本发明涉及高强度且低温时的韧性优异的高强度无缝厚壁钢管(heavy-walledstainlesssteelseamlesstubeorpipe)及其制造方法。
背景技术：
近年来，从世界性能量消耗量(energyconsumptionvolume)的增大导致的原油等能量价格的高涨(highenergyprice)、石油资源的枯竭(exhaustionofpetroleum)的观点考虑，在以往未被探明的深度深的油田(深层油田)、包含硫化氢等的所谓的酸环境下(atsourenvironment)之类的严酷的腐蚀环境中的油田、气田、更加严酷的气象环境的极北之地的油田、气田等中，能量资源开发(energyresourcedevelopment)正在积极地进行。对于在这样的环境下使用的钢管，要求兼具高强度且优异的耐腐蚀性(耐酸性(sourresistance))、及优异的低温韧性。此外，根据具体的用途，钢管壁厚为从薄壁到厚壁的各种厚度。
一直以来，在包含二氧化碳气体co2、氯离子cl-等的环境的油田、气田中，作为开采中使用的钢管，13％cr马氏体系不锈钢管(martensiticstainlesssteelpipe)被较多地使用。
然而，由于13％cr马氏体系不锈钢管在酸环境中不具有充分的耐腐蚀性，因此最近也开始使用降低了c含量、增加了cr量和ni量的双相不锈钢管。
例如，专利文献1中记载了耐腐蚀性优异的油井用高强度不锈钢管(high-strengthstainlesssteeltubeorpipeforoilcountrytubulargoods)的制造方法。专利文献1记载的技术中，对具有以质量％计含有c：0.005～0.050％、si：0.05～0.50％、mn：0.20～1.80％、cr：15.5～18％、ni：1.5～5％、mo：1～3.5％、v：0.02～0.20％、n：0.01～0.15％、o：0.006％以下，并满足cr+0.65ni+0.6mo+0.55cu-20c≥19.5及cr+mo+0.3si-43.5c-0.4mn-ni-0.3cu-9n≥11.5(式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。)的成分组成的钢原料进行加热，利用热加工进行制管，在制管后，以空冷以上的冷却速度冷却至室温，从而制成规定尺寸的无缝钢管(seamlesssteeltubeorpipe)，接着，将无缝钢管再加热至850℃以上的温度并以空冷以上的冷却速度冷却至100℃以下，接着实施加热至700℃以下的温度的淬火-回火处理，由此能够获得具有以体积百分数计含有10～60％的铁素体相且余部为马氏体相的组织、并且屈服强度为654mpa以上的油井用高强度不锈钢管。由此，专利文献1中得到了下述钢管：高强度，并且即使在包含co2、cl-的、高达230℃的高温的严酷腐蚀境下也具有充分的耐腐蚀性，还具有-40℃下的吸收能为50j以上的高韧性。
此外，一直以来，22％cr钢、25％cr钢那样的奥氏体·铁素体系不锈钢(以下，也称为双相不锈钢(duplexphasestainlesssteel))是已知的。该双相不锈钢被用作尤其是大量含有硫化氢且高温的严酷腐蚀环境下使用的油井用无缝钢管等的原材料。作为上述双相不锈钢，开发了高达21～28％左右的cr系的超低碳的、包含mo、ni及n等的各种钢，在jis标准中的jisg4303～4305中规定有sus329j1、sus329j3l及sus329j4l等。
由于这些钢添加有大量的合金元素，因此从高温至室温铁素体存在而不进行相变(phasetransformation)。此外，尤其在厚壁的情况下，该铁素体相难以在热加工(hotworking)时有效地蓄积应变(strain)，由粗大的颗粒构成的铁素体相直接被保持至室温。粗大的铁素体相的存在当然地使低温韧性恶化，还阻碍铁素体相的细粒效应带来的屈服强度的提高效果，同时使韧性及强度劣化。
用于解决上述问题的高强度不锈钢管例如已经在专利文献2中提出了。专利文献2中记载的技术特征在于，将双相不锈钢材(具有以质量％计含有c：0.03％以下、si：1％以下、mn：0.1～4％、cr：20～35％、ni：3～10％、mo：0～6％、w：0～6％、cu：0～3％、n：0.15～0.60％，且余部由fe及杂质构成的化学组成)利用热加工或者进而利用固溶化热处理(solutionheattreatment)来制作冷加工用(coldworking)的原管，然后，在利用冷轧来制造双相不锈钢管时，在最终的冷轧工序中的以断面收缩率(reductioninarea)计的加工度(processingrate)rd在10～80％的范围内、且满足下述(1)式的条件下进行冷轧。
