JP2019112680A - 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】降伏強度１０６９超〜１１７２ＭＰａと、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する、鋼材及び油井用鋼管を提供する。【解決手段】本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、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％、Ｎｉ：０．１０超〜５．００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、及び、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。本開示による鋼材はさらに、固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有する。旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号は８．０以上である。降伏強度は１０６９超〜１１７２ＭＰａ、降伏比は８５％以上である。【選択図】図１

Description

本発明は、鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法に関する。

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、油井用鋼管の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０〜９５ｋｓｉ、つまり、５５１〜６５５ＭＰａ）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５〜１１０ｋｓｉ、つまり、６５５〜７５８ＭＰａ）の油井用鋼管が広く利用されており、最近ではさらに、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が１１０〜１２５ｋｓｉ、つまり、７５８〜８６２ＭＰａ）、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が１２５〜１４０ｋｓｉ、つまり８６２〜９６５ＭＰａ）、１４０ｋｓｉ級（降伏強度が１４０〜１５５ｋｓｉ、つまり９６５〜１０６９ＭＰａ）、及び、１５５ｋｓｉ級（降伏強度が１５５〜１７０ｋｓｉ、つまり１０６９〜１１７２ＭＰａ）の油井用鋼管が求められ始めている。

このような高強度が要求される過酷な環境は、たとえば極地である。極地のような寒冷地で使用される油井用鋼管は、高強度だけでなく、低温靭性も要求される。しかしながら、油井用鋼管の降伏強度が過度に高くなった場合、油井用鋼管の低温靭性の低下が懸念される。

さらに、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。すなわち、このようなサワー環境で使用される油井用鋼管は、高強度及び低温靭性だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。

油井用鋼管に代表される鋼材の強度と低温靭性とを高める技術が、特開昭６１−２７２３５１号公報（特許文献１）、特開昭５９−７４２２１号公報（特許文献２）、及び、特開２００１−２７１１３４号公報（特許文献３）に提案されている。

特許文献１に開示されている高強度高靭性油井用鋼管は、重量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜２．０％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０３〜０．０８％、Ａｌ：０．０３〜０．１％を含有し、かつ不純物としてのＰを０．０１５％以下、Ｓを０．０１５％以下とし、残部がＦｅ及びＰ、Ｓ以外の不可避的不純物よりなる。この高強度高靭性油井用鋼管は、高強度と高靭性とを同時に達成できる、と特許文献１には記載されている。

特許文献２に開示されている高強度継目無鋼管は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｃｒ：１．０〜４．０％を含有し、Ａｌ：０．００５〜０．１％であり、Ｐ及びＳともに０．００５％以下、そしてＮ：０．００４％以下にそれぞれ低減し、かつ、Ｍｏ：０．２〜１．０％、ならびに、Ｎｂ：０．０１〜０．１％を、Ｚｒ及び／又はＴｉ：０．００５〜０．１％とともに、必要によってはさらに、Ｖ：０．１％以下、及び、Ｂ：０．００５％以下のうち少なくとも一種をあわせ含有する成分組成になる。この高強度継目無鋼管は、０．６％耐力７０〜１２０ｋｇｆ／ｍｍ^２において、優れた耐硫化物腐食割れ性と、低温靭性とを兼備させることからなる、と特許文献２には記載されている。

特許文献３に開示されている低合金鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．１〜１．２％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ（酸素）：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、Ｍｏ及びＶ含有量が式（１）（０．０３≦Ｍｏ×Ｖ≦０．３）、及び、式（２）（０．５×Ｍｏ−Ｖ＋ＧＳ／１０≧１）を満たす化学組成を有する。低合金鋼材はさらに、降伏応力が１０６０ＭＰａ（１５５ｋｓｉ）以上である。この低合金鋼材は、高強度であっても耐ＳＳＣ性及び靭性に優れている、と特許文献３には記載されている。

特開昭６１−２７２３５１号公報 特開昭５９−０７４２２１号公報 特開２００１−２７１１３４号公報

しかしながら、上記特許文献１〜３に開示された技術を適用しても、降伏強度が１５５ｋｓｉ（降伏強度が１０６９ＭＰａ）を超える油井用鋼管の場合、優れた低温靭性及び優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られない場合がある。

本開示の目的は、降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５超〜１７０ｋｓｉ、１５５ｋｓｉ級）の高強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する、鋼材及び油井用鋼管を提供することである。

本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、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％、Ｎｉ：０．１０超〜５．００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０〜０．６０％、Ｎｂ：０〜０．０３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜０．５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、希土類元素：０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。本開示による鋼材はさらに、固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有する。本開示による鋼材はさらに、旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号が８．０以上である。本開示による鋼材はさらに、降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａであり、降伏比が８５％以上である。

本開示による鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程は、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。焼入れ工程は、準備工程後、８００〜１０００℃の中間鋼材を、３００℃／分以上の冷却速度で冷却する。焼戻し工程は、焼入れ後の中間鋼材を、５８０〜７２０℃で１０〜１８０分保持した後、５８０℃から２００℃の間の平均冷却速度を４〜３００℃／秒で冷却する。

本開示による鋼材及び油井用鋼管は、降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）の高強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する。

図１は、各試験番号の固溶Ｃ量と、−５０℃における吸収エネルギーと、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。

本発明者らは、鋼材及び油井用鋼管において、降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）の高強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを得るための方法について調査検討し、次の知見を得た。

（Ａ）高強度を有する鋼材においては、高強度になるほど鋼材の転位密度が増加する。鋼材の転位密度が高まれば、鋼材の降伏強度ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が高まる一方、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。

鋼材の転位が可動転位である場合、転位が消滅する場合がある。この場合、鋼材の強度が低下する。そこで、鋼材の転位が可動転位にならないようにすれば、転位の消滅を抑制し、転位密度の低下を抑制することができる。この場合、鋼材の強度を維持することができる。そこで本発明者らは、鋼材の転位を不動転位にすることで、鋼材の降伏強度を高めることを考えた。

具体的に、本発明者らは、鋼材中に固溶しているＣ（以下、「固溶Ｃ」ともいう）によって転位を不動転位にすることについて検討した。以下、固溶Ｃによる不動転位を「固溶Ｃ不動転位」ともいう。検討の結果、鋼材中の固溶Ｃ量を調整すると、鋼材の降伏強度の低下が抑制された。鋼材中の固溶Ｃ量を調整するとさらに、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が高まる場合があることを、本発明者らは見出した。

