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WO2022102441A1 - サワー環境での使用に適した鋼材 - Google Patents

サワー環境での使用に適した鋼材 Download PDF

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WO2022102441A1
WO2022102441A1 PCT/JP2021/040108 JP2021040108W WO2022102441A1 WO 2022102441 A1 WO2022102441 A1 WO 2022102441A1 JP 2021040108 W JP2021040108 W JP 2021040108W WO 2022102441 A1 WO2022102441 A1 WO 2022102441A1
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WO
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test
steel material
steel
ssc resistance
content
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Ceased
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PCT/JP2021/040108
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English (en)
French (fr)
Inventor
晋士 吉田
勇次 荒井
浩行 富士
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Publication date
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Priority to US18/044,249 priority patent/US20230366070A1/en
Priority to JP2022506848A priority patent/JP7211554B2/ja
Priority to EP21891688.0A priority patent/EP4245866A4/en
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    • 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

Definitions

  • This disclosure relates to steel materials, and more particularly to steel materials suitable for use in a sour environment.
  • oil wells and gas wells By deepening oil wells and gas wells (hereinafter, oil wells and gas wells are collectively referred to simply as "oil wells"), it is required to increase the strength of steel materials for oil wells represented by steel pipes for oil wells.
  • 80 ksi class yield strength less than 80 to 95 ksi, that is, 552 to less than 655 MPa
  • 95 ksi class yield strength less than 95 to 110 ksi, that is, less than 655 to 758 MPa
  • steel pipes for oil wells having a yield strength of 110 ksi or more have begun to be demanded.
  • the sour environment means an acidified environment containing hydrogen sulfide.
  • carbon dioxide may be contained.
  • SSC resistance sulfide Stress Cracking resistance
  • Patent Document 1 JP-A-2000-297344
  • Patent Document 2 JP-A-2001-2711134
  • Patent Document 3 International Publication No. 2008 /. It is proposed in No. 123422 (Patent Document 3).
  • the steel for oil wells disclosed in Patent Document 1 has a mass% of C: 0.15 to 0.3%, Cr: 0.2 to 1.5%, Mo: 0.1 to 1%, V: It contains 0.05 to 0.3% and Nb: 0.003 to 0.1%.
  • This steel for oil wells has a total amount of precipitated carbides of 1.5 to 4% by mass, a ratio of MC type carbides to the total amount of carbides of 5 to 45% by mass, and M 23 C 6 type carbides. The ratio is (200 / t) mass% or less when the wall thickness of the product is t (mm). It is described in Patent Document 1 that this steel for oil wells has excellent SSC resistance.
  • the low alloy steel material disclosed in Patent Document 2 has C: 0.2 to 0.35%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1%, P: in mass%. 0.025% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.1 to 1.2%, Mo: 0.1 to 1%, B: 0.0001 to 0.005%, Al: 0.005 Contains ⁇ 0.1%, N: 0.01% or less, V: 0.05 to 0.5%, Ni: 0.1% or less, W: 1.0% or less, O: 0.01% or less
  • the balance is Fe and impurities, and the formula (0.03 ⁇ Mo ⁇ V ⁇ 0.3) and the formula (0.5 ⁇ Mo ⁇ V + GS / 10 ⁇ 1) are satisfied, and the yield strength is 1060 MPa or more. ..
  • the GS in the formula means the ASTM particle size number of the old austenite grains. It is described in Patent Document 2 that this low alloy steel material has excellent SSC resistance.
  • P 0.025% or less
  • S 0.010% or less
  • N 0.007% or less
  • B less than 0.0003%.
  • This low alloy steel has M 23 C 6 type precipitates having a grain size of 1 ⁇ m or more and 0.1 pieces / mm 2 or less. It is described in Patent Document 3 that this low alloy steel has improved SSC resistance.
  • a steel material having excellent SSC resistance may be obtained by a technique other than the techniques disclosed in Patent Documents 1 to 3.
  • An object of the present disclosure is to provide a steel material having excellent SSC resistance in a normal temperature sour environment and a low temperature sour environment.
  • the steel materials according to this disclosure are By mass%, C: 0.20 to 0.45%, Si: 1.36 to 3.20%, Mn: 0.02 to 1.00%, P: 0.025% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.005 to 0.100%, Cr: 0.20 to 1.50%, Mo: 0.36 to 1.50%, V: 0.01 to 0.90%, Ti: 0.002 to 0.050%, B: 0.0001 to 0.0050%, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.030%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0-0.0100%, Rare earth elements: 0-0.0100%, Co: 0 to 0.50%, W: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, and The balance consists of Fe and impurities, which satisfies equation (1).
  • Yield strength ⁇ YS is 758 MPa or more
  • the yield strength ⁇ YS and the dislocation density ⁇ satisfy equation (2).
  • the content of the corresponding element is substituted in% by mass into the element symbol in the formula (1).
  • the yield strength is substituted in MPa for ⁇ YS in equation (2), and the dislocation density is substituted in m -2 for ⁇ .
  • the steel material according to the present disclosure has excellent SSC resistance in a normal temperature sour environment and a low temperature sour environment.
  • FIG. 1A is a diagram showing the relationship between the Si content and the dislocation density in the example having a yield strength of 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa) in this example.
  • FIG. 1B is a diagram showing the relationship between the Si content and the dislocation density in the example having a yield strength of 125 ksi class (862 to less than 965 MPa) in this example.
  • FIG. 1C is a diagram showing the relationship between the Si content and the dislocation density in the example having a yield strength of 140 ksi or more (965 MPa or more) in this example.
  • FIG. 1A is a diagram showing the relationship between the Si content and the dislocation density in the example having a yield strength of 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa) in this example.
  • FIG. 1B is a diagram showing the relationship between the Si content and the dislocation density in the example having a yield strength of 125 ksi class (862 to less than 965 MPa) in this example
  • FIG. 3 is a side view of the test piece used when determining the A c3 point in this embodiment.
  • the present inventors investigated and investigated a method for obtaining excellent SSC resistance in both normal temperature sour environment and low temperature sour environment in steel materials expected to be used in a sour environment. As a result, the present inventors obtained the following findings.
  • the present inventors focused on the chemical composition and investigated and examined steel materials having excellent SSC resistance in a normal temperature sour environment and a low temperature sour environment.
  • mass% C: 0.20 to 0.45%
  • Mn 0.02 to 1.00%
  • P 0.025% or less
  • S 0.0100% or less
  • Al 0.005.
  • a steel material having a chemical composition containing Cu: 0 to 0.50% may obtain excellent SSC resistance in a normal temperature sour environment and a low temperature sour environment.
  • the yield strength of the steel material is increased.
  • dislocations can occlude hydrogen. Therefore, if the dislocation density of the steel material increases, the amount of hydrogen occluded by the steel material may also increase. That is, if the hydrogen concentration in the steel material is increased as a result of increasing the dislocation density, the SSC resistance of the steel material is lowered even if high strength is obtained. Therefore, for example, when the yield strength is increased to 110 ksi or more (758 MPa or more) by increasing the dislocation density, it may not be possible to obtain sufficiently excellent SSC resistance in a normal temperature sour environment and a low temperature sour environment.
  • the present inventors examined a method for reducing the dislocation density of a steel material having a yield strength of 110 ksi or more (758 MPa or more) as an example among the above-mentioned chemical compositions. As a result, the present inventors have found that the dislocation density may be reduced even when the yield strength of the steel material is increased to 110 ksi or more (758 MPa or more) by increasing the Si content. .. This point will be specifically described with reference to the drawings.
  • FIG. 1A to 1C are diagrams showing the relationship between the Si content and the dislocation density in this embodiment.
  • FIG. 1A shows the Si content (mass) of the examples described later, which have the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 110 ksi class (758 to less than 862 MPa) and are produced by the preferred production method described later. %) And the dislocation density ⁇ (10 14 m -2 ).
  • FIG. 1B shows the Si content (mass) of the examples described later, which have the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 125 ksi class (862 to less than 965 MPa) and are produced by the preferred production method described later. %) And the dislocation density ⁇ (10 14 m -2 ).
  • FIG. 1A shows the Si content (mass) of the examples described later, which have the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 110 ksi class (758 to less than 862 MPa) and are produced by the preferred production method described later.
  • 1C shows the Si content (% by mass) of the examples described below having the above-mentioned chemical composition and yield strength of 140 ksi or more (965 MPa or more) and manufactured by the preferable production method described later.
  • the dislocation density ⁇ (10 14 m -2 ). The dislocation density ⁇ was determined by using the method described later.
  • the dislocation density ⁇ can be increased even if the yield strength is about the same. It can be seen that it tends to decrease. In particular, when the Si content is 1.36% or more, the dislocation density ⁇ is significantly reduced, and there is a possibility that the SSC resistance of the steel material not only in the normal temperature sour environment but also in the low temperature sour environment can be enhanced.
  • the steel material has a chemical composition of 50%, W: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, and the balance is Fe and impurities, the dislocation density is high. It was further reduced, and it became clear that excellent SSC resistance may be obtained in a normal temperature sour environment and a low temperature sour environment.
  • the present inventors changed the relationship between the dislocation density ⁇ and the yield strength with the steel material having a low Si content. It was found that That is, in the steel material having the above-mentioned chemical composition, even if the dislocation density ⁇ is reduced to the same level as the steel material having a low Si content, excellent SSC resistance may not be obtained particularly in a low temperature sour environment. Therefore, the present inventors have studied in detail how much the dislocation density ⁇ should be reduced in the steel material having the above-mentioned chemical composition to obtain excellent SSC resistance even in a low-temperature sour environment.
  • the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ YS satisfy the following formula (2), so that it is excellent not only in a normal temperature sour environment but also in a low temperature sour environment. It was clarified that SSC resistance can be obtained. 691 ⁇ YS -110 ⁇ ⁇ ⁇ 10 -7 ⁇ 795 (2)
  • the yield strength is substituted in MPa for ⁇ YS in Eq. ( 2 )
  • the dislocation density is substituted in ⁇ for ⁇ .
  • Fn2 ⁇ YS -110 ⁇ ⁇ ⁇ 10 -7 .
  • Fn2 is an index showing SSC resistance in a low temperature sour environment. Specifically, in the steel material having the above-mentioned chemical composition, if Fn2 exceeds 691, it has excellent resistance not only in a normal temperature sour environment but also in a low temperature sour environment, provided that the other configurations of the present embodiment are satisfied. SSC property can be obtained.
  • the dislocation density ⁇ may not be sufficiently reduced.
  • the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ YS cannot satisfy the equation (2).
  • the present inventors increased the Si content to 1.36% or more in the above-mentioned chemical composition, and as a result, the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ were determined by the balance of the content of each element in the chemical composition. I thought it might be affecting the relationship with YS .
  • the dislocation density ⁇ can be stably reduced by satisfying the following formula (1) in addition to the above-mentioned chemical composition.
  • the content of the corresponding element is substituted in% by mass into the element symbol in the formula (1).
  • Fn1 27 ⁇ Mn + 9 ⁇ Cr-14 ⁇ Mo-770 ⁇ C 2 +760 ⁇ C-11 ⁇ Si 2 +4 ⁇ Si.
  • Fn1 is an index showing the balance between the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ YS in the above-mentioned chemical composition containing a Si content of 1.36% or more. That is, in the steel material according to the present embodiment, in addition to the above-mentioned chemical composition containing a Si content of 1.36% or more, Fn1 is further made higher than 85. As a result, Fn2 can be made larger than 691. This point will be specifically described with reference to the drawings.
  • FIG. 2 shows Fn1 and Fn2, and the examples described later, among the examples described later, having the above-mentioned chemical composition and yield strength of 110 ksi or more (758 MPa or more) and manufactured by the preferable production method described later. It was prepared using the evaluation results of the low temperature SSC resistance test evaluated by the above method.
  • the dislocation density ⁇ for obtaining Fn2 and the yield strength ⁇ YS were obtained by the method described later.
  • ⁇ in FIG. 2 indicates a steel material having excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • ⁇ in FIG. 2 indicates a steel material that did not have excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • Fn2 rapidly increases when Fn1 exceeds 85, at least in the range where the yield strength is 110 ksi or more (758 MPa or more). Further, when Fn2 exceeds 691, it is confirmed that the steel material has excellent SSC resistance in a low temperature sour environment. On the other hand, in the steel material having the above-mentioned chemical composition, when Fn1 is 85 or less, Fn2 is 691 or less, and excellent SSC resistance cannot be obtained in a low temperature sour environment.
  • the steel material according to the present embodiment has a chemical composition satisfying the formula (1) in addition to the above-mentioned chemical composition, and further, the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ YS satisfy the formula (2).
  • the steel material according to the present embodiment has excellent SSC resistance not only in a normal temperature sour environment but also in a low temperature sour environment even if the yield strength ⁇ YS is 758 MPa or more.
  • the gist of the steel material according to this embodiment completed based on the above knowledge is as follows.
  • Yield strength ⁇ YS is 758 MPa or more
  • the yield strength ⁇ YS and the dislocation density ⁇ satisfy equation (2).
  • Steel material. 27 x Mn + 9 x Cr-14 x Mo-770 x C 2 +760 x C-11 x Si 2 +4 x Si> 85 (1) 691 ⁇ YS -110 ⁇ ⁇ ⁇ 10 -7 ⁇ 795 (2)
  • the content of the corresponding element is substituted in% by mass into the element symbol in the formula (1).
  • the yield strength is substituted in MPa for ⁇ YS in equation (2), and the dislocation density is substituted in m -2 for ⁇ .
  • the steel material is a steel pipe for oil wells. Steel material.
  • the steel pipe for an oil well may be an oil well pipe.
  • the steel pipe for oil wells may be a seamless steel pipe or a welded steel pipe.
  • Oil country tubular goods are, for example, steel pipes used in casings and tubing applications.
  • the steel pipe for oil wells according to this embodiment is preferably a seamless steel pipe. If the steel pipe for an oil well according to the present embodiment is a seamless steel pipe, it has excellent SSC resistance in a normal temperature sour environment and a low temperature sour environment even if the wall thickness is 15 mm or more.
  • the term "normal temperature sour environment” means a sour environment at 10 to 30 ° C.
  • the term “low temperature sour environment” means a sour environment of less than 10 ° C.
  • Carbon (C) enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the steel material. C further promotes spheroidization of carbides during tempering during the manufacturing process and enhances the SSC resistance of the steel material. If the carbides are dispersed, the strength of the steel material is further increased. If the C content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the C content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the amount of carbide becomes too large and the toughness of the steel material is lowered. If the C content is too high, quenching cracks may easily occur during quenching during the manufacturing process.
  • the C content is 0.20 to 0.45%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.22%, more preferably 0.23%, still more preferably 0.24%, still more preferably 0.25%.
  • the preferred upper limit of the C content is 0.40%, more preferably 0.38%, still more preferably 0.37%.
  • Si 1.36 to 3.20% Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further reduces the dislocation density of the steel material and enhances the SSC resistance of the steel material. If the Si content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Si content is too high, the SSC resistance of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Si content is 1.36 to 3.20%.
  • the preferred lower limit of the Si content is 1.38%, more preferably 1.40%, still more preferably 1.45%, still more preferably 1.50%, still more preferably 1.70%. %.
  • the preferred upper limit of the Si content is 3.10%, more preferably 3.00%, still more preferably 2.90%.
  • Mn 0.02 to 1.00%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further enhances the hardenability of steel materials. If the Mn content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mn content is too high, Mn segregates at the grain boundaries together with impurities such as P and S. As a result, 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 Mn content is 0.02 to 1.00%.
  • the preferred lower limit of the Mn content is 0.03%, more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 0.90%, more preferably 0.80%, still more preferably 0.70%, still more preferably 0.65%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. That is, the lower limit of the P content is more than 0%. If the P content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, P segregates at the grain boundaries and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the P content is 0.025% or less.
  • the preferred upper limit of the P content is 0.020%, more preferably 0.015%. It is preferable that the P content is as low as possible. However, an extreme reduction in P content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when industrial production is taken into consideration, the preferable lower limit of the P content is 0.0001%, more preferably 0.0003%, still more preferably 0.001%, still more preferably 0.003%. Is.
  • S 0.0100% or less Sulfur (S) is an impurity. That is, the lower limit of the S content is more than 0%. If the S content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, S segregates at the grain boundaries and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the S content is 0.0100% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.0050%, more preferably 0.0030%. It is preferable that the S content is as low as possible. However, an extreme reduction in S content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when industrial production is taken into consideration, the preferable lower limit of the S content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, still more preferably 0.0003%.
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the above effect cannot be sufficiently obtained, and the SSC resistance of the steel material is lowered. On the other hand, if the Al content is too high, coarse oxide-based inclusions are generated even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.100%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.015%, more preferably 0.020%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 0.080%, more preferably 0.060%.
  • the "Al" content as used herein means "acid-soluble Al", that is, the content of "sol.Al".
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel materials. Cr further increases the tempering and softening resistance of the steel material, enabling high-temperature tempering. As a result, the SSC resistance of the steel material is improved. If the Cr content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Cr content is too high, the SSC resistance of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Cr content is 0.20 to 1.50%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.25%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.35%, still more preferably 0.40%.
  • the preferred upper limit of the Cr content is 1.40%, more preferably 1.30%.
  • Mo 0.36 to 1.50%
  • Molybdenum (Mo) enhances the hardenability of steel materials. Mo further increases the tempering and softening resistance of steel materials, enabling high-temperature tempering. As a result, the SSC resistance of the steel material is improved. If the Mo content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mo content is too high, the above effect will be saturated. Therefore, the Mo content is 0.36 to 1.50%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.40%, more preferably 0.50%, still more preferably 0.60%.
  • the preferred upper limit of the Mo content is 1.40%, more preferably 1.30%, still more preferably 1.25%.
  • V 0.01 to 0.90% Vanadium (V) combines with C and / or N to form carbides, nitrides or carbonitrides (hereinafter referred to as "carbonitrides and the like").
  • carbonitrides and the like the substructure of the steel material is made finer by the pinning effect, and the SSC resistance of the steel material is enhanced.
