[go: up one dir, main page]

WO2025033002A1 - 鋼材 - Google Patents

鋼材 Download PDF

Info

Publication number
WO2025033002A1
WO2025033002A1 PCT/JP2024/023036 JP2024023036W WO2025033002A1 WO 2025033002 A1 WO2025033002 A1 WO 2025033002A1 JP 2024023036 W JP2024023036 W JP 2024023036W WO 2025033002 A1 WO2025033002 A1 WO 2025033002A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel
content
steel material
oxides
hydrogen embrittlement
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2024/023036
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
裕紀 神谷
悠索 富尾
実早保 安藤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2025503422A priority Critical patent/JP7759015B2/ja
Publication of WO2025033002A1 publication Critical patent/WO2025033002A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Definitions

  • This disclosure relates to steel materials.
  • oil wells and gas wells contain environments that contain a large amount of corrosive substances.
  • corrosive substances include corrosive gases such as hydrogen sulfide.
  • an environment that contains hydrogen sulfide is referred to as a "sour environment.”
  • the temperature of a sour environment ranges from room temperature to about 200°C, depending on the depth of the well.
  • Steel materials used in such sour environments include, for example, oil well steel materials used as oil well tubular goods and line pipe steel materials used as line pipes.
  • oil well steel materials used as oil well tubular goods
  • line pipe steel materials used as line pipes.
  • Patent Document 1 JP 2011-246798 A
  • Patent Document 2 JP 2015-38247 A
  • Patent Document 1 a predetermined amount of dissolved Mo is secured, prior austenite grains are refined, and M2C type precipitates are dispersed in an oil well steel pipe made of low alloy steel, thereby improving SSC resistance. Patent Document 1 also further improves hydrogen embrittlement resistance by forming Mo segregation regions at prior austenite grain boundaries.
  • Patent Document 2 hydrogen embrittlement resistance is improved by minimizing Mo segregation regions in oil well steel pipes made of low alloy steel.
  • Patent Document 3 A technology for improving hydrogen embrittlement resistance in steel materials used in high-pressure hydrogen containers is proposed in JP 2009-74122 A (Patent Document 3).
  • Patent Document 3 in a steel material made of low alloy steel, the V content and Mo content are increased from conventional levels to improve the morphology of carbides in the prior austenite grain boundaries and improve hydrogen embrittlement resistance.
  • Patent Documents 1 to 3 can improve the hydrogen embrittlement resistance of steel materials intended for use in sour environments or in high-pressure hydrogen containers.
  • steel materials having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance may also be obtained by means other than those described in the above Patent Documents 1 to 3.
  • the purpose of this disclosure is to provide a steel material that combines high strength with excellent resistance to hydrogen embrittlement.
  • the steel material according to the present disclosure is In mass percent, C: 0.15-0.45%, Si: 0.05-1.00%, Mn: 0.05-1.00%, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.005-0.100%, Cr: 0.30-1.50%, Mo: 0.40-2.00%, Ti: 0.002 to 0.020%, Nb: 0.002 to 0.100%, V: 0.05-0.30%, B: 0.0005-0.0040%, N: 0.0100% or less, O: 0.0040% or less, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, W: 0-0.50%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0 to 0.0100%, Rare earth elements: 0 to 0.0100%, and The balance is Fe and impurities, The yield strength is 965 MPa or more, In the steel material, The Si content is, in mass %, 20% or more, the O content is 10% or more, and the number
  • the steel material disclosed herein combines high strength with excellent resistance to hydrogen embrittlement.
  • the inventors first investigated obtaining a high-strength steel material with a yield strength of 965 MPa or more (140 ksi or more), assuming use in sour environments and for high-pressure hydrogen containers. Furthermore, the inventors focused on the chemical composition and investigated obtaining a steel material that combines a yield strength of 965 MPa or more with excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the inventors found that the composition is, in mass %, C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to 1.00%, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.005 to 0.100%, Cr: 0.30 to 1.50%, Mo: 0.40 to 2.00%, Ti: 0.002 to 0.020%, Nb: 0.002 to 0.100%, V: 0.05 to 0.30%, B: 0.0005 to 0.0 040%, N: 0.0100% or less, O: 0.0040% or less, Cu: 0-0.50%, Ni: 0-0.50%, W: 0-0.50%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0-0.0100%, Zr: 0-0.0100%, rare earth elements: 0-0.0100%, and the balance being Fe and impurities, it is believed that a steel material with a yield strength of 965 MPa or more and excellent resistance to hydrogen embrittlement may be possible.
  • Si oxides having a Si content of 20% or more, an O content of 10% or more, and a major axis of 5.0 ⁇ m or more, in mass% are also referred to as "coarse Si oxides".
  • coarse Si oxides As a result of detailed studies by the present inventors, it has become clear that by setting the number density of coarse Si oxides to 5/200 mm2 or less , it is possible to achieve both a yield strength of 965 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance. This point will be specifically described with reference to the drawings.
  • Fig. 1 was created using the number density of coarse Si oxides determined by a method described later and the relative rupture stress determined by a method described later for steel materials having the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 965 MPa or more in the examples described later.
  • the steel material according to this embodiment has the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 965 MPa or more, and further, the number density of the coarse Si oxides is 5/200 mm2 or less. As a result, the steel material according to this embodiment can achieve both a yield strength of 965 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the hydrogen embrittlement resistance of the steel material is improved by a mechanism different from that speculated by the present inventors.
  • the fact that the steel material has the above-mentioned chemical composition and a number density of coarse Si oxides of 5/200 mm2 or less , and as a result, a yield strength of 965 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance can be achieved at the same time is proven by the examples described below. Therefore, the steel material according to this embodiment has the above-mentioned chemical composition, a yield strength of 965 MPa or more, and a number density of coarse Si oxides in the steel material of 5/200 mm2 or less . As a result, the steel material according to this embodiment can achieve both a yield strength of 965 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • 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: 0.15-0.45%, Si: 0.05-1.00%, Mn: 0.05-1.00%, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.005-0.100%, Cr: 0.30-1.50%, Mo: 0.40-2.00%, Ti: 0.002 to 0.020%, Nb: 0.002-0.100%, V: 0.05-0.30%, B: 0.0005-0.0040%, N: 0.0100% or less, O: 0.0040% or less, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, W: 0-0.50%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Zr: 0 to 0.0100%, Rare earth elements: 0 to 0.0100%, and The balance is Fe and impurities, The yield strength is 965 MPa or more, In the steel material, The Si content is 20% or more, the O content is 10% or more, and the number density of Si oxides having a major
  • the steel material according to [1] or [2] is a seamless steel pipe. Steel.
  • 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.
  • round bar means a steel bar with a circular cross section perpendicular to the axial direction.
  • the steel pipe may be a seamless steel pipe or a welded steel pipe.
  • the steel material according to this embodiment may be any one of steel pipes for oil wells, steel pipes for line pipes, and steel pipes for high-pressure hydrogen containers.
  • steel pipes for oil wells refers to steel pipes used as oil well tubular goods.
  • Oil well tubular goods is a general term for casings, tubing, and drill pipes used for drilling oil or gas wells, extracting crude oil or natural gas, etc.
  • steel pipe for line pipe means steel pipe for line pipe use constituting a pipeline that transports produced fluids (crude oil or natural gas) extracted from oil wells or gas wells.
  • pipelines include flow lines that transport produced fluids from oil wells or gas wells, gathering lines that collect the produced fluids transported by the flow lines and transport them to primary treatment facilities, trunk lines that transport produced fluids that have undergone primary treatment such as dehydration to the vicinity of the market, and distribution lines that transport them to consumers.
  • steel pipe for high-pressure hydrogen containers refers to steel pipe that is standardized by ISO11439, ANSI/NGV, the High Pressure Gas Safety Act, the Illustrated Standards for Container Safety Regulations, etc. and is used for high-pressure hydrogen containers in which high-pressure hydrogen gas is stored.
  • high-pressure hydrogen containers include high-pressure hydrogen accumulators installed at hydrogen stations and high-pressure hydrogen cylinders installed in fuel cell vehicles.
  • C 0.15-0.45% Carbon (C) improves the hardenability of steel and increases its strength. C also promotes the spheroidization of carbides during tempering in the manufacturing process, and improves the SSC resistance of the steel. If the C content is too low, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, 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 becomes too large, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel decreases. Therefore, the C content is 0.15 to 0.45%.
  • the preferred lower limit of the C content is 0.18%, more preferably 0.20%, more preferably 0.22%, and more preferably 0.23%.
  • the preferred upper limit of the C content is 0.40%, more preferably 0.38%, and more preferably 0.35%.
  • Si 0.05-1.00% 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. On the other hand, if the Si content is too high, a large number of coarse Si oxides are formed, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel may deteriorate even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Si content is 0.05 to 1.00%.
  • the preferred lower limit of the Si content is 0.10%, more preferably 0.15%, and even more preferably 0.20%.
  • the preferred upper limit of the Si content is 0.85%, more preferably 0.75%, more preferably 0.60%, more preferably 0.50%, and even more preferably 0.40%.
  • Mn 0.05-1.00%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn also enhances the hardenability of steel. If the Mn content is too low, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Mn content is too high, coarse sulfide-based inclusions are formed, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel is reduced, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Mn content is 0.05 to 1.00%.
  • the preferred lower limit of the Mn content is 0.06%, more preferably 0.08%, and even more preferably 0.10%.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 0.90%, more preferably 0.80%, more preferably 0.70%, more preferably 0.60%, more preferably 0.50%, and even more preferably 0.40%.
