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JP7417181B1 - 鋼材 - Google Patents

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JP7417181B1 JP2023537332A JP2023537332A JP7417181B1 JP 7417181 B1 JP7417181 B1 JP 7417181B1 JP 2023537332 A JP2023537332 A JP 2023537332A JP 2023537332 A JP2023537332 A JP 2023537332A JP 7417181 B1 JP7417181 B1 JP 7417181B1
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桂一 近藤
尚 天谷
裕紀 神谷
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Abstract

高強度と、優れた破壊靭性とを両立する鋼材を提供する。本開示による鋼材は、Ｃ：０．１０～０．４５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：０．１～２．０％、Ｍｏ：０．２０～２．００％を含有し、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％のいずれか１元素以上を含有し、Ｔｉ：０．００１～０．３００％、Ｎｂ：０．００１～０．３００％、及び、Ｖ：０．０１～０．５０％のいずれか１元素以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、明細書に記載の式（１）及び（２）を満たす。降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、円相当径が１００ｎｍ以下であって、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０質量％を超えるＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2以上である。

Description

本開示は鋼材に関し、さらに詳しくは、油井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要求されている。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７５８～８６２ＭＰａ未満）、及び、１２５ｋｓｉ以上（降伏強度が８６２ＭＰａ以上）の油井用鋼材が求められ始めている。
油井ではさらに、腐食性を有する硫化水素ガス（Ｈ2Ｓ）や炭酸ガス（ＣＯ2）等を含有する場合がある。そのため、油井用鋼材としての使用が想定される鋼材には、高強度だけでなく、優れた耐食性も求められる。また、油井用鋼材では、使用中の鋼材には応力が負荷される。そのため、油井用鋼材の優れた耐食性の指標として耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）が用いられてきた。
鋼材の強度と耐ＳＳＣ性とを高める技術が、特開２００６－２８６１２号公報（特許文献１）、国際公開第２００８／１２３４２２号（特許文献２）、及び、特開２０１７－１６６０６０号公報（特許文献３）に提案されている。
特許文献１に開示される鋼材は、鋼管用鋼であって、質量％で、Ｃ：０．２～０．７％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｓ：０．００５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．０５％、Ｃａ：０．０００４～０．００５％、Ｎ：０．００７％以下、Ｃｒ：０．１～１．５％、Ｍｏ：０．２～１．０％、残部がＦｅ及び不純物からなる。この鋼材はさらに、Ｃａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｏ及びＳを含む非金属介在物の介在物中の（Ｃａ％）／（Ａｌ％）が０．５５～１．７２、かつ、（Ｃａ％）／（Ｔｉ％）が０．７～１９である。この鋼材は、７５８ＭＰａを超える高い降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する、と特許文献１には記載されている。
特許文献２に開示される鋼材は、低合金鋼であって、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、不純物中において、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００３％未満である。この鋼材はさらに、粒径が１μｍ以上のＭ23Ｃ6型析出物が０．１個／ｍｍ2以下である。この鋼材は、６５４～７９３ＭＰａの降伏強度を有し、高圧の硫化水素環境でも優れた耐ＳＳＣ性を有する、と特許文献２には記載されている。
特許文献３に開示される鋼材は、高強度油井用鋼管用素材であって、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．３～０．９％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｃｒ：０．１～０．８％、Ｍｏ：０．１～１．６％、Ｖ：０．０２～０．２％、Ｎｂ：０．００１～０．０４％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｏ（酸素）：０．００３０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。この鋼材はさらに、ロックウェル硬さＨＲＣが式（１５．６×［％Ｃ］＋２９．２≦ＨＲＣ＜６０．５×［％Ｃ］＋３１．１）を満たす。この鋼材によれば、７５８～８６２ＭＰａ未満の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼管が得られる、と特許文献３には記載されている。
特開２００６－２８６１２号公報 国際公開第２００８／１２３４２２号 特開２０１７－１６６０６０号公報
ところで、油井用鋼材では、輸送中や掘削中において、鋼材の表面に微小な疵が形成される場合がある。油井用鋼材ではさらに、上述のとおり、使用中の鋼材に応力が負荷される。そのため、表面に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、き裂が伝播する可能性がある。したがって、油井用鋼材には、微小な疵が形成されていても、破壊に対する抵抗力を有していることが求められる。
本明細書において、鋼材に微小な疵が形成され、応力が負荷された場合において、破壊に対する抵抗力が高いことを、優れた破壊靭性を有するという。すなわち、破壊靭性が優れるほど、微小な疵が形成された鋼材に応力が負荷されても、破壊が生じにくい。一方、一般に、鋼材の降伏強度が高いほど、破壊靭性が低下しやすい傾向がある。そのため、油井用鋼材には、高い降伏強度と、優れた破壊靭性との両立が求められる。しかしながら、上記特許文献１～３では、鋼材の破壊靭性について、検討されていない。
本開示の目的は、高強度と、優れた破壊靭性とを両立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：０．１０～０．４５％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．１～２．０％、
Ｍｏ：０．２０～２．００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
希土類元素：０～０．０２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
Ｂ：０～０．０１００％を含有し、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
Ｎｂ：０．００１～０．３００％、及び、
Ｖ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）及び式（２）を満たし、
降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、
円相当径が１００ｎｍ以下であって、
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０質量％を超えるＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2以上である。
Ｍｎ×Ｓｐ≦１２．０ （１）
０．０５≦７×Ｔｉ＋２×Ｎｂ＋３×Ｖ≦０．８０ （２）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」が代入される。
本開示による鋼材は、高強度と、優れた破壊靭性とを両立できる。
図１は、本実施例におけるＭｏ系ＭＸ型析出物（円相当径が１００ｎｍ以下であって、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０質量％を超えるＭＸ型析出物）の個数密度（個／μｍ2）と、破壊靭性の指標であるＣＴＯＤ値（ｍｍ）との関係を示す図である。 図２Ａは、本実施形態において鋼材の破壊靭性を評価するＣＴＯＤ試験に用いる片側ノッチ付き曲げ（ＳＥＮＢ：Ｓｉｎｇｌｅ Ｅｄｇｅ Ｎｏｔｃｈｅｄ Ｂｅｎｄ）試験片の模式図である。 図２Ｂは、図２Ａの領域１０の拡大図である。
