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CN101365819B - 具有优良冷镦性能和淬火特性的钢丝及其制造方法 - Google Patents

具有优良冷镦性能和淬火特性的钢丝及其制造方法 Download PDF

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CN101365819B
CN101365819B CN2006800481397A CN200680048139A CN101365819B CN 101365819 B CN101365819 B CN 101365819B CN 2006800481397 A CN2006800481397 A CN 2006800481397A CN 200680048139 A CN200680048139 A CN 200680048139A CN 101365819 B CN101365819 B CN 101365819B
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Abstract

提供一种具有优良冷镦性能和淬火特性的钢丝及其制造方法。该钢丝即使不进行球化退火也具有显著的低强度，从而能容易地冷加工该钢丝，并确保之后能通过淬火而显著提高强度。该钢丝以重量％计含有，C：0.1-0.4％，Si：0.3-1.5％，Mn：0.3-1.7％，P：0.015％或更低，S：0.015％或更低，Cr：0.05-1.7％，Al：0.05％或更低，B：0.001-0.005％，Ti：0.01-0.05％，N：0.015％或更低，余量为Fe及其它不可避免的杂质。

Description

具有优良冷镦性能和淬火特性的钢丝及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于冷加工材料的钢丝的制造方法。特别是涉及一种具有优良冷加工性和淬火特性的钢丝及其制造方法，该钢丝即使在钢丝状态下不进行球化退火也具有显著的低强度，从而能容易地冷加工该钢丝，并确保之后能通过淬火而显著提高强度。 
背景技术
通常，由于冷加工比热加工或切削加工具有更高的生产率，因而其作为制造诸如螺栓、螺母、螺钉等汽车部件和机械部件的有效方法已被广泛应用。 
由于冷加工涉及直接对钢进行锻造操作而无专门的加热或切削加工，因此被冷加工的钢必须具有适当的机械性能。换言之，该钢必须具有足够低的抗拉强度以保证在低外力下具有足够的成形性，还必须具有良好的延展性以便在进行冷深拉延时不断裂。 
然而，由于如上所述冷加工制造的部件包括诸如螺栓、螺母、螺钉等汽车部件或机械部件，因此这些部件必须具有高强度。 
总之，用于冷加工的优等钢应当在冷加工前具有低强度和高延展性，而在制造成最终产品的加工过程中具有高强度。由于这些性能是互相矛盾的，因此必须在每个加工阶段进行适当的处理，以使钢同时具有这两种所需的性能。典型的是对冷加工制成的最终部件进行淬火以获得高强度。为了通过淬火使该部件满足所需的强度要求，该钢应含有适当量的能提高淬火特性的元素。 
通常，为提高淬火特性，钢含有高含量的碳。碳是一种提高淬火特性的代表性元素，能通过淬火显著提高部件的强度。 
但是，当钢含有如此高含量的碳时，即使不进行淬火，该钢也具有过高的硬度和强度，以至于不能直接进行冷锻，因此需要对其进行专门处理。换句话说，当碳溶解于钢中时，它引发固溶强化，使得钢的强度提高。其结果是，当钢进行冷加工以形成工具时，该工具不但使用寿命短，还会因延展性不足而产 生裂纹。 
因此，当冷加工含有高含量碳的钢时，为避免在机加工该钢时，其加工性因碳而降低，必须首先实施通过以球状渗碳体形式析出碳来抑制溶解于钢基体中的碳导致的固溶强化的处理。上述析出球状渗碳体的工艺称为“球化退火”。 
因此，为通过加工高碳钢丝制造高强度部件，对该钢丝依次进行球化退火、冷加工和淬火，通常进行退火处理作为最终处理以提高部件的韧性。 
