(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｓｉ：０．１０〜１．０％、
Ｍｎ：０．１０〜０．８％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．１〜２．５％、
Ｍｏ：０．３５〜３．０％、
Ｃｏ：０．０５〜２．０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０４０％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．５％、
Ｂ：０〜０．００３％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．００４％、
Ｍｇ：０〜０．００４％、及び、
希土類元素：０〜０．００４％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び（２）を満たす化学組成を有し、
ミクロ組織の旧オーステナイト粒径が５μｍ未満であり、
前記ミクロ組織のブロック径が２μｍ未満であり、
前記ミクロ組織が合計で９０体積％以上の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含有する、鋼材。
Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．７０  （１）
（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ）／（３Ｍｎ＋Ｃｒ）≧１．０  （２）
有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４  （３）
ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、前記有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｖ：０．０１５〜０．５％を含有する、鋼材。
【請求項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、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％、及び、
Ｗ：０．０５〜１．０％からなる群から選択される１種以上を含有する、鋼材。
【請求項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、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、及び、
希土類元素：０．０００３〜０．００４％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。
【請求項５】
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の化学組成及びミクロ組織と、
１５ｍｍ以上の肉厚とを有する、油井用鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼材及び油井用鋼管に関し、さらに詳しくは、サワー環境での使用に適した鋼材及び油井用鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
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（降伏応力が８０〜９５ｋｓｉ、つまり、５５１〜６５５ＭＰａ）や、９５ｋｓｉ級（降伏応力が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（降伏応力が１１０〜１２５ｋｓｉ、つまり、７５８〜８６２ＭＰａ）、及び１２５ｋｓｉ級（降伏強度が１２５〜１４０ｋｓｉ、すなわち８６２〜９６５ＭＰａ）の油井用鋼管が求められ始めている。【０００３】
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）及び耐遅れ破壊性（合わせて耐水素脆化特性ともいう）も要求される。【０００４】
耐水素脆化特性を高めた鋼が、特開昭５６−５９４９号公報（特許文献１）及び特開昭５７−３５６２２号公報（特許文献２）に提案されている。これらの文献に開示された鋼は、Ｃｏを含有することにより、耐水素脆化特性（耐ＳＳＣ性、耐遅れ破壊性）を高める。【０００５】
具体的には、特許文献１に開示された高張力鋼は、Ｃ：０．０５〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．２８％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｏ：０．０５〜１．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を焼入れ焼戻ししてなり、６０ｋｇ／ｍｍ２以上の耐力を有する。【０００６】
特許文献２に開示された高強度油井用鋼は、Ｃ：０．２７〜０．５０％、Ｓｉ：０．０８〜０．３０％、Ｍｎ：０．９０〜１．３０％、Ｃｒ：０．５〜０．９％、Ｎｉ：０．０３％以下、Ｖ：０．０４〜０．１１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｍｏ：０．６０〜０．８０％、Ａｌ：０．１％以下、及びＣｏ：３％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、不純物中のＰ：０．００５％以下、Ｓ：０．００３％以下の化学組成を有する鋼を８８０〜９８０℃で焼入れし、次いで６５０〜７００℃で焼戻してなる。【０００７】
しかしながら、特許文献１及び特許文献２のＣｏ含有鋼において、Ｃ含有量が低い場合、強度が不十分である場合がある。したがって、実用の油井用鋼管において、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ  Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ  ｏｆ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）  ＴＭ０１７７  Ｍｅｔｈｏｄ  Ａの定荷重試験の標準条件（１ａｔｍのＨ２Ｓ環境）に耐久できる耐ＳＳＣ性を有する１２５ｋｓｉ級（降伏強度が８６２ＭＰａ以上）の油井管の安定した製造は未だ実現されていない。【０００８】
特開２００６−２６５６５７号公報（特許文献３）は、高強度を得るためにＣ含有量を高めた油井用鋼管を提案する。【０００９】
特許文献３に開示された油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ＋Ｍｏ：１．５〜３．０％、ただし、Ｍｏは０．５％以上、Ｖ：０．０５〜０．３％、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰは０．０２５％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｂは０．００１０％以下、Ｏ（酸素）は０．０１％以下を含有する化学組成を有し、ベイナイト単相の金属組織を有する低合金鋼を油冷焼入れ又はオーステンパーを実施後に焼戻しを実施して製造される。特許文献３には、上記製造方法により、高Ｃ低合金鋼の焼入れ時に発生しやすい焼割れを抑制でき、優れた耐ＳＳＣ性を有する油井用鋼又は油井用鋼管が得られる、と記載されている。【００１０】
ところで、従来の鋼材の耐ＳＳＣ性の評価は、たとえば、ＮＡＣＥ  ＴＭ０１７７に規定されるＭｅｔｈｏｄ  Ａ試験又はＭｅｔｈｏｄ  Ｂ試験等の引張試験又は曲げ試験に基づくものであった。これらの試験は平滑試験片を用いるため、ＳＳＣの伝播停止特性については考慮されていない。そのため、これらの試験で耐ＳＳＣ性が優れていると評価された鋼材であっても、鋼中の潜在き裂が伝播することによりＳＳＣが生じる場合がある。【００１１】
近年の油井等の深井戸化により、油井管鋼材は従来よりも優れた耐ＳＳＣ性を要求される。そのため、耐ＳＳＣ性をさらに向上させるため、ＳＳＣの発生を防止するだけでなく、ＳＳＣの伝播を抑制するのが好ましい。鋼のＳＳＣの伝播を抑制するためには、鋼の靭性を向上させる必要がある。この観点から、ＮＡＣＥ  ＴＭ０１７７に規定されるＭｅｔｈｏｄ  ＤのＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ  Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ  Ｂｅａｍ）試験が課されるようになった。高腐食環境下で用いられる油井管鋼材には、ＤＣＢ試験において、高い破壊靭性値（以下、ＫＩＳＳＣという）が求められる。【００１２】
