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JP7364962B2 - 鋼材 - Google Patents

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JP7364962B2
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Description

本開示は鋼材に関し、さらに詳しくは、硫化水素及び炭酸ガスを含有するサワー環境での使用に適した鋼材に関する。
油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して「油井」という）の中には、腐食性物質を多く含有する環境がある。腐食性物質は例えば、硫化水素及び炭酸ガス等の腐食性ガスである。本明細書において、硫化水素及び炭酸ガスを含有する環境を「サワー環境」という。サワー環境の温度は、井戸の深さにもよるが、常温～２００℃程度である。本明細書において、常温とは、２４±３℃を意味する。
鋼の耐炭酸ガス腐食性の向上にはクロム（Ｃｒ）が有効であることが知られている。そのため、炭酸ガスを多く含む環境の油井では、炭酸ガスの分圧や温度に応じて、ＡＰＩ Ｌ８０ １３Ｃｒ鋼材（通常の１３Ｃｒ鋼材）や、Ｃ含有量を低減したスーパー１３Ｃｒ鋼材等に代表される、１３質量％程度のＣｒを含有するマルテンサイト系ステンレス鋼材が使用される。１３Ｃｒ鋼材やスーパー１３Ｃｒ鋼材は、主として、Ｈ２Ｓ分圧が０．０３ｂａｒ以下のマイルドサワー環境の油井で使用されている。
ところで、Ｈ２Ｓ分圧が０．０３ｂａｒよりも高く０．１ｂａｒ以下の高腐食サワー環境では、マイルドサワー環境よりもＨ２Ｓ分圧が高い。そのため、このようなサワー環境では、１３Ｃｒ鋼材やスーパー１３Ｃｒ鋼材よりもＣｒ含有量が高い二相ステンレス鋼材が適用されている。しかしながら、二相ステンレス鋼材は１３Ｃｒ鋼材やスーパー１３Ｃｒ鋼材と比較して高価である。そのため、二相ステンレス鋼材よりもＣｒ含有量が低くても、０．０３ｂａｒ超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有する高腐食サワー環境での使用が可能な鋼材が求められている。
特表平１０－５０３８０９号公報（特許文献１）、特開２０００－１９２１９６号公報（特許文献２）、特開平８－２４６１０７号公報（特許文献３）、及び、特開２０１２－１３６７４２号公報（特許文献４）は、耐ＳＳＣ性に優れた鋼材を提案する。
特許文献１の鋼材は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０５％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００５％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｃｕ：１．０～４．０％、Ｎｉ：５～８％、Ａｌ≦０．０６％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、Ｃｒ＋１．６Ｍｏ≧１３、及び、４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃｕ－１．１Ｃｒ－１．８Ｍｏ≧－１０．５を満足する。この文献のマルテンサイト系ステンレス鋼のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト組織である。Ｍｏを１．０～３．０％含有することにより、耐ＳＳＣ性を高めることができる、と特許文献１には記載されている。
特許文献２の鋼材は、重量％で、Ｃ：０．００１～０．０５％、Ｓｉ：０．０５～１％、Ｍｎ：０．０５～２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：９～１４％、Ｍｏ：３．１～７％、Ｎｉ：１～８％、Ｃｏ：０．５～７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ（酸素）：０．０１％以下、Ｃｕ：０～５％、Ｗ：０～５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。Ｍｏを含有した場合、Ｍｓ点が低下する。そこで、Ｍｏとともに、Ｃｏを含有することにより、Ｍｓ点の低下を抑えてミクロ組織をマルテンサイト単相組織とする。これにより、８０ｋｓｉ以上（５５２ＭＰａ以上）の強度を維持しつつ、耐ＳＳＣ性を高めることができる、と特許文献２には記載されている。
特許文献３のマルテンサイト系ステンレス鋼の化学組成は、重量％で、Ｃ：０．００５％～０．０５％、Ｓｉ：０．０５％～０．５％、Ｍｎ：０．１％～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１２～１５％、Ｎｉ：４．５％～９．０％、Ｃｕ：１％～３％、Ｍｏ：２％～３％、Ｗ：０．１％～３％、Ａｌ：０．００５～０．２％、Ｎ：０．００５％～０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。上記化学組成はさらに、４０Ｃ＋３４Ｎ＋Ｎｉ＋０．３Ｃｕ＋Ｃｏ－１．１Ｃｒ－１．８Ｍｏ－０．９Ｗ≧－１０を満足する。Ｃｒ含有量が１２～１５％である鋼材において、Ｃ含有量を０．０５％未満とし、Ｎｉ含有量を４．５％以上とし、Ｃｕ含有量を１～３％とし、Ｍｏを２～３％とし、Ｗを０．１～３％含有することにより、優れた耐ＳＳＣ性が得られる、と特許文献３には記載されている。
特許文献４のマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１４．０～１５．５％、Ｎｉ：５．５～７．０％、Ｍｏ：２．０～３．５％、Ｃｕ：０．３～３．５％、Ｖ：０．２０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０６％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。この文献のマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管は、降伏強さ：６５５～８６２ＭＰａの強度と降伏比：０．９０以上とを有する。Ｃ含有量を０．０１％以下とし、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｏを適正範囲に調整し、さらに、適性量のＣｕ及びＶ又は適性量のＷを含有させることにより、６５５ＭＰａ以上の強度を有しつつ、優れた耐ＳＳＣ性が得られる、と特許文献４には記載されている。
特表平１０－５０３８０９号公報 特開２０００－１９２１９６号公報 特開平８－２４６１０７号公報 特開２０１２－１３６７４２号公報
上述の特許文献１～４ではいずれも、化学組成中の元素含有量を調整することにより、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境における耐ＳＳＣ性を高める手段を提案している。しかしながら、上述の特許文献に提案された手段以外の他の手段により、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境での耐ＳＳＣ性を高めてもよい。
本開示の目的は、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を提供することである。
本開示による鋼材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３５％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｎ：０．００１～０．０２０％、
Ｎｉ：５．００～７．００％、
Ｃｒ：１０．００～１４．００％、
Ｃｕ：１．５０～３．５０％、
Ｍｏ：１．００～４．００％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔｉ：０．０２～０．３０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｗ：０～１．５０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０２０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物、からなり、
前記鋼材中の介在物のうち、Ｍｎ含有量が１０％以上であり、Ｓ含有量が１０％以上であり、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物と、Ｃａ含有量が２０％以上であり、Ｓ含有量が１０％以上であり、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物との合計が０．５０個／ｍｍ２以下である。
本開示による鋼材は、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
本発明者らは、特に、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境で優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材について、検討を行った。
本発明者らは初めに、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境で優れた耐ＳＳＣ性を有することができる鋼材の化学組成を検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．０３５％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ｎｉ：５．００～７．００％、Ｃｒ：１０．００～１４．００％、Ｃｕ：１．５０～３．５０％、Ｍｏ：１．００～４．００％、Ｖ：０．０１～１．００％、Ｔｉ：０．０２～０．３０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｗ：０～１．５０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０２０％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であれば、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境において、十分な耐ＳＳＣ性が得られると考えた。
しかしながら、化学組成の各元素含有量が上述の範囲内である鋼材であっても、例えば、１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）等の高い降伏強度を有する場合、十分な耐ＳＳＣ性が得られない場合があった。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、耐ＳＳＣ性が低下する原因を調査した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
Ｃｒ含有量が２．００％以下の低合金鋼材では、サワー環境において、鋼材中の介在物（酸化物、硫化物、窒化物等）が割れの起点となり、ＳＳＣが発生しやすいことが知られている。これに対して、Ｃｒ含有量が１０．００％以上の高合金鋼材では、Ｃｒ含有量が高いため、低合金鋼材と比較して、鋼材表面に強固な不働態皮膜が形成される。そのため、従来、介在物を起点とするＳＳＣは発生しにくいと考えられてきた。
