WO2024185411A1 - サワー環境での使用に適した鋼材 - Google Patents

サワー環境での使用に適した鋼材 Download PDF

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Definitions

  • This disclosure relates to steel materials, and more particularly to steel materials suitable for use in sour environments.
  • oil wells As oil and gas wells (hereinafter, oil and gas wells will be collectively referred to simply as "oil wells") become deeper, there is a demand for higher strength steel materials for oil wells, such as oil well steel pipes.
  • 80 ksi grade yield strength 80 to less than 95 ksi, i.e., 552 to less than 655 MPa
  • 95 ksi grade yield strength 95 to less than 110 ksi, i.e., 655 to less than 758 MPa
  • oil well steel materials are widely used, and recently, there has been a demand for 110 ksi grade (yield strength 110 to less than 125 ksi, i.e., 758 to less than 862 MPa), 125 ksi grade (yield strength 125 to less than 140 ksi, i.e., 862 to less than 965 MPa), and 140 ksi or more (yield strength 140 ksi or more, i.e.
  • a sour environment means an acidic environment that contains hydrogen sulfide.
  • a sour environment may also contain carbon dioxide.
  • Oil well steel pipes used in such sour environments are required to have not only high strength, but also resistance to sulfide stress cracking (hereinafter referred to as SSC resistance).
  • Patent Document 1 JP 2000-297344 A
  • Patent Document 2 JP 2001-271134 A
  • Patent Document 3 WO 2008/123422
  • the oil well steel disclosed in Patent Document 1 contains, by mass%, C: 0.15-0.3%, Cr: 0.2-1.5%, Mo: 0.1-1%, V: 0.05-0.3%, and Nb: 0.003-0.1%.
  • This oil well steel has a total amount of precipitated carbides of 1.5-4 mass%, a ratio of MC type carbides to the total amount of carbides of 5-45 mass%, and a ratio of M23C6 type carbides of ( 200 /t) mass% or less when the wall thickness of the product is t (mm).
  • Patent Document 1 states that this oil well steel has excellent SSC resistance.
  • the low alloy steel disclosed in Patent Document 2 contains, by mass%, C: 0.2-0.35%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.1-1%, P: 0.025% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.1-1.2%, Mo: 0.1-1%, B: 0.0001-0.005%, Al: 0.005-0.1%, N: 0.01% or less, V: 0.05-0.5%, Ni: 0.1% or less, W: 1.0% or less, O: 0.01% or less, with the remainder being Fe and impurities, and satisfies the formula (0.03 ⁇ Mo ⁇ V ⁇ 0.3) and the formula (0.5 ⁇ Mo-V+GS/10 ⁇ 1), and has a yield strength of 1060 MPa or more.
  • GS means the ASTM grain size number of the prior austenite grains. This low-alloy steel has excellent SSC resistance, as described in Patent Document 2.
  • This low alloy steel contains 0.1 M23C6 type precipitates having a grain size of 1 ⁇ m or more per mm2 or less. This low alloy steel is described in Patent Document 3 as having improved SSC resistance.
  • Patent Documents 1 to 3 above propose steel materials with excellent SSC resistance. However, Patent Documents 1 to 3 above do not consider fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the objective of this disclosure is to provide a steel material that has high yield strength and excellent fracture toughness in low-temperature sour environments.
  • the steel material according to the present disclosure is In mass percent, C: more than 0.20 to 0.60%, Si: 0.05-2.00%, Mn: 0.02 to 0.60%, P: 0.025% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.005-0.100%, Cr: 0.20-1.50%, Mo: 0.35-1.50%, V: 0.01-0.60%, Ti: 0.002 to 0.050%, B: 0.0001 to 0.0050%, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.030%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0 to 0.0100%, Rare earth elements: 0 to 0.0100%, Co: 0 to 0.50%, W: 0-0.50%, Ni: 0 to 0.20%, Cu: 0 to 0.50%, and The balance is Fe and impurities, The yield strength ⁇ YS is 758 MPa or more, In the steel material, the Mo content ⁇
  • Fn1 83 ⁇ ( ⁇ Mo ⁇ 10 ⁇ 7 ⁇ ) ⁇ YS (1)
  • Mo content in the vicinity of the prior austenite grain boundary is substituted for ⁇ Mo in formula (1) in mass %
  • the dislocation density is substituted for ⁇ in formula (1) in m ⁇ 2
  • the yield strength is substituted for ⁇ YS in formula (1) in MPa.
  • the steel material disclosed herein has high yield strength and excellent fracture toughness in low-temperature sour environments.
  • FIG. 3 is a schematic diagram of an observation surface of a polished test piece for determining the amount of grain boundary Mo.
  • FIG. 4 is a schematic diagram of a measurement area 10 in which the grain boundaries of prior austenite grains are identified.
  • FIG. 5 is a schematic diagram showing how a thin film sample TP is prepared from the measurement region 10 shown in FIG.
  • FIG. 6 is a perspective view of the thin film sample TP shown in FIG.
  • FIG. 7 is a schematic diagram for explaining the relationship between the electron beam and the prior austenite grain boundary GB in the thin film sample TP during TEM observation and elemental analysis by EDS.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of an observation surface of a polished test piece for determining the amount of grain boundary Mo.
  • FIG. 4 is a schematic diagram of a measurement area 10 in which the grain boundaries of prior austenite grains are identified.
  • FIG. 5 is a schematic diagram showing how a thin film sample TP is prepared from the measurement region 10 shown in FIG.
  • FIG. 6 is a
  • FIG. 8 is a schematic diagram showing the relationship between the irradiation direction of the electron beam EB during TEM observation and elemental analysis by EDS, the prior austenite grain boundaries GB on the surface 10 of the thin film sample TP, and the element concentration profile.
  • FIG. 9 shows an example of the Mo content on a line segment SL that is centered on the prior austenite grain boundary GB and perpendicular to the prior austenite grain boundary GB.
  • FIG. 10 is a schematic diagram for explaining the formula (2).
  • FIG. 11 is a side view and a cross-sectional view of a DCB test piece used in an evaluation test of the fracture toughness of steel in a low-temperature sour environment (DCB test) in this embodiment.
  • FIG. 12 is a perspective view of a wedge used in an evaluation test of the fracture toughness of steel in a low-temperature sour environment (DCB test) in this embodiment.
  • the inventors have investigated and examined methods for obtaining steel materials with high yield strength and excellent fracture toughness in low-temperature sour environments, and have obtained the following findings.
  • the inventors sought to obtain a steel material having a high yield strength of 758 MPa or more (110 ksi or more). Therefore, the inventors first investigated, from the standpoint of chemical composition, steel material having a yield strength of 110 ksi or more and excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the inventors found that the composition is, in mass%, C: over 0.20 to 0.60%, Si: 0.05 to 2.00%, Mn: 0.02 to 0.60%, P: 0.025% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.005 to 0.100%, Cr: 0.20 to 1.50%, Mo: 0.35 to 1.50%, V: 0.01 to 0.60%, Ti: 0.002 to 0.050%, B: 0.0001 to 0.0050%, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% It was thought that if the steel consisted of the following components, Nb: 0-0.030%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0-0.0100%, Zr: 0-0.0100%, rare earth elements: 0-0.0100%, Co: 0-0.50%, W: 0-0.50%, Ni: 0-0.20%, Cu: 0-0.50%, and the balance Fe and impurities, it would be possible to obtain a steel with a yield strength of 110 ksi or more and excellent
  • the inventors investigated various methods for increasing the fracture toughness in a low-temperature sour environment for steel material having the above-mentioned chemical composition and yield strength of 110 ksi or more.
  • a decrease in the toughness of the prior austenite grain boundaries in the steel material is likely to become apparent in a low-temperature sour environment, and cracks tend to propagate along the prior austenite grain boundaries in the steel material.
  • prior austenite grains are also referred to as "prior gamma grains.”
  • the present inventors focused on molybdenum (Mo) as an element that contributes to strengthening the prior ⁇ grain boundary. If Mo is concentrated in the prior ⁇ grain boundary, the prior ⁇ grain boundary can be strengthened, and crack propagation may be suppressed even in a low-temperature sour environment. As a result, it is possible to obtain excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment. As a result of detailed studies by the present inventors, it has been revealed that in a steel material having the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 110 ksi or more, if the Mo content ⁇ Mo in the vicinity of the prior ⁇ grain boundary is 5.0 mass% or more, excellent fracture toughness may be obtained.
  • the Mo content ⁇ Mo in the vicinity of the prior ⁇ grain boundary is also referred to as the "grain boundary Mo content ⁇ Mo ".
  • the present inventors further investigated the factors that reduce the fracture toughness of the above-mentioned steel material in detail. As a result, it was revealed that in a steel material having the above-mentioned chemical composition and yield strength, the fracture toughness in a low-temperature sour environment is affected by the dislocation density ⁇ in the steel material, the yield strength ⁇ YS of the steel material, and the grain boundary Mo content ⁇ Mo .
  • Fn1 is defined as 83 ⁇ ( ⁇ Mo -10 -7 ⁇ ⁇ ) - ⁇ YS .
  • Fn1 is an index of fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • FIG. 1 was obtained using an example from among the examples described later that satisfies the above-mentioned chemical composition, has a yield strength ⁇ YS of 110 ksi class, and has a grain boundary Mo content ⁇ Mo of 5.0 mass% or more.
  • the yield strength ⁇ YS , grain boundary Mo content ⁇ Mo , dislocation density ⁇ , and fracture toughness value K 1SSC value were obtained by the methods described later.
