JPH04176842A - 熱間鍛造用非調質鋼 - Google Patents
熱間鍛造用非調質鋼Info
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- JPH04176842A JPH04176842A JP2262588A JP26258890A JPH04176842A JP H04176842 A JPH04176842 A JP H04176842A JP 2262588 A JP2262588 A JP 2262588A JP 26258890 A JP26258890 A JP 26258890A JP H04176842 A JPH04176842 A JP H04176842A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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。
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
、特に高靭性を必要とする自動車の足廻り部品や建設機
械の油圧部品等に用いられる鋼として有用な熱間鍛造用
非調質鋼に関する。
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
、特に高靭性を必要とする自動車の足廻り部品や建設機
械の油圧部品等に用いられる鋼として有用な熱間鍛造用
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油圧部品
には高強度、高靭性が要求され、機械構造用炭素鋼であ
る５４３Ｃ，５４５Ｃ，５４８Ｃなどを用い、熱間鍛造
により成形後、焼入焼もどし等の熱処理（以下調質と記
す）を施し、必要な性能を確保していた。
車の足廻り部品やロンドエンド等の建設機械の油圧部品
には高強度、高靭性が要求され、機械構造用炭素鋼であ
る５４３Ｃ，５４５Ｃ，５４８Ｃなどを用い、熱間鍛造
により成形後、焼入焼もどし等の熱処理（以下調質と記
す）を施し、必要な性能を確保していた。
しかし、これらの熱処理は莫大な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
間鍛造後の自然空冷にて必要な性能の得られる非調質鋼
の開発が近年盛んに行われている。例えばＣを０．２０
〜０．５０χ程度含有する中炭素鋼に０．０３〜０．２
０χの■を添加した非調質鋼が提案され、使用されてい
る。この非調質鋼は熱間鍛造後の冷却過程で析出する■
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。
るため、省エネルギーの社会的要請に応えるために、熱
間鍛造後の自然空冷にて必要な性能の得られる非調質鋼
の開発が近年盛んに行われている。例えばＣを０．２０
〜０．５０χ程度含有する中炭素鋼に０．０３〜０．２
０χの■を添加した非調質鋼が提案され、使用されてい
る。この非調質鋼は熱間鍛造後の冷却過程で析出する■
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、靭
性は中炭素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
である。
なフェライト・パーライト組織を有するものであり、靭
性は中炭素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
である。
さらに、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。
には、鍛造条件を厳しく管理する必要があった。
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ベイナイト鋼は靭性には優れているものの、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しな（
ではならず、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。また、中炭素鋼
の調質材においても、大形の部品、例えば部品の断面積
が１０’＋＋＋＋＋”以上のものについては中心部まで
十分焼きが入らず、高強度、高靭性を付与させることは
困難であった。
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ベイナイト鋼は靭性には優れているものの、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しな（
ではならず、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。また、中炭素鋼
の調質材においても、大形の部品、例えば部品の断面積
が１０’＋＋＋＋＋”以上のものについては中心部まで
十分焼きが入らず、高強度、高靭性を付与させることは
困難であった。
本発明は従来の調質炭素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、部高寸法および鍛
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、かつあらゆる性能に
おいて調質炭素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。
き問題点を考慮してなされたもので、部高寸法および鍛
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、かつあらゆる性能に
おいて調質炭素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。
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。
