CN106133174B - 疲劳特性优异的高强度钢材 - Google Patents

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Abstract

提供疲劳特性优异的高强度弹簧等的钢材。特别是提供更容易提高高强度区域的疲劳特性，并且不会使合金成本上升的高强度弹簧等的钢材。所述钢材的特征在于，以质量％计含有C：0.5～1.0％、Si：1.5～2.50％、Mn：0.5～1.50％、P：高于0％并在0.020％以下、S：高于0％并在0.020％以下、Cr：高于0％并在0.2％以下、Al：高于0％并在0.010％以下、N：高于0％并在0.0070％以下、和O：高于0％并在0.0040％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，所述Cr和所述Si的含量满足Cr×Si≤0.20，钢组织中所占的回火马氏体的比例为80面积％以上，并且存在于钢组织中的当量圆直径为50nm以上的含Cr碳·氮化物的个数密度为0.10个/μm2以下。

Description

疲劳特性优异的高强度钢材
技术领域
本发明涉及疲劳特性，特别是弹簧的疲劳特性优异的高强度钢材。所述高强度钢材包括对拉丝材实施淬火回火而得到的弹簧用钢线；对该弹簧用钢线实施卷簧而得到的弹簧；和对拉丝材实施弹卷簧之后进行淬火回火而得到的弹簧。
背景技术
伴随汽车等的轻量化和高应力化，在发动机、离合器等所使用的阀弹簧、离合器弹簧等之中，也指向高应力化。由此导致对弹簧的外加应力增大，因此对于该弹簧，要求疲劳特性和耐永久残余应变性优异，特别是要求难以因内部缺陷而发生疲劳断裂，疲劳特性优异。
近年来，阀弹簧和离合器弹簧等的大部分是通过如下方式制造，即，对于拉丝材实施被称为油回火的淬火回火，对所得到的回火马氏体组织的钢线，以常温(冷态)实施卷簧而制造。另外虽只有少量，但也有对拉丝材以常温实施卷簧后进行淬火回火而得到的弹簧。无论是以何种方法制造的情况，构成弹簧的钢材的组织都是回火马氏体。
上述回火马氏体，具有便于得到高强度，另外也能够提高疲劳强度和耐永久残余应变性的优点。但是，伴随高强度化而来的韧性延展性的降低，导致以钢材中的夹杂物等的内部缺陷为起因的折损容易发生，其结果是疲劳特性有可能降低。
针对使组织为回火马氏体时伴随上述高强度化而来的疲劳特性的降低，提出有以下的改善对策。例如在专利文献1中，通过以质量基准计在0.020ppm～20ppm的范围内使total-Li含有，“从而在炼钢时Li被复合氧化物摄取而形成单相的复合氧化物(例如，CaO-Al2O3-SiO2-MnO-MgO-Li2O系复合氧化物等)。若将该钢材加热至热态温度，则该含Li复合氧化物系夹杂物进行相分离而成为玻璃质相和结晶质相，成为在玻璃质状的单相的夹杂物中有作为平衡相的结晶相微细析出的状态，若在此状态下进行开坯轧制和热轧，则因为玻璃质的部分为低融点·低粘性，所以富于延伸性，可以良好地延伸，而另一方面，在结晶相与玻璃相的界面，由于轧制时的应力集中，极度容易发生分裂，所以夹杂物变得非常微细”(段落[0022])。其结果指出，能够改善疲劳特性。但是在该技术中，为了得到上述单相的复合氧化物，需要进行炼钢工序中的控制，这说不上容易，另外还容易受到制造中的加热条件、热处理温度等外部因素的影响。
另外在专利文献2中公开有一种弹簧用钢线，其是对钢材进行铅淬火，并拉丝之后，再进行淬火回火而得到的弹簧用钢线，其特征在于，所述铅淬火，是以900～1050℃加热钢材60～180秒而使之奥氏体化之后，再以600～750℃加热20～100秒而使之等温相变的条件下进行，具有回火马氏体组织，以质量％计含有C：0.50～0.75％、Si：1.80～2.70％、Mn：0.1～0.7％、Cr：0.70～1.50％、Co：0.02～1.00％，余量由Fe和杂质构成，淬火回火后的断面收缩值为40％以上，淬火回火后以420℃以上、480℃以下进行2小时以上的热处理后的剪切屈服应力为1000MPa以上。即，通过规定铅淬火热处理、淬火·回火后的断面收缩值、和相当于氮化处理的热处理后的剪切屈服应力，从而确保疲劳特性和高韧性。但是上述钢线以Co为必须，并且Cr的添加量也多，因此有合金成本高这样的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4417792号公报
