WO2021039431A1 - サワー環境での使用に適した鋼材 - Google Patents

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晋士 吉田
勇次 荒井
伊藤　邦明
拓哉 岡村
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日本製鉄株式会社
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • This disclosure relates to steel materials, and more particularly to steel materials suitable for use in a sour environment.
  • oil wells and gas wells By deepening wells in oil wells and gas wells (hereinafter, oil wells and gas wells are collectively 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.
  • 80 ksi class yield strength less than 80 to 95 ksi, that is, less than 552 to 655 MPa
  • 95 ksi class yield strength less than 95 to 110 ksi, that is, less than 655 to 758 MPa
  • oil well steel pipes are widely used.
  • 110 ksi class yield strength is less than 110 to 125 ksi, that is, less than 758 to 862 MPa
  • 125 ksi class yield strength is less than 125 to 140 ksi, that is, less than 862 to 965 MPa
  • 140 ksi or more steel pipes for oil wells (yield strength of 140 ksi or more, that is, 965 MPa or more) are beginning to be sought.
  • the sour environment means an environment containing hydrogen sulfide and acidified.
  • carbon dioxide may be contained.
  • Steel pipes for oil wells used in such a sour environment are required to have not only high strength but also sulfide stress cracking resistance (Sulfide Stress Cracking resistance: hereinafter referred to as SSC resistance).
  • SSC resistance sulfide Stress Cracking resistance
  • Patent Document 1 JP-A-2000-297344
  • Patent Document 2 JP-A-2001-2711134
  • Patent Document 3 International. It is proposed in Publication No. 2008/123422
  • the steel for oil wells disclosed in Patent Document 1 has a mass% of C: 0.15 to 0.3%, Cr: 0.2 to 1.5%, Mo: 0.1 to 1%, V: It contains 0.05 to 0.3% and Nb: 0.003 to 0.1%.
  • the total amount of precipitated carbide is 1.5 to 4% by mass
  • the ratio of MC type carbide to the total amount of carbide is 5 to 45% by mass
  • the ratio of M 23 C 6 type carbide is the product.
  • the wall thickness is t (mm)
  • it is (200 / t) mass% or less. It is described in Patent Document 1 that this steel for oil wells is excellent in toughness and SSC resistance.
  • the low alloy steel material disclosed in Patent Document 2 has a mass% of C: 0.2 to 0.35%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1%, P: 0.025% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.1 to 1.2%, Mo: 0.1 to 1%, B: 0.0001 to 0.005%, Al: 0.005 Contains ⁇ 0.1%, N: 0.01% or less, V: 0.05 to 0.5%, Ni: 0.1% or less, W: 1.0% or less, O: 0.01% or less It is composed of the balance Fe and impurities, satisfies the formula (0.03 ⁇ Mo ⁇ V ⁇ 0.3) and the formula (0.5 ⁇ Mo ⁇ V + GS / 10 ⁇ 1), and has a yield strength of 1060 MPa or more. ..
  • the GS in the formula means the ASTM particle size number of the old austenite grains. It is described in Patent Document 2 that this low alloy steel material is excellent in SSC resistance and toughness.
  • P 0.025% or less
  • S 0.010% or less
  • N 0.007% or less
  • B less than 0.0003%.
  • This low alloy steel has 0.1 M 23 C 6 type precipitates having a particle size of 1 ⁇ m or more and 0.1 pieces / mm 2 or less.
  • Patent Document 3 describes that this low alloy steel has ensured toughness and improved SSC resistance.
  • An object of the present disclosure is to provide a steel material having a yield strength of 862 MPa or more (125 ksi or more), excellent low temperature toughness, and excellent SSC resistance.
  • the steel materials according to this disclosure are By mass% C: Over 0.20 to 0.35%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.02 to 1.00%, P: 0.025% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.005 to 0.100%, Cr: 0.40 to 1.50%, Mo: 0.30 to 1.50%, Ti: 0.002 to 0.050%, B: 0.0001 to 0.0050%, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, V: 0 to 0.60%, Nb: 0 to 0.030%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0-0.0100%, Rare earth elements: 0-0.0100%, Co: 0 to 0.50%, W: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.10%, Cu: 0 to 0.50%, and The chemical composition of the balance consisting of Fe and impurities, It has a yield strength of 862 MPa or more.
  • the number ratio of the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm is 0.85 or more among the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more. (0.157 x C-0.0006 x Cr-0.0098 x Mo-0.0482 x V + 0.0006) / ⁇ Cr ⁇ 0.300 (1) (1 + 263 ⁇ C-Cr-16 ⁇ Mo-80 ⁇ V) / (98-358 ⁇ C + 159 ⁇ Cr + 15 ⁇ Mo + 96 ⁇ V) ⁇ 0.355 (2)
  • the content of the corresponding element is substituted in mass% (mass%) for the element symbol in the formulas (1) and (2). If the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
  • the Cr concentration in the precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more is substituted by a mass fraction.
  • the steel material according to the present disclosure has a yield strength of 862 MPa or more (125 ksi or more), excellent low temperature toughness, and excellent SSC resistance.
  • FIG. 1 is a schematic view showing the relationship between the circle-equivalent diameter of the precipitate and the number density of an example of the steel material having the chemical composition of the present embodiment.
  • FIG. 2 is a schematic view showing the relationship between the circle-equivalent diameter of the precipitate and the number density of another example of the steel material having the chemical composition of the present embodiment.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the number ratio NP F of fine precipitates, low temperature toughness, and SSC resistance of a steel material having a yield strength of 125 ksi class.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the number ratio NP F of fine precipitates, low temperature toughness, and SSC resistance for a steel material having a yield strength of 140 ksi or more.
  • FIG. 1 is a schematic view showing the relationship between the circle-equivalent diameter of the precipitate and the number density of an example of the steel material having the chemical composition of the present embodiment.
  • FIG. 2 is a schematic view showing the relationship between the circle-
  • FIG. 5 is a schematic view showing the relationship between the circle-equivalent diameter of the precipitate and the number density of another example of the steel material having the chemical composition of the present embodiment, which is different from FIGS. 1 and 2.
  • FIG. 6 is a schematic view showing the relationship between the circle-equivalent diameter of the precipitate and the number density of a steel material having the chemical composition of the present embodiment, which is different from FIGS. 1, 2, and 5. Is.
  • the present inventors have investigated and investigated a method for obtaining a yield strength of 862 MPa or more (125 ksi or more), excellent low temperature toughness, and excellent SSC resistance in a steel material expected to be used in a sour environment. , The following findings were obtained.
  • the present inventors focused on the chemical composition and examined in detail a steel material having a yield strength of 125 ksi or more, excellent low temperature toughness, and excellent SSC resistance.
  • C more than 0.20 to 0.35%
  • Si 0.05 to 1.00%
  • Mn 0.02 to 1.00%
  • P 0.025% or less
  • S 0.0100% or less
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Cr 0.40 to 1.50%
  • Mo 0.30 to 1.50%
  • B 0.0001 to 0.0050%
  • N 0.0100% or less
  • Nb 0 to 0.030%
  • 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 Ni:
  • the present inventors have studied various factors that reduce low temperature toughness and SSC resistance in steel materials having the above-mentioned chemical composition. As a result, it was found that coarse carbides are likely to precipitate in the steel material having the above-mentioned chemical composition. When a large number of coarse precipitates (including carbides) are deposited in the steel material, stress concentration is likely to occur at the interface between the coarse precipitates and the base metal. As a result, the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material may decrease.
  • FIG. 1 is a histogram showing the relationship between the circle-equivalent diameter of the precipitates contained in the steel material and the number density of the steel material having the above-mentioned chemical composition.
  • FIG. 2 is a histogram showing the relationship between the circle-equivalent diameter and the number density of the precipitates contained in the steel material for another example of the steel material having the above-mentioned chemical composition.
  • the circle-equivalent diameter means the diameter of a circle when the area of the observed precipitate is converted into a circle having the same area in the visual field surface in the tissue observation.
  • the circle-equivalent diameter and the number density of the precipitates in FIGS. 1 and 2 were determined by the method described later. Specifically, the circle-equivalent diameter and the number density of the precipitates were determined by using the area ratio S (%) of the precipitates obtained by the thermodynamic calculation described later and the three-dimensional roughness profile described later. The precipitates for which the circle-equivalent diameter and the number density were to be obtained were those having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more.
  • the histograms shown in FIGS. 1 and 2 were created with the class width set to 40 nm.
  • the distribution state of the precipitate of the steel material having the above-mentioned chemical composition is as follows.
  • the number density of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more is the highest when the circle-equivalent diameter is 40 to 80 nm.
  • the equivalent circle diameter increases, the number density of precipitates gradually decreases. Further, in the region where the equivalent circle diameter is large, when the equivalent circle diameter is 500 nm or more, almost no precipitate is confirmed.
  • the steel material shown in FIG. 2 has a higher density of coarse precipitates than the steel material shown in FIG.
  • no significant change is confirmed in the number density of coarse precipitates having a circle equivalent diameter of more than 300 nm.
  • the number density of coarse precipitates increases, the number density of precipitates having a circle-equivalent diameter of 300 nm or less decreases remarkably. Revealed by.
  • the present inventors can use it as an index of coarse precipitates in steel materials by focusing on the distribution state of precipitates in steel materials, and can determine the low temperature toughness and SSC resistance of steel materials. I thought it could be enhanced. Therefore, the present inventors paid attention not to the number density of the precipitates but to the ratio of the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm to the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more.
  • the proportion of the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm in the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more in the steel material having the above-mentioned chemical composition is increased, the precipitates having a circle-equivalent diameter of more than 300 nm.
  • the number density of the steel material is sufficiently reduced and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material can be improved.
  • the present inventors have a ratio of the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm among the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more in the steel material having the above-mentioned chemical composition (hereinafter, “number of fine precipitates”).
  • ratio NP F ratio of the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm among the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more in the steel material having the above-mentioned chemical composition
  • ratio NP F ratio of the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm among the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more in the steel material having the above-mentioned chemical composition
  • ratio NP F ratio of the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm among the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more in the
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the number ratio NP F of fine precipitates, low temperature toughness, and SSC resistance of a steel material having a yield strength of 125 ksi class (862 to less than 965 MPa) in the examples described later. Is. FIG. 3 was obtained by the following method. Among the examples described later, for a steel material having the above-mentioned chemical composition and a yield strength of less than 862 to 965 MPa (125 ksi class), the number ratio NP F of the obtained fine precipitates and an index of low temperature toughness-. FIG. 3 was created using the absorbed energy vE ( ⁇ 75 ° C.) (J) at 75 ° C. and the evaluation result of SSC resistance evaluated by the method described later.
  • the number ratio NP F of the fine precipitates was determined by the method described later.
  • the low temperature toughness it was judged to have excellent low temperature toughness when the absorbed energy vE ( ⁇ 75 ° C.) at ⁇ 75 ° C. obtained in the Charpy impact test described later was 105 J or more.
  • “ ⁇ ” in FIG. 3 indicates a steel material having excellent SSC resistance.
  • “ ⁇ ” in FIG. 3 indicates a steel material that did not exhibit excellent SSC resistance.
  • the steel material having the above-mentioned chemical composition and the yield strength of 125 ksi class (862 to less than 965 MPa) is excellent if the number ratio NP F of fine precipitates is 0.85 or more. It has been clarified that both low temperature toughness and excellent SSC resistance can be achieved. On the other hand, in a steel material having the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 125 ksi class , if the number ratio NP F of fine precipitates is less than 0.85, either excellent low temperature toughness or excellent SSC resistance. I can't get it.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the number ratio NP F of fine precipitates, low temperature toughness, and SSC resistance of a steel material having a yield strength of 140 ksi or more (965 MPa or more) in the examples described later. ..
  • FIG. 4 was obtained by the following method. Among the examples described later, for a steel material having the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 965 MPa or more (140 ksi or more), the number ratio NP F of the obtained fine precipitates and an index of low temperature toughness of ⁇ 60 ° C.
  • FIG. 4 was created using the absorbed energy vE (-60 ° C.) (J) in 1) and the evaluation result of the SSC resistance evaluated by the method described later.
  • the number ratio NP F of the fine precipitates was determined by the method described later.
  • the low temperature toughness it was judged that the low temperature toughness was excellent when the absorbed energy vE (-60 ° C.) at -60 ° C. obtained in the Charpy impact test described later was 70 J or more.
  • “ ⁇ ” in FIG. 4 indicates a steel material having excellent SSC resistance.
  • “ ⁇ ” in FIG. 4 indicates a steel material that did not exhibit excellent SSC resistance.
  • the steel material according to the present embodiment has the above-mentioned chemical composition, and the number ratio NP F of fine precipitates is 0.85 or more.
  • the present inventors have studied various methods for stably setting the number ratio NP F of fine precipitates to 0.85 or more in a steel material having the above-mentioned chemical composition.
  • a chromium (Cr) concentration of the precipitates and the chemical composition of the steel material satisfies the formula (1), increased the number ratio NP F of fine precipitates. (0.157 x C-0.0006 x Cr-0.0098 x Mo-0.0482 x V + 0.0006) / ⁇ Cr ⁇ 0.300 (1)
  • the content of the corresponding element is substituted in mass% for the element symbol in the formula (1). If the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
  • ⁇ Cr in the equation (1) the Cr concentration in the precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more is substituted by the mass fraction.
  • Fn1 (0.157 ⁇ C-0.0006 ⁇ Cr-0.0098 ⁇ Mo-0.0482 ⁇ V + 0.0006) / ⁇ Cr .
  • the molecule of Fn1 is an index of the total amount of cementite precipitated.
  • the denominator ⁇ Cr of Fn1 is the Cr concentration (unit: mass fraction) in the precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more.
  • the Cr concentration ⁇ Cr in the precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more, which is the denominator of Fn1 is an index showing the difficulty of Ostwald growth of cementite.
  • Fn1 is an index relating to the number ratio NP F of fine precipitates in the steel material. If the other conditions of the present embodiment are satisfied and Fn1 is 0.300 or less, the number ratio NP F of fine precipitates in the steel material can be increased to 0.85 or more. Therefore, in the steel material according to the present embodiment, Fn1 is 0.300 or less.
  • the present inventors have investigated a method for increasing the Cr concentration ⁇ Cr in a precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more.
  • the Cr concentration ⁇ Cr in the precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more can be increased.
  • the content of the corresponding element is substituted in% by mass for the element symbol in the formula (2). If the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
  • Fn2 (1 + 263 ⁇ C-Cr-16 ⁇ Mo-80 ⁇ V) / (98-358 ⁇ C + 159 ⁇ Cr + 15 ⁇ Mo + 96 ⁇ V).
  • Fn2 is an index showing the difficulty of concentrating Cr in the precipitate. When Fn2 is 0.355 or less, Cr is sufficiently concentrated in the precipitate, and the Ostwald growth of cementite is likely to be suppressed. Therefore, in the steel material according to this embodiment, Fn2 is 0.355 or less.
  • the steel material according to the present embodiment has the above-mentioned chemical composition, Fn1 is 0.300 or less, Fn2 is 0.355 or less, and the number ratio NP F of fine precipitates is 0.85. That is all.
  • the steel material according to the present embodiment has a yield strength of 125 ksi or more, excellent low temperature toughness, and excellent SSC resistance.
  • the gist of the steel material according to this embodiment completed based on the above knowledge is as follows.
  • the number ratio of the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm is 0.85 or more.
  • Steel material. (0.157 x C-0.0006 x Cr-0.0098 x Mo-0.0482 x V + 0.0006) / ⁇ Cr ⁇ 0.300 (1)
  • the content of the corresponding element is substituted in mass% (mass%) for the element symbol in the formulas (1) and (2). If the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
  • the Cr concentration in the precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more is substituted by a mass fraction.
  • the chemical composition is Ca: 0.0001-0.0100%, Mg: 0.0001-0.0100%, Zr: 0.0001 to 0.0100%, and Rare earth element: Contains one or more elements selected from the group consisting of 0.0001 to 0.0100%. Steel material.
  • the steel material according to any one of [1] to [3].
  • the chemical composition is Co: 0.02 to 0.50%, and W: Contains one or more elements selected from the group consisting of 0.02 to 0.50%. Steel material.
  • the steel material according to any one of [1] to [4].
  • the chemical composition is Ni: 0.01 to 0.10% and Cu: Contains one or more elements selected from the group consisting of 0.01-0.50%, Steel material.
  • the steel material according to any one of [1] to [5].
  • the steel material is a steel material which is a steel pipe for an oil well.
  • the steel pipe for oil wells may be a steel pipe for line pipes or an oil well pipe.
  • the steel pipe for an oil well may be a seamless steel pipe or a welded steel pipe.
  • the well pipe is, for example, a steel pipe used for casing and tubing applications.
  • the steel pipe for oil wells according to this embodiment is preferably a seamless steel pipe. If the steel pipe for an oil well according to the present embodiment is a seamless steel pipe, it has a yield strength of 862 MPa or more (125 ksi or more), excellent low temperature toughness, and excellent SSC resistance even if the wall thickness is 15 mm or more. ..
  • Carbon (C) enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the steel material. C further promotes spheroidization of carbides during tempering during the manufacturing process and enhances the SSC resistance of the steel material. If the carbides are dispersed, the strength of the steel material is further increased. If the C content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the C content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the amount of carbide becomes too large and the low temperature toughness of the steel material is lowered.
  • the C content is more than 0.20 to 0.35%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.22%, more preferably 0.24%, still more preferably 0.26%.
  • the preferable upper limit of the C content is 0.32%.
  • Si 0.05 to 1.00% Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Si content is too high, the SSC resistance of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Si content is 0.05 to 1.00%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.15%, more preferably 0.20%.
  • the preferred upper limit of the Si content is 0.85%, more preferably 0.70%.
  • Mn 0.02 to 1.00%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further enhances the hardenability of steel materials. If the Mn content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mn content is too high, Mn segregates at the grain boundaries together with impurities such as P and S. As a result, the SSC resistance and / or low temperature toughness of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. If the Mn content is too high, the number ratio NP F of fine precipitates in the steel material may further decrease, and the SSC resistance and / or low temperature toughness of the steel material may decrease.
  • the Mn content is 0.02 to 1.00%.
  • the preferred lower limit of the Mn content is 0.03%, more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 0.90%, more preferably 0.80%, still more preferably 0.70%, still more preferably 0.60%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. That is, the lower limit of the P content is more than 0%. If the P content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, P segregates at the grain boundaries, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are lowered. Therefore, the P content is 0.025% or less.
  • the preferred upper limit of the P content is 0.020%, more preferably 0.015%. It is preferable that the P content is as low as possible. However, an extreme reduction in P content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when industrial production is taken into consideration, the preferable lower limit of the P content is 0.0001%, more preferably 0.0003%, further preferably 0.001%, still more preferably 0.003%. Is.
  • S 0.0100% or less Sulfur (S) is an impurity. That is, the lower limit of the S content is more than 0%. If the S content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, S segregates at the grain boundaries, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are lowered. Therefore, the S content is 0.0100% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.0050%, more preferably 0.0030%. It is preferable that the S content is as low as possible. However, an extreme reduction in S content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when industrial production is taken into consideration, the preferable lower limit of the S content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, still more preferably 0.0003%.
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the above effect cannot be sufficiently obtained, and the SSC resistance of the steel material is lowered. On the other hand, if the Al content is too high, coarse oxide-based inclusions are generated even if the other element content is within the range of the present embodiment, and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.100%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.015%, more preferably 0.020%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 0.080%, more preferably 0.060%.
  • the "Al" content as used herein means "acid-soluble Al", that is, the content of "sol.Al".
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel materials. Cr is further concentrated in cementite in the steel material and suppresses Ostwald growth of cementite. As a result, the ratio of the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm among the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more in the steel material increases, and the low-temperature toughness and SSC resistance of the steel material increase. Cr further increases the temper softening resistance of the steel material, enabling high temperature tempering. As a result, the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are enhanced.
  • the Cr content is 0.40 to 1.50%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.50%, more preferably 0.51%.
