WO2015133470A1 - 時効硬化型ベイナイト非調質鋼 - Google Patents

時効硬化型ベイナイト非調質鋼 Download PDF

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WO2015133470A1
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優樹 田中
誠 針谷
宮▲崎▼　貴大
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大同特殊鋼株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an age-hardened bainite non-heat treated steel that has a bainite structure after hot working and is precipitation hardened and hardened by subsequent age hardening treatment, and more specifically has higher fracture toughness than conventional ones.
  • the present invention relates to age hardened bainite non-tempered steel.
  • tempered steel that has been used after being tempered (tempered) after hot working such as hot forging has been used for automotive parts and machine structural parts that require strength and toughness. It was.
  • Non-tempered steel that develops the required hardness as it is hot-worked (specifically as it is cooled by air cooling afterwards) and that can achieve the desired strength even if the quenching and tempering treatment after hot-working is omitted.
  • As a substitute for tempered steel it can be widely applied to machine structural parts, etc., as a solution to cost reduction.
  • non-tempered steel there is ferritic / pearlite type non-tempered steel with a small amount of V added to medium carbon steel, but in ferritic / pearlite non-tempered steel, It is necessary to increase the area ratio of pearlite until it becomes almost pearlite single phase.
  • the steel structure is a pearlite-based structure that is brittle compared to ferrite, the toughness is significantly reduced. Therefore, it is difficult to increase the strength beyond a certain level while ensuring toughness.
  • Non-tempered steel includes bainite non-tempered steel that exhibits a bainite structure as it is hot-worked. This has better toughness than ferritic and pearlite non-tempered steel, but has a problem of low yield strength. There is. Further, if the hardness is simply increased in order to improve the proof stress, the machinability is deteriorated, and the load at the time of cutting is increased to deteriorate the workability. As one solution, age hardened bainite non-tempered steel has been studied.
  • Age-hardened bainite non-tempered steel uses bainite as a hot-worked structure and then increases the hardness by age-hardening treatment. Machining can be performed in a soft state after inter-working, and the hardness can be increased to the required hardness by subsequent age hardening treatment.
  • the conventional age-hardened bainite non-tempered steel has better toughness than the ferrite-pearlite non-tempered steel, but still has insufficient toughness compared to the conventional tempered steel.
  • the main focus of the research is mainly directed to increasing the hardness and strength, and research for increasing toughness has not been sufficiently conducted.
  • Patent Document 1 discloses an invention relating to “high fatigue strength, high toughness mechanical structural steel parts and manufacturing method thereof”, in which toughness is improved by miniaturization of bainite lath. It is disclosed.
  • the improvement in toughness in Patent Document 1 relates to the improvement in impact characteristics (Charpy impact value), and the fracture toughness, which is a toughness different from the impact characteristics, is still insufficient, leading to parts that require fracture toughness. Application is difficult.
  • the thing of patent document 1 requires a high cooling rate, For this reason, a big restriction
  • Patent Document 2 discloses an invention about “steel for carburizing and carbonitriding”, in which gears and shafts that require high impact strength as well as high pitting fatigue strength are disclosed.
  • the tempering hardness is improved by increasing the Si content
  • the fracture toughness value of the carburized phase and core is improved by adding Ni or Mo alone or in combination. The point is disclosed.
  • the one described in Patent Document 2 is basically different from the present invention in that it is not an age-hardened bainite non-tempered steel.
  • Patent Document 3 listed below discloses an invention relating to “rolled steel bar for hot forging and hot forged shape material”, in which the parameter formula Fn1 serving as an index of the effect on tensile strength exceeds 1.20.
  • the parameter formula Fn1 serving as an index of the effect on tensile strength exceeds 1.20.
  • bainite is generated in the hot forged raw material and the fracture toughness value is lowered, so that the alloy components are regulated so that the value of Fn1 is 1.20 or less.
  • the one disclosed in Patent Document 3 is not a steel of ferritic pearlite structure and is not age-hardened bainite non-tempered steel, and the present invention has a low Ni content of 0.20% or less. Is different.
  • Patent Document 4 discloses an invention relating to “age hardening steel”, in which the area ratio of the bainite structure before aging treatment is 50% or more, and the hardness by aging treatment is 7 HRC or more than the hardness before aging treatment. Increasing age hardened steel is disclosed.
  • the Ni content as a selective additive component is defined as 1.0% or less in the claims, there is no disclosure of an example in which Ni is added. In particular, the one described in Patent Document 4 is not added with Ni and is different from the present invention.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-246527 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-192765 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2013-166983 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-037177
  • the present invention has been made for the purpose of providing age-hardened bainite non-tempered steel that can obtain a higher fracture toughness value than ever, in the background as described above.
  • the present invention relates to the following [1] to [4].
  • An age-hardened bainite non-tempered steel having a composition satisfying the following formula (1) value of 20 or more and the formula (2) value of 0.82 or more: 3 ⁇ [C] + 10 ⁇ [Mn] + 2 ⁇ [Cu] + 2 ⁇ [Ni] + 12 ⁇ [Cr] + 9 ⁇ [Mo] + 2 ⁇ [V] ..
  • [] represents the content mass% of the element in [].
  • [3] In any one of [1] and [2], Ti: ⁇ 0.300% in mass%; Nb: ⁇ 0.300%; An age-hardened bainite non-tempered steel characterized by further containing any one or two of the above.
  • Pb In any one of [1] to [3], Pb: 0.001 to 0.300% by mass%; Bi: 0.001 to 0.300%; Te: 0.001 to 0.300%; Ca: 0.001 to 0.010%; An age-hardened bainite non-tempered steel, characterized by further containing any one or more of the above.
  • age hardened bainite non-tempered steel having a higher fracture toughness value than ever can be provided.
  • Such age-hardened bainite non-tempered steel can be suitably applied as a component requiring fracture toughness.
  • FIG. 1 (A) is an explanatory view for collecting a tensile test piece.
  • FIG. 1 (B) is an explanatory diagram regarding the collection of fracture toughness test pieces. It is the figure which showed the shape of the fracture toughness test piece.
  • the present invention is characterized in that Ni is made a high content of 0.40% or more by mass% in order to increase the fracture toughness of the age-hardened bainite non-tempered steel.
