低温域冲缘加工性优异的高强度钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种主要用于车辆底盘部件的构件、下臂、轮盘等的高强度钢板，更具体地，涉及一种低温域冲缘加工性优异的高强度钢板及其制造方法。

背景技术：

对于现有的车辆底盘部件用高强度钢板(热轧钢板)而言，为了提高成型性，而使用铁素体-贝氏体二相复合组织钢制造以提高拉伸凸缘性，或者使用铁素体-马氏体二相复合组织钢制造以同时提高强度和延展性。

例如，在专利文献1中，对钢坯进行热轧之后根据特定的冷却条件在铁素体转变域中保持几秒，然后在贝氏体形成温度区域进行收卷以形成贝氏体，以使金属组织(微细组织)形成为多边形铁素体和贝氏体的混合组织，从而同时确保强度和拉伸凸缘性。

另外，通过如专利文献2至4中公开的方法和如专利文献5中公开的方法制造同时具有优异的强度和延展性的铁素体-马氏体复合组织钢，在专利文献2至4中，基于Si-Mn或Mn-P-Cr成分体系进行热轧之后在铁素体转变域中保持几秒，然后控制在马氏体转变开始温度(Ms)以下，在专利文献5中，利用Si-Mn-Cr或Si-Mn-Cr-Mo成分体系，并且也在铁素体转变域中保持几秒，然后在马氏体转变开始温度以上的温度下进行收卷。

但是，实际上，如上所述的铁素体-马氏体二相复合组织钢的拉伸凸缘性差，从而在需要拉伸凸缘性的车辆底盘部件中的使用受到限制。

另一方面，已知为了制造具有铁素体-贝氏体二相复合组织的钢而主要使用的合金成分即硅(Si)、锰(Mn)、铝(Al)、钼(Mo)等可有效提高所述钢的强度和拉伸凸缘性。但是，当为了提高如上所述的物理性质而添加大量的以上合金成分时，会导致合金成分的偏析(segregation)和微细组织的不均匀。

尤其，在冷却时钢的淬透性急剧增加，从而微细组织根据冷却条件而敏感变化，从而根据钢板的位置(部位)，第二相的分数的偏差大大增加，并且低温域拉伸凸缘性变差。

不仅如此，即使包含没有第二相的铁素体单相的钢的情况下，当为了提高其物理性质而不合适地使用合金成分时，在晶界形成过多的析出相，或者在晶界形成微细碳化物，从而低温域的拉伸凸缘性显著降低，因此在成型时温度依赖性增加，生产性降低，从而不利于经济性。

现有技术文献

(专利文献1)日本公开专利公报第1994-293910号

(专利文献2)日本公开专利公报第1995-278731号

(专利文献3)日本公开专利公报第1997-241790号

(专利文献4)日本公开专利公报第1994-049591号

(专利文献4)美国授权专利公报第4502897号

技术实现要素：

(一)要解决的技术问题

根据本发明的一个方面，其目的在于提供一种通过优化合金组成和制造条件而在室温和低温域具有优异的冲缘加工性的高强度钢板及其制造方法。

(二)技术方案

根据本发明的一个方面，提供一种低温域冲缘加工性优异的高强度钢板，以重量％计，所述高强度钢板包含：碳(C)：0.02～0.10％、硅(Si)：0.01～0.30％、锰(Mn)：1.0～1.7％、铝(Al)：0.01～0.10％、铬(Cr)：0.005～0.2％、钼(Mo)：0.005～0.3％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.001～0.01％、氮(N)：0.001～0.01％、铌(Nb)：0.005～0.06％、钛(Ti)：0.005～0.13％、钒(V)：0.005～0.2％、硼(B)：0.0003～0.002％、余量的Fe和不可避免的杂质，由以下关系式1表示的[C]*满足-0.015～0.015，所述Mn、Mo、Cr和B满足以下关系式2，微细组织包含面积分数为97％以上(包含100％)的铁素体相，在1cm²的单位面积内观察到的包含直径为10μm以上的Ti、Nb、Mo和V中的一种以上的粗大的复合析出物的数量为1×10⁷以下，在1cm²的单位面积内的晶界观察到的直径为10μm以上的奥氏体相的数量为1×10⁴以下。

[关系式1]

[C]*＝[C]-([C]×A)

(其中，A＝(([Nb]/93)+([Ti]/48)+([V]/51)+([Mo]/96))/([C]/12)，各合金成分表示重量含量。)

