JP6892008B2 - 鋼管、及び、鋼管の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼管、及び、鋼管の製造方法に関し、さらに詳しくは、サワー環境での使用に適した鋼管、及び、鋼管の製造方法に関する。

油井及びガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０〜９５ｋｓｉ未満、つまり、５５２〜６５５ＭＰａ未満）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５〜１１０ｋｓｉ未満、つまり、６５５〜７５８ＭＰａ未満）の油井用鋼管が広く利用されており、最近ではさらに、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が１１０〜１２５ｋｓｉ未満、つまり、７５８〜８６２ＭＰａ未満）、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が１２５〜１４０ｋｓｉ、つまり８６２〜９６５ＭＰａ）の油井用鋼管が求められ始めている。なお、本明細書において、単に「降伏強度」という場合、鋼管の軸方向の引張降伏強度を意味する。

深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素を含み、酸性化した環境を意味する。なお、サワー環境では、二酸化炭素を含む場合もある。このようなサワー環境で使用される油井用鋼管は、高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。

油井用鋼管に代表される鋼管の耐ＳＳＣ性を高める技術が、特開昭６２−２５３７２０号公報（特許文献１）、特開昭５９−２３２２２０号公報（特許文献２）、特開平６−３２２４７８号公報（特許文献３）、特開平８−３１１５５１号公報（特許文献４）、特開２０００−２５６７８３号公報（特許文献５）、特開２０００−２９７３４４号公報（特許文献６）、特開２００５−３５０７５４号公報（特許文献７）、特表２０１２−５１９２３８号公報（特許文献８）及び特開２０１２−２６０３０号公報（特許文献９）に開示されている。

特許文献１は、Ｍｎ、Ｐ等の不純物を低減して、油井用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献２は、焼入れを２回実施して結晶粒を微細化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。

特許文献３は、誘導加熱熱処理により鋼組織を微細化して、１２５ｋｓｉ級の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献４は、直接焼入れ法を利用して鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼戻し温度を高めることにより、１１０〜１４０ｋｓｉ級の鋼管の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。

特許文献５及び特許文献６は、炭化物の形態を制御して１１０〜１４０ｋｓｉ級の低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献７は、転位密度と水素拡散係数とを所望の値に制御して、１２５ｋｓｉ級以上の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。

特許文献８は、０．３〜０．５％のＣを含有する低合金鋼に対して、複数回の焼入れを実施することにより、１２５ｋｓｉ級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献９は、２段熱処理の焼戻し工程を採用して、炭化物の形態や個数を制御する方法を提案する。より具体的には、特許文献９では、大型のＭ₃Ｃ及びＭ₂Ｃの個数密度を抑制して、１２５ｋｓｉ級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める。

特開昭６２−２５３７２０号公報 特開昭５９−２３２２２０号公報 特開平６−３２２４７８号公報 特開平８−３１１５５１号公報 特開２０００−２５６７８３号公報 特開２０００−２９７３４４号公報 特開２００５−３５０７５４号公報 特表２０１２−５１９２３８号公報 特開２０１２−２６０３０号公報

しかしながら、上記特許文献１〜９に開示された技術を適用しても、降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ（１２５〜１４０ｋｓｉ、１２５ｋｓｉ級）の鋼管（たとえば油井用鋼管）の場合、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られない場合がある。

本開示の目的は、８６２〜９６５ＭＰａ（１２５〜１４０ｋｓｉ、１２５ｋｓｉ級）の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼管、及び、その鋼管の製造方法を提供することである。

本開示による鋼管は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜３．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｖ：０〜０．３００％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜１．００％、Ｗ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。本開示による鋼管は、固溶Ｃを０．０１０〜０．０５０質量％含有する。本開示による鋼管は、鋼管の軸方向の引張降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａであり、鋼管の軸方向の降伏比が９０％以上である。本開示による鋼管は、鋼管の周方向の引張降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａであり、鋼管の周方向の引張降伏強度が、鋼管の周方向の圧縮降伏強度よりも３０〜８０ＭＰａ高い。

本開示による鋼管の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程と、温間矯正工程と、素管温度調整工程と、急冷工程とを備える。準備工程では、上記化学組成を有する素管を準備する。焼入れ工程では、準備工程後、８００〜１０００℃の素管を、３００℃／分以上の冷却速度で冷却する。焼戻し工程では、焼入れ工程後の素管を、６７０℃〜Ａ_c1点の焼戻し温度で１０〜１８０分保持する。温間矯正工程では、焼戻し工程後の素管に対して、６００℃〜焼戻し温度で温間矯正を実施する。素管温度調整工程では、温間矯正完了から１０〜１２０秒の間、素管の温度を、温間矯正完了時の素管の温度〜５００℃の範囲内に維持する。急冷工程では、素管温度調整工程後の素管を、素管の温度が５００〜２００℃の範囲において、５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却する。

本開示による鋼管は、８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する。本開示による鋼管の製造方法は、上述の鋼管を製造することができる。

図１は、固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。 図２Ａは、焼入れ焼戻し後に温間矯正を実施しなかった場合における、鋼管の周方向の引張応力−歪み曲線と圧縮応力−歪み曲線とを示す図である。 図２Ｂは、焼入れ焼戻し後に温間矯正を実施した場合における、鋼管の周方向の引張応力−歪み曲線と圧縮応力−歪み曲線とを示す図である。 図２Ｃは、焼入れ焼戻し後に温間矯正を実施した後、鋼管の周方向の引張降伏強度と鋼管の周方向の圧縮降伏強度との差を低減した場合における、鋼管の周方向の引張応力−歪み曲線と圧縮応力−歪み曲線とを示す図である。 図３Ａは、実施例のＤＣＢ試験で用いるＤＣＢ試験片の側面図及び断面図である。 図３Ｂは、実施例のＤＣＢ試験で用いるクサビの斜視図である。

本発明者らは、サワー環境での使用が想定された鋼管において、８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）の降伏強度と、耐ＳＳＣ性とを両立させる方法について調査検討し、次の知見を得た。

鋼管中の転位密度を高めれば、鋼管の降伏強度（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が高まる。しかしながら、転位は水素を吸蔵する可能性がある。そのため、鋼管の転位密度が増加すれば、鋼管が吸蔵する水素量も増加する可能性がある。転位密度を高めた結果、鋼管中の水素濃度が高まれば、高強度は得られても、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、１２５ｋｓｉ級の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立するためには、転位密度を利用した高強度化は、一見すると好ましくないように思える。

しかしながら、本発明者らは、鋼管中の固溶Ｃ量を調整することにより、転位密度を利用して降伏強度を１２５ｋｓｉ級に高めつつ、さらに、優れた耐ＳＳＣ性も得られることを見出した。この理由については定かではないが、本発明者らは次のとおりに考えている。

転位には、可動転位と不動転位とが存在するが、鋼管中の固溶Ｃは、可動転位を固定して不動転位にすると考えられる。可動転位が固溶Ｃによって不動化されれば、転位の消滅を抑制し、転位密度の低下を抑制することができる。この場合、鋼管の降伏強度を維持することができる。

さらに、固溶Ｃにより形成された不動転位は、可動転位よりも鋼管中に吸蔵される水素量を低減すると考えられる。したがって、固溶Ｃにより形成された不動転位密度を高めることにより、鋼管中に吸蔵される水素量が低減されると考えられる。その結果、鋼管の耐ＳＳＣ性を高めることができる。この機構により、固溶Ｃにより不動転位が形成された鋼管は、１２５ｋｓｉ級の降伏強度を有していても、優れた耐ＳＳＣ性が得られると考えられる。

以上のとおり、本発明者らは、鋼管中の固溶Ｃ量を適切に調整すれば、転位密度を利用して、１２５ｋｓｉ級の降伏強度を維持しつつ、鋼管の耐ＳＳＣ性を高めることができると考えた。そこで、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜３．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｖ：０〜０．３００％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜１．００％、Ｗ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼管を用いて、固溶Ｃ量と、降伏強度と、耐ＳＳＣ性との関係を調査した。

［固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係］
図１は、固溶Ｃ量と、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。図１は次の方法で得られた。後述する実施例のうち固溶Ｃ量以外の条件が本実施形態の範囲を満たす鋼管について、得られた固溶Ｃ量（質量％）と、後述する引張型定荷重試験の評価結果と、後述するＤＣＢ試験によって得られた破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）とを用いて、図１を作成した。

図１に示す鋼管の降伏強度は、いずれも８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）の範囲内であった。降伏強度の調整は、焼戻し温度を調整することにより行った。また、耐ＳＳＣ性について、ＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ_1SSCが３０．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、ＤＣＢ試験の結果が良好であると判断した。なお、図１中の「○」は引張型定荷重試験の結果が良好であった鋼管を示す。一方、図１中の「●」は引張型定荷重試験の結果が良好でなかった鋼管を示す。

図１を参照して、降伏強度を１２５ｋｓｉ級に調整した場合において、固溶Ｃ量が０．０１０質量％以上であれば、破壊靭性値Ｋ_1SSCが３０．０ＭＰａ√ｍ以上となり、さらに、引張型定荷重試験の結果も良好であった。すなわち、固溶Ｃ量が０．０１０質量％以上であれば、鋼管は優れた耐ＳＳＣ性を示した。