  • the Charpy impact value which is one of the characteristics of toughness, is the total resistance of the resistance force from the crack-free state to the crack initiation and the resistance force from the crack initiation until the crack progresses to breakage.
  • Fracture toughness is a property determined by the resistance force when a crack propagates when force is applied from the outside in a state where a pre-crack is given, that is, a crack, while it is a property determined by force. It is a resistance characteristic of a material against general destruction.
  • the fracture toughness value KIC means a value measured according to the fracture toughness test method defined in ASTM-E-399 (2009).
  • the structure before the age-hardening treatment is substantially a bainite single-phase structure, specifically, the area ratio of the bainite structure is 85% or more. More preferably, it is 90% or more.
  • the structure before age hardening is a bainite single phase structure.
  • the hardness after age hardening is desirably 28 HRC (room temperature hardness) or more.
  • the value of the formula (1) represented by 3 ⁇ [C] + 10 ⁇ [Mn] + 2 ⁇ [Cu] + 2 ⁇ [Ni] + 12 ⁇ [Cr] + 9 ⁇ [Mo] + 2 ⁇ [V]
  • the content of C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V is regulated so as to be 20 or more.
  • Formula (3) is an index representing the difficulty of generating island martensite. By making the value of formula (3) 600 or more, generation of island martensite can be suppressed. The properties of fracture toughness can be enhanced. Specifically, it is easy to obtain a target fracture toughness value at room temperature of 50 MPa ⁇ m 1/2 or more.
  • one or two of Ti and Nb can be contained in a predetermined content.
  • 1 type, or 2 or more types of Pb, Bi, Te, and Ca can be contained by predetermined content.
  • the age-hardened bainite non-tempered steel of the present invention can be produced, for example, as follows. That is, after hot forging such as rolling and rough forging, or after solution heat treatment, it is produced by cooling at a temperature between 800 ° C. and 300 ° C. at an average cooling rate of 0.05 to 10 ° C./second, usually by air cooling. be able to. After that, if necessary, it is subjected to machining such as cutting and plastic working, and then subjected to age hardening treatment at a temperature of 500 to 700 ° C. for 0.5 to 10 hours, thereby achieving excellent fracture toughness. It is possible to obtain a part having the hardness as described above.
  • C 0.06 to 0.35%
  • Mo and V carbides are precipitated by age hardening to increase the strength of the steel.
  • 0.06% or more is necessary, and if it is less than 0.06%, required hardness and strength cannot be secured.
  • the content exceeds 0.35%, the amount of cementite increases and the toughness deteriorates, so 0.35% is made the upper limit.
  • a more preferred range is 0.08 to 0.16%.
  • Si 0.01 to 2.00% Si is added as a deoxidizer during the melting of steel and for strength improvement. For its function, it is necessary to contain 0.01% or more. On the other hand, if it exceeds 2.00% and excessively contained, it will cause a decrease in the life of the mold and the like, so the upper limit is made 2.00%. A more preferred range is 0.10 to 1.00%.
  • Mn 0.10 to 3.00% It is necessary to contain 0.10% or more for ensuring hardenability (securing bainite structure), improving strength, and improving machinability (MnS crystallization). However, if over 3.00% is contained, martensite formation is caused, so 3.00% is made the upper limit. A more preferred range is 0.50 to 2.00%.
  • S 0.001 to 0.200% S must be contained in an amount of 0.001% or more in order to ensure machinability. However, if it exceeds 0.200% and excessively contained, it causes deterioration of manufacturability, so 0.200% is made the upper limit. A more preferred range is 0.010 to 0.120%.
  • Cu 0.001 to 2.00% Cu is contained for ensuring hardenability (securing bainite structure) and improving strength. It is necessary to make it contain 0.001% or more for the function. However, if the content exceeds 2.00% excessively, the cost is increased and the manufacturability is deteriorated, so the upper limit is made 2.00%. A more preferable range is 0.010 to 1.00%.
  • Ni 0.40 to 3.00%
  • Ni is an essential component in the present invention for securing toughness (fracture toughness), and is contained in an amount of 0.40% or more for its function. However, if the content exceeds 3.00% excessively, the cost increases, so 3.00% is made the upper limit.
  • a more preferred range is from more than 0.40 to 2.00%, still more preferably from 0.50 to 1.50%.
  • Cr 0.10 to 3.00% Cr is included for ensuring hardenability (securing bainite structure) and improving strength. For its function, it is necessary to contain 0.10% or more. However, if the content exceeds 3.00% excessively, the cost increases, so 3.00% is made the upper limit. A more preferred range is 0.50 to 2.00%.
  • Mo 0.10 to 1.00% Mo is included because Mo carbide is precipitated by age hardening treatment and high strength is obtained. For its function, 0.10% or more is contained. However, if the content exceeds 1.00% and excessively increases, the cost is increased, so the upper limit is made 1.00%. A more preferable range is 0.20 to 0.80%.
  • V 0.10 to 1.00%
  • V like Mo, precipitates V carbides by age hardening and increases the strength of the steel.
  • it is necessary to contain 0.10% or more. However, if the content exceeds 1.00% and excessively increases, the cost is increased, so the upper limit is made 1.00%.
  • a more preferable range is 0.20 to 0.80%.
  • s-Al 0.001 to 0.100% s-Al is used for deoxidation during dissolution and is contained at least 0.001% or more. Further, the toughness is improved by the effect of refining crystal grains by precipitation of AlN. However, excessive precipitation of AlN leads to deterioration of machinability, so the upper limit is made 0.100%.
  • s-Al represents acid-soluble aluminum and is quantified by the method described in Annex 15 of JIS G 1257 (1994). The contents of JIS G 1257 (1994) are incorporated herein by reference.
  • Ti ⁇ 0.300% Ti precipitates Ti carbide by age hardening, and contributes to further strengthening. Moreover, since it contributes to workability improvement by MnS refinement
  • Nb ⁇ 0.300% Nb precipitates Nb carbide by age hardening, and contributes to further increase in strength. However, if over 0.300% is contained, the toughness is lowered, so 0.300% is made the upper limit. When Nb is contained, 0.005% or more is preferably contained. Ti and Nb can contain either one or both of them.
