JP2018188697A - 鋼材及び油井用継目無鋼管 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度及び優れた耐サワー特性を有する鋼材及び油井用継目無鋼管を提供する。【解決手段】本発明による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．４５超〜０．７０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、及び、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。金属組織は面積率で９０．０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有する。焼戻しマルテンサイトの旧オーステナイト粒径は５．０μｍ以下である。焼戻しマルテンサイトは、面積率で５０％以上の、アスペクト比が３．０未満の結晶粒を含有する。降伏強度ＹＳの引張強度ＴＳに対する比ＹＳ／ＴＳは０．９５以上である。降伏点伸びは２．５％以上である。【選択図】図１Ａ

Description

本発明は、鋼材及び油井用継目無鋼管に関し、さらに詳しくは、サワー環境での使用に適した鋼材及び油井用継目無鋼管に関する。

油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用継目無鋼管の高強度化が要求されている。具体的には、降伏強度ＹＳが７００ＭＰａ以上の油井用継目無鋼管が求められている。

深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。このようなサワー環境で使用される油井用継目無鋼管は、高強度だけでなく、耐サワー特性も要求される。耐サワー特性のひとつに、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）がある。

強度及び耐ＳＳＣ性を高めた鋼が、特開２０１３−０７６１２５号公報（特許文献１）及び国際公開第２０１５／０１１９１７号（特許文献２）に提案されている。これらの文献に開示された鋼は、焼戻しマルテンサイトの結晶粒を微細化することにより、耐ＳＳＣ性を高める。

具体的には、特許文献１に開示された機械構造用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１８〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．１０〜０．４０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００４０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｍｏ：０．１３〜０．４０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、Ｃｕ：０．８〜１．２％、Ｃｒ：０．１５〜０．４０％を含み、かつＣｒ、ＭｎをＣｒ（質量％）／Ｍｎ（質量％）が０．９４を超えるように、Ｍｏ、Ｂを（Ｍｏ（質量％）／８．７）／Ｂ（質量％）が１７．５を超えるように含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。さらに、焼戻マルテンサイト相を主体とする組織を有する。さらに、降伏強度ＹＳが４９０ＭＰａ以上である。特許文献１に開示された機械構造用鋼材は、上記鋼を、焼入れ時に９００〜１０００℃まで３０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、その温度で５秒以上保持した後、急冷することにより得られる、と特許文献１は開示する。

特許文献２に開示された低合金油井用継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜２．５０％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０〜０．０１％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０〜０．００１５％、及び、Ｃａ：０〜０．００３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。さらに、焼戻しマルテンサイトと、体積分率で０〜２％未満の残留オーステナイトとからなる組織とを備える。さらに、９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。上記組織における旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上である。上記焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット、ブロック及びラスの境界のうち、結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれたサブ組織の円相当径は３μｍ以下である。特許文献２に開示された低合金油井用継目無鋼管は、熱間加工後の素管に対して、１回以上の再加熱を行う熱処理を施し、その熱処理の冷却工程における５００〜１００℃の間の冷却速度を１〜１５℃／秒未満とする焼入れ処理により得られる、と特許文献２は開示する。

特開２０１３−０７６１２５号公報 国際公開第２０１５／０１１９１７号

Ｔ．Ｕｎｇａｒ、外３名、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ、Ｗｉｌｅｙ、１９９９年、第３２巻、第９９２頁〜第１００２頁

ところで、従来の鋼材の耐ＳＳＣ性の評価は、たとえば、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ） ＴＭ０１７７に規定されるＭｅｔｈｏｄ Ａ試験又はＭｅｔｈｏｄ Ｂ試験等の引張試験又は曲げ試験に基づくものであった。これらの試験は平滑試験片を用いて、ＳＳＣの発生を確認する試験である。つまり、亀裂の伸展抑制については考慮されていない。そのため、これらの試験で耐ＳＳＣ特性が優れていると評価された鋼材であっても、鋼中の潜在亀裂が伸展することによりＳＳＣが生じる場合がある。つまり、耐サワー特性が低い場合がある。

特許文献１では、熱処理の加熱速度とその後の保持時間が規定されているものの、熱処理に用いる素材の金属組織は規定されていない。そのため、微細化効果が十分でない場合がある。したがって、ＳＳＣの発生は抑制できても、亀裂の伸展の抑制が十分ではなく、耐サワー特性が低い場合がある。

特許文献２は、焼戻しマルテンサイト結晶粒を微細化するため、微細化効果が十分でない場合がある。したがって、ＳＳＣの発生は抑制できても、亀裂の伸展の抑制が十分ではなく、耐サワー特性が低い場合がある。

近年の油井等の深井化により、油井管鋼材は従来よりも優れた耐サワー特性を要求される。そのため、耐サワー特性をさらに向上させるため、ＳＳＣの発生を防止するだけでなく、亀裂の伸展を抑制するのが好ましい。この観点から、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７に規定されるＭｅｔｈｏｄ ＤのＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ Ｂｅａｍ）試験が課されるようになった。高腐食環境下で用いられる油井管鋼材には、ＤＣＢ試験において、高い応力拡大係数（以下、Ｋ_ISSCという）が求められる。

本発明の目的は、高強度及び優れた耐サワー特性を有する鋼材及び油井用継目無鋼管を提供することである。

本発明による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．４５超〜０．７０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｃｕ：０〜３．０％、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜２．０％、Ｗ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜２．０％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、及び、希土類元素：０〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。金属組織は面積率で９０．０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有する。焼戻しマルテンサイトの旧オーステナイト粒径は５．０μｍ以下である。焼戻しマルテンサイトは、面積率で５０％以上の、アスペクト比が３．０未満の結晶粒を含有する。降伏強度ＹＳの引張強度ＴＳに対する比ＹＳ／ＴＳは０．９５以上である。降伏点伸びは２．５％以上である。

本発明による鋼材及び油井用継目無鋼管は、高強度及び優れた耐サワー特性を有する。

図１Ａは、焼戻しマルテンサイト中の、低アスペクト比（アスペクト比が３．０未満）の結晶粒のＴＥＭ写真である。 図１Ｂは、焼戻しマルテンサイト中の、高アスペクト比（アスペクト比が３．０以上）の結晶粒のＴＥＭ写真である。 図２は、焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒中の結晶粒のアスペクト比と、各アスペクト比を有する結晶粒の面積率とを示した図である。 図３は、実施例のＤＣＢ試験で用いるＤＣＢ試験片の側面図及び断面図である。なお、図中の数値は寸法（単位：ｍｍ）を示す。

一般的に、鋼の強度が高まれば耐サワー特性は低下する。そこで、本発明者らは、鋼材及び油井用継目無鋼管において、降伏強度ＹＳが７００ＭＰａ以上の高強度と耐サワー特性とを両立させる方法について種々調査検討した。その結果、次の知見を得た。

［金属組織］
金属組織が焼戻しマルテンサイト主体であれば、高強度が得られる。本実施形態において、焼戻しマルテンサイト主体とは、金属組織が、面積率で９０．０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有することをいう。

［旧オーステナイト粒径］
焼戻しマルテンサイトは、複数の旧オーステナイト粒を含有する。焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒の粒径（以下、単に旧オーステナイト粒径という）を微細化すれば、従来にない高い強度と優れた耐サワー特性とを両立できることを、本発明者らは見出した。そこで、本発明において、金属組織の旧オーステナイト粒径を５．０μｍ以下とする。これにより、本実施形態による鋼材の耐サワー特性が高まる。

焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒径が微細であれば、鋼の強度が高まる。そのため、焼戻し熱処理工程で鋼の強度が低下しにくい。これにより、高温で長時間の熱処理を施すことができる。高温で長時間の熱処理を施せば、鋼材中の転位密度が低下する。転位密度が低下すれば、鋼材中への水素の侵入量が低下する。鋼材中への水素の侵入量が低下すれば、硫化物腐食環境下における材料の脆化を抑制できる。その結果、ＳＳＣの発生及び亀裂伸展の両方を抑制できる。

［焼戻しマルテンサイト中の結晶粒］
従来の製造方法による鋼材では、焼戻しマルテンサイトは、複数の旧オーステナイト粒を含み、各旧オーステナイト粒は複数のパケットからなる。各パケットは板状の複数のブロックからなり、各ブロックは複数のラスからなる。この場合、鋼材にＳＳＣが発生したときに、亀裂が伸展するため、耐サワー特性が低い場合がある。

そこで、本発明者らは、焼戻しマルテンサイト組織が、球状の結晶粒を含有すれば、優れた耐サワー特性を得られることを見出した。具体的には、焼戻しマルテンサイト組織が、アスペクト比が３．０未満の結晶粒を５０面積％以上含有すれば、鋼材の耐サワー特性がより高まる。結晶粒のアスペクト比とは、後述する結晶粒の最大長さと最小長さとの比である。アスペクト比が１に近いほど、結晶粒の球状化の程度が大きい。つまり、アスペクト比が３．０未満の結晶粒とは、結晶粒が球状であることを意味する。以下、アスペクト比が３．０未満の結晶粒のことを、特定結晶粒ともいう。

図１Ａは、焼戻しマルテンサイト中の、低アスペクト比（アスペクト比が３．０未満）の結晶粒のＴＥＭ写真である。図１Ａは、後述の実施例中の試験番号６の鋼材の組織をＴＥＭにより観察して得られた。図１Ａでは、旧オーステナイト粒中の結晶粒は球状である。

図１Ｂは、焼戻しマルテンサイト中の、高アスペクト比（アスペクト比が３．０以上）の結晶粒のＴＥＭ写真である。図１Ｂは、後述の実施例中の試験番号２３の鋼材の組織をＴＥＭにより観察して得られた。図１Ｂでは、旧オーステナイト粒中の結晶粒は柱状である。

図２は、焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒中の結晶粒のアスペクト比と、各アスペクト比を有する結晶粒の面積率とを示した図である。図２は、後述の実施例中の試験番号６及び試験番号２３より得られた。図２を参照して、本実施形態による焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒は、特定結晶粒を、面積率で、５０％以上含有する。

後述の実施例中、耐ＳＳＣ性試験において、試験番号６ではＳＳＣは生じなかった。一方、試験番号２３ではＳＳＣが生じた。さらに後述の実施例中、ＤＣＢ試験において、試験番号６の応力拡大係数Ｋ_ISSCは２９．５ＭＰａ√ｍであった。一方、試験番号２３の応力拡大係数Ｋ_ISSCは２１．１ＭＰａ√ｍと、試験番号６に比べて低かった。つまり、本実施形態の鋼材は、より優れた耐サワー特性を有する。この理由はさだかではないが、次のとおりと考えられる。

本実施形態の鋼材の焼戻しマルテンサイト組織中の特定結晶粒は、微細な旧オーステナイト粒を含有するマルテンサイトを焼戻すことにより得られる。つまり、特定結晶粒は、焼戻し熱処理工程中に、マルテンサイトのラス組織及び転位が回復することにより、生成する。特定結晶粒内部の転位密度は、球状でない結晶粒における転位密度よりも低い。そのため、本実施形態の鋼材の転位密度が低下する。転位密度が低下すれば、上述のとおり、ＳＳＣの発生及び亀裂伸展の両方を抑制できる。

一方、粗大な旧オーステナイト粒を含有するマルテンサイトに対して焼戻し熱処理を実施した場合、元のラス組織が多数残存する。この場合、特定結晶粒の面積率は低下する。そのため、鋼材の転位密度が高まり、耐サワー特性が低下する。

［焼戻しマルテンサイト中のセメンタイト］
旧オーステナイトが微細なマルテンサイト組織には、旧オーステナイト粒界やパケット境界、ブロック境界が多く含まれる。これらの粒界・境界に生成するセメンタイトの形態は球状になり易い。そのため、焼戻し熱処理工程において、球状のセメンタイトの生成が促進される。球状のセメンタイトは、鋼材に割れが生じたときに伝播経路になりにくい。したがって、球状のセメンタイトの全セメンタイトの数に対する個数割合が多ければ、耐サワー特性が高まる。

一方、粗大なマルテンサイト組織の場合は、粒界・境界が少ない。そのため、マルテンサイトのラス間に析出するセメンタイトの割合が増加する。ラス間のセメンタイトはラスの長手方向に沿って析出するため針状の形状になり易い。また、本発明の規定よりも、鋼のＣ含有量が少ない場合、オーステナイト化熱処理の加熱速度が低い場合、焼戻し熱処理温度が低い場合、又は、焼戻し熱処理時間が短い場合にも、セメンタイトの球状化が不十分となる。その結果、針状のセメンタイトの割合が増加する。針状のセメンタイトは亀裂の伝播経路になり易く、その全セメンタイトの数に対する個数割合は少ない方が好ましい。

［降伏強度ＹＳの引張強度ＴＳに対する比ＹＳ／ＴＳ（降伏比）］
鋼の組織を微細化すれば、引張試験で測定される降伏強度ＹＳの引張強度ＴＳ（最大応力）に対する比ＹＳ／ＴＳ（以下、降伏比という）が高まる。降伏比が高まれば、製品に必要な降伏強度ＹＳに比べて、引張強度ＴＳを低く抑制することができる。引張強度ＴＳが低ければ、ＳＳＣの感受性が低下する。その結果、耐ＳＳＣ性が高まる。本実施形態による鋼材の金属組織は、従前になく微細化されている。そのため、本実施形態の鋼材において、降伏比を０．９５以上とすることができる。

［降伏点伸び］
鋼の組織を微細化すればさらに、降伏点伸びが高まる。降伏点伸びが高まれば、亀裂が生じた場合に、降伏点伸びにより塑性変形できる。塑性変形できれば、亀裂先端での応力集中が緩和される。これにより、亀裂の伸展が抑制される。鋼の組織を微細化すればさらに、亀裂の伸展経路が複雑化する。これにより、亀裂の伸展が抑制される。本実施形態による鋼材の金属組織は、従前になく微細化されている。そのため、本実施形態の鋼材において、降伏点伸びを２．５％以上とすることができる。

