JP7088305B2 - 鋼材、及び、鋼材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼材、及び、鋼材の製造方法に関し、さらに詳しくは、サワー環境での使用に適した鋼材、及び、鋼材の製造方法に関する。

油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管に代表される油井用の鋼材の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０～９５ｋｓｉ未満、つまり、５５２～６５５ＭＰａ未満）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５～１１０ｋｓｉ未満、つまり、６５５～７５８ＭＰａ未満）の油井用鋼管が広く利用されており、最近ではさらに、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が１１０～１２５ｋｓｉ未満、つまり、７５８～８６２ＭＰａ未満）、及び、１２５ｋｓｉ以上（降伏強度が８６２ＭＰａ以上）の油井用鋼管が求められ始めている。

深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素を含み、酸性化した環境を意味する。なお、サワー環境では、二酸化炭素を含む場合もある。このようなサワー環境で使用される油井用鋼管は、高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。

油井用鋼管に代表される鋼材の耐ＳＳＣ性を高める技術が、特開昭６２－２５３７２０号公報（特許文献１）、特開昭５９－２３２２２０号公報（特許文献２）、特開平６－３２２４７８号公報（特許文献３）、特開平８－３１１５５１号公報（特許文献４）、特開２０００－２５６７８３号公報（特許文献５）、特開２０００－２９７３４４号公報（特許文献６）、特開２００５－３５０７５４号公報（特許文献７）、特表２０１２－５１９２３８号公報（特許文献８）及び特開２０１２－２６０３０号公報（特許文献９）に開示されている。

特許文献１は、Ｍｎ、Ｐ等の不純物を低減して、油井用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献２は、焼入れを２回実施して結晶粒を微細化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。

特許文献３は、誘導加熱熱処理により鋼組織を微細化して、１２５ｋｓｉ級の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献４は、直接焼入れ法を利用して鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼戻し温度を高めることにより、１１０～１４０ｋｓｉ級の鋼管の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。

特許文献５及び特許文献６は、炭化物の形態を制御して１１０～１４０ｋｓｉ級の低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献７は、転位密度と水素拡散係数とを所望の値に制御して、１２５ｋｓｉ級以上の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献８は、０．３～０．５％のＣを含有する低合金鋼に対して、複数回の焼入れを実施することにより、１２５ｋｓｉ級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献９は、２段熱処理の焼戻し工程を採用して、炭化物の形態や個数を制御する方法を提案する。より具体的には、特許文献９では、大型のＭ₃ＣあるいはＭ₂Ｃの個数密度を抑制して、１２５ｋｓｉ級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める。

特開昭６２－２５３７２０号公報 特開昭５９－２３２２２０号公報 特開平６－３２２４７８号公報 特開平８－３１１５５１号公報 特開２０００－２５６７８３号公報 特開２０００－２９７３４４号公報 特開２００５－３５０７５４号公報 特表２０１２－５１９２３８号公報 特開２０１２－２６０３０号公報

しかしながら、上記特許文献１～９に開示された技術以外の技術によって、降伏強度が１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）であり、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材（たとえば油井用鋼管）が得られてもよい。

本開示の目的は、７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材、及び、その鋼材の製造方法を提供することである。

本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．６０～１．８０％、Ｍｏ：０．８０～２．３０％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．５０％、Ｎ：０．００２０～０．０１００％、Ｏ：０．００２０％以下、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、及び、Ｗ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。鋼材中において、ＢＮの個数密度は１０～１００個／１００μｍ²である。鋼材の降伏強度は７５８ＭＰａ以上である。

本開示による鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程では、上記化学組成を有する中間鋼材を準備する。焼入れ工程では、準備工程後、中間鋼材を８８０～１０００℃の焼入れ温度に加熱した後、焼入れ温度から、鋼材のＡ_r3点～鋼材のＡ_c3点－１０℃の急冷開始温度まで、６０～３００秒間冷却した後、急冷開始温度から５０℃／分以上の冷却速度で冷却する。焼戻し工程では、焼入れ工程後、中間鋼材を、６２０～７２０℃で１０～１８０分保持する。

本開示による鋼材は、７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。本開示による鋼材の製造方法は、上述の鋼材を製造することができる。

図１Ａは、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する鋼材における、ＢＮの個数密度と耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。 図１Ｂは、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度を有する鋼材における、ＢＮの個数密度と耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。 図２Ａは、実施形態のＤＣＢ試験で用いるＤＣＢ試験片の側面図及び断面図である。 図２Ｂは、実施形態のＤＣＢ試験で用いるクサビの斜視図である。 図３は、実施形態の焼入れ焼戻し処理におけるヒートパターンを示す模式図である。

本発明者らは、サワー環境での使用が想定された鋼材において、７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の降伏強度を維持しながら、優れた耐ＳＳＣ性を得る方法について調査検討し、次の知見を得た。

鋼材中の転位密度を高めれば、鋼材の降伏強度（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が高まる。しかしながら、転位は水素を吸蔵する可能性がある。そのため、鋼材の転位密度が増加すれば、鋼材が吸蔵する水素量も増加する可能性がある。転位密度を高めた結果、鋼材中の水素濃度が高まれば、高強度は得られても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立するためには、転位密度を利用した高強度化は、好ましくない。

そこで本発明者らは、鋼材の転位密度を高めるのではなく、異なる手法で鋼材の降伏強度を高めれば、鋼材の降伏強度を１１０ｋｓｉ以上まで高めても、優れた耐ＳＳＣ性が得られるのではないかと考えた。そこで本発明者らは、焼戻し軟化抵抗を高める元素に着目し、それらの元素の含有量を高めることで、焼戻し後の鋼材の降伏強度が高められるのではないかと考えた。具体的に、鋼材の化学組成のうち、Ｃｒ含有量を０．６０％以上、Ｍｏ含有量を０．８０％以上、及び、Ｖ含有量を０．０５％以上にすることで、鋼材の降伏強度を高めることについて検討した。

すなわち、本発明者らは、鋼材の化学組成を、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．６０～１．８０％、Ｍｏ：０．８０～２．３０％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．５０％、Ｎ：０．００２０～０．０１００％、Ｏ：０．００２０％以下、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、及び、Ｗ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物にすれば、鋼材の焼戻し軟化抵抗が高まり、焼戻し後の鋼材の降伏強度が高まるため、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度を有する鋼材であっても、サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を得られる可能性があることを見出した。

しかしながら、上述の化学組成を有する鋼材では、鋼材中に粗大な析出物が多数析出する場合がある。本発明者らのさらなる検討の結果、上述の化学組成の鋼材において、鋼材中に粗大な析出物が多数析出した場合、サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性が得られないことが判明した。

すなわち、上述の化学組成を有する鋼材において、粗大な析出物を低減させれば、降伏強度７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）と、サワー環境における優れた耐ＳＳＣ性とを両立できる可能性がある。そこで、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材において、粗大な析出物を低減する方法について、検討を行った。

まず、本発明者らは、粗大な析出物のほとんどが、旧オーステナイト粒の粒界（以下、旧オーステナイト粒を「旧γ粒」、旧オーステナイト粒の粒界を「旧γ粒界」ともいう）に析出すること、及び、後述する焼戻し処理時に析出することを知見した。すなわち、焼戻し処理を実施する前に、旧γ粒界に、耐ＳＳＣ性に影響の少ない微細な析出物を析出させれば、粗大な析出物の生成サイトが低減され、焼戻し処理後の鋼材中において、粗大な析出物を低減でき、サワー環境における鋼材の耐ＳＳＣ性を高められる可能性がある。

