特開 2024-438 継目無鋼管

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公開特許公報(A)

(11)【公開番号】P2024000438

(43)【公開日】2024-01-05

(54)【発明の名称】継目無鋼管

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20231225BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20231225BHJP

   B21B 17/02 20060101ALI20231225BHJP

   B21B 17/08 20060101ALI20231225BHJP

   B22D 11/00 20060101ALI20231225BHJP

   C21D 8/10 20060101ALN20231225BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301Z

C22C38/58

B21B17/02

B21B17/08

B22D11/00 A

C21D8/10 B

【審査請求】未請求

【請求項の数】2

【出願形態】ＯＬ

(21)【出願番号】P 2022099206

(22)【出願日】2022-06-20

(71)【出願人】

【識別番号】000006655

【氏名又は名称】日本製鉄株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110001553

【氏名又は名称】アセンド弁理士法人

(72)【発明者】

【氏名】黒田 直樹

(72)【発明者】

【氏名】相良 雅之

(72)【発明者】

【氏名】荒井 勇次

(72)【発明者】

【氏名】長山 展公

(72)【発明者】

【氏名】清水 祐太

(72)【発明者】

【氏名】加茂 孝浩

(72)【発明者】

【氏名】土居 明

【テーマコード（参考）】

4K032

【Ｆターム（参考）】

4K032AA01

4K032AA02

4K032AA04

4K032AA08

4K032AA11

4K032AA14

4K032AA16

4K032AA17

4K032AA19

4K032AA22

4K032AA23

4K032AA27

4K032AA29

4K032AA31

4K032AA35

4K032AA36

4K032BA03

4K032CA03

4K032CB01

4K032CB02

4K032CD05

4K032CD06

4K032CF01

4K032CF02

4K032CF03

(57)【要約】

【課題】高強度を有し、優れた低温靭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、明細書に記載の化学組成を有し、降伏強度が４５０ＭＰａ以上である。継目無鋼管中において、質量％で、Ｍｇ含有量が１０％以上、及び、Ｍｎ含有量が３０％以上を満たし、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度をＮＤ個／ｍｍ²と定義したとき、
式（１）で定義されるＣＥと、前記ＮＤとが、式（２）を満たす。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
２０．０×ＣＥ－ＮＤ×１０^-5≦７．０ （２）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」が代入される。
【選択図】図１

【特許請求の範囲】

【請求項1】

継目無鋼管であって、
質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．０８０％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００～２．５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０００７～０．０１００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｃａ：０．００１５％以下、
Ｍｇ：０．００１０～０．００５０％、及び、
Ｂ：０．０００５％以下を含有し、
Ｍｏ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、及び、
Ｔｉ：０．００１～０．０１０％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
降伏強度が４５０ＭＰａ以上であり、
前記継目無鋼管中において、
Ｍｇ含有量が１０質量％以上、及び、Ｍｎ含有量が３０質量％以上を満たし、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度をＮＤ個／ｍｍ²と定義したとき、
式（１）で定義されるＣＥと、前記ＮＤとが、式（２）を満たす、
継目無鋼管。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
２０．０×ＣＥ－ＮＤ×１０^-5≦７．０ （２）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」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、
前記継目無鋼管は、ラインパイプ用継目無鋼管である、
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、ラインパイプとしての使用に適した継目無鋼管に関する。

【背景技術】

【0002】

地上や海底面等に設置され、天然ガスや原油等を移送するシステムをパイプラインという。海底に敷設されるパイプラインは、複数の鋼管（ラインパイプ）で構成される。海底に敷設されるパイプラインはさらに、パイプライン内部を通る生産流体から高い圧力を受ける。パイプラインはさらに、波浪による繰り返し歪みと海水圧とを外部から受ける。さらに近年、極低温環境等、過酷な環境でパイプラインが敷設される場合がある。したがって、パイプラインを構成する鋼管（ラインパイプ）には、高い強度と、優れた低温靱性とが求められてきている。

【0003】

これまでに、ラインパイプ用鋼材の強度と低温靭性とを高める技術が、特開２０１０－１７４３４３号公報（特許文献１）、及び、特開２０１５－１９００４２号公報（特許文献２）に提案されている。

【0004】

特許文献１に提案される鋼材は、厚肉高張力熱延鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０２～０．２５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３～２．３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０３～０．２５％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％を含み、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃが式（（Ｔｉ＋Ｎｂ／２）／Ｃ＜４）を満足するように含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。この鋼材はさらに、表面から板厚方向に１ｍｍの位置における組織が、ベイナイト相又はベイニティックフェライト相からなる単相で、かつ粒界セメンタイトが全粒界長さに対する粒界セメンタイト長さの比率で１０％以下となる組織である。この鋼材によれば、高強度で優れた低温靭性を確保できる、と特許文献１には開示されている。

【0005】

特許文献２に提案される鋼材は、高強度ラインパイプ用鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０２～０．２０％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．６～２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｎｂ：０．００２～０．０６０％、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００６０％、Ｎ：０．００１０～０．０１０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０３００％、及び、Ｚｒ：０．０００１～０．０２００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である。この鋼材はさらに、ｔ／４（ｔ：板厚）の位置における平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、指定温度のシャルピー試験片破面から測定したセパレーション指数ＳＩが０．３０ｍｍ／ｍｍ²以下である。この鋼材は、高強度であり、セパレーションが発生した場合においても高い限界ＣＴＯＤ値が確保可能である、と特許文献２には開示されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】特開２０１０－１７４３４３号公報

【特許文献2】特開２０１５－１９００４２号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

上記特許文献１及び２には、ラインパイプとして使用が想定された鋼材について、強度と低温靭性とを両立する技術が提案されている。しかしながら、上記特許文献１及び２以外の技術によって、強度と低温靭性とを両立する鋼材が得られてもよい。さらに、上記特許文献１及び２では、溶接鋼管用の鋼板について検討されており、継目無鋼管については検討されていない。

