本发明涉及高强度特种钢，通过调节成分和含量以控制碳化物和硼化物的类型、尺寸和形成量从而改进特种钢的强度和疲劳寿命。
背景技术：
目前，在轻质技术领域已经开发中空形状组件的制造方法、使用聚合物材料的方法等。这些技术可以用于底盘模块和副车架中的稳定杆、臂等，应用于拉力赛车的驱动轴或底盘悬架，从而显著增加燃料效率。
在现有底盘钢的情况中，可以添加例如铬(cr)、钼(mo)、钒(v)等元素以提供高强度性质。不幸地，在结构中可以形成相对简单的碳化物。形成的碳化物的量可能不大，而其尺寸可能不细，因此组件的耐久性可能不理想。
在专利文献第kr10-2016-0096611中公开的高强度钢的情况中，用于形成碳化物和硼化物的铬(cr)和钼(mo)的量不足，类似地，有助于形成碳化物的铌(nb)的量也不足，从而难以改进耐久性同时满足高强度。
所提供的如相关技术所述的内容仅用于帮助对本发明的背景的理解，而不应被认为是对应于本领域技术人员已知的相关技术。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种高强度特种钢，通过调节成分和含量以控制碳化物和硼化物的类型、尺寸和形成量从而改进其强度和疲劳寿命。
根据本发明的示例性实施方案，提供一种高强度特种钢，其以重量％计含有：碳(c)：约0.1至0.5％；硅(si)：约0.1至2.3％；锰(mn)：约0.3至1.5％；铬(cr)：约1.1至4.0％；钼(mo)：约0.3至1.5％；镍(ni)：约0.1至4.0％；钒(v)：约0.01至0.50％；硼(b)：约0.001至0.010％；铌(nb)：约0.05至0.50％；和剩余的铁(fe)以及不可避免的杂质。
(v,fe)c型和(nb,cr)c型复合碳化物可以存在于结构中。
(fe,cr)7c3型复合碳化物可以存在于结构中。
(fe,cr,mo)23c6型复合碳化物可以存在于结构中。
(mo,fe)3b2型硼化物可以存在于结构中。
存在于结构中的析出物的摩尔分数可以为约0.009或更大。
存在于结构中的析出物的尺寸可以为约0.35nm或更小。
高强度特种钢可以具有约1563mpa或更大的拉伸强度，和约570000循环或更多的疲劳寿命。
附图说明
图1为显示现有材料的相的摩尔分数随温度变化的图表。
图2为显示根据本发明的实施例中相的摩尔分数随温度变化的图表。
图3为显示根据本发明的实施例中析出物的摩尔分数随时间变化的图表。
图4为显示根据本发明的实施例中析出物的尺寸随时间变化的图表。
具体实施方式
下面将参考所附附图对本发明的示例性实施方案进行描述。
根据本发明的示例性实施方案的高强度特种钢含有(以重量％计)：碳(c)：约0.1至0.5％(例如，约0.1％、0.2、0.3、0.4或约0.5％)；硅(si)：约0.1至2.3％(例如，约0.1％、0.2、0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2、2.1、2.2或约2.3％)；锰(mn)：约0.3至1.5％(例如，约0.3％、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1、1.1、1.2、1.3、1.4或约1.5％)；铬(cr)：约1.1至4.0％(例如，约1.1％、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9或约4.0％)；钼(mo)：约0.3至1.5％(例如，约0.3％、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1.0、1.1％、1.2、1.3、1.4或约1.5％)；镍(ni)：约0.1至4.0％(例如，约0.1％、0.2、0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1、1.1％、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9或约4.0％)；钒(v)：约0.01至0.50％(例如，约0.01％、0.02、0.03、0.04、0.05、0.06、0.07、0.08、0.09、0.10、0.11、0.12、0.13、0.14、0.15、0.16、0.17、0.18、0.19、0.20、0.21、