WO2021210655A1 - 鋼材 - Google Patents

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WO2021210655A1
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less
steel
low temperature
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桂一 近藤
勇次 荒井
圭一 中村
大江　太郎
武典 倉本
洋輔 竹田
裕紀 神谷
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日本製鉄株式会社
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    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys

Definitions

  • This disclosure relates to steel materials, and more specifically to steel materials used in oil wells.
  • oil wells and gas wells Due to the deepening of oil wells and gas wells (hereinafter, oil wells and gas wells are collectively referred to as "oil wells"), high strength is required for steel materials for oil wells represented by steel pipes for oil wells. ..
  • steel materials for oil wells steel pipes for oil wells of 80 ksi class (yield strength is less than 80 to 95 ksi, that is, less than 552 to 655 MPa) and 95 ksi class (yield strength is less than 95 to 110 ksi, that is, less than 655 to 758 MPa). Is widely used.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2017-2369 proposes a seamless steel pipe having a yield strength of 125 ksi or more and excellent low temperature toughness.
  • the seamless steel pipe disclosed in Patent Document 1 has a mass% of C: 0.21 to 0.35%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.00%, P.
  • the number of specific sulfide-based inclusions having a major axis of 1 ⁇ m or more is 5000/100 ⁇ m 2 or less, and the average aspect ratio of the specific sulfide-based inclusions is It is 3.4 or less. Further, the yield strength of this seamless steel pipe is 862 MPa or more.
  • the grain size number of the old austenite grains is set to 7.0 or more, and the crystal grains are refined to improve low temperature toughness.
  • the heating temperature of the material before hot working is set to 1100 ° C. or lower, and the rotation speed of the inclined roll during drilling and rolling is slowed down to suppress the processing heat generation during drilling and rolling.
  • the crystal grains are kept fine.
  • the strength and low temperature toughness of the seamless steel pipe are further enhanced by grain refinement and precipitation strengthening by precipitates such as Ti precipitate, V precipitate, and Nb precipitate.
  • An object of the present disclosure is to provide a steel material having high yield strength and excellent low temperature toughness.
  • the steel materials according to this disclosure are By mass% C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to less than 0.80%, P: 0.030% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.100% or less, Cr: 0.30 to 1.50%, Mo: 0.25 to 2.00%, Ti: 0.001 to 0.015%, N: 0.0100% or less, O: 0.0050% or less, V: 0 to 0.05%, Nb: 0 to 0.010%, B: 0 to less than 0.0005%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Rare earth elements: 0-0.0100%, Ni: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, and The rest consists of Fe and impurities
  • the grain size number of the former austenite grains is less than 7.0, Assuming that the content of each element is within the above range, the formulas (1) to (4) are satisfied.
  • Yield strength is 896 MPa or more
  • the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. is 95 J or more.
  • (10 ⁇ Ti + 1.2 ⁇ V + 30 ⁇ Nb) / Mo ⁇ 0.205
  • the content of the corresponding element is substituted in mass% for each element symbol, and the crystal grain size number is substituted for "GN".
  • the steel material according to the present disclosure has high yield strength and excellent low temperature toughness.
  • FIG. 1 is a schematic view (plan view) of a rotary hearth type heating furnace, which is an example of a continuous heating furnace.
  • the present inventors have studied a steel material having excellent low-temperature toughness while increasing the strength of the steel material.
  • precipitation by precipitates such as Ti precipitates, V precipitates, and Nb precipitates is required in order to obtain high strength of 862 MPa or more (125 ksi or more).
  • the strength of the steel material was increased. Therefore, the present inventors first examined means for increasing the strength of the steel material by precipitation strengthening and further increasing the low temperature toughness.
  • Inclusions are a factor that reduces the low temperature toughness of steel materials.
  • Elements that form inclusions include Mn, Ti, and B.
  • the V precipitate and the Nb precipitate increase the strength of the steel material by strengthening the precipitation. Therefore, the present inventors considered to suppress the formation of inclusions by lowering the contents of Mn, Ti and B, and further increase the strength of the steel material by strengthening the precipitation of V and Nb.
  • the present inventors adopt a strengthening mechanism by improving hardenability as the main strengthening mechanism of steel materials, instead of the conventional strengthening mechanism by precipitation strengthening. I thought.
  • the content of the element that easily forms inclusions and precipitates can be suppressed while containing the element that enhances hardenability.
  • the present inventors examined a chemical composition suitable for the above-mentioned technical idea.
  • the chemical composition is C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to less than 0.80%, P: 0.030 in mass%.
  • % Or less S: 0.0100% or less, Al: 0.100% or less, Cr: 0.30 to 1.50%, Mo: 0.25 to 2.00%, Ti: 0.001 to 0.015 %, N: 0.0100% or less, O: 0.0050% or less, V: 0 to 0.05%, Nb: 0 to 0.010%, B: 0 to less than 0.0005%, Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, rare earth element (REM): 0 to 0.0100%, Ni: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, and the balance is Fe.
  • the present inventors have considered that a steel material composed of impurities and impurities may have both high strength and excellent low temperature toughness.
  • the strengthening mechanism by improving hardenability is adopted as the main strengthening mechanism of the steel material.
  • the coarser the steel material the higher the hardenability. Therefore, the present inventors have considered that in the steel material of the present embodiment, the crystal grains are intentionally made into coarse grains to increase the strength of the steel material, instead of making the crystal grains into fine grains as in the conventional steel material.
  • the present inventors considered that the strength may be increased.
  • F1 is an index of hardenability of steel materials.
  • the element that improves hardenability hereinafter, also referred to as the hardenability improving element
  • C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V and B in F1 are all hardenability improving elements.
  • the (7.0 / GN) 0.45 term in F1 indicates the contribution of the old austenite grain size to hardenability.
  • the hardenability of the steel material is insufficient even if the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment and the formulas (2) to (4) are satisfied. doing. In this case, the yield strength of the steel material cannot be sufficiently increased. If the content of each element in the chemical composition of the steel material is within the range of this embodiment and F1 is 0.678 or more, the chemical composition satisfies the formulas (2) to (4) described later. As a premise, the strength of the steel material can be sufficiently increased. Specifically, the yield strength of the steel material can be 896 MPa (130 ksi) or more.
  • F2 is an index of low temperature toughness of steel materials.
  • all of Mn, Ti, V, Nb and B tend to form inclusions or precipitates.
  • these elements are also referred to as inclusion / precipitate forming elements.
  • inclusions and / or precipitates When these elements form inclusions and / or precipitates, cracks are likely to occur if the old austenite grains are coarse. On the other hand, if the old austenite grains are fine grains, the growth of cracks is likely to be suppressed.
  • Mn, Ti, V, Nb and B in F2 are all inclusion / precipitate forming elements.
  • the (7.0 / GN) 0.45 term in F2 indicates the contribution of the former austenite grain size to cold toughness.
  • F2 exceeds 0.240, the content of each element in the chemical composition is within the above range, and even if the formulas (1), (3) and (4) are satisfied, Mn and Ti in the steel material. , V, Nb and B-containing inclusions and / or precipitates are overproduced. Therefore, when the yield strength of the steel material in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment is set to 896 MPa (130 ksi) or more, the low temperature toughness of the steel material is lowered. Specifically, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. is less than 95J.
  • F3 is an index of a precipitation strengthening mechanism that is supplementarily utilized as a strengthening mechanism in a steel material in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment.
  • the strengthening mechanism by improving hardenability is the main strengthening mechanism by satisfying the formula (1).
  • the yield strength of 896 MPa (130 ksi) or more may not be stably obtained only by the hardenability strengthening mechanism.
  • a precipitation strengthening mechanism by Ti, V and Nb is supplementarily adopted.
  • the precipitation strengthening mechanism can be used as an auxiliary in addition to the hardenability strengthening mechanism. Therefore, on the premise that the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment and the formulas (1), (2) and (4) are satisfied, the strength of the steel material can be sufficiently increased. can. Specifically, the yield strength of the steel material is 896 MPa (130 ksi) or more.
  • F4 is an index showing the degree of contribution of Mo to the improvement of low temperature toughness.
  • the strength of the steel material is increased by adopting the strengthening mechanism by improving hardenability as the main strengthening mechanism.
  • the low temperature toughness of the steel material is enhanced by reducing inclusions and precipitates as much as possible.
  • the precipitation strengthening mechanism by Ti, V and Nb is supplementarily adopted.
  • the precipitates of Ti, V and Nb increase, the low temperature toughness of the steel material in which the content of each element in the chemical composition is within the above range decreases.
  • Mo not only enhances the strength of the steel material by improving hardenability, but also solid-solves and strengthens the steel material.
  • the solid solution strengthening by Mo can suppress the decrease in low temperature toughness due to Ti, V and Nb precipitates. Therefore, in the present embodiment, the ratio of the Mo content to the content of Ti, V and Nb is increased. When F4 is 0.205 or less, the ratio of Mo content to Ti, V and Nb content is high. In this case, even if the precipitation strengthening mechanism is used as an auxiliary, the decrease in low temperature toughness can be suppressed. Therefore, on the premise that the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment and the formulas (1) to (3) are also satisfied, the strength of the steel material can be sufficiently increased and is excellent. Low temperature toughness is also obtained.
  • the steel material of the present embodiment is strengthened by improving hardenability in place of the precipitation strengthening mechanism actively adopted as the main strengthening mechanism of the conventional steel material in order not only to increase the strength but also to increase the low temperature toughness.
  • Adopt a mechanism Furthermore, in order to make the strengthening mechanism by improving hardenability work more strongly, the old austenite grains are intentionally made coarse grains. Further, in order to achieve both high strength and excellent low temperature toughness, the hardenability improving element, inclusion / precipitate forming element, and former austenite grain size are adjusted so as to satisfy the formulas (1) to (4). do.
  • the steel material of the present embodiment can have a yield strength of 896 MPa or more and an absorption energy of 95 J or more at ⁇ 10 ° C.
  • the steel material of this embodiment is completed by the above technical idea and has the following configuration.
  • Yield strength is 896 MPa or more, Absorption energy at -10 ° C is 95J or more.
  • Steel material ⁇ C + Mn / 5 + (Cu + Ni) / 15+ (Cr + Mo + V) / 5 + 10 ⁇ B ⁇ ⁇ (7.0 / GN) 0.45 ⁇ 0.678 (1) ⁇ Mn / 5.5 + 10 ⁇ Ti + 1.2 ⁇ V + 15 ⁇ Nb + 200 ⁇ B ⁇ ⁇ (7.0 / GN) 0.45 ⁇ 0.240 (2) 10 ⁇ Ti + V + 10 ⁇ Nb ⁇ 0.015 (3) (10 ⁇ Ti + 1.2 ⁇ V + 30 ⁇ Nb) / Mo ⁇ 0.205 (4)
  • the content of the corresponding element is substituted in mass% for each element symbol, and the crystal grain size number is substituted for "GN".
  • the steel material according to any one of [1] to [3].
  • the steel material is a steel pipe for oil wells. Steel material.
  • C 0.15 to 0.45% Carbon (C) enhances hardenability and enhances the strength of steel materials. If the C content is less than 0.15%, 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 exceeds 0.45%, the strength of the steel material becomes too high even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and as a result, the low temperature toughness of the steel material decreases. Therefore, the C content is 0.15 to 0.45%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.17%, more preferably 0.20%, still more preferably 0.22%, still more preferably 0.24%.
  • the preferred upper limit of the C content is 0.40%, more preferably 0.36%, still more preferably 0.34%, still more preferably 0.32%, still more preferably 0.30. %.
  • Si 0.05 to 1.00% Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is less than 0.05%, 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 exceeds 1.00%, the low temperature toughness 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 preferable lower limit of the Si content is 0.10%, more preferably 0.13%, still more preferably 0.15%, still more preferably 0.17%, still more preferably 0.20. %.
  • the preferred upper limit of the Si content is 0.85%, more preferably 0.70%, still more preferably 0.60%, still more preferably 0.50%, still more preferably 0.40. %.
  • Mn 0.05 to less than 0.80%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the steel material. If the Mn content is less than 0.05%, 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 0.80% or more, Mn segregates at the grain boundaries together with impurities such as P and S. Furthermore, an excessive amount of coarse Mn sulfide is produced. In this case, the low temperature toughness of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Mn content is less than 0.05 to 0.80%.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.15%, more preferably 0.25%, still more preferably 0.30%, still more preferably 0.35%, still more preferably 0.40. %.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 0.79%, more preferably 0.78%, still more preferably 0.75%, still more preferably 0.70%, still more preferably 0.65. %.
  • Phosphorus (P) is an impurity that is inevitably contained. That is, the P content is more than 0%. If the P content exceeds 0.030%, 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 of the steel material is lowered. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • the preferred upper limit of the P content is 0.025%, more preferably 0.020%, still more preferably 0.015%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of P content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when industrial production is taken into consideration, the preferable lower limit of the P content is 0.001%, and more preferably 0.003%.
  • S 0.0100% or less Sulfur (S) is an impurity that is inevitably contained. That is, the S content is more than 0%. If the S content exceeds 0.0100%, 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 of the steel material decreases. Therefore, the S content is 0.0100% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.0080%, more preferably 0.0070%, still more preferably 0.0060%, still more preferably 0.0050%, still more preferably 0.0045. %.
  • the S content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of 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%, and more preferably 0.0003%.
  • Al 0.100% or less
  • Aluminum (Al) is inevitably contained. That is, the Al content is more than 0%. Al deoxidizes the steel. If Al is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Al content exceeds 0.100%, coarse oxide-based inclusions are formed even if the other element content is within the range of the present embodiment. In this case, the low temperature toughness of the steel material decreases. Therefore, the Al content is 0.100% or less.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, still more preferably 0.010%, still more preferably 0.020%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 0.080%, more preferably 0.070%, still more preferably 0.060%, still more preferably 0.050%.
  • 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 further increases temper softening resistance. Therefore, Cr increases the strength of the steel material. If the Cr content is less than 0.30%, 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 Cr content exceeds 1.50%, the low temperature toughness of the steel material decreases even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the Cr content is 0.30 to 1.50%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.40%, more preferably 0.45%, still more preferably 0.50%, still more preferably 0.60%.
  • the preferred upper limit of the Cr content is 1.40%, more preferably 1.30%, still more preferably 1.20%.
  • Mo 0.25 to 2.00% Molybdenum (Mo) enhances the hardenability of steel materials. Mo further dissolves in the steel to strengthen the steel. If the steel material is strengthened by the solid solution Mo, the decrease in low temperature toughness caused by the V precipitate, Nb precipitate and Ti precipitate can be suppressed. Therefore, Mo can increase the strength of the steel material while suppressing the decrease in low temperature toughness. If the Mo content is less than 0.25%, 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 exceeds 2.00%, the low temperature toughness of the steel material is rather lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Mo content is 0.25 to 2.00%. The preferred lower limit of the Mo content is 0.28%, more preferably 0.30%, and even more preferably 0.35%. The preferred upper limit of the Mo content is 1.50%, more preferably 1.25%, still more preferably 1.00%, still more preferably 0.80%.