  • the steel material according to this embodiment has the above-mentioned chemical composition, a grain boundary Mo content of ⁇ Mo of 5.0 mass% or more, and when the yield strength ⁇ YS is less than 758 to 862 MPa, Fn1 is set to -300 or more.
  • Figure 2 was obtained using an example that satisfies the above-mentioned chemical composition, has a yield strength ⁇ YS of 125 ksi or more, and has a grain boundary Mo content ⁇ Mo of 5.0 mass% or more, among the examples described below.
  • the yield strength ⁇ YS , grain boundary Mo content ⁇ Mo , dislocation density ⁇ , and fracture toughness value K1SSC value were obtained by the methods described below.
  • the fracture toughness value K 1SSC value in a low-temperature sour environment is 24.1 MPa ⁇ m or more, and it can be confirmed that the steel material shows stable and excellent fracture toughness.
  • Fn1 is less than -520
  • the fracture toughness value K 1SSC value in a low-temperature sour environment is less than 24.1 MPa ⁇ m, and excellent fracture toughness is not shown.
  • the steel material according to this embodiment has the above-mentioned chemical composition, a grain boundary Mo content of ⁇ Mo of 5.0 mass% or more, and when the yield strength ⁇ YS is 862 MPa or more, Fn1 is set to -520 or more.
  • Fn1 specifies the relationship between the yield strength ⁇ YS , the grain boundary Mo amount ⁇ Mo , and the dislocation density ⁇ .
  • the dislocation increases the yield strength ⁇ YS of the steel material while absorbing hydrogen.
  • the dislocation density ⁇ contributes to the improvement of the yield strength ⁇ YS .
  • the inventors speculate that the steel material according to this embodiment can obtain high strength and excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment by the above mechanism. It is possible that the fracture toughness in a low-temperature sour environment can be improved by adjusting Fn1 in a steel material having the above chemical composition, yield strength ⁇ YS , and grain boundary Mo content ⁇ Mo by a mechanism other than the above mechanism. However, it is proven by the examples described later that the fracture toughness in a low-temperature sour environment can be improved by adjusting Fn1 in a steel material having the above chemical composition, yield strength ⁇ YS , and grain boundary Mo content ⁇ Mo.
  • the gist of the steel material according to this embodiment which was completed based on the above findings, is as follows:
  • a steel material In mass percent, C: more than 0.20 to 0.60%, Si: 0.05-2.00%, Mn: 0.02 to 0.60%, P: 0.025% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.005-0.100%, Cr: 0.20-1.50%, Mo: 0.35-1.50%, V: 0.01-0.60%, Ti: 0.002 to 0.050%, B: 0.0001 to 0.0050%, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.030%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0 to 0.0100%, Rare earth elements: 0 to 0.0100%, Co: 0 to 0.50%, W: 0-0.50%, Ni: 0 to 0.20%, Cu: 0 to 0.50%, and The balance is Fe and impurities, The yield strength ⁇ YS is 758 MPa or more, In the steel material, the Mo content ⁇ Mo in the steel material,
  • Fn1 83 ⁇ ( ⁇ Mo ⁇ 10 ⁇ 7 ⁇ ) ⁇ YS (1)
  • Mo content in the vicinity of the prior austenite grain boundary is substituted for ⁇ Mo in formula (1) in mass %
  • the dislocation density is substituted for ⁇ in formula (1) in m ⁇ 2
  • the yield strength is substituted for ⁇ YS in formula (1) in MPa.
  • the steel material according to [1] or [2] is a steel pipe for oil wells.
  • the shape of the steel material according to this embodiment is not particularly limited.
  • the steel material according to this embodiment may be a steel pipe, a round bar (solid material), or a steel plate.
  • the round bar refers to a steel bar having a circular cross section perpendicular to the axial direction.
  • the steel pipe may be a seamless steel pipe or a welded steel pipe.
  • Carbon (C) improves the hardenability of steel and increases its strength. C also promotes the spheroidization of carbides during tempering in the manufacturing process, improving the SSC resistance of steel. If the C content is too low, the above-mentioned effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. If the C content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the amount of carbides will be too large, and the toughness of the steel material will decrease. Therefore, the C content is more than 0.20% to 0.60%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.22%, and more preferably 0.24%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.55%, more preferably 0.50%, and still more preferably 0.45%.
  • Si 0.05-2.00% Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. If the Si content is too high, the SSC resistance of the steel material will decrease even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. Therefore, the Si content is 0.05 to 2.00%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.15%, and more preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 1.80%, and more preferably 1.60%, and even more preferably 1. .50%, and more preferably 1.40%.
  • Mn 0.02-0.60%
  • Mn Manganese
  • Mn deoxidizes the steel. Mn also improves the hardenability of the steel and increases its strength. If the Mn content is too low, the other elements may be within the range of this embodiment. On the other hand, if the Mn content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, Mn is mixed with impurities such as P and S to form crystal grains.
  • the Mn content is preferably 0.02 to 0.60%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.03%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.04%, more preferably 0.06%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.55%, more preferably 0.50%, and even more preferably 0.45%. It is.
  • Phosphorus (P) is an impurity. That is, the lower limit of the P content is more than 0%. If the P content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, P will segregate at the grain boundaries, and the fracture toughness of the steel material in a low-temperature sour environment will decrease. Therefore, the P content is 0.025% or less.
  • the preferred upper limit of the P content is 0.020%, more preferably 0.015%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, an extreme reduction in the P content significantly increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of industrial production, the preferred lower limit of the P content is 0.001%, more preferably 0.002%, and even more preferably 0.003%.
  • S 0.0100% or less Sulfur (S) is an impurity. That is, the lower limit of the S content is more than 0%. If the S content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, S will segregate at the grain boundaries, and the SSC resistance of the steel material will decrease. Therefore, the S content is 0.0100% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.0075%, more preferably 0.0050%, and even more preferably 0.0030%.
  • the S content is preferably as low as possible. However, an extreme reduction in the S content significantly increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of industrial production, the preferred lower limit of the S content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, and even more preferably 0.0003%.
  • Al 0.005-0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. As a result, On the other hand, if the Al content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, coarse oxide-based inclusions are generated, and the SSC resistance of the steel material is deteriorated. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.100%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.015%, and more preferably 0.020%.
  • the upper limit is preferably 0.080%, and more preferably 0.060%.
  • the "Al” content means the content of "acid-soluble Al", that is, "sol. Al". do.
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel and increases its strength. Cr also enhances the tempering softening resistance of steel and enables high-temperature tempering. As a result, the fracture toughness of steel in low-temperature sour environments is increased. If the Cr content is too low, the above-mentioned effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Even if the content of Cr falls within the range of this embodiment, the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Cr content is 0.20 to 1.50%. The preferred lower limit of the Cr content is 0.25%. The upper limit of the Cr content is preferably 1.40%, more preferably 1.50%, and even more preferably 0.30%, further preferably 0.35%, and even more preferably 0.40%. . 30%.
  • Mo 0.35-1.50% Molybdenum (Mo) improves the hardenability of steel and increases its strength. Mo also increases the grain boundary Mo content ⁇ Mo , which increases the fracture toughness of steel in a low-temperature sour environment. If the Mo content is too low, Even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the above effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Mo content is too high, the above effects become saturated. Therefore, the Mo content is set to 0. The preferred lower limit of the Mo content is 0.40%, more preferably 0.45%, and even more preferably 0.50%. The preferred upper limit of the Mo content is It is preferably 1.40%, more preferably 1.30%, and even more preferably 1.25%.
  • V Vanadium (V) combines with C or N to form carbides, nitrides, or carbonitrides (hereinafter referred to as "carbonitrides, etc.”), which have a pinning effect that refines the grains of steel. As a result, the fracture toughness of the steel in a low-temperature sour environment is increased. V also forms fine carbides during tempering, improving the tempering softening resistance of the steel and increasing the strength of the steel. If the V content is too low, On the other hand, if the V content is too high, the above-mentioned effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of the other elements are within the ranges of this embodiment.
  • the V content is 0.01 to 0.60%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.02%, and more preferably 0.04%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.40%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.25%, and still more preferably 0. . 20%.
  • Ti 0.002-0.050% Titanium (Ti) combines with N to form nitrides, which refines the grain size of steel through a pinning effect. As a result, the fracture toughness of steel in low-temperature sour environments is improved. If the Ti content is too low, However, if the Ti content is too high, the above-mentioned effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of the other elements are within the ranges of this embodiment. Even if Ti is present, the Ti nitrides become coarse and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Ti content is 0.002 to 0.050%. The preferable lower limit of the Ti content is 0.003%. The upper limit of the Ti content is preferably 0.030%, and more preferably 0.020%.
  • B 0.0001-0.0050% Boron (B) dissolves in steel to improve the hardenability of the steel material and increase the strength of the steel material. If the B content is too low, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the above-mentioned On the other hand, if the B content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, coarse nitrides are formed, and the SSC resistance of the steel material is deteriorated. Therefore, the B content is 0.0001 to 0.0050%.
  • the preferred lower limit of the B content is 0.0003%, and more preferably 0.0007%.
  • the preferred upper limit of the B content is is 0.0030%, more preferably 0.0025%, more preferably 0.0020%, and even more preferably 0.0015%.
  • N Nitrogen (N) is inevitably contained. That is, the lower limit of the N content is more than 0%. N combines with Ti to form nitrides, and the grains of the steel are refined by the pinning effect. As a result, the fracture toughness of the steel in a low-temperature sour environment is increased. However, if the N content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, coarse nitrides are formed, and the fracture toughness of the steel in a low-temperature sour environment is rather reduced. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the preferred upper limit of the N content is 0.0060%, more preferably 0.0050%, and even more preferably 0.0045%.