まず、本発明者らは、油井での使用が想定された鋼材の強度と、破壊靭性とを高めることについて、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：０．１０～０．４５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：０．１～２．０％、Ｍｏ：０．２０～２．００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｗ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、希土類元素：０～０．０２０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、Ｂ：０～０．０１００％を含有し、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、Ｔｉ：０．００１～０．３００％、Ｎｂ：０．００１～０．３００％、及び、Ｖ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１元素以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の高い降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立できる可能性があると考えた。
本発明者らは次に、鋼材中のＭｎ硫化物に着目した。Ｍｎ硫化物は、熱間加工によって延伸しやすく、粗大になりやすい。また、粗大なＭｎ硫化物が鋼材中に形成した場合、鋼材の破壊靭性を顕著に低下させる。したがって、鋼材中に粗大なＭｎ硫化物が形成されにくくできれば、鋼材の降伏強度を維持したまま、破壊靭性を高められるのではないかと本発明者らは考えた。
そこで本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材について、粗大なＭｎ硫化物を低減する方法を種々検討した。その結果、上述の化学組成を有する鋼材では、化学組成が次の式（１）を満たせば、鋼材中の粗大なＭｎ硫化物を低減できることが明らかになった。
Ｍｎ×Ｓｐ≦１２．０ （１）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
Ｆｎ１＝Ｍｎ×Ｓｐと定義する。Ｆｎ１は、鋼材中のＭｎ硫化物の指標である。Ｆｎ１が１２．０を超えれば、鋼材中に粗大なＭｎ硫化物が多数形成し、鋼材の破壊靭性が低下する。そこで、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有することを前提に、Ｆｎ１を１２．０以下とする。その結果、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立することができる。
一方、上述の化学組成を有し、かつ、式（１）を満たす鋼材であっても、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを安定して両立できない場合があった。そこで本発明者らは、上述の化学組成を有し、かつ、式（１）を満たす鋼材について、降伏強度を維持したまま安定して破壊靭性を高める手法を種々検討した。
具体的に本発明者らは、微細な析出物に着目して、鋼材の破壊靭性を高めることを検討した。本発明者らの詳細な検討の結果、上述の化学組成を有し、かつ式（１）を満たす鋼材では、Ｍｏが濃化したＭＸ型析出物が微細に分散していれば、降伏強度を維持したまま、優れた破壊靭性を安定して高められることが明らかになった。
まず、上述の化学組成を有する鋼材において、ＭＸ型析出物は、円相当径が１００ｎｍ以下のものを主体とし、円相当径が１００ｎｍを超えるものは無視できるほど少ない。そこで、本明細書において、円相当径が１００ｎｍ以下であって、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０質量％を超えるＭＸ型析出物を、「Ｍｏ系ＭＸ型析出物」ともいう。
図１は、本実施例におけるＭｏ系ＭＸ型析出物の個数密度（個／μｍ2）と、破壊靭性の指標であるＣＴＯＤ値（ｍｍ）との関係を示す図である。図１は、後述する実施例のうち、上述の化学組成を有し、かつ、式（１）を満たす鋼材について、後述する方法で求めたＭｏ系ＭＸ型析出物の個数密度（個／μｍ2）と、後述するＣＴＯＤ試験によって得られたＣＴＯＤ値（ｍｍ）とを用いて作成した。なお、図１に記載の鋼材は、いずれも降伏強度が８６２ＭＰａ以上であった。
図１を参照して、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有する鋼材では、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2以上であれば、ＣＴＯＤ値が安定して０．１１ｍｍ以上となることが確認できる。したがって、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度を２０個／μｍ2以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有していても、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ以上の優れた破壊靭性を有する。
なお、円相当径が１００ｎｍ以下であって、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０質量％を超えるＭＸ型析出物（Ｍｏ系ＭＸ型析出物）の個数密度を２０個／μｍ2以上とすることにより、鋼材の降伏強度を維持したまま破壊靭性を高められるメカニズムについて、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。上述の化学組成において、円相当径が１００ｎｍ以下のＭＸ型析出物は、そのほとんどが炭化物であり、ＭＣ型炭化物を主体とする。ＭＣ型炭化物は、鋼材中に微細に分散されやすい。一方、分散したＭＣ型炭化物が硬すぎれば、鋼材の破壊靭性を高めることは難しい。そこで、ＭＣ型炭化物を、Ｍｏを相対的に濃化させたＭｏ系ＭＣ型炭化物とすれば、ＭＣ型炭化物は硬さが低下する。つまり、適切な硬さのＭＣ型炭化物を鋼材中に微細に分散させることができる。その結果、鋼材の強度を維持しつつ、破壊靭性を高めることができる。
上述の本発明者らの推察とは異なるメカニズムによって、鋼材の降伏強度を維持したまま、鋼材の破壊靭性が高まっている可能性もあり得る。しかしながら、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2以上の鋼材は、降伏強度を維持したまま、優れた破壊靭性を有していることは、後述の実施例によって証明されている。
以上の知見に基づく本発明者らのさらなる詳細な検討の結果、上述の化学組成を有し、式（１）を満たすことに加えてさらに、化学組成が次の式（２）を満たすことで、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度を安定して２０個／μｍ2以上に高められることが明らかになった。
０．０５≦７×Ｔｉ＋２×Ｎｂ＋３×Ｖ≦０．８０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」が代入される。
Ｆｎ２＝７×Ｔｉ＋２×Ｎｂ＋３×Ｖと定義する。Ｆｎ２は炭化物の析出状態に関する指標である。Ｔｉ、Ｎｂ、及び／又はＶは、ＭＸ型析出物を形成する。Ｆｎ２が低すぎれば、ＭＸ型析出物自体を十分に形成することができない。その結果、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が低下する。一方、Ｆｎ２が高すぎれば、ＭＸ型析出物中のＭｏ含有量が低下する。その結果、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が低下する。したがって、本実施形態による鋼材では、上述の化学組成を有し、かつ、式（１）を満たすことを前提に、Ｆｎ２を０．０５～０．８０とする。その結果、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度を安定して２０個／μｍ2以上に高めることができる。
以上のとおり、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有した上で、式（１）及び（２）を満たし、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有し、さらに、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2以上である。その結果、本実施形態による鋼材は、高強度と、優れた破壊靭性とを両立できる。
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：０．１０～０．４５％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．１～２．０％、
Ｍｏ：０．２０～２．００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
希土類元素：０～０．０２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
Ｂ：０～０．０１００％を含有し、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
Ｎｂ：０．００１～０．３００％、及び、
