JP7141944B2 - 非調質鍛造部品および非調質鍛造用鋼 - Google Patents

Description

本発明は、非調質鍛造部品および非調質鍛造用鋼に関する。特に、高強度でありながら、優れた製造性、特には優れた連続鋳造性を示す非調質鍛造部品および非調質鍛造用鋼に関する。

コンロッド等の自動車用部品として用いられる鍛造部品には、自動車の軽量化等に伴い、更なる高強度化が求められている。具体的には０．２％耐力で８５０ＭＰａ以上、硬さに換算すると３５０ＨＶ以上であることが求められている。また、低コスト化や製造効率などの観点から、鍛造後に熱処理を行わない非調質鍛造部品で上記強度を達成することが求められている。

強度を高めた非調質鍛造部品として、例えば特許文献１には、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖなどの元素を、２Ｍｎ＋５Ｍｏ＋Ｃｒ≦３．１、Ｃ＋Ｓｉ／５＋Ｍｎ／１０＋１０Ｐ＋５Ｖ≧１．８、およびＣｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｖが０．９０～１．１０の範囲を満たすよう調整して含有させることで、硬さを３３０ＨＶ以上とした熱間鍛造非調質鋼部品が示されている。

特開２０１１－１９５８６２号公報

特許文献１は、上述の通りパラメータ式の制御を行うことで３３０ＨＶ以上の達成を目標としている。しかしながら、一般的にＣ、Ｍｎ等の元素を添加した場合、硬さを向上できるが、製造時に割れが生じやすくなる。また上記特許文献１では、一定量のＶを含有させ、このＶの炭窒化物を製造時に微細に析出させることで高強度化を図っている。この様なＶ強化型非調質鋼は、高強度化を確保できる反面、合金添加量の増加による製造性の低下、特には連続鋳造時の鋳片の内部割れや表面割れが発生しやすくなる。また合金添加量が増えることで、熱間鍛造後の冷却で過冷組織が発生し、強度が却って落ちることもある。以下では、連続鋳造時に、特に表面割れを生じさせることなく鋳造できることを、「連続鋳造性に優れた」または単に「製造性に優れた」ということがある。

上述の通り特許文献１では、製造時の割れ防止に関する知見は一切記述されておらず、高強度と製造時の割れ防止を両立した例はない。本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、高強度と、優れた製造性、特には連続鋳造時の表面割れ防止とを両立できる非調質鍛造部品と、該非調質鍛造部品の製造に有用な非調質鍛造用鋼を提供することにある。

本発明の態様１は、
Ｃ ：０．４０～０．６０質量％、
Ｓｉ：０質量％超、１．０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１～０．７０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｃｒ：０．０１～１質量％、
Ａｌ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｖ ：０．３０～０．３８質量％、および
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）～（４）を全て満たし、更に、
全組織に対するベイナイトの分率が５面積％以下であり、かつ全組織に対するフェライトの分率が２５面積％以下であり、残部がパーライトであることを特徴とする非調質鍛造部品である。
１．１０≦［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．３×［Ｃｒ］＋０．９×［Ｖ］≦１．２８
・・・（１）
［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦１．２ ・・・（２）
［Ｃ］×（［Ｖ］－［Ｎ］×５０．９４／１４．０）≧０．１３０ ・・・（３）
［Ｖ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］×１４．０／４７．９）×１００００≦３５．０ ・・・（４）
但し、上記式（１）～（４）において、［元素名］は各元素の質量％で表される含有量を意味する。

本発明の態様２は、更に、Ｔｉを０．００１～０．０３０質量％含む態様１に記載の非調質鍛造部品である。

本発明の態様３は、
Ｃ ：０．４０～０．６０質量％、
Ｓｉ：０質量％超、１．０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１～０．７０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｃｒ：０．０１～１質量％、
Ａｌ：０質量％超、０．１質量％以下
Ｖ ：０．３０～０．３８質量％、および
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式（１）～（４）を全て満たすことを特徴とする非調質鍛造用鋼である。
１．１０≦［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．３×［Ｃｒ］＋０．９×［Ｖ］≦１．２８
・・・（１）
［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦１．２ ・・・（２）
［Ｃ］×（［Ｖ］－［Ｎ］×５０．９４／１４．０）≧０．１３０ ・・・（３）
［Ｖ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］×１４．０／４７．９）×１００００≦３５．０ ・・・（４）
但し、上記式（１）～（４）において、［元素名］は各元素の質量％で表される含有量を意味する。

本発明の態様４は、更に、Ｔｉを０．００１～０．０３０質量％含む態様３に記載の非調質鍛造用鋼である。

本発明によれば、高強度と、優れた製造性、特には連続鋳造時の表面割れ防止とを両立できる非調質鍛造部品、および該非調質鍛造部品の製造に有用な非調質鍛造用鋼を提供することができる。

図１は、実施例で使用する鍛造鋼材において、組織及びビッカース硬さの評価用試験片の採取位置を説明する概略説明図であり、（ａ）は試験片の概略上面図、（ｂ）は試験片の概略断面図を示す。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。特には、３５０ＨＶ以上の高強度と、連続鋳造時の表面割れ防止を両立できる非調質鍛造部品と、該非調質鍛造部品の製造に有用な非調質鍛造用鋼を実現すべく、鋭意研究を行った。以下、非調質鍛造部品を単に「鍛造部品」ということがある。

