JP7469696B2 - 鋼素形材、及び、その製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼からなる素形材である鋼素形材、及び、その製造方法に関する。
自動車部品、産業機械部品及び建設機械部品等に代表される機械構造用部品の素材として、構造用鋼鋼材が用いられている。構造用鋼鋼材はたとえば、機械構造用炭素鋼鋼材、機械構造用合金鋼鋼材等である。
機械構造用部品は、高い疲労強度が要求される。そこで、素材である鋼材を用いて高い疲労強度を有する機械構造用部品を製造する方法として、次の製造方法が知られている。初めに、鋼材に対して熱間鍛造等の加工を実施して、所望の部品形状の鋼材を製造する。所望の部品形状の鋼材に対して時効硬化処理を実施して鋼素形材を製造する。鋼素形材に対して切削加工を実施して、最終製品である機械構造用部品を製造する。以上の製造工程では、加工後の鋼材に時効硬化処理を実施することにより、機械構造用部品の疲労強度を高めることができる。
時効硬化処理を実施して製造される機械構造用部品の素材となる鋼材はたとえば、特開２０１１－２３６４５２号公報（特許文献１）に提案されている。
特許文献１に記載された鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１４～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．７０％、Ｍｎ：１．１０～２．３０％、Ｓ：０．００３～０．１２０％、Ｃｕ：０．０１～０．４０％、Ｎｉ：０．０１～０．４０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．３０％、及び、Ｖ：０．０５～０．４５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、１３［Ｃ］＋８［Ｓｉ］＋１０［Ｍｎ］＋３［Ｃｕ］＋３［Ｎｉ］＋２２［Ｍｏ］＋１１［Ｖ］≦３０、５［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２［Ｍｎ］＋３［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＋４［Ｖ］≦７．３、２．４≦０．３［Ｃ］＋１．１［Ｍｎ］＋０．２［Ｃｕ］＋０．２［Ｎｉ］＋１．２［Ｃｒ］＋１．１［Ｍｏ］＋０．２［Ｖ］≦３．１、２．５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋４［Ｍｏ］＋９［Ｖ］、［Ｃ］≧［Ｍｏ］／１６＋［Ｖ］／３を満たす。特許文献１に開示される鋼材は、上述のパラメータ式を満たすように化学組成を調整することにより、ミクロ組織をベイナイトとし、熱間鍛造性を高め、熱間鍛造後の硬さを高める。特許文献１に開示される鋼材はベイナイト組織を有するため、被削性に優れる、と特許文献１には記載されている。特許文献１では、上記の構成を有する鋼材に対して熱間鍛造を実施して中間部品を製造する。その後、中間部品に対して切削加工を実施して所望の形状の部品にする。その後、時効硬化処理を行う。これにより、製造された部品では高い強度が得られる、と特許文献１には記載されている。
しかしながら、熱間鍛造を実施して部品を製造する場合、熱間鍛造後の中間部品は、冷却工程において歪みが生じやすい。そのため、中間部品の形状が所望の形状に対して若干変形しやすい。つまり、熱歪みの影響により、熱間鍛造後の中間部品を最終形状に近づけることは困難である。そのため、熱間鍛造後の中間部品に対して切削加工を実施して、最終形状に近づける。
上述のとおり、熱間鍛造後の中間部品に対して切削加工を実施すれば、歩留まりが低下する。そこで、最近では、歩留まりの向上を目的として、熱間鍛造から冷間鍛造に代表される冷間加工への切替が志向されている。熱間鍛造に代えて冷間加工を採用する場合、中間品をニアネットシェイプ化（最終形状とほぼ同じ形状）することが可能となる。この場合、中間部品の切削加工工程における切削量を低減できる。そのため、歩留まりが向上する。さらに、切削加工工程そのものを省略することができる場合がある。この場合、生産性が向上する。
しかしながら、冷間鍛造に代表される冷間加工は、熱間鍛造と比較して、加工荷重が大きくなりやすい。そのため、冷間加工時における鋼材の加工性（以下、冷間加工性）を高める必要がある。具体的には、小さな荷重で所望の形状に加工でき、かつ、冷間加工時の割れの発生が抑制されることが求められる。したがって、冷間加工後に時効硬化処理を実施する場合、その対象となる鋼材には、優れた冷間加工性と、時効硬化処理後の優れた疲労強度とが求められる。
冷間鍛造後に時効硬化処理を実施して製造される部品の素材となる鋼材は、特開２０１９－１７３１６８号公報（特許文献２）に提案されている。
特許文献２に開示された鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．２５％、Ｓｉ：０．００５～０．５０％、Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：０．０２～０．７０％、Ｖ：０．０２～０．３０％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００５％、Ｃａ：０～０．００５％、Ｂｉ：０～０．１０％、Ｐｂ：０～０．２０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなる。特許文献２の鋼材において、不純物中のＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量は０．０５質量％以下であり、不純物中のＴｉ含有量は０．００５質量％以下であり、式（１）を満たす化学組成を有する。なお、式（１）は、［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０である。特許文献２の鋼材のミクロ組織は、フェライト、パーライト及び／又はベイナイトを含有する。ミクロ組織におけるフェライトの面積率は１０～９０％である。以上の構成を有する鋼材は、高い冷間鍛造性を有し、かつ、冷間鍛造後に時効硬化処理された場合、高い疲労強度が得られる、と特許文献２には記載されている。
特許文献２に開示された鋼材で製造される部品は、高い疲労強度を有する。しかしながら、部品には、高い疲労強度だけでなく、高い引張強度も求められる場合がある。特許文献２では、高い疲労強度及び高い引張強度の両立に関する検討がされていない。
本発明の目的は、高い疲労強度及び高い引張強度を有する鋼素形材、及び、その製造方法を提供することである。
本開示による鋼素形材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、前記鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たし、
陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、前記鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たし、
陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
本開示による上述の鋼素形材の製造方法は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、鋼中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５～０．３０未満である鋼材を準備する鋼材準備工程と、
前記鋼材を冷間加工する冷間加工工程と、
冷間加工後の前記鋼材に対して、処理温度を５００℃～Ａｃ１点とし、前記処理温度での保持時間を１５～１５０分とする時効硬化処理を実施する時効硬化処理工程とを備え、
前記冷間加工工程では、
前記鋼材に対して、第１方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第１方向冷間加工工程と、
前記鋼材に対して、前記第１方向と異なる第２方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第２方向冷間加工工程とを含み、
前記第１方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量と前記第２方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする。
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、鋼中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５～０．３０未満である鋼材を準備する鋼材準備工程と、
前記鋼材を冷間加工する冷間加工工程と、
冷間加工後の前記鋼材に対して、処理温度を５００℃～Ａｃ１点とし、前記処理温度での保持時間を１５～１５０分とする時効硬化処理を実施する時効硬化処理工程とを備え、
前記冷間加工工程では、
前記鋼材に対して、第１方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第１方向冷間加工工程と、
前記鋼材に対して、前記第１方向と異なる第２方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第２方向冷間加工工程とを含み、
前記第１方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量と前記第２方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする。
本開示の鋼素形材は、高い疲労強度及び高い引張強度を有する。本開示の鋼素形材の製造方法は、上述の鋼素形材を製造できる。
本発明者らは、鋼素形材において高い疲労強度及び高い引張強度を得るために、種々の検討を行い、次の知見を得た。
本発明者らは、初めに、高い疲労強度及び高い引張強度を両立可能な鋼素形材について、化学組成の観点から検討を行った。その結果、鋼素形材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．２５％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．１０超～０．４０％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｃｒ：０～０．７０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｂｉ：０～０．１００％、Ｐｂ：０～０．０９０％、Ｍｏ：０～０．０５％、Ｔｉ：０～０．００５％、Ｚｒ：０～０．０１０％、Ｓｅ：０～０．１０％、Ｔｅ：０～０．１０％、希土類元素：０～０．０１０％、Ｓｂ：０～０．１０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｗ：０～０．０５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成であれば、高い疲労強度及び高い引張強度が得られる可能性があると考えた。
ここで、本発明者らは、鋼素形材のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織にすれば、引張強度が高まると考えた。しかしながら、上述の化学組成の鋼素形材のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織とした場合、調質処理（焼入れ処理及び焼戻し処理）を実施する必要がある。焼入れ処理では、鋼材をＡｃ３点以上の高温に加熱する必要がある。さらに、調質処理では焼入れ処理後に焼戻し処理も実施されるため、製造工程中の工数も多くなる。したがって、上述の化学組成の鋼素形材のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織にする場合、製造コストが高くなる。ここで、マルテンサイト主体の組織とは、マルテンサイト面積率が９０％以上の組織を意味する。
上述の化学組成の鋼素形材のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織とした場合はさらに、鋼素形材の硬さが過剰に高くなる場合がある。この場合、高い引張強度が得られても、鋼素形材の疲労強度が低下する場合がある。
そこで、本発明者らは、上述の化学組成の鋼素形材において、マルテンサイト主体のミクロ組織ではなく、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとからなる相（以下、硬質相という）であっても、高い疲労強度及び高い引張強度とが両立する手段を検討した。その結果、本発明者らは、Ｖ析出物による析出強化を利用することにより、ミクロ組織がマルテンサイト主体ではなく、ポリゴナルフェライトと硬質相とからなる組織であっても、高い疲労強度及び高い引張強度を両立できると考えた。
Ｖ析出物による析出強化では、鋼材中にナノサイズの微細なＶ析出物が多数生成して疲労強度が高まる。本明細書では、Ｖ炭窒化物（Ｖ（Ｃ，Ｎ））、Ｖ炭化物（ＶＣ）及びＶ窒化物（ＶＮ）を総称して「Ｖ析出物」と定義する。鋼素形材中のＶ析出物のほとんどはＶ炭窒化物である。しかしながら、Ｖ析出物の一部がＶ炭化物及び／又はＶ窒化物として析出する場合もあり得る。Ｖ炭化物及びＶ窒化物もＶ炭窒化物と同様の効果がある。したがって、本明細書では、「Ｖ析出物」は、Ｖ炭窒化物、Ｖ炭化物及びＶ窒化物を含む。
本発明者らは、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼素形材において、どの程度Ｖ析出物が存在すれば、疲労強度が高まるかについて検討を行った。ここで、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼素形材において、上述の化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義する。さらに、鋼素形材の化学組成を質量％で１００％とした場合の、鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義する。本発明者らの検討の結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼素形材において、式（１）を満たせば、鋼素形材のミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であっても、鋼素形材の疲労強度が十分に高まることを見出した。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
上述のとおり、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼素形材において、式（１）を満たせば、鋼素形材のミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であっても、鋼素形材の疲労強度が十分に高まる。しかしながら、鋼素形材の疲労強度が十分に高まっても、鋼素形材の引張強度が十分に得られない場合があることが判明した。そこで、本発明者らは、高い疲労強度及び高い引張強度を両立可能な手段をさらに検討した。その結果、本発明者らは、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であり、式（１）を満たす鋼素形材においてさらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であれば、高い疲労強度と高い引張強度との両立が可能であることを見出した。以下、この点について説明する。
陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量は、鋼素形材中のＶ析出物の形状と相関関係を有すると考えられる。Ｖ析出物には、球状のＶ析出物と、板状のＶ析出物とが存在する。以降の説明では、球状のＶ析出物を球状Ｖ析出物と称する。板状のＶ析出物を板状Ｖ析出物と称する。
球状Ｖ析出物は母相（α）に対して非整合界面を形成する。この場合、球状Ｖ析出物は単純な障害物としてのみ作用する。具体的には、球状Ｖ析出物は、当該球状Ｖ析出物に直接衝突する転位の運動のみを阻害する。このため、球状Ｖ析出物の転位運動に対する抵抗は弱い。
一方、板状Ｖ析出物はＮａＣｌ型の結晶構造を有し、母相（α）に対してＢａｋｅｒ－Ｎｕｔｔｉｎｇ（Ｂ－Ｎ）の関係となる整合界面または半整合界面を形成する。具体的には、板状Ｖ析出物は、板状Ｖ析出物の｛１００｝と母相の｛１００｝とが平行であり、かつ、板状Ｖ析出物の＜１００＞方向と母相の＜１１０＞方向とが平行となる整合界面又は半整合界面を形成する。この整合界面又は半整合界面は、板状Ｖ析出物の周辺に整合ひずみ場を形成する。この整合ひずみ場は、転位の運動を阻害する。つまり、板状Ｖ析出物は、当該板状Ｖ析出物に直接衝突する転位の運動だけでなく、板状Ｖ析出物の周辺を通過する転位の運動も阻害する。このため、板状Ｖ析出物の転位運動に対する抵抗は、球状Ｖ析出物よりも強い。
したがって、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であり、式（１）を満たす鋼素形材において、Ｖ析出物中の板状Ｖ析出物の割合が多ければ、転位運動の抵抗をさらに高めることができ、その結果、高い疲労強度だけでなく高い引張強度も得られる。
ところで、Ｖ析出物（球状Ｖ析出物及び板状Ｖ析出物）のサイズはナノレベルである。そのため、ミクロ組織観察により、板状Ｖ析出物及び球状Ｖ析出物を識別し、Ｖ析出物中の板状Ｖ析出物の割合を求めることは極めて困難である。一方、整合界面及び半整合界面では水素がトラップされやすく、非整合界面では、水素がトラップされにくい。つまり、板状Ｖ析出物は水素をトラップしやすく、球状Ｖ析出物は水素をトラップしにくい。したがって、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であり、式（１）を満たす量のＶ析出物が析出された鋼素形材において、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の水素トラップ量（つまり、拡散性水素量）が多ければ、疲労強度を高めるＶ析出物中において、引張強度も高める板状Ｖ析出物の割合が多いことを意味する。
以上の理由により、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であり、式（１）を満たす鋼素形材においてさらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であれば、高い疲労強度と高い引張強度とが得られると考えられる。以上の理由は推定である。しかしながら、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であり、式（１）を満たす鋼素形材においてさらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であれば、高い疲労強度と高い引張強度とが得られることは、後述の実施例が証明している。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態の鋼素材、及び、その製造方法は、次の構成を有する。