  • 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 hydrogen embrittlement resistance of the steel material will decrease. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • the preferred upper limit of the P content is 0.025%, more preferably 0.020%, more preferably 0.015%, and even more preferably 0.010%.
  • 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 0.0050% 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 hydrogen embrittlement resistance of the steel material will decrease. Therefore, the S content is 0.0050% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.0040%, more preferably 0.0031%, more preferably 0.0030%, more preferably 0.0020%, and more preferably 0.0015%.
  • 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 more preferably 0.0003%.
  • Al 0.005-0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, the above effect is not sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel material is reduced. On the other hand, if the Al content is too high, coarse Al oxides are formed even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel material is reduced. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.100%.
  • the preferred lower limit of the Al content is 0.010%, more preferably 0.015%, and even more preferably 0.020%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 0.080%, more preferably 0.060%, more preferably 0.040%, and even more preferably 0.035%.
  • the "Al” content in this specification means the content of "acid-soluble Al", that is, “sol. Al”.
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel. Cr also enhances the temper softening resistance of steel, enabling high-temperature tempering. As a result, the hydrogen embrittlement resistance of steel is enhanced. If the Cr 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. On the other hand, if the Cr content is too high, the hydrogen embrittlement resistance of steel is reduced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Cr content is 0.30 to 1.50%.
  • the preferred lower limit of the Cr content is 0.35%, more preferably 0.40%, and even more preferably 0.50%.
  • the preferred upper limit of the Cr content is 1.40%, more preferably 1.30%, more preferably 1.20%, more preferably 1.10%, and even more preferably 1.05%.
  • Mo 0.40-2.00%
  • Molybdenum (Mo) enhances the hardenability of steel. Mo further enhances the temper softening resistance of steel, enabling high-temperature tempering. As a result, the hydrogen embrittlement resistance of steel is enhanced. If the Mo 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. On the other hand, if the Mo content is too high, coarse carbides are formed, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel is reduced. Therefore, the Mo content is 0.40 to 2.00%.
  • the preferred lower limit of the Mo content is 0.45%, more preferably 0.49%, more preferably 0.50%, more preferably 0.55%, and more preferably 0.60%.
  • the preferred upper limit of the Mo content is 1.80%, more preferably 1.60%, more preferably 1.40%, and more preferably 1.30%.
  • Titanium (Ti) combines with N to form nitrides, and the pinning effect refines the grains of the steel material. As a result, the hydrogen embrittlement resistance of the steel material is improved. If the Ti 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. On the other hand, if the Ti content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the Ti nitrides become coarse, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel material is reduced. Therefore, the Ti content is 0.002 to 0.020%. The preferred lower limit of the Ti content is 0.003%, and more preferably 0.004%. The preferred upper limit of the Ti content is 0.018%, more preferably 0.015%, more preferably 0.010%, and more preferably 0.008%.
  • Niobium combines with C and/or N to form carbides, nitrides, or carbonitrides (hereinafter referred to as "carbonitrides, etc.”). Carbonitrides, etc., refine the grains of the steel material by a pinning effect, and enhance the hydrogen embrittlement resistance of the steel material. Nb also forms fine carbides during tempering to enhance the temper softening resistance of the steel material and enhance the strength of the steel material. If the Nb content is too low, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment.
  • the Nb content is 0.002 to 0.100%.
  • the preferable lower limit of the Nb content is 0.005%, more preferably 0.010%, more preferably 0.015%, and even more preferably 0.020%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.080%, more preferably 0.060%, and further preferably 0.040%.
  • V 0.05-0.30% Vanadium (V) forms carbonitrides and the like. Carbonitrides and the like refine the grains of the steel material by the pinning effect, and enhance the hydrogen embrittlement resistance of the steel material. V also forms fine carbides during tempering to enhance the temper softening resistance of the steel material and enhance the strength of the steel material. If the V 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. On the other hand, if the V content is too high, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, carbonitrides and the like are excessively formed, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel material is reduced. Therefore, the V content is 0.05 to 0.30%. The preferred lower limit of the V content is 0.06%, more preferably 0.07%, and even more preferably 0.08%. The preferred upper limit of the V content is 0.25%, more preferably 0.20%, and even more preferably 0.15%.
  • B 0.0005-0.0040% Boron (B) dissolves in steel to improve the hardenability of the steel and to increase the strength of the steel. B also suppresses the grain boundary segregation of P to improve the hydrogen embrittlement resistance of the steel. If the B 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. On the other hand, if the B content is too high, coarse nitrides are formed and the hydrogen embrittlement resistance of the steel is reduced even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the B content is 0.0005 to 0.0040%. The preferred lower limit of the B content is 0.0006%, and more preferably 0.0008%. The preferred upper limit of the B content is 0.0035%, more preferably 0.0030%, more preferably 0.0025%, and more preferably 0.0020%.
  • 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 strength of the steel 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 hydrogen embrittlement resistance of the steel is reduced. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the preferred upper limit of the N content is 0.0080%, more preferably 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 hydrogen embrittlement resistance of the steel material is reduced. Therefore, the O content is 0.0040% or less.
  • the preferred upper limit of the O content is 0.0035%, more preferably 0.0033%, more preferably 0.0030%, more preferably 0.0025%, and 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 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 steel material described above may further contain one or more elements selected from the group consisting of Cu and Ni in place of a portion of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the hardenability of the steel material.
  • 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 hydrogen embrittlement resistance 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 hot workability of the steel material decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%.
  • the preferred lower limit of the Cu content is more than 0%, more preferably 0.01%, and even more preferably 0.02%.
  • the preferred upper limit of the Cu content is 0.35%, more preferably 0.25%, more preferably 0.15%, more preferably 0.10%, and even more preferably 0.05%.
  • Ni 0-0.50%
  • 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 enhances the strength of the steel material. Ni further dissolves in the steel material to enhance the SSC resistance of the steel material. 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, even if the contents of other elements are 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 0.50%.
  • the preferred lower limit of the Ni content is more than 0%, more preferably 0.01%, and more preferably 0.02%.
  • the preferred upper limit of the Ni content is 0.30%, more preferably 0.20%, more preferably 0.10%, and more preferably 0.05%.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel may further contain W instead of part of the Fe.
  • 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 hydrogen embrittlement 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 formed in the steel material, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel material is 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 0.03%, and even more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the W content is less than 0.50%, and even more preferably 0.48%.
  • 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 Ca, Mg, Zr, and rare earth elements. All of these elements are optional elements, and render the S in the steel harmless as sulfides. As a result, these elements improve the hydrogen embrittlement resistance of the steel.
  • Ca 0 ⁇ 0.0100% Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%. When contained, Ca renders S in the steel harmless as sulfides and enhances the hydrogen embrittlement resistance of the steel. If even a small amount of Ca is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if 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 will coarsen and the hydrogen embrittlement resistance of the steel will decrease. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0100%.
  • the preferred lower limit of the Ca content is more than 0%, more preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and even more preferably 0.0006%.
  • the preferred upper limit of the Ca content is 0.0040%, more preferably 0.0025%, and even more preferably 0.0020%.
  • Mg 0-0.0100%
  • Mg Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%. When contained, Mg renders S in the steel harmless as sulfides and enhances the hydrogen embrittlement resistance of the steel. If even a small amount of Mg is contained, the above effect can be obtained to a certain 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 will coarsen and the hydrogen embrittlement resistance of the steel will decrease. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0100%.
  • the preferred lower limit of the Mg content is more than 0%, more preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and even more preferably 0.0006%.
  • the preferred upper limit of the Mg content is 0.0040%, 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 harmless as sulfides and enhances the hydrogen embrittlement resistance of the steel. If even a small amount of Zr is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if 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 will coarsen and the hydrogen embrittlement resistance of the steel will decrease. Therefore, the Zr content is 0 to 0.0100%.
  • the preferred lower limit of the Zr content is more than 0%, more preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and even more preferably 0.0006%.
  • the preferred upper limit of the Zr content is 0.0040%, more preferably 0.0025%, and even more preferably 0.0020%.
  • Rare earth elements 0 to 0.0100%
  • Rare earth elements are optional elements and may not be contained. That is, the REM content may be 0%.
  • REM renders S in the steel harmless as sulfides, and enhances the hydrogen embrittlement resistance of the steel.