すなわち、固溶Ｃ量を高めれば、鋼材の低温靭性と、鋼材の耐ＳＳＣ性とを高めることができる。したがって、降伏強度と、低温靭性と、耐ＳＳＣ性とを高めた鋼材を得るためには、固溶Ｃ量を高め、転位密度全体に対して、固溶Ｃ不動転位密度を高める必要があるのではないかと本発明者らは考えた。

以上のとおり、本発明者らは、鋼材中の固溶Ｃ量を適切に調整すれば、１５５ｋｓｉ級の降伏強度を維持しつつ、鋼材の低温靭性と、鋼材の耐ＳＳＣ性とを高めることができると考えた。そこで、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、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％、Ｎｉ：０．１０超〜５．００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０〜０．６０％、Ｎｂ：０〜０．０３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜０．５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、希土類元素：０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材を用いて、固溶Ｃ量と、降伏強度と、低温靭性と、耐ＳＳＣ性との関係を調査した。

［固溶Ｃ量と低温靭性と耐ＳＳＣ性との関係］
図１は、固溶Ｃ量と、−５０℃における吸収エネルギーと、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。図１は次の方法で得られた。後で詳述する実施例のうち、固溶Ｃ量以外の条件が本実施形態の範囲を満たす鋼材について、得られた固溶Ｃ量（質量％）と、−５０℃における吸収エネルギーＥ（−５０℃）（Ｊ）と、後述する方法で決定した耐ＳＳＣ性の評価結果とを用いて、図１を作成した。

図１に示す鋼材の降伏強度ＹＳは、いずれも１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）の範囲内であった。降伏強度ＹＳの調整は、焼戻し温度を調整することにより行った。また、低温靭性について、低温靭性の指標である、−５０℃における吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ以上である場合、鋼材の低温靭性に優れると判断した。なお、図１中の「○」は優れた耐ＳＳＣ性が得られた鋼材を示す。一方、図１中の「●」は優れた耐ＳＳＣ性が得られなかった鋼材を示す。

図１を参照して、上記化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０１０質量％以上であれば、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ以上となり、鋼材は優れた低温靭性を示した。この理由について本発明者らは、次のとおり考えている。粗大な炭化物は応力集中源となる。すなわち、粗大な炭化物は割れの起点となり、鋼材の低温靭性を低下する。一方、上記化学組成を満たす鋼材においては、固溶Ｃ量を高めることにより、炭化物の析出が抑制される。この場合、炭化物が析出する過程において、粗大な炭化物の生成が抑制される。すなわち、固溶Ｃ量を高めることにより、粗大な炭化物の生成が抑制され、炭化物が微細に分散する。そのため、粗大な炭化物を起点とする割れが抑制される。その結果、鋼材の低温靭性が高まる。

図１を参照して、上記化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０１０質量％以上であればさらに、鋼材は優れた耐ＳＳＣ性を示した。この理由について本発明者らは、次のとおり考えている。可動転位は水素を吸蔵しやすい。そのため、鋼材の転位密度が増加すれば、鋼材が吸蔵する水素量は増加しやすい。その結果、鋼材の水素濃度が高まり、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、上記化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量を高めることにより、鋼材中の可動転位がＣによって固定され、固溶Ｃ不動転位となる。そのため、鋼材に吸蔵される水素が低減する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。

一方、図１を参照して、上記化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えれば、鋼材はかえって優れた耐ＳＳＣ性を示さない。この理由については明らかになっていない。しかしながら、上記化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量を０．０１０質量％以上とし、さらに固溶Ｃ量を０．０６０質量％以下とすれば、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えればさらに、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、鋼材は優れた低温靭性を示さない場合がある。

以上より、上述の化学組成を満たし、固溶Ｃ量を０．０１０〜０．０６０質量％とすれば、後述の条件を満たすことを条件に、鋼材は、降伏強度ＹＳが１０６９超〜１１７２ＭＰａであっても、−５０℃における吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ以上となり、優れた低温靭性を示し、さらに、優れた耐ＳＳＣ性を示す。したがって、本実施形態において、固溶Ｃ量は０．０１０〜０．０６０質量％とする。

（Ｂ）旧オーステナイト結晶粒（以下、「旧γ粒」ともいう）が粗大であれば、つまり、旧γ粒の結晶粒度番号が低すぎれば、旧γ粒界に応力が集中する。そのため、旧γ粒界を起点として割れが発生し、進展する。この場合、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。旧γ粒が粗大であればさらに、旧γ粒界に元素が偏析しやすい。旧γ粒界に元素が偏析した場合、偏析した元素は旧γ粒界の割れ感受性を高める。その結果、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性がさらに低下する。

一方、旧γ粒が微細であれば、つまり、旧γ粒の結晶粒度番号が高ければ、単位体積あたりの粒界面積が高まる。この場合、応力集中が緩和され、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が高まる。この場合さらに、鋼材の旧γ粒界への元素の偏析を抑制できる。その結果、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が高まる。したがって、本実施形態による鋼材の旧γ粒は、結晶粒度番号で８．０以上である。この場合、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高めることができる。なお、本明細書において、結晶粒度番号とは、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２０１３）に準拠した方法で測定した粒度番号を意味する。

なお、本実施形態による鋼材のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体の組織である。焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体とは、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であることを意味する。鋼材のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体であれば、本実施形態による鋼材において、降伏強度ＹＳは１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）、降伏比ＹＲ（引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）に対する降伏強度ＹＳの比、すなわち、降伏比ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ（％））は８５％以上となる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、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％、Ｎｉ：０．１０超〜５．００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０〜０．６０％、Ｎｂ：０〜０．０３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜０．５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、希土類元素：０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。本実施形態による鋼材はさらに、固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有する。本実施形態による鋼材はさらに、旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号が８．０以上である。本実施形態による鋼材はさらに、降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａであり、降伏比が８５％以上である。

本明細書において、鋼材とは、特に限定されないが、たとえば、鋼管、鋼板である。

本実施形態による鋼材は、優れた強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを示す。

上記化学組成は、Ｖ：０．０１〜０．６０％、及び、Ｎｂ：０．００２〜０．０３０％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、Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、及び、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％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、Ｃｏ：０．０２〜０．５０％、及び、Ｗ：０．０２〜０．５０％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、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％を含有してもよい。

上記化学組成は、希土類元素：０．０００１〜０．０１００％を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｎｉ：０．１０超〜１．００％を含有してもよい。

この場合、本実施形態による鋼材は、さらに優れた耐ＳＳＣ性を示す。

上記鋼材は、上記化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有し、旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号が８．０以上であり、降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａであり、降伏比が８５％以上である、油井用鋼管であってもよい。