  • Pb 0.001 to 0.300%
  • Bi 0.001 to 0.300%
  • Te 0.001 to 0.300%
  • Ca 0.001 to 0.010%
  • Formula (1) is an index for stably forming bainite.
  • the steel structure before the age hardening treatment is substantially made into a bainite single phase structure, and more specifically, the area ratio of the bainite structure.
  • the value of the formula (1) needs to be 20 or more.
  • the value of formula (1) is preferably 25 or more and 50 or less. If the value of the formula (1) is 50 or less, martensite is not generated and the machinability is excellent.
  • Equation (2) is an index representing the hardness after age hardening, and the greater the value, the harder the hardness after age hardening.
  • the value of the formula (2) needs to be 0.82 or more.
  • the value of formula (2) is preferably 1.00 or more and 3.76 or less.
  • the value of the formula (3) represents the temperature at which austenite is generated by reverse transformation when the bainite steel is age-hardened. If the value of formula (3) is, for example, 650, austenite formation due to reverse transformation does not occur even when age-hardened at 640 ° C., and the higher the value of formula (3), the more austenite appears. hard.
  • the hardness test was conducted even in a state where the steel was air-cooled after forging and was not age-hardened.
  • the tensile test, the hardness test, the microstructure observation, and the fracture toughness test were each performed as follows. “ ⁇ ” represents a diameter.
  • ⁇ Tensile test> As for the tensile test, as shown in FIG. 1 (A), a rod-shaped material 10 for tensile test is taken from the above-mentioned round bar of ⁇ 45 mm, and a parallel portion ⁇ 6 mm is provided from this material 10 with M10 screw parts at both ends.
  • a JIS Z 2241 (2011) No. 14A test piece was prepared and subjected to a tensile test under the condition of a tensile speed of 1 mm / sec to obtain a 0.2% yield strength ratio (0.2% yield strength / tensile strength).
  • the evaluation is shown in Table 3 with a target value of 0.80 or more as ⁇ and a value less than 0.80 as x. Table 3 also shows the numerical values of the proof stress ratios together with the evaluations of these ⁇ and ⁇ .
  • the hardness test was performed according to JIS Z 2245 (2011), and was performed with a Rockwell hardness meter with a load of 150 kgf diamond conical indenter. The hardness was measured at a location where the radius of the test piece was 1/2.
  • the bainite ratio the case where the area ratio of the bainite structure was 85% or more was evaluated as ⁇ , the case where the bainite structure and the ferrite structure were mixed (the area ratio of the ferrite structure was 15% or more) was ⁇ F, The case of a mixed structure of martensite structure (martensite structure area ratio of 15% or more) was evaluated as xM.
  • surface the area ratio of the bainite actually measured by the parenthesis is also shown together with evaluation of these (circle), * F, * M.
  • the fracture toughness test was performed according to ASTM-E-399. As shown in FIG. 1B, the material 12 for fracture toughness test was sampled from the above-mentioned round bar of ⁇ 45 mm, and the test piece 14 shown in FIG. 2 was created.
  • the test piece 14 has a substantially disk shape with a diameter of 44 mm and a thickness of 16 mm.
  • a notch 18 is processed from the outer peripheral portion toward the center portion, and a pair of circular holes 16 are provided at symmetrical positions with the notch 18 interposed therebetween. , 16 are formed.
  • the length of the notch 18 (the length from the line segment connecting the centers of the circular holes 16 and 16) is 12.5 mm, and a pre-crack 20 having a length of 2 mm is further introduced at the tip (total crack length). Is 14.5 mm). Then, a tensile load was applied to the test piece 14 in the direction F shown in FIG. 2, and changes in the load and the opening displacement were measured to obtain a fracture toughness value.
  • the test temperature was 25 ° C.
  • the test direction was the CR direction (direction in which cracks progress in a direction perpendicular to the axial direction)
  • the load speed was 250 N / s
  • the pre-crack frequency was 10 Hz.
  • Comparative Steel 1 and Comparative Steel 2 have a Ni content of 0.08%, and Comparative Steel 3 has a Ni content of 0.20%.
  • the amount is less than 40%, so that the fracture toughness value is lower than the target value of 50 MPa ⁇ m 1/2 .
  • Comparative Steel 4 the value of the formula (1), which is an index of bainite single phase, is 19 and lower than 20 which is the lower limit of the present invention, and the steel structure is a mixed structure with ferrite. As a result, the degree of increase in hardness due to age hardening treatment is low, and the hardness after age hardening treatment is also lower than that of the invention steel.
  • the value of the formula (2), which is an index representing the hardness after age hardening treatment is 0.81, which is lower than 0.82 which is the lower limit of the present invention, and the hardness after age hardening treatment is low. It is lower than the target value 28HRC at 27.5HRC.
  • the amount of Mn is 3.20%, which is larger than 3.00% which is the upper limit value of the present invention, and is an index for suppressing the formation of island martensite.
  • the value is 576, which is lower than the lower limit 600 of the present invention, the steel structure is a mixed structure with martensite, and the machinability is poor.
  • the comparative steel 7 has a Cr content of 3.32%, which is larger than the upper limit value of 3.00% of the present invention, and the steel structure is a mixed structure with martensite, so that the machinability is poor.
  • the invention steels 1 to 21 that satisfy the conditions of the present invention have good characteristics.
  • an age-hardened bainite non-tempered steel having a higher fracture toughness value than conventional can be provided.
  • Such age-hardened bainite non-tempered steel can be suitably applied as a component requiring fracture toughness.

