JP6747524B2 - 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、つまり、５５１〜６５５ＭＰａ）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５〜１１０ｋｓｉ、つまり、６５５〜７５８ＭＰａ）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、つまり、７５８〜８６２ＭＰａ）、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が１２５ｋｓｉ〜１４０ｋｓｉ、つまり８６２〜９６５ＭＰａ）、及び１４０ｋｓｉ級（降伏強度が１４０ｋｓｉ〜１５５ｋｓｉ、つまり９６５〜１０６９ＭＰａ）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。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、１１０ｋｓｉ級〜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１１０ｋｓｉ級〜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（８６２ＭＰａ）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（８６２ＭＰａ）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Ｍ_３ＣあるいはＭ_２Ｃの個数密度を抑制して、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）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に開示された技術を適用しても、降伏強度が１４０ｋｓｉ級（９６５〜１０６９ＭＰａ）の鋼材（たとえば油井用鋼管）の場合、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られない場合がある。

本開示の目的は、９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０〜１５５ｋｓｉ、１４０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材を提供することである。

本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．５０超〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜０．５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、及び、Ｃｕ：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。本開示による鋼材はさらに、固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有する。本開示による鋼材はさらに、降伏強度が９６５〜１０６９ＭＰａであり、降伏比が９０％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、上述の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、８００〜１０００℃の中間鋼材を、５０℃／分以上の冷却速度で冷却する。焼戻し工程では、焼入れ後の中間鋼材を、６６０℃〜Ａ_ｃ１点で１０〜９０分保持した後、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を５〜３００℃／秒で冷却する。

本開示による鋼材は、９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。

図１は、固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣとの関係を示す図である。 図２Ａは、実施例の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、実施例のＤＣＢ試験で用いるクサビの斜視図である。

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、９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）の降伏強度と、耐ＳＳＣ性とを両立させ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、１４０ｋｓｉ級（９６５〜１０６９ＭＰａ）の高強度と耐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、一見すると好ましくないように思える。

しかしながら、本発明者らは、鋼材中の固溶Ｃ量を調整することにより、転位密度を利用して降伏強度を１４０ｋｓｉ級（９６５〜１０６９ＭＰａ）に高めつつ、優れた耐ＳＳＣ性も得られることを見出した。この理由については定かではないが、次の理由が考えられる。

転位には、可動転位と不動転位が存在するが、鋼材中の固溶Ｃは、可動転位を固定して不動転位にすると考えられる。可動転位が固溶Ｃによって不動化されれば、転位の消滅を抑制し、転位密度の低下を抑制することができる。この場合、鋼材の降伏強度を維持することができる。

さらに、固溶Ｃにより形成された不動転位は、可動転位よりも鋼材中に吸蔵される水素量を低減すると考えられる。したがって、固溶Ｃにより形成された不動転位密度を高めることにより、鋼材中に吸蔵される水素量が低減されると考えられる。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性を高めることができる。この機構により、１４０ｋｓｉ級の高強度を有していても、優れた耐ＳＳＣ性が得られると考えられる。

以上のとおり、本発明者らは、鋼材中の固溶Ｃ量を適切に調整すれば、１４０ｋｓｉ級の降伏強度を維持しつつ、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、質量％で、Ｃ：０．５０超〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜０．５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、及び、Ｃｕ：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を用いて、固溶Ｃ量と、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。

［固溶Ｃ量と耐ＳＳＣ性との関係］
図１は、実施例の各試験番号の固溶Ｃ量と破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣとの関係を示す図である。図１は次の方法で得られた。後述する実施例のうち、固溶Ｃ量以外の条件が本実施形態の範囲を満たす鋼材について、得られた固溶Ｃ量（質量％）及び破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を用いて、図１を作成した。

図１に示す鋼材の降伏強度ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は、いずれも９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）であった。降伏強度ＹＳの調整は、焼戻し温度を調整することにより行った。また、耐ＳＳＣ性について、耐ＳＳＣ性の指標である破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。

図１を参照して、上記化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０１０質量％以上であれば、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ以上となり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。一方、上記化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えれば、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となった。すなわち、固溶Ｃ量が高すぎる場合、かえって、耐ＳＳＣ性が低下することが明らかになった。

