CN110234779A - 钢材和钢材的制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种钢材，其具有965～1069MPa(140ksi级)的屈服强度、且具有优异的耐SSC性。本公开的钢材具有如下化学组成：以质量％计，含有C：大于0.50％且为0.80％以下、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.0100％以下、Al：0.005～0.100％、Cr：0.20～1.50％、Mo：0.25～1.50％、Ti：0.002～0.050％、B：0.0001～0.0050％、N：0.002～0.010％、和O：0.0100％以下，余量为Fe和杂质。含有0.010～0.060质量％的固溶C。进一步屈服强度为965～1069MPa、屈服比为90％以上。

Description

钢材和钢材的制造方法
技术领域
本发明涉及钢材和钢材的制造方法，更详细而言，涉及适于酸性环境中的使用的钢材、和钢材的制造方法。
背景技术
由于油井、天然气井(以下将油井和天然气井总称为“油井”)的深井化，要求油井用钢管的高强度化。具体而言，广泛利用了80ksi级(屈服强度为80～95ksi、即、551～655MPa)、95ksi级(屈服强度为95～110ksi、即、655～758MPa)的油井用钢管，最近，进一步开始要求110ksi级(屈服强度为110～125ksi、即、758～862MPa)、125ksi级(屈服强度为125ksi～140ksi、即862～965MPa)、和140ksi级(屈服强度为140ksi～155ksi、即965～1069MPa)的油井用钢管。
深井大多是含有具有腐蚀性的硫化氢的酸性环境。在这种酸性环境下使用的油井用钢管不仅要求具备高强度，还要有耐硫化物应力裂纹性(耐Sulfide Stress Cracking性：以下称为耐SSC性)。
提高以油井用钢管为代表的钢材的耐SSC性的技术公开于日本特开昭62-253720号公报(专利文献1)、日本特开昭59-232220号公报(专利文献2)、日本特开平6-322478号公报(专利文献3)、日本特开平8-311551号公报(专利文献4)、日本特开2000-256783号公报(专利文献5)、日本特开2000-297344号公报(专利文献6)、日本特开2005-350754号公报(专利文献7)、日本特表2012-519238号公报(专利文献8)和日本特开2012-26030号公报(专利文献9)。
专利文献1提出了降低Mn、P等杂质而提高油井用钢的耐SSC性的方法。专利文献2提出了实施2次淬火使晶粒微细化来提高钢的耐SSC性的方法。
专利文献3提出了通过感应加热热处理使钢组织微细化，来提高125ksi级的钢材的耐SSC性的方法。专利文献4提出了如下方法：利用直接淬火法而提高钢的淬火性，进一步提高回火温度，从而提高110ksi级～140ksi级的钢管的耐SSC性。
专利文献5和专利文献6提出了如下方法：控制碳化物的形态，来提高110ksi级～140ksi级的低合金油井管用钢的耐SSC性。专利文献7提出了如下方法：将位错密度和氢扩散系数控制为期望的值，提高125ksi(862MPa)级以上的钢材的耐SSC性。专利文献8提出了如下方法：对于含有0.3～0.5％的C的低合金钢，实施多次淬火，从而提高125ksi(862MPa)级的钢的耐SSC性。专利文献9提出了如下方法：采用2步热处理的回火工序，来控制碳化物的形态、个数。更具体而言，专利文献9中，抑制大型的M3C或者M2C的个数密度，提高125ksi(862MPa)级的钢的耐SSC性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭62-253720号公报
专利文献2：日本特开昭59-232220号公报
专利文献3：日本特开平6-322478号公报
专利文献4：日本特开平8-311551号公报
专利文献5：日本特开2000-256783号公报
专利文献6：日本特开2000-297344号公报
专利文献7：日本特开2005-350754号公报
专利文献8：日本特表2012-519238号公报
专利文献9：日本特开2012-26030号公报
然而，即使应用上述专利文献1～9中公开的技术，屈服强度为140ksi级(965～1069MPa)的钢材(例如油井用钢管)的情况下，也存在无法稳定地得到优异的耐SSC性的情况。
发明内容
发明要解决的问题
本公开的目的在于，提供：具有965～1069MPa(140～155ksi、140ksi级)的屈服强度、且具有优异的耐SSC性的钢材。
用于解决问题的方案
本公开的钢材具有如下化学组成：以质量％计，含有C：大于0.50％且为0.80％以下、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.0100％以下、Al：0.005～0.100％、Cr：0.20～1.50％、Mo：0.25～1.50％、Ti：0.002～0.050％、B：0.0001～0.0050％、N：0.002～0.010％、O：0.0100％以下，V：0～0.30％、Nb：0～0.100％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0100％、Co：0～0.50％、W：0～0.50％、Ni：0～0.50％、和Cu：0～0.50％，余量为Fe和杂质。本公开的钢材进一步含有0.010～0.060质量％的固溶C。进一步本公开的钢材的屈服强度为965～1069MPa、屈服比为90％以上。
本公开的钢材的制造方法具备准备工序、淬火工序和回火工序。准备工序中，准备具有上述化学组成的中间钢材。淬火工序中，准备工序后，将800～1000℃的中间钢材以50℃/分钟以上的冷却速度进行冷却。回火工序中，将淬火后的中间钢材在660℃～Ac1点保持10～90分钟后，以600℃～200℃之间的平均冷却速度为5～300℃/秒进行冷却。
发明的效果
本公开的钢材具有965～1069MPa(140ksi级)的屈服强度、且具有优异的耐SSC性。
附图说明
图1为示出固溶C量与断裂韧性值K1SSC的关系的图。
图2A为实施例的DCB试验中使用的DCB试验片的侧面图和截面图。
图2B为实施例的DCB试验中使用的楔子的立体图。
具体实施方式
本发明人等对在设想酸性环境中的使用的钢材中，兼顾965～1069MPa(140ksi级)的屈服强度与耐SSC性的方法进行了调查研究，获得了如下的见解。
如果提高钢材中的位错密度，则钢材的屈服强度提高。然而，位错有吸储氢的可能性。因此，钢材的位错密度如果增加，则有钢材所吸储的氢量也增加的可能性。提高位错密度，结果如果钢材中的氢浓度提高，则即使得到高强度，钢材的耐SSC性也降低。因此，为了兼顾140ksi级(965～1069MPa)的高强度与耐SSC性，可以认为，利用位错密度的高强度乍一看未必优选。
