專利名稱：：馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼以及熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及在加工成汽車或工業(yè)機(jī)械等機(jī)械部件的鋼中的特別是馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼、以及由該鋼形成的熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件，該馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼通過熱鍛造成型后的控制冷卻，主體組織形成馬氏體，在熱鍛造后即使不實(shí)施淬火回火的調(diào)質(zhì)處理，也能提高強(qiáng)度、韌性以及切削性。
背景技術(shù)：
：迄今為止，大多汽車或工業(yè)機(jī)械等機(jī)械部件通常將由中碳鋼或低碳鋼形成的原料鋼棒熱鍛造成部件形狀后，進(jìn)行再加熱，實(shí)施淬火回火的調(diào)質(zhì)處理，由此來賦予高強(qiáng)度和高韌性。但是，由于該調(diào)質(zhì)處理需要大量熱能，同時(shí)處理工序增加，半成品增加等，從而導(dǎo)致調(diào)質(zhì)成本在部件制造成本中所占的比例增加。因此，在制造上述結(jié)構(gòu)部件上，為了簡化制造工序、降低調(diào)質(zhì)成本，開發(fā)了省略淬火回火的調(diào)質(zhì)處理的熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼。使用非調(diào)質(zhì)鋼得到的熱鍛造部件一次性加熱到120(TC以上，在1000120(TC左右的高溫下鍛造。但是，在120(TC以上加熱導(dǎo)致奧氏體晶粒粗大化，通過在1000120(TC的高溫下鍛造，加工后促進(jìn)再結(jié)晶，在冷卻過程中所得的鐵素體-珠光體組織變粗，因此與實(shí)施了調(diào)質(zhì)處理的鋼部件相比，使用非調(diào)質(zhì)鋼得到的熱鍛造非調(diào)質(zhì)部件通常耐力比、沖擊值小。為了解決上述問題，可以利用以下方法，即在日本特開昭55-82749號公報(bào)中記載了提高機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼的Mn量并添加少量V的方法，另外在日本特開昭55-82750號公報(bào)中記載了在機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼中添加少量V的方法，還有在日本特幵昭56-169723號公報(bào)中記載了除控制成分體系之外，在鍛造后的冷卻過程中，在1000550。C之間的溫度范圍以0.7°C/sec以下的速度進(jìn)行冷卻的方法，通過上述方法，使得以MnS為核的晶內(nèi)鐵素體大量分散，結(jié)果形成細(xì)?；蟮慕M織，則韌性和疲勞特性提高。但是，現(xiàn)狀是由上述方法得到的鐵素體-珠光體組織仍然粗大，組織微細(xì)化導(dǎo)致沖擊值和強(qiáng)度的增加量小。最近，為了保護(hù)地球環(huán)境，越來越要求汽車的低燃料消耗率化，作為用于實(shí)現(xiàn)汽車的低燃料消耗率化的有效方法之一是車輛的輕質(zhì)化，從而指向了通過提高部件強(qiáng)度來進(jìn)行部件的小型化。但是，現(xiàn)有的鐵素體-珠光體型非調(diào)質(zhì)鋼的強(qiáng)度的極限為1000MPa左右，無法對應(yīng)最近的高強(qiáng)度、高韌性的要求。另一方面，為了兼顧1000MPa以上的強(qiáng)度和高韌性，必須制成碳化物微細(xì)分散的馬氏體組織或貝氏體組織。關(guān)于直接以熱鍛造制成馬氏體或貝氏體組織的非調(diào)質(zhì)鋼，迄今為止已經(jīng)提出了大量技術(shù)。例如，日本特開平1-129953號公報(bào)中記載了下述內(nèi)容通過將碳量設(shè)定為較低的0.040.20%來提高M(jìn)s點(diǎn)以獲得自回火的效果，并且添加Ti、B等元素來增加淬火性，且通過鍛造后驟冷的方法制成馬氏體或貝氏體組織、或者馬氏體和貝氏體的混合組織，由此能得到高強(qiáng)度，同時(shí)也能得到良好的韌性。另夕卜，在日本特開昭63-130749號公報(bào)中記載了在不添加Ti、B的情況下提高N、并從Ai"3點(diǎn)以上開始驟冷的內(nèi)容。