专利文献2：日本专利第4357977号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明着眼于上述这样的情况而形成，其目的在于，提供一种疲劳特性优异的高强度弹簧等的钢材，特别是提供更容易提高高强度区域的疲劳特性，并且不会使合金成本上升的高强度弹簧等的钢材。还有，本发明中的所谓“高强度”，是指伴随高强度化而韧延性有可能降低，钢线或弹簧的内部硬度以维氏硬度(HV)为600以上的。该维氏硬度(HV)的上限大约为670以下。本发明是在此高强度区域提高疲劳特性，即提高承受高疲劳载荷的弹簧等的钢材的疲劳特性。
用于解决课题的手段
能够解决上述课题的本发明的疲劳特性优异的高强度钢材，具有的特征在于，以质量％计含有
C：0.5～1.0％、
Si：1.5～2.50％、
Mn：0.5～1.50％、
P：高于0％并在0.020％以下、
S：高于0％并在0.020％以下、
Cr：高于0％并在0.2％以下、
Al：高于0％并在0.010％以下、
N：高于0％并在0.0070％以下、和
O：高于0％并在0.0040％以下，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
所述Cr与所述Si的含量满足Cr×Si≤0.20，
钢组织中所占的回火马氏体的比例为80面积％以上，并且存在于钢组织中的当量圆直径为50nm以上的含Cr碳·氮化物的个数密度为0.10个/μm2以下。
所述钢材中，作为其他的元素，以质量％计也可以还含有从
Ni：高于0％并在0.30％以下、
V：高于0％并在0.30％以下、和
B：高于0％并在0.0100％以下所构成的组中选择的一种以上的元素。
发明效果
根据本发明，能够实现疲劳特性优异的高强度弹簧等的钢材。特别是能够实现更容易提高高强度区域的疲劳特性，并且不会使合金成本上升的高强度弹簧等的钢材。
附图说明
图1是说明实施例中含Cr碳·氮化物的测量位置的图。
图2A是实施例中的比较例的TEM(Transmission Electron Microscope)观察照片。
图2B是实施例中的本发明例的TEM观察照片。
图3A是所述图2A中的夹杂物(1)的EDX(Energy Dispersive X-rayspectrometry)分析结果。
图3B是所述图2A中的夹杂物(2)的EDX分析结果。
图4是说明实施例的内部硬度的测量位置的图。
具体实施方式
在高强度弹簧中，为了抑制近年来增加的以夹杂物等的内部缺陷为原因的疲劳断裂，改善疲劳特性，从各种角度进行研究。其结果得出如下认知。
即，一直以来为了抑制弹簧的疲劳断裂而着眼于夹杂物的研究众多。具体来说，提出有作为上述夹杂物，控制氧化铝和二氧化硅等氧化物系夹杂物的组成和形态等。但是本发明人等认为，为了高强度区域的疲劳特性提高，具体来说，为了在回火马氏体为主体的组织中抑制以夹杂物等的内部缺陷为起点的疲劳断裂，有效的是抑制从夹杂物等的内部缺陷发生并进展的疲劳龟裂的进展速度。具体来说，着眼于钢组织中析出的硬质的夹杂物：含Cr的碳化物和碳氮化物与母材的界面容易成为疲劳龟裂的进展路径，为了抑制疲劳龟裂的进展速度，对于上述含Cr的碳化物和碳氮化物的析出形态进行了潜心研究。
其结果发现，若当量圆直径为50nm以上的含Cr碳·氮化物存在，则该含Cr碳·氮化物与母材的界面容易成为疲劳龟裂的进展路径，另外，若上述尺寸的含Cr碳·氮化物高于0.10个/μm2而存在，则上述疲劳龟裂的进展容易发生，疲劳特性劣化。即，在本发明中，通过使上述尺寸的含Cr碳·氮化物的个数密度为0.10个/μm2以下，则能够抑制高强度区域的疲劳断裂，能够提供高强度且疲劳特性优异的弹簧用钢线和弹簧。上述尺寸的含Cr碳·氮化物的个数密度，根据后述的实施例，为0.10个/μm2以下，则能够杜绝疲劳断裂，但从在超长寿命域(数亿次的振幅)中也抑制上述含Cr碳·氮化物起点的疲劳断裂的观点出发，则优选为0.08个/μm2以下，更优选为0.06个/μm2以下，最优选为0个/μm2。
