JPWO2020166668A1 - 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
JPWO2020166668A1
JPWO2020166668A1 JP2020572313A JP2020572313A JPWO2020166668A1 JP WO2020166668 A1 JPWO2020166668 A1 JP WO2020166668A1 JP 2020572313 A JP2020572313 A JP 2020572313A JP 2020572313 A JP2020572313 A JP 2020572313A JP WO2020166668 A1 JPWO2020166668 A1 JP WO2020166668A1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel material
content
tempering
test
steel
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.)
Granted
Application number
JP2020572313A
Other languages
English (en)
Other versions
JP7036237B2 (ja
Inventor
裕紀 神谷
陽平 乙▲め▼
貴志 相馬
大江　太郎
伸明 小松原
晋士 吉田
勇次 荒井
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 JPWO2020166668A1 publication Critical patent/JPWO2020166668A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7036237B2 publication Critical patent/JP7036237B2/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
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • 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
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
    • C21D7/12—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars by expanding tubular bodies
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D9/14—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes wear-resistant or pressure-resistant pipes
    • 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
    • C22C38/001—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
    • C22C38/24—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
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/46—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
    • C22C38/54—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
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

１１０ｋｓｉ級の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材を提供する。本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．６０〜１．５０％、Ｍｏ：１．００超〜２．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、Ｎ：０．０１００％以下、及び、Ｏ：０．００２０％未満を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、明細書に記載の式（１）を満たす化学組成を有する。旧オーステナイト粒の結晶粒径が１１．０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒界に析出する析出物の平均面積は１０．０×１０-3μｍ2以下である。降伏強度は７５８〜８６２ＭＰａである。