【0008】

本開示の目的は、高強度を有し、優れた低温靭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】

【0009】

本開示による継目無鋼管は、
質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．０８０％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００～２．５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０００７～０．０１００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｃａ：０．００１５％以下、
Ｍｇ：０．００１０～０．００５０％、及び、
Ｂ：０．０００５％以下を含有し、
Ｍｏ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、及び、
Ｔｉ：０．００１～０．０１０％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
降伏強度が４５０ＭＰａ以上であり、
前記継目無鋼管中において、
Ｍｇ含有量が１０質量％以上、及び、Ｍｎ含有量が３０質量％以上を満たし、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度をＮＤ個／ｍｍ²と定義したとき、
式（１）で定義されるＣＥと、前記ＮＤとが、式（２）を満たす。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
２０．０×ＣＥ－ＮＤ×１０^-5≦７．０ （２）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」が代入される。

【発明の効果】

【0010】

本開示による継目無鋼管は、高強度を有し、優れた低温靭性を有する。

【図面の簡単な説明】

【0011】

【図1】図１は、本実施例におけるＦｎＡ（＝２０．０×ＣＥ－ＮＤ×１０^-5）と、低温靭性の指標である－２０℃のＣＴＯＤ値との関係を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0012】

まず、本発明者らは、ラインパイプへの使用が想定された継目無鋼管の強度と、低温靭性とを高めることについて、化学組成の観点から検討した。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．０８０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００～２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０００７～０．０１００％、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．０３０～０．１００％、Ｃａ：０．００１５％以下、Ｍｇ：０．００１０～０．００５０％、及び、Ｂ：０．０００５％以下を含有し、Ｍｏ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．０１～０．１０％、及び、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％からなる群から選択される１元素以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる継目無鋼管であれば、４５０ＭＰａ以上の高い降伏強度を有し、優れた低温靭性を有する可能性があると考えた。

【0013】

一方、これまでに、鋼材の強度が高まれば、鋼材の低温靭性は低下すると考えられてきた。すなわち、上述の化学組成からなる継目無鋼管では、４５０ＭＰａ以上に降伏強度を高めた結果、低温靭性が十分に得られない可能性がある。そこで本発明者らは、鋼材の降伏強度を４５０ＭＰａ以上に維持したまま、低温靭性を高める手法について、詳細に検討した。その結果、本発明者らは、鋼材中に微細な介在物又は析出物（以下、鋼材中の介在物又は析出物を、単に「粒子」ともいう）を多数析出させれば、製造工程中の熱処理によって結晶粒が粗大化するのを抑制でき、４５０ＭＰａ以上の降伏強度を維持したまま、優れた低温靭性を得られるのではないかと考えた。

【0014】

具体的に本発明者らは、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子に着目した。以下、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子を「微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子」ともいう。なお、本明細書において、「（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子」とは、後述の方法で特定した、質量％で、Ｍｇ含有量が１０％以上、及び、Ｍｎ含有量が３０％以上を満たす粒子を意味する。また、上述の化学組成を有する継目無鋼管において、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子は、そのほとんどが微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物である。本明細書において、（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物とは、ＭｎがＭｇ硫化物に濃化して形成された、Ｍｎ及びＭｇを含む硫化物を意味する。

【0015】

これまでに、上述の化学組成を有する継目無鋼管において、低温靭性を低下させる介在物としてＭｎ硫化物が知られている。Ｍｎ硫化物は熱間加工によって延伸しやすく、粗大になりやすい。粗大化したＭｎ硫化物は、低温において割れの起点になりやすい。そのため、Ｍｎ硫化物は、鋼材の低温靭性を低下させると考えられてきた。このような観点から、上述の化学組成を有する継目無鋼管の低温靭性を高めるためには、Ｍｎ硫化物の個数を低減した方が好ましいと考えられてきた。

【0016】

一方、本発明者らは、ＭｇによってＭｎ硫化物の形状を制御して、微細なＭｎ硫化物を分散できれば、継目無鋼管の低温靭性を高められる可能性があると考えた。つまり、これまで鋼材の低温靭性を低下させると考えられてきたＭｎ硫化物を敢えて活用することで、４５０ＭＰａ以上の降伏強度を維持したまま、鋼材の低温靭性を高められる可能性がある。（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物は、Ｍｎ硫化物と比較して延伸しにくく、微細になりやすい。そのため、微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物（微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子）の個数密度を高めれば、継目無鋼管の低温靭性を高められる可能性があると、本発明者らは考えた。

【0017】

具体的に本発明者らは、上述の化学組成を有する継目無鋼管を種々製造し、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度と、降伏強度と、低温靭性との関係について、詳細に検討した。その結果、上述の化学組成を有する継目無鋼管では、次の式（１）で定義されるＣＥと、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤ（個／ｍｍ²）とが、次の式（２）を満たすことで、継目無鋼管の低温靭性が顕著に高まることが明らかになった。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
２０．０×ＣＥ－ＮＤ×１０^-5≦７．０ （２）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」が代入される。

【0018】

ＦｎＡ＝２０．０×ＣＥ－ＮＤ×１０^-5と定義する。ＦｎＡは、上述の化学組成を有する継目無鋼管における、低温靭性の指標である。以下、ＦｎＡと継目無鋼管の低温靭性との関係について、図面を用いて詳細に説明する。図１は、後述する実施例のうち、上述の化学組成を有する実施例について、ＦｎＡの値と、継目無鋼管の低温靭性の指標である－２０℃のＣＴＯＤ値（ｍｍ）との関係を示す図である。なお、ＦｎＡの値と、ＣＴＯＤ値とは、後述する方法で求めた。また、図１に示される実施例では、いずれも降伏強度は４５０ＭＰａ以上であった。

