CN101460646A - 成形性、耐延迟破坏性优异的高强度复合组织钢板 - Google Patents

成形性、耐延迟破坏性优异的高强度复合组织钢板 Download PDF

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Abstract

本发明提供具有980MPa级以上的抗拉强度，并且成形性和耐延迟破坏性还有点焊性优异的高强度符合组织钢板，该钢含有：C：0.12～0.25％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3.0％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：0.4％以下，或者还含有Cr：1.0％以下，余量是Fe和不可避免的杂质，所述Si、Al、Mn、Cr的含量满足(Si+Al)/Mn或(Si+Al)/(Mn+Cr)：0.74～1.26，并且，微观组织被特定。

Description

成形性、耐延迟破坏性优异的高强度复合组织钢板
技术领域
本发明涉及例如具有980MPa级以上的抗拉强度，并且成形性和耐延迟破坏性(anti—delayed fraction property)，以及点焊性优异，作为机动车用结构构件(柱、梁、增强类等的躯体骨骼材、缓冲材、门把手、板零件、行走部分零件其他的强化构件)等有用的高强度复合组织钢板。
背景技术
近年来，以机动车等的车体重量的轻量化带来的油耗的减轻和冲突时的安全性的确保为目的，高强度钢板的需要增大。随之而来对于钢板的抗拉强度的要求，从现有的590MPa级要求到980MPa级以上。但是，形成980MPa级以上的高强度钢板，成形性的下降不可避免，难以用于形状复杂的零件，因此，在用途上受到限制。
另外，形成抗拉强度为980MPa级以上的高强度钢板，挤压成形时产生的残留应力也变大，延迟破坏的危险性变高。即，延迟破坏是指别特是在高强度的钢板中，在腐蚀环境或气氛中的氢扩散、堆积于钢材组织中的位错、空孔、晶界等，使材料脆化，附加应力时引起破坏的现象，对钢材的延展性和韧性有很大的影响。
因此，在要求上述的高强度化时，在强度之外，成形性(即，延伸率和拉伸翻边性(stretch flangeability))和耐延迟破坏性的改善变得极其重要。
而且，作为显示优异的成形性的高强度钢板，在金属组织中含有残留奥氏体的各种钢板得到实用化。
例如，在非专利文件1中公开了金属组织为以贝氏体铁素体(bainiticferrite)为主体具有条状(lath—type)残留奥氏体的复合组织，由此确保高强度提高穿孔性(即，拉伸翻边)性的钢板。但是，该钢板在抗拉强度(TS)为980MPa级以上时，作为强度(TS)、延展性(El)指标的TS×El仅显示为9000～10300，难以说是充分的。
另外，在使用连续退火炉的实际操作量产线上的最高加热温度为900℃左右，加热时间为5分钟以下，以该文件公开的制造条件，要求在950℃进行1200秒退火后，以盐浴(salt bath)冷却到350～400℃，这与实际操作不相符。
另外，在专利文件1中公开了通过使母相形成贝氏体铁素体主体的组织，含有3％以上的残留奥氏体，从而能够确保980MPa级以上的抗拉强度，并且，延伸率(E1)能够得到20％左右，拉伸翻边性(λ)能够得到55％水平。但是，在该技术中，添加高价的合金元素Mo和Ni、Cu等是不可缺少的，在成本上还有改善的余地。
另外，在专利文件2中，作为母相组织为回火马氏体和铁素体，残留奥氏体以占空系数计为5～30％，由此得到高水平的延伸率和拉伸翻边性，但是，为了得到该技术所要求的金属组织，重要的是退火前的微观组织，在热轧工序进行低温卷取，由此在得到适当的金属组织后进行连续退火，需要进行两次以上的连续退火。但是，在热轧工序进行低温卷取时，如果不将其后的冷轧率抑制得很低，则退火前的组织破坏，而不能得到希望的金属组织，因此，在板厚和板厚公差上有显著的制约。另外，进行两次连续退火时，虽然不会受到板厚等的制约，但是，与常规方法相比工序数增加，因此不能避免成本上升。
