JPWO2017150251A1 - 鋼材及び油井用鋼管 - Google Patents

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Abstract

高圧Ｈ2Ｓ環境下においても優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を提供する。本発明による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜０．９０未満％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．３５〜３．０％、及び、Ｃｏ：０．５０〜３．０％を含有し、式（１）及び（２）を満たし、体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有する。Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．５０ （１）（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ)／（３Ｍｎ＋Ｃｒ)≧１．０ （２）有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４ （３）ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。

Description

本発明は、鋼材及び油井用鋼管に関し、さらに詳しくは、サワー環境での使用に適した鋼材及び油井用鋼管に関する。
油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏応力が８０〜９５ｋｓｉ、つまり、５５１〜６５４ＭＰａ）や、９５ｋｓｉ級（降伏応力が９５〜１１０ｋｓｉ、つまり、６５４〜７５８ＭＰａ）の油井用鋼管が広く利用されている。
深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。このようなサワー環境で使用される油井用鋼管は、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。
高強度を有し、かつ、耐水素脆化特性（耐ＳＳＣ性、耐遅れ破壊性）を高めた鋼が、特開昭５６−５９４９号公報（特許文献１）及び特開昭５７−３５６２２号公報（特許文献２）に提案されている。これらの文献に開示された鋼は、Ｃｏを含有することにより、耐水素脆化特性（耐ＳＳＣ性、耐遅れ破壊性）を高める。
具体的には、特許文献１に開示された高張力鋼は、Ｃ：０．０５〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．２８％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｏ：０．０５〜１．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を焼入れ焼戻ししてなり、６０ｋｇ／ｍｍ2以上の耐力を有する。
特許文献２に開示された高強度油井用鋼は、Ｃ：０．２７〜０．５０％、Ｓｉ：０．０８〜０．３０％、Ｍｎ：０．９０〜１．３０％、Ｃｒ：０．５〜０．９％、Ｎｉ：０．０３％以下、Ｖ：０．０４〜０．１１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｍｏ：０．６０〜０．８０％、Ａｌ：０．１％以下、及びＣｏ：３％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、不純物中のＰ：０．００５％以下、Ｓ：０．００３％以下の化学組成を有する鋼を８８０〜９８０℃で焼入れし、次いで６５０〜７００℃で焼戻してなる。
特開昭５６−５９４９号公報 特開昭５７−３５６２２号公報
ところで、従来の鋼材の耐ＳＳＣ性の評価は、たとえば、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ） ＴＭ０１７７に規定されるＭｅｔｈｏｄ Ａ試験又はＭｅｔｈｏｄ Ｂ試験等の引張試験又は曲げ試験に基づくものが主流であった。
しかしながら、これらの試験は平滑試験片を用いるため、ＳＳＣの伝播停止特性については考慮されていない。そのため、これらの試験で耐ＳＳＣ性が優れていると評価された鋼材であっても、鋼中の潜在き裂が伝播することによりＳＳＣが生じる場合がある。
さらに、近年の油井等の深井化により、サワー環境におけるＨ2Ｓのガス圧が５〜１５ａｔｍ程度に高くなっている。このような高圧Ｈ2Ｓ環境で使用される鋼材は従来よりも優れた耐ＳＳＣ性を要求される。優れた耐ＳＳＣ性を得るためには、ＳＳＣの発生が抑制されるだけでなく、ＳＳＣの伝播も抑制される方が好ましい。そのため、最近では、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７に規定されるＭｅｔｈｏｄ ＤのＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ Ｂｅａｍ）試験において、高い破壊靭性値ＫISSCを有する優れた耐ＳＳＣ性が求められる。
特許文献１及び特許文献２では、Ｈ2Ｓ分圧が５〜１５ａｔｍの高圧Ｈ2Ｓ環境下での耐ＳＳＣ性を評価しておらず、高圧Ｈ2Ｓ環境下での破壊靭性値ＫISSCが低い場合があり得る。
本発明の目的は、高圧Ｈ2Ｓ環境下においても優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を提供することである。
本発明による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜０．９０未満％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．３５〜３．０％、Ｃｏ：０．５０〜３．０％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．５％、Ｔｉ：０〜０．０３％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｃａ：０〜０．００４％、Ｍｇ：０〜０．００４％、Ｚｒ：０〜０．００４％、及び、希土類元素：０〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び（２）を満たす化学組成を有し、ミクロ組織が体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有することを特徴とする。
Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．５０ （１）
（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ)／（３Ｍｎ＋Ｃｒ)≧１．０ （２）
