JP2003147480A - 非調質高強度・高靭性鍛造品およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 非調質で高強度・高靭性の鍛造品を提供す
る。 【解決手段】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｂ 、
Ｓ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉの含有率を規定した鋼を熱間鍛造
する際に、Ａｃ₃ 点以上１３５０℃以下の温度に加熱
し、対数歪みで０．３以上の加工を与える熱間鍛造を７
００℃以上未再結晶上限温度以下で少なくとも１回以上
行い、３００℃以上Ａｒ₃ 点以下の温度域を下記（１）
式で示した冷速（ＣＲ）で冷却して、平均粒径１０μｍ
以下の微細マルテンサイト組織を得る。 （６ε＋１２）℃／ｓｅｃ≦ＣＲ≦６０℃／ｓｅｃ …（１） （ε：未再結晶温度域で与えた対数歪み）

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は鍛造品及び鍛造方法に関
し、さらに詳しくは、自動車、建設機械および各種産業
機械等の部品として使用される材料として、熱間鍛造後
に調質処理を行わずに優れた強度と靭性を有する鍛造品
及び鍛造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、機械構造用熱間鍛造品は、一般
に、中炭素鋼または低合金鋼素材を熱間鍛造した後、再
加熱し、焼入れ・焼戻し、すなわち調質処理を施し、目
的、用途に応じた強度および靭性を付与して、使用に供
されていた。しかし、上記調質処理には多大の熱エネル
ギー費用を要すると共に、処理工程の増加、仕掛品の増
大等のために製造費用が高くならざるを得ない。そこで
近年、機械構造用熱間鍛造品の製造において、製造工程
を簡略化、特に、熱間鍛造後の調質処理を省略するため
に、種々の非調質型熱間鍛造用鋼や、非調質熱間鍛造品
の製造方法が提案されている。このような従来の非調質
型熱間鍛造用鋼の多くは、中炭素鋼に微量のＶ、Ｎｂ、
Ｔｉ、Ｚｒ等のいわゆる析出硬化型合金元素を添加した
析出硬化型非調質鋼であって、熱間鍛造後の冷却工程に
おいてこれらを析出させ、その析出硬化によって高強度
を得ようとするものである。

【０００３】例えば、特公昭５８−２２４３号公報に
は、中炭素鋼に微量のＶを添加し、これを１１００℃以
上の温度に加熱して型打鍛造し、この後、５００℃まで
１０〜１００℃／分の冷却速度で空冷することにより、
フェライト中に微細なＶ炭窒化物を析出させたフェライ
ト・パーライト組織からなる非調質鍛造品の製造方法が
記載されている。しかし、このような析出硬化型非調質
鋼を用いる場合には、上記のように１０００〜１１００
℃またはそれ以上の高温に加熱することが必要であり、
そのまま通常の鍛造を行った場合、鍛造品においても結
晶粒が著しく粗大化するので、充分な靭性を得ることが
できない。

