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WO2020013197A1 - 継目無鋼管及びその製造方法 - Google Patents

継目無鋼管及びその製造方法 Download PDF

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WO2020013197A1
WO2020013197A1 PCT/JP2019/027199 JP2019027199W WO2020013197A1 WO 2020013197 A1 WO2020013197 A1 WO 2020013197A1 JP 2019027199 W JP2019027199 W JP 2019027199W WO 2020013197 A1 WO2020013197 A1 WO 2020013197A1
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WO
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steel pipe
seamless steel
less
intersections
ferrite
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Application number
PCT/JP2019/027199
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English (en)
French (fr)
Inventor
松尾　大輔
悠索 富尾
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Publication date
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Definitions

  • the present invention relates to a seamless steel pipe and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a seamless steel pipe suitable for use in geothermal power generation, or in an oil well environment or a gas well environment, and a method for manufacturing the same.
  • an oil well and a gas well are collectively referred to as an “oil well”.
  • the high-temperature environment is an environment having a temperature of about 150 to 200 ° C. and containing a corrosive gas.
  • the corrosive gas is, for example, carbon dioxide gas and / or hydrogen sulfide gas.
  • Patent Literature 1 JP-A-2013-249516
  • Patent Literature 2 JP-A-2016-145372
  • Patent Literature 3 disclose the above-mentioned high temperature environment applications. Oil well steel pipes having high strength, or high strength and low temperature toughness have been proposed.
  • the chemical composition of the high-strength stainless steel seamless pipe for oil wells proposed in Patent Document 1 is mass%, C: 0.005 to 0.06%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0 0.2 to 1.8%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Cr: 15.5 to 18.0%, Ni: 1.5 to 5.0%, V: 0. 02 to 0.2%, Al: 0.002 to 0.05%, N: 0.01 to 0.15%, O: 0.006% or less, and Mo: 1.0 to 3.5 %, W: 3.0% or less, Cu: 3.5% or less, one or more selected from the group to satisfy the formulas (1) and (2), and the balance Fe And unavoidable impurities.
  • the microstructure of the high-strength stainless steel seamless tube for oil wells has martensite as a main phase, and as a second phase, 10 to 60% by volume of ferrite and 0 to 10% of austenite. Further, in the above microstructure, the GSI value defined as the number of ferrite-martensite grain boundaries existing per unit length of a line segment drawn in the thickness direction is 120 or more at the thickness center position. Further, the wall thickness of the high-strength stainless steel seamless pipe for oil wells is more than 25.4 mm.
  • Equation (1) is defined by Cr + 0.65Ni + 0.60Mo + 0.30W + 0.55Cu-20C ⁇ 19.5, and the equation (2) is expressed by Cr + Mo + 0.50W + 0.30Si-43.5C-0.4Mn-Ni-. 0.3Cu-9N ⁇ 11.5.
  • Patent Document 1 a material having the above-described chemical composition is manufactured by hot rolling including piercing rolling. Then, in hot rolling, the total draft in the temperature range of 1100 to 900 ° C. is set to 30% or more. It is described that by this, a high-strength stainless steel seamless pipe for oil wells having the above-described structure can be manufactured.
  • the hot rolling in the temperature range of 1100 to 900 ° C. is not a piercing and rolling process using a piercing and rolling machine but a stretching and rolling process using a mandrel mill or the like after the piercing and rolling process in the process of manufacturing a seamless steel pipe. Of hot rolling.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.005 to 0.05%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.2. 1.8%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Cr: 15.5 to 18%, Ni: 1.5 to 5%, Cu: 3.5% or less, Mo: 1 to 3.5%, V: 0.02 to 0.2%, Al: 0.002 to 0.05%, N: 0.01 to 0.15%, O: 0.006% or less, In addition, it satisfies the same formulas (1) and (2) as in Patent Document 1, and is further selected from Nb: 0.2% or less, Ti: 0.3% or less, and Zr: 0.2% or less.
  • a steel material containing one or more of the above and the balance being Fe and unavoidable impurities is prepared. Then, the heating of the steel material when performing the steel pipe material processing and the hot working on the steel material is performed under the condition that the temperature is lower than the temperature T (K) defined by the equation (3).
  • the C content (mass%) is substituted for [C]
  • the content (mass%) of the element X having the largest content among V, Ti, Nb and Zr is substituted for [X].
  • ⁇ is a coefficient
  • 2 is substituted when the element X is V or Ti
  • 1 is substituted when the element X is Nb or Zr.
  • Patent Document 2 describes that the above-described manufacturing method enables the miniaturization of ferrite, and as a result, the low-temperature toughness of a seamless steel pipe can be increased.
  • the oil well stainless steel proposed in Patent Document 3 is, by mass%, C: 0.05% or less, Si: 0.5% or less, Mn: 0.01 to 0.5%, P: 0.04. %, S: 0.01% or less, Cr: more than 16.0 to 18.0%, Ni: more than 4.0 to 5.6%, Mo: 1.6 to 4.0%, Cu: 1. Chemical composition containing 5 to 3.0%, Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.050% or less, the balance being Fe and impurities, satisfying the formulas (1) and (2) And 10 to 40% ferrite by volume, each having a length of 50 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the stainless steel, and arranged in a line in a range of 200 ⁇ m at a pitch of 10 ⁇ m.
  • equation (1) is defined as Cr + Cu + Ni + Mo ⁇ 25.5
  • equation (2) is defined as ⁇ 8 ⁇ 30 (C + N) + 0.5Mn + Ni + Cu / 2 + 8.2-1.1 (Cr + Mo) ⁇ ⁇ 4.
  • the oil well stainless steel disclosed in Patent Document 3 controls ferrite in the surface layer structure. Specifically, in the manufacturing process, hot working is performed using a steel material having the above-described chemical composition. In hot working, the total area reduction at 850 to 1250 ° C. is 50% or more. When considering the total area reduction rate at 850 to 1250 ° C., not only the area reduction rate in piercing rolling but also the area reduction rate in elongation rolling is included.
  • Patent Documents 1 and 2 are described as having excellent low-temperature toughness.
  • the yield strength of these documents is less than 862 MPa.
  • Patent Documents 1 and 2 do not discuss a seamless steel pipe having a yield strength of 862 MPa or more and excellent in low-temperature toughness.
  • the stainless steel for oil wells described in Patent Document 3 has not been studied from the viewpoint of low-temperature toughness.
  • An object of the present disclosure is to provide a seamless steel pipe capable of achieving both a yield strength of 862 MPa or more and excellent low-temperature toughness.
  • the seamless steel pipe according to the present disclosure is: Chemical composition In mass%, C: 0.050% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 0.01 to 0.20%, P: 0.025% or less, S: 0.0150% or less, Cu: 0.09 to 3.00%, Cr: 15.00 to 18.00%, Ni: 4.00 to 9.00%, Mo: 1.50 to 4.00%, Al: 0.040% or less, N: 0.0150% or less, Ca: 0.0010 to 0.0040%, Ti: 0.020% or less, Nb: 0.020% or less, V: 0 to 0.20%, Co: 0 to 0.30%, W: 0 to 2.00%, and balance: Fe and impurities, satisfying the formulas (1) and (2),
  • the pipe axis direction of the seamless steel pipe is defined as the L direction
  • the thickness direction is defined as the T direction
  • the L direction and the direction perpendicular to the T direction are defined as the C direction
  • the microstructure has the following (I) to (III).
  • the number of intersections NT L which is the number of intersections between the line segments T L 1 to T L 4 and the ferrite interface, is 38 or more;
  • a number of intersections NL is the number of intersections between the ferrite interface between the line segments L1 ⁇ L4, wherein the number of intersections NT L satisfies the equation (3).
  • Line segments C1 to C4 which are arranged at equal intervals in the T direction, and which divide the C-direction observation visual field plane into five equal parts in the T direction, are defined as line segments C1 to C4,
  • the number of intersections NT C which is the number of intersections between the line segments T C 1 to T C 4 and the ferrite interface, is 30 or more;
  • the intersection number NC is the number of intersections between the ferrite interface between the line segment C1 ⁇ C4, the a number of intersections NT C satisfies the equation (4).
  • a method for manufacturing a seamless steel pipe according to the present disclosure includes: Chemical composition In mass%, C: 0.050% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 0.01 to 0.20%, P: 0.025% or less, S: 0.0150% or less, Cu: 0.09 to 3.00%, Cr: 15.00 to 18.00%, Ni: 4.00 to 9.00%, Mo: 1.50 to 4.00%, Al: 0.040% or less, N: 0.0150% or less, Ca: 0.0010 to 0.0040%, Ti: 0.020% or less, Nb: 0.020% or less, V: 0 to 0.20%, Co: 0 to 0.30%, A heating step of holding a material consisting of W: 0 to 2.00% and the balance: Fe and impurities and satisfying the formulas (1) and (2) at a heating temperature T of 1200 to 1260 ° C.
  • X in the formula (A) is defined by the following formula (B).
  • X (T + 273) ⁇ ⁇ 20 + log (t) ⁇ (B)
  • T is a heating temperature (° C.) of the material
  • t is a holding time (hour) at the heating temperature T.
  • the section reduction rate Y (%) in the equation (A) is defined by the equation (C).
  • the seamless steel pipe according to the present disclosure can achieve both a yield strength of 862 MPa or more and excellent low-temperature toughness.
  • the method for manufacturing a seamless steel pipe according to the present disclosure can manufacture the above-described seamless steel pipe.
  • FIG. 1 shows the center position of the thickness of a seamless steel pipe having the same chemical composition as that of the seamless steel pipe of the present embodiment, but different microstructures, in the pipe axis direction (L direction) and the thickness direction of the seamless steel pipe.
  • It is a schematic diagram of a microstructure in a cross section including (T direction).
  • FIG. 2 is a schematic diagram of a microstructure in a cross-section including an L direction and a T direction at a center position of a thickness of the seamless steel pipe of the present embodiment.
  • FIG. 3 is a schematic diagram for explaining the relationship between the microstructure and the growth of cracks in the cross section of the seamless steel pipe.
  • Figure 4 is a layered index LI L in the L-direction observation field plane in the present embodiment: is a schematic diagram for explaining a method of calculating (LI Layer Index).
  • FIG. 5 is a schematic diagram for explaining a method of calculating the layer index LIC on the C- direction observation visual field plane in the present embodiment.
  • FIG. 6 shows that the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, satisfies the expressions (1) and (2), and the layer index LIL on the L- direction observation visual field is expressed by the expression (3).
  • the layered index LI C in C direction observation field plane is a diagram showing the relationship between absorbed energy and (low-temperature toughness) at -10 ° C..
  • the present inventors have studied a seamless steel pipe capable of achieving both a yield strength of 862 MPa or more and excellent low-temperature toughness.
  • the present inventors studied the chemical composition of a seamless steel pipe having a yield strength of 862 MPa or more and excellent low-temperature toughness. As a result, when the chemical composition is expressed by mass%, C: 0.050% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 0.01 to 0.20%, P: 0.025% or less, S: 0.
  • the microstructure is a two-phase structure mainly composed of ferrite and martensite. More specifically, the microstructure contains ferrite and martensite, and the balance consists of retained austenite.
  • the present inventors investigated the relationship between the low-temperature toughness and the volume fraction of ferrite and martensite having a two-phase structure.
  • the present inventors further investigated and examined the relationship between the distribution state of ferrite and martensite having a two-phase structure and low-temperature toughness.
  • the two-phase structure of the steel material having the above-described chemical composition even if the ferrite volume ratio and the martensite volume ratio are equivalent, if the distribution states of ferrite and martensite are different, the obtained low-temperature toughness is completely different. It has been found.
  • FIGS. 1 and 2 are schematic diagrams of a microstructure of a seamless steel pipe having the above-described chemical composition in a cross section including a pipe axis direction and a wall thickness direction.
  • the horizontal direction in FIG. 1 corresponds to the tube axis direction (rolling direction), and the vertical direction in FIG. 1 corresponds to the thickness direction.
  • the horizontal direction in FIG. 2 corresponds to the L direction
  • the vertical direction in FIG. 2 corresponds to the T direction.
  • the pipe axis direction (rolling direction) of the seamless steel pipe is defined as “L direction”.
  • the thickness direction of the seamless steel pipe is defined as “T direction”.
  • the thickness direction means a radial direction in a cross section perpendicular to the tube axis direction.
  • the direction perpendicular to the L direction and the T direction (corresponding to the circumferential direction of the seamless steel pipe) is defined as “C direction”.
  • the schematic diagram has a length in the L direction of 100 ⁇ m and a length in the T direction of 100 ⁇ m.
  • the white region 10 is ferrite.
  • the hatched area 20 is martensite.
  • the ferrite volume ratio and the martensite volume ratio in FIG. 1 are not so different from the ferrite volume ratio and the martensite volume ratio in FIG.
  • the distribution state of the ferrite 10 and the martensite 20 in FIG. 1 is significantly different from the distribution state of the ferrite 10 and the martensite 20 in FIG.
  • the ferrite 10 and the martensite 20 extend in random directions, respectively, and have a non-layered structure.
  • the ferrite 10 and the martensite 20 extend in the L direction, and the ferrite 10 and the martensite 20 are stacked in the T direction. That is, the microstructure shown in FIG. 2 is a layered structure of ferrite 10 and martensite 20.
  • a seamless steel pipe having the above-described chemical composition may have a significantly different microstructure even with the same chemical composition.
  • Charpy impact test pieces were collected from the seamless steel pipe having the microstructure shown in FIG. 1 and the seamless steel pipe having the microstructure shown in FIG. 2 by the method described later. Then, a Charpy impact test was performed in accordance with ASTM No. A370-18, and the absorbed energy (J) at ⁇ 10 ° C. was determined. As a result, the microstructure (layered structure) of the seamless steel pipe shown in FIG. 1 was compared with the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. of the seamless steel pipe at ⁇ 10 ° C. Had a remarkably high absorption energy.
  • the present inventors have found that if a microstructure having a cross section including the L direction and the T direction (hereinafter, referred to as an L direction cross section) having a layered structure extending along the L direction is obtained in the above-described chemical composition, We thought that low-temperature toughness could be obtained.
  • the present inventors examined the relationship between the direction of crack propagation in the seamless steel pipe and the direction of extension of the layered structure. As a result, in order to increase the low-temperature toughness, it was found that it is important that the layered structure extends not only in the L direction but also in the C direction. The reason for this is not clear, but the following may be considered.
  • FIG. 3 is a schematic diagram for explaining the relationship between the microstructure and the growth of cracks in the cross section of the seamless steel pipe 1.
  • a cross section including the L direction and the T direction is defined as “L direction cross section” 1L.
  • a cross section including the C direction and the T direction is defined as a “C direction cross section” 1C.
  • the layered structure extends sufficiently in the L direction and also extends sufficiently in the C direction.
  • the crack propagation direction D is decomposed into an L-direction component and a C-direction component.
  • the L-direction component of the crack propagation direction is defined as LDC (L Direction Crack).
  • the C direction component of the crack propagation direction is defined as CDC (C Direction Crack).
  • the martensite 20 prevents the growth of a crack. That is, the martensite 20 has a finer metal structure than the ferrite 10 and is a structure excellent in toughness. Therefore, the martensite 20 acts as a resistance to crack propagation. Even if the direction in which the crack propagates and the direction in which the martensite 20 extends intersect, and the tip of the crack that collides with the martensite 20 changes the direction of propagation and starts to grow again, the tip of the crack is again martensite. In the case where collision with the crack 20 easily occurs, that is, when it is difficult to avoid the martensite 20 regardless of where the crack grows, the growth of the crack can be effectively prevented.
  • the L direction component LDC of the crack intersects (orthogonally) with the martensite 20 extending in the C direction.
  • the martensite 20 extending in the C direction acts as a resistance to the L-direction component LDC of the crack and prevents the propagation of the L-direction component LDC of the crack.
  • the C direction component CDC of the crack intersects (orthogonally) with the martensite 20 extending in the L direction.
  • the martensite extending in the L direction acts as a resistance to the C-direction component CDC of the crack, and prevents the propagation of the C-direction component CDC of the crack.
  • martensite extending in the C and L directions prevents the growth of cracks. Furthermore, in the cross section 1L in the L direction and the cross section 1C in the C direction, the larger the number of laminations in the T direction per unit area, the more difficult it is for the propagation of cracks to avoid the martensite 20. Specifically, as the number of laminations in the T direction per unit area in the L-direction cross section 1L and the C-direction cross section 1C increases, the cracks once stopped by the martensite 20 change the growth direction and start to grow again. Even so, the probability that the crack tip immediately collides with another martensite 20 increases. Therefore, the growth of the crack is prevented.
  • the layer structure extends sufficiently in the L direction, and the cross section in the C direction.
  • the layered structure is sufficiently sufficiently only in the L direction. The cracks are less likely to avoid the martensite 20 than if they did not extend sufficiently in the C direction. Therefore, crack growth can be sufficiently suppressed.
  • the number of laminations of the ferrite 10 and the martensite 20 in the T direction per unit area in the microstructure in the L-direction cross section 1L is simply used.
  • the number of layers of the ferrite 10 and the martensite 20 in the T direction per unit area is large in the microstructure of the cross section 1C in the C direction.
  • the present inventors further studied not only the form of the layered structure in the L-direction section 1L but also the form of the layered structure in the C-direction section 1C.
  • the cross section 1L in the L direction (II-1) the number of intersections NT L is 38 or more; (II-2) The layer index exponent L I L (Layer Index of Longitudinal direction) defined by the formula (3) is 1.80 or more;
  • L I L Layer Index of Longitudinal direction
  • the C direction cross section 1C (III-1) the number of intersections NT C is 30 or more, and (III-2) (4) layered index is defined by the LI C (Layer Index of Circumferential direction ) is 1.70 or more, If so, it was found that even if it had a yield strength of 862 MPa or more, cracks could be extremely effectively suppressed, and excellent low-temperature toughness could be obtained.
  • Layered index LI L NT L /NL ⁇ 1.80 (3)
  • Layering index LI C NT C /NC ⁇ 1.70 (4)
  • the number of intersections NT L and the layered index LI L the number of intersections NT C and the layered index LI C will be described.
  • Layered index LI L is an index indicating the degree of development of lamellar structure in the L cross section 1L.
  • NT L and NL in the layered index L L are defined as follows.
  • the length of the side extending in the L direction is 100 ⁇ m
  • the length of the side extending in the T direction is 100 ⁇ m.
  • a 100 ⁇ m square area is defined as an L-direction observation visual field plane 50.
  • the L-direction observation visual field plane 50 includes the ferrite 10 and the martensite 20.
  • the interface between the ferrite 10 and the martensite 20 is defined as a “ferrite interface” FB.
  • the retained austenite is present at the lath interface in the martensite 20 and is difficult to observe with a microscope.
  • the ferrite 10 and the martensite 20 have different contrasts in microscopic observation, those skilled in the art can easily identify them.
  • Line segments T L1 to T L4 in FIG. 4 extend in the T direction, are arranged at equal intervals in the L direction, and divide the L-direction observation visual field plane 50 into five equal parts in the L direction.
  • the number of intersections (marked by “ ⁇ ” in FIG. 4) between the line segments T L 1 to T L 4 and the ferrite interface FB in the L-direction observation visual field plane 50 is defined as the number of intersections NT L (pieces).
  • the number of intersections NT L means the number of layers of the ferrite 10 and the martensite 20 in the T direction per unit area in the L-direction cross section 1L (L-direction observation viewing plane 50).
  • Line segments L1 to L4 in FIG. 4 are line segments extending in the L direction, arranged at equal intervals in the T direction, and dividing the L direction observation visual field plane 50 into five equal parts in the T direction.
  • the number of intersections (indicated by “ ⁇ ” in FIG. 4) between the line segments L1 to L4 and the ferrite interface FB in the L-direction observation visual field plane 50 is defined as the number of intersections NL (pieces).
  • Layered index LI L is in the L cross section 1L (L direction observation field plane 50), means the development degree of lamellar structure.
  • the number of intersections NT L is 38 or more and the laminarity index L IL is 1.80 or more, it means that a sufficiently developed laminar structure is obtained in the 1 L section in the L direction.
  • the number of intersections NT C in the C-direction cross section 1C (C-direction observation visual field plane 60) is 30 or more and the laminarity index LI C is 1.70 or more
  • the steel pipe has a yield strength of 862 MPa or more and excellent low-temperature toughness.
  • the number of intersections NT L is 43 and the number of intersections NL is 6.
  • the layered index LI L is 7.17.
  • Layered index LI C is in the C direction section 1C, which is an index indicating the degree of development of lamellar structure.
  • NT C and NC in the layer index LI C are defined as follows.
  • the length of the side extending in the C direction is 100 ⁇ m
  • the length of the side extending in the T direction is 100 ⁇ m.
  • a 100 ⁇ m square area is defined as a C-direction observation visual field plane 60.
  • the viewing direction surface 60 in the C direction includes the ferrite 10 and the martensite 20.
  • Lines T C1 to T C4 in FIG. 5 extend in the T direction, are arranged at equal intervals in the C direction, and divide the C-direction observation visual field plane 60 into five equal parts in the C direction.
  • the number of intersections (marked by “ ⁇ ” in FIG. 5) between the line segments T C 1 to T C 4 and the ferrite interface FB in the C-direction observation viewing plane 60 is defined as the number of intersections NT C (pieces).
  • the number of intersections NT C means the number of laminations of the ferrite 10 and the martensite 20 in the T direction per unit area in the cross section 1C in the C direction (C direction observation viewing plane 60).
  • Line segments C1 to C4 in FIG. 5 are line segments that extend in the C direction and are arranged at equal intervals in the C direction, and divide the C-direction observation visual field plane 60 into five equal parts in the T direction.
  • the number of intersections (indicated by “ ⁇ ” in FIG. 5) between the line segments C1 to C4 and the ferrite interface FB in the C-direction observation visual field plane 60 is defined as the number of intersections NC (pieces).
  • the laminar index LI C means the degree of development of the laminar structure in the C-direction cross section 1C (C-direction observation viewing plane 60).
  • the number of intersections NT C is 30 or more and the laminarity index LI C is 1.70 or more, it means that a sufficiently developed laminar structure is obtained in the cross section 1C in the C direction.
  • the intersection number NT L in the L cross section 1L is not less 38 or more, assuming that the layered index LI L is 1.80 or more, the seamless steel pipes the above-described chemical composition, the yield strength of at least 862MPa And excellent low-temperature toughness is obtained.
  • the number of intersections NT C is 36, and the number of intersections NC is 10.
  • the layered index LI C is 3.60.
  • the number of intersections NT L which means the number of stacked T direction of the ferrite 10 and martensite 20 per unit area in the L cross section 1L and 38 or more indicates a layered degree of ferrite 10 and martensite 20 the layered index LI L and 1.80 or more (satisfying the clogging formula (3)) as well as exchange which means the number of stacked T direction of the ferrite 10 and martensite 20 per unit area in the C direction section 1C scores NT C and more than 30, the layered index LI C showing the layered degree of martensite and ferrite is 1.70 or more (satisfying the clogging formula (4)).
  • the layered index LI C showing the layered degree of martensite and ferrite is 1.70 or more (satisfying the clogging formula (4)).
  • a carbonitride etc. mean the general term of nitride, carbide, or carbonitride.
  • the present inventors have determined the relationship between the Ti content, Nb content, Al content, N content, V content, C content, Mn content, and S content in the chemical composition and the lamellar structure.
  • the degree of development was examined.
  • the above chemical composition further satisfies the expression (1), the generation of a precipitate exhibiting a pinning effect (hereinafter referred to as pinning particles) can be sufficiently suppressed, and both the L-direction section 1L and the C-direction section 1C can be suppressed.
  • pinning particles a precipitate exhibiting a pinning effect
  • the above-mentioned chemical composition satisfies not only the formula (1) but also the following formula (2).
  • the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (2).
  • Solute S segregates at the grain boundaries and lowers hot workability. If S is fixed by Ca, solid solution S in steel is reduced, and hot workability can be improved.