鍛造部品の高強度化を実現するには、該部品の組織において、（ｉ）ベイナイトの抑制、（ｉｉ）パーライトのラメラ間隔の微細化、及び（ｉｉｉ）バナジウム炭化物（ＶＣ）による析出強化が有効である。上記（ｉｉ）のラメラ間隔の微細化にはＭｎ、Ｃｒを含有させることが有効であるが、Ｍｎ、Ｃｒが多く含まれるとベイナイトが発生し易く、上記（ｉ）の実現が難しい。また、上記（ｉｉｉ）のＶＣによる析出強化のために含有させるＶも、その含有量を増やすとベイナイトが発生し易くなり、上記（ｉ）の実現が難しくなる。

そこで、３５０ＨＶ以上の高強度を実現するための条件について鋭意検討を進めた結果、以下の式（１）～（３）の全てを満たせばよいことを見出した。特にＭｎとＣｒの含有量の比について着目し、下記式（２）の通りＭｎとＣｒの質量比である［Ｍｎ］／［Ｃｒ］を１．２以下とし、かつ下記式（１）および式（３）を満たすことで、ベイナイトの生成を抑制しつつパーライトのラメラ間隔を微細にできること；更に、ＶＣが微細なラメラに析出することで析出強化され、高強度を実現できること；を見出した。
１．１０≦［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．３×［Ｃｒ］＋０．９×［Ｖ］≦１．２８
・・・（１）
［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦１．２ ・・・（２）
［Ｃ］×（［Ｖ］－［Ｎ］×５０．９４／１４．０）≧０．１３０ ・・・（３）
但し、上記式（１）～（３）において、［元素名］は各元素の質量％で表される含有量を意味する。

また上記高強度と共に、優れた製造性、特に連続鋳造時の表面割れを防止するには、上記式（１）～（３）と共に下記式（４）を満たす必要があることを見出した。
［Ｖ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］×１４．０／４７．９）×１００００≦３５．０ ・・・（４）
但し、上記式（４）において、［元素名］は各元素の質量％で表される含有量を意味する。

以下、上記式（１）～（４）の詳細について説明する。

上記式（１）における［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．３×［Ｃｒ］＋０．９×［Ｖ］（以下、「式（１）の値」という）は、焼入れ性、具体的にベイナイトの発生し易さを表す式である。式（１）の値が高すぎると、ベイナイトのような過冷組織が生成しやすく、強度が低下する。よって本発明では、式（１）の値を１．２８以下とする。式（１）の値は、好ましくは１．２７以下、より好ましくは１．２６以下、さらに好ましくは１．２４以下である。一方、上記式（１）の値が低すぎると、固溶強化、析出強化による高強度化効果が不足する。よって、上記式（１）の値は、１．１０以上であり、好ましくは１．１５以上、より好ましくは１．１８以上、さらに好ましくは１．２０以上である。

上記式（２）における［Ｍｎ］／［Ｃｒ］（以下、「式（２）の値」という）は、パーライトのラメラ間隔を微細にするための指標であり、上記式（１）と共に上記式（２）を満たすことによって、ベイナイト生成が十分に抑えられてラメラ間隔を微細にでき、高強度の確保に寄与する。上記式（２）の値は、１．２以下であり、好ましくは１．１以下、より好ましくは１．０以下である。上記式（２）の値は小さければ小さいほど好ましい。上記式（２）の下限値は、高強度確保の観点からは特に限定されず、ＭｎとＣｒの各含有量の範囲から０．０１程度となる。

上記式（３）における［Ｃ］×（［Ｖ］－［Ｎ］×５０．９４／１４．０）（以下、「式（３）の値」という）は、バナジウム炭化物（ＶＣ）による析出強化度合いを表す指標である。具体的には、鋼中に存在するＶのうち、析出強化に寄与しないバナジウム窒化物（ＶＮ）を構成するＶを除き、炭化物形成に寄与するＶに基づいた指標である。上記式（１）および式（２）を満たした上で、上記式（３）を満たすことによって、ベイナイト生成が十分に抑えられ、パーライトのラメラ間隔が微細であるフェライト－パーライト型組織にて、ＶＣが微細なラメラに析出し、析出強化により３５０ＨＶ以上の高強度が得られる。この効果を発現させるため、式（３）の値を０．１３０以上とする。式（３）の値は、好ましくは０．１４０以上、より好ましくは０．１５０以上、さらに好ましくは０．１６０以上である。尚、被削性を確保する観点からは、式（３）の値を０．２２０以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２００以下、さらに好ましくは０．１７５以下である。

上記式（４）における［Ｖ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］×１４．０／４７．９）×１００００（以下、「式（４）の値」という）は、製造時、特に連続鋳造時における表面割れのリスクの程度を表す式である。バナジウム窒化物（ＶＮ）が粒界に多く析出することによって、前記表面割れが生じやすくなる。本発明では、ＶＮの生成量の指標として［Ｖ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］×１４．０／４７．９）×１００００を用い、この［Ｖ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］×１４．０／４７．９）×１００００の値を抑えることで表面割れの防止を図る。上記式（１）～（３）を全て満たしていても、式（４）の値が高すぎると、上記ＶＮが粒界に多く析出して高温延性が低下し、連続鋳造時に表面割れが発生して製造できないといった不具合が生じる。本発明ではこの表面割れを防止するため、式（４）の値を３５．０以下とする。式（４）の値は、好ましくは２０．０以下、より好ましくは１５．０以下、さらに好ましくは１０．０以下である。式（４）の下限値は、小さければ小さいほど好ましい。

