓ：６×１０-7％以下とすることが重要である。なお、ここで「Ｔ．Ｃａ×Ｓ」は、質量％で表したＴ．ＣａとＳ含有量の積を意味する。このように、鋼中のＳ、Ｏ、およびＮの含有量を低くすることによって、鋼中の硫化物系、酸化物系、および窒化物系介在物の個数を、それぞれ上記の範囲とし、鋼管の耐硫化物応力割れ性を向上させることができる。また、二次精錬工程後の鋼におけるＴ．Ｃａ×Ｓを６×１０-7以下とすることにより、耐硫化物応力割れ性に悪影響を及ぼすＣａＳの形成を抑制することができる。
なお、継目無鋼管における介在物個数と介在物の組成を先に述べた範囲内とするためには、上記二次精錬工程における加熱攪拌処理の処理時間ｔLFが下記（１）および（２）式の関係を満たし、加熱攪拌処理後のスラグ組成が下記（３）、（４）、および（５）式の関係を満たすように調整する必要がある。
記
ｔLF≧１５００／ε ……（１）
［ｔLF：加熱攪拌処理時間（ｍｉｎ）、ε：攪拌動力密度（Ｗ／ｔｏｎ）］、
ε＝（３７１・ＧLF／１０００／６０・ＴL／Ｗ）×｛ｌｎ（１＋（ｈ0／（１．４６×１０-5Ｐ2）＋０．０６×（１−ＴN／ＴL）｝ ……（２）
［ＧLF：吹き込みガス流量（ＮＬ／ｍｉｎ）、ＴL：溶鋼温度（Ｋ）、Ｗ：溶鋼量（ｔｏｎ）、ｈ0：吹き込み深さ（ｍ）、 Ｐ2 ：雰囲気圧力（Ｐａ）、ＴN：吹き込みガス温度（Ｋ）］、
［ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］≧３．０ ……（３）、
１．０≦［ＣａＯ］／［Ａｌ2Ｏ3］≦３．５ ……（４）、
［ＭｇＯ］≧３．０ ……（５）、
［［Ｘ］：質量％で表した成分Ｘの含有量］
記
ｔLF≧１５００／ε ……（１）
［ｔLF：加熱攪拌処理時間（ｍｉｎ）、ε：攪拌動力密度（Ｗ／ｔｏｎ）］、
ε＝（３７１・ＧLF／１０００／６０・ＴL／Ｗ）×｛ｌｎ（１＋（ｈ0／（１．４６×１０-5Ｐ2）＋０．０６×（１−ＴN／ＴL）｝ ……（２）
［ＧLF：吹き込みガス流量（ＮＬ／ｍｉｎ）、ＴL：溶鋼温度（Ｋ）、Ｗ：溶鋼量（ｔｏｎ）、ｈ0：吹き込み深さ（ｍ）、 Ｐ2 ：雰囲気圧力（Ｐａ）、ＴN：吹き込みガス温度（Ｋ）］、
［ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］≧３．０ ……（３）、
１．０≦［ＣａＯ］／［Ａｌ2Ｏ3］≦３．５ ……（４）、
［ＭｇＯ］≧３．０ ……（５）、
［［Ｘ］：質量％で表した成分Ｘの含有量］
なお、上記（２）式における吹き込み深さｈ0は、ポーラスプラグを使用する場合には、そのガス吹き出し面の深さとして定義される。また、浸漬ランスを用いる場合には、ｈ0はランスの吹込み孔の深さとして定義される。２本以上の浸漬ランスが使用される場合、それらのランスの吹込み孔の深さの平均値をｈ0として用いる。
上記（２）式は、ガス吹込みの条件から、溶鋼単位質量あたりの攪拌の仕事率（攪拌動力密度）を算出する式である（「鉄と鋼」、６７（１９８１）、６７２〜６９５ページ）。本発明では、前記攪拌動力密度に基づいて、所定の介在物の個数と組成を達成するために必要な加熱攪拌処理の処理時間を上記（１）式により規定している。
また、加熱攪拌処理後のスラグ組成が上記（３）〜（５）式の関係を満たすようにするためには、加熱攪拌処理におけるスラグ組成の変化を考慮して、添加するフラックスの成分と量を決定すればよい。加熱攪拌処理におけるスラグ組成の変化に影響する要素としては、除滓後に取鍋内に残存する転炉スラグ、脱酸や再酸化の際に生成する酸化物の組成と量などが挙げられる。
