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WO2023204294A1 - 鋼材 - Google Patents

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Publication number
WO2023204294A1
WO2023204294A1 PCT/JP2023/015878 JP2023015878W WO2023204294A1 WO 2023204294 A1 WO2023204294 A1 WO 2023204294A1 JP 2023015878 W JP2023015878 W JP 2023015878W WO 2023204294 A1 WO2023204294 A1 WO 2023204294A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel material
test
steel
ssc resistance
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2023/015878
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
浩行 富士
晋士 吉田
勇次 荒井
桂一 近藤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2023547516A priority Critical patent/JP7364993B1/ja
Priority to EP23791942.8A priority patent/EP4512921A4/en
Publication of WO2023204294A1 publication Critical patent/WO2023204294A1/ja
Priority to MX2024012876A priority patent/MX2024012876A/es
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes

Definitions

  • the present disclosure relates to steel materials, and more particularly to steel materials suitable for use in sour environments.
  • oil wells and gas wells become deeper, there is a demand for higher strength steel materials for oil well applications, such as steel pipes for oil wells.
  • oil well steel materials of 80 ksi class yield strength of less than 80 to 95 ksi, that is, less than 552 to 655 MPa
  • 95 ksi class yield strength of less than 95 to 110 ksi, that is, less than 655 to 758 MPa
  • oil well steel materials of 110 ksi class yield strength of 758 MPa to less than 862 MPa
  • 125 ksi class yield strength of 862 to less than 965 MPa
  • a sour environment refers to an acidified environment containing hydrogen sulfide. Note that the sour environment may also contain carbon dioxide. Steel materials used in such a sour environment are required not only to have high strength but also to have sulfide stress cracking resistance (hereinafter referred to as SSC resistance).
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-297344
  • Patent Document 2 International Publication No. 2008/123422
  • the steel material disclosed in Patent Document 1 has C: 0.15 to 0.3%, Cr: 0.2 to 1.5%, Mo: 0.1 to 1%, V: 0. 05 to 0.3%, and Nb: 0.003 to 0.1%.
  • the total amount of precipitated carbides is 1.5 to 4% by mass
  • the proportion of MC type carbides in the total amount of carbides is 5 to 45% by mass
  • the proportion of M 23 C 6 type carbides is 1.5 to 4% by mass.
  • t (mm) it is less than (200/t)% by mass.
  • the SSC resistance is improved by suppressing the proportion of M 23 C 6 type carbide.
  • the number of M 23 C 6 type precipitates with a grain size of 1 ⁇ m or more is 0.1 pieces/mm 2 or less.
  • this steel material also has improved SSC resistance by suppressing the proportion of M 23 C 6 type carbides.
  • Patent Documents 1 and 2 an attempt is made to achieve both high strength and SSC resistance by controlling precipitates.
  • a steel material capable of achieving both high strength and excellent SSC resistance may be obtained by means other than Patent Documents 1 and 2.
  • An objective of the present disclosure is to provide a steel material that has high strength and excellent SSC resistance in sour environments.
  • the steel material according to the present disclosure has the following configuration.
  • the chemical composition is in mass%, C: 0.20-0.35%, Si: 0.60-1.30%, Mn: 0.05-0.25%, P: 0.050% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.010-0.100%, N: 0.0100% or less, Cr: 0.20-1.00%, Mo: 0.10-1.00%, Ti: 0.003 to 0.030%, O: 0.0050% or less, Zr: 0 to 0.0040%, Sb: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, Co: 0 to 0.50%, Ca: 0-0.0040%, Mg: 0 to 0.0040%, Rare earth elements: 0 to 0.0040%, Nb: 0 to 0.150%, V: 0 to 0.500%, B: 0 to 0.0030%, and The remainder consists of Fe and impurities, The yield strength is less than 758 to 965 MPa, When the yield strength is less than 758 to 862 MPa, EE
  • Steel materials according to the present disclosure have high strength and excellent SSC resistance in sour environments.
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining a process in which hydrogen penetrates into the interior of a steel material from the surface of the steel material.
  • Fig. 2A shows the FN and , is a diagram showing the relationship between the fracture toughness value K 1SSC (MPa ⁇ m) obtained in the DCB test.
  • Figure 2B shows the FN and , is a diagram showing the relationship between the fracture toughness value K 1SSC (MPa ⁇ m) obtained in the DCB test.
  • FIG. 3A is a side view of a DCB test piece specified in NACE TM0177-2016 Method D.
  • FIG. 3B is a perspective view of a wedge driven into the DCB specimen shown in FIG. 3A.
  • the present inventors investigated and studied steel materials that have high strength and excellent SSC resistance in sour environments. As a result, the present inventors obtained the following findings.
  • the present inventors investigated a steel material having high strength and excellent SSC resistance in a sour environment from the viewpoint of chemical composition.
  • the chemical composition of the steel satisfies the following characteristic 1
  • high strength of 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa) to 125 ksi class (less than 862 to 965 MPa) and excellent SSC resistance in sour environments can be obtained. I thought there was a possibility that it would happen.
  • the chemical composition is in mass%, C: 0.20 to 0.35%, Si: 0.60 to 1.30%, Mn: 0.05 to 0.25%, P: 0.050% or less, S : 0.0100% or less, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.0100% or less, Cr: 0.20 to 1.00%, Mo: 0.10 to 1.00%, Ti: 0.003 to 0.030%, O: 0.0050% or less, Zr: 0 to 0.0040%, Sb: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.
  • Co 50%, Co: 0 to 0.50%, Ca: 0 to 0.0040%, Mg: 0 to 0.0040%, Rare earth elements: 0 to 0.0040%, Nb: 0 to 0.150%, V : 0 to 0.500%, B: 0 to 0.0030%, and the balance consists of Fe and impurities.
  • the present inventors investigated means for further increasing the SSC resistance of steel materials whose chemical composition satisfies Feature 1.
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining a process in which hydrogen penetrates into the interior of a steel material from the surface of the steel material.
  • steel material 1 corrodes in a sour environment
  • the surface of steel material 1 becomes electrochemically active.
  • Fe in the steel material 1 becomes Fe 2+ and dissolves in the environment.
  • electrons e - are released to the outside of the steel material 1 (A: occurrence of corrosion).
  • Hydrogen ions H + present in the environment receive electrons e ⁇ emitted from the steel material 1, are reduced, and are adsorbed on the surface of the steel material 1 as adsorbed hydrogen atoms H ad (B: adsorption reaction of hydrogen ions). Due to the above mechanism, a plurality of adsorbed hydrogen atoms Had exist on the surface of the steel material 1. Most of these adsorbed hydrogen atoms H ad combine with each other to become hydrogen gas H 2 and are released from the surface of the steel material 1 into the environment.
  • the present inventors have determined that in order to suppress the generation and propagation of SSC and obtain excellent SSC resistance, it is necessary to suppress the penetration of hydrogen from the surface of the steel material. was considered to be effective. Therefore, the present inventors investigated means for suppressing hydrogen from penetrating from the surface of the steel material.
  • the inventors first investigated and studied elements that affect the penetration of hydrogen from the surface of steel materials. As a result of studies, the present inventors obtained the following findings regarding steel materials whose chemical composition satisfies Feature 1.
  • Si, Cr, Mo, Zr, Sb, Cu, Ni, and Co suppress the electrochemical activity of the steel surface in a sour environment. As a result, these elements suppress the intrusion of hydrogen from the surface of the steel material.
  • C and Mn promote electrochemical activity on the surface of steel in a sour environment. As a result, these elements promote hydrogen penetration from the steel surface.
  • the present inventors determined the content of these hydrogen penetration inhibiting elements (Si, Cr, Mo, Zr, Sb, Cu, Ni, and Co) and the hydrogen penetration promoting elements (C, It was thought that if the content of Mn) was appropriately adjusted, hydrogen penetration from the steel surface could be suppressed by electrochemical action. Therefore, in steel materials whose chemical composition satisfies Characteristic 1, the relationship between hydrogen penetration inhibiting elements, hydrogen penetration promoting elements, and SSC resistance was investigated. As a result, it was thought that excellent SSC resistance in a sour environment could be obtained in a steel material having high strength by increasing the electrochemical elements (EE) defined by the following formula (1).
  • EE electrochemical elements
  • the present inventors investigated EE when the yield strength of the steel material is 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa) and EE when the yield strength of the steel material is 125 ksi class (less than 862 to 965 MPa). .
  • the EE is 2.75 or more when the yield strength is 110 ksi class, and the EE is 3.00 or more when the yield strength is 125 ksi class, excellent SSC resistance can be obtained even with high strength. It turned out that it was possible.
  • the present inventors considered that the occurrence and propagation of SSC in a steel material whose chemical composition satisfies Feature 1 is affected not only by the above-mentioned electrochemical factors but also by physical factors due to the microstructure. Therefore, the present inventors further investigated means for increasing the SSC resistance of steel materials not only from the viewpoint of electrochemical factors but also from the viewpoint of physical factors. As a result, the present inventors found that the average equivalent circle diameter ( ⁇ m) of prior austenite grains in steel material acts synergistically with the above-mentioned electrochemical factors and significantly influences the SSC resistance of steel material. found out.
  • the present inventors further investigated the above-mentioned electrochemical factors (hydrogen penetration inhibiting element and hydrogen penetration promoting element), physical factors (average equivalent circular diameter of prior austenite grains), and SSC resistance.
  • electrochemical factors hydrogen penetration inhibiting element and hydrogen penetration promoting element
  • physical factors average equivalent circular diameter of prior austenite grains
  • SSC resistance we examined the relationship with gender.
  • EE electrochemical factor
  • FN FN defined by the following formula (2) according to the strength, even if the strength is high from 110ski to 125ksi
  • the present inventors have discovered that excellent SSC resistance can be obtained.
  • FN EE/(D 0.9 ) (2)
  • the average circular equivalent diameter in ⁇ m of prior austenite grains in the steel material is substituted for D in equation (2).
  • FN is an index indicating the degree of influence of electrochemical factors (hydrogen penetration suppressing elements and hydrogen penetration promoting elements) and physical factors (average equivalent circular diameter of prior austenite grains) on SSC resistance. If the steel material has a chemical composition that satisfies Characteristic 1 and has a yield strength of 110 ksi class, the EE should be 2.75 or more and the FN should be 0.185 or more. Further, in the case of a steel material whose chemical composition satisfies Characteristic 1 and whose yield strength is 125 ksi class, the EE should be 3.00 or more and the FN should be 0.200 or more. In this case, excellent SSC resistance can be obtained even if the strength is as high as 110 to 125 ksi. This point will be explained below.
  • Figure 2A shows the FN and fracture obtained in the DCB test for a steel material whose chemical composition satisfies Feature 1, whose yield strength is 110 ksi class (758 to less than 862 MPa), and whose EE is 2.75 or more. It is a figure which shows the relationship with toughness value K1SSC (MPa ⁇ m).
  • FIG. 2A was created based on data obtained in Example 1, which will be described later.
  • the fracture toughness value K1SSC is as high as 25.0 MPa ⁇ m or more, and excellent SSC resistance is obtained.
  • the fracture toughness value K 1SSC decreases significantly to less than 25.0 MPa ⁇ m. Therefore, by setting FN to 0.185 or more, excellent SSC resistance can be obtained in 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa) steel materials.
  • Figure 2B shows the FN and fracture obtained in the DCB test for a steel material whose chemical composition satisfies Feature 1, whose yield strength is 125 ksi class (862 to less than 965 MPa), and whose EE is 3.00 or more. It is a figure which shows the relationship with toughness value K1SSC (MPa ⁇ m).
  • FIG. 2B was created based on data obtained in Example 2, which will be described later.
  • the fracture toughness value K1SSC is as high as 24.0 MPa ⁇ m or more, and excellent SSC resistance is obtained.
  • the fracture toughness value K 1SSC decreases significantly to less than 24.0 MPa ⁇ m. Therefore, by setting FN to 0.200 or more, excellent SSC resistance can be obtained in 125 ksi class (less than 862 to 965 MPa) steel materials.
  • the steel material according to this embodiment which was completed based on the above findings, has the following configuration.
  • the chemical composition is in mass%, C: 0.20-0.35%, Si: 0.60-1.30%, Mn: 0.05-0.25%, P: 0.050% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.010-0.100%, N: 0.0100% or less, Cr: 0.20-1.00%, Mo: 0.10-1.00%, Ti: 0.003 to 0.030%, O: 0.0050% or less, Zr: 0 to 0.0040%, Sb: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, Co: 0 to 0.50%, Ca: 0-0.0040%, Mg: 0 to 0.0040%, Rare earth elements: 0 to 0.0040%, Nb: 0 to 0.150%, V: 0 to 0.500%, B: 0 to 0.0030%, and The remainder consists of Fe and impurities, The yield strength is less than 758 to 965 MPa, When the yield strength is less than 758 to 862 MPa,
  • the steel material according to [1], The chemical composition is Zr: 0.0001 to 0.0040%, Sb: 0.01 to 0.50%, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01-0.50%, Co: 0.01 to 0.50%, Ca: 0.0001-0.0040%, Mg: 0.0001 to 0.0040%, Rare earth elements: 0.0001-0.0040%, Nb: 0.001 to 0.150%, V: 0.001 to 0.500%, and B: 0.0001 to 0.0030%, Containing one or more selected from the group consisting of Steel material.
  • the steel material according to [1] or [2] is a steel pipe for oil wells, Steel material.
  • the steel material of this embodiment satisfies the following characteristics 1 to 3.
  • the chemical composition is in mass%, C: 0.20 to 0.35%, Si: 0.60 to 1.30%, Mn: 0.05 to 0.25%, P: 0.050% or less, S : 0.0100% or less, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.0100% or less, Cr: 0.20 to 1.00%, Mo: 0.10 to 1.00%, Ti: 0.003 to 0.030%, O: 0.0050% or less, Zr: 0 to 0.0040%, Sb: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.
  • Yield strength is 758 to less than 965 MPa.
  • EE defined by formula (1) is 2.75 or more
  • FN defined by formula (2) is 0.185 or more
  • the yield strength is less than 862 to 965 MPa
  • the EE is 3.00 or more and the FN is 0.200 or more.
  • FN EE/(D 0.9 ) (2)
  • each element symbol in formula (1) is substituted with the content in mass % of the corresponding element.
  • D in equation (2) is substituted with the average circular equivalent diameter in ⁇ m of prior austenite grains in the steel material.
  • the chemical composition of the steel material of this embodiment contains the following elements.
  • Carbon (C) increases the strength of steel by increasing the hardenability of the steel and forming carbides. Furthermore, C promotes the spheroidization of carbides during tempering during the manufacturing process and improves the SSC resistance of the steel material. If the C content is less than 0.20%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. If the C content exceeds 0.35%, coarse carbides are excessively produced. Further, C is an element that promotes hydrogen penetration. Therefore, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the SSC resistance of the steel material is reduced. Therefore, the C content is 0.20-0.35%.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.22%, more preferably 0.23%, still more preferably 0.24%, and still more preferably 0.25%.
  • a preferable upper limit of the C content is 0.32%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.28%, and still more preferably 0.27%.
  • Si 0.60-1.30%
  • Silicon (Si) is a hydrogen intrusion suppressing element and suppresses hydrogen intrusion from the surface of the steel material. This increases the SSC resistance of the steel material. If the Si content is less than 0.60%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Si content exceeds 1.30%, the prior austenite grains become coarse even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. In this case, although the amount of hydrogen penetrating from the surface of the steel material is suppressed by the electrochemical action of Si, the SSC resistance of the steel material decreases due to the physical action. Therefore, the Si content is 0.60-1.30%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.62%, more preferably 0.65%, even more preferably 0.70%, even more preferably 0.72%, and even more preferably 0.75%. %, more preferably 0.80%.
  • a preferable upper limit of the Si content is 1.28%, more preferably 1.25%, and still more preferably 1.20%.
  • Mn 0.05-0.25%
  • Mn Manganese
  • Mn deoxidizes steel. Mn further improves the hardenability of the steel material. If the Mn content is less than 0.05%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment.
