CN108474071A - 高强度锻钢和大型锻造零件 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及用于大型锻造品的制造的高强度锻钢。该高强度锻钢，其特征在于，具有规定的含量的规定的化学元素、和余量是Fe和不可避免的杂质的组成，金属组织的主体由贝氏体、马氏体、或它们的组合组织构成，从距表面的深度为5mm的表位起至1/4厚的中位为止的钢组织的平均晶粒直径为50μm以下，在晶粒直径分布中，上述表位的晶粒直径的峰值与上述中位的晶粒直径的峰值的差为10μm以上且30μm以下。另外，该高强度锻钢以作为非金属夹杂物的评价方法的DIN 50602－1985的K0法测量时，优选Total index为10以下。

Description

高强度锻钢和大型锻造零件
技术领域
本发明涉及高强度锻钢和大型锻造零件。
背景技术
为了实现船舶用内燃机和发电用内燃机的输出功率提高及小型化，需要这些零件所使用的钢材高疲劳强度化。这样的零件一般是锻造高强度锻钢而加以制造，但高强度锻钢的抗拉强度也有850MPa以上的情况，热处理变形大。因此，通过定心和机械加工等加工成最终形状花费时间，生产率不得已降低。
作为具有850MPa以上的强度的大型锻造零件用高强度锻钢，开发有NiCrMo系的高强度钢，该高强度钢，例如作为承受高负荷的船舶用内燃机用的曲轴使用(参照专利文献1、2和3)。
另一方面，船舶等的驱动力传动所使用的大型曲轴用的钢，在锻造和热处理后，为了加工成最终形状而实施切削等的机械加工，但这时要求容易进行精加工。
但是，切削阻力通常与材料的强度(硬度)成正比增加，因此至今为止，还难以一边得到850MPa以上的强度韧性，一边使热处理后的粗加工性提高。
发明内容
本发明鉴于上述问题而做，其课题在于，提供一种在得到强度韧性的同时，热处理后的精加工性还提高了的高强度锻钢和大型锻造零件。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002－241892号公报
专利文献2：日本特开2004－211206号公报
专利文献3：日本特开2005－344149号公报
即，用于解决上述课题而做的本发明，其特征在于，是用于大型锻造品的制造的高强度锻钢，具有如下组成：：C：0.40质量％以上且0.60质量％以下；Si：0.05质量％以上且0.40质量％以下；Mn：0.70质量％以上且1.20质量％以下；Cu：0质量％以上且0.50质量％以下；Ni：0.40质量％以上且1.00质量％以下；Cr：1.00质量％以上且2.00质量％以下；Mo：0.20质量％以上且0.50质量％以下；V：0.05质量％以上且0.30质量％以下；Al：0.020质量％以上且0.060质量％以下；N：0.0040质量％以上且0.0080质量％以下；O：高于0ppm且为30ppm以下；以及余量：Fe和不可避免的杂质，金属组织的主体由贝氏体、马氏体、或它们的组合组织构成，从距表面的深度为5mm的表位起至1/4厚的中位为止的钢组织的平均晶粒直径为50μm以下，晶粒直径分布中，上述表位的晶粒直径的峰值与上述中位的晶粒直径的峰值的差为10μm以上且30μm以下。
具体实施方式
本发明者以使高强度化和热处理后的精加工性提高这对相反的特性并立化为目标，对于最佳的组织形态反复进行锐意研究。其结果是得到以下认知，为了使高强度化与热处理变形性等的精加工性并立，重要的是调整结晶粒度。
基于上述认知而做的本发明，是一种用于大型锻造品的制造的高强度锻钢，其特征在于，具有如下组成：C：0.40质量％以上且0.60质量％以下；Si：0.05质量％以上且0.40质量％以下；Mn：0.70质量％以上且1.20质量％以下；Cu：0质量％以上且0.50质量％以下；Ni：0.40质量％以上且1.00质量％以下；Cr：1.00质量％以上且2.00质量％以下；Mo：0.20质量％以上且0.50质量％以下；V：0.05质量％以上且0.30质量％以下；Al：0.020质量％以上且0.060质量％以下；N：0.0040质量％以上且0.0080质量％以下；O：高于0ppm且为30ppm以下；以及余量：Fe和不可避免的杂质，金属组织的主体由贝氏体、马氏体、或它们的组合组织构成，从距表面的深度为5mm的表位起至1/4厚的中位为止的钢组织的平均晶粒直径为50μm以下，晶粒直径分布中，上述表位的晶粒直径的峰值与上述中位的晶粒直径的峰值的差为10μm以上且30μm以下。
