JPH04141548A - 高強度、高靭性鍛造用非調質鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は熱間鍛造後の熱処理を必要とせず、自然空冷に
よって優れた強度、靭性、疲労強度を確保でき、かつ部
品寸法および鍛造条件が変化しても性能の変化が少なく
、特に高強度を必要とする自動車の足廻り部品や建設機
械の大型部品等に用いられる鯛として有用な高強度、高
靭性鍛造用非調質鋼に関する。

（従来技術） 従来、ステアリングナックル、アッパーアーム等の自動
車の足廻り部品やロンドエンド等の建設機械の大型部品
等のうち、特に高強度、高靭性を要求される部品には、
機械構造用合金鋼である５Ｃｒ４４０、ＳＣＭ４４０な
どを用い、熱間鍛造により成形後、優れた性能を得るた
めに、焼入焼もどし等の熱処理（以下調質と記す）が施
されていた。

しかし、これらの熱処理は多大のエネルギーを必要とす
るため、省エネルギーの社会的要請に応えるために、熱
間鍛造のままで使用することのできる非調質鋼の開発が
近年盛んに行われている。

例えばＣを００２０〜０．５０χ程度含有する中炭素鋼
に０．０３〜００２０ｍの■を添加した非調質鋼が提案
され、前述した調質合金鋼に変わって使用されてきてい
る。この非調質鋼は熱間鍛造後の冷却過程で析出するＶ
の炭窒化物がフェライト生地を強化し、調質することな
く必要な強度を得るものである。

（発明が解決しようとする問題点） しかしながら、従来から提案されている非調質鋼は粗大
なフェライト・パーライト組織を有するものであり、強
度、靭性ともに５Ｃｒ４４０、ＳＣＭ４４０などの合金
鋼の調質材に比べて低いという欠点を有する。また、優
れた特性の得られる鍛造条件（加熱温度、鍛造温度、冷
却速度等）の範囲が狭いため、新製品製造の立上げ時に
は、最適製造条件を得るためのテストが必要となる。ま
た、立上げ後も安定して優れた性能を確保するためには
、鍛造条件を厳しく管理する必要があった。

そこで最近ではこれらの問題点を解決するために、低Ｃ
ベイナイト型非調質鋼の開発が進められつつある。しか
し、この低Ｃベイナイト型非調質鋼は前述した合金鋼と
同等以上の引張強さ、衝撃値を有するものの、降伏比、
耐久比の点で劣る。

このため、降伏点、疲労強度を要求水準に上げるために
は、より高い引張強度にあげなくてはならず、その結果
鍛造性、切削性等が悪くなり、適用の妨げとなっている
のが現状である。

本発明は従来の調質合金鋼および非調質鋼の前記のごと
き問題点を考慮してなされたもので、部品寸法および鍛
造条件によって強度、靭性等の性能が変化せず、新製品
のスムーズな立上げを可能とし、かつ調質合金鋼以上の
性能を示す熱間鍛造用非調質鋼を提供することを目的と
する。

（問題を解決するための手段） 本発明者は前記目的の下に、熱間鍛造用非調質鋼、中で
も特にベイナイト型のものについて鋭意研究を重ねた結
果、以下の知見をなし本発明を得た。

すなわち、ベイナイト鋼の降伏比および耐久比が低い原
因は、ベイナイト鋼のミクロ組織中に存在する高炭素島
状マルテンサイトおよび残留オーステナイト（以下Ｍ−
Ａと記す）と、変態温度が低いために生じる変態歪によ
るものであることを発見した。そこでミクロ組織中のＭ
−Ａ量と変態歪を低減するための方法を検討した結果、
Ｃ量と合金元素量の関係を適当な範囲に規制し、さらに
トータル化学成分の調整によって変態温度の下限を５５
０°Ｃに規制することにより、Ｍ−Ａ量、変態歪の生成
を少なく抑えることができ、降伏比および耐久比が向上
することを見出したものである。

また、Ｎｂは変態温度を低下させることなく組織をベイ
ナイト化させるので、他のベイナイト生成元素である’
Ａｎｓ　Ｃｒの添加量を低減でき、Ｍｎ、　Ｃｒによる
Ｍ−Ａ生成を抑えるのに有効な元素であることを確認し
た。

