本發(fā)明涉及一種用于汽車等的彎曲加工性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。

背景技術(shù)：

近年來，為了保護(hù)地球環(huán)境，為了確保油耗管制和乘客的碰撞安全性，汽車用鋼板增加采用具有很高水平的強(qiáng)度的鋼材。為了制造這種高強(qiáng)度鋼，僅以普通的應(yīng)用固溶強(qiáng)化的鋼材或利用析出強(qiáng)化的鋼材，不容易確保充分的強(qiáng)度和延展性。

因此，開發(fā)的是利用相變組織的相變強(qiáng)化鋼。在這種相變強(qiáng)化鋼中，有雙相鋼(Dual Phase Steel，DP鋼)、復(fù)相鋼(Complex Phase Steel，CP鋼)、相變誘導(dǎo)塑性鋼(Transformation Induced Plasticity Steel，TRIP鋼)等。作為所述TRIP鋼的代表性技術(shù)，有專利文獻(xiàn)1。

然而，盡管應(yīng)用了這種相變組織，仍難以在確保高強(qiáng)度的同時(shí)確保充分的伸長率，實(shí)際上大部分的加工通過彎曲加工或輥軋成型(roll forming)而實(shí)現(xiàn)，為了抑制在這種彎曲加工時(shí)發(fā)生的裂紋(crack)，存在還應(yīng)同時(shí)確保彎曲加工性的問題。

為了確保彎曲加工性，具有均勻的材質(zhì)的鐵素體單相(single phase)鋼或貝氏體單相鋼雖然符合，但以鐵素體單相鋼，無法制造高強(qiáng)度鋼，在貝氏體單相鋼的情況下，為了確保高強(qiáng)度，應(yīng)增加碳的含量，但在這種情況下，伸長率降低，焊接性也降低，從而實(shí)際上難以使用。

因此，迫切需要開發(fā)一種在保持高強(qiáng)度的同時(shí)，在彎曲加工時(shí)，彎曲部對裂紋的抵抗性優(yōu)異，從而彎曲加工性高的鋼。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本公開專利特開平6-145892號

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

要解決的技術(shù)問題

本發(fā)明的一方面旨在提供一種對成型時(shí)在彎曲部發(fā)生的微細(xì)裂紋的抵抗性得到提高，從而彎曲加工性優(yōu)異，且具有高強(qiáng)度的冷軋鋼板及其制造方法。

本發(fā)明所要解決的技術(shù)問題并不限定于上述所涉及的的問題，未提及的其它技術(shù)問題是所屬技術(shù)領(lǐng)域的技術(shù)人員可以從下述記載清楚地理解。

技術(shù)方案

本發(fā)明的一方面提供一種彎曲加工性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板，以重量％計(jì)，包含0.1～0.25％的C、0.01～0.6％的Si、2～3％的Mn、0.001～0.1％的P、0.0001～0.01％的S、0.3～1.0％的Cr、0.01～0.1％的Al、0.01～0.1％的Ti、0.01％以下的Ca、0.02～0.05％的Nb、0.001～0.003％的B、0.001～0.01％的N、余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，

所述Ti和N的含量滿足Ti/N≥3.4的關(guān)系，所述Ti、Al、Ca的含量滿足Ti/(Al+8Ca)≤0.6的關(guān)系，

存在于從鋼板表面起厚度1/4以內(nèi)的、長軸長度為5μm以上的Al-Ti夾雜物的Ti含量為20％以下。

本發(fā)明的另一方面提供一種彎曲加工性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，所述制造方法包括：準(zhǔn)備鋼材并進(jìn)行冷軋的步驟，所述鋼材以重量％計(jì)，包含0.1～0.25％的C、0.01～0.6％的Si、2～3％的Mn、0.001～0.1％的P、0.0001～0.01％的S、0.3～1.0％的Cr、0.01～0.1％的Al、0.01～0.1％的Ti、0.01％以下的Ca、0.02～0.05％的Nb、0.001～0.003％的B、0.001～0.01％的N、余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，所述Ti和N的含量滿足Ti/N≥3.4的關(guān)系，所述Ti、Al、Ca的含量滿足Ti/(Al+8Ca)≤0.6的關(guān)系；