Description

本開示は、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、つまり、７５８〜８６２ＭＰａ）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又は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
しかしながら、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、降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８〜８６２ＭＰａ）であり、優れた耐ＳＳＣ性を示す鋼材（たとえば、油井用鋼管）が得られてもよい。
本開示の目的は、７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、サワー環境において優れた耐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：０．２０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．６０〜１．５０％、Ｍｏ：１．００超〜２．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００２０％未満、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、希土類元素：０〜０．０１００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｏ：０〜０．５０％、及び、Ｗ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。鋼材中において、旧オーステナイト粒の結晶粒径が１１．０μｍ以下である。鋼材中において、旧オーステナイト粒界に析出する析出物の平均面積は１０．０×１０-3μｍ2以下である。鋼材の降伏強度は７５８〜８６２ＭＰａである。
２．７×Ｃ＋０．４×Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５×Ｎｉ＋０．４５×Ｃｕ＋０．８×Ｃｒ＋２×Ｍｏ≧３．９０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
本開示による鋼材は、７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を有する。
図１は、Ｍｏ含有量と旧γ粒径との関係を示す図である。
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、７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を維持しながら、優れた耐ＳＳＣ性を得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ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が高まる。一方、鋼材中の転位は、水素を吸蔵する可能性がある。そのため、鋼材の転位密度が高まれば、鋼材が吸蔵する水素量も高まる可能性がある。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、１１０ｋｓｉ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、鋼材の転位密度を高めるのではなく、異なる手法で鋼材の降伏強度を高めれば、鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級まで高めても、優れた耐ＳＳＣ性が得られるのではないかと考えた。
具体的に本発明者らは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．６０〜１．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００２０％未満、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、希土類元素：０〜０．０１００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｏ：０〜０．５０％、及び、Ｗ：０〜０．５０％を含有する鋼材であれば、１１０ｋｓｉ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。
本発明者らはさらに、上述の化学組成に加えて、Ｍｏを含有させれば、合金炭化物が形成されるため、転位密度を高めすぎずに降伏強度を高められるのではないかと考えた。そこで本発明者らは、上述の化学組成にＭｏを加えた鋼材を種々製造して、その特性を調査した。その結果、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材においては、Ｍｏ含有量と旧オーステナイト粒（以下、「旧γ粒」ともいう）の粒径とに依存性があることを、新たに知見した。
具体的に、図を用いてＭｏ含有量と旧γ粒径との関係を説明する。図１は、Ｍｏ含有量と旧γ粒径との関係を示す図である。図１は、後述する実施例のうち、Ｍｏ含有量以外の化学組成が上述の化学組成の範囲を満たし、かつ、後述の好ましい製造方法によって製造された鋼材について、Ｍｏ含有量（質量％）と、後述するミクロ組織観察によって得られた旧γ粒径（μｍ）とを用いて作成した。本明細書において、「旧γ粒径」とは、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０に規定される比較法に準拠した方法で求めた旧γ粒の結晶粒径を意味する。
図１を参照して、Ｍｏ含有量が高まると、旧γ粒径が急激に小さくなる。上述の化学組成を有する鋼材においては、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、旧γ粒径が１１．０μｍ以下になる顕著な効果が得られることが、明らかになった。さらに、旧γ粒が微細であれば、鋼材は、降伏強度と耐ＳＳＣ性とをいずれも高めることができる。したがって、本実施形態による鋼材の化学組成は、上述の化学組成に加えて、Ｍｏを１．００超〜２．００％含有する。この場合、鋼材の旧γ粒径は、１１．０μｍ以下となる。
この理由について、本発明者らは次のように考えている。上述の化学組成を有する鋼材において、Ｍｏを１．００超〜２．００％含有する場合、鋼材中に固溶したＭｏは、焼入れの加熱時にオーステナイト粒界に偏析する可能性がある。そのため、オーステナイト粒界に偏析した固溶Ｍｏによって、結晶粒界の移動が抑制される。その結果、焼入れの加熱時にオーステナイト粒が粗大化しにくくなるため、焼戻し後の旧γ粒が微細になると考えられる。
一方、上述の化学組成を有する鋼材が、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得るためには、鋼材の焼入れ性は高い方が好ましい。本明細書において、Ｆ１＝２．７×Ｃ＋０．４×Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５×Ｎｉ＋０．４５×Ｃｕ＋０．８×Ｃｒ＋２×Ｍｏと定義する。Ｆ１は鋼材の焼入れ性の指標である。Ｆ１が低すぎれば、鋼材の焼入れ性が十分に得られず、１１０ｋｓｉ級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、上述の化学組成を有し、さらに、Ｆ１が３．９０以上である。
したがって、本実施形態による鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．６０〜１．５０％、Ｍｏ：１．００超〜２．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００２０％未満、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、希土類元素：０〜０．０１００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｏ：０〜０．５０％、及び、Ｗ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、さらに、上述のＦ１が３．９０以上である。本実施形態による鋼材はさらに、ミクロ組織において、旧γ粒径が１１．０μｍ以下である。
一方、上述の化学組成を有し、旧γ粒径が１１．０μｍ以下の鋼材では、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとすると、鋼材中に粗大な炭化物が多数析出する場合がある。本発明者らのさらなる調査の結果、上述の化学組成を有する鋼材では、鋼材中に粗大な炭化物が多数析出した場合、サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性が得られない場合があることが判明した。
そこで本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材において、耐ＳＳＣ性を低下させる炭化物について、さらに詳細に検討した。その結果、次の知見を得た。粗大な炭化物は、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、粗大な炭化物を低減させれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まるように考えられてきた。
しかしながら、本発明者らの詳細な検討により、粗大な炭化物の中でも特に、旧γ粒界に析出した粗大な炭化物が、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下させる可能性があることを、本発明者らは知見した。すなわち、単に粗大な炭化物を低減するのではなく、旧γ粒界に析出する粗大な炭化物を低減することにより、鋼材の耐ＳＳＣ性を高められることを、本発明者らは見出した。
なお、上述の化学組成を有する、本実施形態による鋼材においては、旧γ粒界に析出する析出物は、そのほとんどが炭化物である。したがって、旧γ粒界に析出する粗大な析出物を低減させれば、旧γ粒界に析出する粗大な炭化物を低減させることができる。
したがって、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、旧γ粒径が１１．０μｍ以下であり、さらに、旧γ粒界に析出する粗大な炭化物を低減させる。具体的に、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、旧γ粒径が１１．０μｍ以下であり、さらに、旧γ粒界の析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2以下である。その結果、本実施形態による鋼材は、７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度と、サワー環境における優れた耐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：０．２０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．６０〜１．５０％、Ｍｏ：１．００超〜２．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００２０％未満、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、希土類元素：０〜０．０１００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｏ：０〜０．５０％、及び、Ｗ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。鋼材中において、旧オーステナイト粒の結晶粒径が１１．０μｍ以下である。鋼材中において、旧オーステナイト粒界に析出する析出物の平均面積は１０．０×１０-3μｍ2以下である。鋼材の降伏強度は７５８〜８６２ＭＰａである。