Ｖ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）及び式（２）を満たし、
降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、
円相当径が１００ｎｍ以下であって、
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０質量％を超えるＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2以上である、
鋼材。
Ｍｎ×Ｓｐ≦１２．０ （１）
０．０５≦７×Ｔｉ＋２×Ｎｂ＋３×Ｖ≦０．８０ （２）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」が代入される。
［２］
［１］に記載の鋼材であって、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
希土類元素：０．００１～０．０２０％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％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。
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、鋼管は継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。
本明細書において、油井用鋼管は、油井管であってもよい。油井管は、たとえば、ケーシングやチュービング用途で用いられる鋼管である。本実施形態による油井用鋼管は、好ましくは継目無鋼管である。本実施形態による油井用鋼管が継目無鋼管であれば、肉厚が１５ｍｍ以上であっても、８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立できる。
以下、本実施形態による鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本実施形態による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．１０～０．４５％
炭素（Ｃ）は鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。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、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０．１０～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３７％である。
Ｓｉ：１．００％以下
ケイ素（Ｓｉ）は不可避に含有される。すなわち、Ｓｉ含有量の下限は０％超である。Ｓｉは鋼を脱酸する。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、炭化物の形成が抑制され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。上記効果を有効に得るための好ましいＳｉ含有量の下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
Ｍｎ：０．０１～１．００％
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、粗大なＭｎ硫化物が形成され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．００％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０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７５％である。
Ｐ：０．０５０％以下
燐（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が粒界に偏析し、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％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：０．００５０％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、粗大なＭｎ硫化物が形成され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％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０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
Ａｌ：０．００１～０．１００％
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ず、鋼材の耐食性が低下する。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、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％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％であり、さらに好ましくは０．０５０％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：０．１～２．０％
クロム（Ｃｒ）は鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の破壊靭性が高まる。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、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１～２．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．９％であり、さらに好ましくは１．８％であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。
Ｍｏ：０．２０～２．００％
モリブデン（Ｍｏ）は鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、Ｍｏ系ＭＸ型析出物を形成して、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０．２０～２．００％である。Ｍｏ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０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは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１．４０％である。
Ｎ：０．０１０％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、鋼材の強度が高まる。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、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％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０．００１％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。
本実施形態による鋼材の化学組成は、Ｃａ、及び、Ｍｇからなる群から選択される１元素以上を含有する。すなわち、本実施形態による鋼材の化学組成は、Ｃａ、及び、Ｍｇのいずれか一方は、その含有量が０％であってもよい。これらの元素はいずれも、鋼材の熱間加工性を高める。
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％
カルシウム（Ｃａ）は鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の耐食性を高める。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、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、含有される場合、Ｃａ含有量は０．０００５～０．０２００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００６％超であり、さらに好ましくは０．０００８％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０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％
マグネシウム（Ｍｇ）は鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の耐食性を高める。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、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、含有される場合、Ｍｇ含有量は０．０００５～０．０２００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００６％超であり、さらに好ましくは０．０００８％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０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