然而，本发明人等发现：通过调整钢材中的固溶C量，从而可以利用位错密度来将屈服强度提高至140ksi级(965～1069MPa)，且也可以得到优异的耐SSC性。对于其理由尚不清楚，但考虑如下的理由。
位错中存在有可动位错和不动位错，认为，钢材中的固溶C固定可动位错而形成不动位错。如果通过固溶C使可动位错不动化，则可以抑制位错的削减，可以抑制位错密度的降低。上述情况下，可以维持钢材的屈服强度。
进一步认为，由固溶C形成的不动位错与可动位错相比，降低吸储于钢材中的氢量。因此认为，通过提高由固溶C形成的不动位错密度，从而吸储于钢材中的氢量得到降低。其结果，可以提高钢材的耐SSC性。根据该机制，认为，即使具有140ksi级的高强度也可以得到优异的耐SSC性。
如以上，本发明人等认为，如果适当调整钢材中的固溶C量，则可以维持140ksi级的屈服强度、且提高钢材的耐SSC性。因此，本发明人等使用具有如下化学组成的钢材：以质量％计，含有C：大于0.50％且为0.80％以下、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.0100％以下、Al：0.005～0.100％、Cr：0.20～1.50％、Mo：0.25～1.50％、Ti：0.002～0.050％、B：0.0001～0.0050％、N：0.002～0.010％、O：0.0100％以下、V：0～0.30％、Nb：0～0.100％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0100％、Co：0～0.50％、W：0～0.50％、Ni：0～0.50％和Cu：0～0.50％，余量为Fe和杂质，调查了固溶C量、屈服强度、与作为耐SSC性的指标的断裂韧性值K1SSC的关系。
[固溶C量与耐SSC性的关系]
图1为示出实施例的各试验编号的固溶C量与断裂韧性值K1SSC的关系的图。图1是用如下方法得到的。对于后述的实施例中、除固溶C量以外的条件满足本实施方式的范围的钢材，利用得到的固溶C量(质量％)和断裂韧性值制成图1。
图1所示的钢材的屈服强度YS(Yield Strength)均为965～1069MPa(140ksi级)。屈服强度YS的调整通过调整回火温度而进行。另外，对于耐SSC性，作为耐SSC性的指标的断裂韧性值K1SSC为以上的情况下，判断为耐SSC性良好。
参照图1，满足上述化学组成的钢材中，固溶C量如果为0.010质量％以上，则断裂韧性值K1SSC成为以上，体现优异的耐SSC性。另一方面，满足上述化学组成的钢材中，固溶C量如果超过0.060质量％，则断裂韧性值K1SSC变得低于即明确了，固溶C量过高的情况下，耐SSC性反而降低。
关于其理由，尚不清楚。然而，在本实施方式的化学组成、和屈服强度YS的范围中，如果使固溶C量为0.060质量％以下，则可以得到优异的耐SSC性。
由以上，调整化学组成、和回火条件，使屈服强度YS为965～1069MPa(140ksi级)，进一步使固溶C量为0.010～0.060质量％，从而断裂韧性值K1SSC成为以上，可以得到优异的耐SSC性。
因此，本实施方式中，使钢材的固溶C量为0.010～0.060质量％。
需要说明的是，为了适当控制固溶C量、抑制可动位错，钢的显微组织为回火马氏体和回火贝氏体主体的组织。回火马氏体和回火贝氏体主体是指，回火马氏体和回火贝氏体的体积率的总计为90％以上。钢的显微组织如果为回火马氏体和回火贝氏体主体，则本实施方式的钢材中，屈服强度YS成为965～1069MPa(140ksi级)、屈服比YR(屈服强度YS相对于拉伸强度TS(Tensile Strength)之比，即，屈服比YR(％)＝屈服强度YS/拉伸强度TS)成为90％以上。
基于以上的见解而完成的本实施方式的钢材具有如下化学组成：以质量％计，含有C：大于0.50％且为0.80％以下、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.0100％以下、Al：0.005～0.100％、Cr：0.20～1.50％、Mo：0.25～1.50％、Ti：0.002～0.050％、B：0.0001～0.0050％、N：0.002～0.010％、O：0.0100％以下、V：0～0.30％、Nb：0～0.100％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0100％、Co：0～0.50％、W：0～0.50％、Ni：0～0.50％和Cu：0～0.50％，余量为Fe和杂质。本实施方式的钢材进一步含有0.010～0.060质量％的固溶C。进一步本实施方式的钢材的屈服强度为965～1069MPa、屈服比为90％以上。
本说明书中，钢材没有特别限定，例如为钢管、钢板。
上述化学组成可以含有选自由V：0.01～0.30％和Nb：0.002～0.100％组成的组中的1种以上。
上述化学组成可以含有选自由Ca：0.0001～0.0100％、Mg：0.0001～0.0100％、和Zr：0.0001～0.0100％组成的组中的1种或2种以上。
上述化学组成可以含有选自由Co：0.02～0.50％、和W：0.02～0.50％组成的组中的1种以上。
上述化学组成可以含有选自由Ni：0.02～0.50％、和Cu：0.01～0.50％组成的组中的1种以上。
上述钢材可以为油井用钢管。
本说明书中，油井用钢管可以为线管用钢管，也可以为油井管。油井用钢管可以为无缝钢管，也可以为焊接钢管。油井管例如为用于外壳、管道用途的钢管。
本实施方式的油井用钢管优选为无缝钢管。本实施方式的油井用钢管如果为无缝钢管，则即使壁厚为15mm以上，也具有965～1069MPa(140ksi级)的屈服强度、且具有优异的耐SSC性。
上述优异的耐SSC性具体而言是指，依据利用如下的高压釜的NACE TM0177-2005Method D的DCB试验中，为以上，所述高压釜中封入了使经脱气的5％食盐水和4g/L的乙酸Na混合并用盐酸调整为pH3.5的溶液、和使10％的H2S气体和90％的CO2气体为总压1atm的混合气体。
另外，上述固溶C量是指，钢材中的碳化物中的C量(质量％)与钢材的化学组成的C含量的差值。钢材中的碳化物中的C量如下求出：利用对于钢材实施萃取残渣分析而以残渣的形式得到的碳化物(渗碳体和MC型碳化物)中的Fe浓度<Fe>a、Cr浓度<Cr>a、Mn浓度<Mn>a、Mo浓度<Mo>a、V浓度<V>a、Nb浓度<Nb>a，和对通过萃取复型法得到的复型膜进行TEM观察而特定的渗碳体，实施基于EDS的点分析而得到的渗碳体中的Fe浓度<Fe>b、Cr浓度<Cr>b、Mn浓度<Mn>b、Mo浓度<Mo>b，根据式(1)～式(5)而求出。
<Mo>c＝(<Fe>a+<Cr>a+<Mn>a)×<Mo>b/(<Fe>b+<Cr>b+<Mn>b) (1)
