JP2023035141A - ボルトの素材として用いられる鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた耐食性及び耐水素脆化特性を有する鋼材を提供する。【解決手段】本開示による鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．２０％未満、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．１０～０．６０％、Ｎｉ：０．１０～０．６０％、Ｃｒ：０～０．２０％、Ｍｏ：０．０１～０．６０％、Ｓｎ：０．０１０～０．５００％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物、からなり、式（１）で定義されるＹ１が１０．００～７０．００である。Ｙ１＝Ｘ１／Ｘ２ （１）Ｘ１＝（Ｃｕ＋４Ｓｎ）－Ｃｒ／２－Ｍｎ／１０Ｘ２＝Ｖ＋１０Ｎｂ＋（Ｔｉ－３．４Ｎ）ここで、Ｘ１及びＸ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。【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用いられる鋼材に関する。

ボルトは、産業機械、自動車、橋梁及び建築物等の締結手段として用いられる。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、直径が２０ｍｍを超える太径のボルトが多用されている。

上述の用途のうち、橋梁や建築物等は、海浜地域に建てられたり、寒冷地に建てられる場合がある。海浜地域は塩分の多い腐食環境である。また、寒冷地では、融雪塩や凍結防止剤が使用される場合がある。融雪塩や凍結防止剤は、ボルトを構成する鋼材を腐食する。つまり、寒冷地も腐食環境である場合が多い。したがって、これらの腐食環境で用いられるボルトでは、優れた耐食性が求められる。

さらに、上述の腐食環境では、水素脆化が起こりやすい。したがって、腐食環境で用いられるボルトでは、優れた耐食性だけでなく、優れた耐水素脆化特性も求められる。

耐食性の向上及び耐水素脆化特性の向上に関する技術が、特開２００８－２７４３６７号公報（特許文献１）及び特開２０２０－１８０３２５号公報（特許文献２）に提案されている。

特許文献１に開示された鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．６％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ及びＣｒ：合計で０．５～３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ：０．３％未満、Ｎｉ：１％未満、Ｏ：０．０１％以下、及び、Ｓｎ：０．０５～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、Ｃｕ／Ｓｎ比が１以下である組成を有する。この文献では、Ｓｎを含有することで耐水素脆化特性を高める。さらに、ＳｎによるＣｕの耐食性作用の低下を抑制するために、Ｃｕ／Ｓｎを１以下とする。これにより、耐食性を高めることができる、とこの文献には記載されている。

特許文献２に開示された鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｍｎ：０．５０％以上１．８０％以下、Ｐ：０．００２％以上０．０３０％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０２００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上０．０６５％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．４８％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｎ：０．００２０％以上０．０１００％以下、及び、Ｏ：０．００２５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物の成分組成を有する。この文献では、Ｃｕ、Ｎｂ及びＳｎを含有することにより、耐食性が高まる、と記載されている。

特開２００８－２７４３６７号公報 特開２０２０－１８０３２５号公報

特許文献１及び２に開示されるボルト用鋼材は、耐食性及び／又は耐水素脆化特性を高める。しかしながら、他の手段により、耐食性及び耐水素脆化特性を高めてもよい。

本開示の目的は、優れた耐食性及び優れた耐水素脆化特性を有す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。

質量％で、
Ｃ：０．１５～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～１．２０％未満、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．１０～０．６０％、
Ｎｉ：０．１０～０．６０％、
Ｃｒ：０～０．２０％、
Ｍｏ：０．０１～０．６０％、
Ｓｎ：０．０１０～０．５００％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ：０．００１０～０．００８０％、
Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｖ：０～０．０５０％、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
希土類元素：０～０．０２００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、
各元素含有量が上述の範囲を満たすことを前提として、式（１）で定義されるＹ１が１０．００～７０．００である、
鋼材。
Ｙ１＝Ｘ１／Ｘ２ （１）
Ｘ１＝（Ｃｕ＋４Ｓｎ）－Ｃｒ／２－Ｍｎ／１０
Ｘ２＝Ｖ＋１０Ｎｂ＋（Ｔｉ－３．４Ｎ）
ここで、Ｘ１及びＸ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

本開示による鋼材は、優れた耐食性及び優れた耐水素脆化特性を有する。

図１は、水素チャージ下でのＳＳＲＴ試験により得られた侵入水素量と破断荷重との関係を示すグラフの一例の模式図である。

本発明者らは、優れた耐食性及び優れた耐水素脆化特性を有する鋼材について、調査及び検討を行った。その結果、次の事項が判明した。

耐水素脆化特性を高めるためには、鋼材中のＣｒ含有量をなるべく低減することが有効である。さらに、Ｃｕ及びＳｎを含有することが有効である。一方、Ｃｒ含有量を低減した場合、鋼材の焼入れ性が低下する。上述のとおり、鋼材を素材として製造されるボルトでは、軸部の直径が２０ｍｍ超となる場合がある。このような太径のボルトでも、十分な強度が得られるように、鋼材の焼入れ性を確保する必要がある。そこで、Ｃｒの代替として、Ｍｏ及びＢを含有することが有効である。さらに、Ｃｕ、Ｎｉ及びＳｎは、耐食性の向上に有効である。

以上の化学組成の観点からの検討に基づいて、本発明者らは、優れた耐食性及び優れた耐水素脆化特性を有する鋼材の化学組成について検討を行った。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．２０％未満、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．１０～０．６０％、Ｎｉ：０．１０～０．６０％、Ｃｒ：０～０．２０％、Ｍｏ：０．０１～０．６０％、Ｓｎ：０．０１０～０．５００％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｖ：０～０．０５０％、Ｎｂ：０～０．０３０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、希土類元素：０～０．０２００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなる化学組成であれば、優れた耐食性及び優れた耐水素脆化特性が得られると考えた。

しかしながら、上述の化学組成を有する鋼材であれば、耐食性に優れるものの、依然として耐水素脆化特性が低い場合があることが判明した。そこで、本発明者らは、上述の化学組成の鋼材の耐水素脆化特性について、特に、水素侵入量の観点からさらに検討を行った。その結果、次の事項が判明した。

腐食環境下において、水素脆化は、鋼材に水素が侵入することにより発生する。同じ腐食環境下であっても、鋼材の化学組成により、水素侵入量は変化する。鋼材への水素侵入量が多ければ、鋼材の耐水素脆化特性が低くなる。上述の化学組成のうち、Ｃｒ及びＭｎは、腐食環境下で鋼材への水素の侵入を促進する。一方、Ｃｕ及びＳｎは、腐食環境下で鋼材への水素の侵入を抑制する。したがって、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｃｒ及びＭｎは、腐食環境下での鋼材の水素侵入の度合いに相互に関係する元素群である。

さらに、上述の化学組成のうち、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは、炭化物及び／又は炭窒化物（以下、炭化物等という）を形成し得る元素である。これらの元素が炭化物等を形成した場合、これらの元素の炭化物等が鋼材への水素侵入を促進する。したがって、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは、腐食環境下において、析出物として、鋼材の水素侵入の度合いに関係する元素群である。

以上の検討結果に基づいて、本発明者らは、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｃｒ及びＭｎからなる元素群と、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉからなる元素群とが、腐食環境下での鋼材への水素侵入の度合いに関係すると考えた。そこで、これらの元素群と、腐食環境下での水素侵入量との関係について、さらに調査を行った。その結果、本発明者らは、鋼材の化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であることを前提として、さらに、式（１）で定義されるＹ１が１０．００以上であれば、腐食環境下において鋼材への水素侵入を十分に抑制でき、その結果、優れた耐水素脆化特性が得られることを知見した。
Ｙ１＝Ｘ１／Ｘ２ （１）
Ｘ１＝（Ｃｕ＋４Ｓｎ）－Ｃｒ／２－Ｍｎ／１０
Ｘ２＝Ｖ＋１０Ｎｂ＋（Ｔｉ－３．４Ｎ）
ここで、Ｘ１及びＸ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材は、次の構成を有する。

