JP7614555B1 - サワー環境での使用に適した鋼材 - Google Patents
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Abstract
高い降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性とを有する鋼材を提供する。本開示による鋼材は、明細書に記載の化学組成からなり、降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、鋼材中の旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量γMoが５．０質量％以上である。本開示による鋼材はさらに、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－３００以上を満たし、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－５２０以上を満たす。
Ｆｎ１＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS （１）
ここで、式（１）中のγMoには旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量が質量％で代入され、式（１）中のρには転位密度がｍ-2で代入され、式（１）中のσYSには降伏強度がＭＰａで代入される。
Ｆｎ１＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS （１）
ここで、式（１）中のγMoには旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量が質量％で代入され、式（１）中のρには転位密度がｍ-2で代入され、式（１）中のσYSには降伏強度がＭＰａで代入される。
Description
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鋼材の高強度化が求められている。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）、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が１２５～１４０ｋｓｉ未満、つまり、８６２～９６５ＭＰａ未満）、及び、１４０ｋｓｉ以上（降伏強度が１４０ｋｓｉ以上、つまり、９６５ＭＰａ以上）の油井用鋼管が求められ始めている。
一方、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２０００－２９７３４４号公報（特許文献１）、特開２００１－２７１１３４号公報（特許文献２）、及び、国際公開第２００８／１２３４２２号（特許文献３）に提案されている。
特許文献１に開示されている油井用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｃｒ：０．２～１．５％、Ｍｏ：０．１～１％、Ｖ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．００３～０．１％を含有する。この油井用鋼は、析出している炭化物の総量が１．５～４質量％、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。この油井用鋼は、耐ＳＳＣ性に優れる、と特許文献１には記載されている。
特許文献２に開示されている低合金鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．１～１％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．１～１．２％、Ｍｏ：０．１～１％、Ｂ：０．０００１～０．００５％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｖ：０．０５～０．５％、Ｎｉ：０．１％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、式（０．０３≦Ｍｏ×Ｖ≦０．３）、及び、式（０．５×Ｍｏ－Ｖ＋ＧＳ／１０≧１）を満たし、降伏強度が１０６０ＭＰａ以上である。なお、式中のＧＳとは、旧オーステナイト粒のＡＳＴＭ粒度番号を意味する。この低合金鋼材は、耐ＳＳＣ性に優れる、と特許文献２には記載されている。
特許文献３に開示されている低合金鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．０５～１．５％、Ｃｒ：１．０～２．０％、Ｍｏ：０．０５～２．０％、Ａｌ：０．１０％以下、及び、Ｔｉ：０．００２～０．０５％を含有し、かつ、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）が０．６５以上であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００３％未満である。この低合金鋼は、粒径が１μｍ以上のＭ23Ｃ6型析出物が０．１個／ｍｍ2以下である。この低合金鋼は、耐ＳＳＣ性が向上されている、と特許文献３には記載されている。
ところで、近年、耐ＳＳＣ性のうち、サワー環境において、鋼材に形成されたき裂の伝播を抑制できることが、着目されてきている。微小な疵が形成された鋼材に応力が負荷されると、微小な疵がき裂の起点となり、き裂が伝播する懸念がある。一方、き裂の伝播が抑制できれば、破壊に対する優れた抵抗力（すなわち、優れた破壊靭性）を有すると考えられる。そのため、高強度であり、さらにサワー環境において優れた破壊靭性を有する油井用鋼材が求められてきている。
さらに近年、海面下の深井戸についても、開発が活発になってきている。たとえば、水深２０００ｍ以上のいわゆる深海の海底油田では、水温が低い。また、通常、環境の温度が低下するほど、破壊靭性が低下しやすい傾向がある。したがって、高強度であり、さらに低温サワー環境においても優れた破壊靭性を有する、油井用鋼管に代表される油井用鋼材が求められ始めている。
上記特許文献１～３では、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を提案する。しかしながら、上記特許文献１～３では、低温サワー環境における破壊靭性について、検討がなされていない。
本開示の目的は、高い降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭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、
質量％で、
Ｃ：０．２０超～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～２．００％、
Ｍｎ：０．０２～０．６０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．２０～１．５０％、
Ｍｏ：０．３５～１．５０％、
Ｖ：０．０１～０．６０％、
Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０１００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量γMoが５．０質量％以上であり、
前記降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－３００以上を満たし、
前記降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－５２０以上を満たす、
鋼材。
Ｆｎ１＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS （１）
ここで、式（１）中のγMoには前記旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量が質量％で代入され、式（１）中のρには転位密度がｍ-2で代入され、式（１）中のσYSには前記降伏強度がＭＰａで代入される。
質量％で、
Ｃ：０．２０超～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～２．００％、
Ｍｎ：０．０２～０．６０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．２０～１．５０％、
Ｍｏ：０．３５～１．５０％、
Ｖ：０．０１～０．６０％、
Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０１００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量γMoが５．０質量％以上であり、
前記降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－３００以上を満たし、
前記降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－５２０以上を満たす、
鋼材。
Ｆｎ１＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS （１）
ここで、式（１）中のγMoには前記旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量が質量％で代入され、式（１）中のρには転位密度がｍ-2で代入され、式（１）中のσYSには前記降伏強度がＭＰａで代入される。
本開示による鋼材は、高い降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性とを有する。
本発明者らは、高い降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性とを有する鋼材を得る方法について調査及び検討を行い、次の知見を得た。
本発明者らは具体的に、高い降伏強度として７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）の降伏強度を有する鋼材を得ようとした。そこで本発明者らは、まず、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性とを有する鋼材を、化学組成の観点から検討した。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．２０超～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～２．００％、Ｍｎ：０．０２～０．６０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．２０～１．５０％、Ｍｏ：０．３５～１．５０％、Ｖ：０．０１～０．６０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．０３０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．２０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性とを有する鋼材を得られる可能性があると考えた。
次に本発明者らは、上述の化学組成と１１０ｋｓｉ以上の降伏強度とを有する鋼材について、低温サワー環境における破壊靭性を高める手法を種々検討した。その結果、上述の化学組成及び降伏強度を有する鋼材では、低温サワー環境において、鋼材中の旧オーステナイト粒界の靭性低下が顕在化しやすく、き裂の伝播は、鋼材中の旧オーステナイト粒界に沿って進行しやすいことが明らかになった。つまり、上述の化学組成及び降伏強度を有する鋼材では、旧オーステナイト粒界を強化できれば、優れた破壊靭性を得られる可能性がある。以下、本明細書において、旧オーステナイト粒を「旧γ粒」ともいう。
そこで本発明者らは、旧γ粒界の強化に寄与する元素として、モリブデン（Ｍｏ）に着目した。Ｍｏが旧γ粒界に濃化していれば、旧γ粒界を強化でき、低温サワー環境であっても、き裂の伝播を抑制できる可能性がある。その結果、低温サワー環境において優れた破壊靭性を得られる可能性がある。本発明者らの詳細な検討の結果、上述の化学組成と、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度とを有する鋼材では、旧γ粒界近傍のＭｏ含有量γMoが５．０質量％以上であれば、優れた破壊靭性を得られる可能性があることが、明らかになった。以下、本明細書において、旧γ粒界近傍のＭｏ含有量γMoを、「粒界Ｍｏ量γMo」ともいう。
一方、上述の化学組成と降伏強度とを有し、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％以上の鋼材であっても、低温サワー環境では、安定して優れた破壊靭性を得られない場合があった。そこで本発明者らは、上述の鋼材において、破壊靭性を低下させる要因について、さらに詳細に検討した。その結果、上述の化学組成及び降伏強度を有する鋼材では、鋼材中の転位密度ρと、鋼材の降伏強度σYSと、粒界Ｍｏ量γMoとによって、低温サワー環境での破壊靭性は、影響を受けることが明らかになった。
ここで、Ｆｎ１＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYSと定義する。Ｆｎ１は、低温サワー環境における破壊靭性の指標である。以下、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合（７５８～８６２ＭＰａ未満の場合）と、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合とについて、それぞれ図面を用いて、具体的に説明する。
図１は、本実施例のうち、１１０ｋｓｉ級（７５８～８６２ＭＰａ未満）の降伏強度を有する例における、Ｆｎ１（＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS）と、低温サワー環境における破壊靭性の指標である破壊靭性値Ｋ1SSC値との関係を示す図である。図１は、後述する実施例のうち、上述の化学組成を満たし、降伏強度σYSが１１０ｋｓｉ級であり、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％以上の例を用いて求めた。なお、降伏強度σYSと、粒界Ｍｏ量γMoと、転位密度ρと、破壊靭性値Ｋ1SSC値とは、後述の方法で求めた。
図１を参照して、上述の化学組成と、１１０ｋｓｉ級の降伏強度と、５．０質量％以上の粒界Ｍｏ量γMoとを有する鋼材では、Ｆｎ１が－３００以上であれば、低温サワー環境での破壊靭性値Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ√ｍ以上になり、安定して優れた破壊靭性を示すことが確認できる。一方、上述の鋼材では、Ｆｎ１が－３００未満であれば、低温サワー環境での破壊靭性値Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ√ｍ未満になり、優れた破壊靭性を示さない。したがって、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成と、５．０質量％以上の粒界Ｍｏ量γMoとを有し、降伏強度σYSが７５８～８６２ＭＰａ未満の場合、Ｆｎ１を－３００以上とする。
さらに、図２は、本実施例のうち、１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）の降伏強度を有する例における、Ｆｎ１（＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS）と、低温サワー環境における破壊靭性の指標である破壊靭性値Ｋ1SSC値との関係を示す図である。図２は、後述する実施例のうち、上述の化学組成を満たし、降伏強度σYSが１２５ｋｓｉ以上であり、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％以上の例を用いて求めた。なお、降伏強度σYSと、粒界Ｍｏ量γMoと、転位密度ρと、破壊靭性値Ｋ1SSC値とは、後述の方法で求めた。
