JP2023129160A - 鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】ボルトの水素脆化感受性を低くすることができる、鋼材を提供する。【解決手段】本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０～０．５０％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｎ：０．１０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．０１～０．８０％、Ｍｏ：１．５０～２．５０％、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、及び、Ｎ：０．００１０～０．０３００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、硬質相の面積率が９０％以上であり、ビッカース硬さが２２０～４００ＨＶであり、硬質相中の０．０００５μｍ２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度が４．０個／μｍ２以上であり、硬質相中の複数のセメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ２の面積を有するセメンタイトの個数割合が５０．０％以上であり、セメンタイトの面積の標本標準偏差が０．０７０μｍ２以下である。【選択図】なし

Description

本開示は、鋼材に関し、さらに詳しくは、ボルトの素材として利用可能な鋼材に関する。

ボルトは、産業機械、自動車、橋梁に代表される建築物等に利用される。近年、産業機械及び自動車の高性能化、及び、建築物等の大型化に伴い、ボルトの高強度化が求められている。

高強度を有するボルトでは、水素脆化感受性が高まる可能性がある。水素脆化は、ボルトの遅れ破壊の要因となる。したがって、高強度を有するボルトでは、水素脆化感受性が低いことが求められる。

国際公開第２０２０／１６２６１６号（特許文献１）は、高い強度と低い水素脆化感受性とを有するボルトの素材となる鋼材を提案する。

特許文献１に開示される鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３５～０．４５％、Ｓｉ：０．０２～０．１０％、Ｍｎ：０．２０～０．８４％、Ｃｒ：０．６０～１．１５％、Ｖ：０．３０～０．５０％、Ｍｏ：０．２５～０．９９％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００１０～０．０１５０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、下記式（１）及び下記式（２）を満たす。
０．４８≦Ｍｏ／１．４＋Ｖ＜１．１０ （１）
０．８０＜Ｍｏ／Ｖ＜３．００ （２）
この鋼材では、化学組成中のＭｏ含有量及びＶ含有量を、式（１）及び式（２）を満たすように調整する。これにより、この鋼材を素材として製造されたボルトにおいて、ＭＣ型炭化物が分散しやすくなり、その結果、ボルトの水素脆化感受性が低下する、と特許文献１には記載されている。

国際公開第２０２０／１６２６１６号

特許文献１に開示された鋼材を素材として製造されるボルトでは、水素脆化感受性が低い。しかしながら、特許文献１と異なる手段により、鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性を低下させてもよい。

本開示の目的は、ボルトの素材として用いられた場合に、ボルトの水素脆化感受性を低くすることができる、鋼材を提供することである。

本開示による鋼材は、次の構成を有する。

鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．３０～０．５０％、
Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
Ｍｎ：０．１０～１．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：０．０１～０．８０％、
Ｍｏ：１．５０～２．５０％、
Ｖ：０．０１～０．３０％、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、及び、
Ｎ：０．００１０～０．０３００％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相の面積率が９０％以上であり、ビッカース硬さが２２０～４００ＨＶであり、
前記硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度が４．０個／μｍ^２以上であり、前記硬質相中の複数の前記セメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ^２の面積を有する前記セメンタイトの個数割合が５０．０％以上であり、前記硬質相中の複数の前記セメンタイトの面積の標本標準偏差が０．０７０μｍ^２以下である、
鋼材。

本開示による鋼材は、ボルトの素材として用いられた場合に、ボルトの水素脆化感受性を低くすることができる。

本発明者らは、ボルトの素材として用いられた場合に、ボルトの水素脆化感受性を低くすることができる鋼材について、検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。

まず本発明者らは、ボルトの素材として用いられ、ボルトの水素脆化感受性を低くすることができる鋼材について、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：０．３０～０．５０％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｎ：０．１０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．０１～０．８０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．００１０～０．０３００％、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｎｉ：０～０．４０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．３００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｂｉ：０～０．１００％、及び、Ｔｅ：０～０．１００％を含有する化学組成を有する鋼材であれば、ボルトの素材として用いられた場合に、ボルトの水素脆化感受性を低くすることができる可能性があると考えた。

本発明者はさらに、上述の化学組成を有するボルトのミクロ組織の観点から、水素脆化感受性を低くする手段を検討した。その結果、ボルト中に微細なＭＣ型炭化物を多数分散させることにより、ボルトの水素脆化感受性を低くすることができることを本発明者らは知見した。

そこで本発明者らは、上述の化学組成に加えて、さらに、Ｍｏ及びＶを含有させれば、ボルト中に微細なＭＣ型炭化物が形成され、ボルトの水素脆化感受性が低くなると考えた。そこで、本発明者らは、ボルトの製造工程でＭＣ型炭化物の生成を考慮した、鋼材の化学組成をさらに検討した。その結果、本実施形態の鋼材が次の特徴１の化学組成を満たせば、当該鋼材を素材としたボルトを製造したとき、当該ボルトにおいて、水素脆化感受性がある程度低くなることが判明した。

（特徴１）
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．５０％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｎ：０．１０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．０１～０．８０％、Ｍｏ：１．５０～２．５０％、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．００１０～０．０３００％、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｎｉ：０～０．４０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．３００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｂｉ：０～０．１００％、Ｔｅ：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。

しかしながら、特徴１の化学組成を有する鋼材であっても、ボルトの水素脆化感受性が十分に低くすることができない場合があった。そこで、本発明者らは、ボルトの水素脆化感受性をさらに低くする手段について検討した。その結果、次の知見を得た。

特徴１を満たす化学組成を有する鋼材の場合、鋼材中にセメンタイトが生成する。さらに、上述の化学組成を有する鋼材を素材とするボルトの製造工程では、鋼材に対して、球状化焼鈍、焼入れ及び焼戻しを実施することにより、ボルト内にＭｏ及び／又はＶを含有する上述の微細なＭＣ型炭化物を生成する。

ボルト内に微細なＭＣ型炭化物を生成するには、焼入れ時において、鋼材中のセメンタイトが十分に固溶するのが好ましい。焼入れ前の鋼材中のセメンタイトは、Ｍｏ及びＶを含有する。鋼材中の複数のセメンタイトが層状であれば（つまり、複数のセメンタイトがパーライトの一部であれば）ボルトの製造工程中の焼入れ時において、セメンタイトが十分に固溶しない。この場合、焼戻しを実施しても、微細なＭＣ型炭化物が十分な量で生成しない。

そこで、本実施形態の鋼材では、ミクロ組織が次の特徴２を満たすようにする。
（特徴２）
ミクロ組織中のベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相の面積率が９０％以上であり、ビッカース硬さが２２０～４００ＨＶである。

特徴１を満たす化学組成の鋼材のミクロ組織において、硬質相の面積率が９０％以上であり、かつ、ビッカース硬さが２２０～４００ＨＶであれば、鋼材のミクロ組織は実質的にベイナイトである。ベイナイト中のセメンタイトは層状ではなく、粒状である。そのため、パーライト中の層状のセメンタイトと比較して、焼入れ時にセメンタイトが十分に固溶しやすい。そこで、鋼材のミクロ組織を実質的にベイナイトとする。

なお、後述のミクロ組織観察方法では、ベイナイト及びマルテンサイトと、他の相とを区別するのは容易であるものの、ベイナイトとマルテンサイトとを区別することが極めて困難である。一方、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる相を「硬質相」と定義したとき、ミクロ組織中の硬質相の面積率が９０％以上であって、かつ、ビッカース硬さが２２０～４００ＨＶであれば、その鋼材のミクロ組織は実質的にベイナイトである。したがって、本実施形態の鋼材では、特徴２のとおり規定する。

以上のとおり、特徴１及び特徴２を満たす鋼材であれば、当該鋼材を素材としてボルトを製造したときに、ボルトの水素脆化感受性を十分に低くすることができると本発明者らは考えた。しかしながら、上記特徴１及び特徴２を満たす鋼材であっても、依然として、鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性を十分に低くすることができない場合があった。そこで、さらに調査を行った結果、本発明者らは次の知見を得た。