  • V further increases temper softening resistance and enables high temperature tempering. As a result, the SSC resistance of the steel material is improved. If the V content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the V content is 0.01 to 0.90%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.02%, more preferably 0.04%, still more preferably 0.06%, still more preferably 0.08%.
  • the preferred upper limit of the V content is 0.85%, more preferably 0.80%, still more preferably 0.75%, still more preferably 0.70%, still more preferably 0.60. %, More preferably 0.50%.
  • Titanium (Ti) combines with N to form a nitride, and the crystal grains of the steel material are refined by the pinning effect. As a result, the strength of the steel material is increased. If the Ti content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Ti content is too high, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, the Ti nitride becomes coarse and the SSC resistance of the steel material deteriorates. Therefore, the Ti content is 0.002 to 0.050%.
  • the preferred lower limit of the Ti content is 0.003%, more preferably 0.005%.
  • the preferred upper limit of the Ti content is 0.040%, more preferably 0.030%, still more preferably 0.020%.
  • B Boron (B) dissolves in steel to enhance the hardenability of the steel material and enhance the strength of the steel material. If the B content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the B content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, coarse nitrides are generated and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the B content is 0.0001 to 0.0050%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0003%, more preferably 0.0007%.
  • the preferred upper limit of the B content is 0.0030%, more preferably 0.0025%, still more preferably 0.0020%, still more preferably 0.0015%.
  • N Nitrogen (N) is inevitably contained. That is, the lower limit of the N content is more than 0%. N combines with Ti to form a nitride, and the crystal grains of the steel material are refined by the pinning effect. As a result, the strength of the steel material is increased. However, if the N content is too high, coarse nitrides are formed and the SSC resistance of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the N content is 0.0100% or less. The preferred upper limit of the N content is 0.0050%, more preferably 0.0045%. The preferable lower limit of the N content for more effectively obtaining the above effect is 0.0005%, more preferably 0.0010%, still more preferably 0.0015%, still more preferably 0.0020%. Is.
  • Oxygen (O) is an impurity. That is, the lower limit of the O content is more than 0%. If the O content is too high, coarse oxides are formed even if the content of other elements is within the range of this embodiment, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are lowered. Therefore, the O content is 0.0100% or less.
  • the preferred upper limit of the O content is 0.0050%, more preferably 0.0030%, still more preferably 0.0020%. It is preferable that the O content is as low as possible. However, an extreme reduction in O content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when industrial production is taken into consideration, the preferable lower limit of the O content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, still more preferably 0.0003%.
  • the balance of the chemical composition of the steel material according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as a raw material when the steel material is industrially manufactured, and are within a range that does not adversely affect the steel material according to the present embodiment. Means what is acceptable.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain Nb instead of a part of Fe.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When contained, Nb forms carbonitrides and the like. The carbonitride and the like refine the crystal grains of the steel material by the pinning effect, and enhance the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material. Nb further forms fine carbides during tempering to increase the tempering softening resistance of the steel material and increase the strength of the steel material. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Nb content is 0 to 0.030%.
  • the preferable lower limit of the Nb content is more than 0%, more preferably 0.002%, still more preferably 0.003%, still more preferably 0.007%.
  • the preferred upper limit of the Nb content is 0.025%, more preferably 0.020%.
  • the chemical composition of the steel material described above may further contain one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr, and rare earth elements, instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and detoxify S in the steel material as sulfide. As a result, these elements enhance the SSC resistance of the steel material.
  • Ca 0-0.0100% Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%.
  • Ca detoxifies S in the steel material as a sulfide and enhances the SSC resistance of the steel material. If even a small amount of Ca is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ca content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the oxide in the steel material becomes coarse and the SSC resistance of the steel material deteriorates. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the Ca content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%.
  • the preferred upper limit of the Ca content is 0.0040%, more preferably 0.0025%, still more preferably 0.0020%.
  • Mg 0 to 0.0100%
  • Mg Magnesium
  • Mg is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%.
  • Mg detoxifies S in the steel material as a sulfide and enhances the SSC resistance of the steel material. If even a small amount of Mg is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mg content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the oxide in the steel material becomes coarse and the SSC resistance of the steel material deteriorates. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the Mg content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%.
  • the preferred upper limit of the Mg content is 0.0040%, more preferably 0.0025%, still more preferably 0.0020%.
  • Zr Zirconium
  • Zr Zirconium
  • the Zr content may be 0%.
  • Zr detoxifies S in the steel material as a sulfide and enhances the SSC resistance of the steel material. If even a small amount of Zr is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Zr content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the oxide in the steel material becomes coarse and the SSC resistance of the steel material deteriorates. Therefore, the Zr content is 0 to 0.0100%.
  • the preferable lower limit of the Zr content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%.
  • the preferred upper limit of the Zr content is 0.0040%, more preferably 0.0025%, still more preferably 0.0020%.
  • Rare earth element 0 to 0.0100%
  • Rare earth elements are optional elements and may not be contained. That is, the REM content may be 0%.
  • REM detoxifies S in the steel material as a sulfide and enhances the SSC resistance of the steel material.
  • REM further binds to P in the steel material and suppresses segregation of P at the grain boundaries. Therefore, the decrease in SSC resistance of the steel material due to the segregation of P is suppressed. If even a small amount of REM is contained, the above effect can be obtained to some extent even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the REM content is 0 to 0.0100%.
  • the preferable lower limit of the REM content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%.
  • the preferred upper limit of the REM content is 0.0040%, more preferably 0.0025%.
  • REM in this specification is a scandium (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 means one or more elements selected from the group consisting of yttrium (Lu). Further, the REM content in the present specification means the total content of these elements.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain one or more elements selected from the group consisting of Co and W instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and form a protective corrosive film in a sour environment and suppress the intrusion of hydrogen into steel materials. As a result, these elements enhance the SSC resistance of the steel material.
  • Co is an optional element and may not be contained. That is, the Co content may be 0%. When contained, Co forms a protective corrosive coating in a sour environment and suppresses the ingress of hydrogen into the steel. This enhances the SSC resistance of the steel material. If even a small amount of Co is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Co content is too high, the hardenability of the steel material is lowered and the strength of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Co content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the Co content is preferably more than 0%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the Co content is 0.45%, more preferably 0.40%.
  • W 0 to 0.50%
  • Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. That is, the W content may be 0%. When contained, W forms a protective corrosive coating in a sour environment and suppresses the ingress of hydrogen into the steel. This enhances the SSC resistance of the steel material. If W is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the W content is too high, coarse carbides are generated in the steel material even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the low temperature toughness and SSC resistance of the steel material are lowered. Therefore, the W content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the W content is more than 0%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the W content is 0.45%, more preferably 0.40%.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain one or more elements selected from the group consisting of Ni and Cu instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the hardenability of steel materials.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When contained, Ni enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the steel material. Ni also dissolves in steel to increase the low temperature toughness of the steel. If even a small amount of Ni is contained, these effects can be obtained to some extent. However, if the Ni content is too high, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, local corrosion is promoted and the SSC resistance of the steel material is lowered. Therefore, the Ni content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the Ni content is more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.30%, more preferably 0.20%, still more preferably 0.10%.
  • Cu 0 to 0.50% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When contained, Cu enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the steel material. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content is too high, the hardenability of the steel material becomes too high and the SSC resistance of the steel material deteriorates even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the Cu content is more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.02%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the Cu content is 0.35%, more preferably 0.25%.
  • Fn1 is too low, the dislocation density ⁇ cannot be sufficiently reduced, and Fn2 described later becomes 691 or less.
  • Fn1 is larger than 85, the dislocation density ⁇ can be reduced, and Fn2 described later exceeds 691.
  • the steel material according to the present embodiment has an Fn1 of more than 85 in addition to the above-mentioned chemical composition.
  • the preferred lower limit of Fn1 is 87, more preferably 89, still more preferably 90, still more preferably 91.
  • the upper limit of Fn1 is not particularly limited, but in the range of the above-mentioned chemical composition, the upper limit of Fn1 is substantially 207.
  • the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ YS satisfy the following equation (2). 691 ⁇ YS -110 ⁇ ⁇ ⁇ 10 -7 ⁇ 795 (2)
  • the yield strength is substituted in MPa for ⁇ YS in Eq. ( 2 )
  • the dislocation density is substituted in ⁇ for ⁇ .
  • the upper limit of Fn2 is substantially 795 or less. Therefore, in the steel material according to the present embodiment, Fn2 satisfies more than 691 to 795.
  • the preferred lower limit of Fn2 is 693, more preferably 694.
  • the preferred upper limit of Fn2 is 790, more preferably 785.
  • the method for obtaining the yield strength ⁇ YS of the steel material according to this embodiment will be described later.
  • the dislocation density ⁇ of the steel material according to this embodiment can be obtained by the following method.
  • a test piece for measuring the dislocation density is prepared from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • the test piece is prepared from the center of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a test piece is prepared from the central part of the wall thickness.
  • the steel material is a steel bar having a circular cross section
  • a test piece is prepared from the R / 2 position.
  • the R / 2 position means the center position of the radius R in the cross section perpendicular to the axial direction of the steel bar.
  • the size of the test piece is, for example, 20 mm in width ⁇ 20 mm in length ⁇ 2 mm in thickness.
  • the thickness direction of the test piece is the thickness direction of the steel material (plate thickness direction, wall thickness direction, or cross-sectional radial direction of the steel bar).
  • the observation surface of the test piece is a surface having a width of 20 mm and a length of 20 mm.
  • the observation surface of the test piece is mirror-polished, and then electrolytic polishing is performed using 10% by volume of perchloric acid (acetic acid solvent) to remove the strain on the surface layer.
  • the half-value width ⁇ K of the peaks of the (110), (211), and (220) planes of the body-centered cubic structure (iron) was obtained by X-ray diffraction (XRD: X-Ray Diffraction) on the observation surface after electrolytic polishing. demand.
  • the half width ⁇ K is measured with the radiation source as CoK ⁇ ray, the tube voltage as 30 kV, and the tube current as 100 mA. Further, in order to measure the full width at half maximum derived from the X-ray diffractometer, LaB 6 (lanthanum hexaboride) powder is used.
  • the non-uniform strain ⁇ of the test piece is obtained from the half width ⁇ K obtained by the above method and the Williamson-Hall equation (Equation (3)).
  • ⁇ K ⁇ cos ⁇ / ⁇ 0.9 / D + 2 ⁇ ⁇ sin ⁇ / ⁇ (3)
  • ⁇ diffraction angle
  • ⁇ wavelength of X-ray
  • D crystallite diameter
  • the dislocation density ⁇ (m -2 ) can be obtained by using the obtained non-uniform strain ⁇ and the equation (4).
  • ⁇ 14.4 ⁇ ⁇ 2 / b 2 (4)
  • the range of the dislocation density ⁇ is not particularly limited.
  • the dislocation density ⁇ may satisfy the equation (2).
  • the dislocation density ⁇ in the steel material is 0.1 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ) or more.
  • the dislocation density ⁇ in the steel material is 0.4 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ) or more.
  • the dislocation density ⁇ in the steel material is 2.4 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ) or more.
  • the dislocation density ⁇ in the steel material is less than 2.4 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ).
  • the dislocation density ⁇ in the steel material is less than 6.2 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ).
  • the dislocation density ⁇ in the steel material is 11.8 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ) or less. That is, when the yield strength ⁇ YS of the steel material is 758 to 1069 MPa, the dislocation density ⁇ of the steel material is 0.1 ⁇ 10 14 to 11.8 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ).
  • the yield strength ⁇ YS of the steel material according to this embodiment is 758 MPa or more.
  • the upper limit of the yield strength ⁇ YS is not particularly limited as long as it satisfies Fn2 in relation to the dislocation density ⁇ .
  • the yield strength ⁇ YS as used herein means the 0.2% offset proof stress obtained in the tensile test.
  • the steel material according to the present embodiment has the above-mentioned chemical composition including the formula (1), and the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ YS satisfy the above-mentioned formula (2), so that the yield strength ⁇ YS is 758 MPa or more. Even if it is present, it has excellent SSC resistance in a normal temperature sour environment and a low temperature sour environment.
  • the yield strength ⁇ YS of the steel material according to the present embodiment can be obtained by the following method. Tensile tests are performed by a method according to ASTM E8 / E8M (2013). A round bar test piece is produced from the steel material according to the present embodiment. When the steel material is a steel plate, a round bar test piece is produced from the center of the plate thickness. When the steel material is a steel pipe, a round bar test piece is prepared from the central part of the wall thickness. When the steel material is a steel bar with a circular cross section, a round bar test piece is manufactured from the R / 2 position. The size of the round bar test piece is, for example, a parallel portion diameter of 4 mm and a gauge point distance of 20 mm.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • a tensile test is carried out in the air at room temperature (25 ° C.) using a round bar test piece, and the obtained 0.2% offset proof stress is defined as the yield strength ⁇ YS (MPa).
  • the preferable yield strength ⁇ YS of the steel material according to the present embodiment is 758 MPa or more (110 ksi or more). That is, the steel material according to the present embodiment has the above-mentioned chemical composition including the formula (1), and the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ YS satisfy the above-mentioned formula (2), so that it is 758 MPa or more (110 ksi or more). Even if it has the yield strength of, it has excellent SSC resistance in normal temperature sour environment and low temperature sour environment.
  • the upper limit of the yield strength ⁇ YS of the steel material according to the present embodiment is not particularly limited, but is, for example, 1069 MPa (155 ksi).
  • the total volume fraction of tempered martensite and tempered bainite is 90% or more.
  • the rest of the microstructure is, for example, ferrite or pearlite. If the microstructure of the steel material having the above-mentioned chemical composition contains 90% or more of the total volume fraction of tempered martensite and tempered bainite, the normal temperature sour environment and the normal temperature sour environment are satisfied, provided that the other configurations of the present embodiment are satisfied. Shows excellent SSC resistance in low temperature sour environment. That is, in the present embodiment, if the steel material has excellent SSC resistance, the microstructure determines that the total volume fraction of tempered martensite and tempered bainite is 90% or more.
  • a test piece is prepared from a steel material.
  • the steel material is a steel plate
  • a test piece having an observation surface of 10 mm in the rolling direction and 10 mm in the plate thickness direction is produced from the central portion of the plate thickness.
  • the steel material is a steel plate having a thickness of less than 10 mm
  • a test piece having an observation surface of the thickness of the steel plate in the rolling direction of 10 mm and the plate thickness direction is cut out.
  • the steel material is a steel pipe
  • a test piece having an observation surface having an observation surface of 10 mm in the pipe axis direction and 8 mm in the wall thickness (tube diameter) direction from the central portion of the wall thickness is produced.
  • the steel material is a steel pipe having a wall thickness of less than 10 mm
  • a test piece having an observation surface of the wall thickness of the steel pipe in the pipe axial direction and the pipe diameter direction is cut out.
  • the observation surface of the test piece After polishing the observation surface of the test piece to a mirror surface, it is immersed in a nital corrosive solution for about 10 seconds to reveal the structure by etching.
  • the etched observation surface is observed in 10 fields with a secondary electron image using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the visual field area is, for example, 400 ⁇ m 2 (magnification 5000 times).
  • tempered martensite and tempered bainite are identified from the contrast.
  • the method for obtaining the area ratio is not particularly limited, and a well-known method may be used.
  • image analysis can be used to determine the area ratio of tempered martensite and tempered bainite.
  • the arithmetic mean value of the area ratios of tempered martensite and tempered bainite obtained in all fields of view is defined as the volume ratio of tempered martensite and tempered bainite.
  • the old austenite grain size (former ⁇ grain size) is not particularly limited. Normally, if the old ⁇ grains of the steel material are fine, the yield strength and the SSC resistance are stably increased. Therefore, it is preferable that the old ⁇ grains are fine. On the other hand, in the steel material according to the present embodiment, as described above, the Si content in the chemical composition is increased to 1.36% or more. As a result, the old ⁇ grains tend to be coarse in the microstructure of the steel material.
  • the preferred old ⁇ grain size in the microstructure is 35 ⁇ m or less.
  • the upper limit of the old ⁇ particle size is more preferably 33 ⁇ m, still more preferably 31 ⁇ m, still more preferably 30 ⁇ m.
  • the old ⁇ grains in the microstructure are fine. Therefore, in the steel material according to the present embodiment, the lower limit of the old ⁇ grain size in the microstructure is not particularly limited. In the steel material according to the present embodiment, the lower limit of the old ⁇ grain size in the microstructure is, for example, 5 ⁇ m.
  • the old ⁇ particle size can be obtained by the following method.
  • the steel material is a steel plate
  • a test piece having an observation surface of 10 mm in the rolling direction and 10 mm in the plate thickness direction is cut out from the central portion of the plate thickness.
  • the steel material is a steel plate having a thickness of less than 10 mm
  • a test piece having an observation surface of the thickness of the steel plate in the rolling direction of 10 mm and the plate thickness direction is cut out.
  • the steel material is a steel pipe
  • a test piece having an observation surface of 10 mm in the pipe axis direction and 10 mm in the pipe diameter direction is cut out from the central portion of the wall thickness.
  • the steel material is a steel pipe having a wall thickness of less than 10 mm
  • a test piece having an observation surface of the wall thickness of the steel pipe in the pipe axial direction and the pipe diameter direction is cut out.
  • the steel material is a steel bar having a circular cross section
  • a test piece including the R / 2 position in the center and having an observation surface of 10 mm in the axial direction and 10 mm in the radial direction in the cross section is cut out.
  • the diameter of the cross section is less than 10 mm
  • a test piece including the R / 2 position and having an observation surface having an axial direction of 10 mm and a diameter in the radial direction of the cross section is cut out.
  • the test piece After embedding the test piece in resin and polishing the observation surface to a mirror surface, immerse it in a saturated aqueous solution of picric acid for about 60 seconds to reveal the old ⁇ grain boundary by etching.
  • the etched observation surface is observed in 10 fields with a secondary electron image using an SEM to generate a photographic image. From the generated photographic image, the area of the old ⁇ grain is obtained, and from the obtained area, the diameter equivalent to the circle of the old ⁇ grain is obtained.
  • the arithmetic mean value of the circle-equivalent diameter of the old ⁇ grains obtained in 10 fields is defined as the old ⁇ grain size ( ⁇ m).