上記の金属組織はたとえば、本実施形態の化学組成を有する原料を用いて、後述の製造方法により鋼材を製造することで得られる。

以上の知見に基づいて完成した本発明による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．４５超〜０．７０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００１〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｃｕ：０〜３．０％、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜２．０％、Ｗ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜２．０％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、及び、希土類元素：０〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。金属組織は面積率で９０．０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有する。焼戻しマルテンサイトの旧オーステナイト粒径は５．０μｍ以下である。焼戻しマルテンサイトは、面積率で５０％以上の、アスペクト比が３．０未満の結晶粒を含有する。降伏強度ＹＳの引張強度ＴＳに対する比ＹＳ／ＴＳは０．９５以上である。降伏点伸びは２．５％以上である。

上記化学組成は、Ｎｉ：０．１〜３．０％、及び、Ｃｕ：０．１〜３．０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜２．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％、及び、Ｃｏ：０．０５〜２．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｂ：０．０００３〜０．０１％を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、及び、希土類元素：０．０００１〜０．０１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

本発明による鋼材は、降伏強度ＹＳが７００ＭＰａ以上であるのが好ましい。本発明による鋼材はさらに、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と転位密度ρ（ｍ^-2）が式（１）の関係を満足するのが好ましい。
ＹＳ／ρ＞１．１×１０^-11 （１）

この場合、耐サワー特性がさらに高まる。

本発明による鋼材の金属組織において、アスペクト比が１．０〜１．５未満のセメンタイトの数密度は８．０×１０⁵個／ｍｍ²以上である。

本発明による油井用継目無鋼管は、上記化学組成を有し、上記金属組織を有せば、優れた強度及び耐サワー特性を示す。

以下、本発明の鋼材及び油井用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］
本発明による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．４５超〜０．７０％
炭素（Ｃ）は、焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．４５％超であれば、鋼材の焼戻し熱処理工程時に、炭素がセメンタイトとして、焼戻しマルテンサイト組織中に微細に析出する。この粒子分散強化により、７００ＭＰａ以上の降伏強度が安定して得られる。Ｃ含有量が０．４５％超であればさらに、焼戻しマルテンサイトに析出するセメンタイトの数密度が増加する。特に、微細なマルテンサイトの場合は、粒界及び境界が多く存在する。そのため、球状のセメンタイトの数密度が増加する。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、延性又は／及び靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．４５超〜０．７０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．６３％である。

Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は、不可避に含有される。Ｓｉは、鋼を脱酸する。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下し、圧延時に割れやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量は、１．０％以下である。上記の効果を得るための好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．８％であり、さらに好ましくは０．６％である。

Ｍｎ：０．１〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下し、圧延時に割れやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１〜３．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、２．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。

Ｃｒ：０．１〜３．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下し、圧延時に割れやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．１〜３．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。

Ａｌ：０．００１〜１．０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼材のオーステナイト化熱処理の冷却工程においてセメンタイトの生成を抑制する。これにより、Ａｌは鋼材の焼入れ性を高める。Ａｌはさらに、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下し、圧延時に割れやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜１．０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．８％であり、さらに好ましくは０．６％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。

Ｐ：０．０５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は、０．０５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。

Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。

Ｎ：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。Ｎは粗大な窒化物を形成して、鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．０１％以下である。好ましいＮ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００４％以下である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、若干量のＴｉを含有させて、微細窒化物の析出による結晶粒の微細化を狙う場合は、Ｎを０．００２％以上含有させることが好ましい。

本発明による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材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、本発明の鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素について］
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の組織を微細化して、鋼の強度及び耐サワー特性を高める。

Ｎｉ：０〜３．０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＮｉはＡ₁変態点を低下させて、オーステナイト生成温度域を低くする。これにより、Ｎｉは、オーステナイト組織の成長（粗大化）を抑制する。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、この効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜３．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は２．０％であり、さらに好ましくは１．５％である。

Ｃｕ：０〜３．０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＣｕはＡ₁変態点を低下させて、オーステナイト生成温度域を低くする。これにより、Ｃｕは、オーステナイト組織の成長（粗大化）を抑制する。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下し、圧延時に割れやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は０〜３．０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は２．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ及びＣｏからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、オーステナイト組織の成長（粗大化）を抑制して、鋼の強度を高める。

Ｔｉ：０〜０．３％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは、粒子ピン止め効果、又は、溶質ドラッグ効果（Ｓｏｌｕｔｅ Ｄｒａｇ Ｅｆｆｅｃｔ）により、オーステナイト組織の成長（粗大化）を抑制する。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．３％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。

Ｎｂ：０〜０．３％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは粒子ピン止め効果、又は、溶質ドラッグ効果により、オーステナイト組織の成長（粗大化）を抑制する。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．３％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。

Ｖ：０〜０．５％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは、粒子ピン止め効果、又は、溶質ドラッグ効果により、オーステナイト組織の成長（粗大化）を抑制する。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．５％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０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

Ｍｏ：０〜２．０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは、粒子ピン止め効果、又は、溶質ドラッグ効果により、オーステナイト組織の成長（粗大化）を抑制する。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、この効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜２．０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。

Ｗ：０〜１．０％、
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。含有される場合、Ｗは、粒子ピン止め効果、又は、溶質ドラッグ効果により、オーステナイト組織の成長（粗大化）を抑制する。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、この効果が飽和する。したがって、Ｗ含有量は０〜１．０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．８％であり、さらに好ましくは０．６％である。

Ｃｏ：０〜２．０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｏは、オーステナイト組織の成長（粗大化）を抑制する。Ｃｏはさらに、鋼材への水素の侵入を抑制する。これにより、鋼の脆化を抑制し、鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、鋼材の合金コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は０〜２．０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は１．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。

Ｂ：０〜０．０１％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは鋼に固溶して鋼の焼入れ性を高め、強度を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．０１％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００４％である。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、及び希土類元素からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の熱間加工性を高める。

Ｃａ：０〜０．０１％、
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、鋼中のＰ及びＳと結合する。これにより、鋼中のＰ及びＳを無害化し、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼が脆化して、加工性がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１％である。Ｃａ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％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８であり、さらに好ましくは０．００６％である。

Ｍｇ：０〜０．０１％、
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは、鋼中のＰ及びＳと結合する。これにより、鋼中のＰ及びＳを無害化し、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼が脆化して、加工性がかえって低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０１％である。Ｍｇ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％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。

希土類元素：０〜０．０１％、
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは、鋼中のＰ及びＳと結合する。これにより、鋼中のＰ及びＳを無害化し、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、鋼が脆化して、加工性がかえって低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．０１％である。ＲＥＭ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％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。

本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、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）及び、アクチノイドである原子番号８９番のアクチニウム（Ａｃ）〜原子番号１０３番のローレンシウム（Ｌｒ）からなる群から選択される１種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これらの元素の合計含有量である。

本実施形態の鋼材は、以下に詳述する金属組織を有するため、組織を微細化させる効果を有する合金元素（Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＷ）を多量に添加せずとも、組織を微細化できる。より具体的には、、組織を微細化させる効果を有する合金元素が式（２）を満たすのが好ましい。
Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ＋Ｗ＜１．５ （２）
ここで、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。
Ｆ２＝Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ＋Ｗと定義する。Ｆ２が１．５未満であれば、合金成分のコストを低減しつつ、高強度と優れた耐サワー特性を得ることができる。

［金属組織］
［焼戻しマルテンサイト：９０．０面積％以上］
本発明の鋼材の金属組織は、主として焼戻しマルテンサイトからなる。より具体的には、金属組織は面積率で９０．０％以上の焼戻しマルテンサイトからなる。これにより、鋼材の強度が高まる。