[关系式2]

[Mn]+(2.8[Mo])+(1.5[Cr])+(500[B])≤2.5

(其中，各合金成分表示重量含量。)

根据本发明的另一方面，提供一种低温域冲缘加工性优异的高强度钢板的制造方法，包括以下步骤：在1200～1350℃的温度范围内，对满足上述的的合金组成和关系式1和2的钢坯进行再加热；在850～1150℃的温度范围内，对经再加热的所述钢坯进行热终轧，以制造热轧钢板；以10～70℃/秒的平均冷却速度，将所述热轧钢板冷却至550～700℃的温度范围；在550～700℃的温度范围内，对经冷却的所述热轧钢板进行收卷；以及在所述收卷后，以0.01～10℃/秒的冷却速度进行强制冷却。

(三)有益效果

根据本发明，可以提供在室温以及低温域的冲缘加工性优异的钢板，并且本发明的所述钢板可以适用于需要具有优异的强度和拉伸凸缘性的材料，例如，车辆的底盘部件等。

附图说明

图1是以图表示出根据本发明的一个实施例的发明钢和比较钢的室温和低温域的HER(％)×TS(MPa)值的图。

最佳实施方式

本发明的发明人在确保热轧钢板的室温和低温域的冲缘加工性时对合金组成和微细组织的影响进行了深入研究。结果，确认了当抑制粗大的析出物(包含复合析出物)形成在晶界，并且抑制形成所述晶界主要观察到的MA相时，可以提供室温和低温域的冲缘加工性优异的高强度钢板，并由此完成了本发明。

尤其，本发明的技术意义在于，控制包含合金组成中作为析出物形成元素的Ti、Nb、Mo和V中的一种以上的粗大的复合析出物的数量的同时，控制在晶界观察到的MA相的分数和粗大的奥氏体相的数量，从而提供具有期望的物理性质的高强度钢板。

下面，对本发明进行详细说明。

优选地，以重量％计，根据本发明的一个方面的低温域冲缘加工性优异的高强度钢板包含：碳(C)：0.02～0.10％、硅(Si)：0.01～0.30％、锰(Mn)：1.0～1.7％、铝(Al)：0.01～0.10％、铬(Cr)：0.005～0.2％、钼(Mo)：0.005～0.3％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.001～0.01％、氮(N)：0.001～0.01％、铌(Nb)：0.005～0.06％、钛(Ti)：0.005～0.13％、钒(V)：0.005～0.2％、硼(B)：0.0003～0.002％。

下面，对如上所述控制本发明中提供的高强度钢板的合金组成的原因进行详细说明。此时，除非有特别说明，各元素的含量表示重量％。

C：0.02～0.10％

碳(C)是强化钢的最经济且最有效的元素，当所述C的添加量增加时，析出强化效果或贝氏体相的分数增加，从而拉伸强度增加。

在本发明中，当所述C的含量小于0.02％时，难以获得充分的析出强化效果。另一方面，当C含量超过0.10％时，由于碳(C)过多而形成粗大的碳化物，或者在热轧后冷却至收卷温度时，如果冷却速度过快，则形成MA相(马氏体相和奥氏体相)，从而强度上升过度，成型性和耐冲击特性降低，并且焊接性也变差。

因此，优选地，在本发明中所述C的含量控制在0.02～0.10％。更优选地，包含0.03～0.08％的C。

Si：0.01～0.30％

硅(Si)对钢水进行脱氧并且具有固溶强化效果，并且延迟形成粗大的碳化物，从而有利于提高成型性。

当所述Si的含量小于0.01％时，延迟形成碳化物的效果小，难以提高成型性。另一方面，当Si含量超过0.30％时，热轧时在钢板表面形成由Si引起的红色氧化皮，从而钢板的表面质量非常差，并且延展性和焊接性也降低。

因此，优选地，在本发明中所述Si的含量控制在0.01～0.30％。更优选地，包含0.01～0.20％的Si。

Mn：1.0～1.7％

与所述Si相同地，锰(Mn)是固溶强化钢的有效元素。

但是，当Mn含量小于1.0％时，无法获得通过Mn的充分的所述效果，另一方面，当Mn含量超过1.7％时，由于固溶强化效果过度增加，延展性降低。另外，在连铸工艺中铸造板坯时，在厚度中心部中，偏析部显著发展，并且在冷轧后冷却时，在厚度方向上形成不均匀的微细组织，使钢板的拉伸凸缘性变差。