【０００４】このような問題を解決するために、素材鋼
や鍛造方法に関して、析出硬化型元素の添加量を極力少
なくする（例えば、特開昭５５−８２７５０号公報）、
低Ｃ高Ｍｎ化する、（例えば特開昭５４−１２１２２５
号公報）、析出物の種類を制御する、（例えば、特開昭
５６−３８４４８号公報）、制御冷却によって結晶粒を
微細化する、（例えば特開昭５６−１６９７２３号公
報）等の方法が従来より提案されているが、いずれによ
っても、強度・靭性共に優れる非調質熱間鍛造品を得る
ことは、容易ではない。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は強度・靭性共
に優れる非調質熱間鍛造品を提供することを目的とす
る。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明は上記の課題を解
決するため、その要旨とするところは、下記の通りであ
る。 （１） 質量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．
０５〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜３％、Ａｌ：０．００
５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％を含有し、
更に、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜
０．１％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下
のマルテンサイトからなることを特徴とする非調質高強
度・高靭性鍛造品。 （２）（１）の成分に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１
〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００１〜０．００５％の
１種または２種を添加することを特徴とする非調質高強
度・高靭性鍛造品。 （３）（１）又は（２）の成分に、質量％で、Ｃｒ：
０．０５〜３％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｍｏ：０．０
５〜３％、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種ま
たは２種以上を添加することを特徴とする非調質高強度
・高靭性鍛造品。 （４）（１）〜（３）の何れか１項に記載の成分に、質
量％で、Ｓ：０．０１〜０．３％、Ｐｂ：０．０３〜
０．３％、Ｃａ：０．００１〜０．０５％、Ｂｉ：０．
０３〜０．３％の１種または２種以上を添加することを
特徴とする非調質高強度・高靭性鍛造品。 （５）引張強さが１３００〜１８００MPa であることを
特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載の非調質
高強度・高靭性鍛造品。 （６）降伏比が０．６５〜０．９５であることを特徴と
する（１）〜（５）の何れか１項に記載の非調質高強度
・高靭性鍛造品。 （７）（１）〜（４）の何れか１項に記載の鋼を熱間鍛
造する際に、Ａｃ₃ 点以上１３５０℃以下に加熱し、対
数歪みで０．３〜３の加工を与える熱間鍛造を７００℃
以上未再結晶上限温度以下で少なくとも１回以上行うこ
とを特徴とする非調質高強度・高靭性鍛造品の製造方
法。 （８）鍛造後、３００℃以上Ａｒ₃ 点以下の温度域を下
記（１）式で示した冷速（ＣＲ）で冷却することを特徴
とする（７）記載の非調質高強度・高靭性鍛造品の製造
方法。

【０００７】 （６ε＋１２）℃／ｓｅｃ≦ＣＲ≦６０℃／ｓｅｃ …（１） （ε：未再結晶温度域で与えた対数歪み）

【０００８】

【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。本発明の根幹をなす技術思想は以下の通りであ
る。強度・靭性共に優れる鍛造品を得るためには、その
鍛造品の金属組織を微細にすれば良いことは知られてき
た。最終組織を微細化するには、その前組織であるγ
（オーステナイト）に熱間鍛造により歪みを与えて再結
晶により微細化する方法、および、より鍛造温度を低め
て未再結晶温度で鍛造することにより通常再結晶により
減少してしまう転位を変態時まで残留させ核生成速度を
増加させる方法がある。従来は、再結晶温度域での鍛
造、すなわち高温での鍛造の方が反力が少ないこと、お
よび反力が少ない方が鍛造精度を上げやすい等の理由
で、再結晶温度域の鍛造により組織を微細化することが
前提であった。本発明者等は、従来鍛造で用いられなか
った未再結晶温度域での鍛造を行うことにより、飛躍的
に組織が微細化し、材質も向上することを見いだした。

【０００９】以下に本発明の限定理由を述べる。

【００１０】Ｃは、鋼を強化するのに有効な元素である
が、０．１％未満では充分な強度が得られない。一方、
過多に添加すると靭性が低下するため、添加量の上限を
０．６％とする。

【００１１】Ｓｉは、鋼の強化元素として有効である
が、０．０５％未満ではその効果がない。一方、過多に
添加すると靭性および被削性が低下するため、添加量の
上限を２．５％とする。

【００１２】Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素であるが、
０．２％未満では充分な効果が得られない。一方、過多
に添加すると靭性および被削性が低下するため、添加量
の上限を３％とする。

【００１３】Ａｌは、鋼の脱酸および結晶粒の微細化の
ために有効な元素であるが、０．００５％未満ではその
効果がない。一方、過多に添加すると被削性が低下する
ため、添加量の上限を０．１％とする。

【００１４】Ｎは、Ｖ炭窒化物やＮｂ炭窒化物を生成し
析出強化のために必要な元素であるが、０．００１％未
満では充分な効果が得られない。一方、過多に添加する
と靭性が劣化するため、添加量の上限を０．０２％とす
る。