本実施形態の金属組織は、その他の組織を１０．０面積％未満含有してもよい。その他の組織とはたとえば、ベイナイト、フェライト、パーライト及び残留オーステナイトである。好ましくは、金属組織は焼戻しマルテンサイト単相からなる。

焼戻しマルテンサイトとは、マルテンサイトに焼戻し熱処理を実施して得られる金属組織である。焼戻しマルテンサイトでは、マルテンサイトに過飽和に固溶していた炭素がセメンタイトなどの炭化物として析出する。焼戻しマルテンサイトではさらに、回復によって転位密度が低下する。

［焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法］
金属組織中の焼戻しマルテンサイトの面積率（％）は、次の方法で測定される。

鋼材を圧延方向に対して垂直に切断する。この切断面を含む金属組織観察用サンプルを採取する。切断面が観察面となるように、サンプルを樹脂に埋めて鏡面研磨する。研磨後、観察面をナイタール液でエッチングする。エッチングされた観察面の任意の３視野（視野面積＝７０μｍ×４０μｍ）を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ（観察倍率２０００倍、走査電子線の加速電圧２０ｋＶ））で二次電子像を観察する。焼戻しマルテンサイトは、元のマルテンサイトの旧γ粒界、パケット境界やブロック境界、ラス境界にセメンタイト粒子が析出した組織として観察される。マルテンサイトはセメンタイトが平衡量まで析出していないことから区別される。フェライト−パーライト組織は、セメンタイトの形態がラメラー状であることによって区別される。これにより、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト以外の組織の有無を確認できる。

各視野の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト以外の組織の面積率（％）を、ＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法で測定する。各視野の焼戻しマルテンサイトの面積率の平均を、焼戻しマルテンサイトの面積率（％）と定義する。各視野の焼戻しマルテンサイト以外の組織の面積率の平均を、焼戻しマルテンサイト以外の組織の面積率（％）と定義する。

［旧オーステナイト粒径：５．０μｍ以下］
本実施形態の鋼材において、金属組織の焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒径は５．０μｍ以下である。これにより、本実施形態の鋼材は、降伏強度ＹＳが７００ＭＰａ以上の高強度を得ることができる。

旧オーステナイト粒径が５．０μｍ以下であればさらに、上述の理由により、優れた耐サワー特性を得ることができる。旧オーステナイト粒径の好ましい上限は、４．０μｍである。

［旧オーステナイト粒径の測定方法］
旧オーステナイト粒径は、次の方法で求められる。オーステナイト化熱処理ままの鋼材から試験片を採取する。鋼管の場合、横断面は軸に対して垂直な面とし、肉厚中央部から試験片を採取する。試験片を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて旧オーステナイト粒界を現出させる。試験片において、任意の１０視野で旧オーステナイト粒径（旧オーステナイト粒の平均結晶粒径）を測定する。測定は、１０００倍の光学顕微鏡により観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に示される切片法により行う。各視野における旧オーステナイト粒度番号を算出する。算出した１０個の旧オーステナイト粒度番号の平均（平均旧オーステナイト粒度番号）を求める。平均旧オーステナイト粒度番号に基づいて各結晶粒の平均面積を算出する。平均面積から円相当径を算出し、得られた円相当径を旧オーステナイト粒径とする。

以上のとおり、本実施形態による鋼材は、微細な金属組織を有する。鋼材の金属組織が微細であれば、亀裂の伸展経路が複雑化する。そのため、硫化物腐食環境下において、鋼材内部で微細な亀裂が発生した場合においても、亀裂の伸展が抑制される。そのため、鋼材の耐サワー特性が高まる。

なお、亀裂の伸展の抑制作用の大きさは、亀裂先端の応力拡大係数で評価できる。亀裂先端の応力拡大係数はたとえば、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−９６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験により評価することができる。

［アスペクト比が３．０未満の結晶粒：５０面積％以上］
本実施形態の鋼材において、焼戻しマルテンサイト組織は、アスペクト比が３．０未満の結晶粒（特定結晶粒）を、５０面積％以上含有する。これにより、鋼材の耐サワー特性がより高まる。アスペクト比が３．０未満の結晶粒とは、結晶粒が球状であることを意味する。特定結晶粒は６０面積％以上含有されるのが好ましい。

［結晶粒のアスペクト比の測定方法、及び、特定結晶粒の面積率の測定方法］
アスペクト比は、次の方法で求められる。焼戻しマルテンサイトの面積率を測定したＳＥＭ画像から、結晶方位差が１５°以上の境界（大角粒界）で囲まれる結晶粒を特定する。特定した結晶粒のアスペクト比を求める。具体的には、上記のＳＥＭ画像の視野において、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法により結晶方位マップを測定する。得られたデータを用いてプログラム処理を実施する。プログラム処理により、結晶粒の平均座標（重心）、重心を通る直線、結晶粒を横切る切片の長さを求める。プログラム処理において、結晶粒の平均Ｘ座標、結晶粒の平均Ｙ座標、重心を通る任意の傾きａの直線は、次の式により求められる。

なお、ＥＢＳＤ測定においては、測定時に検出される菊池パターンの違い（結晶構造の違いが反映される）によって、特定結晶粒（ＢＣＣ鉄）とセメンタイト（斜方晶）を区別することができる。

求めた切片の長さのうち、最大長さと最小長さとの比（＝最大長さ／最小長さ）を、結晶粒のアスペクト比とする。

上記の方法で得られたアスペクト比が３．０未満の結晶粒（特定結晶粒）の合計面積の、焼戻しマルテンサイトの合計面積に対する比率を、特定結晶粒の面積率とする。焼戻しマルテンサイトの面積率を求める際に観察した３視野に対して、それぞれ、特定結晶粒の面積率を求める。各視野から得られた特定結晶粒の面積率の平均を、特定結晶粒の面積率と定義する。

［転位密度］
上述のとおり、焼戻しマルテンサイト組織が、面積率で５０％以上の特定結晶粒を含有すれば、鋼材の耐サワー特性がより高まる。特定結晶粒の転位密度は低い。そのため、鋼材の転位密度が低下する。

転位密度が低い場合、硫化物腐食による材料の脆化が抑制できる。そのため、ＳＳＣの発生及び亀裂の伸展の両方を抑制できる。その結果、優れた耐サワー特性を得ることができる。

本発明の鋼材の転位密度ρは、次の式（１）を満たすことが好ましい。この場合、さらにＳＳＣの発生及び亀裂伸展の両方を抑制できる。
ＹＳ／ρ＞１．１×１０^-11 （１）
転位密度の単位はｍ^-2であり、ＹＳの単位はＭＰａである。ＹＳ／ρの値が大きいほど、低い転位密度で高い強度を得ていることを意味する。ＹＳ／ρのさらに好ましい下限は１．２×１０^-11であり、より好ましくは１．３×１０^-11である。

上述の化学組成及び金属組織を有する素材に、後述の製造方法での焼戻し熱処理を実施することにより、式（１）を満たす転位密度ρを得ることができる。

［転位密度ρの測定］
転位密度ρは、修正Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法により測定できる。具体的には、鋼材に対してＸ線回折を実施する。Ｘ線回折により得られた回折プロファイル上のＢＣＣ−鉄の複数の回折ピークを特定する。これらの回折ピークの半値幅から、転位密度ρを解析する。修正Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法の詳細は、Ｔ．Ｕｎｇａｒ、外３名、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ、Ｗｉｌｅｙ、１９９９年、第３２巻、第９９２頁〜第１００２頁（非特許文献１）に記載されている。

