WO2019188869A1 - 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

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裕紀 神谷
貴志 相馬
晋士 吉田
勇次 荒井
誠也 岡田
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日本製鉄株式会社
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a steel material, and more particularly to a steel material suitable for use in a sour environment.
  • oil wells and gas wells Due to the deep wells of 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 materials for oil wells represented by steel pipes for oil wells.
  • an oil well steel pipe of 80 ksi class yield strength is less than 80 to 95 ksi, that is, less than 552 to 655 MPa
  • 95 ksi class yield strength is less than 95 to 110 ksi, that is, less than 655 to 758 MPa
  • oil well steel pipes having a 110 ksi class yield strength of less than 110 to 125 ksi, that is, less than 758 to 862 MPa
  • yield strength of less than 110 to 125 ksi that is, less than 758 to 862 MPa
  • the sour environment means an acidified environment containing hydrogen sulfide.
  • carbon dioxide may be included.
  • Oil well steel pipes used in such a sour environment are required to have not only high strength but also resistance to sulfide stress cracking (hereinafter referred to as SSC resistance).
  • 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 for improving the SSC resistance of a 110 to 140 ksi class steel pipe by using a direct quenching method to enhance the hardenability of the steel and further to increase the tempering temperature.
  • Patent Document 5 and Patent Document 6 propose a method for improving the SSC resistance of 110-140 ksi grade low alloy oil country tubular goods by controlling the form of carbides.
  • Patent Document 7 proposes a method for increasing the SSC resistance of a steel material of 125 ksi class or higher by controlling the dislocation density and the hydrogen diffusion coefficient to desired values.
  • Patent Document 8 proposes a method for improving the SSC resistance of 125 ksi grade steel by performing multiple quenching on low alloy steel containing 0.3 to 0.5% C.
  • 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, Patent Document 9 increases the SSC resistance of 125 ksi class steel by suppressing the number density of large M 3 C and M 2 C.
  • An object of the present disclosure is to provide a steel material having a yield strength of less than 655 to 862 MPa (less than 95 to 125 ksi, ie, 95 ksi class or 110 ksi class) and excellent SSC resistance.
  • the steel material according to the present disclosure is, by mass%, C: 0.20 to 0.50%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.00%, P: 0.030% or less S: 0.0100% or less, Al: 0.005-0.100%, Cr: 0.10-1.50%, Mo: 0.25-1.50%, Ti: 0.002-0.
  • the steel material according to the present disclosure contains 0.010 to 0.050 mass% of solute C.
  • the steel material according to the present disclosure has a yield strength of 655 to less than 862 MPa and a yield ratio of 85% or more.
  • the steel material according to the present disclosure has a yield strength of 655 to less than 862 MPa (95 ksi class or 110 ksi class) and excellent SSC resistance.
  • FIG. 1A is a diagram showing the relationship between the amount of solute C and the fracture toughness value K 1 SSC of the test materials having test numbers having a yield strength of 95 ksi class among the examples.
  • FIG. 1B is a diagram showing the relationship between the amount of solute C and the fracture toughness value K 1SSC of the test materials having test numbers having a yield strength of 110 ksi in the examples.
  • FIG. 2A is a side view and a cross-sectional view of a DCB test piece used in the DCB test of the embodiment.
  • FIG. 2B is a perspective view of the wedge used in the DCB test of the embodiment.
  • the inventors of the present invention have investigated a method for achieving both a yield strength (Yield Strength) of less than 655 to 862 MPa (95 ksi class or 110 ksi class) and excellent SSC resistance in a steel material expected to be used in a sour environment. We examined and got the following knowledge.
  • dislocation density in steel will increase the yield strength of the steel.
  • dislocations can occlude hydrogen.
  • the amount of hydrogen stored in the steel material may also increase.
  • the SSC resistance of the steel material decreases even if high strength is obtained. Therefore, in order to achieve both the yield strength of 95 ksi or more and the SSC resistance, it seems that it is not preferable to increase the strength using the dislocation density.
  • solid solution C in the steel material is considered to fix the movable dislocations and make them dislocations. If the movable dislocation is immobilized by the solid solution C, the disappearance of the dislocation can be suppressed, and the decrease in the dislocation density can be suppressed. In this case, the yield strength of the steel material can be maintained.
  • 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. By this mechanism, it is considered that excellent SSC resistance can be obtained even if the yield strength is 95 ksi or more.
  • the present inventors thought that the SSC resistance of a steel material can be improved while maintaining a yield strength of 95 ksi or more by appropriately adjusting the amount of solute C in the steel material. Therefore, the present inventors, in mass%, C: 0.20 to 0.50%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.00%, P: 0.030 %: S: 0.0100% or less, Al: 0.005 to 0.100%, Cr: 0.10 to 1.50%, Mo: 0.25 to 1.50%, Ti: 0.002 to 0.050%, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, B: 0 to 0.0050%, 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%, Rare earth elements: 0 to 0.0100%, Co: 0 to 0.50%, W: 0 to 0.0.0% 50%, Ni
  • FIG. 1A is a diagram showing the relationship between the amount of solute C and the fracture toughness value K 1 SSC of the test materials having test numbers having a yield strength of 95 ksi class among the examples.
  • FIG. 1A was obtained by the following method. Among the examples described later, a solid solution C amount (mass%) obtained for a steel material that satisfies the above-described chemical composition and has a yield strength of 95 ksi class (less than 655 to 758 MPa) and a yield ratio of 85% or more. And FIG. 1A was created using the fracture toughness value K 1SSC (MPa ⁇ m).
  • the fracture toughness value K 1SSC in a steel material satisfying the above-mentioned chemical composition, if the amount of dissolved C is 0.010% by mass or more, even if it has a yield strength of 95 ksi class, the fracture toughness value K 1SSC is 42.
  • the steel material showed excellent SSC resistance.
  • the fracture toughness value K 1SSC when the amount of dissolved C exceeded 0.050% by mass, the fracture toughness value K 1SSC was less than 42.0 MPa ⁇ m. That is, it was revealed that when the amount of solute C is too high, the SSC resistance deteriorates.
  • the inventors further examined in detail the relationship between the amount of solute C and SSC resistance of a steel material having a yield strength of 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa). Specifically, the relationship between the amount of solute C and SSC resistance in a steel material having the above-described chemical composition and a yield strength of 110 ksi class will be described with reference to the drawings.
  • FIG. 1B is a diagram showing the relationship between the amount of solute C and the fracture toughness value K 1SSC of the test materials having test numbers having a yield strength of 110 ksi in the examples.
  • FIG. 1B was obtained by the following method. Among the examples to be described later, the amount of solid solution C (mass%) obtained for a steel material satisfying the above-described chemical composition and having a yield strength of 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa) and a yield ratio of 85% or more. And FIG. 1B was created using the fracture toughness value K 1SSC (MPa ⁇ m).
  • the fracture toughness value K 1SSC is 27.
  • the steel material showed excellent SSC resistance.
  • the fracture toughness value K 1SSC was less than 27.5 MPa ⁇ m. That is, it was revealed that when the amount of solute C is too high, the SSC resistance deteriorates.
  • the amount of dissolved C is 0.010 to 0. If it is 0.050 mass%, excellent SSC resistance can be obtained. Therefore, in the present embodiment, the amount of solute C is 0.010 to 0.050 mass%.
  • the microstructure of the steel material according to the present embodiment is a structure mainly composed of tempered martensite and tempered bainite.
  • the steel material according to the present embodiment completed based on the above knowledge is, in mass%, C: 0.20 to 0.50%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.00. %, P: 0.030% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.005 to 0.100%, Cr: 0.10 to 1.50%, Mo: 0.25 to 1.50% Ti: 0.002 to 0.050%, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, B: 0 to 0.0050%, 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%, Rare earth elements: 0 to 0.0100%, Co: 0 to 0.50% , W: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, and the balance being Fe and impurities.
  • the steel material according to the present embodiment
  • the steel material is not particularly limited, and examples thereof include a steel pipe and a steel plate.
  • the steel material is a steel material for oil wells used for oil wells, and more preferably a steel pipe for oil wells.
  • an oil well is a general term including an oil well and a gas well as mentioned above.
  • the above chemical composition may contain B: 0.0001 to 0.0050%.
  • 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 Ca: 0.0001 to 0.0100%, Mg: 0.0001 to 0.0100%, Zr: 0.0001 to 0.0100%, and rare earth elements: 0.0001 to 0.0100%. You may contain 1 type, or 2 or more types selected from the group which consists of%.
  • 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: 0.02 to 0.50%.
  • the steel material may be an oil well steel pipe.
  • the steel pipe for oil well may be a steel pipe for line 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 steel pipe may be a seamless steel pipe.
  • the oil well steel pipe according to this embodiment is a seamless steel pipe, it has a yield strength of 655 to less than 862 MPa (95 ksi class or 110 ksi class) and excellent SSC resistance even if the wall thickness is 15 mm 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 a replica film obtained by the extraction replica method were transmitted using a transmission electron microscope (Transmission Electron Microscope: Also referred to as “TEM”.) Obtained by carrying out point analysis by means of energy dispersive X-ray spectroscopy (hereinafter also referred to as “EDS”) on the cementite identified by observation.
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • the steel material according to the present embodiment is suitable for use in a sour environment.
  • the chemical composition of the steel material according to the present embodiment contains the following elements.
  • Carbon (C) increases the hardenability of the steel material 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 0.20 to 0.50%.
  • the minimum with preferable C content is 0.23%, More preferably, it is 0.25%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.45%, More preferably, it is 0.40%.
  • Si 0.05 to 0.50% 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 0.50%.
  • the minimum with preferable Si content is 0.15%, More preferably, it is 0.20%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.45%, More preferably, it is 0.40%.
  • Mn 0.05 to 1.00%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further improves the hardenability of the steel material. 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 with preferable Mn content is 0.25%, More preferably, it is 0.30%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 0.90%, More preferably, it is 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 0.030% 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 0.0002%, More preferably, it is 0.003%.
  • 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 decreases. 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, these effects 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 0.10 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, these effects 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 1.30%, More preferably, it is 1.25%.
  • Titanium (Ti) forms a nitride and refines crystal grains by a pinning effect. As a result, the strength of the steel material is increased. If the Ti content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content is too high, the Ti nitride becomes coarse, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Ti content is 0.002 to 0.050%.
  • 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%.
  • N 0.0100% or less Nitrogen (N) is unavoidably contained. That is, the N content is over 0%. N combines with Ti to form nitrides and refines the crystal grains of the steel material by the pinning effect. However, if the N content is too high, N forms coarse nitrides and reduces the SSC resistance of the steel material. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the upper limit with preferable N content is 0.0050%, More preferably, it is 0.0040%.
  • a preferable lower limit of the N content for more effectively obtaining the above effect is 0.0005%, more preferably 0.0010%, and still more preferably 0.0020%.
  • 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 contain B instead of a part of Fe.
  • B 0 to 0.0050% Boron (B) is an optional element and may not be contained. That is, the B content may be 0%. When contained, B dissolves in the steel to increase the hardenability of the steel material and increase the strength of the steel material. If B is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. However, if the B content is too high, coarse nitrides are produced in the steel material, and the SSC resistance of the steel material is reduced. Therefore, the B content is 0 to 0.0050%.
  • the minimum with preferable B content is more than 0%, More preferably, it is 0.0001%, More preferably, it is 0.0003%, More preferably, it is 0.0007%.
  • the steel material preferably contains 0.0001% or more of B. If B is contained in an amount of 0.0001% or more, the yield strength of the steel material can be stably increased to 758 MPa or more. Therefore, when the yield strength is less than 758 to 862 MPa, the preferable lower limit of the B content is 0.0001%, more preferably 0.0003%, and still more preferably 0.0007%.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0035%, More preferably, it is 0.0025%.
  • the chemical composition of the steel material described above may further contain one or more selected from the group consisting of V and Nb instead of a 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 a carbide, nitride, or carbonitride (hereinafter referred to as “carbonitride etc.”).
  • Carbonitrides and the like refine the substructure of the steel material 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.
  • 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 increased.
  • 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. Carbonitrides and the like refine the steel substructure by the pinning effect and increase the SSC resistance of the steel. 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, these effects 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%.
  • steel materials when it is going to obtain the yield strength of 758 Mpa or more, it is preferable that steel materials contain 0.002% or more of Nb. If Nb is contained in an amount of 0.002% or more, the yield strength of the steel material can be stably increased to 758 MPa or more. Therefore, when the yield strength is less than 758 to 862 MPa, the preferable lower limit of the Nb content is 0.002%, more preferably 0.003%, and further preferably 0.007%.
  • the upper limit with preferable Nb content is less than 0.050%, More preferably, it is 0.035%, More preferably, it is 0.030%.
  • the chemical composition of the steel material described above may further include one or more selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr, and rare earth elements (REM) instead of part of Fe. Any of these elements is an arbitrary element and improves the SSC resistance of the steel material.
  • REM rare earth elements
  • 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 renders S in the steel material harmless as a sulfide and improves the SSC resistance of the steel material. If Ca is contained even a little, this 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 preferable lower limit of the Ca content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0010%. It is.