２．７×Ｃ＋０．４×Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５×Ｎｉ＋０．４５×Ｃｕ＋０．８×Ｃｒ＋２×Ｍｏ≧３．９０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」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、７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを示す。
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、Ｃｕ：０．０２〜０．５０％、及び、Ｎｉ：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、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。
上記鋼材は、継目無鋼管であってもよい。本実施形態による鋼材が継目無鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、サワー環境においてさらに安定した耐ＳＳＣ性を有する。
上記優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的には、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。ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法では、４℃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（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を、試験浴に用いる。鋼材から採取した試験片に対し、実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷し、試験浴に浸漬する。続いて、試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを試験浴に吹き込んで飽和させる。Ｈ2Ｓガスが飽和した試験浴を４℃で７２０時間保持する。
一方、４点曲げ試験では、鋼材から採取した試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｇ３９−９９（２０１１）に準拠して、試験片に与えられる応力が、鋼材の実降伏応力の９０％になるように、４点曲げによって応力を負荷する。２４℃の５．０質量％塩化ナトリウム水溶液を試験浴に用いる。応力を負荷した試験片を、オートクレーブ中で試験浴に浸漬する。試験浴を脱気した後、２０ａｔｍのＨ2Ｓガスをオートクレーブに加圧封入する。オートクレーブを封じた後、試験浴を２４℃で７２０時間撹拌する。
本実施形態による鋼材は、以上のＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法、及び、４点曲げ試験のいずれにおいても、７２０時間経過後に、割れが確認されない。
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：０．２０〜０．４５％
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。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、鋼材の降伏強度が高まる。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０．２０〜０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２１％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０．４０％であり、より好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３５％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０．１０％であり、より好ましくは０．１５％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％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
Ｍｎ：０．０１〜１．００％
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、鋼材の降伏強度を高める。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０．０１〜１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％未満であり、さらに好ましくは０．５５％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０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％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％であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｓ：０．００５０％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０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％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。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：０．６０〜１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃｒはさらに、焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材中の旧γ粒界に粗大な炭化物が生成する。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．６０〜１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．６２％であり、より好ましくは０．６４％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．６７％であり、さらに好ましくは０．７０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、より好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは１．００％未満であり、さらに好ましくは０．９５％である。
Ｍｏ：１．００超〜２．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｍｏはさらに、鋼材中に固溶して、その一部が焼入れの加熱時にオーステナイト粒界に偏析する。その結果、ピンニング効果により、焼戻し後の鋼材の旧γ粒径が小さくなる。この場合、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、鋼材中の旧γ粒界に粗大な炭化物が生成する。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は１．００超〜２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．０１％であり、より好ましくは１．０５％であり、さらに好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは１．１５％であり、さらに好ましくは１．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、より好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７５％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．６５％である。
本実施形態による鋼材の化学組成において、好ましくは、Ｍｏ含有量はＣｒ含有量の２．００倍未満である。Ｍｏ含有量がＣｒ含有量に対して高すぎれば、鋼材の旧γ粒が粗大になる場合がある。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、本実施形態による化学組成を有する鋼材では、Ｍｏ含有量がＣｒ含有量の２．００倍未満であれば、鋼材の旧γ粒径を安定して１１．０μｍ以下にすることができる。したがって、本実施形態による鋼材の化学組成において、Ｍｏ含有量はＣｒ含有量の２．００倍未満とするのが好ましい。
Ｍｏ含有量のＣｒ含有量に対する比（Ｍｏ／Ｃｒ比）のより好ましい上限は１．９８であり、さらに好ましくは１．９５であり、さらに好ましくは１．９０である。Ｍｏ／Ｃｒ比の下限は特に限定されないが、本実施形態による鋼材の化学組成では、実質的には０．６７以上である。
Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％
チタン（Ｔｉ）は、窒化物を形成し、ピンニング効果により鋼材の組織を微細化する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ窒化物が多量に形成する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．０２０％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０．００４％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、より好ましくは０．０１５％である。
Ｖ：０．０５〜０．３０％
バナジウム（Ｖ）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。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材の組織を微細化する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｖはさらに、Ｃと結合して微細な炭化物を形成する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。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、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、Ｖ含有量は０．０５〜０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０５％超であり、より好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０９％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃ及び／又はＮと結合して、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組織を微細化する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｎｂはさらに、Ｃと結合して微細な炭化物を形成する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、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０．００５〜０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、より好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｎｂ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％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００４０％
