JP7078106B2 - サワー環境での使用に適した鋼材 - Google Patents

サワー環境での使用に適した鋼材 Download PDF

Info

Publication number
JP7078106B2
JP7078106B2 JP2020510011A JP2020510011A JP7078106B2 JP 7078106 B2 JP7078106 B2 JP 7078106B2 JP 2020510011 A JP2020510011 A JP 2020510011A JP 2020510011 A JP2020510011 A JP 2020510011A JP 7078106 B2 JP7078106 B2 JP 7078106B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel material
test
tempering
steel
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2020510011A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2019188869A1 (ja
Inventor
裕紀 神谷
貴志 相馬
晋士 吉田
勇次 荒井
誠也 岡田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of JPWO2019188869A1 publication Critical patent/JPWO2019188869A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7078106B2 publication Critical patent/JP7078106B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

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。
油井及びガス井（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、油井用鋼管に代表される油井用の鋼材の高強度化が要求されている。具体的には、たとえば、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）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、特開昭６２－２５３７２０号公報（特許文献１）、特開昭５９－２３２２２０号公報（特許文献２）、特開平６－３２２４７８号公報（特許文献３）、特開平８－３１１５５１号公報（特許文献４）、特開２０００－２５６７８３号公報（特許文献５）、特開２０００－２９７３４４号公報（特許文献６）、特開２００５－３５０７５４号公報（特許文献７）、特表２０１２－５１９２３８号公報（特許文献８）及び特開２０１２－２６０３０号公報（特許文献９）に開示されている。
特許文献１は、Ｍｎ、Ｐ等の不純物を低減して、油井用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献２は、焼入れを２回実施して結晶粒を微細化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。
特許文献３は、誘導加熱熱処理により鋼組織を微細化して、１２５ｋｓｉ級の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献４は、直接焼入れ法を利用して鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼戻し温度を高めることにより、１１０～１４０ｋｓｉ級の鋼管の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。
特許文献５及び特許文献６は、炭化物の形態を制御して１１０～１４０ｋｓｉ級の低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献７は、転位密度と水素拡散係数とを所望の値に制御して、１２５ｋｓｉ級以上の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献８は、０．３～０．５％のＣを含有する低合金鋼に対して、複数回の焼入れを実施することにより、１２５ｋｓｉ級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献９は、２段熱処理の焼戻し工程を採用して、炭化物の形態や個数を制御する方法を提案する。より具体的には、特許文献９では、大型のＭ3Ｃ及びＭ2Ｃの個数密度を抑制して、１２５ｋｓｉ級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める。
特開昭６２－２５３７２０号公報 特開昭５９－２３２２２０号公報 特開平６－３２２４７８号公報 特開平８－３１１５５１号公報 特開２０００－２５６７８３号公報 特開２０００－２９７３４４号公報 特開２００５－３５０７５４号公報 特表２０１２－５１９２３８号公報 特開２０１２－２６０３０号公報
上述のとおり、近年、油井環境の過酷化に伴い、油井用鋼管は従来よりも優れた耐ＳＳＣ性を要求されつつある。そのため、上記特許文献１～９に開示された技術以外の技術によって、９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級（６５５～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材（たとえば油井用鋼管）が得られてもよい。
本開示の目的は、６５５～８６２ＭＰａ未満（９５～１２５ｋｓｉ未満、すなわち、９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ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：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．１０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｂ：０～０．００５０％、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、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、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有する。本開示による鋼材は、降伏強度が６５５～８６２ＭＰａ未満であり、降伏比が８５％以上である。
本開示による鋼材は、６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
図１Ａは、実施例のうち、９５ｋｓｉ級の降伏強度を有する各試験番号の供試材の、固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ1SSCとの関係を示す図である。 図１Ｂは、実施例のうち、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する各試験番号の供試材の、固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ1SSCとの関係を示す図である。 図２Ａは、実施形態のＤＣＢ試験で用いるＤＣＢ試験片の側面図及び断面図である。 図２Ｂは、実施形態のＤＣＢ試験で用いるクサビの斜視図である。
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、６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）の降伏強度（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立させる方法について調査検討し、次の知見を得た。
鋼材中の転位密度を高めれば、鋼材の降伏強度が高まる。一方、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、９５ｋｓｉ以上の降伏強度と耐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、一見すると好ましくないように思える。
しかしながら、本発明者らは、鋼材中の固溶Ｃ量を調整することにより、転位密度を利用して降伏強度を９５ｋｓｉ以上に調整しつつ、優れた耐ＳＳＣ性も得られることを見出した。この理由については定かではないが、次の理由が考えられる。
転位には、可動転位と不動転位とが存在するが、鋼材中の固溶Ｃは、可動転位を固定して不動転位にすると考えられる。可動転位が固溶Ｃによって不動化されれば、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、鋼材の降伏強度を維持することができる。
さらに、固溶Ｃにより形成された不動転位は、可動転位よりも鋼材中に吸蔵される水素量を低減すると考えられる。したがって、固溶Ｃにより形成された不動転位密度を高めることにより、鋼材中に吸蔵される水素量が低減されると考えられる。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性を高めることができる。この機構により、９５ｋｓｉ以上の降伏強度を有していても、優れた耐ＳＳＣ性が得られると考えられる。
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、９５ｋｓｉ以上の降伏強度を維持しつつ、鋼材の耐ＳＳＣ性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：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．１０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｂ：０～０．００５０％、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、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、耐ＳＳＣ性の指標である破壊靱性値Ｋ1SSCとの関係を調査した。
［固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係］
本発明者らは、まず、９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材の、固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係について、詳細に検討した。具体的に、図を用いて、上述の化学組成と、９５ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材における、固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係を説明する。
図１Ａは、実施例のうち、９５ｋｓｉ級の降伏強度を有する各試験番号の供試材の、固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ1SSCとの関係を示す図である。図１Ａは次の方法で得られた。後述する実施例のうち、上述の化学組成を満たし、９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する鋼材について、得られた固溶Ｃ量（質量％）及び破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）を用いて、図１Ａを作成した。
なお、図１Ａに示す鋼材の降伏強度の調整は、焼戻し温度を調整することにより行った。また、耐ＳＳＣ性について、後述するＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。
図１Ａを参照して、上述の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、９５ｋｓｉ級の降伏強度を有していても、破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ以上となり、鋼材は優れた耐ＳＳＣ性を示した。一方、上述の化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えれば、破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ未満となった。すなわち、固溶Ｃ量が高すぎる場合、かえって、耐ＳＳＣ性が低下することが明らかになった。
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、本実施形態の化学組成、及び、降伏強度（９５ｋｓｉ級）の範囲では、固溶Ｃ量を０．０５０質量％以下とすれば、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。
本発明者らはさらに、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材の、固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係についても、詳細に検討した。具体的に、図を用いて、上述の化学組成と、１１０ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材における、固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係を説明する。
図１Ｂは、実施例のうち、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する各試験番号の供試材の、固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ1SSCとの関係を示す図である。図１Ｂは次の方法で得られた。後述する実施例のうち、上述の化学組成を満たし、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する鋼材について、得られた固溶Ｃ量（質量％）及び破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）を用いて、図１Ｂを作成した。
なお、図１Ｂに示す鋼材の降伏強度の調整は、焼戻し温度を調整することにより行った。また、耐ＳＳＣ性について、後述するＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。