図１を参照してさらに、本実施形態の化学組成、及び、機械的特性（降伏強度（１２５ｋｓｉ級）、及び、後述する周方向の降伏強度）の範囲においては、固溶Ｃ量が０．０５０質量％以下であれば、優れた耐ＳＳＣ性を示す鋼管を得ることができる。したがって、本実施形態による鋼管において、固溶Ｃ量は０．０１０〜０．０５０質量％とする。

［焼戻し後の矯正について］
ところで、サワー環境での使用が想定された鋼管を製造する場合、焼入れ及び焼戻しが実施される。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ₃点以上の温度に加熱した鋼管（又は素管）を急冷することを意味する。なお、急冷とは、たとえば、油冷及び水冷である。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の鋼管（又は素管）をＡ_c1点未満の温度に再加熱して、保持することを意味する。

ここで、鋼管の最終製品は、鋼管の軸方向の真直度、及び／又は、鋼管の断面形状の真円度を求められる場合がある。そのため、焼入れ時に鋼管が曲がった場合、及び／又は、鋼管の断面形状がくずれた（たとえば、楕円等）場合、焼戻し後の鋼管に矯正加工が実施される。ここで、矯正加工が実施される矯正機の型式は、特に限定されず、周知の矯正機を用いればよい。矯正機はたとえば、傾斜ロール式矯正機（たとえば、ロータリーストレートナー等）であってもよく、ロータリーハウジング式矯正機であってもよい。なお、サワー環境で用いられる鋼管を矯正する場合、鋼管は温間（たとえば、４００℃〜７００℃）で矯正される。冷間（たとえば、常温）で矯正された鋼管は、転位密度が過度に高まり、鋼管の耐ＳＳＣ性が極端に低下するためである。

このような温間における矯正加工（以下、単に「温間矯正」ともいう）が実施された鋼管の耐ＳＳＣ性を安定して高めるため、本発明者らは、焼入れ焼戻し後に温間矯正を実施した鋼管と、焼入れ焼戻し後に温間矯正を実施しなかった鋼管とで、耐ＳＳＣ性に違いがあるか否かについて検証した。その結果、温間矯正を実施した鋼管は、耐ＳＳＣ性が低下する場合があることを知見した。

具体的に、本発明者らは、焼入れ焼戻し後に温間矯正を実施した鋼管、及び、焼入れ焼戻し後に温間矯正を実施しなかった鋼管に対して、２種類の耐ＳＳＣ性試験（ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験、及び、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した引張型定荷重試験）を実施した。その結果、表１に示すとおり、ＤＣＢ試験では、温間矯正を実施した鋼管と、温間矯正を実施しなかった鋼管とは、いずれも優れた耐ＳＳＣ性を示した（表１中で「Ｅ」：Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔで表記）。一方、引張型定荷重試験では、温間矯正を実施しなかった鋼管は優れた耐ＳＳＣ性を示した（表１中で「Ｅ」）が、温間矯正を実施した鋼管は、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった（表１中で「ＮＡ」：Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅで表記）。

そこで本発明者らは、温間矯正と耐ＳＳＣ性との関係についてさらに検討した。その結果、次の知見を得た。

上述のとおり、温間矯正は冷間矯正と比較して、鋼管に導入される転位が少ない。しかしながら、温間矯正であっても、矯正が実施された鋼管には、矯正が実施されない鋼管と比較して、ある程度転位が導入される。すなわち、焼入れ焼戻し後に温間矯正が実施された鋼管は、焼入れ焼戻し後に温間矯正が実施されなかった鋼管と比較して、転位密度が高い可能性がある。上述のとおり、転位は水素を吸蔵する可能性がある。そのため、鋼管の転位密度が高まれば、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する可能性がある。すなわち、焼入れ焼戻し後に実施された温間矯正によって、鋼管の転位密度が高まれば、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する可能性がある。

しかしながら、温間矯正によって単に転位密度が高まったために鋼管の耐ＳＳＣ性が低下したのであれば、温間矯正を実施した鋼管は、引張型定荷重試験だけでなく、ＤＣＢ試験においても優れた耐ＳＳＣ性を示さないように思われる。すなわち、焼入れ焼戻し後に温間矯正を実施した鋼管が、ＤＣＢ試験で優れた耐ＳＳＣ性を示す一方、引張型定荷重試験で優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった理由は、温間矯正によって鋼管の転位密度が高まったためだけではないと考えられる。

ここで、耐ＳＳＣ性試験は、試験片に応力を負荷した状態で実施する。耐ＳＳＣ性試験のうち引張型定荷重試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して実施する。具体的に、引張型定荷重試験は、鋼管から採取した試験片に対して、鋼管の軸方向に引張応力を負荷した状態で実施する。一方、ＤＣＢ試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠して実施する。具体的に、ＤＣＢ試験は、鋼管から採取した試験片に打ち込んだクサビにより、鋼管の軸方向と垂直で、かつ、鋼管の径方向と垂直な方向に応力を負荷した状態で実施する。すなわち、引張型定荷重試験とＤＣＢ試験とは、試験片に負荷する応力の向きが異なる。

このことから、本発明者らは、焼入れ焼戻し後に温間矯正を実施した鋼管について、ＤＣＢ試験の結果は優れた耐ＳＳＣ性を示す一方、引張型定荷重試験では優れた耐ＳＳＣ性を示さない理由について、焼入れ焼戻し後の温間矯正によって、鋼管の機械的特性に異方性が生じたためではないかと考えた。そこで本発明者らは、焼入れ焼戻し後の鋼管の、周方向の引張降伏強度と圧縮降伏強度とについて、詳細に検討した。

具体的に、本発明者らは、表２に示す化学組成を有する鋼に対して熱間圧延を実施し、外径３４０ｍｍ、肉厚１３ｍｍの素管（継目無鋼管）を製造した。

熱間圧延後の素管を放冷し、素管の温度を常温とした。続いて、素管に対して９００℃で３０分加熱した後急冷する、焼入れを行った。焼入れ後の素管に対してさらに、６８０℃で６０分保持する、焼戻しを行った。続いて、温間矯正、及び、温間矯正後の素管の温度条件を変えて、３つの条件で試験を実施した。試験番号１は、温間矯正を実施しなかった。試験番号２及び３については、温間矯正を実施した。なお、温間矯正における、温間矯正開始温度は６００℃であった。その後、各試験番号の素管について、冷却速度２０℃／秒で冷却した。なお、試験番号２及び３について、温間矯正が完了した後、冷却を開始するまでの時間（矯正後冷却前経過時間）は、表３に示すとおりであった。

冷却後、後述する試験方法に基づいて、各試験番号の鋼管に対して、軸方向の引張試験を実施した。各試験番号の鋼管の、軸方向の引張降伏強度（ＹＳ（ＭＰａ））、軸方向の引張強度（ＴＳ（ＭＰａ））、及び、軸方向の降伏比（ＹＲ（％））を表３に示す。ここで、本明細書において、軸方向の引張降伏強度は、軸方向の引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。

さらに、後述する試験方法に基づいて、各試験番号の鋼管に対して、周方向の引張試験、及び、周方向の圧縮試験を実施した。各試験番号の鋼管の、周方向の降伏強度（周方向引張ＹＳ（ＭＰａ））、周方向の圧縮降伏強度（周方向圧縮ＹＳ（ＭＰａ））、及び、周方向の引張降伏強度と周方向の圧縮降伏強度との差（引張ＹＳ−圧縮ＹＳ（ＭＰａ））を表３に示す。

ここで、本明細書における「鋼管の周方向」とは、鋼管の任意の点において、鋼管の軸方向に垂直で、かつ、鋼管の径方向に垂直な方向を意味する。すなわち、本明細書において、鋼管の周方向の引張降伏強度は、鋼管の任意の点において、鋼管の軸方向に垂直で、かつ、鋼管の径方向に垂直な方向への引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。本明細書において、鋼管の周方向の圧縮降伏強度は、鋼管の任意の点において、鋼管の軸方向に垂直で、かつ、鋼管の径方向に垂直な方向への圧縮試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。

なお、上記「任意の点」とは、鋼管の肉厚方向の位置は、特に限定されないが、好ましくは肉厚中央部である。しかしながら、肉厚中央部から後述する試験片を採取できない場合、「任意の点」は、鋼管の内表面近傍であってもよい。

ここで、試験番号１の鋼管の周方向の引張応力−歪み曲線と圧縮応力−歪み曲線とを、図２Ａに示す。同様に、試験番号２の鋼管の周方向の引張応力−歪み曲線と圧縮応力−歪み曲線とを、図２Ｂに示す。同様に、試験番号３の鋼管の周方向の引張応力−歪み曲線と圧縮応力−歪み曲線とを、図２Ｃに示す。

さらに、後述する試験方法及び計算方法に基づいて、固溶Ｃ量（質量％）を算出した。なお、固溶Ｃ量は、後述する試験方法に記載のとおり、鋼管のＣ含有量と炭化物として析出したＣの量（以下、析出Ｃ量ともいう）との差から算出した。析出Ｃ量は、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂの残渣量と、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏの濃度とから算出した。算出した固溶Ｃ量（質量％）を表３に示す。

さらに、各試験番号の鋼管について、後述する引張型定荷重試験の評価結果と、後述するＤＣＢ試験によって得られた破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）とを表３に示す。

