JP6981527B2 - サワー環境での使用に適した鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、鋼材に関し、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未満、つまり、５５２〜６５５ＭＰａ未満）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５〜１１０ｋｓｉ未満、つまり、６５５〜７５８ＭＰａ未満）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未満、つまり、７５８〜８６２ＭＰａ未満）、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が１２５〜１４０ｋｓｉ未満、つまり、８６２〜９６５ＭＰａ未満）、１４０ｋｓｉ級（降伏強度が１４０〜１５５ｋｓｉ未満、つまり、９６５〜１０６９ＭＰａ未満）、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。

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。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素を含み、酸性化した環境を意味する。なお、サワー環境では、二酸化炭素を含む場合もある。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耐ＳＳＣ性を高める技術が、特開２０００−２５６７８３号公報（特許文献１）、特開２０００−２９７３４４号公報（特許文献２）、特開２００５−３５０７５４号公報（特許文献３）、特開２０１２−２６０３０号公報（特許文献４）、及び、国際公開第２０１０／１５０９１５号（特許文献５）に開示されている。

特許文献１に開示された高強度油井用鋼は、重量％で、Ｃ：０．２〜０．３５％、Ｃｒ：０．２〜０．７％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｖ：０．１〜０．３％を含む。析出している炭化物の総量が２〜５重量％であり、そのうちＭＣ型炭化物の割合が８〜４０重量％で、かつ旧オーステナイト粒度がＡＳＴＭに規定される粒度番号で１１番以上である。上記高強度油井用鋼は、靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる、と特許文献１には記載されている。

特許文献２に開示された油井用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％を含む低合金鋼からなる。析出している炭化物の総量は１．５〜４質量％であり、炭化物の総量に占めるＭＣ型炭化物の割合が５〜４５質量％、Ｍ₂₃Ｃ₆型炭化物の割合が製品の肉厚をｔ（ｍｍ）とした時（２００／ｔ）質量％以下である。上記油井用鋼は、靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる、と特許文献２には記載されている。

特許文献３に開示された低合金油井管用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜１．０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ（酸素）：０．０１％以下を含有する。半価幅Ｈと水素拡散係数Ｄ（１０^-6ｃｍ²／ｓ）が式（３０Ｈ＋Ｄ≦１９．５）を満足する。上記低合金油井管用鋼は、降伏応力（ＹＳ）が８６１ＭＰａ以上という高強度であっても、優れた耐ＳＳＣ性を有する、と特許文献３には記載されている。

特許文献４に開示された油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜０．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、Ｍｏ：０．５〜１．０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｂ：０．００３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を持つ。上記油井用鋼管のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト相を主相とし、２０μｍ×２０μｍの領域に含まれるアスペクト比３以下かつ炭化物形状を楕円としたときの長径３００ｎｍ以上のＭ₃ＣあるいはＭ₂Ｃの数が１０個以下であり、Ｍ₂₃Ｃ₆が質量％で１％未満であり、粒内に針状のＭ₂Ｃが析出しており、大きさ１μｍ以上の炭化物として析出するＮｂの量が質量％で０．００５％未満である。上記油井用鋼管は、降伏強度が８６２ＭＰａ以上であっても耐硫化物応力割れ性に優れる、と特許文献４には記載されている。

特許文献５に開示された油井用継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．１〜１．７％、Ｍｏ：０．４〜１．１％、Ｖ：０．０１〜０．１２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％を含み、かつＭｏのうち、固溶Ｍｏとして０．４０％以上含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する。上記油井用継目無鋼管のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で８．５以上であり、略粒子状のＭ₂Ｃ型析出物が０．０６質量％以上分散してなる組織を有する。上記油井用継目無鋼管は、１１０ｋｓｉ級の高強度と優れた耐硫化物応力割れ性とを兼備する、と特許文献５には記載されている。

特開２０００−２５６７８３号公報 特開２０００−２９７３４４号公報 特開２００５−３５０７５４号公報 特開２０１２−２６０３０号公報 国際公開第２０１０／１５０９１５号

しかしながら、上記特許文献１〜５に開示された技術を適用しても、降伏強度が９５〜１５５ｋｓｉ級（６５５〜１１７２ＭＰａ）の鋼材（たとえば油井用鋼管）の場合、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、６５５〜１１７２ＭＰａ（９５〜１７０ｋｓｉ、９５〜１５５ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を提供することである。

本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、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％、Ｖ：０．０１〜０．６０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０〜０．０３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜０．５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｎｉ：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。鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合は１５％以上である。降伏強度は６５５〜１１７２ＭＰａである。転位密度ρは３．５×１０¹⁵ｍ^-2以下である。
降伏強度が６５５〜７５８ＭＰａ未満の場合、転位密度ρは２．０×１０¹⁴ｍ^-2未満であり、式（１）で表されるＦｎ１が２．９０未満である。
降伏強度が７５８〜８６２ＭＰａ未満の場合、転位密度ρは３．０×１０¹⁴ｍ^-2以下であり、式（１）で表されるＦｎ１が２．９０以上である。
降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ未満の場合、転位密度ρは３．０×１０¹⁴超〜７．０×１０¹⁴ｍ^-2である。
降伏強度が９６５〜１０６９ＭＰａ未満の場合、転位密度ρは７．０×１０¹⁴超〜１５．０×１０¹⁴ｍ^-2である。
降伏強度が１０６９〜１１７２ＭＰａの場合、転位密度ρは１．５×１０¹⁵超〜３．５×１０¹⁵ｍ^-2である。
Ｆｎ１＝２×１０^-7×√ρ＋０．４／（１．５−１．９×［Ｃ］） （１）
ここで、式（１）中のρには転位密度が代入され、［Ｃ］には鋼材中のＣ含有量が代入される。

本開示による鋼材は、６５５〜１１７２ＭＰａ（９５〜１５５ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。

本発明者らは、サワー環境での使用が想定された鋼材において、６５５〜１１７２ＭＰａ（９５〜１５５ｋｓｉ級）の降伏強度と、耐ＳＳＣ性とを両立させる方法について調査検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、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％、Ｖ：０．０１〜０．６０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０〜０．０３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜０．５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｎｉ：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であれば、６５５〜１１７２ＭＰａ（９５〜１５５ｋｓｉ級）の降伏強度と、耐ＳＳＣ性とを両立できる可能性があると考えた。

ここで、鋼材中の転位密度を高めれば、鋼材の降伏強度ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が高まる。しかしながら、転位は水素を吸蔵する可能性がある。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も増加する可能性がある。転位密度を高めた結果、鋼材中の水素濃度が高まれば、高強度は得られても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、９５〜１５５ｋｓｉ級の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立するためには、転位密度を利用した高強度化は、好ましくない。

そこで本発明者らは、まず鋼材の転位密度を低減して耐ＳＳＣ性を高めることを検討した。その結果、本発明者らは、鋼材の転位密度を２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）未満まで低減すれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まることを見出した。

一方、上述のとおり、転位密度を高めれば、鋼材の降伏強度が高まる。すなわち、転位密度を低減しすぎた場合、所望の降伏強度を得られない可能性がある。そこで本発明者らは、まず６５５〜７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）の降伏強度に着目し、転位密度を２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）未満にまで低減した上で、転位による強化機構ではなく、他の強化機構によって９５ｋｓｉ級の降伏強度を得る方法について、検討を行った。その結果、合金炭化物による析出強化によれば、鋼材の転位密度を２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）未満にまで低減しても、９５ｋｓｉ級の降伏強度を得られるのではないかと考えた。

そこで本発明者らは、合金炭化物による鋼材の析出強化について、詳細に検討した。なお、本明細書において、「合金炭化物」とは、鋼材中に含有される合金元素のうち、金属元素の炭化物を意味する。

鋼材中に、合金炭化物が微細に分散すれば、鋼材の降伏強度が高まる。一方、合金炭化物は、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下させる場合がある。具体的に、粗大な合金炭化物は、応力集中源になりやすく、ＳＳＣによって生じたき裂の伝播を助長する。そのため、従来、粗大な合金炭化物は、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下させると考えられてきた。すなわち、微細な合金炭化物を析出させれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下するのを抑制しつつ、鋼材の降伏強度を高められるように思われる。

しかしながら、本発明者らは、合金炭化物を微細に分散しても、耐ＳＳＣ性が低下する場合があることを見出した。この理由について、本発明者らは、次のように考えた。上述のとおり、本実施形態による鋼材では、転位密度を２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）未満にまで低減した上で、９５ｋｓｉ級の降伏強度を得る。そのため、本実施形態による鋼材は、ミクロ組織中に微細な合金炭化物を多数析出させる。このことから、本発明者らは、多数析出させた微細な合金炭化物の影響が顕在化するため、耐ＳＳＣ性が低下する可能性があると考えた。

そこで、鋼材の耐ＳＳＣ性の低下を抑制しつつ、鋼材の降伏強度を高める、微細な合金炭化物について、本発明者らは調査及び検討を行った。その結果、上述の化学組成を有する鋼材では、焼入れ及び焼戻しを行うことで、微細なＭＣ型及びＭ₂Ｃ型炭化物が析出しやすいことを知見した。さらに、上述の化学組成の範囲内においては、Ｖ、Ｔｉ、及び、ＮｂはＭＣ型炭化物を形成しやすく、ＭｏはＭ₂Ｃ型炭化物を形成しやすいことを、本発明者らは知見した。

以上の知見に基づいて、本発明者らは、耐ＳＳＣ性の低下をより抑制できる合金炭化物について、さらに詳細に検討した。

ＭＣ型炭化物、及び、Ｍ₂Ｃ型炭化物はいずれも、微細に分散析出することから、鋼材の降伏強度を高めることができる。一方、ＭＣ型炭化物とＭ₂Ｃ型炭化物とを比較すると、上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織においては、ＭＣ型炭化物は、Ｍ₂Ｃ型炭化物よりも母相との整合性が高い。言い換えれば、ＭＣ型炭化物は、母相との界面における歪みがＭ₂Ｃ型炭化物よりも小さい。ミクロ組織における歪みが小さい場合、鋼材中に水素が吸蔵されにくい。そのため、ＭＣ型炭化物を微細に分散させれば、鋼材の降伏強度を高めつつ、ＳＳＣの原因となる水素の吸蔵や集積を抑制することができる。

すなわち、上述の化学組成を有する本実施形態による鋼材は、ミクロ組織において、微細な合金炭化物のうち、Ｍ₂Ｃ型炭化物の析出を抑制し、ＭＣ型炭化物を多く析出させる。さらに、上述のとおり、Ｍｏは微細な合金炭化物のうち、Ｍ₂Ｃ型炭化物を形成しやすい。そのため、微細な合金炭化物のうち、Ｍｏ含有量が低い合金炭化物の割合を高めれば、鋼材中に析出するＭＣ型炭化物の割合を高めることができる。

したがって、本実施形態による鋼材では、鋼材中の微細な析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下の析出物の割合を高める。この場合、鋼材中のＭＣ型炭化物の割合を高めることができる。その結果、本実施形態による鋼材は、耐ＳＳＣ性の低下が抑制されつつ、降伏強度が９５ｋｓｉ級以上まで高まる。