但是，上述特開平1-129953號公報(bào)、特開昭63-130749號公報(bào)中公開的高強(qiáng)度材料中，即使添加Ca、Te或Bi等提高切削性的元素，提高切削性的效果也小。進(jìn)而，在日本特開2000-129393號公報(bào)中公開了下述認(rèn)識，即通過復(fù)合添加適量的Mn和Cu，能得到高屈服強(qiáng)度和良好的韌性，通過添加適量的Ti和Zr，將Ti碳硫化物或Zr碳硫化物微細(xì)分散，由此使得MnS的生成量減少，甚至鋼材的切削性提高。但是，由于Ti碳硫化物和Zr碳硫化物是硬質(zhì)的，因此有時(shí)在切削時(shí)導(dǎo)致工具損傷，促進(jìn)工具磨損。因此不易獲得在任意情況下均為高強(qiáng)度、高韌性、且切削性優(yōu)異的鋼和機(jī)械部件。
發(fā)明內(nèi)容近年，由于要求通過車輛輕質(zhì)化來提高燃料消耗率，因此要求汽車用熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件進(jìn)一步高強(qiáng)度化。伴隨上述非調(diào)質(zhì)鋼部件的高強(qiáng)度化4的問題在于如上所述韌性和切削性的降低，但用上述現(xiàn)有技術(shù)不容易在提高強(qiáng)度、韌性等機(jī)械性質(zhì)之外還同時(shí)提高切削性。為此，本發(fā)明的目的在于解決上述問題，提供下述的熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼、以及由該鋼形成的熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件，所述熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼通過熱鍛造成型后的控制冷卻，即使隨后不進(jìn)行再加熱來淬火回火的調(diào)質(zhì)處理，鋼的主體組織也形成馬氏體，除強(qiáng)度、韌性等機(jī)械性質(zhì)之外，還同時(shí)使得切削性也提高。為了在不進(jìn)行目前的淬火回火的調(diào)質(zhì)處理的情況下，通過熱鍛造成型后的控制冷卻，使主體組織成為馬氏體，實(shí)現(xiàn)馬氏體型非調(diào)質(zhì)鋼的高韌性化以及良好的切削性，本發(fā)明人等對最佳的鋼成分和組織反復(fù)進(jìn)行了多種研究，結(jié)果特別是通過在鋼成分中添加比通常的熱鍛造用鋼的Al量多的Al，并添加比通常的熱鍛造用鋼的N量少的N，而得到了下述認(rèn)識，發(fā)現(xiàn)在馬氏體型非調(diào)質(zhì)鋼中，在冷卻速度寬廣的范圍中，除能提高強(qiáng)度、韌性等機(jī)械性質(zhì)之外，還同時(shí)提高切削性。1)通過增加固溶Al量，在成為高強(qiáng)度的同時(shí)，能得到高切削性。2)通過增加固溶A1量，可以抑制作為損壞單元的有效晶粒的粗大化，確保高韌性，即使在冷卻速度較緩的情況下，也能在冷卻中均勻地微細(xì)析出A1氮化物，抑制有效晶粒的粗大化，從而在成為高強(qiáng)度的同時(shí)，能確保高韌性。本發(fā)明是基于上述認(rèn)識得到的，是一種高強(qiáng)度、高韌性且提高了切削性的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼、以及由該鋼形成的熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件，其主旨如以下所述。(1)一種馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有0.100.20%的C、0.100.50%的Si、1.03.0X的Mn、0.0010.1%的P、0.0050.8%的S、0,101.50%的Cr、大于0.1%且為0.20%以下的Al、0.00200.0080X的N，余量實(shí)質(zhì)上由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。(2)如(1)所述的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有0.00050.0050X的B、0.0050.030%的Ti。(3)如(1)或(2)所述的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有0.050.30X的Nb、0.050,30%的V、0.051.0%的Mo中的l種或2種以上。