具有上述构成的本发明的高强度锻钢和使用它的大型锻造零件，具有高强度，并且具有抑制热处理后的变形，能够缩短用于加工成最终形状的工序这样的优点。
以下，详细说明本发明的高强度锻钢及大型锻造零件。
[大型锻造零件]
本发明的一个实施方式的大型锻造零件是锻造后述的高强度锻钢而得到的大型锻造零件，例如除了船舶用大型曲轴以外，还有中间轴、推进轴、连杆、舵零件等。
[高强度锻钢]
本实施方式的高强度锻钢用于大型锻造品的制造。该高强度锻钢，其金属组织的主体由贝氏体、马氏体、或它们的组合组织构成。如此，由于金属组织以贝氏体、马氏体或它们的组合组织为主体，所以本实施方式的锻钢品用高强度钢具有高强度。上述作为主体的金属组织的面积分率的下限，优选为95面积％，更优选为98面积％，进一步优选为100面积％。另外，作为贝氏体、马氏体、或贝氏体及马氏体的混合组织的面积分率的测量方法能够通过如下方式进行，对于实施了硝酸乙醇腐蚀液蚀刻的锻钢品用高强度钢的截面，以光学显微镜拍摄照片，目视该显微镜照片，区分成贝氏体、马氏体、贝氏体与马氏体的混合组织以及这些以外的金属组织，求得其面积比。
另外，本实施方式的高强度锻钢，为了改善疲劳特性，也可以具有氮化处理层、渗碳处理层、高频淬火层、喷丸硬化处理层、冷加工处理层等的表面处理层。也就是说，本实施方式的高强度锻钢，也可以对表面实施氮化处理、渗碳处理、高频淬火处理、喷丸硬化处理、冷加工处理等的表面处理。
本实施方式的高强度锻钢，具有如下组成：
C(碳)：0.40质量％以上且0.60质量％以下；
Si(硅)：0.05质量％以上且0.40质量％以下；
Mn(锰)：0.70质量％以上且1.20质量％以下；
Cu(铜)：0质量％以上且0.50质量％以下；
Ni(镍)：0.40质量％以上且1.00质量％以下；
Cr(铬)：1.00质量％以上且2.00质量％以下；
Mo(钼)：0.20质量％以上且0.50质量％以下；
V(钒)：0.05质量％以上且0.30质量％以下；
Al(铝)：0.020质量％以上且0.060质量％以下；
N(氮)：0.0040质量％以上且0.0080质量％以下；
O(氧)：高于0ppm且为30ppm以下；以及
余量：Fe(铁)和不可避免的杂质。
(C元素的含量)
C元素提高淬火性，并且有助于强度提高。为了确保充分的强度和淬火性，需要使该C元素含有0.40质量％以上。另一方面，若C元素的含量变得过剩，则使韧性极端降低，并且在大型铸块中助长逆V形偏析，使韧性降低。因此，C元素的含量抑制在0.60质量％以下即可。C元素的含量的下限优选为0.45质量％，其上限优选为0.55质量％。
(Si元素的含量)
Si元素是脱氧元素。为了发挥充分的脱氧效果，需要添加该Si元素0.05质量％以上。但是，因为其助长偏析，也会对韧性造成不良影响，所以需要Si元素的含量处于0.40质量％以下。Si限度的含量的上限优选为0.30质量％，更优选为0.20质量％。
(Mn元素的含量)
Mn元素与C元素同样提高淬火性，并且有助于强度提高。为了确保充分的强度和淬火性，以及抑制结晶粒度的偏差减小，需要使该Mn元素含有0.70质量％以上。另一方面，若Mn元素的含量变得过剩，则助长逆V形偏析，也会对韧性造成不良影响。因此，Mn元素的含量需要处于1.20质量％以下，更优选为1.00质量％以下。
(Cu元素的含量)
Cu元素对于提高淬火性有效，根据需要添加。为了有效地发挥这样的效果，优选使Cu元素含有0.10质量％以上。另一方面，若Cu含量变得过剩，反而使韧性和被切削性劣化。因此，Cu元素的含量的上限为0.50质量％。
(Ni元素的含量)
