钢材、油井用钢管以及钢材的制造方法与流程

本发明涉及钢材、油井用钢管以及钢材的制造方法，更详细而言，涉及适用于酸性环境的钢材、油井用钢管以及钢材的制造方法。

背景技术：

由于油井、天然气井(以下将油井和天然气井总称为“油井”)的深井化，要求油井用钢管的高强度化。具体而言，80ksi级(屈服强度为80～95ksi，即，551～655mpa)、95ksi级(屈服强度为95～110ksi，即，655～758mpa)的油井用钢管被广泛利用，最近进一步要求110ksi级(屈服强度为110～125ksi，即，758～862mpa)和125ksi级(屈服强度为125ksi～140ksi，即862～965mpa)的油井用钢管。

深井大多为含有具有腐蚀性的硫化氢的酸性环境。在这种酸性环境下使用的油井用钢管不仅要求具备高强度，还要求耐硫化物应力裂纹性(耐sulfidestresscracking性：以下称为耐ssc性)。

用于提高以油井用钢管为代表的钢材的耐ssc性的技术在日本特开昭62-253720号公报(专利文献1)、日本特开昭59-232220号公报(专利文献2)、日本特开平6-322478号公报(专利文献3)、日本特开平8-311551号公报(专利文献4)，日本特开2000-256783号公报(专利文献5)、日本特开2000-297344号公报(专利文献6)、日本特开2005-350754号公报(专利文献7)、日本特表2012-519238号公报(专利文献8)和日本特开2012-26030号公报(专利文献9)中有公开。

专利文献1提出了降低mn、p等杂质以提高油井用钢的耐ssc性的方法。专利文献2提出了实施2次淬火使晶粒微细化以提高钢的耐ssc性的方法。

专利文献3提出了通过感应加热的热处理使钢组织微细化，以提高125ksi级钢材的耐ssc性的方法。专利文献4提出了利用直接淬火法提高钢的淬火性，进而通过提高回火温度来提高110ksi级～140ksi级钢管的耐ssc性的方法。

专利文献5和专利文献6提出了控制碳化物的形态以提高110ksi级～140ksi级低合金油井管用钢的耐ssc性的方法。专利文献7提出了将位错密度和氢扩散系数控制到所期望的值，以提高125ksi(862mpa)级以上的钢材的耐ssc性的方法。专利文献8提出了对于含有0.3～0.5％的c的低合金钢，通过实施多次淬火来提高125ksi(862mpa)级钢的耐ssc性的方法。专利文献9提出了采用两段热处理的回火工序以控制碳化物的形态、个数的方法。更具体而言，专利文献9中，抑制大型的m3c或m2c的个数密度，以提高125ksi(862mpa)级钢的耐ssc性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭62-253720号公报

专利文献2：日本特开昭59-232220号公报

专利文献3：日本特开平6-322478号公报

专利文献4：日本特开平8-311551号公报

专利文献5：日本特开2000-256783号公报

专利文献6：日本特开2000-297344号公报

专利文献7：日本特开2005-350754号公报

专利文献8：日本特表2012-519238号公报

专利文献9：日本特开2012-26030号公报

但是，即使应用上述专利文献1～9所公开的技术，对于屈服强度为125ksi(ys为862mpa)以上的油井用钢管，还是存在无法稳定地获得优异的耐ssc性的情况。

技术实现要素：

发明要解决的问题

本发明的目的在于，提供具有屈服强度为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)的高强度和优异的耐ssc性的钢材和油井用钢管。

用于解决问题的方案

本发明提供的钢材具有以下的化学组成：以质量％计含有c：0.25～0.50％、si：0.05～0.50％、mn：0.05～1.00％、p：0.025％以下、s：0.0100％以下、al：0.005～0.100％、cr：0.30～1.50％、mo：0.25～1.50％、ti：0.002～0.050％、b：0.0001～0.0050％、n：0.002～0.010％、o：0.0100％以下、v：0～0.30％、nb：0～0.100％、ca：0～0.0100％、mg：0～0.0100％、zr：0～0.0100％、co：0～0.50％、w：0～0.50％、ni：0～0.50％和cu：0～0.50％，余量由fe和杂质组成。本发明提供的钢材含有0.010～0.050质量％的固溶c。屈服强度为862mpa以上且小于965mpa，屈服比为90％以上。

本发明提供的钢材的制造方法包括准备工序、淬火工序和回火工序。准备工序中，准备具有上述化学组成的中间钢材。淬火工序中，在准备工序后，将800～1000℃的中间钢材以300℃/分钟以上的冷却速度进行冷却。回火工序中，将淬火后的中间钢材以670℃～ac1点保持10～180分钟后，以600～200℃的平均冷却速度为5～100℃/秒的方式进行冷却。

发明的效果

本发明提供的钢材和油井用钢管具有屈服强度为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)的高强度和优异的耐ssc性。

附图说明

图1为示出各试验编号的固溶c量与断裂韧性值k1ssc之间的关系的图。

图2为示出实施例的各试验编号的固溶c量与断裂韧性值k1ssc之间的关系的图。

图3a为实施例的dcb试验中使用的dcb试验片的侧视图和截面图。

图3b为实施例的dcb试验中使用的楔子的立体图。

具体实施方式

本发明人等针对在钢材和油井用钢管中兼顾屈服强度为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)的高强度和耐ssc性的方法进行了调查研究，得到了以下见解。

(a)具有高强度的钢材中，强度越高，钢材的位错密度越大。另一方面，位错会贮存氢。因此，如果钢材的位错密度增大，则钢材贮存的氢量就会增加。其结果，钢材的氢浓度升高，钢材的耐ssc性下降。即，如果降低钢材的位错密度，则钢材贮存的氢量会下降。其结果，钢材的氢浓度下降，钢材的耐ssc性提升。

(b)另一方面，为了提高屈服强度ys(yieldstrength)，提高钢材的位错密度是有效的。但是，如上所述，如果提高钢材的位错密度，则钢材的耐ssc性会下降。另一方面，如果使钢材的位错不为可动位错，就可以抑制位错的湮灭，抑制位错密度的下降。此时，可维持钢材的强度。因此，本发明人等思考通过使钢材的位错为不动位错来提高钢材的屈服强度。

具体而言，本发明人等研究了通过钢材中固溶的c(以下称为固溶c)使位错变成固溶c不动位错。其结果，本发明人等发现，调整钢材中的固溶c量时，有时不仅钢材的屈服强度增加，钢材的耐ssc性也会提升。即，如果调整钢材中的固溶c量，则可维持钢材的位错密度，并提高钢材的耐ssc性。