本明細書において、油井用鋼管はラインパイプ用鋼管であってもよく、油井管であってもよい。油井用鋼管は、継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。油井管は、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。

なお、上記優れた低温靭性とは、具体的には、−５０℃及び−６０℃で実施する、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験において、−５０℃における吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ以上であり、さらに、−６０℃における延性破面率が７５％以上であることを意味する。

なお、上記優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的には、鋼材に対し、降伏応力の８５％に相当する応力を負荷し、０．００１ｂａｒのＨ_２Ｓを封入した５％塩化ナトリウム＋０．５％酢酸水溶液に浸漬する、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠したコルテスト試験において、鋼材が７２０時間破断しないことを意味する。

なお、上記さらに優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的には、鋼材に対し、降伏応力の８５％に相当する応力を負荷し、０．００３ｂａｒのＨ_２Ｓを封入した５％塩化ナトリウム＋０．５％酢酸水溶液に浸漬する、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠したコルテスト試験において、鋼材が７２０時間破断しないことを意味する。

また、上記固溶Ｃ量は、鋼材中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼材の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼材中の炭化物中のＣ量は、鋼材に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜をＴＥＭ観察することにより特定されたセメンタイトに対してＥＤＳによる点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）〜式（５）により求める。
＜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）
なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。

本実施形態による鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程は、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。焼入れ工程は、準備工程後、８００〜１０００℃の中間鋼材を、３００℃／分以上の冷却速度で冷却する。焼戻し工程は、焼入れ後の中間鋼材を、５８０〜７２０℃で１０〜１８０分保持した後、５８０℃から２００℃の間の平均冷却速度を４〜３００℃／秒で冷却する。

上記製造方法の準備工程は、上述の化学組成を有する素材を準備する素材準備工程と、素材を熱間加工して中間鋼材を製造する熱間加工工程とを含んでもよい。

以下、本実施形態による鋼材及び油井用鋼管について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［化学組成］
本実施形態による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．１５〜０．５０％
炭素（Ｃ）は、焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が０．１５％以上であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であることを条件として、降伏強度を１０６９ＭＰａ超にすることができる。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻し時において、炭化物の球状化を促進し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼材の強度が高まる。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、鋼材の靭性が低下し、焼割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１５〜０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１６％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、より好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。

Ｓｉ：０．０５〜１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８５％である。

Ｍｎ：０．０５〜１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物を旧γ粒界に偏析しやすくする。そのため、Ｍｎ含有量が高すぎる場合、鋼材の低温靭性が低下する。この場合さらに、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５〜１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。

Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は、０．０２５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、より好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％超である。

Ｓ：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、粒界に偏析して鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は、たとえば、０．０００３％である。

Ａｌ：０．００５〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が生成して鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０６０％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。

Ｎｉ：０．１０超〜５．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼に固溶して、鋼材の低温靭性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、製造コストが高くなりすぎる。したがって、Ｎｉ含有量は０．１０超〜５．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は４．００％であり、より好ましくは３．００％である。なお、鋼材に０．００３ｂａｒのＨ_２Ｓ環境における耐ＳＳＣ性が求められる場合、Ｎｉ含有量の好ましい上限は１．００％であり、より好ましくは０．９０％である。

Ｃｒ：０．２０〜１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｒはさらに、焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．２０〜１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．３０％である。

Ｍｏ：０．２５〜１．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を生成し、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。その結果、Ｍｏは、高温焼戻しにより鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｏはさらに、Ｐの粒界への偏析を抑制する。その結果、Ｍｏは鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２５〜１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、より好ましくは０．６０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、より好ましくは１．２５％であり、さらに好ましくは１．１０％である。

Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％
チタン（Ｔｉ）は窒化物を形成し、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化する。これにより、鋼材の強度が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ窒化物が粗大化して鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０２０％である。

Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
ボロン（Ｂ）は鋼材に固溶して、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１〜０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。

Ｎ：０．０１００％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは粗大な窒化物を形成して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは０．００４５％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させる場合、Ｎを０．００２０％以上含有させてもよい。

Ｏ：０．０１００％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは粗大な酸化物を形成し、鋼材の低温靭性及び耐食性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は、たとえば、０．０００３％である。

本実施形態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、本実施形態による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、Ｖ及びＮｂ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、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。

Ｖ：０〜０．６０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖが含有される場合、ＶはＣ又はＮと結合して炭化物、窒化物又は炭窒化物等（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。これらの炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成する。微細な炭化物は鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｖはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ_２Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の低温靭性が低下する。Ｖ含有量が高すぎればさらに、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、Ｖ含有量は０〜０．６０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０５％未満である。

Ｎｂ：０〜０．０３０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。Ｎｂが含有される場合、Ｎｂは炭窒化物等を形成する。これらの炭窒化物等はピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ_２Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。

上記のＶとＮｂの含有量の合計は、０．６０％以下であることが好ましく、０．４０％以下であることがより好ましく、０．２０以下であることがさらに好ましい。

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、Ｚｒ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、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。

Ｃａ：０〜０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、Ｃａは鋼材中の硫化物を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは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０．０００６％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。

Ｍｇ：０〜０．０１００％
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。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。Ｍｇが含有される場合、Ｍｇは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは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０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。

Ｚｒ：０〜０．０１００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。Ｚｒが含有される場合、Ｚｒは鋼材中の硫化物を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０〜０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは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０．０００６％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。

上記のＣａ、Ｍｇ、及び、Ｚｒからなる群から選択される２種以上を複合して含有する場合の合計量は、０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがさらに好ましい。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ及びＷからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、硫化水素環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。

Ｃｏ：０〜０．５０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。Ｃｏが含有される場合、Ｃｏは硫化水素環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。

Ｗ：０〜０．５０％
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。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。Ｗが含有される場合、Ｗは硫化水素環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、粗大な炭化物が生成して鋼材の低温靭性および耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％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、Ｃｕを含有してもよい。

Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、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、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ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％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。

希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．０１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭが含有される場合、ＲＥＭは鋼材中の硫化物を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。そのため、Ｐの偏析に起因した、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは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０．０００６％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、より好ましくは０．００２５％である。

なお、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）〜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、これら元素の合計含有量である。

［固溶Ｃ量］
本実施形態による鋼材は、固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有する。固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であれば、鋼材中に析出する炭化物が粗大になり、鋼材の低温靭性が低下する。固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であればさらに、転位の固定が十分でなく、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えれば、かえって鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えればさらに、鋼材の低温靭性が低下する場合がある。したがって、固溶Ｃ量は０．０１０〜０．０６０質量％である。固溶Ｃ量の好ましい下限は０．０１５質量％であり、より好ましくは０．０２０質量％である。固溶Ｃ量の好ましい上限は０．０５４質量％であり、より好ましくは０．０５０質量％である。