  • the preferred lower limit of the N content to more effectively obtain the above effects is 0.0005%, more preferably 0.0010%, more preferably 0.0015%, and even more preferably 0.0020%.
  • Oxygen (O) is an impurity. That is, the lower limit of the O content is more than 0%. If the O content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, coarse oxides are formed, and the low-temperature toughness and SSC resistance of the steel material are reduced. Therefore, the O content is 0.0100% or less.
  • the preferred upper limit of the O content is 0.0050%, more preferably 0.0030%, and even more preferably 0.0020%.
  • the O content is preferably as low as possible. However, an extreme reduction in the O content significantly increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of industrial production, the preferred lower limit of the O content is 0.0001%, more preferably 0.0002%, and even more preferably 0.0003%.
  • the remainder of the chemical composition of the steel material according to this embodiment is composed of Fe and impurities.
  • impurities refer to substances that are mixed in from raw materials such as ore and scrap, or from the manufacturing environment, during the industrial production of steel material, and are acceptable to the extent that they do not adversely affect the steel material according to this embodiment.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain Nb instead of a part of Fe.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When Nb is contained, it forms carbonitrides and the like, and has a pinning effect, Nb refines the crystal grains of steel, which results in increased fracture toughness of the steel in a low-temperature sour environment. Nb also forms fine carbides during tempering, which increases the tempering softening resistance of the steel, thereby increasing the strength of the steel. The above effect can be obtained to some extent if even a small amount of Nb is contained. However, if the Nb content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, excessive carbonitrides and the like will be formed.
  • the Nb content is 0 to 0.030%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably more than 0%, and more preferably 0.001%. , more preferably 0.002%, more preferably 0.003%, more preferably 0.005%, and even more preferably 0.007%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.025%, and more preferably 0.020%.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr, and rare earth elements. All of these elements are optional elements, and render the S in the steel material harmless as sulfides. As a result, these elements increase the SSC resistance of the steel material.
  • Ca 0 ⁇ 0.0100%
  • Ca is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%.
  • Ca converts S in the steel into sulfides and renders the steel harmless. Even if even a small amount of Ca is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Ca content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, The oxides in the steel material become coarse, and the SSC resistance of the steel material is rather reduced. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably more than 0%, and more preferably
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0006%, and still more preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.0040%. More preferably, the content is 0.0030%, more preferably, the content is 0.0025%, and even more preferably, the content is 0.0020%.
  • Mg 0-0.0100%
  • Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%. When contained, Mg converts S in the steel into sulfides and renders them harmless, Even if even a small amount of Mg is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mg content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, The oxides in the steel material become coarse, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the Mg content is preferably more than 0%, and more preferably
  • the Mg content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, more preferably 0.0006%, and even more preferably 0.0010%.
  • the preferred upper limit of the Mg content is 0.0040%. , more preferably 0.0030%, more preferably 0.0025%, and even more preferably 0.0020%.
  • Zr Zirconium
  • Zr Zirconium
  • the Zr content may be 0%.
  • Zr renders S in the steel material harmless as sulfides, and the steel material Even if even a small amount of Zr is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Zr content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, The oxides in the steel material become coarse, and the SSC resistance of the steel material decreases. Therefore, the Zr content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the Zr content is preferably more than 0%, and more preferably
  • the upper limit of the Zr content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, more preferably 0.0006%, and even more preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the Zr content is preferably 0.0040%. , more preferably 0.0030%, more preferably 0.0025%, and even more preferably 0.0020%.
  • Rare earth elements are optional elements and may not be contained. That is, the REM content may be 0%. When contained, REM converts S in the steel into harmless sulfides, REM improves the SSC resistance of steel. REM also binds to P in steel and suppresses the segregation of P at grain boundaries. Therefore, the decrease in SSC resistance of steel caused by the segregation of P is suppressed. As long as even a small amount of REM is contained, the above effect can be obtained to some extent even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. However, if the REM content is too high, the contents of other elements may be reduced.
  • the REM content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit is preferably more than 0%, more preferably 0.0001%, even more preferably 0.0003%, and even more preferably 0.0006%.
  • the upper limit of the REM content is preferably 0.0040%, more preferably 0.0030%, and further preferably 0.0025%.
  • REM refers to one or more elements selected from the group consisting of scandium (Sc), atomic number 21; yttrium (Y), atomic number 39; and the lanthanides lanthanum (La), atomic number 57, to lutetium (Lu), atomic number 71.
  • the REM content in this specification refers to the total content of these elements.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Co and W. All of these elements are optional, and form a protective corrosion film in sour environments and inhibit the penetration of hydrogen into the steel. As a result, these elements increase the SSC resistance of the steel.
  • Co 0-0.50%
  • Co is an optional element and may not be included. That is, the Co content may be 0%.
  • Co forms a protective corrosion film in a sour environment. This suppresses the penetration of hydrogen into the steel material. As a result, the SSC resistance of the steel material is improved.
  • the above effect can be obtained to some extent if even a small amount of Co is contained.
  • the Co content is too high, other Even if the element content is within the range of this embodiment, the hardenability of the steel material is reduced, and the strength of the steel material is reduced. Therefore, the Co content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, more preferably 0.02%, more preferably 0.03%, and even more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the content is preferably 0.45%, and more preferably 0.40%.
  • W 0 to 0.50%
  • Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. That is, the W content may be 0%.
  • W forms a protective corrosion film in a sour environment and suppresses the penetration of hydrogen into the steel material. As a result, the SSC resistance of the steel material is improved. If even a small amount of W is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the W content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, coarse carbides are generated in the steel material, and the low-temperature toughness and SSC resistance of the steel material are reduced. Therefore, the W content is 0 to 0.50%.
  • the preferred lower limit of the W content is more than 0%, more preferably 0.01%, more preferably 0.02%, more preferably 0.03%, and more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the W content is 0.45%, and more preferably 0.40%.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel material may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Ni and Cu. All of these elements are optional elements, and improve the hardenability of the steel material.
  • Ni 0-0.20%
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When contained, Ni enhances the hardenability of the steel material and increases the strength of the steel material. Ni also dissolves in steel and improves the low-temperature toughness of the steel. Even if even a small amount of Ni is contained, these effects can be obtained to a certain extent. However, if the Ni content is too high, the low-temperature toughness of the steel will be reduced. Even if the amount is within the range of this embodiment, local corrosion is promoted and the SSC resistance of the steel material is reduced. Therefore, the Ni content is 0 to 0.20%.
  • the lower limit is more than 0%, more preferably 0.01%, and even more preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.15%, and even more preferably 0.10%. More preferably, it is 0.09%, more preferably, it is 0.08%, and even more preferably, it is 0.06%.
  • Cu 0-0.50% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When contained, Cu enhances the hardenability of the steel material and increases the strength of the steel material. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content is too high, the hardenability of the steel material is low even if the contents of other elements are within the range of this embodiment.
  • the Cu content is preferably 0% to 0.50%.
  • the lower limit of the Cu content is preferably more than 0%, and more preferably 0.01%.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.35%, more preferably 0.25%.
  • the yield strength ⁇ YS of the steel material according to this embodiment is 758 MPa or more (110 ksi or more).
  • the yield strength in this specification means the 0.2% offset proof stress obtained in a tensile test according to ASTM E8/E8M (2021).
  • the upper limit of the yield strength of the steel material according to this embodiment is not particularly limited. However, it has been proven by the examples described later that the steel material according to this embodiment has excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment at least in the range of yield strength of 758 to 965 MPa. Therefore, the yield strength of the steel material according to this embodiment includes at least 758 to 965 MPa (110 to 140 ksi). That is, the yield strength of the steel material according to this embodiment includes at least 758 to less than 862 MPa (110 ksi class) and 862 to 965 MPa (125 ksi class).
  • the yield strength of the steel material according to this embodiment can be determined by the following method. Specifically, a tensile test is performed according to a method in accordance with ASTM E8/E8M (2021).
  • a round bar test piece is prepared from the steel material according to this embodiment.
  • the round bar test piece is prepared from the center of the plate thickness. In this case, the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the round bar test piece is prepared from the center of the wall thickness. In this case, the axial direction of the round bar test piece is parallel to the axial direction of the steel pipe.
  • the round bar test piece is prepared from the R/2 position.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the axial direction of the round steel.
  • the R/2 position means the central position of the radius R in a cross section perpendicular to the axial direction of the round steel.
  • the size of the round bar test piece is, for example, 4 mm in parallel part diameter and 16 mm in gauge length.
  • a tensile test is performed on a round bar test piece at room temperature (25°C) in the air, and the obtained 0.2% offset yield strength is defined as the yield strength (MPa).
  • the yield strength (MPa) is calculated by rounding the obtained value to the nearest tenth.
  • the grain boundary Mo content ⁇ Mo of the steel material according to this embodiment is 5.0 mass% or more.
  • the grain boundary Mo content ⁇ Mo means the Mo content in the vicinity of the prior austenite grain boundary.
  • the Mo content ⁇ Mo in the vicinity of the prior austenite grain boundary is defined as follows.
  • One end point of a 10 nm line segment SL perpendicular to the grain boundary of a prior austenite grain is defined as E1, and the other end point is defined as E2.