还有，本发明中作为对象的上述所谓“含Cr碳·氮化物”，如后述的实施例中测量的，是碳化物或碳氮化物，指对于构成该碳化物或碳氮化物的元素以EDX进行定量分析时，除去Fe的金属元素的合计中所占的Cr的比例为10质量％以上的化合物。作为构成含Cr碳·氮化物的金属元素，除了Cr以外，还能够含有V和Fe等。还有，所述含Cr碳·氮化物中，不含所述碳化物、碳氮化物、与氧化物或硫化物等的复合夹杂物。另外，所述EDX的测量条件为，加速电压：20kV，时间：60sec。
在控制上述夹杂物的同时，作为弹簧的特性，为了确保高强度、耐永久残余应变性和疲劳特性等，需要使上述弹簧和弹簧用钢线等的钢材的成分组成处于下述范围。以下，对于各成分的规定理由进行说明。
C：0.5～1.0％
C对于弹簧的强度、耐永久残余应变性的提高是有效的元素。为此需要使之含有0，5％以上。C量优选为0.55％以上，更优选为0.60％以上。伴随C含量的增加，弹簧的强度和耐永久残余应变性提高，但若C含量过剩，则粗大渗碳体大量析出，对弹簧加工性和弹簧特性造成不良影响。因此，C含量的上限为1.0％以下。C含量优选为0.9％以下，更优选为0.8％以下。
Si：1.5～2.50％
Si对于钢的脱氧，和弹簧的强度、耐永久残余应变性的提高是有效的元素。为了发挥这些效果，需要使Si含有1.5％以上。Si含量优选为1.8％以上，更优选为1.9％以上。但是，若Si含量过剩，则不仅材料硬化，而且延展性·韧性降低，此外，表面的脱碳增加，剥皮处理性与疲劳特性也降低。因此Si含量需要在2.50％以下。Si含量优选为2.40％以下，更优选为2.30％以下。
Mn：0.5～1.50％
Mn除了对钢的脱氧有效以外，在将钢中S作为MnS固定上也是有效的元素。而且，也是有助于提高淬火性，提高弹簧强度的元素。为了发挥这些效果，需要使Mn含有0.5％以上。Mn含量优选为0.6％以上，更优选为0.7％以上。但是，若Mn含量过剩，则淬火性过度提高，马氏体和贝氏体等的过冷组织容易生成。因此Mn含量需要在1.50％以下。Mn含量优选为1.40％以下，更优选为1.30％以下。
P：高于0％并在0.020％以下
P在旧奥氏体晶界偏析，是使组织脆化而招致疲劳特性降低的元素。因此P含量为0.020％以下，优选为0.018％以下。
S：高于0％并在0.020％以下
S与上述P同样，也在旧奥氏体晶界偏析，是使组织脆化而招致疲劳特性降低的元素。因此S含量为0.020％以下，优选为0.015％以下。
Cr：高于0％并在0.2％以下
Cr除了使淬火性提高，使弹簧强度提高以外，还有使C的活度降低，防止轧制时和热处理时的脱碳的效果。为了发挥这些效果，优选使Cr含量为0.02％以上，更优选为0.03％以上。但是如上述，在承受高疲劳载荷的钢材中，含Cr碳·氮化物与母材的界面会成为疲劳龟裂的进展路径，被认为是疲劳龟裂的进展速度加快的原因。因此需要抑制上述含Cr碳·氮化物的生成，为此，Cr含量为0.2％以下。Cr含量优选为0.15％以下，更优选为0.12％以下。
Al：高于0％并在0.010％以下
Al是脱氧元素，但在钢中形成Al2O3和A1N的夹杂物。这些夹杂物使弹簧的疲劳寿命显著降低，因此Al应该极力减少。因此，使Al含量为0.010％以下。Al含量优选为0.005％以下。
N：高于0％并在0.0070％以下
N与Al结合，形成AlN夹杂物。AlN夹杂物使弹簧的疲劳寿命显著降低，因此为了抑制AlN夹杂物的生成，需要极力减少N。另外N促进拉丝加工中的时效脆化，是使二次加工困难的元素。由此观点出发，使N含量为0.0070％以下。N含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0040％以下。
O：高于0％并在0.0040％以下
若O过剩地含有，则生成粗大的非金属夹杂物，使疲劳强度降低。因此O含量为0.0040％以下。O含量优选为0.0030％以下，更优选为0.0025％以下。
