WO2018139400A1 - 鋼材、及び、鋼材の製造方法 - Google Patents

鋼材、及び、鋼材の製造方法 Download PDF

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晋士 吉田
勇次 荒井
貴志 相馬
裕紀 神谷
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新日鐵住金株式会社
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a steel material and a method for manufacturing the steel material, and more particularly to a steel material suitable for use in a sour environment and a method for manufacturing the steel material.
  • oil wells and gas wells By making deep wells in oil wells and gas wells (hereinafter, oil wells and gas wells are simply referred to as “oil wells”), it is required to increase the strength of steel pipes for oil wells.
  • steel pipes for oil wells of 80 ksi class yield strength is 80 to 95 ksi, that is, 551 to 655 MPa
  • 95 ksi class yield strength is 95 to 110 ksi, that is, 655 to 758 MPa
  • 110 ksi class yield strength is 110 to 125 ksi, ie, 758 to 862 MPa
  • 125 ksi class yield strength is 125 ksi to 140 ksi, ie 862 to 965 MPa
  • 140 ksi class yield strength is 140 ksi to 155 ksi, ie, 965.
  • Steel pipes for oil wells of ⁇ 1069 MPa are beginning to be demanded.
  • SSC resistance resistance to sulfide stress cracking
  • Patent Document 1 JP-A-62-253720
  • Patent Document 2 JP-A-59-232220
  • Patent Document 3 JP-A-8-3115551
  • Patent Document 5 JP-A 2000-256783
  • Patent Document 6 JP-A 2000-297344
  • Patent Document 7 JP2012-519238A
  • Patent Document 9 JP2012-26030A
  • Patent Document 1 proposes a method for improving the SSC resistance of oil well steel by reducing impurities such as Mn and P.
  • Patent Document 2 proposes a method of increasing the SSC resistance of steel by performing quenching twice to refine crystal grains.
  • Patent Document 3 proposes a method of increasing the SSC resistance of 125 ksi-class steel materials by refining the steel structure by induction heat treatment.
  • Patent Document 4 proposes a method of improving the SSC resistance of 110 ksi class to 140 ksi class steel pipes by increasing the hardenability of steel by using a direct quenching method and further increasing the tempering temperature.
  • Patent Document 5 and Patent Document 6 propose a method for improving the SSC resistance of 110 ksi-class to 140 ksi-class low alloy oil country tubular goods by controlling the form of carbides.
  • Patent Document 7 proposes a method of increasing the SSC resistance of a steel material of 125 ksi (862 MPa) class or higher by controlling the dislocation density and the hydrogen diffusion coefficient to desired values.
  • Patent Document 8 discloses a method for improving the SSC resistance of 125 ksi (862 MPa) grade steel by performing multiple quenching on low alloy steel containing 0.3 to 0.5% C. suggest.
  • Patent Document 9 proposes a method of controlling the form and number of carbides by adopting a tempering process of two-stage heat treatment. More specifically, in Patent Document 9, the SSC resistance of 125 ksi (862 MPa) grade steel is improved by suppressing the number density of large M 3 C or M 2 C.
  • An object of the present disclosure is to provide a steel material having a yield strength of 965 to 1069 MPa (140 to 155 ksi, 140 ksi class) and excellent SSC resistance.
  • the steel material according to the present disclosure is, in mass%, C: more than 0.50 to 0.80%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to 1.00%, P: 0.025%
  • the steel material according to the present disclosure further contains 0.010 to 0.060 mass% of
  • the method for manufacturing a steel material according to the present disclosure includes a preparation process, a quenching process, and a tempering process.
  • a preparation step an intermediate steel material having the above-described chemical composition is prepared.
  • the quenching step after the preparation step, the intermediate steel material at 800 to 1000 ° C. is cooled at a cooling rate of 50 ° C./min or more.
  • the tempering step the quenched intermediate steel material is held at 660 ° C. to Ac 1 point for 10 to 90 minutes, and then cooled at an average cooling rate between 600 ° C. and 200 ° C. at 5 to 300 ° C./second.
  • the steel material according to the present disclosure has a yield strength of 965 to 1069 MPa (140 ksi class) and excellent SSC resistance.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the amount of solute C and the fracture toughness value K1SSC .
  • FIG. 2A is a side view and a cross-sectional view of a DCB test piece used in the DCB test of the example.
  • FIG. 2B is a perspective view of a wedge used in the DCB test of the example.
  • the inventors of the present invention have investigated and studied a method for achieving both the yield strength of 965 to 1069 MPa (140 ksi class) and the SSC resistance in steel materials expected to be used in a sour environment, and obtained the following knowledge.
  • the present inventors can obtain excellent SSC resistance while increasing the yield strength to 140 ksi class (965 to 1069 MPa) using dislocation density by adjusting the amount of solute C in the steel material. I found. The reason for this is not clear, but the following reasons are possible.
  • the fixed dislocation formed by the solute C reduces the amount of hydrogen occluded in the steel material than the movable dislocation. Therefore, it is considered that the amount of hydrogen occluded in the steel material is reduced by increasing the density of the stationary dislocation formed by the solute C. As a result, the SSC resistance of the steel material can be improved. With this mechanism, it is considered that excellent SSC resistance can be obtained even with high strength of 140 ksi class.
  • the present inventors thought that the SSC resistance of the steel material can be improved while maintaining the yield strength of 140 ksi class by appropriately adjusting the amount of solute C in the steel material. Therefore, the present inventors have, in mass%, C: more than 0.50 to 0.80%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to 1.00%, P: 0.00.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the amount of dissolved C and the fracture toughness value K1SSC of each test number in the example.
  • FIG. 1 was obtained by the following method. Among the examples to be described later, for steel materials in which conditions other than the solid solution C amount satisfy the range of the present embodiment, the obtained solid solution C amount (mass%) and the fracture toughness value K 1 SSC (MPa ⁇ m) are used.
  • FIG. 1 was created.
  • the yield strength YS (Yield Strength) of the steel shown in FIG. 1 was 965 to 1069 MPa (140 ksi class). The yield strength YS was adjusted by adjusting the tempering temperature. Further, regarding the SSC resistance, when the fracture toughness value K 1 SSC, which is an index of the SSC resistance, is 30.0 MPa ⁇ m or more, it was determined that the SSC resistance was good.
  • the fracture toughness value K 1 SSC is 30.0 MPa ⁇ m or more, and excellent SSC resistance is obtained. Indicated. On the other hand, in the steel material satisfying the above chemical composition, when the solid solution C amount exceeds 0.060 mass%, the fracture toughness value K 1 SSC is less than 30.0 MPa ⁇ m. That is, it was revealed that when the amount of solute C is too high, the SSC resistance deteriorates.
  • the yield strength YS is set to 965 to 1069 MPa (140 ksi class), and the solid solution C amount is set to 0.010 to 0.060% by mass.
  • the toughness value K 1 SSC is 30.0 MPa ⁇ m or more, and excellent SSC resistance can be obtained.
  • the solid solution C amount of the steel material is 0.010 to 0.060 mass%.
  • the microstructure of steel is a structure mainly composed of tempered martensite and tempered bainite.
  • the tempered martensite and the tempered bainite main body mean that the total volume ratio of the tempered martensite and the tempered bainite is 90% or more.
  • the yield strength YS is 965 to 1069 MPa (140 ksi class)
  • the yield ratio YR the yield strength YS with respect to the tensile strength TS (Tensile Strength)
  • the steel material according to the present embodiment completed based on the above knowledge is, in mass%, C: more than 0.50 to 0.80%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to 1.%. 00%, P: 0.025% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.005 to 0.100%, Cr: 0.20 to 1.50%, Mo: 0.25 to 1.50 %, Ti: 0.002 to 0.050%, B: 0.0001 to 0.0050%, N: 0.002 to 0.010%, O: 0.0100% or less, V: 0 to 0.30 %, Nb: 0 to 0.100%, Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0 to 0.0100%, Co: 0 to 0.50%, W: 0 Contains 0.5 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, and Cu: 0 to 0.50%, with the balance being Fe and impurities. .
  • the steel material according to the present embodiment further
  • the steel material is not particularly limited, and examples thereof include a steel pipe and a steel plate.
  • the chemical composition may contain one or more selected from the group consisting of V: 0.01 to 0.30% and Nb: 0.002 to 0.100%.
  • the chemical composition is one or two selected from the group consisting of Ca: 0.0001 to 0.0100%, Mg: 0.0001 to 0.0100%, and Zr: 0.0001 to 0.0100%. It may contain seeds or more.
  • the chemical composition may contain one or more selected from the group consisting of Co: 0.02 to 0.50% and W: 0.02 to 0.50%.
  • the chemical composition may contain one or more selected from the group consisting of Ni: 0.02 to 0.50% and Cu: 0.01 to 0.50%.
  • the steel material may be an oil well steel pipe.
  • the oil well steel pipe may be a line pipe steel pipe or an oil well pipe.
  • the oil well steel pipe may be a seamless steel pipe or a welded steel pipe.
  • An oil well pipe is, for example, a steel pipe used for casing and tubing applications.
  • the oil well steel pipe according to the present embodiment is preferably a seamless steel pipe. If the oil well steel pipe according to the present embodiment is a seamless steel pipe, it has a yield strength of 965 to 1069 MPa (140 ksi class) and excellent SSC resistance even if the wall thickness is 15 mm or more.