図１Ｂを参照して、上述の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、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有していても、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ以上となり、鋼材は優れた耐ＳＳＣ性を示した。一方、上述の化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えれば、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ未満となった。すなわち、固溶Ｃ量が高すぎる場合、かえって、耐ＳＳＣ性が低下することが明らかになった。
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、本実施形態の化学組成、及び、降伏強度（１１０ｋｓｉ級）の範囲では、固溶Ｃ量を０．０５０質量％以下とすれば、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。
以上より、上述の化学組成を有する場合、降伏強度が９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）であっても、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）であっても、固溶Ｃ量が０．０１０～０．０５０質量％であれば、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。したがって、本実施形態において、固溶Ｃ量は０．０１０～０．０５０質量％とする。
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、降伏強度は６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）、降伏比（引張強度（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）に対する降伏強度の比、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：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．１０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｂ：０～０．００５０％、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、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、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有する。本実施形態による鋼材は、降伏強度が６５５～８６２ＭＰａ未満であり、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。好ましくは、鋼材は油井に用いられる油井用鋼材であり、さらに好ましくは油井用鋼管である。本明細書において、油井は、上述のとおり、油井及びガス井を含む総称である。
上記化学組成は、Ｂ：０．０００１～０．００５０％を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｖ：０．０１～０．３０％、及び、Ｎｂ：０．００２～０．１００％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％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、希土類元素：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：０．０２～０．５０％、及び、Ｃｕ：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、油井用鋼管とは、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。
上記鋼管は、継目無鋼管であってもよい。
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、６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
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透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：以下、「ＴＥＭ」ともいう。）観察することにより特定されたセメンタイトに対してエネルギー分散型Ｘ線分析法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：以下、「ＥＤＳ」ともいう。）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、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は、サワー環境での使用に適する。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：０．２０～０．５０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。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０．２０～０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２３％であり、より好ましくは０．２５％である。Ｃ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。
Ｓｉ：０．０５～０．５０％
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０．０５～０．５０％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０．４５％であり、より好ましくは０．４０％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：０．０３０％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０．０３０％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０．０００２％であり、さらに好ましくは０．００３％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０．０００２％であり、さらに好ましくは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：０．１０～１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の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性を高める。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０．１０～１．５０％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０．３０％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０．６５％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。
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、鋼材の強度を高める。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。
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Ｔｉと結合して窒化物を形成し、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、Ｎは粗大な窒化物を形成して、鋼材の耐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０．００４０％である。上記効果をより有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％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０．００３０％であり、より好ましくは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０．０００２％であり、さらに好ましくは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、Ｂを含有してもよい。
Ｂ：０～０．００５０％
ホウ素（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは鋼に固溶して、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、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼材中に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０～０．００５０％である。Ｂ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０．０００７％である。なお、７５８ＭＰａ以上の降伏強度を得ようとする場合、鋼材はＢを０．０００１％以上含有することが好ましい。Ｂが０．０００１％以上含有されれば、鋼材の降伏強度を安定して７５８ＭＰａ以上にすることができる。したがって、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満である場合、Ｂ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％であり、さらに好ましくは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０．００２５％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、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：０～０．３０％
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。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（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Ｍ2Ｃ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、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．３０％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０．２０％であり、より好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
Ｎｂ：０～０．１００％
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、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状の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、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、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％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。なお、７５８ＭＰａ以上の降伏強度を得ようとする場合、鋼材はＮｂを０．００２％以上含有することが好ましい。Ｎｂが０．００２％以上含有されれば、鋼材の降伏強度を安定して７５８ＭＰａ以上にすることができる。したがって、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満である場合、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、より好ましくは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０．０５０％未満であり、より好ましくは０．０３５％であり、より好ましくは０．０３０％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、Ｚｒ、及び、希土類元素（ＲＥＭ）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、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０．００２５％であり、より好ましくは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、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０．００２５％であり、より好ましくは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、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、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０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％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。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、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、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０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素である。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。
