WO2022075406A1 - マルテンサイト系ステンレス鋼材 - Google Patents

マルテンサイト系ステンレス鋼材 Download PDF

Info

Publication number
WO2022075406A1
WO2022075406A1 PCT/JP2021/037135 JP2021037135W WO2022075406A1 WO 2022075406 A1 WO2022075406 A1 WO 2022075406A1 JP 2021037135 W JP2021037135 W JP 2021037135W WO 2022075406 A1 WO2022075406 A1 WO 2022075406A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
ave
steel material
line segments
concentration
measurement positions
Prior art date
Application number
PCT/JP2021/037135
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
俊也 西村
大輔 松尾
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to JP2022519989A priority Critical patent/JP7173405B2/ja
Priority to US18/245,564 priority patent/US20230366071A1/en
Priority to EP21877705.0A priority patent/EP4227425A4/en
Publication of WO2022075406A1 publication Critical patent/WO2022075406A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0075—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rods of limited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present disclosure relates to steel materials, and more particularly to martensitic stainless steel materials which are seamless steel pipes or round steel (Round Steel Bar).
  • oil wells and gas wells For oil wells and gas wells (hereinafter, oil wells and gas wells are collectively referred to simply as "oil wells"), steel materials such as seamless steel pipes and downhole members processed from round steel into a predetermined shape are used. There is. Due to the deepening of oil wells in recent years, it is required to increase the strength of steel materials for oil wells. Specifically, 80 ksi class (yield strength of less than 80 to 95 ksi, that is, less than 552 to 655 MPa) and 95 ksi class (yield strength of less than 95 to 110 ksi, that is, less than 655 to 758 MPa) are widely used. Has been done. Recently, there has been a growing demand for oil well steel materials of the 110 ksi class (yield strength of less than 110 to 125 ksi, that is, less than 758 to 862 MPa).
  • the sour environment means an environment containing hydrogen sulfide or hydrogen sulfide and carbon dioxide and acidified.
  • Steel materials used in such a sour environment are required to have not only the above-mentioned high strength but also excellent sulfide stress cracking resistance (Sulfide Stress Cracking resistance: hereinafter referred to as SSC resistance).
  • the H2S partial pressure in the sour environment varies from region to region.
  • a sour environment mimild sour environment
  • an H2S partial pressure of 0.03 bar or less 13% by mass represented by API L80 13Cr steel (normal 13Cr steel) and super 13Cr steel with reduced C content.
  • a martensitic stainless steel material containing a certain amount of Cr is used.
  • the SSC resistance is higher than that of the above-mentioned normal 13Cr steel material or super 13Cr steel material. Sex is required.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 10-503809
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-001755
  • the martensite-based stainless steel material of Patent Document 1 has C: 0.005 to 0.05%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1.0%, P: in mass%. 0.025% or less, S: 0.015% or less, Cr: 10 to 15%, Ni: 4.0 to 9.0%, Cu: 0.5 to 3%, Mo: 1.0 to 3%, Al: 0.005 to 0.2%, N: 0.005% to 0.1%, the balance consists of Fe and unavoidable impurities, 40C + 34N + Ni + 0.3Cu-1.1Cr-1.8Mo ⁇ -10 Has a chemical composition that satisfies.
  • the microstructure of the martensitic stainless steel material disclosed in this document consists of a tempered martensitic phase, a martensitic phase, and a retained austenite phase.
  • the total fraction of the tempered martensite phase and the martensite phase in the microstructure is 60% or more and 80% or less, and the balance is the retained austenite phase.
  • the martensitic stainless steel of Patent Document 2 has C: 0.005 to 0.05%, Si ⁇ 0.50%, Mn: 0.1 to 1.0%, P ⁇ 0.03% in mass%. , S ⁇ 0.005%, Mo: 1.0 to 3.0%, Cu: 1.0 to 4.0%, Ni: 5 to 8%, Al ⁇ 0.06%, and the balance is Fe. And impurities.
  • the chemical composition further satisfies Cr + 1.6Mo ⁇ 13, and 40C + 34N + Ni + 0.3Cu-1.1Cr-1.8Mo ⁇ -10.5.
  • the microstructure of martensitic stainless steel in this document is the tempered martensitic structure.
  • the chemical composition of the martensite-based stainless steel of Patent Document 3 is C: 0.005% to 0.05%, Si: 0.05% to 0.5%, Mn: 0.1% to 1 in mass%. .0%, P: 0.025% or less, S: 0.015% or less, Cr: 12 to 15%, Ni: 4.5% to 9.0%, Cu: 1% to 3%, Mo: 2 It contains% to 3%, W: 0.1% to 3%, Al: 0.005 to 0.2%, N: 0.005% to 0.1%, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities. ..
  • the chemical composition further satisfies 40C + 34N + Ni + 0.3Cu + Co-1.1Cr-1.8Mo-0.9W ⁇ -10.
  • An object of the present disclosure is to provide a martensitic stainless steel material having high strength and excellent SSC resistance.
  • the martensitic stainless steel material according to this disclosure has the following constitution.
  • a martensitic stainless steel material that is a seamless steel pipe or round steel.
  • the chemical composition is by mass%, C: 0.030% or less, Si: 1.00% or less, Mn: 1.00% or less, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Ni: 5.00 to 7.00%, Cr: 10.00-14.00%, Mo: 1.50 to 3.00%, Al: 0.005 to 0.050%, V: 0.01-0.30%, N: 0.0030-0.0500%, Ti: 0.020 to 0.150%, Cu: Over 1.00 to 3.50%, Co: 0.50% or less, B: 0 to 0.0050%, Ca: 0 to 0.0050%, Mg: 0 to 0.0050%, Rare earth element (REM): 0 to 0.0050%, Nb: 0 to 0.15%, W: 0 to 0.20% and The rest consists of Fe and impurities
  • the yield strength is 758 MPa or more, and the yield strength is 758 MPa or more
  • any two points at a depth of 2 mm from the inner surface are defined as two center points P1 and 1000 ⁇ m extending in the wall thickness direction with each center point P1 as the center.
  • the two line segments are defined as two line segment LS, energy dispersive X-ray analysis is performed at the measurement position of 1 ⁇ m pitch on each line segment LS, and the Cr concentration and Mo concentration at each measurement position are performed.
  • any two points on the central axis of the round steel are defined as two center points P1, and 2 of 1000 ⁇ m extending in the radial direction with each center point P1 as the center.
  • the line segment of a book is defined as two line segments LS
  • energy dispersion type X-ray analysis is performed at a measurement position of 1 ⁇ m pitch on each line segment LS, and the Cr concentration, Mo concentration, and Mo concentration of each measurement position are performed.
  • find the Cu concentration The average value of all the Cr concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as [Cr] ave .
  • the sample standard deviation of all the Cr concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as ⁇ Cr .
  • the average value of the Cr concentrations contained in the range of [Cr] ave ⁇ 3 ⁇ Cr is defined as [Cr *] ave .
  • the maximum value of the Cr concentration contained in the range of [Cr] ave ⁇ 3 ⁇ Cr is defined as [Cr *] max .
  • the minimum value of the Cr concentration contained in the range of [Cr] ave ⁇ 3 ⁇ Cr is defined as [Cr *] min .
  • the average value of all the Mo concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as [Mo] ave .
  • the sample standard deviation of all the Mo concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as ⁇ Mo.
  • the average value of the Mo concentrations contained in the range of [Mo] ave ⁇ 3 ⁇ Mo is defined as [Mo *] ave .
  • the maximum value of the Mo concentration contained in the range of [Mo] ave ⁇ 3 ⁇ Mo is defined as [Mo *] max .
  • the minimum value of the Mo concentration contained in the range of [Mo] ave ⁇ 3 ⁇ Mo is defined as [Mo *] min .
  • the average value of all the Cu concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as [Cu] ave .
  • the sample standard deviation of all the Cu concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as ⁇ Cu .
  • the average value of the Cu concentrations contained in the range of [Cu] ave ⁇ 3 ⁇ Cu is defined as [Cu *] ave .
  • the maximum value of the Cu concentration contained in the range of [Cu] ave ⁇ 3 ⁇ Cu is defined as [Cu *] max .
  • the minimum value of the Cu concentration contained in the range of [Cu] ave ⁇ 3 ⁇ Cu is defined as [Cu *] min .
  • the martensitic stainless steel material according to the present disclosure has a high yield strength of 110 ksi or more (758 MPa or more) and is excellent in SSC resistance.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view perpendicular to the longitudinal direction of the martensitic stainless steel material of the present embodiment.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view perpendicular to the rolling direction of the seamless steel pipe.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view including the rolling direction and the wall thickness direction of the seamless steel pipe.
  • FIG. 4 is an enlarged view of the vicinity of the center point P1 in FIG.
  • FIG. 5 is a cross-sectional view perpendicular to and parallel to the rolling direction of the round steel.
  • FIG. 6 is a schematic view of a heating furnace used in the manufacturing process of the martensitic stainless steel material of the present embodiment.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view perpendicular to the longitudinal direction of the martensitic stainless steel material of the present embodiment.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view perpendicular to the rolling direction of the seamless steel pipe.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view including the rolling
  • FIG. 7A is a diagram showing the relationship between the FA value, which is a heating condition, and the total segregation degree ⁇ F of the martensitic stainless steel material of the present embodiment when the yield strength of the steel material is 110 ksi class (758 to less than 862 MPa).
  • FIG. 7B is a diagram showing the relationship between the FA value, which is a heating condition, and the total segregation degree ⁇ F of the martensitic stainless steel material of the present embodiment when the yield strength of the steel material is 125 ksi or more (862 MPa or more). ..
  • the present inventors have studied a steel material that can achieve both a yield strength of 110 ksi or more (758 MPa or more) and excellent SSC resistance in a sour environment.
  • the present inventors examined a steel material capable of achieving both a yield strength of 110 ksi or more and excellent SSC resistance from the viewpoint of designing the chemical composition.
  • C 0.030% or less
  • Si 1.00% or less
  • Mn 1.00% or less
  • P 0.030% or less
  • S 0.0050% or less
  • Ni 5 .00 to 7.00%
  • Cr 10.00 to 14.00%
  • Mo 1.50 to 3.00%
  • Al 0.005 to 0.050%
  • V 0.01 to 0.30 %
  • N 0.0030 to 0.0500%
  • Cu more than 1.00 to 3.50%
  • Co 0.50% or less
  • B 0 to 0.
  • a steel material having the above-mentioned chemical composition was produced by a well-known method, and the yield strength and SSC resistance in a sour environment were evaluated.
  • the present inventors have investigated various factors that make it impossible to achieve both a yield strength of 110 ksi or more and excellent SSC resistance in a sour environment in the steel material having the above-mentioned chemical composition. As a result, the following findings were obtained.
  • the Cr content is 10.00 to 14.00%
  • the Mo content is 1.50 to 3.00%
  • the Cu content is more than 1.00 to 3.50%.
  • the Cu content described above produces Cu sulfide on the passivation film and suppresses the passivation film from coming into contact with hydrogen sulfide ions (HS ⁇ ). As a result, the SSC resistance of the steel material in the sour environment is enhanced.
  • Cr, Mo and Cu are elements that are easily segregated.
  • the Cr content is as high as 10.00 to 14.00%
  • the Mo content is as high as 1.50 to 3.00%
  • the Cu content is as high as 1.00 to 3.50%. expensive. Therefore, Cr, Mo and Cu may segregate. Segregation of Cr, Mo and Cu may reduce SSC resistance in a sour environment.
  • the present inventors discuss the relationship between the degree of segregation of Cr, Mo and Cu and the SSC resistance in a sour environment in a martensitic stainless steel material having the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 110 ksi or more. investigated.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view (cross-sectional view) perpendicular to the longitudinal direction (rolling direction) of a columnar billet (round billet) 100 which is a material of a seamless steel pipe.
  • the segregation region SE is likely to be present in the central portion.
  • Cr, Mo and Cu are likely to segregate. Therefore, Cr segregation, Mo segregation, and Cu segregation in the segregation region SE tend to be higher than those in other regions other than the segregation region SE. Further, when the billet 100 of FIG.
  • the cross section of the seamless steel pipe perpendicular to the rolling direction was as shown in FIG. Specifically, in the cross section of the seamless steel pipe, the segregation region SE extends in the circumferential direction in the vicinity of the inner surface IS of the seamless steel pipe.
  • the present inventors first, Cr concentration, Mo concentration and Cu concentration in the segregation region SE existing in the vicinity of the inner surface IS in the seamless steel pipe, and other regions other than the segregation region SE.
  • the difference between the Cr concentration, the Mo concentration and the Cu concentration in the vicinity of the outer surface OS is reduced, the martensitic stainless steel material having the above-mentioned chemical composition has a yield strength of 110 ksi or more and a sour environment. It was thought that it could be compatible with the excellent SSC resistance of.
  • the yield is 110 ksi or more. In the case of strength, the SSC resistance may still be low.
  • the present inventors do not try to reduce the segregation in the macroscopic region between the segregation region SE and the other regions, but focus on the microscopic region in the segregation region SE and microscopically. It was examined to make the Cr concentration distribution, the Mo concentration distribution, and the Cu concentration distribution sufficiently uniform in the region.
  • the Cr concentration distribution, Mo concentration distribution, and Cu concentration distribution can be made sufficiently uniform in the micro region, the Cr concentration distribution, Mo concentration distribution, and Cu concentration distribution will be sufficiently uniform for the entire steel material. As a result, there is a possibility that a yield strength of 110 ksi or more and excellent SSC resistance in a sour environment can be achieved at the same time.
  • the cross section including the rolling direction L and the wall thickness direction T of the seamless steel pipe is located at a depth of 2 mm from the inner surface IS.
  • Any two points of are defined as two center points P1.
  • the two center points P1 were positions corresponding to the segregation region SE shown in FIG.
  • FIG. 4 is an enlarged view of the vicinity of the two center points P1 in FIG.
  • two line segments of 1000 ⁇ m extending in the wall thickness direction T with each center point P1 as the center are defined as line segment LS.
  • the two line segment LS corresponded to the segregation region SE and was a micro region.
  • Point analysis using energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) was performed at the measurement position of 1 ⁇ m pitch on each line segment LS, and the Cr concentration (mass%) at each measurement position. , Mo concentration (mass%) and Cu concentration (mass%) were determined.
  • the acceleration voltage was set to 20 kV.
  • the following items were defined based on the obtained Cr concentration.
  • the average value of all Cr concentrations obtained at all measurement positions of the two line segments LS was defined as [Cr] ave .
  • the sample standard deviation of all Cr concentrations obtained at all measurement positions of the two line segments LS was defined as ⁇ Cr .
  • C Of all the Cr concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS based on the so-called 3 ⁇ rule, the average value of the Cr concentrations included in the range of [Cr] ave ⁇ 3 ⁇ Cr is [Cr]. Cr *] defined as ave .
  • the Cr segregation degree ⁇ Cr defined in the equation (1) means the Cr segregation degree in the micro region in the segregation region SE.
  • the Mo segregation degree ⁇ Mo defined by the formula (2) means the Mo segregation degree in the micro region in the segregation region SE.
  • the Cu segregation degree ⁇ Cu defined by the formula (3) means the Cu segregation degree in the micro region in the segregation region SE.
  • the Cr segregation degree ⁇ Cr, Mo segregation degree ⁇ Mo and Cu segregation degree ⁇ Cu in these micro regions can be reduced, the Cr concentration distribution, the Mo concentration distribution and the Cu concentration distribution will be sufficiently uniform even in the entire steel material.
  • the present inventors presuppose the above-mentioned chemical composition, and set the Cr segregation degree ⁇ Cr, Mo segregation degree ⁇ Mo, and Cu segregation degree ⁇ Cu in the microscopic region in the segregation region SE in the steel material.
  • the relationship between the total value and SSC resistance was investigated.
  • the Cr segregation degree ⁇ Cr defined by the formula (1), the Mo segregation degree ⁇ Mo defined by the formula (2), and the Mo segregation degree ⁇ Mo defined by the formula (3) are defined.
  • the present inventors have found that when the Cu segregation degree ⁇ Cu satisfies the formula (4), it is possible to achieve both a yield strength of 110 ksi class and excellent SSC resistance in a sour environment.
  • a in the formula (4) is 0.70
  • a in the formula (4) is 0.50.
  • the martensitic stainless steel material according to this disclosure was completed based on the above technical ideas, and has the following configuration.
  • a martensitic stainless steel material that is a seamless steel pipe or round steel.
  • the chemical composition is by mass%, C: 0.030% or less, Si: 1.00% or less, Mn: 1.00% or less, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Ni: 5.00 to 7.00%, Cr: 10.00-14.00%, Mo: 1.50 to 3.00%, Al: 0.005 to 0.050%, V: 0.01-0.30%, N: 0.0030-0.0500%, Ti: 0.020 to 0.150%, Cu: Over 1.00 to 3.50%, Co: 0.50% or less, B: 0 to 0.0050%, Ca: 0 to 0.0050%, Mg: 0 to 0.0050%, Rare earth element (REM): 0 to 0.0050%, Nb: 0 to 0.15%, W: 0 to 0.20% and The rest consists of Fe and impurities
  • the yield strength is 758 MPa or more, and the yield strength is 758 MPa or more
  • any two points at a depth of 2 mm from the inner surface are defined as two center points P1 and 1000 ⁇ m extending in the wall thickness direction with each center point P1 as the center.
  • the two line segments are defined as two line segment LS, energy dispersive X-ray analysis is performed at the measurement position of 1 ⁇ m pitch on each line segment LS, and the Cr concentration and Mo concentration at each measurement position are performed.
  • any two points on the central axis of the round steel are defined as two center points P1, and 2 of 1000 ⁇ m extending in the radial direction with each center point P1 as the center.
  • the line segment of a book is defined as two line segments LS
  • energy dispersion type X-ray analysis is performed at a measurement position of 1 ⁇ m pitch on each line segment LS, and the Cr concentration, Mo concentration, and Mo concentration of each measurement position are performed.
  • find the Cu concentration The average value of all the Cr concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as [Cr] ave .
  • the sample standard deviation of all the Cr concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as ⁇ Cr .
  • the average value of the Cr concentrations contained in the range of [Cr] ave ⁇ 3 ⁇ Cr is defined as [Cr *] ave .
  • the maximum value of the Cr concentration contained in the range of [Cr] ave ⁇ 3 ⁇ Cr is defined as [Cr *] max .
  • the minimum value of the Cr concentration contained in the range of [Cr] ave ⁇ 3 ⁇ Cr is defined as [Cr *] min .
  • the average value of all the Mo concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as [Mo] ave .
  • the sample standard deviation of all the Mo concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as ⁇ Mo.
  • the average value of the Mo concentrations contained in the range of [Mo] ave ⁇ 3 ⁇ Mo is defined as [Mo *] ave .
  • the maximum value of the Mo concentration contained in the range of [Mo] ave ⁇ 3 ⁇ Mo is defined as [Mo *] max .
  • the minimum value of the Mo concentration contained in the range of [Mo] ave ⁇ 3 ⁇ Mo is defined as [Mo *] min .
  • the average value of all the Cu concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as [Cu] ave .
  • the sample standard deviation of all the Cu concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS is defined as ⁇ Cu .
  • the average value of the Cu concentrations contained in the range of [Cu] ave ⁇ 3 ⁇ Cu is defined as [Cu *] ave .
  • the maximum value of the Cu concentration contained in the range of [Cu] ave ⁇ 3 ⁇ Cu is defined as [Cu *] max .
  • the minimum value of the Cu concentration contained in the range of [Cu] ave ⁇ 3 ⁇ Cu is defined as [Cu *] min .
  • the round steel means a steel bar having a circular cross section perpendicular to the longitudinal direction.
  • the martensitic stainless steel material according to [1].
  • the chemical composition is B: 0.0001 to 0.0050%, Ca: 0.0001 to 0.0050%, Mg: 0.0001 to 0.0050%, Rare earth element (REM): 0.0001 to 0.0050%, Nb: 0.01 to 0.15% and W: Contains one or more elements selected from the group consisting of 0.01 to 0.20%. Martensitic stainless steel.
  • the chemical composition of the martensitic stainless steel material of the present embodiment contains the following elements.
  • C 0.030% or less Carbon (C) is inevitably contained. That is, the C content is more than 0%. C enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the steel material. However, if the C content exceeds 0.030%, C is likely to combine with Cr to form Cr carbides. As a result, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, the SSC resistance of the steel material tends to decrease. Therefore, the C content is 0.030% or less.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, still more preferably 0.005%.
  • the preferred upper limit of the C content is 0.025%, more preferably 0.020%, still more preferably 0.015%.
  • Si Silicon
  • Si Silicon
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.05%, more preferably 0.10%, still more preferably 0.15%, still more preferably 0.20%.
  • the preferred upper limit of the Si content is 0.70%, more preferably 0.50%, still more preferably 0.45%, still more preferably 0.40%.
  • Mn 1.00% or less Manganese (Mn) is inevitably contained. That is, the Mn content is more than 0%. Mn enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the steel material. However, if the Mn content exceeds 1.00%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, Mn forms coarse inclusions and reduces the toughness of the steel material. Therefore, the Mn content is 1.00% or less.
  • the preferred lower limit of the Mn content is 0.10%, more preferably 0.20%, still more preferably 0.25%.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 0.80%, more preferably 0.60%, still more preferably 0.50%.
  • 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%, P segregates at the grain boundaries and significantly reduces the toughness of the steel material even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • the preferred upper limit of the P content is 0.025%, more preferably 0.020%. It is preferable that the P content is 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%, more preferably 0.002%, still more preferably 0.005%.
  • S 0.0050% 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 0.0050%, S may be excessively segregated at the grain boundaries, or MnS, which is an inclusion, may be excessively produced. In this case, the toughness and hot workability of the steel material are significantly reduced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the S content is 0.0050% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.0030%, more preferably 0.0020%, still more preferably 0.0015%. It is preferable that the S content is 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%, more preferably 0.0002%, still more preferably 0.0004%.
  • Nickel (Ni) produces sulfides on the passivation film in a sour environment.
  • Ni sulfide suppresses chloride ion (Cl ⁇ ) and hydrogen sulfide ion (HS ⁇ ) from coming into contact with the passive film. Therefore, the passivation film is less likely to be destroyed by chloride ions and hydrogen sulfide ions.
  • Ni enhances the SSC resistance of the steel material in a sour environment.
  • Ni is also an austenite-forming element. Therefore, Ni converts the microstructure of the hardened steel material into martensite.
  • the Ni content is less than 5.00%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the Ni content exceeds 7.00%, the above effect is saturated and the manufacturing cost is high. Therefore, the Ni content is 5.00 to 7.00%.
  • the preferred lower limit of the Ni content is 5.10%, more preferably 5.15%, still more preferably 5.20%.
  • the preferred upper limit of the Ni content is 6.50%, more preferably 6.40%, still more preferably 6.30%, still more preferably 6.20%.
  • Chromium (Cr) forms a passivation film on the surface of the steel material in a sour environment and enhances the SSC resistance of the steel material. If the Cr content is less than 10.00%, 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 14.00%, Cr carbides, Cr-containing intermetallic compounds, and Cr oxides are excessively produced. In this case, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the Cr content is 10.00 to 14.00%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 10.05%, more preferably 10.10%, still more preferably 10.50%, still more preferably 11.00%.