［１］
鋼素形材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、前記鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たし、
陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である、
鋼素形材。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
鋼素形材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、前記鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たし、
陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である、
鋼素形材。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
［２］
［１］に記載の鋼素形材であって、
前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｒ：０．０１～０．７０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｕ：０．０１～０．３０％、
Ｎｉ：０．０１～０．３０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｂｉ：０．００１～０．１００％、
Ｐｂ：０．００１～０．０９０％、
Ｍｏ：０．０１～０．０５％、
Ｔｉ：０．００１～０．００５％、
Ｚｒ：０．００２～０．０１０％、
Ｓｅ：０．０１～０．１０％、
Ｔｅ：０．０１～０．１０％、
希土類元素：０．０１～０．０１０％、
Ｓｂ：０．０１～０．１０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｗ：０．００１～０．０５０％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼素形材。
［１］に記載の鋼素形材であって、
前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｒ：０．０１～０．７０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｕ：０．０１～０．３０％、
Ｎｉ：０．０１～０．３０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｂｉ：０．００１～０．１００％、
Ｐｂ：０．００１～０．０９０％、
Ｍｏ：０．０１～０．０５％、
Ｔｉ：０．００１～０．００５％、
Ｚｒ：０．００２～０．０１０％、
Ｓｅ：０．０１～０．１０％、
Ｔｅ：０．０１～０．１０％、
希土類元素：０．０１～０．０１０％、
Ｓｂ：０．０１～０．１０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｗ：０．００１～０．０５０％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼素形材。
［３］
［１］又は［２］に記載の鋼素形材の製造方法であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、鋼中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５～０．３０未満である鋼材を準備する鋼材準備工程と、
前記鋼材を冷間加工する冷間加工工程と、
冷間加工後の前記鋼材に対して、処理温度を５００℃～Ａｃ１点とし、前記処理温度での保持時間を１５～１５０分とする時効硬化処理を実施する時効硬化処理工程とを備え、
前記冷間加工工程では、
前記鋼材に対して、第１方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第１方向冷間加工工程と、
前記鋼材に対して、前記第１方向と異なる第２方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第２方向冷間加工工程とを含み、
前記第１方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量と前記第２方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする、
鋼素形材の製造方法。
［１］又は［２］に記載の鋼素形材の製造方法であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、鋼中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５～０．３０未満である鋼材を準備する鋼材準備工程と、
前記鋼材を冷間加工する冷間加工工程と、
冷間加工後の前記鋼材に対して、処理温度を５００℃～Ａｃ１点とし、前記処理温度での保持時間を１５～１５０分とする時効硬化処理を実施する時効硬化処理工程とを備え、
前記冷間加工工程では、
前記鋼材に対して、第１方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第１方向冷間加工工程と、
前記鋼材に対して、前記第１方向と異なる第２方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第２方向冷間加工工程とを含み、
前記第１方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量と前記第２方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする、
鋼素形材の製造方法。
以下、本実施形態の鋼素形材、及び、その製造方法について詳述する。元素に関する％は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［鋼素形材について］
本明細書において、鋼素形材とは、鋼材に外力による加工又は熱処理が施されて、形状が付与された部品を意味する。鋼素形材は最終製品であってもよい。また、鋼素形材に対して切削加工等の加工がさらに施されて、最終製品が製造されてもよい。
本明細書において、鋼素形材とは、鋼材に外力による加工又は熱処理が施されて、形状が付与された部品を意味する。鋼素形材は最終製品であってもよい。また、鋼素形材に対して切削加工等の加工がさらに施されて、最終製品が製造されてもよい。
［化学組成］
本実施形態の鋼素形材の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態の鋼素形材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０３～０．２５％
炭素（Ｃ）は、鋼材のＶと結合してＶ析出物を形成する。Ｖ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｃ含有量が０．０３％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０．２５％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３～０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２３％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２１％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
炭素（Ｃ）は、鋼材のＶと結合してＶ析出物を形成する。Ｖ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｃ含有量が０．０３％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０．２５％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３～０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２３％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２１％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｓｉ：０．０２～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼素形材の疲労強度を高める。Ｓｉはさらに、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０２％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０．５０％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％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。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼素形材の疲労強度を高める。Ｓｉはさらに、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０２％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０．５０％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％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。
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼素形材の疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が０．７０％以下であれば、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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．７０超～２．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。Ｍｎ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％であり、さらに好ましくは２．２０％であり、さらに好ましくは２．１０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．９０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼素形材の疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が０．７０％以下であれば、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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．７０超～２．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。Ｍｎ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％であり、さらに好ましくは２．２０％であり、さらに好ましくは２．１０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．９０％である。
Ｐ：０．０３５％以下
リン（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは粒界に偏析して、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％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。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、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０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
リン（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは粒界に偏析して、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％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。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、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０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ｓ：０．０５０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｓ含有量が０．０５０％を超えれば、粗大なＭｎＳが生成する。粗大なＭｎＳは冷間加工時に割れの起点となりやすい。そのため、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％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含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、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０．００５％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｓ含有量が０．０５０％を超えれば、粗大なＭｎＳが生成する。粗大なＭｎＳは冷間加工時に割れの起点となりやすい。そのため、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％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含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、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０．００５％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
Ａｌ：０．００５～０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。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０．０５０％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、鋼材中にＡｌ酸化物等の粗大なＡｌ系介在物が生成する。粗大なＡｌ系介在物は冷間加工時に割れの基点となりやすい。そのため、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０５０％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０．００６％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％であり、さらに好ましくは０．００９％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。なお、本実施形態の鋼素形材において、Ａｌ含有量とは全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０．０５０％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、鋼材中にＡｌ酸化物等の粗大なＡｌ系介在物が生成する。粗大なＡｌ系介在物は冷間加工時に割れの基点となりやすい。そのため、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０５０％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０．００６％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％であり、さらに好ましくは０．００９％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。なお、本実施形態の鋼素形材において、Ａｌ含有量とは全Ａｌの含有量を意味する。
Ｖ：０．１０超～０．４０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼材中のＣ及び／又はＮと結合してＶ析出物を形成する。Ｖ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｖ含有量が０．１０％以下であれば、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０．４０％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０超～０．４０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１４％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３３％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
バナジウム（Ｖ）は、鋼材中のＣ及び／又はＮと結合してＶ析出物を形成する。Ｖ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｖ含有量が０．１０％以下であれば、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０．４０％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０超～０．４０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１４％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３３％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Ｎ：０．００３～０．０３０％