  • Ti 0.001 to 0.015% Titanium (Ti) forms precipitates (nitrides) and strengthens the precipitation to increase the strength of the steel material. If the Ti content is less than 0.001%, the above effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.015%, coarse inclusions are formed and an excessively large amount of Ti precipitates are formed even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the low temperature toughness of the steel material is significantly reduced. Therefore, the Ti content is 0.001 to 0.015%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.002%, more preferably 0.003%, still more preferably 0.004%, still more preferably 0.005%.
  • the preferred upper limit of the Ti content is 0.012%, more preferably 0.010%, still more preferably 0.009%, still more preferably 0.008%.
  • N 0.0100% or less Nitrogen (N) is an impurity that is inevitably contained. That is, the N content is more than 0%. If the N content exceeds 0.0100%, N forms a coarse nitride even if the content of other elements is within the range of this embodiment. In this case, the low temperature toughness of the steel material decreases. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the preferred upper limit of the N content is 0.0080%, more preferably 0.0070%, still more preferably 0.0060%, still more preferably 0.0055%.
  • the N content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of N content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when industrial production is taken into consideration, the preferable lower limit of the N content is 0.0001%, and more preferably 0.0010%.
  • Oxygen (O) is an impurity that is inevitably contained. That is, the O content is more than 0%. If the O content exceeds 0.0050%, O forms a coarse oxide and the low temperature toughness of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the O content is 0.0050% or less.
  • the preferred upper limit of the O content is 0.0040%, more preferably 0.0030%, still more preferably 0.0025%.
  • the O content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the O content significantly increases the manufacturing cost. Therefore, when industrial production is taken into consideration, the preferable lower limit of the O content is 0.0001%, and 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 allowed as long as they do not adversely affect the steel material according to the present embodiment. Means what is done.
  • the steel material of the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of V and Nb instead of a part of Fe. These elements are arbitrary elements, and all of them form precipitates and increase the strength of the steel material by strengthening the precipitation.
  • V 0 to 0.05%
  • Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%. When contained, that is, when the V content is greater than 0%, V improves hardenability. V further forms a precipitate (carbide). The V-precipitate enhances the strength of the steel material by strengthening the precipitation. However, in the chemical composition of the present embodiment, when the yield strength of the steel material is increased to 896 MPa or more (130 ksi or more), if the V content exceeds 0.05%, the content of other elements is within the range of the present embodiment. Even so, the V precipitate significantly reduces the low temperature toughness of the steel material. Therefore, the V content is 0 to 0.05%.
  • the preferable lower limit of the V content is 0.01%.
  • the preferred upper limit of the V content is 0.04, more preferably 0.03%, still more preferably 0.02%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When it is contained, that is, when the Nb content is more than 0%, Nb forms a precipitate (carbonitride). The Nb precipitate enhances the strength of the steel material by strengthening the precipitation. However, in the chemical composition of the present embodiment, when the yield strength of the steel material is increased to 896 MPa or more (130 ksi or more), if the Nb content exceeds 0.010%, the content of other elements is within the range of the present embodiment. Even so, the Nb precipitates significantly reduce the low temperature toughness of the steel material. Therefore, the Nb content is 0 to 0.010%. The preferred lower limit of the Nb content is 0.001%, more preferably 0.002%. The preferred upper limit of the Nb content is 0.009%, more preferably 0.008%.
  • the steel material of the present embodiment may further contain B instead of a part of Fe.
  • B 0 to less than 0.0005%
  • Boron (B) is an optional element and may not be contained. That is, the B content may be 0%. When it is contained, that is, when the B content is more than 0%, B dissolves in the steel material to enhance the hardenability of the steel material and enhance the strength of the steel material. If B is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent.
  • the yield strength of the steel material is increased to 896 MPa or more (130 ksi or more)
  • the B content is 0.0005% or more
  • the content of other elements is within the range of the present embodiment. Even inside, the B inclusions formed in the steel material reduce the low temperature toughness of the steel material. Therefore, the B content is less than 0-0.0005%.
  • the preferred upper limit of the B content is 0.0004%, more preferably 0.0003%.
  • the preferable lower limit of the B content is 0.0001%.
  • the steel material of the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Ca, Mg and rare earth elements (REM) instead of a part of Fe. All of these elements refine Mn sulfide in the steel material to enhance the low temperature toughness of the steel material.
  • REM rare earth elements
  • Ca 0-0.0100% Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%. When it is contained, that is, when the Ca content is more than 0%, Ca refines the Mn sulfide in the steel material and enhances the low temperature toughness 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 exceeds 0.0100%, 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 of the steel material is rather lowered. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0100%.
  • the preferable lower limit of the Ca content is 0.0001%, more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0010%.
  • the preferred upper limit of the Ca content is 0.0060%, more preferably 0.0050%, still more preferably 0.0040%, still more preferably 0.0025%, still more preferably 0.0020. %.
  • Mg 0 to 0.0100%
  • Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%. When it is contained, that is, when the Mg content is more than 0%, Mg refines Mn sulfide in the steel material and enhances the low temperature toughness 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 exceeds 0.0100%, 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 of the steel material is rather lowered. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0100%.
  • the preferable lower limit of the Mg content is 0.0001%, more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0010%.
  • the preferred upper limit of the Mg content is 0.0060%, more preferably 0.0050%, still more preferably 0.0040%, 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%. When it is contained, that is, when the REM content is more than 0%, the REM refines the Mn sulfide in the steel material and enhances the low temperature toughness of the steel material. If even a small amount of REM is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the REM content exceeds 0.0100%, 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 of the steel material is rather lowered. Therefore, the REM content is 0-0.0100%.
  • the preferred lower limit of the REM content is 0.0001%, more preferably 0.0003%, even more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0010%.
  • the preferred upper limit of the REM content is 0.0060%, more preferably 0.0050%, even more preferably 0.0040%, even more preferably 0.0025%, still more preferably 0.0020. %.
  • the REM in the present specification refers to lutetium (Sc) having an atomic number of 21, yttrium (Y) having an atomic number of 39, and lanthanum (La) to having an atomic number of 71, which are lanthanoids. It is one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu). Further, the REM content in the present specification is the total content of these elements.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain one or more selected from the group consisting of Ni and Cu instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the hardenability of steel.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When it is contained, that is, when the Ni content is more than 0%, Ni enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the steel material. If even a small amount of Ni is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content exceeds 0.50%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, local corrosion is promoted and the corrosion resistance of the steel material is lowered. Therefore, the Ni content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%.
  • the preferred upper limit of the Ni content is 0.40%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.20%, still more preferably 0.10%, still more preferably 0.08. %, 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 it is contained, that is, when the Cu content is more than 0%, Cu enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the steel material. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.50%, the hardenability of the steel material becomes too high and the low temperature toughness of the steel material decreases 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 preferably 0.01%, more preferably 0.02%.
  • the preferred upper limit of the Cu content is 0.40%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.20%, still more preferably 0.10%, still more preferably 0.08. %, More preferably 0.06%.
  • the crystal grain size number of the former austenite grains is less than 7.0.
  • the strengthening mechanism by improving hardenability is adopted as the main strengthening mechanism.
  • the hardenability of steel materials is higher when the grains are coarse.
  • the crystal grain size number of the former austenite grains is 7.0 or more, sufficient hardenability cannot be obtained.
  • the strength of the steel material is insufficient, and the yield strength of the steel material becomes less than 896 MPa (130 ksi).
  • the crystal grain size number of the former austenite grains is less than 7.0, it is assumed that the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment and the formulas (1) to (4) are satisfied. Hardenability of steel materials is sufficiently high. Therefore, the strength of the steel material is sufficiently increased, and specifically, the yield strength of the steel material is 896 MPa (130 ksi) or more.
  • the lower limit of the crystal grain size number of the old austenite grains is not limited. Considering industrial production, the lower limit of the crystal grain size number of the former austenite grains is, for example, 2.0, for example, 2.5, for example, 3.0, for example, 3.5, for example. 4.0.
  • the crystal grain size number of the old austenite grains of the steel material of the present embodiment can be obtained by the following method.
  • a test piece is collected from the steel material so that the cross section perpendicular to the longitudinal direction (rolling direction) of the steel material is the surface to be inspected. If the steel material is a steel plate, take a test piece from the center of the plate thickness. If the steel material is a steel pipe, take a test piece from the center of the wall thickness.
  • the collected test piece is embedded in resin and the surface to be inspected is mirror-polished.
  • the old austenite grain boundaries are made to appear on the surface to be inspected after mirror polishing by the Behcet-Beaujard method in which the surface to be inspected is corroded with a saturated aqueous solution of picric acid.
  • the crystal grain size number of the old austenite grains is measured according to ASTM E112-13 using the surface to be inspected in which the old austenite grain boundaries are exposed.
  • F1 ⁇ C + Mn / 5 + (Cu + Ni) / 15+ (Cr + Mo + V) / 5 + 10 ⁇ B ⁇ ⁇ (7.0 / GN) 0.45.
  • F1 is an index of hardenability of steel materials. The hardenability-enhancing element and the size of the old austenite grains synergistically affect the hardenability. C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V and B in F1 are all hardenability improving elements.
  • the (7.0 / GN) 0.45 term in F1 indicates the contribution of the old austenite grain size to hardenability.
  • the hardenability of the steel material is insufficient even if the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment and the formulas (2) to (4) are satisfied. doing. In this case, the yield strength of the steel material cannot be sufficiently increased. If the content of each element in the chemical composition of the steel material is within the range of this embodiment and F1 is 0.678 or more, the chemical composition satisfies the formulas (2) to (4) described later. As a premise, the strength of the steel material can be sufficiently increased. Specifically, the yield strength of the steel material can be 896 MPa (130 ksi) or more.
  • the preferable lower limit of F1 is 0.680, more preferably 0.685, still more preferably 0.690, and even more preferably 0.695.
  • the upper limit of F1 is not particularly limited.
  • the upper limit of F1 is, for example, 2.445.
  • the F1 value is a value obtained by rounding off the fourth decimal place.
  • F2 ⁇ Mn / 5.5 + 10 ⁇ Ti + 1.2 ⁇ V + 15 ⁇ Nb + 200 ⁇ B ⁇ ⁇ (7.0 / GN) 0.45.
  • F2 is an index of low temperature toughness of steel materials.
  • Mn, Ti, V, Nb and B are inclusion / precipitate forming elements. When the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, these inclusions / precipitate-forming elements are inclusions (Mn inclusions, Ti inclusions, B inclusions) or precipitates (Ti). Precipitates, V precipitates, Nb precipitates) are likely to be formed. Specifically, Mn and B tend to form inclusions. V and Nb tend to form precipitates.
  • Ti tends to form inclusions and precipitates.
  • the yield strength of the steel material in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment is 896 MPa (130 ksi) or more, both of these inclusions and precipitates significantly reduce the low temperature toughness of the steel material. ..
  • the size of the old austenite grains also affects the low temperature toughness of the steel material. Specifically, if the old austenite grains are coarse, cracks generated from inclusions and precipitates are likely to grow. On the other hand, if the old austenite grains are fine, the growth of cracks can be suppressed. Therefore, inclusions and precipitates and the size of the former austenite granules synergistically affect cold toughness.
  • F2 exceeds 0.240, the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, and even if the formulas (1), (3) and (4) are satisfied, Mn in the steel material. , Ti, V, Nb and B-containing inclusions and / or precipitates in excess. Alternatively, the austenite granules are too large for the amount of inclusions and / or precipitates produced. Therefore, when the yield strength of the steel material is set to 896 MPa (130 ksi) or more, the low temperature toughness of the steel material is lowered.
  • the formation of inclusions and / or precipitates containing Mn, Ti, V, Nb and B can be sufficiently suppressed in the steel material, and the formation of inclusions and precipitates can be sufficiently suppressed.
  • the size of the old austenite grains is also appropriate for the amount. Therefore, assuming that the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment and satisfies the formulas (1), (3) and (4), the yield strength of the steel material is 896 MPa. Even if it is (130 ksi) or more, excellent low temperature toughness can be obtained.
  • the preferred upper limit of F2 is 0.235, more preferably 0.230, even more preferably 0.225, even more preferably 0.220, even more preferably 0.215, even more preferably. It is 0.210, more preferably 0.200.
  • the lower limit of F2 is not particularly limited.
  • the lower limit of F2 is, for example, 0.019.
  • the F2 value is a value obtained by rounding off the fourth decimal place.
  • F3 10 ⁇ Ti + V + 10 ⁇ Nb.
  • F3 is an index of precipitation strengthening which is supplementarily adopted as a strengthening mechanism in a steel material in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment.
  • a strengthening mechanism for improving hardenability is adopted as the main strengthening mechanism of the steel material.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, and the hardenability of the steel material is enhanced by satisfying the formula (1) to increase the strength of the steel material.
  • a high yield strength of 896 MPa (130 ksi) or more may not be stably obtained only by the strengthening mechanism by improving hardenability. ..
  • the strengthening mechanism by improving hardenability is adopted as the main strengthening mechanism, and the precipitation strengthening mechanism by Ti, V and Nb is also adopted as the auxiliary strengthening mechanism.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, and the formulas (1) and (2) ) And formula (4), the strength of the steel material is insufficient.
  • the yield strength of the steel material is less than 896 MPa (130 ksi).
  • the yield strength of the steel material is sufficiently increased on the premise that the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment and the formulas (1), (2) and (4) are satisfied. Specifically, the yield strength of the steel material is 896 MPa (130 ksi) or more.
  • the preferred lower limit of F3 is 0.020, more preferably 0.025, even more preferably 0.030, even more preferably 0.035, even more preferably 0.040, even more preferably. It is 0.045.
  • the upper limit of F3 is not particularly limited. If the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, the upper limit of F3 is, for example, 0.300.
  • the preferred upper limit of F3 is 0.290, more preferably 0.260, still more preferably 0.240, still more preferably 0.220.
  • the F3 value is a value obtained by rounding off the fourth decimal place.
  • the strengthening mechanism is adopted as the main strengthening mechanism of the steel material by improving the hardenability, and the low temperature toughness of the steel material is improved by reducing inclusions and precipitates as much as possible. Increase.
  • the precipitation strengthening mechanism by the precipitates of Ti, V and Nb is supplementarily adopted.
  • the low temperature toughness of the steel material whose content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment will decrease.
  • Mo not only enhances the strength of the steel material by improving the hardenability, but also strengthens the steel material by solid solution.
  • the solid solution strengthening by Mo can suppress the decrease in low temperature toughness due to Ti, V and Nb precipitates. Therefore, in the present embodiment, the ratio of the Mo content to the Ti, V and Nb contents is increased. If F4 exceeds 0.205, the ratio of Mo content to Ti, V and Nb content is low.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, and by satisfying the formulas (1) to (3), the yield strength of the steel material is sufficiently high, and the yield strength of the steel material is 896 MPa. Although it is (130 ksi) or more, sufficient low temperature toughness cannot be obtained.
  • F4 is 0.205 or less, the ratio of Mo content to Ti, V and Nb content is high.
  • the yield strength of the steel material is sufficiently increased to obtain the yield strength of the steel material. Is 896 MPa (130 ksi) or more, and excellent low temperature toughness can be obtained.
