JPH0643605B2

JPH0643605B2 - 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH0643605B2
Application number: JP61052005A
Authority: JP
Inventors: 賢治相原; 和彦西田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1986-03-10
Filing date: 1986-03-10
Publication date: 1994-06-08
Anticipated expiration: 2009-06-08
Also published as: JPS62207821A

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）従来にあっても、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ェラ
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って、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、従来にあっては、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った。

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った。

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って
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って、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った。

（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。

したがって、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 、ZrN 、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
えはみられなかった。

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っ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
った。

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、これによって熱間鍛造前の
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。

よって、本発明の要旨とするところは、重量％で、 C ：0.20〜0.35％、 Si：0.02〜2.0 ％、 Mn：0.1 〜3.0 ％、 Cr：0.1 〜3.0 ％、 B ：0.0005〜0.01％、Ti：0.003 〜0.3 ％、 Zr：0.001 〜0.5 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、 N ：0.001 〜0.02％、を含有し、さらに、所望により、次の各群ないしの
少なくとも１種 Cu：0.01〜1.0 ％、Ni：0.01 〜2.0 ％、Mo：0.01〜
1.0 ％、V：0.001〜1.0 ％、およびNb：0.001〜0.30％
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、およ
び、希土類元素の少なくとも１種、合計で0.005 〜0.5
％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、1400℃〜1000℃の温度
範囲を２℃／分以上、27℃／分以下好ましくは5 〜15℃
／分の冷却速度で冷却することを特徴とする、熱間鍛造
用非調質鋼の製造方法である。

また、別の面において、本発明の要旨とするところは、
上述の組成の鋼を、溶鋼から鋳込後、1400℃〜1000℃の
温度範囲を2 ℃／分以上、好ましくは5 〜15℃／分の冷
却速度で冷却するとともに、得られた鋼を熱間鍛造によ
り成形後、最終製品に至るまでに少なくとも１回以上15
0 〜650 ℃に加熱することを特徴とする、熱間鍛造用非
調質鋼の製造方法である。

ここに、「鋳込」とは造塊法による場合、連続鋳造によ
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。連続鋳造法による場合、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、本発明にあっては、前述のような非金属介在
物を微細にし、均一にマトリックス中に分散させること
によって、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
程中の温度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って実際上含
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ったときに得ら
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 、Ti
N であって、Mn：0.6〜2.5 ％、Zr：0.005〜0.3 ％、T
i：0.005〜0.03％の範囲で効果が顕著である。

したがって、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って熱間鍛造前の加
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
を阻止する。

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
なかった事項である。

特に、本発明は熱間鍛造に際しての加熱温度が1200〜13
00℃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、鋼組成および冷却、加熱条件を
上述のように限定した理由を詳述する。

Ｃ：Ｃは0.35％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、0.35％を
上限とした。また、0.20％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0.05％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ないことがあるので、
0.25〜0.35％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.
0 を越えとフェライト地が脆化して靭性が著しく劣化す
るので上限を2.0 、好ましくは1.5 ％とした。また、Si
は溶鋼の脱酸に有用な元素として活用され、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 ％未満
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 ％を越えると均一な組織にならずに粗大なベイナイ
トが混在するようになる。含有量が3.0 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3.0 ％以下、好ましくは2.0 ％以下とし
た。

Ｎ：Ｈは0.001％以上は不可避的に存在し、一方0.02％を越
えると靭性を劣化させるので、Ｎ： 0.001〜0.02％に限
定した。

Cr： Crは強度上昇に有効であり、0.1 ％以上添加されるが、
添加量が3.0 を越えると、靭性が劣化するので上限を3.
0 ％とした。熱間鍛造部品の寸法が小さい時や冷却が速
いときなどではCr含有量が1.5 ％を越えると、局部的に
硬化組織が現れて靭性が低下することがあるので、好ま
しくは1.5 ％とした。

