JP2024155202A - 継目無鋼管 - Google Patents

Abstract

【課題】高い強度と優れた破壊靭性とが得られる継目無鋼管を提供する。
【解決手段】本開示の継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｓｉ：０．０５～０．２５％、Ｍｎ：１．０～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０３０～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、希土類元素：０．０００５～０．００５０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、引張強さが５３１～７５８ＭＰａであり、円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物である特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２以下であり、特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０以下であり、特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａ以下である。
０．３≦ＲＥＭ／Ｍｇ≦２．０ （１）
【選択図】なし

Description

本開示は、継目無鋼管に関し、さらに詳しくは、ラインパイプとしての使用に適した継目無鋼管に関する。

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

これまでに、ラインパイプ用途の継目無鋼管の強度と低温靭性とを高める技術が、特開２０１０－２４２２２２号公報（特許文献１）、及び、特開２００４－１２４１５８号公報（特許文献２）に提案されている。

特許文献１に提案される継目無鋼管は、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．３～２．５％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｃｒ：０．０２～１．０％、Ｎｉ：０．０２～１．０％、Ｍｏ：０．０２～１．２％、Ｔｉ：０．００４～０．０１０％、Ｎ：０．００２～０．００８％を含有し、さらに、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭのうちの１種又は２種以上を合計で０．０００２～０．００５％含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、肉厚が３０～５０ｍｍである。この継目無鋼管では、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの１種以上を適量含有することにより、厚肉の継目無鋼管であっても優れた低温靭性が得られる、と特許文献１には開示されている。

特許文献２に提案される継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．３０～２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００２～０．０１７％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎ：０．００８％以下、及び、Ｏ（酸素）：０．００４％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。そして、ＪＩＳ Ｇ ０５５１で規定される粒度番号が７未満である。さらに、鋼中に存在する酸化物系介在物のうち、直径が３００μｍ超の酸化物系介在物の個数が１ｃｍ^２あたり１個以下で、直径が５～３００μｍの酸化物系介在物の個数が１ｃｍ^２あたり２００個以下である。この継目無鋼管では酸化物系介在物のサイズごとの個数密度を制限することにより、優れた低温靭性が得られる、と特許文献２には開示されている。

特開２０１０－２４２２２２号公報 特開２００４－１２４１５８号公報

上記特許文献１及び２には、ラインパイプ用途の継目無鋼管において、優れた低温靭性が得られる技術が提案されている。しかしながら、上記特許文献１及び２以外の技術によって、優れた低温靭性が得られてもよい。

また、最近では、破壊靭性の評価として、ＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ：亀裂先端開口変位）試験がある。ＣＴＯＤ試験は、ラインパイプのような大型の構造物に亀裂が存在したときに曲げ荷重をかけた場合に、割れ亀裂が進展する現象を模擬した試験である。亀裂を有する試験片に荷重を加えていくと、亀裂が急速に進展する現象である「不安定破壊」が生じる。ＣＴＯＤ試験は、この亀裂が急速に進展する直前の開口部の変化を評価指標とする。寒冷地でのラインパイプでは特に、高いＣＴＯＤ値が求められる。特許文献１及び２では、このような破壊靭性について検討されていない。

本開示の目的は、高い強度と優れた破壊靭性とが得られる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、
質量％で、
Ｃ：０．０３～０．０８％、
Ｓｉ：０．０５～０．２５％、
Ｍｎ：１．０～２．５％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
希土類元素：０．０００５～０．００５０％、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｍｏ：０～０．３％、
Ｎｂ：０～０．０２０％、
Ｃａ：０～０．０００２％、
Ｂ：０～０．０００２％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｖ：０～０．０８％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
引張強さが５３１～７５８ＭＰａであり、
円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物である特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２以下であり、
前記特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０以下であり、
前記特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａ以下である、
０．３≦ＲＥＭ／Ｍｇ≦２．０ （１）
ここで、式（１）中の「ＲＥＭ」には、希土類元素の質量％での含有量が代入され、「Ｍｇ」にはＭｇの質量％での含有量が代入される。

本開示の継目無鋼管では、高い強度と優れた破壊靭性とが得られる。

初めに、発明者らは、高い強度と優れた破壊靭性とが得られる継目無鋼管について、化学組成の観点から検討した。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｓｉ：０．０５～０．２５％、Ｍｎ：１．０～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０３０～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、希土類元素：０．０００５～０．００５０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０～０．３％、Ｎｂ：０～０．０２０％、Ｃａ：０～０．０００２％、Ｂ：０～０．０００２％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．０８％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる継目無鋼管であれば、引張強さが５３１～７５８ＭＰａの高い強度が得られ、さらに、優れた破壊靭性も得られると考えた。

そこで、本発明者らは、上述の化学組成の継目無鋼管の破壊靭性についてさらに検討を行った。ここで、本発明者らは、粗大な酸化物系介在物に注目した。粗大な酸化物系介在物は割れの起点となる。粗大な酸化物系介在物の個数密度が多ければ、不安定破壊が発生しやすくなる。その結果、破壊靭性が低下する。上述の化学組成では、Ｃａを不純物として、Ｃａ含有量をなるべく低く抑えている。これにより、粗大な酸化物系介在物の個数密度をある程度少なく抑えることができる。

しかしながら、本発明者らのさらなる調査の結果、上述の化学組成を有する継目無鋼管であっても、依然として、優れた破壊靭性が得られない場合があった。そこで、本発明者らはさらに検討を行った。その結果、次の知見を得た。

粗大な酸化物系介在物の個数密度がある程度少なくても、粗大な酸化物系介在物が硬質過ぎる場合、粗大な酸化物系介在物が割れる場合がある。この場合、粗大な酸化物系介在物は、破壊靭性の低下を引き起こす割れの起点となり得る。一方、粗大な酸化物系介在物が軟質過ぎる場合、鋼材中で粗大な酸化物系介在物が延伸している。このような粗大な酸化物系介在物のアスペクト比が大きすぎれば、延びた粗大な酸化物系介在物の先端部分が、破壊靭性の低下を引き起こす割れの起点となり得る。したがって、粗大な酸化物系介在物は硬質過ぎず、かつ、軟質過ぎない、適度な硬さを有する必要がある。

以上の検討結果に基づいて、本発明者らはさらに、上述の化学組成を満たす継目無鋼管における、粗大な酸化物系介在物の適切な形態について検討を行った。その結果、円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２以下であり、かつ、円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物のアスペクト比が２．０以下であり、かつ、円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａ以下であれば、優れた破壊靭性が得られることが判明した。以降の説明では、円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物を、「特定酸化物系介在物」ともいう。