上記（１）〜（５）式の関係を満たさない場合、鋼中のＳ濃度を０．００１０％以下に低減することができず、また、円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物の組成を目標の範囲に制御することができない。
さらに、上記真空脱ガス処理においては、下記（６）、（７）式で定義される溶鋼の還流回数Ｎが、下記（８）式の関係を満たすように処理時間ｔRHを確保する必要がある。真空脱ガス処理では、処理時間の増加とともに酸素濃度、介在物個数、特に、５μｍ以上の酸化物系介在物個数が減少する。処理時間ｔRHが短く、還流回数が（８）式の条件を満たさない場合には、鋼中の酸素濃度を０．００１０％以下にすることができず、また、円相当径５μｍ以上の酸化物系介在物の個数を３０個／１００ｍｍ2以下とすることが困難になる。
記
Ｎ＝ｔRH／（Ｗ／Ｑ） ……（６）、
［ｔRH：真空脱ガス処理の処理時間（ｍｉｎ）、Ｗ：溶鋼量（ｔｏｎ）、Ｑ：還流量（ｔｏｎ／ｍｉｎ）］
Ｑ＝１１．４ＧRH 1/3Ｄ4/3｛Ｌｎ（Ｐ1／Ｐ0）｝1/3 ……（７）、
［ＧRH：還流ガス量（ＮＬ／ｍｉｎ）、Ｄ：浸漬管内径（ｍ）、Ｐ1：ガス吹き込み点（浸漬管深さ位置）の圧力（Ｐａ）、Ｐ0：真空槽内溶鋼表面圧力（Ｐａ）］
Ｎ≧１５ ……（８）
記
Ｎ＝ｔRH／（Ｗ／Ｑ） ……（６）、
［ｔRH：真空脱ガス処理の処理時間（ｍｉｎ）、Ｗ：溶鋼量（ｔｏｎ）、Ｑ：還流量（ｔｏｎ／ｍｉｎ）］
Ｑ＝１１．４ＧRH 1/3Ｄ4/3｛Ｌｎ（Ｐ1／Ｐ0）｝1/3 ……（７）、
［ＧRH：還流ガス量（ＮＬ／ｍｉｎ）、Ｄ：浸漬管内径（ｍ）、Ｐ1：ガス吹き込み点（浸漬管深さ位置）の圧力（Ｐａ）、Ｐ0：真空槽内溶鋼表面圧力（Ｐａ）］
Ｎ≧１５ ……（８）
・ 連続鋳造工程
二次精錬工程の後、溶鋼を連続鋳造法で鋳込み、鋳片を得る。連続鋳造の方法は特に限定されず、得られる鋳片はブルーム、ビレット、いずれの形状でもよいが、連続鋳造法で鋳込まれる形状が丸ビレットであれば、後述する丸ビレットへの熱間圧延を省略できるため、好ましい。
二次精錬工程の後、溶鋼を連続鋳造法で鋳込み、鋳片を得る。連続鋳造の方法は特に限定されず、得られる鋳片はブルーム、ビレット、いずれの形状でもよいが、連続鋳造法で鋳込まれる形状が丸ビレットであれば、後述する丸ビレットへの熱間圧延を省略できるため、好ましい。
・ 圧延工程
上記連続鋳造工程で得られた丸ビレットを、加熱炉にて１１００〜１３００℃の範囲の温度に加熱した後、マンネスマン法により熱間圧延して中空素管を製造する。連続鋳造工程において得られた鋳片が、ブルームなど、丸ビレット以外の形状である場合には、マンネスマン法による圧延に先立って、鋳片を加熱し、圧延等の熱間加工を施して丸ビレットとしておく。マンネスマン法による穿孔の方式は限定されず、管径に応じてマンネスマン−プラグミル方式、マンネスマン−マンドレルミル方式のいずれの方法も用いることができる。
上記連続鋳造工程で得られた丸ビレットを、加熱炉にて１１００〜１３００℃の範囲の温度に加熱した後、マンネスマン法により熱間圧延して中空素管を製造する。連続鋳造工程において得られた鋳片が、ブルームなど、丸ビレット以外の形状である場合には、マンネスマン法による圧延に先立って、鋳片を加熱し、圧延等の熱間加工を施して丸ビレットとしておく。マンネスマン法による穿孔の方式は限定されず、管径に応じてマンネスマン−プラグミル方式、マンネスマン−マンドレルミル方式のいずれの方法も用いることができる。