そこで本発明者らは、旧γ粒界に偏析しやすく、かつ、微細な析出物を高温で形成しやすい元素について検討した。その結果、本発明者らは、ホウ素（Ｂ）が形成する窒化ホウ素（ＢＮ）であれば、これらの条件を満たす可能性があることを見出した。そこで本発明者らは、上述の化学組成のうちＢに着目し、ＢＮを積極的に析出させることで、粗大な析出物の析出を低減し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高めることについて、詳細に検討した。具体的に、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材を用いて、ＢＮの個数密度と、降伏強度と、耐ＳＳＣ性の指標である破壊靱性値Ｋ_1SSCとの関係を調査した。

［ＢＮの個数密度と耐ＳＳＣ性との関係］
本発明者らは、まず、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材における、ＢＮの個数密度と耐ＳＳＣ性との関係について、詳細に検討した。具体的に図を用いて、上述の化学組成と、１１０ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材における、ＢＮの個数密度と耐ＳＳＣ性との関係を説明する。

図１Ａは、１１０ｋｓｉ級の降伏強度を有する鋼材における、ＢＮの個数密度と耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。図１Ａは、後述する実施例のうち、上述の化学組成と、１１０ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材について、後述する方法によって得られたＢＮの個数密度（個／１００μｍ²）と、後述するＤＣＢ試験によって得られた破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）とを用いて作成した。なお、耐ＳＳＣ性について、破壊靭性値Ｋ_1SSCが２９．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。

図１Ａを参照して、上述の化学組成と、１１０ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材において、ＢＮの個数密度が１０個／１００μｍ²以上であれば、破壊靭性値Ｋ_1SSCが２９．０ＭＰａ√ｍ以上となり、鋼材は優れた耐ＳＳＣ性を示した。一方、上述の化学組成と、１１０ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材において、ＢＮの個数密度が１００個／１００μｍ²を超えれば、破壊靭性値Ｋ_1SSCが２９．０ＭＰａ√ｍ未満となった。すなわち、ＢＮの個数密度が高すぎる場合、かえって、耐ＳＳＣ性が低下した。

すなわち、図１Ａを参照して、上述の化学組成と、１１０ｋｓｉ級の降伏強度とを有する鋼材では、ＢＮの個数密度が１０～１００個／１００μｍ²であれば、破壊靭性値Ｋ_1SSCが２９．０ＭＰａ√ｍ以上となり、鋼材は優れた耐ＳＳＣ性を示すことが明らかになった。

本発明者らはさらに、１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）の降伏強度を有する鋼材における、ＢＮの個数密度と耐ＳＳＣ性との関係についても、詳細に検討した。具体的に図を用いて、上述の化学組成と、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度とを有する鋼材における、ＢＮの個数密度と耐ＳＳＣ性との関係を説明する。

図１Ｂは、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度を有する鋼材における、ＢＮの個数密度と耐ＳＳＣ性との関係を示す図である。図１Ｂは、後述する実施例のうち、上述の化学組成と、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度とを有する鋼材について、後述する方法によって得られたＢＮの個数密度（個／１００μｍ²）と、後述するＤＣＢ試験によって得られた破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）とを用いて作成した。なお、耐ＳＳＣ性について、破壊靭性値Ｋ_1SSCが２７．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。

図１Ｂを参照して、上述の化学組成と、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度とを有する鋼材において、ＢＮの個数密度が１０個／１００μｍ²以上であれば、破壊靭性値Ｋ_1SSCが２７．０ＭＰａ√ｍ以上となり、鋼材は優れた耐ＳＳＣ性を示した。一方、上述の化学組成と、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度とを有する鋼材において、ＢＮの個数密度が１００個／１００μｍ²を超えれば、破壊靭性値Ｋ_1SSCが２７．０ＭＰａ√ｍ未満となった。すなわち、ＢＮの個数密度が高すぎる場合、かえって、耐ＳＳＣ性が低下した。

すなわち、図１Ｂを参照して、上述の化学組成と、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度とを有する鋼材では、ＢＮの個数密度が１０～１００個／１００μｍ²であれば、破壊靭性値Ｋ_1SSCが２７．０ＭＰａ√ｍ以上となり、鋼材は優れた耐ＳＳＣ性を示すことが明らかになった。

なお、ＢＮの個数密度と鋼材の耐ＳＳＣ性との関係について、本発明者らは、次のとおりに考えている。従来、Ｂは鋼材中に固溶させて、鋼材の焼入れ性を高める目的で、鋼材に含有させる。一方、Ｂは旧γ粒界に偏析しやすく、かつ、本実施形態による鋼材のＡ_r3点～Ａ_c3点未満の温度範囲において、Ｎと結合してＢＮを形成する。そのため、本実施形態においては、従来鋼材に固溶させるＢを、あえてＢＮとして析出させることにより、粗大な析出物の生成サイトを、焼戻し処理よりも前に、予め低減することができる。その結果、鋼材中の粗大な析出物が低減され、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まるのではないかと、本発明者らは考えている。

以上より、上述の化学組成を有する鋼材において、ＢＮの個数密度が１０～１００個／１００μｍ²であれば、降伏強度が７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）であっても、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。したがって、本実施形態による鋼材において、ＢＮの個数密度は１０～１００個／１００μｍ²とする。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．６０～１．８０％、Ｍｏ：０．８０～２．３０％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．５０％、Ｎ：０．００２０～０．０１００％、Ｏ：０．００２０％以下、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、及び、Ｗ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。鋼材中において、ＢＮの個数密度は１０～１００個／１００μｍ²である。鋼材の降伏強度は７５８ＭＰａ以上である。

本明細書において、鋼材とは、特に限定されないが、たとえば、鋼管、鋼板である。

本実施形態による鋼材は、７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の降伏強度と、サワー環境における優れた耐ＳＳＣ性とを示す。

上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、希土類元素：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｃｏ：０．０２～０．５０％、及び、Ｗ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

上記鋼材は、油井用鋼管であってもよい。

本明細書において、油井用鋼管はラインパイプ用鋼管であってもよく、油井管であってもよい。油井用鋼管の形状は限定されず、たとえば、継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。油井管は、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。

本実施形態による油井用鋼管は、好ましくは継目無鋼管である。本実施形態による油井用鋼管が継目無鋼管であれば、旧γ粒の粒径（以下、「旧γ粒径」ともいう）が１５～３０μｍであっても、７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立することができる。

本実施形態による鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程では、上記化学組成を有する中間鋼材を準備する。焼入れ工程では、準備工程後、中間鋼材を８８０～１０００℃の焼入れ温度に加熱した後、焼入れ温度から、鋼材のＡ_r3点～鋼材のＡ_c3点－１０℃の急冷開始温度まで、６０～３００秒間冷却した後、急冷開始温度から５０℃／分以上の冷却速度で冷却する。焼戻し工程では、焼入れ工程後、中間鋼材を、６２０～７２０℃で１０～１８０分保持する。

上記製造方法の準備工程は、上記化学組成を有する素材を準備する素材準備工程と、素材を熱間加工して中間鋼材を製造する熱間加工工程とを含んでもよい。

以下、本実施形態による鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［化学組成］
本実施形態による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．１５～０．４５％
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻し時において、炭化物の球状化を促進し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼材の降伏強度が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下し、焼割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１５～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３５％である。

Ｓｉ：０．０５～１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．１０％であり、より好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８５％であり、より好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。

Ｍｎ：０．０１～１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。

Ｐ：０．０３０％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は、粒界に偏析して、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。