以750～850℃的溫度范圍，將所述冷軋的鋼板進(jìn)行退火熱處理的步驟；

將所述退火熱處理的鋼板，以100℃/分鐘以上的冷卻速度，冷卻到以下述關(guān)系式定義的T1與T2之間的溫度范圍，然后以30℃/分鐘以下的冷卻速度進(jìn)行冷卻的步驟，

T1＝606-161*C-53.6*Si-30.8*Mn-18.3*Cr(℃)

T2＝535-386*C-15.4*Si-38.7*Mn-15.4*Cr(℃)

(所述T1及T2中，C、Si、Mn、Cr為各自含量的重量％)。

有益效果

根據(jù)本發(fā)明，在鋼板的成型時(shí)，沒有產(chǎn)生因夾雜物導(dǎo)致的彎曲部微細(xì)裂紋，從而能夠提供裂紋抵抗性得到提高的高強(qiáng)度冷軋鋼板。

附圖說明

圖1示出了本發(fā)明中用于評價(jià)彎曲特性的試驗(yàn)方法。

圖2為示出本發(fā)明的實(shí)施例中的對比例1中因表層下夾雜物而形成的彎曲部微細(xì)裂紋的典型形狀的照片。

圖3為將所述圖2的微細(xì)裂紋浸漬液氮后沿裂紋進(jìn)行破斷后觀察斷裂面的照片。

附圖標(biāo)記說明

101：試驗(yàn)沖頭

102：試片

103：試片的厚度

104：試驗(yàn)沖頭的曲率半徑(R)

具體實(shí)施方式

制造拉伸強(qiáng)度1200MPa(1.2GPa)以上的高強(qiáng)度鋼的過程中，在通常的煉鋼工序中，無法避免鋼中夾雜物的存在，特別是在應(yīng)用Ti的鋼材中，無法避免因Ti類夾雜物的形成而導(dǎo)致的噴嘴堵塞現(xiàn)象和位于這種夾雜物等上的團(tuán)簇夾雜物的存在。

本發(fā)明的發(fā)明人為了防止在高強(qiáng)度鋼的彎曲成型部發(fā)生裂紋進(jìn)行研究的結(jié)果，認(rèn)知了受到存在于鋼板表層的夾雜物組合的影響，并完成了本發(fā)明。

首先，對本發(fā)明冷軋鋼板的合金組成進(jìn)行詳細(xì)說明(以下，重量％)。

本發(fā)明的冷軋鋼板，以重量％計(jì)，包含0.1～0.25％的C、0.01～0.6％的Si、2～3％的Mn、0.001～0.1％的P、0.0001～0.01％的S、0.3～1.0％的Cr、0.01～0.1％的Al、0.01～0.1％的Ti、0.01％以下的Ca、0.02～0.05％的Nb、0.001～0.003％的B、0.001～0.01％的N、余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。

碳(C)：0.1～0.25％

鋼中C是在相變組織鋼中確保強(qiáng)度的重要的元素。當(dāng)C的含量小于0.1％時(shí)，難以確保高強(qiáng)度(例如1.2GPa)，當(dāng)C的含量超過0.25％時(shí)，延展性和彎曲加工性及焊接性低下，從而難以適用于汽車用鋼板。因此，在本發(fā)明中，C的含量優(yōu)選為0.1～0.25％。

硅(Si)：0.01～0.6％

Si是添加時(shí)能夠提高強(qiáng)度及伸長率的元素，但當(dāng)其含量小于0.01％時(shí)，不僅無法獲得所述效果，而且由于組織不均勻度增加，還會(huì)引起材質(zhì)各向異性等問題。當(dāng)Si含量超過0.6％時(shí)，與表面品質(zhì)相關(guān)聯(lián)，不僅誘發(fā)表面氧化皮缺陷，而且鍍覆時(shí)在表面形成誘發(fā)未鍍覆的氧化物，從而會(huì)引起諸如未鍍覆和鍍覆剝離的問題。因此，在本發(fā)明中，Si的含量優(yōu)選為0.01～0.6％。