図２Ａを参照して、試験番号１の鋼管では、鋼管の周方向の引張応力−歪み曲線と圧縮応力−歪み曲線とが、ほとんど重なっていた。すなわち、試験番号１の鋼管では、鋼管の周方向の降伏強度の異方性がほとんど確認されなかった。表３を参照して、試験番号１の鋼管ではさらに、鋼管の周方向の引張降伏強度と周方向の圧縮降伏強度との差が、５ＭＰａであった。その結果、表３を参照して、試験番号１の鋼管は、引張型定荷重試験及びＤＣＢ試験の両方において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

一方、図２Ｂを参照して、試験番号２の鋼管では、鋼管の周方向の引張応力−歪み曲線と圧縮応力−歪み曲線との差が大きくなった。すなわち、試験番号２の鋼管では、鋼管の周方向の降伏強度の異方性が確認された。表３を参照して、試験番号２の鋼管ではさらに、鋼管の周方向の引張降伏強度と周方向の圧縮降伏強度との差が、８０ＭＰａを超えていた。その結果、表３を参照して、試験番号２の鋼管は、ＤＣＢ試験において優れた耐ＳＳＣ性を示した一方、引張型定荷重試験において優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

さらに、図２Ｃを参照して、試験番号３の鋼管では、鋼管の周方向の引張応力−歪み曲線と圧縮応力−歪み曲線との差が小さくなった。すなわち、試験番号３の鋼管では、試験番号２の鋼管と比較して、鋼管の周方向の降伏強度の異方性が低減された。表３を参照して、試験番号３の鋼管ではさらに、鋼管の周方向の引張降伏強度と周方向の圧縮降伏強度との差が、８０ＭＰａ以下であった。その結果、表３を参照して、試験番号３の鋼管は、引張型定荷重試験及びＤＣＢ試験の両方において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

すなわち、焼入れ焼戻し後に温間矯正が実施された鋼管の引張型定荷重試験の結果を高めるためには、鋼管の周方向の降伏強度の異方性を低減すればよい。具体的に、本実施形態による鋼管の、周方向の引張降伏強度と、周方向の圧縮降伏強度との差が８０ＭＰａ以下であれば、焼入れ焼戻し後に温間矯正を実施した場合であっても、ＤＣＢ試験だけでなく、引張型定荷重試験においても、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。したがって、本実施形態による鋼管の、周方向の引張降伏強度と周方向の圧縮降伏強度との差は、８０ＭＰａ以下である。

なお、本実施形態による鋼管のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体の組織である。焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体とは、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上であることを意味する。鋼管のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体であれば、本実施形態による鋼管において、降伏強度（上述のとおり、軸方向の引張降伏強度を意味する）は８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）、降伏比（引張強度（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）に対する降伏強度の比、すなわち、降伏比（ＹＲ）＝降伏強度（ＹＳ）／引張強度（ＴＳ））は９０％以上となる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼管は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜３．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｖ：０〜０．３００％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜１．００％、Ｗ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。本実施形態による鋼管は、固溶Ｃを０．０１０〜０．０５０質量％含有する。本実施形態による鋼管は、鋼管の軸方向の引張降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａであり、鋼管の軸方向の降伏比が９０％以上である。本実施形態による鋼管は、鋼管の周方向の引張降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａであり、鋼管の周方向の引張降伏強度が鋼管の周方向の圧縮降伏強度よりも３０〜８０ＭＰａ高い。

上記化学組成は、Ｖ：０．０１０〜０．３００％、及び、Ｎｂ：０．００２〜０．１００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、及び、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｃｏ：０．０２〜１．００％、及び、Ｗ：０．０２〜１．００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｎｉ：０．０２〜０．５０％、及び、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

上記鋼管は、油井用鋼管であってもよい。

本明細書において、油井用鋼管はラインパイプ用鋼管であってもよく、油井管であってもよい。油井用鋼管の形状は限定されず、たとえば、継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。油井管は、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。

上記鋼管は、継目無鋼管であってもよい。

本実施形態による鋼管が継目無鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する。

上記優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的には、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験と、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した引張型定荷重試験とによって評価できる。

ＤＣＢ試験では、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を、試験溶液とする。鋼管から採取した試験片に対して、鋼管から採取したクサビを打ち込み、試験片をクサビごと試験容器に封入する。

試験片を封入した試験容器に、気相部を残して試験溶液を注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ₂Ｓと０．９ａｔｍのＣＯ₂との混合ガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とする。試験片が浸漬された試験浴を２４℃で１７日間（４０８時間）撹拌しながら保持した後、取り出した試験片から破壊靭性値Ｋ_1SSCを求める。

引張型定荷重試験では、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を、試験溶液とする。鋼管から採取した試験片に対して、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の９０％に相当する応力（７７６ＭＰａ）を負荷する。

応力を負荷した試験片が浸漬するように、試験容器に試験溶液を注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ₂Ｓと０．９ａｔｍのＣＯ₂との混合ガスを吹き込み、試験浴に飽和させる。試験片が浸漬された試験浴を２４℃で７２０時間保持する。

本実施形態による鋼管は、上記ＤＣＢ試験で求めた破壊靭性値Ｋ_1SSCが３０．０ＭＰａ√ｍ以上であり、さらに、上記引張型定荷重試験の条件で、割れが確認されない。

また、上記固溶Ｃ量は、鋼管中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼管の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼管中の炭化物中のＣ量は、鋼管に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜を透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：以下、「ＴＥＭ」ともいう。）観察することにより特定されたセメンタイトに対してエネルギー分散型Ｘ線分析法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：以下、「ＥＤＳ」ともいう。）による点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）〜式（５）により求める。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ） （１）
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ−＜Ｍｏ＞ｃ （２）
＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２ （３）
＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２ （４）
（固溶Ｃ量）＝＜Ｃ＞−（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ） （５）
なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。

本実施形態による鋼管の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程と、温間矯正工程と、素管温度調整工程と、急冷工程とを備える。準備工程では、上記化学組成を有する素管を準備する。焼入れ工程では、準備工程後、８００〜１０００℃の素管を、３００℃／分以上の冷却速度で冷却する。焼戻し工程では、焼入れ工程後の素管を、６７０℃〜Ａ_c1点の焼戻し温度で１０〜１８０分保持する。温間矯正工程では、焼戻し工程後の素管に対して、６００℃〜焼戻し温度で温間矯正を実施する。素管温度調整工程では、温間矯正完了から１０〜１２０秒の間、素管の温度を、温間矯正完了時の素管の温度〜５００℃の範囲内に維持する。急冷工程では、素管温度調整工程後の素管を、素管の温度が５００〜２００℃の範囲において、５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却する。

上記製造方法の準備工程は、上述の化学組成を有する素材を準備する素材準備工程と、素材を熱間加工して素管を製造する熱間加工工程とを含んでもよい。

以下、本実施形態による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。

［化学組成］
本実施形態による鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．２５〜０．５０％
炭素（Ｃ）は、鋼管の焼入れ性を高め、鋼管の強度を高める。そのため、Ｃ含有量が低すぎれば、８６２ＭＰａ以上の降伏強度が得られない場合がある。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻し時において、炭化物の球状化を促進し、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼管の強度が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼管の靭性が低下し、焼割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２５〜０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．５０％である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。

Ｍｎ：０．０５〜１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼管の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５〜１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。

Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して鋼管の耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、より好ましくは０．０１５％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０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．００１％である。

Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、粒界に偏析して鋼管の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ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、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。

Ａｌ：０．００５〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られず、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が生成して鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０６０％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。

Ｃｒ：０．３０〜１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼管の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼管の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼管の靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．３０〜１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．３５％であり、より好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．３０％である。

Ｍｏ：０．２５〜３．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼管の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を生成し、鋼管の焼戻し軟化抵抗を高める。その結果、Ｍｏは、高温焼戻しにより鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２５〜３．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、より好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．６５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．５０％であり、より好ましくは２．００％である。

Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％
チタン（Ｔｉ）は窒化物を形成し、ピンニング効果により、結晶粒を微細化する。その結果、鋼管の強度が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ窒化物が粗大化して鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０２０％である。

Ｎ：０．００１０〜０．０１００％
窒素（Ｎ）はＴｉと結合して微細窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。Ｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、Ｎは粗大な窒化物を形成して、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１０〜０．０１００％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは０．００４０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１５％である。

Ｏ：０．００３０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは粗大な酸化物を形成し、鋼管の耐食性を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００３０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ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、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。

本実施形態による鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、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。

［任意元素について］
上述の鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ及びＮｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。

Ｖ：０〜０．３００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＶはＣ又はＮと結合して炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼管のサブ組織を微細化し、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成する。微細な炭化物は鋼管の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼管の強度を高める。Ｖはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ₂Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼管の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．３００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２００％であり、より好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１２０％である。

Ｎｂ：０〜０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは炭窒化物等を形成する。炭窒化物等はピンニング効果により鋼管のサブ組織を微細化し、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ₂Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０７５％であり、より好ましくは０．０５０％である。

上記のＶとＮｂの含有量の合計は、０．３００％以下であることが好ましく、０．２００％以下であることがさらに好ましい。

上述の鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。

Ｂ：０〜０．００３０％
ホウ素（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは鋼に固溶して鋼管の焼入れ性を高め、鋼管の強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成して鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００３０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２５％である。

上述の鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、及び、Ｚｒからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。

Ｃａ：０〜０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼管中のＳを硫化物として無害化し、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼管中の酸化物が粗大化して、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。

Ｍｇ：０〜０．０１００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼管中のＳを硫化物として無害化し、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼管中の酸化物が粗大化して、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。