しかしながら、特許文献１〜特許文献３では、ＤＣＢ試験における破壊靭性値は検討されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開昭５６−５９４９号公報
【特許文献２】特開昭５７−３５６２２号公報
【特許文献３】特開２００６−２６５６５７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明の目的は、８６２ＭＰａ以上の高強度及び優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼材及び油井用鋼管を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜０．８％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．３５〜３．０％、Ｃｏ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０４０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｗ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００４％、Ｍｇ：０〜０．００４％、及び、希土類元素：０〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び（２）を満たす化学組成を有する。ミクロ組織の旧オーステナイト粒径は５μｍ未満である。ミクロ組織のブロック径は２μｍ未満である。ミクロ組織は合計で９０体積％以上の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含有する。
Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．７０  （１）
（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ）／（３Ｍｎ＋Ｃｒ）≧１．０  （２）
有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４  （３）
ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【発明の効果】
【００１６】
本発明による鋼材及び油井用鋼管は、高強度及び優れた耐ＳＳＣ性を有する。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１は、各試験番号の鋼の降伏強度と破壊靭性値ＫＩＳＳＣとの関係を示す図である。
【図２Ａ】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２Ａ中の数値は、対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。
【図２Ｂ】図２Ｂは、実施例のＤＣＢ試験で用いるクサビの斜視図である。図２Ｂ中の数値は、対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
一般的に、鋼の強度が高まれば耐ＳＳＣ性は低下する。そこで、本発明者らは、鋼材及び油井用鋼管において、８６２ＭＰａ以上の高強度と耐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。
【００１９】
［Ｃｏによる耐ＳＳＣ性］
（１）Ｃｏは耐ＳＳＣ性を高める。特に、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜０．８％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．３５〜３．０％、Ｃｏ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０４０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｗ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００４％、Ｍｇ：０〜０．００４％、及び、希土類元素：０〜０．００４％を含有する化学組成を有する鋼材においては、Ｃｏを０．０５〜２．０％含有すれば、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。その理由は定かではないが、次の理由が考えられる。サワー環境下での使用中において、Ｃｏは鋼材の表層に濃化する。表層に濃化したＣｏにより、鋼中への水素の侵入が抑制される。これにより、耐ＳＳＣ性が高まると考えられる。
【００２０】
（２）上述のとおり、Ｃｏを特定量含有すれば、表層へのＣｏ濃化に起因して優れた耐ＳＳＣ性が得られる。しかしながら、Ｃｏを含有すれば、耐ＳＳＣ性が低下する場合があることが分かった。
【００２１】
Ｃｏは、他の合金元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ等）と異なり、Ｍｓ点を高めて、鋼の焼入れ性を低下する。したがって、Ｃｏ含有量がＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉ含有量と比較して高ければ、焼入れ性が低下する。この場合、Ｃｏを含有しない鋼と同様の製造方法を用いれば、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だけでなく、残留オーステナイトを含有する不均一組織となる。そのため、ミクロ組織に起因して耐ＳＳＣ性が低下する。そこで、本発明者らが耐ＳＳＣ性におけるＣｏと他の合金元素との関係を検討した結果、次の知見を得た。
【００２２】
化学組成がさらに式（１）及び式（２）を満たせば、焼入れ性を維持しつつ、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．７０  （１）
（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ）／（３Ｍｎ＋Ｃｒ）≧１．０  （２）
有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４  （３）
ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００２３】
［式（１）について］
Ｆ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋αと定義する。Ｆ１は焼入れ性の指標である。Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及び、所定量の有効Ｂ（固溶しているＢ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、上述のとおり、Ｃｏは、鋼の焼入れ性を低くする。Ｆ１が０．７０以上であれば、Ｃｏを含有していても、優れた焼入れ性が得られ、ミクロ組織中の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高めることができる。
【００２４】
ミクロ組織が実質的に焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる場合、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。一方、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と他の相（残留オーステナイト等）からなる不均一な組織である場合、耐ＳＳＣ性が低下する。Ｆ１が式（１）を満たす場合、ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が合計で９０％以上となり、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
【００２５】
［式（２）について］
Ｆ１が式（１）を満たせば、ミクロ組織が実質的に焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトとなる。しかしながら、合金元素が過剰に含有されれば、鋼材中に水素をトラップする（溜め込む）ため、耐ＳＳＣ性がかえって低下する。焼入れ性を高める元素のうち、特にＭｎ及びＣｒは、焼入れ性を高めるものの、耐ＳＳＣ性を低下しうる。一方、上述のＣｏとともに、Ｃ及びＭｏは、鋼の耐ＳＳＣ性を高める元素である。