  • REM further binds to P in the steel to suppress the segregation of P at the grain boundaries. Therefore, the deterioration of the hydrogen embrittlement resistance of the steel caused by the segregation of P is suppressed. If even a small amount of REM is contained, the above effect can be obtained to a certain extent.
  • the REM content is 0 to 0.0100%.
  • the preferable lower limit of the REM content is more than 0%, more preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and even more preferably 0.0006%.
  • the upper limit of the REM content is preferably 0.0040%, more preferably 0.0025%, and further preferably 0.0020%.
  • 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 yield strength of the steel material according to this embodiment is 965 MPa or more (140 ksi or more).
  • the yield strength in this specification means the stress at 0.65% elongation (0.65% proof stress) obtained in a tensile test at room temperature (25 ° C.) in accordance with ASTM E8 / E8M (2021).
  • the steel material according to this embodiment has the above-mentioned chemical composition and satisfies the number density of the coarse Si oxide described later, so that even if the yield strength is 965 MPa or more, it has excellent SSC resistance.
  • the upper limit of the yield strength is not particularly limited, but is, for example, 1172 MPa.
  • the preferred lower limit of the yield strength is 986 MPa, more preferably 1000 MPa, more preferably 1030 MPa, more preferably more than 1034 MPa, more preferably 1035 MPa, and more preferably 1040 MPa.
  • the yield strength of the steel material according to this embodiment is determined by the following method. First, a round bar test piece is prepared from the steel material according to this embodiment. If the steel material is a steel plate, 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. If the steel material is a steel pipe, 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. If the steel material is a round bar, the round bar test piece is prepared from the R/2 position.
  • the R/2 position means the center position of the radius R in a cross section perpendicular to the axial direction of the round bar.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the axial direction of the round bar.
  • the size of the round bar test piece is, for example, 8.9 mm in parallel part diameter and 35.6 mm in gauge length.
  • a tensile test is performed at room temperature (25°C) in air in accordance with ASTM E8/E8M (2021), and the obtained stress at 0.65% elongation (0.65% 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 steel material according to the present embodiment has the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 965 MPa or more, and furthermore, the number density of the coarse Si oxides in the steel material is 5 pieces/200 mm2 or less.
  • particles having a Si content of 20% or more and an O content of 10% or more, in mass% are also referred to as "Si oxides".
  • Si oxides having a major axis of 5.0 ⁇ m or more are also referred to as "coarse Si oxides”.
  • coarse Si oxides refer to particles having a Si content of 20% or more, an O content of 10% or more, and a major axis of 5.0 ⁇ m or more, in mass%.
  • the steel material according to this embodiment has the above-mentioned chemical composition and a yield strength of 965 MPa or more, and further, the number density of coarse Si oxides in the steel material is set to 5/200 mm2 or less .
  • the preferred upper limit of the number density of the coarse Si oxides is 4 pieces/200 mm2 , and more preferably 3 pieces/200 mm2 .
  • the lower limit of the number density of the coarse Si oxides is not particularly limited, and may be 0 pieces/200 mm2 .
  • the lower limit of the number density of the coarse Si oxides may be, for example, 1 piece/200 mm2 .
  • the number density of coarse Si oxides in the steel material can be found by the following method.
  • a test piece is prepared from the steel material according to this embodiment, with the observation surface being a surface including the rolling direction and the reduction direction.
  • the steel material is a steel plate
  • a test piece is prepared from the center of the plate width and the plate thickness t/4 part, with the observation surface being a surface including the rolling direction and the plate thickness direction.
  • the plate thickness t/4 part means a depth position of t/4 from the surface of the steel plate, where t is the thickness of the steel plate.
  • 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.
  • a test piece is prepared with 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 prepared test piece is polished to a mirror finish, and then the measurement is performed.
  • the area of the observation surface is not limited, but is, for example, 300 mm 2 (20 mm ⁇ 15 mm).
  • the number of Si oxides with a major axis of 5.0 ⁇ m or more on the observation surface is determined.
  • the particles on the observation surface are first identified from the contrast.
  • Element concentration analysis (EDS analysis) is performed on each identified particle.
  • EDS analysis Element concentration analysis
  • the acceleration voltage is set to 20 kV, and the target elements are quantified as N, O, Mg, Al, Si, P, S, Ca, Ti, Cr, Mn, Fe, Cu, Zr, and Nb.
  • the Si content is 20% or more and the O content is 10% or more by mass%, the particle is identified as a "Si oxide".
  • Si oxides with a major axis of 5.0 ⁇ m or more are identified, and the total number of coarse Si oxides is calculated.
  • the major axis of Si oxides can be calculated by a known method.
  • the major axis of Si oxides means the longest line segment ( ⁇ m) among the line segments connecting any two points on the periphery of Si oxides on the observation surface.
  • the number density of the coarse Si oxides is determined based on the total number of coarse Si oxides and the total area of the observation surface. In this embodiment, the number density of the coarse Si oxides (pieces/200 mm 2 ) is determined by rounding off the obtained value to the first decimal place.
  • the number density of the coarse Si oxides can be measured using a scanning electron microscope equipped with a composition analysis function (SEM-EDS device).
  • SEM-EDS device for example, an automatic analyzer manufactured by FEI (ASPEX) under the product name Metals Quality Analyzer can be used.
  • the steel material according to this embodiment has the above-mentioned chemical composition, a yield strength of 965 MPa or more, and a number density of coarse Si oxides in the steel material of 5 particles/200 mm2 or less .
  • the steel material according to this embodiment has both high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the excellent hydrogen embrittlement resistance can be evaluated by the following method.
  • a test piece for evaluating hydrogen embrittlement resistance is prepared from the steel material according to this embodiment.
  • the test piece is a round bar test piece with an annular notch.
  • the outer diameter of the parallel part of the test piece is 4.0 mm
  • the length of the parallel part is 25 mm
  • an annular notch is formed at the longitudinal center position of the parallel part.
  • the notch shape is a notch depth of 0.3 mm, a notch angle of 60°, and a curvature radius of the notch bottom of 0.125 mm.
  • the steel material is a steel plate
  • a round bar test piece is prepared from the center of the plate width and the plate thickness t/4 part.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • a round bar test piece is prepared from the center of the wall thickness.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the pipe axial direction of the steel pipe.
  • a round bar test piece is prepared from the R/2 position. In this case, the axial direction of the round bar test piece is parallel to the axial direction of the round steel.
  • the cathodic hydrogen charging solution was prepared at room temperature.
  • the cathodic hydrogen charging solution was an aqueous solution containing 5 mass% sodium chloride solution at room temperature, 30 g/L NH4SCN , and acetate buffer, and the pH of the solution was adjusted to pH 3.5 before the test using the acetate buffer.
  • the annular notched round bar test specimen is immersed in the cathodic hydrogen charging solution and hydrogen is charged into the annular notched round bar test specimen at a potential of -1.5 V for a charging time of 24 hours.
  • a zinc plating film is preferably formed on the surface of the annular notched round bar test specimen that has been charged with hydrogen, to prevent hydrogen from leaking out from within the annular notched round bar test specimen.
  • a tensile test is carried out on the hydrogen-charged annular notched round bar test piece in air at room temperature (25° C.) using a slow strain rate testing machine (SSRT). At this time, the strain rate is set to 4.2 ⁇ 10 ⁇ 6 /sec to obtain the breaking stress BS1 (MPa).
  • a tensile test is carried out on the hydrogen-uncharged annular notched round bar test piece under the same conditions to obtain the breaking stress BS0 (MPa).
  • the breaking stress (MPa) is obtained by rounding off the first decimal place of the obtained numerical value.
  • 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, it can achieve both a yield strength of 965 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance, provided that other configurations of this embodiment are satisfied. That is, in this embodiment, if the steel material achieves both a yield strength of 965 MPa or more and excellent SSC resistance, it is determined that the microstructure has 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 width and the plate thickness t/4 part, 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 a round bar, a test piece is prepared with 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.
  • a method for manufacturing a steel material according to this embodiment will be described. Below, 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 process for preparing a material (steelmaking process), a process for hot working the material to manufacture a mother pipe (hot working process), and a process for quenching and tempering the mother pipe to produce a seamless steel pipe (quenching process and tempering process). Note that the manufacturing method according to this embodiment is not limited to the manufacturing method described below. Each process will be described in detail below.
  • Stepmaking process In the steelmaking process, first, molten pig iron produced by a known method is refined in a converter (primary refining). The molten steel produced by the primary refining is then subjected to secondary refining. In the secondary refining, alloy elements are added to adjust the composition, and molten steel satisfying the above-mentioned chemical composition is produced.
  • Secondary refining involves, for example, RH (Ruhrstahl-Hausen) vacuum degassing treatment. After that, the alloy components are finally adjusted. In secondary refining, combined refining may be performed. In this case, prior to the RH vacuum degassing treatment, for example, a refining treatment using LF (Ladle Furnace) or VAD (Vacuum Arc Degassing) is performed.
  • Materials are manufactured using molten steel that has undergone secondary refinement. Specifically, cast pieces (slabs, blooms, or billets) are manufactured by continuous casting using molten steel that has undergone secondary refinement. In continuous casting, molten steel is first poured from a ladle into a tundish. At this time, packing sand is usually enclosed in the nozzle of the ladle to seal it. For this reason, packing sand may be mixed in with the molten steel from the ladle to the tundish. Also, when manufacturing materials having the above-mentioned chemical composition, silicon oxides may be used as packing sand. In this case, there is a concern that silicon oxides may be introduced into the manufactured material.