［１］
質量％で、
Ｃ：０．１５～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～１．２０％未満、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．１０～０．６０％、
Ｎｉ：０．１０～０．６０％、
Ｃｒ：０～０．２０％、
Ｍｏ：０．０１～０．６０％、
Ｓｎ：０．０１０～０．５００％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ：０．００１０～０．００８０％、
Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｖ：０～０．０５０％、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
希土類元素：０～０．０２００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、
各元素含有量が上述の範囲を満たすことを前提として、式（１）で定義されるＹ１が１０．００～７０．００である、
鋼材。
Ｙ１＝Ｘ１／Ｘ２ （１）
Ｘ１＝（Ｃｕ＋４Ｓｎ）－Ｃｒ／２－Ｍｎ／１０
Ｘ２＝Ｖ＋１０Ｎｂ＋（Ｔｉ－３．４Ｎ）
ここで、Ｘ１及びＸ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

［２］
［１］に記載の鋼材であって、
Ｖ：０．００１～０．０５０％、
Ｎｂ：０．００１～０．０３０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、及び、
希土類元素：０．０００１～０．０２００％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼材。

［３］
［１］又は［２］に記載の鋼材であってさらに、
前記各元素含有量が前記範囲を満たすことを前提として、式（２）で定義されるＹ２が６０．００以上である、
鋼材。
Ｙ２＝（８．５×√Ｃ）×（１＋３．１Ｍｎ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．２Ｎｉ）×（１＋５．０Ｃｒ）×（１＋３．１Ｍｏ）×（１＋１．５×（０．９－Ｃ）） （２）
ここで、Ｙ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

［４］
［１］～［３］のいずれか１項に記載の鋼材であってさらに、
前記各元素含有量が前記範囲を満たすことを前提として、式（２）で定義されるＹ２が１２０．００以下であり、
ミクロ組織において、初析フェライトと、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相との総面積率が９０％以上であり、
前記鋼材の直径をＤとしたとき、Ｄ／４位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満である、
鋼材。
Ｙ２＝（８．５×√Ｃ）×（１＋３．１Ｍｎ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．２Ｎｉ）×（１＋５．０Ｃｒ）×（１＋３．１Ｍｏ）×（１＋１．５×（０．９－Ｃ）） （２）
ここで、Ｙ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

以下、本実施形態による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必須の特徴］
本実施形態の鋼材は、次の必須の特徴１及び２を備える。
（必須の特徴１）
化学組成中の各元素含有量が下記に示すとおりである。
（必須の特徴２）
化学組成中の各元素含有量が下記の範囲内であることを前提として、式（１）で定義されるＹ１が１０．００～７０．００である。
Ｙ１＝Ｘ１／Ｘ２ （１）
Ｘ１＝（Ｃｕ＋４Ｓｎ）－Ｃｒ／２－Ｍｎ／１０
Ｘ２＝Ｖ＋１０Ｎｂ＋（Ｔｉ－３．４Ｎ）
ここで、Ｘ１及びＸ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。
以下、各特徴について説明する。

［（必須の特徴１）化学組成］
本実施形態による鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．１５～０．３０％
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０．１５％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０．３０％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、Ｃ含有量は０．１５～０．３０％である。
Ｃ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｃ含有量の好ましい上限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

Ｓｉ：０．０１～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化により、鋼材を素材として製造される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０．５０％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、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％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０．３０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。冷間鍛造性をさらに高めるためのより有効なＳｉ含有量の好ましい上限は０．０５％未満である。

Ｍｎ：０．５０～１．２０％未満
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０．５０％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１．２０％以上であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～１．２０％未満である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．１０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．９０％である。

Ｐ：０．０２０％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０．０２０％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、ボルトの耐水素脆化特性が低下する。
したがって、Ｐ含有量は０．０２０％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０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。

Ｓ：０．０２０％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０．０２０％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、ボルトの耐水素脆化特性が低下する。
したがって、Ｓ含有量は０．０２０％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０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。

Ｃｕ：０．１０～０．６０％
銅（Ｃｕ）は、腐食環境下での鋼材の耐食性を高める。Ｃｕはさらに、鋼材への水素の侵入を抑制する。そのため、Ｃｕは、鋼材を素材としたボルトの耐食性及び耐水素脆化特性を高める。Ｃｕ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、Ｃｕ含有量が０．６０％を超えれば、鋼材が脆化する。そのため、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性や冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｃｕ含有量は、０．１０～０．６０％である。
Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５５％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％である。

Ｎｉ：０．１０～０．６０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼材の焼入れ性を高め、ボルトの強度を高める。Ｎｉはさらに、ボルトの耐食性を高める。Ｎｉはさらに、Ｃｕとともに含有されて、鋼材の熱間加工時の疵の発生を抑制する。その結果、Ｃｕを含有する本実施形態の鋼材において、Ｎｉは、鋼材の熱間加工性を高める。Ｎｉ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、Ｎｉ含有量が０．６０％を超えれば、鋼材の焼入れ性が過剰に高くなる。この場合、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、Ｎｉ含有量は０．１０～０．６０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５５％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％である。

好ましくは、Ｃｕ含有量のＮｉ含有量に対する比（つまり、Ｃｕ／Ｎｉ）を１．０よりも大きくする。この場合、鋼材の熱間加工性を十分に維持できる。Ｃｕ／Ｎｉの上限は特に限定されない。Ｃｕ／Ｎｉの好ましい上限は５．０であり、さらに好ましくは４．０であり、さらに好ましくは３．０である。

Ｃｒ：０～０．２０％
本実施形態の鋼材において、Ｃｒは不純物である。本実施形態において、Ｃｒ含有量は小数第二位までの数値で規定する。この有効数字でＣｒ含有量を規定する場合、Ｃｒ含有量が０％となる場合がある。
Ｃｒは、鋼材への水素の侵入を促進する。そのため、ボルトの耐水素脆化特性が低下する。Ｃｒ含有量が０．２０％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、ボルトの耐水素脆化特性が顕著に低下する。
したがって、Ｃｒ含有量は０～０．２０％である。
Ｃｒ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃｒ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、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０．０２％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０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０７％である。耐水素脆化特性をさらに高めるためのより有効なＣｒ含有量の好ましい上限は０．０５％未満である。

Ｍｏ：０．０１～０．６０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、ボルトの強度を高める。土木及び建築用途のボルトでは、直径が２０ｍｍを超える場合がある。このような太いボルトの強度を高めるために、その素材となる鋼材の焼入れ性を高める必要がある。Ｍｏは鋼材の焼入れ性を高めやすい。
Ｍｏはさらに、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂと同様に、微細な炭化物を形成して、ボルトの耐水素脆化特性を高める。Ｍｏはさらに、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂと比較して、腐食環境下での鋼材への水素の侵入を促進しない。そのため、Ｍｏはボルトの強度を高めるだけでなく、ボルトの耐水素脆化特性も高める。Ｍｏ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、Ｍｏ含有量が０．６０％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、鋼材が過剰に硬くなる。この場合、鋼材の冷間鍛造性が低下する。
したがって、Ｍｏ含有量は０．０１～０．６０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい上限は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％である。

Ｓｎ：０．０１０～０．５００％
スズ（Ｓｎ）は、Ｃｕと同様に、腐食環境下での鋼材への水素の侵入を抑制し、鋼材の耐水素脆化特性を高める。Ｓｎ含有量が０．０１０％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、Ｓｎ含有量が０．５００％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、Ｓｎが粒界に偏析する。この場合、鋼材の熱間加工性及び冷間鍛造性が低下する。さらに、ボルトの耐水素脆化特性が低下する。
したがって、Ｓｎ含有量は０．０１０～０．５００％である。
Ｓｎ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．１００％である。
Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．３００％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％である。