さらに、Ｃｕを添加すると鍛造後の空冷時にＣｕ元素が
単独析出し、その析出強化によって従来の非調質鋼に比
べ著しく強度が向上し、かつＭＯｌＮｂの複合添加によ
るベイナイトラス微細化効果を加えることによって、高
い強度を有しなから調質合金鋼と同等以上の靭性を確保
することに成功したものである。

以上記載した考えのちとに設計した鋼が、鍛造条件の変
化によって性能が殆ど変わらず優れた特性を示すことを
実験により確認し、本発明の完成に到ったものである。

すなわち、本発明の第１発明は重量比にしてＣ：０．１
０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：
０．５０〜２゜００％、Ｃｕ：００２０〜３．ＯＯ％、
Ｃｒ：００２０〜１．５０％、Ｍ。

：０．０５〜０．５０％、Ａ１：０．０１０〜０．０６
０％、Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００８〜
０．０２０χを含有し、かつＭｏ（χ）＋Ｎｂ（χ）≧
００２０（χ）　、１．８Ｍｎ（χ）＋Ｃｒ　（Ｘ）　
＋０．５Ｍｏ　（χ）≦２００（χ）、Ｂｓ≧５５０（
℃）（Ｂｒ　＝８３０−２７０Ｃ（χ）−９０Ｍｎ（χ
）−７０Ｃｒ（χ）−８３Ｍｏ（χ））であり、残部Ｆ
ｅならびに不純物元素からなることを特徴とする高強度
、高靭性鍛造用非調質鋼であり、第２発明は、第１発明
鋼に比べさらに結晶粒を微細化し靭性を向上させるため
、Ｔｉ：０．０１〜００２０χを含有させたものであり
、第３．４発明は被削性を改善するために、第１．２発
明鋼にさらにＳ：０．０４〜０．１２％、Ｐｂ：０．０
５〜０．３０％、Ｃａ：０．０Ｏ０５〜０．０１χのう
ち１種または２種以上を含有させたものである。

次に本発明の高強度、高靭性鍛造用非調質鋼における成
分組成限定理由について以下に説明する。

Ｃ；０．１０〜０．３０χ Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．１０
％以上の含有が必要である。しかし、０．３０χを越え
て含有させると靭性が低下するので上限を０．３０χと
した。

Ｓｉ；０．０５〜０．５０χ Ｓｔは製鋼時の脱酸材として添加されるものであり、０
．０５％以上含有させることが必要である。しかし０．
５０χを越えると靭性が低下するので上限を０．５０χ
とした。

Ｍｎ；０．５０　〜２．ＯＯ＄ Ｍｎは焼入性を向上させて組織をベイナイト化するのに
必要な元素である。Ｍｎの含有が０．５０χ未満である
と焼入性が不足し、ベイナイトの生成量が少なくなり、
強度および靭性が不足するので下限を０．５０χとした
。しかし２．００χを越えて含有させると焼入性が向上
し過ぎるとともにＭ−Ａの生成を促進し、降伏比および
耐久比が低下するので上限を２．００χとした。

Ｃｕ；００２０〜３．００Ｉ Ｃｕは本発明鋼にとって最重要元素であり、鍛造後の空
冷時に単独で析出し、析出強化によって著しく強度を向
上させる効果のある元素である。前記効果を十分に得る
ためには、００２０％以上含有させる必要がある。しか
し、過剰に含有させると靭性が悪化するので上限を３．
００χとした。

Ｃｒ；００２０〜１．５０χ ＣｒはＭｎと同様に組織をベイナイト化するのに必要な
元素である。００２０χ未満の含有では前記効果が不十
分であるので下限を００２０χとした。しかし１．５０
χを越えて含有させるとＭ−Ａの生成を促進し、降伏比
および耐久比が低下するので上限を１゜５０＠ｔ　とし
た。

Ｍｏ；０．０５〜０．５０χ Ｍｏは組織をベイナイト化するとともに、ベイナイトラ
スを微細化させて靭性を向上させるために必要な元素で
ある。　ｏ、ｏｓｘ未滴の含有では前記効果が不十分な
ので下限を０．０５χとした。しかし０゜５０χを越え
て含有させてもその効果が飽和するとともにコスト高と
なる。またＭｎ、　Ｃｒと同様に過剰添加はＭ−Ａ生成
を促進し、降伏比および耐久比が低下するので上限を０
．５０χとした。