因此，本发明人等想到，为了兼顾钢材的高强度和耐ssc性，或许需要通过恰当地控制固溶c量，来实现位错密度和固溶c不动位错密度之间的平衡。因此，本发明人等针对通过恰当地控制固溶c量来实现位错密度的平衡的方法进行了进一步调查研究。

[固溶c量与耐ssc性之间的关系]

对具有表1所示的化学组成的钢实施热轧，制造板厚度15mm的钢板。

[表1]

表1

使热轧后的钢板自然冷却，使钢板温度为常温。对钢板以920℃的加热进行淬火，并以690℃进行回火。回火后，将钢板冷却至室温。回火后的冷却速度(℃/秒)如表2所示。回火后的冷却用淋浴式水冷装置实施。

[表2]

表2

冷却后，基于后述的试验方法，对各个钢板实施拉伸试验。进而根据后述的试验方法和计算方法，计算出固溶c量(质量％)。需要说明的是，如后述的试验方法所述，固溶c量由钢板的c含量和以碳化物形式析出的c的量(以下也称为析出c量)之间的差计算得出。析出c量由fe、cr、mn和mo的残渣量及渗碳体中的浓度与v和nb的残渣量计算得出。各元素的残渣量(质量％)和渗碳体中的浓度(质量％)如表3所示。

[表3]

表3

进而，基于后述的试验方法，实施dcb试验，求出各个试验编号的断裂韧性值k1ssc(mpa√m)。图1是示出各个试验编号的固溶c量与断裂韧性值k1ssc之间的关系的图。

参见图1，随着固溶c量提升，断裂韧性值k1ssc升高。固溶c量为0.010质量％以上时，断裂韧性值k1ssc达到30.0mpa√m以上，显示出优异的耐ssc性。

因此，本发明人等对固溶c量和耐ssc性进行了更详细的研究。图2是示出后述实施例的各个试验编号的固溶c量与耐ssc性之间的关系的图。图2是针对后述的实施例中，化学组成在本发明的范围内、除回火工序的保持时间和回火工序的冷却速度以外的制造条件在本发明的优选的范围内的钢材，与图1同样地采用固溶c量(质量％)与断裂韧性值k1ssc(mpa√m)制作的图。

参照图2，固溶c量为0.010质量％以上时，断裂韧性值k1ssc达到30.0mpa√m以上，显示出优异的耐ssc性。另一方面，固溶c量超过0.050质量％时，断裂韧性值k1ssc低于30.0mpa√m。即，由此可知，固溶c量过高时，耐ssc性反而会下降。

其原因尚不清楚。但是，只要在本发明的化学组成和ys的范围内，使固溶c量在0.050质量％以下，就可获得优异的耐ssc性。

综上，通过调整化学组成和回火条件，使ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)，进而使固溶c量为0.010～0.050质量％，则断裂韧性值k1ssc达到30.0mpa√m以上，可获得优异的耐ssc性。因此，本发明中，固溶c量为0.010～0.050质量％。

需要说明的是，为了恰当地控制固溶c量，实现位错密度的平衡，使钢材的显微组织为回火马氏体和回火贝氏体主体的组织。回火马氏体和回火贝氏体主体是指：回火马氏体和回火贝氏体的总体积率为90％以上。钢材的显微组织为回火马氏体和回火贝氏体主体时，在本发明的钢材中，ys会达到862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)，屈服比yr(ys与拉伸强度ts(tensilestrength)之间的比)达到90％以上。

基于以上见解完成的本发明的钢材具有以下的化学组成：以质量％计含有c：0.25～0.50％、si：0.05～0.50％、mn：0.05～1.00％、p：0.025％以下、s：0.0100％以下、al：0.005～0.100％、cr：0.30～1.50％、mo：0.25～1.50％、ti：0.002～0.050％、b：0.0001～0.0050％、n：0.002～0.010％、o：0.0100％以下、v：0～0.30％、nb：0～0.100％、ca：0～0.0100％、mg：0～0.0100％、zr：0～0.0100％、co：0～0.50％、w：0～0.50％、ni：0～0.50％和cu：0～0.50％，余量由fe和杂质组成。本发明提供的钢材含有0.010～0.050质量％的固溶c。屈服强度为862mpa以上且小于965mpa，屈服比为90％以上。

上述化学组成可含有选自由v：0.01～0.30％和nb：0.002～0.100％组成的组中的1种以上。

上述化学组成可含有选自由ca：0.0001～0.0100％、mg：0.0001～0.0100％和zr：0.0001～0.0100％组成的组中的1种或2种以上。

上述化学组成可含有选自由co：0.02～0.50％和w：0.02～0.50％组成的组中的1种以上。

上述化学组成可含有选自由ni：0.02～0.50％和cu：0.01～0.50％组成的组中的1种以上。

上述钢材可以是具有上述化学组成、含有0.010～0.050质量％的固溶c、具有862mpa以上且小于965mpa的屈服强度和90％以上的屈服比的油井用钢管。

油井用钢管可以是管线用钢管，也可以是油井管。油井用钢管可以是无缝钢管。油井管例如为套管或油管。

本发明提供的油井用钢管只要具有上述化学组成，则壁厚即使在15mm以上，也显示出优异的强度和优异的耐ssc性。

上述优异的耐ssc性具体而言是指：在采用高压釜的基于nacetm0177-2005methodd的dcb试验中，k1ssc(mpa√m)为30.0mpa√m以上；所述高压釜中封入有：将脱气的5％食盐水和4g/l的乙酸na进行混合、用盐酸调整为ph3.5的溶液，以及，将10％的h2s气体和90％的co2气体设为总压力1atm的混合气体。

另外，上述固溶c量是指：钢材中的碳化物中的c量(质量％)与钢材的化学组成的c含量之间的差值。钢材中的碳化物中的c量是使用如下浓度通过式(1)～式(5)求出的：对钢材实施萃取残渣分析，作为残渣得到的碳化物(渗碳体和mc型碳化物)中的fe浓度＜fe＞a、cr浓度＜cr＞a、mn浓度＜mn＞a、mo浓度＜mo＞a、v浓度＜v＞a、nb浓度＜nb＞a；以及，通过对由萃取复型法得到的复型膜进行tem观察来确定渗碳体，对所确定的渗碳体实施基于eds的点分析，由此得到的渗碳体中的fe浓度＜fe＞b、cr浓度＜cr＞b、mn浓度＜mn＞b、mo浓度＜mo＞b。

