JPH02254122A - 油井用強靭継目無鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、浦井用継１」無鋼管の製造方法に関するも
のであり、特に高強度を有しかつ耐硫化物応力腐食割れ
性および低温靭性の優れた油井用継目無鋼管の製造方法
に関するものである。この方法で製造された鋼管は、上
記油井管として最も適しているか、強靭性に優れるため
、油井管としてだけではなく、シリンダー、圧力容器、
中空シャフト等の機械構造用鋼管としても使用可能であ
る。

〔従来の技術〕

近年、油井あるいはガス井の深さは増大し、さらに油井
あるいはガス井の存在する地域も極寒地に移行しつつあ
るために、硫化水素中における耐応力腐食割れ性に優れ
かつ低温靭性にも優れた高強度油井用！１目無鋼管か要
求されるようになってきた。これらの要求をみたす油井
またはガス井管としては、最終圧延した継目無鋼管を焼
入れ、焼戻しの熱処理を施した調質継目無鋼管か最も優
れたものであることか知られている。しかし、上記熱処
理を施すためには、焼入れ用加熱炉、焼入れ装置、焼戻
し均熱炉などの多くの設備を必要とし、さらに高度の熱
処理技術も要求されるためにコスト高となり、大量生産
には不向きであった。

そのため、最近は、最終圧延後は空冷するたけで熱処理
を施さない非調質鋼管であっても優れた特性を有し大皿
生産に適した油井用鋼管か開発され安価に提供されるよ
うになってきた。例えば、特公昭６３〜１．５９８３号
公報の油井用鋼管は、Ｃ：　０．２５超〜０，５％、Ｓ
　ｉ：ｏ、Ｉ−０，５％、Ｍｎ０．５〜２％、Ｖ　：　
０．１０超〜０．５％、Ａβ　：００１〜０．１％、Ｎ
　：０．００５〜０．０２％を含み、さらにＮｂ：０．
１％以下、Ｔｉ：ｆ）、１％以下、Ｚ　ｒ：Ｄ、１％以
下のなかから選ばれるいずれか１種または２種以上を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成を有す
る油井向は鋼管であって、造管のままあるいは焼ならし
く必要に応してさらに焼戻しを加える）して使用しても
低温靭性、耐硫化物応力腐食割れ性および高強度を有す
るものであり、さらに、特開昭６０−２３４９５２号公
報の油井用鋼管は、Ｃ：０．３〜０．４５％、Ｍ　ｎ　
：　１　、４−１　、８％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、
Ｃｒ：０．２”−０，５％、Ｖ　：　０．０４〜０．Ｌ
％、Ｎｂ：Ｃ１，０（ｉ％以下、Ｓ　：０．０Ｏ３％以
下、Ｆｅ：残部からなる組成を有し、かっＶ（％）＋２
ＸＮｌ）（％）≧０．１の関係を有する合金鋼を、最終
圧延前に４００〜６００℃に冷却し、この温度から８５
０℃に加熱したのち最終圧延を行ない、ついて空冷する
方法により製造されるものであって、耐硫化物応力腐食
割れ性および高強度を有するものである。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、これら公知の非調質鋼管は、強度は優れ
ているものの、十分な低温靭性および耐硫化物応力腐食
割れ性を示さないという問題点かあった。

〔課題を解決するための手段〕

そこで、本発明者は、高強度を有するとともに一層低温
靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用継目
無鋼管を製造すべく研究を行なった結果、 Ｃ：０．２〜０．４５％。

Ｓｊ＋０．１〜０．８０％。

Ｍｎ　：　０．３〜２．２０％。

Ｐ　　：　０．０２５％以下。

Ｓ　　：　０．０１５％以下。

Ｖ　　：０．０１〜０，１５％７ Ａ、ｐ：０．０１〜０．１０％。

Ｎ　　：　０．００１〜０．０１５％ を含有し、残部Ｆｃおよび不可避不純物からなる組成を
有する鋼、または上記鋼にさらにＣｒ：１．５％以下 Ｎｂ　・０．０５％以下 Ｂ　　：　０．００５％以下 Ｍｏ：０．５％以下。