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Abstract

　本発明は、質量％でＣ：０．０６～０．３５％，Ｓｉ：０．０１～２．００％，Ｍｎ：０．１０～３．００％，Ｓ：０．００１～０．２００％，Ｃｕ：０．００１～２．００％，Ｎｉ：０．４０～３．００％，Ｃｒ：０．１０～３．００％，Ｍｏ：０．１０～１．００％，Ｖ：０．１０～１．００％，ｓ－Ａｌ：０．００１～０．１００％，残部Ｆｅ及び不可避的不純物から成り、且つ下記式（１）の値が２０以上，式（２）の値が０．８２以上をそれぞれ満たす組成を有する時効硬化型ベイナイト非調質鋼を提供する。　３×［Ｃ］＋１０×［Ｍｎ］＋２×［Ｃｕ］＋２×［Ｎｉ］＋１２×［Ｃｒ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ｖ］・・式（１）　１．６６×［Ｃ］＋０．１８×［Ｓｉ］＋０．２７×［Ｍｎ］＋０．０９×［Ｎｉ］＋０．３２×［Ｃｒ］＋０．３４×［Ｍｏ］＋０．４４× ［Ｖ］・・式（２）　但し式（１），式（２）中［　］は［　］内元素の含有質量％を表す。

Description

時効硬化型ベイナイト非調質鋼
　この発明は熱間加工後においてベイナイト組織を有し、その後の時効硬化処理によって析出硬化し高硬度化する時効硬化型ベイナイト非調質鋼に関し、詳しくは従来のものに比べて高い破壊靭性を有する時効硬化型ベイナイト非調質鋼に関する。
　従来において、強度，靭性を必要とする自動車用部品，機械構造部品等には、熱間鍛造等の熱間加工後に焼入れ焼戻し処理（調質処理）されて使用される調質鋼が用いられてきた。
　ところが調質鋼は強度，靭性に優れているものの、部品製造に際して熱間加工後の焼入れ焼戻し処理（調質処理）のための熱処理コストが高いといった問題の他、マルテンサイト変態に伴う熱処理歪みが大で、熱処理後の形状修正，寸法修正のための機械加工量が多くなって歩留りの悪化を招き、しかもその加工を硬いマルテンサイト状態の下で行うことから被削性（加工性）が悪く、部品製造のための所要時間が長くまた高コストとなる問題がある。
　熱間加工まま（詳しくはその後の主として空冷による冷却まま）で所要硬さを発現し、熱間加工後の焼入れ焼戻し処理を省略しても目的とする強度を得ることのできる非調質鋼は、コスト低減に応え得るものとして調質鋼代替材料として機械構造部品等に広く適用されている。
　このような非調質鋼として、中炭素鋼に微量のＶを添加したフェライト・パーライト型の非調質鋼があるが、フェライト・パーライト非調質鋼においては、強度を一定以上に高めるためにはほぼパーライト単相になるまでパーライトの面積率を高める必要がある。
　ところがこの場合、鋼組織がフェライトに比べ脆いパーライト主体の組織となるため靭性が著しく低下してしまう。従って靭性を確保しながら強度を一定以上に高くすることは難しい。
　非調質鋼として、熱間加工ままでベイナイト組織を呈するベイナイト非調質鋼があり、このものはフェライト・パーライト非調質鋼に比べれば靭性が優れているが、一方で耐力が低いといった問題がある。
　また耐力を向上させるために単純に硬さを高めれば被削性が劣化し、切削加工の際の負荷を増大させ加工性を悪化させてしまう。
　１つの解決手段として、時効硬化型のベイナイト非調質鋼が研究されている。
　時効硬化型のベイナイト非調質鋼は、熱間加工ままの組織をベイナイトとした上で、その後の時効硬化処理により硬さを高めるもので、この時効硬化型のベイナイト非調質鋼では、熱間加工後の軟らかい状態で機械加工を行うことができ、その後の時効硬化処理で硬さを所要硬さまで高めることができる。
　しかしながら従来の時効硬化型ベイナイト非調質鋼は、フェライト・パーライト非調質鋼に比べれば靭性が良好であるものの、従来の調質鋼に比べればなお靭性が不十分である。
　ところが従来の時効硬化型ベイナイト非調質鋼においては、研究の主眼が主として高硬度，高強度化に向けられており、靭性を高めるための研究は十分には行われていない。
　そうした中で、下記特許文献１には「高疲労強度、高靭性機械構造用鋼部品およびその製造方法」についての発明が示され、そこにおいてベイナイトラスの微細化によって靭性の向上を図った点が開示されている。
　しかしながらこの特許文献１においての靭性改善は衝撃特性（シャルピー衝撃値）の改善に関するもので、衝撃特性とは別の靭性である破壊靭性については未だ不十分であり、破壊靭性が要求される部品への適用は困難である。
　また、特許文献１に記載のものは高い冷却速度を要し、このため製造面において大きな制約がつく。
　尚、本発明に対する他の先行技術として、下記特許文献２には「浸炭および浸炭窒化用鋼」についての発明が示され、そこにおいて高いピッチング疲労強度とともに高い衝撃強度が要求される歯車やシャフト類に適用される浸炭及び浸炭窒化用鋼において、Ｓｉ含有量の増量による焼戻し硬さの向上と、Ｎｉ或いはＭｏの単独若しくは複合添加による浸炭相及び心部の破壊靭性値の向上を図るようにした点が開示されている。
　しかしながら、この特許文献２に記載のものは時効硬化型のベイナイト非調質鋼でない点で基本的に本発明と異なる。
　下記特許文献３には「熱間鍛造用圧延棒鋼および熱間鍛造素形材」についての発明が示され、そこにおいて引張強度に与える影響の指標となるパラメータの式Ｆｎ１が１．２０を超えると、熱間鍛造後に、熱間鍛造素形材にベイナイトが生成して破壊靭性値が低下することから、Ｆｎ１の値を１．２０以下とするように合金成分を規制する点が開示されている。
　しかしながらこの特許文献３に開示のものは、鋼組織がフェライト・パーライト組織であって時効硬化型のベイナイト非調質鋼ではなく、またＮｉ含有量が０．２０％以下と少ない点で本発明とは異なる。
　下記特許文献４には「時効硬化鋼」についての発明が示され、そこにおいて時効処理前のベイナイト組織の面積率が５０％以上で、時効処理によって硬さが時効処理前の硬さよりも７ＨＲＣ以上高くなる時効硬化鋼が開示されている。
　この特許文献４に記載のものは、特許請求の範囲において選択的添加成分としてのＮｉ含有量が１．０％以下と規定されているものの、Ｎｉを添加した実施例の開示は一切なく、実質的にこの特許文献４に記載のものはＮｉ非添加のもので本発明とは異なる。