另外，在专利文件3中公开了通过使母相组织以回火贝氏体为主体，而提高总延伸率和拉伸翻边性的钢板。但是，该钢种以抗拉强度为900MNPa以下为中心进行了研究，对于980MPa级以上，特别是成为问题的延迟破坏考虑并不充分。
【非专利文件1】ISIJ International Vol.40(2000)，No.9.p920-926
【专利文件1】特开2004—332099号公报
【专利文件2】特开2003—171735号公报
【专利文件3】特开2002—309334号公报
发明内容
本发明鉴于上述现有技术而行成，其目的在于，提供一种不添加Mo、Ni、Cu高价合金元素，具有作为机动车用结构构件有用的980MPa级的抗拉强度，并且，具有优异的成形性(延伸率—拉伸翻边性)，而且，点焊性和耐延迟破坏性也优异的高强度钢板。
能够解决上述课题的本发明的成形性和耐延迟破坏性优异的高强度复合组织钢板由下述钢构成，该钢含有：C：0.12～0.25％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3.0％、P：0.15％以下(不含0％)、S：0.02％以下(不含0％)、Al：0.4％以下(不含0％)，余量含有Fe和不可避免的杂质，所述Si、Al、Mn的含量满足下式(I)的关系，
(Si+Al)/Mn：0.74～1.26(I)
或由下述钢构成，该钢含有C：0.12～0.25％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3.0％、Cr：1.0％以下(不含0％)、P：0.15％以下(不含0％)、S：0.02％以下(不含0％)、Al：0.4％以下(不含0％)，余量含有Fe和不可避免的杂质，所述Si、Al、Mn、Cr的含量满足下式(II)的关系，
(Si+Al)/(Mn+Cr)：0.74～1.26(II)
并且，纵截面的微观组织，以相对于全部组织的占空系数计，
1)贝氏体铁素体：50％以上，
2)多边形铁素体：5～35％，
3)多边形铁素体的平均粒径：10μm以下，
4)残留奥氏体：5％以上。
本发明的上述复合组织钢板，根据需要在上述元素以外，还可以含有Ti：0.15％以下(不含0％)和/或Nb：0.1％以下(不含0％)，或者作为其他元素还含有Ca：30ppm以下(不含0％)和/或REM：30ppm以下(不含0％)。
另外，本发明的高强度复合组织钢板为了使其优异的强度更有效地发生，特别优选抗拉强度为980MPa以上。
根据本发明，如上述限定钢材的化学成分，特别是将(Si+Al)/Mn比或(Si+Al)/(Mn+Cr)限定在特定范围，并且，形成贝氏体铁素体(BF)主体，含有多边形铁素体(PF)和残漏奥氏体(残留γ)的组织，能够低价地提供确保抗拉强度例如980MPa水平以上，并且，成形性(延伸率—拉伸翻边性)良好，而且点焊性和耐延迟破坏性也优异的符合组织钢板。
附图说明
图1是表示实施例采用的热处理的热图案的说明图。
具体实施方式
本发明者们在上述的解决课题的基础上，着目于以贝氏体铁素体为母相的980MPa级以上的TRIP(REansformation Induced Plasticity：相变感应塑性)钢板，为进一步改善其成形性和点焊性、耐延迟破坏性，而对金属组织中的第2相的形态、化学成分、特别是着眼于Si、Al、Mn(或还有Cr)进行了改质研究，其结果得到如下认识。
1)第1，在贝氏体铁素体主体组织中混入规定量的微细的多边形铁素体时，延伸率显著得到改善。而且，如果混入的铁素体微细，则能够抑制强度和拉伸翻边性的降低，并且，该组织在耐延迟破坏性中也显示优异的性能。
2)第2，在钢的化学成分中，如果将(Si+Al)和Mn或(Mn+Cr)调整为规定的比率，则能够抑制点焊性的降低，同时能够得到具有980MPa级以上的强度的希望的组织。
因此，基于这些认识，以钢成分中的Si、Al、Mn、Cr含量和金属组织对于该钢板的强度和成形性，以及点焊性和耐延迟破坏性的影响为主体进行了研究。其结果，以使用如上所述的特定成分组成的钢材为前提，控制金属组织中所占的贝氏体铁素体的占空系数，并且，将多边形铁素体和残留奥氏体的占空系数，以及多边形铁素体的平均粒径控制在特定值以下，从而能够得到实现上述目的的高性能的高强度复合组织钢板，从而想到本发明。