Ｔｉ：０．０２％以−Ｆ。

のうぢ１種または２種以上を含有する組成（以上重量％
）を有する鋼の丸鋼ビレットを、温度・９００〜１３０
０℃に加熱均熱したのち、ピアザーで穿孔し、続いてマ
ンドレルミルで肉厚加工しく以下、上記ピアサ−による
穿孔およびマンドレルミルによる肉厚加工を「−火熱間
加工」という。なお、マンドレルミルの替りにプラグミ
ルで加Ｅｆｉ　Ｌ、てもよい。）で、加工率二３０％以
上加工の素管とし、 上記鋼管を、温度：８００℃から４００℃までの温度範
囲を平均冷却速度＝５〜１００℃／秒で冷却して態度：
４００℃未満に至らしめたのち冷却停止し、その後、Ａ
ｃ　　−Ａｃ　　＋５０’Ｃの温度範囲であって８５０
°Ｃを越えない温度範囲に５〜３０分間再加熱し、 ついで、ストレッチレデューサあるいはり−ラー、サイ
ザー等で、加工率　５％以上の縮径あるいは肉厚加工（
以下、「二次熱間加工」という）を施したのち空冷する
ことにより得られた継目無鋼管は、高強度を有するとと
もに低温靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れると
いう知見を得たのである。

この発明は、かかる知見にもとづいてなされたものであ
って、以下に鋼管の成分組成限定理由およびその製造条
件限定理由について述べる。

（Ｉ）成分組成の限定理由 （１）Ｃ 炭素は、フェライト＋パーライト組織で強度を安価に上
昇させる有効な元素であるが、その含有量が０．２％末
病では、その後の加工熱処理を施してもパーライト量か
少なく強度は不十分であり、そのためＣ≧０．２％とし
機械構造用として表面硬化性を高める必要があるか、一
方、その含有量が０．４５％を越えると、−火熱間加工
後の冷却か速い場合に、マルテンサイト組織となり、鋼
管に焼き割れが生ずるので好ましくない。したがフて、
Ｃ：０．２〜０，４５％と定めた。

（２）　　５ｉ Ｓｉ成分は、脱酸元素で、０．１％以上必要であるが、
０．８％を越えるとＡ　ｃ　３点が高くなり、再加熱温
度を高くする必要が生じ結晶粒が粗大化し靭性か劣化す
る。したがって、Ｓｉ　　：Ｏ，ｌＯ〜０．８０％と定
めた。

（３）　　Ｍｎ Ｍｎ成分は、ベイナイト生成を助長し、−火熱間加工後
の冷却速度の範囲を広めるとともに、フェライト＋パー
ライト組織の強度を大きく上昇させ、しかも靭性の劣化
を小さくするに有用な成分であるが、その含有量が０．
３０％未満ではＣを始めその他の元素を多量に添加して
も、十分な強度は得られず、一方、２，２％を越えると
、二次熱間油Ｉ後の空冷でもベイナイトが多量に生成す
るようになり、靭性が著しく劣化する。したがって、Ｍ
ｎ：０．３０〜２．２０％と定めた。

（４）ＰおよびＳ ＰおよびＳ成分は、偏析を助長し、この偏析部ＩこＣお
よびＭｌをともない、二次熱間加工後にベイナイトを形
成し、靭性を局所的に劣化させるとともに、耐食性を劣
化させ、さらに、パイプ直角方向の靭性を集中的に劣化
させる。したがって、Ｐ　５０．０２５％、Ｓ　５０．
０１５％におさえた。

（５）■ ■成分は、フェライト士パーライト紹織において、窒化
物や炭化物を形成して、強度を上昇させるの、に有効で
あるが、その含有量が０．旧％未満ては不十分であり、
一方その含有量が０．　Ｌ５％を越えると最早強度は上
昇しない。したがって、Ｖ二０．０１〜０．１５％と定
めた。

（６）　　ＡＮ ＡＩ成分は、脱酸元素として［１，０１％は必要である
が、その含有量がｏ、ｔｏ％を越えるとｓｉ同様ミクロ
組織を粗大化し靭性を劣化させる。したがって、ＡＩ　
：　０．０１−０．１５％と定めた。