  • the preferred upper limit of the Cr content is 1.30%, more preferably 1.25%.
  • Mo 0.30 to 1.50% Molybdenum (Mo) enhances the hardenability of steel materials. Mo further increases the temper softening resistance of steel materials and enables high temperature tempering. As a result, the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are enhanced. If the Mo content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mo content is too high, the above effect is saturated. Therefore, the Mo content is 0.30 to 1.50%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.40%, more preferably 0.50%.
  • the preferred upper limit of the Mo content is 1.40%, more preferably 1.30%, still more preferably 1.25%.
  • Titanium (Ti) combines with N to form a nitride, and the crystal grains of the steel material are refined by the pinning effect. As a result, the strength of the steel material is increased. If the Ti content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Ti content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the Ti nitride becomes coarse and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the Ti content is 0.002 to 0.050%.
  • the preferred lower limit of the Ti content is 0.003%, more preferably 0.005%.
  • the preferred upper limit of the Ti content is 0.030%, more preferably 0.020%.
  • B Boron (B) dissolves in steel to enhance the hardenability of the steel material and enhance the strength of the steel material. If the B content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the B content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, coarse nitrides are generated and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the B content is 0.0001 to 0.0050%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0003%, more preferably 0.0007%.
  • the preferred upper limit of the B content is 0.0030%, more preferably 0.0025%, still more preferably 0.0020%, still more preferably 0.0015%.
  • N Nitrogen (N) is inevitably contained. That is, the lower limit of the N content is more than 0%. N combines with Ti to form a nitride, and the crystal grains of the steel material are refined by the pinning effect. As a result, the strength of the steel material is increased. However, if the N content is too high, coarse nitrides are formed even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are lowered. Therefore, the N content is 0.0100% or less. The preferred upper limit of the N content is 0.0050%, more preferably 0.0045%. The preferable lower limit of the N content for more effectively obtaining the above effect is 0.0005%, more preferably 0.0010%, further preferably 0.0015%, still more preferably 0.0020%. Is.
  • Oxygen (O) is an impurity. That is, the lower limit of the O content is more than 0%. If the O content is too high, coarse oxides are formed even if the content of other elements is within the range of this embodiment, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are lowered. Therefore, the O content is 0.0100% or less.
  • the preferred upper limit of the O content is 0.0050%, more preferably 0.0030%, still more preferably 0.0020%.
  • the O content is preferably as low as possible. However, an extreme reduction in O content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when industrial production is taken into consideration, the preferable lower limit of the O content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, still more preferably 0.0003%.
  • the rest of the chemical composition of the steel material according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are those mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as a raw material when the steel material is industrially manufactured, and are within a range that does not adversely affect the steel material according to the present embodiment. Means what is acceptable.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain one or more elements selected from the group consisting of V and Nb instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the low temperature toughness and SSC resistance of steel materials.
  • V 0 to 0.60%
  • 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 carbides, nitrides, or carbonitrides (hereinafter referred to as "carbonitrides, etc.”). Carbonitrides and the like refine the crystal grains of the steel material by the pinning effect, and enhance the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material. V further forms fine carbides during tempering to increase the tempering softening resistance of the steel material and increase the strength of the steel material. If even a small amount of V is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the V content is 0 to 0.60%.
  • the preferable lower limit of the V content is more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.02%, still more preferably 0.04%, still more preferably 0.06%. Is.
  • the preferred upper limit of the V content is 0.40%, more preferably 0.30%, and even more preferably 0.20%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When contained, Nb forms carbonitrides and the like. Carbonitrides and the like refine the crystal grains of the steel material by the pinning effect, and enhance the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material. Nb further forms fine carbides during tempering to increase the tempering softening resistance of the steel material and increase the strength of the steel material. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Nb content is 0 to 0.030%.
  • the preferable lower limit of the Nb content is more than 0%, more preferably 0.002%, still more preferably 0.003%, still more preferably 0.007%.
  • the preferred upper limit of the Nb content is 0.025%, more preferably 0.020%.
  • the chemical composition of the steel material described above may further contain one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr, and rare earth elements, instead of a part of Fe. All of these elements are arbitrary elements, and S in the steel material is detoxified as sulfide. As a result, these elements enhance the low temperature toughness and SSC resistance of the steel.
  • Ca 0 to 0.0100%
  • Ca is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%.
  • Ca detoxifies S in the steel material as a sulfide and enhances the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material. If even a small amount of Ca is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ca content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the oxide in the steel material becomes coarse, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material deteriorate. 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%, further preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0010%. Is.
  • the preferred upper limit of the Ca content is 0.0040%, more preferably 0.0025%, still more preferably 0.0020%.
  • Mg 0 to 0.0100%
  • Mg Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%.
  • Mg detoxifies S in the steel material as sulfide and enhances the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material. If even a small amount of Mg is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mg content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the oxide in the steel material becomes coarse, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material deteriorate. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0100%.
  • the preferable lower limit of the Mg content is more than 0%, more preferably 0.0001%, further preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0010%. Is.
  • the preferred upper limit of the Mg content is 0.0040%, more preferably 0.0025%, still more preferably 0.0020%.
  • Zr Zirconium
  • Zr Zirconium
  • the Zr content may be 0%.
  • Zr detoxifies S in the steel as a sulfide and enhances the low temperature toughness and SSC resistance of the steel. If even a small amount of Zr is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Zr content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the oxide in the steel material becomes coarse, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material deteriorate. Therefore, the Zr content is 0-0.0100%.
  • the preferable lower limit of the Zr content is more than 0%, more preferably 0.0001%, further preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0010%. Is.
  • the preferred upper limit of the Zr content is 0.0040%, more preferably 0.0025%, still more preferably 0.0020%.
  • Rare earth element 0-0.0100%
  • Rare earth elements are optional elements and may not be contained. That is, the REM content may be 0%.
  • REM detoxifies S in the steel as sulfide and enhances the SSC resistance of the steel.
  • REM further binds to P in the steel material and suppresses segregation of P at the grain boundaries. Therefore, the decrease in low temperature toughness and SSC resistance of the steel material due to the segregation of P is suppressed. If even a small amount of REM is contained, the above effect can be obtained to some extent even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the REM content is 0-0.0100%.
  • the preferable lower limit of the REM content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%.
  • the preferred upper limit of the REM content is 0.0040%, more preferably 0.0025%.
  • the REM in the present specification refers to scandium (Sc) having an atomic number of 21, lutetium (Y) having an atomic number of 39, and lanthanum (La) to having an atomic number of 71, which are lanthanoids. It means one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu). Further, the REM content in the present specification means the total content of these elements.
  • the chemical composition of the steel material described above may further contain one or more elements selected from the group consisting of Co and W instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and form a protective corrosion coating in a sour environment, suppressing the invasion of hydrogen into steel materials. As a result, these elements enhance the SSC resistance of the steel material.
  • Co is an optional element and may not be contained. That is, the Co content may be 0%. When contained, Co forms a protective corrosive coating in a sour environment and suppresses the ingress of hydrogen into the steel. This enhances the SSC resistance of the steel material. If even a small amount of Co is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Co content is too high, the hardenability of the steel material is lowered and the strength of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Co content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the Co content is preferably more than 0%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the Co content is 0.45%, more preferably 0.40%.
  • W 0 to 0.50%
  • Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. That is, the W content may be 0%. When contained, W forms a protective corrosive coating in a sour environment and suppresses the ingress of hydrogen into the steel material. This enhances the SSC resistance of the steel material. If even a small amount of W is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the W content is too high, coarse carbides are generated in the steel material even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are lowered. Therefore, the W content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the W content is more than 0%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the W content is 0.45%, more preferably 0.40%.
  • the chemical composition of the steel material described above may further contain one or more elements 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 steel materials.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When contained, Ni enhances the hardenability of the steel and enhances the strength of the steel. Ni also dissolves in steel to increase the low temperature toughness of the steel. If even a small amount of Ni is contained, these effects can be obtained to some extent. However, if the Ni content is too high, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, local corrosion is promoted and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the Ni content is 0 to 0.10%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.02%.
  • the preferred upper limit of the Ni content is 0.09%, more preferably 0.08%, still more preferably 0.06%.
  • 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 enhances the hardenability of the steel and enhances the strength of the steel. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content is too high, the hardenability of the steel material becomes too high and the SSC resistance of the steel material deteriorates even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the Cu content is more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.02%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the Cu content is 0.35%, more preferably 0.25%.
  • Cr can be concentrated in cementite and suppress the Ostwald growth of cementite. Specifically, by concentrating Cr in cementite, dissolution of fine cementite in the matrix can be suppressed in the tempering step during the manufacturing process described later. As a result, it is possible to suppress the coarsening of cementite due to Ostwald growth.
  • the circle equivalent diameter of the precipitates of less than 20 nm may contain a MC type carbide and M 2 C type carbides. Therefore, in the formula (1) of the steel material according to the present embodiment, the Cr concentration ⁇ Cr in the precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more is defined. As a result, in the formula (1) of the steel material according to the present embodiment, the Cr concentration in cementite can be substantially defined.
  • the Cr concentration ⁇ Cr in the precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more, which is the denominator of Fn1 is an index indicating the difficulty of Ostwald growth of cementite.
  • Increasing ⁇ Cr , which is the denominator of Fn1 may suppress the coarsening of cementite and increase the number ratio NP F of fine precipitates.
  • the molecule of Fn1 is an index of the total amount of cementite precipitated. In a steel material having the above-mentioned chemical composition, the larger the total amount of cementite precipitated, the easier it is for coarse cementite to be formed. That is, if the number of Fn1 molecules is reduced, the number ratio NP F of fine precipitates may be increased.
  • Fn1 is an index relating to the number ratio NP F of fine precipitates. If the other conditions of the present embodiment are satisfied and Fn1 is 0.300 or less, the number ratio NP F of fine precipitates in the steel material can be increased to 0.85 or more. Therefore, in the steel material according to the present embodiment, Fn1 is 0.300 or less.
  • the preferred upper limit of Fn1 is 0.295, more preferably 0.290, even more preferably 0.285, even more preferably 0.280, even more preferably 0.260, even more preferably. It is 0.240. If Fn1 is 0.240 or less, the SSC resistance of the steel material may be further enhanced.
  • the lower limit of Fn1 is not particularly limited. The lower limit of Fn1 is, for example, 0.
  • the Cr concentration ⁇ Cr in the precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more can be obtained by the following method.
  • a micro test piece for making an extraction replica is prepared from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • a micro test piece is produced from the central portion of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a micro test piece is prepared from the central part of the wall thickness. After the surface of the micro test piece is mirror-polished, the micro test piece is immersed in a 3% nital corrosive solution for 10 minutes to corrode the surface. The corroded surface is covered with a carbon vapor deposition film.
  • the micro test piece whose surface is covered with a thin-film deposition film is immersed in a 5% nital corrosive solution for 20 minutes.
  • the vapor deposition film is peeled off from the immersed micro test piece.
  • the vapor-deposited film peeled from the micro test piece is washed with ethanol, scooped with a sheet mesh, and dried.
  • This thin-film deposition film (replica film) is observed with a transmission electron microscope (TEM: Transmission Electron Microscope). Specifically, an arbitrary position is specified from the thin-film deposition film, and observation is performed with an observation magnification of 10,000 times and an acceleration voltage of 200 kV.
  • the number of specified positions may be at least 3 or more, and is not particularly limited.
  • the observation field of view is, for example, 8 ⁇ m ⁇ 8 ⁇ m.
  • 20 precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more are specified in total in the entire field of view, and are defined as “specific precipitates”. It should be noted that the precipitate can be identified from the contrast. Further, the equivalent circle diameter of the precipitate can be obtained by image analysis of the observation image in the TEM observation.
  • Point analysis is performed on a specific precipitate (precipitate having a circle equivalent diameter of 20 nm or more) by an energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS: Energy Dispersive X-ray Spectrometry).
  • EDS Energy Dispersive X-ray Spectrometry
  • the Cr concentration is quantified in units of mass% when the total of alloying elements excluding carbon contained in each precipitate is 100%.
  • the Cr concentration is quantified for 20 specific precipitates, and the arithmetic mean value is defined as the Cr concentration ⁇ Cr (unit is mass fraction) in the specific precipitate.
  • the preferable upper limit of Fn2 is 0.350, more preferably 0.340, further preferably 0.330, still more preferably 0.320, still more preferably 0.310, still more preferably. It is 0.300. If Fn2 is 0.300 or less, Fn1 is 0.240 or less, and the SSC resistance of the steel material may be further enhanced.
  • the lower limit of Fn2 is not particularly limited. The lower limit of Fn2 is, for example, 0.
  • the microstructure of the steel material according to this embodiment mainly consists of tempered martensite and tempered bainite. More specifically, in the microstructure, the total volume fraction of tempered martensite and tempered bainite is 90% or more. The rest of the microstructure is, for example, ferrite or pearlite. If the microstructure of the steel material having the above chemical composition contains 90% or more of the total volume fractions of tempered martensite and tempered bainite, the yield strength of the steel material is satisfied, provided that the other provisions of the present embodiment are satisfied. Is 862 MPa or more (125 ksi or more). That is, in the present embodiment, if the yield strength of the steel material is 862 MPa or more, it is determined that the total volume fraction of tempered martensite and tempered bainite is 90% or more in the microstructure.
  • the volume fraction of tempered martensite and tempered bainite is determined by observation, it can be determined by the following method.
  • the steel material is a steel plate
  • a test piece having an observation surface of 10 mm in the rolling direction and 10 mm in the plate thickness direction is produced from the central portion of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a test piece having an observation surface of 10 mm in the pipe axis direction and 8 mm in the wall thickness (tube diameter) direction is prepared from the central portion of the wall thickness.
  • the observation surface of the test piece After polishing the observation surface of the test piece to a mirror surface, it is immersed in a nital corrosive solution for about 10 seconds to reveal the structure by etching.
  • the etched observation surface is observed in 10 fields with a secondary electron image using a scanning electron microscope (SEM: Scanning Electron Microscope).
  • SEM Scanning Electron Microscope
  • the visual field area is, for example, 400 ⁇ m 2 (magnification 5000 times).
  • tempered martensite and tempered bainite are identified from the contrast.
  • the method for obtaining the area ratio is not particularly limited, and a well-known method may be used.
  • the area ratio of tempered martensite and tempered bainite can be obtained by image analysis.
  • the arithmetic mean value of the area ratio of tempered martensite and tempered bainite obtained in all viewpoints is defined as the volume ratio of tempered marten
  • the number ratio of the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm is 0.85 or more among the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more.
  • the number ratio of the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm is also referred to as “the number ratio of fine precipitates NP F”.
  • the circle-equivalent diameter in the present specification means the diameter of a circle when the area of the observed precipitate is converted into a circle having the same area in the visual field surface in the tissue observation.
  • FIGS. 1 and 2 show the relationship between the circle-equivalent diameter of the precipitate contained in the steel material and the number density of the steel material having the above-mentioned chemical composition and the yield strength of 125 ksi class (862 to less than 965 MPa). It is a histogram showing. That is, with reference to FIGS.
  • FIG. 5 is a histogram showing the relationship between the circle-equivalent diameter of the precipitate and the number density for another example of the steel material having the above-mentioned chemical composition, which is different from FIGS. 1 and 2.
  • FIG. 6 is a histogram created by using the circle-equivalent diameter and the number density of the precipitates for another example of the steel material having the above-mentioned chemical composition, which is different from FIGS. 1, 2, and 5. .. More specifically, FIGS. 5 and 6 show the circle-equivalent diameter of the precipitate contained in the steel material and the number density of the steel material having the above-mentioned chemical composition and the yield strength of 140 ksi class (965 to 1069 MPa). The histogram created by using is shown.
  • the steel material having the above-mentioned chemical composition has not only a yield strength of 125 ksi class but also a yield strength of 140 ksi class.
  • the number density of coarse precipitates increases, the number density of coarse precipitates having a circle equivalent diameter of more than 300 nm does not change so much, but the number density of precipitates having a circle equivalent diameter of 300 nm or less is remarkable. Decreases to.
  • the number ratio NP F of fine precipitates is 0.85 or more, the yield strength of 862 MPa or more and excellent low temperature toughness are obtained. , Excellent SSC resistance can be obtained. Therefore, in the steel material according to the present embodiment, the number ratio of the precipitates having a circle equivalent diameter of 20 to 300 nm (the number ratio of fine precipitates NP F ) is set to 0.85 or more among the precipitates having a circle equivalent diameter of 20 nm or more. ..
  • the preferred lower limit of the number ratio NP F of fine precipitates is 0.87, more preferably 0.89, still more preferably 0.92, and even more preferably 0.94.
  • the number ratio NP F of fine precipitates may be further increased. More specifically, when the yield strength is less than 862 to 965 MPa, the number ratio NP F of fine precipitates is 0.92 or more, and the SSC resistance of the steel material is further enhanced. Further, when the yield strength is 965 MPa or more, the number ratio NP F of fine precipitates is 0.94 or more, and the SSC resistance of the steel material is further enhanced.
  • the upper limit of the number ratio NP F of fine precipitates is not particularly limited. That is, the number ratio NP F of the fine precipitates may be 1.00.
  • the number ratio NP F of the fine precipitates of the steel material according to the present embodiment can be obtained by the following method.
  • a test piece is prepared from the steel material according to the present embodiment.
  • the test piece is prepared in the same manner as the test piece used for the above-mentioned microstructure observation. Specifically, when the steel material is a steel plate, a test piece having an observation surface of 10 mm in the rolling direction and 10 mm in the plate thickness direction is produced from the central portion of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a test piece having an observation surface of 10 mm in the pipe axis direction and 8 mm in the wall thickness (tube diameter) direction is prepared from the central portion of the wall thickness.
  • the test piece After polishing the observation surface of the test piece to a mirror surface, the test piece is immersed in a picral corrosive solution (2.0 mass% picric acid-ethanol solution) for 60 seconds to reveal the structure by etching.
  • the etched observation surface is measured for three-dimensional roughness using SEM to obtain a three-dimensional roughness profile for each field of view.
  • the observation field of view is 3 or more and the total area of the observation field is 300 ⁇ m 2 or more, the reproducibility of the number ratio NP F of fine precipitates is enhanced. Therefore, in the present embodiment, the observation field of view is 3 or more.
  • the visual field area is, for example, 108 ⁇ m 2 (magnification 10000 times) of 12 ⁇ m ⁇ 9 ⁇ m.
  • the number of pixels that divide the visual field area is not particularly limited, but in order to obtain stable measurement accuracy, it is preferable that one pixel is 0.020 ⁇ m ⁇ 0.020 ⁇ m or less.
  • one pixel is 0.020 ⁇ m ⁇ 0.020 ⁇ m, that is, 20 nm ⁇ 20 nm, it is possible to detect a precipitate of 20 nm or more by three-dimensional roughness measurement.
  • the visual field area is divided into 270,000 pixels of 600 ⁇ 450.
  • the method for carrying out the three-dimensional roughness measurement is not particularly limited, and a well-known method may be used.
  • a well-known method may be used.
  • the SEM four secondary electron detectors may be installed and the detection results may be combined to obtain a three-dimensional roughness profile.
  • the direction of the depth of focus for SEM observation is defined as the "height direction”.
  • a plane perpendicular to the height direction is further defined as an "observation surface”.
  • the direction from the observation surface toward the electron radiation source is defined as a positive direction (direction in which the height increases).
  • the area ratio Z h (%) occupied by the steel material in the visual field area of the observation surface at the position h ( ⁇ m) in the height direction is obtained.
  • the resolution in the height direction is, for example, 1 nm.
  • the area ratio S (%) of the precipitate in each observation field of view is obtained.
  • the volume fraction (%) of the precipitate in the steel material is obtained, and the area fraction S (%) of the precipitate in each observation field of view is used.
  • the area ratio S (%) of the precipitate in each observation field of view means the volume fraction (%) of the precipitate having a circle equivalent diameter of 20 nm or more.
  • the volume fraction S (%) of the precipitate in each observation field of view can be approximated to the volume fraction V ⁇ (%) of cementite in the steel material according to the present embodiment. From the above, in the present embodiment, the volume fraction V ⁇ (%) of cementite is determined as the area fraction S (%) of the precipitate in each observation field of view.