本実施形態による鋼材の化学組成は、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖからなる群から選択される１元素以上を含有する。すなわち、本実施形態による鋼材の化学組成は、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖのいずれか１元素以外は、その含有量が０％であってもよい。これらの元素はいずれも、Ｍｏとともに複合ＭＸ型析出物を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。
Ｔｉ：０．００１～０．３００％
チタン（Ｔｉ）はＭｏとともにＭｏ系ＭＸ型析出物を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。Ｔｉを含むＭｏ系ＭＸ型析出物はさらに、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化し、鋼材の破壊靭性を高める。しかしながら、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、Ｍｏ系ＭＸ型析出物中のＴｉ含有量が高くなりすぎ、Ｍｏ系ＭＸ型析出物中のＭｏ含有量が低下する。その結果、鋼材の破壊靭性がかえって低下する。したがって、含有される場合、Ｔｉ含有量は０．００１～０．３００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
Ｎｂ：０．００１～０．３００％
ニオブ（Ｎｂ）はＭｏとともにＭｏ系ＭＸ型析出物を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。Ｎｂを含むＭｏ系ＭＸ型析出物はさらに、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化し、鋼材の破壊靭性を高める。Ｎｂはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。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、Ｍｏ系ＭＸ型析出物中のＮｂ含有量が高くなりすぎ、Ｍｏ系ＭＸ型析出物中のＭｏ含有量が低下する。その結果、鋼材の破壊靭性がかえって低下する。したがって、含有される場合、Ｎｂ含有量は０．００１～０．３００％である。Ｎｂ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％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
Ｖ：０．０１～０．５０％
バナジウム（Ｖ）はＭｏとともにＭｏ系ＭＸ型析出物を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。Ｖを含むＭｏ系ＭＸ型析出物はさらに、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化し、鋼材の破壊靭性を高める。Ｖはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。しかしながら、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、Ｍｏ系ＭＸ型析出物中のＶ含有量が高くなりすぎ、Ｍｏ系ＭＸ型析出物中のＭｏ含有量が低下する。その結果、鋼材の破壊靭性がかえって低下する。したがって、含有される場合、Ｖ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％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０．２０％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、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、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、鋼材の耐食性を高める。
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は腐食環境において、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、鋼材の耐食性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、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、鋼材の耐食性が低下する。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％である。Ｗ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０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
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は腐食環境において、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、鋼材の耐食性を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、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％である。Ｃｏ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０．２０％である。
Ｎｉ：０～０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼に固溶して、鋼材の耐食性を高める。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、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、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０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０２０％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。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を硫化物として固定することで無害化し、鋼材の耐食性を高める。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、鋼材の耐食性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０２０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％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０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％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、Ｃｕ、及び、Ｂ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、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。
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、鋼材の耐食性が低下する。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％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
Ｂ：０～０．０１００％
ホウ素（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、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、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．０１００％である。Ｂ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０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。
［式（１）］
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有することを前提に、次の式（１）を満たす。その結果、本実施形態による鋼材は、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立することができる。
Ｍｎ×Ｓｐ≦１２．０ （１）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