  • the molten steel and the Si oxide are separated.
  • the method of separating the Si oxide is not particularly limited, but the following method can be used, for example.
  • a tilted metal plate is placed below the nozzle of the ladle and above the opening of the tundish.
  • the Si oxide is discharged from the nozzle first, followed by the molten steel.
  • the Si oxide is lighter than the molten steel. Therefore, the Si oxide discharged from the nozzle is guided out of the opening of the tundish along the tilt of the metal plate.
  • the tilt of the metal plate may be provided, for example, by placing a metal plate processed into a cone shape without a bottom so that its apex is directly below the nozzle of the ladle, or by other methods. Furthermore, a single metal plate may be used, or multiple metal plates may be used in a stack. Furthermore, the thickness of the metal plate is not particularly limited, but is, for example, about 1 to 10 mm.
  • the metal plate in this embodiment is preferably a metal plate made of alloy elements contained in the molten steel.
  • an aluminum plate can be used as a metal plate made of alloy elements contained in the molten steel.
  • an aluminum plate means a metal plate made of aluminum and the remainder made of impurities.
  • the metal plate is removed from below the nozzle.
  • the method for removing the metal plate from below the nozzle is not particularly limited, but for example, a hole may be formed in part of the metal plate and the metal plate may be removed using a rod with a hook at its tip. In this case, the hook at the tip of the rod can be hooked into the hole in the metal plate and the rod can be pulled to remove the metal plate.
  • the Si oxide can be separated from the molten steel and the molten steel can be introduced into the tundish.
  • the method for separating the Si oxide from the molten steel is not limited to the above method.
  • molten steel is cast to produce a material.
  • the material is preferably a billet with a circular cross section (round billet).
  • the method for producing the material is not particularly limited.
  • molten steel may be cast into a round billet by continuous casting.
  • molten steel may be cast to produce a billet with a rectangular cross section, or a bloom may be produced. In these cases, it is preferable to carry out blooming and produce a round billet from the billet with a rectangular cross section or the bloom.
  • 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%.
  • a blank pipe from the billet.
  • the blank pipe may be manufactured by forging using the Erhardt method or the like.
  • the blank pipe is manufactured through 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 blank pipe produced by hot working may be air-cooled (as-rolled).
  • the blank pipe produced by hot working may be quenched directly after hot working without being cooled to room temperature, or it may be quenched after being reheated after hot working.
  • SR stress relief annealing
  • the prepared material is hot worked to produce intermediate steel.
  • 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 will not be mainly martensite and bainite, and the mechanical properties specified in this embodiment (yield strength of 965 MPa or more) will not be obtained. In this case, excellent SSC resistance will also not 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 pipe) 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 process In the tempering process, the blank pipe that has been quenched is tempered.
  • tempering means reheating the quenched intermediate steel material at a temperature lower than the A c1 point and holding the temperature.
  • the tempering temperature corresponds to the furnace temperature when the quenched intermediate steel material is heated and held.
  • the tempering time means the time for which the intermediate steel material is held at the tempering temperature.
  • the tempering temperature is adjusted as appropriate depending on the chemical composition of the seamless steel pipe and the yield strength to be obtained.
  • the tempering temperature is adjusted to adjust the yield strength of the seamless steel pipe to 965 MPa or more. It is of course possible for a person skilled in the art to adjust the yield strength of the seamless steel pipe to 965 MPa or more by adjusting the tempering temperature.
  • the preferred tempering temperature is 640 to 680°C.
  • the tempering time is preferably 10 to 90 minutes.
  • a more preferable lower limit of the tempering time is 15 minutes.
  • a more preferable upper limit of the tempering time is 80 minutes.
  • the steel material according to this embodiment can be manufactured by the above manufacturing method.
  • 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.
  • Molten steel was produced having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2.
  • "-" means that the content of each element is at the impurity level.
  • the Cu content, Ni content, and W content of Steel A were rounded off to two decimal places, meaning that they were 0%.
  • the Ca content, Mg content, Zr content, and rare earth element (REM) content of Steel A were rounded off to five decimal places, meaning that they were 0%.
  • the above molten steel was used to manufacture a round billet by continuous casting.
  • a metal plate processed into a bottomless cone shape was placed above the opening of the tundish so that its apex was directly below the nozzle of the ladle.
  • Table 2 shows whether or not a metal plate of the above shape was placed above the opening of the tundish. Specifically, when a metal plate of the above shape was placed above the opening of the tundish, "A” is indicated in the "Metal Plate” column of Table 2. When a metal plate of the above shape was not placed above the opening of the tundish, "B” is indicated in the "Metal Plate” column of Table 2.
  • the metal plate of the above shape placed above the opening of the tundish was an aluminum plate. Specifically, three aluminum plates with a thickness of 2 mm were used in a stack. When a metal plate was placed, after the silicon oxide was discharged from the nozzle and before the molten steel was discharged, the metal plate was removed from below the nozzle using a rod with a hook formed at the tip.
  • the produced round billet of each test number was held at 1250°C for 1 hour, and then hot rolling was performed by the Mannesmann-mandrel method to produce a blank pipe (seamless steel pipe) of each test number. Furthermore, the obtained blank pipe of each test number was quenched. Specifically, the blank pipe of each test number was held at the temperature (°C) for the time (minutes) shown in the "Quenching process" column of Table 2, and then quenched by shower water cooling. Moreover, for test number 5, after the above-mentioned quenching, it was held at 900°C for 10 minutes, and then quenched by shower water cooling.
  • the cooling rate during quenching CR 800-500 was in the range of 480 to 30000°C/min.
  • the temperature (°C) of the quenching process was the temperature (°C) of the heat treatment furnace in which the blank pipe was heated.
  • the time (minutes) of the quenching process was the time (minutes) in which the blank pipe was held at the quenching temperature.
  • the obtained blank pipes of each test number were tempered. Specifically, the blank pipes of each test number were tempered by holding them at the temperature (°C) for the time (minutes) listed in the "Tempering process” column of Table 2.
  • the tempering temperature (°C) listed in Table 2 is the temperature (°C) of the tempering furnace in which the blank pipes were heated.
  • the tempering time (minutes) listed in Table 2 is the time (minutes) during which the blank pipes were held at the tempering temperature.
  • the cathodic hydrogen charging method was charged to one of the two annular notched round bar specimens by the cathodic hydrogen charging method. Specifically, a cathodic hydrogen charging solution was prepared at room temperature. The cathodic hydrogen charging solution was an aqueous solution containing 5 mass% sodium chloride solution at room temperature, 30 g/L NH 4 SCN, and an acetate buffer solution, and the pH of the solution before the test was adjusted to pH 3.5 using the acetate buffer solution.
  • the annular notched round bar test specimen was immersed in the cathodic hydrogen charging solution and hydrogen was charged to the annular notched round bar test specimen at a potential of -1.5V for a charging time of 24 hours.
  • a sour environment was simulated by charging with hydrogen.
  • a zinc plating film was formed under the same conditions for each test number on the surface of the hydrogen-charged annular notched round bar test specimen, to prevent hydrogen from leaking out from within the annular notched round bar test specimen. Hydrogen was not charged to the other annular notched round bar test specimen.
  • a tensile test was performed on the annular notched round bar specimens with the zinc plating coating at room temperature in air at a strain rate of 4.2 x 10-6 /sec using a slow strain rate testing machine (SSRT), and the breaking stress BS1 (MPa) in a hydrogen environment was determined.
  • SSRT slow strain rate testing machine
  • the obtained breaking stress in air BS0 (MPa) is shown in the "BS0 in air (MPa)” column of the “Notched tensile test results” column in Table 3.
  • the obtained breaking stress in a hydrogen environment BS1 (MPa) is shown in the "BS1 in hydrogen environment (MPa)” column of the “Notched tensile test results” column in Table 3.
  • the relative breaking stress (BS1/BS0) calculated from the breaking stress in air BS0 (MPa) and the breaking stress in a hydrogen environment BS1 (MPa) is shown in Table 3.
  • the seamless steel pipes of test numbers 1 to 17 had appropriate chemical compositions, and the manufacturing methods also satisfied the above-mentioned preferred conditions. As a result, these seamless steel pipes had a yield strength of 965 MPa or more, and further, the number density of coarse Si oxides was 5/200 mm2 or less . As a result, these seamless steel pipes had a relative fracture stress of 0.85 or more in the hydrogen embrittlement resistance evaluation test. That is, the seamless steel pipes of test numbers 1 to 17 had both a yield strength of 965 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance. It was determined that the sum of the volume fractions of tempered martensite and tempered bainite in the microstructure of these seamless steel pipes was 90% or more.
  • the seamless steel pipe of test number 23 had an excessively high O content. As a result, in the hydrogen embrittlement resistance evaluation test, this seamless steel pipe had a relative fracture stress of less than 0.85, and did not have excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the seamless steel pipe of test number 24 had too low a Mo content.
  • this seamless steel pipe had a relative fracture stress of less than 0.85, and did not have excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the seamless steel pipe of test number 25 had too high a S content.
  • this seamless steel pipe had a relative fracture stress of less than 0.85, and did not have excellent hydrogen embrittlement resistance.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