この理由については明らかになっていない。しかしながら、本実施形態の化学組成、及び、降伏強度ＹＳの範囲では、固溶Ｃ量を０．０６０質量％以下とすれば、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。

以上より、化学組成、及び、焼戻し条件を調整して、降伏強度ＹＳを９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）とし、さらに、固溶Ｃ量を０．０１０〜０．０６０質量％とすることにより、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ以上となり、優れた耐ＳＳＣ性を得ることができる。

したがって、本実施形態において、鋼材の固溶Ｃ量は０．０１０〜０．０６０質量％とする。

なお、固溶Ｃ量を適正に制御して、可動転位を抑制するために、鋼のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体の組織である。焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体とは、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％以上であることを意味する。鋼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主体であれば、本実施形態による鋼材において、降伏強度ＹＳは９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）、降伏比ＹＲ（引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）に対する降伏強度ＹＳの比、すなわち、降伏比ＹＲ（％）＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）は９０％以上となる。

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：０．５０超〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．５０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｖ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜０．５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、及び、Ｃｕ：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。本実施形態による鋼材はさらに、固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有する。本実施形態による鋼材はさらに、降伏強度が９６５〜１０６９ＭＰａであり、降伏比が９０％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。

上記化学組成は、Ｖ：０．０１〜０．３０％、及び、Ｎｂ：０．００２〜０．１００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、及び、Ｚｒ：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。

上記化学組成は、Ｎｉ：０．０２〜０．５０％、及び、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％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。油井用鋼管は、継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。油井管は、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。

本実施形態による油井用鋼管は、好ましくは継目無鋼管である。本実施形態による油井用鋼管が継目無鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。

上記優れた耐ＳＳＣ性とは、具体的には、脱気した５％食塩水及び４ｇ／Ｌの酢酸Ｎａを混合させ、塩酸にてｐＨ３．５に調整した溶液と、１０％のＨ_２Ｓガス及び９０％のＣＯ_２ガスを全圧１ａｔｍとした混合ガスとが封入されたオートクレーブを用いたＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験において、Ｋ_１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）が、３０．０ＭＰａ√ｍ以上であることを意味する。

また、上記固溶Ｃ量は、鋼材中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼材の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼材中の炭化物中のＣ量は、鋼材に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜をＴＥＭ観察することにより特定されたセメンタイトに対してＥＤＳによる点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）〜式（５）により求める。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ） （１）
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ−＜Ｍｏ＞ｃ （２）
＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２ （３）
＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２ （４）
（固溶Ｃ量）＝＜Ｃ＞−（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ） （５）
なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。

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、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。焼入れ工程は、準備工程後、８００〜１０００℃の中間鋼材を、５０℃／分以上の冷却速度で冷却する。焼戻し工程は、焼入れ後の中間鋼材を、６６０℃〜Ａ_ｃ１点で１０〜９０分保持した後、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を５〜３００℃／秒で冷却する。

本明細書において、中間鋼材とは、最終製品が鋼管の場合は素管に相当し、最終製品が鋼板の場合は板状の鋼材に相当する。

上記製造方法の準備工程は、上述の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：０．５０超〜０．８０％
炭素（Ｃ）は、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０．５０超〜０．８０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５１％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、より好ましくは０．６２％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、０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．８５％であり、より好ましくは０．５０％である。

Ｍｎ：０．０５〜１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、焼入れ性を高める。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、０．０５〜１．００％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．２５％であり、より好ましくは０．３０％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。

Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量は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、０．０２５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、より好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．００１％である。

Ｓ：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ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０．０１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは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、より好ましくは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、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：０．２０〜１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性及び耐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、より好ましくは０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．３０％である。

Ｍｏ：０．２５〜１．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を生成し、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。その結果、Ｍｏは、高温焼戻しにより鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。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０．２５〜１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、より好ましくは０．６５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．２０％であり、より好ましくは１．００％である。

Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％
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、より好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０２０％である。

Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
ボロン（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、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、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、より好ましくは０．０００７％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０．００２５％である。

Ｎ：０．００２〜０．０１０％
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。ＮはＴｉと結合して微細窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、Ｎは粗大な窒化物を形成して、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．００２〜０．０１０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５％であり、より好ましくは０．００４％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０．０１００％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、より好ましくは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、より好ましくは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、Ｖ及びＮｂ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、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。