  • the shape of the steel material according to this embodiment is not particularly limited.
  • the steel material is, for example, a steel pipe or a steel plate.
  • the steel material may be a solid material (steel bar).
  • the preferable wall thickness is 9 to 60 mm.
  • the steel material according to the present embodiment is a seamless steel pipe.
  • the steel material according to the present embodiment is a seamless steel pipe, even a thick seamless steel pipe having a wall thickness of 15 mm or more has excellent SSC resistance in a normal temperature sour environment and a low temperature sour environment.
  • the SSC resistance of the steel material according to this embodiment can be evaluated by a normal temperature SSC resistance test and a low temperature SSC resistance test. Both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test are carried out by a method compliant with NACE TM0177-2005 Method A.
  • the size of the round bar test piece is, for example, a diameter of 6.35 mm and a length of the parallel portion of 25.4 mm.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • a stress corresponding to 95% 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, 1 atm of H2S gas is blown into the test bath to saturate the test bath.
  • a test bath infused with 1 atm of H2S gas is held at 24 ° C. for 720 hours.
  • a mixed aqueous solution (NACE solution A) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.5% by mass acetic acid is used as the test solution.
  • a round bar test piece is produced from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • a round bar test piece is produced from the center of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a round bar test piece is prepared from the central part of the wall thickness.
  • the steel material is a steel bar with a circular cross section
  • a round bar test piece is manufactured from the R / 2 position.
  • the size of the round bar test piece is, for example, a diameter of 6.35 mm and a length of the parallel portion of 25.4 mm.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • a stress corresponding to 90% of the actual yield stress is applied to the round bar test piece.
  • a test solution at 4 ° 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, 1 atm of H2S gas is blown into the test bath to saturate the test bath.
  • a test bath infused with 1 atm of H2S gas is held at 4 ° C. for 720 hours.
  • the yield strength of the steel material according to the present embodiment is less than 758 to 862 MPa
  • the steel material has a yield strength of less than 758 to 862 MPa. No cracks are confirmed.
  • "cracking is not confirmed” means that cracking is not confirmed when the test piece after the test is observed with the naked eye and a projector having a magnification of 10 times.
  • the size of the round bar test piece is, for example, a diameter of 6.35 mm and a length of the parallel portion of 25.4 mm.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • a stress corresponding to 95% 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, 1 atm of H2S gas is blown into the test bath to saturate the test bath.
  • a test bath infused with 1 atm of H2S gas is held at 24 ° C. for 720 hours.
  • a mixed aqueous solution (NACE solution A) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.5% by mass acetic acid is used as the test solution.
  • a round bar test piece is produced from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • a round bar test piece is produced from the center of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a round bar test piece is prepared from the central part of the wall thickness.
  • the steel material is a steel bar with a circular cross section
  • a round bar test piece is manufactured from the R / 2 position.
  • the size of the round bar test piece is, for example, a diameter of 6.35 mm and a length of the parallel portion of 25.4 mm.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • a stress corresponding to 85% of the actual yield stress is applied to the round bar test piece.
  • a test solution at 4 ° 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, 1 atm of H2S gas is blown into the test bath to saturate the test bath.
  • a test bath infused with 1 atm of H2S gas is held at 4 ° C. for 720 hours.
  • the yield strength of the steel material according to the present embodiment is less than 862 to 965 MPa
  • the steel material has a yield strength of less than 862 to 965 MPa. No cracks are confirmed.
  • the size of the round bar test piece is, for example, a diameter of 6.35 mm and a length of the parallel portion of 25.4 mm.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • a stress corresponding to 95% 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 of 0.1 atm H 2S gas and 0.9 atm CO 2 gas is blown into the test bath to saturate the test bath.
  • a test bath in which a mixed gas of 0.1 atm H 2S gas and 0.9 atm CO 2 gas is blown is held at 24 ° C. for 720 hours.
  • a mixed aqueous solution (NACE solution B) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.4% by mass sodium acetate adjusted to pH 3.5 with acetic acid is used as a test solution.
  • NACE solution B a mixed aqueous solution
  • a round bar test piece is produced from the steel material according to the present embodiment.
  • the steel material is a steel plate
  • a round bar test piece is produced from the center of the plate thickness.
  • the steel material is a steel pipe
  • a round bar test piece is prepared from the central part of the wall thickness.
  • a round bar test piece is manufactured from the R / 2 position.
  • the size of the round bar test piece is, for example, a diameter of 6.35 mm and a length of the parallel portion of 25.4 mm.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel material.
  • a stress corresponding to 85% (820 MPa) of 965 MPa is applied to the round bar test piece.
  • a test solution at 4 ° 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 of 0.1 atm H 2S gas and 0.9 atm CO 2 gas is blown into the test bath to saturate the test bath.
  • a test bath in which a mixed gas of 0.1 atm H 2S gas and 0.9 atm CO 2 gas is blown is held at 4 ° C. for 720 hours.
  • a method for manufacturing a steel material according to this embodiment will be described.
  • a method for manufacturing a seamless steel pipe will be described as an example of the steel material according to the present embodiment.
  • the method for manufacturing a seamless steel pipe includes a step of preparing a raw pipe (preparation step) and a step of quenching and tempering the raw pipe to make a seamless steel pipe (quenching step and tempering step).
  • the manufacturing method according to this embodiment is not limited to the manufacturing method described below. Hereinafter, each step will be described in detail.
  • an intermediate steel material having the above-mentioned chemical composition is prepared.
  • the method for producing the intermediate steel material is not particularly limited.
  • the intermediate steel material referred to here is a plate-shaped steel material when the final product is a steel plate, and is a raw pipe when the final product is a steel pipe.
  • the preparation process may include a process of preparing the material (material preparation process) and a process of hot-working the material to produce an intermediate steel material (hot-working process).
  • material preparation process a process of preparing the material
  • hot-working process a process of hot-working the material to produce an intermediate steel material
  • a material is manufactured using molten steel having the above-mentioned chemical composition.
  • the method for producing the material is not particularly limited, and a well-known method may be used. Specifically, slabs (slabs, blooms, or billets) may be produced by a continuous casting method using molten steel. An ingot may be manufactured by an ingot method using molten steel. If necessary, slabs, blooms or ingots may be lump-rolled to produce billets.
  • the material (slab, bloom, or billet) is manufactured by the above steps.
  • the prepared material is hot-worked to produce an intermediate steel material.
  • the intermediate steel material corresponds to a raw pipe.
  • the billet is heated in a heating furnace.
  • the heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300 ° C.
  • Hot working is performed on the billets extracted from the heating furnace to manufacture raw pipes (seamless steel pipes).
  • the method of hot working is not particularly limited, and a well-known method may be used.
  • the Mannesmann method may be carried out as hot working to manufacture a bare tube.
  • the round billet is drilled and rolled by a drilling machine.
  • the drilling ratio is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0.
  • the perforated round billet is further hot-rolled with a mandrel mill, reducer, sizing mill or the like to form a raw pipe.
  • the cumulative surface reduction rate in the hot working process is, for example, 20 to 70%.
  • raw pipes from billets.
  • a raw pipe may be manufactured by forging such as the Erhard method.
  • the raw tube is manufactured by the above process.
  • the wall thickness of the raw tube is not particularly limited, but is, for example, 9 to 60 mm.
  • the raw tube manufactured by hot working may be air-cooled (As-Rolled).
  • the raw tube manufactured by hot working may be directly quenched after hot working without being cooled to room temperature, or may be quenched after reheating (reheating) after hot working. good.
  • cooling may be stopped or slow cooling may be carried out during quenching. In this case, it is possible to prevent the raw pipe from being cracked.
  • the quenching is carried out directly after the hot working or after the heat is supplemented.
  • the stress relief annealing may be carried out after the quenching and before the heat treatment in the next step. In this case, the residual stress of the raw pipe is removed.
  • the intermediate steel material is prepared in the preparation process.
  • the intermediate steel material may be manufactured by the above-mentioned preferable process, and may be manufactured by an intermediate steel material manufactured by a third party, or to a factory other than the factory where the quenching process and the tempering process described later are carried out, or to other business establishments. You may prepare the intermediate steel material manufactured by the above. Hereinafter, the quenching process will be described in detail.
  • quenching means quenching an intermediate steel material having A 3 points or more.
  • the temperature of the intermediate steel material immediately before quenching when quenching is carried out is also referred to as a quenching temperature. That is, in the present specification, the quenching temperature is the surface temperature of the intermediate steel material measured by a thermometer installed on the outlet side of the apparatus for performing the final hot working when the quenching is performed directly after the hot working. Corresponds to.
  • the quenching temperature further corresponds to the temperature of the furnace in which the reheating or reheating is performed when the quenching is performed after the heating or reheating after the hot working.
  • the points A c3 and the points Ar 3 are collectively referred to as “A 3 points”.
  • a 3 points when direct quenching is carried out after hot working, the intermediate steel material is rapidly cooled from a quenching temperature of Ar 3 points or more.
  • quenching is performed by reheating the intermediate steel material once cooled after hot working, the intermediate steel material is rapidly cooled from the quenching temperature of 3 points or more.
  • the Si content is increased to reduce the dislocation density ⁇ of the steel material.
  • the Si content is simply increased , the A3 point of the steel material may become too high. If the A3 point of the steel material is too high , the quenching temperature must be raised, and the old ⁇ grains become coarse. If the old ⁇ grains become coarse in the intermediate steel material after quenching, the dislocation density ⁇ cannot be sufficiently reduced in the tempering step described later. As a result, the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ YS cannot satisfy the equation (2), and the SSC resistance of the steel material is lowered.
  • Fn1 is an index of A3 point. If Fn1 exceeds 85, it is possible to prevent the A3 point from becoming too high. As a result, it is not necessary to raise the quenching temperature too high, so that the coarsening of the old ⁇ grains can be suppressed. As a result, by carrying out a preferable tempering in the tempering step described later, the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ YS can satisfy the formula (2) in the steel material after the tempering step described later.
  • the preferred quenching temperature is 860 to 1000 ° C. If the quenching temperature is too low, the effect of quenching cannot be sufficiently obtained, and the mechanical properties specified in the present embodiment cannot be obtained in the manufactured steel material. On the other hand, if the quenching temperature is too high, the old ⁇ grains are coarsened as described above, and the SSC resistance of the manufactured steel material is lowered.
  • the upper limit of the more preferable quenching temperature is 995 ° C, more preferably 990 ° C.
  • the lower limit of the more preferable quenching temperature is 880 ° C, more preferably 900 ° C.
  • the quenching method is, for example, to continuously cool the intermediate steel material (raw pipe) from the quenching start temperature and continuously lower the surface temperature of the raw pipe.
  • the method of continuous cooling treatment is not particularly limited, and a well-known method may be used.
  • the method of continuous cooling treatment is, for example, a method of immersing the raw pipe in a water tank for cooling, or a method of accelerating cooling of the raw pipe by shower water cooling or mist cooling.
  • the microstructure will not be mainly composed of martensite and bainite, and the mechanical properties specified in this embodiment cannot be obtained. In this case, further, excellent low temperature toughness and excellent SSC resistance cannot be obtained.
  • the intermediate steel material is rapidly cooled at the time of quenching.
  • the average cooling rate in the range where the surface temperature of the intermediate steel material (bare pipe) at the time of quenching is in the range of 800 to 500 ° C. is defined as the cooling rate at the time of quenching CR 800-500 .
  • the quenching cooling rate CR 800-500 is the slowest cooling site in the cross section of the intermediate steel to be hardened (for example, the center of the intermediate steel thickness when both surfaces are forcibly cooled). Determined from the temperature measured in.
  • the preferred quenching cooling rate CR 800-500 is at least 300 ° C./min.
  • the lower limit of the more preferable quenching cooling rate CR 800-500 is 450 ° C./min, and more preferably 600 ° C./min.
  • the upper limit of the cooling rate CR 800-500 during quenching is not particularly specified, but is, for example, 60,000 ° C./min.
  • the raw tube is heated in the austenite region multiple times and then quenched.
  • the SSC resistance of the steel material is enhanced.
  • heating in the austenite region may be repeated a plurality of times, or by performing normalizing and quenching, heating in the austenite region may be repeated a plurality of times.
  • quenching and tempering which will be described later, may be combined and carried out a plurality of times. That is, quenching and tempering may be carried out a plurality of times. In this case, the SSC resistance of the steel material is further enhanced.
  • the tempering process will be described in detail.
  • tempering means that the intermediate steel material after quenching is reheated at 1 point or less of Ac and held.
  • the tempering temperature is appropriately adjusted according to the chemical composition of the steel material and the yield strength to be obtained. That is, the tempering temperature of the intermediate steel material (raw pipe) having the chemical composition of the present embodiment is adjusted to adjust the yield strength of the steel material to, for example, 758 MPa or more (110 ksi or more).
  • the tempering temperature corresponds to the temperature of the furnace when the intermediate steel material after quenching is heated and held.
  • the tempering time means the time from when the temperature of the intermediate steel material reaches a predetermined tempering temperature to when it is extracted from the heat treatment furnace.
  • the dislocation density is reduced by raising the tempering temperature to as high as 600 to 730 ° C in order to improve SSC resistance.
  • the alloy carbides are finely dispersed in the maintenance of tempering. Finely dispersed alloy carbides hinder the movement of dislocations and thus suppress the recovery of dislocations (that is, the disappearance of dislocations). Therefore, the dislocation density may not be sufficiently reduced only by tempering at a high temperature, which has been carried out to reduce the dislocation density.
  • the steel material according to the present embodiment is tempered at a low temperature to reduce the dislocation density to some extent in advance. Further, tempering at a high temperature is performed to further reduce the dislocation density. That is, in the tempering step according to the present embodiment, tempering is carried out in two stages in the order of low temperature tempering and high temperature tempering. According to this method, the dislocation density can be reduced while maintaining the yield strength. In short, by performing two-step tempering, the dislocation density ⁇ and the yield strength ⁇ YS can satisfy the equation (2).
  • the low-temperature tempering process and the high-temperature tempering process will be described in detail.
  • the preferred tempering temperature in the low temperature tempering step is 100 to 550 ° C. If the tempering temperature in the low-temperature tempering step is too high, the alloy carbides may be finely dispersed during the holding of tempering, the dislocation density ⁇ may not be sufficiently reduced, and the SSC resistance of the steel material may be lowered. On the other hand, if the tempering temperature in the low-temperature tempering step is too low, the dislocation density ⁇ cannot be reduced during the holding of tempering, and the SSC resistance of the steel material may decrease. Therefore, the tempering temperature in the low temperature tempering step is preferably 100 to 550 ° C. A more preferable lower limit of the tempering temperature in the low temperature tempering step is 200 ° C. A more preferable upper limit of the tempering temperature in the low temperature tempering step is 500 ° C.
  • the preferred tempering retention time (tempering time) in the low temperature tempering step is 10 to 90 minutes. If the tempering time in the low-temperature tempering step is too short, the dislocation density cannot be sufficiently reduced, and the SSC resistance of the steel material may decrease. On the other hand, if the tempering time in the low temperature tempering step is too long, the above effect is saturated. Therefore, in the present embodiment, the tempering time is preferably 10 to 90 minutes. A more preferable upper limit of the tempering time is 80 minutes. When the steel material is a steel pipe, the temperature variation of the steel pipe is likely to occur during the soaking heat retention of tempering as compared with other shapes. Therefore, when the steel material is a steel pipe, the tempering time is preferably 15 to 90 minutes.
  • the dislocation density ⁇ is further reduced by performing tempering at a higher temperature than in the low temperature tempering step.
  • the intermediate steel material in the high temperature tempering process if the old ⁇ grains are too coarse, the dislocation density ⁇ may not be sufficiently reduced.
  • the coalescence of dislocation pairs with different signs and the dislocations are absorbed into the large-angle grain boundaries (boundaries with an orientation difference of 15 ° or more) corresponding to the block boundaries of rasmartensite. It is believed that it often occurs in.
  • the block diameter also increases and the length of the dislocation line also increases.
  • the alloy carbides are finely dispersed when the material is held at a high temperature.
  • the length of the dislocation line becomes long, more contact is made with the alloy carbides that become obstacles when the dislocations move. Therefore, dislocations are difficult to move. As a result, it is considered that the coalescence of dislocation pairs having different signs and absorption into the large-angle grain boundaries are suppressed, and the recovery of dislocations is suppressed.
  • the preferred tempering temperature in the high temperature tempering step is 580 to 740 ° C. If the tempering temperature in the high-temperature tempering step is too high, the dislocation density may be reduced too much and the desired yield strength may not be obtained. If the tempering temperature in the high-temperature tempering step is too high, austenite may be further generated in the microstructure, and a microstructure mainly composed of martensite and bainite may not be obtained. In this case, the SSC resistance of the steel material cannot be obtained. On the other hand, if the tempering temperature in the high-temperature tempering step is too low, the dislocation density cannot be sufficiently reduced, and the SSC resistance of the steel material may decrease.
  • the preferred tempering temperature in the high temperature tempering step is 580 to 740 ° C.
  • the lower limit of the more preferable tempering temperature in the high temperature tempering step is 600 ° C., and more preferably 610 ° C.
  • the upper limit of the more preferable tempering temperature is 730 ° C, more preferably 720 ° C.
  • the preferred tempering time in the high temperature tempering step is 10 to 180 minutes. If the tempering time is too short, the dislocation density cannot be sufficiently reduced, and the SSC resistance of the steel material may decrease. On the other hand, if the tempering time is too long, the above effect is saturated. Therefore, in this embodiment, the preferred tempering time is 10 to 180 minutes. A more preferable upper limit of the tempering time is 120 minutes, and even more preferably 90 minutes. When the steel material is a steel pipe, temperature variation is likely to occur as described above. Therefore, when the steel material is a steel pipe, the tempering time is preferably 15 to 180 minutes.
  • the above-mentioned low-temperature tempering step and high-temperature tempering step can be carried out as continuous heat treatment. That is, in the low-temperature tempering step, the high-temperature tempering step may be carried out by carrying out the above-mentioned tempering holding and then heating. At this time, the low temperature tempering step and the high temperature tempering step may be carried out in the same heat treatment furnace.