【００２６】
Ｆ２＝（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ）／（３Ｍｎ＋Ｃｒ）と定義する。Ｆ２は、耐ＳＳＣ性の指標である。Ｆ２が１．０以上である場合、つまり、耐ＳＳＣ性向上元素（Ｃ、Ｍｏ及びＣｏ）の含有量の、Ｍｎ及びＣｒ含有量に対する比が大きい場合、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
【００２７】
本発明者らは、Ｃｏを含有させることに加えて、さらに耐ＳＳＣ性を高める方法について検討した。そこで本発明者らは、金属組織に着目し、旧γ粒径及びブロック径を微細化すれば、境界が増えて、破壊の抵抗が高まるため、耐ＳＳＣ性が高まると考えた。本発明者らは、旧γ粒径及びブロック径と強度及び耐ＳＳＣ性との関係について、さらに調査検討を行った。
【００２８】
［旧γ粒径及びブロック径と強度及び耐ＳＳＣ性との関係］
表１に示す化学組成を有する鋼に対し、表２に示す条件で圧延及び焼入れ工程を施した。
【００２９】
【表１】
0006677310.tif 000002
【００３０】
【表２】
0006677310.tif 000003
【００３１】
焼入れ後の段階で、後述する試験方法に基づいて、各鋼に対して、旧オーステナイト粒径（以降、旧γ粒径ともいう）を測定した。旧γ粒径はそれぞれ、試験条件Ｉで１６μｍ、試験条件ＩＩで９．８μｍ、試験条件ＩＩＩで２．６μｍ、及び、試験条件ＩＶで４．１又は４．２μｍであった。各鋼に対して、表３に示す条件で焼戻し工程を施した。焼戻し後の各鋼に対して、後述する試験方法に基づいて、ブロック径を測定した。各鋼から、試験片を作製し、後述する試験方法に基づいて、降伏強度試験及びＤＣＢ試験を実施し、各鋼の降伏強度及び破壊靭性値ＫＩＳＳＣを求めた。図１は、各試験番号の鋼の降伏強度と破壊靭性値ＫＩＳＳＣとの関係を示す図である。図１中、○、△、◇及び☆は、それぞれ表２の試験条件Ｉ、試験条件ＩＩ、試験条件ＩＩＩ及び試験条件ＩＶの結果を示す。
【００３２】
【表３】
0006677310.tif 000004
【００３３】
表３を参照して、試験番号１〜試験番号２４では、旧γ粒を微細化すれば、焼入れ焼戻し後の組織が微細化する。つまり、ブロックが微細化する。この場合、耐ＳＳＣ性が高まる。
【００３４】
具体的には、焼入れ時に鋼はオーステナイトからマルテンサイト及びベイナイトへ変態する。このとき、オーステナイト粒が微細であれば、そこから変態するマルテンサイトブロック及びベイナイトブロックも微細化する。マルテンサイトブロックとは、マルテンサイトのサブ組織である。ベイナイトブロックとは、ベイナイトのサブ組織である。後述の高分解能結晶方位解析（ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ）法による結晶方位マップにおいて、１５°以上の方位差を有するマルテンサイト粒及びベイナイト粒同士の境界をブロック境界と定義する。ブロック境界で囲まれた領域をひとつのブロックと定義する。
【００３５】
しかしながら、表３の試験番号２５及び試験番号２６を参照して、旧γ粒が微細であっても、耐ＳＳＣ性が低い場合がある。より具体的には、旧γ粒が５μｍ未満と微細であっても、ブロック径が２μｍ以上である場合、耐ＳＳＣ性が低い。
【００３６】
表３及び図１を参照して、ミクロ組織の旧γ粒が微細であり、さらにブロック径も微細であれば、鋼の強度が高まっても高い耐ＳＳＣ性が得られる。具体的には、ミクロ組織の旧γ粒の平均結晶粒径が５μｍ未満であり、かつ、ブロックの平均ブロック径が２μｍ未満であれば、鋼の強度と耐ＳＳＣ性を両立させることができる。
【００３７】
［Ｃｏとブロック径との関係］
本願発明者らはさらに、上記の表３において、旧γ粒が微細であっても、耐ＳＳＣ性が低い場合がある点について、Ｃｏとブロック径との関係に着目して、検討した。その結果、以下の知見を得た。
【００３８】
Ｃｏは、ブロック径を粗大化する。そのため、Ｃｏを含有すれば、旧γ粒が微細であっても、ブロック径が粗大化する場合がある。この理由は定かではないが、ＣｏはＭｓ点を高めて焼入れ性を低下するため、ブロック径を粗大化すると考えられる。
【００３９】
そこで、本発明者らは、上記の化学組成にＣｏを特定量含有した場合でも、ブロック径の粗大化を抑制できる方法について、さらに検討した。その結果、次の知見を得た。
【００４０】
たとえば、焼入れ時の加熱速度を１０℃／ｓ以上とすれば、ミクロ組織の旧γ粒の平均結晶粒径を５μｍ未満とすることができる。Ｃｏを含有しない場合、ミクロ組織の旧γ粒の平均結晶粒径が５μｍ未満であれば、ブロック径も２μｍ未満と微細になる。
【００４１】
しかしながら、Ｃｏを含有する場合、上記のとおり、Ｃｏはブロック径を粗大化する。そのため、ミクロ組織の旧γ粒の平均結晶粒径が５μｍ未満であっても、ブロック径が２μｍ以上となる場合がある。この場合、耐ＳＳＣ性が低い。
【００４２】
そこで、たとえば、焼入れ工程において、焼入れ時の加熱速度を１０℃／ｓ以上とすることに加えて、Ｍｓ点までの冷却を急速冷却とする。より具体的には、５００〜２００℃の冷却速度を５℃／ｓ以上とすれば、焼入れ工程における結晶粒の粗大化を十分に抑制し、ブロック径を２μｍ未満とすることができることを、本発明者らは見出した。
【００４３】
以上の知見に基づいて完成した本発明による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜０．８％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．３５〜３．０％、Ｃｏ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０４０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｗ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．００４％、Ｍｇ：０〜０．００４％、及び、希土類元素：０〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び（２）を満たす化学組成を有する。ミクロ組織の旧オーステナイト粒径は５μｍ未満である。ミクロ組織のブロック径は２μｍ未満である。ミクロ組織は合計で９０体積％以上の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含有する。
Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．７０  （１）
（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ）／（３Ｍｎ＋Ｃｒ）≧１．０  （２）
有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４  （３）
ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００４４】
上記化学組成は、Ｖ：０．０１５〜０．５％を含有してもよい。
【００４５】
上記化学組成は、Ｂ：０．０００３〜０．００３％及びＷ：０．０５〜１．０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
【００４６】
上記化学組成は、Ｃａ：０．０００３〜０．００４％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％、及び、希土類元素：０．０００３〜０．００４％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。
【００４７】
本発明による油井用鋼管は、上記化学組成及びミクロ組織を有すれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、優れた強度及び耐ＳＳＣ性を示す。
【００４８】
以下、本発明の鋼材及び油井用鋼管について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
【００４９】
［化学組成］
本発明による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
【００５０】
Ｃ：０．１５〜０．４５％