然而，球化退火(spheroidizing annealing)需要数小时乃至数十小时的热处理，这不仅降低生产率，还增加生产成本。因此如果可能的话最好省略球化退火。 
为解决上述问题，日本公开专利No.2001-0303189公开了一种钢丝，以重量％计含有：B：0.0055％或更少和Zr：0.035％或更少中的至少一种；以及N：0.0005-0.0070％，其中B、Zr和N满足下述关系以抑制铁素体晶粒细化，从而抑制在室温或在工件加热范围内应变抗力的提高：-0.001≤[N]-1.3[B]-0.15[Zr]≤0.0020。 
该专利的特征在于，通过加入B或Zr，溶解的碳和氮被钉扎(pin)，铁素体晶粒的细化受到抑制，从而避免冷加工过程中应变抗力提高。但该发明并不考虑冷加工前钢的抗拉强度，该强度是不经球化退火制成的钢丝在冷加工中最重要的因素。尽管本领域众所周知冷加工前钢的抗拉强度越低，机加工方面的优点因低应变能而越多，但仅通过抑制铁素体晶粒细化来降低钢的强度存在着局限。其结果是，当钢丝进行冷加工而不进行球化退火时，会引发由该钢丝制成的工具的寿命缩短或钢丝产生裂纹等问题。 
发明内容
技术问题 
为解决现有技术中存在的上述问题而完成了本发明，本发明的目的之一是提供一种具有优良冷加工性和淬火特性的钢丝及其制造方法，该钢丝即使不进行球化退火也具有足够低的强度以提供冷加工性方面的优势，并确保之后能通过淬火显著提高强度。 
技术手段
根据本发明的一方面，上述以及其它目的通过提供下述钢丝而实现，该钢丝以重量％计含有：C：0.1-0.4％，Si：0.3-1.5％，Mn：0.3-1.7％，P：0.015％或更低，S：0.015％或更低，Cr：0.05-1.7％，Al：0.05％或更低，B：0.001-0.005％，Ti：0.01-0.05％，N：0.015％或更低，余量为Fe及其它不可避免的杂质。 
优选地，Ti与N之比(Ti/N)为1.39或更高(基于原子量)，B与Cr的重量比(B/Cr)为0.04或更低。 
优选地，该钢丝含有铁素体和珠光体结构。 
优选地，该钢丝含有50％或更高的铁素体结构。 
优选地，该钢丝含有总量为0.5％或更低的贝氏体和马氏体结构。 
优选地，该钢丝具有590MPa或更低的抗拉强度以保证冷加工性，该抗拉强度以下述等式表示： 
TS(MPa)＝258+959*[C]+112*[Si]+111*[Mn]+5*[Cr]+439*[Ti]-0.7*[铁素体的比率] 
本发明的另一方面是提供一种制造钢丝的方法，包括将钢坯加热至1000-1100℃，该钢坯以重量％计含有：C：0.1-0.4％，Si：0.3-1.5％，Mn：0.3-1.7％，P：0.015％或更低，S：0.015％或更低，Cr：0.05-1.7％，Al：0.05％或更低，B：0.001-0.005％，Ti：0.01-0.05％，N：0.015％或更低，余量为Fe及其它不可避免的杂质，将该钢坯轧制成钢丝，随后以0.1-5℃/秒的速度将该钢丝冷却至500℃或更低。 
优选地，轧制钢坯包括在850℃或更低的精轧(finish rolling)温度下进行精轧。 
优选地，Ti与N之比(Ti/N)为1.39或更高(基于原子量(in terms ofatomicweight))，B与Cr的重量比(B/Cr)为0.04或更低。 
优选地，该钢丝具有590MPa或更低的抗拉强度以保证冷加工性，该抗拉强度以下述等式表示： 
TS(MPa)＝258+959*[C]+112*[Si]+111*[Mn]+5*[Cr]+439*[Ti]-0.7*[铁素体的比率] 
有益效果 
从上述内容可见，本发明提供了即使不为冷加工而进行热处理也具有良好 冷加工性的金属部件及其制造方法。 
由本发明所述方法制成的部件可应用于多种需要高强度的领域，例如机械部件、汽车部件、建筑结构材料等。 
附图说明
基于下述与附图相关的详细描述，将更清楚地理解本发明的上述及其它目的、特征以及其它优点，其中： 
图1是表示本发明钢与作为对比的常规钢的冷锻模具(cold dice)寿命的图表； 
图2是表示本发明钢与作为对比的对比钢的淬火特性的图表。 
发明的最佳实施方式 
现在结合附图详细说明本发明的优选实施方案。 