（７）Ｎ Ｎ成分は、主にＡ、ｆｌｌＮとなってオーステナイトを
微細化するのに有効であり、また、■と反応してＶＮを
形成し、析出硬化をおこして強度を高くするが、その含
有量が０．００１％未満では両者の効果が現れず、一方
０．０１５％を越えると鋼管にブローポール等の欠陥を
生じさせ、しかも靭性を劣化させる。したがって、Ｎ　
：［］、（１０１〜Ｌ（１１５％と定めた。

（８）　　ＣｒおよびＭ。

これらの成分は、−成熱間加工の冷却においてへイナイ
ト生成を助長し、再加熱時の結晶粒の微細化に効果かあ
るばかりでなく耐食性を向上させる。また、フェライト
＋パーライト組織の強度を大きく上昇させ、しかも靭性
の劣化を減少せしめる成分である。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ
がそれぞれ１．５％、０．５％を越えると二次熱間加工
後、多量のベイナイトを生成させ、強度は向上するか靭
性の劣化をまねく。したがって、Ｃｒ≦１．５％、Ｍｏ
　５０．５％と定めた。

（９）ＮｂおよびＴ１ これらの成分は、窒化物や炭化物を形成して結晶粒を微
細化する成分であるが、Ｎｂ含何量か０．０５％を越え
ると、かえって強度を低下させ、また、Ｔｉ含有二が０
，０２％を越えると、靭性を劣化サセル。しタカッテ、
Ｎｂ　５０．０５％、Ｔｉ　５０．０２％と定めた。な
お、この効果を明確にするには、Ｎｂ≧ａ、（］１１％
Ｔ１≧０．００５％添加することか望ましい。

（１０）　Ｂ Ｂ成分は、焼入れ性を改善し、−成熱間加工後の冷却条
件を緩やかにし、結果的に強度を安定化し高くするが、
その含有量か０．００５％を越えても一層の効果は得ら
れず、靭性は劣化する。したかって、８５０００５％と
定めた。

〔■〕製造条件の限定理由 （１）　　ビレットの加熱均熱 ビレットの加熱温度は、９００℃未満では変形抵抗が高
くなり一次熱間加工か不可能となるので９００℃以上で
なければならないか、１３００°Ｃを越えると変形抵抗
は小さくなるもののビレットの結晶粒は著しく粗大化し
、その後の一次熱間加工の加工度を大きくとっても十分
な細粒組織は得られない。したがって、ビレフトの加熱
温度は９００〜１３００°Ｃの範囲内でなければならな
いが、９　Ｄ　Ｄ　’Ｃ以上であれば低い方がよく、靭
性を向上させるには１２００℃以下が好ましい。均熱時
間は特に指定しないが、ビレット中心まで温度が十分高
くなればよく、長過ぎるとかえって結晶粒は粗大化する
ので通常１〜５時間が好ましい。

（２）−火熱間加工率 ９００℃以上に加熱されたビレットは、断面積で３０％
以上の一次熱間加工を施すと、結晶粒は微細化するが、
３０％末病では十分な微細化はできない。

したがって、−成熱間加工時の加工率は断面積で３０％
以上とする必要がある。

（３）素管の冷却 一次熱間加工された素管は、低くとも８５０℃以上の温
度で仕上がる。その後、４００°Ｃ未満の冷却停止温度
まで冷却し、Ａ　ｃ　ａ以上の再加熱を施し、オーステ
ナイト粒の微細化を図るには上記素管のオーステナイト
組織は変態して２０％以下に減少しベイナイトあるいは
マルテンザイト主体の組織になっていなければならない
。もし、上記Ａｃ１以上の再加熱までの間に変態か上句
に行なわれず、オーステナイト組織が２０％を越えて残
留していたとすると、」１記Ａｃ３以上の再加熱により
再びオーステナイト化した際の結晶粒微細化が十分に達
成されないのである。

上記−成熱間加工後の素管の平均冷却速度か１００℃／
秒を越えると８００℃から４００°Ｃの温度範に冷却す
ることでマルテンザイｌ−絹織になり、焼割れが生しる
ので好ましくない。