<Mo>d＝<Mo>a-<Mo>c (2)
<C>a＝(<Fe>a/55.85+<Cr>a/52+<Mn>a/53.94+<Mo>c/95.9)/3×12 (3)
<C>b＝(<V>a/50.94+<Mo>d/95.9+<Nb>a/92.9)×12 (4)
(固溶C量)＝<C>-(<C>a+<C>b) (5)
需要说明的是，本说明书中，渗碳体是指，Fe含量为50质量％以上的碳化物。
本实施方式的钢材的制造方法具备准备工序、淬火工序和回火工序。准备工序中，准备具有上述化学组成的中间钢材。淬火工序中，准备工序后，将800～1000℃的中间钢材以50℃/分钟以上的冷却速度进行冷却。回火工序中，将淬火后的中间钢材在660℃～Ac1点保持10～90分钟后，以600℃～200℃之间的平均冷却速度为5～300℃/秒进行冷却。
本说明书中，中间钢材是指：最终制品为钢管的情况下相当于管坯，最终制品为钢板的情况下相当于板状的钢材。
上述制造方法的准备工序可以包括如下工序：坯料准备工序，准备具有上述化学组成的坯料；和，热加工工序，对坯料进行热加工而制造中间钢材。
以下，对本实施方式的钢材进行详述。关于元素的“％”只要没有特别限定就是指质量％。
[化学组成]
本实施方式的钢材的化学组成含有如下元素。
C：大于0.50％且为0.80％以下
碳(C)提高淬火性、提高钢材的强度。C进一步在制造工序中的回火时促进碳化物的球状化，提高钢材的耐SSC性。碳化物如果被分散，则钢材的强度进一步提高。C含量如果过低，则无法得到这些效果。另一方面，C含量如果过高，则钢材的韧性降低，变得容易产生淬火裂纹。因此，C含量为大于0.50％且为0.80％以下。C含量的优选下限为0.51％。C含量的优选上限为0.70％、更优选0.62％。
Si：0.05～1.00％
硅(Si)使钢脱氧。Si含量如果过低，则无法得到该效果。另一方面，Si含量如果过高，则钢材的耐SSC性降低。因此，Si含量为0.05～1.00％。优选的Si含量的下限为0.15％、更优选0.20％。优选的Si含量的上限为0.85％、更优选0.50％。
Mn：0.05～1.00％
锰(Mn)使钢脱氧。Mn进一步提高淬火性。Mn含量如果过低，则无法得到这些效果。另一方面，Mn含量如果过高，则Mn与P和S等杂质一起在晶界处发生偏析。上述情况下，钢材的耐SSC性降低。因此，Mn含量为0.05～1.00％。优选的Mn含量的下限为0.25％、更优选0.30％。优选的Mn含量的上限为0.90％、更优选0.80％。
P：0.025％以下
磷(P)为杂质。即，P含量超过0％。P在晶界处发生偏析而使钢材的耐SSC性降低。因此，P含量为0.025％以下。P含量的优选上限为0.020％、更优选0.015％。P含量优选尽量低。但是，P含量的极端降低使制造成本大幅提高。因此，考虑工业生产的情况下，P含量的优选下限为0.0001％、更优选0.0003％、进一步优选0.001％。
S：0.0100％以下
硫(S)为杂质。即，S含量超过0％。S在晶界处发生偏析而使钢材的耐SSC性降低。因此，S含量为0.0100％以下。S含量的优选上限为0.0050％、更优选0.0030％。S含量优选尽量低。但是，S含量的极端降低使制造成本大幅提高。因此，考虑工业生产的情况下，S含量的优选下限为0.0001％、更优选0.0002％、进一步优选0.0003％。
Al：0.005～0.100％
铝(Al)使钢脱氧。Al含量如果过低，则无法得到该效果，钢材的耐SSC性降低。另一方面，Al含量如果过高，则生成粗大的氧化物系夹杂物，钢材的耐SSC性降低。因此，Al含量为0.005～0.100％。Al含量的优选下限为0.015％、更优选0.020％。Al含量的优选上限为0.080％、更优选0.060％。本说明书中所谓“Al”含量是指，“酸溶Al”、即、“sol.Al”的含量。
Cr：0.20～1.50％
铬(Cr)提高钢材的淬火性。Cr进一步提高钢材的回火软化阻力，能进行高温回火。其结果，提高钢材的耐SSC性。Cr含量如果过低，则无法得到上述效果。另一方面，Cr含量如果过高，则钢材的韧性和耐SSC性降低。因此，Cr含量为0.20～1.50％。Cr含量的优选下限为0.25％、更优选0.30％。Cr含量的优选上限为1.30％。
Mo：0.25～1.50％
钼(Mo)提高钢材的淬火性。Mo进一步生成微细的碳化物，提高钢材的回火软化阻力。其结果，Mo通过高温回火而提高钢材的耐SSC性。Mo含量如果过低，则无法得到该效果。另一方面，Mo含量如果过高，则上述效果饱和。因此，Mo含量为0.25～1.50％。Mo含量的优选下限为0.50％、更优选0.65％。Mo含量的优选上限为1.20％、更优选1.00％。
Ti：0.002～0.050％
钛(Ti)形成氮化物，通过钉扎效应，使晶粒微细化。由此，钢材的强度提高。Ti含量如果过低，则无法得到该效果。另一方面，Ti含量如果过高，则Ti氮化物粗大化而钢材的耐SSC性降低。因此，Ti含量为0.002～0.050％。Ti含量的优选下限为0.003％、更优选0.005％。Ti含量的优选上限为0.030％、更优选0.020％。
B：0.0001～0.0050％
硼(B)固溶于钢而提高钢材的淬火性，提高钢材的强度。B含量如果过低，则无法得到该效果。另一方面，B含量如果过高，则生成粗大的氮化物，钢材的耐SSC性降低。因此，B含量为0.0001～0.0050％。B含量的优选下限为0.0003％、更优选0.0007％。B含量的优选上限为0.0035％、更优选0.0025％。
N：0.002～0.010％
不可避免地含有氮(N)。N与Ti结合而形成微细氮化物，使晶粒微细化。另一方面，N含量如果过高，则N形成粗大的氮化物，钢材的耐SSC性降低。因此，N含量为0.002～0.010％。N含量的优选上限为0.005％、更优选0.004％。
O：0.0100％以下
氧(O)为杂质。即，O含量超过0％。O形成粗大的氧化物，降低钢材的耐腐蚀性。因此，O含量为0.0100％以下。O含量的优选上限为0.0030％、更优选0.0020％。O含量优选尽量低。但是，O含量的极端降低使制造成本大幅提高。因此，考虑工业生产的情况下，O含量的优选下限为0.0001％、更优选0.0002％、进一步优选0.0003％。
本实施方式的钢材的化学组成的余量为Fe和杂质。此处，杂质是指，工业上制造钢材时，从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的元素，且在对本实施方式的钢材不会造成不良影响的范围内允许存在的元素。
[关于任意元素]
上述钢材的化学组成还可以含有选自由V和Nb组成的组中的1种以上代替Fe的一部分。这些元素均为任意元素，提高钢材的耐SSC性。
V：0～0.30％