  • 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, this 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 renders S in steel as a sulfide harmless and increases the SSC resistance of the steel. If Zr is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. However, if the Zr content is too high, the oxide in the steel material becomes coarse, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Zr content is 0 to 0.0100%.
  • the preferable lower limit of the Zr content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, and further preferably 0.0010%. It is.
  • the upper limit with preferable Zr content is 0.0025%, More preferably, it is 0.0020%.
  • the rare earth element (REM) is an optional element and may not be contained. That is, the REM content may be 0%. When contained, REM renders S in the steel material harmless as a sulfide and improves the SSC resistance of the steel material. REM further combines with P in the steel material to suppress P segregation at the grain boundaries. Therefore, a decrease in the SSC resistance of the steel material due to the segregation of P is suppressed. If even a little REM is contained, these effects can be obtained to some extent. However, if the REM content is too high, the oxide in the steel material becomes coarse, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the REM content is 0 to 0.0100%.
  • the minimum with preferable REM 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 REM content is 0.0025%, More preferably, it is 0.0020%.
  • REM in this specification refers to scandium (Sc) having an atomic number of 21, yttrium (Y) having an atomic number of 39, and lanthanum (La) having an atomic number of 57 which is a lanthanoid to an atomic number of 71.
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • La lanthanum
  • the REM content in this specification is the total content of these elements.
  • the total content when containing two or more selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr, and REM in combination is preferably 0.0100% or less, and 0.0050% More preferably, it is as follows.
  • 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 coating in a sour environment and suppress the penetration of hydrogen into the steel material. 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 sour environment and suppresses the penetration of hydrogen into the steel material. Thereby, SSC resistance of steel materials is improved. If Co is contained even a little, this 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%.
  • W forms a protective corrosion film in a sour environment, and suppresses the penetration of hydrogen into the steel material. Thereby, SSC resistance of steel materials is improved. If W is contained even a little, this 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 material.
  • 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, this 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 decreases. 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%.
  • 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, this 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 0.02%.
  • 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 0.050 mass% of solute C. If the amount of solute C is less than 0.010% by mass, dislocations in the steel are not sufficiently fixed, and excellent SSC resistance cannot be obtained. On the other hand, if the amount of solute C exceeds 0.050% by mass, the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the amount of C dissolved is 0.010 to 0.050% 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 dissolved C in this range can be obtained, for example, by controlling the holding time of the tempering step and controlling the cooling rate of the tempering step.
  • 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 180 minutes.
  • the cooling after tempering in the tempering process when the cooling rate is slow, the solid-dissolved C is reprecipitated during the temperature decrease.
  • 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 this embodiment, the cooling rate after tempering is increased to obtain a solid solution C amount of 0.010 to 0.050 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).
  • the cooling rate after tempering can be determined from the temperature measured with a sheath type thermocouple inserted in the central portion of the steel plate thickness.
  • the cooling rate after tempering can be determined from the temperature measured with a sheath-type thermocouple inserted in the center of the thickness of the steel pipe.
  • the cooling rate after tempering can be determined from the surface temperature of the non-forced cooling side of steel materials 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.
  • the cooling rate after tempering is too fast, C that has been dissolved after the tempering soaking is hardly precipitated. As a result, the amount of solute C may be excessive. Therefore, in this embodiment, the average cooling rate between 600 ° C. and 200 ° C. is 5 to 100 ° C./second.
  • the steel material according to the present embodiment can have a solid solution C content in the steel material of 0.010 to 0.050 mass%.
  • the amount of solute C in the steel material may be adjusted to 0.010 to 0.050 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. In step 2, the extraction replica method using TEM and element concentration analysis in cementite (hereinafter referred to as “EDS analysis”) are performed by EDS. In step 3, the Mo content is adjusted. In step 4, the amount of precipitated C is calculated.
  • a cylindrical test piece is collected from the center of the thickness so that the center of the thickness is the center of the cross section.
  • the surface of the collected cylindrical test piece 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 Fe, Cr, Mn, Mo, V, and Nb concentrations are quantified in units of mass% by ICP (inductively coupled plasma) emission analysis. This concentration is 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. Micro specimens are cut from the steel. When the steel material is a steel plate, a micro test piece is cut out from the center portion of the plate thickness. When the steel material is a steel pipe, a micro test piece is cut out from the center of the wall thickness. The cut micro test piece is mirror-polished to finish the surface. The test piece is immersed in a 3% nital etchant for 10 minutes to corrode the surface. The corroded surface is covered with a carbon 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, and ⁇ 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, the microstructure has a volume ratio of tempered martensite and tempered bainite of 90% or more. The balance of the microstructure is, for example, ferrite or pearlite.
  • the microstructure of the steel material having the above chemical composition is such that the volume ratio of tempered martensite and tempered bainite is 90% or more, the yield strength is less than 655 to 862 MPa (95 ksi class or 110 ksi class), and the yield ratio is 85. % Or more.
  • the microstructure has a volume ratio of tempered martensite and tempered bainite of 90% or more.
  • the microstructure consists only of tempered martensite and / or tempered bainite. That is, the microstructure may have a volume ratio of tempered martensite and tempered bainite of 100%.
  • the observation surface of the test piece is polished to a mirror surface, it is immersed in a nital etchant for about 10 seconds to reveal the structure by etching.
  • 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, for example, 400 ⁇ m 2 (magnification 5000 times).
  • each field of view specify tempered martensite and tempered bainite from the contrast.
  • the area fraction of the specified tempered martensite and tempered bainite is obtained.
  • the arithmetic average value of the area fractions of tempered martensite and tempered bainite obtained from all fields of view is defined as the volume fraction 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 wall thickness is not particularly limited, and is, for example, 9 to 60 mm.
  • the steel material according to the present embodiment is particularly suitable for use as a thick-walled seamless steel pipe. More specifically, even if the steel material according to the present embodiment is a thick seamless steel pipe having a thickness of 15 mm or more, and further 20 mm or more, excellent strength and SSC resistance are exhibited.
  • the yield strength of the steel material according to this embodiment is less than 655 to 862 MPa (95 ksi class or 110 ksi class), and the yield ratio is 85% or more.
  • the steel material according to the present embodiment has a yield strength of either 95 ksi class or 110 ksi class and a yield ratio of 85% or more.
  • the yield strength of the steel material according to the present embodiment is defined according to API 5CT (2011). Specifically, the yield strength of the steel material according to the present embodiment is defined for each range of yield strength. More specifically, when the yield strength of the steel material according to the present embodiment is less than 655 to 758 MPa (95 ksi class), the yield strength is the stress at 0.5% elongation (0.5% yield strength) obtained by a tensile test. ). When the yield strength of the steel material according to the present embodiment is 758 to less than 862 MPa (110 ksi class), the yield strength means the stress at 0.7% elongation (0.7% yield strength) obtained by a tensile test.
  • the steel material according to the present embodiment is adjusted to the yield strength of 655 to less than 862 MPa (95 ksi class or 110 ksi class), it has excellent SSC resistance by satisfying the above-described chemical composition, solid solution C amount, and microstructure. Have sex.
  • the yield strength and yield ratio of the steel material according to the present embodiment can be obtained by the following method. Specifically, a tensile test is performed by a method based on ASTM E8 (2013). A round bar specimen is collected from the steel material according to the present embodiment. When the steel material is a steel plate, a round bar test piece is collected from the center of the plate thickness. When the steel material is a steel pipe, a round bar specimen is taken from the center of the wall thickness. The size of the round bar test piece is, for example, a parallel part diameter of 6.35 mm and a parallel part length of 35.6 mm. In addition, the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material. Using a round bar test piece, a tensile test is performed at room temperature (25 ° C.) in the air.
  • the 0.5% yield strength is defined as the yield strength.
  • the 0.7% yield strength is defined as the yield strength.
  • the maximum stress during uniform elongation is defined as tensile strength (MPa).
  • the steel material according to the present embodiment has the above-described chemical composition, contains 0.010 to 0.050% by mass of solute C, has a yield strength of less than 655 to 862 MPa, and a yield ratio of 85% or more.
  • the chemical composition is within the range of this embodiment and the microstructure (phase) is the same, it is considered that the dislocation density is dominant as a factor for determining the yield strength.
  • the dislocation density of the steel material is 1.0 ⁇ 10 14 to less than 4.4 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ).
  • the dislocation density is 4.4 ⁇ 10 14 to less than 6.5 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ).
  • a steel material having the above-described chemical composition containing 0.010 to 0.050 mass% of solid solution C, having a yield strength of 862 to less than 965 MPa (125 ksi class) and a yield ratio of 85% or more.
  • the dislocation density is 6.5 ⁇ 10 14 to less than 9.2 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ).
  • the steel material by this embodiment is provided with the above-mentioned chemical composition, the above-mentioned solid solution C amount, the above-mentioned yield strength, and the above-mentioned yield ratio.
  • a dislocation density is different from a steel material having the above-described chemical composition, the above-described solid solution C amount, and the above-described yield ratio, and having a different yield strength.
  • a test piece for measuring dislocation density is collected from the steel material according to the present embodiment.
  • the test piece is taken from the center of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe, a test piece is taken from the center of the wall thickness.
  • the size of the test piece is, for example, 20 mm wide ⁇ 20 mm long ⁇ 2 mm thick.
  • the thickness direction of the test piece is the thickness direction (plate thickness direction or thickness direction) of the steel material.
  • the observation surface of the test piece is a surface having a width of 20 mm and a length of 20 mm.
  • the observation surface of the test piece is mirror-polished and further subjected to electrolytic polishing using 10% by volume of perchloric acid (acetic acid solvent) to remove surface distortion.
  • the half-value width ⁇ K of the peaks of the (110), (211), and (220) planes of the body-centered cubic structure (iron) is obtained by X-ray diffraction (XRD) on the observation surface after the processing .
  • the full width at half maximum ⁇ K is measured with a CoK ⁇ line as the radiation source, a tube voltage of 30 kV, and a tube current of 100 mA. Furthermore, in order to measure the half width derived from the X-ray diffractometer, LaB 6 (lanthanum hexaboride) powder is used.
  • the non-uniform strain ⁇ of the test piece is obtained from the half-value width ⁇ K obtained by the above method and the Williamson-Hall equation (Equation (6)).
  • ⁇ K ⁇ cos ⁇ / ⁇ 0.9 / D + 2 ⁇ ⁇ sin ⁇ / ⁇ (6)
  • ⁇ diffraction angle
  • ⁇ wavelength of X-ray
  • D crystallite diameter
  • the dislocation density ⁇ (m ⁇ 2 ) can be obtained using the obtained nonuniform strain ⁇ and the equation (7).
  • ⁇ 14.4 ⁇ ⁇ 2 / b 2 (7)
  • SSC resistance of steel As described above, hydrogen may be occluded in the dislocations in the steel material. Therefore, it has been considered that the higher the yield strength of the steel material, the lower the SSC resistance of the steel material. Therefore, also in this embodiment, excellent SSC resistance is defined for each yield strength. Specifically, excellent SSC resistance is defined as follows.
  • SSC resistance when the yield strength is 95 ksi class When the yield strength of the steel material is 95 ksi class, the SSC resistance of the steel material can be evaluated by a DCB test based on NACE TM0177-2005 Method D and a low temperature SSC resistance test based on NACE TM0177-2005 Method A.
  • DCB test is performed in accordance with NACE TM0177-2005 Method D. Specifically, a mixed aqueous solution (NACE solution A) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.5% by mass acetic acid is used as a test solution.
  • NACE solution A a mixed aqueous solution
  • a DCB test piece shown in FIG. 2A is collected from the steel material according to the present embodiment. When the steel material is a steel plate, a test piece is collected from the central portion of the plate thickness. When the steel material is a steel pipe, a test piece is taken from the center of the wall thickness. The longitudinal direction of the DCB test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • the wedge shown in FIG. 2B is further collected from the steel material according to the present embodiment. The thickness t of the wedge is 3.12 (mm).
  • the wedge is driven between the arms of the DCB test piece.
  • the DCB test piece into which the wedge is driven is sealed in a test container. Thereafter, the test solution is poured into the test container leaving the gas phase portion to form a test bath. After degassing the test bath, 1 atm of H 2 S gas is blown to make the test bath a corrosive environment. Hold the test bath at 24 ° C. for 2 weeks (336 hours) while stirring the test bath. A DCB test piece is taken out from the holding test container.
  • a pin is inserted into a hole formed at the arm tip of the DCB test piece taken out, and the notch is opened with a tensile tester, and the wedge release stress P is measured. Further, the notch of the DCB test piece is released in liquid nitrogen, and the crack propagation length a of the DCB test piece being immersed in the test bath is measured. The crack propagation length a can be measured visually using a caliper. Based on the measured wedge release stress P and the crack propagation length a, the fracture toughness value K 1SSC (MPa ⁇ m) is determined using Equation (8).
  • h (mm) is the height of each arm of the DCB test piece
  • B (mm) is the thickness of the DCB test piece
  • Bn (mm) is the web thickness of the DCB test piece. That's it.
  • the low temperature SSC resistance test is conducted in accordance with NACE TM0177-2005 Method A.
  • a round bar specimen is collected from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • a round bar test piece is collected from the center of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a round bar specimen is taken from the center of the wall thickness.
  • the size of the round bar test piece is, for example, a diameter of 6.35 mm and a parallel portion length of 25.4 mm.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • a mixed aqueous solution (NACE solution A) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.5% by mass acetic acid is used as a test solution.