しかしながら、本発明者らの調査及び検討により、高合金鋼材であっても、降伏強度が１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）の高強度である場合、以下のメカニズムにより、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境においてＳＳＣが発生することが判明した。０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境において、鋼材の表層にＭｎ硫化物が存在する場合、サワー環境により、表層のＭｎ硫化物が溶解する。Ｍｎ硫化物が溶解した跡として、表面には凹みが形成される。サイズの大きいＭｎ硫化物が溶解して形成された凹みは、ＳＳＣ発生の起点となりやすい。
低合金鋼材では、鋼材中の粗大な介在物（酸化物、硫化物、窒化物等）の全てがＳＳＣの起点となる。一方、高合金鋼材の場合、鋼材の表層に存在する介在物のうちの特定の介在物であるＭｎ硫化物が溶解して鋼材表面に凹みが形成されることにより、ＳＳＣが発生する。以上のとおり、本発明者らは、Ｃｒ含有量が１０．００％以上の高合金鋼材の場合、低合金鋼材の場合とは異なるメカニズムにより、ＳＳＣが発生する場合があることを突き止めた。
上記知見に基づいて、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材の場合、サイズの大きいＭｎ硫化物の生成を抑えることで、Ｍｎ硫化物の溶解に起因した表面の凹みを抑制し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高めることができると考えた。そこで、本発明者らは、上記化学組成にさらに、０．０００３～０．００３０質量％のＣａを含有すれば、サイズの大きいＭｎ硫化物の生成を抑制できると考えた。つまり、質量％で、Ｃ：０．０３５％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ｎｉ：５．００～７．００％、Ｃｒ：１０．００～１４．００％、Ｃｕ：１．５０～３．５０％、Ｍｏ：１．００～４．００％、Ｖ：０．０１～１．００％、Ｔｉ：０．０２～０．３０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｗ：０～１．５０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０２０％、及び、残部がＦｅ及び不純物、からなる化学組成の鋼材であれば、サイズの大きいＭｎ硫化物の生成を抑制することができると考えた。具体的には、Ｃａを含有することにより、ＣａがＳと結合してＣａ硫化物が形成する。Ｃａ硫化物の生成により、Ｍｎと結合するＳが減少する。そのため、サイズの大きいＭｎ硫化物の生成が抑制される。
そこで、Ｃａを含有した上記化学組成の鋼材を製造して、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境での耐ＳＳＣ性を調査した。その結果、サイズの大きいＭｎ硫化物の生成を抑制できたものの、依然として、耐ＳＳＣ性が低い場合があることが判明した。そこで、本発明者らは、耐ＳＳＣ性が低い原因について、さらに調査及び検討を行った。その結果、上述の含有量のＣａを含有した場合、次のメカニズムにより耐ＳＳＣ性が低くなる場合があることを突き止めた。
上述の含有量のＣａを含有した場合、Ｃａ硫化物が形成されて、サイズの大きいＭｎ硫化物の生成が抑制される。しかしながら、Ｃａ硫化物自体も、Ｍｎ硫化物と同様に、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境で溶解しやすい。そのため、鋼材の表層にサイズの大きいＣａ硫化物が存在する場合、Ｍｎ硫化物と同様に、溶解して鋼材表面に凹みが形成される。このＣａ硫化物起因の表面の凹みにより、ＳＳＣが発生する場合がある。
以上の知見に基づいて、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材において、サイズの大きいＭｎ硫化物の生成を抑制するだけでなく、サイズの大きいＣａ硫化物の生成も抑制できれば、１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）の高強度を有する場合であっても、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境で優れた耐ＳＳＣ性が得られると考えた。そこで、本発明者らは、サイズの大きいＭｎ硫化物、及び、サイズの大きいＣａ硫化物の単位面積当たりの総個数をどの程度に抑えれば、１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）の降伏強度を有した場合であっても、優れた耐ＳＳＣ性が得られるか、さらに検討を行った。その結果、鋼材中の介在物のうち、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物と、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物との合計が０．５０個／ｍｍ２以下であれば、１１０ｋｓｉ以上（７５８ＭＰａ以上）の降伏強度を有する場合であっても、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境で優れた耐ＳＳＣ性が得られることを見出した。
以上のとおり、本実施形態の鋼材は、Ｃｒ含有量が１０．００％以上の鋼材において、介在物のうちサワー環境で溶解する介在物であるＭｎ硫化物及びＣａ硫化物により形成される鋼材表面の凹みを抑制する観点から完成した。本実施形態の鋼材は、次の構成を有する。
［１］
鋼材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３５％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｎ：０．００１～０．０２０％、
Ｎｉ：５．００～７．００％、
Ｃｒ：１０．００～１４．００％、
Ｃｕ：１．５０～３．５０％、
Ｍｏ：１．００～４．００％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔｉ：０．０２～０．３０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｗ：０～１．５０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０２０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物、からなり、
前記鋼材中の介在物のうち、Ｍｎ含有量が１０％以上であり、Ｓ含有量が１０％以上であり、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物と、Ｃａ含有量が２０％以上であり、Ｓ含有量が１０％以上であり、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物との合計が０．５０個／ｍｍ２以下である、
鋼材。
［２］
［１］に記載の鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｗ：０．０１～１．５０％を含有する、
鋼材。
［３］
［１］又は［２］に記載の鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％を含有する、
鋼材。
［４］
［１］～［３］のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．００１～０．０２０％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。
［５］
［１］～［４］のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記鋼材は、油井管用継目無鋼管である、
鋼材。
以下、本実施形態の鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本実施形態の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０３５％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、焼入れ性を高めて鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が０．０３５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎて鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３５％以下である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量を過剰に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％である。鋼材の強度の観点から、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ｃ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０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
Ｓｉ：１．００％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、脱酸効果が飽和し、かつ、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
Ｍｎ：１．００％以下
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｍｎ含有量は０％超である。Ｍｎは鋼の焼入れ性を高めて鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、粗大なＭｎ硫化物を多数形成する。サワー環境において、鋼材の表層近傍に存在する粗大なＭｎＳは溶解する場合がある。このとき、溶解したＭｎＳの跡である凹みが形成される。この凹みがＳＳＣの起点となり、ＳＳＣが発生する場合がある。Ｍｎ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、溶解したＭｎＳの跡である凹みが生成し、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、結晶粒界に偏析し、ＳＳＣを発生しやすくする。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性が顕著に低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を過剰に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。ＳもＰと同様に結晶粒界に偏析し、ＳＳＣを発生しやすくする。Ｓ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、鋼材の耐ＳＳＣ性が顕著に低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％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％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を過剰に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、工業生産を考慮すれば、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。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、ｓｏｌ．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、粗大な酸化物が生成して、鋼材の靭性が低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５５％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本明細書でいうｓｏｌ．Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌの含有量を意味する。