以下，根据本发明具体的构成，对钢材的化学成分以及金属组织的限定理由进行说明。
首先，对钢材的化学成分的限定理由进行说明。
C：0.10％以上0.25％以下
C是保障高强度并且确保残留γ不可或缺的元素，在γ中含有充分量的C，对于在室温残留规定量的γ相是重要的。为了有效地发挥这种作用，需要含有0.10％以上的C，优选为0.12％以上，更优选为0.15％以上。但是C量过多时，会显著影响点焊性，因此，从确保点焊性的观点出发，将其上限定为0.25％，优选为0.23％以下，更优选为0.20％以下。
Si：1.0～3.0％
Si作为固溶强化(solution hardening)元素有效作用，另外，在分解残留γ抑制碳化物生成上也是必须的元素，为了有效地发挥这种作用，必须含有1.0％以上，优选为1.2％以上。但是，该效果在3.0％饱和，在其以上时，会导致点焊性劣化和发生热脆性等的危害，因此，最多为3.0％以下，优选抑制在2.5％以下。
Mn：1.5～3.0％
Mn抑制过度的多边形铁素体(polygonal ferrite)的生成，是形成贝氏体铁素体组织所必须的元素。另外，在使γ稳定化确保希望的残留γ上也是重要的元素，至少含有1.5％以上，优选为2.0％以上。
但是，过量添加会使点焊性和耐延迟破坏特性劣化，因此，最多为3.0％以下，优选抑制在2.5％以下。
P：0.15％以下、S：0.02％以下
这些元素是在铁内不可避免混入的元素，含量多时会使加工性和点焊性劣化，因此必须抑制在各自的上限值以下。
Al：0.4％以下
Al和Si同样是在抑制碳化物生成确保残留γ上有用的元素，但是过多时，多边形铁素体容易生成，因此作多在0.4％以下，优选抑制在0.2％以下。
Cr：1.0％以下
Cr具有抑制多边形铁素体的生成提高强度的作用，因此，可以根据需要进行添加。但是，过量添加时，会对本发明作为目标的金属组织的生成有不良影响，因此，最多抑制在1.0％以下。
(Si+Al)/Mn(或(Mn+Cr))：0.74～1.26(质量比)
为了得到本发明希望的金属组织，需要抑制过度的多边形铁素体(PF)的生成促进贝氏体铁素体(BF)相变。而且，从贝氏体铁素体排出的C(碳)在条状残留γ中浓缩，因此，贝氏体铁素体相变的促进在得到条状残留γ上是重要的。
另外，在本发明中，使微细的铁素体在金属组织中适量分散也是重要的，为此，作为铁素体生成促进元素的Si和Al和作为铁素体抑制元素的Mn(或Mn+Cr)的含有比率控制为满足一定关系是极其有效的。而且，控制这些铁素体生成促进元素/抑制元素的含有比率在提高耐延迟破坏性上也被确认为有效。
另外，在(Si+Al)/Mn(或(Mn+Cr))比低于0.74时，不仅难以确保适度的多边形铁素体，而且不能充分确保贝氏体铁素体。而且，不能使C在残留γ中充分浓缩，残留γ的稳定性下降，延伸率降低，此外，马氏体量增大拉伸翻边性也恶化。
除此之外，通过将上述元素的比率控制在适当范围内，能够改善耐延迟破坏性。其理由的具体情况还不清楚，但是进行了如下的考虑。即，Mn通过晶界偏析使晶界强度降低助长延迟破坏，此外，如上所述，通过马氏体的生成促进在加工时成为延迟破坏起点的空孔生成，相对于此，Si和Al由于具有增加诱发延迟破坏的氢的容存量的效果，因此，认为根据两者的比，延迟破坏变化。
另一方面，所述(Si+Al)/Mn(或(Mn+Cr))比超过1.26时，多边形铁素体的生成被过度促进，其占空系数过大，另外，铁素体的粒径也容易超过10μm，强度、拉伸翻边性均下降。另外，由于铁素体粒径粗大化时，铁素体晶界减少，因此，耐延迟破坏性也下降。
由此，在本发明中，将(Si+Al)/Mn(或(Mn+Cr))比调整为在0.74～1.26的范围十分重要，更优选为0.84以上、1.16以下。
Nb：0.1％以下、Ti：0.15％以下
这些元素均有细化金属组织提高韧性的作用，因此，根据需要可以少量添加。但是，即使添加超过上限值也不会得到更高的效果，只会导致成本上升，造成浪费。
Ca：0.01％以下、REM：0.01％以下
Ca和REM少量添加均有提高拉伸翻边性的作用，因此可以根据需要少量添加，但其效果在各自0.01％时饱和，因此，在此以上的添加会造成浪费。
Mo、Cu、Ni：分别0.1％左右以下