ホウ素（Ｂ）は、鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、より好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
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と結合して微細窒化物を形成し、ピンニング効果により鋼材の組織を微細化する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、より好ましくは０．００７０％である。上記効果を有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．００２０％であり、より好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
Ｏ：０．００２０％未満
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ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００２０％未満である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１８％であり、より好ましくは０．００１５％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］
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、鋼材中の硫化物の形態を制御して、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０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％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０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％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０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％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、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％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０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％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、鋼材の焼入れ性を高める。
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、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。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。
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、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。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。
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。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。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、鋼材の降伏強度が低下する。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。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。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０．０３％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。
［式（１）について］
本実施形態による鋼材の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
２．７×Ｃ＋０．４×Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５×Ｎｉ＋０．４５×Ｃｕ＋０．８×Ｃｒ＋２×Ｍｏ≧３．９０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
Ｆ１（＝２．７×Ｃ＋０．４×Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５×Ｎｉ＋０．４５×Ｃｕ＋０．８×Ｃｒ＋２×Ｍｏ）は、上述の化学組成を有する鋼材における焼入れ性を示す指標である。Ｆ１が３．９０未満である場合、焼入れ性が十分に得られず、鋼材の降伏強度が得られない。したがって、本実施形態による鋼材は、Ｆ１が３．９０以上である。
Ｆ１の好ましい下限は３．９３であり、より好ましくは４．００である。Ｆ１の上限は特に限定されない。しかしながら、上述の化学組成を有する本実施形態による鋼材においては、Ｆ１の上限はたとえば、８．２７である。Ｆ１の好ましい上限は８．２０であり、より好ましくは８．１０であり、さらに好ましくは８．００である。
［旧オーステナイト粒径］
本実施形態による鋼材のミクロ組織において、旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）は１１．０μｍ以下である。上述のとおり、本明細書において、旧オーステナイト粒の結晶粒径（旧γ粒径）とは、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０の比較法に準拠して求めた、旧オーステナイト粒の結晶粒径を意味する。鋼材の旧γ粒が微細であれば、降伏強度及び耐ＳＳＣ性が安定して高まる。そこで、本実施形態では、鋼材中にＭｏを１．００％超含有することにより、鋼材の旧γ粒を微細にする。
本実施形態による鋼材の旧γ粒径が１１．０μｍ以下であれば、本実施形態による鋼材のその他の規定を満たすことを条件に、１１０ｋｓｉ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。
本実施形態による鋼材の旧γ粒径の好ましい上限は１０．５μｍであり、より好ましくは１０．０μｍである。本実施形態による鋼材の旧γ粒径の下限は、特に限定されない。本実施形態による鋼材の旧γ粒径の下限は、たとえば、４．５μｍである。
上述のとおり、旧γ粒径は、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０の比較法に準拠し求めることができる。より具体的には、次の方法で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に垂直な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に垂直な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、樹脂に埋め込み、２％ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングにより旧γ粒界を現出する。
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視野観察して、写真画像を生成する。観察倍率は、たとえば、２００倍である。生成した写真画像を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０に規定される結晶粒度標準図との比較により、結晶粒度番号を評価する。評価した結晶粒度番号から、各視野における旧γ粒の平均結晶粒径を求める。１０視野において求めた旧γ粒の平均結晶粒径の算術平均値を、旧γ粒の結晶粒径（旧γ粒径）（μｍ）と定義する。
［旧γ粒界に析出する析出物］
本実施形態による鋼材中において、旧オーステナイト粒界（旧γ粒界）に析出する析出物の平均面積は１０．０×１０-3μｍ2以下である。本明細書において、旧γ粒界に析出する析出物を「特定析出物」ともいう。特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2以下であれば、本実施形態による鋼材のその他の規定を満たすことを条件に、１１０ｋｓｉ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。
上述のとおり、上述の化学組成を有し、旧γ粒径が１１．０μｍ以下の鋼材では、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとすると、鋼材中に粗大な炭化物が多数析出する場合がある。さらに、鋼材中の粗大な炭化物のうち、旧γ粒界に析出した炭化物は、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下させる。また、本実施形態による鋼材においては、旧γ粒界に析出する析出物は、そのほとんどが炭化物である。
そこで、本実施形態による鋼材は、旧γ粒界に析出する析出物（特定析出物）の平均面積を、１０．０×１０-3μｍ2以下とする。特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2を超えれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2を超えればさらに、７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）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中において、旧γ粒界に析出する析出物の平均面積は１０．０×１０-3μｍ2以下である。特定析出物の平均面積の好ましい上限は９．９×１０-3μｍ2であり、より好ましくは９．７×１０-3μｍ2である。
特定析出物の平均面積の下限は特に限定されず、０．０×１０-3μｍ2であってもよい。しかしながら、上述の化学組成を有する本実施形態による鋼材においては、特定析出物の平均面積の下限は、たとえば、３．０×１０-3μｍ2である。
