专利名称：疲劳强度优良的高强度钢材及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种适用于使用棒钢的汽车部件，例如等速万向节、传动杆、曲柄轴、连杆以及轮轴等的疲劳强度优良的高强度钢材及其制造方法。
背景技术：
连杆以及轮轴等制品，进行高温锻造或者滚压成形，其后进行切削加工而制造。等速万向节、传动杆、曲柄轴以及轮轴等制品，在进行用于提高机械加工性的退火或者球化退火后，进行高温锻造或者滚压成形，其后部分或整体地进行高频淬火，或者进行氮化处理而制造。为了车体轻量化，对这种用途的制品要求高强度化和高疲劳寿命化。
以往，公知为了提高疲劳强度，减小夹杂物的最大直径以及减少夹杂物的数量是最有效的。
例如在专利文献1中，提出了一种通过适当调整Al、N、Ti、Zr及S等各成分，并使硫化物的最大直径在10μm以下，使纯度在0.05％以上，来提高疲劳强度的方法。然而，特别在高强度材料中，存在如果受到交变应力则容易产生晶界破坏，而得不到目标疲劳强度的问题。
此外，例如在专利文献2中，提出了一种在线状或者棒状的轧制钢材中，通过将与轴心平行且距轴心1/4直径的位置的单位面积100mm2中存在的氧化物以及硫化物控制在20个以下，来改善疲劳特性以及滚动疲劳特性的方法。然而，在此方法中，疲劳强度的最大值不过770MPa左右，不能满足近来对弯曲疲劳强度的要求。
专利文献1特开平11-302778号公报专利文献2特开平11-1749号公报发明内容本发明是鉴于上述现状而开发的，其目的在于，通过进行成分调整的同时对组织进行适当的控制，提出一种高强度钢材及其有利的制造方法，其中，高强度钢材强度同时具有如下优良的强度和疲劳强度强度在1000MPa以上，旋转弯曲疲劳强度在550MPa以上。
此外，本发明目的在于，通过适当地控制母材组织和表层部组织，提出一种高强度钢材及其有利的制造方法，其中，高强度钢材同时具有如下优良的强度和疲劳强度母材强度在1000MPa以上，高频淬火后或者氮化后的旋转弯曲疲劳强度在800MPa以上。
发明者们，为达成上述目的而进行多次专心研究，其结果得到如下见解。
(1)如果使钢材的结晶粒径变得微细，虽然可以同时提高强度以及疲劳强度，但是只使结晶粒径变得微细不能得到本发明的目标疲劳强度。
(2)如果进行成分调整，使钢组织不仅生成微细铁素体，还生成微细渗碳体，可以有效地提高疲劳强度。此外，由于此微细分散渗碳体具有增大均匀延伸率的作用，因而可以提高材料的加工性。
(3)为了使钢组织成为具有微细铁素体和微细渗碳体的组织，在对钢的成分进行调整之外，在550～700℃的温度区域实施变形为1.0以上的加工是有效的。
(4)如果使钢材的结晶粒径变得微细，虽然可以同时提高强度以及疲劳强度，但如果只使结晶粒径变得微细，由于其后的高频淬火使结晶粒粗大化，因而得不到本发明的目标疲劳强度。
(5)如果进行成分调整，使钢组织不仅生成微细铁素体，还生成微细渗碳体，此微细分散渗碳体以及母材铁素体晶界，在高频加热时作为奥氏体化的晶核而作用，由于从很多晶核产生奥氏体化，因而最终得到的马氏体的原奥氏体粒径也微细化。其结果，在高周波淬火后也能大大提高强度以及疲劳强度。
(6)在高频淬火时，比较低的温度具有较大的改善效果。
(7)如果使钢材的结晶粒径变得微细，虽然可以同时提高强度以及疲劳强度，但是其后在对表层部实施氮化处理时，如果只使结晶粒径变得微细，由于其后的氮化处理使结晶粒粗大化，因而得不到本发明的目标疲劳强度。
(8)如果进行成分调整，使钢组织不仅生成微细铁素体，还生成微细渗碳体，此微细分散渗碳体在氮化时起到阻塞(pinning)的作用，抑制铁素体的晶粒生长，因此，最终得到的表层部的铁素体粒径也变得微细。其结果，在氮化处理后也能大大提高强度以及疲劳强度。
具体实施例方式
即，本发明的主要构成如下。
1.一种疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，含有C0.3～0.8质量％、Si0.01～0.9质量％以及Mn0.01～2.0质量％，余量为Fe以及不可避免的杂质的组成，组织为粒径在7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者粒径在7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织。
2.如1所述的疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，为还含有Mo0.05～0.6质量％的组成。