上記のＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭ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、サワー環境において保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。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はサワー環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。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０．０５％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はサワー環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。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、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０．０５％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、鋼材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、鋼材の強度を高める。Ｎｉ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、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０．０２％である。Ｎｉ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。
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０．０２％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。
［固溶Ｃ量］
本実施形態による鋼材は、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有する。固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であれば、鋼材中の転位の固定が十分でなく、優れた耐ＳＳＣ性が得られない。一方、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えれば、かえって鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、固溶Ｃ量は０．０１０～０．０５０質量％である。固溶Ｃ量の好ましい下限は０．０２０質量％であり、より好ましくは０．０３０質量％である。
この範囲の固溶Ｃ量は、たとえば、焼戻し工程の保持時間を制御すること、及び、焼戻し工程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。
固溶Ｃ量は焼入れ直後が最も高い。焼入れ直後において、Ｃは、焼入れ中に炭化物として析出した少量以外が固溶している。その後焼戻し工程において、均熱保持によりＣは一部が炭化物として析出する。その結果、固溶Ｃ量は焼戻し温度における熱平衡濃度に向かって低下する。焼戻しの保持時間が短すぎる場合、この効果が得られず、固溶Ｃ量が高くなりすぎる。一方、焼戻しの保持時間が長すぎる場合、固溶Ｃ量は上記熱平衡濃度に近づき、ほとんど変化しなくなる。したがって、本実施形態においては、焼戻しの保持時間を１０～１８０分とする。
焼戻し工程の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、０．０１０～０．０５０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、鋼材の表面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、焼戻しされた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、鋼材厚さの中央部）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装入したシース型の熱電対で測定した温度から、焼戻し後の冷却速度を決定できる。鋼材が鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部に装入したシース型の熱電対で測定した温度から、焼戻し後の冷却速度を決定できる。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で測定した、鋼材の非強制冷却側の表面温度から、焼戻し後の冷却速度を決定できる。
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、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、本実施形態においては、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を５～１００℃／秒とする。
本実施形態による鋼材は、この方法によれば、鋼材中の固溶Ｃ量を０．０１０～０．０５０質量％とすることができる。しかしながら、他の方法によって鋼材中の固溶Ｃ量を０．０１０～０．０５０質量％に調整してもよい。
［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］
鋼材から切粉状の分析サンプルを採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から分析サンプルを採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から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ＴＥＭを用いた抽出レプリカ法、及び、ＥＤＳ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（Ｍ3Ｃ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。鋼材から６ｍｍ径で長さ５０ｍｍの円柱状試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合板厚中央部から、板厚中心が横断面の中心になるように円柱状試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合肉厚中央部から、肉厚中心が横断面の中心になるように円柱状試験片を採取する。採取した円柱状試験片の表面を、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、及び、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、及び、＜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。鋼材からミクロ試験片を切り出す。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部からミクロ試験片を切り出す。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す。切り出したミクロ試験片に対して鏡面研磨を行い、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。腐食した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、及び、＜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Ｍ3Ｃ型（ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、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）
［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が９０％以上であれば、降伏強度が６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）、及び、降伏比が８５％以上となる。
本実施形態においては、降伏強度が６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ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。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が１００％であってもよい。
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。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から圧延方向１０ｍｍ、板厚方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。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１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。
試験片の観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、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、たとえば、４００μｍ2（倍率５０００倍）である。
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を求める。本実施形態において、全ての視野で求めた、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。
［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、好ましくは、鋼材は継目無鋼管である。本実施形態による鋼材が継目無鋼管である場合、肉厚は特に限定されず、たとえば、９～６０ｍｍである。本実施形態による鋼材は特に、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、優れた強度及び耐ＳＳＣ性を示す。
［鋼材の降伏強度及び降伏比］
本実施形態による鋼材の降伏強度は６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）であり、降伏比は８５％以上である。要するに、本実施形態による鋼材は、９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級のいずれかの降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する。
本実施形態による鋼材の降伏強度は、ＡＰＩ ５ＣＴ（２０１１）に準拠して定義する。具体的に、本実施形態による鋼材の降伏強度は、降伏強度の範囲ごとに、それぞれ定義する。より具体的に、本実施形態による鋼材の降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）の場合、降伏強度とは、引張試験で得られた０．５％伸び時の応力（０．５％耐力）を意味する。本実施形態による鋼材の降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）の場合、降伏強度とは、引張試験で得られた０．７％伸び時の応力（０．７％耐力）を意味する。
本実施形態による鋼材は、６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）の降伏強度に調整しても、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、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
本実施形態による鋼材の降伏強度及び降伏比は、次の方法で求めることができる。具体的に、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６．３５ｍｍ、平行部長さ３５．６ｍｍ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する。
得られた０．５％伸び時の応力（０．５％耐力）が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）の場合、０．５％耐力を降伏強度と定義する。得られた０．７％伸び時の応力（０．７％耐力）が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）の場合、０．７％耐力を降伏強度と定義する。また、一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）と定義する。降伏比（ＹＲ）（％）は、引張強度（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＳ）の比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）として求めることができる。
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、６５５～８６２ＭＰａ未満の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する。ここで、化学組成が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織（相）も同様である場合、降伏強度を定める要因として、転位密度が支配的であると考えられている。
具体的に、上述の化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する鋼材の転位密度は、１．０×１０14～４．４×１０14未満（ｍ-2）となる。さらに、上述の化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する鋼材の転位密度は、４．４×１０14～６．５×１０14未満（ｍ-2）となる。