上記工程で得られた中空素管に対し、さらに必要に応じてストレッチレデューサーによる縮径圧延またはサイザーによる定径圧延、矯正、冷却などの処理を施して、所定寸法の継目無鋼管に仕上げる。
・ 熱処理工程
次に、得られた継目無鋼管に対して、熱処理が施される。本発明の熱処理工程においては、１回以上の焼入れ処理と、それに続く焼戻処理が、少なくとも実施される。前記焼入れ処理では、鋼管を所定の焼入れ加熱温度に再加熱したのちに、急冷（水冷）する。前記焼入れ加熱温度は、Ａｃ3変態点以上、１０００℃以下とすることが好ましく、９４０℃以下とすることがより好ましい。また、前記急冷では、好ましくはＭｓ変態点以下、より好ましくは１００℃以下の温度域まで鋼管を冷却する。以上の熱処理により、鋼の組織を、微細なγ相から変態した微細なマルテンサイト相を主相とする組織とすることができる。焼入れ加熱温度が、Ａｃ3変態点未満では、オーステナイト単相域にすることができず、その後の冷却で十分なマルテンサイト組織とすることができないため、高強度を確保できなくなる。一方、焼入れ温度を１０００℃超の高温とすると、組織の粗大化を招き、靭性および耐硫化物応力割れ性が低下する。
次に、得られた継目無鋼管に対して、熱処理が施される。本発明の熱処理工程においては、１回以上の焼入れ処理と、それに続く焼戻処理が、少なくとも実施される。前記焼入れ処理では、鋼管を所定の焼入れ加熱温度に再加熱したのちに、急冷（水冷）する。前記焼入れ加熱温度は、Ａｃ3変態点以上、１０００℃以下とすることが好ましく、９４０℃以下とすることがより好ましい。また、前記急冷では、好ましくはＭｓ変態点以下、より好ましくは１００℃以下の温度域まで鋼管を冷却する。以上の熱処理により、鋼の組織を、微細なγ相から変態した微細なマルテンサイト相を主相とする組織とすることができる。焼入れ加熱温度が、Ａｃ3変態点未満では、オーステナイト単相域にすることができず、その後の冷却で十分なマルテンサイト組織とすることができないため、高強度を確保できなくなる。一方、焼入れ温度を１０００℃超の高温とすると、組織の粗大化を招き、靭性および耐硫化物応力割れ性が低下する。
また、上記焼入れ処理は１回でも効果が得られるが、２回以上繰返すことが好ましい。焼入れ処理を２回以上繰返し行うことにより、鋼の組織が微細化し、高強度、高靭性で、かつ耐硫化物応力割れ性に優れた鋼管を得ることができる。なお、焼入れを２回行う場合、２回焼入れ後に焼戻しを行うＱＱＴ処理と、焼入れ処理と焼戻処理を交互に繰返して行うＱＴＱＴ処理のいずれの形態で行ってもよい。
焼入れ処理を施された鋼管は、引続き、焼戻処理を施される。焼戻処理を行うことにより、過剰な転位を減少させて鋼組織を安定化し、鋼管の強度と耐硫化物応力割れ性の両者を向上させることができる。焼戻温度は、６３０〜７３０℃の範囲の温度とすることが好ましい。焼戻温度が６３０℃より低いと、水素トラップサイトとして働く転位を十分に減少させることができず、十分な耐硫化物応力割れ性を得ることができない。一方、焼戻温度が７３０℃より高いと、鋼組織が軟化して高強度を得られなくなるうえ、針状のＭ2Ｃ型析出物が増加し、耐硫化物応力割れ性が低下する。
