JPH0472886B2

JPH0472886B2 -

Info

Publication number: JPH0472886B2
Application number: JP61038885A
Authority: JP
Inventors: Kenji Aihara; Kazuhiko Nishida
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1986-02-24
Filing date: 1986-02-24
Publication date: 1992-11-19
Also published as: JPS62196359A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、熱間鍛造用非調質鋼とその製造方法
に関する。（従来の技術）従来にあつても、自動車部品など多くの機械部
品は熱間鍛造により成形された後、焼入れ、焼戻
しからなる調質処理を行い、さらに切削、研磨な
どの機械加工を施して製造されている。かかる調
質処理は部品の機械的性質を所要の値に調整する
ための熱処理として極めて有用であり、従来より
必須の処理と考えられてきた。しかしながら、今日のように製造ラインの合理
化、生産性の向上が強く叫ばれている状況下で
は、熱処理工程の省略合理化、熱処理の熱エ
ネルギーの省略合理化、焼入れ時の焼き割れ防
止による生産性向上、焼入れ時の変形の防止に
よる生産性の向上等の観点から従来の製造ライン
の形態には多くの改善すべき点がある。このような従来技術における今日的問題点を一
気に解決する手段として、上述の調質処理を省略
することが考えられ、そのためにＶなどの析出強
化元素を添加して組織の微細化と析出強化とを利
用し、鍛造ままで所要特性を備えたいわゆる非調
質型の鍛造用鋼が種々提案されている。例えば、特公昭60−45250号には、熱間鍛造後
に、成形部品を1000℃から550℃の温度範囲を0.7
℃／sec以下の速度で冷却して、オーステナイト
粒中に多角形フエライトを多量に分散させ、実質
的に細粒組織とすることが開示されている。特開昭59−100256号は、中炭素鋼領域でのTi
の粗粒化抑制効果を利用するものであつて、
Ti／Ｎの比を限定することを提案している。特開昭60−103161号には、Ｃ：0.05〜0.15％の
範囲内においてCr＋Mn＝2.20〜5.90に調整する
ことが開示されている。このように、従来にあつては、鋼の成分と組織
とを調整することで、熱間鍛造後の冷却途上にお
けるＶ、Nb等の化合物の析出硬化を利用した熱
間鍛造ままの非調質鋼部品を得ていたのであつ
た。しかしながら、これらの従来の非調質鋼部品
は、同じく熱間鍛造による従来の調質鋼部品に比
べて靭性が劣るため、靭性を要求されない限られ
た一部の部品で実用化されているだけで、高強
度、高靭性を要求される重要部品にまで一般的に
実用化することは不可能であつた。特に、比較的大型の熱間鍛造部品では加工時に
負荷を下げるために、鋼材の加熱温度を1200℃以
上にする必要があり、このような高温加熱では予
め鋼中にAl、Ｖ、Nb、Ti、等の細粒化元素を添
加して組織の微細化を図つても、これらの元素の
化合物は鍛造加工に先立つ高温加熱時にほとんど
分解固溶してしまつて、その細粒化作用も消失し
てしまう。このため、微細化元素による細粒化を
利用するにはいきおい熱間鍛造後の熱処理を工夫
しなければならず、結局、高強度、高靭性を実現
することは、費用がかかり、従来技術では極めて
困難であつた。（発明が解決しようとする問題点）かくして、本発明の目的は、上述のような従来
技術の欠点を解消した、熱間鍛造用、特に大型部
品の熱間鍛造用非調質鋼とその製造方法を提供す
ることである。（問題点を解決するための手段）ここに、本発明者らは、かかる目的達成のた
め、種々検討したところ、従来法と全く異なる観
点からの解決手段があることを知り、本発明を完
成させた。すなわち、従来からの炭窒化物分散によりオー
ステナイト粒成長阻止作用をもとにしたオーステ
ナイト組織粗大化の防止法が十分その効果を発揮
できないのは、熱間鍛造におけるような1200〜
1300℃というような高温度に加熱する際には、炭
窒化物がことごとく分解してオーステナイト中に
固溶してしまうため、オーステナイト粒の成長阻
止の作用が全く消失してしまうからである。したがつて、本発明の目的達成には、このよう
な、加熱状態でも分解固溶しない化合物でなけれ
ばならない。このような化合物としては、MnS、
TiN、Ｚ−Ｎ、Al₂O₃、SiO₂等の非金属介在物が
ある。ちなみに、従来のオーステナイト微細化化