一方、上述の化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、８６２～９６５ＭＰａ未満（１２５ｋｓｉ級）の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する鋼材の転位密度は、６．５×１０14～９．２×１０14未満（ｍ-2）となる。このように、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成と、上述の固溶Ｃ量と、上述の降伏強度と、上述の降伏比とを備える。その結果、上述の化学組成と、上述の固溶Ｃ量と、上述の降伏比とを備え、降伏強度が異なる鋼材とは、転位密度が異なる。
鋼材の転位密度を求める場合、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（６））から、試験片の不均一歪εを求める。
ΔＫ×ｃｏｓθ／λ＝０．９／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λ （６）
ここで、式（６）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（７）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 （７）
ここで、式（７）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。
［鋼材の耐ＳＳＣ性］
上述のとおり、鋼材中の転位には、水素が吸蔵される可能性がある。そのため、鋼材の降伏強度が高いほど、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下すると考えられてきた。そこで、本実施形態においても、降伏強度ごとに、優れた耐ＳＳＣ性を定義する。具体的に、優れた耐ＳＳＣ性とは、以下のとおりに定義される。
［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 Ｄに準拠したＤＣＢ試験、及び、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した低温耐ＳＳＣ性試験によって評価できる。
ＤＣＢ試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠して実施する。具体的には、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、試験溶液とする。本実施形態による鋼材から、図２Ａに示すＤＣＢ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。ＤＣＢ試験片の長手方向は、鋼材の圧延方向と平行である。本実施形態による鋼材からさらに、図２Ｂに示すクサビを採取する。クサビの厚さｔは、３．１２（ｍｍ）とする。
図２Ａを参照して、ＤＣＢ試験片のアームの間に、上記クサビを打ち込む。クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を、試験容器に封入する。その後、試験容器に上記試験溶液を、気相部を残して注入して、試験浴とする。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とする。試験浴を撹拌しながら、試験容器内を２４℃で２週間（３３６時間）保持する。保持後の試験容器からＤＣＢ試験片を取り出す。
取り出したＤＣＢ試験片のアーム先端に形成された孔にピンを差し込み、引張試験機で切欠部を開口して、クサビ解放応力Ｐを測定する。さらに、ＤＣＢ試験片の切欠きを液体窒素中で解放させて、試験浴に浸漬中のＤＣＢ試験片の割れ進展長さａを測定する。割れ進展長さａは、ノギスを用いて目視で測定できる。測定したクサビ解放応力Ｐと、割れ進展長さａとに基づいて、式（８）を用いて破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）を求める。
Figure 0007078106000001
なお、式（８）において、ｈ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の各アームの高さであり、Ｂ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の厚さであり、Ｂｎ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片のウェブ厚さである。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている。
低温耐ＳＳＣ性試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して実施する。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。
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、試験溶液とする。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４℃の試験溶液を、応力を負荷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ガスを吹き込み、試験浴に飽和させる。１ａｔｍのＨ2Ｓガスが飽和した試験浴を、４℃で７２０時間（３０日間）保持する。
本実施形態による鋼材は、鋼材の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合、上記ＤＣＢ試験で求めた破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ以上であり、さらに、上記低温耐ＳＳＣ性試験の条件で７２０時間（３０日間）経過後に、割れが確認されない。
［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 Ｄに準拠したＤＣＢ試験によって評価できる。ＤＣＢ試験では、図２Ｂに示すクサビの厚さｔを２．９２（ｍｍ）とすること以外、上述の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合に実施したＤＣＢ試験と同様に実施する。
本実施形態による鋼材は、鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合、上記ＤＣＢ試験で求めた破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ以上である。
［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、本実施形態による鋼材の一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。継目無鋼管の製造方法は、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、継目無鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。なお、本実施形態による製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。以下、各工程について詳述する。
［準備工程］
準備工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材が上記化学組成を有していれば、中間鋼材の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。
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。素材の製造方法は特に限定されず、周知の方法でよい。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）を製造してもよい。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。鋼材が継目無鋼管である場合、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。熱間加工の方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。
たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施して、素管を製造してもよい。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、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、レデューサー、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。
他の熱間加工方法を実施して、ビレットから素管を製造してもよい。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、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施してもよく、熱間加工後に補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。
熱間加工後に直接焼入れ、又は、補熱した後焼入れを実施する場合、焼入れ途中に冷却の停止、又は、緩冷却を実施してもよい。この場合、素管に焼割れが発生するのを抑制できる。熱間加工後に直接焼入れ、又は、補熱した後焼入れを実施する場合さらに、焼入れ後であって次工程の熱処理前に、応力除去焼鈍処理（ＳＲ処理）を実施してもよい。この場合、素管の残留応力が除去される。
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］
焼入れ工程では、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８５０～１０００℃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され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８５０～１０００℃であるのが好ましい。
焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から中間鋼材（素管）を連続的に冷却し、素管の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、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（すなわち、９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級の降伏強度、及び、８５％以上の降伏比）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）の表面温度が８００～５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500と定義する。より具体的には、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500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。
好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は３００℃／分以上である。より好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の下限は４５０℃／分であり、さらに好ましくは６００℃／分である。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500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、鋼材の耐ＳＳＣ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。また、焼入れと後述する焼戻しとを組合せて、複数回実施してもよい。すなわち、複数回の焼入れ焼戻しを実施してもよい。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。以下、焼戻し工程について詳述する。
［焼戻し工程］
焼戻し工程では、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Ａc1点未満の温度で再加熱して、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。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。
すなわち、本実施形態による焼戻し工程では、上述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６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）に調整する。以下、９５ｋｓｉ級及び１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合について、焼戻し温度を詳述する。
［降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合の焼戻し温度］
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６５０～７４０℃である。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、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６５０～７４０℃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、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、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。
［降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合の焼戻し温度］
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６５０～７２０℃である。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、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６５０～７２０℃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、焼戻し温度のより好ましい下限は６６０℃であり、さらに好ましくは６７０℃である。１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度のより好ましい上限は７１５℃であり、さらに好ましくは７１０℃である。