錳(Mn)：2～3％

Mn存在于鋼材中時(shí)，其不僅是大幅提高固溶強(qiáng)化的元素，而且是增加淬透性所必需的。當(dāng)所述Mn的含量小于2％時(shí)，由于淬透性不足，在退火后進(jìn)行冷卻過程中，鐵素體相變過多發(fā)生，難以確保所期望的高強(qiáng)度。相反，當(dāng)Mn的含量超過3％時(shí)，不僅飽和了作為Mn添加目的的淬透性提高效果，而且由于在鋼板中沿軋制方向存在的Mn偏析區(qū)，存在彎曲特性變差的問題。因此，在本發(fā)明中，Mn的含量優(yōu)選為2～3％。

磷(P)：0.001～0.1％

P是起到強(qiáng)化鋼板的作用的元素，但也是在鋼的制造過程中會(huì)作為雜質(zhì)混入的元素。當(dāng)所述P的含量小于0.001％時(shí)，不僅無法得到因添加P而所帶來的效果，而且會(huì)引起用于去除雜質(zhì)的精煉工序的制造費(fèi)用增加的問題。相反，當(dāng)其含量超過0.1％時(shí)，會(huì)發(fā)生鋼的脆性。因此，所述P的含量優(yōu)選為0.001～0.1％。

硫(S)：0.0001～0.01％

S是鋼中不可避免地含有的雜質(zhì)，作為在沖壓成型(Press molding)時(shí)不僅損害彎曲特性，而且損害延展性及焊接性的元素，在本發(fā)明中，優(yōu)選盡量抑制其含量。然而，當(dāng)所述S的含量小于0.0001％時(shí)，存在精煉工序的制造費(fèi)用大幅增加的問題，當(dāng)其含量超過0.01％時(shí)，彎曲特性會(huì)大幅降低。因此，在本發(fā)明中，S的含量優(yōu)選為0.0001～0.01％。

鉻(Cr)：0.3～1.0％

Cr是為了提高鋼的淬硬性，且為了確保高強(qiáng)度而添加的成分，在本發(fā)明中，作為通過延遲鐵素體相變而誘導(dǎo)貝氏體形成的元素，當(dāng)Cr的含量小于0.3％時(shí)，難以確保所述效果。相反，當(dāng)其含量超過1.0％時(shí)，其效果飽和，并且熱軋后由于高強(qiáng)度，不僅增加冷軋負(fù)載，而且導(dǎo)致制造成本大幅增加。因此，在本發(fā)明中，Cr的含量優(yōu)選為0.3～1.0％。

鋁(Al)：0.01～0.1％

Al與鋼中的氧結(jié)合，起到脫氧作用，并且是將鐵素體中的C分配進(jìn)奧氏體，從而提高馬氏體的淬硬性的有效元素。此外，在本發(fā)明中，是將在煉鋼工序中因投入Ti合金鐵而生成的Ti類夾雜物再次轉(zhuǎn)換為Al類夾雜物的重要元素。當(dāng)所述Al的含量小于0.01％時(shí)，難以充分確保所述效果。相反，當(dāng)Al的含量超過0.1％時(shí)，由于析出過多AlN而導(dǎo)致的高溫延展性低下，從而存在板坯表面品質(zhì)降低的問題，并且存在制造費(fèi)用增加的問題。因此，在本發(fā)明中，Al的含量優(yōu)選為0.01～0.1％。