炭素（Ｃ）は、焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。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、耐ＳＳＣ性を高める。Ｃはさらに、Ｍｏ又はＶと結合して炭化物を形成し、焼戻し軟化抵抗を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼の強度が高まる。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、鋼の靭性が低下し、焼割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１５〜０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
【００５１】
Ｓｉ：０．１０〜１．０％
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、残留オーステナイトが過剰に生成して耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１０〜１．０％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．８５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
【００５２】
Ｍｎ：０．１０〜０．８％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１０〜０．８％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．２５％であり、さらに好ましくは０．２８％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、０．６５％である。
【００５３】
Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は、０．０５０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００５４】
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００５５】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
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の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．１％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０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％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。
【００５６】
Ｎ：０．０１０％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。Ｎは粗大な窒化物を形成して、鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．０１０％以下である。好ましいＮ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００４％以下である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、若干量のＴｉを含有させて、微細窒化物の析出による結晶粒の微細化を狙う場合は、Ｎを０．００２％以上含有させることが好ましい。
【００５７】
Ｃｒ：０．１〜２．５％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。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、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１〜２．５％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％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５％であり、さらに好ましくは１．３％である。
【００５８】
Ｍｏ：０．３５〜３．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を生成し、鋼の焼戻し軟化抵抗を高め、高圧Ｈ２Ｓ環境における耐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０．３５〜３．０％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０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．０％であり、さらに好ましくは１．７５％である。
【００５９】
Ｃｏ：０．０５〜２．０％
コバルト（Ｃｏ）は、高Ｈ２Ｓ環境において、鋼の耐ＳＳＣ性を高める。その理由は定かではないが、次の理由が考えられる。Ｃｏはサワー環境において、鋼の表面に濃化して、鋼中への水素の侵入を抑制する。これにより、鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｏ含有量が高すぎれば、鋼の焼入れ性が低下して、鋼の強度が低くなる。Ｃｏ含有量が高すぎればさらに、ブロック径が粗大化して、耐ＳＳＣ性が低くなる。したがって、Ｃｏ含有量は０．０５〜２．０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０５％超であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は１．５％であり、さらに好ましくは１．２５％である。
【００６０】
Ｔｉ：０．００３〜０．０４０％
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の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３〜０．０４０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｔｉ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。
【００６１】
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃ及び／又はＮと結合して炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、炭窒化物等という）を形成する。これらの炭窒化物等は結晶粒を微細化して鋼の強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大な析出物が生成して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００３〜０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。
【００６２】
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、水素をトラップするようになり、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．０１〜０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、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。
【００６３】
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部的な腐食を促進させ、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．０１〜０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、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０．４５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
【００６４】
本発明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、本発明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。