Ｚｒ：０〜０．０１００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼管中のＳを硫化物として無害化し、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼管中の酸化物が粗大化して、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０〜０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。

上記のＣａ、Ｍｇ、及び、Ｚｒからなる群から選択される２種以上を複合して含有する場合の含有量の合計は、０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがさらに好ましい。

上述の鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ及びＷからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、サワー環境において保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、これらの元素は鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。

Ｃｏ：０〜１．００％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏはサワー環境において保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、鋼管の焼入れ性が低下して、鋼管の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０〜１．００％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましくは０．７０％である。

Ｗ：０〜１．００％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗはサワー環境において保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、鋼管の耐ＳＳＣ性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、鋼管中に粗大な炭化物が生成して、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜１．００％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましくは０．７０％である。

上述の鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼管の焼入れ性を高める。

Ｎｉ：０〜０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼管の焼入れ性を高め、鋼管の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部的な腐食を促進させ、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。

Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼管の焼入れ性を高め、鋼管の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼管の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。

［固溶Ｃ量］
本実施形態による鋼管は、固溶Ｃを０．０１０〜０．０５０質量％含有する。固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であれば、鋼管中の転位の固定が十分でなく、優れた耐ＳＳＣ性を示す鋼管が得られない。なお、本実施形態の化学組成、及び、機械的特性（降伏強度（１２５ｋｓｉ級）、及び、後述する周方向の降伏強度）の範囲においては、固溶Ｃ量が０．０５０質量％以下であれば、優れた耐ＳＳＣ性を示す鋼管を得ることができる。したがって、固溶Ｃ量は０．０１０〜０．０５０質量％である。固溶Ｃ量の好ましい下限は０．０１５質量％であり、より好ましくは０．０２０質量％である。

［固溶Ｃ量の算出方法］
固溶Ｃ量は、鋼管中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼管の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼管中の炭化物中のＣ量は、鋼管に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、及び、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜をＴＥＭ観察することにより特定されたセメンタイトに対してＥＤＳによる点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、及び、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）〜式（５）により求める。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ） （１）
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ−＜Ｍｏ＞ｃ （２）
＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２ （３）
＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２ （４）
（固溶Ｃ量）＝＜Ｃ＞−（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ） （５）
なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。以下、固溶Ｃ量の算出方法を詳しく示す。

［鋼管のＣ含有量の定量］
鋼管の肉厚中央部から、切粉状の分析サンプルを採取する。酸素気流中燃焼−赤外線吸収法により、Ｃ含有量（質量％）を分析する。これを鋼管のＣ含有量（＜Ｃ＞）とする。

［炭化物として析出するＣ量（析出Ｃ量）の計算］
析出Ｃ量は、次の手順１〜手順４により算出する。具体的には、手順１で抽出残渣分析を実施する。手順２でＴＥＭを用いた抽出レプリカ法、及び、ＥＤＳによるセメンタイト中の元素濃度分析（以下「ＥＤＳ分析」という）を実施する。手順３でＭｏ含有量を調整する。手順４で析出Ｃ量を算出する。

［手順１．抽出残渣分析による、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ残渣量の定量］
手順１では、鋼管中の炭化物を残渣として捕捉し、残渣中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ含有量を決定する。ここで、「炭化物」とは、セメンタイト（Ｍ₃Ｃ型炭化物）及びＭＣ型炭化物の総称である。具体的な手順は以下のとおりである。鋼管の肉厚中央部から、肉厚中心が横断面の中心になるように、６ｍｍ径で長さ５０ｍｍの円柱状試験片を採取する。採取した試験片表面を予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得る。電解研磨した試験片を電解液１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウム＋メタノールで電解する。電解後の電解液を０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉する。得られた残渣を酸分解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析にてＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ濃度を質量％単位で定量する。この濃度をそれぞれ＜Ｆｅ＞ａ、＜Ｃｒ＞ａ、＜Ｍｎ＞ａ、＜Ｍｏ＞ａ、＜Ｖ＞ａ、及び、＜Ｎｂ＞ａと定義する。

［手順２．抽出レプリカ法及びＥＤＳによる、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量の定量］
手順２では、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量を決定する。具体的な手順は以下のとおりである。鋼管の肉厚中央部からミクロ試験片を切り出し、鏡面研磨にて表面を仕上げる。試験片を３％ナイタール腐食液に１０分浸漬し、表面を腐食する。その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５％ナイタール腐食液に浸漬し、２０分保持し、蒸着膜を剥離させる。剥離し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、乾燥させる。この蒸着膜（レプリカ膜）を、ＴＥＭで観察し、２０個のセメンタイトについてＥＤＳによる点分析を行う。セメンタイト中の炭素を除く合金元素の合計を１００％とした場合の、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ濃度を質量％単位で定量する。２０個のセメンタイトについて濃度を定量し、それぞれの元素の算術平均値を＜Ｆｅ＞ｂ、＜Ｃｒ＞ｂ、＜Ｍｎ＞ｂ、及び、＜Ｍｏ＞ｂと定義する。

［手順３．Ｍｏ量の調整］
続いて、炭化物中のＭｏ濃度を求める。ここで、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏはセメンタイトに濃化する。一方、Ｖ、Ｎｂ、及び、ＭｏはＭＣ型炭化物に濃化する。すなわち、Ｍｏは、焼戻しによりセメンタイト及びＭＣ型炭化物の両方に濃化する。したがって、Ｍｏ量については、セメンタイト及びＭＣ型炭化物について個別に算出する。なお、Ｖはセメンタイトにもその一部が濃化する場合がある。しかしながら、Ｖのセメンタイトへの濃化量は、ＭＣ型炭化物への濃化量と比較して無視できるほど小さい。したがって、固溶Ｃ量を求める上で、ＶはＭＣ型炭化物のみに濃化するとみなす。

具体的に、セメンタイトとして析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｃ）は、式（１）により算出する。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ） （１）

一方、ＭＣ型炭化物として析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｄ）は、式（２）により質量％単位で算出する。
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ−＜Ｍｏ＞ｃ （２）

［手順４．析出Ｃ量の算出］
析出Ｃ量は、セメンタイトとして析出するＣ量（＜Ｃ＞ａ）とＭＣ型炭化物として析出するＣ量（＜Ｃ＞ｂ）の合計として、算出される。＜Ｃ＞ａ及び＜Ｃ＞ｂはそれぞれ、式（３）及び式（４）により、質量％単位で算出される。なお、式（３）は、セメンタイトの構造がＭ₃Ｃ型（ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏを含む）であることから導かれた式である。
＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２ （３）
＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２ （４）

以上より、析出Ｃ量は、＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂである。

［固溶Ｃ量の計算］
固溶Ｃ量（以下、＜Ｃ＞ｃともいう）は、鋼管のＣ含有量（＜Ｃ＞）と、析出Ｃ量との差として、式（５）により質量％単位で算出する。
＜Ｃ＞ｃ＝＜Ｃ＞−（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ） （５）

［ミクロ組織］
本実施形態による鋼管のミクロ組織は、主として焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。より具体的には、ミクロ組織は体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。すなわち、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び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。上述の化学組成を有する鋼管のミクロ組織中に、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを体積率で９０％以上を含有すれば、鋼管の軸方向の引張降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）、及び、降伏比が９０％以上となる。

本実施形態においては、軸方向の引張降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）、及び、降伏比が９０％以上であれば、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上であるものとする。好ましくは、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトのみからなる。すなわち、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が１００％であってもよい。

なお、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率を、ミクロ組織観察によって求める場合、以下の方法で求めることができる。鋼管の肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、管周方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。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、４００μｍ²（倍率５０００倍）である。

各視野において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトと、その他の相（フェライト、又は、パーライト）とは、コントラストから区別できる。したがって、各視野において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定された焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の合計を求める。本実施形態において、すべての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の合計の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率（％）と定義する。

［ε炭化物（Ｆｅ_2.4Ｃ）について］
本実施形態による鋼管は、好ましくは、ミクロ組織に含まれるε炭化物が３０個／μｍ³以下である。ε炭化物の個数密度が３０個／μｍ³を超えれば、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。ε炭化物はなるべく少ないほうが好ましい。すなわち、ε炭化物は０個／μｍ³であってもよい。しかしながら、ε炭化物は鋼管中に３０個／μｍ³含まれていても許容される。したがって、ε炭化物は３０個／μｍ³以下であるのが好ましい。

ε炭化物は、主に２００℃付近での温間保持によって析出すると考えられている。このことから、ε炭化物中に合金元素は濃化しにくい。したがって、本実施形態においては、成分分析を行った場合、炭素を除く構成元素のうち、質量％で９７％以上が鉄（Ｆｅ）である析出物をε炭化物であると定義する。

上述の定義に基づいた、本実施形態による鋼管のミクロ組織におけるε炭化物の個数密度は、次の方法により求めることができる。鋼管の断面の任意の箇所から、組織観察用の薄膜サンプル（厚さ１００ｎｍ〜２００ｎｍ）を採取する。より具体的に、鋼管の肉厚中央部から組織観察用の薄膜サンプルを採取し、任意の５視野を特定する。特定した５視野に対して、１００００倍の倍率でＴＥＭによる組織観察を実施する。具体的には、任意の５視野（１μｍ×１μｍ）を観察視野として特定する。続いて、各視野からコントラストに基づいて析出物を特定する。