  • the above-mentioned low-temperature tempering step and high-temperature tempering step can also be carried out as discontinuous heat treatment. That is, in the low-temperature tempering step, the above-mentioned tempering may be maintained, then cooled to a temperature lower than the above-mentioned tempering temperature, and then heated again to carry out the high-temperature tempering step. Even in this case, the effects obtained in the low-temperature tempering step and the high-temperature tempering step are not impaired, and the steel material according to the present embodiment can be manufactured.
  • the steel material according to the present embodiment can be manufactured.
  • a method for manufacturing a steel pipe has been described as an example.
  • the steel material according to this embodiment may be a steel plate or another shape.
  • a method for manufacturing a steel sheet or another shape also includes, for example, a preparation step, a quenching step, and a tempering step.
  • the above-mentioned manufacturing method is an example, and may be manufactured by another manufacturing method.
  • Example 1 a steel material having a yield strength of 110 ksi class (758 to less than 862 MPa) was investigated. Specifically, 180 kg of molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced. In addition, "-" in Table 1 means that the content of the corresponding element was the impurity level. Further, Table 1 shows the chemical composition shown in Table 1 and Fn1 obtained from the above definition.
  • FIG. 3 is a side view of the test piece used when determining the A c3 point in this embodiment.
  • the L direction in FIG. 3 corresponds to the plate thickness direction of the steel plates of test numbers 1-1 to 1-30.
  • thermocouple was welded to the points P of the test pieces of test numbers 1-1 to 1-30, and heated from room temperature to 1250 ° C. at a heating rate of 20 ° C./min.
  • the length of the test piece of each test number in the L direction during heating was measured, and the relationship between the coefficient of thermal expansion and the temperature was plotted. From the resulting plots, the temperature range of the austenite single phase was identified. The lowest temperature in the identified austenite single-phase temperature range was defined as the Ac3 point.
  • the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30 were heated to the quenching temperature (° C.) shown in Table 2.
  • the quenching temperature of test numbers 1-1 to 1-30 was set to A c3 points or more on the steel sheets of each test number obtained by the above method.
  • the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30 were held at the quenching temperature for 20 minutes, and then water-cooled using a shower-type water-cooling device.
  • the quenching temperature and the cooling rate at the time of quenching were measured by a sheath-type K thermocouple previously charged in the central portion of the thickness of the steel sheet.
  • the hardened steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30 were further quenched under the same conditions for the second time.
  • the average cooling rate between 800 ° C and 500 ° C at the time of quenching that is, the cooling rate at the time of quenching (CR 800-500 ) (° C / sec) is 10 ° C / sec. Met.
  • tempering was performed on the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30.
  • the first tempering and the second tempering were performed on the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-14 and 1-16 to 1-30.
  • the steel sheet of test number 1-15 was tempered only once.
  • Table 2 shows the tempering temperature (° C.) and the tempering time (minutes) for each of the first tempering and the second tempering.
  • the tempering temperature was the temperature of the furnace in which the tempering was performed.
  • the tempering time was defined as the time after the temperature of the steel sheet of each test number reached a predetermined tempering temperature until it was extracted from the furnace.
  • Test test Tensile tests were carried out on the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30. Tensile tests were performed in accordance with ASTM E8 / E8M (2013). A round bar test piece having a parallel portion diameter of 4 mm and a gauge point distance of 20 mm was prepared from the central portion of the plate thickness of the steel plates of test numbers 1-1 to 1-30. The axial direction of the round bar test piece was parallel to the rolling direction of the steel sheet. Tensile tests were carried out in the air at room temperature (25 ° C.) using the prepared round bar test pieces to obtain yield strength ⁇ YS (MPa) of the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30.
  • the 0.2% offset proof stress obtained in the tensile test was defined as the yield strength ⁇ YS .
  • the obtained yield strength ⁇ YS is shown in Table 2 as “ ⁇ YS (MPa)”.
  • Dislocation density measurement test A dislocation density measurement test was carried out on the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30. Specifically, a test piece for measuring the dislocation density was prepared from the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30 by the above method. Further, the dislocation density ⁇ (m -2 ) was determined by the above-mentioned method using the test pieces of test numbers 1-1 to 1-30. The dislocation density ⁇ obtained for the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30 is shown in Table 2 as "dislocation density ⁇ (10 14 m -2 )". Table 2 shows the dislocation density ⁇ obtained, the yield strength ⁇ YS obtained, and Fn2 obtained from the above definitions for the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30.
  • SSC resistance evaluation test An SSC resistance evaluation test was carried out on the steel sheets of test numbers 1-1 to 1-30. SSC resistance was evaluated by a method compliant with NACE TM0177-2005 Method A. Specifically, a round bar test piece having a diameter of 6.35 mm and a parallel portion having a length of 25.4 mm was produced from the central portion of the plate thickness of the steel plates of test numbers 1-1 to 1-30. A room temperature SSC resistance test was carried out on three of the prepared test pieces. A low temperature SSC resistance test was carried out on the other three of the prepared test pieces. The axial direction of the test piece was parallel to the rolling direction.
  • the room temperature SSC resistance test was carried out as follows. Tensile stress was applied in the axial direction of the round bar test pieces of test numbers 1-1 to 1-30. At this time, the stress applied was adjusted to be 95% of the actual yield stress of each steel sheet.
  • As the test solution a mixed aqueous solution (NACE solution A) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.5% by mass acetic acid was used.
  • a test solution at 24 ° C. was poured into each of the three test containers to prepare a test bath. The three stressed round bar test pieces were immersed in the test baths of different test containers one by one. After degassing each test bath, 1 atm of H2S gas was blown into the test bath to saturate it. A test bath saturated with 1 atm of H2S gas was kept at 24 ° C. for 720 hours.
  • SSC sulfide stress cracking
  • the low temperature SSC resistance test was carried out in accordance with NACE TM0177-2005 Method A, as in the normal temperature SSC resistance test.
  • the applied stress was adjusted to be 90% of the actual yield stress of each steel sheet.
  • NACE solution A was used as in the room temperature SSC resistance test. Further, the temperature of the test bath was set to 4 ° C. Other conditions were the same as in the room temperature SSC resistance test.
  • SSC sulfide stress cracking
  • the steel sheet of test number 1-15 was not tempered at low temperature. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 1-15 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 1-16 was tempered at a low temperature after being tempered at a high temperature. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 1-16 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the Si content of the steel sheets of test numbers 1-17 and 1-18 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheets of test numbers 1-17 and 1-18 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 1-19 had a Cr content that was too low. As a result, the steel sheet of Test No. 1-19 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the Mo content of the steel sheet of test number 1-20 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 1-20 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 1-21 had too high Mn content. As a result, the steel sheet of Test No. 1-21 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the N content of the steel sheet of test number 1-22 was too high. As a result, the steel sheet of Test No. 1-22 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the P content of the steel sheet of test number 1-23 was too high. As a result, the steel sheet of Test No. 1-23 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the V content of the steel sheet of test number 1-24 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 1-24 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel plates of test numbers 1-25 and 1-26 had Fn1 of 85 or less. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheets of test numbers 1-25 and 1-26 did not show excellent SSC resistance in either the normal temperature SSC resistance test or the low temperature SSC resistance test.
  • the Mo content of the steel sheet of test number 1-27 was too low. As a result, the steel sheet of Test No. 1-27 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 1-28 had too high Mn content. As a result, the steel sheet of Test No. 1-28 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 1-29 had too high Ti content. As a result, the steel sheet of Test No. 1-29 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the Nb content of the steel sheet of test number 1-30 was too high. As a result, the steel sheet of Test No. 1-30 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • Example 2 a steel material having a yield strength of 125 ksi class (862 to less than 965 MPa) was investigated. Specifically, 180 kg of molten steel having the chemical composition shown in Table 3 was produced. In addition, "-" in Table 3 means that the content of the corresponding element was the impurity level. Further, Table 3 shows the chemical composition shown in Table 3 and Fn1 obtained from the above definition.
  • Example 1 An ingot was manufactured using the above molten steel. The ingot was hot-rolled to produce a steel plate having a thickness of 15 mm. After hot rolling, the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30 whose temperature was set to room temperature were quenched twice. First, the A c3 points of the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30 were obtained by the same method as in Example 1. That is, as in Example 1, the lowest temperature in the austenite single-phase temperature range identified from the relationship between the coefficient of thermal expansion and the temperature of the test piece was defined as the A c3 point.
  • the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30 were heated to the quenching temperature (° C.) shown in Table 4.
  • the quenching temperature of test numbers 2-1 to 2-30 was set to A c3 points or more on the steel sheets of each test number obtained by the above method.
  • the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30 were held at the quenching temperature for 20 minutes, and then water-cooled using a shower-type water-cooling device.
  • the quenching temperature and the cooling rate at the time of quenching were measured by a sheath-type K thermocouple previously charged in the central portion of the thickness of the steel sheet.
  • the hardened steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30 were further quenched under the same conditions for the second time.
  • the average cooling rate between 800 ° C and 500 ° C at the time of quenching that is, the cooling rate at the time of quenching (CR 800-500 ) (° C / sec) is 10 ° C / sec. Met.
  • tempering was performed on the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30.
  • the first tempering and the second tempering were carried out.
  • the steel sheet of test number 2-15 was tempered only once.
  • Table 4 shows the tempering temperature (° C.) and the tempering time (minutes) for each of the first tempering and the second tempering.
  • the tempering temperature was the temperature of the furnace in which the tempering was performed.
  • the tempering time was defined as the time after the temperature of the steel sheet of each test number reached a predetermined tempering temperature until it was extracted from the furnace.
  • Test test A tensile test was carried out on the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30 by the same method as in Example 1. Specifically, a round bar test piece having a parallel portion diameter of 4 mm, a gauge point distance of 20 mm, and an axial direction parallel to the rolling direction of the steel plate from the central portion of the plate thickness of the steel plates of test numbers 2-1 to 2-30. was produced. Using the prepared round bar test piece, a tensile test conforming to ASTM E8 / E8M (2013) was carried out at room temperature (25 ° C) in the air, and the yield of the steel sheet of test numbers 2-1 to 2-30 was yielded. The intensity ⁇ YS (MPa) was obtained.
  • the 0.2% offset proof stress obtained in the tensile test was defined as the yield strength ⁇ YS .
  • the obtained yield strength ⁇ YS is shown in Table 4 as “ ⁇ YS (MPa)”.
  • Dislocation density measurement test A dislocation density measurement test was carried out on the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30. Specifically, a test piece for measuring the dislocation density was prepared from the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30 by the above-mentioned method. Further, the dislocation density ⁇ (m -2 ) was determined by the above-mentioned method using the test pieces of test numbers 2-1 to 2-30. The dislocation density ⁇ obtained for the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30 is shown in Table 4 as "dislocation density ⁇ (10 14 m -2 )". Table 4 shows the dislocation density ⁇ obtained, the yield strength ⁇ YS obtained, and Fn2 obtained from the above definitions for the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30.
  • the old ⁇ grain size measurement test was carried out on the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30. Specifically, a test piece for measuring the old ⁇ particle size was prepared from the steel plates of test numbers 2-1 to 2-30 by the above method. Further, the old ⁇ particle size ( ⁇ m) was determined by the above-mentioned method using the test pieces of test numbers 2-1 to 2-30. The old ⁇ grain size obtained for the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30 is shown in Table 4 as “old ⁇ grain size ( ⁇ m)”.
  • SSC resistance evaluation test An SSC resistance evaluation test was carried out on the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-30. SSC resistance was evaluated by a method compliant with NACE TM0177-2005 Method A. Specifically, a round bar test piece having a diameter of 6.35 mm and a parallel portion having a length of 25.4 mm was produced from the central portion of the plate thickness of the steel plates of test numbers 2-1 to 2-30. A room temperature SSC resistance test was carried out on three of the prepared test pieces. A low temperature SSC resistance test was carried out on the other three of the prepared test pieces. The axial direction of the test piece was parallel to the rolling direction.
  • the room temperature SSC resistance test was carried out as follows. Tensile stress was applied in the axial direction of the round bar test pieces of test numbers 2-1 to 2-30. At this time, the stress applied was adjusted to be 95% of the actual yield stress of each steel sheet.
  • As the test solution a mixed aqueous solution (NACE solution A) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.5% by mass acetic acid was used.
  • a test solution at 24 ° C. was poured into each of the three test containers to prepare a test bath. The three stressed round bar test pieces were immersed in the test baths of different test containers one by one. After degassing each test bath, 1 atm of H2S gas was blown into the test bath to saturate it. A test bath saturated with 1 atm of H2S gas was held at 24 ° C. for 720 hours.
  • SSC sulfide stress cracking
  • the low temperature SSC resistance test was carried out in accordance with NACE TM0177-2005 Method A, as in the normal temperature SSC resistance test.
  • the applied stress was adjusted to be 85% of the actual yield stress of each steel sheet.
  • NACE solution A was used as in the room temperature SSC resistance test. Further, the temperature of the test bath was set to 4 ° C. Other conditions were the same as in the room temperature SSC resistance test.
  • SSC sulfide stress cracking
  • the chemical composition of the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-14 was appropriate, and Fn1 exceeded 85. Furthermore, Fn2 exceeded 691. As a result, the steel sheets of test numbers 2-1 to 2-14 showed excellent SSC resistance in the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 2-15 was not tempered at low temperature. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 2-15 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 2-16 was tempered at a low temperature after being tempered at a high temperature. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 2-16 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the Si content of the steel sheet of test number 2-17 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 2-17 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 2-18 had a Cr content that was too low. As a result, the steel sheet of Test No. 2-18 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the Mo content of the steel sheet of test number 2-19 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 2-19 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 2-20 had too high Mn content. As a result, the steel sheet of Test No. 2-20 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the N content of the steel sheet of test number 2-21 was too high. As a result, the steel sheet of Test No. 2-21 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the P content of the steel sheet of test number 2-22 was too high. As a result, the steel sheet of Test No. 2-22 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the Si content of the steel sheet of test number 2-23 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of test number 2-23 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel plates of test numbers 2-24 and 2-25 had Fn1 of 85 or less. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheets of test numbers 2-24 and 2-25 did not show excellent SSC resistance in either the normal temperature SSC resistance test or the low temperature SSC resistance test.
  • the V content of the steel sheet of test number 2-26 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 2-26 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the Mo content of the steel sheet of test number 2-27 was too low. As a result, the steel sheet of Test No. 2-27 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 2-28 had too high Mn content. As a result, the steel sheet of Test No. 2-28 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 2-29 had too high Ti content. As a result, the steel sheet of Test No. 2-29 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the Nb content of the steel sheet of test number 2-30 was too high. As a result, the steel sheet of Test No. 2-30 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • Example 3 a steel material having a yield strength of 140 ksi or more (965 MPa or more) was investigated. Specifically, 180 kg of molten steel having the chemical composition shown in Table 5 was produced. In addition, "-" in Table 5 means that the content of the corresponding element was the impurity level. Further, Table 5 shows the chemical composition shown in Table 5 and Fn1 obtained from the above definition.
  • Example 1 An ingot was manufactured using the above molten steel. The ingot was hot-rolled to produce a steel plate having a thickness of 15 mm. After hot rolling, the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30 at room temperature were hardened twice. First, the A c3 points of the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30 were obtained by the same method as in Example 1. That is, as in Example 1, the lowest temperature in the austenite single-phase temperature range identified from the relationship between the coefficient of thermal expansion and the temperature of the test piece was defined as the A c3 point.
  • the quenching temperature of test numbers 3-1 to 3-30 was set to A c3 points or more on the steel sheets of each test number obtained by the above method.
  • the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30 were held at the quenching temperature for 20 minutes, and then water-cooled using a shower-type water-cooling device.
  • the quenching temperature and the cooling rate at the time of quenching were measured by a sheath-type K thermocouple previously charged in the central portion of the thickness of the steel sheet.
  • the hardened steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30 were further quenched under the same conditions for the second time.
  • the average cooling rate between 800 ° C and 500 ° C at the time of quenching that is, the cooling rate at the time of quenching (CR 800-500 ) (° C / sec) is 10 ° C / sec. Met.
  • tempering was performed on the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30.
  • the first tempering and the second tempering were carried out for the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-14 and 3-16 to 3-30.
  • the steel sheet of test number 3-15 was tempered only once.
  • Table 6 shows the tempering temperature (° C.) and the tempering time (minutes) for each of the first tempering and the second tempering.
  • the tempering temperature was the temperature of the furnace in which the tempering was performed.
  • the tempering time was defined as the time after the temperature of the steel sheet of each test number reached a predetermined tempering temperature until it was extracted from the furnace.
  • Test test A tensile test was carried out on the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30 by the same method as in Example 1. Specifically, a round bar test piece having a parallel portion diameter of 4 mm, a gauge point distance of 20 mm, and an axial direction parallel to the rolling direction of the steel plate from the central portion of the thickness of the steel plate of test numbers 3-1 to 3-30. was produced. Using the prepared round bar test piece, a tensile test conforming to ASTM E8 / E8M (2013) was carried out at room temperature (25 ° C) in the air, and the yield of the steel sheet of test numbers 3-1 to 3-30 was yielded. The intensity ⁇ YS (MPa) was obtained.
  • the 0.2% offset proof stress obtained in the tensile test was defined as the yield strength ⁇ YS .
  • the obtained yield strength ⁇ YS is shown in Table 6 as “ ⁇ YS (MPa)”.
  • Dislocation density measurement test A dislocation density measurement test was carried out on the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30. Specifically, a test piece for measuring the dislocation density was prepared from the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30 by the above-mentioned method. Further, the dislocation density ⁇ (m -2 ) was determined by the above-mentioned method using the test pieces of test numbers 3-1 to 3-30. The dislocation density ⁇ obtained for the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30 is shown in Table 6 as "dislocation density ⁇ (10 14 m -2 )". Table 6 shows the dislocation density ⁇ obtained, the yield strength ⁇ YS obtained, and Fn2 obtained from the above definitions for the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30.