［焼戻しマルテンサイト中の球状セメンタイトの数密度：８．０×１０⁵個／ｍｍ²以上］
本実施形態の鋼材では、上記の金属組織において、アスペクト比が１．０〜１．５未満のセメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²以上であることが好ましい。アスペクト比が１．０〜１．５未満のセメンタイトとは、球状セメンタイトを意味する。そのため、さらに優れた耐サワー特性を有する。球状セメンタイトの数密度のさらに好ましい下限は９．０×１０⁵個／ｍｍ²である。

本実施形態の鋼材において、一例として、上述の化学組成を有し、後述の製造方法において、熱間加工条件、オーステナイト化熱処理条件及び焼戻し熱処理条件を満たした上で、金属組織の焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒径が５．０μｍ以下の場合に、球状セメンタイトの数密度を、８．０×１０⁵個／ｍｍ²以上とすることができる。

［セメンタイトのアスペクト比の測定方法］
セメンタイトのアスペクト比、及び、球状セメンタイトの数密度は、焼戻しマルテンサイトの面積率を測定したＳＥＭ画像から、次の方法で求められる。ＳＥＭ画像上では、特定結晶粒は黒いコントラストで現れ、セメンタイトは白いコントラストで現れる。したがって、セメンタイトのアスペクト比及び球状セメンタイト数密度は、上記のＳＥＭ画像に白黒の二値化処理を施し、画像解析を行うことで求められる。二値化処理は、ＳＥＭ画像のセメンタイトのコントラスト差に基づいて行う。画像解析において、単位面積当たりのセメンタイトの数は、長径０．１０μｍ以上の粒子を対象に行う。アスペクト比は、セメンタイト粒子を楕円とみなして、特定結晶粒のアスペクト比の測定方法と同様に、プログラム処理により、結晶粒を横切る切片の長さを求める。求めた切片の長さのうち、最大長さと最小長さとの比（＝最大長さ／最小長さ）を、セメンタイトのアスペクト比とする。

［球状セメンタイトの数密度の測定方法］
上記のＳＥＭ画像内で球状セメンタイトの数を求め、１ｍｍ²あたりの個数に換算して数密度を算出する。具体的には、焼戻しマルテンサイトの面積率を求める際に観察した３視野それぞれにおいて、球状セメンタイトの数を求める。各視野から得られた球状セメンタイトの数密度の平均を、球状セメンタイトの数密度と定義する。

［降伏強度ＹＳの引張強度ＴＳに対する比ＹＳ／ＴＳ（降伏比）：０．９５以上］
本実施形態の鋼材において、降伏比は０．９５以上である。この場合、製品に必要な降伏強度ＹＳに比べて、引張強度ＴＳを低く抑制することができる。引張強度ＴＳが低ければ、ＳＳＣの感受性が低下する。その結果、耐ＳＳＣ性が高まる。本実施形態による鋼材の金属組織は、従前になく微細化されている。そのため、本実施形態の鋼材において、降伏比を０．９５以上とすることができる。

［降伏点伸び：２．５％以上］
本実施形態の鋼材において、降伏点伸びは２．５％以上である。この場合、鋼材中に亀裂が生じた場合に、降伏点伸びにより塑性変形できる。塑性変形できれば、亀裂先端での応力集中が緩和される。これにより、亀裂の伸展が抑制される。その結果、優れた耐サワー特性が得られる。鋼材の金属組織が微細であれば、降伏点伸びが高まる。上述の金属組織を有することにより、本実施形態の鋼材は、２．５％以上の降伏点伸びを得ることができる。降伏点伸びの好ましい下限は３．０％であり、さらに好ましくは３．５％である。

［鋼材の形状］
鋼材の形状は特に限定されない。鋼材はたとえば鋼管、鋼板である。鋼材が油井用継目無鋼管の場合、好ましい肉厚は９〜６０ｍｍである。本発明は特に、厚肉の油井用継目無鋼管としての使用に適する。より具体的には、本発明による鋼材が１５ｍｍ以上、さらに、２０ｍｍ以上の厚肉の油井用継目無鋼管であっても、優れた強度及び耐サワー特性を示す。

［鋼材の強度］
本実施形態の鋼材の降伏強度ＹＳは７００ＭＰａ以上である。本明細書でいう降伏強度ＹＳは、下降伏点（ＭＰａ）を意味する。

ＹＳ×Ｋ_ISSC＞２００００ （３）
式（３）は、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と破壊靭性値Ｋ_ISSC値（ＭＰａ√ｍ）との関係を示す。ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００（ＭＰａ²√ｍ）を超えれば、本実施形態において必要な降伏強度ＹＳを有しつつ、優れた耐サワー特性を有する。

本実施形態の鋼材は、降伏強度ＹＳは７００ＭＰａ以上の高強度であっても、上述の化学組成及び金属組織とすることで式（３）を満たすことができる。つまり、本実施形態の鋼材は高強度と優れた耐サワー特性とを有する。

［製造方法］
上述の鋼材の製造方法の一例として、油井用継目無鋼管の製造方法を説明する。油井用継目無鋼管の製造方法は、素材を準備する工程（準備工程）と、素材を熱間加工して素管を製造する工程（熱間加工工程）と、素管に対してオーステナイト化熱処理及び焼戻し熱処理を実施して、油井用継目無鋼管とする工程（オーステナイト化熱処理工程及び焼戻し熱処理工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。

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

［熱間加工工程］
準備された素材を熱間加工して素管を製造する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱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。たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。

他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉油井用継目無鋼管である場合、鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により肉厚が９〜６０ｍｍの素管が製造される。

熱間加工時の温度は、Ａr₃点以上であればよい。

熱間加工により製造された素管は、１℃／秒超の冷却速度で、３００〜５５０℃の温度域まで冷却する。冷却方法はたとえば、ミスト冷却である。これにより、次工程であるオーステナイト化熱処理を実施する前の鋼素材を、マルテンサイト及びベイナイトからなる群から選択される１種以上の組織とすることができる。マルテンサイト及びベイナイトは、旧オーステナイト粒界、パケット、ブロック、ラスといったオーステナイトの核生成サイトを多く含む。そのため、次工程のオーステナイト化熱処理において、後述のオーステナイト化熱処理条件とすることで、極めて微細な旧オーステナイト粒が得られる。

５５０℃以上の温度域での冷却速度が１℃／秒以下である場合、フェライトとパーライトの混合組織が生成する。この混合組織は粗大である。そのため、粒径が５．０μｍ以下という極めて微細な旧オーステナイト粒が得られない。

