JPH04141549A - 熱間鍛造用高強度、高靭性非調質鋼 - 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） 本発明は熱問音造後の熱処理を夕・要と（２″ず、自然
空冷Ｕよって働れた強度％、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ｌ二用いられる鋼とし、て有
用な熱間鍛造用高強度、高靭性非ｉＰ］質鋲ｌに関する
。

（（５を来技術） 従来、ステアリングナックル、アッパーアーム等の自り
ｊ車の犀廻り部品やロッドエンド等の建設ｍ械の大型部
品等のうち’ｉ’ｌ−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、ＳＣ同４
４０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、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、Ｊ′ｌ
−要とするため、名゛）Ｔ、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
調質例の開発が近年盛んに行われている。

例えばＣを０４２０〜０．５０Ｚ程度含有する中炭素鋼
に０．０３〜・０．２０７の■を添加した非調質鋼が原
案され、前述し、た調質合金銅に変わって使用されてき
でいる。この非調質鋼は熱間鍛造後の冷却過桿で析出す
る■の炭窒化物がフ丁、ライｌ生地を強化ｊ％、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７ようとする問題点） しかＬ７ながら、従来から桿案されている非ｇＪｊｌ質
銅は粗大なフェライト・パー９４１組織を有するもので
あり、強度、靭性ともに５Ｃｒ４４０、ＳＣ同４４０な
どの合金網の調質材に比ベーｒ低いという欠点を有する
。また、優れ六゛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−１−げ時には、各工場、部品ごとに最適製造条件
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Ｓ−で最近ではこれらの問題点を解決するため乙こ、
鍛造条件による性能変化が少ない低Ｃベイナイト型非調
質網の開発が進められつつある。しか１％、この低Ｃベ
イナイト型非調質鋼は前述した合金網と同等以Ｉ−の強
度、靭性を有するものの、降伏比、耐久比の点で劣る。

このため、降伏強度、疲労強度を要求水準に」二げるに
は、より高い強度乙コｊ〜なＵればならず、その結果鍛
造性、切削性が悪くなり、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銅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＝−ズな立上げを可能とし、かつ調質合金鋼以」
−の性能を示す熱間鍛造用高強度銅を促供することを目
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ｌ−ｍの降伏比および耐久比が低い
原因は２．ベイナイト鋼のミクロ組織中に存在する高炭
素島状マルテンリ′イ！・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　Ｉと変態歪を低減するた
めの方法を検討した結果、ｃｌと合金元素量の関係を過
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。

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Ｍｏ、　Ｖ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
い強度を有しなが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も
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：
０．８０〜２−ＯＯ％、Ｃｕ：０．２０〜３．ＯＯ％、
Ｃｒ：０．３０〜１．５０ｚ１、ＭＯ：０．０５〜０．
５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０２０％、Ｖ：０．０
５　””０．５０％、Ｎ：０．００８〜０．０２０２を
含有し、カッＭｏ　（Ｘ）　＋Ｖ　（Ｘ）≧０．２０（
Ｘ）　、１．８Ｍｎ（Ｘ）＋Ｃｒ（χ）＋０．５Ｍｏ（
Ｘ）　≦２００（χ）、Ｂｓ≧５５０（”Ｃ）（Ｂｓ　
＝８３０−２７０Ｃ（χ）−９０Ｍｎ（χ）７０Ｃｒ　
（χ）−８３Ｍｏ（χ））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熱間鍛造用高強度、
高靭性非調質鋼であり、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：
０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．３０χの
うち１種または２種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：０．０５〜０．３０
％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１χのうち１種または
２種以上を含有させたものである。

次に本発明の熱間鍛造用高強度、高靭性非調質鋼におけ
る成分組成限定理由について以下に説明する。

Ｃ；０．１０〜０．３０１ 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 Ｓｉ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ｏ、
ｓｏｚを越えると靭性が低下するので上限を０．５０ｚ
とした。

Ｍｎ；０．８０　〜２．００χ 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０．８０χ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０．８０χ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；０．２０〜３．００Ｉ 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、０．２０χ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；０．３０〜１．５０χ 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。０．３０χ未満の含有では前記効果が不十
分であるので下限を０．３０χ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゜５０χ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。　０．０５χ未満の含有では前記効果が不十分なの
で下限を０．０５１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
り、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．
５０ｚとした。

Ａｌ；０．０１０〜０．０６０χ Ａｔ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。

Ｖ；０．０５〜０．５０％ νはＣ，Ｎと親和力が強く、鋼中において炭愛化物とし
て析出し、初析フェライトが生成したｑ合にこれを析出
強化させて強度を向上さ（・ると２もに、ベイナイトラ
スを微細化させて靭性を向」さ（゛る効果のある元素で
あるが、０．０５χ未満の倫有ではその効果が不十分で
あるので下限を０゜０５ｘとした。しかし、０゜５０χ
を越えて含有させても（の効果が飽和するとともにコス
ト高となるためＪ限を０．５０ｍ　とした。