这些元素如现有技术所记载在提高强度和耐延迟破坏上有效，在本发明中，不添加这些元素也能够确保充分的性能，另外，这些元素高价会导致成本上升，因此，没有必要添加。但是，没有限定作为杂质水平混入的理由，分别允许添加到0.1％左右。
接着，对金属组织的限定理由进行说明。
贝氏体铁素体≥50％
贝氏体铁素体位错密度高到一定程度，能够容易达到高强度，另外，降低和第2相的硬度差，发挥提高拉伸翻边性的作用。另外，在提高耐延迟破坏性上也是有用的组织，其被认为可以使作为延迟破坏起点的渗碳体消失或极少，另外，由于位错多储氢效果也高。为了发挥这些效果，需要使贝氏体铁素体存在50％以上，优选为60％以上。
还有，该贝氏体铁素体在组织内没有碳化物，在这一点上与贝氏体组织明显不同，另外，与具有没有位错或位错极少的下部组织的多边组织，或具有细的亚晶粒等下部组织的准多边形铁素体组织也不同，这些不同通过TEM(透过型电子显微镜)观察等可以容易识别。
多边形铁素体(PF)：5～35％
在以多边形铁素体(PF)为母相的抗拉强度为980MPa级以上的钢板中含有规定量的后述的平均粒径的多边形铁素体时，能够进一步提高延伸率。为了发挥这样的效果，需要使多边形铁素体含有5％以上。但是，多边形铁素体过多时，难以确保抗拉强度和拉伸翻边性，因此，最多抑制在35％以下。多边形铁素体优选占空系数为10％以上30％以下。
多边形铁素体的平均粒径：10μm以下
多边形铁素体的平均粒径必须为10μm以下。这是因为通过使铁素体微细化而作为第2相均匀地分散，提高拉伸翻边性、强度，并且，提高耐延迟破坏性。这被认为是因为通过微细化多边形铁素体增加的铁素体晶界氢被捕捉，抑制了氢向危险部位的集中。还有，在此所说的多边形铁素体的平均粒径是多边形铁素体的当量圆直径(面积相同的圆的直径)的平均值。
残留γ≥5％
残留γ在材料受到应变变形时相变为马氏体，由此促进变形部的硬化，具有防治应变集中的效果(TRIP效果)。为了发挥这种效果，需要含有残留γ5％以上。残留γ量不存在上限，由于为了使过量的残留γ生成需要大量的C，因此，难以与点焊性兼具，另外，特别是拉伸翻边性有降低的倾向，因此，优选抑制在30％左右以下。
本发明的复合组织钢板中，作为上述以外的残余组织存在马氏体、贝氏体、珠光体等，但是这些其它的组织希望抑制在5％以下，以使不对上述作用效果有不良影响。
接着，用于得到本发明限定的上述金属组织的制造条件没有特别限定，一般的钢板的制造方法，例如连续铸造->热轧->酸洗->冷轧->连续退火中，适当地控制加热温度和升温速度、保持温度、冷却开始温度和冷却速度等即可，另外，熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板的情况，包括连续熔融镀锌线进行适当的温度控制即可，但是为得到上述金属组织最重要的是连续退火线的热处理条件，因此，以连续退火线上的优选的热处理条件为主体进行说明。
退火时的加热温度：Ac3+10℃以上
为了得到富贝氏体铁素体的金属组织，在抑制多边形铁素体的生成中，可以将退火时的加热温度为“Ac3+10℃以上”。即，在Ac3以下进行连续退火时，在其后的冷却过程中，残存的铁素体成核多边性铁素体容易生成，难以得到本发明希望的金属组织。更优选的加热温度为“Ac3+30℃以上”。
退火后的冷却速度：
退火后的冷却速度为了抑制多边形铁素体的生成优选快，但是考虑到设备的限制和温度控制的困难性，根据个别的成分系统为了将多边形铁素体抑制在一定量以下，优选为25℃/sec以上，更优选为30℃/sec以上。
退火后的急冷停止温度：
停止退火后的急冷的温度应该在微细的多边性铁素体生成的温度以下，优选为650℃以下，更优选为600℃以下。急冷停止温度高时，多边性铁素体粗大，不能实现本发明的目的。但是，过于低温时，不能得到充分的量的多边性铁素体，因此，应该在360℃以上，更优选为道400℃。
冷却后的保持温度：
在上述冷却后，在一定温度保持进行贝氏体铁素体相变，另外，C向奥氏体的浓缩进行形成残留γ，因此，重要的是适当地控制冷却后的保持温度。为了得到本发明的金属组织优选保持温度为360～440℃。优选保持时间为1分钟以上。在此，与急冷停止温度相比保持温度为低温是必要的。由此，使其通过微细的铁素体容易生成的温度区域，保持在贝氏体铁素体相变温度区域。