鋼材のミクロ組織を実質的にベイナイトとし、セメンタイトを粒状にしたとしても、焼戻し後の微細ＭＣ型炭化物の生成量は、セメンタイトの個数密度、及び、セメンタイトの粒度分布が影響する。セメンタイトの個数密度が低ければ、ＭＣ型炭化物の生成サイトが十分に得られない。また、鋼材中の複数のセメンタイトの平均粒径が小さくても、セメンタイトの粒度分布がブロードであれば、鋼材中のセメンタイトのサイズがばらついている。この場合、サイズの大きなセメンタイトは、サイズの小さいセメンタイトよりもＶ量及びＭｏ量が多い。そのため、仮に、焼入れにより鋼材中のセメンタイトが十分に固溶しても、サイズの大きいセメンタイトが固溶した微小領域では、他の微小領域（サイズの小さいセメンタイトが固溶した領域）と比較して、Ｖ及びＭｏが濃化している。そのため、仮に、セメンタイトの平均粒径が小さい場合であっても、セメンタイトの粒度分布がブロードであれば、サイズの大きなセメンタイトに起因して、焼入れ時にＶ及びＭｏの濃化領域が発生する。この場合、焼戻しにおいて、十分な量の微細なＭＣ型炭化物が生成しにくい。そのため、水素のトラップサイトを十分に確保できず、その結果、ボルトの水素脆化感受性が十分に低くならない。

そこで、本実施形態の鋼材では、焼入れ時のＶ及びＭｏの偏析領域の発生を抑制するために、鋼材中において、セメンタイトの個数密度をなるべく高め、かつ、複数のセメンタイトのうち、微細なセメンタイトの個数割合をなるべく増やし、かつ、セメンタイトのサイズのばらつきを抑えるために、セメンタイトの粒度分布をシャープにする。具体的には、特徴１及び特徴２を満たす鋼材が次の特徴３も満たすようにする。

（特徴３）
硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２以上であり、硬質相中の複数のセメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ^２の面積を有するセメンタイトの個数割合ＮＲが５０．０％以上であり、０．０００５μｍ^２以上の面積を有する硬質相中の複数のセメンタイトの面積の標本標準偏差（ｓａｍｐｌｅ ｓｔａｎｄａｒｄ ｄｅｖｉａｔｉｏｎ）σが０．０７０μｍ^２以下である。

この場合、鋼材中にセメンタイトが十分に存在する。さらに、セメンタイトは十分に微細であり、かつ、セメンタイトの粒度分布は十分にシャープである。つまり、セメンタイトのサイズのばらつきが十分に抑えられている。そのため、鋼材を素材としてボルトを製造する製造工程中の焼入れ時において、セメンタイトが十分に固溶し、かつ、Ｖ及びＭｏの濃化領域も生じにくい。その結果、ボルトの水素脆化感受性が十分に低くなる。

上記メカニズムは推定である。したがって、本実施形態の鋼材を素材として製造されたボルトは、上記と異なるメカニズムにより、水素脆化感受性が十分に低くなる可能性もある。しかしながら、後述の実施例でも示すとおり、特徴１～特徴３を満たす鋼材は、当該鋼材を素材としてボルトを製造した場合に、当該ボルトの水素脆化感受性が十分に低くなる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるボルトは、次の構成を有する。

［１］
鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．３０～０．５０％、
Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
Ｍｎ：０．１０～１．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：０．０１～０．８０％、
Ｍｏ：１．５０～２．５０％、
Ｖ：０．０１～０．３０％、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、及び、
Ｎ：０．００１０～０．０３００％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相の面積率が９０％以上であり、ビッカース硬さが２２０～４００ＨＶであり、
前記硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度が４．０個／μｍ^２以上であり、前記硬質相中の複数の前記セメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ^２の面積を有する前記セメンタイトの個数割合が５０．０％以上であり、前記硬質相中の複数の前記セメンタイトの面積の標本標準偏差が０．０７０μｍ^２以下である、
鋼材。

［２］
［１］に記載の鋼材であってさらに、
Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｎｉ：０．４０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．３００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｂｉ：０．１００％以下、及び、
Ｔｅ：０．１００％以下、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼材。

以下、本実施形態の鋼材について詳述する。なお、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［本実施形態の鋼材の特徴］
本実施形態の鋼材は、次の特徴を有する。
（特徴１）化学組成中の各元素含有量が以下に示す範囲内である。
（特徴２）ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相の面積率が９０％以上であり、ビッカース硬さが２２０～４００ＨＶである。
（特徴３）硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２以上であり、硬質相中の複数のセメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ^２の面積を有するセメンタイトの個数割合ＮＲが５０．０％以上であり、硬質相中の複数のセメンタイトの面積の標本標準偏差σが０．０７０μｍ^２以下である。
以下、各特徴１～３について説明する。

［（特徴１）化学組成］
本実施形態の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．３０～０．５０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高めて、鋼材を素材として製造されるボルトの強度を高める。Ｃ含有量が０．３０％未満であれば、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０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ボルトの水素脆化感受性が高くなる。
したがって、Ｃ含有量は０．３０～０．５０％である。
Ｃ含有量の好ましい下限は０．３２％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
Ｃ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４５％である。

Ｓｉ：０．０１～０．３０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の焼入れ性を高めて、ボルトの強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、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０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．３０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ｓｉ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。

Ｍｎ：０．１０～１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高めて、ボルトの強度を高める。Ｍｎ含有量が０．１０％未満であれば、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１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ボルトの水素脆化感受性が高くなる。
したがって、Ｍｎ含有量は０．１０～１．５０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、さらに好ましくは１．１０％である。

Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。つまり、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に偏析する。その結果、ボルトの水素脆化感受性が高くなる。
したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、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。
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％である。

Ｓ：０．０３０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。つまり、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓが粒界に偏析する。その結果、ボルトの水素脆化感受性が高くなる。
したがって、Ｓ含有量は０．０３０％以下である。
Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、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０．００１％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含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。

Ｃｒ：０．０１～０．８０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高めて、ボルトの強度を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高めて、ボルトの強度を高める。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であれば、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０．８０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材への水素侵入を促進する。その結果、ボルトの水素脆化感受性が高くなる。
したがって、Ｃｒ含有量は０．０１～０．８０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。

Ｍｏ：１．５０～２．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高めて、ボルトの強度を高める。Ｍｏはさらに、ＭＣ型炭化物に濃化して、ＭＣ型炭化物の水素トラップ機能を高める。その結果、Ｍｏは、高強度を有するボルトの水素脆化感受性を低くする。Ｍｏ含有量が１．５０％以上であって、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であれば、上記効果が十分に得られる。
一方、Ｍｏ含有量が２．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｍｏ含有量は１．５０～２．５０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．６０％であり、さらに好ましくは１．７０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．４０％であり、さらに好ましくは２．３０％である。

Ｖ：０．０１～０．３０％
バナジウム（Ｖ）は、ＭｏとともにＭＣ型炭化物を形成して、ボルトの水素脆化感受性を低くする。Ｖ含有量が０．０１％未満であれば、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０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｖ含有量は０．０１～０．３０％である。
Ｖ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％である。

Ａｌ：０．００５～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼精錬時の脱酸剤である。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌ窒化物を形成する。Ａｌ窒化物は、ボルト製造時の焼入れ工程において、ピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制する。その結果、ボルトの水素脆化感受性が低くなる。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、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、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、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窒化物が生成する。粗大なＡｌ窒化物は破壊の起点になる。そのため、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
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０．００６％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
本実施形態の鋼材の化学組成において、Ａｌ含有量は、全Ａｌ（Ｔｏｔａｌ－Ａｌ）含有量を意味する。

Ｎ：０．００１０～０．０３００％
窒素（Ｎ）は、Ａｌと結合してＡｌ窒化物を形成する。Ａｌ窒化物は、ボルト製造時の焼入れ工程において、ピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制する。その結果、ボルトの水素脆化感受性が低くなる。Ｎ含有量が０．００１０％未満であれば、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０．０３００％を超えれば、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する。粗大な窒化物は破壊の起点になる。そのため、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｎ含有量は０．００１０～０．０３００％である。
Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２９０％であり、さらに好ましくは０．０２８０％であり、さらに好ましくは０．０２７０％であり、さらに好ましくは０．０２５０％であり、さらに好ましくは０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％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、化学組成における不純物とは、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（Ｏｐｔｉｏｎａｌ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、
Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｎｉ：０．４０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．３００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｂｉ：０．１００％以下、及び、
Ｔｅ：０．１００％以下、
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。
以下、これらの任意元素について説明する。