日本国特開２０１２－２４６５２７号公報 日本国特開２００１－１９２７６５号公報 日本国特開２０１３－１６６９８３号公報 日本国特開２００６－０３７１７７号公報
　本発明は以上のような事情を背景とし、従来に増して高い破壊靭性値の得られる時効硬化型ベイナイト非調質鋼を提供することを目的としてなされたものである。
　本発明は、下記［１］～［４］に関するものである。
［１］
　質量％で
　　　　Ｃ：０．０６～０．３５％；
　　　　Ｓｉ：０．０１～２．００％；
　　　　Ｍｎ：０．１０～３．００％；
　　　　Ｓ：０．００１～０．２００％；
　　　　Ｃｕ：０．００１～２．００％；
　　　　Ｎｉ：０．４０～３．００％；
　　　　Ｃｒ：０．１０～３．００％；
　　　　Ｍｏ：０．１０～１．００％；
　　　　Ｖ：０．１０～１．００％；
　　　　ｓ－Ａｌ：０．００１～０．１００％；
　残部Ｆｅ及び不可避的不純物；
　から成り、且つ下記式（１）の値が２０以上，式（２）の値が０．８２以上をそれぞれ満たす組成を有することを特徴とする時効硬化型ベイナイト非調質鋼：
　３×［Ｃ］＋１０×［Ｍｎ］＋２×［Ｃｕ］＋２×［Ｎｉ］＋１２×［Ｃｒ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ｖ］・・式（１）
　１．６６×［Ｃ］＋０．１８×［Ｓｉ］＋０．２７×［Ｍｎ］＋０．０９×［Ｎｉ］＋０．３２×［Ｃｒ］＋０．３４×［Ｍｏ］＋０．４４×
［Ｖ］・・式（２）
　但し式（１），式（２）中［　］は［　］内元素の含有質量％を表す。
［２］
　［１］において、更に以下の式（３）の値が６００以上を満たす組成を有することを特徴とする時効硬化型ベイナイト非調質鋼：
　７２７＋２１．２×［Ｓｉ］－３７．８×（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）＋１３．５×［Ｃｒ］＋２．７×［Ｍｏ］・・式（３）
　但し式（３）中［　］は［　］内元素の含有質量％を表す。
［３］
　［１］，［２］の何れかにおいて、質量％で
　　　　Ｔｉ：≦０．３００％；
　　　　Ｎｂ：≦０．３００％；
　の何れか１種若しくは２種を更に含有することを特徴とする時効硬化型ベイナイト非調質鋼。
［４］
　［１］～［３］の何れか１項において、質量％で
　　　　Ｐｂ：０．００１～０．３００％；
　　　　Ｂｉ：０．００１～０．３００％；
　　　　Ｔｅ：０．００１～０．３００％；
　　　　Ｃａ：０．００１～０．０１０％；
　の何れか１種又は２種以上を更に含有することを特徴とする時効硬化型ベイナイト非調質鋼。
　以上のような本発明によれば、従来に増して高い破壊靭性値を有する時効硬化型ベイナイト非調質鋼を提供できる。かかる時効硬化型ベイナイト非調質鋼は破壊靭性の求められる部品として好適に適用可能である。
図１（Ａ）は引張試験片採取についての説明図である。図１（Ｂ）は破壊靭性試験片採取についての説明図である。 破壊靭性試験片の形状を示した図である。
　以上のように本発明は、時効硬化型ベイナイト非調質鋼の破壊靭性を高めるべく、Ｎｉを質量％で０．４０％以上の高含有量としたことを１つの特徴としたものである。
　例えば靭性のうちの１つの特性であるシャルピー衝撃値は、亀裂の無い状態から亀裂発生するまでの抵抗力と、亀裂発生してから亀裂進行し破断に到るまでの抵抗力との合計の抵抗力で定まる特性であるのに対し、破壊靭性値は予亀裂を与えた状態即ち亀裂のある状態で、外部から力を加えたときに亀裂が伝播進行する際の抵抗力で定まる特性で、脆性的な破壊に対する材料の抵抗特性である。
　本発明では、Ｎｉ以外の合金成分を上記所定量で含有させた上で、Ｎｉを０．４０％以上の高含有量とすることで時効硬化型ベイナイト非調質鋼の破壊靭性を高くし得たもので、本発明によれば、目標とする破壊靭性値ＫＩＣ＝５０ＭＰａ・ｍ１／２以上を得ることが可能である。
　その理由は必ずしも明確ではないが、Ｎｉを多く含有することで、亀裂の先端周りでの塑性変形が多く生成し易くなって加工硬化が起り難くなり、結果として亀裂周りでの応力緩和が生じ易くなって応力集中が少なくなり、亀裂進行が抑制されることによるものと推定される。
　但しこの効果を得るためにはＮｉを０．４０％以上の高含有量とすることが必要である。
　尚本発明において、破壊靭性値ＫＩＣは、ＡＳＴＭ－Ｅ－３９９（２００９）に規定する破壊靭性試験方法に準じて測定される値を意味する。
　本発明の時効硬化型ベイナイト非調質鋼は、時効硬化処理前の組織が実質的にベイナイト単相組織であること、詳しくはベイナイト組織の面積率が８５％以上であることが望ましい。より好ましくは９０％以上である。
　時効硬化処理前の組織中にフェライト組織が混在していると、時効硬化特性が低下するばかりでなく、耐力比，耐久比も低下し、疲労強度の低下が懸念される。
　従って時効硬化処理前の組織はベイナイト単相組織であることが望ましい。
　また時効硬化後の硬さは２８ＨＲＣ（室温硬さ）以上であることが望ましい。
　本発明では、３×［Ｃ］＋１０×［Ｍｎ］＋２×［Ｃｕ］＋２×［Ｎｉ］＋１２×［Ｃｒ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ｖ］で表される式（１）の値が２０以上となるようにＣ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの含有量を規制する。
　また１．６６×［Ｃ］＋０．１８×［Ｓｉ］＋０．２７×［Ｍｎ］＋０．０９×［Ｎｉ］＋０．３２×［Ｃｒ］＋０．３４×［Ｍｏ］＋０．４４×［Ｖ］で表される式（２）の値が０．８２以上となるようにＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの含有量を規制する。
　式（１）はベイナイトを安定して形成するための指数となるもので、また式（２）は時効処理後の硬さを表す指数となるものである。これらについては後により詳しく説明する。