  • the chemical composition of the seamless steel pipe also satisfies the formula (1), a layered structure satisfying the above (II-1) and (II-2) is obtained in the L direction section 1L, and further, the C direction section.
  • a layered structure satisfying (III-1) and (III-2) is obtained.
  • FIG. 6 shows that the content of each element in the chemical composition is within the above range, satisfies the formulas (1) and (2), and the number of intersection points NT L on the L-direction observation visual field plane is 38 or more.
  • the layered index LI L satisfies the equation (3) and the yield strength is 862 MPa or more.
  • the yield strength is 862 MPa or more, and a sufficiently developed layered structure is obtained in the 1 L section in the L direction, it is a diagram showing the relationship between the development degree of lamellar structure in cross section 1C (LI C) and low temperature toughness.
  • the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, and satisfies the formulas (1) and (2), and the (II-1) and (II-1) (II-2) satisfy the, in seamless steel pipe yield strength is not less than 862MPa, if a layered index LI C is less than 1.70 in the C direction observation field plane, the layered index LI C increases, -10 Absorbed energy at ° C increases sharply.
  • the layered index LI C is 1.70 or more, although the absorption energy at -10 ° C. the above 150 J, increasing cost of the absorbed energy at -10 ° C. with increasing layer index LI C is layered index LI C is less than in the case of less than 1.70. In other words, the layered index LI C has an inflection point at 1.70 vicinity.
  • the laminar index LI C is 1.70 or more, the number of intersections NT C is 30 or more.
  • FIG. 6 shows that in the seamless steel pipe having a yield strength of 862 MPa or more, not only the layered structure is sufficiently developed in the L-direction section 1L, but also the layered structure is sufficiently developed in the C-direction section 1C. This indicates that the low-temperature toughness is significantly increased.
  • the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, satisfies the formulas (1) and (2), and the number of intersections NT L on the L-direction observation visual field is 38 or more; in seamless steel pipe layered index LI L satisfies the equation (3), the number of intersections NT C and more than 30, and, by the layered index LI C is 1.70 or more, a yield strength of at least 862MPa to obtain In addition, excellent low-temperature toughness can be obtained.
  • the pipe axis direction of the seamless steel pipe is defined as the L direction
  • the thickness direction is defined as the T direction
  • the L direction and the direction perpendicular to the T direction are defined as the C direction
  • the microstructure has the following (I) to (III).
  • Line segments L1 to L4 are defined as line segments L1 to L4,
  • the number of intersections NT L which is the number of intersections between the line segments T L 1 to T L 4 and the ferrite interface, is 38 or more;
  • a number of intersections NL is the number of intersections between the ferrite interface between the line segments L1 ⁇ L4, wherein the number of intersections NT L satisfies the equation (3).
  • the number of intersections NT C which is the number of intersections between the line segments T C 1 to T C 4 and the ferrite interface, is 30 or more;
  • the intersection number NC is the number of intersections between the ferrite interface between the line segment C1 ⁇ C4, the a number of intersections NT C satisfies the equation (4).
  • the seamless steel pipe of [2] The seamless steel pipe according to [1],
  • the chemical composition is V: 0.01 to 0.20%.
  • the seamless steel pipe of [3] The seamless steel pipe according to [1] or [2],
  • the chemical composition is Co: 0.10 to 0.30%, and W: at least one selected from the group consisting of 0.02 to 2.00%.
  • the method for manufacturing a seamless steel pipe of [4] is as follows: Chemical composition In mass%, C: 0.050% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 0.01 to 0.20%, P: 0.025% or less, S: 0.0150% or less, Cu: 0.09 to 3.00%, Cr: 15.00 to 18.00%, Ni: 4.00 to 9.00%, Mo: 1.50 to 4.00%, Al: 0.040% or less, N: 0.0150% or less, Ca: 0.0010 to 0.0040%, Ti: 0.020% or less, Nb: 0.020% or less, V: 0 to 0.20%, Co: 0 to 0.30%, A heating step of holding a material consisting of W: 0 to 2.00% and the balance: Fe and impurities and satisfying the formulas (1) and (2) at a heating temperature T of 1200 to 1260 ° C.
  • X in the formula (A) is defined by the following formula (B).
  • X (T + 273) ⁇ ⁇ 20 + log (t) ⁇ (B)
  • T is the heating temperature (° C.) of the material
  • t is the holding time (hour) at the heating temperature T.
  • the section reduction rate Y (%) in the equation (A) is defined by the equation (C).
  • the method for manufacturing a seamless steel pipe of [5] is as follows: A method for producing a seamless steel pipe according to [4], The chemical composition is V: 0.01 to 0.20%.
  • the manufacturing method of the seamless steel pipe of [6] is as follows.
  • a method for producing a seamless steel pipe according to [4] or [5] The chemical composition is Co: 0.10 to 0.30%, and W: at least one selected from the group consisting of 0.02 to 2.00%.
  • the application of the seamless steel pipe according to the present embodiment is not particularly limited.
  • the seamless steel pipe of the present embodiment is widely applicable to applications requiring high strength and low-temperature toughness.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment can be used, for example, as a steel pipe for geothermal power generation or a steel pipe for chemical plant use.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment is particularly suitable for use as an oil well steel pipe. Seamless steel pipes for oil well applications are, for example, casings, tubing, drill pipes.
  • the chemical composition of the seamless steel pipe according to the present embodiment contains the following elements.
  • C 0.050% or less Carbon (C) is inevitably contained. That is, the C content is more than 0%. C increases the strength of the steel material. However, if the C content exceeds 0.050%, the hardness after tempering becomes too high and the low-temperature toughness is reduced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. When the C content exceeds 0.050%, retained austenite further increases. In this case, the yield strength tends to be low even when the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the C content is 0.050% or less.
  • the lower limit of the C content is not particularly limited. However, excessive reduction of the C content greatly increases refining costs in the steelmaking process.
  • a preferable lower limit of the C content is 0.001%, more preferably 0.002%, further preferably 0.003%, and further preferably 0.007%. %.
  • the preferred upper limit of the C content is 0.040%, and more preferably 0.030%.
  • Si Silicon
  • Si is inevitably contained. That is, the Si content is more than 0%. Si deoxidizes steel. However, if the Si content exceeds 0.50%, the low-temperature toughness and hot workability of the steel material deteriorate even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Si content is 0.50% or less.
  • the preferred lower limit of the Si content is not particularly limited. However, excessive reduction of the Si content greatly increases the refining cost of the steelmaking process. Therefore, in consideration of industrial production, a preferable lower limit of the Si content is 0.01%, more preferably 0.02%, and further preferably 0.10%. A preferred upper limit of the Si content is 0.45%, and more preferably 0.40%.
  • Mn 0.01 to 0.20%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel and desulfurizes steel. Mn further enhances the hot workability of the steel material. If the Mn content is less than 0.01%, these effects cannot be sufficiently obtained even if other element contents are within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.20%, Mn segregates at the grain boundary together with impurities such as P and S, even if other element contents are within the range of the present embodiment. In this case, the corrosion resistance in a high temperature environment decreases. Therefore, the Mn content is 0.01 to 0.20%. A preferred lower limit of the Mn content is 0.02%, more preferably 0.03%, and still more preferably 0.05%. A preferred upper limit of the Mn content is 0.18%, more preferably 0.15%, and further preferably 0.13%.
  • Phosphorus (P) is an unavoidable impurity. That is, the P content is more than 0%. P segregates at the grain boundaries and lowers the low-temperature toughness of the steel material. Therefore, the P content is 0.025% or less.
  • the preferable upper limit of the P content is 0.020%, and more preferably 0.015%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the P content greatly increases the refining cost of the steelmaking process. Therefore, in consideration of industrial production, a preferable lower limit of the P content is 0.001%, more preferably 0.002%.
  • S 0.0150% or less Sulfur (S) is an unavoidable impurity. That is, the S content is more than 0%. S segregates at the grain boundaries and lowers the low-temperature toughness and hot workability of the steel material. Therefore, the S content is 0.0150% or less.
  • the preferable upper limit of the S content is 0.0050%, more preferably 0.0030%, and further preferably 0.0020%.
  • the S content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the S content greatly increases the refining cost of the steelmaking process. Therefore, in consideration of industrial production, a preferable lower limit of the S content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, and further preferably 0.0003%.
  • Cu 0.09 to 3.00% Copper (Cu) increases the strength of the steel material by precipitation strengthening. Cu further enhances the corrosion resistance of the steel in high temperature environments. If the Cu content is less than 0.09%, these effects cannot be sufficiently obtained even if other element contents are within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Cu content exceeds 3.00%, the hot workability of the steel material decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Cu content is 0.09 to 3.00%.
  • the preferable lower limit of the Cu content is 0.10%, more preferably 0.20%, further preferably 0.80%, and further preferably 1.20%.
  • the preferred upper limit of the Cu content is 2.90%, more preferably 2.80%, and even more preferably 2.70%.
  • Chromium (Cr) enhances the corrosion resistance of steel in a high temperature environment. Specifically, Cr reduces the corrosion rate of steel in a high-temperature environment and increases the carbon dioxide corrosion resistance of the steel. If the Cr content is less than 15.00%, these effects cannot be sufficiently obtained even if other element contents are within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Cr content exceeds 18.00%, the ferrite in the steel increases, and the strength of the steel decreases, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Cr content is 15.00 to 18.00%. A preferred lower limit of the Cr content is 15.50%, more preferably 16.00%, and still more preferably 16.50%. The preferable upper limit of the Cr content is 17.80%, more preferably 17.50%, and further preferably 17.20%.
  • Ni 4.00 to 9.00%
  • Nickel (Ni) increases the strength of the steel material. Ni further enhances corrosion resistance in high temperature environments. If the Ni content is less than 4.00%, these effects cannot be sufficiently obtained even if other element contents are within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Ni content exceeds 9.00%, residual austenite is likely to be excessively generated even when the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Ni content is 4.00 to 9.00%.
  • a preferred lower limit of the Ni content is 4.20%, more preferably 4.40%, and further preferably 4.80%.
  • the preferable upper limit of the Ni content is 8.70%, more preferably 8.00%, further preferably 7.00%, and further preferably 6.00%.
  • Mo 1.50 to 4.00%
  • Molybdenum (Mo) enhances the hardenability of steel. Mo further generates fine carbides and increases the tempering softening resistance of the steel material. As a result, Mo enhances the corrosion resistance of the steel material by high-temperature tempering. If the Mo content is less than 1.50%, these effects cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mo content exceeds 4.00%, these effects are saturated even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Mo content is 1.50 to 4.00%. A preferred lower limit of the Mo content is 1.60%, more preferably 1.70%, and still more preferably 1.80%. The preferable upper limit of the Mo content is 3.80%, more preferably 3.50%, and further preferably 3.20%.
  • Al 0.040% or less Aluminum (Al) is inevitably contained. That is, the Al content is more than 0%. Al deoxidizes steel. However, if the Al content exceeds 0.040%, AlN is excessively generated even if other element contents are within the range of the present embodiment. Since AlN is a pinning particle, the formation of a layered structure in the L-direction section 1L and / or the C-direction section 1C is suppressed. Further, coarse oxide-based inclusions are generated. Coarse oxide inclusions decrease the toughness of the steel material. Therefore, the Al content is 0.040% or less. A preferred lower limit of the Al content is 0.001%, more preferably 0.005%, and still more preferably 0.010%. The preferred upper limit of the Al content is 0.035%, and more preferably 0.032%. In addition, the Al content referred to in this specification is “acid-soluble Al”, that is, sol. It means the content of Al.
  • N 0.0150% or less Nitrogen (N) is inevitably contained. That is, N is more than 0%. N forms a solid solution to increase the strength of the steel material. However, if the N content exceeds 0.0150%, AlN is excessively generated even if other element contents are within the range of the present embodiment. Since AlN is a pinning particle, the formation of a layered structure in the L-direction section 1L and / or the C-direction section 1C is suppressed. Further, coarse nitrides are formed, and the corrosion resistance of the steel material is reduced. Therefore, the N content is 0.0150% or less. Excessive reduction of the N content greatly increases the refining costs of the steelmaking process.
  • a preferable lower limit of the N content is 0.0001%.
  • a preferable lower limit of the N content for more effectively obtaining the above effects is 0.0020%, more preferably 0.0040%, and further preferably 0.0050%.
  • a preferred upper limit of the N content is 0.0140%, and more preferably 0.0130%.
  • Ca 0.0010-0.0040% Calcium (Ca) combines with S in the steel material to form sulfides and reduce solid solution S. Thereby, the hot workability of the steel material is enhanced. If the Ca content is less than 0.0010%, this effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0040%, even if the other element content is within the range of the present embodiment, a coarse oxide is generated and the corrosion resistance of the steel material is reduced. Therefore, the Ca content is 0.0010 to 0.0040%. A preferred lower limit of the Ca content is 0.0012%, more preferably 0.0014%, and further preferably 0.0016%. A preferred upper limit of the Ca content is 0.0036%, more preferably 0.0034%.
  • Ti 0.020% or less
  • Ti titanium
  • Ti is inevitably contained. That is, the Ti content is more than 0%.
  • Ti combines with nitrogen (N) and / or carbon (C) to form nitrides, carbides, or carbonitrides (ie, carbonitrides, etc.).
  • N nitrogen
  • C carbon
  • Ti carbonitride or the like refines crystal grains by a pinning effect and increases the toughness of the steel material.
  • Ti carbonitride and the like hinder the elongation of the ferrite in the L and / or C directions due to the pinning effect. As a result, a desired layered structure cannot be obtained.
  • the Ti content is 0.020% or less.
  • the preferable upper limit of the Ti content is 0.018%, more preferably 0.015%, further preferably 0.010%, and further preferably 0.005%. It is preferable that the Ti content be as low as possible. However, excessive reduction of the Ti content may increase manufacturing costs. Therefore, a preferable lower limit of the Ti content is 0.001%.
  • Nb 0.020% or less
  • Nb niobium
  • Nb niobium
  • Nb niobium
  • C carbon
  • Nb carbonitride or the like refines crystal grains by a pinning effect and increases the toughness of the steel material.
  • Nb carbonitride and the like hinder the elongation of the ferrite in the L direction and / or the C direction due to the pinning effect. As a result, a desired layered structure cannot be obtained.
  • the Nb content exceeds 0.020%, even if the other element content is within the range of the present embodiment, both of the formulas (3) and (4) are caused by the pinning effect of Nb carbonitride or the like. A layered structure that satisfies the above condition cannot be obtained. As a result, the low-temperature toughness of the seamless steel pipe decreases. Therefore, the Nb content is 0.020% or less.
  • the preferable upper limit of the Nb content is 0.018%, more preferably 0.015%, further preferably 0.010%, and further preferably 0.005%.
  • the Nb content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the Nb content may increase manufacturing costs. Therefore, a preferable lower limit of the Nb content is 0.001%.
  • the balance of the chemical composition of the seamless steel pipe according to the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are those that are mixed in from the ore, scrap, or the production environment as a raw material when industrially producing a seamless steel pipe, and adversely affect the seamless steel pipe according to the present embodiment. Means that it is acceptable within a certain range.
  • the chemical composition of the above-mentioned seamless steel pipe may further contain V instead of a part of Fe.
  • V Vanadium
  • V is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%. When contained, V forms a carbonitride or the like to increase the strength of the steel material. However, if the V content exceeds 0.20%, the V carbonitride exhibits a pinning effect at the time of piercing rolling even if other element contents are within the range of the present embodiment, and the ferrite content is increased. In the L direction and / or the C direction. As a result, a desired layered structure cannot be obtained.
  • V content exceeds 0.20%, a pinning effect of V carbonitride or the like is exerted, so that a layered structure satisfying both Expressions (3) and (4) cannot be obtained. As a result, the low-temperature toughness of the seamless steel pipe decreases. If the V content exceeds 0.20%, carbonitrides and the like are further coarsened, and the toughness of the steel material is reduced. Therefore, the V content is 0 to 0.20%.
  • a preferred lower limit of the V content is more than 0%, and more preferably 0.01%.
  • the preferred upper limit of the V content is less than 0.20%, more preferably 0.15%, and still more preferably 0.10%.
  • the chemical composition of the seamless steel pipe described above may further include one or more selected from the group consisting of Co and W instead of a part of Fe. These elements are all optional elements. These elements form a corrosion coating on the surface of the seamless steel pipe in a high-temperature environment, and this corrosion coating suppresses hydrogen from entering the inside of the seamless steel pipe. Thereby, these elements increase the corrosion resistance of the seamless steel pipe.
  • Co is an optional element and need not be contained. That is, the Co content may be 0%.
  • Co forms a corrosion coating on the surface of a steel material (seamless steel pipe) in a high temperature environment. This suppresses intrusion of hydrogen into the steel material. Therefore, the corrosion resistance of the steel material increases. The above effect can be obtained to some extent if Co is contained even a little. However, if the Co content exceeds 0.30%, the hardenability of the steel material is reduced and the strength of the steel material is reduced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Co content is 0 to 0.30%.
  • a preferred lower limit of the Co content is more than 0%, more preferably 0.01%, further preferably 0.10%, more preferably 0.12%, and still more preferably 0.14%. It is.
  • the preferable upper limit of the Co content is 0.29%, more preferably 0.28%, and further preferably 0.27%.
  • W 0-2.00% Tungsten (W) is an optional element and need not be contained. That is, the W content may be 0%. When contained, W forms a corrosion coating on the surface of a steel material (seamless steel pipe) in a high-temperature environment. This suppresses intrusion of hydrogen into the steel material. Therefore, the corrosion resistance of the steel material increases. The above effect can be obtained to some extent if W is contained at all. However, if the W content exceeds 2.00%, coarse carbides are generated in the steel material even if other element contents are within the range of the present embodiment, and the corrosion resistance of the steel material is reduced. Therefore, the W content is 0 to 2.00%.
  • a preferable lower limit of the W content is more than 0%, more preferably 0.01%, further preferably 0.02%, and further preferably 0.03%.
  • a preferable upper limit of the W content is 1.80%, more preferably 1.50%, further preferably 1.00%, further preferably 0.50%, and still more preferably 0.40%. %.
  • F1 156Al + 18Ti + 12Nb + 11Mn + 5V + 328.125N + 243.75C + 12.5S.
  • F1 is an index relating to the amount of precipitates (pinning particles) that exhibit a pinning effect when the content of each element in the chemical composition is within the above range.
  • MnS such as Ti carbonitride, Nb carbonitride, Al nitride, V carbonitride, etc.
  • MnS may all be generated as fine precipitates (pinning particles) that act as a pinning effect.
  • F1 exceeds 12.5
  • pinning particles are excessively generated.
  • the stretching of the ferrite grains in the L direction and / or the C direction during piercing and rolling is suppressed by the pinning particles.
  • a layered structure cannot be obtained in the section in the L direction, or a layered structure cannot be obtained in the section in the C direction.
  • Expression (3) and Expression (4) cannot be compatible.
  • F1 is 12.4, more preferably 12.3, and still more preferably 12.0.
  • F1 is a value obtained by rounding off the second decimal place of the obtained value (that is, the value of the first decimal place).
  • the hot workability be excellent. If the hot workability is excellent, surface defects are less likely to occur in the manufacturing process. Surface flaws are the starting point of destruction. Therefore, if the hot workability is excellent, a decrease in low-temperature toughness can be suppressed.
  • F2 Ca / S is defined. If F2 is less than 4.0, the Ca content with respect to the S content in the steel material will be insufficient. Therefore, sufficient hot workability cannot be obtained in the process of manufacturing a seamless steel pipe having a layered structure satisfying both the expressions (3) and (4) in the present embodiment. When F2 is 4.0 or more, the Ca content relative to the S content in the steel material is sufficient. Therefore, Ca sufficiently fixes S, and excellent hot workability is obtained.
  • F2 is 4.1, more preferably 4.2, and still more preferably 4.5.
  • F2 is a value obtained by rounding off the second decimal place of the obtained value (that is, the value of the first decimal place).
  • the microstructure of the seamless steel pipe according to the present embodiment satisfies the following (I) to (III).
  • Four line segments dividing the L-direction observation visual field plane into five equal parts in the T direction are defined as line segments L1 to L4.
  • the interface between ferrite and martensite is defined as a ferrite interface.
  • the line segment T L 1 ⁇ T L 4 and the intersection number NT L is the number of intersections of the ferrite interface is 38 or more.
  • the number of intersections NL is the number of intersections between the line segment L1 ⁇ L4 ferrite interface, and the number of intersections NT L, satisfies the equation (3).
  • the number of intersections NT C which is the number of intersections between the line segments T C 1 to T C 4 and the ferrite interface is 30 or more.
  • the number of intersections NL which is the number of intersections between the line segments L1 to L4 and the ferrite interface, and the number of intersections NT C satisfy Expression (4).
  • the microstructure of the seamless steel pipe of this embodiment contains ferrite and martensite in a total volume ratio of 80% or more, and the balance is made of retained austenite.
  • martensite includes tempered martensite.
  • a preferred lower limit of the total volume ratio of ferrite and martensite is 82%, more preferably 85%, further preferably 90%, more preferably 92%, and still more preferably 95%, More preferably, it is 97%, and most preferably, it is 100%.
  • phase other than ferrite and martensite are retained austenite.
  • the volume fraction of retained austenite is less than 20%.
  • the preferred upper limit of the volume fraction of retained austenite is 18%, more preferably 15%, more preferably 10%, more preferably 8%, further preferably 5%, and still more preferably 3%. %, And most preferably 0%. Note that a small amount of retained austenite increases low-temperature toughness. Therefore, if the volume ratio is less than 20%, the microstructure may include retained austenite. Retained austenite may not be included.
  • the microstructure of the seamless steel pipe according to the present embodiment may contain precipitates and inclusions such as carbonitrides in addition to ferrite, martensite, and retained austenite.
  • precipitates and inclusions such as carbonitrides in addition to ferrite, martensite, and retained austenite.
  • the total volume fraction of precipitates and inclusions is negligibly small compared to the volume fractions of ferrite, martensite, and retained austenite. Therefore, in this specification, when calculating the total volume ratio of ferrite and martensite by the method described below, the total volume ratio of precipitates and inclusions is ignored.
  • the preferred volume fraction of ferrite in the microstructure is 10 to 40%.
  • a preferable lower limit of the volume ratio of ferrite is 12%, more preferably 14%, and further preferably 16%.
  • the preferable upper limit of the volume ratio of ferrite is 38%, more preferably 36%, and further preferably 34%.
  • the total volume ratio of ferrite and martensite is determined by the following method. Specifically, a sample is collected from the center position of the wall thickness of the seamless steel pipe.
  • the size of the sample is not particularly limited as long as the following X-ray diffraction method can be performed, but an example of the sample size is 15 mm in the L direction, 2 mm in the T direction, and a direction perpendicular to the L and T directions (C direction). 15 mm.
  • V ⁇ 100 / ⁇ 1+ (I ⁇ ⁇ R ⁇ ) / (I ⁇ ⁇ R ⁇ ) ⁇ (5)
  • I ⁇ is the integrated intensity of the ⁇ phase.
  • R ⁇ is the crystallographic theoretical calculation value of the ⁇ phase.
  • I ⁇ is the integrated intensity of the ⁇ phase.
  • R ⁇ is a crystallographic theoretical calculation value of the ⁇ phase.
  • R ⁇ on the (200) plane of the ⁇ phase is 15.9
  • R ⁇ on the (211) plane of the ⁇ phase is 29.2
  • R ⁇ on the (200) plane of the ⁇ phase is 35. 5.
  • R ⁇ on the (220) plane of the ⁇ phase is 20.8, and R ⁇ on the (311) plane of the ⁇ phase is 21.8.
  • the total volume ratio (%) of ferrite and martensite in the microstructure is determined by the following equation (6).
  • Total volume fraction of ferrite and martensite 100-volume fraction of retained austenite (6)
  • the value of the first decimal place of the total volume ratio of ferrite and martensite obtained by the above method is rounded off.
  • FIG. 4 is a schematic view showing an example of the L-direction observation visual field plane 50.