Ｆｎ１（＝Ｍｎ×Ｓｐ）は、鋼材中のＭｎ硫化物の指標である。Ｆｎ１が１２．０を超えれば、鋼材中に粗大なＭｎ硫化物が多数形成し、鋼材の破壊靭性が低下する。そこで、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有することを前提に、Ｆｎ１を１２．０以下とする。その結果、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立することができる。
Ｆｎ１のさらに好ましい上限は１１．５であり、さらに好ましくは１１．０であり、さらに好ましくは１０．０である。なお、Ｆｎ１の下限は特に限定されず、たとえば０．１であってもよい。しかしながら、工業生産を考慮した場合、Ｆｎ１の好ましい下限は０．３であり、さらに好ましくは０．５である。
［式（２）］
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たすことを前提に、次の式（２）を満たす。その結果、本実施形態による鋼材は、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立することができる。
０．０５≦７×Ｔｉ＋２×Ｎｂ＋３×Ｖ≦０．８０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」が代入される。
Ｆｎ２（＝７×Ｔｉ＋２×Ｎｂ＋３×Ｖ）は、炭化物の析出状態に関する指標である。Ｔｉ、Ｎｂ、及び／又はＶは、ＭＸ型析出物を形成する。Ｆｎ２が低すぎれば、ＭＸ型析出物自体を十分に形成することができない。その結果、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が低下する。一方、Ｆｎ２が高すぎれば、ＭＸ型析出物中のＭｏ含有量が低下する。その結果、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が低下する。したがって、本実施形態による鋼材では、上述の化学組成を有し、かつ、式（１）を満たすことを前提に、Ｆｎ２を０．０５～０．８０とする。その結果、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度を安定して２０個／μｍ2以上に高めることができる。
Ｆｎ２の好ましい下限は０．０８であり、さらに好ましくは０．１０であり、さらに好ましくは０．１５である。Ｆｎ２の好ましい上限は０．７５であり、さらに好ましくは０．７０であり、さらに好ましくは０．６０である。
［降伏強度］
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有した上で、式（１）及び（２）を満たし、さらに、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度を２０個／μｍ2以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、降伏強度が８６２ＭＰａ以上であっても、優れた破壊靭性を有する。要するに、本実施形態による鋼材の降伏強度は８６２ＭＰａ以上である。本実施形態において、降伏強度の上限は特に限定されないが、たとえば、９６５ＭＰａである。本明細書において降伏強度とは、以下に記載のＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した常温（２４±３℃）での引張試験により得られた、０．６％全伸び耐力（ＭＰａ）を意味する。
具体的に、本実施形態では、鋼材の降伏強度を次の方法で求める。まず、本実施形態による鋼材から、引張試験片を作製する。引張試験片のサイズは特に限定されない。引張試験片はたとえば、平行部径が６ｍｍ、標点距離が３０ｍｍの丸棒引張試験片とする。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央位置から引張試験片を作製する。この場合、引張試験片の長手方向は、鋼管の管軸方向と平行とする。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置から引張試験片を作製する。なお、本明細書において、丸鋼のＲ／２位置とは、丸鋼の軸方向に垂直な断面において、半径Ｒの中央位置を意味する。また、この場合、引張試験片の長手方向は、丸鋼の軸方向と平行とする。鋼材が鋼板の場合、板厚中央位置から引張試験片を作製する。この場合、引張試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向と平行とする。作製した引張試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠して、常温（２４±３℃）、大気中にて引張試験を行い、０．６％全伸び耐力（ＭＰａ）を求める。求めた０．６％全伸び耐力を降伏強度（ＭＰａ）と定義する。
［Ｍｏ系ＭＸ型析出物］
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有した上で、式（１）及び（２）を満たし、さらに、円相当径が１００ｎｍ以下であって、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０質量％を超えるＭＸ型析出物の個数密度を２０個／μｍ2以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、降伏強度が８６２ＭＰａ以上であっても、優れた破壊靭性を有する。上述のとおり、本明細書において、円相当径が１００ｎｍ以下であって、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０質量％を超えるＭＸ型析出物を、「Ｍｏ系ＭＸ型析出物」ともいう。
ここで、円相当径が１００ｎｍ以下のＭＸ型析出物は、そのほとんどがＭＣ型炭化物である。また、ＭＣ型炭化物は、鋼材中に微細に分散されやすい。一方、ＭＣ型炭化物を構成する元素によっては、ＭＣ型炭化物の硬さが高くなりすぎる場合がある。この場合、鋼材の強度を維持したまま破壊靭性を高めることが難しい。そこで本実施形態では、Ｎｂ、及び／又は、Ｖ、及び／又は、Ｔｉを含むＭＣ型炭化物をＭｏとの複合炭化物として、Ｍｏが濃化したＭＣ型炭化物（Ｍｏ系ＭＸ型析出物）にする。本実施形態ではさらに、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度を高める。その結果、適当な硬さの析出物が鋼材中に微細に分散され、鋼材の降伏強度を維持したまま、鋼材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、上述の化学組成を有し、式（１）及び（２）を満たし、さらに、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度を２０個／μｍ2以上とする。Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度の好ましい下限は２１個／μｍ2であり、さらに好ましくは２３個／μｍ2であり、さらに好ましくは２５個／μｍ2である。Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度の上限は特に限定されないが、たとえば、２００個／μｍ2である。
本実施形態では、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度を次の方法で求める。まず、本実施形態による鋼材から、抽出レプリカ作製用のミクロ試験片を作製する。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央位置からミクロ試験片を採取する。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置からミクロ試験片を採取する。鋼材が鋼板の場合、板厚中央位置からミクロ試験片を採取する。ミクロ試験片の大きさは、たとえば、１０ｍｍ×１０ｍｍである。ミクロ試験片の表面を鏡面研磨した後、ミクロ試験片を３％ナイタール腐食液に１０分浸漬し、表面を腐食させる。腐食させた表面を、カーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆ったミクロ試験片を、５％ナイタール腐食液に２０分浸漬する。浸漬したミクロ試験片から、蒸着膜を剥離する。ミクロ試験片から剥離した蒸着膜を、エタノールで洗浄した後、シートメッシュですくい取り、乾燥する。なお、本実施形態では、Ｃｕ製のシートメッシュを用いる。
この蒸着膜（レプリカ膜）を、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。具体的には、蒸着膜から任意の位置を特定し、観察倍率を１０万倍、加速電圧を２００ｋＶとして観察する。なお、観察視野の大きさは、たとえば、２．０μｍ×３．０μｍである。各観察視野において、円相当径が１００ｎｍ以下の粒子を特定する。なお、粒子は、コントラストから特定可能である。なお、本明細書において、「粒子」とは、円形（球形）の粒子に限定されず、角形状を有している小片であってもよく、延伸した楕円形の小片であってもよい。また、析出物の円相当径は、ＴＥＭ観察における観察画像を画像解析することによって求めることができる。なお、本実施形態では、特定する円相当径が１００ｎｍ以下の粒子の、円相当径の下限は１０ｎｍとする。すなわち、本実施形態では、円相当径が１０～１００ｎｍの粒子を特定する。