有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４ （３）
ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本発明による鋼材は、高圧Ｈ2Ｓ環境下においても優れた耐ＳＳＣ性を有する。
図１は、Ｃｏ含有量（質量％）と破壊靭性値ＫISSC（単位はＭＰａ√ｍ）との関係を示す図である。 図２は、Ｆ２＝（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ)／（３Ｍｎ＋Ｃｒ)と破壊靭性値ＫISSC（単位はＭＰａ√ｍ）との関係を示す図である。 図３Ａは、実施例のＤＣＢ試験で用いるＤＣＢ試験片の側面図及び断面図である。図３Ａ中の数値は、対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。 図３Ｂは、実施例のＤＣＢ試験で用いるクサビの斜視図である。図３Ｂ中の数値は、対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。
本発明者らは、５〜１５ａｔｍの高圧Ｈ2Ｓ環境下での耐ＳＳＣ性について調査検討し、次の知見を得た。
（１）Ｃｏは耐ＳＳＣ性を高める。特に、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜０．９０未満％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．３５〜３．０％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．５％、Ｔｉ：０〜０．０３％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｃａ：０〜０．００４％、Ｍｇ：０〜０．００４％、Ｚｒ：０〜０．００４％、及び、希土類元素：０〜０．００４％を含有する化学組成を有する鋼材においては、Ｃｏを０．５０％〜３．０％含有すれば、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
図１は、後述の実施例のＤＣＢ試験で得られた、高圧Ｈ2Ｓ環境でのＣｏ含有量（質量％）と破壊靭性値ＫISSC（単位はＭＰａ√ｍ）との関係を示す図である。図１を参照して、Ｃｏ含有量が０％から増加するにしたがい、破壊靭性値ＫISSCは急激に増加し、Ｃｏ含有量が０．５０％以上で３５ＭＰａ√ｍ以上になる。一方、Ｃｏ含有量が０．８０％を超えると破壊靭性値ＫISSCは低下するものの、Ｃｏ含有量が１．０％を超えると、Ｃｏ含有量が３．０％に至るまで破壊靭性値ＫISSCは３５ＭＰａ√ｍよりも高い値でほぼ一定に推移する。そして、Ｃｏ含有量が３．０％を超えると、破壊靭性値ＫISSCは緩やかに低下し、３５ＭＰａ√ｍ未満となる。
要するに、上記化学組成において、Ｃｏ含有量が０．５０〜３．０％であれば、高い破壊靭性値ＫISSCが得られ、ＳＳＣの伝播を抑制できる優れた耐ＳＳＣ性が得られる。その理由はさだかではないが、次の理由が考えられる。サワー環境下での使用中において、Ｃｏは鋼材の表層に濃化する。表層に濃化したＣｏにより、鋼中への水素の侵入が抑制される。これにより、耐ＳＳＣ性が高まると考えられる。
（２）上述のとおり、Ｃｏを特定量含有すれば、表層へのＣｏ濃化に起因して優れた耐ＳＳＣ性が得られる。しかしながら、Ｃｏは他の合金元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ等）と異なり、鋼の焼入れ性を低下する。したがって、Ｃｏ含有量がＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉ含有量と比較して高ければ、焼入れ性が低下する。この場合、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイトだけでなく、ベイナイトや残留オーステナイトを含有する不均一組織となる。そのため、ミクロ組織に起因して耐ＳＳＣ性が低下する。そこで、本発明者が耐ＳＳＣ性におけるＣｏと他の合金元素との関係を検討した結果、次の知見を得た。
化学組成がさらに式（１）及び式（２）を満たせば、焼入れ性を維持しつつ、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．５０ （１）
（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ)／（３Ｍｎ＋Ｃｒ)≧１．０ （２）
有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４ （３）
ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
［式（１）について］
Ｆ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋αと定義する。Ｆ１は焼入れ性の指標である。Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及び、所定量の有効Ｂ（固溶しているＢ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、上述のとおり、Ｃｏは、鋼の焼入れ性を低くする。Ｆ１が０．５０以上であれば、Ｃｏを含有していても、優れた焼入れ性が得られ、ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイトの体積率を高めることができる。
ミクロ組織が実質的に焼戻しマルテンサイトからなる場合、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。一方、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイトと他の相（ベイナイト、残留オーステナイト等）からなる不均一な組織である場合、耐ＳＳＣ性が低下する。Ｆ１が式（１）を満たす場合、ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイトの体積率が９０％以上となり、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
［式（２）について］
Ｆ１が式（１）を満たせば、ミクロ組織が実質的に焼戻しマルテンサイトとなる。しかしながら、合金元素が過剰に含有されれば、鋼材中に水素をトラップする（溜め込む）ため、耐ＳＳＣ性がかえって低下する。焼入れ性を高める元素のうち、特にＭｎ及びＣｒは、焼入れ性を高めるものの、耐ＳＳＣ性を低下しうる。一方、上述のＣｏとともに、Ｃ及びＭｏは、鋼の耐ＳＳＣ性を高める元素である。
Ｆ２＝（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ)／（３Ｍｎ＋Ｃｒ)と定義する。Ｆ２は、耐ＳＳＣ性の指標である。
