-痕量彡 S彡 0.15%;
[0034] -痕量彡Ca彡 0· 010% ;
[0035] -痕量彡Te彡 0· 030% ;
[0036] -痕量彡Se彡 0· 050% ;
[0037] -痕量彡Bi彡 0· 050% ;
[0038] -痕量彡Pb彡 0· 100% ;
[0039] -痕量彡N彡 0.020% ;
[0040] 剩余物是铁和由精加工产生的杂质，
[0041] 并且C、Mn和Cr含量是使得 830-270C% - 90Mn% - 70Cr% )彡 620。
[0042] 所述钢材可以含有痕量<Ni< 0· 5 %。
[0043] 所述钢材可以含有0· 15 %彡Mo彡0· 30%。
[0044] 所述钢材可以含有0· 005 %彡A1彡0· 10 %。
[0045] 所述钢材可以含有0· 0005 % <B< 0· 005 %。
[0046] 所述钢材可以含有0· 005 %彡Ti彡0· 03 %。
[0047] 如果所述钢材含有0. 0005 %至0. 005 %的B，所述钢材可以含有痕量 彡N彡 0· 0080%，且Ti彡 3· 5N。
[0048] 所述钢材可以含有0· 005%彡S彡0· 15%。
[0049] 本发明的目的还是用于制造机械钢材部件的方法，其特征在于，所述方法包括以 下步骤：
[0050] -其组成与已描述的组成相符合的钢材被铸制并且被凝固；
[0051] -所述凝固的钢材的热成形在奥氏体域中特别地通过锻造或热乳进行，以便得到 热成形的半成品；
[0052] -热成形的半成品以给予它含有总计至多20%的马氏体和/或珠光体和/或铁素 体的贝氏体结构的速率冷却；
[0053] -热成形的半成品任选地被继续进行一个或若干个机器操作用于给予部件它的被 意图的尺寸；
[0054] -为了局部获得弱或非退火的马氏体微结构的目的，热成形的半成品被继续进行 局部热处理；
[0055] -热成形的半成品任选地被继续进行精整用于给予部件它的最终尺寸。
[0056] 局部热处理可以是表面处理。
[0057] 所述表面处理可以是通过感应、随后局部淬火的表面处理。
[0058] 可以在热成形的半成品的冷却之后的是在200-400°C下退火持续30分钟至8小 时。
[0059] 可以在局部热处理之后的是在150°C和350°C之间退火。
[0060] 在机械加工之前或之后，所述方法可以被继续进行在200_400°C下退火1-2小时。
[0061 ] 在半成品的热成形之后的冷却可以在无风空气中发生。
[0062] 在半成品的热成形之后的冷却可以在脉冲空气中发生。
[0063] 本发明的目的还是机械钢材部件，其特征在于，机械钢材部件通过前述方法获得。
[0064] 所述机械部件可以是从棒材机械加工的齿条，所述棒材已被乳制，然后被切割成 坯条。
[0065] 所述机械部件可以是锻造的曲轴，所述锻造的曲轴的凹槽和/或曲柄销和/或轴 承已借助于所述局部热处理加固。
[0066] 如这将被理解的是，本发明基于定义明确的钢材组成并且基于其与极大多数是以 较早定义的意义的贝氏体的金相结构的关联，所述贝氏体可以通过简单手段例如在无风空 气或脉冲空气中冷却获得。
[0067] 在参照以下附图阅读随后的描述后将更好地理解本发明；
[0068] -图1示出用于处理区域中的两个不同位置即轴承和一般楞条（generalfillet) 的从朝向由38MnSiV5型的参考钢材制成的通过由感应淬火进行表面处理的曲轴的凹槽的 芯的表面测量的Hv硬度0. 5 ;
[0069] -图2示出与对根据本发明的钢材进行的图1的那些可比较的硬度测量结果。
[0070] 结合前面提到的方法条件，本发明的级别给出在一方面得到至少大于或等于 920MPa并且可以达到1，150MPa的拉伸强度Rm以及在通过如更早描述的处理（例如通过感 应的表面淬火）硬化的区域中的约650Hv的硬度的可能性。