0.22、0.23、0.24、0.25、0.26、0.27、0.28、0.29、0.30、0.31、0.32、0.33、0.34、0.35、0.36、0.37、0.38、0.39、0.40、0.41、0.42、0.43、0.44、0.45、0.46、0.47、0.48、0.49或约0.50％)；硼(b)：约0.001至0.010％(例如，约0.001％、0.002、0.003、0.004、0.005、0.006、0.007、0.008、0.009或约0.010％)；铌(nb)：约0.05至0.50％(例如，约0.05％、0.06、0.07、0.08、0.09、0.10、0.11、0.12、0.13、0.14、0.15、0.16、0.17、0.18、0.19、0.20、0.21、0.22、0.23、0.24、0.25、0.26、0.27、0.28、0.29、0.30、0.31、0.32、0.33、0.34、0.35、0.36、0.37、0.38、0.39、0.40、0.41、0.42、0.43、0.44、0.45、0.46、0.47、0.48、0.49或约0.50％)；和剩余的铁(fe)以及不可避免的杂质。
后文中，在根据本发明的高强度特种钢中，将详细描述所述钢限制成分条件的原因。
碳(c)：约0.1至0.5％(例如，约0.1％、0.2、0.3、0.4或约0.5％)。
碳(c)用于改进强度和硬度。碳(c)稳定残余奥氏体并形成复合碳化物，如(v,fe)c、(fe,cr)7c3、(fe,cr,mo)23c6等。此外，碳改进耐回火性。
在碳(c)含量小于0.1％的情况下，改进强度的效果不明显，疲劳强度变差。相反地，在碳(c)含量大于0.5％的情况下，残留不溶解的大尺寸的碳化物，使得疲劳特性变差，耐久性寿命变小。此外，在淬火前的可加工性也变差。因此，碳(c)的含量限定在约0.1至0.5％(例如，约0.1％、0.2、0.3、0.4或约0.5％)的范围内。
硅(si)：约0.1至约2.3％(例如约0.1％、0.2,0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2、2.1、2.2或约2.3％)。
硅(si)用于改进伸长。此外，硅(si)硬化铁素体和马氏体结构，并改进耐热性和可淬硬性。硅(si)改进形不变性和耐热性，但对脱碳敏感。
在硅(si)的含量小于0.1％的情况下，改进伸长的效果不足。此外，改进耐热性和可淬硬性的效果不大。相反地，在硅(si)含量大于2.3％的情况下，由于碳和硅结构之间的互相渗透反应而可能发生脱碳。此外，由于淬火前硬度增加而使可加工性变差。因此，硅(si)的含量限定在约0.1％至2.3％(例如，约0.1％、0.2、0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2、2.1、2.2或约2.3％)的范围内。
锰(mn)：约0.3至1.5％(例如，约0.3％、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1、1.1、1.2、1.3、1.4或约1.5％)。
锰(mn)用于改进可淬硬性和强度。锰固体溶解在基体中以改进弯曲疲劳强度和淬火性质，并抑制作为产生氧化物的脱氧剂的如al2o3的包合物的形成。另一方面，在含有超量的锰的情况下，形成mns包合物，从而发生高温脆性。
在锰(mn)的含量小于0.3％的情况下，改进淬火性质的效果不足。相反地，在锰(mn)的含量大于1.5％的情况下，由于mns包合物的中心离析和析出而使在淬火前的可加工性变差，疲劳寿命减小。因此，锰(mn)的含量限定在约0.3％至1.5％(例如，约0.3％、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1、1.1、1.2、1.3、1.4或约1.5％)的范围内。
铬(cr)：约1.1至约4.0％(例如约1.1％、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9或约4.0％)。
铬(cr)溶解在奥氏体结构中，在回火时形成crc碳化物，并用于改进可淬硬性，通过抑制软化而改进强度，并有助于晶粒细化。