高強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立する鋼材を提供する。本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．４０～２．００％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００４０％以下、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、降伏強度が９６５ＭＰａ以上である。鋼材中において、質量％で、Ｓｉ含有量が２０％以上であり、Ｏ含有量が１０％以上であり、長径が５．０μｍ以上のＳｉ酸化物の個数密度が、５個／２００ｍｍ2以下である。

Description

鋼材
　本開示は鋼材に関する。
　油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して「油井」という）の中には、腐食性物質を多く含有する環境がある。腐食性物質はたとえば、硫化水素等の腐食性ガス等である。本明細書において、硫化水素を含有する環境を「サワー環境」という。サワー環境の温度は、井戸の深さにもよるが、常温～２００℃程度である。
　このようなサワー環境で使用される鋼材として、たとえば、油井管として適用される油井用鋼材や、ラインパイプとして適用されるラインパイプ用鋼材等がある。近年、油井の深井戸化により、油井用鋼材等の高強度化が求められている。
　一方、鋼材をサワー環境で使用する場合、鋼材表面が腐食性物質と接触して、電気化学反応が起こり、鋼材表面に水素が発生する。この水素に起因して、鋼材に硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ：Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ）に代表される水素脆化割れが発生しやすい。したがって、サワー環境で使用される鋼材では、高い強度とともに、優れた耐水素脆化特性も求められる。
　サワー環境で使用される鋼材において耐水素脆化特性を高める技術が、特開２０１１－２４６７９８号公報（特許文献１）、及び、特開２０１５－３８２４７号公報（特許文献２）に開示されている。
　特許文献１では、低合金鋼からなる油井用鋼管において、所定量の固溶Ｍｏを確保し、旧オーステナイト粒を微細化し、Ｍ2Ｃ型析出物を分散させる。これにより、耐ＳＳＣ性を高めている。特許文献１ではさらに、旧オーステナイト粒界にＭｏ偏析領域を形成することにより、耐水素脆化特性をさらに高めている。
　特許文献２では、低合金鋼からなる油井用鋼管において、Ｍｏ偏析領域をなるべく抑制することにより、耐水素脆化特性を高めている。
　さらに最近では、水素を燃料として走行する燃料電池自動車の開発、及び、燃料電池自動車に水素を供給する水素ステーションの実用化が進められている。水素ステーションに設置される高圧水素蓄圧器には、高圧の水素ガスが貯蔵される。また、燃料電池自動車として、高圧水素ボンベを搭載した自動車の開発も進められている。このような高圧水素蓄圧器や高圧水素ボンベに代表される高圧水素容器に利用される鋼材も、高い強度とともに、優れた耐水素脆化特性が求められる。
　高圧水素容器に利用される鋼材において耐水素脆化特性を高める技術が、特開２００９－７４１２２号公報（特許文献３）に提案されている。特許文献３では、低合金鋼からなる鋼材において、Ｖ含有量及びＭｏ含有量を従来よりも高めることにより、旧オーステナイト粒界の炭化物の形態を改善し、耐水素脆化特性を高めている。
特開２０１１－２４６７９８号公報 特開２０１５－３８２４７号公報 特開２００９－７４１２２号公報
　上記特許文献１～３に開示する技術によれば、サワー環境での使用や高圧水素容器への利用が想定された鋼材の耐水素脆化特性を高めることができる。しかしながら、上述の特許文献１～３に記載された手段以外の他の手段により、高強度と、優れた耐水素脆化特性とを有する鋼材が得られてもよい。
　本開示の目的は、高強度と、優れた耐水素脆化特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：０．１５～０．４５％、
　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　Ｍｎ：０．０５～１．００％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．００５０％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｃｒ：０．３０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．４０～２．００％、
　Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、
　Ｎｂ：０．００２～０．１００％、
　Ｖ：０．０５～０．３０％、
　Ｂ：０．０００５～０．００４０％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．００４０％以下、
　Ｃｕ：０～０．５０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｗ：０～０．５０％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｚｒ：０～０．０１００％、
　希土類元素：０～０．０１００％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　降伏強度が９６５ＭＰａ以上であり、
　前記鋼材中において、
　質量％で、Ｓｉ含有量が２０％以上であり、Ｏ含有量が１０％以上であり、長径が５．０μｍ以上のＳｉ酸化物の個数密度が、５個／２００ｍｍ2以下である。
　本開示による鋼材は、高強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立する。
図１は、本実施例における粗大Ｓｉ酸化物（長径が５．０μｍ以上のＳｉ酸化物）の個数密度（個／２００ｍｍ2）と、耐水素脆化特性の指標である相対破断応力（＝ＢＳ１／ＢＳ０）との関係を示す図である。
　本発明者らはまず、サワー環境での使用や高圧水素容器への利用を想定して、高強度として９６５ＭＰａ以上（１４０ｋｓｉ以上）の降伏強度を有する鋼材を得ることを検討した。さらに本発明者らは、化学組成に着目して、９６５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立する鋼材を得ることを検討した。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．４０～２．００％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００４０％以下、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、９６５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立できる可能性があると考えた。
　一方、上述の化学組成を有する鋼材であっても、９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有する場合、高圧水素ガス環境における優れた耐水素脆化特性を得られない場合があった。そこで本発明者らは、上述の化学組成を有し、９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有する鋼材について、耐水素脆化特性が低下する要因について、詳細に検討した。その結果、上述の化学組成を有する鋼材では、鋼材中に粗大なＳｉ酸化物が含まれる懸念があることが明らかになった。鋼材中に粗大なＳｉ酸化物が含まれれば、鋼材の耐水素脆化特性が低下する可能性がある。
　本明細書において、質量％で、Ｓｉ含有量が２０％以上であり、Ｏ含有量が１０％以上であり、長径が５．０μｍ以上のＳｉ酸化物を、「粗大Ｓｉ酸化物」ともいう。本発明者らの詳細な検討の結果、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度を５個／２００ｍｍ2以下とすることで、９６５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立できることが明らかになった。この点について、図面を用いて具体的に説明する。
　図１は、本実施例における粗大Ｓｉ酸化物（長径が５．０μｍ以上のＳｉ酸化物）の個数密度（個／２００ｍｍ2）と、耐水素脆化特性の指標である相対破断応力（＝ＢＳ１／ＢＳ０）との関係を示す図である。図１は、後述する実施例のうち、上述の化学組成と、９６５ＭＰａ以上の降伏強度とを有する鋼材について、後述する方法で求めた粗大Ｓｉ酸化物の個数密度と、後述する方法で求めた相対破断応力とを用いて作成した。
　図１を参照して、上述の化学組成と、９６５ＭＰａ以上の降伏強度とを有する鋼材では、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度が５個／２００ｍｍ2以下であれば、相対破断応力が０．８５以上となり、優れた耐水素脆化特性が得られ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、上述の化学組成と、９６５ＭＰａ以上の降伏強度とを有し、さらに、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度を５個／２００ｍｍ2以下とする。その結果、本実施形態による鋼材は、９６５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立することができる。
　粗大Ｓｉ酸化物の個数密度を５個／２００ｍｍ2以下であることによって、鋼材の耐水素脆化特性が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。上述の化学組成を有する鋼材を製造する場合、製鋼工程において、主としてアルミニウム（Ａｌ）による脱酸が実施される。そのため、上述の化学組成を有する鋼材では、Ａｌ2Ｏ3に代表されるＡｌ酸化物について検討されてきたものの、Ｓｉ酸化物には着目されてこなかった。しかしながら、数の少ないＳｉ酸化物、特に長径が５．０μｍ以上の粗大Ｓｉ酸化物は、Ａｌ酸化物よりも鋼材の耐水素脆化特性を低下させやすい可能性がある。そのため、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度を５個／２００ｍｍ2以下にまで低下させることで、鋼材の耐水素脆化特性を高められるのではないか、と本発明者らは推察している。
　なお、本発明者らの推察とは異なるメカニズムによって、鋼材の耐水素脆化特性が高まっている可能性はあり得る。上述の化学組成を有し、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度が５個／２００ｍｍ2以下である結果、９６５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立できる点は、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は、上述の化学組成と、９６５ＭＰａ以上の降伏強度とを有し、鋼材中の粗大Ｓｉ酸化物の個数密度が５個／２００ｍｍ2以下である。その結果、本実施形態による鋼材は、９６５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立することができる。
　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：０．１５～０．４５％、
　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
　Ｍｎ：０．０５～１．００％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．００５０％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｃｒ：０．３０～１．５０％、
　Ｍｏ：０．４０～２．００％、
　Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、
　Ｎｂ：０．００２～０．１００％、
　Ｖ：０．０５～０．３０％、
　Ｂ：０．０００５～０．００４０％、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．００４０％以下、
　Ｃｕ：０～０．５０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｗ：０～０．５０％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｚｒ：０～０．０１００％、
　希土類元素：０～０．０１００％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　降伏強度が９６５ＭＰａ以上であり、
　前記鋼材中において、
　質量％で、Ｓｉ含有量が２０％以上であり、Ｏ含有量が１０％以上であり、長径が５．０μｍ以上のＳｉ酸化物の個数密度が、５個／２００ｍｍ2以下である、
　鋼材。
　［２］
　［１］に記載の鋼材であって、
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｗ：０．０１～０．５０％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、
　希土類元素：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、
　前記鋼材は継目無鋼管である、
　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。
　本実施形態による鋼材は、油井用鋼管、ラインパイプ用鋼管、及び、高圧水素容器用鋼管のいずれかであってもよい。ここで、本明細書において「油井用鋼管」とは、油井管として利用される鋼管を意味する。油井管とは、油井又はガス井の掘削、原油又は天然ガスの採取等に用いられるケーシング、チュービング、ドリルパイプの総称を意味する。
　また、本明細書において「ラインパイプ用鋼管」とは、油井又はガス井から採取された生産流体（原油又は天然ガス）を輸送するパイプラインを構成するラインパイプ用途の鋼管を意味する。パイプラインはたとえば、油井又はガス井から生産流体を輸送するフローライン、フローラインで輸送された生産流体を集合して一次処理施設まで輸送するギャザリングライン、脱水等の一次処理を実施した生産流体を市場近郊まで輸送するトランクライン、及び、消費者まで輸送するディストリビューションライン等である。
　本明細書において、「高圧水素容器用鋼管」は、ＩＳＯ１１４３９、ＡＮＳＩ／ＮＧＶ、高圧ガス保安法、容器保安規則例示基準等で規格化されており、高圧の水素ガスが貯蔵される高圧水素容器に利用される鋼管を意味する。高圧水素容器はたとえば、水素ステーションに設置される高圧水素蓄圧器であり、燃料電池自動車に搭載される高圧水素ボンベである。
　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：０．１５～０．４５％
　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。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、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２３％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０．３５％である。
　Ｓｉ：０．０５～１．００％
　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、粗大Ｓｉ酸化物が多数形成され、鋼材の耐水素脆化特性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％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。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８５％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％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｍｎ：０．０５～１．００％
　マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高める。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、粗大な硫化物系介在物が形成され、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％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０．８０％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％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　りん（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、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ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％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％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、Ｓが粒界に偏析し、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。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０．００３１％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％であり、さらに好ましくは０．００１５％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ず、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。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Ａｌ酸化物が形成され、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。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０．０１０％であり、さらに好ましくは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％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％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：０．３０～１．５０％
　クロム（Ｃｒ）は鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐水素脆化特性が高まる。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、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．３０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％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％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは１．０５％である。