rd＝exp[{ln(mys)-ln(14.5×cr+48.3×mo+20.7×w+6.9×n)}/0.195]…(1)
式(1)中的rd：断面收缩率(reductioninarea)(％)，mys：目标屈服强度(mpa)，cr、mo、w及n：元素的含量(质量％)。
专利文献2中记载的技术中，通过严格地管理适当的成分组成和冷加工度(coldprocessingrate)，能够得到高强度的双相不锈钢无缝钢管。
此外，例如，专利文献3中提出了高强度双相不锈钢的制造方法。专利文献3中记载的技术为下述高强度双相不锈钢材的制造方法：对含有cu的奥氏体·铁素体系双相不锈钢的溶体化处理材料实施断面收缩率为35％以上的冷加工，然后暂且以50℃/s以上的加热速度加热至800～1150℃的温度区域，然后进行急冷，接着，实施300～700℃的温加工，然后再次实施冷加工，或者进而于450～700℃进行时效处理(agingtreatment)。专利文献3中记载的技术中，通过将加工和热处理进行组合，实现钢组织的微细化，即使实施冷加工，也能显著减小其加工量(amountofprocessing)。因此，根据专利文献3中记载的高强度双相不锈钢，能够防止耐腐蚀性的劣化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-336595号公报
专利文献2：日本特再公表wo2010/82395号公报
专利文献3：日本特开平07-207337号公报
技术实现要素：
本发明要解决的课题
作为用于高深度的油井的钢管的原材料，最近，厚壁钢材的使用也变多了。厚壁钢材的制造中，随着壁厚变厚，通常的热加工法中，难以将期望的加工应变(processingstrain)赋予至壁厚中心。因此，厚壁钢材中，壁厚中心部的组织有粗大化的倾向。因此，与薄壁材料相比，厚壁材料中壁厚中央部的韧性容易降低。
专利文献1及2中记载的技术将壁厚至多为12.7mm的钢材作为对象，而没有对壁厚为12.7mm以上的厚壁钢材进行研究。特别地，专利文献1及2中记载的技术中，没有对厚壁钢材的特性提高、尤其是低温韧性的提高进行研究。
此外，专利文献2记载的技术中，必须增大基于最终冷加工的以断面收缩率计的加工度，需要设置强力冷加工装置(其用于对变形阻力(deformationresistance)高的高强度双相不锈钢进行加工)的高额的设备投资。
此外，专利文献3记载的技术中指出了，基于冷加工的加工度增大的情况导致尤其是高温湿润环境中的耐腐蚀性的降低，为了提高耐腐蚀性，认为通过组织的微细化或者析出物的形状、量的最优化而将强度提高、并降低冷加工的加工度是有效的。专利文献3记载的技术中，必须进行包含溶体化热处理(solutionheattreatment)和冷加工后的热处理在内的多次热处理，存在工序变得复杂、生产率降低、并且能量使用量增加、制造成本高涨的问题。此外，还存在300～700℃下的温加工时产生加工缺陷的问题。
此外，铁素体晶粒在高温保持时的晶粒成长(graingrowth)快，初始的结晶晶粒、或被热加工截断了的结晶晶粒成长而容易引起粗粒化。尤其在厚壁材料中，由于难以对壁厚中心部赋予应变，因此无法截断铁素体晶粒，并且在短时间的高温保持或热轧后的放冷中产生铁素体晶粒的粗化。由于连结后的粗大的铁素体晶粒成为龟裂的传播路径(propagationpath)，因此，在铁素体相多的、于高温轧制而成的钢片或者厚壁钢材中的壁厚中央部(低应变部)，韧性值降低。铁素体晶粒的粗大化对强度也有影响，尤其使屈服强度降低。因此，在高强度双相不锈钢轧制时，必须使热轧条件、其后的热处理中的温度管理适宜才能获得期望的特性。
鉴于所述的现有技术的状况，本发明的目的在于提供壁厚中央部的屈服强度及低温韧性均优异的高强度无缝厚壁钢管及其制造方法。
用于解决问题的手段