[0071] 然而，这些钢材级别在它们锻造和自然冷却之后或在自然冷却之后的粗热乳状态 中在主体中的机械性质方面提供相对低的在0. 55和0. 70之间变化的Re/Rm比率，这表示 弹性极限Re显著小于在相同机械强度的经淬火-退火的钢材级别上得到的弹性极限。如 果对于部件的预期的应用是必要的，这可以通过在被包括在200°C和400°C之间的温度下 使用退火、或在当已按至少0. 1%的量进行添加钒时的情况下在被包括在550°C和680°C之 间的温度下退火来改进。
[0072] 现在将证明根据本发明的级别的多种元素的组成范围的选择。如所陈述，所有含 量都按重量百分比给出。
[0073] C含量被包括在0. 35 %和0. 50 %之间。直到现在一直被视作被隐含地认为不是非 常适合用于在自然冷却期间得到贝氏体微结构的此间隔通过在通过较早讨论的局部处理 (感应、激光等等）涉及的区域中得到约600Hv的最小硬度的要求来施加。超过0. 50%，得 到均质贝氏体微结构在没有对部件的整体的冷却路径的非常准确的控制的情况下变得困 难或甚至是不可能的，所述非常准确的控制通常不能在用于制造由本发明主要涉及的部件 的工业设施上进行。
[0074] Μη含量被包括在0. 30%和1. 50%之间。锰与铬一起使用，用于降低在连续冷却期 间开始形成贝氏体的温度Bs。然而，Μη明显有助于偏析带（segregatedband)的形成，这 在需要的碳含量范围内将是特别有害的。实际上，取决于冷却路径，它们可能导致形成非常 高硬度的马氏体带。由于此原因，最大Μη含量被限于1. 5%。
[0075] Cr含量被包括在痕量和1. 5%之间。在本发明中，Cr以与Μη相同的方式使用，用 于降低开始贝氏体转变的温度Bs。
[0076] C、Mn和Cr含量还应当使得830-270C% -90Mn% -70Cr%彡620。将注意的是， 此值（随后记录为Bs'）不严格地反映将得到的Bs的值，但与Bs的值相关联，因为Mo的影 响特别地故意地从其排除。实际上，已知的是，Mo以比贝氏体转变远远更明显的方式影响 铁素体-珠光体转变，Mo对所述铁素体-珠光体转变具有非常显著的阻滞效应，Mo对所述 贝氏体转变具有相对小的影响。因此，不仅Mo对开始形成寻求的贝氏体的温度具有小的影 响，而且Mo对铁素体-珠光体转变起作用。稍后将看出Bs'不应当超过620的原因。
[0077] Si被包括在0. 15%和1. 20%之间。如这是熟知的，硅可以被用于避免在贝氏体 转变期间形成碳化物。然而，用于获得此效果的科学文献中引用的最小值位于1.2%或 1. 5%。如这随后将被证实，本发明特别地使用通过发明人的发现，这种限制对于相关的组 成实际上可能是明显较低的，并且显著地为约0. 5-0. 6%，或甚至更少。此外，将看到的是，Si的水平可以被用于调节机械强度值用于使其保持在预期的范围内。添加超过1. 20%的 Si是不合意的，因为它们在锻造或热处理后使偏析和脱碳问题恶化，所述偏析和脱碳问题 在当C含量相对高时并且当偏析带可以因此被再次发现具有非常硬的马氏体结构时的本 发明的情况下应当被特别地避免。
[0078] Ni被包括在痕量和1. 0%之间、优选地在痕量和0. 50%之间。Ni可以仅仅由于其 通过原材料的引入作为残余元素存在，或可以以少量被添加以便有助于减少温度Bs。但Ni 的含量被限于1%、较好地0.5%，这是由于成本的原因，这种元素是昂贵的并且易于使其 价格在市场上强力波动。
[0079] Mo被包括在0.050 %和0.50 %之间、优选地在0. 15%和0.30%之间。钼对可淬 火性的作用是得到确认的：其给出避免形成铁素体和珠光体的可能性，但然而，其不减慢或 仅非常少地减慢形成贝氏体。因此，钼可以取决于部件的直径以可变的量来添加。钼的第 二益处是在退