鈦(Ti)：0.01～0.1％

Ti是在為了提高鋼板強(qiáng)度及淬透性而添加B的情況下，為了清除(Scavenging)鋼中存在的N，使得B不與N反應(yīng)，而是以固溶狀態(tài)存在而添加的元素。所述清除(Scavenging)，是指少量添加與某種特定化學(xué)物種的反應(yīng)性特別高的物質(zhì)，在不對其它物質(zhì)產(chǎn)生較大影響的情況下，通過反應(yīng)從體系中去除該化學(xué)物質(zhì)。將此時(shí)添加的物質(zhì)稱為清除劑。Ti作為清除劑，是為了去除N而添加的元素。當(dāng)所述Ti的含量小于0.01％時(shí)，無法充分清除不可避免地添加的N，隨著鋼中的B析出為BN，減少固溶B，因此，在退火過程中過多形成因淬透性不足而導(dǎo)致的鐵素體，從而難以確保高拉伸強(qiáng)度。相反，當(dāng)Ti的含量超過0.1％時(shí)，所述效果的增加微弱，反而過多地生成在鑄造時(shí)誘發(fā)噴嘴堵塞的Ti類夾雜物，噴嘴堵塞物質(zhì)脫落導(dǎo)致在彎曲成型部頻繁發(fā)生微細(xì)裂紋。此外，由于過量形成諸如TiN、TiC的析出物，從而根據(jù)高溫延展性低下，會(huì)降低板坯表面品質(zhì)，并且，還存在熱軋時(shí)負(fù)載增加、制造成本上升的問題。因此，在本發(fā)明中，Ti的含量優(yōu)選為0.01～0.1％。

鈣(Ca)：0.01％以下

Ca作為強(qiáng)力的脫氧元素，在煉鋼工序中投入時(shí)，形成低熔點(diǎn)夾雜物，出于制造更純凈鋼板為目的而投入。此外，在本發(fā)明中，Ca在鋼中存在時(shí)，與Al相同，將鑄造時(shí)誘發(fā)噴嘴堵塞的Ti類夾雜物置換成Ca類夾雜物，從而可有助于減少噴嘴堵塞物質(zhì)導(dǎo)致的彎曲成型部微小裂紋。但是，當(dāng)Al充分存在的情況下，也可不添加。當(dāng)所述Ca的含量超過0.01％時(shí)，存在因Ca揮發(fā)導(dǎo)致的制造成本上升的問題，因此，在本發(fā)明中，Ca的含量優(yōu)選為0.01％以下。

鈮(Nb)：0.02～0.05％

Nb是為了提高鋼板的強(qiáng)度及晶粒微細(xì)化而添加的元素，當(dāng)Nb的含量小于0.02％時(shí)，難以期待所述效果，當(dāng)其含量超過0.05％時(shí)，由于制造費(fèi)用上升和過多的析出物，會(huì)降低彎曲加工性和延展性。因此，在本發(fā)明中，Nb的含量優(yōu)選為0.02～0.05％。

硼(B)：0.001～0.003％

B是對增加冷卻中抑制鐵素體相變的淬透性起到重要作用的元素。當(dāng)所述B的含量小于0.001％時(shí)，無法發(fā)揮所述效果，退火工序中鐵素體相變過多，難以確保本發(fā)明所期望的高強(qiáng)度。相反，當(dāng)其含量超過0.003％時(shí)，由于B的晶界偏析，不僅飽和所述效果，而且在熱軋時(shí)存在脆性增加的問題。因此，所述B的含量優(yōu)選為0.001～0.003％。

氮(N)：0.001～0.01％

N是能夠提高鋼板強(qiáng)度的固溶強(qiáng)化元素，一般是從大氣混入的元素。其含量通過煉鋼工序中的脫氣工序進(jìn)行控制。當(dāng)所述N的含量小于0.001％時(shí)，需要過度的脫氣處理，從而導(dǎo)致制造成本上升，當(dāng)其含量超過0.01％時(shí)，過多形成AlN、TiN等析出物，從而存在因高溫延展性低下而降低板坯表面品質(zhì)的問題。因此，在本發(fā)明中，所述N的含量優(yōu)選為0.001～0.01％。