特定析出物の平均面積は、次の方法で求めることができる。上述の旧γ粒径の測定方法と同様に、鋼材から試験片を切り出す。具体的に、鋼材が鋼板の場合は、板厚中央部から圧延方向に垂直な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に垂直な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、樹脂に埋め込み、２％ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングにより旧γ粒界を現出する。試験片の観察面をＳＥＭによる二次電子像にて１０視野観察して、写真画像を生成する。観察倍率は、たとえば、１００００倍である。
生成した写真画像から、コントラストに基づいて、旧γ粒界を特定する。生成した写真画像からさらに、コントラストに基づいて、析出物を特定する。なお、本実施形態では、特定析出物の観察において、観察倍率は、たとえば、１００００倍である。そのため、円相当径で５０ｎｍ以上の析出物であれば、観察視野からコントラストに基づいて特定することができる。一方、本実施形態において、特定される析出物の円相当径の上限は、特に限定されない。上述の化学組成を有する鋼材においては、特定される析出物の円相当径の上限は、たとえば、１０００ｎｍである。したがって、本実施形態においては、特定析出物の円相当径は、たとえば、５０〜１０００ｎｍである。
特定された旧γ粒界と重複する、及び／又は、特定された旧γ粒界と接触する析出物を、「特定析出物」と特定する。すなわち、特定析出物（旧γ粒界に析出する析出物）とは、その一部が旧γ粒界と重複、及び／又は、接触する析出物を意味する。特定された特定析出物について、画像解析により、平均面積（μｍ2）を求める。
［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、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７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ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求めることができる。ミクロ組織は、上述の旧γ粒径に求める際に生成した写真画像を用いる。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、コントラストに基づ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率の合計の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率とする。
［鋼材の降伏強度］
本実施形態による鋼材の降伏強度は７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ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、降伏強度が１１０ｋｓｉ級であっても、上述の化学組成、旧γ粒径、及び、特定析出物の平均面積を満たすことで、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／Ｅ８Ｍ（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８．９ｍｍ、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℃）、大気中にて引張試験を実施して、得られた０．７％伸び時の応力を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。
［鋼材の耐ＳＳＣ性］
本実施形態による鋼材の耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法、及び、４点曲げ試験によって評価できる。
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、４℃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（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）とする。丸棒試験片に対して、実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷する。試験容器に４℃の試験溶液を、応力を負荷され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Ｈ2Ｓガスを飽和させる。Ｈ2Ｓガスが飽和した試験浴を、４℃で７２０時間保持する。
一方、４点曲げ試験では、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。ＡＳＴＭ Ｇ３９−９９（２０１１）に準拠して、試験片に対して４点曲げによって、実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷する。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２０ａｔｍ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７２０時間撹拌する。
本実施形態による鋼材は、以上のＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法、及び、４点曲げ試験の両方において、７２０時間経過後に、割れが確認されない。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によって観察した場合、割れが確認されないことを意味する。
［鋼材の形状］
本実施形態による鋼材の形状は特に限定されない。鋼材はたとえば鋼管、鋼板である。鋼材が油井用鋼管である場合、好ましい肉厚は９〜６０ｍｍである。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、１１０ｋｓｉ級の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性を示す。
［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、継目無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、鋼片（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、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を実施して、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。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）。又は、熱間加工により製造された素管は、常温まで冷却せずに、直接焼入れを実施してもよく、補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。
直接焼入れ、又は、補熱後に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。直接焼入れ、又は、補熱後に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（焼戻し等）前に、応力除去焼鈍（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。
［熱処理工程］
熱処理工程では、準備された中間鋼材に対して、熱処理を実施する。具体的には、準備された中間鋼材に対して、焼入れ及び焼戻しを実施する。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。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材をＡc1点以下で再加熱して、保持することを意味する。
本実施形態による熱処理工程では、好ましくは、複数回の焼入れ及び焼戻しを実施する。具体的には、焼入れ及び焼戻しを、それぞれ２回ずつ以上実施することが好ましい。より具体的には、準備された中間鋼材に対して、好ましくは、焼入れを実施した後、焼戻しを実施して、さらに焼入れを実施して、焼戻しを実施する。
なお、本実施形態による熱処理工程では、焼入れ及び焼戻しを３回以上実施してもよい。しかしながら、焼入れ及び焼戻しを４回以上繰り返して実施しても、その熱処理の効果は飽和する。したがって、本実施形態による熱処理工程では、焼入れ及び焼戻しを、２回又は３回実施するのが好ましい。以下、焼入れ及び焼戻しについて詳述する。
［焼入れ］
準備された中間鋼材（素管）、及び／又は、焼戻しが実施された中間鋼材に対して、焼入れを実施する。本実施形態による熱処理工程において、好ましい焼入れ温度は８００〜１０００℃である。本明細書において「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。
すなわち、本実施形態による熱処理工程では、熱間加工後に８００〜１０００℃の中間鋼材を急冷することによって実施されてもよいし、熱間加工後の中間鋼材を、補熱炉又は熱処理炉を用いて８００〜１０００℃まで加熱してから急冷することによって実施されてもよいし、焼戻し後の中間鋼材を、熱処理炉を用いて８００〜１０００℃まで加熱してから急冷することによって実施されてもよい。
焼入れ温度が高すぎれば、旧γ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。
本実施形態による熱処理工程において、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、好ましい焼入れ時間は５〜２０分である。本明細書において「焼入れ時間」とは、補熱炉又は熱処理炉に中間鋼材を装入してから、取り出すまでの時間を意味する。
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、焼入れ時間が長すぎれば、最終の焼戻し後の旧γ粒が粗大になる場合がある。したがって、本実施形態による熱処理工程において、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、焼入れ時間は５〜２０分とするのが好ましい。
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、焼入れ時の中間鋼材（素管）の温度が８００〜５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500（℃／秒）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表面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８℃／秒以上である。この場合、焼入れ後の中間鋼材（素管）のミクロ組織が、安定してマルテンサイト及びベイナイト主体となる。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500のより好ましい下限は１０℃／秒である。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の好ましい上限は５００℃／秒である。
［焼戻し］
上記焼入れが実施された中間鋼材に対して、焼戻しを実施する。サワー環境での使用が想定された鋼材の焼戻しでは、鋼材の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて、焼戻し温度及び焼戻し時間を調整していた。この場合、最終の焼戻しのみが制御され、最終ではない焼戻しについては、従来、焼戻し温度がＡc1点以下であればよいと考えられてきた。