  • the preferred upper limit of F4 is 0.202, more preferably 0.200, even more preferably 0.198, even more preferably 0.195, even more preferably 0.190, even more preferably. It is 0.185, more preferably 0.180, and even more preferably 0.175.
  • the lower limit of F4 is not particularly limited. If the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, the lower limit of F4 is, for example, 0.005.
  • a more preferable lower limit of F4 is 0.010, and even more preferably 0.012.
  • the F4 value is a value obtained by rounding off the fourth decimal place.
  • the steel material of the present embodiment having the above structure has a chemical composition in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, the crystal grain size number of the former austenite grains is less than 7.0, and the chemical composition.
  • the yield strength is high.
  • the steel material of the present embodiment has a yield strength of 896 MPa (130 ksi) or more.
  • the yield strength referred to in the present specification means the stress at 0.65% total elongation (0.65% proof stress) obtained in the tensile test.
  • the preferable lower limit of the yield strength is 900 MPa, more preferably 910 MPa, still more preferably 920 MPa.
  • the upper limit of the yield strength is not particularly limited.
  • the upper limit of the yield strength is, for example, 1103 MPa (160 ksi), for example, 1090 MPa, for example, 1069 MPa (155 ksi).
  • the yield strength of the steel material of this embodiment can be obtained by the following method. Perform a tensile test by a method conforming to ASTM E8 / E8M (2013). Specifically, a round bar test piece is collected from a steel material. When the steel material is a steel plate, a round bar test piece is collected from the center of the plate thickness. If the steel material is a steel pipe, collect a round bar test piece from the center of the wall thickness. For example, the diameter of the parallel portion of the round bar test piece is 6.35 mm, and the length of the parallel portion is 25.4 mm. The axial direction of the round bar test piece is parallel to the longitudinal direction (rolling direction) of the steel material. A tensile test was carried out in the air at room temperature (25 ° C.) using a round bar test piece, and the obtained 0.65% full elongation stress (0.65% proof stress) was obtained as the yield strength (MPa). Is defined as.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, the crystal grain size number of the former austenite grains is less than 7.0, and the content of each element in the chemical composition is contained.
  • the steel material according to the present embodiment has an absorption energy of 95 J or more at ⁇ 10 ° C. More specifically, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. according to ASTM E23 (2016) is 95 J or more.
  • the preferable lower limit of the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. is 96 J, more preferably 98 J, and further preferably 100 J.
  • the upper limit of the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. is not particularly limited.
  • the upper limit of the absorbed energy is, for example, 200 J, for example, 180 J, and for example, 160 J.
  • the absorbed energy at -10 ° C can be obtained by the following method.
  • a Charpy impact test based on ASTM E23 (2016) is carried out on the steel material of the present embodiment to evaluate the low temperature toughness. Specifically, a V-notch test piece is collected from a steel material. When the steel material is a steel plate, a V-notch test piece is collected from the central portion of the plate thickness. When the steel material is a steel pipe, a V-notch test piece is collected from the central part of the wall thickness.
  • the V-notch test piece is manufactured in accordance with API specification 5CT (10th edition). Using a V-notch test piece, a Charpy impact test is carried out at ⁇ 10 ° C. at ⁇ 10 ° C. at -10 ° C.
  • the obtained absorbed energy is divided by the reduction rate (Redox factor) described in API specification 5CT (10th edition), and the absorbed energy is absorbed by the full-sized test piece. Convert to energy.
  • the arithmetic mean value of the absorbed energy of the three V-notch test pieces is defined as the absorbed energy E (J) at ⁇ 10 ° C.
  • the absorbed energy E (J) at ⁇ 10 ° C. is rounded off to the first decimal place of the obtained numerical value.
  • the microstructure of the steel material according to this embodiment mainly consists of martensite and / or bainite. More specifically, in the microstructure, the total area ratio of martensite and bainite is 90% or more.
  • the rest of the microstructure consists of, for example, ferrite and / or pearlite.
  • the rest of the microstructure may contain retained austenite in addition to ferrite and / or pearlite, but the area of retained austenite is negligibly small compared to the area of martensite, bainite, ferrite and pearlite.
  • the yield strength of the steel material is 896 MPa or more (provided that the other provisions of the present embodiment are satisfied. 130 ksi or more). That is, in the present embodiment, the content of each element in the chemical composition is within the above range, the crystal grain size number of the bainite grains is less than 7.0, and the formulas (1) to (4) are satisfied. If the yield strength of the steel material is 896 MPa or more, it can be determined that the total area ratio of martensite and bainite is 90% or more in the microstructure.
  • the steel material is a steel plate
  • a test piece having an observation surface including the rolling direction and 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 including the pipe axis direction and the wall thickness (tube diameter) direction from the central portion of the wall thickness is produced.
  • the test piece After polishing the observation surface of the test piece to a mirror surface, the test piece is immersed in a nital corrosive solution for 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).
  • SEM scanning electron microscope
  • the visual field area is, for example, 0.01 mm 2 (magnification 1000 times).
  • martensite and bainite are identified based on contrast. Martensite and bainite and other phases (ferrite, pearlite) can be easily distinguished by a person skilled in the art by contrast. In this embodiment, since the total area ratio of martensite and bainite is obtained, it is not necessary to distinguish between martensite and bainite.
  • the total area ratio (%) of the specified martensite and bainite Obtain the total area ratio (%) of the specified martensite and bainite.
  • the arithmetic mean value of the total area ratio (%) of martensite and bainite obtained in all viewpoints is defined as the total area ratio (%) of martensite and bainite.
  • Mn sulfide is defined as follows. In element concentration analysis by energy dispersive X-ray spectroscopy (hereinafter, also referred to as "EDS"), when quantified with all detected elements (excluding C), in mass% An inclusion in which the Mn content is detected in an amount of 20% or more and the S content is detected in an S content of 10% or more is defined as “Mn sulfide”. In the present embodiment, Mn sulfide having a circle equivalent diameter of 5.0 ⁇ m or more is further defined as “coarse Mn sulfide”.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, the crystal grain size number of the former austenite grains is less than 7.0, and the formulas (1) to (4) are expressed.
  • the preferable number density of coarse Mn sulfides is 10 pieces / 100 mm 2 or less.
  • the yield strength of the steel material can be set to 896 MPa or more, and the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. can be set to 100 J or more.
  • the number density of coarse Mn sulfide can be determined by the following method. Specifically, when the steel material is a steel plate, a test piece is produced from the central portion of the plate thickness. When the steel material is a steel pipe, a test piece is prepared from the central part of the wall thickness. When the steel material is a steel plate, the test piece is filled with resin so that the surface including the rolling direction and the plate thickness direction of the produced test piece becomes the observation surface. When the steel material is a steel pipe, the test piece is filled with resin so that the surface including the pipe axis direction and the wall thickness (tube diameter) direction is the observation surface among the produced test pieces. Polish the observation surface of the resin-filled test piece. Of the observed surfaces after polishing, any 10 visual fields are observed. The area of each field of view is, for example, 100 mm 2 .
  • each field of view determines the number of Mn sulfides having a circle-equivalent diameter of 5.0 ⁇ m or more. Specifically, first, inclusions in each visual field are specified from the contrast. Element concentration analysis (EDS analysis) is performed for each of the identified inclusions. When quantified with all the detected elements (excluding C), inclusions in which Mn content of 20% or more is detected in mass% and S content is detected in 10% or more are defined as "Mn sulfide”. Identify as "thing”.
  • the total number of Mn sulfides (coarse Mn sulfides) having a circle-equivalent diameter of 5.0 ⁇ m or more is determined.
  • the number density of coarse Mn sulfides (pieces / 100 mm 2 ) is determined based on the total number of coarse Mn sulfides and the total area of 10 fields of view.
  • the first decimal place of the obtained numerical value is rounded off.
  • the number density of coarse Mn sulfide can be measured by using an apparatus (SEM-EDS apparatus) in which a scanning electron microscope is provided with a composition analysis function.
  • the preferable upper limit of the number density of the coarse Mn sulfide is 9 pieces / 100 mm 2 , and more preferably 8 pieces / 100 mm 2 .
  • 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, for example, a steel pipe for an oil well.
  • Steel pipes for oil wells are, for example, casings, tubing, drill pipes and the like used for drilling oil wells or gas wells, collecting crude oil or natural gas, and the like.
  • the steel pipe for oil wells may be a welded steel pipe or a seamless steel pipe.
  • the steel material of the present embodiment is a seamless steel pipe for oil wells.
  • a seamless steel pipe for an oil well means that the steel pipe for an oil well is a seamless steel pipe.
  • a method for manufacturing a steel material according to this embodiment will be described.
  • a method for manufacturing a steel pipe will be described as an example of the steel material according to the present embodiment.
  • the method for producing a steel material according to the present embodiment is not limited to the production method described below. That is, even with other manufacturing methods, the manufacturing method is not particularly limited as long as the steel material having the above-mentioned structure can be manufactured.
  • An example of the method for producing a steel material according to the present embodiment is a process of preparing a material (material preparation process), a process of heating the prepared material (heating process), and hot working on the heated material. It includes a step (hot working step) and a step of performing quenching and tempering of the steel material after hot working (heat treatment step).
  • step hot working step
  • step treatment step a step of performing quenching and tempering of the steel material after hot working
  • molten steel in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment and which satisfies the formulas (1) to (4) when it becomes a steel material is manufactured by a well-known steelmaking method.
  • slabs are produced by a continuous casting method.
  • the slab is a slab, bloom, or billet.
  • the ingot may be manufactured by the ingot method using the molten steel. If desired, slabs, blooms or ingots may be hot worked to produce billets.
  • the material (slab, bloom, or billet) is manufactured by the above manufacturing process.
  • the material prepared in the material preparation step is charged into a continuous heating furnace and heated.
  • the heating furnace may be a rotary hearth type heating furnace or a walking beam type heating furnace.
  • a rotary hearth type heating furnace will be used as an example of the continuous heating furnace.
  • FIG. 1 is a schematic view (plan view) of a rotary hearth type heating furnace, which is an example of a continuous heating furnace.
  • the heating furnace 10 includes a furnace body 13 having a charging port 11 and an extraction port 12.
  • Billet B1 which is a material to be heated, is charged into the heating furnace 10 from the charging port 11.
  • the billet B1 is heated while moving in the heating furnace 10.
  • the billet B1 loaded from the inlet 11 moves clockwise.
  • the billet B1 heated while moving reaches the extraction port 12, the billet B1 is extracted from the extraction port 12 to the outside.
  • the furnace body 13 is divided into a pre-tropical Z1, a heating zone Z2, and an even-tropical Z3 in this order from the inlet 11 toward the extraction port 12.
  • the pre-tropical Z1 is a section (zone) having the inlet 11, and the furnace temperature is the lowest among the three sections (pre-tropical Z1, heating zone Z2, and average tropical Z3).
  • the heating zone Z2 is a section arranged between the pre-tropical Z1 and the uniform tropical Z3.
  • the average tropical zone Z3 is a section following the heating zone Z2 and has an extraction port 12 at the rear end.
  • the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3 are kept at substantially the same temperature.
  • the temperature of the tropics Z3 is slightly higher than the temperature of the heating zone Z2, the temperature difference between the tropics Z3 and the heating zone Z2 is 20 ° C. or less.
  • Each section is provided with one or more burners. In each section, the temperature is adjusted by a burner.
  • the temperatures and staying times of the pre-tropical Z1, the heating zone Z2, and the average tropical Z3 are as follows.
  • the temperature inside the furnace T1 in the pre-tropical Z1 is 820 to 1300 ° C., which is lower than the temperature T2 in the furnace in the heating zone Z2 and the average tropical Z3.
  • the staying time t1 of the material in the pre-tropical Z1 is set to 45 minutes or more.
  • the staying time t1 means the time (minutes) from when the material enters the pre-tropical zone Z1 from the inlet 11 until the material is discharged into the heating zone Z2.
  • Pre-tropical Z1 mainly plays a role of raising the temperature of the material at room temperature.
  • the staying time t1 in the pre-tropical Z1 is 50 minutes or more, and more preferably 55 minutes or more.
  • the upper limit of the staying time t1 is not particularly limited. However, in consideration of productivity, the preferable upper limit of the staying time t1 is 300 minutes.
  • the in-core temperature T2 in the heating zone Z2 and the soaking tropics Z3 is 1100 to 1380 ° C., which is higher than the in-core temperature in the pre-tropical Z1.
  • the furnace temperature T2 is an arithmetic mean value of the furnace temperature of the heating zone Z2 and the furnace temperature of the solitary tropics Z3.
  • the total stay time t2 (minutes) in the heating zone Z2 and the average tropical zone Z3 is set to 50 minutes or more, more preferably 55 minutes or more.
  • the total stay time t2 means the time (minutes) from when the material enters the heating zone Z2 until it is discharged to the outside from the extraction port 12.
  • the upper limit of the total staying time t2 is not particularly limited. However, in consideration of productivity, the preferable upper limit of the total stay time t2 is 600 minutes.
  • the furnace temperature T2 and the total residence time t2 of the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3 satisfy the following formula (A). 1420 ⁇ (t2 / 60) 0.5 ⁇ (T2 + 273) (A)
  • the total residence time t2 (minutes) of the material is substituted for "t2" in the formula (A)
  • the furnace temperature T2 is substituted for "T2".
  • the preferable lower limit of FA is 1500, more preferably 1550, further preferably 1600, further preferably 1650, and even more preferably 1700.
  • the upper limit of FA is not particularly limited. However, considering the equipment load and the manufacturing intensity, the upper limit of FA is preferably 4500, more preferably 4400, still more preferably 4300, still more preferably 4200.
  • the lower limit of the total furnace time in the pre-tropical Z1, the heating zone Z2 and the average tropical Z3 is 95 minutes, more preferably 120 minutes, still more preferably 140 minutes, still more preferably 150 minutes. Yes, more preferably 160 minutes.
  • the preferred upper limit of the total furnace time is 900 minutes, more preferably 800 minutes, still more preferably 750 minutes.
  • the pre-tropical Z1, the heating zone Z2, and the uniform tropical Z3 are evenly divided in the furnace body 13. However, the pre-tropical Z1, the heating zone Z2 and the average tropical Z3 do not have to be evenly divided.
  • the material heated under the above conditions by the heating step is hot-worked.
  • the heated material is hot-worked to produce an intermediate steel material (bare pipe).
  • hot rolling by the Mannesmann-Mandrel method is carried out to manufacture a raw pipe.
  • the 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 billet after perforation rolling is stretch-rolled using a mandrel mill. Further, if necessary, the billet after stretch rolling is subjected to constant diameter rolling using a reducer or a sizing mill.
  • a bare tube is manufactured by the above steps.
  • Hot extrusion may be performed as hot processing.
  • the Eugene-Sejurne method or the Erhard pushbench method may be carried out to manufacture the raw pipe.
  • the working time is 15 minutes or less.
  • the processing time means the time from the extraction of the material from the heating furnace to the completion of the final hot processing.
  • Mn sulfide may grow coarsely or Mn sulfide may be newly generated during hot processing. Can be suppressed.
  • the number density of Mn sulfides having a circle-equivalent diameter of 5 ⁇ m or more is 10 pieces / 100 mm 2 or less.