  • a stress corresponding to 95% of the actual yield stress is applied to the round bar test piece.
  • a test solution of 4 ° C. is poured into a test container so that a round bar test piece loaded with stress is immersed, and used as a test bath. After degassing the test bath, 1 atm of H 2 S gas is blown to saturate the test bath. A test bath saturated with 1 atm of H 2 S gas is held at 4 ° C. for 720 hours (30 days).
  • the fracture toughness value K 1SSC obtained by the DCB test is 42.0 MPa ⁇ m or more, and further 720 under the condition of the low temperature SSC resistance test. No cracks are observed after the time (30 days).
  • the SSC resistance of the steel material can be evaluated by a DCB test based on NACE TM0177-2005 Method D.
  • the DCB test is performed in the same manner as the DCB test performed when the yield strength is 95 ksi class except that the wedge thickness t shown in FIG. 2B is set to 2.92 (mm).
  • the fracture toughness value K 1SSC obtained by the DCB test is 27.5 MPa ⁇ m or more.
  • the manufacturing method of the steel material by this embodiment is demonstrated.
  • a method for manufacturing a seamless steel pipe will be described as an example of the steel material according to the present embodiment.
  • the manufacturing method of a seamless 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 seamless steel pipe (quenching step and tempering step).
  • the manufacturing method according to the present embodiment is not limited to the manufacturing method described below. Hereinafter, each process is explained in full detail.
  • an intermediate steel material having the above-described chemical composition is prepared. If the intermediate steel material has the above chemical composition, the method for producing the intermediate steel material is not particularly 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.
  • the method for producing the material is not particularly limited, and may be a known method. Specifically, a slab (slab, bloom, or billet) may be manufactured by continuous casting using molten steel. You may manufacture an ingot by the ingot-making method using molten steel. If necessary, 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 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 method of hot working is not particularly limited, and may be a well-known method.
  • the raw tube may be manufactured by performing the Mannesmann method as hot working.
  • 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%.
  • ⁇ Another hot working method may be carried out to manufacture the blank tube from the billet.
  • 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).
  • the raw tube manufactured by hot working may be directly quenched after hot working without cooling to room temperature, or may be quenched after reheating after hot working. Good.
  • SR process stress relief annealing process
  • 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 process, 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 850 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 after 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 quenching temperature is preferably 850 to 1000 ° C.
  • the quenching method includes, for example, continuously cooling the intermediate steel material (element tube) from the quenching start temperature and continuously lowering the surface temperature of the element tube.
  • the method of the continuous cooling process is not particularly limited, and may be a well-known method.
  • 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 cooling rate at the time of quenching is too slow, it does not become a microstructure mainly composed of martensite and bainite, but the mechanical properties defined in this embodiment (ie, yield strength of 95 ksi class or 110 ksi class, and yield of 85% or more. Ratio) is not obtained.
  • 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 the slowest cooled portion in the cross section of the quenched intermediate steel (for example, when both surfaces are forcedly cooled, the center of the intermediate steel thickness) Determined from the measured temperature.
  • a preferable quenching cooling rate CR 800-500 is 300 ° C./min or more.
  • the lower limit of the quenching cooling rate CR 800-500 is more preferably 450 ° C./min, and even more preferably 600 ° C./min.
  • the upper limit of the quenching cooling rate CR 800-500 is not particularly defined, but is, for example, 60000 ° C./min.
  • quenching is performed after heating the element tube in the austenite region multiple times.
  • the SSC resistance of the steel material is increased. Heating in the austenite region may be repeated a plurality of times by performing multiple quenching, or heating in the austenite region may be repeated a plurality of times by performing normalization and quenching.
  • the tempering step will be described in detail.
  • tempering is performed after the above-described quenching is performed.
  • tempering means that the intermediate steel material after quenching is reheated and held at a temperature lower than the A c1 point.
  • the tempering temperature is appropriately adjusted according to the chemical composition of the steel material and the yield strength to be obtained.
  • the tempering temperature corresponds to the temperature of the furnace when the intermediate steel material after quenching is heated and held.
  • the yield strength of the steel material is adjusted to less than 655 to 862 MPa (95 ksi class or 110 ksi class) by adjusting the tempering temperature for the intermediate steel material (element tube) having the above-described chemical composition. adjust.
  • the tempering temperature will be described in detail in the case of obtaining the yield strength of 95 ksi class and 110 ksi class.
  • a preferable tempering temperature is 650 to 740 ° C. If the tempering temperature is too high, the dislocation density is excessively reduced, and a yield strength of 95 ksi class may not be obtained. On the other hand, if the tempering temperature is too low, the dislocation density may not be sufficiently reduced. In this case, the yield strength of the steel material becomes too high and / or the SSC resistance of the steel material decreases.
  • the tempering temperature is preferably 650 to 740 ° C.
  • a more preferable lower limit of the tempering temperature is 670 ° C., more preferably 680 ° C.
  • the more preferable upper limit of tempering temperature is 730 degreeC, More preferably, it is 720 degreeC.
  • a preferable tempering temperature is 650 to 720 ° C. If the tempering temperature is too high, the dislocation density is too reduced, and a 110 ksi-class yield strength may not be obtained. On the other hand, if the tempering temperature is too low, the dislocation density may not be sufficiently reduced. In this case, the yield strength of the steel material becomes too high and / or the SSC resistance of the steel material decreases.
  • the tempering temperature when trying to obtain a yield strength of 110 ksi class, it is preferable to set the tempering temperature to 650 to 720 ° C.
  • the more preferable lower limit of the tempering temperature is 660 ° C., and more preferably 670 ° C.
  • the upper limit with a more preferable tempering temperature is 715 degreeC, More preferably, it is 710 degreeC.
  • the tempering temperature is adjusted according to the yield strength (95 ksi class and 110 ksi class) to be obtained. It should be noted that it is sufficiently possible for those skilled in the art to set the yield strength to a desired range by maintaining the tempering time described later at the tempering temperature for the intermediate steel material (element tube) having the above chemical composition. is there.
  • a preferable tempering holding time is 10 to 180 minutes.
  • the tempering time means the time from when the intermediate steel material is charged into the heat treatment furnace until it is extracted.
  • a preferable tempering time for controlling the amount of dissolved C in an appropriate range is 10 to 180 minutes.
  • a more preferable lower limit of the tempering time is 15 minutes.
  • the upper limit with more preferable tempering time is 120 minutes, More preferably, it is 90 minutes.
  • the tempering time is preferably 15 to 180 minutes.
  • an average cooling rate in the range where the 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 cooling rate CR 600-200 after tempering is preferably 5 ° C./second or more.
  • 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.
  • a preferable post-tempering cooling rate CR 600-200 is 5 to 100 ° C./second .
  • a more preferable lower limit of the cooling rate CR 600-200 after tempering is 10 ° C./second , more preferably 15 ° C./second .
  • a more preferable upper limit of the cooling rate CR 600-200 after tempering is 50 ° C./second , more preferably 40 ° C./second .
  • what is necessary is just to control the cooling after the last tempering, when tempering is implemented in multiple times. That is, cooling after tempering in tempering other than final tempering may be performed in the same manner as in the past.
  • the cooling method for setting the cooling rate CR 600-200 after tempering to 5 to 100 ° 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 central portion of the intermediate steel material thickness when both surfaces are forcibly cooled).
  • the steel material according to the present embodiment can be manufactured.
  • a method for manufacturing a seamless steel pipe has been described as an example.
  • the steel material according to the present embodiment may be a steel plate or other shapes.
  • the 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.
  • Example 1 the SSC resistance of a steel material having a yield strength of 95 ksi class (less than 655 to 758 MPa) was investigated. Specifically, molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced.
  • a billet having an outer diameter of 310 mm was manufactured using the molten steel.
  • the manufactured billet was heated to 1250 ° C. and then hot-rolled to produce a seamless steel pipe having an outer diameter of 244.48 mm and a wall thickness of 13.84 mm.
  • a plate-shaped specimen having a size capable of collecting a test piece used for an evaluation test described later and having a thickness of 13.84 mm was collected.
  • Quenching and tempering were performed on the collected specimens for each test number. Specifically, the specimens other than test numbers 1-16 and 1-25 were quenched and tempered once. For the test materials of test numbers 1-16 and 1-25, quenching and tempering were repeated twice.
  • test materials other than test numbers 1-16 and 1-25 were soaked at a quenching temperature of 920 ° C. for 30 minutes. After soaking, test materials other than test numbers 1-16 and 1-25 were immersed in a water bath and cooled with water. At this time, the quenching cooling rate (CR 800-500 ) was 300 ° C./min. The quenching temperature was the temperature of the furnace where the quenching was performed. The quenching cooling rate (CR 800-500 ) was determined from the temperature measured in advance with a sheath-type K thermocouple charged in the center of the thickness of the specimen .
  • tempering was performed on the test materials other than test numbers 1-16 and 1-25.
  • the tempering temperature was adjusted so that the yield strength was 95 ksi class (less than 655 to 758 MPa).
  • the tempering temperature (° C.) and the tempering time (minutes) were as shown in Table 2.
  • test material After heat treatment was performed at each tempering temperature, specimens other than test numbers 1-16 and 1-25 were cooled. For cooling, controlled cooling of mist water cooling was performed on the test material.
  • the tempering temperature was the temperature of the furnace in which tempering was performed.
  • the cooling rate after tempering (CR 600-200 ) was determined from the temperature measured in advance with a sheath-type K thermocouple charged in the center of the thickness of the specimen .
  • Table 2 shows the cooling rate after tempering (CR 600-200 ) (° C./sec ) in the tempering performed on specimens other than test numbers 1-16 and 1-25.
  • test materials of test numbers 1-16 and 1-25 were soaked at a quenching temperature of 920 ° C. for 10 minutes.
  • the test materials of test numbers 1-16 and 1-25 after soaking were immersed in a water bath and cooled with water.
  • the first quenching cooling rate (CR 800-500 ) was 300 ° C./min.
  • the specimens of test numbers 1-16 and 1-25 after quenching were held at a tempering temperature of 700 ° C. and a tempering time of 30 minutes.
  • the specimens of test numbers 1-16 and 1-25 after being held were allowed to cool to room temperature.
  • a second quenching was performed on the test materials of Test Nos. 1-16 and 1-25 in which the first quenching and tempering were performed. Specifically, the test materials of test numbers 1-16 and 1-25 were soaked at a quenching temperature of 900 ° C. for 30 minutes. The test materials of test numbers 1-16 and 1-25 after soaking were immersed in a water bath and cooled with water. At this time, the second quenching cooling rate (CR 800-500 ) was 300 ° C./min.
  • the tempering temperature was adjusted so that the yield strength was 95 ksi class (less than 655 to 758 MPa), similarly to the specimens other than test numbers 1-16 and 1-25.
  • the tempering temperature (° C.) and the tempering time (min) were as shown in Table 2. .
  • test materials of test numbers 1-16 and 1-25 were cooled.
  • controlled cooling of mist water cooling was performed on the test material.
  • Table 2 shows the cooling rate after tempering (CR 600-200 ) (° C./second ) of the test materials of test numbers 1-16 and 1-25.
  • the temperature of the furnace where the quenching was performed was set as the quenching temperature.
  • the temperature of the furnace in which tempering was performed was defined as the tempering temperature.
  • the cooling rate during the first and second quenching (CR 800-500 ) was determined from the temperature measured in advance with a sheath-type K thermocouple charged in the center of the thickness of the specimen .
  • the cooling rate after the first and second tempering (CR 600-200 ) was determined from the temperature measured in advance with a sheath-type K thermocouple charged in the center of the thickness of the specimen .
  • the maximum stress during uniform elongation was taken as the tensile strength (MPa).
  • the ratio of yield strength to tensile strength (YS / TS) was taken as the yield ratio (%).
  • Table 2 shows the obtained yield strength (YS), tensile strength (TS), and yield ratio (YR).
  • the volume ratio of tempered martensite and tempered bainite is 90% or more. It was judged that. As for the microstructures of the test materials other than test number 1-27, the volume ratio of tempered martensite and tempered bainite was 90% or more.
  • Dislocation density measurement test A test piece for measuring dislocation density was collected from the test material of each test number by the method described above. The dislocation density (m ⁇ 2 ) was determined by the above-described method using the collected test pieces of each test number. The calculated dislocation density ( ⁇ 10 14 m ⁇ 2 ) is shown in Table 2.
  • DCB test A DCB test based on NACE TM0177-2005 Method D was performed on the test materials of each test number, and the SSC resistance was evaluated. Specifically, three DCB test pieces shown in FIG. 2A were sampled from the center of the thickness of the test material of each test number. The longitudinal direction of the DCB test piece was parallel to the rolling direction of the test material (axial direction of the seamless steel pipe). The wedge shown in FIG. 2B was further collected from the test material of each test number. The wedge thickness t was 3.12 mm. The wedge was driven between the arms of the DCB test piece.
  • test solution a mixed aqueous solution (NACE solution A) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.5% by mass acetic acid was used.