钒(V)是任意元素，可含或不含。即，V含量可以为0％。含有的情况下，V与C或N结合而形成碳化物、氮化物或碳氮化物等(以下，称为“碳氮化物等”)。这些碳氮化物等利用钉扎效应使钢材的亚组织微细化，提高钢材的耐SSC性。V进一步在回火时形成微细的碳化物。微细的碳化物提高钢材的回火软化阻力，提高钢材的强度。V进一步成为球状的MC型碳化物，因此，抑制针状的M2C型碳化物的生成，提高钢材的耐SSC性。V如果少量含有，则可以得到某种程度的上述效果。然而，V含量如果过高，则钢材的韧性降低。因此，V含量为0～0.30％。V含量的优选下限超过0％、更优选0.01％、进一步优选0.02％。V含量的优选上限为0.20％、更优选0.15％、进一步优选0.12％。
Nb：0～0.100％
铌(Nb)是任意元素，可含或不含。即，Nb含量可以为0％。含有的情况下，Nb形成碳氮化物等。这些碳氮化物等利用钉扎效应使钢材的亚组织微细化，提高钢材的耐SSC性。Nb进一步成为球状的MC型碳化物，因此，抑制针状的M2C型碳化物的生成，提高钢材的耐SSC性。Nb如果少量含有，则可以得到某种程度的上述效果。然而，Nb含量如果过高，则碳氮化物等过量地生成，钢材的耐SSC性降低。因此，Nb含量为0～0.100％。Nb含量的优选下限超过0％、更优选0.002％、进一步优选0.003％、进一步优选0.007％。Nb含量的优选上限为0.025％、更优选0.020％。
上述的V与Nb的含量的总计优选0.30％以下、进一步优选0.20％以下。
上述钢材的化学组成可以还含有选自由Ca、Mg和Zr组成的组中的1种或2种以上代替Fe的一部分。这些元素均为任意元素，提高钢材的耐SSC性。
Ca：0～0.0100％
钙(Ca)是任意元素，可含或不含。即，Ca含量可以为0％。含有的情况下，Ca使钢材中的硫化物微细化，提高钢材的耐SSC性。Ca如果少量含有，则可以得到某种程度的上述效果。然而，Ca含量如果过高，则钢材中的氧化物粗大化，钢材的耐SSC性降低。因此，Ca含量为0～0.0100％。Ca含量的优选下限超过0％、更优选0.0001％、进一步优选0.0003％、进一步优选0.0006％。Ca含量的优选上限为0.0025％、更优选0.0020％。
Mg：0～0.0100％
镁(Mg)是任意元素，可含或不含。即，Mg含量可以为0％。含有的情况下，Mg使钢材中的S以硫化物的形式无害化，提高钢材的耐SSC性。Mg如果少量含有，则可以得到某种程度的上述效果。然而，Mg含量如果过高，则钢材中的氧化物粗大化，钢材的耐SSC性降低。因此，Mg含量为0～0.0100％。Mg含量的优选下限超过0％、更优选0.0001％、进一步优选0.0003％、进一步优选0.0006％、进一步优选0.0010％。Mg含量的优选上限为0.0025％、更优选0.0020％。
Zr：0～0.0100％
锆(Zr)是任意元素，可含或不含。即，Zr含量可以为0％。含有的情况下，Zr使钢材中的硫化物微细化，提高钢材的耐SSC性。Zr如果少量含有，则可以得到某种程度的上述效果。然而，Zr含量如果过高，则钢材中的氧化物粗大化。因此，Zr含量为0～0.0100％。Zr含量的优选下限超过0％、更优选0.0001％、进一步优选0.0003％、进一步优选0.0006％。Zr含量的优选上限为0.0025％、更优选0.0020％。
复合选自由上述Ca、Mg和Zr组成的组中的2种以上而含有时的含量的总计优选0.0100％以下、进一步优选0.0050％以下。
上述钢材的化学组成可以含有选自由Co和W组成的组中的1种以上代替Fe的一部分。这些元素均为任意元素，在硫化氢环境中形成保护性的腐蚀覆膜，抑制氢侵入。由此，这些元素提高钢材的耐SSC性。
Co：0～0.50％
钴(Co)是任意元素，可含或不含。即，Co含量可以为0％。含有的情况下，Co在硫化氢环境中形成保护性的腐蚀覆膜，抑制氢侵入。由此，提高钢材的耐SSC性。Co如果少量含有，则可以得到某种程度的上述效果。然而，Co含量如果过高，则钢材的淬火性降低，钢材的强度降低。因此，Co含量为0～0.50％。Co含量的优选下限超过0％、更优选0.02％、进一步优选0.05％。Co含量的优选上限为0.45％、更优选0.40％。
W：0～0.50％
钨(W)是任意元素，可含或不含。即，W含量可以为0％。含有的情况下，W在硫化氢环境中形成保护性的腐蚀覆膜，抑制氢侵入。由此，提高钢材的耐SSC性。W如果少量含有，则可以得到某种程度的上述效果。然而，W含量如果过高，则钢材中生成粗大的碳化物，钢材的耐SSC性降低。因此，W含量为0～0.50％。W含量的优选下限超过0％、更优选0.02％、进一步优选0.05％。W含量的优选上限为0.45％、更优选0.40％。
上述钢材的化学组成还可以含有选自由Ni和Cu组成的组中的1种以上代替Fe的一部分。这些元素均为任意元素，提高钢的淬火性。
Ni：0～0.50％
镍(Ni)是任意元素，可含或不含。即，Ni含量可以为0％。含有的情况下，Ni提高钢材的淬火性、提高钢材的强度。Ni如果少量含有，则可以得到某种程度的上述效果。然而，Ni含量如果过高，则促进局部的腐蚀，钢材的耐SSC性降低。因此，Ni含量为0～0.50％。Ni含量的优选下限超过0％、更优选0.02％、进一步优选0.05％。Ni含量的优选上限为0.35％、更优选0.25％。
Cu：0～0.50％
铜(Cu)是任意元素，可含或不含。即，Cu含量可以为0％。含有的情况下，Cu提高钢材的淬火性、提高钢材的强度。Cu如果少量含有，则可以得到某种程度的上述效果。然而，Cu含量如果过高，则钢材的淬火性过度变高，钢材的耐SSC性降低。因此，Cu含量为0～0.50％。Cu含量的优选下限超过0％、更优选0.01％、进一步优选0.02％、进一步优选0.05％。Cu含量的优选上限为0.35％、更优选0.25％。
[固溶C量]
本实施方式的钢材含有0.010～0.060质量％的固溶C。固溶C量如果低于0.010质量％，则钢材中的位错的固定不充分，无法得到钢材的优异的耐SSC性。另一方面，固溶C量如果超过0.060质量％，则钢材的耐SSC性反而降低。因此，固溶C量为0.010～0.060质量％。固溶C量的优选下限为0.020质量％、更优选0.030质量％。
该范围的固溶C量通过例如控制回火的保持时间、和回火工序的冷却速度而得到。其理由如下所述。
刚刚淬火后固溶C量最高。刚刚淬火后，C除少量在淬火中以碳化物的形式析出以外发生固溶。之后回火工序中，通过均热保持，C的一部分以碳化物的形式析出。其结果，固溶C量向回火温度下的热平衡浓度降低。回火的保持时间过短的情况下，无法得到该效果，固溶C量过度变高。另一方面，回火的保持时间过长的情况下，固溶C量接近上述热平衡浓度，基本不变化。因此，本实施方式中，使回火的保持时间为10～90分钟。
回火后的冷却中，冷却速度慢的情况下，固溶了的C在温度降低中再次析出。以往的钢材的制造方法中，回火后的冷却以自然冷却进行，因此，冷却速度慢。因此，固溶C量大致为0质量％。因此，本实施方式中，提高回火后的冷却速度，得到0.010～0.060质量％的固溶C量。