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、Ｍｏ、■の複合添加するとヘイナイトラスが微細
化し、著しく靭性が向上することを確認したものである
。
化し、著しく靭性が向上することを確認したものである
。
さらに、オーステナイト結晶粒微細化による靭性向上効
果について検討を加えた結果、Ｔｉ含有鋼については、
Ａｌ、Ｔｉ、 Ｎの間の含有率の関係を適当な範囲に規
制すると、結晶粒がさらに微細化し、靭性が向上するこ
とを新しく知見したものである。
果について検討を加えた結果、Ｔｉ含有鋼については、
Ａｌ、Ｔｉ、 Ｎの間の含有率の関係を適当な範囲に規
制すると、結晶粒がさらに微細化し、靭性が向上するこ
とを新しく知見したものである。
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
。
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゜００！ 、Ｃｒ：０．３０ 〜１．５
０χ 、Ｍｏ：０．０５ 〜０．５０′Ａ 、八１：０
．００２〜０．０６０％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、
Ｎ：０．００８〜０．０２０χを含有し、かツＭｏ（Ｚ
）＋Ｖ（Ｘ）≧０．２０（Ｘ） 、１．８Ｍｎ（Ｘ）＋
Ｃｒ（Ｘ）＋０．５Ｍｏ’（Ｘ）≦２００（Ｘ）、 Ｂ
ｓ≧５５０（”Ｃ）（Ｂ＝ ＝８３０−２７０Ｃ（Ｚ）
−９０Ｍｎ（Ｘ）−７０Ｃｒ（Ｘ）−８３Ｍｏ（Ｘ））
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非調質鋼であり、第２発明は被削性
を改善するために、第１発明鋼にさらにＳ：０．０４〜
０．１２％、Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．
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。また、第３．４発明は第１．２
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：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．０
１〜０．３０χのうち１種または２種を含有させたもの
であり、第５．６発明は第３．４発明網のうちＴｉ含有
鋼の性能をさらに向上させるため、Ａｌ、 ＴｉＸＮの
含有率を適当な範囲に規制して、結晶粒を微細化し、耐
久比、靭性を一層向上させたものである。
０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ＝
０．８０〜２゜００！ 、Ｃｒ：０．３０ 〜１．５
０χ 、Ｍｏ：０．０５ 〜０．５０′Ａ 、八１：０
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Ｎ：０．００８〜０．０２０χを含有し、かツＭｏ（Ｚ
）＋Ｖ（Ｘ）≧０．２０（Ｘ） 、１．８Ｍｎ（Ｘ）＋
Ｃｒ（Ｘ）＋０．５Ｍｏ’（Ｘ）≦２００（Ｘ）、 Ｂ
ｓ≧５５０（”Ｃ）（Ｂ＝ ＝８３０−２７０Ｃ（Ｚ）
−９０Ｍｎ（Ｘ）−７０Ｃｒ（Ｘ）−８３Ｍｏ（Ｘ））
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非調質鋼であり、第２発明は被削性
を改善するために、第１発明鋼にさらにＳ：０．０４〜
０．１２％、Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．
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。また、第３．４発明は第１．２
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：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．０
１〜０．３０χのうち１種または２種を含有させたもの
であり、第５．６発明は第３．４発明網のうちＴｉ含有
鋼の性能をさらに向上させるため、Ａｌ、 ＴｉＸＮの
含有率を適当な範囲に規制して、結晶粒を微細化し、耐
久比、靭性を一層向上させたものである。
次に本発明の熱間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。
理由について以下に説明する。
Ｃ；０．１０〜ｏ、３ｏｚ
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０．３０２と
した。
％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０．３０２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０．
５０χを越えると靭性が低下するので上限を０．５０χ
とした。
．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；０．８０〜２．００χ
４ｎ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０．８０！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。
必要な元素である。Ｍｎの含有が０．８０！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。
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。０．３０！未満の含有では前記効果が不十
分であるので下限を０．３ｏχ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。