  • a test solution was poured into a test vessel enclosing a DCB test piece into which wedges were implanted, leaving the gas phase portion, and used as a test bath. After degassing the test bath, 1 atm of H 2 S gas was blown to make the test bath a corrosive environment. While stirring the test bath, the inside of the test container was kept at 24 ° C. for 2 weeks (336 hours). The DCB test piece was taken out from the test container after being held.
  • a pin was inserted into a hole formed at the arm tip of the 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 of the DCB test piece being immersed in the test bath was measured. The crack propagation length a can be measured visually using a caliper. Based on the measured wedge release stress P and crack growth length a, the fracture toughness value K 1SSC (MPa ⁇ m) was determined using Equation (8). The arithmetic average value of the obtained three fracture toughness values K 1SSC (MPa ⁇ m) was determined and defined as the fracture toughness value K 1SSC (MPa ⁇ m) of the test material having the test number.
  • h (mm) is the height of each arm of the DCB test piece
  • B (mm) is the thickness of the DCB test piece
  • Bn (mm) is the web thickness of the DCB test piece. That's it.
  • Table 2 shows the obtained fracture toughness values K 1SSC for the test materials of the respective test numbers.
  • the low temperature SSC resistance was evaluated by the method based on NACE TM0177-2005 Method A using the test materials of each test number. Specifically, three round bar test pieces having a diameter of 6.35 mm and a parallel part length of 25.4 mm were sampled from the thickness central part of the test material of each test number. The axial direction of the round bar test piece was parallel to the rolling direction of the test material (the axial direction of the seamless steel pipe). Tensile stress was applied in the axial direction of the round bar test piece of each test number. At this time, in accordance with NACE TM0177-2005 Method A, the stress applied to each round bar test piece was adjusted so as to be 95% of the actual yield stress of the test material of each test number.
  • test solution a mixed aqueous solution (NACE solution A) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.5% by mass acetic acid was used.
  • a test solution at 4 ° C. was poured into each of three test containers to form a test bath.
  • Three round bar test pieces loaded with stress were immersed in test baths of different test containers one by one. After degassing each test bath, 1 atm of H 2 S gas was blown to saturate the test bath.
  • a test bath saturated with H 2 S gas was held at 4 ° C. for 720 hours.
  • SSC sulfide stress cracking
  • the chemical compositions of the test materials of test numbers 1-1 to 1-18 are appropriate, the yield strength is less than 655 to 758 MPa (95 ksi class), and the yield ratio is 85%. That was all. Further, the amount of solute C was 0.010 to 0.050% by mass. As a result, the arithmetic average value of the fracture toughness value K 1SSC was 42.0 MPa ⁇ m or more. Furthermore, no cracks were observed in all three round bar test pieces in the low temperature SSC resistance test. That is, excellent SSC resistance was exhibited.
  • the dislocation density of the test materials of test numbers 1-1 to 1-18 was in the range of 1.0 ⁇ 10 14 to less than 4.4 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 .
  • the cooling rate after tempering (CR 600-200 ) was too slow. Therefore, the amount of solute C was less than 0.010% by mass.
  • the fracture toughness value K 1 SSC was less than 42.0 MPa ⁇ m, and cracks were confirmed in the round bar test piece in the low temperature SSC resistance test. That is, it did not show excellent SSC resistance.
  • the dislocation density of the test materials of test numbers 1-19 to 1-25 was in the range of 1.0 ⁇ 10 14 to less than 4.4 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 .
  • the cooling rate after tempering (CR 600-200 ) was too fast. Therefore, the amount of solute C exceeded 0.050% by mass.
  • the fracture toughness value K 1 SSC was less than 42.0 MPa ⁇ m, and cracks were confirmed in the round bar test piece in the low temperature SSC resistance test. That is, it did not show excellent SSC resistance.
  • the dislocation density of the test material of test number 1-26 was in the range of 1.0 ⁇ 10 14 to less than 4.4 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 .
  • the Mo content was too low.
  • the yield ratio was less than 85%.
  • the fracture toughness value K 1 SSC was less than 42.0 MPa ⁇ m, and cracks were confirmed in the round bar test piece in the low temperature SSC resistance test. That is, it did not show excellent SSC resistance.
  • the dislocation density of the test material of test number 1-27 was 4.4 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or more.
  • Example 2 the SSC resistance of a steel material having a yield strength of 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa) was investigated. Specifically, molten steel having the chemical composition shown in Table 4 was manufactured.
  • a billet having an outer diameter of 310 mm was manufactured using the molten steel.
  • the manufactured billet was heated to 1250 ° C. and then hot-rolled to produce a seamless steel pipe having an outer diameter of 244.48 mm and a wall thickness of 13.84 mm.
  • a plate-shaped specimen having a size capable of collecting a test piece used for an evaluation test described later and having a thickness of 13.84 mm was collected.
  • Quenching and tempering were performed on the collected test materials of each test number. Specifically, quenching and tempering were repeated twice for the test materials of each test number. More specifically, the test materials of each test number were soaked at a quenching temperature of 920 ° C. for 10 minutes. After soaking, the test material of each test number was immersed in a water bath and cooled with water. At this time, the first quenching cooling rate (CR 800-500 ) was 300 ° C./min. The quenching temperature was the temperature of the furnace where the quenching was performed. The quenching cooling rate (CR 800-500 ) was determined from the temperature measured in advance with a sheath-type K thermocouple charged in the center of the thickness of the specimen .
  • the first tempering was performed on the specimens of each test number after the first quenching.
  • the test material of each test number was held at a tempering temperature of 700 ° C. and a tempering time of 30 minutes, and then allowed to cool to room temperature.
  • the tempering temperature was the temperature of the furnace in which tempering was performed.
  • a second quenching was performed on the specimens of each test number subjected to the first quenching and tempering. Specifically, the test materials of each test number were soaked at a quenching temperature of 900 ° C. for 30 minutes. The test material of each test number after soaking was immersed in a water bath and cooled with water. At this time, the second quenching cooling rate (CR 800-500 ) was 300 ° C./min.
  • the second tempering was performed on the specimens of each test number for which the second quenching was performed.
  • the tempering temperature was adjusted so that the yield strength of the test material of each test number was 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa).
  • the tempering temperature (° C.) and the tempering time (minutes) were as shown in Table 5.
  • Table 5 shows the cooling rate after tempering (CR 600-200 ) (° C./second ) of the test material of each test number.
  • the cooling rate after tempering (CR 600-200 ) was determined from the temperature measured in advance with a sheath-type K thermocouple charged in the center of the thickness of the specimen .
  • the maximum stress during uniform elongation was taken as the tensile strength (MPa).
  • the ratio of yield strength to tensile strength (YS / TS) was taken as the yield ratio (%).
  • Table 5 shows the obtained yield strength (YS), tensile strength (TS), and yield ratio (YR).
  • the yield strength was less than 758 to 862 MPa (110 ksi class), and the yield ratio was 85% or more, so the volume ratio of tempered martensite and tempered bainite was 90% or more. Judged that there was. As for the microstructure of the test material of each test number, the volume ratio of tempered martensite and tempered bainite was 90% or more.
  • Dislocation density measurement test A test piece for measuring dislocation density was collected from the test material of each test number by the method described above. The dislocation density (m ⁇ 2 ) was determined by the above-described method using the collected test pieces of each test number. Table 5 shows the obtained dislocation density ( ⁇ 10 14 m ⁇ 2 ).
  • DCB test A DCB test based on NACE TM0177-2005 Method D was performed on the test materials of each test number, and the SSC resistance was evaluated. Specifically, the DCB test was performed in the same manner as in Example 1 except that the wedge thickness t shown in FIG. 2B was set to 2.92 mm. The arithmetic average value of the obtained three fracture toughness values K 1SSC (MPa ⁇ m) was determined and defined as the fracture toughness value K 1SSC (MPa ⁇ m) of the test material having the test number.
  • Table 5 shows the obtained fracture toughness values K 1SSC for the test materials of the respective test numbers.
  • the fracture toughness value K 1SSC defined above was 27.5 MPa ⁇ m or more, it was judged that the result of the DCB test was good.
  • interval of the arm at the time of driving in 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 chemical compositions of the test materials of test numbers 2-1 to 2-19 are appropriate, the yield strength is less than 758 to 862 MPa (110 ksi class), and the yield ratio is 85%. That was all. Further, the amount of solute C was 0.010 to 0.050% by mass. As a result, the fracture toughness value K 1 SSC was 27.5 MPa ⁇ m or more, indicating excellent SSC resistance.
  • the dislocation density of the test materials of test numbers 2-1 to 2-19 was in the range of 4.4 ⁇ 10 14 to less than 6.5 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 .
  • the cooling rate after tempering (CR 600-200 ) 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 27.5 MPa ⁇ m, and excellent SSC resistance was not exhibited.
  • the dislocation density of the test materials of test numbers 2-20 to 2-28 was in the range of 4.4 ⁇ 10 14 to less than 6.5 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 .
  • test material of test number 2-29 In the test material of test number 2-29, the cooling rate after tempering (CR 600-200 ) was too fast. Therefore, the amount of solute C exceeded 0.050% by mass. As a result, the fracture toughness value K 1 SSC was less than 27.5 MPa ⁇ m, and excellent SSC resistance was not exhibited.
  • the dislocation density of the test material of test number 2-29 was in the range of 4.4 ⁇ 10 14 to less than 6.5 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 .
  • the Mo content was too low.
  • the fracture toughness value K 1 SSC was less than 27.5 MPa ⁇ m, and excellent SSC resistance was not exhibited.
  • the dislocation density of the test material of test number 2-30 was in the range of 4.4 ⁇ 10 14 to less than 6.5 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 .