为了达成上述目的，本申请的发明人首先对影响到厚壁不锈钢管(作为高强度无缝厚壁钢管)的壁厚中央部的韧性的各种因素进行了深入研究。结果发现了，关于分散在钢组织中的铁素体晶粒，即使为相同的铁素体晶粒，在晶体取向差(crystalmisorientation)为15°以上的情况下作为互不相同的晶粒，在此基础上进行铁素体晶粒的微细化，这在解决上述课题方面是有效的。
于是，进行更进一步的研究，对用于厚壁不锈钢管的铁素体晶粒的微细化的组织形态(morphology)进行调查。结果获得了下述见解：晶体取向差为15°以上的情况下作为互不相同的晶粒，在此基础上，对铁素体晶粒的最大面积、及规定面积以下的铁素体晶粒的含量进行调节，由此能够显著地提高低温韧性及屈服强度。需要说明的是，铁素体晶粒的晶体取向可利用ebsd(电子背散射衍射，electronbackscatterdiffraction)等进行识别。
此外，包含cr：15.5～18.0％的钢被加热至1100～1350℃时，钢组织的大部分成为铁素体相。被加热至1100～1350℃的钢在被冷却至作为热轧加工温度的700～1200℃的过程中，上述铁素体相相变为奥氏体相。理解该相变行为(transformationbehavior)，以成为期望的相分率的条件进行轧制，并进行此后的热处理，由此铁素体晶粒微细化、低温韧性和强度提高。
此外，可通过下述方式实现低温韧性和强度的提高：将加工温度低温化，成为热加工时奥氏体相存在35％以上的状态，由此使应变集中于热强度相对低的铁素体相，使铁素体晶粒微细化。
本发明是基于以上的见解完成的，具体而言，提供以下的方案。
[1]一种高强度无缝厚壁钢管，其为低温韧性优异的高强度无缝厚壁钢管，所述高强度无缝厚壁钢管的特征在于，
具有以质量％计含有cr：15.5～18.0％的成分组成、和含有铁素体相与马氏体相的钢组织，
在所述钢组织中存在相邻铁素体晶粒的情况下，当一者的铁素体晶粒的晶体取向与另一者的铁素体晶粒的晶体取向之差为15°以上时而将所述相邻铁素体晶粒作为互不相同的晶粒时，钢管的圆周方向截面、及l方向即轧制方向截面的钢组织中的铁素体晶粒的面积的最大值为3000μm2以下，并且面积为800μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计为50％以上。
[2]如[1]所述的高强度无缝厚壁钢管，其特征在于，所述钢原料以质量％计含有c：0.050％以下、si：1.00％以下、mn：0.20～1.80％、ni：1.5～5.0％、mo：1.0～3.5％、v：0.02～0.20％、n：0.01～0.15％、o：0.006％以下，余部由fe及不可避免的杂质组成。
[3]如[2]所述的高强度无缝厚壁钢管，其特征在于，除了上述组成以外，所述钢原料以质量％计还含有选自下述a组～d组中的1组或2组以上，
a组：al：0.002～0.050％；
b组：选自cu：3.5％以下、w：3.5％以下、rem：0.3％以下中的1种或2种以上；
c组：选自nb：0.2％以下、ti：0.3％以下、zr：0.2％以下中的1种或2种以上；
d组：选自ca：0.01％以下、b：0.01％以下中的1种或2种。
[4]如[1]至[3]中任一项所述的高强度无缝厚壁钢管，其特征在于，钢管的圆周方向截面、及l方向即轧制方向截面的钢组织中的铁素体晶粒的面积的最大值为3000μm2以下，并且面积为800μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计为50％以上。
[5]一种高强度无缝厚壁钢管的制造方法，其为将钢原料加热，实施穿孔轧制从而制成中空原料，然后对所述中空原料实施拉伸轧制从而制造高强度无缝厚壁钢管的方法，所述高强度无缝厚壁钢管的制造方法的特征在于，所述拉伸轧制的热加工温度为700～1200℃，所述热加工温度中的所述中空原料的钢组织以面积百分数计包含35％以上的奥氏体。
发明效果
根据本发明，可容易地制造低温韧性优异的高强度无缝厚壁钢管，从而取得产业上显著的效果。此外，根据本发明，可直到壁厚中心部而将高强度无缝厚壁钢管的钢组织中的铁素体相的铁素体晶粒微细化，从而具有下述效果：即使在因应变累积导致难以微细化的厚壁钢管中，也能实现低温韧性及屈服应力的提高。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并不限于以下的实施方式。此外，以下的说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