  • the old ⁇ grain size measurement test was carried out on the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30. Specifically, a test piece for measuring the old ⁇ particle size was prepared from the steel plates of test numbers 3-1 to 3-30 by the above method. Further, the old ⁇ particle size ( ⁇ m) was determined by the above-mentioned method using the test pieces of test numbers 3-1 to 3-30. The old ⁇ grain size obtained for the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30 is shown in Table 6 as “old ⁇ grain size ( ⁇ m)”.
  • SSC resistance evaluation test An SSC resistance evaluation test was carried out on the steel sheets of test numbers 3-1 to 3-30. SSC resistance was evaluated by a method compliant with NACE TM0177-2005 Method A. Specifically, a round bar test piece having a diameter of 6.35 mm and a parallel portion having a length of 25.4 mm was produced from the central portion of the plate thickness of the steel plates of test numbers 3-1 to 3-30. A room temperature SSC resistance test was carried out on three of the prepared test pieces. A low temperature SSC resistance test was carried out on the other three of the prepared test pieces. The axial direction of the test piece was parallel to the rolling direction.
  • the room temperature SSC resistance test was carried out as follows. Tensile stress was applied in the axial direction of the round bar test pieces of test numbers 3-1 to 3-30. At this time, the stress applied was adjusted to be 95% of the actual yield stress of each steel sheet.
  • As the test solution a mixed aqueous solution (NACE solution B) of 5.0% by mass sodium chloride and 0.4% by mass sodium acetate adjusted to pH 3.5 with acetic acid was used.
  • a test solution at 24 ° C. was poured into each of the three test containers to prepare a test bath. The three stressed round bar test pieces were immersed in the test baths of different test containers one by one.
  • SSC sulfide stress cracking
  • the low temperature SSC resistance test was carried out in accordance with NACE TM0177-2005 Method A, as in the normal temperature SSC resistance test.
  • the applied stress was adjusted to be 85% (820 MPa) of 965 MPa.
  • NACE solution B was used as in the room temperature SSC resistance test. Further, the temperature of the test bath was set to 4 ° C. Other conditions were the same as in the room temperature SSC resistance test.
  • SSC sulfide stress cracking
  • the steel sheet of test number 3-15 was not tempered at low temperature. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 3-15 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 3-16 was tempered at a low temperature after being tempered at a high temperature. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of test number 3-16 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the Si content of the steel sheet of test number 3-17 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of test number 3-17 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 3-18 had a Cr content that was too low. As a result, the steel sheet of Test No. 3-18 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the Mo content of the steel sheet of test number 3-19 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 3-19 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 3-20 had too high Mn content. As a result, the steel sheet of Test No. 3-20 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the N content of the steel sheet of test number 3-21 was too high. As a result, the steel sheet of Test No. 3-21 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the P content of the steel sheet of test number 3-22 was too high. As a result, the steel sheet of Test No. 3-22 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the Si content of the steel sheet of test number 3-23 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of test number 3-23 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel plates of test numbers 3-24 and 3-25 had Fn1 of 85 or less. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheets of test numbers 3-24 and 3-25 did not show excellent SSC resistance in either the normal temperature SSC resistance test or the low temperature SSC resistance test.
  • the V content of the steel sheet of test number 3-26 was too low. As a result, Fn2 was 691 or less. As a result, the steel sheet of Test No. 3-26 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the Mo content of the steel sheet of test number 3-27 was too low. As a result, the steel sheet of Test No. 3-27 did not show excellent SSC resistance in the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 3-28 had too high Mn content. As a result, the steel sheet of Test No. 3-28 did not show excellent SSC resistance in either the normal temperature SSC resistance test or the low temperature SSC resistance test.
  • the steel sheet of test number 3-29 had too high Ti content. As a result, the steel sheet of Test No. 3-29 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.
  • the Nb content of the steel sheet of test number 3-30 was too high. As a result, the steel sheet of Test No. 3-30 did not show excellent SSC resistance in both the normal temperature SSC resistance test and the low temperature SSC resistance test.

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Abstract

常温サワー環境及び低温サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を提供する。本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：１．３６～３．２０％、Ｍｎ：０．０２～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．５０％、Ｍｏ：０．３６～１．５０％、Ｖ：０．０１～０．９０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、及び、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、式（１）を満たす。降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上である。降伏強度σYSと転位密度ρとが式（２）を満たす。　２７×Ｍｎ＋９×Ｃｒ－１４×Ｍｏ－７７０×Ｃ2＋７６０×Ｃ－１１×Ｓｉ2＋４×Ｓｉ＞８５　（１）　６９１＜σYS－１１０×√ρ×１０-7≦７９５　（２）

Description

サワー環境での使用に適した鋼材
　本開示は、鋼材に関し、さらに詳しくは、サワー環境での使用に適した鋼材に関する。
　油井及びガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管に代表される油井用の鋼材の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０～９５ｋｓｉ未満、つまり、５５２～６５５ＭＰａ未満）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５～１１０ｋｓｉ未満、つまり、６５５～７５８ＭＰａ未満）の油井用鋼管が広く利用されており、最近ではさらに、１１０ｋｓｉ以上（降伏強度が７５８ＭＰａ以上）の油井用鋼管が求められ始めている。
　さらに、深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素を含み、酸性化した環境を意味する。なお、サワー環境では、二酸化炭素を含む場合もある。このようなサワー環境で使用される油井用鋼管は、高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。このように、高強度であり、優れた耐ＳＳＣ性を有する、鋼材が求められ始めている。
　さらに近年、海面下の深井戸についても、開発が活発になってきている。たとえば、水深２０００ｍ以上のいわゆる深海の海底油田では、水温が低い。この場合、低温サワー環境における耐ＳＳＣ性も要求される。しかしながら、通常、環境の温度が低下するほど、鋼材の硫化物応力割れ感受性が高まる。したがって、高強度であり、さらに低温サワー環境においても優れた耐ＳＳＣ性を有する、油井用鋼管に代表される油井用鋼材が求められ始めている。
　油井用鋼管に代表される鋼材の耐ＳＳＣ性を高める技術が、特開２０００－２９７３４４号公報（特許文献１）、特開２００１－２７１１３４号公報（特許文献２）、及び、国際公開第２００８／１２３４２２号（特許文献３）に提案されている。
　特許文献１に開示されている油井用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｃｒ：０．２～１．５％、Ｍｏ：０．１～１％、Ｖ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．００３～０．１％を含有する。この油井用鋼は、析出している炭化物の総量が１．５～４質量％であり、炭化物の総量に占めるＭＣ型炭化物の割合が５～４５質量％であり、Ｍ23Ｃ6型炭化物の割合が製品の、肉厚をｔ（ｍｍ）とした時（２００／ｔ）質量％以下である。この油井用鋼は耐ＳＳＣ性に優れる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に開示されている低合金鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．１～１％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．１～１．２％、Ｍｏ：０．１～１％、Ｂ：０．０００１～０．００５％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｖ：０．０５～０．５％、Ｎｉ：０．１％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、式（０．０３≦Ｍｏ×Ｖ≦０．３）、及び、式（０．５×Ｍｏ－Ｖ＋ＧＳ／１０≧１）を満たし、降伏強度が１０６０ＭＰａ以上である。なお、式中のＧＳとは、旧オーステナイト粒のＡＳＴＭ粒度番号を意味する。この低合金鋼材は耐ＳＳＣ性に優れる、と特許文献２には記載されている。
　特許文献３に開示されている低合金鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．０５～１．５％、Ｃｒ：１．０～２．０％、Ｍｏ：０．０５～２．０％、Ａｌ：０．１０％以下、及び、Ｔｉ：０．００２～０．０５％を含有し、かつ、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）が０．６５以上であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００３％未満である。この低合金鋼は、粒径が１μｍ以上のＭ23Ｃ6型析出物が０．１個／ｍｍ2以下である。この低合金鋼は耐ＳＳＣ性が向上されている、と特許文献３には記載されている。
特開２０００－２９７３４４号公報 特開２００１－２７１１３４号公報 国際公開第２００８／１２３４２２号
　上述のとおり、近年、油井環境の過酷化に伴い、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材が要求されつつある。そのため、上記特許文献１～３に開示された技術以外の他の技術によって、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材（たとえば油井用鋼材）が得られてもよい。
　本開示の目的は、常温サワー環境及び低温サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を有する、鋼材を提供することである。
　本開示による鋼材は、
　質量％で、
　Ｃ：０．２０～０．４５％、
　Ｓｉ：１．３６～３．２０％、
　Ｍｎ：０．０２～１．００％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｃｒ：０．２０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．３６～１．５０％、
　Ｖ：０．０１～０．９０％、
　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｎｂ：０～０．０３０％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｚｒ：０～０．０１００％、
　希土類元素：０～０．０１００％、
　Ｃｏ：０～０．５０％、
　Ｗ：０～０．５０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
　降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、
　降伏強度σYSと転位密度ρとが式（２）を満たす。
　２７×Ｍｎ＋９×Ｃｒ－１４×Ｍｏ－７７０×Ｃ2＋７６０×Ｃ－１１×Ｓｉ2＋４×Ｓｉ＞８５　（１）
　６９１＜σYS－１１０×√ρ×１０-7≦７９５　（２）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。式（２）中のσYSには降伏強度がＭＰａで代入され、ρには転位密度がｍ-2で代入される。
　本開示による鋼材は、常温サワー環境及び低温サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を有する。
図１Ａは、本実施例のうち、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を有する例におけるＳｉ含有量と転位密度との関係を示す図である。 図１Ｂは、本実施例のうち、１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の降伏強度を有する例におけるＳｉ含有量と転位密度との関係を示す図である。 図１Ｃは、本実施例のうち、１４０ｋｓｉ以上（９６５ＭＰａ以上）の降伏強度を有する例におけるＳｉ含有量と転位密度との関係を示す図である。 図２は、本実施例におけるＦｎ１（＝２７×Ｍｎ＋９×Ｃｒ－１４×Ｍｏ－７７０×Ｃ2＋７６０×Ｃ－１１×Ｓｉ2＋４×Ｓｉ）と、Ｆｎ２（＝σYS－１１０×√ρ×１０-7）と、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。 図３は、本実施例においてＡc3点を求める際に用いる試験片の側面図である。
　本発明者らは、サワー環境での使用が想定された鋼材において、常温サワー環境及び低温サワー環境のいずれにおいても優れた耐ＳＳＣ性を得る方法について、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
　まず本発明者らは、化学組成に着目して、常温サワー環境及び低温サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材について調査及び検討を行った。その結果、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｍｎ：０．０２～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．５０％、Ｍｏ：０．３６～１．５０％、Ｖ：０．０１～０．９０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．０３０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％を含有する化学組成を有する鋼材であれば、常温サワー環境及び低温サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を得られる可能性があると考えた。
　ここで、鋼材中の転位密度を高めれば、鋼材の降伏強度が高まる。しかしながら、転位は水素を吸蔵する可能性がある。そのため、鋼材の転位密度が増加すれば、鋼材が吸蔵する水素量も増加する可能性がある。すなわち、転位密度を高めた結果、鋼材中の水素濃度が高まれば、高強度は得られても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、転位密度を高めることで、たとえば、降伏強度を１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）にまで高めた場合、常温サワー環境及び低温サワー環境において十分に優れた耐ＳＳＣ性を得られない可能性がある。
　そこで本発明者らは、上述の化学組成のうち、例として１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）の降伏強度を有する鋼材について、転位密度を低減する方法を検討した。その結果、Ｓｉ含有量を高めることで、鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）にまで高めた場合であっても、転位密度を低減できる可能性があることを本発明者らは見出した。この点について、図面を用いて具体的に説明する。
　図１Ａ～図１Ｃは、本実施例におけるＳｉ含有量と転位密度との関係を示す図である。図１Ａは、後述する実施例のうち、上述の化学組成と１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度とを有し、後述の好ましい製造方法によって製造された実施例について、Ｓｉ含有量（質量％）と、転位密度ρ（１０14ｍ-2）とを用いて作成した。図１Ｂは、後述する実施例のうち、上述の化学組成と１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の降伏強度とを有し、後述の好ましい製造方法によって製造された実施例について、Ｓｉ含有量（質量％）と、転位密度ρ（１０14ｍ-2）とを用いて作成した。図１Ｃは、後述する実施例のうち、上述の化学組成と１４０ｋｓｉ以上（９６５ＭＰａ以上）の降伏強度とを有し、後述の好ましい製造方法によって製造された実施例について、Ｓｉ含有量（質量％）と、転位密度ρ（１０14ｍ-2）とを用いて作成した。なお、転位密度ρは、後述の方法を用いて求めた。
　図１Ａ～図１Ｃを参照して、上述の化学組成を有し、後述の好ましい製造方法によって製造された鋼材では、Ｓｉ含有量を高めれば、降伏強度が同程度であっても転位密度ρが低下する傾向があることがわかる。特に、Ｓｉ含有量が１．３６％以上であれば、転位密度ρの低下が顕著であり、常温サワー環境だけでなく、低温サワー環境での鋼材の耐ＳＳＣ性も高められる可能性がある。すなわち、本発明者らの詳細な検討の結果、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：１．３６～３．２０％、Ｍｎ：０．０２～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．５０％、Ｍｏ：０．３６～１．５０％、Ｖ：０．０１～０．９０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．０３０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材であれば、転位密度がさらに低減され、常温サワー環境及び低温サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を得られる可能性があることが明らかになった。
　一方、図１Ａ～図１Ｃを参照してさらに、上述の化学組成を有し、同程度の降伏強度を有する鋼材であっても、転位密度を安定して低減できない場合があることが確認された。具体的に、図１Ａ～図１Ｃの右上部を参照して、Ｓｉ含有量が１．３６％以上の鋼材であっても、Ｓｉ含有量が１．３６％未満の鋼材よりも転位密度が高くなってしまった場合が確認された。すなわち、単に上述の化学組成に調整しただけでは、後述の好ましい製造方法によって製造された場合であっても転位密度を十分に低減できない場合があることが、本発明者らの詳細な検討により明らかになった。
　また、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材では、Ｓｉ含有量を１．３６％以上まで高めた結果、Ｓｉ含有量が低い鋼材とは転位密度ρと降伏強度との関係に変化が生じていることを知見した。すなわち、上述の化学組成を有する鋼材では、Ｓｉ含有量が低い鋼材と同程度まで転位密度ρを低減しても、特に低温サワー環境では、優れた耐ＳＳＣ性が得られない可能性がある。そこで本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材において、転位密度ρをどの程度まで低減すれば、低温サワー環境であっても優れた耐ＳＳＣ性を得られるか、詳細に検討した。
　その結果、上述の化学組成を有する鋼材では、転位密度ρと降伏強度σYSとが次の式（２）を満たすことにより、常温サワー環境だけでなく、低温サワー環境であっても、優れた耐ＳＳＣ性が得られることが明らかになった。
　６９１＜σYS－１１０×√ρ×１０-7≦７９５　（２）
　ここで、式（２）中のσYSには降伏強度がＭＰａで代入され、ρには転位密度がｍ-2で代入される。
　Ｆｎ２＝σYS－１１０×√ρ×１０-7と定義する。Ｆｎ２は低温サワー環境における耐ＳＳＣ性を示す指標である。具体的に、上述の化学組成を有する鋼材では、Ｆｎ２が６９１を超えれば、本実施形態のその他の構成を満たすことを条件に、常温サワー環境だけでなく、低温サワー環境においても、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。
　一方、上述のとおり、Ｓｉ含有量を１．３６％以上まで高めた上述の化学組成を有する鋼材では、転位密度ρが十分に低減できない場合があった。この場合、転位密度ρと降伏強度σYSとが、式（２）を満たすことができない。この理由について、本発明者らは、上述の化学組成では、Ｓｉ含有量を１．３６％以上にまで高めた結果、化学組成における各元素の含有量のバランスによって、転位密度ρと降伏強度σYSとの関係に影響を与えているのではないかと考えた。
　以上の知見に基づいた本発明者らの詳細な検討の結果、上述の化学組成に加えて、さらに、化学組成が次の式（１）を満たすことで、転位密度ρを安定して低減できることが明らかになった。
　２７×Ｍｎ＋９×Ｃｒ－１４×Ｍｏ－７７０×Ｃ2＋７６０×Ｃ－１１×Ｓｉ2＋４×Ｓｉ＞８５　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆｎ１＝２７×Ｍｎ＋９×Ｃｒ－１４×Ｍｏ－７７０×Ｃ2＋７６０×Ｃ－１１×Ｓｉ2＋４×Ｓｉと定義する。Ｆｎ１は、Ｓｉ含有量が１．３６％以上を含む上述の化学組成における、転位密度ρと降伏強度σYSとのバランスを示す指標である。すなわち、本実施形態による鋼材では、Ｓｉ含有量１．３６％以上を含む上述の化学組成に加えて、さらに、Ｆｎ１を８５よりも高くする。その結果、Ｆｎ２を６９１よりも大きくすることができる。この点について、図面を用いて具体的に説明する。
　図２は、本実施例におけるＦｎ１（＝２７×Ｍｎ＋９×Ｃｒ－１４×Ｍｏ－７７０×Ｃ2＋７６０×Ｃ－１１×Ｓｉ2＋４×Ｓｉ）と、Ｆｎ２（＝σYS－１１０×√ρ×１０-7）と、耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。図２は、後述する実施例のうち、上述の化学組成と１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）の降伏強度とを有し、後述の好ましい製造方法によって製造された実施例について、Ｆｎ１と、Ｆｎ２と、後述する方法で評価した低温耐ＳＳＣ性試験の評価結果とを用いて作成した。Ｆｎ２を求めるための転位密度ρと、降伏強度σYSとは、後述する方法で求めた。ここで、図２中の「○」は、低温耐ＳＳＣ性試験において優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を示す。一方、図２中の「●」は、低温耐ＳＳＣ性試験において優れた耐ＳＳＣ性を有さなかった鋼材を示す。
　図２を参照して、上述の化学組成を有する鋼材では、少なくとも降伏強度が１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）の範囲において、Ｆｎ１が８５を超えるとＦｎ２が急激に増大する。さらに、Ｆｎ２が６９１を超えると、鋼材は、低温サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を有することが確認される。一方、上述の化学組成を有する鋼材では、Ｆｎ１が８５以下の場合、Ｆｎ２が６９１以下となり、低温サワー環境では優れた耐ＳＳＣ性を得られない。
　したがって、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成に加えて、式（１）を満たす化学組成を有し、さらに、転位密度ρと降伏強度σYSとが、式（２）を満たす。その結果、本実施形態による鋼材は、降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であっても、常温サワー環境だけでなく、低温サワー環境においても、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材の要旨は、次のとおりである。