  • 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

６５５～８６２ＭＰａ未満（９５～１１０ｋｓｉ級）の降伏強度と優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材、及び、上記鋼材の製造方法を提供する。本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．１０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。本開示による鋼材は、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有する。本開示による鋼材は、降伏強度が６５５～８６２ＭＰａ未満であり、降伏比が８５％以上である。

Description

サワー環境での使用に適した鋼材
　本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、サワー環境での使用に適した鋼材に関する。
　油井及びガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管に代表される油井用の鋼材の高強度化が要求されている。具体的には、たとえば、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０～９５ｋｓｉ未満、つまり、５５２～６５５ＭＰａ未満）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５～１１０ｋｓｉ未満、つまり、６５５～７５８ＭＰａ未満）の油井用鋼管が広く利用されており、最近ではさらに、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が１１０～１２５ｋｓｉ未満、つまり、７５８～８６２ＭＰａ未満）の油井用鋼管が求められ始めている。
　深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素を含み、酸性化した環境を意味する。なお、サワー環境では、二酸化炭素を含む場合もある。このようなサワー環境で使用される油井用鋼管は、高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。
　油井用鋼管に代表される鋼材の耐ＳＳＣ性を高める技術が、特開昭６２－２５３７２０号公報（特許文献１）、特開昭５９－２３２２２０号公報（特許文献２）、特開平６－３２２４７８号公報（特許文献３）、特開平８－３１１５５１号公報（特許文献４）、特開２０００－２５６７８３号公報（特許文献５）、特開２０００－２９７３４４号公報（特許文献６）、特開２００５－３５０７５４号公報（特許文献７）、特表２０１２－５１９２３８号公報（特許文献８）及び特開２０１２－２６０３０号公報（特許文献９）に開示されている。
　特許文献１は、Ｍｎ、Ｐ等の不純物を低減して、油井用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献２は、焼入れを２回実施して結晶粒を微細化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。
　特許文献３は、誘導加熱熱処理により鋼組織を微細化して、１２５ｋｓｉ級の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献４は、直接焼入れ法を利用して鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼戻し温度を高めることにより、１１０～１４０ｋｓｉ級の鋼管の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。
　特許文献５及び特許文献６は、炭化物の形態を制御して１１０～１４０ｋｓｉ級の低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献７は、転位密度と水素拡散係数とを所望の値に制御して、１２５ｋｓｉ級以上の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献８は、０．３～０．５％のＣを含有する低合金鋼に対して、複数回の焼入れを実施することにより、１２５ｋｓｉ級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献９は、２段熱処理の焼戻し工程を採用して、炭化物の形態や個数を制御する方法を提案する。より具体的には、特許文献９では、大型のＭ3Ｃ及びＭ2Ｃの個数密度を抑制して、１２５ｋｓｉ級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める。
特開昭６２－２５３７２０号公報 特開昭５９－２３２２２０号公報 特開平６－３２２４７８号公報 特開平８－３１１５５１号公報 特開２０００－２５６７８３号公報 特開２０００－２９７３４４号公報 特開２００５－３５０７５４号公報 特表２０１２－５１９２３８号公報 特開２０１２－２６０３０号公報
　上述のとおり、近年、油井環境の過酷化に伴い、油井用鋼管は従来よりも優れた耐ＳＳＣ性を要求されつつある。そのため、上記特許文献１～９に開示された技術以外の技術によって、９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級（６５５～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材（たとえば油井用鋼管）が得られてもよい。
　本開示の目的は、６５５～８６２ＭＰａ未満（９５～１２５ｋｓｉ未満、すなわち、９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を提供することである。
　本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．１０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｂ：０～０．００５０％、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。本開示による鋼材は、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有する。本開示による鋼材は、降伏強度が６５５～８６２ＭＰａ未満であり、降伏比が８５％以上である。
　本開示による鋼材は、６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
図１Ａは、実施例のうち、９５ｋｓｉ級の降伏強度を有する各試験番号の供試材の、固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ1SSCとの関係を示す図である。 図１Ｂは、実施例のうち、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する各試験番号の供試材の、固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ1SSCとの関係を示す図である。 図２Ａは、実施形態のＤＣＢ試験で用いるＤＣＢ試験片の側面図及び断面図である。 図２Ｂは、実施形態のＤＣＢ試験で用いるクサビの斜視図である。
　本発明者らは、サワー環境での使用が想定された鋼材において、６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）の降伏強度（Ｙｉｅｌｄ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立させる方法について調査検討し、次の知見を得た。
　鋼材中の転位密度を高めれば、鋼材の降伏強度が高まる。一方、転位は水素を吸蔵する可能性がある。そのため、鋼材の転位密度が増加すれば、鋼材が吸蔵する水素量も増加する可能性がある。転位密度を高めた結果、鋼材中の水素濃度が高まれば、高強度は得られても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、９５ｋｓｉ以上の降伏強度と耐ＳＳＣ性とを両立するためには、転位密度を利用した高強度化は、一見すると好ましくないように思える。
　しかしながら、本発明者らは、鋼材中の固溶Ｃ量を調整することにより、転位密度を利用して降伏強度を９５ｋｓｉ以上に調整しつつ、優れた耐ＳＳＣ性も得られることを見出した。この理由については定かではないが、次の理由が考えられる。
　転位には、可動転位と不動転位とが存在するが、鋼材中の固溶Ｃは、可動転位を固定して不動転位にすると考えられる。可動転位が固溶Ｃによって不動化されれば、転位の消滅を抑制し、転位密度の低下を抑制することができる。この場合、鋼材の降伏強度を維持することができる。
　さらに、固溶Ｃにより形成された不動転位は、可動転位よりも鋼材中に吸蔵される水素量を低減すると考えられる。したがって、固溶Ｃにより形成された不動転位密度を高めることにより、鋼材中に吸蔵される水素量が低減されると考えられる。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性を高めることができる。この機構により、９５ｋｓｉ以上の降伏強度を有していても、優れた耐ＳＳＣ性が得られると考えられる。
　以上のとおり、本発明者らは、鋼材中の固溶Ｃ量を適切に調整すれば、９５ｋｓｉ以上の降伏強度を維持しつつ、鋼材の耐ＳＳＣ性を高めることができると考えた。そこで、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．１０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｂ：０～０．００５０％、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材を用いて、固溶Ｃ量と、降伏強度と、耐ＳＳＣ性の指標である破壊靱性値Ｋ1SSCとの関係を調査した。
　［固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係］
　本発明者らは、まず、９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材の、固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係について、詳細に検討した。具体的に、図を用いて、上述の化学組成と、９５ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材における、固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係を説明する。
　図１Ａは、実施例のうち、９５ｋｓｉ級の降伏強度を有する各試験番号の供試材の、固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ1SSCとの関係を示す図である。図１Ａは次の方法で得られた。後述する実施例のうち、上述の化学組成を満たし、９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する鋼材について、得られた固溶Ｃ量（質量％）及び破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）を用いて、図１Ａを作成した。
　なお、図１Ａに示す鋼材の降伏強度の調整は、焼戻し温度を調整することにより行った。また、耐ＳＳＣ性について、後述するＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。
　図１Ａを参照して、上述の化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０１０質量％以上であれば、９５ｋｓｉ級の降伏強度を有していても、破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ以上となり、鋼材は優れた耐ＳＳＣ性を示した。一方、上述の化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えれば、破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ未満となった。すなわち、固溶Ｃ量が高すぎる場合、かえって、耐ＳＳＣ性が低下することが明らかになった。
　この理由については明らかになっていない。しかしながら、本実施形態の化学組成、及び、降伏強度（９５ｋｓｉ級）の範囲では、固溶Ｃ量を０．０５０質量％以下とすれば、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。
　本発明者らはさらに、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材の、固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係についても、詳細に検討した。具体的に、図を用いて、上述の化学組成と、１１０ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材における、固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係を説明する。
　図１Ｂは、実施例のうち、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する各試験番号の供試材の、固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ1SSCとの関係を示す図である。図１Ｂは次の方法で得られた。後述する実施例のうち、上述の化学組成を満たし、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する鋼材について、得られた固溶Ｃ量（質量％）及び破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）を用いて、図１Ｂを作成した。
　なお、図１Ｂに示す鋼材の降伏強度の調整は、焼戻し温度を調整することにより行った。また、耐ＳＳＣ性について、後述するＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。
　図１Ｂを参照して、上述の化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０１０質量％以上であれば、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有していても、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ以上となり、鋼材は優れた耐ＳＳＣ性を示した。一方、上述の化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えれば、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ未満となった。すなわち、固溶Ｃ量が高すぎる場合、かえって、耐ＳＳＣ性が低下することが明らかになった。
　この理由については明らかになっていない。しかしながら、本実施形態の化学組成、及び、降伏強度（１１０ｋｓｉ級）の範囲では、固溶Ｃ量を０．０５０質量％以下とすれば、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。
　以上より、上述の化学組成を有する場合、降伏強度が９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）であっても、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）であっても、固溶Ｃ量が０．０１０～０．０５０質量％であれば、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。したがって、本実施形態において、固溶Ｃ量は０．０１０～０．０５０質量％とする。
　なお、本実施形態による鋼材のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体の組織である。焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体とは、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上であることを意味する。鋼材のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体であれば、本実施形態による鋼材において、降伏強度は６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）、降伏比（引張強度（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）に対する降伏強度の比、すなわち、降伏比（ＹＲ）＝降伏強度（ＹＳ）／引張強度（ＴＳ））は８５％以上となる。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．１０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｂ：０～０．００５０％、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。本実施形態による鋼材は、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有する。本実施形態による鋼材は、降伏強度が６５５～８６２ＭＰａ未満であり、降伏比が８５％以上である。
　本明細書において、鋼材とは、特に限定されないが、たとえば、鋼管、鋼板である。好ましくは、鋼材は油井に用いられる油井用鋼材であり、さらに好ましくは油井用鋼管である。本明細書において、油井は、上述のとおり、油井及びガス井を含む総称である。
　上記化学組成は、Ｂ：０．０００１～０．００５０％を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｖ：０．０１～０．３０％、及び、Ｎｂ：０．００２～０．１００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、希土類元素：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｃｏ：０．０２～０．５０％、及び、Ｗ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｎｉ：０．０２～０．５０％、及び、Ｃｕ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記鋼材は、油井用鋼管であってもよい。
　本明細書において、油井用鋼管とは、ラインパイプ用鋼管であってもよく、油井管であってもよい。油井用鋼管は、継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。油井管は、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。
　上記鋼管は、継目無鋼管であってもよい。
　本実施形態による油井用鋼管が継目無鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　上記固溶Ｃ量は、鋼材中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼材の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼材中の炭化物中のＣ量は、鋼材に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜を透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：以下、「ＴＥＭ」ともいう。）観察することにより特定されたセメンタイトに対してエネルギー分散型Ｘ線分析法（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：以下、「ＥＤＳ」ともいう。）による点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）～式（５）により求める。
　＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ）　（１）
　＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ－＜Ｍｏ＞ｃ　（２）
　＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２　（３）
　＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２　（４）
　（固溶Ｃ量）＝＜Ｃ＞－（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ）　（５）
　なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。
　以下、本実施形態による鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［化学組成］
　本実施形態による鋼材は、サワー環境での使用に適する。本実施形態による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．２０～０．５０％
　炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻し時において、炭化物の球状化を促進し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼材の強度が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下し、焼割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０～０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２３％であり、より好ましくは０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。
　Ｓｉ：０．０５～０．５０％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。
　Ｍｎ：０．０５～１．００％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して鋼材の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、より好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、粒界に偏析して鋼材の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ａｌ：０．００５～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０６０％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
　Ｃｒ：０．１０～１．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．３０％である。
　Ｍｏ：０．２５～１．５０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を生成し、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。その結果、Ｍｏは、高温焼戻しにより鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２５～１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、より好ましくは０．６５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、より好ましくは１．２５％である。
　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％
　チタン（Ｔｉ）は窒化物を形成し、ピンニング効果により、結晶粒を微細化する。その結果、鋼材の強度を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ窒化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０２０％である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量は０％超である。ＮはＴｉと結合して窒化物を形成し、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、Ｎは粗大な窒化物を形成して、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは０．００４０％である。上記効果をより有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｏ：０．０１００％以下
　酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは粗大な酸化物を形成し、鋼材の耐食性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、より好ましくは０．００２０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　本実施形態による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素について］
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。
　Ｂ：０～０．００５０％