  • the excellent SSC resistance refers to a solution prepared by mixing degassed 5% saline and 4 g / L Na acetate and adjusting the pH to 3.5 with hydrochloric acid, and 10% H 2 S.
  • K 1SSC MPa ⁇ m is 30.0 MPa ⁇ m or more.
  • the said solid solution C amount means the difference from C content of the chemical composition of steel materials of C amount (mass%) in the carbide
  • the amount of C in the carbide in the steel material is the Fe concentration ⁇ Fe> a, Cr concentration ⁇ Cr> a in the carbide (cementite and MC type carbide) obtained as a residue by performing extraction residue analysis on the steel material, Mn concentration ⁇ Mn> a, Mo concentration ⁇ Mo> a, V concentration ⁇ V> a, Nb concentration ⁇ Nb> a, and cementite specified by TEM observation of the replica film obtained by the extraction replica method Using the Fe concentration ⁇ Fe> b, Cr concentration ⁇ Cr> b, Mn concentration ⁇ Mn> b, and Mo concentration ⁇ Mo> b in the cementite obtained by performing point analysis using EDS, the formula (1 ) To formula (5).
  • ⁇ 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
  • cementite means the carbide
  • the method for manufacturing a steel material according to the present embodiment includes a preparation process, a quenching process, and a tempering process.
  • a preparation step an intermediate steel material having the above-described chemical composition is prepared.
  • the quenching step the intermediate steel material at 800 to 1000 ° C. is cooled at a cooling rate of 50 ° C./min or more after the preparation step.
  • the tempering step the quenched intermediate steel material is held at 660 ° C. to Ac 1 point for 10 to 90 minutes, and then cooled at an average cooling rate between 600 ° C. and 200 ° C. at 5 to 300 ° C./second.
  • the intermediate steel material corresponds to a raw pipe when the final product is a steel pipe, and corresponds to a plate-shaped steel material when the final product is a steel plate.
  • the preparation process of the manufacturing method may include a material preparation process for preparing a material having the above-described chemical composition and a hot working process for manufacturing an intermediate steel material by hot working the material.
  • Carbon (C) increases the hardenability and increases the strength of the steel material. C further promotes the spheroidization of carbides during tempering during the manufacturing process, and increases the SSC resistance of the steel material. If the carbide is dispersed, the strength of the steel material is further increased. If the C content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the toughness of the steel material is lowered and fire cracks are likely to occur. Therefore, the C content is more than 0.50 to 0.80%.
  • the minimum with preferable C content is 0.51%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.70%, More preferably, it is 0.62%.
  • Si 0.05 to 1.00% Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Si content is 0.05 to 1.00%.
  • the minimum of preferable Si content is 0.15%, More preferably, it is 0.20%.
  • the upper limit of the preferable Si content is 0.85%, more preferably 0.50%.
  • Mn 0.05 to 1.00%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further enhances hardenability. If the Mn content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, Mn segregates at grain boundaries together with impurities such as P and S. In this case, the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Mn content is 0.05 to 1.00%.
  • the minimum of preferable Mn content is 0.25%, More preferably, it is 0.30%.
  • the upper limit of the preferable Mn content is 0.90%, more preferably 0.80%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. That is, the P content is more than 0%. P segregates at the grain boundaries and decreases the SSC resistance of the steel material. Therefore, the P content is 0.025% or less.
  • the upper limit with preferable P content is 0.020%, More preferably, it is 0.015%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, the extreme reduction of the P content significantly increases the manufacturing cost. Therefore, when industrial production is considered, the minimum with preferable P content is 0.0001%, More preferably, it is 0.0003%, More preferably, it is 0.001%.
  • S 0.0100% or less Sulfur (S) is an impurity. That is, the S content is more than 0%. S segregates at the grain boundaries and decreases the SSC resistance of the steel material. Therefore, the S content is 0.0100% or less.
  • the upper limit with preferable S content is 0.0050%, More preferably, it is 0.0030%.
  • the S content is preferably as low as possible. However, the extreme reduction of the S content greatly increases the manufacturing cost. Therefore, when industrial production is considered, the minimum with preferable S content is 0.0001%, More preferably, it is 0.0002%, More preferably, it is 0.0003%.
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, this effect cannot be obtained, and the SSC resistance of the steel material decreases. On the other hand, if the Al content is too high, coarse oxide inclusions are generated and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.100%.
  • the minimum with preferable Al content is 0.015%, More preferably, it is 0.020%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.080%, More preferably, it is 0.060%.
  • Al content means “acid-soluble Al”, that is, the content of “sol. Al”.
  • Chromium (Cr) improves the hardenability of the steel material. Further, Cr increases the temper softening resistance of the steel material and enables high temperature tempering. As a result, the SSC resistance of the steel material is increased. If the Cr content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, the toughness and SSC resistance of the steel material will decrease. Therefore, the Cr content is 0.20 to 1.50%.
  • the minimum with preferable Cr content is 0.25%, More preferably, it is 0.30%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 1.30%.
  • Mo 0.25 to 1.50% Molybdenum (Mo) improves the hardenability of the steel material. Mo further generates fine carbides and increases the temper softening resistance of the steel material. As a result, Mo increases the SSC resistance of the steel material by high temperature tempering. If the Mo content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mo content is too high, the above effect is saturated. Therefore, the Mo content is 0.25 to 1.50%. The minimum with preferable Mo content is 0.50%, More preferably, it is 0.65%. The upper limit with preferable Mo content is 1.20%, More preferably, it is 1.00%.
  • Titanium (Ti) forms a nitride and refines crystal grains by a pinning effect. Thereby, the intensity
  • the minimum with preferable Ti content is 0.003%, More preferably, it is 0.005%.
  • the upper limit with preferable Ti content is 0.030%, More preferably, it is 0.020%.
  • B 0.0001 to 0.0050% Boron (B) is dissolved in steel to increase the hardenability of the steel material and increase the strength of the steel material. If the B content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the B content is too high, coarse nitrides are generated and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the B content is 0.0001 to 0.0050%.
  • the minimum with preferable B content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0007%.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0035%, More preferably, it is 0.0025%.
  • N 0.002 to 0.010% Nitrogen (N) is inevitably contained. N combines with Ti to form fine nitrides and refines the crystal grains. On the other hand, if the N content is too high, N forms coarse nitrides and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the N content is 0.002 to 0.010%. The upper limit with preferable N content is 0.005%, More preferably, it is 0.004%.
  • Oxygen (O) is an impurity. That is, the O content is over 0%. O forms a coarse oxide and reduces the corrosion resistance of the steel material. Therefore, the O content is 0.0100% or less.
  • the upper limit with preferable O content is 0.0030%, More preferably, it is 0.0020%.
  • the O content is preferably as low as possible. However, the extreme reduction of the O content greatly increases the manufacturing cost. Therefore, when considering industrial production, the preferable lower limit of the O content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, and still more preferably 0.0003%.
  • the balance of the chemical composition of the steel material according to the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are mixed from ore as a raw material, scrap, or production environment when industrially producing steel materials, and are allowed within a range that does not adversely affect the steel materials according to the present embodiment. Means what will be done.
  • the chemical composition of the steel material described above may further include one or more selected from the group consisting of V and Nb in place of part of Fe. Any of these elements is an arbitrary element and improves the SSC resistance of the steel material.
  • V 0 to 0.30%
  • Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%.
  • V combines with C or N to form carbide, nitride, carbonitride, etc. (hereinafter referred to as “carbonitride etc.”). These carbonitrides and the like refine the steel substructure by the pinning effect and increase the SSC resistance of the steel material.
  • V further forms fine carbides during tempering. Fine carbide increases the temper softening resistance of the steel material and increases the strength of the steel material. Further, since V becomes a spherical MC type carbide, the formation of acicular M 2 C type carbide is suppressed, and the SSC resistance of the steel material is improved.
  • the V content is 0 to 0.30%.
  • the minimum with preferable V content is more than 0%, More preferably, it is 0.01%, More preferably, it is 0.02%.
  • the upper limit with preferable V content is 0.20%, More preferably, it is 0.15%, More preferably, it is 0.12%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When contained, Nb forms carbonitride and the like. These carbonitrides refine the substructure of the steel material by the pinning effect, and improve the SSC resistance of the steel material. Further, since Nb becomes a spherical MC type carbide, the formation of acicular M 2 C type carbide is suppressed, and the SSC resistance of the steel material is improved. If Nb is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content is too high, carbonitrides and the like are excessively generated, and the SSC resistance of the steel material is lowered.
  • the Nb content is 0 to 0.100%.
  • the minimum with preferable Nb content is more than 0%, More preferably, it is 0.002%, More preferably, it is 0.003%, More preferably, it is 0.007%.
  • the upper limit with preferable Nb content is 0.025%, More preferably, it is 0.020%.
  • the total content of V and Nb is preferably 0.30% or less, and more preferably 0.20% or less.
  • the chemical composition of the steel material described above may further include one or more selected from the group consisting of Ca, Mg, and Zr instead of part of Fe. Any of these elements is an arbitrary element and improves the SSC resistance of the steel material.
  • Ca 0 to 0.0100% Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%. When contained, Ca refines sulfides in the steel material and improves the SSC resistance of the steel material. If Ca is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ca content is too high, the oxide in the steel material becomes coarse, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0100%.
  • the minimum with preferable Ca content is more than 0%, More preferably, it is 0.0001%, More preferably, it is 0.0003%, More preferably, it is 0.0006%.
