CN104685087B - 复合组织钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种复合组织钢板，其以质量％计为，C：0.01～0.1％、Mn：0.2～3％、Al：0.04～1.5％、Ti：0.015～0.2％、P：0.01％以下、S：0.005％以下、N：0.01％以下，满足[Ti]‑48/14×[N]‑48/32×[S]≥0％，Ex.C(％)＝[C]‑12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]‑48/14×[N]‑48/32×[S]}时，满足0.001≤Ex.C(％)/fsd(％)≤0.01，余量为Fe和杂质，在板厚的1/4厚度的位置处，显微组织是如下复合组织：主相包含由于Ti碳化物而被析出强化的多边形铁素体，第二相包含以面积分数(fsd(％))计为1～10％的、多个分散的低温相变产物，前述低温相变产物的平均晶体直径为3～15μm，各低温相变产物间的最接近距离的平均值为10～20μm。

Description

复合组织钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及包含铁素体和低温相变产物的复合组织钢板及其制造方法。本申请要求基于2012年9月26日在日本提出的日本特愿2012-212783号的优先权，将其内容引入其中。

背景技术

近年来，为了提高汽车的燃油效率，构成汽车的各种部件的轻量化得到发展。轻量化手段根据部件各自的要求性能而不同，例如对于骨架部件，进行了基于钢板的高强度化的薄壁化，对于板部件，进行了将钢板向Al合金等轻金属的置换等。然而，现状是与钢比较时Al合金等轻金属昂贵，所以主要适用于高级车。

另一方面，汽车需要从发达国家向发展中国家转移，预计今后要求轻量化和低价格化的同时实现。不分部件，都需要钢的高强度化和基于薄壁化的轻量化的达成。

对于乘用车用轮子，从外观性的观点出发，铝铸造和锻造品是有利的。然而，最近对于钢压品通过对材料、施工方法进行研究而出现了与铝轮子同等的外观性的制品。

特别是，最终用户所关注的轮辐中，在迄今为止所要求的优异的疲劳耐久性、耐腐蚀性的基础上，对于钢轮子还要求与铝轮子同等的外观性、美观性。同样地，对于轮辐用的钢板，在达成薄壁化的高强度化、和迄今为止的疲劳耐久性、耐腐蚀性的基础上，还要求用于提高作为部件的外观性的加工性的提高和用于保证美观性的表面性状的改善。

迄今为止，作为轮辐用的钢板所要求的特性，特别重视拉伸加工性(bulgingworkability)、拉深加工性和疲劳耐久性。这是由于，轮辐的成形工序中，帽部的加工也严格，而且轮子的构件特性中执行最严苛的基准而进行管理的就是疲劳耐久性。

现在，作为这些轮辐用的高强度热轧钢板，使用重视构件中的疲劳耐久性、疲劳特性优异的590MPa级的铁素体-马氏体的复合组织钢板(所谓两相钢)。然而，对于这些钢板所要求的强度水平从590MPa级向780MPa级即向更高强度化发展。

非专利文献1中公开了以下方法：通过将钢板的显微组织以由铁素体和马氏体构成的两相钢(以下也记作DP钢)的方式进行复合组织化，从而即使在同一强度下也会确保均匀的伸长率。

另一方面，已知DP钢的以弯曲成形、扩孔加工、冲缘加工为代表的局部变形能低。其理由在于，铁素体和马氏体的强度差大，所以伴随着成形，马氏体附近的铁素体中产生大的应变、应力集中，从而产生裂纹。

以上述发现为基础，开发了通过降低组织间的强度差来提高扩孔率的高强度钢板。专利文献1中提出了以贝氏体或贝氏体铁素体作为主相从而确保强度、大幅提高扩孔性的钢板。通过制成单一组织钢，不会产生前述那样的应变、应力集中，可以得到高的扩孔率。

然而，由于制成贝氏体、贝氏体铁素体的单一组织钢，所以伸长率大幅劣化，无法达成伸长率和扩孔性的同时实现。

进而，近年来，作为单一组织钢的组织，利用伸长率优异的铁素体，提出了利用Ti、Mo等的碳化物从而实现高强度化的高强度钢板(例如专利文献2～4)。

然而，专利文献2中提出的钢板含有大量的Mo。专利文献3中提出的钢板含有大量的V。此外，对于专利文献4中提出的钢板，为了将晶粒微细化需要在轧制的中途进行冷却。因此，有合金成本、制造成本变高的问题。另外，对于该钢板，由于使铁素体本身大幅高强度化，因而伸长率会劣化。贝氏体、贝氏体铁素体的单一组织钢的伸长率虽然提高，但是伸长率-扩孔性的均衡未必充分。