　ホウ素（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは鋼に固溶して、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。なお、７５８ＭＰａ以上の降伏強度を得ようとする場合、鋼材はＢを０．０００１％以上含有することが好ましい。Ｂが０．０００１％以上含有されれば、鋼材の降伏強度を安定して７５８ＭＰａ以上にすることができる。したがって、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満である場合、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、より好ましくは０．００２５％である。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ及びＮｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
　Ｖ：０～０．３０％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＶはＣ又はＮと結合して炭化物、窒化物、又は、炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成する。微細な炭化物は鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｖはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ2Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
　Ｎｂ：０～０．１００％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは炭窒化物等を形成する。炭窒化物等はピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ2Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００７％である。なお、７５８ＭＰａ以上の降伏強度を得ようとする場合、鋼材はＮｂを０．００２％以上含有することが好ましい。Ｎｂが０．００２％以上含有されれば、鋼材の降伏強度を安定して７５８ＭＰａ以上にすることができる。したがって、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満である場合、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、より好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５０％未満であり、より好ましくは０．０３５％であり、より好ましくは０．０３０％である。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。
　Ｚｒ：０～０．０１００％
　ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。
　希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１００％
　希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。そのため、Ｐの偏析に起因した鋼材の耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。
　なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。
　上記のＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭからなる群から選択される２種以上を複合して含有する場合の含有量の合計は、０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがさらに好ましい。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ及びＷからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、サワー環境において保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。これにより、これらの元素は鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
　Ｃｏ：０～０．５０％
　コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏはサワー環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。これにより、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。
　Ｗ：０～０．５０％
　タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗはサワー環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。これにより、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の焼入れ性を高める。
　Ｎｉ：０～０．５０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部的な腐食が促進され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。
　［固溶Ｃ量］
　本実施形態による鋼材は、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有する。固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であれば、鋼材中の転位の固定が十分でなく、優れた耐ＳＳＣ性が得られない。一方、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えれば、かえって鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、固溶Ｃ量は０．０１０～０．０５０質量％である。固溶Ｃ量の好ましい下限は０．０２０質量％であり、より好ましくは０．０３０質量％である。
　この範囲の固溶Ｃ量は、たとえば、焼戻し工程の保持時間を制御すること、及び、焼戻し工程の冷却速度を制御することで得られる。この理由は次のとおりである。
　固溶Ｃ量は焼入れ直後が最も高い。焼入れ直後において、Ｃは、焼入れ中に炭化物として析出した少量以外が固溶している。その後焼戻し工程において、均熱保持によりＣは一部が炭化物として析出する。その結果、固溶Ｃ量は焼戻し温度における熱平衡濃度に向かって低下する。焼戻しの保持時間が短すぎる場合、この効果が得られず、固溶Ｃ量が高くなりすぎる。一方、焼戻しの保持時間が長すぎる場合、固溶Ｃ量は上記熱平衡濃度に近づき、ほとんど変化しなくなる。したがって、本実施形態においては、焼戻しの保持時間を１０～１８０分とする。
　焼戻し工程の焼戻し後の冷却において、冷却速度が遅い場合、固溶したＣが温度低下中に再析出する。従来の鋼材の製造方法では、焼戻し後の冷却は放冷で行っていたため、冷却速度が遅かった。そのため、固溶Ｃ量はほぼ０質量％であった。そこで、本実施形態においては、焼戻し後の冷却速度を高めて、０．０１０～０．０５０質量％の固溶Ｃ量を得る。
　冷却方法としてたとえば、焼戻し温度から鋼材を連続的に強制冷却し、鋼材の表面温度を連続的に低下する。このような連続冷却処理としてはたとえば、水槽に鋼材を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却あるいは強制風冷により鋼材を加速冷却する方法がある。
　焼戻し後の冷却速度は、焼戻しされた鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば両表面を強制冷却する場合は、鋼材厚さの中央部）において測定する。具体的に、鋼材が鋼板である場合、鋼板の板厚中央部に装入したシース型の熱電対で測定した温度から、焼戻し後の冷却速度を決定できる。鋼材が鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部に装入したシース型の熱電対で測定した温度から、焼戻し後の冷却速度を決定できる。また、鋼材の片側表面のみを強制冷却する場合、非接触型の赤外線型温度計で測定した、鋼材の非強制冷却側の表面温度から、焼戻し後の冷却速度を決定できる。
　６００℃から２００℃の間は、Ｃの拡散が比較的早い温度域である。一方、焼戻し後の冷却速度が速すぎると、焼戻しの均熱保持後に固溶していたＣがほとんど析出しない。その結果、固溶Ｃ量が過剰となる場合がある。したがって、本実施形態においては、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を５～１００℃／秒とする。
　本実施形態による鋼材は、この方法によれば、鋼材中の固溶Ｃ量を０．０１０～０．０５０質量％とすることができる。しかしながら、他の方法によって鋼材中の固溶Ｃ量を０．０１０～０．０５０質量％に調整してもよい。
　［固溶Ｃ量の算出方法］
　固溶Ｃ量は、鋼材中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼材の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼材中の炭化物中のＣ量は、鋼材に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜をＴＥＭ観察することにより特定されたセメンタイトに対してＥＤＳによる点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）～式（５）により求める。
　＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ）　（１）
　＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ－＜Ｍｏ＞ｃ　（２）
　＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２　（３）
　＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２　（４）
　（固溶Ｃ量）＝＜Ｃ＞－（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ）　（５）
　なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。以下、固溶Ｃ量の算出方法を詳しく示す。
　［鋼材のＣ含有量の定量］
　鋼材から切粉状の分析サンプルを採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から分析サンプルを採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から分析サンプルを採取する。酸素気流中燃焼－赤外線吸収法により、Ｃ含有量（質量％）を分析する。これを鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）とする。
　［炭化物として析出するＣ量（析出Ｃ量）の計算］
　析出Ｃ量は、次の手順１～手順４により算出する。具体的には、手順１で抽出残渣分析を実施する。手順２でＴＥＭを用いた抽出レプリカ法、及び、ＥＤＳによりセメンタイト中の元素濃度分析（以下「ＥＤＳ分析」という）を実施する。手順３でＭｏ含有量を調整する。手順４で析出Ｃ量を算出する。
　［手順１．抽出残渣分析による、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ残渣量の定量］
　手順１では、鋼材中の炭化物を残渣として捕捉し、残渣中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ含有量を決定する。ここで、「炭化物」とは、セメンタイト（Ｍ3Ｃ型炭化物）及びＭＣ型炭化物の総称である。具体的な手順は以下のとおりである。鋼材から６ｍｍ径で長さ５０ｍｍの円柱状試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合板厚中央部から、板厚中心が横断面の中心になるように円柱状試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合肉厚中央部から、肉厚中心が横断面の中心になるように円柱状試験片を採取する。採取した円柱状試験片の表面を、予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得る。電解研磨した試験片を、電解液（１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウム＋メタノール）で電解する。電解後の電解液を０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉する。得られた残渣を酸分解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析にてＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ濃度を質量％単位で定量する。この濃度をそれぞれ＜Ｆｅ＞ａ、＜Ｃｒ＞ａ、＜Ｍｎ＞ａ、＜Ｍｏ＞ａ、＜Ｖ＞ａ、及び、＜Ｎｂ＞ａと定義する。
　［手順２．抽出レプリカ法及びＥＤＳによる、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量の定量］
　手順２では、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量を決定する。具体的な手順は以下のとおりである。鋼材からミクロ試験片を切り出す。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部からミクロ試験片を切り出す。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部からミクロ試験片を切り出す。切り出したミクロ試験片に対して鏡面研磨を行い、表面を仕上げる。試験片を３％ナイタール腐食液に１０分浸漬し、表面を腐食する。腐食した表面をカーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆った試験片を５％ナイタール腐食液に浸漬し、２０分保持し、蒸着膜を剥離させる。剥離した蒸着膜をエタノールで洗浄した後、シートメッシュですくい取り、乾燥させる。この蒸着膜（レプリカ膜）を、ＴＥＭで観察し、２０個のセメンタイトについてＥＤＳによる点分析を行う。セメンタイト中の炭素を除く合金元素の合計を１００％とした場合の、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ濃度を質量％単位で定量する。２０個のセメンタイトについて濃度を定量し、それぞれの元素の算術平均値を＜Ｆｅ＞ｂ、＜Ｃｒ＞ｂ、＜Ｍｎ＞ｂ、及び、＜Ｍｏ＞ｂと定義する。
　［手順３．Ｍｏ量の調整］
　続いて、炭化物中のＭｏ濃度を求める。ここで、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏはセメンタイトに濃化する。一方、Ｖ、Ｎｂ、及び、ＭｏはＭＣ型炭化物に濃化する。すなわち、Ｍｏは、焼戻しによりセメンタイト及びＭＣ型炭化物の両方に濃化する。したがって、Ｍｏ量については、セメンタイト及びＭＣ型炭化物について個別に算出する。なお、Ｖはセメンタイトにもその一部が濃化する場合がある。しかしながら、Ｖのセメンタイトへの濃化量は、ＭＣ型炭化物への濃化量と比較して無視できるほど小さい。したがって、固溶Ｃ量を求める上で、ＶはＭＣ型炭化物のみに濃化するとみなす。
　具体的に、セメンタイトとして析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｃ）は、式（１）により算出する。
　＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ）　（１）
　一方、ＭＣ型炭化物として析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｄ）は、式（２）により質量％単位で算出する。
　＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ－＜Ｍｏ＞ｃ　（２）
　［手順４．析出Ｃ量の算出］
　析出Ｃ量は、セメンタイトとして析出するＣ量（＜Ｃ＞ａ）とＭＣ型炭化物として析出するＣ量（＜Ｃ＞ｂ）の合計として、算出される。＜Ｃ＞ａ及び＜Ｃ＞ｂはそれぞれ、式（３）及び式（４）により、質量％単位で算出される。なお、式（３）は、セメンタイトの構造がＭ3Ｃ型（ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏを含む）であることから導かれた式である。
　＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２　（３）
　＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２　（４）
　以上より、析出Ｃ量は、＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂである。
　［固溶Ｃ量の計算］
　固溶Ｃ量（以下、＜Ｃ＞ｃともいう）は、鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）と、析出Ｃ量との差として、式（５）により質量％単位で算出する。
　＜Ｃ＞ｃ＝＜Ｃ＞－（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ）　（５）
　［ミクロ組織］
　本実施形態による鋼材のミクロ組織は、主として焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。より具体的には、ミクロ組織は体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトからなる。すなわち、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト、又は、パーライトである。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上であれば、降伏強度が６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）、及び、降伏比が８５％以上となる。
　本実施形態においては、降伏強度が６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）、及び、降伏比が８５％以上であれば、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上であるものとする。好ましくは、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトのみからなる。すなわち、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が１００％であってもよい。
　なお、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率を観察により求める場合、以下の方法で求めることができる。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から圧延方向１０ｍｍ、板厚方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、肉厚方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。
　試験片の観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は、たとえば、４００μｍ2（倍率５０００倍）である。
　各視野において、コントラストから焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定した焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率を求める。本実施形態において、全ての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率と定義する。
　［鋼材の形状］
　本実施形態による鋼材の形状は、特に限定されない。鋼材はたとえば鋼管、鋼板である。鋼材が油井用鋼管である場合、好ましくは、鋼材は継目無鋼管である。本実施形態による鋼材が継目無鋼管である場合、肉厚は特に限定されず、たとえば、９～６０ｍｍである。本実施形態による鋼材は特に、厚肉の継目無鋼管としての使用に適する。より具体的には、本実施形態による鋼材が１５ｍｍ以上、さらに、２０ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管であっても、優れた強度及び耐ＳＳＣ性を示す。
　［鋼材の降伏強度及び降伏比］
　本実施形態による鋼材の降伏強度は６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）であり、降伏比は８５％以上である。要するに、本実施形態による鋼材は、９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級のいずれかの降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する。
　本実施形態による鋼材の降伏強度は、ＡＰＩ　５ＣＴ（２０１１）に準拠して定義する。具体的に、本実施形態による鋼材の降伏強度は、降伏強度の範囲ごとに、それぞれ定義する。より具体的に、本実施形態による鋼材の降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）の場合、降伏強度とは、引張試験で得られた０．５％伸び時の応力（０．５％耐力）を意味する。本実施形態による鋼材の降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）の場合、降伏強度とは、引張試験で得られた０．７％伸び時の応力（０．７％耐力）を意味する。
　本実施形態による鋼材は、６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）の降伏強度に調整しても、上述の化学組成、固溶Ｃ量、及び、ミクロ組織を満たすことで、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　本実施形態による鋼材の降伏強度及び降伏比は、次の方法で求めることができる。具体的に、ＡＳＴＭ　Ｅ８（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径６．３５ｍｍ、平行部長さ３５．６ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施する。
　得られた０．５％伸び時の応力（０．５％耐力）が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）の場合、０．５％耐力を降伏強度と定義する。得られた０．７％伸び時の応力（０．７％耐力）が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）の場合、０．７％耐力を降伏強度と定義する。また、一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）と定義する。降伏比（ＹＲ）（％）は、引張強度（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＳ）の比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）として求めることができる。
　本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、６５５～８６２ＭＰａ未満の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する。ここで、化学組成が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織（相）も同様である場合、降伏強度を定める要因として、転位密度が支配的であると考えられている。
　具体的に、上述の化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する鋼材の転位密度は、１．０×１０14～４．４×１０14未満（ｍ-2）となる。さらに、上述の化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する鋼材の転位密度は、４．４×１０14～６．５×１０14未満（ｍ-2）となる。
　一方、上述の化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、８６２～９６５ＭＰａ未満（１２５ｋｓｉ級）の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを有する鋼材の転位密度は、６．５×１０14～９．２×１０14未満（ｍ-2）となる。このように、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成と、上述の固溶Ｃ量と、上述の降伏強度と、上述の降伏比とを備える。その結果、上述の化学組成と、上述の固溶Ｃ量と、上述の降伏比とを備え、降伏強度が異なる鋼材とは、転位密度が異なる。
　鋼材の転位密度を求める場合、次の方法で求めることができる。本実施形態による鋼材から、転位密度測定用の試験片を採取する。試験片は、鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を採取する。試験片の大きさは、たとえば、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×厚さ２ｍｍである。試験片の厚さ方向は、鋼材の厚さ方向（板厚方向又は肉厚方向）である。この場合、試験片の観察面は、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍの面である。