  • the upper limit with preferable Ca content is 0.0025%, More preferably, it is 0.0020%.
  • Mg 0 to 0.0100%
  • Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%. When contained, Mg renders S in the steel material harmless as a sulfide and improves the SSC resistance of the steel material. If Mg is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mg content is too high, the oxide in the steel material becomes coarse, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the Mg content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, and still more preferably 0.0010%. It is.
  • the upper limit with preferable Mg content is 0.0025%, More preferably, it is 0.0020%.
  • Zr Zirconium
  • Zr Zirconium
  • the Zr content may be 0%.
  • Zr refines sulfides in the steel material and improves the SSC resistance of the steel material. If Zr is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Zr content is too high, the oxide in the steel material becomes coarse. Therefore, the Zr content is 0 to 0.0100%.
  • the minimum with preferable Zr content is more than 0%, More preferably, it is 0.0001%, More preferably, it is 0.0003%, More preferably, it is 0.0006%.
  • the upper limit with preferable Zr content is 0.0025%, More preferably, it is 0.0020%.
  • the total content when containing two or more selected from the group consisting of Ca, Mg and Zr is preferably 0.0100% or less, and 0.0050% or less. Is more preferable.
  • the chemical composition of the steel material described above may further include one or more selected from the group consisting of Co and W instead of part of Fe. All of these elements are optional elements, and form a protective corrosion film in a hydrogen sulfide environment and suppress hydrogen intrusion. Thereby, these elements increase the SSC resistance of the steel material.
  • Co 0 to 0.50%
  • Co is an optional element and may not be contained. That is, the Co content may be 0%.
  • Co forms a protective corrosion film in a hydrogen sulfide environment and suppresses hydrogen intrusion. Thereby, SSC resistance of steel materials is improved. If Co is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Co content is too high, the hardenability of the steel material decreases and the strength of the steel material decreases. Therefore, the Co content is 0 to 0.50%.
  • the minimum with preferable Co content is more than 0%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Co content is 0.45%, More preferably, it is 0.40%.
  • W 0 to 0.50%
  • Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. That is, the W content may be 0%. When contained, W forms a protective corrosion film in a hydrogen sulfide environment and suppresses hydrogen intrusion. Thereby, SSC resistance of steel materials is improved. If W is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the W content is too high, coarse carbides are generated in the steel material, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the W content is 0 to 0.50%.
  • the minimum with preferable W content is more than 0%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable W content is 0.45%, More preferably, it is 0.40%.
  • the chemical composition of the steel material described above may further include one or more selected from the group consisting of Ni and Cu instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the hardenability of the steel.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When contained, Ni increases the hardenability of the steel material and increases the strength of the steel material. If Ni is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content is too high, local corrosion is promoted and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the Ni content is 0 to 0.50%.
  • the minimum with preferable Ni content is more than 0%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 0.35%, More preferably, it is 0.25%.
  • Cu 0 to 0.50% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When contained, Cu increases the hardenability of the steel material and increases the strength of the steel material. If Cu is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content is too high, the hardenability of the steel material becomes too high, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%.
  • the minimum with preferable Cu content is more than 0%, More preferably, it is 0.01%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.35%, More preferably, it is 0.25%.
  • the steel material according to the present embodiment contains 0.010 to 0.060 mass% of solute C. If the amount of solute C is less than 0.010% by mass, dislocations in the steel material are not sufficiently fixed, and excellent SSC resistance of the steel material cannot be obtained. On the other hand, if the amount of solute C exceeds 0.060% by mass, the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the amount of solid solution C is 0.010 to 0.060% by mass.
  • the minimum with the preferable amount of solute C is 0.020 mass%, More preferably, it is 0.030 mass%.
  • the amount of solute C in this range can be obtained, for example, by controlling the tempering holding time and the cooling rate of the tempering process.
  • the reason for this is as follows.
  • the amount of dissolved C is the highest immediately after quenching. Immediately after quenching, C is in solid solution except for a small amount precipitated as a carbide during quenching. Thereafter, in the tempering step, C is partially precipitated as carbides by soaking. As a result, the amount of solute C decreases toward the thermal equilibrium concentration at the tempering temperature. When the holding time for tempering is too short, this effect cannot be obtained and the amount of dissolved C becomes too high. On the other hand, when the holding time of tempering is too long, the amount of solute C approaches the thermal equilibrium concentration and hardly changes. Therefore, in this embodiment, the tempering holding time is 10 to 90 minutes.
  • the cooling after tempering when the cooling rate is slow, the solid solution C re-deposits during the temperature drop.
  • the cooling after tempering is performed by cooling, so that the cooling rate is slow. Therefore, the amount of solute C was almost 0% by mass. Therefore, in the present embodiment, the cooling rate after tempering is increased to obtain a solid solution C amount of 0.010 to 0.060 mass%.
  • the steel material is continuously forcedly cooled from the tempering temperature, and the surface temperature of the steel material is continuously reduced.
  • a continuous cooling treatment for example, there are a method of immersing a steel material in a water tank and cooling, and a method of accelerating cooling of the steel material by shower water cooling, mist cooling or forced air cooling.
  • the cooling rate after tempering is measured at the site that is cooled most slowly in the cross section of the tempered steel material (for example, the central part of the steel material thickness when both surfaces are forcibly cooled).
  • a cooling rate after tempering can be measured by inserting a sheath-type thermocouple in the center of the plate thickness of the steel plate and measuring the temperature.
  • a cooling rate after tempering can be measured by inserting a sheath-type thermocouple in the center of the thickness of the steel pipe and measuring the temperature.
  • the surface temperature of the non-forced cooling side of steel materials can be measured with a non-contact type infrared thermometer.
  • the temperature range between 600 ° C and 200 ° C is a relatively fast temperature range for C diffusion. Therefore, in this embodiment, the average cooling rate between 600 ° C. and 200 ° C. is set to 5 ° C./second or more.
  • the cooling rate after tempering is set to 300 ° C./second or less.
  • the amount of dissolved C can be 0.010 to 0.060% by mass.
  • the amount of solute C in the steel material may be adjusted to 0.010 to 0.060 mass% by other methods.
  • Solid solution C amount means the difference from C content of the chemical composition of steel materials of C amount (mass%) in the carbide
  • the amount of C in the carbide in the steel material is the Fe concentration ⁇ Fe> a, Cr concentration ⁇ Cr> a in the carbide (cementite and MC type carbide) obtained as a residue by performing extraction residue analysis on the steel material, Mn concentration ⁇ Mn> a, Mo concentration ⁇ Mo> a, V concentration ⁇ V> a, Nb concentration ⁇ Nb> a, and cementite specified by TEM observation of the replica film obtained by the extraction replica method Using the Fe concentration ⁇ Fe> b, Cr concentration ⁇ Cr> b, Mn concentration ⁇ Mn> b, and Mo concentration ⁇ Mo> b in the cementite obtained by performing point analysis using EDS, the formula (1 ) To formula (5).
  • ⁇ 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
  • cementite means the carbide
  • the amount of precipitated C is calculated by the following procedure 1 to procedure 4. Specifically, extraction residue analysis is performed in Procedure 1. By the extraction replica method using a transmission electron microscope (hereinafter referred to as “TEM”) and the energy dispersive X-ray spectroscopy (hereinafter referred to as “EDS”) in Step 2. Conduct element concentration analysis in cementite (hereinafter referred to as “EDS analysis”). In step 3, the Mo content is adjusted. In step 4, the amount of precipitated C is calculated.
  • TEM transmission electron microscope
  • EDS analysis energy dispersive X-ray spectroscopy
  • a cylindrical test piece having a diameter of 6 mm and a length of 50 mm is collected from the center of the thickness of the steel pipe so that the thickness center is the center of the cross section.
  • the collected specimen surface is polished by about 50 ⁇ m by preliminary electrolytic polishing to obtain a new surface.
  • the electropolished test piece is electrolyzed with an electrolytic solution 10% acetylacetone + 1% tetraammonium + methanol. Residues are captured by passing the electrolytic solution after electrolysis through a 0.2 ⁇ m filter.
  • the obtained residue is acid-decomposed, and the concentrations of Fe, Cr, Mn, Mo, V, and Nb are quantified in units of mass% by ICP (inductively coupled plasma) emission analysis. These concentrations are defined as ⁇ Fe> a, ⁇ Cr> a, ⁇ Mn> a, ⁇ Mo> a, ⁇ V> a, and ⁇ Nb> a, respectively.
  • Procedure 2 Determination of Fe, Cr, Mn, and Mo contents in cementite by extraction replica method and EDS
  • procedure 2 the contents of Fe, Cr, Mn, and Mo in cementite are determined.
  • the specific procedure is as follows. When the steel material is a plate material, a micro test piece is cut out from the central portion of the plate thickness, and when the steel material is a steel pipe, the micro test piece is cut out and finished by mirror polishing. The test piece is immersed in a 3% nital etchant for 10 minutes to corrode the surface. The surface is covered with a carbon vapor deposition film.
  • a test piece whose surface is covered with a vapor deposition film is immersed in a 5% nital corrosive solution, held for 20 minutes, and the vapor deposition film is peeled off.
  • the peeled deposited film is washed with ethanol, then scooped with a sheet mesh and dried.
  • This deposited film (replica film) is observed with a TEM, and 20 cementites are subjected to point analysis by EDS.