作为冷却方法，例如将钢材从回火温度连续地强制冷却，将钢材的表面温度连续地降低。作为这种连续冷却处理，例如有：将钢材浸渍于水槽并冷却的方法；通过喷淋水冷、雾冷却或者强制风冷将钢材加速冷却的方法。
回火后的冷却速度在回火的钢材的截面内冷却最慢的部位(例如将两表面强制冷却的情况下，为钢材厚度的中央部)测定。具体地，钢材为钢板的情况下，在钢板的板厚中央部装入护套型的热电偶并进行测温，从而可以测定回火后的冷却速度。钢材为钢管的情况下，在钢管的壁厚中央部装入护套型的热电偶并进行测温，从而可以测定回火后的冷却速度。另外，仅将钢材的单侧表面强制冷却的情况下，通过非接触型的红外线型温度计，可以测定钢材的非强制冷却侧的表面温度。
600℃～200℃之间是C的扩散较快的温度域。因此，本实施方式中，使600℃～200℃之间的平均冷却速度为5℃/秒以上。
另一方面，回火后的冷却速度过快时，回火的均热保持后固溶的C基本不析出。其结果，固溶C量有时变得过量。上述情况下，钢材的耐SSC性降低。因此，本实施方式中，使回火后的冷却速度为300℃/秒以下。
上述情况下，可以使固溶C量为0.010～0.060质量％。然而，通过其他方法，也可以将钢材中的固溶C量调整为0.010～0.060质量％。
[固溶C量的算出方法]
固溶C量是指，钢材中的碳化物中的C量(质量％)与钢材的化学组成的C含量的差值。钢材中的碳化物中的C量如下求出：利用对于钢材实施萃取残渣分析而以残渣的形式得到的碳化物(渗碳体和MC型碳化物)中的Fe浓度<Fe>a、Cr浓度<Cr>a、Mn浓度<Mn>a、Mo浓度<Mo>a、V浓度<V>a、Nb浓度<Nb>a，和对通过萃取复型法得到的复型膜进行TEM观察而特定的渗碳体，实施基于EDS的点分析而得到的渗碳体中的Fe浓度<Fe>b、Cr浓度<Cr>b、Mn浓度<Mn>b、Mo浓度<Mo>b，根据式(1)～式(5)而求出。
<Mo>c＝(<Fe>a+<Cr>a+<Mn>a)×<Mo>b/(<Fe>b+<Cr>b+<Mn>b) (1)
<Mo>d＝<Mo>a-<Mo>c (2)
<C>a＝(<Fe>a/55.85+<Cr>a/52+<Mn>a/53.94+<Mo>c/95.9)/3×12 (3)
<C>b＝(<V>a/50.94+<Mo>d/95.9+<Nb>a/92.9)×12 (4)
(固溶C量)＝<C>-(<C>a+<C>b) (5)
需要说明的是，本说明书中，渗碳体是指，Fe含量为50质量％以上的碳化物。以下，详细示出固溶C量的算出方法。
[钢材的C含量的定量]
钢材为板材的情况下，从板厚中央部采集切屑状的分析样品，钢材为管材的情况下，从壁厚中央部采集切屑状的分析样品。通过氧气流中燃烧-红外线吸收法，对C含量(质量％)进行分析。将其作为钢材的C含量(<C>)。
[以碳化物的形式析出的C量(析出C量)的计算]
析出C量通过如下步骤1～步骤4而算出。具体而言，步骤1中实施萃取残渣分析。步骤2中通过利用透射电子显微镜(Transmission Electron Microscope：以下，称为“TEM”)的萃取复型法、和能量色散X射线分析法(Energy Dispersive X-ray Spectrometry：以下，称为“EDS”)，实施渗碳体中的元素浓度分析(以下称为“EDS分析”)。步骤3中调整Mo含量。步骤4中算出析出C量。
[步骤1.基于萃取残渣分析的、Fe、Cr、Mn、Mo、V和Nb残渣量的定量]
步骤1中，以残渣的形式捕捉钢材中的碳化物，确定残渣中的Fe、Cr、Mn、Mo、V和Nb含量。此处，“碳化物”是指，渗碳体(M3C型碳化物)和MC型碳化物的统称。具体的步骤如以下所述。钢材为板材的情况下，从板厚中央部采集直径6mm且长度50mm的圆柱状试验片。钢材为钢管的情况下，从钢管的壁厚中央部，以壁厚中心成为横截面的中心的方式，采集直径6mm且长度50mm的圆柱状试验片。对采集到的试验片表面用预备电抛光打磨50μm左右，得到新生面。将电抛光后的试验片用电解液10％乙酰丙酮+1％四铵+甲醇进行电解。使电解后的电解液通过0.2μm的过滤器，捕捉残渣。对所得残渣进行酸分解，利用ICP(电感耦合等离子体)发射光谱分析，以质量％单位定量Fe、Cr、Mn、Mo、V、Nb浓度。将其浓度分别定义为<Fe>a、<Cr>a、<Mn>a、<Mo>a、<V>a、<Nb>a。
[步骤2.基于萃取复型法和EDS的、渗碳体中的Fe、Cr、Mn和Mo含量的定量]
步骤2中，确定渗碳体中的Fe、Cr、Mn和Mo含量。具体的步骤如以下所述。钢材为板材的情况下，从板厚中央部，钢材为钢管的情况下，从壁厚中央部切出显微试验片，利用镜面抛光对表面进行精加工。使试验片浸渍于3％硝酸乙醇腐蚀液中10分钟，使表面腐蚀。将其表面用碳蒸镀膜覆盖。使以蒸镀膜覆盖了表面的试验片浸渍于5％硝酸乙醇腐蚀液中，保持20分钟，使蒸镀膜剥离。将剥离后的蒸镀膜用乙醇清洗后，用纱网捞出并干燥。用TEM观察该蒸镀膜(复型膜)，对于20个渗碳体，进行基于EDS的点分析。以质量％单位定量将渗碳体中的除碳除外的合金元素的总计设为100％时的、Fe、Cr、Mn和Mo浓度。对于20个渗碳体，定量浓度，将各元素的算术平均值定义为<Fe>b、<Cr>b、<Mn>b、<Mo>b。
[步骤3.Mo量的调整]
接着，求出碳化物中的Mo浓度。此处，Fe、Cr、Mn和Mo在渗碳体中富集。另一方面，V、Nb和Mo在MC型碳化物中富集。即，Mo通过回火在渗碳体和MC型碳化物这两者中富集。因此，对于Mo量，针对渗碳体和MC型碳化物分别算出。需要说明的是，V也有部分在渗碳体中富集的情况。然而，V在渗碳体中的富集量与在MC型碳化物中的富集量相比，小到可以忽略。因此，在求出固溶C量的基础上，视为V仅在MC型碳化物中富集。
具体地，以渗碳体的形式析出的Mo的量(<Mo>c)通过式(1)算出。
<Mo>c＝(<Fe>a+<Cr>a+<Mn>a)×<Mo>b/(<Fe>b+<Cr>b+<Mn>b) (1)
另一方面，以MC型碳化物的形式析出的Mo的量(<Mo>d)通过式(2)以质量％单位算出。
<Mo>d＝<Mo>a-<Mo>c (2)
[步骤4.析出C量的算出]
析出C量作为以渗碳体的形式析出的C量(<C>a)与以MC型碳化物的形式析出的C量(<C>b)的总计算出。<C>a和<C>b分别通过式(3)和式(4)以质量％单位算出。需要说明的是，式(3)是由渗碳体的结构为M3C型(M包含Fe、Cr、Mn、Mo)而导出的式子。
<C>a＝(<Fe>a/55.85+<Cr>a/52+<Mn>a/53.94+<Mo>c/95.9)/3×12 (3)
<C>b＝(<V>a/50.94+<Mo>d/95.9+<Nb>a/92.9)×12 (4)
由以上，析出C量为<C>a+<C>b。
[固溶C量的计算]
固溶C量(以下，也称为<C>c)以钢材的C含量(<C>)与析出C量之差计，通过式(5)以质量％单位算出。