３００℃未満の温度域では、冷却速度を１℃／秒以下とするのがさらに好ましい。これにより、鋼材の表面との温度差が小さくなるため、鋼材の割れが抑制できる。

さらに、上記の熱間加工後の冷却開始までの時間を短時間とするのが好ましい。短時間とはたとえば、肉厚１５ｍｍの鋼材の場合、１５秒以内であり、より好ましくは１０秒以内である。熱間加工後の冷却開始までの時間が短時間であれば、組織が未再結晶オーステナイトから変態したマルテンサイト又はベイナイト（それぞれ、オースフォームドマルテンサイト、オースフォームドベイナイトと称する）となる。オースフォームドマルテンサイト又はオースフォームドベイナイト組織とすれば、結晶粒がより微細になる。これにより、核生成サイトが増加し、金属組織中に細かく分散した状態となる。このような組織を鋼素材として用いれば、より微細な金属組織が得られる。

［オーステナイト化熱処理工程］
熱間加工後の素管に対して、オーステナイト化熱処理を実施する。オーステナイト化熱処理条件により、旧オーステナイト粒径を５．０μｍ以下に調整する。オーステナイト化熱処理はたとえば、高周波誘導加熱炉、ガス焚き炉により行う。

好ましい加熱速度は５０℃／ｓ以上である。加熱速度のさらに好ましい下限は８０℃／ｓであり、さらに好ましくは１００℃／ｓである。好ましい到達温度域は、Ａc₃点〜Ａc₃点＋１５０℃である。加熱速度が５０℃／ｓ以上であれば、初期組織中の結晶粒とセメンタイトとの粗大化が抑制される。これにより、オーステナイトの核生成サイトが確保される。その結果、組織を微細化する効果が高まり、非常に微細なオーステナイトが生成できる。

一方、加熱速度が５０℃／ｓ未満であれば、加熱の途中で結晶粒とセメンタイトとが粒成長し、粗大化する。加熱速度が５０℃／ｓ未満であればさらに、転位の回復及び再結晶が起こる。この場合、オーステナイトの核生成サイトが減少する。

加熱速度が５０℃／ｓ未満であればさらに、Ａc₁点未満の温度域で、鋼に含有される炭素と親和性の高い合金元素（Ｍｎ及びＣｒ）がセメンタイトに固溶する。この場合、セメンタイトが安定化する。安定化したセメンタイトは、Ａc₁点以上に加熱された後もオーステナイトに溶解しにくい。そのため、安定化したセメンタイトは、Ａc₁点以上に加熱された後も、未固溶の状態で残存する。セメンタイトが未固溶の状態では、セメンタイトに含有されているＣ、Ｍｎ及びＣｒの固溶強化の効果が得られない。その結果、鋼材の強度が低下する。

したがって、Ｃ含有量が高いほど、加熱速度を高める必要がある。加熱速度は、式（４）を満たすことがさらに好ましい。
ＨＲ＞１００Ｃ （４）
ここで、ＣはＣ含有量（質量％）であり、ＨＲはオーステナイト化熱処理における加熱速度を示す。

１００Ｃ＝Ｆ４と定義する。ＨＲがＦ４を超えれば、さらに優れた耐サワー特性が得られる。

到達温度域がＡc₃点未満であれば、オーステナイト単相組織が得られない。その結果、鋼材の組織において、焼戻しマルテンサイトの面積率が９０．０％未満となる。到達温度域がＡc₃点＋１５０℃を超えれば、オーステナイト粒が短時間で粒成長し、粗大化する。

したがって、好ましい到達温度域は、Ａc₃点〜Ａc₃点＋１５０℃である。

なお、本実施形態において、Ａc₃点は、５０℃／ｓの加熱速度で加熱したときの、熱膨張測定から求められる。

上記の条件で加熱及び保持した後、冷却を開始する。所定の温度での保持時間は、好ましくは６０秒以内である。上記の温度域での保持時間が６０秒以内であれば、オーステナイト粒の粗大化を防止し、粒径が５．０μｍ以下の、微細なオーステナイト粒を得ることができる。上記の温度域での保持時間のさらに好ましい上限は３０秒であり、さらに好ましくは、２０秒である。

冷却工程では、７５０℃から４００℃以下の温度までの平均冷却速度は、１０℃／ｓ以上であるのが好ましい。７５０℃から４００℃以下の温度までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上であれば、鋼材の組織において、焼戻しマルテンサイトの面積率が９０．０％以上とすることができる。冷却はたとえば、水スプレー、ミスト又は浸漬により実施する。

上述のオーステナイト化熱処理を実施することにより、本実施形態の鋼材は、合金元素を多量に添加しなくとも、面積率で９０．０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、上記焼戻しマルテンサイトの旧オーステナイト粒径が５．０μｍ以下である、微細な金属組織を得ることができる。

さらに、上述のオーステナイト化熱処理で得られた微細なマルテンサイトに対して、次工程で後述する条件で焼戻し熱処理を実施することにより、特定結晶粒を、面積率で５０％以上含有する焼戻しマルテンサイトを得ることができる。

［焼戻し熱処理工程］
上述のオーステナイト化熱処理を実施した後、焼戻し熱処理を実施する。焼戻し熱処理により、鋼材の降伏強度ＹＳを７００ＭＰａ以上に調整する。

焼戻し熱処理工程では、焼戻し熱処理温度は、６００℃〜Ａc₁点であるのが好ましい。焼戻し熱処理工程中、金属組織中において、固溶していた炭素がセメンタイトとして析出する。焼戻し熱処理工程中さらに、転位の回復が起こり、特定結晶粒の面積率が増加するとともに、鋼材中の転位密度が低下する。その結果、鋼材の靭性と耐サワー特性がさらに高まる。焼戻し熱処理温度は、必要な強度が確保される限り高温で実施することが好ましい。焼戻し熱処理温度が６００℃未満の場合、セメンタイトの析出や転位の回復が進みにくく、耐サワー特性が低下する場合がある。焼戻し熱処理温度がＡc₁点を超える場合、鋼材の組織において、焼戻しマルテンサイトの面積率が９０．０％未満となる。その結果、耐サワー特性が低下する場合がある。焼戻し熱処理温度のさらに好ましい下限は６５０℃である。

焼戻し熱処理工程では、保持時間の好ましい下限は１０分以上であるのが好ましい。保持時間が１０分未満の場合、旧オーステナイト粒中の結晶粒が十分に球状化しない。そのため転位密度が高まる。その結果、耐サワー特性が低下する。保持時間の好ましい上限は５００分である。

旧オーステナイト粒径が粗大である場合、必要な強度を得るために、転位による強化を利用せざるを得ない。高温で長時間の焼戻し熱処理を実施すれば転位密度が低下する。この場合、必要な強度が得られない。したがって、焼戻し熱処理を、比較的低温かつ短時間で行う必要がある。

本実施形態による鋼材は、組織を微細化して強化することにより、強度を高める。そのため、焼戻し熱処理を高温かつ長時間実施しても、強度が低下しにくい。このことから、本実施形態による鋼材は、上記の条件のような、高温かつ長時間の焼戻し熱処理を実施できる。高温かつ長時間の焼戻し熱処理により、鋼材中の転位密度を低下できる。転位密度を低下すれば、ＳＳＣによる鋼材の脆化が抑制できる。その結果、ＳＳＣの発生、及び、亀裂伸展の両方を抑制でき、優れた耐サワー特性を得られる。

以上の工程により、本実施形態の鋼材は、金属組織が面積率で９０．０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、焼戻しマルテンサイトの旧オーステナイト粒径が５．０μｍ以下であり、焼戻しマルテンサイトが、面積率で５０％以上の、アスペクト比が３．０未満の結晶粒を含有することができる。さらに、以上の工程により、降伏比を０．９５以上及び降伏点伸びを２．５％以上とすることができる。