元素である。０．３０！未満の含有では前記効果が不十
分であるので下限を０．３ｏχ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；０．０５〜０．５０２
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０，０５χ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０．５
０χとした。
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０，０５χ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０．５
０χとした。
Ａｌ；０．００２〜０．０６０χ
Ａｌは強力な脱酸効果を持つ元素であるが、０．００２
Ｘ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０．００２Ｘ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。
Ｘ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０．００２Ｘ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；０．０５〜０．５０χ
ＶはＣ，Ｎと親和力が強く、鋼中において炭窒化物とし
て析出し、初析フェライトが生成した場合にこれを析出
強化させて強度を向上させるとともに、ベイナイトラス
を微細化させて靭性を向上させる効果のある元素である
が、０．０５χ未満の含有ではその効果が不十分である
ので下限を０．０５χとした。しかし、０．５０Ｘ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
となるため上限を０．５０χとした。
て析出し、初析フェライトが生成した場合にこれを析出
強化させて強度を向上させるとともに、ベイナイトラス
を微細化させて靭性を向上させる効果のある元素である
が、０．０５χ未満の含有ではその効果が不十分である
ので下限を０．０５χとした。しかし、０．５０Ｘ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
となるため上限を０．５０χとした。
Ｎ；０．００８〜０．０２０χ
ＮはＡｌ、 Ｎｂ、 Ｔｉと親和力が強く、鋼中におい
てＡｌ、 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０．００８χの含有が必要である。しかし０．
０２０２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０．０２０Ｘとした。
てＡｌ、 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０．００８χの含有が必要である。しかし０．
０２０２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０．０２０Ｘとした。
Ｔｉ；０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ；０．０１〜０
．３０χＴｉおよびＮｂは鋼中において炭窒化物として
析出し、ピン止め効果によりオーステナイト結晶粒を微
細化する効果があり、八１、Ｖの窒化物に比べその効果
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。前記効果を得るためには少なくともＴｉは
０．００５％以上、Ｎｂは０．０１％以上の含有が必要
である。しかしＴｉは０．０３０％、Ｎｂは０．３０２
を越えて含有させても前記効果が飽和するとともに、コ
スト高となるので上限をＴｉは０．０３０％、Ｎｂは０
．３０χとした。
．３０χＴｉおよびＮｂは鋼中において炭窒化物として
析出し、ピン止め効果によりオーステナイト結晶粒を微
細化する効果があり、八１、Ｖの窒化物に比べその効果
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。前記効果を得るためには少なくともＴｉは
０．００５％以上、Ｎｂは０．０１％以上の含有が必要
である。しかしＴｉは０．０３０％、Ｎｂは０．３０２
を越えて含有させても前記効果が飽和するとともに、コ
スト高となるので上限をＴｉは０．０３０％、Ｎｂは０
．３０χとした。
Ｓ；０．０４〜０．５２％、Ｐｂ；０．０５〜０．５０
２、Ｃａ；０．０００５〜０．旧χ 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０．０４％、０．０５％、０．０００
５χ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
。
２、Ｃａ；０．０００５〜０．旧χ 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０．０４％、０．０５％、０．０００
５χ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（Ｘ）＋Ｖ（Ｘ）≧０．２０（Ｘ）Ｍｏ、 Ｖ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。前記効果を得るためにはＭｏ、 Ｖの合計含有率を
０．２０χ以上にする必要がある。
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。前記効果を得るためにはＭｏ、 Ｖの合計含有率を
０．２０χ以上にする必要がある。
１．８Ｍｎ（Ｘ）＋Ｃｒ（Ｘ）＋０．５Ｍｏ（Ｘ）≦２
０Ｃ（Ｘ）１．８Ｍｎ （Ｘ） ＋Ｃｒ （Ｘ）＋０．
