本发明涉及汽车和各种工业机械等所用的螺栓用钢，和使用该螺栓用钢得到的螺栓，特别是涉及即使抗拉强度在1100mpa以上，仍发挥着优异的抗延迟断裂性和冷锻性的螺栓用钢和螺栓。
背景技术：
关于对铁钢材料施加应力起经过一定时间之后发生的延迟断裂的原因，认为是因种种要因错综复杂地交织在一起，所以难以确定其原因。但一般来说，在氢脆化现象有所参与这一点上是具备共识的。
另一方面，作为左右延迟断裂现象的因素，虽然大致认为是受到回火温度、组织、材料硬度、晶粒度、各种合金元素的影响等，但是并没有确立延迟断裂的防止手段，实际情况不过是反复试验性地提出各种方法。
至今为止，也提出有针对延迟断裂的特性(以下，将其称为“抗延迟断裂性”)优异的高强度钢材和螺栓。例如专利文献1～3是关于抗延迟断裂性优异的高强度钢材和螺栓的技术，公开的是通过提高表层的氮浓度来确保优异的抗延迟断裂性。但是，在螺栓的使用环境下腐蚀进行，氮化层脱落时，存在抗延迟断裂性大幅降低这样的问题。而且，为了形成氮化层而需要特殊的热处理，生产率和成本面留有课题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2011/111872号
专利文献2：日本特开2009－299180号公报
专利文献3：日本特开2009－299181号公报
技术实现要素：
本发明鉴于上述这样的情况而形成，其目的在于，提供一种在维持作为钢材的强度的状态下，冷锻性优异，并且抗延迟断裂性也优异的螺栓用钢，和由这样的螺栓用钢得到的螺栓。
所谓本发明的螺栓用钢，在以下方式具有要旨：以质量％计分别含有c：0.20～0.40％、si：1.5～2.5％、mn：0.20～1.5％、p：高于0％并在0.03％以下、s：高于0％并在0.03％以下、cr：0.05～1.5％、al：0.01～0.10％、b：0.0003～0.01％、n：0.002～0.020％、并且含有从ti：0.02～0.10％和nb：0.02～0.10％所构成的群中选择的一种或两种，余量是铁和不可避免的杂质。
在本发明的高强度螺栓用钢，根据需要，再含有如下等元素也有用：
(a)从cu：高于0％并在0.5％以下、ni：高于0％并在1.0％以下和sn：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的一种或两种以上；
(b)mo：高于0％并在1.5％以下；
(c)从v：高于0％并在0.5％以下、w：高于0％并在0.5％以下、zr：高于0％并在0.3％以下、mg：高于0％并在0.01％以下和ca：高于0％并在0.01％以下所构成的群中选择的一种或两种以上，由此，高强度螺栓用钢的特性得到进一步改善。
本发明也包括具有上述这样的化学成分组成，并满足下述(1)式的关系的螺栓。
(l/l0)×100≤60…(1)
其中，l：表示在奥氏体结晶晶界析出的厚度为50nm以上的析出物的合计长度，
l0：表示奥氏体结晶晶界的长度。
本发明的螺栓不具有氮化处理层。另外，本发明的螺栓，优选奥氏体晶粒度号为8以上。
根据本发明，因为适当控制着钢的化学成分组成，所以能够以高水平使螺栓用钢的冷锻性和抗延迟断裂性并立。
具体实施方式
本发明者们，为了实现冷锻性与抗延迟断裂性能够并立的螺栓用钢，特别从恰当控制化学成分组成这样的观点出发进行研究。其结果发现，如果使si含量比较高而尽可能减少在结晶晶界析出的析出物，并且恰当调整化学成分组成，则能够实现适合上述目的的螺栓用钢，从而完成了本发明。
本发明的螺栓用钢的化学成分组成的规定理由如下述。
c：0.20～0.40％
c在用于确保钢的强度上是有效的元素。为了确保作为目标的抗拉强度：1100mpa以上，需要使c含有0.20％以上。c量的优选的下限为0.23％以上，更优选的下限为0.25％以上。但是，若c含量变得过剩，则抗延迟断裂性劣化，因此使其上限为0.40％以下。c量的优选的上限为0.35％以下，更优选的上限为0.32％以下。