　Ｍｏ：０．４０～２．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐水素脆化特性が高まる。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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な炭化物が形成され、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．４０～２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４９％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｍｏ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１．４０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
　Ｔｉ：０．００２～０．０２０％
　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、鋼材の耐水素脆化特性が高まる。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、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０２０％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０．００４％である。Ｔｉ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％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
　Ｎｂ：０．００２～０．１００％
　ニオブ（Ｎｂ）はＣ及び／又はＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。炭窒化物等はピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化し、鋼材の耐水素脆化特性を高める。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、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形成され、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００２～０．１００％である。Ｎｂ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０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎｂ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０．０４０％である。
　Ｖ：０．０５～０．３０％
　バナジウム（Ｖ）は炭窒化物等を形成する。炭窒化物等はピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化し、鋼材の耐水素脆化特性を高める。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、炭窒化物等が過剰に形成され、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０５～０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２５％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。
　Ｂ：０．０００５～０．００４０％
　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はさらに、Ｐの粒界偏析を抑制して、鋼材の耐水素脆化特性を高める。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、粗大な窒化物が形成され、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３５％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。
　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、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、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。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０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％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：０．００４０％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され、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００４０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３３％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。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、Ｃｕ、及び、Ｎｉ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、鋼材の焼入れ性を高める。
　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は鋼材の耐水素脆化特性を高める。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、鋼材の熱間加工性が低下する。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％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０５％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、鋼材の耐ＳＳＣ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０～０．５０％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０．３０％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％であり、さらに好ましくは０．０５％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、Ｗを含有してもよい。
　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、鋼材の耐水素脆化特性が高まる。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形成され、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。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０．０３％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０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．４８％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水素脆化特性を高める。
　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、鋼材の耐水素脆化特性を高める。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、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、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。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０．００２５％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、鋼材の耐水素脆化特性を高める。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、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。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０．００２５％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、鋼材の耐水素脆化特性を高める。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、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。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０．００２５％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、鋼材の耐水素脆化特性を高める。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水素脆化特性の低下が抑制される。ＲＥＭ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、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、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。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０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％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。
　［降伏強度］
　本実施形態による鋼材の降伏強度は９６５ＭＰａ以上（１４０ｋｓｉ以上）である。本明細書でいう降伏強度は、ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した常温（２５℃）での引張試験で得られた０．６５％伸び時の応力（０．６５％耐力）を意味する。本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、後述する粗大Ｓｉ酸化物の個数密度を満たすことで、降伏強度が９６５ＭＰａ以上であっても、優れた耐ＳＳＣ性を有する。なお、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、１１７２ＭＰａである。本実施形態において、降伏強度の好ましい下限は９８６ＭＰａであり、さらに好ましくは１０００ＭＰａであり、さらに好ましくは１０３０ＭＰａであり、さらに好ましくは１０３４ＭＰａ超であり、さらに好ましくは１０３５ＭＰａ、さらに好ましくは１０４０ＭＰａである。
　本実施形態による鋼材の降伏強度は、次の方法で求める。まず、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。鋼材が丸鋼である場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。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の中心位置を意味する。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。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径８．９ｍｍ、標点距離３５．６ｍｍである。作製された丸棒試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した方法で、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、得られた０．６５％伸び時の応力（０．６５％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。
　［粗大Ｓｉ酸化物の個数密度］
　本実施形態による鋼材は、上述の化学組成と、９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有し、さらに、鋼材中の粗大Ｓｉ酸化物の個数密度が５個／２００ｍｍ2以下である。上述のとおり、本明細書では、質量％で、Ｓｉ含有量が２０％以上であり、Ｏ含有量が１０％以上の粒子を「Ｓｉ酸化物」ともいう。上述のとおり、本明細書ではさらに、長径が５．０μｍ以上のＳｉ酸化物を「粗大Ｓｉ酸化物」ともいう。つまり、粗大Ｓｉ酸化物とは、質量％で、Ｓｉ含有量が２０％以上であり、Ｏ含有量が１０％以上であり、長径が５．０μｍ以上の粒子を意味する。
　上述のとおり、これまでＳｉ酸化物は、その数の少なさから着目されてこなかった。しかしながら、９６５ＭＰａ以上の高い降伏強度を有する場合、数の少ない粗大Ｓｉ酸化物であっても、耐水素脆化特性の低下が顕在化しやすい可能性がある。そのため、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度を５個／２００ｍｍ2以下にすることで、９６５ＭＰａ以上にまで降伏強度を高めても、優れた耐水素脆化特性を安定して得られる可能性がある。そこで、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成と、９６５ＭＰａ以上の降伏強度とを有し、さらに、鋼材中の粗大Ｓｉ酸化物の個数密度を５個／２００ｍｍ2以下とする。
　本実施形態において、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度の好ましい上限は４個／２００ｍｍ2であり、さらに好ましくは３個／２００ｍｍ2である。本実施形態において、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度の下限は特に限定されず、０個／２００ｍｍ2であってもよい。粗大Ｓｉ酸化物の個数密度の下限は、たとえば、１個／２００ｍｍ2であってもよい。
　本実施形態において、鋼材中の粗大Ｓｉ酸化物の個数密度は、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、圧延方向及び圧下方向を含む面を観察面とする試験片を作製する。具体的に、鋼材が鋼板の場合、板幅中央部かつ板厚ｔ／４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。ここで、板厚ｔ／４部とは、鋼板の板厚をｔとした場合に、鋼板の表面からｔ／４深さ位置を意味する。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。
　作製した試験片の観察面を鏡面に研磨した後、測定を行う。観察面の面積は限定されないが、たとえば、３００ｍｍ2（２０ｍｍ×１５ｍｍ）とする。観察面において、長径が５．０μｍ以上のＳｉ酸化物の個数を求める。具体的には、まず観察面における粒子をコントラストから特定する。特定した各粒子について、元素濃度分析（ＥＤＳ分析）を実施する。ＥＤＳ分析では、加速電圧を２０ｋＶとし、対象元素をＮ、Ｏ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂとして定量する。各粒子のＥＤＳ分析結果に基づいて、質量％でＳｉ含有量が２０％以上であり、かつ、Ｏ含有量が１０％以上である場合、その粒子を「Ｓｉ酸化物」と特定する。
　観察面において特定されたＳｉ酸化物のうち、長径が５．０μｍ以上のＳｉ酸化物（粗大Ｓｉ酸化物）を特定し、粗大Ｓｉ酸化物の総個数を求める。なお、Ｓｉ酸化物の長径は、周知の方法で求めることができる。また、本明細書において、Ｓｉ酸化物の長径とは、観察面において、Ｓｉ酸化物の外周の任意の２点を結ぶ線分のうち、最大の線分（μｍ）を意味する。
　粗大Ｓｉ酸化物の総個数と、観察面の総面積とに基づいて、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度（個／２００ｍｍ2）を求める。なお、本実施形態において、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度（個／２００ｍｍ2）は、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。また、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度の測定は、走査電子顕微鏡に組成分析機能を付与された装置（ＳＥＭ－ＥＤＳ装置）を用いて行うことができる。ＳＥＭ－ＥＤＳ装置としてたとえば、ＦＥＩ（ＡＳＰＥＸ）社製の自動分析装置である商品名：Ｍｅｔａｌｓ　Ｑｕａｌｉｔｙ　Ａｎａｌｙｚｅｒを用いることができる。
　［耐水素脆化特性］
　本実施形態による鋼材は、上述の化学組成と、９６５ＭＰａ以上の降伏強度とを有し、鋼材中の粗大Ｓｉ酸化物の個数密度が５個／２００ｍｍ2以下である。その結果、本実施形態による鋼材は、高強度と優れた耐水素脆化特性とを両立する。本実施形態において、優れた耐水素脆化特性とは、次の方法で評価できる。
　本実施形態による鋼材から、耐水素脆化特性評価用の試験片を作製する。試験片は、環状切欠き付き丸棒試験片とする。試験片は、たとえば、平行部の外径が４．０ｍｍ、平行部の長さが２５ｍｍであり、平行部の長手方向中央位置には、環状ノッチが形成される。このとき、切欠き形状について、切欠きの深さが０．３ｍｍ、切欠き角度が６０°であり、切欠き底の曲率半径が０．１２５ｍｍである。鋼材が鋼板である場合、板幅中央部かつ板厚ｔ／４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。鋼材が鋼管である場合、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。鋼材が丸鋼である場合、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。
　作製された環状切欠き付き丸棒試験片に対して、陰極水素チャージ法により水素をチャージする。具体的には、常温の陰極水素チャージ溶液を準備する。陰極水素チャージ溶液は、常温の５質量％の塩化ナトリウム水溶液、３０ｇ／ＬのＮＨ4ＳＣＮ、及び、酢酸緩衝液を含有する水溶液とし、酢酸緩衝液により、試験前のｐＨをｐＨ３．５に調整する。
　陰極水素チャージ溶液に環状切欠き丸棒試験片を浸漬した状態で、電位を－１．５Ｖ、チャージ時間を２４時間として、環状切欠き付き丸棒試験片に水素をチャージする。このとき、好ましくは、水素がチャージされた環状切欠き付き丸棒試験片の表面に、亜鉛めっき被膜を形成し、環状切欠き付き丸棒試験片内の水素が外部に漏れないようにする。