一方、本実施形態による鋼材は、Ｍｏ含有量を高めることにより、旧γ粒を微細にする。このメカニズムについては、上述のとおり、鋼材中に固溶したＭｏが、焼入れの加熱時にオーステナイト粒界に偏析することで、ピンニング効果により、焼戻し後の旧γ粒を微細にすると考えられる。ここで、上述の化学組成を有する鋼材では、ＭｏはＭ2Ｃ型炭化物を形成しやすい。さらに、上述の化学組成を有する鋼材では、焼戻しにおいて、Ｍ2Ｃ型炭化物が析出しやすい。
そこで、本実施形態による熱処理工程では、最終から２番目の焼戻し後の鋼材中に、Ｍｏを十分に固溶させる。具体的に、本実施形態による熱処理工程では、最終から２番目の焼戻しにおいて、焼戻しパラメータＴＭＰ2（＝（焼戻し温度（℃）＋２７３）×（ｌｏｇ（焼戻し時間（分）／６０）＋２０））を制御すれば、Ｍ2Ｃ型炭化物として析出するＭｏ量を低減させることができる。
より具体的には、上述の化学組成を有する鋼材では、最終から２番目の焼戻しの焼戻しパラメータＴＭＰ2が１５０００〜１９０００であれば、最終の焼戻し後の鋼材の旧γ粒径を、微細にすることができる。最終から２番目の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ2が１５０００未満であれば、焼戻しの効果が十分に得られず、鋼材に焼割れや置割れが発生する場合がある。一方、最終から２番目の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ2が１９０００を超えれば、最終の焼入れの加熱時に固溶Ｍｏ量が十分に得られず、最終の焼戻し後の旧γ粒径が粗大になる場合がある。
したがって、本実施形態による熱処理工程において、最終から２番目の焼戻しの焼戻しパラメータＴＭＰ2は、１５０００〜１９０００とするのが好ましい。最終から２番目の焼戻しの焼戻しパラメータＴＭＰ2のより好ましい下限は１５５００であり、より好ましくは１６０００である。最終から２番目の焼戻しの焼戻しパラメータＴＭＰ2のより好ましい上限は１８５００であり、より好ましくは１８０００である。
好ましくは、最終から２番目の焼戻しでは、焼戻し温度を５００〜７００℃未満とする。さらに、好ましくは、最終から２番目の焼戻しでは、焼戻し時間（保持時間）を１０〜６０分とする。すなわち、本実施形態において、最終から２番目の焼戻しでは、焼戻し温度を５００〜７００℃未満、焼戻し時間を１０〜６０分として、さらに、焼戻しパラメータＴＭＰ2を１５０００〜１９０００とする。
なお、本明細書において「焼戻し温度」とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の熱処理炉の温度に相当する。本明細書において、「焼戻し時間（保持時間）」とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の熱処理炉に中間鋼材を装入してから、取り出すまでの時間を意味する。
また、本明細書において「最終から２番目の焼戻し」とは、最終の焼入れ及び焼戻しの前に実施する焼戻しを意味する。すなわち、熱処理工程において、焼入れ及び焼戻しをそれぞれ２回ずつ実施する場合、最終から２番目の焼戻しとは、１回目の焼戻しを意味する。熱処理工程において、焼入れ及び焼戻しをそれぞれ３回ずつ実施する場合、最終から２番目の焼戻しとは、２回目の焼戻しを意味する。
本実施形態による鋼材はさらに、旧γ粒界に析出する析出物（特定析出物）のうち、粗大な特定析出物を低減する。上述のとおり、特定析出物は、そのほとんどが炭化物である。そのため、特定析出物は、そのほとんどが最終の焼戻しにおいて析出する。したがって、本実施形態による熱処理工程では、最終から２番目の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ2だけでなく、最終の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ1（＝（焼戻し温度（℃）＋２７３）×（ｌｏｇ（焼戻し時間（分）／６０）＋２０））も制御する。
より具体的には、上述の化学組成を有する鋼材では、最終の焼戻しの焼戻しパラメータＴＭＰ1が１９１００〜１９６００であれば、最終の焼戻し後の鋼材中において、粗大な特定析出物を低減することができる。最終の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ1が１９１００未満であれば、焼戻しの効果が十分に得られず、焼戻し後の鋼材の降伏強度が高くなりすぎる場合がある。最終の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ1が１９１００未満であればさらに、粗大な特定析出物が多数析出する場合がある。
一方、最終の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ1が１９６００を超えれば、焼戻し後の鋼材の降伏強度が低くなりすぎる場合がある。最終の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ1が１９６００を超えればさらに、粗大な特定析出物が多数析出する場合がある。
したがって、本実施形態による熱処理工程において、最終の焼戻しの焼戻しパラメータＴＭＰ1は、１９１００〜１９６００とするのが好ましい。最終の焼戻しの焼戻しパラメータＴＭＰ1のより好ましい下限は１９２００であり、より好ましくは１９３００である。最終の焼戻しの焼戻しパラメータＴＭＰ1のより好ましい上限は１９５７０であり、より好ましくは１９５００である。
好ましくは、最終の焼戻しでは、焼戻し温度を６５０〜７３０℃とする。さらに、好ましくは、最終の焼戻しでは、焼戻し時間（保持時間）を１０〜９０分とする。すなわち、本実施形態において、最終の焼戻しでは、焼戻し温度を６５０〜７３０℃、焼戻し時間を１０〜９０分として、さらに、焼戻しパラメータＴＭＰ1を１９１００〜１９６００とする。
なお、鋼材が鋼管である場合、他の形状と比較して、焼戻しの保持中に、鋼管の温度に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。本実施形態の化学組成の鋼材において、上記焼戻し温度と上記焼戻し時間とを適宜調整することにより、降伏強度を７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）にすることは、当業者であれば十分に可能である。
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、熱処理工程とを備える。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。
表１に示す化学組成を有する、溶鋼を製造した。さらに、表１に記載の化学組成からＦ１をそれぞれ求めた。なお、表１中の「−」は、各元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。
Figure 2020166668
上記溶鋼を用いて、連続鋳造法によってビレットを製造した。製造した各試験番号のビレットを１２５０℃で１時間保持した後、マンネスマン−マンドレル方式による熱間圧延（熱間加工）を実施して、各試験番号の素管（継目無鋼管）を製造した。
熱間加工された各試験番号の素管について、熱処理（焼入れ及び焼戻し）をそれぞれ２回ずつ実施した。具体的に、各試験番号の素管について、次の方法で熱処理を実施した。
熱間加工によって製造された各試験番号の素管について、９５０℃の補熱炉で５分間保持した後、直接焼入れ（すなわち、１回目の焼入れ）を実施した。各試験番号の１回目の焼入れの焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、いずれも８〜５００℃／秒の範囲内であった。なお、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、各試験番号の素管の表面温度を測定することにより求めた。
続いて、各試験番号の素管について、１回目の焼戻し、すなわち、最終から２番目の焼戻しを実施した。具体的に、各試験番号の素管について、表２の「最終から２番目の焼戻し」欄に記載の焼戻し温度（℃）で、焼戻し時間（分）だけ保持する焼戻しを実施した。さらに、最終から２番目の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ2（＝（焼戻し温度（℃）＋２７３）×（ｌｏｇ（焼戻し時間（分）／６０）＋２０））を表２に示す。
Figure 2020166668
上述の１回目の焼戻しが実施された各試験番号の素管について、２回目の焼入れ、すなわち、最終の焼入れを実施した。具体的に、各試験番号の素管について、表２の「最終の焼入れ」欄に記載の焼入れ温度（℃）で、焼入れ時間（分）だけ保持した後、焼入れを実施した。各試験番号の２回目の焼入れの焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、いずれも８〜５００℃／秒の範囲内であった。
さらに、最終の焼入れが実施された各試験番号の素管について、２回目の焼戻し、すなわち、最終の焼戻しを実施した。具体的に、各試験番号の素管について、表２の「最終の焼戻し」欄に記載の焼戻し温度（℃）で、焼戻し時間（分）だけ保持する焼戻しを実施した。最終の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ1（＝（焼戻し温度（℃）＋２７３）×（ｌｏｇ（焼戻し時間（分）／６０）＋２０））を表２に示す。
なお、本実施例では、焼入れの加熱に用いた補熱炉及び熱処理炉の温度を「焼入れ温度（℃）」とした。さらに、焼戻しに用いた熱処理炉の温度を「焼戻し温度（℃）」とした。また、素管が焼入れの加熱時に補熱炉又は熱処理炉内に装入されてから取り出されるまでの時間を「焼入れ時間（分）」とした。素管が焼戻し時に熱処理炉内に装入されてから取り出されるまでの時間を「焼戻し時間（分）」とした。
［評価試験］
焼戻し処理後の各試験番号の継目無鋼管に対して、以下に説明するミクロ組織観察、引張試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。
［ミクロ組織観察］
各試験番号の継目無鋼管について、上述の方法で旧γ粒径を測定した。各試験番号の継目無鋼管の、旧γ粒径（μｍ）を表２に示す。各試験番号の継目無鋼管についてさらに、上述の方法で旧γ粒界に析出した析出物（特定析出物）の平均面積を求めた。各試験番号の継目無鋼管の、特定析出物の平均面積（×１０-3μｍ2）を表２に示す。
［引張試験］
各試験番号の継目無鋼管について、上述の方法により降伏強度を測定した。具体的に、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して、引張試験を実施した。より具体的には、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、平行部直径８．９ｍｍ、平行部長さ３５．６ｍｍ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、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、各試験番号の継目無鋼管の降伏強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．７％伸び時の応力を、各試験番号の降伏強度と定義した。得られた降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）（ＭＰａ）を表２に示す。
［鋼材の耐ＳＳＣ性評価試験］
各試験番号の継目無鋼管を用いて、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。