本发明的高强度复合组织钢板，使用上述那样规定的化学成分的钢材，并且，包括冷却条件和保持条件采用适当的热处理条件，由此确保规定的金属组织，从而能够低价地提供具有980MPa级以上的高强度，并且成形性良好点焊性和耐延迟破坏性也优异的复合组织钢板。
实施例
以下，举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下属实施例的限定，在不超出前后宗旨的本发明适当的范围内可以变更实施，这均包含在本发明的技术范围内。
实验例
熔炼表1所示成分组成的钢材，连续铸造后，以下述条件进行热轧、酸洗、冷轧，接着，以表2(参照图1)所示条件进行热处理(退火)，由此得到冷轧钢板。
热轧
加热温度：1200℃×60分钟
完成温度：880℃
冷却：以40℃/秒冷却到720℃，在10秒空冷后以40℃/秒冷却到500℃，其后在500℃保持60分钟后炉冷。
完成板厚：3.2mm
酸洗、冷轧
酸洗后，冷轧到板厚为1.2mm。
热处理(退火)
如表2所示，加热到规定的退火温度保持180秒后，以规定的速度冷却到规定的冷却停止温度，在规定的温度保持6分钟后炉冷。
用下述的方法确认所得到的冷轧钢板的金属组织，并且，对各供试钢板进行抗拉实验、扩孔实验、点焊实验、耐延迟破坏实验，在表3中表示结果。
金属组织
组织测定方法
A：里佩拉(レペラ—)腐蚀进行光学显微镜观察(1000倍)，1视野。
B：SEM观察(4000倍)，4视野。
多边形铁素体(PF)：
从根据上述A进行摄影的照片进行识别。相对于残留γ和马氏体的白色，PF由于被腐蚀为灰色从而能够识别。而且，围起上述B拍摄的SEM照片中的多边形铁素体的周围，根据该围起的像通过图像解析算出当量圆直径。将该当量圆直径的平均值作为多边形铁素体的平均粒径。
残留γ、马氏体(M)、贝氏体(B)：
通过透过型电子显微镜(TEM：15000倍率)确认残留γ、马氏体、贝氏体，由此，根据上述B拍摄的照片算出占空系数。
贝氏体铁素体(BF)
通过透过型电子显微镜(TEM：15000倍率)确认并非如贝氏体或准铁素体的其他的组织，占空系数是从100％中减去多边形铁素体量和上述残留γ量和余量的马氏体(M)和贝氏体(B)的值。
性能评价试验
抗拉试验：通过JIS5号抗拉试验片进行测定。
扩孔试验：以铁钢联盟规格JFST1001为基准进行。
点焊性：以下述条件进行点焊，焊点直径5√t时的延展性为0.25以上，则点焊性良好(○)。
焊接条件
供试材厚度：1.2mm
电极：穹顶半径型(前端直径6mm)
压力：375kg
上倾斜：1循环，通电时间：12循环，同期：1循环(60Hz)
焊点直径的调整：通过焊接电流调整
延展性比：十字抗拉强度(cross tensile strength)/剪断抗拉强度
耐延迟破坏性
使用R＝3mm的60°V型块进行V字弯曲后，对弯曲部施加1500MPa的应力，在5％盐酸水溶液中浸渍，测定到裂纹发生的时间。48小时未发生裂纹的定为耐延迟破坏性良好(○)。
表1 化学成分(质量％)
 
钢种 C Si Mn P S Al Cr Nb Ti 其他 (Si+Al)/(Mn+Cr) A3点
A 0.17 1.7 2.3 0.010 0.002 0.045 0.76 858
B 0.23 1.8 2.3 0.005 0.002 0.045 Ca:0.002 0.80 846
C 0.17 2.3 2 0.005 0.002 0.045 1.17 891
D 0.17 2.3 2.6 0.005 0.002 0.045 0.90 873
E 0.14 2.0 2.5 0.005 0.002 0.045 0.82 870
F 0.20 1.6 2.04 0.005 0.002 0.045 0.81 851
G 0.17 1.8 2.1 0.005 0.002 0.045 0.2 0.80 863
H 0.17 1.8 2.2 0.001 0.002 0.045 0.04 0.84 859
I 0.17 1.8 2.3 0.001 0.002 0.045 0.05 0.80 856
J 0.16 1.8 2.4 0.010 0.001 0.15 0.81 904