＜mo＞c＝(＜fe＞a+＜cr＞a+＜mn＞a)×＜mo＞b/(＜fe＞b+＜cr＞b+＜mn＞b)(1)

＜mo＞d＝＜mo＞a-＜mo＞c(2)

＜c＞a＝(＜fe＞a/55.85+＜cr＞a/52+＜mn＞a/53.94+＜mo＞c/95.9)/3×12(3)

＜c＞b＝(＜v＞a/50.94+＜mo＞d/95.9+＜nb＞a/92.9)×12(4)

(固溶c量)＝＜c＞-(＜c＞a+＜c＞b)(5)

需要说明的是，本说明书中，渗碳体是指fe含量为50质量％以上的碳化物。

本发明提供的钢材的制造方法包括准备工序、淬火工序和回火工序。准备工序准备具有上述化学组成的中间钢材。淬火工序在准备工序后，将800～1000℃的中间钢材以300℃/分钟以上的冷却速度进行冷却。回火工序将淬火后的中间钢材以670℃～ac1点保持10～180分钟后，以从600℃到200℃之间的平均冷却速度为5～100℃/秒的方式进行冷却。

上述制造方法的准备工序可包括如下工序：坯料准备工序，准备具有上述化学组成的坯料；热加工工序，对坯料进行热加工来制造中间钢材。

以下，详细说明本发明的钢材和油井用钢管。涉及元素的“％”如无特别说明均指质量％。

[化学组成]

本发明提供的钢材的化学组成含有以下元素。

c：0.25～0.50％

碳(c)可提高钢材的淬火性，提高钢材的强度。c含量为0.25％以上时，以其它元素含量在本发明的范围内为条件，可使屈服强度达到862mpa以上。c进而在制造工序中的回火时，促进碳化物的球状化，提高钢材的耐ssc性。如果碳化物分散，则钢材的强度进一步提升。c含量过低时，无法获得这些效果。另一方面，c含量过高时，钢材的韧性下降，容易产生淬火裂纹。因此，c含量为0.25～0.50％。c含量的优选的上限为0.45％，更优选为0.40％。

si：0.05～0.50％

硅(si)可使钢脱氧。si含量过低时，无法获得该效果。另一方面，si含量过高时，钢材的耐ssc性下降。因此，si含量为0.05～0.50％。si含量的优选的下限为0.15％，更优选为0.20％。si含量的优选的上限为0.45％，更优选为0.40％。

mn：0.05～1.00％

锰(mn)可使钢脱氧。mn还可提高淬火性。mn含量过低时，无法获得这些效果。另一方面，mn含量过高时，mn会与p和s等杂质一起在晶界偏析。此时，钢材的耐ssc性下降。因此，mn含量为0.05～1.00％。mn含量的优选的下限为0.25％，更优选为0.30％。mn含量的优选的上限为0.90％，更优选为0.80％。

p：0.025％以下

磷(p)为杂质。p会在晶界偏析导致钢材的耐ssc性下降。因此，p含量为0.025％以下。p含量的优选的上限为0.020％，更优选为0.015％。p含量优选尽可能低。p含量的下限为例如0.003％。

s：0.0100％以下

硫(s)为杂质。s会在晶界偏析导致钢材的耐ssc性下降。因此，s含量为0.0100％以下。s含量的优选的上限为0.0050％，更优选为0.0030％。s含量优选尽可能低。s含量的下限为例如0.0003％。

al：0.005～0.100％

铝(al)可使钢脱氧。al含量过低时，无法获得该效果，钢材的耐ssc性下降。另一方面，al含量过高时，会生成粗大的氧化物类夹杂物，导致钢材的耐ssc性下降。因此，al含量为0.005～0.100％。al含量的优选的下限为0.015％，更优选为0.020％。al含量的优选的上限为0.080％，更优选为0.060％。本说明书中提到的“al”含量是指“酸溶al”，即“sol.al”的含量。

cr：0.30～1.50％

铬(cr)可提高钢材的淬火性，提高钢材的强度。cr还可提高回火软化阻力，使高温回火成为可能。其结果，钢材的耐ssc性提升。cr含量过低时，无法获得这些效果。另一方面，cr含量过高时，钢材的韧性和耐ssc性下降。因此，cr含量为0.30～1.50％。cr含量的优选的下限为0.35％，更优选为0.40％。cr含量的优选的上限为1.30％。

mo：0.25～1.50％

钼(mo)可提高钢材的淬火性。mo还会生成微小的碳化物，提高钢材的回火软化阻力。其结果，mo会通过高温回火提高耐ssc性。mo含量过低时，无法获得该效果。另一方面，mo含量过高时，上述效果饱和。因此，mo含量为0.25～1.50％。mo含量的优选的下限为0.50％，更优选为0.65％。mo含量的优选的上限为1.20％，更优选为1.00％。

ti：0.002～0.050％

钛(ti)会形成氮化物，通过钉扎效应使晶粒微细化。由此，钢材的强度提升。ti含量过低时，无法获得该效果。另一方面，ti含量过高时，ti氮化物会粗大化导致钢材的耐ssc性下降。因此，ti含量为0.002～0.050％。ti含量的优选的下限为0.003％，更优选为0.005％。ti含量的优选的上限为0.030％，更优选为0.020％。

b：0.0001～0.0050％

硼(b)固溶于钢，可提高钢材的淬火性，提高钢材的强度。b含量过低时，无法获得该效果。另一方面，b含量过高时，会生成粗大的氮化物导致钢材的耐ssc性下降。因此，b含量为0.0001～0.0050％。b含量的优选的下限为0.0003％，更优选为0.0007％。b含量的优选的上限为0.0035％，更优选为0.0025％。

n：0.002～0.010％

氮(n)是不可避免含有的。n会形成粗大的氮化物，导致钢材的耐ssc性下降。因此，n含量为0.002～0.010％。n含量的优选的上限为0.005％，更优选为0.004％。n含量优选尽可能低。但是，为了含有一定量的ti，通过微细氮化物的析出使晶粒微细化，会含有0.002％以上的n。

o：0.0100％以下

氧(o)为杂质。o会形成粗大的氧化物，导致钢材的耐腐蚀性下降。因此，o含量为0.0100％以下。o含量的优选的上限为0.0030％，更优选为0.0020％。o含量优选尽可能低。o含量的下限为例如0.0003％。

本发明提供的钢材的化学组成的余量由fe和杂质组成。其中，杂质是指：工业上制造钢材时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的元素，且在对本发明的钢材不会造成不良影响的范围内允许的元素。

[关于任意元素]