  • four line segments that divide the L-direction observation visual field plane 50 into five equal parts in the L direction are defined as line segments T L1 to T L4 .
  • four line segments dividing the L-direction observation visual field plane 50 into five equal parts in the T direction are defined as line segments L1 to L4.
  • an interface between the ferrite 10 and the martensite 20 is defined as a ferrite interface FB.
  • Form of lamellar structure in the L direction observation field plane 50 (intersection number NT L and NT L / NL) is measured by the following method.
  • a sample having a cross section 1L (observation surface) in the L direction including the L direction and the T direction is taken at the center of the thickness of the seamless steel pipe.
  • the size of the L-direction cross section 1L is not particularly limited as long as a later-described L-direction observation visual field surface 50 can be secured.
  • the L direction cross section 1L is, for example, L direction: 5 mm ⁇ T direction: 5 mm. At this time, a sample is collected so that the center position in the T direction of the L-direction cross section 1L substantially matches the center position in the T direction (wall thickness direction) of the seamless steel pipe.
  • 1 L of the cross section in the L direction is mirror-polished.
  • the mirror-polished 1 L section in the L direction is immersed in a virella etchant (a mixed solution of nitric acid, hydrochloric acid and glycerin) for 10 seconds to reveal the structure by etching.
  • the center position of the etched L-direction cross section 1L is observed using an optical microscope.
  • This observation viewing plane is defined as “L-direction observation viewing plane” 50.
  • the ferrite 10 and the martensite 20 can be distinguished based on the contrast.
  • L-direction observation visual field plane 50 includes ferrite 10 (white area in the figure) and martensite 20 (hatched area in the figure). As described above, those skilled in the art can distinguish ferrite and martensite from the etched L-direction observation visual field plane 50 by contrast.
  • Line segments extending in the T direction and arranged at equal intervals in the L direction on the L direction observation visual field surface 50 and dividing the L direction observation visual field surface 50 into five equal parts in the L direction are referred to as line segments T L 1 to T L 4.
  • the number of intersections (indicated by “ ⁇ ” in FIG. 4) between the line segments T L 1 to T L 4 and the ferrite interface FB in the L-direction observation visual field plane 50 is defined as the number of intersections NT L (pieces). I do.
  • line segments extending in the L direction and arranged at equal intervals in the T direction of the L direction observation visual field surface 50 and dividing the L direction observation visual field surface 50 into five equal parts in the T direction (thickness direction) are represented by line segments L1 to L1. Defined as L4. The number of intersections (indicated by “ ⁇ ” in FIG. 4) between the line segments L1 to L4 and the ferrite interface in the L-direction observation viewing plane 50 is defined as the number of intersections NL (pieces).
  • Microstructure of a seamless steel tube according to the present embodiment in the L direction observation field plane 50, number of intersections NT L is at 38 or more, and has a lamellar structure in which the layered index LI L satisfies the equation (3).
  • Layered index LI L NT L /NL ⁇ 1.80
  • ten L-direction observation visual field planes 50 are selected from arbitrary positions.
  • each L direction observation field plane 50 by the methods described above, obtaining the number of intersections NT L and layered index LI L.
  • the arithmetic mean value of number of intersections NT L obtained in 10 positions defined as the number of intersections NT L in the L-direction observation field plane of a seamless steel pipe of the present embodiment.
  • the arithmetic mean value of the layered index LI L obtained in 10 positions defined as layered index LI L in the L-direction observation field plane of a seamless steel pipe of the present embodiment.
  • Layered index LI L means the development degree of lamellar structure in the L direction observation field plane.
  • the number of intersections NT L is 38 or more and the laminarity index L IL is 1.80 or more
  • the cross section 1L in the L direction is obtained. Means that a well-developed layered tissue has been obtained.
  • a plane parallel to the C direction and the T direction is defined as a C direction cross section 1C.
  • a square cross section that is located at the center position of the thickness of the seamless steel pipe the length of the side extending in the C direction is 100 ⁇ m, and the length of the side extending in the T direction is 100 ⁇ m, Defined as the C-direction observation visual field plane 60.
  • the direction C can be regarded as a straight line.
  • FIG. 5 is a schematic diagram illustrating an example of the C-direction observation visual field plane 60.
  • four line segments that divide the C-direction observation visual field plane 60 into five equal parts in the C direction are defined as line segments T C1 to T C4 .
  • four line segments that divide the C-direction observation visual field plane 60 into five equal parts in the T direction are defined as line segments C1 to C4.
  • the interface between ferrite and martensite is defined as a ferrite interface FB.
  • the C-direction observation visual field 60 further has the following items (III- Satisfies 1) and (III-2).
  • III-1 The number of intersections NT C, which is the number of intersections between the line segments T C 1 to T C 4 and the ferrite interface, is 30 or more.
  • III-2) and the number of intersections NC is the number of intersections between the line segment C1 ⁇ C4 and the ferrite interface, and the number of intersections NT C, satisfies the equation (4).
  • the morphology (number of intersections NT C and NT C / NC) of the layered structure on the C-direction observation visual field plane 60 is measured by the following method.
  • a sample having a C-direction cross section including the C direction and the T direction at the center of the thickness of the seamless steel pipe is collected.
  • the size of the C-direction cross section 1C is not particularly limited as long as a C-direction observation visual field surface 60 described later can be secured.
  • the size of the cross section 1C in the C direction is, for example, 5 mm in the C direction ⁇ 5 mm in the T direction.
  • the sample is collected such that the center position in the T direction of the cross section in the C direction substantially coincides with the center position in the T direction (wall thickness direction) of the seamless steel pipe.
  • the cross section 1C in the C direction is mirror-polished.
  • the mirror-polished cross section 1C in the C direction is immersed in a virella etchant for 10 seconds to reveal the structure by etching.
  • the center position of the etched cross section 1C in the C direction is observed using an optical microscope.
  • Line segments extending in the T direction and arranged at equal intervals in the L direction on the C direction observation field surface 60 and dividing the L direction observation field surface 50 into five equal parts in the C direction are referred to as line segments T C1 to T C4.
  • the number of intersections (indicated by “ ⁇ ” in FIG. 5) between the line segments T C 1 to T C 4 and the ferrite interface FB in the C direction observation visual field plane 60 is defined as the number of intersections NT C (pieces). I do.
  • line segments extending in the C direction and arranged at equal intervals in the T direction of the C direction observation visual field plane 60 and dividing the C direction observation visual field plane 60 into five equal parts in the T direction (thickness direction) are represented by line segments C1 to C1. Defined as C4.
  • the number of intersections (indicated by “ ⁇ ” in FIG. 5) between the line segments C1 to C4 and the ferrite interface in the C-direction observation visual field plane 60 is defined as the number of intersections NC (pieces).
  • the microstructure of the seamless steel pipe according to the present embodiment is such that while the L-direction observation visual field 50 satisfies the above (II-1) and (II-2), the C-direction observation visual field 60 has a number of intersections NT C is 30 or more, and has a lamellar structure in which the layered index LI C satisfies the equation (4).
  • Layering index LI C NT C /NC ⁇ 1.70 (4)
  • ten C-direction observation visual field planes 60 are selected from arbitrary positions.
  • the number of intersections NT C and the layered index LI C are obtained by the above-described method.
  • the arithmetic mean value of the number of intersections NT C obtained at 10 locations is defined as the number of intersections NT C on the C-direction observation visual field plane 60 of the seamless steel pipe of the present embodiment.
  • the arithmetic mean value of the laminar indices LI C obtained at ten locations is defined as the laminar indices LI C of the seamless steel pipe of the present embodiment in the C-direction observation visual field plane 60.
  • the laminar index LI C means the degree of development of the laminar structure on the C-direction observation visual field. Number of intersections NT L in the L direction observation field plane 50 is not less 38 or more, the layered index LI L is not less 1.80 or more, further, number of intersections NT C in C direction observation field plane 60 is 30 or more There, when the layered index LI C is 1.70 or more, the seamless steel pipes the above-described chemical composition satisfying the formula (1) and (2), not only L cross section 1L, also in C cross section 1C Means that a well-developed layered tissue has been obtained.
  • the seamless steel pipe of the present embodiment has a chemical composition that satisfies the formulas (1) and (2), and further has a microstructure in which the number of intersections NT L on the L-direction observation visual plane 50 is 38. and the FOB, layered index LI L is not less 1.80 or more, further, number of intersections NT C in C direction observation field plane 60 is 30 or more, is layered index LI C 1.70 or more. Therefore, the seamless steel pipe of the present embodiment can achieve both a yield strength of 862 MPa or more and excellent low-temperature toughness.
  • the lower limit of the number of intersections NT L is preferably 39, more preferably 40, more preferably 41, more preferably 55, and even more preferably 58. And more preferably 60.
  • the upper limit of the number of intersections NT L is not particularly limited, for example, 150.
  • a preferable lower limit of the layered index LI L is 1.82, still more preferably 1.84, still more preferably 1.86, more preferably 1.88, further It is preferably 1.90, more preferably 1.92, further preferably 2.10, more preferably 2.50, further preferably 2.64, and still more preferably 3.00. It is.
  • the upper limit of the layered index LI L is not particularly limited, for example, it is 10.0.
  • the lower limit of the number of intersections NT C is preferably 32, more preferably 34, more preferably 36, more preferably 40, and even more preferably 45. , More preferably 50, and even more preferably 54.
  • the upper limit of the number of intersections NT C is not particularly limited, but is, for example, 150.
  • a preferable lower limit of the layered index LI C is 1.75, still more preferably 1.78, still more preferably 1.80, more preferably 1.82, further It is preferably 1.85, more preferably 1.88, further preferably 1.90, further preferably 1.95, more preferably 1.98, and still more preferably 2.00. And more preferably 2.25.
  • the upper limit of the layered index LI C is not particularly limited, for example, it is 10.0.
  • the thickness of the seamless steel pipe according to the present embodiment is not particularly limited. When a seamless steel pipe is used for oil well applications, the preferred wall thickness is between 5.0 and 60.0 mm.
  • the yield strength of the steel material according to the present embodiment is 862 MPa or more.
  • the yield strength referred to in the present specification means a 0.2% offset proof stress (MPa) obtained by a tensile test in the air at normal temperature (20 ⁇ 15 ° C.) in accordance with ASTM E8 / E8M-16a.
  • the upper limit of the yield strength of the seamless steel pipe of the present embodiment is not particularly limited. However, in the case of the above-mentioned chemical composition, the upper limit of the yield strength of the seamless steel pipe of the present embodiment is, for example, 1000 MPa.
  • the preferred upper limit of the yield strength of the seamless steel pipe of the present embodiment is 990 MPa, and more preferably 988 MPa. More preferably, the yield strength of the seamless steel pipe according to this embodiment is of the order of 125 ksi, specifically, 862 to 965 MPa.
  • the yield strength of the seamless steel pipe according to the present embodiment is determined by the following method.
  • a round bar tensile test piece is collected from the center of the wall thickness.
  • the diameter of the parallel portion of the round bar tensile test piece is 4 mm, and the length of the parallel portion is 35 mm.
  • the longitudinal direction of the parallel portion of the round bar tensile test piece is parallel to the L direction.
  • the center position of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the round bar tensile test piece is made to substantially coincide with the center position of the wall thickness.
  • a tensile test is performed at room temperature (20 ⁇ 15 ° C.) in the air in accordance with ASTM No. E8 / E8M-16a.
  • the 0.2% offset proof stress obtained by the test is defined as the yield strength (MPa).
  • the seamless steel pipe of the present embodiment not only has a high yield strength as described above, but also has excellent low-temperature toughness. Specifically, in the seamless steel pipe of the present embodiment, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. obtained by performing the Charpy impact test based on ASTM A370-18 is 150 J or more.
  • the low-temperature toughness of the seamless steel pipe of this embodiment is determined by the following method. From the center of the wall thickness of the seamless steel pipe, the API 5CRA / ISO13680 ⁇ TABLE ⁇ A. A V-notch test piece according to 5 is collected. Using a test piece, a Charpy impact test is performed in accordance with ASTM No. A370-18, and the absorbed energy (J) at ⁇ 10 ° C. is determined.
  • An example of the method for manufacturing a seamless steel pipe of the present embodiment includes a heating step, a piercing and rolling step, a drawing and rolling step, and a heat treatment step.
  • the elongation rolling step is an optional step and need not be performed.
  • each manufacturing process will be described.
  • the material having the above-mentioned chemical composition is heated at 1200 to 1260 ° C.
  • the material may be manufactured and prepared, or may be prepared by purchasing from a third party.
  • a molten steel having the above chemical composition is manufactured.
  • the material is manufactured by casting using molten steel.
  • a slab slab, bloom, or billet
  • An ingot may be manufactured by using a molten steel by an ingot-making method.
  • a billet may be manufactured by subjecting a slab, bloom or ingot manufactured by casting to slab rolling. The material is manufactured through the above steps.
  • the prepared material is held at a heating temperature T of 1200 to 1260 ° C. for a holding time t (time).
  • a heating temperature T corresponds to the furnace temperature (° C.) of the heating furnace.
  • the holding time t (time) at the heating temperature T is, for example, 1.0 hour to 10.0 hours.
  • the heating temperature T is less than 1200 ° C., the hot workability of the material is too low, so that surface defects easily occur in the material during piercing and subsequent elongation rolling.
  • the heating temperature T is 1200 to 1260 ° C., on the premise that the conditions of each step described later are satisfied, a layered structure satisfying the formulas (3) and (4) is obtained in the microstructure of the manufactured seamless steel pipe. can get.
  • Punch rolling is performed on the heated material to produce a hollow shell. Specifically, the material is pierced and rolled using a piercing machine.
  • the punch includes a pair of inclined rolls and a plug. A pair of inclined rolls are arranged around the pass line. The plug is located between the pair of inclined rolls and on the pass line.
  • the pass line is a line through which the central axis of the material passes during piercing and rolling.
  • the inclined roll may be of a barrel type or a cone type.
  • piercing and rolling are performed so as to satisfy (A).
  • X in the formula (A) is a heating condition parameter.
  • the heating condition parameter X is defined by the following equation (B).
  • X (T + 273) ⁇ ⁇ 20 + log (t) ⁇ (B)
  • T in the formula (B) is a heating temperature (° C.)
  • t is a holding time (hour) at the heating temperature T.
  • Y in the formula (A) is a cross-section reduction rate in the drilling machine.
  • the cross-sectional reduction rate Y in the piercing machine does not include the cross-sectional reduction rate in elongation rolling after piercing rolling in the piercing machine.
  • the section reduction rate Y (%) in the drilling machine is defined by Expression (C).
  • Y ⁇ 1- (Cross-sectional area perpendicular to tube axis direction of pipe after piercing / rolling / cross-sectional area perpendicular to pipe axis direction of raw material before piercing and rolling) ⁇ ⁇ 100 (C)
  • the layered structure having a cross section 1L in the L direction is sufficiently developed (that is, the above (II-1) and (II-2) ))
  • a layered structure having a cross section 1C in the C direction sufficiently (that is, satisfy the above (III-1) and (III-2)) by heating in piercing and rolling with a piercing machine.
  • the relationship between the temperature T, the holding time t, and the cross-sectional reduction rate Y in the drilling machine is important. Unless an appropriate reduction is applied to a material heated under appropriate heating conditions by a punch, the reduction cannot be sufficiently penetrated into the inside of the material.
  • the layered structure in the cross section in the C direction can be sufficiently developed by heating conditions and piercing and rolling conditions in piercing and rolling by a piercing machine.
  • the steps after the piercing rolling do not contribute much to the development of the layered structure in the C-direction cross section.
  • the above-mentioned FA is an index of heating conditions and piercing rolling conditions in the piercing and rolling step for sufficiently developing the layered structure of not only the L-direction section 1L but also the C-direction section 1C. If the FA is 1720 or more, the piercing and rolling conditions are inappropriate for the material heated to 1200 to 1260 ° C. In this case, particularly, the layered structure of the seamless steel pipe at the cross section 1C in the C direction is not sufficiently developed. Specifically, in the C-direction observation visual field plane 60, the number of intersections NT C becomes less than 30, or NT C / NL becomes less than 1.70.
  • the layered structure not only in the C-direction section 1C but also in the L-direction section 1L of the seamless steel pipe may not be sufficiently developed.
  • number of intersections NT L is or becomes less than 38, NT C / NL in some cases or is less than 1.80.
  • the piercing and rolling conditions are appropriate. Therefore, the material heated under appropriate heating conditions can be pierced and rolled at an appropriate cross-sectional reduction rate in a piercing machine. Therefore, the layered structure is sufficiently developed in both the L-direction section 1L and the C-direction section 1C of the seamless steel pipe, assuming that the conditions of each step described later are satisfied.
  • the number of intersections NT L becomes 38 or more
  • NT C / NL becomes 1.80 or more.
  • the number of intersections NT C becomes 30 or more
  • NT C / NL becomes 1.70 or more.
  • the lower limit of FA is not particularly limited, but the lower limit of FA is preferably 1600, more preferably 1620, further preferably 1630, further preferably 1640, and further preferably 1650.
  • the preferred upper limit of FA is 1715, more preferably 1710, further preferably 1705, and still more preferably 1695.
  • the material since the chemical composition of the material satisfies the formula (2), the material has excellent hot workability. Therefore, even if the material is pierced and rolled under the condition satisfying the expression (A), generation of surface flaws can be sufficiently suppressed.
  • the temperature of the tube immediately after piercing and rolling is, for example, 1050 ° C or higher, more preferably 1060 ° C, and further preferably 1100 ° C or higher. That is, the above equation (A) shows the heating conditions and the piercing and rolling conditions in the piercing and rolling step when the raw material temperature immediately after the piercing and rolling is 1050 ° C. or higher.
  • the tube temperature immediately after piercing and rolling can be measured by the following method.
  • a thermometer is arranged on the exit side of the drilling machine.
  • the surface temperature of the tube after piercing and rolling is measured by a thermometer on the outlet side of the piercing machine.
  • the surface temperature distribution in the tube axis direction (longitudinal direction) of the raw tube is obtained by measuring the temperature.
  • the average of the obtained surface temperature distribution is defined as the tube temperature (° C.) after piercing and rolling.
  • the heating condition parameter X is not particularly limited as long as it is within the range of the above formula (A).
  • a preferred lower limit of the heating condition parameter X is 29500, and more preferably 29700.
  • the preferable upper limit of the heating condition parameter X is 31500, more preferably 31200.
  • a preferable cross-sectional reduction rate Y in piercing rolling is 25 to 80%.
  • the more preferable lower limit of the cross-sectional reduction rate Y in the piercing rolling is 30%, more preferably 35% or more.
  • a more preferable upper limit of the cross-sectional reduction rate Y in the piercing rolling is 75%.
  • the permeability of the drilling machine into the material (base tube) is much greater than the permeability of the mandrel mill or sizer mill in the downstream process. Therefore, among the layered structures of the L-direction cross section 1L and the C-direction cross section 1C of the seamless steel pipe, the layered structure of the C-direction cross section 1C in particular satisfies the formula (A) by the piercing and rolling step satisfying the formula (A). -1) and (III-2) can be satisfied.
  • the layered structure in the L-direction cross section is (II-1) and (II) even if the reduction in the area is increased in the elongating and rolling process even if the reduction is increased. It is difficult to manufacture a seamless steel pipe that satisfies -2) and has a microstructure in which the layered structure in the cross section in the C direction satisfies (III-1) and (III-2).
  • the elongation rolling step may not be performed.
  • elongation rolling is performed on the raw tube manufactured in the piercing rolling step.
  • the elongation rolling is performed using an elongation rolling mill.
  • the elongation rolling mill includes a plurality of roll stands arranged in a row from upstream to downstream along a pass line. Each roll stand includes a plurality of rolling rolls.
  • the elongation mill is, for example, a mandrel mill.
  • the mandrel bar into the tube is advanced on the pass line of the elongation rolling mill, and elongation rolling is performed. After elongation rolling, the mandrel bar inserted into the raw tube is pulled out.
  • the cross-sectional reduction rate in elongation rolling is, for example, 10 to 70%.
  • the tube temperature immediately after the completion of elongation rolling is, for example, 980 to 1000 ° C.
  • the tube temperature immediately after the completion of elongation rolling can be measured by the following method. A thermometer is arranged on the outlet side of a stand for rolling down the raw tube at the end of the elongating mill.
  • the surface temperature of the raw tube after elongation rolling is measured by a thermometer on the outlet side of the stand that finally lowers the raw tube.
  • the surface temperature distribution in the tube axis direction of the raw tube is obtained by measuring the temperature.
  • the average of the obtained surface temperature distribution is defined as the tube temperature (° C.) immediately after the completion of the elongation rolling.
  • the constant diameter rolling step may be performed on the raw tube after the elongation rolling step, if necessary. That is, the constant diameter rolling step may not be performed.
  • the constant diameter rolling mill includes a plurality of roll stands arranged in a line from upstream to downstream along a pass line. Each roll stand includes a plurality of rolling rolls.
  • the constant diameter rolling mill is, for example, a sizer or a stretch reducer.
  • the piercing rolling step, the elongating rolling step, and the constant diameter rolling step are defined as a “pipe forming step”.
  • the cumulative cross-sectional reduction rate in the pipe making process is, for example, 30 to 90%.
  • the method of cooling the raw tube after the piercing rolling step, the elongating rolling step, or the constant diameter rolling step is not particularly limited.
  • the raw tube may be air-cooled.
  • directly quenching after the piercing and rolling process, after the elongating and rolling process, or after the sizing and rolling process May be.
  • the raw tube may be reheated, and then quenching may be performed.
  • the heat treatment step After the elongation rolling step or the constant diameter rolling step, the heat treatment step is performed.
  • the heat treatment step includes a quenching step and a tempering step.
  • the quenching step a known quenching is performed on the raw tube.
  • the quenching temperature is 850 to 1150 ° C.
  • the microstructure of the tube becomes a two-phase structure of austenite and ferrite.
  • the quenching may be performed by direct quenching after the piercing and rolling step, immediately after the elongation rolling step, or immediately after the constant diameter rolling step. Further, after the piercing rolling step, the elongating rolling step, or the constant diameter rolling step, the cooled raw tube may be reheated using a heat treatment furnace to perform quenching.
  • the surface temperature of the raw tube measured by a thermometer installed on the exit side of the final stand is defined as quenching temperature (° C).
  • the furnace temperature of the heat treatment furnace is defined as a quenching temperature (° C.).
  • the holding time at the quenching temperature is not particularly limited. When a heat treatment furnace is used, the holding time at the quenching temperature is, for example, 10 to 60 minutes.
  • the method of quenching the tube at the quenching temperature is not particularly limited.
  • the pipe may be immersed in a water bath to rapidly cool the pipe, or shower water or mist cooling may be used to pour or spray cooling water on the outer and / or inner surface of the pipe, May be quenched.
  • Hardening may be performed multiple times. For example, after the piercing and rolling step, after the elongation and rolling step, or after directly quenching the raw tube after the M constant diameter rolling step, the raw tube is heated to a quenching temperature using a heat treatment furnace, and quenched again. May be implemented. Further, quenching and tempering described below may be repeatedly performed a plurality of times. That is, quenching and tempering may be performed a plurality of times. When performing quenching and tempering a plurality of times, the quenching temperature in each quenching is 850 to 1150 ° C., and the holding time at the quenching temperature is 10 to 60 minutes. The tempering temperature in each tempering is 400 to 700 ° C., and the holding time at the tempering temperature is 15 to 120 minutes. The microstructure of the quenched tube mainly contains ferrite and martensite, and the remainder consists of retained austenite.
  • tempering process tempering is performed on the tube after the above-described quenching step.
  • the tempering temperature is 400 to 700 ° C.
  • the holding time at the tempering temperature is not particularly limited, but is, for example, 15 to 120 minutes.
  • the yield strength of the seamless steel pipe is adjusted to 862 MPa or more.
  • the total volume ratio of ferrite and martensite 80% or more, and retained austenite is 20% or less.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment can be manufactured by the above manufacturing method.
  • the content of each element in the chemical composition is within the above-described range, and satisfies Expression (1) and Expression (2).