　本発明ではまた、７２７＋２１．２×［Ｓｉ］－３７．８×（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）＋１３．５×［Ｃｒ］＋２．７×［Ｍｏ］で表される式（３）の値が６００以上となるようにＳｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏの含有量を規制することが望ましい（上記［２］）。
　式（３）は島状マルテンサイトの生成のし難さを表す指数となるもので、この式（３）の値が６００以上となるようにすることで、島状マルテンサイトの生成を抑制でき、破壊靭性の特性を高めることができる。詳しくは、目標とする室温での破壊靭性値５０ＭＰａ・ｍ１／２以上を得易い。
　本発明ではまた、必要に応じてＴｉ，Ｎｂの１種又は２種を所定含有量で含有させることができる。
　またＰｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａの１種若しくは２種以上を所定含有量で含有させることができる。
　尚、本発明の時効硬化型ベイナイト非調質鋼は、例えば以下のように製造することができる。
　即ち圧延，粗鍛造等の熱間鍛造後又は固溶化熱処理後に、温度８００℃～３００℃の間を０．０５～１０℃／秒の平均冷却速度で、通常は空冷により冷却することで製造することができる。
　その後に必要に応じて切削加工や塑性加工等の加工を施し、しかる後に５００～７００℃の温度にて０．５～１０時間かけて時効硬化処理を施すことにより、破壊靭性に優れた、目的とする硬さの部品を得ることができる。
　次に本発明における各化学成分等の限定理由につき、以下に詳述する。なお、各化学成分の組成の「％」は「質量％」である。
　Ｃ：０．０６～０．３５％
　Ｃは強度を確保するために必要な元素であるとともに、時効硬化処理によりＭｏ，Ｖの炭化物を析出させて鋼を高強度化する。その働きのために０．０６％以上が必要であり、０．０６％未満では所要の硬さ，強度が確保できない。
　一方０．３５％を超えて過剰に含有させると、セメンタイト量が増加し靭性が悪化するため、０．３５％を上限とする。
　より好ましい範囲は０．０８～０．１６％である。
　Ｓｉ：０．０１～２．００％
　Ｓｉは鋼の溶製時の脱酸材として及び強度向上のために加えられる。その働きのためには０．０１％以上含有させる必要がある。
　一方２．００％を超えて過剰に含有させると金型等の寿命低下の要因となるため、２．００％を上限とする。
　より好ましい範囲は０．１０～１．００％である。
　Ｍｎ：０．１０～３．００％
　焼入性確保（ベイナイト組織の確保），強度向上，被削性向上（ＭｎＳ晶出）のために０．１０％以上含有させる必要がある。但し３．００％を超えて過剰に含有させるとマルテンサイト生成を招くので、３．００％を上限とする。
　より好ましい範囲は０．５０～２．００％である。
　Ｓ：０．００１～０．２００％
　Ｓは被削性確保のために０．００１％以上含有させる必要がある。但し０．２００％を超えて過剰に含有させると製造性悪化の要因となるため、０．２００％を上限とする。
　より好ましい範囲は０．０１０～０．１２０％である。
　Ｃｕ：０．００１～２．００％
　Ｃｕは焼入性確保（ベイナイト組織確保）及び強度向上のために含有させる。その働きのために０．００１％以上含有させる必要がある。但し２．００％を超えて過剰に含有させるとコストの増大をもたらし、また製造性を悪化させるため、２．００％を上限とする。
　より好ましい範囲は０．０１０～１．００％である。
　Ｎｉ：０．４０～３．００％
　Ｎｉは靭性（破壊靭性）確保のために本発明において不可欠な成分であり、その働きのために０．４０％以上含有させる。但し３．００％を超えて過剰に含有させるとコスト増をもたらすため、３．００％を上限とする。
　より好ましい範囲は０．４０超～２．００％であり、更に好ましくは０．５０～１．５０％である。
　Ｃｒ：０．１０～３．００％
　Ｃｒは焼入性確保（ベイナイト組織確保）及び強度向上のために含有させる。その働きのためには０．１０％以上含有させる必要がある。但し３．００％を超えて過剰に含有させるとコスト増をもたらすため、３．００％を上限とする。
　より好ましい範囲は０．５０～２．００％である。
　Ｍｏ：０．１０～１．００％
　Ｍｏは時効硬化処理によりＭｏ炭化物を析出させ、高強度化が得られるため含有させる。その働きのために０．１０％以上含有させる。但し１．００％を超えて過剰に含有させるとコスト増をもたらすため、１．００％を上限とする。
　より好ましい範囲は０．２０～０．８０％である。
　Ｖ：０．１０～１．００％
　ＶはＭｏと同様、時効硬化処理によりＶ炭化物を析出させ鋼を高強度化させる。その働きのため０．１０％以上含有させる必要がある。但し１．００％を超えて過剰に含有させるとコスト増をもたらすため、１．００％を上限とする。
　より好ましい範囲は０．２０～０．８０％である。
　ｓ－Ａｌ：０．００１～０．１００％
　ｓ－Ａｌは溶解中の脱酸に使用し、少なくとも０．００１％以上含有させる。また、ＡｌＮの析出による結晶粒微細化効果によって靭性の向上をもたらす。但しＡｌＮの過剰析出は被削性の劣化に繋がるため、０．１００％を上限とする。
　ｓ－Ａｌは、酸可溶性アルミニウムを表し、ＪＩＳ　Ｇ　１２５７（１９９４）の附属書１５に記載された方法により定量される。尚、ＪＩＳ　Ｇ　１２５７（１９９４）の内容はここに参照として取り込まれる。
　Ｔｉ：≦０．３００％
　Ｔｉは時効硬化処理によりＴｉ炭化物を析出させ、更なる高強度化に寄与する。またＴｉＮ析出によるＭｎＳ微細化により加工性向上に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。但し０．３００％を超えて過剰に含有させると靭性を低下させるため、上限を０．３００％とする。
　尚Ｔｉを含有させる場合、好ましくは０．００５％以上含有させる。
　Ｎｂ：≦０．３００％
　Ｎｂは時効硬化処理によりＮｂ炭化物を析出させ、更なる高強度化に寄与する。但し０．３００％を超えて過剰に含有させると靭性を低下させるため、０．３００％を上限とする。
　尚Ｎｂを含有させる場合、好ましくは０．００５％以上含有させる。