窒素（Ｎ）は、鋼材中のＶと結合してＶ析出物を形成する。Ｖ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｎ含有量が０．００３％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０．０３０％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、Ｖ析出物中における球状Ｖ析出物の個数割合が多くなる。この場合、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００３～０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％超であり、さらに好ましくは０．００４％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０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２３％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
窒素（Ｎ）は、鋼材中のＶと結合してＶ析出物を形成する。Ｖ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｎ含有量が０．００３％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０．０３０％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、Ｖ析出物中における球状Ｖ析出物の個数割合が多くなる。この場合、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００３～０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％超であり、さらに好ましくは０．００４％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０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２３％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
本実施形態の鋼素形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、鋼素形材の素材となる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、意図的に鋼素形材に含有させたものではない元素を意味する。不純物はたとえば酸素（Ｏ）が想定される。不純物としてのＯが０．０４０％以下含有されても、本実施形態の鋼素形材の効果は得られる。なお、不純物に含まれ得る元素はＯ以外も考えられる。
［任意元素（ｏｐｔｉｏｎａｌ ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ｔｅ、希土類元素（ＲＥＭ）、Ｓｂ、Ｍｇ及びＷ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る。以下、各任意元素について説明する。
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ｔｅ、希土類元素（ＲＥＭ）、Ｓｂ、Ｍｇ及びＷ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る。以下、各任意元素について説明する。
［第１群］
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ及びＮｉからなる群から選択される１元素以上を次に示す含有量の範囲で含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ及びＮｉからなる群から選択される１元素以上を次に示す含有量の範囲で含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。
Ｃｒ：０～０．７０％
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｃｒ含有量が０％超である場合、Ｃｒは鋼材の焼入れ性を向上し、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｃｒ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、Ｃｒ含有量が０．７０％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、鋼素形材の素材ある鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０～０．７０％である。含有される場合、Ｃｒ含有量は０．７０％以下である。Ｃｒ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％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０９％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｃｒ含有量が０％超である場合、Ｃｒは鋼材の焼入れ性を向上し、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｃｒ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、Ｃｒ含有量が０．７０％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、鋼素形材の素材ある鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０～０．７０％である。含有される場合、Ｃｒ含有量は０．７０％以下である。Ｃｒ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％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０９％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｎｂ：０～０．１００％
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。含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは鋼材中のＣ及び／又はＮと結合してＮｂ析出物を形成する。Ｎｂ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は、０～０．１００％である。含有される場合、Ｎｂ含有量は０．１００％以下である。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０．０１０％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０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％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。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは鋼材中のＣ及び／又はＮと結合してＮｂ析出物を形成する。Ｎｂ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は、０～０．１００％である。含有される場合、Ｎｂ含有量は０．１００％以下である。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０．０１０％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０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
Ｂ：０～０．０１００％
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。含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは鋼素形材の結晶粒界を強化する。その結果、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が高まる。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、上記効果が飽和する。Ｂ含有量が０．０１００％を超えればさらに、原料コストが高くなり、かつ、製造性も低下する。したがって、Ｂ含有量は、０～０．０１００％である。含有される場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下である。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０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％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０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。
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。含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは鋼素形材の結晶粒界を強化する。その結果、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が高まる。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、上記効果が飽和する。Ｂ含有量が０．０１００％を超えればさらに、原料コストが高くなり、かつ、製造性も低下する。したがって、Ｂ含有量は、０～０．０１００％である。含有される場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下である。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０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％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０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。
Ｃｕ：０～０．３０％
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。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向上し、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。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０．３０％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．３０％である。含有される場合、Ｃｕ含有量は０．３０％以下である。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０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
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。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向上し、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。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０．３０％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．３０％である。含有される場合、Ｃｕ含有量は０．３０％以下である。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０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Ｎｉ：０～０．３０％
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。含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超の場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を向上し、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。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０．３０％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．３０％である。含有される場合、Ｎｉ含有量は０．３０％以下である。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０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％であり、さらに好ましくは０．２５％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。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超の場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を向上し、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。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０．３０％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．３０％である。含有される場合、Ｎｉ含有量は０．３０％以下である。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０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
［第２群］
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｂｉ及びＰｂからなる群から選択される１元素以上を次に示す含有量の範囲で含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼素形材の被削性を高める。
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｂｉ及びＰｂからなる群から選択される１元素以上を次に示す含有量の範囲で含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼素形材の被削性を高める。
Ｃａ：０～０．００５０％
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。含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超の場合、Ｃａは鋼素形材の被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が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、粗大なＣａＯを生成する。この場合、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．００５０％である。含有される場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
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。含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超の場合、Ｃａは鋼素形材の被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が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、粗大なＣａＯを生成する。この場合、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．００５０％である。含有される場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
Ｂｉ：０～０．１００％
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。含有される場合、つまり、Ｂｉ含有量が０％超の場合、Ｂｉは鋼素形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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｂｉ含有量は０～０．１００％である。含有される場合、Ｂｉ含有量は０．１００％以下である。Ｂｉ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０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｂｉ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％であり、さらに好ましくは０．０６５％である。