　［１］
　質量％で、
　Ｃ：０．２０～０．４５％、
　Ｓｉ：１．３６～３．２０％、
　Ｍｎ：０．０２～１．００％、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｃｒ：０．２０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．３６～１．５０％、
　Ｖ：０．０１～０．９０％、
　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｎｂ：０～０．０３０％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｚｒ：０～０．０１００％、
　希土類元素：０～０．０１００％、
　Ｃｏ：０～０．５０％、
　Ｗ：０～０．５０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
　降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、
　降伏強度σYSと転位密度ρとが式（２）を満たす、
　鋼材。
　２７×Ｍｎ＋９×Ｃｒ－１４×Ｍｏ－７７０×Ｃ2＋７６０×Ｃ－１１×Ｓｉ2＋４×Ｓｉ＞８５　（１）
　６９１＜σYS－１１０×√ρ×１０-7≦７９５　（２）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。式（２）中のσYSには降伏強度がＭＰａで代入され、ρには転位密度がｍ-2で代入される。
　［２］
　［１］に記載の鋼材であって、
　Ｎｂ：０．００２～０．０３０％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、
　希土類元素：０．０００１～０．０１００％、
　Ｃｏ：０．０２～０．５０％、
　Ｗ：０．０２～０．５０％、
　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、及び、
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
　鋼材。
　［３］
　［１］又は［２］に記載の鋼材であって、
　前記鋼材は油井用鋼管である、
　鋼材。
　本明細書において、油井用鋼管は、油井管であってもよい。油井用鋼管は、継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。油井管は、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。
　本実施形態による油井用鋼管は、好ましくは継目無鋼管である。本実施形態による油井用鋼管が継目無鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、常温サワー環境及び低温サワー環境における優れた耐ＳＳＣ性を有する。本明細書において「常温サワー環境」とは、１０～３０℃のサワー環境を意味する。本明細書において「低温サワー環境」とは、１０℃未満のサワー環境を意味する。
　以下、本実施形態による鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［化学組成］
　本実施形態による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．２０～０．４５％
　炭素（Ｃ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻しにおいて、炭化物の球状化を促進し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼材の強度が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭化物が多くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、製造工程中の焼入れにおいて、焼割れが発生しやすくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２０～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、さらに好ましくは０．２３％であり、さらに好ましくは０．２４％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３７％である。
　Ｓｉ：１．３６～３．２０％
　ケイ素（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼材の転位密度を低減し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．３６～３．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．３８％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．４５％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．７０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は３．１０％であり、さらに好ましくは３．００％であり、さらに好ましくは２．９０％である。
　Ｍｎ：０．０２～１．００％
　マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、結晶粒界に偏析する。その結果、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０２～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。
　Ｐ：０．０２５％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に偏析し、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓが粒界に偏析し、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ａｌ：０．００５～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
　Ｃｒ：０．２０～１．５０％
　クロム（Ｃｒ）は鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．２０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
　Ｍｏ：０．３６～１．５０％
　モリブデン（Ｍｏ）は鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｍｏ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．３６～１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２５％である。
　Ｖ：０．０１～０．９０％
　バナジウム（Ｖ）はＣ及び／又はＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｖ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１～０．９０％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０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％
　チタン（Ｔｉ）はＮと結合して窒化物を形成し、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化する。その結果、鋼材の強度が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｔｉ窒化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％
　ホウ素（Ｂ）は鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量の下限は０％超である。ＮはＴｉと結合して窒化物を形成し、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化する。その結果、鋼材の強度が高まる。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が形成され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４５％である。上記効果をより有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｏ：０．０１００％以下
　酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量の下限は０％超である。Ｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　本実施形態による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素］
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。
　Ｎｂ：０～０．０３０％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは炭窒化物等を形成する。炭窒化物等はピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成して鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、希土類元素からなる群から選択される１種以上の元素を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材中のＳを硫化物として無害化する。その結果、これらの元素は鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｚｒ：０～０．０１００％
　ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１００％
　希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。そのため、Ｐの偏析に起因した鋼材の耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
　なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素を意味する。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量を意味する。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ、及び、Ｗからなる群から選択される１種以上の元素を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、サワー環境において保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。その結果、これらの元素は鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
　Ｃｏ：０～０．５０％
　コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏはサワー環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。これにより、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｗ：０～０．５０％
　タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗはサワー環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。これにより、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、及び、Ｃｕからなる群から選択される１種以上の元素を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の焼入れ性を高める。
　Ｎｉ：０～０．５０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼に固溶して、鋼材の低温靭性を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、局部的な腐食が促進され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
　［式（１）について］
　本実施形態による鋼材は、次の式（１）を満たす。
　２７×Ｍｎ＋９×Ｃｒ－１４×Ｍｏ－７７０×Ｃ2＋７６０×Ｃ－１１×Ｓｉ2＋４×Ｓｉ＞８５　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆｎ１（＝２７×Ｍｎ＋９×Ｃｒ－１４×Ｍｏ－７７０×Ｃ2＋７６０×Ｃ－１１×Ｓｉ2＋４×Ｓｉ）は、Ｓｉ含有量が１．３６％以上を含む上述の化学組成における、転位密度ρと降伏強度σYSとのバランスを示す指標である。上述の化学組成を有する鋼材では、Ｆｎ１が低すぎれば、転位密度ρを十分に低減できず、後述するＦｎ２が６９１以下になる。一方、Ｆｎ１が８５よりも大きければ、転位密度ρを低減でき、後述するＦｎ２が６９１を超える。その結果、常温サワー環境であっても、低温サワー環境であっても、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。したがって、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成に加えてさらに、Ｆｎ１を８５超とする。Ｆｎ１の好ましい下限は８７であり、さらに好ましくは８９であり、さらに好ましくは９０であり、さらに好ましくは９１である。Ｆｎ１の上限は特に限定されないが、上述の化学組成の範囲においては、Ｆｎ１の上限は実質的に２０７である。
　［式（２）について］
　本実施形態による鋼材では、転位密度ρと降伏強度σYSとが次の式（２）を満たす。
　６９１＜σYS－１１０×√ρ×１０-7≦７９５　（２）
　ここで、式（２）中のσYSには降伏強度がＭＰａで代入され、ρには転位密度がｍ-2で代入される。
　Ｆｎ２（＝σYS－１１０×√ρ×１０-7）は低温サワー環境における耐ＳＳＣ性を示す指標である。上述の化学組成を有する鋼材では、Ｆｎ２が６９１を超えれば、低温サワー環境においても優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。さらに、本実施形態による鋼材において、Ｆｎ２の上限は実質的に７９５以下である。したがって、本実施形態による鋼材では、Ｆｎ２が６９１超～７９５を満たす。Ｆｎ２の好ましい下限は６９３であり、さらに好ましくは６９４である。Ｆｎ２の好ましい上限は７９０であり、さらに好ましくは７８５である。
　本実施形態による鋼材の降伏強度σYSを求める方法は、後述する。本実施形態による鋼材の転位密度ρは、次の方法で求めることができる。本実施形態による鋼材から、転位密度測定用の試験片を作製する。試験片は、鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から試験片を作製する。鋼材が断面円形の棒鋼である場合、Ｒ／２位置から試験片を作製する。本明細書において、Ｒ／２位置とは、棒鋼の軸方向に垂直な断面における半径Ｒの中心位置を意味する。試験片の大きさは、たとえば、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×厚さ２ｍｍである。試験片の厚さ方向は、鋼材の厚さ方向（板厚方向、肉厚方向又は棒鋼の断面径方向）である。この場合、試験片の観察面は、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍの面である。試験片の観察面を鏡面研磨し、さらに、１０体積％の過塩素酸（酢酸溶媒）を用いて電解研磨を行い、表層の歪みを除去する。電解研磨後の観察面に対し、Ｘ線回折法（ＸＲＤ：Ｘ－Ｒａｙ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により、体心立方構造（鉄）の（１１０）、（２１１）、（２２０）面のピークの半値幅ΔＫを求める。
　ＸＲＤにおいては、線源をＣｏＫα線、管電圧を３０ｋＶ、管電流を１００ｍＡとして半値幅ΔＫを測定する。さらに、Ｘ線回折装置由来の半値幅を測定するため、ＬａＢ6（六ホウ化ランタン）の粉末を用いる。
　上述の方法で求めた半値幅ΔＫと、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌの式（式（３））から、試験片の不均一歪εを求める。
　ΔＫ×ｃｏｓθ／λ＝０．９／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λ　（３）
　ここで、式（３）中において、θ：回折角度、λ：Ｘ線の波長、Ｄ：結晶子径、を意味する。
　さらに、求めた不均一歪εと、式（４）とを用いて、転位密度ρ（ｍ-2）を求めることができる。
　ρ＝１４．４×ε2／ｂ2　（４）
　ここで、式（４）中において、ｂは体心立方構造（鉄）のバーガースベクトル（ｂ＝０．２４８（ｎｍ））である。
　なお、本実施形態による鋼材において、転位密度ρの範囲は特に限定されない。本実施形態による鋼材では、転位密度ρは式（２）を満たしていればよい。本実施形態による鋼材のうち、たとえば、鋼材の降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上である場合、鋼材中の転位密度ρは０．１×１０14（ｍ-2）以上である。本実施形態による鋼材のうち、たとえば、鋼材の降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上である場合、鋼材中の転位密度ρは０．４×１０14（ｍ-2）以上である。本実施形態による鋼材のうち、たとえば、鋼材の降伏強度σYSが９６５ＭＰａ以上である場合、鋼材中の転位密度ρは２．４×１０14（ｍ-2）以上である。本実施形態による鋼材のうち、たとえば、鋼材の降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満である場合、鋼材中の転位密度ρは２．４×１０14（ｍ-2）未満である。本実施形態による鋼材のうち、たとえば、鋼材の降伏強度σYSが９６５ＭＰａ未満である場合、鋼材中の転位密度ρは６．２×１０14（ｍ-2）未満である。本実施形態による鋼材のうち、たとえば、鋼材の降伏強度σYSが１０６９ＭＰａ以下である場合、鋼材中の転位密度ρは１１．８×１０14（ｍ-2）以下である。つまり、鋼材の降伏強度σYSが７５８～１０６９ＭＰａの場合、鋼材の転位密度ρは０．１×１０14～１１．８×１０14（ｍ-2）である。
　［降伏強度］
　本実施形態による鋼材の降伏強度σYSは７５８ＭＰａ以上である。降伏強度σYSの上限は、転位密度ρとの関係においてＦｎ２を満たせばよく、特に限定されない。本明細書でいう降伏強度σYSは、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。本実施形態による鋼材は、式（１）を含む上述の化学組成を有し、転位密度ρと降伏強度σYSとが上述の式（２）を満たすことで、降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であっても、常温サワー環境及び低温サワー環境における優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　本実施形態による鋼材の降伏強度σYSは、次の方法で求めることができる。ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が断面円形の棒鋼である場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径４ｍｍ、標点距離２０ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を降伏強度σYS（ＭＰａ）と定義する。
　本実施形態による鋼材の好ましい降伏強度σYSは７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）である。すなわち、本実施形態による鋼材は、式（１）を含む上述の化学組成を有し、転位密度ρと降伏強度σYSとが上述の式（２）を満たすことで、７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の降伏強度を有していても、常温サワー環境及び低温サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を有する。本実施形態による鋼材の降伏強度σYSの上限は特に限定されないが、たとえば、１０６９ＭＰａ（１５５ｋｓｉ）である。
　［ミクロ組織］
　本実施形態による鋼材のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト、又は、パーライトである。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上を含有すれば、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、常温サワー環境及び低温サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を示す。すなわち、本実施形態では、鋼材が優れた耐ＳＳＣ性を有していれば、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であると判断する。
　なお、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率を観察により求める場合、以下の方法で求めることができる。まず、鋼材から試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から圧延方向１０ｍｍ、板厚方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を作製する。なお、鋼材が厚さ１０ｍｍ未満の鋼板の場合、圧延方向１０ｍｍ、板厚方向に鋼板の厚さの観察面を有する試験片を切り出す。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、肉厚（管径）方向８ｍｍの観察面を有する試験片を作製する。なお、鋼材が肉厚１０ｍｍ未満の鋼管の場合、管軸方向１０ｍｍ、管径方向に鋼管の肉厚の観察面を有する試験片を切り出す。
　試験片の観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は、たとえば、４００μｍ2（倍率５０００倍）である。各視野において、コントラストから焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定した焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率を求める。面積率を求める方法は特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、画像解析によって、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率を求めることができる。本実施形態では、全ての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率と定義する。
　［旧オーステナイト粒径］
　本実施形態による鋼材のミクロ組織において、旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）は特に限定されない。鋼材は通常、旧γ粒が微細であれば、降伏強度及び耐ＳＳＣ性が安定して高まる。そのため、旧γ粒は微細であるのが好ましい。一方、本実施形態による鋼材では、上述のとおり、化学組成においてＳｉ含有量を１．３６％以上にまで高める。その結果、鋼材のミクロ組織において、旧γ粒が粗大になりやすい傾向がある。
　ここで、後述する好ましい製造方法においては、焼入れ後の鋼材（中間鋼材）の旧γ粒が粗大になると、その後の焼戻し工程において、転位密度ρを十分に低減できない場合がある。したがって、本実施形態による鋼材では、ミクロ組織における好ましい旧γ粒径は３５μｍ以下とする。さらに好ましい旧γ粒径の上限は３３μｍであり、さらに好ましくは３１μｍであり、さらに好ましくは３０μｍである。なお、本実施形態による鋼材において、ミクロ組織における旧γ粒は、微細である方が好ましい。したがって、本実施形態による鋼材では、ミクロ組織における旧γ粒径の下限は特に限定されない。本実施形態による鋼材において、ミクロ組織における旧γ粒径の下限は、たとえば、５μｍである。
　本実施形態において、旧γ粒径は、次の方法で求めることができる。鋼材が鋼板の場合は、板厚中央部から圧延方向１０ｍｍ、板厚方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、鋼材が厚さ１０ｍｍ未満の鋼板の場合、圧延方向１０ｍｍ、板厚方向に鋼板の厚さの観察面を有する試験片を切り出す。鋼材が鋼管の場合は、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、管径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、鋼材が肉厚１０ｍｍ未満の鋼管の場合、管軸方向１０ｍｍ、管径方向に鋼管の肉厚の観察面を有する試験片を切り出す。鋼材が断面円形の棒鋼の場合は、Ｒ／２位置を中央に含み、軸方向１０ｍｍ、当該断面における径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、断面の直径が１０ｍｍ未満の場合、Ｒ／２位置を含み、軸方向１０ｍｍ、当該断面の径方向が直径の観察面を有する試験片を切り出す。
　試験片を樹脂に埋め込み、観察面を鏡面に研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液に６０秒程度浸漬して、エッチングにより旧γ粒界を現出する。エッチングした観察面を、ＳＥＭを用いて、二次電子像にて１０視野観察し、写真画像を生成する。生成した写真画像から、旧γ粒の面積をそれぞれ求め、求めた面積から、旧γ粒の円相当径を求める。１０視野において求めた旧γ粒の円相当径の算術平均値を、旧γ粒径（μｍ）と定義する。
　［鋼材の形状］
　本実施形態による鋼材の形状は特に限定されない。鋼材はたとえば鋼管、鋼板である。鋼材は、中実材（棒鋼）であってもよい。鋼材が油井用鋼管である場合、好ましい肉厚は９～６０ｍｍである。より好ましくは、本実施形態による鋼材は、継目無鋼管である。本実施形態による鋼材が継目無鋼管である場合、肉厚が１５ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管であっても、常温サワー環境及び低温サワー環境における優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　［鋼材の耐ＳＳＣ性］
　本実施形態による鋼材の耐ＳＳＣ性は、常温耐ＳＳＣ性試験及び低温耐ＳＳＣ性試験によって評価できる。常温耐ＳＳＣ性試験と低温耐ＳＳＣ性試験とは、いずれもＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法で実施する。
　［降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合の耐ＳＳＣ性］
　常温耐ＳＳＣ性試験では、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を、試験溶液とする。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が断面円形の棒鋼である場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。丸棒試験片に対し、実降伏応力の９５％に相当する応力を負荷する。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を付加した丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込んだ試験浴を、２４℃で７２０時間、保持する。
　一方、低温耐ＳＳＣ性試験では、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を、試験溶液とする。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が断面円形の棒鋼である場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。丸棒試験片に対し、実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷する。試験容器に４℃の試験溶液を、応力を付加した丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込んだ試験浴を、４℃で７２０時間、保持する。
　本実施形態による鋼材は、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、上記条件で実施した常温耐ＳＳＣ性試験、及び、上記条件で実施した低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、７２０時間経過後に、割れが確認されない。なお、本明細書において、「割れが確認されない。」とは、試験後の試験片を肉眼及び倍率１０倍の投影機によって観察した場合、割れが確認されないことを意味する。
　［降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満の場合の耐ＳＳＣ性］
　常温耐ＳＳＣ性試験では、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を、試験溶液とする。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が断面円形の棒鋼である場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。丸棒試験片に対し、実降伏応力の９５％に相当する応力を負荷する。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を付加した丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込んだ試験浴を、２４℃で７２０時間、保持する。