  • the preferred upper limit of the Cr content is 13.70%, more preferably 13.50%, still more preferably 13.40%, still more preferably 13.30%.
  • Mo 1.50 to 3.00% Molybdenum (Mo) produces sulfides on the passivation film in a sour environment.
  • Mo sulfide suppresses chloride ion ( Cl- ) and hydrogen sulfide ion (HS- ) from coming into contact with the passive film. Therefore, the passivation film is less likely to be destroyed by chloride ions and hydrogen sulfide ions.
  • Mo enhances the SSC resistance of the steel material in a sour environment. If the Mo content is less than 1.50%, this effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the Mo content is 1.50 to 3.00%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 1.70%, more preferably 1.80%, still more preferably 1.90%, still more preferably 2.00%.
  • the preferred upper limit of the Mo content is 2.95%, more preferably 2.90%, still more preferably 2.85%, still more preferably 2.80%.
  • Al 0.005 to 0.050%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is less than 0.005%, 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 Al content exceeds 0.050%, coarse Al oxide is generated and the toughness of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.050%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.007%, more preferably 0.010%, still more preferably 0.015%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 0.047%, more preferably 0.043%, still more preferably 0.040%.
  • the Al content in the present specification is referred to as sol. It means the content of Al (acid-soluble Al).
  • V 0.01-0.30% Vanadium (V) forms V precipitates such as carbides, nitrides, and carbonitrides in steel.
  • the V precipitate increases the strength of the steel material. If the V content is less than 0.01%, 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 V content exceeds 0.30%, V precipitates are excessively generated and the strength of the steel material becomes excessively high. In this case, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the V content is 0.01 to 0.30%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.02%, more preferably 0.03%.
  • the preferred upper limit of the V content is 0.25%, more preferably 0.20%, still more preferably 0.15%, still more preferably 0.10%, still more preferably 0.08. %.
  • N Nitrogen (N) enhances the pitting corrosion resistance of the steel material and enhances the SSC resistance of the steel material. If the N content is less than 0.0030%, 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 N content exceeds 0.0500%, coarse TiN is produced. In this case, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the N content is 0.0030 to 0.0500%.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.0033%, more preferably 0.0035%, still more preferably 0.0038%.
  • the preferred upper limit of the N content is 0.0400%, more preferably 0.0300%, still more preferably 0.0200%, still more preferably 0.0100%, still more preferably 0.0080. %, More preferably 0.0070%.
  • Titanium (Ti) combines with C or N to form a Ti precipitate, which is a carbide or nitride.
  • the Ti precipitate suppresses the coarsening of crystal grains due to the pinning effect. As a result, the strength of the steel material is increased. Furthermore, the formation of Ti precipitates suppresses an excessive increase in strength due to the excessive formation of V precipitates. As a result, the SSC resistance of the steel material is improved.
  • the V precipitate is a carbide, a nitride, a carbonitride, or the like. If the Ti content is less than 0.020%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the Ti content exceeds 0.150%, the above effect is saturated. If the Ti content exceeds 0.150%, Ti carbides or Ti nitrides are further generated, and the toughness of the steel material is lowered. Therefore, the Ti content is 0.020 to 0.150%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.030%, more preferably 0.040%, still more preferably 0.050%.
  • the preferred upper limit of the Ti content is 0.140%, more preferably 0.130%.
  • Cu Over 1.00 to 3.50% Copper (Cu) produces sulfides on the passivation film in a sour environment.
  • Cu sulfide suppresses chloride ion (Cl ⁇ ) and hydrogen sulfide ion (HS ⁇ ) from coming into contact with the passive film. Therefore, the passivation film is less likely to be destroyed by chloride ions and hydrogen sulfide ions.
  • Cu enhances the SSC resistance of the steel material in a sour environment. If the Cu content is 1.00% or less, this effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the Cu content is more than 1.00 to 3.50%.
  • the preferred lower limit of the Cu content is 1.40%, more preferably 1.50%, still more preferably 1.60%, still more preferably 1.70%, still more preferably 1.80%. %.
  • the preferred upper limit of the Cu content is 3.30%, more preferably 3.10%, still more preferably 3.00%.
  • Co 0.50% or less Cobalt (Co) is inevitably contained. That is, the Co content is more than 0%.
  • Co produces sulfides on the passivation film in a sour environment.
  • the Co sulfide suppresses the contact of chloride ion (Cl ⁇ ) and hydrogen sulfide ion (HS ⁇ ) with the passive film. Therefore, the passivation film is less likely to be destroyed by chloride ions and hydrogen sulfide ions.
  • Co enhances the SSC resistance of the steel material. Co further suppresses the formation of retained austenite and suppresses the variation in the strength of the steel material.
  • the Co content is 0.50% or less.
  • the lower limit of the Co content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%, still more preferably 0.15%.
  • the preferred upper limit of the Co content is 0.45%, more preferably 0.40%, still more preferably 0.35%, still more preferably 0.30%.
  • the balance of the chemical composition of the martensitic stainless steel material according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are those mixed from the ore, scrap, or the manufacturing environment as a raw material when the martensitic stainless steel material is industrially manufactured, and are not intentionally contained. , It means that it is permissible as long as it does not adversely affect the effect of the martensitic stainless steel material of the present embodiment.
  • the chemical composition of the martensitic stainless steel material according to the present embodiment may further contain one or more arbitrary elements selected from the following groups in place of a part of Fe.
  • B 0 to 0.0050% Ca: 0 to 0.0050% Mg: 0 to 0.0050%
  • W 0 to 0.20%
  • REM Rare earth element
  • the chemical composition of the martensitic stainless steel material according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of B, Ca, Mg and rare earth elements (REM) instead of a part of Fe. .. These elements are arbitrary elements, and all of them enhance the hot workability of steel materials.
  • B 0 to 0.0050%
  • Boron (B) is an optional element and may not be contained. That is, the B content may be 0%. When contained, B segregates at the austenite grain boundaries to reinforce the grain boundaries. As a result, the hot workability of the steel material is improved. If B is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the B content exceeds 0.0050%, Cr charcoal boride is produced even if the content of other elements is within the range of this embodiment. In this case, the toughness of the steel material decreases. Therefore, the B content is 0 to 0.0050%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%.
  • the preferred upper limit of the B content is 0.0040%, more preferably 0.0030%, still more preferably 0.0020%, still more preferably 0.0010%, still more preferably 0.0008. %, More preferably 0.0007%.
  • Ca 0 to 0.0050%
  • Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%. When contained, Ca spheroidizes and / or refines inclusions to enhance the hot workability of the steel. If even a small amount of Ca is contained, this effect can be obtained to some extent. However, if the Ca content exceeds 0.0050%, coarse oxides are formed. In this case, the toughness of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0050%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, still more preferably 0.0010%, still more preferably 0.0015%.
  • the preferred upper limit of the Ca content is 0.0045%, more preferably 0.0040%, still more preferably 0.0035%.
  • Mg 0 to 0.0050%
  • Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%. When contained, Mg, like Ca, spheroidizes and / or refines inclusions to enhance the hot workability 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 0.0050%, a coarse oxide is formed. In this case, the toughness of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0050%.
  • the preferable lower limit of the Mg content is 0.0001%, more preferably 0.0005%, still more preferably 0.0010%.
  • the preferred upper limit of the Mg content is 0.0045%, more preferably 0.0035%, still more preferably 0.0025%.
  • Rare earth element 0 to 0.0050%
  • Rare earth elements are optional elements and may not be contained. That is, the REM content may be 0%. When contained, REM, like Ca, spheroidizes and / or refines inclusions to enhance the hot workability of steel. If even a small amount of REM is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the REM content exceeds 0.0050%, coarse oxides are formed. In this case, the toughness of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the REM content is 0 to 0.0050%.
  • the preferred lower limit of the REM content is 0.0001%, more preferably 0.0005%, still more preferably 0.0010%.
  • the preferred upper limit of the REM content is 0.0045%, more preferably 0.0035%, still more preferably 0.0025%.
  • REM in this specification is lutetium (Sc) of atomic number 21, yttrium (Y) of atomic number 39, and lanthanum (La) of atomic number 57 which is a lanthanoid to atomic number 71. 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 martensitic stainless steel material according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of Nb and W, instead of a part of Fe. These elements are arbitrary elements, and all of them enhance the SSC resistance of the steel material.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When contained, Nb forms fine carbides, nitrides, or Nb precipitates that are carbonitrides. The Nb precipitate refines the substructure of the steel material by the pinning effect. As a result, the SSC resistance of the steel material is improved. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content exceeds 0.15%, Nb precipitates are excessively produced. In this case, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, the SSC resistance of the steel material is lowered.
  • the Nb content is 0 to 0.15%.
  • the preferred lower limit of the Nb content is 0.01%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%.
  • the preferred upper limit of the Nb content is 0.14%, more preferably 0.13%, still more preferably 0.10%.
  • W 0 to 0.20%
  • Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. That is, the W content may be 0%. When contained, W stabilizes the passivation film in a sour environment. Therefore, the passivation film is less likely to be destroyed by chloride ions and hydrogen sulfide ions. As a result, the SSC resistance of the steel material is improved. If W is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the W content exceeds 0.20%, W will combine with C to form coarse W carbides. In this case, the toughness of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the W content is 0 to 0.20%.
  • the lower limit of the W content is preferably 0.01%, more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the W content is 0.18%, more preferably 0.16%.
  • the Cr segregation degree ⁇ Cr defined in the formula (1), the Mo segregation degree ⁇ Mo defined in the formula (2), and the Cu segregation degree ⁇ Cu defined in the formula (3) are obtained by the following method.
  • two line segments of 1000 ⁇ m extending in the wall thickness direction T with each center point P1 as the center are defined as two line segments LS.
  • Point analysis using energy dispersive X-ray analysis (EDS) was performed at measurement positions with a pitch of 1 ⁇ m on each line segment LS, and Cr concentration (mass%) and Mo concentration (mass%) at each measurement position. And Cu concentration (mass%) are obtained.
  • the acceleration voltage is 20 kV.
  • any two points on the central axis C1 of the round steel are formed in the cross section including the rolling direction L and the radial direction D of the round steel with reference to FIG. It is defined as two center points P1.
  • Two line segments of 1000 ⁇ m extending in the radial direction D with each center point P1 as the center are defined as two line segments LS.
  • point analysis using EDS was performed at the measurement position of 1 ⁇ m pitch, and the Cr concentration (mass%), Mo concentration (mass%) and Cu concentration (mass%) at each measurement position were obtained. demand.
  • the acceleration voltage is 20 kV.
  • the following items are defined based on the obtained Cr concentration.
  • the average value of all Cr concentrations obtained at all measurement positions of the two line segments LS is defined as [Cr] ave .
  • the sample standard deviation of all Cr concentrations obtained at all measurement positions of the two line segments LS is defined as ⁇ Cr .
  • C Of all the Cr concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS based on the so-called 3 ⁇ rule, the average value of the Cr concentrations included in the range of [Cr] ave ⁇ 3 ⁇ Cr is [Cr].
  • Cr *] Defined as ave .
  • the average value of all Mo concentrations obtained at all measurement positions of the two line segments LS is defined as [Mo] ave .
  • the sample standard deviation of all Mo concentrations obtained at all measurement positions of the two line segments LS is defined as ⁇ Mo.
  • H Of all the Mo concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS based on the 3 ⁇ rule, the average value of the Mo concentrations included in the range of [Mo] ave ⁇ 3 ⁇ Mo is [Mo]. *] Defined as ave .
  • the average value of all Cu concentrations obtained at all measurement positions of the two line segments LS is defined as [Cu] ave .
  • the sample standard deviation of all Cu concentrations obtained at all measurement positions of the two line segments LS is defined as ⁇ Cu .
  • M Of all the Cu concentrations obtained at all the measurement positions of the two line segments LS based on the 3 ⁇ rule, the average value of the Cu concentrations contained in the range of [Cu] ave ⁇ 3 ⁇ Cu is [Cu]. *] Defined as ave .
  • ⁇ Cu satisfies the formula (4).
  • a in the formula (4) is 0.70
  • a in the formula (4) is 0.50.
  • the line segment LS which is the measurement region for the Cr concentration, Mo concentration, and Cu concentration, in other words, the line segment LS extending in the wall thickness direction T or the radial direction D centered on the center point P1 is the most Cr, Mo, and in the steel material. This is the region where Cu is segregated.
  • the line segment LS is a micro region in the steel material.
  • the yield strength of the steel material of the present embodiment is 110 ksi class (758 to less than 862 MPa).
  • the total segregation degree ⁇ F which is the sum of the Cr segregation degree ⁇ Cr, the Mo segregation degree ⁇ Mo, and the Cu segregation degree ⁇ Cu in the line segment LS, is 0.70 or less
  • the Cr concentration, the Mo concentration, and the Cu concentration are Segregation of Cr concentration, Mo concentration and Cu concentration is sufficiently suppressed even in the micro region where the segregation is the most. This means that the Cr concentration, the Mo concentration and the Cu concentration are all sufficiently uniformly distributed even in the entire steel material, that is, in the macro region of the steel material.
  • the yield strength of the steel material of the present embodiment is 125 ksi or more (862 MPa or more).
  • the total segregation degree ⁇ F which is the sum of the Cr segregation degree ⁇ Cr, the Mo segregation degree ⁇ Mo, and the Cu segregation degree ⁇ Cu in the line segment LS, is 0.50 or less
  • the Cr concentration, the Mo concentration, and the Cu concentration are Segregation of Cr concentration, Mo concentration and Cu concentration is sufficiently suppressed even in the micro region where the segregation is the most. This means that the Cr concentration, the Mo concentration and the Cu concentration are all sufficiently uniformly distributed even in the entire steel material, that is, in the macro region of the steel material.
  • the total segregation degree ⁇ F is 0.70 or less when the yield strength of the steel material is 110 ksi class, and 0.50 or less when the yield strength of the steel material is 125 ksi or more.
  • the martensitic stainless steel material of the present embodiment can obtain excellent SSC resistance in a sour environment while having a yield strength of 110 ksi or more.
  • the preferable upper limit of ⁇ F is 0.65, more preferably 0.63, still more preferably 0.61, and further preferably 0. It is .59, more preferably 0.57, and even more preferably 0.55.
  • the preferable upper limit of ⁇ F is 0.49, more preferably 0.48, and further preferably 0.47.
  • the microstructure of the martensitic stainless steel material according to this embodiment is mainly martensite.
  • martensite includes not only fresh martensite but also tempered martensite. Further, in the present specification, the term "mainly martensite” means that the volume fraction of martensite is 80.0% or more in the microstructure.
  • the preferable lower limit of the volume fraction of martensite is 85.0%, and more preferably 90.0%. More preferably, the microstructure of the steel material is martensite single phase.
  • the rest of the microstructure is retained austenite. That is, in the martensitic stainless steel material of the present embodiment, the volume fraction of retained austenite is 0 to 20.0%. The volume fraction of retained austenite is preferably as low as possible.
  • the tissue may contain retained austenite.
  • the volume fraction of retained austenite is 15.0%, and more preferably 10.0%.
  • the volume fraction (%) of martensite in the microstructure of the martensitic stainless steel material of the present embodiment is obtained by subtracting the volume fraction (%) of retained austenite determined by the method shown below from 100.0%.
  • the volume fraction of retained austenite is determined by the X-ray diffraction method. Specifically, test pieces are collected from martensitic stainless steel. If the martensitic stainless steel material is a seamless steel pipe, take a test piece from the center of the wall thickness of the steel pipe. When the martensitic stainless steel material is round steel, the test piece is taken from the R / 2 part, that is, the central part of the radius R in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the round steel.
  • the size of the test piece is not particularly limited, but is, for example, 15 mm ⁇ 15 mm ⁇ thickness 2 mm. In this case, the thickness direction of the test piece is the wall thickness direction when the martensitic stainless steel material is a seamless steel pipe, and the radial direction when the martensitic stainless steel material is round steel.
  • each of the (200) plane of the ⁇ phase, the (211) plane of the ⁇ phase, the (200) plane of the ⁇ phase, the (220) plane of the ⁇ phase, and the (311) plane of the ⁇ phase is measured, and the integrated intensity of each surface is calculated.
  • the target of the X-ray diffractometer is Mo (MoK ⁇ ray), and the output is 50 kV-40 mA.
  • V ⁇ 100 / ⁇ 1+ (I ⁇ ⁇ R ⁇ ) / (I ⁇ ⁇ R ⁇ ) ⁇ (I)
  • I ⁇ is the integrated intensity of the ⁇ phase.
  • R ⁇ is a crystallographic theoretically calculated value of the ⁇ phase.
  • I ⁇ is the integrated intensity of the ⁇ phase.
  • R ⁇ is a crystallographic theoretically calculated value of the ⁇ phase.
  • the R ⁇ on the (200) plane of the ⁇ phase is 15.9
  • the R ⁇ on the (211) plane of the ⁇ phase is 29.2
  • the R ⁇ on the (200) plane of the ⁇ phase is 35. 5.
  • R ⁇ on the (220) plane of the ⁇ phase be 20.8
  • R ⁇ on the (311) plane of the ⁇ phase be 21.8.
  • the volume fraction of retained austenite is rounded off to the second decimal place of the obtained numerical value.
  • volume fraction of martensite 100.0-Volume fraction of retained austenite (%)
  • the yield strength of the martensitic stainless steel material of the present embodiment is 110 ksi or more, that is, 758 MPa or more.
  • the yield strength means 0.2% offset proof stress (MPa) obtained by a tensile test at room temperature (24 ⁇ 3 ° C.) according to ASTM E8 / E8M (2013). Specifically, the yield strength is obtained by the following method.
  • the martensitic stainless steel material is a seamless steel pipe, take a tensile test piece from the center of the thickness of the steel pipe.
  • the martensitic stainless steel material is round steel, take a tensile test piece from the R / 2 part.
  • the tensile test piece is, for example, a round bar tensile test piece having a parallel portion diameter of 6.0 mm and a parallel portion length of 40.0 mm.
  • the longitudinal direction of the parallel portion of the round bar tensile test piece shall be parallel to the rolling direction (longitudinal direction) of the martensitic stainless steel material.
  • the upper limit of the yield strength of the martensitic stainless steel material of the present embodiment is not particularly limited, but within the range of the above-mentioned chemical composition, the upper limit of the yield strength is, for example, 1000 MPa (145 ksi), preferably 965 MPa (140 ksi). Is.
  • the yield strength of the martensitic stainless steel material of the present embodiment may be 110 ksi class (758 to less than 862 MPa) or 125 ksi or more (862 MPa or more).
  • the lower limit of the yield strength is preferably 765 MPa, more preferably 770 MPa, still more preferably 775 MPa, still more preferably 780 MPa.
  • the preferred upper limit of the yield strength of the martensitic stainless steel material of the present embodiment is 860 MPa, more preferably 855 MPa.
  • the lower limit of the yield strength is preferably 870 MPa, more preferably 880 MPa, still more preferably 890 MPa, still more preferably 900 MPa.
  • the SSC resistance of the steel material according to this embodiment can be evaluated by an SSC resistance evaluation test based on NACE TM0177-2005 Method A.
  • the SSC resistance evaluation test method based on NACE TM0177-2005 Method A is as follows.
  • a round bar test piece is collected from the martensitic stainless steel material according to the present embodiment. If the martensitic stainless steel is a steel pipe, collect a round bar test piece from the center of the wall thickness. If the martensitic stainless steel material is round steel, take a round bar test piece from the R / 2 section.
  • the size of the round bar test piece is not particularly limited. The size of the round bar test piece is, for example, that the diameter of the parallel portion is 6.35 mm and the length of the parallel portion is 25.4 mm.
  • the longitudinal direction of the round bar test piece shall be parallel to the rolling direction (longitudinal direction) of the martensitic stainless steel material.
  • the test solution is a 20 mass% sodium chloride aqueous solution having a pH of 4.0.
  • a stress corresponding to 90% of the actual yield stress is applied to the round bar test piece.
  • a test solution at 24 ° C. is injected into the test container so that the stressed round bar test piece is immersed, and the test bath is used. After degassing the test bath, a mixed gas consisting of 0.10 bar H 2S and 0.90 bar CO 2 is blown into the test bath to saturate the test bath with the H 2S gas.
  • a test bath saturated with H2S gas is held at 24 ° C. for 720 hours.
  • the surface of the test piece is observed with a loupe having an enlargement ratio of 10 times that of the test piece held for 720 hours to confirm the presence or absence of cracks. If there is a suspected crack in the loupe observation, observe the cross section of the suspected crack with a 100x optical microscope to confirm the presence or absence of the crack.
  • the martensitic stainless steel material of this embodiment has excellent SSC resistance. Specifically, in the martensitic stainless steel material of the present embodiment, no crack is confirmed after 720 hours in the SSC resistance evaluation test based on the above-mentioned NACE TM0177-2005 Method A. As used herein, "no cracking is confirmed” means that no cracking is confirmed when the test piece after the test is observed with a 10x loupe and a 100x optical microscope.
  • the martensitic stainless steel material according to this embodiment is a seamless steel pipe or round steel (solid material).
  • the martensitic stainless steel material is a steel pipe for oil well pipes.
  • Steel pipes for oil country tubular goods mean steel pipes for oil country tubular goods.
  • Oil well pipes are, for example, casings, tubing, drill pipes and the like used for drilling oil wells or gas wells, extracting crude oil or natural gas, and the like.
  • the martensitic stainless steel is round steel, for example, the martensitic stainless steel is a steel for downhole members.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, and the formula (1) is found in the microsegregation region (line segment LS). ),
  • the Cr segregation degree ⁇ Cr, the Mo segregation degree ⁇ Mo defined by the formula (2), and the Cu segregation degree ⁇ Cu defined by the formula (3) satisfy the formula (4). That is, even in the microsegregation region (line segment LS) in the steel material, the Cr concentration distribution, the Mo concentration distribution, and the Cu concentration distribution are sufficiently uniform. Therefore, the martensitic stainless steel material of the present embodiment can obtain excellent SSC resistance in a sour environment while having a yield strength of 110 ksi class.