Ａｔ；０．０１０〜０．０６０χ ＡＩは強力な脱酸効果を持つ元素であるが、０．０１０
χ未満の含有では脱酸効果が認められなくなるので下限
を０．０１０χとした。しかし０．０６０χを越えて含
有させると前記効果が飽和するとともに、被削性を低下
させるので上限を０．０６０χとした。

Ｎｂ；０．０５〜０．５０χ ＮｂはＣ，Ｎと親和力が強く、鋼中においてＮｂ　（Ｃ
Ｎ）として析出し、ピン止め効果によりオーステナイト
結晶粒を微細化させる効果がある。また、変態温度を低
下させずに組織をベイナイト化させるので、他のベイナ
イト化元素であるＭｎ、　Ｃｒ添加資を低減でき、Ｍ−
Ａの生成を抑えるとともに、ベイナイトラスを微細化さ
せて靭性を向上さ］する効果のある元素である。前記効
果を得るためには０゜０５１以上の含有が必要であるた
め、下限を０゜０５りとした。しかし、０．５０χを越
えて含有さ（・でもその効果が飽和するとともにコスト
高となるため上限を０．５０！とした。

Ｎｅｏ。００８〜０゜０２０χ ＮはＡ１、Ｎｂ、　Ｔｉと親和力が強く、鋼中において
Ａｍ、　Ｎｂ、Ｔｉの炭窒化物として析出し、ピン止め
効果によりオーステナイト結晶粒を微細化させて靭性を
向上させる効果がある。前記効果を得るためには少なく
とも０゜００８ｚの含有が必要である。しかし０．０２
０χを越えて含有させると逆に靭性を低下させるので上
限を０．０２０χとした。

Ｔｉ　；０．０１　＝００２０２： Ｔｉは飼中において炭窒化物とＬ７て析出し、ピン止め
効果によりオーステナイト結晶粒を微細化する効果があ
り、ＡｌＮに比べその効果が大ぎい。従って靭性をさら
に向上させるために有効な元素である。前記効果を得る
ためには少なくとも０．０１％以上の含有が必要である
。しかし、０ｏ２０χを越えて含有させても前記効果が
飽和するとともにコスＩ・高となるので上限を０，２０
χとした。

Ｓ；０．０４　＝０．１２％、Ｐｂ；０．０５〜０．３
０工、Ｃａ；０．０００５−０゜０１χ Ｓ、　Ｐｂ、Ｃａは被削性の改善に有効な元素であり、
必要に応じて添加されるものである。前記効果を得るた
めにはそれぞれ０６０４％、０．０５％、ｏ、ｏｏｏｓ
χの含有が必要である。しかし多量に含有させてもその
効果が飽和するとともに、靭性を低下させるので上限を
それぞれ０．１２％、０．３０！　、０゜０１χとした
。

Ｍｏ（χ）＋Ｎ１１Ｃ％）　　≧００２０（２：）Ｍｏ
、　Ｎｂの複合添加はＣの拡散を遅滞させてベイナイト
ラスの成長を妨げるので、ベイナイトラスを特に微細に
する効果がある８前記効果を得るためにはＭｏ、　Ｎｂ
の合計含有率を００２０％以上にする必要がある。

１．１３Ｍｎ　（り　＋Ｃｒ　（χ）＋０．５？Ｉｏ（
χ）≦２０Ｃ（り１　、８Ｍｎ　（Ｘ）　＋Ｃｒ　（Ｘ
）　＋０．５Ｍｏ　（Ｘ）　　≦２０Ｃ（りはベイナイ
トのミクロ組織中に存在するＭ−Ａ量を１％以下にし、
微細なセメンタイトを析出させるための必要条件である
。　Ｎｎ、Ｃｒ、　Ｍｏを過剰に添加し、１．８Ｍｎ（
χ）＋Ｃｒ（χ）＋０．５Ｍｏ（Ｘ）　＞２０Ｃ（りと
なると、セメンタイトの析出量が減少し、これに代わっ
てＭ−Ａが多量に生成し、降伏比および耐久比を低下さ
せるため、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（Ｘ）＋０．５Ｍｏ
（Ｘ）≦２０ＣＱｌ’）とする必要がある。