另外，专利文献5中提出了将DP钢中的马氏体制成贝氏体、通过减小与铁素体的组织间强度差从而提高扩孔性的复合组织钢板。

然而，为了确保强度而提高贝氏体组织的面积率，结果伸长率劣化，伸长率-扩孔性的均衡不充分。

进而，专利文献7～9中还提出了通过将DP钢的铁素体析出强化从而降低与硬质组织的强度差的钢板。

然而，该技术中有Mo变为必要元素、制造成本变高的问题。另外，即使将铁素体析出强化，与作为硬质组织的马氏体的强度差也大，无法得到较高的扩孔性提高效果。

另一方面，这些DP钢由于使显微组织成为铁素体和马氏体的复合组织，所以为了促进铁素体相变而添加Si的情况多。然而，Si的含有由于在钢板的表面生成被称为红色氧化皮(Si氧化皮)的虎纹迷彩状(tiger stripe)的氧化皮图案，所以难以应用于要求美观性的高度美观轮辐中使用的各种钢板。

专利文献10中公开了涉及在780MPa以上的等级的钢板中，通过将DP钢的马氏体分率控制在3～10％，从而使伸长率和扩孔性的均衡优异的钢板的技术。然而，添加0.5％以上的Si，难以避免Si氧化皮图案，因此难以应用于要求美观性的高度美观轮辐中使用的各种钢板。

针对该问题，公开了以下技术：通过将Si的添加量抑制在0.3％以下，从而抑制红色氧化皮的产生，进而通过添加Mo使析出物微细化，从而具有高强度且优异的延伸凸缘性的高张力热轧钢板。(例如专利文献11、12)

然而，对于应用上述专利文献11、12中公开的技术的钢板，虽然Si添加量为0.3％以下左右，但是难以充分抑制红色氧化皮的产生，而且必须添加0.07％以上的昂贵的合金元素Mo，因此有制造成本高的问题。

另外，专利文献13中公开了限定Si的含量的上限从而避免红色氧化皮的产生的技术。然而，对于缺口疲劳特性，没有任何技术上的公开。

进而，专利文献14中公开添加Al从而提高低循环疲劳特性的技术。然而，对于应力集中下的疲劳特性即缺口疲劳特性(notch fatigue property)，没有任何技术上的公开。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003-193190号公报

专利文献2：日本特开2003-089848号公报

专利文献3：日本特开2007-063668号公报

专利文献4：日本特开2004-143518号公报

专利文献5：日本特开2004-204326号公报

专利文献6：日本特开2007-302918号公报

专利文献7：日本特开2003-321737号公报

专利文献8：日本特开2003-321738号公报

专利文献9：日本特开2003-321739号公报

专利文献10：日本特开2011-184788号公报

专利文献11：日本特开2002-322540号公报

专利文献12：日本特开2002-322541号公报

专利文献13：日本特愿2007-082567号公报

专利文献14：日本特开2010-150581号公报

非专利文献

非专利文献1：O.Matsumura et al、Trans.ISIJ(1987)vol.27,p.570

发明内容

发明要解决的问题

本发明的目的在于，提供具有540MPa以上的拉伸强度、表面性状和缺口疲劳特性优异的高冲缘加工性高强度复合组织钢板及其制造方法。

用于解决问题的方案

本发明人等为了避免Si氧化皮图案而以不含有Si的钢成分作为前提，对高强度且具有高韧性的复合组织钢的组织构成与均匀伸长率、冲缘加工性和缺口疲劳特性的关系反复深入研究。其结果发现以下方法：通过控制钢成分、作为第二相的低温相变产物的分散状态、形状、尺寸、纳米硬度，从而以高维使均匀伸长率、冲缘加工性和缺口疲劳特性均衡。即，作为Si的代替适当添加Al，避免Si氧化皮图案，且促进以多边形铁素体为主相、以及以低温相变产物为第二相的复合组织化。进而，发现了能够同时实现伸长率、冲缘加工性和缺口疲劳特性的低温相变产物的分率、尺寸等的最佳范围。另外表明，通过不仅对钢成分下工夫、还对热轧的方法下工夫，从而可以再现性良好地得到它们的最佳范围。本发明是基于这样的发现而作出的，其主旨如以下所述。

[1]一种复合组织钢板，其以质量％计为，

C：0.01～0.1％、

Mn：0.2～3％、

Al：0.04～1.5％、

Ti：0.015～0.2％

Si：0～0.5％、

Nb：0～0.06％、

Cu：0～1.2％、

Ni：0～0.6％、

Mo：0～1％、

V：0～0.2％、

Cr：0～2％、

W：0～0.5％

Mg：0～0.01％、

Ca：0～0.01％、

REM：0～0.1％、

B：0～0.002％、

P：0.01％以下、

S：0.005％以下、

N：0.01％以下，

满足[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≥0％，

Ex.C(％)＝[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]}时，满足0.001≤Ex.C(％)/fsd(％)≤0.01，