【００６５】
［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を含有してもよい。
【００６６】
Ｖ：０〜０．５％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは炭窒化物等を形成し、結晶粒を微細化して鋼の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【００６７】
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ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。
【００６８】
Ｂ：０〜０．００３％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは鋼に固溶して鋼の焼入れ性を高め、強度を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００３％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０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。
【００６９】
Ｗ：０〜１．０％
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。含有される場合、Ｗは鋼に固溶して鋼の焼入れ性を高め、強度を高める。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、粗大な炭化物が生成して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜１．０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．５％である。
【００７０】
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、及び希土類元素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、硫化物の形状を改善して鋼の耐ＳＳＣ性を高める。
【００７１】
Ｃａ：０〜０．００４％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、鋼中のＳと結合する。これにより、鋼中のＳを硫化物として無害化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼中の酸化物が粗大化して、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００４％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
【００７２】
Ｍｇ：０〜０．００４％
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。含有される場合、Ｍｇは、鋼中のＳを硫化物として無害化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼中の酸化物が粗大化して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．００４％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％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、さらに好ましくは０．００２０％である。
【００７３】
希土類元素：０〜０．００４％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは、鋼中の硫化物を微細化して鋼の耐ＳＳＣ性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼中の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の耐ＳＳＣ性の低下が抑制される。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物が粗大化して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．００４％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
【００７４】
本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、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）及び、アクチノイドである原子番号８９番のアクチニウム（Ａｃ）〜１０３番のローレンシウム（Ｌｒ）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。
【００７５】
［式（１）及び式（２）について］
上記化学組成はさらに、式（１）及び式（２）を満たす。
Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋α≧０．７０  （１）
（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ）／（３Ｍｎ＋Ｃｒ）≧１．０  （２）
有効Ｂ＝Ｂ−１１（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４  （３）
ここで、式（１）のαは、式（３）で定義される有効Ｂ（質量％）が０．０００３％以上の場合は０．２５０であり、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００７６】
［式（１）について］
Ｆ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５−Ｃｏ／６＋αと定義する。Ｆ１は焼入れ性の指標である。Ｆ１が０．７０以上であれば、Ｃｏを含有していても、優れた焼入れ性が得られ、ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が合計で９０％以上となる。その結果、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。Ｆ１の好ましい下限は０．７５であり、さらに好ましくは０．８５であり、さらに好ましくは１．０である。Ｆ１の好ましい上限は１．５である。
【００７７】
Ｆ１中のαは、式（３）で定義される有効Ｂ量（固溶Ｂ量）で決まる。具体的には、式（３）で定義される有効Ｂが０．０００３％以上の場合は０．２５０、有効Ｂが０．０００３％未満の場合は０である。式（３）の有効Ｂ値がＢ含有量を超える場合は、有効Ｂ＝Ｂ含有量とする。
【００７８】
［式（２）について］
Ｆ２＝（３Ｃ＋Ｍｏ＋３Ｃｏ）／（３Ｍｎ＋Ｃｒ）と定義する。Ｆ２は、耐ＳＳＣ性の指標である。Ｆ２が１．０以上である場合、耐ＳＳＣ性向上元素（Ｃ、Ｍｏ及びＣｏ）の含有量の、Ｍｎ及びＣｒ含有量（焼入れ性に寄与するものの、過剰な含有が耐ＳＳＣ性を低下し得る元素）に対する比が大きくなる。その結果、高圧Ｈ２Ｓ環境での優れた耐ＳＳＣ性が得られる。Ｆ２の好ましい上限は３．０である。
【００７９】
［ミクロ組織］
［旧γ粒径及びブロック径］
本発明の鋼材のミクロ組織の旧γ粒径は５μｍ未満である。さらに、ミクロ組織のブロック径は２μｍ未満である。その結果、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の高強度と耐ＳＳＣ性とを両立させることができる。
【００８０】
マルテンサイトのサブ組織で、ほぼ同一方位のラス集団は、マルテンサイトブロックと呼ばれている。ベイナイトのサブ組織で、ほぼ同一方位のベイナイトラス集団は、ベイナイトブロックと呼ばれている。本実施形態において、マルテンサイトブロック及びベイナイトブロックを合わせて、ブロックという。本実施形態において、後述の高分解能結晶方位解析（ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ）法による結晶方位マップにおいて、１５°以上の方位差を有するマルテンサイト粒及びベイナイト粒同士の境界をブロック境界と定義する。ブロック境界で囲まれた領域をひとつのブロックと定義する。
【００８１】