Ｖ：０〜０．３０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＶはＣ又はＮと結合して炭化物、窒化物又は炭窒化物等（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。これらの炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成する。微細な炭化物は鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｖはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ_２Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。

Ｎｂ：０〜０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは炭窒化物等を形成する。これらの炭窒化物等はピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ_２Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。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、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０〜０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。

上記のＶとＮｂの含有量の合計は、０．３０％以下であることが好ましく、０．２０％以下であることがさらに好ましい。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒ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、鋼材中の硫化物を微細化し、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、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０．００２５％であり、より好ましくは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、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０．００２５％であり、より好ましくは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は鋼材中の硫化物を微細化し、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、鋼材中の酸化物が粗大化する。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０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。

上記のＣａ、ＭｇおよびＺｒからなる群から選択される２種以上を複合して含有する場合の含有量の合計は、０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがさらに好ましい。

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、硫化水素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は硫化水素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、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、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、より好ましくは０．０２％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は硫化水素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、鋼材の耐ＳＳＣ性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、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０．０５％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。

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、鋼の焼入れ性を高める。

Ｎｉ：０〜０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、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０〜０．５０％である。Ｎｉ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０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。

Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。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、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、より好ましくは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、より好ましくは０．２５％である。

［固溶Ｃ量］
本実施形態による鋼材は、固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有する。固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であれば、鋼材中の転位の固定が十分でなく、優れた鋼材の耐ＳＳＣ性が得られない。一方、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えれば、かえって鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、固溶Ｃ量は０．０１０〜０．０６０質量％である。固溶Ｃ量の好ましい下限は０．０２０質量％であり、より好ましくは０．０３０質量％である。

この範囲の固溶Ｃ量は、たとえば、焼戻しの保持時間、及び焼戻し工程の冷却速度を制御することで得られる。この理由は次のとおりである。

固溶Ｃ量は焼入れ直後が最も高い。焼入れ直後において、Ｃは、焼入れ中に炭化物として析出した少量以外が固溶している。その後焼戻し工程において、均熱保持によりＣは一部が炭化物として析出する。その結果、固溶Ｃ量は焼戻し温度における熱平衡濃度に向かって低下する。焼戻しの保持時間が短すぎる場合、この効果が得られず、固溶Ｃ量が高くなりすぎる。一方、焼戻しの保持時間が長すぎる場合、固溶Ｃ量は上記熱平衡濃度に近づき、ほとんど変化しなくなる。したがって、本実施形態においては、焼戻しの保持時間を１０〜９０分とする。

焼戻し後の冷却において、冷却速度が遅い場合、固溶したＣが温度低下中に再析出する。従来の鋼材の製造方法では、焼戻し後の冷却は放冷で行っていたため、冷却速度が遅かった。そのため、固溶Ｃ量はほぼ０質量％であった。そこで、本実施形態においては、焼戻し後の冷却速度を高めて、０．０１０〜０．０６０質量％の固溶Ｃ量を得る。

冷却方法としてたとえば、焼戻し温度から鋼材を連続的に強制冷却し、鋼材の表面温度を連続的に低下する。このような連続冷却処理としてはたとえば、水槽に鋼材を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却あるいは強制風冷により鋼材を加速冷却する方法がある。

焼戻し後の冷却速度は、焼戻しされた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は、鋼材厚さの中央部）において測定する。具体的に、鋼材が鋼板である場合、鋼板の板厚中央部にシース型の熱電対を装入し、測温することで、焼戻し後の冷却速度を測定できる。鋼材が鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部にシース型の熱電対を装入し、測温することで、焼戻し後の冷却速度を測定できる。また、鋼材の片側表面のみを強制冷却する場合、非接触型の赤外線型温度計によって、鋼材の非強制冷却側の表面温度を測定できる。

６００℃から２００℃の間は、Ｃの拡散が比較的早い温度域である。したがって、本実施形態においては、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を５℃／秒以上とする。

一方、焼戻し後の冷却速度が速すぎると、焼戻しの均熱保持後に固溶していたＣがほとんど析出しない。その結果、固溶Ｃ量が過剰となる場合がある。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、本実施形態においては、焼戻し後の冷却速度を３００℃／秒以下とする。