  • Expression (1) and Expression (2) satisfies Expression (1) and Expression (2).
  • the total volume ratio of ferrite and martensite is 80% or more, and the balance of retained austenite
  • (II) the intersection number NT L in the L direction observation field plane 50 is 38 or more And NT L / NL is 1.80 or more
  • the number of intersections NT C on the C-direction observation visual field plane 60 is 30 or more
  • NT C / NC is 1.70 or more. It is. Therefore, the yield strength becomes 862 MPa or more, and excellent low-temperature toughness is obtained. That is, both high yield strength and high low-temperature toughness can be achieved.
  • the above-described manufacturing method is an example of the method for manufacturing a seamless steel pipe according to the present embodiment. Therefore, the seamless steel pipe of the present embodiment has the above-mentioned chemical composition satisfying the formulas (1) and (2), and in the microstructure, the total volume ratio of (I) ferrite and martensite is 80% or more. Yes, the remainder consists of retained austenite, (II) the number of intersections NT L on the L direction observation visual field is 38 or more, and NT L / NL is 1.80 or more, and (III) the C direction If the number of intersections NT C in the observation visual field is 30 or more and NT C / NC is 1.70 or more, it may be manufactured by a manufacturing method other than the above-described manufacturing method.
  • a blank portion in Table 1 means that the content of the corresponding element was below the detection limit. That is, it means that the corresponding element was not contained.
  • a plurality of round billets as raw materials were manufactured by continuous casting using molten steel.
  • the round billet was heated at a heating temperature T (° C.) and a holding time t (hour) shown in Table 2.
  • the heated round billet was pierced and rolled using a piercing machine to produce a raw tube.
  • the tube temperature of each test number immediately after piercing and rolling was 1050 ° C. or higher.
  • the raw tubes after piercing and rolling were allowed to cool to room temperature (20 ⁇ 15 ° C.).
  • the tube after elongation rolling was allowed to cool to room temperature.
  • the tube was hardened. Specifically, the raw tube was charged into a heat treatment furnace, kept at a quenching temperature of 950 ° C. for 15 minutes, and then immersed in a water bath to perform water cooling (water quenching). Tempering was performed on the quenched tube. Specifically, the raw tube was charged into a heat treatment furnace and kept at a tempering temperature of 550 ° C. for 30 minutes. Through the above manufacturing steps, a seamless steel pipe as a steel material of each test number was manufactured. Table 2 shows the outer diameter (mm) and wall thickness (mm) of the seamless steel pipe of each manufactured test number.
  • the average value of the volume ratio V ⁇ of the six sets of retained austenite was defined as the volume ratio (%) of the retained austenite.
  • V ⁇ 100 / ⁇ 1+ (I ⁇ ⁇ R ⁇ ) / (I ⁇ ⁇ R ⁇ ) ⁇ (5)
  • R ⁇ on the (200) plane of the ⁇ phase is 15.9
  • R ⁇ on the (211) plane of the ⁇ phase is 29.2
  • R ⁇ on the (200) plane of the ⁇ phase is 35.5
  • R ⁇ on the (220) plane was 20.8, and R ⁇ on the (311) plane of the ⁇ phase was 21.8.
  • a sample was taken at the center position in the T direction (wall thickness direction) of the seamless steel pipe of each test number and including a cross section including the L direction and the T direction (a cross section in the L direction).
  • the section in the L direction was a plane including the L direction and the T direction.
  • the size of the cross section in the L direction was 5 mm in the L direction ⁇ 5 mm in the T direction.
  • a sample was taken such that the center position in the T direction of the cross section in the L direction substantially coincided with the center position in the T direction (thickness direction) of the seamless steel pipe.
  • the cross section in the L direction was immersed in a virella etchant for 10 seconds to reveal the structure by etching.
  • the etched section in the L direction was subjected to a layered structure confirmation test using an optical microscope with a magnification of 1000 times.
  • each L-direction observation visual field line segments T L1 to T L 4 extending in the T direction were arranged at regular intervals in the L direction, and the L-direction observation visual field was divided into five equal parts in the L direction. Further, the line segments L1 to L4 extending in the L direction were arranged at regular intervals in the T direction, and the L-direction observation visual field plane was divided into five equal parts in the T direction. The number of intersections between the line segments T L1 to T L4 and the ferrite interface in the L-direction observation visual field plane was counted and defined as the number of intersections NT L (pieces).
  • the number of intersections between the line segments L1 to L4 and the ferrite interface in the plane of the L-direction observation visual field was counted and defined as the number of intersections NL (pieces).
  • the average value of the 10 number of intersections NT L obtained in each of the L-direction observation field plane 10 points was defined as the number of intersections NT L (number) in the seamless steel pipes of the test numbers.
  • the average value of the ten layered index LI L obtained in each of the L-direction observation field plane 10 points was defined as the layered index LI L in seamless steel pipes of the test numbers. Number resulting intersection NT L, the number of intersections NL and layered index LI L, shown in Table 2.
  • a sample was taken at the center position in the T direction (thickness direction) of the seamless steel pipe of each test number and including a cross section including the C direction and the T direction (C direction cross section).
  • the cross section in the C direction was a plane including the C direction and the T direction.
  • the size of the cross section in the C direction was 5 mm in the C direction ⁇ 5 mm in the T direction.
  • a sample was taken such that the center position in the T direction of the cross section in the C direction substantially coincides with the center position in the T direction (thickness direction) of the seamless steel pipe.
  • the cross section in the C direction was immersed in a virella etchant for 10 seconds to reveal the structure by etching.
  • a layered structure confirmation test was performed on the etched cross section in the C direction using an optical microscope with a magnification of 1000 times.
  • each C-direction observation visual field line segments T C1 to T C 4 extending in the T direction were arranged at regular intervals in the C direction, and the C-direction observation visual field was divided into five equal parts in the C direction. Further, the line segments C1 to C4 extending in the C direction were arranged at equal intervals in the T direction, and the C-direction observation visual field plane was divided into five equal parts in the T direction. The number of intersections between the line segments T C1 to T C4 and the ferrite interface in the field of view in the C direction observation was counted and defined as the number of intersections NT C (pieces).
  • the number of intersections between the line segments C1 to C4 and the ferrite interface in the C-direction observation visual field plane was counted and defined as the number of intersections NC (pieces).
  • the average value of the 10 number of intersections NT C obtained in each of the C-direction observation field plane 10 points was defined as the number of intersections NT C (number) in the seamless steel pipes of the test numbers.
  • the average value of the ten laminar indices LI C obtained in each of the ten C-direction observation visual fields was defined as the laminar indices LI C in the seamless steel pipe of the test number.
  • Table 2 shows the obtained number of intersections NT C , number of intersections NC, and layered index LI C.
  • a hot workability test (a grease test) was performed. Specifically, a plurality of test pieces having a diameter of 10 mm and a length of 130 mm were cut out from billets of each steel number. The central axis of the test piece coincided with the central axis of the round billet. The test piece was heated to 1250 ° C. for 3 minutes using a high-frequency induction heating furnace, and then kept at 1250 ° C. for 3 minutes.
  • each of the plurality of test pieces having the steel number was cooled to 1250 ° C., 1200 ° C., 1100 ° C., and 1000 ° C., and then a tensile test was performed at a strain rate of 10 sec ⁇ 1. To break it.
  • the cross-sectional reduction rate of the fractured test piece was determined. If the obtained cross-sectional reduction rate is 70.0% or more at any temperature, it is determined that the steel of the steel number has excellent hot workability ("E” in the column of "Hot workability” in Table 2). (Expressed as “Excellent”). On the other hand, when the cross-sectional reduction rate was less than 70.0% in any of the temperature ranges, it was determined that the hot workability was low (“NA” (Not Accepted) in the “Hot workability” column of Table 2). Notation).
  • the chemical compositions of the seamless steel pipes of Test Nos. 1 to 15 were appropriate, and satisfied Expressions (1) and (2). Furthermore, the manufacturing conditions were also appropriate. Therefore, in the microstructure of the seamless steel pipe of each test number, the total volume ratio of ferrite and martensite was 80% or more, and the rest was retained austenite. In addition, the number of intersections NT L on the L-direction observation visual field is 38 or more, and NT L / NL is 1.80 or more, and the number of intersections NT C on the C-direction observation visual field is 30 or more. And NT C / NC was 1.70 or more. That is, in the seamless steel pipes of Test Nos.
  • the layered structure was sufficiently developed in both the L-direction cross section and the C-direction cross section.
  • the yield strength was 862 MPa or more, and sufficient hot workability was obtained.
  • the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was 150 J or more, and excellent low-temperature toughness was obtained.
  • Test Nos. 16 to 25 although the heating temperature T was appropriate, the FA did not satisfy the formula (A) in piercing and rolling. Therefore, in Test Nos. 16 to 25, at least NT C / NC on the C-direction observation visual field was less than 1.70. That is, in the microstructure of the seamless steel pipe of Test Nos. 16 to 25, at least in the cross section in the C direction, the layered structure was not sufficiently developed. As a result, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was less than 150 J, and the low-temperature toughness was low.
  • NT L / NL in the L direction observation visual field was 1.80 or more, but NT C / NC in the C direction observation visual field was less than 1.70. there were. Therefore, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was less than 150 J, and the low-temperature toughness was low.
  • the heating temperature T was too high. Therefore, in the microstructure, NT L / NL in the L direction observation visual field was less than 1.80, and NT C / NC in the C direction observation visual field was less than 1.70. As a result, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was less than 150 J, and the low-temperature toughness was low.
  • the Nb content was too high. Therefore, in the microstructure, NT L / NL in the L direction observation visual field was less than 1.80, and NT C / NC in the C direction observation visual field was less than 1.70. As a result, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was less than 150 J, and the low-temperature toughness was low.
  • the seamless steel pipe of the present embodiment is widely applicable to applications requiring high strength and low temperature toughness.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment can be used, for example, as a steel pipe for geothermal power generation or a steel pipe for chemical plant use.
  • the seamless steel pipe according to the present embodiment is particularly suitable for oil well applications. Seamless steel pipes for oil well applications are, for example, casings, tubing, drill pipes.

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Abstract

８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靱性と両立できる継目無鋼管を提供する。継目無鋼管の化学組成は、質量％で、Ｃｒ：１５．００～１８．００％を含有し、式（１）及び式（２）を満たす。さらに、ミクロ組織において、（Ｉ）フェライト及びマルテンサイトの総体積率が８０％以上であり、残部が体積率で２０％以下の残留オーステナイトからなり、（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴLが３８個以上となり、かつ、ＮＴL／ＮＬが１．８０以上であり、さらに、（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野での交点数ＮＴCが３０個以上となり、かつ、ＮＴC／ＮＣが１．７０以上である。　１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５　（１）　Ｃａ／Ｓ≧４．０　（２）　ＮＴL／ＮＬ≧１．８５　（３）　ＮＴC／ＮＬ≧１．８０　（４）

Description

継目無鋼管及びその製造方法
　本発明は、継目無鋼管及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、地熱発電での使用、又は、油井環境又はガス井環境での使用等に適した継目無鋼管及びその製造方法に関する。以下、本明細書において、油井及びガス井をまとめて「油井」と称する。
　油井用鋼管は、炭酸ガス及び／又は硫化水素ガスを含有する高温環境の油井で使用される場合がある。本明細書において、高温環境は、１５０～２００℃程度の温度を有し、腐食性ガスを含有する環境である。腐食性ガスはたとえば、炭酸ガス及び／又は硫化水素ガス等である。
　従来、油井用鋼管として、１３質量％程度のＣｒを含有し、耐炭酸ガス腐食性に優れる１３Ｃｒ鋼材が使用されていた。しかしながら、上述の高温環境の油井に使用する場合、さらなる耐食性が必要となる。そこで、Ｃｒ含有量を１３Ｃｒ鋼材よりも高めて、１５～１８％程度とした、１７Ｃｒ鋼材が提案されている。１７Ｃｒ鋼材は、上述の高温環境において、優れた耐食性を示す。
　ところで、最近の油井の深井戸化に伴い、従来よりもさらに高い強度を有する油井用鋼管が求められている。具体的には、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が８６２ＭＰａ以上）の高強度を有する油井用鋼管が求められている。また、最近ではさらに、油井開発が寒冷地でも行われている。このような寒冷地の深井戸に使用される油井用鋼管には、高い強度だけでなく、優れた低温靱性が求められる。
　特開２０１３－２４９５１６号公報（特許文献１）、特開２０１６－１４５３７２号公報（特許文献２）、及び、国際公開第２０１０／１３４４９８号（特許文献３）では、上述の高温環境用途であって、高い強度、又は、高い強度及び高い低温靱性を有する油井用鋼管が提案されている。
　特許文献１に提案された油井用高強度ステンレス鋼継目無管の化学組成は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５～０．０６％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５～１８．０％、Ｎｉ：１．５～５．０％、Ｖ：０．０２～０．２％、Ａｌ：０．００２～０．０５％、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含み、さらに、Ｍｏ：１．０～３．５％、Ｗ：３．０％以下、Ｃｕ：３．５％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を、式（１）及び式（２）を満足するように含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。上記油井用高強度ステンレス鋼継目無管のミクロ組織は、マルテンサイトを主相とし、第二相として体積率で１０～６０％のフェライトと０～１０％のオーステナイトとからなる。さらに、上記ミクロ組織において、肉厚方向に引いた線分の単位長さ当たりに存在するフェライト－マルテンサイト粒界の数として定義されるＧＳＩ値が、肉厚中央位置で１２０以上である。さらに、上記油井用高強度ステンレス鋼継目無管の肉厚は２５．４ｍｍ超である。ここで、式（１）は、Ｃｒ＋０．６５Ｎｉ＋０．６０Ｍｏ＋０．３０Ｗ＋０．５５Ｃｕ－２０Ｃ≧１９．５で定義され、式（２）は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５０Ｗ＋０．３０Ｓｉ－４３．５Ｃ－０．４Ｍｎ－Ｎｉ－０．３Ｃｕ－９Ｎ≧１１．５で定義されている。
　特許文献１では、上述の化学組成を有する素材を、穿孔圧延を含む熱間圧延にて製造する。そして、熱間圧延において、１１００～９００℃の温度範囲における合計圧下率を３０％以上にする。これにより、上述の組織を有する油井用高強度ステンレス鋼継目無管が製造できる、と記載されている。なお、１１００～９００℃の温度範囲での熱間圧延は、継目無鋼管の製造工程においては、穿孔圧延機を用いた穿孔圧延工程ではなく、穿孔圧延工程後のマンドレルミル等による延伸圧延工程での熱間圧延に相当する。