(4)一種熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件，其特征在于，其是由(1)(3)中任一項(xiàng)所述的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼形成的熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件，該部件的一部分或全部的所有截面的鋼組織實(shí)質(zhì)上是有效晶體粒徑為15pm以下的馬氏體組織。(5)如(4)所述的熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件，其特征在于，下述部位的鋼中的固溶Al為0.050.18質(zhì)量％，所述部位為該熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件的一部分或全部中的所有截面的鋼組織實(shí)質(zhì)上是有效晶體粒徑為15pm以下的馬氏體組織的部位。圖1是表示表3的本發(fā)明例No.l16和比較例No.1923的拉伸強(qiáng)度和切削性的關(guān)系的圖。具體實(shí)施例方式本發(fā)明期待通過熱鍛造后的控制冷卻來形成馬氏體組織，其技術(shù)特點(diǎn)尤其在于，作為鋼成分，添加比通常的非調(diào)質(zhì)鋼多的大于0.1%且為0.20%以下的A1，由此抑制作為破損單元的有效晶粒的粗大化，從而確保高韌性,并且通過含有比通常的非調(diào)質(zhì)鋼低的0.00200.0080X的N，由此增加固溶Al量，從而提高切削性。進(jìn)而，本發(fā)明在制成上述鋼成分之后，通過熱鍛造后的控制冷卻，得到實(shí)質(zhì)上具有15^m以下的有效晶體粒徑的馬氏體組織，并且在不進(jìn)行淬火回火的調(diào)質(zhì)處理的情況下，得到高強(qiáng)度、高韌性、且提高了切削性的熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼部件。首先，以下說明在技術(shù)方案13中限定的鋼的合金成分的限定理由。適用本發(fā)明的技術(shù)方案1所記載的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼適合于比較小型或壁厚較薄、充分淬火的部件或內(nèi)部硬度無需達(dá)到表面部的程度的部件，特別適用于例如用于汽車引擎等的曲軸或連桿、或用于汽車的底盤等的轉(zhuǎn)向節(jié)等結(jié)構(gòu)部件。另外，技術(shù)方案2中限定的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼能適用于比較大型或需要充分的淬火性的部件。技術(shù)方案3中限定的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼能適用于需要比技術(shù)方案1、2中制造的鋼更高的強(qiáng)度和韌性的部件?！布夹g(shù)方案1中限定的成分)C:0.100.20%c是決定鋼的淬火性和馬氏體鋼以及部件的強(qiáng)度的最基本的元素。作為鋼和部件，為了得到充分的強(qiáng)度而將下限設(shè)定為0.10%，優(yōu)選將下限設(shè)定為0.14%。另一方面，為了提高M(jìn)s點(diǎn)以在鍛造淬火過程中獲得自回火，將上限設(shè)定為0.20%。另外，在超過0.20%時(shí)韌性降低這點(diǎn)也是將C的上限設(shè)定為0.20%的理由。Si:0,100.50%Si是為了確保由固溶強(qiáng)化得到的材料強(qiáng)度并且作為脫氧元素有效的元素，但小于0.10%時(shí)，不呈現(xiàn)該效果，并且無法進(jìn)行充分的預(yù)脫氧。因此，將Si的下限設(shè)定為0.10X。另一方面，超過0.50%時(shí)，也出現(xiàn)產(chǎn)生硬質(zhì)氧化物而降低韌性及切削性等的弊端。因此，將Si的上限設(shè)定為0.50X。Mn:1.03.0%Mn是為了通過固溶強(qiáng)化而對鋼進(jìn)行強(qiáng)化的同時(shí)提高淬火性的元素，并且，是在促進(jìn)生成馬氏體方面有效的元素。該Mn小于1.0X時(shí)，無法得到所希望的馬氏體組織，所以將下限設(shè)定為1.0%。另外，該Mn是防止因S導(dǎo)致的熱脆性的有用元素，是為了使鋼中的S以硫化物的形式固定、分散而必需的，但如果Mn量增大，則質(zhì)地的硬度增大，從而降低了韌性和切削性，所以將上限設(shè)定為3.0%。