3.如2所述的疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
4.如1、2或者3所述的疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，渗碳体的组织百分比为4体积％以上。
5.如2所述的疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，高频淬火后的表层部成为原奥氏体粒径在12μm以下的马氏体组织。
6.如5所述的疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
7.如2所述的疲劳强度优良的高强度钢材，其特征在于，氮化处理后的表层部的铁素体粒径为10μm以下，且在此疲劳强度优良的钢材的表层部具有通过氮化处理形成的硬化层。
8.如7所述的疲劳强度优良的高强度钢材，其特征在于，为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
9.如7或8所述的疲劳强度优良的高强度钢材，其特征在于，母材组织中的渗碳体的组织百分比为4体积％以上。
10.一种疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，对含有C0.3～0.8质量％、Si0.01～0.9质量％以及Mn0.01～2.0质量％，余量为Fe以及不可避免的杂质的组成的钢原材，在550～700℃温度区域实施变形为1.0以上的加工。
11.如10所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，钢原材还含有Mo0.05～0.6质量％。
12.如11所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，钢原材为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
13.如11所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，在550～700℃温度区域对钢原材实施变形为1.0以上的加工，之后实施高频淬火。
14.如13所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，钢原材为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
15.如11所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，在550～700℃温度区域对钢原材实施变形为1.0以上的加工，之后对表层部实施氮化处理。
16.如15所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，钢原材为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
以下，对本发明进行具体说明。首先对在本发明中，将钢材的成分组成限定于上述范围的理由进行说明。C0.3～0.8质量％C是提高母材的强度并确保需要量的渗碳体所必需的元素。在此，如果C含量不足0.3质量％，则得不到上述的效果，另一方面，如果超过0.8质量％，则会导致切削加工性、疲劳强度、锻造性降低，因而将C量限定于0.3～0.8质量％的范围。Si0.01～0.9质量％Si不仅作为脱氧剂而作用，而且有助于提高强度，但如果含量不足0.01质量％，则此添加效果不足，另一方面，如果超过0.9质量％则会导致切削加工性以及锻造性降低，因而将Si量限定于0.01～0.9质量％的范围。
Mn0.01～2.0质量％Mn不仅可以提高强度，而且有助于提高疲劳强度，但如果含量不足0.01质量％，则此添加效果不足，另一方面，如果超过2.0质量％，则会导致切削加工性以及锻造性变差，因而将Mn量限定于0.01～2.0质量％的范围。
以上对基本成分进行了说明，在本发明中，除此之外还可以适当含有以下所述的元素。
Mo0.05～0.6质量％Mo是对抑制铁素体晶粒的生长有用的元素，因此需要至少含有0.05质量％，但如果超过0.6质量％而添加，则会导致切削加工性变差，因而将Mo量限定于0.05～0.6质量％的范围。