<C>c＝<C>-(<C>a+<C>b) (5)
[显微组织]
本实施方式的钢材的显微组织主要由回火马氏体和回火贝氏体构成。更具体而言，显微组织由以体积率计为90％以上的回火马氏体和/或回火贝氏体构成。即，显微组织的回火马氏体和回火贝氏体的体积率的总计为90％以上。显微组织的余量例如为残留奥氏体等。具有上述化学组成的钢材的显微组织如果含有体积率总计为90％以上的回火马氏体和回火贝氏体，则屈服强度成为965～1069MPa(140ksi级)、和屈服比成为90％以上。
本实施方式中，如果屈服强度YS为965～1069MPa(140ksi级)、和YR为90％以上，则显微组织的回火马氏体和回火贝氏体的体积率的总计为90％以上。优选显微组织仅由回火马氏体和/或回火贝氏体构成。
需要说明的是，通过观察求出回火马氏体和回火贝氏体的体积率的总计的情况下，可以用以下的方法求出。钢材为板材的情况下，从板厚中央部，切出具有轧制方向10mm、板宽方向10mm的观察面的小片。钢材为钢管的情况下，从壁厚中央部，切出具有管轴向10mm、管圆周方向10mm的观察面的小片。将观察面打磨为镜面后，浸渍在硝酸乙醇腐蚀液中10秒左右，进行基于蚀刻的组织呈现。对于蚀刻后的观察面，利用扫描电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscope)，以二次电子图像进行10个视野观察。视野面积为400μm2(倍率5000倍)。各视野中，由对比度特定回火马氏体和回火贝氏体。求出特定后的回火马氏体和回火贝氏体的面积分率的总计。本实施方式中，将在全部视野中求出的、回火马氏体和回火贝氏体的面积分率的总计的算术平均值作为回火马氏体和回火贝氏体的体积率。
[钢材的形状]
本实施方式的钢材的形状没有特别限定。钢材例如为钢管、钢板。钢材为油井用钢管的情况下，优选钢材为无缝钢管。此时进一步优选的壁厚为9～60mm。本实施方式的钢材特别适合作为厚壁的油井用钢管使用。更具体而言，即使本实施方式的钢材为15mm以上、进一步20mm以上的厚壁的油井用钢管，也体现优异的强度和耐SSC性。
[钢材的屈服强度YS和屈服比YR]
本实施方式的钢材的屈服强度YS为965～1069MPa(140ksi级)、屈服比YR为90％以上。本说明书中所谓屈服强度YS是指，通过拉伸试验得到的伸长0.65％时的应力。总之，本实施方式的钢材的强度为140ksi级。本实施方式的钢材即使为这种高强度，通过满足上述化学组成、固溶C量、和显微组织，从而具有优异的耐SSC性。
[钢材的耐SSC性]
本实施方式的钢材的耐SSC性可以通过依据NACE TM0177-2005Method D的DCB试验而评价。溶液如下：将经脱气的5％食盐水与4g/L的乙酸Na混合，且用盐酸调整pH为3.5。对于高压釜内封入的气体，使10％的H2S气体与90％的CO2气体的混合气体为总压1atm。之后，将打入了楔子的DCB试验片封入容器内，边使溶液搅拌且连续地吹送前述混合气体，边以24℃保持3周。在以上的条件下求出的、本实施方式的钢材的为以上。
[制造方法]
本实施方式的钢材的制造方法具备：准备工序、淬火工序和回火工序。准备工序可以包括坯料准备工序和热加工工序。本实施方式中，作为钢材的制造方法的一例，对油井用钢管的制造方法进行说明。油井用钢管的制造方法具备如下工序：准备管坯的工序(准备工序)；和，对管坯实施淬火和回火，形成油井用钢管的工序(淬火工序和回火工序)。以下，对各工序进行详述。
[准备工序]
准备工序中，准备具有上述化学组成的中间钢材。中间钢材只要具有上述化学组成就对制造方法没有特别限定。对于此处所谓中间钢材，最终制品为钢板的情况下，中间钢材为板状的钢材，最终制品为钢管的情况下，中间钢材为管坯。
优选准备工序可以包括如下工序：准备坯料的工序(坯料准备工序)；和，对坯料进行热加工而制造中间钢材的工序(热加工工序)。以下，对包括坯料准备工序和热加工工序的情况，进行详述。
[坯料准备工序]
坯料准备工序中，使用具有上述化学组成的钢水制造坯料。具体而言，用钢水通过连续铸造法制造铸坯(板坯、方坯或条形坯)。也可以用钢水通过铸锭法制造铸锭。根据需要，也可以将板坯、方坯或铸锭进行初轧来制造条形坯。通过以上工序制得坯料(板坯、方坯或条形坯)。
[热加工工序]
热加工工序中，对准备好的坯料进行热加工而制造中间钢材。钢材为钢管的情况下，中间钢材相当于管坯。首先，将条形坯在加热炉中加热。加热温度没有特别限定，例如为1100～1300℃。对从加热炉取出的条形坯实施热加工，制造管坯(无缝钢管)。例如，作为热加工，实施曼内斯曼法，制造管坯。上述情况下，利用穿孔机对圆条坯进行穿孔轧制。进行穿孔轧制的情况下，穿孔比没有特别限定，例如为1.0～4.0。对穿孔轧制后的圆条坯进一步利用芯棒式无缝管轧机、减径机、定径机等进行热轧，形成管坯。热加工工序中的累积的截面收缩率例如为20～70％。
通过其他热加工方法，也可以由条形坯制造管坯。例如，如果是接箍这种短的厚壁钢材，也可以通过爱式冲管法等锻造来制造管坯。通过以上工序制造出管坯。管坯的壁厚没有特别限定，例如为9～60mm。
通过热加工制得的管坯可进行空气冷却(As-Rolled)。通过热加工制得的钢管可以不冷却至常温，而在热制管后进行直接淬火，或在热制管后进行补热(再次加热)后，再进行淬火。不过，进行直接淬火或补热后淬火的情况下，出于抑制淬火裂纹的目的，优选在淬火中途停止冷却，或进行缓慢冷却。
热制管后直接淬火、或热制管后进行补热然后实施淬火的情况下，出于去除残余应力的目的，优选在淬火之后、下一工序的热处理之前，实施去应力退火处理(SR处理)。
如以上，准备工序中准备中间钢材。中间钢材可以通过上述优选的工序而制造，或者也可以准备由第三者制造的中间钢材、或在实施后述的淬火工序和回火工序的工厂以外的其他工厂、其他事业所所制造的中间钢材。以下，对淬火工序进行详述。
[淬火工序]
淬火工序中，对于准备好的中间钢材(管坯)，实施淬火。本说明书中，“淬火”是指，将A3点以上的中间钢材骤冷。优选的淬火温度为800～1000℃。淬火温度是指，在热加工后直接实施淬火的情况下，相当于用设置于实施最终热加工的装置的输出侧的测温计测量温度得到的中间钢材的表面温度。进一步在热加工后补热后实施淬火的情况下，淬火温度相当于实施补热的炉的温度。
淬火方法例如如下：从淬火开始温度连续地冷却管坯，使管坯的表面温度连续地降低。连续冷却处理的方法没有特别限定。连续冷却处理的方法例如有：使管坯浸渍于水槽并冷却的方法；通过喷淋水冷或雾冷却将管坯加速冷却的方法。
淬火时的冷却速度如果过慢，则不会形成马氏体和贝氏体主体的显微组织，无法得到本实施方式中规定的机械性能。因此，如上述，本实施方式的钢材的制造方法中，淬火时将中间钢材骤冷。具体而言，淬火工序中，将淬火时的中间钢材(管坯)的表面温度为800～500℃的范围内的平均冷却速度定义为淬火时冷却速度CR800-500。淬火时冷却速度CR800-500为50℃/分钟以上。优选的淬火时冷却速度CR800-500的下限为100℃/分钟、更优选250℃/分钟。淬火时冷却速度CR800-500的上限没有特别限定，例如为60000℃/分钟。