  • An example of the method for producing a martensitic stainless steel material of the present embodiment includes the following steps. (1) Material preparation process (2) Ingot rolling process (3) Steel material manufacturing process (4) Heat treatment process Each process will be described in detail below.
  • molten steel in which the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment is manufactured by a well-known steelmaking method.
  • slabs are manufactured by a continuous casting method.
  • the slab is a bloom or a billet.
  • the ingot may be manufactured by the ingot method using the molten steel described above.
  • the material (bloom or ingot) is manufactured by the above manufacturing process.
  • the lump rolling process In the lump rolling process, a material (bloom or ingot) is hot-rolled using a lump rolling mill to produce billets.
  • the lump rolling step includes the following steps. (21) Material heating step (22) Hot working step Each step will be described below.
  • the material heating step the material is heated in a lump heating furnace.
  • the temperature inside the lump heating furnace and the residence time of the material in the lump heating furnace are as follows. Temperature inside the lump heating furnace: 1200 to 1350 ° C Equalizing time in a lump heating furnace: 200 to 400 minutes
  • the soaking time is the time spent in the furnace after the temperature inside the heating furnace reaches a predetermined temperature.
  • the above range of the temperature (° C) in the clump heating furnace is a well-known range. Further, the above range of the soaking time (minutes) in the lump heating furnace is also a well-known range. If the temperature inside the lump heating furnace is 1200 to 1350 ° C. and the soaking time in the lump heating furnace is 200 to 400 minutes, the hot workability of the material is sufficiently enhanced. Therefore, the material can be manufactured into billets in the hot working process of the next step.
  • a temperature gauge (thermocouple) is installed in the lump heating furnace, and the temperature inside the furnace can be measured. Further, the soaking time (minutes) in the lump heating furnace can be obtained based on the time when the lump heating furnace is charged and the time when the lump heating furnace is extracted.
  • the material heated in the material heating step is hot-rolled to produce a billet.
  • the heated material is hot-rolled using a slab rolling mill to produce billets.
  • the material may be further hot rolled by using a continuous rolling mill arranged downstream of the lump rolling mill to produce billets.
  • the total surface reduction rate in the lump rolling process is not particularly limited, but is, for example, 20 to 70%. Billets manufactured in the hot working process are cooled to room temperature prior to the steel manufacturing process.
  • 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. 6 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 an inlet 11 and an extraction port 12.
  • the billet B1 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.
  • the billet B1 charged from the charging entrance 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 average tropical Z3 in order from the charging inlet 11 toward the extraction port 12.
  • the pre-tropical Z1 is a section (zone) having the entrance 11.
  • the pre-tropical Z1 has the lowest temperature in the furnace 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 average tropical Z3.
  • the solitary tropical 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 temperature and staying time in the furnace of the pre-tropical Z1, the heating zone Z2, and the average tropical Z3 are as follows.
  • Pretropical Z1 The temperature inside the furnace and the staying time in the pre-tropical Z1 are as follows. In-furnace temperature: 1000 to less than 1275 ° C and lower than the in-furnace temperature T in the heating zone Z2 and average tropical Z3 Staying time: 100 minutes or more In the pre-tropical Z1, the in-furnace temperature is less than 1000 to 1275 ° C. The temperature is lower than the furnace temperature T (° C.) in the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3. Furthermore, the staying time of the billet in the pre-tropical Z1 is set to 100 minutes or more. Pre-tropical Z1 mainly plays a role of raising the temperature of the billet at room temperature. The staying time in the pre-tropical Z1 is preferably 120 minutes or more, and more preferably 130 minutes or more.
  • Heating zone Z2 and tropical Z3 The conditions of the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3 are as follows.
  • the temperature inside the furnace T 1225 to 1275 ° C., which is higher than the temperature inside the furnace of the pre-tropical Z1.
  • Total residence time t Satisfies the formula (A).
  • the temperature T in the furnace in the heating zone Z2 and the tropics Z3 is 1225 to 1275 ° C., which is higher than the temperature in the furnace in the pre-tropics Z1. If the temperature T in the furnace in the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3 is less than 1225 ° C., the Cr concentration distribution, the Mo concentration distribution, and the Cu concentration distribution will not be uniform in the segregation region SE, and variations will occur. As a result, in the manufactured martensitic stainless steel material, Cr segregation degree ⁇ Cr, Mo segregation degree ⁇ Mo and Cu segregation degree ⁇ Cu do not satisfy the formula (4).
  • the temperature T in the furnace in the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3 exceeds 1275 ° C.
  • ⁇ ferrite is generated in the steel material having the above-mentioned chemical composition. ⁇ -ferrite reduces the hot workability of steel materials. Therefore, the temperature T in the furnace in the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3 is set to 1225 to 1275 ° C.
  • the total staying time in the heating zone Z2 and the average tropical zone Z3 is defined as t (minutes).
  • the total stay time t means the time (minutes) from when the billet manufactured in the lump rolling process enters the heating zone Z2 until it is discharged to the outside from the extraction port 12.
  • the temperature T in the furnace and the total residence time t in the heating zone Z2 and the soothing tropical Z3 satisfy the following formula (A).
  • B in the formula (A) is 2900
  • B in the formula (A) is 3900.
  • the total staying time t (minutes) of the billet in the heating zone Z2 and the tropical zone Z3 is substituted for "t” in the formula (A).
  • the temperature inside the furnace T (° C.) in the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3 section is substituted for "T".
  • the temperature T (° C.) in the furnace in the heating zone Z2 and the tropical zone Z3 is the temperature in the furnace of the heating zone Z2 obtained by the temperature gauge (° C.) and the temperature in the tropical zone Z3 obtained by the temperature gauge. Arithmetic average value with the temperature inside the furnace (° C).
  • FIG. 7B is a diagram showing the relationship between FA and the total segregation degree ⁇ F when the yield strength of the steel material is 125 ksi or more (862 MPa or more).
  • the yield strength of steel is 110 ksi class
  • the yield strength of the steel material is 110 ksi class
  • the billet is not sufficiently held in the temperature range of 1225 ° C. or higher.
  • at least one type of variation in Cr concentration distribution, variation in Mo concentration distribution, and variation in Cu concentration distribution in the segregation region SE in the billet cannot be sufficiently reduced. Therefore, as shown in FIG. 7A, the total segregation degree ⁇ F exceeds 0.70 in the manufactured martensitic stainless steel material.
  • the billet is sufficiently held in the temperature range of 1225 ° C. or higher.
  • the variation in the Cr concentration distribution in the segregation region SE in the billet is sufficiently reduced, the variation in the Mo concentration distribution is sufficiently reduced, and the variation in the Cu concentration distribution is sufficiently reduced.
  • the total segregation degree ⁇ F in the manufactured martensitic stainless steel material is remarkably lowered to 0.70 or less as compared with the case where the FA is less than 2900. That is, variations in Cr concentration, Mo concentration, and Cu concentration in the segregation region SE can be remarkably suppressed.
  • the preferable lower limit of FA is 3000, more preferably 3100, further preferably 3150, further preferably 3200, and further preferably 3250.
  • the upper limit of FA is not particularly limited. However, considering the productivity in normal industrial production, the total stay time t is preferably 600 minutes or less. Therefore, the upper limit of FA is, for example, 4890.
  • the preferable lower limit of the total stay time t (minutes) in the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3 is 220 minutes, more preferably 230 minutes, still more preferably 240 minutes. Minutes, more preferably 250 minutes.
  • the billet staying time in the heating furnace is preferably 320 minutes or more, more preferably 330 minutes or more.
  • the billet is not sufficiently held in the temperature range of 1225 ° C. or higher.
  • at least one type of variation in Cr concentration distribution, variation in Mo concentration distribution, and variation in Cu concentration distribution in the segregation region SE in the billet cannot be sufficiently reduced. Therefore, as shown in FIG. 7B, the total segregation degree ⁇ F exceeds 0.50 in the manufactured martensitic stainless steel material.
  • the billet is sufficiently held in the temperature range of 1225 ° C. or higher.
  • the variation in the Cr concentration distribution in the segregation region SE in the billet is sufficiently reduced, the variation in the Mo concentration distribution is sufficiently reduced, and the variation in the Cu concentration distribution is sufficiently reduced.
  • the total segregation degree ⁇ F in the manufactured martensitic stainless steel material is remarkably lowered to 0.50 or less as compared with the case where the FA is less than 3900. That is, variations in Cr concentration, Mo concentration, and Cu concentration in the segregation region SE can be remarkably suppressed.
  • the preferable lower limit of FA is 3950, more preferably 3980, and further preferably 4000.
  • the upper limit of FA is not particularly limited. However, considering the productivity in normal industrial production, the total stay time t is preferably 600 minutes or less. Therefore, the upper limit of FA is, for example, 4890.
  • the preferable lower limit of the total stay time t (minutes) in the heating zone Z2 and the solitary tropical Z3 is 350 minutes, more preferably 380 minutes, still more preferably 400 minutes. Minutes.
  • the steel material heating step a continuous heating furnace is used so that the FA becomes 3900 or more in the temperature range of 1225 to 1275 ° C., especially in the heating zone Z2 and the soothing tropical Z3. Heat the billet to.
  • the billet staying time in the heating furnace is preferably 450 minutes or more, more preferably 500 minutes or more.
  • a temperature gauge (thermocouple) is arranged in each section of the pre-tropical Z1, the heating zone Z2, and the average tropical Z3, and the temperature inside the furnace in each section can be measured.
  • the temperature T (° C.) in the furnace in the heating zone Z2 and the tropical zone Z3 is the temperature inside the furnace of the heating zone Z2 obtained by the temperature gauge (° C.) and the temperature inside the furnace of the tropical zone Z3 obtained by the temperature gauge.
  • the staying time of the billets in each section pre-tropical Z1, heating zone Z2 and average tropical Z3 can be obtained based on the order and feeding speed of the billets charged in the heating furnace.
  • the rotary hearth type heating furnace was described as the heating furnace.
  • the configuration of the walking beam type heating furnace is also the same as that of the rotary hearth type heating furnace.
  • the walking beam type heating furnace includes a main body having an inlet and an extraction port. The main body is divided into pre-tropical, heated zone, and even-tropical in order from the entrance to the extraction port. Therefore, even in the walking beam type heating furnace, the conditions of the heating step are as described above.
  • 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 billet hot-processed by the lump-rolling step is heated for a long time. It is important to implement it.
  • the microstructure of the as-solidified material contains dendrites (dendritic tissue). Dendrite inhibits the diffusion of Cr, Mo and Cu during heating. By performing hot rolling on the material in the lump rolling process, the dendrites are physically or mechanically destroyed. Therefore, the microstructure of the billet produced in the bulk rolling process has almost no dendrite structure and is a fine metal structure as compared with the microstructure of the material in the material preparation process.
  • the billet heated under the above conditions by the heating step is hot-worked.
  • hot working is performed on the heated billet to manufacture a raw pipe (seamless steel 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 drilling and 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.
  • the cumulative surface reduction rate in the hot working process is not particularly limited, but is, for example, 20 to 70%.
  • the final product is round steel, for example, hot forging is performed on the heated billet to manufacture round steel.
  • the heat treatment step includes the following steps. (41) Quenching Step (42) Tempering Step Each step will be described below.
  • the steel materials (bare pipes, round steel) manufactured in the hot working process are quenched (quenching step). Quenching is carried out by a well-known method. Specifically, the steel material after the hot working process is charged into a heat treatment furnace and maintained at the quenching temperature. The quenching temperature is equal to or higher than the AC3 transformation point, and is, for example, 900 to 1000 ° C. After the steel material is held at the quenching temperature, it is rapidly cooled (quenched). The holding time at the quenching temperature is not particularly limited, but is, for example, 10 to 60 minutes. The quenching method is, for example, water cooling or oil cooling. The quenching method is not particularly limited.
  • the pipe may be rapidly cooled by immersing it in a water tank or an oil tank, or by shower cooling or mist cooling, cooling water may be poured or sprayed onto the outer and / or inner surfaces of the steel pipe to spray the pipe. May be cooled rapidly.
  • quenching may be performed immediately after the hot working without cooling the raw pipe to room temperature after the hot working step. Further, before the temperature of the raw tube after hot working is lowered, it may be charged into a heating furnace and maintained at the quenching temperature, and then quenching may be carried out.
  • a tempering step is carried out on the raw tube after quenching.
  • the yield strength of the steel material is adjusted.
  • the tempering temperature is set to 550 ° C. to the AC1 transformation point.
  • the preferable lower limit of the tempering temperature is 610 ° C, and more preferably 620 ° C.
  • the preferred upper limit of the tempering temperature is 640 ° C, more preferably 635 ° C.
  • the preferable lower limit of the tempering temperature is 575 ° C, and more preferably 580 ° C.
  • the preferred upper limit of the tempering temperature is less than 610 ° C, more preferably 605 ° C.
  • the holding time at the tempering temperature is not particularly limited, but is, for example, 20 to 60 minutes.
  • the preferred upper limit of the holding time is 50 minutes, more preferably 45 minutes.
  • the yield strength of martensitic stainless steel can be adjusted by appropriately adjusting the tempering temperature according to the chemical composition. Specifically, the tempering conditions are adjusted so that the yield strength of the martensitic stainless steel material is 110 ksi or more (758 MPa or more).
  • the martensitic stainless steel material of the present embodiment can be manufactured.
  • the effect of one aspect 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.
  • Example 1 a steel material having a yield strength of 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa) was manufactured, and various evaluation tests were carried out. The details will be described below.
  • the "-" part in Table 1 means that the corresponding element content was below the detection limit. Specifically, for example, in test number 1 in Table 1, it means that the Nb content was 0% (0.00%) when the third decimal place was rounded off, and the W content was a decimal. It means that it became 0% (0.00%) when the third place was rounded off.
  • Bloom was manufactured by continuous casting using the manufactured molten steel.
  • the temperature T (° C) in the furnace in the heating zone and the arithmetic mean tropical zone is the temperature inside the furnace of the heating zone Z2 obtained by the temperature gauge (° C.) and the temperature inside the furnace of the arithmetic zone Z3 obtained by the temperature gauge.
  • the arithmetic mean value with temperature (° C) was used.
  • a hot working process was performed on the round billet heated by the steel material heating process. Specifically, the round billets were hot-rolled by the Mannesmann-Mandrel method to manufacture raw pipes (seamless steel pipes) of each test number. At this time, the drilling ratio was in the range of 1.0 to 4.0, and the cumulative surface reduction rate in the hot working step was in the range of 20 to 70%.
  • a heat treatment step (quenching step and tempering step) was carried out on the manufactured raw pipe.
  • the quenching temperature was set to 910 ° C.
  • the holding time at the quenching temperature was set to 15 minutes.
  • the tempering temperature (° C.) was as shown in Table 2
  • the holding time (minutes) at the tempering temperature was as shown in Table 2.
  • the yield strength was adjusted to 110 ksi class (758 to less than 862 MPa) by the heat treatment step.
  • a martensitic stainless steel material (seamless steel pipe) was manufactured.
  • the volume fraction of martensite in the seamless steel pipe of each test number was measured by the following method. Specifically, the volume fraction (%) of retained austenite was determined, and the volume fraction of martensite was determined by subtracting it from 100.0%.
  • the volume fraction of retained austenite was determined by X-ray diffraction. Specifically, a test piece was collected from the central part of the wall thickness of the seamless steel pipe. The size of the test piece was 15 mm ⁇ 15 mm ⁇ thickness 2 mm. The thickness direction of the test piece was the wall thickness direction of the seamless steel pipe. Using the obtained test piece, each of the (200) plane of the ⁇ phase, the (211) plane of the ⁇ phase, the (200) plane of the ⁇ phase, the (220) plane of the ⁇ phase, and the (311) plane of the ⁇ phase. The X-ray diffraction intensity of was measured, and the integrated intensity of each surface was calculated.
  • the target of the X-ray diffractometer was Mo (MoK ⁇ ray), and the output was 50 kV-40 mA.
  • V ⁇ 100 / ⁇ 1+ (I ⁇ ⁇ R ⁇ ) / (I ⁇ ⁇ R ⁇ ) ⁇ (I)
  • I ⁇ is the integrated intensity of the ⁇ phase.
  • R ⁇ is a crystallographic theoretically calculated value of the ⁇ phase.
  • I ⁇ is the integrated intensity of the ⁇ phase.
  • R ⁇ is a crystallographic theoretically calculated value of the ⁇ phase.
  • the R ⁇ on the (200) plane of the ⁇ phase is 15.9
  • the R ⁇ on the (211) plane of the ⁇ phase is 29.2
  • the R ⁇ on the (200) plane of the ⁇ phase is 35.5
  • the R ⁇ on the (220) plane was 20.8, and the R ⁇ on the (311) plane of the ⁇ phase was 21.8.
  • the volume fraction of retained austenite was rounded to the first decimal place of the obtained numerical value.
  • volume fraction of martensite 100.0-Volume fraction of retained austenite (%)
  • the volume fraction of martensite was 80.0% or more in all the test numbers.
  • any two points at a depth of 2 mm from the inner surface were defined as two center points P1.
  • Two line segments of 1000 ⁇ m extending in the wall thickness direction T with each center point P1 as the center were defined as two line segments LS.
  • Point analysis using energy dispersive X-ray analysis (EDS) was performed at measurement positions with a pitch of 1 ⁇ m on each line segment LS, and Cr concentration (mass%) and Mo concentration (mass%) at each measurement position. And Cu concentration (mass%) were determined.
  • the acceleration voltage was set to 20 kV.
  • the Cr segregation degree ⁇ Cr defined by the formula (1) is obtained
  • the Mo segregation degree ⁇ Mo defined by the formula (2) is obtained
  • the formula (3) is obtained.
  • the Cu segregation degree ⁇ Cu defined in 1 was obtained.
  • ⁇ Cr ([Cr *] max- [Cr *] min ) / [Cr *] ave (1)
  • ⁇ Mo ([Mo *] max- [Mo *] min ) / [Mo *] ave (2)
  • ⁇ Cu ([Cu *] max- [Cu *] min ) / [Cu *] ave (3)
  • the yield strength of the seamless steel pipe of each test number was determined by the following method. Tensile test pieces were collected from the central part of the wall thickness of the seamless steel pipe. The tensile test piece was a round bar tensile test piece having a parallel portion diameter of 6.0 mm and a parallel portion length of 40.0 mm. The longitudinal direction of the parallel portion of the round bar tensile test piece was parallel to the rolling direction (longitudinal direction) of the seamless steel pipe. A tensile test was performed at 24 ° C. using a round bar tensile test piece in accordance with ASTM E8 / E8M (2013) to determine a 0.2% offset proof stress (MPa). The obtained 0.2% offset strength was defined as the yield strength (MPa). The yield strength obtained is shown in Table 2.
  • the test solution was a 20 mass% sodium chloride aqueous solution having a pH of 4.0.
  • a stress corresponding to 90% of the actual yield stress was applied to the round bar test piece.
  • a test solution at 24 ° C. was injected into the test container so that the stressed round bar test piece was immersed in the test container to prepare a test bath. After degassing the test bath, a mixed gas consisting of 0.10 bar H 2S and 0.90 bar CO 2 was blown into the test bath to saturate the test bath with the H 2S gas.
  • the test bath saturated with H2S gas was kept at 24 ° C. for 720 hours.
  • the surface of the test piece was observed with a loupe having an enlargement ratio of 10 times that of the test piece held for 720 hours to confirm the presence or absence of cracks.
  • the cross section of the suspected crack was observed with a 100x optical microscope to confirm the presence or absence of the crack.
  • test number 25 the Cr content was too high. Therefore, the total segregation degree ⁇ F exceeded 0.70. As a result, the SSC resistance was low.
  • test number 29 the Cu content was too high. Therefore, the total segregation degree ⁇ F exceeded 0.70. As a result, the SSC resistance was low.
  • test numbers 30 to 39 although the content of each element in the chemical composition was within the range of this embodiment, the FA was less than 2900 and the formula (A) was not satisfied. Therefore, the total segregation degree ⁇ F of these test numbers exceeded 0.70. As a result, these test numbers had low SSC resistance.
  • a steel material (seamless steel pipe) having a yield strength of 125 ksi or more (862 MPa or more) was manufactured by the same manufacturing method as in Example 1. The same evaluation test as in Example 1 was carried out on the manufactured steel material.
  • Bloom was manufactured by continuous casting using the manufactured molten steel. Subsequently, in the same manner as in Example 1, a bulk rolling step was carried out to produce a round billet having a diameter of 310 mm.
  • the temperature (° C.) and the soaking time (minutes) in the lump heating furnace are as shown in Table 4.
  • the heated round billet was hot-worked under the same conditions as in Example 1 to manufacture a raw tube with each test number. Further, a heat treatment step (quenching step and tempering step) was carried out on the manufactured raw pipe.
  • the quenching temperature was set to 910 ° C.
  • the holding time at the quenching temperature was set to 15 minutes.
  • the tempering step the tempering temperature (° C.) was as shown in Table 4, and the holding time (minutes) at the tempering temperature was as shown in Table 4.
  • the yield strength was adjusted to 125 ksi or more (862 MPa or more) by the heat treatment step.
  • Table 4 shows the Cr segregation degree ⁇ Cr, Mo segregation degree ⁇ Mo, Cu segregation degree ⁇ Cu, ⁇ F, yield strength, and SSC resistance evaluation results obtained in the evaluation tests of (2) to (4) above.
  • test number 25 the Cr content was too low. Therefore, the SSC resistance was low.
  • test number 26 the Cr content was too high. Therefore, the total segregation degree ⁇ F exceeded 0.50. As a result, the SSC resistance was low.
  • test number 28 the Mo content was too high. Therefore, the total segregation degree ⁇ F exceeded 0.50. As a result, the SSC resistance was low.
  • test number 30 the Cu content was too high. Therefore, the total segregation degree ⁇ F exceeded 0.50. As a result, the SSC resistance was low.
  • test numbers 31 to 40 although the content of each element in the chemical composition was within the range of this embodiment, the FA was less than 3900 and the formula (A) was not satisfied. Therefore, the total segregation degree ⁇ F of these test numbers exceeded 0.50. As a result, these test numbers had low SSC resistance.
  • heating furnace 100 billet SE segregation region Z1 pre-tropical Z2 heating zone Z3 uniform tropical

