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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024125075
(43)【公開日】2024-09-13
(54)【発明の名称】鋼材
(51)【国際特許分類】
C22C 38/28 20060101AFI20240906BHJP
C22C 38/54 20060101ALI20240906BHJP
C21D 8/00 20060101ALI20240906BHJP
C21D 9/08 20060101ALI20240906BHJP
【ＦＩ】
C22C38/28
C22C38/54
C21D8/00 B
C21D9/08 E
【審査請求】未請求
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023033165
(22)【出願日】2023-03-03
(71)【出願人】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110001553
【氏名又は名称】アセンド弁理士法人
(72)【発明者】
【氏名】野口 美紀子
(72)【発明者】
【氏名】近藤 桂一
(72)【発明者】
【氏名】天谷 尚
(72)【発明者】
【氏名】神谷 裕紀
(72)【発明者】
【氏名】黒田 直樹
(72)【発明者】
【氏名】荒井 勇次
【テーマコード（参考）】
4K032
4K042
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA05
4K032AA08
4K032AA09
4K032AA10
4K032AA11
4K032AA12
4K032AA15
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA20
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA32
4K032AA35
4K032AA37
4K032BA01
4K032BA02
4K032BA03
4K032CA01
4K032CA02
4K032CA03
4K032CB01
4K032CB02
4K032CD05
4K032CF01
4K032CF03
4K042AA06
4K042BA01
4K042BA02
4K042BA06
4K042BA07
4K042CA02
4K042CA03
4K042CA04
4K042CA05
4K042CA06
4K042CA08
4K042CA09
4K042CA10
4K042CA12
4K042CA13
4K042CA14
4K042DA01
4K042DA02
4K042DA06
4K042DB07
4K042DC01
4K042DC02
4K042DC03
4K042DE03
(57)【要約】
【課題】高強度と、優れた破壊靭性とを両立する鋼材を提供する。
【解決手段】本開示による鋼材は、明細書に記載の化学組成を有し、式（１）を満たし、降伏強度が８６２ＭＰａ以上である。本開示による鋼材中において、円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子の個数密度をＮＤＴ個／μｍ2と定義し、円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子の個数密度をＮＤＭ個／１００μｍ2と定義したとき、ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、ＮＤＴと、ＮＤＭとが、式（２）を満たす。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
【選択図】図２
【解決手段】本開示による鋼材は、明細書に記載の化学組成を有し、式（１）を満たし、降伏強度が８６２ＭＰａ以上である。本開示による鋼材中において、円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子の個数密度をＮＤＴ個／μｍ2と定義し、円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子の個数密度をＮＤＭ個／１００μｍ2と定義したとき、ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、ＮＤＴと、ＮＤＭとが、式（２）を満たす。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
【選択図】図２
【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４５％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．１～２．０％、
Ｍｏ：０．２０～１．００％、
Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
Ｎ：０．００１～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．３００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
希土類元素：０～０．０２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
Ｂ：０～０．０１００％を含有し、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、
円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子の個数密度をＮＤＴ個／μｍ2と定義し、
円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子の個数密度をＮＤＭ個／１００μｍ2と定義したとき、
前記ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、
前記ＮＤＴと、前記ＮＤＭとが、式（２）を満たす、
鋼材。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４５％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．１～２．０％、
Ｍｏ：０．２０～１．００％、
Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
Ｎ：０．００１～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．３００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
希土類元素：０～０．０２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
Ｂ：０～０．０１００％を含有し、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、
円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子の個数密度をＮＤＴ個／μｍ2と定義し、
円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子の個数密度をＮＤＭ個／１００μｍ2と定義したとき、
前記ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、
前記ＮＤＴと、前記ＮＤＭとが、式（２）を満たす、
鋼材。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
【請求項2】
請求項１に記載の鋼材であって、
Ｎｂ：０．００１～０．３００％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
希土類元素：０．００１～０．０２０％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼材。
Ｎｂ：０．００１～０．３００％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
希土類元素：０．００１～０．０２０％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼材。
【請求項3】
請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
前記鋼材は継目無鋼管である、
鋼材。
前記鋼材は継目無鋼管である、
鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示は鋼材に関し、さらに詳しくは、油井での使用に適した鋼材に関する。
【背景技術】
【0002】
油井及びガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管に代表される油井用鋼材の高強度化が要求されている。具体的には、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０～９５ｋｓｉ未満、つまり、５５２～６５５ＭＰａ未満）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５～１１０ｋｓｉ未満、つまり、６５５～７５８ＭＰａ未満）の油井用鋼材が広く利用されており、最近ではさらに、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が７５８～８６２ＭＰａ未満）の油井用鋼材が求められ始めている。
【0003】
油井ではさらに、腐食性を有する硫化水素ガス（Ｈ2Ｓ）や炭酸ガス（ＣＯ2）等を含有する場合がある。そのため、油井用鋼材としての使用が想定される鋼材には、高強度だけでなく、優れた耐食性も求められる。また、油井用鋼材では、使用中の鋼材には応力が負荷される。そのため、油井用鋼材の優れた耐食性の指標として耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）が用いられてきた。
【0004】
鋼材の強度と耐ＳＳＣ性とを高める技術が、特開２００６－２８６１２号公報（特許文献１）、国際公開第２００８／１２３４２２号（特許文献２）、及び、特開２０１７－１６６０６０号公報（特許文献３）に提案されている。
【0005】
特許文献１に開示される鋼材は、鋼管用鋼であって、質量％で、Ｃ：０．２～０．７％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｓ：０．００５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．０５％、Ｃａ：０．０００４～０．００５％、Ｎ：０．００７％以下、Ｃｒ：０．１～１．５％、Ｍｏ：０．２～１．０％、残部がＦｅ及び不純物からなる。この鋼材はさらに、Ｃａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｏ及びＳを含む非金属介在物の介在物中の（Ｃａ％）／（Ａｌ％）が０．５５～１．７２、かつ、（Ｃａ％）／（Ｔｉ％）が０．７～１９である。この鋼材は、７５８ＭＰａを超える高い降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する、と特許文献１には記載されている。
【0006】
特許文献２に開示される鋼材は、低合金鋼であって、質量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．０５～１．５％、Ｃｒ：１．０～２．０％、Ｍｏ：０．０５～２．０％、Ａｌ：０．１０％以下、及び、Ｔｉ：０．００２～０．０５％を含有し、かつ、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）が０．６５以上であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中において、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００３％未満である。この鋼材はさらに、粒径が１μｍ以上のＭ23Ｃ6型析出物が０．１個／ｍｍ2以下である。この鋼材は、６５４～７９３ＭＰａの降伏強度を有し、高圧の硫化水素環境でも優れた耐ＳＳＣ性を有する、と特許文献２には記載されている。
【0007】
特許文献３に開示される鋼材は、高強度油井用鋼管用素材であって、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．３～０．９％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｃｒ：０．１～０．８％、Ｍｏ：０．１～１．６％、Ｖ：０．０２～０．２％、Ｎｂ：０．００１～０．０４％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｏ（酸素）：０．００３０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。この鋼材はさらに、ロックウェル硬さＨＲＣが式（１５．６×［％Ｃ］＋２９．２≦ＨＲＣ＜６０．５×［％Ｃ］＋３１．１）を満たす。この鋼材によれば、７５８～８６２ＭＰａ未満の降伏強度と、優れた耐ＳＳＣ性とを有する鋼管が得られる、と特許文献３には記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】特開２００６－２８６１２号公報
【特許文献2】国際公開第２００８／１２３４２２号
【特許文献3】特開２０１７－１６６０６０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
ところで、油井用鋼材では、輸送中や掘削中において、鋼材の表面に微小な疵が形成される場合がある。油井用鋼材ではさらに、上述のとおり、使用中の鋼材に応力が負荷される。そのため、表面に微小な疵が形成された鋼材に応力が負荷されると、微小な疵がき裂の起点となり、き裂が伝播する可能性がある。したがって、油井用鋼材には、微小な疵が形成されていても、破壊に対する抵抗力を有していることが求められる。
【0010】
本明細書において、鋼材に微小な疵が形成され、応力が負荷された場合において、破壊に対する抵抗力が高いことを、優れた破壊靭性を有するという。すなわち、破壊靭性が優れるほど、微小な疵が形成された鋼材に応力が負荷されても、破壊が生じにくい。一方、一般に、鋼材の降伏強度が高いほど、破壊靭性が低下しやすい傾向がある。そのため、油井用鋼材には、高い降伏強度と、優れた破壊靭性との両立が求められる。しかしながら、上記特許文献１～３では、鋼材の破壊靭性について、検討されていない。
【0011】
本開示の目的は、高強度と、優れた破壊靭性とを両立する鋼材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0012】
本開示による鋼材は、