本发明的钢材的基本成分如上述，余量由铁和不可避免的杂质构成。作为该不可避免的杂质，允许因原料、物资、制造设备等的状况而掺入的元素的混入。另外，除了上述基本成分以外，还含有从下述量的Ni、V和B所构成的组中选择的一种以上的元素，能够实现韧性和延展性等的进一步改善。
Ni：高于0％并在0.30％以下
Ni使淬火性提高，是有助于通过热处理使钢材高强度化的元素。另外，因为抑制由回火造成的碳化物的析出，所以也有抑制韧性延展性的降低的效果。为了发挥这些效果，优选使Ni含量为0.05％以上，更优选为0.10％以上。但是若Ni含量过剩，则除了在成本方面差以外，淬火性也过度提高，因此马氏体和贝氏体等的过冷组织容易生成。另外若Ni含量过剩，则在淬火回火中残留奥氏体过度生成，弹簧的耐永久残余应变性显著降低。因此，Ni含量优选为0.30％以下，更优选为0.25％以下，进一步优选为0.20％以下。
V：高于0％并在0.30％以下
V具有在热轧和淬火回火中使晶粒微细化的作用，是有助于延展性和韧性提高的元素。另外，在弹簧成形后的去应力退火时使二次析出硬化发生，也有助于弹簧的强度提高。为了发挥这些效果，优选使V含量为0.03％以上，更优选为0.07％以上。但是，若V含量多过，则含有该V与Cr的碳·氮化物，即，本发明中规定的含Cr碳·氮化物的析出过剩，疲劳强度降低。因此，V含量优选为0.30％以下。V含量更优选为0.25％以下，进一步优选为0.20％以下。还有，上述V能够生成规定的含Cr碳·氮化物以外的硬质碳化物，但是各成分满足本发明所规定的范围，并且以后述推荐的条件制造线材时，另行确认到不会对剥皮处理性带来不良影响。
B：高于0％并在0.0100％以下
B具有提高淬火性和基于奥氏体结晶晶界的洁净化而带来的提高延展性·韧性的效果。为了发挥该效果，优选使B含量为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上，进一步优选为0.0020％以上。但是若使B过剩地含有，则Fe和B的复合化合物析出，有热轧时引起裂纹的情况。另外若使B过剩地含有，则淬火性过度提高，因此马氏体和贝氏体等的过冷组织容易生成。因此，B含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0080％以下，进一步优选为0.0060％以下。
Cr×Si≤0.20
为了确保疲劳强度，需要提高钢材的硬度。但是若钢材太硬，则韧性延展性降低，以夹杂物等的内部缺陷为起点的疲劳断裂容易发生。在本发明中，为了增加内部硬度，认为有效的是提高Si含量。但是，若Si量变多，则以内部缺陷为起点的疲劳断裂容易发生。因此，为了抑制该疲劳断裂，根据Si量控制Cr量，抑制能够成为疲劳龟裂的进展路径的硬质的含Cr碳·氮化物，使疲劳强度提高。由此观点出发，在本发明中，使钢材的以质量％计的Si含量和以质量％计的Cr含量，满足Cr×Si≤0.20。所述Cr×Si优选为0.18以下，更优选为0.15以下。还有，Cr×Si过低，也会得不到各合金元素的效果，因此Cr×Si的下限优选为0.07以上。
本发明的钢材具有回火马氏体主体的组织，即，以在钢组织中所占的比例计，回火马氏体为80面积％以上的组织。作为回火马氏体以外的组织，残留奥氏体回火的组织能够含有20面积％以下。
作为本发明的钢材的制造方法，可列举以下的方法。即，可列举的方法是，以一般的方法得到钢锭后，进行开坯轧制、线材轧制、卷取，接着作为二次加工，进行除去轧制材表层的脱碳层和瑕疵等的剥皮处理。以下，将此剥皮处理称为SV(shaving)处理。接着，作为热处理，进行以只使剥皮处理中产生的表面加工层软化为目的的基于高频加热的退火处理(IH，Induction Heating)，或对于包含表面在内的全部组织，进行形成珠光体单相组织、或者形成铁素体或渗碳体与珠光体的混合组织的铅淬火处理(FBP，Fluidized BedPatenting)、酸洗、润滑被膜的形成。然后，如下述工序A，进行拉丝→淬火回火(油回火)→以常温进行卷簧的工序；或如下述工序B，进行拉丝→以常温卷簧→淬火回火(油回火)的工序。