本发明的高强度无缝厚壁钢管(以下，有时简称为“钢管”。)的成分组成可为包含cr：15.5～18.0％的成分组成。
cr：15.5～18.0％
cr是具有形成保护膜(protectivefilm)并提高耐腐蚀性的作用，进而进行固溶从而增加钢的强度的元素。为了获得这样的效果，必须使cr含量为15.5％以上。另一方面，若cr含量大于18.0％，则强度降低。因此，cr含量限定为15.5～18.0％。需要说明的是，优选为15.5～18.0％。
本发明为解决一直以来被用作油井用无缝厚壁钢管的原材料的含cr钢所具有的问题点的发明，在对含cr钢的钢组织中铁素体晶粒的状态进行调节的方面具有特征。因此，成分组成中只有cr被特别限定，其他成分没有被特别限定。
如上所述，虽然其他成分没有被特别限定，但本发明的高强度无缝厚壁钢管的成分组成优选为：以质量％计还含有c：0.050％以下、si：1.00％以下、mn：0.20～1.80％、ni：1.5～5.0％、mo：1.0～3.5％、v：0.02～0.20％、n：0.01～0.15％、o：0.006％以下，并且余部由fe及不可避免的杂质构成。
c：0.050％以下
c为与马氏体系不锈钢的强度有关的重要元素。本发明中，为了确保期望的强度，c含量为0.005％以上是理想的。另一方面，若c含量大于0.050％，则含有的ni导致的回火时的敏化(sensitization)有时增大。此外，从耐腐蚀性的观点考虑，c含量少是理想的。由此，c含量优选为0.050％以下。需要说明的是，更优选为0.030～0.050％。
si：1.00％以下
si是作为脱氧剂(deoxidizingagent)而发挥作用的元素。为了获得作为脱氧剂的效果，si含量为0.05％以上是理想的。另一方面，若si含量大于1.00％，则耐腐蚀性降低，进而热加工性有时也降低。因此，si含量优选为1.00％以下。更优选为0.10～0.30％。
mn：0.20～1.80％
mn为具有使强度增加的作用的元素。为了获得该效果，mn含量为0.20％以上是理想的。另一方面，若mn含量超过1.80％，则有时对韧性产生不良影响。因此，mn含量优选为0.20～1.80％。更优选为0.20～1.00％。
ni：1.5～5.0％
ni为具有使保护皮膜坚固、提高耐腐蚀性的作用的元素。此外，ni还为通过固溶使钢的强度增加、进而使韧性提高的元素。为了获得该效果，优选ni含量为1.5％以上。另一方面，若ni含量大于5.0％，则存在马氏体相的稳定性降低，强度降低的情况。因此，ni含量优选为1.5～5.0％。更优选为2.5～4.5％。
mo：1.0～3.5％以下
mo为增加对cl-导致的点蚀(pittingcorrosion)的抵抗性的元素。为了获得这样的效果，mo含量为1.0％以上是理想的。另一方面，若mo含量大于3.5％，则存在材料成本高涨的情况。因此，mo含量优选为3.5％以下。更优选为2.0～3.5％。
v：0.02～0.20％
v为使强度增加、并且改善耐腐蚀性的元素。为了获得该效果，优选v含量为0.02％以上。另一方面，若v含量超过0.20％，则有时韧性降低。因此，v含量优选为0.02～0.20％。更优选为0.02～0.08％。
n：0.01～0.15％
n为使耐点蚀性(pittingcorrosionresistance)显著提高的元素。为了获得该效果，优选n含量为0.01％以上。另一方面，若n含量大于0.15％，则存在形成各种氮化物、韧性降低的情况。更优选n含量为0.02～0.08％。
o：0.006％以下
o在钢中作为氧化物而存在，对各种特性产生不良影响。因此，尽可能降低o含量是理想的。特别地，若o含量大于0.006％，则存在热加工性、韧性及耐腐蚀性的降低变得显著的情况。因此，o含量优选为0.006％以下。
除了上述成分以外，还可以含有选自下述a组～d组中的1组或2组以上。
a组：al：0.002～0.050％
b组：选自cu：3.5％以下、w：3.5％以下、rem：0.3％以下中的1种或2种以上
c组：选自nb：0.2％以下、ti：0.3％以下、zr：0.2％以下中的1种或2种以上
d组：选自ca：0.01％以下、b：0.01％以下中的1种或2种
以下，对a组～d组的成分进行说明。
a组：al：0.002～0.050％