一方、８００℃から４００°Ｃまての温度範囲における
平均冷却速度を５℃／秒より遅くすると、素管のオース
テナイトは８０％以上変態してフェライト＋パーライト
主体の組織となり、さらに、冷却途中でＶ、Ｎｂ、Ｔｆ
の炭化物または窒化物か析出し、しかも冷却速度が遅い
ので冷却中に粗大化し最終製品である継目無鋼管の強度
が低下するので好ましくない。

したかって、−成熱間加工後の８００℃から４００℃ま
でのく１′均冷却速度は５℃／秒〜１００°Ｃ／秒、−
層好ましくは５℃／秒〜５０℃／秒と定めた。

（４）冷却停止温度 冷却停止Ｉ−温度が４００℃以上でも変態か生じ所期強
度は？！ｌられるが、靭性および耐硫化物応力腐食割れ
性はとしく低下するので冷却停＋Ｉ−ｊＨ度は４００℃
未満と定めた。従来から変態後に再加熱すると結晶粒か
微細化すると考えられていたか、靭性と耐硫化物応力腐
食割れ性を改善するには４００℃未満が必要であること
が判ったのである。

（５）再加熱温度および時間 最終的に得られた継目無鋼管の強度、靭性および耐硫化
物応力腐食割れ性を満足させるには、再加熱はＡ　ｃ　
ａ以」二で完全にオーステナイト単相にする必要がある
。しかしＡｃ３＋５０℃を越えると、結晶粒は粗大化し
、靭性、耐硫化物応力腐食割れ性か劣化する。さらに、
Ａ　Ｃ３＋　５０℃以下であっても温度８５０℃以上で
あるとオーステナイトは粗大化し、靭性は低下すると同
時にＶ、Ｎｌ）。

Ｔｉの炭化物および窒化物が粗大化し、強度も低ドする
。

加熱時間は、５分未満てはパイプ肉厚中心まで十分に加
熱することかできず、３０分を越えるとオーステナイト
が粗大化し、強度も低下するので好ましくない。

したかって、再加熱温度は、Ａｃ　　−ＡｃＳ十５０℃
であって８５０℃を越えないＱ’＋Ａ度とし、その加熱
時間は５分〜３０分と定めた。

（６）二次熱間加工率 上記再加熱された素管は、二次熱間加工されるが、その
加工率は５％未満ては耐力が低く靭性も劣るか、加工率
の上昇にともなって加工硬化により耐力か上昇し靭性も
上昇する。したがって二次熱間加工率は５％以上と定め
た。

〔実　施　例〕

つぎに、この発明を実施例にもとづいて具体的に説明す
る。

まず、この発明を実施するために、第１−表に小される
本発明鋼Ａ−Ｌおよび比較鋼Ｍ−Ｔを用意した。上記第
１表において※印はこの発明の条件を外れた値を示す。

第１表に示されたＡ−Ｔ鋼を用いて、直径：１８０ｍｍ
ｘ長さ・２０００ｍｍの寸法を釘する丸鋼ビレットを作
製し、これら丸鋼ビレットを第２表に示される温度に加
熱均熱してピアサ−にて穿孔し、続（１て、マンドレル
ミルを用いて第２表に示される加工率（断面減少率）で
−次熱間加」二を施したのち、第２表に小される平均冷
却速度で冷却し、冷却停止温度を２０℃から８００℃ま
での第２表に示される異なった温度で停止し、その後再
び第２表に示される温度に再加熱し保持したのち、第２
表に示される加工率（断面減少率）で二次熱間加工を施
して、継］」無鋼管を製造した。

これらＩＩＩＩ１無鋼管の引張り強さ、０．２％耐力、
」二記継１］無鋼管の軸に平行方向および直角方向のシ
ャルピー破面遷移温度、並びに耐硫化物応力腐食割れ性
を測定し、で、それらの結果を第２表に示した。