  • Mn is an element that promotes hydrogen penetration. If the Mn content exceeds 0.25%, excessive Mn sulfide will be produced. Mn sulfide becomes a starting point for pitting corrosion. Therefore, if Mn sulfide is produced excessively, the corrosion rate will increase and hydrogen penetration into the steel material will be promoted. As a result, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the SSC resistance of the steel material decreases.
  • the Mn content is 0.05-0.25%.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.06%, more preferably 0.07%, even more preferably 0.08%, and still more preferably 0.10%.
  • a preferable upper limit of the Mn content is 0.24%, more preferably 0.23%, even more preferably 0.22%, still more preferably 0.20%, and even more preferably 0.18%. %.
  • P 0.050% or less Phosphorus (P) is an impurity. That is, the P content is more than 0%. If the P content exceeds 0.050%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, P will segregate at grain boundaries and the SSC resistance of the steel material will decrease. Therefore, the P content is 0.050% or less. It is preferable that the P content is as low as possible. However, extreme reduction in P content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when considering industrial production, the preferable lower limit of the P content is 0.001%, more preferably 0.003%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.030%, more preferably 0.025%, even more preferably 0.020%, and still more preferably 0.015%.
  • S 0.0100% or less Sulfur (S) is an impurity. That is, the S content is more than 0%. If the S content exceeds 0.0100%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, S will segregate at grain boundaries and the SSC resistance of the steel material will decrease. Therefore, the S content is 0.0100% or less. It is preferable that the S content is as low as possible. However, extreme reduction in S content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when considering industrial production, the preferable lower limit of the S content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, and still more preferably 0.0003%. A preferable upper limit of the S content is 0.0070%, more preferably 0.0050%, even more preferably 0.0030%, still more preferably 0.0025%, and even more preferably 0.0020%. %, more preferably 0.0015%.
  • Al 0.010-0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is less than 0.010%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, coarse oxide-based inclusions will be generated even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.100%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.012%, more preferably 0.015%, even more preferably 0.020%, and still more preferably 0.025%.
  • a preferable upper limit of the Al content is 0.080%, more preferably 0.070%, and still more preferably 0.060%.
  • the "Al" content as used herein means the content of "acid-soluble Al", that is, "sol.Al".
  • N 0.0100% or less Nitrogen (N) is unavoidably contained. That is, the lower limit of the N content is over 0%. N combines with Ti to form nitrides and refines the crystal grains of the steel material due to the pinning effect. As a result, the strength of the steel material increases. However, if the N content exceeds 0.0100%, coarse nitrides will be formed even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. As a result, the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the preferable lower limit of the N content is 0.0001%, more preferably 0.0005%, even more preferably 0.0010%, still more preferably 0.0015%, and even more preferably 0.0020%. %.
  • a preferable upper limit of the N content is 0.0070%, more preferably 0.0060%, even more preferably 0.0050%, still more preferably 0.0045%, and even more preferably 0.0040%. %.
  • Chromium (Cr) improves the hardenability of steel materials. Cr further functions as a hydrogen intrusion suppressing element. Specifically, Cr stabilizes the corrosion product film formed on the surface of the steel material in a sour environment, thereby suppressing hydrogen from penetrating into the steel material. As a result, the SSC resistance of the steel material increases. If the Cr content is less than 0.20%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.00%, the hardness of the steel material will become excessively high even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the SSC resistance of the steel material decreases.
  • the Cr content is between 0.20 and 1.00%.
  • the preferable lower limit of the Cr content is 0.25%, more preferably 0.30%, even more preferably 0.35%, still more preferably 0.40%, even more preferably 0.45%. %, more preferably 0.50%, still more preferably 0.55%, still more preferably 0.60%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 0.98%, more preferably 0.95%, and still more preferably 0.90%.
  • Mo 0.10 ⁇ 1.00%
  • Molybdenum (Mo) functions as a hydrogen penetration inhibiting element. Specifically, Mo stabilizes the corrosion product film formed on the surface of the steel material in a sour environment, thereby suppressing hydrogen from penetrating into the steel material. As a result, the SSC resistance of the steel material increases. Mo further improves the hardenability of the steel material. Mo further increases the temper softening resistance of the steel material and enables high temperature tempering. As a result, the SSC resistance of the steel material increases. If the Mo content is less than 0.10%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.00%, the above effects will be saturated.
  • the Mo content is 0.10-1.00%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.20%, more preferably 0.25%, even more preferably 0.30%, and still more preferably 0.35%.
  • the preferable upper limit of the Mo content is 0.95%, more preferably 0.90%, even more preferably 0.85%, even more preferably 0.80%, and even more preferably 0.70%. %.
  • Ti 0.003 ⁇ 0.030% Titanium (Ti) combines with N to form a nitride, and the pinning effect refines the crystal grains of the steel material. As a result, the strength of the steel material increases. If the Ti content is less than 0.003%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.030%, coarse Ti nitrides will be produced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. As a result, the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Ti content is 0.003 to 0.030%. The lower limit of the Ti content is preferably 0.004%, more preferably 0.005%. A preferable upper limit of the Ti content is 0.028%, more preferably 0.025%, still more preferably 0.022%, and still more preferably 0.020%.
  • Oxygen (O) is an impurity. That is, the lower limit of the O content is over 0%. If the O content exceeds 0.0050%, coarse oxides will be produced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. As a result, the low-temperature toughness and SSC resistance of the steel material decrease. Therefore, the O content is 0.0050% or less. It is preferable that the O content is as low as possible. However, extreme reduction in O content significantly increases manufacturing costs. Therefore, when considering industrial production, the preferable lower limit of the O content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, and still more preferably 0.0003%. A preferable upper limit of the O content is 0.0040%, more preferably 0.0030%, still more preferably 0.0025%, and still more preferably 0.0020%.
  • the remainder of the chemical composition of the steel material according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • impurities in the chemical composition are those that are mixed in from raw materials such as ore, scrap, or the manufacturing environment when manufacturing steel materials industrially, and are not intentionally contained. It means what is permissible within a range that does not adversely affect the steel material according to this embodiment.
  • the chemical composition of the steel material of this embodiment further includes: Zr: 0 to 0.0040%, Sb: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, Co: 0 to 0.50%, Ca: 0-0.0040%, Mg: 0 to 0.0040%, Rare earth elements: 0 to 0.0040%, Nb: 0 to 0.150%, V: 0 to 0.500%, and B: 0 to 0.0030%, It may contain one or more elements selected from the group consisting of. These arbitrary elements will be explained below.
  • the chemical composition of the steel material according to the present embodiment further includes one or more elements selected from the group consisting of Zr, Sb, Cu, Ni, Co, Ca, Mg, and rare earth elements (REM) in place of a part of Fe. You may. All of these elements are optional elements and improve the SSC resistance of the steel material.
  • Zr 0 to 0.0040%
  • Zirconium (Zr) is an optional element and may not be included. That is, the Zr content may be 0%.
  • Zr When Zr is contained, that is, when the Zr content is more than 0%, Zr functions as a hydrogen penetration inhibiting element. Specifically, Zr stabilizes the corrosion product film formed on the surface of the steel material in a sour environment and suppresses hydrogen from penetrating into the steel material. As a result, the SSC resistance of the steel material increases. If even a small amount of Zr is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Zr content exceeds 0.0040%, coarse oxides will be produced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment.
  • the Zr content is 0 to 0.0040%.
  • the preferable lower limit of the Zr content is 0.0001%, more preferably 0.0003%, even more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0010%, and even more preferably 0.0015%. %.
  • a preferable upper limit of the Zr content is 0.0038%, more preferably 0.0035%, and still more preferably 0.0032%.
  • Sb 0-0.50%
  • Antimony (Sb) is an optional element and may not be included. That is, the Sb content may be 0%.
  • Sb When Sb is contained, that is, when the Sb content is more than 0%, Sb functions as a hydrogen penetration suppressing element. Specifically, Sb suppresses hydrogen from entering the steel material in a sour environment. As a result, the SSC resistance of the steel material increases. If even a small amount of Sb is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Sb content exceeds 0.50%, the hot workability of the steel material will decrease even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Sb content is 0 to 0.50%.
  • the preferable lower limit of the Sb content is 0.01%, more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%, and still more preferably 0.08%.
  • a preferable upper limit of the Sb content is 0.40%, more preferably 0.35%, still more preferably 0.30%, and still more preferably 0.25%.
  • Cu 0-0.50% Copper (Cu) is an optional element and may not be included. That is, the Cu content may be 0%.
  • Cu functions as a hydrogen penetration suppressing element. Specifically, Cu concentrates at the interface between the corrosion product film and the base material in a sour environment. This suppresses the surface activity of the base material and suppresses hydrogen from entering the steel material. As a result, the SSC resistance of the steel material increases. Furthermore, Cu is dissolved in the steel material to improve the hardenability of the steel material, thereby increasing the strength of the steel material. If even a small amount of Cu is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the Cu content is 0-0.50%.
  • the preferable lower limit of the Cu content is 0.01%, more preferably 0.02%, and still more preferably 0.05%.
  • a preferable upper limit of the Cu content is 0.40%, more preferably 0.38%, still more preferably 0.35%, and still more preferably 0.30%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be included. That is, the Ni content may be 0%.
  • Ni functions as a hydrogen penetration suppressing element. Specifically, Ni concentrates at the interface between the corrosion product film and the base material in a sour environment. This suppresses the surface activity of the base material and suppresses hydrogen from entering the steel material. As a result, the SSC resistance of the steel material increases. If even a small amount of Ni is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the Ni content is 0 to 0.50%.
  • the preferable lower limit of the Ni content is 0.01%, more preferably 0.05%, and still more preferably 0.07%.
  • a preferable upper limit of the Ni content is 0.45%, more preferably 0.40%, still more preferably 0.35%, and still more preferably 0.32%.
  • Co 0-0.50%
  • Cobalt (Co) is an optional element and may not be included. That is, the Co content may be 0%.
  • Co functions as a hydrogen penetration suppressing element. Specifically, Co concentrates at the interface between the corrosion product film and the base material in a sour environment. This suppresses the surface activity of the base material and suppresses hydrogen from entering the steel material. As a result, the SSC resistance of the steel material increases. If even a small amount of Co is contained, the above effects can be obtained to some extent.
  • the Co content is 0-0.50%.
  • the preferable lower limit of the Co content is 0.01%, more preferably 0.02%, even more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%, and even more preferably 0.08%. %.
  • a preferable upper limit of the Co content is 0.40%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.20%, and still more preferably 0.15%.
  • Ca 0-0.0040% Calcium (Ca) is an optional element and may not be included. That is, the Ca content may be 0%.
  • Ca When Ca is contained, that is, when the Ca content is more than 0%, Ca renders S in the steel material harmless as sulfide and improves the SSC resistance of the steel material. If even a small amount of Ca is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Ca content exceeds 0.0040%, coarse oxides will be produced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. As a result, the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0040%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%.
  • a preferable upper limit of the Ca content is 0.0030%, more preferably 0.0020%, still more preferably 0.0015%, and still more preferably 0.0012%.
  • Mg 0-0.0040%
  • Mg Magnesium
  • Mg is an optional element and may not be included. That is, the Mg content may be 0%.
  • Mg When Mg is contained, that is, when the Mg content is more than 0%, Mg renders S in the steel material harmless as sulfide and improves the SSC resistance of the steel material. If even a small amount of Mg is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Mg content exceeds 0.0040%, coarse oxides will be produced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. As a result, the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0040%.
  • the lower limit of the Mg content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%.
  • the upper limit of the Mg content is preferably 0.0030%, more preferably 0.0025%, even more preferably 0.0020%, and still more preferably 0.0015%.
  • Rare earth elements are optional elements and may not be included. That is, the REM content may be 0%.
  • REM When REM is contained, that is, when the REM content is more than 0%, REM renders S in the steel material harmless as sulfide, and improves the SSC resistance of the steel material.
  • REM further combines with P in the steel material to suppress segregation of P at grain boundaries. Therefore, a decrease in the SSC resistance of the steel material due to P segregation is suppressed. If even a small amount of REM is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the REM content exceeds 0.0040%, coarse oxides will be produced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment.
  • the REM content is between 0 and 0.0040%.
  • the lower limit of the REM content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and even more preferably 0.0005%.
  • a preferable upper limit of the REM content is 0.0035%, more preferably 0.0030%, and still more preferably 0.0025%.
  • REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoids such as lanthanum (La) with atomic number 57 to atomic number 71. It means one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu). Moreover, the REM content in this specification means the total content of these elements.
  • the chemical composition of the steel material according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of Nb, V, and B in place of a part of Fe. All of these elements are optional elements and increase the strength of the steel material.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be included. That is, the Nb content may be 0%.
  • Nb combines with C and/or N to form Nb carbonitride or the like.
  • These Nb carbonitrides etc. refine the crystal grains of the steel material due to the pinning effect. As a result, the strength of the steel material increases. If even a small amount of Nb is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Nb content exceeds 0.150%, coarse Nb carbonitrides and the like will be generated even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. As a result, the SSC resistance of the steel material decreases.
  • the Nb content is between 0 and 0.150%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, even more preferably 0.005%, even more preferably 0.008%, and still more preferably 0.012%. %.
  • a preferable upper limit of the Nb content is 0.100%, more preferably 0.050%, even more preferably 0.030%, still more preferably 0.025%, and even more preferably 0.020%. %.
  • V 0-0.500%
  • Vanadium (V) is an optional element and may not be included. That is, the V content may be 0%.
  • V combines with C and/or N to form V carbonitride or the like.
  • These V carbonitrides etc. refine the crystal grains of the steel material due to the pinning effect. As a result, the strength of the steel material increases. If even a small amount of V is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the V content exceeds 0.500%, the toughness of the steel material will decrease even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the V content is 0-0.500%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and still more preferably 0.010%.
  • a preferable upper limit of the V content is 0.300%, more preferably 0.250%, even more preferably 0.200%, still more preferably 0.150%, and even more preferably 0.120%. %, more preferably 0.100%.
  • B 0-0.0030% Boron (B) is an optional element and may not be included. That is, the B content may be 0%.
  • B forms a solid solution in the steel material, improves the hardenability of the steel material, and increases the strength of the steel material. If even a small amount of B is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the B content exceeds 0.0030%, coarse B nitrides will be produced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. As a result, the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the B content is 0 to 0.0030%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and even more preferably 0.0008%.
  • a preferable upper limit of the B content is 0.0028%, more preferably 0.0025%, and still more preferably 0.0023%.
  • the yield strength of the steel material according to this embodiment is 758 to less than 965 MPa (110 ksi class to 125 ksi class).
  • the steel material of this embodiment has excellent SSC resistance even if it has a high yield strength of less than 758 to 965 MPa when characteristics 1 and 3 are satisfied.
  • Yield strength is measured by the following method.
  • a tensile test is performed in accordance with ASTM E8/E8M (2021). Specifically, a tensile test piece is taken from the steel material.
  • the size of the tensile test piece is not particularly limited.
  • the tensile test piece is, for example, a round bar tensile test piece with a parallel part diameter of 6.0 mm and a gage length of 30.0 mm. If the steel material is a steel pipe, take a tensile test piece from the center of the wall thickness. In this case, the longitudinal direction of the tensile test piece is parallel to the axial direction of the steel pipe.
  • the steel material is a steel plate, take a tensile test piece from the center of the plate thickness.
  • the longitudinal direction of the tensile test piece is parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • a tensile test piece is taken from section R/2.
  • round steel means a steel bar whose cross section perpendicular to the axial direction is circular.
  • the R/2 section means the center of the radius R in a cross section perpendicular to the axial direction (rolling direction) of the round steel.
  • the longitudinal direction of the tensile test piece shall be parallel to the axial direction of the round steel.
  • the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 90% or more.
  • the remainder of the microstructure is, for example, ferrite and/or pearlite.
  • the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 90% or more. Therefore, if the chemical composition of a steel material satisfies feature 1 and the yield strength satisfies feature 2, the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite can be considered to be 90% or more in the microstructure of the steel material. can.