Ｎ：０．００１～０．０２０％
窒素（Ｎ）は、Ｔｉと結合して微細なＴｉ窒化物を形成する。微細なＴｉＮはピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制する。その結果、鋼材の強度が高まる。Ｎ含有量が０．００１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２０％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して鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１～０．０２０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１４％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。
Ｎｉ：５．００～７．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト形成元素であり、焼入れ後の組織をマルテンサイト化する。これにより、鋼材の強度が高まる。Ｎｉはさらに、サワー環境において不働態皮膜上に硫化物を形成する。Ｎｉ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ－）や硫化水素イオン（ＨＳ－）が不働態皮膜に接触するのを抑制し、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｎｉ含有量が５．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が７．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の水素拡散係数が低下する。鋼材中の水素拡散係数が低下すれば、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は５．００～７．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は５．１０％であり、さらに好ましくは５．２０％であり、さらに好ましくは５．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は６．８０％であり、さらに好ましくは６．６０％であり、さらに好ましくは６．５０％であり、さらに好ましくは６．４０％である。
Ｃｒ：１０．００～１４．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の表面に不働態皮膜を形成して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｒ含有量が１０．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１４．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中にδ（デルタ）フェライトが生成しやすくなり、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１０．００～１４．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１０．５０％であり、さらに好ましくは１１．００％であり、さらに好ましくは１１．５０％であり、さらに好ましくは１２．００％であり、さらに好ましくは１２．２０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１３．８０％であり、さらに好ましくは１３．６０％であり、さらに好ましくは１３．５０％であり、さらに好ましくは１３．４５％であり、さらに好ましくは１３．４０％である。
Ｃｕ：１．５０～３．５０％
銅（Ｃｕ）は鋼材に固溶して鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｕはさらに、サワー環境において不働態皮膜上に硫化物を形成する。Ｃｕ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ－）や硫化水素イオン（ＨＳ－）が不働態皮膜に接触するのを抑制し、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｕ含有量が１．５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が３．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は１．５０～３．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は１．６０％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．７５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．４０％であり、さらに好ましくは３．３０％であり、さらに好ましくは３．２０％であり、さらに好ましくは３．１０％である。
Ｍｏ：１．００～４．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、サワー環境において不働態皮膜上に硫化物を形成する。Ｍｏ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ－）や硫化水素イオン（ＨＳ－）が不働態皮膜に接触するのを抑制し、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｍｏはさらに、鋼材中に固溶して鋼材の強度を高める。Ｍｏ含有量が１．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果は十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が４．００％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、オーステナイトが安定化しにくくなる。その結果、マルテンサイトを主体とするミクロ組織が安定的に得られにくくなる。したがって、Ｍｏ含有量は１．００～４．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは２．１０％であり、さらに好ましくは２．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は３．８０％であり、さらに好ましくは３．６０％であり、さらに好ましくは３．４０％であり、さらに好ましくは３．３０％であり、さらに好ましくは３．２０％である。
Ｖ：０．０１～１．００％
バナジウム（Ｖ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｖ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が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、鋼材の焼入れ性が過剰に高くなり、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１～１．００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．３０％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％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｔｉ：０．０２～０．３０％
チタン（Ｔｉ）は、Ｃ及び／又はＮと結合して炭化物又は窒化物を形成する。この場合、ピンニング効果により結晶粒の粗大化が抑制され、鋼材の強度が高まる。Ｔｉ含有量が０．０２％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０．３０％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、δフェライトが生成しやすくなり、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２～０．３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。
Ｃｏ：０．０１～０．５０％
コバルト（Ｃｏ）は、サワー環境において不働態皮膜上に硫化物を形成する。Ｃｏ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ－）や硫化水素イオン（ＨＳ－）が不働態皮膜に接触するのを抑制し、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｏはさらに、鋼材の焼入性を高め、特に工業生産時において、鋼材の安定した高強度を確保する。具体的には、Ｃｏは残留オーステナイトの生成を抑制し、鋼材の強度のばらつきを抑制する。Ｃｏ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、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、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
Ｃａ：０．０００３～０．００３０％