P:0.0010.1%p是具有通過增加鋼材料的硬度來使其脆化而提高切削性的效果的元素，但小于0.001%時(shí)，無法充分得到上述效果，并且，超過0.1%時(shí)，鋼質(zhì)地的硬度變得過大，反而使韌性劣化，所以將上限設(shè)定為0.1%。S:0.0050.8%S是形成MnS、提高切削性的元素，但小于0.005%時(shí)，得不到充分的效果。另一方面，雖然也依賴于Mn量，但超過0.8%時(shí)，MnS趨于粗大化，隨之在鍛造時(shí)MnS產(chǎn)生各向異性，所以機(jī)械性質(zhì)的各向異性增大，有時(shí)成7為破裂的起點(diǎn)而使加工性變差。因此，將S的含量設(shè)定為0.0050.8X。Cr:0.101.50%Cr是提高淬火性、并且提高強(qiáng)度以及韌性的元素，小于0.10%時(shí)，得不到該效果。另外，超過1.5%時(shí)，不僅該效果飽和，而且產(chǎn)生Cr碳化物，反而韌性降低，同時(shí)切削性也降低。因此，將Cr的含量設(shè)定為0.101.50%。Al:大于0.1%且為0.20%以下Al是對于脫氧有效的元素，并且以固溶或氮化物的形式存在于高溫時(shí)的奧氏體中或馬氏體中，抑制作為破損單元的有效晶粒的粗大化，維持高韌性。并且，鋼中的固溶A1具有提高切削性的效果。為了充分發(fā)揮上述效果，必須添加超過0.1%的Al。但是，過量添加時(shí)，形成硬質(zhì)氧化物，反而導(dǎo)致韌性及切削性降低。因此，將Al的含量設(shè)定為大于0.1%且為0.20%以下。N:0.00200.0080%N與各種元素形成氮化物，具有抑制有效晶粒的粗大化并維持高韌性的效果。為了獲得該充分的效果，將下限設(shè)定為0.0020%。但是，過量添加該N吋，A1N大量析出，A1N趨于粗大化，同時(shí)，固溶A1減少。因此，將上限設(shè)定為0.0080%。優(yōu)選為0.0060%以下，更優(yōu)選為0.0050%以下?！布夹g(shù)方案2中限定的成分)B:0.00050.0050%B如果以固溶B的形式存在于鋼中，則有提高淬火性的效果，并且也有提高韌性的效果。為了發(fā)揮上述效果，B的含量必須為0.0005%以上，但超過0.0050%時(shí)，該效果也飽和，并導(dǎo)致韌性降低。因此，將B的含量設(shè)定為0.00050.0050%。Ti:0.0050扁％Ti通過與作為不可避免的雜質(zhì)混入的N鍵合而形成Ti氮化物，由此抑制BN的析出并使固溶B增多，防止B形成BN所導(dǎo)致的B的提高淬火性的效果消失，從而能提高由B獲得的提高淬火性的效果。另外，形成Ti氮化物，有抑制有效晶粒的粗大化而維持高韌性的效果。為了發(fā)揮上述效果，Ti的含量必須為0.005%以上。但是，超過0.030%時(shí)，形成粗大的Ti氮化物，反而降低韌性，并且切削性也降低。因此，將Ti的含量設(shè)定為0.0050.030%。〔技術(shù)方案3中限定的成分)Nb:0.050.30%Nb形成Nb碳氮化物，抑制有效晶粒的粗大化，具有維持高韌性、高強(qiáng)度的效果。另外，在高溫中固溶于鋼中，增大淬火性。為了得到上述效果，Nb的含量必須為0.05%以上。但是，超過0.30%時(shí)，形成粗大的Nb碳氮化物，反而降低韌性。因此，將Nb的含量設(shè)定為0.050.30X。V:0.050.30%V與Nb相同地形成V碳氮化物，具有抑制有效晶粒的粗大化、維持高韌性的效果。另外，在高溫下固溶于鋼中，使淬火性增大。為了得到上述效果，V的含量必須為0.05^以上。但是，超過0.30%時(shí)，形成粗大的V碳氮化物，反而降低韌性。因此，將V的含量設(shè)定為0.050.30X。Mo:0.051.0%Mo是有利于提高淬火性、同時(shí)有效阻止由碳化物導(dǎo)致的晶界強(qiáng)度降低的元素。小于0.05%時(shí)，無法確認(rèn)該效果，即使添加了超過1.0%的Mo,該效果也飽和。因此，將Mo的含量設(shè)定為0.051.0X。另外，除本發(fā)明規(guī)定的上述鋼成分之外，可以在不破壞本發(fā)明的效果的范圍內(nèi)含有Sn、Zn、Pb、Sb、REM等?！布夹g(shù)方案4的限定理由)下面，在技術(shù)方案4中記載的熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件的特征中，根據(jù)部件的不同，有在部件內(nèi)需要高強(qiáng)度、韌性的部位和不需要高強(qiáng)度、韌性的部位的部件、或部件整體需要高強(qiáng)度、韌性的部件。本發(fā)明使部件的一部分或全部需要高強(qiáng)度、高韌性的部位中的所有截面的鋼組織成為實(shí)質(zhì)上有效晶體粒徑為15pm以下的馬氏體組織。