Al0.015～0.06质量％Al作为钢的脱氧剂而作用。然而如果含量不足0.015质量％，则其添加效果不足，另一方面，如果超过0.06质量％，则会导致切削加工性以及疲劳强度降低，因而将Al量限定于0.015～0.06质量％的范围。Ti0.005～0.030质量％Ti由于TiN的阻塞(pinning)效果，是对使结晶粒微细化有用的元素，为了得到此效果，至少要添加0.005质量％，但如果超过0.030质量％而添加则会导致疲劳强度的降低，因而将Ti量限定于0.005～0.030质量％的范围。
Ni1.0质量％以下Ni对提高强度以及防止添加Cu时的裂纹有效，但如果超过1.0质量％而添加，则容易产生烧裂，因而限定于1.0质量％以下。Cr1.0质量％以下Cr对提高强度有效，但如果超过1.0质量％而添加，则使碳化物稳定化，促进残余碳化物的生成，使晶界强度降低，而且还导致疲劳强度降低，因而限定在1.0质量％以下。
V0.1质量％以下V由于变成碳化物而析出，因而是发挥基于阻塞(pinning)的组织微细化效果的用于元素，但即使超过0.1质量％而添加，效果也饱和，因而限定于0.1质量％以下。
Cu1.0质量％以下Cu是通过固溶强化以及析出强化使强度提高的有用元素，而且有助于提高淬火性，但如果含量超过1.0质量％，则在高温加工时容易产生裂纹，制造变得困难，因而限定于1.0质量％以下。
Nb0.05质量％以下Nb具有通过析出阻塞(pinning)铁素体晶粒的效果，但即使超过0.05质量％而添加，其效果也饱和，因而限定于0.05质量％以下。
Ca0.008质量％以下Ca是使夹杂物球化，改善疲劳特性的有用元素，但如果超过0.008质量％而添加，则具有夹杂物粗大化，反而使疲劳特性变差的倾向。因而限定在0.008质量％以下。
B0.004质量％以下B不仅通过晶界强化改善疲劳特性，还是提高强度的有用元素，但即使超过0.004质量％而添加，其效果也饱和，因而限定在0.004质量％以下。
以上，对适合成分进行了说明，但是在本发明中，只将成分组成限定于上述范围是不够的，如下所述，对钢组织的调整也很重要。
组织为粒径为7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者粒径为7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织##组织如果不是7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者粒径为7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织，则在本发明中不能得到目标强度≥1000MPa。因此，将铁素体粒径限定在7μm以下。更为优选在5μm以下。
母材组织、即高频淬火前的组织(相当于高频淬火后的表层部淬火组织以外的部分)，如果不是粒径为7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者粒径为7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织，则在本发明中不能得到作为目标的1000MPa以上的母材强度。此外，如果铁素体粒径不在7μm以下，则其后适用高频淬火时，高频淬火适用部的原奥氏体粒径不会变到12μm以下，不能提高疲劳强度。因此，将母材的铁素体粒径限定在7μm以下。更为优选在5μm以下。
母材组织、也就是氮化处理前的组织(相当于氮化处理后的表层部氮化层以外的部分)，如果不是粒径为7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者粒径为7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织，则在本发明中不能得到作为目标的1000MPa以上的母材强度。此外，如果铁素体粒径不在7μm以下，则其后实施氮化处理时，氮化层的铁素体粒径不会变成10μm以下。因此，将母材的铁素体粒径限定在7μm以下。更为优选在5μm以下。
如果铁素体粒径变成2μm以下，也可能珠光体组织消失，变成铁素体-渗碳体组织，但是这对本发明没有妨碍。
此外，析出的渗碳体的量(组织百分比)以体积百分比(体积％)计优选在4％以上。渗碳体有助于提高疲劳强度，并且由于大量微细析出，具有增大均匀延伸率，提高材料的加工性的效果。在这里，优选析出的渗碳体的大小大在约1μm以下。更为优选在0.5μm以下。而且优选析出的珠光体量大约在20体积％以下。此珠光体如上所述，即使未全部析出也没有关系。渗碳体、珠光体以外的余量组织为铁素体。此铁素体量，从确保加工性的观点出发，优选为40体积％以上。在钢材的制造工序中，在温锻工序中，通过在550～700℃的温度区域进行变形在1.0以上的加工，可以适当地得到上述的铁素体和渗碳体组织，或者铁素体、渗碳体和珠光体组织。