  • the method for determining the volume fraction V ⁇ of cementite is not particularly limited, and a well-known method may be used.
  • V ⁇ may be obtained, for example, by thermodynamic calculation.
  • cementite is the whole system including the whole system (matrix, cementite, and other precipitates, inclusions, etc.).
  • the thermodynamic calculation it may be performed using well-known thermodynamic calculation software. In this way, it is sufficiently possible for those skilled in the art to obtain the volume fraction V ⁇ (%) of cementite by thermodynamic calculation.
  • the volume fraction V ⁇ of cementite may be further determined by capturing the extraction residue. In this case, it can be obtained by the following method.
  • a cylindrical test piece is produced from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • a cylindrical test piece is produced from the central portion of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a cylindrical test piece is prepared from the central part of the wall thickness.
  • the size of the cylindrical test piece is, for example, 6 mm in diameter and 50 mm in length.
  • the surface of the prepared cylindrical test piece is polished by preliminary electropolishing to about 50 ⁇ m to obtain a new surface.
  • test piece obtained with a new surface is electrolyzed with an electrolytic solution (10% acetylacetone + 1% tetraammonium + methanol).
  • electrolytic solution 10% acetylacetone + 1% tetraammonium + methanol.
  • the electrolytic solution after electrolysis is passed through a 0.2 ⁇ m filter to capture the residue.
  • the obtained residue is acid-decomposed, and ICP (inductively coupled plasma) emission analysis is performed to quantify the concentration of alloying elements excluding carbon in cementite in units of mass%.
  • the volume fraction V ⁇ (%) of cementite is obtained from the concentration of the alloying element excluding carbon in the obtained cementite and the following formula (A).
  • V ⁇ (sum of mole fractions of each alloy element in cementite) ⁇ (1/3) ⁇ (V m ⁇ / V m ) (A)
  • the "molar fraction of each alloy element in cementite" in the formula (A) can be obtained by the following method. By analyzing the extraction residue, the amount of each alloying element dissolved in cementite can be obtained. By dividing the obtained amount of each alloy element by the total amount of electrolysis, the mole fraction of each alloy element in cementite can be obtained.
  • V m ⁇ in the formula (A) is the molar volume (m 3 / mol) of cementite.
  • Vm in the formula (A) is the molar volume (m 3 / mol) of the entire system (total including the matrix, cementite, and other precipitates, inclusions, etc.). Both V m ⁇ and V m can be obtained by well-known thermodynamic calculation software.
  • a method for determining the volume ratio V theta of cementite is not particularly limited, it may be used the method according to the aforementioned thermodynamic calculations, be a method for capturing the extraction residue above Good. Further, in the steel material according to the present embodiment having the above-mentioned chemical composition, the area fraction S of the precipitate obtained by the method by thermodynamic calculation and the method of capturing the extraction residue (that is, the volume fraction of cementite V ⁇ ). There is almost no difference. Therefore, whichever method is used, the area ratio S (%) of the precipitate in each visual field area can be obtained.
  • the two-dimensional information on the distribution of the steel material in the observation field of view includes the area occupied by the steel material and the voids. At this time, the region occupied by the steel material is, that is, the region occupied by the precipitate. Therefore, by analyzing the acquired two-dimensional information, the equivalent circle diameter of the precipitate in the observation field of view can be obtained. In this way, the equivalent circle diameter of all the precipitates in the observation field of view is obtained. From the circle-equivalent diameter of each of the obtained precipitates, the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more and the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm are counted.
  • the above method is carried out in each observation field of view, and the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more and the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm in each observation field of view are counted. From the total number of precipitates with a circle-equivalent diameter of 20 nm or more and the total number of precipitates with a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm in all observation fields, the circle-equivalent diameter of 20 for the precipitates with a circle-equivalent diameter of 20 nm or more The number ratio of precipitates having a diameter of about 300 nm can be determined.
  • the steel material according to this embodiment further preferably satisfies the following formula (3).
  • NP F / ND C ⁇ 4.25
  • the number ratio of the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm (the number ratio of fine precipitates) among the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more is substituted into "NP F " in the formula (3).
  • the number density of precipitates having a circle-equivalent diameter of 300 nm or more (number density of coarse precipitates) (pieces / ⁇ m 2 ) is substituted into “ND C ” in the formula (3).
  • Fn3 NP F / ND C.
  • Fn3 is an index showing the total number of cementites. When Fn3 is 4.25 or more, the total number of cementites is reduced, and the low temperature toughness of the steel material is further increased. Therefore, in the steel material according to the present embodiment, the number ratio NP F of fine precipitates is preferably 0.85 or more, and Fn3 is preferably 4.25 or more. A more preferable lower limit of Fn3 is 4.30, still more preferably 4.50. The upper limit of Fn3 is not particularly limited, but is, for example, 330.00.
  • the number density of precipitates having a circle-equivalent diameter of 300 nm or more (number density of coarse precipitates ND C ) (pieces / ⁇ m 2 ) can be obtained at the same time as the number ratio NP F of fine precipitates. ..
  • the number density ND C of coarse precipitates can be determined by the following method. Using the circle-equivalent diameters of all the precipitates in each observation field of view obtained when determining the number ratio NP F of the above-mentioned fine precipitates, the number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 300 nm or more in each observation field of view was determined. Count.
  • the number density of the equivalent circle diameter 300nm or more precipitate (number density ND C of coarse precipitates) (Piece / ⁇ m 2 ) can be obtained.
  • the shape of the steel material according to this embodiment is not particularly 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 this 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 seamless steel pipe having a thickness of 15 mm or more and a thickness of 20 mm or more, it exhibits excellent strength, excellent low temperature toughness, and excellent SSC resistance.
  • the yield strength of the steel material according to this embodiment is 862 MPa or more (125 ksi or more). Yield strength as used herein means 0.2% proof stress obtained in a tensile test according to ASTM E8 / E8M (2013).
  • the upper limit of the yield strength of the steel material according to the present embodiment is not particularly limited. However, it has been proved by Examples described later that the steel material according to this embodiment has excellent low temperature toughness and excellent SSC resistance, at least in the range of yield strength of 862 to 1069 MPa. Therefore, the yield strength of the steel material according to the present embodiment includes at least 862 to 1069 MPa (125 to 155 ksi). That is, the yield strength of the steel material according to the present embodiment includes at least 862 to less than 965 MPa (125 ksi class) and 965 to 1069 MPa (140 ksi class).
  • the yield strength of the steel material according to this embodiment can be obtained by the following method. Specifically, a tensile test is performed by a method conforming to ASTM E8 / E8M (2013). A round bar test piece is produced from the steel material according to the present embodiment. When the steel material is a steel plate, a round bar test piece is produced from the central portion of the plate thickness. When the steel material is a steel pipe, a round bar test piece is prepared from the central part of the wall thickness. The size of the round bar test piece is, for example, a parallel portion diameter of 4 mm and a parallel portion length of 35 mm. The axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material. A tensile test is carried out in the air at room temperature (25 ° C.) using a round bar test piece, and the 0.2% proof stress obtained is defined as the yield strength (MPa).
  • MPa yield strength
  • the low temperature toughness of the steel material according to this embodiment can be evaluated by the Charpy impact test according to JIS Z 2242 (2005).
  • the low temperature toughness of the steel material according to this embodiment is specifically defined as follows.
  • a test piece is prepared from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • a test piece is prepared from the center of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a test piece is prepared from the central part of the wall thickness.
  • a V-notch test piece having a width of 10 mm and a length of 55 mm is used.
  • the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling direction of the steel material and the direction orthogonal to the rolling direction of the steel material.
  • the notch surface of the test piece is perpendicular to the rolling direction of the steel material.
  • a Charpy impact test conforming to JIS Z 2242 (2005) is carried out on a test piece cooled to ⁇ 75 ° C. to determine the absorbed energy vE ( ⁇ 75 ° C.) (J) at ⁇ 75 ° C.
  • the steel material according to the present embodiment is evaluated to have excellent low temperature toughness when the yield strength is less than 862 to 965 MPa and the absorbed energy vE ( ⁇ 75 ° C.) at ⁇ 75 ° C. is 105 J or more.
  • the more preferable lower limit of the absorbed energy vE ( ⁇ 75 ° C.) of the steel material according to the present embodiment is 110 J, and further preferably 115 J.
  • the upper limit of the absorbed energy vE ( ⁇ 75 ° C.) of the steel material according to the present embodiment is not particularly limited, but is, for example, 300 J.
  • a test piece is prepared from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • a test piece is prepared from the center of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a test piece is prepared from the central part of the wall thickness.
  • a V-notch test piece having a width of 10 mm and a length of 55 mm is used.
  • the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling direction of the steel material and the direction orthogonal to the rolling direction of the steel material.
  • the notch surface of the test piece is perpendicular to the rolling direction of the steel material.
  • a Charpy impact test conforming to JIS Z 2242 (2005) is carried out on a test piece cooled to -60 ° C to determine the absorbed energy vE (-60 ° C) (J) at -60 ° C.
  • the steel material according to this embodiment is evaluated to have excellent low temperature toughness when the yield strength is 965 MPa or more and the absorbed energy vE (-60 ° C.) at -60 ° C is 70 J or more.
  • a more preferable lower limit of the absorbed energy vE (-60 ° C.) of the steel material according to the present embodiment is 71 J, and even more preferably 72 J.
  • the upper limit of the absorbed energy vE (-60 ° C.) of the steel material according to the present embodiment is not particularly limited, but is, for example, 300 J.
  • the SSC resistance of the steel material according to the present embodiment can be evaluated by a method based on NACE TM0177-2005 Method A.
  • the SSC resistance of the steel material according to the present embodiment is specifically defined as follows.
  • a round bar test piece is produced from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • a round bar test piece is produced from the central portion of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a round bar test piece is prepared from the central part of the wall thickness.
  • the size of the round bar test piece is, for example, 6.35 mm in diameter and 25.4 mm in length of the parallel portion.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • the test solution is a mixed aqueous solution (NACE solution A) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.5% by mass acetic acid.
  • the temperature of the test solution is 24 ° C.
  • a stress corresponding to 90% (90% AYS) of the actual yield stress is applied to the round bar test piece.
  • a test solution at 24 ° C. is injected into the test container so that the stressed round bar test piece is immersed, and the test bath is used. After degassing the test bath is blown with H 2 S gas 1atm to the test bath to saturate the test bath.
  • the test bath is kept at 24 ° C. for 720 hours (30 days).
  • the yield strength of the steel material according to the present embodiment is less than 862 to 965 MPa, it is said that the steel material has excellent SSC resistance if no crack is confirmed after 720 hours (30 days) in the above Method A-compliant method. evaluate.
  • "no crack is confirmed” means that crack is not confirmed in the test piece when the test piece after the test is observed with the naked eye and a projector having a magnification of 10 times.
  • the steel material according to the present embodiment has further excellent SSC resistance when the yield strength is less than 862 to 965 MPa and the number ratio NP F of fine precipitates is 0.92 or more.
  • the yield strength is less than 862 to 965 MPa
  • the more excellent SSC resistance is specifically that the stress applied to the round bar test piece is 95% (95% AYS) of the actual yield stress.
  • a round bar test piece is produced from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • a round bar test piece is produced from the central portion of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a round bar test piece is prepared from the central part of the wall thickness.
  • the size of the round bar test piece is, for example, 6.35 mm in diameter and 25.4 mm in length of the parallel portion.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • the test solution is a mixed aqueous solution (NACE solution B) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.4% by mass sodium acetate adjusted to pH 3.5 with acetic acid.
  • the temperature of the test solution is 24 ° C.
  • a stress corresponding to 90% (90% AYS) of the actual yield stress is applied to the round bar test piece.
  • a test solution at 24 ° C. is injected into the test container so that the stressed round bar test piece is immersed, and the test bath is used. After degassing the test bath, blowing a mixed gas of CO 2 gas H 2 S gas and 0.9atm of 0.1atm the test bath to saturate the test bath.
  • the test bath is kept at 24 ° C. for 720 hours (30 days).
  • the steel material according to the present embodiment is evaluated to have excellent SSC resistance when the yield strength is 965 MPa or more and no crack is confirmed after 720 hours (30 days) in the method based on the above Method A. ..
  • "no crack is confirmed” means that crack is not confirmed in the test piece when the test piece after the test is observed with the naked eye and a projector having a magnification of 10 times.
  • the steel material according to the present embodiment has further excellent SSC resistance when the yield strength is 965 MPa or more and the number ratio NP F of fine precipitates is 0.94 or more.
  • the more excellent SSC resistance is specifically that the mixed gas blown into the test bath is a mixture of 0.2 atm H 2 S gas and 0.8 atm CO 2 gas.
  • a method for manufacturing a steel material according to this embodiment will be described.
  • a method for manufacturing a seamless steel pipe will be described as an example of the steel material according to the present embodiment.
  • the method for manufacturing 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 make 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 step will be described in detail.
  • an intermediate steel material having the above-mentioned chemical composition is prepared.
  • the method for producing the intermediate steel material is not particularly limited.
  • the intermediate steel material referred to here is a plate-shaped steel material when the final product is a steel plate, and is a raw pipe when the final product is a steel pipe.
  • the preparation process may include a process of preparing the material (material preparation process) and a process of hot-working the material to produce an intermediate steel material (hot-working process).
  • material preparation process a process of preparing the material
  • hot-working process a process of hot-working the material to produce an intermediate steel material
  • a material is produced using molten steel having the above-mentioned chemical composition.
  • the method for producing the material is not particularly limited, and a well-known method may be used. Specifically, slabs (slabs, blooms, or billets) may be produced by a continuous casting method using molten steel. Ingots may be produced by the ingot method using molten steel. If necessary, slabs, blooms or ingots may be block-rolled to produce billets. The material (slab, bloom, or billet) is manufactured by the above steps.
  • the prepared material is hot-worked to produce an intermediate steel material.
  • the intermediate steel material corresponds to a raw pipe.
  • the billet is heated in a heating furnace.
  • the heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100-1300 ° C.
  • Hot working is performed on the billets extracted from the heating furnace to manufacture raw pipes (seamless steel pipes).
  • the method of hot working is not particularly limited, and a well-known method may be used.
  • the Mannesmann method may be carried out as hot working to manufacture a bare tube.
  • the round billet is drilled and rolled by a drilling machine.
  • the drilling ratio is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0.
  • the perforated round billet is further hot-rolled with a mandrel mill, reducer, sizing mill or the like to form a raw pipe.
  • the cumulative surface reduction rate in the hot working process is, for example, 20 to 70%.
  • raw pipes from billets.
  • the raw pipe may be manufactured by forging such as the Erhard method.
  • a bare tube is manufactured by the above process.
  • the wall thickness of the raw tube is not particularly limited, but is, for example, 9 to 60 mm.
  • the raw tube manufactured by hot working may be air-cooled (As-Rolled).
  • the raw tube produced by hot working may be directly hardened after hot working without being cooled to room temperature, or may be hardened after reheating (reheating) after hot working. Good.
  • cooling may be stopped or slow cooling may be performed during quenching. In this case, it is possible to prevent the raw pipe from being cracked.
  • stress relief annealing SR may be performed after quenching and before heat treatment in the next step. In this case, the residual stress of the raw pipe is removed.
  • the intermediate steel material is prepared in the preparation process.
  • the intermediate steel material may be manufactured by the above-mentioned preferable process, and may be manufactured by an intermediate steel material manufactured by a third party, or at a factory other than the factory where the quenching process and the tempering process described later are performed, or at another business establishment. You may prepare the intermediate steel material manufactured by the above. The quenching process will be described in detail below.
  • quenching means to quench the three or more points A of the intermediate steel.
  • the preferred quenching temperature is 800-1000 ° C. If the quenching temperature is too high, the crystal grains of the old ⁇ grains become coarse, and the SSC resistance of the steel material may decrease. Therefore, the quenching temperature is preferably 800 to 1000 ° C.
  • the quenching temperature refers to the surface temperature of the intermediate steel material measured by a thermometer installed on the outlet side of the apparatus for performing the final hot working when the quenching is performed directly after the hot working. Equivalent to.
  • the quenching temperature further corresponds to the temperature of the furnace in which the reheating or reheating is performed when the quenching is performed after the heat processing or reheating is performed after the hot working.
  • the quenching method is, for example, to continuously cool the intermediate steel material (raw pipe) from the quenching start temperature and continuously lower the surface temperature of the raw pipe.
  • the method of continuous cooling treatment is not particularly limited, and a well-known method may be used.
  • the method of continuous cooling treatment is, for example, a method of immersing the raw pipe in a water tank to cool it, or a method of accelerating cooling the raw pipe by shower water cooling or mist cooling.
  • the microstructure will not be mainly composed of martensite and bainite, and the mechanical properties (yield strength of 125 ksi or more) specified in this embodiment cannot be obtained. In this case, further, excellent low temperature toughness and excellent SSC resistance cannot be obtained.
  • the intermediate steel material is rapidly cooled at the time of quenching.
  • the average cooling rate in the range where the surface temperature of the intermediate steel material (bare pipe) during quenching is in the range of 800 to 500 ° C. is defined as the quenching cooling rate CR 800-500.
  • the quenching cooling rate CR 800-500 is the slowest cooling part in the cross section of the intermediate steel to be hardened (for example, the center of the intermediate steel thickness when both surfaces are forcibly cooled). Determined from the temperature measured in.
  • a preferred quenching cooling rate CR 800-500 is 300 ° C./min or higher.
  • the lower limit of the more preferable quenching cooling rate CR 800-500 is 450 ° C./min, and even more preferably 600 ° C./min.
  • the upper limit of the quenching cooling rate CR 800-500 is not particularly specified, but is, for example, 60,000 ° C./min.
  • the raw tube is heated in the austenite region multiple times and then quenched.
  • the SSC resistance of the steel material is enhanced. Heating in the austenite region may be repeated a plurality of times by performing quenching a plurality of times, or heating in the austenite region may be repeated a plurality of times by performing normalizing and quenching.
  • quenching and tempering described later may be combined and carried out a plurality of times. That is, quenching and tempering may be performed a plurality of times. In this case, the SSC resistance of the steel material is further enhanced.
  • the tempering process will be described in detail below.
  • tempering In the tempering step, after performing the above-mentioned quenching, tempering is performed.
  • tempering means that the intermediate steel material after quenching is reheated and held at a temperature of less than 1 Acc.
  • the tempering temperature corresponds to the temperature of the furnace when the intermediate steel material after quenching is heated and held.
  • the tempering time means the time from when the temperature of the intermediate steel material reaches a predetermined tempering temperature to when it is extracted from the heat treatment furnace.
  • the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more are cementite.
  • cementite tends to coarsen due to Ostwald growth in tempering retention.
  • the tempering temperature is set to 600 to 730 ° C. for the purpose of improving low temperature toughness and SSC resistance. At such high temperature tempering, cementite tends to be more coarsened by Ostwald growth.
  • tempering at a high temperature is performed for a short time to form a large number of cementite nuclei in advance.
  • tempering at a temperature slightly lower than that of high-temperature tempering (hereinafter, also referred to as "medium-temperature tempering") is performed to grow the above-mentioned large number of formed cementite nuclei.
  • intermediate-temperature tempering is performed to grow the above-mentioned large number of formed cementite nuclei.
  • the steel material according to the present embodiment can form a large number of fine cementites. That is, in the tempering step according to the present embodiment, tempering is carried out in two stages in the order of high temperature tempering and medium temperature tempering.
  • the number ratio of the precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 to 300 nm is increased to 0.85 or more in the steel material. be able to.
  • the hardened intermediate steel material (bare pipe) is heated from room temperature to the tempering temperature, and then held at the tempering temperature for the tempering time.
  • the tempering temperature As a result, a large number of cementite nuclei are formed in the microstructure of the intermediate steel material after the high temperature tempering process.
  • the heating rate from room temperature to the tempering temperature in the high-temperature tempering process is too slow, carbides may precipitate from the grain boundaries during heating.