以下對部件的一部分或全部需要高強(qiáng)度、韌性的部位中的上述限定理由進(jìn)行說明。使用技術(shù)方案13所記載的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼，在熱鍛造后進(jìn)行冷卻時(shí)，根據(jù)鍛造部件的壁厚和合金元素的添加量，用水冷卻、油冷卻、空氣冷卻或通過具有與這些冷卻相當(dāng)?shù)睦鋮s能力的冷卻介質(zhì)來進(jìn)行冷卻，鋼組織實(shí)質(zhì)上形成有效晶體粒徑為15pm以下的由自回火得到的馬氏體9組織。該鋼組織不是馬氏體組織時(shí)，韌性顯著降低。此處，所謂實(shí)質(zhì)上為馬氏體組織，是指以面積率計(jì)95%以上為馬氏體組織的情況，余量可以是貝氏體、珠光體、殘留奧氏體等，沒有特別限定。此處，所謂有效晶體粒徑是觀察夏比試驗(yàn)后的脆性斷面，由準(zhǔn)解理或解理形成的一個(gè)平滑的脆性斷面的平均長度。使鋼組織成為有效晶體粒徑為15pm以下的馬氏體組織是為了兼顧1100MPa以上的強(qiáng)度和高韌性。使鋼組織成為實(shí)質(zhì)上有效晶體粒徑為15pm以下的馬氏體組織時(shí)，如上所述，根據(jù)鋼成分或鍛造部件的壁厚，通過適當(dāng)選擇水冷卻、油冷卻、空氣冷卻的方式來控制熱鍛造后的冷卻時(shí)的冷卻速度。例如，在鋼成分滿足提高淬火性的元素少的技術(shù)方案1的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼、并且鍛造部件的壁厚為40mm以上的較厚的情況下，選擇水冷卻；在鋼成分同時(shí)滿足提高淬火性的元素多的技術(shù)方案2和3的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼、并且鍛造部件的壁厚為20mm以下的較薄的情況下，可以選擇水冷卻、油冷卻、空氣冷卻中的任一種，也可以預(yù)先通過實(shí)驗(yàn)求出適當(dāng)條件。[技術(shù)方案5的限定理由]對記載于技術(shù)方案5中的熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件的特征的限定理由進(jìn)行說明。本發(fā)明的熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件中，通過含有以質(zhì)量％計(jì)為0.050.18X的固溶A1，使鋼質(zhì)地脆化，能提高切削性。但是，固溶A1量小于0.05%時(shí)，無法充分得到上述效果。另一方面，固溶Al量由鋼中的Al量、N量和加熱溫度等來決定，但無法固溶超過0.18%的Al量。為了使固溶Al量為0.05%以上，必須將熱鍛造前的加熱溫度設(shè)定為115(TC以上，優(yōu)選為1200。C以上，更優(yōu)選為125(TC以上。另外，如上所述設(shè)定固溶A1量的部位是在部件內(nèi)至少進(jìn)行熱鍛造、冷卻、而使得鋼組織實(shí)質(zhì)上為有效晶體粒徑為15pm以下的馬氏體組織的部位，但是，其它部位也可以為上述固溶A1量。以下通過實(shí)施例來詳細(xì)說明本發(fā)明。實(shí)施例1將150kg具有表1所示的化學(xué)成分的鋼在真空熔化爐中熔煉后，通過熱軋制成直徑為50mm的鋼棒后，為了確保鋼中的固溶A1量，將加熱溫度設(shè)定為125(TC進(jìn)行熱鍛造，鍛造拉伸成直徑為20mm的圓柱狀，除本發(fā)明例No.13、No.14、比較例No.22、No.23之夕卜，對于剩余的例子，立即使用25。C的水進(jìn)行冷卻，對本發(fā)明例No.13、No.14、比較例No.22、No.23，立即使用100。C的油(JIS1種1號)進(jìn)行冷卻。艮卩，對該No.l3、No.l4、No.22、No.23，降低冷卻速度。然后，對該本發(fā)明例及比較例的鋼材進(jìn)行拉伸試驗(yàn)、沖擊試驗(yàn)、切削性試驗(yàn)，評價(jià)其特性。另外，表1的下劃線部分是本發(fā)明中限定的成分的范圍以外的條件。另夕卜，No.17、18中的C含量、No.19、20、22、23中的Al含量、No.21中的N含量、No.24中的Si含量、No.25、26中的Mn含量、No.27中的Cr含量、No.28中的Ti、B含量、No.29中的P含量分別超出本發(fā)明中限定的范圍。<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>※下劃線部分是本發(fā)明范圍外的條件。