質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４５％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．１～２．０％、
Ｍｏ：０．２０～１．００％、
Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
Ｎ：０．００１～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．３００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
希土類元素：０～０．０２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
Ｂ：０～０．０１００％を含有し、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、
円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子の個数密度をＮＤＴ個／μｍ2と定義し、
円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子の個数密度をＮＤＭ個／１００μｍ2と定義したとき、
前記ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、
前記ＮＤＴと、前記ＮＤＭとが、式（２）を満たす。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４５％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．１～２．０％、
Ｍｏ：０．２０～１．００％、
Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
Ｎ：０．００１～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．３００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
希土類元素：０～０．０２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
Ｂ：０～０．０１００％を含有し、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、
円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子の個数密度をＮＤＴ個／μｍ2と定義し、
円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子の個数密度をＮＤＭ個／１００μｍ2と定義したとき、
前記ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、
前記ＮＤＴと、前記ＮＤＭとが、式（２）を満たす。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
【発明の効果】
【0013】
本開示による鋼材は、高強度と、優れた破壊靭性とを両立できる。
【図面の簡単な説明】
【0014】
【発明を実施するための形態】
【0015】
まず本発明者らは、高強度として１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）以上の降伏強度を有する鋼材を得ることを検討した。つまり本発明者らは、油井での使用が想定された鋼材において、１２５ｋｓｉ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを得る方法について、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
【0016】
まず、本発明者らは、油井での使用が想定された鋼材の強度と、破壊靭性とを高めることについて、化学組成の観点から検討した。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：０．１～２．０％、Ｍｏ：０．２０～１．００％、Ｔｉ：０．００１～０．３００％、Ｎ：０．００１～０．２００％、Ｎｂ：０～０．３００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、希土類元素：０～０．０２０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、Ｂ：０～０．０１００％を含有し、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ以上）の高い降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立できる可能性があると考えた。
【0017】
本発明者らは次に、鋼材中のＭｎ硫化物に着目した。Ｍｎ硫化物は、熱間加工によって延伸しやすく、粗大になりやすい。また、粗大なＭｎ硫化物が鋼材中に形成した場合、鋼材の破壊靭性を顕著に低下させる。したがって、鋼材中に粗大なＭｎ硫化物が形成されにくくできれば、鋼材の降伏強度を維持したまま、破壊靭性を高められるのではないかと本発明者らは考えた。
【0018】
そこで本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材について、粗大なＭｎ硫化物を低減する方法を種々検討した。その結果、上述の化学組成を有する鋼材では、化学組成が次の式（１）を満たせば、鋼材中の粗大なＭｎ硫化物を低減できることが明らかになった。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
【0019】
Ｆｎ１＝Ｍｎ×Ｓｐと定義する。Ｆｎ１は、鋼材中のＭｎ硫化物の指標である。Ｆｎ１が２７．０を超えれば、鋼材中に粗大なＭｎ硫化物が多数形成し、鋼材の破壊靭性が低下する。そこで、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有することを前提に、Ｆｎ１を２７．０以下とする。その結果、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立することができる。
【0020】
本発明者らはさらに、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下の鋼材について、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を維持したまま、破壊靭性を高める手法を種々検討した。具体的に本発明者らは、微細な粒子に着目して、鋼材の破壊靭性を高めることを検討した。本発明者らの詳細な検討の結果、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下の鋼材では、円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子が分散していれば、降伏強度を維持したまま、破壊靭性を安定して高められる可能性があると考えた。なお、本明細書において、「Ｔｉ含有粒子」とは、後述の方法で特定した、所定の金属元素のうちＴｉを７０質量％以上含有する粒子を意味する。本明細書においてさらに、円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子を「微細Ｔｉ含有粒子」ともいう。
【0021】
本発明者らによる検討の結果さらに、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下の鋼材において、微細Ｔｉ含有粒子は、そのほとんどが微細なＴｉ窒化物であることが明らかになった。微細なＴｉ窒化物は、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒の微細化に寄与する。そのため、微細Ｔｉ含有粒子が多数分散した鋼材では、破壊靭性が高まる可能性がある。以上の知見に基づく本発明者らによる詳細な検討の結果、微細Ｔｉ含有粒子が５０個／μｍ2以上であれば、鋼材の降伏強度を維持したまま、破壊靭性を高められる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。
【0022】
図１は、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）と、破壊靭性の指標であるＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）との関係を示す図である。図１は、後述する実施例のうち、本実施形態の微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ以外の構成を満たす鋼材について、後述する方法で求めた微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）と、後述するＪＩＣ試験によって得られたＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）とを用いて作成した。図１を参照して、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下の鋼材において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを高めれば、破壊靭性の指標であるＪＩＣ値が高まる。その結果、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを５０個／μｍ2以上とすれば、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ以上となる。したがって、本実施形態による鋼材では、本実施形態のその他の構成を満たすことを前提として、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを５０個／μｍ2以上とする。
【0023】
一方、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、かつ、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを５０個／μｍ2以上を満たす鋼材であっても、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有する場合、優れた破壊靭性が安定して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、Ｆｎ１が２７．０以下であり、かつ、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを５０個／μｍ2以上を満たす鋼材について、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を維持したまま、破壊靭性を安定して高める手法を検討した。
【0024】
本発明者らによる詳細な検討の結果、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、かつ、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たす鋼材ではさらに、微細な粒子のうち、円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子の個数密度を、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴに応じて高めることで、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立できることが明らかになった。なお、本明細書において、「Ｍｏ含有粒子」とは、後述の方法で特定した、所定の金属元素のうちＭｏを５０質量％超含有する粒子を意味する。本明細書においてさらに、円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子を「微細Ｍｏ含有粒子」ともいう。
【0025】
具体的に、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たし、さらに、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）と、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）とが、式（２）を満たす。
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
【0026】
Ｆｎ２＝ＮＤＭ／ＮＤＴと定義する。Ｆｎ２は、微細Ｔｉ含有粒子に対する微細Ｍｏ含有粒子の存在量の程度を示す指標である。以下、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、かつ、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たす鋼材におけるＦｎ２と破壊靭性との関係について、図面を用いて具体的に説明する。
【0027】
図２は、Ｆｎ２（＝ＮＤＭ／ＮＤＴ）と、破壊靭性の指標であるＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）との関係を示す図である。図２は、後述する実施例のうち、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たす鋼材について、後述する方法で求めたＦｎ２と、後述するＪＩＣ試験によって得られたＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）とを用いて作成した。
【0028】
図２を参照して、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たす鋼材では、Ｆｎ２が０．３０以上となると、ＪＩＣ値が顕著に高まり、安定して１８０ｋＰａ・ｍ以上のＪＩＣ値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、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たした上で、Ｆｎ２を０．３０以上にする。その結果、本実施形態による鋼材は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有していても、優れた破壊靭性を得られる。
【0029】