  • the carbides precipitated from the grain boundaries tend to be coarser than the carbides precipitated from the crystal grains. Therefore, in the high-temperature tempering step according to the present embodiment, the heating rate from room temperature to the tempering temperature is increased.
  • the heating rate in the range of 100 to 650 ° C. is defined as the heating rate during tempering HR 100-650 (° C./min). More specifically, the tempering heating rate HR 100-650 is the slowest heating site in the cross section of the intermediate steel to be heated (eg, the center of the intermediate steel thickness when heated from both sides of the steel). ) Is determined from the temperature measured.
  • the preferable tempering heating rate HR 100-650 is 5 ° C./min or more.
  • a more preferable lower limit of the tempering heating rate HR 100-650 is 8 ° C./min, and even more preferably 10 ° C./min.
  • the upper limit of the heating rate HR 100-650 during tempering is not particularly limited, but is, for example, 60,000 ° C./min.
  • the tempering temperature in the high-temperature tempering step is too low, the cementite nuclei will not be sufficiently precipitated during the holding of the tempering, and the cementite will be coarsened by the medium-temperature tempering step described later.
  • the number ratio NP F of fine precipitates is less than 0.85, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are lowered.
  • the tempering temperature in the high-temperature tempering step is too high, the tempering temperature may exceed AC1 point. In this case, austenite is mixed in the microstructure of the intermediate steel material. As a result, the microstructure of the steel material after the medium-temperature tempering step, which will be described later, is not mainly composed of tempered martensite and tempered bainite, and the mechanical properties specified in the present embodiment cannot be obtained. Therefore, in the high temperature tempering step according to the present embodiment, the preferable tempering temperature is 695 to 720 ° C. A more preferable lower limit of the tempering temperature in the high temperature tempering step is 700 ° C. A more preferable upper limit of the tempering temperature in the high temperature tempering step is 715 ° C.
  • the tempering time is too short, the cementite nuclei will not be sufficiently precipitated during the holding of the tempering, and the cementite will be coarsened by the medium temperature tempering step described later.
  • the number ratio NP F of fine precipitates is less than 0.85, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are lowered.
  • the tempering time in the high-temperature tempering step is too long, cementite may become coarse during the holding of tempering.
  • the number ratio NP F of fine precipitates is less than 0.85, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are lowered. If the tempering time is too long, the yield strength may further decrease.
  • the preferable tempering time is less than 2 to 20 minutes.
  • a more preferable upper limit of the tempering time in the high temperature tempering step is 15 minutes.
  • the more preferable lower limit of the tempering time in the high temperature tempering step is 3 minutes, more preferably 5 minutes.
  • the medium temperature tempering process will be described in detail below.
  • the intermediate steel material (bare pipe) subjected to the high-temperature tempering step is held at a tempering temperature in a temperature range slightly lower than that of the high-temperature tempering step for the tempering time.
  • the yield strength of the steel material is adjusted to 862 MPa or more (125 ksi or more).
  • the tempering temperature in the medium temperature tempering process is too low, the yield strength of the steel material after tempering may become too high. As a result, the strength becomes too high, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material decrease. On the other hand, if the tempering temperature in the medium temperature tempering step is too high, the yield strength of the steel material after tempering may become too low. As a result, the yield strength is less than 862 MPa, and a yield strength of 125 ksi or more cannot be obtained.
  • the preferable tempering temperature is 600 to 690 ° C.
  • a more preferable upper limit of the tempering temperature in the medium temperature tempering step is less than 690 ° C, more preferably 685 ° C.
  • a more preferable lower limit of the tempering temperature in the medium temperature tempering step is 620 ° C, and even more preferably 640 ° C.
  • the tempering time in the medium temperature tempering process is too short, the yield strength of the steel material after tempering may become too high. As a result, the strength becomes too high, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material decrease. On the other hand, if the tempering time is too long, the above effect is saturated.
  • the preferable tempering time in the medium temperature tempering step is 10 to 180 minutes.
  • a more preferable upper limit of the tempering time is 120 minutes, more preferably 90 minutes.
  • the more preferable lower limit of the tempering time is 15 minutes, more preferably 20 minutes.
  • the tempering time is preferably 15 to 180 minutes.
  • the tempering temperature and the tempering time are adjusted to obtain a steel material having a yield strength of 125 ksi or more.
  • the yield strength is increased to 125 ksi or more (862 MPa or more) by performing medium-temperature tempering in which the tempering temperature and the tempering time are appropriately adjusted for the intermediate steel material (bare pipe) having the chemical composition of the present embodiment. It is quite possible for those skilled in the art to do so.
  • the above-mentioned high-temperature tempering step and medium-temperature tempering step may be carried out as continuous heat treatment. That is, the intermediate steel material on which the high temperature tempering step has been carried out may be subjected to the medium temperature tempering step without being cooled to room temperature. At this time, the high-temperature tempering step and the medium-temperature tempering step may be carried out in the same heat treatment furnace.
  • a temperature gradient may be formed in the heat treatment furnace to control the temperature of the intermediate steel material.
  • the time from the end of the high-temperature tempering step to the start of the medium-temperature tempering step is too long, the holding time at high temperature becomes too long, and the yield strength of the steel material after tempering may decrease. In this case, the number ratio NP F of fine precipitates may not be further increased.
  • the time from the end of the high temperature tempering process to the adjustment of the temperature of the intermediate steel material to the tempering temperature of the medium temperature tempering process is It is preferably within 10 minutes, more preferably within 5 minutes.
  • the intermediate steel material is extracted from the heat treatment furnace, and then the intermediate steel material is inserted into the same heat treatment furnace again. Good.
  • the heat treatment furnace is lowered to the tempering temperature of the medium temperature tempering step, and then the intermediate steel material is inserted into the heat treatment furnace.
  • the high temperature tempering process and the medium temperature tempering process are carried out as continuous heat treatment, they may be carried out in different heat treatment furnaces.
  • the intermediate steel material extracted from the heat treatment furnace used in the high temperature tempering step may be allowed to cool in the atmosphere until it is charged into the heat treatment furnace used in the medium temperature tempering step.
  • the time from when the intermediate steel material is extracted from the heat treatment furnace where the high temperature tempering process is performed to when it is charged into the heat treatment furnace where the medium temperature tempering process is performed is preferably 5 minutes or less. It is more preferable to be within.
  • the above-mentioned high-temperature tempering step and medium-temperature tempering step can also be carried out as discontinuous heat treatment. That is, the intermediate steel material subjected to the high temperature tempering step may be cooled to room temperature, and then the medium temperature tempering step may be carried out. As described above, whether the high temperature tempering step and the medium temperature tempering step are carried out as continuous heat treatment or discontinuous heat treatment, the effects obtained by the high temperature tempering step and the medium temperature tempering step are not lost.
  • a steel material according to this embodiment can be manufactured.
  • 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 have a steel plate or another shape.
  • a method for manufacturing a steel plate or another shape also includes, for example, a preparation step, a quenching step, and a tempering step.
  • the above-mentioned production method is an example, and may be produced by another production method.
  • the present disclosure will be described in more detail with reference to Examples.
  • Example 1 a steel material having a yield strength of 125 ksi class (862 to less than 965 MPa) was investigated. Specifically, 180 kg of molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced. Further, Table 1 shows Fn2 obtained from the obtained chemical composition and the formula (2). In addition, "-" in Table 1 means that the content of each element is an impurity level.
  • Ingots were manufactured using molten steel of test numbers 1-1 to 1-24.
  • the produced ingot was hot-rolled to produce a steel plate having a plate thickness of 15 mm.
  • the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-24 after hot rolling were allowed to cool, and the temperature of the steel sheets was set to room temperature (25 ° C.).
  • the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-24 after allowing to cool were held at the quenching temperature (920 ° C.) for 20 minutes, and then the steel sheets were immersed in a water tank for quenching.
  • the cooling rate during quenching (CR 800-500 ) was 600 ° C./min.
  • the quenching temperature and the quenching cooling rate CR 800-500 were measured with a sheath-type K thermocouple preliminarily charged in the central portion of the steel plate thickness.
  • tempering was performed on the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-24.
  • the first tempering and the second tempering were performed on the steel sheets of each test number except for test numbers 1-14 to 1-16.
  • the steel sheets of test numbers 1-14 to 1-16 were tempered once.
  • the tempering temperature and tempering time of the first tempering and the second tempering performed on the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-24 are as shown in Table 2, respectively.
  • "-" in the "second tempering” column means that the second tempering was not performed.
  • the heating rate at the time of tempering (HR 100-650 ) in the first tempering was 10 ° C./min.
  • the heating rate HR 100-650 during tempering was measured with a sheath-type K thermocouple charged in the center of the thickness of the steel sheet in advance.
  • the tempering temperature is the temperature of the heat treatment furnace in which the tempering is performed.
  • the tempering time is defined as the time from when the temperature of the steel sheet of each test number reaches a predetermined tempering temperature to when it is extracted from the heat treatment furnace.
  • the first tempering and the second tempering were carried out using different heat treatment furnaces for the steel sheets of each test number except for test numbers 1-14 to 1-16. Specifically, the steel sheets of each test number except for test numbers 1-14 to 1-16 were extracted from the heat treatment furnace after the first tempering was performed. The steel sheets of each test number except the extracted test numbers 1-14 to 1-16 were allowed to cool in the atmosphere, and immediately after reaching the second tempering temperature, the temperature was adjusted for the second tempering separately. It was charged into the heat treatment furnace of No. 1 and tempered for the second time. Here, the time until the steel sheets of each test number except test numbers 1-14 to 1-16 are extracted from the heat treatment furnace of the first tempering and charged into the heat treatment furnace of the second tempering is 5 in each case. It was within minutes.
  • Test test Tensile tests were carried out on the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-24 by the above method. Specifically, the tensile test was performed in accordance with ASTM E8 / E8M (2013). A round bar tensile test piece having a parallel portion diameter of 4 mm and a parallel portion length of 35 mm was prepared from the center of the thickness of the steel plates of test numbers 1-1 to 1-24. The axial direction of the round bar tensile test piece was parallel to the rolling direction of the steel sheet. Tensile tests were carried out at room temperature (25 ° C.) in the air using round bar test pieces with test numbers 1-1 to 1-24, and the yield strength of the steel sheets with test numbers 1-1 to 1-24 ( MPa) was obtained. In this example, the 0.2% offset proof stress obtained in the tensile test was defined as the yield strength of each test number. The yield strengths obtained in the steel sheets of Test Nos. 1-1 to 1-24 are shown in Table 2 as "YS (MPa)".
  • the observation field of view was 12 ⁇ m ⁇ 9 ⁇ m (magnification 10000 times), and three fields of view were observed.
  • the area fraction S (%) of the precipitate in the observation field is the volume fraction V ⁇ of cementite obtained by thermodynamic calculation using the chemical composition of the steel sheet of each test number and the tempering temperatures of the first and second times. Obtained as (%).
  • the thermodynamic calculation software Thermo-Calc manufactured by Thermo-CalC Software, version: 2017a was used for the thermodynamic calculation, and TCFE8 was used as the database.
  • the arithmetic mean value of the absorbed energy obtained was defined as the absorbed energy vE (-75 ° C.) (J).
  • Table 2 shows the absorbed energy vE (-75 ° C.) (J) in the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-24.
  • SSC resistance test The SSC resistance of the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-24 was evaluated by a method conforming to NACE TM0177-2005 Method A. Specifically, a round bar test piece having a diameter of 6.35 mm and a parallel portion having a length of 25.4 mm was prepared from the central portion of the thickness of the steel plate of test numbers 1-1 to 1-24. The round bar test piece was produced so that the axial direction was parallel to the rolling direction of the steel sheet. Tensile stress was applied in the axial direction of the round bar test piece of each test number. At this time, the applied stress was adjusted to be 90% (90% AYS) of the actual yield stress of the steel sheet having the corresponding 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 24 ° C. was injected into three test containers to prepare a test bath.
  • the three stressed round bar test pieces were immersed in the test baths of different test containers one by one. After degassing each test bath is blown with H 2 S gas 1atm to the test bath was saturated.
  • the test bath saturated with the mixed gas was kept at 24 ° C. for 720 hours.
  • SSC sulfide stress cracking
  • the chemical composition of the steel sheets of Test Nos. 1-1 to 1-12 was appropriate, and the yield strength was less than 862 to 965 MPa (125 ksi class). Further, Fn1 was 0.300 or less and Fn2 was 0.355 or less. Further, the number ratio NP F of the fine precipitates was 0.85 or more. As a result, the absorbed energy vE (-75 ° C.) was 105 J or more, and excellent low temperature toughness was exhibited. Furthermore, in the SSC resistance test in which the applied stress was 90% (90% AYS) of the actual yield stress, excellent SSC resistance was exhibited.
  • the steel sheets of test numbers 1-2, 1-4, 1-6, 1-7, and 1-9 further have Fn2 of 0.300 or less, Fn1 of 0.240 or less, and fine precipitates.
  • the number ratio NP F was 0.92 or more.
  • the tempering temperature of the first tempering was too low. Furthermore, the tempering time of the first tempering was too long. In addition, the second temper was not performed. As a result, the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85. As a result, the absorbed energy vE (-75 ° C.) was less than 105 J, and did not show excellent low temperature toughness. Furthermore, in the 90% AYS SSC resistance test, it did not show excellent SSC resistance.
  • the tempering time of the first tempering was too long.
  • the second temper was not performed.
  • the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85.
  • the absorbed energy vE (-75 ° C.) was less than 105 J, and did not show excellent low temperature toughness.
  • the 90% AYS SSC resistance test it did not show excellent SSC resistance.
  • the tempering time of the first tempering was too long.
  • the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85.
  • the absorbed energy vE (-75 ° C.) was less than 105 J, and did not show excellent low temperature toughness.
  • the 90% AYS SSC resistance test it did not show excellent SSC resistance.
  • the Cr content of the steel sheet of Test No. 1-20 was too low. Furthermore, Fn1 exceeded 0.300. Furthermore, Fn2 exceeded 0.355. As a result, the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85. As a result, the absorbed energy vE (-75 ° C.) was less than 105 J, and did not show excellent low temperature toughness. Furthermore, in the 90% AYS SSC resistance test, it did not show excellent SSC resistance.
  • the Mo content of the steel sheet of Test No. 1-21 was too low. Furthermore, Fn1 exceeded 0.300. Furthermore, Fn2 exceeded 0.355. As a result, the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85. As a result, the absorbed energy vE (-75 ° C.) was less than 105 J, and did not show excellent low temperature toughness. Furthermore, in the 90% AYS SSC resistance test, it did not show excellent SSC resistance.
  • the Mn content of the steel sheet of Test No. 1-22 was too high. As a result, the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85. As a result, the absorbed energy vE (-75 ° C.) was less than 105 J, and did not show excellent low temperature toughness. Furthermore, in the 90% AYS SSC resistance test, it did not show excellent SSC resistance.
  • the N content of the steel sheet of test number 1-23 was too high.
  • the absorbed energy vE (-75 ° C.) was less than 105 J, and did not show excellent low temperature toughness.
  • the 90% AYS SSC resistance test it did not show excellent SSC resistance.
  • the P content of the steel sheet of test number 1-24 was too high.
  • the absorbed energy vE (-75 ° C.) was less than 105 J, and did not show excellent low temperature toughness.
  • the 90% AYS SSC resistance test it did not show excellent SSC resistance.
  • Example 2 a steel material for obtaining a yield strength of 140 ksi class (965 to 1069 MPa) was investigated. Specifically, 180 kg of molten steel having the chemical composition shown in Table 3 was produced. Further, Table 3 shows Fn2 obtained from the obtained chemical composition and the formula (2). In addition, "-" in Table 3 means that the content of each element is an impurity level.
  • Ingots were manufactured using molten steel of test numbers 2-1 to 2-24.
  • the produced ingot was hot-rolled to produce a steel plate having a plate thickness of 15 mm.
  • the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-24 after hot rolling were allowed to cool, and the temperature of the steel sheets was set to room temperature (25 ° C.).
  • the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-24 after allowing to cool were held at the quenching temperature (920 ° C.) for 20 minutes, and then the steel sheets were immersed in a water tank for quenching.
  • the cooling rate during quenching (CR 800-500 ) was 600 ° C./min.
  • the quenching temperature and the quenching cooling rate CR 800-500 were measured with a sheath-type K thermocouple preliminarily charged in the central portion of the steel plate thickness.
  • tempering was performed on the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-24.
  • the first tempering and the second tempering were performed on the steel sheets of each test number except for test numbers 2-14 to 2-16.
  • the steel sheets of test numbers 2-14 to 2-16 were tempered once.
  • the tempering temperature and tempering time of the first tempering and the second tempering performed on the steel sheets of Test Nos. 2-1 to 2-24 are as shown in Table 4, respectively.
  • "-" in the "second tempering” column means that the second tempering was not performed.
  • the heating rate at the time of tempering (HR 100-650 ) in the first tempering was 10 ° C./min.
  • the tempering temperature and the tempering heating rate HR 100-650 were measured with a sheath-type K thermocouple charged in the central portion of the steel plate thickness in advance.
  • the tempering temperature is the temperature of the heat treatment furnace in which the tempering is performed.
  • the tempering time is defined as the time from when the temperature of the steel sheet of each test number reaches a predetermined tempering temperature to when it is extracted from the heat treatment furnace.
  • the first tempering and the second tempering were carried out using different heat treatment furnaces. Specifically, the steel sheets of each test number except test numbers 2-14 to 2-16 were extracted from the heat treatment furnace after the first tempering was performed. The extracted steel sheets of each test number are allowed to cool in the atmosphere, and immediately after reaching the second tempering temperature, they are placed in another heat treatment furnace whose temperature has been adjusted for the second tempering, and the second time. Tempering was carried out.
  • the time until the steel sheets of each test number except test numbers 2-14 to 2-16 are extracted from the heat treatment furnace of the first tempering and charged into the heat treatment furnace of the second tempering is 5 in each case. It was within minutes.
  • Test test Tensile tests were carried out on the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-24 by the above method. Specifically, the tensile test was performed in accordance with ASTM E8 / E8M (2013). A round bar tensile test piece having a parallel portion diameter of 4 mm and a parallel portion length of 35 mm was prepared from the center of the thickness of the steel plates of test numbers 2-1 to 2-24. The axial direction of the round bar tensile test piece was parallel to the rolling direction of the steel sheet. Tensile tests were carried out at room temperature (25 ° C) in the air using round bar test pieces with test numbers 2-1 to 2-24, and the yield strength of the steel sheets with test numbers 2-1 to 2-24 ( MPa) was obtained. In this example, the 0.2% offset proof stress obtained in the tensile test was defined as the yield strength of each test number. The yield strengths obtained in the steel sheets of Test Nos. 2-1 to 2-24 are shown in Table 4 as "YS (MPa)".
  • the observation field of view was 12 ⁇ m ⁇ 9 ⁇ m (magnification 10000 times), and three fields of view were observed.
  • the area fraction S (%) of the precipitate in the observation field is the volume fraction V ⁇ of cementite obtained by thermodynamic calculation using the chemical composition of the steel sheet of each test number and the tempering temperatures of the first and second times. Obtained as (%).
  • the thermodynamic calculation software Thermo-Calc manufactured by Thermo-CalC Software, version: 2017a was used for the thermodynamic calculation, and TCFE8 was used as the database.
  • the arithmetic mean value of the absorbed energy obtained was defined as the absorbed energy vE (-60 ° C.) (J).
  • Table 4 shows the absorbed energy vE (-60 ° C.) (J) in the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-24.
  • SSC resistance test The SSC resistance of the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-24 was evaluated by a method according to NACE TM0177-2005 Method A. Specifically, a round bar test piece having a diameter of 6.35 mm and a parallel portion having a length of 25.4 mm was prepared from the central portion of the thickness of the steel plates of test numbers 2-1 to 2-24. The round bar test piece was produced so that the axial direction was parallel to the rolling direction of the steel sheet. Tensile stress was applied in the axial direction of the round bar test piece of each test number. At this time, the applied stress was adjusted to be 90% of the actual yield stress of the steel sheet having the corresponding test number.