この場合、固溶Ｃ量を０．０１０〜０．０６０質量％とすることができる。しかしながら、他の方法によって鋼材中の固溶Ｃ量を０．０１０〜０．０６０質量％に調整してもよい。

［固溶Ｃ量の算出方法］
固溶Ｃ量は、鋼材中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼材の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼材中の炭化物中のＣ量は、鋼材に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜をＴＥＭ観察することにより特定されたセメンタイトに対してＥＤＳによる点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）〜式（５）により求める。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ） （１）
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ−＜Ｍｏ＞ｃ （２）
＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２ （３）
＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２ （４）
（固溶Ｃ量）＝＜Ｃ＞−（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ） （５）
なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。以下、固溶Ｃ量の算出方法を詳しく示す。

［鋼材のＣ含有量の定量］
鋼材が板材である場合、板厚中央部から、鋼材が管材である場合、肉厚中央部から、切粉状の分析サンプルを採取する。酸素気流中燃焼−赤外線吸収法により、Ｃ含有量（質量％）を分析する。これを鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）とする。

［炭化物として析出するＣ量（析出Ｃ量）の計算］
析出Ｃ量は、次の手順１〜手順４により算出する。具体的には、手順１で抽出残渣分析を実施する。手順２で透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：以下、「ＴＥＭ」という）を用いた抽出レプリカ法、及び、エネルギー分散型Ｘ線分析法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：以下、「ＥＤＳ」という）によりセメンタイト中の元素濃度分析（以下「ＥＤＳ分析」という）を実施する。手順３でＭｏ含有量を調整する。手順４で析出Ｃ量を算出する。

［手順１．抽出残渣分析による、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ残渣量の定量］
手順１では、鋼材中の炭化物を残渣として捕捉し、残渣中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ含有量を決定する。ここで、「炭化物」とは、セメンタイト（Ｍ３Ｃ型炭化物）及びＭＣ型炭化物の総称である。具体的な手順は以下のとおりである。鋼材が板材である場合、板厚中央部から、６ｍｍ径で長さ５０ｍｍの円柱状試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部から、肉厚中心が横断面の中心になるように、６ｍｍ径で長さ５０ｍｍの円柱状試験片を採取する。採取した試験片表面を予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得る。電解研磨した試験片を電解液１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウム＋メタノールで電解する。電解後の電解液を０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉する。得られた残渣を酸分解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析にてＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ濃度を質量％単位で定量する。この濃度をそれぞれ＜Ｆｅ＞ａ、＜Ｃｒ＞ａ、＜Ｍｎ＞ａ、＜Ｍｏ＞ａ、＜Ｖ＞ａ、＜Ｎｂ＞ａと定義する。

［手順２．抽出レプリカ法及びＥＤＳによる、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量の定量］
手順２では、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量を決定する。具体的な手順は以下のとおりである。鋼材が板材である場合板厚中央部から、鋼材が鋼管である場合肉厚中央部から、ミクロ試験片を切り出し、鏡面研磨にて表面を仕上げる。試験片を３％ナイタール腐食液に１０分浸漬し、表面を腐食する。その表面をカーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆った試験片を５％ナイタール腐食液に浸漬し、２０分保持し、蒸着膜を剥離させる。剥離した蒸着膜をエタノールで洗浄した後、シートメッシュですくい取り、乾燥させる。この蒸着膜（レプリカ膜）を、ＴＥＭで観察し、２０個のセメンタイトについてＥＤＳによる点分析を行う。セメンタイト中の炭素を除く合金元素の合計を１００％とした場合の、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及びＭｏ濃度を質量％単位で定量する。２０個のセメンタイトについて濃度を定量し、それぞれの元素の算術平均値を＜Ｆｅ＞ｂ、＜Ｃｒ＞ｂ、＜Ｍｎ＞ｂ、＜Ｍｏ＞ｂと定義する。