拉伸試驗(yàn)是從直徑為20mm的圓棒中沖裁出JIS3號試驗(yàn)片，評價(jià)拉伸強(qiáng)度。另外，在鍛造拉伸方向沖裁出JIS3號試驗(yàn)片作為沖擊試驗(yàn)片，用JISZ2242中規(guī)定的方法在室溫中實(shí)施夏比沖擊試驗(yàn)。此時(shí)，采用每單位面積的吸收能量作為評價(jià)指標(biāo)。有效晶體粒徑是用顯微鏡觀察夏比沖擊試驗(yàn)后的脆性斷面的長度方向截面，測定20點(diǎn)通過準(zhǔn)解理或解理形成的直線的脆性斷面的長度，并進(jìn)行平均而得到的值。作為切削性評價(jià)的指標(biāo)，采用在鉆頭穿孔試驗(yàn)中能切削至累積孔深為1000mm為止的最大切削速度VL1000(m/min)。此處所說的VL1000是指能進(jìn)行長度為1000mm的開孔的鉆頭的切削速度，數(shù)值越大，表示切削性越良好。鉆頭穿孔試驗(yàn)條件如表2所示。通過光學(xué)顯微鏡或掃描型顯微鏡觀察鋼組織。M表示主體組織為馬氏體組織。B表示主體組織為貝氏體組織。馬氏體面積率是馬氏體在所有組織中的面積率，用顯微鏡觀察直徑為20mm的圓棒的徑向截面，將拍攝到的組織照片進(jìn)行圖像處理來進(jìn)行判定。鋼中固溶Al是從鋼中總Al量減去以Al氮化物的形式存在的Al量而得到的量。以Al氮化物的形式存在的Al量是將通過利用非水溶劑電解液進(jìn)行的定電位電解腐蝕法的SPEED法和0.1pm的過濾器進(jìn)行電解提取而得到的殘?jiān)肐CP發(fā)光分析裝置進(jìn)行測定而得到的。另外，上述拉伸試驗(yàn)、沖擊試驗(yàn)、切削性評價(jià)結(jié)果示于表3。表3的評價(jià)結(jié)果內(nèi)的橫線表示在鉆頭穿孔試驗(yàn)中無法以切削速度lm/min切削至累積孔深為1000mm。圖1是針對表3的本發(fā)明例No.116和比較例No.1923以拉伸強(qiáng)度為橫軸、以VL1000的結(jié)果為縱軸進(jìn)行描繪而得到的圖。13表2<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>上述表3所示的No.l16是本發(fā)明例，No.1729為比較例。如表3所示，本發(fā)明例No.l16的鋼材中，作為評價(jià)指標(biāo)的拉伸強(qiáng)度、吸收能量及VL1000均顯示良好的值，可知與比較例相比，以相同水平的強(qiáng)度觀察時(shí)的切削性、和以相同水平的切削性觀察時(shí)的強(qiáng)度均優(yōu)異，除提高強(qiáng)度、韌性等機(jī)械性質(zhì)之外，還可以同時(shí)提高切削性。另一方面，在比較例No.1729的鋼材中，作為3個(gè)評價(jià)指標(biāo)中的至少一個(gè)以上的特性比本發(fā)明例的鋼材差。具體而言，比較例No.17由于不含有必要量的作為本發(fā)明中的必需元素的C，所以強(qiáng)度比本發(fā)明材料差。另夕卜，比較例No.18由于過量添加作為本發(fā)明的必需元素的C，所以強(qiáng)度比本發(fā)明材料高，韌性和切削性均非常差。由于比較例No.19、22、23不含有必要量的作為本發(fā)明的必需元素的Al，并且由于比較例No.21過量添加N,所以固溶Al量均小于0.05質(zhì)量％，另外，由于比較例No.20過量添加作為本發(fā)明的必需元素的Al，所以硬質(zhì)氧化物增加，如圖1所示，以相同水平的拉伸強(qiáng)度觀察時(shí)，與本發(fā)明的鋼材相比，VL1000均非常差。其中，No.22、23中的組織均是面積率95%以上的馬氏體組織，但冷卻速度慢，得不到由Al氮化物帶來的抑制有效晶粒的粗大化的效果，有效晶體粒徑均超過15,，超出限定，韌性比本發(fā)明的材料差。另一方面，與該No.22、No.23在基本相同的條件下控制Ti、B的含量的本發(fā)明例No.13、14雖然冷卻速度緩慢，但能得到由Al氮化物帶來的抑制有效晶粒的粗大化的效果，有效晶體粒徑為15pm以下，從而確保高韌性。比較例No.24由于過量添加本發(fā)明的必需元素Si，所以強(qiáng)度高于本發(fā)明的材料，韌性和切削性極差。比較例No.25由于不含有必要量的本發(fā)明的必需元素Mn，所以淬火性降低，主體組織形成貝氏體，與本發(fā)明的材料相比韌性極差。比較例No.2629由于過量添加作為本發(fā)明的必需元素的Mn、Cr、Ti、B、P，所以韌性或切削性極差。