  • the Fe, Cr, Mn, and Mo concentrations when the total of alloy elements excluding carbon in cementite is 100% are quantified in units of mass%.
  • the concentration of 20 cementites is quantified, and the arithmetic average value of each element is defined as ⁇ Fe> b, ⁇ Cr> b, ⁇ Mn> b, ⁇ Mo> b.
  • the amount of Mo precipitated as cementite ( ⁇ Mo> c) is calculated by the equation (1).
  • ⁇ Mo> c ( ⁇ Fe> a + ⁇ Cr> a + ⁇ Mn> a) ⁇ ⁇ Mo> b / ( ⁇ Fe> b + ⁇ Cr> b + ⁇ Mn> b) (1)
  • the amount of Mo precipitated as MC type carbide ( ⁇ Mo> d) is calculated in units of mass% according to the formula (2).
  • ⁇ Mo> d ⁇ Mo> a- ⁇ Mo> c (2)
  • the amount of precipitated C is calculated as the sum of the amount of C precipitated as cementite ( ⁇ C> a) and the amount of C precipitated as MC type carbide ( ⁇ C> b).
  • ⁇ C> a and ⁇ C> b are calculated in units of mass% according to formula (3) and formula (4), respectively.
  • Formula (3) is a formula derived from the structure of cementite being M 3 C type (M includes Fe, Cr, Mn, and Mo).
  • ⁇ 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)
  • the amount of precipitated C is ⁇ C> a + ⁇ C> b.
  • the amount of solid solution C (hereinafter also referred to as ⁇ C> c) is calculated as a difference between the C content ( ⁇ C>) of the steel material and the amount of precipitated C in units of mass% using Equation (5).
  • ⁇ C> c ⁇ C> ⁇ ( ⁇ C> a + ⁇ C> b) (5)
  • the microstructure of the steel material according to the present embodiment is mainly composed of tempered martensite and tempered bainite. More specifically, the microstructure is composed of tempered martensite and / or tempered bainite having a volume ratio of 90% or more. That is, in the microstructure, the total volume ratio of tempered martensite and tempered bainite is 90% or more. The balance of the microstructure is, for example, retained austenite. If the microstructure of the steel material having the above chemical composition contains 90% or more of the total volume ratio of tempered martensite and tempered bainite, the yield strength is 965 to 1069 MPa (140 ksi class), and the yield ratio is 90%. That's it.
  • the microstructure is a sum of the volume ratios of tempered martensite and tempered bainite being 90% or more.
  • the microstructure consists only of tempered martensite and / or tempered bainite.
  • the steel material is a plate material
  • the steel material is a steel pipe
  • the etched observation surface is observed with a scanning electron microscope (SEM: Scanning Electron Microscope) for 10 fields of view with a secondary electron image.
  • the visual field area is 400 ⁇ m 2 (5000 ⁇ magnification).
  • tempered martensite and tempered bainite are identified from the contrast.
  • the total area fraction of the specified tempered martensite and tempered bainite is determined.
  • the arithmetic average value of the total area fractions of tempered martensite and tempered bainite obtained from all the visual fields is defined as the volume ratio of tempered martensite and tempered bainite.
  • the shape of the steel material by this embodiment is not specifically limited.
  • the steel material is, for example, a steel pipe or a steel plate.
  • the steel material is preferably a seamless steel pipe.
  • the preferred thickness is 9 to 60 mm.
  • the steel material according to the present embodiment is particularly suitable for use as a thick oil well steel pipe. More specifically, even if the steel material according to the present embodiment is a steel pipe for oil well with a thickness of 15 mm or more, and further 20 mm or more, excellent strength and SSC resistance are exhibited.
  • the yield strength YS of the steel material according to this embodiment is 965 to 1069 MPa (140 ksi class), and the yield ratio YR is 90% or more.
  • the yield strength YS as used in this specification means the stress at the time of 0.65% elongation obtained by the tensile test. In short, the strength of the steel material according to the present embodiment is 140 ksi class.
  • the steel material according to the present embodiment has excellent SSC resistance by satisfying the above-described chemical composition, solute C amount, and microstructure even with such high strength.
  • the SSC resistance of the steel material according to the present embodiment can be evaluated by a DCB test based on NACE TM0177-2005 Method D.
  • the solution is mixed with degassed 5% saline and 4 g / L Na acetate and adjusted to pH 3.5 with hydrochloric acid.
  • the gas sealed in the autoclave is a mixed gas of 10% H 2 S gas and 90% CO 2 gas with a total pressure of 1 atm.
  • the DCB test piece into which the wedges are driven is sealed in a container, and kept at 24 ° C. for 3 weeks while stirring the solution and continuously blowing the mixed gas.
  • the K 1 SSC (MPa ⁇ m) of the steel material according to the present embodiment obtained under the above conditions is 30.0 MPa ⁇ m or more.
  • the method for manufacturing a steel material according to the present embodiment includes a preparation process, a quenching process, and a tempering process.
  • the preparation process may include a material preparation process and a hot working process.
  • This embodiment demonstrates the manufacturing method of the steel pipe for oil wells as an example of the manufacturing method of steel materials.
  • the manufacturing method of an oil well steel pipe includes a step of preparing a raw pipe (preparation step) and a step of quenching and tempering the raw pipe to obtain a steel pipe for oil well (quenching step and tempering step).
  • an intermediate steel material having the above-described chemical composition is prepared. If intermediate steel has the said chemical composition, a manufacturing method will not be specifically limited.
  • the intermediate steel material here is a plate-shaped steel material when the final product is a steel plate, and is a raw tube when the final product is a steel pipe.
  • the preparation step may include a step of preparing a raw material (raw material preparation step) and a step of hot working the raw material to produce an intermediate steel material (hot working step).
  • raw material preparation step a step of preparing a raw material
  • hot working step a step of hot working the raw material to produce an intermediate steel material
  • the material is manufactured using molten steel having the above-described chemical composition.
  • a slab slab, bloom, or billet
  • the billet may be produced by rolling the slab, bloom or ingot into pieces.
  • the material (slab, bloom, or billet) is manufactured by the above process.
  • the prepared material is hot worked to produce an intermediate steel material.
  • the steel material is a steel pipe
  • the intermediate steel material corresponds to a raw pipe.
  • the heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300 ° C.
  • the billet extracted from the heating furnace is hot-worked to produce a raw pipe (seamless steel pipe).
  • the Mannesmann method is performed as hot working to manufacture a raw tube.
  • the round billet is pierced and rolled by a piercing machine.
  • the piercing ratio is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0.
  • the round billet that has been pierced and rolled is further hot-rolled by a mandrel mill, a reducer, a sizing mill, or the like into a blank tube.
  • the cumulative reduction in area in the hot working process is, for example, 20 to 70%.
  • the blank tube may be manufactured from the billet by other hot working methods.
  • the raw pipe may be manufactured by forging such as the Erhard method.
  • An element pipe is manufactured by the above process.
  • the thickness of the raw tube is not particularly limited, but is 9 to 60 mm, for example.
  • the raw tube manufactured by hot working may be air-cooled (As-Rolled). Steel pipes manufactured by hot working may be directly quenched after hot pipe making without cooling to room temperature, or may be quenched after supplementary heating (reheating) after hot pipe making. . However, when quenching directly after quenching or after supplementary heating, it is preferable to stop cooling during quenching or to perform slow cooling for the purpose of suppressing quench cracking.
  • SR processing stress relief annealing after quenching and before the next heat treatment.
  • intermediate steel materials are prepared in the preparation process.
  • the intermediate steel material may be manufactured by the above-described preferable process, or an intermediate steel material manufactured by a third party, or a factory other than the factory where the quenching process and the tempering process described below are performed, and other establishments. You may prepare the intermediate steel materials manufactured by. Hereinafter, the quenching process will be described in detail.
  • quenching In the quenching step, quenching is performed on the prepared intermediate steel material (element tube).
  • quenching means quenching an intermediate steel material of A 3 points or more.
  • a preferable quenching temperature is 800 to 1000 ° C.
  • the quenching temperature corresponds to the surface temperature of the intermediate steel material measured by a thermometer installed on the outlet side of the apparatus that performs the final hot working when directly quenching is performed after the hot working.
  • the quenching temperature further corresponds to the temperature of the furnace that performs the supplemental heating when the supplemental heating is performed after the hot working and then the quenching is performed.
  • the raw tube is continuously cooled from the quenching start temperature, and the surface temperature of the raw tube is continuously reduced.
  • the method for the continuous cooling treatment is not particularly limited. Examples of the continuous cooling treatment method include a method in which the raw tube is immersed and cooled in a water tank, and a method in which the raw tube is accelerated and cooled by shower water cooling or mist cooling.
  • the intermediate steel material is rapidly cooled during quenching.
  • an average cooling rate in the range where the surface temperature of the intermediate steel material (element tube) during quenching is in the range of 800 to 500 ° C. is defined as a quenching cooling rate CR 800-500 .
  • the quenching cooling rate CR 800-500 is 50 ° C./min or more.
  • the lower limit of the preferred quenching cooling rate CR 800-500 is 100 ° C./min, more preferably 250 ° C./min.
  • the upper limit of the quenching cooling rate CR 800-500 is not particularly limited, but is, for example, 60000 ° C./min.
  • the element tube is heated in the austenite region a plurality of times and then quenched.
  • the SSC resistance of the steel material is increased.