各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を３本採取した。丸棒試験片は、その軸方向が継目無鋼管の軸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試験番号の継目無鋼管の実降伏応力の９０％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。１ａｔｍのＨ2Ｓガスが飽和した試験浴を、４℃で７２０時間保持した。
一方、４点曲げ試験は、次の方法で実施した。各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍの試験片を３本採取した。試験片は、その長手方向が継目無鋼管の軸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、各試験片に与えられる応力が、各試験番号の継目無鋼管の実降伏応力の９０％になるように、４点曲げによって応力を負荷した。応力が負荷された試験片を、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、２０ａｔｍのＨ2Ｓガスを加圧封入し、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。
上記ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験、及び、４点曲げ試験のそれぞれについて、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で観察した。観察の結果、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、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。耐ＳＳＣ性試験については、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験の結果を「１ａｔｍＨ2Ｓ」欄に、４点曲げ試験の結果を「２０ａｔｍＨ2Ｓ」欄に、それぞれ示す。
表１及び表２を参照して、試験番号１〜８の継目無鋼管の化学組成は適切であり、降伏強度が７５８〜８６２ＭＰａであり、旧γ粒径が１１．０μｍ以下であり、かつ、特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2以下であった。その結果、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験と、４点曲げ試験との両方において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。
一方、試験番号９及び１０の継目無鋼管では、最終から２番目の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ2が大きすぎた。そのため、旧γ粒径が１１．０μｍを超えた。その結果、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号１１の継目無鋼管では、最終の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ1が大きすぎた。そのため、特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2を超えた。その結果、降伏強度が７５８ＭＰａ未満となり、１１０ｋｓｉ級の降伏強度が得られなかった。
試験番号１２の継目無鋼管では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、旧γ粒径が１１．０μｍを超えた。その結果、４点曲げ試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号１３の継目無鋼管では、Ｃｒ含有量が低すぎた。さらに、Ｍｏ含有量が低すぎた。さらに、Ｆ１が低すぎた。さらに、最終の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ1が小さすぎた。そのため、旧γ粒径が１１．０μｍを超えた。そのためさらに、特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2を超えた。その結果、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験と、４点曲げ試験との両方において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号１４の継目無鋼管では、Ｏ含有量が高すぎた。その結果、４点曲げ試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号１５の継目無鋼管では、Ｍｏ含有量が低すぎた。さらに、Ｆ１が低すぎた。そのため、旧γ粒径が１１．０μｍを超えた。そのためさらに、特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2を超えた。その結果、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験と、４点曲げ試験との両方において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号１６の継目無鋼管では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2を超えた。その結果、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験と、４点曲げ試験との両方において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号１７の継目無鋼管では、Ｍｏ含有量が低すぎた。そのため、旧γ粒径が１１．０μｍを超えた。そのためさらに、特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2を超えた。その結果、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験と、４点曲げ試験との両方において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号１８の継目無鋼管では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2を超えた。その結果、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号１９の継目無鋼管では、Ｖ含有量が低すぎた。さらに、最終の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ1が小さすぎた。そのため、特定析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2を超えた。その結果、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験と、４点曲げ試験との両方において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
試験番号２０の継目無鋼管では、最終の焼戻しにおける焼戻しパラメータＴＭＰ1が小さすぎた。その結果、降伏強度が８６５ＭＰａを超え、１１０ｋｓｉ級の降伏強度が得られなかった。その結果さらに、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した試験と、４点曲げ試験との両方において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
以上、本開示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開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示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。
本開示による鋼材は、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 (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．２０〜０．４５％、
    Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
    Ｍｎ：０．０１〜１．００％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
    Ｃｒ：０．６０〜１．５０％、
    Ｍｏ：１．００超〜２．００％、
    Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、
    Ｖ：０．０５〜０．３０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
    Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｏ：０．００２０％未満、
    Ｃａ：０〜０．０１００％、
    Ｍｇ：０〜０．０１００％、
    Ｚｒ：０〜０．０１００％、
    希土類元素：０〜０．０１００％、
    Ｃｕ：０〜０．５０％、
    Ｎｉ：０〜０．５０％、
    Ｃｏ：０〜０．５０％、及び、
    Ｗ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
    鋼材中において、旧オーステナイト粒の結晶粒径が１１．０μｍ以下であり、
    旧オーステナイト粒界に析出する析出物の平均面積が１０．０×１０-3μｍ2以下であり、
    降伏強度が７５８〜８６２ＭＰａである、鋼材。
    ２．７×Ｃ＋０．４×Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５×Ｎｉ＋０．４５×Ｃｕ＋０．８×Ｃｒ＋２×Ｍｏ≧３．９０ （１）
    ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」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、
    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。
  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、
    Ｃｕ：０．０２〜０．５０％、及び、
    Ｎｉ：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。
  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、
    前記鋼材は油井用鋼管である、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、
    前記鋼材は継目無鋼管である、鋼材。
JP2020572313A 2019-02-15 2020-02-13 サワー環境での使用に適した鋼材 Active JP7036237B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019025187 2019-02-15
JP2019025187 2019-02-15
PCT/JP2020/005617 WO2020166668A1 (ja) 2019-02-15 2020-02-13 サワー環境での使用に適した鋼材