図２は、Ｆ２と破壊靭性値ＫISSC（単位はＭＰａ√ｍ）との関係を示す図である。図２は、後述の実施例において、ＡＰＩ規格のＣ１１０グレードに相当する鋼板に対するＤＣＢ試験で得られた。図２を参照して、Ｆ２が１．０付近で、破壊靭性値ＫISSCは急激に増加する。Ｆ２が１．０を超えると、破壊靭性値ＫISSCは３５ＭＰａ√ｍよりも高い値でほぼ一定に推移する。つまり、Ｆ２＝１．０に変曲点が存在する。
以上より、Ｆ２が１．０以上である場合、つまり、耐ＳＳＣ性向上元素（Ｃ、Ｍｏ及びＣｏ）の含有量の、Ｍｎ及びＣｒ含有量に対する比が大きい場合、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
以上の知見に基づいて完成した本発明による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜０．９０未満％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．３５〜３．０％、Ｃｏ：０．５０〜３．０％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．５％、Ｔｉ：０〜０．０３％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｃａ：０〜０．００４％、Ｍｇ：０〜０．００４％、Ｚｒ：０〜０．００４％、及び、希土類元素：０〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び（２）を満たす化学組成を有し、ミクロ組織が体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有することを特徴とする。
Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．５０ （１）
（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ)／（３Ｍｎ＋Ｃｒ)≧１．０ （２）
有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４ （３）
ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記化学組成は、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、及び、Ｎｉ：０．０２〜０．５％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎｂ：０．００３〜０．１５％、及び、Ｖ：０．００５〜０．５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００４％、及び、希土類元素：０．０００３〜０．００４％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
本発明による油井用鋼管は、上記化学組成を有すれば、１５ｍｍ以上の肉厚であっても、優れた強度及び耐ＳＳＣ性を示す。
以下、本発明の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］
本発明による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．１５〜０．４５％
炭素（Ｃ）は、焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。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、耐ＳＳＣ性を高める。Ｃはさらに、Ｍｏ又はＶと結合して炭化物を形成し、焼戻し軟化抵抗を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼の強度が高まる。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、鋼の靭性が低下し、焼割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１５〜０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２０％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０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
Ｓｉ：０．１０〜１．０％
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、残留オーステナイトが過剰に生成して耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１０〜１．０％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．５５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｍｎ：０．１０〜０．９０未満％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含量が高すぎれば、Ｍｎは、燐（Ｐ）及び硫黄（Ｓ）等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１０〜０．９０未満％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．２５％であり、さらに好ましくは０．２８％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、０．８０％である。
Ｐ：０．０５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は、０．０５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
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の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．１％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５０％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。