以下、実施例に基づいて本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。
はじめに、高炉から出銑された溶銑に対して、溶銑予備処理、転炉処理、加熱攪拌精錬処理（ＬＦ）、ＲＨ真空脱ガス処理、および連続鋳造を順次施して、鋳片を得た。得られた鋳片の成分組成を表１に示す。また、加熱攪拌処理条件、加熱攪拌処理後のスラグ組成、およびＲＨ真空脱ガス処理条件は、表２に示す。
はじめに、高炉から出銑された溶銑に対して、溶銑予備処理、転炉処理、加熱攪拌精錬処理（ＬＦ）、ＲＨ真空脱ガス処理、および連続鋳造を順次施して、鋳片を得た。得られた鋳片の成分組成を表１に示す。また、加熱攪拌処理条件、加熱攪拌処理後のスラグ組成、およびＲＨ真空脱ガス処理条件は、表２に示す。
次に、この鋳片を加熱し、圧延等の熱間加工を施してビレット形状の鋼片とした。得られたビレット鋳片を、通常のマンネスマン−プラグミル方式で圧延して、所定寸法（板厚１０〜３５ｍｍ）の継目無鋼管とし、次いで、表２に示した条件で焼入れ処理、焼戻処理を行なった。焼入れ回数は１回とした。
最終的に得られた継目無鋼管の耐硫化物応力割れ性、降伏強さ、引張強さ、およびロックウェル硬さを試験するとともに、非金属介在物の個数密度および組成を測定した。測定の結果を、表３に示す。なお、各項目の試験、測定方法は、以下の通りとした。
・ 耐硫化物応力割れ性
得られた継目無鋼管から試験片を１０本採取し、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ Ｍｅｔｈｏｄ Ａの規定に準拠した方法で耐硫化物応力割れ性の試験を行った。試験には、Ｈ2Ｓが飽和した０．５％酢酸＋５．０％食塩水溶液（液温：２４℃）を用い、降伏強さの９０％の負荷応力を７２０時間負荷する定荷重試験を実施した。試験終了後、ＳＳＣ発生率（＝（割れが発生した試験片本数）／（全試験片数）×１００（％））を求め、この値に基づいて耐硫化物応力腐食割れ性を評価した。
得られた継目無鋼管から試験片を１０本採取し、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ Ｍｅｔｈｏｄ Ａの規定に準拠した方法で耐硫化物応力割れ性の試験を行った。試験には、Ｈ2Ｓが飽和した０．５％酢酸＋５．０％食塩水溶液（液温：２４℃）を用い、降伏強さの９０％の負荷応力を７２０時間負荷する定荷重試験を実施した。試験終了後、ＳＳＣ発生率（＝（割れが発生した試験片本数）／（全試験片数）×１００（％））を求め、この値に基づいて耐硫化物応力腐食割れ性を評価した。
・ 降伏強さ、引張強さ
鋼管から、管軸方向が引張方向となるように、丸棒引張試験片（平行部６ｍｍφ×Ｇ．Ｌ．２５ｍｍ）を作成した。前記試験片に対し、常温（２５℃）において引張試験を実施し、降伏強さＹＳおよび引張強さＴＳを測定した。なお、降伏強さは０．７％伸びでの強度とした。
鋼管から、管軸方向が引張方向となるように、丸棒引張試験片（平行部６ｍｍφ×Ｇ．Ｌ．２５ｍｍ）を作成した。前記試験片に対し、常温（２５℃）において引張試験を実施し、降伏強さＹＳおよび引張強さＴＳを測定した。なお、降伏強さは０．７％伸びでの強度とした。
・ ロックウェル硬さ
各試験片について、耐硫化物応力割れ性試験後にロックウェル硬さ（ＨＲＣ）を測定した。ＨＲＣの値としては、３点における測定値の平均を用いた。