特定した粒子に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による点分析を行う。ＥＤＳの点分析により、各粒子中に含まれる元素の含有量を求める。ＥＤＳの点分析では、加速電圧を２００ｋＶとする。また、点分析の対象元素をＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉとして定量する。ここで、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が７０質量％を超えると、Ｍ2Ｘ型析出物になりやすい。そのため、本実施形態では、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が７０質量％以下の析出物を、ＭＸ型析出物と特定する。したがって、本実施形態では、ＥＤＳの点分析によって定量されたＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０超～７０質量％の粒子を、Ｍｏ系ＭＸ型析出物であると特定する。
各観察視野で特定されたＭｏ系ＭＸ型析出物の総個数と、観察視野の総面積とに基づき、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度（個／μｍ2）を求める。なお、本実施形態では、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度は、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。
［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た上で、式（１）及び（２）を満たし、さらに、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度を２０個／μｍ2以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、降伏強度が８６２ＭＰａ以上であっても、優れた破壊靭性を有する。本実施形態において、優れた破壊靭性とは、以下に記載のＩＳＯ １２１３５（２０２１）に準拠した常温（２５℃）でのＣＴＯＤ試験により得られた、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ以上であることを意味する。
具体的に、本実施形態では、鋼材の破壊靭性を次の方法で評価する。まず、本実施形態による鋼材から、図２Ａ及び図２Ｂに示される片側ノッチ付き曲げ（ＳＥＮＢ：Ｓｉｎｇｌｅ Ｅｄｇｅ Ｎｏｔｃｈｅｄ Ｂｅｎｄ）試験片を作製する。図２Ａは、本実施形態において鋼材の破壊靭性を評価するＣＴＯＤ試験に用いるＳＥＮＢ試験片の模式図である。図２Ｂは、図２Ａの領域１０の拡大図である。図２Ａを参照して、ＳＥＮＢ試験片の大きさは、厚さＢが１０ｍｍ、幅Ｗが２０ｍｍ、長さＬが１００ｍｍとする。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央位置からＳＥＮＢ試験片を作製する。この場合、ＳＥＮＢ試験片の長手方向は、鋼管の管軸方向と平行とする。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置からＳＥＮＢ試験片を作製する。この場合、ＳＥＮＢ試験片の長手方向は、丸鋼の軸方向と平行とする。鋼材が鋼板の場合、板厚中央位置からＳＥＮＢ試験片を作製する。この場合、ＳＥＮＢ試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向と平行とする。
図２Ａを参照して、ＳＥＮＢ試験片は、長さＬ方向の中央位置に、幅Ｗ方向にノッチが形成されている。ＳＥＮＢ試験片のノッチは、機械加工によって形成される。また、図２Ｂを参照して、ＳＥＮＢ試験片のノッチは、幅２ｍｍ、深さ８ｍｍとする。作製されたＳＥＮＢ試験片に対して、予き裂を導入するための疲労試験を実施する。本実施形態では、初期相対き裂長さａ0／Ｗを０．５０とする。具体的に、ノッチの先端に導入される疲労予き裂が２ｍｍとなるように、常温（２５℃）にて、疲労試験を実施する。
疲労予き裂が導入されたＳＥＮＢ試験片に対して、ＩＳＯ １２１３５（２０２１）に準拠して、常温（２５℃）にてＣＴＯＤ試験を実施する。ＣＴＯＤ試験によって得られた、荷重－開口量曲線における破断時の荷重と、クリップゲージ開口変位の塑性成分量とから、ＩＳＯ １２１３５（２０２１）に基づき、ＣＴＯＤ値（ｍｍ）を求める。なお、同様の試験を３回実施して、最小のＣＴＯＤ値（ｍｍ）を、鋼材のＣＴＯＤ値（ｍｍ）と定義する。なお、本実施形態では、鋼材のＣＴＯＤ値は、得られた数値の小数第三位を四捨五入して求める。
［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１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）を示す。すなわち、本実施形態では、鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ以上であれば、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、鋼材から試験片を作製する。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央位置から、管軸方向１０ｍｍ、肉厚（管径）方向８ｍｍの観察面を有する試験片を作製する。なお、鋼管の肉厚が１０ｍｍ未満の場合、管軸方向１０ｍｍ、管径方向に鋼管の肉厚の観察面を有する試験片を作製する。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置を中央に含み、軸方向１０ｍｍ、断面の径方向８ｍｍの観察面を有する試験片を作製する。なお、丸鋼の断面の直径が１０ｍｍ未満の場合、Ｒ／２位置を含み、軸方向１０ｍｍ、断面の径方向が直径の観察面を有する試験片を作製する。鋼材が鋼板の場合、板厚中央位置から、圧延方向１０ｍｍ、板厚方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を作製する。なお、鋼板の板厚が１０ｍｍ未満の場合、圧延方向１０ｍｍ、板厚方向に鋼板の厚さの観察面を有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、１００００μｍ2（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。
［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。ここで、本明細書において、焼入れを実施する際の急冷直前の中間鋼材の温度を焼入れ温度ともいう。ここで、本実施形態による焼入れ工程では、中温での加熱を行った後、高温での加熱を行い、その後急冷する。すなわち、本実施形態による焼入れ工程は、中温加熱工程と、高温加熱工程と、急冷工程とを備える。以下、各工程について詳述する。
［中温加熱工程］
中温加熱工程では、準備された中間鋼材（素管）を、室温から加熱温度まで加熱して、保持する。このようにして、中温加熱工程では、中間鋼材中に微細なＭｏ系ＭＸ型析出物を析出させる。具体的に、中温加熱工程における好ましい加熱温度は、４００～６００℃未満である。加熱温度が低すぎれば、中温加熱工程における、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の析出量が低下する。その結果、製造された鋼材中のＭｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が低下する。一方、加熱温度が高すぎれば、Ｍｏ系ＭＸ型析出物が成長しすぎ、中温加熱工程においてＭｏ系ＭＸ型析出物が粗大化し、製造された鋼材中のＭｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が低下する。
したがって、本実施形態による中温加熱工程では、好ましい加熱温度は４００～６００℃未満である。中温加熱工程におけるさらに好ましい加熱温度の下限は４１０℃であり、さらに好ましくは４２０℃であり、さらに好ましくは４３０℃である。中温加熱工程におけるさらに好ましい加熱温度の上限は５９０℃であり、さらに好ましくは５８０℃であり、さらに好ましくは５７０℃である。
中温加熱工程における好ましい保持時間は２０～１２０分である。保持時間が短すぎれば、中温加熱工程における、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の析出量が低下する。その結果、製造された鋼材中のＭｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が低下する。一方、保持時間が長すぎれば、Ｍｏ系ＭＸ型析出物が成長しすぎ、中温加熱工程においてＭｏ系ＭＸ型析出物が粗大化する。その結果、製造された鋼材中のＭｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が低下する。
したがって、本実施形態による中温加熱工程では、好ましい保持時間は２０～１２０分である。中温加熱工程におけるさらに好ましい保持時間の下限は２５分である。中温加熱工程におけるさらに好ましい保持時間の上限は１００分であり、さらに好ましくは９０分である。
［高温加熱工程］