高频淬火后的表层部为原奥氏体粒径在12μm以下的马氏体组织如果原奥氏体粒径不在12μm以下，则在本发明中得不到作为目标的800MPa以上的高弯曲疲劳强度。因此，将高频淬火后的组织中的原奥氏体粒径限定在12μm以下。优选在5μm以下。
通过使母材组织为粒径在7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者为粒径在7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织，并在下述条件下进行高频淬火，可以得到上述的高频淬火后的组织。
氮化处理后的表层部的铁素体粒径在10μm以下如果氮化处理后的表层部、也就是氮化层的铁素体粒径不在10μm以下，则在本发明中得不到作为目标的800MPa以上的高弯曲疲劳强度。因此，将氮化处理后的表层部组织中的铁素体粒径限定在10μm以下。优选在5μm以下。
通过使母材组织为粒径在7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者为粒径在7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织，并在下述条件下进行氮化处理，可以得到上述的氮化处理后的表层部组织。
接着，对本发明钢的制造条件进行说明。
首先，对调整至规定成分组成的钢材进行线材轧制后，进行温锻。将温锻的钢材作为母材。对温锻的钢材进行切削等的最终加工，制成制品。或者，根据需要对温锻的钢材实施冷拔工序，之后实施高频淬火，制成制品。或者，根据需要对温锻的钢材实施切削等工序，之后实施氮化处理，制成制品。
在上述的温锻工序中，为了使铁素体粒径在7μm以下，在550～700℃的温度区域实施变形在1.0以上的加工是有利的。在这里，如果加工温度不到550℃，则组织还是原样的加工组织，没有微细化。另一方面，如果加工温度超过700℃，则结晶粒径超过7μm，也不会微细化。此外，如果加工量的变形不足1.0，则加工不充分，小角晶界占了大半，因而强度和疲劳强度都不能提高。
在得到上述的母材组织后，进行高频淬火，使表层部硬化。此时的高频淬火条件，可以采用加热温度800～1000℃、频率0.3～400kHz。如果加热温度不到800℃，则奥氏体化不充分，另一方面，如果超过1000℃，则奥氏体粒径变得粗大。此外，如果频率不足0.3kHz，则不能得到急速且充分的温度上升，另一方面，如果超过400kHz，则淬火深度变浅，不能提高弯曲疲劳强度。
在得到上述母材组织后，进行氮化处理，使表层部硬化，提高耐磨损性。此时的氮化处理条件，是在500～650℃的温度范围，在氮化气氛中保持1～100小时。在进行此氮化处理时，氮气的原料可以是气体，也可以是液体。
如果氮化温度不到500℃，则氮难以进入钢中，得不到充分的氮化。另一方面，如果超过650℃，则难于控制母材的晶粒生长，铁素体晶粒粗大化。此外，如果氮化时间不足1小时，由于氮未充分地进入钢中，因而氮化效果小，另一方面即使超过100小时而进行氮化处理，其效果也饱和。
实施例1对成为表1所示成分组成的钢材进行线材轧制后，在如表2所示的条件下进行温锻，得到60×60×120mm的制品。从此制品上采取拉伸试验片、旋转弯曲疲劳试验片以及切削性试验片。把对制品的铁素体结晶粒径、渗碳体量、珠光体量、拉伸强度、旋转弯曲疲劳强度以及切削性进行研究的结果一并记入表2。温锻时的变形量，根据有限元分析法，将锻造面的摩擦系数作为0.3而算出。此外，如下对切削性进行评价外圆切削试验中的工具寿命如果与JISG5101的SC材相同或者在其之上，则标以○，如果比SC材差，则标以×。
如表2可知，根据本发明，使组织为粒径在7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者为铁素体、渗碳体和珠光体组织的发明例，都可以得到强度≥1000MPa的优良的强度，以及旋转弯曲疲劳强度≥550MPa的优良的疲劳强度。
与此相对，在锻造时的变形量小的No.6的比较例中，铁素体晶粒未微细化，旋转弯曲疲劳强度低。此外，在锻造温度低的No.7的比较例中，组织变成加工组织，另一方面在锻造温度高的No.8的比较例中，铁素体晶粒未微细化，因此旋转弯曲疲劳强度低。
此外，在Mo量过剩的No.13的比较例中，切削性降低。而且，在C量不足的No.14的比较例中，强度不足，另一方面，在C过剩的No.15的比较例中，导致切削性降低。