合物であるAlNの分解温度は1100℃である。しかしながら、これらの非金属介在物は従来の
製造方法では粗大でまばらにしか分布しておら
ず、そのままでは結晶粒成長の阻止を有効に発揮
し得る状態ではない。また、従来は非金属介在物
は一般に可及的に少なくすることが要望されてお
り、それを積極的に利用するという考えはみられ
なかつた。そこで種々の実験を重ねたところ、Zrを含有
する製鋼原料を使用することにより、従来であれ
ば粗大でまばらにしか分布していなかつた非金属
介在物のうち、鋼中の硫化物が極めて微細に分散
するようになるばかりか、鋼中の酸化物も極めて
微細に分散するようになることが分かつた。かかるZr添加の作用により、微細に分散した
硫化物、酸化物が存在することになり、これによ
つて熱間鍛造前の高温加熱時のオーステナイト結
晶粒の粗大化が抑制されているものと思われる。
一方、これらの非金属介在物はそのような高温で
も分解しないため鍛造加工後の高温領域でのオー
ステナイト粒の粒成長も抑制されると同時に、微
細に分散した多数の介在物が変態の核として作用
するため、これらの作用が複合して鍛造まゝ材に
おける最終組織は微細化される結果、鋼の靭性が
向上するのである。またさらに、硫化物、酸化物が微細に分散する
ことにより、今度はその他の鋼中介在物も微細分
散することになり、鋼の靭性がさらに一層改善さ
れるのである。このような非金属介在物の析出に際しては、急
速冷却を行えばその析出分散がさらに一層均一微
細化されるため、Zr添加の効果と相俟つてオー
ステナイト組織の微細化が一層促進される。かくして、本発明の要旨とするところは、重量
％で、Ｃ：0.1〜0.6％、Si：0.02〜2.0％、 Mn：0.1〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Zr：0.001〜0.3％、 Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.001〜0.02％、ならびに、 Cr：0.01〜3.0％、Cu：0.01〜1.0％、Ni：
0.01〜2.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ｖ：0.001〜
1.0％、Nb：0.001〜0.3％およびTi：0.001〜0.3
％の１種もしくは２種以上を含有し、さらに希土類元素を合計0.001〜0.5％、および／ま
たは、Ｓ：0.05〜0.5％、Pb：0.005〜0.5％、Ca：
0.001〜0.05％、Te：0.001〜0.2％、Se：0.01〜
0.5％、およびBi：0.01〜0.5％の１種もしくは
２種以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、溶鋼から鋼塊もしく
は鋳片を製造する工程において、鋳込後1400〜
1000℃間を２℃／分以上好ましくは５〜15℃／分
の冷却速度で冷却することからなる熱間鍛造用非
調質鋼の製造方法である。ここに、「鋼塊もしくは鋼片を製造する」とは
造塊法による場合、連続鍛造による場合のいずれ
をも包含する趣旨である。しかし、本発明の作用
効果が特に発揮されるのは造塊法による場合であ
る。連続鍛造法による場合、他の操業条件から冷
却速度が制約されることが多いからである。かくして、本発明にあつては、前述のような非
金属介在物を微細にし、均一にマトリツクス中に
分散させることによつて、結晶粒の成長を阻止し
て所期の目的を達成するものである。これらの介
在物は、溶鋼中および凝固過程中の高温オーステ
ナイト中で生成するので、これらの介在物が生成
析出する温度域を急速に冷却することにより介在
物を均一微細に生成析出させるのである。本発明において非金属介在物の種類、量、分散
形態は特に制限しないが、これは通常の鋼組成に
あつて実際上含有されるような種類、量であれば
十分な程度であり、それを本発明において規定す
る冷却を行なつたときに得られた程度の分散形態
で十分であるとの趣旨である。しかし、特に効果的な非金属介在物は、MnS、
ZrN、TiNであつて、その量もMn：0.6〜2.5重
量％、Zr：0.005〜0.03重量％、Ti：0.005〜0.03
重量％の範囲で効果が顕著である。したがつて、本発明によれば、溶湯凝固時に非
金属介在物の析出、分散を制御することによつて
熱間鍛造前の加熱時および熱間鍛造後のオーステ
ナイト粒の成長粗大化を阻止できる。このように、鋳込み直後の冷却速度を抑制する
という考えは前述の従来技術においても全く触れ
られておらず、また介在物による熱間鍛造後のオ
ーステナイト粒の成長粗大化の阻止というその作