図２を参照して、上述の化学組成と、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度と、５．０質量％以上の粒界Ｍｏ量γMoとを有する鋼材では、Ｆｎ１が－５２０以上であれば、低温サワー環境での破壊靭性値Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ√ｍ以上になり、安定して優れた破壊靭性を示すことが確認できる。一方、上述の鋼材では、Ｆｎ１が－５２０未満であれば、低温サワー環境での破壊靭性値Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ√ｍ未満になり、優れた破壊靭性を示さない。したがって、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成と、５．０質量％以上の粒界Ｍｏ量γMoとを有し、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、Ｆｎ１を－５２０以上とする。
なお、上述の化学組成と、降伏強度σYSと、粒界Ｍｏ量γMoとを有する鋼材において、Ｆｎ１を調整することによって、低温サワー環境での破壊靭性を高められる理由について、詳細は明らかになっていない。しかしながら、本発明者らは次のように推察している。上述のとおり、Ｆｎ１は降伏強度σYSと、粒界Ｍｏ量γMoと、転位密度ρとの関係を規定している。ここで、転位は、鋼材の降伏強度σYSを高める一方、水素を吸蔵すると考えられている。そのため、転位密度ρが高すぎれば、転位に吸蔵された水素が旧γ粒界に滞留しやすくなり、旧γ粒界が脆化しやすくなる懸念がある。すなわち、転位密度ρを低減できれば、旧γ粒界に滞留する水素量を低減でき、旧γ粒界を強化できる可能性がある。しかしながら、上述のとおり、転位密度ρは降伏強度σYSの向上に寄与する。したがって、単に転位密度ρを低減するのではなく、降伏強度σYSと、粒界Ｍｏ量γMoと、転位密度ρとの関係を制御することによって、上述の化学組成を有する鋼材では、低温サワー環境での破壊靭性を高められる可能性がある。
以上のメカニズムにより、本実施形態による鋼材は、高強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性とを得られる、と本発明者らは推察している。なお、上述のメカニズム以外のメカニズムにより、上述の化学組成と、降伏強度σYSと、粒界Ｍｏ量γMoとを有する鋼材において、Ｆｎ１を調整することによって、低温サワー環境での破壊靭性を高められる可能性もあり得る。しかしながら、上述の化学組成と、降伏強度σYSと、粒界Ｍｏ量γMoとを有する鋼材において、Ｆｎ１を調整することによって、低温サワー環境での破壊靭性を高められることは、後述の実施例によって証明されている。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材の要旨は、次のとおりである。
［１］
鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．２０超～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～２．００％、
Ｍｎ：０．０２～０．６０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．２０～１．５０％、
Ｍｏ：０．３５～１．５０％、
Ｖ：０．０１～０．６０％、
Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０１００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量γMoが５．０質量％以上であり、
前記降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－３００以上を満たし、
前記降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－５２０以上を満たす、
鋼材。
Ｆｎ１＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS （１）
ここで、式（１）中のγMoには前記旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量が質量％で代入され、式（１）中のρには転位密度がｍ-2で代入され、式（１）中のσYSには前記降伏強度がＭＰａで代入される。
鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．２０超～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～２．００％、
Ｍｎ：０．０２～０．６０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．２０～１．５０％、
Ｍｏ：０．３５～１．５０％、
Ｖ：０．０１～０．６０％、
Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０１００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量γMoが５．０質量％以上であり、
前記降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－３００以上を満たし、
前記降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－５２０以上を満たす、
鋼材。
Ｆｎ１＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS （１）
ここで、式（１）中のγMoには前記旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量が質量％で代入され、式（１）中のρには転位密度がｍ-2で代入され、式（１）中のσYSには前記降伏強度がＭＰａで代入される。
［２］
［１］に記載の鋼材であって、
Ｎｂ：０．００１～０．０３０％、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、
希土類元素：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．２０％、及び、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼材。
［１］に記載の鋼材であって、
Ｎｂ：０．００１～０．０３０％、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、
希土類元素：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．２０％、及び、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼材。
［３］
［１］又は［２］に記載の鋼材であって、
前記鋼材は、油井用鋼管である、鋼材。
［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。
なお、本実施形態による鋼材の形状は、特に限定されない。本実施形態による鋼材は、鋼管であってもよく、丸鋼（中実材）であってもよく、鋼板であってもよい。なお、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。また、鋼管とは、継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。
以下、本実施形態による鋼材について詳述する。
［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。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
本実施形態による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
Ｃ：０．２０超～０．６０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻しにおいて炭化物の球状化を促進し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼材の強度が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭化物が多くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、製造工程中の焼入れにおいて、焼割れが発生しやすくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２０超～０．６０％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０．２４％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０．５５％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。
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻しにおいて炭化物の球状化を促進し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼材の強度が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭化物が多くなりすぎ、鋼材の靭性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、製造工程中の焼入れにおいて、焼割れが発生しやすくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２０超～０．６０％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０．２４％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０．５５％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。
Ｓｉ：０．０５～２．００％
ケイ素（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～２．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．４０％である。
ケイ素（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～２．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．４０％である。
Ｍｎ：０．０２～０．６０％
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、鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＭｎがＰ及びＳ等の不純物とともに結晶粒界に偏析して、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０２～０．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５５％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。
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、鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＭｎがＰ及びＳ等の不純物とともに結晶粒界に偏析して、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０２～０．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５５％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。
Ｐ：０．０２５％以下
リン（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが結晶粒界に偏析して、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％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。
リン（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが結晶粒界に偏析して、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％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：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓが結晶粒界に偏析して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００７５％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。
硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓが結晶粒界に偏析して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００７５％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％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
Ａｌ：０．００５～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
Ｃｒ：０．２０～１．５０％
クロム（Ｃｒ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．２０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
クロム（Ｃｒ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．２０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
Ｍｏ：０．３５～１．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｍｏはさらに、粒界Ｍｏ量γMoを高め、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．３５～１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２５％である。
モリブデン（Ｍｏ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｍｏはさらに、粒界Ｍｏ量γMoを高め、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．３５～１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２５％である。
Ｖ：０．０１～０．６０％
バナジウム（Ｖ）はＣ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」ともいう）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、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が高まる。Ｖはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成して鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｖ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１～０．６０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｖ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０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