【0019】

図１を参照して、ＦｎＡが７．０を超えると、ＣＴＯＤ値が急激に低下して、０．２５ｍｍ未満になる。一方、ＦｎＡが７．０以下であれば、ＣＴＯＤ値が安定して０．２５ｍｍ以上となる。すなわち、ＦｎＡが７．０以下であれば、安定して継目無鋼管の低温靭性を高められることが、図１によって証明されている。

【0020】

以上のとおり、本実施形態による継目無鋼管は、上述の化学組成を有した上で、式（１）で定義されるＣＥと、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤ（個／ｍｍ²）とが、式（２）を満たす。その結果、本実施形態による継目無鋼管は、４５０ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靭性とを有する。

【0021】

なお、ＦｎＡを７．０以下にすることにより、継目無鋼管の低温靭性を顕著に高まる理由の詳細は、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推察している。式（１）で定義されるＣＥは、継目無鋼管の強度の指標である。つまり、ＣＥが大きくなるほど、継目無鋼管の強度が高くなる傾向がある。一方、継目無鋼管の強度が高まれば、継目無鋼管の低温靭性は低下する傾向がある。そのため、ＣＥが大きくなり、継目無鋼管の強度が高まるほど、低温靭性を高めるためには、より多くの微細な（円相当径が０．１０μｍ以下の）（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子を分散させる必要があるのではないかと考えられる。このようにして、ＣＥに応じて、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤを調整し、ＦｎＡを７．０以下にすることによって、４５０ＭＰａ以上の高い降伏強度を有する継目無鋼管であっても、低温靭性を顕著に高められるのではないか、と本発明者らは考えている。なお、上記メカニズムとは異なるメカニズムによって、ＦｎＡを７．０以下にすることにより、継目無鋼管の低温靭性が顕著に高まっている可能性もある。しかしながら、ＦｎＡを７．０以下にすることにより、継目無鋼管の低温靭性が顕著に高まることは、後述の実施例によって証明されている。

【0022】

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の要旨は、次のとおりである。

【0023】

［１］
継目無鋼管であって、
質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．０８０％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００～２．５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０００７～０．０１００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｃａ：０．００１５％以下、
Ｍｇ：０．００１０～０．００５０％、及び、
Ｂ：０．０００５％以下を含有し、
Ｍｏ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、及び、
Ｔｉ：０．００１～０．０１０％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
降伏強度が４５０ＭＰａ以上であり、
前記継目無鋼管中において、
Ｍｇ含有量が１０質量％以上、及び、Ｍｎ含有量が３０質量％以上を満たし、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度をＮＤ個／ｍｍ²と定義したとき、
式（１）で定義されるＣＥと、前記ＮＤとが、式（２）を満たす、
継目無鋼管。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
２０．０×ＣＥ－ＮＤ×１０^-5≦７．０ （２）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」が代入される。

【0024】

［２］
［１］に記載の継目無鋼管であって、
前記継目無鋼管は、ラインパイプ用継目無鋼管である、
継目無鋼管。

【0025】

以下、本実施形態による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。

【0026】

［化学組成］
本実施形態による継目無鋼管は、次の元素を含有する。

【0027】

Ｃ：０．０３０～０．０８０％
炭素（Ｃ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、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、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３０～０．０８０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０７５％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。

【0028】

Ｓｉ：０．５０％以下
ケイ素（Ｓｉ）は不可避に含有される。すなわち、Ｓｉ含有量の下限は０％超である。Ｓｉは鋼を脱酸する。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。上記効果をより有効に得るための好ましいＳｉ含有量の下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

【0029】

Ｍｎ：１．００～２．５０％
マンガン（Ｍｎ）はＭｇ及びＳとともに（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物を形成して、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤを高める。その結果、鋼材の低温靭性が高まる。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００～２．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．３０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．８０％である。

【0030】

Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に偏析し、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％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。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、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、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。

【0031】

Ｓ：０．０００７～０．０１００％
硫黄（Ｓ）はＭｎ及びＭｇとともに（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物を形成して、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤを高める。その結果、鋼材の低温靭性が高まる。Ｓ含有量が低すぎれば、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、Ｓ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大なＭｎＳが形成され、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０００７～０．０１００％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。

【0032】

Ｃｕ：０．０１～１．００％
銅（Ｃｕ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕ含有量が低すぎれば、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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．０１～１．００％である。Ｃｕ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％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。

【0033】

Ｎｉ：０．０１～１．００％
ニッケル（Ｎｉ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．０１～１．００％である。Ｎｉ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％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。

【0034】

Ｃｒ：０．０１～０．５０％
クロム（Ｃｒ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、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、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、含有される場合、Ｃｒ含有量は０．０１～０．５０％である。上記効果をより有効に得るためのＣｒ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％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

【0035】

Ａｌ：０．０３０～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸して、Ｍｇが酸化物を形成するのを阻害する。Ａｌ含有量が低すぎれば、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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物系介在物が形成され、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０３０～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。

【0036】

Ｃａ：０．００１５％以下
カルシウム（Ｃａ）は不可避に含有される。すなわち、Ｃａ含有量の下限は０％超である。Ｃａは鋼を脱酸、及び、脱硫する。Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｃａ硫化物が形成され、（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物の形成を阻害する。その結果、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤが低下して、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００１５％以下である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００１３％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。上記効果をより有効に得るためのＣａ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％である。

【0037】

Ｍｇ：０．００１０～０．００５０％
マグネシウム（Ｍｇ）はＭｎ及びＳとともに（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物を形成して、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤを高める。その結果、鋼材の低温靭性が高まる。Ｍｇ含有量が低すぎれば、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、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成され、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．００１０～０．００５０％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１４％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４８％であり、さらに好ましくは０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。

【0038】

Ｂ：０．０００５％以下
ホウ素（Ｂ）は不可避に含有される。すなわち、Ｂ含有量の下限は０％超である。Ｂは鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が形成され、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５％以下である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．０００４％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。上記効果をより有効に得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。