Ｎ：０．０１０％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。Ｎは粗大な窒化物を形成して、鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．０１０％以下である。好ましいＮ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００４％以下である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、若干量のＴｉを含有させて、微細窒化物の析出による結晶粒の微細化を狙う場合は、Ｎを０．００２％以上含有させることが好ましい。
Ｃｒ：０．１〜２．５％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１〜２．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５％であり、さらに好ましくは１．３％である。
Ｍｏ：０．３５〜３．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を生成し、鋼の焼戻し軟化抵抗を高め、高圧Ｈ2Ｓ環境における耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、こ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０．３５〜３．０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．７０超％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．０％であり、さらに好ましくは１．７５％である。
Ｃｏ：０．５０〜３．０％
コバルト（Ｃｏ）は、高圧Ｈ2Ｓ環境において、鋼の耐ＳＳＣ性を高める。その理由はさだかではないが、次の理由が考えられる。Ｃｏはサワー環境において、鋼の表面に濃化して、鋼中への水素の侵入を抑制する。これにより、鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｏ含有量が高すぎれば、鋼の焼入れ性が低下して、鋼の強度が低くなる。したがって、Ｃｏ含有量は０．５０〜３．０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．５０超％であり、さらに好ましくは０．７％であり、さらに好ましくは１．０％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は２．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。
本発明による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本発明の鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ及びＮｉ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、鋼の強度を高める。
Ｃｕ：０〜０．５％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、水素をトラップするようになり、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は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、さらに好ましくは０．２５％である。
Ｎｉ：０〜０．５％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部的な腐食を促進させ、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは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、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶ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、炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくともいずれかを形成して、鋼の強度を高める。
Ｔｉ：０〜０．０３％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは窒化物を形成し、ピンニング効果により、結晶粒を微細化する。これにより、鋼の強度が高まる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ窒化物が粗大化して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０３％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。
Ｎｂ：０〜０．１５％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは、Ｃ及び／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。これらの炭窒化物等は結晶粒を微細化して鋼の強度を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大な析出物が生成して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は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％であり、さらに好ましくは０．０４％である。
Ｖ：０〜０．５％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは炭窒化物等を形成し、結晶粒を微細化して鋼の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。
Ｂ：０〜０．００３％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは鋼に固溶して鋼の焼入れ性を高め、強度を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００３％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１２％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、硫化物の形状を改善して鋼の耐ＳＳＣ性を高める。
Ｃａ：０〜０．００４％、
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、鋼中のＳと結合する。これにより、鋼中の硫化物が微細化して鋼の耐ＳＳＣ性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼中の酸化物が粗大化して、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００４％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