al有时用作作为脱氧剂而发挥作用的元素。用作脱氧剂的情况下，优选al含量为0.002％以上。若al含量大于0.050％，则有时对韧性产生不良影响。因此，在含有al的情况下，优选限定al：0.050％以下。不添加al的情况下，作为不可避免的杂质可容许al小于0.002％。
b组：选自cu：3.5％以下、w：3.5％以下、rem：0.3％以下中的1种或2种以上
b组：cu、w、rem使保护皮膜坚固，抑制氢侵入钢中，提高耐硫化物应力腐蚀开裂耐性。这样的效果在含有cu：0.5％以上、w：0.5％以上、rem：0.001％以上时变得显著。然而，若含有cu：大于3.5％、w：大于3.5％、rem：大于0.3％，则有时韧性降低。因此，含有b组中记载的成分的情况下，优选限定cu、w分别为3.5％以下、rem为0.3％以下。需要说明的是，更优选的是cu：0.8～1.2％、w：0.8～1.2％、rem：0.001～0.010％。
c组：选自nb：0.2％以下、ti：0.3％以下、zr：0.2％以下中的1种或2种以上
nb、ti、zr均为使强度增加的元素。本发明的高强度无缝厚壁钢管的成分组成根据需要可含有这些元素。通过含有nb：0.03％以上、ti：0.03％以上、zr：0.03％以上，可看到如上所述的效果。另一方面，若含有nb：大于0.2％、ti：大于0.3％、zr：大于0.2％，则使韧性降低。因此，优选分别限定为nb：0.2％以下、ti：0.3％以下、zr：0.2％以下。
d组：选自ca：0.01％以下、b：0.01％以下中的1种或2种
ca、b具有使多相域轧制时的热加工性提高、抑制制品缺陷的作用，根据需要可含有1种或2种。这样的效果在含有ca：0.0005％以上、b：0.0005％以上时变得显著。若含有ca：大于0.01％、b：大于0.01％，则耐腐蚀性降低。因此，含有ca、b的情况下，优选限定为ca：0.01％以下、b：0.01％以下。
上述的成分以外的余部为fe及不可避免的杂质。需要说明的是，作为不可避免的杂质可容许p：0.03％以下、s：0.005％以下。
接下来，对本发明的高强度无缝厚壁钢管的钢组织进行说明。本发明的钢管的钢组织具有马氏体相和铁素体相。此外，也可以含有奥氏体相。
为了实现高强度，马氏体相的含量以面积百分数计优选为50％以上。如下所述，除了马氏体相以外，优选以面积百分数计含有铁素体相20％以上，因此为了以面积百分数计含有铁素体相20％以上，马氏体的含量优选以面积百分数计为80％以下。
此外，如后所述，铁素体相为用于制作低温韧性及耐腐蚀性优异的钢管的重要相。本发明中，其含量以面积百分数计优选为20％以上，更优选为25％以上。此外，为了实现高强度，优选以面积百分数计含有马氏体相50％以上，因此优选铁素体相的含量为50％以下。
除了铁素体相、马氏体相以外，还可以含有奥氏体相。若奥氏体相的含量过多，则钢的强度下降，因此奥氏体相的含量以面积百分数计优选为15％以下。
接下来，对铁素体相进一步进行说明。本发明的钢管的钢组织中的铁素体相在组织内以带状、网状分布。本发明中，存在相邻铁素体晶粒的情况下，一者的铁素体晶粒的晶体取向与另一者的铁素体晶粒的晶体取向之差为15°以上时，将上述相邻的铁素体晶粒作为互不相同的晶粒，由此认为带状的铁素体相是由铁素体晶粒构成的。基于该考虑，通过以满足以下的条件1及条件2的方式进行制造，本发明的钢管可成为高强度、并且低温韧性及耐腐蚀性均优异的钢管。需要说明的是，铁素体晶粒可以为被晶体取向差15°以上的铁素体晶粒包围的晶粒、被其他相(马氏体相、奥氏体相)包围的晶粒、被晶体取向差15°以上的铁素体晶粒及其他相包围的晶粒的任意的状态。
(条件1)钢管的圆周方向截面及l方向(轧制方向)截面的钢组织中的铁素体晶粒的面积的最大值为3000μm2以下。
(条件2)钢管的圆周方向截面及l方向(轧制方向)截面的钢组织中，面积为800μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计为50％以上。
关于条件1，钢管的圆周方向截面及l方向(轧制方向)截面的钢组织中的铁素体晶粒的面积的最大值大于3000μm2是指钢组织中存在异常成长的铁素体晶粒，若存在异常成长的铁素体晶粒，则低温韧性极端变小。在制品中产生低温韧性值的部分降低等材质不均匀是不优选的。因此，钢管的圆周方向截面及l方向(轧制方向)截面的钢组织中的铁素体晶粒的面积的最大值为3000μm2以下。优选上述最大值为1000μm2以下，更优选上述最大值为200μm2以下。