  • a more preferable upper limit of the processing time is 14 minutes, and even more preferably 13 minutes.
  • the lower limit of the processing time is not particularly limited, but is, for example, 5 minutes.
  • Heat treatment process In the heat treatment step, a quenching step and a tempering step are carried out on the intermediate steel material (bare pipe) after hot working.
  • in-line quenching In the quenching process, "in-line quenching" or “offline quenching” is carried out.
  • the intermediate steel material (bare pipe) manufactured by hot working is not cooled to room temperature, but is directly hardened after hot working, or after hot working and before being cooled to room temperature.
  • the process of performing quenching after reheating (reheating) the intermediate steel material (bare pipe) is called “in-line quenching”.
  • quenching can be performed immediately after hot working on the production line.
  • offline quenching the process of cooling the intermediate steel material (bare pipe) after hot working to room temperature and then quenching using a heat treatment furnace.
  • the quenching temperature in in-line quenching is 800 to 1100 ° C.
  • the "quenching temperature” corresponds to the surface temperature of the intermediate steel material measured by a thermometer installed on the outlet side of the device for performing the final hot working when the quenching is performed directly after the hot working. do.
  • the "quenching temperature” corresponds to the temperature of the reheating furnace or the heat treatment furnace.
  • in-line quenching may be carried out by quenching the intermediate steel material at 800 to 1100 ° C. after hot working. Further, the intermediate steel material after hot working, which has not been cooled to room temperature (intermediate steel material having a temperature of 400 ° C. or higher), is used in a heating or heat treatment furnace installed on the production line. It may be heated to 800 to 1100 ° C. and then rapidly cooled.
  • the preferred upper limit of the quenching temperature in in-line quenching is 1050 ° C, more preferably 1000 ° C, still more preferably 980 ° C.
  • the preferred lower limit of the quenching temperature in in-line quenching is 850 ° C, more preferably 900 ° C.
  • the holding time at the quenching temperature is, for example, 5 to 45 minutes.
  • the quenching method is, for example, quenching the raw pipe from the quenching temperature.
  • the quenching method may be a well-known method.
  • the quenching method is, for example, a method of immersing the raw pipe in a water tank to cool it, or a method of cooling the raw pipe by shower water cooling or mist cooling.
  • the quenching temperature in the offline quenching is 930 to 1100 ° C. Further, the holding time at the quenching temperature is 10 to 125 minutes.
  • the crystal grain size number of the old austenite grains may be 7.0 or more even if the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment. If the quenching temperature is 930 to 1100 ° C. and the holding time at the quenching temperature is 10 to 125 minutes, the austenite grains can be coarsened at the time of quenching. As a result, the crystal grain size number of the old austenite grains can be set to less than 7.0 on the premise that the retention time described later is satisfied.
  • the preferred lower limit of the quenching temperature in the offline quenching is 940 ° C, more preferably 950 ° C.
  • the preferred upper limit of the quenching temperature in the offline quenching is 1050 ° C.
  • the tempering process In the tempering process, the intermediate steel material after the quenching process is tempered. In the present embodiment, precipitates that contribute to precipitation strengthening are generated in the steel material during the tempering process. As a result, the strength of the steel material is sufficiently increased by auxiliary adopting the precipitation strengthening mechanism as well as the strengthening mechanism by improving the hardenability. Specifically, the yield strength of the steel material is set to 896 MPa (130 ksi) or more. Furthermore, by setting appropriate tempering conditions, strain in the steel material is reduced and low temperature toughness is enhanced. The absorbed energy E (J) at ⁇ 10 ° C. is set to 95 J or more.
  • the tempering parameter TMP defined by the following equation is set in the range of 17,000 to 17950.
  • TMP (Tempering temperature (° C.) +273) x (20 + log (holding time (minutes) / 60))
  • the tempering parameter TMP When the tempering parameter TMP is less than 17,000, the effect of tempering is not sufficiently obtained, and the strain introduced into the steel material in the quenching process is not sufficiently removed. In this case, even if the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, the crystal particle size number of the former austenite grains is less than 7.0, and the formulas (1) to (4) are satisfied. The absorbed energy E (J) at ⁇ 10 ° C. becomes less than 95J. On the other hand, if the tempering parameter TMP exceeds 17950, sufficient strength cannot be obtained.
  • the crystal grain size number of the former austenite grains is less than 7.0, and the formulas (1) to (4) are satisfied.
  • the yield strength is less than 896 MPa (130 ksi).
  • the tempering parameter TMP is 17,000 to 17950, excessive strain introduced by quenching can be appropriately removed while appropriately generating precipitates that contribute to precipitation strengthening.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, the crystal grain size number of the former austenite grains is less than 7.0, and the formulas (1) to (4) are satisfied.
  • the yield strength of the steel material is 896 MPa (130 ksi) or more, and the absorbed energy E (J) at ⁇ 10 ° C. is 95 J or more.
  • the tempering temperature in the tempering process is 600 to 720 ° C. Further, the holding time at the tempering temperature is 10 to 90 minutes. That is, in the tempering step, the tempering temperature is set to 600 to 720 ° C., the holding time at the tempering temperature is set to 10 to 90 minutes, and the tempering parameter TMP is set to 17000 to 17950.
  • the preferred lower limit of the tempering temperature is 605 ° C, more preferably 610 ° C.
  • the preferred upper limit of the tempering temperature is 700 ° C., more preferably 680 ° C., and even more preferably 660 ° C.
  • the preferred lower limit of the tempering parameter TMP is 17050, more preferably 17100, and even more preferably 17130.
  • the preferred upper limit of the tempering parameter TMP is 17940, more preferably 17920, still more preferably 17910.
  • the steel material according to the present embodiment can be manufactured.
  • a method for manufacturing a steel pipe has been described as an example.
  • the steel material according to this embodiment may be a steel plate.
  • An example of a steel sheet manufacturing method also includes, for example, a material preparation step, a heating step, a hot working step, and a heat treatment step, as in the above-mentioned manufacturing method.
  • the manufacturing method is not particularly limited as long as the steel material having the above-mentioned structure can be manufactured.
  • the effect of the steel material of the present embodiment will be described more specifically by way of examples.
  • the conditions in the following examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the steel material of the present embodiment. Therefore, the steel material of the present embodiment is not limited to this one condition example.
  • a molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced.
  • the blank in Table 1 means that the corresponding element was not contained.
  • test number 1 it means that the V content was "0"% as a result of rounding to the third decimal place.
  • the Nb content was "0"% as a result of rounding to the fourth decimal place. The same applies to the contents of other elements.
  • Billets were manufactured by the continuous casting method using the above molten steel.
  • the billets of each test number produced were heated in a rotary hearth type continuous heating furnace.
  • the time from when the battery is charged into the inlet 11 to when it is discharged from the extraction port 12 of the tropical zone Z3) is "Temperature T1 (° C.)", “Stay time t1 (minutes)", and "Temperature” in Table 2.
  • processing time at each test number was as shown in the "processing time (minutes)” column in Table 2. Specifically, “ ⁇ 15” in the “machining time (minutes)” column indicates that the machining time was 15 minutes or less. “> 15” indicates that the processing time exceeds 15 minutes.
  • the billet after heating was hot-rolled (hot-worked) by the Mannesmann-mandrel method to manufacture raw pipes (seamless steel pipes) with each test number.
  • tempering was performed on the raw pipes of each test number. Specifically, for the raw pipes of each test number, the tempering temperature (° C) described in “Tempering (° C)” in the “Tempering” column of Table 2 is used, and the tempering time (tempering time (minutes)) described in the "hours (minutes)” column. Tempering was carried out to hold only minutes).
  • the temperature of the heating furnace and the heat treatment furnace used for heating the quenching was defined as the quenching temperature (° C.). Further, the temperature of the heat treatment furnace used for tempering was defined as the tempering temperature (° C.).
  • the microstructure of the steel material (seamless steel pipe) of each test number was observed by the following method, and the total area ratio (%) of martensite and bainite was determined.
  • a test piece having an observation surface including the pipe axis direction and the wall thickness (tube diameter) direction from the central portion of the wall thickness of the steel material was prepared. After polishing the observation surface of the test piece to a mirror surface, the test piece was immersed in a nital corrosive solution for 10 seconds to reveal the structure by etching. The etched observation surface was observed in 10 fields with a secondary electron image using SEM. The field of view was 0.01 mm 2 (magnification 1000 times).
  • crystal grain size numbers of the former austenite grains of the steel material (seamless steel pipe) of each test number were obtained by the following method.
  • a test piece was sampled from the central portion of the steel material (seamless steel pipe) so that the cross section perpendicular to the longitudinal direction (rolling direction) of the steel material was the surface to be inspected.
  • the collected test piece was embedded in resin, and the surface to be inspected was mirror-polished.
  • Former austenite grain boundaries were revealed on the surface to be inspected after mirror polishing by the Behcet-Behaujard method in which the surface to be inspected was corroded with a saturated aqueous solution of picric acid.
  • the crystal grain size numbers of the former austenite grains were measured according to ASTM E112-13.
  • the obtained crystal particle size numbers are shown in the "old ⁇ particle size number” column in Table 2.
  • the F1 to F4 values of each test number are shown in the "F1" to "F4" columns to the right of the "old ⁇ particle size number” column in Table 2.
  • Mn sulfide number density measurement test The number density (pieces / 100 mm 2 ) of Mn sulfides in the steel materials of each test number was determined by the following method.
  • a test piece was prepared from the central part of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe).
  • the test pieces were resin-filled so that the surface including the tube axis direction and the wall thickness (tube diameter) direction became the observation surface.
  • the observation surface of the resin-filled test piece was polished. Of the observed surfaces after polishing, any 10 visual fields were observed.
  • the area of each field of view was 100 mm 2 .
  • the Mn sulfide in the field of view was identified by the method described above.
  • the total number of Mn sulfides (coarse Mn sulfides) having a circle-equivalent diameter of 5.0 ⁇ m or more was determined.
  • the number density of coarse Mn sulfides (pieces / 100 mm 2 ) was determined based on the total number of coarse Mn sulfides obtained and the total area of 10 fields of view.
  • the number densities of the obtained coarse Mn sulfides are shown in the “Coarse Mn sulfide number density (pieces / 100 mm 2 )” column of Table 2.
  • yield strength measurement test The yield strength of the steel material of each test number was determined by the following method. Tensile tests were performed by a method according to ASTM E8 / E8M (2013). Round bar test pieces were collected from the central part of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe) of each test number. The size of the round bar test piece was that the diameter of the parallel portion was 6.35 mm and the length of the parallel portion was 25.4 mm. The axial direction of the round bar test piece was parallel to the longitudinal direction (rolling direction) of the steel material (seamless steel pipe).
  • a tensile test was carried out in the air at room temperature (25 ° C.) using a round bar test piece, and the obtained stress at 0.65% total elongation was defined as the yield strength (MPa).
  • the obtained yield strength (MPa) is shown in the “YS (MPa)” column of Table 2, and the yield strength (ksi) is shown in the “YS (ksi)” column of Table 2.
  • test numbers 1 to 23 in the heating step, the FA in the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3 was 1420 or more, and the processing time was 15 minutes or less. On the other hand, in test number 24, FA was less than 1420. In test number 25, the processing time exceeded 15 minutes. Therefore, in test numbers 1 to 23, the number density of Mn sulfides was 10 pieces / 100 mm 2 or less, and the number density of Mn sulfides was lower than that of test numbers 24 and 25. As a result, the absorbed energy of test numbers 1 to 23 at ⁇ 10 ° C. was 100 J or more, which was even higher than that of test numbers 24 and 25.
  • test numbers 26 and 27 F1 did not satisfy the formula (1). Therefore, the strength was low. Specifically, the yield strength was less than 896 MPa (130 ksi).
  • Test number 30 did not contain Ti. Therefore, the strength was low. Specifically, the yield strength was less than 896 MPa (130 ksi).
  • the Mn content was too high. Therefore, the low temperature toughness was low. Specifically, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was less than 95 J.
  • the Mn content was too high.
  • the V content was too high. Therefore, the low temperature toughness was low. Specifically, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was less than 95 J.
  • the Ti content was too high. Therefore, the low temperature toughness was low. Specifically, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was less than 95 J.
  • test number 40 the B content was too high. Therefore, the low temperature toughness was low. Specifically, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was less than 95 J.
  • the tempering parameter TMP was too low. Therefore, the low temperature toughness was low. Specifically, the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was less than 95 J.
  • the tempering parameter TMP was too high. Therefore, the strength was low. Specifically, the yield strength was less than 896 MPa (130 ksi).
  • test numbers 45 and 46 quenching was carried out offline, but the quenching temperature was less than 930 ° C. Therefore, the crystal grain size number of the old austenite grains was 7.0 or more, and F1 did not satisfy the formula (1). Therefore, the strength was low. Specifically, the yield strength was less than 896 MPa (130 ksi).