　水素がチャージされた環状切欠き付き丸棒試験片に対して、低ひずみ速度試験機（ＳＳＲＴ）を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施する。このとき、ひずみ速度を４．２×１０-6／秒として、破断応力ＢＳ１（ＭＰａ）を求める。水素がチャージされていない環状切欠き付き丸棒試験片に対して、同様の条件で引張試験を実施して、破断応力ＢＳ０（ＭＰａ）を求める。なお、本実施形態において破断応力（ＭＰａ）は、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。さらに、得られた破断応力ＢＳ１（ＭＰａ）の、破断応力ＢＳ０（ＭＰａ）に対する比を、相対破断応力（＝ＢＳ１／ＢＳ０）と定義する。本実施形態では、相対破断応力が０．８５以上であれば、優れた耐水素脆化特性を有すると判断する。なお、本実施形態において相対破断応力は、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、９６５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立できる。すなわち、本実施形態では、鋼材が９６５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを両立していれば、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、板幅中央部かつ板厚ｔ／４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。
　［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、素材を準備する工程（製鋼工程）と、素材を熱間加工して素管を製造する工程（熱間加工工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、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。
　［製鋼工程］
　製鋼工程では、初めに、周知の方法で製造された溶銑に対して、転炉での精錬（一次精錬）を実施する。一次精錬された溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金元素の添加を実施して、上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。
　二次精錬は、たとえば、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス処理を実施する。その後、合金成分の最終調整を行う。二次精錬では、複合精錬を実施してもよい。この場合、ＲＨ真空脱ガス処理の前にたとえば、ＬＦ（Ｌａｄｌｅ　Ｆｕｒｎａｃｅ）、又は、ＶＡＤ（Ｖａｃｕｕｍ　Ａｒｃ　Ｄｅｇａｓｓｉｎｇ）を用いた精錬処理を実施する。
　二次精錬が実施された溶鋼を用いて、素材を製造する。具体的には、二次精錬が実施された溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。連続鋳造法では、まず、取鍋からタンディッシュへ溶鋼を注湯する。このとき、取鍋のノズルを封止するため、ノズルには通常、詰め砂が封入されている。そのため、取鍋からタンディッシュへ、溶鋼と一緒に詰め砂が混入する場合がある。また、上述の化学組成を有する素材を製造する際、詰め砂としてＳｉ酸化物が用いられる場合がある。この場合、製造された素材には、Ｓｉ酸化物が導入される懸念がある。
　そこで、本実施形態では、取鍋のノズルに封入されるＳｉ酸化物がタンディッシュ内に導入されるのを防止するため、溶鋼と、Ｓｉ酸化物とを分離する。Ｓｉ酸化物を分離する方法は特に限定されないが、たとえば、次の方法を用いることができる。取鍋のノズルの下方であって、タンディッシュの開口部の上方に、傾斜をつけた金属板を配置する。取鍋のノズルを開放した際、まず、Ｓｉ酸化物がノズルから排出され、続いて溶鋼が排出される。ここで、Ｓｉ酸化物は溶鋼と比較して軽い。そのため、ノズルから排出されるＳｉ酸化物は、金属板の傾斜に沿って、タンディッシュの開口部の外へと誘導される。金属板の傾斜は、たとえば、底面の無い錐体状に加工した金属板を、取鍋のノズルの直下に頂点が来るように配置することによって設けられてもよく、他の方法によって設けられてもよい。また、金属板は１枚で用いてもよく、複数の金属板を重ねて用いてもよい。さらに、金属板の厚さは特に限定されないが、たとえば、１～１０ｍｍ程度である。
　ノズルからＳｉ酸化物が排出された後、溶鋼が排出される。このとき、ノズルから排出される溶鋼は、金属板とともに開口部を通ってタンディッシュへ導入される。すなわち、本実施形態において、金属板の一部又は全部はタンディッシュへ導入され、溶鋼に混入してもよい。そのため、本実施形態における金属板は、溶鋼に含まれる合金元素からなる金属板とするのが好ましい。溶鋼に含まれる合金元素からなる金属板として、たとえば、アルミニウム板を用いることができる。なお、本明細書において、アルミニウム板とは、アルミニウム及び残部が不純物からなる金属板を意味する。
　好ましくは、ノズルからＳｉ酸化物が排出された後、溶鋼が排出される前に、ノズルの下方から金属板を除去する。この場合、金属板に付着したＳｉ酸化物が溶鋼に混入するのを防ぐことができる。なお、金属板をノズルの下方から除去する方法は特に限定されないが、たとえば、金属板の一部に孔を形成しておき、先端にフックが形成された棒を用いて除去してもよい。この場合、棒の先端のフックを金属板の孔に引っ掛け、棒を引っ張ることによって金属板を除去することができる。以上の方法により、Ｓｉ酸化物を溶鋼から分離して、溶鋼をタンディッシュへ導入することができる。なお、Ｓｉ酸化物を溶鋼から分離する方法は、上述の方法に限定されない。
　以上の方法により、溶鋼を鋳造して、素材を製造する。素材は、断面円形状のビレット（丸ビレット）が好ましい。素材を製造する方法は、特に限定されない。たとえば、連続鋳造法により、溶鋼を丸ビレットに鋳造してもよい。又は、溶鋼を鋳造して、断面矩形状のビレットを製造してもよく、ブルームを製造してもよい。これらの場合、分塊圧延を実施して、断面矩形状のビレット、又は、ブルームから、丸ビレットを製造するのが好ましい。
　［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、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。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、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（９６５ＭＰａ以上の降伏強度）が得られない。この場合さらに、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、上述の焼入れが実施された素管に対して、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、焼戻し温度とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。焼戻し時間とは、中間鋼材を焼戻し温度で保持する時間を意味する。
　焼戻し温度は、継目無鋼管の化学組成、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素管に対して、焼戻し温度を調整して、継目無鋼管の降伏強度を９６５ＭＰａ以上に調整する。なお、当業者であれば、焼戻し温度を調整して、継目無鋼管の降伏強度を９６５ＭＰａ以上に調整することは、当然に可能である。具体的に、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６４０～６８０℃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１０～９０分とするのが好ましい。焼戻し時間のより好ましい下限は１５分である。焼戻し時間のより好ましい上限は８０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。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、鋼ＡのＣｕ含有量、Ｎｉ含有量、及び、Ｗ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。さらに、鋼ＡのＣａ含有量、Ｍｇ含有量、Ｚｒ含有量、及び、希土類元素（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-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記溶鋼を用いて、連続鋳造法によって丸ビレットを製造した。連続鋳造法において、取鍋からタンディッシュへ溶鋼を導入する際、タンディッシュの開口部上方に、底面の無い錐体状に加工した金属板を、取鍋のノズルの直下に頂点が来るように配置した。タンディッシュの開口部上方に、上記形状の金属板を配置したか否かを、表２に示す。具体的に、タンディッシュの開口部上方に、上記形状の金属板を配置した場合、表２の「金属板」欄に「Ａ」と示す。タンディッシュの開口部上方に、上記形状の金属板を配置しなかった場合、表２の「金属板」欄に「Ｂ」と示す。なお、タンディッシュの開口部上方に配置した、上記形状の金属板は、アルミニウム板とした。具体的に、厚さ２ｍｍのアルミニウム板を３枚重ねて使用した。また、金属板を配置した場合、ノズルからＳｉ酸化物が排出された後、溶鋼が排出される前に、先端にフックの形成された棒を用いてノズルの下方から金属板を除去した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　製造した各試験番号の丸ビレットを１２５０℃で１時間保持した後、マンネスマン－マンドレル方式による熱間圧延を実施して、各試験番号の素管（継目無鋼管）を製造した。さらに、得られた各試験番号の素管に対して、焼入れを実施した。具体的には、各試験番号の素管を、表２の「焼入れ工程」欄に記載の温度（℃）で時間（分）だけ保持した後、シャワー水冷による焼入れを実施した。また、試験番号５については、上述の焼入れを実施した後、９００℃で１０分だけ保持した後、シャワー水冷による焼入れをさらに実施した。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４８０～３００００℃／分の範囲内であった。ここで、焼入れ工程の温度（℃）は、素管を加熱した熱処理炉の温度（℃）とした。さらに、焼入れ工程の時間（分）は、素管を焼入れ温度で保持した時間（分）とした。
　得られた各試験番号の素管に対して、焼戻しを実施した。具体的には、各試験番号の素管を、表２の「焼戻し工程」欄に記載の温度（℃）で時間（分）だけ保持する焼戻しを実施した。ここで、表２に記載の焼戻しの温度（℃）は、素管を加熱した焼戻し炉の温度（℃）とした。さらに、表２に記載の焼戻しの時間（分）は、素管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、各試験番号の継目無鋼管を得た。
　［評価試験］
　上記の焼戻し後の各試験番号の継目無鋼管に対して、以下に説明する引張試験、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度測定試験、及び、耐水素脆化特性評価試験を実施した。
　［引張試験］
　各試験番号の継目無鋼管に対して、引張試験を実施して、降伏強度を求めた。引張試験はＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠して行った。各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、平行部直径８．９ｍｍ、標点距離３５．６ｍｍの丸棒試験片を作製した。丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向と平行であった。作製した丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、各試験番号の継目無鋼管の降伏強度（ＭＰａ）を得た。なお、本実施例では、引張試験で得られた０．６５％伸び時の応力（０．６５％耐力）を、降伏強度と定義した。得られた降伏強度（ＭＰａ）を「ＹＳ（ＭＰａ）」として表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　［粗大Ｓｉ酸化物の個数密度測定試験］
　各試験番号の継目無鋼管に対して、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度測定試験を実施して、長径５．０μｍ以上のＳｉ酸化物（粗大Ｓｉ酸化物）の個数密度を求めた。各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から作製した試験片を用いて、上述の方法で、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度を求めた。得られた粗大Ｓｉ酸化物の個数密度（個／２００ｍｍ2）を、表３の「粗大Ｓｉ酸化物（個／２００ｍｍ2）」欄に示す。
　［耐水素脆化特性評価試験］
　各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、環状切欠き付き丸棒試験片を２つ作製した。各試験片の平行部の外径は４．０ｍｍであり、平行部の長さは２５ｍｍであり、平行部の長手方向中央位置には、環状ノッチを形成した。切欠き形状では、切欠きの深さが０．３ｍｍ、切欠き角度が６０°であり、切欠き底の曲率半径が０．１２５ｍｍであった。なお、丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の圧延方向（管軸方向）と平行になるように丸棒試験片を作製した。
　陰極水素チャージ法により、２つの環状切欠き付き丸棒試験片のうちの一方に対して、水素をチャージした。具体的には、常温の陰極水素チャージ溶液を準備した。陰極水素チャージ溶液は、常温の５質量％の塩化ナトリウム水溶液、３０ｇ／ＬのＮＨ4ＳＣＮ、及び、酢酸緩衝液を含有する水溶液とし、酢酸緩衝液により、試験前のｐＨをｐＨ３．５に調整した。
　陰極水素チャージ溶液に環状切欠き丸棒試験片を浸漬した状態で、電位を－１．５Ｖ、チャージ時間を２４時間として、環状切欠き付き丸棒試験片に水素をチャージした。つまり、水素をチャージすることにより、サワー環境を模擬した。水素がチャージされた環状切欠き付き丸棒試験片の表面に、各試験番号で同じ条件で亜鉛めっき被膜を形成し、環状切欠き付き丸棒試験片内の水素が外部に漏れないようにした。なお、もう１つの環状切欠き付き丸棒試験片については、水素をチャージしなかった。
　亜鉛めっき被膜が形成された環状切欠き付き丸棒試験片に対して、低ひずみ速度試験機（ＳＳＲＴ）を用いて、常温、大気中において、４．２×１０-6／秒のひずみ速度で引張試験を実施し、水素環境中の破断応力ＢＳ１（ＭＰａ）を求めた。
　さらに、各試験番号の水素をチャージしなかった環状切欠き付き丸棒試験片に対して、低ひずみ速度試験機（ＳＳＲＴ）を用いて、常温、大気中において、４．２×１０-6／秒のひずみ速度で引張試験を実施し、大気中の破断応力ＢＳ０（ＭＰａ）を求めた。
　得られた大気中の破断応力ＢＳ０（ＭＰａ）を、表３中の「ノッチ付き引張試験結果」欄の「大気中ＢＳ０（ＭＰａ）」欄に示す。得られた水素環境中の破断応力ＢＳ１（ＭＰａ）を、表３中の「ノッチ付き引張試験結果」欄の「水素環境中ＢＳ１（ＭＰａ）」欄に示す。大気中の破断応力ＢＳ０（ＭＰａ）及び水素環境中の破断応力ＢＳ１（ＭＰａ）から求めた、相対破断応力（ＢＳ１／ＢＳ０）を、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１～１７の継目無鋼管の化学組成は適切であり、製造方法も上述の好ましい条件を満たしていた。その結果、これらの継目無鋼管は、降伏強度が９６５ＭＰａ以上であり、さらに、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度が５個／２００ｍｍ2以下であった。その結果、これらの継目無鋼管は、耐水素脆化特性評価試験において、相対破断応力が０．８５以上となった。すなわち、試験番号１～１７の継目無鋼管は、９６５ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立していた。なお、これらの継目無鋼管は、ミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であると判断した。
　試験番号１８～２２の継目無鋼管は、製鋼工程において金属板を使用しなかった。その結果、これらの継目無鋼管は、粗大Ｓｉ酸化物の個数密度が５個／２００ｍｍ2を超えた。その結果、これらの継目無鋼管は、耐水素脆化特性評価試験において、相対破断応力が０．８５未満となり、優れた耐水素脆化特性を有していなかった。
　試験番号２３の継目無鋼管は、Ｏ含有量が高すぎた。その結果、この継目無鋼管は、耐水素脆化特性評価試験において、相対破断応力が０．８５未満となり、優れた耐水素脆化特性を有していなかった。
　試験番号２４の継目無鋼管は、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、この継目無鋼管は、耐水素脆化特性評価試験において、相対破断応力が０．８５未満となり、優れた耐水素脆化特性を有していなかった。
　試験番号２５の継目無鋼管は、Ｓ含有量が高すぎた。その結果、この継目無鋼管は、耐水素脆化特性評価試験において、相対破断応力が０．８５未満となり、優れた耐水素脆化特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：０．１５～０．４５％、
    　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    　Ｍｎ：０．０５～１．００％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．００５０％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    　Ｃｒ：０．３０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．４０～２．００％、
    　Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、
    　Ｎｂ：０．００２～０．１００％、
    　Ｖ：０．０５～０．３０％、
    　Ｂ：０．０００５～０．００４０％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．００４０％以下、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０～０．０１００％、
    　希土類元素：０～０．０１００％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　降伏強度が９６５ＭＰａ以上であり、
    　前記鋼材中において、
    　質量％で、Ｓｉ含有量が２０％以上であり、Ｏ含有量が１０％以上であり、長径が５．０μｍ以上のＳｉ酸化物の個数密度が、５個／２００ｍｍ2以下である、
    　鋼材。
  2. 　請求項１に記載の鋼材であって、
    　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｗ：０．０１～０．５０％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、
    　希土類元素：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、
    　前記鋼材は継目無鋼管である、
    　鋼材。
PCT/JP2024/023036 2023-08-07 2024-06-25 鋼材 Pending WO2025033002A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2025503422A JP7759015B2 (ja) 2023-08-07 2024-06-25 鋼材