本发明的发明人为发现钢丝的理想机械性能而进行了广泛的研究，并得出结论：590MPa或更低的抗拉强度以及通过淬火使强度提高100MPa或更高即可获得理想的机械性能。基于这些结论，发明人试图开发出满足这些要求的钢丝及其制造方法。 
钢丝的成分 
为提高冷加工性和淬火特性，本发明所述钢丝必须具有下述成分。注意在下文中除非有其它指示，每个组分的含量均以重量％表示。发明人发现，钢丝具有该成分十分重要，该成分能显著提高淬火特性，从而使钢丝在为了不经球化退火而提高冷锻性时以钢丝状态具有低强度，并在淬火及回火后具有高抗拉强度。 
为实现这一目的，发明人以如下方式实施了初步试验：将钢丝试样在880℃加热，随后油冷，以证实淬火特性依赖于含有图1的图表所示的几种主要元素的成分体系而有所提高。他们从上述初步试验的结果发现，含有C-Si-Mn-Cr-B作为主要元素的成分体系的钢丝达到最优异的淬火特性。在该图表中，以淬火并回火的部件的硬度相对于用于该部件的钢丝淬火前硬度的增加率表示淬火特性。 
C：0.1-0.4wt％
由于过量添加碳会导致冷加工性变差，因此碳必须以适当的范围加入钢中。如果碳含量超过0.4wt％，钢中珠光体的比例将达到50％或更高，导致冷镦(coldheading)性能变差。另一方面，如果碳含量非常低，低于0.1wt％，则淬火特性降低，导致最终产品的抗拉强度或疲劳强度变差。因此碳含量优选在0.1-0.4wt％范围内。 
Si：0.3-1.5wt％ 
一般而言，硅是钢材制造过程中必要的脱氧元素，并用于确保最终产品的强度。但如果硅含量超过1.5wt％，不利的是在冷加工过程中应变抗力显著提高，使得冷镦性能迅速降低。另一方面，如果硅含量低于0.3wt％，不仅在淬火和回火后难以获得理想的强度，轧制后还会获得50％或更高的铁素体比例。因此硅含量优选在0.3-1.5wt％范围内。 
Mn：0.3-1.7wt％ 
Mn是用于提高淬火特性、同时提高强度而不损害冲击韧性的元素。如果Mn含量低于0.3wt％，则难以获得这些效果。另一方面，如果Mn含量超过1.7wt％，热轧后钢丝的抗拉强度过分提高，从而使冷镦性能变差。因此，Mn含量优选在0.3-1.7wt％范围内。 
P：0.015wt％或更低 
磷很可能在晶粒边界偏析，并损害钢的韧性和抗氢脆性能。因此磷含量优选0.015wt％或更低。 
S：0.015wt％或更低 
硫也在晶粒边界偏析，并损害钢的韧性和抗氢致裂纹(HIC)性能。因此硫含量优选0.015wt％或更低。 
Cr：0.05-1.7wt％ 
铬通过抑制马氏体快速软化，在提高钢强度的同时改善其淬火特性，从而在淬火后生成稳定的马氏体结构。如果Cr含量过低，则难以获得这些效果。另一方面，如果Cr含量过高，则该效果饱和。因此，Cr含量优选在0.05-1.7wt％范围内。 
Al：0.05wt％或更低 
铝是用于脱氧的元素，因此优选以0.05wt％或更低的量添加。 
B：0.001-0.005wt％
少量的硼显著提高淬火特性，使得钢即使碳含量降低也具有淬火特性。如果以0.005wt％或更高的量或以0.001wt％或更低的量加入硼，淬火特性迅速变差。因此硼含量优选在0.001-0.005wt％范围内。 
Ti：0.01-0.05wt％ 
钛是通过加入硼将氮钉扎在钢中而确保淬火特性的必要元素。在淬火前加热钢时，Ti能够通过抑制奥氏体晶粒长大而抑制钢的疲劳断裂。为保证这些效果，Ti的含量最好为0.01wt％或更高。如果钛含量超过0.05wt％，钢丝会出现诸如由于Ti基析出物和固溶体使得强度提高、冷镦性能变差的问题。因此钛含量优选在0.01-0.05wt％范围内。 
N：0.015wt％或更低 
氮可能与硼结合形成BN。因此氮含量最好尽可能低。如果氮含量超过0.015wt％，则难以获得足够的淬火效果。 
Ti/N：1.39或更高(以原子数计) 