　特許文献２に提案された継目無鋼管の製造方法では、化学組成が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５～０．０５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５～１８％、Ｎｉ：１．５～５％、Ｃｕ：３．５％以下、Ｍｏ：１～３．５％、Ｖ：０．０２～０．２％、Ａｌ：０．００２～０．０５％、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含み、かつ、特許文献１と同じ式（１）及び式（２）を満足し、さらに、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼素材を準備する。そして、鋼素材に対して鋼管素材加工及び熱間加工を実施するときの鋼素材の加熱を、式（３）で定義される温度Ｔ（Ｋ）未満となる条件で行う。ここで、式（３）は、Ｔ（Ｋ）＝７６５０／｛２．３５－ｌｏｇ10（［Ｃ］×α［Ｘ］）｝で定義される。式（３）において、［Ｃ］にはＣ含有量（ｍａｓｓ％）が代入され、［Ｘ］にはＶ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒのうち、含有量がもっとも多い元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）が代入され、αは係数であって、元素ＸがＶ、Ｔｉの場合には２が代入され、元素ＸがＮｂ、Ｚｒの場合は１が代入される。
　特許文献２では、上記製造方法により、フェライトの微細化を可能とし、その結果、継目無鋼管の低温靱性を高めることができると記載されている。
　特許文献３に提案されている油井用ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．０１～０．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１６．０超～１８．０％、Ｎｉ：４．０超～５．６％、Ｍｏ：１．６～４．０％、Ｃｕ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．０５０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成と、マルテンサイトと、体積率で１０～４０％のフェライトとを含み、かつ、各々がステンレス鋼の表面から厚さ方向に５０μｍの長さを有し、１０μｍピッチで２００μｍの範囲に一列に配列された複数の仮想線分をステンレス鋼の断面に配置したとき、仮想線分の総数に対するフェライトと交差する仮想線分の数の割合が８５％よりも多い組織と、７５８ＭＰａ以上の０．２％オフセット耐力とを有することを特徴とする。ここで、式（１）は、Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≧２５．５と定義され、式（２）は、－８≦３０（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ／２＋８．２－１．１（Ｃｒ＋Ｍｏ）≦－４と定義されている。
　特許文献３の油井用ステンレス鋼は、表層の組織中のフェライトを制御する。具体的には、製造工程において、上述の化学組成を有する鋼素材を用いて熱間加工を実施する。熱間加工において、８５０～１２５０℃における総減面率を５０％以上とする。８５０～１２５０℃における総減面率を考慮する場合、穿孔圧延での減面率だけでなく、延伸圧延での減面率も含まれている。
特開２０１３－２４９５１６号公報 特開２０１６－１４５３７２号公報 国際公開第２０１０／１３４４９８号
　特許文献１及び２に記載の継目無鋼管はいずれも、低温靱性に優れると記載されている。しかしながらこれらの文献の降伏強度はいずれも８６２ＭＰａ未満である。特許文献１及び２では、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、低温靱性にも優れる継目無鋼管については検討されていない。また、特許文献３に記載の油井用ステンレス鋼に関しては低温靱性の観点からの検討がされていない。
　本開示の目的は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靱性とを両立可能な継目無鋼管を提供することである。
　本開示による継目無鋼管は、
　化学組成が、
　質量％で、
　Ｃ：０．０５０％以下、
　Ｓｉ：０．５０％以下、
　Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１５０％以下、
　Ｃｕ：０．０９～３．００％、
　Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
　Ｎｉ：４．００～９．００％、
　Ｍｏ：１．５０～４．００％、
　Ａｌ：０．０４０％以下、
　Ｎ：０．０１５０％以下、
　Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
　Ｔｉ：０．０２０％以下、
　Ｎｂ：０．０２０％以下、
　Ｖ：０～０．２０％、
　Ｃｏ：０～０．３０％、
　Ｗ：０～２．００％、及び
　残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
　前記継目無鋼管の管軸方向をＬ方向、肉厚方向をＴ方向、前記Ｌ方向及び前記Ｔ方向と垂直な方向をＣ方向と定義したとき、ミクロ組織が、次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす。
　（Ｉ）総体積率で８０％以上のフェライト及びマルテンサイトを含有し、残部が残留オーステナイトからなる。
　（ＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｌ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＬ方向観察視野面において、
　前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｌ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｌ方向に５等分する４つの線分を線分ＴL１～ＴL４と定義し、
　前記Ｌ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｌ１～Ｌ４と定義し、
　前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面をフェライト界面と定義したとき、
　前記線分ＴL１～ＴL４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴLが３８個以上であり、
　前記線分Ｌ１～Ｌ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、前記交点数ＮＴLとが、式（３）を満たす。
　（ＩＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｃ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＣ方向観察視野面において、
　前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｃ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｃ方向に５等分する４つの線分を線分ＴC１～ＴC４と定義し、
　前記Ｃ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｃ１～Ｃ４と定義し、
　前記線分ＴC１～ＴC４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴCが３０個以上であり、
　前記線分Ｃ１～Ｃ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＣと、前記交点数ＮＴCとが、式（４）を満たす。
　１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５　（１）
　Ｃａ／Ｓ≧４．０　（２）
　ＮＴL／ＮＬ≧１．８０　（３）
　ＮＴC／ＮＣ≧１．７０　（４）
　ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本開示による継目無鋼管の製造方法は、
　化学組成が、
　質量％で、
　Ｃ：０．０５０％以下、
　Ｓｉ：０．５０％以下、
　Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１５０％以下、
　Ｃｕ：０．０９～３．００％、
　Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
　Ｎｉ：４．００～９．００％、
　Ｍｏ：１．５０～４．００％、
　Ａｌ：０．０４０％以下、
　Ｎ：０．０１５０％以下、
　Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
　Ｔｉ：０．０２０％以下、
　Ｎｂ：０．０２０％以下、
　Ｖ：０～０．２０％、
　Ｃｏ：０～０．３０％、
　Ｗ：０～２．００％、及び
　残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす素材を、１２００～１２６０℃の加熱温度Ｔでｔ時間保持する加熱工程と、
　前記加熱工程で加熱された前記素材を、式（Ａ）を満たす条件で穿孔圧延して素管を製造する穿孔圧延工程と、
　前記素管を延伸圧延する延伸圧延工程と、
　前記延伸圧延工程後の前記素管に対して、８５０～１１５０℃の焼入れ温度で焼入れを実施する焼入れ工程と、
　前記焼入れ工程後の前記素管に対して、４００～７００℃の焼戻し温度で焼戻しを実施する焼戻し工程と、を備える、
　継目無鋼管の製造方法。
　１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５　（１）
　Ｃａ／Ｓ≧４．０　（２）
　０．０５７Ｘ－Ｙ＜１７２０　（Ａ）
　式（Ａ）中のＸは次の式（Ｂ）で定義される。
　Ｘ＝（Ｔ＋２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝　（Ｂ）
　ここで、Ｔは前記素材の加熱温度（℃）であり、ｔは、前記加熱温度Ｔでの保持時間（時間）である。
　式（Ａ）中の断面減少率Ｙ（％）は式（Ｃ）で定義される。
　Ｙ＝｛１－（穿孔圧延後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の管軸方向に垂直な断面積）｝×１００　（Ｃ）
　本開示による継目無鋼管は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靱性とを両立できる。本開示による継目無鋼管の製造方法は、上述の継目無鋼管を製造できる。
図１は、本実施形態の継目無鋼管と同じ化学組成を有するものの、ミクロ組織が異なる継目無鋼管の肉厚中央位置であって、継目無鋼管の管軸方向（Ｌ方向）及び肉厚方向（Ｔ方向）を含む断面でのミクロ組織の模式図である。 図２は、本実施形態の継目無鋼管の肉厚中央位置であって、Ｌ方向及びＴ方向を含む断面でのミクロ組織の模式図である。 図３は、継目無鋼管の断面でのミクロ組織と亀裂の進展との関係を説明するための模式図である。 図４は、本実施形態におけるＬ方向観察視野面での層状指数ＬＩL（ＬＩ：Ｌａｙｅｒ　Ｉｎｄｅｘ）の算出方法を説明するための模式図である。 図５は、本実施形態におけるＣ方向観察視野面での層状指数ＬＩCの算出方法を説明するための模式図である。 図６は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、Ｌ方向観察視野面での層状指数ＬＩLが式（３）を満たす継目無鋼管における、Ｃ方向観察視野面での層状指数ＬＩCと、－１０℃での吸収エネルギー（低温靱性）との関係を示す図である。
　本発明者らは、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靱性とを両立可能な継目無鋼管について検討を行った。
　初めに、本発明者らは、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、優れた低温靱性を有する継目無鋼管の化学組成について検討を行った。その結果、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．０１～０．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ｃｕ：０．０９～３．００％、Ｃｒ：１５．００～１８．００％、Ｎｉ：４．００～９．００％、Ｍｏ：１．５０～４．００％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０～０．２０％、Ｃｏ：０～０．３０％、Ｗ：０～２．００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなる継目無鋼管であれば、８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）以上の高い降伏強度と、優れた低温靱性とを両立できる可能性があると考えた。
　ところで、上述の化学組成を有する継目無鋼管の場合、ミクロ組織は、主としてフェライトとマルテンサイトとからなる二相組織である。より具体的には、ミクロ組織は、フェライト及びマルテンサイトを含有し、残部は、残留オーステナイトからなる。
　本発明者らは、二相組織のフェライトの体積率及びマルテンサイトの体積率と低温靱性との関係を調査した。本発明者らはさらに、二相組織のフェライトとマルテンサイトとの分布状態と低温靱性との関係についても調査及び検討を行った。その結果、上述の化学組成を有する鋼材の二相組織において、フェライト体積率とマルテンサイト体積率とが同等であっても、フェライト及びマルテンサイトの分布状態が異なれば、得られる低温靱性が全く異なることが判明した。
　図１及び図２は、上述の化学組成を有する継目無鋼管の管軸方向及び肉厚方向を含む断面でのミクロ組織の模式図である。図１の左右方向が管軸方向（圧延方向）に相当し、図１の上下方向が肉厚方向に相当する。同様に、図２の左右方向がＬ方向に相当し、図２の上下方向がＴ方向に相当する。なお、本明細書において、継目無鋼管の管軸方向（圧延方向）を「Ｌ方向」と定義する。継目無鋼管の肉厚方向を「Ｔ方向」と定義する。ここで、肉厚方向とは、管軸方向に垂直な断面における、径方向を意味する。Ｌ方向とＴ方向とに垂直な方向（継目無鋼管の周方向に相当）を「Ｃ方向」と定義する。図１及び図２のいずれにおいても、模式図のＬ方向長さは１００μｍであり、Ｔ方向長さは１００μｍである。
　図１及び図２において、白色の領域１０はフェライトである。ハッチングされた領域２０はマルテンサイトである。図１でのフェライト体積率及びマルテンサイト体積率は、図２でのフェライト体積率及びマルテンサイト体積率とそれほど大きくは変わらない。しかしながら、図１のフェライト１０及びマルテンサイト２０の分布状態は、図２のフェライト１０及びマルテンサイト２０の分布状態と大きく異なる。具体的には、図１に示すミクロ組織では、フェライト１０及びマルテンサイト２０が各々ランダムな方向に延びており、非層状組織となっている。一方、図２に示すミクロ組織では、フェライト１０及びマルテンサイト２０がＬ方向に延びており、フェライト１０及びマルテンサイト２０がＴ方向に積層している。つまり、図２に示すミクロ組織は、フェライト１０とマルテンサイト２０との層状組織となっている。
　このように、上述の化学組成を有する継目無鋼管では、同じ化学組成であっても、ミクロ組織が大きく異なる場合があることが判明した。図１に示すミクロ組織を有する継目無鋼管、及び、図２に示すミクロ組織を有する継目無鋼管から後述する方法でシャルピー衝撃試験片を採取した。そして、ＡＳＴＭ　Ａ３７０－１８に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、－１０℃での吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。その結果、図１に示すミクロ組織（非層状組織）の継目無鋼管の－１０℃での吸収エネルギーと比較して、図２に示すミクロ組織（層状組織）の継目無鋼管の－１０℃での吸収エネルギーは顕著に大きかった。したがって、本発明者らは、上述の化学組成において、Ｌ方向及びＴ方向を含む断面（以下、Ｌ方向断面という）のミクロ組織において、Ｌ方向に沿って延びる層状組織が得られれば、優れた低温靱性が得られると考えた。
　しかしながら、さらなる検討を行った結果、継目無鋼管のミクロ組織が、Ｌ方向に沿って延びる層状組織を有していても、必ずしも低温靱性に優れるわけではなかった。つまり、継目無鋼管のミクロ組織が、Ｌ方向断面において、Ｌ方向に沿って延びる層状組織を有していても、低温靱性が低い場合があった。
　そこで、本発明者らは、継目無鋼管での亀裂の進展方向と、層状組織の延在方向との関係について検討した。その結果、低温靱性を高めるためには、層状組織が単にＬ方向に延びているだけでなく、層状組織がＣ方向にも延びていることが重要であることが判明した。この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。
　継目無鋼管での亀裂は、Ｌ方向に進展する場合と、Ｃ方向に進展する場合とが存在する。したがって、低温靱性を高めるためには、亀裂の進展がＬ方向及びＣ方向のいずれの方向に進展しても、層状組織中のマルテンサイトにより、亀裂の進展を阻止できることが好ましい。
　図３は、継目無鋼管１の断面でのミクロ組織と亀裂の進展との関係を説明するための模式図である。図３を参照して、継目無鋼管１において、上述のとおり、Ｌ方向及びＴ方向を含む断面を「Ｌ方向断面」１Ｌと定義する。さらに、Ｃ方向及びＴ方向を含む断面を「Ｃ方向断面」１Ｃと定義する。図３では、層状組織が、Ｌ方向にも十分に伸びており、かつ、Ｃ方向にも十分に延びていると仮定する。
　図３に示すとおり、亀裂の進展方向ＤをＬ方向成分とＣ方向成分とに分解する。亀裂の進展方向のＬ方向成分を、ＬＤＣ（Ｌ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ　Ｃｒａｃｋ）と定義する。亀裂の進展方向のＣ方向成分を、ＣＤＣ（Ｃ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ　Ｃｒａｃｋ）と定義する。
　フェライト１０及びマルテンサイト２０からなる層状組織において、マルテンサイト２０は、亀裂の進展を阻止する。つまり、マルテンサイト２０は、フェライト１０よりも金属組織が微細であり、靭性に優れた組織である。そのため、マルテンサイト２０は、亀裂の進展の抵抗として作用する。亀裂の進展方向とマルテンサイト２０の延在方向とが交差しており、かつ、マルテンサイト２０に衝突した亀裂先端が進展方向を変化させて再度進展を開始しても、亀裂先端が再びマルテンサイト２０に衝突しやすい場合、つまり、亀裂がどこに進展してもマルテンサイト２０を回避しにくい場合、亀裂の進展を有効に阻止できる。
　図３のＣ方向断面１Ｃのミクロ組織に示すとおり、亀裂のＬ方向成分ＬＤＣは、Ｃ方向に延びるマルテンサイト２０と交差（直交）する。この場合、Ｃ方向に延びるマルテンサイト２０は、亀裂のＬ方向成分ＬＤＣに対して抵抗として作用し、亀裂のＬ方向成分ＬＤＣの進展を阻止する。
　同様に、図３のＬ方向断面１Ｌのミクロ組織に示すとおり、亀裂のＣ方向成分ＣＤＣは、Ｌ方向に延びるマルテンサイト２０と交差（直交）する。この場合、Ｌ方向に延びるマルテンサイトは、亀裂のＣ方向成分ＣＤＣに対して抵抗として作用し、亀裂のＣ方向成分ＣＤＣの進展を阻止する。
　以上のとおり、Ｃ方向及びＬ方向に延びるマルテンサイトは、亀裂の進展を阻止する。さらに、Ｌ方向断面１Ｌ及びＣ方向断面１Ｃにおいて、単位面積当たりのＴ方向の積層数が多いほど、亀裂の進展がマルテンサイト２０を回避しにくくなる。具体的には、Ｌ方向断面１Ｌ及びＣ方向断面１Ｃでの単位面積当たりのＴ方向の積層数が多いほど、マルテンサイト２０により進展をいったん阻止された亀裂が進展方向を変えて再び進展を開始しても、亀裂先端が他のマルテンサイト２０にすぐに衝突する確率が高くなる。そのため、亀裂の進展が阻止される。
　以上のとおり、Ｌ方向断面１Ｌにおいて層状組織の単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数が多く、かつ、層状組織がＬ方向に十分に延びており、かつ、Ｃ方向断面１Ｃにおいて層状組織の単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数が多く、かつ、層状組織がＣ方向に十分に延びているほど、単に、層状組織がＬ方向にだけ十分に延びており、Ｃ方向には十分に延びていない場合よりも、亀裂がマルテンサイト２０を回避しにくい。そのため、亀裂の進展を十分に抑制できる。
　以上のとおり、継目無鋼管１での亀裂の進展を効果的に抑制するためには、単にＬ方向断面１Ｌでのミクロ組織において、単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数が多く、かつ、マルテンサイト２０がＬ方向に十分に延びているだけでなく、Ｃ方向断面１Ｃでのミクロ組織においても、単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数が多く、かつ、マルテンサイト２０がＣ方向に十分に延びていることが極めて有効であると考えた。
　以上の検討結果に基づいて、本発明者らは、Ｌ方向断面１Ｌでの層状組織の形態だけでなく、Ｃ方向断面１Ｃでの層状組織の形態について、さらに検討を行った。その結果、Ｌ方向断面１Ｌにおいて、
　（ＩＩ－１）交点数ＮＴLが３８個以上であり、
　（ＩＩ－２）式（３）で定義される層状指数ＬＩL（Ｌａｙｅｒ　Ｉｎｄｅｘ　ｏｆ　Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）が１．８０以上であり、
　かつ、Ｃ方向断面１Ｃにおいて、
　（ＩＩＩ－１）交点数ＮＴCが３０個以上であり、かつ、
　（ＩＩＩ－２）式（４）で定義される層状指数ＬＩC（Ｌａｙｅｒ　Ｉｎｄｅｘ　ｏｆ　Ｃｉｒｃｕｍｆｅｒｅｎｔｉａｌ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）が１．７０以上、
　であれば、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有していても、亀裂を極めて有効に抑制することが可能となり、優れた低温靱性が得られることがわかった。
　層状指数ＬＩL＝ＮＴL／ＮＬ≧１．８０　（３）
　層状指数ＬＩC＝ＮＴC／ＮＣ≧１．７０　（４）
　以下、交点数ＮＴL及び層状指数ＬＩL、交点数ＮＴC及び層状指数ＬＩCについて説明する。
　［Ｌ方向断面１Ｌでの交点数ＮＴL及び層状指数ＬＩLについて］
　層状指数ＬＩLは、Ｌ方向断面１Ｌにおける層状組織の発達の度合いを示す指標である。層状指数ＬＩL中のＮＴL、ＮＬは次のとおり定義される。
　図４を参照して、継目無鋼管の肉厚中央位置でのＬ方向及びＴ方向を含むＬ方向断面１Ｌにおいて、Ｌ方向に延びる辺の長さが１００μｍ、Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍの正方形の領域を、Ｌ方向観察視野面５０と定義する。図５では、Ｌ方向観察視野面５０が、フェライト１０とマルテンサイト２０とを含む。ここで、フェライト１０とマルテンサイト２０との界面を、「フェライト界面」ＦＢと定義する。なお、残留オーステナイトは、マルテンサイト２０内のラス界面に存在し、顕微鏡観察では観察が困難である。一方、フェライト１０とマルテンサイト２０とは、顕微鏡観察において、コントラストが異なるため、当業者であれば容易に特定できる。
　図４中の線分ＴL１～ＴL４は、Ｔ方向に延び、Ｌ方向に等間隔に配列され、Ｌ方向観察視野面５０をＬ方向に５等分する線分である。線分ＴL１～ＴL４と、Ｌ方向観察視野面５０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図４中で「●」印）の数を、交点数ＮＴL（個）と定義する。交点数ＮＴLは、Ｌ方向断面１Ｌ（Ｌ方向観察視野面５０）における、単位面積当たりのＴ方向におけるフェライト１０とマルテンサイト２０との積層数を意味する。
　図４中の線分Ｌ１～Ｌ４は、Ｌ方向に延び、Ｔ方向に等間隔に配列され、Ｌ方向観察視野面５０をＴ方向に５等分する線分である。線分Ｌ１～Ｌ４と、Ｌ方向観察視野面５０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図４中で「◇」印）の数を、交点数ＮＬ（個）と定義する。
　層状指数ＬＩLは、Ｌ方向断面１Ｌ（Ｌ方向観察視野面５０）における、層状組織の発達度合いを意味する。交点数ＮＴLが３８個以上であり、かつ、層状指数ＬＩLが１．８０以上である場合、Ｌ方向断面１Ｌにおいて、十分に発達した層状組織が得られていることを意味する。この場合、Ｃ方向断面１Ｃ（Ｃ方向観察視野面６０）における交点数ＮＴCが３０個以上であり、層状指数ＬＩCが１．７０以上であることを前提として、上述の化学組成の継目無鋼管において、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、優れた低温靱性が得られる。なお、図４において、交点数ＮＴLは４３個であり、交点数ＮＬは６個である。したがって、層状指数ＬＩLは７．１７である。
　［Ｃ方向断面１Ｃでの交点数ＮＴC及び層状指数ＬＩCについて］
　層状指数ＬＩCは、Ｃ方向断面１Ｃにおける、層状組織の発達の度合いを示す指標である。層状指数ＬＩC中のＮＴC、ＮＣは次のとおり定義される。
　図５を参照して、継目無鋼管の肉厚中央位置でのＣ方向及びＴ方向を含むＣ方向断面１Ｃにおいて、Ｃ方向に延びる辺の長さが１００μｍ、Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍの正方形の領域を、Ｃ方向観察視野面６０とする。図４と同様に、図５では、Ｃ方向観察視野面６０が、フェライト１０とマルテンサイト２０とを含む。
　図５中の線分ＴC１～ＴC４は、Ｔ方向に延び、Ｃ方向に等間隔に配列され、Ｃ方向観察視野面６０をＣ方向に５等分する線分である。線分ＴC１～ＴC４と、Ｃ方向観察視野面６０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図５中で「●」印）の数を、交点数ＮＴC（個）と定義する。交点数ＮＴCは、Ｃ方向断面１Ｃ（Ｃ方向観察視野面６０）における、単位面積当たりのＴ方向におけるフェライト１０とマルテンサイト２０との積層数を意味する。
　図５中の線分Ｃ１～Ｃ４は、Ｃ方向に延び、Ｃ方向に等間隔に配列され、Ｃ方向観察視野面６０をＴ方向に５等分する線分である。線分Ｃ１～Ｃ４と、Ｃ方向観察視野面６０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図５中で「◇」印）の数を、交点数ＮＣ（個）と定義する。
　層状指数ＬＩCは、Ｃ方向断面１Ｃ（Ｃ方向観察視野面６０）における層状組織の発達度合いを意味する。交点数ＮＴCが３０個以上であり、かつ、層状指数ＬＩCが１．７０以上である場合、Ｃ方向断面１Ｃにおいて、十分に発達した層状組織が得られていることを意味する。この場合、Ｌ方向断面１Ｌにおける交点数ＮＴLが３８個以上であり、層状指数ＬＩLが１．８０以上であることを前提として、上述の化学組成の継目無鋼管において、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、優れた低温靱性が得られる。なお、図６において、交点数ＮＴCは３６個であり、交点数ＮＣは１０個である。したがって、層状指数ＬＩCは３．６０である。
　上述のとおり、Ｌ方向断面１Ｌでの単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数を意味する交点数ＮＴLを３８個以上とし、フェライト１０及びマルテンサイト２０の層状度合いを示す層状指数ＬＩLを１．８０以上とする（つまり式（３）を満たす）だけでなく、Ｃ方向断面１Ｃでの単位面積当たりのＴ方向のフェライト１０及びマルテンサイト２０の積層数を意味する交点数ＮＴCを３０個以上とし、マルテンサイトとフェライトとの層状度合いを示す層状指数ＬＩCを１．７０以上とする（つまり式（４）を満たす）。これにより、亀裂を有効に抑制でき、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有していても、優れた低温靱性が得られる。
　しかしながら、上述の化学組成を有する継目無鋼管であっても、Ｌ方向断面１Ｌ及びＣ方向断面１Ｃでの層状組織が、必ずしも式（３）及び式（４）を満たさない場合があることがわかった。そこで、本発明者らはその原因について検討を行った。その結果、次の事項が判明した。
　通常、Ｔｉ及びＮｂは、熱間加工時において炭窒化物等を生成して、ピンニング効果により結晶粒を微細化するのに有効である。なお、本明細書において、炭窒化物等とは、窒化物、炭化物又は炭窒化物の総称を意味する。
　しかしながら、上述の化学組成の素材を用いた継目無鋼管の製造において、Ｔｉ及びＮｂのピンニング効果は、フェライトの延伸を阻害する。同様に、ＡｌはＡｌＮを生成して、ピンニング効果を発揮する。また、ＶはＶ炭窒化物を生成して、ピンニング効果を発揮する。さらに、Ｍｎは、Ｓと結合して微細なＭｎＳを生成する場合がある。この場合、ＭｎＳもピンニング効果を発揮する。これらのピンニング効果を発生させる析出物が多数生成すれば、フェライトの延伸が阻害される。そのため、Ｌ方向断面１Ｌ及び／又はＣ方向断面１Ｃにおいて、十分に発達した層状組織が得られにくくなる。その結果、ミクロ組織が式（３）及び／又は式（４）を満たさなくなってしまう。
　そこで、本発明者らは、化学組成中におけるＴｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ａｌ含有量、Ｎ含有量、Ｖ含有量、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の関係と、層状組織の発達度合いとについて検討を行った。その結果、上記化学組成においてさらに、式（１）を満たせば、ピンニング効果を発揮する析出物（以下、ピンニング粒子という）の生成を十分に抑制でき、Ｌ方向断面１Ｌ及びＣ方向断面１Ｃの両方において、十分に発達した層状組織が得られることを知見した。
　１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５　（１）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　さらに、継目無鋼管において、上述の式（３）及び式（４）を満たす層状組織を得るためには、製造工程中における熱間加工性も高めた方が好ましい。そこで、上述の化学組成は、式（１）だけでなく、次の式（２）も満たすことが好ましい。
　Ｃａ／Ｓ≧４．０　（２）
　ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　固溶Ｓは粒界に偏析して熱間加工性を低下する。ＣａによりＳを固定すれば、鋼中の固溶Ｓが低減し、熱間加工性を高めることができる。上記化学組成の継目無鋼管の場合、Ｓ含有量に対するＣａ含有量が式（２）を満たすことにより、十分な熱間加工性が得られる。そのため、継目無鋼管の化学組成が式（１）も満たすことを前提として、Ｌ方向断面１Ｌにおいて上記（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たす層状組織が得られ、さらに、Ｃ方向断面１Ｃにおいて（ＩＩＩ－１）及び（ＩＩＩ－２）を満たす層状組織が得られる。その結果、亀裂を有効に抑制でき、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有していても、優れた低温靱性が得られる。
　図６は、化学組成中の各元素含有量は上述の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴLが３８個以上であり、層状指数ＬＩLが式（３）を満たし、降伏強度が８６２ＭＰａ以上である継目無鋼管における、Ｃ方向観察視野面での層状指数ＬＩCと、－１０℃での吸収エネルギー（低温靱性）との関係を示す図である。つまり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、Ｌ方向断面１Ｌでは十分に発達した層状組織が得られている継目無鋼管での、Ｃ方向断面１Ｃでの層状組織の発達度合い（ＬＩC）と低温靱性との関係を示す図である。
　図６を参照して、化学組成中の各元素含有量は上述の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、Ｌ方向観察視野面において上記（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たし、降伏強度が８６２ＭＰａ以上である継目無鋼管において、Ｃ方向観察視野面での層状指数ＬＩCが１．７０未満であれば、層状指数ＬＩCが増加すると、－１０℃での吸収エネルギーが急激に増加する。そして、層状指数ＬＩCが１．７０以上となると、－１０℃での吸収エネルギーが１５０Ｊ以上となるものの、層状指数ＬＩCの増加に伴う－１０℃での吸収エネルギーの増加代が、層状指数ＬＩCが１．７０未満の場合よりも少ない。つまり、層状指数ＬＩCが１．７０近傍で変曲点を有する。なお、図６において、層状指数ＬＩCが１．７０以上である場合、交点数ＮＴCは３０個以上であった。
　要するに、図６は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有する継目無鋼管において、Ｌ方向断面１Ｌで層状組織が十分に発達しているだけでなく、Ｃ方向断面１Ｃでも層状組織が十分に発達していることにより、低温靱性が顕著に高まることを示している。したがって、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴLが３８個以上であり、層状指数ＬＩLが式（３）を満たす継目無鋼管において、交点数ＮＴCを３０個以上とし、かつ、層状指数ＬＩCが１．７０以上とすることにより、８６２ＭＰａ以上の降伏強度が得られつつ、優れた低温靱性も得られる。
　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及びその製造方法は、次の構成を有する。
　［１］の継目無鋼管は、
　化学組成が、
　質量％で、
　Ｃ：０．０５０％以下、
　Ｓｉ：０．５０％以下、
　Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１５０％以下、
　Ｃｕ：０．０９～３．００％、
　Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
　Ｎｉ：４．００～９．００％、
　Ｍｏ：１．５０～４．００％、
　Ａｌ：０．０４０％以下、
　Ｎ：０．０１５０％以下、
　Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
　Ｔｉ：０．０２０％以下、
　Ｎｂ：０．０２０％以下、
　Ｖ：０～０．２０％、
　Ｃｏ：０～０．３０％、
　Ｗ：０～２．００％、及び
　残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
　前記継目無鋼管の管軸方向をＬ方向、肉厚方向をＴ方向、前記Ｌ方向及び前記Ｔ方向と垂直な方向をＣ方向と定義したとき、ミクロ組織が、次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす。
　（Ｉ）総体積率で８０％以上のフェライト及びマルテンサイトを含有し、残部が残留オーステナイトからなる。
　（ＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｌ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＬ方向観察視野面において、
　前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｌ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｌ方向に５等分する４つの線分を線分ＴL１～ＴL４と定義し、
　前記Ｌ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｌ１～Ｌ４と定義し、
　前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面をフェライト界面と定義したとき、
　前記線分ＴL１～ＴL４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴLが３８個以上であり、
　前記線分Ｌ１～Ｌ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、前記交点数ＮＴLとが、式（３）を満たす。
　（ＩＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｃ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＣ方向観察視野面において、
　前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｃ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｃ方向に５等分する４つの線分を線分ＴC１～ＴC４と定義し、
　前記Ｃ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｃ１～Ｃ４と定義し、
　前記線分ＴC１～ＴC４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴCが３０個以上であり、
　前記線分Ｃ１～Ｃ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＣと、前記交点数ＮＴCとが、式（４）を満たす。
　１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５　（１）
　Ｃａ／Ｓ≧４．０　（２）
　ＮＴL／ＮＬ≧１．８０　（３）
　ＮＴC／ＮＣ≧１．７０　（４）
　ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　［２］の継目無鋼管は、
　［１］に記載の継目無鋼管であって、
　前記化学組成は、
　Ｖ：０．０１～０．２０％、を含有する。
　［３］の継目無鋼管は、
　［１］又は［２］に記載の継目無鋼管であって、
　前記化学組成は、
　Ｃｏ：０．１０～０．３０％、及び、
　Ｗ：０．０２～２．００％、からなる群から選択される１種以上、を含有する。
　［４］の継目無鋼管の製造方法は、
　化学組成が、
　質量％で、
　Ｃ：０．０５０％以下、
　Ｓｉ：０．５０％以下、
　Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１５０％以下、
　Ｃｕ：０．０９～３．００％、
　Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
　Ｎｉ：４．００～９．００％、
　Ｍｏ：１．５０～４．００％、
　Ａｌ：０．０４０％以下、
　Ｎ：０．０１５０％以下、
　Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
　Ｔｉ：０．０２０％以下、
　Ｎｂ：０．０２０％以下、
　Ｖ：０～０．２０％、
　Ｃｏ：０～０．３０％、
　Ｗ：０～２．００％、及び
　残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす素材を、１２００～１２６０℃の加熱温度Ｔでｔ時間保持する加熱工程と、
　前記加熱工程で加熱された前記素材を、式（Ａ）を満たす条件で穿孔圧延して素管を製造する穿孔圧延工程と、
　前記素管を延伸圧延する延伸圧延工程と、
　前記延伸圧延工程後の前記素管に対して、８５０～１１５０℃の焼入れ温度で焼入れを実施する焼入れ工程と、
　前記焼入れ工程後の前記素管に対して、４００～７００℃の焼戻し温度で焼戻しを実施する焼戻し工程と、を備える、
　継目無鋼管の製造方法。
　１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５　（１）
　Ｃａ／Ｓ≧４．０　（２）
　０．０５７Ｘ－Ｙ＜１７２０　（Ａ）
　式（Ａ）中のＸは次の式（Ｂ）で定義される。
　Ｘ＝（Ｔ＋２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝　（Ｂ）
　ここで、Ｔは素材の加熱温度（℃）であり、ｔは、加熱温度Ｔでの保持時間（時間）である。
　式（Ａ）中の断面減少率Ｙ（％）は式（Ｃ）で定義される。
　Ｙ＝｛１－（穿孔圧延後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の管軸方向に垂直な断面積）｝×１００　（Ｃ）
　［５］の継目無鋼管の製造方法は、
　［４］に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
　前記化学組成は、
　Ｖ：０．０１～０．２０％、を含有する。
　［６］の継目無鋼管の製造方法は、
　［４］又は［５］に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
　前記化学組成は、
　Ｃｏ：０．１０～０．３０％、及び、
　Ｗ：０．０２～２．００％、からなる群から選択される１種以上、を含有する。
　本実施形態による継目無鋼管の用途は特に限定されない。本実施形態の継目無鋼管は、高強度及び低温靱性が求められる用途に広く適用可能である。本実施形態による継目無鋼管はたとえば、地熱発電用途の鋼管や、化学プラント用途の鋼管として利用可能である。本実施形態による継目無鋼管は特に、油井用鋼管としての使用に好適である。油井用途の継目無鋼管はたとえば、ケーシング、チュービング、ドリルパイプである。
　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。
　［化学組成］
　本実施形態による継目無鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．０５０％以下
　炭素（Ｃ）は、不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼戻し後の硬さが高くなり過ぎ、低温靱性が低下する。Ｃ含有量が０．０５０％を超えればさらに、残留オーステナイトが増加する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、降伏強度が低くなりやすい。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以下である。Ｃ含有量の下限は特に限定されない。しかしながら、Ｃ含有量の過剰な低減は、製鋼工程における精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％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。Ｃ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％である。
　Ｓｉ：０．５０％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは、鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靱性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は特に限定されない。しかしながら、Ｓｉ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｓｉ含有量の好ましい下限は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０．１０％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。
　Ｍｎ：０．０１～０．２０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸し、鋼を脱硫する。Ｍｎはさらに、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｎ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＭｎがＰ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、高温環境における耐食性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～０．２０％である。Ｍｎ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％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１３％である。
　Ｐ：０．０２５％以下
　燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して、鋼材の低温靱性を低下する。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、さらに好ましくは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含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮すれば、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０．００２％である。
　Ｓ：０．０１５０％以下
　硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、粒界に偏析して、鋼材の低温靱性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬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、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ｃｕ：０．０９～３．００％
　銅（Ｃｕ）は、析出強化により、鋼材の強度を高める。Ｃｕはさらに、高温環境での鋼材の耐食性を高める。Ｃｕ含有量が０．０９％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が３．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は、０．０９～３．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは、０．２０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は２．９０％であり、さらに好ましくは２．８０％であり、さらに好ましくは２．７０％である。
　Ｃｒ：１５．００～１８．００％
　クロム（Ｃｒ）は、高温環境での鋼材の耐食性を高める。具体的には、Ｃｒは高温環境での鋼材の腐食速度を低減し、鋼材の耐炭酸ガス腐食性を高める。Ｃｒ含有量が１５．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１８．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中のフェライトが増加して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５．００～１８．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１５．５０％であり、さらに好ましくは１６．００％であり、さらに好ましくは１６．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１７．８０％であり、さらに好ましくは１７．５０％であり、さらに好ましくは１７．２０％である。
　Ｎｉ：４．００～９．００％
　ニッケル（Ｎｉ）は鋼材の強度を高める。Ｎｉはさらに、高温環境での耐食性を高める。Ｎｉ含有量が４．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が９．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、残留オーステナイトが過剰に生成しやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量は４．００～９．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、４．２０％であり、さらに好ましくは４．４０％であり、さらに好ましくは４．８０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は８．７０％であり、さらに好ましくは８．００％であり、さらに好ましくは７．００％であり、さらに好ましくは６．００％である。
　Ｍｏ：１．５０～４．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を生成し、鋼材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材の耐食性を高める。Ｍｏ含有量が１．５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が４．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は１．５０～４．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．６０％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．８０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は３．８０％であり、さらに好ましくは３．５０％であり、さらに好ましくは、３．２０％である。
　Ａｌ：０．０４０％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は、不可避に含有される。つまり、Ａｌ含有量は０％超である。Ａｌは、鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＡｌＮが過剰に生成する。ＡｌＮはピンニング粒子であるため、Ｌ方向断面１Ｌ及び／又はＣ方向断面１Ｃでの層状組織の形成を抑制する。さらに、粗大な酸化物系介在物が生成する。粗大な酸化物系介在物は、鋼材の靱性を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０４０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３２％である。なお、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。
　Ｎ：０．０１５０％以下
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｎは０％超である。Ｎは固溶して鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｎ含有量が０．０１５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＡｌＮが過剰に生成する。ＡｌＮはピンニング粒子であるため、Ｌ方向断面１Ｌ及び／又はＣ方向断面１Ｃでの層状組織の形成を抑制する。さらに、粗大な窒化物が生成して鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１５０％以下である。Ｎ含有量の過剰な低減は、製鋼工程の精錬コストを大幅に高める。したがって、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。上記効果をより有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０１４０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％である。
　Ｃａ：０．００１０～０．００４０％
　カルシウム（Ｃａ）は、鋼材中のＳと結合して硫化物を生成し、固溶Ｓを低減する。これにより、鋼材の熱間加工性を高める。Ｃａ含有量が０．００１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物を生成して鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００１０～０．００４０％である。Ｃａ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０．００１６％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３６％であり、さらに好ましくは０．００３４％である。
　Ｔｉ：０．０２０％以下
　本実施形態の継目無鋼管において、チタン（Ｔｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｔｉ含有量は０％超である。Ｔｉは窒素（Ｎ）及び／又は炭素（Ｃ）と結合して、窒化物、炭化物、又は炭窒化物（つまり、炭窒化物等）を形成する。通常、Ｔｉ炭窒化物等は、ピンニング効果により結晶粒を微細化して、鋼材の靱性を高める。しかしながら、本実施形態では、穿孔圧延時において、Ｔｉ炭窒化物等がピンニング効果により、フェライトのＬ方向及び／又はＣ方向への延伸を阻害してしまう。その結果、所望の層状組織が得られなくなる。Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｔｉ炭窒化物等のピンニング効果により、式（３）及び式（４）の両方を満たす層状組織が得られなくなる。その結果、継目無鋼管の低温靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２０％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量の過剰な低減は製造コストを高める場合がある。したがって、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％である。
　Ｎｂ：０．０２０％以下
　本実施形態の継目無鋼管において、ニオブ（Ｎｂ）は不可避に含有される。つまり、Ｎｂ含有量は０％超である。Ｎｂは窒素（Ｎ）及び／又は炭素（Ｃ）と結合して、Ｎｂ炭窒化物等を形成する。通常、Ｎｂ炭窒化物等は、ピンニング効果により結晶粒を微細化して、鋼材の靱性を高める。しかしながら、本実施形態では、穿孔圧延時において、Ｎｂ炭窒化物等がピンニング効果により、フェライトのＬ方向及び／又はＣ方向への延伸を阻害してしまう。その結果、所望の層状組織が得られなくなる。Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｎｂ炭窒化物等のピンニング効果により、式（３）及び式（４）の両方を満たす層状組織が得られなくなる。その結果、継目無鋼管の低温靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２０％以下である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎｂ含有量の過剰な低減は製造コストを高める場合がある。したがって、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％である。
　本実施形態による継目無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、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。
　［任意元素について］
　上述の継目無鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。
　Ｖ：０～０．２０％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、炭窒化物等を形成して、鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、穿孔圧延時において、Ｖ炭窒化物等がピンニング効果を発揮して、フェライトのＬ方向及び／又はＣ方向への延伸を阻害してしまう。その結果、所望の層状組織が得られなくなる。つまり、Ｖ含有量が０．２０％を超えれば、Ｖ炭窒化物等のピンニング効果が発現することにより、式（３）及び式（４）の両方を満たす層状組織が得られなくなる。その結果、継目無鋼管の低温靱性が低下する。Ｖ含有量が０．２０％を超えればさらに、炭窒化物等が粗大化して、鋼材の靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．２０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２０％未満であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　上述の継目無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る。これらの元素は、高温環境中で継目無鋼管の表面に腐食被膜を形成し、この腐食被膜により、水素の継目無鋼管内部への侵入を抑制する。これにより、これらの元素は継目無鋼管の耐食性を高める。
　Ｃｏ：０～０．３０％
　コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏは高温環境で鋼材（継目無鋼管）の表面に腐食被膜を形成する。これにより、鋼材内部への水素の侵入が抑制される。そのため、鋼材の耐食性が高まる。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０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．３０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１４％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％である。
　Ｗ：０～２．００％
　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。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗは高温環境中で鋼材（継目無鋼管）の表面に腐食被膜を形成する。これにより、鋼材内部への水素の侵入が抑制される。そのため、鋼材の耐食性が高まる。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２．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～２．００％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは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０．０３％である。Ｗ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、より好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　［式（１）について］
　本実施形態の継目無鋼管の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
　１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５　（１）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　Ｆ１＝１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓと定義する。Ｆ１は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である場合において、ピンニング効果を発揮する析出物（ピンニング粒子）の生成量に関する指標である。
　上述のとおり、Ｔｉ炭窒化物等、Ｎｂ炭窒化物等、Ａｌ窒化物、Ｖ炭窒化物等、ＭｎＳはいずれも、ピンニング効果を作用する微細な析出物（ピンニング粒子）として生成する場合がある。化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である場合において、Ｆ１が１２．５を超えれば、ピンニング粒子が過剰に生成してしまう。この場合、ピンニング粒子により、穿孔圧延時において、フェライト粒のＬ方向及び／又はＣ方向への延伸が抑制されてしまう。この場合、Ｌ方向断面での層状組織が得られなかったり、Ｃ方向断面での層状組織が得られなかったりする。その結果、式（３）及び式（４）を両立させることができない。
　Ｆ１が１２．５以下であれば、ピンニング粒子の生成を十分に抑制することができる。そのため、穿孔圧延時において、フェライト粒がＬ方向及びＣ方向へ十分に延伸する。この場合、Ｌ方向断面及びＣ方向断面の両方で十分な層状組織が得られ、式（３）及び式（４）を両立させることができる。
　Ｆ１の好ましい上限は１２．４であり、さらに好ましくは１２．３であり、さらに好ましくは１２．０である。なお、Ｆ１は得られた値の小数第二位を四捨五入して得られた値（つまり、小数第一位の値）である。
　［式（２）について］
　上述の本実施形態の継目無鋼管の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
　Ｃａ／Ｓ≧４．０　（２）
　本実施形態の継目無鋼管では、上述の式（３）及び式（４）の両方を満たす層状組織を得るために、熱間加工性に優れる方が好ましい。熱間加工性に優れていれば、製造工程において表面疵が発生しにくい。表面疵は、破壊の起点となる。そのため、熱間加工性に優れていれば、低温靱性の低下を抑制できる。
　固溶Ｓが粒界に偏析すれば、熱間加工性が低下する。ＣａによりＳを固定すれば、鋼中の固溶Ｓが低減する。その結果、鋼材の熱間加工性を高めることができる。
　Ｆ２＝Ｃａ／Ｓと定義する。Ｆ２が４．０未満であれば、鋼材中のＳ含有量に対するＣａ含有量が不足する。そのため、本実施形態の式（３）及び式（４）の両方を満たす層状組織を有する継目無鋼管の製造工程において、十分な熱間加工性が得られない。Ｆ２が４．０以上であれば、鋼材中のＳ含有量に対するＣａ含有量が十分に足りている。そのため、ＣａがＳを十分に固定して、優れた熱間加工性が得られる。
　Ｆ２の好ましい下限は４．１であり、さらに好ましくは４．２であり、さらに好ましくは４．５である。なお、Ｆ２は得られた値の小数第二位を四捨五入して得られた値（つまり、小数第一位の値）である。
　［ミクロ組織］
　本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす。
　（Ｉ）総体積率で８０％以上のフェライト及びマルテンサイトを含有し、残部が残留オーステナイトからなる。
　（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面において、Ｌ方向観察視野面をＬ方向に５等分する４つの線分を線分ＴL１～ＴL４と定義する。Ｌ方向観察視野面をＴ方向に５等分する４つの線分を線分Ｌ１～Ｌ４と定義する。フェライトとマルテンサイトとの界面をフェライト界面と定義する。このとき、線分ＴL１～ＴL４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＴLが３８個以上である。そして、線分Ｌ１～Ｌ４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、交点数ＮＴLとが、式（３）を満たす。
　ＮＴL／ＮＬ≧１．８０　（３）
　（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野面において、Ｃ方向観察視野面をＣ方向に５等分する４つの線分を線分ＴC１～ＴC４と定義する。Ｃ方向観察視野面をＴ方向に５等分する４つの線分を線分Ｃ１～Ｃ４と定義する。このとき、線分ＴC１～ＴC４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＴCが３０個以上である。そして、線分Ｌ１～Ｌ４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、交点数ＮＴCとが、式（４）を満たす。
　ＮＴC／ＮＬ≧１．７０　（４）
　以下、ミクロ組織を規定する（Ｉ）～（ＩＩＩ）について詳述する。
　［（Ｉ）フェライト及びマルテンサイトの体積率について］
　本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織は、総体積率で８０％以上のフェライト及びマルテンサイトを含有し、残部は残留オーステナイトからなる。ここで、マルテンサイトとは、焼戻しマルテンサイトも含む。フェライト及びマルテンサイトの総体積率の好ましい下限は、８２％であり、さらに好ましくは８５％であり、さらに好ましくは９０％であり、さらに好ましくは９２％であり、さらに好ましくは９５％であり、さらに好ましくは９７％であり、最も好ましくは、１００％である。
　ミクロ組織のうち、フェライト及びマルテンサイト以外の他の相は、残留オーステナイトである。残留オーステナイトの体積率は２０％未満である。残留オーステナイトの体積率の好ましい上限は１８％であり、さらに好ましくは１５％であり、さらに好ましくは１０％であり、さらに好ましくは８％であり、さらに好ましくは５％であり、さらに好ましくは３％であり、最も好ましくは０％である。なお、少量の残留オーステナイトは、低温靱性を高める。したがって、体積率で２０％未満であれば、ミクロ組織が残留オーステナイトを含んでもよい。残留オーステナイトは含んでいなくてもよい。
　本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、フェライト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトの他に、炭窒化物等の析出物や介在物を含有していてもよい。ただし、析出物及び介在物の総体積率は、フェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの体積率と比較して、無視できるほど小さい。したがって、本明細書において、後述の方法によりフェライト及びマルテンサイトの総体積率を算出する場合、析出物及び介在物の総体積率は無視する。
　ミクロ組織中のフェライトの好ましい体積率は１０～４０％である。フェライトの体積率の好ましい下限は１２％であり、さらに好ましくは１４％であり、さらに好ましくは１６％である。フェライトの体積率の好ましい上限は３８％であり、さらに好ましくは３６％であり、さらに好ましくは３４％である。
　フェライト及びマルテンサイトの総体積率は、次の方法で求める。具体的には、継目無鋼管の肉厚中央位置からサンプルを採取する。サンプルのサイズは下記のＸ線回折法を実施できれば特に限定されないが、サンプルのサイズの一例は、Ｌ方向に１５ｍｍ、Ｔ方向に２ｍｍ、Ｌ方向とＴ方向とに垂直な方向（Ｃ方向）に１５ｍｍである。得られたサンプルを用いて、α相（フェライト及びマルテンサイト）の（２００）面、α相の（２１１）面、γ相（残留オーステナイト）の（２００）面、γ相の（２２０）面、γ相の（３１１）面の各々のＸ線回折強度を測定し、各面の積分強度を算出する。Ｘ線回折強度の測定において、Ｘ線回折装置のターゲットをＭｏとし（ＭｏＫα線：λ＝７１．０７３０ｐｍ）、出力を５０ｋＶ－４０ｍＡとする。算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに式（５）を用いて残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）を算出する。そして、６組の残留オーステナイトの体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義する。
　Ｖγ＝１００／｛１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）｝　（５）
　ここで、Ｉαはα相の積分強度である。Ｒαはα相の結晶学的理論計算値である。Ｉγはγ相の積分強度である。Ｒγはγ相の結晶学的理論計算値である。なお、本明細書において、α相の（２００）面でのＲαを１５．９、α相の（２１１）面でのＲαを２９．２、γ相の（２００）面でのＲγを３５．５、γ相の（２２０）面でのＲγを２０．８、γ相の（３１１）面でのＲγを２１．８とする。