本発明の非調質鍛造部品は、全組織に対するベイナイトの分率が５面積％以下に抑えられ、かつ全組織に対するフェライトの分率が２５面積％以下であり、残部がパーライトであるフェライト－パーライト型の非調質鍛造部品である。以下では、全組織に対するベイナイトの面積分率を「ベイナイト分率」、全組織に対するフェライトの面積分率を「フェライト分率」という。ベイナイト分率が５面積％を超えるか、またはフェライト分率が２５面積％を超えると、強度が低下し３５０ＨＶ以上の硬さとならない。ベイナイト分率は、好ましくは３面積％以下であり、最も好ましくは０面積％である。またフェライト分率は、好ましくは２０面積％以下であり、より好ましくは１５面積％以下、さらに好ましくは１０面積％以下である。フェライト分率は低いほど好ましいが、その下限値は３面積％であってもよい。これらベイナイト分率とフェライト分率が抑えられ、パーライト分率が例えば７５面積％以上、更には８０面積％以上、より更には９０面積％以上と高ければ高いほど、高強度となるため好ましい。

上記式（１）～（４）の制御による効果を十分に発揮させるため、各元素の含有量を下記範囲内とする。本発明は、上記非調質鍛造部品の製造に用いられる非調質鍛造用鋼も包含し、該非調質鍛造用鋼の各元素の含有量と式（１）～（４）の規定は、非調質鍛造部品と同じである。

Ｃ：０．４０～０．６０質量％
Ｃは、強度の確保に必要な元素であり、Ｃが少なすぎると強度が低下する。こうした観点から、Ｃ含有量は０．４０質量％以上とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．４５質量％以上であり、より好ましくは０．４８質量％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、強度が必要以上に高くなり、被削性及び製造性が劣化する。こうした観点から、Ｃ含有量は０．６０質量％以下とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．５８質量％以下であり、より好ましくは０．５６質量％以下である。更に０．５４質量％以下、より更には０．５２質量％以下としてもよい。

Ｓｉ：０質量％超、１．０質量％以下
Ｓｉは、鋼溶製時の脱酸元素として有用であると共に、鍛造部品の強度を高めるためにも有用な元素である。強度を確保する観点から、Ｓｉ含有量を、０．０５質量％以上とすることができ、更には０．１０質量％以上、より更には０．１５質量％以上とすることができる。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、強度が必要以上に高くなり被削性が劣化する。また、熱間圧延と熱間鍛造で生じるスケールの生成量が増加し、工具摩耗の原因にもなる。よって、Ｓｉ含有量は、１．０質量％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．９質量％以下、より好ましくは０．７質量％以下である。更に０．５０質量％以下、より更には０．３０質量％以下としてもよい。

Ｍｎ：０．０１～０．７０質量％
Ｍｎは、固溶強化や組織強化による鋼材の強度確保に有用な元素である。よって、Ｍｎ含有量は０．０１質量％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１質量％以上であり、より好ましくは０．２質量％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、耐力が却って低下する。よって、Ｍｎ含有量は０．７０質量％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６０質量％以下、より好ましくは０．５５質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。

Ｐ：０質量％超、０．２０質量％以下
Ｐは、連続鋳造時に割れなどの鋳造欠陥を誘発しうる元素である。こうした観点から、Ｐ含有量は０．２０質量％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．１０質量％以下であり、より好ましくは０．０３０質量％以下、更に好ましくは０．０２０質量％以下、より更に好ましくは０．０１０質量％以下である。

Ｓ：０質量％超、０．２０質量％以下
Ｓは被削性確保に有用な元素である。具体的にＳは、鋼中にほとんど固溶せず、例えばＭｎＳ等の硫化物を形成し、切削時に該硫化物へ応力が集中することで切り屑が分離し易くなり、被削性を高める効果を有する。この効果を十分発揮させるには、Ｓ含有量を０．０１０質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、過剰のＳは、連続鋳造時の割れ、熱間鍛造時の割れ、疲労強度の低下、及び欠けの誘発の原因となる。よって、Ｓ含有量は０．２０質量％以下とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．０７０質量％以下、より好ましくは０．０５０質量％以下、さらに好ましくは０．０４０質量％以下である。

Ｃｒ：０．０１～１質量％
Ｃｒは、固溶強化や組織強化による鋼材の強度確保に有用な元素である。よって、Ｃｒ含有量は０．０１質量％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５質量％以上であり、より好ましくは０．１０質量％以上である。Ｃｒ含有量は、更に０．２０質量％以上、より更には０．３０質量％以上、特には０．４０質量％以上とすることができる。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、却って耐力が低下してしまう。こうした観点から、Ｃｒ含有量は１質量％以下とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０質量％以下であり、より好ましくは０．７０質量％以下、さらに好ましくは０．６０質量％以下である。

Ａｌ：０質量％超、０．１質量％以下
Ａｌは、鋼溶製時の脱酸に有用な元素である。また溶製時、Ａｌと共に適量のＳｉ、Ｃａが溶鋼中に存在することで被削性の確保に有用な複合酸化物が形成される。これらの観点から、Ａｌ含有量を０．００１質量％以上としてもよい。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、硬質な酸化物が形成されて被削性が阻害される。こうした観点から、Ａｌ含有量は０．１質量％以下とする必要がある。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０５質量％以下であり、より好ましくは０．０３０質量％以下である。Ａｌ含有量は、更に０．０２０質量％以下、より更に０．０１０質量％以下とすることが好ましい。最も好ましくは０．００５質量％以下である。

Ｖ：０．３０～０．３８質量％
Ｖは、強度の確保に必要な元素であるため、Ｖ含有量は０．３０質量％以上とする必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは０．３１質量％以上、より好ましくは０．３２質量％以上である。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、上記の効果が飽和し、添加コストに見合わなくなる。また、連続鋳造性の低下が生じやすくなる。こうした観点から、Ｖ含有量は０．３８質量％以下とする必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは０．３７質量％以下であり、より好ましくは０．３６質量％以下である。