【００１５】Ｖは、固溶原子が転位の回復および再結晶
を遅らせる効果がある。すなわち未再結晶温度域を高温
側に広げ、未再結晶域鍛造を容易にする元素である。ま
た、未再結晶圧延後、転位のもつれた部分にＶの炭窒化
物が微細に析出し、いわゆる加工誘起析出により、強度
が上昇するため有効な元素である。これらの効果を享受
するためには０．０５％以上の添加が必要である。一
方、過多に添加すると靭性が劣化するため、添加量の上
限を０．５％とする。

【００１６】ＮｂもＶと同様、未再結晶を容易にし、析
出強化のために必要な元素であるが、０．００５％未満
では充分な効果が得られない。一方、過多に添加すると
靭性が劣化するため、添加量の上限を０．１％とする。

【００１７】ＭｇおよびＺｒはともに酸化物や硫化物、
あるいはこれらの複合物を形成し、加熱時のオーステナ
イトの粗大化を抑制する効果を持つ元素であるので組織
微細化に有効である。またこれらの酸化物はＭｎＳの析
出核になるため被削性も向上する。いずれも、０．００
０１％未満ではその効果はなく、０．００５％を越える
と、靱性が劣化するため、添加量の上限を０．００５％
とする。

【００１８】Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕはいずれも適量の
添加においては靱性を損なうことなく強度を増大する元
素である。Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏは、いずれも０．０５％未
満ではその効果はなく、３％を越えると靱性が大きく劣
化するため、その添加量の下限をそれぞれ０．０５％、
上限を３％とする。また、Ｃｕは０．０１％未満ではそ
の効果はなく、２％を越えると靱性が大きく劣化するた
め、その添加量の下限をそれぞれ０．０１％、上限を２
％とする。

【００１９】Ｔｉは，窒化物・炭化物を生成する。窒化
物は高温まで固溶せずに残るため、加熱時のオーステナ
イト粗大化を防止するのに有効である。また炭化物は微
細に分散して析出強化に有効である。０．００３％未満
ではこれらの効果は現れず、０．０５％を越えると靱性
が劣化するため、その添加量の下限を０．００３％、上
限を０．０５％とする。

【００２０】Ｂは焼き入れ性を増加する元素である。焼
き入れ性を増加することにより強度を増し、さらに粗大
な初析フェライトの生成を防止して組織を微細化を促進
するのに有効な元素である。０．０００５％未満ではこ
れらの効果は現れず、０．００５％を越えると靱性が劣
化するため、その添加量の下限を０．０００５％、上限
を０．００５％とする。

【００２１】Ｓ，Ｐｂ，Ｃａ，Ｂｉは、いずれも被削性
を向上する元素である。いずれも過小の添加はその効果
がなく、過大の添加は靱性を劣化させるため、Ｓは０．
０１％以上０．３％以下に、Ｐｂは０．０３％以上０．
３％以下に、Ｃａは０．００１％以上０．０５％以下
に、Ｂｉは０．０３％以上０．３％以下に添加量を限定
する。