【0039】

本実施形態による継目無鋼管は、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉからなる群から選択される１元素以上を含有する。すなわち、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉは、いずれか１元素のみを含有し、その他の元素の含有量が０％であってもよい。これらの元素はいずれも、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。

【0040】

Ｍｏ：０．０１～０．３０％
モリブデン（Ｍｏ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、含有される場合、Ｍｏ含有量は０．０１～０．３０％である。上記効果をより有効に得るためのＭｏ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％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．１８％である。

【0041】

Ｎｂ：０．０１～０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、含有される場合、Ｎｂ含有量は０．０１～０．１０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

【0042】

Ｖ：０．０１～０．１０％
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。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、含有される場合、Ｖ含有量は０．０１～０．１０％である。上記効果をより有効に得るための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０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６％である。

【0043】

Ｔｉ：０．００１～０．０１０％
チタン（Ｔｉ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が形成され、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１～０．０１０％である。上記効果をより有効に得るためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。

【0044】

本実施形態による継目無鋼管の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、本実施形態による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、本実施形態による継目無鋼管に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

【0045】

［降伏強度］
本実施形態による継目無鋼管は、上述の化学組成を有し、かつ、ＦｎＡが７．０以下である。その結果、本実施形態による継目無鋼管は、降伏強度が４５０ＭＰａ以上を有し、かつ、優れた低温靭性を有する。

【0046】

本実施形態による継目無鋼管の降伏強度の好ましい下限は４５５ＭＰａであり、さらに好ましくは４６０ＭＰａである。本実施形態による継目無鋼管の降伏強度の上限は特に限定されない。降伏強度の上限は、たとえば、６５０ＭＰａであってもよく、６００ＭＰａであってもよい。

【0047】

本実施形態による継目無鋼管の降伏強度は、次の方法で求めることができる。具体的に、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した方法で、引張試験を行う。まず、本実施形態による継目無鋼管から、引張試験片を作製する。ここで、継目無鋼管の肉厚が２０ｍｍ以上の場合、肉厚中央部から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される４号試験片（丸棒試験片）を、引張試験片として作製する。継目無鋼管の肉厚が２０ｍｍ未満の場合、厚さを全肉厚として、鋼管の外径に応じてＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される１２Ａ、１２Ｂ、１２Ｃ号試験片（円弧状試験片）のいずれかを、引張試験片として作製する。引張試験片の長手方向は鋼管の管軸方向とする。作製した引張試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度（ＭＰａ）と定義する。また、一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）と定義する。

【0048】

［微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子］
本実施形態による継目無鋼管は、上述の化学組成を有し、さらに、式（１）で定義されるＣＥと、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤ（個／ｍｍ²）とが、式（２）を満たす。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
２０．０×ＣＥ－ＮＤ×１０^-5≦７．０ （２）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」が代入される。

【0049】

上述のとおり、本明細書において「（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子」とは、質量％で、Ｍｇ含有量が１０％以上、及び、Ｍｎ含有量が３０％以上を満たす粒子を意味する。また、本明細書においてさらに、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子を「微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子」ともいう。

【0050】

ＦｎＡ（＝２０．０×ＣＥ－ＮＤ×１０^-5）は、上述の化学組成を有する継目無鋼管における、低温靭性の指標である。ＦｎＡが高すぎれば、継目無鋼管の低温靭性の指標であるＣＴＯＤ値が急激に低下する。したがって、本実施形態では、ＦｎＡを７．０以下とする。本実施形態において、ＦｎＡの好ましい上限は６．９であり、さらに好ましくは６．８であり、さらに好ましくは６．７である。ＦｎＡの下限は特に限定されない。ＦｎＡの下限は、たとえば、－３．０であってもよく、－２．０であってもよく、－１．０であってもよい。

【0051】

なお、式（１）で定義されるＣＥは、継目無鋼管の硬さを示す指標である。本実施形態において、ＣＥ、及び、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤは、上述の式（２）を満たせば特に限定されない。ＣＥは、たとえば、０．３００～０．６００であってもよい。なお、ＣＥを０．３６０以上にすることで、継目無鋼管の降伏強度と、低温靭性とを、安定して高めることができる。したがって、本実施形態において、ＣＥの好ましい下限は０．３６０であり、さらに好ましくは０．３６５であり、さらに好ましくは０．３７０である。また、ＣＥの好ましい上限は０．５８０であり、さらに好ましくは０．５７０であり、さらに好ましくは０．５６０である。

【0052】

また、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤは、たとえば、０．５０×１０⁵～１０．００×１０⁵（個／ｍｍ²）であってもよい。なお、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤを１．００×１０⁵（個／ｍｍ²）以上にすることで、継目無鋼管の降伏強度と、低温靭性とを、安定して高めることができる。したがって、本実施形態において、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤの好ましい下限は１．００×１０⁵（個／ｍｍ²）である。また、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤの好ましい上限は９．００×１０⁵（個／ｍｍ²）であり、さらに好ましくは８．５０×１０⁵（個／ｍｍ²）である。

【0053】

本実施形態では、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤを、次の方法で求めることができる。本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、組織観察用の試験片を作製する。試験片の表面を鏡面研磨した後、メタノール中で超音波洗浄する。洗浄した表面を、カーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆った試験片を、２０℃の電解液（１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド－メタノール溶液）に浸漬して、電解を実施する。電解条件は、電圧：１００ｍＶ、電解量：１０Ｃ／ｃｍ²とする。電解した試験片から、蒸着膜を剥離する。得られた蒸着膜をエタノールで洗浄した後、シートメッシュですくい取り、乾燥する。

【0054】

この蒸着膜（レプリカ膜）を、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。具体的には、蒸着膜から任意の位置を特定し、観察倍率を２万倍、加速電圧を２００ｋＶとして観察する。なお、観察視野の大きさ、及び、観察視野の数は特に限定されないが、観察視野の総面積は１０００μｍ²以上とする。たとえば、観察視野が４．０μｍ×５．０μｍである場合、観察視野の数を５０以上とし、観察視野の総面積を１０００μｍ²以上とする。