以上より、本実施形態による鋼材は、上記化学組成を有し、転位密度を２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）未満にまで低減した上で、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、耐ＳＳＣ性の低下が抑制され、さらに、９５ｋｓｉ級以上の降伏強度を得ることができる。本明細書において、円相当径とは、組織観察における視野面において、観察された析出物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。

本発明者らはさらに、降伏強度が異なる場合についても、同様に検討を行った。上述のとおり、転位は鋼材の降伏強度を高める。したがって、９５ｋｓｉ級よりも高い降伏強度を得ようとする場合、２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）未満にまで転位密度を低減すると、所望の降伏強度が得られない場合がある。

そこで本発明者らは、７５８〜８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を得ようとする場合について、転位密度を低減して耐ＳＳＣ性を高めることを検討した。その結果、転位密度を３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以下にまで低減すれば、１１０ｋｓｉ級の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立できる可能性があると考えた。

一方、上述の化学組成を有し、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上であっても、転位密度を３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以下にまで低減した場合、１１０ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合があることを、本発明者らは知見した。

そこで本発明者らは、上述の化学組成を有し、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上であり、転位密度を３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以下にまで低減した場合について、降伏強度を高める手法を検討した。その結果、次の知見を得た。

Ｆｎ１＝２×１０^-7×√ρ＋０．４／（１．５−１．９×［Ｃ］）と定義する。なお、Ｆｎ１中のρは転位密度（ｍ^-2）、［Ｃ］は鋼材中のＣ含有量（質量％）を意味する。Ｆｎ１は鋼材の降伏強度の指標である。

鋼材の転位密度が３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以下であり、かつ、Ｆｎ１が２．９０以上であれば、本実施形態の他の規定を満たすことを条件に、鋼材は１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ未満）の降伏強度が得られることを、本発明者らは見出した。

以上より、本実施形態による鋼材は、上記化学組成を有し、転位密度を３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以下にまで低減し、上述のＦｎ１を２．９０以上とし、さらに、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、耐ＳＳＣ性の低下が抑制され、さらに、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ることができる。

本発明者らはさらに、８６２〜９６５ＭＰａ未満（１２５ｋｓｉ級）の降伏強度を得ようとする場合について、転位密度を低減して耐ＳＳＣ性を高めることを検討した。その結果、転位密度を３．０×１０¹⁴超〜７．０×１０¹⁴（ｍ^-2）にまで低減した上で、上述の合金炭化物を析出させれば、耐ＳＳＣ性の低下を抑制しつつ、１２５ｋｓｉ級の降伏強度が得られることを見出した。

すなわち、本実施形態による鋼材は、上記化学組成を有し、転位密度を３．０×１０¹⁴超〜７．０×１０¹⁴（ｍ^-2）にまで低減し、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、耐ＳＳＣ性の低下が抑制され、さらに、１２５ｋｓｉ級の降伏強度を得ることができる。

本発明者らはさらに、９６５〜１０６９ＭＰａ未満（１４０ｋｓｉ級）の降伏強度を得ようとする場合について、転位密度を低減して耐ＳＳＣ性を高めることを検討した。その結果、転位密度を７．０×１０¹⁴超〜１５．０×１０¹⁴（ｍ^-2）にまで低減した上で、上述の合金炭化物を析出させれば、耐ＳＳＣ性の低下を抑制しつつ、１４０ｋｓｉ級の降伏強度が得られることを見出した。

すなわち、本実施形態による鋼材は、上記化学組成を有し、転位密度を７．０×１０¹⁴超〜１５．０×１０¹⁴（ｍ^-2）にまで低減し、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、耐ＳＳＣ性の低下が抑制され、さらに、１４０ｋｓｉ級の降伏強度を得ることができる。

本発明者らはさらに、１０６９〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）の降伏強度を得ようとする場合について、転位密度を低減して耐ＳＳＣ性を高めることを検討した。その結果、転位密度を１．５×１０¹⁵超〜３．５×１０¹⁵（ｍ^-2）にまで低減した上で、上述の合金炭化物を析出させれば、耐ＳＳＣ性の低下を抑制しつつ、１５５ｋｓｉ級の降伏強度が得られることを見出した。

すなわち、本実施形態による鋼材は、上記化学組成を有し、転位密度を１．５×１０¹⁵超〜３．５×１０¹⁵（ｍ^-2）にまで低減し、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、耐ＳＳＣ性の低下が抑制され、さらに、１５５ｋｓｉ級の降伏強度を得ることができる。

したがって、本実施形態による鋼材は、上記化学組成を有し、得ようとする降伏強度（９５ｋｓｉ級、１１０ｋｓｉ級、１２５ｋｓｉ級、１４０ｋｓｉ級、及び、１５５ｋｓｉ級）に応じて転位密度を低減した上で、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、所望の降伏強度（９５ｋｓｉ級、１１０ｋｓｉ級、１２５ｋｓｉ級、１４０ｋｓｉ級、及び、１５５ｋｓｉ級）と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立することができる。

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：０．１０〜０．６０％、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％、Ｖ：０．０１〜０．６０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０〜０．０３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜０．５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｎｉ：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。鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合は１５％以上である。降伏強度は６５５〜１１７２ＭＰａである。転位密度ρは３．５×１０¹⁵ｍ^-2以下である。
降伏強度が６５５〜７５８ＭＰａ未満の場合、転位密度ρは２．０×１０¹⁴ｍ^-2未満であり、式（１）で表されるＦｎ１は２．９０未満である。
降伏強度が７５８〜８６２ＭＰａ未満の場合、転位密度ρは３．０×１０¹⁴ｍ^-2以下であり、式（１）で表されるＦｎ１は２．９０以上である。
降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ未満の場合、転位密度ρは３．０×１０¹⁴超〜７．０×１０¹⁴ｍ^-2である。
降伏強度が９６５〜１０６９ＭＰａ未満の場合、転位密度ρは７．０×１０¹⁴超〜１５．０×１０¹⁴ｍ^-2である。
降伏強度が１０６９〜１１７２ＭＰａの場合、転位密度ρは１．５×１０¹⁵超〜３．５×１０¹⁵ｍ^-2である。
Ｆｎ１＝２×１０^-7×√ρ＋０．４／（１．５−１．９×［Ｃ］） （１）
ここで、式（１）中のρには転位密度が代入され、［Ｃ］には鋼材中のＣ含有量が代入される。

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、９５〜１５５ｋｓｉ級の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを示す。

上記化学組成は、Ｎｂ：０．００２〜０．０３０％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、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、及び、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％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、希土類元素：０．０００１〜０．０１００％を含有してもよい。

上記鋼材は、ミクロ組織において、ブロック径が１．５μｍ以下であってもよい。

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、降伏強度が６５５〜７５８ＭＰａ未満であり、前記転位密度ρが２．０×１０¹⁴ｍ^-2未満であり、式（１）で表されるＦｎ１が２．９０未満であってもよい。

上記鋼材は、降伏強度が７５８〜８６２ＭＰａ未満であり、転位密度ρが３．０×１０¹⁴ｍ^-2以下であり、式（１）で表されるＦｎ１が２．９０以上であってもよい。

上記鋼材は、降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ未満であり、転位密度ρが３．０×１０¹⁴超〜７．０×１０¹⁴ｍ^-2であってもよい。

上記鋼材は、降伏強度が９６５〜１０６９ＭＰａ未満であり、転位密度ρが７．０×１０¹⁴超〜１５．０×１０¹⁴ｍ^-2であってもよい。

上記鋼材は、降伏強度が１０６９〜１１７２ＭＰａであり、転位密度ρが１．５×１０¹⁵超〜３．５×１０¹⁵ｍ^-2であってもよい。

上記鋼材は、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。油井用鋼管の形状は限定されず、たとえば、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。

本実施形態による油井用鋼管は、好ましくは継目無鋼管である。本実施形態による油井用鋼管が継目無鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、６５５〜１１７２ＭＰａ（９５〜１５５ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。

以下、本実施形態による鋼材について詳述する。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：０．１０〜０．６０％
炭素（Ｃ）は、焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃはさらに、鋼材中の合金元素のうち、金属元素と結合して、合金炭化物を形成する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。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する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃはさらに、鋼材のサブ組織を微細化する場合がある。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。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０．１０〜０．６０％である。Ｃ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。７５８ＭＰａ以上の降伏強度を得ようとする場合のＣ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、より好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５８％であり、より好ましくは０．５５％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。好ましいＳｉ含有量の下限は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％であり、より好ましくは０．７０％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、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含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。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０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％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０．０００１％であり、より好ましくは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。

Ｃｒ：０．２０〜１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。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％であり、より好ましくは１．２５％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、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。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。Ｍｏ含有量が高すぎればさらに、Ｍ₂Ｃ型炭化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。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％である。

Ｖ：０．０１〜０．６０％
バナジウム（Ｖ）は炭素（Ｃ）及び／又は窒素（Ｎ）と結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。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。Ｖはさらに、Ｃと結合してＭＣ型炭化物を形成しやすい。そのため、Ｍ₂Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜０．６０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％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０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％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、結晶粒を微細化する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。Ｔｉはさらに、Ｃと結合してＭＣ型炭化物を形成しやすい。そのため、Ｍ₂Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これら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）は鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高める。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され、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０．００３０％であり、より好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。

Ｎ：０．００２０〜０．０１００％
窒素（Ｎ）はＴｉと結合して微細窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。Ｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２０〜０．０１００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２２％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。

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０．０００１％であり、より好ましくは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、Ｎｂを含有してもよい。

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。含有される場合、Ｎｂは炭窒化物等を形成する。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、Ｃと結合してＭＣ型炭化物を形成しやすい。そのため、Ｍ₂Ｃ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、上記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。含有される場合、Ｃａ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。Ｃａ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、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％であり、さらに好ましくは０．００１０％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。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、上記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。含有される場合、Ｚｒ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。Ｚｒ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、Ｚｒ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％であり、さらに好ましくは０．００１０％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含有量の合計は、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、これらの元素は鋼材の耐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。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、上記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。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、上記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、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の耐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、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、鋼の焼入れ性を高める。

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。すなわち、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、鋼材の降伏強度を高める。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含有量が高すぎれば、局部的な腐食が促進され、鋼材の耐ＳＳＣ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％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。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、より好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。

Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、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、鋼材の降伏強度を高める。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。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、希土類元素を含有してもよい。

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。含有される場合、ＲＥＭ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。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０．００４０％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２１番のスカンジウム、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。

［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、フェライト、又は、パーライトである。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が９０％以上を含有すれば、本実施形態の他の規定を満たすことを条件に、降伏強度が６５５〜１１７２ＭＰａ（９５〜１５５ｋｓｉ級）となる。

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、ミクロ組織観察によっても求めることができる。鋼材が鋼板の場合は、板厚中央部から圧延方向１０ｍｍ、板幅方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。鋼材が鋼管の場合は、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、管周方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。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１０視野観察する。視野面積は４００μｍ²（倍率５０００倍）である。