因此，优选地，在本发明中所述Mn的含量控制在1.0～1.7％。更优选地，包含1.0～1.4％的Mn。

Al：0.01～0.10％

铝(Al)是主要为了脱氧而添加的成分。

当Al含量小于0.01％时，无法获得充分的所述效果。另一方面，当Al含量超过0.10％时，Al与氮结合以形成AlN，从而在连铸时板坯容易产生角裂，并且容易发生由于形成夹杂物而引起的缺陷。

因此，优选地，在本发明中Al的含量控制在0.01～0.10％。

Cr：0.005～0.2％

铬(Cr)是固溶强化钢并且提高钢的强度的有效元素。

当所述Cr的含量小于0.005％时，无法获得通过所述Cr的充分的强度提高效果，另一方面，当Cr含量超过0.2％时，延伸率变差。另外，与Mn相似地，在厚度中心部中的偏析部显著发展，并且在厚度方向上形成不均匀的微细组织，使钢板的拉伸凸缘性变差。

因此，优选地，在本发明中所述Cr的含量控制在0.005～0.2％。更优选地，包含0.005～0.1％的Cr。

Mo：0.005～0.3％

钼(Mo)具有优异的固溶强化效果，并且在与钛(Ti)和钒(V)一起添加Mo时，形成(TiMoV)C，从而大大有助于析出强化。

为了获得充分的所述效果，优选地添加0.005％以上的Mo。但是，与Ti、Nb、V等相比，所述Mo的析出强化效果小，并且当Mo含量超过0.3％时，焊接性反而变差，并且还不利于经济性。

因此，优选地，在本发明中所述Mo的含量控制在0.005～0.3％。更优选地，包含0.01～0.25％的Mo。

P：0.001～0.05％

与Si相同地，磷(P)是同时具有固溶强化和促进铁素体转变的效果的元素。

为了制造成所述P的含量小于0.001％，需要过多的制造成本，因此，不利于经济性，并且还不利于获得充分的钢板的强度。另一方面，当P含量超过0.05％时，由于晶界偏析而发生脆性，并且在成型时容易产生微细的龟裂，使延展性和耐冲击特性显著变差。

因此，优选地，在本发明中所述P的含量控制在0.001～0.05％。

S：0.001～0.01％

硫(S)是钢中存在的杂质，当S含量超过0.01％时，S与Mn等结合而形成非金属夹杂物，因此，在钢的切割加工时，容易产生微细的龟裂，并且大大阻碍拉伸凸缘性和耐冲击性。另一方面，为了控制所述S的含量小于0.001％，在炼钢作业时需要大量的时间，从而生产性降低。

因此，优选地，在本发明中所述S的含量控制在0.001～0.01％。

N：0.001～0.01％

氮(N)和所述C是典型的固溶强化元素，并且N与Ti、Al等结合以形成粗大的析出物。

通常，N的固溶强化效果优于C，但是，随着钢中的N的含量增加，韧性大大降低，因此，优选地，在本发明中所述N的上限控制在0.01％。但是，为了制造成所述N的含量小于0.001％，在炼钢作业时需要大量的时间，从而生产性降低。

因此，优选地，在本发明中所述N的含量控制在0.001～0.01％。

Nb：0.005～0.06％

铌(Nb)同Ti、V是典型的析出强化元素，在热轧过程中析出，并且通过延迟再结晶的晶粒微细化效果，有效提高钢的强度和冲击韧性。

当所述Nb的含量小于0.005％时，无法获得充分的所述效果，另一方面，当Nb含量超过0.06％时，在热轧时由于再结晶延迟过度，而形成延伸的晶粒和粗大的复合析出物，从而使拉伸凸缘性变差。

因此，优选地，在本发明中所述Nb的含量控制在0.005～0.06％。更优选地，包含0.01～0.03％的Nb。

Ti：0.005～0.13％

钛(Ti)同Nb、V是典型的析出强化元素，并且由于Ti和N的强亲和力，而在钢中形成粗大的TiN。所述TiN具有在用于热轧的加热过中抑制晶粒生长的效果。另外，与所述N反应后剩余的Ti固溶在钢中并与碳结合，从而形成TiC析出物，并有利于提高钢的强度。

当所述Ti的含量小于0.005％时，无法获得充分的所述效果。另一方面，当Ti含量超过0.13％时，由于形成粗大的TiN以及析出物的粗大化，在成型时使拉伸凸缘性变差。

