专利名称：锻造用钢的制作方法
技术领域：
本发明涉及经由锻造工序实施各种机械加工的锻造用钢。
背景技术：
用于机械结构物的钢一般使用添加有Mn或Cr、或者添加有Cr和Mo、或者在其中进一步组合添加有Ni等的钢材。通过铸造、轧制而制造的这些钢材，实施锻造、切削等机械加工和热处理，成为钢部件。
可是，在制作钢部件时的劳力和费用上，锻造工序所占的比例较高，将其降低是重要的课题。因此，谋求提高锻造工序中的模具寿命、降低锻造次数的制造工序能力的提高很必要。热锻造由于在钢材的变形抗力低的温度区进行锻造，因此对锻造机的载荷负荷小，但存在钢材上附带大量的氧化皮、难以体现锻造部件的尺寸精度的缺点。温锻造可降低热锻造具有的缺点，氧化皮少，在尺寸精度方面也有利，但具有变形抗力相比于热锻造较高的缺点。冷锻造具有无氧化皮、尺寸精度也良好的优点，但也有锻造的负荷载荷较大的缺点。对于具有热锻造所没有的优点的温锻造以及冷锻造，为了谋求钢材的软质化，以往发明了较多的技术。
关于适合于温锻造的钢材，例如，日本特开昭63-183157号公报公开了通过将C含量控制在0.1～0.3％的范围、将Ni、Al、N各自含量最佳化来提高渗碳性能的温锻造用钢的发明。另外，日本特开昭63-4048号公报公开了通过将C含量控制在0.1～0.3％的范围并添加0.003～0.05％Te来提高渗碳性能的温锻造用钢的发明。日本特开平2-190442号公报公开了通过将C含量控制在0.1～0.3％的范围，并适量添加0.1～0.5％的Cu以及Ti等来改善渗碳性能的温锻造用钢的发明。
另外，日本特开昭60-159155号公报以及日本特开昭62-23930号公报公开了通过将C含量进行成分调整至0.07～0.25％来谋求软质化，通过适量添加Nb、Al、N来改善渗碳性能的温锻造用钢的发明。
关于冷锻造，例如，日本特开平11-335777号公报以及日本特开2001-303172号公报公开了通过在C含量为0.1～0.3％的范围下降低Si以及Mn含量来谋求钢材的软质化，使冷锻造性提高的锻造用钢的发明。另外，日本特开平5-171262号公报公开了通过将C含量进行成分调整至0.05～0.3％来谋求软质化，使冷锻造性提高的锻造用钢的发明。
发明内容
然而，这些发明，虽然可充分维持渗碳后的硬度，但是从降低锻造时的变形抗力的观点考虑，尚不充分。
本发明的课题是提供通过与以往的钢材相比，大幅度降低对钢材进行冷锻造以及温锻造、进而热锻造时的变形抗力，并且锻造后实施的热处理之后具有必要的强度，从而可提高锻造模具寿命、降低锻造次数的锻造性能极优异的钢。
本发明者们为解决这样的课题而进行详细的研讨的结果发现，以往钢(例如SCr420)，通过大幅度地降低为确保淬火回火后的强度而必需的0.20％左右的C含量，锻造时的变形抗力大幅度地下降，而且，通过与渗碳淬火回火处理后的有效效果层深度对应的成分范围调整，可确保锻造后的部件强度，从而完成了本发明。
即，本发明的要旨如下。
(1)一种锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，含有 C0.001％以上且不到0.07％、 Si3.0％以下、 Mn0.01～4.0％、 Cr5.0％以下、 P0.2％以下、 S0.35％以下、 Al0.0001％～2.0％、 N0.03％以下， 还含有 Mo1.5％以下(包括0％)、 Ni4.5％以下(包括0％) 之中的一种或两种，其余量由铁和不可避免的杂质构成，由下述(1)式求得的Di值为60以上， Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo)×Di(Ni)×Di(Al)…(1)， 其中， Di(Si)＝0.7×[％Si]+1； Mn≤1.2％时，Di(Mn)＝3.335×[％Mn]+1， 1.2％＜Mn时，Di(Mn)＝5.1×[％Mn]-1.12； N≤1.5％时，Di(Ni)＝0.3633×[％Ni]+1， 1.5％＜Ni≤1.7时，Di(Ni)＝0.442×[％Ni]+0.8884， 1.7％＜Ni≤1.8时，Di(Ni)＝0.4×[％Ni]+0.96， 1.8％＜Ni≤1.9时，Di(Ni)＝0.7×[％Ni]+0.42， 1.9％＜Ni时，Di(Ni)＝0.2867×[％Ni]+1.2055； Di(Cr)＝2.16×[％Cr]+1； Di(Mo)＝3×[％Mo]+1； Al≤0.05％时，Di(Al)＝1， 0.05％＜Al时，Di(Al)＝4×[％Al]+1， 式中[]意指该元素的含量(质量％)。
(2)根据上述(1)所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有 Cu0.6％～2.0％， 代替上述(1)式而由下述(2)式求得的Di值为60以上， Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo)×Di(Ni)×Di(Al)×Di(Cu)…(2)， 其中， Di(Si)、Di(Mn)、Di(Cr)、Di(Mo)、Di(Ni)以及Di(Al)的定义与上述(1)式相同， Di(Cu)的定义为 Cu≤1％时，Di(Cu)＝1， 1％＜Cu时，Di(Cu)＝0.36248×[％Cu]+1.0016， 式中[]意指该元素的含量(质量％)。
(3)根据上述(1)所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有 B由下述(7)式求得的BL值以上、0.008％以下、 Ti0.15％以下(包括0％)， 代替上述(1)式而由下述(3)式求得的Di值为60以上， Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo)×Di(Ni)×Di(Al)×1.976…(3)， 其中， Di(Si)、Di(Mn)、Di(Cr)、Di(Mo)、Di(Ni)以及Di(Al)的定义与上述(1)式相同， BL＝0.0004+10.8/14×([％N]-14/47.9×[％Ti])…(7)， 其中，([％N]-14/47.9×[％Ti])＜0时，设为([％N]-14/47.9×[％Ti])＝0， 在此，式中[]意指该元素的含量(质量％)。