以上のとおり、本実施形態による焼戻し工程では、得ようとする降伏強度（９５ｋｓｉ級及び１１０ｋｓｉ級）に応じて、焼戻し温度を調整する。なお、上記化学組成を有する中間鋼材（素管）に対して、上記焼戻し温度で後述する焼戻し時間保持することにより、降伏強度を所望の範囲にすることは、当業者であれば十分に可能である。
本実施形態による焼戻し工程では、好ましい焼戻しの保持時間（焼戻し時間）は、１０～１８０分である。ここで、焼戻し時間（保持時間）とは、中間鋼材を熱処理炉へ装入してから、抽出するまでの時間を意味する。
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、固溶Ｃ量はほとんど変化しなくなる。したがって、固溶Ｃ量を適切な範囲に制御するための、好ましい焼戻し時間は１０～１８０分である。
焼戻し時間のより好ましい下限は１５分である。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、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。
［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、炭素（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。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６００～２００℃の範囲における平均冷却速度を、焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200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ＣＲ600-200は５℃／秒以上とするのが好ましい。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性が低下する。
したがって、本実施形態においては、好ましい焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200は５～１００℃／秒である。焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200のより好ましい下限は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ＣＲ600-200のより好ましい上限は５０℃／秒であり、さらに好ましくは４０℃／秒である。なお、焼戻しを複数回実施する場合、最終の焼戻し後の冷却を制御すればよい。すなわち、最終の焼戻し以外の焼戻しにおける、焼戻し後の冷却は従来と同様に実施してもよい。
焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200を５～１００℃／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、素管の表面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ＣＲ600-200は、焼戻しされた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。
以上の製造方法によれば、本実施形態による鋼材を製造することができる。上述の製造方法では、一例として継目無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。しかしながら、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、溶鋼を製造した。
Figure 0007078106000002
上記溶鋼を用いて外径３１０ｍｍのビレットを製造した。製造したビレットを１２５０℃に加熱した後、熱間圧延し、外径２４４．４８ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍの継目無鋼管を製造した。製造した継目無鋼管から、後述する評価試験に用いる試験片が採取できる大きさで、かつ、厚さ１３．８４ｍｍの板状の供試材を採取した。
採取した各試験番号の供試材について、焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的に、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材については、焼入れ及び焼戻しを１回実施した。試験番号１－１６及び１－２５の供試材については、焼入れ及び焼戻しを２回繰り返して実施した。
より具体的に、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材を、焼入れ温度９２０℃で３０分均熱した。均熱後、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は３００℃／分であった。なお、焼入れ温度は、焼入れの加熱を実施した炉の温度とした。焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）はあらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。
焼入れ後、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材に対して、焼戻しを実施した。焼戻しでは、降伏強度が９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）となるように、焼戻し温度を調整した。具体的に、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材に対して実施した焼戻しでは、焼戻し温度（℃）、及び、焼戻し時間（分）は表２に示すとおりであった。
各焼戻し温度で熱処理を実施した後、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材を冷却した。冷却は、供試材に対してミスト水冷の制御冷却を実施した。なお、焼戻し温度は、焼戻しを実施した炉の温度とした。焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）は、あらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材に対して実施した焼戻しでは、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）（℃／秒）は表２に示すとおりであった。
試験番号１－１６及び１－２５の供試材については、上述のとおり、焼入れ及び焼戻しを２回繰り返して実施した。試験番号１－１６及び１－２５の供試材を、焼入れ温度９２０℃で１０分均熱した。均熱後の試験番号１－１６及び１－２５の供試材を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、１回目の焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は３００℃／分であった。焼入れ後の試験番号１－１６及び１－２５の供試材に対して、焼戻し温度７００℃、焼戻し時間３０分で保持した。保持後の試験番号１－１６及び１－２５の供試材を、常温まで放冷した。
１回目の焼入れ及び焼戻しが実施された試験番号１－１６及び１－２５の供試材について、２回目の焼入れを実施した。具体的に、試験番号１－１６及び１－２５の供試材を、焼入れ温度９００℃で３０分均熱した。均熱後の試験番号１－１６及び１－２５の供試材を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、２回目の焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は３００℃／分であった。
２回目の焼戻しでは、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材と同様に、降伏強度が９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）となるように、焼戻し温度を調整した。具体的に、試験番号１－１６及び１－２５の供試材に対して実施した２回目の焼戻しでは、焼戻し温度（℃）、及び、焼戻し時間（分）は表２に示すとおりであった。
焼戻し後、試験番号１－１６及び１－２５の供試材を冷却した。冷却は、供試材に対してミスト水冷の制御冷却を実施した。試験番号１－１６及び１－２５の供試材の焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）（℃／秒）は表２に示すとおりであった。なお、試験番号１－１６及び１－２５においても、焼入れの加熱を実施した炉の温度を、焼入れ温度とした。同様に、焼戻しを実施した炉の温度を、焼戻し温度とした。さらに、１回目及び２回目の焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）はあらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。同様に、１回目及び２回目の焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）はあらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。
Figure 0007078106000003
［評価試験］
上記の焼戻し後の各試験番号の供試材に対して、以下に説明する引張試験、ミクロ組織判定試験、固溶Ｃ量測定試験、転位密度測定試験、ＤＣＢ試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験を実施した。
［引張試験］
引張試験はＡＳＴＭ Ｅ８（２０１３）に準拠して行った。各試験番号の供試材の厚さ中央部から、直径６．３５ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、供試材の圧延方向（継目無鋼管の軸方向）と平行であった。各試験番号の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、降伏強度（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．５％伸び時の応力（０．５％耐力）を、各試験番号の降伏強度（ＭＰａ）と定義した。また一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）とした。引張強度に対する降伏強度の比（ＹＳ／ＴＳ）を降伏比（％）とした。求めた降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、降伏比（ＹＲ）を、表２に示す。
［ミクロ組織判定試験］
本実施例による供試材のミクロ組織において、降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）、及び、降伏比が８５％以上であった場合、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率は９０％以上であると判断した。試験番号１－２７以外の供試材のミクロ組織は、いずれも焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上であった。
［固溶Ｃ量測定試験］
各試験番号の供試材について、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とした。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。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。
Figure 0007078106000004
［転位密度測定試験］
各試験番号の供試材から、上述の方法で転位密度測定用の試験片を採取した。採取した各試験番号の試験片を用いて、上述の方法で転位密度（ｍ-2）を求めた。求めた転位密度（×１０14ｍ-2）を表２に示す。
［ＤＣＢ試験］
各試験番号の供試材について、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施して、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、各試験番号の供試材の厚さ中央部から、図２Ａに示すＤＣＢ試験片を３本ずつ採取した。ＤＣＢ試験片の長手方向は、供試材の圧延方向（継目無鋼管の軸方向）と平行であった。各試験番号の供試材からさらに、図２Ｂに示すクサビを採取した。クサビの厚さｔは３．１２ｍｍであった。ＤＣＢ試験片のアームの間に、上記クサビを打ち込んだ。
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。クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を封入した試験容器に、気相部を残して試験溶液を注入し、試験浴とした。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とした。試験浴を撹拌しながら、試験容器内を２４℃で２週間（３３６時間）保持した。保持後の試験容器からＤＣＢ試験片を取り出した。
取り出したＤＣＢ試験片のアーム先端に形成された孔にピンを差し込み、引張試験機で切欠部を開口して、クサビ解放応力Ｐを測定した。さらに、ＤＣＢ試験片の切欠きを液体窒素中で解放させて、試験浴に浸漬中のＤＣＢ試験片の割れ進展長さａを測定した。割れ進展長さａは、ノギスを用いて目視で測定できる。測定したクサビ解放応力Ｐと、割れ進展長さａとに基づいて、式（８）を用いて破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）を求めた。求めた３つの破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）の算術平均値を求め、その試験番号の供試材の破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）と定義した。
Figure 0007078106000005
なお、式（８）において、ｈ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の各アームの高さであり、Ｂ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の厚さであり、Ｂｎ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片のウェブ厚さである。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている。