实施例2对成为表3所示成分组成的钢材进行线材轧制后，在如表4所示的条件下进行温锻，得到60×60×120mm的母材。从此母材上采取拉伸试验片、旋转弯曲疲劳试验片以及切削性试验片。接着，在加热温度900℃、频率12kHz的条件下对旋转弯曲疲劳试验片进行高频淬火。把对母材的铁素体结晶粒径、渗碳体量、珠光体量、拉伸强度、切削性、高频淬火后的淬火组织的原奥氏体结晶粒径、以及高频淬火后的试验片的旋转弯曲疲劳强度进行研究的结果一并记入表4。温锻时的变形量，根据有限元分析法，将锻造面的摩擦系数作为0.3而算出。此外，如下对切削性进行评价外圆切削试验中的工具寿命如果与通常的SC材相同或者在其之上，则标以○，如果比SC材差，则标以×。
如表4可知，根据本发明，使母材组织为粒径在7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者为粒径在7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织的发明例，都可以得到母材强度在1000MPa以上的优良的强度，而且高频淬火后的表层部组织也变成原奥氏体粒径在12μm以下的微细马氏体组织，可以得到旋转弯曲疲劳强在800MPa以上的优良的疲劳强度。
与此相对，如果母材的铁素体粒径超过7μm，则母材强度不足，并且高频淬火后的原奥氏体粒径也粗大化，旋转弯曲疲劳强度也不充分。
特别是在锻造温度低的No.7的比较例中，组织变成加工组织，另一方面，在锻造温度高的No.8的比较例中，铁素体晶粒微细化。此外，即使对这样的粗大铁素体组织进行高频淬火，得到的马氏体的原奥氏体粒径也不在12μm以下。
此外，在不添加Mo的No.12的比较例中，虽然母材铁素体晶粒微细化，但高频淬火后的原奥氏体粒径变得粗大。另一方面，在Mo量过剩的No.13的比较例中，切削性降低。
而且，在C量不足的No.14的比较例中，没有进行淬火，另一方面，在C过剩的No.15的比较例中，导致切削性降低。
实施例3对成为表5所示成分组成的钢材进行线材轧制后，在如表6所示的条件下进行温锻，得到60×60×120mm的母材。从此母材上采取拉伸试验片、旋转弯曲疲劳试验片以及切削性试验片。接着，在表6所示的条件下对旋转弯曲疲劳试验片实施氮化处理。把对母材的铁素体结晶粒径、渗碳体量、珠光体量、拉伸强度、切削性、氮化处理后表层部的铁素体粒径以及旋转弯曲疲劳强度进行研究的结果一并记入表6。温锻时的变形量，根据有限元分析法，将锻造面的摩擦系数作为0.3而算出。此外，如下对切削性进行评价外圆切削试验中的工具寿命如果与通常的SC材相同或者在其之上，则标以○，如果比SC材差，则标以×。
如表6可知，根据本发明，使母材组织为粒径在7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者为粒径在7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织的发明例，都可以得到母材强度在1000MPa以上的优良的强度，而且氮化处理后的表层部组织也变成铁素体粒径在10μm以下的微细组织，可以得到旋转弯曲疲劳强≥800MPa的优良的疲劳强度。此外，切削性也优良。
与此相对，如果母材的铁素体粒径超过7μm，则氮化处理后的铁素体粒径也粗大化，旋转弯曲疲劳强度也不充分。
特别是在锻造温度低的No.6的比较例中，组织变成加工组织，另一方面，在锻造温度高的No.7以及锻造时的变形量小的No.8的比较例中，铁素体晶粒不微细化。此外，即使对这样的粗大铁素体组织进行氮化处理，氮化区域的铁素体粒径也不在10μm以下。
此外，在不添加Mo的No.13的比较例中，虽然母材铁素体晶粒微细化，但氮化处理后的铁素体粒径变大，旋转弯曲疲劳强度不充分。而且，在C量不足的No.1的比较例中，氮化处理后的铁素体粒径变得粗大，母材强度以及旋转弯曲疲劳强度都不充分。另一方面，在C过剩的NO.4的比较例中，导致切削性降低。在未实施氮化处理的No.9的比较例中，得不到充分的旋转弯曲疲劳强度。
产业上利用的可能性根据本发明，可以稳定得到同时具有如下优良强度和疲劳强度的高强度钢材母材强度在1000MPa以上、旋转弯曲疲劳强度在550MPa以上、或者旋转弯曲疲劳强度在800MPa以上。
表1
表2
表3
表4
*高频淬火后的旋转弯曲疲劳强度表5
表6
*氮化后的旋转弯曲疲劳强度
权利要求
1.一种疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，含有C0.3～0.8质量％、Si0.01～0.9质量％以及Mn0.01～2.0质量％，余量为Fe以及不可避免的杂质的组成，组织为粒径在7μm以下的铁素体和渗碳体组织，或者粒径在7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织。