上述钢材的化学组成还可含有选自v和nb组成的组中的1种以上，来代替fe的一部分。这些元素均为任意元素，可提高钢材的耐ssc性。

v：0～0.30％

钒(v)为任意元素，也可以不含。含有时，v可与c或n结合形成碳化物、氮化物或碳氮化物等(以下称为“碳氮化物等”)。这些碳氮化物等可通过钉扎效应使钢材的次级组织微细化，提高钢材的耐ssc性。v还可在回火时形成微小的碳化物。微小的碳化物可提高钢材的回火软化阻力，提高钢材的强度。v还可形成球状的mc型碳化物，因此可抑制针状的m2c型碳化物的生成，提高耐ssc性。v只要少量含有，就可在一定程度上获得这些效果。但是，v含量过高时，钢材的韧性下降。因此，v含量为0～0.30％。v含量的优选的下限为0.01％，更优选为0.02％。v含量的优选的上限为0.15％，更优选为0.12％。

nb：0～0.100％

铌(nb)为任意元素，也可以不含。含有时，nb会形成碳氮化物等。这些碳氮化物等可通过钉扎效应使钢材的次级组织微细化，提高钢材的耐ssc性。nb还可形成球状的mc型碳化物，因此可抑制针状的m2c型碳化物的生成，提高耐ssc性。nb只要少量含有，就可在一定程度上获得这些效果。但是，nb含量过高时，氮化物会过量生成，导致钢材的耐ssc性下降。因此，nb含量为0～0.100％。nb含量的优选的下限为0.002％，更优选为0.003％，进一步优选为0.007％。nb含量的优选的上限为小于0.050％，更优选为0.025％，进一步优选为0.020％。

上述v和nb的含量的总和优选为0.2％以下，更优选为0.15％以下。

上述钢材的化学组成还可含有选自由ca、mg和zr组成的组中的1种或2种以上，来代替fe的一部分。这些元素均为任意元素，可提高钢材的耐ssc性。

ca：0～0.0100％

钙(ca)为任意元素，也可以不含。含有时，ca可使钢材中的硫化物微细化，提高钢材的耐ssc性。ca只要少量含有，就可在一定程度上获得该效果。但是，ca含量过高时，钢材中的氧化物变得粗大化，导致钢材的耐ssc性下降。因此，ca含量为0～0.0100％。ca含量的优选的下限为0.0001％，更优选为0.0003％，进一步优选为0.0006％。ca含量的优选的上限为0.0025，更优选为0.0020％。

mg：0～0.0100％

镁(mg)为任意元素，也可以不含。含有时，mg使钢材中的s成为硫化物从而无害化，可提高钢材的耐ssc性。mg只要少量含有，就可在一定程度上获得该效果。但是，mg含量过高时，钢材中的氧化物变得粗大化，导致钢材的耐ssc性下降。因此，mg含量为0～0.0100％。mg含量的优选的下限为0.0001％，更优选为0.0003％，进一步优选为0.0006％，进一步优选为0.0010％。mg含量的优选的上限为0.0025％，更优选为0.0020％。

zr：0～0.0100％

锆(zr)为任意元素，也可以不含。含有时，zr可使钢材中的硫化物微细化，提高钢材的耐ssc性。zr只要少量含有，就可在一定程度上获得该效果。但是，zr含量过高时，钢材中的氧化物变得粗大化，导致钢材的耐ssc性下降。因此，zr含量为0～0.0100％。zr含量的优选的下限为0.0001％，更优选为0.0003％，进一步优选为0.0006％。zr含量的优选的上限为0.0025％，更优选为0.0020％。

复合含有上述ca、mg以及zr组成的组中的2种以上时的总量优选为0.01％以下，进一步优选为0.005％以下。

上述钢材的化学组成还可含有选自由co和w组成的组中的1种以上，来代替fe的一部分。这些元素均为任意元素，可在硫化氢环境中形成保护性的腐蚀覆膜，抑制氢的侵入。由此，提高钢材的耐ssc性。

co：0～0.50％

钴(co)为任意元素，也可以不含。含有时，co可在硫化氢环境中形成保护性的腐蚀覆膜，抑制氢的侵入。由此，提高钢材的耐ssc性。co只要少量含有，就可在一定程度上获得该效果。但是，co含量过高时，钢材的淬火性下降，钢材的强度下降。因此，co含量为0～0.50％。co含量的优选的下限为0.02％，更优选为0.05％。co含量的优选的上限为0.45％，更优选为0.40％。

w：0～0.50％

钨(w)为任意元素，也可以不含。含有时，w可在硫化氢环境中形成保护性的腐蚀覆膜，抑制氢的侵入。由此，提高钢材的耐ssc性。w只要少量含有，就可在一定程度上获得该效果。但是，w含量过高时，会生成粗大的碳化物，导致钢材的耐ssc性下降。因此，w含量为0～0.50％。w含量的优选的下限为0.02％，更优选为0.05％。w含量的优选的上限为0.45％，更优选为0.40％。

上述钢材的化学组成还可含有选自由ni和cu组成的组中的1种以上，来代替fe的一部分。这些元素均为任意元素，可提高钢的淬火性。

ni：0～0.50％

镍(ni)为任意元素，也可以不含。含有时，ni可提高钢材的淬火性，提高钢材的强度。ni只要少量含有，就可在一定程度上获得该效果。但是，ni含量过高时，会促进局部的腐蚀，导致耐ssc性下降。因此，ni含量为0～0.50％。ni含量的优选的下限为0.02％，更优选为0.05％。ni含量的优选的上限为0.35％，更优选为0.25％。

cu：0～0.50％

铜(cu)为任意元素，也可以不含。含有时，cu可提高钢材的淬火性，提高钢材的强度。cu只要少量含有，就可在一定程度上获得该效果。但是，cu含量过高时，淬火性变得过高，耐ssc性下降。因此，cu含量为0～0.50％。cu含量的优选的下限为0.01％，更优选为0.02％，进一步优选为0.05％。cu含量的优选的上限为0.35％，更优选为0.25％。

[固溶c量]

本发明中，固溶c量为0.010～0.050质量％。固溶c量小于0.010质量％时，结晶的位错固定不足，钢材的耐ssc性下降。另一方面，固溶c量超过0.050质量％时，钢材的耐ssc性反而下降。因此，固溶c量为0.010～0.050质量％。固溶c量的优选的下限为0.020质量％，更优选为0.030质量％。

该范围的固溶c量可通过例如控制回火的保持时间和控制回火后的冷却速度来获得。其理由如下。

回火工序中，回火的保持时间短时，回火不充分。此时，钢材中的碳化物析出不足，固溶c量变得过高。其结果，钢材的耐ssc性下降。另一方面，回火的保持时间过长时，这些效果饱和。因此，回火的保持时间为10～180分钟。