上記耐硫化物応力腐食割れ性は、シェル試験で評価した
。この実施例で行なったシェル試験は、継目無鋼層の軸
に直角方向に採取した幅４．５＋ｎ＋ｎＸ長さ　７０ｍ
＋ｎＸ厚さ：１．７ｍ＋ａの寸法をｌｊ−する試験片の
長さ方向中央に、直径・０．７ｎ＋ｍの孔を２個設けた
試験片を作製し、これら試験ｊ１に３点曲げにて応力を
イ・（加しながら、室温にて、０５？６ＣＨＣｏｏＨ含
有のＨ２Ｓ飽和水溶液中に５００時間浸漬し、割れの限
界応力値（以ｌ・、Ｓｃて・Ｊ＜す）を測定することに
より実施した。

このシェル試験による腐食試験法は、他の腐食試験法に
較べて苛酷であり、長時間経過の試験を短時間で評価で
きる。例えばＮＡＣＥ試験８のσ　は０，２％耐力（σ
。、２）および０５％耐力ｈ （σ　　）を基準とするとび　≧０，８００．２また０
、５　　　　　　　　　　　　　　　　ｔｈは０，８０
０．５を満足することか必要で有るか、これを満足する
にはＳ　≧１２０てあれば＋う〕である。

しかるに通常の非調質鋼ではこれを満足てきな０゜焼入
焼もとしく調質鋼）の−７Ｉ７＋１’ｉ足している。

ＮＡＣＥ試験＊ 直径：５．Ｏｍｍの引張試験ハをＨ２Ｓて飽和させた０
、５％酢酸＋５０９６　Ｎ　ａ　Ｃｆ）水溶液中で１定
６；Ｉ重のもとに３吐浸漬し２、破断しない最大応力（
σｔｈ）でも−）て耐硫化物応力腐食割れ性を評価する
方法。

この実施例により得られた第２表の結果を一層容易に理
解しやすくするために、上記第２表の結果を第１図〜第
３図のグラフに図示した。

第１図は、第１表のＡ鋼を用いた一次熱間加工後の素管
の冷却停止温度と機械的性質の関係を示したもので、上
記第２表の実施例１〜６および比較例１〜３、並びに実
施例７〜１２および比較例４〜６のデータをグラフに表
したものである。

実施例１〜６および比較例１〜３は、−火熱間加工後の
素管を８００℃から４００℃に平均冷却速度；５℃／秒
で冷却したときのデータであり、実施例７〜１２および
比較例４〜６は、−火熱間加工後の素管を８００℃から
４００℃に平均冷却速度：２０’Ｃ／秒で冷却したとき
のデータである。

これらデータをもとに、横軸に冷却停止温度をとり、縦
軸にシャルピー破面遷移温度（継目無鋼管の軸に平行方
向）、０．２％耐力、引張強さをとってグラフに表した
ものが第１図である。上記第１図のグラフから、冷却停
止温度が４００　℃以上であると０．２％耐力および引
張強さは向上するかシャルピー破面遷移温度（継目無鋼
管の軸に平行方向）も格段に上昇し、低温における靭性
が低下することかわかる。したがって、低温靭性の優れ
た継目無鋼管を製造するためには、冷却停止温度を４０
０℃未満とする必要かある。

第２図は、第１表のＡ鋼を用いた一次熱間加工後の素管
を８００℃から４００℃に平均冷却速度・２０℃／秒で
冷却し、冷却停止温度を変化させて得られた継目無鋼管
の軸に平行方向および直角方向に採取した試験片のシャ
ルピー破面遷移温度の差を示したもので、上記第２表の
実施例７〜１２および比較例４〜６のデータをグラフに
表したものである。第２図において、点線は継目無鋼管
の軸に平行方向および直角方向のシャルピー破面遷移温
度の差が零の直線を示し、括弧内の数字は冷却停止温度
を示す。

第２図から、冷却停止温度が３５０℃以下では継目無鋼
管の軸に平行方向と直角方向のシャルピー破面遷移温度
にはほとんど差が見られないか、冷却停止温度が４００
℃以上では上記点線から外れて１１１ｔ’Ｊ無鋼管の（
１′行方向と直角方向のシャルピー破面遷移温度の差が
顕著に大きくなることが分る。