【００２２】次に、本発明の、組織の形態について述べ
る。

【００２３】通常、再結晶γでは再結晶により粒内の転
位は整理され転位密度は低い。このため、ほとんどの変
態はγ粒界を基点として始まり、粒内に向かって成長し
ていく。また再結晶γである限り、粒界単位面積当たり
の変態核生成数はほぼ一定の値をとる。このため変態後
の組織の粒数は単位体積当たりのγ粒界の面積にほぼ比
例し、再結晶後のγ粒径が小さいほど、変態後の組織は
細かくなる。一方、未再結晶γでは再結晶による転位の
整理が未だ行われていない状態であるので、粒内の転位
密度は高い。これにより、粒界のみならず粒内からも変
態が開始する。さらに粒界にも加工の影響が残ってお
り、粒界単位面積当たりの変態核生成数も再結晶γと比
べ大きい値をとる。このため粗大なγからでも、微細な
変態組織が得られる。未再結晶γからの変態によって得
られる変態組織は、加工後の冷速によってフェライト＋
パーライト、ベイナイト、マルテンサイトに大別できる
が、いずれも平均結晶粒径が１０μｍ以下となる。ただ
し、冷速によっては、これらの組織の混合組織となり、
靭性が著しく劣化するため、後述の冷速制御によりマル
テンサイト鋼とする。尚、ここで述べる平均結晶粒径と
は、破壊の単位となる結晶粒径であり、フェライト＋パ
ーライトの場合はフェライトの平均粒径、ベイナイトお
よびマルテンサイトの場合は平均パケット・サイズを指
す。マルテンサイトを選定した理由は、組織強化により
強度が得やすく、合金コストの削減に有効だからであ
る。一方、粒径が微細になると強度、靭性、降伏比、伸
びが向上する事は知られているが、平均粒径が１０μｍ
以下であると、これらの効果が顕著に現れてくる。さら
に効果を求めるのであれば、平均粒径が５μm 以下であ
ることが望ましい。一方、平均粒径の下限は特に定めな
いが、鍛造コストの面から、２μm 以上とすることが好
ましい。

【００２４】尚、本発明において、平均粒径は光学顕微
鏡により断面厚１／４ｔ位置を２００〜１０００倍で３
〜５視野観察し、切断法により求めた値と定義する。

【００２５】引張強さは、鍛造品の軽量化の点で下限を
１３００MPa に限定した。一方、１８００MPa を越える
と、靭性が著しく低下し、切削寿命および金型寿命も著
しく低下するため、上限を１８００MPa 以下にした。

【００２６】また、降伏比は疲労強度向上のため、０．
６５に下限を限定した。一方、０．９５以上に降伏比を
上げても疲労強度の向上は飽和するので、上限は０．９
５に限定した。

【００２７】次に、製造方法について述べる。

【００２８】加熱温度は、鍛造時にγ単相である必要性
からＡｃ３点以上とする。また、その上限は現在の炉の
最高加熱温度１３５０℃とした。前述のように、未再結
晶圧延を容易にするためには、ＶないしはＮｂをある程
度固溶させておくことが望ましいため、１０５０℃以上
の加熱が望ましい。尚、Ａｃ₃ 点は（２）式により求め
た値と定義する。

【００２９】 Ａｃ₃ ＝９１０−２０３（Ｃ）^1/2 −１５．２（Ｎｉ）＋４４．７（Ｓｉ） ＋１０４（Ｖ）＋３１．５（Ｍｏ）＋１３．１（Ｗ） …（２） 未再結晶上限温度は、（３）式により求めた値と定義す
る。（３）式は、加工フォーマスターを用い、Ｖ、Ｎｂ
含有成分の鋼について加工焼入試験を行い、組織観察を
行った結果得られた回帰式である。尚、（３）式は加工
度の影響を表す項を除いた簡易式である。

【００３０】 未再結晶上限温度（℃）＝８１９＋６１（（Ｖ）＋１０（Ｎｂ））^0.2 …（３） 未再結晶γからの変態による組織微細化の効果は、未再
結晶温度域で与える歪みに依存する。対数歪みで０．３
未満の歪みでは、充分な組織微細化ができないため、そ
の下限を対数歪み０．３とする。でき得れば、０．８以
上の歪みが望ましい。一方、歪みの増加は鍛造反力の増
加を招きコストが上昇するため対数歪みは３以下とす
る。複数回の鍛造で成形する場合には、再結晶温度域で
の鍛造と組み合わせてもよい。更に今回規定した未再結
晶温度域の鍛造で、特に８００℃未満の鍛造は顕著に組
織が微細化し強度上昇・靭性向上に寄与するので、８０
０℃未満の鍛造が望ましい。また、７００℃未満の鍛造
温度では鍛造前にフェライトが生成し、鍛造時に加工フ
ェライトとなり靭性を劣化させるため、鍛造下限温度を
７００℃とする。