回火工序中，在回火后的冷却中，冷却速度慢时，固溶的c会在温度下降过程中再次析出。在以往的钢材制造方法中，由于回火后的冷却以自然冷却的方式进行，冷却速度慢。因此，固溶c量几乎为0质量％。为此，本实施方式中，提高回火后的冷却速度，得到0.010～0.050质量％的固溶c量。

作为冷却方法，例如从回火温度开始使管坯持续强制冷却，使钢材的表面温度持续下降。作为这种持续冷却处理，有例如将钢材浸入水槽中进行冷却的方法，通过淋浴水冷、喷雾冷却或强制风冷使钢材加速冷却的方法。

回火后的冷却速度在经回火的钢材截面内最晚冷却的部位(例如对双表面进行强制冷却时，为钢材厚度的中央部)进行测量。具体而言，在钢材为钢板时，可通过在钢板的板厚度中央部装入护套型热电偶进行测温，由此测量回火后的冷却速度。在钢材为钢管时，可通过在钢管的壁厚中央部装入护套型热电偶进行测温，由此测量回火后的冷却速度。另外，仅对钢材的一侧表面进行强制冷却时，可通过非接触型红外线型温度计，测量钢材的非强制冷却侧的表面温度。

从600℃到200℃之间是c扩散较快的温度区域。因此，从600℃到200℃之间的平均冷却速度为5℃/秒以上。回火后的冷却速度的优选的下限为10℃/秒，更优选为15℃/秒。

另一方面，回火后的冷却速度过快时，在回火的均热保持之后固溶的c几乎不析出。其结果，会出现固溶c量过量的情况。因此，回火后的冷却速度为100℃/秒以下。回火后的冷却速度的优选的上限为50℃/秒，更优选为40℃/秒。

此时，可将固溶c量设为0.010～0.050质量％。

[固溶c量的计算方法]

固溶c量是指钢材中的碳化物中的c量(质量％)与钢材的化学组成的c含量之间的差值。钢材中的碳化物中的c量是使用以下浓度通过式(1)～式(5)求出的：对钢材实施萃取残渣分析，作为残渣得到的碳化物(渗碳体和mc型碳化物)中的fe浓度＜fe＞a、cr浓度＜cr＞a、mn浓度＜mn＞a、mo浓度＜mo＞a、v浓度＜v＞a、nb浓度＜nb＞a；通过对由萃取复型法得到的复型膜进行tem观察来确定渗碳体，对所确定的渗碳体实施基于eds的点分析，所得到的渗碳体中的fe浓度＜fe＞b、cr浓度＜cr＞b、mn浓度＜mn＞b、mo浓度＜mo＞b。

＜mo＞c＝(＜fe＞a+＜cr＞a+＜mn＞a)×＜mo＞b/(＜fe＞b+＜cr＞b+＜mn＞b)(1)

＜mo＞d＝＜mo＞a-＜mo＞c(2)

＜c＞a＝(＜fe＞a/55.85+＜cr＞a/52+＜mn＞a/53.94+＜mo＞c/95.9)/3×12(3)

＜c＞b＝(＜v＞a/50.94+＜mo＞d/95.9+＜nb＞a/92.9)×12(4)

(固溶c量)＝＜c＞-(＜c＞a+＜c＞b)(5)

需要说明的是，本说明书中，渗碳体是指fe含量为50质量％以上的碳化物。以下，详细示出固溶c量的计算方法。

[钢材的c含量的定量]

钢材为板材时，从板厚度中央部采集切屑状的分析样品。通过氧气流中燃烧-红外线吸收法，对c含量(质量％)进行分析。将其作为钢材的c含量(＜c＞)。

[以碳化物形式析出的c量(析出c量)的计算]

析出c量通过以下的步骤1～步骤4计算得出。具体而言，步骤1中实施萃取残渣分析。步骤2中通过采用透射电子显微镜(transmissionelectronmicroscope：以下称为“tem”)的萃取复型法和能量色散型x射线分析法(energydispersivex-rayspectrometry：以下称为“eds”)，实施渗碳体中的元素浓度分析(以下称为“eds分析”)。步骤3中调整mo含量。步骤4中计算析出c量。

[步骤1.基于萃取残渣分析的fe、cr、mn、mo、v和nb残渣量的定量]

步骤1中，将钢材中的碳化物作为残渣捕获，确定残渣中的fe、cr、mn、mo、v和nb含量。其中，“碳化物”是渗碳体(m3c型碳化物)和mc型碳化物的总称。具体的步骤如下。在钢材为板材时，从板厚度中央部采集直径6mm、长度50mm的圆柱形试验片。在钢材为钢管时，从钢管的壁厚中央部，以使壁厚中心为横截面的中心的方式采集直径6mm、长度50mm的圆柱形试验片。通过预电解研磨将采集到的试验片表面研磨约50μm，得到新的面。用电解液10％乙酰丙酮+1％四铵+甲醇对电解研磨的试验片进行电解。使电解后的电解液通过0.2μm的过滤器捕获残渣。通过icp(电感耦合等离子体)发光分析，以质量％单位定量fe、cr、mn、mo、v、nb的浓度。将其浓度分别定义为＜fe＞a、＜cr＞a、＜mn＞a、＜mo＞a、＜v＞a、＜nb＞a。

[步骤2.基于萃取复型法和eds的渗碳体中的fe、cr、mn和mo含量的定量]

步骤2中，确定渗碳体中的fe、cr、mn和mo含量。具体的步骤如下。在钢材为板材时从板厚度中央部、在钢材为钢管时从壁厚中央部切出微试验片，并通过镜面研磨处理表面。将试验片在3％硝酸酒精腐蚀液中浸泡10分钟，腐蚀表面。将其表面用碳沉积膜覆盖。将表面被沉积膜覆盖的试验片浸入5％硝酸酒精腐蚀液，保持20分钟，剥离沉积膜。将剥离的沉积膜用乙醇清洗后，用板网抄起，干燥。以tem观察该沉积膜(复型膜)，对20个渗碳体进行基于eds的点分析。以质量％单位对除渗碳体中的碳以外的合金元素的总和为100％时的fe、cr、mn和mo的浓度进行定量。对20个渗碳体进行浓度定量，将每个元素的算术平均值定义为＜fe＞b、＜cr＞b、＜mn＞b、＜mo＞b。

[步骤3.调整mo量]