si：1.5～2.5％
si作为脱氧剂起作用，并用在用于确保钢的强度上是有效的元素。另外，si还发挥的作用是，抑制对后述的g值产生影响的粗大的渗碳体的析出，使抗延迟断裂性提高。为了有效地发挥这些效果，需要使si含有1.5％以上。si量的优选的下限为1.6％以上，更优选的下限为1.7％以上。另一方面，若si含量变得过剩，则冷锻性劣化，因此需要使其上限为2.5％以下。si量的优选的上限为2.2％以下，更优选的上限为2.0％以下。
mn：0.20～1.5％
mn在发挥如下作用上是有效的元素，即确保钢的强度，并且与s形成化合物，使抗延迟断裂性劣化的fes的生成得到抑制。为了有效地发挥这些效果，需要使mn含有0.20％以上。mn量的优选的下限为0.30％以上，更优选的下限为0.40％以上。另一方面，若mn含量变得过剩，则抗延迟断裂性劣化，因此需要使其上限为1.5％以下。mn量的优选的上限为1.3％以下，更优选的上限为1.1％以下。
p：高于0％并在0.03％以下
p在结晶晶界稠化而使钢的韧性延展性降低，是使抗延迟断裂性劣化的杂质元素。使p的含量在0.03％以下，则抗延迟断裂性大幅提高。p量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。p的含量越少越优选，但达到0在制造上困难，可含有0.003％左右。
s：高于0％并在0.03％以下
s也与p同样，在结晶晶界上稠化而使钢的韧性延展性降低，是使抗延迟断裂性劣化的杂质元素。使s的含量为0.03％以下，则抗延迟断裂性大幅提高。s量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。s的含量越少越优选，但达到0在制造上有困难，可含有0.003％左右。
cr：0.05～1.5％
cr使钢的耐腐蚀性提高，并且在用于抗延迟断裂性上是有效的元素。为了有效地发挥这些效果，需要使cr含有0.05％以上。cr量的优选的下限为0.10％以上，更优选的下限为0.20％以上。另一方面，若cr含量变得过剩，则粗大的碳化物生成，冷锻性劣化，并且招致成本增加，因此需要使其上限为1.5％以下。cr量的优选的上限为1.3％以下，更优选的上限为1.0％以下。
al：0.01～0.10％
al作为脱氧剂起作用，并且形成氮化物，从而在用于使晶粒微细化和使冷锻性提高上是有效的元素。为了有效地发挥这些效果，需要使al含有0.01％以上。al量的优选的下限为0.03％以上，更优选的下限为0.04％以上。另一方面，若al含量变得过剩，则生成粗大的氮化物，冷锻性劣化，因此需要使其上限为0.10％以下と。al量的优选的上限为0.08％以下，更优选的上限为0.06％以下。
b：0.0003～0.01％
b是使钢的淬火性提高，并且分散在旧奥氏体结晶晶界上而抑制p和s等的晶界偏析元素的稠化，使结晶晶界洁净化，由此在用于提高抗延迟断裂性上是有效的元素。为了有效地发挥这些效果，需要使b含有0.0003％以上。b量的优选的下限为0.0008％以上，更优选的下限为0.001％以上。另一方面，若b含量变得过剩，则生成粗大的化合物，抗延迟断裂性劣化，因此使其上限为0.01％以下。b量的优选的上限为0.005％以下，更优选的上限为0.003％以下。
n：0.002～0.020％
n与al、ti和nb形成氮化物，在用于使晶粒微细化上是有效的元素。为了发挥这样的效果，需要使n含有0.002％以上。n量的优选的下限为0.003％以上，更优选的下限为0.0035％以上。另一方面，若n含量变得过剩，则没有形成化合物而成为固溶状态的n量增加，冷锻性降低，因此使其上限为0.020％以下。n量的优选的上限为0.010％以下，更优选的上限为0.008％以下。
从ti：0.02～0.10％和nb：0.02～0.10％所构成的群中选择的一种或两种