用効果においても、従来は全く知られていなかつ
た事項である。特に、本発明は熱間鍛造に際しての加熱温度が
1200〜1300℃と高い比較的大型の熱間鍛造部品、
例えば一部品の重量が１Kg以上という部品の製造
において特にすぐれた効果を発揮する。（作用）次に、本発明において、炭素含有量および冷却
条件を上述のように限定した理由を詳述する。Ｃ：Ｃは0.6％を越えると靭性が劣化して従来の
熱間鍛造用非調質鋼と同様の靭性不良問題を生
じるので、0.6％を上限とした。また、0.1％未
満になると機械構造用部品としての所要強度が
得られなくなるので0.1％を下限とした。なお、熱間鍛造部品は高周波焼入れを施して
使用することも多く、この場合にはＣ量は0.25
％以上にしないと充分な高周波焼入れ効果があ
らわれず、0.55％を越えると焼割れを発生する
ことがあるので、0.25％〜0.55％とするのが好
ましい。 Si： Siは強度を確保するのに非常に有効な元素で
あるが、２％を越えるとフエライト地が脆化し
て靭性が著しく劣化するので上限を２％、好ま
しくは1.5％とした。また、Siは溶鋼の脱酸に
有効な元素とした活用され、含有量が0.02％未
満では脱酸が不充分になり鋼の成分、組織、性
質が不安定になるので下限を0.02％とし、好ま
しくは0.05％とした。 Mn： Mnは強靭化作用が大きく極めて有用な元素
であり、0.1％以上の添加で効果があらわれる。
含有量が0.3％以下になると熱間加工割れを生
じることがあるので、下限は0.1％以上、好ま
しくは0.3％以上とした。Mn含有量が2.0％を
越えると熱間鍛造部品のサイズが小さくて熱間
鍛造後の冷却速度が比較的大きい場合には均一
なフエライトパーライト組織にならずベイナイ
トが混在するようになる。含有量が３％を越え
ると靭性を損なう異常粗大組織があらわれる。
このため上限を３％以下、好ましくは２％以下
とした。Ｐ、Ｓ、Ｎ：Ｐ、ＳおよびＮはいずれも靭性を劣化させ、
それぞれ限定範囲の上限を越えると従来の熱間
鍛造用非調質鋼よりもすぐれた靭性を得ること
が困難になるので、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05
％以下、Ｎ：0.001〜0.02％とした。これらの
元素はなるべく微量にすることが好ましいが、
被削性の改善をはかるべくＳ量を上限値以上に
含有してもよい。 Zr： Zrを含有する添加剤で処理して、極く微量
のZr含有にとどめると介在物が非常に均一微
細に分散して熱間鍛造後の靭性が向上する。こ
の場合、Zr含有量が現在の分析手段では定量
的に含有量を分析することが容易でない極微量
であつても靭性改善の効果が認められるが、下
限値を0.001％とした。Zr含有量が増加すると
上記の介在物微細均一分散による効果に加えて
非常に微細なZr化合物が生成析出することに
より、熱間鍛造後の組織微細化と靭性向上がさ
らに効果的にもたらされる。このときのZr化
合物は、例えば1100℃以上で鍛造加工を加える
場合、オーステナイトの結晶の再結晶を促進し
その後の結晶粒粗大化を抑制する作用も併せて
有する。この場合、Zr含有量が0.3％を越える
と靭性が劣化するので、上限を0.3％とした。 Al： Alは脱酸元素として非常に有用な元素であ
り、含有量が0.001％未満では気泡を生じたり
表面疵が生成するなどのトラブルを生じやす
い。また、0.1％を越えると熱間加工割れを起
こしやすくなるので、下限値を0.001％、上限
値を0.1％とした。 Cr、Cu、Ni、Mo、Ｖ、Nb、Ti：これらの元素はいずれも熱間鍛造後の組織を
微細なフエライト・パーライト組織にして強
度、靭性を向上させるのに有効なものであり、
少なくとも１種または２種以上添加される。こ
うした強靭化作用を具現するためには、Cr、
Cu、Ni、Moは0.01％以上が必要であり、Ｖ、
ｂ、Tiは0.001％以上が必要であるので、これ
らを下限値とした。又、Cr30％、Cu1.0％、
Ni2.0％、Mo1.0％を越えると熱間鍛造後の組
織は靭性を大きく損なう異常粗大組織になり、
一方、V1.0％、Nb0.3％、Ti0.3％を越えると
フエライト・パーライト組織が著しく脆化して
靭性が劣化するので、これらをそれぞれの上限
値とした。したがつて、本発明にあつて、Cr：0.01〜
3.0％、Cu0.01〜1.0％、Ni：0.01〜2.0％、
Mo0.01〜1.0％、Ｖ：0.001〜1.0％、Nb：0.001
〜0.3％、Ti：0.001〜0.3％とした。希土類元素：高温加熱の熱間鍛造の場合には、特に希土類
元素を添加することにより、靭性を大きく改善