接着，求出碳化物中的mo浓度。其中，fe、cr、mn和mo富集于渗碳体。另一方面，v、nb和mo富集于mc型碳化物。即，通过回火，mo富集于渗碳体和mc型碳化物这两者。因此，对于mo量，需要对渗碳体和mc型碳化物分别进行计算。需要说明的是，v有时也会有一部分富集于渗碳体。但是，与在mc型碳化物的富集量相比，v在渗碳体的富集量小到可以忽略不计。因此，在计算固溶c量时，将v视为仅富集于mc型碳化物。

具体而言，以渗碳体形式析出的mo的量(＜mo＞c)可通过式(1)计算得出。

＜mo＞c＝(＜fe＞a+＜cr＞a+＜mn＞a)×＜mo＞b/(＜fe＞b+＜cr＞b+＜mn＞b)(1)

另一方面，以mc型碳化物的形式析出的mo的量(＜mo＞d)可通过式(2)以质量％单位计算得出。

＜mo＞d＝＜mo＞a-＜mo＞c(2)

[步骤4.析出c量的计算]

析出c量是计算以渗碳体的形式析出的c量(＜c＞a)和以mc型碳化物的形式析出的c量(＜c＞b)的总和。＜c＞a和＜c＞b分别通过式(3)和式(4)以质量％单位计算得出。需要说明的是，式(3)是基于渗碳体的结构为m3c型(m包括fe、cr、mn、mo)推导得出的公式。

＜c＞a＝(＜fe＞a/55.85+＜cr＞a/52+＜mn＞a/53.94+＜mo＞c/95.9)/3×12(3)

＜c＞b＝(＜v＞a/50.94+＜mo＞d/95.9+＜nb＞a/92.9)×12(4)

综上，析出c量为＜c＞a+＜c＞b。

[固溶c量的计算]

固溶c量(以下也称为＜c＞c)是计算钢材的c含量(＜c＞)与析出c量之间的差、通过式(5)以质量％单位计算得出的。

＜c＞c＝＜c＞-(＜c＞a+＜c＞b)(5)

[显微组织]

本发明的钢材的显微组织主要由回火马氏体和回火贝氏体构成。更具体而言，显微组织由以体积率计为90％以上的回火马氏体和/或回火贝氏体构成。即，显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的体积率总和为90％以上。显微组织的余量为例如残留奥氏体等。具有上述化学组成的钢材的显微组织含有体积率总和在90％以上的回火马氏体和回火贝氏体时，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)，且yr为90％以上。因此，本实施方式中，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)且yr为90％以上时，显微组织为回火马氏体和回火贝氏体的体积率总和在90％以上的组织。优选显微组织仅由回火马氏体和/或回火贝氏体构成。

需要说明的是，想要通过观察来求出回火马氏体和回火贝氏体的体积率总和时，可通过以下方法求出。在钢材为板材时，从板厚中央部切出具有轧制方向10mm、板宽度方向10mm的观察面的小片。在钢材为钢管时，从壁厚中央部切出具有管轴方向10mm、管周方向10mm的观察面的小片。将观察面研磨成鏡面后，在硝酸酒精腐蚀液中浸泡约10秒，通过蚀刻使组织露出。用扫描电子显微镜(sem：scanningelectronmicroscope)以二次电子图像观察蚀刻的观察面。设每个视场为400μm²(倍率5000倍)，观察10个视场。各个视场中，由对比度确定回火马氏体和回火贝氏体。将确定的回火马氏体和回火贝氏体的面积分数的总和作为各个视场的回火马氏体和回火贝氏体的面积分数。本实施方式中，将在各个视场中求出的回火马氏体和回火贝氏体的面积分数总和的算术平均值作为回火马氏体和回火贝氏体的体积率。

[钢材的形状]

本实施方式的钢材的形状并不特别限定。钢材为例如钢管、钢板。在钢材为油井用钢管时，优选的壁厚为9～60mm。本发明尤其适合作为厚壁的油井用钢管使用。更具体而言，本发明提供的钢材即使是15mm以上、进而20mm以上的厚壁的油井用钢管，也显示出优异的强度和耐ssc性。

[钢材的ys和yr]

本实施方式的钢材的ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)，yr为90％以上。本说明书中提到的ys是指：拉伸试验中得到的伸长0.65％时的应力。总之，本实施方式的钢材的强度为125ksi级。本实施方式的钢材即使是这种高强度，通过满足上述的化学组成、固溶c量和显微组织，也具有优异的耐ssc性。

[钢材的耐ssc性]

本实施方式的钢材的耐ssc性可通过基于nacetm0177-2005methodd的dcb试验进行评价。关于溶液，将脱气的5％食盐水与4g/l的乙酸na混合，且以盐酸调整为ph3.5。高压釜内封入的气体为10％的h2s气体与90％的co2气体的混合气体，总压力为1atm。其后，将打入了楔子的dcb试验片封入容器内，一边搅拌溶液且持续地吹入前述混合气体，一边以24℃保持3周。在以上条件下求出的本实施方式的钢材的k1ssc(mpa√m)为30.0mpa√m以上。

[制造方法]

本发明提供的钢材的制造方法包括准备工序、淬火工序和回火工序。准备工序可包括坯料准备工序和热加工工序。本实施方式中，作为钢材制造方法的一个例子，对油井用钢管的制造方法进行说明。油井用钢管的制造方法包括准备管坯的工序(准备工序)和对管坯实施淬火和回火制成油井用钢管的工序(淬火工序和回火工序)。以下，详细描述各工序。

[准备工序]

准备工序准备具有上述化学组成的中间钢材。中间钢材只要具有上述化学组成，制造方法并不特别限定。此处提到的中间钢材在最终产品为钢板的情况下为板状的钢材，在最终产品为钢管的情况下为管坯。

优选的是，准备工序可包括以下工序：准备坯料的工序(坯料准备工序)；以及，对坯料进行热加工来制造中间钢材的工序(热加工工序)。以下，详细描述包括坯料准备工序和热加工工序的情况。

[坯料准备工序]

坯料准备工序中，使用具有上述化学组成的钢水制造坯料。具体而言，用钢水通过连续铸造法制造铸坯(板坯、大钢坯或钢坯)。也可使用钢水通过铸锭法制造铸锭。根据需要，可对板坯、大钢坯或铸锭进行初轧来制造钢坯。通过以上工序制造坯料(板坯、大钢坯或钢坯)。

[热加工工序]