Ｎ；０．００８へ−０，０２０χ ＮはＡＩ、　Ｖ　と親５和力が強く、鋼中においてＡＩ
、Ｖの窒化物と１．て析出し、ビ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
があり、前記効果を得るためには少なくともｏ、ｏｏｓ
ｚの含有が必要である。しかし０．０２０’！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゜０２
０χとした。

Ｔｉ；０．０１〜０．２０％　、　Ｎｂ；０．０１〜０
．３０！ＴｉおよびＮｂば網中において炭窒化物として
析出し、ビ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、射、νの窒化物Ｉ２こ比べその効
果が大きい、、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。前記効果を得るメ：：めには少なくと
もＴ１．　Ｎｂともに０．ＯＩＺ以上の含有が必要であ
る。ＬかしＴｉハ０．２０！：　、Ｎｈは０．３０！を
舶えて含有させても前記効果が飽和するとともにコスト
高となるので上限をＴｉは０．０３０％、Ｎｌ）は０．
３０χとした、 Ｓ；０．０４〜０．１２Ｚ　、　ｌ’ｂ；０．０５〜０
．３０Ｚ　、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０．０４Ｘ　、　０．０５Ｘ　、　０
．０００５χ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Ｏ，１２Ｚ　、　０．３０！　、０
．０１２　トした。

Ｍｏ（＄）＋Ｖ（χ）≧０．２０（Ｘ）Ｍｏ、　Ｖ　（
７）複合添加はＣの拡散を遅滞させてヘイナイトラスの
成長を妨げるので、ベイナイＩ・ラスを特に微細にする
効果がある。前記効果を得るためにはＭｏ、　Ｖの合計
含有率を０．２０％以上にする必要がある。

１．８Ｍｎ（χ）＋Ｃｒ　（Ｘ）　＋０．５Ｍｏ　（１
）≦２００（χ）１．８Ｍｎ（Ｘ）＋Ｃｒ（＄）＋０．
５Ｍｏ（χ）≦２０Ｃ（Ｘ）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。Ｍｎ、　Ｃｒ
、　Ｍｏを過剰に添加し１．８？Ｉｎ（Ｘ）＋Ｃｒ（Ｘ
）＋０．５Ｍｏ（Ｘ）　＞２０Ｃ（Ｘ）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１．８
Ｍｎ（１）　＋Ｃｒ　（χ）＋０．５Ｍｏ（Ｘ）≦２０
Ｃ（χ）とする必要がある。

Ｂｓ　≧５５０（℃）（Ｂ−＝８３０−２７０Ｃ（り−
９０Ｍｎ（χ）−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（”Ｃ）では変態歪が急増し、陵
伏比、耐久比を著しく低下させるためＢｓ≧５５０（Ｃ
）とする必要がある。

（実施例） 以下に本発明の特徴を比較鋼および従来綱と比較（−１
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鯛
は第１発明鋼、５〜７鋼は第２発明鋼、８〜１２鋼は第
３発明鋼、１３〜１Ｂ綱は第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鋼は従来鋼であるＳＣ
Ｍ４４０である。

第１表に示した供試材のうち１〜２６鯛については、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３０１１１１の丸棒に鍛造し
、室温まで自然空冷し試験材とした。また、ＳＣＭ４４
０である２７鋼については熱間圧延にて製造した直径３
０ＩＩ園の丸棒を８８０℃にて加熱後油浴中にて焼入を
行い、続いて５８０℃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、０．２χ耐力、引張強さ、降伏比、
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−懺へｅｃで測定したものであり、衝撃値はＪＩ
Ｓａ号Ｕノツチシャルピー試験片を作製し、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１０７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。

被剛性はドリル穿孔試験により評価した。なお、試験は
トリＪしは５−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、ｍ。

、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。

ｉ２表から明らかなよ・つｔ１″、比較鋼、従来鋼であ
る１９〜２７鰐を本発明鋼と比較すると、１９鋼はＣ含
有率が高いため衝撃値が劣るとともに、Ｂｓ≧５５０（
”Ｃ）を満足しないため、降伏比、耐久比がともに劣る
ものであり、２０．２１冑はＭｎあるいはＣｙ含有率が
高いため焼入性が向上し過ぎるとともに、Ｍ−入量が非
常に多く、また式（１）（第２表参照）およびｎ５≧５
５０（’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関はＭｏの含有率及びに０．１１の
合計含有率が低いため、ベイナイト・化が不十分となり
−・部パーライトが生成するとともに、ベイナイトラス
寸法が大きいため、引張強さ、降伏比、耐久比、衝撃値
がともに劣るものであり、２３飼はＶの含有率が低いた
め、ベイナイトラス寸法が大きくなり、衝撃値が劣るも
のであり、２４鋼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ｂこ、（
１）式を満足しないためＭ−Ａ　量が多く、強度、降伏
比、耐久比が劣るものであり、２５絢は化学成分は本発
明鋼の範囲ムこ入っているが、Ｖ態温度が低いため乙こ
変態歪の影響により、降伏比、耐久比が劣るものである
。また、従来のフェライト・パーライト型非調質鋼であ
る２Ｇ卸は強度、降伏比および耐久比が低く、５ＣＦ９
４４０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、強度が劣るものである。