  • the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite can be determined by the following method. First, a test piece is taken from the steel material. When the steel material is a steel pipe, a test piece having an observation surface of 10 mm in the tube axis direction and 10 mm in the tube diameter direction from the center of the wall thickness is taken. If the steel material is a steel pipe with a wall thickness of less than 10 mm, a test piece having an observation surface of the wall thickness of the steel pipe 10 mm in the pipe axis direction and in the pipe radial direction is taken.
  • a test piece having an observation surface extending 10 mm in the rolling direction and 10 mm in the plate thickness direction from the center of the plate thickness is taken. If the steel material is a steel plate with a thickness of less than 10 mm, a test piece having an observation surface of 10 mm in the rolling direction and the thickness of the steel plate in the thickness direction is taken. If the steel material is a round steel, a test piece is taken from a cross section perpendicular to the axial direction (rolling direction) of the round steel. Specifically, a test piece is taken that includes the R/2 part in the center and has an observation surface of 10 mm in the axial direction and 10 mm in the radial direction of the cross section. If the diameter of the cross section is less than 10 mm, take a test piece that includes the R/2 portion and has an observation surface that is 10 mm in the axial direction and has a diameter in the radial direction of the cross section.
  • polish the observation surface of the test piece to a mirror surface After polishing, the observation surface is immersed in a nital corrosive solution for about 10 seconds to be etched.
  • the etched observation surface is observed in 10 fields of view using a secondary electron image using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the field of view area is, for example, 10000 ⁇ m 2 (1000x magnification).
  • tempered martensite and tempered bainite are identified from the contrast.
  • tempered martensite and tempered bainite can be distinguished from other structures (ferrite, pearlite, etc.) based on their morphology.
  • the tissue having lamellae can be identified as pearlite.
  • the structure containing laths and lenses can be identified as tempered martensite and tempered bainite.
  • a structure without substructure within the grain can be identified as ferrite.
  • the total area ratio of the specified tempered martensite and tempered bainite is determined.
  • the method for determining the total area ratio is not particularly limited, and any known method may be used.
  • the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite can be determined by image analysis.
  • the arithmetic mean value of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite determined in all fields of view (10 fields of view) is defined as the total area ratio (%) of tempered martensite and tempered bainite.
  • FN EE/(D 0.9 ) (2)
  • each element symbol in formula (1) is substituted with the content in mass % of the corresponding element.
  • D in equation (2) is substituted with the average circular equivalent diameter in ⁇ m of prior austenite grains in the steel material.
  • EE [About EE defined by formula (1)]
  • Si, Cr, Mo, Zr, Sb, Cu, Ni, and Co are elements that suppress hydrogen penetration from the surface of the steel material (hydrogen penetration suppressing elements).
  • C and Mn are elements that promote hydrogen penetration from the steel surface (hydrogen penetration promoting elements).
  • EE is an index of electrochemical hydrogen penetration suppression effect in steel materials.
  • the yield strength of the steel material is 110 ksi class (less than 758 to 862 MPa)
  • the hydrogen penetration inhibiting element is sufficiently larger than the hydrogen penetration promoting element. Therefore, hydrogen penetration from the steel surface is electrochemically suppressed.
  • excellent SSC resistance can be obtained on the premise that Features 1 and 2 are satisfied and FN is 0.185 or more.
  • the preferable lower limit of EE is 2.78, more preferably 2.80, even more preferably 2.85, still more preferably 2.90, even more preferably It is 2.95, more preferably 3.00.
  • the upper limit of EE is not particularly limited, but the preferable upper limit of EE is 6.60, more preferably 6.00, still more preferably 5.80, and still more preferably 5.50.
  • the yield strength of the steel material is 125 ksi class (less than 862 to 965 MPa)
  • the strength is higher than that of 110 ksi class, so in order to improve SSC resistance, it is necessary to further suppress hydrogen intrusion.
  • EE is 3.00 or more
  • hydrogen penetration from the surface of the steel material is electrochemically suppressed in a steel material having a yield strength of 125 ksi class.
  • excellent SSC resistance can be obtained on the premise that Features 1 and 2 are satisfied and FN is 0.200 or more.
  • the preferable lower limit of EE is 3.10, more preferably 3.15, still more preferably 3.20, still more preferably 3.25, even more preferably 3.30, more preferably 3.35.
  • the upper limit of EE is not particularly limited, but the preferable upper limit of EE is 6.60, more preferably 6.00, still more preferably 5.80, and still more preferably 5.50.
  • the preferable lower limit of FN is 0.187, more preferably 0.190, still more preferably 0.192, and still more preferably 0.195.
  • the upper limit of FN is not particularly limited, the preferable upper limit of FN is 0.580, more preferably 0.550, still more preferably 0.500, and even more preferably 0.450.
  • the yield strength of the steel material whose chemical composition satisfies characteristic 1 is 125 ksi class (less than 862 to 965 MPa)
  • EE is 3.00 or more and FN is 0.200 or more
  • the preferable lower limit of FN is 0.205, more preferably 0.210, still more preferably 0.215, and still more preferably 0.220.
  • the upper limit of FN is not particularly limited, the preferable upper limit of FN is 0.580, more preferably 0.550, still more preferably 0.500, and still more preferably 0.450.
  • the average equivalent circle diameter D ( ⁇ m) of the prior austenite grains of the steel material according to this embodiment is determined by the following method. First, a test piece is taken from the steel material.
  • the steel material is a steel pipe
  • a test piece having an observation surface of 10 mm in the tube axis direction and 10 mm in the tube diameter direction from the center of the wall thickness is taken. If the steel material is a steel pipe with a wall thickness of less than 10 mm, a test piece having an observation surface of the wall thickness of the steel pipe 10 mm in the pipe axis direction and in the pipe radial direction is taken.
  • the steel material is a steel plate
  • a test piece having an observation surface extending 10 mm in the rolling direction and 10 mm in the plate thickness direction from the center of the plate thickness is taken.
  • the steel material is a steel plate with a thickness of less than 10 mm
  • a test piece having an observation surface of 10 mm in the rolling direction and the thickness of the steel plate in the thickness direction is taken.
  • the steel material is a round steel
  • a test piece is taken from a cross section perpendicular to the axial direction (rolling direction) of the round steel. Specifically, a test piece is taken that includes the R/2 part in the center and has an observation surface of 10 mm in the axial direction and 10 mm in the radial direction of the cross section.
  • the diameter of the cross section is less than 10 mm, take a test piece that includes the R/2 portion and has an observation surface that is 10 mm in the axial direction and has a diameter in the radial direction of the cross section.
  • the polished test piece is immersed in a saturated aqueous solution of picric acid for about 60 seconds.
  • the observation surface is etched, and prior austenite grain boundaries appear on the observation surface.
  • the etched observation surface is observed using an optical microscope at 420 times magnification for 10 fields of view.
  • the visual field area of each visual field is a rectangle of 450 ⁇ m ⁇ 450 ⁇ m.
  • the grain size number of prior austenite grains in each field of view is determined by a cutting method. At this time, the number of grid points, which are the intersections of the grid lines, is set to 16.
  • the arithmetic mean value of the grain size numbers of prior austenite grains determined in 10 fields of view is determined.
  • the average area of the prior austenite grains is calculated based on the arithmetic mean value of the grain size numbers of the prior austenite grains.
  • the equivalent circle diameter is calculated from the calculated average area of the prior austenite grains.
  • the equivalent circle diameter is the diameter of a circle having the same area as the average area of prior austenite grains.
  • the calculated equivalent circle diameter is defined as the average equivalent circle diameter D ( ⁇ m) of the prior austenite grains.
  • the average equivalent circle diameter D is an integer obtained by rounding off the calculated value to the first decimal place.
  • the preferable upper limit of the average equivalent circle diameter of the prior austenite grains is 40 ⁇ m, more preferably 35 ⁇ m, still more preferably 30 ⁇ m, and even more preferably 25 ⁇ m.
  • the lower limit of the average equivalent circle diameter of the prior austenite grains is preferably 10 ⁇ m, more preferably 15 ⁇ m, and even more preferably 17 ⁇ m.
  • the shape of the steel material according to this embodiment is not particularly limited.
  • the steel material is, for example, a steel pipe, a steel plate, or a round steel.
  • the steel material of this embodiment is a steel pipe for oil wells.
  • Steel pipes for oil wells are, for example, casings, tubing, drill pipes, etc. used for drilling oil or gas wells, extracting crude oil or natural gas, and the like.
  • the wall thickness is, for example, 9 to 60 mm.
  • the steel material of this embodiment satisfies the characteristics 1 to 3 described above. Therefore, the steel material of this embodiment has excellent SSC resistance despite having a high strength of 110 ksi class (758 to less than 862 MPa) to 125 ksi class (862 to less than 965 MPa).
  • SSC resistance evaluation method SSC resistance is evaluated by a room temperature SSC resistance evaluation test and a low temperature SSC resistance evaluation test based on NACE TM0177-2016 Method A, and a DCB test based on NACE TM0177-2016 Method D.
  • the longitudinal direction of the round bar test piece is parallel to the axial direction of the round steel.
  • the size of the round bar test piece is, for example, 6.35 mm in diameter and 25.4 mm in length of the parallel part. Take three round bar test pieces from the steel material.
  • a stress equivalent to 90% of the actual yield stress is applied to the round bar test piece.
  • a test solution at 24° C. is poured into a test container so that the round rod test piece to which stress is applied is immersed, and this is used as a test bath.
  • H 2 S gas is bubbled into the test bath to saturate it. Specifically, 1 atm H 2 S gas is blown into the test bath.
  • the test bath, flushed with H 2 S gas, is held at 24° C. for 720 hours.
  • Low temperature SSC resistance evaluation test In the low temperature SSC resistance evaluation test, NACE solution A is used as the test solution as in the room temperature SSC resistance evaluation test. As in the normal temperature SSC resistance evaluation test, three round bar test pieces are taken from the steel material. The size of the round bar test piece is, for example, 6.35 mm in diameter and 25.4 mm in length of the parallel part. Note that the longitudinal direction of the round bar test piece is the same as in the room temperature SSC resistance evaluation test.
  • a stress equivalent to 85% of the actual yield stress is applied to the round bar test piece.
  • a test solution at 4° C. is poured into a test container so that the round rod test piece to which stress is applied is immersed, and this is used as a test bath.
  • H 2 S gas is bubbled into the test bath to saturate it. Specifically, 1 atm H 2 S gas is blown into the test bath.
  • the test bath, flushed with H 2 S gas, is maintained at 4° C. for 720 hours.
  • the presence or absence of sulfide stress cracking (SSC) in the round bar test piece is observed after holding for 720 hours.
  • the round bar test piece after being held for 720 hours is observed with the naked eye and using a projector with 10x magnification.
  • no cracks were confirmed in all three round bar test pieces in the room temperature SSC resistance evaluation test, and all three round bar test pieces in the low temperature SSC resistance evaluation test. No cracks are observed.
  • a DCB test piece shown in FIG. 3A is taken from the steel material.
  • a DCB test piece is taken from the center of the wall thickness.
  • the longitudinal direction of the DCB test piece is parallel to the axial direction of the steel pipe.
  • the steel material is a steel plate
  • a DCB test piece is taken from the center of the plate thickness.
  • the longitudinal direction of the DCB test piece is parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the steel material is round steel, take a DCB test piece from section R/2. In this case, the longitudinal direction of the DCB test piece is parallel to the axial direction of the round steel.
  • a wedge shown in FIG. 3B is further extracted from the steel material. The thickness t of the wedge is 3.10 (mm).
  • the wedge is driven between the arms of the DCB test piece.
  • the DCB test piece with the wedge driven into it is sealed in a test container. Thereafter, the test solution is poured into the test container leaving the gas phase behind to form a test bath. The amount of test bath is 1 L per test piece. Subsequently, N 2 gas is blown into the test bath for 3 hours to degas the test bath until the dissolved oxygen in the test bath becomes 20 ppb or less.
  • H 2 S gas is blown into the degassed test bath to create a corrosive environment. Specifically, 5 atm (0.5 MPa) H 2 S gas is blown into the test bath. The pH of the test bath is in the range 3.5-4.0 throughout the immersion. While stirring the test bath, the inside of the test container is maintained at 24 ⁇ 3° C. for 14 days (336 hours). The DCB test piece is taken out from the test container after holding.
  • a pin is inserted into a hole formed at the end of the arm of the taken out DCB test piece, the notch is opened using a tensile tester, and the wedge release stress P is measured. Furthermore, the notch of the DCB test piece is opened in liquid nitrogen, and the crack growth length a of the DCB test piece while immersed in the test bath is measured. The crack growth length a can be measured visually using a caliper. Based on the measured wedge release stress P and the crack growth length a, the fracture toughness value K 1SSC (MPa ⁇ m) is determined using the following equation.
  • h (mm) is the height of each arm of the DCB test piece.
  • B (mm) is the thickness of the DCB test piece.
  • Bn (mm) is the web thickness of the DCB specimen.
  • Excellent SSC resistance can be obtained in the case of 110 ksi class (758 to less than 862 MPa) means that the evaluation test for room temperature SSC resistance at 24°C and low temperature resistance at 4°C in accordance with NACE TM0177-2016 Method A is used. This means that no cracks were confirmed in the SSC property evaluation test, and the fracture toughness value K1SSC obtained in the DCB test in accordance with NACE TM0177-2016 Method D is 25.0 MPa ⁇ m or more.
  • excellent SSC resistance can be obtained refers to the evaluation test of room temperature SSC resistance at 24°C and low temperature resistance at 4°C in accordance with NACE TM0177-2016 Method A. It means that no cracks were confirmed in the SSC property evaluation test, and the fracture toughness value K1SSC obtained in the DCB test in accordance with NACE TM0177-2016 Method D is 24.0 MPa ⁇ m or more.
  • An example of the method for manufacturing a seamless steel pipe of this embodiment includes the following steps.
  • (Process 1) Material preparation process (Process 2) Hot processing process (Process 3) Quenching process (Process 4) Tempering process
  • a material is manufactured using molten steel whose chemical composition satisfies Feature 1.
  • the method for producing the material is not particularly limited, and any known method may be used. Specifically, a slab (slab, bloom, or billet) may be manufactured by a continuous casting method using molten steel. An ingot may be manufactured by an ingot-forming method using molten steel. A material (slab, bloom, or billet) is manufactured through the above steps.
  • Step 2 Hot processing step In the hot working step, the prepared material is hot worked to produce an intermediate steel material.
  • the hot working method for manufacturing the intermediate steel material is not particularly limited. The hot working may be hot forging, hot extrusion, or hot rolling.
  • the hot working process is, for example, as follows.
  • the raw material is subjected to blooming rolling using a blooming mill to produce a billet.
  • the heating temperature before blooming is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1350°C.
  • piercing rolling is performed using the Mannesmann method.
  • the billet is first heated in a heating furnace.
  • the heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1350°C.
  • the billet extracted from the heating furnace is subjected to piercing rolling to produce an intermediate steel material (base pipe).
  • the perforation ratio in the perforation rolling is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0.
  • the billet after piercing and rolling is subjected to elongation rolling using a mandrel mill.
  • the billet after elongation rolling is subjected to sizing rolling using a reducer or a sizing mill.
  • an intermediate steel material (raw pipe) is manufactured.
  • the cumulative area reduction rate in the hot working process is not particularly limited, but is, for example, 20 to 70%.
  • the billet is subjected to the Eugene-Séjournet method or the Erhardt push bench method (i.e., hot extrusion) to produce an intermediate steel material (raw pipe).
  • the Kaphardt push bench method i.e., hot extrusion
  • the hot working process is, for example, as follows.
  • Rough rolling is performed on the slab using a reverse rolling mill to produce a rough bar.
  • the heating temperature before rough rolling is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1350°C.
  • finish rolling is performed on the rough bar using a tandem rolling mill to produce an intermediate steel material (steel plate).
  • the hot working process is, for example, as follows.
  • the raw material is subjected to blooming rolling using a blooming mill to produce a billet.
  • the heating temperature before blooming is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1350°C.
  • a billet manufactured by blooming rolling or a billet manufactured by a continuous casting method in the material preparation process is heated.
  • the heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1350°C.