することができる。この向上効果はZr処理鋼
で一層大きくあらわれており、含有量0.001％
を越えてその効果が認められる。希土類元素の
添加量が0.5％を越えても向上効果は飽和して
しまうので、上限値を0.5％とした。被削性向上元素：被削性を向上させることが要求される場合、
Ｓ、Pb、Ca、Te、Se、Biの１種もしくは２種
以上の添加が有効である。Ｓ：0.05％、Pb：
0.005％、Ca：0.001％、Te：0.001％、Se：
0.01％、Bi：0.01％がそれぞれ有効に作用する
最小含有量であるので、これらを下限値とし
た。Ｓ：0.5％、Pb：0.5％、Ca：0.05％、
Te：0.2％、Se：0.5％、Bi：0.5％を越えて含
有しても被削性向上効果は飽和し、むしろ靭性
が大きく劣化するのでこれらを上限値とした。本発明は、上述のような鋼組成を有する熱間鍛
造用非調質鋼に関するものであるが、本発明にお
けるZr添加の効果を最大限に発揮させるために
は、鋳込後1400〜1000℃間の冷却速度を２℃以上
とする。冷却速度が２℃／分よりも大きくなる
と、２℃／分よりも小さい冷却速度の場合に生じ
ている硫化物、酸化物および窒化物の凝集粗大化
がおこらなくなり、これら介在物が均一に微細分
散するようになる。特に、Zr化合物の関与して
いる介在物の凝集粗大化が５℃／分よりも小さい
冷却速度で生じ始め２℃／分より小になると顕著
になる。このため靭性が大幅に低下するので、冷
却速度の下限値を２℃／分好ましくは５℃／分と
した。介在物や化合物の微細均一分散という点に
関していえば冷却速度は大きいほど有効である
が、表面割れの発生などのトラブルを生じやすく
なるのでその冷却速度の上限は、表層部に大きな
引張応力を生じ、冷却にともなう変態・析出と重
畳して鋼塊あるいは鋳片の表面にヒビ割れを発生
する冷却速度以下とする。このように、本発明によれば、鋳込後1400〜
1000℃間の温度域を２℃／分以上、好ましくは５
〜15℃／分の冷却温度で冷却するが、鋳込みから
1000℃までの冷却速度は硫化物、窒化物の大きさ
と分布に非常に大きな影響を与えると共に、硫化
物や酸化物の偏析に大きな影響を与える。本発明
では高温域での熱間鍛造組織が介在物によつて大
幅に変化し、介在物ができるだけ微細に均一分散
すれば、熱間鍛造後の靭性が改善されることを活
用しているが、鋳込みから1000℃に至るまでの間
の冷却速度を大きくすることによつて硫化物、酸
化物、窒化物が均一微細に分散して靭性の改善が
さらに顕著になることが判明した。特にZr処理
鋼では硫化物、酸化物の微細均一分散が顕著にな
り、またZr含有鋼ではZr化合物の凝集粗大化が
抑制されるなど、鋳込後の冷却速度を２℃／分以
上とすることによる効果は顕著である。上述したように冷却速度は鋳込みから1000℃ま
での間で調整されるべきであるが、実際上鋳込み
から凝固までの冷却速度は測定が困難であるこ
と、凝固後はほゞ直線的に冷却されるので容易に冷
却速度が外挿できること、また容易に測定できる
のが1400〜1000℃の間であることからこの温度範
囲を冷却速度の数値限定の対象範囲とした。なお、所望により非金属介在物の量、種類を予
め調整するには、例えば脱酸の程度を調節すると
か、その他、すでに当業者には良く知られた手段
によつて適宜行うことができる。このようにして得られた本発明にかかる熱間鍛
造用鋼は、一般には1200〜1300℃に加熱されてか
ら1050℃以上の仕切り温度で熱間鍛造され、放冷
され、適宜機械加工後、非調質型製品となる。こ
のときの熱間鍛造については何ら制限はなく、従
来のものであつてもよく、またさらに従来の適宜
オーステナイト微細化処理をこの熱間鍛造後に行
つてもよい。次に、本発明を実施例によつてさらに詳細に説
明する。実施例１第１表に示す化学成分の鋼を200Kg低周波誘導
炉で溶製し、鋳込み後、型抜きをしてから断続的
に気水噴霧冷却を施して1400〜1000℃の間を5.2
℃／分で冷却し、得られた鋼塊を一辺80mmの角棒
に鍛伸したものを次の熱間鍛造実験の素材に用い
た。この一辺80mmの角棒を1250℃に加熱した後1100
℃の鍛造仕上り温度で１辺30mmの角棒に熱間鍛造
後自然放冷した。上記のシユミレーシヨン熱間鍛造材の中心部か
らJIS 14A号の引張試験片（平衡部直径10mm）と
JIS3号シヤルピー試験片を製作して機械的性質を
調査した。得られた特性を第２表にまとめて記載した。

【表】

【表】第２表に示すように、鋼記号No.１〜６はＣ量の
効果をみたものであり、鋼記号No.１は強度が
60kgf／mm²に達していないため目的に合わない。
鋼No.６は衝撃吸収エネルギーが5kgf−ｍ／mm²未