［第１群：Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ及びＺｒについて］
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、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ及びＺｒ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、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、及び、Ｚｒは、鋼材の焼入れ性を高めて、ボルトの強度を高める。

Ｃｕ：０．４０％以下
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。
Ｃｕが含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高めて、ボルトの強度を高める。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０．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材が脆化する。その結果、鋼材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｃｕ含有量は０～０．４０％であり、含有される場合、Ｃｕ含有量は０．４０％以下（０超～０．４０％）である。
Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％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０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

Ｎｉ：０．４０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。
Ｎｉが含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、ボルトの強度を高める。Ｎｉ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、Ｎｉ含有量が０．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼入れ性が高くなりすぎる。その結果、鋼材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｎｉ含有量は０～０．４０％であり、含有される場合、Ｎｉ含有量は０．４０％以下（０超～０．４０％）である。
Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

Ｂ：０．０１００％以下
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。
Ｂが含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは鋼材の焼入れ性を高めて、ボルトの強度を高める。Ｂはさらに、Ｐの粒界偏析を抑制して、ボルトの水素脆化感受性を低くする。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０．０１００％を超えれば、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Ｂ窒化物が生成する。粗大なＢ窒化物は割れの起点になる。その結果、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｂ含有量は０～０．０１００％であり、含有される場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下（０超～０．０１００％）である。
Ｂ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０．０００８％である。
Ｂ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％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％である。

Ｚｒ：０．３００％以下
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。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。
Ｚｒが含有される場合、つまり、Ｚｒ含有量が０％超である場合、Ｚｒは鋼材の焼入れ性を高め、ボルトの強度を高める。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０．３００％を超えれば、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Ｚｒ窒化物が生成する。粗大なＺｒ窒化物は割れの起点になる。その結果、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｚｒ含有量は０～０．３００％であり、含有される場合、Ｚｒ含有量は０．３００％以下（０超～０．３００％）である。
Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％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。
Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．２８０％であり、さらに好ましくは０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％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％である。

［第２群：Ｔｉ及びＮｂについて］
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、Ｔｉ及びＮｂ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、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉ及びＮｂは、析出物を形成し、結晶粒を微細化する。その結果、ボルトの水素脆化感受性が低くなる。

Ｔｉ：０．１００％以下
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。
Ｔｉが含有される場合、つまり、Ｔｉ含有量が０％超である場合、ＴｉはＴｉ炭化物等の微細な析出物を形成し、結晶粒を微細化する。その結果、ボルトの水素脆化感受性が低くなる。Ｔｉ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、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、粗大なＴｉ窒化物が生成する。粗大なＴｉ窒化物は割れの起点になる。その結果、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１００％であり、含有される場合、Ｔｉ含有量は０．１００％以下（０超～０．１００％）である。
Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７５％である。

Ｎｂ：０．１００％以下
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。
Ｎｂが含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、ＮｂはＮｂ炭化物等の微細な析出物を形成し、結晶粒を微細化する。その結果、ボルトの水素脆化感受性が低くなる。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、粗大なＮｂ炭化物等が生成する。粗大なＮｂ炭化物は割れの起点になる。その結果、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％であり、含有される場合、Ｎｂ含有量は０．１００％以下（０超～０．１００％）である。
Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％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。
Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。

［第３群：Ｃａ及びＭｇについて］
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、Ｃａ及びＭｇ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、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａ及びＭｇは、鋼材中のＭｎＳを微細化して、ボルトの水素脆化感受性を低くする。

Ｃａ：０．００５０％以下
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。
Ｃａが含有される場合、つまり、Ｃａが０％超である場合、Ｃａは鋼材中のＭｎＳを微細化して、ボルトの水素脆化感受性を低くする。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０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｃａ含有量は０～０．００５０％であり、含有される場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下（０超～０．００５０％）である。
Ｃａ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０．０００５％である。
Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。

Ｍｇ：０．００５０％以下
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。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
Ｍｇが含有される場合、つまり、Ｍｇが０％超である場合、Ｍｇは鋼材中のＭｎＳを微細化して、ボルトの水素脆化感受性を低くする。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０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００５０％であり、含有される場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下（０超～０．００５０％）である。
Ｍｇ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０．０００５％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。

［第４群：Ｂｉ及びＴｅについて］
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、Ｂｉ及びＴｅ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、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂｉ及びＴｅは、鋼材の被削性を高める。

Ｂｉ：０．１００％以下
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂｉ含有量は０％であってもよい。
Ｂｉが含有される場合、つまり、Ｂｉが０％超である場合、Ｂｉは鋼材の被削性を高める。Ｂｉ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、Ｂｉ含有量が０．１００％を超えれば、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、Ｂｉ含有量は０～０．１００％であり、含有される場合、Ｂｉ含有量は０．１００％以下（０超～０．１００％）である。
Ｂｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ｂｉ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。

Ｔｅ：０．１００％以下
テルル（Ｔｅ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｅ含有量は０％であってもよい。
Ｔｅが含有される場合、つまり、Ｔｅが０％超である場合、Ｔｅは鋼材の被削性を高める。Ｔｅ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、Ｔｅ含有量が０．１００％を超えれば、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、Ｔｅ含有量は０～０．１００％であり、含有される場合、Ｔｅ含有量は０．１００％以下（０超～０．１００％）である。
Ｔｅ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。
Ｔｅ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。

［鋼材の化学組成の測定方法］
本実施形態の鋼材の化学組成は、周知の成分分析法で測定できる。具体的には、ドリルを用いて、鋼材の表面から１ｍｍ深さ以上の内部から、切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求める。Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求める。

なお、各元素含有量は、本実施形態で規定された有効数字に基づいて、測定された数値の端数を四捨五入して、本実施形態で規定された各元素含有量の最小桁までの数値とする。例えば、本実施形態の鋼材のＣ含有量は小数第二位までの数値で規定される。したがって、Ｃ含有量は、測定された数値の小数第三位を四捨五入して得られた小数第二位までの数値とする。

本実施形態の鋼材のＣ含有量以外の他の元素含有量も同様に、測定された値に対して、本実施形態で規定された最小桁までの数値の端数を四捨五入して得られた値を、当該元素含有量とする。

なお、四捨五入とは、端数が５未満であれば切り捨て、端数が５以上であれば切り上げることを意味する。

［（特徴２）鋼材のミクロ組織について］
本実施形態の鋼材のミクロ組織は、次の特徴を有する。
（特徴２）硬質相の面積率は９０％以上であり、鋼材のビッカース硬さが２２０～４００ＨＶである。
ここで、硬質相は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる。

本実施形態の鋼材のミクロ組織は、実質的にはベイナイト組織である。しかしながら、後述の光学顕微鏡を用いたミクロ組織観察を実施した場合、ベイナイトとマルテンサイトとを明確に区別できない。一方、硬質相（ベイナイト及び／又はマルテンサイト）と、硬質相以外の相（フェライト、パーライト等）とは、上述のミクロ組織観察により、容易に区別できる。さらに、ベイナイトとマルテンサイトとはビッカース硬さが異なる。具体的には、ベイナイトのビッカース硬さはマルテンサイトの硬さよりも低い。

化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である場合、ミクロ組織での硬質相の面積率が９０％以上であり、かつ、ビッカース硬さが２２０～４００ＨＶであれば、ミクロ組織は実質的にベイナイトである。

本実施形態の鋼材は、ボルトの製造工程時に、球状化処理が施される。本実施形態の鋼材のミクロ組織は、上述のとおり、実質的にベイナイト組織である。そのため、球状化処理後の鋼材において、セメンタイトの球状化率が高まる。この場合、鋼材の冷間鍛造性を高めることができる。

鋼材のミクロ組織での硬質相の面積率の好ましい下限は９２％であり、さらに好ましくは９４％であり、さらに好ましくは９６％である。

ビッカース硬さの好ましい下限は２３０ＨＶであり、さらに好ましくは２４０ＨＶであり、さらに好ましくは２５０ＨＶである。硬質相のビッカース硬さの好ましい上限は３９５ＨＶであり、さらに好ましくは３９０ＨＶであり、さらに好ましくは３８０ＨＶであり、さらに好ましくは３７０ＨＶである。