各試験番号の供試材について、得られた破壊靭性値Ｋ1SSCを表２に示す。上記定義された破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、ＤＣＢ試験の結果が良好であると判断した。なお、試験浴に浸漬する前にクサビを打ち込んだ際のアームの間隔は、Ｋ1SSC値に影響を与える。したがって、アームの間隔をマイクロメーターで実測しておき、ＡＰＩ規格の範囲内であることを確認した。
［低温耐ＳＳＣ性試験］
各試験番号の供試材を用いて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法によって、低温耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、各試験番号の供試材の厚さ中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を３本採取した。丸棒試験片の軸方向は、供試材の圧延方向（継目無鋼管の軸方向）に平行であった。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、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して、各丸棒試験片に与えられる応力が、各試験番号の供試材の実降伏応力の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４℃の試験溶液をそれぞれ注入し、試験浴とした。応力が負荷された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ガスを吹き込み、試験浴に飽和させた。Ｈ2Ｓガスが飽和した試験浴を、４℃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で観察した。観察の結果、３本全ての丸棒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本の丸棒試験片に割れが確認されたものを、「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１－１～１－１８の供試材の化学組成は適切であり、降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）であり、降伏比が８５％以上であった。さらに固溶Ｃ量が０．０１０～０．０５０質量％であった。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCの算術平均値が４２．０ＭＰａ√ｍ以上であった。さらに、低温耐ＳＳＣ性試験でも３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかった。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示した。なお、試験番号１－１～１－１８の供試材の転位密度は、１．０×１０14～４．４×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
一方、試験番号１－１９～１－２５の供試材では、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であった。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ未満であり、さらに、低温耐ＳＳＣ性試験で丸棒試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号１－１９～１－２５の供試材の転位密度は、１．０×１０14～４．４×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
試験番号１－２６の供試材では、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）が速すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えた。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ未満であり、さらに、低温耐ＳＳＣ性試験で丸棒試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号１－２６の供試材の転位密度は、１．０×１０14～４．４×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
試験番号１－２７の供試材では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、降伏比が８５％未満となった。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ未満であり、さらに、低温耐ＳＳＣ性試験で丸棒試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号１－２７の供試材の転位密度は、４．４×１０14ｍ-2以上であった。
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４に示す化学組成を有する、溶鋼を製造した。
Figure 0007078106000006
上記溶鋼を用いて外径３１０ｍｍのビレットを製造した。製造したビレットを１２５０℃に加熱した後、熱間圧延し、外径２４４．４８ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍの継目無鋼管を製造した。製造した継目無鋼管から、後述する評価試験に用いる試験片が採取できる大きさで、かつ、厚さ１３．８４ｍｍの板状の供試材を採取した。
採取した各試験番号の供試材について、焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的に、各試験番号の供試材について、焼入れ及び焼戻しを２回繰り返して実施した。より具体的に、各試験番号の供試材について、焼入れ温度９２０℃で１０分均熱した。均熱後、各試験番号の供試材を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、１回目の焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は３００℃／分であった。なお、焼入れ温度は、焼入れの加熱を実施した炉の温度とした。焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は、あらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。
１回目の焼入れ後の各試験番号の供試材に対して、１回目の焼戻しを実施した。１回目の焼戻しでは、各試験番号の供試材を、焼戻し温度７００℃、焼戻し時間３０分で保持した後、常温まで放冷した。なお、焼戻し温度は、焼戻しを実施した炉の温度とした。
１回目の焼入れ及び焼戻しが実施された各試験番号の供試材について、２回目の焼入れを実施した。具体的に、各試験番号の供試材について、焼入れ温度９００℃で３０分均熱した。均熱後の各試験番号の供試材を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、２回目の焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は３００℃／分であった。
２回目の焼入れが実施された各試験番号の供試材について、２回目の焼戻しを実施した。各試験番号の供試材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）となるように、焼戻し温度を調整した。具体的に、各試験番号の供試材に対して実施した２回目の焼戻しでは、焼戻し温度（℃）、及び、焼戻し時間（分）は表５に示すとおりであった。
焼戻し後、各試験番号の供試材を冷却した。冷却は、各試験番号の供試材に対してミスト水冷の制御冷却を実施した。各試験番号の供試材の焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）（℃／秒）は表５に示すとおりであった。なお、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）は、あらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。
Figure 0007078106000007
［評価試験］
上記の焼戻し後の各試験番号の供試材に対して、以下に説明する引張試験、ミクロ組織判定試験、固溶Ｃ量測定試験、転位密度測定試験、及び、ＤＣＢ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。各試験番号の供試材の厚さ中央部から、直径６．３５ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、供試材の圧延方向（継目無鋼管の軸方向）と平行であった。各試験番号の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、降伏強度（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．７％伸び時の応力（０．７％耐力）を、各試験番号の降伏強度（ＭＰａ）と定義した。また一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）とした。引張強度に対する降伏強度の比（ＹＳ／ＴＳ）を降伏比（％）とした。求めた降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、降伏比（ＹＲ）を、表５に示す。
［ミクロ組織判定試験］
本実施例による供試材のミクロ組織において、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）、及び、降伏比が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は９０％以上であると判断した。各試験番号の供試材のミクロ組織は、全て焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上であった。
［固溶Ｃ量測定試験］
各試験番号の供試材について、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とした。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。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６のとおりであった。
Figure 0007078106000008
［転位密度測定試験］
各試験番号の供試材から、上述の方法で転位密度測定用の試験片を採取した。採取した各試験番号の試験片を用いて、上述の方法で転位密度（ｍ-2）を求めた。求めた転位密度（×１０14ｍ-2）を表５に示す。
［ＤＣＢ試験］
各試験番号の供試材について、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施して、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、図２Ｂに示すクサビの厚さｔを２．９２ｍｍにしたこと以外、実施例１と同様にＤＣＢ試験を実施した。求めた３つの破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）の算術平均値を求め、その試験番号の供試材の破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）と定義した。
各試験番号の供試材について、得られた破壊靭性値Ｋ1SSCを表５に示す。上記定義された破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ以上である場合、ＤＣＢ試験の結果が良好であると判断した。なお、試験槽に浸漬する前にクサビを打ち込んだ際のアームの間隔は、Ｋ1SSC値に影響を与える。したがって、アームの間隔をマイクロメーターで実測しておき、ＡＰＩ規格の範囲内であることを確認した。
［試験結果］
表５に試験結果を示す。
表４及び表５を参照して、試験番号２－１～２－１９の供試材の化学組成は適切であり、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）であり、降伏比が８５％以上であった。さらに固溶Ｃ量が０．０１０～０．０５０質量％であった。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ以上となり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。なお、試験番号２－１～２－１９の供試材の転位密度は、４．４×１０14～６．５×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
一方、試験番号２－２０～２－２８の供試材では、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であった。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号２－２０～２－２８の供試材の転位密度は、４．４×１０14～６．５×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
試験番号２－２９の供試材では、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）が速すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えた。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号２－２９の供試材の転位密度は、４．４×１０14～６．５×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
試験番号２－３０の供試材では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号２－３０の供試材の転位密度は、４．４×１０14～６．５×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
本発明による鋼材は、サワー環境に利用される鋼材に広く適用可能であり、好ましくは、油井環境に利用される油井用鋼材として利用可能であり、さらに好ましくは、ケーシング、チュービング、ラインパイプ等の油井用鋼管として利用可能である。