特定した析出物に対して、ＴＥＭのＥＤＳによる成分分析を実施する。ＥＤＳによる成分分析の結果、炭素を除く構成元素のうち、質量％で９７％以上がＦｅである析出物を、ε炭化物と特定する。５視野において特定されたε炭化物の総個数を求める。求めたε炭化物の総個数と、薄膜サンプルの体積とから、ε炭化物の個数密度（個／μｍ³）を求める。なお、薄膜サンプルの体積は、上記ＴＥＭの観察視野面積と、ＴＥＭに付属する電子エネルギー損失分光法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：以下、「ＥＥＬＳ」ともいう）を用いた分析にて求められる薄膜サンプルの厚さとから求めることができる。

［鋼管の軸方向の引張降伏強度及び降伏比］
本実施形態による鋼管の軸方向の引張降伏強度は８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）であり、鋼管の軸方向の降伏比は９０％以上である。上述のとおり、本明細書でいう軸方向の引張降伏強度は、鋼管の軸方向への引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。要するに、本実施形態による鋼管の降伏強度は１２５ｋｓｉ級である。

本実施形態による鋼管の軸方向の引張降伏強度は、次の方法で求めることができる。具体的に、ＡＳＴＭ Ｅ８（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による鋼管の肉厚中央部から、丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部の直径４ｍｍ、平行部の長さ３５ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼管の軸方向と平行である。

丸棒試験片を用いて、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、軸方向の引張降伏強度（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。降伏比ＹＲ（％）は、引張強度ＴＳに対する降伏強度ＹＳの比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）として求めることができる。

［鋼管の周方向における引張降伏強度及び圧縮降伏強度］
本実施形態による鋼管の周方向の引張降伏強度は８６２〜９６５ＭＰａであり、鋼管の周方向の引張降伏強度は鋼管の周方向の圧縮降伏強度よりも３０〜８０ＭＰａ高い。上述のとおり、本明細書において、鋼管の周方向とは、鋼管の任意の点において、鋼管の軸方向に垂直で、かつ、鋼管の径方向に垂直な方向を意味する。

したがって、鋼管の周方向の引張降伏強度は、鋼管の任意の点において、鋼管の軸方向に垂直で、かつ、鋼管の径方向に垂直な方向への引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。鋼管の周方向の圧縮降伏強度は、鋼管の任意の点において、鋼管の軸方向に垂直で、かつ、鋼管の径方向に垂直な方向への圧縮試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。

鋼管の周方向の引張降伏強度が、鋼管の周方向の圧縮降伏強度よりも８０ＭＰａを超えて高い場合、ＤＣＢ試験では優れた耐ＳＳＣ性が得られても、引張型定荷重試験では優れた耐ＳＳＣ性が得られない。一方、温間矯正によって焼戻し後の鋼管の真直度及び／又は真円度を高めれば、鋼管の周方向の引張降伏強度は、鋼管の周方向の圧縮降伏強度よりも３０ＭＰａ以上高くなる場合がある。したがって、本実施形態による鋼管は、鋼管の周方向の引張降伏強度が、鋼管の周方向の圧縮降伏強度よりも３０〜８０ＭＰａ高い。

鋼管の周方向の引張降伏強度と圧縮降伏強度との差の好ましい下限は３１ＭＰａであり、より好ましくは３３ＭＰａであり、さらに好ましくは４０ＭＰａであり、さらに好ましくは５０ＭＰａである。本実施形態による鋼管は、焼戻し後に温間矯正を実施しても、上述の化学組成、固溶Ｃ量、ミクロ組織、及び、機械的特性を満たすことで、優れた耐ＳＳＣ性を有する。

本実施形態による鋼管の周方向の引張降伏強度は、次の方法で測定できる。具体的に、ＡＳＴＭ Ｅ８（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による鋼管の肉厚中央部から、丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部の直径４ｍｍ、平行部の長さ３５ｍｍである。

なお、丸棒試験片は、丸棒試験片の軸方向が、丸棒試験片の中央部において、鋼管の軸方向に垂直であり、かつ、鋼管の径方向に垂直であるように採取する。すなわち、丸棒試験片の軸方向は、丸棒試験片の中央部において、鋼管の周方向に平行である。丸棒試験片を用いて、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、周方向の引張降伏強度（ＭＰａ）と定義する。

本実施形態による鋼管の周方向の圧縮降伏強度は、次の方法で測定できる。本実施形態による鋼管の肉厚中央部から、上述の周方向の引張降伏強度の測定方法と同様に、丸棒試験片を採取する。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で圧縮試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を、周方向の圧縮降伏強度（ＭＰａ）と定義する。

本実施形態による鋼管は、上述の機械的特性を有する。ここで、上述の機械的特性とは、具体的に、本実施形態による鋼管の、軸方向の引張降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）であり、軸方向の降伏比が９０％以上であり、周方向の引張降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａであり、さらに、周方向の引張降伏強度が、周方向の圧縮降伏強度よりも３０〜８０ＭＰａ高いことである。

このような機械的特性は、鋼管のミクロ組織（相、析出物、及び、介在物）、及び／又は、金属結晶の結晶構造、及び／又は、原子配置、さらにはこれらのバランスによって定まるものである。近年、測定機器の発展は目覚ましい進化を遂げている。しかしながら、ミクロ組織、金属結晶の結晶構造、及び、原子配置について、機械的特性と同じ程度に再現性高く、かつ、分解能が高く、相違することを確認できる測定手法は見出されていない。

すなわち、合金分野における機械的特性とは、ミクロ組織、金属結晶の結晶構造、及び、原子配置について、最も再現性高く、かつ、分解能が高く、相違することを確認できる測定手法である。したがって、これらの機械的特性を満たす鋼管と、これらの機械的特性を満たさない鋼管とは、ミクロ組織、及び／又は、金属結晶の結晶構造、及び／又は、原子配置が明確に相違する。そのため、上述の機械的特性を満たす鋼管は、優れた耐ＳＳＣ性を有する効果が得られる。

［鋼管の形状］
本実施形態による鋼管の形状は、特に限定されない。鋼管が油井用鋼管である場合、好ましくは、鋼管は継目無鋼管である。この場合さらに、好ましい肉厚は９〜６０ｍｍである。本実施形態による鋼管は特に、厚肉の継目無鋼管としての使用に適する。より具体的には、本実施形態による鋼管が１５ｍｍ以上、さらに、２０ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管であっても、８６２〜９６５ＭＰａ（１２５〜１４０ｋｓｉ、１２５ｋｓｉ級）の降伏強度、及び、優れた耐ＳＳＣ性を示す。

［鋼管の耐ＳＳＣ性］
本実施形態による鋼管の耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験と、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した引張型定荷重試験とによって評価できる。

ＤＣＢ試験では、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を、試験溶液とする。本実施形態による鋼管の肉厚中央部から、図３Ａに示すＤＣＢ試験片を採取する。ＤＣＢ試験片の長手方向は、鋼管の軸方向と平行である。本実施形態による鋼管からさらに、図３Ｂに示すクサビを採取する。クサビの厚さｔは３．１０（ｍｍ）とする。

図３Ａを参照して、ＤＣＢ試験片のアームの間に、上記クサビを打ち込む。クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を、試験容器に封入する。その後、試験容器に上記試験溶液を、気相部を残して注入して、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ₂Ｓと０．９ａｔｍのＣＯ₂との混合ガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とする。試験浴を撹拌しながら、試験容器内を２４℃で１７日間（４０８時間）保持する。保持後の試験容器からＤＣＢ試験片を取り出す。

取り出したＤＣＢ試験片のアーム先端に形成された孔にピンを差し込み、引張試験機で切欠部を開口して、クサビ解放応力Ｐを測定する。さらに、ＤＣＢ試験片の切欠きを液体窒素中で解放させて、試験浴に浸漬中のＤＣＢ試験片の割れ進展長さａを測定する。割れ進展長さａは、ノギスを用いて目視で測定できる。測定したクサビ解放応力Ｐと、割れ進展長さａとに基づいて、式（６）を用いて破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）を求める。

なお、式（６）において、ｈ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の各アームの高さであり、Ｂ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の厚さであり、Ｂｎ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片のウェブ厚さである。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている。

引張型定荷重試験では、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を、試験溶液とする。本実施形態による鋼管の肉厚中央部から、丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部の直径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼管の軸方向と平行である。

丸棒試験片に対して、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の９０％に相当する応力（７７６ＭＰａ）を負荷する。応力を負荷した丸棒試験片が浸漬するように、試験容器に２４℃の試験溶液を注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ₂Ｓと０．９ａｔｍのＣＯ₂との混合ガスを試験容器に吹き込み、試験浴を腐食環境とする。丸棒試験片が浸漬された試験浴を２４℃で７２０時間保持する。

本実施形態による鋼管は、ＤＣＢ試験で求めた破壊靭性値Ｋ_1SSCが３０．０ＭＰａ√ｍ以上であり、さらに、上記引張型定荷重試験の条件で、割れが確認されない。なお、本明細書において、「割れが確認されない」とは、試験後の試験片を肉眼によって観察した場合、試験片に割れが確認されないことを意味する。

［製造方法］
本実施形態による鋼管の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程と、温間矯正工程と、素管温度調整工程と、急冷工程とを備える。準備工程は素材準備工程と、熱間加工工程とを含んでもよい。本実施形態では、鋼管の製造方法の一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。継目無鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施する工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）と、温間矯正工程と、素管温度調整工程と、急冷工程とを備える。以下、各工程について詳述する。