【0055】

各観察視野において、円相当径が０．１０μｍ以下の粒子を特定する。なお、粒子は、コントラストから特定可能である。また、粒子の円相当径は、ＴＥＭ観察における観察画像を画像解析することによって求めることができる。なお、本実施形態では、特定する円相当径が０．１０μｍ以下の粒子の、円相当径の下限は特に限定されないが、たとえば、０．０１μｍである。すなわち、本実施形態では、円相当径が０．０１～０．１０μｍの粒子を特定する。

【0056】

特定した粒子に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による点分析を行う。ＥＤＳの点分析により、各粒子中に含まれる元素の含有量を求める。ＥＤＳの点分析では、加速電圧を２００ｋＶとし、対象元素をＭｇ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｏ、及び、Ｎｂとして定量する。円相当径が０．１０μｍ以下の各粒子に対するＥＤＳ分析結果に基づいて、質量％で、Ｍｇ含有量が１０％以上、及び、Ｍｎ含有量が３０％以上である粒子を「微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子」と特定する。

【0057】

１０視野で特定された微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の総個数を求める。微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の総個数と、１０視野の総面積とに基づいて、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤ（個／ｍｍ²）を求める。本実施形態では、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤ（個／ｍｍ²）を求める際、単位を１０⁵個／ｍｍ²として、個数密度を指数表記により得られる仮数部の数値の小数第三位を四捨五入する。

【0058】

ここで、上述の化学組成を有する鋼材に対するＥＤＳの点分析において、硫黄（Ｓ）含有量の正確な定量は、現在の技術では困難である場合が多い。そこで本実施形態では、円相当径が０．１０μｍ以下の粒子のうち、Ｍｇ含有量が１０質量％以上であり、Ｍｎ含有量が３０質量％以上である粒子を、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子と特定する。すなわち、本実施形態による微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子とは、硫化物以外の化合物（酸化物等）も含み得る。しかしながら、上述の化学組成を有する継目無鋼管では、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子において、（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物以外の化合物が、無視できるほど少ない。すなわち、本実施形態において、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤ（個／ｍｍ²）とは、実質的に、円相当径が０．１０μｍ以下の（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物の個数密度（個／ｍｍ²）に相当する。

【0059】

［低温靭性］
本実施形態による継目無鋼管は、上述の化学組成を有し、ＦｎＡが７．０以下である。その結果、本実施形態による継目無鋼管は、降伏強度が４５０ＭＰａ以上を有し、かつ、優れた低温靭性を有する。ここで、優れた低温靭性とは、次のように定義される。

【0060】

本実施形態による継目無鋼管に対して、ＩＳＯ １２１３５（２０２１）に準拠した方法でＣＴＯＤ試験を実施して、－２０℃におけるＣＴＯＤ値を求める。具体的に、本実施形態による継目無鋼管から、ＩＳＯ １５６５３（２０１８）に準拠した方法で、３点曲げＣＴＯＤ試験片を作製する。本実施形態において、ＣＴＯＤ試験片は、片側ノッチ付き曲げ（ＳＥＮＢ：Ｓｉｎｇｌｅ Ｅｄｇｅ Ｎｏｔｃｈｅｄ Ｂｅｎｄ）試験片を用いる。なお、ＣＴＯＤ試験片は、厚さをＢとして、幅Ｗを２Ｂとし、長さＬを１０Ｂとする。ＣＴＯＤ試験片はさらに、厚さＢをなるべく大きくするように作製する。ＣＴＯＤ試験片のノッチは、幅を２ｍｍとし、先端形状を６０°とする。

【0061】

作製されたＣＴＯＤ試験片に対して、予き裂を導入するための疲労試験を実施する。本実施形態では、初期相対き裂長さａ₀／Ｗを０．５０とする。具体的に、常温（２５℃）にて疲労試験を実施し、ノッチの先端に長さ２ｍｍの疲労予き裂を導入して、初期き裂長さａ₀をＢとする。疲労予き裂が導入されたＣＴＯＤ試験片に対して、ＩＳＯ １２１３５（２０２１）に準拠して、－２０℃にてＣＴＯＤ試験を実施する。ＣＴＯＤ試験によって得られた、荷重－開口量曲線における破断時の荷重と、クリップゲージ開口変位の塑性成分量とから、ＩＳＯ １２１３５（２０２１）に基づき、ＣＴＯＤ値（ｍｍ）を求める。なお、同様の試験を３回実施して、最小のＣＴＯＤ値（ｍｍ）を、継目無鋼管の－２０℃におけるＣＴＯＤ値（ｍｍ）と定義する。本実施形態では、以上の方法で求めた－２０℃におけるＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上であれば、優れた低温靭性を示すと判断する。

【0062】

［ミクロ組織］
好ましくは、本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、主として焼戻しベイナイトからなる。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は、焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト、又は、パーライトである。なお、本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織には、焼戻しベイナイト、フェライト、及び、パーライト以外に、析出物や介在物等を微小量含んでもよい。しかしながら、本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織において、析出物や介在物等の体積率は、焼戻しベイナイト、フェライト、及び、パーライトと比較して、無視できるほど小さい。

【0063】

なお、焼戻しベイナイトの体積率を観察により求める場合、以下の方法で求めることができる。まず、本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、管軸方向と管径方向とを含む面を観察面とする試験片を作製する。試験片の観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は、たとえば、０．０１ｍｍ²（倍率１０００倍）である。各視野において、コントラストから焼戻しベイナイトを特定する。特定した焼戻しベイナイトの面積率を求める。面積率を求める方法は特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、画像解析によって、焼戻しベイナイトの面積率を求めることができる。本実施形態では、全ての視野で求めた、焼戻しベイナイトの面積率の算術平均値を、焼戻しベイナイトの体積率と定義する。