［鋼材のミクロ組織の測定方法］
本実施形態のミクロ組織は、次の方法で測定できる。
鋼材の長手方向に垂直な断面（横断面）において、中心軸と鋼材表面とを結ぶ線分（つまり半径）の中央位置を「Ｄ／４」位置と定義する（Ｄは鋼材横断面の直径を意味する）。

鋼材のＤ／４位置からサンプルを採取する。サンプルの表面のうち、上記横断面に相当する表面を観察面と定義する。サンプルの観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面に対して、３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いてエッチングを行う。エッチングされた観察面のうち、任意の５箇所の観察視野（９０μｍ×１２０μｍ）を、１０００倍の光学顕微鏡で観察する。
観察視野において、硬質相（ベイナイト及び／又はマルテンサイト）と他の相（初析フェライト、パーライト等）とは、コントラストにより容易に区別できる。フェライトは白色の領域として観察される。パーライトはラメラ組織を有する相として観察される。硬質相はフェライトよりも明度の低い領域として観察される。
５つの観察視野での硬質相の総面積と、５つの観察視野の総面積とに基づいて、硬質相の面積率（％）を求める。

［ビッカース硬さ測定方法］
鋼材のビッカース硬さは次の方法で求める。鋼材の長手方向に垂直な断面を観察面とするサンプルを採取する。サンプルの観察面は、鋼材の長手方向に垂直な断面全体とする。つまり、サンプルの観察面の直径はＤである。観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面において、鋼材の表面から径方向にＤ／４深さの任意の測定位置を測定位置Ｐ１とする。測定位置Ｐ１から、サンプルの観察面の中心（つまり、鋼材の横断面の中心に相当）周りに３０°ピッチで測定位置Ｐ２～Ｐ１２を決定する。この１２箇所のＤ／４深さ位置である測定位置Ｐ１～Ｐ１２でビッカース硬さを測定する。

各測定位置Ｐ１～Ｐ１２において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。試験力は０．９８Ｎとする。１２箇所の測定点で得られた硬さの算術平均値を、その鋼材のビッカース硬さ（ＨＶ）と定義する。

［（特徴３）鋼材中のセメンタイトについて］
本実施形態の鋼材では、硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２以上であり、硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有する複数のセメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ^２の面積を有するセメンタイトの個数割合ＮＲが５０．０％以上であり、硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有する複数のセメンタイトの面積の標本標準偏差σが０．０７０μｍ^２以下である。

本実施形態の鋼材では、Ｖ含有量及びＭｏ含有量が高い。そのため、この鋼材を素材としてボルトを製造した場合、製造工程中の焼入れ後の焼戻しにより、Ｍｏを含有する微細なＭＣ型炭化物を多数形成する。これらの微細なＭＣ型炭化物は、水素をトラップしやすい。そのため、製造されたボルトでは、破壊に至る水素の限界量が多くなる。その結果、ボルトの水素脆化感受性が低くなる。

上記効果を発揮するためには、ボルトの素材となる鋼材中において、（１）硬質相中のセメンタイトの個数密度ＮＤを高め、（２）硬質相中の複数のセメンタイトのうち、微細なセメンタイトの割合を高め、かつ、（３）セメンタイトのサイズのばらつきを抑制するために、セメンタイトの粒度分布をシャープにする。以下、これらの点について説明する。

［セメンタイトの個数密度について（上述の（１））］
鋼材を素材としたボルトの製造工程中において、鋼材の硬質相中のセメンタイトの個数密度が高いほど、ボルト中のＭＣ型炭化物の個数密度も高まり、ボルト中のＭＣ型炭化物が均一に分散される。その結果、ボルトの水素脆化感受性が十分に低くなる。具体的には、上述の特徴１及び特徴２を満たす鋼材において、硬質相中のセメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２以上であれば、ボルト中のＭＣ型炭化物が十分に微細分散され、ボルトの水素脆化感受性が十分に低くなる。

硬質相中のセメンタイトの個数密度ＮＤの好ましい下限は４．２個／μｍ^２であり、さらに好ましくは４．５個／μｍ^２であり、さらに好ましくは４．７個／μｍ^２である。
硬質相中のセメンタイトの個数密度ＮＤの上限は特に限定されない。硬質相中のセメンタイトの個数密度ＮＤの好ましい上限は２５．０個／μｍ^２であり、さらに好ましくは２０．０個／μｍ^２であり、さらに好ましくは１５．０個／μｍ^２であり、さらに好ましくは１０．０個／μｍ^２である。

［セメンタイトの粒度分布について（上述の（２）及び（３））］
特徴１を満たす鋼材のミクロ組織を実質的にベイナイトとし、セメンタイトを粒状にしたとしても、焼戻し後のボルト中の微細ＭＣ型炭化物の生成量は、セメンタイトの粒度分布が影響する。具体的には、鋼材中の複数のセメンタイトの平均粒径が小さくても、セメンタイトの粒度分布がブロードであれば、鋼材中のセメンタイトのサイズがばらついている。この場合、当該鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性を十分に低くできない。

硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有する複数のセメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ^２の面積を有するセメンタイトの個数割合ＮＲが５０．０％以上であり、硬質相中の複数のセメンタイトの面積の標本標準偏差σが０．０７０μｍ^２以下であれば、鋼材中のセメンタイトは十分に微細であり、かつ、セメンタイトの粒度分布は十分にシャープである。この場合、鋼材を素材としてボルトを製造する製造工程中の焼入れ時において、セメンタイトが十分に固溶し、かつ、Ｖ及びＭｏの偏析領域も生じにくい。その結果、ボルトの水素脆化感受性が十分に低くなる。

個数割合ＮＲの好ましい下限は５２．５％であり、さらに好ましくは５５．０％であり、さらに好ましくは５７．５％である。
個数割合ＮＲの上限は特に限定されない。個数割合ＮＲの上限は例えば１００．０％であり、例えば９０．０％であり、例えば８５．０％であり、例えば８０．０％である。

標本標準偏差σの好ましい上限は０．０６５μｍ^２であり、さらに好ましくは０．０６３μｍ^２であり、さらに好ましくは０．０６１μｍ^２である。

［セメンタイトの個数密度ＮＤ、セメンタイトの個数割合ＮＲ及びセメンタイトの面積の標本標準偏差σの測定方法］
硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度ＮＤ、硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有する複数のセメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ^２の面積を有するセメンタイトの個数割合ＮＲ、及び、０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの面積の標本標準偏差σは次の方法で測定できる。

鋼材の長手方向に垂直な断面（横断面）において、Ｄ／４位置からサンプルを採取する。サンプルの表面のうち、上記横断面に相当する表面を観察面と定義する。サンプルの観察面を研磨した後、６％ピクラール腐食液（エタノール９４ｍＬに対してピクリン酸６ｇを配合した腐食液）を用いて観察面を２０秒エッチングする。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、エッチングされた観察面の任意の５箇所の観察領域（９μｍ×１２μｍ）を、１００００倍の観察倍率で観察し、観察領域内の粒子（析出物及び介在物）を撮影して写真画像を生成する。観察領域は、硬質相内の領域とする。

さらに上述の観察領域において、ＳＥＭに付属したＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、酸化物及び硫化物を周知の方法で特定する。ＳＥＭ観察された粒子のうち、酸化物及び硫化物を除いた粒子をセメンタイトと特定する。特定されたセメンタイトの面積を求める。特定されたセメンタイトの面積は、例えば、周知の画像処理により求めることができる。

５箇所の観察視野で特定された０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの総個数、及び、５箇所の観察視野の総面積に基づいて、硬質相中のセメンタイトの個数密度ＮＤ（個／μｍ^２）を求める。

また、特定されたセメンタイトのうち、面積が０．０００５～０．０１００μｍ^２のセメンタイトの総数の、特定されたセメンタイトの総数に対する比（％）を、個数割合ＮＲ（％）と定義する。さらに、特定された各セメンタイトの面積に基づいて、標本標準偏差σを求める。ここで、標本標準偏差σは、以下の式で計算される。

ここで、式中のｎは５箇所の観察視野で特定された０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの総個数である。ｘ_ｉは、特定された０．０００５μｍ^２以上の面積を有する各セメンタイトの面積である。μは、特定された０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの面積の算術平均値である。なお、上記標本標準偏差σの式は、周知の式である。