  • a Mo content (mass%) is determined at each measurement point on the line segment SL by elemental analysis using energy dispersive X-ray spectroscopy;
  • the measurement point on the line segment SL where the Mo content is maximum is defined as the Mo peak measurement point,
  • a region having a width of 2.0 nm and centered on the Mo peak measurement point is defined as a Mo-enriched region.
  • a region between the end point E1 and the Mo-enriched region is defined as a first Mo intragranular region
  • a region between the end point E2 and the Mo-enriched region is defined as a second Mo intragranular region
  • the arithmetic average value of the Mo content at all the measurement points in the first Mo grain region is defined as ⁇ Mo1 (mass%)
  • ⁇ Mo2 mass%
  • the grain boundary Mo content ⁇ Mo is defined by the following formula (2).
  • ⁇ Mo ⁇ (total Mo content at all the measurement points on the line segment SL ⁇ 0.2) - ⁇ Mo1 ⁇ (distance between the end point E1 and the Mo peak measurement point) - ⁇ Mo2 ⁇ (distance between the end point E2 and the Mo peak measurement point) ⁇ / 0.8 + ( ⁇ Mo1 + ⁇ Mo2 ) / 2 (2)
  • the grain boundary Mo amount ⁇ Mo can be obtained by the following method.
  • a test piece for measuring the grain boundary Mo amount ⁇ Mo is prepared from the steel material according to this embodiment.
  • a test piece is prepared with a surface perpendicular to the C direction of the steel material as the observation surface. That is, the observation surface of the test piece includes the L direction and the T direction.
  • the rolling direction is defined as the L direction
  • the plate thickness direction is defined as the T direction
  • the plate width direction is defined as the C direction.
  • the pipe axial direction is defined as the L direction
  • the pipe radial direction (wall thickness direction)
  • the direction perpendicular to the L direction and the T direction is defined as the C direction
  • the axial direction is defined as the L direction
  • the radial direction is defined as the T direction
  • the direction perpendicular to the L direction and the T direction is defined as the C direction.
  • the specific position of the steel material means a position where the grain boundary Mo amount ⁇ Mo can be stably measured.
  • the plate thickness t/4 position is defined as the specific position.
  • the plate thickness t/4 position means the center position between the plate thickness center part and the steel plate surface in the plate thickness direction of the steel plate.
  • the wall thickness center part is defined as the specific position.
  • the R/2 position is defined as the specific position.
  • the size of the test piece is not particularly limited, and may be, for example, a test piece of 10 mm in the L direction ⁇ 5 mm in the C direction ⁇ 8 mm in the T direction.
  • FIG. 3 is a schematic diagram of the observation surface of a polished test piece for determining the grain boundary Mo amount.
  • the L direction and T direction in FIG. 3 are defined as described above.
  • the observation target area 100 on the observation surface of the polished test piece is observed with an optical microscope at 200 times magnification to obtain an optical microscope image.
  • the observation target area 100 includes the specific position described above. In the observation target area 100, an arbitrary rectangular measurement area 10 of 100 ⁇ m x 100 ⁇ m is selected.
  • the measurement area 10 is selected so as to include the specific position described above.
  • Marks 20 are applied to multiple corners of the measurement area 10 so that the position of the selected measurement area 10 can be identified.
  • the marks 20 may be, for example, impressions made by a micro Vickers hardness tester.
  • Electron backscatter diffraction (EBSD) analysis is performed on the selected measurement area 10 to obtain crystal orientation information of the martensite phase.
  • the step size is set to 0.1 ⁇ m. Based on the obtained crystal orientation information and the Kurdjumov-Sachs relationship, the grain boundaries (prior ⁇ grain boundaries) of the prior ⁇ grains (prior austenite grains) are identified.
  • Figure 4 is a schematic diagram of a measurement area 10 in which a prior ⁇ grain boundary has been identified.
  • a prior ⁇ grain boundary GB in which the crystal orientation difference between adjacent prior ⁇ grains is 18° or more is selected.
  • a thin film sample TP is prepared that is perpendicular to the selected prior ⁇ grain boundary GB.
  • FIG. 5 is a schematic diagram showing how the thin film sample TP is prepared from the measurement area 10 shown in Figure 4.
  • a plate-shaped thin film sample TP having an upper surface perpendicular to the selected prior ⁇ grain boundary GB is extracted from the measurement area 10 by focused ion beam (FIB) processing.
  • FIB processing device for example, a product name SMI3050SE manufactured by Hitachi High-Tech Science Corporation can be used.
  • FIG. 6 is a perspective view of the thin film sample TP shown in Figure 5.
  • surface 10 corresponds to a part of the measurement area 10.
  • Surface 30 is a surface perpendicular to surface 10.
  • the prior ⁇ grain boundary GB selected on surface 10 (measurement area 10) is naturally also observed on surface 30.
  • the film thickness T10 of the thin film sample TP is 100 nm.
  • the prepared thin film sample TP is used for observation using a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • EDS analysis device an elemental analysis device
  • EDS energy dispersive X-ray spectrometry
  • a transmission electron microscope with a spherical aberration corrector manufactured by JEOL Ltd. product name: NEOARM
  • a transmission electron microscope with a spherical aberration corrector manufactured by JEOL Ltd. product name: NEOARM
  • an EDS analysis device manufactured by JEOL Ltd. product name: JED-2300T
  • JED-2300T an EDS analysis device attached to the TEM.
  • Figure 7 is a schematic diagram for explaining the relationship between the electron beam and the prior ⁇ grain boundary GB in the thin film sample TP during TEM observation and elemental analysis by EDS.
  • the thin film sample TP is first positioned so that the electron beam EB is incident on the surface 30 of the thin film sample TP. Then, the thin film sample TP is tilted so that the prior ⁇ grain boundary GB of the surface 10 is parallel to the incidence direction of the electron beam EB. After that, as viewed from the incidence direction of the electron beam EB, a line segment SL with a total length of 10 nm is identified that is centered on the prior ⁇ grain boundary GB of the surface 30 and perpendicular to the prior ⁇ grain boundary GB.
  • one end point of the line segment SL is defined as end point E1
  • the other end point as viewed from the incidence direction of the electron beam EB is defined as end point E2.
  • the distance between end points E1 and E2 is 10 nm.
  • Figure 8 is a schematic diagram showing the relationship between the irradiation direction of the electron beam EB during TEM observation and elemental analysis by EDS, the prior ⁇ grain boundary GB on the surface 10 of the thin film sample TP, and the element concentration profile.
  • Figure 8 (A) when the electron beam EB is not parallel to the prior ⁇ grain boundary GB on the surface 10 of the thin film sample TP, the peak of the element concentration profile PR on the line segment SL obtained by elemental analysis by EDS becomes broad.
  • Figure 8 (B) when the electron beam EB is parallel to the prior ⁇ grain boundary GB on the surface 10 of the thin film sample TP, the peak of the element concentration profile PR on the line segment SL becomes sharp. Therefore, when elemental analysis by EDS is performed, the thin film sample TP is tilted so that the electron beam EB is parallel to the prior ⁇ grain boundary GB on the surface 10 of the thin film sample TP.
  • the grain boundary Mo content ⁇ Mo is determined by the following method.
  • Fig. 9 shows an example of the Mo content on a line segment SL that is centered on the prior ⁇ grain boundary GB and perpendicular to the prior ⁇ grain boundary GB. With reference to Fig. 9, the following definitions are used.
  • the measurement point on the line segment SL where the Mo content is maximum is defined as the Mo peak measurement point P.
  • the region with a width of 2.0 nm centered on the Mo peak measurement point P is defined as the Mo-enriched region GB0.
  • the region between the end point E1 of the line segment SL and the Mo-enriched region GB0 is defined as a first Mo grain inner region BM1.
  • the region between the end point E2 of the line segment SL and the Mo-enriched region GB0 is defined as a second Mo grain inner region BM2.
  • the arithmetic mean value of the Mo content at all measurement points in the first Mo grain inner region BM1 is defined as ⁇ Mo1 (mass %).
  • the arithmetic mean value of the Mo content at all measurement points in the second Mo grain region BM2 is defined as ⁇ Mo2 (mass %).
  • ⁇ Mo1 (mass%) in the first Mo grain region BM1 and ⁇ Mo2 (mass%) in the second Mo grain region BM2 are regarded as the Mo contents in the adjacent prior ⁇ grains across the prior ⁇ grain boundary GB.
  • ⁇ Mo1 (mass%) and ⁇ Mo2 (mass%) may be approximately the same or may be different concentrations as shown in FIG. 9. Therefore, the average Mo contents ( ⁇ Mo1 , ⁇ Mo2 ) in the prior ⁇ grains are found for each of the first Mo grain region BM1 and the second Mo grain region BM2.
  • the grain boundary Mo amount ⁇ Mo on the line segment SL is defined by the formula (2).
  • ⁇ Mo ⁇ (sum of Mo contents at all measurement points on line segment SL ⁇ 0.2) - ⁇ Mo1 ⁇ (distance between end point E1 and Mo peak measurement point P) - ⁇ Mo2 ⁇ (distance between end point E2 and Mo peak measurement point P) ⁇ / 0.8 + ( ⁇ Mo1 + ⁇ Mo2 ) / 2 (2)
  • A corresponds to the total area of the Mo content distribution in FIG. 9, that is, the total amount of Mo content at the line segment SL.
  • the "0.2" in A means 0.2 nm, which is the pitch of the measurement points.
  • B corresponds to the total amount of Mo content in the region BM10 between the end point E1 and the Mo peak measurement point P of the line segment SL.
  • ⁇ Mo1 (mass%) is used as the average Mo content in the region BM10.