［手順３．Ｍｏ量の調整］
続いて、炭化物中のＭｏ濃度を求める。ここで、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏはセメンタイトに濃化する。一方、Ｖ、Ｎｂ、及び、ＭｏはＭＣ型炭化物に濃化する。すなわち、Ｍｏは、焼戻しによりセメンタイト及びＭＣ型炭化物の両方に濃化する。したがって、Ｍｏ量については、セメンタイト及びＭＣ型炭化物について個別に算出する。なお、Ｖはセメンタイトにもその一部が濃化する場合がある。しかしながら、Ｖのセメンタイトへの濃化量は、ＭＣ型炭化物への濃化量と比較して無視できるほど小さい。したがって、固溶Ｃ量を求める上で、ＶはＭＣ型炭化物のみに濃化するとみなす。

具体的に、セメンタイトとして析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｃ）は、式（１）により算出する。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ） （１）

一方、ＭＣ型炭化物として析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｄ）は、式（２）により質量％単位で算出する。
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ−＜Ｍｏ＞ｃ （２）

［手順４．析出Ｃ量の算出］
析出Ｃ量は、セメンタイトとして析出するＣ量（＜Ｃ＞ａ）とＭＣ型炭化物として析出するＣ量（＜Ｃ＞ｂ）の合計として、算出される。＜Ｃ＞ａ及び＜Ｃ＞ｂはそれぞれ、式（３）及び式（４）により、質量％単位で算出される。なお、式（３）は、セメンタイトの構造がＭ_３Ｃ型（ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏを含む）であることから導かれた式である。
＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２ （３）
＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２ （４）

以上より、析出Ｃ量は、＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂである。

［固溶Ｃ量の計算］
固溶Ｃ量（以下、＜Ｃ＞ｃともいう）は、鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）と、析出Ｃ量との差として、式（５）により質量％単位で算出する。
＜Ｃ＞ｃ＝＜Ｃ＞−（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ） （５）

［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。より具体的には、ミクロ組織は体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトからなる。すなわち、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、残留オーステナイト等である。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、降伏強度が９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）、及び、降伏比が９０％以上となる。

本実施形態においては、降伏強度ＹＳが９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）、及びＹＲが９０％以上であれば、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％以上であるものとする。好ましくは、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトのみからなる。

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の合計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。鋼材が板材である場合、板厚中央部から、圧延方向１０ｍｍ、板幅方向１０ｍｍの観察面を有する小片を切り出す。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、管周方向１０ｍｍの観察面を有する小片を切り出す。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４００μｍ^２（倍率５０００倍）である。各視野において、コントラストから焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定した焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の合計を求める。本実施の形態において、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分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。

［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、好ましくは、鋼材は継目無鋼管である。この場合さらに、好ましい肉厚は９〜６０ｍｍである。本実施形態による鋼材は特に、厚肉の油井用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以上の厚肉の油井用鋼管であっても、優れた強度及び耐ＳＳＣ性を示す。

［鋼材の降伏強度ＹＳ及び降伏比ＹＲ］
本実施形態による鋼材の降伏強度ＹＳは９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）であり、降伏比ＹＲは９０％以上である。本明細書でいう降伏強度ＹＳは、引張り試験で得られた０．６５％伸び時の応力を意味する。要するに、本実施形態による鋼材の強度は１４０ｋｓｉ級である。本実施形態による鋼材は、このような高強度であっても、上述の化学組成、固溶Ｃ量、及びミクロ組織を満たすことで優れた耐ＳＳＣ性を有する。

［鋼材の耐ＳＳＣ性］
本実施形態による鋼材の耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験によって評価できる。溶液は脱気した５％食塩水と４ｇ／Ｌの酢酸Ｎａとを混合させて、かつ塩酸にてｐＨ３．５に調整する。オートクレーブ内に封入する気体は、１０％のＨ_２Ｓガスと９０％のＣＯ_２ガスの混合ガスを全圧１ａｔｍとする。その後、クサビを打ち込んだＤＣＢ試験片を容器内に封入し、溶液を攪拌させながら、かつ前記混合ガスを連続的に吹き込みながら、２４℃で３週間保持する。以上の条件で求めた、本実施形態による鋼材のＫ_１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）は、３０．０ＭＰａ√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。本実施形態では、鋼材の製造方法の一例として、油井用鋼管の製造方法を説明する。油井用鋼管の製造方法は、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、油井用鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。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。中間鋼材は、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。

好ましくは、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。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、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。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鋼管は、常温まで冷却せずに、熱間製管後に直接焼入れを実施したり、熱間製管後に補熱（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。