ブロックを微細化すれば、マルテンサイト及びベイナイトの硬度を高めることができる。マルテンサイト及びベイナイトの硬度を高めれば、マルテンサイト及びベイナイトの強度を高めることができる。ブロックを微細化すればさらに、耐ＳＳＣ性を高めることができる。その結果、降伏強度が８６２ＭＰａ以上の高強度と耐ＳＳＣ性とを両立させることができる。ブロック径の好ましい下限は０．２μｍである。
【００８２】
ブロックを微細化するには、まず旧γ粒を微細化する。そこで、たとえば、焼入れ時の加熱速度を１０℃／ｓ以上とする。しかしながら、本実施形態のようにＣｏを含有する場合、ＣｏはＭｓ点を高める。そのため、Ｃｏを含有すれば、旧γ粒が微細であっても、ブロック径が粗大化する場合がある。
【００８３】
この理由は定かではないが、ＣｏはＭｓ点を高めて焼入れ性を低下するため、ブロック径を粗大化すると考えられる。
【００８４】
そこで、本実施形態においてさらに、焼入れ工程において、５００〜２００℃の冷却速度を５℃／ｓ以上とする。この場合、焼入れ時における結晶粒の粗大化を十分に抑制し、ブロック径を２μｍ未満とすることができる。
【００８５】
［旧γ粒径の測定方法］
旧γ粒径は、次の方法で求められる。焼入れままの鋼材から試験片を採取する。鋼管の場合、横断面は軸に対して垂直な面とし、肉厚中央部から試験片を採取する。試験片を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて旧γ粒界を現出させる。試験片において、任意の１０視野で旧γ粒径（旧γ粒の平均結晶粒径）を測定する。測定は、１０００倍の光学顕微鏡により観察し、ＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）に示される切断法により行う。各視野における旧γ粒度番号を算出する。算出した１０個の旧γ粒度番号の平均（平均旧γ粒度番号）を求める。平均旧γ粒度番号に基づいて各結晶粒の平均面積を算出する。平均面積から円相当径を算出し、得られた円相当径を旧γ粒径とする。
【００８６】
［ブロック径の測定方法］
本実施形態において、ブロック径（μｍ）は、マルテンサイトブロック及びベイナイトブロックの区別なく、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法により得られる結晶方位マップから求める。具体的には、５０μｍ×５０μｍの視野を０．１μｍピッチでＥＢＳＰ測定を行う。ＥＢＳＰ測定により採取した菊池線パターンから、αＦｅの方位を同定する。αＦｅの方位から結晶方位図を求める。結晶方位図から、隣接する結晶との方位差が１５°以上で囲まれる領域を識別し、結晶方位マップを得る。１５°以上の方位差で囲まれた領域をブロックのひとつの粒と定義する。それぞれのブロックの面積から円相当径を求める。視野内の円相当径の平均値を算出して、それをブロック径とする。
【００８７】
［焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト］
本発明の鋼材はＣｏを含有する。ＣｏはＭｓ点を高める。したがって、本発明の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、ミクロ組織は合計で９０体積％以上の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。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。ミクロ組織が合計で９０体積％以上の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含有すれば、耐ＳＳＣ性が高まる。好ましくは、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト単相からなる。好ましくは、焼戻しベイナイトの含有量は、２〜１０体積％である。
【００８８】
ミクロ組織中における焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率は、焼入れ及び焼戻し後の鋼材における、ロックウェル硬さ（ＨＲＣ）の最大値と最小値との差と相関する。
【００８９】
焼入れ及び焼戻し後のロックウェル硬さの最大値をＨＲＣｍａｘと定義する。焼入れ及び焼戻し後のロックウェル硬さの最小値をＨＲＣｍｉｎと定義する。ＨＲＣｍａｘとＨＲＣｍｉｎとの差をΔＨＲＣと定義する。
ΔＨＲＣ＝ＨＲＣｍａｘ−ＨＲＣｍｉｎ
ΔＨＲＣが２．０未満であれば、鋼材のミクロ組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が合計で９０％以上であるとみなす。
【００９０】
たとえば、鋼材表面におけるロックウェル硬さはＨＲＣｍａｘとなり、鋼材の厚さ中央部（以下、鋼材中央部という）におけるロックウェル硬さはＨＲＣｍｉｎとなる。この理由は次のとおりである。焼入れ冷却時の冷却速度は、鋼材表面では速く、鋼材中央部では遅くなる。したがって、焼入れままの鋼材において、鋼材表面と鋼材中央部とで、マルテンサイト及びベイナイトの体積率の差が大きくなる場合がある。ミクロ組織中におけるマルテンサイト及びベイナイトの体積率は、ロックウェル硬さと相関するため、この場合、鋼材表面と鋼材中央部とで、焼入れままのロックウェル硬さの差が大きくなる。鋼材に対して焼戻し処理を実施すると、鋼材表面及び鋼材中央部の両方において硬さが低下し、鋼材表面と鋼材中央部とでのロックウェル硬さの差も小さくなるものの、鋼材表面と鋼材中央部とでのロックウェル硬さの差は残存する。したがって、鋼材表面におけるロックウェル硬さはＨＲＣｍａｘとなり、鋼材中央部におけるロックウェル硬さはＨＲＣｍｉｎとなる。ΔＨＲＣが２．０以上であれば、鋼材中央部の硬さが低すぎる。ΔＨＲＣが２．０未満であれば、鋼材中央部においても十分な硬さが得られており、この場合、鋼材中央部における焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が合計で９０％以上であるとみなす。
【００９１】
ΔＨＲＣは次の方法で測定される。焼入れ及び焼戻し処理後の鋼材の表面（鋼管の場合は外面）から２．０ｍｍ深さ位置、鋼材の裏面（鋼管の場合は内面）から２．０ｍｍ深さ位置、及び、鋼材の厚さ方向中央位置の各々において、任意の３箇所でＪＩＳ  Ｚ２２４５（２０１１）に準拠したロックウェル硬さ試験（Ｃスケール）を実施し、ロックウェル硬さ（ＨＲＣ）を求める。得られた硬さの最大値をＨＲＣｍａｘ、最小値をＨＲＣｍｉｎとし、ΔＨＲＣが２．０未満であれば、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が合計で９０％以上であると判断する。ΔＨＲＣが２．０以上であれば、ＨＲＣｍｉｎの位置で焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が合計で９０％未満であると判断する。
【００９２】
［鋼材の形状］
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。鋼材が油井用鋼管の場合、好ましい肉厚は９〜６０ｍｍである。本発明は特に、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、本発明による鋼材が１５ｍｍ以上、さらに、２０ｍｍ以上の厚肉の油井用鋼管であっても、高い強度及び優れた耐ＳＳＣ性を示す。
【００９３】
［鋼材の強度］
本実施形態の鋼材の降伏強度は８６２ＭＰａ以上である。本明細書でいう降伏強度は、下降伏点（ＭＰａ）を意味する。要するに、本実施形態の鋼材の降伏強度は１２５ｋｓｉ級である。本実施形態の鋼材は、このような高強度であっても、上述の化学組成及びミクロ組織とすることで優れた耐ＳＳＣ性を有する。
【００９４】
［製造方法］
上述の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、素材を準備する工程（準備工程）と、素材を熱間加工して素管を製造する工程（熱間加工工程）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。
【００９５】
［準備工程］
上述の化学組成を有し、式（１）及び式（２）を満たす溶鋼を製造する。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。
【００９６】
［熱間加工工程］
準備された素材を熱間加工して素管を製造する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。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。
【００９７】