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。含有される場合、つまり、Ｂｉ含有量が０％超の場合、Ｂｉは鋼素形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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｂｉ含有量は０～０．１００％である。含有される場合、Ｂｉ含有量は０．１００％以下である。Ｂｉ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０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｂｉ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％であり、さらに好ましくは０．０６５％である。
Ｐｂ：０～０．０９０％
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｐｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｐｂ含有量が０％超の場合、Ｐｂは鋼素形材の被削性を高める。Ｐｂ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、Ｐｂ含有量が０．０９０％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０～０．０９０％である。含有される場合、Ｐｂ含有量は０．０９０％以下である。Ｐｂ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０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｐｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｐｂ含有量が０％超の場合、Ｐｂは鋼素形材の被削性を高める。Ｐｂ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、Ｐｂ含有量が０．０９０％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、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０～０．０９０％である。含有される場合、Ｐｂ含有量は０．０９０％以下である。Ｐｂ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０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
［第３群］
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ｔｅ、希土類元素（ＲＥＭ）、Ｓｂ、Ｍｇ及びＷ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。これらの元素は不純物である。
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ｔｅ、希土類元素（ＲＥＭ）、Ｓｂ、Ｍｇ及びＷ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。これらの元素は不純物である。
Ｍｏ：０～０．０５％
モリブデン（Ｍｏ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。Ｍｏは鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性を低下する。Ｍｏ含有量が０．０５％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、鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．０５％である。含有される場合、Ｍｏ含有量は０．０５％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｍｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
モリブデン（Ｍｏ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。Ｍｏは鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性を低下する。Ｍｏ含有量が０．０５％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、鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．０５％である。含有される場合、Ｍｏ含有量は０．０５％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｍｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
Ｔｉ：０～０．００５％
チタン（Ｔｉ）は、不純物であり、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は鋼素形材中のＮと結合して、Ｔｉ系介在物を形成する。Ｔｉ系介在物は冷間加工時において割れの起点となる。そのため、Ｔｉ系介在物は、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性を低下する。Ｔｉ含有量が０．００５％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、鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．００５％である。含有される場合、Ｔｉ含有量は０．００５％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｔｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｔｉ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％である。
チタン（Ｔｉ）は、不純物であり、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は鋼素形材中のＮと結合して、Ｔｉ系介在物を形成する。Ｔｉ系介在物は冷間加工時において割れの起点となる。そのため、Ｔｉ系介在物は、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性を低下する。Ｔｉ含有量が０．００５％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、鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．００５％である。含有される場合、Ｔｉ含有量は０．００５％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｔｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｔｉ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％である。
Ｚｒ：０～０．０１０％
ジルコニウム（Ｚｒ）は不純物であり、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含有量が０．０１０％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、Ｚｒは粗大な介在物を形成し、鋼材の疲労特性を低下させる。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１０％である。含有される場合、Ｚｒ含有量は０．０１０％以下である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｚｒ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｚｒ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００２％である。
ジルコニウム（Ｚｒ）は不純物であり、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含有量が０．０１０％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、Ｚｒは粗大な介在物を形成し、鋼材の疲労特性を低下させる。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１０％である。含有される場合、Ｚｒ含有量は０．０１０％以下である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｚｒ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｚｒ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｓｅ：０～０．１０％
セレン（Ｓｅ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｅ含有量は０％であってもよい。Ｓｅ含有量が０．１０％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、Ｓｅは鋼材を脆化させ、鋼材の強度及び疲労特性を低下させる。したがって、Ｓｅ含有量は０～０．１０％である。含有される場合、Ｓｅ含有量は０．１０％以下である。Ｓｅ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｅ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓｅ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｓｅ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
セレン（Ｓｅ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｅ含有量は０％であってもよい。Ｓｅ含有量が０．１０％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、Ｓｅは鋼材を脆化させ、鋼材の強度及び疲労特性を低下させる。したがって、Ｓｅ含有量は０～０．１０％である。含有される場合、Ｓｅ含有量は０．１０％以下である。Ｓｅ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｅ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓｅ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｓｅ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
Ｔｅ：０～０．１０％
テルル（Ｔｅ）は不純物であり、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含有量が０．１０％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、Ｔｅは鋼材を脆化させ、鋼材の強度及び疲労強度を低下させる。したがって、Ｔｅ含有量は０～０．１０％である。含有される場合、Ｔｅ含有量は０．１０％以下である。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｔｅ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｔｅ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｔｅ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
テルル（Ｔｅ）は不純物であり、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含有量が０．１０％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、Ｔｅは鋼材を脆化させ、鋼材の強度及び疲労強度を低下させる。したがって、Ｔｅ含有量は０～０．１０％である。含有される場合、Ｔｅ含有量は０．１０％以下である。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｔｅ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｔｅ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｔｅ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１０％
希土類元素（ＲＥＭ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭ含有量が０．０１０％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、ＲＥＭは粗大な介在物を形成し、鋼材の疲労特性を低下させる。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１０％である。含有される場合、ＲＥＭ含有量は０．０１０％以下である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ＲＥＭ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、ＲＥＭ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、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％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭ含有量が０．０１０％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、ＲＥＭは粗大な介在物を形成し、鋼材の疲労特性を低下させる。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１０％である。含有される場合、ＲＥＭ含有量は０．０１０％以下である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ＲＥＭ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、ＲＥＭ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、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％である。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素を意味する。本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これらの元素の合計含有量である。
Ｓｂ：０～０．１０％
アンチモン（Ｓｂ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｂ含有量は０％であってもよい。Ｓｂ含有量が０．１０％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、Ｓｂは鋼材を脆化させ、鋼材の強度及び疲労特性を低下させる。したがって、Ｓｂ含有量は０～０．１０％である。含有される場合、Ｓｂ含有量は０．１０％以下である。Ｓｂ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｂ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓｂ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｓｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
アンチモン（Ｓｂ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｂ含有量は０％であってもよい。Ｓｂ含有量が０．１０％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、Ｓｂは鋼材を脆化させ、鋼材の強度及び疲労特性を低下させる。したがって、Ｓｂ含有量は０～０．１０％である。含有される場合、Ｓｂ含有量は０．１０％以下である。Ｓｂ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｂ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓｂ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｓｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
Ｍｇ：０～０．００５０％
マグネシウム（Ｍｇ）は不純物であり、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、Ｍｇは粗大な介在物を形成し、鋼材の疲労特性を低下させる。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００５０％である。含有される場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下である。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％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｍｇ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｍｇ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は不純物であり、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、Ｍｇは粗大な介在物を形成し、鋼材の疲労特性を低下させる。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００５０％である。含有される場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下である。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％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｍｇ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｍｇ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