(4)根据上述(2)所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有 B由下述(7)式求得的BL值以上、0.008％以下、 Ti0.15％以下(包括0％)， 代替上述(2)式而由下述(4)式求得的Di值为60以上， Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo))×Di(Ni)×Di(Al)×Di(Cu)×1.976…(4)， 其中， Di(Si)、Di(Mn)、Di(Cr)、Di(Mo)、Di(Ni)、Di(Al)以及Di(Cu)的定义与上述(2)式相同， BL＝0.0004+10.8/14×([％N]-14/47.9×[％Ti])…(7)， 其中，([％N]-14/47.9×[％Ti])＜0时，设为([％N]-14/47.9×[％Ti])＝0， 在此，式中[]意指该元素的含量(质量％)。
(5)根据上述(1)～(2)的任一项所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有 Ti0.005～0.15％。
(6)根据上述(1)～(5)的任一项所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有 Nb0.005～0.1％、 V0.01～0.5％ 之中的一种或两种。
(7)根据上述(1)～(6)的任一项所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有 Mg0.0002～0.003％、 Te0.0002～0.003％、 Ca0.0003～0.003％、 Zr0.0003～0.005％、 REM0.0003～0.005％ 之中的一种或两种以上。
图1是表示C含量以及Di值、与室温以及830℃下的变形抗力(与SCr420的比较)以及渗碳后的硬化层深度(与SCr420的比较)的良否的关系的图。
图2是表示渗碳淬火回火后的钢材的从表面起的硬度分布的图。
图3是表示渗碳淬火回火后的钢材的从表面起的碳浓度分布的图。
图4是表示渗碳淬火回火后的Di值与有效硬化层深度的关系的图。
图5是表示冷态以及热态下的变形抗力与Di值的关系的图。
具体实施例方式 以下详细地说明本发明。
C0.001％以上且不到0.07％、以及Di值为60以上 C和Di值的范围，在本发明之中为最重要的规定，因此详细地进行说明。
制造在C含量为0.001～0.1％、Cr0～5.0％、Si0～3.0％、P0～0.2％、Mn0.01～4.0％、Mo0～1.5％、Ni0～4.5％、S0～0.35％、Al0.0001～2.0％、N0.03％以下、其余量为Fe和不可避杂质的范围进行了成分调整的多个锭，进行轧制，制造出坯材。
由这些坯材通过切削和磨削加工制成14mmΦ×21mm长的大小的圆柱试验片，在室温下以应变速度15/秒进行压缩试验。调查了直到相当应变0.5之中的最大的应变载荷。
另外，从上述的轧制坯材通过切削和磨削加工制成17.5mmΦ×52.5mm长的大小的试验片，进行渗碳处理。在950℃、碳势0.8％、360分的条件下进行渗碳，然后淬火，并在160℃下进行回火。将进行了该淬火回火的试验片的C截面切断、研磨，利用显微维氏硬度计以载荷200g测定截面内的从表面起的HV硬度分布，按照JIS G 0557(1996年)求出有效硬化层深度(HV550下的深度)。
上述的室温下的压缩试验的变形抗力，与作为比较钢的代表性的渗碳钢JIS SCr420钢(C0.20％、Si0.25％、Mn0.65％、P0.011％、S0.014％、Cr0.92％)相比降低35％以上，并且，上述的渗碳淬火回火后的有效硬化层深度为0.6mm以上的情形表示为○，变形抗力与JIS SCr420钢相比降低15～35％，并且，渗碳淬火回火后的有效硬化层深度为0.6mm以上的情形表示为△，变形抗力的降低不到15％或者渗碳淬火回火后的有效硬化层深度为不到0.6mm的结果的情形表示为×，以由表示合金元素的添加量的下述(1)式求得的Di值为指标，将它们进行整理的结果示于图1。
Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo)×Di(Ni)×Di(Al)…(1) 其中， Di(Si)＝0.7×[％Si]+1 Mn≤1.2％时，Di(Mn)＝3.335×[％Mn]+1 1.2％＜Mn时，Di(Mn)＝5.1×[％Mn]-1.12 Ni≤1.5％时，Di(Ni)＝0.3633×[％Ni]+1 1.5％＜Ni≤1.7时，Di(Ni)＝0.442×[％Ni]+0.8884 1.7％＜Ni≤1.8时，Di(Ni)＝0.4×[％Ni]+0.96 1.8％＜Ni≤1.9时，Di(Ni)＝0.7×[％Ni]+0.42 1.9％＜Ni时，Di(Ni)＝0.2867×[％Ni]+1.2055 Di(Cr)＝2.16×[％Cr]+1 Di(Mo)＝3×[％Mo]+1 Al≤0.05％时，Di(Al)＝1 0.05％＜Al时，Di(Al)＝4×[％Al]+1， 式中[]意指该元素的含量(质量％)。
由该图可知，变形抗力充分低、并且同时满足表面的硬度要件的范围是满足C不到0.07％，并且，Di值60以上的范围的成分。
其次，对于高温下的锻造，也进行了同样的实验。即，制造在C含量为0.001～0.1％、Cr0～5.0％、Si0～3.0％、P0～0.2％、Mn0.01～4.0％、Mo0～1.5％、Ni0～4.5％、S0～0.35％以下、Al0.0001～2.0％、N0.03％以下、其余量为Fe和不可避杂质的范围进行了成分调整的多个锭，进行轧制，制造出坯材。
由这些坯材通过切削和磨削加工制成8mmΦ×12mm长的大小的圆柱试验片，在830℃下以应变速度15/秒进行了压缩试验。调查了直到相当应变0.5之中的最大的应变载荷。