［本実施形態の鋼材の効果］
以上の説明のとおり、本実施形態の鋼材は、次の構成を有する。
（特徴１）化学組成中の各元素含有量が本実施形態に記載の範囲内である。
（特徴２）硬質相の面積率が９０％以上であり、鋼材のビッカース硬さが２２０～４００ＨＶである。
（特徴３）本実施形態の鋼材では、硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２以上であり、硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有する複数のセメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ^２の面積を有するセメンタイトの個数割合ＮＲが５０．０％以上であり、硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有する複数のセメンタイトの面積の標本標準偏差σが０．０７０μｍ^２以下である。
上述の構成の鋼材では、ボルトの素材として用いられた場合に、ボルトの水素脆化感受性を低くすることができる。

ここで、本明細書において水素脆化感受性は、次の方法で評価する。本実施形態の鋼材に対して、伸線加工を実施する。伸線加工された鋼材に対して、周知の球状化焼鈍を実施する。球状化焼鈍では、鋼材を７６０℃に加熱する。そして、７６０℃で５時間保持する。保持時間経過後、５℃／時間で鋼材を徐冷する。鋼材温度が６５０℃～常温までは空冷する。

球状化焼鈍された鋼材に対して、冷間鍛造（ボルト成形）を実施して、ボルト形状の中間品を製造する。製造された中間品に対して、周知の条件で焼入れ及び焼戻しを実施する。焼入れ温度を９２０℃とし、焼入れ温度での保持時間を１時間とする。保持時間経過後の中間品を水冷する。以上の工程により、ボルトを製造する。

製造されたボルトの表面から１ｍｍ深さ以上の内部から、平行部の直径が７ｍｍ、長さ７０ｍｍの環状切欠き付き丸棒試験片を採取する。試験片の長手方向中央位置には、環状ノッチを形成する。切欠き形状では、切欠きの深さが１．４ｍｍ、切欠き角度が６０°であり、切欠き底の曲率半径が０．１７５ｍｍとする。

陰極水素チャージ法により、環状切欠き付き丸棒試験片に対して、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、３質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌに対し、３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した水溶液とする。

陰極水素チャージ溶液中に環状切欠き付き丸棒試験片を浸漬した状態で、１８時間、カソード電流密度を０．０５ｍＡ／ｃｍ^２に制御した定電流を発生させて、環状切欠き付き丸棒試験片に水素を添加する。陰極水素チャージ法を実施した後、環状切欠き付き丸棒試験片を、常温で９６時間放置する。その後、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、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する。

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、切欠き底での試験片長手方向に垂直な断面（横断面）の断面積×平滑丸棒引張試験片を用いて後述の引張試験により得られた引張強さ×０．９０の負荷が掛かるように、常温、大気圧で一定荷重を負荷する定荷重試験を実施する。

なお、平滑丸棒引張試験片を用いた引張試験は以下の方法で実施する。ボルトの表面から１ｍｍ深さ以上の内部から、平滑丸棒引張試験片を採取する。平滑丸棒引張試験片の平行部の直径は６ｍｍであり、平行部の長さは７０ｍｍとする。平滑丸棒引張試験片の平行部の中心軸は、ボルトの中心軸と同軸とする。平滑丸棒引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を、常温（２０±１５℃）の大気中で実施して、引張強さ（ＭＰａ）を求める。

上述の定荷重試験において、環状切欠き付き丸棒試験片が１００時間以上破断せずに耐久した場合、水素脆化感受性が十分に低いと判定する。本実施形態の鋼材は、上述の定荷重試験において、環状切欠き付き丸棒試験片が１００時間以上破断せずに耐久する。そのため、本実施形態の鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性は十分に低い。

［鋼材の形状］
本実施形態の鋼材の形状は特に限定されない。本実施形態の鋼材は例えば、棒鋼又は線材である。つまり、本実施形態の鋼材は例えば、棒状の鋼である。

［鋼材の用途］
本実施形態の鋼材は、上述のとおり、ボルトの素材に適する。本実施形態の鋼材は特に、１３００ＭＰａ以上の引張強さを有し、低い水素脆化感受性が求められるボルトの素材に適する。ただし、本実施形態の鋼材は、上述のボルト以外の他の用途に用いてもよい。

［鋼材の製造方法］
本実施形態の鋼材の製造方法の一例を説明する。以降に説明する鋼材の製造方法は、本実施形態の鋼材を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する鋼材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼材の製造方法の好ましい一例である。

本実施形態の鋼材の製造方法の一例は、次の工程を含む。
（工程１）鋳造後直接熱間加工工程
（工程２）仕上げ圧延工程

上記工程１及び工程２での主な製造条件は、次のとおりである。
（工程１）
・冷却中（凝固中）の鋳造材の表面温度が１１００～９００℃の範囲内となった時点で鋳造材に対して熱間加工を実施（直接熱間加工）
（工程２）
・加熱温度ＨＴ ：１０００～１２００℃
・仕上げ圧延温度ＦＴ：９００℃以上
・仕上げ圧延温度ＦＴ～８２０℃の平均冷却速度ＣＲ１：１．０～２．０℃／秒未満
・８２０～４００℃の平均冷却速度ＣＲ２ ：２．０～４．０℃／秒

上述の製造工程では、仕上げ圧延が完了するまでの間、鋼材中の結晶粒をできるだけ粗粒に維持する。これにより、仕上げ圧延完了後の冷却時において、連続冷却変態図（ＣＣＴ線図）中のベイナイトノーズが長時間側にシフトする。これにより、ベイナイトの変態開始温度が低下する。ベイナイトの変態開始温度が低下すれば、ベイナイト変態に伴い析出するセメンタイトの生成温度も低くなる。セメンタイトの生成温度が低くなれば、セメンタイトは微細なまま維持される。そのため、特徴１～特徴３を満たす鋼材が製造される。
以下、各工程について説明する。

［（工程１）鋳造後直接熱間加工工程］
鋳造後直接熱間加工工程では、鋳造材を製造し、かつ、冷却中（凝固中）の鋳造材の表面温度が１１００～９００℃の範囲内となったときに熱間加工を開始し、ビレットを製造する。これにより、結晶粒が粗粒のビレットを製造できる。

鋳造後直接熱間加工工程は次の工程を含む。
（工程１１）鋳造工程
（工程１２）直接熱間加工工程
以下、各工程について説明する。

［（工程１１）鋳造工程］
鋳造工程では、特徴１を満たす化学組成の鋳造材を製造する。具体的には、化学組成中の各元素含有量が特徴１を満たす溶鋼を準備する。準備された溶鋼を用いて、周知の鋳造法により素材を製造する。例えば、造塊法によりインゴットを製造する。又は、連続鋳造法によりブルームを製造する。以上の工程により、鋳造材（インゴット又はブルーム）を製造する。

［（工程１２）直接熱間加工工程］
直接熱間加工工程では、鋳造工程後冷却中（凝固中）の鋳造材に対して、熱間加工を実施して、ビレットを製造する。具体的には、冷却中（凝固中）の鋳造材であって、鋳造材の表面温度が１１００～９００℃の範囲内となったときに、熱間加工を開始して、ビレットを製造する。

このように、製造された鋳造材を常温まで冷却することなく、冷却中の鋳造材の表面温度が１１００～９００℃になった時点で熱間加工を実施することを、本明細書では、「直接熱間加工」という。熱間加工方法は熱間鍛造でもよいし、熱間圧延でもよい。圧下工程での累積圧下率は特に限定されないが、例えば、３５％以上である。

一般的に、鋳造法により製造された鋳造材は、いったん常温まで冷却される。そして、常温まで冷却された鋳造材を加熱炉にてＡ_ｃ３変態点以上に加熱し、その後、分塊圧延（粗圧延）を実施する。このような従来の製造工程を、本明細書では、「再加熱後熱間加工」という。再加熱後熱間加工の場合、分塊圧延前の加熱において、鋳造材で逆変態（α相→γ相への変態）が生じる。この逆変態により、結晶粒が細粒化される。