工序A：拉丝→淬火回火(油回火)※1→以常温卷簧※2
工序B：拉丝→以常温卷簧→淬火回火(油回火)
作为本发明的钢材，弹簧用钢线可以通过进行上述工序A的※1，即，拉丝→淬火回火(油回火)而取得。另外作为本发明的钢材，使用上述弹簧用钢线所得到的弹簧可以通过实施上述工序A的※2，即，拉丝→淬火回火(油回火)→卷簧而取得。以下，将经过该工序得到的弹簧称为弹簧A。此外在本发明的钢材中，也包含经过上述工序B而得到的弹簧。以下，将经过该工序B而取得的弹簧称为弹簧B。还有，在制造弹簧时，卷簧后，如一般所进行的，可列举实施烧蓝(bluing)，喷丸硬化、去应力退火、整定处理等。
上述弹簧用钢线，无论在上述弹簧A、上述弹簧B中，为了达成本发明所规定的含Cr碳·氮化物的个数密度，其制造均推荐在上述开坯轧制、线材轧制、作为热处理的退火处理或铅淬火处理、淬火回火(油回火)中满足下述条件。以下，对于各工序中所推荐的条件进行说明。
(1)开坯轧制
在开坯轧制工序中，为了使含Cr碳·氮化物充分固溶，需要在开坯轧制前以1200℃以上加热。所述加热温度优选为1220℃以上。另一方面，若考虑加热炉的耐热温度等，则所述加热温度优选为1300℃以下，更优选为1280℃以下。
(2)线材轧制
在线材轧制工序中，重要的是抑制含Cr碳·氮化物的生成·生长，另一方面，在线材轧制后的处理工序中抑制造成不良影响的过冷组织和过度的脱碳也很重要，从这些观点出发，如下述这样控制线材轧制前的加热温度等。
线材轧制前的加热温度
为了抑制含Cr碳·氮化物的生成·生长，可以使线材轧制前的加热温度为1100℃以下，优选为1050℃以下。但是若上述加热温度过低，则钢材的变形阻力高，线材轧制困难。因此上述加热温度为800℃以上，优选为850℃以上。
卷取温度
若卷取温度过高，则含Cr碳·氮化物的生成·生长被促进，因此卷取温度为1000℃以下，优选为950℃以下。另一方面，因为设备上的冷却能力有所制约，所以卷取温度为750℃以上，优选为800℃以上。还有，上述卷取温度也称为“终轧后的传送机载置温度”。
卷取后的控制冷却
卷取后在传送机上，通过如下述这样进行控制冷却，能够抑制含Cr碳·氮化物的生成·生长，并且成为适于二次加工处理的珠光体单相组织、或者铁素体或渗碳体与珠光体的混合组织。
从卷取后至600℃的平均冷却速度
通过使卷取后即传送机载置后，至作为珠光体相变的结束温度域的600℃的平均冷却速度为1.0℃/秒(sec)以上，能够抑制含Cr碳·氮化物的生成·生长。所述平均冷却速度更优选为2.0℃/秒以上。另一方面，若所述平均冷却速度过快，则例如马氏体这样的过冷组织生成，难以得到珠光体单相组织、或者铁素体或渗碳体与珠光体的混合组织，作为后工序的二次加工中容易发生断线。因此，所述平均冷却速度为6℃/秒以下，优选为5℃/秒以下。
600℃至300℃的平均冷却速度
除了至所述600℃的控制冷却以外，通过进一步使600℃至300℃的平均冷却速度为4℃/秒以上，能够抑制该温度域的含Cr碳·氮化物的生成·生长。所述平均冷却速度优选为5℃/秒以上。另一方面，该温度域的平均冷却速度过快时，例如也会产生马氏体这样的过冷组织，难以得到珠光体单相组织、或者铁素体或渗碳体与珠光体的混合组织，在作为后工序的二次加工中容易发生断线。因此，所述平均冷却速度为10℃/秒以下，优选为9℃/秒以下。
冷却速度控制方法
上述传送机上的冷却速度控制，即，上述卷取后至600℃的平均冷却速度和上述600℃至300℃的平均冷却速度的控制，可以通过轧制线速、传送机速度、鼓风机冷却、覆盖冷却等的组合进行控制。还有，传送机上的线材的温度测量，利用设在传送机上的多个位置的放射温度计进行。通过使用由该测量得到的测量值，计算上述卷取后至600℃的平均冷却速度和上述600℃至300℃的平均冷却速度。300℃至室温的冷却未特别限定，例如可列举放冷。
(3-1)铅淬火处理