【0064】

［継目無鋼管の形状］
本実施形態による継目無鋼管の形状は、継目無鋼管であれば特に限定されない。すなわち、外径、肉厚、及び、長さについては、特に限定されない。本実施形態による継目無鋼管がラインパイプ用継目無鋼管である場合、好ましい外径は５０～６００ｍｍである。また、本実施形態による継目無鋼管がラインパイプ用継目無鋼管である場合さらに、好ましい肉厚は５～６０ｍｍである。とりわけ、肉厚が２０ｍｍ以上の厚肉であっても、高強度を有し、低温靭性が優れる。

【0065】

［製造方法］
以下、本実施形態による継目無鋼管の製造方法を説明する。以下に説明する継目無鋼管の製造方法は、本実施形態による継目無鋼管を製造する方法の一例である。すなわち、本実施形態による継目無鋼管は、以下に説明する製造方法以外の他の製造方法によって、製造されてもよい。本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例は、溶鋼を鋳造して素材を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して素管を製造する熱間加工工程と、素管に対して焼入れを実施する焼入れ工程と、焼入れされた素管に対して焼戻しを実施する焼戻し工程とを備える。

【0066】

［製鋼工程］
製鋼工程では、まず、上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。溶鋼を製造する方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。すなわち、上述の化学組成を満たす溶鋼を製造できれば、製造方法は限定されない。次に、準備された溶鋼を鋳造して、素材を製造する。鋳造する方法は、特に限定されないが、たとえば、連続鋳造法である。連続鋳造法により素材を製造する場合、次の方法で実施するのが好ましい。

【0067】

連続鋳造法により素材を製造する場合、製造される素材は断面円形のビレット（丸ビレット）であるのが好ましい。好ましくは、鋳造された丸ビレットは、１４００℃から１０００℃までの平均冷却速度を１０．０～１３．０℃／分として、室温まで冷却される。本明細書において、１４００℃から１０００℃までにおけるビレットの平均冷却速度を「ビレット平均冷却速度」ともいう。なお、ビレット平均冷却速度は、ビレット表面の温度を非接触型温度計で測定することによって求めることができる。

【0068】

ビレット平均冷却速度が遅すぎれば、溶鋼中で（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物が粗大化する場合がある。その結果、製造された継目無鋼管において、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤが低下して、ＦｎＡが大きくなりすぎる場合がある。一方、ビレット平均冷却速度が速すぎれば、（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物の晶出量及び／又は析出量が減少する場合がある。その結果、製造された継目無鋼管において、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤが低下して、ＦｎＡが大きくなりすぎる場合がある。したがって、本実施形態では、ビレット平均冷却速度を１０．０～１３．０℃／分とするのが好ましい。

【0069】

以上の方法により、溶鋼を鋳造して、素材を製造する。上述のとおり、素材は断面円形のビレット（丸ビレット）が好ましい。この場合、溶鋼を鋳造して、断面矩形状のビレットを製造してもよく、ブルームを製造してもよい。これらの場合、分塊圧延を実施して、断面矩形のビレット、又は、ブルームから、丸ビレットを製造するのが好ましい。

【0070】

［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して素管を製造する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。好ましくは、ビレットの加熱において、連続式の加熱炉に装入して加熱する。以下、連続式の加熱炉に装入して加熱する場合について説明する。この場合、加熱炉は、ロータリーハース型の加熱炉であってもよいし、ウォーキングビーム型の加熱炉であってもよい。

【0071】

連続式の加熱炉では、加熱炉の装入口から装入されたビレットは、加熱炉内を移動しながら加熱される。このとき、加熱炉は、装入口から抽出口に向かって順に、予熱帯、加熱帯、均熱帯に区分される。ここで、予熱帯は装入口を有する区間であり、３つの区間のうち最も炉内温度が低い。加熱帯は予熱帯と均熱帯との間に配置される区間である。均熱帯は加熱帯に続く区間であり、後端に抽出口を有する。

【0072】

本実施形態では、予熱帯における加熱条件を、つぎのとおりにするのが好ましい。
予熱帯の炉内温度Ｔ₁：１０５０～１２００℃
予熱帯の在炉時間ｔ₁：７０～２００分
さらに、予熱帯の炉内温度Ｔ₁（℃）と、在炉時間ｔ₁（分）とが、次の式（Ａ）を満たす。
（２７３．１５＋Ｔ₁）×（２０＋Ｌｏｇ（ｔ₁／６０））≧２８０００ （Ａ）

【0073】

本実施形態では、予熱帯における炉内温度Ｔ₁を１０５０～１２００℃とするのが好ましい。予熱帯の炉内温度Ｔ₁が高すぎれば、製造された継目無鋼管において、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤが低下する場合がある。この場合、継目無鋼管の低温靭性が十分に得られない。一方、予熱帯の炉内温度Ｔ₁が低すぎれば、素管の加熱が不足して、後述する熱間加工における設備負荷が増大する。したがって、本実施形態のその他の好ましい製造方法を満たすことを条件に、予熱帯における炉内温度Ｔ₁を１０５０～１２００℃とすることで、製造された継目無鋼管のＦｎＡを７．０以下にすることができる。

【0074】

本実施形態では、予熱帯における在炉時間ｔ₁を７０～２００分とするのが好ましい。予熱帯の在炉時間ｔ₁が短すぎれば、素管の中心部が十分に加熱されず、後述する熱間加工を安定して実施するのが困難になる場合がある。一方、予熱帯の在炉時間ｔ₁が長すぎれば、素管中の（Ｍｎ，Ｍｇ）硫化物が固溶しすぎる場合がある。この場合、製造された継目無鋼管中の微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤが低下して、継目無鋼管の低温靭性が十分に得られない。したがって、本実施形態のその他の好ましい製造方法を満たすことを条件に、予熱帯における在炉時間ｔ₁を７０～２００分とすることで、製造された継目無鋼管のＦｎＡを７．０以下にすることができる。