Ｎ：０質量％超、０．００８０質量％以下
Ｎは不可避的不純物であり、通常の製鋼技術では約０．００３０質量％以上は混入しうる。Ｎを添加しても構わないが、Ｎ含有量が過剰になると、製造性の劣化、特に熱間加工性が阻害される。こうした観点から、Ｎ含有量は０．００８０質量％以下とする必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０質量％以下、より好ましくは０．００６０質量％以下である。

本発明の非調質鍛造部品の基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。不可避的不純物には、例えばＯ、Ｓｂ等の他、０．００１質量％未満のＴｉも含まれる。なお、例えばＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避的不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定した元素がある。このため、本明細書における上記「不可避的不純物」とは、別途その組成範囲が規定された元素を除いたものを意味する。

本発明の非調質鍛造部品は、化学組成において、上記元素を含み、式（１）～（４）を満たしていればよい。下記に述べる選択元素は、含まれていなくてもよいが、上記元素と共に必要に応じて含有させることにより、高強度化や優れた連続鋳造性をより容易に達成させたり、これらの特性をより高めたり、被削性等の兼備を実現することができる。以下、選択元素について述べる。

Ｔｉ：０．００１～０．０３０質量％
Ｔｉは、固溶強化により高強度の確保に有用な元素である。また、ＴｉがＮとＴｉＮを形成し析出することで、粒界に生成するＶＮが相対的に抑制されて高温延性を著しく改善でき、表面割れのリスクをより回避することができる。上記効果を発揮させるには、Ｔｉ含有量を０．００１質量％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００１２質量％以上、更に好ましくは０．００１５質量％以上である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、硬質介在物が形成されて被削性が劣化しやすくなる。こうした観点から、Ｔｉ含有量は、０．０３０質量％以下であることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２５質量％以下であり、更に好ましくは０．０２０質量％以下である。最も好ましくは０．０１５質量％以下である。

Ｃｕ：０質量％超、０．２質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．２質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．２質量％以下、および
Ｎｂ：０質量％超、０．２質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は、非調質鍛造部品と非調質鍛造用鋼を構成する鋼材の更なる強度向上に有用な元素である。以下、各元素について説明する。

Ｃｕ：０質量％超、０．２質量％以下
Ｃｕを含むことによって、鋼材の焼入れ性を向上でき、鋼材の安定した強度を得ることができる。この効果を得るには、Ｃｕ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰になると、熱間加工性が阻害されるため、製造性が劣化する。こうした観点から、Ｃｕ含有量は０．２質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。

Ｎｉ：０質量％超、０．２質量％以下
Ｎｉを含むことによって、鋼材の焼入れ性を向上でき、鋼材の安定した強度を得ることができる。この効果を得るには、Ｎｉ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰になると、鋼材の靭性が高まりすぎて、例えば破断分離型コンロッドの製造時に嵌合性良く分離することが難しくなる。こうした観点から、Ｎｉ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。

Ｍｏ：０質量％超、０．２質量％以下
Ｍｏを含むことによって、鋼材の焼入れ性を向上でき、鋼材の安定した強度を得ることができる。この効果を得るには、Ｍｏ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、強度が過剰に高くなり被削性が劣化する。こうした観点から、Ｍｏ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。

Ｎｂ：０質量％超、０．２質量％以下
Ｎｂを含むことによって、鋼材の強度が向上する。この効果を得るには、Ｎｂ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、強度向上効果が飽和するため、効果が合金コストに見合わなくなる。こうした観点から、Ｎｂ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。

Ｐｂ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｔｅ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｓｎ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｚｒ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｃａ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｍｇ：０質量％超、０．０１質量％以下、および
Ｂ：０質量％超、０．０２質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は、被削性の確保に有用な元素である。以下、各元素について説明する。

Ｐｂ：０質量％超、０．２０質量％以下、Ｔｅ：０質量％超、０．２０質量％以下、Ｓｎ：０質量％超、０．２０質量％以下、Ｚｒ：０質量％超、０．２０質量％以下
Ｐｂ、Ｔｅ、Ｓｎ、Ｚｒは被削性確保に有用な元素であり、鋼中にほとんど固溶せず、溶融脆化やＭｎＳの球状化などの効果により被削性を高める効果を有する。この効果を発揮させるべく上記元素を含有させる場合、各元素の含有量を、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、過剰なＰｂ、Ｔｅ、Ｓｎ、Ｚｒは、連続鋳造で生じる鋳片の割れ、熱間鍛造で生じる鍛造部品の割れ、および疲労強度低下の原因となる。よって、各元素の含有量は０．２０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以下であり、更に好ましくは０．０５質量％以下である。

Ｃａ：０質量％超、０．０１質量％以下
Ｃａは被削性確保に有用な元素であり、ベラーグ（工具保護膜）生成などの効果により被削性を高める効果を持つ。また、硫化物系介在物を球状化して脆化を促進させて被削性を高める効果も有する。これらの効果を発揮させるには、Ｃａ含有量を、０質量％超とすることが好ましい。しかしＣａを過剰に添加しても上記効果が飽和するため、コスト上昇を招く。こうした観点から、Ｃａ含有量は、０．０１質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５質量％以下であり、更に好ましくは０．００４質量％以下であり、より更に好ましくは０．００３質量％以下である。

Ｍｇ：０質量％超、０．０１質量％以下
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中にほとんど固溶せず、ＭｎＳに固溶し球状化を促進することで、機械特性の異方性を低減する。しかしながら、過剰なＭｇは、連続鋳造で生じる鋳片の割れ、熱間鍛造で生じる鍛造部品の割れ、および疲労強度低下の原因となる。よってＭｇ含有量は、０．０１質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５質量％以下、更に好ましくは０．００４質量％以下であり、より更に好ましくは０．００３質量％以下である。