　一方、低温耐ＳＳＣ性試験では、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を、試験溶液とする。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が断面円形の棒鋼である場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。丸棒試験片に対し、実降伏応力の８５％に相当する応力を負荷する。試験容器に４℃の試験溶液を、応力を付加した丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。１ａｔｍのＨ2Ｓガスを吹き込んだ試験浴を、４℃で７２０時間、保持する。
　本実施形態による鋼材は、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満の場合、上記条件で実施した常温耐ＳＳＣ性試験、及び、上記条件で実施した低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、７２０時間経過後に、割れが確認されない。
　［降伏強度が９６５ＭＰａ以上の場合の耐ＳＳＣ性］
　常温耐ＳＳＣ性試験では、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ）を、試験溶液とする。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が断面円形の棒鋼である場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。丸棒試験片に対し、実降伏応力の９５％に相当する応力を負荷する。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を付加した丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ2Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ2ガスとの混合ガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。０．１ａｔｍのＨ2Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ2ガスとの混合ガスを吹き込んだ試験浴を、２４℃で７２０時間、保持する。
　一方、低温耐ＳＳＣ性試験では、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ）を、試験溶液とする。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。鋼材が断面円形の棒鋼である場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。丸棒試験片に対し、９６５ＭＰａの８５％（８２０ＭＰａ）に相当する応力を負荷する。試験容器に４℃の試験溶液を、応力を付加した丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ2Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ2ガスとの混合ガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。０．１ａｔｍのＨ2Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ2ガスとの混合ガスを吹き込んだ試験浴を、４℃で７２０時間、保持する。
　本実施形態による鋼材は、降伏強度が９６５ＭＰａ以上の場合、上記条件で実施した常温耐ＳＳＣ性試験、及び、上記条件で実施した低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、７２０時間経過後に、割れが確認されない。
　［製造方法］
　本実施形態による鋼材の製造方法を説明する。以下、本実施形態による鋼材の一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。継目無鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、継目無鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。なお、本実施形態による製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。以下、各工程について詳述する。
　［準備工程］
　準備工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材が上記化学組成を有していれば、中間鋼材の製造方法は特に限定されない。ここでいう中間鋼材は、最終製品が鋼板の場合は、板状の鋼材であり、最終製品が鋼管の場合は素管である。
　準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。
　［素材準備工程］
　素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて素材を製造する。素材の製造方法は特に限定されず、周知の方法でよい。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造してもよい。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間鋼材を製造する。鋼材が継目無鋼管である場合、中間鋼材は素管に相当する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。熱間加工の方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。
　たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施して、素管を製造してもよい。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサー、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。
　他の熱間加工方法を実施して、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉鋼材である場合、エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。素管の肉厚は特に限定されないが、たとえば、９～６０ｍｍである。
　熱間加工により製造された素管は空冷されてもよい（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された素管は、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施してもよく、熱間加工後に補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。
　熱間加工後に直接焼入れ、又は、補熱した後焼入れを実施する場合、焼入れ途中に冷却の停止、又は、緩冷却を実施してもよい。この場合、素管に焼割れが発生するのを抑制できる。熱間加工後に直接焼入れ、又は、補熱した後焼入れを実施する場合さらに、焼入れ後であって次工程の熱処理前に、応力除去焼鈍（ＳＲ）を実施してもよい。この場合、素管の残留応力が除去される。
　以上のとおり、準備工程では中間鋼材を準備する。中間鋼材は、上述の好ましい工程により製造されてもよく、第三者により製造された中間鋼材、又は、後述の焼入れ工程及び焼戻し工程が実施される工場以外の他の工場、他の事業所にて製造された中間鋼材を準備してもよい。以下、焼入れ工程について詳述する。
　［焼入れ工程］
　焼入れ工程では、準備された中間鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ3点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。ここで、本明細書において、焼入れを実施する際の急冷直前の中間鋼材の温度を焼入れ温度ともいう。すなわち、本明細書において焼入れ温度とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置された温度計で測定された、中間鋼材の表面温度に相当する。焼入れ温度とはさらに、熱間加工後に補熱又は再加熱した後、焼入れを実施する場合、補熱又は再加熱を実施する炉の温度に相当する。
　さらに、本明細書では、Ａc3点と、Ａr3点とを総称して、「Ａ3点」ともいう。ここで、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、中間鋼材は、Ａr3点以上の焼入れ温度から急冷される。一方、熱間加工後に一旦冷却された中間鋼材を再加熱して焼入れを実施する場合、中間鋼材は、Ａc3点以上の焼入れ温度から急冷される。
　ここで、本実施形態ではＳｉ含有量を高めて、鋼材の転位密度ρを低減させている。一方、Ｓｉ含有量を単純に高めた場合、鋼材のＡ3点が高くなりすぎる場合がある。鋼材のＡ3点が高すぎる場合、焼入れ温度を高くせざるを得なくなり、旧γ粒が粗大化する。焼入れ後の中間鋼材において、旧γ粒が粗大化すると、後述する焼戻し工程において、転位密度ρを十分に低減することができない。その結果、転位密度ρと降伏強度σYSとが式（２）を満たすことができず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　一方、上述のとおり、本実施形態による鋼材の化学組成において、Ｆｎ１はＡ3点の指標である。Ｆｎ１が８５を超えれば、Ａ3点が高くなりすぎるのを抑制できる。その結果、焼入れ温度を高くしすぎる必要がなくなることから、旧γ粒の粗大化を抑制できる。その結果、後述する焼戻し工程において、好ましい焼戻しを実施することによって、後述する焼戻し工程後の鋼材において、転位密度ρと降伏強度σYSとが式（２）を満たすことができる。
　本実施形態による焼入れ工程では、好ましい焼入れ温度は８６０～１０００℃である。焼入れ温度が低すぎれば、焼入れの効果が十分に得られず、製造された鋼材において、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。一方、焼入れ温度が高すぎれば、上述のとおり旧γ粒が粗大化し、製造された鋼材において、耐ＳＳＣ性が低下する。本実施形態では、さらに好ましい焼入れ温度の上限は９９５℃であり、さらに好ましくは９９０℃である。本実施形態では、さらに好ましい焼入れ温度の下限は８８０℃であり、さらに好ましくは９００℃である。
　焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から中間鋼材（素管）を連続的に冷却し、素管の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。
　焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。この場合さらに、優れた低温靭性及び優れた耐ＳＳＣ性が得られない。
　したがって、上述のとおり、本実施形態による鋼材の製造方法では、焼入れ時に中間鋼材を急冷する。具体的には、焼入れ工程において、焼入れ時の中間鋼材（素管）の表面温度が８００～５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500と定義する。より具体的には、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、焼入れされる中間鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば、両表面を強制冷却する場合、中間鋼材厚さの中心部）において測定された温度から決定される。
　好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は３００℃／分以上である。より好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の下限は４５０℃／分であり、さらに好ましくは６００℃／分である。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の上限は特に規定しないが、たとえば、６００００℃／分である。
　好ましくは、素管に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れを実施する。この場合、焼入れ前のオーステナイト粒が微細化されるため、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。複数回焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準及び焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。また、焼入れと後述する焼戻しとを組合せて、複数回実施してもよい。すなわち、複数回の焼入れ焼戻しを実施してもよい。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。以下、焼戻し工程について詳述する。
　［焼戻し工程］
　焼戻し工程は、上述の焼入れを実施した後、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材をＡc1点以下で再加熱して、保持することを意味する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する中間鋼材（素管）に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度を、たとえば、７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）に調整する。ここで、焼戻し温度とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。焼戻し時間とは、中間鋼材の温度が所定の焼戻し温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでの時間を意味する。
　通常、油井用途に用いられる鋼材を製造する場合、耐ＳＳＣ性を高めるため、焼戻し温度を６００～７３０℃と高温にすることで、転位密度を低減する。しかしながら、この場合、焼戻しの保持において、合金炭化物が微細に分散する。微細に分散した合金炭化物は、転位の移動に対する障害物となるため、転位の回復（すなわち、転位の消滅）を抑制する。したがって、転位密度を低減するために実施していた高温における焼戻しのみでは、転位密度を十分に低減できない場合がある。
　そこで、本実施形態による鋼材は、低温における焼戻しを行い、予め転位密度をある程度低減する。さらに、高温における焼戻しを行い、転位密度をさらに低減する。すなわち、本実施形態による焼戻し工程は、低温焼戻し、高温焼戻しの順に、２段階での焼戻しを実施する。この方法によれば、降伏強度を維持したまま、転位密度を低減することができる。要するに、２段階の焼戻しを実施することにより、転位密度ρと降伏強度σYSとが式（２）を満たすことができる。以下、低温焼戻し工程と高温焼戻し工程とを詳述する。
　［低温焼戻し工程］
　低温焼戻し工程における、好ましい焼戻し温度は１００～５５０℃である。低温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎれば、焼戻しの保持中に合金炭化物が微細に分散し、転位密度ρを十分に低減できず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。一方、低温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎれば、焼戻しの保持中に転位密度ρを低減することができず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、低温焼戻し工程における焼戻し温度は１００～５５０℃とするのが好ましい。低温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい下限は２００℃である。低温焼戻し工程における焼戻し温度のより好ましい上限は５００℃である。
　低温焼戻し工程における、好ましい焼戻しの保持時間（焼戻し時間）は１０～９０分である。低温焼戻し工程における焼戻し時間が短すぎれば、転位密度が十分に低減できず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。一方、低温焼戻し工程における焼戻し時間が長すぎれば、上記効果は飽和する。したがって、本実施形態において、焼戻し時間は１０～９０分とするのが好ましい。焼戻し時間のより好ましい上限は８０分である。なお、鋼材が鋼管である場合、他の形状と比較して、焼戻しの均熱保持中に鋼管の温度ばらつきが発生しやすい。したがって、鋼材が鋼管である場合、焼戻し時間は１５～９０分とするのが好ましい。
　［高温焼戻し工程］
　高温焼戻し工程では、低温焼戻し工程よりも高温で焼戻しを実施することにより、転位密度ρをさらに低減する。ここで、高温焼戻し工程時の中間鋼材において、旧γ粒が粗大すぎれば、転位密度ρを十分に低減できない場合がある。まず、転位の回復（すなわち、転位の消滅）は、異符号の転位対の合体や転位がラスマルテンサイトのブロック境界に相当する大角粒界（方位差１５°以上の境界）へ吸収されることで起こる場合が多いと考えられている。一方、旧γ粒が粗大すぎれば、同時にブロック径も大きくなり、転位線の長さも長くなる。ここで、上述のとおり、高温焼戻しを実施した場合、高温で保持される際に合金炭化物が微細に分散する。転位線の長さが長くなった場合、転位の移動時に障害物となる合金炭化物により多く接触する。そのため、転位が移動しにくくなる。その結果、異符号の転位対の合体や、大角粒界への吸収が抑制され、転位の回復が抑制されるものと考えられる。このような旧γ粒径の影響は、低温焼戻し工程であってもブロック内にセメンタイトやε炭化物が析出する場合であれば、同様に生じ得ると予想される。なお、他のメカニズムによって、旧γ粒が粗大な場合に転位密度ρが十分に低減できない可能性もあり得る。しかしながら、上述の化学組成を有する中間鋼材に対して、本実施形態による製造方法を実施すれば、転位密度ρを十分に低減して、転位密度ρと降伏強度σYSとが式（２）を満たすようにすることができる。
　高温焼戻し工程における、好ましい焼戻し温度は５８０～７４０℃である。高温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎれば、転位密度が低減されすぎ、所望の降伏強度が得られない場合がある。高温焼戻し工程における焼戻し温度が高すぎればさらに、ミクロ組織中にオーステナイトが生成して、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織が得られない場合がある。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が得られない。一方、高温焼戻し工程における焼戻し温度が低すぎれば、転位密度を十分に低減することができず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、高温焼戻し工程における好ましい焼戻し温度は５８０～７４０℃である。高温焼戻し工程における、さらに好ましい焼戻し温度の下限は６００℃であり、さらに好ましくは６１０℃である。高温焼戻し工程における、さらに好ましい焼戻し温度の上限は７３０℃であり、さらに好ましくは７２０℃である。
　高温焼戻し工程における、好ましい焼戻し時間は１０～１８０分である。焼戻し時間が短すぎれば、転位密度が十分に低減できず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。一方、焼戻し時間が長すぎれば、上記効果は飽和する。したがって、本実施形態において、好ましい焼戻し時間は１０～１８０分である。焼戻し時間のより好ましい上限は１２０分であり、さらに好ましくは９０分である。なお、鋼材が鋼管である場合、上述のとおり温度ばらつきが発生しやすい。したがって、鋼材が鋼管である場合、焼戻し時間は１５～１８０分とするのが好ましい。
　なお、上述の低温焼戻し工程と高温焼戻し工程とは、連続した熱処理として実施することができる。すなわち、低温焼戻し工程において、上述の焼戻しの保持を実施した後、引き続いて、加熱することにより、高温焼戻し工程を実施してもよい。このとき、低温焼戻し工程と高温焼戻し工程とは、同一の熱処理炉内で実施してもよい。
　一方、上述の低温焼戻し工程と高温焼戻し工程とは、非連続の熱処理として実施することもできる。すなわち、低温焼戻し工程において、上述の焼戻しの保持を実施した後、一旦上述の焼戻し温度よりも低い温度まで冷却してから、再び加熱して、高温焼戻し工程を実施してもよい。この場合であっても、低温焼戻し工程及び高温焼戻し工程で得られる効果は損なわれず、本実施形態による鋼材を製造することができる。
　以上の製造方法によって、本実施形態による鋼材を製造することができる。なお、上述の製造方法では、一例として鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態による鋼材は、鋼板や他の形状であってもよい。鋼板や他の形状の製造方法も、上述の製造方法と同様に、たとえば、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。さらに、上述の製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。
　以下、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。
　実施例１では、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材について調査した。具体的には、表１に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。なお、表１中の「－」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであったことを意味する。また、表１に記載の化学組成と、上述の定義とから求めたＦｎ１を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記溶鋼を用いてインゴットを製造した。インゴットを熱間圧延して、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。熱間圧延後、鋼板温度を常温とした試験番号１－１～１－３０の鋼板について、焼入れを２回実施した。まず、試験番号１－１～１－３０の鋼板におけるＡc3点を求めた。具体的に、試験番号１－１～１－３０の鋼板から、図３に示すフォーマスタ試験用の試験片を作製した。図３は、本実施例においてＡc3点を求める際に用いる試験片の側面図である。図３中のＬ方向は、試験番号１－１～１－３０の鋼板の板厚方向に相当した。試験番号１－１～１－３０の試験片の点Ｐに熱電対を溶着して、室温から１２５０℃まで、２０℃／分の加熱速度で加熱した。加熱中における、各試験番号の試験片のＬ方向の長さを測定し、熱膨張率と温度との関係をプロットした。得られたプロットから、オーステナイト単相の温度域を特定した。特定されたオーステナイト単相の温度域における、最も低い温度をＡc3点と定義した。
　次に、試験番号１－１～１－３０の鋼板を、表２に記載の焼入れ温度（℃）となるように加熱した。なお、試験番号１－１～１－３０の焼入れ温度は、上述の方法で得られた各試験番号の鋼板におけるＡc3点以上とした。試験番号１－１～１－３０の鋼板について、焼入れ温度で２０分保持した後、シャワー型水冷装置を用いて水冷を実施した。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼入れ温度及び焼入れ時の冷却速度を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　焼入れが実施された試験番号１－１～１－３０の鋼板について、さらに同一の条件で、２回目の焼入れを実施した。なお、１回目及び２回目の焼入れでは、いずれも焼入れ時における８００℃から５００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）（℃／秒）は、１０℃／秒であった。
　２回目の焼入れ後、試験番号１－１～１－３０の鋼板に対して、焼戻しを実施した。試験番号１－１～１－１４、及び、１－１６～１－３０の鋼板に対しては、１回目の焼戻しと、２回目の焼戻しとを実施した。一方、試験番号１－１５の鋼板に対しては、１回のみ焼戻しを実施した。１回目の焼戻し及び２回目の焼戻しそれぞれについて、焼戻し温度（℃）及び焼戻し時間（分）を表２に示す。なお、焼戻し温度は、焼戻しを実施した炉の温度とした。焼戻し時間とは、各試験番号の鋼板の温度が、所定の焼戻し温度に到達してから、炉から抽出されるまでとした。
　［評価試験］
　上記の焼戻し後の試験番号１－１～１－３０の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、旧γ粒径測定試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。
　［引張試験］
　試験番号１－１～１－３０の鋼板に対して、引張試験を実施した。引張試験はＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して行った。試験番号１－１～１－３０の鋼板の板厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、標点距離２０ｍｍの丸棒試験片を作製した。丸棒試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。作製した丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、試験番号１－１～１－３０の鋼板の降伏強度σYS（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度σYSと定義した。試験番号１－１～１－３０について、得られた降伏強度σYSを「σYS（ＭＰａ）」として表２に示す。
　［転位密度測定試験］
　試験番号１－１～１－３０の鋼板に対して、転位密度測定試験を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－３０の鋼板から、上述の方法で転位密度測定用の試験片を作製した。さらに、試験番号１－１～１－３０の試験片を用いて、上述の方法で転位密度ρ（ｍ-2）を求めた。試験番号１－１～１－３０の鋼板について、求めた転位密度ρを、「転位密度ρ（１０14ｍ-2）」として表２に示す。試験番号１－１～１－３０の鋼板についてさらに、求めた転位密度ρと、求めた降伏強度σYSと、上述の定義とから求めたＦｎ２を表２に示す。
　［旧γ粒径測定試験］
　試験番号１－１～１－３０の鋼板に対して、旧γ粒径測定試験を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－３０の鋼板から、上述の方法で旧γ粒径測定用の試験片を作製した。さらに、試験番号１－１～１－３０の試験片を用いて、上述の方法で旧γ粒径（μｍ）を求めた。試験番号１－１～１－３０の鋼板について、求めた旧γ粒径を、「旧γ粒径（μｍ）」として表２に示す。
　［耐ＳＳＣ性評価試験］
　試験番号１－１～１－３０の鋼板に対して、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法によって、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、試験番号１－１～１－３０の鋼板の板厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を作製した。作製した試験片のうち３本に対して、常温耐ＳＳＣ性試験を実施した。作製した試験片のうち、他の３本に対して、低温耐ＳＳＣ性試験を実施した。なお、試験片の軸方向は、圧延方向に平行であった。
　常温耐ＳＳＣ性試験は、次のとおりに実施した。試験番号１－１～１－３０の丸棒試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、与えられる応力が各鋼板の実降伏応力の９５％になるように調整した。試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を用いた。３つの試験容器に２４℃の試験溶液をそれぞれ注入し、試験浴とした。応力が付加された３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験容器の試験浴に浸漬した。各試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを試験浴に吹き込み、飽和させた。１ａｔｍのＨ2Ｓガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。
　７２０時間保持後の試験番号１－１～１－３０の丸棒試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の丸棒試験片を、肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の丸棒試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。
　低温耐ＳＳＣ性試験は、常温耐ＳＳＣ性試験と同様に、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠して実施した。低温耐ＳＳＣ性試験では、与えられる応力が各鋼板の実降伏応力の９０％になるように調整した。試験溶液は、常温耐ＳＳＣ性試験と同様に、ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａを用いた。さらに、試験浴の温度は４℃とした。その他の条件は、常温耐ＳＳＣ性試験と同様に実施した。
　７２０時間浸漬後の試験番号１－１～１－３０の丸棒試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の丸棒試験片を、肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の丸棒試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。
　［試験結果］
　表２に試験結果を示す。
　表１及び表２を参照して、試験番号１－１～１－１４の鋼板の化学組成は適切であり、Ｆｎ１は８５を超えた。さらに、Ｆｎ２は６９１を超えた。その結果、試験番号１－１～１－１４の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。