Ｍｇ：０〜０．００４％、
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは、鋼中の硫化物を微細化して鋼の耐ＳＳＣ性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼中の酸化物が粗大化して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．００４％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
Ｚｒ：０〜０．００４％、
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。含有される場合、Ｚｒは、鋼中の硫化物を微細化して鋼の耐ＳＳＣ性を高める。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、酸化物が粗大化して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０〜０．００４％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
希土類元素：０〜０．００４％、
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは、鋼中の硫化物を微細化して鋼の耐ＳＳＣ性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼中の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の耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。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の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．００４％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイド（原子番号５７番のＬａ〜７１番のＬｕ）の少なくとも１種以上を含有し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
［式（１）及び式（２）について］
上記化学組成はさらに、式（１）及び式（２）を満たす。
Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．５０ （１）
（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ)／（３Ｍｎ＋Ｃｒ)≧１．０ （２）
有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４ （３）
ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
［式（１）について］
Ｆ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋αと定義する。Ｆ１は焼入れ性の指標である。Ｆ１が０．５０以上であれば、Ｃｏを含有していても、優れた焼入れ性が得られ、ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイトの体積率が９０％以上となる。その結果、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。Ｆ１の好ましい下限は０．７０である。
Ｆ１中のαは、式（３）で定義される有効Ｂ量（固溶Ｂ量）で決まる。具体的には、式（３）で定義される有効Ｂが０．０００３％以上の場合は０．２５０、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（３）の有効Ｂ値がＢ含有量を超える場合は、有効Ｂ＝Ｂ含有量とする。
［式（２）について］
Ｆ２＝（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ)／（３Ｍｎ＋Ｃｒ)と定義する。Ｆ２は、耐ＳＳＣ性の指標である。Ｆ２が１．０以上である場合、耐ＳＳＣ性向上元素（Ｃ、Ｍｏ及びＣｏ）の含有量の、Ｍｎ及びＣｒ含有量（焼入れ性に寄与するものの、過剰な含有が耐ＳＳＣ性を低下し得る元素）に対する比が大きくなる。その結果、高圧Ｈ2Ｓ環境での優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
［ミクロ組織］
本発明の鋼材のミクロ組織は、主として焼戻しマルテンサイトからなる。より具体的には、ミクロ組織は体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトからなる。ミクロ組織の残部はたとえば、ベイナイト、残留オーステナイト等である。ミクロ組織が体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有すれば、耐ＳＳＣ性が高まる。好ましくは、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト単相からなる。
ミクロ組織中における焼戻しマルテンサイトの体積率は、焼入れ及び焼戻し後の鋼材における、ロックウェル硬さ（ＨＲＣ）の最大値と最小値との差と相関する。
焼入れ及び焼戻し後のロックウェル硬さの最大値をＨＲＣｍａｘと定義する。焼入れ及び焼戻し後のロックウェル硬さの最小値をＨＲＣｍｉｎと定義する。ＨＲＣｍａｘとＨＲＣｍｉｎとの差をΔＨＲＣと定義する。
ΔＨＲＣ＝ＨＲＣｍａｘ−ＨＲＣｍｉｎ
ΔＨＲＣが２．０未満であれば、鋼材のミクロ組織中の焼戻しマルテンサイトの体積率が９０％以上であるとみなす。
たとえば、鋼材表面におけるロックウェル硬さはＨＲＣｍａｘとなり、鋼材の厚さ中央部（以下、鋼材中央部という）におけるロックウェル硬さはＨＲＣｍｉｎとなる。この理由は次のとおりである。焼入れ冷却時の冷却速度は、鋼材表面では速く、鋼材中央部では遅くなる。したがって、焼入れままの鋼材において、鋼材表面と鋼材中央部とで、マルテンサイトの体積率の差が大きくなる場合がある。ミクロ組織中におけるマルテンサイトの体積率は、ロックウェル硬さと相関するため、この場合、鋼材表面と鋼材中央部とで、焼入れままのロックウェル硬さの差が大きくなる。鋼材に対して焼戻し処理を実施すると、鋼材表面及び鋼材中央部の両方において硬さが低下し、鋼材表面と鋼材中央部とでのロックウェル硬さの差も小さくなるものの、鋼材表面と鋼材中央部とでのロックウェル硬さの差は残存する。したがって、鋼材表面におけるロックウェル硬さはＨＲＣｍａｘとなり、鋼材中央部におけるロックウェル硬さはＨＲＣｍｉｎとなる。ΔＨＲＣが２．０以上であれば、鋼材中央部の硬さが低すぎる。ΔＨＲＣが２．０未満であれば、鋼材中央部においても十分な硬さが得られており、この場合、鋼材中央部における焼戻しマルテンサイトの体積率が９０％以上であるとみなす。