熱間製管後に直接焼入れ、又は熱間製管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、焼入れ後であって次工程の熱処理前に、応力除去焼鈍処理（ＳＲ処理）を実施してもよい。

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、Ａ_３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した測温計で測温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、熱間加工後に補熱した後、焼入れを実施する場合、補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ない。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。

焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的性能が得られない。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ＣＲ_{８００−５００}と定義する。焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００−５００}は５０℃／分以上である。好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００−５００}の下限は１００℃／分であり、より好ましくは２５０℃／分である。焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００−５００}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、焼入れ処理を実施する。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、焼準処理及び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。以下、焼戻し工程について詳述する。

［焼戻し工程］
上述の焼入れ処理を実施した後、焼戻し処理を実施する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び得ようとする降伏強度ＹＳ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素管に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度ＹＳを９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）、及び鋼材のＹＲを９０％以上に調整する。

好ましい焼戻し温度は６６０℃〜Ａ_ｃ１点である。焼戻し温度が６６０℃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。

焼戻しの保持時間（焼戻し時間）が短すぎれば、炭化物の析出が進まないため、固溶Ｃ量が過剰となる。焼戻し時間が長すぎても、固溶Ｃ量はほとんど変化しなくなる。したがって、固溶Ｃ量を適切な範囲に制御するために、焼戻し時間を１０〜９０分とする。焼戻し時間の好ましい下限は１５分である。焼戻し時間の好ましい上限は７０分であり、より好ましくは６０分である。なお、鋼材が鋼管である場合、他の形状と比較して、焼戻しの均熱保持中に鋼管の温度ばらつきが発生しやすい。したがって、鋼材が鋼管である場合、焼戻し時間は１５〜９０分とするのが好ましい。本実施形態の化学組成の鋼材において、上記焼き戻し温度にて上記保持時間で適宜調整することにより、降伏強度ＹＳを９６５〜１０６９ＭＰａ未満の範囲内にすることは、当業者であれば十分に可能である。

［焼戻し後急冷について］
焼戻し後の冷却は、従来は制御されていなかった。しかしながら、焼戻し後（つまり、上記焼き戻し温度で上記保持時間保持した後）の鋼材の冷却速度が遅ければ、固溶していたＣのほとんどが、温度低下中に再析出してくる。つまり固溶Ｃ量が、ほぼ０質量％になる。そこで本実施形態においては、焼戻し後の中間鋼材（素管）を急冷する。

具体的には、焼戻し工程において、焼戻し後の中間鋼材（素管）の表面温度が６００〜２００℃の範囲における平均冷却速度を、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{６００−２００}と定義する。本実施形態による鋼材の製造方法では、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{６００−２００}は５℃／秒以上である。これにより、本実施形態の固溶Ｃ量が得られる。６００℃から２００℃の間は、Ｃの拡散が比較的早い温度域である。一方、焼戻し後冷却速度が速すぎると、固溶していたＣがほとんど析出せず、固溶Ｃ量が過剰となる場合がある。この場合、鋼材の耐ＳＳＣ性が低下する。この場合さらに、鋼材の低温靭性が低下する場合がある。

したがって、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{６００−２００}は５〜３００℃／秒である。焼戻し後冷却速度ＣＲ_{６００−２００}の好ましい下限は１０℃／秒であり、より好ましくは１５℃／秒である。焼戻し後冷却速度ＣＲ_{６００−２００}の好ましい上限は１００℃／秒であり、より好ましくは５０℃／秒である。

焼戻し後冷却速度ＣＲ_{６００−２００}は５〜３００℃／秒とする冷却方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。冷却方法は、たとえば、焼戻し温度から素管を連続的に強制冷却し、素管の表面温度を連続的に低下する。このような連続冷却処理としてたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却あるいは強制風冷により素管を加速冷却する方法がある。なお、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{６００−２００}は、焼戻しされた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は、中間鋼材厚さの中心部）において測定する。

上述の製造方法では、一例として鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態による鋼材は、鋼板や他の形状であってもよい。鋼板や他の形状の製造方法の一例も、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。