为了防止未熔组织的残存，铅淬火处理中的加热温度为880℃以上，优选为900℃以上。另一方面，若上述加热温度过高，则含Cr碳·氮化物的生成·生长进行，因此上述加热温度为950℃以下，优选为930℃以下。另外，上述加热温度下的保持时间过短，未熔组织也容易残存，因此上述保持时间为120秒以上，优选为140秒以上。另一方面，若上述保持时间过长，则含Cr碳·氮化物的生成·生长进行，因此上述保持时间为300秒以下，优选为280秒以下。
所述加热保持后，通过使截至600℃的平均冷却速度为1.0℃/秒以上，能够抑制含Cr碳·氮化物的生成·生长。所述平均冷却速度优选为2.0℃/秒以上。另一方面，若所述平均冷却速度过快，则难以得到适合于后工序的珠光体单相组织、或者铁素体或渗碳体与珠光体的混合组织，因此所述平均冷却速度为6℃/秒以下，优选在5℃/秒以下进行冷却。600℃以下至室温的冷却速度未特别限定，可以进行放冷。
(3-2)基于高频加热的退火处理
进行以高频加热的退火处理时，从抑制含Cr碳·氮化物的生成·生长，和确保适合后工序的珠光体单相组织、或者铁素体或渗碳体与珠光体的混合组织的观点出发，加热温度和加热保持时间的上限与铅淬火处理相同，但是若加热温度过高，则组织球状化，因此拉丝加工工序中有可能断线。因此，加热温度的上限更优选为800℃以下，进一步优选为770℃以下。还有，加热温度的下限优选为600℃以上。另外保持时间的上限更优选为20秒以下，进一步优选为15秒以下。还有，若考虑表层硬化层的软化，则保持时间的下限优选为5秒以上。该加热后，至室温的冷却进行水冷即可。
(4)淬火回火(油回火)
如上述工序A和工序B，分别为淬火回火后以常温进行卷簧的工序，和以常温卷簧后进行淬火回火的工序，但无论何种情况，为了防止未熔组织的残存，淬火处理的加热温度均为850℃以上，优选为870℃以上。另一方面，从抑制含Cr碳·氮化物的生成·生长的观点出发，淬火处理的加热温度为1000℃以下，优选为950℃以下。另外为了防止未熔组织的残存，所述加热温度下的保持时间为60秒(sec)以上，优选为70秒以上。另一方面，如果上述保持时间过长，则含Cr碳·氮化物的生成·生长容易进行，因此上述保持时间为120秒以下，优选为110秒以下。上述加热后进行油淬火。之后以箱式炉在400℃以上、500℃以下的温度范围进行回火，使内部硬度以维氏硬度计为600以上、670以下即可。
本申请基于2014年3月31日申请的日本国专利申请第2014-073605号主张优先权的利益。2014年3月31日申请的日本国专利申请第2014-073605号的说明书的全部内容，用于本申请的参考而援引。
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·后述的主旨的范围内当然也加以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。即，在本发明中，不论制造工序中的淬火回火和卷簧的处理顺序如何，通过本发明中规定的含Cr碳·氮化物的个数密度控制，即可发挥优异的疲劳特性。因此在本实施例中，作为本发明的钢材的一例，以弹簧用钢线对象进行评价，但对其实施卷簧而得到的弹簧、和淬火回火和卷簧的处理顺序与该弹簧不同的弹簧，都能够得到与上述弹簧用钢线相同的特性。
用转炉熔炼满足表1所示的化学成分组成的钢锭后，使用该钢锭，进行加热使之达到表2所示的“开坯轧制前加热温度”，经开坯轧制制作钢坯。接着，加热该钢坯使之达到表2所示的“线材轧制前加热温度”后进行热轧，以表2所示的“卷取温度”卷取后，以表2所示的“卷取后至600℃的平均冷却速度”和“600℃至300℃的平均冷却速度”冷却，制造直径8.0mm，单重2ton的线材，即卷材。其后，以SV处理除去线材表层的脱碳层和瑕疵等。接着作为热处理，以表2所示的条件进行铅淬火处理或高频加热。在表2的“热处理条件”的“方法”中，将铅淬火处理表示为“FBP”，将高频加热表示为“IH”。表2的“热处理条件”中的“平均冷却速度”，表示所述铅淬火处理中从加热温度至600℃的平均冷却速度。所述高频加热中，加热后进行水冷至室温，表2的“热处理条件”中的“平均冷却速度”表示为“-”。