Ａｌ：０．００５～０．０６０％
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、鋼の脱酸が不十分となる。この場合、粗大な酸化物が生成する。そのため、ボルトの耐水素脆化特性が低下する。
一方、Ａｌ含有量が０．０６０％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、鋼材の加工性が低下する。
したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０６０％である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％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：０．００１０～０．００８０％
窒素（Ｎ）は、Ａｌ又はＴｉと結合して窒化物又は炭窒化物を形成する。これらの窒化物及び炭窒化物は、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、鋼材の冷間鍛造性を高める。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０．００８０％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り、鋼材の冷間鍛造性を低下させる。さらに、ボルトの耐水素脆化特性が低下する。
したがって、Ｎ含有量は０．００１０～０．００８０％である。
Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６５％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５５％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。

Ｂ：０．０００２～０．００５０％
ボロン（Ｂ）は、鋼材の焼入れ性を高め、ボルトの強度を高める。上述のとおり、本実施形態の鋼材では、腐食環境下での鋼材への水素の侵入を抑制するために、Ｃｒ含有量を抑制している。土木及び建築用途では、直径が２０ｍｍを超える太径のボルトが用いられる場合がある。Ｂは、Ｍｏとともに、Ｃｒの代替として、鋼材の焼入れ性を高めて、太径のボルトの強度を高める。Ｂ含有量が０．０００２％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｂ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Ｂ窒化物が生成する。粗大なＢ窒化物は破壊の起点になる。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０．０００２～０．００５０％である。
Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
Ｂ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。

Ｔｉ：０．００５～０．１００％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合してＴｉ窒化物を形成し、ＢがＮと結合するのを抑制する。これにより、Ｂが鋼材の焼入れ性を高めることができる。Ｔｉ含有量が０．００５％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｔｉ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、炭化物、炭窒化物等のＴｉ析出物が過剰に多く生成する。この場合、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。
したがって、Ｔｉ含有量は０．００５～０．１００％である。
Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。
Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％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）］
本実施形態の鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、次の元素群から選択された１元素以上を含有してもよい。
Ｖ：０～０．０５０％、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％
Ｍｇ：０～０．００５０％
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０２００％
これらの元素は任意元素である。以下、各元素について説明する。

［第１群：Ｖ及びＮｂ］
本実施形態の鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ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。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼材の強度を高める。

Ｖ：０～０．０５０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは、炭化物、炭窒化物等のＶ析出物を形成する。Ｖ析出物はボルトの強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｖ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、Ｖ析出物が多く生成する。この場合、鋼材への水素侵入量が多くなる。その結果、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。
したがって、Ｖ含有量は０～０．０５０％である。
Ｖ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。
Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。水素侵入量をさらに低減させるためのより有効なＶ含有量の好ましい上限は、０．００５％未満である。

Ｎｂ：０～０．０３０％
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、炭化物、炭窒化物等のＮｂ析出物を形成する。Ｎｂ析出物はボルトの強度を高める。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０．０３０％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、Ｎｂ析出物が多く生成する。この場合、鋼材への水素侵入量が多くなる。その結果、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。
したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０３０％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０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。水素侵入量をさらに低減させるためのより有効なＮｂ含有量の好ましい上限は、０．００５％未満である。

以上のとおり、本実施形態の鋼材は、上述の第１群の元素群から選択される１元素以上を含有してもよい。つまり、本実施形態の鋼材は、Ｖ：０．００１～０．０５０％、及び、Ｎｂ：０．００１～０．０３０％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。

［第２群：Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素］
本実施形態の鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）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。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼材中のＭｎＳを微細化して、鋼材の耐水素脆化特性を高める。

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。Ｃａが含有される場合、つまり、Ｃａが０％超である場合、ＣａはＭｎＳを微細化する。そのため、鋼材の耐水素脆化特性が高まる。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Ｃａ酸化物が生成する。この場合、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。
したがって、Ｃａ含有量は０～０．００５０％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：０～０．００５０％
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ＭｎＳを微細化する。そのため、鋼材の耐水素脆化特性が高まる。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、粗大なＭｇ酸化物が生成する。この場合、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。
したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００５０％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。

希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０２００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、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が含有される場合、つまり、ＲＥＭが０％超である場合、ＲＥＭはＭｎＳを微細化する。そのため、鋼材の耐水素脆化特性が高まる。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．０２００％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、粗大な酸化物が生成する。この場合、鋼材の耐水素脆化特性が低下する。
したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０２００％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。

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元素以上の元素である。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。

以上のとおり、本実施形態の鋼材は、上述の第２群の元素群から選択される１元素以上を含有してもよい。つまり、本実施形態の鋼材は、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、及び、希土類元素：０．０００１～０．０２００％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。

［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。たとえば、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。

［（必須の特徴２）侵入水素量抑制指数Ｙ１について］
本実施形態の鋼材はさらに、各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、式（１）で定義されるＹ１が１０．００～７０．００である。
Ｙ１＝Ｘ１／Ｘ２ （１）
Ｘ１＝（Ｃｕ＋４Ｓｎ）－Ｃｒ／２－Ｍｎ／１０
Ｘ２＝Ｖ＋１０Ｎｂ＋（Ｔｉ－３．４Ｎ）
ここで、Ｘ１及びＸ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

上述のとおり、鋼材中の元素のうち、Ｃｕ及びＳｎは、固溶状態で鋼材への水素の侵入を抑制する元素である。一方、Ｃｒ及びＭｎは、鋼材への水素の侵入を促進する元素である。したがって、Ｘ１は、固溶元素による鋼材の水素侵入の抑制度合いを示す指標である。

さらに、鋼材中の元素のうち、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは、炭化物等を形成し得る元素である。これらの元素が炭化物等を形成した場合、これらの元素の炭化物等が鋼材への水素侵入を促進する。したがって、Ｘ２は、Ｖ炭化物等、Ｎｂ炭化物等及びＴｉ炭化物等による鋼材への水素侵入の促進度合いを示す指標である。したがって、Ｘ１及びＸ２で構成されるＹ１は、鋼材への水素侵入量に関する指標である。

鋼材中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、Ｙ１が１０．０未満である場合、鋼材への水素侵入を十分に抑制できない。そのため、鋼材（ボルト）の耐水素脆化特性が低下する。

したがって、Ｙ１は１０．００以上である。
Ｙ１の好ましい下限は１５．００であり、さらに好ましくは２０．００であり、さらに好ましくは２５．００であり、さらに好ましくは３０．００である。

一方、Ｙ１が過剰に高くなれば、鋼材への水素侵入量は抑制できるものの、鋼材の熱間加工性が低下する。特に、Ｙ１が７０．００を超えれば、鋼材の熱間加工性が低下する。

したがって、Ｙ１は７０．００以下である。
Ｙ１の好ましい上限は６８．００であり、さらに好ましくは６６．００であり、さらに好ましくは６０．００であり、さらに好ましくは５５．００である。

以上のとおり、本実施形態の鋼材は、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（必須の特徴１）、かつ、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ことを前提として、Ｙ１が１０．００～７０．００である。そのため、本実施形態の鋼材は、耐食性に優れる。さらに、本実施形態の鋼材は水素侵入量を抑制できるため、耐水素脆化特性に優れる。さらに、本実施形態の鋼材は、熱間加工性に優れる。

［本実施形態の鋼材の好ましい特徴について］
本実施形態の鋼材は、上述の必須の特徴１及び２を備えるとともに、次の好ましい特徴１及び／又は好ましい特徴２を備えてもよい。
［好ましい特徴１］
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、Ｙ１が１０．００～７０．００であることを前提として、式（２）で定義されるＹ２が６０．００以上である。
Ｙ２＝（８．５×√Ｃ）×（１＋３．１Ｍｎ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．２Ｎｉ）×（１＋５．０Ｃｒ）×（１＋３．１Ｍｏ）×（１＋１．５×（０．９－Ｃ）） （２）
ここで、Ｙ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。
［好ましい特徴２］
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、Ｙ１が１０．００～７０．００であることを前提としてさらに、Ｙ２が１２０．００以下であり、ミクロ組織において、初析フェライトと、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相との総面積率が９０％以上であり、Ｄ／４位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満である。
以下、これらの好ましい特徴１及び２について説明する。