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Abstract

高強度及び優れた低温靱性を有する鋼材を提供する。本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～０．８０％未満、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～２．００％、Ｔｉ：０．００１～０．０１５％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｖ：０～０．０５％、Ｎｂ：０～０．０１０％、Ｂ：０～０．０００５％未満、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、明細書に記載の式（１）～式（４）を満たし、降伏強度が８９６ＭＰａ以上であり、－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ以上である。

Description

鋼材
　本開示は、鋼材に関し、さらに詳しくは、油井用途の鋼材に関する。
　油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管に代表される油井用途の鋼材には、高強度化が要求されている。現在、油井用途の鋼材として、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いる。しかしながら、最近では、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が１１０～１２５ｋｓｉ未満、つまり、７５８～８６２ＭＰａ未満）の鋼材や、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）以上の降伏強度を有する鋼材も求められ始めている。
　最近ではさらに、油井開発が寒冷地でも行われている。このような寒冷地の深井戸に使用される油井用鋼管には、高い強度だけでなく、優れた低温靱性も求められる。
　特許文献１（特開２０１７－２３６９号公報）は、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度を有し、優れた低温靱性を有する継目無鋼管を提案する。特許文献１に開示された継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．２１～０．３５％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．１０～１．３０％、Ｍｏ：０．０５～１．００％、Ｔｉ：０．００２～０．０４０％、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、及び、Ｂ：０～０．００５０％を含有し、さらに、Ｃａ：０．００１０～０．００６０％、及び、希土類元素：０．００１０～０．００６０％からなる群から選択される１種又は２種を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。この継目無鋼管の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は７．０以上である。さらに、この継目無鋼管中の硫化物系介在物のうち、長径が１μｍ以上の特定硫化物系介在物の個数は５０００個／１００μｍ２以下であり、特定硫化物系介在物の平均アスペクト比は３．４以下である。さらに、この継目無鋼管の降伏強度は８６２ＭＰａ以上である。
　特許文献１に開示された継目無鋼管では、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を７．０以上とし、結晶粒を微細化することにより、低温靱性を高める。具体的には、製造工程において、熱間加工前の素材の加熱温度を１１００℃以下とし、さらに、穿孔圧延中の傾斜ロールの回転速度を遅くして、穿孔圧延中の加工発熱を抑制する。これにより、結晶粒を微細に維持する。特許文献１の継目無鋼管ではさらに、Ｔｉ析出物やＶ析出物、Ｎｂ析出物等の析出物による結晶粒微細化及び析出強化により、継目無鋼管の強度及び低温靱性を高めている。
特開２０１７－２３６９号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の技術以外の技術によって、高い強度及び優れた低温靱性を有する鋼材が得られてもよい。
　本開示の目的は、高い降伏強度を有し、かつ、優れた低温靱性を有する鋼材を提供することである。
　本開示による鋼材は、
　質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．４５％、
　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　Ｍｎ：０．０５～０．８０％未満、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ａｌ：０．１００％以下、
　Ｃｒ：０．３０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．２５～２．００％、
　Ｔｉ：０．００１～０．０１５％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．００５０％以下、
　Ｖ：０～０．０５％、
　Ｎｂ：０～０．０１０％、
　Ｂ：０～０．０００５％未満、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　希土類元素：０～０．０１００％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、
　各元素含有量が上述の範囲内であることを前提として、式（１）～式（４）を満たし、
　降伏強度が８９６ＭＰａ以上であり、
　－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ以上である。
　｛Ｃ＋Ｍｎ／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋１０×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５≧０．６７８　（１）
　｛Ｍｎ／５．５＋１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋１５×Ｎｂ＋２００×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５≦０．２４０　（２）
　１０×Ｔｉ＋Ｖ＋１０×Ｎｂ≧０．０１５　（３）
　（１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋３０×Ｎｂ）／Ｍｏ≦０．２０５　（４）
　ここで、各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入され、「ＧＮ」には前記結晶粒度番号が代入される。
　本開示による鋼材は、高い降伏強度を有し、かつ、優れた低温靱性を有する。
図１は、連続式の加熱炉の一例である、ロータリーハース型の加熱炉の模式図（平面図）である。
　本発明者らは、鋼材の強度を高めつつ、かつ、優れた低温靱性を有する鋼材の検討を行った。従前の油井用途の鋼材では、特許文献１にも記載されているとおり、８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の高強度を得るために、Ｔｉ析出物やＶ析出物、Ｎｂ析出物等の析出物による析出強化により、鋼材の強度を高めていた。そこで、本発明者らは、初めに、析出強化により鋼材の強度を高めつつ、さらに、低温靱性も高める手段を検討した。
　介在物は、鋼材の低温靱性を低下する要因となる。介在物を生成する元素として、Ｍｎ、Ｔｉ、及びＢがある。一方、上述のとおり、Ｖ析出物及びＮｂ析出物は析出強化により鋼材の強度を高める。そこで、本発明者らは、Ｍｎ、Ｔｉ及びＢの含有量を低くすることにより介在物の生成を抑制し、さらに、Ｖ及びＮｂの析出強化により、鋼材の強度を高めることを考えた。
　しかしながら、さらなる検討を行った結果、単に介在物を形成する元素の含有量を低減しただけでは、高強度と優れた低温靱性との両立が困難であった。具体的には、高い強度は得られるものの、優れた低温靱性が十分に得られなかった。そこで、本発明者らは、低温靱性が十分に得られない要因についてさらに検討を行った。その結果、０℃未満の寒冷環境における低温靱性を低下する要因は、介在物だけでなく、析出物も含まれることが判明した。そのため、従来の鋼材のように、析出物による析出強化機構を、鋼材の強度を高めるための主たる強化機構として採用した場合、０℃未満の寒冷環境における低温靱性を十分に高めることには限界があると本発明者らは考えた。
　そこで、本発明者らは、高い強度及び優れた低温靱性を両立させるために、従来のような析出強化による強化機構に替えて、焼入れ性向上による強化機構を鋼材の主たる強化機構に採用することを考えた。この場合、化学組成の観点からは、焼入れ性を高める元素を含有しつつ、介在物及び析出物を形成しやすい元素の含有量を抑制できる方が好ましい。
　そこで、本発明者らは、上述の技術思想に適した化学組成を検討した。その結果、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～０．８０％未満、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．２５～２．００％、Ｔｉ：０．００１～０．０１５％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｖ：０～０．０５％、Ｎｂ：０～０．０１０％、Ｂ：０～０．０００５％未満、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、高い強度と優れた低温靱性とを両立できる可能性があると本発明者らは考えた。
　上述のとおり、本実施形態の鋼材では、焼入れ性向上による強化機構を鋼材の主たる強化機構に採用する。ところで、鋼材が粗粒であるほど、焼入れ性は高まる。そこで、本実施形態の鋼材では、従前の鋼材のように結晶粒を細粒にするのではなく、結晶粒を敢えて粗粒にして、鋼材の強度を高めることを本発明者らは考えた。検討の結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である場合、鋼材の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であれば、鋼材の焼入れ性をさらに高めることができ、強度が高まる可能性があると本発明者らは考えた。
　そこで、以上の要件を前提として、上述の化学組成を有する鋼材において高い強度と優れた低温靱性との両立を図るため、（１）上述の化学組成における、焼入れ性向上元素と結晶粒サイズとの関係、（２）介在物及び析出物を形成する元素と結晶粒サイズとの関係、（３）析出強化機構の補助的活用、（４）Ｍｏによる固溶強化機構の補助的活用、について、さらに詳細に検討を行った。その結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であることを前提として、さらに、式（１）～式（４）を満たせば、十分に高い強度と優れた低温靱性との両立が可能であることを、本発明者らは見出した。
　｛Ｃ＋Ｍｎ／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋１０×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５≧０．６７８　（１）
　｛Ｍｎ／５．５＋１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋１５×Ｎｂ＋２００×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５≦０．２４０　（２）
　１０×Ｔｉ＋Ｖ＋１０×Ｎｂ≧０．０１５　（３）
　（１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋３０×Ｎｂ）／Ｍｏ≦０．２０５　（４）
　ここで、各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入され、「ＧＮ」には旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が代入される。以下、式（１）～式（４）について説明する。
　式（１）について、Ｆ１＝｛Ｃ＋Ｍｎ／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋１０×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５と定義する。Ｆ１は、鋼材の焼入れ性の指標である。上述のとおり、焼入れ性を向上する元素（以下、焼入れ性向上元素ともいう）と、旧オーステナイト粒のサイズとは、焼入れ性に相乗的に影響する。Ｆ１中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢはいずれも、焼入れ性向上元素である。さらに、Ｆ１中の（７．０／ＧＮ）０．４５の項は、焼入れ性に対する旧オーステナイト粒サイズの寄与度を示す。
　Ｆ１が０．６７８未満であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たしても、鋼材の焼入れ性が不足している。この場合、鋼材の降伏強度を十分に高くすることができない。鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆ１が０．６７８以上であれば、化学組成が後述の式（２）～式（４）を満たすことを前提として、鋼材の強度を十分に高めることができる。具体的には、鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上にすることができる。
　式（２）について、Ｆ２＝｛Ｍｎ／５．５＋１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋１５×Ｎｂ＋２００×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５と定義する。Ｆ２は、鋼材の低温靱性の指標である。上述のとおり、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である場合、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＢはいずれも、介在物又は析出物を形成しやすい。以下、これらの元素を介在物・析出物形成元素ともいう。これらの元素が介在物及び／又は析出物を形成した場合、旧オーステナイト粒が粗大であれば、き裂が発生しやすい。一方、旧オーステナイト粒が細粒であれば、き裂の進展が抑制されやすい。したがって、介在物・析出物形成元素と旧オーステナイト粒の結晶粒度番号とは低温靱性に相乗的に影響する。Ｆ２中のＭｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＢはいずれも、介在物・析出物形成元素である。さらにＦ２中の（７．０／ＧＮ）０．４５の項は、低温靱性に対する旧オーステナイト粒サイズの寄与度を示す。
　Ｆ２が０．２４０を超えれば、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしても、鋼材において、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＢを含む介在物及び／又は析出物が過剰に生成する。そのため、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上とした場合に、鋼材の低温靱性が低下する。具体的には、－１０℃での吸収エネルギーが９５Ｊ未満になる。Ｆ２が０．２４０以下であれば、鋼材において、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＢを含む介在物及び／又は析出物の生成を十分に抑制できる。そのため、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、式（１）、式（３）及び式（４）を満たすことを前提として、鋼材の強度を十分に高めつつ、優れた低温靭性をも得られる。
　式（３）について、Ｆ３＝１０×Ｔｉ＋Ｖ＋１０×Ｎｂと定義する。Ｆ３は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である鋼材において、強化機構として補助的に活用する析出強化機構の指標である。本実施形態の鋼材では、原則として、式（１）を満たすことにより、焼入れ性向上による強化機構を主たる強化機構とする。しかしながら、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼材では、焼入れ性強化機構だけでは、８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上の降伏強度を安定して得られない場合がある。そこで、本実施形態では、焼入れ性強化機構に加えて、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂによる析出強化機構を補助的に採用する。Ｆ３が０．０１５以上であれば、焼入れ性強化機構に加えて、析出強化機構を補助的に活用できる。そのため、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）、式（２）及び式（４）を満たすことを前提として、鋼材の強度を十分に高めることができる。具体的には、鋼材の降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上となる。
　式（４）について、Ｆ４＝（１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋３０×Ｎｂ）／Ｍｏと定義する。Ｆ４は、Ｍｏによる低温靱性向上の寄与度合いを示す指標である。上述のとおり、本実施形態の鋼材では、焼入れ性向上による強化機構を主たる強化機構に採用することにより、鋼材の強度を高める。さらに、介在物及び析出物をなるべく低減することにより、鋼材の低温靱性を高める。しかしながら、焼入れ性向上による強化機構のみで鋼材の強度を高めるだけでは、８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上の十分に高い降伏強度を安定して得られない場合がある。そこで、式（３）に規定のとおり、焼入れ性向上による強化機構に加えて、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂによる析出強化機構を補助的に採用する。しかしながら、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの析出物が増加すれば、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼材の低温靱性が低下してしまう。
　ここで、Ｍｏは、焼入れ性向上により鋼材の強度を高めるだけでなく、鋼材を固溶強化する。Ｍｏによる固溶強化は、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂ析出物による低温靭性の低下を抑制することができる。そこで、本実施形態では、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量に対するＭｏ含有量の割合を高める。Ｆ４が０．２０５以下であれば、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量に対するＭｏ含有量の割合が高い。この場合、析出強化機構を補助的に活用しても、低温靭性の低下を抑制できる。そのため、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（３）も満たすことを前提として、鋼材の強度を十分に高めることができ、かつ、優れた低温靱性も得られる。
　以上のとおり、本実施形態の鋼材は、強度を高めるだけでなく、低温靱性も高めるために、従来の鋼材が主たる強化機構として積極的に採用する析出強化機構に替えて、焼入れ性向上による強化機構を採用する。さらに、焼入れ性向上による強化機構をさらに強く作用させるために、旧オーステナイト粒を敢えて粗粒とする。さらに、高い強度と優れた低温靱性とを両立させるために、焼入れ性向上元素、介在物・析出物形成元素、及び、旧オーステナイト粒サイズが式（１）～式（４）を満たすように調整する。以上の構成を有することにより、本実施形態の鋼材では、降伏強度を８９６ＭＰａ以上としつつ、－１０℃における吸収エネルギーを９５Ｊ以上とすることができる。
　本実施形態の鋼材は、以上の技術思想により完成したものであり、次の構成を有する。
　［１］
　質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．４５％、
　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　Ｍｎ：０．０５～０．８０％未満、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ａｌ：０．１００％以下、
　Ｃｒ：０．３０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．２５～２．００％、
　Ｔｉ：０．００１～０．０１５％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．００５０％以下、
　Ｖ：０～０．０５％、
　Ｎｂ：０～０．０１０％、
　Ｂ：０～０．０００５％未満、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　希土類元素：０～０．０１００％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、
　各元素含有量が上述の範囲内であることを前提として、式（１）～式（４）を満たし、
　降伏強度が８９６ＭＰａ以上であり、
　－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ以上である、
　鋼材。
　｛Ｃ＋Ｍｎ／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋１０×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５≧０．６７８　（１）
　｛Ｍｎ／５．５＋１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋１５×Ｎｂ＋２００×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５≦０．２４０　（２）
　１０×Ｔｉ＋Ｖ＋１０×Ｎｂ≧０．０１５　（３）
　（１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋３０×Ｎｂ）／Ｍｏ≦０．２０５　（４）
　ここで、各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入され、「ＧＮ」には前記結晶粒度番号が代入される。
　［２］
　［１］に記載の鋼材であって、
　円相当径が５．０μｍ以上のＭｎ硫化物の個数密度が１０個／１００ｍｍ２以下であり、
　－１０℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上である、
　鋼材。
　［３］
　［１］又は［２］に記載の鋼材であって、
　Ｖ：０．０１～０．０５％、
　Ｎｂ：０．００１～０．０１０％、
　Ｂ：０．０００１～０．０００５％未満、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
　希土類元素：０．０００１～０．０１００％、
　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、及び、
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
　鋼材。
　［４］
　［１］～［３］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。
　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：０．１５～０．４５％
　炭素（Ｃ）は、焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が０．１５％未満であれば、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０．４５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、その結果、鋼材の低温靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１７％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３６％であり、さらに好ましくは０．３４％であり、さらに好ましくは０．３２％であり、さらに好ましくは０．３０％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０．０５％未満であれば、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１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靱性が低下する。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０．１０％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１７％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％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｍｎ：０．０５～０．８０％未満