高温加熱工程では、中温加熱工程で加熱された中間鋼材（素管）を、中温加熱工程の加熱温度から、高温加熱工程の加熱温度まで加熱して、保持する。このようにして、高温加熱工程では、鋼材のミクロ組織をオーステナイト単相に変態させる。その結果、続く急冷工程によって、中間鋼材に対して焼入れを実施することができる。具体的に、高温加熱工程における好ましい加熱温度は、８８０～１０００℃である。加熱温度が低すぎれば、中間鋼材のミクロ組織が十分に変態せず、焼入れの効果が十分に得られない。その結果、製造された鋼材において、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。一方、加熱温度が高すぎれば、オーステナイト粒が粗大化する。加熱温度が高すぎればさらに、中温加熱工程で析出した微細なＭｏ系ＭＸ型析出物の多くが溶解する。その結果、製造された鋼材の破壊靭性が低下する。
したがって、本実施形態による高温加熱工程では、好ましい加熱温度は８８０～１０００℃である。高温加熱工程におけるさらに好ましい加熱温度の下限は８９０℃であり、さらに好ましくは９００℃である。高温加熱工程におけるさらに好ましい加熱温度の上限は９９０℃であり、さらに好ましくは９８０℃である。
高温加熱工程における好ましい保持時間は１０～９０分である。保持時間が短すぎれば、中間鋼材のミクロ組織が十分に変態せず、焼入れの効果が十分に得られない。その結果、製造された鋼材において、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。一方、保持時間が長すぎても、上記効果が飽和する。
したがって、本実施形態による高温加熱工程では、好ましい保持時間は１０～９０分である。高温加熱工程におけるさらに好ましい保持時間の下限は１５分である。高温加熱工程におけるさらに好ましい保持時間の上限は８０分であり、さらに好ましくは６０分である。
［急冷工程］
急冷工程では、高温加熱工程で加熱された中間鋼材（素管）を、急冷する。急冷工程では、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、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。ここで、本実施形態による急冷工程では、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。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。
本実施形態による急冷工程では、好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は３００℃／分以上である。さらに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。
以上の工程により、本実施形態による焼入れ工程を実施することができる。なお、本実施形態による焼入れ工程では、中間鋼材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、焼入れを実施してもよい。ただし、この場合、１回目の焼入れにおいて、中温加熱工程と、高温加熱工程と、急冷工程とを実施する。つまり、２回目以降の焼入れでは、中温加熱工程を実施しない方が好ましい。２回目以降の焼入れにおいても中温加熱工程を実施した場合、２回目以降の中温加熱工程において、Ｍｏ系ＭＸ型析出物が粗大化する場合がある。その結果、製造された鋼材中のＭｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が低下する場合がある。したがって、２回以上の焼入れを実施する場合、２回目以降の焼入れでは、高温加熱工程と、急冷工程とを実施するのが好ましい。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点以下で再加熱して、保持することを意味する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する中間鋼材（素管）に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度を、たとえば、１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）に調整する。ここで、焼戻し温度とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の熱処理炉の温度に相当する。焼戻し時間とは、中間鋼材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の時間を意味する。
焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する中間鋼材（素管）に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度を８６２ＭＰａ以上に調整する。本実施形態による焼戻し工程において、好ましい焼戻し温度は６５０～７００℃である。焼戻し温度のさらに好ましい下限は６５５℃である。焼戻し温度のさらに好ましい上限は６９５℃である。
焼戻し時間が短すぎれば、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が得られない場合がある。一方、焼戻し時間が長すぎれば、上記効果は飽和する。したがって、本実施形態の焼戻し工程において、焼戻し時間は２０～１８０分とするのが好ましい。焼戻し時間のさらに好ましい下限は３０分である。焼戻し時間のさらに好ましい上限は１５０分であり、さらに好ましくは１２０分である。
以上の製造方法によって、本実施形態による鋼材を製造することができる。なお、上述の製造方法では、一例として鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態による鋼材は、鋼板や他の形状であってもよい。鋼板や他の形状の製造方法も、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。さらに、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、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。
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１－１及び表１－２中の「－」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであったことを意味する。具体的に、鋼ＲのＶ含有量、Ｗ含有量、Ｃｏ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。同様に、鋼ＲのＴｉ含有量、Ｎｂ含有量、及び、希土類元素（ＲＥＭ）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。同様に、鋼ＣのＣａ含有量、鋼ＲのＭｇ含有量、及び、鋼ＲのＢ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。また、表１に記載の化学組成と、上述の定義とから求めたＦｎ１、及び、Ｆｎ２を表２に示す。
Figure 0007417181000001
Figure 0007417181000002
Figure 0007417181000003
上記溶鋼を用いてインゴットを製造した。インゴットを熱間圧延して、板厚２０ｍｍの鋼板を製造した。熱間圧延後、常温まで冷却した各試験番号の鋼板に対して、焼入れ及び焼戻しを実施した。焼入れ工程では、中温加熱工程及び高温加熱工程を実施した後、急冷工程を実施した。具体的には、各試験番号の鋼板に対して、表２の「中温加熱工程」欄に記載の加熱温度（℃）で、保持時間（分）だけ保持した。さらに、各試験番号の鋼板に対して、表２の「高温加熱工程」欄に記載の加熱温度（℃）で２０分だけ保持した後、シャワー水冷による急冷を実施した。なお、各試験番号において、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、いずれも３００～８００℃／分の範囲内であった。また、表２に記載の加熱温度（℃）は、鋼板を加熱した熱処理炉の温度（℃）とした。さらに、表２に記載の保持時間（分）は、鋼板を加熱温度で保持した時間（分）とした。
得られた各試験番号の鋼板に対して、焼戻しを実施した。具体的には、各試験番号の鋼板を、表２の「焼戻し工程」欄に記載の焼戻し温度（℃）で保持時間（分）だけ保持する焼戻しを実施した。ここで、表２に記載の焼戻し温度（℃）は、鋼板を加熱した焼戻し炉の温度（℃）とした。さらに、表２に記載の保持時間（分）は、鋼板を焼戻し温度で保持した時間（分）とした。以上の製造工程により、各試験番号の鋼板を得た。
［評価試験］
得られた各試験番号の鋼板に対して、以下に説明する引張試験、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度測定試験、及び、破壊靭性試験を実施した。
［引張試験］
各試験番号の鋼板に対して、引張試験を実施して、降伏強度及び引張強度を求めた。引張試験はＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠して行った。具体的に、各試験番号の鋼板の板厚中央位置から、平行部径が６ｍｍ、標点距離が３０ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒引張試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。作製した丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、各試験番号の鋼板の降伏強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．６％全伸び耐力を、降伏強度と定義した。また、一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）と定義した。各試験番号について、得られた降伏強度を「ＹＳ（ＭＰａ）」として、得られた引張強度を「ＴＳ（ＭＰａ）」として表３に示す。