优选对管坯实施多次奥氏体域中的加热后，实施淬火处理。上述情况下，淬火前的奥氏体粒被微细化，因此，钢材的耐SSC性提高。通过实施多次淬火处理，从而可以重复多次奥氏体域中的加热，或者通过实施正火处理和淬火处理，从而可以重复多次奥氏体域中的加热。以下，对回火工序进行详述。
[回火工序]
实施上述淬火处理后，实施回火处理。回火温度根据钢材的化学组成、和想要得到的屈服强度YS而适宜调整。即，对具有本实施方式的化学组成的管坯，调整回火温度，将钢材的屈服强度YS调整为965～1069MPa(140ksi级)、和钢材的YR调整为90％以上。
优选的回火温度为660℃～Ac1点。回火温度如果为660℃以上，则碳化物充分被球状化，耐SSC性进一步提高。
回火的保持时间(回火时间)如果过短，则碳化物的析出不进行，因此，固溶C量变得过量。回火时间即使过长，固溶C量也基本不变化。因此，为了将固溶C量控制为适当的范围，使回火时间为10～90分钟。回火时间的优选下限为15分钟。回火时间的优选上限为70分钟、更优选60分钟。需要说明的是，钢材为钢管的情况下，与其他形状相比，回火的均热保持中容易发生钢管的温度波动。因此，钢材为钢管的情况下，优选回火时间设为15～90分钟。对于本实施方式的化学组成的钢材，只要是本领域技术人员，通过在上述回火温度下、以上述保持时间适宜调整，则足以能够使屈服强度YS为低于965～1069MPa的范围内。
[关于回火后骤冷]
回火后的冷却以往未进行控制。然而，回火后(即，在上述回火温度下、保持上述保持时间后)的钢材的冷却速度如果慢，则固溶了的C基本在温度降低中逐渐再次析出。即固溶C量大致成为0质量％。因此，本实施方式中，将回火后的中间钢材(管坯)骤冷。
具体而言，回火工序中，将回火后的中间钢材(管坯)的表面温度为600～200℃的范围内的平均冷却速度定义为回火后冷却速度CR600-200。本实施方式的钢材的制造方法中，回火后冷却速度CR600-200为5℃/秒以上。由此，可以得到本实施方式的固溶C量。600℃～200℃之间为C的扩散较快的温度域。另一方面，回火后冷却速度过快时，固溶了的C基本不析出，固溶C量有时变得过量。上述情况下，钢材的耐SSC性降低。此时进一步钢材的低温韧性有时降低。
因此，回火后冷却速度CR600-200为5～300℃/秒。回火后冷却速度CR600-200的优选下限为10℃/秒、更优选15℃/秒。回火后冷却速度CR600-200的优选上限为100℃/秒、更优选50℃/秒。
回火后冷却速度CR600-200设为5～300℃/秒的冷却方法没有特别限定，可以为公知的方法。冷却方法例如如下：从回火温度将管坯连续地强制冷却，连续地降低管坯的表面温度。作为这种连续冷却处理，例如有：使管坯浸渍于水槽并冷却的方法；通过喷淋水冷、雾冷却或者强制风冷将管坯加速冷却的方法。需要说明的是，回火后冷却速度CR600-200在回火的中间钢材的截面内冷却最慢的部位(例如将两表面强制冷却的情况下，为中间钢材厚度的中心部)测定。
上述制造方法中，对作为一例的钢管的制造方法进行了说明。然而，本实施方式的钢材可以为钢板、其他形状。钢板、其他形状的制造方法的一例也与上述制造方法同样地例如具备准备工序、淬火工序和回火工序。然而，上述制造方法为一例，也可以通过其他制造方法而制造。
实施例
制造具有表1所示的化学组成的、180kg的钢水。
[表1]
使用上述钢水制造铸锭。对铸锭进行热轧，制造板厚20mm的钢板。
将热轧后的各钢编号的钢板自然冷却，使钢板温度为常温(25℃)。
自然冷却后，将各试验编号的钢板再次加热，使钢板温度为淬火温度(成为奥氏体单相域的920℃)，均热20分钟。均热后，使钢板浸渍于水槽并淬火。此时，淬火时冷却速度(CR800-500)为400℃/分钟。对于试验编号23，在淬火温度下均热后，利用油槽浸渍进行冷却。此时，800℃～500℃之间的平均冷却速度为40℃/分钟。
淬火后，对各试验编号的钢板实施回火处理。回火处理中，调整回火温度使其成为API标准的140ksi级(屈服强度为965～1069MPa)。在各回火温度下实施热处理后冷却。冷却如下：从钢板的两面实施雾水冷的控制冷却。需要说明的是，预先在钢板的板厚中央部装入护套型的K热电偶，对于回火和之后的冷却进行测温。将回火温度(℃)、回火时间(分钟)、和回火后冷却速度(CR600-200)(℃/秒)示于表2。需要说明的是，试验编号1～试验编号25的钢材的Ac1点均为750℃，将回火温度设定为低于Ac1点。
[表2]
表2
[评价试验]
[YS和TS试验]
拉伸试验依据ASTM E8而进行。从上述淬火和回火处理后的各试验编号的钢板的板厚中央，制作直径6.35mm、平行部长度35mm的圆棒拉伸试验片。拉伸试验片的轴向与钢板的轧制方向平行。用各圆棒试验片，在常温(25℃)、大气中实施拉伸试验，得到各位置处的屈服强度YS(MPa)和拉伸强度TS(MPa)。需要说明的是，本实施例中，将拉伸试验中得到的伸长0.65％时的应力定义为各试验编号的YS。而且，将均匀伸长时的最大应力作为TS。将该YS与TS之比作为屈服比YR(％)。
[显微组织判定试验]
对于各试验编号的钢板的显微组织，除试验编号23和25以外，YS为965～1069MPa(140ksi级)、和YR为90％以上，因此，判断回火马氏体和回火贝氏体的体积率的总计为90％以上。试验编号23中，认为生成了铁素体。
[固溶C量测定试验]
对于各试验编号的钢板，通过上述测定方法，测定并算出固溶C量(质量％)。需要说明的是，TEM如下：利用日本电子株式会社制JEM-2010，使加速电压为200kV，EDS点分析如下：在照射电流2.56nA、各点进行60秒的测量。基于TEM的观察区域设为8μm×8μm，在任意10个视野中进行观察。固溶C量的计算中使用的、各元素的残渣量和渗碳体中的浓度如表3所示。
[表3]
表3
[DCB试验]
对于各试验编号的钢板，实施依据NACE TM0177-2005 Method D的DCB试验，对耐SSC性进行评价。具体而言，从各钢板的壁厚中央部，各采集3张图2A所示的DCB试验片。以DCB试验片的长度方向与轧制方向成为平行的方式进行采集。由钢板进一步制作图2B所示的楔子。楔子的厚度t为3.10mm。
将楔子打入DCB试验片的臂与臂之间。其后，将打入了楔子的DCB试验片封入到容器内。将已脱气的5％食盐水与4g/L的乙酸Na混合并用盐酸调整pH为3.5的溶液以容器中残留有气体部分的方式注入容器内。之后，在高压釜内封入以总压1atm计为10％的H2S气体与90％的CO2气体的混合气体，将液相搅拌，使该混合气体在溶液中达到饱和。
将经过以上的工序的容器密封后，边搅拌溶液且连续地吹送前述混合气体，边以24℃保持3周。之后，从容器内取出DCB试验片。