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が０．０５％未満であれば、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０．８０％以上であれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。さらに、粗大なＭｎ硫化物が過剰に多く生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５～０．８０％未満である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．７９％であり、さらに好ましくは０．７８％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に偏析して、鋼材の低温靱性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは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。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、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０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓが粒界に偏析して、鋼材の低温靱性が低下する。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０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、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０．０００３％である。
　Ａｌ：０．１００％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は不可避に含有される。つまり、Ａｌ含有量は０％超である。Ａｌは鋼を脱酸する。Ａｌ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、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、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する。この場合、鋼材の低温靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％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０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
　Ｃｒ：０．３０～１．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、Ｃｒは鋼材の強度を高める。Ｃｒ含有量が０．３０％未満であれば、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１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．３０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｃｒ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１．２０％である。
　Ｍｏ：０．２５～２．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、鋼材中に固溶して鋼材を強化する。固溶Ｍｏにより鋼材が強化されれば、Ｖ析出物、Ｎｂ析出物及びＴｉ析出物に起因した低温靭性の低下を抑制することができる。したがって、Ｍｏは、低温靱性の低下を抑制しつつ、鋼材の強度を高めることができる。Ｍｏ含有量が０．２５％未満であれば、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２．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靱性がかえって低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２５～２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましくは１．２５％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
　Ｔｉ：０．００１～０．０１５％
　チタン（Ｔｉ）は、析出物（窒化物）を形成して、析出強化により鋼材の強度を高める。Ｔｉ含有量が０．００１％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な介在物が生成し、Ｔｉ析出物が過剰に多く生成する。この場合、鋼材の低温靱性が顕著に低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１～０．０１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は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０．００４％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０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　窒素（Ｎ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｎは粗大な窒化物を形成する。この場合、鋼材の低温靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５５％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は、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、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｏ：０．００５０％以下
　酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｏは粗大な酸化物を形成し、鋼材の低温靱性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の過剰な低減は、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０．０００３％である。
　本実施形態による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素について］
　［第１群］
　本実施形態の鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ及びＮｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、析出物を形成し、析出強化により鋼材の強度を高める。
　Ｖ：０～０．０５％
　バナジウム（Ｖ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは、焼入れ性を向上する。Ｖはさらに、析出物（炭化物）を形成する。Ｖ析出物は、析出強化により鋼材の強度を高める。しかしながら、本実施形態の化学組成において、鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ以上（１３０ｋｓｉ以上）に高めた場合、Ｖ含有量が０．０５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｖ析出物が鋼材の低温靱性を顕著に低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０４であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
　Ｎｂ：０～０．０１０％
　ニオブ（Ｎｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは、析出物（炭窒化物）を形成する。Ｎｂ析出物は、析出強化により鋼材の強度を高める。しかしながら、本実施形態の化学組成において、鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ以上（１３０ｋｓｉ以上）に高めた場合、Ｎｂ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｎｂ析出物が鋼材の低温靱性を顕著に低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
　［第２群］
　本実施形態の鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。
　Ｂ：０～０．０００５％未満
　ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは鋼材に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、本実施形態の化学組成において、鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ以上（１３０ｋｓｉ以上）に高めた場合、Ｂ含有量が０．０００５％以上であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に生成するＢ介在物が鋼材の低温靱性を低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．０００５％未満である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．０００４％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。
　［第３群］
　本実施形態の鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼材中のＭｎ硫化物を微細化して鋼材の低温靭性を高める。
　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。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは、鋼材中のＭｎ硫化物を微細化し、鋼材の低温靱性を高める。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０．０１００％を超えれば、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、鋼材の低温靱性がかえって低下する。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０．０００１％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０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは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。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、Ｍｇは鋼材中のＭｎ硫化物を微細化し、鋼材の低温靭性を高める。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０．０１００％を超えれば、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、鋼材の低温靭性がかえって低下する。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０．０００１％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０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、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、つまり、ＲＥＭ含有量が０％超である場合、ＲＥＭは鋼材中のＭｎ硫化物を微細化し、鋼材の低温靭性を高める。ＲＥＭ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、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えれば、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、鋼材の低温靭性がかえって低下する。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０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは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。
　なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。
　［第４群］
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。
　Ｎｉ：０～０．５０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、局部的な腐食を促進させ、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％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０．４０％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％であり、さらに好ましくは０．１０％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、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、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０．５０％を超えれば、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、鋼材の低温靱性が低下する。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０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｃｕ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％であり、さらに好ましくは０．１０％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。
　［旧オーステナイト粒の結晶粒度番号について］
　本実施形態による鋼材のミクロ組織において、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は７．０未満である。
　上述のとおり、本実施形態の鋼材では、焼入れ性向上による強化機構を主たる強化機構に採用する。鋼材の焼入れ性は、粗粒である方が高まる。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である鋼材において、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０以上である場合、十分な焼入れ性が得られない。この場合、鋼材の強度が不足し、鋼材の降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）未満になる。
　旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（４）を満たすことを前提として、鋼材の焼入れ性が十分に高くなる。そのため、鋼材の強度が十分に高まり、具体的には、鋼材の降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上になる。
　旧オーステナイト粒の結晶粒度番号の下限は限定されない。工業生産を考慮すれば、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号の下限は例えば、２．０であり、例えば、２．５であり、例えば、３．０であり、例えば、３．５であり、例えば、４．０である。
　本実施形態の鋼材の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、次の方法で求めることができる。鋼材の長手方向（圧延方向）と垂直な断面が被検面となるように、鋼材から試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を採取する。採取した試験片を樹脂に埋め込み、被検面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の被検面に対して、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するＢｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法により、旧オーステナイト粒界を現出させる。旧オーステナイト粒界を現出させた被検面を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１３に準拠して、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を測定する。
　［パラメータ式について］
　本実施形態の鋼材の化学組成は、各元素が上述の本実施形態の範囲内であることを前提として、さらに、次の式（１）～式（４）を満たす。
　｛Ｃ＋Ｍｎ／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋１０×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５≧０．６７８　（１）
　｛Ｍｎ／５．５＋１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋１５×Ｎｂ＋２００×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５≦０．２４０　（２）
　１０×Ｔｉ＋Ｖ＋１０×Ｎｂ≧０．０１５　（３）
　（１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋３０×Ｎｂ）／Ｍｏ≦０．２０５　（４）
　ここで、各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入され、「ＧＮ」には旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が代入される。
　以下、式（１）～式（４）の各々について説明する。
　［式（１）について］
　Ｆ１＝｛Ｃ＋Ｍｎ／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋１０×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５と定義する。Ｆ１は、鋼材の焼入れ性の指標である。焼入れ性向上元素と、旧オーステナイト粒のサイズとは、焼入れ性に相乗的に影響する。Ｆ１中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢはいずれも、焼入れ性向上元素である。さらに、Ｆ１中の（７．０／ＧＮ）０．４５の項は、焼入れ性への旧オーステナイト粒サイズの寄与度を示す。
　Ｆ１が０．６７８未満であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）～式（４）を満たしても、鋼材の焼入れ性が不足している。この場合、鋼材の降伏強度を十分に高くすることができない。鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆ１が０．６７８以上であれば、化学組成が後述の式（２）～式（４）を満たすことを前提として、鋼材の強度を十分に高めることができる。具体的には、鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上にすることができる。
　Ｆ１の好ましい下限は０．６８０であり、さらに好ましくは０．６８５であり、さらに好ましくは０．６９０であり、さらに好ましくは０．６９５である。Ｆ１の上限は特に限定されない。Ｆ１の上限は例えば、２．４４５である。なお、Ｆ１値は、小数第４位を四捨五入して得られた値である。
　［式（２）について］
　Ｆ２＝｛Ｍｎ／５．５＋１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋１５×Ｎｂ＋２００×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５と定義する。Ｆ２は、鋼材の低温靱性の指標である。Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＢは、介在物・析出物形成元素である。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である場合、これらの介在物・析出物形成元素は、介在物（Ｍｎ介在物、Ｔｉ介在物、Ｂ介在物）又は析出物（Ｔｉ析出物、Ｖ析出物、Ｎｂ析出物）を形成しやすい。具体的には、Ｍｎ、及び、Ｂは介在物を形成しやすい。Ｖ及びＮｂは析出物を形成しやすい。Ｔｉは介在物及び析出物を形成しやすい。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上にする場合、これらの介在物及び析出物は共に、鋼材の低温靱性を顕著に低下させる。
　さらに、旧オーステナイト粒のサイズも鋼材の低温靱性に影響を与える。具体的には、旧オーステナイト粒が粗大であれば、介在物及び析出物を起点として発生したき裂が進展しやすい。一方、旧オーステナイト粒が微細であれば、き裂の進展を抑制できる。したがって、介在物及び析出物と、旧オーステナイト粒のサイズとは、低温靱性に相乗的に影響する。
　Ｆ２が０．２４０を超えれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）、式（３）及び式（４）を満たしても、鋼材において、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＢを含む介在物及び／又は析出物が過剰に多く生成する。又は、介在物及び／又は析出物の生成量に対して、旧オーステナイト粒が大きすぎる。そのため、鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上にした場合に、鋼材の低温靱性が低下する。
　Ｆ２が０．２４０以下であれば、鋼材において、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＢを含む介在物及び／又は析出物の生成を十分に抑制できており、かつ、介在物及び析出物の生成量に対して、旧オーステナイト粒のサイズも適切である。そのため、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、かつ、式（１）、式（３）及び式（４）を満たすことを前提として、鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上にしても、優れた低温靱性が得られる。
　Ｆ２の好ましい上限は０．２３５であり、さらに好ましくは０．２３０であり、さらに好ましくは０．２２５であり、さらに好ましくは０．２２０であり、さらに好ましくは０．２１５であり、さらに好ましくは０．２１０であり、さらに好ましくは０．２００である。Ｆ２の下限は特に限定されない。Ｆ２の下限は例えば、０．０１９である。なお、Ｆ２値は、小数第４位を四捨五入して得られた値である。
　［式（３）について］