  • Finish rolling is performed on the heated billet using a continuous rolling mill to produce an intermediate steel material (round steel).
  • a continuous rolling mill has a horizontal stand having a pair of grooved rolls arranged in parallel in the vertical direction and a vertical stand having a pair of grooved rolls arranged in parallel in the horizontal direction, which are arranged alternately.
  • the intermediate steel material manufactured by the above hot working may be air cooled. Intermediate steel products manufactured by hot working may also be quenched directly after hot working without being cooled to room temperature, or quenching may be performed after reheating (reheating) after hot working. Good too. When quenching is performed directly after hot working, or when quenching is performed after reheating after hot working, stress relief annealing (SR treatment) is performed before the next quenching step in order to remove residual stress. May be implemented.
  • SR treatment stress relief annealing
  • Step 3 Quenching step In the quenching process, the intermediate steel material produced in the hot working process is quenched. Hardening is carried out by a well-known method. Specifically, the intermediate steel material after the hot working step is charged into a heat treatment furnace and held at the quenching temperature.
  • the quenching temperature shall be at least the AC3 transformation point. However, if the quenching temperature is too high, the prior austenite grains may become coarse. Therefore, the quenching temperature is, for example, 800 to 950°C. After holding the intermediate steel material at the quenching temperature, it is rapidly cooled (quenched).
  • the holding time at the quenching temperature is not particularly limited, but is, for example, 10 to 60 minutes.
  • the quenching method is, for example, water cooling or oil cooling.
  • the quenching method is not particularly limited.
  • the intermediate steel material may be quenched by immersing it in a water tank or an oil tank.
  • the steel pipe may be rapidly cooled by shower cooling or mist cooling by pouring or spraying cooling water onto the outer surface and/or inner surface of the steel pipe.
  • quenching may be performed immediately after hot working without cooling the raw pipe to room temperature after the hot working step. Furthermore, before the temperature of the mother tube after hot working decreases, it may be charged into a reheating furnace and maintained at the quenching temperature, and then quenched.
  • the quenching temperature refers to the surface temperature of the intermediate steel material measured with a thermometer installed on the exit side of the equipment that performs the final hot working when quenching is performed directly after hot working. Equivalent to. Furthermore, the quenching temperature corresponds to the temperature of the furnace in which the reheating or reheating is performed when quenching is performed after the hot working.
  • Step 4 Tempering step
  • the intermediate steel material after quenching is further tempered.
  • the yield strength of the steel material can be adjusted by appropriately adjusting the tempering temperature depending on the chemical composition. Specifically, the tempering conditions are adjusted so that the yield strength of the steel material is 110 ksi class (758 to less than 862 MPa) to 125 ksi class (862 to less than 965 MPa).
  • the tempering temperature T is 660 to 740°C, and the holding time t at the tempering temperature T is 20 to 180 minutes.
  • FA defined by formula (A) is further adjusted according to the strength. Specifically, when the yield strength of the manufactured steel material is 110 ksi class, FA is set to 2500 or less. When the yield strength of the manufactured steel material is 125 ksi class, FA is set to 2400 or less.
  • FA T ⁇ (-3.0C+4.7Si-4.4Mn-2.4Cr+2.2Mo-2.2Cu-3.2Ni) ⁇ (t/60) 0.5 (A)
  • each element symbol in formula (A) is substituted with the content in mass % of the corresponding element in the steel material.
  • the tempering temperature (° C.) is substituted for T.
  • the holding time (minutes) at the tempering temperature T is substituted for t.
  • the steel material of this embodiment has a pressure of 758 to 965 MPa due to the synergistic effect of the electrochemical element (EE defined by formula (1)) and the physical element (average equivalent circle diameter of prior austenite grains).
  • Excellent SSC resistance can be obtained even with a high strength of less than FA is an index for appropriately adjusting the electrochemical elements that make up the numerator of formula (2), the physical elements that make up the denominator of formula (2), and the strength of the steel material.
  • the strength of the manufactured steel is 110ksi class, and the FA is 2500 or less, the relationship between electrochemical elements, physical elements, and strength should be appropriately determined, assuming that the chemical composition satisfies characteristic 1. Can be adjusted. Therefore, steel materials satisfying Features 1 to 3 can be manufactured.
  • the strength of the manufactured steel is 125 ksi class, and the FA is 2400 or less
  • the relationship between electrochemical elements, physical elements, and strength is determined based on the premise that the chemical composition satisfies characteristic 1. can be adjusted appropriately. Therefore, steel materials satisfying Features 1 to 3 can be manufactured.
  • the steel material of this embodiment can be manufactured.
  • an example of the manufacturing method of the steel material by this embodiment was demonstrated.
  • the steel material according to this embodiment may also be manufactured by a manufacturing method other than the manufacturing method described above. Even in this case, if the steel material satisfies Features 1 to 3, high strength of 110 ksi class (758 to less than 862 MPa) to 125 ksi class (862 to less than 965 MPa) and excellent SSC resistance can be obtained.
  • Example 1 the SSC resistance of a steel material having a yield strength of 110 ksi class (758 to less than 862 MPa) was investigated. Specifically, steel materials (seamless steel pipes) having chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 were manufactured.
  • Blank areas in Table 1-2 mean that the content of the corresponding element is at the impurity level. Note that the EE of each test number is shown in the "EE" column of Table 2.
  • a bloom was manufactured using a continuous casting method using molten steel. Thereafter, the bloom was subjected to blooming rolling to produce a round billet with a diameter of 310 mm.
  • the heating temperature before blooming was 1100 to 1350°C.
  • Hot working was performed on a round billet manufactured by blooming. Specifically, the round billet was placed in a heating furnace and heated at 1100 to 1350°C. The round billet extracted from the heating furnace was hot rolled (hot worked) by the Mannesmann method to produce raw pipes (seamless steel pipes) of each test number. At this time, the perforation ratio was within the range of 1.0 to 4.0, and the cumulative area reduction rate during hot working was within the range of 20 to 70%.
  • the quenching temperature (°C) in quenching is shown in “Quenching temperature (°C)” in the “Quenching conditions” column of Table 2.
  • the holding time at the quenching temperature was 15 minutes.
  • the raw tube was tempered.
  • the tempering temperature T (°C) in tempering is shown in “Tempering temperature T (°C)” in the “Tempering conditions” column of Table 2.
  • the holding time t (minutes) at the tempering temperature T is shown in "Holding time t (minutes)” in the “Tempering conditions” column of Table 2.
  • the FA during tempering is shown in the "FA” column of Table 2.
  • Test 1 The total area ratio (%) of tempered martensite and tempered bainite of the steel material of each test number was determined by the following method. A test piece having an observation surface of 10 mm in the pipe axis direction and 10 mm in the pipe diameter direction was taken from the center of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe) of each test number. In addition, in the case where the steel material was a steel pipe with a wall thickness of less than 10 mm, a test piece having an observation surface of the wall thickness of the steel pipe 10 mm in the pipe axis direction and in the pipe radial direction was taken.
  • the total area ratio (%) of tempered martensite and tempered bainite was determined by the method described in the above-mentioned [Microstructure observation method]. As a result, in all test numbers, the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite was 90% or more.
  • the average equivalent circular diameter D ( ⁇ m) of prior austenite grains of steel materials of each test number was determined by the following method. A test piece having an observation surface of 10 mm in the pipe axis direction and 10 mm in the pipe diameter direction was taken from the center of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe) of each test number. In addition, in the case where the steel material was a steel pipe with a wall thickness of less than 10 mm, a test piece having an observation surface of the wall thickness of the steel pipe 10 mm in the pipe axis direction and in the pipe radial direction was taken.
  • the average equivalent circle diameter D ( ⁇ m) of the prior austenite grains was determined by the method described in [How to determine the average equivalent circle diameter D of the prior austenite grains] above.
  • the average equivalent circular diameter D of the obtained prior austenite grains is shown in the "D ( ⁇ m)" column in Table 2.
  • the yield strength (MPa) of the steel material of each test number was determined by the following method. A round bar tensile test piece was taken from the center of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe) of each test number. The size of the round bar tensile test piece was 6.0 mm in parallel part diameter and 30.0 mm in gage distance. The longitudinal direction of the round bar tensile test piece was parallel to the pipe axis direction of the steel material (seamless steel pipe).
  • the yield strength (MPa) was determined by the method described in the above-mentioned [Method for measuring yield strength]. The yield strength obtained is shown in the "YS (MPa)" column of Table 2.
  • the SSC resistance at 24°C was evaluated by the method described in the above-mentioned [Room Temperature SSC Resistance Evaluation Test].
  • a round bar test piece was taken from the center of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe) of each test number.
  • the size of the round bar test piece was 6.35 mm in diameter and 25.4 mm in length of the parallel part.
  • the longitudinal direction of the round bar test piece was parallel to the pipe axis direction of the steel material (seamless steel pipe).
  • the test bath was blown with 1 atm H 2 S gas.
  • the SSC resistance at 4° C. was evaluated by the method described in [Low-temperature SSC resistance evaluation test].
  • a round bar test piece was taken from the center of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe) of each test number.
  • the size of the round bar test piece was 6.35 mm in diameter and 25.4 mm in length of the parallel part.
  • the longitudinal direction of the round bar test piece was parallel to the pipe axis direction of the steel material (seamless steel pipe).
  • the test bath was blown with 1 atm H 2 S gas.
  • the DCB test piece shown in FIG. 3A was taken from the center of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe) of each test number.
  • the longitudinal direction of the DCB test piece was parallel to the pipe axis direction of the steel material (seamless steel pipe).
  • a wedge shown in FIG. 3B was collected from the steel material.
  • the thickness t of the wedge was 3.10 mm. 5 atm (0.5 MPa) of H 2 S gas was blown into the test bath.
  • test number 15 Although the chemical composition was appropriate, the quenching temperature was too high. Therefore, FN was too low. As a result, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K1SSC was less than 25.0 MPa ⁇ m.
  • test number 30 Although the chemical composition was appropriate, the EE was too low. Further, in test numbers 31 and 32, although the chemical composition was appropriate, the EE was too low and the FN was also too low. In test number 33, although the chemical composition was appropriate, the EE was too low and the FA was too high. As a result, FN was too low. Therefore, with these test numbers, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K 1SSC was less than 25.0 MPa ⁇ m.
  • test numbers 34 to 36 although the chemical composition was appropriate, the FA, which was the manufacturing condition, was too high. Therefore, FN was too low. Therefore, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K1SSC was less than 25.0 MPa ⁇ m.
  • test numbers 37 and 38 the Si content was too high. Therefore, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K1SSC was less than 25.0 MPa ⁇ m.
  • the Si content was too low. Furthermore, since the Si content was too low, EE and FN were too low. Therefore, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K1SSC was less than 25.0 MPa ⁇ m.
  • test number 40 the Mn content was too high. Furthermore, the Mn content was too high, so the EE and FN were too low. Therefore, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K1SSC was less than 25.0 MPa ⁇ m.
  • Example 2 the SSC resistance of steel materials having a yield strength of 125 ksi class (less than 862 to 965 MPa) was investigated.
  • Steel materials having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 were manufactured. Specifically, the bloom was manufactured by a continuous casting method using molten steel. Thereafter, the bloom was subjected to blooming rolling to produce a round billet with a diameter of 310 mm. The heating temperature before blooming was 1100 to 1350°C.
  • Hot working was performed on a round billet manufactured by blooming. Specifically, the round billet was placed in a heating furnace and heated at 1100 to 1350°C. The round billet extracted from the heating furnace was hot rolled (hot worked) by the Mannesmann method to produce raw pipes (seamless steel pipes) of each test number. At this time, the perforation ratio was within the range of 1.0 to 4.0, and the cumulative area reduction rate during hot working was within the range of 20 to 70%.
  • the quenching temperature (°C) in the quenching is shown in “Quenching temperature (°C)” in the “Quenching conditions” column of Table 3.
  • the holding time at the quenching temperature was 15 minutes.
  • the raw tube was tempered.
  • the tempering temperature T (°C) in tempering is shown in “Tempering temperature T (°C)” in the “Tempering conditions” column of Table 3.
  • the holding time t (minutes) at the tempering temperature T is shown in “Holding time t (minutes)” in the “Tempering conditions” column of Table 3.
  • the FA during tempering is shown in the "FA” column of Table 3.
  • the SSC resistance at 24°C was evaluated by the method described in the above-mentioned [Room Temperature SSC Resistance Evaluation Test].
  • a round bar test piece was taken from the center of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe) of each test number.
  • the size of the round bar test piece was 6.35 mm in diameter and 25.4 mm in length of the parallel part.
  • the longitudinal direction of the round bar test piece was parallel to the pipe axis direction of the steel material (seamless steel pipe).
  • the test bath was blown with 1 atm H 2 S gas.
  • the SSC resistance at 4° C. was evaluated by the method described in [Low-temperature SSC resistance evaluation test].
  • a round bar test piece was taken from the center of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe) of each test number.
  • the size of the round bar test piece was 6.35 mm in diameter and 25.4 mm in length of the parallel part.
  • the longitudinal direction of the round bar test piece was parallel to the pipe axis direction of the steel material (seamless steel pipe).
  • the test bath was blown with 1 atm H 2 S gas.
  • the DCB test piece shown in FIG. 3A was taken from the center of the wall thickness of the steel material (seamless steel pipe) of each test number.
  • the longitudinal direction of the DCB test piece was parallel to the pipe axis direction of the steel material (seamless steel pipe).
  • a wedge shown in FIG. 3B was collected from the steel material.
  • the thickness t of the wedge was 3.10 mm. 5 atm (0.5 MPa) of H 2 S gas was blown into the test bath.
  • test number 13 although the chemical composition was appropriate, the EE was too low. Further, in test numbers 14 and 29 to 32, although the chemical composition was appropriate, the EE was too low and the FN was also too low. In test number 33, although the chemical composition was appropriate, the EE was too low and the FA was too high. As a result, FN was too low. Therefore, with these test numbers, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K 1SSC was less than 24.0 MPa ⁇ m.
  • test number 15 Although the chemical composition was appropriate, the quenching temperature was too high. Therefore, FN was too low. Therefore, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K1SSC was less than 24.0 MPa ⁇ m.
  • test numbers 34 to 36 although the chemical composition was appropriate, the FA, which was the manufacturing condition, was too high. Therefore, FN was too low. Therefore, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K1SSC was less than 24.0 MPa ⁇ m.
  • test numbers 37 and 38 the Si content was too high. Therefore, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K1SSC was less than 24.0 MPa ⁇ m.
  • the Si content was too low. Furthermore, since the Si content was too low, EE and FN were too low. Therefore, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K1SSC was less than 24.0 MPa ⁇ m.
  • test number 40 the Mn content was too high. Furthermore, the Mn content was too high, so the EE and FN were too low. Therefore, excellent room temperature SSC resistance and excellent low temperature SSC resistance were not obtained, and the fracture toughness value K1SSC was less than 24.0 MPa ⁇ m.