Claims (10)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．２０～０．５０％、
    Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    Ｍｎ：０．０５～１．００％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    Ｃｒ：０．１０～１．５０％、
    Ｍｏ：０．２５～１．５０％、
    Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｂ：０～０．００５０％、
    Ｖ：０～０．３０％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｃａ：０～０．０１００％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    Ｚｒ：０～０．０１００％、
    希土類元素：０～０．０１００％、
    Ｃｏ：０～０．５０％、
    Ｗ：０～０．５０％、
    Ｎｉ：０～０．５０％、
    Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
    残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
    ０．０１０～０．０５０質量％の固溶Ｃ量と、
    ６５５～８６２ＭＰａ未満の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを備える、鋼材。
  2. 請求項１に記載の鋼材であって、
    前記化学組成は、
    Ｂ：０．０００１～０．００５０％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、
    Ｖ：０．０１～０．３０％、及び、
    Ｎｂ：０．００２～０．１００％からなる群から選択される１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、
    Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、
    希土類元素：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。
  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、
    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。
  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、
    Ｎｉ：０．０２～０．５０％、及び、
    Ｃｕ：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。
  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、
    前記降伏強度は、６５５～７５８ＭＰａ未満である、鋼材。
  8. 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、
    前記降伏強度は、７５８～８６２ＭＰａ未満である、鋼材。
  9. 請求項１～請求項８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。
  10. 請求項１～請求項９のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    前記鋼材は、継目無鋼管である、鋼材。
JP2020510011A 2018-03-27 2019-03-25 サワー環境での使用に適した鋼材 Active JP7078106B2 (ja)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018060010 2018-03-27
JP2018060010 2018-03-27
JP2018071300 2018-04-03
JP2018071300 2018-04-03
PCT/JP2019/012304 WO2019188869A1 (ja) 2018-03-27 2019-03-25 サワー環境での使用に適した鋼材