さらに、上述の化学組成中のＭｇ含有量及びＲＥＭ含有量が式（１）を満たせば、特定酸化物系介在物の個数密度、アスペクト比及び硬さが安定して得られることが判明した。
０．３≦ＲＥＭ／Ｍｇ≦２．０ （１）
ここで、式（１）中の「ＲＥＭ」には、希土類元素（ＲＥＭ）の質量％での含有量が代入され、「Ｍｇ」にはＭｇの質量％での含有量が代入される。

Ｆｎ＝ＲＥＭ／Ｍｇと定義する。Ｆｎは上述の化学組成を満たす継目無鋼管における、特定酸化物系介在物の硬さに関する指標である。上述の化学組成において、Ｍｇは、特定酸化物系介在物を軟質化する。一方、希土類元素（ＲＥＭ）は、特定酸化物系介在物を硬質化する。したがって、上述の化学組成を満たす継目無鋼管において、Ｆｎが式（１）を満たせば、特定酸化物系介在物が硬質過ぎず、軟質過ぎない、適度な硬さとなる。そのため、特定酸化物系介在物において、適切なアスペクト比及び適切な硬さが安定して得られる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態の継目無鋼管は、次の構成を有する。

［１］
継目無鋼管であって、
質量％で、
Ｃ：０．０３～０．０８％、
Ｓｉ：０．０５～０．２５％、
Ｍｎ：１．０～２．５％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
希土類元素：０．０００５～０．００５０％、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｍｏ：０～０．３％、
Ｎｂ：０～０．０２０％、
Ｃａ：０～０．０００２％、
Ｂ：０～０．０００２％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｖ：０～０．０８％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
引張強さが５３１～７５８ＭＰａであり、
円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物である特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２以下であり、
前記特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０以下であり、
前記特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａ以下である、
継目無鋼管。
０．３≦ＲＥＭ／Ｍｇ≦２．０ （１）
ここで、式（１）中の「ＲＥＭ」には、希土類元素の質量％での含有量が代入され、「Ｍｇ」にはＭｇの質量％での含有量が代入される。

［２］
［１］に記載の継目無鋼管であって、
Ａｌ：０．０７２～０．１００％、
を含有する、
継目無鋼管。

［３］
［１］又は［２］に記載の継目無鋼管であって、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｖ：０．０１～０．０８％、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］
［１］～［３］のいずれか１項に記載の継目無鋼管であって、
前記継目無鋼管は、ラインパイプ用継目無鋼管である、
継目無鋼管。

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。

［本実施形態の継目無鋼管の特徴］
本実施形態の継目無鋼管は、次の特徴を満たす。
（特徴１）
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｓｉ：０．０５～０．２５％、Ｍｎ：１．０～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０３０～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、希土類元素：０．０００５～０．００５０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０～０．３％、Ｎｂ：０～０．０２０％、Ｃａ：０～０．０００２％、Ｂ：０～０．０００２％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．０８％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなる。
（特徴２）
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．３≦ＲＥＭ／Ｍｇ≦２．０ （１）
ここで、式（１）中の「ＲＥＭ」には、希土類元素の質量％での含有量が代入され、「Ｍｇ」にはＭｇの質量％での含有量が代入される。
（特徴３）
引張強さが５３１～７５８ＭＰａである。
（特徴４）
円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物である特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２以下である。
（特徴５）
特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０以下である。
（特徴６）
特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａ以下である。

なお、本明細書において、「酸化物系介在物」とは、酸化物を含有する介在物を意味する。酸化物系介在物は、酸化物のみからなる介在物であってもよい。酸化物系介在物はまた、酸化物に、酸化物以外の他の介在物（例えば、Ｍｎ硫化物等）が隣接して晶出した複合介在物であってもよい。つまり、本明細書において、酸化物系介在物は、酸化物を包含する複合介在物であってもよい。なお、複合介在物中の酸化物と酸化物以外の他の介在物とは互いに接触している。酸化物系介在物が複合介在物である場合、複合介在物を１つの酸化物系介在物をみなす。
以下、特徴１～特徴６について説明する。

［（特徴１）化学組成について］
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：０．０３～０．０８％
炭素（Ｃ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が０．０３％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、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．０８％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、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３～０．０８％である。
Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Ｃ含有量の好ましい上限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６％である。

Ｓｉ：０．０５～０．２５％
ケイ素（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼材の強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０５％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、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．２５％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、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．２５％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０７％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０．２２％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％である。

Ｍｎ：１．０～２．５％
マンガン（Ｍｎ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｎ含有量が１．０％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、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．５％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、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．０～２．５％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１％であり、さらに好ましくは１．２％であり、さらに好ましくは１．３％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．３％であり、さらに好ましくは２．０％であり、さらに好ましくは１．８％である。

Ｐ：０．０５％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含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が０．０５％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、Ｐが粒界に偏析し、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下である。
Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。

Ｓ：０．００５％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含有量の下限は０％超である。ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。Ｓ含有量が０．００５％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ＭｎＳが形成される。その結果、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下である。
Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを高める。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０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。

Ａｌ：０．０３０～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．０３０％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、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％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、クラスター状の酸化物系介在物が過剰に生成し、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０３０～０．１００％である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０７２％である。Ａｌ含有量が０．０７２％以上であれば、破壊靭性が顕著に高まる。
Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。

Ｔｉ：０．００１～０．０５０％
チタン（Ｔｉ）は鋼材の焼入れ性を高め、又は、Ｎと結合して窒化物を生成して、鋼材の強度を高める。Ｔｉ含有量が０．００１％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、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ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、粗大な窒化物又は炭化物を生成して、鋼材の靭性及び溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１～０．０５０％である。
Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、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。
Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。

Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％
マグネシウム（Ｍｇ）はＯと結合して酸化物を生成し、酸化物系介在物の硬さを低下する。これにより、鋼材の破壊靭性が高まる。Ｍｇ含有量が０．０００５％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、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％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、粗大な酸化物系介在物が過剰に生成する。この場合、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０００５～０．００５０％である。
Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。

希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００５～０．００５０％
希土類元素（ＲＥＭ）はＯと結合して酸化物系介在物を生成し、酸化物系介在物の硬さを高め、酸化物系介在物のアスペクト比を低下する。ＲＥＭ含有量が０．０００５％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、上記効果が十分に得られない。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％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、粗大な酸化物系介在物が過剰に生成したり、酸化物系介在物の硬さが過度に高くなったりする。この場合、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０００５～０．００５０％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。

なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素を意味する。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量を意味する。

Ｎ：０．０１５０％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量の下限は０％超である。ＮはＴｉと結合して窒化物を生成し、結晶粒を微細化する。Ｎ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、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、鋼材にブローホールが生成して、鋼材に割れが発生しやすくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１５０％以下である。
Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。

Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｏ含有量は０％超である。Ｏ含有量が０．００５０％を超えれば、粗大な酸化物系介在物が過剰に生成する。この場合、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。
Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。

本実施形態の継目無鋼管の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、本実施形態の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、意図的に含有されるものではなく、本実施形態の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。

［不純物又は任意元素について］
本実施形態の継目無鋼管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｍｏ：０～０．３％、
Ｎｂ：０～０．０２０％、
Ｃａ：０～０．０００２％、
Ｂ：０～０．０００２％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、及び、
Ｖ：０～０．０８％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

［第１群（Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃａ及びＢ）］
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃａ及びＢはいずれも、本実施形態の継目無鋼管において、不純物である。これらの元素含有量は０％であってもよい。以下、各元素について説明する。

Ｍｏ：０～０．３％
モリブデン（Ｍｏ）は、本実施形態の継目無鋼管において不純物である。Ｍｏは島状マルテンサイトの生成を促進し、鋼材の破壊靭性を低下する。そのため、本実施形態の継目無鋼管において、Ｍｏは含有されない方が好ましい。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．３％である。
Ｍｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量の極端な低減は、製造コストを高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２％である。

Ｎｂ：０～０．０２０％
ニオブ（Ｎｂ）は、本実施形態の継目無鋼管において不純物である。Ｎｂは析出物を形成して、鋼材の強度及び靭性を不安定にする。そのため、本実施形態の継目無鋼管において、Ｎｂは含有されない方が好ましい。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０２０％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含有量の極端な低減は、製造コストを高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｎｂ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０．００５％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％である。

Ｃａ：０～０．０００２％
カルシウム（Ｃａ）は、本実施形態の継目無鋼管において不純物である。Ｃａは酸化物系介在物に含有されて、酸化物系介在物の硬さを過度に高める。その結果、鋼材の破壊靭性が低下する。そのため、本実施形態の継目無鋼管において、Ｃａは含有されない方が好ましい。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０００２％である。
Ｃａ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃａ含有量の極端な低減は、製造コストを高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。

Ｂ：０～０．０００２％
ホウ素（Ｂ）は、本実施形態の継目無鋼管において不純物である。Ｂは、鋼材の強度を過度に高くする。その結果、鋼材の破壊靭性を低下する。Ｂはさらに、溶接後の鋼材のＨＡＺの靭性を低下する。そのため、本実施形態の継目無鋼管においてＢは含有されない方が好ましい。したがって、Ｂ含有量は０～０．０００２％である。
Ｂ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｂ含有量の極端な低減は、製造コストを高める。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。

［第２群：Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶ］
本実施形態による継目無鋼管は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の強度を高める。

Ｃｕ：０～０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が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、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。
Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。

Ｎｉ：０～０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が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、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

Ｃｒ：０～０．５０％
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｒ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、Ｃｒ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、焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０～０．５０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

Ｖ：０～０．０８％
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Ｖ炭化物を生成して鋼材の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が０．０８％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、Ｖ炭化物が過剰に生成して、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．０８％である。
Ｖ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０．０３％である。
Ｖ含有量の好ましい上限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

［（特徴２）式（１）について］
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．３≦ＲＥＭ／Ｍｇ≦２．０ （１）
ここで、式（１）中の「ＲＥＭ」には、希土類元素の質量％での含有量が代入され、「Ｍｇ」にはＭｇの質量％での含有量が代入される。

Ｆｎを次のとおり定義する。
Ｆｎ＝ＲＥＭ／Ｍｇ
Ｆｎは、特徴１を満たす継目無鋼管における、特定酸化物系介在物の硬さに関する指標である。上述のとおり、Ｍｇは、特定酸化物系介在物を軟質化する。一方、ＲＥＭは、特定酸化物系介在物を硬質化する。したがって、Ｆｎを調整することにより、特定酸化物系介在物の硬さを調整できる。

特徴１を満たす継目無鋼管において、Ｆｎが０．３未満であれば、Ｍｇ含有量に対してＲＥＭ含有量が少なすぎる。この場合、特定酸化物系介在物が過度に軟質化する。その結果、特定酸化物系介在物が延伸しやすくなり、特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０を超える場合が生じる。一方、Ｆｎが２．０を超えれば、Ｍｇ含有量に対して、ＲＥＭ含有量が多すぎる。この場合、特定酸化物系介在物が過度に硬質化する。その結果、特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａを超える。したがって、Ｆｎは０．３～２．０である。なお、Ｆｎは、得られた数値の小数第二位を四捨五入して求める。

Ｆｎの好ましい下限は０．４であり、さらに好ましくは０．５であり、さらに好ましくは０．６であり、さらに好ましくは０．７である。
Ｆｎの好ましい上限は１．９であり、さらに好ましくは１．８であり、さらに好ましくは１．７であり、さらに好ましくは１．６である。

［（特徴３）引張強さ］
本実施形態の継目無鋼管において、引張強さは５３１～７５８ＭＰａである。本実施形態の継目無鋼管では、上述の高い強度を満たしつつ、優れた破壊靭性が得られる。

本実施形態の継目無鋼管の引張強さの好ましい下限は５３５ＭＰａであり、さらに好ましくは５４０ＭＰａである。
本実施形態の継目無鋼管の引張強さの好ましい上限は７４０ＭＰａであり、さらに好ましくは７３０ＭＰａであり、さらに好ましくは７２０ＭＰａである。

［降伏比について］
本実施形態の継目無鋼管において、好ましくは、降伏比が０．７５以上である。降伏比が０．７５以上であれば、高い強度を維持しつつ、優れた破壊靭性が得られる。具体的には、引張強さを５３１～７５８ＭＰａの範囲内とすることにより破壊靭性を高めつつ、降伏比を０．７５以上とすることにより、引張強さに対する降伏強度を高める。これにより、継目無鋼管において高い強度を維持しつつ、優れた破壊靭性が得られる。
降伏比の好ましい下限は０．７８であり、さらに好ましくは０．８０である。
降伏比の好ましい上限は０．９０であり、さらに好ましくは０．８８であり、さらに好ましくは０．８６である。