Ni元素对于强度和韧性的提高是有效的元素。该Ni元素需要添加0.40％以上。但是，若Ni元素的含量高于1.00质量％，则对韧性造成不良影响。因此，Ni元素的含量为1.00质量％以下。Ni元素的含量的下限，优选为0.50质量％，更优选为0.55质量％。Ni元素的含量的上限，优选为0.90质量％，更优选为0.80质量％。
(Cr元素的含量)
Cr元素提高淬火性，并且对于提高韧性是有效的。为了使淬火性和韧性提高，需要使该Cr元素含有1.00质量％以上。另一方面，若Cr元素过剩地被含有，则助长逆V形偏析而对韧性造成不利影响。因此，Cr元素的含量需要为2.00质量％以下。Cr元素的含量的下限优选为1.50质量％，Cr元素的含量的上限优选为1.80质量％。
(Mo元素的含量)
Mo元素是对于全面提高淬火性、强度及韧性有效地发挥作用的元素。为了有效地使这些作用发挥，需要使该Mo元素含有0.20质量％以上，若是少于此，则助长逆V形偏析。另一方面，若Mo元素变得过剩，则将助长钢锭中的微观偏析，使韧性降低。另外，Mo元素是重元素，容易发生重量偏析。因此，Mo元素的含量需要为0.50质量％以下。Mo元素的含量的下限优选为0.30质量％，Mo元素的含量的上限优选为0.40质量％。
(V元素的含量)
V元素是以少量便可有效发挥提高淬火性和强度的作用的元素。为了发挥这样的效果，需要使该V元素含有0.05质量％以上。另一方面，V元素因为平衡分配系数低，所以若过剩地含有，则容易发生微观偏析(正常偏析)，对韧性造成不利影响。因此，V元素的含量需要为0.30质量％以下。V元素的含量的上限优选为0.20质量％，更优选为0.15质量％。
(Al元素的含量)
Al元素作为脱氧元素对减少氧量有用。为了有效地发挥这一作用，需要使该Al元素含有0.020质量％以上。另一方面，若Al元素过剩含有，则招致氧化物的粗大化，反而对韧性造成不利影响。因此，Al元素的含量需要抑制在0.060质量％以下。
(N元素的含量)
N元素形成氮化物而使晶粒细粒化，具有确保最低限度的韧性的作用。为了有效地发挥这一作用，需要使该N元素含有0.0040质量％以上。另一方面，若N元素过剩，则对韧性和被切削性造成不利影响。因此，N元素的含量的上限需要为0.0080质量％。N元素的含量的上限优选为0.0070质量％，更优选为0.0060质量％。
(O原子的含量)
O元素作为不可避免的杂质被含有，但在钢中作为氧化物存在。但是，若O元素的含量高于30ppm，则粗大的氧化物生成，被切削性劣化。因此，O元素的含量的上限为30ppm。O元素的含量的上限优选为15ppm，更优选为10ppm。
(余量)
以上是本实施方式中规定的含有元素，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可允许因原料、物资、制造设备等的状况而掺杂进来的Sn(锡)、As(砷)、Pb(铅)、Ti(钛)等的元素的混入。另外，还积极地含有以下所示的元素也有效，根据所含有的元素(化学成分)的种类，高强度锻钢材的特性得到进一步改善。
Nb(铌)和B(硼)对于提高淬火性是有效的元素，根据需要添加。但是，若添加量变得过剩，则韧性和被切削性反而恶化，因此该Nb元素的含量为0.50质量％以下，B元素的含量为30ppm以下。
本实施方式的高强度锻钢，由作为非金属夹杂物的评价方法的DIN50602－1985的K0法测量时，Total index为10以下即可。由此，本实施方式的高强度锻钢，洁净度提高，耐久性提高。
在本实施方式的高强度锻钢中，从表位起至中位为止的钢组织的平均晶粒直径为50μm以下。还有，在本实施方式中，所谓表位，意思是距表面的深度为5mm的部位。另外，所谓中位，是距表面的深度1/4厚的部位，例如本实施方式的高强度锻钢其横截面为圆形时，从表面到该高强度锻钢的直径的1/4的深度的部位是中位。还有，从表位起至中位为止的钢组织的平均晶粒直径为50μm以下，能够根据表位的钢组织的平均晶粒直径和中位的钢组织的平均晶粒直径进行判断。也就是说，如果表位的钢组织的平均晶粒直径，和中位的钢组织的平均晶粒直径的平均值在50μm以下，则从表位至中位的钢组织的平均晶粒直径能够判断为50μm以下。