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油井用鋼管である場合、鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により肉厚が９〜６０ｍｍの素管が製造される。
【００９８】
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また、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。
【００９９】
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、応力除去焼鈍し処理（ＳＲ処理）を実施することが好ましい。以下、焼入れ工程について詳述する。
【０１００】
［焼入れ工程］
熱間加工後の素管に対して、焼入れを実施する。焼入れ条件により、旧γ粒径を５μｍ未満、かつブロック径を２μｍ未満に調整する。焼入れはたとえば、高周波誘導加熱炉により行う。高周波誘導加熱炉にて行う場合、到達温度までの加熱速度及び到達温度を制御する。好ましい加熱開始温度は室温である。この場合、さらに細粒化されやすい。好ましい加熱速度は１０℃／ｓ以上であり、好ましい到達温度は８５０〜９２０℃である。到達温度が１０００℃以下であれば、旧γ粒径の粗大化を抑制できる。到達温度では、好ましくは５〜１８０秒保持する。保持時間が１８０秒以下であれば、旧γ粒径の粗大化を抑制できる。その他の条件を満たし、かつ、加熱速度が１０℃／ｓ以上であれば、旧γ粒径を５μｍ未満とすることができる。
【０１０１】
好ましくは、肉厚方向の位置のうち、最も冷却速度が小さくなる位置での温度がＡｒ３点以下になる前に、５℃／ｓ以上の冷却速度での強制冷却を開始する。この場合、降伏強度をさらに高めやすい。
【０１０２】
好ましくは、５００〜２００℃の冷却速度を、５℃／ｓ以上とする。これにより、ブロック径を２μｍ未満とすることができる。Ｃｏを含有する場合、上記の焼入れ時の加熱速度が１０℃／ｓ以上であれば、旧γ粒径を５μｍ未満に調整できるが、５００〜２００℃の冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、ブロック径が２μｍ以上となる。５００〜２００℃の冷却速度のさらに好ましい下限は、１０℃／ｓである。
【０１０３】
５００〜２００℃の冷却速度はたとえば、スプレー冷却において、スプレー水の水量密度を０．１５ｍ３／ｍｉｎ・ｍ２以上とすることにより、５℃／ｓ以上とできる。
【０１０４】
焼入れ処理を複数回実施してもよい。複数回の焼入れ処理を実施する場合、好ましくは、焼入れ処理後、次段の焼入れ処理を実施する前に、焼入れ処理により生じた残留応力を除去することを目的として、ＳＲ処理を実施するのが好ましい。ＳＲ処理により焼入れ後の置き割れの発生を防止することができる。ＳＲ処理を実施する場合、好ましい処理温度は６００℃以下である。この場合、オーステナイトの粗大化を抑制できる。
【０１０５】
複数回の焼入れ処理を実施する場合、最後の焼入れ時のみ、５００〜２００℃の冷却速度を、５℃／ｓ以上とすればよい。これにより、ブロック径を２μｍ未満とすることができる。
【０１０６】
焼入れは、ガス焚き炉により行ってもよい。ガス焚き炉により焼入れを行う場合、好ましい加熱速度は１℃／ｓ以上であり、好ましい到達温度は８５０℃〜１０００℃である。到達温度では、好ましくは１０分以上保持する。ガス焚き炉により焼入れを行う場合、旧γ粒径を５μｍ未満とするために、焼入れ処理を複数回実施する必要がある。この場合も、最後の焼入れ時のみ、５００〜２００℃の冷却速度を、５℃／ｓ以上とすればよい。これにより、ブロック径を２μｍ未満とすることができる。
【０１０７】
［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。焼戻し処理により、鋼材の降伏強度を８６２〜９６５ＭＰａに調整する。焼戻し温度の好ましい下限は６５０℃である。焼戻し温度の好ましい上限は７３０℃である。焼戻し温度での好ましい保持時間は、５〜１８０分である。
【０１０８】
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、本発明の鋼材は、鋼板や他の形状であっても、鋼板の製造方法も同様に、準備工程、熱間加工工程、焼入れ工程及び焼戻し工程を備える。
【実施例】
【０１０９】
表４及び表５に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。【０１１０】
【表４】
0006677310.tif 000005
【０１１１】
【表５】
0006677310.tif 000006
【０１１２】
上記溶鋼を用いてインゴットを製造した。表６を参照して、試験番号１〜試験番号２０及び試験番号２６〜試験番号２８では、インゴットを熱間圧延して、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。なお、試験番号２０の焼入れ条件は、３回とも同じであった。【０１１３】
【表６】
0006677310.tif 000007
【０１１４】
熱間圧延後の各鋼の鋼板を放冷して鋼板温度を常温とした。各鋼板に対して、表６に示す焼入れ条件で再加熱した後、５００〜２００℃を表６に示す冷却速度で焼入れした。【０１１５】
なお、高周波誘導加熱炉にて焼入れ加熱を行った場合、到達温度での保持時間は５秒であった。ガス焚き炉での雰囲気加熱にて焼入れ加熱を行った場合、到達温度での保持時間は１０分であった。【０１１６】
焼入れ後、各鋼板に対して、表６に示す焼戻し温度で焼戻し処理を実施した。ＡＰＩ規格の１２５ｋｓｉ級となるように、焼戻し温度を調整した。いずれの鋼板においても、焼戻し温度での保持時間を６０分とした。以上の製造工程により、各鋼板を製造した。【０１１７】
試験番号２１〜試験番号２５では、２回焼入れ焼戻しを行った。具体的には、インゴットを１０００℃仕上げで３５ｍｍ厚まで圧延後、水冷して１回目の焼入れを行い、次工程の熱間圧延仕上げ温度（表６に記載）と同じ温度で焼戻しを実施した。さらに表６に記載の熱間圧延仕上げ温度で熱間圧延を実施し、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。これにより、組織を微細化させた。その後の工程、つまり２回目の焼入れ工程以降は、試験番号１〜試験番号２０及び試験番号２６〜試験番号２８と同じであった。【０１１８】
［評価試験］
［旧γ粒径測定試験］
最終焼入れままの板材の肉厚中央部から試験片を採取し、上述の方法で旧γ粒の平均粒径を測定した。【０１１９】
［降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）試験］
上記の焼入れ及び焼戻し処理後の各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）を得た。なお、本実施例では、引張試験により得られた下降伏点を、各試験番号の降伏強度（ＹＳ）と定義した。【０１２０】
［ミクロ組織判定試験］
上記の最終の焼入れ及び焼戻し処理後の各鋼板に対して、ＪＩＳ  Ｚ２２４５（２０１１）に準拠したロックウェル硬さ（ＨＲＣ）試験を実施した。具体的には、鋼板の表面から２．０ｍｍ深さ位置、鋼板の裏面から２．０ｍｍ深さ位置、及び、鋼板の厚さ方向中央位置の各々において、任意の３箇所のロックウェル硬さ（ＨＲＣ）を求めた。９点のロックウェル硬さの最大値と最小値の差ΔＨＲＣは、試験番号１４を除き、すべて２．０未満であった。したがい、本実施形態のミクロ組織において、ＨＲＣｍｉｎの位置でも焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が合計で９０％以上であるとみなした。【０１２１】
［ブロック径測定試験］
上記の焼入れ及び焼戻し処理後の各鋼板の板厚中央部から試験片を採取し、上述の方法でブロックの平均ブロック径を測定した。【０１２２】
［ＤＣＢ試験］
各鋼板を用いて、ＮＡＣＥ  ＴＭ０１７７−９６  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、各鋼板の厚さ中央部から、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２．９２ｍｍであった。【０１２３】
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試験片をオートクレーブ中に封入した。脱気した５％食塩水、酢酸、及び酢酸Ｎａを混合させてｐＨ３．５に調整された溶液を、オートクレーブ中に気体部分が残るようにオートクレーブ中に注入した。その後、オートクレーブ内に１０ａｔｍの硫化水素ガスを加圧封入して液相を攪拌し、この高圧硫化水素ガスを溶液に飽和させた。【０１２４】