バナジウム（Ｖ）はＣ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」ともいう）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、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が高まる。Ｖはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成して鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｖ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１～０．６０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｖ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０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｔｉ：０．００２～０．０５０％
チタン（Ｔｉ）はＮと結合して窒化物を形成し、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化する。その結果、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｔｉ窒化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
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、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｔｉ窒化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
Ｂ：０．０００１～０．００５０％
ホウ素（Ｂ）は鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
ホウ素（Ｂ）は鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
Ｎ：０．０１００％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量の下限は０％超である。ＮはＴｉと結合して窒化物を形成し、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化する。その結果、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が高まる。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が形成され、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が、かえって低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％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％である。上記効果をより有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
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、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が高まる。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が形成され、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が、かえって低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％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％である。上記効果をより有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
Ｏ：０．０１００％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量の下限は０％超である。Ｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量の下限は０％超である。Ｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成し、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
本実施形態による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素］
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。
Ｎｂ：０～０．０３０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは炭窒化物等を形成し、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、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が高まる。Ｎｂはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成して鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％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。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは炭窒化物等を形成し、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、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性が高まる。Ｎｂはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成して鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％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。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、希土類元素からなる群から選択される１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、鋼材中のＳを硫化物として無害化する。その結果、これらの元素は鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
Ｃａ：０～０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％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。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％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。
Ｍｇ：０～０．０１００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％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。
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％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。
Ｚｒ：０～０．０１００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％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。
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％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。
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。そのため、Ｐの偏析に起因した鋼材の耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。そのため、Ｐの偏析に起因した鋼材の耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％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。
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、サワー環境において保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。その結果、これらの元素は鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。
Ｃｏ：０～０．５０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏはサワー環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％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％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏはサワー環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。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含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％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％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｗ：０～０．５０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗはサワー環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％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％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗはサワー環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％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％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、及び、Ｃｕからなる群から選択される１種以上の元素を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の焼入れ性を高める。
Ｎｉ：０～０．２０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼に固溶して、鋼材の低温靭性を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、局部的な腐食が促進され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼に固溶して、鋼材の低温靭性を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、局部的な腐食が促進され、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
Ｃｕ：０～０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
［降伏強度σYS］
本実施形態による鋼材の降伏強度σYSは７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）である。本明細書でいう降伏強度は、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。なお、本実施形態による鋼材の降伏強度の上限は、特に限定されない。しかしながら、少なくとも降伏強度が７５８～９６５ＭＰａの範囲において、本実施形態による鋼材が、低温サワー環境において優れた破壊靭性を有することは、後述する実施例によって証明されている。したがって、本実施形態による鋼材の降伏強度は、少なくとも７５８～９６５ＭＰａ（１１０～１４０ｋｓｉ）を含む。すなわち、本実施形態による鋼材の降伏強度は、少なくとも、７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）と、８６２～９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）とを含む。
本実施形態による鋼材の降伏強度σYSは７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）である。本明細書でいう降伏強度は、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を意味する。なお、本実施形態による鋼材の降伏強度の上限は、特に限定されない。しかしながら、少なくとも降伏強度が７５８～９６５ＭＰａの範囲において、本実施形態による鋼材が、低温サワー環境において優れた破壊靭性を有することは、後述する実施例によって証明されている。したがって、本実施形態による鋼材の降伏強度は、少なくとも７５８～９６５ＭＰａ（１１０～１４０ｋｓｉ）を含む。すなわち、本実施形態による鋼材の降伏強度は、少なくとも、７５８～８６２ＭＰａ未満（１１０ｋｓｉ級）と、８６２～９６５ＭＰａ（１２５ｋｓｉ級）とを含む。
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。具体的に、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板の場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。この場合、丸棒試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向に平行な方向とする。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。この場合、丸棒試験片の軸方向は、鋼管の管軸方向に平行な方向とする。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。この場合、丸棒試験片の軸方向は、丸鋼の軸方向に平行な方向とする。なお、本明細書において、Ｒ／２位置とは、丸鋼の軸方向に垂直な断面における半径Ｒの中央位置を意味する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径４ｍｍ、標点距離１６ｍｍである。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度（ＭＰａ）と定義する。なお、本実施形態において降伏強度（ＭＰａ）は、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。