Ｓ：０．００５０％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は、粒界に偏析して、鋼材の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％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、より好ましくは０．０００３％である。

Ａｌ：０．００５～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られず、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０６０％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。

Ｃｒ：０．６０～１．８０％
クロム（Ｃｒ）は、焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃｒにより鋼材の焼戻し軟化抵抗が高まればさらに、高温焼戻しが可能となる。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な炭化物が生成し、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．６０～１．８０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．６５％であり、より好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．７５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．６０％であり、より好ましくは１．５５％であり、さらに好ましくは１．５０％である。

Ｍｏ：０．８０～２．３０％
モリブデン（Ｍｏ）は、焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｍｏにより鋼材の焼戻し軟化抵抗が高まればさらに、高温焼戻しが可能となる。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、Ｍｏ₆Ｃ型の炭化物が焼入れ前の加熱によって溶解せず、鋼材中に残存する。その結果、鋼材の焼入れ性が低下し、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．８０～２．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、より好ましくは０．９０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．１０％であり、より好ましくは１．８０％である。

Ｔｉ：０．００２～０．０２０％
チタン（Ｔｉ）は、窒化物を形成し、ピンニング効果により、結晶粒を微細化する。これにより、鋼材の降伏強度が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ窒化物が多量に形成し、ＢＮの析出を低減する。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０．００２～０．０２０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００４％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、より好ましくは０．０１５％である。

Ｖ：０．０５～０．３０％
バナジウム（Ｖ）は、Ｃと結合して炭化物を形成し、析出物強化の効果により、焼戻し軟化抵抗を高める。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。Ｖにより鋼材の焼戻し軟化抵抗が高まればさらに、高温焼戻しが可能となる。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｖ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０５～０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０５％超であり、より好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。

Ｎｂ：０．００２～０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃ及び／又はＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材の組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、Ｃと結合して微細な炭化物を形成する。その結果、鋼材の降伏強度が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００２～０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、より好ましくは０．０３０％である。

Ｂ：０．０００５～０．００４０％
ホウ素（Ｂ）は、Ｎと結合して、鋼材中にＢＮを形成する。その結果、旧γ粒界に析出する粗大な析出物の析出を低減する。Ｂはさらに、鋼材中に固溶して、鋼材の焼入れ性を高める。本実施形態における鋼材では、これらの効果のうち、ＢＮを積極的に析出させることで、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼材中にＢＮが多量に形成され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。Ｂ含有量が高すぎればさらに、鋼材中に粗大なＢＮが形成され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、より好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。

Ｃｕ：０．０１～０．５０％
銅（Ｃｕ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｃｕ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは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。

Ｎｉ：０．０１～０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の降伏強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部的な腐食を促進させ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは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。

Ｎ：０．００２０～０．０１００％
窒素（Ｎ）は、Ｂと結合して、鋼材中にＢＮを形成する。その結果、旧γ粒界に析出する粗大な析出物を低減する。Ｎはさらに、Ｔｉと結合して微細窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。Ｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼材中にＢＮが多量に形成され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。Ｎ含有量が高すぎればさらに、鋼材中に粗大なＢＮが形成され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．００２０～０．０１００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、より好ましくは０．００７０％である。

Ｏ：０．００２０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは粗大な酸化物を形成し、鋼材の耐食性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１８％であり、より好ましくは０．００１５％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、より好ましくは０．０００３％である。

本実施形態による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素について］
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材中の硫化物の形態を制御して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。

Ｃａ：０～０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。

Ｍｇ：０～０．０１００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。

Ｚｒ：０～０．０１００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。

希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。そのため、Ｐの偏析に起因した、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは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、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種又は２種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ及びＷからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、サワー環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。これにより、これらの元素は鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。

Ｃｏ：０～０．５０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏはサワー環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。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、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の降伏強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。

Ｗ：０～０．５０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗはサワー環境中で保護性の腐食被膜を形成し、水素侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｗが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。

［ＢＮについて］
本実施形態による鋼材は、鋼材中において、ＢＮの個数密度が１０～１００個／１００μｍ²である。なお、本明細書において、ＢＮとは、円相当径が１０～１００ｎｍであり、本実施形態による鋼材の化学組成のうち、Ｂ、Ｎ、シートメッシュ由来の元素、及び、カーボン蒸着膜（レプリカ膜）由来の元素を除く元素が検出されない析出物を意味する。なお、本明細書において、円相当径とは、組織観察における視野面において、特定された析出物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。

上述のとおり、本実施形態による鋼材は、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖ含有量を調整して、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高めている。すなわち、化学組成を上述のとおりに調整することで、焼戻し後の降伏強度を高めている。一方、上述の化学組成を有する鋼材では、旧オーステナイト粒界（旧γ粒界）に粗大な析出物が確認される場合がある。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。

そこで、本実施形態による鋼材は、鋼材中において、ＢＮを分散させる。上述のとおり、Ｂは旧γ粒界に偏析しやすい。Ｂはさらに、Ｎと結合してＢＮを形成し、鋼材中に析出する。そのため、ＢＮを積極的に析出させることにより、粗大な析出物の析出を妨害することができる。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性を高めることができる。一方、ＢＮが多数析出しすぎれば、かえって鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。この理由について本発明者らは、析出物が多すぎることにより、鋼材が脆化するためと考えている。

したがって、本実施形態による鋼材は、鋼材中において、ＢＮの個数密度が１０～１００個／１００μｍ²である。鋼材中におけるＢＮの個数密度の好ましい下限は１２個／１００μｍ²である。鋼材中におけるＢＮの個数密度の好ましい上限は９０個／１００μｍ²であり、より好ましくは８０個／１００μｍ²である。

本実施形態による鋼材中における、ＢＮの個数密度は、次の方法で求めることができる。本実施形態による鋼材から、抽出レプリカ作成用のミクロ試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部からミクロ試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部からミクロ試験片を採取する。ミクロ試験片の表面を鏡面研磨した後、ミクロ試験片を２５±１℃の３．０％ナイタール腐食液に６００秒浸漬し、表面を腐食する。腐食させた表面を、カーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆ったミクロ試験片を、２５±１℃の５．０％ナイタール腐食液に１２００秒浸漬する。浸漬したミクロ試験片から、蒸着膜を剥離する。ミクロ試験片から剥離した蒸着膜を、エタノールで洗浄した後、Ｃｕ製のシートメッシュですくい取り、乾燥する。

この蒸着膜（レプリカ膜）を、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。具体的には、任意の４箇所を特定し、観察倍率を３万倍とし、加速電圧を２００ｋＶとして観察し、写真画像を生成する。さらに、同一の観察視野に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：以下、「ＥＤＳ」ともいう）による元素分析を行い、元素マップを生成する。なお、各視野は、５μｍ×５μｍである。さらに、析出物は、コントラストから特定でき、円相当径が１０～１００ｎｍであることは、得られた写真画像に対して画像解析を行うことによって特定できる。

なお、ＥＤＳでは、装置の特性上、本実施形態による鋼材の化学組成のうち、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ等、Ｂ及びＮを除く元素は検出されるが、Ｂ及びＮは検出されない場合がある。しかしながら、円相当径１０～１００ｎｍの析出物のうち、本実施形態による鋼材の化学組成のうち、Ｂ及びＮを除く元素を含まない析出物は、ほとんどがＢＮである。本実施形態ではさらに、上述のとおり、ＥＤＳによる元素分析を行う際、Ｃｕ製のシートメッシュを用いる。そのため、本実施形態のＥＤＳによる元素分析では、Ｃｕが不純物レベルを超えて検出される。本実施形態ではさらに、上述のとおり、カーボン蒸着膜（レプリカ膜）に捕捉した析出物に対して、ＥＤＳによる元素分析を行う。そのため、本実施形態のＥＤＳによる元素分析では、Ｃが不純物レベルを超えて検出される場合もある。