Ｗ：０～０．０５０％
タングステン（Ｗ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。Ｗ含有量が０．０５０％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、Ｗは素材である鋼材の冷間加工性を低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．０５０％である。含有される場合、Ｗ含有量は０．０４０％以下である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｗ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｗ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、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０．００１％である。
タングステン（Ｗ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。Ｗ含有量が０．０５０％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、Ｗは素材である鋼材の冷間加工性を低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．０５０％である。含有される場合、Ｗ含有量は０．０４０％以下である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｗ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｗ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、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０．００１％である。
［ミクロ組織］
本実施形態の鋼素形材のミクロ組織は、ポリゴナルフェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとを含有する。本明細書において、パーライト及び／又はベイナイトを「硬質相」と称する。また、本明細書において、ベイナイトはマルテンサイトを含む。後述のミクロ組織観察において、時効硬化処理後のベイナイトとマルテンサイトとは区別することが極めて困難である。そこで、本明細書では、ベイナイトとマルテンサイトとを区別せず、「ベイナイト」と総称する。
本実施形態の鋼素形材のミクロ組織は、ポリゴナルフェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとを含有する。本明細書において、パーライト及び／又はベイナイトを「硬質相」と称する。また、本明細書において、ベイナイトはマルテンサイトを含む。後述のミクロ組織観察において、時効硬化処理後のベイナイトとマルテンサイトとは区別することが極めて困難である。そこで、本明細書では、ベイナイトとマルテンサイトとを区別せず、「ベイナイト」と総称する。
ミクロ組織中のポリゴナルフェライトの面積率は２０～９０％である。ミクロ組織の残部は上述のとおり、硬質相である。つまり、鋼素形材のミクロ組織は、面積率で２０～９０％のポリゴナルフェライトと、総面積率が１０～８０％の硬質相とからなる。
ポリゴナルフェライトの面積率が２０～９０％であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であることを前提として、鋼素形材は、高い疲労強度及び高い引張強度が得られる。
鋼素形材のミクロ組織中のポリゴナルフェライト面積率の好ましい下限は２５％であり、さらに好ましくは３０％であり、さらに好ましくは３５％である。ポリゴナルフェライト面積率の好ましい上限は８０％であり、さらに好ましくは７５％であり、さらに好ましくは７０％である。
ミクロ組織中の硬質相の面積率は、上述のとおり、１０～８０％である。ミクロ組織中のパーライトの面積率の好ましい下限は５％であり、さらに好ましくは１０％である。パーライトの面積率の好ましい上限は５０％であり、さらに好ましくは４０％である。ミクロ組織中のベイナイトの面積率の好ましい下限は５％であり、さらに好ましくは１０％である。ミクロ組織中のベイナイトの面積率の好ましい上限は８０％であり、さらに好ましくは７０％である。
［ミクロ組織のポリゴナルフェライト面積率、及び、パーライト及びベイナイトの総面積率の測定方法］
鋼素形材のミクロ組織中のポリゴナルフェライト面積率、パーライト及びベイナイト総面積率は次の方法で測定する。
鋼素形材のミクロ組織中のポリゴナルフェライト面積率、パーライト及びベイナイト総面積率は次の方法で測定する。
鋼素形材の任意の位置からミクロ組織観察用の試験片を採取する。試験片の表面のうちの任意の表面を観察面に特定する。観察面を鏡面研磨する。３％ナイタール腐食液（エタノール＋３％硝酸溶液）を用いて、研磨後の観察面をエッチングする。エッチングされた観察面のうちの任意の５つの観察視野を４００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成する。このとき、各観察視野の位置は、元の鋼素形材の表面から少なくとも３ｍｍよりも深い位置とする。各観察視野のサイズは２００μｍ×２００μｍとする。各視野の写真画像において、ポリゴナルフェライトを特定する。具体的には、ラメラ構造を有する相をパーライトと特定できる。パーライトよりも明度が高い領域（白い領域）をポリゴナルフェライトと特定できる。ポリゴナルフェライト及びパーライトよりも明度が低い領域（濃い領域）をベイナイトと特定できる。５視野で求めたポリゴナルフェライトの総面積と、５視野の総面積とに基づいて、ポリゴナルフェライト面積率（％）を求める。同様に、５視野で求めたパーライト及びベイナイトの総面積と、５視野の総面積とに基づいて、パーライト及びベイナイトの総面積率（％）を求める。なお、ミクロ組織において、パーライトが０％である場合、パーライト及びベイナイトの総面積率はベイナイトの面積率に相当する。同様に、ミクロ組織において、ベイナイトが０％である場合、パーライト及びベイナイトの総面積率はパーライトの面積率に相当する。
［式（１）について］
本実施形態の鋼素形材において、鋼素形材の化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義する。さらに、鋼素形材の化学組成を１００％とした場合の鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義する。この場合、本実施形態の鋼素形材は式（１）を満たす。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
本実施形態の鋼素形材において、鋼素形材の化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義する。さらに、鋼素形材の化学組成を１００％とした場合の鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義する。この場合、本実施形態の鋼素形材は式（１）を満たす。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
ＶＰ＝［析出物中Ｖ］／［Ｖ］と定義する。ＶＰは、鋼素形材中でのＶ析出物の析出割合を示す。鋼素形材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、ミクロ組織が、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなる組織であっても、ＶＰが０．３０未満であれば、鋼素形材中でのＶ析出物の生成が不十分である。この場合、鋼素形材中の疲労強度及び引張強度が低下する。
一方、ＶＰが０．３０以上であれば、鋼素形材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、ミクロ組織が、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなる組織であり、かつ、拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以下であることを前提として、鋼素形材中にＶ析出物が十分に析出している。そのため、Ｖ析出物による析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が高まる。
ＶＰの好ましい下限は０．３１であり、さらに好ましくは０．３２である。ＶＰの上限は特に限定されない。ＶＰの好ましい上限は０．６０であり、さらに好ましくは０．５５であり、さらに好ましくは０．５２である。
［鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量（［析出物中Ｖ］）の測定方法］
鋼素形材中のＶ析出物のＶ含有量（つまり、［析出物中Ｖ］）は、抽出残渣分析法により求められる。
鋼素形材中のＶ析出物のＶ含有量（つまり、［析出物中Ｖ］）は、抽出残渣分析法により求められる。
具体的には、鋼素形材から約１０００ｍｍ３（約７．８ｇ）の試料を切り出す。１０％ＡＡ系溶液（テトラメチルアンモニウムクロライド、アセチルアセトン、メタノールを１：１０：１００で混合した液体）を準備する。切り出した試料を１０％ＡＡ系溶液中に浸漬する。浸漬した試料に対して、定電流電気分解を実施する。
まず、試料に対して予備電気分解を行う。これにより、試料の表面の付着物を除去する。予備電気分解の条件は、電流：１０００ｍＡ、時間：２８分、室温（２５℃）とする。予備電気分解された試料を取り出す。取り出した試料に対して、アルコール中で超音波洗浄を実施する。これにより、試料の表面の付着物を除去する。付着物を除去された試料の質量（定電流電気分解前の試料の質量）を測定する。
次に、予備電気分解後の試料に対して定電流電気分解を実施する。電気分解の条件は、電流：１７３ｍＡ、時間：１４２分、室温（２５℃）とする。電気分解された試料を取り出す。取り出された試料に対して、アルコール中で超音波洗浄を実施する。これにより、試料の表面の付着物（残渣）を除去する。電気分解後の溶液、及び、超音波洗浄に用いた溶液を、フィルターで吸引ろ過する。フィルターのメッシュサイズは０．２μｍとする。これにより、残渣を採取する。
付着物（残渣）を除去した試料の質量（定電流電気分解後の試料の質量）を測定する。そして定電流電気分解前後の試料の質量の測定値の差分値から、「定電流電気分解された試料の質量」を求める。
上記のフィルター上に採取された残渣を、シャーレに移して乾燥させる。乾燥した残渣の質量を測定する。その後、ＪＩＳ Ｇ １２５８（２０１４）に準拠して、ＩＣＰ発光分析装置（高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置）により残渣を分析して、「残渣中のＶの質量」を求める。
求めた「残渣中のＶの質量」を「定電流電気分解された試料の質量」で除して、百分率表示したものを、［析出物中Ｖ］（質量％）と定義する。
［拡散性水素量について］
本実施形態の鋼素形材ではさらに、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織が、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たすことを前提として、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。より具体的には、本実施形態の鋼素形材は、３％ＮａＣｌ－３ｇ／ＬＮＨ４ＳＣＮ水溶液中で、電流密度が０．１ｍＡ／ｃｍ２であり、通電時間が７２時間である陰極水素チャージ法で水素チャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。
本実施形態の鋼素形材ではさらに、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織が、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たすことを前提として、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。より具体的には、本実施形態の鋼素形材は、３％ＮａＣｌ－３ｇ／ＬＮＨ４ＳＣＮ水溶液中で、電流密度が０．１ｍＡ／ｃｍ２であり、通電時間が７２時間である陰極水素チャージ法で水素チャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。
本実施形態の鋼素形材において、拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織が、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たすことを前提として、高い疲労強度と高い引張強度とが得られる。
この理由は定かではないが、上述のとおり、Ｖ析出物の形状が起因していると考えられる。Ｖ析出物のうち、球状Ｖ析出物は母相に対して非整合界面を形成する。この場合、転位運動に対して、球状Ｖ析出物自体が障害となる。しかしながら、球状析出物と非整合界面で接する母相は、転位運動の障害になりにくい。一方、板状Ｖ析出物の周辺は整合界面又は半整合界面が形成されている。この場合、転位運動に対して、板状Ｖ析出物だけでなく、板状Ｖ析出物と整合界面又は半整合界面で接する板状Ｖ析出物周辺の母相の整合ひずみ場も障害となる。したがって、板状Ｖ析出物の転位運動に対する抵抗は、球状Ｖ析出物よりも強い。したがって、ＶＰが同じ値であった場合（つまり、Ｖ析出物の析出量が同じであっても）、板状Ｖ析出物の析出量が多い方が、疲労強度及び引張強度が高くなる。
ところで、整合界面及び半整合界面では水素がトラップされやすい。一方、非整合界面では、水素がトラップされにくい。つまり、板状Ｖ析出物は水素をトラップしやすく、球状Ｖ析出物は水素をトラップしにくい。したがって、式（１）を満たす量のＶ析出物が含まれる鋼素形材において、上述の拡散性水素量が多い場合、板状Ｖ析出物の割合が多いと考えられる。その結果、鋼素形材において、高い疲労強度とともに、高い引張強度が得られると考えられる。
上記メカニズムは推定である。しかしながら、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織が、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たす鋼素形材においてさらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であれば、高い疲労強度と高い引張強度とが得られることは、後述の実施例が証明している。
拡散性水素量の好ましい下限は０．１１ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．１２ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．１３ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．１４ｐｐｍである。拡散性水素量の好ましい上限は特に限定されないが、たとえば０．５０ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．４５ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．４０ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．３５ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．３０ｐｐｍである。
［拡散性水素量の測定方法］
拡散性水素量の測定方法は次のとおりである。鋼素形材の任意の位置から、直径７ｍｍ、長さ４０ｍｍの丸棒試験片を切り出す。切り出された丸棒試験片に対して、陰極水素チャージ法を用いて、水素を導入する。
拡散性水素量の測定方法は次のとおりである。鋼素形材の任意の位置から、直径７ｍｍ、長さ４０ｍｍの丸棒試験片を切り出す。切り出された丸棒試験片に対して、陰極水素チャージ法を用いて、水素を導入する。
具体的には、３％ＮａＣｌ－３ｇ／ＬＮＨ４ＳＣＮ水溶液中に丸棒試験片を浸漬する。その後、電流密度：０．１ｍＡ／ｃｍ２及び通電時間：７２時間の条件で、陰極水素チャージ法にて、丸棒試験片に水素を導入する。上記の通電を停止したタイミングを、丸棒試験片への水素の導入完了のタイミングとする。
丸棒試験片への水素の導入を完了した後、昇温離脱ガスクロマトグラフィを用いて、丸棒試験片中の水素量を測定する。丸棒試験片への水素の導入を完了してから昇温離脱ガスクロマトグラフィを用いた丸棒試験片中の水素量の測定を開始するまでの時間（以下、隙間時間という）に応じて、次の処理を行う。
隙間時間が３０分以内である場合、水素の導入が完了した丸棒試験片をそのまま用いて水素量の測定を開始する。一方、隙間時間が３０分を超える場合、丸棒試験片への水素の導入を完了した後、水素量の測定を開始するまで、丸棒試験片を液体窒素に浸漬させた状態で保管する。水素量の測定を開始するまでの間に、丸棒試験片に導入した水素が丸棒試験片の外部に放出されるのを抑制するためである。
隙間時間に応じて上述の処理が施された丸棒試験片に対して、昇温離脱ガスクロマトグラフィを用いて、丸棒試験片中の水素量を次の方法で測定する。具体的には、１００℃／時間の昇温速度で室温から４００℃まで丸棒試験片を加熱する。昇温により発生した水素量を５分間隔で測定する。得られた水素量に基づいて、図１に示す水素放出曲線が得られる。得られた水素放出曲線を用いて、室温～３５０℃までに放出された累積水素量を求める。得られた累積水素量を拡散性水素量（ｐｐｍ）とする。
以上のとおり、本実施形態の鋼素形材は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織は、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たし、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。そのため、本実施形態の鋼素形材は、高い疲労強度が得られるだけでなく、高い引張強度も得られる。
［製造方法］