各視野において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトと、その他の相（たとえば、フェライト、又は、パーライト）とは、コントラストから区別できる。したがって、各視野において、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。特定され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定義する。

［析出物について］
本実施形態による鋼材は、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量（質量％）に対するＭｏ含有量（質量％）の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上である。以下、円相当径８０ｎｍ以下の析出物を「微細析出物」ともいう。

上述のとおり、本実施形態による鋼材は、転位密度を低減し、耐ＳＳＣ性を高めている。一方、転位は鋼材の降伏強度を高める。すなわち、転位密度を低減した結果、鋼材は、所望の降伏強度が得られない場合がある。したがって、本実施形態による鋼材は、ミクロ組織において、合金炭化物を微細に分散させる。

さらに、微細な合金炭化物のうちＭＣ型炭化物は、母相との界面の整合性が高い。そのため、ＭＣ型炭化物の割合を高めれば、降伏強度を高めても、耐ＳＳＣ性の低下を抑制することができる。一方、Ｍｏは微細な合金炭化物のうち、Ｍ₂Ｃ型炭化物を形成しやすい。さらに、本実施形態による鋼材の化学組成においては、微細析出物は、そのほとんどが合金炭化物である。そのため、微細析出物のうち、Ｍｏ含有量が低い析出物の割合を高めれば、微細な合金炭化物のうち、ＭＣ型炭化物の割合を高めることができる。

したがって、本実施形態による鋼材は、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上である。ここで、特定析出物を、円相当径が８０ｎｍ以下であって、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物と定義する。

鋼材中において、特定析出物の個数割合が１５％以上であるとは、微細析出物に対する特定析出物の個数割合が１５％以上であることを意味する。微細析出物に対する特定析出物の個数割合の好ましい下限は２０％である。微細析出物に対する特定析出物の個数割合は、１００％であってもよい。

本実施形態による鋼材の微細析出物に対する特定析出物の個数割合は、次の方法で求めることができる。本実施形態による鋼材から、抽出レプリカ作成用のミクロ試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部からミクロ試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部からミクロ試験片を採取する。ミクロ試験片の表面を鏡面研磨した後、ミクロ試験片を３％ナイタール腐食液に１０分浸漬し、表面を腐食させる。腐食させた表面を、カーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆ったミクロ試験片を、５％ナイタール腐食液に２０分浸漬する。浸漬したミクロ試験片から、蒸着膜を剥離する。ミクロ試験片から剥離された蒸着膜を、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、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察し、円相当径８０ｎｍ以下の析出物を特定する。観察倍率は１０万倍とし、加速電圧は２００ｋＶとする。なお、析出物は、コントラストから特定でき、円相当径が８０ｎｍ以下であることは、観察画像について画像解析を行うことによって特定できる。なお、本実施形態において、微細析出物の円相当径の下限は特に限定しないが、観察倍率から決定される検出限界値は１０ｎｍである。すなわち、本実施形態においては、円相当径１０〜８０ｎｍの析出物を測定対象とする。

上述の方法で、円相当径８０ｎｍ以下の析出物（微細析出物）を３０個特定する。特定した微細析出物について、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による点分析を行う。ＥＤＳ点分析は、照射電流を２．５６ｎＡとし、各点で６０秒の計測を行う。特定した微細析出物のうち、炭素を除く合金元素の合計を１００％とした場合の、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、及び、Ｎｂを質量％単位で定量する。微細析出物のうち、Ｍｏ濃度が５０％以下の析出物を特定析出物と特定する。特定された特定析出物の、上記特定された３０個の微細析出物に対する個数割合を、特定析出物の個数割合（％）と定義する。

［ブロック径について］
マルテンサイトのサブ組織で、ほぼ同一方位のラス集団は、マルテンサイトブロックと呼ばれている。ベイナイトのサブ組織で、ほぼ同一方位のベイナイトラス集団は、ベイナイトブロックと呼ばれている。本明細書において、マルテンサイトブロック及びベイナイトブロックを合わせて、ブロックともいう。

本明細書において、後述の電子後方散乱回折像法（ＥＢＳＰ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）による結晶方位マップにおいて、１５°以上の方位差を有するマルテンサイト粒、及び、ベイナイト粒同士の境界をブロック境界と定義する。本明細書においてさらに、ブロック境界で囲まれた領域をひとつのブロックと定義する。

ブロックが微細であれば、マルテンサイト及びベイナイトの強度が高まる。そのため、鋼材の降伏強度が高まる。ブロックが微細であればさらに、後述する高温焼戻しを実施した場合、転位密度をより低減することができる。これらの理由について、本発明者らは、次のように考えている。

上述のとおり、ブロック境界においては、結晶方位の方位差は１５°以上である。ブロックが微細であれば、結晶粒微細化によって鋼材の強度が高まる。この場合、転位を増加させずに、鋼材を高強度化できる。すなわち、鋼材の強度を高めても、鋼材の耐ＳＳＣ性の低下を抑制できる。

ブロックが微細であればさらに、焼戻しにおいて、転位が回復しやすくなる。この理由について、本発明者らは次のように考えている。上述のとおり、ブロック境界は結晶方位の方位差が大きい。そのため、転位はブロック境界を通り抜けることができない。すなわち、転位の長さはブロック径よりも短くなる。したがって、ブロックが微細であれば、転位の長さが短くなる。この場合、転位同士が絡み合う確率が低下し、転位が回復しやすくなる。また、転位がブロック境界等の粒界で消滅する場合、ブロックが微細であるほど消滅サイトまでの転位の移動距離が短くなる。この場合、転位が回復しやすくなる。

すなわち、本実施形態による鋼材のブロック径が１．５μｍ以下であれば、焼戻し後の鋼材の転位密度がさらに低減される。そのため、鋼材はさらに優れた耐ＳＳＣ性を示す。したがって、本実施形態による鋼材のブロック径は、１．５μｍ以下であることが好ましい。なお、本実施形態による鋼材のブロック径の下限は特に限定しないが、たとえば、０．３μｍである。

本実施形態による鋼材のブロック径を１．５μｍ以下にするには、たとえば、Ｃ含有量を０．３０％以上としつつ、旧γ粒を微細化すればよい。Ｃ含有量を高めた場合、ブロック径が小さくなる理由については明らかになっていない。しかしながら、本実施形態による化学組成においては、Ｃ含有量が０．３０％以上であれば、旧γ粒を微細化することで、鋼材のブロック径を１．５μｍ以下にすることができる。

そこで、本実施形態においては、ブロック径を１．５μｍ以下にする方法の一例として、Ｃ含有量が０．３０％以上の鋼材について、焼入れ時の冷却速度を８℃／秒以上とする。この方法によれば、焼入れ時における結晶粒の粗大化を十分に抑制し、ブロック径を１．５μｍ以下とすることができる。しかしながら、ブロック径を１．５μｍ以下にする方法は、他の方法であってもよい。

本実施形態による鋼材のブロック径は、次の方法で求めることができる。本実施形態による鋼材から、ブロック径測定用の試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を採取する。なお、試験片の大きさは、板厚又は肉厚の中央を中心とした２５μｍ×２５μｍの観察面を有していれば足り、特に限定されない。

上述の観察面に対して、２５μｍ×２５μｍの視野を０．１μｍピッチでＥＢＳＰ測定を行う。ＥＢＳＰ測定により採取した菊池線パターンから、体心立方構造（鉄）の方位を同定する。体心立方構造（鉄）の方位から結晶方位図を求める。結晶方位図から、隣接する結晶との方位差が１５°以上で囲まれる領域を識別し、結晶方位マップを得る。１５°以上の方位差で囲まれた領域を、ひとつのブロックと定義する。各ブロックの円相当径を、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に記載の平均切片長の測定法を援用して、各ブロックの平均粒径として求める。視野内における、各ブロックの円相当径の算術平均値を、ブロック径（μｍ）と定義する。

［鋼材の降伏強度］
本実施形態による鋼材の降伏強度は６５５〜１１７２ＭＰａ（９５〜１７０ｋｓｉ、９５〜１５５ｋｓｉ級）である。本明細書でいう降伏強度は、引張試験で得られた応力―ひずみ曲線から、オフセット法による０．２％耐力（以下「０．２％オフセット耐力」ともいう）として求めることができる。

要するに、本実施形態による鋼材の降伏強度は９５〜１５５ｋｓｉ級である。本実施形態による鋼材は、降伏強度が９５〜１５５ｋｓｉ級であっても、上述の化学組成、転位密度、及び、微細析出物に対する特定析出物の個数割合を満たすことで、優れた耐ＳＳＣ性を有する。

本実施形態による鋼材の降伏強度は、次の方法で求めることができる。ＡＳＴＭ Ｅ８（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。

［転位密度］
本実施形態による鋼材は、転位密度ρが３．５×１０¹⁵（ｍ^-2）以下である。上述のとおり、転位は水素を吸蔵する可能性がある。そのため、転位密度が高すぎれば、鋼材に吸蔵する水素濃度が高まり、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、転位密度が低すぎれば、所望の降伏強度が得られない場合がある。

したがって、本実施形態による鋼材は、上記化学組成を有し、得ようとする降伏強度に応じて転位密度を低減した上で、さらに、鋼材中において、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上とする。その結果、所望の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立することができる。

［降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合の転位密度］
具体的には、本実施形態による鋼材は、降伏強度が９５ｋｓｉ級（６５５〜７５８ＭＰａ未満）の場合、転位密度が２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）未満であり、さらに、式（１）で示されるＦｎ１が２．９０未満である。
Ｆｎ１＝２×１０^-7×√ρ＋０．４／（１．５−１．９×［Ｃ］） （１）
なお、ρ：転位密度（ｍ^-2）、［Ｃ］：鋼材中のＣ含有量（質量％）、を意味する。

上述のとおり、転位は水素を吸蔵する可能性がある。そのため、転位密度が高すぎれば、鋼材に吸蔵する水素濃度が高まり、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合、本実施形態による鋼材の転位密度は２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）未満である。降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合さらに、鋼材の転位密度の好ましい上限は１．８×１０¹⁴（ｍ^-2）であり、より好ましくは１．５×１０¹⁴（ｍ^-2）である。

降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合、鋼材の転位密度の下限は特に限定しないが、過度に転位密度を低減すると、９５ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。したがって、降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合、鋼材の転位密度の下限は、たとえば、０．１×１０¹⁴（ｍ^-2）である。

Ｆｎ１は鋼材の降伏強度の指標である。鋼材の転位密度が２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）未満であり、かつ、Ｆｎ１が２．９０未満であれば、本実施形態の他の規定を満たすことを条件に、鋼材は９５ｋｓｉ級（６５５〜７５８ＭＰａ未満）の降伏強度が得られる。一方、Ｆｎ１が２．９０以上であれば、降伏強度が７５８ＭＰａ以上となる場合がある。したがって、降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合、Ｆｎ１は２．９０未満である。なお、降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合、Ｆｎ１の下限は特に限定しないが、たとえば、０．９４である。