关于条件2，钢管的圆周方向截面及l方向(轧制方向)截面的钢组织中，通过面积为800μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计为50％以上，可抑制低温韧性值及屈服强度的降低。优选面积为400μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计为50％以上，更优选面积为100μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计为80％以上。
本发明中，优选钢管的圆周方向截面及l方向(轧制方向)截面的任意组织中均满足条件1及条件2。对于铁素体相而言，其从相当于加热炉的温度的高温直至制品时而残存，且难以产生基于相变、再结晶的细化。因此，铁素体相内，根据热轧时的应变的方向容易产生晶粒形状的各向异性。根据无缝厚壁钢管制造时的轧制形式的不同，产生铁素体相的各向异性，从而对于较多地存在朝着某方向进行晶粒成长的铁素体晶粒的组织而言，其低温韧性值也产生各向异性。若产生特性的各向异性，则根据使用制品时受到的负荷方向不同，可能低于期望特性，故而不优选。若确认了钢管的圆周方向截面及l方向(轧制方向)截面的任一者均满足条件1及条件2，则可评价为各向异性小。需要说明的是，虽然可以使用对铁素体晶粒三维观察、并基于晶粒的体积进行各向异性评价的方法，但测定时耗费时间和功夫，不能容易地实施，因此对上述2个截面进行观察的方法是简单且优选的。此处，截面是指，能够在钢管的轧制方向的中央的壁厚中央部进行观察的圆周方向截面及l方向(轧制方向)截面。
此外，本发明的钢管的钢组织利用下述的方法测定。关于铁素体相分率，可利用光学显微镜(opticalmicroscope)及扫描电子显微镜(electronscanningmicroscope)求得。此外，奥氏体相分率可利用xrd装置(x-raydiffractometer)进行测定。此外，马氏体相分率可以由100％减去铁素体相分率及奥氏体相分率而得到的值来确定。此外，关于铁素体相中的晶体取向差，可以利用ebsd进行测定。其中，由于为相同的bcc结构(body-centeredcubicstructure，体心立方结构)而难以进行钢中的铁素体相与马氏体相的分离的情况下，预先在同一视野进行sem-edx(扫描电子显微镜及能量色散x-射线光谱分析，scanningelectronmicroscope-energydispersivex-rayspectrometry)或epma(电子探针显微分析，electronprobemicroanalysis)测定，确认铁素体相形成元素及奥氏体相形成元素(austeniteformationelements)的元素分配，由此可仅提取出铁素体相。此外，以ebsd结果为基础逐个地选择铁素体晶粒的方法也可。关于ebsd测定，利用电解研磨(electrochemicalpolishing)进行样品制备(samplepreparation)后，进行调节以使得可在同一视野以500倍至2000倍的倍率测定充分数量的铁素体晶粒。确保最低为100×100μm以上、可能的话为1000×1000μm的视野，实施组织观察。为了在测定后的铁素体晶粒面积的解析时减少误差，以不过度变大的方式对基于ebsd的晶体取向的测定时的测定点的间隔进行调节，使得间隔最低为0.5μm，优选为0.3μm以下。由于测定使用高倍率，测定视野有限，因此更好的是，最低观察壁厚的中心部附近的10～15个视野，并确认最大铁素体晶粒面积和粒面积分布。
上述中说明的本发明的高强度无缝厚壁钢管具有屈服强度为654mpa以上的高强度、和壁厚中心位置的夏比(charpy)冲击试验的试验温度为-10℃时的吸收能为50j以上的优异的低温韧性。此外，本发明的高强度无缝厚壁钢管基于上述成分组成还具有优异的耐腐蚀性。
此外，本发明的高强度无缝厚壁钢管的壁厚(wallthickness)为12.7mm以上且小于100mm。
接下来，对本发明的高强度无缝厚壁钢管的制造方法进行说明。本发明的高强度无缝厚壁钢管可通过下述方式制造：制作具有上述成分组成的钢原料，对该钢原料进行加热，将加热后的钢原料冷却至规定的加工温度，对冷却后的钢原料进行热加工。以下，更具体地对制造方法进行说明。以下的说明中，除非另有规定，否则温度是指壁厚中心温度。需要说明的是，温度可以通过将热电偶埋入钢材内部来测定，也可以基于其它非接触温度计测定的表面温度测定结果通过传热计算来算出。