Ｂｓ　≧５５０（’Ｃ）（Ｂｓ　＝８３０−２７０Ｃ（
Ｘ）−９０Ｍｎ（Ｘ）−７０Ｃｒ（χ）−８３Ｍｏ（χ
）） 上式で示されるＢｓはベイナイト変態開始温度を示し、
Ｂｓが高いと変態歪は小さく、Ｂｓが低いと変態歪が大
きくなる。変態歪は降伏比および耐久比を低下させるが
、特にＢｓ　＜５５０（℃）では変態歪が２、増し、降
伏比、耐久比を著しく低下ざ廿るためＢｓ≧５５０　（
℃）とする必要がある。

（実施例） 以下に本発明の特徴を比較飼および従来餌と比較し、実
施例でもって明らかにする。

第１表は実施例に用いた供試材の化学成分を示すもので
ある。

（以下余白） 第１表において１〜１８鋼は本発明鋼であり、１〜４鋼
は第１発明鋼、５〜７鋼は第２発明鋼、８〜１２鋼は第
３発明鋼、１３〜１８鋼は第４発明鋼である。また、１
９〜２５鋼は比較鋼であり、２６鋼はフェライト・パー
ライト型の従来の非調質鋼、２７鯛は従来鋼であるＳＣ
Ｍ４４０である。

第１表に示した供試材のうち１〜２６鋼については、熱
間圧延にて製造した直径６０−の丸棒を１２５０℃に加
熱後、１１５０℃にて直径３０−の丸棒に鍛造し、室温
まで自然空冷し試験材とした。また、ＳＣＭ４４０であ
る２７鋼については熱間圧延にて製造した直径３０ｓ＋
ｍの丸棒を８８０℃にて加熱後油浴中にて焼入を行い、
続いて５８０°Ｃにて焼もどしを行い試験材とした。

各供試材の試験材を用いて、ミクロ組織、ベイナイトラ
ス寸法、Ｍ−Ａ量、０．２Ｘ耐力、引張強さ、鋒伏比、
耐久比、衝撃値、被削性について後述する方法にて測定
した。

ベイナイトラス寸法は長手方向の寸法を光学顕微鏡にて
倍率１０００倍で１００視野の測定を行い、その平均値
をもって測定値とした。

Ｍ−Ａ量は倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡により各
試料１００視野をポイントカウンティング法で測定し、
その平均値をもって測定値とした。

引張試験の結果はＪＩＳＪ号引張試験片を作製し、引張
速度１■−／ｓｅｃで測定したものであり、衝撃値はＪ
ＩＳ３号しノンナシ中ルビー試験片を作製し、測定した
ものである。

耐久比は小野式回転曲げ疲労試験により１０’回転での
耐久限を求め、引張強度との比率をとったものである。

被削性はドリル穿孔試験により評価した。なお試験はド
リルは５禦−φのストレートシャンク、ドリルの材質は
５ＫＨ９、ドリル回転数は１７１０ｒ、ｐ、ｓ、、切削
油なし、荷重７５ｋｇの条件で行った。測定した結果は
、従来鋼である２７鋼の穿孔距離を１００とし、それぞ
れの穿孔距離を整数比で整理した。

各供試材の性能評価結果を第２表に示す。

第２表から明らかなように比較鋼、従来量である１９〜
２７創を本発明鋼と比較すると、１９餌はＣ含有率が高
いため、衝撃値が劣るものであり、２０．２１飼はｈあ
るいはＣｒ含有率が高いため焼入性が向上し過ぎるとと
もに、Ｍ−ＡＩが非常に多く、また式（１）（第２表参
照）およびＢｓ≧５５０（’Ｃ）を満足しないため、降
伏比および耐久比が劣るものであり、２２飼はｒｉｏの
含有率及びｈＯｌＮｂの合計含有率が低いため、ベイナ
イト化が不十分となり一部パーライトが生成するととも
に、ベイナイトラス寸法が大きいことと、式（１）を満
足し７ていないため、Ｍ−Ａ量が多く、引張強さ、降伏
比、耐久比、衝Ｉｌ′値がともに劣るものであり、２３
崎はＮｂの含有率が低いため、ベイナイトラス寸法が大
きくなり、衝Ｗ値が劣るものであり、２４ｒは本発明鋼
において強度向上のため最も重要な元素であるＣｕの含
有率が低いとともに、（１）式を満足しないためＭＡ量
が多く、降伏比、耐久比が劣るものであり、２５鋼は化
学成分は本発明鋼の範囲に入っているが、変態温度が低
いために変態歪が生成し、降伏比、耐久比が劣るもので
ある。また、従来のフ覧ライト・パーライト型非調質鋼
である２Ｇ餌は、強度、降伏比および耐久比が低く、５
（Ｊ４４０である２７鋼は、降伏比、耐久比、衝撃値は
本発明鋼と同等であるが１、強度が劣るものである。