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Abstract

高強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材を提供する。本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．３５％、Ｓｉ：０．６０～１．３０％、Ｍｎ：０．０５～０．２５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃｒ：０．２０～１．００％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、１１０ｋｓｉ級である場合、式（１）のＥＥが２．７５以上であり、式（２）のＦＮが０．１８５以上であり、１２５ｋｓｉ級である場合、ＥＥが３．００以上であり、ＦＮが０．２００以上である。　ＥＥ＝－０．２５Ｃ＋２Ｓｉ－５．８Ｍｎ＋２．１Ｃｒ＋Ｍｏ＋４．１Ｚｒ＋２．６Ｓｂ＋０．３Ｃｕ＋０．４Ｎｉ＋１．５Ｃｏ　（１）　ＦＮ＝ＥＥ／（Ｄ０．９）　（２）（Ｄ：旧オーステナイト粒の平均円相当径（μｍ））

Description

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途の鋼材の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０～９５ｋｓｉ未満、つまり、５５２～６５５ＭＰａ未満）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５～１１０ｋｓｉ未満、つまり、６５５～７５８ＭＰａ未満）の油井用鋼材が広く利用されている。最近ではさらに、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が７５８ＭＰａ～８６２ＭＰａ未満）、及び、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満）の油井用鋼材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鋼材は、高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。
　油井用鋼管に代表される鋼材の耐ＳＳＣ性を高める技術が、特開２０００－２９７３４４号公報（特許文献１）、及び、国際公開第２００８／１２３４２２号（特許文献２）に提案されている。
　特許文献１に開示されている鋼材は、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。この鋼材は、析出している炭化物の総量が１．５～４質量％、炭化物の総量に占めるＭＣ型炭化物の割合が５～４５質量％、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の割合が製品の肉厚をｔ（ｍｍ）とした時、（２００／ｔ）質量％以下である。この鋼材では、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の割合を抑制することにより、耐ＳＳＣ性を高めている。
　特許文献２に開示されている鋼材は、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。この鋼材は、粒径が１μｍ以上のＭ２３Ｃ６型析出物が０．１個／ｍｍ２以下である。この鋼材も、特許文献１と同様に、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の割合を抑制することにより、耐ＳＳＣ性を高めている。
特開２０００－２９７３４４号公報 国際公開第２００８／１２３４２２号
　上述のとおり、最近では、油井環境の過酷化に伴い、１１０ｋｓｉ級以上（７５８ＭＰａ以上）の高強度と優れた耐ＳＳＣ性とを両立可能な鋼材が要求されつつある。上記特許文献１及び２では、析出物を制御することにより、高強度と耐ＳＳＣ性との両立を試みている。しかしながら、特許文献１及び２以外の他の手段により、高強度と優れた耐ＳＳＣ性とを両立できる鋼材が得られてもよい。
　本開示の目的は、高強度と、サワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材を提供することである。
　本開示による鋼材は、次の構成を有する。
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．２０～０．３５％、
　Ｓｉ：０．６０～１．３０％、
　Ｍｎ：０．０５～０．２５％、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｃｒ：０．２０～１．００％、
　Ｍｏ：０．１０～１．００％、
　Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、
　Ｏ：０．００５０％以下、
　Ｚｒ：０～０．００４０％、
　Ｓｂ：０～０．５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｃｏ：０～０．５０％、
　Ｃａ：０～０．００４０％、
　Ｍｇ：０～０．００４０％、
　希土類元素：０～０．００４０％、
　Ｎｂ：０～０．１５０％、
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｂ：０～０．００３０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　降伏強度が７５８～９６５ＭＰａ未満であり、
　前記降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満である場合、式（１）で定義されるＥＥが２．７５以上であり、式（２）で定義されるＦＮが０．１８５以上であり、
　前記降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満である場合、前記ＥＥが３．００以上であり、前記ＦＮが０．２００以上である、
　鋼材。
　ＥＥ＝－０．２５Ｃ＋２Ｓｉ－５．８Ｍｎ＋２．１Ｃｒ＋Ｍｏ＋４．１Ｚｒ＋２．６Ｓｂ＋０．３Ｃｕ＋０．４Ｎｉ＋１．５Ｃｏ　（１）
　ＦＮ＝ＥＥ／（Ｄ０．９）　（２）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。式（２）中のＤには、前記鋼材中の旧オーステナイト粒のμｍ単位での平均円相当径が代入される。
　本開示による鋼材は、高強度と、サワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とを有する。
図１は、鋼材の表面から鋼材の内部に水素が侵入するプロセスを説明するための模式図である。 図２Ａは、化学組成が特徴１を満たし、降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）であり、かつ、式（１）で定義されるＥＥが２．７５以上である鋼材での、ＦＮと、ＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）との関係を示す図である。 図２Ｂは、化学組成が特徴１を満たし、降伏強度が１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）であり、かつ、式（１）で定義されるＥＥが３．００以上である鋼材での、ＦＮと、ＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）との関係を示す図である。 図３Ａは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２０１６　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに規定されたＤＣＢ試験片の側面図である。 図３Ｂは、図３Ａに示すＤＣＢ試験片に打ち込むクサビの斜視図である。
　本発明者らは、高強度と、サワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材について、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、高強度と、サワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼材について、化学組成の観点から検討を行った。その結果、鋼材の化学組成が次の特徴１を満たせば、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）～１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の高強度と、サワー環境での優れた耐ＳＳＣ性とが得られる可能性があると考えた。
　（特徴１）
　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２０～０．３５％、Ｓｉ：０．６０～１．３０％、Ｍｎ：０．０５～０．２５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃｒ：０．２０～１．００％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０～０．００４０％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｃａ：０～０．００４０％、Ｍｇ：０～０．００４０％、希土類元素：０～０．００４０％、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｖ：０～０．５００％、Ｂ：０～０．００３０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
　そこで、本発明者らは、化学組成が特徴１を満たす鋼材において、耐ＳＳＣ性をさらに高める手段について検討を行った。
　ＳＳＣは、次のプロセスにより、発生すると考えられる。図１は、鋼材の表面から鋼材の内部に水素が侵入するプロセスを説明するための模式図である。図１を参照して、初めに、鋼材１がサワー環境中で腐食すると、鋼材１の表面が電気化学的に活性状態となる。そして、鋼材１中のＦｅがＦｅ２＋となって、環境中に溶解する。このとき、電子ｅ－が鋼材１の外部に放出される（Ａ：腐食の発生）。環境中に存在する水素イオンＨ＋が、鋼材１から放出された電子ｅ－を受け取って還元され、吸着水素原子Ｈａｄとして鋼材１の表面に吸着する（Ｂ：水素イオンの吸着反応）。以上のメカニズムにより、鋼材１の表面には、複数の吸着水素原子Ｈａｄが存在する。これらの吸着水素原子Ｈａｄのほとんどは、吸着水素原子Ｈａｄ同士で結合して水素ガスＨ２となり、鋼材１の表面から環境中に離脱する。しかしながら、鋼材１の表面に存在する複数の吸着水素原子Ｈａｄのうち、ごく一部の吸着水素原子Ｈａｄは、鋼材１の表面から鋼材１の内部に侵入して、侵入水素原子Ｈａｂとなる（Ｃ：水素の侵入）。そして、侵入水素原子Ｈａｂにより、鋼材中でＳＳＣが発生及び伝播する。つまり、侵入水素原子Ｈａｂは、ＳＳＣの発生だけでなく、伝播も促進する。
　以上のＳＳＣの発生のメカニズムを考慮して、本発明者らは、ＳＳＣの発生と伝播とを抑制し、優れた耐ＳＳＣ性を得るためには、鋼材表面からの水素の侵入を抑制することが有効であると考えた。そこで、本発明者らは、鋼材表面からの水素の侵入を抑制する手段について、検討を行った。
　本発明者らはまず、鋼材表面からの水素の侵入に影響を与える元素について、調査及び検討を行った。検討の結果、本発明者らは、化学組成が特徴１を満たす鋼材において、次の知見を得た。
　上述のとおり、鋼材表面が電気化学的に活性状態となった場合に（図１のＡ）、吸着水素原子Ｈａｄが鋼材表面に付着する（図１のＢ）。そして、吸着水素原子Ｈａｄが侵入水素原子Ｈａｂとなり、鋼材内部に侵入する（図１のＣ）。したがって、鋼材表面からの水素の侵入を抑制するには、鋼材表面での電気化学的な活性を抑制することが有効である。
　Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｃｏは、サワー環境において、鋼材表面の電気化学的な活性を抑制する。その結果、これらの元素は、鋼材表面からの水素の侵入を抑制する。一方、Ｃ及びＭｎは、サワー環境において、鋼材表面の電気化学的な活性を助長する。その結果、これらの元素は、鋼材表面からの水素の侵入を促進する。
　以上の知見に基づいて、本発明者らは、これらの水素侵入抑制元素（Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｃｏ）の含有量と、水素侵入促進元素（Ｃ、Ｍｎ）の含有量とを適切に調整すれば、電気化学的な作用により、鋼材表面からの水素の侵入を抑制できると考えた。そこで、化学組成が特徴１を満たす鋼材において、水素侵入抑制元素と、水素侵入促進元素と、耐ＳＳＣ性との関係を検討した。その結果、次の式（１）で定義される電気化学的要素ＥＥ（Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）を高めることにより、高強度を有する鋼材において、サワー環境での優れた耐ＳＳＣ性が得られると考えた。
　ＥＥ＝－０．２５Ｃ＋２Ｓｉ－５．８Ｍｎ＋２．１Ｃｒ＋Ｍｏ＋４．１Ｚｒ＋２．６Ｓｂ＋０．３Ｃｕ＋０．４Ｎｉ＋１．５Ｃｏ　（１）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。
　一般的に、鋼材の強度が高くなれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する傾向がある。そのため、本発明者らは、鋼材の強度が高い場合、水素侵入をより抑制する必要があると考えた。そこで、本発明者らは、鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の場合のＥＥと、鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の場合のＥＥとについて検討を行った。その結果、降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合のＥＥを２．７５以上とし、降伏強度が１２５ｋｓｉ級の場合のＥＥを３．００以上とすれば、高強度であっても優れた耐ＳＳＣ性が得られることが判明した。
　しかしながら、上述の電気化学的要素の調整だけでは、化学組成が特徴１を満たす鋼材において、１１０ｋｓｉ級～１２５ｋｓｉ級の高強度と、優れた耐ＳＳＣ性とが十分に得られない場合があった。そこで、本発明者はさらに検討を行った。
　ここで、本発明者らは、化学組成が特徴１を満たす鋼材でのＳＳＣの発生及び伝播は、上述の電気化学的要素だけでなく、ミクロ組織による物理的要素も影響すると考えた。そこで、本発明者らはさらに、電気化学的要素の観点だけでなく、物理的要素の観点からも、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める手段について検討を行った。その結果、鋼材中の旧オーステナイト粒の平均円相当径（μｍ）が、上述の電気化学的要素と相乗的に作用して、鋼材の耐ＳＳＣ性に顕著に影響することを、本発明者らは見出した。
　以上の知見に基づいて、本発明者らはさらに、上述の電気化学的要素（水素侵入抑制元素及び水素侵入促進元素）と、物理的要素（旧オーステナイト粒の平均円相当径）と、耐ＳＳＣ性との関係を検討した。その結果、ＥＥを上述の範囲に調整しつつ、さらに、以下の式（２）で定義されるＦＮを、強度に応じて調整することにより、１１０ｓｋｉ級～１２５ｋｓｉ級の高強度であっても、優れた耐ＳＳＣ性が得られることを、本発明者らは見出した。
　ＦＮ＝ＥＥ／（Ｄ０．９）　（２）
　ここで、式（２）中のＤには、鋼材中の旧オーステナイト粒のμｍ単位での平均円相当径が代入される。
　ＦＮは、電気化学的要素（水素侵入抑制元素及び水素侵入促進元素）及び物理的要素（旧オーステナイト粒の平均円相当径）の耐ＳＳＣ性への影響の程度を示す指標である。化学組成が特徴１を満たす鋼材であって、降伏強度が１１０ｋｓｉ級である場合、ＥＥを２．７５以上とし、かつ、ＦＮを０．１８５以上とする。また、化学組成が特徴１を満たす鋼材であって、降伏強度が１２５ｋｓｉ級である場合、ＥＥを３．００以上とし、かつ、ＦＮを０．２００以上とする。この場合、１１０級～１２５ｋｓｉ級の高強度であっても、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。以下、この点について説明する。
　図２Ａは、化学組成が特徴１を満たし、降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）であり、かつ、ＥＥが２．７５以上である鋼材での、ＦＮと、ＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）との関係を示す図である。図２Ａは後述の実施例１で得られたデータに基づいて作成した。
　図２Ａを参照して、ＦＮが０．１８５以上であれば、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣは２５．０ＭＰａ√ｍ以上と高く、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。しかしながら、ＦＮが０．１８５未満であれば、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣは２５．０ＭＰａ√ｍ未満に顕著に低下する。したがって、ＦＮを０．１８５以上にすることで、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の鋼材において優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
　図２Ｂは、化学組成が特徴１を満たし、降伏強度が１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）であり、かつ、ＥＥが３．００以上である鋼材での、ＦＮと、ＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）との関係を示す図である。図２Ｂは後述の実施例２で得られたデータに基づいて作成した。
　図２Ｂを参照して、ＦＮが０．２００以上であれば、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣは２４．０ＭＰａ√ｍ以上と高く、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。しかしながら、ＦＮが０．２００未満であれば、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣは２４．０ＭＰａ√ｍ未満に顕著に低下する。したがって、ＦＮを０．２００以上にすることで、１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の鋼材において優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
　上述の電気化学的要素及び物理的要素と耐ＳＳＣ性との関係は推定であり、上述と異なるメカニズムで優れた耐ＳＳＣ性が得られている可能性もある。しかしながら、化学組成が特徴１を満たす鋼材において、降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）である場合、ＥＥが２．７５以上であり、ＦＮが０．１８５以上であり、降伏強度が１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）である場合、ＥＥが３．００以上であり、ＦＮが０．２００以上であれば、１１０ｋｓｉ級～１２５ｋｓｉ級の高強度であっても優れた耐ＳＳＣ性が得られることは、後述の実施例でも証明されている。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材は、次の構成を有する。
　［１］
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．２０～０．３５％、
　Ｓｉ：０．６０～１．３０％、
　Ｍｎ：０．０５～０．２５％、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｃｒ：０．２０～１．００％、
　Ｍｏ：０．１０～１．００％、
　Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、
　Ｏ：０．００５０％以下、
　Ｚｒ：０～０．００４０％、
　Ｓｂ：０～０．５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｃｏ：０～０．５０％、
　Ｃａ：０～０．００４０％、
　Ｍｇ：０～０．００４０％、
　希土類元素：０～０．００４０％、
　Ｎｂ：０～０．１５０％、
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｂ：０～０．００３０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　降伏強度が７５８～９６５ＭＰａ未満であり、
　前記降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満である場合、式（１）で定義されるＥＥが２．７５以上であり、式（２）で定義されるＦＮが０．１８５以上であり、
　前記降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満である場合、前記ＥＥが３．００以上であり、前記ＦＮが０．２００以上である、
　鋼材。
　ＥＥ＝－０．２５Ｃ＋２Ｓｉ－５．８Ｍｎ＋２．１Ｃｒ＋Ｍｏ＋４．１Ｚｒ＋２．６Ｓｂ＋０．３Ｃｕ＋０．４Ｎｉ＋１．５Ｃｏ　（１）
　ＦＮ＝ＥＥ／（Ｄ０．９）　（２）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。式（２）中のＤには、前記鋼材中の旧オーステナイト粒のμｍ単位での平均円相当径が代入される。
　［２］
　［１］に記載の鋼材であって、
　前記化学組成は、
　Ｚｒ：０．０００１～０．００４０％、
　Ｓｂ：０．０１～０．５０％、
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
　Ｃａ：０．０００１～０．００４０％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．００４０％、
　希土類元素：０．０００１～０．００４０％、
　Ｎｂ：０．００１～０．１５０％、
　Ｖ：０．００１～０．５００％、及び、
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
　からなる群から選択される１種以上を含有する、
　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。
　以下、本実施形態の鋼材について詳述する。なお、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［本実施形態の鋼材の特徴］
　本実施形態の鋼材は、次の特徴１～特徴３を満たす。
　（特徴１）
　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２０～０．３５％、Ｓｉ：０．６０～１．３０％、Ｍｎ：０．０５～０．２５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃｒ：０．２０～１．００％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０～０．００４０％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｃａ：０～０．００４０％、Ｍｇ：０～０．００４０％、希土類元素：０～０．００４０％、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｖ：０～０．５００％、Ｂ：０～０．００３０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
　（特徴２）
　降伏強度が７５８～９６５ＭＰａ未満である。
　（特徴３）
　降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満である場合、式（１）で定義されるＥＥが２．７５以上であり、式（２）で定義されるＦＮが０．１８５以上であり、
　降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満である場合、ＥＥが３．００以上であり、ＦＮが０．２００以上である。
　ＥＥ＝－０．２５Ｃ＋２Ｓｉ－５．８Ｍｎ＋２．１Ｃｒ＋Ｍｏ＋４．１Ｚｒ＋２．６Ｓｂ＋０．３Ｃｕ＋０．４Ｎｉ＋１．５Ｃｏ　（１）
　ＦＮ＝ＥＥ／（Ｄ０．９）　（２）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。式（２）中のＤには、鋼材中の旧オーステナイト粒のμｍ単位での平均円相当径が代入される。
　以下、特徴１～特徴３について説明する。
　［（特徴１）化学組成について］
　本実施形態の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．２０～０．３５％
　炭素（Ｃ）は鋼材の焼入れ性を高めたり、炭化物を形成したりすることにより、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。Ｃ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　Ｃ含有量が０．３５％を超えれば、粗大な炭化物が過剰に生成する。また、Ｃは水素侵入促進元素である。そのため、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、Ｃ含有量は０．２０～０．３５％である。
　Ｃ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、さらに好ましくは０．２３％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０．３２％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％である。
　Ｓｉ：０．６０～１．３０％
　シリコン（Ｓｉ）は、水素侵入抑制元素であり、鋼材表面からの水素の侵入を抑制する。これにより、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｓｉ含有量が０．６０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｓｉ含有量が１．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、旧オーステナイト粒が粗大化する。この場合、Ｓｉの電気化学的作用により鋼材表面からの水素侵入量は抑制されるものの、物理的作用により、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｓｉ含有量は０．６０～１．３０％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．６２％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．７２％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．２８％であり、さらに好ましくは１．２５％であり、さらに好ましくは１．２０％である。