  • test solution a mixed aqueous solution (NACE solution B) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.4% by mass sodium acetate adjusted to pH 3.5 with acetic acid was used.
  • a test solution at 24 ° C. was injected into three test containers to prepare a test bath.
  • the three stressed round bar test pieces were immersed in the test baths of different test containers one by one. After degassing each test bath, blowing a mixed gas of CO 2 gas H 2 S gas and 0.9atm of 0.1atm the test bath was saturated.
  • the test bath saturated with the mixed gas was kept at 24 ° C. for 720 hours.
  • SSC sulfide stress cracking
  • Test No. 2-1 to further the steel sheet 2-12 similar NACE TM0177-2005 Method
  • the test according to A the mixed gas blown into the test bath, 0.2 atm of H 2 S gas and 0.8atm of CO It was carried out by using a mixed gas with 2 gases. Similar to the method described above, it was held at 24 ° C. for 720 hours.
  • the presence or absence of sulfide stress cracking (SSC) was observed in the round bar test pieces of each test number after holding for 720 hours.
  • the test piece after holding for 720 hours was observed with the naked eye and a projector having a magnification of 10 times.
  • those in which no crack was confirmed in all three test pieces were judged as "E”.
  • those in which cracks were confirmed in at least one test piece were judged as "NA”.
  • the chemical composition of the steel sheets of Test Nos. 2-1 to 2-12 was appropriate, and the yield strength was 965 to 1069 MPa (140 ksi class). Further, Fn1 was 0.300 or less and Fn2 was 0.355 or less. Further, the number ratio NP F of the fine precipitates was 0.85 or more. As a result, the absorbed energy vE (-60 ° C.) was 70 J or more, and excellent low temperature toughness was exhibited. Furthermore, in the SSC resistance test of 0.1 atmH 2 S, it showed excellent SSC resistance.
  • the steel sheets of test numbers 2-6, 2-9, and 2-12 further have Fn2 of 0.300 or less, Fn1 of 0.240 or less, and the number ratio NP F of fine precipitates of 0.94. That was all. As a result, it showed excellent SSC resistance even in the SSC resistance test of 0.2 atmH 2 S.
  • the tempering temperature of the first tempering was too low. Furthermore, the tempering time of the first tempering was too long. In addition, the second temper was not performed. As a result, the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85. As a result, the absorbed energy vE (-60 ° C.) was less than 70 J, and did not show excellent low temperature toughness. Furthermore, in the SSC resistance test of 0.1 atmH 2 S, it did not show excellent SSC resistance.
  • the tempering time of the first tempering was too long.
  • the second temper was not performed.
  • the yield strength was less than 965 MPa. That is, a yield strength of 140 ksi class could not be obtained.
  • the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85.
  • the absorbed energy vE (-60 ° C.) was less than 70 J, and did not show excellent low temperature toughness.
  • the tempering time of the first tempering was too long.
  • the yield strength was less than 965 MPa. That is, a yield strength of 140 ksi class could not be obtained.
  • the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85.
  • the absorbed energy vE (-60 ° C.) was less than 70 J, and did not show excellent low temperature toughness.
  • the Cr content of the steel sheet of Test No. 2-20 was too low. Furthermore, Fn1 exceeded 0.300. Furthermore, Fn2 exceeded 0.355. As a result, the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85. As a result, the absorbed energy vE (-60 ° C.) was less than 70 J, and did not show excellent low temperature toughness. Furthermore, in the SSC resistance test of 0.1 atmH 2 S, it did not show excellent SSC resistance.
  • the Mo content was too low in the steel sheet of test number 2-21. Furthermore, Fn1 exceeded 0.300. Furthermore, Fn2 exceeded 0.355. As a result, the number ratio NP F of the fine precipitates was less than 0.85. As a result, the absorbed energy vE (-60 ° C.) was less than 70 J, and did not show excellent low temperature toughness. Furthermore, in the SSC resistance test of 0.1 atmH 2 S, it did not show excellent SSC resistance.
  • the steel material according to the present disclosure can be widely applied to a steel material used in a harsh environment such as a polar region, preferably can be used as a steel material used in an oil well environment, and more preferably a casing, tubing, line pipe, etc. It can be used as a steel material.

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Abstract

８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材を提供する。本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０超～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０２～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．４０～１．５０％、Ｍｏ：０．３０～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、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し、明細書に記載の式（１）及び式（２）を満たす。降伏強度は８６２ＭＰａ以上である。鋼材中において、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合が０．８５以上である。

Description

サワー環境での使用に適した鋼材
　本開示は、鋼材に関し、さらに詳しくは、サワー環境での使用に適した鋼材に関する。
　油井及びガス井（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、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）、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が１２５～１４０ｋｓｉ未満、つまり、８６２～９６５ＭＰａ未満）、及び、１４０ｋｓｉ以上（降伏強度が１４０ｋｓｉ以上、つまり、９６５ＭＰａ以上）の油井用鋼管が求められ始めている。
　近年、海面下の深井戸についても、開発が活発になってきている。たとえば、水深２０００ｍ以上のいわゆる深海の海底油田では、水温が低い。このような過酷な環境で使用される鋼材は、高強度だけでなく、低温靭性も要求される。しかしながら、鋼材の降伏強度を過度に高めれば、鋼材の低温靭性の低下が懸念される。
　さらに、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。このように、高強度であり、優れた低温靭性を有し、優れた耐ＳＳＣ性を有する、鋼材が求められ始めている。
　油井用鋼管に代表される鋼材の低温靭性と耐ＳＳＣ性とを高める技術が、特開２０００－２９７３４４号公報（特許文献１）、特開２００１－２７１１３４号公報（特許文献２）、及び、国際公開第２００８／１２３４２２号（特許文献３）に提案されている。
　特許文献１に開示されている油井用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｃｒ：０．２～１．５％、Ｍｏ：０．１～１％、Ｖ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．００３～０．１％を含有する。この油井用鋼は、析出している炭化物の総量が１．５～４質量％、炭化物の総量に占めるＭＣ型炭化物の割合が５～４５質量％、Ｍ23Ｃ6型炭化物の割合が製品の肉厚をｔ（ｍｍ）とした時（２００／ｔ）質量％以下である。この油井用鋼は、靭性及び耐ＳＳＣ性に優れる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に開示されている低合金鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．１～１％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．１～１．２％、Ｍｏ：０．１～１％、Ｂ：０．０００１～０．００５％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｖ：０．０５～０．５％、Ｎｉ：０．１％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、式（０．０３≦Ｍｏ×Ｖ≦０．３）、及び、式（０．５×Ｍｏ－Ｖ＋ＧＳ／１０≧１）を満たし、降伏強度が１０６０ＭＰａ以上である。なお、式中のＧＳとは、旧オーステナイト粒のＡＳＴＭ粒度番号を意味する。この低合金鋼材は、耐ＳＳＣ性及び靭性に優れる、と特許文献２には記載されている。
　特許文献３に開示されている低合金鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．０５～１．５％、Ｃｒ：１．０～２．０％、Ｍｏ：０．０５～２．０％、Ａｌ：０．１０％以下、及び、Ｔｉ：０．００２～０．０５％を含有し、かつ、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）が０．６５以上であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００３％未満である。この低合金鋼は、粒径が１μｍ以上のＭ23Ｃ6型析出物が０．１個／ｍｍ2以下である。この低合金鋼は、靭性が確保され、耐ＳＳＣ性が向上されている、と特許文献３には記載されている。
特開２０００－２９７３４４号公報 特開２００１－２７１１３４号公報 国際公開第２００８／１２３４２２号
　上述のとおり、近年、油井環境の過酷化に伴い、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材が要求されつつある。そのため、上記特許文献１～３に開示された技術以外の他の技術によって、１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材（たとえば油井用鋼材）が得られてもよい。
　本開示の目的は、８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する、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超～０．３５％、
　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　Ｍｎ：０．０２～１．００％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｃｒ：０．４０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．３０～１．５０％、
　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｖ：０～０．６０％、
　Ｎｂ：０～０．０３０％、
　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：０～０．１０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
　８６２ＭＰａ以上の降伏強度とを有し、
　式（１）及び式（２）を満たし、
　鋼材中において、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合が０．８５以上である。
　（０．１５７×Ｃ－０．０００６×Ｃｒ－０．００９８×Ｍｏ－０．０４８２×Ｖ＋０．０００６）／θCr≦０．３００　（１）
　（１＋２６３×Ｃ－Ｃｒ－１６×Ｍｏ－８０×Ｖ）／（９８－３５８×Ｃ＋１５９×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋９６×Ｖ）≦０．３５５　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％（ｍａｓｓ％）で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。また、式（１）中のθCrには、円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度が質量分率（ｍａｓｓ　ｆｒａｃｔｉｏｎ）で代入される。
　本開示による鋼材は、８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する。
図１は、本実施形態の化学組成を有する鋼材の一例について、析出物の円相当径と個数密度との関係を示す模式図である。 図２は、本実施形態の化学組成を有する鋼材の他の一例について、析出物の円相当径と個数密度との関係を示す模式図である。 図３は、１２５ｋｓｉ級の降伏強度を有する鋼材について、微細析出物の個数割合ＮＰFと、低温靭性と、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。 図４は、１４０ｋｓｉ以上の降伏強度を有する鋼材について、微細析出物の個数割合ＮＰFと、低温靭性と、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。 図５は、本実施形態の化学組成を有する鋼材のうち、図１及び図２とは異なる他の一例について、析出物の円相当径と個数密度との関係を示す模式図である。 図６は、本実施形態の化学組成を有する鋼材のうち、図１、図２、及び、図５とは異なる他の一例について、析出物の円相当径と個数密度との関係を示す模式図である。
　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、８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを得る方法について調査及び検討を行い、次の知見を得た。
　まず、本発明者らは、化学組成に着目して、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材について詳細に検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．２０超～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０２～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．４０～１．５０％、Ｍｏ：０．３０～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０～０．６０％、Ｎｂ：０～０．０３０％、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：０～０．１０％、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であれば、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを得られる可能性があると考えた。
　そこで本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材において、低温靭性と耐ＳＳＣ性とを低下させる要因について、種々検討した。その結果、上述の化学組成を有する鋼材においては、粗大な炭化物が析出しやすいことが判明した。鋼材中に粗大な析出物（炭化物を含む）が多数析出した場合、粗大な析出物と母材との界面において応力集中が生じやすい。その結果、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する可能性がある。
　一方、上述の化学組成を有する鋼材中における、析出物の大きさの分布については、これまで十分に検討がなされてこなかった。すなわち、どの程度の大きさの析出物がどの程度の個数密度で析出している場合に、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下するのか、これまでに明らかになっていない。
　そこで本発明者らは、まず、上述の化学組成を有する鋼材の析出物について、詳細に調査した。図１は、上述の化学組成を有する鋼材の一例について、鋼材中に含まれる析出物の円相当径と個数密度との関係を示すヒストグラムである。図２は、上述の化学組成を有する鋼材の他の一例について、鋼材中に含まれる析出物の円相当径と個数密度との関係を示すヒストグラムである。なお、本明細書において円相当径とは、組織観察における視野面において、観察された析出物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。
　図１及び図２における析出物の円相当径と個数密度とは、後述する方法によって求めた。具体的に、後述する熱力学計算によって求めた析出物の面積率Ｓ（％）と、後述する三次元粗さプロファイルとを用いて、析出物の円相当径と個数密度とを求めた。なお、円相当径と個数密度とを求める析出物は、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物を対象とした。また、図１及び図２に示すヒストグラムは、階級幅を４０ｎｍとして作成した。
　図１及び図２を参照して、上述の化学組成を有する鋼材の析出物の分布状態は、次のようになっている。円相当径が２０ｎｍ以上の析出物の個数密度は、円相当径４０～８０ｎｍにおいて、最も多くなる。円相当径が大きくなるにつれて、析出物の個数密度は徐々に減少する。さらに円相当径が大きい領域では、円相当径が５００ｎｍ以上になると、析出物がほとんど確認されなくなる。
　図１及び図２を参照してさらに、図２に示される鋼材は、図１に示される鋼材よりも、粗大な析出物の個数密度が増加している。しかしながら、図１及び図２を参照して、円相当径３００ｎｍを超える粗大な析出物の個数密度は、それほど大きな変化が確認されない。上述の化学組成を有する鋼材において、粗大な析出物の個数密度が増加した場合むしろ、円相当径が３００ｎｍ以下の析出物の個数密度が顕著に低下することが、本発明者らの詳細な検討により、明らかになった。
　この理由について、詳細は明らかになっていない。しかしながら、本発明者らは次のように考えている。上述の化学組成を有する鋼材について、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物は、そのほとんどがセメンタイトである。上述の化学組成を有する鋼材では、後述する焼戻し工程において、セメンタイトがオストワルド成長によって粗大化しやすい。オストワルド成長では、鋼材中の複数の微細なセメンタイトから、１つの粗大なセメンタイトが形成される。このメカニズムにより、円相当径が３００ｎｍを超える析出物の個数密度が増加し、円相当径が２０～３００ｎｍの析出物の個数密度が顕著に低下すると考えられる。
　以上の知見に基づいて、本発明者らは、鋼材中の析出物の分布状態に着目すれば、鋼材中の粗大な析出物の指標とすることができ、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高められる可能性があると考えた。そこで本発明者らは、析出物の個数密度ではなく、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物の個数のうち、円相当径が２０～３００ｎｍの析出物が占める割合に着目した。上述の化学組成を有する鋼材中の、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物の個数のうち、円相当径が２０～３００ｎｍの析出物が占める割合を高めれば、円相当径が３００ｎｍを超える析出物の個数密度が十分に低減され、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高められる可能性がある。
　次に、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材における、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合（以下、「微細析出物の個数割合ＮＰF」ともいう）と、低温靭性と、耐ＳＳＣ性とについて、詳細に検討した。具体的に本発明者らは、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の鋼材のうち、降伏強度が９６５ＭＰａ未満の鋼材と、降伏強度が９６５ＭＰａ以上の鋼材とについて、それぞれ微細析出物の個数割合ＮＰFと、低温靭性と、耐ＳＳＣ性との関係を詳細に検討した。以下、この点について図を用いて詳細に説明する。
　図３は、後述する実施例のうち、１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材について、微細析出物の個数割合ＮＰFと、低温靭性と、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。図３は次の方法で得られた。後述する実施例のうち、上述の化学組成を有し、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満（１２５ｋｓｉ級）の鋼材について、得られた微細析出物の個数割合ＮＰFと、低温靭性の指標である－７５℃における吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）（Ｊ）と、後述する方法で評価した耐ＳＳＣ性の評価結果とを用いて、図３を作成した。
　なお、微細析出物の個数割合ＮＰFは、後述する方法で求めた。また、低温靭性については、後述するシャルピー衝撃試験で得られた－７５℃における吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ以上である場合、優れた低温靭性を有すると判断した。さらに、図３中の「○」は優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を示す。一方、図３中の「●」は優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった鋼材を示す。
　図３を参照して、上述の化学組成と、１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の降伏強度とを有する鋼材では、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５以上であれば、鋼材は優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立できることが明らかになった。一方、上述の化学組成と、１２５ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材では、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満であれば、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とのいずれも得られない。
　図４は、後述する実施例のうち、１４０ｋｓｉ以上（９６５ＭＰａ以上）の降伏強度を有する鋼材について、微細析出物の個数割合ＮＰFと、低温靭性と、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。図４は次の方法で得られた。後述する実施例のうち、上述の化学組成を有し、降伏強度が９６５ＭＰａ以上（１４０ｋｓｉ以上）の鋼材について、得られた微細析出物の個数割合ＮＰFと、低温靭性の指標である－６０℃における吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）（Ｊ）と、後述する方法で評価した耐ＳＳＣ性の評価結果とを用いて、図４を作成した。
　なお、微細析出物の個数割合ＮＰFは、後述する方法で求めた。また、低温靭性については、後述するシャルピー衝撃試験で得られた－６０℃における吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ以上である場合、優れた低温靭性を有すると判断した。さらに、図４中の「○」は優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を示す。一方、図４中の「●」は優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった鋼材を示す。
　図４を参照して、上述の化学組成と、１４０ｋｓｉ以上（９６５ＭＰａ以上）の降伏強度とを有する鋼材では、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５以上であれば、鋼材は優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立できることが明らかになった。一方、上述の化学組成と、１４０ｋｓｉ以上の降伏強度とを有する鋼材では、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満であれば、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とのいずれも得られない。
　すなわち、図３及び図４を参照して、上述の化学組成を有する鋼材では、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５以上であれば、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを得ることができる。したがって、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、かつ、微細析出物の個数割合ＮＰFを０．８５以上とする。次に、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材において、微細析出物の個数割合ＮＰFを、安定して０．８５以上にする方法について、種々検討した。
　その結果、本発明者らは、鋼材の化学組成と析出物中のクロム（Ｃｒ）濃度とが式（１）を満たせば、微細析出物の個数割合ＮＰFを高められることを見出した。
　（０．１５７×Ｃ－０．０００６×Ｃｒ－０．００９８×Ｍｏ－０．０４８２×Ｖ＋０．０００６）／θCr≦０．３００　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。また、式（１）中のθCrには、円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度が質量分率で代入される。
　Ｆｎ１＝（０．１５７×Ｃ－０．０００６×Ｃｒ－０．００９８×Ｍｏ－０．０４８２×Ｖ＋０．０００６）／θCrと定義する。Ｆｎ１の分子は、セメンタイトの総析出量の指標である。Ｆｎ１の分母θCrは、円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度（単位は質量分率）である。
　上述のとおり、上述の化学組成を有する鋼材では、円相当径２０ｎｍ以上の析出物とは、そのほとんどがセメンタイトであり、その成長のメカニズムとして、オストワルド成長が支配的であると考えられる。すなわち、セメンタイトのオストワルド成長を抑制できれば、微細析出物の個数割合ＮＰFを高められる。
　オストワルド成長では、セメンタイトの析出が完了した後、微細なセメンタイトが母相に溶解し、比較的大きなセメンタイトがさらに成長する。すなわち、微細なセメンタイトの母相への溶解を抑制できれば、セメンタイトの粗大化を抑制できる可能性がある。ここで、Ｃｒはセメンタイトに濃化して、セメンタイトを安定化させる。すなわち、Ｃｒ濃度が高まったセメンタイトは、鋼材中に溶解しにくくなる。その結果、セメンタイトのオストワルド成長が抑制されると考えられる。