５Ｍｏ（Ｘ）≦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１．８Ｍｎ（Ｘ）＋Ｃｒ（Ｘ）
＋０．５Ｍｏ（Ｘ） ＞２ｏｃ（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１．８Ｍ
ｎ（ｆ）＋Ｃｒ（Ｋ）＋０．５Ｍｏ（り ≦２０Ｃ（１
（！：する必要がある。
０Ｃ（Ｘ）１．８Ｍｎ （Ｘ） ＋Ｃｒ （Ｘ）＋０．
５Ｍｏ（Ｘ）≦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１．８Ｍｎ（Ｘ）＋Ｃｒ（Ｘ）
＋０．５Ｍｏ（Ｘ） ＞２ｏｃ（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１．８Ｍ
ｎ（ｆ）＋Ｃｒ（Ｋ）＋０．５Ｍｏ（り ≦２０Ｃ（１
（！：する必要がある。
Ｂｓ≧５５０（℃） （Ｂｓ−８３０−２７０Ｃ（り−
９０Ｍｎ（Ｘ）−７０Ｃｒ（Ｘ）−８３Ｍｏ（Ｘ）） 上式で示されるＢｓはヘ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、降
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。
９０Ｍｎ（Ｘ）−７０Ｃｒ（Ｘ）−８３Ｍｏ（Ｘ）） 上式で示されるＢｓはヘ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、降
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。
Ａｌ（Ｘ）／２７＜Ｎ（Ｘ）／１４
Ｔｉは窒化物を形成して、ピン止め効果により結晶粒を
微細化する効果があり、ＡｌＮに比べてその効果が大き
い。しかし、Ａ】の方がＮとの親和力が強く、ＡｌとＴ
ｉが共存した場合、Ａｌの方が優先的にＮと結びついて
しまう。従って、Ｔｉによる結晶粒微細化効果を十分に
得るためには、ＮがＡｌ含有率に比べ一定量以上含有し
ていなければならず、Ａｌ（Ｘ）／２７＜Ｎ（Ｘ）／１
４を満足することが必要である。
微細化する効果があり、ＡｌＮに比べてその効果が大き
い。しかし、Ａ】の方がＮとの親和力が強く、ＡｌとＴ
ｉが共存した場合、Ａｌの方が優先的にＮと結びついて
しまう。従って、Ｔｉによる結晶粒微細化効果を十分に
得るためには、ＮがＡｌ含有率に比べ一定量以上含有し
ていなければならず、Ａｌ（Ｘ）／２７＜Ｎ（Ｘ）／１
４を満足することが必要である。
Ｔｉ（Ｘ）／Ｎ（Ｘ）＜１．４
ＴｉＮの析出は結晶粒微細化に効果があるが、その効果
を十分に得るためには、ＴｉＮを細かく析出させる必要
がある。ＴｉＮの粒径はＴｉとＮの含有率の比によって
変化し、十分な微細化効果を得るためには、Ｔｉ（Ｘ）
／Ｎ（Ｘ）＜１．４とする必要がある。
を十分に得るためには、ＴｉＮを細かく析出させる必要
がある。ＴｉＮの粒径はＴｉとＮの含有率の比によって
変化し、十分な微細化効果を得るためには、Ｔｉ（Ｘ）
／Ｎ（Ｘ）＜１．４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鋼と比較し、実
施例でもって明らかにする。
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。
ある。
第１表において１〜２７鋼は本発明鋼であり、１〜４網
は第１発明鋼、５〜９綱は第２発明鋼、１０〜工２鋼は
第３発明網、１３〜１８鋼は第４発明鋼、１９〜２２ｍ
は第５発明鋼、２３〜２７綱は第６発明鋼である。また
、２８〜３４！１ｉｉｌは比較鋼であり、３５鋼はフェ
ライト・パーライト型の従来の非調質鋼、３６鋼は従来
鋼である５４５Ｃである。なお、式（２）、（３）（第
１表参照）を満足するかどうかはついては、Ｔｉ含有ｗ
Ａ（ただしＮｂ未含有鋼）についてのみ記載した。
は第１発明鋼、５〜９綱は第２発明鋼、１０〜工２鋼は
第３発明網、１３〜１８鋼は第４発明鋼、１９〜２２ｍ
は第５発明鋼、２３〜２７綱は第６発明鋼である。また
、２８〜３４！１ｉｉｌは比較鋼であり、３５鋼はフェ
ライト・パーライト型の従来の非調質鋼、３６鋼は従来
鋼である５４５Ｃである。なお、式（２）、（３）（第
１表参照）を満足するかどうかはついては、Ｔｉ含有ｗ
Ａ（ただしＮｂ未含有鋼）についてのみ記載した。
３６鋼を除く供試材については、熱間圧延にて製造した
直径６０ｍｍの丸棒を１２５０°Ｃに加熱後、１１５０
°Ｃにて直径３０１の丸棒に鍛造し、室温まで自然空冷
し試験材とした。また、５４５Ｃである３６鋼について
は熱間圧延にて製造した直径３０ｍｍの丸棒を８８０°
Ｃ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。
直径６０ｍｍの丸棒を１２５０°Ｃに加熱後、１１５０
°Ｃにて直径３０１の丸棒に鍛造し、室温まで自然空冷
し試験材とした。また、５４５Ｃである３６鋼について
は熱間圧延にて製造した直径３０ｍｍの丸棒を８８０°
Ｃ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、０．２′Ａ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。
ス寸法、Ｍ−Ａ量、０．２′Ａ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。
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。
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ＪＩＳｄ号引張試験片を作製し、引張
速度ＩＩＩＩＩｉ／ｓｅｃで測定したものであり、衝撃
値はＪＩＳａ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。
速度ＩＩＩＩＩｉ／ｓｅｃで測定したものであり、衝撃