另外，从上述的轧制坯材通过切削和磨削加工制成17.5mmΦ×52.5mm长的大小的圆柱状试验片，进行了渗碳处理。在950℃、碳势0.8％、360分的条件下进行渗碳，然后淬火，并在160℃下进行回火。将进行了该淬火回火的试验片的C截面切断、研磨，利用显微维氏硬度计以载荷200g测定截面内的从表面起的Hv硬度分布，按照JIS G 0557(1996年)求出有效硬化层深度(Hv550下的深度)。
上述的830℃下的压缩试验的变形抗力，与作为比较钢的代表性的渗碳钢JIS SCr420钢(C0.20％、Si0.25％、Mn0.61％、P0.011％、S0.014％、Cr1.01％)相比降低35％以上，并且，上述的渗碳淬火回火后的有效硬化层深度为0.6mm以上的情形表示为●，变形抗力与JIS SCr420钢相比降低15～35％，并且，渗碳淬火回火后的有效硬化层深度为0.6mm以上的情形表示为▲，变形抗力的降低不到15％或者渗碳淬火回火后的有效硬化层深度为不到0.6mm的结果的情形表示为×，以由(1)式求得的Di值为指标，将它们进行整理的结果示于图1。
由该图可知，变形抗力充分低，并且同时满足表面的硬度要件的范围是满足C不到0.07％并且，Di值60以上的范围的成分。优选为C0.02％以下并且Di值60以上。
对于这样的现象，目前推测如下。首先，对于变形抗力，任何元素都具有固溶强化能力，但强化能力最高的元素是C，通过将其极力降低，可大幅度地软质化。当C为0.07％以上时，与JIS SCr420相比，得不到变形抗力的大幅度的降低。
另外，铁的变形抗力，在其晶体结构为bcc(体心立方晶格的简称。以下相同。)的情况下，与fcc(面心立方晶格的简称。以下相同。)相比较低。铁在室温下为bcc结构，但在高温下变为fcc。C是fcc稳定化元素，如果将其降低，则在高温下的锻造中，软质的bcc的比例增加，可谋求变形抗力的降低。
其次是关于渗碳淬火回火后的硬度，一般地，在渗碳钢的淬透性(淬硬性；hardenability)的指标中可使用乔米尼(Jominy)值，如本发明钢那样的低C的成分的钢，乔米尼值极低，以往决不会用于渗碳钢。可是，作为渗碳淬火回火后的部件的性能，图2所示的表面硬度和有效硬化层深度是重要的，在实际的部件中也通常要求该两个特性，关于内部硬度(内部的未渗碳部硬度)不被要求的情况不少。例如，在齿轮部件的情况下，是为了确保齿面疲劳强度而进行渗碳的，表面硬度例如有Hv700以上作为规范被要求。另外，齿面相互啮合、接触的场合的赫兹应力，从齿面达到某个深度的部位，因此有效硬化层深度作为规范被要求。如果说表面硬度以及有效硬化层深度这2个规范是必要的，则可大大改变以往的想法。如图3所示，通过EPMA对渗碳淬火回火了的部件的截面测定C浓度分布，可知作为有效硬化层深度的定义的为Hv550的深度，与通过渗碳渗入有0.4％左右C浓度的深度相当。因此认为，即使坯材本身的淬透性低，如果可确保存在0.4％的C的深度的淬透性，则也可得到充分的有效硬化层深度。利用相乘法经计算求作为淬透性能的指标的Di值的情况下，使用由 Di＝25.4×Di(C)×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo)×Di(Ni)×Di(Al)×Di(Cu)…(5) 表示的式子， 其中， Di(C)＝0.3428[％C]-0.09486[％C]2+0.0908…(6) (式中[]为C的含量(质量％)) Di(Si)、Di(Mn)、Di(Ni)、Di(Cr)、Di(Mo)以及Di(Al)为与上述(1)式相同的定义， 对于Di(Cu)， Cu≤1％时，Di(Cu)＝1 1％＜Cu时，Di(Cu)＝0.36248×[％Cu]+1.0016， 式中[]意指该元素的含量(质量％)。
但是在求Di(C)的式子中，根据上述代入C0.4％的情况下， Di(C)＝0.213， 可导出上述(1)以及(2)式，由上述(1)式或(2)式求出的Di值，如果与比较钢的上述JIS SCr420钢的Di值大致同等，则认为在有效硬化层深度的位置充分淬火，可得到Hv550的硬度。
所谓Di值，是临界理想直径，意指进行理想的淬火时，圆棒的中心变为50％马氏体组织的圆棒的直径，是成为钢材的淬透性的指标的值(日本钢铁协会编第3版钢铁便览IV p.122丸善株式会社1981年发行)。
关于合金元素对Di值的影响，根据研究者不同，调查结果和计算方法也不同，作为专利文献，例如，日本特开2007-50480号公报公开了依据ASTM(美国材料试验协会)的「A-255」标准的Di值的计算式，另外，作为一般文献，例如，大和久重雄著「淬透性」(日刊工业新闻社，1979年发行)中记载有求Di值的方法。
在此，(1)式以及(2)式如下述所示，是本发明者们参考作为上述一般文献的大和久重雄著的「淬透性」，通过实验而作成的。
由在C含量为0～0.8％、Cr0～5.0％、Si0～3.0％、P0～0.2％、S0～0.35％、Mn0～4.0％、Mo0～1.5％、Ni0～4.5％、Al0～2.0％、N0～0.03％、Cu0～2.0％的范围变动的各种成分的轧制坯材制作JIS G0561(2000年)所示的形状的试验片，从奥氏体区的温度淬火，进行淬透性试验，评价各种元素对Di值的影响。由这些实验值采用最小二乘法创立尽量简便的计算式，对于影响特性线为大致直线状的成分(Si、Cr、Mo)，简单地用一次函数表记，另外，对于影响特性线为较平缓的曲线的成分(Mn、Ni、Al、Cu)，将成分范围区分成多个，将各区段内用一次函数表记，此外，对于影响特性线具有曲率半径小的部分、并且为凸状的成分(C)，用二次函数表记。其结果，在得到(5)式以及(6)式的同时，在(6)式中代入C含量0.4％，不添加Cu的情况下得到(1)式，添加Cu的情况下得到(2)式。
由上述(1)式或(2)式求出的Di值，是表示基于这样的想法策定的、渗碳后渗有0.4％C浓度的C的深度的钢的淬透性的指标。即便是低C的钢材，如果充分具有上述Di值，则也推定可以得到渗碳后的有效硬化层深度。由(1)式计算比较钢JIS SCr420钢的Di值，为60，因此可以说在上述中进行考察的推察是妥当的。由于本发明的C含量低，因此内部硬度与比较钢相比较低，但如果添加合金元素使得Di值变大，则内部硬度增加。