なお、上述の鋼材においてＦｎ２が０．３０以上であれば、破壊靭性の指標であるＪＩＣ値が顕著に高められるメカニズムについて、詳細は明らかになっていない。しかしながら、本発明者らは次のように推察している。上述の鋼材では、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを５０個／μｍ2以上にまで高めている。その結果、上述の鋼材では、微細Ｔｉ含有粒子（微細なＴｉ窒化物）のピンニング効果により、特に結晶粒内の靭性が高まると考えられる。この場合、結晶粒界の靭性が相対的に低下する懸念がある。一方、結晶粒界の靭性が相対的に低下した鋼材にき裂が発生した場合、結晶粒界に沿ってき裂が伝播する可能性がある。ここで、微細Ｍｏ含有粒子は結晶粒界に析出しやすく、結晶粒界の靭性向上に寄与する可能性がある。そのため、微細Ｔｉ含有粒子を多数分散させて、相対的に結晶粒界の靭性が低下した鋼材において、微細Ｍｏ含有粒子をある程度分散させることで、結晶粒界の靭性が向上し、結果として鋼材全体の破壊靭性が高まっている可能性がある。
【0030】
以上のメカニズムにより、本実施形態による鋼材は、高強度と、優れた破壊靭性とを両立する、と本発明者らは推察している。なお、上述の本発明者らの推察とは異なるメカニズムによって、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たし、Ｆｎ２が０．３０以上を満たす鋼材が、降伏強度を維持したまま、優れた破壊靭性を得られている可能性もあり得る。しかしながら、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たし、Ｆｎ２が０．３０以上を満たす鋼材が、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立できることは、後述の実施例によって証明されている。
【0031】
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。
【0032】
［１］
鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４５％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．１～２．０％、
Ｍｏ：０．２０～１．００％、
Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
Ｎ：０．００１～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．３００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
希土類元素：０～０．０２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
Ｂ：０～０．０１００％を含有し、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、
円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子の個数密度をＮＤＴ個／μｍ2と定義し、
円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子の個数密度をＮＤＭ個／１００μｍ2と定義したとき、
前記ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、
前記ＮＤＴと、前記ＮＤＭとが、式（２）を満たす、
鋼材。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４５％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．１～２．０％、
Ｍｏ：０．２０～１．００％、
Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
Ｎ：０．００１～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．３００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
希土類元素：０～０．０２０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
Ｂ：０～０．０１００％を含有し、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、及び、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％からなる群から選択される１元素以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
降伏強度が８６２ＭＰａ以上であり、
前記鋼材中において、
円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子の個数密度をＮＤＴ個／μｍ2と定義し、
円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子の個数密度をＮＤＭ個／１００μｍ2と定義したとき、
前記ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、
前記ＮＤＴと、前記ＮＤＭとが、式（２）を満たす、
鋼材。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
【0033】
［２］
［１］に記載の鋼材であって、
Ｎｂ：０．００１～０．３００％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
希土類元素：０．００１～０．０２０％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼材。
［１］に記載の鋼材であって、
Ｎｂ：０．００１～０．３００％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
希土類元素：０．００１～０．０２０％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼材。
【0034】
［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。
［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。
【0035】
なお、本実施形態による鋼材の形状は、特に限定されない。本実施形態による鋼材は、鋼管であってもよく、丸鋼（中実材）であってもよく、鋼板であってもよい。なお、丸鋼とは、軸方向に垂直な断面が円形状の棒鋼を意味する。また、鋼管とは、継目無鋼管であってもよく、溶接鋼管であってもよい。
【0036】
以下、本実施形態による鋼材について詳述する。
【0037】
［化学組成］
本実施形態による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
本実施形態による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
【0038】
Ｃ：０．２０～０．４５％
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、製造工程中の焼入れにおいて、焼割れが発生しやすくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２０～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２１％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０．４３％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３７％である。
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、製造工程中の焼入れにおいて、焼割れが発生しやすくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２０～０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２１％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０．４３％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３７％である。
【0039】
Ｓｉ：１．００％以下
ケイ素（Ｓｉ）は、不可避に含有される。すなわち、Ｓｉ含有量の下限は０％超である。Ｓｉは鋼を脱酸する。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭化物の形成が抑制され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。上記効果を有効に得るための好ましいＳｉ含有量の下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
ケイ素（Ｓｉ）は、不可避に含有される。すなわち、Ｓｉ含有量の下限は０％超である。Ｓｉは鋼を脱酸する。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭化物の形成が抑制され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。上記効果を有効に得るための好ましいＳｉ含有量の下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
【0040】
Ｍｎ：０．０１～１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＭｎ硫化物が形成され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＭｎ硫化物が形成され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％である。
【0041】
Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は、不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に偏析し、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。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。
燐（Ｐ）は、不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に偏析し、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。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。
【0042】
Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＭｎ硫化物が形成され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
硫黄（Ｓ）は、不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＭｎ硫化物が形成され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
【0043】
Ａｌ：０．００１～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られず、鋼材の耐食性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られず、鋼材の耐食性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
【0044】
Ｃｒ：０．１～２．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の破壊靭性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１～２．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８％であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の破壊靭性が高まる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１～２．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８％であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。
【0045】
Ｍｏ：０．２０～１．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、微細Ｍｏ含有粒子を形成して、鋼材の破壊靭性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２０～１．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、微細Ｍｏ含有粒子を形成して、鋼材の破壊靭性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２０～１．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
【0046】
Ｔｉ：０．００１～０．３００％
チタン（Ｔｉ）は、微細なＴｉ窒化物（Ｔｉ含有粒子）を形成して、鋼材の破壊靭性を高める。Ｔｉはさらに、ＭｏとともにＭｏ含有粒子を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。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、Ｍｏ含有粒子中のＴｉ含有量が高くなりすぎ、鋼材の破壊靭性がかえって低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１～０．３００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
チタン（Ｔｉ）は、微細なＴｉ窒化物（Ｔｉ含有粒子）を形成して、鋼材の破壊靭性を高める。Ｔｉはさらに、ＭｏとともにＭｏ含有粒子を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。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、Ｍｏ含有粒子中のＴｉ含有量が高くなりすぎ、鋼材の破壊靭性がかえって低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１～０．３００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
【0047】
Ｎ：０．００１～０．２００％