［粒界Ｍｏ量γMo］
本実施形態による鋼材の粒界Ｍｏ量γMoは５．０質量％以上である。上述のとおり、本明細書において、粒界Ｍｏ量γMoとは、旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量を意味する。本実施形態において、旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量γMo（粒界Ｍｏ量γMo）とは、次のように定義される。
本実施形態による鋼材のうち、
旧オーステナイト粒の結晶粒界を中心として、前記結晶粒界と直交する１０ｎｍの線分ＳＬの一方の端点をＥ１、他方の端点をＥ２と定義し、
前記線分ＳＬの前記端点Ｅ１から前記端点Ｅ２まで０．２ｎｍピッチで配置される各測定点で、エネルギー分散型Ｘ線分光法による元素分析により、前記線分ＳＬ上の前記各測定点でのＭｏ含有量（質量％）を求め、
前記線分ＳＬにおいて、
前記線分ＳＬでのＭｏ含有量が最大の測定点をＭｏピーク測定点と定義し、
前記Ｍｏピーク測定点を中心とした２．０ｎｍ幅の領域を、Ｍｏ濃化領域と定義し、
前記端点Ｅ１と前記Ｍｏ濃化領域との間の領域を、第１Ｍｏ粒内領域と定義し、
前記端点Ｅ２と前記Ｍｏ濃化領域との間の領域を、第２Ｍｏ粒内領域と定義し、
前記第１Ｍｏ粒内領域内の全ての前記測定点でのＭｏ含有量の算術平均値を、γMo1（質量％）と定義し、
前記第２Ｍｏ粒内領域内の全ての前記測定点でのＭｏ含有量の算術平均値を、γMo2（質量％）と定義したとき、
粒界Ｍｏ量γMoは、次の式（２）で定義される。
γMo＝｛（前記線分ＳＬ上の全ての前記測定点でのＭｏ含有量の総和×０．２）－γMo1×（前記端点Ｅ１と前記Ｍｏピーク測定点との間の距離）－γMo2×（前記端点Ｅ２と前記Ｍｏピーク測定点との間の距離）｝／０．８＋（γMo1＋γMo2）／２ （２）
本実施形態による鋼材の粒界Ｍｏ量γMoは５．０質量％以上である。上述のとおり、本明細書において、粒界Ｍｏ量γMoとは、旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量を意味する。本実施形態において、旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量γMo（粒界Ｍｏ量γMo）とは、次のように定義される。
本実施形態による鋼材のうち、
旧オーステナイト粒の結晶粒界を中心として、前記結晶粒界と直交する１０ｎｍの線分ＳＬの一方の端点をＥ１、他方の端点をＥ２と定義し、
前記線分ＳＬの前記端点Ｅ１から前記端点Ｅ２まで０．２ｎｍピッチで配置される各測定点で、エネルギー分散型Ｘ線分光法による元素分析により、前記線分ＳＬ上の前記各測定点でのＭｏ含有量（質量％）を求め、
前記線分ＳＬにおいて、
前記線分ＳＬでのＭｏ含有量が最大の測定点をＭｏピーク測定点と定義し、
前記Ｍｏピーク測定点を中心とした２．０ｎｍ幅の領域を、Ｍｏ濃化領域と定義し、
前記端点Ｅ１と前記Ｍｏ濃化領域との間の領域を、第１Ｍｏ粒内領域と定義し、
前記端点Ｅ２と前記Ｍｏ濃化領域との間の領域を、第２Ｍｏ粒内領域と定義し、
前記第１Ｍｏ粒内領域内の全ての前記測定点でのＭｏ含有量の算術平均値を、γMo1（質量％）と定義し、
前記第２Ｍｏ粒内領域内の全ての前記測定点でのＭｏ含有量の算術平均値を、γMo2（質量％）と定義したとき、
粒界Ｍｏ量γMoは、次の式（２）で定義される。
γMo＝｛（前記線分ＳＬ上の全ての前記測定点でのＭｏ含有量の総和×０．２）－γMo1×（前記端点Ｅ１と前記Ｍｏピーク測定点との間の距離）－γMo2×（前記端点Ｅ２と前記Ｍｏピーク測定点との間の距離）｝／０．８＋（γMo1＋γMo2）／２ （２）
より具体的に、本実施形態では、粒界Ｍｏ量γMoを次の方法で求めることができる。まず、本実施形態による鋼材から、粒界Ｍｏ量γMo測定用の試験片を作製する。具体的に、鋼材のＣ方向に垂直な面を観察面とする試験片を作製する。つまり、試験片の観察面は、Ｌ方向とＴ方向とを含む。ここで、鋼材が鋼板の場合、圧延方向をＬ方向、板厚方向をＴ方向、板幅方向をＣ方向と定義する。鋼材が鋼管の場合、管軸方向をＬ方向、管径方向（肉厚方向）をＴ方向、Ｌ方向とＴ方向とに垂直な方向をＣ方向と定義する。鋼材が丸鋼の場合、軸方向をＬ方向、径方向（Ｒ方向）をＴ方向、Ｌ方向とＴ方向とに垂直な方向をＣ方向と定義する。
また、試験片を作製する場合、鋼材の特定位置を中央に含む試験片を作製する。このとき、鋼材の特定位置とは、粒界Ｍｏ量γMoを安定して測定可能な位置を意味する。具体的に、鋼材が鋼板の場合、板厚ｔ／４位置を特定位置と定義する。なお、本明細書において、板厚ｔ／４位置とは、鋼板の板厚方向における板厚中央部と鋼板表面との中央位置を意味する。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央部を特定位置と定義する。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置を特定位置と定義する。試験片の大きさは特に限定されず、たとえば、Ｌ方向１０ｍｍ×Ｃ方向５ｍｍ×Ｔ方向８ｍｍの試験片としてもよい。
試験片の観察面を機械的に研磨した後、コロイダルシリカ懸濁液にて、化学的に研磨する。研磨された観察面のうち、上述の特定位置を含む領域を光学顕微鏡で観察する。具体的に、図３は、粒界Ｍｏ量を求めるための研磨された試験片の観察面の模式図である。図３中のＬ方向及びＴ方向は、上述のとおりに定義される。図３を参照して、研磨後の試験片の観察面の観察対象領域１００を、２００倍の光学顕微鏡で観察して、光学顕微鏡像を得る。さらに、上述のとおり、観察対象領域１００は、上述の特定位置を含む。観察対象領域１００において、任意の１００μｍ×１００μｍの矩形状の測定領域１０を選択する。このとき、測定領域１０は、上述の特定位置を含むように選択する。選択した測定領域１０の位置を特定できるように、測定領域１０の複数の角に印２０を付与する。印２０は例えば、マイクロビッカース硬さ試験機による圧痕でよい。
選択した測定領域１０に対して、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）解析を実施して、マルテンサイト相の結晶方位情報を得る。ＥＢＳＤ解析では、ステップサイズを０．１μｍとする。得られた結晶方位情報と、Ｋｕｒｄｊｕｍｏｖ－Ｓａｃｈｓの関係とに基づいて、旧γ粒（旧オーステナイト粒）の結晶粒界（旧γ粒界）を特定する。
図４は、旧γ粒界が特定された測定領域１０の模式図である。図４を参照して、測定領域１０内で特定された旧γ粒界のうち、隣り合う旧γ粒の結晶方位差が１８°以上となる旧γ粒界ＧＢを選択する。そして、選択された旧γ粒界ＧＢと直交する薄膜試料ＴＰを作製する。
薄膜試料ＴＰを作製する方法について、より詳しく説明する。図５は、図４に示す測定領域１０から薄膜試料ＴＰを作製する様子を示す模式図である。図５に示すように、測定領域１０から、選択された旧γ粒界ＧＢと直交する上面を有する板状の薄膜試料ＴＰを、収束イオンビーム（ＦＩＢ：Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）加工により、採取する。ＦＩＢ加工装置として、たとえば、株式会社日立ハイテクサイエンス製の商品名ＳＭＩ３０５０ＳＥを使用することができる。
採取した薄膜試料ＴＰを図６に示す。図６は、図５に示される薄膜試料ＴＰの斜視図である。薄膜試料ＴＰのうち、表面１０は測定領域１０の一部に相当する。表面３０は、表面１０と直交する表面である。表面１０（測定領域１０）で選択された旧γ粒界ＧＢは、当然に、表面３０でも観察される。薄膜試料ＴＰの膜厚Ｔ１０は１００ｎｍとする。
作製された薄膜試料ＴＰを用いて、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）による観察を実施する。ＴＥＭ観察では、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による元素分析装置（ＥＤＳ分析装置）を備えたＴＥＭを用いる。たとえば、ＴＥＭとして、日本電子株式会社製の球面収差補正装置付き透過電子顕微鏡（商品名：ＮＥＯＡＲＭ）を用いることができる。また、ＴＥＭに付属するＥＤＳ分析装置として、日本電子株式会社製のＥＤＳ分析装置（商品名：ＪＥＤ－２３００Ｔ）を用いることができる。
図７は、ＴＥＭ観察及びＥＤＳによる元素分析時における、電子線と薄膜試料ＴＰ内の旧γ粒界ＧＢとの関係を説明するための模式図である。図７に示すとおり、ＴＥＭ観察では初めに、薄膜試料ＴＰの表面３０に電子線ＥＢが入射するように、薄膜試料ＴＰを配置する。そして、表面１０の旧γ粒界ＧＢが、電子線ＥＢの入射方向と平行になるように、薄膜試料ＴＰを傾斜させる。その後、電子線ＥＢの入射方向から見て、表面３０の旧γ粒界ＧＢを中心として、旧γ粒界ＧＢに直交する全長１０ｎｍの線分ＳＬを特定する。ここで、線分ＳＬの一方の端点を端点Ｅ１と定義し、電子線ＥＢの入射方向から見て、他方の端点を端点Ｅ２と定義する。端点Ｅ１と端点Ｅ２との間の距離を１０ｎｍとする。
続いて、線分ＳＬの端点Ｅ１から端点Ｅ２まで０．２ｎｍピッチで配置される各測定点で、ＥＤＳによる元素分析を実施する。線分ＳＬ上の各測定点でのＭｏ含有量（質量％）を求める。
図８は、ＴＥＭ観察及びＥＤＳによる元素分析時の電子線ＥＢの照射方向と、薄膜試料ＴＰの表面１０の旧γ粒界ＧＢと、元素濃度プロファイルとの関係を示す模式図である。図８（Ａ）に示すように、電子線ＥＢが、薄膜試料ＴＰの表面１０の旧γ粒界ＧＢと平行でない場合、ＥＤＳによる元素分析により得られる線分ＳＬ上での元素濃度プロファイルＰＲのピークがブロードになる。一方、図８（Ｂ）に示すように、電子線ＥＢが、薄膜試料ＴＰの表面１０の旧γ粒界ＧＢと平行である場合、線分ＳＬ上での元素濃度プロファイルＰＲのピークがシャープになる。そのため、ＥＤＳによる元素分析を実施する場合、電子線ＥＢが薄膜試料ＴＰの表面１０の旧γ粒界ＧＢと平行になるように、薄膜試料ＴＰを傾斜させる。
ＥＤＳによる元素分析により線分ＳＬ上の各測定点でのＭｏ含有量（質量％）を求めた後、次の方法で、粒界Ｍｏ量γMoを求める。図９は、旧γ粒界ＧＢを中心として、旧γ粒界ＧＢと直交する線分ＳＬ上のＭｏ含有量の一例である。図９を参照して、それぞれ、次のとおり定義する。
・線分ＳＬでのＭｏ含有量が最大の測定点を、Ｍｏピーク測定点Ｐと定義する。
・Ｍｏピーク測定点Ｐを中心とした２．０ｎｍ幅の領域を、Ｍｏ濃化領域ＧＢ０と定義する。
・線分ＳＬの端点Ｅ１とＭｏ濃化領域ＧＢ０との間の領域を、第１Ｍｏ粒内領域ＢＭ１と定義する。
・線分ＳＬの端点Ｅ２とＭｏ濃化領域ＧＢ０との間の領域を、第２Ｍｏ粒内領域ＢＭ２と定義する。
・第１Ｍｏ粒内領域ＢＭ１内の全ての測定点でのＭｏ含有量の算術平均値を、γMo1（質量％）と定義する。
・第２Ｍｏ粒内領域ＢＭ２内の全ての測定点でのＭｏ含有量の算術平均値を、γMo2（質量％）と定義する。
・線分ＳＬでのＭｏ含有量が最大の測定点を、Ｍｏピーク測定点Ｐと定義する。
・Ｍｏピーク測定点Ｐを中心とした２．０ｎｍ幅の領域を、Ｍｏ濃化領域ＧＢ０と定義する。
・線分ＳＬの端点Ｅ１とＭｏ濃化領域ＧＢ０との間の領域を、第１Ｍｏ粒内領域ＢＭ１と定義する。
・線分ＳＬの端点Ｅ２とＭｏ濃化領域ＧＢ０との間の領域を、第２Ｍｏ粒内領域ＢＭ２と定義する。
・第１Ｍｏ粒内領域ＢＭ１内の全ての測定点でのＭｏ含有量の算術平均値を、γMo1（質量％）と定義する。
・第２Ｍｏ粒内領域ＢＭ２内の全ての測定点でのＭｏ含有量の算術平均値を、γMo2（質量％）と定義する。
図９を参照して、第１Ｍｏ粒内領域ＢＭ１でのγMo1（質量％）と、第２Ｍｏ粒内領域ＢＭ２でのγMo2（質量％）とを、旧γ粒界ＧＢを挟んで隣り合う旧γ粒の粒内でのＭｏ含有量とみなす。γMo1（質量％）とγMo2（質量％）とは、同程度の場合もあり、図９のように、異なる濃度の場合もある。そのため、第１Ｍｏ粒内領域ＢＭ１と、第２Ｍｏ粒内領域ＢＭ２とのそれぞれで、旧γ粒の粒内の平均のＭｏ含有量（γMo1、γMo2）を求める。
線分ＳＬ上の各測定点でのＭｏ含有量、γMo1、γMo2を用いて、線分ＳＬでの粒界Ｍｏ量γMoを、式（２）で定義する。
γMo＝｛（線分ＳＬ上の全ての測定点でのＭｏ含有量の総和×０．２）－γMo1×（端点Ｅ１とＭｏピーク測定点Ｐとの間の距離）－γMo2×（端点Ｅ２とＭｏピーク測定点Ｐとの間の距離）｝／０．８＋（γMo1＋γMo2）／２ （２）
γMo＝｛（線分ＳＬ上の全ての測定点でのＭｏ含有量の総和×０．２）－γMo1×（端点Ｅ１とＭｏピーク測定点Ｐとの間の距離）－γMo2×（端点Ｅ２とＭｏピーク測定点Ｐとの間の距離）｝／０．８＋（γMo1＋γMo2）／２ （２）
ここで、式（２）を次のとおり分ける。
Ａ＝（線分ＳＬ上の全ての測定点でのＭｏ含有量の総和×０．２）
Ｂ＝γMo1×（端点Ｅ１とＭｏピーク測定点Ｐとの間の距離）
Ｃ＝γMo2×（端点Ｅ２とＭｏピーク測定点Ｐとの間の距離）
Ｄ＝（γMo1＋γMo2）／２
Ａ＝（線分ＳＬ上の全ての測定点でのＭｏ含有量の総和×０．２）
Ｂ＝γMo1×（端点Ｅ１とＭｏピーク測定点Ｐとの間の距離）
Ｃ＝γMo2×（端点Ｅ２とＭｏピーク測定点Ｐとの間の距離）
Ｄ＝（γMo1＋γMo2）／２
Ａは、図９におけるＭｏ含有量分布の総面積、つまり、線分ＳＬでのＭｏ含有量の総量に対応する。なお、Ａ内の「０．２」は測定点のピッチである０．２ｎｍを意味する。Ｂは、線分ＳＬのうち、端点Ｅ１とＭｏピーク測定点Ｐとの間の領域ＢＭ１０でのＭｏ含有量の総量に対応する。領域ＢＭ１０での平均のＭｏ含有量として、γMo1（質量％）を用いる。領域ＢＭ１０は、Ｍｏピーク測定点Ｐを理想の旧γ粒界と仮定した場合の、旧γ粒の理想の粒内領域に相当する。
Ｃは、線分ＳＬのうち、端点Ｅ２とＭｏピーク測定点Ｐとの間の領域ＢＭ２０でのＭｏ含有量の総量に対応する。領域ＢＭ２０での平均のＭｏ含有量として、γMo2（質量％）を用いる。領域ＢＭ２０は、Ｍｏピーク測定点Ｐを理想の旧γ粒界と仮定した場合の、旧γ粒の理想の粒内領域に相当する。図１０は、式（２）を説明するための模式図である。図１０に示されるように、式（２）のうち（Ａ－Ｂ－Ｃ）は、線分ＳＬ上のＭｏ含有量の総量から、理想の旧γ粒界ＧＢを挟んで隣り合う理想の粒内領域ＢＭ１０及びＢＭ２０でのＭｏ含有量の総量を差し引いた値である。すなわち、式（２）のうち（Ａ－Ｂ－Ｃ）は、図１０中のＭｏ濃化領域ＧＢ０でのＭｏ含有量の差分量ΔＭｏに対応する。
ところで、上述のとおり、理想的には、線分ＳＬ上に直交する旧γ粒界ＧＢは、線分ＳＬ上において、Ｍｏ濃化領域ＧＢ０のような広い範囲（線）として存在するのではなく、Ｍｏピーク測定点Ｐを中心とした非常に狭い範囲で存在する。そこで、本明細書では、線分ＳＬにおいて、Ｍｏピーク測定点Ｐを中心とした０．８ｎｍ幅の領域を、旧γ粒界ＧＢの領域と仮定する。
以上のとおり、線分ＳＬにおいて、理想の旧γ粒界ＧＢが、Ｍｏピーク測定点Ｐを中心とした０．８ｎｍ幅の領域に位置し、それ以外の領域では、上述のとおり、理想の粒内領域ＢＭ１０、ＢＭ２０が存在すると仮定する。この場合、線分ＳＬ上での理想的なＭｏ含有量の分布は、理想の旧γ粒界ＧＢでＭｏ含有量が最大値となり、理想の粒内領域ＢＭ１０、ＢＭ２０では、Ｍｏ含有量が平均Ｍｏ含有量で一定となると仮定する。上述のＤは、理想粒内領域での平均Ｍｏ含有量に対応する。
以上の前提の下、ΔＭｏ（＝Ａ－Ｂ－Ｃ）を０．８で除した値に、理想の粒内領域ＢＭ１０及びＢＭ２０でのＭｏ含有量の平均値Ｄを加算した値、すなわち、式（２）を、旧γ粒界ＧＢ近傍でのＭｏ含有量（質量％）とみなす。以上の方法で求めた、式（２）で定義される粒界Ｍｏ量γMoは、旧γ粒界ＧＢ近傍におけるＭｏ含有量の指標である。なお、本実施形態において粒界Ｍｏ量（質量％）は、得られた数値の小数第二位を四捨五入して求める。
本実施形態による鋼材において、以上のとおりに定義される粒界Ｍｏ量は５．０質量％以上である。粒界Ｍｏ量が低すぎれば、旧γ粒界を十分に強化することができず、上述の化学組成と降伏強度σYSとを有する鋼材において、低温サワー環境での破壊靭性を十分に高めることができない。一方、粒界Ｍｏ量が５．０質量％以上であれば、本実施形態のその他の構成を満たすことを条件に、低温サワー環境での破壊靭性を高めることができる。