上述の範囲の固溶Ｃ量は、たとえば、焼戻しの保持時間を制御すること、及び、焼戻し後の冷却速度を制御することで得られる。この理由は次のとおりである。

焼戻し工程において、焼戻しの保持時間が短い場合、焼戻しが不十分である。この場合、鋼材中の炭化物の析出が不足して、固溶Ｃ量が高くなりすぎる。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、焼戻しの保持時間が長すぎる場合、これらの効果は飽和する。したがって、焼戻しの保持時間は１０〜１８０分である。

焼戻し工程において、焼戻し後の冷却において、冷却速度が遅い場合、固溶したＣが温度低下中に再析出する。従来の鋼材の製造方法では、焼戻し後の冷却は放冷で行っていたため、冷却速度が遅かった。そのため、固溶Ｃ量はほぼ０質量％であった。そこで、本実施形態においては、焼戻し後の冷却速度を高めて、０．０１０〜０．０６０質量％の固溶Ｃ量を得る。

冷却方法としてたとえば、焼戻し温度から鋼材を連続的に強制冷却し、鋼材の温度を連続的に低下する。このような連続冷却処理としてはたとえば、水槽に鋼材を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却あるいは強制風冷により鋼材を加速冷却する方法がある。

焼戻し後の冷却速度は、焼戻しされる鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば両表面を強制冷却する場合は、鋼材厚さの中心部）において測定する。具体的に、鋼材が鋼板である場合、鋼板の板厚中央部にシース型の熱電対を装入し、測温することで、焼戻し後の冷却速度を測定できる。鋼材が鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部にシース型の熱電対を装入し、測温することで、焼戻し後の冷却速度を測定できる。また、鋼材の片側表面のみを強制冷却する場合、非接触型の赤外線型温度計によって、鋼材の非強制冷却側の表面温度を測定できる。

６００℃から２００℃の間は、Ｃの拡散が比較的早い温度域である。一方、本実施形態の好ましい焼戻し温度は５８０〜７２０℃である。したがって、５８０℃から２００℃の間の平均冷却速度を４℃／秒以上とすれば、鋼材中の固溶Ｃ量を高めることができる。焼戻し後の冷却速度の好ましい下限は５℃／秒であり、より好ましくは１０℃／秒であり、さらに好ましくは１５℃／秒である。

一方、焼戻し後の冷却速度が速すぎると、焼戻しの均熱保持後に固溶していたＣがほとんど析出しない。その結果、固溶Ｃ量が過剰となる場合がある。したがって、焼戻し後の冷却速度は３００℃／秒以下である。焼戻し後の冷却温度の好ましい上限は１５０℃／秒であり、より好ましくは１００℃／秒であり、さらに好ましくは５０℃／秒である。

上述の方法は一例ではあるが、この方法によれば、固溶Ｃ量を０．０１０〜０．０６０質量％とすることができる。

上述の方法で焼戻しを実施するとさらに、旧γ粒界に偏析するＰ（以下、「粒界偏析Ｐ」ともいう）量が低下する。具体的に、上述の方法で焼戻しを実施すれば、粒界偏析Ｐ量は３．０ｍｏｌ．％以下である。この理由について、本発明者らは、次のとおり考えている。

５５０℃から５００℃の間は、Ｐの粒界偏析が生じやすい。一方、本実施形態の好ましい焼戻し温度は５８０〜７２０℃である。すなわち、焼戻し温度がＰの粒界偏析が生じやすい温度よりも高い。そのため、焼戻し後の冷却時、Ｐの粒界偏析が生じる。したがって、５５０℃から５００℃の間の冷却を早めれば、Ｐの粒界への偏析を抑制することができる。具体的に、５８０℃と２００℃との間の平均冷却速度が４℃／秒以上であれば、粒界偏析Ｐ量を３．０ｍｏｌ．％以下とすることができる。

上述のとおり、旧γ粒界に元素が偏析すると、旧γ粒界は割れが発生しやすくなる。その結果、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。一方、粒界偏析Ｐ量が３．０ｍｏｌ．％以下であれば、旧γ粒界の割れの発生を抑制し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性がさらに高まる。

粒界偏析Ｐ量の好ましい上限は、２．５ｍｏｌ．％であり、より好ましくは２．０ｍｏｌ．％である。粒界偏析Ｐ量はなるべく低いほうが好ましい。粒界偏析Ｐ量の下限は、たとえば、０．０１ｍｏｌ．％である。

［固溶Ｃ量の算出方法］
固溶Ｃ量は、鋼材中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼材の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼材中の炭化物中のＣ量は、鋼材に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜をＴＥＭ観察することにより特定されたセメンタイトに対してＥＤＳによる点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）〜式（５）により求める。
＜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）
なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。以下、固溶Ｃ量の算出方法を詳しく示す。

［鋼材のＣ含有量の定量］
鋼材が板材である場合、板厚中央部から、鋼材が管材である場合、肉厚中央部から、切粉状の分析サンプルを採取する。酸素気流中燃焼−赤外線吸収法により、Ｃ含有量（質量％）を分析する。これを鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）とする。

［炭化物として析出するＣ量（析出Ｃ量）の計算］
析出Ｃ量は、次の手順１〜手順４により算出する。具体的には、手順１で抽出残渣分析を実施する。手順２で透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：以下、「ＴＥＭ」という）を用いた抽出レプリカ法、及び、エネルギー分散型Ｘ線分析法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：以下、「ＥＤＳ」という）によりセメンタイト中の元素濃度分析（以下「ＥＤＳ分析」という）を実施する。手順３でＭｏ含有量を調整する。手順４で析出Ｃ量を算出する。

［手順１．抽出残渣分析による、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ残渣量の定量］
手順１では、鋼材中の炭化物を残渣として捕捉し、残渣中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ含有量を決定する。ここで、「炭化物」とは、セメンタイト（Ｍ_３Ｃ型炭化物）及びＭＣ型炭化物の総称である。具体的な手順は以下のとおりである。鋼材が板材である場合、板厚中央部から、６ｍｍ径で長さ５０ｍｍの円柱状試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部から、肉厚中心が横断面の中心になるように、６ｍｍ径で長さ５０ｍｍの円柱状試験片を採取する。採取した試験片表面を予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得る。電解研磨した試験片を電解液１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウム＋メタノールで電解する。電解後の電解液を０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉する。得られた残渣を酸分解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析にてＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ濃度を質量％単位で定量する。この濃度をそれぞれ＜Ｆｅ＞ａ、＜Ｃｒ＞ａ、＜Ｍｎ＞ａ、＜Ｍｏ＞ａ、＜Ｖ＞ａ、＜Ｎｂ＞ａと定義する。