［準備工程］
準備工程では、上述の化学組成を有する素管を準備する。素管は、上記化学組成を有していれば、製造方法は特に限定されない。

好ましくは、準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して素管を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。

［素材準備工程］
素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて素材を製造する。素材の製造方法は特に限定されず、周知の方法でよい。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造してもよい。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。

［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。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００〜１３００℃である。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。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。

他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉鋼管である場合、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。素管の肉厚は特に限定されないが、たとえば、９〜６０ｍｍである。

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。

熱間加工後に直接焼入れ、又は、補熱した後焼入れを実施する場合、焼入れ途中に冷却の停止、又は、緩冷却を実施してもよい。この場合、素管に焼割れが発生するのを抑制できる。熱間加工後に直接焼入れ、又は、補熱した後焼入れを実施する場合さらに、焼入れ後であって次工程の熱処理前に、応力除去焼鈍処理（ＳＲ処理）を実施してもよい。この場合、素管の残留応力が除去される。

以上のとおり、準備工程では素管を準備する。素管は、上述の好ましい工程により製造されてもよいし、第三者により製造された素管、又は、後述の焼入れ工程及び焼戻し工程が実施される工場以外の他の工場、他の事業所にて製造された素管を準備してもよい。以下、焼入れ工程について詳述する。

［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。上述のとおり、本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ₃点以上の温度に加熱した素管を急冷することを意味する。本実施形態の焼入れ工程において、焼入れ温度は８００〜１０００℃である。

焼入れ温度とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置した温度計で測定された素管の表面温度に相当する。焼入れ温度とはさらに、熱間加工後に補熱又は再加熱した後、焼入れを実施する場合、補熱又は再加熱を実施する炉の温度に相当する。

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。

焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。したがって、上述のとおり、本実施形態による鋼管の製造方法では、焼入れ時に素管を急冷する。具体的には、焼入れ工程において、焼入れ時の素管の温度が８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ_800-500と定義する。

焼入れ時冷却速度ＣＲ_800-500は、焼入れされる素管の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば、素管の外表面及び内表面を強制冷却する場合、素管の肉厚の中心部）において測定された温度から決定される。

本実施形態の焼入れ工程において、焼入れ時冷却速度ＣＲ_800-500は３００℃／分以上である。焼入れ時冷却速度ＣＲ_800-500の好ましい下限は４００℃／分であり、より好ましくは６００℃／分である。焼入れ時冷却速度ＣＲ_800-500の上限は特に規定しないが、たとえば、６００００℃／分である。

好ましくは、素管に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れを実施する。この場合、焼入れ前のオーステナイト粒が微細化されるため、鋼管の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。複数回焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準及び焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。以下、焼戻し工程について詳述する。

［焼戻し工程］
焼戻し工程では、上述の焼入れした素管に対して、焼戻しを実施する。上述のとおり、本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の素管をＡ_c1点未満の温度に再加熱して、保持することを意味する。焼戻し温度は、素管の化学組成、及び得ようとする、鋼管の軸方向の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、鋼管の軸方向の降伏強度を８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）、及び、鋼管の軸方向の降伏比を９０％以上に調整する。なお、本明細書において、焼戻し温度とは、焼戻しを実施する炉の温度を意味する。

本実施形態の焼戻し工程において、焼戻し温度は６７０℃〜Ａ_c1点である。焼戻し温度が６７０℃以上であれば、炭化物が十分に球状化され、鋼管の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。

本実施形態の焼戻し工程において、焼戻しの保持時間（焼戻し時間）は１０〜１８０分である。焼戻し時間が短すぎれば、炭化物が十分に球状化されず、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。焼戻し時間が長すぎても、上記効果は飽和する。さらに、鋼管は他の形状と比較して、焼戻しの均熱保持中において、温度ばらつきが発生しやすい。したがって、焼戻しの保持時間の下限は１５分とするのが好ましい。なお、本明細書において、焼戻し時間とは、素管を熱処理炉へ装入してから、抽出するまでの時間を意味する。

焼戻し時間の好ましい上限は９０分であり、より好ましくは７０分であり、さらに好ましくは６０分である。本実施形態の化学組成を有する素管に対して、上記焼戻し温度と上記焼戻し時間とを適宜調整した焼戻しを実施することにより、降伏強度を８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）の範囲内にすることは、当業者であれば十分に可能である。以下、温間矯正工程について詳述する。

［温間矯正工程］
温間矯正工程では、上述の焼戻しを実施した素管に対して、温間における矯正加工（温間矯正）を実施する。本実施形態の温間矯正工程において、温間矯正を開始する温度（温間矯正開始温度）は、６００℃〜焼戻し温度である。上述のとおり、温間矯正を実施する温度が低すぎる場合、過度に加工硬化して、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。この場合さらに、鋼管の軸方向及び／又は周方向の降伏強度が高くなりすぎる場合がある。そのため、本実施形態の温間矯正工程では、温間矯正開始温度は６００℃以上とする。

一方、温間矯正開始温度が焼戻し温度より高い場合、補熱が必要となる。したがって、本実施形態の温間矯正工程において、温間矯正開始温度は６００℃〜焼戻し温度とする。本明細書において温間矯正開始温度とは、矯正機の入側における、素管の表面温度を意味する。矯正機の入側における素管の表面温度は、たとえば、矯正機の入側に設置した温度計（たとえば、放射温度計）によって測定できる。

上述のとおり、温間矯正が実施される矯正機の型式は、特に限定されず、周知の矯正機を用いればよい。矯正機はたとえば、傾斜ロール式矯正機（たとえば、ロータリーストレートナー等）であってもよく、ロータリーハウジング式矯正機であってもよい。すなわち、本実施形態において温間矯正は、周知の方法で実施すればよく、特に限定されない。

温間矯正における加工度は、たとえば、１０〜５０％である。油井用鋼管分野における当業者であれば、鋼管に対して適当な加工度で温間矯正を実施して、鋼管の軸方向の真直度、及び／又は、鋼管の断面形状の真円度を高めることができる。次に、素管温度調整工程について詳述する。

［素管温度調整工程］
素管温度調整工程では、上述の温間矯正工程を実施した後、素管の温度を調整する。本実施形態の素管温度調整工程において、温間矯正完了から１０〜１２０秒の間、素管の温度を、温間矯正完了時の素管の温度〜５００℃の範囲内に維持する。

本明細書において「素管の温度を維持する」とは、放冷以下の冷却速度（放冷、徐冷等）で素管を冷却して、素管温度を温間矯正完了時の温度〜５００℃の範囲としてもよい。また、補熱炉や高周波加熱炉を用いて素管を加熱して、素管の温度を温間矯正完了時の温度から５００℃の範囲としてもよい。すなわち、素管温度調整工程において、素管を放冷又は徐冷してもよく、均熱又は加熱してもよい。

上述のとおり、温間矯正によって、素管の転位密度は高まると考えられる。そのため、本実施形態による鋼管の製造方法では、温間矯正完了後、後述する急冷を開始するまで、素管の温度を維持する。その結果、周方向の引張降伏強度と、周方向の圧縮降伏強度との差が低減できる。この機構について、本発明者らは次のとおりに考えている。

温間矯正により、素管の周方向の強度には異方性が生じる。具体的に、素管の周方向の引張降伏強度が高まり、周方向の圧縮降伏強度が低下する。ここで、温間矯正によって転位が導入された場合、新たに導入された転位は可動転位である。そのため、温間矯正後、素管を温間で維持することにより、新たに導入された可動転位に、固溶Ｃが固着すると考えられる。この場合、素管にはコットレル効果が生じる。その結果、素管の周方向の引張降伏強度と、圧縮降伏強度とがいずれも高まる。一方、温間での維持は、素管の転位密度を多少低下させる。そのバランスの結果、周方向の引張降伏強度と圧縮降伏強度との差が低減できる。

以上の機構に基づいて、温間矯正完了後、急冷を開始するまで、素管の温度を維持する時間（維持時間）が短すぎれば、転位を固溶Ｃによって不動転位とすることができず、鋼管の耐ＳＳＣ性を十分に高めることができない場合がある。一方、維持時間が長すぎれば、固溶しているＣが炭化物として析出してしまう場合がある。この場合、固溶Ｃ量が低くなりすぎ、かえって鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、本実施形態の素管温度調整工程において、維持時間は１０〜１２０秒である。

維持時間の好ましい下限は２０秒である。維持時間の好ましい上限は１００秒である。

ここで、本実施形態の素管温度調整工程において、維持する素管温度（維持温度）は、温間矯正完了時の素管の温度〜５００℃の範囲内である。維持温度が低すぎれば、ε炭化物が析出する場合がある。この場合、鋼管の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、維持温度が高すぎれば、鋼管の転位密度が低下しすぎる場合がある。この場合、所望の軸方向の引張降伏強度が得られない。したがって、本実施形態の素管温度調整工程では、維持温度は温間矯正完了時の素管の温度〜５００℃の範囲内である。

本明細書において維持温度とは、矯正機の入側から、後述する急冷工程で用いられる急冷設備の入側までにおける、素管の表面温度を意味する。急冷設備の入側における素管の表面温度は、たとえば、急冷設備の入側に設置した温度計（たとえば、放射温度計）によって測定できる。次に、急冷工程について詳述する。