上述の製造方法では、一例として鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本発明の鋼材は、鋼板や他の形状であっても、鋼板の製造方法も同様に、準備工程、熱間加工工程、オーステナイト化熱処理工程及び焼戻し熱処理工程を備える。

表１に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を、高周波真空溶解炉にて製造した。表１には、各素材のＡc₁点及びＡc₃点も合わせて示す。Ａc₁点及びＡc₃点は、各鋼材を通電加熱により５０℃／秒で昇温した時の熱膨張率を、差動トランス式変位計を用いて測定することにより求めた。Ａc₁点は、熱膨張率が温度に対する比例関係から外れる温度とした。Ａc₃点は熱膨張率が再び温度に対する比例関係に収束する温度とした。なお、各鋼材のＦ２はすべて１．５未満であった。

上記溶鋼を用いて、熱間鍛造により、厚さ３０ｍｍの鋼片を製造した。製造した鋼片に対して、熱間圧延試験機を用いて熱間圧延して、板厚１５ｍｍの熱延鋼板を製造した。

熱間圧延後の各鋼の熱延鋼板に対して、次の３種の条件で冷却を実施した。得られた各熱延鋼板の金属組織は次のとおりであった。この条件を、表２にも合わせて示す。
Ｉ．熱間圧延後、２０秒以上経過後に、３０℃／秒の冷却速度で４００℃以下へ冷却した。熱延鋼板の金属組織はマルテンサイト及び／又はベイナイト（表２中のＭ＋Ｂ）であった。
ＩＩ．熱間圧延後、１０秒以内に、１００℃／秒の冷却速度で４００℃以下へ冷却した。熱延鋼板の金属組織はオースフォームドマルテンサイト及び／又はベイナイト（表２中のＡＦ（Ｍ＋Ｂ））であった。
ＩＩＩ．熱間圧延後、２０秒以上経過後に、１℃／秒の冷却速度で４００℃以下へ冷却した。熱延鋼板の金属組織はフェライト及びパーライトの混合組織（表２中のＦ＋Ｐ）であった。

各熱延鋼板に対して、表２に示す各条件で、オーステナイト化熱処理を実施した。具体的には、各熱延鋼板を、高周波誘導加熱炉又は電気炉を用いて、均熱温度まで再加熱した。加熱後、均熱保持した。その後、４０℃／ｓの冷却速度で１００℃以下まで、水槽に浸漬して冷却した。試験番号３１の熱延鋼板では、冷却は空気中での放冷としたため、冷却速度は２℃／ｓであった。

オーステナイト化熱処理後、各熱延鋼板に対して、表２に示す焼戻し熱処理条件で、焼戻し熱処理を実施した。焼戻し熱処理は電気炉を用いて実施した。具体的には、電気炉で所定の温度で保持した後、炉外で放冷し、室温まで冷却した。

以上の製造工程により、各熱延鋼板を製造した。

［評価試験］
［金属組織試験］
［焼戻しマルテンサイト面積率測定］
焼戻し熱処理後、各鋼材から、厚さは板厚のまま、幅２０ｍｍ、長さ２０ｍｍの試験片を採取した。各試験片の板厚１／２部において、上述の方法により、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト以外の組織を特定した。さらに、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト以外の組織の面積率（％）を求めた。

［旧オーステナイト粒径測定］
オーステナイト化熱処理ままの鋼材の肉厚中央部から試験片を採取し、上述の方法で旧オーステナイト粒の平均粒径を測定した。

［結晶粒のアスペクト比の測定及び特定結晶粒面積率測定］
焼戻しマルテンサイトの面積率を測定したＳＥＭ画像から、上述の方法により、結晶粒のアスペクト比を求めた。

［転位密度の測定］
上述の方法により、転位密度を測定した。

［セメンタイトのアスペクト比の測定、及び、球状セメンタイトの数密度の測定］
セメンタイトのアスペクト比及び球状セメンタイト数密度を上述の方法により求めた。

［降伏強度（ＹＳ）、降伏点伸び、引張強度（ＴＳ）及び降伏比試験］
上記のオーステナイト化熱処理及び焼戻し熱処理後の各鋼板の板厚中央から、ＪＩＳ１４Ａ号（直径６．３５ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍ）の丸棒引張試験片を２本ずつ作製した。引張試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。各丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、応力ひずみ曲線を測定した。これにより、降伏強度（ＹＳ）、降伏点伸び、及び、引張強度（ＴＳ）を得た。各値は、２本の引張試験結果の平均値とした。なお、本実施例では、引張試験により得られた下降伏点を、各試験番号の降伏強度（ＹＳ）と定義した。得られたＹＳ／ＴＳの値を、降伏比とした。

得られた結果を、表３に示す。

［耐サワー特性試験］
耐サワー特性試験として、耐ＳＳＣ性試験及びＤＣＢ試験を行った。

［耐ＳＳＣ性試験］
各鋼材から、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ及び長さ７５ｍｍの平滑４点曲げ試験片を採取した。採取された４点曲げ試験片を用いて、硫化水素を含む試験液中で４点曲げ試験を実施した。具体的には、試験液として、５質量％のＮａＣｌと０．５質量％の氷酢酸（ＣＨ₃ＣＯＯＨ）とを含む水溶液（ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７で規定されるＳｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を準備した。分圧１ａｔｍのＨ₂Ｓガスを試験液に溶解させた。試験中の４点曲げ試験片への付加応力は、歪みゲージ法で実ＹＳの９０．０％とした。試験温度は、室温（２５±１℃）、試験時間は３３６時間とした。

試験後、試験片のＳＳＣの有無を目視で観察した。得られた結果を表４に示す。表４中の「ＳＳＣ有無」欄の「ＳＳＣ」は、ＳＳＣが発生したことを示し、「Ｎｏ ＳＳＣ」はＳＳＣが発生しなかったことを示す。

［ＤＣＢ試験］
各鋼板を用いて、ＤＣＢ試験を実施した。具体的には、各鋼板の厚さ中央部から、図３に示すＤＣＢ試験片を採取した。ＤＣＢ試験片の長手方向が圧延方向と平行となるよう採取した。

ＤＣＢ試験片の切り欠き部に２ｍｍの疲労亀裂を施した。その後、切欠き部に弾性応力を負荷した状態で、ＤＣＢ試験片を、ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７で規定されるＳｏｌｕｔｉｏｎ Ａ試験液（５質量％のＮａＣｌと０．５質量％の氷酢酸（ＣＨ₃ＣＯＯＨ）とを含む水溶液）に浸漬した。試験液には、１ａｔｍの硫化水素ガスを溶解させておいた。２５℃で３３６時間保持した。その後、ＤＣＢ試験片を取り出した。

取出した各ＤＣＢ試験片において、遠方弾性応力σ（ＭＰａ）を測定した。さらに、ＤＣＢ試験片において、初期疲労亀裂の先端を基点とする亀裂の伸展距離である、亀裂伸展長さａ（ｍ）を測定した。亀裂進展長さａはノギスを用いて目視で測定した。得られた遠方弾性応力σと、亀裂進展長さａとに基づいて、式（５）を用いて破壊靭性値Ｋ_ISSC（ＭＰａ√ｍ）を求めた。
Ｋ_ISSC＝σ×（πａ）^1/2 （５）