在所述組成之外，余量為鐵(Fe)，在通常的制造過程中，雜質(zhì)會(huì)不可避免地從原料或周邊環(huán)境無意地混入進(jìn)去。另一方面，在本發(fā)明中，除上述的合金組成之外，不排除進(jìn)一步包含其它合金。

在本發(fā)明中，所述Ti和N的含量優(yōu)選滿足Ti/N≥3.4的關(guān)系。當(dāng)所述Ti/N的值小于3.4時(shí)，與溶解N的量相比，Ti添加量不足，由于Ti所致的清除效果不足，因此，由于殘余N導(dǎo)致的BN等的形成，降低了因添加B而導(dǎo)致的強(qiáng)度上升效果，會(huì)發(fā)生強(qiáng)度低下。

另一方面，在本發(fā)明中，所述Ti、Al及Ca的含量優(yōu)選滿足Ti/(Al+8Ca)≤0.6的關(guān)系。為了抑制發(fā)生起因于鑄造中噴嘴堵塞物質(zhì)脫落的鋼板表層下團(tuán)簇夾雜物(位于表層正下方并大量簇生的形態(tài)的夾雜物，表層下夾雜物)導(dǎo)致的彎曲部微細(xì)裂紋，在煉鋼工序中添加Ti時(shí)，應(yīng)迅速去除Ti類夾雜物。就Ti類夾雜物而言，當(dāng)存在Al、Ca等比Ti更親氧化性元素時(shí)，雖然是在熱力學(xué)上不穩(wěn)定的夾雜物，但由于在實(shí)際工序中難以確保能夠達(dá)到平衡的充足時(shí)間，因而得以殘留，從而成為噴嘴堵塞的原因。當(dāng)所述Ti/(Al+8Ca)的值超過0.6時(shí)，Ti類夾雜物的去除速度不夠充分，由表層下團(tuán)簇夾雜物導(dǎo)致的彎曲加工性劣勢。因此，在本發(fā)明中，優(yōu)選滿足所述Ti/(Al+8Ca)≤0.6的關(guān)系。

下面，對本發(fā)明冷軋鋼板的微細(xì)組織進(jìn)行詳細(xì)說明。

對于本發(fā)明的冷軋鋼板，以重量％計(jì)，存在于從鋼板表面起厚度1/4以內(nèi)的長軸長度為5μm以上的Al-Ti夾雜物內(nèi)的平均Ti含量，優(yōu)選為20％以下。在通常的煉鋼工序中，無法避免夾雜物的存在，在應(yīng)用Ti的鋼材中，因Ti類夾雜物的形成而導(dǎo)致的噴嘴堵塞現(xiàn)象和起因于誘發(fā)這種噴嘴堵塞的物質(zhì)的團(tuán)簇夾雜物的存在也無法避免。然而，就Ti類夾雜物的噴嘴堵塞影響度而言，與前面所述的Ti、Al、Ca成分比一起，還因通過煉鋼工序的Al-Ti類夾雜物的組成而受到影響。在鋼板表層中，當(dāng)長軸的長度為5μm以上的Al-Ti夾雜物內(nèi)平均Ti含量超過20％時(shí)，Ti夾雜物導(dǎo)致的噴嘴堵塞嚴(yán)重，存在發(fā)生起因于噴嘴堵塞物質(zhì)的鋼板表層下團(tuán)簇夾雜物所致的彎曲部微細(xì)裂紋的問題。

本發(fā)明的冷軋鋼板其微細(xì)組織按面積分?jǐn)?shù)，優(yōu)選包含40～80％的貝氏體和10～40％的馬氏體及20％以下(包括0)的鐵素體。由此，可以將本發(fā)明所期望的強(qiáng)度和彎曲性確保在一定水平以上。