因此，优选地，在本发明中所述Ti的含量控制在0.005～0.13％。更优选地，包含0.05～0.11％的Ti。

V：0.005～0.2％

钒(V)同Nb、Ti是典型的析出强化元素，并且在收卷之后形成析出物，从而有效提高钢的强度。

当所述V的含量小于0.005％时，无法获得充分的所述效果，另一方面，当所述V含量超过0.2％时，由于形成粗大的复合析出物，而使拉伸凸缘性变差。另外，还不利于经济性。

因此，优选地，在本发明中所述V的含量控制在0.005～0.2％。

B：0.0003～0.002％

当硼(B)在钢中以固溶状态存在时，使晶界稳定，从而改善低温域的钢的脆性。另外，由于B和固溶N一起形成BN，还具有抑制形成粗大的氮化物的效果。

当所述B的含量小于0.0003％时，无法获得充分的所述效果。另一方面，当B含量超过0.002％时，在热轧过程中延迟再结晶行为，并且延迟铁素体相转变，从而析出强化效果降低。

因此，优选地，在本发明中所述B的含量控制在0.0003～0.002％。

本发明的剩余成分是铁(Fe)。但是，在一般的制造过程中，可能从原料或周围环境中不可避免地混入不期望的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于一般的制造过程的技术人员来说是周知的，因此，在本说明书中，不特别提及其全部内容。

另一方面，优选地，在具有上述合金组成的本发明的低温域冲缘加工性优异的高强度钢板中，由以下关系式1表示的[C]*满足-0.015～0.015，所述Mn、Mo、Cr和B满足以下关系式2。

[关系式1]

[C]*＝[C]-([C]×A)

(其中，A＝(([Nb]/93)+([Ti]/48)+([V]/51)+([Mo]/96))/([C]/12)，各合金成分表示重量含量。)

[关系式2]

[Mn]+(2.8[Mo])+(1.5[Cr])+(500[B])≤2.5

(其中，各合金成分表示重量含量。)

在本发明中，可以通过控制所述关系式1来确保提供的钢板的优异的室温和低温域冲缘加工性。

更优选地，当所述关系式1的值(值[C]*)小于-0.015时，对确保低温域冲缘加工性不利的粗大的复合析出物的数量增加，另一方面，当所述关系式1的值(值[C]*)超过0.015时，形成碳化物。

因此，在本发明中，通过控制由关系式1表示的值([C]*)来抑制在钢板的低温冲压或成型时的龟裂的产生和传播，从而在低温域也可以获得优异的冲缘加工性。

但是，即使满足上述的关系式1，当添加过多的Mn、Cr、Mo、B的合金成分以使所述关系式2的值超过2.5时，在热轧后冷却时铁素体相转变被延迟，形成微细组织中MA相的可能性高。在这种情况下，室温和低温域冲缘加工性变差。

因此，在本发明中，为了控制MA相的分数，如上所述，利用关系式2控制Mn、Cr、Mn和B之间的成分关系，并且将其值控制在2.5以下，从而可以提供具有期望的物理性质的钢板。

在满足上述的合金组成和关系式1和2的本发明的高强度钢板中，微细组织包含面积分数为97％以上(包含100％)的铁素体相，在1cm²的单位面积内观察到的包含直径为10μm以上的Ti、Nb、Mo和V中的一种以上的粗大的复合析出物的数量可以满足1×10⁷以下，在1cm²的单位面积内的晶界观察到的直径为10μm以上的奥氏体相的数量可以满足1×10⁴以下。其中，所述奥氏体相表示构成MA相的奥氏体相。

如上所述，在本发明中，形成微细的复合析出物，并且抑制形成粗大的奥氏体相，从而可以提供期望的室温和低温域冲缘加工性优异的钢板。

另外，本发明的高强度钢板除了铁素体相以外还可以包含MA相，在这种情况下，优选地，所述MA相控制为面积分数小于3％(包含0％)。如上所述，当所述MA相的分数增加时，室温和低温域冲缘加工性变差。

并且，优选地，在本发明中所述铁素体相的平均晶粒尺寸(以圆当量直径为基准)满足3～20μm。

当所述铁素体相的平均晶粒尺寸小于3μm时，钢的屈服强度过度增加，从而不利于成型。另一方面，当所述铁素体相的平均晶粒尺寸超过20μm时，钢的冲击韧性降低，微细组织的不均匀性增加，从而在低温域冲压时产生的龟裂增加，低温域冲缘加工性变差。