以下、本実施形態の鋼素形材の製造方法を説明する。以降に説明する製造方法は、鋼素形材の製造方法の一例であって、これに限定されない。つまり、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織は、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たし、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となれば、鋼素形材の製造方法は以降に説明する製造方法に限定されない。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼素形材の好適な製造方法である。
以下、本実施形態の鋼素形材の製造方法を説明する。以降に説明する製造方法は、鋼素形材の製造方法の一例であって、これに限定されない。つまり、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織は、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たし、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となれば、鋼素形材の製造方法は以降に説明する製造方法に限定されない。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼素形材の好適な製造方法である。
本実施形態の鋼素形材の製造方法は、鋼素形材の素材となる鋼材を準備する工程（鋼材準備工程）と、鋼材から鋼素形材を製造する工程（鋼素形材製造工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
［鋼材準備工程］
鋼材準備工程では、鋼素形材の素材となる鋼材を準備する。鋼材の形状は特に限定されないが、たとえば棒鋼又は線材である。本実施形態の鋼素形材の素材となる鋼材の構成は次のとおりである。
鋼材準備工程では、鋼素形材の素材となる鋼材を準備する。鋼材の形状は特に限定されないが、たとえば棒鋼又は線材である。本実施形態の鋼素形材の素材となる鋼材の構成は次のとおりである。
［鋼素形材の素材となる鋼材の構成］
本実施形態の鋼素形材の素材となる鋼材の構成は以下のとおりである。鋼素形材の素材となる鋼材の化学組成は、鋼素形材の化学組成と同じである。つまり、鋼材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．２５％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．１０超～０．４０％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｃｒ：０～０．７０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｂｉ：０～０．１００％、Ｐｂ：０～０．０９０％、Ｍｏ：０～０．０５％、Ｔｉ：０～０．００５％、Ｚｒ：０～０．０１０％、Ｓｅ：０～０．１０％、Ｔｅ：０～０．１０％、希土類元素：０～０．０１０％、Ｓｂ：０～０．１０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｗ：０～０．０５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる。
本実施形態の鋼素形材の素材となる鋼材の構成は以下のとおりである。鋼素形材の素材となる鋼材の化学組成は、鋼素形材の化学組成と同じである。つまり、鋼材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．２５％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．１０超～０．４０％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｃｒ：０～０．７０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｂｉ：０～０．１００％、Ｐｂ：０～０．０９０％、Ｍｏ：０～０．０５％、Ｔｉ：０～０．００５％、Ｚｒ：０～０．０１０％、Ｓｅ：０～０．１０％、Ｔｅ：０～０．１０％、希土類元素：０～０．０１０％、Ｓｂ：０～０．１０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｗ：０～０．０５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる。
本実施形態の鋼素形材の素材である鋼材において、鋼材の化学組成中のＶを［Ｖ］（質量％）と定義する。鋼材の化学組成を１００％とした場合における、鋼材中のＶ析出物中のＶの総含有量を「析出物中Ｖ」（質量％）と定義する。この場合、鋼材における［析出物中Ｖ］／［Ｖ］は０．０５～０．３０未満である。
ＶＰ０＝鋼材における［析出物中Ｖ］／［Ｖ］と定義する。鋼素形材の素材となる鋼材では、Ｖ析出物はなるべく生成しておらず、固溶Ｖ量が多い方が好ましい。鋼材中に既に多量のＶ析出物が生成している場合、その鋼材を素材とした鋼素形材の製造工程中の後述の時効硬化処理において、微細なＶ析出物が生成せずに、既に鋼材中に存在するＶ析出物が粗大化する。この場合、鋼素形材において、板状Ｖ析出物が形成されにくく、球状Ｖ析出物の割合が過剰に多くなる。この場合、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が低くなる。そのため、鋼素形材において、十分な疲労強度及び引張強度が得られない。
鋼材のＶＰ０が０．３０以上であれば、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が低くなる。そのため、鋼素形材において、十分な疲労強度及び引張強度が得られない。したがって、鋼材のＶＰ０は０．３０未満とする。鋼材のＶＰ０の下限は特に限定されないが、たとえば、０．０５である。
なお、鋼材のＶＰ０は、鋼素形材でのＶＰの測定方法と同様の測定方法で求めることができる。
さらに、本実施形態の鋼素形材の素材である鋼材のミクロ組織は、上述の鋼素形材のミクロ組織と同じである。つまり、鋼材のミクロ組織は、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなる。
鋼材のミクロ組織中のポリゴナルフェライト面積率が９０％以上を超えれば、鋼材中においてＶ析出物が過剰に多く生成している。そのため、ＶＰ０が０．３０以上となる。この場合、この場合、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が低くなる。そのため、鋼素形材において、十分な疲労強度及び引張強度が得られない。
一方、鋼材のミクロ組織中のポリゴナルフェライト面積率が１０％未満であれば、鋼材の冷間加工性が低くなり過ぎる。この場合、後述の鋼素形材の製造工程中の冷間加工工程において、鋼材に割れが発生してしまう。したがって、鋼材のミクロ組織は、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなる。
なお、鋼材のミクロ組織におけるポリゴナルフェライト面積率及び硬質相面積率は、鋼素形材のミクロ組織におけるポリゴナルフェライト面積率及び硬質相面積率と同じ測定方法で測定できる。
本実施形態の窒化鋼部品の素材となる鋼材は、第三者から供給されたものであってもよいし、製造してもよい。鋼材を製造する場合、鋼材準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して鋼材を製造する工程（熱間加工工程）とを含む。以下、これらの工程について説明する。
［素材準備工程］
上記の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて素材を準備する。たとえば、上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉及び電気炉等を用いて製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。
上記の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて素材を準備する。たとえば、上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉及び電気炉等を用いて製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。
［熱間加工工程］
準備された素材に対して熱間加工を実施して、鋼材を製造する。熱間加工として、熱間圧延を実施する場合、たとえば、次の方法がある。熱間圧延では、素材を粗圧延してビレットにする粗圧延工程と、ビレットを仕上げ圧延して鋼材とする仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程ではたとえば、次の工程を実施する。素材（鋳片、インゴット）を加熱後、分塊圧延機を用いて分塊圧延する。必要に応じて、分塊圧延後に連続圧延機でさらに圧延して、ビレットを製造する。連続圧延機では、水平ロールスタンド、垂直ロールスタンドが交互に一列に配列されており、各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いて素材を圧延して、ビレットにする。なお、連続鋳造法により直接ビレットを製造してもよい。
準備された素材に対して熱間加工を実施して、鋼材を製造する。熱間加工として、熱間圧延を実施する場合、たとえば、次の方法がある。熱間圧延では、素材を粗圧延してビレットにする粗圧延工程と、ビレットを仕上げ圧延して鋼材とする仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程ではたとえば、次の工程を実施する。素材（鋳片、インゴット）を加熱後、分塊圧延機を用いて分塊圧延する。必要に応じて、分塊圧延後に連続圧延機でさらに圧延して、ビレットを製造する。連続圧延機では、水平ロールスタンド、垂直ロールスタンドが交互に一列に配列されており、各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いて素材を圧延して、ビレットにする。なお、連続鋳造法により直接ビレットを製造してもよい。
仕上げ圧延工程はたとえば、次の工程を実施する。粗圧延工程にて製造されたビレットを加熱炉に装入して加熱する。加熱されたビレットを用いて、仕上げ圧延機列で仕上げ圧延（熱間圧延）を実施して所定の径の棒線にする。仕上げ圧延機列は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロールを含む。各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いてビレットを圧延して、鋼材（棒線）を製造する。
なお、熱間加工工程は熱間圧延に限定されない。熱間加工工程では、上述の熱間圧延に代えて、熱間鍛造を実施してもよいし、熱間押出を実施してもよい。
［加熱温度について］
熱間加工工程において、最終の熱間加工を実施する直前の鋼材の加熱温度はたとえば、１０００～１３００℃である。たとえば、熱間加工工程が粗圧延工程と仕上げ圧延工程とを含む場合、仕上げ圧延工程の加熱炉における加熱温度が１０００～１３００℃である。仕上げ圧延工程の加熱炉における加熱温度が１０００～１３００℃であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、熱間加工工程前に生成したＶ析出物が十分に固溶する。
熱間加工工程において、最終の熱間加工を実施する直前の鋼材の加熱温度はたとえば、１０００～１３００℃である。たとえば、熱間加工工程が粗圧延工程と仕上げ圧延工程とを含む場合、仕上げ圧延工程の加熱炉における加熱温度が１０００～１３００℃である。仕上げ圧延工程の加熱炉における加熱温度が１０００～１３００℃であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、熱間加工工程前に生成したＶ析出物が十分に固溶する。
［仕上げ温度について］
熱間加工工程において、最後の圧下後の鋼材温度を仕上げ温度（℃）と定義する。熱間加工工程が粗圧延工程と仕上げ圧延工程とを含む場合、仕上げ温度は、仕上げ圧延工程での仕上げ圧延機列で最後に圧下をしたスタンドの出側での鋼材温度（鋼材の表面温度）を意味する。仕上げ温度はたとえば、８００～１２００℃である。仕上げ温度が８００～１２００℃であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、加熱炉で固溶したＶの再析出を十分に抑制できる。
熱間加工工程において、最後の圧下後の鋼材温度を仕上げ温度（℃）と定義する。熱間加工工程が粗圧延工程と仕上げ圧延工程とを含む場合、仕上げ温度は、仕上げ圧延工程での仕上げ圧延機列で最後に圧下をしたスタンドの出側での鋼材温度（鋼材の表面温度）を意味する。仕上げ温度はたとえば、８００～１２００℃である。仕上げ温度が８００～１２００℃であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、加熱炉で固溶したＶの再析出を十分に抑制できる。
［冷却速度について］
熱間加工工程において、熱間加工後の冷却速度はたとえば、０．４～４．０℃／ｓである。ここで、熱間加工後の冷却速度は、次のとおり定義される。熱間加工完了後において、鋼材温度が、仕上げ温度から２００℃に至るまでの平均の冷却速度を、熱間加工後の冷却速度（℃／ｓ）と定義する。熱間加工後の冷却速度が０．４～４．０℃／ｓであれば、他の製造条件を満たすことを前提として、鋼材中のポリゴナルフェライト面積率が２０～９０％となり、硬質相面積率が１０～８０％となり、さらに、鋼材中の［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５～０．３０未満となる。
熱間加工工程において、熱間加工後の冷却速度はたとえば、０．４～４．０℃／ｓである。ここで、熱間加工後の冷却速度は、次のとおり定義される。熱間加工完了後において、鋼材温度が、仕上げ温度から２００℃に至るまでの平均の冷却速度を、熱間加工後の冷却速度（℃／ｓ）と定義する。熱間加工後の冷却速度が０．４～４．０℃／ｓであれば、他の製造条件を満たすことを前提として、鋼材中のポリゴナルフェライト面積率が２０～９０％となり、硬質相面積率が１０～８０％となり、さらに、鋼材中の［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５～０．３０未満となる。
以上の製造方法により、鋼素形材の素材となる鋼材を製造する。なお、熱間加工工程後の鋼材に対して、ミクロ組織を調整する目的で焼準処理工程を実施してもよい。
［焼準処理工程］
焼準処理工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。実施する場合、焼準処理の熱処理温度は１０００～１３００℃であり、熱処理温度で保持後の冷却速度は０．４～４．０℃／ｓでよい。つまり、焼準処理の熱処理温度、及び、冷却速度は、熱間加工工程での加熱温度及び冷却速度と同じ範囲とする。
焼準処理工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。実施する場合、焼準処理の熱処理温度は１０００～１３００℃であり、熱処理温度で保持後の冷却速度は０．４～４．０℃／ｓでよい。つまり、焼準処理の熱処理温度、及び、冷却速度は、熱間加工工程での加熱温度及び冷却速度と同じ範囲とする。
［鋼素形材製造工程］
上記の鋼材を用いた鋼素形材の製造方法の一例を説明する。鋼素形材製造工程は、鋼材を冷間加工する工程（冷間加工工程）と、冷間加工後の鋼材に対して時効硬化処理を実施する工程（時効硬化処理工程）と、時効硬化処理後の鋼材に対して切削加工を実施する工程（切削加工工程）とを備える。ここで、切削加工工程は任意の工程である。つまり、切削加工工程は実施しなくてもよい。以下、各工程について説明する。
上記の鋼材を用いた鋼素形材の製造方法の一例を説明する。鋼素形材製造工程は、鋼材を冷間加工する工程（冷間加工工程）と、冷間加工後の鋼材に対して時効硬化処理を実施する工程（時効硬化処理工程）と、時効硬化処理後の鋼材に対して切削加工を実施する工程（切削加工工程）とを備える。ここで、切削加工工程は任意の工程である。つまり、切削加工工程は実施しなくてもよい。以下、各工程について説明する。
［冷間加工工程］
冷間加工工程は、第１方向冷間加工工程と、第２方向冷間加工工程とを含む。第１方向冷間加工工程では、鋼材に対して、第１方向から加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する。第２方向冷間加工工程では、鋼材に対して、第２方向から加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する。冷間加工工程ではさらに、第１方向冷間加工工程で鋼材に生じる加工歪量と、第２方向冷間加工工程で鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする。
冷間加工工程は、第１方向冷間加工工程と、第２方向冷間加工工程とを含む。第１方向冷間加工工程では、鋼材に対して、第１方向から加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する。第２方向冷間加工工程では、鋼材に対して、第２方向から加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する。冷間加工工程ではさらに、第１方向冷間加工工程で鋼材に生じる加工歪量と、第２方向冷間加工工程で鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする。
第１方向と第２方向とは、異なる方向であれば特に限定されない。たとえば、第１方向と第２方向とは交差していてもよい。また、後述する引抜加工及び据込加工のように、互いに直交していてもよい。
要するに、冷間加工工程において、鋼材は、異なる２方向（第１方向及び第２方向）から荷重を受ける。２方向から加えられた荷重により、鋼材の結晶粒内の転位の運動方向が一定の方向だけではなく、複数の方向となる。そのため、１方向からのみ冷間加工を実施した場合と比較して、鋼材内において、交差すべりが生じやすくなる。交差すべりが生じると、転位同士が衝突しやすくなる。そのため、衝突したまま動けなくなる転位（不動転位）が増加し、結晶粒内に取り残される転位が増加する。その結果、結晶粒内の転位密度が増加する。転位密度が増加すれば、歪が形成される。後述の時効硬化処理工程では、この歪を解消するため、歪が形成された部分に板状Ｖ析出物が析出しやすくなる。つまり、形成された歪は板状Ｖ析出物の核となる。板状Ｖ析出物が析出すれば、析出強化により、製造された鋼素形材の疲労強度及び引張強度が高まる。