上述钢原料的制造方法没有必要进行特别限定。优选的是，使用转炉及电炉等常用的熔炉(smeltingfurnace)将上述的成分组成的钢水进行熔炼，并利用连续铸造法(continuouscastingprocess)等常用的铸造方法将其铸成铸片(圆铸片)，将其作为钢原料。需要说明的是，也可将铸片热轧从而制造规定尺寸的钢片，将其作为钢原料。此外，利用铸锭-开坯轧制法(ingot-makingandbloomingmethod)制造钢片并制造钢原料也没有任何问题。
上述钢原料的加热温度没有特别限定。从避免自重导致的应变的观点考虑，设定适宜加热温度即可。作为热加工而进行穿孔轧制(piercing)的情况下，更优选的是加热温度为1100～1300℃。此外，加热方法没有特别限定，例如可举出将钢原料装入加热装置中而进行加热的方法。
在上述加热后，或者在上述加热后冷却至加工温度(接着进行的热加工时的加工温度)后，进行热加工。
首先，对热加工的概要进行说明。无缝厚壁钢管制造中的热轧工序包含将钢原料制成中空钢原料的穿孔轧制、和紧随其后的延伸轧制(用于减薄及扩管的轧制(减薄扩管轧制)及定型轧制)。减薄扩管轧制可使用芯棒连轧管机(mandrelmill)、延伸轧机(elongater)、心棒轧管机(plugmill)，定型轧制可使用定径机(sizer)或轧平机(leeler)、拉伸缩径轧机(stretchreducingmill)，使用任意的轧制机都没有问题。
在制造本发明的钢管时，于700～1200℃的温度区域(热加工温度)进行热加工，并且必须对热加工温度进行调节以使得至少得到35面积％的奥氏体相分率。如上所述，热加工温度对于调节相分率、赋予铁素体相必要的应变是重要的。然而，从轧制载荷增加、热加工性恶化的观点考虑，在穿孔轧制时为了等待奥氏体相变而进行低温化是不优选的。因此，以下说明的热加工温度的调节优选在减薄扩管轧制或定型轧制中进行，更优选在定型轧制中进行。
然而，本发明的钢管的钢组织在加热至1100～1300℃后，成为铁素体相占大半的组织，上述钢原料的加热后的钢组织以铁素体相为主体。此后，若冷却至700～1200℃的热加工温度区域，则钢组织中的铁素体相的一部分相变为奥氏体相。此后，冷却至室温时，由铁素体相相变而成的奥氏体相的至少一部分发生马氏体相变而成为铁素体-马氏体(也包括残留奥氏体相(retainedausteniticphase)的情况)组织。未相变为奥氏体相而残留的铁素体相残存至冷却后。此外，若热加工温度降低，则奥氏体相占相整体的比例增加，相对地，铁素体相占相整体的比例降低。此外，铁素体-奥氏体的双相域轧制时，可使应变选择性地集中于热强度(warmstrength)相对低的铁素体相。一者的奥氏体相的大部分或者全部在冷却至室温时进行马氏体相变，成为包含较多位错的微细组织，成为高强度高韧性，因此不需要较多的应变。即，如前所述，对于提高低温韧性、屈服强度而言，铁素体晶粒的微细化是关键，因此在铁素体相分率变少的温度区域施予应变，选择性地对铁素体相赋予应变并进行微细化是重要的。
如上所述，为了获得期望的特性，利用热加工赋予应变时的奥氏体相占相整体的比例是重要的，具体而言，在铁素体相分率变少的温度区域施予应变是优选的。因此，优选在制造前对热加工时的奥氏体相分率进行调查，基于该调查结果决定加工温度。调查可利用以下的方法进行。
准备规定的成分组成的钢的小型样品，加热至相当于加热炉的温度，然后以与制品制造时的放冷相当的冷却速度(以壁厚中心温度计为0.2～1.5℃/s)，冷却至相当于热加工温度的1200℃～700℃，然后通过急冷进行组织冻结，并在镜面研磨后，用维莱拉试剂(vilellareagent)(1g苦味酸、5ml盐酸、100ml乙醇)将其腐蚀，测定铁素体相分率，将组织整体设为100％，减去铁素体相分率(％)，将剩余的分率(％)作为热加工温度时的奥氏体相分率。
如上所述，选择性地对铁素体相赋予应变，为了进行细粒化，必须按照上述的方式将热加工温度低温化并进行热加工，直到至少可得到35面积％的奥氏体相分率。