B ： B は鋼の組織を改善して強靭化をはかるのに極めて有効
な元素である。従来の熱間鍛造用非調質鋼ではフェライ
トパーライト組織の中にベイナイトが混在して組織が不
均一になること、およびV の析出硬化作用が減少するこ
とからB の添加は考えられなかった。しかし、本発明に
よれば、かかる従来の認識とは異なり、本来母地をベイ
ナイト組織としているためB 添加をこれまでの常識には
んして積極的に添加、活用するのである。

他の合金元素が多い場合、あるいは熱間鍛造部品の寸法
が小さくて冷却速度が大きい場合などでは、B 添加量は
少なくてよい。

B の含有量は0.01％を越えると脆化が生じるので、この
値を上限とし、B の焼入れ性向上硬化が認められるよう
になる0.0005％を下限値とした。

Ti： TiはB の作用を有効ならしめるために、0.003 ％以上含
有される。また、Tiにはオーステナイト粒を微細にして
熱間鍛造後の組織を微細にする作用もあるが、0.3 ％を
越えると、逆に高温加熱する時のオーステナイト粒が粗
大化するとともに地の靭性を著しく劣化させるので、こ
の値を上限値とした。

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
量であっ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0.5 ％を越えると靭性が劣化するので、上限を0.5 ％
とした。好ましくは0.3 ％以下である。

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。

なお、本発明が対象とする熱間鍛造用非調質鋼には、不
可避的不純物としてＰ、Ｓ等が含まれているが、それら
は通常それぞれ0.05％以下、0.05％未満までは許容され
る。

Cu、Ni、Mo、V 、Nb：これらの元素はいずれも熱間鍛造後の組織を微細な組織
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。こうして強
靭化作用を具現するためには、Cu、Ni、Moは0.01％以上
が必要であり、V 、Nbは0.001 ％以上が必要であるの
で、これらを下限値とした。又、Cu 1.0％、Ni 2.0％、
Mo 1.0％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、V 1.0％、Nb 0.3％を
越えると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。

したがって、本発明にあって、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 ％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、C
a、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。

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0.005 ％を越えてその効果が認められる。希土類
元素の添加量が少なくとも１種、合計で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。

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
℃間に冷却速度を2 ℃／分以上とする。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、表面割れ発生などのトラブルを生じやす
くなるので、トラブルを回避できる範囲内で可能な限り
大きい冷却速度をとることが望ましい。一般にはその上
限は27℃／分、好ましくは15℃／分である。

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、27℃／分以下好ましくは 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
介在物によって大幅に変化し、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って硫化物、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って適宜行うこと
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
の仕上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、従来のものであってもよく、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
造中および熱間鍛造後に行ってもよい。

次に、本発明を実施例によっ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200 kg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。

熱間鍛造による機械部品の成形加工をシュミレーション
するために、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一辺30mmの角棒に熱間鍛造後
自然放冷した。

上記のシュミレーション熱間鍛造材の中心部からJIS 14
A 号の引張試験片（平行部直径10mm）とJIS 3 号シャル
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。第２表に示
すように、いずれの鋼についても、_UE₂₀は5 kg-m/cm²を
こえており、_UE_-40も数kg-m/cm²を有している。

実施例２第３表の成分の5 鋼種を3.5ton電炉で溶製し、第４表の
ような各種サイズに鋳込んだ。この時の冷却速度を第４
表に併記した。

第５表に示すように、いずれの鋼についても、冷却方法
イないしニで得られる性質を比較すると、引張試験での
特性値にはほとんど差異がないが、衝撃吸収エネルギー
にかなり大きな差がみられる。

また、冷却方法イないしハまでは、uE₂₀が5 kgm/cm²を
越えており、uE_-40 も数kg-m/cm²を有しているが、冷却
方法ニにて製造された場合は、uE₂₀が5kg-m/cm²以下に
なり、uE_-40 は極めて小さな値に低下してしまう。