Ｂ：０質量％超、０．０２質量％以下
Ｂは、Ｎが十分に存在する場合にＢＮを形成し、このＢＮが工具との潤滑作用をもたらして被削性を高める。良好な被削性を得るため、Ｂを０．０００１質量％以上含有させてもよい。より好ましくは０．０００５質量％以上である。しかしながら、過剰にＢが含まれると、Ｂが固溶してベイナイトが発生し易くなる。よって、Ｂ含有量は、好ましくは０．０２質量％以下であり、より好ましくは０．０１５質量％以下、更に好ましくは０．０１０質量％以下である。

本発明の非調質鍛造用鋼は、上記化学組成を満たす鋼を通常の方法で溶製し、その後、鋳造工程、必要に応じて熱間での分塊圧延工程を行った後、熱間圧延工程を順に経て製造することができる。本発明の非調質鍛造用鋼は、上記熱間圧延により例えば棒鋼として得ることができる。また本発明の非調質鍛造部品は、前記熱間圧延工程の後、更に熱間鍛造工程を経ることで製造することができる。所望の組織の非調質鍛造部品を得るには、上記工程のうち、熱間鍛造工程、特に熱間鍛造後の冷却条件を制御する必要がある。以下、各工程について順に説明する。

まず、前述した化学組成を満たす鋼を溶製し、鋳造する。鋳造方法は特に限定されず、通常用いられる方法を採用すれば良い。例えば造塊法や連続鋳造法を採用できる。連続鋳造法の場合はブルーム連続鋳造機で鋳造することができる。

鋳造後、必要に応じて熱間での分塊圧延を行ってもよい。分塊圧延は、分塊圧延前の均熱処理を包含してもよい。分塊圧延条件は特に限定されず、通常、用いられる方法を採用することができる。例えば、分塊圧延は１０００℃～１２５０℃で行うことができる。熱間圧延工程での条件も特に限定されず、通常、用いられる方法を採用することができる。例えば熱間圧延は８５０℃～１２００℃で行うことができる。

本発明の非調質鍛造部品を得るには、上記熱間圧延後、熱間鍛造を行う。上述の通り、所望の組織の非調質鍛造部品を得るには、この熱間鍛造工程で、熱間鍛造後の冷却条件を制御する必要がある。具体的には、熱間鍛造後の冷却において、８００℃から６００℃までの温度域の平均冷却速度を１．２℃／ｓｅｃ以上、３．０℃／ｓｅｃ以下とする。この温度域の平均冷却速度を制御することで、ラメラ間隔の狭いパーライト主体の組織を得ることができる。上記平均冷却速度が遅すぎると、フェライト分率が増大するとともに、パーライトのラメラ間隔が粗大となる。よって本発明では、上記平均冷却速度を１．２℃／ｓｅｃ以上とする。好ましくは１．２５℃／ｓｅｃ以上、より好ましくは１．３０℃／ｓｅｃ以上、さらに好ましくは１．３５℃／ｓｅｃ以上である。尚、上記温度や平均冷却速度はいずれも、鋼の表面温度に基づくものである。

一方、上記温度域の平均冷却速度が速すぎると、ベイナイトが発生しやすくなり、３５０ＨＶ以上の高強度を達成できない。よって本発明では、上記平均冷却速度を３．０℃／ｓｅｃ以下とする。好ましくは２．８℃／ｓｅｃ以下、より好ましくは２．６℃／ｓｅｃ以下である。熱間鍛造終了から８００℃までの冷却と、６００℃から室温までの冷却は特に限定されず、例えば放冷することができる。

熱間鍛造におけるその他の製造条件は特に限定されず、通常行われている条件を採用することができる。例えば、鍛造前の加熱温度は１１００℃以上、１３２０℃以下とすることができる。また、鍛造時の温度、すなわち鍛造温度は１１００℃以上とすることができる。鍛造温度の上限は特に限定されず、前記加熱温度以下とすればよい。

鍛造後は、必要に応じて例えば切削等の機械加工を行い所望の部品形状に成形することで、鍛造部品を得ることができる。

本発明の非調質鍛造部品と非調質鍛造用鋼は、上述の通り製造性、特に連続鋳造性に優れている。本発明において「連続鋳造性に優れた」とは、後記する実施例で評価する高温延性、具体的に８００℃での引張試験での絞り値が１３％以上であることをいう。前記絞り値は好ましくは１５．０％以上、より好ましくは１８．０％以上、さらに好ましくは２０．０％以上である。

また本発明の非調質鍛造部品は、ビッカース硬さが３５０ＨＶ以上の高強度を示す。該ビッカース硬さは、好ましくは３６０ＨＶ以上であり、より好ましくは３７０ＨＶ以上である。また、０．２％耐力は、８９５ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上、より好ましくは９１０ＭＰａ以上、更に好ましくは９５０ＭＰａ以上である。

本発明の非調質鍛造部品として、例えば具体的に、自動車、船舶などの輸送機のエンジンおよび足回り等に用いられるコンロッド、ロアアーム、クランクシャフト等の鍛造部品が挙げられる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

通常の溶製方法に従って鋼を溶解し、下記表１に示す化学組成を満たすよう調整した後、鋳造し、次いで分塊圧延を１１００℃～１２５０℃の範囲内で行った。尚、表１においてＴｉの欄の「－」は無添加を示し、０．００１質量％未満を下回る。前記分塊圧延の後、本実施例では前述の熱間圧延を模擬して、加熱温度１２００℃に加熱してから熱間鍛造を行った。そして、長手方向に垂直な断面が一辺２０ｍｍの略正方形であって長さが１１００ｍｍの、非調質鍛造用鋼に相当する角棒を得た。