余量为Fe和杂质，

在板厚的1/4厚度的位置处，显微组织是如下复合组织：主相包含由于Ti碳化物而被析出强化的多边形铁素体，第二相包含以面积分数(fsd(％))计为1～10％的、多个分散的低温相变产物，

前述低温相变产物的平均晶体直径为3～15μm，各低温相变产物间的最接近距离的平均值为10～20μm。

[2]根据[1]所述的复合组织钢板，其以质量％计含有Si：0.02％～0.5％。

[3]根据[1]或[2]所述的复合组织钢板，其以质量％计含有以下一种或二种以上：

Nb：0.005～0.06％、

Cu：0.02～1.2％、

Ni：0.01～0.6％、

Mo：0.01～1％、

V：0.01～0.2％、

Cr：0.01～2％、

W：0.01～0.5％。

[4]根据[1]～[3]中的任一项所述的复合组织钢板，其以质量％计含有以下一种或二种以上：

Mg：0.0005～0.01％、

Ca：0.0005～0.01％、

REM：0.0005～0.1％。

[5]根据[1]～[4]中的任一项所述的复合组织钢板，其以质量％计含有B：0.0002～0.002％。

[6]根据[1]～[5]中的任一项所述的复合组织钢板，其表面实施了镀锌。

[7]一种复合组织钢板的制造方法，将板坯加热至下述式(1)定义的温度SRTmin(℃)以上，之后在热轧中，在1050℃以上且1150℃以下的温度区域中，至少进行1道次压下率20％以上的粗轧，之后在150秒以内，在1000℃以上且低于1080℃的温度区域中，开始精轧，在Ar3相变点温度+50℃以上、且1000℃以下的温度区域中，结束多道次的合计压下率为75％以上且95％以下的精轧，

在3秒以内以平均冷却速度15℃/秒以上冷却至低于Ar3相变点温度，接着，以平均冷却速度10℃/秒以下、在1秒以上、且小于100秒的时间内冷却至大于600℃的温度区域，接着，以15℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下的温度区域，进行卷取，

SRTmin＝10780/{5.13-log([Ti]×[C])}-273···式(1)

其中，所述板坯以质量％计为，

C：0.01～0.1％、

Mn：0.2～3％、

Al：0.04～1.5％、

Ti：0.015～0.2％以下、

Si：0～0.5％、

Nb：0～0.06％、

Cu：0～1.2％、

Ni：0～0.6％、

Mo：0～1％、

V：0～0.2％、

Cr：0～2％、

W：0～0.5％

Mg：0～0.01％、

Ca：0～0.01％、

REM：0～0.1％、

B：0～0.002％、

P：0.01％以下、

S：0.005％以下、

N：0.01％以下，

满足[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≥0％，

Ex.C(％)＝[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]}时，满足0.001≤Ex.C(％)/fsd(％)≤0.01，余量为Fe和杂质。

[8]根据[7]所述的复合组织钢板的制造方法，其中，在前述热轧中，在1050℃以上且1150℃以下的温度区域中，进行多道次压下率20％以上的粗轧，粗轧的合计压下率为60％以上且90％以下。

[9]根据[7]或[8]所述的复合组织钢板的制造方法，其中，冷却至100℃以下的温度区域，进行卷取。

[10]根据[7]～[9]中的任一项所述的复合组织钢板的制造方法，其中，在所述以平均冷却速度10℃/秒以下、在1秒以上、且小于100秒的时间内冷却至大于600℃的温度区域时，通过将下述式(2)所示的Ti在铁素体中的扩散距离L用从冷却结束温度至卷取为止的微小时间Δt/秒积分，将铁素体中的Ti的总累积扩散距离Ltotal以下述式(3)表示时，为0.15≤Ltotal≤0.5，

···式(2)

···式(3)

此处，D(T+273)为T℃下的体扩散系数，

t为扩散时间，

D(T)使用Ti的扩散系数D0、活化能量Q和气体常数R、以下述式(4)表示，

D(T)＝D0×Exp(-Q/R·(T+273))···(4)。

[11]根据[7]～[10]中的任一项所述的复合组织钢板的制造方法，其中，在所述以平均冷却速度10℃/秒以下、在1秒以上且小于100秒的时间内冷却至大于600℃的温度区域时，使钢板浸渍于镀锌浴中从而对表面镀锌。

[12]根据[11]所述的复合组织钢板的制造方法，进而对经过镀锌的复合组织钢板在450～600℃的温度范围内进行合金化处理。

发明的效果

根据本发明，可以得到具有540MPa以上的拉伸强度、同时均匀伸长率、冲缘加工性和缺口疲劳特性均优异、以及表面性状也优异的高强度复合组织钢板，产业上的贡献极显著。

附图说明

图1为示出缺口疲劳试验片的图。

具体实施方式

复合组织钢板为使以马氏体为代表的硬质的低温相变产物分散在软质的铁素体中而成的钢板，实现高强度且高的均匀伸长率。然而，变形时，产生由铁素体与马氏体的强度差导致的应变、应力集中，引起韧性断裂的空隙易于生成、生长，因此与冲缘加工性有关的局部变形能通常非常低。