  • heating in the austenite region may be repeated a plurality of times, or by performing a normalization treatment and a quenching treatment, the heating in the austenite region may be repeated a plurality of times.
  • the tempering step will be described in detail.
  • Tempeering process A tempering process is implemented after implementing the above-mentioned hardening process.
  • the tempering temperature is appropriately adjusted according to the chemical composition of the steel material and the yield strength YS to be obtained.
  • the tempering temperature is adjusted for the base tube having the chemical composition of the present embodiment, and the yield strength YS of the steel material is adjusted to 965 to 1069 MPa (140 ksi class), and the YR of the steel material is adjusted to 90% or more.
  • a preferable tempering temperature is 660 ° C. to Ac 1 point.
  • the tempering temperature is 660 ° C. or higher, the carbide is sufficiently spheroidized and the SSC resistance is further improved.
  • tempering time is set to 10 to 90 minutes in order to control the solid solution C amount within an appropriate range.
  • a preferred lower limit of the tempering time is 15 minutes.
  • the upper limit with preferable tempering time is 70 minutes, More preferably, it is 60 minutes.
  • variation of a steel pipe tends to generate
  • the tempering time is preferably 15 to 90 minutes.
  • those skilled in the art can sufficiently make the yield strength YS within the range of 965 to less than 1069 MPa by appropriately adjusting the holding time at the tempering temperature. It is.
  • an average cooling rate in the range where the surface temperature of the intermediate steel material (element tube) after tempering is 600 to 200 ° C. is defined as a post-tempering cooling rate CR 600-200 .
  • the post-tempering cooling rate CR 600-200 is 5 ° C./second or more. Thereby, the amount of solid solution C of this embodiment is obtained.
  • 600 ° C. and 200 ° C. is a temperature range where C diffusion is relatively fast.
  • the cooling rate after tempering is too fast, the C that has been dissolved is hardly precipitated and the amount of dissolved C may be excessive. In this case, the SSC resistance of the steel material decreases. In this case, the low temperature toughness of the steel material may further decrease.
  • the cooling rate CR 600-200 after tempering is 5 to 300 ° C./second .
  • a preferable lower limit of the cooling rate CR 600-200 after tempering is 10 ° C./second , more preferably 15 ° C./second .
  • a preferable upper limit of the cooling rate CR 600-200 after tempering is 100 ° C./second , more preferably 50 ° C./second .
  • the cooling method for setting the cooling rate CR 600-200 after tempering to 5 to 300 ° C./second is not particularly limited, and may be a well-known method.
  • the raw tube is continuously forcedly cooled from the tempering temperature, and the surface temperature of the raw tube is continuously reduced.
  • a continuous cooling process there are, for example, a method of immersing the raw tube in a water tank and cooling, and a method of accelerating cooling of the raw tube by shower water cooling, mist cooling or forced air cooling.
  • the post-tempering cooling rate CR 600-200 is measured at a portion that is cooled most slowly in the cross section of the tempered intermediate steel material (for example, the center portion of the intermediate steel material thickness when both surfaces are forcedly cooled).
  • the steel material according to the present embodiment may be a steel plate or other shapes.
  • An example of a manufacturing method of a steel plate or other shapes also includes, for example, a preparation process, a quenching process, and a tempering process, as in the above-described manufacturing method.
  • the above-described manufacturing method is an example and may be manufactured by other manufacturing methods.
  • An ingot was manufactured using the above molten steel.
  • the ingot was hot-rolled to produce a steel plate having a thickness of 20 mm.
  • the steel plate of each steel number after hot rolling was allowed to cool and the steel plate temperature was room temperature (25 ° C.).
  • the steel plates of each test number were reheated to bring the steel plate temperature to the quenching temperature (920 ° C., which becomes an austenite single phase region), and soaked for 20 minutes. After soaking, the steel plate was immersed in a water bath and quenched. At this time, the quenching cooling rate (CR 800-500 ) was 400 ° C./min. Test number 23 was soaked in an oil bath after soaking at the quenching temperature. At this time, the average cooling rate between 800 ° C. and 500 ° C. was 40 ° C./min.
  • a tempering treatment was performed on the steel plates of each test number.
  • the tempering temperature was adjusted so as to be an API standard 140 ksi class (yield strength was 965 to 1069 MPa).
  • After performing the heat treatment at each tempering temperature it was cooled.
  • controlled cooling of mist water cooling was performed from both sides of the steel plate.
  • a sheath type K thermocouple was inserted in advance in the center of the plate thickness of the steel plate, and the temperature was measured for tempering and subsequent cooling.
  • Table 2 shows the tempering temperature (° C.), the tempering time (min), and the cooling rate after tempering (CR 600-200 ) (° C./second ).
  • the A c1 points of the steel materials of test numbers 1 to 25 were all 750 ° C., and the tempering temperature was set lower than the A c1 point.
  • the stress at 0.65% elongation obtained in the tensile test was defined as YS of each test number.
  • the maximum stress during uniform elongation was defined as TS.
  • the ratio of YS and TS was taken as the yield ratio YR (%).
  • DCB test A DCB test based on NACE TM0177-2005 Method D was performed on the steel plates of each test number, and the SSC resistance was evaluated. Specifically, three DCB test pieces shown in FIG. 2A were collected from the thickness center of each steel plate. The DCB specimen was collected so that the longitudinal direction was parallel to the rolling direction. Further, the wedge shown in FIG. 2B was produced from the steel plate. The wedge thickness t was 3.10 mm.
  • a wedge was driven between the arms of the DCB specimen. Thereafter, the DCB test piece into which the wedge was driven was sealed in a container.
  • a solution prepared by mixing degassed 5% saline and 4 g / L Na acetate and adjusting the pH to 3.5 with hydrochloric acid was poured into the container so that a gas portion remained in the container. Thereafter, a mixed gas of 10% H 2 S gas and 90% CO 2 gas was sealed in the autoclave at a total pressure of 1 atm, the liquid phase was stirred, and this mixed gas was saturated with the solution.
  • the solution was stirred and kept at 24 ° C. for 3 weeks while continuously blowing the mixed gas. Thereafter, the DCB test piece was taken out from the container.
  • a pin was inserted into the hole formed at the arm tip of each DCB test piece taken out, the notch was opened with a tensile tester, and the wedge release stress P was measured. Furthermore, the notch of the DCB test piece was released in liquid nitrogen, and the crack propagation length a during immersion was measured. The crack propagation length a was measured visually using a caliper. Based on the obtained wedge release stress P and the crack propagation length a, the fracture toughness value K 1 SSC (MPa ⁇ m) was determined using Equation (6). Fracture toughness values K 1 SSC (MPa ⁇ m) of three DCB specimens were determined for each steel. The arithmetic average of the three fracture toughness values for each steel was defined as the fracture toughness value K 1 SSC (MPa ⁇ m) for that steel.
  • Equation (6) h is the height (mm) of each arm of the DCB specimen, B is the thickness (mm) of the DCB specimen, and Bn is the web thickness (mm) of the DCB specimen. is there.
  • Table 2 shows the obtained fracture toughness value K 1 SSC for each test number.
  • K 1 SSC value was 30.0 MPa ⁇ m or more, it was judged that the SSC resistance was good.
  • interval of the arm at the time of driving a wedge before being immersed in a test tank influences K1SSC value. Therefore, the distance between the arms was measured with a micrometer, and it was confirmed that it was within the API standard range.
  • the tempering time was too short. Therefore, the amount of solute C exceeded 0.060% by mass. As a result, the fracture toughness value K 1 SSC was less than 30.0 MPa ⁇ m, and excellent SSC resistance was not exhibited.
  • the fracture toughness value K 1 SSC was less than 30.0 MPa ⁇ m, and excellent SSC resistance was not exhibited.
  • the Mo content was too low.
  • the fracture toughness value K 1 SSC was less than 30.0 MPa ⁇ m, and excellent SSC resistance was not exhibited.
  • the Mn content was too high.
  • the fracture toughness value K 1 SSC was less than 30.0 MPa ⁇ m, and excellent SSC resistance was not exhibited.
  • the N content was too high.
  • the fracture toughness value K 1 SSC was less than 30.0 MPa ⁇ m, and excellent SSC resistance was not exhibited.
  • the Si content was too high.
  • the fracture toughness value K 1 SSC was less than 30.0 MPa ⁇ m, and excellent SSC resistance was not exhibited.
  • the cooling rate after tempering was too slow. Therefore, the amount of solute C was less than 0.010% by mass. As a result, the fracture toughness value K 1 SSC was less than 30.0 MPa ⁇ m, and excellent SSC resistance was not exhibited.
  • the steel material according to the present invention is widely applicable to steel materials used in sour environments, preferably used as oil well steel materials used in oil well environments, and more preferably, casings, tubing, line pipes and the like. It can be used as a steel pipe for oil wells.