なお、参考として調査した冷却方法ホについてはおおよ
そ冷却方法ロとハの特性に近くなっている。

実施例３第３表の鋼24と鋼28を第４表の記号ロで示す場合の、20
0 ×250mm 断面の鋼塊に鋳込んだものを実施例１と同じ
方法でシュミレーション熱間鍛造を行った。

この一辺30mmの角棒鍛造材を第６表のB からF の各種条
件で再加熱処理を施した。第６表中のB は焼付塗装時の
加熱を、C は軟窒化処理を、D とE とは残留応力の除去
焼鈍を、F は残留応力除去焼鈍後軟窒化処理を、それぞ
れ想定した再加熱処理である。

第７表にこれら再加熱処理後の機械的性質を、熱間鍛造
後放冷ままで再加熱しない場合（表中、記号A で示す）
と比較して記載した。各試験片は実施例１に同じであっ
た。

第７表に示す結果からも明らかなように、成形後、少な
くとも一回、150 〜650 ℃に再加熱することにより、い
ずれの再加熱であっても、降伏点の改善と降伏比の向上
が著しく、シャルピー衝撃吸収エネルギーもわずかなが
ら、向上する傾向がみとめられる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、 C ：0.20〜0.35％、 Si：0.02〜2.0 ％、 Mn：0.1 〜3.0 ％、 Cr：0.1 〜3.0 ％、 B ：0.0005〜0.01％、Ti：0.003 〜0.3 ％、 Zr：0.001 〜0.5 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、 N ：0.001 〜0.02％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、1400℃〜1000℃の温度
範囲を２℃／分以上27℃／分以下の冷却速度で冷却する
ことを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。
【請求項２】重量％で、 C ：0.20〜0.35％、 Si：0.02〜2.0 ％、 Mn：0.1 〜3.0 ％、 Cr：0.1 〜3.0 ％、 B ：0.0005〜0.01％、Ti：0.003 〜0.3 ％、 Zr：0.001 〜0.5 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、 N ：0.001 〜0.02％、を含有し、さらに、 Cu：0.01〜1.0 ％、Ni：0.01 〜2.0 ％、 Mo：0.01 〜1.0 ％、Ｖ：0.001〜1.0 ％、およびNb：0.001〜0.30％の１種もしくは２種以上残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、1400℃〜1000℃の温度
範囲を２℃／分以上27℃／分以下の冷却速度で冷却する
ことを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。
【請求項３】重量％で、 C ：0.20〜0.35％、 Si：0.02〜2.0 ％、 Mn：0.1 〜3.0 ％、 Cr：0.1 〜3.0 ％、 B ：0.0005〜0.01％、Ti：0.003 〜0.3 ％、 Zr：0.001 〜0.5 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、 N ：0.001 〜0.02％、さらに、希土類元素の少なくとも１種、合計で0.005 〜
0.5 ％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、1400℃〜1000℃の温度
範囲を２℃／分以上27℃／分以下の冷却速度で冷却する
とともに、得られた鋼を熱間鍛造により成形後、最終製
品に至るまでに少なくとも１回以上150 〜650 ℃に加熱
することを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方
法。
【請求項４】重量％で、 C ：0.20〜0.35％、 Si：0.02〜2.0 ％、 Mn：0.1 〜3.0 ％、 Cr：0.1 〜3.0 ％、 B ：0.0005〜0.01％、Ti：0.003 〜0.3 ％、 Zr：0.001 〜0.5 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、 N ：0.001 〜0.02％、さらに Cu：0.01〜1.0 ％、Ni：0.01 〜2.0 ％、 Mo：0.01 〜1.0 ％、Ｖ：0.001〜1.0 ％、およびNb：0.
001〜0.30％の１種もしくは２種以上、および希土類元素の少なくとも１種、合計で0.005 〜0.5 ％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、1400℃〜1000℃の温度
範囲を２℃／分以上27℃／分以下の冷却速度で冷却する
ことを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。