图4是在相同的气体渗碳淬火回火(在950℃下，在碳势1.1％、176分、接着在碳势0.8％、110分的条件下渗碳，然后淬火，并在160℃下回火)下，含有0.2％C的SCr420等的以往钢(虚线)和含有不到0.07％的C含量的钢(条纹线)的Di值与有效硬化层深度的关系的图。即使是极低C钢，有效硬化层深度也能够通过钢材的Di值的增加而增加。而且，通过渗碳时间的延长、渗碳温度的升高、渗碳后追加高频加热，能够进一步加深。
如果Di值为60以上，则根据渗碳淬火回火后的部件所要求的有效硬化层深度、内部硬度等的性能(标准)，调整Di值即可，不设上限。例如，为了降低由(1)式计算Di值为80的JIS SCr420钢的锻造时的变形抗力，并且得到比较钢的70～90％左右以上的渗碳后的有效硬化层深度，只要在本发明范围内选择元素使得在(1)式中Di值为80以上，就可得到效果。如果使Di值更大，则能够得到比较钢的90％～100％以上的有效硬化层深度。
这样地确保有效硬化层深度，并在冷态、温态、直至热态的宽温度范围下，与以往钢相比，实现大幅度的变形抗力的降低的是本发明，其性能的概略示于图5。在室温(冷态)的锻造中，主要通过降低C含量来降低固溶强化，由此谋求软质化，在温锻造中，通过降低C含量来降低固溶强化，通过利用bcc稳定化元素来增加bcc分率，由此谋求软质化，在热锻造中，主动利用bcc稳定化元素，使bcc分率增加，由此谋求软质化。以下对于各元素的添加以及限制的理由详细地叙述。
C在工业上降低至不到0.001％较困难，或者会导致显著的制造成本的增加，因此下限定为0.001％。，为了充分降低变形抗力，上限须定为不到0.07％。因此，C的范围定为0.001％以上且不到0.07％。在需要确保渗碳或渗碳氮化后的内部硬度时，优选为0.005％以上且不到0.07％。在重视低变形抗力时，优选为0.001％以上且不到0.05％。进而指向低变形抗力化时，优选为0.001％以上且不到0.03％。另外，如果为0.001％以上且不到0.02％，在可得到进一步的低变形抗力效果。
Si3.0％以下、Mn0.01～4.0％、Cr5.0％以下 以代表性的渗碳钢JIS SCr420为例，由于不含有Mo和Ni，因此Si、Mn、Cr这3种元素是决定钢的Di值的主要的合金元素。只要选择性地组合它们，使(1)式的Di值为60以上即可。在这些元素中，平均单位含量(％)下，淬透性的提高，按Si→Cr→Mn的顺序，添加效果增大，另一方面，在室温下的变形抗力，从大的起依次为Si→Mn→Cr。因此，在重视冷锻造时的低变形抗力时，在这3种元素中，优选使Cr的添加量最多。在较多地添加Cr的情况下，也可避免有意地添加Si。Cr添加量超过5.0％会损害渗碳性，因此其上限定为5.0％。
当铁的温度上升时，合金元素的固溶强化能力变小。在室温下固溶强化能力大的Si，在高温下影响也变小。索性Si作为将bcc相稳定化的元素可有效地充分利用，在温态至热态的锻造温度区能够增加bcc分率，能够降低高温区下的锻造的变形抗力。
Si含量超过3.0％时，损害渗碳性，因此上限定为3.0％以下。Si是使室温下的变形抗力大大增加的元素，因此在冷锻造的场合，优选添加0.7％以下。另一方面Si是bcc稳定化元素，因此在温锻造或热锻造的场合，优选添加0.1～3.0％。
Mn不仅具有对钢赋予淬透性的效果，还具有防止由含有的S导致的热脆性的作用。Mn在淬透性上的添加效果，从0.01％以上开始可以得到。在不需要可切削性时，可不添加S，现有的精炼技术不能够使S为0％，因此Mn的下限值定为0.01％。另一方面，添加量超过4.0％时，会使锻造时的变形抗力大大增加。因此，Mn的上限定为4.0％以下。因此，Mn量的范围定为0.01～4.0％。在冷锻造用途中，Mn的优选范围为0.01～1.0％。
Cr如上所述，是与Si、Mn选择性地组合从而决定钢的Di值的合金元素，当添加量超过5.0％时，损害渗碳性，因此上限定为5.0％以下，优选为4.0％以下。
P0.2％以下 在室温下P的固溶强化能力高，因此在冷锻造用途中优选为0.03％以下，更优选为0.02％以下。在高温下的锻造中，可作为bcc稳定化元素使用，可进行直到0.2％的添加，但添加量超过0.2％时，会成为轧制和连铸时的缺陷发生的原因，因此P的上限定为0.2％。
S0.35％以下 S是引起热脆性的不可避的杂质，少为好，但当与钢中的Mn化合、形成MnS时，也具有提高可切削性的作用。添加量超过0.35％时会使钢的韧性显著地劣化，因此将上限限制为0.35％。
N0.03％以下 N含量超过0.03％成为轧制、连铸时的缺陷发生的原因，因此N的范围定为0.03％以下。将AlN按防止粗大晶粒的钉扎作用使用时，N的优选的添加量为0.01～0.016％。
Mo1.5％以下(包括0％)、Ni4.5％以下(包括0％)之中的一种或两种 如果添加Mo，则主要有两个效果。一个效果是钢材的Di值增加和进行组织控制的作用。但是，采用Si、Mn、Cr等其他元素满足该作用时，未必需要添加。另一个理由是，例如，钢部件为齿轮、CVT滑轮等时，为了抑制在部件使用中由温度上升引起的软化，添加Mo较有效。为得到该效果，优选添加0.05％以上。但是，该情况下也采用作为软化抗力抑制元素的、其他的元素满足时，未必需要添加。为了在室温下显著地增加变形抗力，在冷锻造用途中优选添加0.4％以下。可是，在高温下的锻造的情况下，Mo是bcc稳定化元素，因此能够有效利用。然而，添加量超过1.5％时会使高温下的变形抗力大大提高，因此上限定为1.5％。
如果添加Ni，则主要有两个效果。一个是钢材的Di值增加和进行组织控制的作用。但是，采用Si、Mn、Cr等其他元素满足该作用时，未必需要添加。另一个理由，例如，在钢部件为低速用齿轮等时，对部件要求韧性，而Ni的添加对韧性提高有效。出于该目的而添加Ni时，优选添加0.4％以上。另一方面，添加超过4.5％的Ni时损害渗碳性。因此，Ni的范围定为4.5％以下。由于Ni是fcc稳定化元素，因此为使在高温区的变形抗力降低，同时地添加bcc稳定化元素较有效。