［降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合の転位密度］
本実施形態による鋼材はさらに、降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ未満）の場合、転位密度が３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以下であり、さらに、式（１）で示されるＦｎ１が２．９０以上である。上述のとおり、転位密度が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合、本実施形態による鋼材の転位密度は３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以下である。降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合さらに、鋼材の転位密度の好ましい上限は２．９×１０¹⁴（ｍ^-2）であり、より好ましくは２．８×１０¹⁴（ｍ^-2）である。

降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合、鋼材の転位密度の下限は特に限定しないが、過度に転位密度を低減すると、１１０ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。したがって、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合、鋼材の転位密度の下限は、たとえば、０．８×１０¹⁴（ｍ^-2）である。

上述のとおり、Ｆｎ１は鋼材の降伏強度の指標である。鋼材の転位密度が３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以下であり、かつ、Ｆｎ１が２．９０以上であれば、本実施形態の他の規定を満たすことを条件に、鋼材は１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ未満）の降伏強度が得られる。一方、Ｆｎ１が２．９０未満であれば、降伏強度が７５８ＭＰａ未満となる場合がある。したがって、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合、Ｆｎ１は２．９０以上である。なお、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合、Ｆｎ１の上限は特に限定しないが、たとえば、４．５８である。

［降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合の転位密度］
本実施形態による鋼材はさらに、降伏強度が１２５ｋｓｉ級（８６２〜９６５ＭＰａ未満）の場合、転位密度が３．０×１０¹⁴超〜７．０×１０¹⁴（ｍ^-2）である。上述のとおり、転位密度が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、転位密度が低すぎれば、１２５ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。したがって、降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合、本実施形態による鋼材の転位密度は３．０×１０¹⁴超〜７．０×１０¹⁴（ｍ^-2）である。

降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合さらに、鋼材の転位密度の好ましい上限は６．５×１０¹⁴（ｍ^-2）であり、より好ましくは６．３×１０¹⁴（ｍ^-2）である。降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合さらに、鋼材の転位密度の好ましい下限は３．３×１０¹⁴（ｍ^-2）であり、より好ましくは３．５×１０¹⁴（ｍ^-2）である。

［降伏強度が１４０ｋｓｉ級の場合の転位密度］
本実施形態による鋼材はさらに、降伏強度が１４０ｋｓｉ級（９６５〜１０６９ＭＰａ未満）の場合、転位密度が７．０×１０¹⁴超〜１５．０×１０¹⁴（ｍ^-2）である。上述のとおり、転位密度が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、転位密度が低すぎれば、１４０ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。したがって、降伏強度が１４０ｋｓｉ級の場合、本実施形態による鋼材の転位密度は７．０×１０¹⁴超〜１５．０×１０¹⁴（ｍ^-2）である。

降伏強度が１４０ｋｓｉ級の場合さらに、鋼材の転位密度の好ましい上限は１４．５×１０¹⁴（ｍ^-2）であり、より好ましくは１４．０×１０¹⁴（ｍ^-2）である。降伏強度が１４０ｋｓｉ級の場合さらに、鋼材の転位密度の好ましい下限は７．１×１０¹⁴（ｍ^-2）であり、より好ましくは７．２×１０¹⁴（ｍ^-2）である。

［降伏強度が１５５ｋｓｉ級の場合の転位密度］
本実施形態による鋼材はさらに、降伏強度が１５５ｋｓｉ級（１０６９〜１１７２ＭＰａ）の場合、転位密度が１．５×１０¹⁵超〜３．５×１０¹⁵（ｍ^-2）である。上述のとおり、転位密度が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、転位密度が低すぎれば、１５５ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。したがって、降伏強度が１５５ｋｓｉ級の場合、本実施形態による鋼材の転位密度は１．５×１０¹⁵超〜３．５×１０¹⁵（ｍ^-2）である。

降伏強度が１５５ｋｓｉ級の場合さらに、鋼材の転位密度の好ましい上限は３．３×１０¹⁵（ｍ^-2）であり、より好ましくは３．０×１０¹⁵（ｍ^-2）である。降伏強度が１５５ｋｓｉ級の場合さらに、鋼材の転位密度の好ましい下限は１．６×１０¹⁵（ｍ^-2）である。

本実施形態による鋼材の転位密度は、次の方法で求めることができる。本実施形態による鋼材から、転位密度測定用の試験片を採取する。試験片は、鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を採取する。試験片の大きさは、たとえば、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×厚さ２ｍｍである。試験片の厚さ方向は、鋼材の厚さ方向（板厚方向又は肉厚方向）である。この場合、試験片の観察面は、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍの面である。

試験片の観察面を鏡面研磨し、さらに、１０体積％の過塩素酸（酢酸溶媒）を用いて電解研磨を行い、表層の歪みを除去する。処理後の観察面に対し、Ｘ線回折法（ＸＲＤ：Ｘ‐Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により、体心立方構造（鉄）の（１１０）、（２１１）、（２２０）面のピークの半値幅ΔＫを求める。

ＸＲＤにおいては、線源をＣｏＫα線、管電圧を３０ｋＶ、管電流を１００ｍＡとして半値幅ΔＫを測定する。さらに、Ｘ線回折装置由来の半値幅を測定するため、ＬａＢ₆（六ホウ化ランタン）の粉末を用いる。

上述の方法で求めた半値幅ΔＫと、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌの式（式（２））から、試験片の不均一歪εを求める。
ΔＫ×ｃｏｓθ／λ＝０．９／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λ （２）
ここで、式（２）中において、θ：回折角度、λ：Ｘ線の波長、Ｄ：結晶子径、を意味する。

さらに、求めた不均一歪εと、式（３）とを用いて、転位密度ρ（ｍ^-2）を求めることができる。
ρ＝１４．４×ε²／ｂ² （３）
ここで、式（３）中において、ｂは体心立方構造（鉄）のバーガースベクトル（ｂ＝０．２４８（ｎｍ））である。

［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。より好ましくは、本実施形態による鋼材は、厚肉の継目無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以上の厚肉の継目無鋼管であっても、６５５〜１１７２ＭＰａ（９５〜１５５ｋｓｉ級）の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立することができる。

［鋼材の耐ＳＳＣ性］
上述のとおり、転位密度が高い場合、鋼材に吸蔵する水素濃度が高まり、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、転位は降伏強度を高める。そのため、本実施形態による鋼材は、降伏強度ごとに転位密度を低減させる。すなわち、降伏強度が低い鋼材であるほど、転位密度はより低減されているため、より優れた耐ＳＳＣ性が得られる。したがって、本実施形態による鋼材は、降伏強度ごとに優れた耐ＳＳＣ性を規定する。

［降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合の耐ＳＳＣ性］
鋼材の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合、鋼材の耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法、及び、４点曲げ試験によって評価できる。以下、鋼材の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合の、優れた耐ＳＳＣ性について詳述する。

ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法では、本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。

試験溶液は、２４℃の５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）とする。丸棒試験片に対し、実降伏応力の９５％に相当する応力を負荷する。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を付加した丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ₂Ｓガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。１ａｔｍのＨ₂Ｓガスを吹き込んだ試験浴を、２４℃で７２０時間、保持する。

一方、４点曲げ試験では、２ａｔｍのＨ₂Ｓを用いる方法と、５ａｔｍのＨ₂Ｓを用いる方法との２種類の方法を実施する。本実施形態による鋼材から、試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を採取する。試験片の大きさは、たとえば、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍである。なお、試験片の長さ方向は、鋼材の圧延方向と平行である。

試験溶液は、２４℃の５．０質量％塩化ナトリウム水溶液とする。試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｇ３９−９９（２０１１）に準拠して、各試験片に与えられる応力が、実降伏応力の９５％になるように、４点曲げによって応力を負荷する。応力を負荷した試験片を試験治具ごとオートクレーブに封入する。オートクレーブに試験溶液を、気相部を残して注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、オートクレーブに２ａｔｍのＨ₂Ｓガス、又は、５ａｔｍのＨ₂Ｓガスを加圧封入し、試験浴を撹拌してＨ₂Ｓガスを飽和させる。オートクレーブを封じた後、試験浴を２４℃で撹拌する。

本実施形態による鋼材は、以上のＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法、２ａｔｍのＨ₂Ｓを用いた４点曲げ試験、及び、５ａｔｍのＨ₂Ｓを用いた４点曲げ試験のいずれでも、７２０時間経過後に、割れが確認されない場合、降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合における、優れた耐ＳＳＣ性を有すると判断する。なお、本明細書において、「割れが確認されない」とは、試験後の試験片を肉眼及び倍率１０倍の投影機によって観察した場合、試験片に割れが確認されないことを意味する。

本実施形態による鋼材は、好ましくは、ミクロ組織において、ブロック径が１．５μｍ以下である。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、降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的に、以下のとおりである。

降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性は、４点曲げ試験によって評価できる。オートクレーブに加圧封入するガスを１０ａｔｍのＨ₂Ｓガスにすること以外、上述の４点曲げ試験と同様に、４点曲げ試験を実施する。本実施形態による鋼材は、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されない場合、降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有すると判断する。

［降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合の耐ＳＳＣ性］
鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合、鋼材の耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法、及び、４点曲げ試験によって評価できる。以下、鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合の、優れた耐ＳＳＣ性について詳述する。

ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法では、上述の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合に実施した方法と同様に実施する。一方、４点曲げ試験では、オートクレーブに加圧封入するガスを２ａｔｍのＨ₂Ｓガスにすること以外、上述の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合に実施した４点曲げ試験と同様に実施する。

本実施形態による鋼材は、以上のＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法、及び、２ａｔｍのＨ₂Ｓを用いた４点曲げ試験のいずれでも、７２０時間経過後に、割れが確認されない場合、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合における、優れた耐ＳＳＣ性を有すると判断する。

上述のとおり、本実施形態による鋼材は、ミクロ組織においてブロック径が１．５μｍ以下であれば、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有する。ここで、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的に、以下のとおりである。

降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性は、４点曲げ試験によって評価できる。オートクレーブに加圧封入するガスを５ａｔｍのＨ₂Ｓガスにすること以外、上述の１１０ｋｓｉ級における４点曲げ試験と同様に、４点曲げ試験を実施する。本実施形態による鋼材は、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されない場合、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有すると判断する。

［降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合の耐ＳＳＣ性］
鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合、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。具体的に、上述の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合に実施したＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法と同様に、Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法を実施する。本実施形態による鋼材は、以上のＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法において、７２０時間経過後に割れが確認されない場合、降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合における、優れた耐ＳＳＣ性を有すると判断する。

上述のとおり、本実施形態による鋼材は、ミクロ組織においてブロック径が１．５μｍ以下であれば、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有する。ここで、降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的に、以下のとおりである。

降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性は、４点曲げ試験によって評価できる。オートクレーブに加圧封入するガスを２ａｔｍのＨ₂Ｓガスにすること以外、上述の１１０ｋｓｉ級における４点曲げ試験と同様に、４点曲げ試験を実施する。本実施形態による鋼材は、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されない場合、降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有すると判断する。