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Abstract

９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、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：０．５０超～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．００２～０．０１０％、及び、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。固溶Ｃを０．０１０～０．０６０質量％含有する。さらに、降伏強度が９６５～１０６９ＭＰａであり、降伏比が９０％以上である。

Description

鋼材、及び、鋼材の製造方法
　本発明は、鋼材、及び、鋼材の製造方法に関し、さらに詳しくは、サワー環境での使用に適した鋼材、及び、鋼材の製造方法に関する。
　油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０～９５ｋｓｉ、つまり、５５１～６５５ＭＰａ）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５～１１０ｋｓｉ、つまり、６５５～７５８ＭＰａ）の油井用鋼管が広く利用されており、最近ではさらに、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が１１０～１２５ｋｓｉ、つまり、７５８～８６２ＭＰａ）、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が１２５ｋｓｉ～１４０ｋｓｉ、つまり８６２～９６５ＭＰａ）、及び１４０ｋｓｉ級（降伏強度が１４０ｋｓｉ～１５５ｋｓｉ、つまり９６５～１０６９ＭＰａ）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。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、１１０ｋｓｉ級～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１１０ｋｓｉ級～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（８６２ＭＰａ）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（８６２ＭＰａ）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あるいはＭ２Ｃの個数密度を抑制して、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）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に開示された技術を適用しても、降伏強度が１４０ｋｓｉ級（９６５～１０６９ＭＰａ）の鋼材（たとえば油井用鋼管）の場合、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られない場合がある。
　本開示の目的は、９６５～１０６９ＭＰａ（１４０～１５５ｋｓｉ、１４０ｋｓｉ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：０．５０超～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．００２～０．０１０％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。本開示による鋼材はさらに、固溶Ｃを０．０１０～０．０６０質量％含有する。本開示による鋼材はさらに、降伏強度が９６５～１０６９ＭＰａであり、降伏比が９０％以上である。
　本開示による鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。焼入れ工程では、準備工程後、８００～１０００℃の中間鋼材を、５０℃／分以上の冷却速度で冷却する。焼戻し工程では、焼入れ後の中間鋼材を、６６０℃～Ａｃ１点で１０～９０分保持した後、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を５～３００℃／秒で冷却する。
　本開示による鋼材は、９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
図１は、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２Ｂは、実施例の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、９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）の降伏強度と、耐ＳＳＣ性とを両立させる方法について調査検討し、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。しかしながら、転位は水素を吸蔵する可能性がある。そのため、鋼材の転位密度が増加すれば、鋼材が吸蔵する水素量も増加する可能性がある。転位密度を高めた結果、鋼材中の水素濃度が高まれば、高強度は得られても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、１４０ｋｓｉ級（９６５～１０６９ＭＰａ）の高強度と耐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１４０ｋｓｉ級（９６５～１０６９ＭＰａ）に高めつつ、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、１４０ｋｓｉ級の高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、１４０ｋｓｉ級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：０．５０超～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．００２～０．０１０％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材を用いて、固溶Ｃ量と、降伏強度と、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］
　図１は、実施例の各試験番号の固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣとの関係を示す図である。図１は次の方法で得られた。後述する実施例のうち、固溶Ｃ量以外の条件が本実施形態の範囲を満たす鋼材について、得られた固溶Ｃ量（質量％）及び破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を用いて、図１を作成した。
　図１に示す鋼材の降伏強度ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は、いずれも９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）であった。降伏強度ＹＳの調整は、焼戻し温度を調整することにより行った。また、耐ＳＳＣ性について、耐ＳＳＣ性の指標である破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。
　図１を参照して、上記化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０１０質量％以上であれば、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ以上となり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。一方、上記化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えれば、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√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ＹＳの範囲では、固溶Ｃ量を０．０６０質量％以下とすれば、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。
　以上より、化学組成、及び、焼戻し条件を調整して、降伏強度ＹＳを９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）とし、さらに、固溶Ｃ量を０．０１０～０．０６０質量％とすることにより、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ以上となり、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、鋼材の固溶Ｃ量は０．０１０～０．０６０質量％とする。
　なお、固溶Ｃ量を適正に制御して、可動転位を抑制するために、鋼のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体の組織である。焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体とは、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であることを意味する。鋼のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体であれば、本実施形態による鋼材において、降伏強度ＹＳは９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）、降伏比ＹＲ（引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）に対する降伏強度ＹＳの比、すなわち、降伏比ＹＲ（％）＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）は９０％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：０．５０超～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．００２～０．０１０％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。本実施形態による鋼材はさらに、固溶Ｃを０．０１０～０．０６０質量％含有する。本実施形態による鋼材はさらに、降伏強度が９６５～１０６９ＭＰａであり、降伏比が９０％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。
　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％、及び、Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｃｏ：０．０２～０．５０％、及び、Ｗ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｎｉ：０．０２～０．５０％、及び、Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記鋼材は、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。
　本実施形態による油井用鋼管は、好ましくは継目無鋼管である。本実施形態による油井用鋼管が継目無鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　上記優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的には、脱気した５％食塩水及び４ｇ／Ｌの酢酸Ｎａを混合させ、塩酸にてｐＨ３．５に調整した溶液と、１０％のＨ２Ｓガス及び９０％のＣＯ２ガスを全圧１ａｔｍとした混合ガスとが封入されたオートクレーブを用いたＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに準拠したＤＣＢ試験において、Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）が、３０．０ＭＰａ√ｍ以上であることを意味する。
　また、上記固溶Ｃ量は、鋼材中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼材の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼材中の炭化物中のＣ量は、鋼材に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜をＴＥＭ観察することにより特定されたセメンタイトに対してＥＤＳによる点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）～式（５）により求める。
　＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ）　（１）
　＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ－＜Ｍｏ＞ｃ　（２）
　＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２　（３）
　＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２　（４）
　（固溶Ｃ量）＝＜Ｃ＞－（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ）　（５）
　なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。
　本実施形態による鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程は、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。焼入れ工程は、準備工程後、８００～１０００℃の中間鋼材を、５０℃／分以上の冷却速度で冷却する。焼戻し工程は、焼入れ後の中間鋼材を、６６０℃～Ａｃ１点で１０～９０分保持した後、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を５～３００℃／秒で冷却する。
　本明細書において、中間鋼材とは、最終製品が鋼管の場合は素管に相当し、最終製品が鋼板の場合は板状の鋼材に相当する。
　上記製造方法の準備工程は、上述の化学組成を有する素材を準備する素材準備工程と、素材を熱間加工して中間鋼材を製造する熱間加工工程とを含んでもよい。
　以下、本実施形態による鋼材について詳述する。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：０．５０超～０．８０％
　炭素（Ｃ）は、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０．５０超～０．８０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５１％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、より好ましくは０．６２％である。
　Ｓｉ：０．０５～１．００％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５～１．００％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．８５％であり、より好ましくは０．５０％である。
　Ｍｎ：０．０５～１．００％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．０５～１．００％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．２５％であり、より好ましくは０．３０％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。
　Ｐ：０．０２５％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して鋼材の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は、０．０２５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、より好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．００１％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：０．２０～１．５０％
　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、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．２０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは０．３０％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１．２０％であり、より好ましくは１．００％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。これにより、鋼材の強度が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ窒化物が粗大化して鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０２０％である。
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％
　ボロン（Ｂ）は鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成して鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、より好ましくは０．００２５％である。
　Ｎ：０．００２～０．０１０％