上記角棒を長手方向に垂直に切断し、断面が一辺２０ｍｍの略正方形であって長さが１００ｍｍの角棒片を１０本得た。一部の例では、このうちの１本の角棒片を用いて、連続鋳造性の指標である高温延性を後記の通り測定した。

また、残りの角棒片に次の通り鍛造を施して鍛造鋼材を得た。具体的に、試験Ｎｏ．１～１４、１６～２２では、角棒片を１２５０℃で１０分間保持後、炉から取出し、６０％圧縮のプレス鍛造を実施した後、衝風冷却を行うかまたは放冷により常温まで冷却して、非調質鍛造部品に相当する鍛造鋼材を得た。８００℃から６００℃の平均冷却速度は、衝風冷却ではおおよそ２．３～２．５℃／ｓｅｃの範囲内であり、放冷ではおおよそ１．３～１．６℃／ｓｅｃの範囲内であった。

また試験Ｎｏ．１５のみ、角棒片から直径８ｍｍ×長さ１２ｍｍの鋼片を切り出し、富士電波工機製の熱間加工再現試験装置（ＴＥＲＭＥＣ ＭＡＳＴＯＲ－Ｚ）を使用して鍛造鋼材を得た。詳細には、まず平均昇温速度１０℃／ｓｅｃで室温から１２３０℃まで昇温させ、平均昇温速度１℃／ｓｅｃで１２３０℃から１２５０℃まで昇温させたのち、分塊圧延を想定して１２５０℃にて１０分保持した。その後、熱間圧延を想定して平均冷却速度５℃／ｓｅｃで１２５０℃から１１００℃まで降温させてから、熱間鍛造を模擬して圧縮率６０％、圧縮速度１０／ｓｅｃで圧縮した。さらにその後、１１００℃にて５ｓｅｃ保持し、平均冷却速度１．８℃／ｓｅｃで１１００℃から８００℃まで降温させ、更に平均冷却速度０．１℃／ｓｅｃで８００℃から３００℃まで降温させた後、室温まで急冷して、非調質鍛造部品に相当する鍛造鋼材を得た。この試験Ｎｏ．１５の製造条件では、後記する表４に示す通り８００℃から６００℃の平均冷却速度も０．１０℃／ｓｅｃであった。

上記の様にして得られた試験Ｎｏ．１～２２の各鍛造鋼材を用い、下記の通り切削して用意した試験片を用い、組織とビッカース硬さを評価した。また、一部の例については下記の通り０．２％耐力も測定した。これらの結果を表２に示す。

（１）組織の評価方法
図１は、上記鍛造鋼材における、組織の評価と後記するビッカース硬さの評価に用いる試験片の採取位置を説明する概略説明図であり、（ａ）は試験片の概略上面図、（ｂ）は試験片の概略断面図を示す。前記図１において、長手方向Ｌの中央部、幅方向Ｗの中央部および厚さ方向Ｄの中央部のいずれも観察できるように、まずは、長手方向の中央部、即ち該長手方向に垂直な切断線Ｘ－Ｘで切断した。そして、切断線Ｘ－Ｘで切断して得られた切断面Ｑにおいて、幅方向の中央部と厚さ方向の中央部を観察できる（ｂ）の観察領域Ｒを含む試験片を用意した。前記観察領域Ｒのサイズは、最大で幅方向Ｗが２０ｍｍかつ厚さ方向Ｄが４ｍｍである。この試験片の上記観察領域Ｒを含む面を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食させて組織観察用試験片とした。そして光学顕微鏡を用い、上記観察領域Ｒを１００倍～４００倍で撮影し、得られた写真から金属組織の解析を行って、全組織に対する、フェライト組織、パーライト組織、及びベイナイト組織のそれぞれの面積分率、すなわちフェライト分率、パーライト分率、及びベイナイト分率を測定した。表２において「Ｆ率」はフェライト分率、「Ｐ率」はパーライト分率、「Ｂ率」はベイナイト分率を示す。

（２）ビッカース硬さの評価方法
前記組織の評価と同様に各鍛造鋼材を切削して用意した試験片を用い、次の通りビッカース硬さを評価した。即ち、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）のビッカース硬さ試験－試験方法に準じて、ビッカース硬さ試験機を用い、荷重５ｋｇｆで、前記図１に示した組織の観察領域Ｒ付近のビッカース硬さを測定した。該評価では、ビッカース硬さを５点測定して平均値を算出した。なお、ビッカース硬さは３５０ＨＶ以上を合格とした。

（３）０．２％耐力の測定方法
一部の例については、下記の通り引張試験を行って０．２％耐力を測定した。
（引張試験）
各鍛造鋼材を切削し、該鍛造鋼材の長手方向の中央部、幅方向の中央部および厚さ方向の中央部のいずれも含む部位から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に示された１４Ｂ号板状引張試験片を得た。この引張試験片の採取では、引張試験片の長手方向と、鍛造鋼材の長手方向が一致するようにした。また、引張試験で加える引張力も上記長手方向と同一の向きとした。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に従い、常温で実施した。その結果を表２に示す。