［急冷工程］
急冷工程では、上述の素管温度調整工程を実施した後、素管を冷却する。本実施形態の急冷工程では、素管の温度が５００〜２００℃の範囲において、５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却する。温間矯正を実施した後の冷却速度は、従来は制御されていなかった。しかしながら、５００℃から２００℃の間は、Ｃの拡散が比較的早い温度域である。そのため、素管温度調整工程後の素管の冷却速度が遅ければ、固溶していたＣのほとんどが、温度低下中に再析出してくる。

つまり、素管温度調整工程後の素管の冷却速度が遅ければ、固溶Ｃ量が、ほぼ０質量％になる。そこで本実施形態においては、温間矯正後の素管を急冷する。具体的に、本実施形態による急冷工程では、素管の温度が５００〜２００℃の範囲において、素管を５〜１００℃／秒で急冷する。

さらに、上述のとおり、本実施形態の素管温度調整工程では、維持温度は５００℃以上である。したがって、本実施形態の急冷工程では、５００℃以上から急冷を開始する。一方、上述のとおり、維持温度が低すぎれば、ε炭化物が析出する場合がある。そのため、本実施形態の急冷工程では、２００℃以下まで急冷する。すなわち、本実施形態の急冷工程では、冷却開始温度は５００℃以上であり、さらに、冷却停止温度は２００℃以下である。

したがって、本実施形態の急冷工程では、急冷を実施する温度範囲は、少なくとも５００〜２００℃の範囲を含む。そこで、本明細書において、急冷工程における冷却開始温度から冷却停止温度までの平均冷却速度を、急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200と定義する。

本実施形態では、急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200は５〜１００℃／秒である。本実施形態の急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200を５〜１００℃／秒にすれば、５００℃以上から２００℃以下までの範囲において、５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却することができる。その結果、本実施形態による鋼管の固溶Ｃ量は、０．０１０〜０．０５０質量％となる。

したがって、本実施形態では、急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200は５〜１００℃／秒である。急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200の好ましい下限は１０℃／秒であり、より好ましくは１５℃／秒である。急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200の好ましい上限は７５℃／秒であり、より好ましくは５０℃／秒である。

本実施形態において、急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200を５〜１００℃／秒とする冷却方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。冷却方法は、たとえば、５００℃以上から素管を連続的に強制冷却し、素管の温度を連続的に低下する。このような連続冷却処理としてたとえば、水槽や油槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却、又は、強制風冷により素管を加速冷却する方法がある。ここで、連続冷却処理を実施する設備を、「急冷設備」ともいう。

なお、急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200は、急冷設備の入側と出側とにおける、素管の表面温度に基づいて求めることができる。ここで、急冷設備の入側における素管の表面温度（冷却開始温度）は、たとえば、急冷設備の入側に設置した温度計（たとえば、放射温度計）によって測定できる。急冷設備の出側における素管の表面温度（冷却停止温度）は、たとえば、急冷設備の出側に設置した温度計（たとえば、放射温度計）によって測定できる。

上述の製造方法では、一例として継目無鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態による鋼管は、他の形状であってもよい。他の形状の製造方法も、上述の製造方法と同様に、たとえば、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程と、温間矯正工程と、素管温度調整工程と、急冷工程とを備える。しかしながら、上述の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。

表４に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。

上記溶鋼を用いてインゴットを製造した。インゴットを熱間圧延（マンドレル・マンネスマン圧延）して、外径３４０ｍｍ、肉厚１３ｍｍの素管（継目無鋼管）を製造した。

熱間圧延後の各試験番号の素管を放冷して素管の温度を常温（２５℃）とした。

放冷後、各試験番号の素管を再加熱して、素管の温度を焼入れ温度（オーステナイト単相域となる９００℃）とし、３０分均熱した。ここで、再加熱を実施した炉の温度を、焼入れ温度（℃）とした。均熱後、素管を水槽に浸漬して焼入れした。あらかじめ素管の肉厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から、焼入れ時冷却速度を求めた。各試験番号の焼入れ時冷却速度（ＣＲ_800-500）は、３００〜６０００℃／分の範囲内であった。

焼入れ後、各試験番号の素管に対して焼戻しを実施した。焼戻しでは、ＡＰＩ規格の１２５ｋｓｉ級（降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ）となるように、焼戻し温度を調整した。各試験番号の素管に対する焼戻し温度（℃）、及び、焼戻し時間（分）を表５に示す。ここで、焼戻しを実施した炉の温度を、焼戻し温度（℃）とした。なお、各試験番号の素管のＡ_c1点は、いずれも７３０〜７５０℃の範囲内にあり、焼戻し温度はＡ_c1点よりも低く設定した。

各焼戻し温度で熱処理を実施した後、各試験番号の素管に対して、温間矯正を実施した。温間矯正は傾斜ロール式矯正機（ロータリーストレートナー）によって実施した。各試験番号の素管の温間矯正における、温間矯正開始温度（℃）を表５に示す。なお、温間矯正を実施する矯正機の入側に設置した放射温度計で測定した素管の表面温度を、温間矯正開始温度（℃）とした。

温間矯正を実施した後の各試験番号の素管を冷却した。冷却は、素管の周方向に２４個のノズルを配置したリング状の管から水を噴射して実施した。以下、リング状の管を「急冷設備」ともいう。急冷設備は、矯正機の出側に配置した。水を噴射するタイミングを調整することにより、温間矯正後急冷開始までの時間（維持時間）（秒）を調整した。さらに、急冷設備の入側に設置した放射温度計、及び、急冷設備の出側に設置した放射温度計で各試験番号の素管の表面温度を測定した。

測定した温度から、各試験番号の素管について、急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200（℃／秒）を求めた。維持時間（秒）、急冷工程開始温度（℃）、及び、急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200（℃／秒）を表５に示す。なお、急冷設備の入側に設置した放射温度計で測定した素管の表面温度を、急冷工程開始温度（℃）とした。

［評価試験］
上記の温間矯正後、冷却された各試験番号の鋼管に対して、以下に説明する軸方向の引張試験、周方向の引張試験及び圧縮試験、固溶Ｃ量測定試験、ミクロ組織観察、ＤＣＢ試験、及び、引張型定荷重試験を実施した。

［軸方向の引張試験］
軸方向の引張試験は、ＡＳＴＭ Ｅ８（２０１３）に準拠して実施した。具体的に、各試験番号の鋼管の肉厚中央部から、平行部の直径６．３５ｍｍ、平行部の長さ３５ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、鋼管の圧延方向（軸方向）と平行であった。

各試験番号の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を得た。なお、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、各試験番号の降伏強度（ＭＰａ）とした。一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）とした。求めた降伏強度（ＹＳ）と引張強度（ＴＳ）との比を、降伏比（ＹＲ）（％）とした。求めたＹＳ（ＭＰａ）、ＴＳ（ＭＰａ）、及び、ＹＲ（％）を表６に示す。

［周方向の引張試験及び圧縮試験］
周方向の引張試験は、軸方向の引張試験と同様に、ＡＳＴＭ Ｅ８（２０１３）に準拠して実施した。具体的に、各試験番号の鋼管の肉厚中央部から、平行部の直径６．３５ｍｍ、平行部の長さ３５ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片は、丸棒試験片の中央部において、丸棒試験片の軸方向と、鋼管の周方向とが平行になるように採取した。

各試験番号の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、周方向の引張降伏強度（ＭＰａ）を得た。なお、上述のとおり、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、各試験番号の周方向の引張降伏強度（ＭＰａ）とした。

周方向の圧縮試験は、次の方法で実施した。各試験番号の鋼管の肉厚中央部から、平行部の直径６．３５ｍｍ、平行部の長さ３５ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片は、丸棒試験片の中央部において、丸棒試験片の軸方向と、鋼管の周方向とが平行になるように採取した。

各試験番号の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて圧縮試験を実施して、周方向の圧縮降伏強度（ＭＰａ）を得た。なお、上述のとおり、圧縮試験で得られた０．２％オフセット耐力を、各試験番号の周方向の圧縮降伏強度（ＭＰａ）とした。

求めた周方向の引張降伏強度（周方向引張ＹＳ）（ＭＰａ）、周方向の圧縮降伏強度（周方向圧縮ＹＳ）（ＭＰａ）、及び、周方向の引張降伏強度と圧縮降伏強度との差（引張ＹＳ−圧縮ＹＳ）（ＭＰａ）を、表６に示す。

［固溶Ｃ量測定試験］
各試験番号の鋼管について、上述の測定方法により、固溶Ｃ量（質量％）を測定及び算出した。なお、ＴＥＭは日本電子（株）製ＪＥＭ−２０１０で、加速電圧は２００ｋＶとした。ＥＤＳ点分析は、照射電流を２．５６ｎＡとし、各点で６０秒の計測を行った。ＴＥＭによる観察領域は８μｍ×８μｍとし、任意の１０視野で観察した。固溶Ｃ量の計算において用いる、各元素の残渣量及びセメンタイト中の濃度は表７のとおりであった。

［ミクロ組織観察］
各試験番号の鋼管のミクロ組織について、降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）、及び、降伏比が９０％以上であったため、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率は９０％以上であると判断した。