　Ｍｎ：０．０５～０．２５％
　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０．０５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｍｎは水素侵入促進元素である。Ｍｎ含有量が０．２５％を超えれば、Ｍｎ硫化物が過剰に生成してしまう。Ｍｎ硫化物は孔食の起点となる。そのため、Ｍｎ硫化物が過剰に生成すれば、腐食速度が速まり、水素の鋼材への侵入が促進される。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０．０５～０．２５％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２３％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１８％である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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０．０５０％以下である。
　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０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓが粒界に偏析し、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。
　Ｓ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％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。
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物系介在物が生成する。そのため、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ａｌ含有量は０．０１０～０．１００％である。
　Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
　Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
　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。
　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０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が形成する。その結果、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含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
　Ｃｒ：０．２０～１．００％
　クロム（Ｃｒ）は鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、水素侵入抑制元素として機能する。具体的には、Ｃｒは、サワー環境において、鋼材表面に形成される腐食生成物皮膜を安定化して、水素が鋼材に侵入するのを抑制する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｒ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の硬さが過度に高くなる。そのため、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｃｒ含有量は０．２０～１．００％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％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．９８％であり、さらに好ましくは０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％である。
　Ｍｏ：０．１０～１．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は、水素侵入抑制元素として機能する。具体的には、Ｍｏは、サワー環境において、鋼材表面に形成される腐食生成物皮膜を安定化して、水素が鋼材に侵入するのを抑制する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｍｏはさらに、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０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えれば、上記効果が飽和する。
　したがって、Ｍｏ含有量は０．１０～１．００％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは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０．７０％である。
　Ｔｉ：０．００３～０．０３０％
　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０．００３％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＴｉ窒化物が生成する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｔｉ含有量は０．００３～０．０３０％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｏ：０．００５０％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０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が生成する。その結果、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０．００５０％以下である。
　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。
　Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％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、化学組成における不純物とは、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、意図的に含有されるものではなく、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（Ｏｐｔｉｏｎａｌ　Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）］
　本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、
　Ｚｒ：０～０．００４０％、
　Ｓｂ：０～０．５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｃｏ：０～０．５０％、
　Ｃａ：０～０．００４０％、
　Ｍｇ：０～０．００４０％、
　希土類元素：０～０．００４０％、
　Ｎｂ：０～０．１５０％、
　Ｖ：０～０．５００％、及び、
　Ｂ：０～０．００３０％、
　からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。
　以下、これらの任意元素について説明する。
　［第１群：Ｚｒ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）について］
　本実施形態による鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
　Ｚｒ：０～０．００４０％
　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。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。
　Ｚｒが含有される場合、つまり、Ｚｒ含有量が０％超である場合、Ｚｒは水素侵入抑制元素として機能する。具体的には、Ｚｒは、サワー環境において、鋼材表面に形成される腐食生成物皮膜を安定化して、水素が鋼材に侵入するのを抑制する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。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０．００４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が生成する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｚｒ含有量は０～０．００４０％である。
　Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
　Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００３８％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３２％である。
　Ｓｂ：０～０．５０％
　アンチモン（Ｓｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｂ含有量は０％であってもよい。
　Ｓｂが含有される場合、つまり、Ｓｂ含有量が０％超である場合、Ｓｂは水素侵入抑制元素として機能する。具体的には、Ｓｂは、サワー環境下において、水素の鋼材への侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｓｂ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、Ｓｂ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。
　したがって、Ｓｂ含有量は０～０．５０％である。
　Ｓｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
　Ｓｂ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。
　Ｃｕが含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは水素侵入抑制元素として機能する。具体的には、Ｃｕは、サワー環境下において、腐食生成物皮膜と母材との界面に濃化する。これにより、母材の表面活性が抑制され、水素の鋼材への侵入が抑制される。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｕはさらに、鋼材に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えれば、Ｃｕが鋼材中に析出する。析出したＣｕは水素をトラップしやすい。そのため、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、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、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０．４０％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　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。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。
　Ｎｉが含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉは水素侵入抑制元素として機能する。具体的には、Ｎｉは、サワー環境下において、腐食生成物皮膜と母材との界面に濃化する。これにより、母材の表面活性が抑制され、水素の鋼材への侵入が抑制される。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、局部腐食が進行しやすくなり、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。
　したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３２％である。
　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。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。
　Ｃｏが含有される場合、つまり、Ｃｏ含有量が０％超である場合、Ｃｏは水素侵入抑制元素として機能する。具体的には、Ｃｏは、サワー環境下において、腐食生成物皮膜と母材との界面に濃化する。これにより、母材の表面活性が抑制され、水素の鋼材への侵入が抑制される。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。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０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が低下して、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０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
　Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
　Ｃａ：０～０．００４０％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。
　Ｃａが含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは鋼材中の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０．００４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が生成する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｃａ含有量は０～０．００４０％である。
　Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。
　Ｍｇ：０～０．００４０％
　マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
　Ｍｇが含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、Ｍｇは鋼材中の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０．００４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が生成する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００４０％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ｍｇ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。
　希土類元素：０～０．００４０％
　希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。
　ＲＥＭが含有される場合、つまり、ＲＥＭ含有量が０％超である場合、ＲＥＭは鋼材中の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、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．００４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が生成する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．００４０％である。
　ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
　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。
　［第２群：Ｎｂ、Ｖ及びＢについて］
　本実施形態による鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ、Ｖ及びＢからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の強度を高める。
　Ｎｂ：０～０．１５０％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。
　Ｎｂが含有される場合、Ｎｂは、Ｃ及び／又はＮと結合してＮｂ炭窒化物等を形成する。これらのＮｂ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する。その結果、鋼材の強度が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｂ含有量が０．１５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＮｂ炭窒化物等が生成する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１５０％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１００％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｖ：０～０．５００％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。
　Ｖが含有される場合、Ｖは、Ｃ及び／又はＮと結合してＶ炭窒化物等を形成する。これらのＶ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する。その結果、鋼材の強度が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｖ含有量が０．５００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性が低下する。
　したがって、Ｖ含有量は０～０．５００％である。
　Ｖ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｖ含有量の好ましい上限は０．３００％であり、さらに好ましくは０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１２０％であり、さらに好ましくは０．１００％である。
　Ｂ：０～０．００３０％
　ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。
　Ｂが含有される場合、Ｂは鋼材に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｂ含有量が０．００３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＢ窒化物が生成する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
　したがって、Ｂ含有量は０～０．００３０％である。
　Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。
　Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２３％である。
　［（特徴２）降伏強度について］
　本実施形態による鋼材の降伏強度は７５８～９６５ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級～１２５ｋｓｉ級）である。本実施形態の鋼材は、特徴１及び特徴３を満たした場合に、降伏強度が７５８～９６５ＭＰａ未満の高強度であっても、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　［降伏強度の測定方法］
　降伏強度は、次の方法で測定する。ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠して、引張試験を行う。具体的には、鋼材から、引張試験片を採取する。引張試験片のサイズは特に限定されない。引張試験片は例えば、平行部直径が６．０ｍｍ、標点距離が３０．０ｍｍの丸棒引張試験片とする。
　鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から引張試験片を採取する。この場合、引張試験片の長手方向は、鋼管の管軸方向と平行とする。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から引張試験片を採取する。この場合、引張試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向と平行とする。鋼材が丸鋼である場合、Ｒ／２部から引張試験片を採取する。本明細書において、丸鋼とは、軸方向に垂直な断面が円形状の棒鋼を意味する。Ｒ／２部とは、丸鋼の軸方向（圧延方向）に垂直な断面における半径Ｒの中心部を意味する。引張試験片の長手方向は、丸鋼の軸方向と平行とする。
　採取した引張試験片を用いて、常温（２４±３℃）、大気中で引張試験を実施する。得られた０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を、降伏強度（ＭＰａ）と定義する。
　［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総面積率が９０％以上である。ミクロ組織の残部は例えば、フェライト、及び／又は、パーライトである。
　化学組成が特徴１を満たし、降伏強度が特徴２を満たす鋼材のミクロ組織では、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの総面積率が９０％以上となる。したがって、鋼材の化学組成が特徴１を満たし、かつ、降伏強度が特徴２を満たせば、当該鋼材のミクロ組織では、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの総面積率が９０％以上であるとみなすことができる。
　［ミクロ組織観察方法］
　焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの総面積率は、次の方法で求めることができる。初めに、鋼材から試験片を採取する。
　鋼材が鋼管の場合、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採取する。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採取する。
　鋼材が鋼板の場合、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採取する。鋼材が板厚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採取する。
　鋼材が丸鋼の場合、丸鋼の軸方向（圧延方向）に垂直な断面から試験片を採取する。具体的には、Ｒ／２部を中央に含み、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採取する。断面の直径が１０ｍｍ未満の場合、Ｒ／２部を含み、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採取する。
　試験片の観察面を鏡面に研磨する。研磨後の観察面をナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングする。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は、例えば、１００００μｍ２（倍率１０００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。各視野において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトと、その他の組織（フェライト、パーライト等）とは、形態から区別できる。具体的には、ラメラを有する組織はパーライトと特定できる。ラスやレンズを含む組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトと特定できる。粒内に下部組織がない組織はフェライトと特定できる。
　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総面積率を求める。総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。例えば、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総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（１０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総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総面積率（％）と定義する。
　［（特徴３）電気化学的要素ＥＥ及びＦＮについて］
　本実施形態の鋼材ではさらに、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）である場合、式（１）で定義されるＥＥが２．７５以上であり、式（２）で定義されるＦＮが０．１８５以上であり、降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満（１２５ｋｓｉ級）である場合、ＥＥが３．００以上であり、ＦＮが０．２００以上である。