Al0.0001％～2.0％ Al的添加主要有3个目的。一个目的是利用AlN。为了防止渗碳时发生粗大晶粒，可采用由AlN析出物带来的晶界移动的钉扎效应。当Al不到0.0001％时，AlN析出物的量不足，不能发挥上述效应，因此Al需要添加0.0001％以上。第2个目的是在高温区的锻造中，作为bcc稳定化元素有效利用。通过增加bcc分率，可降低在高温区的锻造的变形抗力。第3个目的是对钢材赋予淬透性。通过添加Al，能够使Di值增加。添加量超过2.0％时会损害渗碳性。因此Al的范围定为0.0001％～2.0％。优选为0.001～2.0％。如果为大于0.06％且不超过2.0％，则bcc分率增加，具有降低温态和热态下的变形抗力的效果。
Cu0.6％～2.0％ Cu若添加的话主要有3个效果。一个效果是提高钢材的耐腐蚀性的作用。另一个效果是提高韧性和疲劳强度的作用，在低速齿轮用钢中添加较有效。在上述2个目的的情况下，若不到0.6％，则该效果小，因此，下限定为0.6％以上。第3个目的是对钢材赋予淬透性。该情况下，添加量超过1％时显现效果。Cu添加量超过2％时，使钢的热延性显著地劣化，成为较多地发生轧制缺陷的原因。因此，Cu的范围定为0.6％～2.0％。由于Cu使室温下的变形抗力增加，因此在冷锻用途中优选添加1.5％以下。另外，由于Cu是fcc稳定化元素，因此为了使在高温区的变形抗力降低，同时地添加bcc稳定化元素较有效。
B由下述(7)式求得的BL值以上、0.008％以下、 Ti0.15％以下(包括0％) BL＝0.0004+10.8/14×([％N]-14/47.9×[％Ti])…(7) 但是，([％N]-14/47.9×[％Ti])＜0时，设为([％N]-14/47.9×[％Ti])＝0。在此，式中[]意指该元素的含量(质量％)。
B是不怎么提高钢的变形抗力而使Di值增加的有用元素。为了发挥淬透性，固溶B需为0.0004％以上。然而，由于B与N的亲合性强，因此当添加B时，与钢中的固溶N容易地生成BN，固溶B减少，不能确保淬透性。因此，由于B含量＝(固溶B量+成为BN的B量)，为了确保固溶B量，需要将在固有B量中增加成为BN的B量而得到的量作为B含量的下限。由于B的原子量为10.8、N的原子量为14，因此成为BN的B量为10.8/14×N。
此外，相比于B，N与Ti的亲合性强，因此当添加Ti时，首先形成TiN，成为BN的B量减少。由于N的原子量为14、Ti的原子量为47.9，因此形成TiN后的残存N量为(N-14/47.9×Ti)，该残存N形成BN，因此为了确保0.0004％以上的固溶B，必须使B含量为由上述(7)式求出的BL值以上。但是，如后所述，除了用于得到固溶B量的TiN形成目的以外，超过形成TiN所消耗的部分而添加Ti时，该超过部分无助于TiN形成，因此([％N]-14/47.9×[％Ti])＜0时，设为([％N]-14/47.9×[％Ti])＝0。
这样，通过规定B含量的下限，可确保0.0004％以上的固溶B量，能够得到充分淬透性。
另一方面，当B含量超过0.008％时，其效果饱和，并且损害制造性，因此上限定为0.008％。
按照上述的那样，当添加Ti时，形成TiN，但在为N量充分低、能够确保固溶B量的B含量的情况下，不需要出于用于得到固溶B量的TiN形成目的而添加。
可是，TiN具有抑制晶粒粗大化的效果。而且，超过47.9/14×N的Ti，形成TiC，与TiN一同抑制晶界的移动。在渗碳温度高的情况等，容易发生粗大晶粒，添加Ti较有效。为了生成的Ti碳氮化物阻止晶界的移动，优选添加0.005％以上的Ti。另一方面，超过0.15％的添加会生成粗大的Ti碳氮化物，成为疲劳破坏的起点，因此Ti含量的上限定为0.15％以下。
在添加了B的情况下，上述(1)式或(2)式乘以评价对Di值的影响的1.976，由下述(3)式或(4)式求出Di值。
Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo)×Di(Ni)×Di(Al)×1.976…(3) Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo))×Di(Ni)×Di(Al)×Di(Cu)×1.976…(4) 在此，在求(3)式以及(4)式时，为了弄清B对(1)式以及(2)式的贡献，进行了以下的实验。
即，制造使C含量恒定为0.4％，在Cr0～5.0％、Si0～3.0％、Mn0.01～4.0％、Mo0～1.5％、Ni0～4.5％、S0.35％以下、Al0.0001～2.0％、P0.2％以下、N0.03％以下、Cu0～2.0％、B0～0.007％、其余量为Fe和不可避杂质的范围进行了成分调整的多个锭，进行轧制，制造出坯材。从上述的各种成分的轧制坯材，制作JIS G 0561(2000年)所示的形状的试验片，从奥氏体区的温度淬火，进行淬透性试验。在由该试验得到的数据中，调查0.4％C含量的钢中的、添加B的钢和未添加B的钢的淬透性之差，按照上述一般文献大和久重雄著「淬透性」中所记载的方法求出Di值。由此得到B的淬透性效果的平均值1.976。将该值与(1)式以及(2)式相乘而得到的式子是(3)式以及(4)式。
Nb0.005～0.1％、V0.01～0.5％之中的一种或两种 在锻造、切削等机械加工之后热处理时，当热处理温度高时，有晶粒粗大化的情况。在晶粒粗大化的部位，组织与周围不同，因此可引起部件变形等损害。对热处理变形的要求严格时，必须防止晶粒的粗大化，利用Nb碳氮化物、V碳氮化物作为对晶界移动的钉扎较有效。
为了生成的Nb碳氮化物阻止晶界的移动，必须添加0.005％以上的Nb。另一方面，添加超过0.1％的Nb会使变形抗力显著地增加，因此Nb定为0.1％以下。因此，Nb的范围为0.005～0.1％。
为了生成的V碳氮化物阻止晶界的移动，必须添加0.01％以上的V。另一方面，添加超过0.5％的V时会成为轧制时的缺陷发生的原因，因此V定为0.5％以下。因此，V的范围为0.01～0.5％。
Mg0.0002～0.003％、Te0.0002～0.003％、Ca0.0003～0.003％、Zr0.0003～0.005％、REM0.0003～0.005％之中的一种或两种以上 钢部件中存在的伸长的MnS，具有对钢部件的机械特性赋予各向异性，或成为金属疲劳破坏起点的缺点。根据部件，有时极度要求疲劳强度，在该情况下，为了控制MnS的形态，添加Mg、Te、Ca、Zr、REM之中的一种或两种以上。但是，由于以下的理由，针对添加限制范围。