　Ｆ３＝１０×Ｔｉ＋Ｖ＋１０×Ｎｂと定義する。Ｆ３は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である鋼材において、強化機構として補助的に採用する析出強化の指標である。本実施形態の鋼材では、上述のとおり、焼入れ性向上による強化機構を鋼材の主たる強化機構に採用する。具体的には、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内とし、かつ、式（１）を満たすことにより鋼材の焼入れ性を高めて、鋼材の強度を高める。しかしながら、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である鋼材では、焼入れ性向上による強化機構だけでは、８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上の高い降伏強度を安定して得られない場合がある。
　そこで、本実施形態では、焼入れ性向上による強化機構を主たる強化機構として採用しつつ、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂによる析出強化機構も補助的な強化機構として採用する。具体的には、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂで構成されるＦ３が０．０１５未満であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）、式（２）及び式（４）を満たしても、鋼材の強度が不足する。この場合、鋼材の降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）未満になる。
　Ｆ３が０．０１５以上であれば、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂによる析出強化を補助的に活用できる。そのため、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）、式（２）及び式（４）を満たすことを前提として、鋼材の降伏強度が十分に高まる。具体的には、鋼材の降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上となる。
　Ｆ３の好ましい下限は０．０２０であり、さらに好ましくは０．０２５であり、さらに好ましくは０．０３０であり、さらに好ましくは０．０３５であり、さらに好ましくは０．０４０であり、さらに好ましくは０．０４５である。Ｆ３の上限は特に限定されない。化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であれば、Ｆ３の上限値は例えば、０．３００である。Ｆ３の好ましい上限は０．２９０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、さらに好ましくは０．２２０である。なお、Ｆ３値は小数第４位を四捨五入して得られた値である。
　［式（４）について］
　Ｆ４＝（１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋３０×Ｎｂ）／Ｍｏと定義する。Ｆ４は、Ｍｏの低温靭性向上の寄与度合いを示す指標である。
　上述のとおり、本実施形態の鋼材では、焼入れ性向上により強化機構を鋼材の主たる強化機構に採用して鋼材の強度を高めつつ、介在物及び析出物をなるべく低減することにより鋼材の低温靱性を高める。しかしながら、焼入れ性向上による強化機構のみで鋼材の強度を高めるだけでは８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上の高い降伏強度を安定して得られない場合がある。そこで、焼入れ性向上による強化機構とともに、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの析出物による析出強化機構を補助的に採用する。
　しかしながら、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの析出物が増加すれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である鋼材の低温靱性が低下してしまう。一方で、Ｍｏは焼入れ性向上により鋼材の強度を高めるだけでなく、鋼材を固溶強化する。Ｍｏによる固溶強化は、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂ析出物による低温靭性の低下を抑制することができる。そこで、本実施形態では、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂ含有量に対するＭｏ含有量の割合を高める。Ｆ４が０．２０５を超えれば、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量に対するＭｏ含有量の割合が低い。この場合、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～（３）を満たすことにより、鋼材の降伏強度が十分に高くなり、鋼材の降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上となるものの、十分な低温靱性が得られない。
　Ｆ４が０．２０５以下であれば、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量に対するＭｏ含有量の割合が高い。この場合、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、式（１）～式（３）を満たすことを前提として、鋼材の降伏強度を十分に高めて鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上としつつ、優れた低温靱性も得られる。
　Ｆ４の好ましい上限は０．２０２であり、さらに好ましくは０．２００であり、さらに好ましくは０．１９８であり、さらに好ましくは０．１９５であり、さらに好ましくは０．１９０であり、さらに好ましくは０．１８５であり、さらに好ましくは０．１８０であり、さらに好ましくは０．１７５である。Ｆ４の下限は特に限定されない。化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であれば、Ｆ４の下限は例えば０．００５である。Ｆ４のさらに好ましい下限は０．０１０であり、さらに好ましくは０．０１２である。なお、Ｆ４値は小数第４位を四捨五入して得られた値である。
　［鋼材の降伏強度について］
　以上の構成を有する本実施形態の鋼材は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、かつ、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として式（１）～式（４）を満たすことにより、高い降伏強度を有する。具体的には、本実施形態の鋼材は、８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上の降伏強度を有する。本明細書でいう降伏強度は、引張試験で得られた０．６５％全伸び時の応力（０．６５％耐力）を意味する。
　降伏強度の好ましい下限は９００ＭＰａであり、さらに好ましくは９１０ＭＰａであり、さらに好ましくは９２０ＭＰａである。降伏強度の上限は特に限定されない。降伏強度の上限は例えば、１１０３ＭＰａ（１６０ｋｓｉ）であり、例えば、１０９０ＭＰａであり、例えば、１０６９ＭＰａ（１５５ｋｓｉ）である。
　本実施形態の鋼材の降伏強度は次の方法で求めることができる。ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。具体的には、鋼材から、丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を採取する。例えば、丸棒試験片の平行部の直径は６．３５ｍｍであり、平行部の長さは２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の長手方向（圧延方向）と平行である。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、得られた０．６５％全伸び時の応力（０．６５％耐力）を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。
　［鋼材の低温靱性について］
　本実施形態による鋼材は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、かつ、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として式（１）～式（４）を満たすことにより、上述の高い降伏強度と、優れた低温靱性とを両立できる。具体的には、本実施形態による鋼材では、－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ以上である。より具体的には、ＡＳＴＭ　Ｅ２３（２０１８）に準拠した、－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ以上である。
　－１０℃における吸収エネルギーの好ましい下限は９６Ｊであり、さらに好ましくは９８Ｊであり、さらに好ましくは１００Ｊである。－１０℃における吸収エネルギーの上限は特に限定されない。吸収エネルギーの上限は例えば２００Ｊであり、例えば、１８０Ｊであり、例えば１６０Ｊである。
　－１０℃における吸収エネルギーは次の方法で求めることができる。本実施形態の鋼材に対して、ＡＳＴＭ　Ｅ２３（２０１８）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、低温靭性を評価する。具体的には、鋼材からＶノッチ試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部からＶノッチ試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部からＶノッチ試験片を採取する。Ｖノッチ試験片は、ＡＰＩ仕様書５ＣＴ（第１０版）に準拠して作製する。Ｖノッチ試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ２３（２０１８）に準拠して、－１０℃において３本／セットでシャルピー衝撃試験を実施して吸収エネルギーを測定する。サブサイズの試験片を用いて測定した場合、得られた吸収エネルギーをＡＰＩ仕様書５ＣＴ（第１０版）に記載された低減率（Ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ　ｆａｃｔｏｒ）で除して、フルサイズの試験片での吸収エネルギーに換算する。３本のＶノッチ試験片の吸収エネルギーの算術平均値を、－１０℃における吸収エネルギーＥ（Ｊ）と定義する。なお、－１０℃における吸収エネルギーＥ（Ｊ）は、得られた数値の小数第１位を四捨五入する。
　［ミクロ組織］
　本実施形態による鋼材のミクロ組織は、主としてマルテンサイト及び／又はベイナイトからなる。より具体的には、ミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率は９０％以上である。ミクロ組織の残部は例えば、フェライト及び／又はパーライトからなる。ミクロ組織の残部はフェライト及び／又はパーライト以外に、残留オーステナイトが含まれる場合があるが、マルテンサイト、ベイナイト、フェライト及びパーライトの面積と比較して、残留オーステナイトの面積は無視できるほど小さい。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であれば、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８９６ＭＰａ以上（１３０ｋｓｉ以上）となる。すなわち、本実施形態では、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、式（１）～式（４）を満たし、かつ、鋼材の降伏強度が８９６ＭＰａ以上であれば、ミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であると判断できる。
　マルテンサイト及びベイナイトの総面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及び板厚方向を含む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及び肉厚（管径）方向を含む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、例えば、０．０１ｍｍ２（倍率１０００倍）である。各視野において、コントラストに基づいて、マルテンサイト及びベイナイトを特定する。マルテンサイト及びベイナイトと、他の相（フェライト、パーライト）とは、当業者であれば、コントラストにより容易に区別できる。なお、本実施形態では、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率を求めるため、マルテンサイトとベイナイトとを区別する必要はない。
　特定したマルテンサイト及びベイナイトの総面積率（％）を求める。本実施形態では、全ての視野で求めた、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率（％）の算術平均値を、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率（％）と定義する。
　［Ｍｎ硫化物の好ましい個数密度］
　本実施形態において、Ｍｎ硫化物は次のとおり定義される。エネルギー分散型Ｘ線分析法（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：以下、「ＥＤＳ」ともいう）による元素濃度分析において、検出されたすべての元素（ただしＣを除く）で定量した場合に、質量％でＭｎ含有量が２０％以上検出され、かつ、Ｓ含有量が１０％以上検出される介在物を、「Ｍｎ硫化物」と定義する。本実施形態ではさらに、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎ硫化物を「粗大Ｍｎ硫化物」と定義する。
　本実施形態の鋼材において、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、式（１）～式（４）を満たすことを前提として、粗大Ｍｎ硫化物の好ましい個数密度は１０個／１００ｍｍ２以下である。この場合、鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ以上としつつ、－１０℃での吸収エネルギーを１００Ｊ以上とすることができる。
　粗大Ｍｎ硫化物の個数密度は、次の方法で求めることができる。具体的には、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。鋼材が鋼板である場合、作製した試験片のうち、圧延方向及び板厚方向を含む面が観察面となるように、試験片を樹脂埋めする。鋼材が鋼管である場合、作製した試験片のうち、管軸方向及び肉厚（管径）方向を含む面が観察面となるように、試験片を樹脂埋めする。樹脂埋めされた試験片の観察面を研磨する。研磨後の観察面のうち、任意の１０視野を観察する。各視野の面積は、例えば、１００ｍｍ２とする。
　各視野において、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎ硫化物の個数を求める。具体的には、まず各視野における介在物をコントラストから特定する。特定した各介在物について、元素濃度分析（ＥＤＳ分析）を実施する。検出されたすべての元素（ただしＣを除く）で定量した場合に、質量％でＭｎ含有量が２０％以上検出され、かつ、Ｓ含有量が１０％以上検出される介在物を、「Ｍｎ硫化物」と特定する。
　１０視野で特定されたＭｎ硫化物のうち、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎ硫化物（粗大Ｍｎ硫化物）の総個数を求める。粗大Ｍｎ硫化物の総個数と、１０視野の総面積とに基づいて、粗大Ｍｎ硫化物の個数密度（個／１００ｍｍ２）を求める。本実施形態では、粗大Ｍｎ硫化物の個数密度（個／１００ｍｍ２）を求めるときに、得られた数値の小数第１位を四捨五入する。なお、粗大Ｍｎ硫化物の個数密度の測定は、走査電子顕微鏡に組成分析機能を付与された装置（ＳＥＭ－ＥＤＳ装置）を用いて行うことができる。
　粗大Ｍｎ硫化物の個数密度の好ましい上限は９個／１００ｍｍ２であり、さらに好ましくは８個／１００ｍｍ２である。
　［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。鋼材は例えば鋼管、鋼板である。鋼材は例えば、油井用鋼管である。油井用鋼管は例えば、油井又はガス井の掘削、原油又は天然ガスの採取等に用いられるケーシング、チュービング、ドリルパイプ等である。
　油井用鋼管は、溶接鋼管であってもよいし、継目無鋼管であってもよい。好ましくは、本実施形態の鋼材は、油井用継目無鋼管である。油井用継目無鋼管は、油井用鋼管が継目無鋼管であることを意味する。
　［製造方法］
　本実施形態による鋼材の製造方法を説明する。以下の説明では、本実施形態による鋼材の一例として、鋼管の製造方法を説明する。しかしながら、本実施形態による鋼材の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。つまり、他の製造方法であっても、上述の構成を有する鋼材を製造できれば、製造方法は特に限定されない。
　本実施形態による鋼材の製造方法の一例は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、準備した素材を加熱する工程（加熱工程）と、加熱された素材に対して熱間加工を実施する工程（熱間加工工程）と、熱間加工後の鋼材に対して焼入れ及び焼戻しを実施する工程（熱処理工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。
　［素材準備工程］
　素材準備工程では、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、鋼材になったときに式（１）～式（４）を満たす溶鋼を周知の製鋼方法により製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法により鋳片を製造する。ここで、鋳片とは、スラブ、ブルーム、又はビレットである。鋳片に代えて、上記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熱間加工して、ビレットを製造してもよい。以上の製造工程により、素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
　［加熱工程］
　加熱工程では、素材準備工程で準備した素材を、連続式の加熱炉に装入して加熱する。加熱炉は、ロータリーハース型の加熱炉であってもよいし、ウォーキングビーム型の加熱炉であってもよい。以降の説明では、連続式加熱炉の一例として、ロータリーハース型の加熱炉を用いて説明する。
　図１は、連続式の加熱炉の一例である、ロータリーハース型の加熱炉の模式図（平面図）である。図１を参照して、加熱炉１０は、装入口１１と、抽出口１２とを有する炉本体１３を備える。加熱炉１０には、加熱の対象となる素材であるビレットＢ１が装入口１１から装入される。図１において、ビレットＢ１は、加熱炉１０内を移動しながら加熱される。図１では、装入口１１から装入されたビレットＢ１が時計回りに移動する。移動しながら加熱されたビレットＢ１が抽出口１２まで到達すると、ビレットＢ１が抽出口１２から外部に抽出される。
　炉本体１３は、装入口１１から抽出口１２に向かって順に、予熱帯Ｚ１、加熱帯Ｚ２、及び、均熱帯Ｚ３に区分される。予熱帯Ｚ１は、装入口１１を有する区間（ゾーン）であり、３つの区間（予熱帯Ｚ１、加熱帯Ｚ２、及び均熱帯Ｚ３）のうち、最も炉内温度が低い。加熱帯Ｚ２は、予熱帯Ｚ１と均熱帯Ｚ３との間に配置されている区間である。均熱帯Ｚ３は、加熱帯Ｚ２に続く区間であり、後端に抽出口１２を有する。加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３はほぼ同じ温度に保持されている。具体的には、均熱帯Ｚ３の温度の方が加熱帯Ｚ２の温度よりも若干高いものの、均熱帯Ｚ３と加熱帯Ｚ２との温度差は２０℃以下である。各区間にはそれぞれ１又は複数のバーナーが設けられている。各区間では、バーナーにより、温度が調整されている。
　本実施形態では、予熱帯Ｚ１、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３の温度及び滞在時間を、次のとおりとする。
　［予熱帯Ｚ１］
　予熱帯Ｚ１では、予熱帯Ｚ１での炉内温度Ｔ１を８２０～１３００℃であって、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔ２よりも低い温度とする。さらに、予熱帯Ｚ１での素材の滞在時間ｔ１を４５分以上とする。滞在時間ｔ１は、素材が装入口１１から予熱帯Ｚ１に進入してから素材が加熱帯Ｚ２に排出されるまでの時間（分）を意味する。予熱帯Ｚ１は主として、常温の素材の温度を高める役割を担う。好ましくは、予熱帯Ｚ１での滞在時間ｔ１を５０分以上とし、さらに好ましくは５５分以上とする。滞在時間ｔ１の上限は特に限定されない。しかしながら、生産性を考慮すれば、滞在時間ｔ１の好ましい上限は３００分である。
　［加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３］
　加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３では、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔ２を１１００～１３８０℃であって、予熱帯Ｚ１での炉内温度よりも高い温度とする。ここで、炉内温度Ｔ２は、加熱帯Ｚ２の炉内温度と均熱帯Ｚ３の炉内温度との算術平均値とする。さらに、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での総滞在時間ｔ２（分）を５０分以上とし、さらに好ましくは５５分以上とする。ここで、総滞在時間ｔ２は、素材が加熱帯Ｚ２に進入してから、抽出口１２から外部に排出されるまでの時間（分）を意味する。総滞在時間ｔ２の上限は特に限定されない。しかしながら、生産性を考慮すれば、総滞在時間ｔ２の好ましい上限は６００分である。
　［加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での好ましい条件］
　好ましくは、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３の炉内温度Ｔ２及び総滞在時間ｔ２は次の式（Ａ）を満たす。
　１４２０≦（ｔ２／６０）０．５×（Ｔ２＋２７３）　（Ａ）
　ここで、式（Ａ）中の「ｔ２」には素材の総滞在時間ｔ２（分）が代入され、「Ｔ２」には炉内温度Ｔ２（℃）が代入される。
　ＦＡ＝（ｔ２／６０）０．５×（Ｔ２＋２７３）と定義する。ＦＡが１４２０以上であれば、素材中のＭｎが素材全体に十分に拡散する。この場合、素材中のＭｎ硫化物の一部が溶解する。さらに、粗大なＭｎ硫化物の形成が抑制される。その結果、円相当径が５μｍ以上のＭｎ硫化物の個数密度が１０個／１００ｍｍ２以下となる。
　ＦＡの好ましい下限は１５００であり、さらに好ましくは１５５０であり、さらに好ましくは１６００であり、さらに好ましくは１６５０であり、さらに好ましくは１７００である。ＦＡの上限は特に限定されない。しかしながら、設備負荷及び製造原単位を考慮すれば、ＦＡの好ましい上限は４５００であり、さらに好ましくは４４００であり、さらに好ましくは４３００であり、さらに好ましくは４２００である。
　なお、予熱帯Ｚ１、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での総在炉時間の好ましい下限は９５分であり、さらに好ましくは１２０分であり、さらに好ましくは１４０分であり、さらに好ましくは１５０分であり、さらに好ましくは１６０分である。総在炉時間の好ましい上限は９００分であり、さらに好ましくは８００分であり、さらに好ましくは７５０分である。
　なお、図１では、炉本体１３内で予熱帯Ｚ１、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３が均等に区分されている。しかしながら、予熱帯Ｚ１、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３は均等に区分されていなくてもよい。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程では、加熱工程により上記条件で加熱された素材を熱間加工する。最終製品が鋼管である場合、加熱された素材に対して熱間加工を実施して、中間鋼材（素管）を製造する。例えば、熱間加工としてマンネスマン－マンドレル方式による熱間圧延を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により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、例えば、１．０～４．０である。穿孔圧延後のビレットに対して、マンドレルミルを用いた延伸圧延を実施する。さらに、必要に応じて、延伸圧延後のビレットに対して、レデューサ又はサイジングミルを用いた定径圧延を実施する。以上の工程により、素管を製造する。
　熱間加工として熱間押出を実施してもよい。例えば、ユジーン・セジュルネ法、又は、エルハルトプッシュベンチ法を実施して、素管を製造してもよい。