窒素（Ｎ）は、Ｔｉと結合して微細なＴｉ窒化物（Ｔｉ含有粒子）を形成して、鋼材の破壊靭性を高める。Ｎ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、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が形成され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１～０．２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
窒素（Ｎ）は、Ｔｉと結合して微細なＴｉ窒化物（Ｔｉ含有粒子）を形成して、鋼材の破壊靭性を高める。Ｎ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、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が形成され、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１～０．２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
【0048】
本実施形態による鋼材の化学組成は、Ｃａ、及び、Ｍｇからなる群から選択される１元素以上を含有する。すなわち、本実施形態による鋼材の化学組成は、Ｃａ、及び、Ｍｇのいずれか一方は、その含有量が０％であってもよい。これらの元素はいずれも、鋼材の熱間加工性を高める。
【0049】
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％
カルシウム（Ｃａ）は、鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の耐食性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、含有される場合、Ｃａ含有量は０．０００５～０．０２００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
カルシウム（Ｃａ）は、鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の耐食性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、含有される場合、Ｃａ含有量は０．０００５～０．０２００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
【0050】
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％
マグネシウム（Ｍｇ）は、鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の耐食性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、含有される場合、Ｍｇ含有量は０．０００５～０．０２００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は、鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の耐食性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の破壊靭性が低下する。したがって、含有される場合、Ｍｇ含有量は０．０００５～０．０２００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
【0051】
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。
【0052】
［任意元素］
本実施形態による鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ、及び、Ｖ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、ＭｏとともにＭｏ含有粒子を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。
本実施形態による鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ、及び、Ｖ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、ＭｏとともにＭｏ含有粒子を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。
【0053】
Ｎｂ：０～０．３００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは、ＭｏとともにＭｏ含有粒子を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｍｏ含有粒子中のＮｂ含有量が高くなりすぎ、鋼材の破壊靭性がかえって低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．３００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは、ＭｏとともにＭｏ含有粒子を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｍｏ含有粒子中のＮｂ含有量が高くなりすぎ、鋼材の破壊靭性がかえって低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．３００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
【0054】
Ｖ：０～０．５０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、ＭｏとともにＭｏ含有粒子を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｍｏ含有粒子中のＮｂ含有量が高くなりすぎ、鋼材の破壊靭性がかえって低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、ＭｏとともにＭｏ含有粒子を形成し、鋼材の破壊靭性を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｍｏ含有粒子中のＮｂ含有量が高くなりすぎ、鋼材の破壊靭性がかえって低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【0055】
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、及び、希土類元素からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼材の耐食性を高める。
【0056】
Ｗ：０～０．５０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗは腐食環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐食性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗは腐食環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐食性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大な炭化物が生成して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【0057】
Ｃｏ：０～０．５０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏは腐食環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐食性を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏは腐食環境において、保護性の腐食被膜を形成し、鋼材への水素の侵入を抑制する。その結果、鋼材の耐食性を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が低下して、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
【0058】
Ｎｉ：０～０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼に固溶して、鋼材の耐食性を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、局部的な腐食が促進され、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼に固溶して、鋼材の耐食性を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、局部的な腐食が促進され、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【0059】
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０２０％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の耐食性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０２０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の耐食性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０２０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
【0060】
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。
【0061】
上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、及び、Ｂからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。
【0062】
Ｃｕ：０～０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
【0063】
Ｂ：０～０．０１００％
ホウ素（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．０１００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
ホウ素（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．０１００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
【0064】
［式（１）］
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有することを前提に、次の式（１）を満たす。その結果、本実施形態による鋼材は、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立することができる。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有することを前提に、次の式（１）を満たす。その結果、本実施形態による鋼材は、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立することができる。
Ｍｎ×Ｓｐ≦２７．０ （１）
ここで、式（１）中の「Ｍｎ」には、Ｍｎ含有量が質量％で代入され、「Ｓｐ」には、Ｓ含有量がｐｐｍで代入される。
【0065】
Ｆｎ１（＝Ｍｎ×Ｓｐ）は、鋼材中のＭｎ硫化物の指標である。Ｆｎ１が２７．０を超えれば、鋼材中に粗大なＭｎ硫化物が多数形成し、鋼材の破壊靭性が低下する。そこで、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有することを前提に、Ｆｎ１を２７．０以下とする。その結果、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立することができる。
【0066】
Ｆｎ１のさらに好ましい上限は２６．５であり、さらに好ましくは２５．０であり、さらに好ましくは２４．０である。なお、Ｆｎ１の下限は特に限定されず、たとえば０．１であってもよい。しかしながら、工業生産を考慮した場合、Ｆｎ１の好ましい下限は０．３であり、さらに好ましくは０．５である。
【0067】
［降伏強度］
本実施形態による鋼材の降伏強度は８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ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（２４±３℃）での引張試験により得られた、０．６％全伸び耐力（ＭＰａ）を意味する。なお、本実施形態による鋼材の降伏強度の上限は、特に限定されないが、たとえば、９６５ＭＰａである。
本実施形態による鋼材の降伏強度は８６２ＭＰａ以上（１２５ｋｓｉ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（２４±３℃）での引張試験により得られた、０．６％全伸び耐力（ＭＰａ）を意味する。なお、本実施形態による鋼材の降伏強度の上限は、特に限定されないが、たとえば、９６５ＭＰａである。
【0068】
本実施形態による鋼材の降伏強度は、次の方法で求めることができる。具体的に、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による鋼材から、丸棒試験片を作製する。鋼材が鋼板の場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。この場合、丸棒試験片の軸方向は、鋼板の圧延方向に平行な方向とする。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。この場合、丸棒試験片の軸方向は、鋼管の管軸方向に平行な方向とする。鋼材が丸鋼である場合、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。なお、本明細書において、Ｒ／２位置とは、丸鋼の軸方向に垂直な断面における半径Ｒの中心位置を意味する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径６ｍｍ、標点距離３０ｍｍである。丸棒試験片を用いて、常温（２４±３℃）、大気中で引張試験を実施して、得られた０．６％全伸び耐力（ＭＰａ）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。