［降伏強度が１４０ｋｓｉ級の場合の耐ＳＳＣ性］
鋼材の降伏強度が１４０ｋｓｉ級の場合、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。具体的に、上述の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合に実施したＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法と同様に、丸棒試験片を採取する。

試験溶液は、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）とする。試験溶液の温度は２４℃とする。丸棒試験片に対し、実降伏応力の９５％に相当する応力を負荷する。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を付加した丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ₂Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ₂ガスとを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。０．１ａｔｍのＨ₂Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ₂ガスとを吹き込んだ試験浴を、２４℃で７２０時間、保持する。

本実施形態による鋼材は、以上のＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法において、７２０時間経過後に割れが確認されない場合、降伏強度が１４０ｋｓｉ級の場合における、優れた耐ＳＳＣ性を有すると判断する。

上述のとおり、本実施形態による鋼材は、ミクロ組織においてブロック径が１．５μｍ以下であれば、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有する。ここで、降伏強度が１４０ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的に、以下のとおりである。

降伏強度が１４０ｋｓｉ級の場合における、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。試験浴に吹き込むガスを、０．３ａｔｍのＨ₂Ｓガスと０．７ａｔｍのＣＯ₂ガスとにすること以外、上述の１４０ｋｓｉ級におけるＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法と同様に、Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法を実施する。本実施形態による鋼材は、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されない場合、降伏強度が１４０ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有すると判断する。

［降伏強度が１５５ｋｓｉ級の場合の耐ＳＳＣ性］
鋼材の降伏強度が１５５ｋｓｉ級の場合、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。具体的に、試験浴に吹き込むガスを、０．０１ａｔｍのＨ₂Ｓガスと０．９９ａｔｍのＣＯ₂ガスとにすること以外、上述の１４０ｋｓｉ級におけるＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法と同様に、Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法を実施する。

本実施形態による鋼材は、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されない場合、降伏強度が１５５ｋｓｉ級の場合における、優れた耐ＳＳＣ性を有すると判断する。

上述のとおり、本実施形態による鋼材は、ミクロ組織においてブロック径が１．５μｍ以下であれば、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有する。ここで、降伏強度が１５５ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的に、以下のとおりである。

降伏強度が１５５ｋｓｉ級の場合における、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。試験浴に吹き込むガスを、０．０３ａｔｍのＨ₂Ｓガスと０．９７ａｔｍのＣＯ₂ガスとにする以外、上述の１５５ｋｓｉ級におけるＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法と同様に、Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法を実施する。

本実施形態による鋼材は、以上の条件で７２０時間経過後に、割れが確認されない場合、降伏強度が１５５ｋｓｉ級の場合における、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有すると判断する。

［製造方法］
本実施形態による鋼材の製造方法を説明する。以下に説明する製造方法は、本実施形態による鋼材の一例として、鋼管の製造方法である。なお、本実施形態による鋼材の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。

［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素管はまた、常温まで冷却せずに、熱間製管後に直接焼入れを実施してもよく、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（焼入れ等）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。

［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、Ａ₃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温度計で測定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、熱間加工後に補熱炉又は熱処理炉を用いて焼入れを実施する場合、補熱炉又は熱処理炉の温度に相当する。

焼入れ温度が高すぎれば、旧γ粒の結晶粒が粗大になり、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、焼入れ温度は８００〜１０００℃であるのが好ましい。焼入れ温度のより好ましい上限は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特性が得られない。したがって、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（素管）を急冷する。具体的には、焼入れ工程において、８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度を５℃／秒以上とするのが好ましい。８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度が５℃／秒以上であれば、焼入れ後のミクロ組織が安定してマルテンサイト及び安定してマルテンサイト及びベイナイト主体となる。

８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度のより好ましい下限は８℃／秒であり、さらに好ましくは１０℃／秒である。なお、本明細書において８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は、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。

本実施形態による焼入れ工程ではさらに、焼入れ時の中間鋼材（素管）の温度が５００〜１００℃の範囲における平均冷却速度を制御することが好ましい。具体的に、本実施形態による焼入れ工程において、焼入れ時の中間鋼材（素管）の温度が５００〜１００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ_500-100（℃／秒）と定義する。ここで、焼入れ時冷却速度ＣＲ_500-100は、８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度と同様に、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において測定された温度から決定される。

好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ_500-100は、８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度と同様に、５℃／秒以上である。本実施形態による化学組成を満たす鋼材のうち、Ｃ含有量が０．３０％以上の鋼材について、焼入れ時冷却速度ＣＲ_500-100が８℃／秒以上であれば、本実施形態による鋼材は、ミクロ組織において、ブロック径を１．５μｍ以下にすることができる。

上述のとおり、本実施形態による鋼材のミクロ組織において、ブロック径が１．５μｍ以下になれば、鋼材の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。したがって、焼入れ時冷却速度ＣＲ_500-100は、８℃／秒以上であるのがより好ましい。焼入れ時冷却速度ＣＲ_500-100のさらに好ましい下限は１０℃／秒である。焼入れ時冷却速度ＣＲ_500-100の好ましい上限は２００℃／秒である。なお、鋼材のＣ含有量が０．３０％を超えれば、焼入れ時において、鋼材に焼割れが発生する場合がある。したがって、鋼材のＣ含有量が０．３０％を超える場合、焼入れ時冷却速度ＣＲ_500-100の上限は１５℃／秒とするのが好ましい。

また、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、鋼材の低温靭性が高まる。複数回焼入れ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、焼準及び焼入れ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。

なお、焼入れを複数回実施する場合、本実施形態による化学組成を満たし、Ｃ含有量が０．３０％以上の鋼材について、最終の焼入れにおける焼入れ時冷却速度ＣＲ_500-100が８℃／秒以上であれば、本実施形態による鋼材は、ミクロ組織において、ブロック径を１．５μｍ以下にすることができる。

［焼戻し工程］
焼戻し工程は、上述の焼入れを実施した後、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材をＡ_c1点以下で再加熱して、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、鋼材の降伏強度を６５５〜１１７２ＭＰａ（９５〜１５５ｋｓｉ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。

上述のとおり、通常、油井用途に用いられる鋼材を製造する場合、耐ＳＳＣ性を高めるため、焼戻し温度を６００〜７３０℃と高温にすることで、転位密度を低減する。しかしながら、この場合、焼戻しの保持において、合金炭化物が微細に分散する。微細に分散した合金炭化物は、転位の移動に対する障害物となるため、転位の回復（すなわち、転位の消滅）を抑制する。したがって、転位密度を低減するために実施していた高温における焼戻しのみでは、転位密度を十分に低減できない場合がある。

そこで、本実施形態による鋼材は、低温における焼戻しを行い、予め転位密度をある程度低減する。さらに、高温における焼戻しを行い、転位密度をさらに低減しつつ、合金炭化物を微細かつ分散して析出させる。すなわち、本実施形態による焼戻し工程は、低温焼戻し、高温焼戻しの順に、２段階での焼戻しを実施する。

低温焼戻し、高温焼戻しの順に、２段階での焼戻しを実施した場合さらに、上述の転位密度の低減に加えて、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物（特定析出物）の個数割合を１５％以上にすることができる。この理由について、本発明者らは次のとおりに考えている。

上述のとおり、本実施形態の化学組成の範囲内においては、鋼材に焼戻しを行うことで、微細なＭＣ型及びＭ₂Ｃ型炭化物が析出しやすい。さらに、本実施形態の化学組成の範囲内においては、Ｖ、Ｔｉ、及び、ＮｂはＭＣ型炭化物を形成しやすく、ＭｏはＭ₂Ｃ型炭化物を形成しやすい。

上述の高温（６００〜７３０℃）における焼戻しのみを実施した場合、焼戻しによって、ＭＣ型炭化物とＭ₂Ｃ型炭化物とが競合して析出する。一方、高温焼戻しを実施する前に、低温（１００〜５００℃）における焼戻しを実施すれば、低温焼戻しにおいてＭＣ型炭化物、及び、Ｍ₂Ｃ型炭化物はほとんど析出せず、セメンタイトが析出する。Ｖ、Ｔｉ、及び、Ｎｂと比較して、Ｍｏはセメンタイトに濃化しやすい。そのため、低温焼戻しによって析出したセメンタイトに、Ｍｏが優先的に濃化する。

すなわち、低温焼戻し後の鋼材においては、Ｍ₂Ｃ型炭化物を形成しやすいＭｏの固溶量が低下すると考えられる。その結果、高温焼戻しによって析出する微細な合金炭化物における、ＭＣ型炭化物の割合を高めることができると考えられる。

したがって、本実施形態による焼戻し工程は、低温焼戻し、高温焼戻しの順に、２段階での焼戻しを実施する。この方法によれば、転位密度を３．５×１０¹⁵（ｍ^-2）以下に低減しつつ、さらに、微細析出物に対する特定析出物の個数割合を１５％以上にすることができる。以下、低温焼戻し工程と高温焼戻し工程とを詳述する。

［低温焼戻し工程］
低温焼戻し工程における、好ましい焼戻し温度は１００〜５００℃である。低温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎれば、焼戻しの保持中に合金炭化物が微細に分散し、転位密度を十分に低減できない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。低温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎればさらに、微細析出物に対する特定析出物の個数割合が低下する場合がある。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。

一方、低温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎれば、焼戻しの保持中に転位密度を低減することができない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。低温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎればさらに、低温焼戻しによってセメンタイトが十分に析出せず、鋼材中の固溶Ｍｏ量が十分に低減されない場合がある。この場合、微細析出物に対する特定析出物の個数割合が低下する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。

したがって、低温焼戻し工程における焼戻し温度は１００〜５００℃とするのが好ましい。低温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい下限は１５０℃である。低温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい上限は４５０℃であり、さらに好ましくは４２０℃である。

低温焼戻し工程における、好ましい焼戻しの保持時間（焼戻し時間）は１０〜９０分である。低温焼戻し工程における焼戻し時間が短すぎれば、転位密度が十分に低減できない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。低温焼戻し工程における焼戻し時間が短すぎればさらに、低温焼戻しによってセメンタイトが十分に析出せず、鋼材中の固溶Ｍｏ量が十分に低減されない場合がある。この場合、微細析出物に対する特定析出物の個数割合が低下する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。

一方、低温焼戻し工程における焼戻し時間が長すぎれば、上記効果は飽和する。そのため、焼戻し時間を長くしすぎた場合、製造コストが大幅に高まる。したがって、本実施形態において、焼戻し時間は１０〜９０分とするのが好ましい。焼戻し時間のより好ましい上限は８０分であり、さらに好ましくは７０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１５〜９０分とするのが好ましい。

［高温焼戻し工程］
高温焼戻し工程では、得ようとする降伏強度に応じて、焼戻しの条件を適切に制御する。具体的に、９５ｋｓｉ級（６５５〜７５８ＭＰａ未満）の降伏強度を得ようとする場合、好ましい焼戻し温度は６６０〜７４０℃である。高温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎれば、転位密度が低減されすぎ、９５ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。一方、高温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎれば、転位密度を十分に低減することができない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。