  • the region BM10 corresponds to the ideal intragranular region of the prior ⁇ grain when the Mo peak measurement point P is assumed to be an ideal prior ⁇ grain boundary.
  • FIG. 10 is a schematic diagram for explaining the formula (2).
  • (A-B-C) in the formula (2) is a value obtained by subtracting the total amount of Mo content in the ideal intragranular regions BM10 and BM20 adjacent to each other across the ideal prior ⁇ grain boundary GB from the total amount of Mo content on the line segment SL. That is, (A-B-C) in the formula (2) corresponds to the difference amount ⁇ Mo of Mo content in the Mo-enriched region GB0 in FIG. 10.
  • the prior ⁇ grain boundary GB that is perpendicular to the line segment SL does not exist as a wide range (line) on the line segment SL like the Mo-enriched region GB0, but exists in an extremely narrow range centered on the Mo peak measurement point P. Therefore, in this specification, the 0.8 nm-wide region on the line segment SL centered on the Mo peak measurement point P is assumed to be the prior ⁇ grain boundary GB region.
  • the ideal prior ⁇ grain boundary GB is located in a 0.8 nm wide region centered on Mo peak measurement point P, and that in other regions, ideal intragranular regions BM10 and BM20 exist, as described above.
  • the ideal distribution of Mo content on line segment SL is such that the Mo content is maximum at the ideal prior ⁇ grain boundary GB, and that in the ideal intragranular regions BM10 and BM20, the Mo content is constant at the average Mo content.
  • the above-mentioned D corresponds to the average Mo content in the ideal intragranular regions.
  • the grain boundary Mo content ⁇ Mo defined by formula (2) obtained by the above method is an index of the Mo content in the vicinity of the prior ⁇ grain boundary GB. Note that in this embodiment, the grain boundary Mo content (mass%) is obtained by rounding off the obtained numerical value to one decimal place.
  • the grain boundary Mo content defined as above is 5.0 mass% or more. If the grain boundary Mo content is too low, the prior ⁇ grain boundaries cannot be sufficiently strengthened, and the fracture toughness in a low-temperature sour environment cannot be sufficiently improved in a steel material having the above-mentioned chemical composition and yield strength ⁇ YS . On the other hand, if the grain boundary Mo content is 5.0 mass% or more, the fracture toughness in a low-temperature sour environment can be improved, provided that the other configurations of this embodiment are satisfied.
  • the grain boundary Mo amount is set to 5.0 mass% or more.
  • a preferable lower limit of the grain boundary Mo amount is 5.5 mass%, more preferably 6.0 mass%, more preferably 6.5 mass%, more preferably 7.0 mass%, more preferably 7.3 mass%, more preferably 7.5 mass%, and more preferably 7.7 mass%.
  • the upper limit of the grain boundary Mo amount is not particularly limited, but may be 30.0 mass%, 25.0 mass%, or 20.0 mass%.
  • Fn1 In the steel material according to this embodiment, when the yield strength ⁇ YS is less than 862 MPa, Fn1 defined by formula (1) satisfies -300 or more, and when the yield strength ⁇ YS is 862 MPa or more, Fn1 defined by formula (1) satisfies -520 or more.
  • Fn1 83 ⁇ ( ⁇ Mo ⁇ 10 ⁇ 7 ⁇ ) ⁇ YS (1)
  • the Mo content in the vicinity of the prior austenite grain boundary is substituted for ⁇ Mo in formula (1) in mass%
  • the dislocation density is substituted for ⁇ in formula (1) in m ⁇ 2
  • the yield strength is substituted for ⁇ YS in formula (1) in MPa.
  • yield strength ⁇ YS, and grain boundary Mo content ⁇ Mo if the yield strength ⁇ YS is less than 862 MPa and Fn1 satisfies -300 or more, it has excellent fracture toughness even in a low-temperature sour environment.
  • yield strength ⁇ YS if the yield strength ⁇ YS is 862 MPa or more and Fn1 satisfies -520 or more, it has excellent fracture toughness even in a low-temperature sour environment.
  • the preferred lower limit of Fn1 is ⁇ 290, more preferably ⁇ 280, and even more preferably ⁇ 270.
  • the preferred upper limit of Fn1 is not particularly limited, but is, for example, 1606.
  • the preferred lower limit of Fn1 is ⁇ 515, more preferably ⁇ 510, even more preferably ⁇ 505, and even more preferably ⁇ 500.
  • the preferred upper limit of Fn1 is not particularly limited, but is, for example, 1408.
  • the dislocation density ⁇ in Fn1 is not particularly limited as long as Fn1 satisfies a predetermined value.
  • the dislocation density ⁇ is, for example, 2.3 to less than 7.0 ⁇ 10 14 m -2 .
  • the preferred upper limit of the dislocation density ⁇ is 6.9 ⁇ 10 14 m -2 , more preferably 6.8 ⁇ 10 14 m -2 .
  • the preferred lower limit of the dislocation density ⁇ is more than 2.5 ⁇ 10 14 m -2 , more preferably more than 2.7 ⁇ 10 14 m -2 , more preferably 2.8 ⁇ 10 14 m -2 , and more preferably 3.0 ⁇ 10 14 m -2 .
  • the dislocation density ⁇ is, for example, 7.0 to less than 12.0 ⁇ 10 14 m -2 .
  • a preferable upper limit of the dislocation density ⁇ is 11.9 ⁇ 10 14 m -2 , more preferably 11.5 ⁇ 10 14 m -2 , even more preferably 11.2 ⁇ 10 14 m -2 , and even more preferably 11.0 ⁇ 10 14 m -2 .
  • the dislocation density ⁇ of the steel material according to this embodiment can be determined by the old Williamson-Hall method. Specifically, a test piece for measuring dislocation density is prepared from the steel material according to this embodiment. If the steel material is a steel plate, the test piece is prepared from the center of the plate thickness. If the steel material is a steel pipe, the test piece is prepared from the center of the wall thickness. If the steel material is a round bar, the test piece is prepared from the R/2 position. The size of the test piece is, for example, 20 mm wide x 20 mm long x 2 mm thick. The thickness direction of the test piece is the thickness direction of the steel material (T direction: plate thickness direction, pipe diameter direction or diameter direction).
  • the observation surface of the test piece is a surface of 20 mm wide x 20 mm long.
  • the observation surface of the test piece is mirror polished, and then electrolytic polishing is performed using 10% by volume of perchloric acid (acetic acid solvent) to remove surface distortion.
  • perchloric acid acetic acid solvent
  • the half-width ⁇ K of the peaks of the (110), (211), and (220) planes of the body-centered cubic structure (iron) is determined by X-ray diffraction (XRD).
  • the half-width ⁇ K is measured using a CoK ⁇ ray source, a tube voltage of 30 kV, and a tube current of 100 mA. Furthermore, in order to measure the half-width derived from the X-ray diffraction device, LaB 6 (lanthanum hexaboride) powder is used.
  • the non-uniform strain ⁇ of the test piece is calculated from the half-width ⁇ K calculated by the above-mentioned method and the Williamson-Hall equation (Equation (3)).
  • ⁇ K ⁇ cos ⁇ / ⁇ 0.9/D+2 ⁇ sin ⁇ / ⁇ (3)
  • ⁇ is the diffraction angle
  • ⁇ is the wavelength of the X-ray
  • D is the crystallite diameter.
  • dislocation density ⁇ (m ⁇ 2 ) can be calculated using the calculated non-uniform strain ⁇ and equation (4).
  • ⁇ 14.4 ⁇ 2 /b 2 (4)
  • the steel material according to the present embodiment has the above-mentioned chemical composition, the yield strength ⁇ YS is 758 MPa or more, the grain boundary Mo content ⁇ Mo is 5.0 mass% or more, and when the yield strength ⁇ YS is less than 862 MPa, Fn1 satisfies -300 or more, and when the yield strength ⁇ YS is 862 MPa or more, Fn1 satisfies -520 or more.
  • the steel material according to the present embodiment has a yield strength of 110 ksi or more and excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment is evaluated by a DCB test in accordance with NACE TM0177-2016 Method D.
  • having excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment is defined as follows.
  • the DCB test piece shown in Figure 11 and the wedge shown in Figure 12 are made from the steel material according to this embodiment. If the steel material is a steel plate, the DCB test piece and the wedge are made from the center of the plate thickness. If the steel material is a steel pipe, the DCB test piece and the wedge are made from the center of the wall thickness. If the steel material is a round bar, the DCB test piece and the wedge are made from the R/2 position.
  • the longitudinal direction of the DCB test piece (left-right direction in the figure) is parallel to the L direction of the steel material (rolling direction, tube axial direction or axial direction).
  • the thickness t1 of the wedge is 3.10 mm.
  • the prepared wedge is driven between the arms of the DCB test piece.
  • the DCB test piece with the wedge driven in is sealed in a test vessel.
  • the test solution is poured into the test vessel leaving the gas phase to form a test bath.
  • the test solution is a mixed aqueous solution of 5.0 mass% sodium chloride and 0.4 mass% sodium acetate (NACE solution B) adjusted to pH 3.5 with acetic acid.
  • the amount of the test bath is 1 L per test piece.
  • N2 gas is blown into the test bath for 3 hours to degas the test bath until the dissolved oxygen in the test bath is 20 ppb or less.
  • a mixed gas of 1% H2S gas and 99% CO2 gas is blown into the degassed test bath at a total pressure of 1 atm to make the test bath a corrosive environment.
  • the test bath is stirred and the inside of the test vessel is kept at 4°C for 14 days (336 hours). After the holding period, the DCB test piece is removed from the test vessel.