【請求項５】重量％で、 C ：0.20〜0.35％、 Si：0.02〜2.0 ％、 Mn：0.1 〜3.0 ％、 Cr：0.1 〜3.0 ％、 B ：0.0005〜0.01％、Ti：0.003 〜0.3 ％、 Zr：0.001 〜0.5 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、 N ：0.001 〜0.02％、さらに S：0.05〜0.5 ％、Pb：0.005〜0.5 ％、Ca：0.001〜0.0
5％、Te：0.001〜0.2 ％、Se：0.01 〜0.5 ％、およびB
i：0.01 〜0.5 ％の１種もしくは２種以上、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、1400℃〜1000℃の温度
範囲を２℃／分以上27℃／分以下の冷却速度で冷却する
とともに、得られた鋼を熱間鍛造により成形後、最終製
品に至るまでに少なくとも１回以上150 〜650 ℃に加熱
することを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方
法。
【請求項６】重量％で、 C ：0.20〜0.35％、 Si：0.02〜2.0 ％、 Mn：0.1 〜3.0 ％、 Cr：0.1 〜3.0 ％、 B ：0.0005〜0.01％、Ti：0.003 〜0.3 ％、 Zr：0.001 〜0.5 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、 N ：0.001 〜0.02％、さらに、 Cu：0.01〜1.0 ％、Ni：0.01 〜2.0 ％、 Mo：0.01 〜1.0 ％、Ｖ：0.001〜1.0 ％、およびNb：0.001〜0.30％の１種もしくは２種以上、 S：0.05〜0.5 ％、Pb：0.005〜0.5 ％、Ca：0.001〜0.0
5％、Te：0.001〜0.2 ％、Se：0.01 〜0.5 ％、およびB
i：0.01 〜0.5 ％の１種もしくは２種以上、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、1400℃〜1000℃の温度
範囲を２℃／分以上27℃／分以下の冷却速度で冷却する
ことを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。
【請求項７】重量％で、 C ：0.20〜0.35％、 Si：0.02〜2.0 ％、 Mn：0.1 〜3.0 ％、 Cr：0.1 〜3.0 ％、 B ：0.0005〜0.01％、Ti：0.003 〜0.3 ％、 Zr：0.001 〜0.5 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、 N ：0.001 〜0.02％、さらに S：0.05〜0.5 ％、Pb：0.005〜0.5 ％、Ca：0.001〜0.0
5％、Te：0.001〜0.2 ％、Se：0.01 〜0.5 ％、およびB
i：0.01 〜0.5 ％の１種もしくは２種以上、および希土類元素の少なくとも１種、合計で0.005 〜0.5 ％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、1400℃〜1000℃の温度
範囲を２℃／分以上27℃／分以下の冷却速度で冷却する
ことを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。
【請求項８】重量％で、 C ：0.20〜0.35％、 Si：0.02〜2.0 ％、 Mn：0.1 〜3.0 ％、 Cr：0.1 〜3.0 ％、 B ：0.0005〜0.01％、Ti：0.003 〜0.3 ％、 Zr：0.001 〜0.5 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、 N ：0.001 〜0.02％、さらに Cu：0.01〜1.0 ％、Ni：0.01 〜2.0 ％、 Mo：0.01 〜1.0 ％、Ｖ：0.001〜1.0 ％、およびNb：0.
001〜0.30％の１種もしくは２種以上、および S：0.05〜0.5 ％、Pb：0.005〜0.5 ％、Ca：0.001〜0.0
5％、Te：0.001〜0.2 ％、Se：0.01 〜0.5 ％、およびB
i：0.01 〜0.5 ％の１種もしくは２種以上、および希土類元素の少なくとも１種、合計で0.005 〜0.5 ％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、1400℃〜1000℃の温度
範囲を２℃／分以上27℃／分以下の冷却速度で冷却する
とともに、得られた鋼を熱間鍛造により成形後、最終製
品に至るまでに少なくとも１回以上150 〜650 ℃に加熱
することを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方
法。