ti和nb与n形成氮化物，在使晶粒微细化方面是有效的元素。另外，形成ti和nb的氮化物，而b的氮化物便难以形成，游离的b增加，从而钢的淬火性提高。为了有效地发挥这些效果，需要使ti和nb的至少一种含有0.02％以上。ti量和nb量的优选的下限均为0.03％以上，更优选的下限为0.04％以上。另一方面，若ti含量和nb含量变得过剩，则形成粗大的碳氮化物，冷锻性和抗延迟断裂性劣化。从这样的观点出发，使其上限均为0.10％以下。ti量和nb量的优选的上限均为0.08％以下，更优选的上限为0.06％以下。
本发明的螺栓用钢的基本成分如上所述，余量实质上是铁。但是，当然允许因根据原料、物资、制造设备等的状况而混入的不可避免的杂质包含在钢中。
另外本发明的螺栓用钢中，根据需要含有以下的元素也有效。
(a)从cu：高于0％并在0.5％以下、ni：高于0％并在1.0％以下和sn：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的一种或两种以上
cu、ni和sn在使钢的耐腐蚀性提高，并且在使抗延迟断裂性提高上是有效的元素。这些元素随着其含量增加而该效果增大，若各个元素变得过剩，则发生下述这样的问题。即，若cu含量变得过剩，则上述效果饱和，并且热延性降低，钢的生产率降低。另外，也招致冷锻性的降低和韧性的降低。从这样的观点出发，使cu含有时的上限优选为0.5％以下。cu量的更优选的上限为0.4％以下，进一步优选的上限为0.35％以下。
另外，若ni含量变得过剩，则上述效果饱和，招致制造成本的增加。从这样的观点出发，使ni含有时的上限优选为1.0％以下。ni量的更优选的上限为0.8％以下，进一步优选的上限为0.7％以下。
此外，若sn含量变得过剩，则上述效果饱和而招致制造成本的增加。从这样的观点出发，使sn含有时的上限优选为0.5％以下。sn量的更优选的上限为0.4％以下，进一步优选的上限为0.3％以下。
还有，为了发挥上述的效果，cu含量的下限优选的0.03％以上。cu量的更优选的下限为0.1％以上，进一步优选的下限为0.15％以上。另外，含有ni时的优选的下限为0.1％以上，更优选的下限为0.2％以上，进一步优选的下限为0.3％以上。关于sn，优选的下限为0.03％以上，更优选的下限为0.1％以上，进一步优选的下限为0.15％以上。
(b)mo：高于0％并在1.5％以下
mo是提高钢的强度，并且在钢中形成微细的析出物，对于提高抗延迟断裂性是有效的元素。这些效果随着其含量增加而增大，但若mo含量变得过剩，则使制造成本劣化，因此其上限优选为1.5％以下。mo量的更优选的上限为1.2％以下，进一步优选的上限为1.1％以下。还有，为了发挥上述的效果，使mo含有时的下限优选为0.03％以上。mo量的更优选的下限为0.10％以上，进一步优选的下限为0.15％以上。
(c)从v：高于0％并在0.5％以下、w：高于0％并在0.5％以下、zr：高于0％并在0.3％以下、mg：高于0％并在0.01％以下和ca：高于0％并在0.01％以下所构成的群中选择的一种或两种以上
v、w、zr、mg和ca形成碳氮化物，防止淬火加热时的奥氏体晶粒的粗大化，使韧性延展性提高，对于提高抗延迟断裂性有效。这些元素随着其含量增加而该效果增大，但若各个元素变得过剩，则下述这样的问题发生。即，若v含量变得过剩，则上述效果饱和而招致制造成本的增加。从这样的观点出发，使v含有时的上限优选为0.5％以下。v量的更优选的上限为0.3％以下，进一步优选的上限为0.2％以下。
若w含量变得过剩，则上述效果饱和而招致制造成本的增加。从这样的观点出发，使w含有时的上限优选为0.5％以下。w量的更优选的上限为0.3％以下，进一步优选的上限为0.2％以下。
另外若zr含量变得过剩，上述效果饱和而招致制造成本的增加。从这样的观点出发，使zr含有时的上限优选为0.3％以下。zr量的更优选的上限为0.2％以下，进一步优选的上限为0.1％以下。