これに対して本発明鋼である１　＝ｉ８ｍはＭｏとＮｂ
を複合添加したこと、Ｃｕの析出強化を利用して強度を
大幅に向上さ→かたこと、Ｃｌと合金元素量の関係を適
切な範囲内に規制しまた（式（１））こと、およびＢｓ
≧５５０（℃）としたことによりベイナイトラス寸法が
微細化されＭ−Ａ置も１％以下と少なく抑えられた結果
、０．２χ耐力８７ｋｇｆ／門＃ＡＺ以ト、引張強さ１
０５ｋｇｆ／開２以上、降伏比０．８２以上、耐久比０
゜５１以ト、衝撃値８ｋｇｆ貼７ｃｍ”以１という優れ
た性能を有するものである。これは調質合金鋼に比べる
と、強度が優れており、かつ同等以上の靭性を有するも
のである。

また、被削性についても被削性元素を添加した第３及び
第４発明鋼である８〜１８鋼は第１、第２発明鋼に比べ
て＠度、靭性、疲労強度などの性能を損なうことなく第
１、第２発明鋼、比較鋼、従来鋼に比べ優れた被削性を
示すことが確認できた。

次に、鍛造条件の変化による性能への影響に関する本発
明鋼の特徴を別の実施例により明らかにする。

第１表に示す鋼のうち、本発明鋼の３．６．９．１３鋼
と、従来の非調質鋼である２６鋼を、各種条件にて鍛造
し、引張強さ、０．２χ耐力、降伏比および衝撃値を評
価した。

第３表は鍛造加熱温度と引張強さ、０．２χ耐力、降伏
比および衝撃値の関係を示したものである。

試験データは前記３．６．９．１３．２６１ｍ１の直径
６０ｗ１Ｉｌの丸棒を１３５０°Ｃ１１２５０°Ｃおよ
び１１５０°Ｃに加熱し、各々１２５０°Ｃ５１１５０
°Ｃおよび１０５０°Ｃにて直径３０＋鵬の丸棒に鍛造
後、室温まで自然空冷したものを供試材として、その中
心部よりＪＩＳ４号引張試験片およびＪＩＳａ号Ｕノツ
チシャルピー試験片を採取し、試験を実施して得られた
ものである。

第３表 第３表から明らかなように、従来のフェライト・パーラ
イト型の非調質鋼である２６鋼は、加熱温度の上昇に伴
い、引張強さ、０．２χ耐力が増加し、衝撃値が低下す
るのに対し、ベイナイト組織を有する本発明鋼３．６．
９．１３鋼は、加熱温度、加工温度によって性能が殆ど
変化せず、かつ従来の非調質鋼に比べ著しく高い強度、
降伏比が得られることがわかる。

また、第４表は鍛造後の冷却速度と引張強さ、０．２χ
耐力、降伏比および衝撃値の関係を示したものである。

なお鍛造後の冷却速度は鍛造後の丸棒サイズをφ３０、
φ６０、φ１００と変化させることにより振り分けであ
る。すなわちφ３０は比較的早い冷却速度（８００〜６
５０°Ｃの平均冷却速度４０°（／ｓｉｎ、）、φ１０
０は遅い冷却速度（８００〜６５０°Ｃの平均冷却速度
１０°Ｃ／ｓｉｎ、）に対応し、φ６０は中間の冷却速
度に対応している。前記した鋼３．６．９、工３および
２６１ｍ１の直径２００ｍ＋＋＋　、１２０ｍｍ　、６
０ｗ＋ｍの各サイズの丸棒を１２５０°Ｃに加熱し、各
々直径１００ｍｍ、６０＋＋＋ｓ。