Landscapes

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

Abstract

高強度を有し、かつ、耐ＳＳＣ性に優れた、マルテンサイト系ステンレス鋼材を提供する。本開示のマルテンサイト系ステンレス鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｎｉ：５．００～７．００％、Ｃｒ：１０．００～１４．００％、Ｍｏ：１．５０～３．００％、及び、Ｃｕ：１．００超～３．５０％を含有し、降伏強度が７５８ＭＰａ以上であり、内面から２ｍｍ深さ位置の任意の２点を中心とし、肉厚方向に延びる１０００μｍの２本の線分ＬＳ上において、明細書に記載の式（１）のＣｒ偏析度ΔＣｒと、明細書に記載の式（２）のＭｏ偏析度ΔＭｏと、明細書に記載の式（３）のＣｕ偏析度ΔＣｕとが、式（４）を満たす。　ΔＣｒ＋ΔＭｏ＋ΔＣｕ≦Ａ　（４）　ここで、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、式（４）中のＡは０．７０であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合、式（４）中のＡは０．５０である。

Description

マルテンサイト系ステンレス鋼材
　本開示は、鋼材に関し、さらに詳しくは、継目無鋼管又は丸鋼（Ｒｏｕｎｄ　Ｓｔｅｅｌ　Ｂａｒ）である、マルテンサイト系ステンレス鋼材に関する。
　油井及びガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）には、継目無鋼管や、丸鋼から所定の形状に加工されたダウンホール部材、といった鋼材が用いられている。近年の油井の深井戸化により、油井用途の鋼材の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０～９５ｋｓｉ未満、つまり、５５２～６５５ＭＰａ未満）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５～１１０ｋｓｉ未満、つまり、６５５～７５８ＭＰａ未満）の油井用鋼材が広く利用されている。最近ではさらに、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が１１０～１２５ｋｓｉ未満、つまり、７５８～８６２ＭＰａ未満）の油井用鋼材が要求され始めている。
　ところで、深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素、又は、硫化水素及び二酸化炭素を含有し、酸性化した環境を意味する。このようなサワー環境で使用される鋼材は、上述の高強度だけでなく、優れた耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。
　サワー環境のＨ２Ｓ分圧は地域により異なる。Ｈ２Ｓ分圧が０．０３ｂａｒ以下のサワー環境（マイルドサワー環境）では、ＡＰＩ　Ｌ８０　１３Ｃｒ鋼材（通常の１３Ｃｒ鋼材）や、Ｃ含有量を低減したスーパー１３Ｃｒ鋼材等に代表される、１３質量％程度のＣｒを含有するマルテンサイト系ステンレス鋼材が使用される。しかしながら、Ｈ２Ｓ分圧がマイルドサワー環境よりも高い、０．０３超～０．１０ｂａｒ以下のサワー環境（エンハンストマイルドサワー環境）では、上述の通常の１３Ｃｒ鋼材やスーパー１３Ｃｒ鋼材よりも高い耐ＳＳＣ性が求められる。
　上述の通常の１３Ｃｒ鋼材やスーパー１３Ｃｒ鋼材よりも高い耐ＳＳＣ性を有する鋼材が、特開平１０－００１７５５号公報（特許文献１）、特表平１０－５０３８０９号公報（特許文献２）、及び特開平０８－２４６１０７号公報（特許文献３）に提案されている。
　特許文献１のマルテンサイト系ステンレス鋼材は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．０５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１０～１５％、Ｎｉ：４．０～９．０％、Ｃｕ：０．５～３％、Ｍｏ：１．０～３％、Ａｌ：０．００５～０．２％、Ｎ：０．００５％～０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃｕ－１．１Ｃｒ－１．８Ｍｏ≧－１０を満足する化学組成を有する。この文献に開示されたマルテンサイト系ステンレス鋼材のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相からなる。ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイト相とマルテンサイト相の合計の分率は６０％以上８０％以下であり、残部が残留オーステナイト相である。
　特許文献２のマルテンサイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．０５％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００５％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｃｕ：１．０～４．０％、Ｎｉ：５～８％、Ａｌ≦０．０６％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。上記化学組成はさらに、Ｃｒ＋１．６Ｍｏ≧１３、及び、４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃｕ－１．１Ｃｒ－１．８Ｍｏ≧－１０．５を満足する。この文献のマルテンサイト系ステンレス鋼のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト組織である。
　特許文献３のマルテンサイト系ステンレス鋼の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．００５％～０．０５％、Ｓｉ：０．０５％～０．５％、Ｍｎ：０．１％～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１２～１５％、Ｎｉ：４．５％～９．０％、Ｃｕ：１％～３％、Ｍｏ：２％～３％、Ｗ：０．１％～３％、Ａｌ：０．００５～０．２％、Ｎ：０．００５％～０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。上記化学組成はさらに、４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃｕ＋Ｃｏ－１．１Ｃｒ－１．８Ｍｏ－０．９Ｗ≧－１０を満足する。
特開平１０－００１７５５号公報 特表平１０－５０３８０９号公報 特開平０８－２４６１０７号公報
　特許文献１～特許文献３に提案された油井用マルテンサイト系ステンレス鋼材では、パラメータ式に基づいて化学組成中の各元素含有量を調整することにより、サワー環境での十分な耐ＳＳＣ性が得られるとしている。しかしながら、特許文献１～特許文献３とは異なる他の手段により、高強度とともに、サワー環境で十分な耐ＳＳＣ性とが得られてもよい。
　本開示の目的は、高強度を有し、かつ、耐ＳＳＣ性に優れた、マルテンサイト系ステンレス鋼材を提供することである。
　本開示によるマルテンサイト系ステンレス鋼材は、次の構成を有する。
　継目無鋼管又は丸鋼であるマルテンサイト系ステンレス鋼材であって、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０３０％以下、
　Ｓｉ：１．００％以下、
　Ｍｎ：１．００％以下、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．００５０％以下、
　Ｎｉ：５．００～７．００％、
　Ｃｒ：１０．００～１４．００％、
　Ｍｏ：１．５０～３．００％、
　Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
　Ｖ：０．０１～０．３０％、
　Ｎ：０．００３０～０．０５００％、
　Ｔｉ：０．０２０～０．１５０％、
　Ｃｕ：１．００超～３．５０％、
　Ｃｏ：０．５０％以下、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｃａ：０～０．００５０％、
　Ｍｇ：０～０．００５０％、
　希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．００５０％、
　Ｎｂ：０～０．１５％、
　Ｗ：０～０．２０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　降伏強度が７５８ＭＰａ以上であり、
　前記マルテンサイト系ステンレス鋼材が前記継目無鋼管である場合、
　前記継目無鋼管の圧延方向及び肉厚方向を含む断面において、内面から２ｍｍ深さ位置の任意の２点を２つの中心点Ｐ１と定義し、各中心点Ｐ１を中心として肉厚方向に延びる１０００μｍの２本の線分を２本の線分ＬＳと定義したとき、各線分ＬＳ上において、１μｍピッチの測定位置でエネルギー分散型Ｘ線分析を実施して、各測定位置のＣｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度を求め、
　前記マルテンサイト系ステンレス鋼材が前記丸鋼である場合、
　前記丸鋼の圧延方向及び径方向を含む断面において、前記丸鋼の中心軸上の任意の２点を２つの中心点Ｐ１と定義し、各中心点Ｐ１を中心として径方向に延びる１０００μｍの２本の線分を２本の線分ＬＳと定義したとき、各線分ＬＳ上において、１μｍピッチの測定位置でエネルギー分散型Ｘ線分析を実施して、各測定位置のＣｒ濃度、Ｍｏ濃度、及びＣｕ濃度を求め、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度の平均値を［Ｃｒ］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度の標本標準偏差をσＣｒと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれる前記Ｃｒ濃度の平均値を［Ｃｒ＊］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれる前記Ｃｒ濃度の最大値を［Ｃｒ＊］ｍａｘと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれる前記Ｃｒ濃度の最小値を［Ｃｒ＊］ｍｉｎと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度の平均値を［Ｍｏ］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度の標本標準偏差をσＭｏと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれる前記Ｍｏ濃度の平均値を［Ｍｏ＊］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれる前記Ｍｏ濃度の最大値を［Ｍｏ＊］ｍａｘと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれる前記Ｍｏ濃度の最小値を［Ｍｏ＊］ｍｉｎと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度の平均値を［Ｃｕ］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度の標本標準偏差をσＣｕと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれる前記Ｃｕ濃度の平均値を［Ｃｕ＊］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれる前記Ｃｕ濃度の最大値を［Ｃｕ＊］ｍａｘと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれる前記Ｃｕ濃度の最小値を［Ｃｕ＊］ｍｉｎと定義したとき、
　式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒと、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏと、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕとは、式（４）を満たす、
　マルテンサイト系ステンレス鋼材。
　ΔＣｒ＝（［Ｃｒ＊］ｍａｘ－［Ｃｒ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｒ＊］ａｖｅ　（１）
　ΔＭｏ＝（［Ｍｏ＊］ｍａｘ－［Ｍｏ＊］ｍｉｎ）／［Ｍｏ＊］ａｖｅ　（２）
　ΔＣｕ＝（［Ｃｕ＊］ｍａｘ－［Ｃｕ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｕ＊］ａｖｅ　（３）
　ΔＣｒ＋ΔＭｏ＋ΔＣｕ≦Ａ　（４）
　ここで、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、式（４）中のＡは０．７０であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合、式（４）中のＡは０．５０である。
　本開示によるマルテンサイト系ステンレス鋼材は、降伏強度が１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）の高強度を有し、かつ、耐ＳＳＣ性に優れる。
図１は、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の素材の長手方向に垂直な断面図である。 図２は、継目無鋼管の圧延方向に垂直な断面図である。 図３は、継目無鋼管の圧延方向及び肉厚方向を含む断面図である。 図４は、図３中の中心点Ｐ１近傍の拡大図である。 図５は、丸鋼の圧延方向に垂直及び平行な断面図である。 図６は、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の製造工程で利用される加熱炉の模式図である。 図７Ａは、鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）とする場合の、加熱条件であるＦＡ値と、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の総偏析度ΔＦとの関係を示す図である。 図７Ｂは、鋼材の降伏強度を１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）とする場合の、加熱条件であるＦＡ値と、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の総偏析度ΔＦとの関係を示す図である。
　本発明者らは、１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）の降伏強度と、サワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とを両立できる鋼材について、検討を行った。
　初めに、本発明者らは、化学組成の設計の観点から、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と優れた耐ＳＳＣ性とを両立できる鋼材について検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：５．００～７．００％、Ｃｒ：１０．００～１４．００％、Ｍｏ：１．５０～３．００％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ｎ：０．００３０～０．０５００％、Ｔｉ：０．０２０～０．１５０％、Ｃｕ：１．００超～３．５０％、Ｃｏ：０．５０％以下、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１５％、Ｗ：０～０．２０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、サワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とを両立できる可能性があると考えた。
　そこで、上述の化学組成を有する鋼材を周知の方法で製造して、降伏強度及びサワー環境での耐ＳＳＣ性を評価した。その結果、化学組成中の元素含有量を単に調整するだけでは、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度とサワー環境での優れた耐ＳＳＣ性との両立が必ずしも十分でない場合があることがわかった。そこで、本発明者らは、上述の化学組成の鋼材において、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度とサワー環境での優れた耐ＳＳＣ性との両立ができない要因について、種々検討した。その結果、次の知見を得た。
　上述の化学組成において、Ｃｒ含有量を１０．００～１４．００％とし、Ｍｏ含有量を１．５０～３．００％とし、かつ、Ｃｕ含有量を１．００超～３．５０％とし、他の元素含有量を上述の範囲内とすることで、サワー環境での鋼材の耐ＳＳＣ性を高めている。上記含有量のＣｒは強固な不働態皮膜を形成する。これにより、サワー環境での鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。上記含有量のＭｏは、不働態皮膜上にＭｏ硫化物を形成して、不働態皮膜が硫化水素イオン（ＨＳ－）に接触するのを抑制する。その結果、サワー環境での鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。上記含有量のＣｕは、不働態皮膜上にＣｕ硫化物を生成して、不働態皮膜が硫化水素イオン（ＨＳ－）に接触するのを抑制する。その結果、サワー環境での鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。
　しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏ及びＣｕは偏析しやすい元素である。上述の化学組成において、Ｃｒ含有量は１０．００～１４．００％と高く、Ｍｏ含有量も１．５０～３．００％と高く、Ｃｕ含有量も１．００超～３．５０％と高い。そのため、Ｃｒ、Ｍｏ及びＣｕが偏析する可能性がある。Ｃｒ、Ｍｏ及びＣｕが偏析すると、サワー環境での耐ＳＳＣ性が低くなる可能性がある。
　そこで、本発明者らは、上述の化学組成を有し、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度を有するマルテンサイト系ステンレス鋼材において、Ｃｒ、Ｍｏ及びＣｕの偏析度合いとサワー環境での耐ＳＳＣ性との関係について調査した。
　初めに、本発明者らは、鋼材中で偏析が発生しやすい箇所について検討を行った。図１は、継目無鋼管の素材である円柱状のビレット（丸ビレット）１００の長手方向（圧延方向）に垂直な断面図（横断面図）である。図１を参照して、ビレット１００の横断面では、中心部に偏析領域ＳＥが存在しやすいことが判明した。偏析領域ＳＥでは、Ｃｒ、Ｍｏ及びＣｕは偏析しやすい。そのため、偏析領域ＳＥでのＣｒ偏析、Ｍｏ偏析及びＣｕ偏析は、偏析領域ＳＥ以外の他の領域よりも高くなりやすかった。さらに、図１のビレット１００を穿孔圧延して継目無鋼管であるマルテンサイト系ステンレス鋼材とした場合、継目無鋼管の圧延方向に垂直な断面は図２に示すとおりとなった。具体的には、継目無鋼管の横断面において、偏析領域ＳＥは、継目無鋼管の内面ＩＳの近傍に円周方向に延在して存在していた。
　以上の調査結果に基づいて、本発明者らは初めに、継目無鋼管において内面ＩＳの近傍に存在する偏析領域ＳＥでのＣｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度と、偏析領域ＳＥ以外の他の領域、たとえば、図２において外面ＯＳ近傍でのＣｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度との差分を小さくすれば、上述の化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼材において、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、サワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とを両立できると考えた。つまり、鋼材中におけるマクロな領域内での偏析を抑制できれば、上述の化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼材において、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、サワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とを両立できると考えた。
　しかしながら、上述の化学組成において、偏析領域ＳＥでのＣｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度と、偏析領域ＳＥ以外でのＣｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度との差分を小さく抑えても、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度とした場合に、依然として、耐ＳＳＣ性が低い場合があった。
　そこで、本発明者らは、偏析領域ＳＥとそれ以外の領域とでのマクロな領域内での偏析の低減を試みるのではなく、偏析領域ＳＥ内でのミクロな領域に注目して、ミクロな領域内でＣｒ濃度分布、Ｍｏ濃度分布及びＣｕ濃度分布を十分に均一にすることを検討した。
　ミクロな領域内でＣｒ濃度分布、Ｍｏ濃度分布及びＣｕ濃度分布を十分に均一にすることができれば、鋼材全体としてもＣｒ濃度分布、Ｍｏ濃度分布及びＣｕ濃度分布が十分に均一となる。その結果、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度とサワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とを両立できる可能性がある。
　そこで、マクロな領域での偏析に着目するのではなく、偏析領域ＳＥ内のミクロな領域に着目して、Ｃｒ濃度分布、Ｍｏ濃度分布及びＣｕ濃度分布と、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度を有する鋼材での耐ＳＳＣ性との関係についてさらに検討を行った。
　具体的には、図３を参照して、マルテンサイト系ステンレス鋼材が継目無鋼管である場合、継目無鋼管の圧延方向Ｌ及び肉厚方向Ｔを含む断面において、内面ＩＳから２ｍｍ深さ位置での任意の２点を２つの中心点Ｐ１と定義した。２つの中心点Ｐ１は図２に示す偏析領域ＳＥに相当する位置であった。
　図４は、図３中の２つの中心点Ｐ１近傍の拡大図である。図４を参照して、各中心点Ｐ１を中心として、肉厚方向Ｔに延びる１０００μｍの２本の線分を線分ＬＳと定義した。２本の線分ＬＳは偏析領域ＳＥ内に相当し、ミクロな領域であった。各線分ＬＳ上において、１μｍピッチの測定位置で、エネルギー分散型Ｘ線分析（Ｅｎｅｒｇｙ　ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）を用いた点分析を実施して、各測定位置でのＣｒ濃度（質量％）、Ｍｏ濃度（質量％）及びＣｕ濃度（質量％）を求めた。点分析において、加速電圧は２０ｋＶとした。
　求めたＣｒ濃度に基づいて、次の事項を定義した。
　（Ａ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度の平均値を［Ｃｒ］ａｖｅと定義した。
　（Ｂ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度の標本標準偏差をσＣｒと定義した。
　（Ｃ）いわゆる３σルールに基づいて、２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれるＣｒ濃度の平均値を［Ｃｒ＊］ａｖｅと定義した。
　（Ｄ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれるＣｒ濃度の最大値を［Ｃｒ＊］ｍａｘと定義した。
　（Ｅ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれるＣｒ濃度の最小値を［Ｃｒ＊］ｍｉｎと定義した。
　同様に、求めたＭｏ濃度に基づいて、次の事項を定義した。
　（Ｆ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度の平均値を［Ｍｏ］ａｖｅと定義した。
　（Ｇ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度の標本標準偏差をσＭｏと定義した。
　（Ｈ）３σルールに基づいて、２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれるＭｏ濃度の平均値を［Ｍｏ＊］ａｖｅと定義した。
　（Ｉ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれるＭｏ濃度の最大値を［Ｍｏ＊］ｍａｘと定義した。
　（Ｊ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれるＭｏ濃度の最小値を［Ｍｏ＊］ｍｉｎと定義した。
　同様に、求めたＣｕ濃度に基づいて、次の事項を定義した。
　（Ｋ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度の平均値を［Ｃｕ］ａｖｅと定義した。
　（Ｌ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度の標本標準偏差をσＣｕと定義した。
　（Ｍ）３σルールに基づいて、２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれるＣｕ濃度の平均値を［Ｃｕ＊］ａｖｅと定義した。
　（Ｎ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれるＣｕ濃度の最大値を［Ｃｕ＊］ｍａｘと定義した。
　（Ｏ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれるＣｕ濃度の最小値を［Ｃｕ＊］ｍｉｎと定義した。
　上述の（Ａ）～（Ｏ）で求めた事項に基づいて、式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒを求め、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏを求め、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕを求めた。
　ΔＣｒ＝（［Ｃｒ＊］ｍａｘ－［Ｃｒ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｒ＊］ａｖｅ　（１）
　ΔＭｏ＝（［Ｍｏ＊］ｍａｘ－［Ｍｏ＊］ｍｉｎ）／［Ｍｏ＊］ａｖｅ　（２）
　ΔＣｕ＝（［Ｃｕ＊］ｍａｘ－［Ｃｕ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｕ＊］ａｖｅ　（３）
　式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒは、偏析領域ＳＥ中のミクロな領域内でのＣｒ偏析度を意味している。式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏは、偏析領域ＳＥ中のミクロな領域内でのＭｏ偏析度を意味している。式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕは、偏析領域ＳＥ中のミクロな領域内でのＣｕ偏析度を意味している。
　これらのミクロな領域でのＣｒ偏析度ΔＣｒ、Ｍｏ偏析度ΔＭｏ及びＣｕ偏析度ΔＣｕを低減することができれば、鋼材全体においてもＣｒ濃度分布、Ｍｏ濃度分布及びＣｕ濃度分布が十分に均一に近づくと本発明者らは考えた。そして、Ｃｒ偏析度ΔＣｒとＭｏ偏析度ΔＭｏとＣｕ偏析度ΔＣｕとの合計値を十分に低く抑えることができれば、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度を有していても、サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性が得られると本発明者らは考えた。
　以上の技術思想に基づいて、本発明者らは、上述の化学組成を前提として、鋼材中の偏析領域ＳＥ内のミクロな領域でのＣｒ偏析度ΔＣｒとＭｏ偏析度ΔＭｏとＣｕ偏析度ΔＣｕの合計値と、耐ＳＳＣ性との関係を調査した。その結果、上述の化学組成のマルテンサイト系ステンレス鋼材において、式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒと、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏと、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕとが、式（４）を満たした場合、１１０ｋｓｉ級の降伏強度とサワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とを両立できることを本発明者らは見出した。
　ΔＣｒ＋ΔＭｏ＋ΔＣｕ≦Ａ　（４）
　ここで、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、式（４）中のＡは０．７０であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合、式（４）中のＡは０．５０である。
　本開示によるマルテンサイト系ステンレス鋼材は以上の技術思想に基づいて完成したものであり、次の構成を有する。
　［１］
　継目無鋼管又は丸鋼であるマルテンサイト系ステンレス鋼材であって、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０３０％以下、
　Ｓｉ：１．００％以下、
　Ｍｎ：１．００％以下、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．００５０％以下、
　Ｎｉ：５．００～７．００％、
　Ｃｒ：１０．００～１４．００％、
　Ｍｏ：１．５０～３．００％、
　Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
　Ｖ：０．０１～０．３０％、
　Ｎ：０．００３０～０．０５００％、
　Ｔｉ：０．０２０～０．１５０％、
　Ｃｕ：１．００超～３．５０％、
　Ｃｏ：０．５０％以下、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｃａ：０～０．００５０％、
　Ｍｇ：０～０．００５０％、
　希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．００５０％、
　Ｎｂ：０～０．１５％、
　Ｗ：０～０．２０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　降伏強度が７５８ＭＰａ以上であり、
　前記マルテンサイト系ステンレス鋼材が前記継目無鋼管である場合、