ΔＨＲＣは次の方法で測定される。焼入れ及び焼戻し処理後の鋼材の表面（鋼管の場合は外面）から２．０ｍｍ深さ位置、鋼材の裏面（鋼管の場合は内面）から２．０ｍｍ深さ位置、及び、鋼材の厚さ方向中央位置の各々において、任意の３箇所でＪＩＳ Ｚ２２４５（２０１１）に準拠したロックウェル硬さ試験（Ｃスケール）を実施し、ロックウェル硬さ（ＨＲＣ）を求める。得られた硬さの最大値をＨＲＣｍａｘ、最小値をＨＲＣｍｉｎとし、ΔＨＲＣが２．０未満であれば、焼戻しマルテンサイトの体積率が９０％以上であると判断する。ΔＨＲＣが２．０以上であれば、ＨＲＣｍｉｎの位置で焼戻しマルテンサイトの体積率が９０％未満であると判断する。
［鋼材の形状］
鋼材の形状は特に限定されない。鋼材はたとえば鋼管、鋼板である。鋼材が油井用の鋼管の場合、好ましい肉厚は９〜６０ｍｍである。本発明は特に、厚肉の油井用鋼管としての使用に適する。より具体的には、本発明による鋼材が１５ｍｍ以上、さらに、２０ｍｍ以上の厚肉の油井用鋼管であっても、優れた強度及び耐ＳＳＣ性を示す。
［鋼材の強度］
鋼材の降伏強度の好ましい下限は６５４ＭＰａである。鋼材の降伏強度の上限は８６０ＭＰａである。本明細書でいう降伏強度は、下降伏点（ＭＰａ）を意味する。
［製造方法］
上述の鋼材の製造方法の一例として、油井用鋼管の製造方法を説明する。油井用鋼管の製造方法は、素材を準備する工程（準備工程）と、素材を熱間加工して素管を製造する工程（熱間加工工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、油井用鋼管にする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
［準備工程］
上述の化学組成を有し、式（１）及び式（２）を満たす溶鋼を製造する。溶鋼を用いて素材を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
［熱間加工工程］
準備された素材を熱間加工して素管を製造する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。
他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉油井用鋼管である場合、鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により肉厚が９〜６０ｍｍの素管が製造される。
熱間加工により製造された素管は空冷されてもよい（Ａｓ−Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された鋼管はまた、常温まで冷却せずに、熱間製管後に直接焼入れを実施したり、熱間製管後に補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。ただし、直接焼入れ、又は、補熱後に焼入れを実施する場合、焼割れの抑制を目的として、焼入れ途中に冷却を停止したり、緩冷却を実施したりする方が好ましい。
熱間製管後に直接焼入れ、又は熱間製管後に補熱した後焼入れを実施した場合、残留応力を除去することを目的として、焼入れ後であって次工程の熱処理前に、応力除去焼鈍し処理（ＳＲ処理）を実施することが好ましい。以下、焼入れ工程について詳述する。
［焼入れ工程］
熱間加工後の素管に対して、焼入れを実施する。好ましい焼入れ温度は８５０〜１０００℃である。
好ましくは、最遅冷却点での温度がＡｒ3温度以下になる前に、５℃／秒以上の冷却速度での強制冷却を開始する。この場合、降伏強度をさらに高めやすい。
焼入れ処理を複数回実施してもよい。複数回の焼入れ処理を実施する場合、好ましくは、焼入れ処理後、次段の焼入れ処理を実施する前に、焼入れ処理により生じた残留応力を除去することを目的として、ＳＲ処理を実施するのが好ましい。ＳＲ処理により焼入れ後の置き割れの発生を防止することができる。ＳＲ処理を実施する場合、好ましい処理温度は６００℃以下である。この場合、オーステナイトの粗大化を抑制できる。
［焼戻し工程］
上述の焼入れ処理を実施した後、焼戻し処理を実施する。焼戻し処理により、鋼材の降伏強度を調整する。焼戻し温度の好ましい下限は６５０℃である。焼戻し温度の好ましい上限は７３０℃である。
上述の製造方法では、一例として鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本発明の鋼材は、鋼板や他の形状であっても、鋼板の製造方法も同様に、準備工程、熱間加工工程、焼入れ工程及び焼戻し工程を備える。
［試験材の製造方法］
表１に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。
Figure 2017150251
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、鋼板を製造した。鋼板の板厚（ｍｍ）は表２に示すとおりであった。
Figure 2017150251
熱間圧延後の各鋼板に対して、表２に示す焼入れ温度で焼入れ処理を実施した。焼入れ後、各鋼板に対して、表２に示す焼戻し温度で焼戻し処理を実施した。焼戻し処理では、鋼１、２、１０、１１及び２２の鋼板の降伏強度がＡＰＩ規格のＴ９５グレード相当（降伏強度が６５５〜７６０ＭＰａ）となるように、その他の鋼の鋼板の降伏強度がＡＰＩ規格のＣ１１０グレード（降伏強度が７６０〜８６２ＭＰａ）となるように、焼戻し温度を調整した。いずれの鋼板においても、焼戻し温度での保持時間を６０分とした。以上の製造工程により、鋼１〜鋼２２の鋼板を製造した。
［降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）試験］
上記の焼入れ及び焼戻し処理後の各鋼板の板厚中央から、直径６．３５ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。引張試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。各丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、各位置における降伏強度（ＹＳ）（ＭＰａ）及び引張強度（ＴＳ）（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験により得られた下降伏点を、各試験番号の降伏強度（ＹＳ）と定義した。
［評価試験］
［ミクロ組織判定試験］