如上所述，将合金组成、关系式和微细组织全部满足的本发明的钢板具有590MPa以上的拉伸强度，在-30℃下扩孔率(Hole Expanding Ratio，Hole)和拉伸强度的乘积(HER(％)×TS(MPa))为35000MPa·％以上，从而可以确保优异的低温域冲缘加工性。

下面，对本发明的另一方面的在本发明中提供的低温域冲缘加工性优异的高强度钢板的制造方法进行详细说明。

简要而言，本发明可以经过[钢坯再加热-热轧-冷却-收卷-冷却(强制冷却)]来制造期望的高强度钢板，下面对每个步骤的条件进行详细说明。

[再加热步骤]

首先，准备满足上述的合金组成和关系式1和2的钢坯，然后，优选地，在1200～1350℃的温度范围内，对所述钢坯进行再加热。

当所述再加热温度小于1200℃时，由于析出物没有充分再固溶，在后续的热轧以后的工艺中，形成的析出物减少，反而可能残留粗大的TiN。另一方面，当所述再加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的异常晶粒生长，导致强度降低。

因此，优选地，在本发明中所述钢坯的再加热在1200～1350℃下执行。

[热轧步骤]

优选地，对如上所述经再加热的钢坯进行热轧，以制造热轧钢板。此时，优选地，在850～1150℃的温度范围内实施热终轧。

当所述热终轧温度小于850℃时，由于通过延迟再结晶而延伸的晶粒发展，强度和延展性的各向异性加重，并且成型性也变差。另一方面，当所述热终轧温度超过1150℃时，热轧钢板的温度过度增加，从而晶粒尺寸变得粗大，并且表面质量变差。

因此，优选地，在本发明中在对经再加热的所述钢坯进行热轧时，热终轧的温度范围控制在850～1150℃。

[冷却和收卷步骤]

优选地，将如上所述制造的热轧钢板冷却至550～700℃的温度范围，然后在该温度范围内执行收卷工艺。

当冷却至低于550℃后进行收卷时，钢中不必要地形成贝氏体相，从而钢的析出强化效果大大降低，并且由于形成MA相，低温域冲缘加工性变差。另一方面，当冷却和收卷温度超过700℃时，铁素体晶粒变得粗大，并且容易形成粗大的碳化物，从而难以确保钢的强度，并且冲缘加工性也变差。

因此，优选地，冷却至550～700℃的温度范围之后执行收卷工艺，并且优选地，所述冷却时平均冷却速度满足10～70℃/秒。

当所述平均冷却速度小于10℃/秒时，铁素体相的晶粒变得粗大，并且微细组织变得不均匀。另一方面，当平均冷却速度超过70℃/秒时，容易形成马氏体相，从而钢的低温域冲缘加工性变差。

因此，在热轧后冷却至目标温度时，优选地，平均冷却速度控制在10～70℃/秒。

[冷却(强制冷却)步骤]

优先地，在本发明中以0.01～10℃/秒的冷却速度，对如上所述完成收卷的热轧钢板进行强制冷却，此时，优选地，在完成所述收卷之后的3小时之内开始进行冷却。

当经收卷的热轧钢板在550℃以上的温度下保持3小时以上时，钢中的析出物的尺寸变得粗大，从而低温域冲缘加工性变差。因此，优选地，在本发明中在收卷之后3小时之内执行冷却，更优选地，在收卷之后2小时之内执行冷却，再进一步优选地，在收卷之后1小时之内执行冷却，直至室温～550℃的温度范围。

在所述冷却时，当冷却速度超过10℃/秒时，可能在冷却过程中形成MA相，在这种情况下，低温域冲缘加工性变差的可能性高。另一方面，当冷却速度小于0.01℃/秒时，局部形成粗大的析出物，从而低温域冲缘加工性变差。

虽然对以如上所述的冷却速度执行强制冷却的方法不作特别限制，但是优选地，使用鼓风、雾、制冷剂等来执行冷却。另一方面，在所述冷却时执行空冷的情况下，无法确保所述冷却速度，因此，优选将其排除。