如上所述，氮与硼结合、通过降低硼的有效量(Beff)而损害钢丝的淬火特性，因此钢丝中的氮含量最好尽可能低。但是在钢的生产过程中难以清除氮，因此采用其它方法有效地降低氮的活性。特别是，钛是与氮具有亲和力的元素之一，因此如果钢丝同时含有钛和氮，就可能通过形成TiN等来降低氮的活性。氮的活性降低削弱了形成BN的驱动力，因此氮的活性降低使得有效硼的含量提高，改善钢丝的淬火特性。为了如上所述通过降低氮的活性来提高有效硼的含量，Ti/N必须为1.39或更高。如果Ti/N低于1.39，就无法通过添加Ti获得充分的钉扎氮的效果，从而不能充分提高淬火特性。 
B/Cr：0.04或更低(以重量计) 
发明人对提高钢丝淬火特性的因素进行了诸多研究，发现钢中同时含有硼和铬与仅含有硼相比，能非常有效地改善淬火特性。铬和硼之间的比例B/Cr优选为0.04或更低。 
微结构 
根据本发明，该钢丝优选具有以面积计50％或更高的铁素体。如果钢丝具有50％或更高的其它微结构，则钢丝的强度提高，导致成形性降低。特别是，优选马氏体和贝氏体的总量为0.5％或更低。如果钢丝中形成诸如马氏体和贝氏体的硬质微结构，这些微结构会导致钢丝的成形性明显降低。因此，本发明提 供的钢丝中主要微结构优选由铁素体和珠光体组成，其中以面积计铁素体的比例为50％或更高，马氏体和贝氏体的总比例为0.5％或更低，余量为珠光体。 
制造钢丝的方法 
如上所述，为了获得本发明所述的铁素体占50％或更高、马氏体和贝氏体的总比例为0.5％或更低、余量为珠光体的微结构，该钢丝应当在如下条件下制造。通常将钢坯在钢丝的典型加热条件即1000-1100℃加热，随后以850℃或更低的精轧出口端温度(finish rolling delivery side temperature)将其热轧成钢丝，以便在热轧中使钢中的奥氏体晶粒细化。为了在冷却钢丝时促进铁素体从细化晶粒成核和提高铁素体比例，以0.1-5℃/秒的冷却速率使经热轧的钢丝冷却至500℃。 
再次加热钢坯的温度：1000-1100℃ 
优选在1000-1100℃再次加热钢坯。该条件与钢丝的典型加热条件相同。 
钢丝的冷却速率：0.1-5℃/秒 
当钢坯热轧成钢丝后，优选以0.1-5℃/秒的冷却速率冷却该钢丝。如上所述，由于本发明关注通过冷加工钢丝而制造金属部件的方法，因此钢丝的强度过高会导致高应变抗力，这会降低模具(dice)寿命。因此优选以尽可能慢的慢速冷却模式冷却该钢丝。如果冷却速率超过5℃/秒，如上所述钢丝的强度会提高，使得难以进行有效的冷加工。另一方面，根据本发明，冷却速率的下限为0.1℃/秒，这是因为低于0.1℃/秒的冷却速率实际上难以冷却该钢丝。 
冷却停止温度：500℃或更低 
用控制冷却方法(TMCP)以上述冷却速率冷却钢丝，直到钢丝的温度达到500℃或更低。当钢丝的温度达到500℃或更低，就不再有改变钢丝的结构或强度的原因，并且如果保持该缓慢冷却条件，就有可能损害生产率。因此，该控制冷却停止于500℃或更低的温度。 
在上述条件下，优选以850℃或更低的精轧出口端温度轧制钢坯。如此限制精轧出口端温度是为了获得微细晶粒。如果在超过850℃的温度精轧钢坯，则晶粒较粗大。晶粒粗化会不利地导致铁素体的成核点数量减少，从而可能提高铁素体的比例以及马氏体和贝氏体的总比例。 
通过在全部上述条件下生产钢丝，钢丝可以具有590MPa或更低的抗拉强度。
发明的实施方式 
实施例 
结合实施例详细说明本发明。应注意这些实施例用于例证性目的而非限制本发明的范围。 
表1所示为发明例和对比例的成分。对于每种情况，钢材制造过程中P和S都控制在0.02wt％或更低。 
表1 
  
实施例 C Si Mn Cr B Ti N Ti/N B/Cr
IE1 0.21 0.4 0.8 0.3 0.002 0.031 0.003 3.02 0.007
IE2 0.25 0.5 0.7 0.05 0.0018 0.032 0.0035 2.67 0.036
IE3 0.22 0.3 0.6 0.8 0.0022 0.04 0.005 2.34 0.003
CE 8 0.19 0.6 0.7 0.9 0.0021 0.034 0.004 2.49 0.0023
CE 9 0.27 0.3 0.6 0.88 0.002 0.029 0.005 1.7 0.0029
IE6 0.3 04 0.55 0.78 0.0018 0.04 0.0045 2.6 0.0023