还有，作为热处理进行铅淬火处理时，钢组织成为珠光体单相组织、或者铁素体或渗碳体与珠光体的混合组织，进行所述高频加热时，钢组织中，由所述SV处理产生的表面硬化层被淬火，并且钢材内部成为珠光体单相组织、或者铁素体或渗碳体与珠光体的混合组织。
接着，进行冷拉拔拉丝加工，使线径成为直径4.0mm。再以表2所示的淬火的加热温度·保持时间加热，进行油淬火后，以400～500℃进行回火，得到钢组织为回火马氏体组织主体的钢材，即弹簧用钢线。还有，表2的No.27中的“-”，表示热轧材发生裂纹，因此不进行之后的工序和评价。另外，在任一例子中，均另行在淬火状态的组织中，以作为残留γ量的测量方法的X射线衍射法确认钢组织中所占的回火马氏体组织的比例为80面积％以上的情况。
使用所得到的钢材，按下述所示的要领进行含Cr碳·氮化物的个数密度的测量和疲劳特性的评价。
含Cr碳·氮化物的个数密度的测量
观察存在于钢组织中的含Cr碳·氮化物时，首先通过下述所示的萃取复型法制作显微镜观察用试料。即，图1中如空白四方形所示，从与钢线的轧制方向垂直的截面(横截面)中距最表面300μm深的位置，并夹隔轴芯对称定位的2个部位，提取观察用试样。然后，按顺序对试样进行切断→机械研磨→电解研磨→蚀刻→碳沉积→剥离→清洗，制作上述试料。在所述电解研磨中，作为电解液使用10％高氯酸-90％乙醇，所述蚀刻中，作为蚀刻液使用10％乙酰丙酮-90％甲醇-1质量％氯化四甲基铵，所述剥离中，作为剥离液，使用1％硝酸-99％甲醇。
含Cr碳·氮化物的观察，使用以上述萃取复型法制作的试料，利用场发射型透射电子显微镜，日立制作所制HF-2000，以加速电压：200kV，摄影倍率：20000倍，综合倍率：30000倍的条件实施。另外，判断是否是作为对象的含Cr碳·氮化物，使用所述TEM装置附属的Kevex制EDX分析装置Sigma进行。该EDX的测量条件为，加速电压：20kV，时间：60sec。详细地说，在碳化物或碳氮化物中，以上述EDX对于构成的元素进行定量分析，在除去Fe的金属元素的合计中所占的Cr的比例为10质量％以上的，为本发明中作为对象的“含Cr碳·氮化物”。
TEM观察照片，对于所述图1的各部位拍摄3张，即对于表2的各No.分别合计拍摄6张。该TEM观察照片的一例，以及该TEM观察照片中的含Cr碳·氮化物的EDX分析结果的一例，显示在图2A、图2B、图3A和图3B中。
进行了上述含Cr碳·氮化物的识别之后，使用作为图像分析软件的MediaCybernetics公司制Image Pro Plus，求得当量圆直径为50nm以上的含Cr碳·氮化物的个数，换算成每1μm2中的个数，求得当量圆直径为50nm以上的含Cr碳·氮化物的个数密度。根据对于表2的各No.拍摄的上述6张TEM观察照片求得个数密度并计算平均值，作为含Cr碳·氮化物的个数密度。
疲劳特性的评价
使用所得到的钢线，进行中村式旋转弯曲疲劳试验，评价疲劳特性。首先对所得到的钢线进行喷丸硬化，对钢线表层赋予压缩的残留应力后，进行220℃×20分的去应力退火而作为试样。然后，以试验应力：1000MPa，试验中止次数：3000万次的条件，对于表2的各No.进行10根试样的试验。而后，全部10根试样达成试验中止次数：3000万回而中止时，夹杂物折损率为0％，判断为疲劳特性优异，10根试样之中，即使有1根截至试验中止次数：3000万次而折损时，即，夹杂物折损率为10％以上时，也判断为疲劳特性差。还有，对于在该疲劳试验中发生表面裂纹的试样不计算在内，实施再试验。
内部硬度的评价
图4中如空白四方形所示，以试验载荷10kgf的条件，对于钢线的直径D/4位置并相对于轴芯每隔90°的4处的维氏硬度(HV)进行测量。
这些结果显示在表2中。
[表1]
[表2]
由表1和表2可知如下。即，试验No.11，因为开坯轧制前的加热温度低，含Cr碳·氮化物未充分固溶，所以成为含Cr碳·氮化物大量残存的状态，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
试验No.12和13，分别因为线材轧制前的加热温度、卷取温度高，含Cr碳·氮化物的生成和生长进行，所以淬火回火后大量的含Cr碳·氮化物残存，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