［好ましい特徴１について］
好ましくは、本実施形態の鋼材では、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、Ｙ１が１０．００～７０．００であることを前提として、式（２）で定義されるＹ２が６０．００以上である。
Ｙ２＝（８．５×√Ｃ）×（１＋３．１Ｍｎ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．２Ｎｉ）×（１＋５．０Ｃｒ）×（１＋３．１Ｍｏ）×（１＋１．５×（０．９－Ｃ）） （２）
ここで、Ｙ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

Ｙ２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、Ｙ１が１０．００～７０．００であることを前提として、高強度と耐水素脆化特性とを両立するための指標である。式（２）で定義されるＹ２が６０．００以上であれば、優れた耐水素脆化特性と、本実施形態の鋼材を素材としたボルトでの１１００ＭＰａ以上の引張強度との両立が可能となる。

Ｙ２のさらに好ましい下限は６３．００であり、さらに好ましくは６６．００であり、さらに好ましくは６９．００であり、さらに好ましくは７５．００である。

［好ましい特徴２について］
本実施形態の鋼材のミクロ組織は、特に限定されない。本実施形態の鋼材が、ボルトの素材として使用される場合、鋼材の硬さが高すぎれば、球状化焼鈍処理が実施される。球状化焼鈍された鋼材の冷間鍛造性は高まる。そのため、本実施形態の鋼材を素材として冷間鍛造を実施し、ボルトを製造することが可能である。したがって、本実施形態の鋼材のミクロ組織は特に限定されない。

好ましくは、本実施形態の鋼材では、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、Ｙ１が１０．００～７０．００であることを前提としてさらに、次の要件１及び要件２を満たす。
（要件１）
式（２）で定義されるＹ２が１２０．００以下である。
（要件２）
鋼材のミクロ組織では、初析フェライトと、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相との総面積率が９０％以上であり、かつ、鋼材の直径をＤとしたとき、鋼材の長手方向に垂直な断面での表面から径方向にＤ／４深さ位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満である。

この場合、本実施形態の鋼材の冷間鍛造性が高まる。上述のとおり、鋼材を素材としてボルトを製造する場合、鋼材を冷間鍛造する。鋼材の冷間鍛造性が高ければ、鋼材に対して球状化焼鈍処理を実施することなく、冷間鍛造を実施することができる。以下、各要件について説明する。

［好ましい特徴２の要件１について］
上述のとおり、Ｙ２は強度の指標である。Ｙ２はさらに、冷間鍛造性の指標にもなる。具体的には、Ｙ２が１２０．００以下であれば、要件２を満たすことを前提として、高い冷間鍛造性が得られる。

Ｙ２のさらに好ましい上限は１１０．００であり、さらに好ましくは１０５．００であり、さらに好ましくは１００．００であり、さらに好ましくは９５．００であり、さらに好ましくは９０．００である。

［好ましい特徴２の要件２について］
本実施形態の鋼材の化学組成の場合、ミクロ組織は初析フェライト、硬質相、及び、パーライトを含有する可能性がある。ここで、パーライトは、鋼材の硬さばらつきの原因となる。そのため、パーライトの面積率が高い場合、鋼材の冷間鍛造性が低下する。一方、フェライト及び硬質相では、パーライトと比較して、硬さのばらつきが生じにくい。

そこで、好ましくは、鋼材のミクロ組織において、初析フェライト及び硬質相の総面積率を９０％以上とする。この場合、ミクロ組織中のパーライトは１０％以下となる。そのため、パーライトに起因する硬さばらつきを低減でき、鋼材の冷間鍛造性を高めることができる。

ここで、鋼材のミクロ組織において、初析フェライト及び硬質相の総面積率が９０％以上であっても、硬質相中のマルテンサイトの面積率が高すぎれば、鋼材全体の硬さが過剰に高くなる。この場合、硬さばらつきは抑制されるものの、硬さ自体が高いため、結局、鋼材の冷間鍛造性が低くなる。

そこで、好ましくは、本実施形態の鋼材ではさらに、鋼材の直径をＤとしたとき、鋼材の長手方向に垂直な断面での表面から径方向にＤ／４深さ位置でのビッカース硬さＨＶを１９０～２６０未満とする。

後述の光学顕微鏡によるミクロ組織観察において、コントラストに応じて、初析フェライト、パーライト、硬質相を区別することが可能である。しかしながら、硬質相中のベイナイトとマルテンサイトとを、コントラストで区別することは極めて困難である。一方、初析フェライトの硬さ、ベイナイトの硬さ、及び、マルテンサイトの硬さはそれぞれ異なる。したがって、鋼材のビッカース硬さは、鋼材のミクロ組織中の初析フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率を反映している。

ミクロ組織中の初析フェライト及び硬質相の総面積率が９０％以上であり、さらに、Ｄ／４深さ位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満であれば、そのミクロ組織中の硬質相中のベイナイト面積率とマルテンサイト面積率とが適切な範囲であることを意味する。そのため、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、Ｙ１が１０．００～７０．００であり、Ｙ２が１２０．００以下であることを前提として、鋼材の冷間鍛造性がさらに高まる。

初析フェライト及び硬質相の総面積率の好ましい下限は９２％であり、さらに好ましくは９５％であり、さらに好ましくは９７％である。
Ｄ／４深さ位置でのビッカース硬さＨＶの好ましい下限は１９５であり、さらに好ましくは２００であり、さらに好ましくは２０５であり、さらに好ましくは２１０である。
Ｄ／４深さ位置でのビッカース硬さＨＶの好ましい上限は２４５であり、さらに好ましくは２４０であり、さらに好ましくは２３５である。

［初析フェライト及び硬質相の総面積率測定方法］
初析フェライト及び硬質相の総面積率は、次の方法で求めることができる。
鋼材の長手方向に垂直な断面において、鋼材の表面から径方向にＤ／４深さ位置を含む表面を観察面と定義する。観察面を含むサンプルを採取する。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、任意の観察視野（０．５ｍｍ×０．５ｍｍ）を、５００倍の光学顕微鏡で観察する。

観察視野において、初析フェライト、パーライト、硬質相の各々は、相ごとにコントラストが異なる。具体的には、初析フェライトは白く観察される。硬質相は初析フェライトよりも黒く観察される。パーライトではラメラ組織が観察される。したがって、初析フェライトと、硬質相と、パーライトとは、コントラストに基づいて容易に区別できる。

観察視野において、初析フェライト及び硬質相の総面積を求める。観察視野の面積と、初析フェライト及び硬質相の総面積とに基づいて、初析フェライト及び硬質相の総面積率（％）を求める。

［Ｄ／４深さ位置でのビッカース硬さＨＶの測定方法］
Ｄ／４深さ位置でのビッカース硬さＨＶは次の方法で測定できる。
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。

各測定点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。各測定位置で２点ビッカース硬さを測定し、２つのビッカース硬さの算術平均値を、その測定位置でのビッカース硬さＨＶと定義する。

本実施形態の鋼材が好ましい特徴２を備える場合、求めた１２箇所のビッカース硬さＨＶの全てが、１９０～２６０未満の範囲内に含まれる。

［本実施形態の鋼材の用途］
本実施形態の鋼材は、産業機械、自動車、橋梁及び建築物等の締結手段の１種であるボルトの素材として適用可能である。特に、直径が２０ｍｍを超える太径のボルトの素材として、好適である。なお、本実施形態の鋼材が上記用途以外の用途に用いられてもよい。

［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）素材を準備する工程（素材準備工程）
（工程２）素材を熱間加工して鋼材を製造する工程（熱間加工工程）
以下、各工程について説明する。

［（工程１）素材準備工程］
素材準備工程では、本実施形態の鋼材の素材を準備する。具体的には、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、かつ、Ｙ１が１０．００～７０．００である溶鋼を製造する。精錬方法は特に限定されず、周知の方法を用いればよい。たとえば、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、周知の二次精錬を実施する。二次精錬において、溶鋼中の合金元素の含有量を調整して、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｙ１が１０．００～７０．００である化学組成を有する溶鋼を製造する。

製造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。たとえば、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。また、溶鋼を用いて連続鋳造法によりブルーム又はビレットを製造してもよい。以上の方法により、素材（インゴット、ブルーム又はビレット）を製造する。