上記の焼入れ及び焼戻し処理後の各鋼板に対して、ＪＩＳ Ｚ２２４５（２０１１）に準拠したロックウェル硬さ（ＨＲＣ）試験を実施した。具体的には、鋼材の表面から２．０ｍｍ深さ位置、鋼材の裏面（鋼管の場合は内面）から２．０ｍｍ深さ位置、及び、鋼材の厚さ方向中央位置の各々において、任意の３箇所のロックウェル硬さ（ＨＲＣ）を求めた。９点のロックウェル硬さの最大値と最小値の差ΔＨＲＣが２．０未満の場合、ＨＲＣｍｉｎの位置でも焼戻しマルテンサイトの体積率が９０％以上であるとみなし、合格と判定した。ΔＨＲＣが２．０以上の場合、ＨＲＣｍｉｎの位置で焼戻しマルテンサイトの体積率が９０％未満であるとみなし、不合格と判定した。その合否判定を表２に示す。
［ＤＣＢ試験］
各鋼板を用いて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−９６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施し、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、各鋼板の厚さ中央部から、図３Ａに示すＤＣＢ試験片を３本ずつ採取した。鋼板からさらに、図３Ｂに示すクサビを作製した。クサビの厚さｔは２．９２ｍｍであった。なお、図３Ａ及び図３Ｂ中の数値は、対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。
ＤＣＢ試験片のアームの間にクサビを打ち込んだ。その後、クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片をオートクレーブ中に封入した。脱気した５％食塩水、酢酸、及び酢酸Ｎａを混合させてｐＨ３．５に調整された溶液を、オートクレーブ中に気体部分が残るようにオートクレーブ中に注入した。その後、オートクレーブ内に１０ａｔｍの硫化水素ガスを加圧封入して液相を攪拌し、この高圧硫化水素ガスを溶液に飽和させた。
以上の工程を経たオートクレーブを封じた後、溶液を攪拌させながら、２５℃で３３６時間保持した。その後、オートクレーブを減圧して、ＤＣＢ試験片を取り出した。
取出した各ＤＣＢ試験片のアーム先端に形成された孔にピンを差し込んで引張試験機で切欠部を開口し、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、浸漬中の割れ進展長さ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した。得られたクサビ解放応力Ｐと、割れ進展長さａとに基づいて、式（４）を用いて破壊靭性値ＫISSC（ＭＰａ√ｍ）を求めた。
Figure 2017150251
式（４）中のｈはＤＣＢ試験片の各アームの高さ（ｍｍ）であり、ＢはＤＣＢ試験片の厚さ（ｍｍ）であり、ＢｎはＤＣＢ試験片のウェブ厚さ（ｍｍ）である。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−９６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている。
各試験番号で３つのＤＣＢ試験片の破壊靭性値ＫISSC（ＭＰａ√ｍ）を求めた。各鋼板において、３つのＤＣＢ試験片の破壊靭性値の平均を、その鋼板の破壊靭性値ＫISSC（ＭＰａ√ｍ）と定義した。得られた破壊靭性値ＫISSCを表２に示す。鋼１、２、１０、１１及び２２の鋼板（ＡＰＩ規格のＴ９５グレード相当）では、上記定義された破壊靭性値ＫISSC値が４７ＭＰa√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。その他の鋼（ＡＰＩ規格のＣ１１０グレードに相当）では、上記定義された破壊靭性値ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。なお、試験槽に浸漬前にクサビを打ち込んだ際のアームの間隔が、ＫISSC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も確認した。
［試験結果］
表２に試験結果を示す。
鋼１〜９及び２２の鋼板の化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。さらに、ΔＨＲＣは２．０未満であったためミクロ組織判定が合格となり、ミクロ組織は体積率で９０％以上がマルテンサイトであった。その結果、鋼１、２及び２２のＫISSC値が４７ＭＰa√ｍ以上、鋼３〜９のＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ以上となり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。なお、鋼１、２及び２２の降伏強度は６５４ＭＰａ以上であり、鋼３〜９の降伏強度は７６０ＭＰａ以上であった。
一方、鋼１０の鋼板では、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、焼入れ性が低下し、ΔＨＲＣが２．０以上となったためミクロ組織判定が不合格となり、ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイトが体積率で９０％未満であった。その結果、ＫISSC値が４７ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。ミクロ組織が焼戻しマルテンサイトとともに、多量のベイナイトを含有する不均一な組織となったため、破壊靭性値ＫISSCが低かったと考えられる。
鋼１１の鋼板では、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。その結果、ＫISSC値が４７ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。耐ＳＳＣ性向上元素（Ｃ、Ｍｏ及びＣｏ）の含有量の、Ｍｎ及びＣｒの含有量に対する比が低すぎ、その結果、耐ＳＳＣ性が低かったと考えられる。
鋼１２の鋼板では、Ｍｏ含有量が低かった。その結果、ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。
鋼１３の鋼板では、Ｃｏ含有量が低かった。その結果、ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。
鋼１４の鋼板では、Ｍｎ含有量が高かった。その結果、ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。
鋼１５の鋼板では、Ｃｒ含有量が高かった。その結果、ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。