K 0.08 1.6 1.6 0.010 0.003 0.040 1.03 899
L 0.22 0.5 2.8 0.010 0.003 0.040 0.5 0.19 771
M 0.17 1.8 1.2 0.010 0.003 0.040 1.53 894
N 0.23 2.3 1.5 0.010 0.003 0.040 1.56 893
0 0.18 1.5 2.1 0.010 0.002 0.040 0.2 0.05 Ca:0.002 0.73 849
表2
Figure A200780020829D00141
表3
Figure A200780020829D00142
注：PF：多边形铁、体、BF：贝氏体铁素体
余量(M：马氏体、B：贝氏体)
根据表1～3可以进行如下考察。
实验No.1～10、16是全部满足本发明规定的必要条件的实施例，均具有980MPa级以上的抗拉强度，并且，根据强度×延伸特性、强度×拉身翻边性评价的成形性良好，此外，点焊性和耐延迟破坏性也得到良好的结果。
相对于此，实验No.11钢材的C含量不足，金属组织中的贝氏体铁素体量不足，因此强度不足，根据强度×延伸特性、强度×拉身翻边性评价的成形性也差。另外，实验No.12使用的钢材的Si含量不足，并且，(Si+Al)/(Mn+Cr)比在规定范围之外，因此，金属组织中残留γ不存在，根据强度×延伸特性、强度×拉身翻边性评价的成形性也差，耐延迟破坏性也差。
实验No.13Mn量在规定范围之外，并且，(Si+Al)/Mn比超过规定范围，多边形铁素体粗大平均粒径超过规定值，因此，强度不足，加工性差，并且，点焊性也差。
实验No.15虽然钢成分满足规定条件，但是热处理条件不适当，因此，组织中的多边形铁素体量过多，贝氏体铁素体量不足，根据强度×延伸特性、强度×拉身翻边性评价的成形性也差，耐延迟破坏性也差。

Claims (5)

1、一种成形性、耐延迟破坏性优异的高强度复合组织钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.10～0.25％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3.0％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：0.4％以下，余量是Fe和不可避免的杂质，所述Si、Al、Mn的含量满足下式(I)的关系，
(Si+Al)/Mn：0.74～1.26       (I)
并且，纵截面的微观组织，以相对于全部组织的占空系数计，
1)贝氏体铁素体：50％以上，
2)多边形铁素体：5～35％，
3)多边形铁素体的平均粒径：10μm以下，
4)残留奥氏体：5％以上。
2、一种成形性、耐延迟破坏性优异的高强度复合组织钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.12～0.25％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3.0％、Cr：1.0％以下、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：0.4％以下，余量是Fe和不可避免的杂质，所述Si、Al、Mn、Cr的含量满足下式(II)的关系，
(Si+Al)/(Mn+Cr)：0.74～1.26      (II)
并且，纵截面的微观组织，以相对于全部组织的占空系数计，
1)贝氏体铁素体：50％以上，
2)多边形铁素体：5～35％，
3)多边形铁素体的平均粒径：10μm以下，
4)残留奥氏体：5％以上。
3、根据权利要求1或2所述的高强度复合组织钢板，其特征在于，作为其他元素以质量％计含有Ti：0.15％以下和/或Nb：0.1％以下。
4、根据权利要求1或2所述的高强度复合组织钢板，其特征在于，作为其他元素含有Ca：30ppm以下和/或REM：30ppm以下。
5、根据权利要求1或2所述的高强度复合组织钢板，其特征在于，抗拉强度为980MPa以上。
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