一方、本実施形態では、逆変態による結晶粒の細粒化を回避する。具体的には、鋳造工程で冷却中の鋳造材の表面温度が１１００～９００℃の範囲内となったときに、つまり、鋳造材の表面温度がＡ_ｒ３変態点以上の状態で、鋳造材に対して熱間鍛造又は熱間圧延を実施して、ビレットを製造する。この場合、鋳造材は逆変態することなく熱間加工される。そのため、製造されたビレットの結晶粒が細粒化するのを抑制できる。
なお、加工工程での累積圧下率の上限は特に限定されないが、例えば、８０％である。

［（工程２）仕上げ圧延工程］
仕上げ圧延工程では、鋳造後直接熱間加工工程で製造されたビレットを加熱する。加熱されたビレットを仕上げ圧延する。仕上げ圧延されたビレットを冷却して、鋼材を製造する。仕上げ圧延工程では、次の製造条件を満たす。
・加熱温度ＨＴ ：１０００～１２００℃
・仕上げ圧延温度ＦＴ：９００℃以上
・仕上げ圧延温度ＦＴ～８２０℃の平均冷却速度ＣＲ１：１．０～２．０℃／秒未満
・８２０～４００℃の平均冷却速度ＣＲ２ ：２．０～４．０℃／秒
以下、各製造条件について説明する。

［加熱温度ＨＴについて］
仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度ＨＴは、１０００～１２００℃である。
仕上げ圧延工程での加熱炉の加熱温度ＨＴが１０００℃未満であれば、ビレット中の析出物が十分に固溶しない。この場合、未固溶の析出物がピンニング効果を奏するため、ビレット中の結晶粒の粗大化が抑制される。この場合、仕上げ圧延工程後の鋼材中のセメンタイトが粗大になり、特徴３が満たされない。
一方、加熱温度ＨＴが１２００℃を超えれば、製造コストが高くなる。さらに、仕上げ圧延時にビレットに割れが発生しやすくなる。
したがって、加熱温度ＨＴは１０００～１２００℃である。

加熱温度ＨＴの好ましい下限は１０２０℃であり、さらに好ましくは１０４０℃であり、さらに好ましくは１０６０℃である。
加熱温度ＨＴの好ましい上限は１１８０℃であり、さらに好ましくは１１６０℃であり、さらに好ましくは１１４０℃である。
なお、加熱温度ＨＴでの保持時間は特に限定されない。保持時間は例えば、０．５～４．０時間である。

［仕上げ圧延温度ＦＴについて］
仕上げ圧延工程では、一列に配列された複数の圧延スタンドを備える連続圧延機により熱間圧延（仕上げ圧延）を実施する。連続圧延機を用いた熱間圧延において、最後に鋼材を圧下したスタンドの出側での鋼材温度を、仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）と定義する。なお、鋼材温度とは、鋼材の表面温度を意味する。

仕上げ圧延温度ＦＴは９００℃以上である。
仕上げ圧延温度ＦＴが９００℃未満であれば、析出物のピンニング効果により、鋼材中の結晶粒の粗大化が抑制される。この場合、仕上げ圧延工程後の鋼材のセメンタイトが粗大になり、特徴３が満たされない。

仕上げ圧延温度が９００℃以上であれば、仕上げ圧延後の結晶粒を粗大な状態で維持できる。その結果、次工程の冷却工程において微細なセメンタイトを生成することができ、特徴３が満たされる。

［仕上げ圧延後の冷却について］
仕上げ圧延が完了した後、仕上げ圧延された鋼材を冷却する。上述の工程での製造条件を満たすことにより、仕上げ圧延された鋼材内の結晶粒は粗粒のまま維持されている。そのため、特徴１の化学組成を有する鋼材において、ＣＣＴ線図におけるベイナイトノーズは長時間側にシフトしている。つまり、ベイナイトの変態開始温度は低くなっている。

そこで、仕上げ圧延後の冷却では、鋼材温度が仕上げ圧延温度ＦＴ～８２０℃の範囲では、冷却速度（平均冷却速度ＣＲ１）をなるべく遅くして、結晶粒を粗粒のままなるべく維持する。そして、鋼材温度が８２０～４００℃の範囲では、ベイナイト変態温度域に相当するため、冷却速度（平均冷却速度ＣＲ２）を速くして、ベイナイト変態に伴い生成するセメンタイトが成長するのを抑制する。以下、平均冷却速度ＣＲ１及びＣＲ２について説明する。

［平均冷却速度ＣＲ１について］
平均冷却速度ＣＲ１は、鋼材温度が仕上げ圧延温度ＦＴから８２０℃に至るまでの範囲での冷却速度の算術平均値を意味する。

平均冷却速度ＣＲ１が２．０℃／秒を超えれば、この温度域での冷却速度が速すぎる。この場合、鋼材中の結晶粒が細粒化してしまう。そのため、特徴１の化学組成の鋼材でのＣＣＴ線図において、ベイナイトノーズが短時間側にシフトする。この場合、ベイナイト変態温度が高くなる。そのため、ベイナイト変態に伴い生成するセメンタイトが冷却中に成長してしまう。その結果、仕上げ圧延工程後の鋼材が特徴３を満たさなくなる。

平均冷却速度ＣＲ１の下限は特に限定されない。設備能力を考慮すれば、平均冷却速度ＣＲ１の下限は１．０℃／秒である。

平均冷却速度ＣＲ１の好ましい下限は１．１℃／秒であり、さらに好ましくは１．２℃／秒である。平均冷却速度ＣＲ１の好ましい上限は１．９℃／秒であり、さらに好ましくは１．８℃／秒である。

［平均冷却速度ＣＲ２について］
平均冷却速度ＣＲ２は、鋼材温度が８２０から４００℃に至るまでの範囲での冷却速度の算術平均値を意味する。

鋼材温度が８２０～４００℃の温度域は、特徴１を満たす化学組成の鋳造材を用いて上述の製造条件を満たして製造した鋼材において、ベイナイト変態が起こる温度域を含む。したがって、８２０～４００℃の温度域では、マルテンサイトが過剰に生成しない程度に、冷却速度を速める。これにより、ベイナイト変態時に生成するセメンタイトの成長を抑制し、セメンタイトを微細な状態で維持する。

平均冷却速度ＣＲ２が２．０℃／秒未満である場合、８２０～４００℃の温度域での冷却速度が遅すぎる。この場合、生成したセメンタイトが粗大化する。そのため、仕上げ圧延工程後の鋼材において、特徴３が満たされなくなる。

一方、平均冷却速度ＣＲ２が４．０℃／秒を超える場合、８２０～４００℃の温度域での冷却速度が速すぎる。この場合、マルテンサイトが過剰に生成する。その結果、仕上げ圧延工程後の鋼材において、硬質相の面積率は９０％以上となるものの、ビッカース硬さが４００ＨＶを超える。

平均冷却速度ＣＲ２が２．０～４．０℃／秒であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、仕上げ圧延工程後の鋼材が特徴１～特徴３を満たす。

平均冷却速度ＣＲ２の好ましい下限は２．２℃／秒であり、さらに好ましくは２．４℃／秒であり、さらに好ましくは２．６℃／秒である。平均冷却速度ＣＲ２の好ましい上限は３．８℃／秒であり、さらに好ましくは３．６℃／秒であり、さらに好ましくは３．４℃／秒である。

なお、平均冷却速度ＣＲ１及び平均冷却速度ＣＲ２は、次の方法で求めることができる。鋼材の冷却は、仕上げ圧延を実施する連続圧延機の下流に配置された冷却設備ラインで実施される。冷却設備ラインには、上流から下流に向かって複数箇所に測温計を設定する。各測温計を通過するときの鋼材温度と、通過時間とが検出される。得られた鋼材温度及び通過時間に基づいて、平均冷却速度ＣＲ１及び平均冷却速度ＣＲ２を求める。

以上の製造工程により、本実施形態の鋼材が製造される。

［ボルトの製造工程］
参考として、本実施形態の鋼材を素材とするボルトの製造工程について説明する。本実施形態の鋼材を素材とするボルトの製造工程の一例は、次の工程を含む。
・伸線加工工程
・球状化焼鈍工程
・冷間鍛造工程
・焼入れ及び焼戻し工程
以下、各工程について説明する。

［伸線加工工程］
伸線加工工程では、上述の鋼材に対して周知の伸線加工を実施して鋼線を製造する。伸線加工は、一次伸線のみであってもよいし、二次伸線等、複数回の伸線加工を実施してもよい。