値はＪＩＳａ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。
耐久比は小野弐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。
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５ＩＩＩＩＩｌφ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、
＋ｗ。
ドリルは５ＩＩＩＩＩｌφ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、
＋ｗ。
、切削油なし、荷重７５ｋｇの条件で行った。測定した
結果は、入来鋼である２７ｇ！４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。
結果は、入来鋼である２７ｇ！４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、従来鋼である２８〜
３４Ｍを本発明鋼と比較すると、２８鋼はＣ含有率が高
いため衝撃値、被削性がともに劣るものであり、２９．
３０鋼はＭｎ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−Ａ量が非常に多く、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、３
１綱はＭｏの含有率およびＭｏ、νの合計含有率が低い
ため、ヘイナイト化が不十分となり、一部パーライトが
生成したため強度が劣るとともに、式（１）を満足せず
Ｍ−Ａ生成量が多（、ベイナイトラス寸法が大きいため
に降伏比、耐久比、衝撃値がともに劣るものであり、３
２鋼は■の含有率が低いため、ヘイナイトラス寸法が大
きくなり、耐久比と衝撃値が劣るものであり、３３．３
４鋼は化学成分は本発明鋼の範囲に入っているが、３３
鋼は式（１）を、３４１１ｉｌはＢｓ≧５５０（”Ｃ）
を満足しないために降伏比、耐久比が劣るものである。
３４Ｍを本発明鋼と比較すると、２８鋼はＣ含有率が高
いため衝撃値、被削性がともに劣るものであり、２９．
３０鋼はＭｎ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−Ａ量が非常に多く、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、３
１綱はＭｏの含有率およびＭｏ、νの合計含有率が低い
ため、ヘイナイト化が不十分となり、一部パーライトが
生成したため強度が劣るとともに、式（１）を満足せず
Ｍ−Ａ生成量が多（、ベイナイトラス寸法が大きいため
に降伏比、耐久比、衝撃値がともに劣るものであり、３
２鋼は■の含有率が低いため、ヘイナイトラス寸法が大
きくなり、耐久比と衝撃値が劣るものであり、３３．３
４鋼は化学成分は本発明鋼の範囲に入っているが、３３
鋼は式（１）を、３４１１ｉｌはＢｓ≧５５０（”Ｃ）
を満足しないために降伏比、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
３５鋼は降伏比、耐久比および衝撃値が低く、５４５Ｃ
である３６鋼は焼入焼もどしを行っても不完全焼入組織
となり、降伏比、耐久比、衝撃値がともに劣るものであ
る。
３５鋼は降伏比、耐久比および衝撃値が低く、５４５Ｃ
である３６鋼は焼入焼もどしを行っても不完全焼入組織
となり、降伏比、耐久比、衝撃値がともに劣るものであ
る。
これに対して本発明鋼である１〜２７鋼はＭｏ、 Ｖを
複合添加したこと、Ｃ量と合金元素量の関係を適切な範
囲内に規制した（式（１））こと、およびＢ３≧５５０
（”Ｃ） 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量も１％以下と少なく抑えられた結果、０
．２χ耐力５４ｋｇｆ／ｂ＋−２以上、引張強さ７５ｋ
ｇｆ／＋ｎｍ”以上、降伏比０６７１以上、耐久比０．
５１以上、衝撃値１６ｋｇｆｗ＋／ｃｍ”以上という調
質炭素鋼以上の優れた性能を示すものである。また被削
性についても被削性元素を添加した第２．４．６発明鋼
は第１．３．５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く優れた被削性を示すことが確
認できた。
複合添加したこと、Ｃ量と合金元素量の関係を適切な範
囲内に規制した（式（１））こと、およびＢ３≧５５０
（”Ｃ） 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量も１％以下と少なく抑えられた結果、０
．２χ耐力５４ｋｇｆ／ｂ＋−２以上、引張強さ７５ｋ
ｇｆ／＋ｎｍ”以上、降伏比０６７１以上、耐久比０．
５１以上、衝撃値１６ｋｇｆｗ＋／ｃｍ”以上という調
質炭素鋼以上の優れた性能を示すものである。また被削
性についても被削性元素を添加した第２．４．６発明鋼
は第１．３．５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く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。
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３．６．９．１３．１
９．２３鋼と従来の非調質鋼である２６ｆｉＩ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。
９．２３鋼と従来の非調質鋼である２６ｆｉＩ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。
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３．６．９．１３．１９．２３．２６
鋼の直径６０＋ａ＋ａの丸棒を１３５０°Ｃ，１２５０