热加工工序中，对准备好的坯料进行热加工，制造中间钢材。在钢材为钢管时，中间钢材相当于管坯。首先，用加热炉加热钢坯。加热温度并不特别限定，例如为1100～1300℃。对从加热炉取出的钢坯实施热加工，制造管坯(无缝钢管)。例如，作为热加工，实施曼内斯曼法，制造管坯。此时，用穿孔机对圆钢坯进行穿孔轧制。进行穿孔轧制的情况下，穿孔比并不特别限定，例如为1～4。对于穿孔轧制后的圆钢坯，进一步通过芯棒连轧管机、减速机、定径机等进行热轧制成管坯。热加工工序中累积的减面率为例如20～70％。

也可通过其它的热加工方法从钢坯制造管坯。例如在为管接头类短尺寸的厚壁钢材时，可通过锻造制造管坯。通过以上工序，制造出壁厚为9～60mm的管坯。

通过热加工制造的管坯可空气冷却(as-rolled)。通过热加工制造的钢管还可以不冷却至常温，而是在热制管后直接实施淬火，或在热制管后进行补热(再加热)，然后再实施淬火。但是，在直接淬火或补热后实施淬火的情况下，出于抑制淬火裂纹的目的，优选在淬火中途停止冷却，或者实施缓慢冷却。

热制管后直接淬火或热制管后于补热后实施淬火的情况下，出于去除残留应力的目的，优选在淬火后、下一工序的热处理前，实施除应力退火处理(sr处理)。以下，详细描述淬火工序。

淬火工序对所准备的中间钢材实施淬火。本说明书中，“淬火”是指使a3点以上的中间钢材骤冷。优选的淬火温度为800～1000℃。在热加工后直接实施淬火的情况下，淬火温度与实施最终热加工的装置的出口侧设置的测温计测温得到的中间钢材的表面温度相当。在热加工后进行补热、然后实施淬火的情况下，淬火温度与实施补热的炉的温度相当。

淬火方法为例如从淬火开始温度起使管坯持续冷却，使管坯的表面温度持续下降。持续冷却处理的方法并不特别限定。持续冷却处理的方法为例如将管坯浸入水槽中进行冷却的方法、通过淋浴水冷或喷雾冷却使管坯加速冷却的方法。

淬火时的冷却速度过慢时，不能成为马氏体和贝氏体主体的显微组织，得不到本申请限定的机械性能。因此，淬火时的冷却速度(800℃至500℃之间的平均冷却速度)设为300℃/分钟以上。优选的淬火时的冷却速度的下限为450℃/分钟，更优选为600℃/分钟。

优选的是，在对管坯多次实施在奥氏体域的加热后，实施淬火处理。此时，由于淬火前的奥氏体颗粒被微细化，钢材的耐ssc性提升。既可以通过多次实施淬火处理来多次重复在奥氏体域的加热；也可以通过实施正火处理和淬火处理来多次重复在奥氏体域的加热。以下，详细描述回火工序。

[回火工序]

回火工序在实施上述淬火处理后，实施回火处理。回火温度根据钢材的化学组成和期望得到的ys进行适当调整。即，对于具有本实施方式的化学组成的中间钢材(管坯)，调整回火温度，将钢材的ys调整至862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)。

优选的回火温度为670℃～ac1点。回火温度为670℃以上时，碳化物被充分球状化，耐ssc性更高。

回火的保持时间(回火时间)过短时，由于碳化物析出停滞，导致固溶c量过量。即使回火时间过长，使c固溶的效果也是饱和的。因此，为了将固溶c量控制在合适的范围，回火时间为10～180分钟。回火时间的优选的下限为15分钟。需要说明的是，钢材为钢管时，与其它形状相比，在回火的均热保持中容易发生钢管的温度不均。因此，在钢材为钢管时，回火时间优选为15～180分钟。

以往回火后的冷却未被控制。但是，冷却速度慢时，固溶的c几乎都会在温度下降过程中再次析出。即，固溶c量会变成几乎为0质量％。为此，本实施方式中，使回火后的冷却加速。由此，可得到本发明的固溶c量。

作为冷却方法，例如从回火温度开始使管坯持续强制冷却，使钢材的表面温度持续下降。作为这种持续冷却处理，有例如浸入水槽中进行冷却的方法，通过淋浴水冷、喷雾冷却或强制风冷使钢材加速冷却的方法。

回火后的冷却速度在回火的中间钢材的截面内最晚冷却的部位(例如对双表面进行强制冷却时，为中间钢材厚度的中心部)进行测量。从600℃到200℃之间是c扩散较快的温度域。因此，从600℃到200℃之间的平均冷却速度为5℃/秒以上。回火后的冷却速度的优选的下限为10℃/秒，更优选为15℃/秒。

另一方面，回火后的冷却速度过快时，在回火的均热保持之后，固溶的c几乎不析出。其结果，会出现固溶c量过量的情况。此时，耐ssc性反而下降。因此，回火后的冷却速度为100℃/秒以下。回火后的冷却速度的优选的上限为50℃/秒，更优选为40℃/秒。

在上述制造方法中以钢管的制造方法为例进行了说明。但是，本发明的钢材还可以是钢板、其它形状。钢板、其它形状的制造方法也和上述制造方法一样包括准备工序、淬火工序和回火工序。

实施例

制造具有表4所示的化学组成的180kg的钢水。

[表4]

使用上述钢水制造铸锭。对铸锭进行热轧，制造板厚度20mm的钢板。

将热轧后的各个试验编号的钢板自然冷却，使钢板温度达到常温(25℃)。

自然冷却后，对钢板进行再加热，使钢板温度达到淬火温度(成为奥氏体单相域的920℃)，均热保持20分钟。均热保持后，将钢板浸入水槽进行淬火。此时，从800℃到500℃之间的平均冷却速度为900℃/分钟。对于试验编号23，以淬火温度均热保持后，通过油槽浸泡进行冷却。此时，从800℃到500℃之间的平均冷却速度为180℃/分钟。

淬火后，对各个钢板实施回火处理。回火处理中，调整回火温度，以达到api标准的125ksi级(屈服强度为862mpa以上且小于965mpa)。以各个回火温度实施热处理后，进行冷却。冷却是从钢板的两面进行喷雾水冷的控制冷却。需要说明的是，预先在钢板的板厚度中央部装入了护套型的k热电偶，对回火及其后的冷却进行测温。回火温度(℃)、回火时间(分钟)及其后的从600℃到200℃之间的平均冷却速度、即回火后冷却速度(℃/秒)如表5所示。需要说明的是，试验编号1～试验编号23的钢材的ac1点均为750℃，回火温度设置为低于ac1点。

[表5]

表5

[评价试验]

[ys和ts试验]