［球状化焼鈍工程］
球状化焼鈍工程では、伸線加工工程後の鋼線に対して球状化焼鈍を実施する。球状化焼鈍は周知の条件で実施すればよい。例えば、鋼線を７２０～８００℃に加熱する。その後、７２０～８００℃で１．０～６．０時間保持する。その後、冷却速度３～１０℃／時間で６５０℃まで徐冷する。その後、常温まで冷却する。

［冷間鍛造工程］
冷間鍛造工程では、伸線加工工程後の鋼線に対して、周知の冷間鍛造を実施して、ボルト形状の中間品を製造する。

［焼入れ及び焼戻し工程］
焼入れ及び焼戻し工程では、中間品に対して、焼入れ及び焼戻しを実施する。

［焼入れ］
冷間鍛造後の中間品に対して、焼入れは周知の方法で実施される。焼入れ温度及び焼入れ温度での保持時間は特に限定されない。焼入れ温度は例えば、８４０～９７０℃である。焼入れ温度での保持時間は例えば、１５分～３６０分（６時間）である。保持時間経過後の中間品を急冷する。具体的には、中間品に対して水冷又は油冷を実施する。

［焼戻し］
焼入れ後の中間品に対して、周知の焼戻しを実施する。焼戻しの条件は例えば、次のとおりである。焼戻し温度は例えば、５７０～６６０℃である。焼戻し温度での保持時間は例えば、０．５～６．０時間である。

以上の製造方法により、本実施形態の鋼材を素材とするボルトを製造することができる。

［その他の工程について］
ボルトの製造工程は、上述の工程以外の他の工程を含んでいてもよい。例えば、冷間鍛造工程後であって焼入れ及び焼戻し工程前に、転造加工工程を実施して、ねじ山を形成してもよい。さらに、焼入れ及び焼戻し工程後、圧縮残留応力付与工程を実施してもよい。これらの工程はいずれも、任意の工程であり、実施されなくてもよい。

実施例により本実施形態の鋼材の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の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。したがって、本実施形態の鋼材はこの一条件例に限定されない。

表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する、ボルトの素材となる鋼材（丸棒）を準備した。

各試験番号の鋼材を次の方法で製造した。表１－１及び表１－２に記載の化学組成を有するインゴットを鋳造法により製造した（鋳造工程）。

試験番号１～２５、２８～３５では、鋳造工程後冷却中の鋳造材の表面温度が１１００～９００℃になったときに、熱間鍛造を実施して、ビレットを製造した。つまり、これらの試験番号では、直接熱間加工を実施した（表２中の「熱間加工」欄で「直接」と記載）。一方、試験番号２６及び２７では、鋳造材を常温まで冷却後、加熱炉で１２００℃まで再加熱した後、熱間鍛造を実施して、ビレットを製造した（表２中の「熱間加工」欄で「再加熱後」と記載）。いずれの熱間加工方法においても、断面減少率は３５～６０％の範囲内であった。

製造されたビレットに対して、仕上げ圧延工程を実施して、直径２０ｍｍの鋼材（丸棒）を製造した。

仕上げ圧延工程での加熱温度ＨＴ（℃）、仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）、鋼材温度が仕上げ圧延温度ＦＴから８２０℃に至るまでの平均冷却速度ＣＲ１（℃／秒）、及び、鋼材温度が８２０℃から４００℃に至るまでの平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）は、表２に記載のとおりであった。以上の製造工程により、各試験番号の鋼材（丸棒）を製造した。

［評価試験］
製造された鋼材を用いて、次の評価試験を実施した。
（試験１）化学組成測定試験
（試験２）ミクロ組織観察試験
（試験３）ビッカース硬さ試験
（試験４）セメンタイトの個数密度ＮＤ、セメンタイトの個数割合ＮＲ及び標本標準偏差σ測定試験
（試験５）鋼材の伸線加工性評価試験
（試験６）鋼材の冷間鍛造性評価試験
（試験７）鋼材を素材としたボルトの水素脆化感受性評価試験
以下、各評価試験について説明する。

［（試験１）化学組成測定試験］
各試験番号の鋼材の化学組成を、上述の［鋼材の化学組成の測定方法］に基づいて測定した。その結果、各試験番号の鋼材の化学組成は、表１－１及び表１－２に記載のとおりであった。

［（試験２）ミクロ組織観察試験］
各試験番号の鋼材のミクロ組織中の硬質相の面積率（％）を、上述の［鋼材のミクロ組織の測定方法］に基づいて求めた。得られた結果を、表２中の「ミクロ組織」中の「硬質相面積率（％）」欄に示す。

［（試験３）ビッカース硬さ試験］
各試験番号の鋼材のビッカース硬さ（ＨＶ）を、上述の［ビッカース硬さ測定方法］に基づいて求めた。得られたビッカース硬さ（ＨＶ）を、表２中の「ミクロ組織」中の「ビッカース硬さ（ＨＶ）」欄に示す。

［（試験４）セメンタイトの個数密度ＮＤ、セメンタイトの個数割合ＮＲ及び標本標準偏差σ測定試験］
各試験番号の鋼材において、硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度ＮＤ（個／μｍ^２）、硬質相中の複数のセメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ^２の面積を有するセメンタイトの個数割合ＮＲ（％）、及び、０．０００５μｍ^２以上の面積を有する複数のセメンタイトの面積の標本標準偏差σ（μｍ^２）を、上述の［セメンタイトの個数密度ＮＤ、セメンタイトの個数割合ＮＲ及びセメンタイトの面積の標本標準偏差σの測定方法］に基づいて求めた。得られた個数密度ＮＤ（個／μｍ^２）、個数割合ＮＲ（％）及び標本標準偏差σ（μｍ^２）を、表２中の「セメンタイト」欄の「個数密度ＮＤ（個／μｍ^２）」、「個数割合ＮＲ（％）」及び「標本標準偏差σ（μｍ^２）」欄にそれぞれ示す。

［（試験５）鋼材の伸線加工性評価試験］
各試験番号の鋼材に対して、次の伸線加工を実施した。各試験番号の２５０ｋｇの鋼材に対して、同じ条件で潤滑処理を実施した後、伸線加工を実施した。伸線加工でのダイスでの累積減面率を２５％とした。伸線加工時に断線が生じなかった場合、伸線加工性に優れると評価した（表２中の「伸線加工性」欄で「Ｐ（Ｐａｓｓ）」で表示）。一方、伸線加工時に断線が生じた場合、伸線加工性が低いと評価した（表２中の「伸線加工性」欄で「Ｆ（Ｆａｉｌ）」で表示）。なお、伸線加工性が低かった試験番号の鋼材に対しては、試験６～７を実施しなかった。

［（試験６）鋼材の冷間鍛造性評価試験］
各試験番号の鋼材の冷間鍛造性を、次の方法により評価した。
初めに、鋼材に対して球状化焼鈍を実施した。球状化焼鈍では、鋼材を７６０℃に加熱した。そして、７６０℃で５時間保持した。保持時間経過後、５℃／時間で鋼材を徐冷した。鋼材温度が６５０℃～常温までは空冷した。

球状化焼鈍後の鋼材の長手方向に垂直な断面におけるＤ／４深さ位置から、平滑試験片を採取した。平滑試験片は円柱状であり、直径は８ｍｍ、長さは１２ｍｍであった。平滑試験片の長手方向は、鋼材の長手方向に平行とした。

平滑試験片に対して、冷間鍛造分科会材料研究班：塑性と加工 ｖｏｌ．２２ Ｎｏ．２４１（１９８１－２）、第１３９－１４４頁に記載の試験方法に準拠して限界圧縮試験を実施した。具体的には、平滑試験片に対して、端面拘束ダイスを使用して１０ｍｍ／分の速度で、常温、大気中で冷間圧縮を行った。平滑試験片に０．５ｍｍ以上の微小割れが生じたときに圧縮を停止し、その時の圧縮率（％）を算出した。この測定を合計１０回行い、累積破損確率が５０％となる圧縮率（％）を求めて、その圧縮率を限界圧縮率（％）とした。