各試験番号の鋼管についてさらに、上述の方法で、ε炭化物の個数密度を算出した。なお、ＴＥＭは日本電子（株）製ＪＥＭ−２０１０で、加速電圧は２００ｋＶとした。ＥＤＳ点分析は、照射電流を２．５６ｎＡとし、各点で６０秒の計測を行った。ＴＥＭによる観察領域は１μｍ×１μｍとし、任意の５視野で観察した。求めたε炭化物の個数密度（個／μｍ³）を表６に示す。

［ＤＣＢ試験］
各試験番号の鋼管について、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施した。具体的には、各試験番号の鋼管の肉厚中央部から、図３Ａに示すＤＣＢ試験片を３本ずつ採取した。ＤＣＢ試験片の長手方向が鋼管の軸方向と平行となるよう採取した。各試験番号の鋼管からさらに、図３Ｂに示すクサビを採取した。クサビの厚さｔは３．１０ｍｍであった。ＤＣＢ試験片のアームの間に、上記クサビを打ち込んだ。

試験溶液は、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を用いた。クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を封入した試験容器に、気相部を残して試験溶液を注入し、試験浴とした。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ₂Ｓと０．９ａｔｍのＣＯ₂との混合ガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とした。試験浴を撹拌しながら、試験容器内を２４℃で１７日間（４０８時間）保持した。保持後の試験容器からＤＣＢ試験片を取り出した。

取り出したＤＣＢ試験片のアーム先端に形成された孔にピンを差し込み、引張試験機で切欠部を開口して、クサビ解放応力Ｐを測定した。さらに、ＤＣＢ試験片の切欠きを液体窒素中で解放させて、試験浴に浸漬中のＤＣＢ試験片の割れ進展長さａを測定した。割れ進展長さａは、ノギスを用いて目視で測定した。測定したクサビ解放応力Ｐと、割れ進展長さａとに基づいて、式（６）を用いて破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）を求めた。求めた３つの破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）の算術平均値を求め、その試験番号の鋼管の破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）と定義した。

なお、式（６）において、ｈ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の各アームの高さであり、Ｂ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の厚さであり、Ｂｎ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片のウェブ厚さである。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている。

各試験番号の鋼管について、得られた破壊靭性値Ｋ_1SSCを表６に示す。上記定義された破壊靭性値Ｋ_1SSCが３０．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、ＤＣＢ試験の結果が良好であると判断した。なお、試験浴に浸漬する前にクサビを打ち込んだ際のアームの間隔は、Ｋ_1SSC値に影響を与える。したがって、アームの間隔をマイクロメーターで実測しておき、ＡＰＩ規格の範囲内であることを確認した。

［引張型定荷重試験］
試験番号２０以外の各試験番号の鋼管について、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって、引張型定荷重試験を実施した。具体的には、各試験番号の鋼管の肉厚中央部から、平行部の直径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、鋼管の軸方向に平行であった。各試験番号の丸棒試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、各試験番号の丸棒試験片に与えられる応力が、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の９０％、すなわち、７７６ＭＰａになるように、調整した。

試験溶液は、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を用いた。３つの試験容器に２４℃の試験溶液をそれぞれ注入し、試験浴とした。応力を負荷した３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験浴に浸漬した。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ₂Ｓと０．９ａｔｍのＣＯ₂との混合ガスを吹き込み、試験浴に飽和させた。試験浴を２４℃で７２０時間保持した。

７２０時間保持後の各試験番号の試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。観察の結果、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。なお、試験番号２０の鋼管については、降伏強度が１２５ｋｓｉ級にならなかったため、引張型定荷重試験を実施しなかった。

［試験結果］
表６に試験結果を示す。

表４〜６を参照して、試験番号１〜１４の鋼管の化学組成は適切であり、軸方向の降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）であり、降伏比が９０％以上であった。さらに、周方向の引張降伏強度は８６２〜９６５ＭＰａであり、周方向の引張降伏強度は周方向の圧縮降伏強度より３０〜８０ＭＰａ高かった。さらに、固溶Ｃ量が０．０１０〜０．０５０質量％であった。さらに、ε炭化物の個数密度が３０個／μｍ³以下であった。その結果、Ｋ_1SSC値が３０．０ＭＰａ√ｍ以上であり、かつ、引張型定荷重試験において、試験片に割れが確認されなかった。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

一方、試験番号１５の鋼管では、温間矯正開始温度が低すぎた。そのため、周方向の引張降伏強度が９６５ＭＰａを超えた。その結果、その結果、Ｋ_1SSCが３０．０ＭＰａ√ｍ未満であり、かつ、引張型定荷重試験において、試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１６の鋼管では、温間矯正後の維持時間が短すぎた。そのため、周方向の引張降伏強度が周方向の圧縮降伏強度より８０ＭＰａを超えて高かった。その結果、引張型定荷重試験において、試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１７の鋼管では、温間矯正後の維持時間が長すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０％未満となった。その結果、Ｋ_1SSC値が３０．０ＭＰａ√ｍ未満であり、かつ、引張型定荷重試験において、試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１８の鋼管では、温間矯正後の急冷開始温度が低すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０％未満となった。さらに、ε炭化物の個数密度が３０個／μｍ³を超えた。その結果、Ｋ_1SSC値が３０．０ＭＰａ√ｍ未満であり、かつ、引張型定荷重試験において、試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１９の鋼管では、急冷工程冷却速度ＣＲ_500-200が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０％未満となった。さらに、ε炭化物の個数密度が３０個／μｍ³を超えた。その結果、Ｋ_1SSC値が３０．０ＭＰａ√ｍ未満であり、かつ、引張型定荷重試験において、試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２０の鋼管では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０％未満となった。さらに、軸方向の降伏強度と周方向の引張降伏強度とが、いずれも８６２ＭＰａ未満となった。すなわち、１２５ｋｓｉ級の降伏強度が得られなかった。

試験番号２１の鋼管では、Ｓｉ含有量が高すぎた。その結果、Ｋ_1SSC値が３０．０ＭＰａ√ｍ未満であり、かつ、引張型定荷重試験において、試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

以上、本発明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発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明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。

本発明による鋼管は、サワー環境に利用される鋼管に広く適用可能であり、好ましくは、油井環境に利用される油井用鋼管として利用可能であり、さらに好ましくは、ケーシング、チュービング、ラインパイプ等の油井用鋼管として利用可能である。

Claims (10)

1. 鋼管であって、
   質量％で、
   Ｃ：０．２５〜０．５０％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．００５０％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
   Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、
   Ｍｏ：０．２５〜３．００％、
   Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、
   Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、
   Ｏ：０．００３０％以下、
   Ｖ：０〜０．３００％、
   Ｎｂ：０〜０．１００％、
   Ｂ：０〜０．００３０％、
   Ｃａ：０〜０．０１００％、
   Ｍｇ：０〜０．０１００％、
   Ｚｒ：０〜０．０１００％、
   Ｃｏ：０〜１．００％、
   Ｗ：０〜１．００％、
   Ｎｉ：０〜０．５０％、
   Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、
   残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   固溶Ｃを０．０１０〜０．０５０質量％含有し、
   前記鋼管の軸方向の引張降伏強度は８６２〜９６５ＭＰａであり、前記鋼管の軸方向の降伏比は９０％以上であり、
   前記鋼管の周方向の引張降伏強度は８６２〜９６５ＭＰａであり、前記鋼管の前記周方向の引張降伏強度は、前記鋼管の周方向の圧縮降伏強度よりも３０〜８０ＭＰａ高い、鋼管。
2. 請求項１に記載の鋼管であって、
   前記化学組成は、
   Ｖ：０．０１０〜０．３００％、及び、
   Ｎｂ：０．００２〜０．１００％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼管。
3. 請求項１又は請求項２に記載の鋼管であって、
   前記化学組成は、
   Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有する、鋼管。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鋼管であって、
   前記化学組成は、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、及び、
   Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、鋼管。
5. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の鋼管であって、
   前記化学組成は、
   Ｃｏ：０．０２〜１．００％、及び、
   Ｗ：０．０２〜１．００％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼管。
6. 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の鋼管であって、
   前記化学組成は、
   Ｎｉ：０．０２〜０．５０％、及び、
   Ｃｕ：０．０１〜０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼管。
7. 請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の鋼管であって、
   前記鋼管は油井用鋼管である、鋼管。
8. 請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載の鋼管であって、
   前記鋼管は継目無鋼管である、鋼管。
9. 請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の化学組成を有する素管を準備する準備工程と、
   前記準備工程後、８００〜１０００℃の前記素管を、３００℃／分以上の冷却速度で冷却する焼入れ工程と、
   前記焼入れ工程後の前記素管を、６７０℃〜Ａ_c1点の焼戻し温度で１０〜１８０分保持する焼戻し工程と、
   前記焼戻し工程後の前記素管に対して、６００℃〜前記焼戻し温度で温間矯正を実施する温間矯正工程と、
   前記温間矯正完了から１０〜１２０秒の間、前記素管の温度を、前記温間矯正完了時の前記素管の温度〜５００℃の範囲内に維持する素管温度調整工程と、
   前記素管温度調整工程後の前記素管を、前記素管の温度が５００〜２００℃の範囲において、５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却する、急冷工程とを備える、
   請求項１〜８のいずれか１項に記載の鋼管の製造方法。
10. 請求項９に記載の鋼管の製造方法であって、
    前記準備工程は、請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材を準備する素材準備工程と、
    前記素材を熱間加工して前記素管を製造する熱間加工工程とを含む、鋼管の製造方法。

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