カルシウム（Ｃａ）は、鋼材中のＳと結合してＣａ硫化物を生成し、Ｍｎ硫化物の生成を抑制する。鋼材の表層に、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物が存在する場合、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境において表層のＭｎ硫化物が溶解する場合がある。この場合、溶解したＭｎ硫化物の跡には凹みが形成される。鋼材表面に形成されるこの凹みがＳＳＣの発生の起点となりやすい。ＣａはＭｎ硫化物の生成を抑制し、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物の個数密度を低下させる。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃａ含有量が０．０００３％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、Ｃａ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、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物が過剰に生成する。円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物が鋼材の表層に存在する場合、上述のＭｎ硫化物と同様に、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境において溶解して、鋼材の表面に凹みを形成する場合がある。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００３～０．００３０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％であり、さらに好ましくは０．０００９％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２９％であり、さらに好ましくは０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２７％であり、さらに好ましくは０．００２６％である。
Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは、酸化物を形成して、鋼材の靭性を低下する。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、鋼材の靭性が顕著に低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量を過剰に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、工業生産を考慮すれば、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、意図的に含有させるものではなく、本実施形態の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）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、Ｗを含有してもよい。
Ｗ：０～１．５０％
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。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗはサワー環境において不働態皮膜を安定化して、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が１．５０％を超えれば、ＷはＣと結合して、粗大な炭化物を生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～１．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は１．４５％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．３７％である。
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を含有してもよい。
Ｎｂ：０～０．５０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＮｂはＣ及び／又はＮと結合してＮｂ炭化物、Ｎｂ炭窒化物を形成する。この場合、ピンニング効果により結晶粒の粗大化が抑制され、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０．５０％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、Ｎｂ炭化物及び／又はＮｂ炭窒化物が過剰に生成して鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｎｂ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％である。
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、Ｂ、Ｍｇ、及び希土類元素（ＲＥＭ）を含有してもよい。
Ｂ：０～０．００５０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。Ｂが含有される場合、Ｂは鋼材に固溶して鋼材の熱間加工性を高める。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０．００５０％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Ｂ窒化物が生成して、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００４％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
Ｍｇ：０～０．００５０％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは、介在物の形態を制御して、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えれば、粗大な酸化物が生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００５０％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％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０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０２０％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭはＭｇと同様に、介在物の形態を制御して、鋼材の熱間加工性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．０２０％を超えれば、粗大な酸化物が生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靱性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０２０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０１９％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１７％である。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。
［鋼材中のＭｎ硫化物及びＣａ硫化物について］
本実施形態の鋼材において、鋼材中の介在物のうち、Ｍｎ硫化物、及びＣａ硫化物を次のとおり定義する。
Ｍｎ硫化物：介在物の質量％を１００％とした場合に、質量％でＭｎ含有量が１０％以上であり、Ｓ含有量が１０％以上である介在物
Ｃａ硫化物：介在物の質量％を１００％とした場合に、質量％でＣａ含有量が２０％以上であり、Ｓ含有量が１０％以上である介在物
本実施形態の鋼材では、鋼材中の介在物のうち、サワー環境で溶解して表層に凹みを形成しやすいサイズのＭｎ硫化物及びＣａ硫化物の総個数密度（個／ｍｍ２）を低くする。鋼材内のＭｎ硫化物は、鋼材の長手方向（圧延方向）に延びて存在している。一方、鋼材内のＣａ硫化物は球状で存在している。そのため、Ｍｎ硫化物とＣａ硫化物とでは、ＳＳＣの起点となる凹みを形成しやすいサイズが異なる。Ｍｎ硫化物及びＣａ硫化物の面積を円に換算したときの直径を円相当径と定義する。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内の鋼材である場合、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物と、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物との単位面積当たりの個数が、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境での耐ＳＳＣ性と相関する。
本明細書において、単位面積（１ｍｍ２）当たりのＭｎ硫化物及びＣａ硫化物の総個数を、総個数密度（個／ｍｍ２）と定義する。そして、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度を総個数密度ＮＤ（Ｎｕｍｂｅｒ Ｄｅｎｓｉｔｙ）と定義する。この場合、本実施形態の鋼材では、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２以下である。つまり、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の合計が０．５０個／ｍｍ２以下である。
円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２を超えれば、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境において、鋼材表層のＭｎ硫化物及びＣａ硫化物が溶解しやすく、鋼材の表面に、ＳＳＣの発生の規定となる凹みが生成しやすい。そのため、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。
一方、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２以下であれば、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、０．０３超～０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するサワー環境において、溶解しやすいサイズのＭｎ硫化物及びＣａ硫化物の個数密度が十分に低い。そのため、サワー環境であっても、鋼材の表層に凹みが生成しにくい。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が十分に高まる。
円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤの好ましい上限は０．４８個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは０．４７個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは０．４６個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは０．４５個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは０．４４個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは０．４３個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは０．４２個／ｍｍ２である。