在铬(cr)含量小于1.1％的情况下，改进强度和可淬硬性的效果不大。然而，在铬(cr)的含量大于4.0％的情况下，抑制各个种类的碳化物的形成，增加铬(cr)的含量所引起的效果饱和，由此造成成本增加。因此，铬(cr)的含量限定在约1.1％至4.0％(例如，约1.1重量％、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9或约4.0重量％)的范围内。
钼(mo)：约0.3至1.5％(例如，约0.3％、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1.0、1.1％、1.2、1.3、1.4或约1.5％)。
钼(mo)用于形成细析出物以改进强度，并改进耐热性和断裂韧性。此外，钼(mo)改进耐回火性。
在钼(mo)含量小于0.3％的情况下，改进强度和断裂韧性的效果不大。相反地，在钼(mo)的含量大于1.5％的情况下，由增加钼(mo)含量引起的改进强度的效果饱和，由此导致成本增加。因此，钼(mo)的含量限定在约0.3％至1.5％(例如，约0.3％、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1、1.1、1.2、1.3、1.4或约1.5％)的范围内。
镍(ni)：约0.1至约4.0％(例如约0.1％、0.2,0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1.0、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9或约4.0％)。
镍(ni)用于改进耐腐蚀性、耐热性和可淬硬性，并用于防止低温脆性。镍(ni)是稳定奥氏体并扩大高温区域的元素。
在镍(ni)的含量小于0.1％的情况下，改进耐腐蚀性和高温稳定性的效果不大。相反地，在镍(ni)的含量大于4.0％的情况下，可能发生热脆。因此，镍(ni)的含量限定在约0.1％至4.0％(例如，约0.1％、0.2、0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1.0、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9或约4.0％)的范围内。
钒(v)：0.01至0.50％(例如，约0.01％、0.02、0.03、0.04、0.05、0.06、0.07、0.08、0.09、0.10、0.11、0.12、0.13、0.14、0.15、0.16、0.17、0.18、0.19、0.20、0.21、0.22、0.23、0.24、0.25、0.26、0.27、0.28、0.29、0.30、0.31、0.32、0.33、0.34、0.35、0.36、0.37、0.38、0.39、0.40、0.41、0.42、0.43、0.44、0.45、0.46、0.47、0.48、0.49或约0.50％)。
钒(v)用于形成细析出物用于改进断裂韧性。细析出物抑制晶界移动，其溶解以由此在奥氏体化时固体溶解在钒中，并析出以在回火时产生二次硬化。然而，在钒过度添加的情况下，钒使得淬火后的硬度变差。
在钒(v)含量小于0.01％的情况下，改进强度和断裂韧性的效果不大。相反地，在钒(v)的含量大于0.50％的情况下，可加工性明显变差，因此，产率变差。因此，钒(v)的含量限定在约0.01％至0.50％(例如，约0.01％、0.02、0.03、0.04、0.05、0.06、0.07、0.08、0.09、0.10、0.11、0.12、0.13、0.14、0.15、0.16、0.17、0.18、0.19、0.20、0.21、0.22、0.23、0.24、0.25、0.26、0.27、0.28、0.29、0.30、0.31、0.32、0.33、0.34、0.35、0.36、0.37、0.38、0.39、0.40、0.41、0.42、0.43、0.44、0.45、0.46、0.47、0.38、0.49或约0.50％)的范围内。
硼(b)：约0.001至0.010％(例如，约0.001％、0.002、0.003、0.004、0.005、0.006、0.007、0.008、0.009或约0.010％)。
硼(b)改进强度和伸长，并防止腐蚀。硼(b)改进耐冲击性和可淬硬性，并防止可焊性和低温脆性变差。硼形成硼化物，如(mo,fe)3b2等。