　得られた残留オーステナイトの体積率（％）を用いて、次の式（６）により、ミクロ組織中のフェライト及びマルテンサイトの総体積率（％）を求める。
　フェライト及びマルテンサイトの総体積率＝１００－残留オーステナイトの体積率　（６）
　なお、本明細書では、上述の方法により得られたフェライト及びマルテンサイトの総体積率の小数第一位の値を四捨五入する。
　［（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面５０での層状組織について］
　本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織のうち、図３に示すとおり、Ｌ方向とＴ方向とに平行な面をＬ方向断面１Ｌと定義する。そして、Ｌ方向断面１Ｌにおいて、継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、Ｌ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形の断面を、Ｌ方向観察視野面５０と定義する。
　図４はＬ方向観察視野面５０の一例を示す模式図である。図４を参照して、Ｌ方向観察視野面５０をＬ方向に５等分する４つの線分を線分ＴL１～ＴL４と定義する。さらに、Ｌ方向観察視野面５０をＴ方向に５等分する４つの線分を線分Ｌ１～Ｌ４と定義する。また、フェライト１０とマルテンサイト２０との界面をフェライト界面ＦＢと定義する。
　本実施形態での継目無鋼管のミクロ組織では、Ｌ方向観察視野面５０において、次の２つの事項を満たす。
　（ＩＩ－１）線分ＴL１～ＴL４とフェライト界面ＦＢとの交点の数である交点数ＮＴLが３８個以上である。
　（ＩＩ－２）線分Ｌ１～Ｌ４とフェライト界面ＦＢとの交点の数である交点数ＮＬと、交点数ＮＴLとが、式（３）を満たす。
　ＮＴL／ＮＬ≧１．８０　（３）
　Ｌ方向観察視野面５０での層状組織の形態（交点数ＮＴL及びＮＴL／ＮＬ）は次の方法で測定する。
　継目無鋼管の肉厚中央位置であって、Ｌ方向及びＴ方向を含むＬ方向断面１Ｌ（観察面）を有するサンプルを採取する。Ｌ方向断面１Ｌの大きさは後述のＬ方向観察視野面５０を確保できれば特に限定されない。Ｌ方向断面１Ｌはたとえば、Ｌ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍとする。このとき、Ｌ方向断面１ＬのＴ方向における中央位置が、継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置とほぼ一致するように、サンプルを採取する。
　Ｌ方向断面１Ｌを鏡面研磨する。鏡面研磨されたＬ方向断面１Ｌをビレラ腐食液（硝酸、塩酸、グリセリンの混合液）に１０秒浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングされたＬ方向断面１Ｌの中心位置を、光学顕微鏡を用いて観察する。観察視野面の面積は１００μｍ×１００μｍ＝１００００μｍ2（倍率１０００倍）とする。この観察視野面を「Ｌ方向観察視野面」５０と定義する。Ｌ方向観察視野面５０において、フェライト１０とマルテンサイト２０とは、コントラストに基づいて区別できる。
　図４を参照して、Ｌ方向観察視野面５０では、フェライト１０（図中白色の領域）とマルテンサイト２０（図中ハッチングされた領域）とが含まれている。エッチングされた実際のＬ方向観察視野面５０では、上述のとおり、当業者であれば、フェライトとマルテンサイトとをコントラストにより判別可能である。
　Ｌ方向観察視野面５０において、Ｔ方向に延び、Ｌ方向に等間隔に配列され、Ｌ方向観察視野面５０をＬ方向に５等分する線分を、線分ＴL１～ＴL４と定義する。そして、線分ＴL１～ＴL４と、Ｌ方向観察視野面５０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図４中で「●」印）の数を、交点数ＮＴL（個）と定義する。
　さらに、Ｌ方向に延び、Ｌ方向観察視野面５０のＴ方向に等間隔に配列され、Ｌ方向観察視野面５０をＴ方向（肉厚方向）に５等分する線分を、線分Ｌ１～Ｌ４と定義する。そして、線分Ｌ１～Ｌ４と、Ｌ方向観察視野面５０内のフェライト界面との交点（図４中で「◇」印）の数を、交点数ＮＬ（個）と定義する。
　本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、Ｌ方向観察視野面５０において、交点数ＮＴLが３８個以上であり、かつ、層状指数ＬＩLが式（３）を満たす層状組織を有する。
　層状指数ＬＩL＝ＮＴL／ＮＬ≧１．８０　（３）
　上述の方法により任意の位置からＬ方向観察視野面５０を１０箇所選択する。各Ｌ方向観察視野面５０において、上述の方法により、交点数ＮＴLと層状指数ＬＩLとを求める。１０箇所で求めた交点数ＮＴLの算術平均値を、本実施形態の継目無鋼管のＬ方向観察視野面での交点数ＮＴLと定義する。同様に、１０箇所で求めた層状指数ＬＩLの算術平均値を、本実施形態の継目無鋼管のＬ方向観察視野面での層状指数ＬＩLと定義する。
　層状指数ＬＩLは、Ｌ方向観察視野面における層状組織の発達度合いを意味する。交点数ＮＴLが３８個以上であり、層状指数ＬＩLが１．８０以上である場合、式（１）及び式（２）を満たす上述の化学組成の継目無鋼管において、Ｌ方向断面１Ｌにおいて、十分に発達した層状組織が得られていることを意味する。
　［（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野面６０での層状組織について］
　本実施形態の継目無鋼管のミクロ組織ではさらに、層状組織がＬ方向に十分に発達しているだけではなく、層状組織がＣ方向にも十分に発達している。このＬ方向だけでなく、Ｃ方向に十分に発達した層状組織により、本実施形態の継目無鋼管は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、優れた低温靱性を有する。以下、Ｃ方向観察視野面６０での層状組織について詳述する。
　図３を参照して、Ｃ方向とＴ方向とに平行な面をＣ方向断面１Ｃと定義する。そして、Ｃ方向断面のうち、継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、Ｃ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形の断面を、Ｃ方向観察視野面６０と定義する。なお、１００μｍ×１００μｍの微小領域の場合、Ｃ方向は直線とみなすことができる。
　図５はＣ方向観察視野面６０の一例を示す模式図である。図５を参照して、Ｃ方向観察視野面６０をＣ方向に５等分する４つの線分を線分ＴC１～ＴC４と定義する。さらに、Ｃ方向観察視野面６０をＴ方向に５等分する４つの線分を線分Ｃ１～Ｃ４と定義する。また、Ｌ方向観察視野面５０の場合と同じく、フェライトとマルテンサイトとの界面をフェライト界面ＦＢと定義する。
　本実施形態での継目無鋼管のミクロ組織では、Ｌ方向観察視野面５０が（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たしつつ、さらに、Ｃ方向観察視野面６０が次の事項（ＩＩＩ－１）及び（ＩＩＩ－２）を満たす。
　（ＩＩＩ－１）線分ＴC１～ＴC４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＴCが３０個以上である。
　（ＩＩＩ－２）線分Ｃ１～Ｃ４とフェライト界面との交点の数である交点数ＮＣと、交点数ＮＴCとが、式（４）を満たす。
　ＮＴC／ＮＣ≧１．７０　（４）
　Ｃ方向観察視野面６０での層状組織の形態（交点数ＮＴC及びＮＴC／ＮＣ）は次の方法で測定する。
　継目無鋼管の肉厚中央位置であって、Ｃ方向及びＴ方向を含むＣ方向断面を有するサンプルを採取する。Ｃ方向断面１Ｃの大きさは、後述のＣ方向観察視野面６０を確保できれば特に限定されない。Ｃ方向断面１Ｃの大きさはたとえば、Ｃ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍとする。このとき、Ｃ方向断面のＴ方向における中央位置が、継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置とほぼ一致するように、サンプルを採取する。
　Ｃ方向断面１Ｃを鏡面研磨する。鏡面研磨されたＣ方向断面１Ｃをビレラ腐食液に１０秒浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングされたＣ方向断面１Ｃの中心位置を、光学顕微鏡を用いて観察する。観察視野面の面積は１００μｍ×１００μｍ＝１００００μｍ2（倍率１０００倍）とする。この観察視野面を「Ｃ方向観察視野面」６０と定義する。図５を参照して、Ｃ方向観察視野面６０では、フェライト１０とマルテンサイト２０とが含まれている。
　Ｃ方向観察視野面６０において、Ｔ方向に延び、Ｌ方向に等間隔に配列され、Ｌ方向観察視野面５０をＣ方向に５等分する線分を、線分ＴC１～ＴC４と定義する。そして、線分ＴC１～ＴC４と、Ｃ方向観察視野面６０内のフェライト界面ＦＢとの交点（図５中で「●」印）の数を、交点数ＮＴC（個）と定義する。
　さらに、Ｃ方向に延び、Ｃ方向観察視野面６０のＴ方向に等間隔に配列され、Ｃ方向観察視野面６０をＴ方向（肉厚方向）に５等分する線分を、線分Ｃ１～Ｃ４と定義する。そして、線分Ｃ１～Ｃ４と、Ｃ方向観察視野面６０内のフェライト界面との交点（図５中で「◇」印）の数を、交点数ＮＣ（個）と定義する。
　本実施形態による継目無鋼管のミクロ組織は、Ｌ方向観察視野面５０が上記（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たしつつ、さらに、Ｃ方向観察視野面６０において、交点数ＮＴCが３０個以上であり、かつ、層状指数ＬＩCが式（４）を満たす層状組織を有する。
　層状指数ＬＩC＝ＮＴC／ＮＣ≧１．７０　（４）
　上述の方法により任意の位置からＣ方向観察視野面６０を１０箇所選択する。各Ｃ方向観察視野面６０において、上述の方法により、交点数ＮＴCと層状指数ＬＩCとを求める。１０箇所で求めた交点数ＮＴCの算術平均値を、本実施形態の継目無鋼管のＣ方向観察視野面６０での交点数ＮＴCと定義する。同様に、１０箇所で求めた層状指数ＬＩCの算術平均値を、本実施形態の継目無鋼管のＣ方向観察視野面６０での層状指数ＬＩCと定義する。
　層状指数ＬＩCは、Ｃ方向観察視野面における層状組織の発達度合いを意味する。Ｌ方向観察視野面５０での交点数ＮＴLが３８個以上であり、層状指数ＬＩLが１．８０以上であり、さらに、Ｃ方向観察視野面６０での交点数ＮＴCが３０個以上であり、層状指数ＬＩCが１．７０以上である場合、式（１）及び式（２）を満たす上述の化学組成の継目無鋼管において、Ｌ方向断面１Ｌだけでなく、Ｃ方向断面１Ｃにおいても、十分に発達した層状組織が得られていることを意味する。
　以上のとおり、本実施形態の継目無鋼管は、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、さらに、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面５０での交点数ＮＴLが３８個以上であり、層状指数ＬＩLが１．８０以上であり、さらに、Ｃ方向観察視野面６０での交点数ＮＴCが３０個以上であり、層状指数ＬＩCが１．７０以上である。そのため、本実施形態の継目無鋼管は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靱性とを両立することができる。
　Ｌ方向観察視野面５０において、交点数ＮＴLの好ましい下限は３９個であり、さらに好ましくは４０個であり、さらに好ましくは４１個であり、さらに好ましくは５５個であり、さらに好ましくは５８個であり、さらに好ましくは６０個である。交点数ＮＴLの上限は特に限定されないが、たとえば、１５０個である。
　Ｌ方向観察視野面５０において、層状指数ＬＩLの好ましい下限は１．８２であり、さらに好ましくは１．８４であり、さらに好ましくは１．８６であり、さらに好ましくは１．８８であり、さらに好ましくは１．９０であり、さらに好ましくは１．９２であり、さらに好ましくは２．１０であり、さらに好ましくは２．５０であり、さらに好ましくは２．６４であり、さらに好ましくは３．００である。層状指数ＬＩLの上限は特に限定されないが、たとえば、１０．０である。
　Ｃ方向観察視野面６０において、交点数ＮＴCの好ましい下限は３２個であり、さらに好ましくは３４個であり、さらに好ましくは３６個であり、さらに好ましくは４０個であり、さらに好ましくは４５個であり、さらに好ましくは５０個であり、さらに好ましくは５４個である。交点数ＮＴCの上限は特に限定されないが、たとえば、１５０個である。
　Ｃ方向観察視野面６０において、層状指数ＬＩCの好ましい下限は１．７５であり、さらに好ましくは１．７８であり、さらに好ましくは１．８０であり、さらに好ましくは１．８２であり、さらに好ましくは１．８５であり、さらに好ましくは１．８８であり、さらに好ましくは１．９０であり、さらに好ましくは１．９５であり、さらに好ましくは１．９８であり、さらに好ましくは２．００であり、さらに好ましくは２．２５である。層状指数ＬＩCの上限は特に限定されないが、たとえば、１０．０である。
　［継目無鋼管の肉厚］
　本実施形態による継目無鋼管の肉厚は特に限定されない。継目無鋼管が油井用途に使用される場合、好ましい肉厚は５．０～６０．０ｍｍである。
　［継目無鋼管の降伏強度］
　本実施形態による鋼材の降伏強度は８６２ＭＰａ以上である。本明細書でいう降伏強度は、ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ－１６ａに準拠した常温（２０±１５℃）、大気中での引張試験により得られた、０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を意味する。本実施形態の継目無鋼管の降伏強度の上限は特に限定されない。しかしながら、上述の化学組成の場合、本実施形態の継目無鋼管の降伏強度の上限はたとえば、１０００ＭＰａである。本実施形態の継目無鋼管の降伏強度の好ましい上限は９９０ＭＰａであり、さらに好ましくは９８８ＭＰａである。さらに好ましくは、本実施形態による継目無鋼管の降伏強度は、１２５ｋｓｉ級であり、具体的には、８６２～９６５ＭＰａである。
　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。肉厚中央位置から丸棒引張試験片を採取する。丸棒引張試験片の平行部の直径は４ｍｍとし、平行部長さは３５ｍｍとする。丸棒引張試験片の平行部の長手方向は、Ｌ方向と平行とする。丸棒引張試験片の長手方向に垂直な断面の中心位置は、肉厚中央位置とほぼ一致するようにする。丸棒引張試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ－１６ａに準拠した方法で、常温（２０±１５℃）、大気中にて、引張試験を行う。試験により得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度（ＭＰａ）と定義する。
　［継目無鋼管の低温靱性］
　本実施形態の継目無鋼管は、上述のとおり高い降伏強度を有するだけでなく、優れた低温靱性も有する。具体的には、本実施形態の継目無鋼管では、ＡＳＴＭ　Ａ３７０－１８に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して得られた、－１０℃での吸収エネルギーが１５０Ｊ以上となる。
　本実施形態の継目無鋼管の低温靱性は、次の方法で求める。継目無鋼管の肉厚中央位置から、ＡＰＩ　５ＣＲＡ／ＩＳＯ１３６８０　ＴＡＢＬＥ　Ａ．５に準拠したＶノッチ試験片を採取する。試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ａ３７０－１８に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、－１０℃での吸収エネルギー（Ｊ）を求める。
　［継目無鋼管の製造方法］
　上述の構成を有する本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。以降に説明する継目無鋼管の製造方法は、本実施形態の継目無鋼管の製造方法のあくまでも一例である。したがって、上述の構成を有する継目無鋼管は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。つまり、本実施形態の継目無鋼管の製造方法は、以降に説明する製造方法に限定されない。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の継目無鋼管の製造方法の好ましい一例である。
　本実施形態の継目無鋼管の製造方法の一例は、加熱工程と、穿孔圧延工程と、延伸圧延工程と、熱処理工程とを含む。延伸圧延工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。以下、各製造工程について説明する。
　［加熱工程］
　加熱工程では、上述の化学組成を有する素材を１２００～１２６０℃で加熱する。素材は製造して準備してもよいし、第三者から購入することにより準備してもよい。
　素材を製造する場合、たとえば、次の方法で製造する。上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、鋳造により素材を製造する。たとえば、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、鋳造により製造されたスラブ、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を製造する。
　準備された素材を、１２００～１２６０℃の加熱温度Ｔで保持時間ｔ（時間）保持する。たとえば、素材を加熱炉に装入して、素材を加熱炉で加熱する。このとき、加熱温度Ｔは加熱炉の炉温（℃）に相当する。上記加熱温度Ｔでの保持時間ｔ（時間）は、たとえば、１．０時間～１０．０時間である。
　加熱温度Ｔが１２００℃未満であれば、素材の熱間加工性が低すぎるため、穿孔圧延及びその後の延伸圧延において、素材に表面疵が発生しやすくなる。
　一方、加熱温度Ｔが１２６０℃を超えれば、温度低下中に生成するオーステナイト量が多くなるため、生成したオーステナイトがＬ方向に延びたフェライトを分断してしまう。そのため、式（３）及び／又は式（４）を満たさなくなる。
　加熱温度Ｔが１２００～１２６０℃であれば、後述の各工程の条件を満たすことを前提として、製造された継目無鋼管のミクロ組織において、式（３）及び式（４）を満たす層状組織が得られる。
　［穿孔圧延工程］
　加熱された素材に対して、穿孔圧延を実施して、素管（Ｈｏｌｌｏｗ　Ｓｈｅｌｌ）を製造する。具体的には、穿孔機を用いて、素材を穿孔圧延する。穿孔機は、一対の傾斜ロールと、プラグとを備える。一対の傾斜ロールは、パスライン周りに配置される。プラグは、一対の傾斜ロールの間であって、パスライン上に配置される。ここで、パスラインとは、穿孔圧延時において、素材の中心軸が通過するラインである。傾斜ロールは、バレル型であってもコーン型であってもよい。
　穿孔圧延工程では、（Ａ）を満たすように、穿孔圧延を実施する。
　０．０５７Ｘ－Ｙ＜１７２０　（Ａ）
　ここで、式（Ａ）中のＸは加熱条件パラメーターである。加熱条件パラメーターＸは、次の式（Ｂ）で定義される。
　Ｘ＝（Ｔ＋２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝　（Ｂ）
　式（Ｂ）中のＴは加熱温度（℃）であり、ｔは、加熱温度Ｔでの保持時間（時間）である。
　式（Ａ）中のＹは、穿孔機での断面減少率である。つまり、穿孔機での断面減少率Ｙには、穿孔機での穿孔圧延以降の延伸圧延での断面減少率は含まれない。穿孔機での断面減少率Ｙ（％）は、式（Ｃ）で定義される。
　Ｙ＝｛１－（穿孔圧延後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の管軸方向に垂直な断面積）｝×１００　（Ｃ）
　ＦＡ＝０．０５７Ｘ－Ｙと定義する。式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する継目無鋼管のミクロ組織において、Ｌ方向断面１Ｌの層状組織を十分に発達させつつ（つまり、上記（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たしつつ）、さらに、Ｃ方向断面１Ｃの層状組織も十分に発達させる（つまり、上記（ＩＩＩ－１）及び（ＩＩＩ－２）を満たす）ためには、穿孔機での穿孔圧延における加熱温度Ｔ、保持時間ｔ、及び穿孔機での断面減少率Ｙとの関係が重要である。適切な加熱条件にて加熱された素材に対して穿孔機で適切な圧下を付与しなければ、素材内部まで圧下を十分に浸透させることができない。素材内部に圧下が十分に浸透しなければ、層状組織が十分に発達せず、特に、Ｃ方向に延びる層状組織が十分に発達しない。Ｃ方向断面での層状組織は、穿孔機による穿孔圧延での加熱条件及び穿孔圧延条件により、十分に発達させることができる。一方、穿孔圧延以降の工程（延伸圧延工程、定径圧延、及び、熱処理工程）は、Ｃ方向断面での層状組織の発達にはそれほど寄与しない。
　上述のＦＡは、Ｌ方向断面１Ｌだけでなく、Ｃ方向断面１Ｃの層状組織を十分に発達させるための、穿孔圧延工程での加熱条件及び穿孔圧延条件の指標である。ＦＡが１７２０以上であれば、１２００～１２６０℃に加熱された素材に対して、穿孔圧延条件が不適切である。この場合、特に、継目無鋼管のＣ方向断面１Ｃでの層状組織が十分に発達しない。具体的には、Ｃ方向観察視野面６０において、交点数ＮＴCが３０個未満になったり、ＮＴC／ＮＬが１．７０未満になったりする。ＦＡが１７２０以上の場合さらに、継目無鋼管のＣ方向断面１Ｃだけでなく、Ｌ方向断面１Ｌでの層状組織も十分に発達しない場合がある。具体的には、Ｌ方向観察視野面５０において、交点数ＮＴLが３８個未満になったり、ＮＴC／ＮＬが１．８０未満になったりする場合がある。
　一方、ＦＡが１７２０未満であれば、穿孔圧延条件が適切である。そのため、適切な加熱条件で加熱された素材を、穿孔機において適切な断面減少率で穿孔圧延できている。そのため、後述の各工程の条件を満たすことを前提として、継目無鋼管のＬ方向断面１Ｌ及びＣ方向断面１Ｃの両方において、層状組織が十分に発達する。その結果、継目無鋼管のＬ方向観察視野面５０において、交点数ＮＴLが３８個以上となり、かつ、ＮＴC／ＮＬが１．８０以上となるだけでなく、Ｃ方向観察視野面６０において、交点数ＮＴCが３０個以上となり、かつ、ＮＴC／ＮＬが１．７０以上となる。
　ＦＡの下限は特に限定されないが、ＦＡの好ましい下限は１６００であり、さらに好ましくは１６２０であり、さらに好ましくは１６３０であり、さらに好ましくは１６４０であり、さらに好ましくは１６５０である。ＦＡの好ましい上限は１７１５であり、さらに好ましくは１７１０であり、さらに好ましくは１７０５であり、さらに好ましくは１６９５である。
　なお、本実施形態では、素材の化学組成が式（２）を満たすため、熱間加工性に優れる。そのため、式（Ａ）を満たす条件で素材を穿孔圧延しても、表面疵の発生を十分に抑制できる。
　なお、穿孔圧延直後の素管の温度はたとえば、１０５０℃以上であり、さらに好ましくは１０６０℃であり、さらに好ましくは１１００℃以上である。つまり、上述の式（Ａ）は、穿孔圧延直後の素材温度が１０５０℃以上の場合における、穿孔圧延工程での加熱条件及び穿孔圧延条件を示す。穿孔圧延直後の素管温度は、次の方法で測定可能である。穿孔機の出側には、測温計が配置されている。穿孔圧延後の素管の表面温度を、穿孔機の出側の測温計にて測温する。測温により、素管の管軸方向（長手方向）の表面温度分布を得る。得られた表面温度分布の平均を、穿孔圧延後の素管温度（℃）と定義する。
　加熱条件パラメーターＸは上記式（Ａ）の範囲内であれば特に限定されない。加熱条件パラメーターＸの好ましい下限は２９５００であり、さらに好ましくは２９７００である。加熱条件パラメーターＸの好ましい上限は３１５００であり、さらに好ましくは３１２００である。
　穿孔圧延での好ましい断面減少率Ｙは、２５～８０％である。穿孔圧延での断面減少率Ｙのより好ましい下限は３０％であり、さらに好ましくは３５％以上である。穿孔圧延での断面減少率Ｙのより好ましい上限は７５％である。
　なお、穿孔機による素材（素管）内部への圧下の浸透度は、後工程のマンドレルミルやサイザーミルによる素管内部への圧下の浸透度よりもはるかに大きい。したがって、継目無鋼管のＬ方向断面１Ｌの層状組織及びＣ方向断面１Ｃの層状組織のうち、特にＣ方向断面１Ｃの層状組織は、穿孔圧延工程が式（Ａ）を満たすことで、上記（ＩＩＩ－１）及び（ＩＩＩ－２）を満たすことができる。穿孔圧延工程において式（Ａ）を満たす条件で穿孔圧延を実施しない場合、延伸圧延工程においてたとえ断面減少率を高めて圧下しても、Ｌ方向断面における層状組織が（ＩＩ－１）及び（ＩＩ－２）を満たし、かつ、Ｃ方向断面における層状組織が（ＩＩＩ－１）及び（ＩＩＩ－２）を満たすミクロ組織を有する継目無鋼管を製造しにくい。
　［延伸圧延工程］
　延伸圧延工程は実施しなくてもよい。実施する場合、延伸圧延工程では、穿孔圧延工程により製造された素管に対して、延伸圧延を実施する。延伸圧延は、延伸圧延機を用いて実施される。延伸圧延機は、パスラインに沿って上流から下流に向かって一列に配列された複数のロールスタンドを備える。各ロールスタンドは複数の圧延ロールを備える。延伸圧延機はたとえば、マンドレルミルである。
　素管に対してマンドレルバーを挿入する。マンドレルバーが挿入された素管を延伸圧延機のパスライン上に進めて、延伸圧延を実施する。延伸圧延後、素管に挿入されているマンドレルバーが引き抜かれる。延伸圧延での断面減少率はたとえば１０～７０％である。延伸圧延完了直後の素管温度はたとえば、９８０～１０００℃である。延伸圧延完了直後の素管温度は、次の方法で測定可能である。延伸圧延機の最後に素管を圧下するスタンドの出側には、測温計が配置されている。延伸圧延後の素管の表面温度を、最後に素管を圧下するスタンドの出側の測温計にて測温する。測温により、素管の管軸方向の表面温度分布を得る。得られた表面温度分布の平均を、延伸圧延完了直後の素管温度（℃）と定義する。
　［定径圧延工程］
　本実施形態の製造方法では、必要に応じて、延伸圧延工程後の素管に対して、定径圧延工程を実施してもよい。つまり、定径圧延工程は実施しなくてもよい。
　定径圧延工程では、定径圧延機を用いて、素管に対してさらに延伸圧延を実施して、素管の外径を所望の外径寸法とする。定径圧延機は、パスラインに沿って上流から下流に向かって一列に配列された複数のロールスタンドを備える。各ロールスタンドは複数の圧延ロールを備える。定径圧延機はたとえば、サイザーやストレッチレデューサーである。
　なお、穿孔圧延工程、延伸圧延工程、及び定径圧延工程を、「製管工程」と定義する。製管工程での累積断面減少率は、たとえば、３０～９０％である。累積断面減少率は、次の式で定義される。
　累積断面減少率＝｛１－（製管工程後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の管軸方向に垂直な断面積）｝×１００
　穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は定径圧延工程後の素管の冷却方法は特に限定されない。穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後の素管を空冷してもよい。穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後の素管を、常温まで冷却せずに、穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後に直接焼入れを実施してもよい。また、穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後に素管を再加熱して、その後、焼入れを実施してもよい。
　［熱処理工程］
　延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後の素管に対して、熱処理工程を実施する。熱処理工程は、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。
　［焼入れ工程］
　焼入れ工程では、素管に対して、周知の焼入れを実施する。本実施形態の化学組成を有する素管では、焼入れ温度は８５０～１１５０℃である。この焼入れ温度域において、素管のミクロ組織はオーステナイトとフェライトとの２相組織となる。
　焼入れは、穿孔圧延工程後、延伸圧延工程直後、又は、定径圧延工程直後に焼入れする直接焼入れを実施してもよい。また、穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又は、定径圧延工程後にいったん冷却された素管を、熱処理炉を用いて再加熱して、焼入れを実施してもよい。直接焼入れの場合、最終のスタンドの出側に設置された測温計で測定された素管の表面温度を、焼入れ温度（℃）と定義する。熱処理炉を用いた焼入れを実施する場合、熱処理炉の炉温を、焼入れ温度（℃）と定義する。焼入れ温度での保持時間は特に限定されない。熱処理炉を用いる場合、焼入れ温度での保持時間はたとえば、１０～６０分である。
　焼入れ温度の素管の急冷方法（焼入れ方法）は特に制限されない。素管を水槽に浸漬して素管を急冷してもよいし、シャワー冷却又はミスト冷却により、素管の外面及び／又は内面に対して冷却水を注いだり、噴射したりして、素管を急冷してもよい。
　焼入れを複数回実施してもよい。たとえば、穿孔圧延工程後、延伸圧延工程後、又はＭ定径圧延工程後の素管に対して直接焼入れを実施した後、熱処理炉を用いて素管を焼入れ温度まで加熱して、再度焼入れを実施してもよい。また、焼入れと後述の焼戻しとを繰り返し複数回実施してもよい。すなわち、複数回の焼入れ焼戻しを実施してもよい。複数回の焼入れ焼戻しを実施する場合、各焼入れでの焼入れ温度は８５０～１１５０℃であり、焼入れ温度での保持時間は１０～６０分である。そして、各焼戻しでの焼戻し温度は４００～７００℃であり、焼戻し温度での保持時間は１５～１２０分である。焼入れ後の素管のミクロ組織は、主として、フェライトとマルテンサイトとを含有し、残部は残留オーステナイトからなる。
　［焼戻し工程］
　焼戻し工程では、上述の焼入れ工程後の素管に対して焼戻しを実施する。本実施形態の化学組成を有する素管において、焼戻し温度は４００～７００℃である。焼戻し温度での保持時間は特に制限されないが、たとえば、１５～１２０分である。
　以上の熱処理工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）により、継目無鋼管の降伏強度を８６２ＭＰａ以上に調整する。焼戻し工程後の継目無鋼管のミクロ組織では、フェライトとマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト）との総体積率が８０％以上となり、残留オーステナイトは２０％以下である。
　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。本実施形態の継目無鋼管は、化学組成における各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たす。さらに、ミクロ組織において、（Ｉ）フェライト及びマルテンサイトの総体積率が８０％以上であり、残部が残留オーステナイトからなり、（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面５０での交点数ＮＴLが３８個以上となり、かつ、ＮＴL／ＮＬが１．８０以上であり、さらに、（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野面６０での交点数ＮＴCが３０個以上となり、かつ、ＮＴC／ＮＣが１．７０以上である。そのため、降伏強度が８６２ＭＰａ以上となり、かつ、優れた低温靱性が得られる。つまり、高い降伏強度と高い低温靱性とを両立させることができる。
　なお、上述の製造方法は、本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例である。したがって、本実施形態の継目無鋼管は、式（１）及び式（２）を満たす上述の化学組成を有し、ミクロ組織において、（Ｉ）フェライト及びマルテンサイトの総体積率が８０％以上であり、残部が残留オーステナイトからなり、（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴLが３８個以上となり、かつ、ＮＴL／ＮＬが１．８０以上であり、さらに、（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野での交点数ＮＴCが３０個以上となり、かつ、ＮＴC／ＮＣが１．７０以上であれば、上述の製造方法以外の他の製造方法で製造されてもよい。
　表１に示す化学組成を有する丸ビレットを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の空白部分は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。つまり、対応する元素が含有されていなかったことを意味する。
　溶鋼を用いて連続鋳造法により、素材である複数の丸ビレットを製造した。丸ビレットを、表２に示す加熱温度Ｔ（℃）及び保持時間ｔ（時間）で加熱した。加熱された丸ビレットを、穿孔機を用いて穿孔圧延して、素管を製造した。穿孔圧延時における各試験番号の加熱条件パラメーターＸ、穿孔機の断面減少率Ｙ（％）、及び、ＦＡ（＝０．０５７Ｘ－Ｙ）は、表２に示すとおりであった。なお、穿孔圧延直後の各試験番号の素管温度はいずれも、１０５０℃以上であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　穿孔圧延後の素管に対して、延伸圧延を実施した。延伸圧延には、マンドレルミルを用いた。延伸圧延後の累積断面減少率（つまり、穿孔圧延工程及び延伸圧延工程を合わせた累積の断面減少率）（％）は表２の「累積断面減少率」欄に示すとおりであった。なお、試験番号４、５、２３、２７～２９では、穿孔圧延を実施した後、延伸圧延を実施しなかった。