［（工程２）熱間加工工程］
熱間加工工程では、素材準備工程にて準備された素材（インゴット、ブルーム又はビレット）に対して、熱間加工を実施して、本実施形態の鋼材を製造する。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。以下の説明では、一例として鋼材が線材である場合について説明する。しかしながら、鋼材が棒鋼であっても、同様の熱間加工工程で製造可能である。

熱間加工工程は、次の工程を含む。各工程には、主要な製造条件も記載する。
（工程２１）分塊圧延工程
（工程２２）仕上げ圧延工程
好ましい加熱温度Ｔ１ ：９００～１０００℃
好ましい仕上げ温度ＦＴ ：８００～９００℃未満
（工程２３）冷却工程
好ましい平均冷却速度ＣＲ１：０．６～１．８℃／秒
以下、各工程について説明する。

［（工程２１）分塊圧延工程］
分塊圧延工程では、素材を熱間圧延してビレットを製造する。
具体的には、分塊圧延工程では、分塊圧延機により素材に対して熱間圧延（分塊圧延）を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が配置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。
以上のとおり、分塊圧延工程では、分塊圧延機を用いて、又は、分塊圧延機と連続圧延機とを用いて、素材をビレットに製造する。

分塊圧延工程での加熱温度は、周知の温度範囲でよい。加熱温度は例えば、１１００～１３００℃である。分塊圧延工程により製造されたビレットは、仕上げ圧延工程前に、常温まで放冷（空冷）される。

［（工程２２）仕上げ圧延工程］
仕上げ圧延工程では、初めに、常温まで冷却されたビレットを、加熱炉を用いて加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、鋼材である線材を製造する。

仕上げ圧延工程での好ましい条件は次のとおりである。
好ましい加熱温度Ｔ１ ：９００～１０００℃
好ましい仕上げ温度ＦＴ：８００～９００℃未満

［好ましい加熱温度Ｔ１について］
仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度Ｔ１は原則、周知の範囲でよい。

好ましくは、加熱温度Ｔ１を９００～１０００℃とする。加熱温度Ｔ１が９００℃以上であれば、他の好ましい条件（好ましい仕上げ圧延温度ＦＴ、好ましい平均冷却速度ＣＲ１）を満たすことを前提として、製造後の鋼材のミクロ組織において、初析フェライトと、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相との総面積率が９０％以上となり、Ｄ／４位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満となる。

一方、加熱温度Ｔ１が１０００℃以下であれば、仕上げ圧延中の鋼材において、オーステナイト粒の粗大化が抑制される。この場合、製造後の鋼材において、マルテンサイトの生成が抑制される。そのため、他の好ましい条件（好ましい仕上げ圧延温度ＦＴ、好ましい平均冷却速度ＣＲ１）を満たすことを前提として、製造後の鋼材のＤ／４位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満となる。

［好ましい仕上げ温度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。仕上げ温度ＦＴは原則、周知の範囲でよい。

好ましくは、仕上げ温度ＦＴを８００～９００℃未満とする。仕上げ温度ＦＴが８００℃以上であれば、他の好ましい条件（好ましい加熱温度Ｔ１、好ましい平均冷却速度ＣＲ１）を満たすことを前提として、製造後の鋼材のミクロ組織において、初析フェライトと、硬質相との総面積率が９０％以上となる。

仕上げ温度ＦＴが９００℃未満であれば、他の好ましい条件（好ましい仕上げ圧延温度ＦＴ、好ましい平均冷却速度ＣＲ１）を満たすことを前提として、仕上げ圧延中の鋼材において、オーステナイト粒の粗大化が抑制される。この場合、製造後の鋼材において、マルテンサイトの生成が抑制される。そのため、他の好ましい条件（好ましい仕上げ圧延温度ＦＴ、好ましい平均冷却速度ＣＲ１）を満たすことを前提として、製造後の鋼材のＤ／４位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満となる。

［（工程２３）冷却工程］
冷却工程では、仕上げ圧延工程後の鋼材を冷却する。冷却工程での好ましい製造条件は次のとおりである。
好ましい平均冷却速度ＣＲ１：０．６～１．８℃／秒
ここで、平均冷却速度ＣＲ１は、仕上げ温度ＦＴ～３００℃での冷却速度の平均値を意味する。

冷却工程での平均冷却速度ＣＲ１は周知の範囲でよい。

好ましくは、平均冷却速度ＣＲ１を０．６～１．８℃／秒とする。平均冷却速度ＣＲ１が０．６℃／秒以上であれば、冷却工程において、鋼材中にパーライトが生成するのを抑制できる。そのため、他の好ましい条件（好ましい仕上げ圧延温度ＦＴ、好ましい平均冷却速度ＣＲ１）を満たすことを前提として、初析フェライトと、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相との総面積率が９０％以上となり、さらに、製造後の鋼材のＤ／４位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満となる。

さらに、平均冷却速度ＣＲ１が１．８℃／秒以下であれば、冷却工程において、鋼材中にマルテンサイトが生成するのを抑制できる。この場合、他の好ましい条件（好ましい加熱温度Ｔ１、好ましい仕上げ圧延温度ＦＴ）を満たすことを前提として、初析フェライトと、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相との総面積率が９０％以上となり、製造後の鋼材のＤ／４位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満となる。

なお、上述の製造工程の熱間加工工程では、分塊圧延工程を実施せずに、仕上げ圧延工程を実施してもよい。つまり、分塊圧延工程は任意の工程である。たとえば、素材準備工程でビレットを準備した場合、分塊圧延工程を省略して、仕上げ圧延工程を実施してもよい。

［本実施形態の鋼材を素材としたボルトの製造方法］
本実施形態の鋼材を素材としたボルトの製造方法は、周知の製造方法である。ボルトの製造方法は例えば、次の工程を含む。
（工程３１）伸線加工工程
（工程３２）冷間鍛造工程
（工程３３）焼入れ及び焼戻し工程
以下、各工程について説明する。

［（工程３１）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。

［（工程３２）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。

［（工程３３）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］
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、焼戻しを実施する。焼戻し温度及び焼戻し温度での保持時間は特に限定されない。焼戻し温度は例えば、４００～５５０℃である。焼戻し温度での保持時間は、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したボルトを製造することができる。製造されたボルトは、耐食性に優れる。さらに、腐食環境下での水素侵入が抑制されるため、耐水素脆化特性に優れる。

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。

［素材準備工程］
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。溶鋼を用いて連続鋳造法により素材（鋳片）を製造した。

表１中の「－」は、対応する元素含有量が、実施形態に規定の有効数字（最小桁までの数値）において、０％であることを意味する。換言すれば、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。
例えば、本実施形態で規定されたＶ含有量は小数第三位までの数値で規定されている。したがって、表１中の試験番号１では、測定されたＶ含有量を小数第四位で四捨五入した場合に、０％であったことを意味する。
また、本実施形態で規定されたＣａ含有量は小数第四位までの数値で規定されている。したがって、表１中の試験番号１では、測定されたＣａ含有量を小数第五位で四捨五入した場合に、０％であったことを意味する。
また、本実施形態で規定されたＣｒ含有量は小数第二位までの数値で規定されている。したがって、試験番号１９では、測定されたＣｒ含有量を小数第三位で四捨五入した場合に、０％であったことを意味する。
なお、四捨五入とは、規定された最小桁の下の桁（端数）が５未満であれば切り捨て、５以上であれば切り上げることを意味する。

［熱間加工工程］
製造した素材に対して分塊圧延工程を実施して、ビレットを製造した。分塊圧延工程では、素材を１１００～１３００℃に加熱した後、分塊圧延機及び連続圧延機を用いて熱間圧延を実施した。分塊圧延工程により製造されたビレットを常温まで放冷した。

製造されたビレットに対して、仕上げ圧延工程を実施した。仕上げ圧延工程では、ビレットを表２に示す加熱温度Ｔ１（℃）で加熱した。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、直径２１．５ｍｍの鋼材（丸棒）を製造した。熱間圧延での仕上げ温度ＦＴ（℃）は表２に示すとおりであった。