上述表位和中位的钢组织的平均晶粒直径，基于由光学显微镜拍摄的金属组织的图像，通过线段法计算。
本实施方式的高强度锻钢，在晶粒直径分布中，上述表位的晶粒直径的峰值，与上述中位的晶粒直径的峰值的差为10μm以上、30μm以下。上述差的下限更优选为14μm，进一步优选为18μm。另外，上述差的上限更优选为27μm，进一步优选为25μm。上述差在上述的范围，本实施方式的高强度锻钢能够达到高强度，且能够抑制热处理后的变形。
晶粒直径分布中的表位和中位的晶粒直径的峰值，是由直方图表示规定范围的晶粒直径，与该范围内的晶粒直径的晶粒数的关系时，晶粒数达到最大的这一分类的晶粒直径(规定范围的晶粒直径的中间值)。具体来说，以每1μm划分晶粒直径，统计该区分出的晶粒直径(规定范围的晶粒直径)内的晶粒数，可以为晶粒数最多的晶粒直径这一分类的中间值。
还有，各结晶的晶粒直径，是在由光学显微镜拍摄的金属组织的图像中，通过图像分析测量该结晶的重心直径，并且通过图像分析，测量该结晶的界面所包围的面积，换算成当量圆直径并求得。
制造本实施方式的高强度锻钢材时，通过通常的熔炼法，熔炼具有上述化学组成的钢，冷却该钢液成为板坯后，例如加热到1,200℃以上、1,250℃以下的范围之后进行热锻，接着使1,050℃至950℃的累积压下率为10％以上、30％以下而进行锻造，使950℃至800℃的累积压下率为5％以上、10％以下结束锻造。另外，使淬火加热温度至400℃的冷却速度平均为0.1℃/秒至20℃/秒而进行冷却即可。该方法的各条件的范围设定理由如下。还有，上述所示的温度，以表面的温度进行管理。
[锻炼加热温度：1,200℃以上、1,250℃以下]
锻炼加热温度，从先使高强度锻钢的组织全部奥氏体化的观点出发，需要为1,200℃以上，若加热温度高于1,250℃，则奥氏体晶粒粗大化，难以在之后的工序中得到希望的组织。另一方面，若锻炼加热温度过度低于1,200℃，则成为混合晶粒。因此，锻炼加热温度优选为1,200℃以上、1,250℃以下。
[从1,050℃至950℃的累积压下率为10％以上且30％以下]
通过使该温度范围内的累积压下率为10％以上且30％以下，能够得到恰当量的结晶粒度。脱离这一温度范围，或累积压下率低于10％或高于30％时，有可能成为粗大的组织，不能确保韧性。
[950℃～800℃的累积压下率为5％以上且10％以下]
通过使终轧道次的累积压下率为5％以上且10％以下，能够控制表面附近(距表面深度为5mm的位置)的晶粒直径分布。通常的锻造时的终轧道次多进行1.2％左右的压下，但在这样的压下率下，晶粒数为极大(峰值)这样的晶粒直径为1处，或即使具有多个极大点，两者也是比较相近的粒径。相对于此，通过主动降低终轧道次的压下率，与其说表面附近的晶粒直径发生偏差，倒不如说能够使晶粒数达到极大这样的晶粒直径为2处，其显示极大点的2处粒径的差异也能够为10μm以上且30μm以下。如此，能够控制从表位起至中位为止的晶粒直径分布。
本说明书如上述公开了各种方式的技术，以下归纳其中主要的技术。
即，为了解决上述课题而做的本发明，是用于大型锻造品的制造的高强度锻钢，其特征在于，具有如下组成：C：0.40质量％以上且0.60质量％以下；Si：0.05质量％以上且0.40质量％以下；Mn：0.70质量％以上且1.20质量％以下；Cu：0质量％以上且0.50质量％以下；Ni：0.40质量％以上且1.00质量％以下；Cr：1.00质量％以上且2.00质量％以下；Mo：0.20质量％以上且0.50质量％以下；V：0.05质量％以上且0.30质量％以下；Al：0.020质量％以上且0.060质量％以下；N：0.0040质量％以上且0.0080质量％以下；O：高于0ppm且为30ppm以下；以及余量：Fe和不可避免的杂质，金属组织的主体由贝氏体、马氏体、或它们的组合组织构成，从距表面的深度5mm的表位至1/4厚的中位的钢组织的平均晶粒直径为50μm以下，晶粒直径分布中，上述表位的晶粒直径的峰值与上述中位的晶粒直径的峰值的差为10μm以上且30μm以下。