在硼(b)的含量小于0.001％的情况下，强度变差，硼化物的形成变差。相反地，在硼(b)的含量大于0.010％的情况下，韧性和伸长变差，使得耐冲击性变差。因此，硼(b)的含量限定在约0.001％至0.010％(例如，约0.001％、0.002、0.003、0.004、0.005、0.006、0.007、0.008、0.009或约0.010％)的范围内。
铌(nb)：约0.05至0.50％(例如，约0.05％、0.06、0.07、0.08、0.09、0.10、0.11、0.12、0.13、0.14、0.15、0.16、0.17、0.18、0.19、0.20、0.21、0.22、0.23、0.24、0.25、0.26、0.27、0.28、0.29、0.30、0.31、0.32、0.33、0.34、0.35、0.36、0.37、0.38、0.39、0.40、0.41、0.42、0.43、0.44、0.45、0.46、0.47、0.48、0.49或约0.50％)。
铌(nb)形成nbc，并改进强度。铌可以控制其他碳化物(如crc、vc、moc等)的形成率。铌可以精炼结构，并通过氮化而进行表面硬化。
在铌(nb)的含量小于0.05％的情况下，强度可能变差，碳化物的异质化可能发生。相反地，在铌(ni)的含量大于0.50％的情况下，可能抑制各个种类的碳化物的形成，从而可能主要形成vc。因此，铌(nb)的含量限定在约0.05％至0.50％(例如，约0.05％、0.06、0.07、0.08、0.09、0.10、0.11、0.12、0.13、0.14、0.15、0.16、0.17、0.18、0.19、0.20、0.21、0.22、0.23、0.24、0.25、0.26、0.27、0.28、0.29、0.30、0.31、0.32、0.33、0.34、0.35、0.36、0.37、0.38、0.39、0.40、0.41、0.42、0.43、0.44、0.45、0.46、0.47、0.48、0.49或约0.50％)的范围内。
除了上述元素之外，可以含有铝(al)、铜(cu)和氧(o)等作为不可避免的杂质。
铝(al)：约0.003％或更小(例如，约0.003％、0.002、0.001％或更小)。
铝(al)用于改进强度和冲击韧性。铝可以减少作为昂贵元素的用于晶粒细化的钒和用于确保韧性的镍的添加量。然而，在铝(al)的含量大于0.003％的情况下，形成作为方形大包合物的al2o3，而al2o3用作疲劳起点，使得耐久性可能变差。因此，适当的是铝(al)的含量限定在0.003％或更小(例如，约0.003％、0.002、0.001％或更小)的范围内。
铜(cu)：约0.3％或更小(例如，约0.3％、0.2％、0.1％或更小)。
铜(cu)可以用于增加回火后的强度，并改进钢的耐腐蚀性，类似于镍(ni)。然而，在铜(cu)的含量大于0.3％的情况下，合金成本显著增加。因此，适当的是铜(cu)的含量限制在0.3％或更小的范围内。
氧(o)：约0.003％或更小(例如，约0.003％、0.002、0.001％或更小)。
氧(o)与硅(si)或铝(al)结合以由此形成硬的氧化物基非金属包合物，由此恶化疲劳寿命特性。因此，优选的是，尽可能低的维持氧(o)的含量。在氧(o)含量大于0.003％的情况下，通过与铝(al)的反应形成al2o3，而al2o3用作疲劳起点，使得耐久性可能变差。因此，适当的是氧(o)的含量限定在0.003％或更小(例如，约0.003％、0.002、0.001％或更小)的范围内。
实施例和比较实施例
基于制造的同时改变组成成分和含量的测试样品的实施例和比较实施例显示在下表1和2中。测试样品在热处理时所用的950至1000℃下的油淬火后，在约200℃上下进行回火。
[表1]
[表2]
表1显示实施例和比较实施例的组成成分和含量。此外，表2显示实施例和比较实施例的拉伸强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命。
根据ksb0802或iso6892测量拉伸强度或屈服强度，根据ksb0811或iso1143测量硬度，根据ksbiso1143测量疲劳寿命。
在比较实施例1和2中，其他成分的含量控制成与根据本发明的高强度特种钢限定范围内的实施例的那些的范围相同，但仅碳(c)含量控制成在根据本发明的高强度特种钢的限定范围以下或以上。