一般に、優れた継＋１無鋼管は、１１４行方向と直角方
向のシャルピー破面遷移温度か共に低くその差が小さい
ことが必要であるから、優れた継目無鋼管を製造するた
めには冷却停止Ｉ−湿温度４００℃未満とする必要があ
ることがわかる。

第３図は、第１表のＢ鋼を用いて製造した一次熱間加工
後の素管を８００℃から４００℃に平均冷却速度：１５
℃／秒で冷却し、冷却停止温度を変化させて得られた継
目無ｆｆ４管の軸に直角方向のＳ　値と０．２％耐力に
及ぼす冷却停止温度の影響を示したもので、上記第２表
の実施例２５〜３０および比較例１３〜１５のデータを
グラフに表したものである。

第３図において括弧内の数字は冷却停止温度を示す。第
３図から、冷却停止温度が３５０℃以下では０．２．％
耐力がＧＯｋｇ　ｆ　／　ｍ４以上の高い水べへにおい
て継ｌＪ無鋼管の軸に直角方向のＳ　値は１３．０以上
の高い値に有り調質鋼と同等またはそれ以上の値を示す
。一方、冷却停止温度か４００℃以上では継目無鋼管の
０．２％耐力は変わらすに、継目無鋼管の軸に直角方向
のＳ　値は１０以下に低下する。この値は今まで報告さ
れている非調質鋼とほぼ同じレベルにある。したがって
、耐硫化物応力腐食割れ性の優れた継目無鋼管を製造す
るためには、冷却停止温度を４００℃未満とすることが
極めて重要で必要があることかわかる。

なお、第２表には、継目無鋼管の輔に直角方向に採取し
た試料についてのＳ　値を測定して示しだが、後に継目
無鋼管の軸に下行方向に採取した試料についてのＳ　値
も同様に優れた値を示ずことを確認した。

第１表、第２表および第１図〜第３図に示された結果か
ら、この発明の継［４無鋼管の製造方法において、−火
熱間加工して得られた素管の冷却停止温度が最終的に得
られた継目無鋼管の特性に最も大きい影響を与えるもの
であり、その冷却停止温度を４００℃未満とすることに
より従来よりも−層強度、低温靭性および耐硫化物応力
腐食割れ性の優れた！Ｉｌｌ無鋼管全鋼管することか可
能であることかわかる。

〔発明の効果〕

上述のように、この発明の製造方法により製造された継
目無鋼答は、強度、靭性（特に低温靭性）および耐硫化
物応力腐食割れ性に優れており、南極圏および北極圏に
近い極寒地域における油井管およびガス井管として優れ
た効果を発揮するものであるから、この発明は、今後の
石油開発事業に大きな貢献をなすものである。

である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．２〜０．４５％、 Ｓｉ：０．１〜０．８０％、 Ｍｎ：０．３〜２．２０％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｖ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００１〜０．０１５％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成（
   以下重量％）を有する鋼を、温度：９００〜１３００℃
   に加熱均熱し、加工率：３０％以上の第一次熱間加工を
   施して素管とし、 上記素管を、温度：８００℃から４００℃までの温度範
   囲を平均冷却速度：５〜１００℃／秒で冷却し、温度：
   ４００℃未満に至らしめて冷却停止し、その後、この温
   度からＡｃ＿３〜Ａｃ＿３＋５０℃の温度範囲であって
   ８５０℃を越えない温度範囲に５分〜３０分間再加熱し
   、 ついで、加工率：５％以上の二次熱間加工を施したのち
   、空冷することを特徴とする油井用強靭継目無鋼管の製
   造方法。
2. （２）上記鋼は、 Ｃ：０．２〜０．４５％、 Ｓｉ：０．１〜０．８０％、 Ｍｎ：０．３〜２．２０％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｖ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００１〜０．０１５％、 を含有し、さらに Ｃｒ：１．５％以下、 Ｎｂ：０．０５％以下、 Ｂ：０．００５％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｔｉ：０．０２％以下、 のうち１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可
   避不純物からなる組成（以上重量％）を有する鋼である
   ことを特徴とする請求項１記載の油井用強靭継目無鋼管
   の製造方法。