したがって、９５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度を６６０〜７４０℃とするのが好ましい。９５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい下限は６７０℃であり、さらに好ましくは６８０℃である。９５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい上限は７３５℃である。

１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を得ようとする場合、好ましい焼戻し温度は６６０〜７４０℃である。高温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎれば、転位密度が低減されすぎ、１１０ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。一方、高温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎれば、転位密度を十分に低減することができない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。

したがって、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度を６６０〜７４０℃とするのが好ましい。１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい下限は６７０℃であり、さらに好ましくは６８０℃である。１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい上限は７３０℃である。

１２５ｋｓｉ級（８６２〜９６５ＭＰａ未満）の降伏強度を得ようとする場合、好ましい焼戻し温度は６６０〜７４０℃である。高温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎれば、転位密度が低減されすぎ、１２５ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。一方、高温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎれば、転位密度を十分に低減することができない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。

したがって、１２５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度を６６０〜７４０℃とするのが好ましい。１２５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい下限は６７０℃であり、さらに好ましくは６８０℃である。１２５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい上限は７３０℃であり、さらに好ましくは７２０℃である。

１４０ｋｓｉ級（９６５〜１０６９ＭＰａ未満）の降伏強度を得ようとする場合、好ましい焼戻し温度は６４０〜７４０℃である。高温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎれば、転位密度が低減されすぎ、１４０ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。一方、高温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎれば、転位密度を十分に低減することができない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。

したがって、１４０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度を６４０〜７４０℃とするのが好ましい。１４０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい下限は６５０℃であり、さらに好ましくは６６０℃である。１４０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい上限は７２０℃であり、さらに好ましくは７１０℃である。

１５５ｋｓｉ級（１０６９〜１１７２ＭＰａ）の降伏強度を得ようとする場合、好ましい焼戻し温度は６２０〜７４０℃である。高温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎれば、転位密度が低減されすぎ、１５５ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。一方、高温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎれば、転位密度を十分に低減することができない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。

したがって、１５５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度を６２０〜７４０℃とするのが好ましい。１５５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい下限は６３０℃であり、さらに好ましくは６４０℃である。１５５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい上限は７２０℃であり、さらに好ましくは７００℃である。

なお、高温焼戻し工程における、好ましい焼戻し時間（保持時間）は、降伏強度によらず、１０〜１８０分である。焼戻し時間が短すぎれば、転位密度が十分に低減できない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、焼戻し時間が長すぎれば、上記効果は飽和する。

したがって、本実施形態において、焼戻し時間は１０〜１８０分とするのが好ましい。焼戻し時間のより好ましい上限は１２０分であり、さらに好ましくは９０分である。なお、鋼材が鋼管である場合、上述のとおり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。

なお、上述の低温焼戻し工程と高温焼戻し工程とは、連続した熱処理として実施することができる。すなわち、低温焼戻し工程において、上述の焼戻しの保持を実施した後、引き続いて、加熱することにより、高温焼戻し工程を実施してもよい。このとき、低温焼戻し工程と高温焼戻し工程とは、同一の熱処理炉内で実施してもよい。

一方、上述の低温焼戻し工程と高温焼戻し工程とは、非連続の熱処理として実施することもできる。すなわち、低温焼戻し工程において、上述の焼戻しの保持を実施した後、一旦上述の焼戻し温度よりも低い温度まで冷却してから、再び加熱して、高温焼戻し工程を実施してもよい。この場合であっても、低温焼戻し工程及び高温焼戻し工程で得られる効果は損なわれず、本実施形態による鋼材を製造することができる。

以上の製造方法によって、本実施形態による鋼材を製造することができる。なお、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。さらに、上述の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より具体的に説明する。

実施例１では、９５ｋｓｉ級（６５５〜７５８ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材における耐ＳＳＣ性について調査した。具体的に、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。

熱間圧延後の試験番号１−１〜１−２０の鋼板を放冷して鋼板温度を常温（２５℃）とした。続いて、放冷後の各試験番号の鋼板について、焼入れを実施した。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼入れ温度及び焼入れ時の冷却速度を測定した。

試験番号１−４の鋼板では、焼入れを１回実施した。具体的に、上述の放冷後の鋼板を再加熱して、鋼板温度が焼入れ温度（９２０℃）となるように調整し、２０分均熱保持した。その後、シャワー型水冷装置を用いて、水冷を実施した。試験番号１−４の鋼板の焼入れ時における５００℃から１００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_500-100）（℃／秒）を表２に示す。なお、試験番号１−４の鋼板では、焼入れ時の８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は５〜３００℃／秒の範囲内であった。

一方、試験番号１−１〜１−３、及び、試験番号１−５〜１−２０の鋼板では、焼入れを２回実施した。具体的に、上述の放冷後の鋼板を再加熱して、鋼板温度が焼入れ温度（９２０℃）となるように調整し、２０分均熱保持した。均熱保持した鋼板を水槽に浸漬して、急冷を実施した。続いて、鋼板を再加熱して、鋼板温度が再び９２０℃になるように調整し、２０分均熱保持した。その後、シャワー型水冷装置を用いて、水冷を実施した。

試験番号１−１〜１−３、及び、試験番号１−５〜１−２０の鋼板の、２回目の焼入れ時における、５００℃から１００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_500-100）（℃／秒）を表２に示す。なお、試験番号１−１〜１−３、及び、試験番号１−５〜１−２０の鋼板では、１回目及び２回目の焼入れ時ともに、８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は、いずれも５〜３００℃／秒の範囲内であった。

焼入れ後、試験番号１−１〜１−２０の鋼板に対して、焼戻しを実施した。焼戻しでは、１回目の焼戻しの後、冷却せずに２回目の焼戻しを実施した。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼戻し温度を測定した。１回目の焼戻し及び２回目の焼戻しそれぞれについて、焼戻し温度（℃）及び焼戻し時間（分）を表２に示す。

［評価試験］
上記の焼戻し後の試験番号１−１〜１−２０の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、特定析出物の個数割合測定試験、ブロック径測定試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。

［引張試験］
引張試験はＡＳＴＭ Ｅ８（２０１３）に準拠して行った。各試験番号の鋼板の板厚中央から、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒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、各試験番号の鋼板の降伏強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、各試験番号の降伏強度と定義した。得られた降伏強度を、ＹＳ（ＭＰａ）として表２に示す。

［転位密度測定試験］
各試験番号の鋼板から、上述の方法で転位密度測定用の試験片を採取した。さらに、上述の方法で転位密度（ｍ^-2）を求めた。さらに、式（１）に基づいて、Ｆｎ１を求めた。求めた転位密度を、転位密度ρ（×１０¹⁴×ｍ^-2）として表２に示す。さらに、求めたＦｎ１を表２に示す。

［特定析出物の個数割合測定試験］
各試験番号の鋼板について、上述の測定方法により、円相当径８０ｎｍ以下の析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物（特定析出物）の個数割合を測定及び算出した。なお、ＴＥＭは日本電子（株）製ＪＥＭ−２０１０で、加速電圧を２００ｋＶとし、ＥＤＳ点分析は照射電流を２．５６ｎＡとし、各点で６０秒の計測を行った。各試験番号の鋼板の、微細析出物に対する特定析出物の個数割合を「特定析出物割合（％）」として表２に示す。

［ブロック径測定試験］
各試験番号の鋼板について、上述の測定方法により、ブロック径（μｍ）を測定した。求めたブロック径（μｍ）を表２に示す。

［鋼材の耐ＳＳＣ性評価試験］
各試験番号の鋼板を用いて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験、及び、４点曲げ試験を実施して、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的に、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験は、次の方法で実施した。

各試験番号の鋼板の板厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片は、軸方向が鋼板の圧延方向と平行になるように採取した。各試験番号の丸棒試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、与えられる応力が各鋼板の実降伏応力の９５％になるように調整した。

試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を用いた。３つの試験容器に２４℃の試験溶液をそれぞれ注入し、試験浴とした。応力が付加された３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験容器の試験浴に浸漬した。各試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ₂Ｓガスを試験浴に吹き込み、飽和させた。１ａｔｍのＨ₂Ｓガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。

７２０時間浸漬後の各試験番号の丸棒試験片に対して、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時間浸漬後の丸棒試験片を肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。

一方、４点曲げ試験は、次の方法で実施した。各試験番号の鋼板の板厚中央部から、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍの試験片を採取した。試験片は、長手方向が鋼板の圧延方向と平行になるように採取した。各試験番号の試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｇ３９−９９（２０１１）に準拠して、与えられる応力が、各鋼板の実降伏応力の９５％になるように、４点曲げによって応力を負荷した。応力を負荷した３本の試験片を、試験治具ごとオートクレーブに封入した。

試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウム水溶液を用いた。オートクレーブに２４℃の試験溶液を、気相部を残して注入し、試験浴とした。試験浴を脱気した後、２ａｔｍのＨ₂Ｓを加圧封入し、試験浴を撹拌してＨ₂Ｓガスを試験浴に飽和させた。オートクレーブを封じた後、試験浴を２４℃で７２０時間撹拌した。

７２０時間保持後の各試験番号の試験片に対して、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時間保持後の試験片を肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。

同様の４点曲げ試験を、オートクレーブに加圧封入するＨ₂Ｓガスを５ａｔｍにして、さらに実施した。上述の方法と同様に、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」と判断した。加えて、同様の４点曲げ試験を、オートクレーブに加圧封入するＨ₂Ｓガスを１０ａｔｍにして、さらに実施した。上述の方法と同様に、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」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１−１〜１−１３の鋼板の化学組成は適切であり、かつ降伏強度ＹＳが６５５〜７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）であった。さらに、特定析出物割合が１５％以上であり、転位密度ρは２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）未満であり、Ｆｎ１は２．９０未満であった。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓ、２ａｔｍＨ₂Ｓ、及び、５ａｔｍＨ₂Ｓの全ての耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

さらに、試験番号１−２、１−４、及び、１−１２の鋼板のブロック径は１．５μｍ以下であった。その結果、さらに優れた耐ＳＳＣ性、すなわち、１０ａｔｍＨ₂Ｓ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１−１４の鋼板では、低温での焼戻しを実施しなかった。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以上となり、Ｆｎ１が２．９０以上となった。その結果、２ａｔｍＨ₂Ｓ、及び、５ａｔｍＨ₂Ｓ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１−１５の鋼板では、低温での焼戻しを実施しなかった。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以上となり、Ｆｎ１が２．９０以上となった。その結果、２ａｔｍＨ₂Ｓ、及び、５ａｔｍＨ₂Ｓ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１−１６の鋼板では、Ｖ含有量が低すぎた。さらに、高温での焼戻しを実施してから、低温での焼戻しを実施した。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが２．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以上となり、Ｆｎ１は２．９０以上となった。その結果、２ａｔｍＨ₂Ｓ、及び、５ａｔｍＨ₂Ｓ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１−１７の鋼板では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓ、２ａｔｍＨ₂Ｓ、及び、５ａｔｍＨ₂Ｓの全ての耐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１−１８の鋼板では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓ、２ａｔｍＨ₂Ｓ、及び、５ａｔｍＨ₂Ｓの全ての耐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１−１９の鋼板では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓ、２ａｔｍＨ₂Ｓ、及び、５ａｔｍＨ₂Ｓの全ての耐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１−２０の鋼板では、Ｖ含有量が低すぎた。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、降伏強度ＹＳが６５５ＭＰａ未満となり、９５ｋｓｉ級の降伏強度を得られなかった。