　試験番号４、５、２３、２７～２９については穿孔圧延後の素管を常温（２０±１５℃）まで放冷した。その他の試験番号について、延伸圧延後の素管を常温まで放冷した。その後、素管に対して焼入れを実施した。具体的には、素管を熱処理炉に装入して、９５０℃の焼入れ温度で１５分保持した後、水槽に浸漬して水冷（水焼入れ）を実施した。焼入れ後の素管に対して、焼戻しを実施した。具体的には、素管を熱処理炉に装入して、５５０℃の焼戻し温度で３０分保持した。以上の製造工程により、各試験番号の鋼材である継目無鋼管を製造した。製造された各試験番号の継目無鋼管の外径（ｍｍ）及び肉厚（ｍｍ）を表２に示す。
　［評価試験］
　［ミクロ組織観察試験］
　各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央位置からサンプルを採取した。サンプルのサイズは、継目無鋼管のＬ方向に１５ｍｍ、Ｔ方向に２ｍｍ、Ｌ方向とＴ方向とに垂直な方向（Ｃ方向）に１５ｍｍであった。得られたサンプルを用いて、α相（フェライト及びマルテンサイト）の（２００）面、α相の（２１１）面、γ相（残留オーステナイト）の（２００）面、γ相の（２２０）面、γ相の（３１１）面の各々のＸ線回折強度を測定し、各面の積分強度を算出した。Ｘ線回折装置にはブルカー社（Ｂｒｕｋｅｒ）製の商品名：ＭＸＰ３を用い、ターゲットをＭｏとし（ＭｏＫα線：λ＝７１．０７３０ｐｍ）、出力を５０ｋＶ－４０ｍＡとした。算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに式（５）を用いて残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）を算出した。そして、６組の残留オーステナイトの体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義した。
　Ｖγ＝１００／｛１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）｝　（５）
　なお、α相の（２００）面でのＲαを１５．９、α相の（２１１）面でのＲαを２９．２、γ相の（２００）面でのＲγを３５．５、γ相の（２２０）面でのＲγを２０．８、γ相の（３１１）面でのＲγを２１．８とした。
　得られた残留オーステナイトの体積率（％）を用いて、次の式（６）により、ミクロ組織中のフェライト及びマルテンサイトの総体積率（％）を求めた。
　フェライト及びマルテンサイトの総体積率＝１００－残留オーステナイトの体積率　（６）
　表２の「Ｆ＋Ｍ総体積率（％）」に、フェライト及びマルテンサイトの総体積率（％）を示す。測定の結果、全ての試験番号の継目無鋼管において、フェライト及びマルテンサイトの総体積率は８０％以上であり、残部は残留オーステナイトであった。
　［層状組織確認試験］
　次の方法により、Ｌ方向観察視野面での層状組織の発達度合いと、Ｃ方向観察視野面での層状組織の発達度合いとを測定した。
　［Ｌ方向観察視野面での層状組織について］
　各試験番号の継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置であって、Ｌ方向及びＴ方向を含む断面（Ｌ方向断面）を含むサンプルを採取した。Ｌ方向断面は、Ｌ方向及びＴ方向を含む面とした。Ｌ方向断面の大きさは、Ｌ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍとした。Ｌ方向断面のＴ方向における中央位置が、継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置とほぼ一致するように、サンプルを採取した。Ｌ方向断面を鏡面研磨した後、Ｌ方向断面をビレラ腐食液に１０秒浸漬して、エッチングによる組織現出を行った。エッチングされたＬ方向断面を、１０００倍の倍率の光学顕微鏡を用いて、層状組織確認試験を実施した。
　層状組織確認試験では、エッチングされたＬ方向断面において、Ｌ方向に１００μｍ、Ｔ方向に１００μｍの任意のＬ方向観察視野面を１０箇所選択した。各Ｌ方向観察視野面では、マルテンサイトと、フェライトとが、コントラストから区別可能であった。各Ｌ方向観察視野面において、コントラストに基づいて、マルテンサイトと、フェライトとを特定した。
　さらに、各Ｌ方向観察視野面において、Ｔ方向に延びる線分ＴL１～ＴL４を、Ｌ方向に等間隔に配列して、Ｌ方向観察視野面をＬ方向に５等分した。さらに、Ｌ方向に延びる線分Ｌ１～Ｌ４を、Ｔ方向に等間隔に配列して、Ｌ方向観察視野面をＴ方向に５等分した。線分ＴL１～ＴL４とＬ方向観察視野面内のフェライト界面との交点の数をカウントして、交点数ＮＴL（個）とした。線分Ｌ１～Ｌ４とＬ方向観察視野面内のフェライト界面との交点の数をカウントして、交点数ＮＬ（個）とした。得られた交点数ＮＴL及び交点数ＮＬを用いて、層状指数ＬＩL＝ＮＴL／ＮＬを求めた。１０箇所のＬ方向観察視野面の各々で得られた１０個の交点数ＮＴLの平均値を、その試験番号の継目無鋼管における交点数ＮＴL（個）と定義した。また、１０箇所のＬ方向観察視野面の各々で得られた１０個の層状指数ＬＩLの平均値を、その試験番号の継目無鋼管における層状指数ＬＩLと定義した。得られた交点数ＮＴL、交点数ＮＬ及び層状指数ＬＩLを、表２に示す。
　［Ｃ方向観察視野面での層状組織について］
　各試験番号の継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置であって、Ｃ方向及びＴ方向を含む断面（Ｃ方向断面）を含むサンプルを採取した。Ｃ方向断面は、Ｃ方向及びＴ方向を含む面とした。Ｃ方向断面の大きさは、Ｃ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍとした。Ｃ方向断面のＴ方向における中央位置が、継目無鋼管のＴ方向（肉厚方向）の中央位置とほぼ一致するように、サンプルを採取した。Ｃ方向断面を鏡面研磨した後、Ｃ方向断面をビレラ腐食液に１０秒浸漬して、エッチングによる組織現出を行った。エッチングされたＣ方向断面を、１０００倍の倍率の光学顕微鏡を用いて、層状組織確認試験を実施した。
　層状組織確認試験では、エッチングされたＣ方向断面において、Ｃ方向に１００μｍ、Ｔ方向に１００μｍの任意のＣ方向観察視野面を１０箇所選択した。各Ｃ方向観察視野面では、マルテンサイトと、フェライトとが、コントラストから区別可能であった。各Ｃ方向観察視野面において、コントラストに基づいて、マルテンサイトと、フェライトとを特定した。
　さらに、各Ｃ方向観察視野面において、Ｔ方向に延びる線分ＴC１～ＴC４を、Ｃ方向に等間隔に配列して、Ｃ方向観察視野面をＣ方向に５等分した。さらに、Ｃ方向に延びる線分Ｃ１～Ｃ４を、Ｔ方向に等間隔に配列して、Ｃ方向観察視野面をＴ方向に５等分した。線分ＴC１～ＴC４とＣ方向観察視野面内のフェライト界面との交点の数をカウントして、交点数ＮＴC（個）とした。線分Ｃ１～Ｃ４とＣ方向観察視野面内のフェライト界面との交点の数をカウントして、交点数ＮＣ（個）とした。得られた交点数ＮＴC及び交点数ＮＣを用いて、層状指数ＬＩC＝ＮＴC／ＮＣを求めた。１０箇所のＣ方向観察視野面の各々で得られた１０個の交点数ＮＴCの平均値を、その試験番号の継目無鋼管における交点数ＮＴC（個）と定義した。また、１０箇所のＣ方向観察視野面の各々で得られた１０個の層状指数ＬＩCの平均値を、その試験番号の継目無鋼管における層状指数ＬＩCと定義した。得られた交点数ＮＴC、交点数ＮＣ及び層状指数ＬＩCを、表２に示す。
　ミクロ組織において、（ＩＩ）及び（ＩＩＩ）を満たす場合、つまり、（ＩＩ）Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴLが３８個以上となり、かつ、ＮＴL／ＮＬが１．８０以上であり、さらに、（ＩＩＩ）Ｃ方向観察視野での交点数ＮＴCが３０個以上となり、かつ、ＮＴC／ＮＣが１．７０以上である場合、ミクロ組織において、Ｌ方向断面及びＣ方向断面に両方ともに、層状組織であると判断した（表２の「ミクロ組織判定」欄において「層状」と記載）。一方、ミクロ組織において、（ＩＩ）及び（ＩＩＩ）のいずれか１つでも満たさない場合、ミクロ組織が層状組織でないと判断した（表２の「ミクロ組織判定」欄において「非層状」と記載）。
　［引張試験］
　各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央位置から、丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の平行部の直径は４ｍｍであり、平行部の長さは３５ｍｍであった。丸棒引張試験片の長手方向は、継目無鋼管の管軸方向（Ｌ方向）と平行であった。各丸棒引張試験片を用いて、常温（２０±１５℃）、大気中にて引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）を求めた。具体的には、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度と定義した。得られた降伏強度（ＭＰａ）を表２の「降伏強度」欄に示す。
　［低温靱性評価試験］
　各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央位置から、ＡＰＩ　５ＣＲＡ／ＩＳＯ１３６８０　ＴＡＢＬＥ　Ａ．５に準拠したＶノッチ試験片を採取した。試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ａ３７０－１８に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、－１０℃での吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。得られた結果を表２の「吸収エネルギー」欄に示す。
　［熱間加工性試験］
　各鋼番号の丸ビレットを用いて、熱間加工性試験（グリーブル試験）を実施した。具体的には、各鋼番号のビレットから、直径１０ｍｍ、長さ１３０ｍｍの試験片を複数切り出した。試験片の中心軸は、丸ビレットの中心軸と一致した。高周波誘導加熱炉を用いて、試験片を３分間で１２５０℃まで昇温させた後、１２５０℃で３分間保持した。その後、１００℃／秒の速度で、鋼番号の複数の試験片のそれぞれを、１２５０℃、１２００℃、１１００℃、１０００℃まで冷却し、その後、ひずみ速度１０秒-1で引張試験を実施して、破断させた。各温度において（１２５０℃、１２００℃、１１００℃、１０００℃）、破断した試験片の断面減少率を求めた。求めた断面減少率がいずれの温度においても７０．０％以上であれば、その鋼番号の鋼材は熱間加工性に優れると判断した（表２の「熱間加工性」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と表記）。一方、いずれかの温度域で断面減少率が７０．０％未満であった場合、熱間加工性が低いと判断した（表２の「熱間加工性」欄で「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔｅｄ）と表記）。
　［試験結果］
　表２に試験結果を示す。
　表１及び表２を参照して、試験番号１～１５の継目無鋼管の化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。さらに、製造条件も適切であった。そのため、各試験番号の継目無鋼管のミクロ組織において、フェライト及びマルテンサイトの総体積率は８０％以上であり、残部は残留オーステナイトであった。また、Ｌ方向観察視野面での交点数ＮＴLが３８個以上となり、かつ、ＮＴL／ＮＬが１．８０以上であり、さらに、Ｃ方向観察視野面での交点数ＮＴCが３０個以上となり、かつ、ＮＴC／ＮＣが１．７０以上であった。つまり、試験番号１～１５の継目無鋼管では、ミクロ組織において、Ｌ方向断面及びＣ方向断面ともに、層状組織が十分に発達していた。その結果、降伏強度は８６２ＭＰａ以上であり、かつ、十分な熱間加工性が得られた。さらに、－１０℃における吸収エネルギーは１５０Ｊ以上であり、優れた低温靱性が得られた。
　一方、試験番号１６～２５では、加熱温度Ｔが適切であったものの、穿孔圧延において、ＦＡが式（Ａ）を満たさなかった。そのため、試験番号１６～２５では、少なくとも、Ｃ方向観察視野面でのＮＴC／ＮＣが１．７０未満であった。つまり、試験番号１６～２５の継目無鋼管のミクロ組織では、少なくとも、Ｃ方向断面において、層状組織が十分に発達していなかった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。
　なお、試験番号１６～２０では、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面でのＮＴL／ＮＬが１．８０以上であったものの、Ｃ方向観察視野でのＮＴC／ＮＣが１．７０未満であった。そのため、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。
　試験番号２６～２９では、加熱温度Ｔが高すぎた。そのため、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面でのＮＴL／ＮＬが１．８０未満であり、かつ、Ｃ方向観察視野でのＮＴC／ＮＣが１．７０未満であった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。
　試験番号３０では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面でのＮＴL／ＮＬが１．８０未満、及び、Ｃ方向観察視野でのＮＴC／ＮＣが１．７０未満であった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。
　試験番号３１では、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面でのＮＴL／ＮＬが１．８０未満であり、かつ、Ｃ方向観察視野でのＮＴC／ＮＣが１．７０未満であった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。
　試験番号３２及び３３では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。そのため、十分な熱間加工性が得られなかった。
　試験番号３４では、化学組成中の各元素含有量は適切であったものの、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、ミクロ組織において、Ｌ方向観察視野面でのＮＴL／ＮＬが１．８０未満、及び、又は、Ｃ方向観察視野でのＮＴC／ＮＣが１．７０未満であった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、低温靱性が低かった。
　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。
　本実施形態の継目無鋼管は、高強度及び低温靱性が求められる用途に広く適用可能である。本実施形態による継目無鋼管はたとえば、地熱発電用途の鋼管や、化学プラント用途の鋼管として利用可能である。本実施形態による継目無鋼管は特に、油井用途に好適である。油井用途の継目無鋼管はたとえば、ケーシング、チュービング、ドリルパイプである。
１　継目無鋼管
１０　フェライト
２０　マルテンサイト
５０　Ｌ方向観察視野面
６０　Ｃ方向観察視野面
ＴL１～ＴL４、ＴC１～ＴC４　線分
Ｌ１～Ｌ４、Ｃ１～Ｃ４　線分
ＦＢ　フェライト界面
１Ｌ　Ｌ方向断面
１Ｃ　Ｃ方向断面

Claims (6)

  1. 　継目無鋼管であって、
    　化学組成が、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０５０％以下、
    　Ｓｉ：０．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．０１５０％以下、
    　Ｃｕ：０．０９～３．００％、
    　Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
    　Ｎｉ：４．００～９．００％、
    　Ｍｏ：１．５０～４．００％、
    　Ａｌ：０．０４０％以下、
    　Ｎ：０．０１５０％以下、
    　Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
    　Ｔｉ：０．０２０％以下、
    　Ｎｂ：０．０２０％以下、
    　Ｖ：０～０．２０％、
    　Ｃｏ：０～０．３０％、
    　Ｗ：０～２．００％、及び
    　残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
    　前記継目無鋼管の管軸方向をＬ方向、肉厚方向をＴ方向、前記Ｌ方向及び前記Ｔ方向と垂直な方向をＣ方向と定義したとき、ミクロ組織が、次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす、
    　継目無鋼管。
    　（Ｉ）総体積率で８０％以上のフェライト及びマルテンサイトを含有し、残部が残留オーステナイトからなる。
    　（ＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｌ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＬ方向観察視野面において、
    　前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｌ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｌ方向に５等分する４つの線分を線分ＴL１～ＴL４と定義し、
    　前記Ｌ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｌ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｌ１～Ｌ４と定義し、
    　前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面をフェライト界面と定義したとき、
    　前記線分ＴL１～ＴL４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴLが３８個以上であり、
    　前記線分Ｌ１～Ｌ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、前記交点数ＮＴLとが、式（３）を満たす。
    　（ＩＩＩ）前記継目無鋼管の肉厚中央位置に位置し、前記Ｃ方向に延びる辺の長さが１００μｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１００μｍである正方形のＣ方向観察視野面において、
    　前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記Ｃ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｃ方向に５等分する４つの線分を線分ＴC１～ＴC４と定義し、
    　前記Ｃ方向に延びる線分であって、前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記Ｃ方向観察視野面を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分を線分Ｃ１～Ｃ４と定義し、
    　前記線分ＴC１～ＴC４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴCが３０個以上であり、
    　前記線分Ｃ１～Ｃ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＣと、前記交点数ＮＴCとが、式（４）を満たす。
    　１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５　（１）
    　Ｃａ／Ｓ≧４．０　（２）
    　ＮＴL／ＮＬ≧１．８０　（３）
    　ＮＴC／ＮＣ≧１．７０　（４）
    　ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の継目無鋼管であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｖ：０．０１～０．２０％、を含有する、
    　継目無鋼管。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の継目無鋼管であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｏ：０．１０～０．３０％、及び、
    　Ｗ：０．０２～２．００％、からなる群から選択される１種以上、を含有する、
    　継目無鋼管。
  4. 　化学組成が、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０５０％以下、
    　Ｓｉ：０．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．０１～０．２０％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．０１５０％以下、
    　Ｃｕ：０．０９～３．００％、
    　Ｃｒ：１５．００～１８．００％、
    　Ｎｉ：４．００～９．００％、
    　Ｍｏ：１．５０～４．００％、
    　Ａｌ：０．０４０％以下、
    　Ｎ：０．０１５０％以下、
    　Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
    　Ｔｉ：０．０２０％以下、
    　Ｎｂ：０．０２０％以下、
    　Ｖ：０～０．２０％、
    　Ｃｏ：０～０．３０％、
    　Ｗ：０～２．００％、及び
    　残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす素材を、１２００～１２６０℃の加熱温度Ｔでｔ時間保持する加熱工程と、
    　前記加熱工程で加熱された前記素材を、式（Ａ）を満たす条件で穿孔圧延して素管を製造する穿孔圧延工程と、
    　前記素管を延伸圧延する延伸圧延工程と、
    　前記延伸圧延工程後の前記素管に対して、８５０～１１５０℃の焼入れ温度で焼入れを実施する焼入れ工程と、
    　前記焼入れ工程後の前記素管に対して、４００～７００℃の焼戻し温度で焼戻しを実施する焼戻し工程と、を備える、
    　継目無鋼管の製造方法。
    　１５６Ａｌ＋１８Ｔｉ＋１２Ｎｂ＋１１Ｍｎ＋５Ｖ＋３２８．１２５Ｎ＋２４３．７５Ｃ＋１２．５Ｓ≦１２．５　（１）
    　Ｃａ／Ｓ≧４．０　（２）
    　０．０５７Ｘ－Ｙ＜１７２０　（Ａ）
    　式（Ａ）中のＸは次の式（Ｂ）で定義される。
    　Ｘ＝（Ｔ＋２７３）×｛２０＋ｌｏｇ（ｔ）｝　（Ｂ）
    　ここで、Ｔは素材の加熱温度（℃）であり、ｔは、加熱温度Ｔでの保持時間（時間）である。
    　式（Ａ）中の断面減少率Ｙ（％）は式（Ｃ）で定義される。
    　Ｙ＝｛１－（穿孔圧延後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の管軸方向に垂直な断面積）｝×１００　（Ｃ）
  5. 　請求項４に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｖ：０．０１～０．２０％、を含有する、
    　継目無鋼管の製造方法。
  6. 　請求項４又は請求項５に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｏ：０．１０～０．３０％、及び、
    　Ｗ：０．０２～２．００％、からなる群から選択される１種以上、を含有する、
    　継目無鋼管の製造方法。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020218426A1 (ja) * 2019-04-24 2020-10-29 日本製鉄株式会社 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2021200571A1 (ja) * 2020-04-01 2021-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP2021161503A (ja) * 2020-04-01 2021-10-11 日本製鉄株式会社 継目無鋼管
JPWO2021206080A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14
JPWO2021225103A1 (ja) * 2020-05-07 2021-11-11
JPWO2021256128A1 (ja) * 2020-06-19 2021-12-23

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN117987746B (zh) * 2024-03-27 2024-10-15 南通市嘉业机械制造有限公司 一种耐磨无缝钢管穿孔顶头及其制备方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010134498A1 (ja) 2009-05-18 2010-11-25 住友金属工業株式会社 油井用ステンレス鋼、油井用ステンレス鋼管及び油井用ステンレス鋼の製造方法
WO2011136175A1 (ja) * 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 高強度油井用ステンレス鋼及び高強度油井用ステンレス鋼管
WO2013146046A1 (ja) * 2012-03-26 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管
JP2013249516A (ja) 2012-05-31 2013-12-12 Jfe Steel Corp 油井管用高強度ステンレス鋼継目無管およびその製造方法
JP2016145372A (ja) 2015-02-06 2016-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2017010036A1 (ja) * 2015-07-10 2017-01-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP2017031493A (ja) * 2015-08-05 2017-02-09 新日鐵住金株式会社 ステンレス鋼管の製造方法
WO2017122405A1 (ja) * 2016-01-13 2017-07-20 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管
WO2018020886A1 (ja) * 2016-07-27 2018-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4945946B2 (ja) * 2005-07-26 2012-06-06 住友金属工業株式会社 継目無鋼管およびその製造方法
EP2902522B1 (en) * 2012-09-28 2018-06-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Piercer plug material for producing seamless steel tube, and method for producing said material
MX2017002975A (es) * 2014-09-08 2017-06-19 Jfe Steel Corp Tuberia de acero sin costura de alta resistencia para productos tubulares de region petrolifera y metodo de produccion de la misma.
US11193179B2 (en) * 2015-01-15 2021-12-07 Jfe Steel Corporation Seamless stainless steel pipe for oil country tubular goods and method of manufacturing the same
AU2017266359B2 (en) * 2016-05-20 2019-10-03 Nippon Steel Corporation Steel bar for downhole member and downhole member

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010134498A1 (ja) 2009-05-18 2010-11-25 住友金属工業株式会社 油井用ステンレス鋼、油井用ステンレス鋼管及び油井用ステンレス鋼の製造方法
WO2011136175A1 (ja) * 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 高強度油井用ステンレス鋼及び高強度油井用ステンレス鋼管
WO2013146046A1 (ja) * 2012-03-26 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管
JP2013249516A (ja) 2012-05-31 2013-12-12 Jfe Steel Corp 油井管用高強度ステンレス鋼継目無管およびその製造方法
JP2016145372A (ja) 2015-02-06 2016-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2017010036A1 (ja) * 2015-07-10 2017-01-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP2017031493A (ja) * 2015-08-05 2017-02-09 新日鐵住金株式会社 ステンレス鋼管の製造方法
WO2017122405A1 (ja) * 2016-01-13 2017-07-20 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管
WO2018020886A1 (ja) * 2016-07-27 2018-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3822381A4

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7188570B2 (ja) 2019-04-24 2022-12-13 日本製鉄株式会社 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2020218426A1 (ja) * 2019-04-24 2020-10-29 日本製鉄株式会社 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法
JPWO2020218426A1 (ja) * 2019-04-24 2021-12-02 日本製鉄株式会社 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法
JP2021161503A (ja) * 2020-04-01 2021-10-11 日本製鉄株式会社 継目無鋼管
CN115298346B (zh) * 2020-04-01 2023-10-20 杰富意钢铁株式会社 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法
JPWO2021200571A1 (ja) * 2020-04-01 2021-10-07
WO2021200571A1 (ja) * 2020-04-01 2021-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
CN115298346A (zh) * 2020-04-01 2022-11-04 杰富意钢铁株式会社 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法
JP7201094B2 (ja) 2020-04-01 2023-01-10 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JPWO2021206080A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14
WO2021206080A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
JP7397375B2 (ja) 2020-04-07 2023-12-13 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
JP7477790B2 (ja) 2020-05-07 2024-05-02 日本製鉄株式会社 二相ステンレス継目無鋼管
CN115485406A (zh) * 2020-05-07 2022-12-16 日本制铁株式会社 双相不锈钢无缝钢管
WO2021225103A1 (ja) * 2020-05-07 2021-11-11 日本製鉄株式会社 二相ステンレス継目無鋼管
JPWO2021225103A1 (ja) * 2020-05-07 2021-11-11
CN115485406B (zh) * 2020-05-07 2023-12-19 日本制铁株式会社 双相不锈钢无缝钢管
JP7095811B2 (ja) 2020-06-19 2022-07-05 Ｊｆｅスチール株式会社 合金管およびその製造方法
JPWO2021256128A1 (ja) * 2020-06-19 2021-12-23

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JP7107370B2 (ja) 2022-07-27
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