　前記継目無鋼管の圧延方向及び肉厚方向を含む断面において、内面から２ｍｍ深さ位置の任意の２点を２つの中心点Ｐ１と定義し、各中心点Ｐ１を中心として肉厚方向に延びる１０００μｍの２本の線分を２本の線分ＬＳと定義したとき、各線分ＬＳ上において、１μｍピッチの測定位置でエネルギー分散型Ｘ線分析を実施して、各測定位置のＣｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度を求め、
　前記マルテンサイト系ステンレス鋼材が前記丸鋼である場合、
　前記丸鋼の圧延方向及び径方向を含む断面において、前記丸鋼の中心軸上の任意の２点を２つの中心点Ｐ１と定義し、各中心点Ｐ１を中心として径方向に延びる１０００μｍの２本の線分を２本の線分ＬＳと定義したとき、各線分ＬＳ上において、１μｍピッチの測定位置でエネルギー分散型Ｘ線分析を実施して、各測定位置のＣｒ濃度、Ｍｏ濃度、及びＣｕ濃度を求め、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度の平均値を［Ｃｒ］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度の標本標準偏差をσＣｒと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれる前記Ｃｒ濃度の平均値を［Ｃｒ＊］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれる前記Ｃｒ濃度の最大値を［Ｃｒ＊］ｍａｘと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれる前記Ｃｒ濃度の最小値を［Ｃｒ＊］ｍｉｎと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度の平均値を［Ｍｏ］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度の標本標準偏差をσＭｏと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれる前記Ｍｏ濃度の平均値を［Ｍｏ＊］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれる前記Ｍｏ濃度の最大値を［Ｍｏ＊］ｍａｘと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれる前記Ｍｏ濃度の最小値を［Ｍｏ＊］ｍｉｎと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度の平均値を［Ｃｕ］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度の標本標準偏差をσＣｕと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれる前記Ｃｕ濃度の平均値を［Ｃｕ＊］ａｖｅと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれる前記Ｃｕ濃度の最大値を［Ｃｕ＊］ｍａｘと定義し、
　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれる前記Ｃｕ濃度の最小値を［Ｃｕ＊］ｍｉｎと定義したとき、
　式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒと、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏと、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕとは、式（４）を満たす、
　マルテンサイト系ステンレス鋼材。
　ΔＣｒ＝（［Ｃｒ＊］ｍａｘ－［Ｃｒ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｒ＊］ａｖｅ　（１）
　ΔＭｏ＝（［Ｍｏ＊］ｍａｘ－［Ｍｏ＊］ｍｉｎ）／［Ｍｏ＊］ａｖｅ　（２）
　ΔＣｕ＝（［Ｃｕ＊］ｍａｘ－［Ｃｕ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｕ＊］ａｖｅ　（３）
　ΔＣｒ＋ΔＭｏ＋ΔＣｕ≦Ａ　（４）
　ここで、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、式（４）中のＡは０．７０であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合、式（４）中のＡは０．５０である。
　ここで、丸鋼とは、長手方向に垂直な断面が円形状である棒鋼を意味する。
　［２］
　［１］に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼材であって、
　前記化学組成は、
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、
　希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００１～０．００５０％、
　Ｎｂ：０．０１～０．１５％、及び、
　Ｗ：０．０１～０．２０％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
　マルテンサイト系ステンレス鋼材。
　以下、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス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］
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．０３０％以下
　炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは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、Ｃ含有量が０．０３０％を超えれば、ＣはＣｒと結合してＣｒ炭化物を生成しやすくなる。その結果、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下しやすくなる。
　したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。Ｃ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％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｃ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。
　Ｓｉ：１．００％以下
　シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは鋼を脱酸する。しかしながら、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、鋼材の熱間加工性が低下する。
　したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｍｎ：１．００％以下
　マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｍｎ含有量は０％超である。Ｍｎは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、Ｍｎ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、Ｍｎは粗大な介在物を形成して、鋼材の靭性を低下させる。
　したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．８０％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％である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、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が結晶粒界に偏析して、鋼材の靭性を顕著に低下させる。
　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０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｓ：０．００５０％以下
　硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ含有量が０．００５０％を超えれば、Ｓが結晶粒界に過剰に偏析したり、介在物であるＭｎＳが過剰に多く生成したりする。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、鋼材の靭性及び熱間加工性が顕著に低下する。
　したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。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０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００４％である。
　Ｎｉ：５．００～７．００％
　ニッケル（Ｎｉ）はサワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成する。Ｎｉ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ－）や硫化水素イオン（ＨＳ－）が不働態皮膜に接触するのを抑制する。そのため、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されにくくなる。その結果、Ｎｉはサワー環境での鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｉはさらに、オーステナイト形成元素である。そのため、Ｎｉは、焼入れ後の鋼材のミクロ組織をマルテンサイト化する。Ｎｉ含有量が５．００％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、Ｎｉ含有量が７．００％を超えれば、上記効果が飽和し、製造コストが高くなる。
　したがって、Ｎｉ含有量は５．００～７．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は５．１０％であり、さらに好ましくは５．１５％であり、さらに好ましくは５．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は６．５０％であり、さらに好ましくは６．４０％であり、さらに好ましくは６．３０％であり、さらに好ましくは６．２０％である。
　Ｃｒ：１０．００～１４．００％
　クロム（Ｃｒ）はサワー環境において、鋼材の表面に不働態皮膜を生成して鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｒ含有量が１０．００％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１４．００％を超えれば、Ｃｒ炭化物、Ｃｒを含有する金属間化合物、及び、Ｃｒ酸化物が過剰に生成する。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、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｃｒ含有量は１０．００～１４．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１０．０５％であり、さらに好ましくは１０．１０％であり、さらに好ましくは１０．５０％であり、さらに好ましくは１１．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１３．７０％であり、さらに好ましくは１３．５０％であり、さらに好ましくは１３．４０％であり、さらに好ましくは１３．３０％である。
　Ｍｏ：１．５０～３．００％
　モリブデン（Ｍｏ）はサワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成する。Ｍｏ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ－）や硫化水素イオン（ＨＳ－）が不働態皮膜に接触するのを抑制する。そのため、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されにくくなる。その結果、Ｍｏはサワー環境での鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｏ含有量が１．５０％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、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が３．００％を超えれば、上記効果が飽和し、製造コストが高くなる。
　したがって、Ｍｏ含有量は１．５０～３．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．７０％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．９０％であり、さらに好ましくは２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．９５％であり、さらに好ましくは２．９０％であり、さらに好ましくは２．８５％であり、さらに好ましくは２．８０％である。
　Ａｌ：０．００５～０．０５０％
　アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％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、Ａｌ含有量が０．０５０％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Ａｌ酸化物が生成し、鋼材の靭性が低下する。
　したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４７％であり、さらに好ましくは０．０４３％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｖ：０．０１～０．３０％
　バナジウム（Ｖ）は鋼材中で炭化物、窒化物、及び炭窒化物等のＶ析出物を形成する。Ｖ析出物は、鋼材の強度を高める。Ｖ含有量が０．０１％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、Ｖ含有量が０．３０％を超えれば、Ｖ析出物が過剰に生成して鋼材の強度が過剰に高くなる。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、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｖ含有量は０．０１～０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％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％である。
　Ｎ：０．００３０～０．０５００％
　窒素（Ｎ）は鋼材の耐孔食性を高め、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎ含有量が０．００３０％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、Ｎ含有量が０．０５００％を超えれば、粗大なＴｉＮが生成する。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、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｎ含有量は０．００３０～０．０５００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３３％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３８％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０４００％であり、さらに好ましくは０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％である。
　Ｔｉ：０．０２０～０．１５０％
　チタン（Ｔｉ）は、Ｃ又はＮと結合して、炭化物又は窒化物であるＴｉ析出物を形成する。Ｔｉ析出物は、ピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制する。その結果、鋼材の強度が高まる。さらに、Ｔｉ析出物の生成により、Ｖ析出物の過剰な生成による強度の過剰な上昇を抑制する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。ここで、Ｖ析出物とは、炭化物、窒化物、及び炭窒化物等である。Ｔｉ含有量が０．０２０％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、Ｔｉ含有量が０．１５０％を超えれば、上記効果が飽和する。Ｔｉ含有量が０．１５０％を超えればさらに、Ｔｉ炭化物又はＴｉ窒化物が過剰に生成して、鋼材の靭性が低下する。
　したがって、Ｔｉ含有量は０．０２０～０．１５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１４０％であり、さらに好ましくは０．１３０％である。
　Ｃｕ：１．００超～３．５０％
　銅（Ｃｕ）は、サワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成する。Ｃｕ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ－）や硫化水素イオン（ＨＳ－）が不働態皮膜に接触するのを抑制する。そのため、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されにくくなる。その結果、Ｃｕはサワー環境での鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｕ含有量が１．００％以下であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が３．５０％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、鋼材の熱間加工性が低下する。
　したがって、Ｃｕ含有量は１．００超～３．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．８０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．３０％であり、さらに好ましくは３．１０％であり、さらに好ましくは３．００％である。
　Ｃｏ：０．５０％以下
　コバルト（Ｃｏ）は不可避に含有される。つまり、Ｃｏ含有量は０％超である。Ｃｏは、サワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成する。Ｃｏ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ－）や硫化水素イオン（ＨＳ－）が不働態皮膜に接触するのを抑制する。そのため、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されにくくなる。その結果、Ｃｏは、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｏはさらに、残留オーステナイトの生成を抑制し、鋼材の強度のばらつきを抑制する。しかしながら、Ｃｏ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、鋼材の靱性が低下する。
　したがって、Ｃｏ含有量は０．５０％以下である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス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、マルテンサイト系ステンレス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、意図的に含有させるものではなく、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の効果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（Ｏｐｔｉｏｎａｌ　Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
　本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、次の群から選択される１元素以上の任意元素を含有してもよい。
　Ｂ：０～０．００５０％
　Ｃａ：０～０．００５０％
　Ｍｇ：０～０．００５０％
　希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．００５０％
　Ｎｂ：０～０．１５％
　Ｗ：０～０．２０％
　以下、これらの任意元素について説明する。
　［第１群：Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）］
　本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１元素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、鋼材の熱間加工性を高める。
　Ｂ：０～０．００５０％
　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、Ｂはオーステナイト粒界に偏析して粒界を強化する。その結果、鋼材の熱間加工性が高まる。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、Ｂ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、Ｃｒ炭硼化物が生成する。この場合、鋼材の靭性が低下する。
　したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。Ｂ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０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。
　Ｃａ：０～０．００５０％
　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、Ｃａは介在物を球状化及び／又は微細化して、鋼材の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えれば、粗大な酸化物が生成する。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、鋼材の靱性が低下する。
　したがって、Ｃａ含有量は０～０．００５０％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０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。
　Ｍｇ：０～０．００５０％
　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、ＭｇはＣａと同様に、介在物を球状化及び／又は微細化して、鋼材の熱間加工性を高める。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０．００５０％を超えれば、粗大な酸化物が生成する。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、鋼材の靱性が低下する。
　したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００５０％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０．０００５％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０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
　希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．００５０％
　希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭはＣａと同様に、介在物を球状化及び／又は微細化して、鋼材の熱間加工性を高める。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０．００５０％を超えれば、粗大な酸化物が生成する。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、鋼材の靱性が低下する。
　したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．００５０％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０．０００５％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０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
　なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１元素以上の元素である。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２群：Ｎｂ及びＷ］
　本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ、及び、Ｗからなる群から選択される１元素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、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
　Ｎｂ：０～０．１５％
　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、Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物、又は炭窒化物であるＮｂ析出物を形成する。Ｎｂ析出物はピンニング効果により、鋼材のサブ組織を微細化する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．１５％を超えれば、Ｎｂ析出物が過剰に生成する。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、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１５％である。Ｎｂ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％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１４％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｗ：０～０．２０％
　タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗはサワー環境において不働態皮膜を安定化する。そのため、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されにくくなる。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が０．２０％を超えれば、ＷはＣと結合して、粗大なＷ炭化物が生成する。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、鋼材の靱性が低下する。
　したがって、Ｗ含有量は０～０．２０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。
　［鋼材中のＣｒ濃度分布、Ｍｏ濃度分布及びＣｕ濃度分布について］
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材ではさらに、式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒと、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏと、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕとが、式（４）を満たす。
　ΔＣｒ＝（［Ｃｒ＊］ｍａｘ－［Ｃｒ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｒ＊］ａｖｅ　（１）
　ΔＭｏ＝（［Ｍｏ＊］ｍａｘ－［Ｍｏ＊］ｍｉｎ）／［Ｍｏ＊］ａｖｅ　（２）
　ΔＣｕ＝（［Ｃｕ＊］ｍａｘ－［Ｃｕ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｕ＊］ａｖｅ　（３）
　ΔＣｒ＋ΔＭｏ＋ΔＣｕ≦Ａ　（４）
　ここで、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、式（４）中のＡは０．７０であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合、式（４）中のＡは０．５０である。
　式（１）に定義されたＣｒ偏析度ΔＣｒと、式（２）に定義されたＭｏ偏析度ΔＭｏと、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕとは、次の方法により求める。
　［Ｃｒ偏析度ΔＣｒ、Ｍｏ偏析度ΔＭｏ及びＣｕ偏析度ΔＣｕの測定方法］
　図３を参照して、マルテンサイト系ステンレス鋼材が継目無鋼管である場合、継目無鋼管の圧延方向Ｌ及び肉厚方向Ｔを含む断面において、内面ＩＳから２ｍｍ深さ位置での任意の２点を２つの中心点Ｐ１と定義する。図４を参照して、各中心点Ｐ１を中心として、肉厚方向Ｔに延びる１０００μｍの２本の線分を２本の線分ＬＳと定義する。各線分ＬＳ上において、１μｍピッチの測定位置で、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）を用いた点分析を実施して、各測定位置でのＣｒ濃度（質量％）、Ｍｏ濃度（質量％）及びＣｕ濃度（質量％）を求める。点分析において、加速電圧は２０ｋＶとする。