したがって、本実施形態では、上述の化学組成と、７５８ＭＰａ以上の降伏強度σYSとを有することを前提に、粒界Ｍｏ量を５．０質量％以上とする。粒界Ｍｏ量の好ましい下限は５．５質量％であり、さらに好ましくは６．０質量％であり、さらに好ましくは６．５質量％であり、さらに好ましくは７．０質量％であり、さらに好ましくは７．３質量％であり、さらに好ましくは７．５質量％であり、さらに好ましくは７．７質量％である。粒界Ｍｏ量の上限は特に限定されないが、粒界Ｍｏ量の上限は３０．０質量％であってもよく、２５．０質量％であってもよく、２０．０質量％であってもよい。
［Ｆｎ１］
本実施形態による鋼材は、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－３００以上を満たし、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－５２０以上を満たす。
Ｆｎ１＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS （１）
ここで、式（１）中のγMoには旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量が質量％で代入され、式（１）中のρには転位密度がｍ-2で代入され、式（１）中のσYSには降伏強度がＭＰａで代入される。
本実施形態による鋼材は、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－３００以上を満たし、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－５２０以上を満たす。
Ｆｎ１＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS （１）
ここで、式（１）中のγMoには旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量が質量％で代入され、式（１）中のρには転位密度がｍ-2で代入され、式（１）中のσYSには降伏強度がＭＰａで代入される。
Ｆｎ１（＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS）は、低温サワー環境における破壊靭性の指標である。上述の化学組成と、降伏強度σＹＳと、粒界Ｍｏ量γMoとを有する鋼材では、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、Ｆｎ１が－３００以上を満たせば、低温サワー環境であっても優れた破壊靭性を有する。上述の化学組成と、降伏強度σＹＳと、粒界Ｍｏ量γMoとを有する鋼材ではさらに、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、Ｆｎ１が－５２０以上を満たせば、低温サワー環境であっても優れた破壊靭性を有する。
降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、Ｆｎ１の好ましい下限は－２９０であり、さらに好ましくは－２８０であり、さらに好ましくは－２７０である。降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、Ｆｎ１の上限は特に限定されないが、たとえば、１６０６である。降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、Ｆｎ１の好ましい下限は－５１５であり、さらに好ましくは－５１０であり、さらに好ましくは－５０５であり、さらに好ましくは－５００である。降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、Ｆｎ１の上限は特に限定されないが、たとえば、１４０８である。
なお、Ｆｎ１中の転位密度ρは、Ｆｎ１が所定の値を満たせば、特に限定されない。上述の化学組成を有する鋼材では、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、転位密度ρはたとえば、２．３～７．０×１０14ｍ-2未満である。この場合、転位密度ρの好ましい上限は６．９×１０14ｍ-2であり、さらに好ましくは６．８×１０14ｍ-2である。この場合さらに、転位密度ρの好ましい下限は２．５×１０14ｍ-2超であり、さらに好ましくは２．７×１０14ｍ-2超であり、さらに好ましくは２．８×１０14ｍ-2であり、さらに好ましくは３．０×１０14ｍ-2である。上述の化学組成を有する鋼材では、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、転位密度ρはたとえば、７．０～１２．０×１０14ｍ-2未満である。この場合、転位密度ρの好ましい上限は１１．９×１０14ｍ-2であり、さらに好ましくは１１．５×１０14ｍ-2であり、さらに好ましくは１１．２×１０14ｍ-2であり、さらに好ましくは１１．０×１０14ｍ-2である。
本実施形態による鋼材の転位密度ρは、旧Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法により求めることができる。具体的に、本実施形態による鋼材から、転位密度測定用の試験片を作製する。鋼材が鋼板の場合、板厚中央部から試験片を作製する。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央部から試験片を作製する。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置から試験片を作製する。試験片の大きさは、たとえば、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×厚さ２ｍｍである。試験片の厚さ方向は、鋼材の厚さ方向（Ｔ方向：板厚方向、管径方向又は径方向）である。この場合、試験片の観察面は、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍの面である。試験片の観察面を鏡面研磨し、さらに、１０体積％の過塩素酸（酢酸溶媒）を用いて電解研磨を行い、表層の歪みを除去する。電解研磨後の観察面に対し、Ｘ線回折法（ＸＲＤ：Ｘ－Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により、体心立方構造（鉄）の（１１０）、（２１１）、（２２０）面のピークの半値幅ΔＫを求める。
ＸＲＤにおいては、線源をＣｏＫα線、管電圧を３０ｋＶ、管電流を１００ｍＡとして半値幅ΔＫを測定する。さらに、Ｘ線回折装置由来の半値幅を測定するため、ＬａＢ6（六ホウ化ランタン）の粉末を用いる。
上述の方法で求めた半値幅ΔＫと、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌの式（式（３））から、試験片の不均一歪εを求める。
ΔＫ×ｃｏｓθ／λ＝０．９／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λ （３）
ここで、式（３）中において、θ：回折角度、λ：Ｘ線の波長、Ｄ：結晶子径、を意味する。
ΔＫ×ｃｏｓθ／λ＝０．９／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λ （３）
ここで、式（３）中において、θ：回折角度、λ：Ｘ線の波長、Ｄ：結晶子径、を意味する。
さらに、求めた不均一歪εと、式（４）とを用いて、転位密度ρ（ｍ-2）を求めることができる。
ρ＝１４．４×ε2／ｂ2 （４）
ここで、式（４）中において、ｂは体心立方構造（鉄）のバーガースベクトル（ｂ＝０．２４８（ｎｍ））である。
ρ＝１４．４×ε2／ｂ2 （４）
ここで、式（４）中において、ｂは体心立方構造（鉄）のバーガースベクトル（ｂ＝０．２４８（ｎｍ））である。
［低温サワー環境での破壊靭性］
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％以上であり、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合Ｆｎ１が－３００以上を満たし、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合Ｆｎ１が－５２０以上を満たす。その結果、本実施形態による鋼材は、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性を有する。本実施形態において、低温サワー環境における優れた破壊靭性とは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２０１６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験によって評価される。具体的に、本実施形態において、低温サワー環境における優れた破壊靭性を有するとは、以下のとおりに定義される。
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％以上であり、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合Ｆｎ１が－３００以上を満たし、降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合Ｆｎ１が－５２０以上を満たす。その結果、本実施形態による鋼材は、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性を有する。本実施形態において、低温サワー環境における優れた破壊靭性とは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２０１６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験によって評価される。具体的に、本実施形態において、低温サワー環境における優れた破壊靭性を有するとは、以下のとおりに定義される。
本実施形態による鋼材から、図１１に示すＤＣＢ試験片、及び、図１２に示すクサビを作製する。鋼材が鋼板の場合、板厚中央部からＤＣＢ試験片及びクサビを作製する。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央部からＤＣＢ試験片及びクサビを作製する。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置からＤＣＢ試験片及びクサビを作製する。ＤＣＢ試験片の長手方向（図中左右方向）は、鋼材のＬ方向（圧延方向、管軸方向又は軸方向）と平行とする。クサビの厚さｔ１は、３．１０ｍｍとする。
図１１を参照して、ＤＣＢ試験片のアームの間に、作製されたクサビを打ち込む。クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を、試験容器に封入する。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。試験溶液は、酢酸でｐＨ３．５に調整した、５．０質量％塩化ナトリウムと０．４質量％酢酸ナトリウムとの混合水溶液（ＮＡＣＥ ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ）である。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、１％Ｈ2Ｓガス及び９９％ＣＯ2ガスの混合ガスを、全圧１ａｔｍとして吹き込み、試験浴を腐食環境とする。試験浴を撹拌しながら、試験容器内を４℃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（５）を用いて破壊靭性値Ｋ1SSC値（ＭＰａ√ｍ）を求める。なお、式（５）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 ＴＭ０１７７－２０１６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている。
本実施形態では、鋼材の降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、上記条件で実施したＤＣＢ試験の結果、得られたＫ1SSC値が２９．５ＭＰａ√ｍ以上であれば、低温サワー環境における優れた破壊靭性を有すると判断する。本実施形態ではさらに、鋼材の降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、上記条件で実施したＤＣＢ試験の結果、得られたＫ1SSC値が２４．１ＭＰａ√ｍ以上であれば、低温サワー環境における優れた破壊靭性を有すると判断する。
［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体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト、又は、パーライトである。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上を含有すれば、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、降伏強度が７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上となり、低温サワー環境において優れた破壊靭性を示す。すなわち、本実施形態では、鋼材が７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上の降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性とを有していれば、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であると判断する。
本実施形態による鋼材のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト、又は、パーライトである。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上を含有すれば、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、降伏強度が７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上となり、低温サワー環境において優れた破壊靭性を示す。すなわち、本実施形態では、鋼材が７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上の降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性とを有していれば、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であると判断する。
なお、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率を観察により求める場合、以下の方法で求めることができる。まず、本実施形態による鋼材から、観察面を有する試験片を作製する。鋼材が鋼板の場合、板厚中央部から、圧延方向と板厚方向とを含む面を観察面とする試験片を作製する。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央部から、管軸方向と管径方向とを含む面を観察面とする試験片を作製する。鋼材が丸鋼である場合、Ｒ／２位置を中央に含み、軸方向と径方向とを含む面を観察面とする試験片を作製する。
試験片の観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は、たとえば、０．０１ｍｍ2（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。特定した焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率を求める。面積率を求める方法は特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、画像解析によって、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率を求めることができる。本実施形態では、全ての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率と定義する。