これに対して本発明鋼である１＝Ｘ８鋼は１葛の析出強
化を利用して強度を大幅に向丘させたこと、Ｍｏとνを
複合添加し、Ｃ量と合金元素量の関係を適切な範囲内に
規制しく式（１））、Ｂｓ≧５５０　（’Ｃ）としたこ
とによりベイナイトラス寸法が＠細化されＭ−Ａｌも１
％以下と少なく抑えられた結果、０゜２χ耐力８８ｋｇ
ｆ／舶１ＩｌＴ以」二、引張強さ１０５ｋｇｆ　／ｗａ
ｖｌＩ”以Ｌ、降伏比０．８２以上、耐久比０７５２以
上、衝撃値８ｋｇｆｓ／ｃｌ１１″以上という優れた性
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鯛は第１、第２発明鋼に比べ
て強度、靭性、疲労強度などの性能を損なうことな（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本発明鋼の性能への影響に
ついて、別の実施例により明らかにする。

第１表に示す鯛のうち本発明鋼の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３．６．９．１３．２６１１の直径６
０■の丸棒を１３５０°Ｃ１１２５０℃および１１５０
℃に加熱し各々１２５０℃、１１５０°Ｃおよび１０５
０℃にて直径３０ｍｍ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ＪＩＳ３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、φ
６０、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（８００〜６５
０°Ｃの平均冷却速度４０°（／ｓ＋ｉｎ、）、φ１０
０は遅い冷却速度（８００〜６５０°Ｃの平均冷却速度
１０℃／■ｉｎ、）に対応し、φ６０は中間の冷却速度
に対応している。上記の鋼３．６．９．１３および２６
鋼の直径２００ｍｍ　、１２０園■、６０１１ｍの各サ
イズの丸棒を１２５０°Ｃに加熱し、各々直径１００ｍ
ｍ、６０ｍ１．３０ｍｍ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ＪＩＳａ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（鍛伸丸棒サイズ）が変化しても引張強
さ、０．２ｚ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Ｉ・・パーライト型
の従来の非調質鋼である２６餌は冷却速度が遅くなるに
つれて０．２χ耐力、引張強さおよび衝撃値が徐々に低
トすることがわかる。

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、かつ従来の非調質
鋼に比べ高い強度と降伏比を有することがわかる。

（発明の効果） 本発明の熱間鍛造用高強度、高靭性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特性が劣
ることおよび鍛造時の条件を厳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
鍛造条件にて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、かつ調質合金銅に比べ
ても高い強度を有するものである。

従って、自動車の足廻り部品や建設ね械の大型部品の非
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。

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：０．８０〜２．００％、Ｃ
   ｕ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０
   ％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜
   ０．０６０％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．０
   ０８〜０．０２０％を含有し、かつＭｏ（％）＋Ｖ（％
   ）≧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熱間鍛造
   用高強度、高靭性非調質鋼。 ２、重量比にしてＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０
   ．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｃ
   ｕ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０
   ％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜
   ０．０６０％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．０
   ０８〜０．０２０％を含有し、さらにＴｉ：０．０１〜
   ０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％のうち１種ま
   たは２種を含有し、かつＭｏ（％）＋Ｖ（％）≧０．２
   ０（％）、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熱間鍛造用高強度、
   高靭性非調質鋼。 ３、重量比にしてＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０
   ．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｃ
   ｕ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０
   ％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜
   ０．０６０％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．０
   ０８〜０．０２０％を含有し、さらにＳ：０．０４〜０
   ．１２％、Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．０
   ００５〜０．０１％のうち１種または２種以上を含有し
   、かつＭｏ（％）＋Ｖ（％）≧０．２０（％）、１．８
   Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（
   ％）、Ｂ＿ｓ≧５５０（℃）（Ｂ＿ｓ＝８３０−２７０
   Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ
   （％））であり、残部Ｆｅならびに不純物元素からなる
   ことを特徴とする熱間鍛造用高強度、高靭性非調質鋼。 ４、重量比にしてＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０
   ．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｃ
   ｕ：０．２０〜３．００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０
   ％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜
   ０．０６０％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．０
   ０８〜０．０２０％を含有し、さらにＴｉ：０．０１〜
   ０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％のうち１種ま
   たは２種と、Ｓ：０．０４〜０．１２％、Ｐｂ：０．０
   ５〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％のう
   ち１種または２種以上を含有し、かつＭｏ（％）＋Ｖ（
   ％）≧０．２０（％）、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）
   ＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）、Ｂ＿ｓ≧５５０（
   ℃）（Ｂ＿ｓ＝８３０−２７０Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％
   ）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ（％））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熱間鍛
   造用高強度、高靭性非調質鋼。