　同様に、マルテンサイト系ステンレス鋼材が丸鋼である場合、図５を参照して、丸鋼の圧延方向Ｌ及び径方向Ｄを含む断面において、丸鋼の中心軸Ｃ１上の任意の２点を２つの中心点Ｐ１と定義する。各中心点Ｐ１を中心として、径方向Ｄに延びる１０００μｍの２本の線分を２本の線分ＬＳと定義する。各線分ＬＳ上において、１μｍピッチの測定位置で、ＥＤＳを用いた点分析を実施して、各測定位置でのＣｒ濃度（質量％）、Ｍｏ濃度（質量％）及びＣｕ濃度（質量％）を求める。点分析において、加速電圧は２０ｋＶとする。
　求めたＣｒ濃度に基づいて、次の事項を定義する。
　（Ａ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度の平均値を［Ｃｒ］ａｖｅと定義する。
　（Ｂ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度の標本標準偏差をσＣｒと定義する。
　（Ｃ）いわゆる３σルールに基づいて、２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれるＣｒ濃度の平均値を［Ｃｒ＊］ａｖｅと定義する。
　（Ｄ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれるＣｒ濃度の最大値を［Ｃｒ＊］ｍａｘと定義する。
　（Ｅ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれるＣｒ濃度の最小値を［Ｃｒ＊］ｍｉｎと定義する。
　同様に、求めたＭｏ濃度に基づいて、次の事項を定義する。
　（Ｆ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度の平均値を［Ｍｏ］ａｖｅと定義する。
　（Ｇ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度の標本標準偏差をσＭｏと定義する。
　（Ｈ）３σルールに基づいて、２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれるＭｏ濃度の平均値を［Ｍｏ＊］ａｖｅと定義する。
　（Ｉ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれるＭｏ濃度の最大値を［Ｍｏ＊］ｍａｘと定義する。
　（Ｊ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれるＭｏ濃度の最小値を［Ｍｏ＊］ｍｉｎと定義する。
　同様に、求めたＣｕ濃度に基づいて、次の事項を定義する。
　（Ｋ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度の平均値を［Ｃｕ］ａｖｅと定義する。
　（Ｌ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度の標本標準偏差をσＣｕと定義する。
　（Ｍ）３σルールに基づいて、２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれるＣｕ濃度の平均値を［Ｃｕ＊］ａｖｅと定義する。
　（Ｎ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれるＣｕ濃度の最大値を［Ｃｕ＊］ｍａｘと定義する。
　（Ｏ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれるＣｕ濃度の最小値を［Ｃｕ＊］ｍｉｎと定義する。
　上述の（Ａ）～（Ｏ）で求めた事項に基づいて、式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒを求め、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏを求め、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕを求める。
　ΔＣｒ＝（［Ｃｒ＊］ｍａｘ－［Ｃｒ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｒ＊］ａｖｅ　（１）
　ΔＭｏ＝（［Ｍｏ＊］ｍａｘ－［Ｍｏ＊］ｍｉｎ）／［Ｍｏ＊］ａｖｅ　（２）
　ΔＣｕ＝（［Ｃｕ＊］ｍａｘ－［Ｃｕ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｕ＊］ａｖｅ　（３）
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材では、式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒと、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏと、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕとが、式（４）を満たす。
　ΔＣｒ＋ΔＭｏ＋ΔＣｕ≦Ａ　（４）
　ここで、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、式（４）中のＡは０．７０であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合、式（４）中のＡは０．５０である。
　総偏析度ΔＦ＝ΔＣｒ＋ΔＭｏ＋ΔＣｕと定義する。Ｃｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度の測定領域である線分ＬＳ、言い換えると、中心点Ｐ１を中心とする肉厚方向Ｔ又は径方向Ｄに延びる線分ＬＳは、鋼材中で最もＣｒ、Ｍｏ及びＣｕが偏析している領域である。線分ＬＳは、鋼材においてミクロな領域である。
　本実施形態の鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）である場合を想定する。この場合において、線分ＬＳでのＣｒ偏析度ΔＣｒとＭｏ偏析度ΔＭｏとＣｕ偏析度ΔＣｕとの総和である総偏析度ΔＦが０．７０以下であれば、Ｃｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度が最も偏析しているミクロな領域であっても、Ｃｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度の偏析が十分に抑えられている。このことは、鋼材全体、つまり、鋼材のマクロな領域、においても、Ｃｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度がともに、十分に均一に分布していることを意味する。
　同様に、本実施形態の鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）である場合を想定する。この場合において、線分ＬＳでのＣｒ偏析度ΔＣｒとＭｏ偏析度ΔＭｏとＣｕ偏析度ΔＣｕとの総和である総偏析度ΔＦが０．５０以下であれば、Ｃｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度が最も偏析しているミクロな領域であっても、Ｃｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度の偏析が十分に抑えられている。このことは、鋼材全体、つまり、鋼材のマクロな領域、においても、Ｃｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度がともに、十分に均一に分布していることを意味する。
　したがって、総偏析度ΔＦは、鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級である場合には０．７０以下であり、鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ以上である場合には０．５０以下である。
　以上の構成とすることにより、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材は、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度を有しつつ、サワー環境で優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。
　鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）である場合、ΔＦの好ましい上限は０．６５であり、さらに好ましくは０．６３であり、さらに好ましくは０．６１であり、さらに好ましくは０．５９であり、さらに好ましくは０．５７であり、さらに好ましくは０．５５である。
　鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）である場合、ΔＦの好ましい上限は０．４９であり、さらに好ましくは０．４８であり、さらに好ましくは０．４７である。
　［ミクロ組織（Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）］
　本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼材のミクロ組織は、マルテンサイトを主体とする。本明細書において、マルテンサイトとは、フレッシュマルテンサイトだけでなく、焼戻しマルテンサイトも含む。また、本明細書において、マルテンサイトが主体とは、ミクロ組織において、マルテンサイトの体積率が８０．０％以上であることを意味する。
　本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼材のミクロ組織において、マルテンサイトの体積率の好ましい下限は８５．０％であり、さらに好ましくは９０．０％である。さらに好ましくは、鋼材のミクロ組織は、マルテンサイト単相である。
　ミクロ組織の残部は、残留オーステナイトである。つまり、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材において、残留オーステナイトの体積率は０～２０．０％である。残留オーステナイトの体積率はなるべく低い方が好ましい。
　一方、ミクロ組織において、少量の残留オーステナイトは、著しい強度の低下を抑制しつつ、鋼材の靭性を顕著に高める。したがって、靭性を高めたい場合、残留オーステナイトを含める組織としてもよい。しかしながら、残留オーステナイトの体積率が高すぎれば、鋼材の強度が顕著に低下する。したがって、鋼材のミクロ組織が残留オーステナイトを含む場合、残留オーステナイトの体積率の好ましい上限は１５．０％であり、さらに好ましくは、１０．０％である。
　［マルテンサイトの体積率の測定方法］
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材のミクロ組織におけるマルテンサイトの体積率（％）は、以下に示す方法で求めた残留オーステナイトの体積率（％）を、１００．０％から差し引いて求める。
　残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法により求める。具体的には、マルテンサイト系ステンレス鋼材から試験片を採取する。マルテンサイト系ステンレス鋼材が継目無鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部から試験片を採取する。マルテンサイト系ステンレス鋼材が丸鋼である場合、Ｒ／２部、つまり、丸鋼の長手方向に垂直な断面における半径Ｒの中央部から試験片を採取する。試験片の大きさは特に限定されないが、たとえば、１５ｍｍ×１５ｍｍ×厚さ２ｍｍである。この場合、試験片の厚さ方向は、マルテンサイト系ステンレス鋼材が継目無鋼管である場合は肉厚方向、マルテンサイト系ステンレス鋼材が丸鋼である場合は径方向である。
　得られた試験片を用いて、α相の（２００）面、α相の（２１１）面、γ相の（２００）面、γ相の（２２０）面、γ相の（３１１）面の各々のＸ線回折強度を測定し、各面の積分強度を算出する。Ｘ線回折強度の測定において、Ｘ線回折装置のターゲットをＭｏとし（ＭｏＫα線）、出力を５０ｋＶ－４０ｍＡとする。
　算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに式（Ｉ）を用いて残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）を算出する。そして、６組の残留オーステナイトの体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義する。
　Ｖγ＝１００／｛１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）｝　（Ｉ）
　ここで、Ｉαはα相の積分強度である。Ｒαはα相の結晶学的理論計算値である。Ｉγはγ相の積分強度である。Ｒγはγ相の結晶学的理論計算値である。なお、本明細書において、α相の（２００）面でのＲαを１５．９、α相の（２１１）面でのＲαを２９．２、γ相の（２００）面でのＲγを３５．５、γ相の（２２０）面でのＲγを２０．８、γ相の（３１１）面でのＲγを２１．８とする。なお、残留オーステナイトの体積率は、得られた数値の小数第二位を四捨五入する。
　上述のＸ線回折法で得られた残留オーステナイトの体積率（％）を用いて、マルテンサイト系ステンレス鋼材のミクロ組織のマルテンサイトの体積率（ｖｏｌ．％）を次の式により求める。
　マルテンサイトの体積率＝１００．０－残留オーステナイトの体積率（％）
　［降伏強度］
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の降伏強度は、１１０ｋｓｉ以上、つまり、７５８ＭＰａ以上である。
　本明細書において、降伏強度は、ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した常温（２４±３℃）での引張試験により得られる、０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を意味する。具体的には、降伏強度は次の方法で求める。
　マルテンサイト系ステンレス鋼材が継目無鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部から、引張試験片を採取する。マルテンサイト系ステンレス鋼材が丸鋼である場合、Ｒ／２部から引張試験片を採取する。引張試験片はたとえば、平行部径が６．０ｍｍ、平行部長さが４０．０ｍｍの丸棒引張試験片とする。丸棒引張試験片の平行部の長手方向はマルテンサイト系ステンレス鋼材の圧延方向（長手方向）と平行とする。
　丸棒引張試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して、常温（２４±３℃）で引張試験を行い、０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を求める。求めた０．２％オフセット耐力を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の降伏強度の上限は特に限定されないが、上述の化学組成の範囲内であれば、降伏強度の上限はたとえば１０００ＭＰａ（１４５ｋｓｉ）であり、好ましくは９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）である。
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の降伏強度は、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）であってもよいし、１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）であってもよい。
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級とする場合、降伏強度の好ましい下限は７６５ＭＰａであり、さらに好ましくは７７０ＭＰａであり、さらに好ましくは７７５ＭＰａであり、さらに好ましくは７８０ＭＰａである。本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の降伏強度の好ましい上限は８６０ＭＰａであり、さらに好ましくは８５５ＭＰａである。
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の降伏強度を１２５ｋｓｉ以上とする場合、降伏強度の好ましい下限は８７０ＭＰａであり、さらに好ましくは８８０ＭＰａであり、さらに好ましくは８９０ＭＰａであり、さらに好ましくは９００ＭＰａである。
　［鋼材の耐ＳＳＣ性］
　本実施形態による鋼材の耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した耐ＳＳＣ性評価試験により、評価できる。
　ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した耐ＳＳＣ性評価試験方法は、次のとおりである。本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼材から、丸棒試験片を採取する。マルテンサイト系ステンレス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。マルテンサイト系ステンレス鋼材が丸鋼である場合、Ｒ／２部から丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは特に限定されない。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部の直径が６．３５ｍｍであり、平行部の長さが２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の長手方向は、マルテンサイト系ステンレス鋼材の圧延方向（長手方向）と平行とする。
　試験溶液は、ｐＨが４．０である２０質量％塩化ナトリウム水溶液とする。丸棒試験片に対して、実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷する。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を負荷された丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．１０ｂａｒのＨ２Ｓ及び０．９０ｂａｒのＣＯ２からなる混合ガスを試験浴に吹き込み、試験浴にＨ２Ｓガスを飽和させる。Ｈ２Ｓガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持する。７２０時間保持後の試験片に対して、拡大率が１０倍のルーペで試験片の表面を観察して、割れの有無を確認する。ルーペ観察で割れが疑われる箇所がある場合、割れが疑われる箇所の断面を１００倍の光学顕微鏡で観察して、割れの有無を確認する。
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材は、優れた耐ＳＳＣ性を有する。具体的には、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材では、上述のＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した耐ＳＳＣ性評価試験において、７２０時間経過後に、割れが確認されない。本明細書において、「割れが確認されない」とは、試験後の試験片を１０倍のルーペ及び１００倍の光学顕微鏡で観察した場合に、割れが確認されないことを意味する。
　［マルテンサイト系ステンレス鋼材の形状及び用途］
　本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼材は、継目無鋼管、又は、丸鋼（中実材）である。マルテンサイト系ステンレス鋼材が継目無鋼管である場合、マルテンサイト系ステンレス鋼材は、油井管用鋼管である。油井管用鋼管は、油井管用途の鋼管を意味する。油井管はたとえば、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。
　マルテンサイト系ステンレス鋼材が丸鋼である場合、たとえば、マルテンサイト系ステンレス鋼材は、ダウンホール部材用途の鋼材である。
　以上のとおり、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材は、化学組成中の各元素の含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、ミクロな偏析領域（線分ＬＳ）において、式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒと、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏと、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕとが、式（４）を満たす。つまり、鋼材内のミクロな偏析領域（線分ＬＳ）においても、Ｃｒ濃度分布、Ｍｏ濃度分布、及び、Ｃｕ濃度分布が十分に均一になっている。そのため、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材は、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有しつつ、サワー環境で優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。
　［製造方法］
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法の一例を説明する。なお、以下に説明する製造方法は一例であって、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法はこれに限定されない。つまり、上述の構成を有する本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材が製造できれば、以下に説明する製造方法に限定されない。ただし、以下に説明する製造方法は、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材を製造する好適な製造方法である。
　本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法の一例は、次の工程を含む。
　（１）素材準備工程
　（２）分塊圧延工程
　（３）鋼材製造工程
　（４）熱処理工程
　以下、各工程について詳述する。
　［（１）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る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、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。以上の製造工程により、素材（ブルーム又はインゴット）を製造する。
　［（２）分塊圧延工程］
　分塊圧延工程では、分塊圧延機を用いて素材（ブルーム又はインゴット）を熱間圧延して、ビレットを製造する。分塊圧延工程は、次の工程を含む。
　（２１）素材加熱工程
　（２２）熱間加工工程
　以下、各工程について説明する。
　［（２１）素材加熱工程］
　素材加熱工程では、素材を分塊加熱炉で加熱する。分塊加熱炉の炉内温度、及び、分塊加熱炉での素材の滞在時間は次のとおりである。
　分塊加熱炉の炉内温度：１２００～１３５０℃
　分塊加熱炉での均熱時間：２００～４００分
　ここで、均熱時間とは、加熱炉の炉内温度が所定の温度に達してからの炉内滞在時間である。
　分塊加熱炉の炉内温度（℃）の上記範囲は、周知の範囲である。また、分塊加熱炉での均熱時間（分）の上記範囲も、周知の範囲である。分塊加熱炉の炉内温度が１２００～１３５０℃であり、分塊加熱炉での均熱時間が２００～４００分であれば、素材の熱間加工性が十分に高まる。そのため、次工程の熱間加工工程において、素材をビレットに製造できる。
　なお、分塊加熱炉には、測温計（熱電対）が配置されており、炉内温度を測定可能である。また、分塊加熱炉に装入した時刻と、分塊加熱炉から抽出した時刻とに基づいて、分塊加熱炉での均熱時間（分）を求めることができる。
　［（２２）熱間加工工程］
　熱間加工工程では、素材加熱工程で加熱された素材を、熱間圧延して、ビレットを製造する。具体的には、加熱された素材を、分塊圧延機を用いて熱間圧延してビレットを製造する。分解圧延機による熱間圧延後、必要に応じて、分塊圧延機の下流に配置された連続圧延機を用いて、素材をさらに熱間圧延して、ビレットを製造してもよい。分塊圧延工程での総減面率は特に限定されないが、例えば、２０～７０％である。熱間加工工程で製造されたビレットは、鋼材製造工程の前に常温まで冷却する。
　［（３）鋼材製造工程］
　鋼材製造工程では、分塊圧延工程で製造されたビレットを熱間加工して、鋼材を製造する。鋼材製造工程は、次の工程を含む。
　（３１）鋼材加熱工程
　（３２）熱間加工工程
　以下、各工程について説明する。
　［（３１）鋼材加熱工程］
　鋼材加熱工程では、分塊圧延工程で製造されたビレット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６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６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、加熱の対象となるビレットＢ１が装入口１１から装入される。図６において、ビレットＢ１は、加熱炉内を移動しながら加熱される。図６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、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）である。予熱帯Ｚ１は、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の炉内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での炉内温度、滞在時間は次のとおりである。
　炉内温度：１０００～１２７５℃未満であって加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔよりも低い温度
　滞在時間：１００分以上
　予熱帯Ｚ１では、炉内温度を、１０００～１２７５℃未満であって、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔ（℃）よりも低い温度とする。さらに、予熱帯Ｚ１でのビレットの滞在時間を１００分以上とする。予熱帯Ｚ１は主として、常温のビレットの温度を高める役割を担う。好ましくは、予熱帯Ｚ１での滞在時間を１２０分以上とし、さらに好ましくは１３０分以上とする。
　［加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３］
　加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３の条件は次のとおりである。
　炉内温度Ｔ：１２２５～１２７５℃であって、予熱帯Ｚ１の炉内温度よりも高い温度
　総滞在時間ｔ：式（Ａ）を満たす。
　以下、これらの条件について説明する。
　（炉内温度Ｔについて）
　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Ｔを、１２２５～１２７５℃であって、予熱帯Ｚ１での炉内温度よりも高い温度とする。加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔが１２２５℃未満であれば、偏析領域ＳＥ内でＣｒ濃度分布、Ｍｏ濃度分布、及びＣｕ濃度分布が均一にならず、ばらつきが生じる。その結果、製造されたマルテンサイト系ステンレス鋼材において、Ｃｒ偏析度ΔＣｒ、Ｍｏ偏析度ΔＭｏ及びＣｕ偏析度ΔＣｕが式（４）を満たさない。一方、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔが１２７５℃を超えれば、上述の化学組成の鋼材内において、δフェライトが生成する。δフェライトは鋼材の熱間加工性を低下する。したがって、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔを１２２５～１２７５℃とする。
　（総滞在時間ｔについて）
　加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での総滞在時間をｔ（分）と定義する。総滞在時間ｔは、分塊圧延工程で製造されたビレットが加熱帯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。加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔ及び総滞在時間ｔは、次の式（Ａ）を満たすようにする。
　Ｂ≦（ｔ／６０）０．５×（Ｔ＋２７３）　（Ａ）
　ここで、降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の場合、式（Ａ）中のＢは２９００であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合、式（Ａ）中のＢは３９００である。
　式（Ａ）中の「ｔ」には、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３でのビレットの総滞在時間ｔ（分）が代入される。「Ｔ」には、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３区間での炉内温度Ｔ（℃）が代入される。なお、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔ（℃）は、測温計で得られた加熱帯Ｚ２の炉内温度（℃）と、測温計で得られた均熱帯Ｚ３の炉内温度（℃）との算術平均値とする。
　ＦＡ＝（ｔ／６０）０．５×（Ｔ＋２７３）と定義する。図７Ａは、鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）とする場合の、ＦＡと、ミクロな偏析領域（線分ＬＳ）でのＣｒ、Ｍｏ及びＣｕの総偏析度ΔＦ（＝ΔＣｒ＋ΔＭｏ＋ΔＣｕ）との関係を示す図である。図７Ｂは、鋼材の降伏強度を１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）とする場合の、ＦＡと、総偏析度ΔＦとの関係を示す図である。
　［鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級とする場合］
　図７Ａを参照して、鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級とする場合、ＦＡが２９００未満であれば、１２２５℃以上の温度域でビレットが十分に保持されていない。この場合、ビレット中の偏析領域ＳＥ内のＣｒ濃度分布のばらつき、Ｍｏ濃度分布のばらつき、及び、Ｃｕ濃度分布のばらつきの少なくとも１種以上が十分に低減できない。そのため、図７Ａに示すとおり、製造されたマルテンサイト系ステンレス鋼材において、総偏析度ΔＦが０．７０を超える。
　一方、ＦＡが２９００以上であれば、１２２５℃以上の温度域で、ビレットが十分に保持される。この場合、ビレット中の偏析領域ＳＥ内のＣｒ濃度分布のばらつきが十分に低減し、Ｍｏ濃度分布のばらつきが十分に低減し、Ｃｕ濃度分布のばらつきが十分に低減する。その結果、図７Ａに示すとおり、ＦＡが２９００未満である場合と比較して、製造されたマルテンサイト系ステンレス鋼材での総偏析度ΔＦが顕著に低下し、０．７０以下となる。つまり、偏析領域ＳＥ内でのＣｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度のばらつきを顕著に抑えることができる。
　鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級とする場合のＦＡの好ましい下限は３０００であり、さらに好ましくは３１００であり、さらに好ましくは３１５０であり、さらに好ましくは３２００であり、さらに好ましくは３２５０である。ＦＡの上限は特に限定されない。しかしながら、通常の工業生産における生産性を考慮すれば、総滞在時間ｔは６００分以下が好ましい。したがって、ＦＡの上限はたとえば、４８９０である。
　なお、鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級とする場合の加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での総滞在時間ｔ（分）の好ましい下限は２２０分であり、さらに好ましくは２３０分であり、さらに好ましくは２４０分であり、さらに好ましくは２５０分である。
　鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級とする場合、鋼材加熱工程において、連続式の加熱炉を用いて、特に、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３で１２２５～１２７５℃の温度域でＦＡが２９００以上となるようにビレットを加熱する。予熱帯Ｚ１での滞在時間を考慮すれば、本実施形態では、加熱炉でのビレットの好ましい在炉時間は３２０分以上であり、さらに好ましくは３３０分以上である。
　［鋼材の降伏強度を１２５ｋｓｉ以上とする場合］
　図７Ｂを参照して、鋼材の降伏強度を１２５ｋｓｉ以上とする場合、ＦＡが３９００未満であれば、１２２５℃以上の温度域でビレットが十分に保持されていない。この場合、ビレット中の偏析領域ＳＥ内のＣｒ濃度分布のばらつき、Ｍｏ濃度分布のばらつき、及び、Ｃｕ濃度分布のばらつきの少なくとも１種以上が十分に低減できない。そのため、図７Ｂに示すとおり、製造されたマルテンサイト系ステンレス鋼材において、総偏析度ΔＦが０．５０を超える。
　一方、ＦＡが３９００以上であれば、１２２５℃以上の温度域で、ビレットが十分に保持される。この場合、ビレット中の偏析領域ＳＥ内のＣｒ濃度分布のばらつきが十分に低減し、Ｍｏ濃度分布のばらつきが十分に低減し、Ｃｕ濃度分布のばらつきが十分に低減する。その結果、図７Ｂに示すとおり、ＦＡが３９００未満である場合と比較して、製造されたマルテンサイト系ステンレス鋼材での総偏析度ΔＦが顕著に低下し、０．５０以下となる。つまり、偏析領域ＳＥ内でのＣｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度のばらつきを顕著に抑えることができる。
　鋼材の降伏強度を１２５ｋｓｉ以上とする場合のＦＡの好ましい下限は３９５０であり、さらに好ましくは３９８０であり、さらに好ましくは４０００である。ＦＡの上限は特に限定されない。しかしながら、通常の工業生産における生産性を考慮すれば、総滞在時間ｔは６００分以下が好ましい。したがって、ＦＡの上限はたとえば、４８９０である。
　なお、鋼材の降伏強度を１２５ｋｓｉ以上とする場合の加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での総滞在時間ｔ（分）の好ましい下限は３５０分であり、さらに好ましくは３８０分であり、さらに好ましくは４００分である。
　鋼材の降伏強度を１２５ｋｓｉ以上とする場合、鋼材加熱工程において、連続式の加熱炉を用いて、特に、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３で１２２５～１２７５℃の温度域でＦＡが３９００以上となるようにビレットを加熱する。予熱帯Ｚ１での滞在時間を考慮すれば、本実施形態では、加熱炉でのビレットの好ましい在炉時間は４５０分以上であり、さらに好ましくは５００分以上である。
　なお、予熱帯Ｚ１、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３には、各区間内に測温計（熱電対）が配置されており、各区間での炉内温度を測定可能である。加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３での炉内温度Ｔ（℃）は、測温計で得られた加熱帯Ｚ２の炉内温度（℃）と、測温計で得られた均熱帯Ｚ３の炉内温度（℃）との算術平均値とする。また、加熱炉に装入されたビレットの順番及び送り速度に基づいて、各区間（予熱帯Ｚ１、加熱帯Ｚ２及び均熱帯Ｚ３）でのビレットの滞在時間を求めることができる。
　上述の説明では、加熱炉としてロータリーハース型の加熱炉で説明した。しかしながら、ウォーキングビーム型の加熱炉の構成も、ロータリーハース型の加熱炉と同じである。具体的には、ウォーキングビーム型の加熱炉は、装入口と抽出口とを有する本体を備える。本体は、装入口から抽出口に向かって順に、予熱帯、加熱帯、均熱帯に区分される。したがって、ウォーキングビーム型の加熱炉においても、加熱工程の条件は上述のとおりである。
　図６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。
　本実施形態の製造工程では、凝固ままの素材（ブルーム又はビレット）に対して長時間の加熱を実施するのではなく、分塊圧延工程により熱間加工されたビレットに対して、長時間加熱を実施する点が重要である。凝固ままの素材のミクロ組織は、デンドライト（樹状組織）を含む。デンドライトは、加熱時のＣｒ、Ｍｏ及びＣｕの拡散を阻害する。分塊圧延工程で素材に対して熱間圧延を実施することにより、デンドライトは物理的又は機械的に破壊される。そのため、分塊圧延工程で製造したビレットのミクロ組織は、素材準備工程の素材のミクロ組織と比較して、デンドライト組織がほぼ存在せず、微細な金属組織となっている。このようなデンドライト組織が少ないビレットを、上述の条件で加熱することにより、ビレット内のＣｒ、Ｍｏ及びＣｕを十分に拡散することができる。その結果、製造されたマルテンサイト系ステンレス鋼材において、式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒと、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏと、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕとが、式（４）を満たす。
　［（３２）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ビレットを熱間加工する。最終製品が継目無鋼管である場合、加熱されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。たとえば、熱間加工としてマンネスマン－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、たとえば、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。熱間加工工程での累積の減面率は特に限定されないが、たとえば、２０～７０％である。
　最終製品が丸鋼である場合、たとえば、加熱されたビレットに対して、熱間鍛造を実施して、丸鋼を製造する。
　［（４）熱処理工程］
　熱処理工程は、次の工程を含む。
　（４１）焼入れ工程
　（４２）焼戻し工程
　以下、各工程について説明する。
　［（４１）焼入れ工程］
　熱処理工程では、まず、熱間加工工程で製造された鋼材（素管、丸鋼）に対して、焼入れを実施する（焼入れ工程）。焼入れは周知の方法で実施する。具体的には、熱間加工工程後の鋼材を熱処理炉に装入し、焼入れ温度で保持する。焼入れ温度はＡＣ３変態点以上であり、たとえば、９００～１０００℃である。鋼材を焼入れ温度で保持した後、急冷（焼入れ）する。焼入れ温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、１０～６０分である。焼入れ方法はたとえば、水冷又は油冷である。焼入れ方法は特に制限されない。たとえば、水槽又は油槽に浸漬して素管を急冷してもよいし、シャワー冷却又はミスト冷却により、鋼管の外面及び／又は内面に対して冷却水を注いだり、噴射したりして、素管を急冷してもよい。
　マルテンサイト系ステンレス鋼材が継目無鋼管である場合、熱間加工工程後、素管を常温まで冷却することなく、熱間加工直後に焼入れ（直接焼入れ）を実施してもよい。また、熱間加工後の素管の温度が低下する前に補熱炉に装入して焼入れ温度に保持した後、焼入れを実施してもよい。
　［（４２）焼戻し工程］
　焼入れ後の素管に対してさらに、焼戻し工程を実施する。焼戻し工程では、鋼材の降伏強度を調整する。本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材では、焼戻し温度を５５０℃～ＡＣ１変態点とする。
　鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）とする場合、焼戻し温度の好ましい下限は６１０℃であり、さらに好ましくは６２０℃である。焼戻し温度の好ましい上限は６４０℃であり、さらに好ましくは６３５℃である。
　鋼材の降伏強度を１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）とする場合、焼戻し温度の好ましい下限は５７５℃であり、さらに好ましくは５８０℃である。焼戻し温度の好ましい上限は６１０℃未満であり、さらに好ましくは６０５℃である。
　焼戻し温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、２０～６０分である。保持時間の好ましい上限は５０分であり、さらに好ましくは４５分である。化学組成に応じて焼戻し温度を適宜調整することにより、マルテンサイト系ステンレス鋼材の降伏強度を調整することができる。具体的には、マルテンサイト系ステンレス鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）となるように、焼戻し条件を調整する。
　以上の工程により、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼材を製造できる。
　実施例により本実施形態の鋼材の一態様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。
　実施例１では、降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の鋼材を製造して、種々の評価試験を実施した。以下、詳細を説明する。
　［鋼材の製造］
　［素材準備工程］
　表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の「－」部分は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。具体的には、たとえば、表１中の試験番号１では、Ｎｂ含有量が小数第三位を四捨五入したときに０％（０．００％）になったことを意味し、Ｗ含有量が小数第三位を四捨五入したときに０％（０．００％）になったことを意味する。
　製造した溶鋼を用いて連続鋳造によりブルームを製造した。
　［分塊圧延工程］
　続いて、分塊圧延工程において、ブルームを熱間圧延して、直径が３１０ｍｍの円柱状のビレット（丸ビレット）を製造した。具体的には、始めに、ブルームを分塊加熱炉で加熱した。各試験番号の分塊加熱炉の炉内温度（℃）及び分塊加熱炉での均熱時間（分）は表２に示すとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　分塊加熱炉でブルームを加熱した後、加熱されたブルームに対して分塊圧延機を用いた熱間圧延を実施して、直径が３１０ｍｍの丸ビレットを製造した。
　［鋼材製造工程］
　各試験番号の丸ビレットに対して、鋼材加熱工程を実施した。具体的には、各試験番号の丸ビレットを、ロータリーハース型の加熱炉に装入した。加熱炉での予熱帯の炉内温度（℃）、予熱帯の滞在時間（分）、加熱帯及び均熱帯の炉内温度Ｔ（℃）、加熱帯及び均熱帯での総滞在時間ｔ（分）は、表２に示すとおりであった。また、ＦＡ＝（ｔ／６０）０．５×（Ｔ＋２７３）は表２に示すとおりであった。なお、加熱帯及び均熱帯での炉内温度Ｔ（℃）は、測温計で得られた加熱帯Ｚ２の炉内温度（℃）と、測温計で得られた均熱帯Ｚ３の炉内温度（℃）との算術平均値とした。
　鋼材加熱工程により加熱された丸ビレットに対して、熱間加工工程を実施した。具体的には、丸ビレットに対して、マンネスマン－マンドレル方式による熱間圧延を実施して、各試験番号の素管（継目無鋼管）を製造した。このとき穿孔比は１．０～４．０の範囲内であり、熱間加工工程での累積減面率は２０～７０％の範囲内であった。
　［熱処理工程］
　製造された素管に対して、熱処理工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）を実施した。焼入れ工程では、焼入れ温度を９１０℃とし、焼入れ温度での保持時間を１５分とした。焼戻し工程では、焼戻し温度（℃）を表２に示すとおりとし、焼戻し温度での保持時間（分）を表２に示すとおりとした。熱処理工程により、降伏強度を１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）に調整した。以上の製造工程により、マルテンサイト系ステンレス鋼材（継目無鋼管）を製造した。
　［評価試験］
　各試験番号の継目無鋼管に対して、次の評価試験を実施した。
　（１）ミクロ組織観察試験
　（２）Ｃｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度測定試験
　（３）引張試験
　（４）耐ＳＳＣ性評価試験
　［（１）ミクロ組織観察試験］
　各試験番号の継目無鋼管のマルテンサイトの体積率を、次の方法により測定した。具体的には、残留オーステナイトの体積率（％）を求め、１００．０％から差し引いて、マルテンサイト体積率を求めた。
　残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法により求めた。具体的には、継目無鋼管の肉厚中央部から試験片を採取した。試験片の大きさは１５ｍｍ×１５ｍｍ×厚さ２ｍｍとした。試験片の厚さ方向は、継目無鋼管の肉厚方向であった。得られた試験片を用いて、α相の（２００）面、α相の（２１１）面、γ相の（２００）面、γ相の（２２０）面、γ相の（３１１）面の各々のＸ線回折強度を測定し、各面の積分強度を算出した。Ｘ線回折強度の測定において、Ｘ線回折装置のターゲットをＭｏとし（ＭｏＫα線）、出力を５０ｋＶ－４０ｍＡとした。算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに式（Ｉ）を用いて残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）を算出した。そして、６組の残留オーステナイトの体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義した。
　Ｖγ＝１００／｛１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）｝　（Ｉ）
　ここで、Ｉαはα相の積分強度である。Ｒαはα相の結晶学的理論計算値である。Ｉγはγ相の積分強度である。Ｒγはγ相の結晶学的理論計算値である。なお、α相の（２００）面でのＲαを１５．９、α相の（２１１）面でのＲαを２９．２、γ相の（２００）面でのＲγを３５．５、γ相の（２２０）面でのＲγを２０．８、γ相の（３１１）面でのＲγを２１．８とした。残留オーステナイトの体積率は、得られた数値の小数第二位を四捨五入した。
　上述のＸ線回折法で得られた残留オーステナイトの体積率（％）を用いて、継目無鋼管のミクロ組織のマルテンサイトの体積率（％）を次の式により求めた。
　マルテンサイトの体積率＝１００．０－残留オーステナイトの体積率（％）
　測定の結果、いずれの試験番号においても、マルテンサイトの体積率は８０．０％以上であった。
　［（２）Ｃｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度測定試験］
　各試験番号のＣｒ偏析度ΔＣｒ、Ｍｏ偏析度ΔＭｏ及びＣｕ偏析度ΔＣｕを次の方法で求めた。
　継目無鋼管の圧延方向Ｌ及び肉厚方向Ｔを含む断面において、内面から２ｍｍ深さ位置での任意の２点を２つの中心点Ｐ１と定義した。各中心点Ｐ１を中心として、肉厚方向Ｔに延びる１０００μｍの２本の線分を２本の線分ＬＳと定義した。各線分ＬＳ上において、１μｍピッチの測定位置で、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）を用いた点分析を実施して、各測定位置でのＣｒ濃度（質量％）、Ｍｏ濃度（質量％）及びＣｕ濃度（質量％）を求めた。点分析において、加速電圧は２０ｋＶとした。
　測定されたＣｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度に基づいて、次の事項を定義した。
　（Ａ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度の平均値を［Ｃｒ］ａｖｅと定義した。
　（Ｂ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度の標本標準偏差をσＣｒと定義した。
　（Ｃ）３σルールに基づいて、２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれるＣｒ濃度の平均値を［Ｃｒ＊］ａｖｅと定義した。
　（Ｄ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれるＣｒ濃度の最大値を［Ｃｒ＊］ｍａｘと定義した。
　（Ｅ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれるＣｒ濃度の最小値を［Ｃｒ＊］ｍｉｎと定義した。
　（Ｆ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度の平均値を［Ｍｏ］ａｖｅと定義した。
　（Ｇ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度の標本標準偏差をσＭｏと定義した。
　（Ｈ）３σルールに基づいて、２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれるＭｏ濃度の平均値を［Ｍｏ＊］ａｖｅと定義した。
　（Ｉ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれるＭｏ濃度の最大値を［Ｍｏ＊］ｍａｘと定義した。
　（Ｊ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＭｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれるＭｏ濃度の最小値を［Ｍｏ＊］ｍｉｎと定義した。
　（Ｋ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度の平均値を［Ｃｕ］ａｖｅと定義した。
　（Ｌ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度の標本標準偏差をσＣｕと定義した。
　（Ｍ）３σルールに基づいて、２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれるＣｕ濃度の平均値を［Ｃｕ＊］ａｖｅと定義した。
　（Ｎ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれるＣｕ濃度の最大値を［Ｃｕ＊］ｍａｘと定義した。
　（Ｏ）２つの線分ＬＳの全ての測定位置で求めた全てのＣｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれるＣｕ濃度の最小値を［Ｃｕ＊］ｍｉｎと定義した。
　上記（Ａ）～（Ｏ）で求めた事項に基づいて、式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒを求め、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏを求め、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕを求めた。
　ΔＣｒ＝（［Ｃｒ＊］ｍａｘ－［Ｃｒ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｒ＊］ａｖｅ　（１）
　ΔＭｏ＝（［Ｍｏ＊］ｍａｘ－［Ｍｏ＊］ｍｉｎ）／［Ｍｏ＊］ａｖｅ　（２）
　ΔＣｕ＝（［Ｃｕ＊］ｍａｘ－［Ｃｕ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｕ＊］ａｖｅ　（３）
　得られたＣｒ偏析度ΔＣｒとＭｏ偏析度ΔＭｏとＣｕ偏析度ΔＣｕとに基づいて、以下の式で定義される総偏析度ΔＦを求めた。
　ΔＦ＝ΔＣｒ＋ΔＭｏ＋ΔＣｕ
　Ｃｒ偏析度ΔＣｒ、Ｍｏ偏析度ΔＭｏ、Ｃｕ偏析度ΔＣｕ及びΔＦを表２に示す。
　［（３）引張試験］
　各試験番号の継目無鋼管の降伏強度を次の方法で求めた。継目無鋼管の肉厚中央部から、引張試験片を採取した。引張試験片は平行部径が６．０ｍｍ、平行部長さが４０．０ｍｍの丸棒引張試験片であった。丸棒引張試験片の平行部の長手方向は継目無鋼管の圧延方向（長手方向）と平行であった。丸棒引張試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して、２４℃で引張試験を行い、０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を求めた。求めた０．２％オフセット耐力を降伏強度（ＭＰａ）と定義した。得られた降伏強度を表２に示す。
　［（４）耐ＳＳＣ性評価試験］
　各試験番号の継目無鋼管に対して、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。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、平行部の直径が６．３５ｍｍであり、平行部の長さが２５．４ｍｍであった。丸棒試験片の平行部の長手方向は、継目無鋼管の圧延方向（長手方向）と平行であった。
　試験溶液は、ｐＨが４．０である２０質量％塩化ナトリウム水溶液とした。丸棒試験片に対して、実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷した。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を負荷された丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とした。試験浴を脱気した後、０．１０ｂａｒのＨ２Ｓ及び０．９０ｂａｒのＣＯ２からなる混合ガスを試験浴に吹き込み、試験浴にＨ２Ｓガスを飽和させた。Ｈ２Ｓガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。７２０時間保持後の試験片に対して、拡大率が１０倍のルーペで試験片の表面を観察して、割れの有無を確認した。ルーペ観察で割れが疑われる箇所がある場合、割れが疑われる箇所の断面を１００倍の光学顕微鏡で観察して、割れの有無を確認した。
　割れの有無の確認の結果、１０倍のルーペ及び１００倍の光学顕微鏡で観察しても割れが確認されなかった場合、耐ＳＳＣ性に優れると評価した（表２中の「耐ＳＳＣ性」欄に「Ｐ」（Ｐａｓｓ）で表記）。一方、１０倍のルーペ又は１００倍の光学顕微鏡で観察して割れが確認された場合、耐ＳＳＣ性が低いと判断した（表２中の「耐ＳＳＣ性」欄に「Ｆ」（Ｆａｉｌ）で表記）。
　［評価結果］
　表２を参照して、試験番号１～２３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った。さらに、加熱工程において、予熱帯での炉内温度及び滞在時間が適切であり、加熱帯及び均熱帯での炉内温度Ｔが１２２５～１２７５℃であり、かつ、ＦＡが２９００以上であった。そのため、総偏析度ΔＦが０．７０以下であり、鋼材中のミクロな偏析領域におけるＣｒ濃度分布、Ｍｏ濃度分布及びＣｕ濃度分布が十分に均一であった。その結果、降伏強度は１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）となり、かつ、優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
　試験番号２４では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号２５では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、総偏析度ΔＦが０．７０を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号２６では、Ｍｏ含有量が低すぎた。そのため、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号２７では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、総偏析度ΔＦが０．７０を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号２８では、Ｃｕ含有量が低すぎた。そのため、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号２９では、Ｃｕ含有量が高すぎた。そのため、総偏析度ΔＦが０．７０を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
　一方、試験番号３０～３９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ったものの、ＦＡが２９００未満となり、式（Ａ）を満たさなかった。そのため、これらの試験番号の総偏析度ΔＦは０．７０を超えた。その結果、これらの試験番号では、耐ＳＳＣ性が低かった。
　実施例１と同様の製造方法で、降伏強度が１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）の鋼材（継目無鋼管）を製造した。製造された鋼材に対して、実施例１と同じ評価試験を実施した。
　［鋼材の製造］
　［素材準備工程］
　表３に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　製造した溶鋼を用いて、連続鋳造によりブルームを製造した。続いて、実施例１と同様に、分塊圧延工程を実施して、直径が３１０ｍｍの丸ビレットを製造した。分塊加熱炉の炉内温度（℃）及び均熱時間（分）は表４に示すとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　続いて、実施例１と同様に、各試験番号の丸ビレットに対して、鋼材製造工程を実施した。鋼材加熱工程での予熱帯の炉内温度（℃）、予熱帯の滞在時間（分）、加熱帯及び均熱帯の炉内温度Ｔ（℃）、加熱帯及び均熱帯での総滞在時間ｔ（分）は、表４に示すとおりであった。また、ＦＡ＝（ｔ／６０）０．５×（Ｔ＋２７３）は表４に示すとおりであった。
　加熱された丸ビレットに対して、実施例１と同じ条件で熱間加工を実施して、各試験番号の素管を製造した。さらに、製造した素管に対して、熱処理工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）を実施した。焼入れ工程では、焼入れ温度を９１０℃とし、焼入れ温度での保持時間を１５分とした。焼戻し工程では、焼戻し温度（℃）を表４に示すとおりとし、焼戻し温度での保持時間（分）を表４に示すとおりとした。熱処理工程により、降伏強度を１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）に調整した。以上の製造工程により、マルテンサイト系ステンレス鋼材（継目無鋼管）を製造した。
　［評価試験］
　各試験番号の継目無鋼管に対して、実施例１と同じ方法で、次の評価試験を実施した。
　（１）ミクロ組織観察試験
　（２）Ｃｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度測定試験
　（３）引張試験
　（４）耐ＳＳＣ性評価試験
　ミクロ組織観察試験を実施した結果、いずれの試験番号においても、マルテンサイトの体積率は８０．０％以上であった。上記（２）～（４）の評価試験で得られた、Ｃｒ偏析度ΔＣｒ、Ｍｏ偏析度ΔＭｏ、Ｃｕ偏析度ΔＣｕ、ΔＦ、降伏強度、耐ＳＳＣ性評価結果を、表４に示す。
　［評価結果］
　表４を参照して、試験番号１～２４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った。さらに、加熱工程において、予熱帯での炉内温度及び滞在時間が適切であり、加熱帯及び均熱帯での炉内温度Ｔが１２２５～１２７５℃であり、かつ、ＦＡが３９００以上であった。そのため、総偏析度ΔＦが０．５０以下であり、鋼材中のミクロな偏析領域におけるＣｒ濃度分布、Ｍｏ濃度分布及びＣｕ濃度分布が十分に均一であった。その結果、降伏強度は１２５ｋｓｉ級以上（８６２ＭＰａ以上）となり、かつ、優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
　一方、試験番号２５では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号２６では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、総偏析度ΔＦが０．５０を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号２７では、Ｍｏ含有量が低すぎた。そのため、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号２８では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、総偏析度ΔＦが０．５０を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号２９では、Ｃｕ含有量が低すぎた。そのため、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号３０では、Ｃｕ含有量が高すぎた。そのため、総偏析度ΔＦが０．５０を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
　試験番号３１～４０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ったものの、ＦＡが３９００未満となり、式（Ａ）を満たさなかった。そのため、これらの試験番号の総偏析度ΔＦは０．５０を超えた。その結果、これらの試験番号では、耐ＳＳＣ性が低かった。
　以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
　１０　　加熱炉
　１００　ビレット
　ＳＥ　　偏析領域
　Ｚ１　　予熱帯
　Ｚ２　　加熱帯
　Ｚ３　　均熱帯