満であつて靭性不足である。鋼記号No.７〜11はSi量の効果をみたものであ
り、鋼記号No.７は硬度が不足し、鋼記号No.11は靭
性不足である。鋼記号No.12〜15はMn量の効果をみたものであ
り、鋼記号No.15は靭性が不足している。鋼記号No.16〜17はＰ量の効果をみたものであ
り、Ｐ量の低い方が靭性、特に低温における靭性
が向上することが分かる。鋼記号No.18〜19は、Cu、Ni、Moの複合添加系
の例である。鋼記号No.20〜22はCrの効果をみたものである。
鋼記号No.22ではベイナイトの混在した粗大組織に
なり靭性が劣化している。鋼記号No.23〜24はMoの効果をみたものであ
り、鋼記号No.24では組織の粗大化不均一化が顕著
で、靭性も良くない。鋼記号No.25〜27はTi、Nb、Ｖの効果をみたも
のであり、これらの元素は上限値をこえて多量に
含有されると強度上昇をあまりともなわずに靭性
だけが著しく劣化する。鋼記号No.４と鋼記号No.28〜33でZrの効果をみ
ると、鋼記号No.28に比べて鋼記号No.４は非常に靭
性が向上していることからZrの添加効果が明ら
かである。鋼記号No.33になると強度は上がるが靭
性が大きく劣化する。鋼記号No.34〜37はＳ量の効果をみたものであ
り、鋼記号No.37では靭性が大きく低下するので実
用的でない。鋼記号No.38〜42はPb量の効果をみたものであ
り、鋼記号No.38では被削性等にドリル穿孔性が鋼
記号No.４と比べてほとんど同等であつたが、鋼記
号No.39になるドリル穿孔性に大きな改善がみら
れ、鋼記号No.40になると施削性に大幅な向上がみ
られる。鋼記号No.43〜46はTe量の効果をみたものであ
り、Te添加で被削性が向上できると共に靭性の
低下が非常に小さく、鋼記号No.46でも実用的な特
性である。鋼記号No.47〜49は、Niの効果、鋼記号No.50は
Ca−Ｓ−Teの複合添加の効果をみたもので、い
ずれも靭性の劣化は小さい。鋼記号No.51〜52は希土類元素の含有効果をみた
ものであり、極微量の含有でも靭性の改善が認め
られる。鋼記号No.53〜55はTi、Nb、Ｖの含有効果をみ
たもので、鋼記号No.25〜27と比較してみるとこれ
らの元素の上限値近傍までの添加では強度が著し
く上昇すると共にvE₂₀は５Kg−ｍ／cm²を確保して
いる。実施例２第３表の成分を有する鋼を実操業ラインの転炉
で溶製し、この溶鋼を第４表に記した断面寸法を
もつ鋳型の中に鋳込んだ。これら各種寸法の鋼塊を1400℃で型抜きし、そ
の後1000℃になるまでの間、鋼塊の表面温度を測
定した。また同時に、第３表の鋼と同一チヤージの溶鋼
を300mm×400mmの断面の連続鍛造鋳片に鋳込ん
だ。この時の鋳片の表面温度を鍛造機の各位置で
測温して冷却の状況を参考迄に求めてみた。これらの鋳塊もしくは鋼辺の冷却速度を第４表
に示す。これら鋼塊もしくは鋳片を直径1300mm棒鋼に圧
延後、実施例１と同じようにして熱間鍛造し、最
終品の機械的性質を調べた。その結果を第５表に
示す。

【表】

【表】記号イ、ロ、ハに比べて記号ニでな冷却速度が
２℃／分未満になつており、シヤルピー衝撃吸収
エネルギーが顕著に低下している。記号ホでは、ほぼ記号ハに近い値になつてい
る。実施例３第６表に示す組成の鋼を200Kg低周波誘導炉で
溶製し、鋳込み後、型抜きをしてから断続的に気
水噴霧冷却を施して1400〜1000℃の間を5.2℃／
分で冷却し、得られた鋼塊を一辺80mmの角棒に鍛
伸した。その後の熱間鍛造と機械的性質の調査は
実施例１と同様にして行つた。鋼No.１〜６は特許請求の範囲第１項記載に相当
する鋼、鋼No.７〜28は特許請求の範囲第２項記載
に相当する鋼、No.29〜47は特許請求の範囲第３〜
５項記載に、No.48〜92は特許請求の範囲第６〜８
項記載に相当する鋼である。第７表に機械的性質を示す。第２表の比較鋼の
値に比べて本発明鋼の機械的性質、特に靭性の向
上が顕著である。快削性元素による靭性の低下も
小さく、希土類元素を添加すれば快削性元素の影
響はほとんど消失することが分かる。

【表】

Claims

【特許請求の範囲】１重量％で、Ｃ：0.1〜0.6％、Si：0.02〜2.0％、 Mn：0.1〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Zr：0.001〜0.3％、 Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.001〜0.02％、を含有し、かつＶ：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.3％およびTi：0.001〜0.3％の１種もしくは２種以