  • a pin is inserted into the hole formed at the end of the arm of the removed DCB test piece, and the notch is opened with a tensile tester to measure the wedge release stress P. Furthermore, the notch of the DCB test piece is released in liquid nitrogen, and the crack propagation length a of the DCB test piece immersed in the test bath is measured. The crack propagation length a can be measured visually using a caliper. Based on the measured wedge release stress P and the crack propagation length a, the fracture toughness value K 1SSC value (MPa ⁇ m) is calculated using formula (5).
  • h (mm) is the height of each arm of the DCB test piece
  • B (mm) is the thickness of the DCB test piece
  • Bn (mm) is the web thickness of the DCB test piece.
  • the microstructure of the steel material according to this embodiment has a total volume fraction of tempered martensite and tempered bainite of 90% or more.
  • the remainder of the microstructure is, for example, ferrite or pearlite. If the microstructure of the steel material having the above-mentioned chemical composition contains a total volume fraction of tempered martensite and tempered bainite of 90% or more, the yield strength is 758 MPa (110 ksi) or more, and the steel material exhibits excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment, provided that the other configurations of this embodiment are satisfied.
  • the microstructure is determined to have a total volume fraction of tempered martensite and tempered bainite of 90% or more.
  • a test piece having an observation surface is prepared from the steel material according to this embodiment. If the steel material is a steel plate, a test piece is prepared from the center of the plate thickness, with the observation surface being a surface including the rolling direction and the plate thickness direction. If the steel material is a steel pipe, a test piece is prepared from the center of the wall thickness, with the observation surface being a surface including the pipe axial direction and the pipe radial direction. If the steel material is round bar, a test piece is prepared that includes the R/2 position in the center, with the observation surface being a surface including the axial direction and the radial direction.
  • the observation surface of the test piece is polished to a mirror finish, and then immersed in a nital etching solution for about 10 seconds to reveal the structure by etching.
  • the etched observation surface is observed in 10 fields of view as secondary electron images using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the field area is, for example, 0.01 mm 2 (magnification 1000 times).
  • tempered martensite and tempered bainite are identified from the contrast.
  • the area ratio of the identified tempered martensite and tempered bainite is obtained.
  • the method for obtaining the area ratio is not particularly limited, and a well-known method may be used.
  • the area ratio of tempered martensite and tempered bainite can be obtained by image analysis.
  • the arithmetic average value of the area ratios of tempered martensite and tempered bainite obtained in all fields of view is defined as the volume ratio of tempered martensite and tempered bainite.
  • the shape of the steel material according to this embodiment is not particularly limited.
  • the steel material is, for example, a steel pipe, a steel plate, and a round bar.
  • the preferred wall thickness is 9 to 60 mm.
  • the steel material according to this embodiment is a seamless steel pipe.
  • even a thick seamless steel pipe having a wall thickness of 15 mm or more has a yield strength of 110 ksi or more and excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • a method for manufacturing a steel material according to this embodiment will be described.
  • a method for manufacturing a seamless steel pipe will be described as an example of a steel material according to this embodiment.
  • the method for manufacturing a seamless steel pipe includes a step of preparing a mother pipe (preparation step), and a step of quenching and tempering the mother pipe to produce a seamless steel pipe (quenching step and tempering step).
  • the manufacturing method according to this embodiment is not limited to the manufacturing method described below. Each step will be described in detail below.
  • an intermediate steel material having the above-mentioned chemical composition is prepared.
  • the manufacturing method of the intermediate steel material is not particularly limited.
  • the intermediate steel material referred to here is a plate-shaped steel material when the final product is a steel plate, a blank pipe when the final product is a steel pipe, and a steel material having a circular cross section perpendicular to the axial direction when the final product is a round steel.
  • the preparation process may include a process for preparing a material (material preparation process) and a process for hot working the material to produce an intermediate steel material (hot working process).
  • material preparation process a process for preparing a material
  • hot working process a process for hot working the material to produce an intermediate steel material
  • a material is manufactured using molten steel having the above-mentioned chemical composition.
  • the method for manufacturing the material is not particularly limited and may be a well-known method. Specifically, a cast piece (slab, bloom, or billet) may be manufactured using the molten steel by a continuous casting method. An ingot may be manufactured using the molten steel by an ingot casting method. If necessary, the slab, bloom, or ingot may be rolled to manufacture a billet.
  • the material is manufactured by the above-mentioned steps.
  • the prepared material is hot worked to produce an intermediate steel material.
  • the intermediate steel material corresponds to a mother pipe.
  • the heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300°C.
  • the billet extracted from the heating furnace is hot worked to produce a mother pipe (seamless steel pipe).
  • the method of hot working is not particularly limited, and may be a well-known method.
  • the Mannesmann process may be carried out as hot working to manufacture a blank tube.
  • a round billet is pierced and rolled using a piercing machine.
  • the piercing ratio is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0.
  • the pierced and rolled round billet is further hot rolled using a mandrel mill, reducer, sizing mill, etc. to produce a blank tube.
  • the cumulative reduction in area during the hot working process is, for example, 20 to 70%.
  • the blank pipe may be produced by forging using the Erhardt method or the like.
  • the blank pipe is produced by the above process. There are no particular limitations on the thickness of the blank pipe, but it is, for example, 9 to 60 mm.
  • the material is first heated in a heating furnace.
  • the heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300°C.
  • the material extracted from the heating furnace is subjected to hot processing to produce intermediate steel material with a circular cross section perpendicular to the axial direction.
  • the hot processing is, for example, blooming using a blooming mill, or hot rolling using a continuous rolling mill.
  • a continuous rolling mill has an alternating arrangement of horizontal stands each having a pair of grooved rolls arranged side by side in the vertical direction, and vertical stands each having a pair of grooved rolls arranged side by side in the horizontal direction.
  • the material is first heated in a heating furnace.
  • the heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300°C.
  • the material extracted from the heating furnace is hot-rolled using a blooming mill and a continuous rolling mill to produce intermediate steel material in the shape of a steel plate.
  • the mother tube produced by hot working may be air-cooled (as-rolled).
  • the mother tube produced by hot working may be quenched directly after hot working without being cooled to room temperature, or may be quenched after reheating (reheating) after hot working.
  • reheating reheating
  • cooling may be stopped or slow cooling may be performed during quenching. In this case, the occurrence of quench cracks in the mother tube can be suppressed.
  • stress relief annealing SR may be performed after quenching and before the next heat treatment process. In this case, residual stress in the mother tube is removed.
  • intermediate steel material is prepared.
  • the intermediate steel material may be manufactured by the preferred process described above, or intermediate steel material manufactured by a third party, or intermediate steel material manufactured in a factory or business establishment other than the factory where the quenching and tempering processes described below are carried out, may be prepared.
  • the quenching process is described in detail below.
  • quenching In the quenching process, quenching is performed on the prepared intermediate steel material (blank pipe).
  • quenching means rapidly cooling the intermediate steel material at the A3 point or higher.
  • the preferred quenching temperature is 800 to 1000°C. If the quenching temperature is too high, the prior ⁇ grains may become coarse, and the SSC resistance of the steel material may decrease. Therefore, the quenching temperature is preferably 800 to 1000°C.
  • the quenching temperature corresponds to the surface temperature of the intermediate steel material measured by a thermometer installed at the outlet of the equipment that performs the final hot processing, when quenching is performed directly after hot processing. Furthermore, when quenching is performed after supplementary heating or reheating after hot processing, the quenching temperature corresponds to the temperature of the furnace in which supplementary heating or reheating is performed.
  • the quenching method involves continuously cooling the intermediate steel material (bare pipe) from the quenching start temperature, and continuously lowering the surface temperature of the raw pipe.
  • the method of continuous cooling is not particularly limited, and any well-known method may be used.
  • the method of continuous cooling is a method of cooling the raw pipe by immersing it in a water tank, or a method of accelerating cooling the raw pipe by shower water cooling or mist cooling.
  • the microstructure may not be mainly composed of tempered martensite and tempered bainite.
  • the mechanical properties specified in this embodiment yield strength of 125 ksi or more
  • excellent low-temperature toughness and excellent SSC resistance cannot be obtained.
  • the intermediate steel is quenched during quenching.
  • the average cooling rate in the range of the surface temperature of the intermediate steel (blank tube) during quenching from 800 to 500°C is defined as the cooling rate during quenching CR 800-500 .
  • the cooling rate during quenching CR 800-500 is determined from the temperature measured at the location that is cooled the slowest in the cross section of the intermediate steel to be quenched (for example, the center of the thickness of the intermediate steel when both surfaces are forcibly cooled).
  • the preferred cooling rate during quenching CR 800-500 is 300° C./min or more.
  • the more preferred lower limit of the cooling rate during quenching CR 800-500 is 450° C./min, and the most preferred is 600° C./min.
  • the upper limit of the cooling rate during quenching CR 800-500 is not particularly specified, but is, for example, 60,000° C./min.
  • the blank tube is heated in the austenite region multiple times and then quenched.
  • the austenite grains before quenching are refined, and the SSC resistance of the steel material is improved.
  • quenching may be combined with tempering, which will be described later, and performed multiple times. In other words, quenching and tempering may be performed multiple times. In this case, the SSC resistance of the steel material is further improved.
  • the tempering process is described in detail below.
  • tempering is performed after the above-mentioned quenching.
  • tempering means reheating the quenched intermediate steel material at a temperature lower than the A c1 point and holding it.