［機械的特性（引張強さ及び降伏比等）の求め方］
本実施形態の継目無鋼管の引張強さは、次の方法で求めることができる。継目無鋼管から引張試験片を作製する。継目無鋼管の肉厚が２０ｍｍ以上の場合、肉厚中央部から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される４号試験片（丸棒試験片）を、引張試験片として作製する。継目無鋼管の肉厚が２０ｍｍ未満の場合、厚さを全肉厚として、鋼管の外径に応じてＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される１２Ａ、１２Ｂ、１２Ｃ号試験片（円弧状試験片）のいずれかを、引張試験片として作製する。引張試験片の長手方向は鋼管の管軸方向とする。作製した引張試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）及び引張強さ（ＭＰａ）を求める。０．２％オフセット耐力を、降伏強度（ＭＰａ）とする。得られた降伏強度及び引張強さに基づいて、次式により降伏比を求める。
降伏比＝降伏強度／引張強さ
なお、降伏強度及び引張強さは、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。さらに、降伏比は、得られた数値の小数第三位を四捨五入して求める。

［（特徴４～特徴６）特定酸化物系介在物について］
本実施形態の継目無鋼管ではさらに、次の特徴４～特徴６を満たす。
（特徴４）
円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物である特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２以下である。
（特徴５）
特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０以下である。
（特徴６）
特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａ以下である。
ここで、円相当径とは、介在物の面積と同じ面積の円の直径を意味する。また、上述のとおり、円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物を、特定酸化物系介在物ともいう。以下、特徴４～特徴６について説明する。

［（特徴４）特定酸化物系介在物の個数密度について］
本実施形態の継目無鋼管では、特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２以下である。特定酸化物系介在物は割れの起点となり、継目無鋼管の破壊靭性を低下する。特徴１～特徴３を満たす継目無鋼管において、特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２を超えれば、優れた破壊靭性が得られない。したがって、特定酸化物系介在物の個数密度は４０個／ｍｍ^２以下である。

特定酸化物系介在物の個数密度の好ましい上限は３８個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは３６個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは３４個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは３２個／ｍｍ^２である。
特定酸化物系介在物の個数密度の好ましい下限は特に限定されない。特定酸化物系介在物の個数密度の下限は例えば３個／ｍｍ^２であり、例えば５個／ｍｍ^２である。

［（特徴５）特定酸化物系介在物のアスペクト比について］
本実施形態の継目無鋼管ではさらに、特定酸化物系介在物が適切なアスペクト比を有する。
具体的には、特定酸化物系介在物のアスペクト比は２．０以下である。特定酸化物系介在物の個数密度が特徴４を満たしていても、特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０を超えれば、特定酸化物系介在物が過度に軟質である。そのため、特定酸化物系介在物が管軸方向に過度に延在している。この場合、管軸方向に延びる特定酸化物系介在物の端部から割れが発生しやすくなる。そのため、継目無鋼管の破壊靭性が低下する。したがって、特定酸化物系介在物のアスペクト比は２．０以下である。

特定酸化物系介在物のアスペクト比の好ましい上限は１．９であり、さらに好ましくは１．８であり、さらに好ましくは１．７である。
特定酸化物系介在物のアスペクト比の好ましい下限は１．２であり、さらに好ましくは１．１であり、最も好ましくは１．０である。

［（特徴６）特定酸化物系介在物の硬さについて］
本実施形態の継目無鋼管ではさらに、特定酸化物系介在物が適切な硬さを有する。
具体的には、特定酸化物系介在物の硬さは１８ＧＰａ以下である。特定酸化物系介在物の個数密度及びアスペクト比が特徴４及び特徴５を満たしても、特定酸化物系介在物が過度に硬質であれば、特定酸化物系介在物が割れ易くなる。割れた特定酸化物系介在物は、鋼材の割れの起点となりやすい。そのため、継目無鋼管の破壊靭性が低下する。特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａ以下であれば、特定酸化物系介在物が適度に軟質である。そのため、特定酸化物系介在物の割れが十分に抑制される。その結果、特定酸化物系介在物が割れの起点となるのを抑制でき、継目無鋼管において、優れた破壊靭性が得られる。
なお、特定酸化物系介在物の硬さとは、特定酸化物系介在物に含有されている酸化物の硬さを意味する。

特定酸化物系介在物の硬さの好ましい上限は１７ＧＰａであり、さらに好ましくは１６ＧＰａであり、さらに好ましくは１５ＧＰａである。
特定酸化物系介在物の硬さの下限は特に限定されない。しかしながら、特徴１及び特徴２を満たす化学組成の継目無鋼管において、特定酸化物系介在物の硬さの下限は例えば５ＧＰａであり、例えば８ＧＰａであり、例えば１０ＧＰａである。

なお、特徴４～特徴６における特定酸化物系介在物の円相当径の上限は特に限定されない。しかしながら、特徴１及び特徴２を満たす継目無鋼管において、特定酸化物系介在物の円相当径の上限は例えば、１０．０μｍである。

［特定酸化物系介在物の個数密度の測定方法］
特定酸化物系介在物の個数密度は次の方法で求めることができる。
継目無鋼管の肉厚中央部から、組織観察用の試験片を作製する。試験片の表面のうち、継目無鋼管の肉厚方向及び管軸方向を含む表面を、観察面とする。試験片の観察面を鏡面研磨する。研磨後の観察面において、観察視野を任意に設定する。設定した観察視野に対して、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、１０００倍の倍率で観察し、写真画像を生成する。観察視野のサイズは肉厚方向に２０００μｍ、管軸方向に５０００μｍとする。観察視野の肉厚方向の中央位置が、継目無鋼管の肉厚中央部と一致するように、観察視野を設定する。

観察視野の写真画像において、コントラストに基づいて、粒子（介在物又は析出物）を特定する。特定された各粒子の面積を求め、面積に基づいて円相当径を求める。特定された各粒子のうち、円相当径が２．０μｍ以上の粒子を特定する。