上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、溶鋼から鋼塊もしく
は鋳片を製造する工程において、鋳込後1400〜
1000℃間を２℃／分以上の冷却速度で冷却するこ
とからなる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。熱間鍛造用非調質鋼。２重量％で、Ｃ：0.1〜0.6％、Si：0.02〜2.0％、 Mn：0.1〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Zr：0.001〜0.3％、 Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.001〜0.02％、を含有し、かつＶ：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.3％およびTi：0.001〜0.3％の１種もしくは２種以
上を含有し、さらに、 Cr：0.01〜3.0％、Cu：0.01〜1.0％、 Ni：0.01〜2.0％およびMo：0.01〜1.0％の１種
もしくは２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、溶鋼から鋼塊もしく
は鋳片を製造する工程において、鋳込後1400〜
1000℃間を２℃／分以上の冷却速度で冷却するこ
とからなる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。３重量％で、Ｃ：0.1〜0.6％、Si：0.02〜2.0％、 Mn：0.1〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Zr：0.001〜0.3％、 Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.001〜0.02％、を含有し、かつＶ：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.3％およびTi：0.001〜0.3％の１種もしくは２種以
上を含有し、さらに、希土類元素を少なくとも１種、合計で0.005〜
0.5％含有し、残部Feおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、溶鋼から鋼塊もしく
は鋳片を製造する工程において、鋳込後1400〜
1000℃間を２℃／分以上の冷却速度で冷却するこ
とからなる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。４重量％で、Ｃ：0.1〜0.6％、Si：0.02〜2.0％、 Mn：0.1〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Zr：0.001〜0.3％、 Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.001〜0.02％、を含有し、かつＶ：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.3％およびTi：0.001〜0.3％の１種もしくは２種
以上を含有し、さらに、 Cr：0.01〜3.0％、Cu：0.01〜1.0％、 Ni：0.01〜2.0％およびMo：0.01〜1.0％の１種
もしくは２種以上を含有し、またさらに、希土類
元素を少なくとも１種、合計で0.005〜0.5％含有
し、残部Feおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、溶鋼から鋼塊もしく
は鋳片を製造する工程において、鋳込後1400〜
1000℃間を２℃／分以上の冷却速度を冷却するこ
とからなる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。５重量％で、Ｃ：0.1〜0.6％、Si：0.02〜2.0％、 Mn：0.1〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Zr：0.001〜0.3％、 Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.001〜0.02％、を含有し、かつＶ：0.001％、Nb：0.001〜0.3％およびTi：0.001〜0.3％の１種もしくは２種以