実施例２では、１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材における耐ＳＳＣ性について調査した。具体的に、表３に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。

実施例１と同様に、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。その後、実施例１と同様に、焼入れを実施した。試験番号２−４では焼入れを１回、試験番号２−１〜２−３、及び、試験番号２−５〜２−２０では焼入れを２回実施した。なお、その他の焼入れの条件は実施例１と同様であった。

試験番号２−４の鋼板の焼入れ時における５００℃から１００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_500-100）（℃／秒）を表４に示す。試験番号２−１〜２−３、及び、試験番号２−５〜２−２０の鋼板の、２回目の焼入れ時における、５００℃から１００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_500-100）（℃／秒）を表４に示す。ここで、試験番号２−４の鋼板では、焼入れ時の８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は５〜３００℃／秒の範囲内であった。ここで、試験番号２−１〜２−３、及び、試験番号２−５〜２−２０の鋼板では、１回目及び２回目の焼入れ時ともに、８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は、いずれも５〜３００℃／秒の範囲内であった。

焼入れ後、実施例１と同様に、試験番号２−１〜２−２０の鋼板に対して、焼戻しを実施した。１回目の焼戻し及び２回目の焼戻しそれぞれについて、焼戻し温度（℃）及び焼戻し時間（分）を表４に示す。

［評価試験］
上記の焼戻し後の試験番号２−１〜２−２０の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、特定析出物の個数割合測定試験、ブロック径測定試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。

［引張試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して引張試験を実施した。得られた降伏強度を、ＹＳ（ＭＰａ）として表４に示す。

［転位密度測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して転位密度測定試験を実施した。得られた転位密度を、転位密度ρ（×１０¹⁴×ｍ^-2）として表４に示す。さらに、式（１）に基づいて、Ｆｎ１を求めた。求めたＦｎ１を表４に示す。

［特定析出物の個数割合測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して特定析出物の個数割合測定試験を実施した。得られた微細析出物に対する特定析出物の個数割合を、特定析出物割合（％）として表４に示す。

［ブロック径測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対してブロック径測定試験を実施した。得られたブロック径（μｍ）を表４に示す。

［鋼材の耐ＳＳＣ性評価試験］
各試験番号の鋼板に対して、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法、及び、４点曲げ試験によって、耐ＳＳＣ性を評価した。Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法は、実施例１と同様に実施した。４点曲げ試験は、オートクレーブに加圧封入するＨ₂Ｓガスを２ａｔｍ、及び、５ａｔｍにしたこと以外は、実施例１と同様に実施した。

［試験結果］
表４に試験結果を示す。

表３及び表４を参照して、試験番号２−１〜２−１３の鋼板の化学組成は適切であり、かつ降伏強度ＹＳが７５８〜８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）であった。さらに、特定析出物割合が１５％以上であり、転位密度ρは３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）以下であり、Ｆｎ１は２．９０以上であった。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓでの耐ＳＳＣ性試験、及び、２ａｔｍＨ₂Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

さらに、試験番号２−２、２−５、及び、２−１２の鋼板のブロック径は１．５μｍ以下であった。その結果、さらに優れた耐ＳＳＣ性、すなわち、５ａｔｍＨ₂Ｓ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２−１４の鋼板では、低温での焼戻しを実施しなかった。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）を超えた。その結果、２ａｔｍＨ₂Ｓ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２−１５の鋼板では、低温での焼戻しを実施しなかった。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）を超えた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓでの耐ＳＳＣ性試験、及び、２ａｔｍＨ₂Ｓ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２−１６の鋼板では、Ｖ含有量が低すぎた。さらに、高温での焼戻しを実施してから、低温での焼戻しを実施した。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが３．０×１０¹⁴（ｍ^-2）を超えた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓでの耐ＳＳＣ性試験、及び、２ａｔｍＨ₂Ｓ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２−１７の鋼板では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓでの耐ＳＳＣ性試験、及び、２ａｔｍＨ₂Ｓ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２−１８の鋼板では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓでの耐ＳＳＣ性試験、及び、２ａｔｍＨ₂Ｓ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２−１９の鋼板では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓでの耐ＳＳＣ性試験、及び、２ａｔｍＨ₂Ｓ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２−２０の鋼板では、Ｖ含有量が低すぎた。その結果、降伏強度ＹＳが７５８ＭＰａ未満となり、１１０ｋｓｉ級の降伏強度が得られなかった。

実施例３では、１２５ｋｓｉ級（８６２〜９６５ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材における耐ＳＳＣ性について調査した。具体的に、表５に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。

実施例１と同様に、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。その後、実施例１と同様に、焼入れを実施した。試験番号３−４では焼入れを１回、試験番号３−１〜３−３、及び、試験番号３−５〜３−２０では焼入れを２回実施した。なお、その他の焼入れの条件は実施例１と同様であった。

試験番号３−４の鋼板の焼入れ時における５００℃から１００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_500-100）（℃／秒）を表６に示す。試験番号３−１〜３−３、及び、試験番号３−５〜３−２０の鋼板の、２回目の焼入れ時における、５００℃から１００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_500-100）（℃／秒）を表６に示す。ここで、試験番号３−４の鋼板では、焼入れ時の８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は５〜３００℃／秒の範囲内であった。ここで、試験番号３−１〜３−３、及び、試験番号３−５〜３−２０の鋼板では、１回目及び２回目の焼入れ時ともに、８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は、いずれも５〜３００℃／秒の範囲内であった。

焼入れ後、実施例１と同様に、試験番号３−１〜３−２０の鋼板に対して、焼戻しを実施した。１回目の焼戻し及び２回目の焼戻しそれぞれについて、焼戻し温度（℃）及び焼戻し時間（分）を表６に示す。

［評価試験］
上記の焼戻し後の試験番号３−１〜３−２０の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、特定析出物の個数割合測定試験、ブロック径測定試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。

［引張試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して引張試験を実施した。得られた降伏強度を、ＹＳ（ＭＰａ）として表６に示す。

［転位密度測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して転位密度測定試験を実施した。得られた転位密度を、転位密度ρ（×１０¹⁴×ｍ^-2）として表６に示す。

［特定析出物の個数割合測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して特定析出物の個数割合測定試験を実施した。得られた微細析出物に対する特定析出物の個数割合を、特定析出物割合（％）として表６に示す。

［ブロック径測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対してブロック径測定試験を実施した。得られたブロック径（μｍ）を表６に示す。

［鋼材の耐ＳＳＣ性評価試験］
各試験番号の鋼板に対して、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法、及び、４点曲げ試験によって、耐ＳＳＣ性を評価した。Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法は、実施例１と同様に実施した。４点曲げ試験は、オートクレーブに加圧封入するＨ₂Ｓガスを２ａｔｍにしたこと以外は、実施例１と同様に実施した。

［試験結果］
表６に試験結果を示す。

表５及び表６を参照して、試験番号３−１〜３−１３の鋼板の化学組成は適切であり、かつ降伏強度ＹＳが８６２〜９６５ＭＰａ未満（１２５ｋｓｉ級）であった。さらに、特定析出物割合が１５％以上であり、転位密度ρは３．０×１０¹⁴超〜７．０×１０¹⁴（ｍ^-2）であった。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

さらに、試験番号３−２、３−４、及び、３−１２の鋼板のブロック径は１．５μｍ以下であった。その結果、さらに優れた耐ＳＳＣ性、すなわち、２ａｔｍＨ₂Ｓ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３−１４の鋼板では、低温での焼戻しを実施しなかった。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが７．０×１０¹⁴（ｍ^-2）を超えた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓ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３−１５の鋼板では、低温での焼戻しを実施しなかった。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが７．０×１０¹⁴（ｍ^-2）を超えた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓ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３−１６の鋼板では、Ｖ含有量が低すぎた。さらに、高温での焼戻しを実施してから、低温での焼戻しを実施した。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが７．０×１０¹⁴（ｍ^-2）を超えた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓ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３−１７の鋼板では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓ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３−１８の鋼板では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓ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３−１９の鋼板では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、１ａｔｍＨ₂Ｓ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３−２０の鋼板では、Ｖ含有量が低すぎた。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、降伏強度ＹＳが８６２ＭＰａ未満となり、１２５ｋｓｉ級の降伏強度が得られなかった。

実施例４では、１４０ｋｓｉ級（９６５〜１０６９ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材における耐ＳＳＣ性について調査した。具体的に、表７に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。

実施例１と同様に、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。その後、実施例１と同様に、焼入れを実施した。試験番号４−４では焼入れを１回、試験番号４−１〜４−３、及び、試験番号４−５〜４−２０では焼入れを２回実施した。なお、その他の焼入れの条件は実施例１と同様であった。

試験番号４−４の鋼板の焼入れ時における５００℃から１００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_500-100）（℃／秒）を表８に示す。試験番号４−１〜４−３、及び、試験番号４−５〜４−２０の鋼板の、２回目の焼入れ時における、５００℃から１００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_500-100）（℃／秒）を表８に示す。ここで、試験番号４−４の鋼板では、焼入れ時の８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は５〜３００℃／秒の範囲内であった。ここで、試験番号４−１〜４−３、及び、試験番号４−５〜４−２０の鋼板では、１回目及び２回目の焼入れ時ともに、８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は、いずれも５〜３００℃／秒の範囲内であった。

焼入れ後、実施例１と同様に、試験番号４−１〜４−２０の鋼板に対して、焼戻しを実施した。１回目の焼戻し及び２回目の焼戻しそれぞれについて、焼戻し温度（℃）及び焼戻し時間（分）を表８に示す。

［評価試験］
上記の焼戻し後の試験番号４−１〜４−２０の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、特定析出物の個数割合測定試験、ブロック径測定試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。

［引張試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して引張試験を実施した。得られた降伏強度を、ＹＳ（ＭＰａ）として表８に示す。

［転位密度測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して転位密度測定試験を実施した。得られた転位密度を、転位密度ρ（×１０¹⁴×ｍ^-2）として表８に示す。

［特定析出物の個数割合測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して特定析出物の個数割合測定試験を実施した。得られた微細析出物に対する特定析出物の個数割合を、特定析出物割合（％）として表８に示す。

［ブロック径測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対してブロック径測定試験を実施した。得られたブロック径（μｍ）を表８に示す。

［鋼材の耐ＳＳＣ性評価試験］
各試験番号の鋼板に対して、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって、耐ＳＳＣ性を評価した。実施例１と同様に、各試験番号の鋼板から丸棒試験片を採取した。実施例１と同様に、丸棒試験片に対して応力を負荷した。