若mg含量变得过剩，则上述效果饱和而招致制造成本的增加。从这样的观点出发，使mg含有时的上限优选为0.01％以下。mg量的更优选的上限为0.007％以下，进一步优选的上限为0.005％以下。
若ca含量变得过剩，则上述效果饱和而招致制造成本的增加。从这样的观点出发，使ca含有时的上限优选为0.01％以下。ca量的更优选的上限为0.007％以下，进一步优选的上限为0.005％以下。
还有，为了发挥上述的效果，v含量的下限优选为0.01％以上。v量的更优选的下限为0.03％以上，进一步优选的下限为0.05％以上。
使w含有时的优选的下限为0.01％以上，更优选的下限为0.03％以上，进一步优选的下限为0.05％以上。
使zr含有时的优选的下限为0.01％以上，更优选的下限为0.03％以上，进一步优选的下限为0.05％以上。
使mg含有时的优选的下限为0.0003％以上，更优选的下限为0.0005％以上，进一步优选的下限为0.001％以上。
使caを含有时的优选的下限为0.0003％以上，更优选的下限为0.0005％以上，进一步优选的下限为0.001％以上。
具有上述的化学成分组成的螺栓用钢，在轧制前的钢坯再加热时，加热到950℃以上(以下，将该温度称为“钢坯再加热温度”)，在800～1000℃的温度域终轧成线材或棒钢形状之后，以3℃/秒以下的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度，由此轧制后的组织基本上成为铁素体和珠光体的混合组织。对于上述条件进行说明。但是，本发明的螺栓用钢，轧制后的组织不需要一定是铁素体和珠光体的混合组织。
钢坯再加热温度：950℃以上
在钢坯再加热中，需要使对于晶粒微细化有效的ti或nb的碳化物、氮化物和碳氮化物(以下，将称称为“碳·氮化物”)固溶于奥氏体，为此优选使钢坯的再加热温度达到950℃以上。若该温度低于950℃，则碳·氮化物的固溶不充分，在后面的热轧中难以生成微细的ti和nb的碳·氮化物，淬火时的晶粒微细化的效果减小。该温度更优选为1000℃以上。但是，若钢坯的再加热温度高于1400℃，则接近钢的熔化温度，因此再加热温度优选为1400℃以下，更优选为1300℃以下，进一步优选为1250℃以下。
终轧温度：800～1000℃
在轧制中，需要使钢坯再加热时固溶的ti、nb作为微细的碳·氮化物在钢中析出。为此，优选使终轧温度为1000℃以下。终轧温度更优选为950℃以下。若终轧温度比1000℃高，则ti和nb的碳·氮化物难以析出，因此淬火时的晶粒微细化的效果减小。
另一方面，若终轧温度过低，则轧制载荷的增加和表面伤痕的发生增多，是不现实的，因此其下限优选为800℃以上。终轧温度更优选为850℃以上。在此，终轧温度为可由最终轧制道次前或轧辊群前的放射温度计进行测量的表面的平均温度。
终轧后的平均冷却速度：3℃/秒以下
在终轧后的冷却中，为了使后面的螺栓加工中的成形性提高，优选使组织为铁素体+珠光体的混合组织。为此，使终轧后的平均冷却速度为3℃/秒以下，优选以该冷却速度至少冷却至600℃。若平均冷却速度比3℃/秒快速，则贝氏体和马氏体生成，因此螺栓成形性大幅劣化。平均冷却速度更优选为2℃/秒以下，进一步优选为1℃/秒以下。
在本发明的螺栓用钢中，热轧时生成贝氏体和马氏体时，也可以实施球化退火处理。
成形加工成螺栓形状之后，进行淬火和回火处理，通过使组织成为回火马氏体，能够确保规定的抗拉强度，并且具有优异的抗延迟断裂性。这时的淬火和回火处理的适当条件如下述。
在淬火时的加热中，为了稳定地进行奥氏体化处理，优选使加热温度(以下，将该温度称为“淬火温度”)为850℃以上。但是，若以高于950℃的高温加热，则ti和nb的碳·氮化物熔化，导致钉扎效应减少，晶粒粗大化，存在抗延迟断裂性劣化的情况。因此，为了防止晶粒粗大化，优选淬火温度为950℃以下。还有，淬火温度的更优选的上限为930℃以下，进一步优选为920℃以下。另外，淬火温度的更优选的下限为870℃以上，进一步优选为880℃以上。