在取出的各DCB试验片的臂顶端形成的孔上插入销杆，用拉伸试验机使缺口部开口，测出楔子释放应力P。进而，在液体氮中释放DCB试验片的缺口，测出浸渍中的裂纹加剧长度a。裂纹加剧长度a通过卡尺肉眼测得。基于得到的楔子释放应力P和裂纹加剧长度a，采用式(6)求出断裂韧性值 各钢中求出3张DCB试验片的断裂韧性值将各钢的3个断裂韧性值的算术平均定义为该钢的断裂韧性值
式(6)中的h为DCB试验片的各臂的高度(mm)，B为DCB试验片的厚度(mm)，Bn为DCB试验片的腹板厚度(mm)。这些在NACE TM0177-96Method D中均有规定。
对于各试验编号，将所得断裂韧性值K1SSC示于表2。上述定义的断裂韧性值K1SSC值为以上的情况下，判断耐SSC性为良好。需要说明的是，在试验槽中浸渍之前打入楔子时的臂的间距对KISSC值有影响。因此，事先用千分尺对臂的间距进行实际测量，确认在API标准的范围内。
[试验结果]
表2中示出试验结果。
参照表1和表2，试验编号1～13的钢板的化学组成为适当，YS为965～1069MPa(140ksi级)，YR为90％以上。进一步固溶C量为0.010～0.060质量％。其结果，K1SSC值为以上，体现优异的耐SSC性。
另一方面，试验编号14和15的钢板中，回火后冷却速度过慢。因此，固溶C量变得低于0.010质量％。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于 不体现优异的耐SSC性。
试验编号16的钢板中，回火时间过短。因此，固溶C量超过0.060质量％。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于不体现优异的耐SSC性。
试验编号17的钢板中，回火后冷却速度过快。因此，固溶C量超过0.060质量％。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于不体现优异的耐SSC性。
试验编号18的钢板中，Cr含量过低。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于不体现优异的耐SSC性。
试验编号19的钢板中，Mo含量过低。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于不体现优异的耐SSC性。
试验编号20的钢板中，Mn含量过高。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于不体现优异的耐SSC性。
试验编号21的钢板中，N含量过高。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于不体现优异的耐SSC性。
试验编号22的钢板中，Si含量过高。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于不体现优异的耐SSC性。
试验编号23的钢板中，YR低于90％。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于不体现优异的耐SSC性。认为这是由于，淬火时冷却速度慢，因此，组织中混入了铁素体。
试验编号24的钢板中，回火后冷却速度过慢。因此，固溶C量变得低于0.010质量％。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于不体现优异的耐SSC性。
试验编号25的钢板中，回火温度过低。因此，YS超过1069MPa。其结果，断裂韧性值K1SSC变得低于不体现优异的耐SSC性。
以上，说明了本发明的实施方式。但上述实施方式仅为用于实施本发明的示例。因此，本发明并不限于上述实施方式，只要在本发明的思想范围内可对上述实施方式进行适当变形而实施。
产业上的可利用性
本发明的钢材可作为用于酸性环境的钢材而广泛应用，可优选作为用于油井环境的油井用钢材来使用，进而可优选作为套管、油管、管线管等油井用钢管来使用。

Claims (8)

1.一种钢材，其具有如下化学组成：
以质量％计，含有
C：大于0.50％且为0.80％以下、
Si：0.05～1.00％、
Mn：0.05～1.00％、
P：0.025％以下、
S：0.0100％以下、
Al：0.005～0.100％、
Cr：0.20～1.50％、
Mo：0.25～1.50％、
Ti：0.002～0.050％、
B：0.0001～0.0050％、
N：0.002～0.010％、
O：0.0100％以下、
V：0～0.30％、
Nb：0～0.100％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、
Zr：0～0.0100％、
Co：0～0.50％、
W：0～0.50％、
Ni：0～0.50％、和
Cu：0～0.50％，余量为Fe和杂质，
所述钢材含有0.010～0.060质量％的固溶C，
屈服强度为965～1069MPa，屈服比为90％以上。
2.根据权利要求1所述的钢材，其中，
所述化学组成含有
选自由V：0.01～0.30％、和
Nb：0.002～0.100％组成的组中的1种以上。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的钢材，其中，
所述化学组成含有
选自由Ca：0.0001～0.0100％、
Mg：0.0001～0.0100％、和
Zr：0.0001～0.0100％组成的组中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～权利要求3中任一项所述的钢材，其中，
所述化学组成含有
选自由Co：0.02～0.50％、和
W：0.02～0.50％组成的组中的1种以上。
5.根据权利要求1～权利要求4中任一项所述的钢材，其中，
所述化学组成含有
选自由Ni：0.02～0.50％、和
Cu：0.01～0.50％组成的组中的1种以上。
6.根据权利要求1～权利要求5中任一项所述的钢材，其为油井用钢管。
7.一种钢材的制造方法，其具备如下工序：
准备工序，准备具有权利要求1～权利要求5中任一项所述的化学组成的中间钢材；
淬火工序，在准备工序后，将800～1000℃的所述中间钢材以50℃/分钟以上的冷却速度进行冷却；和，
回火工序，将淬火后的所述中间钢材在660℃～Ac1点保持10～90分钟后，以600℃～200℃之间的平均冷却速度为5～300℃/秒进行冷却。
8.根据权利要求7所述的钢材的制造方法，其中，
所述准备工序包括如下工序：
坯料准备工序，准备具有权利要求1～权利要求5中任一项所述的化学组成的坯料；和，
热加工工序，对所述坯料进行热加工而制造中间钢材。
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