當(dāng)所述貝氏體分?jǐn)?shù)小于40％時(shí)，相間硬度差大幅增加，從而難以確保優(yōu)異的彎曲性，當(dāng)超過80％時(shí)，馬氏體分?jǐn)?shù)相對減少，從而難以確保本發(fā)明所期望的強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)所述馬氏體分?jǐn)?shù)小于10％時(shí)，會(huì)不容易確保強(qiáng)度，當(dāng)超過40％時(shí)，由于硬質(zhì)相過度生成，彎曲特性會(huì)變差。雖然所述鐵素體是為了適當(dāng)確保本發(fā)明的強(qiáng)度與彎曲性而可有可無的相，但其分?jǐn)?shù)超過20％時(shí)，會(huì)增加相間硬度差，從而會(huì)降低彎曲特性。

另一方面，雖然并非必需形成，但可以形成5％以下的殘余奧氏體。

下面，對本發(fā)明的冷軋鋼板的制造方法進(jìn)行詳細(xì)說明。

就本發(fā)明的冷軋鋼板而言，準(zhǔn)備利用滿足所述合金組成的鋼坯而制造的經(jīng)冷軋的鋼板。

對于所述冷軋之前的工序，本發(fā)明并不特別限定，以本發(fā)明所屬技術(shù)領(lǐng)域通常進(jìn)行的方式進(jìn)行。例如，準(zhǔn)備滿足所述組成的鋼坯，對其再加熱并進(jìn)行熱軋及冷軋，準(zhǔn)備所述冷軋的鋼板。

對所述冷軋的鋼板進(jìn)行退火熱處理。就所述退火熱處理而言，加熱至750～850℃范圍，然后，以100℃/分鐘以上的冷卻速度，冷卻至下述T1～T2溫度范圍，然后，以30℃/分鐘以下的冷卻速度進(jìn)行冷卻。

T1＝606-161*C-53.6*Si-30.8*Mn-18.3*Cr(℃)

T2＝535-386*C-15.4*Si-38.7*Mn-15.4*Cr(℃)

(在所述T1及T2中，C、Si、Mn、Cr為各自含量的重量％)

所述退火溫度優(yōu)選為750～850℃。當(dāng)所述溫度低于750℃時(shí)，鐵素體分?jǐn)?shù)超過20％，難以確保強(qiáng)度，彎曲加工性低下。相反，當(dāng)所述溫度超過850℃時(shí)，雖然彎曲加工性得到改善，但在高溫退火中發(fā)生的Si、Mn、B等的表面融化物的量大幅增加，存在表面缺陷大量發(fā)生的問題，因此，所述退火溫度優(yōu)選為750～850℃。

另一方面，在退火后，以100℃/分鐘以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。要求100℃/分鐘以上的冷卻速度的理由是因?yàn)?，?dāng)以所述冷卻速度以下的冷卻速度進(jìn)行冷卻時(shí)，由于鐵素體和珠光體的形成，無法確保本發(fā)明所期望的強(qiáng)度。

另一方面，以所述冷卻速度進(jìn)行冷卻的冷卻溫度優(yōu)選為所述T1～T2的溫度范圍。當(dāng)所述冷卻溫度超過T1溫度時(shí)，屬于貝氏體區(qū)域，但貝氏體相變速度慢，難以確保充分量的貝氏體，存在彎曲加工性惡化的問題。相反，當(dāng)冷卻溫度低于T2時(shí)，在冷卻中沒有貝氏體區(qū)域的保持，而是形成馬氏體，存在彎曲加工性惡化的問題。

在所述冷卻后，以30℃/分鐘以下的冷卻速度進(jìn)行冷卻。如此緩慢的進(jìn)行冷卻的理由是因?yàn)?，?dāng)以所述速度以上的冷卻速度迅速進(jìn)行冷卻時(shí)，無法確保充分的貝氏體，彎曲加工性會(huì)下降。

另一方面，在本發(fā)明中，可以進(jìn)一步進(jìn)行鍍覆工序，制造鍍覆鋼板。所述鍍覆例如鍍鋅、鍍鋁等，對于其種類和方法，本發(fā)明并不特別限定，可以適用本發(fā)明所屬技術(shù)領(lǐng)域通常的鍍覆方式。