为了对MnS进行形态控制，Mg最低需为0.0002％的含量。另一方面，超过0.003％的Mg添加会使氧化物粗大化，反倒使疲劳强度劣化。因此，Mg的范围为0.0002～0.003％。
为了对MnS进行形态控制，Te最低需为0.0002％的含量。另一方面，超过0.003％的Te添加会显著地加强热脆性，使钢材的制造变得困难。因此，Te的范围为0.0002～0.003％。
为了对MnS进行形态控制，Ca最低需为0.0003％的含量。另一方面，超过0.003％的Ca添加会使氧化物粗大化，反倒使疲劳强度劣化。因此，Ca的范围为0.0003～0.003％。
为了对MnS进行形态控制，Zr最低需为0.0003％的含量。另一方面，超过0.005％的Zr添加会使氧化物粗大化，反倒使疲劳强度劣化。因此，Zr的范围为0.0003～0.005％。
为了对MnS进行形态控制，REM最低需为0.0003％的含量。另一方面，超过0.005％的REM添加会使氧化物粗大化，反倒使疲劳强度劣化。因此，REM的范围为0.0003～0.005％。
采用本发明钢，经由锻造或切削等机械加工等，进行热处理时，可采用气体渗碳、真空渗碳、高浓度渗碳、渗碳氮化等的各种表面硬化处理。另外，经所述各处理后，可组合地采用高频加热淬火。
本发明钢是在冷锻造、温锻造以及热锻造中降低其变形抗力的锻造性能优异的钢，是能够与这些多个工序组合来制造部件的钢。
以下通过实施例更详细地说明本发明，但这些实施例并不是限定本发明的性质的实施例，遵循上述和后述的宗旨进行的设计变更均包括在本发明的技术范围内。
实施例 (实施例1) 最初，说明冷锻造的实施例。熔炼表1所示的化学组成的钢，将开坯轧制的钢坯加热至1150℃进行热轧制，在930℃下完成，制作了50mmΦ的棒钢。
表1 钢材的成分(质量％) 由上述棒钢通过切削和磨削加工制成14mmΦ×21mm长的大小的圆柱状试验片，在室温下以应变速度10/秒进行压缩试验。调查了直到相当应变0.5之中的最大的变形应力。
而且，由上述棒钢通过切削和磨削加工制成17.5mmΦ×52.5mm长的大小的圆柱状试验片，进行气体渗碳淬火、真空渗碳淬火、或者渗碳氮化淬火、进而在这些处理之后组合了高频加热淬火回火的热处理。在此，气体渗碳，是在950℃下，在碳势1.1％、176分、接着在碳势0.8％、110分的条件下渗碳，然后淬火，并在160℃下进行回火。另外，也实施了下述水准在950℃下，在碳势1.1％、234分、接着在碳势0.8％、146分的条件下长时间渗碳，然后淬火，并在160℃下进行回火。渗碳氮化，是在940℃、碳势0.8％的条件下渗碳，接着在同一炉内将温度降至840℃，通过施加NH37％，来进行氮化处理，并进行淬火。高频加热，是在900℃下加热后水冷。回火，全部在160℃下进行。然后，将试验片的C截面切断、研磨，利用显微维氏硬度计以载荷200g测定截面内的从表层起的Hv硬度分布，求出有效硬化层深度。
以上的调查结果示于表2。另外，表2中示出了锻造温度下的bcc分率(％)。bcc分率，是采用Thermo-Calc Software公司制的计算软件「Thermo-Calc」，输入表1所示的成分(％)以及表2所示的进行锻造的温度(℃)，由计算机算出。
表2
适用于序号1的钢，是含有0.2％C含量、Di值为60的JIS SCr420比较钢。使其降低了冷锻下的变形抗力而成的本发明钢使适用于序号5～27的钢。本发明例的序号5～27，均大幅度地降低了变形抗力。这些本发明例之中的、Di值低的钢，有效硬化层深度为序号1的85％左右，但有效硬化层深度均有0.6mm以上，作为Di值高的本发明例的序号27，为0.88mm这一同等的有效硬化层深度。另外，即使Di值低，如序号11那样进行了渗碳氮化→高频加热淬火回火的例子、如序号19那样进行了气体渗碳→高频加热淬火回火的例子、以及如序号6那样进行了气体渗碳(长时间)淬火回火的例子，也为0.88mm这一同等的有效硬化层深度。
适用于序号2的钢，是含有0.2％C含量、Di值为95的JIS SNCM220比较钢。在维持该Di值并且降低变形抗力的情况下，作为本发明钢的适用于序号15～27的钢较合适。当然，如果淬火部件小，则适用于序号5～序号27的钢中的任一种都可使用。
适用于序号3的钢，是含有0.2％C含量、Di值为125的JIS SCM420比较钢。在维持该Di值并且进行软质化的情况下，作为本发明钢的适用于序号21～27的钢较合适。当然，如果淬火部件小，则适用于序号5～序号27的钢中的任一种都可使用。
适用于序号4的钢，是含有0.15％C含量、Di值为191的JIS SNCM815比较钢。在维持该Di值并且进行软质化的情况下，作为本发明钢的适用于序号24～27的钢较合适。当然，如果淬火部件小，则适用于序号5～序号27的钢中的任一种都可使用。
一般地，Di值大的钢材可适用于较大的部件，但本发明钢的情况下也同样，可将大的Di值的本发明钢适用于较大的部件。
另外，决定钢材的特性的主要因素不仅是Di值，例如，有时为了提高韧性而添加Ni。该情况下，只要维持Di值，并且在本发明的成分范围内添加Ni即可。
序号28由于Di值小于本发明范围，因此淬透性不足，在渗碳淬火回火后，即使在极表层，硬度也只有Hv400左右，因此是达到Hv550的有效硬化层深度为0mm的例子。序号29以及序号30由于Di值小于本发明范围，因此淬透性不足，在渗碳淬火回火后，即使在极表层，硬度也只有Hv500左右，因此是达到Hv550的有效硬化层深度为0mm的例子。序号31以及序号32是由于Di值小于本发明范围，因此淬透性不足，在渗碳淬火回火后，有效硬化层深度不充分的例子。序号33是由于Si的添加量大于本发明范围，因此渗碳性劣化、得不到有效硬化层的例子。序号34是由于C含量大于本发明范围，因此变形抗力高的例子。