　試験片の観察面を鏡面研磨し、さらに、１０体積％の過塩素酸（酢酸溶媒）を用いて電解研磨を行い、表層の歪みを除去する。処理後の観察面に対し、Ｘ線回折法（ＸＲＤ：Ｘ‐Ｒａｙ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により、体心立方構造（鉄）の（１１０）、（２１１）、（２２０）面のピークの半値幅ΔＫを求める。
　ＸＲＤにおいては、線源をＣｏＫα線、管電圧を３０ｋＶ、管電流を１００ｍＡとして半値幅ΔＫを測定する。さらに、Ｘ線回折装置由来の半値幅を測定するため、ＬａＢ6（六ホウ化ランタン）の粉末を用いる。
　上述の方法で求めた半値幅ΔＫと、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌの式（式（６））から、試験片の不均一歪εを求める。
　ΔＫ×ｃｏｓθ／λ＝０．９／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λ　（６）
　ここで、式（６）中において、θ：回折角度、λ：Ｘ線の波長、Ｄ：結晶子径、を意味する。
　さらに、求めた不均一歪εと、式（７）とを用いて、転位密度ρ（ｍ-2）を求めることができる。
　ρ＝１４．４×ε2／ｂ2　（７）
　ここで、式（７）中において、ｂは体心立方構造（鉄）のバーガースベクトル（ｂ＝０．２４８（ｎｍ））である。
　［鋼材の耐ＳＳＣ性］
　上述のとおり、鋼材中の転位には、水素が吸蔵される可能性がある。そのため、鋼材の降伏強度が高いほど、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下すると考えられてきた。そこで、本実施形態においても、降伏強度ごとに、優れた耐ＳＳＣ性を定義する。具体的に、優れた耐ＳＳＣ性とは、以下のとおりに定義される。
　［降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合の耐ＳＳＣ性］
　鋼材の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合、鋼材の耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに準拠したＤＣＢ試験、及び、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した低温耐ＳＳＣ性試験によって評価できる。
　ＤＣＢ試験は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに準拠して実施する。具体的には、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を、試験溶液とする。本実施形態による鋼材から、図２Ａに示すＤＣＢ試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を採取する。ＤＣＢ試験片の長手方向は、鋼材の圧延方向と平行である。本実施形態による鋼材からさらに、図２Ｂに示すクサビを採取する。クサビの厚さｔは、３．１２（ｍｍ）とする。
　図２Ａを参照して、ＤＣＢ試験片のアームの間に、上記クサビを打ち込む。クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を、試験容器に封入する。その後、試験容器に上記試験溶液を、気相部を残して注入して、試験浴とする。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とする。試験浴を撹拌しながら、試験容器内を２４℃で２週間（３３６時間）保持する。保持後の試験容器からＤＣＢ試験片を取り出す。
　取り出したＤＣＢ試験片のアーム先端に形成された孔にピンを差し込み、引張試験機で切欠部を開口して、クサビ解放応力Ｐを測定する。さらに、ＤＣＢ試験片の切欠きを液体窒素中で解放させて、試験浴に浸漬中のＤＣＢ試験片の割れ進展長さａを測定する。割れ進展長さａは、ノギスを用いて目視で測定できる。測定したクサビ解放応力Ｐと、割れ進展長さａとに基づいて、式（８）を用いて破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）を求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　なお、式（８）において、ｈ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の各アームの高さであり、Ｂ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の厚さであり、Ｂｎ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片のウェブ厚さである。これらは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに規定されている。
　低温耐ＳＳＣ性試験は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠して実施する。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。
　５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を、試験溶液とする。丸棒試験片に対し、実降伏応力の９５％に相当する応力を負荷する。試験容器に４℃の試験溶液を、応力を負荷した丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込み、試験浴に飽和させる。１ａｔｍのＨ2Ｓガスが飽和した試験浴を、４℃で７２０時間（３０日間）保持する。
　本実施形態による鋼材は、鋼材の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合、上記ＤＣＢ試験で求めた破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ以上であり、さらに、上記低温耐ＳＳＣ性試験の条件で７２０時間（３０日間）経過後に、割れが確認されない。
　［降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合の耐ＳＳＣ性］
　鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合、鋼材の耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに準拠したＤＣＢ試験によって評価できる。ＤＣＢ試験では、図２Ｂに示すクサビの厚さｔを２．９２（ｍｍ）とすること以外、上述の降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合に実施したＤＣＢ試験と同様に実施する。
　本実施形態による鋼材は、鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合、上記ＤＣＢ試験で求めた破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ以上である。
　［製造方法］
　本実施形態による鋼材の製造方法を説明する。以下、本実施形態による鋼材の一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。継目無鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、継目無鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。なお、本実施形態による製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。以下、各工程について詳述する。
　［準備工程］
　準備工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材が上記化学組成を有していれば、中間鋼材の製造方法は特に限定されない。ここでいう中間鋼材は、最終製品が鋼板の場合は、板状の鋼材であり、最終製品が鋼管の場合は素管である。
　準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。
　［素材準備工程］
　素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて素材を製造する。素材の製造方法は特に限定されず、周知の方法でよい。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造してもよい。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間鋼材を製造する。鋼材が継目無鋼管である場合、中間鋼材は素管に相当する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。熱間加工の方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。
　たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施して、素管を製造してもよい。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサー、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。
　他の熱間加工方法を実施して、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉鋼材である場合、エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。素管の肉厚は特に限定されないが、たとえば、９～６０ｍｍである。
　熱間加工により製造された素管は空冷されてもよい（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された素管は、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施してもよく、熱間加工後に補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。
　熱間加工後に直接焼入れ、又は、補熱した後焼入れを実施する場合、焼入れ途中に冷却の停止、又は、緩冷却を実施してもよい。この場合、素管に焼割れが発生するのを抑制できる。熱間加工後に直接焼入れ、又は、補熱した後焼入れを実施する場合さらに、焼入れ後であって次工程の熱処理前に、応力除去焼鈍処理（ＳＲ処理）を実施してもよい。この場合、素管の残留応力が除去される。
　以上のとおり、準備工程では中間鋼材を準備する。中間鋼材は、上述の好ましい工程により製造されてもよいし、第三者により製造された中間鋼材、又は、後述の焼入れ工程及び焼戻し工程が実施される工場以外の他の工場、他の事業所にて製造された中間鋼材を準備してもよい。以下、焼入れ工程について詳述する。
　［焼入れ工程］
　焼入れ工程では、準備された中間鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ3点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。好ましい焼入れ温度は８５０～１０００℃である。焼入れ温度とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置された温度計で測定された、中間鋼材の表面温度に相当する。焼入れ温度とはさらに、熱間加工後に補熱した後、焼入れを実施する場合、補熱を実施する炉の温度に相当する。
　焼入れ温度が高すぎれば、旧γ粒の結晶粒が粗大になり、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、焼入れ温度は８５０～１０００℃であるのが好ましい。
　焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から中間鋼材（素管）を連続的に冷却し、素管の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。
　焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的特性（すなわち、９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級の降伏強度、及び、８５％以上の降伏比）が得られない。
　したがって、上述のとおり、本実施形態による鋼材の製造方法では、焼入れ時に中間鋼材を急冷する。具体的には、焼入れ工程において、焼入れ時の中間鋼材（素管）の表面温度が８００～５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500と定義する。より具体的には、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、焼入れされる中間鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば、両表面を強制冷却する場合、中間鋼材厚さの中心部）において測定された温度から決定される。
　好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は３００℃／分以上である。より好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の下限は４５０℃／分であり、さらに好ましくは６００℃／分である。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の上限は特に規定しないが、たとえば、６００００℃／分である。
　好ましくは、素管に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れを実施する。この場合、焼入れ前のオーステナイト粒が微細化されるため、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。複数回焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準及び焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。また、焼入れと後述する焼戻しとを組合せて、複数回実施してもよい。すなわち、複数回の焼入れ焼戻しを実施してもよい。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。以下、焼戻し工程について詳述する。
　［焼戻し工程］
　焼戻し工程では、上述の焼入れを実施した後、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材をＡc1点未満の温度で再加熱して、保持することを意味する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。ここで、焼戻し温度とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。
　すなわち、本実施形態による焼戻し工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材（素管）に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度を６５５～８６２ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級）に調整する。以下、９５ｋｓｉ級及び１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合について、焼戻し温度を詳述する。
　［降伏強度が９５ｋｓｉ級の場合の焼戻し温度］
　９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）の降伏強度を得ようとする場合、好ましい焼戻し温度は６５０～７４０℃である。焼戻し温度が高すぎれば、転位密度が低減されすぎ、９５ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。一方、焼戻し温度が低すぎれば、転位密度を十分に低減することができない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、９５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度を６５０～７４０℃とするのが好ましい。９５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度のより好ましい下限は６７０℃であり、さらに好ましくは６８０℃である。９５ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度のより好ましい上限は７３０℃であり、さらに好ましくは７２０℃である。
　［降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合の焼戻し温度］
　１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を得ようとする場合、好ましい焼戻し温度は６５０～７２０℃である。焼戻し温度が高すぎれば、転位密度が低減されすぎ、１１０ｋｓｉ級の降伏強度が得られない場合がある。一方、焼戻し温度が低すぎれば、転位密度を十分に低減することができない場合がある。この場合、鋼材の降伏強度が高くなりすぎ、及び／又は、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度を６５０～７２０℃とするのが好ましい。１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度のより好ましい下限は６６０℃であり、さらに好ましくは６７０℃である。１１０ｋｓｉ級の降伏強度を得ようとする場合、焼戻し温度のより好ましい上限は７１５℃であり、さらに好ましくは７１０℃である。
　以上のとおり、本実施形態による焼戻し工程では、得ようとする降伏強度（９５ｋｓｉ級及び１１０ｋｓｉ級）に応じて、焼戻し温度を調整する。なお、上記化学組成を有する中間鋼材（素管）に対して、上記焼戻し温度で後述する焼戻し時間保持することにより、降伏強度を所望の範囲にすることは、当業者であれば十分に可能である。
　本実施形態による焼戻し工程では、好ましい焼戻しの保持時間（焼戻し時間）は、１０～１８０分である。ここで、焼戻し時間（保持時間）とは、中間鋼材を熱処理炉へ装入してから、抽出するまでの時間を意味する。
　焼戻し時間が短すぎれば、炭化物の析出が進まないため、固溶Ｃ量が過剰となる。焼戻し時間が長すぎても、固溶Ｃ量はほとんど変化しなくなる。したがって、固溶Ｃ量を適切な範囲に制御するための、好ましい焼戻し時間は１０～１８０分である。
　焼戻し時間のより好ましい下限は１５分である。焼戻し時間のより好ましい上限は１２０分であり、さらに好ましくは９０分である。なお、鋼材が鋼管である場合、他の形状と比較して、焼戻しの均熱保持中に鋼管の温度ばらつきが発生しやすい。したがって、鋼材が鋼管である場合、焼戻し時間は１５～１８０分とするのが好ましい。
　［焼戻し後急冷について］
　焼戻し後の冷却は、従来は制御されていなかった。しかしながら、６００℃から２００℃の間は、炭素（Ｃ）の拡散が比較的早い温度域である。そのため、焼戻し後（つまり、上記焼戻し温度で上記保持時間保持した後）の鋼材の冷却速度が遅ければ、固溶していたＣのほとんどが、温度低下中に再析出してくる。つまり固溶Ｃ量が、ほぼ０質量％になる。そこで本実施形態においては、焼戻し後の中間鋼材（素管）を急冷する。
　具体的には、焼戻し工程において、焼戻し後の中間鋼材（素管）の温度が６００～２００℃の範囲における平均冷却速度を、焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200と定義する。本実施形態による鋼材の製造方法では、焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200は５℃／秒以上とするのが好ましい。一方、焼戻し後冷却速度が速すぎると、固溶していたＣがほとんど析出せず、固溶Ｃ量が過剰となる場合がある。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、本実施形態においては、好ましい焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200は５～１００℃／秒である。焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200のより好ましい下限は１０℃／秒であり、さらに好ましくは１５℃／秒である。焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200のより好ましい上限は５０℃／秒であり、さらに好ましくは４０℃／秒である。なお、焼戻しを複数回実施する場合、最終の焼戻し後の冷却を制御すればよい。すなわち、最終の焼戻し以外の焼戻しにおける、焼戻し後の冷却は従来と同様に実施してもよい。
　焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200を５～１００℃／秒とする冷却方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。冷却方法は、たとえば、焼戻し温度から素管を連続的に強制冷却し、素管の表面温度を連続的に低下する。このような連続冷却処理としてたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却あるいは強制風冷により素管を加速冷却する方法がある。なお、焼戻し後冷却速度ＣＲ600-200は、焼戻しされた中間鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば両表面を強制冷却する場合は、中間鋼材厚さの中心部）において測定する。
　以上の製造方法によれば、本実施形態による鋼材を製造することができる。上述の製造方法では、一例として継目無鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態による鋼材は、鋼板や他の形状であってもよい。鋼板や他の形状の製造方法も、上述の製造方法と同様に、たとえば、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。しかしながら、上述の製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。
　実施例１では、９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材における耐ＳＳＣ性について調査した。具体的に、表１に示す化学組成を有する、溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記溶鋼を用いて外径３１０ｍｍのビレットを製造した。製造したビレットを１２５０℃に加熱した後、熱間圧延し、外径２４４．４８ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍの継目無鋼管を製造した。製造した継目無鋼管から、後述する評価試験に用いる試験片が採取できる大きさで、かつ、厚さ１３．８４ｍｍの板状の供試材を採取した。
　採取した各試験番号の供試材について、焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的に、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材については、焼入れ及び焼戻しを１回実施した。試験番号１－１６及び１－２５の供試材については、焼入れ及び焼戻しを２回繰り返して実施した。
　より具体的に、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材を、焼入れ温度９２０℃で３０分均熱した。均熱後、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は３００℃／分であった。なお、焼入れ温度は、焼入れの加熱を実施した炉の温度とした。焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）はあらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。
　焼入れ後、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材に対して、焼戻しを実施した。焼戻しでは、降伏強度が９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）となるように、焼戻し温度を調整した。具体的に、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材に対して実施した焼戻しでは、焼戻し温度（℃）、及び、焼戻し時間（分）は表２に示すとおりであった。
　各焼戻し温度で熱処理を実施した後、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材を冷却した。冷却は、供試材に対してミスト水冷の制御冷却を実施した。なお、焼戻し温度は、焼戻しを実施した炉の温度とした。焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）は、あらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材に対して実施した焼戻しでは、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）（℃／秒）は表２に示すとおりであった。
　試験番号１－１６及び１－２５の供試材については、上述のとおり、焼入れ及び焼戻しを２回繰り返して実施した。試験番号１－１６及び１－２５の供試材を、焼入れ温度９２０℃で１０分均熱した。均熱後の試験番号１－１６及び１－２５の供試材を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、１回目の焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は３００℃／分であった。焼入れ後の試験番号１－１６及び１－２５の供試材に対して、焼戻し温度７００℃、焼戻し時間３０分で保持した。保持後の試験番号１－１６及び１－２５の供試材を、常温まで放冷した。