［総個数密度ＮＤの測定方法］
円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤは次の方法により測定できる。具体的には、鋼材の任意の位置から試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央位置から試験片を採取する。鋼材が棒鋼である場合、Ｒ／２位置から試験片を採取する。ここで、Ｒ／２位置とは、棒鋼の長手方向に垂直な断面において、半径Ｒの中心位置を意味する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央位置から試験片を採取する。
採取した試験片を樹脂埋めする。鋼材が鋼管である場合、試験片の表面のうち、管軸方向及び肉厚方向を含む面を観察面とする。鋼材が棒鋼である場合、試験片の表面のうち、軸方向（長手方向）及び径方向を含む面を観察面とする。鋼材が鋼板である場合、長手方向（圧延方向）及び板厚方向を含む面を観察面とする。樹脂埋めされた鋼材の観察面を研磨する。研磨後の観察面のうち、任意の１０視野を観察する。各視野において、介在物の個数を求める。各視野の面積は３６ｍｍ２（６ｍｍ×６ｍｍ）とする。
具体的には、視野中の各介在物について、元素濃度分析（ＥＤＳ分析）を実施して、介在物の種類を特定する。ＥＤＳ分析では、加速電圧を２０ｋＶとし、分析対象の元素をＮ、Ｏ、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｋ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂとする。
各介在物のＥＤＳ分析結果に基づいて、その介在物がＭｎ硫化物であるか、Ｃａ硫化物であるかを特定する。質量％でＭｎ含有量が１０％以上であり、かつ、Ｓ含有量が１０％以上である場合、その介在物を「Ｍｎ硫化物」と特定する。質量％でＣａ含有量が２０％以上であり、かつ、Ｓ含有量が１０％以上である場合、その介在物を「Ｃａ硫化物」と特定する。
１０視野で特定されたＭｎ硫化物のうち、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物の総個数を求める。さらに、１０視野で測定されたＣａ硫化物のうち、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数を求める。円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物の総個数と、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数と、１０視野の総面積とに基づいて、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤ（個／ｍｍ２）を求める。
総個数密度ＮＤの測定は、走査電子顕微鏡に組成分析機能を付与された装置（ＳＥＭ－ＥＤＳ装置）を用いて行うことができる。ＳＥＭ－ＥＤＳ装置として例えば、ＦＥＩ（ＡＳＰＥＸ）社製の介在物自動分析装置である商品名：Ｍｅｔａｌｓ Ｑｕａｌｉｔｙ Ａｎａｌｙｚｅｒを用いることができる。
［ミクロ組織（Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）］
本実施形態による鋼材のミクロ組織は、マルテンサイトを主体とする。本明細書において、マルテンサイトとは、フレッシュマルテンサイトだけでなく、焼戻しマルテンサイトも含む。また、本明細書において、マルテンサイトが主体とは、ミクロ組織において、マルテンサイトの体積率が８０％以上であることを意味する。ミクロ組織の残部は、残留オーステナイトである。つまり、本実施形態の鋼材において、残留オーステナイトの体積率は０～２０％である。残留オーステナイトの体積率はなるべく低い方が好ましい。本実施形態の鋼材のミクロ組織中のマルテンサイトの体積率の好ましい下限は８５％であり、さらに好ましくは９０％である。さらに好ましくは、鋼材のミクロ組織は、マルテンサイト単相である。
ミクロ組織において、少量の残留オーステナイトは、著しい強度の低下を招かず、かつ、鋼材の靭性を顕著に高める。しかしながら、残留オーステナイトの体積率が高すぎれば、鋼材の強度が顕著に低下する。したがって、上述のとおり、本実施形態の鋼材のミクロ組織において、残留オーステナイトの体積率は０～２０％である。強度確保の観点から、残留オーステナイトの体積率の好ましい上限は１５％であり、さらに好ましくは、１０％である。上述のとおり、本実施形態の鋼材のミクロ組織は、マルテンサイト単相でもよい。したがって、残留オーステナイトの体積率は０％であってもよい。一方、少しでも残留オーステナイトが存在する場合、残留オーステナイトの体積率は０超～２０％であり、さらに好ましくは０超～１５％であり、さらに好ましくは、０超～１０％である。
［マルテンサイトの体積率の測定方法］
本実施形態の鋼材のミクロ組織におけるマルテンサイトの体積率（ｖｏｌ．％）は、以下に示す方法で求めた残留オーステナイトの体積率（ｖｏｌ．％）を、１００％から差し引いて求める。
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法により求める。具体的には、鋼材の任意の位置から試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央位置から試験片を採取する。鋼材が棒鋼である場合、Ｒ／２位置から試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央位置から試験片を採取する。試験片の大きさは特に限定されない。試験片は例えば、１５ｍｍ×１５ｍｍ×厚さ２ｍｍである。この場合、鋼材が鋼管である場合、試験片の厚さ方向は、管径方向である。鋼材が棒鋼である場合、試験片の厚さ方向は、径方向である。鋼材が鋼板である場合、試験片の厚さ方向は、板厚方向である。得られた試験片を用いて、α相の（２００）面、α相の（２１１）面、γ相の（２００）面、γ相の（２２０）面、γ相の（３１１）面の各々のＸ線回折強度を測定し、各面の積分強度を算出する。Ｘ線回折強度の測定において、Ｘ線回折装置のターゲットをＭｏとし（ＭｏＫα線）、出力を５０ｋＶ－４０ｍＡとする。算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに式（Ｉ）を用いて残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）を算出する。そして、６組の残留オーステナイトの体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義する。
Ｖγ＝１００／｛１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）｝ （Ｉ）
ここで、Ｉαはα相の積分強度である。Ｒαはα相の結晶学的理論計算値である。Ｉγはγ相の積分強度である。Ｒγはγ相の結晶学的理論計算値である。なお、本明細書において、α相の（２００）面でのＲαを１５．９、α相の（２１１）面でのＲαを２９．２、γ相の（２００）面でのＲγを３５．５、γ相の（２２０）面でのＲγを２０．８、γ相の（３１１）面でのＲγを２１．８とする。なお、残留オーステナイトの体積率は、得られた数値の小数第一位を四捨五入する。
上述のＸ線回折法で得られた残留オーステナイトの体積率（％）を用いて、鋼材のミクロ組織のマルテンサイトの体積率（ｖｏｌ．％）を次の式により求める。
マルテンサイトの体積率＝１００－残留オーステナイトの体積率（％）
［降伏強度］
本実施形態の鋼材の降伏強度は、特に限定されない。鋼材の好ましい降伏強度は７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）であり、さらに好ましくは８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）である。降伏強度の上限は特に限定されないが、本実施形態の鋼材の降伏強度の上限は、例えば、１０６９ＭＰａ未満（１５５ｋｓｉ未満）である。鋼材のさらに好ましい降伏強度の上限は１０００ＭＰａであり、さらに好ましくは９６５ＭＰａ未満（１４０ｋｓｉ未満）である。
本明細書において、降伏強度は、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した常温（２４±３℃）での引張試験により得られた、０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を意味する。具体的には、降伏強度は次の方法で求める。鋼材の任意の位置から引張試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央位置から引張試験片を採取する。鋼材が棒鋼である場合、Ｒ／２位置から引張試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央位置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、平行部径が８．９ｍｍ、平行部長さが３５．６ｍｍの丸棒引張試験片とする。引張試験片の平行部の長手方向は鋼材の長手方向（圧延方向）と平行とする。引張試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠して、常温（２４±３℃）で引張試験を行い、０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を求める。求めた０．２％オフセット耐力を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。
［鋼材の耐ＳＳＣ性］
本実施形態の鋼材は、得ようとする降伏強度に応じて、優れた耐ＳＳＣ性を有する。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、常温の耐ＳＳＣ性評価試験により評価できる。耐ＳＳＣ性評価試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した方法で実施する。
［降伏強度が１１０ｋｓｉ級の場合の耐ＳＳＣ性］
本実施形態の鋼材の降伏強度が１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）である場合、鋼材の耐ＳＳＣ性は次の方法で評価できる。
本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央位置から丸棒試験片を採取する。鋼材が棒鋼である場合、Ｒ／２部から丸棒試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央位置から丸棒試験片を採取する。丸棒試験片の大きさは特に限定されない。丸棒試験片は、例えば、平行部の直径が６．３５ｍｍであり、平行部の長さが２５．４ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、鋼材の長手方向（圧延方向）と平行とする。