序号35是由于Mn大于本发明范围，因此变形抗力高的例子。序号36是由于P大于本发明范围，因此发生裂纹、不能够制造的例子。序号37是由于S大于本发明范围，因此因热脆性而发生裂纹、不能制造的例子。序号38是由于Cr大于本发明范围，因此渗碳性劣化、得不到有效硬化层的例子。序号39是由于Al大于本发明范围，因此渗碳性劣化、得不到有效硬化层的例子。序号40是由于N大于本发明范围，因此发生裂纹、不能制造的例子。
(实施例2) 其次，说明温锻造以及热锻造的实施例。熔炼表3所示的化学组成的钢，将进行开坯轧制而得到的钢坯加热至1150℃，进行热轧制，在930℃下完成，制作了50Φ的棒钢。
表3
由上述棒钢通过切削和磨削加工制成8mmΦ×12mm长的大小的圆柱状试验片，在表4所示的温度下以应变速度10/秒进行压缩试验。调查了直到相当应变0.5之中的最大的变形应力。
而且，由上述棒钢通过切削和磨削加工制成17.5mmΦ×52.5mm长的大小的圆柱状试验片，进行气体渗碳淬火、真空渗碳淬火、或者渗碳氮化淬火、进而在这些处理之后组合了高频加热淬火回火的热处理。在此，气体渗碳，是在950℃下，在碳势1.1％、176分、接着在碳势0.8％、110分的条件下渗碳，然后淬火，并在160℃下进行回火。另外，也实施了下述水准在950℃下，在碳势1.1％、234分、接着在碳势0.8％、146分的条件下长时间渗碳，然后淬火，并在160℃下进行回火。真空渗碳，是在940℃下处理200分，然后淬火，并在160℃下进行回火。另外也实施了在940℃下处理265分，然后淬火，并在160℃下进行回火的长时间的水准的真空渗碳。渗碳氮化，是在940℃、碳势0.8％的条件下渗碳，接着在同一炉内将温度降至840℃，通过施加NH37％，来进行氮化处理，并进行淬火。高频加热，是在900℃下加热后水冷。回火，全部在160℃下进行。然后，将试验片的C截面切断、研磨，利用显微维氏硬度计以载荷200g测定截面内的从表层起的Hv硬度分布，求出有效硬化层深度。
以上的调查结果示于表4。另外，表4中示出了锻造温度下的bcc分率(％)。bcc分率，是采用Thermo-Calc Software公司制的计算软件「Thermo-Calc」，输入表3所示的成分(％)以及表4所示的进行锻造的温度(℃)，由计算机算出。
表4 适用于序号41～44的钢，是含有0.2％C含量、Di值为60～61的JISSCr420比较钢。使其降低了在高温区的锻造下的变形抗力而成的本发明钢，是适用于序号50～95的钢。通过800℃锻造来进行比较的是序号41和作为本发明钢的序号55。通过850℃锻造来进行比较的是序号42和作为本发明钢的序号50～54、56～70、72、74～77、80、81、83、85～88、91、94、95。通过900℃锻造来进行比较的是序号43和作为本发明钢的序号71、73、78、82、84、90、92。通过1200℃锻造来进行比较的是序号44和作为本发明钢的序号89、93。均已大幅度地软质化。序号41～44，在各锻造温度下，软质的bcc相少，与之相对，本发明钢不仅降低了固溶强化能力高的合金元素，而且进行各种的成分调整，增加了软质的bcc相的比率，因此实现了变形抗力的降低。
这些本发明例之中的、Di值低的钢，有效硬化层深度是作为比较钢的序号41～44的85％左右，但有效硬化层深度均有0.6mm以上。另外，即使Di值低，如序号56那样进行了渗碳氮化→高频加热淬火回火的例子、如序号66那样进行了气体渗碳→高频加热淬火回火的例子、如序号85、89、93那样进行了长时间渗碳淬火回火的例子，有效硬化层深度为0.88mm以上。
适用于序号45的钢，是含有0.2％C含量、Di值为93的SAE8620比较钢。在维持该Di值并且进行软质化的情况下，作为本发明例的适用于序号60～95的钢较合适。当然，如果淬火部件小，则适用于序号50～95的钢中的任一种都可使用。
适用于序号46的钢，是含有0.2％C含量、Di值为95的JIS SNCM220比较钢。在维持该Di值并且进行软质化的情况下，作为本发明例的适用于序号61～95的钢较合适。当然，如果淬火部件小，则适用于序号50～95的钢中的任一种都可使用。
一般地，Di值大的钢材可适用于大的部件，但本发明钢的情况下也同样，可将大的Di值的本发明钢适用于大的部件。
另外，决定钢材的特性的主要因素不仅是Di值，例如，有时为了提高韧性而添加Ni。该情况下，只要维持Di值并且在本发明的成分范围内添加Ni即可。
适用于序号47的钢，是含有0.2％C含量、Di值为105的DIN标准20MnCr5比较钢。在维持该Di值并且进行软质化的情况下，作为本发明例的适用于序号66～95的钢较合适。当然，如果淬火部件小，则适用于序号50～95的钢中的任一种都可使用。
序号48是含有0.2％C含量、Di值为125的JIS SCM420比较钢。在维持该Di值并且进行软质化的情况下，作为本发明例的适用于序号71～95的钢较合适。当然，如果淬火部件小，则适用于序号50～95的钢中的任一种都可使用。
序号49是含有0.15％C含量、Di值为191的JIS SNCM815比较钢。在维持该Di值并且进行软质化的情况下，作为本发明例的适用于序号79～95的钢较合适。当然，如果淬火部件小，则适用于序号50～95的钢中的任一种都可使用。
序号96由于Di值小于本发明范围，因此淬透性不足，在渗碳淬火回火后，即使在极表层，硬度也只有HV400左右，因此是达到HV550的硬化层深度为0mm的例子。序号97以及序号98由于Di值小于本发明范围，因此淬透性不足，在渗碳淬火回火后，即使在极表层，硬度也只有HV500左右，因此是达到HV550的有效硬化层深度为0mm的例子。序号99以及序号100是由于Di值小于本发明范围，因此淬透性不足，在渗碳淬火回火后，有效硬化层深度不充分的例子。序号101是由于Si的添加量大于本发明范围，因此渗碳性劣化、得不到有效硬化层的例子。序号102是由于C含量大于本发明范围，因此变形抗力高的例子。
产业上的利用可能性 根据本发明，能够提供大幅度地降低冷锻造和热锻造时的钢材的变形抗力，并且锻造后实施的热处理之后得到需要的强度的钢材，能够大幅度地提高部件制造的效率化。
本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。