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される。ＮはＴｉと結合して微細窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。一方、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性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．００２～０．０１０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５％であり、より好ましくは０．００４％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、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等（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。これらの炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成する。微細な炭化物は鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｖはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状の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、上記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。これらの炭窒化物等はピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ２Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％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。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。
　上記のＶとＮｂの含有量の合計は、０．３０％以下であることが好ましく、０．２０％以下であることがさらに好ましい。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは、鋼材中の硫化物を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。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、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００２５％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は鋼材中の硫化物を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。
　上記のＣａ、ＭｇおよびＺｒからなる群から選択される２種以上を複合して含有する場合の含有量の合計は、０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがさらに好ましい。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ及びＷからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、硫化水素環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、これらの元素は鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
　Ｃｏ：０～０．５０％
　コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏは硫化水素環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。
　Ｗ：０～０．５０％
　タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗは硫化水素環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。
　Ｎｉ：０～０．５０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部的な腐食を促進させ、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０．０５％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。
　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、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。
　［固溶Ｃ量］
　本実施形態による鋼材は、固溶Ｃを０．０１０～０．０６０質量％含有する。固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であれば、鋼材中の転位の固定が十分でなく、優れた鋼材の耐ＳＳＣ性が得られない。一方、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えれば、かえって鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、固溶Ｃ量は０．０１０～０．０６０質量％である。固溶Ｃ量の好ましい下限は０．０２０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、焼戻しの保持時間、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１０～９０分とする。
　焼戻し後の冷却において、冷却速度が遅い場合、固溶したＣが温度低下中に再析出する。従来の鋼材の製造方法では、焼戻し後の冷却は放冷で行っていたため、冷却速度が遅かった。そのため、固溶Ｃ量はほぼ０質量％であった。そこで、本実施形態においては、焼戻し後の冷却速度を高めて、０．０１０～０．０６０質量％の固溶Ｃ量を得る。
　冷却方法としてたとえば、焼戻し温度から鋼材を連続的に強制冷却し、鋼材の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シース型の熱電対を装入し、測温することで、焼戻し後の冷却速度を測定できる。鋼材が鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部にシース型の熱電対を装入し、測温することで、焼戻し後の冷却速度を測定できる。また、鋼材の片側表面のみを強制冷却する場合、非接触型の赤外線型温度計によって、鋼材の非強制冷却側の表面温度を測定できる。
　６００℃から２００℃の間は、Ｃの拡散が比較的早い温度域である。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℃／秒以上とする。
　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。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、焼戻し後の冷却速度を３００℃／秒以下とする。
　この場合、固溶Ｃ量を０．０１０～０．０６０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０．０１０～０．０６０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］
　鋼材が板材である場合、板厚中央部から、鋼材が管材である場合、肉厚中央部から、切粉状の分析サンプルを採取する。酸素気流中燃焼－赤外線吸収法により、Ｃ含有量（質量％）を分析する。これを鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）とする。
　［炭化物として析出するＣ量（析出Ｃ量）の計算］
　析出Ｃ量は、次の手順１～手順４により算出する。具体的には、手順１で抽出残渣分析を実施する。手順２で透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：以下、「ＴＥＭ」という）を用いた抽出レプリカ法、及び、エネルギー分散型Ｘ線分析法（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：以下、「ＥＤＳ」という）によりセメンタイト中の元素濃度分析（以下「ＥＤＳ分析」という）を実施する。手順３でＭｏ含有量を調整する。手順４で析出Ｃ量を算出する。
　［手順１．抽出残渣分析による、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ残渣量の定量］
　手順１では、鋼材中の炭化物を残渣として捕捉し、残渣中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ含有量を決定する。ここで、「炭化物」とは、セメンタイト（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。鋼材が板材である場合、板厚中央部から、６ｍｍ径で長さ５０ｍｍの円柱状試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部から、肉厚中心が横断面の中心になるように、６ｍｍ径で長さ５０ｍｍの円柱状試験片を採取する。採取した試験片表面を予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得る。電解研磨した試験片を電解液１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウム＋メタノールで電解する。電解後の電解液を０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉する。得られた残渣を酸分解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析にてＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ濃度を質量％単位で定量する。この濃度をそれぞれ＜Ｆｅ＞ａ、＜Ｃｒ＞ａ、＜Ｍｎ＞ａ、＜Ｍｏ＞ａ、＜Ｖ＞ａ、＜Ｎｂ＞ａと定義する。
　［手順２．抽出レプリカ法及びＥＤＳによる、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量の定量］
　手順２では、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量を決定する。具体的な手順は以下のとおりである。鋼材が板材である場合板厚中央部から、鋼材が鋼管である場合肉厚中央部から、ミクロ試験片を切り出し、鏡面研磨にて表面を仕上げる。試験片を３％ナイタール腐食液に１０分浸漬し、表面を腐食する。その表面をカーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆った試験片を５％ナイタール腐食液に浸漬し、２０分保持し、蒸着膜を剥離させる。剥離した蒸着膜をエタノールで洗浄した後、シートメッシュですくい取り、乾燥させる。この蒸着膜（レプリカ膜）を、ＴＥＭで観察し、２０個のセメンタイトについてＥＤＳによる点分析を行う。セメンタイト中の炭素を除く合金元素の合計を１００％とした場合の、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及びＭｏ濃度を質量％単位で定量する。２０個のセメンタイトについて濃度を定量し、それぞれの元素の算術平均値を＜Ｆｅ＞ｂ、＜Ｃｒ＞ｂ、＜Ｍｎ＞ｂ、＜Ｍｏ＞ｂと定義する。
　［手順３．Ｍｏ量の調整］
　続いて、炭化物中のＭｏ濃度を求める。ここで、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏはセメンタイトに濃化する。一方、Ｖ、Ｎｂ、及び、ＭｏはＭＣ型炭化物に濃化する。すなわち、Ｍｏは、焼戻しによりセメンタイト及びＭＣ型炭化物の両方に濃化する。したがって、Ｍｏ量については、セメンタイト及びＭＣ型炭化物について個別に算出する。なお、Ｖはセメンタイトにもその一部が濃化する場合がある。しかしながら、Ｖのセメンタイトへの濃化量は、ＭＣ型炭化物への濃化量と比較して無視できるほど小さい。したがって、固溶Ｃ量を求める上で、ＶはＭＣ型炭化物のみに濃化するとみなす。
　具体的に、セメンタイトとして析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｃ）は、式（１）により算出する。
　＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ）　（１）
　一方、ＭＣ型炭化物として析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｄ）は、式（２）により質量％単位で算出する。
　＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ－＜Ｍｏ＞ｃ　（２）
　［手順４．析出Ｃ量の算出］
　析出Ｃ量は、セメンタイトとして析出するＣ量（＜Ｃ＞ａ）とＭＣ型炭化物として析出するＣ量（＜Ｃ＞ｂ）の合計として、算出される。＜Ｃ＞ａ及び＜Ｃ＞ｂはそれぞれ、式（３）及び式（４）により、質量％単位で算出される。なお、式（３）は、セメンタイトの構造がＭ３Ｃ型（ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏを含む）であることから導かれた式である。
　＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２　（３）
　＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２　（４）
　以上より、析出Ｃ量は、＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂである。
　［固溶Ｃ量の計算］
　固溶Ｃ量（以下、＜Ｃ＞ｃともいう）は、鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）と、析出Ｃ量との差として、式（５）により質量％単位で算出する。
　＜Ｃ＞ｃ＝＜Ｃ＞－（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ）　（５）
　［ミクロ組織］
　本実施形態による鋼材のミクロ組織は、主として焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。より具体的には、ミクロ組織は体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトからなる。すなわち、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、残留オーステナイト等である。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上を含有すれば、降伏強度が９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）、及び、降伏比が９０％以上となる。
　本実施形態においては、降伏強度ＹＳが９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）、及びＹＲが９０％以上であれば、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であるものとする。好ましくは、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトのみからなる。
　なお、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計を観察により求める場合、以下の方法で求めることができる。鋼材が板材である場合、板厚中央部から、圧延方向１０ｍｍ、板幅方向１０ｍｍの観察面を有する小片を切り出す。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、管周方向１０ｍｍの観察面を有する小片を切り出す。観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は４００μｍ２（倍率５０００倍）である。各視野において、コントラストから焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定した焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の合計を求める。本実施の形態において、すべての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の合計の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率とする。
　［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。この場合さらに、好ましい肉厚は９～６０ｍｍである。本実施形態による鋼材は特に、厚肉の油井用鋼管としての使用に適する。より具体的には、本実施形態による鋼材が１５ｍｍ以上、さらに、２０ｍｍ以上の厚肉の油井用鋼管であっても、優れた強度及び耐ＳＳＣ性を示す。
　［鋼材の降伏強度ＹＳ及び降伏比ＹＲ］
　本実施形態による鋼材の降伏強度ＹＳは９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）であり、降伏比ＹＲは９０％以上である。本明細書でいう降伏強度ＹＳは、引張り試験で得られた０．６５％伸び時の応力を意味する。要するに、本実施形態による鋼材の強度は１４０ｋｓｉ級である。本実施形態による鋼材は、このような高強度であっても、上述の化学組成、固溶Ｃ量、及びミクロ組織を満たすことで優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　［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　Ｄに準拠したＤＣＢ試験によって評価できる。溶液は脱気した５％食塩水と４ｇ／Ｌの酢酸Ｎａとを混合させて、かつ塩酸にてｐＨ３．５に調整する。オートクレーブ内に封入する気体は、１０％のＨ２Ｓガスと９０％のＣＯ２ガスの混合ガスを全圧１ａｔｍとする。その後、クサビを打ち込んだＤＣＢ試験片を容器内に封入し、溶液を攪拌させながら、かつ前記混合ガスを連続的に吹き込みながら、２４℃で３週間保持する。以上の条件で求めた、本実施形態による鋼材のＫ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）は、３０．０ＭＰａ√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は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程は素材準備工程と、熱間加工工程とを含んでもよい。本実施形態では、鋼材の製造方法の一例として、油井用鋼管の製造方法を説明する。油井用鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、油井用鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
　［準備工程］
　準備工程は、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材は、上記化学組成を有していれば、製造方法は特に限定されない。ここでいう中間鋼材は、最終製品が鋼板の場合は、板状の鋼材であり、最終製品が鋼管の場合は素管である。
　好ましくは、準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。
　［素材準備工程］
　素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて素材を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間鋼材を製造する。鋼材が鋼管である場合、中間鋼材は素管に相当する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。