　ＥＥ＝－０．２５Ｃ＋２Ｓｉ－５．８Ｍｎ＋２．１Ｃｒ＋Ｍｏ＋４．１Ｚｒ＋２．６Ｓｂ＋０．３Ｃｕ＋０．４Ｎｉ＋１．５Ｃｏ　（１）
　ＦＮ＝ＥＥ／（Ｄ０．９）　（２）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。式（２）中のＤには、鋼材中の旧オーステナイト粒のμｍ単位での平均円相当径が代入される。
　［式（１）で定義されるＥＥについて］
　ＥＥにおいて、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｃｏは、鋼材表面からの水素の侵入を抑制する元素（水素侵入抑制元素）である。ＥＥにおいて、Ｃ及びＭｎは、鋼材表面からの水素の侵入を促進する元素（水素侵入促進元素）である。ＥＥは、鋼材において、電気化学的な水素侵入抑制効果の指標である。
　鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）である場合、ＥＥが２．７５以上であれば、水素侵入促進元素に対して、水素侵入抑制元素が十分に多い。そのため、電気化学的に、鋼材表面からの水素の侵入が抑制される。その結果、特徴１、特徴２を満たし、さらに、ＦＮが０．１８５以上であることを前提として、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
　降伏強度が１１０ｋｓｉ級である場合のＥＥの好ましい下限は２．７８であり、さらに好ましくは２．８０であり、さらに好ましくは２．８５であり、さらに好ましくは２．９０であり、さらに好ましくは２．９５であり、さらに好ましくは３．００である。
　ＥＥの上限は特に限定されないが、ＥＥの好ましい上限は６．６０であり、さらに好ましくは６．００であり、さらに好ましくは５．８０であり、さらに好ましくは５．５０である。
　鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）である場合、１１０ｋｓｉ級よりも強度が高いため、耐ＳＳＣ性を高めるためには、水素侵入をより抑制する必要がある。ＥＥが３．００以上であれば、降伏強度が１２５ｋｓｉ級の鋼材において、電気化学的に、鋼材表面からの水素の侵入が抑制される。その結果、特徴１及び特徴２を満たし、さらに、ＦＮが０．２００以上であることを前提として、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
　降伏強度が１２５ｋｓｉ級である場合のＥＥの好ましい下限は３．１０であり、さらに好ましくは３．１５であり、さらに好ましくは３．２０であり、さらに好ましくは３．２５であり、さらに好ましくは３．３０であり、さらに好ましくは３．３５である。
　ＥＥの上限は特に限定されないが、ＥＥの好ましい上限は６．６０であり、さらに好ましくは６．００であり、さらに好ましくは５．８０であり、さらに好ましくは５．５０である。
　［式（２）で定義されるＦＮについて］
　上述のとおり、化学組成が特徴１を満たす鋼材において、鋼材表面からの水素の侵入を抑制するためには、式（１）で定義される電気化学的要素ＥＥと、物理的要素との相乗作用が有効である。
　化学組成が特徴１を満たす鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）である場合、ＥＥが２．７５以上であり、かつ、ＦＮが０．１８５以上であれば、図２Ａに示すとおり、耐ＳＳＣ性が顕著に高まる。
　降伏強度が１１０ｋｓｉ級である場合のＦＮの好ましい下限は０．１８７であり、さらに好ましくは０．１９０であり、さらに好ましくは０．１９２であり、さらに好ましくは０．１９５である。ＦＮの上限は特に限定されないが、ＦＮの好ましい上限は０．５８０であり、さらに好ましくは０．５５０であり、さらに好ましくは０．５００であり、さらに好ましくは０．４５０である。
　また、化学組成が特徴１を満たす鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）である場合、ＥＥが３．００以上であり、かつ、ＦＮが０．２００以上であれば、図２Ｂに示すとおり、耐ＳＳＣ性が顕著に高まる。
　降伏強度が１２５ｋｓｉ級である場合のＦＮの好ましい下限は０．２０５であり、さらに好ましくは０．２１０であり、さらに好ましくは０．２１５であり、さらに好ましくは０．２２０である。ＦＮの上限は特に限定されないが、ＦＮの好ましい上限は０．５８０であり、さらに好ましくは０．５５０であり、さらに好ましくは０．５００であり、さらに好ましくは０．４５０である。
　［旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄの求め方］
　本実施形態による鋼材の旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄ（μｍ）は次の方法で求める。最初に、鋼材から試験片を採取する。
　鋼材が鋼管の場合、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採取する。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採取する。
　鋼材が鋼板の場合、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採取する。鋼材が板厚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採取する。
　鋼材が丸鋼の場合、丸鋼の軸方向（圧延方向）に垂直な断面から試験片を採取する。具体的には、Ｒ／２部を中央に含み、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採取する。断面の直径が１０ｍｍ未満の場合、Ｒ／２部を含み、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採取する。
　試験片を樹脂に埋め込み、観察面を鏡面に研磨する。研磨後の試験片を、ピクリン酸飽和水溶液に６０秒程度浸漬する。これにより、観察面がエッチングされて、観察面に旧オーステナイト粒界が現出する。エッチングした観察面を、光学顕微鏡を用いて、４２０倍で１０視野観察する。各視野の視野面積は４５０μｍ×４５０μｍの矩形とする。ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０２０）に準拠して、切断法により、各視野での旧オーステナイト粒の粒度番号をそれぞれ求める。このとき、格子線同士の交点である格子点数を１６個とする。１０視野において求めた旧オーステナイト粒の粒度番号の算術平均値を求める。旧オーステナイト粒の粒度番号の算術平均値に基づいて、旧オーステナイト粒の平均面積を算出する。算出した旧オーステナイト粒の平均面積から円相当径を算出する。ここで、円相当径とは、旧オーステナイト粒の平均面積と同じ面積である円の直径である。算出した円相当径を、旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄ（μｍ）と定義する。平均円相当径Ｄは、算出した値の小数第一位を四捨五入して得られた整数とする。
　なお、旧オーステナイト粒の平均円相当径の好ましい上限は４０μｍであり、さらに好ましくは３５μｍであり、さらに好ましくは３０μｍであり、さらに好ましくは２５μｍである。
　旧オーステナイト粒の平均円相当径の好ましい下限は１０μｍであり、さらに好ましくは１５μｍであり、さらに好ましくは１７μｍである。
　［鋼材の形状］
　本実施形態による鋼材の形状は特に限定されない。鋼材は例えば、鋼管、鋼板、又は、丸鋼である。
　好ましくは、本実施形態の鋼材は、油井用鋼管である。油井用鋼管は例えば、油井又はガス井の掘削、原油又は天然ガスの採取等に用いられるケーシング、チュービング、ドリルパイプ等である。鋼材が油井用鋼管である場合、肉厚は例えば、９～６０ｍｍである。
　［本実施形態の鋼材の効果について］
　本実施形態の鋼材は上述の特徴１～特徴３を満たす。そのため、本実施形態の鋼材では、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）～１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の高強度であるにも関わらず、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
　［耐ＳＳＣ性評価方法］
　耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２０１６　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した常温耐ＳＳＣ性評価試験及び低温耐ＳＳＣ性評価試験と、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２０１６　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに準拠したＤＣＢ試験とにより評価する。
　［常温耐ＳＳＣ性評価試験］
　常温耐ＳＳＣ性評価試験では、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。鋼材から丸棒試験片を採取する。
　鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を採取する。この場合、丸棒試験片の長手方向は、鋼管の管軸方向と平行とする。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を採取する。この場合、丸棒試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向と平行とする。鋼材が丸鋼である場合、Ｒ／２部から丸棒試験片を採取する。この場合、丸棒試験片の長手方向は、丸鋼の軸方向と平行とする。丸棒試験片の大きさは、例えば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。鋼材から丸棒試験片を３本採取する。
　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。応力を付加した丸棒試験片が浸漬するように、２４℃の試験溶液を試験容器に注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、Ｈ２Ｓガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。具体的には、試験浴に１ａｔｍのＨ２Ｓガスを吹き込む。Ｈ２Ｓガスを吹き込んだ試験浴を、２４℃で７２０時間、保持する。
　［低温耐ＳＳＣ性評価試験］
　低温耐ＳＳＣ性評価試験では、常温耐ＳＳＣ性評価試験と同様に、ＮＡＣＥ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａを、試験溶液とする。常温耐ＳＳＣ性評価試験と同様に、鋼材から３本の丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、例えば、径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の長手方向は、常温耐ＳＳＣ性評価試験の場合と同様である。
　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。応力を付加した丸棒試験片が浸漬するように、４℃の試験溶液を試験容器に注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、Ｈ２Ｓガスを試験浴に吹き込み、試験浴に飽和させる。具体的には、試験浴に１ａｔｍのＨ２Ｓガスを吹き込む。Ｈ２Ｓガスを吹き込んだ試験浴を、４℃で７２０時間、保持する。
　常温耐ＳＳＣ性評価試験、及び、低温耐ＳＳＣ性評価試験において、７２０時間保持後、丸棒試験片での硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生の有無を観察する。具体的には、７２０時間保持後の丸棒試験片を、肉眼及び倍率１０倍の投影機を用いて観察する。
　本実施形態の鋼材では、観察の結果、常温耐ＳＳＣ性評価試験の３本全ての丸棒試験片に割れが確認されず、かつ、低温耐ＳＳＣ性評価試験の３本全ての丸棒試験片に割れが確認されない。
　［ＤＣＢ試験］
　ＤＣＢ試験を次の方法で実施する。５．０質量％塩化ナトリウム水溶液を、試験溶液とする。鋼材から、図３Ａに示すＤＣＢ試験片を採取する。
　鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部からＤＣＢ試験片を採取する。この場合、ＤＣＢ試験片の長手方向は、鋼管の管軸方向と平行とする。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部からＤＣＢ試験片を採取する。この場合、ＤＣＢ試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向と平行とする。鋼材が丸鋼である場合、Ｒ／２部からＤＣＢ試験片を採取する。この場合、ＤＣＢ試験片の長手方向は、丸鋼の軸方向と平行とする。鋼材からさらに、図３Ｂに示すクサビを採取する。クサビの厚さｔは、３．１０（ｍｍ）とする。
　図３Ａを参照して、ＤＣＢ試験片のアームの間に、上記クサビを打ち込む。クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を、試験容器に封入する。その後、試験容器に試験溶液を、気相部を残して注入して、試験浴とする。試験浴の量は、試験片１つあたり１Ｌとする。続いて、試験浴にＮ２ガスを３時間吹き込み、試験浴の溶存酸素が２０ｐｐｂ以下になるまで脱気する。
　脱気した試験浴に、Ｈ２Ｓガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とする。具体的には、試験浴に５ａｔｍ（０．５ＭＰａ）のＨ２Ｓガスを吹き込む。試験浴のｐＨは、浸漬中を通して３．５～４．０の範囲とする。試験浴を撹拌しながら、試験容器内を２４±３℃で１４日間（３３６時間）保持する。保持後の試験容器からＤＣＢ試験片を取り出す。
　取り出したＤＣＢ試験片のアーム先端に形成された孔にピンを差し込み、引張試験機で切欠部を開口して、クサビ解放応力Ｐを測定する。さらに、ＤＣＢ試験片の切欠きを液体窒素中で解放させて、試験浴に浸漬中のＤＣＢ試験片の割れ進展長さａを測定する。割れ進展長さａは、ノギスを用いて目視で測定できる。測定したクサビ解放応力Ｐと、割れ進展長さａとに基づいて、次式を用いて破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　上記式において、ｈ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の各アームの高さである。Ｂ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の厚さである。Ｂｎ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片のウェブ厚さである。これらは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２０１６　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに規定されている。
　本実施形態の鋼材では、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の場合、ＤＣＢ試験で求めた破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２５．０ＭＰａ√ｍ以上であれば、ＤＣＢ試験において、優れた破壊靭性が得られたと判断する。１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の場合、ＤＣＢ試験で求めた破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２４．０ＭＰａ√ｍ以上であれば、ＤＣＢ試験において、優れた破壊靭性が得られたと判断する。
　以上をまとめると、次のとおりである。
　１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の場合の「優れた耐ＳＳＣ性が得られる」とは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２０１６　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した２４℃での常温耐ＳＳＣ性評価試験及び４℃での低温耐ＳＳＣ性評価試験において割れが確認されず、かつ、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２０１６　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに準拠したＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２５．０ＭＰａ√ｍ以上であることを意味する。
　１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の場合の「優れた耐ＳＳＣ性が得られる」とは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２０１６　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した２４℃での常温耐ＳＳＣ性評価試験及び４℃での低温耐ＳＳＣ性評価試験において割れが確認されず、かつ、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２０１６　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに準拠したＤＣＢ試験で得られた破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２４．０ＭＰａ√ｍ以上であることを意味する。
　［製造方法］
　本実施形態による鋼材の製造方法の一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。以降に説明する鋼材の製造方法は、本実施形態の鋼材を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する鋼材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼材の製造方法の好ましい一例である。
　本実施形態の継目無鋼管の製造方法の一例は、次の工程を含む。
　（工程１）素材準備工程
　（工程２）熱間加工工程
　（工程３）焼入れ工程
　（工程４）焼戻し工程
　上記製造方法での主な製造条件は、次のとおりである。
　（条件１）工程４において、製造される鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）である場合、式（Ａ）で定義されるＦＡを２５００以下とする。また、工程４において、製造される鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）である場合、式（Ａ）で定義されるＦＡを２４００以下とする。
　ＦＡ＝Ｔ×（－３．０Ｃ＋４．７Ｓｉ－４．４Ｍｎ－２．４Ｃｒ＋２．２Ｍｏ－２．２Ｃｕ－３．２Ｎｉ）×（ｔ／６０）０．５　（Ａ）
　ここで、式（Ａ）中の各元素記号には、鋼材中の対応する元素の質量％での含有量が代入される。Ｔには、焼戻し温度（℃）が代入される。ｔには、焼戻し温度Ｔでの保持時間ｔ（分）が代入される。
　以下、各工程について説明する。
　［（工程１）素材準備工程］
　素材準備工程では、化学組成が特徴１を満たす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。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。
　［（工程２）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。中間鋼材を製造する熱間加工の方法は、特に限定されない。熱間加工は、熱間鍛造であってもよく、熱間押出であってもよく、熱間圧延であってもよい。
　鋼材が鋼管である場合、熱間加工工程は例えば、次のとおりである。素材としてブルーム又はインゴットを用いる場合、初めに、分塊圧延機を用いて、素材に対して分塊圧延を実施し、ビレットを製造する。分塊圧延前の加熱温度は特に限定されないが、例えば、１１００～１３５０℃である。
　分塊圧延により製造されたビレット、又は、素材準備工程の連続鋳造法により製造されたビレットを用いて、マンネスマン法による穿孔圧延を実施する。この場合、初めに、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、例えば、１１００～１３５０℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して穿孔圧延を実施して、中間鋼材（素管）を製造する。穿孔圧延における、穿孔比は特に限定されないが、例えば、１．０～４．０である。穿孔圧延後のビレットに対して、マンドレルミルを用いた延伸圧延を実施する。さらに、必要に応じて、延伸圧延後のビレットに対して、レデューサ又はサイジングミルを用いた定径圧延を実施する。以上の工程により、中間鋼材（素管）を製造する。熱間加工工程での累積の減面率は特に限定されないが、例えば、２０～７０％である。
　鋼材が鋼管である場合、マンネスマン法による穿孔圧延に代えて、ビレットに対して、ユジーン・セジュルネ法、又は、エルハルトプッシュベンチ法（すなわち、熱間押出）を実施して中間鋼材（素管）を製造してもよい。
　鋼材が鋼板である場合、熱間加工工程は例えば、次のとおりである。リバース式の圧延機を用いて、スラブに対して粗圧延を実施して、粗バーを製造する。粗圧延前の加熱温度は特に限定されないが、例えば、１１００～１３５０℃である。さらに、タンデム式の圧延機を用いて、粗バーに対して仕上げ圧延を実施して、中間鋼材（鋼板）を製造する。
　鋼材が丸鋼である場合、熱間加工工程は例えば、次のとおりである。素材としてブルーム又はインゴットを用いる場合、初めに、分塊圧延機を用いて、素材に対して分塊圧延を実施し、ビレットを製造する。分塊圧延前の加熱温度は特に限定されないが、例えば、１１００～１３５０℃である。
　分塊圧延により製造されたビレット、又は、素材準備工程の連続鋳造法により製造されたビレットを加熱する。加熱温度は特に限定されないが、例えば、１１００～１３５０℃である。連続圧延機を用いて、加熱されたビレットに対して仕上げ圧延を実施して、中間鋼材（丸鋼）を製造する。連続圧延機は、上下方向に並んで配置された一対の孔型ロールを有する水平スタンドと、水平方向に並んで配置された一対の孔型ロールを有する垂直スタンドとが交互に配列されている。
　以上の熱間加工により製造された中間鋼材は、空冷されてもよい。熱間加工により製造された中間鋼材はまた、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、熱間加工後に補熱した後焼入れを実施した場合、残留応力を除去することを目的として、次工程の焼入れ工程の前に、応力除去焼鈍（ＳＲ処理）を実施してもよい。
　［（工程３）焼入れ工程］
　焼入れ工程では、熱間加工工程で製造された中間鋼材に対して、焼入れを実施する。焼入れは周知の方法で実施する。具体的には、熱間加工工程後の中間鋼材を熱処理炉に装入し、焼入れ温度で保持する。焼入れ温度はＡＣ３変態点以上とする。しかしながら、焼入れ温度が高すぎれば、旧オーステナイト粒が粗大になる場合がある。したがって、焼入れ温度は例えば、８００～９５０℃である。中間鋼材を焼入れ温度で保持した後、急冷（焼入れ）する。焼入れ温度での保持時間は特に限定されないが、例えば、１０～６０分である。
　焼入れ方法は例えば、水冷又は油冷である。焼入れ方法は特に制限されない。例えば、水槽又は油槽に浸漬して中間鋼材を急冷してもよい。中間鋼材が鋼管である場合、シャワー冷却又はミスト冷却により、鋼管の外面及び／又は内面に対して冷却水を注いだり、噴射したりして、鋼管を急冷してもよい。
　中間鋼材が素管（継目無鋼管）である場合、熱間加工工程後、素管を常温まで冷却することなく、熱間加工直後に焼入れ（直接焼入れ）を実施してもよい。また、熱間加工後の素管の温度が低下する前に補熱炉に装入して焼入れ温度に保持した後、焼入れを実施してもよい。
　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。
　［（工程４）焼戻し工程］
　焼戻し工程では、焼入れ後の中間鋼材に対してさらに、焼戻しを実施する。焼戻し工程では、化学組成に応じて焼戻し温度を適宜調整することにより、鋼材の降伏強度を調整することができる。具体的には、鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）～１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）となるように、焼戻し条件を調整する。
　焼戻し工程では、焼戻し温度Ｔを６６０～７４０℃とし、焼戻し温度Ｔでの保持時間ｔを２０～１８０分とする。焼戻し工程ではさらに、式（Ａ）で定義されるＦＡを強度に応じて調整する。具体的には、製造される鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級である場合、ＦＡを２５００以下とする。製造される鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ級である場合、ＦＡを２４００以下とする。
　ＦＡ＝Ｔ×（－３．０Ｃ＋４．７Ｓｉ－４．４Ｍｎ－２．４Ｃｒ＋２．２Ｍｏ－２．２Ｃｕ－３．２Ｎｉ）×（ｔ／６０）０．５　（Ａ）
　ここで、式（Ａ）中の各元素記号には、鋼材中の対応する元素の質量％での含有量が代入される。Ｔには、焼戻し温度（℃）が代入される。ｔには、焼戻し温度Ｔでの保持時間（分）が代入される。
　上述のとおり、本実施形態の鋼材では、電気化学的要素（式（１）で定義されるＥＥ）と、物理的要素（旧オーステナイト粒の平均円相当径）との相乗効果により、７５８～９６５ＭＰａ未満の高強度であっても、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。ＦＡは、式（２）の分子を構成する電気化学的要素と、式（２）の分母を構成する物理的要素と、鋼材の強度とを適切に調整するための指標である。
　製造される鋼材の強度が１１０ｋｓｉ級である場合、ＦＡが２５００以下であれば、化学組成が特徴１を満たすことを前提として、電気化学的要素、物理的要素、及び、強度の関係を適切に調整できる。そのため、特徴１～特徴３を満たす鋼材を製造できる。
　同様に、製造される鋼材の強度が１２５ｋｓｉ級である場合、ＦＡが２４００以下であれば、化学組成が特徴１を満たすことを前提として、電気化学的要素、物理的要素、及び、強度の関係を適切に調整できる。そのため、特徴１～特徴３を満たす鋼材を製造できる。