【００３１】尚、ここで述べた対数歪みとは、（４）式
で定義した歪みである。元厚高さ平均とは、鍛造前素材
の鍛造方向を高さとしたときの平均値であり、仕上げ厚
高さ平均とは、鍛造後の高さの平均値である。ただし、
押し出し等の加工の場合は、（５）式に従うものとす
る。元断面積平均とは鍛造前素材の鍛造方向に垂直な面
の平均断面積であり、仕上げ断面積平均とは、鍛造後の
断面積平均である。

【００３２】 対数歪み＝ｌｎ（元厚高さ平均／仕上げ厚高さ平均） …（４） 対数歪み＝ｌｎ（元断面積平均／仕上げ断面積平均） …（５） 鍛造後の冷速によって組織形態が異なることは前述した
が、以下冷速について述べる。未再結晶γからの変態
は、核生成速度が増大しているため、Ｔ−Ｔ−Ｔノーズ
が短時間側にシフトし、フェライトが生成しやすくなっ
ている。このため、マルテンサイトを生成するために
は、３００℃以上Ａｒ₃ 点以下の温度域を（１）式に示
した冷速で冷却すればよい。（１）式は図１の直線から
求めた式である。冷却速度の下限を（６ε＋１２）℃／
ｓｅｃとしたのは、それより遅い冷速であると、ベイナ
イト変態が生じてしまうからである。一方、上限を６０
℃／ｓｅｃとしたのは、これより速い冷速で冷却するこ
とが困難だからである。また、冷却制御温度域をＡｒ３
点以下としたのは、変態が始まる温度だからである。一
方、その下限を３００℃としたのは、この温度ではすで
にマルテンサイト変態が終了しているからである。
（１）式に示した冷速の冷却制御温度域の冷却方法は水
冷、油冷、強制空冷等が考えられるが、特に限定しな
い。また、冷却後、焼戻しを行うことにより降伏比、靭
性が向上するので、焼戻し処理を行ってもよい。

【００３３】 （６ε＋１２）℃／ｓｅｃ≦ＣＲ≦６０℃／ｓｅｃ …（１） （ε：未再結晶温度域で与えた対数歪み） 尚、Ａｒ₃ 点は（６）式により求めた値と定義する。

【００３４】 Ａｒ₃ ＝８６８−３９６（Ｃ）＋２４．６（Ｓｉ）−５８．７（Ｍｎ） −５０（Ｎｉ）−３５（Ｃｕ）＋１９０（Ｖ） …（６）

【００３５】

【実施例】第１表に示す成分の鋼から、φ５０×ｈ６０
の鍛造用試験片を切り出し、高周波で加熱して、第２表
に示す本発明方法および比較方法を適用して高さ方向の
平板圧縮鍛造を行った。第２表中の歪みは（４）式を適
用して求めた。さらに本発明方法を適用して冷却した場
合、第２表中に示したような粒径、強度、降伏比、靭性
となった。尚、冷却時の温度制御は衝風ないしは水スプ
レー冷却で行った。組織は鍛造品の中央から３０ｍｍ離
れた場所の１／４ｔ位置を光顕撮影し、切断法により平
均粒径（平均パケット・サイズ）を求めた。中央から３
０ｍｍ離したのはデッドメタル部を避けるためである。
機械特性はＪＩＳＡ３号引張試験片およびＪＩＳ３号シ
ャルピー試験片（幅５ｍｍ）を用いて測定した。第２表
中、比較鋼１，２，９は本発明必須元素のＮｂ，Ｖを必
要量含んでいないため再結晶が生じ、粗大な組織となっ
ている。このため強度・降伏比・靭性が低値である。比
較鋼８，１０は、Ｎｂ，Ｖを必要以上含んでいるため、
靭性が低値である。比較鋼３は、加熱温度が低すぎたた
め加熱時にγ単相とならず、γ＋α二相状態で鍛造した
ため、αが加工されて強度・降伏比・靭性が低値であ
る。比較鋼４は加工温度が高く再結晶が生じたため、粗
大な組織となり強度・降伏比・靭性が低値である。比較
鋼５は加工度が少ないため、充分な核生成速度が得られ
ず、粗大な組織となり強度・降伏比・靭性が低値であ
る。比較鋼６は加工後の冷速が遅すぎたため、一部ベイ
ナイトが生成し、強度・降伏比・靭性が低値である。比
較鋼７は加工温度が低すぎ、加工時に一部αが生成した
状態で加工したため、αが加工されて強度・降伏比・靭
性が低値である。