°Ｃおよび１１５０”Ｃに加熱し各々１２５０°Ｃ１１
１５０°Ｃおよび１０５０℃にて直径３０＋ａｍ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。
鋼の直径６０＋ａ＋ａの丸棒を１３５０°Ｃ，１２５０
°Ｃおよび１１５０”Ｃに加熱し各々１２５０°Ｃ１１
１５０°Ｃおよび１０５０℃にて直径３０＋ａｍ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。
（以下余白）
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３５綱は加熱温度の上昇に伴
い、引張強さ、０．２ｚ耐力が増加し、衝撃値が著しく
低下するのに対し、ヘイナイト組織を有する本発明＃１
ｉ１３．６．９．１３．１９．２３鋼は加熱温度、加工
温度によって性能が殆ど変化せず、全ての条件において
優れた特性を得られることがわかる。
イト型の非調質鋼であ′る３５綱は加熱温度の上昇に伴
い、引張強さ、０．２ｚ耐力が増加し、衝撃値が著しく
低下するのに対し、ヘイナイト組織を有する本発明＃１
ｉ１３．６．９．１３．１９．２３鋼は加熱温度、加工
温度によって性能が殆ど変化せず、全ての条件において
優れた特性を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伸する丸棒サイズを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°Ｃ／ｍｉｎ、）、φ１００
は遅い冷却速度（８００〜６５０°Ｃの平均冷却速度１
０°（： ／ｍｉｎ、）に対応している。上記のｆＡ３
．６．９．１３．１９．２３および３５鋼の直径２０（
１ｍｍ 、１２０ｍｍ、６０１Ｉ１ｍの各サイズの丸棒
を１２５０°Ｃに加熱し、各々直径１００＋＋＋ｍ、６
０＋ｎｍ、３０ｎ＋ｍ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ＪＩＳｄ号引張
試験片、およびＪＩＳＪ号Ｕノツチシャルピー試験片を
採取し試験を実施した。
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伸する丸棒サイズを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°Ｃ／ｍｉｎ、）、φ１００
は遅い冷却速度（８００〜６５０°Ｃの平均冷却速度１
０°（： ／ｍｉｎ、）に対応している。上記のｆＡ３
．６．９．１３．１９．２３および３５鋼の直径２０（
１ｍｍ 、１２０ｍｍ、６０１Ｉ１ｍの各サイズの丸棒
を１２５０°Ｃに加熱し、各々直径１００＋＋＋ｍ、６
０＋ｎｍ、３０ｎ＋ｍ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ＪＩＳｄ号引張
試験片、およびＪＩＳＪ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
３．１９．２３鋼は冷却速度（鍛伸丸棒サイズ）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３５鋼は、冷却速度
が遅くなるにつれて０．２Ｚ耐力、引張強さおよび衝撃
値が徐々に低下することがわかる。さらに参考として第
４表には従来鋼である２７鋼のφ１００丸棒を８８０°
Ｃにて加熱後油焼入し、５８０°Ｃにて焼もどしを行っ
た場合のデータを示しである。この結果から明らかなよ
うに、３４５Ｃ調質材において寸法がφ１００と大きい
場合には、。
３．１９．２３鋼は冷却速度（鍛伸丸棒サイズ）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３５鋼は、冷却速度
が遅くなるにつれて０．２Ｚ耐力、引張強さおよび衝撃
値が徐々に低下することがわかる。さらに参考として第
４表には従来鋼である２７鋼のφ１００丸棒を８８０°
Ｃにて加熱後油焼入し、５８０°Ｃにて焼もどしを行っ
た場合のデータを示しである。この結果から明らかなよ
うに、３４５Ｃ調質材において寸法がφ１００と大きい
場合には、。
十分に焼きが入らず、強度が極端に低くなっている。こ
れに対し本発明鋼は、今回試験したあらゆる鍛造条件に
おいて優れた機械的特性を示している。
れに対し本発明鋼は、今回試験したあらゆる鍛造条件に
おいて優れた機械的特性を示している。
（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
造時の条件を厳しく管理しないと優れた性能が得られな
いといった問題点を解決し、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
れるものである。
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
造時の条件を厳しく管理しないと優れた性能が得られな
いといった問題点を解決し、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
れるものである。
従って、本発明鋼は自動車の足廻り部品や建設機械の油
圧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。
圧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)
- 【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：０．８０〜２．０％、Ｃｒ
：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
、Ａｌ：０．００２〜０．０６０％、Ｖ：０．０５〜０
．５０％、Ｎ：０．００８〜０．０２０％を含有し、か
つＭｏ（％）＋Ｖ（％）≧０．２０（％）、１．８Ｍｎ