根据本发明，通过调整上述组成、组织等的特性，特别是调整从表位起至中位为止的晶粒直径，能够具有高强度，并且能够抑制热处理后的变形，缩短用于加工成最终形状的工序。
上述高强度锻钢，由作为非金属夹杂物的评价方法的DIN 50602－1985的K0法测量时，优选Total index为10以下。由此，该高强度锻钢其洁净度提高，耐久性提高。
本发明的大型锻造零件，是使用了上述的高强度锻钢的大型锻造零件。因此，本发明的大型锻造零件具有高强度，并且能够实现制造工序的缩短化。还有，作为该大型锻造零件，例如可列举船舶用的大型曲轴、中间轴、推进轴、连杆，舵零件等的原材等的大型锻造零件等。
实施例
接下来，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例限制，在能够符合本发明的宗旨的范围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。
[锻钢的制作]
通过通常的熔炼法，熔炼具有表1所示的组成的各种钢液，冷却该钢液而作为100吨钢锭。切除各钢锭的冒口部分，分别以表2所示的加热温度加热5小时～10小时后，使用自由锻造压机，以规定的累积压缩率轧制后，在大气中放冷至室温，此各原材在淬火处理前以550℃～650℃保持10hr以上(但是，500℃以上时，以50℃/hr以下加热)之后进行炉冷。其后，用热处理炉实施淬火处理。还有，淬火处理中，将各原材以50℃/hr的升温速度升温至870℃并保持4小时后，在870℃～500℃的温度域以平均冷却速度10℃/min(中心位置)进行冷却，得到No.1～No.33的锻钢。淬火处理中，将各原材以50℃/hr的升温速度升温至870℃并保持4小时后，在870℃～500℃的温度域以平均冷却速度20℃/min(中心位置)冷却。还有，各原材的轧制中，从1,050℃至950℃之间的累积压下率以表2的压下率1进行，950℃～800℃的累积压下率以表2的压下率2进行。还有，表1中的“DIN K0”，表示以作为非金属夹杂物的评价方法的DIN 50602－1985的K0法测量时的Total index。
[表1]
[表2]
[晶粒直径]
对于如上述这样得到的450mm厚的No.1～No.33的锻钢，计算从表位起至中位为止的平均晶粒直径(表2的平均晶粒直径)，与表位和中位的晶粒直径的峰值的差(表2的峰值的差)。还有，从上述表位起至中位为止的平均晶粒直径，与上述表位和中位的晶粒直径的峰值的差，能够利用光学显微镜拍摄从表位和中位提取的试验片的截面，基于此图像计算，作为该图像的取得方法，具体可列举以下的方法。
(1)对于各试验片遵循下述步骤进行树脂的包埋。在セリフォーム(SeriForm)(黄色树脂的模具)上涂布凡士林。
(2)树脂使用スペシフィック(specific)－20。树脂与固化剂以重量比计，按树脂:固化剂＝7:1的比例调合。调合好的树脂与固化剂充分搅拌混合。
(3)从セリフォーム中取出树脂凝固的试料，擦掉附在周围的凡士林。
(4)用试料研磨机研磨试料，对于树脂包埋的试验片进行镜面加工。
(5)制作腐蚀液。混合3ml的硝酸和97ml的乙醇充分搅拌，制成硝酸乙醇腐蚀液加以使用。
(6)在经过镜面加工的试料上涂上硝酸乙醇腐蚀液，使金属组织显现化。若涂抹硝酸乙醇腐蚀液，则组织的腐蚀(显现化)开始，因此用乙醇冲洗。
(7)用光学显微镜拍摄显现化的金属组织。
[锻钢的评价]
对于No.1～No.33锻钢，评价抗拉强度、韧性、热处理后的变形量及耐久比。还有，耐久比以疲劳强度对于抗拉强度的比计算。
＜机械的性质的测量方法＞
(A)抗拉强度
对于各钢材基于JIS－Z2241(2011)实施拉伸试验。这时试验片形状为JIS－Z2201(2011)的14号试验片，测量抗拉强度(TS)。在本试验中，抗拉强度在1050MPa以上判断为“良好”，低于900Mpa判断为“不良”。
(B)韧性