【００３６】

【表１】

【００３７】

【表２】

【００３８】

【表３】

【００３９】

【発明の効果】本発明により、明らかに強度、降伏比、
靭性が向上しており、本発明は有効である。

【図面の簡単な説明】

【図１】 組織生成に及ぼす未再結晶域で付与する対数
歪みと５００℃〜Ａｒ₃ の温度域の冷速の影響を示す図
である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 藤田 崇史 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 樽井 敏三 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 大野 尚仁 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 森 元秀 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 廣田 茂夫 愛知県東海市荒尾町ワノ割１番地 愛知製 鋼株式会社内 (72)発明者 岩間 直樹 愛知県東海市荒尾町ワノ割１番地 愛知製 鋼株式会社内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA03 AA05 AA06 AA08 AA11 AA12 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA20 AA21 AA23 AA24 AA28 AA29 AA31 AA32 AA35 AA39 CA00 CD00

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で Ｃ ０．１〜０．６％ Ｓｉ ０．０５〜２．５％ Ｍｎ ０．２〜３％ Ａｌ ０．００５〜０．１％ Ｎ ０．００１〜０．０２％ を含有し、更に Ｖ ０．０５〜０．５％ Ｎｂ ０．００５〜０．１％ の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
   不純物からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下のマルテ
   ンサイトからなることを特徴とする非調質高強度・高靭
   性鍛造品。
2. 【請求項２】 質量％で Ｍｇ ０．０００１〜０．００５％ Ｚｒ ０．０００１〜０．００５％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
   記載の非調質高強度・高靭性鍛造品。
3. 【請求項３】 質量％で Ｃｒ ０．０５〜３％ Ｎｉ ０．０５〜３％ Ｍｏ ０．０５〜３％ Ｃｕ ０．０１〜２％ Ｔｉ ０．００３〜０．０５％ Ｂ ０．０００５〜０．００５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
   項１又は２記載の非調質高強度・高靭性鍛造品。
4. 【請求項４】 質量％で Ｓ ０．０１〜０．３％ Ｐｂ ０．０３〜０．３％ Ｃａ ０．００１〜０．０５％ Ｂｉ ０．０３〜０．３％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
   項１〜３の何れか１項に記載の非調質高強度・高靭性鍛
   造品。
5. 【請求項５】 引張強さが１３００〜１８００MPa であ
   ることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の
   非調質高強度・高靭性鍛造品。
6. 【請求項６】 降伏比が０．６５〜０．９５であること
   を特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の非調質
   高強度・高靭性鍛造品
7. 【請求項７】 請求項１〜４の何れか１項に記載の成分
   からなる鋼を熱間鍛造する際に、Ａｃ₃ 点以上１３５０
   ℃以下に加熱し、対数歪みで０．３〜３の加工を与える
   熱間鍛造を７００℃以上未再結晶上限温度以下で少なく
   とも１回以上行うことを特徴とする非調質高強度・高靭
   性鍛造品の製造方法。
8. 【請求項８】 鍛造後、３００℃以上Ａｒ₃ 点以下の温
   度域を下記（１）式で示した冷速（ＣＲ）で冷却するこ
   とを特徴とする請求項７記載の非調質高強度・高靭性鍛
   造品の製造方法。 （６ε＋１２）℃／ｓｅｃ≦ＣＲ≦６０℃／ｓｅｃ …（１） （ε：未再結晶温度域で与えた対数歪み）