上述の通り一部の例については、連続鋳造性の指標である高温延性を下記の通り測定した。

（４）高温延性の評価方法
前記角棒片を切削し、該角棒片の長手方向の中央部、幅方向の中央部および厚さ方向の中央部のいずれも含む部位から、平行部が直径６ｍｍ×長さ１５ｍｍで全長が６８ｍｍである引張試験片を得た。上記引張試験片の採取では、引張試験片の長手方向と、角棒片の長手方向が一致するようにした。また、引張試験で加える引張力も上記長手方向と同一の向きとした。高温延性試験は、Ａｒ雰囲気中で１３００℃に一旦加熱保持した後、８００℃まで５℃／ｓｅｃで冷却し、８００℃に保持した状態において、引張速度０．０１ｍｍ／ｓｅｃで引張力を試験片が破断するまで与え、破断後は急冷し、試験片の破断後の絞り値を計測した。そして連続鋳造性の指標として、絞り値が１３％以上のものを合格とした。その結果を表３に示す。

また上記実施例のうち、試験Ｎｏ．１～６、１３、及び２０については、前記プレス鍛造後の冷却時の温度履歴を測定し、試験Ｎｏ．１５については、平均冷却速度０．１℃／ｓｅｃで８００℃から３００℃まで降温時の温度履歴を測定した。そして、この温度履歴から８００～６００℃の温度域の平均冷却速度を求めた。具体的には、試験Ｎｏ．１～６、１３、及び２０については、プレス鍛造後、ＤＵＡＬ ＴＨＥＲＭＯ ＡＲ－１６００を用いて、試験片から装置間距離５００ｍｍ、測温スポット直径１２ｍｍにて試験片の表面温度を実測して温度履歴を求めた。試験Ｎｏ．１５については、試験片の表面に熱電対を取り付け、実測して温度履歴を求めた。そしてこの温度履歴から、８００℃から６００℃までの冷却に要した時間を求め、８００～６００℃の温度域の平均冷却速度を算出した。その結果を、表１に示した式（１）～（３）の値、並びに、表２に示した組織割合及びビッカース硬さと共に、表４に示す。

表１～４より、試験Ｎｏ．１～５は、本発明で規定する全ての要件を満たす本発明例であり、ビッカース硬さが３５０ＨＶ以上の高強度を示し、かつ高温延性が高く連続鋳造性に優れている。尚、試験Ｎｏ．４は、同じ鋼種Ｃを用いた試験Ｎｏ．３よりもパーライト分率が低いが、ビッカース硬さが高い。その理由として、熱間鍛造後の室温までの冷却方法が衝風冷却であり、ラメラ間隔が前記試験Ｎｏ．３よりも微細となったため強度が高くなったことが考えられる。

更に、鋼種Ａを用いた試験Ｎｏ．１と鋼種Ｂを用いた試験Ｎｏ．２の対比から、Ｔｉを０．００９質量％含有させることで、表３に示す８００℃での絞り値が２０％以上を達成し、より優れた連続鋳造性を実現できることが分かった。尚、このＴｉ添加による連続鋳造性向上の効果は、比較例である試験Ｎｏ．６と試験Ｎｏ．８の対比においてもみられた。

これに対して、表２の試験Ｎｏ．６～２２、ならびに表３の試験Ｎｏ．２３および２４はいずれも、本発明の実施形態で規定する要件を満たしていない比較例であり、強度が低いか、連続鋳造性に劣る結果となった。

試験Ｎｏ．６～８は、Ｍｎ量が過剰であり、式（１）の値が上限を超えた鋼種Ｅ～Ｇを用いた例である。また試験Ｎｏ．６では、熱間鍛造後の８００～６００℃の温度域の冷却を推奨される範囲を超える速い平均冷却速度で行った。これらを原因として、試験Ｎｏ．６～８はいずれも、ベイナイトが多く形成されてビッカース硬さが低くなった。

試験Ｎｏ．９～１１は、各元素の含有量は規定範囲内にあるが、式（１）の値が上限を超えた鋼種Ｈ～Ｊを用いたため、ベイナイトが多く形成され、ビッカース硬さが低くなった。

試験Ｎｏ．１２及び１３は、Ｍｎ量が過剰であり、式（１）及び式（２）の値が上限を超えた鋼種Ｋ及びＬを用いたため、ベイナイトが多く形成され、ビッカース硬さが低くなった。

試験Ｎｏ．１４、１６～１８及び２２は、Ｃ量が不足し、Ｍｎ量が過剰であり、更に式（１）～（３）の全ての値が規定範囲を外れた鋼種Ｍ～Ｐ及びＴを用いたため、ベイナイトが多く形成され、ビッカース硬さが低くなった。

試験Ｎｏ．１５は、前記試験Ｎｏ．１４と同じ鋼種Ｍを用いた例であるが、前記試験Ｎｏ．１４と異なり、熱間鍛造後の８００～６００℃の温度域の冷却を、推奨される範囲を下回る遅い平均冷却速度で行ったために、フェライトが多く形成され、ビッカース硬さが低くなった。

試験Ｎｏ．１９は、Ｃ量が不足し、Ｍｎ量が過剰であり、Ｖ量が不足し、更に式（２）及び式（３）を満たさない鋼種Ｑを用いたため、フェライトが多く形成され、ビッカース硬さが低くなった。尚、試験Ｎｏ．１９は、表３に示す通り式（４）の値は規定範囲内にあるため、連続鋳造性には優れていた。

試験Ｎｏ．２０は、Ｃ量が不足し、Ｍｎ量が過剰であり、更に式（２）及び式（３）を満たさない鋼種Ｒを用いたため、フェライトが多く形成され、ビッカース硬さが低くなった。尚、試験Ｎｏ．２０は、表３に示す通り式（４）の値は規定範囲内にあるため、連続鋳造性には優れていた。

試験Ｎｏ．２１は、Ｃ量が不足し、Ｍｎ量が過剰であり、Ｎ量が過剰であって、更に式（２）及び（３）を満たさない鋼種Ｓを用いたため、フェライトが多く形成され、ビッカース硬さが低くなった。尚、試験Ｎｏ．２１は、表３に示す通り式（４）の値は規定範囲内にあるため、連続鋳造性には優れていた。