Figure 0007417181000004
［Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度測定試験］
各試験番号の鋼板に対して、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度測定試験を実施して、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度を求めた。具体的に、各試験番号の鋼板の板厚中央位置から、ミクロ試験片を作製した。得られたミクロ試験片を用いて、上述の方法でレプリカ膜を作製し、レプリカ膜をＴＥＭで観察した。ＴＥＭ観察の条件は、観察倍率を１０万倍、加速電圧を２００ｋＶ、観察視野の大きさを２．０μｍ×３．０μｍとした。観察視野において、上述の方法で、円相当径が１００ｎｍ以下の粒子を特定した。特定された円相当径が１００ｎｍ以下の粒子に対して、上述の方法でＥＤＳによる点分析を実施した。ＥＤＳの点分析によって定量されたＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０超～７０質量％の粒子を、Ｍｏ系ＭＸ型析出物と定義した。各観察視野で特定されたＭｏ系ＭＸ型析出物の総個数と、観察視野の総面積とに基づき、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度（個／μｍ2）を求めた。各試験番号について、得られたＭｏ系ＭＸ型析出物の個数密度（個／μｍ2）を表３に示す。
［破壊靭性試験］
各試験番号の鋼板に対して、破壊靭性試験を実施して、ＣＴＯＤ値を求めた。具体的に、各試験番号の鋼板の板厚中央位置から、図２Ａに示されるＳＥＮＢ試験片を作製した。ＳＥＮＢ試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向と平行であった。ＳＥＮＢ試験片の幅Ｗ方向は、鋼板の板幅方向と平行であった。図２Ａ及び図２Ｂに示されるように、ＳＥＮＢ試験片には、機械加工によって幅Ｗ方向に８ｍｍの深さのノッチが形成されていた。ＳＥＮＢ試験片のノッチ先端に、２ｍｍの疲労予き裂を導入した。このとき、疲労試験は室温（２４±３℃）で実施した。
疲労予き裂が導入されたＳＥＮＢ試験片に対して、ＩＳＯ １２１３５（２０２１）に準拠して、常温（２５℃）にてＣＴＯＤ試験を実施した。ＣＴＯＤ試験によって得られた、荷重－開口量曲線における破断時の荷重と、クリップゲージ開口変位の塑性成分量とから、ＩＳＯ １２１３５（２０２１）に基づき、ＣＴＯＤ値（ｍｍ）を求めた。本実施例では、ＣＴＯＤ試験における荷重負荷速度を２０．９４ｋＮ／分、ヤング率を２１２０００ＭＰａとした。なお、同様の試験を３回実施して、最小のＣＴＯＤ値（ｍｍ）を、鋼材のＣＴＯＤ値（ｍｍ）と定義した。各試験番号について、得られたＣＴＯＤ値（ｍｍ）を表３に示す。
［試験結果］
表３に試験結果を示す。
表１－１、表１－２、表２、及び、表３を参照して、試験番号１～１６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。これらの鋼板はさらに、Ｆｎ１が１２．０以下であり、Ｆｎ２が０．０５～０．８０であった。これらの鋼板はさらに、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2以上であった。その結果、これらの鋼板は、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ以上となり、優れた破壊靭性を示した。
一方、試験番号１７の鋼板は、中温加熱工程の保持時間が短すぎた。その結果、この鋼板は、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2未満となった。その結果、この鋼板は、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性を示さなかった。
試験番号１８の鋼板は、中温加熱工程の加熱温度が低すぎた。その結果、この鋼板は、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2未満となった。その結果、この鋼板は、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性を示さなかった。
試験番号１９の鋼板は、中温加熱工程の加熱温度が高すぎた。その結果、この鋼板は、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2未満となった。その結果、この鋼板は、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性を示さなかった。
試験番号２０の鋼板は、Ｆｎ２が高すぎた。その結果、この鋼板は、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2未満となった。その結果、この鋼板は、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性を示さなかった。
試験番号２１の鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖをいずれも含有せず、さらにＦｎ２が低すぎた。その結果、この鋼板は、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2未満となった。その結果、この鋼板は、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性を示さなかった。
試験番号２２の鋼板は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、この鋼板は、Ｍｏ系ＭＸ型析出物の個数密度が２０個／μｍ2未満となった。その結果、この鋼板は、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性を示さなかった。
試験番号２３の鋼板は、Ｍｎ含有量が高すぎ、Ｆｎ１が高すぎた。その結果、この鋼板は、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性を示さなかった。
試験番号２４の鋼板は、Ｆｎ１が高すぎた。その結果、この鋼板は、ＣＴＯＤ値が０．１１ｍｍ未満となり、優れた破壊靭性を示さなかった。
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：０．１０～０．４５％、
    Ｓｉ：１．００％以下、
    Ｍｎ：０．０１～１．００％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    Ｃｒ：０．１～２．０％、
    Ｍｏ：０．２０～２．００％、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｗ：０～０．５０％、
    Ｃｏ：０～０．５０％、
    Ｎｉ：０～０．５０％、
    希土類元素：０～０．０２０％、
    Ｃｕ：０～０．５０％、
    Ｂ：０～０．０１００％、及び、
    Ｔｉ：０．００１～０．３００％を含有し、
    Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、
    Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
    Ｎｂ：０．００１～０．３００％、及び、
    Ｖ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
    残部がＦｅ及び不純物からなり、
    式（１）及び式（２）を満たし、
    降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、
    前記鋼材中において、
    円相当径が１０～１００ｎｍであって、
    Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０超～７０質量％の粒子の個数密度が２０個／μｍ２以上である、
    鋼材。
    Ｍｎ×Ｓｐ≦１１．０ （１）
    ０．０５≦７×Ｔｉ＋２×Ｎｂ＋３×Ｖ≦０．８０ （２）
    ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。なお、対応する元素が含有されない場合、当該元素記号には「０」が代入される。
  2. 請求項１に記載の鋼材であって、
    Ｗ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
    希土類元素：０．００１～０．０２０％、
    Ｃｕ：０．０１～０．５０％、及び、
    Ｂ：０．０００１～０．０１００％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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