各試験片について、耐硫化物応力割れ性試験後にロックウェル硬さ（ＨＲＣ）を測定した。ＨＲＣの値としては、３点における測定値の平均を用いた。
・ 非金属介在物の個数密度および組成
熱処理後の継目無鋼管から介在物測定用サンプルを切り出し、圧延方向に直交する断面が測定面となるように、樹脂に埋め込んだ後、研磨を行って試料を作成した。ＳＥＭによって１試料あたり５００ｍｍ2の測定面を観察し、得られた画像のコントラストに基づいて介在物を自動検出した。介在物として認識された領域の面積から、その円相当径を算出した。
熱処理後の継目無鋼管から介在物測定用サンプルを切り出し、圧延方向に直交する断面が測定面となるように、樹脂に埋め込んだ後、研磨を行って試料を作成した。ＳＥＭによって１試料あたり５００ｍｍ2の測定面を観察し、得られた画像のコントラストに基づいて介在物を自動検出した。介在物として認識された領域の面積から、その円相当径を算出した。
次に、円相当径５μｍ以上の介在物のそれぞれについて、ＥＤＸによる組成分析を行い、得られた各介在物の平均組成に基づいて介在物を分類した。Ｓ濃度の高いものは硫化物系介在物、Ｔｉ、または、Ｎｂ濃度が高いものは窒化物系介在物、Ａｌ、Ｔ．Ｍｇ、Ｔ．Ｃａ濃度が高いものは酸化物系介在物とした。その結果に基づいて、円相当径が５μｍ以上の介在物を、酸化物系、硫化物系、窒化物系の３種に分類して、それぞれの個数密度を求めた、ここで、個数密度とは、測定面１００ｍｍ2あたりに存在する円相当径５μｍ以上の介在物の個数（個数密度）とする。また、円相当径５μｍ以上の酸化物系介在物に関しては、その平均組成からＴ．Ｃａ、Ｔ．Ｍｇ、およびＳの平均含有量を求めた。
表１〜３に示したように、鋼の組成、介在物の個数密度、酸化物系介在物のすべてについて、本発明の条件を満たす継目無鋼管（発明例）は、いずれも、１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）以上の高い強度でありながら、硫化物応力割れの発生率が０％であり、強度と耐硫化物応力割れ性という、相反する性質を兼ね備えていた。一方、鋼の組成、介在物の個数密度、酸化物系介在物の一つでも本発明の条件を満たさない継目無鋼管では、耐硫化物応力割れ性の試験において、全ての試験片で割れが発生した。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｐ ：０．０１０％以下、
Ｓ ：０．００１０％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：０．１０〜１．７０％、
Ｍｏ：０．４０〜１．１０％、
Ｖ ：０．０１０〜０．１２０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｔ．Ｃａ：０．００１０％以下、
Ｔ．Ｍｇ：０．０００５％以下、
不可避的不純物、および残部の鉄からなり、
ロックウェル硬さ（ＨＲＣ）が２５〜３０であり、
圧延方向に直交する断面１００ｍｍ2あたりの介在物の数が、
円相当径５μｍ以上の硫化物系介在物：３個以下、
円相当径５μｍ以上の酸化物系介在物：３０個以下、
円相当径５μｍ以上の窒化物系介在物：１５０個以下であり、
Ｃａ（Ｏ，Ｓ）とＡｌ2Ｏ3とＭｇＯを含有する円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物を有し、