　すなわち、Ｆｎ１の分母である円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度θCrとは、セメンタイトのオストワルド成長のしにくさを示す指標である。Ｆｎ１の分母（θCr）が大きいほど、鋼材中の微細析出物の個数割合ＮＰFを高められる可能性がある。さらに、上述の化学組成を有する鋼材においては、セメンタイトの総析出量が多いほど、粗大なセメンタイトが形成されやすくなる。すなわち、Ｆｎ１の分子を低減すれば、微細析出物の個数割合ＮＰFを高められる可能性がある。
　要するに、Ｆｎ１は鋼材中の微細析出物の個数割合ＮＰFに関する指標である。本実施形態のその他の条件を満たし、さらにＦｎ１が０．３００以下であれば、鋼材中の微細析出物の個数割合ＮＰFを０．８５以上にまで高めることができる。したがって、本実施形態による鋼材において、Ｆｎ１は０．３００以下である。
　さらに本発明者らは、円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度θCrを高める方法を検討した。その結果、上述の化学組成が次の式（２）を満たせば、円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度θCrを高められることを見出した。
　（１＋２６３×Ｃ－Ｃｒ－１６×Ｍｏ－８０×Ｖ）／（９８－３５８×Ｃ＋１５９×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋９６×Ｖ）≦０．３５５　（２）
　ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　Ｆｎ２＝（１＋２６３×Ｃ－Ｃｒ－１６×Ｍｏ－８０×Ｖ）／（９８－３５８×Ｃ＋１５９×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋９６×Ｖ）と定義する。Ｆｎ２は析出物中へのＣｒの濃化のしにくさを示す指標である。Ｆｎ２が０．３５５以下であれば、析出物中にＣｒが十分に濃化して、セメンタイトのオストワルド成長が抑制されやすくなる。したがって、本実施形態による鋼材において、Ｆｎ２は０．３５５以下である。
　以上より、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が０．３００以下、及び、Ｆｎ２が０．３５５以下を満たし、さらに、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５以上である。その結果、本実施形態による鋼材は、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材の要旨は、次のとおりである。
　［１］
　質量％で、
　Ｃ：０．２０超～０．３５％、
　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　Ｍｎ：０．０２～１．００％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｃｒ：０．４０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．３０～１．５０％、
　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｖ：０～０．６０％、
　Ｎｂ：０～０．０３０％、
　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：０～０．１０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
　８６２ＭＰａ以上の降伏強度とを有し、
　式（１）及び式（２）を満たし、
　鋼材中において、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合が０．８５以上である、
　鋼材。
　（０．１５７×Ｃ－０．０００６×Ｃｒ－０．００９８×Ｍｏ－０．０４８２×Ｖ＋０．０００６）／θCr≦０．３００　（１）
　（１＋２６３×Ｃ－Ｃｒ－１６×Ｍｏ－８０×Ｖ）／（９８－３５８×Ｃ＋１５９×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋９６×Ｖ）≦０．３５５　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％（ｍａｓｓ％）で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。また、式（１）中のθCrには、円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度が質量分率（ｍａｓｓ　ｆｒａｃｔｉｏｎ）で代入される。
　［２］
　［１］に記載の鋼材であって、
　前記化学組成は、
　Ｖ：０．０１～０．６０％、及び、
　Ｎｂ：０．００２～０．０３０％からなる群から選択される１種以上の元素を含有する、
　鋼材。
　［３］
　［１］又は［２］に記載の鋼材であって、
　前記化学組成は、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
　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種以上の元素を含有する、
　鋼材。
　［４］
　［１］～［３］のいずれか１項に記載の鋼材であって、
　前記化学組成は、
　Ｃｏ：０．０２～０．５０％、及び、
　Ｗ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上の元素を含有する、
　鋼材。
　［５］
　［１］～［４］のいずれか１項に記載の鋼材であって、
　前記化学組成は、
　Ｎｉ：０．０１～０．１０％、及び、
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１種以上の元素を含有する、
　鋼材。
　［６］
　［１］～［５］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。
　本明細書において、油井用鋼管はラインパイプ用鋼管であってもよく、油井管であってもよい。油井用鋼管は、継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。油井管は、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。
　本実施形態による油井用鋼管は、好ましくは継目無鋼管である。本実施形態による油井用鋼管が継目無鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する。
　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の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．２０超～０．３５％
　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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭化物が多くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、製造工程中の焼入れにおいて、焼割れが発生しやすくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２０超～０．３５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、さらに好ましくは０．２４％であり、さらに好ましくは０．２６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３２％である。
　Ｓｉ：０．０５～１．００％
　シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．７０％である。
　Ｍｎ：０．０２～１．００％
　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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。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、結晶粒界に偏析する。その結果、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性及び／又は低温靭性が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、鋼材中の微細析出物の個数割合ＮＰFが低下し、鋼材の耐ＳＳＣ性及び／又は低温靭性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．０２～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
　Ｐ：０．０２５％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に偏析し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは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、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓが粒界に偏析し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。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、さらに好ましくは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、さらに好ましくは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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは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：０．４０～１．５０％
　クロム（Ｃｒ）は鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材中のセメンタイトに濃化して、セメンタイトのオストワルド成長を抑制する。その結果、鋼材中の円相当径が２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合が高まり、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が高まる。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、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．４０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．５１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、さらに好ましくは１．２５％である。
　Ｍｏ：０．３０～１．５０％
　モリブデン（Ｍｏ）は鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、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、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が高まる。Ｍｏ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。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０．３０～１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２５％である。
　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％
　チタン（Ｔｉ）はＮ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。その結果、鋼材の強度が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％
　ホウ素（Ｂ）は鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、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０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％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含有量の下限は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。その結果、鋼材の強度が高まる。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が形成され、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４５％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、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％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含有量の下限は０％超である。Ｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。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０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％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、さらに好ましくは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］
　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種以上の元素を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高める。
　Ｖ：０～０．６０％
　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、鋼材の結晶粒を微細化し、鋼材の低温靭性及び耐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して鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．６０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｎｂ：０～０．０３０％
　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、鋼材の結晶粒を微細化し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成して鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、希土類元素からなる群から選択される１種以上の元素を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材中のＳを硫化物として無害化する。その結果、これらの元素は鋼材の低温靭性及び耐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、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、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、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、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、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｚｒ：０～０．０１００％
　ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、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、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１００％
　希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。そのため、Ｐの偏析に起因した鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは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０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００２５％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種以上の元素を意味する。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を意味する。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ、及び、Ｗからなる群から選択される１種以上の元素を含有してもよい。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。その結果、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、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは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、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の低温靭性及び耐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、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは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種以上の元素を含有してもよい。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：０～０．１０％
　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はさらに、鋼に固溶して、鋼材の低温靭性を高める。Ｎｉ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、Ｎｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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０～０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
　［式（１）について］
　本実施形態による鋼材は、次の式（１）を満たす。
　（０．１５７×Ｃ－０．０００６×Ｃｒ－０．００９８×Ｍｏ－０．０４８２×Ｖ＋０．０００６）／θCr≦０．３００　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。また、式（１）中のθCrには、円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度が質量分率で代入される。
　Ｆｎ１（＝（０．１５７×Ｃ－０．０００６×Ｃｒ－０．００９８×Ｍｏ－０．０４８２×Ｖ＋０．０００６）／θCr）は、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合（微細析出物の個数割合ＮＰF）に関する指標である。本実施形態のその他の条件を満たし、さらにＦｎ１が０．３００以下であれば、鋼材中の微細析出物の個数割合ＮＰFを０．８５以上にまで高めることができる。
　Ｃｒはセメンタイトに濃化して、セメンタイトのオストワルド成長を抑制することができる。具体的には、Ｃｒがセメンタイトに濃化することにより、後述する製造工程中の焼戻し工程において、微細なセメンタイトの母相への溶解を抑制することができる。その結果、オストワルド成長によるセメンタイトの粗大化を抑制することができる。
　ここで、上述の化学組成を有する鋼材では、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物は、そのほとんどがセメンタイトである。一方、上述の化学組成を有する鋼材においては、円相当径が２０ｎｍ未満の析出物には、ＭＣ型炭化物及びＭ2Ｃ型炭化物を含む可能性がある。そのため、本実施形態による鋼材の式（１）においては、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度θCrを規定する。その結果、本実施形態による鋼材の式（１）では、実質的にセメンタイト中のＣｒ濃度を規定することができる。
　以上のとおり、Ｆｎ１の分母である円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度θCrとは、セメンタイトのオストワルド成長のしにくさを示す指標である。Ｆｎ１の分母であるθCrを高めれば、セメンタイトの粗大化が抑制され、微細析出物の個数割合ＮＰFを高められる可能性がある。また、上述のとおり、Ｆｎ１の分子は、セメンタイトの総析出量の指標である。上述の化学組成を有する鋼材においては、セメンタイトの総析出量が多いほど、粗大なセメンタイトが形成されやすくなる。すなわち、Ｆｎ１の分子を低減すれば、微細析出物の個数割合ＮＰFを高められる可能性がある。
　要するに、Ｆｎ１とは、微細析出物の個数割合ＮＰFに関する指標である。本実施形態のその他の条件を満たし、さらにＦｎ１が０．３００以下であれば、鋼材中の微細析出物の個数割合ＮＰFを０．８５以上にまで高めることができる。したがって、本実施形態による鋼材において、Ｆｎ１は０．３００以下である。Ｆｎ１の好ましい上限は０．２９５であり、さらに好ましくは０．２９０であり、さらに好ましくは０．２８５であり、さらに好ましくは０．２８０であり、さらに好ましくは０．２６０であり、さらに好ましくは０．２４０である。Ｆｎ１が０．２４０以下であれば、鋼材の耐ＳＳＣ性をさらに高められる場合がある。なお、Ｆｎ１の下限は特に限定されない。Ｆｎ１の下限は、たとえば、０である。
　円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度θCrは、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、抽出レプリカ作製用のミクロ試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部からミクロ試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部からミクロ試験片を作製する。ミクロ試験片の表面を鏡面研磨した後、ミクロ試験片を３％ナイタール腐食液に１０分浸漬し、表面を腐食する。腐食させた表面を、カーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆ったミクロ試験片を、５％ナイタール腐食液に２０分浸漬する。浸漬したミクロ試験片から、蒸着膜を剥離する。ミクロ試験片から剥離した蒸着膜を、エタノールで洗浄した後、シートメッシュですくい取り、乾燥する。
　この蒸着膜（レプリカ膜）を、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。具体的には、蒸着膜から任意の位置を特定し、観察倍率を１万倍、加速電圧を２００ｋＶとして観察する。なお、特定する位置の数は少なくとも３以上であればよく、特に限定されない。また、観察視野は、たとえば、８μｍ×８μｍである。各観察視野において、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物を、全視野の合計で２０個特定し、「特定析出物」と定義する。なお、析出物であることは、コントラストから特定可能である。また、析出物の円相当径は、ＴＥＭ観察における観察画像を画像解析することによって求めることができる。
　特定析出物（円相当径が２０ｎｍ以上の析出物）に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による点分析を行う。ＥＤＳの点分析により、各析出物中に含まれる炭素を除く合金元素の合計を１００％とした場合の、Ｃｒ濃度を質量％単位で定量する。２０個の特定析出物についてＣｒ濃度を定量し、その算術平均値を特定析出物中のＣｒ濃度θCr（単位は質量分率）と定義する。
　［式（２）について］
　本実施形態による鋼材は次の式（２）を満たす。
　（１＋２６３×Ｃ－Ｃｒ－１６×Ｍｏ－８０×Ｖ）／（９８－３５８×Ｃ＋１５９×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋９６×Ｖ）≦０．３５５　（２）
　ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　Ｆｎ２（＝（１＋２６３×Ｃ－Ｃｒ－１６×Ｍｏ－８０×Ｖ）／（９８－３５８×Ｃ＋１５９×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋９６×Ｖ））は析出物中へのＣｒの濃化のしにくさを示す指標である。Ｆｎ２が０．３５５以下であれば、析出物中にＣｒが十分に濃化して、セメンタイトのオストワルド成長を抑制させやすくなる。したがって、本実施形態による鋼材において、Ｆｎ２は０．３５５以下である。
　Ｆｎ２の好ましい上限は０．３５０であり、さらに好ましくは０．３４０であり、さらに好ましくは０．３３０であり、さらに好ましくは０．３２０であり、さらに好ましくは０．３１０であり、さらに好ましくは０．３００である。Ｆｎ２が０．３００以下であれば、Ｆｎ１が０．２４０以下となり、鋼材の耐ＳＳＣ性をさらに高められる場合がある。Ｆｎ２の下限は特に限定されない。Ｆｎ２の下限は、たとえば、０である。
　［ミクロ組織］
　本実施形態による鋼材のミクロ組織は、主として焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。より具体的には、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト、又は、パーライトである。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上を含有すれば、本実施形態の他の規定を満たすことを条件に、鋼材の降伏強度が８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）となる。すなわち、本実施形態では、鋼材の降伏強度が８６２ＭＰａ以上であれば、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であると判断する。
　なお、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率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作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、肉厚（管径）方向８ｍｍの観察面を有する試験片を作製する。
　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率を求める。面積率を求める方法は特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、画像解析によって、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率を求めることができる。本実施形態では、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。
　［微細析出物の個数割合］
　本実施形態による鋼材は、鋼材中において、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合が０．８５以上である。上述のとおり、鋼材中の円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合を「微細析出物の個数割合ＮＰF」ともいう。なお、上述のとおり、本明細書において円相当径とは、組織観察における視野面において、観察された析出物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。
　上述のとおり、これまで上述の化学組成を有する鋼材中における、析出物の大きさの分布について、特に着目されてこなかった。しかしながら、上述のとおり、図１及び図２を参照して、上述の化学組成を有する鋼材においては、セメンタイトがオストワルド成長によって粗大化した場合、円相当径が２０～３００ｎｍの析出物の個数密度が顕著に低下し、円相当径３００ｎｍを超える析出物の個数密度が少し増加することが、本発明者らの詳細な検討により明らかになった。
　なお、図１及び図２は、上述の化学組成と、１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の降伏強度とを有する鋼材について、鋼材中に含まれる析出物の円相当径と、個数密度との関係を示すヒストグラムである。すなわち、図１及び図２を参照して、上述の化学組成と、１２５ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材では、粗大な析出物の個数密度が増加した場合、円相当径３００ｎｍを超える粗大な析出物の個数密度は、それほど大きな変化が確認されないが、円相当径が３００ｎｍ以下の析出物の個数密度が顕著に低下することがわかる。さらに、このような傾向は、１４０ｋｓｉ級（９６５～１０６９ＭＰａ）の降伏強度とを有する鋼材においても、確認される。
　具体的に、図５は、上述の化学組成を有する鋼材のうち、図１及び図２とは異なる他の一例について、析出物の円相当径と個数密度との関係を示すヒストグラムである。図６は、上述の化学組成を有する鋼材のうち、図１、図２、及び、図５とは異なる他の一例について、析出物の円相当径と個数密度とを用いて作成したヒストグラムである。より具体的に、図５及び図６は、上述の化学組成と、１４０ｋｓｉ級（９６５～１０６９ＭＰａ）の降伏強度とを有する鋼材について、鋼材中に含まれる析出物の円相当径と、個数密度とを用いて作成したヒストグラムを示す。
　図１、図２、図５、及び、図６を参照して、上述の化学組成を有する鋼材では、１２５ｋｓｉ級の降伏強度を有する場合だけでなく、１４０ｋｓｉ級の降伏強度を有する場合であっても、粗大な析出物の個数密度が増加すると、円相当径３００ｎｍを超える粗大な析出物の個数密度は、それほど大きな変化が確認されないが、円相当径が３００ｎｍ以下の析出物の個数密度が顕著に低下する。
　さらに、図３及び図４を参照して、上述の化学組成を有する鋼材では、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５以上であれば、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた低温靭性と、優れた耐ＳＳＣ性とを得ることができる。したがって、本実施形態による鋼材中において、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合（微細析出物の個数割合ＮＰF）を０．８５以上とする。微細析出物の個数割合ＮＰFの好ましい下限は０．８７であり、より好ましくは０．８９であり、さらに好ましくは０．９２であり、さらに好ましくは０．９４である。
　具体的に、上述の化学組成を有し、Ｆｎ２が０．３００以下であり、Ｆｎ１が０．２４０以下であれば、微細析出物の個数割合ＮＰFがさらに高まる場合がある。より具体的に、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満であれば、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．９２以上となり、鋼材の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。また、降伏強度が９６５ＭＰａ以上であれば、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．９４以上となり、鋼材の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。一方、微細析出物の個数割合ＮＰFの上限は特に限定されない。すなわち、微細析出物の個数割合ＮＰFは１．００であってもよい。
　本実施形態による鋼材の微細析出物の個数割合ＮＰFは、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、試験片を作製する。試験片は、上述のミクロ組織観察に用いた試験片と同様に作製する。具体的に、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作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、肉厚（管径）方向８ｍｍの観察面を有する試験片を作製する。