得られた破壊靭性値Ｋ_ISSCを表４に示す。上記定義された破壊靭性値Ｋ_ISSC値が、上述の式（３）を満たす場合、耐サワー特性が良好であると判断した。
ＹＳ×Ｋ_ISSC＞２００００ （３）

［試験結果］
試験番号１〜試験番号２２の熱延鋼板の化学組成は適切であった。オーステナイト化熱処理における加熱速度ＨＲはＦ４を超えた。さらに、金属組織は面積率で９０．０％以上が焼戻しマルテンサイトであった。さらに、焼戻しマルテンサイトの旧オーステナイト粒径が５．０μｍ以下であり、特定結晶粒の面積率が５０％以上であった。さらに降伏比は０．９５以上であり、降伏伸びは２．５％以上であった。その結果、試験番号１〜試験番号２２の降伏強度ＹＳは７００ＭＰａ以上であり高い降伏強度ＹＳを有した。さらに、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²を超えたため、適正な転位密度を有した。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²以上となった。さらにＳＳＣが発生せず、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００を超え、優れた耐サワー特性を示した。

一方、試験番号２３の熱延鋼板では、オーステナイト化熱処理工程での加熱速度が５０℃／ｓ未満であった。そのため、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。これにより、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号２４の熱延鋼板では、オーステナイト化熱処理工程での均熱温度が高すぎた。そのため、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。これにより、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号２５の熱延鋼板では、オーステナイト化熱処理工程での均熱温度が低すぎた。そのため、焼戻しマルテンサイト面積率が９０．０％未満となり、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。これにより、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号２６の熱延鋼板では、オーステナイト化熱処理工程での均熱時間が６０秒を超えた。そのため、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。これにより、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号２７の熱延鋼板では、熱間加工工程での冷却速度が低すぎた。そのため、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。これにより、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号２８の熱延鋼板では、焼戻し熱処理での温度が高すぎた。そのため、焼戻しマルテンサイト面積率が９０．０％未満となり、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。そのため、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号２９の熱延鋼板では、焼戻し熱処理での時間が短すぎた。そのため、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。これにより、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号３０の熱延鋼板では、熱間加工工程での冷却速度が低すぎた。そのため、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。これにより、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号３１の熱延鋼板では、オーステナイト化熱処理工程での冷却速度が低すぎた。そのため、焼戻しマルテンサイト面積率が９０．０％未満となり、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。そのため降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号３２の熱延鋼板では、熱間加工工程での冷却速度が低すぎ、オーステナイト化熱処理工程での加熱速度も低すぎた。そのため、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。そのため、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号３３の熱延鋼板では、熱間加工工程での冷却速度が低すぎた。そのため、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。そのため、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号３４の熱延鋼板では、オーステナイト化熱処理工程での加熱速度が低すぎた。そのため、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。そのため、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号３５及び試験番号３６の熱延鋼板では、オーステナイト化熱処理工程での加熱速度が低すぎた。そのため、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。そのため、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号３７の熱延鋼板では、Ｃ含有量が低すぎ、熱間加工工程での冷却速度が低すぎた。そのため、焼戻しマルテンサイト面積率が９０．０％未満となり、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。そのため、降伏強度ＹＳが７００ＭＰａ未満となり、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号３８の熱延鋼板では、Ｃ含有量が低すぎ、熱間加工工程での冷却速度が低すぎ、さらにオーステナイト化熱処理工程での加熱速度が低すぎた。そのため、焼戻しマルテンサイト面積率が９０．０％未満となり、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。そのため、降伏強度ＹＳが７００ＭＰａ未満となり、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号３９の熱延鋼板では、Ｃ含有量が低すぎ、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、焼戻しマルテンサイト面積率が９０．０％未満となり、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。そのため、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号４０の熱延鋼板では、Ｃ含有量が低すぎ、Ｍｎ含有量が高すぎ、さらにオーステナイト化熱処理工程での加熱速度が低すぎた。そのため、焼戻しマルテンサイト面積率が９０．０％未満となり、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。そのため、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

試験番号４１の熱延鋼板では、オーステナイト化熱処理工程での加熱速度が５０℃／ｓ未満であった。そのため、旧オーステナイト粒径が５．０μｍを超え、特定結晶粒の面積率も５０％未満であった。さらに、球状セメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²未満となった。これにより、降伏点伸びが２．５％未満となり、降伏比が０．９５未満となり、ＹＳ／ρも１．１×１０^-11ＭＰａ・ｍ²以下であった。その結果、ＳＳＣが発生し、ＹＳ×Ｋ_ISSCが２００００ＭＰａ²・ｍ^1/2未満となり、耐サワー特性が低かった。

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。

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

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．４５超〜０．７０％、
   Ｓｉ：１．０％以下、
   Ｍｎ：０．１〜３．０％、
   Ｃｒ：０．１〜３．０％、
   Ａｌ：０．００１〜１．０％、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｎ：０．０１％以下、
   Ｎｉ：０〜３．０％、
   Ｃｕ：０〜３．０％、
   Ｔｉ：０〜０．３％、
   Ｎｂ：０〜０．３％、
   Ｖ：０〜０．５％、
   Ｍｏ：０〜２．０％、
   Ｗ：０〜１．０％、
   Ｃｏ：０〜２．０％、
   Ｂ：０〜０．０１％
   Ｃａ：０〜０．０１％、
   Ｍｇ：０〜０．０１％、及び、
   希土類元素：０〜０．０１％を含有し、
   残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   金属組織が面積率で９０．０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、
   前記焼戻しマルテンサイトの旧オーステナイト粒径が５．０μｍ以下であり、
   前記焼戻しマルテンサイトが、面積率で５０％以上の、アスペクト比が３．０未満の結晶粒を含有し、
   降伏強度ＹＳの引張強度ＴＳに対する比ＹＳ／ＴＳが０．９５以上であり、降伏点伸びが２．５％以上である、鋼材。
2. 請求項１に記載の鋼材であって、
   前記化学組成は、
   Ｎｉ：０．１〜３．０％、及び、
   Ｃｕ：０．１〜３．０％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
3. 請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
   前記化学組成は、
   Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
   Ｎｂ：０．０１〜０．３％、
   Ｖ：０．０１〜０．５％、
   Ｍｏ：０．０５〜２．０％、
   Ｗ：０．０５〜１．０％、及び、
   Ｃｏ：０．０５〜２．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、鋼材。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鋼材であって、
   前記化学組成は、
   Ｂ：０．０００３〜０．０１％を含有する、鋼材。
5. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の鋼材であって、
   前記化学組成は、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、及び、
   希土類元素：０．０００１〜０．０１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、鋼材。
6. 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の鋼材であって、
   降伏強度ＹＳが７００ＭＰａ以上であり、かつ、降伏強度ＹＳと転位密度ρが式（１）の関係を満足する、鋼材。
   ＹＳ／ρ＞１．１×１０^-11 （１）
7. 請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の鋼材であって、
   前記金属組織において、アスペクト比が１．０〜１．５未満のセメンタイトの数密度が８．０×１０⁵個／ｍｍ²以上である、鋼材。
8. 請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載の鋼材からなる、油井用継目無鋼管。