つまり、鋼材中に形成される歪量と鋼材中の板状Ｖ析出物の析出量とは、正の相関性があると考えられる。冷間加工工程では、冷間加工を異なる２方向（第１方向及び第２方向）から実施することにより、鋼材中に歪を生じさせる。異なる２方向からの冷間加工により生じる加工歪の合計を、本明細書では、総加工歪と称する。総加工歪を鋼材内に蓄積することにより、後述の時効硬化処理工程で、拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、板状Ｖ析出物を十分に析出させることができる。
ここで、第１冷間加工工程により生じる歪の量（第１方向加工歪量）と、第２冷間加工工程により生じる歪の量（第２方向加工歪量）との合計を総加工歪量と定義する。より具体的には、本実施形態では、第１方向加工歪量を０．０５以上とし、第２方向加工歪量を０．０５以上とする。さらに、総加工歪量を０．２０以上とする。
総加工歪量が０．２０以上であれば、鋼材中において複数方向に運動する転位が増加し、その結果、結晶粒内の転位密度が増加する。そのため、後述する時効硬化処理工程において、式（１）を満たし、かつ、拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、板状Ｖ析出物を十分に析出させることができる。その結果、鋼素形材において、十分に高い疲労強度及び十分に高い引張強度が得られる。総加工歪量が０．２０未満であれば、上記効果が十分に得られない。したがって、総加工歪量は０．２０以上である。総加工歪量の好ましい下限は０．２３であり、さらに好ましくは０．２５であり、さらに好ましくは０．２８である。
総加工歪量の上限は特に限定されない。しかしながら、総加工歪量を過剰に大きくする場合、冷間加工工程中の鋼材の変形抵抗が過剰に高くなり、製造設備に過剰な負担が掛かる。したがって、総加工歪量の好ましい上限は１．５０であり、さらに好ましくは１．２０であり、さらに好ましくは０．８０である。
本実施形態の冷間加工工程ではさらに、上述のとおり、第１方向加工歪量と第２方向加工歪量との合計である総加工歪量を０．２０以上とするだけでなく、第１方向加工歪量を０．０５以上とし、かつ、第２方向加工歪量を０．０５以上とすることも求められる。第１方向加工歪量及び第２方向加工歪量の少なくとも一方が０．０５未満である場合、総加工歪量が０．２０以上であっても、式（１）を満たす場合があるものの、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が過剰に低くなる。第１方向加工歪量及び第２方向加工歪量の少なくとも一方が０．０５未満である場合、結晶粒内の転位の運動方向が偏る。この場合、交差すべりが発生しにくくなる。そのため、結晶粒内の転位密度が不足する。そのため、時効硬化処理工程において板状Ｖ析出物の生成が不十分となると考えられる。
第１方向加工歪及び第２方向加工歪の上限は特に限定されない。第１方向加工歪量の好ましい上限はたとえば０．４０であり、さらに好ましくは０．３０である。第１方向加工歪量の好ましい下限は０．０６であり、さらに好ましくは０．０８である。第２方向加工歪量の好ましい上限はたとえば０．８０であり、さらに好ましくは０．５０である。第２方向加工歪量の好ましい下限は０．０６であり、さらに好ましくは０．０８である。
［好ましい第１方向冷間加工工程及び第２方向冷間加工工程］
好ましくは、第１方向冷間加工工程を引抜加工とし、第２方向冷間加工工程を据込加工とする。
好ましくは、第１方向冷間加工工程を引抜加工とし、第２方向冷間加工工程を据込加工とする。
引抜加工（第１方向冷間加工工程）では、伸線加工を実施する。伸線加工は、一次伸線のみであってもよいし、二次伸線等、複数回の引抜加工を実施してもよい。引抜加工後（第１方向冷間加工工程後）、製造する鋼素形材に応じて、鋼材を適当な長さに切断してもよい。
据込加工（第２方向冷間加工工程）では、鋼材を長さ方向に圧縮する加工を実施する。据込加工は、１回実施してもよいし、複数回実施してもよい。
第１冷間加工工程として引抜加工を採用し、第２冷間加工工程として据込加工を採用した場合、鋼材は、引抜加工及び据込加工により、鋼材の長さ方向に対して垂直な方向及び鋼材の長さ方向の２方向から荷重を受ける。この場合、交差すべりがより生じやすく、鋼材中に不動転位がより増加しやすい。その結果、結晶粒内の転位密度が増加して、板状Ｖ析出物の核となる歪が鋼材中に多く形成されやすい。
引抜加工により鋼材に生じた加工歪量（第１方向加工歪量）を引抜歪量と定義する。据込加工により鋼材に生じた加工歪量（第２方向加工歪量）を据込歪量と定義する。引抜歪量及び据込歪量は、式（２）で定義される円筒近似による真歪量ε（‐）により算出される。
ε（‐）＝｜ｌｎ｛１＋（Ｌ－Ｌ０）／Ｌ０｝｜ （２）
ε（‐）＝｜ｌｎ｛１＋（Ｌ－Ｌ０）／Ｌ０｝｜ （２）
具体的には、引抜歪量を算出する場合、式（２）中のＬは、引抜加工工程後の鋼材の伸線方向（長手方向）の長さである。式（２）中のＬ０は、引抜加工工程前の鋼材の伸線方向（長手方向）の長さである。以上の定義に基づいて、式（２）を用いて、引抜歪量（真歪量ε）を求める。引抜加工を複数回実施する場合、各引抜加工での引抜歪量（真歪量ε）を求め、それらの合計値を、引抜加工工程での引抜歪量（真歪量ε）とする。
一方、据込歪量を算出する場合、式（２）中のＬは、据込加工工程後の鋼材の伸線方向（長手方向）の長さである。式（２）中のＬ０は、据込加工工程前の鋼材の伸線方向（長手方向）の長さを意味する。上の定義に基づいて、式（２）を用いて、据込歪量（真歪量ε）を求める。据込加工を複数回実施する場合、各据込加工での据込歪量（真歪量ε）を求め、それらの合計値を、据込加工工程での据込歪量（真歪量ε）とする。
求めた引抜歪量と据込歪量との合計値を、総加工歪量（‐）とする。
以上のとおり、本実施形態の製造方法の冷間加工工程では、第１方向冷間加工工程及び第２方向冷間加工工程を実施することにより、鋼材に対して異なる２方向の加工歪量を付与する。このとき、第１方向加工歪量を０．０５以上とし、第２方向加工歪量を０．０５以上とし、さらに、総加工歪量を０．２０以上とする。これにより、後述の時効硬化処理工程において、板状Ｖ析出物を多数生成する核を鋼材中に形成する。その結果、時効硬化処理工程において、式（１）を満たし、かつ、拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、板状Ｖ析出物を十分に析出させることができる。
［時効硬化処理工程］
冷間加工工程後の鋼材に対して、時効硬化処理工程を実施する。時効硬化処理工程での処理温度（℃）、及び、処理温度での保持時間（分）は次のとおりである。
冷間加工工程後の鋼材に対して、時効硬化処理工程を実施する。時効硬化処理工程での処理温度（℃）、及び、処理温度での保持時間（分）は次のとおりである。
処理温度：５００℃～Ａｃ１点
時効硬化処理工程の処理温度（以下、時効硬化処理温度ともいう）が５００℃～Ａｃ１点であれば、式（１）を満たし、かつ、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、Ｖ析出物を鋼材中に析出させることができる。その結果、鋼素形材において、高い疲労強度及び高い引張強度を得ることができる。
時効硬化処理工程の処理温度（以下、時効硬化処理温度ともいう）が５００℃～Ａｃ１点であれば、式（１）を満たし、かつ、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、Ｖ析出物を鋼材中に析出させることができる。その結果、鋼素形材において、高い疲労強度及び高い引張強度を得ることができる。
時効硬化処理温度が５００℃未満であれば、Ｖ析出物の析出量が不足する。この場合、鋼素形材が式（１）を満たさなくなる。一方、時効硬化処理温度がＡｃ１点を超えれば、板状Ｖ析出物から球状Ｖ析出物への変化が促進されると考えられる。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が過剰に低くなる。したがって、時効硬化処理温度は５００℃～Ａｃ１点である。時効硬化処理温度の好ましい下限は５２０℃であり、さらに好ましくは５４０℃であり、さらに好ましくは５６０℃である。時効硬化処理温度の好ましい上限は７００℃であり、さらに好ましくは６８０℃であり、さらに好ましくは６６０℃である。
保持時間：１５～１５０分
上記時効硬化処理温度での保持時間を１５～１５０分とする。保持時間が１５～１５０分であれば、式（１）を満たし、かつ、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、Ｖ析出物を鋼材中に析出させることができる。その結果、鋼素形材において、高い疲労強度及び高い引張強度を得ることができる。
上記時効硬化処理温度での保持時間を１５～１５０分とする。保持時間が１５～１５０分であれば、式（１）を満たし、かつ、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、Ｖ析出物を鋼材中に析出させることができる。その結果、鋼素形材において、高い疲労強度及び高い引張強度を得ることができる。
保持時間が１５分未満であれば、Ｖ析出物の析出量が不足する。この場合、鋼素形材が式（１）を満たさなくなる。一方、保持時間が１５０分を超えれば、板状Ｖ析出物から球状Ｖ析出物への変化が促進されると考えられる。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が過剰に低くなる。したがって、保持時間は１５～１５０分である。保持時間の好ましい下限は２０分であり、より好ましくは３０分である。保持時間の好ましい上限は１２０分であり、より好ましくは１００分である。
以上の製造工程により、本実施形態の鋼素形材を製造することができる。なお、上述の製造方法は、本実施形態の鋼素形材の製造方法の一例である。したがって、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織は、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たし、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となれば、鋼素形材の製造方法は以降に説明する製造方法に限定されない。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼素形材の好適な製造方法である。
［任意の工程について］
上述のとおり、時効硬化処理工程後の鋼材に対して、切削加工工程を実施してもよい。
上述のとおり、時効硬化処理工程後の鋼材に対して、切削加工工程を実施してもよい。
［切削加工工程］
切削加工工程は任意の工程である。実施する場合、切削加工工程では、時効硬化処理後の鋼材に対して切削加工を実施して、所望の形状の鋼素形材を製造する。
切削加工工程は任意の工程である。実施する場合、切削加工工程では、時効硬化処理後の鋼材に対して切削加工を実施して、所望の形状の鋼素形材を製造する。
以上のとおり、本実施形態の鋼素形材は、従来の製造工程（熱間鍛造工程－切削加工工程）に代えて、上記の製造工程（冷間加工工程－時効硬化処理工程－切削加工工程、又は、冷間加工工程－時効硬化処理工程）により製造できる。熱間鍛造工程を省略することができるため、歩留まりを向上でき、また、生産性を高めることができる。以下、実施例により、本実施形態の鋼素形材を具体的に説明する。
表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する各試験番号の溶鋼を真空溶解により製造した。溶鋼を用いて１５０ｋｇのインゴットを製造した。表１－１及び表１－２の「化学組成」欄における「－」は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。なお、表１－１及び表１－２に示されるいずれの試験番号の鋼においても、Ｏの含有量は０．００４０％以下であった。
製造されたインゴットを用いて、鋼素形材の素材となる鋼材を製造した。具体的には、インゴットに対して、熱間加工（熱間鍛造）を実施して、直径４２ｍｍ（φ４２）の丸棒材を製造した。熱間鍛造における加熱温度は１２００℃であり、仕上げ温度は１０００℃であった。試験番号７６～７９以外の試験番号では、熱間鍛造後の冷却速度は０．５℃／秒であった。試験番号７６では、熱間鍛造後の冷却速度が０．１℃／秒であった。試験番号７７及び７８では、熱間鍛造後の冷却速度が６．０℃／秒であった。試験番号７９では、熱間鍛造後の冷却速度が０．２℃／秒であった。以上の製造工程により、鋼素形材の素材となる丸棒材（鋼材）を製造した。
製造した丸棒材に対して、冷間加工工程を実施した。具体的には、各試験番号の丸棒材に対して、第１方向冷間加工工程として引抜加工を実施し、その後、第２方向冷間加工工程として据込加工を実施した。引抜加工及び据込加工における引抜歪量及び据込歪量と、総加工歪量とは表２－１及び表２－２に示すとおりであった。なお、冷間加工工程中の丸棒材に割れが確認された場合、直ちに製造を中止し、当該試験番号では冷間加工性が低いと判定した。
冷間加工工程後の丸棒材に対して、時効硬化処理工程を実施して、鋼素形材を製造した。時効硬化処理において、時効硬化処理温度（℃）及び保持時間（分）は表２－１及び表２－２に示すとおりであった。
以上の製造工程により、各試験番号の鋼素形材を製造した。
［評価試験］
各試験番号の鋼素形材の素材となる丸棒材（鋼材）、及び、鋼素形材に対して、次の評価試験を実施した。
各試験番号の鋼素形材の素材となる丸棒材（鋼材）、及び、鋼素形材に対して、次の評価試験を実施した。
［鋼素形材の素材となる丸棒材（鋼材）のミクロ組織観察試験］
各試験番号の丸棒材のミクロ組織を次の方法で観察した。各試験番号の丸棒材の中心軸を含む中心部から試験片を採取した。試験片の表面のうち、丸棒材の長手方向と垂直な表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した。３％ナイタール腐食液（エタノール＋３％硝酸溶液）を用いて、研磨後の観察面をエッチングした。エッチングされた観察面のうちの任意の５つの観察視野を４００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成した。観察視野のサイズは２００μｍ×２００μｍとした。各視野の写真画像において、上述の方法により、ポリゴナルフェライト及び硬質相（パーライト及び／又はベイナイト）を特定した。５視野で求めたポリゴナルフェライトの総面積と、５視野の総面積とに基づいて、ポリゴナルフェライト面積率（％）を求めた。同様に、５視野で求めたパーライト及びベイナイトの総面積と、５視野の総面積とに基づいて、硬質相（パーライト及びベイナイト）の総面積率（％）を求めた。得られたポリゴナルフェライト面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「丸棒材（鋼材）」欄の「ポリゴナルフェライト面積率（％）」欄に示す。また、得られた硬質相面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「丸棒材（鋼材）」欄の「硬質相面積率（％）」に示す。
各試験番号の丸棒材のミクロ組織を次の方法で観察した。各試験番号の丸棒材の中心軸を含む中心部から試験片を採取した。試験片の表面のうち、丸棒材の長手方向と垂直な表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した。３％ナイタール腐食液（エタノール＋３％硝酸溶液）を用いて、研磨後の観察面をエッチングした。エッチングされた観察面のうちの任意の５つの観察視野を４００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成した。観察視野のサイズは２００μｍ×２００μｍとした。各視野の写真画像において、上述の方法により、ポリゴナルフェライト及び硬質相（パーライト及び／又はベイナイト）を特定した。５視野で求めたポリゴナルフェライトの総面積と、５視野の総面積とに基づいて、ポリゴナルフェライト面積率（％）を求めた。同様に、５視野で求めたパーライト及びベイナイトの総面積と、５視野の総面積とに基づいて、硬質相（パーライト及びベイナイト）の総面積率（％）を求めた。得られたポリゴナルフェライト面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「丸棒材（鋼材）」欄の「ポリゴナルフェライト面積率（％）」欄に示す。また、得られた硬質相面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「丸棒材（鋼材）」欄の「硬質相面積率（％）」に示す。
［鋼素形材の素材となる丸棒材（鋼材）のＶＰ０測定試験］
各試験番号の丸棒材のＶＰ０（＝［析出物中Ｖ］／［Ｖ］）を次の抽出残渣分析法により求めた。
各試験番号の丸棒材のＶＰ０（＝［析出物中Ｖ］／［Ｖ］）を次の抽出残渣分析法により求めた。
具体的には、丸棒材から約１０００ｍｍ３（約７．８ｇ）の試料を切り出した。切り出した試料を用いて、上述のＶＰの測定方法と同じ方法（抽出残渣分析法）により、丸棒材中の［析出物中Ｖ］（質量％）を求めた。丸棒材の化学組成のＶ含有量（［Ｖ］）と、［析出物中Ｖ］とに基づいて、ＶＰ０を求めた。求めたＶＰ０を表２－１及び表２－２中の「丸鋼材（鋼材）」欄の「ＶＰ０」欄に示す。
［鋼素形材のミクロ組織観察試験］
各試験番号の鋼素形材のミクロ組織を次の方法で観察した。各試験番号の鋼素形材の中心軸を含む中心部から試験片を採取した。試験片の表面のうち、鋼素形材の長手方向と垂直な表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した。３％ナイタール腐食液（エタノール＋３％硝酸溶液）を用いて、研磨後の観察面をエッチングした。エッチングされた観察面を用いて、丸棒材（鋼材）のミクロ組織観察と同じ方法により、鋼素形材のポリゴナルフェライト面積率（％）と、硬質相の面積率（％）とを求めた。なお、５つの観察視野の位置はいずれも、鋼素形材の表面から少なくとも３ｍｍよりも深い位置であった。得られたポリゴナルフェライト面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「ポリゴナルフェライト面積率（％）」欄に示す。また、得られた硬質相面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「硬質相面積率（％）」に示す。
各試験番号の鋼素形材のミクロ組織を次の方法で観察した。各試験番号の鋼素形材の中心軸を含む中心部から試験片を採取した。試験片の表面のうち、鋼素形材の長手方向と垂直な表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した。３％ナイタール腐食液（エタノール＋３％硝酸溶液）を用いて、研磨後の観察面をエッチングした。エッチングされた観察面を用いて、丸棒材（鋼材）のミクロ組織観察と同じ方法により、鋼素形材のポリゴナルフェライト面積率（％）と、硬質相の面積率（％）とを求めた。なお、５つの観察視野の位置はいずれも、鋼素形材の表面から少なくとも３ｍｍよりも深い位置であった。得られたポリゴナルフェライト面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「ポリゴナルフェライト面積率（％）」欄に示す。また、得られた硬質相面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「硬質相面積率（％）」に示す。