［手順２．抽出レプリカ法及びＥＤＳによる、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量の定量］
手順２では、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量を決定する。具体的な手順は以下のとおりである。鋼材が板材である場合板厚中央部から、鋼材が鋼管である場合肉厚中央部から、ミクロ試験片を切り出し、鏡面研磨にて表面を仕上げる。試験片を３％ナイタール腐食液に１０分浸漬し、表面を腐食する。その表面をカーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆った試験片を５％ナイタール腐食液に浸漬し、２０分保持し、蒸着膜を剥離させる。剥離した蒸着膜をエタノールで洗浄した後、シートメッシュですくい取り、乾燥させる。この蒸着膜（レプリカ膜）を、ＴＥＭで観察し、２０個のセメンタイトについてＥＤＳによる点分析を行う。セメンタイト中の炭素を除く合金元素の合計を１００％とした場合の、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及びＭｏ濃度を質量％単位で定量する。２０個のセメンタイトについて濃度を定量し、それぞれの元素の算術平均値を＜Ｆｅ＞ｂ、＜Ｃｒ＞ｂ、＜Ｍｎ＞ｂ、＜Ｍｏ＞ｂと定義する。

［手順３．Ｍｏ量の調整］
続いて、炭化物中のＭｏ濃度を求める。ここで、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏはセメンタイトに濃化する。一方、Ｖ、Ｎｂ、及び、ＭｏはＭＣ型炭化物に濃化する。すなわち、Ｍｏは、焼戻しによりセメンタイト及びＭＣ型炭化物の両方に濃化する。したがって、Ｍｏ量については、セメンタイト及びＭＣ型炭化物について個別に算出する。なお、Ｖはセメンタイトにもその一部が濃化する場合がある。しかしながら、Ｖのセメンタイトへの濃化量は、ＭＣ型炭化物への濃化量と比較して無視できるほど小さい。したがって、固溶Ｃ量を求める上で、ＶはＭＣ型炭化物のみに濃化するとみなす。

具体的に、セメンタイトとして析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｃ）は、式（１）により算出する。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ） （１）

一方、ＭＣ型炭化物として析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｄ）は、式（２）により質量％単位で算出する。
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ−＜Ｍｏ＞ｃ （２）

［手順４．析出Ｃ量の算出］
析出Ｃ量は、セメンタイトとして析出するＣ量（＜Ｃ＞ａ）とＭＣ型炭化物として析出するＣ量（＜Ｃ＞ｂ）の合計として、算出される。＜Ｃ＞ａ及び＜Ｃ＞ｂはそれぞれ、式（３）及び式（４）により、質量％単位で算出される。なお、式（３）は、セメンタイトの構造がＭ_３Ｃ型（ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏを含む）であることから導かれた式である。
＜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）

以上より、析出Ｃ量は、＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂである。

［固溶Ｃ量の計算］
固溶Ｃ量（以下、＜Ｃ＞ｃともいう）は、鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）と、析出Ｃ量との差として、式（５）により質量％単位で算出する。
＜Ｃ＞ｃ＝＜Ｃ＞−（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ） （５）

［粒界偏析Ｐ量の測定方法］
粒界偏析Ｐ量は、次の方法で算出できる。鋼材が板材である場合、板厚中央部から、鋼材が管材である場合、肉厚中央部から、試験片を採取する。試験片を液体窒素にて冷却し、真空中で破断する。結晶粒界で破断した面を１０点特定し、オージェ電子分光分析を行い、Ｐ濃度を測定する。求めた１０個のＰ濃度の平均値を、粒界偏析Ｐ量（ｍｏｌ．％）と定義する。

［ミクロ組織］
本実施形態による鋼材のミクロ組織は、主として焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。より具体的には、ミクロ組織は体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトからなる。すなわち、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、残留オーステナイト等である。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計で９０％以上を含有すれば、降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）、及び、降伏比が８５％以上となる。好ましくは、降伏比は９０％以上である。

本実施形態においては、降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）、及び、降伏比が８５％以上であれば、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であるものとする。好ましくは、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトのみからなる。

なお、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計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。鋼材が板材である場合、板厚中央部から、圧延方向１０ｍｍ、板厚方向１０ｍｍの観察面を有する小片を切り出す。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、肉厚方向８ｍｍの観察面を有する小片を切り出す。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、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて観察する。１視野あたり４００μｍ^２程度（倍率５０００倍）とし、１０視野観察する。各視野において、コントラストから焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定した焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の合計を求める。本実施の形態において、すべての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の合計の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率とする。

［旧オーステナイト粒の結晶粒度］
本実施形態による鋼材は、旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号が８．０以上である。旧γ粒の結晶粒度番号が８．０未満であれば、旧γ粒界にＰ等の不純物元素が偏析する。この場合、粒界偏析Ｐ量が３．０ｍｏｌ．％を超える。その結果、旧γ粒界が脆化し、鋼材の低温靭性が低下する。この場合さらに、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、本実施形態による鋼材は、旧γ粒の結晶粒度番号が８．０以上である。旧γ粒の結晶粒度番号の好ましい下限は８．５であり、より好ましくは９．０である。旧γ粒の結晶粒度番号の上限は特に定めないが、旧γ粒の結晶粒度番号の上限は、たとえば、１６．０である。

旧γ粒の結晶粒度番号は、次の方法で決定できる。鋼材が板材である場合、板厚中央部から、鋼材が管材である場合、肉厚中央部から、顕微鏡観察用の試験片を採取する。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２０１３）に規定される結晶粒度の顕微鏡試験方法を実施し、オーステナイト結晶粒度番号を評価する。具体的には、試験片を樹脂埋めして研磨後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、表面の旧オーステナイトの結晶粒界を現出させる。腐食された表面上の１０視野において、各視野の結晶粒度番号を求める。各視野の面積は、たとえば、０．０６６ｍｍ^２である。ＪＩＳ Ｇ０５５１（２０１３）の７．２に規定された結晶粒度標準図との比較により、各視野における結晶粒度番号を評価する。１０視野で評価した粒度番号の算術平均値を、旧γ粒の結晶粒度番号と定義する。

［鋼材の形状］
本実施形態による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。鋼材が油井用鋼管である場合、好ましい肉厚は９〜６０ｍｍである。本実施形態は特に、厚肉の油井用鋼管としての使用に適する。より具体的には、本実施形態による鋼材が１５ｍｍ以上、さらに、２０ｍｍ以上の厚肉の油井用鋼管であっても、優れた強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを示す。