以上より、本実施形態では、ＢＮは、円相当径が１０～１００ｎｍであり、本実施形態による鋼材の化学組成のうち、Ｂ、Ｎ、シートメッシュ由来の元素、及び、カーボン蒸着膜（レプリカ膜）由来の元素を除く元素が検出されない析出物と定義する。なお、Ｂ、Ｎ、シートメッシュ由来の元素、及び、カーボン蒸着膜（レプリカ膜）由来の元素は、ＥＤＳによって検出される場合もあるし、検出されない場合もある。たとえば、円相当径が１０～１００ｎｍであり、ＥＤＳによってシートメッシュ由来の元素のみが検出された析出物は、ＢＮであると判断する。たとえばさらに、円相当径が１０～１００ｎｍであり、Ｂ、Ｎ、シートメッシュ由来の元素、及び、カーボン蒸着膜（レプリカ膜）由来の元素が検出され、その他の元素が検出されない析出物も、ＢＮであると判断する。すなわち、本実施形態では、円相当径が１０～１００ｎｍであり、Ｂ、Ｎ、シートメッシュ由来の元素、及び、カーボン蒸着膜（レプリカ膜）由来の元素からなる群から選択される１種又は２種以上のみがＥＤＳによって検出され、他の元素がＥＤＳによって検出されない析出物をＢＮと判断する。本実施形態ではさらに、円相当径が１０～１００ｎｍであり、ＥＤＳによって何も検出されない析出物も、ＢＮと判断する。

なお、上述のとおり、本実施形態では、シートメッシュ由来の元素とは、Ｃｕである。本実施形態ではさらに、カーボン蒸着膜（レプリカ膜）由来の元素とは、Ｃである。したがって、本実施形態では、ＢＮは、実質的に、円相当径が１０～１００ｎｍであり、本実施形態による鋼材の化学組成のうち、Ｂ、Ｎ、Ｃｕ、及び、Ｃを除く元素が検出されない析出物を意味する。なお、本明細書において、「本実施形態による鋼材の化学組成のうち、Ｂ、Ｎ、Ｃｕ、及び、Ｃを除く元素が検出されない」とは、ＥＤＳによる元素分析において、本実施形態による鋼材の化学組成のうち、Ｂ、Ｎ、Ｃｕ、及び、Ｃを除く元素が、不純物レベルを超えて検出されないことを意味する。

なお、ＴＥＭ観察時に用いるシートメッシュは、Ｃｕ以外の元素で構成される場合もある。たとえば、Ｎｉ製のシートメッシュを用いた場合、ＥＤＳによる元素分析において、Ｎｉが不可避に検出される。この場合、ＢＮは、円相当径が１０～１００ｎｍであり、本実施形態による鋼材の化学組成のうち、Ｂ、Ｎ、Ｎｉ、及び、Ｃを除く元素が検出されない析出物を意味する。

本実施形態では、具体的に、上述の写真画像から特定された円相当径１０～１００ｎｍの析出物と、元素マップとを比較して、円相当径１０～１００ｎｍの析出物のうち、本実施形態による鋼材の化学組成のうち、Ｂ、Ｎ、Ｃｕ、及び、Ｃを除く元素が検出されない析出物（ＢＮ）を特定する。４視野において特定されたＢＮの総個数と、４視野の総面積とに基づいて、ＢＮの個数密度（個／１００μｍ²）を求めることができる。

［鋼材の降伏強度］
本実施形態による鋼材の降伏強度は７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）である。本明細書でいう降伏強度は、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。本実施形態による鋼材は、降伏強度が１１０ｋｓｉ以上であっても、上述の化学組成、及び、ＢＮの個数密度を満たすことで、サワー環境において優れた耐ＳＳＣ性を有する。

本実施形態による鋼材の降伏強度は、次の方法で求めることができる。ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の圧延方向と平行である。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。

［ミクロ組織］
本実施形態による鋼材のミクロ組織は、主として焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。具体的に、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト、又は、パーライトである。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上を含有すれば、本実施形態の他の規定を満たすことを条件に、降伏強度が７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）となる。

焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計は、ミクロ組織観察によって求めることができる。鋼材が鋼板の場合は、板厚中央部から圧延方向１０ｍｍ、板厚方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、鋼材が厚さ１０ｍｍ未満の鋼板の場合、圧延方向１０ｍｍ、板厚方向に鋼板の厚さの観察面を有する試験片を切り出す。鋼材が鋼管の場合は、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、管径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、鋼材が肉厚１０ｍｍ未満の鋼管の場合、管軸方向１０ｍｍ、管径方向に鋼管の肉厚の観察面を有する試験片を切り出す。観察面を鏡面に研磨した後、試験片を２％ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は４００μｍ²（倍率５０００倍）である。

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、その他の相（フェライト、又は、パーライト）とは、コントラストから区別できる。したがって、各視野において、コントラストに基づいて焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定された焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計を求める。本実施形態において、すべての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率とする。

［旧オーステナイト粒径］
本実施形態による鋼材のミクロ組織において、旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）は特に限定されない。鋼材が油井用鋼管である場合、ミクロ組織における好ましい旧γ粒径は３０μｍ以下である。鋼材は通常、旧γ粒径が微細であれば、降伏強度及び耐ＳＳＣ性が安定して高まる。しかしながら、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成、及び、ＢＮの個数密度を満たすことにより、旧γ粒径が１５～３０μｍであっても、７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する。

旧γ粒径は、次の方法で求めることができる。鋼材が鋼板の場合は、板厚中央部から圧延方向１０ｍｍ、板厚方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、鋼材が厚さ１０ｍｍ未満の鋼板の場合、圧延方向１０ｍｍ、板厚方向に鋼板の厚さの観察面を有する試験片を切り出す。鋼材が鋼管の場合は、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、管径方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。なお、鋼材が肉厚１０ｍｍ未満の鋼管の場合、管軸方向１０ｍｍ、管径方向に鋼管の肉厚の観察面を有する試験片を切り出す。試験片を樹脂に埋め込み、観察面を鏡面に研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液に６０秒程度浸漬して、エッチングにより旧γ粒界を現出する。

エッチングした観察面を、ＳＥＭを用いて、二次電子像にて１０視野観察し、写真画像を生成する。生成した写真画像から、旧γ粒の面積をそれぞれ求め、求めた面積から、旧γ粒の円相当径を求める。１０視野において求めた旧γ粒の円相当径の算術平均値を、旧γ粒径（μｍ）と定義する。

［鋼材の形状］
本実施形態による鋼材の形状は特に限定されない。鋼材はたとえば鋼管、鋼板である。鋼材が油井用鋼管である場合、好ましい肉厚は９～６０ｍｍである。より好ましくは、本実施形態による鋼材は、厚肉の継目無鋼管としての使用に適する。より具体的には、本実施形態による鋼材が１５ｍｍ以上、さらに、２０ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管であっても、優れた強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを示す。

［鋼材の耐ＳＳＣ性］
本実施形態による鋼材では、降伏強度ごとに、優れた耐ＳＳＣ性を規定する。なお、本実施形態による鋼材の耐ＳＳＣ性は、いずれの降伏強度においても、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験によって評価できる。