【0069】
［微細Ｔｉ含有粒子］
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、かつ、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを５０個／μｍ2以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立することができる。上述のとおり、本明細書において、「Ｔｉ含有粒子」とは、後述の方法で特定した、所定の金属元素のうちＴｉを７０質量％以上含有する粒子を意味する。本明細書においてさらに、円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子を「微細Ｔｉ含有粒子」ともいう。また、上述の化学組成を有する鋼材では、微細Ｔｉ含有粒子とは、そのほとんどが微細なＴｉ窒化物である。
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、かつ、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを５０個／μｍ2以上とする。その結果、本実施形態による鋼材は、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立することができる。上述のとおり、本明細書において、「Ｔｉ含有粒子」とは、後述の方法で特定した、所定の金属元素のうちＴｉを７０質量％以上含有する粒子を意味する。本明細書においてさらに、円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子を「微細Ｔｉ含有粒子」ともいう。また、上述の化学組成を有する鋼材では、微細Ｔｉ含有粒子とは、そのほとんどが微細なＴｉ窒化物である。
【0070】
微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを高めれば、微細なＴｉ窒化物が鋼材中に多数分散される。微細なＴｉ窒化物は、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒の微細化に寄与する。その結果、鋼材の降伏強度を維持したまま、破壊靭性を高められると考えられる。そこで本実施形態による鋼材では、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを５０個／μｍ2以上にする。その結果、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、１８０ｋＰａ・ｍ以上のＪＩＣ値とを両立することができる。
【0071】
本実施形態において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴの好ましい下限は５１個／μｍ2であり、さらに好ましくは５２個／μｍ2であり、さらに好ましくは５３個／μｍ2である。本実施形態において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴの上限は特に限定されないが、たとえば、２５０個／μｍ2であってもよく、２００個／μｍ2であってもよく、１９０個／μｍ2であってもよい。なお、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴを求める方法は、後述する。
【0072】
［微細Ｍｏ含有粒子］
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たした上で、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）と、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）とが、次の式（２）を満たす。
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たした上で、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）と、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）とが、次の式（２）を満たす。
ＮＤＭ／ＮＤＴ≧０．３０ （２）
【0073】
上述のとおり、本明細書において、「Ｍｏ含有粒子」とは、後述の方法で特定した、所定の金属元素のうちＭｏを５０質量％超含有する粒子を意味する。本明細書においてさらに、円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子を「微細Ｍｏ含有粒子」ともいう。また、上述の化学組成を有する鋼材では、微細Ｍｏ含有粒子とは、そのほとんどがＭＣ型炭化物である。つまり、微細Ｍｏ含有粒子とは、Ｍｏが濃化した複合ＭＣ型炭化物に相当する。
【0074】
Ｆｎ２（＝ＮＤＭ／ＮＤＴ）は、微細Ｔｉ含有粒子に対する微細Ｍｏ含有粒子の存在量の程度を示す指標である。ここで、Ｆｎ２を構成する微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）と、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）とは、単位が異なる。つまり、本実施形態による鋼材では、微細Ｔｉ含有粒子の方が微細Ｍｏ含有粒子よりも個数密度が高い。一方、図２を参照して、Ｆｎ２（＝ＮＤＭ／ＮＤＴ）と破壊靭性との関係において、Ｆｎ２＝０．３０近傍には変曲点が存在する。そして、Ｆｎ２が０．３０以上になれば、破壊靭性が顕著に高まることが確認できる。
【0075】
より具体的に、図２を参照して、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たす鋼材では、Ｆｎ２が０．３０以上となると、ＪＩＣ値が顕著に高まり、安定して１８０ｋＰａ・ｍ以上のＪＩＣ値が得られる。したがって、本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上を満たした上で、Ｆｎ２を０．３０以上にする。その結果、本実施形態による鋼材は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度を有していても、優れた破壊靭性を得られる。
【0076】
本実施形態において、Ｆｎ２の好ましい下限は０．３１であり、さらに好ましくは０．３２であり、さらに好ましくは０．３３である。本実施形態において、Ｆｎ２の上限は特に限定されないが、たとえば、２０．００であってもよく、１５．００であってもよく、１０．００であってもよい。
【0077】
なお、本実施形態において、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）は、Ｆｎ２を満たしてれば特に限定されない。微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭの下限は、たとえば、１５個／１００μｍ2であってもよく、１６個／１００μｍ2であってもよく、１７個／μｍ2であってもよく、２０個／μｍ2であってもよい。微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭの上限は、たとえば、２５００個／１００μｍ2であってもよく、２０００個／１００μｍ2であってもよく、１８００個／μｍ2であってもよい。
【0078】
本実施形態では、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）、及び、Ｆｎ２を、次の方法で求めることができる。まず、本実施形態による鋼材から、抽出レプリカ作製用のミクロ試験片を作製する。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央位置からミクロ試験片を採取する。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置からミクロ試験片を採取する。鋼材が鋼板の場合、板厚中央位置からミクロ試験片を採取する。ミクロ試験片の大きさは、たとえば、１０ｍｍ×１０ｍｍである。ミクロ試験片の表面を鏡面研磨した後、ミクロ試験片を３％ナイタール腐食液に１０分浸漬し、表面を腐食させる。腐食させた表面を、カーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆ったミクロ試験片を、５％ナイタール腐食液に２０分浸漬する。浸漬したミクロ試験片から、蒸着膜を剥離する。ミクロ試験片から剥離した蒸着膜を、エタノールで洗浄した後、シートメッシュですくい取り、乾燥する。なお、本実施形態では、Ｃｕ製のシートメッシュを用いる。
【0079】
この蒸着膜（レプリカ膜）を、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。微細Ｔｉ含有粒子観察用に、蒸着膜から任意の位置を特定し、観察倍率を１０万倍、加速電圧を２００ｋＶとして観察する。この場合、観察視野の大きさは、たとえば、１．０μｍ×１．０μｍである。各観察視野において、円相当径が５０ｎｍ以下の粒子を特定する。なお、粒子は、コントラストから特定可能である。なお、本明細書において、「粒子」とは、円形（球形）の粒子に限定されず、角形状を有している小片であってもよく、延伸した楕円形の小片であってもよい。また、粒子の円相当径は、ＴＥＭ観察における観察画像を画像解析することによって求めることができる。なお、本実施形態では、特定する円相当径が５０ｎｍ以下の粒子の、円相当径の下限は５ｎｍとする。すなわち、本実施形態では、円相当径が５～５０ｎｍの粒子を特定する。
【0080】
特定した粒子に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による点分析を行う。ＥＤＳの点分析により、各粒子中に含まれる元素の含有量を求める。ＥＤＳの点分析では、加速電圧を２００ｋＶとし、対象元素をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｏ、及び、Ｎｂとして定量する。円相当径が５０ｎｍ以下の各粒子に対するＥＤＳ分析結果に基づいて、質量％で、Ｔｉ含有量が７０％以上である粒子を「微細Ｔｉ含有粒子」と特定する。すなわち、本明細書でいう「円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子」とは、円相当径が５０ｎｍ以下であって、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｏ、及び、Ｎｂの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｔｉ含有量が７０質量％以上である粒子を意味する。
【0081】
さらに、微細Ｍｏ含有粒子観察用に、蒸着膜から任意の位置を特定し、観察倍率を１万倍、加速電圧を２００ｋＶとして観察する。この場合、観察視野の大きさは、たとえば、１０μｍ×１０μｍである。上述のとおり、各観察視野において、円相当径が１００ｎｍ以下の粒子を特定する。なお、本実施形態では、特定する円相当径が１００ｎｍ以下の粒子の、円相当径の下限は１０ｎｍとする。すなわち、本実施形態では、円相当径が１０～１００ｎｍの粒子を特定する。
【0082】
特定した粒子に対して、ＥＤＳによる点分析を行う。ＥＤＳの点分析により、各粒子中に含まれる元素の含有量を求める。ＥＤＳの点分析では、加速電圧を２００ｋＶとする。また、点分析の対象元素をＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉとして定量する。円相当径が１００ｎｍ以下の各粒子に対するＥＤＳ分析結果に基づいて、質量％で、Ｍｏ含有量が５０％を超える粒子を「Ｍｏ含有粒子」と特定する。すなわち、本明細書でいう「円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子」とは、円相当径が１００ｎｍ以下であって、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔｉの総含有量を１００質量％と定義したとき、Ｍｏ含有量が５０質量％を超える粒子を意味する。
【0083】
１０視野で特定された微細Ｔｉ含有粒子の総個数を計数して求める。微細Ｔｉ含有粒子の総個数と、１０視野の総面積とに基づいて、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）を求める。１０視野で特定された微細Ｍｏ含有粒子の総個数を計数して求める。微細Ｍｏ含有粒子の総個数と、１０視野の総面積とに基づいて、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）を求める。得られた微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）と、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）とから、Ｆｎ２（＝ＮＤＭ／ＮＤＴ）を求める。なお、本実施形態では、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）は、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。本実施形態ではさらに、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）は、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。本実施形態ではさらに、Ｆｎ２は、得られた数値の小数第三位を四捨五入して求める。
【0084】
［破壊靭性］
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、Ｆｎ２が０．３０以上である。その結果、本実施形態による鋼材は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立できる。ここで、本実施形態において、優れた破壊靭性とは、以下に記載のＡＳＴＭ Ｅ１８２０（２０１８）に準拠したＪＩＣ試験により得られたＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ以上であることを意味する。
本実施形態による鋼材は、上述の化学組成を有し、Ｆｎ１が２７．０以下であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、Ｆｎ２が０．３０以上である。その結果、本実施形態による鋼材は、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立できる。ここで、本実施形態において、優れた破壊靭性とは、以下に記載のＡＳＴＭ Ｅ１８２０（２０１８）に準拠したＪＩＣ試験により得られたＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ以上であることを意味する。
【0085】