【0075】

本実施形態では、予熱帯における炉内温度Ｔ₁（℃）と、在炉時間ｔ₁（分）とが、次の式（Ａ）を満たすのが好ましい。
（２７３．１５＋Ｔ₁）×（２０＋Ｌｏｇ（ｔ₁／６０））≧２８０００ （Ａ）

【0076】

ＬＭＰ₁＝（２７３．１５＋Ｔ₁）×（２０＋Ｌｏｇ（ｔ₁／６０））と定義する。ＬＭＰ₁は、予熱帯におけるＬａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌｅｒパラメータである。ＬＭＰ₁が低すぎれば、製造された継目無鋼管において、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤが低下する場合がある。この場合、継目無鋼管の低温靭性が十分に得られない。したがって、本実施形態のその他の好ましい製造方法を満たすことを条件に、ＬＭＰ₁を２８０００以上にすることで、製造された継目無鋼管のＦｎＡを７．０以下にすることができる。なお、ＬＭＰ₁の上限は特に限定されない。ＬＭＰ₁の上限は、たとえば、３０２３３であってもよく、３００００であってもよい。

【0077】

なお、連続式の加熱炉を用いる場合に、予熱帯における加熱条件を調整することによって、製造された継目無鋼管のＦｎＡを調整できる詳細な理由は明らかになっていない。しかしながら、少なくとも、上述の化学組成を有する素管について、予熱帯における加熱条件が本実施形態の範囲を満たせば、その他の製造方法が本実施形態の好ましい範囲を満たすことを条件に、ＦｎＡが７．０以下になることは、後述する実施例によって証明されている。

【0078】

本実施形態ではさらに、加熱帯及び均熱帯における加熱条件を、次のとおりにするのが好ましい。
加熱帯の炉内温度：１２００～１３２０℃
加熱帯の在炉時間：４０～１００分
均熱帯の炉内温度：１２００～１３２０℃
均熱帯の在炉時間：３０～７０分

【0079】

本実施形態では、加熱帯及び均熱帯における炉内温度を１２００～１３２０℃とするのが好ましい。加熱帯及び均熱帯の炉内温度が高すぎれば、製造された継目無鋼管において、結晶粒径が大きくなりすぎ、製造された継目無鋼管の靭性が低下する場合がある。一方、加熱帯及び均熱帯の炉内温度が低すぎれば、素管の加熱が不足して、後述する熱間加工における設備負荷が増大する。

【0080】

本実施形態では、加熱帯の在炉時間を４０～１００分とするのが好ましい。本実施形態ではさらに、均熱帯の在炉時間を３０～７０分とするのが好ましい。これらの在炉時間が短すぎれば、素管の中心部が十分に加熱されず、後述する熱間加工を安定して実施するのが困難になる場合がある。一方、これらの在炉時間が長すぎても、加熱の効果が飽和する。

【0081】

以上のとおり、連続式の加熱炉を用いる場合、上述の条件で加熱を実施するのが好ましい。しかしながら、本実施形態による継目無鋼管は、連続式の加熱炉を用いずに製造することもできる。要するに、製造された継目無鋼管において、上述の化学組成を有し、ＦｎＡが７．０以下とすれば、本実施形態の継目無鋼管は４５０ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靭性とを有することができる。以下、加熱後の熱間加工について説明する。

【0082】

加熱炉から抽出されたビレット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。本実施形態において、熱間加工の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施して、素管を製造してもよい。この場合、穿孔機により丸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。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサー、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。また、他の熱間加工方法を実施して、ビレットから素管を製造してもよい。エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。

【0083】

熱間加工により製造された素管は空冷されてもよい（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された素管は、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施してもよく、熱間加工後に補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。以下、焼入れ工程について詳述する。

【0084】

［焼入れ工程］
焼入れ工程では、準備された素管に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ₃点以上の素管を急冷することを意味する。好ましい焼入れ温度は８００～１０００℃である。焼入れ温度が高すぎれば、旧γ粒の結晶粒が粗大になり、製造された継目無鋼管の低温靭性が低下する場合がある。したがって、焼入れ温度は８００～１０００℃であるのが好ましい。

【0085】

焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から素管を連続的に冷却し、素管の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。以下、焼戻し工程について詳述する。

【0086】

［焼戻し工程］
焼戻し工程では、上述の焼入れが実施された素管に対して、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の素管をＡ_c1点未満の温度で再加熱して、保持することを意味する。ここで、焼戻し温度とは、焼入れ後の素管を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。焼戻し時間とは、素管の温度が所定の焼戻し温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでの時間を意味する。

【0087】

焼戻し温度は、継目無鋼管の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する素管に対して、焼戻し温度を調整して、継目無鋼管の降伏強度を４５０ＭＰａ以上に調整する。本実施形態による焼戻し工程において、好ましい焼戻し温度は５００～７００℃である。また、本実施形態の焼戻し工程において、焼戻し時間は５～２４０分とするのが好ましい。

【0088】

以上の製造方法によって、本実施形態による継目無鋼管を製造することができる。しかしながら、上述のとおり、上記製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。以下、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。

【実施例0089】

表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。なお、表１中の「－」は、各元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。具体的に、試験番号２のＭｏ含有量及びＮｂ含有量は、小数第三位を四捨五入して０％であったことを意味する。また、試験番号４のＴｉ含有量は、小数第四位を四捨五入して０％であったことを意味する。試験番号５のＶ含有量は、小数第三位を四捨五入して０％であったことを意味する。また、各試験番号の元素含有量と、上述の式（１）から求めたＣＥを表１に示す。