　尚Ｔｉ，Ｎｂは何れか一方だけを含有させることもできるし、或いはその両方を含有させることもできる。
　Ｐｂ：０．００１～０．３００％
　Ｂｉ：０．００１～０．３００％
　Ｔｅ：０．００１～０．３００％
　Ｃａ：０．００１～０．０１０％
　これらの元素は快削元素として必要に応じ含有させることができる。但し含有量が多過ぎると強度や熱間加工性の低下をもたらすので、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅは０．３００％を上限とする。またＣａは０．０１０％を上限とする。
　式（１）の値：≧２０．０　（式（１）・・３×［Ｃ］＋１０×［Ｍｎ］＋２×［Ｃｕ］＋２×［Ｎｉ］＋１２×［Ｃｒ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ｖ］）
　式（１）はベイナイトを安定して形成するための指数となるもので、本発明では時効硬化処理前の鋼組織を実質的にベイナイト単相組織とする上で、詳しくはベイナイト組織の面積率を８５％以上とする上で、この式（１）の値を２０以上とすることが必要である。
　式（１）の値が２０よりも小さいとフェライト生成し易く、而してフェライト組織が１５％以上混在すると、時効硬化特性が低下するばかりでなく耐力比，耐久比も低下し、そのことが疲労強度の低下に繋がる問題が懸念される。
　式（１）の値は、好ましくは２５以上５０以下である。式（１）の値が５０以下であればマルテンサイトが生成せず、被削性に優れる。
　式（２）の値：≧０．８２　（式（２）・・１．６６×［Ｃ］＋０．１８×［Ｓｉ］＋０．２７×［Ｍｎ］＋０．０９×［Ｎｉ］＋０．３２×［Ｃｒ］＋０．３４×［Ｍｏ］＋０．４４×［Ｖ］）
　式（２）は時効硬化処理後の硬さを表す指数となるものであり、その値が大きいほど時効硬化処理後の硬さは硬くなる。
　本発明では目標とする時効硬化後の硬さ２８ＨＲＣ以上を得るためには、式（２）の値を０．８２以上とすることが必要である。
　式（２）の値は、好ましくは１．００以上３．７６以下である。
　式（３）の値：≧６００　（式（３）・・７２７＋２１．２×［Ｓｉ］－３７．８×（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）＋１３．５×［Ｃｒ］＋２．７×［Ｍｏ］）
　この式（３）は、島状マルテンサイトの生成のし難さを表す指数となるものであり、その値が小さいほど島状マルテンサイトが生成し易く、これにより破壊靭性値の低下が起る。
　逆に値が大きいほど島状マルテンサイトが生成し難く、式（３）の値が６００以上を満たすことで、島状マルテンサイトの生成を効果的に抑制でき、高靭性（破壊靭性）が得られ易い。式（３）の値は６４０以上であることがより好ましく、６４０以上７８０以下であることが更に好ましい。
　式（３）の値は、具体的にはベイナイト鋼を時効硬化処理する際に、逆変態によってオーステナイトが生成する温度を表している。
　式（３）の値が例えば６５０であれば、６４０℃で時効硬化処理しても逆変態によるオーステナイト生成は生じず、また式（３）の値がこれよりも更に高ければ高いほどオーステナイトが出難い。
　本発明者らは、時効硬化型のベイナイト非調質鋼の場合、時効硬化処理すると、どうも破壊靭性が良くない点に着眼し、そこでその理由を探求したところ、実は時効硬化処理の際にベイナイトが逆変態してオーステナイトとなり、そしてその後の冷却時にオーステナイトの一部がマルテンサイト化して、残留オーステナイトの周りにマルテンサイト相が島状に生成すること、そしてその島状マルテンサイトが原因で破壊靭性が著しく低下することを突きとめた。
　そこで、発明者が見出したこの新規な課題を解決する上で、時効硬化処理の際にベイナイトが逆変態してオーステナイト化するのを抑制するのが有効であるとの意識の下に研究を行ったところ、逆変態によってオーステナイトが生成する温度を表す式（３）の値を６００以上とすることで、時効硬化処理の際の島状マルテンサイトの発生を良好に抑制でき、破壊靭性を有利に高め得るとの知見を得た。
　ここで式（３）の値はＳｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ等の成分によって左右されることから、本発明ではそれら成分の含有量を、式（３）の値が６００以上となるように規制することが望ましい。
　表１及び表２に示す化学組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導溶解炉にて溶製し、１２５０℃でφ６０ｍｍの丸棒に鍛伸した。その後φ６０ｍｍ丸棒材を１２５０℃加熱、１１００℃鍛造の条件の下でφ４５ｍｍの丸棒に鍛造した後、室温まで空冷処理した。
　その後、５５０～６７５℃で２時間の条件で時効硬化処理を行い、引張試験、硬さ試験、ミクロ組織観察、破壊靭性試験に供した。
　またそれ以外に鍛造後空冷ままで、時効硬化処理しない状態でも硬さ試験を実施した。
　ここで引張試験、硬さ試験、ミクロ組織観察、破壊靭性試験はそれぞれ以下のようにして行った。
　「φ」は直径を表すものである。
＜引張試験＞
　引張試験については、図１（Ａ）に示すように上記のφ４５ｍｍの丸棒より引張試験用の棒状の素材１０を採取し、この素材１０から平行部φ６ｍｍで両端部にＭ１０のネジ部を備えたＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の１４Ａ号試験片を作製して、引張速度１ｍｍ／ｓｅｃの条件で引張試験を行い、０．２％耐力比（０．２％耐力／引張強度）を求めた。目標値０．８０以上を○、０．８０未満を×として表３に評価を示した。表３には、これら○、×の評価と併せて耐力比の数値も示した。
＜硬さ試験＞
　硬さ試験はＪＩＳ　Ｚ　２２４５（２０１１）に準拠し、ロックウェル硬度計にて荷重１５０ｋｇｆダイヤモンド円錐圧子で実施した。
　硬さは試験片の半径１／２の個所で測定を行った。
＜ミクロ組織観察＞