［鋼材のＹＳ及びＹＲ］
本実施形態による鋼材の降伏強度ＹＳは１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）であり、降伏比ＹＲは８５％以上である。本明細書でいう降伏強度ＹＳは、引張試験で得られた０．２％伸び時の応力を意味する。要するに、本実施形態による鋼材の強度は１５５ｋｓｉ級である。本実施形態による鋼材は、このような高強度であっても、上述の化学組成、固溶Ｃ量、及び、ミクロ組織を満たすことで、優れた低温靭性及び優れた耐ＳＳＣ性を有する。

［鋼材の低温靭性］
本実施形態による鋼材の低温靭性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠した方法で評価できる。試験片は、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのＶノッチ試験片を用いる。−５０℃に冷却した試験片について、シャルピー衝撃試験を実施する。さらに、−６０℃に冷却した試験片を破断する。本実施形態による鋼材は、以上の条件で、−５０℃における吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ以上であり、さらに、−６０℃における延性破面率が７５％以上である。

［鋼材の耐ＳＳＣ性］
本実施形態による鋼材の耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって評価できる。試験浴は、０．００１ｂａｒのＨ_２Ｓを封入した５％塩化ナトリウム＋０．５％酢酸水溶液とする。鋼材に対し、降伏応力の８５％に相当する応力を負荷し、試験浴に浸漬する。本実施形態による鋼材は、以上の条件で、７２０時間以上破断しない。

本実施形態による鋼材の化学組成は、好ましくは、Ｎｉ含有量が０．１０超〜１．００％である。この場合、本実施形態による鋼材は、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有する。ここで、さらに優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的に、以下のとおりである。さらに優れた耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって評価できる。試験浴は、０．００３ｂａｒのＨ_２Ｓを封入した５％塩化ナトリウム＋０．５％酢酸水溶液とする。鋼材に対し、降伏応力の８５％に相当する応力を負荷し、試験浴に浸漬する。本実施形態による鋼材は、以上の条件で、７２０時間以上破断しない。

［製造方法］
本実施形態による鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程は素材準備工程と、熱間加工工程とを含んでもよい。本実施形態では、鋼材の製造方法の一例として、油井用鋼管の製造方法を説明する。油井用鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、油井用鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。

［準備工程］
準備工程は、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材は、上記化学組成を有していれば、製造方法は特に限定されない。ここでいう中間鋼材は、最終製品が鋼板の場合は、板状の鋼材であり、最終製品が鋼管の場合は素管である。

好ましくは、準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。

［素材準備工程］
素材準備工程では、上述の化学組成を有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］
熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間鋼材を製造する。鋼材が鋼管である場合、中間鋼材は素管に相当する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００〜１３００℃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。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。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、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、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たとえば、２０〜７０％である。

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鋼材である場合、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。素管の肉厚は特に限定されないが、たとえば、９〜６０ｍｍである。

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鋼管はまた、常温まで冷却せずに、熱間製管後に直接焼入れを実施したり、熱間製管後に補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。ただし、直接焼入れ、又は、補熱後に焼入れを実施する場合、焼割れの抑制を目的として、焼入れ途中に冷却を停止したり、緩冷却を実施したりする方が好ましい。

熱間製管後に直接焼入れ、又は熱間製管後に補熱した後焼入れを実施した場合、残留応力を除去することを目的として、焼入れ後であって次工程の熱処理前に、応力除去焼鈍し処理（ＳＲ処理）を実施することが好ましい。

以上のとおり、準備工程では中間鋼材を準備する。中間鋼材は、上述の好ましい工程により製造されてもよいし、第三者により製造された中間鋼材、又は、後述の焼入れ工程及び焼戻し工程が実施される工場以外の他の工場、他の事業所にて製造された中間鋼材を準備してもよい。以下、焼入れ工程について詳述する。

［焼入れ工程］
焼入れ工程は、準備された中間鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ_３点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。好ましい焼入れ温度は８００〜１０００℃である。焼入れ温度とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置した測温計で測温された中間鋼材の表面温度に相当する。焼入れ温度とはさらに、熱間加工後に補熱した後、焼入れを実施する場合、補熱を実施する炉の温度に相当する。

焼入れ温度が高すぎれば、旧γ粒の結晶粒度番号が８．０未満になる。この場合、旧γ粒界にＰが偏析し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、焼入れ温度は８００〜１０００℃である。焼入れ温度の好ましい上限は９５０℃である。

焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から素管を連続的に冷却し、素管の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たとえば、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。

焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的性能が得られない。したがって、上述のとおり、本実施形態による鋼材の製造方法では、焼入れ時に中間鋼材を急冷する。具体的には、焼入れ工程において、焼入れ時の中間鋼材（素管）の温度が８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００−５００}と定義する。より具体的には、焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００−５００}は、焼入れされる中間鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば、両表面を強制冷却する場合、中間鋼材厚さの中心部）において測定された温度から決定される。

焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００−５００}は３００℃／分以上である。焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００−５００}の好ましい下限は４５０℃／分であり、より好ましくは６００℃／分である。焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００−５００}の上限は特に規定しないが、たとえば、６００００℃／分である。

好ましくは、素管に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れ処理を実施する。この場合、焼入れ前のオーステナイト粒が微細化されるため、低温靭性がさらに高まる。複数回焼入れ処理を実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準処理及び焼入れ処理を実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。以下、焼戻し工程について詳述する。

［焼戻し工程］
焼戻し工程は、上述の焼入れ処理を実施した後、焼戻し処理を実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材を再加熱して、保持することを意味する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び得ようとする降伏強度ＹＳ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中間鋼材（素管）に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度ＹＳを１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）に調整する。ここで、焼戻し温度とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。

好ましい焼戻し温度は５８０〜７２０℃である。焼戻し温度が５８０℃以上であれば、炭化物が十分に球状化され、鋼材の低温靭性がさらに高まる。焼戻し温度のより好ましい下限は６００℃であり、さらに好ましくは６１０℃である。焼戻し温度のより好ましい上限は７１０℃であり、さらに好ましくは７００℃である。