试验No.14和15，分别因为卷取后至600℃的平均冷却速度，600℃至300℃的平均冷却速度慢，所以含Cr碳·氮化物的生成·生长进行，淬火回火后大量的含Cr碳·氮化物残存，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
试验No.16和19，分别因为铅淬火时的加热温度，淬火时的加热温度过高，所以含Cr碳·氮化物的生成·生长进行，淬火回火后含Cr碳·氮化物大量残存，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
试验No.17和20，分别因为铅淬火时的加热保持时间，淬火时的加热保持时间过长，所以含Cr碳·氮化物的生成·生长进行，淬火回火后含Cr碳·氮化物大量残存，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
试验No.18因为铅淬火时的平均冷却速度慢，所以含Cr碳·氮化物的生成·生长进行，淬火回火后含Cr碳·氮化物大量残存，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
试验No.21、22、23分别因为C、Si、Mn的含量过剩，所以虽然能够确保高强度，但韧性延展性降低，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
试验No.24因为Cr含量过剩，所以含Cr碳·氮化物大量生成，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
试验No.25因为V含量过剩，所以含有V的含Cr碳·氮化物大量生成，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
试验No.26因为Al含量过剩，所以Al2O3系的夹杂物大量生成，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
试验No.27因为B含量过剩，所以热轧材发生裂纹。
试验No.28、29因为Si含量和Cr含量的平衡差，Cr×Si高于规定的上限，所以强度虽然高，但韧性延展性低，在疲劳试验中发生夹杂物折损。
产业上的可利用性
由本发明得到的高强度钢材，因为具备优异的疲劳特性，所以最为适合例如在汽车领域、工业机械领域等中所使用的弹簧，特别是汽车发动机的阀弹簧、悬挂系统的悬架弹簧、离合器弹簧、制动器弹簧等这样的机械的复原机构所使用的弹簧等。

Claims (2)

1.一种疲劳特性优异的高强度钢材，其特征在于，以质量％计含有
C：0.5～1.0％、
Si：1.5～2.50％、
Mn：0.5～1.50％、
P：高于0％并在0.020％以下、
S：高于0％并在0.020％以下、
Cr：高于0％并在0.2％以下、
Al：高于0％并在0.010％以下、
N：高于0％并在0.0070％以下、和
O：高于0％并在0.0040％以下，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
所述Cr和所述Si的以质量％计的含量满足Cr×Si≤0.20，
钢组织中所占的回火马氏体的比例为80面积％以上，并且，
存在于钢组织中的当量圆直径为50nm以上的含Cr碳·氮化物的个数密度为0.10个/μm2以下，其中，所述含Cr碳·氮化物是碳化物或碳氮化物，指对于构成该碳化物或碳氮化物的元素以EDX进行定量分析时，除去Fe的金属元素的合计中所占的Cr的比例为10质量％以上的化合物。
2.根据权利要求1所述的疲劳特性优异的高强度钢材，其中，作为其他元素，以质量％计还含有从
Ni：高于0％并在0.30％以下、
V：高于0％并在0.30％以下、和
B：高于0％并在0.0100％以下所构成的组中选择的一种以上的元素。
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