試験Ｎｏ．２３は、Ｃ量が不足し、Ｍｎ量が過剰であり、Ｎ量が過剰であって、更に式（１）～（４）の全てが規定範囲を外れた鋼種Ｕを用い、連続鋳造性を評価した例である。表３に示す通り式（４）を満たしていないため、高温延性が低く、優れた連続鋳造性が得られていない。またこの鋼種は式（１）～（３）も満たしていないため、所望の組織が得られず強度が低いと考えられる。

試験Ｎｏ．２４は、Ｃ量が不足し、Ｍｎ量が過剰であり、Ｎ量が過剰であって、更に式（２）及び（３）を満たさない鋼種Ｖを用い、連続鋳造性を評価した例である。この試験Ｎｏ．２４では、式（４）を満たしているため、優れた連続鋳造性が得られた。しかし、試験Ｎｏ．２４で用いた鋼種Ｖは式（２）及び式（３）を満たしていないため、所望の組織が得られず強度が低いと考えられる。

以上のことから、連続鋳造性に関し、特に表３から下記のことがいえる。即ち、鋼種Ｕを用いた試験Ｎｏ．２３では、Ｖを０．３４１質量％と多量に添加し、式（４）の値が上限を超えたため、８００℃での絞り値が１２．２％と低く、表面割れのリスクが高かった。これに対して、試験Ｎｏ．１及び２では、式（４）を満たすことで、高温延性を改善でき、表面割れのリスクを低減できた。尚、この式（４）を満たすことによる連続鋳造性向上の効果は、比較例である試験Ｎｏ．６、８、１９～２１及び２４においてもみられた。但し、これらの比較例は、式（４）以外の式の値を満たさないため強度が低い。

また推奨される製造条件について、表４から下記のことがいえる。試験Ｎｏ．１～５と試験Ｎｏ．６、１３、１５及び２０との対比から、高強度確保のために所定の組織を得るには、化学組成、特に式（１）～（３）を全て満たすと共に、熱間鍛造後の冷却時に、８００℃から６００℃までの温度域の平均冷却速度を１．２℃／ｓｅｃ以上、３．０℃／ｓｅｃ以下とするのがよいことがわかる。

ｄ１ 試験片の１／２幅
ｄ２ 試験片の１／２長さ
Ｘ 切断線
Ｗ 幅方向
Ｌ 長手方向
Ｄ 厚さ方向
Ｑ 切断面
Ｒ 観察領域

Claims (4)

1. Ｃ ：０．４０～０．６０質量％、
   Ｓｉ：０質量％超、１．０質量％以下、
   Ｍｎ：０．０１～０．７０質量％、
   Ｐ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
   Ｓ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
   Ｃｒ：０．０１～１質量％、
   Ａｌ：０質量％超、０．１質量％以下、
   Ｖ ：０．３０～０．３８質量％、および
   Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下
   を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
   下記式（１）～（４）を全て満たし、更に、
   全組織に対するベイナイトの分率が５面積％以下であり、かつ全組織に対するフェライトの分率が２５面積％以下であり、残部がパーライトであることを特徴とする非調質鍛造部品。
   １．１０≦［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．３×［Ｃｒ］＋０．９×［Ｖ］≦１．２８
   ・・・（１）
   ［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦１．２ ・・・（２）
   ［Ｃ］×（［Ｖ］－［Ｎ］×５０．９４／１４．０）≧０．１３０ ・・・（３）
   ［Ｖ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］×１４．０／４７．９）×１００００≦３５．０ ・・・（４）
   但し、上記式（１）～（４）において、［元素名］は各元素の質量％で表される含有量を意味する。
2. 更に、Ｔｉを０．００１～０．０３０質量％含む請求項１に記載の非調質鍛造部品。
3. １２５０℃で１０分間保持後、６０％圧縮のプレス鍛造を実施した後に、衝風冷却による常温までの冷却であって、８００℃から６００℃の平均冷却速度が２．３～２．５℃／ｓｅｃの範囲内となるように冷却するか、または、放冷による常温までの冷却であって、８００℃から６００℃の平均冷却速度が１．３～１．６℃／ｓｅｃの範囲内となるように冷却したときに、全組織に対するベイナイトの分率が５面積％以下であり、かつ全組織に対するフェライトの分率が２５面積％以下であり、残部がパーライトである組織が得られる、非調質鍛造用鋼であって、
   Ｃ ：０．４０～０．６０質量％、
   Ｓｉ：０質量％超、１．０質量％以下、
   Ｍｎ：０．０１～０．７０質量％、
   Ｐ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
   Ｓ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
   Ｃｒ：０．０１～１質量％、
   Ａｌ：０質量％超、０．１質量％以下
   Ｖ ：０．３０～０．３８質量％、および
   Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下
   を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
   下記式（１）～（４）を全て満たすことを特徴とする非調質鍛造用鋼。
   １．１０≦［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．３×［Ｃｒ］＋０．９×［Ｖ］≦１．２８
   ・・・（１）
   ［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦１．２ ・・・（２）
   ［Ｃ］×（［Ｖ］－［Ｎ］×５０．９４／１４．０）≧０．１３０ ・・・（３）
   ［Ｖ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］×１４．０／４７．９）×１００００≦３５．０ ・・・（４）
   但し、上記式（１）～（４）において、［元素名］は各元素の質量％で表される含有量を意味する。
4. 更に、Ｔｉを０．００１～０．０３０質量％含む請求項３に記載の非調質鍛造用鋼。

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