　試験片の観察面を鏡面に研磨した後、ピクラール腐食液（２．０質量％ピクリン酸－エタノール溶液）に６０秒間浸漬して、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、ＳＥＭを用いて、三次元粗さ測定を行い、各視野の三次元粗さプロファイルを得る。観察視野が３視野以上であり、かつ、観察視野の面積の合計が３００μｍ2以上であれば、微細析出物の個数割合ＮＰFの再現性が高まる。したがって、本実施形態では、観察視野は３視野以上とする。さらに、視野面積は、たとえば、１２μｍ×９μｍの１０８μｍ2（倍率１００００倍）とする。
　視野面積を分割するピクセル（画素）数は特に限定されないが、安定した測定精度を得るためには、１ピクセルを０．０２０μｍ×０．０２０μｍ以下とするのが好ましい。１ピクセルが０．０２０μｍ×０．０２０μｍ、すなわち、２０ｎｍ×２０ｎｍである場合、三次元粗さ測定によって、２０ｎｍ以上の析出物を検出することが可能となる。なお、上述の視野面積において１ピクセルを０．０２０μｍ×０．０２０μｍとした場合、視野面積は、６００×４５０の２７万ピクセルに分割される。
　三次元粗さ測定を実施する方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、ＳＥＭにおいて、二次電子検出器を４個設置して、その検出結果を組み合わせることにより、三次元粗さプロファイルを得てもよい。各観察視野において、ＳＥＭ観察の焦点深度の方向を「高さ方向」と定義する。各観察視野においてさらに、高さ方向に垂直な平面を「観察面」と定義する。さらに、上記高さ方向において、観察面から電子線源に向かう方向を正の方向（高さが増す方向）と定義する。上述の方法で求めた三次元粗さプロファイルから、高さ方向の位置ｈ（μｍ）における、観察面の視野面積のうち、鋼材が占める面積率Ｚh（％）を求める。このとき、高さ方向の分解能は、たとえば、１ｎｍである。
　ここで、各観察視野における、最低高さｈ0と最高高さｈ1とを特定する。ｈ0は、対応する面積率Ｚh0＝１００．０％であり、かつ、Ｚh＝１００．０％となる高さｈのうち、最大値を意味する。ｈ1は、対応する面積率Ｚh1＝０．０％であり、かつ、Ｚh＝０．０％となる高さｈのうち、最小値を意味する。
　各観察視野において、高さ方向の位置ｈ（μｍ）を横軸とし、鋼材が占める面積率Ｚh（％）を縦軸としたプロットを作成する。なお、このとき、高さ方向の位置ｈの範囲は、ｈ0～ｈ1とする。
　次に、各観察視野における析出物の面積率Ｓ（％）を求める。本実施形態では、鋼材中の析出物の体積率（％）を求め、各観察視野における析出物の面積率Ｓ（％）とする。さらに、本実施形態においては、上述のとおり、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物を検出する。したがって、本実施形態において、各観察視野における析出物の面積率Ｓ（％）とは、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物の体積率（％）を意味する。
　また、上述のとおり、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物は、そのほとんどがセメンタイトである。さらに、セメンタイトの体積率のうち、円相当径が２０ｎｍ未満のセメンタイトの体積率は、無視できるほど小さい。そのため、各観察視野における析出物の面積率Ｓ（％）とは、本実施形態による鋼材のうち、セメンタイトの体積率Ｖθ（％）に近似できる。以上より、本実施形態においては、各観察視野における析出物の面積率Ｓ（％）として、セメンタイトの体積率Ｖθ（％）を求める。
　セメンタイトの体積率Ｖθを求める方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。Ｖθは、たとえば、熱力学計算によって求めてもよい。この場合、化学組成と後述する製造工程における焼戻し温度とを用いて熱力学計算を実施することにより、セメンタイトが系全体（母相、セメンタイト、及び、その他の析出物、介在物等を含めた全体）の体積に占める割合を求めることができる。なお、熱力学計算を実施する場合、周知の熱力学計算ソフトウエアを用いて実施してもよい。このようにして、熱力学計算によってセメンタイトの体積率Ｖθ（％）を求めることは、当業者であれば十分に可能である。
　セメンタイトの体積率Ｖθはさらに、抽出残渣を捕捉することによって求めてもよい。この場合、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、円柱試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から円柱試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から円柱試験片を作製する。円柱試験片の大きさは、たとえば、直径６ｍｍ、長さ５０ｍｍである。作製した円柱試験片の表面を、予備の電解研磨によって５０μｍ程度研磨して、新生面を得る。新生面が得られた試験片に対して、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）を用いて電解する。電解後の電解液を０．２μｍのフィルターに通して、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）発光分析を行い、セメンタイト中の炭素を除く合金元素の濃度を質量％単位で定量する。得られたセメンタイト中の炭素を除く合金元素の濃度と、次の式（Ａ）とから、セメンタイトの体積率Ｖθ（％）を求める。
　Ｖθ＝（セメンタイト中の各合金元素のモル分率の和）×（１／３）×（Ｖmθ／Ｖm）　（Ａ）
　なお、式（Ａ）における「セメンタイト中の各合金元素のモル分率」は、次の方法で求めることができる。抽出残渣の分析によって、セメンタイト中に溶けていた各合金元素の量を取得できる。取得した各合金元素の量を、電解した全体量で割ることにより、セメンタイト中の各合金元素のモル分率を求めることができる。
　また、式（Ａ）中のＶmθは、セメンタイトのモル体積（ｍ3／ｍｏｌ）である。式（Ａ）中のＶｍは、系全体（母相、セメンタイト、及び、その他の析出物、介在物等を含めた全体）のモル体積（ｍ3／ｍｏｌ）である。なお、Ｖmθ及びＶmはいずれも、周知の熱力学計算ソフトによって、得ることができる。
　以上のとおり、本実施形態において、セメンタイトの体積率Ｖθを求める方法は、特に限定されず、上述の熱力学計算による方法を用いてもよく、上述の抽出残渣を捕捉する方法を用いてもよい。また、上述の化学組成を有する本実施形態による鋼材においては、熱力学計算による方法と、抽出残渣を捕捉する方法とで、得られる析出物の面積率Ｓ（すなわち、セメンタイトの体積率Ｖθ）は、ほとんど差がない。そのため、どちらの方法を用いても、各視野面積における析出物の面積率Ｓ（％）を求めることができる。
　求めた析出物の面積率Ｓ（％）と、上述の方法で求めた高さｈ（μｍ）及び面積率Ｚh（％）のプロットと、上述の方法で得られた三次元粗さプロファイルとから、各析出物の円相当径、個数割合及び個数密度を求める。具体的には、次のように求めることができる。上記プロットから、面積率Ｚh（％）が面積率Ｓ（％）と最も近くなる高さを特定し、ｈt（μｍ）と定義する。得られた高さｈtと、三次元粗さプロファイルとから、高さｈtにおける観察視野中の鋼材の分布を二次元情報として取得する。
　観察視野中の鋼材の分布の二次元情報には、鋼材が占める領域と、空隙とが含まれる。このとき、鋼材が占める領域とは、すなわち、析出物が占める領域である。したがって、取得した二次元情報を解析することにより、観察視野中の析出物の円相当径を、それぞれ求めることができる。このようにして観察視野中の全ての析出物の円相当径を求める。得られた各析出物の円相当径から、円相当径２０ｎｍ以上の析出物の個数と、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数とを計数する。
　上述の方法を、各観察視野において実施して、各観察視野における円相当径２０ｎｍ以上の析出物の個数と、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数とを計数する。全ての観察視野における、円相当径２０ｎｍ以上の析出物の個数の合計と、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数の合計とから、円相当径２０ｎｍ以上の析出物における、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合を求めることができる。
　［式（３）について］
　本実施形態による鋼材はさらに、好ましくは次の式（３）を満たす。
　ＮＰF／ＮＤC≧４．２５　（３）
　ここで、式（３）中の「ＮＰF」には、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合（微細析出物の個数割合）が代入される。さらに式（３）中の「ＮＤC」には、円相当径３００ｎｍ以上の析出物の個数密度（粗大析出物の個数密度）（個／μｍ2）が代入される。
　Ｆｎ３＝ＮＰF／ＮＤCと定義する。Ｆｎ３はセメンタイトの総数を示す指標である。Ｆｎ３が４．２５以上であれば、セメンタイトの総数が少なくなり、鋼材の低温靭性がさらに高まる。したがって、本実施形態による鋼材では、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５以上であり、さらに、Ｆｎ３は４．２５以上であるのが好ましい。Ｆｎ３のさらに好ましい下限は４．３０であり、さらに好ましくは４．５０である。なお、Ｆｎ３の上限は特に限定されないが、たとえば、３３０．００である。
　本実施形態による鋼材において、円相当径３００ｎｍ以上の析出物の個数密度（粗大析出物の個数密度ＮＤC）（個／μｍ2）は、微細析出物の個数割合ＮＰFと同時に求めることができる。具体的に、粗大析出物の個数密度ＮＤCは、次の方法で求めることができる。上述の微細析出物の個数割合ＮＰFを求める際に得られた、各観察視野における全ての析出物の円相当径を用いて、各観察視野中の円相当径３００ｎｍ以上の析出物の個数を計数する。全ての観察視野における円相当径３００ｎｍ以上の析出物の個数と、全ての観察視野の視野面積の合計とから、円相当径３００ｎｍ以上の析出物の個数密度（粗大析出物の個数密度ＮＤC）（個／μｍ2）を求めることができる。
　［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、優れた低温靭性及び優れた耐ＳＳＣ性を示す。
　［降伏強度］
　本実施形態による鋼材の降伏強度は８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）である。本明細書でいう降伏強度は、ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。なお、本実施形態による鋼材の降伏強度の上限は、特に限定されない。しかしながら、少なくとも降伏強度が８６２～１０６９ＭＰａの範囲において、本実施形態による鋼材が優れた低温靭性と優れた耐ＳＳＣ性とを有することは、後述する実施例によって証明されている。したがって、本実施形態による鋼材の降伏強度は、少なくとも８６２～１０６９ＭＰａ（１２５～１５５ｋｓｉ）を含む。すなわち、本実施形態による鋼材の降伏強度は、少なくとも、８６２～９６５ＭＰａ未満（１２５ｋｓｉ級）と、９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）とを含む。
　本実施形態による鋼材の降伏強度は、次の方法で求めることができる。具体的に、ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍ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して、得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度（ＭＰａ）と定義する。
　［低温靭性］
　本実施形態による鋼材の低温靭性は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験によって評価できる。本実施形態による鋼材の低温靭性は、具体的に、以下のとおりに定義される。
　［降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満の場合の低温靭性］
　本実施形態による鋼材から、試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を作製する。試験片は、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのＶノッチ試験片を用いる。なお、試験片の長手方向は、鋼材の圧延方向及び鋼材の圧下方向に直交する方向と平行である。試験片のノッチ面は、鋼材の圧延方向と垂直である。
　－７５℃に冷却した試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、－７５℃での吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）（Ｊ）を求める。本実施形態による鋼材は、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満の場合、－７５℃での吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ以上であれば、優れた低温靭性を有すると評価する。本実施形態による鋼材の吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）のより好ましい下限は１１０Ｊであり、さらに好ましくは１１５Ｊである。本実施形態による鋼材の吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）の上限は特に限定されないが、たとえば、３００Ｊである。
　［降伏強度が９６５ＭＰａ以上の場合の低温靭性］
　本実施形態による鋼材から、試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を作製する。試験片は、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのＶノッチ試験片を用いる。なお、試験片の長手方向は、鋼材の圧延方向及び鋼材の圧下方向に直交する方向と平行である。試験片のノッチ面は、鋼材の圧延方向と垂直である。
　－６０℃に冷却した試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、－６０℃での吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）（Ｊ）を求める。本実施形態による鋼材は、降伏強度が９６５ＭＰａ以上の場合、－６０℃での吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ以上であれば、優れた低温靭性を有すると評価する。本実施形態による鋼材の吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）のより好ましい下限は７１Ｊであり、さらに好ましくは７２Ｊである。本実施形態による鋼材の吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）の上限は特に限定されないが、たとえば、３００Ｊである。
　［耐ＳＳＣ性］
　本実施形態による鋼材の耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法によって評価できる。本実施形態による鋼材の耐ＳＳＣ性は、具体的に、以下のとおりに定義される。
　［降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満の場合の耐ＳＳＣ性］
　本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。
　試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）とする。試験溶液の温度は２４℃とする。丸棒試験片に対し、実降伏応力の９０％（９０％ＡＹＳ）に相当する応力を負荷する。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を付加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ガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。試験浴を、２４℃で７２０時間（３０日間）保持する。
　本実施形態による鋼材は、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満の場合、以上のＭｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法において、７２０時間（３０日間）経過後に割れが確認されなければ、優れた耐ＳＳＣ性を有すると評価する。なお、本明細書において、「割れが確認されない」とは、試験後の試験片を肉眼及び倍率１０倍の投影機によって観察した場合、試験片に割れが確認されないことを意味する。
　本実施形態による鋼材は、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満であり、かつ、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．９２以上であれば、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有する。ここで、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満の場合、さらに優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的に、丸棒試験片に負荷する応力を実降伏応力の９５％（９５％ＡＹＳ）とする以外、上述のＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法と同一の試験を実施した場合、７２０時間（３０日間）経過後に割れが確認されないことを意味する。
　［降伏強度が９６５ＭＰａ以上の場合の耐ＳＳＣ性］
　本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。
　試験溶液は、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ）とする。試験溶液の温度は２４℃とする。丸棒試験片に対し、実降伏応力の９０％（９０％ＡＹＳ）に相当する応力を負荷する。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を付加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、０．１ａｔｍのＨ2Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ2ガスとの混合ガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。試験浴を、２４℃で７２０時間（３０日間）保持する。
　本実施形態による鋼材は、降伏強度が９６５ＭＰａ以上の場合、以上のＭｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法において、７２０時間（３０日間）経過後に割れが確認されなければ、優れた耐ＳＳＣ性を有すると評価する。なお、本明細書において、「割れが確認されない」とは、試験後の試験片を肉眼及び倍率１０倍の投影機によって観察した場合、試験片に割れが確認されないことを意味する。
　本実施形態による鋼材は、降伏強度が９６５ＭＰａ以上であり、かつ、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．９４以上であれば、さらに優れた耐ＳＳＣ性を有する。ここで、降伏強度が９６５ＭＰａ以上の場合、さらに優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的に、試験浴に吹き込む混合ガスを０．２ａｔｍのＨ2Ｓガスと０．８ａｔｍのＣＯ2ガスとの混合ガスとする以外、上述のＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法と同一の試験を実施した場合、７２０時間（３０日間）経過後に割れが確認されないことを意味する。
　［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（ＳＲ）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く、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８００～１０００℃である。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８００～１０００℃であるのが好ましい。
　本明細書において、焼入れ温度とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置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、熱間加工後に補熱又は再加熱した後、焼入れを実施する場合、補熱又は再加熱を実施する炉の温度に相当する。
　焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から中間鋼材（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（１２５ｋｓｉ以上の降伏強度）が得られない。この場合さらに、優れた低温靭性及び優れた耐ＳＳＣ性が得られない。
　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。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。焼戻し時間とは、中間鋼材の温度が所定の焼戻し温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでの時間を意味する。
　上述のとおり、本実施形態による鋼材では、円相当径２０ｎｍ以上の析出物は、そのほとんどがセメンタイトである。さらに、セメンタイトは焼戻しの保持において、オストワルド成長によって粗大化しやすい。特に、油井用途に用いられる鋼材を製造する場合、低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高める目的で、焼戻し温度を６００～７３０℃とする。このような高温での焼戻しでは、セメンタイトはよりオストワルド成長によって粗大化しやすい傾向がある。
　そこで本実施形態による焼戻し工程では、高温での焼戻しを短時間行い、予めセメンタイトの核を多数形成する。その後、高温焼戻しよりも少し温度を下げた焼戻し（以下、「中温焼戻し」ともいう）を行い、上記多数形成されたセメンタイトの核を成長させる。その結果、本実施形態による鋼材は、微細なセメンタイトを多数形成することができる。すなわち、本実施形態による焼戻し工程では、高温焼戻し、中温焼戻しの順に、二段階での焼戻しを実施する。この方法によれば、鋼材中において、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合（微細析出物の個数割合ＮＰF）を０．８５以上に高めることができる。この方法によればさらに、Ｆｎ３（＝ＮＰF／ＮＤC）が４．２５以上となる。以下、高温焼戻し工程と中温焼戻し工程とを詳述する。
　［高温焼戻し工程］
　高温焼戻し工程では、焼入れされた中間鋼材（素管）を室温から焼戻し温度まで加熱した後、焼戻し温度で焼戻し時間だけ保持する。その結果、高温焼戻し工程後の中間鋼材のミクロ組織では、セメンタイトの核が多数形成される。
　高温焼戻し工程における、室温から焼戻し温度までの加熱速度が遅すぎれば、加熱中に結晶粒界から炭化物が析出する場合がある。結晶粒界から析出した炭化物は、結晶粒内から析出した炭化物と比較して、粗大になりやすい。したがって、本実施形態による高温焼戻し工程では、室温から焼戻し温度までの加熱速度を速くする。
　具体的に、１００～６５０℃の範囲における加熱速度を焼戻し時加熱速度ＨＲ100-650（℃／分）と定義する。より具体的には、焼戻し時加熱速度ＨＲ100-650は、加熱される中間鋼材の断面内で最も遅く加熱される部位（たとえば、鋼材の両面から加熱される場合、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。
　本実施形態による高温焼戻し工程では、好ましい焼戻し時加熱速度ＨＲ100-650は５℃／分以上である。焼戻し時加熱速度ＨＲ100-650のより好ましい下限は８℃／分であり、さらに好ましくは１０℃／分である。焼戻し時加熱速度ＨＲ100-650の上限は特に限定されないが、たとえば、６００００℃／分である。
　高温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎれば、焼戻しの保持中にセメンタイトの核が十分に析出せず、後述する中温焼戻し工程によって、セメンタイトが粗大化する。その結果、中温焼戻し工程後の鋼材中において、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となり、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。
　一方、高温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎれば、焼戻し温度がＡC1点を超える場合がある。この場合、中間鋼材のミクロ組織にオーステナイトが混入する。その結果、後述する中温焼戻し工程後の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とならず、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。したがって、本実施形態による高温焼戻し工程では、好ましい焼戻し温度は６９５～７２０℃である。高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい下限は７００℃である。高温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい上限は７１５℃である。
　焼戻し時間が短すぎれば、焼戻しの保持中にセメンタイトの核が十分に析出せず、後述する中温焼戻し工程によって、セメンタイトが粗大化する。その結果、中温焼戻し工程後の鋼材中において、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となり、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。
　一方、高温焼戻し工程における焼戻し時間が長すぎれば、焼戻しの保持中にセメンタイトが粗大化する場合がある。その結果、中温焼戻し工程後の鋼材中において、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となり、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。焼戻し時間が長すぎればさらに、降伏強度が低下する場合がある。
　したがって、本実施形態による高温焼戻し工程では、好ましい焼戻し時間は２～２０分未満である。高温焼戻し工程における焼戻し時間のより好ましい上限は１５分である。高温焼戻し工程における焼戻し時間のより好ましい下限は３分であり、さらに好ましくは５分である。以下、中温焼戻し工程について詳述する。
　［中温焼戻し工程］
　中温焼戻し工程では、高温焼戻し工程が実施された中間鋼材（素管）を、高温焼戻し工程よりも少し低い温度域の焼戻し温度で焼戻し時間だけ保持する。中温焼戻し工程では、鋼材の降伏強度を８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）に調整する。
　中温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎれば、焼戻し後の鋼材の降伏強度が高くなりすぎる場合がある。その結果、強度が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。一方、中温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎれば、焼戻し後の鋼材の降伏強度が低くなりすぎる場合がある。その結果、降伏強度が８６２ＭＰａ未満となり、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度が得られない。
　したがって、本実施形態による中温焼戻し工程では、好ましい焼戻し温度は６００～６９０℃である。中温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい上限は６９０℃未満であり、さらに好ましくは６８５℃である。中温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい下限は６２０℃であり、さらに好ましくは６４０℃である。
　中温焼戻し工程における焼戻し時間が短すぎれば、焼戻し後の鋼材の降伏強度が高くなりすぎる場合がある。その結果、強度が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。一方、焼戻し時間が長すぎても、上記効果は飽和する。
　したがって、本実施形態において、中温焼戻し工程における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上限は１２０分であり、さらに好ましくは９０分である。焼戻し時間のより好ましい下限は１５分であり、さらに好ましくは２０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。
　上述のとおり、中温焼戻し工程では、焼戻し温度と焼戻し時間とを調整して、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度を有する鋼材を得る。ここで、本実施形態の化学組成の中間鋼材（素管）に対して、上記焼戻し温度と上記焼戻し時間とを適宜調整した中温焼戻しを実施することにより、降伏強度を１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）にすることは、当業者であれば十分に可能である。
　なお、上述の高温焼戻し工程と中温焼戻し工程とは、連続した熱処理として実施してもよい。すなわち、高温焼戻し工程が実施された中間鋼材に対して、室温まで冷却せずに、中温焼戻し工程を実施してもよい。このとき、高温焼戻し工程と中温焼戻し工程とは、同一の熱処理炉内で実施してもよい。
　高温焼戻し工程と中温焼戻し工程とを同一の熱処理炉内で連続的に実施する場合、熱処理炉内に温度勾配を形成して、中間鋼材の温度を制御してもよい。この場合、高温焼戻し工程が終了してから、中温焼戻し工程を開始するまでの時間が長すぎれば、高温での保持時間が長くなりすぎ、焼戻し後の鋼材の降伏強度が低下する場合がある。この場合さらに、微細析出物の個数割合ＮＰFが高められない場合がある。したがって、熱処理炉内に温度勾配を形成して、中間鋼材の温度を制御する場合、高温焼戻し工程が終了してから、中間鋼材の温度を中温焼戻し工程の焼戻し温度に調整するまでの時間は、１０分以内とするのが好ましく、５分以内とするのがより好ましい。
　高温焼戻し工程と中温焼戻し工程とを同一の熱処理炉内で実施する場合さらに、高温焼戻し工程の終了後、熱処理炉から中間鋼材を抽出した後、再度同一の熱処理炉へ中間鋼材を挿入してもよい。この場合、高温焼戻し工程の終了後、熱処理炉を中温焼戻し工程の焼戻し温度まで低下させてから、中間鋼材を熱処理炉内へ挿入する。
　高温焼戻し工程と中温焼戻し工程とを連続した熱処理として実施する場合、異なる熱処理炉で実施してもよい。異なる熱処理炉で実施する場合、高温焼戻し工程に用いる熱処理炉から抽出された中間鋼材は、中温焼戻し工程に用いる熱処理炉へ装入されるまで、大気中で放冷されてもよい。この場合、中間鋼材が、高温焼戻し工程を実施した熱処理炉から抽出されてから、中温焼戻し工程を実施する熱処理炉に装入されるまでの時間は、１０分以内とするのが好ましく、５分以内とするのがより好ましい。
　一方、上述の高温焼戻し工程と中温焼戻し工程とは、非連続の熱処理として実施することもできる。すなわち、高温焼戻し工程が実施された中間鋼材を室温まで冷却した後、中温焼戻し工程を実施してもよい。このように、高温焼戻し工程と中温焼戻し工程とは、連続的な熱処理として実施されても、非連続の熱処理として実施されても、高温焼戻し工程と中温焼戻し工程とで得られる効果は失われず、本実施形態による鋼材を製造することができる。
　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、実施例によって本開示をより具体的に説明する。