表１に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。

上記溶鋼を用いてインゴットを製造した。インゴットを熱間圧延して、板厚２０ｍｍの鋼板を製造した。

熱間圧延後の各鋼番号の鋼板を放冷して鋼板温度を常温（２５℃）とした。

放冷後、各試験番号の鋼板を再加熱して鋼板温度を焼入れ温度（オーステナイト単相域となる９２０℃）とし、２０分均熱した。均熱後、鋼板を水槽に浸漬して焼入れした。このとき、焼入れ時冷却速度（ＣＲ_{８００−５００}）は４００℃／分であった。試験番号２３については、焼き入れ温度にて均熱後、油槽浸漬にて冷却した。このとき、８００℃から５００℃の間の平均冷却速度は４０℃／分であった。

焼入れ後、各試験番号の鋼板に対して焼戻し処理を実施した。焼戻し処理では、ＡＰＩ規格の１４０ｋｓｉ級（降伏強度が９６５〜１０６９ＭＰａ）となるように、焼戻し温度を調整した。各焼戻し温度で熱処理を実施した後、冷却した。冷却は、鋼板の両面からミスト水冷の制御冷却を実施した。なお、あらかじめ鋼板の板厚中央部にシース型のＫ熱電対を装入し、焼戻しおよびその後の冷却について測温した。焼戻し温度（℃）、焼戻し時間（分）、及び、焼戻し後冷却速度（ＣＲ_{６００−２００}）（℃／秒）を表２に示す。なお、試験番号１〜試験番号２５の鋼材のＡ_ｃ１点はいずれも７５０℃であり、焼戻し温度はＡ_ｃ１点よりも低く設定した。

［評価試験］
［ＹＳ及びＴＳ試験］
引張試験はＡＳＴＭ Ｅ８に準拠して行った。上記の焼入れ及び焼戻し処理後の各試験番号の鋼板の板厚中央から、直径６．３５ｍｍ、平行部長さ３５ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。引張試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。各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、各位置における降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．６５％伸び時の応力を、各試験番号のＹＳと定義した。また一様伸び中の最大応力をＴＳとした。このＹＳとＴＳの比を降伏比ＹＲ（％）とした。

［ミクロ組織判定試験］
各試験番号の鋼板のミクロ組織について、試験番号２３及び２５以外は、ＹＳが９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）、及びＹＲが９０％以上であったため、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９０％以上であると判断した。試験番号２３では、フェライトが生成したものと考えられる。

［固溶Ｃ量測定試験］
各試験番号の鋼板について、上述の測定方法により、固溶Ｃ量（質量％）を測定及び算出した。なお、ＴＥＭは日本電子（株）製ＪＥＭ−２０１０で、加速電圧は２００ｋＶとし、ＥＤＳ点分析は照射電流２．５６ｎＡ、各点で６０秒の計測を行った。ＴＥＭによる観察領域は８μｍ×８μｍとし、任意の１０視野で観察した。固溶Ｃ量の計算において用いる、各元素の残渣量及びセメンタイト中の濃度は表３のとおりであった。

［ＤＣＢ試験］
各試験番号の鋼板について、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに準拠したＤＣＢ試験を実施し、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、各鋼板の肉厚中央部から、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圧延方向と平行となるよう採取した。鋼板からさらに、図２Ｂに示すクサビを作製した。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クサビを打ち込んだ。その後、クサビが打ち込まれたＤＣＢ試験片を容器内に封入した。脱気した５％食塩水と４ｇ／Ｌの酢酸Ｎａとを混合させて、且つ塩酸にてｐＨ３．５に調整された溶液を、容器中に気体部分が残るように容器内に注入した。その後、オートクレーブ内に１０％のＨ_２Ｓガスと９０％のＣＯ_２ガスの混合ガスを全圧１ａｔｍとして封入して液相を攪拌し、この混合ガスを溶液に飽和させた。

以上の工程を経た容器を閉じた後、溶液を攪拌させながら、且つ前記混合ガスを連続的に吹き込みながら、２４℃で３週間保持した。その後、容器内から、ＤＣＢ試験片を取り出した。

取出した各ＤＣＢ試験片のアーム先端に形成された孔にピンを差し込んで引張試験機で切欠部を開口し、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、浸漬中の割れ進展長さ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。得られたクサビ解放応力Ｐと、割れ進展長さａとに基づいて、式（６）を用いて破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を求めた。各鋼で３つのＤＣＢ試験片の破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を求めた。各鋼の３つの破壊靭性値の算術平均を、その鋼の破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）と定義した。