　［好ましい加工時間］
　好ましくは、本実施形態による熱間加工工程では、加工時間は１５分以下である。ここで、加工時間（分）とは、素材が加熱炉から抽出されてから、最終の熱間加工が終了するまでの時間を意味する。加工時間を１５分以下とすれば、上述の式（Ａ）を満たすことを前提として、熱間加工中にＭｎ硫化物が粗大に成長したり、Ｍｎ硫化物が新たに生成したりするのを抑制できる。その結果、円相当径が５μｍ以上のＭｎ硫化物の個数密度が１０個／１００ｍｍ２以下となる。
　加工時間のさらに好ましい上限は１４分であり、さらに好ましくは１３分である。加工時間の下限は特に限定されないが、例えば、５分である。
　［熱処理工程］
　熱処理工程では、熱間加工後の中間鋼材（素管）に対して焼入れ工程及び焼戻し工程を実施する。
　［焼入れ工程］
　焼入れ工程は、「インライン焼入れ」又は「オフライン焼入れ」を実施する。ここで、熱間加工により製造された中間鋼材（素管）を、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施したり、熱間加工後であって常温まで冷却される前の中間鋼材（素管）を補熱（再加熱）した後、焼入れを実施する処理を「インライン焼入れ」と称する。インライン焼入れの場合、製造ライン上で熱間加工後に速やかに焼入れを実施できる。一方、熱間加工後の中間鋼材（素管）を常温まで冷却した後、熱処理炉を用いて焼入れする処理を「オフライン焼入れ」と称する。以下、インライン焼入れ、及びオフライン焼入れについて説明する。
　［インライン焼入れ］
　インライン焼入れでの焼入れ温度は８００～１１００℃である。本明細書において「焼入れ温度」とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置した温度計で測定された中間鋼材の表面温度に相当する。熱間加工後に補熱炉又は熱処理炉を用いて焼入れを実施する場合、「焼入れ温度」は、補熱炉又は熱処理炉の温度に相当する。
　インライン焼入れでは、上述のとおり、熱間加工後に８００～１１００℃の中間鋼材を急冷することによって実施されてもよい。また、熱間加工後の中間鋼材であって、常温まで冷却される前の中間鋼材（温度が４００℃以上の中間鋼材）を、製造ライン上に設置された補熱炉又は熱処理炉を用いて８００～１１００℃まで加熱してから急冷してもよい。インライン焼入れでの焼入れ温度の好ましい上限は１０５０℃であり、さらに好ましくは１０００℃であり、さらに好ましくは９８０℃である。インライン焼入れでの焼入れ温度の好ましい下限は８５０℃であり、さらに好ましくは９００℃である。
　熱間加工後に補熱炉又は熱処理炉を用いてインライン焼入れを実施する場合、焼入れ温度での保持時間は例えば、５～４５分である。
　焼入れ方法は例えば、焼入れ温度から素管を急冷する。急冷方法は周知の方法でよい。急冷方法は例えば、素管を水槽に浸漬して冷却する方法や、素管をシャワー水冷又はミスト冷却により冷却する方法である。
　［オフライン焼入れ］
　オフライン焼入れでの焼入れ温度は９３０～１１００℃である。さらに、焼入れ温度での保持時間は１０～１２５分である。
　オフラインで焼入れを実施する場合、逆変態により結晶粒が微細化する。そのため、焼入れ温度が低すぎれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０以上となる場合がある。焼入れ温度が９３０～１１００℃であり、かつ、焼入れ温度での保持時間が１０～１２５分であれば、焼入れ時にオーステナイト粒を粗大にすることができる。その結果、後述の保持時間を満たすことを前提として、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を７．０未満にすることができる。オフライン焼入れでの焼入れ温度の好ましい下限は９４０℃であり、さらに好ましくは９５０℃である。オフライン焼入れでの焼入れ温度の好ましい上限は１０５０℃である。
　［焼戻し工程］
　焼戻し工程では、焼入れ工程後の中間鋼材に対して、焼戻しを実施する。本実施形態では、焼戻し工程時に鋼材中に析出強化に寄与する析出物を生成する。これにより、焼入れ性向上による強化機構とともに、析出強化機構を補助的に採用して、鋼材の強度を十分に高める。具体的には、鋼材の降伏強度を８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上にする。さらに、適切な焼戻し条件とすることにより、鋼材中の歪みを低減して、低温靱性を高める。－１０℃における吸収エネルギーＥ（Ｊ）を９５Ｊ以上にする。
　具体的には、焼戻し工程では、次式で定義される焼戻しパラメータＴＭＰを１７０００～１７９５０の範囲内とする。
　ＴＭＰ＝（焼戻し温度（℃）＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（保持時間（分）／６０））
　焼戻しパラメータＴＭＰが１７０００未満である場合、焼戻しの効果が十分に得られず、焼入れ工程で鋼材中に導入された歪みが十分に除去されない。この場合、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、式（１）～式（４）を満たしても、－１０℃における吸収エネルギーＥ（Ｊ）が９５Ｊ未満になる。一方、焼戻しパラメータＴＭＰが１７９５０を超えれば、十分な強度が得られなくなる。その結果、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、式（１）～式（４）を満たしても、降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）未満となる。
　焼戻しパラメータＴＭＰが１７０００～１７９５０であれば、析出強化に寄与する析出物を適切に生成しつつ、焼入れで導入された過剰な歪みを適切に除去できる。その結果、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、式（１）～式（４）を満たすことを前提として、十分に高い強度が得られ、かつ、優れた低温靭性が得られる。具体的には、鋼材の降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上となり、－１０℃における吸収エネルギーＥ（Ｊ）が９５Ｊ以上となる。
　焼戻し工程における焼戻し温度は６００～７２０℃である。さらに、焼戻し温度での保持時間は１０～９０分である。つまり、焼戻し工程では、焼戻し温度を６００～７２０℃とし、焼戻し温度での保持時間を１０～９０分として、さらに、焼戻しパラメータＴＭＰを１７０００～１７９５０とする。
　焼戻し温度の好ましい下限は６０５℃であり、さらに好ましくは６１０℃である。焼戻し温度の好ましい上限は７００℃であり、さらに好ましくは６８０℃であり、さらに好ましくは６６０℃である。焼戻しパラメータＴＭＰの好ましい下限は１７０５０であり、さらに好ましくは１７１００であり、さらに好ましくは１７１３０である。焼戻しパラメータＴＭＰの好ましい上限は１７９４０であり、さらに好ましくは１７９２０であり、さらに好ましくは１７９１０である。
　以上の製造工程により、本実施形態による鋼材を製造することができる。なお、上述の製造方法では、一例として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、鋼板であってもよい。鋼板の製造方法の一例も、上述の製造方法と同様に、例えば、素材準備工程と、加熱工程と、熱間加工工程と、熱処理工程とを備える。なお、他の製造方法であっても、上述の構成を有する鋼材を製造できれば、製造方法は特に限定されない。
　実施例により本実施形態の鋼材の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の鋼材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の鋼材はこの一条件例に限定されない。
　表１に示す化学組成を有する、溶鋼を製造した。なお、表１中の空白は、対応する元素が含有されていなかったことを意味する。例えば、試験番号１の場合、Ｖ含有量は、小数第３位で四捨五入した結果、「０」％であったことを意味する。また、Ｎｂ含有量は、小数第４位で四捨五入した結果、「０」％であったことを意味する。他の元素含有量も同様である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記溶鋼を用いて、連続鋳造法によってビレットを製造した。製造した各試験番号のビレットをロータリーハース型の連続式の加熱炉で加熱した。予熱帯Ｚ１での炉内温度Ｔ１、滞在時間ｔ１、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔ２、総滞在時間ｔ２、ＦＡ値、及び、加熱炉の在炉時間（ビレットが予熱帯Ｚ１の装入口１１に装入されてから均熱帯Ｚ３の抽出口１２から排出されるまでの時間）は、表２中の「温度Ｔ１（℃）」、「滞在時間ｔ１（分）」、「温度Ｔ２（℃）」、「総滞在時間ｔ２（分）」、「ＦＡ」、及び、「加熱炉在炉時間（分）」欄に示すとおりであった。さらに、各試験番号での加工時間は、表２中の「加工時間（分）」欄に示すとおりであった。具体的には、「加工時間（分）」欄の「≦１５」は、加工時間が１５分以下であったことを示す。「＞１５」は加工時間が１５分を超えたことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　加熱後のビレットに対して、マンネスマン－マンドレル方式による熱間圧延（熱間加工）を実施して、各試験番号の素管（継目無鋼管）を製造した。
　製造された各試験番号の素管に対して、インライン、又はオフラインで焼入れを実施した。インライン焼入れの場合（表２中の「焼入れ種類」欄で「インライン」と表記）、熱間加工後の素管を常温まで冷却することなく、熱間加工後であって４００℃以上の素管を補熱炉に装入した。そして、表２の「焼入れ」欄の「温度（℃）」欄に記載の焼入れ温度（℃）で、「時間（分）」欄に記載の保持時間（分）保持し、その後、水冷した。一方、オフライン焼入れの場合（表２中の「焼入れ種類」欄で「オフライン」と表記）、熱間加工後の素管を常温まで冷却した。冷却後、熱処理炉に装入した。そして、表２の「焼入れ」欄の「温度（℃）」欄に記載の焼入れ温度（℃）で、「時間（分）」欄に記載の保持時間（分）保持し、その後、水冷した。
　焼入れ後、各試験番号の素管について、焼戻しを実施した。具体的には、各試験番号の素管について、表２の「焼戻し」欄の「温度（℃）」に記載の焼戻し温度（℃）で、「時間（分）」欄に記載の焼戻し時間（分）だけ保持する焼戻しを実施した。なお、焼戻しパラメータＴＭＰ（＝（焼戻し温度（℃）＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（焼戻し時間（分）／６０）））を表２の「ＴＭＰ」欄に示す。
　なお、本実施例では、焼入れの加熱に用いた補熱炉及び熱処理炉の温度を焼入れ温度（℃）とした。さらに、焼戻しに用いた熱処理炉の温度を焼戻し温度（℃）とした。
　以上の製造工程により、鋼材である継目無鋼管を製造した。
　［評価試験］
　各試験番号の鋼材（継目無鋼管）に対して、次の評価試験を実施した。
　［ミクロ組織観察試験］
　各試験番号の鋼材（継目無鋼管）のミクロ組織を次の方法で観察し、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率（％）を求めた。鋼材の肉厚中央部から管軸方向及び肉厚（管径）方向を含む観察面を有する試験片を作製した。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秒浸漬して、エッチングによる組織現出を行った。エッチングした観察面を、ＳＥＭを用いて、二次電子像にて１０視野観察した。視野面積は０．０１ｍｍ２（倍率１０００倍）とした。各視野において、コントラストからマルテンサイト及びベイナイトを特定し、特定したマルテンサイト及びベイナイトの総面積率（％）を求めた。１０視野で求めたマルテンサイト及びベイナイトの総面積率（％）の算術平均値を、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率（％）と定義した。測定の結果、いずれの試験番号においても、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率は９０％以上であった。
　［旧オーステナイト粒の結晶粒度番号決定試験］
　各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を、次の方法で求めた。鋼材の長手方向（圧延方向）と垂直な断面が被検面となるように、鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から試験片を採取した。採取した試験片を樹脂に埋め込み、被検面を鏡面研磨した。鏡面研磨後の被検面に対して、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するＢｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法により、旧オーステナイト粒界を現出させた。ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１３に準拠して、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を測定した。得られた結晶粒度番号を表２中の「旧γ粒度番号」欄に示す。なお、表２の「旧γ粒度番号」欄の右隣の「Ｆ１」～「Ｆ４」欄に、各試験番号のＦ１～Ｆ４値を示す。
　［Ｍｎ硫化物の個数密度測定試験］
　各試験番号の鋼材のＭｎ硫化物の個数密度（個／１００ｍｍ２）を次の方法で求めた。鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から試験片を作製した。作製した試験片のうち、管軸方向及び肉厚（管径）方向を含む面が観察面となるように、試験片を樹脂埋めした。樹脂埋めされた試験片の観察面を研磨した。研磨後の観察面のうち、任意の１０視野を観察した。各視野の面積は、１００ｍｍ２とした。上述の方法により、視野中のＭｎ硫化物を特定した。１０視野で特定したＭｎ硫化物のうち、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎ硫化物（粗大Ｍｎ硫化物）の総個数を求めた。求めた粗大Ｍｎ硫化物の総個数と、１０視野の総面積とに基づいて、粗大Ｍｎ硫化物の個数密度（個／１００ｍｍ２）を求めた。得られた粗大Ｍｎ硫化物の個数密度を、表２の「粗大Ｍｎ硫化物個数密度（個／１００ｍｍ２）」欄に示す。
　［降伏強度測定試験］
　各試験番号の鋼材の降伏強度を、次の方法で求めた。ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行った。各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の大きさは、平行部直径が６．３５ｍｍであり、平行部長さが２５．４ｍｍであった。丸棒試験片の軸方向は、鋼材（継目無鋼管）の長手方向（圧延方向）と平行であった。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、得られた０．６５％全伸び時の応力を降伏強度（ＭＰａ）と定義した。得られた降伏強度（ＭＰａ）を表２の「ＹＳ（ＭＰａ）」欄に示し、降伏強度（ｋｓｉ）を表２の「ＹＳ（ｋｓｉ）」欄に示す。
　［低温靱性評価試験］
　各試験番号の鋼材の－１０℃における吸収エネルギーを次の方法で求めた。各試験番号の鋼材に対して、ＡＳＴＭ　Ｅ２３（２０１８）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。具体的には、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から、ＡＰＩ仕様書５ＣＴ（第１０版）に準拠して、フルサイズのＶノッチ試験片を採取した。Ｖノッチ試験片の長さ方向は、鋼材（継目無鋼管）の長手方向（圧延方向）に対して垂直とした。Ｖノッチ試験片は、ＡＳＴＭ　Ｅ２３（２０１８）に準拠して作製した。Ｖノッチ試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ２３（２０１８）に準拠して、－１０℃において３本／セットでシャルピー衝撃試験を実施して吸収エネルギーを測定した。３本の試験片の吸収エネルギーの算術平均値を、－１０℃における吸収エネルギー（Ｊ）と定義した。得られた吸収エネルギーを表２の「吸収エネルギー（Ｊ）」欄に示す。
　［評価結果］
　表１及び表２を参照して、試験番号１～２５の化学組成中の各元素含有量は適切であった。さらに、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であった。さらに、Ｆ１～Ｆ４が式（１）～式（４）を満たした。その結果、十分に高い強度及び優れた低温靭性が得られた。具体的には、降伏強度は８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）以上であり、かつ、－１０℃における吸収エネルギーは９５Ｊ以上であった。
　さらに、試験番号１～２３では、加熱工程において、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３でのＦＡが１４２０以上であり、さらに、加工時間は１５分以下であった。一方、試験番号２４では、ＦＡが１４２０未満であった。試験番号２５では加工時間が１５分を超えた。そのため、試験番号１～２３では、Ｍｎ硫化物の個数密度が１０個／１００ｍｍ２以下であり、Ｍｎ硫化物の個数密度が試験番号２４及び２５よりも少なかった。その結果、試験番号１～２３の－１０℃における吸収エネルギーは１００Ｊ以上であり、試験番号２４及び２５よりもさらに高かった。
　一方、試験番号２６及び２７では、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、強度が低かった。具体的には、降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）未満であった。
　試験番号２８及び２９では、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。そのため、低温靭性が低かった。具体的には、－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ未満であった。
　試験番号３０では、Ｔｉを含有しなかった。そのため、強度が低かった。具体的には、降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）未満であった。
　試験番号３１では、Ｆ３が式（３）を満たさなかった。そのため、強度が低かった。具体的には、降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）未満であった。
　試験番号３２及び３３では、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。そのため、低温靭性が低かった。具体的には、－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ未満であった。
　試験番号３４では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、低温靭性が低かった。具体的には、－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ未満であった。
　試験番号３５～３７では、Ｍｎ含有量が高すぎた。さらに、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、低温靭性が低かった。具体的には、－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ未満であった。
　試験番号３８及び４１では、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。そのため、低温靭性が低かった。具体的には、－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ未満であった。
　試験番号３９では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、低温靭性が低かった。具体的には、－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ未満であった。
　試験番号４０では、Ｂ含有量が高すぎた。そのため、低温靭性が低かった。具体的には、－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ未満であった。
　試験番号４２及び４３では、焼戻しパラメータＴＭＰが低すぎた。そのため、低温靭性が低かった。具体的には、－１０℃における吸収エネルギーは９５Ｊ未満であった。
　試験番号４４では、焼戻しパラメータＴＭＰが高すぎた。そのため、強度が低かった。具体的には、降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）未満であった。
　試験番号４５及び４６では、オフラインで焼入れを実施したものの、焼入れ温度が９３０℃未満であった。そのため、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０以上であり、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、強度が低かった。具体的には、降伏強度が８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）未満であった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１５～０．４５％、
    　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    　Ｍｎ：０．０５～０．８０％未満、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ａｌ：０．１００％以下、
    　Ｃｒ：０．３０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．２５～２．００％、
    　Ｔｉ：０．００１～０．０１５％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．００５０％以下、
    　Ｖ：０～０．０５％、
    　Ｎｂ：０～０．０１０％、
    　Ｂ：０～０．０００５％未満、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　希土類元素：０～０．０１００％、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が７．０未満であり、
    　各元素含有量が上述の範囲内であることを前提として、式（１）～式（４）を満たし、
    　降伏強度が８９６ＭＰａ以上であり、
    　－１０℃における吸収エネルギーが９５Ｊ以上である、
    　鋼材。
    　｛Ｃ＋Ｍｎ／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋１０×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５≧０．６７８　（１）
    　｛Ｍｎ／５．５＋１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋１５×Ｎｂ＋２００×Ｂ｝×（７．０／ＧＮ）０．４５≦０．２４０　（２）
    　１０×Ｔｉ＋Ｖ＋１０×Ｎｂ≧０．０１５　（３）
    　（１０×Ｔｉ＋１．２×Ｖ＋３０×Ｎｂ）／Ｍｏ≦０．２０５　（４）
    　ここで、各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入され、「ＧＮ」には前記結晶粒度番号が代入される。
  2. 　請求項１に記載の鋼材であって、
    　円相当径が５．０μｍ以上のＭｎ硫化物の個数密度が１０個／１００ｍｍ２以下であり、
    　－１０℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上である、
    　鋼材。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
    　Ｖ：０．０１～０．０５％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．０１０％、
    　Ｂ：０．０００１～０．０００５％未満、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    　希土類元素：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、及び、
    　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　鋼材。
  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、
    　前記鋼材は油井用鋼管である、
    　鋼材。
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