焼戻しの保持時間（焼戻し時間）が短すぎれば、炭化物の析出が進まないため、固溶Ｃ量が過剰となる。焼戻し時間が長すぎても、Ｃを固溶させる効果は飽和する。したがって、固溶Ｃ量を適切な範囲に制御するための、焼戻し時間は１０〜１８０分である。焼戻し時間の好ましい下限は１５分である。焼戻し時間の好ましい上限は１２０分であり、より好ましくは９０分である。なお、鋼材が鋼管である場合、他の形状と比較して、焼戻しの均熱保持中に鋼管の温度ばらつきが発生しやすい。したがって、鋼材が鋼管である場合、焼戻し時間は１５〜１８０分とするのが好ましい。本実施形態の化学組成の鋼材において、上記焼戻し温度にて上記保持時間で適宜調整することにより、降伏強度ＹＳを１０６９超〜１１７２ＭＰａの範囲内にすることは、当業者であれば十分に可能である。

［焼戻し後急冷について］
焼戻し後の冷却は、従来は制御されていなかった。しかしながら、６００℃から２００℃の間は、Ｃの拡散が比較的早い温度域である。そのため、焼戻し後（つまり、上記焼戻し温度で上記保持時間保持した後）の鋼材の冷却速度が遅ければ、固溶していたＣのほとんどが、温度低下中に再析出してくる。つまり固溶Ｃ量が、ほぼ０質量％になる。さらに、５５０℃から５００℃の間は、Ｐの旧γ粒界への偏析が生じやすい温度域である。そのため、焼戻し後の冷却速度が遅ければさらに、旧γ粒界にＰ等の不純物元素が偏析する。つまり、粒界偏析Ｐ量が３．０ｍｏｌ．％を超える。そこで本実施形態においては、焼戻し後の中間鋼材（素管）を急冷する。

具体的には、焼戻し工程において、焼戻し後の中間鋼材（素管）の温度が５８０〜２００℃の範囲における平均冷却速度を、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５８０−２００}と定義する。本実施形態による鋼材の製造方法では、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５８０−２００}は４℃／秒以上である。一方、焼戻し後冷却速度が速すぎると、固溶していたＣがほとんど析出せず、固溶Ｃ量が過剰となる場合がある。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性がかえって低下する。この場合さらに、鋼材の低温靭性が低下する場合がある。したがって、本実施形態による鋼材の製造方法では、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５８０−２００}は３００℃／秒以下である。

以上より、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５８０−２００}は４〜３００℃／秒である。これにより、本実施形態による鋼材は、固溶Ｃ量が０．０１０〜０．０６０質量％となり、さらに、粒界偏析Ｐ量が３．０ｍｏｌ．％以下になる。焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５８０−２００}の好ましい下限は５℃／秒であり、より好ましくは１０℃／秒であり、さらに好ましくは１５℃／秒である。焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５８０−２００}の好ましい上限は１５０℃／秒であり、より好ましくは１００℃／秒であり、さらに好ましくは５０℃／秒である。

焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５８０−２００}を４〜３００℃／秒とする冷却方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。冷却方法は、たとえば、焼戻し温度から素管を連続的に強制冷却し、素管の温度を連続的に低下する。このような連続冷却処理としてたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却あるいは強制風冷により素管を加速冷却する方法がある。なお、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５８０−２００}は、焼戻しされる中間鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば両表面を強制冷却する場合は、中間鋼材厚さの中心部）において測定する。

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、本実施形態による鋼材は、鋼板や他の形状であってもよい。鋼板や他の形状の製造方法の一例も、上述の製造方法と同様に、たとえば、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。

表１に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。

上記溶鋼を用いてインゴットを製造した。インゴットを熱間圧延して、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。

熱間圧延後の各鋼の鋼板を放冷して鋼板温度を常温（２５℃）とした。

放冷後、各試験番号の鋼板を再加熱して、鋼板温度が焼入れ温度となるように調整し、２０分均熱保持した。均熱保持した各試験番号の鋼板を水槽に浸漬して焼入れした。なお、焼入れは１回又は２回繰り返し実施した。また、あらかじめ鋼板の板厚中央部にシース型のＫ熱電対を装入し、焼入れ及び焼入れ時の冷却について測温した。焼入れ温度（℃）、焼入れ回数（回）、及び、８００℃から５００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_{８００−５００}）（℃／分）を表２に示す。

焼入れ後、各試験番号の鋼板に対して、焼戻し処理を実施した。焼戻し処理では、１５５ｋｓｉ級（降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａ）となるように、焼戻し温度を調整した。各焼戻し温度で熱処理を実施した後、冷却した。冷却は、鋼板の両面からミスト水冷の制御冷却を実施した。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部にシース型のＫ熱電対を装入し、焼戻し及びその後の冷却について測温した。焼戻し温度（℃）、焼戻し時間（分）、及びその後の５８０℃から２００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼戻し後冷却速度（ＣＲ_{５８０−２００}）（℃／秒）を表２に示す。なお、鋼番号１〜２３の鋼材のＡ_ｃ１点はいずれも７５０℃であった。

［評価試験］
［ＹＳ及びＴＳ試験］
引張試験はＡＳＴＭ Ｅ８に準拠して行った。上記の焼入れ及び焼戻し処理後の各試験番号の鋼板の板厚中央から、直径６．３５ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。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、各位置における降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．２％伸び時の応力を、各試験番号のＹＳと定義した。また一様伸び中の最大応力をＴＳとした。このＹＳとＴＳの比（＝ＹＳ／ＴＳ）を降伏比ＹＲ（％）とした。

［ミクロ組織判定試験］
各試験番号の鋼板のミクロ組織について、試験番号１４を除き、ＹＳが１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）、及び、ＹＲが８５％以上であったため、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計は９０％以上であると判断した。試験番号１４では、フェライトが生成したものと考えられる。

［固溶Ｃ量測定試験］
各試験番号の鋼板について、上述の測定方法により、固溶Ｃ量（質量％）を測定及び算出した。なお、ＴＥＭは日本電子（株）製ＪＥＭ−２０１０で、加速電圧は２００ｋＶとし、ＥＤＳ点分析は照射電流２．５６ｎＡ、各点で６０秒の計測を行った。ＴＥＭによる観察領域は８μｍ×８μｍとし、任意の１０視野で観察した。固溶Ｃ量の計算において用いる、各元素の残渣量及びセメンタイト中の濃度は表３のとおりであった。

［粒界偏析Ｐ量測定試験］
各試験番号の鋼板について、上述の測定方法により、粒界偏析Ｐ量（ｍｏｌ．％）を測定した。なお、オージェ電子分光分析装置はアルバック・ファイ（株）製ＰＨＩ６８０を用いた。試験条件は、加速電圧は１０ｋＶ、試料電流は１０ｎＡとした。