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2019188869A1 JPWO2019188869A1 (ja) 2021-02-25
JP7078106B2 true JP7078106B2 (ja) 2022-05-31

Family

ID=68061877

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2020510011A Active JP7078106B2 (ja) 2018-03-27 2019-03-25 サワー環境での使用に適した鋼材

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11174539B2 (ja)
EP (1) EP3778957B1 (ja)
JP (1) JP7078106B2 (ja)
AR (1) AR114712A1 (ja)
BR (1) BR112020018174B1 (ja)
MX (1) MX2020010105A (ja)
WO (1) WO2019188869A1 (ja)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7428918B2 (ja) * 2019-03-22 2024-02-07 日本製鉄株式会社 サワー環境での使用に適した継目無鋼管

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010150915A1 (ja) 2009-06-24 2010-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP2013227611A (ja) 2012-04-25 2013-11-07 Jfe Steel Corp 耐ｓｓｃ性に優れた高強度鋼材およびその製造方法
JP2014129594A (ja) 2012-11-27 2014-07-10 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2018043570A1 (ja) 2016-09-01 2018-03-08 新日鐵住金株式会社 鋼材及び油井用鋼管

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59232220A (ja) 1983-06-14 1984-12-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法
JPH06104849B2 (ja) 1986-04-25 1994-12-21 新日本製鐵株式会社 硫化物応力割れ抵抗性に優れた低合金高張力油井用鋼の製造方法
JPS6322478A (ja) 1986-07-11 1988-01-29 株式会社東芝 エレベ−タ制御装置
JP3358135B2 (ja) 1993-02-26 2002-12-16 新日本製鐵株式会社 耐硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼およびその製造方法
JP3755163B2 (ja) 1995-05-15 2006-03-15 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法
JPH10280037A (ja) * 1997-04-08 1998-10-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高耐食性継目無し鋼管の製造方法
JP2000256783A (ja) 1999-03-11 2000-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度油井用鋼およびその製造方法
JP4058840B2 (ja) 1999-04-09 2008-03-12 住友金属工業株式会社 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
JP4140556B2 (ja) 2004-06-14 2008-08-27 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
JP2006037147A (ja) * 2004-07-26 2006-02-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 油井管用鋼材
JP4609138B2 (ja) * 2005-03-24 2011-01-12 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法
JP4725216B2 (ja) * 2005-07-08 2011-07-13 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
JP4635764B2 (ja) * 2005-07-25 2011-02-23 住友金属工業株式会社 継目無鋼管の製造方法
WO2007023805A1 (ja) * 2005-08-22 2007-03-01 Sumitomo Metal Industries, Ltd. ラインパイプ用継目無鋼管とその製造方法
FR2942808B1 (fr) 2009-03-03 2011-02-18 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures.
JP5779984B2 (ja) 2010-06-21 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管及びその製造方法
JP2013129879A (ja) * 2011-12-22 2013-07-04 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
EA025503B1 (ru) * 2012-03-07 2016-12-30 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Способ изготовления высокопрочных стальных изделий с улучшенной стойкостью к сульфидному растрескиванию под напряжением
JP5522322B1 (ja) * 2012-06-20 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 油井管用鋼及びその製造方法
AR100722A1 (es) * 2014-06-09 2016-10-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero de baja aleación para un pozo de petróleo
WO2017150251A1 (ja) * 2016-03-04 2017-09-08 新日鐵住金株式会社 鋼材及び油井用鋼管
RU2697999C1 (ru) * 2016-05-20 2019-08-21 Ниппон Стил Корпорейшн Бесшовная стальная труба и способ ее производства
BR112019005395B1 (pt) * 2016-10-06 2022-10-11 Nippon Steel Corporation Material de aço, tubo de aço de poço de petróleo e método para produzir material de aço

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010150915A1 (ja) 2009-06-24 2010-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP2013227611A (ja) 2012-04-25 2013-11-07 Jfe Steel Corp 耐ｓｓｃ性に優れた高強度鋼材およびその製造方法
JP2014129594A (ja) 2012-11-27 2014-07-10 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2018043570A1 (ja) 2016-09-01 2018-03-08 新日鐵住金株式会社 鋼材及び油井用鋼管

Also Published As

Publication number Publication date
EP3778957B1 (en) 2023-03-22
BR112020018174B1 (pt) 2023-10-31
AR114712A1 (es) 2020-10-07
MX2020010105A (es) 2020-11-06
WO2019188869A1 (ja) 2019-10-03
JPWO2019188869A1 (ja) 2021-02-25
US11174539B2 (en) 2021-11-16
US20210017635A1 (en) 2021-01-21
EP3778957A1 (en) 2021-02-17
BR112020018174A2 (pt) 2021-02-02
EP3778957A4 (en) 2021-12-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6798559B2 (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
JP6747524B2 (ja) 鋼材、及び、鋼材の製造方法
JP6950518B2 (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
JP6947012B2 (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
JP6950815B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP6901045B2 (ja) 鋼管、及び、鋼管の製造方法
JP6950820B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP7088305B2 (ja) 鋼材、及び、鋼材の製造方法
JP6981527B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP7078106B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP6892008B2 (ja) 鋼管、及び、鋼管の製造方法
JP6950519B2 (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
JP6950819B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20200827

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20210928

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20220419

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20220502

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 7078106

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151