　一方、試験番号１－１５の鋼板は、低温焼戻しが実施されなかった。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号１－１５の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－１６の鋼板は、高温焼戻しが実施された後、低温焼戻しが実施された。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号１－１６の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－１７及び１－１８の鋼板は、Ｓｉ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号１－１７及び１－１８の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－１９の鋼板は、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、試験番号１－１９の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２０の鋼板は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号１－２０の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２１の鋼板は、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、試験番号１－２１の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２２の鋼板は、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、試験番号１－２２の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２３の鋼板は、Ｐ含有量が高すぎた。その結果、試験番号１－２３の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２４の鋼板は、Ｖ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号１－２４の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２５及び１－２６の鋼板は、Ｆｎ１が８５以下であった。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号１－２５及び１－２６の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２７の鋼板は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、試験番号１－２７の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２８の鋼板は、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、試験番号１－２８の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－２９の鋼板は、Ｔｉ含有量が高すぎた。その結果、試験番号１－２９の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号１－３０の鋼板は、Ｎｂ含有量が高すぎた。その結果、試験番号１－３０の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　実施例２では、１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材について調査した。具体的には、表３に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。なお、表３中の「－」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであったことを意味する。また、表３に記載の化学組成と、上述の定義とから求めたＦｎ１を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記溶鋼を用いてインゴットを製造した。インゴットを熱間圧延して、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。熱間圧延後、鋼板温度を常温とした試験番号２－１～２－３０の鋼板について、焼入れを２回実施した。まず、実施例１と同様の方法で、試験番号２－１～２－３０の鋼板におけるＡc3点を求めた。すなわち、実施例１と同様に、試験片の熱膨張率と温度との関係から特定された、オーステナイト単相の温度域における最も低い温度をＡc3点と定義した。
　次に、試験番号２－１～２－３０の鋼板を、表４に記載の焼入れ温度（℃）となるように加熱した。なお、試験番号２－１～２－３０の焼入れ温度は、上述の方法で得られた各試験番号の鋼板におけるＡc3点以上とした。試験番号２－１～２－３０の鋼板について、焼入れ温度で２０分保持した後、シャワー型水冷装置を用いて水冷を実施した。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼入れ温度及び焼入れ時の冷却速度を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　焼入れが実施された試験番号２－１～２－３０の鋼板について、さらに同一の条件で、２回目の焼入れを実施した。なお、１回目及び２回目の焼入れでは、いずれも焼入れ時における８００℃から５００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）（℃／秒）は、１０℃／秒であった。
　２回目の焼入れ後、試験番号２－１～２－３０の鋼板に対して、焼戻しを実施した。試験番号２－１～２－１４、及び、２－１６～２－３０の鋼板に対しては、１回目の焼戻しと、２回目の焼戻しとを実施した。一方、試験番号２－１５の鋼板に対しては、１回のみ焼戻しを実施した。１回目の焼戻し及び２回目の焼戻しそれぞれについて、焼戻し温度（℃）及び焼戻し時間（分）を表４に示す。なお、焼戻し温度は、焼戻しを実施した炉の温度とした。焼戻し時間とは、各試験番号の鋼板の温度が、所定の焼戻し温度に到達してから、炉から抽出されるまでとした。
　［評価試験］
　上記の焼戻し後の試験番号２－１～２－３０の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、旧γ粒径測定試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。
　［引張試験］
　実施例１と同様の方法で、試験番号２－１～２－３０の鋼板に対して、引張試験を実施した。具体的には、試験番号２－１～２－３０の鋼板の板厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、標点距離２０ｍｍであり、軸方向が鋼板の圧延方向と平行である丸棒試験片を作製した。作製した丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にてＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した引張試験を実施して、試験番号２－１～２－３０の鋼板の降伏強度σYS（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度σYSと定義した。試験番号２－１～２－３０について、得られた降伏強度σYSを「σYS（ＭＰａ）」として表４に示す。
　［転位密度測定試験］
　試験番号２－１～２－３０の鋼板に対して、転位密度測定試験を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－３０の鋼板から、上述の方法で転位密度測定用の試験片を作製した。さらに、試験番号２－１～２－３０の試験片を用いて、上述の方法で転位密度ρ（ｍ-2）を求めた。試験番号２－１～２－３０の鋼板について、求めた転位密度ρを、「転位密度ρ（１０14ｍ-2）」として表４に示す。試験番号２－１～２－３０の鋼板についてさらに、求めた転位密度ρと、求めた降伏強度σYSと、上述の定義とから求めたＦｎ２を表４に示す。
　［旧γ粒径測定試験］
　試験番号２－１～２－３０の鋼板に対して、旧γ粒径測定試験を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－３０の鋼板から、上述の方法で旧γ粒径測定用の試験片を作製した。さらに、試験番号２－１～２－３０の試験片を用いて、上述の方法で旧γ粒径（μｍ）を求めた。試験番号２－１～２－３０の鋼板について、求めた旧γ粒径を、「旧γ粒径（μｍ）」として表４に示す。
　［耐ＳＳＣ性評価試験］
　試験番号２－１～２－３０の鋼板に対して、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法によって、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、試験番号２－１～２－３０の鋼板の板厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を作製した。作製した試験片のうち３本に対して、常温耐ＳＳＣ性試験を実施した。作製した試験片のうち、他の３本に対して、低温耐ＳＳＣ性試験を実施した。なお、試験片の軸方向は、圧延方向に平行であった。
　常温耐ＳＳＣ性試験は、次のとおりに実施した。試験番号２－１～２－３０の丸棒試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、与えられる応力が各鋼板の実降伏応力の９５％になるように調整した。試験溶液は、５．０質量％塩化ナトリウムと０．５質量％酢酸との混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ）を用いた。３つの試験容器に２４℃の試験溶液をそれぞれ注入し、試験浴とした。応力が付加された３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験容器の試験浴に浸漬した。各試験浴を脱気した後、１ａｔｍのＨ2Ｓガスを試験浴に吹き込み、飽和させた。１ａｔｍのＨ2Ｓガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。
　７２０時間保持後の試験番号２－１～２－３０の丸棒試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の丸棒試験片を、肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の丸棒試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。
　低温耐ＳＳＣ性試験は、常温耐ＳＳＣ性試験と同様に、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠して実施した。低温耐ＳＳＣ性試験では、与えられる応力が各鋼板の実降伏応力の８５％になるように調整した。試験溶液は、常温耐ＳＳＣ性試験と同様に、ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａを用いた。さらに、試験浴の温度は４℃とした。その他の条件は、常温耐ＳＳＣ性試験と同様に実施した。
　７２０時間浸漬後の試験番号２－１～２－３０の丸棒試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の丸棒試験片を、肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の丸棒試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。
　［試験結果］
　表４に試験結果を示す。
　表３及び表４を参照して、試験番号２－１～２－１４の鋼板の化学組成は適切であり、Ｆｎ１は８５を超えた。さらに、Ｆｎ２は６９１を超えた。その結果、試験番号２－１～２－１４の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。
　一方、試験番号２－１５の鋼板は、低温焼戻しが実施されなかった。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号２－１５の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－１６の鋼板は、高温焼戻しが実施された後、低温焼戻しが実施された。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号２－１６の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－１７の鋼板は、Ｓｉ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号２－１７の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－１８の鋼板は、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、試験番号２－１８の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－１９の鋼板は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号２－１９の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２０の鋼板は、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、試験番号２－２０の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２１の鋼板は、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、試験番号２－２１の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２２の鋼板は、Ｐ含有量が高すぎた。その結果、試験番号２－２２の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２３の鋼板は、Ｓｉ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号２－２３の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２４及び２－２５の鋼板は、Ｆｎ１が８５以下であった。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号２－２４及び２－２５の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２６の鋼板は、Ｖ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号２－２６の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２７の鋼板は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、試験番号２－２７の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２８の鋼板は、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、試験番号２－２８の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－２９の鋼板は、Ｔｉ含有量が高すぎた。その結果、試験番号２－２９の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号２－３０の鋼板は、Ｎｂ含有量が高すぎた。その結果、試験番号２－３０の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　実施例３では、１４０ｋｓｉ以上（９６５ＭＰａ以上）の降伏強度を有する鋼材について調査した。具体的には、表５に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。なお、表５中の「－」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであったことを意味する。また、表５に記載の化学組成と、上述の定義とから求めたＦｎ１を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記溶鋼を用いてインゴットを製造した。インゴットを熱間圧延して、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。熱間圧延後、鋼板温度を常温とした試験番号３－１～３－３０の鋼板について、焼入れを２回実施した。まず、実施例１と同様の方法で、試験番号３－１～３－３０の鋼板におけるＡc3点を求めた。すなわち、実施例１と同様に、試験片の熱膨張率と温度との関係から特定された、オーステナイト単相の温度域における最も低い温度をＡc3点と定義した。
　次に、試験番号３－１～３－３０の鋼板を、表６に記載の焼入れ温度（℃）となるように加熱した。なお、試験番号３－１～３－３０の焼入れ温度は、上述の方法で得られた各試験番号の鋼板におけるＡc3点以上とした。試験番号３－１～３－３０の鋼板について、焼入れ温度で２０分保持した後、シャワー型水冷装置を用いて水冷を実施した。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼入れ温度及び焼入れ時の冷却速度を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　焼入れが実施された試験番号３－１～３－３０の鋼板について、さらに同一の条件で、２回目の焼入れを実施した。なお、１回目及び２回目の焼入れでは、いずれも焼入れ時における８００℃から５００℃の間の平均冷却速度、すなわち焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）（℃／秒）は、１０℃／秒であった。
　２回目の焼入れ後、試験番号３－１～３－３０の鋼板に対して、焼戻しを実施した。試験番号３－１～３－１４、及び、３－１６～３－３０の鋼板に対しては、１回目の焼戻しと、２回目の焼戻しとを実施した。一方、試験番号３－１５の鋼板に対しては、１回のみ焼戻しを実施した。１回目の焼戻し及び２回目の焼戻しそれぞれについて、焼戻し温度（℃）及び焼戻し時間（分）を表６に示す。なお、焼戻し温度は、焼戻しを実施した炉の温度とした。焼戻し時間とは、各試験番号の鋼板の温度が、所定の焼戻し温度に到達してから、炉から抽出されるまでとした。
　［評価試験］
　上記の焼戻し後の試験番号３－１～３－３０の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、旧γ粒径測定試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。
　［引張試験］
　実施例１と同様の方法で、試験番号３－１～３－３０の鋼板に対して、引張試験を実施した。具体的には、試験番号３－１～３－３０の鋼板の板厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、標点距離２０ｍｍであり、軸方向が鋼板の圧延方向と平行である丸棒試験片を作製した。作製した丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にてＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した引張試験を実施して、試験番号３－１～３－３０の鋼板の降伏強度σYS（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度σYSと定義した。試験番号３－１～３－３０について、得られた降伏強度σYSを「σYS（ＭＰａ）」として表６に示す。
　［転位密度測定試験］
　試験番号３－１～３－３０の鋼板に対して、転位密度測定試験を実施した。具体的に、試験番号３－１～３－３０の鋼板から、上述の方法で転位密度測定用の試験片を作製した。さらに、試験番号３－１～３－３０の試験片を用いて、上述の方法で転位密度ρ（ｍ-2）を求めた。試験番号３－１～３－３０の鋼板について、求めた転位密度ρを、「転位密度ρ（１０14ｍ-2）」として表６に示す。試験番号３－１～３－３０の鋼板についてさらに、求めた転位密度ρと、求めた降伏強度σYSと、上述の定義とから求めたＦｎ２を表６に示す。
　［旧γ粒径測定試験］
　試験番号３－１～３－３０の鋼板に対して、旧γ粒径測定試験を実施した。具体的に、試験番号３－１～３－３０の鋼板から、上述の方法で旧γ粒径測定用の試験片を作製した。さらに、試験番号３－１～３－３０の試験片を用いて、上述の方法で旧γ粒径（μｍ）を求めた。試験番号３－１～３－３０の鋼板について、求めた旧γ粒径を、「旧γ粒径（μｍ）」として表６に示す。
　［耐ＳＳＣ性評価試験］
　試験番号３－１～３－３０の鋼板に対して、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した方法によって、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、試験番号３－１～３－３０の鋼板の板厚中央部から、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片を作製した。作製した試験片のうち３本に対して、常温耐ＳＳＣ性試験を実施した。作製した試験片のうち、他の３本に対して、低温耐ＳＳＣ性試験を実施した。なお、試験片の軸方向は、圧延方向に平行であった。
　常温耐ＳＳＣ性試験は、次のとおりに実施した。試験番号３－１～３－３０の丸棒試験片の軸方向に引張応力を負荷した。このとき、与えられる応力が各鋼板の実降伏応力の９５％になるように調整した。試験溶液は、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ）を用いた。３つの試験容器に２４℃の試験溶液をそれぞれ注入し、試験浴とした。応力が付加された３本の丸棒試験片を、１本ずつ異なる試験容器の試験浴に浸漬した。各試験浴を脱気した後、０．１ａｔｍのＨ2Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ2ガスとの混合ガスを試験浴に吹き込み、飽和させた。０．１ａｔｍのＨ2Ｓガスと０．９ａｔｍのＣＯ2ガスとの混合ガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。
　７２０時間保持後の試験番号３－１～３－３０の丸棒試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の丸棒試験片を、肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の丸棒試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。
　低温耐ＳＳＣ性試験は、常温耐ＳＳＣ性試験と同様に、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠して実施した。低温耐ＳＳＣ性試験では、与えられる応力が９６５ＭＰａの８５％（８２０ＭＰａ）になるように調整した。試験溶液は、常温耐ＳＳＣ性試験と同様に、ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂを用いた。さらに、試験浴の温度は４℃とした。その他の条件は、常温耐ＳＳＣ性試験と同様に実施した。
　７２０時間浸漬後の試験番号３－１～３－３０の丸棒試験片に対して、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察した。具体的には、７２０時間浸漬後の丸棒試験片を、肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察した。観察の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかったものを、「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と判断した。一方、少なくとも１本の丸棒試験片に割れが確認されたものを、「ＮＡ」（Ｎｏｔ　Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ）と判断した。
　［試験結果］
　表６に試験結果を示す。
　表５及び表６を参照して、試験番号３－１～３－１４の鋼板の化学組成は適切であり、Ｆｎ１は８５を超えた。さらに、Ｆｎ２は６９１を超えた。その結果、試験番号３－１～３－１４の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示した。
　一方、試験番号３－１５の鋼板は、低温焼戻しが実施されなかった。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号３－１５の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－１６の鋼板は、高温焼戻しが実施された後、低温焼戻しが実施された。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号３－１６の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－１７の鋼板は、Ｓｉ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号３－１７の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－１８の鋼板は、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、試験番号３－１８の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－１９の鋼板は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号３－１９の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－２０の鋼板は、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、試験番号３－２０の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－２１の鋼板は、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、試験番号３－２１の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－２２の鋼板は、Ｐ含有量が高すぎた。その結果、試験番号３－２２の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－２３の鋼板は、Ｓｉ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号３－２３の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－２４及び３－２５の鋼板は、Ｆｎ１が８５以下であった。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号３－２４及び３－２５の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－２６の鋼板は、Ｖ含有量が低すぎた。その結果、Ｆｎ２が６９１以下となった。その結果、試験番号３－２６の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－２７の鋼板は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、試験番号３－２７の鋼板は、低温耐ＳＳＣ性試験において、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－２８の鋼板は、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、試験番号３－２８の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－２９の鋼板は、Ｔｉ含有量が高すぎた。その結果、試験番号３－２９の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　試験番号３－３０の鋼板は、Ｎｂ含有量が高すぎた。その結果、試験番号３－３０の鋼板は、常温耐ＳＳＣ性試験、及び、低温耐ＳＳＣ性試験のいずれにおいても、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。
　以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２０～０．４５％、
    　Ｓｉ：１．３６～３．２０％、
    　Ｍｎ：０．０２～１．００％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    　Ｃｒ：０．２０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．３６～１．５０％、
    　Ｖ：０．０１～０．９０％、
    　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下、
    　Ｎｂ：０～０．０３０％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０～０．０１００％、
    　希土類元素：０～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０～０．５０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
    　降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、
    　降伏強度σYSと転位密度ρとが式（２）を満たす、
    　鋼材。
    　２７×Ｍｎ＋９×Ｃｒ－１４×Ｍｏ－７７０×Ｃ2＋７６０×Ｃ－１１×Ｓｉ2＋４×Ｓｉ＞８５　（１）
    　６９１＜σYS－１１０×√ρ×１０-7≦７９５　（２）
    　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。式（２）中のσYSには降伏強度がＭＰａで代入され、ρには転位密度がｍ-2で代入される。
  2. 　請求項１に記載の鋼材であって、
    　Ｎｂ：０．００２～０．０３０％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、
    　希土類元素：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０．０２～０．５０％、
    　Ｗ：０．０２～０．５０％、
    　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、及び、
    　Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
    　鋼材。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
    　前記鋼材は油井用鋼管である、
    　鋼材。
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