特定した粒子に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による点分析を行う。ＥＤＳの点分析により、各粒子中に含まれる元素の含有量を求める。ＥＤＳの点分析では、加速電圧を２０ｋＶとし、対象元素をＭｇ、ＲＥＭ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｏ、及び、Ｎｂ、Ｎ、Ｏとして定量する。特定酸化物系介在物が複数の異なるコントラスト領域を含む場合、各コントラスト領域に対して、ＥＤＳによる点分析を実施して、各領域中に含まれる元素の含有量を求める。円相当径が２．０μｍ以上の各粒子に対するＥＤＳ分析結果に基づいて、質量％で、Ｏ含有量が５％以上である領域を、酸化物と認定する。そして、酸化物を含有する粒子を「特定酸化物系介在物」と特定する。

観察視野で特定された特定酸化物系介在物の総個数を求める。得られた特定酸化物系介在物の総個数と、観察視野の総面積とに基づいて、特定酸化物系介在物の個数密度（個／ｍｍ^２）を求める。なお、本実施形態では、特定酸化物系介在物の個数密度は、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。

特定酸化物系介在物の個数密度は、走査電子顕微鏡に組成分析機能を付与された装置（ＳＥＭ－ＥＤＳ装置）を用いて求めることができる。ＳＥＭ－ＥＤＳ装置として例えば、ＦＥＩ（ＡＳＰＥＸ）社製の介在物自動分析装置である商品名：Ｍｅｔａｌｓ Ｑｕａｌｉｔｙ Ａｎａｌｙｚｅｒを用いることができる。

［特定酸化物系介在物のアスペクト比の測定方法］
上述の［特定酸化物系介在物の個数密度の測定方法］で得られた観察視野中の各特定酸化物系介在物の長径及び短径を、次の方法で求める。特定酸化物系介在物と母相との境界、つまり、特定酸化物系介在物の輪郭線を２本の平行な線分で挟んだ場合に得られる２本の線分の間隔（線分間距離）のうち、最大の間隔を、長径（μｍ）と定義する。また、長径と平行な２本の線分で特定酸化物系介在物の輪郭線を挟んだときの２本の線分の間隔を、短径（μｍ）と定義する。得られた長径及び短径から、次式により、その特定酸化物系介在物のアスペクト比を求める。
アスペクト比＝長径／短径
観察視野中の各特定酸化物系介在物のアスペクト比の最大値を、特定酸化物系介在物のアスペクト比とする。なお、本実施形態では、特定酸化物系介在物のアスペクト比は、得られた数値の小数第二位を四捨五入して求める。

［特定酸化物系介在物の硬さの測定方法］
特定酸化物系介在物の硬さは、ナノインデンテーション法により、次の方法で求めることができる。
上述の［特定酸化物系介在物の個数密度の測定方法］で得られた観察視野中の各特定酸化物系介在物を、５０００倍の倍率で観察する。各特定酸化物系介在物の位置を特定できるように、特定酸化物系介在物の近傍に、予め目印として圧子による圧痕を付与しておき、圧痕と当該特定酸化物系介在物との位置関係を記録しておく。

各特定酸化物系介在物のうち、特定酸化物系介在物に含有されている酸化物に対して、ナノインデンテーション法により硬さ（ＧＰａ）を求める。ナノインデンターとして、例えば、ブルカージャパン製のナノインデンター（商品名：ＴＩ－９５０）を用いる。上述の圧痕と特定酸化物系介在物との位置関係に基づいて、各特定酸化物系介在物に含有されている酸化物を特定する。特定された酸化物に圧子を押し込んで、硬さを測定する。このとき、試験力を５００μＮとする。なお、圧子の中心位置が、特定された酸化物の重心部分に押し込まれるように、押し込み位置を調整する。得られた各特定酸化物系介在物の硬さの最大値を、特定酸化物系介在物の硬さ（ＧＰａ）とする。なお、本実施形態では、特定酸化物系介在物の硬さは、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。

［本実施形態の継目無鋼管の効果］
本実施形態の継目無鋼管は、特徴１～特徴６を満たす。そのため、本実施形態の継目無鋼管では、高い強度を有しつつ、優れた破壊靭性が得られる。

ここで、優れた破壊靭性とは、低温において破壊靭性が優れることを意味し、次のように定義される。

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

作製されたＣＴＯＤ試験片に対して、予き裂を導入するための疲労試験を実施する。本実施形態では、初期相対き裂長さａ_０／Ｗを０．５０とする。具体的には、常温（２５℃）にて疲労試験を実施し、ノッチの先端に長さ２ｍｍの疲労予き裂を導入して、初期き裂長さａ_０をＢとする。疲労予き裂が導入されたＣＴＯＤ試験片に対して、ＩＳＯ １２１３５（２０２１）に準拠して、－２０℃にてＣＴＯＤ試験を実施する。ＣＴＯＤ試験によって得られた、荷重－開口量曲線における破断時の荷重と、クリップゲージ開口変位の塑性成分量とから、ＩＳＯ １２１３５（２０２１）に基づき、ＣＴＯＤ値（ｍｍ）を求める。なお、同様の試験を６回実施して、最小のＣＴＯＤ値（ｍｍ）を、継目無鋼管の－２０℃におけるＣＴＯＤ値（ｍｍ）と定義する。なお、本実施形態では、ＣＴＯＤ値は、得られた数値の小数第三位を四捨五入して求める。

本実施形態では、以上の方法で求めた－２０℃におけるＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上であれば、優れた破壊靭性を示すと判断する。

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

なお、焼戻しベイナイトの体積率を観察により求める場合、以下の方法で求めることができる。まず、本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、管軸方向と肉厚方向とを含む面を観察面とする試験片を作製する。試験片の観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、光学顕微鏡を用いて、１０視野観察する。視野面積は例えば、０．０４ｍｍ^２（倍率５００倍）である。各視野において、コントラストに基づいて、フェライト及びパーライトを特定する。特定されたフェライト及びパーライトの総面積率を求める。面積率を求める方法は特に限定されず、周知の方法でよい。例えば、画像解析によって、フェライト及びパーライトの総面積率を求めることができる。得られたフェライト及びパーライトの総面積率（％）と、次の式とを用いて、焼戻しベイナイトの面積率（％）を求める。
焼戻しベイナイトの面積率（％）＝１００－（フェライト及びパーライトの総面積率）（％）
１０視野で得られた焼戻しベイナイトの面積率（％）の算術平均値を、焼戻しベイナイトの体積率（％）と定義する。