まず、本実施形態による鋼材から、図３に示されるＣＴ（Ｃｏｍｐａｃｔ Ｔｅｎｓｉｏｎ）試験片を作製する。図３は、本実施形態において鋼材の破壊靭性を評価するＪＩＣ試験に用いるＣＴ試験片の模式図である。図３を参照して、ＣＴ試験片の大きさは、厚さＢが１２．５ｍｍ、長さＬ（図３の上下方向）が３０ｍｍ、幅（図３の左右方向）が３１．２５ｍｍとする。なお、ＣＴ試験片の実質的な幅Ｗは、図３に示されるとおり２５ｍｍである。鋼材が鋼板の場合、板厚中央位置からＣＴ試験片を作製する。この場合、ＣＴ試験片の幅Ｗ方向は、鋼板の圧延方向と平行とする。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央位置からＣＴ試験片を作製する。この場合、ＣＴ試験片の幅Ｗ方向は、鋼管の管軸方向と平行とする。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置からＣＴ試験片を作製する。この場合、ＣＴ試験片の幅Ｗ方向は、丸鋼の軸方向と平行とする。
【0086】
図３を参照して、ＣＴ試験片は、長さＬ方向の中央位置に、幅Ｗ方向にノッチが形成されている。当該ノッチは機械加工によって形成され、幅１．５ｍｍ、深さ１２．５ｍｍとする。作製されたＣＴ試験片に対して、予き裂を導入するための疲労試験を実施する。本実施形態では、初期相対き裂長さａ0／Ｗを０．５５とする。具体的に、ノッチの先端に導入される疲労予き裂が１．２５ｍｍとなるように、常温（２５℃）にて、疲労試験を実施する。
【0087】
疲労予き裂が導入されたＣＴ試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｅ１８２０（２０１８）に準拠して、常温（２５℃）にてＪＩＣ試験を実施する。ＪＩＣ試験によって得られた荷重－開口量曲線から、ＡＳＴＭ Ｅ１８２０（２０１８）に基づき、ＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）を求める。なお、同様の試験を３回実施して、得られたＪＩＣ値の算術平均値を、鋼材のＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）と定義する。なお、本実施形態では、ＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）は、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。
【0088】
［ミクロ組織］
本実施形態による鋼材のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト、又は、パーライトである。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上を含有すれば、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、降伏強度が１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）を示す。すなわち、本実施形態では、鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ以上であれば、鋼材のミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であると判断する。
本実施形態による鋼材のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライト、又は、パーライトである。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上を含有すれば、本実施形態の他の構成を満たすことを条件に、降伏強度が１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）を示す。すなわち、本実施形態では、鋼材の降伏強度が１２５ｋｓｉ以上であれば、鋼材のミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であると判断する。
【0089】
なお、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率を観察により求める場合、以下の方法で求めることができる。まず、鋼材から試験片を作製する。鋼材が鋼管の場合、肉厚中央位置から、管軸方向１０ｍｍ、肉厚（管径）方向８ｍｍの観察面を有する試験片を作製する。なお、鋼管の肉厚が１０ｍｍ未満の場合、管軸方向１０ｍｍ、管径方向に鋼管の肉厚の観察面を有する試験片を作製する。鋼材が丸鋼の場合、Ｒ／２位置を中央に含み、軸方向１０ｍｍ、断面の径方向８ｍｍの観察面を有する試験片を作製する。なお、丸鋼の断面の直径が１０ｍｍ未満の場合、Ｒ／２位置を含み、軸方向１０ｍｍ、断面の径方向が直径の観察面を有する試験片を作製する。鋼材が鋼板の場合、板厚中央位置から、圧延方向１０ｍｍ、板厚方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を作製する。なお、鋼板の板厚が１０ｍｍ未満の場合、圧延方向１０ｍｍ、板厚方向に鋼板の厚さの観察面を有する試験片を作製する。
【0090】
試験片の観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は、たとえば、１００００μｍ2（倍率１０００倍）である。各視野において、コントラストから焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定した焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率を求める。面積率を求める方法は特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、画像解析によって、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率を求めることができる。本実施形態では、全ての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率と定義する。
【0091】
［鋼材の形状］
上述のとおり、本実施形態による鋼材の形状は特に限定されない。鋼材は、たとえば、鋼管、鋼板、及び、丸鋼である。鋼材が油井用鋼管である場合、好ましい肉厚は９～６０ｍｍである。より好ましくは、本実施形態による鋼材は、継目無鋼管である。本実施形態による鋼材が継目無鋼管である場合、肉厚が１５ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管であっても、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立できる。
上述のとおり、本実施形態による鋼材の形状は特に限定されない。鋼材は、たとえば、鋼管、鋼板、及び、丸鋼である。鋼材が油井用鋼管である場合、好ましい肉厚は９～６０ｍｍである。より好ましくは、本実施形態による鋼材は、継目無鋼管である。本実施形態による鋼材が継目無鋼管である場合、肉厚が１５ｍｍ以上の厚肉の継目無鋼管であっても、８６２ＭＰａ以上の降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立できる。
【0092】
［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の一例は、溶鋼を鋳造して素材を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して素管を製造する熱間加工工程と、素管に対して焼入れを実施する焼入れ工程と、焼入れされた素管に対して焼戻しを実施する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。
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の一例は、溶鋼を鋳造して素材を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して素管を製造する熱間加工工程と、素管に対して焼入れを実施する焼入れ工程と、焼入れされた素管に対して焼戻しを実施する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。
【0093】
［製鋼工程］
製鋼工程では、まず、上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。溶鋼を製造する方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。すなわち、上述の化学組成を満たす溶鋼を製造できれば、製造方法は限定されない。次に、準備された溶鋼を鋳造して、素材を製造する。鋳造する方法は、特に限定されないが、たとえば、連続鋳造法である。連続鋳造法により素材を製造する場合、製造される素材は断面円形のビレット（丸ビレット）であるのが好ましい。連続鋳造法により素材を製造する場合、次の方法で実施するのが好ましい。
製鋼工程では、まず、上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。溶鋼を製造する方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。すなわち、上述の化学組成を満たす溶鋼を製造できれば、製造方法は限定されない。次に、準備された溶鋼を鋳造して、素材を製造する。鋳造する方法は、特に限定されないが、たとえば、連続鋳造法である。連続鋳造法により素材を製造する場合、製造される素材は断面円形のビレット（丸ビレット）であるのが好ましい。連続鋳造法により素材を製造する場合、次の方法で実施するのが好ましい。
【0094】
好ましくは、製造された素材は、１４００℃から１０００℃までの平均冷却速度を１０．０～１３．０℃／分として、室温まで冷却される。本明細書において、１４００℃から１０００℃までにおける素材の平均冷却速度を「素材平均冷却速度」ともいう。なお、素材平均冷却速度は、素材表面の温度を非接触型温度計で測定することによって求めることができる。
【0095】
素材平均冷却速度が遅すぎれば、溶鋼中でＴｉ窒化物が粗大化する場合がある。その結果、製造された継目無鋼管において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが低下する場合がある。一方、素材平均冷却速度が速すぎれば、Ｔｉ窒化物の晶出量及び／又は析出量が減少する場合がある。その結果、製造された継目無鋼管において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが低下する場合がある。したがって、本実施形態では、素材平均冷却速度を１０．０～１３．０℃／分とするのが好ましい。
【0096】
以上の方法により、溶鋼を鋳造して、素材を製造する。上述のとおり、素材は断面円形のビレット（丸ビレット）が好ましい。この場合、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。
【0097】
［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、素材（ビレット）を加熱炉で加熱する。好ましくは、本実施形態による熱間加工工程では、素材の加熱を二段階で実施する。以下、素材の加熱を二段階で実施する場合について説明する。なお、熱間加工工程における一段目の加熱を「中温加熱工程」、二段目の加熱を「高温加熱工程」ともいう。
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、素材（ビレット）を加熱炉で加熱する。好ましくは、本実施形態による熱間加工工程では、素材の加熱を二段階で実施する。以下、素材の加熱を二段階で実施する場合について説明する。なお、熱間加工工程における一段目の加熱を「中温加熱工程」、二段目の加熱を「高温加熱工程」ともいう。
【0098】
［中温加熱工程］
好ましくは、本実施形態の中温加熱工程において、素材を５℃／分以上の昇温速度で加熱して、６００～８００℃で保持する。昇温速度が遅すぎれば、Ｔｉ窒化物が粗大化する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが低下する場合がある。したがって、本実施形態の中温加熱工程では、昇温速度を５℃／分以上とするのが好ましい。なお、本実施形態の中温加熱工程において、昇温速度の上限は特に限定されないが、たとえば、５０℃／分であってもよい。
好ましくは、本実施形態の中温加熱工程において、素材を５℃／分以上の昇温速度で加熱して、６００～８００℃で保持する。昇温速度が遅すぎれば、Ｔｉ窒化物が粗大化する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが低下する場合がある。したがって、本実施形態の中温加熱工程では、昇温速度を５℃／分以上とするのが好ましい。なお、本実施形態の中温加熱工程において、昇温速度の上限は特に限定されないが、たとえば、５０℃／分であってもよい。
【0099】
また、中温加熱工程における保持温度が高すぎれば、素材中でＴｉ窒化物が粗大化する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが低下する場合がある。一方、保持温度が低すぎれば、素材におけるＴｉ窒化物の析出量が減少する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが低下する場合がある。したがって、本実施形態の中温加熱工程では、保持温度を６００～８００℃とするのが好ましい。
【0100】
本実施形態の中温加熱工程では、上述の保持温度で保持する時間（保持時間）は、特に限定されない。しかしながら、保持時間が短すぎれば、素材におけるＴｉ窒化物の析出量が減少する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが低下する場合がある。一方、保持時間が長すぎても、その効果が飽和する。したがって、本実施形態の中温加熱工程では、保持時間を２０～６０分とするのが好ましい。
【0101】
［高温加熱工程］
好ましくは、本実施形態の高温加熱工程において、素材を１１００～１３００℃で保持する。高温加熱工程における保持温度が高すぎれば、素材中でＴｉ窒化物が溶解する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが低下する場合がある。一方、高温加熱工程における保持温度が低すぎれば、素材の加熱が不足して、後述する熱間加工における設備負荷が増大する。したがって、本実施形態の高温加熱工程では、保持温度を１１００～１３００℃とするのが好ましい。
好ましくは、本実施形態の高温加熱工程において、素材を１１００～１３００℃で保持する。高温加熱工程における保持温度が高すぎれば、素材中でＴｉ窒化物が溶解する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが低下する場合がある。一方、高温加熱工程における保持温度が低すぎれば、素材の加熱が不足して、後述する熱間加工における設備負荷が増大する。したがって、本実施形態の高温加熱工程では、保持温度を１１００～１３００℃とするのが好ましい。