　ミクロ組織観察については、ナイタール腐食後、光学顕微鏡（倍率４００倍）にて観察し、ベイナイト率を測定した。ベイナイト率については、ベイナイト組織の面積率が８５％以上であった場合を○、ベイナイト組織とフェライト組織の混合（フェライト組織の面積率１５％以上）であった場合を×Ｆとし、ベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織（マルテンサイト組織の面積率１５％以上）であった場合を×Ｍとして評価を行った。
　尚、表中ではこれら○、×Ｆ、×Ｍの評価と併せて、括弧書きで実際に測定されたベイナイトの面積率も併せて示してある。
＜破壊靭性試験＞
　破壊靭性試験については、ＡＳＴＭ－Ｅ－３９９に準じて行った。
　図１（Ｂ）で示すように上記のφ４５ｍｍの丸棒より破壊靭性試験用の素材１２を採取し、図２に示す試験片１４を作成した。
　試験片１４は、径φ４４ｍｍ、厚さ１６ｍｍの略円盤形状をなしており、外周部から中心部に向かう切欠き１８が加工され、この切欠き１８を挟んで対称位置には一対の円孔１６，１６が形成されている。
　切欠き１８の長さ（円孔１６と１６の各中心を結ぶ線分からの長さ）は１２．５ｍｍで、その先端には更に長さ２ｍｍの予亀裂２０が導入されている（トータル亀裂長さは１４．５ｍｍ）。
　そして試験片１４には、図２で示すＦ方向に引張負荷を付与して、荷重と開口変位の変化を測定し破壊靭性値を求めた。
　尚、試験温度は２５℃、試験方向はＣ－Ｒ方向（軸心方向と直角方向に亀裂進行させる向き）、負荷速度は２５０Ｎ／ｓ、導入予亀裂周波数は１０Ｈｚ、とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１～表３の結果において、比較鋼１及び比較鋼２はＮｉ量が０．０８％、また比較鋼３はＮｉ量が０．２０％で、いずれも本発明の下限値である０．４０％よりも少量であり、そのため破壊靭性値が目標値５０ＭＰａ・ｍ１／２よりも低い。
　比較鋼４は、ベイナイト単相化の指数である式（１）の値が１９で本発明の下限値である２０よりも低く、鋼組織がフェライトとの混合組織となっている。その結果、時効硬化処理による硬さの上昇の程度が低く、時効硬化処理後の硬さも発明鋼に比べて低い。
　比較鋼５は、時効硬化処理後の硬さを表す指数である式（２）の値が０．８１で本発明の下限値である０．８２よりも低く、時効硬化処理後の硬さが２７．５ＨＲＣで目標値２８ＨＲＣよりも低い。
　比較鋼６は、Ｍｎ量が３．２０％で本発明の上限値である３．００％よりも多量であり、また島状マルテンサイトの生成を抑制するための指数である式（３）の値が５７６で本発明の下限値６００よりも低く、鋼組織がマルテンサイトとの混合組織となっており、被削性が悪い。
　比較鋼７は、Ｃｒ量が３．３２％で本発明の上限値である３．００％よりも多量であり、鋼組織がマルテンサイトとの混合組織となっており、被削性が悪い。
　これに対して本発明の条件を満たす１～２１の発明鋼は、何れの特性も良好である。
　以上本発明の実施例を詳述したがこれらはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
　本発明によれば、従来に増して高い破壊靭性値を有する時効硬化型ベイナイト非調質鋼を提供できる。かかる時効硬化型ベイナイト非調質鋼は破壊靭性の求められる部品として好適に適用可能である。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１４年３月５日出願の日本特許出願（特願２０１４－０４３０４４）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。

Claims (4)

  1. 　質量％で
    　　　　Ｃ：０．０６～０．３５％；
    　　　　Ｓｉ：０．０１～２．００％；
    　　　　Ｍｎ：０．１０～３．００％；
    　　　　Ｓ：０．００１～０．２００％；
    　　　　Ｃｕ：０．００１～２．００％；
    　　　　Ｎｉ：０．４０～３．００％；
    　　　　Ｃｒ：０．１０～３．００％；
    　　　　Ｍｏ：０．１０～１．００％；
    　　　　Ｖ：０．１０～１．００％；
    　　　　ｓ－Ａｌ：０．００１～０．１００％；
    　残部Ｆｅ及び不可避的不純物；
    　から成り、且つ下記式（１）の値が２０以上，式（２）の値が０．８２以上をそれぞれ満たす組成を有することを特徴とする時効硬化型ベイナイト非調質鋼：
    　３×［Ｃ］＋１０×［Ｍｎ］＋２×［Ｃｕ］＋２×［Ｎｉ］＋１２×［Ｃｒ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ｖ］・・式（１）
    　１．６６×［Ｃ］＋０．１８×［Ｓｉ］＋０．２７×［Ｍｎ］＋０．０９×［Ｎｉ］＋０．３２×［Ｃｒ］＋０．３４×［Ｍｏ］＋０．４４×
    ［Ｖ］・・式（２）
    　但し式（１），式（２）中［　］は［　］内元素の含有質量％を表す。
  2. 　請求項１において、更に以下の式（３）の値が６００以上を満たす組成を有することを特徴とする時効硬化型ベイナイト非調質鋼：
    　７２７＋２１．２×［Ｓｉ］－３７．８×（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］）＋１３．５×［Ｃｒ］＋２．７×［Ｍｏ］・・式（３）
    　但し式（３）中［　］は［　］内元素の含有質量％を表す。
  3. 　請求項１，２の何れかにおいて、質量％で
    　　　　Ｔｉ：≦０．３００％；
    　　　　Ｎｂ：≦０．３００％；
    　の何れか１種若しくは２種を更に含有することを特徴とする時効硬化型ベイナイト非調質鋼。
  4. 　請求項１～３の何れか１項において、質量％で
    　　　　Ｐｂ：０．００１～０．３００％；
    　　　　Ｂｉ：０．００１～０．３００％；
    　　　　Ｔｅ：０．００１～０．３００％；
    　　　　Ｃａ：０．００１～０．０１０％；
    　の何れか１種又は２種以上を更に含有することを特徴とする時効硬化型ベイナイト非調質鋼。
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