Claims (2)

  1. 　継目無鋼管又は丸鋼であるマルテンサイト系ステンレス鋼材であって、
    　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０３０％以下、
    　Ｓｉ：１．００％以下、
    　Ｍｎ：１．００％以下、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．００５０％以下、
    　Ｎｉ：５．００～７．００％、
    　Ｃｒ：１０．００～１４．００％、
    　Ｍｏ：１．５０～３．００％、
    　Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
    　Ｖ：０．０１～０．３０％、
    　Ｎ：０．００３０～０．０５００％、
    　Ｔｉ：０．０２０～０．１５０％、
    　Ｃｕ：１．００超～３．５０％、
    　Ｃｏ：０．５０％以下、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｃａ：０～０．００５０％、
    　Ｍｇ：０～０．００５０％、
    　希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．００５０％、
    　Ｎｂ：０～０．１５％、
    　Ｗ：０～０．２０％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　降伏強度が７５８ＭＰａ以上であり、
    　前記マルテンサイト系ステンレス鋼材が前記継目無鋼管である場合、
    　前記継目無鋼管の圧延方向及び肉厚方向を含む断面において、内面から２ｍｍ深さ位置の任意の２点を２つの中心点Ｐ１と定義し、各中心点Ｐ１を中心として肉厚方向に延びる１０００μｍの２本の線分を２本の線分ＬＳと定義したとき、各線分ＬＳ上において、１μｍピッチの測定位置でエネルギー分散型Ｘ線分析を実施して、各測定位置のＣｒ濃度、Ｍｏ濃度及びＣｕ濃度を求め、
    　前記マルテンサイト系ステンレス鋼材が前記丸鋼である場合、
    　前記丸鋼の圧延方向及び径方向を含む断面において、前記丸鋼の中心軸上の任意の２点を２つの中心点Ｐ１と定義し、各中心点Ｐ１を中心として径方向に延びる１０００μｍの２本の線分を２本の線分ＬＳと定義したとき、各線分ＬＳ上において、１μｍピッチの測定位置でエネルギー分散型Ｘ線分析を実施して、各測定位置のＣｒ濃度、Ｍｏ濃度、及びＣｕ濃度を求め、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度の平均値を［Ｃｒ］ａｖｅと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度の標本標準偏差をσＣｒと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれる前記Ｃｒ濃度の平均値を［Ｃｒ＊］ａｖｅと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれる前記Ｃｒ濃度の最大値を［Ｃｒ＊］ｍａｘと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｒ濃度のうち、［Ｃｒ］ａｖｅ±３σＣｒの範囲内に含まれる前記Ｃｒ濃度の最小値を［Ｃｒ＊］ｍｉｎと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度の平均値を［Ｍｏ］ａｖｅと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度の標本標準偏差をσＭｏと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれる前記Ｍｏ濃度の平均値を［Ｍｏ＊］ａｖｅと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれる前記Ｍｏ濃度の最大値を［Ｍｏ＊］ｍａｘと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｍｏ濃度のうち、［Ｍｏ］ａｖｅ±３σＭｏの範囲内に含まれる前記Ｍｏ濃度の最小値を［Ｍｏ＊］ｍｉｎと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度の平均値を［Ｃｕ］ａｖｅと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度の標本標準偏差をσＣｕと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれる前記Ｃｕ濃度の平均値を［Ｃｕ＊］ａｖｅと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれる前記Ｃｕ濃度の最大値を［Ｃｕ＊］ｍａｘと定義し、
    　２本の前記線分ＬＳの全ての前記測定位置で求めた全ての前記Ｃｕ濃度のうち、［Ｃｕ］ａｖｅ±３σＣｕの範囲内に含まれる前記Ｃｕ濃度の最小値を［Ｃｕ＊］ｍｉｎと定義したとき、
    　式（１）で定義されるＣｒ偏析度ΔＣｒと、式（２）で定義されるＭｏ偏析度ΔＭｏと、式（３）で定義されるＣｕ偏析度ΔＣｕとは、式（４）を満たす、
    　マルテンサイト系ステンレス鋼材。
    　ΔＣｒ＝（［Ｃｒ＊］ｍａｘ－［Ｃｒ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｒ＊］ａｖｅ　（１）
    　ΔＭｏ＝（［Ｍｏ＊］ｍａｘ－［Ｍｏ＊］ｍｉｎ）／［Ｍｏ＊］ａｖｅ　（２）
    　ΔＣｕ＝（［Ｃｕ＊］ｍａｘ－［Ｃｕ＊］ｍｉｎ）／［Ｃｕ＊］ａｖｅ　（３）
    　ΔＣｒ＋ΔＭｏ＋ΔＣｕ≦Ａ　（４）
    　ここで、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、式（４）中のＡは０．７０であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合、式（４）中のＡは０．５０である。
  2. 　請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、
    　希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．１５％、及び、
    　Ｗ：０．０１～０．２０％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
    　マルテンサイト系ステンレス鋼材。
PCT/JP2021/037135 2020-10-08 2021-10-07 マルテンサイト系ステンレス鋼材 WO2022075406A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022519989A JP7173405B2 (ja) 2020-10-08 2021-10-07 マルテンサイト系ステンレス鋼材
US18/245,564 US20230366071A1 (en) 2020-10-08 2021-10-07 Martensitic stainless steel material
EP21877705.0A EP4227425A4 (en) 2020-10-08 2021-10-07 MARTENSITIC STAINLESS STEEL MATERIAL

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020170658 2020-10-08
JP2020170659 2020-10-08
JP2020-170659 2020-10-08
JP2020-170658 2020-10-08

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022075406A1 true WO2022075406A1 (ja) 2022-04-14

Family

ID=81126521

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2021/037135 WO2022075406A1 (ja) 2020-10-08 2021-10-07 マルテンサイト系ステンレス鋼材

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20230366071A1 (ja)
EP (1) EP4227425A4 (ja)
JP (1) JP7173405B2 (ja)
WO (1) WO2022075406A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023085141A1 (ja) * 2021-11-09 2023-05-19 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管、及び、マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2023228784A1 (ja) * 2022-05-25 2023-11-30 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材
WO2023228783A1 (ja) * 2022-05-25 2023-11-30 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材
JP7486014B1 (ja) 2023-01-19 2024-05-17 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08246107A (ja) 1995-03-10 1996-09-24 Nippon Steel Corp 耐炭酸ガス腐食性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れたマルテンサイトステンレス鋼
JPH101755A (ja) 1996-04-15 1998-01-06 Nippon Steel Corp 耐食性、耐硫化物応力腐食割れに優れたマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法
JPH10237604A (ja) * 1996-12-19 1998-09-08 Nippon Steel Corp 熱間加工性及び耐硫化物応力割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼及びその分塊圧延方法並びにこれらを用いた継目無鋼管及びその製造方法
WO2020067247A1 (ja) * 2018-09-27 2020-04-02 日本製鉄株式会社 マルテンサイトステンレス鋼材
WO2020071344A1 (ja) * 2018-10-02 2020-04-09 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106414785B (zh) * 2014-05-21 2018-10-09 杰富意钢铁株式会社 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08246107A (ja) 1995-03-10 1996-09-24 Nippon Steel Corp 耐炭酸ガス腐食性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れたマルテンサイトステンレス鋼
JPH101755A (ja) 1996-04-15 1998-01-06 Nippon Steel Corp 耐食性、耐硫化物応力腐食割れに優れたマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法
JPH10237604A (ja) * 1996-12-19 1998-09-08 Nippon Steel Corp 熱間加工性及び耐硫化物応力割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼及びその分塊圧延方法並びにこれらを用いた継目無鋼管及びその製造方法
WO2020067247A1 (ja) * 2018-09-27 2020-04-02 日本製鉄株式会社 マルテンサイトステンレス鋼材
WO2020071344A1 (ja) * 2018-10-02 2020-04-09 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4227425A4

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023085141A1 (ja) * 2021-11-09 2023-05-19 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管、及び、マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2023228784A1 (ja) * 2022-05-25 2023-11-30 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材
WO2023228783A1 (ja) * 2022-05-25 2023-11-30 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材
JP7428953B1 (ja) 2022-05-25 2024-02-07 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材
JP7428954B1 (ja) 2022-05-25 2024-02-07 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材
JP7486014B1 (ja) 2023-01-19 2024-05-17 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2022075406A1 (ja) 2022-04-14
EP4227425A4 (en) 2024-04-17
US20230366071A1 (en) 2023-11-16
EP4227425A1 (en) 2023-08-16
JP7173405B2 (ja) 2022-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6677310B2 (ja) 鋼材及び油井用鋼管
JP5971435B1 (ja) 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
US10287645B2 (en) Method for producing high-strength steel material excellent in sulfide stress cracking resistance
WO2022075406A1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼材
JP6966006B2 (ja) マルテンサイトステンレス鋼材
US10233520B2 (en) Low-alloy steel pipe for an oil well
CA3039038A1 (en) Steel material, oil-well steel pipe, and method for producing steel material
US10443114B2 (en) Steel material and oil-well steel pipe
WO2016035316A1 (ja) 厚肉油井用鋼管及びその製造方法
WO2016059763A1 (ja) 低合金油井用鋼管
WO2022075405A1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼材
AU2018213593A1 (en) Steel material and method for producing steel material
US11891680B2 (en) Steel material suitable for use in sour environment
EP4134462A1 (en) Martensitic stainless seamless steel pipe
JP7088305B2 (ja) 鋼材、及び、鋼材の製造方法
US20220098712A1 (en) Steel material suitable for use in sour environment
US11905580B2 (en) Seamless steel pipe suitable for use in sour environment
WO2021210655A1 (ja) 鋼材
JP7135708B2 (ja) 鋼材
JP7364993B1 (ja) 鋼材
WO2023204294A1 (ja) 鋼材

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022519989

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 21877705

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021877705

Country of ref document: EP

Effective date: 20230508