［継目無鋼管の形状］
本実施形態による継目無鋼管の形状は、継目無鋼管であれば特に限定されない。すなわち、外径、肉厚、及び、長さについては、特に限定されない。本実施形態による継目無鋼管がラインパイプ用継目無鋼管である場合、好ましい外径は６０～４２５ｍｍである。また、本実施形態による継目無鋼管がラインパイプ用継目無鋼管である場合さらに、好ましい肉厚は５０ｍｍ未満である。なお、肉厚の下限は例えば５ｍｍである。特に、肉厚が２０ｍｍ以上の厚肉であっても、優れた破壊靭性が得られる。

［製造方法］
以下、本実施形態による継目無鋼管の製造方法を説明する。以下に説明する継目無鋼管の製造方法は、本実施形態による継目無鋼管を製造する方法の一例である。すなわち、本実施形態による継目無鋼管は、以下に説明する製造方法以外の他の製造方法によって、製造されてもよい。
本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例は、次の工程を含む。
（工程１）製鋼工程
（工程２）熱間加工工程
（工程３）焼入れ工程
（工程４）焼戻し工程
以下、各工程について説明する。

［（工程１）製鋼工程］
製鋼工程は、次の工程を含む。
（工程１１）精錬工程
（工程１２）鋳造工程
精錬工程では、成分を調整した溶鋼を製造する。鋳造工程では、精錬工程で製造した溶鋼を用いて、鋳造材（ブルーム又はビレット）を製造する。以下、各工程について説明する。

［（工程１１）精錬工程］
精錬工程は、一次精錬と二次精錬とを含む。一次精錬では、周知の方法で製造された溶鋼に対して転炉での精錬を実施する。具体的には、溶銑に酸素を吹き付けて、炭素を除去する。二次精錬では、元素を添加して成分調整を実施し、溶鋼の化学組成が、特徴１及び特徴２を満たす溶鋼を製造する。具体的には、一次精錬工程後、転炉から出鋼した溶鋼に対して脱酸処理を実施する。脱酸処理後、除滓処理を実施する。除滓処理後、二次精錬を実施する。二次精錬では、ＬＴ（Ｌａｄｌｅ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）により成分調整を実施する。具体的には、ＬＴにおいて、取鍋中の溶鋼に対して合金元素を添加して、溶鋼の成分を調整する。成分調整時の溶鋼温度は例えば、１５００～１７００℃に保持するのが好ましい。

二次精錬での成分調整では、次の条件を満たす。
（条件１）
Ａｌ、ＲＥＭ、Ｍｇの順に溶鋼に添加し、Ａｌを添加してから、ＲＥＭを添加するまでの保持時間ｔ０を３００秒（５分）以上とする。
（条件２）
ＲＥＭを添加し、均一混合時間τが経過してから、Ｍｇを添加するまでの保持時間を保持時間ｔ１とする。また、Ｍｇを添加し、均一混合時間τが経過してから、出鋼するまでの保持時間を保持時間ｔ２とする。この場合、保持時間ｔ１及び保持時間ｔ２が式（Ａ）を満たす。
ｔ１／ｔ２≧１．０ （Ａ）

ここで、均一混合時間τとは、溶鋼に元素成分を添加してから、溶鋼内に添加した元素成分が均一に分散するまでの時間を意味する。均一混合時間τは次の式（Ｂ）により求めることができる。
τ＝８００×ε^－０．４ （Ｂ）
ここで、εはＬＴにおける溶鋼の撹拌動力密度であり、式（Ｃ）により定義される。
ε＝２８．５（Ｑ／Ｗ）×Ｔ×ｌｏｇ（１＋Ｈ／１．４８） （Ｃ）
ここで、Ｑは上吹きガス流量（Ｎｍ^３／ｍｉｎ）である。Ｗは溶鋼質量（ｔ）である。Ｔは溶鋼温度（Ｋ）である。Ｈは取鍋内の溶鋼の深さ（鋼浴深さ）（ｍ）である。

以下、条件１及び条件２について説明する。

［（条件１）元素添加順及び保持時間ｔ０について］
本実施形態では、二次精錬での溶鋼に対して、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｍｇの順に脱酸元素を添加する。Ａｌ添加により、溶鋼中にＡｌ酸化物が生成する。Ａｌ添加後にＲＥＭを添加すれば、Ａｌ及びＲＥＭを含有する硬質な酸化物が生成する。ＲＥＭ添加後にさらにＭｇを添加すれば、Ａｌ及びＲＥＭを含有する硬質な酸化物が、Ｍｇにより還元される。その結果、Ａｌ及びＲＥＭを含有する硬質な酸化物が、Ａｌ、ＲＥＭ及びＭｇを含有する軟質な酸化物に改質される。以上の工程により、製造後の継目無鋼管において、特定酸化物系介在物が特徴５及び特徴６を満たす。

一方、Ａｌ添加後にＲＥＭを添加せずにＭｇを添加すれば、Ａｌ及びＭｇを含有する軟質な酸化物が生成する。この場合、その後にＲＥＭを添加しても、Ａｌ及びＭｇを含有する軟質な酸化物は、ＲＥＭにより還元されにくい。そのため、製造後の継目無鋼管において、特定酸化物系介在物のアスペクト比が過度に大きくなる。したがって、二次精錬では、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｍｇの順に脱酸元素を添加する。

さらに、Ａｌを添加してから、ＲＥＭを添加するまでの保持時間ｔ０を３００秒以上とする。保持時間ｔ０が３００秒未満であれば、Ａｌ添加後に生成した溶鋼中のＡｌ_２Ｏ_３が十分に浮上しない。この場合、特定酸化物系介在物の個数密度が過度に多くなる。そのため、保持時間ｔ０を３００秒以上とする。保持時間ｔ０の上限は特に限定されないが、例えば、１２００秒である。

［（条件２）式（Ａ）について］
ＲＥＭを添加し、均一混合時間τが経過してから、Ｍｇを添加するまでの保持時間を、保持時間ｔ１（秒）とする。また、Ｍｇを添加し、均一混合時間τが経過してから、出鋼するまでの保持時間を保持時間ｔ２（秒）とする。この場合、保持時間ｔ１（秒）と、保持時間ｔ２（秒）とが、次の式（Ａ）を満たす。
ｔ１／ｔ２≧１．０ （Ａ）

ＦＡを次のとおり定義する。
ＦＡ＝ｔ１／ｔ２
ＦＡは、溶鋼における酸化物系介在物の状態を示す指標である。ＦＡが小さい場合、特定酸化物系介在物において、Ａｌ及びＲＥＭを含有する硬質な酸化物がＭｇにより還元され過ぎる。その結果、酸化物の硬さが過度に低くなる。この場合、特定酸化物系介在物のアスペクト比が過度に大きくなる。