【0090】

【表1】

【0091】

各試験番号の溶鋼を用いて、連続鋳造法によって丸ビレットを製造した。連続鋳造後、各試験番号の丸ビレットを、表２に記載のビレット平均冷却速度（℃／分）で１４００℃から１０００℃まで冷却し、さらに室温まで冷却した。冷却後の各試験番号の丸ビレットを連続式の加熱炉を用いて加熱して、熱間加工を実施した。連続式の加熱炉は、予熱帯、加熱帯、及び、均熱帯を有していた。各試験番号の丸ビレットの加熱において、予熱帯の炉内温度Ｔ₁（℃）、在炉時間ｔ₁（分）、及び、Ｔ₁とｔ₁と式（Ａ）とから求めたＬＭＰ₁を表２に示す。さらに、加熱帯の炉内温度（℃）、在炉時間（分）、均熱帯の炉内温度（℃）、及び、在炉時間（分）を表２に示す。

【0092】

【表2】

【0093】

得られた各試験番号の素管に対して、焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的には、各試験番号の素管に対して、８５０～１０００℃で５～９０分間保持した後、水冷する焼入れを実施した。焼入れされた各試験番号の素管に対してさらに、５００～７００℃で５～２４０分間保持する焼戻しを実施した。以上の製造工程により、各試験番号の継目無鋼管を得た。各試験番号の継目無鋼管について、外径（ｍｍ）及び肉厚（ｍｍ）を表２に示す。

【0094】

［評価試験］
上記の焼戻し後の各試験番号の継目無鋼管に対して、以下に説明する引張試験、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子個数密度測定試験、及び、低温靭性評価試験を実施した。

【0095】

［引張試験］
各試験番号の継目無鋼管に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した方法で、引張試験を実施した。具体的に、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される４号試験片を引張試験片として作製した。引張試験片の長手方向は鋼管の管軸方向であった。作製した引張試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中でＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度（ＭＰａ）と定義した。同様の引張試験で得られた一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）と定義した。各試験番号の継目無鋼管について、得られた降伏強度（ＭＰａ）を「ＹＳ（ＭＰａ）」として、引張強度を「ＴＳ（ＭＰａ）」として表２に示す。

【0096】

［微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子個数密度測定試験］
各試験番号の継目無鋼管に対して、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子個数密度測定試験を実施して、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤ（個／ｍｍ²）を求めた。具体的に、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、組織観察用の試験片を作製した。作製した各試験番号の試験片を用いて、上述の方法でレプリカ膜を作製した。作製したレプリカ膜に対して上述の方法でＴＥＭ観察を行い、円相当径が０．１０μｍ以下の粒子を特定した。特定した各粒子に対してＥＤＳの点分析を実施して、Ｍｇ含有量が１０質量％以上、及び、Ｍｎ含有量が３０質量％以上の粒子を特定した。特定した微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の総個数と、観察視野の総面積とに基づき、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤ（個／ｍｍ²）を求めた。さらに、微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤ（個／ｍｍ²）と、上記ＣＥとを用いて、ＦｎＡを求めた。得られた各試験番号の微細（Ｍｎ，Ｍｇ）含有粒子の個数密度ＮＤ（個／ｍｍ²）を表２に示す。得られた各試験番号のＦｎＡを表２に示す。

【0097】

［低温靭性評価試験］
各試験番号の継目無鋼管に対して、低温靭性評価試験を実施した。具体的に、各試験番号の継目無鋼管から、上述の方法で３点曲げＣＴＯＤ試験片を作製した。なお、各試験番号のＣＴＯＤ試験片の厚さＢ（ｍｍ）は、表２に記載のとおりであった。各試験番号のＣＴＯＤ試験片に対して、上述の方法でＣＴＯＤ試験を実施して、－２０℃のＣＴＯＤ値（ｍｍ）を求めた。得られた各試験番号の－２０℃のＣＴＯＤ値（ｍｍ）を、表２の「ＣＴＯＤ値（－２０℃）（ｍｍ）」欄に示す。

【0098】

［試験結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１～１２の継目無鋼管の化学組成は適切であった。さらに、製造方法も上述の好ましい条件を満たしていた。その結果、これらの継目無鋼管は、降伏強度が４５０ＭＰａ以上であり、ＦｎＡが７．０以下となった。その結果、これらの継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上となり、優れた低温靭性を示した。なお、これらの継目無鋼管はいずれも、主として焼戻しベイナイトからなるミクロ組織を有していた。

【0099】

一方、試験番号１３の継目無鋼管は、ビレット平均冷却速度が遅すぎた。その結果、ＦｎＡが７．０を超えた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0100】

試験番号１４の継目無鋼管は、ビレット平均冷却速度が速すぎた。その結果、ＦｎＡが７．０を超えた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0101】

試験番号１５の継目無鋼管は、予熱帯の炉内温度が低すぎた。さらに予熱帯のＬＭＰ₁が低すぎた。その結果、ＦｎＡが７．０を超えた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0102】

試験番号１６の継目無鋼管は、予熱帯の炉内温度が高すぎた。その結果、ＦｎＡが７．０を超えた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0103】

試験番号１７の継目無鋼管は、予熱帯の在炉時間が短すぎた。その結果、ＦｎＡが７．０を超えた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0104】

試験番号１８の継目無鋼管は、予熱帯のＬＭＰ₁が低すぎた。その結果、ＦｎＡが７．０を超えた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0105】

試験番号１９の継目無鋼管は、Ｍｇ含有量が低すぎた。その結果、ＦｎＡが７．０を超えた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0106】

試験番号２０の継目無鋼管は、Ｓ含有量が低すぎた。その結果、ＦｎＡが７．０を超えた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0107】

試験番号２１の継目無鋼管は、Ｓ含有量が高すぎた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0108】

試験番号２２の継目無鋼管は、Ａｌ含有量が低すぎた。その結果、ＦｎＡが７．０を超えた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0109】

試験番号２３の継目無鋼管は、Ｃａ含有量が高すぎた。その結果、ＦｎＡが７．０を超えた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0110】

試験番号２４の継目無鋼管は、Ｂ含有量が高すぎた。その結果、この継目無鋼管は、低温靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

【0111】

以上、本開示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開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示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。

【図1】