IE7 0.18 0.5 0.9 0.15 0.0024 0.037 0.0044 2.46 0.016
CE1 0.45 0.2 0.8 - - - 0.0051 - -
CE2 0.25 0.65 1.09 03 0.0017 0.055 0.003 5.36 0.0057
CE3 0.26 0.05 1.65 1.0 0.0016 0.048 0.004 3.51 0.0016
CE4 0.3 0.07 1.1 1.5 0.0017 0.052 0.0032 4.75 0.0011
CE5 0.35 0.05 13 1.1 0.0018 0.050 0.0035 4.18 0.0016
CE6 0.25 0.5 0.7 - 0.0021 0.0041 0.004 3.0 -
CE7 0.24 0.48 0.72 0.5 - - 0.005 - -
IE：发明例，CE：对比例 
在表1中，发明例1—7满足本发明所述的成分。 
而对比例1的C和Si含量不满足本发明所述成分，并且不含本发明中为获得有利效果应当添加的Cr、B和Ti。对比例2的Ti含量超过本发明的上限。对比例3和5的Si含量低于本发明的下限。对比例4的Ti含量偏离了本发明的成分。对比例6不含Cr，对比例7不含B和Ti。
以表2所示条件，采用具有表1所述成分的钢材制成钢丝试样。 
表2 
  
实施例 精轧温度 冷却速率(？/秒) 冷却停止温度
IE1 800 0.8 485
IE2 832 0.9 490
IE3 790 1.1 487
CE 8 880 2.5 495
CE 9 880 3.7 480
IE6 810 4.2 495
IE7 780 4.8 490
CE1 805 3.0 530
CE2 810 2.4 490
CE3 800 4.0 496
CE4 790 1.0 480
CE5 810 1.5 485
CE6 815 2.0 493
CE7 807 2.1 490
IE：发明例，CE：对比例 
在上述实施例中，在本发明所述条件下生产不满足本发明成分的对比例1—6，以便对比各成分的效果。其中的例外是，制造对比例1时冷却停止温度高于本发明所述的500℃，以便对比冷却停止温度的效果。 
而且，为对比制造条件的效果，对比例8和9分别在超过精轧出口端温度的温度进行精轧。 
在本发明所述条件下制造发明例1—3、6和7。 
表3示出了在表2所述条件下制造的钢丝试样的物理分析结果，以及经淬火和回火的螺栓的微结构分析结果，该螺栓是通过冷轧、不进行特定的球化退火而加工上述钢丝试样制造成的。 
表3
  
实施例 F(％) B+M(％) TS(MPa) 冷加工中的模具寿命(螺栓数/模具)                          Q+T后的TS(MPa)    
IE1 68 0.3 522 101000 789
IE2 63 0.2 541 99100 790
IE3 71 0.21 530 100100 810
IE4 40 1.3 620 70100 830
IE5 45 1.0 603 75000 875
IE6 62 0.4 551 102500 930
IE7 71 0.1 500 99500 900
CE1 29 4.0 655 65000 825
CE2 48 2.0 621 70100 840
CE3 34 3.5 635 69500 835
CE4 35 3.7 632 65000 857
CE5 32 4.1 640 60000 819
CE6 39 3.2 632 69000 799
CE7 30 3.8 629 64000 821
IE：发明例，CE：对比例，F：铁素体比例，B+M：贝氏体和马氏体的总比例，TS：抗拉强度，Q：淬火，T：回火 
由表3可见，由于发明例1—3、6和7同时满足本发明所述的成分和制造条件，其铁素体比例超过50％，马氏体和贝氏体的总比例低于0.5％。此外，所有这些发明例都具有550MPa或更低的抗拉强度，并具有使一个模具能够通过直接冷锻、不进行特定球化退火而制造出99,000或更多螺栓的性能。 