经过了淬火的状态下的螺栓，韧性和延展性低，直接在这样的状态下无法耐受作为螺栓制品使用，因此需要实施回火处理。为此，至少以300℃以上的温度进行回火处理才有效。
另外，由本发明得到的螺栓，在表面具有氮化处理层，但是，通过使螺栓轴部的奥氏体结晶晶界上析出的厚度为50nm以上的析出物的比例为60％以下，则能够进一步提高抗延迟断裂性。即，在下述(1)式中，设左边的值，即(l/l0)×100的值为g值(％)时，该g值为60％以下。具有上述这样的化学成分组成，并满足下述(1)式的关系的螺栓，抗延迟断裂性优异。该g值更优选为50％以下，进一步优选为40％以下。g值的下限越低越优选，但通常烟10％以上。还有，在螺栓轴部的奥氏体结晶晶界上之析出的“析出物”，主要是渗碳体，但不限于此，也可包括含有cr、ti、nb、al、v等的碳化物和碳氮化物等。
(l/l0)×100≤60…(1)
但是，l：表示在奥氏体结晶晶界析出的厚度为50nm以上的析出物的合计长度，l0：表示奥氏体结晶晶界的长度。
另外为了减少奥氏体结晶晶界上的析出物，重要的是回火温度，通过使回火温度为下述(2)式所表示的温度t(℃)以下，能够使g值达到60％以下。但是，ln表示自然对数，[si]表示钢中的以质量％计的si含量。
t(℃)＝68.2×ln[si]+480…(2)
以上述这样的条件进行了淬火和回火的螺栓，其奥氏体晶粒(即，旧奥氏体晶粒)越微细化，抗延迟断裂性越提高，因此优选。从这样的观点出发，螺栓轴部的奥氏体晶粒，优选jisg0551(2006)所规定的晶粒度号为8以上。该晶粒度号更优选为9以上，进一步优选为10以上。
本申请基于2014年9月30日申请的日本国专利申请第2014－201945号主张优先权。上述日本国专利申请第2014－201945号的说明书的全部内容在本申请中为了参考而援引。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前述、后述的宗旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。
熔炼下述表1、2所示的化学成分组成的钢种a～l、a1～r1的钢材后，以钢坯再加热温度：1000℃、终轧温度：850℃的条件进行轧制，成为直径：
[表1]
[表2]
由得到的钢线，使用多段成型设备，通过冷镦制作m12mm×1.25pmm，长度：100mml的凸缘螺栓。还有，m意思是轴部的直径，p意思是螺距。然后，根据凸缘部有无裂纹来评价冷锻性。在没有裂纹发生时冷锻性评价为ok，在发生裂纹时评价为ng。
其后，以下述表3、4所示的条件实施淬火和回火。关于其他的淬火回火条件，淬火的加热时间：20分钟，淬火的炉内气氛：大气，淬火的冷却条件：油冷25℃，回火的加热时间：45分钟。
对于进行了淬火和回火的螺栓，按照以下的要领，评价轴部的晶粒度、抗拉强度、耐腐蚀性、抗延迟断裂性和g值。
(1)奥氏体晶粒度的测量
以相对于螺栓的轴为垂直的断面切断螺栓的轴部后，对于设轴部的直径为d时的d/4位置的任意的0.039mm2的区域，以光学显微镜进行观察(倍率：400倍)，遵循jisg0551(2006)中规定的“钢－晶粒度的显微镜试验方法”，测量旧奥氏体晶粒度号。相对于螺栓的轴垂直的断面，以下称为“横断面”。测量在4个视野中进行，将其平均值作为奥氏体晶粒度号。还有，关于冷锻性不合格的，不进行该测量。
(2)抗拉强度的测量
螺栓的抗拉强度，遵循jisb1051(2009)进行拉伸试验而求得，抗拉强度为1100mpa以上的为合格。还有，关于冷锻性不合格的，不进行这一测量。
(3)耐腐蚀性的评价