对于各钢材，实施摆锤冲击试验。摆锤冲击试验基于JIS－Z2242(2005)实施，测量vE－20(室温下的吸收能)。这时的试验片形状，采用JIS－Z2202(2005)的2mmV切口，进行韧性的评价。本试验中，韧性在－20℃下为45J以上，判断为“良好”，在－20℃下低于45J，判断为“不良”。
(C)热处理后的变形量
热处理后的变形量的测量中，为了作去弹性变形量而载置于支承台之后，使曲轴旋转，并在轴颈部位放置接触式的指示量表进行测量，将此芯部偏移判断为热处理后的变形量。在本试验中，热处理后的变形量在0.1mm以下，判断为“良好”，低于0.1mm，判断为“不良”。
由表2可知，No.1～No.5的实施例的锻钢，抗拉强度、韧性、热处理后的变形量及耐久比均良好。因此，判断该锻钢能够适合作为例如船舶用驱动源的传动构件使用的曲轴等使用。
另一方面，No.6～No.33的比较例的锻钢，抗拉强度、韧性、热处理后的变形量及耐久比的至少任意一项不良。以下，对于各比较例进行讨论。
No.6～No.25和No.32及No.33的锻钢，是组成不满足本发明所规定范围的比较例。No.26～No.31的锻钢，是从表位起至中位为止的平均晶粒直径、与表位和中位的晶粒直径的峰值的差的一方，不满足本发明所规定的范围的比较例。
No.6～No.25和No.32及No.33的锻钢，抗拉强度和韧性的至少一方不良。另外，No.26～No.31的锻钢，韧性和热处理后的变形量不良。
另外，根据No.1～No.5和No.32及No.33的锻钢的耐久性的比较可知，Total index为20以下的No.1～No.5的锻钢，比Total index高于20的No.32和No.33的锻钢的耐久性优异。此外，Total index为10以下的No.3～No.5的锻钢，耐久性更优异。
本申请以2016年1月19日申请的日本国专利申请，专利申请2016－008334为基础，其内容包含在本申请中。
为了表现本发明，在前述一边参照附图等一边通过实施方式适当且充分地说明了本发明，但应该认识到，如果是本领域技术人员，能够很容易地对前述的实施方式进行变更和/或改良。因此，本领域技术人员实施的变更方式或改良方式，只要是不脱离方案的范围所述方案的权利范围的水平，则该变更方式或该改良方式，被解释为包括在该方案的权利范围内。
产业上的可利用性
如以上，本发明的高强度大型高强度锻钢，具有高强度，并且能够抑制热处理后的变形，缩短用于加工成最终形状的工序，因此，例如作为船舶用驱动源的传动构件所使用的曲轴、中间轴、推进轴、连杆、舵零件等的原材能够有效地活用。

Claims (3)

1.一种高强度锻钢，其特征在于，是用于大型锻造品的制造的高强度锻钢，具有如下组成：
C：0.40质量％以上且0.60质量％以下；
Si：0.05质量％以上且0.40质量％以下；
Mn：0.70质量％以上且1.20质量％以下；
Cu：0质量％以上且0.50质量％以下；
Ni：0.40质量％以上且1.00质量％以下；
Cr：1.00质量％以上且2.00质量％以下；
Mo：0.20质量％以上且0.50质量％以下；
V：0.05质量％以上且0.30质量％以下；
Al：0.020质量％以上且0.060质量％以下；
N：.0.0040质量％以上且0.0080质量％以下；
O：高于0ppm且为30ppm以下；以及
余量：Fe和不可避免的杂质；
金属组织的主体由由贝氏体、马氏体、或它们的组合组织构成，
从距表面的深度为5mm的表位其至1/4厚的中位为止的钢组织的平均晶粒直径为50μm以下，
晶粒直径分布中，上述表位的晶粒直径的峰值与上述中位的晶粒直径的峰值的差为10μm以上且30μm以下。
2.根据权利要求1所述的高强度锻钢，其中，以作为非金属夹杂物的评价方法的DIN50602－1985的K0法测量时，Total index为10以下。
3.一种大型锻造零件，其使用了权利要求1或权利要求2所述的高强度锻钢。
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