对比例8和9是在精轧出口端温度高于本发明所述温度的情况下轧制的，并满足本发明所述成分，其铁素体比例降低，马氏体和贝氏体的总比例因粗化晶粒而提高，使得冷锻性能降低。 
对于不满足本发明所述成分、在本发明所述条件下制造而成的对比例1—7，不但生成大量马氏体和贝氏体，而且其强度高于600MPa，使得难以对其进行冷锻加工。此外，对这些比较例进行冷锻加工时，模具的寿命也显著降低，淬火和回火后强度的提高程度也不高。
概括地说，可以认为当铁素体比例提高、马氏体和贝氏体的总比例降低时，钢丝的冷镦性能提高。从上述结果可以发现，为确保冷镦性能，铁素体比例为50％或更高、马氏体和贝氏体的总比例为0.5％或更低。 
图2所示图表表示用本发明所述条件制造的发明例1与通常用于球化退火后冷锻的标记为SWRCH45的钢试样的模具寿命对比结果。从该图表中可见，发明例1表现出与经过球化退火的SWRCH45基本相同的模具寿命，因此可以证实本发明所述钢丝及其制造方法优于常规钢丝及其制造方法。 
图1所示图表表示依赖于成分体系的淬火特性的对比结果，以观察各成分体系的影响情况。图1中，C-Mn、C-Mn-B、C-Mn-Cr和C-Mn-Cr-B分别表示对比例1、6和7以及发明例2。从图1可见，发明例2具有更好的淬火特性。 
基于上述通过观察成分对抗拉强度的影响所得到的结果，发明人获得了下述回归方程： 
TS(MPa)＝258+959*[C]+112*[Si]+111*[Mn]+5*[Cr]+439*[Ti]-0.7*[铁素体比例] 
用该方程式可以较精确地预测钢丝的抗拉强度，因此基于该回归方程来选择成分和制造条件，可以制造具有所需抗拉强度的钢丝。因而该方程式可用于制造具有本发明所述目标强度即590MPa或更低的抗拉强度的钢丝。从上述方程式可见，为降低钢丝的抗拉强度，必须限制C、Si、Mn、Cr、Ti等的含量。但这些元素的含量减少使得难以确保淬火特性，这导致无法保证在对诸如螺栓等采用该钢丝的机械零件进行机加工后的强度。为克服这一问题，本发明所述钢丝含有硼，硼是一种用于在不提高钢丝抗拉强度的情况下保证机械零件强度的元素。

Claims (3)

1.一种具有优良冷镦性能和淬火特性的钢丝，以重量％计含有：C：0.1-0.4％，Si：0.3-1.5％，Mn：0.3-1.7％，P：0.015％或更低，S：0.015％或更低，Cr：0.05-1.7％，Al：0.05％或更低，B：0.001-0.005％，Ti：0.01-0.05％，N：0.015％或更低，余量为Fe及其它不可避免的杂质，
其中该钢丝含有铁素体和珠光体结构，且该钢丝含有50％或更高的铁素体结构，
其中，基于原子数计，Ti与N之比为1.39或更高，且B与Cr的重量比为0.04或更低，
其中该钢丝含有总量为0.5％或更低的贝氏体和马氏体组织。
2.如权利要求1所述的钢丝，其中该钢丝具有590MPa或更低的抗拉强度，该抗拉强度以下述等式表示：
TS(MPa)＝258+959*[C]+112*[Si]+111*[Mn]+5*[Cr]+439*[Ti]-0.7*[铁素体的比率]。
3.一种制造具有优良冷镦性能和淬火特性的钢丝的方法，包括将钢坯加热至1000-1100℃，该钢坯以重量％计含有C：0.1-0.4％，Si：0.3-1.5％，Mn：0.3-1.7％，P：0.015％或更低，S：0.015％或更低，Cr：0.05-1.7％，Al：0.05％或更低，B：0.001-0.005％，Ti：0.01-0.05％，N：0.015％或更低，余量为Fe及其它不可避免的杂质；将该钢坯轧制成钢丝，随后以0.1-5℃/秒的速度将该钢丝冷却至500℃或更低，
其中轧制钢坯包括在850℃或更低的精轧温度进行精轧，
其中该钢丝具有590MPa或更低的抗拉强度，该抗拉强度以下述等式表示：
TS(MPa)＝258+959*[C]+112*[Si]+111*[Mn]+5*[Cr]+439*[Ti]-0.7*[铁素体的比率]，
，其中，基于原子数计，Ti与N之比为1.39或更高，且B与Cr的重量比为0.04或更低。
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