前記円相当径５μｍ以上の複合酸化物系介在物におけるＣａ、Ｍｇ、およびＳの平均含有量が質量％で、
Ｃａ：１５％以下、
Ｍｇ：３〜１５％、
Ｓ ：１０％以下、および
Ｃａ：（４０−ＨＲＣ）％以下であることを特徴とする継目無鋼管。 - 質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、および
Ｗ ：２．００％以下
から選ばれる１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の継目無鋼管。 - 請求項１または２に記載の継目無鋼管を製造するための方法であって、
二次精錬工程と、
連続鋳造工程と、
圧延工程と、
熱処理工程とを少なくとも有し、
前記二次精錬工程においては、加熱攪拌処理と真空脱ガス処理とが少なくとも行われ、
前記二次精錬工程後の鋼におけるＳ、Ｏ、Ｎ、およびＣａの含有量が、それぞれ質量％で、
Ｓ：０．００１％以下、
Ｏ：０．００１％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｔ．Ｃａ×Ｓ：６×１０-7％以下であり、
前記圧延工程においては、マンネスマン法による圧延が少なくとも行われ、
前記熱処理工程においては、焼入れ処理と、焼戻処理とが少なくとも行われることを特徴とする継目無鋼管の製造方法。 - 前記加熱攪拌処理における処理時間ｔLFが下記（１）および（２）式の関係を満たし、
前記加熱攪拌処理後のスラグ組成が下記（３）、（４）、および（５）式の関係を満たし、
下記（６）、（７）式で定義される前記真空脱ガス処理における溶鋼の還流回数Ｎが下記（８）式の関係を満たすように処理時間ｔRHを確保することを特徴とする請求項３に記載の継目無鋼管の製造方法。
記
ｔLF≧１５００／ε ……（１）
［ｔLF：加熱攪拌処理の処理時間（ｍｉｎ）、ε：攪拌動力密度（Ｗ／ｔｏｎ）］、
ε＝（３７１・ＧLF／１０００／６０・ＴL／Ｗ）×｛ｌｎ（１＋（ｈ0／（１．４６×１０-5Ｐ2）＋０．０６×（１−ＴN／ＴL）｝ ……（２）
［ＧLF：吹き込みガス流量（ＮＬ／ｍｉｎ）、ＴL：溶鋼温度（Ｋ）、Ｗ：溶鋼量（ｔｏｎ）、ｈ0：吹き込み深さ（ｍ）、 Ｐ2 ：雰囲気圧力（Ｐａ）、ＴN：吹き込みガス温度（Ｋ）］、
［ＣａＯ］／［ＳｉＯ2］≧３．０ ……（３）、
１．０≦［ＣａＯ］／［Ａｌ2Ｏ3］≦３．５ ……（４）、
［ＭｇＯ］≧３．０ ……（５）、
［［Ｘ］：質量％で表した成分Ｘの含有量］
Ｎ＝ｔRH／（Ｗ／Ｑ） ……（６）、
［ｔRH：真空脱ガス処理の処理時間（ｍｉｎ）、Ｗ：溶鋼量（ｔｏｎ）、Ｑ：還流量（ｔｏｎ／ｍｉｎ）］
Ｑ＝１１．４ＧRH 1/3Ｄ4/3｛Ｌｎ（Ｐ1／Ｐ0）｝1/3 ……（７）、
［ＧRH：還流ガス量（ＮＬ／ｍｉｎ）、Ｄ：浸漬管内径（ｍ）、Ｐ1：ガス吹き込み点（浸漬管深さ位置）の圧力（Ｐａ）、Ｐ0：真空槽内溶鋼表面圧力（Ｐａ）］
Ｎ≧１５ ……（８）
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| CN104039989B (zh) * | 2012-03-07 | 2015-11-25 | 新日铁住金株式会社 | 硫化物应力开裂耐性优异的高强度钢材的制造方法 |
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