［冷却工程］
熱間圧延後の鋼材（棒鋼）に対して冷却を実施した。このとき、鋼材温度が仕上げ温度ＦＴ～３００℃までの平均冷却速度ＣＲ１は表２に示すとおりであった。

以上の製造工程により、各試験番号の直径２１．５ｍｍの鋼材（丸棒）を製造した。

［評価試験について］
製造された各試験番号の鋼材に対して、次の鋼材評価試験（試験１～試験５）を実施した。
［鋼材評価試験］
（試験１）鋼材の化学組成測定試験
（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）熱間加工性評価試験
（試験５）冷間鍛造性評価試験

さらに、鋼材を素材として製造されるボルトを想定したボルト模擬材を用いて、次のボルト評価試験（試験６～試験９）を実施した。
［ボルト評価試験］
（試験６）引張強度測定試験
（試験７）耐食性評価試験
（試験８）侵入水素量測定試験
（試験９）耐水素脆化特性評価試験
以下、各試験について説明する。

［鋼材評価試験について］
上述の試験１～試験５を次の方法で実施した。

［（試験１）鋼材の化学組成測定試験］
各試験番号の鋼材に対して、上述の［鋼材の化学組成の測定方法］に基づいて化学組成を分析した。その結果、いずれの試験番号の化学組成も、表１に示すとおりであった。

［（試験２）ミクロ組織観察試験］
各試験番号の鋼材に対して、上述の［初析フェライト及び硬質相の総面積率測定方法］に記載の方法に基づいて、Ｄ／４深さ位置での初析フェライト及び硬質相の総面積率（％）を求めた。求めた総面積率を表２中の「初析Ｆ＋硬質相総面積率（％）」欄に示す。

［（試験３）ビッカース硬さ試験］
各試験番号の鋼材に対して、上述の［Ｄ／４深さ位置でのビッカース硬さＨＶの測定方法］に記載の方法に基づいて、Ｄ／４深さ位置の測定位置Ｐ１～Ｐ１２でのビッカース硬さＨＶを求めた。測定した１２箇所のビッカース硬さＨＶに基づいて、表２中の「Ｄ／４ビッカース硬さ（ＨＶ）」欄において、次のとおり表記する。
Ｅ：１２箇所のビッカース硬さＨＶの全てが１９０～２６０未満である。
Ｂ１：１２箇所のビッカース硬さＨＶのうち、少なくとも１つが２６０以上である。
Ｂ２：１２箇所のビッカース硬さＨＶのうち、少なくとも１つが１９０未満である。

［（試験４）熱間加工性評価試験］
各試験番号の鋼材の熱間加工性を次の試験で評価した。
初めに、鋼材の長手方向に垂直な断面における中心位置から、試験片を採取した。試験片は直径１０ｍｍ、長さ１２０ｍｍの丸棒試験片であった。試験片の長手方向は、鋼材の長手方向と平行であった。試験片の中心軸は、鋼材と同軸であった。

試験片を用いて、熱間引張試験機による熱間引張試験を実施した。熱間引張試験には、富士電波株式会社製グリーブル試験機を使用した。具体的には、試験片を１１００℃に加熱し、５分間保持した。その後、１℃／秒の冷却速度で試験片を９００℃まで冷却した。その後、１／秒のひずみ速度で引張試験を行い、破断させた。破断した試験片を室温まで冷却した後、試験片の断面積から絞り値を測定した。得られた絞り値に基づいて、熱間加工性を評価した。

評価結果を表２中の「熱間加工性」欄に示す。絞り値が７５％以上である場合、熱間加工性に優れると判断した（表２中ので「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表示）。一方、絞り値が７５％未満である場合、熱間加工性が低いと判断した（表２中で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表示）。

［（試験５）冷間鍛造性評価試験］
各試験番号の鋼材の冷間鍛造性を、限界圧縮試験により評価した。
初めに、各試験番号の鋼材から、複数の限界圧縮試験片を採取した。限界圧縮試験片の直径は１０ｍｍであり、長さは１５ｍｍであった。限界圧縮試験片の長手方向は、各試験番号の鋼材の長手方向と平行であった。限界圧縮試験片の長手方向の中央位置で、周方向に環状の切欠きを形成した。切欠き角度は３０°であり、切欠き深さは０．８ｍｍであり、切欠き底の曲率半径は０．１５ｍｍであった。

限界圧縮試験には、５００ｔｏｎ油圧プレス機を用いた。作製された限界圧縮試験片に対して、次の方法により限界圧縮試験を実施した。各限界圧縮試験片に対して、拘束ダイスを使用して１０ｍｍ／分の速度で冷間圧縮を行った。切り欠き近傍に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（％）を求めた。求めた圧縮率を、限界圧縮率（％）とした。

表２中の「冷間鍛造性」欄に評価結果を示す。限界圧縮率が３８％以上である場合、冷間鍛造性に優れると判断した（表２中で「Ｅ」で表示）。一方、限界圧縮率が３８％未満である場合、冷間鍛造性が低いと判断した（表２中で「Ｂ」で表示）。

［ボルト評価試験］
各試験番号の鋼材を素材として製造されるボルトを想定して、各試験番号の次のボルト模擬材を製造した。

［ボルト模擬材の製造］
各試験番号の鋼材（直径２１．５ｍｍの棒鋼）に対して、次の焼入れ処理及び焼戻し処理を実施した。
焼入れ処理は熱処理炉を用いて実施した。焼入れ温度を８８０℃とし、焼入れ温度での保持時間を６０分とした。保持時間経過後の鋼材を水冷して焼入れを行った。なお、熱処理炉内はＡｒガスを充填させた雰囲気とし、鋼材の脱炭を抑制した。

焼入れ処理後に焼戻し処理を実施した。焼戻し処理は熱処理炉を用いて実施した。焼戻しでは、ボルト模擬材の引張強度が１０００～１２００ＭＰａの範囲内となるように、表２に示す焼戻し温度（℃）で０．５～４．０時間保持した。保持時間経過後の鋼材を水冷した。
以上の製造工程により、ボルト模擬材を製造した。

ボルト評価試験のうち、試験６、試験８及び試験９では、各試験番号のボルト模擬材を用いて、試験を実施した。一方、試験７の耐食性評価試験では、棒鋼（丸棒）形状のボルト模擬材ではなく、棒鋼の代替材として鋼板を用いて、板状のボルト模擬材を製造し、板状のボルト模擬材を用いて後述の耐食性評価試験を実施した。

［（試験６）引張強度測定試験］
各試験番号の引張強度を次の方法で測定した。
初めに、ボルト模擬材の長手方向に垂直な断面における中心位置から試験片を採取した。試験片の長さは８０ｍｍであり、平行部の長さは４０ｍｍであり、直径は６．０ｍｍであった。試験片の中心軸はボルト模擬材と同軸であった。試験片は各試験番号ごとに２本準備した。

ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して、常温、大気中で引張試験を実施して、引張強度（ＭＰａ）を得た。２つの引張強度の算術平均値を、その試験番号の鋼材を素材としたボルト模擬材の引張強度（ＭＰａ）と定義した。

各試験番号の引張強度は、試験番号２６及び２７の鋼材を除き、全て１１００～１２００ＭＰａの範囲内であった。一方、試験番号２６、２７については、Ｙ２が小さかった。そのため、これらの試験番号の引張強度は、１０００～１１００ＭＰａ未満の範囲内であった。具体的には、試験番号２６の引張強度は１０４５ＭＰａであった。試験番号２７の引張強度は１０５９ＭＰａであった。

［（試験７）耐食性評価試験］
各試験番号のボルト模擬材の耐食性を、次の試験により評価した。
耐食性評価試験では、耐食性の評価のしやすさを考慮して、棒鋼（丸棒）を素材とせず、棒鋼を代替した各試験番号の鋼板を次の方法で製造した。具体的には、表１の化学組成を有する素材に対して仕上げ圧延工程及び冷却工程を実施して、板厚が２０ｍｍの鋼板を製造した。素材の加熱温度Ｔ１（℃）、仕上げ温度ＦＴ（℃）、及び、冷却工程での平均冷却速度ＣＲ１は表２に示すとおりであった。