在適用本發(fā)明的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼以及熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件中，作為鋼成分，添加比通常的非調(diào)質(zhì)鋼多的大于0.1%且為0.20%以下的Al，含有比通常的非調(diào)質(zhì)鋼低的0.00200.0080X的N，因此除了能提高強(qiáng)度、韌性等機(jī)械性質(zhì)之外，還能提高切削性，所以可發(fā)揮如下效果即能用作加工成需要高強(qiáng)度和高韌性的汽車、工業(yè)機(jī)械等機(jī)械部件的鋼、及由該鋼形成的機(jī)械部件。特別是在本發(fā)明中，通過熱鍛造成型后的控制冷卻，即使隨后不進(jìn)行再加熱來淬火回火的調(diào)質(zhì)處理，也能使鋼的主體組織馬氏體化，所以可以降低調(diào)質(zhì)成本。權(quán)利要求1、一種馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有0.10～0.20％的C、0.10～0.50％的Si、1.0～3.0％的Mn、0.001～0.1％的P、0.005～0.8％的S、0.10～1.50％的Cr、大于0.1％且為0.20％以下的Al、0.0020～0.0080％的N，余量實(shí)質(zhì)上由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。2、根據(jù)權(quán)利要求l所述的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有0.00050.0050X的B、0.0050.030%的Ti。3、根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有0.050.30X的Nb、0.050.30%的V、0.051.0X的Mo中的l種或2種以上。4、一種熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件，其特征在于，其是由權(quán)利要求13中任一項(xiàng)所述的馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼形成的，該部件的一部分或全部中的所有截面的鋼組織實(shí)質(zhì)上是有效晶體粒徑為15pm以下的馬氏體組織。5、根據(jù)權(quán)利要求4所述的熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件，其特征在于，下述部位的鋼中的固溶Al為0.050.18質(zhì)量％，所述部位為該熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件的一部分或全部中的所有截面的鋼組織實(shí)質(zhì)上是有效晶體粒徑為15pm以下的馬氏體組織的部位。全文摘要本發(fā)明提供了熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼以及由該鋼形成的熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件，該熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼通過熱鍛造成型后的控制冷卻，即使隨后不進(jìn)行再加熱來淬火回火的調(diào)質(zhì)處理，鋼的主體組織也形成馬氏體，能得到高強(qiáng)度、高韌性、且切削性優(yōu)異的鋼部件。該馬氏體型熱鍛造用非調(diào)質(zhì)鋼的特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有0.10～0.20％的C、0.10～0.50％的Si、1.0～3.0％的Mn、0.001～0.1％的P、0.005～0.80％的S、0.10～1.50％的Cr、大于0.1％且為0.20％以下的Al、0.0020～0.0080％的N，余量實(shí)質(zhì)上由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。該熱鍛造非調(diào)質(zhì)鋼部件的特征在于，由上述鋼形成，該部件的一部分或全部中的所有截面的鋼組織實(shí)質(zhì)上是有效晶體粒徑為15μm以下的馬氏體組織。文檔編號C21D8/00GK101568661SQ20088000104公開日2009年10月28日申請日期2008年10月27日優(yōu)先權(quán)日2007年10月29日發(fā)明者宮西慶,寺本真也,橋村雅之申請人:新日本制鐵株式會(huì)社