限界圧縮率が７０％以上である場合、冷間鍛造性に優れると判断した（表２中の「限界圧縮率（％）」欄で「７０以上」と表記）。一方、限界圧縮率が７０％未満の場合、冷間鍛造性が低いと判断した（表２中の「限界圧縮率（％）」欄に限界圧縮率（％）を表示）。なお、冷間鍛造性が低かった試験番号については、試験７を実施しなかった。

［（試験７）鋼材を素材としたボルトの水素脆化感受性評価試験］
各試験番号の鋼材を素材としたボルトの水素脆化感受性評価試験を、次の方法で評価した。

初めに、各試験番号の鋼材に対して、同じ条件で伸線加工を実施して直径１６ｍｍの鋼線を製造した。各試験番号の鋼線に対して、［（試験６）鋼材の冷間鍛造性評価試験］で実施した球状化焼鈍と同じ条件で、球状化焼鈍を実施した。
球状化焼鈍後の鋼線に対して、同じ条件で冷間鍛造（ボルト成形）を実施して、各試験番号で同じねじ谷底直径１４ｍｍのボルト形状の中間品を製造した。

製造された中間品に対して、焼入れ及び焼戻しを実施した。焼入れでは、各試験番号ともに、焼入れ温度を９２０℃、焼入れ温度での保持時間を１時間とした。保持時間経過後の中間品を水冷した。

焼入れ後の中間品に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度を６２０℃とし、焼戻し温度での保持時間を２．０時間とした。
以上の製造工程により、各試験番号のボルトを製造した。

各試験番号のボルトに対して、次の水素脆化感受性評価試験を実施した。
ボルトの表面から１ｍｍ深さ以上の内部から、平行部の直径が７ｍｍ、長さ７０ｍｍの環状切欠き付き丸棒試験片を採取した。試験片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１．４ｍｍ、切欠き角度が６０°であり、切欠き底の曲率半径が０．１７５ｍｍであった。

陰極水素チャージ法により、環状切欠き付き丸棒試験片に対して、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、３質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌに対し、３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した水溶液とした。

陰極水素チャージ溶液中に環状切欠き付き丸棒試験片を浸漬した状態で、１８時間、カソード電流密度を０．０５ｍＡ／ｃｍ^２に制御した定電流を発生させて、環状切欠き付き丸棒試験片に水素を添加した。

陰極水素チャージ法を実施した後、環状切欠き付き丸棒試験片を、常温で９６時間放置した。その後、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、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。

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、切欠き底での試験片長手方向に垂直な断面（横断面）の断面積×平滑丸棒引張試験片を用いて後述の引張試験により得られた引張強さ×０．９０の負荷が掛かるように、常温、大気圧で一定荷重を負荷する定荷重試験を実施した。試験時間は最大で１００時間とした。定荷重試験において、環状切欠き付き丸棒試験片が１００時間以上破断せずに耐久した場合、水素脆化感受性が十分に低いと評価した（表２中の「水素脆化感受性」中の「耐久時間（時間）」欄で「１００以上」で表示）。一方、定荷重試験において、環状切欠き付き丸棒試験片が１００時間未満で破断した場合、水素脆化感受性が高いと評価した（表２中の「水素脆化感受性」中の「耐久時間（時間）」欄で耐久時間（時間）を表示）。

なお、平滑丸棒引張試験片を用いた引張試験は以下の方法で実施した。各試験番号のボルトの表面から１ｍｍ深さ以上の内部から、平滑丸棒引張試験片を採取した。平滑丸棒引張試験片の平行部の直径は６ｍｍであり、平行部の長さは７０ｍｍであった。平滑丸棒引張試験片の平行部の中心軸は、ボルトの中心軸と同軸とした。

平滑丸棒引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を、常温（２０±１５℃）の大気中で実施して、引張強さ（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強さを表２の「水素脆化感受性」中の「引張強さ（ＭＰａ）」欄に示す。

［評価結果］
表１－１、表１－２、及び、表２を参照して、試験番号１～２２の鋼材では、化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、硬質相の面積率が９０％以上となり、かつ、ビッカース硬さは２２０～４００ＨＶであった。さらに、鋼材の硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２以上であり、硬質相中の複数のセメンタイトのうち、０．０００５～０．０１０μｍ^２の面積を有するセメンタイトの個数割合ＮＲが５０．０％以上であり、０．０００５μｍ^２以上の面積を有する複数のセメンタイトの面積の標本標準偏差σは０．０７０μｍ^２以下であった。そのため、伸線加工性に優れた。さらに、球状化処理後の冷間鍛造性に優れた。さらに、鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性は十分に低かった。

試験番号２３では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、球状化処理後の冷間鍛造性が低かった。

試験番号２４では、Ｖ含有量が低すぎた。そのため、鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性が高かった。

試験番号２５では、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、球状化処理後の冷間鍛造性が低かった。

試験番号２６及び２７では、化学組成は適切であったものの、鋳造材に対して、再加熱後熱間加工を実施した。そのため、セメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２未満となり、セメンタイトの個数割合ＮＲが５０．０％未満となり、セメンタイトの面積の標本標準偏差σが０．０７０μｍ^２を超えた。そのため、鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性が高かった。

試験番号２８では、化学組成は適切であったものの、仕上げ圧延工程での加熱温度ＨＴが低すぎ、仕上げ圧延温度ＦＴが低すぎた。そのため、セメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２未満となり、セメンタイトの個数割合ＮＲが５０．０％未満となり、セメンタイトの面積の標本標準偏差σが０．０７０μｍ^２を超えた。そのため、鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性が高かった。

試験番号２９及び３０では、化学組成は適切であったものの、平均冷却速度ＣＲ１が速すぎた。そのため、セメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２未満となり、セメンタイトの個数割合ＮＲが５０．０％未満となり、セメンタイトの面積の標本標準偏差σが０．０７０μｍ^２を超えた。そのため、鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性が高かった。

試験番号３１及び３２では、化学組成が適切であったものの、平均冷却速度ＣＲ２が遅すぎた。そのため、セメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２未満となり、セメンタイトの個数割合ＮＲが５０．０％未満となり、セメンタイトの面積の標本標準偏差σが０．０７０μｍ^２を超えた。そのため、鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性が高かった。

試験番号３３及び３４では、化学組成が適切であったものの、平均冷却速度ＣＲ２が速すぎた。そのため、硬質相の面積率は９０％以上であるものの、ビッカース硬さが４００ＨＶを超えた。そのため、伸線加工性が低かった。

試験番号３５では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、セメンタイトの個数密度ＮＤが４．０個／μｍ^２未満となった。そのため、鋼材を素材として製造されたボルトの水素脆化感受性が高かった。

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 (2)

1. 鋼材であって、
   質量％で、
   Ｃ：０．３０～０．５０％、
   Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
   Ｍｎ：０．１０～１．５０％、
   Ｐ：０．０３０％以下、
   Ｓ：０．０３０％以下、
   Ｃｒ：０．０１～０．８０％、
   Ｍｏ：１．５０～２．５０％、
   Ｖ：０．０１～０．３０％、
   Ａｌ：０．００５～０．１００％、及び、
   Ｎ：０．００１０～０．０３００％、を含有し、
   残部はＦｅ及び不純物からなり、
   ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相の面積率が９０％以上であり、ビッカース硬さが２２０～４００ＨＶであり、
   前記硬質相中の０．０００５μｍ^２以上の面積を有するセメンタイトの個数密度が４．０個／μｍ^２以上であり、前記硬質相中の複数の前記セメンタイトのうち、０．０００５～０．０１００μｍ^２の面積を有する前記セメンタイトの個数割合が５０．０％以上であり、前記硬質相中の複数の前記セメンタイトの面積の標本標準偏差が０．０７０μｍ^２以下である、
   鋼材。
2. 請求項１に記載の鋼材であってさらに、
   Ｆｅの一部に代えて、
   Ｃｕ：０．４０％以下、
   Ｎｉ：０．４０％以下、
   Ｂ：０．０１００％以下、
   Ｚｒ：０．３００％以下、
   Ｔｉ：０．１００％以下、
   Ｎｂ：０．１００％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   Ｍｇ：０．００５０％以下、
   Ｂｉ：０．１００％以下、及び、
   Ｔｅ：０．１００％以下、
   からなる群から選択される１元素以上を含有する、
   鋼材。