［降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合の耐ＳＳＣ性］
鋼材の降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０～１２５ｋｓｉ未満、１１０ｋｓｉ級）である場合、鋼材の耐ＳＳＣ性は、次の方法で評価できる。５．０質量％塩化ナトリウム水溶液を、試験溶液とする。本実施形態による鋼材から、図２Ａに示すＤＣＢ試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から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。ＤＣＢ試験片の長手方向は、鋼材の圧延方向と平行である。本実施形態による鋼材からさらに、図２Ｂ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２Ａ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、試験容器に上記試験溶液を、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、５気圧（０．５ＭＰａ）のＨ₂Ｓガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とする。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、式（１）を用いて破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）を求める。

なお、式（１）において、ｈ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の各アームの高さであり、Ｂ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の厚さであり、Ｂｎ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片のウェブ厚さである。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている。本実施形態による鋼材は、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、上記ＤＣＢ試験で求めた破壊靭性値Ｋ_1SSCが２９．０ＭＰａ√ｍ以上である。

［降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合の耐ＳＳＣ性］
鋼材の降伏強度が８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）である場合、鋼材の耐ＳＳＣ性は、次の方法で評価できる。５．０質量％塩化ナトリウムと２．５質量％酢酸と０．４１質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を、試験溶液とする。降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合と同様に、本実施形態による鋼材から、図２Ａに示すＤＣＢ試験片と、図２Ｂに示すクサビとを採取する。なお、クサビの厚さｔは、３．１０（ｍｍ）とする。

降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合と同様に、アームの間に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、試験容器に上記試験溶液を、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、０．３気圧（０．０３ＭＰａ）のＨ₂Ｓと、０．７気圧（０．０７ＭＰａ）のＣＯ₂との混合ガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とする。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１７日間（４０８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。

降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満の場合と同様に、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、式（１）を用いて破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）を求める。本実施形態による鋼材は、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の場合、上記ＤＣＢ試験で求めた破壊靭性値Ｋ_1SSCが２７．０ＭＰａ√ｍ以上である。

［製造方法］
本実施形態による鋼材の製造方法を説明する。本実施形態による鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程は素材準備工程と、熱間加工工程とを含んでもよい。以下、本実施形態による鋼材の一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。継目無鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、継目無鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。なお、本実施形態による鋼材の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。以下、各工程について詳述する。

［準備工程］
準備工程は、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材が上記化学組成を有していれば、製造方法は特に限定されない。ここでいう中間鋼材は、最終製品が鋼板の場合は、板状の鋼材であり、最終製品が鋼管の場合は素管である。

準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。

［素材準備工程］
素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて素材を製造する。素材の製造方法は特に限定されず、周知の方法でよい。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、鋼片（ビレット）を製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間鋼材を製造する。鋼材が鋼管である場合、中間鋼材は素管に相当する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。熱間加工の方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。

他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉鋼材である場合、エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。素管の肉厚は特に限定されないが、たとえば、９～６０ｍｍである。

熱間加工により製造された素管は空冷されてもよい（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された素管はまた、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施したり、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。ただし、直接焼入れ、又は、補熱後に焼入れを実施する場合、焼割れの抑制を目的として、焼入れ途中に冷却を停止したり、緩冷却を実施したりする方が好ましい。

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する場合、残留応力を除去することを目的として、焼入れ後であって次工程の熱処理（焼戻し等）前に、応力除去焼鈍（ＳＲ処理）を実施することが好ましい。

以上のとおり、準備工程では中間鋼材を準備する。中間鋼材は、上述の好ましい工程により製造されてもよいし、第三者により製造された中間鋼材、又は、後述の焼入れ工程及び焼戻し工程が実施される工場以外の他の工場、他の事業所にて製造された中間鋼材を準備してもよい。以下、焼入れ工程について詳述する。

［焼入れ工程］
焼入れ工程では、準備された中間鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、一旦Ａ_c3点以上に加熱した後、Ａ_r3点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。なお、焼入れでは、ミクロ組織のほとんどがオーステナイトである中間鋼材を急冷する。その結果、焼入れ後において、ミクロ組織のほとんどが、マルテンサイト及び／又はベイナイトである中間鋼材が得られる。すなわち、中間鋼材のミクロ組織のほとんどがオーステナイトとなっていなければ、中間鋼材を急冷しても、焼入れの効果は得られない。そのため、焼入れでは、通常、急冷の前に、中間鋼材を一旦Ａ_c3点以上まで加熱する。

図３は、本実施形態の製造方法における、焼入れ工程及び焼戻し工程のヒートパターンを示す模式図である。図３では、中間鋼材に対して焼入れ処理（図３中の「Ｑ」）を実施した後、中間鋼材に対して焼戻し処理（図３中の「Ｔ」）を実施する。以下、図３を参照して、本実施形態による焼入れ工程を説明する。

具体的に、従来の焼入れ工程のヒートパターンを、図３中の点線で示す。一方、本実施形態による焼入れ工程のヒートパターンを、図３中の実線で示す。図３を参照して、従来の焼入れ工程では、中間鋼材はＡ_c3点以上（図３中のＨ₁）に加熱される。上述のとおり、中間鋼材をＡ_c3点以上まで加熱することにより、中間鋼材のミクロ組織がオーステナイトとなる。続いて、中間鋼材はＡ_c3点以上で保持された後、Ａ_c3点以上（図３中のＣ₁）から急冷される。

一方、本実施形態による焼入れ工程では、中間鋼材は従来と同様に、Ａ_c3点以上（図３中のＨ₁）に加熱される。続いて、中間鋼材はＡ_c3点以上（図３中のＣ₁）から、Ａ_r3点～Ａ_c3点－１０℃（図３中のＣ₂）まで、第１の冷却が実施される。第１の冷却後、中間鋼材はＡ_r3点～Ａ_c3点－１０℃（図３中のＣ₂）から第２の冷却が実施される。

図３に示すように、本実施形態による焼入れ工程では、中間鋼材を加熱して保持する工程（加熱保持工程）と、中間鋼材を加熱保持した温度からＡ_r3点～Ａ_c3点－１０℃まで冷却する工程（第１の冷却工程）と、中間鋼材をＡ_r3点～Ａ_c3点－１０℃から急冷する工程（第２の冷却工程）とを有する。以下、各工程について詳述する。

［加熱保持工程］
加熱保持工程では、中間鋼材をＡ_c3点以上まで加熱する。具体的に、本実施形態による加熱保持工程では、焼入れ前の加熱温度（すなわち、焼入れ温度）は、８８０～１０００℃である。本明細書において、焼入れ温度とは、熱間加工後に中間鋼材を再加熱するために用いる、補熱炉又は熱処理炉の温度に相当する。

焼入れ温度が高すぎれば、旧γ粒径が大きくなりすぎる場合がある。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、焼入れ温度が低すぎれば、焼入れ後にマルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならない場合がある。この場合、鋼材は本実施形態に記載の機械的特性が得られない。したがって、本実施形態における焼入れ工程では、焼入れ温度は８８０～１０００℃である。

［第１の冷却工程］
第１の冷却工程では、加熱工程後の中間鋼材を、加熱された中間鋼材の温度（すなわち、焼入れ温度）から、後述する第２の冷却工程における急冷開始温度まで、６０～３００秒間冷却する。

上述のとおり、本実施形態による化学組成を有する鋼材では、旧γ粒界に粗大な析出物が生成する場合がある。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、ＢＮは本実施形態による鋼材のＡ_r3点～Ａ_c3点未満の温度範囲で鋼材中に形成される。ＢＮはさらに、旧γ粒界に形成されやすい。すなわち、Ａ_r3点～Ａ_c3点未満の温度範囲で中間鋼材をある程度維持すれば、中間鋼材中にＢＮが析出し、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。