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2020166668A1 true JPWO2020166668A1 (ja) 2021-10-14
JP7036237B2 JP7036237B2 (ja) 2022-03-15

Family

ID=72044212

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2020572313A Active JP7036237B2 (ja) 2019-02-15 2020-02-13 サワー環境での使用に適した鋼材

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220098712A1 (ja)
EP (1) EP3926059A4 (ja)
JP (1) JP7036237B2 (ja)
AR (1) AR118070A1 (ja)
BR (1) BR112021013441A2 (ja)
MX (1) MX2021009588A (ja)
WO (1) WO2020166668A1 (ja)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AR118071A1 (es) * 2019-02-15 2021-09-15 Nippon Steel Corp Material de acero adecuado para uso en ambiente agrio

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2008123422A1 (ja) * 2007-03-30 2008-10-16 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 低合金鋼、油井用継目無鋼管および継目無鋼管の製造方法
WO2013191131A1 (ja) * 2012-06-20 2013-12-27 新日鐵住金株式会社 油井管用鋼及びその製造方法
WO2015190377A1 (ja) * 2014-06-09 2015-12-17 新日鐵住金株式会社 低合金油井用鋼管
WO2016079908A1 (ja) * 2014-11-18 2016-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法

Family Cites Families (14)

* 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
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
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
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
JP6131890B2 (ja) * 2014-03-20 2017-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 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の製造方法ならびにその選定方法
WO2017149572A1 (ja) * 2016-02-29 2017-09-08 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用低合金高強度厚肉継目無鋼管
JP6635194B2 (ja) * 2016-05-20 2020-01-22 日本製鉄株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
EP3508603A4 (en) * 2016-09-01 2020-06-03 Nippon Steel Corporation STEEL AND OIL HOLE PIPE
AR118071A1 (es) * 2019-02-15 2021-09-15 Nippon Steel Corp Material de acero adecuado para uso en ambiente agrio

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2008123422A1 (ja) * 2007-03-30 2008-10-16 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 低合金鋼、油井用継目無鋼管および継目無鋼管の製造方法
WO2013191131A1 (ja) * 2012-06-20 2013-12-27 新日鐵住金株式会社 油井管用鋼及びその製造方法
WO2015190377A1 (ja) * 2014-06-09 2015-12-17 新日鐵住金株式会社 低合金油井用鋼管
WO2016079908A1 (ja) * 2014-11-18 2016-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
MX2021009588A (es) 2021-09-08
JP7036237B2 (ja) 2022-03-15
WO2020166668A1 (ja) 2020-08-20
AR118070A1 (es) 2021-09-15
BR112021013441A2 (pt) 2021-10-19
EP3926059A4 (en) 2024-02-07
US20220098712A1 (en) 2022-03-31
EP3926059A1 (en) 2021-12-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2013191131A1 (ja) 油井管用鋼及びその製造方法
JP6172391B2 (ja) 低合金油井用鋼管
WO2014068794A1 (ja) 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼及び低合金油井管用鋼の製造方法
JP6103156B2 (ja) 低合金油井用鋼管
AU2017338464A1 (en) Steel material, oil-well steel pipe, and method for producing steel material
JP7425360B2 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼材、及び、マルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法
JP6950518B2 (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
JP6747524B2 (ja) 鋼材、及び、鋼材の製造方法
JP7036238B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
US20200123624A1 (en) High-Strength Steel Material and Production Method Therefor
JP2019112679A (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
JP6950820B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
EP3330398B1 (en) Steel pipe for line pipe and method for manufacturing same
JPWO2019188740A1 (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
JP7036237B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP6958746B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP6996641B2 (ja) サワー環境での使用に適した継目無鋼管
JP6950519B2 (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
WO2022102441A1 (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: 20210528

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: 20220201

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20220214

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 7036237

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151