ＦＡが１．０以上であれば、特定酸化物系介在物において、酸化物の硬さが適切である。そのため、本発明における他の特徴を満たすことを前提として、特定酸化物系介在物のアスペクト比及び硬さが適切な範囲となる。

なお、ＦＡの上限は特に限定されず、例えば、２０．０であってもよい。また、ＦＡが１．０以上であれば、保持時間ｔ１及び保持時間ｔ２は特に限定されない。保持時間ｔ１は例えば、５０～１０００秒である。保持時間ｔ２は例えば、３０～２００秒である。

［（工程１２）鋳造工程］
上述の精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材（インゴット又はブルーム）を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。鋳片は例えば、ブルーム又はビレットである。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットとしてもよい。鋳片又はインゴットに対してさらに、分塊圧延等を実施して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により、素材（インゴット、ブルーム、ビレット）を製造する。

［（工程２）熱間加工工程］
熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して素管を製造する。具体的には、ビレットを加熱炉で加熱する。好ましくは、ビレットの加熱において、連続式の加熱炉に装入して加熱する。以下、連続式の加熱炉に装入して加熱する場合について説明する。この場合、加熱炉は、ロータリーハース型の加熱炉であってもよいし、ウォーキングビーム型の加熱炉であってもよい。加熱温度は例えば、１０００～１３００℃である。

加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。本実施形態において、熱間加工の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。例えば、熱間加工としてマンネスマン法を実施して、素管を製造してもよい。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、例えば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサー、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率は例えば、２０～７０％である。また、他の熱間加工方法を実施して、ビレットから素管を製造してもよい。エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。

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

［（工程３）焼入れ工程］
焼入れ工程では、準備された素管に対して、焼入れを実施する。好ましい焼入れ温度は８００～１０００℃である。焼入れ温度での保持時間は特に限定されないが、例えば、５～１００分である。焼入れ方法は例えば、焼入れ開始温度から素管を連続的に冷却し、素管の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法は例えば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。

［（工程４）焼戻し工程］
焼戻し工程では、焼入れ工程後の素管に対して、焼戻しを実施する。ここで、焼戻し温度は、焼入れ後の素管を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。焼戻し時間は、素管の温度が所定の焼戻し温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでの時間を意味する。

焼戻し温度は、継目無鋼管の化学組成、及び、得ようとする強度（引張強さで５３１～７５８ＭＰａ）に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する素管に対して、焼戻し温度を調整して、継目無鋼管の強度を調整する。本実施形態による焼戻し工程において、好ましい焼戻し温度は５００～７００℃である。また、本実施形態の焼戻し工程において、好ましい焼戻し時間は５～２４０分である。

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。しかしながら、上述のとおり、上記製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。以下、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。

表１（表１Ａ及び表１Ｂ）に示す化学組成を有する継目無鋼管を製造した。

ここで、表１Ｂ中の「－」は、各元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。また、表１Ｂ中に「Ｆｎ」を示す。

各試験番号の溶鋼を次のとおり製造した。二次精錬のＬＴにより、取鍋中の溶鋼に対して最終の成分調整を実施した。表２中の「脱酸元素添加順」欄には、二次精錬時のＡｌ、ＲＥＭ及びＭｇの添加順を示す。「Ａｌ→ＲＥＭ→Ｍｇ」は、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｍｇの順に添加したことを意味する。「Ａｌ→Ｍｇ→ＲＥＭ」は、Ａｌ、Ｍｇ、ＲＥＭの順に添加したことを意味する。

試験番号１～３４では、Ａｌを添加した後、ＲＥＭを添加し、その後、Ｍｇを添加した。Ａｌを添加した後ＲＥＭを添加するまでの保持時間ｔ０（秒）、ＲＥＭを添加し均一混合時間τ経過してからＭｇを添加するまでの保持時間ｔ１（秒）及び、Ｍｇを添加し均一混合時間τ経過してから出鋼するまでの保持時間ｔ２（秒）はそれぞれ、表２に示すとおりであった。

一方、試験番号３５では、Ａｌを添加した後、Ｍｇを添加した。その後さらに、ＲＥＭを添加した。なお、試験番号３５においては、Ａｌを添加した後Ｍｇを添加するまでの保持時間をｔ０（秒）、Ｍｇを添加し均一混合時間τ経過してからＲＥＭを添加するまでの保持時間をｔ１（秒）、及び、ＲＥＭを添加し均一混合時間τ経過してから出鋼するまでの保持時間をｔ２（秒）とした（表２参照）。なお、表２には、ＦＡ（＝ｔ１／ｔ２）も示す。以上の工程により、各試験番号の溶鋼を製造した。

各試験番号の溶鋼を用いて、連続鋳造法によって丸ビレットを製造した。連続鋳造後、各試験番号の丸ビレットに対して、熱間加工としてマンネスマン法を実施して、素管を製造した。熱間加工での加熱温度は１２５０℃であった。

得られた各試験番号の素管に対して、焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的には、各試験番号の素管に対して、８５０～１０００℃で５～９０分間保持した後、水冷する焼入れを実施した。焼入れされた各試験番号の素管に対してさらに、５００～７００℃で５～２４０分間保持する焼戻しを実施して、引張強さを調整した。以上の製造工程により、各試験番号の継目無鋼管を得た。各試験番号の継目無鋼管の肉厚（ｍｍ）を表３に示す。なお、各試験番号の継目無鋼管の外径は２１９．１ｍｍであった。以上の製造工程により、各試験番号の継目無鋼管を製造した。

［評価試験］
各試験番号の継目無鋼管に対して、次の評価試験を実施した。
（試験１）特定酸化物系介在物の個数密度の測定試験
（試験２）特定酸化物系介在物のアスペクト比の測定試験
（試験３）特定酸化物系介在物の硬さ測定試験
（試験４）引張試験
（試験５）破壊靭性評価試験
以下、試験１～試験５について説明する。

［（試験１）特定酸化物系介在物の個数密度の測定試験］
上述の［特定酸化物系介在物の個数密度の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の継目無鋼管での特定酸化物系介在物の個数密度（個／ｍｍ^２）を求めた。なお、特定酸化物系介在物の個数密度の測定には、ＦＥＩ（ＡＳＰＥＸ）社製の介在物自動分析装置である商品名：Ｍｅｔａｌｓ Ｑｕａｌｉｔｙ Ａｎａｌｙｚｅｒを用いた。得られた特定酸化物系介在物の個数密度を、表３中の「個数密度（個／ｍｍ^２）」欄に示す。