  • the holding temperature corresponds to the furnace temperature when the quenched intermediate steel material is heated and held.
  • the holding time means the time from when the temperature of the intermediate steel material reaches a predetermined holding temperature to when it is extracted from the heat treatment furnace.
  • the holding temperature has been set to 630-730°C in order to improve SSC resistance, etc.
  • Mo can be selectively enriched at the prior gamma grain boundaries by performing tempering at 450-600°C, which is lower than the temperature normally used. Therefore, in the tempering process according to this embodiment, tempering is performed at 450-600°C. On the other hand, if tempering is simply performed at 450-600°C, the dislocation density ⁇ may become too high, and Fn1 may decrease too much.
  • tempering is performed at 450 to 600°C for a certain holding time or more, and the diffusion distance during the entire tempering is increased.
  • the diffusion distance during tempering ⁇ Dt is defined by the following formula (6).
  • s2 in formula (6) is defined by the following formula (7).
  • T is the tempering temperature in ° C.
  • t in the formula (6) is the tempering holding time in seconds.
  • the diffusion distance ⁇ Dt L in tempering at 450 to 600 ° C is defined as ⁇ Dt L.
  • the diffusion distance ⁇ Dt L in tempering at 450 to 600 ° C is 1.3 nm or more, and the diffusion distance ⁇ Dt To in the entire tempering is 60.0 nm or more.
  • the tempering process is not particularly limited. For example, a so-called two-stage tempering may be performed in which tempering at a high temperature is performed and then tempering at 450 to 600 ° C is performed. For example, only tempering at 450 to 600 ° C may be performed.
  • the quenched intermediate steel material (blank pipe) is heated from room temperature to a holding temperature, and then held at the holding temperature for a holding time in the high-temperature tempering process.
  • the holding temperature is preferably 640 to 740°C.
  • a more preferable lower limit of the holding temperature in the high-temperature tempering process is 645°C, and more preferably 650°C.
  • a more preferable upper limit of the holding temperature in the high-temperature tempering process is 730°C.
  • the holding time is preferably 5 to 120 minutes.
  • a more preferable upper limit of the holding time in the high-temperature tempering process is 100 minutes.
  • a more preferable lower limit of the holding time in the high-temperature tempering process is 10 minutes, and more preferably 20 minutes.
  • the diffusion distance in the high-temperature tempering process is defined as ⁇ Dt H.
  • ⁇ Dt H can be calculated using the holding temperature (°C) and holding time (seconds) in the high-temperature tempering process and the above formulas (6) and (7).
  • the diffusion distance ⁇ Dt H in the high-temperature tempering process is not particularly limited.
  • the intermediate temperature tempering process In the intermediate temperature tempering process, the intermediate steel material (blank pipe) is held at 450 to 600°C. In the intermediate temperature tempering process, Mo is concentrated at the prior ⁇ grain boundaries by holding at 450 to 600°C. In this case, the holding time is preferably 100 minutes or more. If the holding time in the intermediate temperature tempering process is too short, the grain boundary Mo amount may not be sufficiently increased in the manufactured steel material.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but may be, for example, 8333 hours.
  • the diffusion distance ⁇ DtL is preferably 1.3 nm or more. If the diffusion distance ⁇ DtL is too low, the grain boundary Mo content may not be sufficiently increased in the produced steel material. Therefore, in the intermediate temperature tempering process according to the present embodiment, the preferred lower limit of the diffusion distance ⁇ DtL is 1.3 nm or more.
  • the upper limit of the diffusion distance ⁇ DtL is not particularly limited, but is, for example, 250.0 nm.
  • the diffusion distance ⁇ Dt To of the entire tempering can be calculated as the square root of the sum of the squares of the diffusion distance ⁇ Dt H in the high-temperature tempering step and the diffusion distance ⁇ Dt L in the intermediate-temperature tempering step. Specifically, it can be calculated by the following formula (8).
  • the tempering process according to the present embodiment may include only the intermediate temperature tempering process.
  • the diffusion distance ⁇ Dt To of the entire tempering process is the same as the diffusion distance ⁇ Dt L in the intermediate temperature tempering process.
  • the tempering process according to the present embodiment may include three or more stages of tempering. Even in this case, it is preferable that the diffusion distance ⁇ Dt L of the intermediate temperature tempering process is 1.3 nm or more and the diffusion distance ⁇ Dt To of the entire tempering process is 60.0 nm or more.
  • the holding temperature and holding time are appropriately adjusted to obtain a steel material having a yield strength of 758 MPa or more.
  • the above manufacturing method allows the steel material according to this embodiment to be manufactured.
  • a method for manufacturing a seamless steel pipe has been described as one example.
  • the steel material according to this embodiment may be a steel plate or other shape.
  • a manufacturing method for a steel plate or other shape also includes, for example, a preparation step, a quenching step, and a tempering step.
  • the above manufacturing method is one example, and the steel material may be manufactured by other manufacturing methods. Below, the present disclosure will be explained in more detail using examples.
  • Example 1 steel materials having a yield strength of less than 862 MPa were investigated. Specifically, 180 kg of molten steel was produced having the chemical composition shown in Tables 1-1 and 1-2. Note that "-" in Table 1-2 means that the content of each element is at the impurity level. Specifically, the Co content, W content, Ni content, and Cu content of Test No. 1-1 were rounded off to the nearest two decimal places and were 0%. The Nb content of Test No. 1-1 was rounded off to the nearest four decimal places and was 0%. Furthermore, the Ca content, Mg content, Zr content, and REM content of Test No. 1-1 were rounded off to the nearest five decimal places and were 0%.
  • Ingots were produced using the molten steel of test numbers 1-1 to 1-26.
  • the produced ingots were hot-rolled to produce steel plates with a plate thickness of 15 mm.
  • the steel plates of test numbers 1-1 to 1-26 after hot rolling were allowed to cool to room temperature (25°C).
  • the steel plates of test numbers 1-1 to 1-26 after cooling were held at the quenching temperature (920°C) for 20 minutes, and then quenched by immersing the steel plates in a water tank.
  • the cooling rate during quenching (CR 800-500 ) was 600°C/min in all cases.
  • the quenching temperature and the cooling rate during quenching CR 800-500 were measured using a sheath-type K thermocouple that was previously inserted in the center of the plate thickness of the steel plate.
  • tempering was performed on the steel plates of test numbers 1-1 to 1-26.
  • tempering at high temperature is also called first tempering
  • tempering at medium temperature is also called second tempering.
  • Table 2 shows the holding temperature (°C), holding time (min), and diffusion distance ( ⁇ Dt H (nm) or ⁇ Dt L (nm)) for the first and second tempering.
  • Table 2 shows the diffusion distances ⁇ Dt H and ⁇ Dt L , and the diffusion distance ⁇ Dt To (nm) for the entire tempering calculated from formula (8).
  • "-" in the "First Tempering” column means that the first tempering was not performed.
  • “-" in the "Second Tempering” column means that the second tempering was not performed.
  • the tempering holding temperature was defined as the temperature of the heat treatment furnace in which tempering was performed.
  • the tempering holding time was defined as the time from when the temperature of the steel plate of each test number reached the specified tempering temperature until it was extracted from the heat treatment furnace.
  • test The tempered steel plates of test numbers 1-1 to 1-26 were subjected to a tensile test, a dislocation density measurement test, a grain boundary Mo amount measurement test, and a DCB test, which will be described below.
  • Dislocation density measurement test A dislocation density measurement test was carried out for the steel plates of test numbers 1-1 to 1-26 by the method described above. Specifically, test pieces of 20 mm width ⁇ 20 mm length ⁇ 2 mm thickness were prepared from the center of the plate thickness of the steel plates of test numbers 1-1 to 1-26. The half-width ⁇ K of the peaks of the (110), (211), and (220) planes was obtained by the X-ray diffraction method by the method described above. The obtained half-width ⁇ K was used to obtain the dislocation density ⁇ (m -2 ) by the method described above. The obtained dislocation density is shown in Table 3 as "dislocation density ⁇ (10 14 m -2 )".
  • the grain boundary Mo amount measurement test was carried out for the steel plates of test numbers 1-1 to 1-26 by the above-mentioned method. Specifically, test pieces were prepared with a length of 10 mm in the rolling direction, a width of 5 mm, and a thickness of 8 mm, including the sheet thickness t/4 position of the steel plates of test numbers 1-1 to 1-26 in the center. The grain boundary Mo amount (mass%) was obtained by the above-mentioned method using the prepared test pieces. The obtained grain boundary Mo amount is shown in Table 3 as "grain boundary Mo amount ⁇ Mo (mass%)". Furthermore, Fn1 was obtained by using the obtained yield strength ⁇ YS (MPa), dislocation density ⁇ (m -2 ), grain boundary Mo amount ⁇ Mo (mass%), and formula (1). The obtained Fn1 is shown in Table 3.
  • the DCB test was carried out on the steel plates of test numbers 1-1 to 1-26 by the above-mentioned method. Specifically, the above-mentioned DCB test pieces and wedges were prepared from the center of the plate thickness of the steel plates of test numbers 1-1 to 1-26. Using the prepared test pieces and wedges, a DCB test was carried out in accordance with NACE TM0177-2016 Method D under the above-mentioned conditions. The fracture toughness values K 1SSC values obtained by the DCB test carried out by the above-mentioned method are shown in Table 3 as "K 1SSC (MPa ⁇ m)".
  • the steel plates of test numbers 1-15 and 1-16 were not subjected to the intermediate temperature tempering process.
  • the Fn1 of these steel plates was less than -300.