そこで本実施形態による第１の冷却工程では、中間鋼材を、焼入れ温度から急冷開始温度まで、６０～３００秒間冷却する。上述のとおり、本実施形態による焼入れ温度はＡ_c3点以上である。さらに、本実施形態による急冷開始温度は鋼材のＡ_r3点～鋼材のＡ_c3点－１０℃である。そのため、焼入れ温度から急冷開始温度まで、６０～３００秒間かけて冷却することで、Ａ_r3点～Ａ_c3点未満の温度範囲に中間鋼材がある程度維持される。その結果、中間鋼材中に、ＢＮを析出させることができる。

以上のとおり、本実施形態による焼入れ工程では、中間鋼材中にＢＮを積極的に析出させる。第１の冷却工程においてＢＮを析出させておくことで、後述する焼戻し工程において、粗大な析出物が析出するのを妨害することができる。その結果、本実施形態による鋼材は、粗大な析出物が低減され、優れた耐ＳＳＣ性を示す。

焼入れ温度から急冷開始温度まで中間鋼材の温度を冷却する時間（第１の冷却時間）が短すぎれば、鋼材中にＢＮが十分に形成されない。そのため、鋼材中のＢＮの個数密度が低くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ性が得られない。一方、第１の冷却時間が長すぎれば、鋼材中にＢＮが形成されすぎる。この場合、鋼材中のＢＮの個数密度が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ性が得られない。

したがって、本実施形態における第１の冷却工程では、第１の冷却時間は６０～３００秒である。第１の冷却時間の好ましい下限は６５秒であり、より好ましくは７０秒である。第１の冷却時間の好ましい上限は２５０秒であり、より好ましくは２００秒である。

なお、第１の冷却工程における冷却方法は、上述の焼入れ温度から急冷開始温度まで６０～３００秒で冷却できればよく、特に限定されない。本実施形態による第１の冷却工程における冷却方法は、たとえば、空冷、放冷、又は、徐冷である。

［第２の冷却工程］
第２の冷却工程では、第１の冷却工程によって冷却された中間鋼材を急冷する。本実施形態による第２の冷却工程では、急冷を開始する温度（すなわち、急冷開始温度）は、Ａ_r3点～Ａ_c3点－１０℃である。本明細書において、急冷開始温度とは、中間鋼材を急冷する冷却設備の入側における、中間鋼材の表面温度を意味する。

急冷開始温度が低すぎれば、焼入れ後にマルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならない場合がある。この場合、鋼材は本実施形態に記載の機械的特性が得られない。一方、急冷開始温度が高すぎれば、ＢＮが析出する温度範囲（Ａ_r3点～Ａ_c3点）で、中間鋼材の温度を維持する時間が短くなる。この場合、鋼材中にＢＮが十分に形成されず、鋼材の耐ＳＳＣ性が得られない。

したがって、本実施形態による第２の冷却工程では、急冷開始温度はＡ_r3点～Ａ_c3点－１０℃である。急冷開始温度の好ましい下限はＡ_r3点＋５℃であり、より好ましくはＡ_r3点＋１０℃である。急冷開始温度の好ましい上限はＡ_c3点－１５℃であり、より好ましくはＡ_c3点－２０℃である。

第２の冷却工程における、中間鋼材の急冷方法は、たとえば、焼入れ開始温度から中間鋼材（素管）を連続的に冷却し、素管の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に中間鋼材を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により中間鋼材を加速冷却する方法である。

第２の冷却工程における冷却速度が遅すぎれば、焼入れ後にマルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならない場合がある。この場合、鋼材は本実施形態に記載の機械的特性が得られない。したがって、上述のとおり、本実施形態による鋼材の製造方法では、第２の冷却工程において、中間鋼材を急冷する。具体的には、第２の冷却工程において、焼入れ時の中間鋼材（素管）の表面温度がＡ_r3点～５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度と定義する。

本実施形態の焼入れ工程において、焼入れ時冷却速度は５０℃／分以上である。焼入れ時冷却速度の好ましい下限は１００℃／分である。焼入れ時冷却速度の上限は特に規定しないが、たとえば、６００００℃／分である。

本実施形態による鋼材は、上述のとおり、上述の化学組成、及び、ＢＮの個数密度を満たすことにより、１５～３０μｍの旧γ粒径であっても、７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の降伏強度と、サワー環境における優れた耐ＳＳＣ性とを有する。なお、本実施形態による焼入れは１回のみ実施されてもよい。一方、中間鋼材に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れを実施してもよい。この場合、鋼材のオーステナイト粒が微細化されるため、鋼材の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。複数回焼入れ処理を実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準及び焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。以下、焼戻し工程について詳述する。

［焼戻し工程］
焼戻し工程では、上記焼入れ工程後の中間鋼材に対して、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材をＡ_c1点以下で再加熱して、保持することを意味する。具体的には、図３に示すとおり、本実施形態による焼戻し工程において、焼戻し温度はＡ_c1点以下である。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する中間鋼材に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度を７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）に調整する。ここで、焼戻し温度とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。

上述のとおり、本実施形態による焼戻し工程では、焼戻し温度はＡ_c1点以下とする。具体的には、本実施形態による焼戻し工程では、焼戻し温度を６２０～７２０℃とする。焼戻し温度が６２０℃以上であれば、炭化物が十分に球状化され、耐ＳＳＣ性がさらに高まる。焼戻し温度の好ましい下限は６３０℃であり、より好ましくは６５０℃である。焼戻し温度のより好ましい上限は７１５℃であり、さらに好ましくは７１０℃である。

本明細書において、焼戻しの保持時間（焼戻し時間）とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の炉に中間鋼材を挿入してから、取り出すまでの時間を意味する。焼戻し時間が短すぎれば、焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体のミクロ組織が得られない場合がある。一方、焼戻し時間が長すぎれば、上記効果は飽和する。焼戻し時間が長すぎればさらに、所望の降伏強度が得られない場合がある。したがって、本実施形態の焼戻し工程において、焼戻し時間は１０～１８０分とするのが好ましい。焼戻し時間のより好ましい下限は１５分である。焼戻し時間のより好ましい上限は１２０分であり、さらに好ましくは１００分である。

なお、鋼材が鋼管である場合、他の形状と比較して、焼戻しの保持中に、鋼管の温度にばらつきが発生しやすい。したがって、鋼材が鋼管である場合、焼戻し時間は１５～１８０分とするのが好ましい。本実施形態の化学組成の鋼材において、上記焼戻し温度と上記保持時間とを適宜調整することにより、降伏強度を７５８ＭＰａ以上にすることは、当業者であれば十分に可能である。

以上の製造方法によって、本実施形態による鋼材を製造することができる。なお、上述の製造方法では、一例として継目無鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態による鋼材は、鋼板や他の形状であってもよい。鋼板や他の形状の製造方法も、上述の製造方法と同様に、たとえば、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。さらに、上述の製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。

以下、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。

実施例１では、７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）の降伏強度を有する鋼材について、耐ＳＳＣ性を調査した。具体的に、表１に示す化学組成を有する、溶鋼を製造した。

鋼Ａ～Ｍの溶鋼をＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅｎ）にて精錬した後、連続鋳造法によって試験番号１－１～１－１３のビレットを製造した。製造したビレットを１２５０℃で１時間保持した後、マンネスマン－マンドレル方式による熱間圧延（熱間加工）を実施して、素管（継目無鋼管）を製造した。熱間圧延後の試験番号１－１～１－１３の素管を放冷し、素管温度を常温（２５℃）とした。