製造された鋼板を用いて、各試験番号のボルト模擬材を製造した。具体的には、各試験番号の鋼板に対して、上述の［ボルト模擬材の製造］に記載の焼入れ処理を実施した。さらに、焼入れ後の鋼板に対して、表２に示す焼戻し温度で１．０時間保持する焼戻しを実施して、ボルト模擬材を製造した。以上の製造工程により、耐食性評価試験用のボルト模擬材（鋼板）を製造した。

製造されたボルト模擬材（鋼板）から、１００ｍｍ×６０ｍｍ×厚さ３ｍｍの板状試験片を採取した。採取した板状試験片の表面に対してショットブラストを実施して、板状試験片の表面において、ＪＩＳ Ｂ０６０１：２００１に準拠した十点平均粗さＲｚｊｉｓが７５μｍとなるように調整した。

ショットブラスト後の板状試験片の表面に塗装を行い、厚さ１２０μｍの下塗り（神東塗料株式会社製の商品名：ネオゴーセイ＃２３００ＰＳ）、厚さ３０μｍの中塗り（神東塗料株式会社製の商品名：シントーフロン＃１００）、厚さ２５μｍの上塗り（神東塗料株式会社製の商品名：シントーフロン＃１００）で構成される塗膜を形成した。

カッターを用いて素地（鋼板）に達する塗膜欠陥を形成した。塗膜欠陥の総長さを５００ｍｍとした。

塗膜欠陥を有する板状試験片を用いて、塩水浸漬が可能な乾湿繰り返し試験機により、米国規格ＳＡＥ Ｊ２３３４に準拠した腐食試験を実施した。具体的には、次の３つのステップ（合計２４時間）を１サイクルとする試験を実施した。
（ステップ１：湿潤工程）
板状試験片を５０℃、相対湿度１００％ＲＨの環境で、６時間保持する。
（ステップ２：塩水浸漬工程）
ステップ１後の板状試験片を、０．５％ＮａＣｌ、０．１％ＣａＣｌ_２及び０．０７５％ＮａＨＣＯ_３を含有する、ｐＨ８の水溶液中に１５分間浸漬する。
（ステップ３：乾燥工程）
ステップ２後の板状試験片を、６０℃、５０％ＲＨの環境で、１７．７５時間保持する。保持後の板状試験片を乾燥する。

上記ステップ１～ステップ３を１サイクルとして、８０サイクル実施した。

８０サイクル実施後の板状試験片の塗膜のうち、塗膜欠陥を起点とし、試験片表面から剥離している塗膜部分（以下、塗膜剥離部という）をカッターで除去した。塗膜剥離部を除去した後、板状試験片の塗膜を平面視した画像を生成した。画像処理により、板状試験片の表面のうち、塗膜が残存している領域と鋼板が露出している領域（塗膜剥離部）とを区別した。そして、塗膜剥離部の総面積（剥離面積）を求めた。

さらに、上述の試験により塗膜欠陥に生じた腐食生成物をハンマー及びスクレーパー等で力学的に除去した。さらに、１０質量％のクエン酸水素二アンモニウム水溶液と２質量％朝日化学株式会社製イビットとの混合溶液中に板状試験片を２４時間浸漬して酸洗浄し、表面に固着している腐食生成物を除去した。

物理的、化学的に腐食生成物を除去した後、塗膜剥離部を略均等に２０区画に分けた。各区画ごとでの最大腐食深さを、ポイントマイクロメーターで求めた。得られた最大腐食深さの算術平均値を、その試験番号の腐食深さ（ｍｍ）と定義した。

剥離面積と腐食深さとに基づいて、耐食性を評価した。評価結果を表２中の「耐食性」欄に示す。剥離面積が３０％以下で、かつ、腐食深さが０．２ｍｍ以下の場合、耐食性に優れると評価した（表２中で「Ｅ」で表示）。一方、剥離面積が３０％を超えた、又は、腐食深さが０．２ｍｍを超えた場合、耐食性が低いと評価した（表２中で「Ｂ」で表示）。

［（試験８）侵入水素量測定試験］
各試験番号の侵入水素量を次の方法で測定した。
初めに、ボルト模擬材の長手方向に垂直な断面における中心位置から試験片を採取した。試験片は直径７ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒試験片とした。試験片の中心軸は、ボルト模擬材と同軸とした。試験片は各試験番号ごとに２本準備した。

試験７と同じ条件で、米国規格ＳＡＥ Ｊ２３３４に準拠した腐食試験を実施し、腐食試験後の各試験片の侵入水素量を測定した。

具体的には、ステップ１～ステップ３を１サイクルとして、５６サイクル試験後の試験片について侵入水素量を測定した。腐食試験後の試験片に侵入した水素が離脱しないように、侵入水素量を測定する直前まで、腐食試験後の試験片を液体窒素中に浸漬した。侵入水素量の測定前に、サンドブラストを使って試験片の表面に付着した腐食生成物を完全に除去した。腐食生成物を除去した試験片に対して、昇温脱離分析装置を用いて侵入水素量を測定した。具体的には、昇温脱離分析装置により室温から２００℃までに脱離反応によって検出された拡散性水素量を測定し、侵入水素量とした。得られた２本の試験片の侵入水素量の算術平均値を、その試験番号の鋼材の侵入水素量Ｈｅ（ｐｐｍ）と定義した。求めた侵入水素量を表２中の「侵入水素量」欄に示す。

［（試験９）耐水素脆化特性評価試験］
各試験番号の鋼材の耐水素脆化特性を、次の試験により評価した。
初めに、ボルト模擬材の長手方向に垂直な断面における中心位置から試験片を採取した。試験片は直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの環状切欠き付き丸棒試験片とした。試験片の長手方向中央位置には、環状の切欠きを形成した。切欠きの深さは１．４ｍｍ、切欠き角度は６０°であり、切欠き底の曲率半径は０．１７５ｍｍであった。

準備した環状切り欠き付き丸棒試験片を用いて、ＳＳＲＴ（Ｓｌｏｗ Ｓｔｒａｉｎ Ｒａｔｅ Ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ）試験を実施した。具体的には、３％ＮａＣｌ溶液に３ｇ／ＬのＮＨ_４ＳＣＮを加えた水素チャージ溶液を準備した。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、試験片に付与する電流密度を調整し、試験片への水素侵入量を調整した。

各電流密度で水素チャージした環状切欠き付き丸棒試験片に、水素が脱離しないようめっき処理を施した。めっき処理後の環状切欠き付き丸棒試験片を、８時間以上室温で放置した。その後、０．００５ｍｍ／ｍｉｎの速度で引張試験を実施して、環状切欠き付き丸棒試験片を破断させた。破断後、環状切欠き付き丸棒試験片の侵入水素量（ｐｐｍ）を、昇温脱離分析装置を用いて測定した。

以上の試験により、図１に例示するような、侵入水素量（ｐｐｍ）と破断荷重（ｋＮ）とのグラフを作成した。作成したグラフに基づいて、侵入水素量が［（試験８）侵入水素量測定試験］で求めた侵入水素量（Ｈｅ）の２倍となる水素量（２Ｈｅ）での破断荷重（σ_２Ｈｅ）を求めた。

さらに、各試験番号の水素チャージしていない環状切欠き付き丸棒試験片に対して０．００５ｍｍ／ｍｉｎの速度で引張試験を実施して、環状切欠き付き丸棒試験片を破断させ、破断荷重（σ_０）を求めた。

水素チャージしたときの破断荷重σ_２Ｈｅを、水素チャージしていないときの破断荷重（σ_０）で除して、破断荷重比（σ_２Ｈｅ／σ_０）を求めた。

破断荷重比（σ_２Ｈｅ／σ_０）に基づいて、耐水素脆化特性を評価した。評価結果を表２中の「耐水素脆化特性」欄に示す。破断荷重比が０．８以上であれば、耐水素脆化特性に優れると判断した（表２中で「Ｅ」で表示）。破断荷重比が０．８未満であれば、耐水素脆化特性が低いと判断した（表２中で「Ｂ」で表示）。