（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）
、Ｂｓ≧５５０（℃）（Ｂｓ＝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
ｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０
％、Ａｌ：０．００２〜０．０６０％、Ｖ：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（％）＋Ｖ（％）≧
０．２０（％）、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．
５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）、Ｂｓ≧５５０（℃）（Ｂ
ｓ＝８３０−２７０Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％）−７０Ｃ
ｒ（％）−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
ｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０
％、Ａｌ：０．００２〜０．０６０％、Ｖ：０．０５〜
０．５０％、Ｎ：０．００８〜０．０２０％を含有し、
さらにＴｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．０
１〜０．３０％のうち１種または２種を含有し、かつＭ
ｏ（％）＋Ｖ（％）≧０．２０（％）、１．８Ｍｎ（％
）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）、Ｂ
ｓ≧５５０（℃）（Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ（％）−９
０Ｍｎ（％）−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
ｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０
％、Ａｌ：０．００２〜０．０６０％、Ｖ：０．０５〜
０．５０％、Ｎ：０．００８〜０．０２０％を含有し、
さらにＴｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．０
１〜０．３０％のうち１種または２種と、Ｓ：０．０４
〜０．１２％、Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：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（
％）、Ｂｓ≧５５０（℃）（Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ（
％）−９０Ｍｎ（Ｘ）−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非調質鋼。 ５、重量比にしてＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０
．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｃ
ｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０
％、Ａｌ：０．００２〜０．０６０％、Ｖ：０．０５〜
０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０
．００８〜０．０２０％を含有し、かつＭｏ（％）＋Ｖ
（％）≧０．２０（％）、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％
）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）、Ｂｓ≧５５０（
℃）（Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％）
−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ（％））であり、さらに、
Ａｌ（％）／２７＜Ｎ（％）／１４、Ｔｉ（％）／Ｎ（
％）＜１．４の２式を満足し、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非調質鋼。 ６、重量比にしてＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０
．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｃ
ｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０
％、Ａｌ：０．００２〜０．０６０％、Ｖ：０．０５〜
０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、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（％）＋Ｖ（％）≧０．２０（％）、１
．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０
Ｃ（％）、Ｂｓ≧５５０（℃）（Ｂｓ＝８３０−２７０
Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ
（％））であり、さらに、Ａｌ（％）／２７＜Ｎ（％）
／１４、Ｔｉ（％）／Ｎ（％）＜１．４の２式を満足し
、残部Ｆｅならびに不純物元素からなることを特徴とす
る熱間鍛造用非調質鋼。
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