試験溶液は、ｐＨが３．５である５質量％塩化ナトリウム水溶液とする。試験溶液は、５質量％の塩化ナトリウムと０．４１ｇ／Ｌの酢酸ナトリウムとを含有する水溶液に酢酸を添加してｐＨを３．５に調整する。丸棒試験片に対して、実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷する。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を負荷された丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．１０ｂａｒのＨ２Ｓガス及び０．９０ｂａｒのＣＯ２ガスを試験浴に吹き込み、試験浴にＨ２Ｓガスを飽和させる。Ｈ２Ｓガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持する。７２０時間保持後の試験片に対して、拡大率が１０倍のルーペで試験片の平行部の表面を観察して、割れの有無を確認する。ルーペ観察で割れが疑われる箇所がある場合、割れが疑われる箇所の断面を１００倍の光学顕微鏡で観察して、割れの有無を確認する。
本実施形態による鋼材は、上述のＭｅｔｈｏｄ Ａに準拠した耐ＳＳＣ性評価試験において、７２０時間経過後に、割れが確認されない。本明細書において、「割れが確認されない」とは、試験後の試験片を１０倍のルーペ及び１００倍の光学顕微鏡で観察した場合に、割れが確認されないことを意味する。
［降伏強度が１２５ｋｓｉ以上の場合の耐ＳＳＣ性］
鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）の場合、鋼材の耐ＳＳＣ性は、次の方法で評価できる。試験溶液は、ｐＨが４．３である２０質量％塩化ナトリウム水溶液とする。試験溶液は、２０質量％の塩化ナトリウムと０．４１ｇ／Ｌの酢酸ナトリウムとを含有する水溶液に酢酸を添加してｐＨを４．３に調整する。丸棒試験片に対して、実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷する。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を負荷された丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とする。試験浴を脱気した後、０．０７ｂａｒのＨ２Ｓガス及び０．９３ｂａｒのＣＯ２ガスを試験浴に吹き込み、試験浴にＨ２Ｓガスを飽和させる。Ｈ２Ｓガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持する。その他の条件は、１１０ｋｓｉ級の場合の耐ＳＳＣ性評価試験と同じである。
［鋼材の形状及び用途］
本実施形態による鋼材は、鋼管、丸棒（中実材）、又は鋼板である。鋼管は継目無鋼管であってもよいし、溶接鋼管であってもよい。鋼管は、例えば、油井管用鋼管である。油井管用鋼管は、油井管用途の鋼管を意味する。油井管は例えば、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。好ましくは、本実施形態の鋼材は、油井管用継目無鋼管である。
以上の説明のとおり、本実施形態の鋼材では、化学組成中の各元素が本実施形態の範囲内であり、かつ、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物と、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物との合計が０．５０個／ｍｍ２以下である。そのため、本実施形態の鋼材は、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
［製造方法］
本実施形態の鋼材の製造方法の一例を説明する。なお、以下に説明する製造方法は一例であって、本実施形態の鋼材の製造方法はこれに限定されない。つまり、上述の構成を有する本実施形態の鋼材が製造できれば、以下に説明する製造方法に限定されない。ただし、以下に説明する製造方法は、本実施形態の鋼材を製造する好適な製造方法である。
本実施形態の鋼材の製造方法の一例は、素材を製造する工程（製鋼工程）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、中間鋼材に対して焼入れ及び焼戻しを実施する工程（熱処理工程）とを含む。以下、各工程について説明する。
［製鋼工程］
製鋼工程では、溶鋼を製造する工程（精錬工程）と、溶鋼を用いて鋳造法により素材を製造するする工程（素材製造工程）とを含む。
［精錬工程］
精錬工程では初めに、Ｃｒを含有する溶鋼を取鍋に収納して、取鍋内の溶鋼に対して、大気圧下で脱炭処理を実施する（粗脱炭精錬工程）。粗脱炭精錬工程での脱炭処理により、スラグが生成する。粗脱炭精錬工程後の溶鋼の液面には、脱炭処理により生成したスラグが浮上している。粗脱炭精錬工程において、溶鋼中のＣｒが酸化してＣｒ２Ｏ３が生成する。Ｃｒ２Ｏ３はスラグ中に吸収される。そこで、取鍋に脱酸剤を添加して、スラグ中のＣｒ２Ｏ３を還元し、Ｃｒを溶鋼中に回収する（Ｃｒ還元処理工程）。粗脱炭精錬工程及びＣｒ還元処理工程は例えば、電気炉法、転炉法、又は、ＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法により実施する。Ｃｒ還元処理工程後、溶鋼からスラグを除滓する（除滓処理工程）。
Ｃｒ含有鋼の場合、ＣｒによりＣ活量が低下するため、脱炭反応が抑制されてしまう。そこで、除滓処理工程後の溶鋼に対してさらに、仕上げの脱炭処理を実施する（仕上げ脱炭精錬工程）。仕上げ脱炭精錬工程では、減圧下において脱炭処理を実施する。減圧下で脱炭処理を実施すれば、雰囲気中のＣＯガス分圧（ＰＣＯ）が低くなり、溶鋼中のＣｒの酸化が抑制される。そのため、減圧下で脱炭処理を実施すれば、Ｃｒの酸化を抑制しつつ、溶鋼中のＣ濃度をさらに下げることができる。仕上げ脱炭精錬工程後、溶鋼に脱酸剤を添加して、スラグ中のＣｒ２Ｏ３を還元するＣｒ還元処理を再び実施する（Ｃｒ還元処理工程）。仕上げ脱炭精錬工程、及び、仕上げ脱炭精錬工程後のＣｒ還元処理工程は例えば、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法により実施する。
Ｃｒ還元処理工程後、取鍋中の溶鋼に対して最終の成分調整と素材製造工程前の溶鋼の温度調整とを実施する（成分調整工程）。成分調整工程は例えば、ＬＴ（Ｌａｄｌｅ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）により実施する。成分調整工程の後半で、溶鋼中にＣａを添加する。ここで、Ｃａを添加してから溶鋼内にＣａが均一に分散するまでの時間を「均一混合時間」τと定義する。均一混合時間τは次の式（Ａ）により求めることができる。
τ＝８００×ε－０．４ （Ａ）
ここで、εはＬＴにおける溶鋼の撹拌動力密度であり、式（Ｂ）により定義される。
ε＝２８．５（Ｑ／Ｗ）×Ｔ×ｌｏｇ（１＋Ｈ／１．４８） （Ｂ）
ここで、Ｑは上吹きガス流量（Ｎｍ３／ｍｉｎ）である。Ｗは溶鋼質量（ｔ）である。Ｔは溶鋼温度（Ｋ）である。Ｈは取鍋内の溶鋼の深さ（鋼浴深さ）（ｍ）である。
成分調整工程において、取鍋中の溶鋼温度を１５００～１７００℃に保持する。さらに、Ｃａを溶鋼内に投入し、均一混合時間が経過してからの保持時間を「保持時間ｔ」（秒）と定義する。この場合、本実施形態では、均一混合時間が経過してからの保持時間ｔを６０秒以上とする。
保持時間ｔが６０秒未満である場合、溶鋼に添加したＣａが、溶鋼中のＭｎ硫化物を十分に改質できない。この場合、サイズの大きいＭｎ硫化物が鋼材中に残存してしまう。そのため、鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物の単位面積当たりの個数が過剰に多くなる。その結果、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤ（個／ｍｍ２）が０．５０個／ｍｍ２を超えてしまう。又は、Ｍｎ硫化物がＣａと反応して改質が進み、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物の単位面積当たりの個数は少なくなるものの、Ｓと結合して生成したＣａ硫化物がスラグに十分に吸収されずに溶鋼中に残存してしまう。その結果、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤ（個／ｍｍ２）が０．５０個／ｍｍ２を超えてしまう。
一方、保持時間ｔが６０秒以上である場合、溶鋼に添加したＣａが、溶鋼中のＭｎ硫化物を十分に改質し、サイズの大きいＭｎ硫化物を低減する。そのため、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物の単位面積当たりの個数が十分に少なくなる。さらに、Ｓと結合して生成したサイズの大きいＣａ硫化物が、溶鋼中を浮上してスラグに吸収される時間を十分に確保できる。そのため、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の単位面積当たりの個数も十分に少なくなる。その結果、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤ（個／ｍｍ２）が０．５０個／ｍｍ２以下となる。
［素材製造工程］
上述の精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材（鋳片又はインゴット）を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。鋳片はスラブでもよいし、ブルームでもよいし、ビレットでもよい。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットとしてもよい。鋳片又はインゴットに対してさらに、分塊圧延等を実施して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により、素材を製造する。
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、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。初めに、素材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、１１００～１３００℃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、中間鋼材である素管（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。例えば、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、例えば、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例えば、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。例えば、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。
鋼材が棒鋼である場合、初めに、素材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、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出された素材に対して熱間加工を実施して、中間鋼材である棒鋼を製造する。熱間加工はたとえば、分塊圧延機による分塊圧延、又は、連続圧延機による熱間圧延である。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。