本发明还可以包括以下步骤：在完成所述冷却(强制冷却)之后，对所述热轧钢板进行酸洗处理后涂油。

另外，还可以包括以下步骤：在所述酸洗处理之后，进行加热以使钢板的温度达到450～740℃，然后进行热浸镀锌。此时，所述热浸镀锌步骤可以在包含镁(Mg)：0.01～30％、铝(Al)：0.01～50％、余量的锌的镀浴中执行，但并不局限于此。

下面，通过实施例对本发明进行更详细说明。但是，以下的实施例仅是用于详细说明本发明的示例，并不限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容来确定。

最佳实施方式

(实施例)

准备具有以下表1中示出的合金组成的钢坯，然后在1200～1350℃下，对各个钢坯进行再加热，然后进行热轧以制造热轧钢板。然后，以20～30℃/秒冷却至以下表2中示出的收卷温度后进行收卷，然后在所述收卷之后的1小时内开始进行冷却。所述热轧时的终轧温度和强制冷却时的冷却速度表示在以下表2中，并且在所述强制冷却时使用氩(Ar)气以均匀地冷却热轧钢板。

测量完成强制冷却的所述各个热轧钢板的机械性质、室温和低温域HER以及微细组织，并表示在以下表3中。

此时，对于0.2％偏置(off-set)的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)以及断裂延伸率(T-El)，在制造JIS5号标准试片之后，在垂直于轧制方向的方向上进行测量。对于室温和低温域HER，以JFST1001-1996标准为基准实施，并且实施3次之后计算其平均值来表示。所述低温域HER表示在-30℃下实施初期冲孔和扩孔试验的结果。

并且，对于形成在钢中晶界的析出物，使用扫描电子显微镜(FE-SEM)和能谱仪(EDS)并在1000～3000倍率下观察的结果来表示。另外，对于MA相，在Lepera蚀刻之后在1000倍率的光学显微镜下分析的结果来表示，对于奥氏体(Austenite)相的测量，使用电子背散射衍射(EBSD)来区分相并且在3000倍率下分析的结果来表示。

[表1]

(所述表2中B*以“ppm”表示其含量)

[表2]

[表3]

(所述表3中复合析出物数量表示在1cm²的单位面积内观察到的包含直径为10μm以上的Ti、Nb、Mo和V中的一种以上的粗大的复合析出物的数量，所述奥氏体相数量表示在1cm²的单位面积内的晶界观察到的直径为10μm以上的奥氏体相的数量。

并且，在发明例和比较例中，除了所述MA相以外的剩余为铁素体相。)

如所述表1至表3所示，不能满足本发明中提出的关系式1和2中的一种以上的条件的比较例1至7，以及即使合金组成和关系式满足本发明但是制造条件(收卷后强制冷却条件)脱离本发明的比较例8和9中，不能获得期望的微细组织，因此，可以确认冲缘加工性差。

具体地，比较例1、2、4和5是不能满足关系式1的条件的情况。其中，比较例1和2中，由于多余的碳(C)在晶界形成过多的碳化物，从而低温域冲缘加工性差，这是因为在冲压和成型时，在晶界存在的碳化物中龟裂的产生和传播急剧进行。另外，在比较例4和5中，相比碳(C)含量，添加了过多的Ti、Nb、V等，从而以晶界为中心形成大量的粗大的复合析出物，因此，低温域冲缘加工性差。

比较例3是不能满足关系式2的情况，由于淬透性过高，在热轧后冷却时，形成粗大的MA相，从而低温冲缘加工性差。

比较例6和7是不能满足关系式1和2的情况，比较例6中在晶界形成大量的粗大的复合析出物和粗大的MA相，因此，低温域冲缘加工性差。另外，比较例7中由于多余的碳(C)而形成粗大的碳化物并且由于淬透性合金元素而形成大量的粗大的MA相，从而可以确认在室温和低温域冲缘加工性均差。

另一方面，比较例8和9是收卷之后进行强制冷却时使用非常慢的冷却速度或非常快的冷却速度的情况，比较例8中在晶界形成过多的粗大的复合析出物，并且比较例9中形成大量的粗大的MA相，因此，低温域冲缘加工性均差。

另一方面，合金组成、成分关系(关系式1和2)和制造条件均满足本发明中提出的范围的发明例1至5中，由于形成期望的微细组织，因此可以确保期望的优异的室温和低温域冲缘加工性。

图1是示出发明钢(发明例1-5)和比较钢(比较例1-7)的室温和低温域的HER(％)×TS(MPa)值的图表，画斜线的区域为属于本发明的发明钢的范围。