下面，對本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行詳細(xì)說明。下述實(shí)施例只用于本發(fā)明的理解，并非限定本發(fā)明。

(實(shí)施例)

準(zhǔn)備具有下述表1的合金組成的鋼坯，然后在1200℃的溫度下進(jìn)行再加熱并進(jìn)行熱軋，制造了厚度約3mm的熱軋鋼板。在所述熱軋時(shí)，精軋的溫度以930℃進(jìn)行。然后，在680℃的溫度下收卷，以50％的壓下率進(jìn)行冷軋，制造了厚度約1.5mm的冷軋鋼板。對如此準(zhǔn)備的鋼板按下述表2的條件進(jìn)行退火熱處理，制造了冷軋鋼板。在表2中，冷卻到T1與T2之間后，以約7～8℃/分鐘的冷卻速度進(jìn)行冷卻。

另一方面，針對制造的冷軋鋼板，對存在于鋼板表面1/4以內(nèi)的、長軸長度為5μm以上的Al-Ti夾雜物的Ti含量、相分?jǐn)?shù)及物理特性進(jìn)行特定，并將其結(jié)果表示在表3中。

所述Al-Ti夾雜物內(nèi)Ti含量，在厚度1/4以內(nèi)地點(diǎn)，利用掃描式電子顯微鏡(SEM)，以500倍比例觀測了10處，并將利用能譜儀(EDS)對其中長軸的長度為5μm以上的Al-Ti夾雜物的成分進(jìn)行分析而獲得的Ti含量作為基準(zhǔn)。另外，對于物理特性中的拉伸強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及伸長率，使用JIS 5號試片，通過拉伸試驗(yàn)進(jìn)行了確認(rèn)。

彎曲角度利用板大小30mm×60mm的試片(厚度1.5mm)，根據(jù)VDA238規(guī)格，利用如圖1所示的彎曲變形時(shí)承受最大負(fù)載的時(shí)間點(diǎn)的角度加以表示。此時(shí)，試驗(yàn)沖頭(101)為0.4R，變形速度為20米/分(mpm)。

[表1]

[表2]

(T1＝606-161*C-53.6*Si-30.8*Mn-18.3*Cr(℃)，T2＝535-386*C-15.4*Si-38.7*Mn-15.4*Cr(℃))

[表3]

(在所述表3中，Ti*是存在于從鋼板表面起厚度1/4以內(nèi)的、長軸長度為5μm以上的Al-Ti夾雜物的Ti含量。另外，B表示貝氏體，F(xiàn)表示鐵素體，M表示馬氏體，它們的分?jǐn)?shù)為面積％)

如所述表3所示，就滿足本發(fā)明的條件的發(fā)明例而言，可以確保拉伸強(qiáng)度為1.2GPa以上、彎曲角度為70°以上的彎曲加工性優(yōu)異的特性。

與此相比，就對比例1～3而言，鋼中Ti、Al、Ca的關(guān)系式(Ti/(Al+8Ca))的值超過0.6，或Al-Ti夾雜物內(nèi)Ti含量超過20％，因此，鑄造時(shí)存在起因于Ti類夾雜物所致噴嘴堵塞的團(tuán)簇夾雜物，彎曲加工性劣勢。

特別是，因所述對比例1中形成的表層下夾雜物而形成的彎曲部微細(xì)裂紋如圖2所示。此外，在圖3中顯示了將圖2的微細(xì)裂紋浸漬液氮后沿裂紋破斷后觀察斷裂面的照片。

對比例4～5屬于退火后冷卻溫度超過T1或小于T2的情形，無法確保充分的貝氏體，彎曲加工性隨相間強(qiáng)度差的增加而惡化。對比例6～9作為未能滿足本發(fā)明的合金組成范圍的情形，無法確保本發(fā)明所期望的強(qiáng)度，對比例10由于Ti/N的值小于3.4，因Ti導(dǎo)致N的清除不足，從而淬透性不足，因而無法確保充分的強(qiáng)度。