３０ＩＯＩｌの丸棒に鍛造後室塩まで自然空冷したもの
を供試材として、その中心部よりＪＩＳ４号引張試験片
、およびＪＩＳＳ号Ｕノツチシャルピー試験片を採取し
試験を実施した。

（以下余白） 第４表 第４表から明らかなように、本発明鋼の３．６．９．１
３鋼は冷却速度（Ｂ造後の丸棒サイズ）が変化しても、
引張強さ、０゜２χ耐力および衝撃値は殆ど変化せず、
安定した性能が得られるのに対し、フェライト・パーラ
イト型の従来の非調質鋼である２６鋼は、冷却速度が遅
くなるにつれて０．２χ耐力、引張強さおよび衝翳値が
徐々に低下することがわかる。このように、本発明鋼は
今回試験したあらゆる鍛造条件において安定して優れた
性能を示し、かつ従来鋼に比べ高い強度を有することが
わかる。

（発明の効果） 本発明の熱間鍛造用非調質鋼は従来のフェライト・パー
ライト型非調質鋼が有していた靭性が劣ることおよび鍛
造時の条件を麩しく管理しないと優れた性能が得られな
いという問題点を解決し、広い範囲の鍛造条件番、二で
従来の非調質鋼に比べ優れた強度、靭性、疲労強度が得
られるものであり、かつ調質合金鋼に比べても高い強度
を有するものである。

従って、本発明鋼は自動車の足廻り部品や建設ａ械の大
型部品の非調質化を達成し、省エネルギーの社会的要請
への対応を可能にするものであり、産業上寄与するとこ
ろは極めて大きいものである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量比にしてＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０
   ．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｃ
   ｕ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ：００２０〜１．５０
   ％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜
   ０．０６０％、Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．
   ００８〜０．０２０％を含有し、かつＭｏ（％）＋Ｎｂ
   （％）≧０．２０（％）、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％
   ）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）、Ｂ＿ｓ≧５５０
   （℃）（Ｂ＿ｓ＝８３０−２７０Ｃ（％）−９０Ｍｎ（
   ％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ（％））であり、残部
   Ｆｅならびに不純物元素からなることを特徴とする高強
   度、高靭性鍛造用非調質鋼。 ２、重量比にしてＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０
   ．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｃ
   ｕ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０
   ％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜
   ０．０６０％、Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．
   ００８〜０．０２０％を含有し、さらにＴｉ：０．０１
   〜０．２０％を含有し、かつＭｏ（％）＋Ｎｂ（％）≧
   ０．２０（％）、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．
   ５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）、Ｂ＿ｓ≧５５０（℃）（
   Ｂ＿ｓ＝８３０−２７０Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％）−７
   ０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ（％））であり、残部Ｆｅなら
   びに不純物元素からなることを特徴とする高強度、高靭
   性鍛造用非調質鋼。 ３、重量比にしてＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０
   ．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｃ
   ｕ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０
   ％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜
   ０．０６０％、Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．
   ００８〜０．０２０％を含有し、さらにＳ：０．０４〜
   ０．１２％、Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．
   ０００５〜０．０１％のうち１種または２種以上を含有
   し、かつＭｏ（％）＋Ｎｂ（％）≧０．２０（％）、１
   ．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０
   Ｃ（％）、Ｂ＿ｓ≧５５０（℃）（Ｂ＿ｓ＝８３０−２
   ７０Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％）−７０Ｃｒ（％）−８３
   Ｍｏ（％））であり、残部Ｆｅならびに不純物元素から
   なることを特徴とする高強度、高靭性鍛造用非調質鋼。 ４、重量比にしてＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０
   ．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｃ
   ｕ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ：０．２０〜１．５０
   ％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜
   ０．０６０％、Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．
   ００８〜０．０２０％を含有し、さらにＴｉ：０．０１
   〜０．２０％と、Ｓ：０．０４〜０．１２％、Ｐｂ：０
   ．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
   のうち１種または２種以上を含有し、かつＭｏ（％）＋
   Ｎｂ（％）≧０．２０（％）、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ
   （％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）、Ｂ＿ｓ≧５
   ５０（℃）（Ｂ＿ｓ＝８３０−２７０Ｃ（％）−９０Ｍ
   ｎ（％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ（％））であり、
   残部Ｆｅならびに不純物元素からなることを特徴とする
   高強度、高靭性鍛造用非調質鋼。