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2023128480 2023-08-07
JP2023-128480 2023-08-07

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2025033002A1 true WO2025033002A1 (ja) 2025-02-13

Family

ID=94534518

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2024/023036 Pending WO2025033002A1 (ja) 2023-08-07 2024-06-25 鋼材

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP7759015B2 (ja)
AR (1) AR133411A1 (ja)
WO (1) WO2025033002A1 (ja)

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003245756A (ja) * 2002-02-25 2003-09-02 Nippon Steel Corp 連続鋳造用タンディッシュ
JP2009074122A (ja) 2007-09-19 2009-04-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高圧水素ガス環境用低合金鋼および高圧水素用容器
JP2011246798A (ja) 2009-06-24 2011-12-08 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2017149571A1 (ja) * 2016-02-29 2017-09-08 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用低合金高強度継目無鋼管
WO2018074109A1 (ja) * 2016-10-17 2018-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2019131036A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用低合金高強度継目無鋼管
WO2023157897A1 (ja) * 2022-02-17 2023-08-24 日本製鉄株式会社 サワー環境での使用に適した鋼材

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN120958163A (zh) * 2023-04-06 2025-11-14 日本制铁株式会社 钢材

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003245756A (ja) * 2002-02-25 2003-09-02 Nippon Steel Corp 連続鋳造用タンディッシュ
JP2009074122A (ja) 2007-09-19 2009-04-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高圧水素ガス環境用低合金鋼および高圧水素用容器
JP2011246798A (ja) 2009-06-24 2011-12-08 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP2015038247A (ja) 2009-06-24 2015-02-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2017149571A1 (ja) * 2016-02-29 2017-09-08 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用低合金高強度継目無鋼管
WO2018074109A1 (ja) * 2016-10-17 2018-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2019131036A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用低合金高強度継目無鋼管
WO2023157897A1 (ja) * 2022-02-17 2023-08-24 日本製鉄株式会社 サワー環境での使用に適した鋼材

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2025033002A1 (ja) 2025-02-13
AR133411A1 (es) 2025-09-24
JP7759015B2 (ja) 2025-10-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7364962B2 (ja) 鋼材
JP7406177B1 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP6172391B2 (ja) 低合金油井用鋼管
JP7036238B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP7173405B2 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼材
JP7036237B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
EP4134462A1 (en) Martensitic stainless seamless steel pipe
JP7633586B1 (ja) 鋼材
CN105358725A (zh) 酸环境下使用的管线管用无缝钢管
EP4592408A1 (en) Martensitic stainless steel material
JP7428953B1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼材
JP7239086B1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼管
JP7759015B2 (ja) 鋼材
JP7534676B2 (ja) 鋼材
JP7759016B2 (ja) 鋼材
US11905580B2 (en) Seamless steel pipe suitable for use in sour environment
JP7741467B1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼材
JP7564498B1 (ja) 鋼材
JP7712598B1 (ja) 鋼材
JP7564499B1 (ja) 鋼材
WO2026013963A1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼材
JP2024148631A (ja) 鋼材
WO2024209910A1 (ja) 鋼材
JP2024137052A (ja) 鋼材
WO2025187291A1 (ja) 鋼材

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2025503422

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2025503422

Country of ref document: JP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 24851434

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112026000339

Country of ref document: BR