此外，作为热加工后的热处理，在奥氏体、铁素体的双相域处进行淬火、淬火及回火、或者溶体化热处理。晶粒在通过保持1150℃以上的高温而成长，但此处的热处理于小于1150℃进行，因此通过该热处理，能够管理为不促进晶粒成长(随着铁素体相分率的增加的晶粒成长)的恢复的温度，在制品时维持细粒化后的铁素体晶粒，可获得高的低温韧性及屈服强度。
实施例
利用转炉将表1所示的成分组成的钢水进行熔炼，并利用连续铸造法将其铸成铸片(板坯(slab)：壁厚260mm)，进行孔型轧制(caliberrolling)，制成直径为230mm的钢片。将这些钢原料装入加热装置中，加热至1250℃后，在穿孔轧制装置中制成中空原料，接着，将用于延伸轧制的定型轧制装置中的热加工温度设为表2所示的温度，进行延伸轧制并冷却，从而得到无缝厚壁钢管。需要说明的是，该制造中，累积断面收缩率为70％，成品壁厚(finishedwallthickness)为16mm。此外，表2中还示出了热加工温度时的奥氏体相的含量(γ分率)。
在表2所示的淬火温度(q1)及回火温度(t1)下对得到的无缝厚壁钢管实施淬火回火热处理。
此外，在热处理后，使用采集自无缝厚壁钢管的试验片，从无缝厚壁钢管的壁厚中心部对圆周方向、长度方向的组织进行观察，对相分率和铁素体晶粒面积进行测定。此外，关于各试验片，对低温韧性和屈服强度进行了调查。
(1)组织观察
从得到的无缝厚壁钢管的壁厚中央部采集组织观察用试验片，对与轧制方向正交的截面(c截面)和与轧制方向平行的截面(l截面)进行电解研磨，并用sem、sem-edx对组织进行观察(测定范围：100×100μm～1000×1000μm)。利用sem-edx确认铁素体相形成元素及奥氏体相形成元素的元素分配，并对铁素体相的分率进行测定。然后，以测定范围100×100μm～1000×1000μm，对同一部位附近进行ebsd观察，在仅提取了利用sem观察到的铁素体相部的解析中，进行将晶体取向差15°以上定义为晶粒边界的分析，测定输出的铁素体晶粒面积。表3中示出了按照以下的标准进行评价而得到的结果。此外，表3中还示出了铁素体相的含量(f分率)。
关于铁素体晶粒的面积的最大值
◎：200μm2以下
○：1000μm2以下
δ：3000μm2以下
×：大于3000μm2
关于特定粒径的铁素体晶粒的含量
◎：面积为100μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计为80％以上
○：400μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计为50％以上
δ：800μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计为50％以上
×：800μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计不满足50％以上
(2)拉伸试验
以使得轧制方向为拉伸方向的方式从得到的无缝厚壁钢管的壁厚中心采集圆棒拉伸试验片(平行部
(3)冲击试验
以使得与轧制方向正交的方向(c方向)为试验片长度方向的方式从得到的无缝厚壁钢管的壁厚中心采集v形缺口试验片(v-notchedtestbar)，按照jisz2242的规定实施夏比冲击试验(charpyimpacttest)，测定试验温度为-10℃时的吸收能，并对韧性进行评价。需要说明的是，试验片各为3条，将它们的平均值作为该无缝厚壁钢管的吸收能。将吸收能为50j以上的情况评价为良好。
[表2]
※下划线表示在本发明的制造条件范围以外。
※“发明”表示发明例，“比较”表示比较例。
[表3]
※下划线表示结果不是良好的。
※“发明”表示发明例，“比较”表示比较例。
具有本发明提出的组织形态的无缝厚壁钢管(此处，称为本发明例)均在厚壁中心位置也能进行铁素体相的微细化，尽管为屈服强度654mpa以上的高强度，试验温度为-10℃时的吸收能为50j以上，显著地提高了韧性。另一方面，对于组织形态为本发明范围以外的无缝厚壁钢管(此处，称为比较例)而言，由于不满足铁素体晶粒的面积的最大值为3000μm2以下、面积为800μm2以下的铁素体晶粒的含量以面积百分数计为50％以上中的至少一个条件，因此不能确保期望的强度和韧性。此外，成分组成偏离规定范围的无缝厚壁钢管也未能确保耐腐蚀性(虽然表中没有耐腐蚀性的数据，但cr含量为本发明范围以外的样品no.6、7耐腐蚀性差)、强度或韧性。