［鋼材の形状］
上述のとおり、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、及び、丸鋼である。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、継目無鋼管である。本実施形態による鋼材が継目無鋼管である場合、肉厚が１５ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管であっても、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性を有する。
上述のとおり、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、及び、丸鋼である。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、継目無鋼管である。本実施形態による鋼材が継目無鋼管である場合、肉厚が１５ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管であっても、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、低温サワー環境における優れた破壊靭性を有する。
［製造方法］
本実施形態による鋼材の製造方法を説明する。以下、本実施形態による鋼材の一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。継目無鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、継目無鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。なお、本実施形態による製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。以下、各工程について詳述する。
本実施形態による鋼材の製造方法を説明する。以下、本実施形態による鋼材の一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。継目無鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、継目無鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。なお、本実施形態による製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。以下、各工程について詳述する。
［準備工程］
準備工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材が上記化学組成を有していれば、中間鋼材の製造方法は特に限定されない。ここでいう中間鋼材は、最終製品が鋼板の場合は、板状の鋼材であり、最終製品が鋼管の場合は素管であり、最終製品が丸鋼の場合は軸方向に垂直な断面が円形の鋼材である。
準備工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材が上記化学組成を有していれば、中間鋼材の製造方法は特に限定されない。ここでいう中間鋼材は、最終製品が鋼板の場合は、板状の鋼材であり、最終製品が鋼管の場合は素管であり、最終製品が丸鋼の場合は軸方向に垂直な断面が円形の鋼材である。
準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。
［素材準備工程］
素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて素材を製造する。素材の製造方法は特に限定されず、周知の方法でよい。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造してもよい。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて素材を製造する。素材の製造方法は特に限定されず、周知の方法でよい。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造してもよい。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間鋼材を製造する。鋼材が継目無鋼管である場合、中間鋼材は素管に相当する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。熱間加工の方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。
熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間鋼材を製造する。鋼材が継目無鋼管である場合、中間鋼材は素管に相当する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。熱間加工の方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。
たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施して、素管を製造してもよい。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサー、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。
他の熱間加工方法を実施して、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、カップリングのように短尺の厚肉鋼材である場合、エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。素管の肉厚は特に限定されないが、たとえば、９～６０ｍｍである。
鋼材が丸鋼の場合、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、たとえば、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、軸方向に垂直な断面が円形の中間鋼材を製造する。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。
鋼材が鋼板の場合、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、たとえば、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、鋼板形状の中間鋼材を製造する。
熱間加工により製造された素管は空冷されてもよい（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された素管は、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施してもよく、熱間加工後に補熱（再加熱）した後、焼入れを実施してもよい。熱間加工後に直接焼入れ、又は、補熱した後焼入れを実施する場合、焼入れ途中に冷却の停止、又は、緩冷却を実施してもよい。この場合、素管に焼割れが発生するのを抑制できる。熱間加工後に直接焼入れ、又は、補熱した後焼入れを実施する場合さらに、焼入れ後であって次工程の熱処理前に、応力除去焼鈍（ＳＲ）を実施してもよい。この場合、素管の残留応力が除去される。
以上のとおり、準備工程では中間鋼材を準備する。中間鋼材は、上述の好ましい工程により製造されてもよく、第三者により製造された中間鋼材、又は、後述の焼入れ工程及び焼戻し工程が実施される工場以外の他の工場、他の事業所にて製造された中間鋼材を準備してもよい。以下、焼入れ工程について詳述する。
［焼入れ工程］
焼入れ工程では、準備された中間鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ3点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。好ましい焼入れ温度は８００～１０００℃である。焼入れ温度が高すぎれば、旧γ粒の結晶粒が粗大になり、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、焼入れ温度は８００～１０００℃であるのが好ましい。
焼入れ工程では、準備された中間鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ3点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。好ましい焼入れ温度は８００～１０００℃である。焼入れ温度が高すぎれば、旧γ粒の結晶粒が粗大になり、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。したがって、焼入れ温度は８００～１０００℃であるのが好ましい。
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。
焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から中間鋼材（素管）を連続的に冷却し、素管の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。
焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、焼戻しマルテンサイト及び焼戻し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、本実施形態で規定する機械的特性（１２５ｋｓｉ以上の降伏強度）が得られない。この場合さらに、優れた低温靭性及び優れた耐ＳＳＣ性が得られない。
したがって、上述のとおり、本実施形態による鋼材の製造方法では、焼入れ時に中間鋼材を急冷する。具体的には、焼入れ工程において、焼入れ時の中間鋼材（素管）の表面温度が８００～５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500と定義する。より具体的には、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、焼入れされる中間鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば、両表面を強制冷却する場合、中間鋼材厚さの中心部）において測定された温度から決定される。
好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は３００℃／分以上である。より好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の下限は４５０℃／分であり、さらに好ましくは６００℃／分である。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の上限は特に規定しないが、たとえば、６００００℃／分である。
好ましくは、素管に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れを実施する。この場合、焼入れ前のオーステナイト粒が微細化されるため、鋼材の耐ＳＳＣ性が高まる。複数回焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準及び焼入れを実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。また、焼入れと後述する焼戻しとを組合せて、複数回実施してもよい。すなわち、複数回の焼入れ焼戻しを実施してもよい。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性がさらに高まる。以下、焼戻し工程について詳述する。
［焼戻し工程］
焼戻し工程では、上述の焼入れを実施した後、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材をＡc1点未満の温度で再加熱して、保持することを意味する。ここで、保持温度とは、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。保持時間とは、中間鋼材の温度が所定の保持温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでの時間を意味する。
焼戻し工程では、上述の焼入れを実施した後、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材をＡc1点未満の温度で再加熱して、保持することを意味する。ここで、保持温度とは、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。保持時間とは、中間鋼材の温度が所定の保持温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでの時間を意味する。
油井用途に用いられる鋼材を製造する場合、耐ＳＳＣ性等を高める目的で、保持温度は６３０～７３０℃にされてきた。一方、本発明者らによる詳細な検討の結果、通常実施される温度よりも低い、４５０～６００℃で焼戻しを実施することによって、旧γ粒界にＭｏを選択的に濃化させられることが明らかになった。そのため、本実施形態による焼戻し工程では、４５０～６００℃での焼戻しを実施する。一方、単に４５０～６００℃で焼戻しを実施すると、転位密度ρが高くなりすぎ、Ｆｎ１が低下しすぎる場合がある。
そこで本実施形態による焼戻し工程では、４５０～６００℃での焼戻しをある程度以上の保持時間で実施し、かつ、焼戻し全体での拡散距離を高める。具体的に、本実施形態において、焼戻しにおける拡散距離√Ｄｔは、次の式（６）で定義される。
さらに、式（６）中のｓ2は、次の式（７）で定義される。
より具体的に、本実施形態において、４５０～６００℃での焼戻しにおける拡散距離√ＤｔLと定義する。本実施形態では、４５０～６００℃での焼戻しにおける拡散距離√ＤｔLが１．３ｎｍ以上であり、かつ、焼戻し全体の拡散距離√ＤｔToが６０．０ｎｍ以上であるのが好ましい。拡散距離√ＤｔL及び√ＤｔToが上記範囲を満たせば、焼戻しの工程は特に限定されない。たとえば、高温での焼戻しを実施した後、４５０～６００℃での焼戻しを実施する、いわゆる二段階での焼戻しを実施してもよい。たとえばさらに、４５０～６００℃での焼戻しのみを実施してもよい。
以下、高温での焼戻し（高温焼戻し工程）を実施した後、４５０～６００℃での焼戻し（以下、「中温焼戻し」ともいう）を実施する場合について、各工程をそれぞれ説明する。
［高温焼戻し工程］
高温焼戻し工程を実施する場合、高温焼戻し工程では、焼入れされた中間鋼材（素管）を室温から保持温度まで加熱した後、保持温度で保持時間だけ保持する。高温焼戻し工程では、好ましい保持温度は６４０～７４０℃である。高温焼戻し工程における保持温度のさらに好ましい下限は６４５℃であり、さらに好ましくは６５０℃である。高温焼戻し工程における保持温度のさらに好ましい上限は７３０℃である。本実施形態による高温焼戻し工程では、好ましい保持時間は５～１２０分である。高温焼戻し工程における保持時間のさらに好ましい上限は１００分である。高温焼戻し工程における保持時間のさらに好ましい下限は１０分であり、さらに好ましくは２０分である。
高温焼戻し工程を実施する場合、高温焼戻し工程では、焼入れされた中間鋼材（素管）を室温から保持温度まで加熱した後、保持温度で保持時間だけ保持する。高温焼戻し工程では、好ましい保持温度は６４０～７４０℃である。高温焼戻し工程における保持温度のさらに好ましい下限は６４５℃であり、さらに好ましくは６５０℃である。高温焼戻し工程における保持温度のさらに好ましい上限は７３０℃である。本実施形態による高温焼戻し工程では、好ましい保持時間は５～１２０分である。高温焼戻し工程における保持時間のさらに好ましい上限は１００分である。高温焼戻し工程における保持時間のさらに好ましい下限は１０分であり、さらに好ましくは２０分である。