【0102】
なお、本実施形態の高温加熱工程では、上述の保持温度で保持する時間（保持時間）は、特に限定されない。本実施形態の高温加熱工程では、保持時間はたとえば、１０～６０分である。以上の好ましい方法によって加熱された素材に対して、熱間加工が実施される。具体的に、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、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。
【0103】
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。
【0104】
他の熱間加工方法を実施して、素材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。
【0105】
なお、鋼材が丸鋼の場合、上述の好ましい方法で加熱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、上述の好ましい方法で加熱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。
【0106】
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。以下、焼入れ工程について詳述する。
【0107】
［焼入れ工程］
焼入れ工程では、準備された中間鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ3点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。ここで、本明細書において、焼入れを実施する際の急冷直前の中間鋼材の温度を焼入れ温度ともいう。好ましくは、本実施形態による焼入れ工程では、中間鋼材の加熱を二段階で実施する。以下、中間鋼材の加熱を二段階で実施する場合について説明する。なお、焼入れ工程における一段目の加熱を「中温加熱工程」、二段目の加熱を「高温加熱工程」ともいう。
焼入れ工程では、準備された中間鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ3点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。ここで、本明細書において、焼入れを実施する際の急冷直前の中間鋼材の温度を焼入れ温度ともいう。好ましくは、本実施形態による焼入れ工程では、中間鋼材の加熱を二段階で実施する。以下、中間鋼材の加熱を二段階で実施する場合について説明する。なお、焼入れ工程における一段目の加熱を「中温加熱工程」、二段目の加熱を「高温加熱工程」ともいう。
【0108】
［中温加熱工程］
好ましくは、本実施形態の中温加熱工程において、中間鋼材（素管）を加熱して、４００～６００℃で２０～１２０分間保持する。中温加熱工程における保持温度が高すぎれば、Ｍｏが濃化したＭＣ型炭化物が粗大化する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭが低下して、Ｆｎ２が低下する場合がある。一方、中温加熱工程における保持温度が低すぎれば、中間鋼材におけるＭｏが濃化したＭＣ型炭化物の析出量が減少する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭが低下して、Ｆｎ２が低下する場合がある。したがって、本実施形態の中温加熱工程では、保持温度を４００～６００℃とするのが好ましい。
好ましくは、本実施形態の中温加熱工程において、中間鋼材（素管）を加熱して、４００～６００℃で２０～１２０分間保持する。中温加熱工程における保持温度が高すぎれば、Ｍｏが濃化したＭＣ型炭化物が粗大化する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭが低下して、Ｆｎ２が低下する場合がある。一方、中温加熱工程における保持温度が低すぎれば、中間鋼材におけるＭｏが濃化したＭＣ型炭化物の析出量が減少する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭが低下して、Ｆｎ２が低下する場合がある。したがって、本実施形態の中温加熱工程では、保持温度を４００～６００℃とするのが好ましい。
【0109】
本実施形態の中温加熱工程における、上述の保持温度で保持する時間（保持時間）が短すぎれば、中間鋼材におけるＭｏが濃化したＭＣ型炭化物の析出量が減少する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭが低下して、Ｆｎ２が低下する場合がある。一方、中温加熱工程における保持時間が長すぎれば、Ｍｏが濃化したＭＣ型炭化物が粗大化する場合がある。その結果、製造された鋼材において、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭが低下して、Ｆｎ２が低下する場合がある。したがって、本実施形態の中温加熱工程では、保持時間を２０～１２０分とするのが好ましい。
【0110】
［高温加熱工程］
好ましくは、本実施形態の高温加熱工程において、中間鋼材を加熱して、８８０～１０００℃で保持する。本実施形態による焼入れ工程では、高温加熱工程において鋼材のミクロ組織をオーステナイト単相に変態させ、続く急冷工程によって、中間鋼材に対して焼入れを実施することができる。ここで、高温加熱工程における保持温度が高すぎれば、オーステナイト粒が粗大化する場合がある。その結果、製造された鋼材において、所望の機械的特性が得られない場合がある。一方、高温加熱工程における保持温度が低すぎれば、中間鋼材のミクロ組織が十分に変態せず、焼入れの効果が十分に得られない。その結果、製造された鋼材において、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。
好ましくは、本実施形態の高温加熱工程において、中間鋼材を加熱して、８８０～１０００℃で保持する。本実施形態による焼入れ工程では、高温加熱工程において鋼材のミクロ組織をオーステナイト単相に変態させ、続く急冷工程によって、中間鋼材に対して焼入れを実施することができる。ここで、高温加熱工程における保持温度が高すぎれば、オーステナイト粒が粗大化する場合がある。その結果、製造された鋼材において、所望の機械的特性が得られない場合がある。一方、高温加熱工程における保持温度が低すぎれば、中間鋼材のミクロ組織が十分に変態せず、焼入れの効果が十分に得られない。その結果、製造された鋼材において、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。
【0111】
したがって、本実施形態の高温加熱工程では、保持温度を８８０～１０００℃とするのが好ましい。なお、本実施形態の高温加熱工程では、上述の保持温度で保持する時間（保持時間）は、特に限定されない。本実施形態の高温加熱工程では、保持時間はたとえば、１０～９０分である。
【0112】
［急冷工程］
急冷工程では、高温加熱工程で加熱された中間鋼材（素管）を、急冷する。急冷工程では、中間鋼材（素管）を連続的に冷却し、素管の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。
急冷工程では、高温加熱工程で加熱された中間鋼材（素管）を、急冷する。急冷工程では、中間鋼材（素管）を連続的に冷却し、素管の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により素管を加速冷却する方法である。
【0113】
焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。ここで、本実施形態による急冷工程では、焼入れ時の中間鋼材（素管）の表面温度が８００～５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500と定義する。具体的には、焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は、焼入れされる中間鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば、両表面を強制冷却する場合、中間鋼材厚さの中心部）において測定された温度から決定される。
【0114】
本実施形態による急冷工程では、好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500は３００℃／分以上である。さらに好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の下限は４５０℃／分であり、さらに好ましくは６００℃／分である。焼入れ時冷却速度ＣＲ800-500の上限は特に規定しないが、たとえば、６００００℃／分である。
【0115】
以上の工程により、本実施形態による焼入れ工程を実施することができる。なお、本実施形態による焼入れ工程では、中間鋼材に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れを実施してもよい。ただし、この場合、１回目の焼入れにおいて、中温加熱工程と、高温加熱工程と、急冷工程とを実施する。つまり、２回目以降の焼入れでは、中温加熱工程を実施しない方が好ましい。２回目以降の焼入れにおいても中温加熱工程を実施した場合、２回目以降の中温加熱工程において、Ｍｏが濃化したＭＣ型炭化物が粗大化する場合がある。その結果、製造された鋼材中の微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭが低下して、Ｆｎ２が低下する場合がある。したがって、２回以上の焼入れを実施する場合、２回目以降の焼入れでは、高温加熱工程と、急冷工程とを実施するのが好ましい。以下、焼戻し工程について詳述する。
【0116】
［焼戻し工程］
焼戻し工程は、上述の焼入れを実施した後、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材をＡc1点以下で再加熱して、保持することを意味する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する中間鋼材（素管）に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度を、たとえば、１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）に調整する。ここで、焼戻し温度とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。焼戻し時間とは、中間鋼材の温度が所定の焼戻し温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでの時間を意味する。
焼戻し工程は、上述の焼入れを実施した後、焼戻しを実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材をＡc1点以下で再加熱して、保持することを意味する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する中間鋼材（素管）に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度を、たとえば、１２５ｋｓｉ以上（８６２ＭＰａ以上）に調整する。ここで、焼戻し温度とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の炉の温度に相当する。焼戻し時間とは、中間鋼材の温度が所定の焼戻し温度に到達してから、熱処理炉から抽出されるまでの時間を意味する。
【0117】
焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する中間鋼材（素管）に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の降伏強度を８６２ＭＰａ以上に調整する。本実施形態による焼戻し工程において、好ましい焼戻し温度は６５０～７４０℃である。
【0118】
焼戻し時間が短すぎれば、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体のミクロ組織が得られない場合がある。一方、焼戻し時間が長すぎれば、上記効果は飽和する。したがって、本実施形態の焼戻し工程において、焼戻し時間は２０～１８０分とするのが好ましい。焼戻し時間のさらに好ましい下限は３０分である。焼戻し時間のさらに好ましい上限は１５０分であり、さらに好ましくは１２０分である。
【0119】
以上の製造方法によって、本実施形態による鋼材を製造することができる。なお、上述の製造方法では、一例として鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態による鋼材は、鋼板や他の形状であってもよい。鋼板や他の形状の製造方法も、上述の製造方法と同様に、たとえば、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。さらに、上述の製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。
【0120】
以下、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。なお、以下に説明する実施例は、本実施形態による鋼材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。つまり、本実施形態による鋼材は、以下に説明する実施例に限定されない。
【実施例0121】
表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する、１８０ｋｇの溶鋼を製造した。なお、表１－１及び表１－２中の「－」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであったことを意味する。具体的に、鋼ＡのＶ含有量、Ｗ含有量、Ｃｏ含有量、Ｎｉ含有量、及び、Ｃｕ含有量は、小数第三位を四捨五入したときに０％であったことを意味する。鋼ＡのＮｂ含有量、及び、ＲＥＭ含有量は、小数第四位を四捨五入したときに０％であったことを意味する。鋼ＡのＭｇ含有量及びＢ含有量、及び、鋼ＢのＣａ含有量は、小数第五位を四捨五入したときに０％であったことを意味する。また、表１－１及び表１－２に記載の化学組成と、上述の定義とから求めたＦｎ１を表２－１に示す。
【0122】
【表1-1】
【0123】
【表1-2】
【0124】
【表2-1】
【0125】