权利要求
1.一种锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，含有
C0.001％以上且不到0.07％、
Si3.0％以下、
Mn0.01～4.0％、
Cr5.0％以下、
P0.2％以下、
S0.35％以下、
Al0.0001％～2.0％、
N0.03％以下，
还含有
Mo1.5％以下(包括0％)、
Ni4.5％以下(包括0％)
之中的一种或两种，其余量由铁和不可避免的杂质构成，由下述(1)式求得的Di值为60以上，
Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo)×Di(Ni)×Di(Al)…(1)，
其中，
Di(Si)＝0.7×[％Si]+1；
Mn≤1.2％时，Di(Mn)＝3.335×[％Mn]+1，
1.2％＜Mn时，Di(Mn)＝5.1×[％Mn]-1.12；
Ni≤1.5％时，Di(Ni)＝0.3633×[％Ni]+1，
1.5％＜Ni≤1.7时，Di(Ni)＝0.442×[％Ni]+0.8884，
1.7％＜Ni≤1.8时，Di(Ni)＝0.4×[％Ni]+0.96，
1.8％＜Ni≤1.9时，Di(Ni)＝0.7×[％Ni]+0.42，
1.9％＜Ni时，Di(Ni)＝0.2867×[％Ni]+1.2055；
Di(Cr)＝2.16×[％Cr]+1；
Di(Mo)＝3×[％Mo]+1；
Al≤0.05％时，Di(Al)＝1，
0.05％＜Al时，Di(Al)＝4×[％Al]+1，
式中[]意指该元素的含量(质量％)。
2.根据权利要求1所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有
Cu0.6％～2.0％，
代替上述(1)式而由下述(2)式求得的Di值为60以上，
Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo)×Di(Ni)×Di(Al)×Di(Cu)…(2)，
其中，
Di(Si)、Di(Mn)、Di(Cr)、Di(Mo)、Di(Ni)以及Di(Al)的定义与上述(1)式相同，
Di(Cu)的定义为
Cu≤1％时，Di(Cu)＝1，
1％＜Cu时，Di(Cu)＝0.36248×[％Cu]+1.0016，
式中[]意指该元素的含量(质量％)。
3.根据权利要求1所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有
B由下述(7)式求得的BL值以上、0.008％以下、
Ti0.15％以下(包括0％)，
代替上述(1)式而由下述(3)式求得的Di值为60以上，
Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo)×Di(Ni)×Di(Al)×1.976…(3)，
其中，
Di(Si)、Di(Mn)、Di(Cr)、Di(Mo)、Di(Ni)以及Di(Al)的定义与上述(1)式相同，
BL＝0.0004+10.8/14×([％N]-14/47.9×[％Ti])…(7)，
其中，([％N]-14/47.9×[％Ti])＜0时，设为([％N]-14/47.9×[％Ti])＝0，在此，式中[]意指该元素的含量(质量％)。
4.根据权利要求2所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有
B由下述(7)式求得的BL值以上、0.008％以下、
Ti0.15％以下(包括0％)，
代替上述(2)式而由下述(4)式求得的Di值为60以上，
Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo))×Di(Ni)×Di(Al)×Di(Cu)×1.976…(4)，
其中，
Di(Si)、Di(Mn)、Di(Cr)、Di(Mo)、Di(Ni)、Di(Al)以及Di(Cu)的定义与上述(2)式相同，
BL＝0.0004+10.8/14×([％N]-14/47.9×[％Ti])…(7)，
其中，([％N]-14/47.9×[％Ti])＜0时，设为([％N]-14/47.9×[％Ti])＝0，在此，式中[]意指该元素的含量(质量％)。
5.根据权利要求1～2的任一项所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有
Ti0.005～0.15％。
6.根据权利要求1～5的任一项所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有
Nb0.005～0.1％、
V0.01～0.5％
之中的一种或两种。
7.根据权利要求1～6的任一项所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，还含有
Mg0.0002～0.003％、
Te0.0002～0.003％、
Ca0.0003～0.003％、
Zr0.0003～0.005％、
REM0.0003～0.005％
之中的一种或两种以上。
全文摘要
本发明提供一种在冷态和热态下的锻造性优异的锻造用钢，所述的锻造性优异的锻造用钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.001％以上且不到0.07％、Si3.0％以下、Mn0.01～4.0％、Cr5.0％以下、P0.2％以下、S0.35％以下、Al0.0001％～2.0％、N0.03％以下，还含有Mo1.5％以下(包括0％)、Ni4.5％以下(包括0％)之中的一种或两种，其余量由铁和不可避免的杂质构成，由下述(1)式求得的Di值为60以上。Di＝5.41×Di(Si)×Di(Mn)×Di(Cr)×Di(Mo)×Di(Al) …(1)。
文档编号C22C38/00GK101542005SQ20088000074
公开日2009年9月23日 申请日期2008年4月10日 优先权日2007年4月11日
发明者斋藤肇, 越智达朗, 桥村雅之 申请人:新日本制铁株式会社