2.如权利要求1所述的疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，为还含有Mo0.05～0.6质量％的组成。
3.如权利要求2所述的疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
4.如权利要求1、2或者3所述的疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，渗碳体的组织百分比为4体积％以上。
5.如权利要求2所述的疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，高频淬火后的表层部成为原奥氏体粒径在12μm以下的马氏体组织。
6.如权利要求5所述的疲劳强度优良的高强度钢板，其特征在于，为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
7.如权利要求2所述的疲劳强度优良的高强度钢材，其特征在于，氮化处理后的表层部的铁素体粒径为10μm以下，且在此疲劳强度优良的钢材的表层部具有通过氮化处理形成的硬化层。
8.如权利要求7所述的疲劳强度优良的高强度钢材，其特征在于，为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
9.如权利要求7或8所述的疲劳强度优良的高强度钢材，其特征在于，母材组织中的渗碳体的组织百分比为4体积％以上。
10.一种疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，对含有C0.3～0.8质量％、Si0.01～0.9质量％以及Mn0.01～2.0质量％，余量为Fe以及不可避免的杂质的组成的钢原材，在550～700℃温度区域实施变形为1.0以上的加工。
11.如权利要求10所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，钢原材还含有Mo0.05～0.6质量％。
12.如权利要求11所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，钢原材为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
13.如权利要求11所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，在550～700℃温度区域对钢原材实施变形为1.0以上的加工，之后实施高频淬火。
14.如权利要求13所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，钢原材为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
15.如权利要求11所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，在550～700℃温度区域对钢原材实施变形为1.0以上的加工，之后对表层部实施氮化处理。
16.如权利要求15所述的疲劳强度优良的高强度钢材的制造方法，其特征在于，钢原材为还含有选自Al0.015～0.06质量％、Ti0.005～0.030质量％、Ni1.0质量％以下、Cr1.0质量％以下、V0.1质量％以下、Cu1.0质量％以下、Nb0.05质量％以下、Ca0.008质量％以下、以及B0.004质量％以下中的1种或者2种以上的组成。
全文摘要
本发明提供一种同时具有如下优良的强度和疲劳强度的高强度钢材母材强度在1000MPa以上、旋转弯曲疲劳强度在550MPa以上。使其为含有C0.3～0.8质量％、Si0.01～0.9质量％以及Mn0.01～2.0质量％，余量为Fe以及不可避免的杂质的组成，并使钢组织为粒径在7μm以下的铁素体和渗碳体组织、或者粒径在7μm以下的铁素体、渗碳体和珠光体组织。而且使高频淬火后的表层部为原奥氏体粒径在12μm以下的马氏体组织。或者氮化处理后的表层部为铁素体组织的粒径在10μm以下的微细组织。
文档编号C22C38/00GK1701127SQ200480001049
公开日2005年11月23日 申请日期2004年1月7日 优先权日2003年1月17日
发明者林透, 松崎明博 申请人:杰富意钢铁株式会社