鋼１６の鋼板では、Ｃｏ含有量が高すぎ、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、焼入れ性が低下し、ΔＨＲＣが２．０以上となったためミクロ組織判定が不合格となり、ミクロ組織中のマルテンサイト体積率が９０％未満であった。その結果、ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。
鋼１７の鋼板では、Ｃ含有量及びＣｏ含有量が高すぎ、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、焼入れ性が低下し、ΔＨＲＣが２．０以上となったためミクロ組織判定が不合格となり、ミクロ組織中のマルテンサイト体積率が９０％未満であった。その結果、ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。
鋼１８の鋼板では、Ｃｏを含有せず、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。その結果、ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。
鋼１９の鋼板では、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、焼入れ性が低下し、ΔＨＲＣが２．０以上となったためミクロ組織判定が不合格となり、ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイトが体積率で９０％未満であった。その結果、ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。ミクロ組織が焼戻しマルテンサイトとともに、多量のベイナイトを含有する不均一な組織となったため、破壊靭性値ＫISSCが低かったと考えられる。
鋼２０の鋼板では、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。その結果、ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。耐ＳＳＣ性向上元素（Ｃ、Ｍｏ及びＣｏ）の含有量の、Ｍｎ及びＣｒの含有量に対する比が低すぎ、その結果、耐ＳＳＣ性が低かったと考えられる。
鋼２１の鋼板では、Ｃｏ含有量が高すぎた。そのため、焼入れ性が低下し、ΔＨＲＣが２．０以上となったためミクロ組織判定が不合格となり、ミクロ組織中のマルテンサイト体積率が９０％未満であった。その結果、ＫISSC値が３５ＭＰa√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
本発明による鋼材は、サワー環境に利用される鋼材に広く適用可能であり、好ましくは、油井環境に利用される油井用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 (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１５〜０．４５％、
    Ｓｉ：０．１０〜１．０％、
    Ｍｎ：０．１０〜０．９０未満％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０１〜０．１％、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｃｒ：０．１〜２．５％、
    Ｍｏ：０．３５〜３．０％、
    Ｃｏ：０．５０〜３．０％、
    Ｃｕ：０〜０．５％、
    Ｎｉ：０〜０．５％、
    Ｔｉ：０〜０．０３％、
    Ｎｂ：０〜０．１５％、
    Ｖ：０〜０．５％、
    Ｂ：０〜０．００３％、
    Ｃａ：０〜０．００４％、
    Ｍｇ：０〜０．００４％、
    Ｚｒ：０〜０．００４％、及び、
    希土類元素：０〜０．００４％を含有し、
    残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び（２）を満たす化学組成を有し、
    ミクロ組織が体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有することを特徴とする、鋼材。
    Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．５０ （１）
    （３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ)／（３Ｍｎ＋Ｃｒ)≧１．０ （２）
    有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４ （３）
    ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、前記有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 請求項１に記載の鋼材であって、
    前記化学組成は、
    Ｃｕ：０．０２〜０．５％、及び、
    Ｎｉ：０．０２〜０．５％からなる群から選択される１種以上を含有することを特徴とする、鋼材。
  3. 請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
    前記化学組成は、
    Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、
    Ｎｂ：０．００３〜０．１５％、及び、
    Ｖ：０．００５〜０．５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする、鋼材。
  4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    前記化学組成は、
    Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有することを特徴とする、鋼材。
  5. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    前記化学組成は、
    Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、
    Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、
    Ｚｒ：０．０００３〜０．００４％、及び、
    希土類元素：０．０００３〜０．００４％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする、鋼材。
  6. 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の化学組成と、
    １５ｍｍ以上の肉厚とを有する、油井用鋼管。
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