［鋼素形材のＶＰ測定試験］
各試験番号の鋼素形材のＶＰ（＝［析出物中Ｖ］／［Ｖ］）を次の抽出残渣分析法により求めた。
各試験番号の鋼素形材のＶＰ（＝［析出物中Ｖ］／［Ｖ］）を次の抽出残渣分析法により求めた。
具体的には、鋼素形材から約１０００ｍｍ３（約７．８ｇ）の試料を切り出した。切り出した試料を用いて、上述のＶＰの測定方法（抽出残渣分析法）により、鋼素形材中の［析出物中Ｖ］（質量％）を求めた。鋼素形材の化学組成のＶ含有量（［Ｖ］）と、［析出物中Ｖ］とに基づいて、ＶＰを求めた。求めたＶＰを表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「ＶＰ」欄に示す。
［拡散性水素量の測定試験］
各試験番号の鋼素形材の拡散性水素量を次の方法により求めた。鋼素形材の中心軸を含む部分から、直径７ｍｍ、長さ４０ｍｍの丸棒試験片を切り出した。切り出された丸棒試験片に対して、陰極水素チャージ法を用いて、水素を導入した。具体的には、３％ＮａＣｌ－３ｇ／ＬＮＨ４ＳＣＮ水溶液中に丸棒試験片を浸漬した。その後、電流密度：０．１ｍＡ／ｃｍ２及び通電時間：７２時間の条件で、陰極水素チャージ法にて、丸棒試験片に水素を導入した。上記の通電を停止したタイミングを、丸棒試験片への水素の導入完了のタイミングとした。丸棒試験片への水素の導入を完了した後、速やかに（つまり、隙間時間が３０分以内の間に）、昇温離脱ガスクロマトグラフィを用いて、丸棒試験片中の水素量を次の方法で測定した。具体的には、１００℃／時間の昇温速度で室温から４００℃まで丸棒試験片を加熱した。昇温により発生した水素量を５分間隔で測定した。得られた水素量に基づいて、図１に示すような水素放出曲線を得た。得られた水素放出曲線を用いて、室温～３５０℃までに放出された累積水素量を求めた。得られた累積水素量を拡散性水素量（ｐｐｍ）とした。得られた拡散性水素量を表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「拡散性水素量（ｐｐｍ）」欄に示す。
各試験番号の鋼素形材の拡散性水素量を次の方法により求めた。鋼素形材の中心軸を含む部分から、直径７ｍｍ、長さ４０ｍｍの丸棒試験片を切り出した。切り出された丸棒試験片に対して、陰極水素チャージ法を用いて、水素を導入した。具体的には、３％ＮａＣｌ－３ｇ／ＬＮＨ４ＳＣＮ水溶液中に丸棒試験片を浸漬した。その後、電流密度：０．１ｍＡ／ｃｍ２及び通電時間：７２時間の条件で、陰極水素チャージ法にて、丸棒試験片に水素を導入した。上記の通電を停止したタイミングを、丸棒試験片への水素の導入完了のタイミングとした。丸棒試験片への水素の導入を完了した後、速やかに（つまり、隙間時間が３０分以内の間に）、昇温離脱ガスクロマトグラフィを用いて、丸棒試験片中の水素量を次の方法で測定した。具体的には、１００℃／時間の昇温速度で室温から４００℃まで丸棒試験片を加熱した。昇温により発生した水素量を５分間隔で測定した。得られた水素量に基づいて、図１に示すような水素放出曲線を得た。得られた水素放出曲線を用いて、室温～３５０℃までに放出された累積水素量を求めた。得られた累積水素量を拡散性水素量（ｐｐｍ）とした。得られた拡散性水素量を表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「拡散性水素量（ｐｐｍ）」欄に示す。
［疲労試験］
各試験番号の鋼素形材の疲労強度（曲げ疲労強度）を次の方法で測定した。鋼素形材から、ＪＩＳ Ｚ ２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験片を複数採取した。小野式回転曲げ疲労試験片の中心軸は、鋼素形材の中心軸と同軸であった。小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気中にて、ＪＩＳ Ｚ ２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。疲労試験では、回転数を３０００ｒｐｍとし、応力負荷繰返し回数が１０７サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。得られた疲労強度を、表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「疲労強度（ＭＰａ）」欄に示す。本実施例では、疲労強度が４８０ＭＰａ以上の場合、疲労強度が高いと判断した。一方、疲労強度が４８０ＭＰａ未満の場合、疲労強度が低いと判断した。
各試験番号の鋼素形材の疲労強度（曲げ疲労強度）を次の方法で測定した。鋼素形材から、ＪＩＳ Ｚ ２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験片を複数採取した。小野式回転曲げ疲労試験片の中心軸は、鋼素形材の中心軸と同軸であった。小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気中にて、ＪＩＳ Ｚ ２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。疲労試験では、回転数を３０００ｒｐｍとし、応力負荷繰返し回数が１０７サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。得られた疲労強度を、表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「疲労強度（ＭＰａ）」欄に示す。本実施例では、疲労強度が４８０ＭＰａ以上の場合、疲労強度が高いと判断した。一方、疲労強度が４８０ＭＰａ未満の場合、疲労強度が低いと判断した。
［引張試験］
各試験番号の鋼素形材の引張強度を次ぎの方法で測定した。鋼素形材の中心軸を含む位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の長手方向は鋼素形材の長手方向とほぼ一致した。試験片の平行部の直径は６ｍｍであり、標点距離は１０ｍｍであった。試験片を用いて、室温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、引張強度（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強度を、表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「引張強度（ＭＰａ）」欄に示す。本実施例では、引張強度が８４５ＭＰａ以上の場合、引張強度が高いと判断した。一方、引張強度が８４５ＭＰａ未満の場合、引張強度が低いと判断した。
各試験番号の鋼素形材の引張強度を次ぎの方法で測定した。鋼素形材の中心軸を含む位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の長手方向は鋼素形材の長手方向とほぼ一致した。試験片の平行部の直径は６ｍｍであり、標点距離は１０ｍｍであった。試験片を用いて、室温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、引張強度（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強度を、表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「引張強度（ＭＰａ）」欄に示す。本実施例では、引張強度が８４５ＭＰａ以上の場合、引張強度が高いと判断した。一方、引張強度が８４５ＭＰａ未満の場合、引張強度が低いと判断した。
［試験結果］
表２－１及び表２－２に試験結果を示す。表１－１、表１－２、表２－１及び表２－２を参照して、試験番号１～４８の鋼素形材は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であった。さらに、ミクロ組織は２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなり、ＶＰが式（１）を満たした。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であった。そのため、試験番号１～４８の鋼素形材の疲労強度は４８０ＭＰａ以上であり、高い疲労強度を示した。さらに、試験番号１～４８の鋼素形材の引張強度は８４５ＭＰａ以上であり、高い引張強度を示した。
表２－１及び表２－２に試験結果を示す。表１－１、表１－２、表２－１及び表２－２を参照して、試験番号１～４８の鋼素形材は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であった。さらに、ミクロ組織は２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなり、ＶＰが式（１）を満たした。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であった。そのため、試験番号１～４８の鋼素形材の疲労強度は４８０ＭＰａ以上であり、高い疲労強度を示した。さらに、試験番号１～４８の鋼素形材の引張強度は８４５ＭＰａ以上であり、高い引張強度を示した。
一方、試験番号４９では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。
試験番号５０では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、鋼素形材のポリゴナルフェライト面積率が高すぎた。さらに、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさず、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。その結果、疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号５１では、Ｓｉ含有量が低すぎた。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号５２では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、丸棒鍛伸材の冷間鍛造性が低く、鋼素形材を製造することができなかった。
試験番号５３及び５４では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。
試験番号５５では、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。
試験番号５６では、Ｖ含有量が低すぎた。そのため、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさず、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号５７及び５８では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。
試験番号５９では、Ｎ含有量が高すぎた。そのため、鋼素形材の素材である丸棒材において、ＶＰ０が０．３０以上であった。つまり、丸棒材内に疲労破壊の起点となる粗大なＶ析出物が過剰に生成した。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号６０では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。
試験番号６１では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。
試験番号６２、６３及び８０では、冷間加工工程における総加工歪量が低すぎた。そのため、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさなかった。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号６４、６５及び８１では、冷間加工工程において総加工歪量が０．２０以上であったものの、据込歪量が０．０５未満であった。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。その結果、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号６６、６７及び８２では、冷間加工工程において総加工歪量が０．２０以上であったものの、引抜歪量が０．０５未満であった。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。その結果、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号６８及び８３では、時効硬化処理温度が低すぎた。そのため、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさなかった。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号６９、７０及び８４では、時効硬化処理温度が高すぎた。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。その結果、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号７１及び８５では、時効硬化処理温度での保持時間が短すぎた。そのため、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさなかった。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号７２～７５及び８６では、時効硬化処理温度での保持時間が長すぎた。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号７６では、化学組成中の各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、鋼素形材の素材である丸棒材のポリゴナルフェライト面積率が高すぎた。さらに、ＶＰ０が０．３０以上であった。そのため、鋼素形材のポリゴナルフェライト面積率が高すぎた。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号７７及び７８では、化学組成中の各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、鋼素形材の素材である丸棒材のポリゴナルフェライト面積率が低すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。
試験番号７９では、化学組成中の各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、鋼素形材の素材である丸棒材のＶＰ０が０．３０以上であった。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
試験番号８７では、化学組成中の各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、時効硬化処理を実施しなかった。そのため、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさなかった。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。
以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (3)
- 鋼素形材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
前記鋼素形材の表面から少なくとも３ｍｍよりも深い位置でのミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、前記鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たし、
３％ＮａＣｌ－３ｇ／ＬＮＨ ４ ＳＣＮ水溶液を用いて、電流密度を０．１ｍＡ／ｃｍ ２ とし、通電時間を７２時間とする陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である、
鋼素形材。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１） - 請求項１に記載の鋼素形材であって、
前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｒ：０．０１～０．７０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｕ：０．０１～０．３０％、
Ｎｉ：０．０１～０．３０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｂｉ：０．００１～０．１００％、
Ｐｂ：０．００１～０．０９０％、
Ｍｏ：０．０１～０．０５％、
Ｔｉ：０．００１～０．００５％、
Ｚｒ：０．００２～０．０１０％、
Ｓｅ：０．０１～０．１０％、
Ｔｅ：０．０１～０．１０％、
希土類元素：０．００１～０．０１０％、
Ｓｂ：０．０１～０．１０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｗ：０．００１～０．０５０％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼素形材。 - 請求項１又は請求項２に記載の鋼素形材の製造方法であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、鋼中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５以上０．３０未満である鋼材を準備する鋼材準備工程と、
前記鋼材を冷間加工する冷間加工工程と、
冷間加工後の前記鋼材に対して、処理温度を５００℃～Ａｃ１点とし、前記処理温度での保持時間を１５～１５０分とする時効硬化処理を実施する時効硬化処理工程とを備え、
前記冷間加工工程では、
前記鋼材に対して、第１方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第１方向冷間加工工程と、
前記鋼材に対して、前記第１方向と異なる第２方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第２方向冷間加工工程とを含み、
前記第１方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量と前記第２方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする、
鋼素形材の製造方法。
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