　実施例１では、１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材について調査した。具体的には、表１に示す化学組成を有する１８０ｋｇの溶鋼を製造した。さらに、得られた化学組成と式（２）とから求めたＦｎ２を、表１に示す。なお、表１中の「－」は、各元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　試験番号１－１～１－２４の溶鋼を用いて、インゴットを製造した。製造されたインゴットを熱間圧延して、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。熱間圧延後の試験番号１－１～１－２４の鋼板を放冷して、鋼板の温度を常温（２５℃）とした。放冷後の試験番号１－１～１－２４の鋼板を焼入れ温度（９２０℃）で２０分保持した後、鋼板を水槽に浸漬する焼入れを実施した。このとき、焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は、いずれも６００℃／分であった。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼入れ温度及び焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500を測定した。
　焼入れ後、試験番号１－１～１－２４の鋼板に対して焼戻しを実施した。焼戻しでは、試験番号１－１４～１－１６を除く各試験番号の鋼板に対して、１回目の焼戻しと、２回目の焼戻しとを実施した。一方、試験番号１－１４～１－１６の鋼板に対して、１回の焼戻しを実施した。試験番号１－１～１－２４の鋼板に実施した、１回目の焼戻しと２回目の焼戻しとの焼戻し温度及び焼戻し時間は、それぞれ表２に示すとおりであった。なお、表２中、「２回目の焼戻し」欄の「－」は、２回目の焼戻しを実施しなかったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　ここで、試験番号１－１～１－２４について、１回目の焼戻しにおける焼戻し時加熱速度（ＨＲ100-650）は、いずれも１０℃／分であった。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼戻し時加熱速度ＨＲ100-650を測定した。また、本実施例において焼戻し温度とは、焼戻しを実施する熱処理炉の温度とした。さらに、本実施例において焼戻し時間とは、各試験番号の鋼板の温度が所定の焼戻し温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでとした。
　なお、試験番号１－１４～１－１６を除く各試験番号の鋼板に対して、１回目の焼戻しと２回目の焼戻しとは、異なる熱処理炉を用いて実施した。具体的に、試験番号１－１４～１－１６を除く各試験番号の鋼板は、１回目の焼戻しが実施された後、熱処理炉から抽出された。抽出された試験番号１－１４～１－１６を除く各試験番号の鋼板は、大気中で放冷され、２回目の焼戻し温度に到達した直後に、２回目の焼戻し用に温度調整された別の熱処理炉に装入され、２回目の焼戻しを実施した。ここで、試験番号１－１４～１－１６を除く各試験番号の鋼板が、１回目焼戻しの熱処理炉から抽出され、２回目焼戻しの熱処理炉に装入されるまでの時間は、いずれも５分以内であった。
　［評価試験］
　焼戻しが実施された試験番号１－１～１－２４の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度測定試験、析出物の円相当径測定試験、シャルピー衝撃試験、及び、耐ＳＳＣ性試験を実施した。
　［引張試験］
　試験番号１－１～１－２４の鋼板について、上述の方法により、引張試験を実施した。具体的に、引張試験はＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して行った。試験番号１－１～１－２４の鋼板の板厚中央から、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒引張試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。試験番号１－１～１－２４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、試験番号１－１～１－２４の鋼板の降伏強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、各試験番号の降伏強度と定義した。試験番号１－１～１－２４の鋼板における、得られた降伏強度を「ＹＳ（ＭＰａ）」として表２に示す。
　［円相当径が２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度測定試験］
　試験番号１－１～１－２４の鋼板について、上述の測定方法により、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度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。試験番号１－１～１－２４の鋼板における、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度を「θCr（質量分率）」として表２に示す。さらに、試験番号１－１～１－２４の化学組成と、θCrとから求めたＦｎ１を、表２に示す。
　［析出物の円相当径測定試験］
　試験番号１－１～１－２４の鋼板について、上述の測定方法により、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合（微細析出物の個数割合ＮＰF）、及び、円相当径３００ｎｍ以上の析出物の個数密度（粗大析出物の個数密度ＮＤC）（個／μｍ2）を算出した。なお、ＳＥＭはＥＬＩＯＮＩＸ社製ＥＲＡ－８９００ＦＥを用いて、加速電圧は５ｋＶ、ワーキングディスタンスは１５ｍｍとした。観察視野は１２μｍ×９μｍ（倍率１００００倍）とし、３視野観察した。観察視野中の析出物の面積率Ｓ（％）は、各試験番号の鋼板の化学組成と、１回目及び２回目の焼戻し温度とを用いた熱力学計算によって得られたセメンタイトの体積率Ｖθ（％）として求めた。なお、熱力学計算には熱力学計算ソフトウエアＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ　Ｓｏｆｔｗａｒｅ社製、バージョン：２０１７ａ）を用い、データベースはＴＣＦＥ８を使用した。
　３視野で得られた円相当径２０ｎｍ以上の析出物の個数の合計と、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数の合計とから、微細析出物の個数割合ＮＰFを求めた。さらに、３視野で得られた円相当径３００ｎｍ以上の析出物の個数の合計と、３視野の視野面積の合計とから、粗大析出物の個数密度ＮＤC（個／μｍ2）を求めた。求めた微細析出物の個数割合ＮＰFと粗大析出物の個数密度ＮＤC（個／μｍ2）とから、Ｆｎ３（＝ＮＰF／ＮＤC）を求めた。試験番号１－１～１－２４の鋼板における、微細析出物の個数割合ＮＰFと、Ｆｎ３とを表２に示す。
　［シャルピー衝撃試験］
　試験番号１－１～１－２４の鋼板について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、低温靭性を評価した。具体的には、試験番号１－１～１－２４の鋼板の板厚中央部から、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのＶノッチ試験片を作製した。試験片の長手方向は、板幅方向に平行であった。試験片のノッチ面は、鋼板の圧延方向と垂直であった。作製した５本の試験片を、－７５℃に冷却した。冷却された試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。求めた吸収エネルギーの算術平均値を、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）（Ｊ）と定義した。試験番号１－１～１－２４の鋼板における、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）（Ｊ）を表２に示す。
　［耐ＳＳＣ性試験］
　試験番号１－１～１－２４の鋼板について、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法によって、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、試験番号１－１～１－２４の鋼板の板厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を作製した。丸棒試験片は、軸方向が鋼板の圧延方向と平行になるように作製した。各試験番号の丸棒試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、与えられる応力が、対応する試験番号の鋼板の実降伏応力の９０％（９０％ＡＹＳ）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２４℃の試験溶液を注入し、試験浴とした。応力が付加された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ガスを試験浴に吹き込み、飽和させた。混合ガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。
　７２０時間保持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及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。
　試験番号１－１～１－１２の鋼板についてさらに、同様のＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した試験を、丸棒試験片に負荷する応力を、対応する試験番号の鋼板の実降伏応力の９５％（９５％ＡＹＳ）にして、実施した。上述の方法と同様に、２４℃で７２０時間保持した。７２０時間保持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時間保持後の試験片を肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」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１－１～１－１２の鋼板の化学組成は適切であり、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満（１２５ｋｓｉ級）であった。さらに、Ｆｎ１が０．３００以下であり、Ｆｎ２が０．３５５以下であった。さらに、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５以上であった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ以上となり、優れた低温靭性を示した。さらに、負荷する応力が実降伏応力の９０％（９０％ＡＹＳ）の耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。
　試験番号１－２、１－４、１－６、１－７、及び、１－９の鋼板はさらに、Ｆｎ２が０．３００以下であり、Ｆｎ１が０．２４０以下であり、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．９２以上であった。その結果、負荷する応力が実降伏応力の９５％（９５％ＡＹＳ）の耐ＳＳＣ性試験においても、優れた耐ＳＳＣ性を示した。
　一方、試験番号１－１３の鋼板では、Ｆｎ１が０．３００を超えた。さらに、Ｆｎ２が０．３５５を超えた。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、９０％ＡＹＳの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－１４及び１－１５の鋼板では、１回目の焼戻しの焼戻し温度が低すぎた。さらに、１回目の焼戻しの焼戻し時間が長すぎた。さらに２回目の焼戻しを実施しなかった。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、９０％ＡＹＳの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－１６の鋼板では、１回目の焼戻しの焼戻し時間が長すぎた。さらに２回目の焼戻しを実施しなかった。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、９０％ＡＹＳの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－１７の鋼板では、１回目の焼戻しの焼戻し時間が長すぎた。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、９０％ＡＹＳの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－１８及び１－１９の鋼板では、Ｆｎ１が０．３００を超えた。さらに、Ｆｎ２が０．３５５を超えた。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、９０％ＡＹＳの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２０の鋼板では、Ｃｒ含有量が低すぎた。さらに、Ｆｎ１が０．３００を超えた。さらに、Ｆｎ２が０．３５５を超えた。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、９０％ＡＹＳの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２１の鋼板では、Ｍｏ含有量が低すぎた。さらに、Ｆｎ１が０．３００を超えた。さらに、Ｆｎ２が０．３５５を超えた。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、９０％ＡＹＳの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２２の鋼板では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、９０％ＡＹＳの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２３の鋼板では、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、９０％ＡＹＳの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２４の鋼板では、Ｐ含有量が高すぎた。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－７５℃）が１０５Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、９０％ＡＹＳの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　実施例２では、１４０ｋｓｉ級（９６５～１０６９ＭＰａ）の降伏強度を得ようとする鋼材について調査した。具体的には、表３に示す化学組成を有する１８０ｋｇの溶鋼を製造した。さらに、得られた化学組成と式（２）とから求めたＦｎ２を、表３に示す。なお、表３中の「－」は、各元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　試験番号２－１～２－２４の溶鋼を用いて、インゴットを製造した。製造されたインゴットを熱間圧延して、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。熱間圧延後の試験番号２－１～２－２４の鋼板を放冷して、鋼板の温度を常温（２５℃）とした。放冷後の試験番号２－１～２－２４の鋼板を焼入れ温度（９２０℃）で２０分保持した後、鋼板を水槽に浸漬する焼入れを実施した。このとき、焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は、いずれも６００℃／分であった。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼入れ温度及び焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500を測定した。
　焼入れ後、試験番号２－１～２－２４の鋼板に対して焼戻しを実施した。焼戻しでは、試験番号２－１４～２－１６を除く各試験番号の鋼板に対して、１回目の焼戻しと、２回目の焼戻しとを実施した。一方、試験番号２－１４～２－１６の鋼板に対して、１回の焼戻しを実施した。試験番号２－１～２－２４の鋼板に実施した、１回目の焼戻しと２回目の焼戻しとの焼戻し温度及び焼戻し時間は、それぞれ表４に示すとおりであった。なお、表４中、「２回目の焼戻し」欄の「－」は、２回目の焼戻しを実施しなかったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　ここで、試験番号２－１～２－２４について、１回目の焼戻しにおける焼戻し時加熱速度（ＨＲ100-650）は、いずれも１０℃／分であった。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼戻し温度及び焼戻し時加熱速度ＨＲ100-650を測定した。また、本実施例において焼戻し温度とは、焼戻しを実施する熱処理炉の温度とした。さらに、本実施例において焼戻し時間とは、各試験番号の鋼板の温度が所定の焼戻し温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでとした。
　なお、試験番号２－１４～２－１６を除く各試験番号の鋼板に対して、１回目の焼戻しと２回目の焼戻しとは、異なる熱処理炉を用いて実施した。具体的に、試験番号２－１４～２－１６を除く各試験番号の鋼板は、１回目の焼戻しが実施された後、熱処理炉から抽出された。抽出された各試験番号の鋼板は、大気中で放冷され、２回目の焼戻し温度に到達した直後に、２回目の焼戻し用に温度調整された別の熱処理炉に装入され、２回目の焼戻しを実施した。ここで、試験番号２－１４～２－１６を除く各試験番号の鋼板が、１回目焼戻しの熱処理炉から抽出され、２回目焼戻しの熱処理炉に装入されるまでの時間は、いずれも５分以内であった。
　［評価試験］
　焼戻しが実施された試験番号２－１～２－２４の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度測定試験、析出物の円相当径測定試験、シャルピー衝撃試験、及び、耐ＳＳＣ性試験を実施した。
　［引張試験］
　試験番号２－１～２－２４の鋼板について、上述の方法により、引張試験を実施した。具体的に、引張試験はＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して行った。試験番号２－１～２－２４の鋼板の板厚中央から、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒引張試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。試験番号２－１～２－２４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、試験番号２－１～２－２４の鋼板の降伏強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、各試験番号の降伏強度と定義した。試験番号２－１～２－２４の鋼板における、得られた降伏強度を「ＹＳ（ＭＰａ）」として表４に示す。
　［円相当径が２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度測定試験］
　試験番号２－１～２－２４の鋼板について、上述の測定方法により、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度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。試験番号２－１～２－２４の鋼板における、円相当径が２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度をθCr（質量分率）として表４に示す。さらに、試験番号２－１～２－２４の化学組成と、θCrとから求めたＦｎ１を、表４に示す。
　［析出物の円相当径測定試験］
　試験番号２－１～２－２４の鋼板について、上述の測定方法により、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合（微細析出物の個数割合ＮＰF）、及び、円相当径３００ｎｍ以上の析出物の個数密度（粗大析出物の個数密度ＮＤC）（個／μｍ2）を算出した。なお、ＳＥＭはＥＬＩＯＮＩＸ社製ＥＲＡ－８９００ＦＥを用いて、加速電圧は５ｋＶ、ワーキングディスタンスは１５ｍｍとした。観察視野は１２μｍ×９μｍ（倍率１００００倍）とし、３視野観察した。観察視野中の析出物の面積率Ｓ（％）は、各試験番号の鋼板の化学組成と、１回目及び２回目の焼戻し温度とを用いた熱力学計算によって得られたセメンタイトの体積率Ｖθ（％）として求めた。なお、熱力学計算には熱力学計算ソフトウエアＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ　Ｓｏｆｔｗａｒｅ社製、バージョン：２０１７ａ）を用い、データベースはＴＣＦＥ８を使用した。
　３視野で得られた円相当径２０ｎｍ以上の析出物の個数の合計と、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数の合計とから、微細析出物の個数割合ＮＰFを求めた。さらに、３視野で得られた円相当径３００ｎｍ以上の析出物の個数の合計と、３視野の視野面積の合計とから、粗大析出物の個数密度ＮＤC（個／μｍ2）を求めた。求めた微細析出物の個数割合ＮＰFと粗大析出物の個数密度ＮＤC（個／μｍ2）とから、Ｆｎ３（＝ＮＰF／ＮＤC）を求めた。試験番号２－１～２－２４の鋼板における、微細析出物の個数割合ＮＰFと、Ｆｎ３とを表４に示す。
　［シャルピー衝撃試験］
　試験番号２－１～２－２４の鋼板について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、低温靭性を評価した。具体的には、試験番号２－１～２－２４の鋼板の板厚中央部から、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのＶノッチ試験片を作製した。試験片の長手方向は、板幅方向に平行であった。試験片のノッチ面は、鋼材の圧延方向と垂直であった。作製した５本の試験片を、－６０℃に冷却した。冷却された試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。求めた吸収エネルギーの算術平均値を、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）（Ｊ）と定義した。試験番号２－１～２－２４の鋼板における、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）（Ｊ）を表４に示す。
　［耐ＳＳＣ性試験］
　試験番号２－１～２－２４の鋼板について、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法によって、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、試験番号２－１～２－２４の鋼板の板厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を作製した。丸棒試験片は、軸方向が鋼板の圧延方向と平行になるように作製した。各試験番号の丸棒試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、与えられる応力が、対応する試験番号の鋼板の実降伏応力の９０％になるように調整した。
　試験溶液は、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ）を用いた。３つの試験容器に２４℃の試験溶液を注入し、試験浴とした。応力が付加された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、０．１ａｔｍのＨ2Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ2ガスとの混合ガスを試験浴に吹き込み、飽和させた。混合ガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。
　７２０時間保持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及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。
　試験番号２－１～２－１２の鋼板についてさらに、同様のＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した試験を、試験浴に吹き込む混合ガスを、０．２ａｔｍのＨ2Ｓガスと０．８ａｔｍのＣＯ2ガスとの混合ガスにして、実施した。上述の方法と同様に、２４℃で７２０時間保持した。７２０時間保持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時間保持後の試験片を肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」と判断した。一方、少なくとも１本の試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」と判断した。
　［試験結果］
　表４に試験結果を示す。
　表３及び表４を参照して、試験番号２－１～２－１２の鋼板の化学組成は適切であり、降伏強度が９６５～１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）であった。さらに、Ｆｎ１が０．３００以下であり、Ｆｎ２が０．３５５以下であった。さらに、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５以上であった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ以上となり、優れた低温靭性を示した。さらに、０．１ａｔｍＨ2Ｓの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。
　試験番号２－６、２－９、及び、２－１２の鋼板はさらに、Ｆｎ２が０．３００以下であり、Ｆｎ１が０．２４０以下であり、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．９４以上であった。その結果、０．２ａｔｍＨ2Ｓの耐ＳＳＣ性試験においても、優れた耐ＳＳＣ性を示した。
　一方、試験番号２－１３の鋼板では、Ｆｎ１が０．３００を超えた。さらに、Ｆｎ２が０．３５５を超えた。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．１ａｔｍＨ2Ｓの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－１４及び２－１５の鋼板では、１回目の焼戻しの焼戻し温度が低すぎた。さらに、１回目の焼戻しの焼戻し時間が長すぎた。さらに２回目の焼戻しを実施しなかった。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．１ａｔｍＨ2Ｓの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－１６の鋼板では、１回目の焼戻しの焼戻し時間が長すぎた。さらに２回目の焼戻しを実施しなかった。その結果、降伏強度が９６５ＭＰａ未満となった。すなわち、１４０ｋｓｉ級の降伏強度が得られなかった。さらに、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。
　試験番号２－１７の鋼板では、１回目の焼戻しの焼戻し時間が長すぎた。その結果、降伏強度が９６５ＭＰａ未満となった。すなわち、１４０ｋｓｉ級の降伏強度が得られなかった。さらに、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。
　試験番号２－１８及び２－１９の鋼板では、Ｆｎ１が０．３００を超えた。さらに、Ｆｎ２が０．３５５を超えた。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．１ａｔｍＨ2Ｓの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２０の鋼板では、Ｃｒ含有量が低すぎた。さらに、Ｆｎ１が０．３００を超えた。さらに、Ｆｎ２が０．３５５を超えた。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．１ａｔｍＨ2Ｓの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２１の鋼板では、Ｍｏ含有量が低すぎた。さらに、Ｆｎ１が０．３００を超えた。さらに、Ｆｎ２が０．３５５を超えた。その結果、微細析出物の個数割合ＮＰFが０．８５未満となった。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．１ａｔｍＨ2Ｓの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２２の鋼板では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、０．１ａｔｍＨ2Ｓの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２３の鋼板では、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．１ａｔｍＨ2Ｓの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２４の鋼板では、Ｐ含有量が高すぎた。その結果、吸収エネルギーｖＥ（－６０℃）が７０Ｊ未満となり、優れた低温靭性を示さなかった。さらに、０．１ａｔｍＨ2Ｓの耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
　本開示による鋼材は、極地等過酷な環境に利用される鋼材に広く適用可能であり、好ましくは、油井環境に利用される鋼材として利用可能であり、さらに好ましくは、ケーシング、チュービング、ラインパイプ等の鋼材として利用可能である。

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２０超～０．３５％、
    　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    　Ｍｎ：０．０２～１．００％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    　Ｃｒ：０．４０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．３０～１．５０％、
    　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下、
    　Ｖ：０～０．６０％、
    　Ｎｂ：０～０．０３０％、
    　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：０～０．１０％、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
    　８６２ＭＰａ以上の降伏強度とを有し、
    　式（１）及び式（２）を満たし、
    　鋼材中において、円相当径２０ｎｍ以上の析出物のうち、円相当径２０～３００ｎｍの析出物の個数割合が０．８５以上である、
    　鋼材。
    　（０．１５７×Ｃ－０．０００６×Ｃｒ－０．００９８×Ｍｏ－０．０４８２×Ｖ＋０．０００６）／θCr≦０．３００　（１）
    　（１＋２６３×Ｃ－Ｃｒ－１６×Ｍｏ－８０×Ｖ）／（９８－３５８×Ｃ＋１５９×Ｃｒ＋１５×Ｍｏ＋９６×Ｖ）≦０．３５５　（２）
    　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。また、式（１）中のθCrには、円相当径２０ｎｍ以上の析出物中のＣｒ濃度が質量分率で代入される。
  2. 　請求項１に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｖ：０．０１～０．６０％、及び、
    　Ｎｂ：０．００２～０．０３０％からなる群から選択される１種以上の元素を含有する、
    　鋼材。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    　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種以上の元素を含有する、
    　鋼材。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｏ：０．０２～０．５０％、及び、
    　Ｗ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上の元素を含有する、
    　鋼材。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｎｉ：０．０１～０．１０％、及び、
    　Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１種以上の元素を含有する、
    　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、
    　前記鋼材は、油井用鋼管である、鋼材。
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