如表2中所示，其显示出碳(c)的含量在所述范围以下的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命变差。在碳(c)的含量在所述范围以上的情况下，与实施例相比，疲劳寿命变差。
在比较实施例3和4中，其他成分的含量控制成与根据本发明的高强度特种钢限定范围内的实施例的那些的范围相同，但仅硅(si)含量控制成在根据本发明的高强度特种钢的限定范围以下或以上。
如表2中所示，其显示出硅(si)的含量在所述范围以下的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命变差。在硅(si)的含量在所述范围以上的情况下，与实施例相比，疲劳寿命变差。
在比较实施例5和6中，其他成分的含量控制成与根据本发明的高强度特种钢限定范围内的实施例的那些的范围相同，但仅锰(mn)含量控制成在根据本发明的高强度特种钢的限定范围以下或以上。
如表2中所示，其显示出锰(mn)的含量在所述范围以下的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命变差。在锰(mn)的含量在所述范围以上的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度和疲劳寿命变差。
在比较实施例7和8中，其他成分的含量控制成与根据本发明的高强度特种钢限定范围内的实施例的那些的范围相同，但仅铬(cr)含量控制成在根据本发明的高强度特种钢的限定范围以下或以上。
如表2中所示，其显示出铬(cr)的含量在所述范围以下的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命变差。在铬(cr)的含量在所述范围以上的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度和疲劳寿命变差。
在比较实施例9和10中，其他成分的含量控制成与根据本发明的高强度特种钢限定范围内的实施例的那些的范围相同，但仅钼(mo)含量控制成在根据本发明的高强度特种钢的限定范围以下或以上。
如表2中所示，其显示出钼(mo)的含量在所述范围以下的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命变差。在钼(mo)的含量在所述范围以上的情况下，与实施例相比，疲劳寿命变差。
在比较实施例11和12中，其他成分的含量控制成与根据本发明的高强度特种钢限定范围内的实施例的那些的范围相同，但仅镍(ni)含量控制成在根据本发明的高强度特种钢的限定范围以下或以上。
如表2中所示，其显示出镍(ni)的含量在所述范围以下和镍(ni)的含量在所述范围以上的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命变差。
在比较实施例13和14中，其他成分的含量控制成与根据本发明的高强度特种钢限定范围内的实施例的那些的范围相同，但仅钒(v)含量控制成在根据本发明的高强度特种钢的限定范围以下或以上。
如表2中所示，其显示出钒(v)的含量在所述范围以下的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命变差。在钒(v)的含量在所述范围以上的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度和疲劳寿命变差。
在比较实施例15和16中，其他成分的含量控制成与根据本发明的高强度特种钢限定范围内的实施例的那些的范围相同，但仅硼(b)含量控制成在根据本发明的高强度特种钢的限定范围以下或以上。
如表2中所示，其显示出在硼(b)的含量在所述范围以下的情况中，与实施例相比，拉伸强度、硬度和疲劳寿命变差，而在硼(b)的含量在所述范围以上的情况中，与实施例相比，拉伸强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命变差。
在比较实施例17和18中，其他成分的含量控制成与根据本发明的高强度特种钢限定范围内的实施例的那些的范围相同，但仅铌(nb)含量控制成在根据本发明的高强度特种钢的限定范围以下或以上。