  • the K1SSC value of these steel plates was less than 29.5 MPa. That is, these steel plates did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 1-17 had a holding temperature that was too high and a holding time that was too short in the intermediate temperature tempering process. As a result, the Fn1 of this steel plate was less than -300. As a result, the K1SSC value of this steel plate was less than 29.5 MPa. That is, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plates of test numbers 1-18 and 1-19 had too short a holding time in the intermediate temperature tempering step.
  • the Fn1 of these steel plates was less than -300.
  • the K1SSC value of these steel plates was less than 29.5 MPa. That is, these steel plates did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 1-20 had a holding time in the intermediate temperature tempering step that was too short, and the diffusion distance ⁇ Dt L was too small. As a result, the Fn1 of this steel plate was less than -300. As a result, the K 1SSC value of this steel plate was less than 29.5 MPa. That is, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 1-21 had a diffusion distance ⁇ Dt L in the intermediate temperature tempering process that was too small. As a result, the Fn1 of this steel plate was less than -300. As a result, the K 1SSC value of this steel plate was less than 29.5 MPa. That is, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the Cr content of the steel plate of test number 1-22 was too low.
  • the K1SSC value of this steel plate was less than 29.5 MPa. In other words, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 1-23 had too low Mo content.
  • the grain boundary Mo content ⁇ Mo of this steel plate was less than 5.0 mass%, and Fn1 was less than -300.
  • the K 1SSC value of this steel plate was less than 29.5 MPa. That is, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 1-24 had too high a Mn content, which resulted in a K 1SSC value of less than 29.5 MPa, i.e., the steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 1-25 had too high a N content.
  • the K 1SSC value of this steel plate was less than 29.5 MPa. In other words, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 1-26 had too high a P content, which resulted in a K 1SSC value of less than 29.5 MPa, i.e., the steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • Example 2 steel materials having a yield strength of 862 MPa or more were investigated. Specifically, 180 kg of molten steel was produced having the chemical composition shown in Tables 4-1 and 4-2. Note that "-" in Table 4-2 means that the content of each element is at the impurity level. Specifically, the Co content, W content, Ni content, and Cu content of Test No. 2-1 were rounded off to the third decimal place and were 0%. The Nb content of Test No. 2-1 was rounded off to the fourth decimal place and were 0%. Furthermore, the Ca content, Mg content, Zr content, and REM content of Test No. 2-1 were rounded off to the fifth decimal place and were 0%.
  • Ingots were produced using the molten steel of test numbers 2-1 to 2-26.
  • the produced ingots were hot-rolled to produce steel plates with a plate thickness of 15 mm.
  • the steel plates of test numbers 2-1 to 2-26 after hot rolling were allowed to cool to room temperature (25°C).
  • the steel plates of test numbers 2-1 to 2-26 after cooling were held at the quenching temperature (920°C) for 20 minutes, and then quenched by immersing the steel plates in a water tank.
  • the cooling rate during quenching (CR 800-500 ) was 600°C/min in all cases.
  • the quenching temperature and the cooling rate during quenching CR 800-500 were measured using a sheath-type K thermocouple that was previously inserted in the center of the plate thickness of the steel plate.
  • tempering was performed on the steel plates of test numbers 2-1 to 2-26.
  • tempering at high temperature is also called first tempering
  • tempering at medium temperature is also called second tempering.
  • Table 5 shows the holding temperature (°C), holding time (min), and diffusion distance ( ⁇ Dt H (nm) or ⁇ Dt L (nm)) for the first and second tempering.
  • Table 5 shows the diffusion distances ⁇ Dt H and ⁇ Dt L , and the diffusion distance ⁇ Dt To (nm) for the entire tempering calculated from formula (8).
  • "-" in the "First Tempering” column means that the first tempering was not performed.
  • “-" in the "Second Tempering” column means that the second tempering was not performed.
  • the tempering holding temperature was defined as the temperature of the heat treatment furnace in which tempering was performed.
  • the tempering holding time was defined as the time from when the temperature of the steel plate of each test number reached the specified tempering temperature until it was extracted from the heat treatment furnace.
  • Dislocation density measurement test A dislocation density measurement test was carried out for the steel plates of test numbers 2-1 to 2-26 by the method described above. Specifically, test pieces of 20 mm width ⁇ 20 mm length ⁇ 2 mm thickness were prepared from the center of the plate thickness of the steel plates of test numbers 2-1 to 2-26. The half-width ⁇ K of the peaks of the (110), (211), and (220) planes was obtained by the X-ray diffraction method by the method described above. The obtained half-width ⁇ K was used to obtain the dislocation density ⁇ (m -2 ) by the method described above. The obtained dislocation density is shown in Table 6 as "dislocation density ⁇ (10 14 m -2 )".
  • the grain boundary Mo amount measurement test was carried out for the steel plates of test numbers 2-1 to 2-26 by the above-mentioned method. Specifically, test pieces were prepared that included the sheet thickness t/4 position of the steel plates of test numbers 2-1 to 2-26 in the center and had a length of 10 mm in the rolling direction, a width direction of 5 mm, and a thickness direction of 8 mm. The grain boundary Mo amount (mass%) was obtained by the above-mentioned method using the prepared test pieces. The obtained grain boundary Mo amount is shown in Table 6 as "grain boundary Mo amount ⁇ Mo (mass%)". Furthermore, Fn1 was obtained by using the obtained yield strength ⁇ YS (MPa), dislocation density ⁇ (m -2 ), grain boundary Mo amount ⁇ Mo (mass%), and formula (1). The obtained Fn1 is shown in Table 6.
  • the DCB test was carried out by the above-mentioned method for the steel plates of test numbers 2-1 to 2-26. Specifically, the above-mentioned DCB test pieces and wedges were prepared from the center of the plate thickness of the steel plates of test numbers 2-1 to 2-26. Using the prepared test pieces and wedges, a DCB test was carried out in accordance with NACE TM0177-2016 Method D under the above-mentioned conditions. The fracture toughness value K 1SSC value obtained by the DCB test carried out by the above-mentioned method is shown in Table 6 as "K 1SSC (MPa ⁇ m)".
  • the steel plates of test numbers 2-15 and 2-16 were not subjected to the intermediate temperature tempering process.
  • the Fn1 of these steel plates was less than -520.
  • the K1SSC value of these steel plates was less than 24.1 MPa. That is, these steel plates did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 2-17 had a too high holding temperature and too short holding time in the intermediate temperature tempering process. As a result, the Fn1 of this steel plate was less than -520. As a result, the K1SSC value of this steel plate was less than 24.1 MPa. That is, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plates of test numbers 2-18 and 2-19 had too short a holding time in the intermediate temperature tempering process. As a result, the Fn1 of these steel plates was less than -520. As a result, the K1SSC value of these steel plates was less than 24.1 MPa. That is, these steel plates did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 2-20 had a holding time in the intermediate temperature tempering step that was too short, and the diffusion distance ⁇ Dt L was too small. As a result, the Fn1 of this steel plate was less than -520. As a result, the K 1SSC value of this steel plate was less than 24.1 MPa. That is, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 2-21 had a diffusion distance ⁇ Dt L in the intermediate temperature tempering process that was too small. As a result, the Fn1 of this steel plate was less than -520. As a result, the K 1SSC value of this steel plate was less than 24.1 MPa. That is, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 2-22 had a too low Cr content, which resulted in a K 1SSC value of less than 24.1 MPa, i.e., the steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 2-23 had too low Mo content.
  • the grain boundary Mo content ⁇ Mo of this steel plate was less than 5.0 mass%, and Fn1 was less than -520.
  • the K 1SSC value of this steel plate was less than 24.1 MPa. That is, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 2-24 had too high a Mn content, which resulted in a K 1SSC value of less than 24.1 MPa, i.e., the steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 2-25 had too high an N content.
  • the K 1SSC value of this steel plate was less than 24.1 MPa. In other words, this steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.
  • the steel plate of test number 2-26 had too high a P content, which resulted in a K 1SSC value of less than 24.1 MPa, i.e., the steel plate did not have excellent fracture toughness in a low-temperature sour environment.

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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。

Description

サワー環境での使用に適した鋼材
　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。
特開２０００－２９７３４４号公報 特開２００１－２７１１３４号公報 国際公開第２００８／１２３４２２号
　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。
　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。
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４は、旧オーステナイト粒の結晶粒界が特定された測定領域１０の模式図である。 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６は、図５に示される薄膜試料ＴＰの斜視図である。 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内の旧オーステナイト粒界ＧＢとの関係を説明するための模式図である。 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の旧オーステナイト粒界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９は、旧オーステナイト粒界ＧＢを中心として、旧オーステナイト粒界ＧＢと直交する線分ＳＬ上のＭｏ含有量の一例である。 図１０は、式（２）を説明するための模式図である。 図１１は、本実施形態において、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性の評価試験（ＤＣＢ試験）に用いる、ＤＣＢ試験片の側面図及び断面図である。 図１２は、本実施形態において、低温サワー環境における鋼材の破壊靭性の評価試験（ＤＣＢ試験）に用いる、クサビの斜視図である。
　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。
　［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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　［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）
　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。
　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）
　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。
　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。
　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。
　［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。
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　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。
　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。
　［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。
　［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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　さらに、式（６）中のｓ2は、次の式（７）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 　なお、式（６）及び（７）中のＴは焼戻しの保持温度が℃で、式（６）中のｔは焼戻しの保持時間が秒で代入される。
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　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。
　［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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　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。
　［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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　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)

  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。
  2. 　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。
  3. 　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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