各試験番号の溶鋼を用いて、連続鋳造法によって丸ビレットを製造した。連続鋳造後、各試験番号の丸ビレットを、表２－１に記載の素材平均冷却速度（℃／分）で１４００℃から１０００℃まで冷却し、さらに室温まで冷却した。冷却後の各試験番号の丸ビレットを連続式の加熱炉を用いて加熱して、熱間加工を実施した。このとき、熱間加工工程の加熱では、中温加熱工程と高温加熱工程との二段階で加熱を実施した。各試験番号の丸ビレットの加熱において、中温加熱工程の昇温速度（℃／分）と、保持温度（℃）と、保持時間（分）とを表２－１に示す。さらに、各試験番号の丸ビレットの加熱において、高温加熱工程の保持温度（℃）を表２－１に示す。なお、高温加熱工程の保持時間は、１００～１５０分の範囲内とした。また、各試験番号の丸ビレットに対して、熱間加工としてマンネスマン－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。
【0126】
得られた各試験番号の素管に対して、焼入れ及び焼戻しを実施した。このとき、焼入れ工程の加熱では、中温加熱工程と高温加熱工程との二段階で加熱を実施した。各試験番号の素管の加熱において、中温加熱工程の保持温度（℃）と、保持時間（分）とを表２－２に示す。さらに、各試験番号の素管の加熱において、高温加熱工程の保持温度（℃）を表２－２に示す。
【0127】
【表2-2】
【0128】
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２－２の「焼戻し」欄に記載の焼戻し温度（℃）で保持時間（分）だけ保持する焼戻しを実施した。以上の製造工程により、各試験番号の継目無鋼管を得た。
【0129】
［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、Ｆｎ２測定試験、及び、ＪＩＣ試験を実施した。
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、Ｆｎ２測定試験、及び、ＪＩＣ試験を実施した。
【0130】
［引張試験］
各試験番号の継目無鋼管に対して、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した方法で、引張試験を実施した。具体的に、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、平行部直径６ｍｍ、標点距離３０ｍｍ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。作製した丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、各試験番号の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０．６％全伸び耐力を、降伏強度と定義した。また、一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）と定義した。得られた各試験番号の降伏強度を「ＹＳ（ＭＰａ）」として、得られた各試験番号の引張強度を「ＴＳ（ＭＰａ）」として表３に示す。
各試験番号の継目無鋼管に対して、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した方法で、引張試験を実施した。具体的に、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、平行部直径６ｍｍ、標点距離３０ｍｍ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。作製した丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、各試験番号の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０．６％全伸び耐力を、降伏強度と定義した。また、一様伸び中の最大応力を引張強度（ＭＰａ）と定義した。得られた各試験番号の降伏強度を「ＹＳ（ＭＰａ）」として、得られた各試験番号の引張強度を「ＴＳ（ＭＰａ）」として表３に示す。
【0131】
【表3】
【0132】
［Ｆｎ２測定試験］
各試験番号の継目無鋼管に対してＦｎ２測定試験を実施して、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）、及び、Ｆｎ２を求めた。具体的に、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、上述の方法で試験片を作製し、上述の方法でレプリカ膜を作製した。作製されたレプリカ膜に対して、上述の方法でＴＥＭ観察及びＥＤＳの点分析を行い、円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子と、円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子とを特定した。特定された微細Ｔｉ含有粒子の総個数と、観察視野の総面積とに基づいて、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）を求めた。同様に、特定された微細Ｍｏ含有粒子の総個数と、観察視野の総面積とに基づいて、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）を求めた。得られたＮＤＴとＮＤＭとに基づいて、Ｆｎ２（＝ＮＤＭ／ＮＤＴ）を求めた。得られた各試験番号の微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）と、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）と、Ｆｎ２とを、表３に示す。
各試験番号の継目無鋼管に対してＦｎ２測定試験を実施して、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）、及び、Ｆｎ２を求めた。具体的に、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、上述の方法で試験片を作製し、上述の方法でレプリカ膜を作製した。作製されたレプリカ膜に対して、上述の方法でＴＥＭ観察及びＥＤＳの点分析を行い、円相当径が５０ｎｍ以下のＴｉ含有粒子と、円相当径が１００ｎｍ以下のＭｏ含有粒子とを特定した。特定された微細Ｔｉ含有粒子の総個数と、観察視野の総面積とに基づいて、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）を求めた。同様に、特定された微細Ｍｏ含有粒子の総個数と、観察視野の総面積とに基づいて、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）を求めた。得られたＮＤＴとＮＤＭとに基づいて、Ｆｎ２（＝ＮＤＭ／ＮＤＴ）を求めた。得られた各試験番号の微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴ（個／μｍ2）と、微細Ｍｏ含有粒子の個数密度ＮＤＭ（個／１００μｍ2）と、Ｆｎ２とを、表３に示す。
【0133】
［ＪＩＣ試験］
各試験番号の継目無鋼管に対してＪＩＣ試験を実施して、破壊靭性の指標であるＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）を求めた。具体的に、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、上述の方法でＣＴ試験片を作製した。作製されたＣＴ試験片に対して、上述の方法で１．２５ｍｍの疲労予き裂を導入した。疲労予き裂が導入されたＣＴ試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｅ１８２０（２０１８）に準拠したＪＩＣ試験を、常温（２５℃）で実施した。ＪＩＣ試験によって得られた荷重－開口量曲線から、ＡＳＴＭ Ｅ１８２０（２０１８）に基づき、ＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）を求めた。得られた各試験番号のＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）を、表３に示す。
各試験番号の継目無鋼管に対してＪＩＣ試験を実施して、破壊靭性の指標であるＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）を求めた。具体的に、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、上述の方法でＣＴ試験片を作製した。作製されたＣＴ試験片に対して、上述の方法で１．２５ｍｍの疲労予き裂を導入した。疲労予き裂が導入されたＣＴ試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｅ１８２０（２０１８）に準拠したＪＩＣ試験を、常温（２５℃）で実施した。ＪＩＣ試験によって得られた荷重－開口量曲線から、ＡＳＴＭ Ｅ１８２０（２０１８）に基づき、ＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）を求めた。得られた各試験番号のＪＩＣ値（ｋＰａ・ｍ）を、表３に示す。
【0134】
［評価結果］
表１－１、表１－２、表２－１、表２－２、及び、表３を参照して、試験番号１～１８の継目無鋼管は、化学組成が適切であり、Ｆｎ１が２７．０以下であり、製造方法も明細書に記載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８６２ＭＰａ以上であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、Ｆｎ２が０．３０以上であった。その結果、これらの継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ以上であった。すなわち、これらの継目無鋼管は、８６２ＭＰａ以上の高い降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立していた。
表１－１、表１－２、表２－１、表２－２、及び、表３を参照して、試験番号１～１８の継目無鋼管は、化学組成が適切であり、Ｆｎ１が２７．０以下であり、製造方法も明細書に記載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８６２ＭＰａ以上であり、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2以上であり、Ｆｎ２が０．３０以上であった。その結果、これらの継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ以上であった。すなわち、これらの継目無鋼管は、８６２ＭＰａ以上の高い降伏強度と、優れた破壊靭性とを両立していた。
【0135】
一方、試験番号１９及び２０の継目無鋼管は、製鋼工程における素材平均冷却速度が遅すぎた。その結果、これらの継目無鋼管は、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2未満となった。その結果、これらの継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0136】
試験番号２１及び２２の継目無鋼管は、熱間加工工程における中温加熱工程の保持温度が高すぎた。その結果、これらの継目無鋼管は、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2未満となった。その結果、これらの継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0137】
試験番号２３及び２４の継目無鋼管は、熱間加工工程における中温加熱工程の保持温度が低すぎた。その結果、これらの継目無鋼管は、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2未満となった。その結果、これらの継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0138】
試験番号２５及び２６の継目無鋼管は、熱間加工工程における中温加熱工程の昇温速度が遅すぎた。その結果、これらの継目無鋼管は、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2未満となった。その結果、これらの継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0139】
試験番号２７の継目無鋼管は、Ｔｉ含有量が低すぎた。その結果、この継目無鋼管は、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2未満となった。その結果、この継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0140】
試験番号２８の継目無鋼管は、Ｎ含有量が低すぎた。その結果、この継目無鋼管は、微細Ｔｉ含有粒子の個数密度ＮＤＴが５０個／μｍ2未満となった。その結果、この継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0141】
試験番号２９の継目無鋼管は、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、この継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0142】
試験番号３０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、Ｆｎ２が０．３０未満となった。その結果、この継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0143】
試験番号３１及び３２の継目無鋼管は、Ｆｎ１が高すぎた。その結果、これらの継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0144】
試験番号３３及び３４の継目無鋼管は、焼入れ工程における中温加熱工程の保持時間が短すぎた。その結果、これらの継目無鋼管は、Ｆｎ２が０．３０未満となった。その結果、これらの継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0145】
試験番号３５及び３６の継目無鋼管は、焼入れ工程における中温加熱工程の保持温度が低すぎた。その結果、これらの継目無鋼管は、Ｆｎ２が０．３０未満となった。その結果、これらの継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0146】
試験番号３７及び３８の継目無鋼管は、焼入れ工程における中温加熱工程の保持温度が高すぎた。その結果、これらの継目無鋼管は、Ｆｎ２が０．３０未満となった。その結果、これらの継目無鋼管は、ＪＩＣ値が１８０ｋＰａ・ｍ未満となり、優れた破壊靭性を有していなかった。
【0147】
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。
【図1】
【図2】
【図3】