［（試験２）特定酸化物系介在物のアスペクト比の測定試験］
上述の［特定酸化物系介在物のアスペクト比の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の特定酸化物系介在物のアスペクト比を求めた。得られた特定酸化物系介在物のアスペクト比を、表３中の「アスペクト比」欄に示す。

［（試験３）特定酸化物系介在物の硬さ測定試験］
上述の［特定酸化物系介在物の硬さの測定方法］に記載の方法に基づいて、特定酸化物系介在物の硬さ（ＧＰａ）を求めた。なお、ナノインデンターとして、ブルカージャパン製のナノインデンター（商品名：ＴＩ－９５０）を用いた。得られた特定酸化物系介在物の硬さを、表３中の「硬さ（ＧＰａ）」欄に示す。

［（試験４）引張試験］
上述の［機械的特性（引張強さ及び降伏比等）の求め方］に記載の方法に基づいて、各試験番号の継目無鋼管の降伏強度、引張強さ、及び、降伏比を求めた。なお、引張試験片として、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される４号試験片（丸棒試験片）を作製した。得られた降伏強度（ＭＰａ）、引張強さ（ＭＰａ）及び降伏比を、表３中の「降伏強度（ＭＰａ）」欄、「引張強さ（ＭＰａ）」欄、及び、「降伏比」欄に示す。

［（試験５）破壊靭性評価試験］
上述の［破壊靭性の測定方法について］に記載の方法に基づいて、各試験番号の継目無鋼管の－２０℃のＣＴＯＤ値（ｍｍ）を求めた。なお、各試験番号のＣＴＯＤ試験片の厚さＢ（ｍｍ）は、表３に記載のとおりであった。得られた各試験番号の－２０℃のＣＴＯＤ値（ｍｍ）を、表３の「ＣＴＯＤ値（－２０℃）（ｍｍ）」欄に示す。

［試験結果］
表１（表１Ａ及び表１Ｂ）～表３を参照して、試験番号１～１７の継目無鋼管は特徴１～特徴６を満たした。そのため、これらの試験番号の継目無鋼管では、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上となり、優れた破壊靭性が得られた。なお、これらの継目無鋼管はいずれも、主として焼戻しベイナイトからなるミクロ組織を有していた。つまり、焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上であった。

さらに、試験番号１、５～７、１５～１７では、Ａｌ含有量が０．０７２％以上であった。そのため、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．７０ｍｍ以上となり、顕著に優れた破壊靭性が得られた。

一方、試験番号１８及び１９の継目無鋼管では、Ａｌ含有量が高すぎた。そのため、特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２を超えた。その結果、これらの試験番号の継目無鋼管では、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号２０の継目無鋼管では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号２１の継目無鋼管では、Ｍｇ含有量が低すぎ、Ｆｎ値が高すぎた。そのため、特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａを超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号２２の継目無鋼管では、Ｍｇ含有量が高すぎた。そのため、特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２を超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号２３の継目無鋼管では、ＲＥＭ含有量が低すぎた。そのため、特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０を超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号２４及び２５の継目無鋼管では、ＲＥＭ含有量が低すぎ、かつ、Ｆｎ値が低すぎた。そのため、特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０を超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号２６の継目無鋼管では、ＲＥＭ含有量が高すぎ、かつ、Ｆｎ値が高すぎた。そのため、特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２を超えた。さらに、特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａを超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号２７の継目無鋼管では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号２８の継目無鋼管では、Ｃａ含有量が高すぎた。そのため、特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａを超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号２９の継目無鋼管では、Ｂ含有量が高すぎた。そのため、引張強さが７５８ＭＰａを超えた。その結果、その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号３０の継目無鋼管では、Ｆｎ値が高すぎた。そのため、特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａを超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号３１及び３２の継目無鋼管では、精錬工程において、ＦＡ値が１．０未満であった。そのため、特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０を超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号３３の継目無鋼管では、精錬工程において、Ａｌ添加後の保持時間ｔ０が短すぎた。そのため、特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２を超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号３４の継目無鋼管では、Ｆｎが下限未満であった。そのため、特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０を超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

試験番号３５の継目無鋼管では、精錬工程において、脱酸元素の添加順序が不適切であった。具体的には、Ａｌ添加後にＭｇを添加し、その後、ＲＥＭを添加した。そのため、特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０を超えた。その結果、破壊靭性評価試験において、－２０℃のＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性が得られなかった。

以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (4)

1. 継目無鋼管であって、
   質量％で、
   Ｃ：０．０３～０．０８％、
   Ｓｉ：０．０５～０．２５％、
   Ｍｎ：１．０～２．５％、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
   Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、
   Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
   希土類元素：０．０００５～０．００５０％、
   Ｎ：０．０１５０％以下、
   Ｏ：０．００５０％以下、
   Ｍｏ：０～０．３％、
   Ｎｂ：０～０．０２０％、
   Ｃａ：０～０．０００２％、
   Ｂ：０～０．０００２％、
   Ｃｕ：０～０．５０％、
   Ｎｉ：０～０．５０％、
   Ｃｒ：０～０．５０％、
   Ｖ：０～０．０８％、及び、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
   引張強さが５３１～７５８ＭＰａであり、
   円相当径が２．０μｍ以上の酸化物系介在物である特定酸化物系介在物の個数密度が４０個／ｍｍ^２以下であり、
   前記特定酸化物系介在物のアスペクト比が２．０以下であり、
   前記特定酸化物系介在物の硬さが１８ＧＰａ以下である、
   継目無鋼管。
   ０．３≦ＲＥＭ／Ｍｇ≦２．０ （１）
   ここで、式（１）中の「ＲＥＭ」には、希土類元素の質量％での含有量が代入され、「Ｍｇ」にはＭｇの質量％での含有量が代入される。
2. 請求項１に記載の継目無鋼管であって、
   Ａｌ：０．０７２～０．１００％、
   を含有する、
   継目無鋼管。
3. 請求項１に記載の継目無鋼管であって、
   Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
   Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
   Ｃｒ：０．０１～０．５０％、及び、
   Ｖ：０．０１～０．０８％、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. 請求項１～３のいずれか１項に記載の継目無鋼管であって、
   前記継目無鋼管は、ラインパイプ用継目無鋼管である、
   継目無鋼管。