放冷後の試験番号１－１～１－１３の素管を加熱して、表２に示す焼入れ温度（℃）で２０分間保持した。ここで、再加熱を実施した炉の温度を、焼入れ温度（℃）とした。再加熱後の試験番号１－１～１－１３の素管を放冷した後、水冷設備により水冷した。試験番号１－１～１－１３の素管が、再加熱を実施した炉から出て、水冷設備に入るまでの時間を、「第１の冷却時間（秒）」として、表２に示す。水冷設備の入側に設置した放射温度計により測定した、試験番号１－１～１－１３の素管の表面温度を「急冷開始温度（℃）」として、表２に示す。なお、試験番号１－１～１－１３の素管のＡ_c3点は、いずれも８５０℃～８７０℃の範囲にあり、試験番号１－１～１－１３の素管のＡ_r3点は、いずれも６５０～７００℃の範囲にあった。

水冷設備の出側に設置した放射温度計により測定した、試験番号１－１～１－１３の素管の表面温度は、いずれも１００℃未満であった。試験番号１－１～１－１３の素管の第２の冷却工程における冷却速度は、急冷開始温度と、水冷設備の出側における、試験番号１－１～１－１３の素管の表面温度と、水冷設備の入側から出側までの時間から求めた。求めた試験番号１－１～１－１３の第２の冷却工程における冷却速度は、いずれも１０℃／秒以上であった。そのため、試験番号１－１～１－１３の焼入れ時冷却速度は、いずれも１０℃／秒以上（すなわち、６００℃／分以上）であるとみなした。続いて、表２に示す焼戻し温度で１００分間保持する焼戻しを実施して、試験番号１－１～１－１３の鋼管（継目無鋼管）を製造した。なお、表２に示す焼戻し温度はいずれも、対応する鋼のＡ_c1点よりも低かった。

［評価試験］
上記の焼戻し後の試験番号１－１～１－１３の鋼管に対して、以下に説明するミクロ組織観察、ＢＮ個数密度測定試験、引張試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。

［ミクロ組織観察］
試験番号１－１～１－１３の鋼管について、上述の方法で旧γ粒径を測定した。試験番号１－１～１－１３の鋼管の、旧γ粒径（μｍ）を表２に示す。

［ＢＮ個数密度測定試験］
試験番号１－１～１－１３の鋼管について、上述の測定方法により、ＢＮの個数密度を測定及び算出した。なお、ＴＥＭは日本電子株式会社製ＪＥＭ－２０１０で、加速電圧は２００ｋＶとした。試験番号１－１～１－１３の鋼管の、ＢＮの個数密度（個／１００μｍ²）を表２に示す。

［引張試験］
試験番号１－１～１－１３の鋼管について、上述の方法により降伏強度を測定した。具体的に、引張試験をＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して行った。各試験番号の鋼管の肉厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒試験片を作製した。丸棒試験片の軸方向は、鋼管の圧延（管軸）方向と平行であった。試験番号１－１～１－１３の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、試験番号１－１～１－１３の鋼板の降伏強度（ＭＰａ）と引張強度（ＭＰａ）とを得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、各試験番号の降伏強度と定義した。引張試験で得られた一様伸び中の最大応力を、各試験番号の引張強度と定義した。得られた降伏強度を「ＹＳ（ＭＰａ）」として、引張強度を「ＴＳ（ＭＰａ）」として、表２に示す。

［鋼材の耐ＳＳＣ性評価試験］
試験番号１－１～１－１３の鋼管を用いて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施して、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、試験番号１－１～１－１３の鋼管の肉厚中央部から、図２Ａに示すＤＣＢ試験片を３本ずつ採取した。ＤＣＢ試験片の長手方向が鋼管の圧延（管軸）方向と平行となるよう採取した。試験番号１－１～１－１３の鋼管からさらに、図２Ｂ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。ＤＣＢ試験片のアームの間に、上記クサビを打ち込んだ。

試験溶液には、５．０質量％塩化ナトリウム水溶液を用いた。クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を封入した試験容器に、気相部を残して試験溶液を注入し、試験浴とした。試験浴の量は、試験片１つあたり１Ｌとした。

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した。脱気した試験浴に、５気圧（０．５ＭＰａ）のＨ₂Ｓガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とした。試験浴のｐＨは、浸漬中を通して３．５～４．０の範囲とした。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）保持した。保持後の試験容器からＤＣＢ試験片を取り出した。

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を測定した。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を測定した。割れ進展長さａは、ノギスを用いて目視で測定した。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、式（１）を用いて破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）を求めた。求めた３つの破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）の算術平均値を求め、その試験番号の鋼管の破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）と定義した。

なお、式（１）において、ｈ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の各アームの高さであり、Ｂ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片の厚さであり、Ｂｎ（ｍｍ）はＤＣＢ試験片のウェブ厚さである。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている。

［試験結果］
表２に試験結果を示す。

表１及び表２を参照して、試験番号１－１～１－９の鋼管の化学組成は適切であり、ＢＮの個数密度は１０～１００個／１００μｍ²であり、かつ、降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満であった。その結果、旧γ粒径は１５～３０μｍであったものの、耐ＳＳＣ性試験において、破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）が２９．０以上となり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

一方、試験番号１－１０の鋼管では、第１の冷却時間が短すぎた。さらに、急冷開始温度が高すぎた。そのため、ＢＮの個数密度が１０個／１００μｍ²未満であった。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）が２９．０未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１－１１の鋼管では、第１の冷却時間が長すぎた。そのため、ＢＮの個数密度が１００個／１００μｍ²を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）が２９．０未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１－１２の鋼管では、Ｃｒ含有量が高すぎた。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）が２９．０未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１－１３の鋼管では、Ｍｏ含有量が高すぎた。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）が２９．０未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

実施例２では、８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の降伏強度を有する鋼材について、耐ＳＳＣ性を調査した。具体的に、実施例１の表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｍを用いて、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有する鋼材について、耐ＳＳＣ性を調査した。

実施例１と同様に、鋼Ａ～Ｍの溶鋼をＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅｎ）にて精錬した後、連続鋳造法によって試験番号２－１～２－１３のビレットを製造した。製造したビレットを１２５０℃で１時間保持した後、マンネスマン－マンドレル方式による熱間圧延（熱間加工）を実施して、素管（継目無鋼管）を製造した。熱間圧延後の試験番号２－１～２－１３の素管を放冷し、素管温度を常温（２５℃）とした。

実施例１と同様に、放冷後の試験番号２－１～２－１３の素管を加熱して、表３に示す焼入れ温度（℃）で２０分間保持した。ここで、再加熱を実施した炉の温度を、焼入れ温度（℃）とした。再加熱後の試験番号２－１～２－１３の素管を放冷した後、水冷設備により水冷した。試験番号２－１～２－１３の素管が、再加熱を実施した炉から出て、水冷設備に入るまでの時間を、「第１の冷却時間（秒）」として、表３に示す。水冷設備の入側に設置した放射温度計により測定した、試験番号２－１～２－１３の素管の表面温度を「急冷開始温度（℃）」として、表３に示す。なお、試験番号２－１～２－１３の素管のＡ_c3点は、いずれも８５０℃～８７０℃の範囲にあり、試験番号２－１～２－１３の素管のＡ_r3点は、いずれも６５０～７００℃の範囲にあった。