［評価結果］
評価結果を表２に示す。
試験番号１～３２では、化学組成が適切であり、Ｙ１が式（１）を満たした。そのため、これらの試験番号では、優れた耐食性が得られた。さらに、侵入水素量が０．０５０ｐｐｍ以下と低かった。そのため、優れた耐水素脆化特性が得られた。また、これらの試験番号はいずれも、熱間加工性に優れた。

また、試験番号１～２５、２８～３２ではさらに、Ｙ２が６０．００以上であった。そのため、これらの試験番号ではさらに、耐水素脆化特性に優れるとともに、引張強度が１１００ＭＰａ以上となった。なお、試験番号２６では、Ｙ２が６０．００未満であるために、耐水素脆化特性に優れるものの、引張強度は１０００ＭＰａ以上１１００ＭＰａ未満の１０４５ＭＰａであった。

また、試験番号１～２６では、Ｙ２が１２０．００以下であり、かつ、仕上げ圧延工程での加熱温度Ｔ１、仕上げ温度ＦＴ、及び、冷却工程での平均冷却速度ＣＲ１がいずれも適切であった。そのため、これらの試験番号の鋼材のミクロ組織では、初析フェライトと硬質相との総面積率が９０％以上であり、Ｄ／４位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満であった。そのため、冷間鍛造性評価試験において優れた冷間鍛造性を示した。

なお、試験番号２７では、Ｙ２が６０．００未満であり、さらに、鋼材のミクロ組織において、初析フェライトと、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相との総面積率が９０％未満であった。そのため、耐食性、耐水素脆化特性及び熱間加工性に優れたものの、引張強度は１０００ＭＰａ以上１１００ＭＰａ未満の１０５９ＭＰａであった。また、冷間鍛造性については、試験番号１～２５よりも低かった。

試験番号２８では、Ｙ２が１２０．００を超えた。そのため、耐水素脆化特性及び熱間加工性に優れたものの、冷間鍛造性については、試験番号１～２６よりも低かった。

また、試験番号２９では、仕上げ圧延工程での加熱温度Ｔ１及び仕上げ温度ＦＴが低かった。そのため、Ｄ／４位置での１２箇所のビッカース硬さＨＶのうち、少なくとも１つが２６０以上であった。そのため、耐食性、耐水素脆化特性及び熱間加工性に優れたものの、冷間鍛造性については、試験番号１～２６よりも低かった。

試験番号３０では、仕上げ圧延工程での加熱温度Ｔ１及び仕上げ温度ＦＴが高かった。そのため、Ｄ／４位置での１２箇所のビッカース硬さＨＶのうち、少なくとも１つが２６０以上であった。そのため、耐食性、耐水素脆化特性及び熱間加工性に優れたものの、冷間鍛造性については、試験番号１～２６よりも低かった。

試験番号３１では、仕上げ圧延工程後の冷却工程での平均冷却速度ＣＲ１が速かった。そのため、Ｄ／４位置での１２箇所のビッカース硬さＨＶのうち、少なくとも１つが２６０以上であった。そのため、耐食性、耐水素脆化特性及び熱間加工性に優れたものの、冷間鍛造性については、試験番号１～２６よりも低かった。

試験番号３２では、仕上げ圧延工程後の冷却工程での平均冷却速度ＣＲ１が遅かった。そのため、鋼材のミクロ組織において、初析フェライトと、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相との総面積率が９０％未満であった。さらに、１２箇所のビッカース硬さＨＶのうち、少なくとも１つが１９０未満であった。そのため、耐食性、耐水素脆化特性及び熱間加工性に優れたものの、冷間鍛造性については、試験番号１～２６よりも低かった。

一方、試験番号３３では、Ｃｕ含有量が低かった。そのため、侵入水素量が０．０５０ｐｐｍを超え、耐食性及び耐水素脆化特性が低かった。

試験番号３４では、Ｃｕ含有量が高かった。そのため、熱間加工性及び冷間鍛造性が低かった。

試験番号３５では、Ｎｉ含有量が低かった。そのため、耐食性及び熱間加工性が低かった。

試験番号３６では、Ｃｒ含有量が高かった。そのため、侵入水素量が０．０５０ｐｐｍを超え、耐水素脆化特性が低かった。

試験番号３７では、Ｓｎ含有量が低かった。そのため、侵入水素量が０．０５０ｐｐｍを超え、耐水素脆化特性が低かった。

試験番号３８では、Ｓｎ含有量が高かった。そのため、熱間加工性、冷間鍛造性、及び、耐水素脆化特性が低かった。

試験番号３９では、Ｖ含有量が高かった。そのため、侵入水素量が０．０５０ｐｐｍを超えた。そのため、耐水素脆化特性が低かった。

試験番号４０では、Ｎｂ含有量が高かった。そのため、侵入水素量が０．０５０ｐｐｍを超えた。そのため、耐水素脆化特性が低かった。

試験番号４１～４３では、Ｙ１が低かった。そのため、侵入水素量が０．０５０ｐｐｍを超えた。その結果、耐水素脆化特性が低かった。

試験番号４４～４６では、Ｙ１が高かった。そのため、熱間加工性が低かった。

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 (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１５～０．３０％、
   Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
   Ｍｎ：０．５０～１．２０％未満、
   Ｐ：０．０２０％以下、
   Ｓ：０．０２０％以下、
   Ｃｕ：０．１０～０．６０％、
   Ｎｉ：０．１０～０．６０％、
   Ｃｒ：０～０．２０％、
   Ｍｏ：０．０１～０．６０％、
   Ｓｎ：０．０１０～０．５００％、
   Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
   Ｎ：０．００１０～０．００８０％、
   Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
   Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
   Ｖ：０～０．０５０％、
   Ｎｂ：０～０．０３０％、
   Ｃａ：０～０．００５０％、
   Ｍｇ：０～０．００５０％、
   希土類元素：０～０．０２００％、及び、
   残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、
   各元素含有量が上述の範囲を満たすことを前提として、式（１）で定義されるＹ１が１０．００～７０．００である、
   鋼材。
   Ｙ１＝Ｘ１／Ｘ２ （１）
   Ｘ１＝（Ｃｕ＋４Ｓｎ）－Ｃｒ／２－Ｍｎ／１０
   Ｘ２＝Ｖ＋１０Ｎｂ＋（Ｔｉ－３．４Ｎ）
   ここで、Ｘ１及びＸ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。
2. 請求項１に記載の鋼材であって、
   Ｖ：０．００１～０．０５０％、
   Ｎｂ：０．００１～０．０３０％、
   Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
   Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、及び、
   希土類元素：０．０００１～０．０２００％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
   鋼材。
3. 請求項１又は請求項２に記載の鋼材であってさらに、
   前記各元素含有量が前記範囲を満たすことを前提として、式（２）で定義されるＹ２が６０．００以上である、
   鋼材。
   Ｙ２＝（８．５×√Ｃ）×（１＋３．１Ｍｎ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．２Ｎｉ）×（１＋５．０Ｃｒ）×（１＋３．１Ｍｏ）×（１＋１．５×（０．９－Ｃ）） （２）
   ここで、Ｙ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。
4. 請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼材であってさらに、
   前記各元素含有量が前記範囲を満たすことを前提として、式（２）で定義されるＹ２が１２０．００以下であり、
   ミクロ組織において、初析フェライトと、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる硬質相との総面積率が９０％以上であり、
   前記鋼材の直径をＤとしたとき、Ｄ／４位置でのビッカース硬さＨＶが１９０～２６０未満である、
   鋼材。
   Ｙ２＝（８．５×√Ｃ）×（１＋３．１Ｍｎ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．２Ｎｉ）×（１＋５．０Ｃｒ）×（１＋３．１Ｍｏ）×（１＋１．５×（０．９－Ｃ）） （２）
   ここで、Ｙ２中の各元素記号には、対応する元素の質量％での含有量が代入される。

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