本実施形態において、高温焼戻し工程を実施する場合、高温焼戻し工程の拡散距離を√ＤｔHと定義する。√ＤｔHは、高温焼戻し工程における保持温度（℃）と、保持時間（秒）と、上記式（６）及び（７）を用いて求めることができる。本実施形態において、高温焼戻し工程の拡散距離√ＤｔHは、特に限定されない。
［中温焼戻し工程］
中温焼戻し工程では、中間鋼材（素管）を４５０～６００℃で保持する。中温焼戻し工程では、４５０～６００℃で保持することで、旧γ粒界にＭｏを濃化させる。このとき、好ましい保持時間は１００分以上である。中温焼戻し工程の保持時間が短すぎれば、製造された鋼材において、粒界Ｍｏ量が十分に高められない場合がある。保持時間の上限は特に限定されないが、たとえば、８３３３時間であってもよい。
中温焼戻し工程では、中間鋼材（素管）を４５０～６００℃で保持する。中温焼戻し工程では、４５０～６００℃で保持することで、旧γ粒界にＭｏを濃化させる。このとき、好ましい保持時間は１００分以上である。中温焼戻し工程の保持時間が短すぎれば、製造された鋼材において、粒界Ｍｏ量が十分に高められない場合がある。保持時間の上限は特に限定されないが、たとえば、８３３３時間であってもよい。
本実施形態による中温焼戻し工程では、拡散距離√ＤｔLを１．３ｎｍ以上とするのが好ましい。拡散距離√ＤｔLが低すぎれば、製造された鋼材において、粒界Ｍｏ量が十分に高められない場合がある。したがって、本実施形態による中温焼戻し工程では、拡散距離√ＤｔLの好ましい下限は１．３ｎｍ以上である。なお、拡散距離√ＤｔLの上限は特に限定されないが、たとえば、２５０．０ｎｍである。
二段階での焼戻しを実施する場合、焼戻し全体の拡散距離√ＤｔToは、高温焼戻し工程の拡散距離√ＤｔHと、中温焼戻し工程の拡散距離√ＤｔLとの二乗和の平方根として求めることができる。具体的に、以下の式（８）で求めることができる。
なお、上述のとおり、本実施形態による焼戻し工程は、中温焼戻し工程のみを実施してもよい。この場合、焼戻し全体の拡散距離√ＤｔToは、中温焼戻し工程における拡散距離√ＤｔLと同一である。また、本実施形態による焼戻し工程は、三段階以上の焼戻しが実施されてもよい。この場合であっても、中温焼戻し工程の拡散距離√ＤｔLを１．３ｎｍ以上とし、かつ、焼戻し全体の拡散距離√ＤｔToを６０．０ｎｍ以上とするのが好ましい。
また、焼戻し工程では、適宜保持温度と保持時間とを調整して、７５８ＭＰａ以上の降伏強度を有する鋼材を得る。ここで、本実施形態の化学組成の中間鋼材（素管）に対して、上記保持温度と上記保持時間とを適宜調整した焼戻しを実施することにより、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れば、本実施形態による鋼材を製造することができる。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。しかしながら、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、実施例によって本開示をより具体的に説明する。
実施例１では、８６２ＭＰａ未満の降伏強度を有する鋼材について調査した。具体的に、表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する１８０ｋｇの溶鋼を製造した。なお、表１－２中の「－」は、各元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。具体的に、試験番号１－１のＣｏ含有量、Ｗ含有量、Ｎｉ含有量、及び、Ｃｕ含有量は、小数第三位を四捨五入して、０％であったことを意味する。試験番号１－１のＮｂ含有量は、小数第四位を四捨五入して、０％であったことを意味する。さらに、試験番号１－１のＣａ含有量、Ｍｇ含有量、Ｚｒ含有量、及び、ＲＥＭ含有量は、小数第五位を四捨五入して、０％であったことを意味する。
試験番号１－１～１－２６の溶鋼を用いて、インゴットを製造した。製造されたインゴットを熱間圧延して、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。熱間圧延後の試験番号１－１～１－２６の鋼板を放冷して、鋼板の温度を常温（２５℃）とした。放冷後の試験番号１－１～１－２６の鋼板を焼入れ温度（９２０℃）で２０分保持した後、鋼板を水槽に浸漬する焼入れを実施した。このとき、焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は、いずれも６００℃／分であった。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼入れ温度及び焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500を測定した。
焼入れ後、試験番号１－１～１－２６の鋼板に対して、焼戻しを実施した。本実施例では、高温での焼戻しを１回目の焼戻し、中温での焼戻しを２回目の焼戻しともいう。１回目の焼戻し及び２回目の焼戻しについて、保持温度（℃）、保持時間（分）、及び、拡散距離（√ＤｔH（ｎｍ）又は√ＤｔL（ｎｍ））を、表２に示す。さらに、拡散距離√ＤｔH、√ＤｔL、及び、式（８）から求めた、焼戻し全体での拡散距離√ＤｔTo（ｎｍ）を表２に示す。なお、表２中、「１回目の焼戻し」欄の「－」は、１回目の焼戻しを実施しなかったことを意味する。同様に、表２中、「２回目の焼戻し」欄の「－」は、２回目の焼戻しを実施しなかったことを意味する。
ここで、本実施例において焼戻しの保持温度とは、焼戻しを実施する熱処理炉の温度とした。さらに、本実施例において焼戻しの保持時間とは、各試験番号の鋼板の温度が所定の焼戻し温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでとした。
［評価試験］
焼戻しが実施された試験番号１－１～１－２６の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、粒界Ｍｏ量測定試験、ＤＣＢ試験を実施した。
焼戻しが実施された試験番号１－１～１－２６の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、粒界Ｍｏ量測定試験、ＤＣＢ試験を実施した。
［引張試験］
試験番号１－１～１－２６の鋼板について、上述の方法により、引張試験を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－２６の鋼板の板厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、標点距離１６ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒引張試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。試験番号１－１～１－２６の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した引張試験を実施して、試験番号１－１～１－２６の鋼板の降伏強度（ＭＰａ）を得た。得られた降伏強度を「降伏強度σYS（ＭＰａ）」として表３に示す。
試験番号１－１～１－２６の鋼板について、上述の方法により、引張試験を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－２６の鋼板の板厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、標点距離１６ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒引張試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。試験番号１－１～１－２６の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した引張試験を実施して、試験番号１－１～１－２６の鋼板の降伏強度（ＭＰａ）を得た。得られた降伏強度を「降伏強度σYS（ＭＰａ）」として表３に示す。
［転位密度測定試験］
試験番号１－１～１－２６の鋼板について、上述の方法により、転位密度測定試験を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－２６の鋼板の板厚中央部から、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×厚さ２ｍｍの試験片を作製した。上述の方法でＸ線回折法を用いて、（１１０）、（２１１）、（２２０）面のピークの半値幅ΔＫを求めた。求めた半値幅ΔＫを用いて、上述の方法で、転位密度ρ（ｍ-2）を得た。得られた転位密度を「転位密度ρ（１０14ｍ-2）」として表３に示す。
試験番号１－１～１－２６の鋼板について、上述の方法により、転位密度測定試験を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－２６の鋼板の板厚中央部から、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×厚さ２ｍｍの試験片を作製した。上述の方法でＸ線回折法を用いて、（１１０）、（２１１）、（２２０）面のピークの半値幅ΔＫを求めた。求めた半値幅ΔＫを用いて、上述の方法で、転位密度ρ（ｍ-2）を得た。得られた転位密度を「転位密度ρ（１０14ｍ-2）」として表３に示す。
［粒界Ｍｏ量測定試験］
試験番号１－１～１－２６の鋼板について、上述の方法により、粒界Ｍｏ量測定試験を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－２６の鋼板の板厚ｔ／４位置を中央に含み、圧延方向の長さ１０ｍｍ×幅方向５ｍｍ×厚さ方向８ｍｍの試験片を作製した。作製された試験片を用いて、上述の方法にて、粒界Ｍｏ量（質量％）を得た。得られた粒界Ｍｏ量を「粒界Ｍｏ量γMo（質量％）」として表３に示す。さらに、得られた降伏強度σYS（ＭＰａ）と、転位密度ρ（ｍ-2）と、粒界Ｍｏ量γMo（質量％）と、式（１）とを用いて、Ｆｎ１を得た。得られたＦｎ１を表３に示す。
試験番号１－１～１－２６の鋼板について、上述の方法により、粒界Ｍｏ量測定試験を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－２６の鋼板の板厚ｔ／４位置を中央に含み、圧延方向の長さ１０ｍｍ×幅方向５ｍｍ×厚さ方向８ｍｍの試験片を作製した。作製された試験片を用いて、上述の方法にて、粒界Ｍｏ量（質量％）を得た。得られた粒界Ｍｏ量を「粒界Ｍｏ量γMo（質量％）」として表３に示す。さらに、得られた降伏強度σYS（ＭＰａ）と、転位密度ρ（ｍ-2）と、粒界Ｍｏ量γMo（質量％）と、式（１）とを用いて、Ｆｎ１を得た。得られたＦｎ１を表３に示す。
［ＤＣＢ試験］
試験番号１－１～１－２６の鋼板について、上述の方法により、ＤＣＢ試験を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－２６の鋼板の板厚中央部から、上述のＤＣＢ試験片及びクサビを作製した。作製された試験片及びクサビを用いて、上述の条件にて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２０１６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施した。以上の方法で実施したＤＣＢ試験により得られた破壊靭性値Ｋ1SSC値を「Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）」として表３に示す。
試験番号１－１～１－２６の鋼板について、上述の方法により、ＤＣＢ試験を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－２６の鋼板の板厚中央部から、上述のＤＣＢ試験片及びクサビを作製した。作製された試験片及びクサビを用いて、上述の条件にて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２０１６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施した。以上の方法で実施したＤＣＢ試験により得られた破壊靭性値Ｋ1SSC値を「Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）」として表３に示す。
［評価結果］
表１－１、表１－２、表２、及び、表３を参照して、試験番号１－１～１－１４の鋼板の化学組成は適切であり、降伏強度が７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）であった。さらに、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％以上であり、Ｆｎ１が－３００以上であった。その結果、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ以上となった。すなわち、これらの鋼板は、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、低温サワー環境での優れた破壊靭性とを有していた。
表１－１、表１－２、表２、及び、表３を参照して、試験番号１－１～１－１４の鋼板の化学組成は適切であり、降伏強度が７５８ＭＰａ以上（１１０ｋｓｉ以上）であった。さらに、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％以上であり、Ｆｎ１が－３００以上であった。その結果、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ以上となった。すなわち、これらの鋼板は、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、低温サワー環境での優れた破壊靭性とを有していた。
一方、試験番号１－１５及び１－１６の鋼板は、中温焼戻し工程を実施しなかった。その結果、これらの鋼板は、Ｆｎ１が－３００未満となった。その結果、これらの鋼板は、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ未満となった。すなわち、これらの鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号１－１７の鋼板は、中温焼戻し工程の保持温度が高すぎ、保持時間が短すぎた。その結果、この鋼板は、Ｆｎ１が－３００未満となった。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号１－１８及び１－１９の鋼板は、中温焼戻し工程の保持時間が短すぎた。その結果、これらの鋼板は、Ｆｎ１が－３００未満となった。その結果、これらの鋼板は、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ未満となった。すなわち、これらの鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号１－２０の鋼板は、中温焼戻し工程の保持時間が短すぎ、拡散距離√ＤｔLが小さすぎた。その結果、この鋼板は、Ｆｎ１が－３００未満となった。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号１－２１の鋼板は、中温焼戻し工程の拡散距離√ＤｔLが小さすぎた。その結果、この鋼板は、Ｆｎ１が－３００未満となった。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号１－２２の鋼板は、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号１－２３の鋼板は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、この鋼板は、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％未満となり、Ｆｎ１が－３００未満となった。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号１－２４の鋼板は、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号１－２５の鋼板は、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号１－２６の鋼板は、Ｐ含有量が高すぎた。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２９．５ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