鋼材が鋼板である場合、初めに、素材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、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出された素材に対して、分塊圧延機、及び、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、中間鋼材である鋼板を製造する。
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（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。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、次工程の熱処理工程（焼入れ及び焼戻し）前に、応力除去焼鈍（ＳＲ処理）を実施してもよい。
［熱処理工程］
熱処理工程は、焼入れ工程及び焼戻し工程を含む。
［焼入れ工程］
熱処理工程では、初めに、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（焼入れ工程）。焼入れは周知の方法で実施する。具体的には、熱間加工工程後の鋼材を熱処理炉に装入し、焼入れ温度で保持する。焼入れ温度はＡＣ３変態点以上であり、たとえば、９００～１０００℃である。鋼材を焼入れ温度で保持した後、急冷（焼入れ）する。焼入れ温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、１０～６０分である。焼入れ方法はたとえば、水冷である。焼入れ方法は特に制限されない。中間鋼材が素管である場合、例えば、水槽又は油槽に浸漬して素管を急冷してもよいし、シャワー冷却又はミスト冷却により、素管の外面及び／又は内面に対して冷却水を注いだり、噴射したりして、素管を急冷してもよい。
なお、上述のとおり、熱間加工工程後、中間鋼材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）を実施してもよいし、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。
［焼戻し工程］
焼入れ後の中間鋼材に対してさらに、焼戻し工程を実施する。焼戻し工程では、鋼材の降伏強度を調整する。本実施形態では、焼戻し温度を５４０～６２０℃とする。焼戻し温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、１０～１８０分である。化学組成に応じて焼戻し温度を適宜調整することにより、鋼材の降伏強度を調整することができることは当業者に周知である。好ましくは、鋼材の降伏強度が７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）となるように焼戻し条件を調整する。
以上の工程により、本実施形態の鋼材を製造することができる。本実施形態の鋼材は、上述の製造方法に限定されない。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤ（個／ｍｍ２）が０．５０個／ｍｍ２以下である鋼材を製造できれば、本実施形態の鋼材の製造方法は上述の製造方法に限定されない。
実施例１では、１２５ｋｓｉ以上（降伏強度が８６２ＭＰａ以上）の降伏強度を有する鋼材における耐ＳＳＣ性について調査した。具体的には、表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure 0007364962000001
表１中の「－」は、対応する元素の含有量が、検出限界未満であったことを意味する。たとえば、鋼番号ＡのＷ含有量は、小数第三位で四捨五入して０％であったことを意味する。鋼番号ＡのＮｂ含有量は、小数第三位で四捨五入して０％であったことを意味する。鋼番号ＡのＢ含有量は、小数第五位で四捨五入して０％であったことを意味する。鋼番号ＡのＭｇ含有量は、小数第五位で四捨五入して０％であったことを意味する。鋼番号ＡのＲＥＭ含有量は、小数第四位で四捨五入して０％であったことを意味する。
各鋼番号の溶鋼は次のとおり製造した。Ｃｒを含有する溶鋼を取鍋に収納して、ＡＯＤ法により周知の粗脱炭精錬工程及びＣｒ還元工程を実施した。Ｃｒ還元処理工程後、溶鋼からスラグを除滓する除滓処理工程を実施した。さらに、ＶＯＤ法により、周知の方法により仕上げ脱炭精錬工程及びＣｒ還元処理工程を実施した。
ＶＯＤ法によるＣｒ還元処理工程後、ＬＴにより、取鍋中の溶鋼に対して最終の成分調整と素材製造工程前の溶鋼の温度調整とを実施した。溶鋼温度はいずれも１５００～１７００℃であった。さらに、溶鋼中にＣａを添加した。Ｃａを添加した後均一混合時間経過後の保持時間ｔ（秒）を表２に示すとおり調整した。以上の工程により、表１に示す化学組成の溶鋼を製造した。
Figure 0007364962000002
上記溶鋼を用いて外径３１０ｍｍのビレットを製造した。製造したビレットを１２５０℃に加熱した後、マンネスマン法により熱間圧延し、外径２４４．４８ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍの素管（継目無鋼管）を製造した。
各試験番号の素管に対して、焼入れ及び焼戻しを実施した。いずれの試験番号においても、焼入れ温度を９２０℃として、焼入れ温度での保持時間を１０分とした。焼入れ後の素管に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は、焼戻し後の鋼材（継目無鋼管）の降伏強度が８６２ＭＰａ以上となるように、各試験番号で５４０～５８０℃の範囲で調整した。焼戻し温度での保持時間は、いずれの試験番号でも３０分とした。
以上の製造工程により、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）を製造した。
［評価試験］
上記の焼戻し後の各試験番号の鋼材に対して、ミクロ組織観察試験、総個数密度ＮＤ測定試験、引張試験、及び、耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。
［ミクロ組織中のマルテンサイト体積率の測定試験］
鋼材のミクロ組織におけるマルテンサイト体積率を、次の方法により求めた。初めに、各試験番号の鋼材のミクロ組織中の残留オーステナイトの体積率を、Ｘ線回折法により求めた。具体的には、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央位置から試験片を採取した。試験片の大きさは、１５ｍｍ×１５ｍｍ×厚さ２ｍｍであった。試験片の厚さ方向を、管径方向とした。得られた試験片を用いて、α相の（２００）面、α相の（２１１）面、γ相の（２００）面、γ相の（２２０）面、γ相の（３１１）面の各々のＸ線回折強度を測定し、各面の積分強度を算出した。Ｘ線回折強度の測定において、Ｘ線回折装置のターゲットをＭｏとし（ＭｏＫα線）、出力を５０ｋＶ－４０ｍＡとした。算出後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに式（Ｉ）を用いて残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）を算出した。そして、６組の残留オーステナイトの体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義した。
Ｖγ＝１００／｛１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）｝ （Ｉ）
ここで、Ｉαはα相の積分強度である。Ｒαはα相の結晶学的理論計算値である。Ｉγはγ相の積分強度である。Ｒγはγ相の結晶学的理論計算値である。なお、本明細書において、α相の（２００）面でのＲαを１５．９、α相の（２１１）面でのＲαを２９．２、γ相の（２００）面でのＲγを３５．５、γ相の（２２０）面でのＲγを２０．８、γ相の（３１１）面でのＲγを２１．８とした。なお、残留オーステナイトの体積率は、得られた数値の小数第一位を四捨五入した。
上述のＸ線回折法で得られた残留オーステナイトの体積率（％）を用いて、鋼材のミクロ組織のマルテンサイトの体積率（ｖｏｌ．％）を次の式により求めた。
マルテンサイトの体積率＝１００－残留オーステナイトの体積率（％）
得られたマルテンサイトの体積率を、表２の「マルテンサイト体積率（％）」欄に示す。
［総個数密度ＮＤの測定試験］
鋼材中における、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤは次の方法により測定した。各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央位置から試験片を採取した。採取した試験片を樹脂埋めした。試験片の表面のうち、管軸方向及び肉厚方向を含む面を観察面とした。樹脂埋めされた鋼材の観察面を研磨した。研磨後の観察面のうち、任意の１０視野を観察した。各視野において、介在物の個数を求めた。各視野の面積は３６ｍｍ２（６ｍｍ×６ｍｍ）とした。
視野中の各介在物について、元素濃度分析（ＥＤＳ分析）を実施して、介在物の種類を特定した。ＥＤＳ分析では、加速電圧を２０ｋＶとし、分析対象の元素をＮ、Ｏ、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｋ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂとした。
特定された介在物の元素分析結果に基づいて、介在物がＭｎ硫化物であるか、Ｃａ硫化物であるかを特定した。具体的には、質量％でＭｎ含有量が１０％以上であり、かつ、Ｓ含有量が１０％以上である場合、その介在物を「Ｍｎ硫化物」と特定した。質量％でＣａ含有量が２０％以上であり、かつ、Ｓ含有量が１０％以上である場合、その介在物を「Ｃａ硫化物」と特定した。
各視野で特定されたＭｎ硫化物のうち、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物の総個数を求めた。さらに、各視野で測定されたＣａ硫化物のうち、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数を求めた。円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物の総個数と、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数と、１０視野の総面積とに基づいて、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤ（個／ｍｍ２）を求めた。なお、測定には、ＦＥＩ（ＡＳＰＥＸ）社製の介在物自動分析装置である商品名：Ｍｅｔａｌｓ Ｑｕａｌｉｔｙ Ａｎａｌｙｚｅｒを用いた。求めた総個数密度ＮＤを表２の「総個数密度ＮＤ（個／ｍｍ２）」欄に示す。
［引張試験］
ＡＳＴＭ Ｅ８（２０１３）に準拠して、引張試験を実施した。具体的には、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）の肉厚中央位置から、丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の平行部の直径は８．９ｍｍであり、平行部の長さは３５．６ｍｍであった。丸棒引張試験片の長手方向は、鋼材の長手方向（圧延方向）と平行であった。各試験番号の丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、０．２％オフセット耐力（ＭＰａ）を求めた。求めた０．２％オフセット耐力を降伏強度（ＭＰａ）と定義した。得られた降伏強度を、表２の「ＹＳ（ＭＰａ）」欄に示す。