如表2中所示，其显示出铌(nb)的含量在所述范围以下和铌(nb)的含量在所述范围以上的情况下，与实施例相比，拉伸强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命变差。
后文中，将参考图1至图4描述根据本发明的高强度特种钢。
图1提供显示作为现有材料的合金成分0.15c-0.15si-1.0mn-1.5cr-0.9mo-0.25v(元素符号前的数字：重量％)的基于热力学计算结果的图表，显示根据温度变化的摩尔分数。
图2提供显示作为根据本发明的高强度特种钢的实施例中的合金成分0.3c-0.2si-0.7mn-1.5cr-2.0ni-0.5mo-0.15v-0.005b-0.25nb(元素符号前的数字：重量％)的基于热力学计算结果的图表，显示根据温度变化的摩尔分数。
在比较图1和图2的结果时，可以理解相比于现有材料，过度地含有对应于稳定奥氏体元素的碳(c)和镍(ni)，使得a1和a3温度减小，因此，奥氏体区域扩大。
与在结构中存在vc碳化物的现有材料不同，在结构中析出(v,fe)c型碳化物，由此以复合碳化物的形式形成。(v,fe)c型碳化物从奥氏体区域形成，使得碳化物形成为具有小尺寸和高分布性。同时，由于添加对应于强碳化物形成元素的铌(nb)而从铁素体区域与铬(cr)一起形成(nb,cr)c，使得在高温时存在大量的稳定形式的复合碳化物。析出意指在固体相中新产生出另一固体相。
因为在结构中均匀分布小尺寸的复合碳化物，除了强度之外疲劳寿命也可以改进，如表2中所示。
与在结构中形成(cr,fe)7c3型碳化物然后在500℃或更小时消失的现有材料不同，即便在500℃或更小的温度在结构中仍析出(cr,fe)7c3型碳化物，从而由此以复合碳化物的形式形成。形成碳化物的温度区域与现有材料相比一样高，使得碳化物以稳定态形成，类似地，碳化物具有小尺寸以由此均匀地分布在结构中，使得除了强度之外疲劳寿命也可以改进，如表2中所示。
与在低温区域中在结构中形成(mo,fe)6c型碳化物的现有材料不同，因为钼(mo)含量较小，在低温区域不形成(mo,fe)6c型碳化物。但是，析出(fe,cr,mo)23c型碳化物从而由此以复合碳化物的形式形成。
在低温区域中形成的(mo,fe)6c型碳化物不稳定，使得(mo,fe)6c型碳化物造成强度和疲劳寿命变差。然而，如在实施例中所示，钼(mo)从奥氏体区域形成硼化物，然后形成(fe,cr,mo)23c6，由此形成稳定的复合碳化物。因此，(mo,fe)6c型碳化物的形成由于在低温区域中缺少钼(mo)而被抑制，使得除了强度之外疲劳寿命也可以改进。
同时，与现有材料不同，添加硼(b)，从而在结构中可以析出硼化物，例如(fe,cr)2b、(mo,fe)3b2等。在热力学方面，(fe,cr)2b可以形成然后消失。即使在500℃或更小时(mo,fe)3b2可以残留在结构中以改进强度和疲劳寿命。
图3为显示随退火时间改变的含有碳化物和硼化物的析出物的摩尔分数。如在实施例中所示，其显示出，基于10小时的退火时间，在a表示的位置中析出物的摩尔分数为0.009或更大。相比于在b表示的位置中析出物的摩尔分数为仅0.002的现有材料，形成了非常大量的析出物。因此，除了强度之外疲劳寿命也可以改进，如上所述。摩尔分数意指析出物在整个结构中的摩尔分数，在实施例中的析出物的摩尔分数可以表示为0.9％(以％计)。
图4为显示根据退火时间改变的含有碳化物和硼化物的析出物的尺寸。在实施例中，显示出基于10小时的退火时间，与在c表示的位置中形成具有尺寸为40nm或更大的析出物的现有材料不同，在d表示的位置中形成具有尺寸为3.5nm或更小的析出物。因此，类似地，可以改进强度和疲劳寿命。
在根据本发明的高强度特种钢中，如上所述，通过控制元素的含量以在结构中形成碳化物和硼化物从而可以改进强度和疲劳寿命。
相比于现有材料，拉伸强度可以改进约59％。在将高强度特种钢应用于车辆的组件以由此应用于车身中的情况中，车身可以减轻约34％，使其可以改进燃料效率。疲劳强度可以增加约71％，疲劳寿命可以增加约110％。
通过如上所述的根据本发明的高强度特种钢，通过控制元素的含量以在结构中形成碳化物和硼化物从而可以改进强度和疲劳寿命。
尽管通过具体的示例性实施方案显示并说明了本发明，对本领域技术人员来说显而易见的是在不背离如所附权利要求书中限定的本发明的主旨和范围的情况下本发明可以进行各种修改和改变。