試験溶液は、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を用いた。３つの試験容器に２４℃の試験溶液を注入し、試験浴とした。応力が付加された３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験容器の試験浴に浸漬した。各試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ₂Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ₂ガスと試験浴に吹き込み、飽和させた。０．１ａｔｍのＨ₂Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ₂ガスと飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。

さらに、３つの試験容器に２４℃の試験溶液を注入し、試験浴とした。応力が付加された丸棒試験片のうち、上記３本以外の３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験容器の試験浴に浸漬した。各試験浴を脱気した後、０．３ａｔｍのＨ₂Ｓガスと０．７ａｔｍのＣＯ₂ガスと試験浴に吹き込み、飽和させた。０．３ａｔｍのＨ₂Ｓガスと０．７ａｔｍのＣＯ₂ガスとが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。

その他の試験条件は、実施例１のＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法と同様に実施した。

［試験結果］
表８に試験結果を示す。

表７及び表８を参照して、試験番号４−１〜４−１３の鋼板の化学組成は適切であり、かつ降伏強度ＹＳが９６５〜１０６９ＭＰａ未満（１４０ｋｓｉ級）であった。さらに、特定析出物割合が１５％以上であり、転位密度ρは７．０×１０¹⁴超〜１５．０×１０¹⁴（ｍ^-2）であった。その結果、０．１ａｔｍＨ₂Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

さらに、試験番号４−２、４−４、及び、４−１２の鋼板のブロック径は１．５μｍ以下であった。その結果、さらに優れた耐ＳＳＣ性、すなわち、０．３ａｔｍＨ₂Ｓ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４−１４の鋼板では、低温での焼戻しを実施しなかった。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが１５．０×１０¹⁴（ｍ^-2）を超えた。その結果、０．１ａｔｍＨ₂Ｓ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４−１５の鋼板では、低温での焼戻しを実施しなかった。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが１５．０×１０¹⁴（ｍ^-2）を超えた。その結果、０．１ａｔｍＨ₂Ｓ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４−１６の鋼板では、Ｖ含有量が低すぎた。さらに、高温での焼戻しを実施してから、低温での焼戻しを実施した。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが１５．０×１０¹⁴（ｍ^-2）を超えた。その結果、０．１ａｔｍＨ₂Ｓ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４−１７の鋼板では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、０．１ａｔｍＨ₂Ｓ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４−１８の鋼板では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、０．１ａｔｍＨ₂Ｓ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４−１９の鋼板では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、０．１ａｔｍＨ₂Ｓ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４−２０の鋼板では、Ｖ含有量が低すぎた。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、降伏強度ＹＳが９６５ＭＰａ未満となり、１４０ｋｓｉ級の降伏強度が得られなかった。

実施例５では、１５５ｋｓｉ級（１０６９〜１１７２ＭＰａ）の降伏強度を有する鋼材における耐ＳＳＣ性について調査した。具体的に、表９に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。

実施例１と同様に、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。その後、実施例１と同様に、焼入れを実施した。試験番号５−４では焼入れを１回、試験番号５−１〜５−３、及び、試験番号５−５〜５−２０では焼入れを２回実施した。なお、その他の焼入れの条件は実施例１と同様であった。

試験番号５−４の鋼板の焼入れ時における５００℃から１００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_500-100）（℃／秒）を表１０に示す。試験番号５−１〜５−３、及び、試験番号５−５〜５−２０の鋼板の、２回目の焼入れ時における、５００℃から１００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ_500-100）（℃／秒）を表１０に示す。ここで、試験番号５−４の鋼板では、焼入れ時の８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は５〜３００℃／秒の範囲内であった。ここで、試験番号５−１〜５−３、及び、試験番号５−５〜５−２０の鋼板では、１回目及び２回目の焼入れ時ともに、８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度は、いずれも５〜３００℃／秒の範囲内であった。

焼入れ後、実施例１と同様に、試験番号５−１〜５−２０の鋼板に対して、焼戻しを実施した。１回目の焼戻し及び２回目の焼戻しそれぞれについて、焼戻し温度（℃）及び焼戻し時間（分）を表１０に示す。

［評価試験］
上記の焼戻し後の試験番号５−１〜５−２０の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、特定析出物の個数割合測定試験、ブロック径測定試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。

［引張試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して引張試験を実施した。得られた降伏強度を、ＹＳ（ＭＰａ）として表１０に示す。

［転位密度測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して転位密度測定試験を実施した。得られた転位密度を、転位密度ρ（×１０¹⁵×ｍ^-2）として表１０に示す。

［特定析出物の個数割合測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対して特定析出物の個数割合測定試験を実施した。得られた微細析出物に対する特定析出物の個数割合を、特定析出物割合（％）として表１０に示す。

［ブロック径測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼板に対してブロック径測定試験を実施した。得られたブロック径（μｍ）を表１０に示す。

［鋼材の耐ＳＳＣ性評価試験］
各試験番号の鋼板に対して、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって、耐ＳＳＣ性を評価した。Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法は、試験容器に吹き込むガスを０．０１ａｔｍのＨ₂Ｓガス及び０．９９ａｔｍのＣＯ₂ガスと、０．０３ａｔｍのＨ₂Ｓガス及び０．９７ａｔｍのＣＯ₂ガスとにしたこと以外は、実施例４と同様に実施した。

［試験結果］
表１０に試験結果を示す。

表９及び表１０を参照して、試験番号５−１〜５−１３の鋼板の化学組成は適切であり、かつ降伏強度ＹＳが１０６９〜１１７２ＭＰａ（１５５ｋｓｉ級）であった。さらに、特定析出物割合が１５％以上であり、転位密度ρは１．５×１０¹⁵超〜３．５×１０¹⁵（ｍ^-2）であった。その結果、０．０１ａｔｍＨ₂Ｓでの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

さらに、試験番号５−２、５−４、及び、５−１２の鋼板のブロック径は１．５μｍ以下であった。その結果、さらに優れた耐ＳＳＣ性、すなわち、０．０３ａｔｍＨ₂Ｓ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５−１４の鋼板では、低温での焼戻しを実施しなかった。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが３．５×１０¹⁵（ｍ^-2）を超えた。その結果、０．０１ａｔｍＨ₂Ｓ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５−１５の鋼板では、低温での焼戻しを実施しなかった。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが３．５×１０¹⁵（ｍ^-2）を超えた。その結果、０．０１ａｔｍＨ₂Ｓ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５−１６の鋼板では、Ｖ含有量が低すぎた。さらに、高温での焼戻しを実施してから、低温での焼戻しを実施した。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、転位密度ρが３．５×１０¹⁵（ｍ^-2）を超えた。その結果、０．０１ａｔｍＨ₂Ｓ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５−１７の鋼板では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、０．０１ａｔｍＨ₂Ｓ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５−１８の鋼板では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、０．０１ａｔｍＨ₂Ｓ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５−１９の鋼板では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、０．０１ａｔｍＨ₂Ｓ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５−２０の鋼板では、Ｖ含有量が低すぎた。その結果、特定析出物割合が１５％未満となった。さらに、降伏強度ＹＳが１０６９ＭＰａ未満となり、１５５ｋｓｉ級の降伏強度が得られなかった。

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 (13)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．６０％、
   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％、
   Ｖ：０．０１〜０．６０％、
   Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、
   Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
   Ｎ：０．００２０〜０．０１００％、
   Ｏ：０．０１００％以下、
   Ｎｂ：０〜０．０３０％、
   Ｃａ：０〜０．０１００％、
   Ｍｇ：０〜０．０１００％、
   Ｚｒ：０〜０．０１００％、
   Ｃｏ：０〜０．５０％、
   Ｗ：０〜０．５０％、
   Ｎｉ：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、
   鋼材中において、円相当径１０〜８０ｎｍの析出物のうち、炭素を除く合金元素の総含有量に対するＭｏ含有量の比率が５０％以下である析出物の個数割合が１５％以上であり、
   降伏強度が６５５〜１１７２ＭＰａであり、
   転位密度ρが３．５×１０¹⁵ｍ^-2以下であり、
   降伏強度が６５５〜７５８ＭＰａ未満の場合、前記転位密度ρが２．０×１０¹⁴ｍ^-2未満であり、式（１）で表されるＦｎ１が２．９０未満であり、
   降伏強度が７５８〜８６２ＭＰａ未満の場合、前記転位密度ρが３．０×１０¹⁴ｍ^-2以下であり、式（１）で表されるＦｎ１が２．９０以上であり、
   降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ未満の場合、前記転位密度ρが３．０×１０¹⁴超〜７．０×１０¹⁴ｍ^-2であり、
   降伏強度が９６５〜１０６９ＭＰａ未満の場合、前記転位密度ρが７．０×１０¹⁴超〜１５．０×１０¹⁴ｍ^-2であり、
   降伏強度が１０６９〜１１７２ＭＰａの場合、前記転位密度ρが１．５×１０¹⁵超〜３．５×１０¹⁵ｍ^-2である、鋼材。
   Ｆｎ１＝２×１０^-7×√ρ＋０．４／（１．５−１．９×［Ｃ］） （１）
   ここで、式（１）中のρには転位密度ｍ^-2が、［Ｃ］には鋼材中のＣ含有量が代入される。
2. 請求項１に記載の鋼材であって、
   前記化学組成は、
   Ｎｂ：０．００２〜０．０３０％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、
   Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、及び、
   Ｃｕ：０．０１〜０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
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：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、
   前記鋼材のミクロ組織において、ブロック径が１．５μｍ以下である、鋼材。
8. 請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼材であって、
   前記降伏強度が６５５〜７５８ＭＰａ未満であり、
   前記転位密度ρが２．０×１０¹⁴ｍ^-2未満であり、
   式（１）で表されるＦｎ１が２．９０未満である、鋼材。
   Ｆｎ１＝２×１０^-7×√ρ＋０．４／（１．５−１．９×［Ｃ］） （１）
9. 請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼材であって、
   前記降伏強度が７５８〜８６２ＭＰａ未満であり、
   前記転位密度ρが３．０×１０¹⁴ｍ^-2以下であり、
   式（１）で表されるＦｎ１が２．９０以上である、鋼材。
   Ｆｎ１＝２×１０^-7×√ρ＋０．４／（１．５−１．９×［Ｃ］） （１）
10. 請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    前記降伏強度が８６２〜９６５ＭＰａ未満であり、
    前記転位密度ρが３．０×１０¹⁴超〜７．０×１０¹⁴ｍ^-2である、鋼材。
11. 請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    前記降伏強度が９６５〜１０６９ＭＰａ未満であり、
    前記転位密度ρが７．０×１０¹⁴超〜１５．０×１０¹⁴ｍ^-2である、鋼材。
12. 請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    前記降伏強度が１０６９〜１１７２ＭＰａであり、
    前記転位密度ρが１．５×１０¹⁵超〜３．５×１０¹⁵ｍ^-2である、鋼材。
13. 請求項１〜請求項１２のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    前記鋼材は油井用鋼管である、鋼材。