上、Ｓ：0.05〜0.5％、Pb：0.005〜0.5％、 Ca：0.001〜0.05％、Te：0.001〜0.2％、 Se：0.01〜0.5％およびBi：0.01〜0.5％の１種
もしくは２種以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、溶鋼から鋼塊もしく
は鋳片を製造する工程において、鋳込後1400〜
1000℃間を２℃／分以上の冷却速度で冷却するこ
とからなる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。６重量％で、Ｃ：0.1〜0.6％、Si：0.02〜2.0％、 Mn：0.1〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Zr：0.001〜0.3％、 Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.001〜0.02％、を含有し、かつＶ：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.3％およびTi：0.001〜0.3％の１種もしくは２種以
上、Ｓ：0.05〜0.5％、Pb：0.005〜0.5％、 Ca：0.001〜0.05％、Te：0.001〜0.2％、 Se：0.01〜0.5％およびBi：0.01〜0.5％の１種
もしくは２種以上、ならびに、 Cr：0.01〜3.0％、Cu：0.01〜1.0％、 Ni：0.01〜2.0％およびMo：0.01〜1.0％の１種
もしくは２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、溶鋼から鋼塊もしく
は鋳片を製造する工程において、鋳込後1400〜
1000℃間を２℃／分以上の冷却速度で冷却するこ
とからなる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。７重量％で、Ｃ：0.1〜0.6％、Si：0.02〜2.0％、 Mn：0.1〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Zr：0.001〜0.3％、 Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.001〜0.02％、を含有し、かつＶ：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.3％およびTi：0.001〜0.3％の１種もしくは２種以
上、Ｓ：0.05〜0.5％、Pb：0.005〜0.5％、 Ca：0.001〜0.05％、Te：0.001〜0.2％、 Se：0.01〜0.5％およびBi：0.01〜0.5％の１種
もしくは２種以上、ならびに、希土類元素を少なくとも１種、合計で0.005
〜0.5％含有し、残部Feおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、溶鋼から鋼塊もしく
は鋳片を製造する工程において、鋳込後1400〜
1000℃間を２℃／分以上の冷却速度で冷却するこ
とからなる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。８重量％で、Ｃ：0.1〜0.6％、Si：0.02〜2.0％、 Mn：0.1〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下、Zr：0.001〜0.3％、 Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.001〜0.02％、を含有し、かつＶ：0.001〜1.0％、Nb：0.001〜0.3％およびTi：0.001〜0.3％の１種もしくは２種以
上、 Cr：0.01〜3.0％、Cu：0.01〜1.0％、 Ni：0.01〜2.0％およびMo：0.01〜1.0％の１種
もしくは２種以上、Ｓ：0.05〜0.5％、Pb：0.005〜0.5％、 Ca：0.001〜0.05％、Te：0.001〜0.2％、 Se：0.01〜0.5％およびBi：0.01〜0.5％の１種
もしくは２種以上、ならびに、希土類元素を少なくとも１種、合計で0.005〜0.5
％含有し、残部Feおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、溶鋼から鋼塊もしく
は鋳片を製造する工程において、鋳込後1400〜
1000℃間を２℃／分以上の冷却速度で冷却するこ
とからなる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。