基于astme8进行了拉伸试验。从上述淬火和回火处理后的各个钢板的板厚中央，制作直径6.35mm、平行部长度35mm的圆棒拉伸试验片。拉伸试验片的轴方向为与钢板的轧制方向平行。使用各圆棒试验片，在常温(25℃)、大气条件下实施拉伸试验，得到各个位置的ys(mpa)和ts(mpa)。需要说明的是，本实施例中，将拉伸试验得到的伸长0.65％时的应力定义为各个试验编号的ys。另外，将均匀伸长中的最大应力作为ts。将该ys与ts的比设为yr(％)。

[显微组织判定试验]

本实施方式的显微组织中，除试验编号23以外，均为ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)且yr为90％以上，因此，判断回火马氏体和回火贝氏体的体积率总和为90％以上。在试验编号23中，认为生成了铁素体。

[固溶c量测定试验]

通过上述测定方法，测定并计算出固溶c量(质量％)。需要说明的是，tem为日本电子(株)制jem-2010，加速电压为200kv，eds点分析照射电流为2.56na，在各个点进行了60秒的测量。基于tem的观察区域为8μm×8μm，在任意10个视场进行了观察。固溶c量的计算中使用的各个元素的残渣量和渗碳体中的浓度如表6所示。

[表6]

表6

[dcb试验]

使用各个钢板，实施基于nacetm0177-2005methodd的dcb试验，对耐ssc性进行了评价。具体而言，从各个钢板的壁厚中央部，采集如图3a所示的dcb试验片各3个。图3a为dcb试验片的侧视图和截面图。以使dcb试验片的长度方向与轧制方向平行的方式进行采集。进而，从钢板制作如图3b所示的楔子。图3b为楔子的立体图。楔子的厚度t为3.10mm。

在dcb试验片的臂之间打入楔子。其后，将打入了楔子的dcb试验片封入容器内。将使脱气的5％食盐水与4g/l的乙酸na混合、并用盐酸调整成ph3.5的溶液注入容器内，使容器中残留气体部分。其后，向高压釜内封入10％的h2s气体和90％的co2气体的混合气体，总压力设为1atm，搅拌液相，使该混合气体在溶液中饱和。

将经过以上工序的容器密闭后，一边搅拌溶液并持续吹入前述混合气体，一边以24℃保持3周。其后，从容器内取出dcb试验片。

在取出的各个dcb试验片的臂顶端形成的孔中插入销，用拉伸试验机形成缺口部，测量楔子释放应力p。进而，将dcb试验片的缺口释放于液氮中，测量浸泡过程中的裂纹进展长度a。裂纹进展长度a用游标卡尺通过目视确定。基于得到的楔子释放应力p和裂纹进展长度a，用式(6)求出断裂韧性值k1ssc(mpa√m)。

式(6)中的h为dcb试验片的各个臂的高度(mm)，b为dcb试验片的厚度(mm)，bn为dcb试验片的腹板厚度(mm)。这些均在nacetm0177-96methodd中有规定。

各个试验编号求出3个dcb试验片的断裂韧性值k1ssc(mpa√m)。在各个试验编号中，将3个dcb试验片的断裂韧性值的算术平均值定义为其试验编号的断裂韧性值k1ssc(mpa√m)。得到的断裂韧性值k1ssc如表5所示。当上述定义的断裂韧性值k1ssc值为30.0mpa√m以上时，判断为耐ssc性良好。需要说明的是，在浸泡于试验槽之前打入楔子时的臂间隔对k1ssc值有影响。因此，还预先用千分尺实际测量了臂间隔，并确认了其在api标准的范围内。

[试验结果]

试验结果如表5所示。

由表4和表5可知，试验编号1～13的钢板的化学组成合适，且ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)，yr为90％以上。进而，固溶c量为0.010～0.050质量％。其结果，k1ssc为30.0mpa√m以上，显示出优异的耐ssc性。

另一方面，试验编号14和15的钢板虽然化学组成合适，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)且yr为90％以上，但回火后的冷却速度过慢。因此，固溶c量小于0.010质量％。其结果，断裂韧性值k1ssc小于30.0mpa√m，未显示出优异的耐ssc性。

试验编号16的钢板虽然化学组成合适，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)且yr为90％以上，但回火时间过短。因此，固溶c量超过了0.050质量％。其结果，断裂韧性值k1ssc小于30.0mpa√m，未显示出优异的耐ssc性。

试验编号17的钢板虽然化学组成合适，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)且yr为90％以上，但回火后的冷却速度过快。因此，固溶c量超过了0.050质量％。其结果，断裂韧性值k1ssc小于30.0mpa√m，未显示出优异的耐ssc性。

试验编号18的钢板虽然固溶c量为0.010～0.050质量％，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)且yr为90％以上，但cr含量过低。其结果，断裂韧性值k1ssc小于30.0mpa√m，未显示出优异的耐ssc性。

试验编号19的钢板虽然固溶c量为0.010～0.050质量％，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)且yr为90％以上，但mo含量过低。其结果，断裂韧性值k1ssc小于30.0mpa√m，未显示出优异的耐ssc性。

试验编号20的钢板虽然固溶c量为0.010～0.050质量％，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)且yr为90％以上，但mn含量过高。其结果，断裂韧性值k1ssc小于30.0mpa√m，未显示出优异的耐ssc性。

试验编号21的钢板虽然固溶c量为0.010～0.050质量％，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)且yr为90％以上，但n含量过高。其结果，断裂韧性值k1ssc小于30.0mpa√m，未显示出优异的耐ssc性。

试验编号22的钢板虽然固溶c量为0.010～0.050质量％，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)且yr为90％以上，但si含量过高。其结果，断裂韧性值k1ssc小于30.0mpa√m，未显示出优异的耐ssc性。

试验编号23的钢板虽然化学组成合适，固溶c量为0.010～0.050质量％，ys为862mpa以上且小于965mpa(125ksi以上且小于140ksi)，但yr低于90％。其结果，断裂韧性值k1ssc小于30.0mpa√m，未显示出优异的耐ssc性。认为其原因在于淬火后的冷却速度慢，因此组织中混入了铁素体。

以上说明了本发明的实施方式。但上述实施方式仅为用于实施本发明的示例。因此，本发明并不限于上述实施方式，只要不脱离本发明的思想范围就可对上述实施方式进行适当变形实施。

产业上的可利用性

本发明提供的钢材可作为适用于酸性环境的钢材而广泛利用，可优选作为适用于油井环境的油井用钢材加以利用，进一步优选作为套管、油管、管线等油井用钢管加以利用。