以上の工程を経たオートクレーブを封じた後、溶液を攪拌させながら、２５℃で３３６時間保持した。その後、オートクレーブを減圧して、ＤＣＢ試験片を取り出した。【０１２５】
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（４）を用いて破壊靭性値ＫＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を求めた。【０１２６】
【数１】
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【０１２７】
式（４）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。【０１２８】
各試験番号で３つのＤＣＢ試験片の破壊靭性値ＫＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を求めた。各鋼板において、３つのＤＣＢ試験片の破壊靭性値の平均を、その鋼板の破壊靭性値ＫＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）と定義した。得られた破壊靭性値ＫＩＳＳＣを表７に示す。上記定義された破壊靭性値ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√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、ＫＩＳＳＣ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。【０１２９】
【表７】
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【０１３０】
［試験結果］
表６及び表７に試験結果を示す。【０１３１】
試験番号１〜試験番号１１、及び試験番号２０の鋼板の化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。さらに、ΔＨＲＣは２．０未満であったためミクロ組織判定が合格となり、ミクロ組織は合計で９０体積％以上が焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトであった。さらに、旧γ粒径は５μｍ未満であった。さらに、焼入れ時の５００〜２００℃の冷却速度が５℃／ｓ以上であったため、ブロック径は２μｍ未満であった。その結果、試験番号１〜試験番号１１、及び試験番号２０のＫＩＳＳＣ値は３５ＭＰａ√ｍ以上となり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。試験番号１〜試験番号１１、及び試験番号２０の降伏強度は９００ＭＰａ以上であり高い降伏強度を有した。【０１３２】
試験番号２１〜試験番号２５の鋼板の化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。さらに、ΔＨＲＣは２．０未満であったためミクロ組織判定が合格となり、ミクロ組織は合計で９０体積％以上が焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトであった。試験番号２１〜試験番号２５の鋼板では、２回の焼入れ及び焼戻しを実施し、熱間圧延時（焼入れ前）の仕上げ温度を低くして組織を微細化することにより、旧γ粒径を３μｍ以下に微細化できた。さらに、焼入れ時の５００〜２００℃の冷却速度が１０℃／ｓ以上であったため、ブロック径を１μｍ以下に極微細化できた。その結果、降伏強度が９３０ＭＰａを超えてもＫＩＳＳＣ値は３５ＭＰａ√ｍ以上となり、優れた耐ＳＳＣ性を示した。【０１３３】
一方、試験番号１２の鋼板では、Ｃｏを含有せず、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。その結果、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。【０１３４】
試験番号１３の鋼板では、Ｃｏ含有量が低かった。その結果、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。【０１３５】
試験番号１４の鋼板では、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、焼入れ性が低下し、ΔＨＲＣが２．０以上となったためミクロ組織判定が不合格となり、ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率が合計で９０％未満であった。その結果、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。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とともに、残留オーステナイトを含有する不均一な組織となったため、破壊靭性値ＫＩＳＳＣが低かったと考えられる。【０１３６】
試験番号１５の鋼板では、Ｍｎが上限を超え、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。その結果、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。耐ＳＳＣ性向上元素（Ｃ、Ｍｏ及びＣｏ）の含有量の、Ｍｎ及びＣｒ含有量に対する比が低すぎ、その結果、耐ＳＳＣ性が低かったと考えられる。【０１３７】
試験番号１６の鋼板では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため所望の強度を得るために焼戻しを低温で実施した。その結果、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。【０１３８】
試験番号１７の鋼板では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。粗大なＴｉＮが金属組織内に存在したためと考えられる。【０１３９】
試験番号１８の鋼板では、Ｎｂ含有量が低すぎ、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。そのため、焼入れ時に旧γ粒が５μｍ以上となり、焼戻し後のブロック径も２μｍ以上となった。その結果、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。【０１４０】
試験番号１９の鋼板では、鋼の化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たしたものの、適切な焼入れ処理が行われなかった。そのため、焼入れ時に旧γ粒径が５μｍ以上になり、焼戻し後のブロック径も２μｍ以上となった。その結果、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。【０１４１】
試験番号２６の鋼板では、適切な焼入れ処理が行われたもの、鋼の化学組成が式（２）を満たさなかった。その結果、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。【０１４２】
試験番号２７の鋼板では、鋼の化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たし、焼入れ時の加熱速度が１０℃／ｓ以上であったものの、焼入れ時の５００〜２００℃の冷却速度が５℃／ｓ未満であった。そのため、旧γ粒径が５μｍ未満であったものの、焼戻し後のブロック径が２μｍ以上となった。その結果、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。【０１４３】
試験番号２８の鋼板では、Ｃｏを含有しなかった。そのため、焼入れ時の５００〜２００℃の冷却速度が５℃／ｓ未満であっても、焼戻し後のブロック径が２μｍ未満となった。しかしながら、Ｃｏを含有しなかったため、ＫＩＳＳＣ値が３５ＭＰａ√ｍ未満となり、耐ＳＳＣ性が低かった。【０１４４】
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。
【産業上の利用可能性】
【０１４５】
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、チュービング等の油井用鋼管として利用可能である。
【図１】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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