実施例１と同様に、水冷設備の出側に設置した放射温度計により測定した、試験番号２－１～２－１３の素管の表面温度は、いずれも１００℃未満であった。試験番号２－１～２－１３の素管の第２の冷却工程における冷却速度は、急冷開始温度と、水冷設備の出側における、試験番号２－１～２－１３の素管の表面温度と、水冷設備の入側から出側までの時間から求めた。求めた試験番号２－１～２－１３の第２の冷却工程における冷却速度は、１０℃／秒以上であった。そのため、試験番号２－１～２－１３の焼入れ時冷却速度は、いずれも１０℃／秒以上（すなわち、６００℃／分以上）であるとみなした。続いて、表３に示す焼戻し温度で１００分間保持する焼戻しを実施して、試験番号２－１～２－１３の鋼管（継目無鋼管）を製造した。なお、表３に示す焼戻し温度はいずれも、対応する鋼のＡ_c1点よりも低かった。

［評価試験］
実施例１と同様に、上記の焼戻し後の試験番号２－１～２－１３の鋼管に対して、以下に説明するミクロ組織観察、ＢＮ個数密度測定試験、引張試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。

［ミクロ組織観察］
実施例１と同様に、試験番号２－１～２－１３の鋼管について、上述の方法で旧γ粒径を測定した。試験番号２－１～２－１３の鋼管の、旧γ粒径（μｍ）を表３に示す。

［ＢＮ個数密度測定試験］
実施例１と同様に、試験番号２－１～２－１３の鋼管について、上述の測定方法により、ＢＮの個数密度を測定及び算出した。なお、ＴＥＭは日本電子株式会社製ＪＥＭ－２０１０で、加速電圧は２００ｋＶとした。試験番号２－１～２－１３の鋼管の、ＢＮの個数密度（個／１００μｍ²）を表３に示す。

［引張試験］
実施例１と同様に、試験番号２－１～２－１３の鋼管について、上述の方法により降伏強度を測定した。具体的に、引張試験をＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して行った。各試験番号の鋼管の肉厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒試験片を作製した。丸棒試験片の軸方向は、鋼管の圧延（管軸）方向と平行であった。試験番号２－１～２－１３の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、試験番号２－１～２－１３の鋼板の降伏強度（ＭＰａ）と引張強度（ＭＰａ）とを得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、各試験番号の降伏強度と定義した。引張試験で得られた一様伸び中の最大応力を、各試験番号の引張強度と定義した。得られた降伏強度を「ＹＳ（ＭＰａ）」として、引張強度を「ＴＳ（ＭＰａ）」として、表３に示す。

［鋼材の耐ＳＳＣ性評価試験］
試験番号２－１～２－１３の鋼管を用いて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施して、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、試験番号２－１～２－１３の鋼管の肉厚中央部から、図２Ａに示すＤＣＢ試験片を３本ずつ採取した。ＤＣＢ試験片の長手方向が鋼管の圧延（管軸）方向と平行となるよう採取した。試験番号２－１～２－１３の鋼管からさらに、図２Ｂ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。ＤＣＢ試験片のアームの間に、上記クサビを打ち込んだ。

試験溶液には、５．０質量％塩化ナトリウムと２．５質量％酢酸と０．４１質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）を用いた。クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を封入した試験容器に、気相部を残して試験溶液を注入し、試験浴とした。試験浴の量は、試験片１つあたり１Ｌとした。

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した。脱気した試験浴に、０．３気圧（０．０３ＭＰａ）のＨ₂Ｓと、０．７気圧（０．０７ＭＰａ）のＣＯ₂との混合ガスを吹き込み、試験浴を腐食環境とした。試験浴のｐＨは、浸漬中を通して３．５～４．０の範囲とした。試験浴を撹拌しながら、試験容器内を２４±３℃で１７日間（４０８時間）保持した。保持後の試験容器からＤＣＢ試験片を取り出した。

実施例１と同様に、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を測定した。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を測定した。割れ進展長さａは、ノギスを用いて目視で測定した。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、上述の式（１）を用いて破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）を求めた。求めた３つの破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）の算術平均値を求め、その試験番号の鋼管の破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）と定義した。

［試験結果］
表３に試験結果を示す。

表１及び表３を参照して、試験番号２－１～２－９の鋼管の化学組成は適切であり、ＢＮの個数密度は１０～１００個／１００μｍ²であり、かつ、降伏強度が８６２ＭＰａ以上であった。その結果、旧γ粒径は１５～３０μｍであったものの、耐ＳＳＣ性試験において、破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）が２７．０以上となり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

一方、試験番号２－１０の鋼管では、第１の冷却時間が短すぎた。さらに、急冷開始温度が高すぎた。そのため、ＢＮの個数密度が１０個／１００μｍ²未満であった。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）が２７．０未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２－１１の鋼管では、第１の冷却時間が長すぎた。そのため、ＢＮの個数密度が１００個／１００μｍ²を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）が２７．０未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２－１２の鋼管では、Ｃｒ含有量が高すぎた。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）が２７．０未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２－１３の鋼管では、Ｍｏ含有量が高すぎた。その結果、耐ＳＳＣ性試験において、破壊靭性値Ｋ_1SSC（ＭＰａ√ｍ）が２７．０未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

本発明による鋼材は、極地等過酷な環境に利用される鋼材に広く適用可能であり、好ましくは、油井環境に利用される鋼材として利用可能であり、さらに好ましくは、ケーシング、チュービング、ラインパイプ等の鋼材として利用可能である。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１５～０．４５％、
   Ｓｉ：０．０５～１．００％、
   Ｍｎ：０．０１～１．００％、
   Ｐ：０．０３０％以下、
   Ｓ：０．００５０％以下、
   Ａｌ：０．００５～０．１００％、
   Ｃｒ：０．６０～１．８０％、
   Ｍｏ：０．８０～２．３０％、
   Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、
   Ｖ：０．０５～０．３０％、
   Ｎｂ：０．００２～０．１００％、
   Ｂ：０．０００５～０．００４０％、
   Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
   Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
   Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
   Ｏ：０．００２０％以下、
   Ｃａ：０～０．０１００％、
   Ｍｇ：０～０．０１００％、
   Ｚｒ：０～０．０１００％、
   希土類元素：０～０．０１００％、
   Ｃｏ：０～０．５０％、及び、
   Ｗ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   鋼材中において、ＢＮの個数密度が１０～１００個／１００μｍ²であり、
   降伏強度が７５８ＭＰａ以上である、鋼材。
2. 請求項１に記載の鋼材であって、
   前記化学組成は、
   Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
   Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
   Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、
   希土類元素：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種又は２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、
   前記化学組成は、
   Ｃｏ：０．０２～０．５０％、及び、
   Ｗ：０．０２～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
4. 請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼材であって、
   前記鋼材は油井用鋼管である、鋼材。
5. 請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の化学組成を有する中間鋼材を準備する準備工程と、
   前記準備工程後、前記中間鋼材を８８０～１０００℃の焼入れ温度に加熱した後、前記焼入れ温度から、鋼材のＡ_r3点～前記鋼材のＡ_c3点－１０℃の急冷開始温度まで、６０～３００秒間冷却した後、前記急冷開始温度から５０℃／分以上の冷却速度で冷却する焼入れ工程と、
   前記焼入れ工程後、前記中間鋼材を、６２０～７２０℃で１０～１８０分保持する焼戻し工程とを備える、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼材の製造方法。
6. 請求項５に記載の鋼材の製造方法であって、
   前記準備工程は、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材を準備する素材準備工程と、
   前記素材を熱間加工して前記中間鋼材を製造する熱間加工工程とを含む、鋼材の製造方法。

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