　以上の工程により、本実施形態の鋼材を製造できる。なお、上述の製造方法では、本実施形態による鋼材の製造方法の一例を説明した。上述する製造方法以外の製造方法によっても、本実施形態による鋼材は製造される場合がある。この場合であっても、鋼材が特徴１～特徴３を満たせば、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）～１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の高強度と、優れた耐ＳＳＣ性とが得られる。
　実施例により本実施形態の鋼材の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の鋼材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の鋼材はこの一条件例に限定されない。
　実施例１では、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材の耐ＳＳＣ性について調査した。具体的には、表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する鋼材（継目無鋼管）を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１－２中の空白部分は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。なお、各試験番号のＥＥを、表２の「ＥＥ」欄に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　溶鋼を用いて連続鋳造法によりブルームを製造した。その後、ブルームに対して分塊圧延を実施して、直径が３１０ｍｍの丸ビレットを製造した。分塊圧延前の加熱温度は、１１００～１３５０℃であった。
　分塊圧延により製造された丸ビレットに対して、熱間加工を実施した。具体的には、丸ビレットを加熱炉に装入して、１１００～１３５０℃で加熱した。加熱炉から抽出した丸ビレットに対して、マンネスマン法による熱間圧延（熱間加工）を実施して、各試験番号の素管（継目無鋼管）を製造した。このとき穿孔比は１．０～４．０の範囲内であり、熱間加工での累積減面率は２０～７０％の範囲内であった。
　熱間加工後の素管に対して、焼入れを実施した。焼入れでの焼入れ温度（℃）を表２の「焼入れ条件」欄の「焼入れ温度（℃）」に示す。焼入れ温度での保持時間を１５分とした。焼入れ後の素管に対して、焼戻しを実施した。焼戻しでの焼戻し温度Ｔ（℃）を表２の「焼戻し条件」欄の「焼戻し温度Ｔ（℃）」に示す。焼戻し温度Ｔでの保持時間ｔ（分）を表２の「焼戻し条件」欄の「保持時間ｔ（分）」に示す。焼戻しでのＦＡを表２の「ＦＡ」欄に示す。以上の製造工程により、鋼材（継目無鋼管）を製造した。
　［評価試験］
　各試験番号の鋼材（継目無鋼管）に対して、次の評価試験を実施した。
　（試験１）ミクロ組織観察試験
　（試験２）旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄ測定試験
　（試験３）降伏強度評価試験
　（試験４）常温耐ＳＳＣ性評価試験及び低温耐ＳＳＣ性評価試験
　（試験５）ＤＣＢ試験
　以下、各試験について説明する。
　［（試験１）ミクロ組織観察試験］
　各試験番号の鋼材の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの総面積率（％）を、次の方法で求めた。各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の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採取した。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採取した。
　採取した試験片を用いて、上述の［ミクロ組織観察方法］に記載の方法により、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの総面積率（％）を求めた。その結果、いずれの試験番号においても、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの総面積率が９０％以上であった。
　［（試験２）旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄ測定試験］
　各試験番号の鋼材の旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄ（μｍ）を次の方法で求めた。各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の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採取した。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採取した。
　採取した試験片を用いて、上述の［旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄの求め方］に記載の方法により、旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄ（μｍ）を求めた。得られた旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄを、表２中の「Ｄ（μｍ）」欄に示す。
　［（試験３）降伏強度評価試験］
　各試験番号の鋼材の降伏強度（ＭＰａ）を次の方法で求めた。各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の大きさは、平行部直径６．０ｍｍ、標点距離３０．０ｍｍとした。丸棒引張試験片の長手方向は、鋼材（継目無鋼管）の管軸方向と平行とした。
　採取した丸棒引張試験片を用いて、上述の［降伏強度の測定方法］に記載の方法で、降伏強度（ＭＰａ）を求めた。得られた降伏強度を、表２の「ＹＳ（ＭＰａ）」欄に示す。
　［（試験４）常温耐ＳＳＣ性評価試験及び低温耐ＳＳＣ性評価試験］
　各試験番号の鋼材のＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２０１６　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した耐ＳＳＣ性評価試験を、次の方法で実施した。
　上述の［常温耐ＳＳＣ性評価試験］に記載の方法により、２４℃での耐ＳＳＣ性を評価した。なお、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の大きさは、直径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍとした。丸棒試験片の長手方向は、鋼材（継目無鋼管）の管軸方向と平行とした。試験浴には、１ａｔｍのＨ２Ｓガスを吹き込んだ。
　さらに、［低温耐ＳＳＣ性評価試験］に記載の方法により、４℃での耐ＳＳＣ性を評価した。なお、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の大きさは、直径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍとした。丸棒試験片の長手方向は、鋼材（継目無鋼管）の管軸方向と平行とした。試験浴には、１ａｔｍのＨ２Ｓガスを吹き込んだ。
　常温耐ＳＳＣ性評価試験の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかった場合、優れた常温耐ＳＳＣ性が得られたと判断した（表２中の「耐ＳＳＣ性」欄の「２４℃」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表示）。一方、３本の丸棒試験片のうち１本以上で割れが確認された場合、優れた常温耐ＳＳＣ性が得られなかったと判断した（表２中の「耐ＳＳＣ性」欄の「２４℃」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表示）。
　また、低温耐ＳＳＣ性評価試験の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかった場合、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られたと判断した（表２中の「耐ＳＳＣ性」欄の「４℃」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表示）。一方、３本の丸棒試験片のうち１本以上で割れが確認された場合、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られなかったと判断した（表２中の「耐ＳＳＣ性」欄の「４℃」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表示）。
　［（試験５）ＤＣＢ試験］
　各試験番号の鋼材の破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を、上述の［ＤＣＢ試験］に記載の方法で求めた。得られた破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を、表２中の「Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）」欄に示す。
　なお、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から図３Ａに示すＤＣＢ試験片を採取した。ＤＣＢ試験片の長手方向は、鋼材（継目無鋼管）の管軸方向と平行とした。さらに、鋼材から図３Ｂに示すクサビを採取した。クサビの厚さｔは３．１０ｍｍであった。試験浴には、５ａｔｍ（０．５ＭＰａ）のＨ２Ｓガスを吹き込んだ。
　［試験結果］
　表１－１、表１－２及び表２を参照して、試験番号１～１４及び１６～２９の鋼材（継目無鋼管）の化学組成は適切であり、製造方法も適切であった。そのため、これらの試験番号の鋼材では、特徴１～特徴３を満たした。その結果、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られ、かつ、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２５．０ＭＰａ√ｍ以上であった。これらの試験番号の鋼材では、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の高強度を有するにもかかわらず、優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
　一方、試験番号１５では、化学組成は適切であったものの、焼入れ温度が高すぎた。そのため、ＦＮが低すぎた。その結果、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２５．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　試験番号３０では、化学組成が適切であったものの、ＥＥが低すぎた。また、試験番号３１及び３２では、化学組成が適切であったものの、ＥＥが低すぎ、さらに、ＦＮも低すぎた。試験番号３３では、化学組成が適切であったものの、ＥＥが低すぎ、さらに、ＦＡが高すぎた。その結果、ＦＮが低すぎた。そのため、これらの試験番号では、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２５．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　試験番号３４～３６では、化学組成が適切であったものの、製造条件であるＦＡが高すぎた。そのため、ＦＮが低すぎた。そのため、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２５．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　試験番号３７及び３８では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２５．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　試験番号３９では、Ｓｉ含有量が低すぎた。さらに、Ｓｉ含有量が低すぎたため、ＥＥ及びＦＮが低すぎた。そのため、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２５．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　試験番号４０では、Ｍｎ含有量が高すぎた。さらに、Ｍｎ含有量が高すぎたため、ＥＥ及びＦＮが低すぎた。そのため、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２５．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　実施例２では、１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材の耐ＳＳＣ性について調査した。
　表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する鋼材（継目無鋼管）を製造した。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法によりブルームを製造した。その後、ブルームに対して分塊圧延を実施して、直径が３１０ｍｍの丸ビレットを製造した。分塊圧延前の加熱温度は、１１００～１３５０℃であった。
　分塊圧延により製造された丸ビレットに対して、熱間加工を実施した。具体的には、丸ビレットを加熱炉に装入して、１１００～１３５０℃で加熱した。加熱炉から抽出した丸ビレットに対して、マンネスマン法による熱間圧延（熱間加工）を実施して、各試験番号の素管（継目無鋼管）を製造した。このとき穿孔比は１．０～４．０の範囲内であり、熱間加工での累積減面率は２０～７０％の範囲内であった。
　熱間加工後の素管に対して、焼入れを実施した。焼入れでの焼入れ温度（℃）を表３の「焼入れ条件」欄の「焼入れ温度（℃）」に示す。焼入れ温度での保持時間を１５分とした。焼入れ後の素管に対して、焼戻しを実施した。焼戻しでの焼戻し温度Ｔ（℃）を表３の「焼戻し条件」欄の「焼戻し温度Ｔ（℃）」に示す。焼戻し温度Ｔでの保持時間ｔ（分）を表３の「焼戻し条件」欄の「保持時間ｔ（分）」に示す。焼戻しでのＦＡを表３の「ＦＡ」欄に示す。以上の製造工程により、鋼材（継目無鋼管）を製造した。なお、各試験番号のＥＥを表３の「ＥＥ」欄に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　［評価試験］
　実施例１と同様に、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）に対して、次の評価試験を実施した。
　（試験１）ミクロ組織観察試験
　（試験２）旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄ測定試験
　（試験３）降伏強度評価試験
　（試験４）常温耐ＳＳＣ性評価試験及び低温耐ＳＳＣ性評価試験
　（試験５）ＤＣＢ試験
　［（試験１）ミクロ組織観察試験］
　実施例１のミクロ組織観察試験と同じ方法により、各試験番号の鋼材の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの総面積率（％）を求めた。その結果、いずれの試験番号においても、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの総面積率が９０％以上であった。
　［（試験２）旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄ測定試験］
　実施例１の旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄ測定試験と同じ方法により、各試験番号の鋼材の旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄ（μｍ）を求めた。得られた旧オーステナイト粒の平均円相当径Ｄを、表３中の「Ｄ（μｍ）」欄に示す。
　［（試験３）降伏強度評価試験］
　実施例１の降伏強度評価試験と同じ方法により、各試験番号の鋼材の降伏強度（ＭＰａ）を求めた。得られた降伏強度を、表３の「ＹＳ（ＭＰａ）」欄に示す。
　［（試験４）常温耐ＳＳＣ性評価試験及び低温耐ＳＳＣ性評価試験］
　各試験番号の鋼材のＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２０１６　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠した耐ＳＳＣ性評価試験を、次の方法で実施した。
　上述の［常温耐ＳＳＣ性評価試験］に記載の方法により、２４℃での耐ＳＳＣ性を評価した。なお、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の大きさは、直径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍとした。丸棒試験片の長手方向は、鋼材（継目無鋼管）の管軸方向と平行とした。試験浴には、１ａｔｍのＨ２Ｓガスを吹き込んだ。
　さらに、［低温耐ＳＳＣ性評価試験］に記載の方法により、４℃での耐ＳＳＣ性を評価した。なお、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の大きさは、直径６．３５ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍとした。丸棒試験片の長手方向は、鋼材（継目無鋼管）の管軸方向と平行とした。試験浴には、１ａｔｍのＨ２Ｓガスを吹き込んだ。
　常温耐ＳＳＣ性評価試験の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかった場合、優れた常温耐ＳＳＣ性が得られたと判断した（表３中の「耐ＳＳＣ性」欄の「２４℃」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表示）。一方、３本の丸棒試験片のうち１本以上で割れが確認された場合、優れた常温耐ＳＳＣ性が得られなかったと判断した（表３中の「耐ＳＳＣ性」欄の「２４℃」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表示）。
　また、低温耐ＳＳＣ性評価試験の結果、３本全ての丸棒試験片に割れが確認されなかった場合、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られたと判断した（表３中の「耐ＳＳＣ性」欄の「４℃」欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表示）。一方、３本の丸棒試験片のうち１本以上で割れが確認された場合、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られなかったと判断した（表３中の「耐ＳＳＣ性」欄の「４℃」欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表示）。
　［（試験５）ＤＣＢ試験］
　各試験番号の鋼材の破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を、上述の［ＤＣＢ試験］に記載の方法で求めた。得られた破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を、表３中の「Ｋ１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）」欄に示す。
　なお、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央部から図３Ａに示すＤＣＢ試験片を採取した。ＤＣＢ試験片の長手方向は、鋼材（継目無鋼管）の管軸方向と平行とした。さらに、鋼材から図３Ｂに示すクサビを採取した。クサビの厚さｔは３．１０ｍｍであった。試験浴には、５ａｔｍ（０．５ＭＰａ）のＨ２Ｓガスを吹き込んだ。
　［試験結果］
　表１－１、表１－２及び表３を参照して、試験番号１～１２及び１６～２８の鋼材（継目無鋼管）の化学組成は適切であり、製造方法も適切であった。そのため、これらの試験番号の鋼材では、特徴１～特徴３を満たした。その結果、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られ、かつ、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２４．０ＭＰａ√ｍ以上であった。これらの試験番号の鋼材では、１２５ｋｓｉ級（８６２～９６５ＭＰａ未満）の高強度を有するにもかかわらず、優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
　一方、試験番号１３では、化学組成が適切であったものの、ＥＥが低すぎた。また、試験番号１４、２９～３２では、化学組成が適切であったものの、ＥＥが低すぎ、さらに、ＦＮも低すぎた。試験番号３３では、化学組成が適切であったものの、ＥＥが低すぎ、さらに、ＦＡが高すぎた。その結果、ＦＮが低すぎた。そのため、これらの試験番号では、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２４．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　試験番号１５では、化学組成は適切であったものの、焼入れ温度が高すぎた。そのため、ＦＮが低すぎた。そのため、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２４．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　試験番号３４～３６では、化学組成が適切であったものの、製造条件であるＦＡが高すぎた。そのため、ＦＮが低すぎた。そのため、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２４．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　試験番号３７及び３８では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２４．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　試験番号３９では、Ｓｉ含有量が低すぎた。さらに、Ｓｉ含有量が低すぎたため、ＥＥ及びＦＮが低すぎた。そのため、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２４．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　試験番号４０では、Ｍｎ含有量が高すぎた。さらに、Ｍｎ含有量が高すぎたため、ＥＥ及びＦＮが低すぎた。そのため、優れた常温耐ＳＳＣ性、優れた低温耐ＳＳＣ性が得られず、破壊靭性値Ｋ１ＳＳＣが２４．０ＭＰａ√ｍ未満であった。
　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. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．２０～０．３５％、
    　Ｓｉ：０．６０～１．３０％、
    　Ｍｎ：０．０５～０．２５％、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｃｒ：０．２０～１．００％、
    　Ｍｏ：０．１０～１．００％、
    　Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、
    　Ｏ：０．００５０％以下、
    　Ｚｒ：０～０．００４０％、
    　Ｓｂ：０～０．５０％、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、
    　Ｃｏ：０～０．５０％、
    　Ｃａ：０～０．００４０％、
    　Ｍｇ：０～０．００４０％、
    　希土類元素：０～０．００４０％、
    　Ｎｂ：０～０．１５０％、
    　Ｖ：０～０．５００％、
    　Ｂ：０～０．００３０％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　降伏強度が７５８～９６５ＭＰａ未満であり、
    　前記降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満である場合、式（１）で定義されるＥＥが２．７５以上であり、式（２）で定義されるＦＮが０．１８５以上であり、
    　前記降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ未満である場合、前記ＥＥが３．００以上であり、前記ＦＮが０．２００以上である、
    　鋼材。
    　ＥＥ＝－０．２５Ｃ＋２Ｓｉ－５．８Ｍｎ＋２．１Ｃｒ＋Ｍｏ＋４．１Ｚｒ＋２．６Ｓｂ＋０．３Ｃｕ＋０．４Ｎｉ＋１．５Ｃｏ　（１）
    　ＦＮ＝ＥＥ／（Ｄ０．９）　（２）
    　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。式（２）中のＤには、前記鋼材中の旧オーステナイト粒のμｍ単位での平均円相当径が代入される。
  2. 　請求項１に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．００４０％、
    　Ｓｂ：０．０１～０．５０％、
    　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．００４０％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．００４０％、
    　希土類元素：０．０００１～０．００４０％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．１５０％、
    　Ｖ：０．００１～０．５００％、及び、
    　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
    　からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　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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