　他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉鋼材である場合、エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。素管の肉厚は特に限定されないが、たとえば、９～６０ｍｍである。
　熱間加工により製造された素管は空冷されてもよい（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された鋼管は、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、応力除去焼鈍処理（ＳＲ処理）を実施してもよい。
　以上のとおり、準備工程では中間鋼材を準備する。中間鋼材は、上述の好ましい工程により製造されてもよいし、第三者により製造された中間鋼材、又は、後述の焼入れ工程及び焼戻し工程が実施される工場以外の他の工場、他の事業所にて製造された中間鋼材を準備してもよい。以下、焼入れ工程について詳述する。
　［焼入れ工程］
　焼入れ工程は、準備された中間鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ３点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。好ましい焼入れ温度は８００～１０００℃である。焼入れ温度とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置した測温計で測温された中間鋼材の表面温度に相当する。焼入れ温度とはさらに、熱間加工後に補熱した後、焼入れを実施する場合、補熱を実施する炉の温度に相当する。
　焼入れ方法はたとえば、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ない。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。
　焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的性能が得られない。したがって、上述のとおり、本実施形態による鋼材の製造方法では、焼入れ時に中間鋼材を急冷する。具体的には、焼入れ工程において、焼入れ時の中間鋼材（素管）の表面温度が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。焼入れ時冷却速度ＣＲ８００－５００は５０℃／分以上である。好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ８００－５００の下限は１００℃／分であり、より好ましくは２５０℃／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、焼入れ処理を実施する。この場合、焼入れ前のオーステナイト粒が微細化されるため、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。複数回焼入れ処理を実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準処理及び焼入れ処理を実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。以下、焼戻し工程について詳述する。
　［焼戻し工程］
　上述の焼入れ処理を実施した後、焼戻し処理を実施する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び得ようとする降伏強度ＹＳに応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する素管に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度ＹＳを９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）、及び鋼材のＹＲを９０％以上に調整する。
　好ましい焼戻し温度は６６０℃～Ａｃ１点である。焼戻し温度が６６０℃以上であれば、炭化物が十分に球状化され、耐ＳＳＣ性がさらに高まる。
　焼戻しの保持時間（焼戻し時間）が短すぎれば、炭化物の析出が進まないため、固溶Ｃ量が過剰となる。焼戻し時間が長すぎても、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に、焼戻し時間を１０～９０分とする。焼戻し時間の好ましい下限は１５分である。焼戻し時間の好ましい上限は７０分であり、より好ましくは６０分である。なお、鋼材が鋼管である場合、他の形状と比較して、焼戻しの均熱保持中に鋼管の温度ばらつきが発生しやすい。したがって、鋼材が鋼管である場合、焼戻し時間は１５～９０分とするのが好ましい。本実施形態の化学組成の鋼材において、上記焼き戻し温度にて上記保持時間で適宜調整することにより、降伏強度ＹＳを９６５～１０６９ＭＰａ未満の範囲内にすることは、当業者であれば十分に可能である。
　［焼戻し後急冷について］
　焼戻し後の冷却は、従来は制御されていなかった。しかしながら、焼戻し後（つまり、上記焼き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）の表面温度が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℃／秒以上である。これにより、本実施形態の固溶Ｃ量が得られる。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。この場合さらに、鋼材の低温靭性が低下する場合がある。
　したがって、焼戻し後冷却速度ＣＲ６００－２００は５～３００℃／秒である。焼戻し後冷却速度ＣＲ６００－２００の好ましい下限は１０℃／秒であり、より好ましくは１５℃／秒である。焼戻し後冷却速度ＣＲ６００－２００の好ましい上限は１００℃／秒であり、より好ましくは５０℃／秒である。
　焼戻し後冷却速度ＣＲ６００－２００は５～３００℃／秒とする冷却方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。冷却方法は、たとえば、焼戻し温度から素管を連続的に強制冷却し、素管の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。
　上述の製造方法では、一例として鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態による鋼材は、鋼板や他の形状であってもよい。鋼板や他の形状の製造方法の一例も、上述の製造方法と同様に、たとえば、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。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。
　表１に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記溶鋼を用いてインゴットを製造した。インゴットを熱間圧延して、板厚２０ｍｍの鋼板を製造した。
　熱間圧延後の各鋼番号の鋼板を放冷して鋼板温度を常温（２５℃）とした。
　放冷後、各試験番号の鋼板を再加熱して鋼板温度を焼入れ温度（オーステナイト単相域となる９２０℃）とし、２０分均熱した。均熱後、鋼板を水槽に浸漬して焼入れした。このとき、焼入れ時冷却速度（ＣＲ８００－５００）は４００℃／分であった。試験番号２３については、焼き入れ温度にて均熱後、油槽浸漬にて冷却した。このとき、８００℃から５００℃の間の平均冷却速度は４０℃／分であった。
　焼入れ後、各試験番号の鋼板に対して焼戻し処理を実施した。焼戻し処理では、ＡＰＩ規格の１４０ｋｓｉ級（降伏強度が９６５～１０６９ＭＰａ）となるように、焼戻し温度を調整した。各焼戻し温度で熱処理を実施した後、冷却した。冷却は、鋼板の両面からミスト水冷の制御冷却を実施した。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部にシース型のＫ熱電対を装入し、焼戻しおよびその後の冷却について測温した。焼戻し温度（℃）、焼戻し時間（分）、及び、焼戻し後冷却速度（ＣＲ６００－２００）（℃／秒）を表２に示す。なお、試験番号１～試験番号２５の鋼材のＡｃ１点はいずれも７５０℃であり、焼戻し温度はＡｃ１点よりも低く設定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　［評価試験］
　［ＹＳ及びＴＳ試験］
　引張試験はＡＳＴＭ　Ｅ８に準拠して行った。上記の焼入れ及び焼戻し処理後の各試験番号の鋼板の板厚中央から、直径６．３５ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。引張試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。各丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、各位置における降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．６５％伸び時の応力を、各試験番号のＹＳと定義した。また一様伸び中の最大応力をＴＳとした。このＹＳとＴＳの比を降伏比ＹＲ（％）とした。
　［ミクロ組織判定試験］
　各試験番号の鋼板のミクロ組織について、試験番号２３及び２５以外は、ＹＳが９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）、及びＹＲが９０％以上であったため、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計は９０％以上であると判断した。試験番号２３では、フェライトが生成したものと考えられる。
　［固溶Ｃ量測定試験］
　各試験番号の鋼板について、上述の測定方法により、固溶Ｃ量（質量％）を測定及び算出した。なお、ＴＥＭは日本電子（株）製ＪＥＭ－２０１０で、加速電圧は２００ｋＶとし、ＥＤＳ点分析は照射電流２．５６ｎＡ、各点で６０秒の計測を行った。ＴＥＭによる観察領域は８μｍ×８μｍとし、任意の１０視野で観察した。固溶Ｃ量の計算において用いる、各元素の残渣量及びセメンタイト中の濃度は表３のとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［ＤＣＢ試験］
　各試験番号の鋼板について、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　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、各鋼板の肉厚中央部から、図２Ａに示すＤＣＢ試験片を３本ずつ採取した。ＤＣＢ試験片の長手方向が圧延方向と平行となるよう採取した。鋼板からさらに、図２Ｂに示すクサビを作製した。クサビの厚さｔは３．１０ｍｍであった。
　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試験片を容器内に封入した。脱気した５％食塩水と４ｇ／Ｌの酢酸Ｎａとを混合させて、且つ塩酸にてｐＨ３．５に調整された溶液を、容器中に気体部分が残るように容器内に注入した。その後、オートクレーブ内に１０％のＨ２Ｓガスと９０％のＣＯ２ガスの混合ガスを全圧１ａｔｍとして封入して液相を攪拌し、この混合ガスを溶液に飽和させた。
　以上の工程を経た容器を閉じた後、溶液を攪拌させながら、且つ前記混合ガスを連続的に吹き込みながら、２４℃で３週間保持した。その後、容器内から、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（６）を用いて破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を求めた。各鋼で３つのＤＣＢ試験片の破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を求めた。各鋼の３つの破壊靭性値の算術平均を、その鋼の破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）と定義した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　式（６）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値が３０．０ＭＰａ√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、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も確認した。
　［試験結果］
　表２に試験結果を示す。
　表１及び表２を参照して、試験番号１～１３の鋼板の化学組成は適切であり、ＹＳが９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）であり、ＹＲが９０％以上であった。さらに固溶Ｃ量が０．０１０～０．０６０質量％であった。その結果、Ｋ１ＳＳＣ値が３０．０ＭＰａ√ｍ以上であり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。
　一方、試験番号１４及び１５の鋼板では、焼戻し後冷却速度が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満となった。その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１６の鋼板では、焼戻し時間が短すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えた。その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１７の鋼板では、焼戻し後冷却速度が速すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えた。その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１８の鋼板では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１９の鋼板では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２０の鋼板では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２１の鋼板では、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２２の鋼板では、Ｓｉ含有量が高すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２３の鋼板では、ＹＲが９０％未満であった。その結果、その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。焼入れ時冷却速度が遅かったため、組織にフェライトが混入したためと考えられる。
　試験番号２４の鋼板では、焼戻し後冷却速度が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満となった。その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２５の鋼板では、焼戻し温度が低すぎた。そのため、ＹＳが１０６９ＭＰａを超えた。その結果、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
　本発明による鋼材は、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 (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．５０超～０．８０％、
    　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    　Ｍｎ：０．０５～１．００％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    　Ｃｒ：０．２０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．２５～１．５０％、
    　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｎ：０．００２～０．０１０％、
    　Ｏ：０．０１００％以下、
    　Ｖ：０～０．３０％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０～０．５０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、及び、
    　Ｃｕ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　固溶Ｃを０．０１０～０．０６０質量％含有し、
    　降伏強度が９６５～１０６９ＭＰａであり、降伏比が９０％以上である、鋼材。
  2. 　請求項１に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｖ：０．０１～０．３０％、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。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、及び、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、鋼材。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｏ：０．０２～０．５０％、及び、
    　Ｗ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｎｉ：０．０２～０．５０％、及び、
    　Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
  6. 　請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の鋼材であって、油井用鋼管である、鋼材。
  7. 　請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の化学組成を有する中間鋼材を準備する準備工程と、
    　準備工程後、８００～１０００℃の前記中間鋼材を、５０℃／分以上の冷却速度で冷却する焼入れ工程と、
    　焼入れ後の前記中間鋼材を、６６０℃～Ａｃ１点で１０～９０分保持した後、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を５～３００℃／秒で冷却する焼戻し工程とを備える、鋼材の製造方法。
  8. 　請求項７に記載の鋼材の製造方法であって、
    　前記準備工程は、請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材を準備する素材準備工程と、
    　前記素材を熱間加工して中間鋼材を製造する熱間加工工程とを含む、鋼材の製造方法。
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