耐腐蚀性，根据在15％hcl水溶液中浸渍螺栓30分钟时的浸渍前后的腐蚀减量(质量％)进行评价。该腐蚀减量低于0.05质量％的评价为合格。还有，冷锻性不合格的，或抗拉强度低于1100mpa的，不进行这一评价。
腐蚀减量＝[(酸浸渍前的质量－酸浸渍后的质量)/酸浸渍前的质量]×100
(4)抗延迟断裂性的评价
抗延迟断裂性通过如下方式评价，即，将螺栓瞄准屈服点而紧固在夹具上之后，(a)连同夹具一起浸渍到1％hcl中15分钟，(b)在大气中曝露24小时，(c)确认有无断裂，以此作为1个循环，将其重复10个周期而进行评价。螺栓针对1个水准各评价10根，1根都未断裂的为ok，有1根断裂的便为ng。还有，冷锻性不合格的，或抗拉强度低于1100mpa的，则不进行这一评价。
(5)g值的测量
对于螺栓，如下述这样进行在奥氏体结晶晶界析出的析出物的观察。
析出物的观察
在奥氏体结晶晶界析出的析出物的观察，是以横断面切断上述螺栓的轴部后，通过聚焦离子束加工装置(fib：focusedionbeamprocess，日立制作所制：商品名“fb－2000a”)制作薄膜试验片。接着，使用透射型电子显微镜(日立制作所制：商品名“fems－2100f”)对于每1个试料，以倍率：15万倍各拍摄3张奥氏体结晶晶界，通过图像分析，计算在结晶晶界析出的析出物的长度和厚度。还有，析出物的长度，意思是相对于奥氏体结晶晶界为平行方向的长度。析出物的厚度，意思是相对于奥氏体结晶晶界为垂直方向的长度。
而后，用合计在奥氏体结晶晶界析出的厚度为50nm以上的析出物的长度而计算出的合计长度(l)，除以奥氏体结晶晶界的长度(l0)，通过以百分率表示，从而求得奥氏体晶界上的析出物的占有率(g值)。对于3张照片分别求得g值(％)，将其平均值记述在下述表3、4中。
这些结果与淬火和回火条件、由前述(2)式求得的t(℃)一起，一并记述在下述表3、4中。
[表3]
[表4]
由这些结果，能够进行如下考察。试验no.1～14是满足本发明中规定的要件的发明例，可知冷锻性优异，强度高，并且发挥着优异的抗延迟断裂性。
相对于此，试验no.15～33是不满足本发明所规定的某一要件的例子，某种特性劣化。即，试验no.15其回火温度高，g值变大，抗延迟断裂性劣化。
试验no.16使用的是c含量少的钢种a1，不能确保抗拉强度在1100mpa以上。
试验no.17使用的是c含量过多的钢种b1，韧性延展性降低，抗延迟断裂性劣化。
试验no.18使用的是si含量少的钢种c1，粗大的析出物大量析出而g值变大，并且抗延迟断裂性劣化。
试验no.19使用的是si含量多的钢种d1，冷锻性劣化。
试验no.20使用的是mn含量少的钢种e1，硫化铁(fes)大量生成，抗延迟断裂性劣化。
试验no.21使用的是mn含量多的钢种f1，韧性延展性降低，抗延迟断裂性劣化。
试验no.22使用的是p含量多的钢种g1，在结晶晶界上稠化，韧性延展性降低，使抗延迟断裂性劣化。
试验no.23使用的是s含量多的钢种h1，与试验no.22的情况同样在结晶晶界上稠化，韧性延展性降低，使抗延迟断裂性劣化。
试验no.24使用的是cr含量少的钢种i1，耐腐蚀性降低，并且抗延迟断裂性劣化。
试验no.25使用的是cr含量多的钢种j1，粗大的析出物生成，冷锻性劣化。
试验no.26、28使用的是不含ti和nb的钢种k1或钢种m1，晶粒均粗大化，抗延迟断裂性劣化。
试验no.27使用的是ti含量多的钢种l1，粗大的碳氮化物生成，冷锻性劣化。
试验no.29使用的是nb含量多的钢种n1，粗大的碳氮化物生成，冷锻性劣化。
试验no.30用的是不含al的钢种o1，轧制时铁素体晶粒粗大化，冷锻性劣化。
试验no.31用的是al含量多的钢种p1，粗大的氮化物生成，冷锻性劣化。
试验no.32用的是n含量少的钢种q1，氮化物未充分形成，可预想到晶粒粗大化，冷锻性劣化。
试验no.33用的是n含量多的钢种r1，可预想到固溶状态的n量增加，冷锻性劣化。