　１回目の焼入れ及び焼戻しが実施された試験番号１－１６及び１－２５の供試材について、２回目の焼入れを実施した。具体的に、試験番号１－１６及び１－２５の供試材を、焼入れ温度９００℃で３０分均熱した。均熱後の試験番号１－１６及び１－２５の供試材を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、２回目の焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は３００℃／分であった。
　２回目の焼戻しでは、試験番号１－１６及び１－２５以外の供試材と同様に、降伏強度が９５ｋｓｉ級（６５５～７５８ＭＰａ未満）となるように、焼戻し温度を調整した。具体的に、試験番号１－１６及び１－２５の供試材に対して実施した２回目の焼戻しでは、焼戻し温度（℃）、及び、焼戻し時間（分）は表２に示すとおりであった。
　焼戻し後、試験番号１－１６及び１－２５の供試材を冷却した。冷却は、供試材に対してミスト水冷の制御冷却を実施した。試験番号１－１６及び１－２５の供試材の焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）（℃／秒）は表２に示すとおりであった。なお、試験番号１－１６及び１－２５においても、焼入れの加熱を実施した炉の温度を、焼入れ温度とした。同様に、焼戻しを実施した炉の温度を、焼戻し温度とした。さらに、１回目及び２回目の焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）はあらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。同様に、１回目及び２回目の焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）はあらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。
　［評価試験］
　上記の焼戻し後の各試験番号の供試材に対して、以下に説明する引張試験、ミクロ組織判定試験、固溶Ｃ量測定試験、転位密度測定試験、ＤＣＢ試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験を実施した。
　［引張試験］
　引張試験はＡＳＴＭ　Ｅ８（２０１３）に準拠して行った。各試験番号の供試材の厚さ中央部から、直径６．３５ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、供試材の圧延方向（継目無鋼管の軸方向）と平行であった。各試験番号の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．５％伸び時の応力（０．５％耐力）を、各試験番号の降伏強度（ＭＰａ）と定義した。また一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）とした。引張強度に対する降伏強度の比（ＹＳ／ＴＳ）を降伏比（％）とした。求めた降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、降伏比（ＹＲ）を、表２に示す。
　［ミクロ組織判定試験］
　本実施例による供試材のミクロ組織において、降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）、及び、降伏比が８５％以上であった場合、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率は９０％以上であると判断した。試験番号１－２７以外の供試材のミクロ組織は、いずれも焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上であった。
　［固溶Ｃ量測定試験］
　各試験番号の供試材について、上述の測定方法により、固溶Ｃ量（質量％）を測定及び算出した。なお、ＴＥＭは日本電子（株）製ＪＥＭ－２０１０で、加速電圧は２００ｋＶとした。ＥＤＳ点分析は、照射電流を２．５６ｎＡとし、各点で６０秒の計測を行った。ＴＥＭによる観察領域は８μｍ×８μｍとし、任意の１０視野で観察した。固溶Ｃ量の計算において用いる、各元素の残渣量及びセメンタイト中の濃度は表３のとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　［転位密度測定試験］
　各試験番号の供試材から、上述の方法で転位密度測定用の試験片を採取した。採取した各試験番号の試験片を用いて、上述の方法で転位密度（ｍ-2）を求めた。求めた転位密度（×１０14ｍ-2）を表２に示す。
　［ＤＣＢ試験］
　各試験番号の供試材について、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施して、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、各試験番号の供試材の厚さ中央部から、図２Ａに示すＤＣＢ試験片を３本ずつ採取した。ＤＣＢ試験片の長手方向は、供試材の圧延方向（継目無鋼管の軸方向）と平行であった。各試験番号の供試材からさらに、図２Ｂに示すクサビを採取した。クサビの厚さｔは３．１２ｍｍであった。ＤＣＢ試験片のアームの間に、上記クサビを打ち込んだ。
　試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を用いた。クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を封入した試験容器に、気相部を残して試験溶液を注入し、試験浴とした。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とした。試験浴を撹拌しながら、試験容器内を２４℃で２週間（３３６時間）保持した。保持後の試験容器からＤＣＢ試験片を取り出した。
　取り出したＤＣＢ試験片のアーム先端に形成された孔にピンを差し込み、引張試験機で切欠部を開口して、クサビ解放応力Ｐを測定した。さらに、ＤＣＢ試験片の切欠きを液体窒素中で解放させて、試験浴に浸漬中のＤＣＢ試験片の割れ進展長さａを測定した。割れ進展長さａは、ノギスを用いて目視で測定できる。測定したクサビ解放応力Ｐと、割れ進展長さａとに基づいて、式（８）を用いて破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）を求めた。求めた３つの破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）の算術平均値を求め、その試験番号の供試材の破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）と定義した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
　なお、式（８）において、ｈ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の各アームの高さであり、Ｂ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の厚さであり、Ｂｎ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片のウェブ厚さである。これらは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに規定されている。
　各試験番号の供試材について、得られた破壊靭性値Ｋ1SSCを表２に示す。上記定義された破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、ＤＣＢ試験の結果が良好であると判断した。なお、試験浴に浸漬する前にクサビを打ち込んだ際のアームの間隔は、Ｋ1SSC値に影響を与える。したがって、アームの間隔をマイクロメーターで実測しておき、ＡＰＩ規格の範囲内であることを確認した。
　［低温耐ＳＳＣ性試験］
　各試験番号の供試材を用いて、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法によって、低温耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、各試験番号の供試材の厚さ中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を３本採取した。丸棒試験片の軸方向は、供試材の圧延方向（継目無鋼管の軸方向）に平行であった。各試験番号の丸棒試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠して、各丸棒試験片に与えられる応力が、各試験番号の供試材の実降伏応力の９５％になるように、調整した。
　試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を用いた。３つの試験容器に４℃の試験溶液をそれぞれ注入し、試験浴とした。応力が負荷された３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験容器の試験浴に浸漬した。各試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込み、試験浴に飽和させた。Ｈ2Ｓガスが飽和した試験浴を、４℃で７２０時間保持した。
　７２０時間浸漬後の各試験番号の丸棒試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の丸棒試験片を肉眼で観察した。観察の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の丸棒試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。
　［試験結果］
　表２に試験結果を示す。
　表１及び表２を参照して、試験番号１－１～１－１８の供試材の化学組成は適切であり、降伏強度が６５５～７５８ＭＰａ未満（９５ｋｓｉ級）であり、降伏比が８５％以上であった。さらに固溶Ｃ量が０．０１０～０．０５０質量％であった。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCの算術平均値が４２．０ＭＰａ√ｍ以上であった。さらに、低温耐ＳＳＣ性試験でも３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかった。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示した。なお、試験番号１－１～１－１８の供試材の転位密度は、１．０×１０14～４．４×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
　一方、試験番号１－１９～１－２５の供試材では、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であった。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ未満であり、さらに、低温耐ＳＳＣ性試験で丸棒試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号１－１９～１－２５の供試材の転位密度は、１．０×１０14～４．４×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
　試験番号１－２６の供試材では、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）が速すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えた。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ未満であり、さらに、低温耐ＳＳＣ性試験で丸棒試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号１－２６の供試材の転位密度は、１．０×１０14～４．４×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
　試験番号１－２７の供試材では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、降伏比が８５％未満となった。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが４２．０ＭＰａ√ｍ未満であり、さらに、低温耐ＳＳＣ性試験で丸棒試験片に割れが確認された。すなわち、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号１－２７の供試材の転位密度は、４．４×１０14ｍ-2以上であった。
　実施例２では、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材における耐ＳＳＣ性について調査した。具体的に、表４に示す化学組成を有する、溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　上記溶鋼を用いて外径３１０ｍｍのビレットを製造した。製造したビレットを１２５０℃に加熱した後、熱間圧延し、外径２４４．４８ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍの継目無鋼管を製造した。製造した継目無鋼管から、後述する評価試験に用いる試験片が採取できる大きさで、かつ、厚さ１３．８４ｍｍの板状の供試材を採取した。
　採取した各試験番号の供試材について、焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的に、各試験番号の供試材について、焼入れ及び焼戻しを２回繰り返して実施した。より具体的に、各試験番号の供試材について、焼入れ温度９２０℃で１０分均熱した。均熱後、各試験番号の供試材を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、１回目の焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は３００℃／分であった。なお、焼入れ温度は、焼入れの加熱を実施した炉の温度とした。焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は、あらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。
　１回目の焼入れ後の各試験番号の供試材に対して、１回目の焼戻しを実施した。１回目の焼戻しでは、各試験番号の供試材を、焼戻し温度７００℃、焼戻し時間３０分で保持した後、常温まで放冷した。なお、焼戻し温度は、焼戻しを実施した炉の温度とした。
　１回目の焼入れ及び焼戻しが実施された各試験番号の供試材について、２回目の焼入れを実施した。具体的に、各試験番号の供試材について、焼入れ温度９００℃で３０分均熱した。均熱後の各試験番号の供試材を、水槽に浸漬して水冷した。このとき、２回目の焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は３００℃／分であった。
　２回目の焼入れが実施された各試験番号の供試材について、２回目の焼戻しを実施した。各試験番号の供試材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）となるように、焼戻し温度を調整した。具体的に、各試験番号の供試材に対して実施した２回目の焼戻しでは、焼戻し温度（℃）、及び、焼戻し時間（分）は表５に示すとおりであった。
　焼戻し後、各試験番号の供試材を冷却した。冷却は、各試験番号の供試材に対してミスト水冷の制御冷却を実施した。各試験番号の供試材の焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）（℃／秒）は表５に示すとおりであった。なお、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）は、あらかじめ供試材の厚さ中央部に装入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から決定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　［評価試験］
　上記の焼戻し後の各試験番号の供試材に対して、以下に説明する引張試験、ミクロ組織判定試験、固溶Ｃ量測定試験、転位密度測定試験、及び、ＤＣＢ試験を実施した。
　［引張試験］
　引張試験はＡＳＴＭ　Ｅ８（２０１３）に準拠して行った。各試験番号の供試材の厚さ中央部から、直径６．３５ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、供試材の圧延方向（継目無鋼管の軸方向）と平行であった。各試験番号の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．７％伸び時の応力（０．７％耐力）を、各試験番号の降伏強度（ＭＰａ）と定義した。また一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）とした。引張強度に対する降伏強度の比（ＹＳ／ＴＳ）を降伏比（％）とした。求めた降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、降伏比（ＹＲ）を、表５に示す。
　［ミクロ組織判定試験］
　本実施例による供試材のミクロ組織において、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）、及び、降伏比が８５％以上であったため、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率は９０％以上であると判断した。各試験番号の供試材のミクロ組織は、全て焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が９０％以上であった。
　［固溶Ｃ量測定試験］
　各試験番号の供試材について、上述の測定方法により、固溶Ｃ量（質量％）を測定及び算出した。なお、ＴＥＭは日本電子（株）製ＪＥＭ－２０１０で、加速電圧は２００ｋＶとした。ＥＤＳ点分析は、照射電流を２．５６ｎＡとし、各点で６０秒の計測を行った。ＴＥＭによる観察領域は８μｍ×８μｍとし、任意の１０視野で観察した。固溶Ｃ量の計算において用いる、各元素の残渣量及びセメンタイト中の濃度は表６のとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　［転位密度測定試験］
　各試験番号の供試材から、上述の方法で転位密度測定用の試験片を採取した。採取した各試験番号の試験片を用いて、上述の方法で転位密度（ｍ-2）を求めた。求めた転位密度（×１０14ｍ-2）を表５に示す。
　［ＤＣＢ試験］
　各試験番号の供試材について、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施して、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、図２Ｂに示すクサビの厚さｔを２．９２ｍｍにしたこと以外、実施例１と同様にＤＣＢ試験を実施した。求めた３つの破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）の算術平均値を求め、その試験番号の供試材の破壊靭性値Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）と定義した。
　各試験番号の供試材について、得られた破壊靭性値Ｋ1SSCを表５に示す。上記定義された破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ以上である場合、ＤＣＢ試験の結果が良好であると判断した。なお、試験槽に浸漬する前にクサビを打ち込んだ際のアームの間隔は、Ｋ1SSC値に影響を与える。したがって、アームの間隔をマイクロメーターで実測しておき、ＡＰＩ規格の範囲内であることを確認した。
　［試験結果］
　表５に試験結果を示す。
　表４及び表５を参照して、試験番号２－１～２－１９の供試材の化学組成は適切であり、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）であり、降伏比が８５％以上であった。さらに固溶Ｃ量が０．０１０～０．０５０質量％であった。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ以上となり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。なお、試験番号２－１～２－１９の供試材の転位密度は、４．４×１０14～６．５×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
　一方、試験番号２－２０～２－２８の供試材では、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であった。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号２－２０～２－２８の供試材の転位密度は、４．４×１０14～６．５×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
　試験番号２－２９の供試材では、焼戻し後冷却速度（ＣＲ600-200）が速すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えた。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号２－２９の供試材の転位密度は、４．４×１０14～６．５×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
　試験番号２－３０の供試材では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ1SSCが２７．５ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。なお、試験番号２－３０の供試材の転位密度は、４．４×１０14～６．５×１０14ｍ-2未満の範囲内であった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
　本発明による鋼材は、サワー環境に利用される鋼材に広く適用可能であり、好ましくは、油井環境に利用される油井用鋼材として利用可能であり、さらに好ましくは、ケーシング、チュービング、ラインパイプ等の油井用鋼管として利用可能である。

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２０～０．５０％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．０５～１．００％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    　Ｃｒ：０．１０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．２５～１．５０％、
    　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｖ：０～０．３０％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０～０．０１００％、
    　希土類元素：０～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０～０．５０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
    　０．０１０～０．０５０質量％の固溶Ｃ量と、
    　６５５～８６２ＭＰａ未満の降伏強度と、８５％以上の降伏比とを備える、鋼材。
  2. 　請求項１に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｂ：０．０００１～０．００５０％を含有する、鋼材。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｖ：０．０１～０．３０％、及び、
    　Ｎｂ：０．００２～０．１００％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、
    　希土類元素：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、鋼材。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｏ：０．０２～０．５０％、及び、
    　Ｗ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
  6. 　請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｎｉ：０．０２～０．５０％、及び、
    　Ｃｕ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
  7. 　請求項１～請求項６のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記降伏強度は、６５５～７５８ＭＰａ未満である、鋼材。
  8. 　請求項１～請求項６のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記降伏強度は、７５８～８６２ＭＰａ未満である、鋼材。
  9. 　請求項１～請求項８のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記鋼材は、油井用鋼管である、鋼材。
  10. 　請求項１～請求項９のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記鋼材は、継目無鋼管である、鋼材。
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