実施例２では、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有する鋼材について調査した。具体的に、表４－１及び表４－２に示す化学組成を有する１８０ｋｇの溶鋼を製造した。なお、表４－２中の「－」は、各元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。具体的に、試験番号２－１のＣｏ含有量、Ｗ含有量、Ｎｉ含有量、及び、Ｃｕ含有量は、小数第三位を四捨五入して、０％であったことを意味する。試験番号２－１のＮｂ含有量は、小数第四位を四捨五入して、０％であったことを意味する。さらに、試験番号２－１のＣａ含有量、Ｍｇ含有量、Ｚｒ含有量、及び、ＲＥＭ含有量は、小数第五位を四捨五入して、０％であったことを意味する。
試験番号２－１～２－２６の溶鋼を用いて、インゴットを製造した。製造されたインゴットを熱間圧延して、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。熱間圧延後の試験番号２－１～２－２６の鋼板を放冷して、鋼板の温度を常温（２５℃）とした。放冷後の試験番号２－１～２－２６の鋼板を焼入れ温度（９２０℃）で２０分保持した後、鋼板を水槽に浸漬する焼入れを実施した。このとき、焼入れ時冷却速度（ＣＲ800-500）は、いずれも６００℃／分であった。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部に装入したシース型のＫ熱電対により、焼入れ温度及び焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500を測定した。
焼入れ後、試験番号２－１～２－２６の鋼板に対して、焼戻しを実施した。本実施例では、高温での焼戻しを１回目の焼戻し、中温での焼戻しを２回目の焼戻しともいう。１回目の焼戻し及び２回目の焼戻しについて、保持温度（℃）、保持時間（分）、及び、拡散距離（√ＤｔH（ｎｍ）又は√ＤｔL（ｎｍ））を、表５に示す。さらに、拡散距離√ＤｔH、√ＤｔL、及び、式（８）から求めた、焼戻し全体での拡散距離√ＤｔTo（ｎｍ）を表５に示す。なお、表５中、「１回目の焼戻し」欄の「－」は、１回目の焼戻しを実施しなかったことを意味する。同様に、表５中、「２回目の焼戻し」欄の「－」は、２回目の焼戻しを実施しなかったことを意味する。
ここで、本実施例において焼戻しの保持温度とは、焼戻しを実施する熱処理炉の温度とした。さらに、本実施例において焼戻しの保持時間とは、各試験番号の鋼板の温度が所定の焼戻し温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでとした。
［評価試験］
焼戻しが実施された試験番号２－１～２－２６の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、粒界Ｍｏ量測定試験、ＤＣＢ試験を実施した。
焼戻しが実施された試験番号２－１～２－２６の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、転位密度測定試験、粒界Ｍｏ量測定試験、ＤＣＢ試験を実施した。
［引張試験］
試験番号２－１～２－２６の鋼板について、上述の方法により、引張試験を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－２６の鋼板の板厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、標点距離１６ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒引張試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。試験番号２－１～２－２６の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した引張試験を実施して、試験番号２－１～２－２６の鋼板の降伏強度（ＭＰａ）を得た。得られた降伏強度を「降伏強度σYS（ＭＰａ）」として表６に示す。
試験番号２－１～２－２６の鋼板について、上述の方法により、引張試験を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－２６の鋼板の板厚中央部から、平行部直径４ｍｍ、標点距離１６ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒引張試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。試験番号２－１～２－２６の丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した引張試験を実施して、試験番号２－１～２－２６の鋼板の降伏強度（ＭＰａ）を得た。得られた降伏強度を「降伏強度σYS（ＭＰａ）」として表６に示す。
［転位密度測定試験］
試験番号２－１～２－２６の鋼板について、上述の方法により、転位密度測定試験を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－２６の鋼板の板厚中央部から、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×厚さ２ｍｍの試験片を作製した。上述の方法でＸ線回折法を用いて、（１１０）、（２１１）、（２２０）面のピークの半値幅ΔＫを求めた。求めた半値幅ΔＫを用いて、上述の方法で、転位密度ρ（ｍ-2）を得た。得られた転位密度を「転位密度ρ（１０14ｍ-2）」として表６に示す。
試験番号２－１～２－２６の鋼板について、上述の方法により、転位密度測定試験を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－２６の鋼板の板厚中央部から、幅２０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×厚さ２ｍｍの試験片を作製した。上述の方法でＸ線回折法を用いて、（１１０）、（２１１）、（２２０）面のピークの半値幅ΔＫを求めた。求めた半値幅ΔＫを用いて、上述の方法で、転位密度ρ（ｍ-2）を得た。得られた転位密度を「転位密度ρ（１０14ｍ-2）」として表６に示す。
［粒界Ｍｏ量測定試験］
試験番号２－１～２－２６の鋼板について、上述の方法により、粒界Ｍｏ量測定試験を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－２６の鋼板の板厚ｔ／４位置を中央に含み、圧延方向の長さ１０ｍｍ×幅方向５ｍｍ×厚さ方向８ｍｍの試験片を作製した。作製された試験片を用いて、上述の方法にて、粒界Ｍｏ量（質量％）を得た。得られた粒界Ｍｏ量を「粒界Ｍｏ量γMo（質量％）」として表６に示す。さらに、得られた降伏強度σYS（ＭＰａ）と、転位密度ρ（ｍ-2）と、粒界Ｍｏ量γMo（質量％）と、式（１）とを用いて、Ｆｎ１を得た。得られたＦｎ１を表６に示す。
試験番号２－１～２－２６の鋼板について、上述の方法により、粒界Ｍｏ量測定試験を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－２６の鋼板の板厚ｔ／４位置を中央に含み、圧延方向の長さ１０ｍｍ×幅方向５ｍｍ×厚さ方向８ｍｍの試験片を作製した。作製された試験片を用いて、上述の方法にて、粒界Ｍｏ量（質量％）を得た。得られた粒界Ｍｏ量を「粒界Ｍｏ量γMo（質量％）」として表６に示す。さらに、得られた降伏強度σYS（ＭＰａ）と、転位密度ρ（ｍ-2）と、粒界Ｍｏ量γMo（質量％）と、式（１）とを用いて、Ｆｎ１を得た。得られたＦｎ１を表６に示す。
［ＤＣＢ試験］
試験番号２－１～２－２６の鋼板について、上述の方法により、ＤＣＢ試験を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－２６の鋼板の板厚中央部から、上述のＤＣＢ試験片及びクサビを作製した。作製された試験片及びクサビを用いて、上述の条件にて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２０１６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施した。以上の方法で実施したＤＣＢ試験により得られた破壊靭性値Ｋ1SSC値を「Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）」として表６に示す。
試験番号２－１～２－２６の鋼板について、上述の方法により、ＤＣＢ試験を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－２６の鋼板の板厚中央部から、上述のＤＣＢ試験片及びクサビを作製した。作製された試験片及びクサビを用いて、上述の条件にて、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－２０１６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施した。以上の方法で実施したＤＣＢ試験により得られた破壊靭性値Ｋ1SSC値を「Ｋ1SSC（ＭＰａ√ｍ）」として表６に示す。
［評価結果］
表４－１、表４－２、表５、及び、表６を参照して、試験番号２－１～２－１４の鋼板の化学組成は適切であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）であった。さらに、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％以上であり、Ｆｎ１が－５２０以上であった。その結果、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ以上となった。すなわち、これらの鋼板は、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、低温サワー環境での優れた破壊靭性とを有していた。
表４－１、表４－２、表５、及び、表６を参照して、試験番号２－１～２－１４の鋼板の化学組成は適切であり、降伏強度が８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）であった。さらに、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％以上であり、Ｆｎ１が－５２０以上であった。その結果、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ以上となった。すなわち、これらの鋼板は、１１０ｋｓｉ以上の降伏強度と、低温サワー環境での優れた破壊靭性とを有していた。
一方、試験番号２－１５及び２－１６の鋼板は、中温焼戻し工程を実施しなかった。その結果、これらの鋼板は、Ｆｎ１が－５２０未満となった。その結果、これらの鋼板は、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ未満となった。すなわち、これらの鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号２－１７の鋼板は、中温焼戻し工程の保持温度が高すぎ、保持時間が短すぎた。その結果、この鋼板は、Ｆｎ１が－５２０未満となった。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号２－１８及び２－１９の鋼板は、中温焼戻し工程の保持時間が短すぎた。その結果、これらの鋼板は、Ｆｎ１が－５２０未満となった。その結果、これらの鋼板は、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ未満となった。すなわち、これらの鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号２－２０の鋼板は、中温焼戻し工程の保持時間が短すぎ、拡散距離√ＤｔLが小さすぎた。その結果、この鋼板は、Ｆｎ１が－５２０未満となった。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号２－２１の鋼板は、中温焼戻し工程の拡散距離√ＤｔLが小さすぎた。その結果、この鋼板は、Ｆｎ１が－５２０未満となった。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号２－２２の鋼板は、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号２－２３の鋼板は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、この鋼板は、粒界Ｍｏ量γMoが５．０質量％未満となり、Ｆｎ１が－５２０未満となった。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号２－２４の鋼板は、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号２－２５の鋼板は、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
試験番号２－２６の鋼板は、Ｐ含有量が高すぎた。その結果、この鋼板は、Ｋ1SSC値が２４．１ＭＰａ未満となった。すなわち、この鋼板は、低温サワー環境での優れた破壊靭性を有していなかった。
以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (3)
- 鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．２０超～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～２．００％、
Ｍｎ：０．０２～０．６０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．２０～１．５０％、
Ｍｏ：０．３５～１．５０％、
Ｖ：０．０１～０．６０％、
Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０１００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
降伏強度σYSが７５８ＭＰａ以上であり、
前記鋼材のミクロ組織において、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％以上であり、
前記鋼材中において、旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量γMoが５．０質量％以上であり、
前記降伏強度σYSが８６２ＭＰａ未満の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－３００以上を満たし、
前記降伏強度σYSが８６２ＭＰａ以上の場合、式（１）で定義されるＦｎ１が－５２０以上を満たす、
鋼材。
Ｆｎ１＝８３×（γMo－１０-7×√ρ）－σYS （１）
ここで、式（１）中のγMoには前記旧オーステナイト粒界近傍のＭｏ含有量が質量％で代入され、式（１）中のρには転位密度がｍ-2で代入され、式（１）中のσYSには前記降伏強度がＭＰａで代入される。 - 請求項１に記載の鋼材であって、
Ｎｂ：０．００１～０．０３０％、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、
希土類元素：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．２０％、及び、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼材。 - 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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-
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