JPH04141546A - 熱間鍛造用非調質鋼 - 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ッ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可能な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０．０３〜０．２０χの■を添加した
非調質鋼が提案されている。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
強化するものである。

（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％）、
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。

最近ではこれらの問題点を解決するために、低Ｃベイナ
イト型非調質綱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、より高い強度にあげな（で
はならず、その結果鍛造性、切削性等が悪くな％）、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’＋ｎ＋ａ”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。

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ベイナイト変態温度の
下限を５５０″Ｃに規制することによ％）、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Ｍ０．　Ｖの複合添加によりベイナイトラスが微細
化し、さらにＮｉを添加すると微細化効果がより顕著に
な％）、著しく靭性が向上すること、特にＮｉは変態温
度低下への影響が小さいため、変態歪の生成による性能
悪化を最小限に抑えつつ前記効果のある元素であること
を見出したものである。

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゜００％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、
Ｃｒ：０．３０〜１．５０Ｘ　、　Ｍ。

：０．０５〜０．５０Ｘ　、Ａ１：０．０１０〜０．０
６０％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００８〜
０．０２０χを含有し、かつＭｏ（χ）÷Ｖ（χ）≧０
．２０（Ｘ）　、１．８Ｍｎ（χ）＋Ｃｒ（χ）＋０．
５Ｍｏ（χ）≦２００（χ）、Ｂｓ≧５５０（℃）（Ｂ
ｓ　＝８３０−２７０Ｃ（χ）−９０Ｍｎ（χ）３７Ｎ
ｉ（χ）　−７０Ｃｒ　（χ）　−８３Ｍｏ　（χ））
であ％）、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％）、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：０．０
１〜０．３０χのうち１種または２種を含有させたもの
であ％）、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．ａｏ％、Ｃａ：０．ｏｏｏｓ〜０．０１
χ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％）、０．１
０％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％）、
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
０．５０２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％
）、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。

Ｎｉ；０．１０〜１．００χ ＮｉはＭ０．　Ｖとともに添加された場合には、Ｍｏ。

■の複合添加によるベイナイトラス微細化効果をより顕
著にし、靭性の向上に効果のある元素である。また、Ｍ
０．　Ｖに比べ単位重量当たりのベイナイト変態温度の
低下が小さいため、変態歪の生成による降伏比、耐久比
低下への影響が少ないという利点を有する。前記効果を
得るためには、０．１０％以上の含有が必要である。し
かし、１．００χを越えて含有させると、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１．００χ
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０．３０Ｘとした。しかし１．５
０χ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０．０５χ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。

Ａｌ；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０．０１０２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、０．５０χ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
となるため上限を０．５０！とした。

Ｎ；０．００８〜０．０２０χ ＮはＡｌ５Ｖと親和力が強（、鋼中においてＡＩＮ、Ｖ
Ｎとして析出し、ピン止め効果によりオーステナイト結
晶粒を微細化させて靭性を向上させる効果があ％）、前
記効果を得るためには少な（とも０゜００８χの含有が
必要である。しかし０．０２０χ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　〜０．２０％、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％）、Ａ１や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
、　Ｎｂともに０．０１％以上の含有が必要である。し
かしＴｉは０．２０％、１ｌｌｂは０．３０χ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０．２０％、Ｎｂは０，３０χとし
た。

Ｓ；０．０４〜０．１２％、Ｐｂ；０．０５〜０．３０
Ｚ　、　Ｃａ；０．０００５〜０．０１χ Ｓ、　Ｐｂ、　Ｃａは被削性の改善に有効な元素であ％
）、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％、０．００
０５χ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！　、　０．０００
５〜０．０１Ｘとした。

Ｍｏ（χ）＋Ｖ（χ）≧０．２０（χ）Ｍ０．　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Ｍ０．　Ｖの合計含有率を
０．２０％以上にする必要がある。

１．８Ｍｎ（χ）＋Ｃｒ（χ）＋０．５Ｍｏ（χ）≦２
０Ｃ（χ）１．８Ｍｎ（χ）　＋Ｃｒ　（χ）＋０．５
Ｍｏ（＄）≦２０Ｃ（ｚ）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（Ｚ）＋Ｃｒ（Ｚ）
＋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（χ）＋Ｃｒ（χ）＋０．５Ｍｏ（χ）≦２００（
χ）とする必要がある。