［耐ＳＳＣ性評価試験］
鋼材の耐ＳＳＣ性評価試験を次の方法で実施した。各試験番号の鋼材の肉厚中央位置から、丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の平行部の直径は６．３５ｍｍであり、平行部の長さは２５．４ｍｍであった。丸棒試験片の長手方向は、鋼材の長手方向（管軸方向）と平行であった。
試験溶液は、ｐＨが４．３である２０質量％塩化ナトリウム水溶液とした。試験溶液は、２０質量％の塩化ナトリウムと０．４１ｇ／Ｌの酢酸ナトリウムとを含有する水溶液に酢酸を添加してｐＨを４．３に調整した。丸棒試験片に対して、実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷した。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を負荷された丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とした。試験浴を脱気した後、０．０７ｂａｒのＨ２Ｓガス及び０．９３ｂａｒのＣＯ２ガスを試験浴に吹き込み、試験浴にＨ２Ｓガスを飽和させた。Ｈ２Ｓガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。７２０時間保持後の丸棒試験片の平行部の表面を、拡大率が１０倍のルーペで観察して、割れの有無を確認した。ルーペ観察で割れが疑われる箇所がある場合、割れが疑われる箇所の断面を１００倍の光学顕微鏡で観察して、割れの有無を確認した。
丸棒試験片の表面を１０倍のルーペ及び１００倍の光学顕微鏡で観察しても割れが確認されなかった場合、耐ＳＳＣ性に優れると判断した（表２中の「耐ＳＳＣ性」欄に「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」と表記）。割れが確認された場合、耐ＳＳＣ性が低いと判断した（表２中の「耐ＳＳＣ性」欄に「Ｂ（Ｂａｄ）」と表記）。
［評価結果］
表２を参照して、試験番号１～１４の化学組成は適切であった。さらに、ミクロ組織中のマルテンサイト体積率は８０％以上であり、降伏強度は８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）であった。さらに、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２以下であった。そのため、優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
一方、試験番号１５及び１６では、Ｓ含有量が高すぎた。そのため、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号１７では、Ｃａ含有量が低すぎた。そのため、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号１８では、Ｃａ含有量が高すぎた。そのため、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号１９及び２０では、均一混合時間経過後の保持時間ｔが短すぎた。そのため、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
実施例２では、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が７５８ＭＰａ～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を有する鋼材における耐ＳＳＣ性について調査した。具体的には、表１に示す鋼番号Ｇ～Ｒ、Ｕ及びＶの溶鋼を実施例１と同じ方法により製造した。各試験番号での精錬工程のＬＴでの均一混合時間経過後の保持時間ｔは表３に示すとおりであった。
Figure 0007364962000003
上記溶鋼を用いて外径３１０ｍｍのビレットを製造した。製造したビレットを１２５０℃に加熱した後、マンネスマン法により熱間圧延し、外径２４４．４８ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍの素管（継目無鋼管）を製造した。
各試験番号の素管に対して、焼入れ及び焼戻しを実施した。いずれの試験番号においても、焼入れ温度を９２０℃として、焼入れ温度での保持時間を１０分とした。焼入れ後の素管に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は、焼戻し後の鋼材（継目無鋼管）の降伏強度が７５８ＭＰａ～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）となるように、各試験番号で５８０～６２０℃の範囲で調整した。焼戻し温度での保持時間は、いずれの試験番号でも３０分とした。
以上の製造工程により、各試験番号の鋼材（継目無鋼管）を製造した。
［評価試験］
上記の焼戻し後の各試験番号の鋼材に対して、実施例１と同じ方法により、ミクロ組織観察試験、総個数密度ＮＤ測定試験、及び、引張試験を実施した。さらに、次の耐ＳＳＣ性評価試験を実施した。
［耐ＳＳＣ性評価試験］
鋼材の耐ＳＳＣ性評価試験を次の方法で実施した。各試験番号の鋼材の肉厚中央位置から、丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の平行部の直径は６．３５ｍｍであり、平行部の長さは２５．４ｍｍであった。丸棒試験片の長手方向は、鋼材の長手方向（管軸方向）と平行であった。
試験溶液は、ｐＨが３．５である５質量％塩化ナトリウム水溶液とした。試験溶液は、５質量％の塩化ナトリウムと０．４１ｇ／Ｌの酢酸ナトリウムとを含有する水溶液に酢酸を添加してｐＨを３．５に調整した。丸棒試験片に対して、実降伏応力の９０％に相当する応力を負荷した。試験容器に２４℃の試験溶液を、応力を負荷された丸棒試験片が浸漬するように注入し、試験浴とした。試験浴を脱気した後、０．１０ｂａｒのＨ２Ｓガス及び０．９０ｂａｒのＣＯ２ガスを試験浴に吹き込み、試験浴にＨ２Ｓガスを飽和させた。Ｈ２Ｓガスが飽和した試験浴を、２４℃で７２０時間保持した。７２０時間保持後の丸棒試験片の平行部の表面を、拡大率が１０倍のルーペで観察して、割れの有無を確認した。ルーペ観察で割れが疑われる箇所がある場合、割れが疑われる箇所の断面を１００倍の光学顕微鏡で観察して、割れの有無を確認した。
丸棒試験片の表面を１０倍のルーペ及び１００倍の光学顕微鏡で観察しても割れが確認されなかった場合、耐ＳＳＣ性に優れると判断した（表３中の「耐ＳＳＣ性」欄の「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」と表記）。割れが確認された場合、耐ＳＳＣ性が低いと判断した（表３中の「耐ＳＳＣ性」欄の「Ｂ（Ｂａｄ）」と表記）。
［評価結果］
表３を参照して、試験番号２１～２８の化学組成は適切であった。さらに、ミクロ組織中のマルテンサイト体積率は８０％以上であり、降伏強度は７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）であった。さらに、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２以下であった。そのため、優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
一方、試験番号２９及び３０では、Ｓ含有量が高すぎた。そのため、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号３１では、Ｃａ含有量が低すぎた。そのため、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号３２では、Ｃａ含有量が高すぎた。そのため、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号３３及び３４では、均一混合時間経過後の保持時間ｔが短すぎた。そのため、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物及び円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物の総個数密度ＮＤが０．５０個／ｍｍ２を超えた。その結果、耐ＳＳＣ性が低かった。
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。

Claims (5)

  1. 鋼材であって、
    化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０３５％以下、
    Ｓｉ：１．００％以下、
    Ｍｎ：１．００％以下、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    Ｎ：０．００１～０．０２０％、
    Ｎｉ：５．００～７．００％、
    Ｃｒ：１０．００～１４．００％、
    Ｃｕ：１．５０～３．５０％、
    Ｍｏ：１．００～４．００％、
    Ｖ：０．０１～１．００％、
    Ｔｉ：０．０２～０．３０％、
    Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
    Ｏ：０．００５０％以下、
    Ｗ：０～１．５０％、
    Ｎｂ：０～０．５０％、
    Ｂ：０～０．００５０％、
    Ｍｇ：０～０．００５０％、
    希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０２０％、及び、
    残部がＦｅ及び不純物、からなり、
    前記鋼材のミクロ組織において、マルテンサイトの体積率が８０％以上であり、残留オーステナイトの体積率が０～２０％であり、
    前記鋼材中の介在物のうち、Ｍｎ含有量が１０％以上であり、Ｓ含有量が１０％以上であり、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎ硫化物と、Ｃａ含有量が２０％以上であり、Ｓ含有量が１０％以上であり、円相当径が２．０μｍ以上のＣａ硫化物との合計が０．５０個／ｍｍ２以下である、
    鋼材。
  2. 請求項１に記載の鋼材であって、
    前記化学組成は、
    Ｗ：０．０１～１．５０％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、
    Ｎｂ：０．０１～０．５０％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、
    前記化学組成は、
    Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、及び、
    希土類元素（ＲＥＭ）：０．００１～０．０２０％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    鋼材。
  5. 請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    前記鋼材は、油井管用継目無鋼管である、
    鋼材。
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