［シャルピー衝撃試験］
各鋼板を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施し、低温靭性を評価した。具体的には、各鋼板の肉厚中央部から、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのＶノッチ試験片を１１本ずつ採取した。試験片の長手方向は、板幅方向に平行であった。採取した試験片のうち５本を−５０℃に冷却し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。求めた吸収エネルギーの算術平均値を、吸収エネルギーＥ（−５０℃）（Ｊ）と定義した。

さらに、採取した試験片のうち６本を−６０℃に冷却し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施し、各試験片での延性破面率（％）を求めた。求めた各試験片での延性破面率の算術平均値を延性破面率（％）と定義した。

吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ以上であり、さらに、延性破面率が７５％以上であれば、優れた低温靭性を示すと判断した。一方、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満であるか、又は、延性破面率が７５％未満であれば、優れた低温靭性を示さないと判断した。

［鋼材の耐ＳＳＣ性］
各試験番号の鋼板を用いて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、各試験番号の鋼板の肉厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を３本採取した。試験片の長手方向は、圧延方向に平行であった。各試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して、各試験片に与えられる応力が、各鋼板の降伏応力（実測）の８５％になるように、調整した。

試験浴は、０．００１ｂａｒのＨ_２Ｓを封入した５％塩化ナトリウム＋０．５％酢酸水溶液、及び、０．００３ｂａｒのＨ_２Ｓを封入した５％塩化ナトリウム＋０．５％酢酸水溶液を用いた。試験浴の温度はいずれも２５℃であった。引張応力を負荷した丸棒試験片を上記試験浴のそれぞれに１本ずつ、７２０時間浸漬した。７２０時間浸漬後の試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の試験片を肉眼にて観察した。観察の結果、試験片が破断しなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、試験片が破断したものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。

［試験結果］
表２に試験結果を示す。

表１及び表２を参照して、試験番号１〜１３の鋼板の化学組成は適切であり、かつ降伏強度ＹＳが１０６９超〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）であり、降伏比ＹＲが８５％以上であった。旧γ粒の結晶粒度番号は８．０以上であり、さらに、固溶Ｃ量が０．０１０〜０．０６０質量％であった。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ以上であり、かつ、−６０℃での延性破面率が７５％以上であり、優れた低温靭性を示した。さらに、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。なお、粒界偏析Ｐ量は３．０ｍｏｌ．％未満であった。

さらに、試験番号１〜３、及び、８〜１３の鋼板の化学組成は、Ｎｉ含有量が１．００％以下であった。その結果、０．００３ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験においても、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

一方、試験番号１４の鋼板では、焼入れ時冷却速度が遅すぎた。そのため、ＹＲが８５％未満であった。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。ミクロ組織にフェライトが混入したためと考えられる。

試験番号１５の鋼板では、Ｔｉ含有量が低すぎた。さらに、Ｂ含有量が低すぎた。さらに、焼戻し後の冷却速度が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０％未満であった。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、粒界偏析Ｐ量は３．０ｍｏｌ．％を超えた。

試験番号１６及び１７の鋼板では、Ｎｉ含有量が低すぎた。さらに、焼戻し後の冷却速度が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０％未満であった。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。なお、粒界偏析Ｐ量は３．０ｍｏｌ．％を超えた。

試験番号１８の鋼板では、焼戻し後の冷却速度が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０％未満であった。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、粒界偏析Ｐ量は３．０ｍｏｌ．％を超えた。

試験番号１９及び２０の鋼板では、焼入れ温度が高すぎた。そのため、旧γ粒の結晶粒度番号が８．０未満となった。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、粒界偏析Ｐ量は３．０ｍｏｌ．％を超えた。

試験番号２１の鋼板では、焼戻し後の冷却速度が速すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えた。その結果、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２２の鋼板では、焼戻し時間が短すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えた。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２３の鋼板では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、粒界偏析Ｐ量は３．０ｍｏｌ．％を超えた。

試験番号２４の鋼板では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、粒界偏析Ｐ量は３．０ｍｏｌ．％を超えた。

試験番号２５の鋼板では、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２６の鋼板では、Ｐ含有量が高すぎた。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．００１ｂａｒＨ_２Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、粒界偏析Ｐ量は３．０ｍｏｌ．％を超えた。

試験番号２７の鋼板では、Ｎｉ含有量が低すぎた。その結果、吸収エネルギーＥ（−５０℃）が７８．０Ｊ未満となり、かつ、延性破面率が７５％未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。

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、極地等過酷な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、ラインパイプ等の鋼材として利用可能である。

Claims (10)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１５〜０．５０％、
   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％、
   Ｎｉ：０．１０超〜５．００％、
   Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、
   Ｍｏ：０．２５〜１．５０％、
   Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、
   Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
   Ｎ：０．０１００％以下、
   Ｏ：０．０１００％以下、
   Ｖ：０〜０．６０％、
   Ｎｂ：０〜０．０３０％、
   Ｃａ：０〜０．０１００％、
   Ｍｇ：０〜０．０１００％、
   Ｚｒ：０〜０．０１００％、
   Ｃｏ：０〜０．５０％、
   Ｗ：０〜０．５０％、
   Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、
   希土類元素：０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有し、
   旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号は８．０以上であり、
   降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａであり、降伏比が８５％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、
   Ｖ：０．０１〜０．６０％、及び、
   Ｎｂ：０．００２〜０．０３０％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、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、及び、
   Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％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、
   Ｃｏ：０．０２〜０．５０％、及び、
   Ｗ：０．０２〜０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、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、
   Ｃｕ：０．０１〜０．５０％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、
   前記化学組成は、
   希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００１〜０．０１００％を含有する、鋼材。
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、
   前記化学組成は、
   Ｎｉ：０．１０超〜１．００％を含有する、鋼材。
8. 請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載の化学組成を有し、
   固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有し、
   旧オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号は８．０以上であり、
   降伏強度が１０６９超〜１１７２ＭＰａであり、降伏比が８５％以上である、油井用鋼管。
9. 請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載の化学組成を有する中間鋼材を準備する準備工程と、
   準備工程後、８００〜１０００℃の前記中間鋼材を、３００℃／分以上の冷却速度で冷却する焼入れ工程と、
   焼入れ後の前記中間鋼材を、５８０〜７２０℃で１０〜１８０分保持した後、５８０℃から２００℃の間の平均冷却速度を４〜３００℃／秒で冷却する焼戻し工程とを備える、鋼材の製造方法。
10. 請求項９に記載の鋼材の製造方法であって、
    前記準備工程は、請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材を準備する素材準備工程と、
    前記素材を熱間加工して中間鋼材を製造する熱間加工工程とを含む、鋼材の製造方法。

Images