Ｂｓ≧５５０（’Ｃ）　（Ｂｓ　＝　８３０−２７０Ｃ
（χ）−９０Ｍｎ（χ）−３７Ｎｉ（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、降伏比、耐久比を著しく低下させ
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鋼および従来鋼と比較し、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％）、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、
１９〜２５１ｍは比較鋼であ％）、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５４５Ｃ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６０ｍｍの丸棒を１２５゜°Ｃ
に加熱後、１１５０°Ｃにて直径３０−一の丸棒に鍛造
し、室温まで自然空冷し試験材とした。また、５４５Ｃ
である２７鋼については、熱間圧延にて製造した直径３
０−一の丸棒を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、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ＪＩＳ４号引張試験片を作製し、引張
速度１ｕ／ｓｅｃで測定したものであ％）、衝撃値はＪ
ＩＳ３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５ｍｓ＋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、＋＋＋
。

、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、従来鋼である１９〜
２７鋼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、被削性がともに劣るものであ％）、２０
．２１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、式（１）（第２表参照）および
Ｂ３≧５５０（℃）を満足しないためＭ−Ａ量が非常に
多く、降伏比および耐久比が劣るとともに、２０鋼につ
いては、必要な耐力、疲労強度を確保するために、他の
供試鋼より引張強度を高めにした結果、被削性が劣るも
のであ％）、２２鋼はＭｏの含有率が低いため、ベイナ
イト化が不十分となり一部パーライトが生成したため強
度が劣るとともに、式（１）を満足しないためＭ−Ａ生
成量が多く、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％）、２３鋼は
Ｖの含有率が低いため、ベイナイトラス寸法が大きくな
％）、衝撃値が劣るものであ％）、２４．２５鋼は化学
成分は本発明鋼の範囲に入っているが、２４鋼は式（１
）およびＢｓ≧５５０（℃）を、２５鋼はＢｓ≧５５０
（℃）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・パーライト型非調賞鋼
である２６１１は降伏比、耐久比および衝撃値が低く、
５４５Ｃである２７鋼は焼入焼もどしを行っても不完全
焼入組織とな％）、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１〜１８鋼は、Ｍ０．■お
よびＮｉ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Ｂ
ｓ≧５５０（℃）としたことによ％）、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／ａｍ”以上、引張強
さ７５ｋｇｆ／ｓ＋ｓ”以上、降伏比０．７１以上、耐
久比０．５１以上、衝撃値２２ｋｇｆｓ／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３及び
第４発明鋼である８〜１８！ｉｌ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
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表に示す綱のうち、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３．６．９．１３．２６鋼の直径６０＃ｌＩ
の丸棒を１３５０℃、１２５０℃および１１５０℃に加
熱し、各々１２５０°Ｃ，１１５０°Ｃおよび１０５０
°Ｃにて直径３０■曽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、衝撃値が著、シ
＜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、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゜２ｚ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″Ｃ／ｓｉｎ、）、φ１００
は遅い冷却速度（８００〜６５０°Ｃの平均冷却速度１
０°Ｃ／ｓｉｎ、）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２００ｍｌ−１１２０ｆｆｉｌ＋、６０蒙−の
各サイズの丸棒を１２５０℃に加熱し、各々直径１００
ｍｍ、６抛請、３０ｗ＋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
３１ｇ１ｌ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℃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
、５４５Ｃ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いずれも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％）、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％、Ｎ
   ｉ：０．１０〜１．００％、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（％）
   −３７Ｎｉ（％）−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％、Ｎ
   ｉ：０．１０〜１．００％、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（％）−３７Ｎｉ
   （％）−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。 ３、重量比にしてＣ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０
   ．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｎ
   ｉ：０．１０〜１．００％、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（％）−３７Ｎｉ（％）−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％、Ｎ
   ｉ：０．１０〜１．００％、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（％
   ）−３７Ｎｉ（％）−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。