式（６）中のｈはＤＣＢ試験片の各アームの高さ（ｍｍ）であり、ＢはＤＣＢ試験片の厚さ（ｍｍ）であり、ＢｎはＤＣＢ試験片のウェブ厚さ（ｍｍ）である。これらは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−９６ Ｍｅｔｈｏｄ Ｄに規定されている。

各試験番号について、得られた破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣを表２に示す。上記定義された破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣ値が３０．０ＭＰａ√ｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が良好であると判断した。なお、試験槽に浸漬前にクサビを打ち込んだ際のアームの間隔が、Ｋ_１ＳＳＣ値に影響を与える。したがって、アームの間隔をマイクロメーターで実測しておき、ＡＰＩ規格の範囲内であることも確認した。

［試験結果］
表２に試験結果を示す。

表１及び表２を参照して、試験番号１〜１３の鋼板の化学組成は適切であり、ＹＳが９６５〜１０６９ＭＰａ（１４０ｋｓｉ級）であり、ＹＲが９０％以上であった。さらに固溶Ｃ量が０．０１０〜０．０６０質量％であった。その結果、Ｋ_１ＳＳＣ値が３０．０ＭＰａ√ｍ以上であり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。

一方、試験番号１４及び１５の鋼板では、焼戻し後冷却速度が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満となった。その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１６の鋼板では、焼戻し時間が短すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えた。その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１７の鋼板では、焼戻し後冷却速度が速すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０６０質量％を超えた。その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１８の鋼板では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号１９の鋼板では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２０の鋼板では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２１の鋼板では、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２２の鋼板では、Ｓｉ含有量が高すぎた。その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２３の鋼板では、ＹＲが９０％未満であった。その結果、その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。焼入れ時冷却速度が遅かったため、組織にフェライトが混入したためと考えられる。

試験番号２４の鋼板では、焼戻し後冷却速度が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満となった。その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ未満となり、優れた耐ＳＳＣ性を示さなかった。

試験番号２５の鋼板では、焼戻し温度が低すぎた。そのため、ＹＳが１０６９ＭＰａを超えた。その結果、破壊靭性値Ｋ_１ＳＳＣが３０．０ＭＰａ√ｍ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、サワー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油井用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、ラインパイプ等の油井用鋼管として利用可能である。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．５０超〜０．８０％、
   Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
   Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０１００％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
   Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、
   Ｍｏ：０．２５〜１．５０％、
   Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、
   Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
   Ｎ：０．００２〜０．０１０％、
   Ｏ：０．０１００％以下、
   Ｖ：０〜０．３０％、
   Ｎｂ：０〜０．１００％、
   Ｃａ：０〜０．０１００％、
   Ｍｇ：０〜０．０１００％、
   Ｚｒ：０〜０．０１００％、
   Ｃｏ：０〜０．５０％、
   Ｗ：０〜０．５０％、
   Ｎｉ：０〜０．５０％、及び、
   Ｃｕ：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、
   固溶Ｃを０．０１０〜０．０６０質量％含有し、
   降伏強度が９６５〜１０６９ＭＰａであり、降伏比が９０％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、
   Ｖ：０．０１〜０．３０％、及び、
   Ｎｂ：０．００２〜０．１００％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
3. 請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
   前記化学組成は、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、及び、
   Ｚｒ：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。
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、
   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。
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、
   前記化学組成は、
   Ｎｉ：０．０２〜０．５０％、及び、
   Ｃｕ：０．０１〜０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
6. 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の鋼材であって、油井用鋼管である、鋼材。
7. 請求項１〜請求項５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、
   準備工程後、８００〜１０００℃の前記中間鋼材を、５０℃／分以上の冷却速度で冷却する焼入れ工程と、
   焼入れ後の前記中間鋼材を、６６０℃〜Ａ_ｃ１点で１０〜９０分保持した後、６００℃から２００℃の間の平均冷却速度を５〜３００℃／秒で冷却する焼戻し工程とを備える、請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の鋼材の製造方法。
8. 請求項７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５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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