另一方面，已知评价应力集中下的疲劳特性的缺口疲劳特性的断裂寿命的大部分被疲劳龟裂的传播所占据。可以认为在软质的铁素体中分散有以马氏体为代表的硬质的低温相变产物的复合组织钢中，疲劳龟裂在软质的铁素体中传播时，硬质的低温相变产物变成疲劳龟裂传播的障碍，传播速度降低，缺口疲劳特性提高。

然而，尚未进行复合组织钢板的低温相变产物的分率、尺寸等与引起韧性断裂的空隙生成、生长行为和疲劳龟裂的传播速度有关的详细的调查。能够同时实现提高与复合组织钢板的冲缘加工性有关的局部变形能、且降低疲劳龟裂的传播速度的最佳显微组织未必明确。

进而，为了在钢轮子中实现与铝轮子同等的外观性、美观性，能够均满足避免与钢板的表面性状有关的Si氧化皮图案、进而保证涂装后耐腐蚀性以及冲缘加工性和缺口疲劳特性的钢板的成分和制造方法未必明确。

因此，本发明人等为了避免Si氧化皮图案而以不含有Si的钢成分作为前提，对高强度且具有高韧性的复合组织钢的组织构成与均匀伸长率、冲缘加工性和缺口疲劳特性的关系反复深入研究。其结果发现以下方法：通过控制钢成分、作为第二相的低温相变产物的分散状态、形状、尺寸、纳米硬度，从而以高维使均匀伸长率、冲缘加工性和缺口疲劳特性均衡。

具体而言，通过将Si的含量控制在0.5％以下，从而避免Si氧化皮图案(scalepattern)。另外，为了将低温相变产物的面积分数(fsd(％))、尺寸等限定至适当范围，以满足0.001≤Ex.C(％)/fsd(％)≤0.01(此处，Ex.C(％)＝[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]})的范围来控制Ex.C量。进而，在板厚的1/4厚度的位置处，显微组织是如下复合组织：主相包含由于Ti碳化物而被析出强化的多边形铁素体，第二相制成包含以面积分数(fsd(％))计为1～10％的、多个分散的低温相变产物。而且，将前述低温相变产物的平均晶体直径设为3～15μm，将低温相变产物间的最接近距离的平均值设为10～20μm。其结果表明，可以以高维使均匀伸长率、冲缘加工性和缺口疲劳特性均衡。

作为明显表示冲缘加工性差异的试验方法，提出了扩孔试验。该试验中得到的扩孔值作为评价与冲缘加工性有关的局部变形能的指标而被广泛使用。扩孔加工中的龟裂的产生和进展由以空隙的生成、生长、连结为基本过程的韧性断裂而引起。如复合组织钢板那样，强度差大的组织中，以硬质的低温相变产物为起因而导致产生高的应变、应力的集中，因此空隙易于产生、生长，扩孔值低。

然而，详细地调查了组织与空隙生成、生长行为的关系和它们与扩孔性的关系，结果表明，存在由于作为硬质的第二相的低温相变产物的分散状态而使空隙的生成、生长、连结延迟，可以得到优异的扩孔值的情况。

具体而言，以岛状分散的低温相变产物的面积分数fsd为10％以下、平均晶体直径为15μm以下、且各低温相变产物间的最接近距离的平均值为20μm以下时，空隙的生成、生长、连结延迟，可以得到优异的扩孔值。

这是由于，低温相变产物变小、且单位体积的个数变少时，空隙的产生位点即低温相变产物本身或铁素体与低温相变产物的边界附近减少，并且各低温相变产物彼此的间隔扩大，从而空隙的连结变难，会抑制空隙的生长。另外，通过将低温相变产物的硬度限定为某一范围，从而可以避免变形的初始的局部的空隙的产生、并且抑制不均匀的空隙的生长。

另一方面，通过使硬质的低温相变产物分散、降低疲劳龟裂的传播速度从而可以提高缺口疲劳特性。复合组织钢的情况下，已知由于作为硬质第二相的低温相变产物的分散状态而使疲劳龟裂的传播速度变化，通过使分散状态最佳化，从而发挥该效果。

具体而言，如果以岛状分散的低温相变产物的面积分数fsd为1％以上、平均晶体直径为3μm以上、且该低温相变产物间的最接近距离的平均值为10μm以上，则对于在软质的铁素体中进展的疲劳龟裂，由于作为硬质第二相的低温相变产物而停留或迂回，从而疲劳龟裂的传播速度降低，缺口疲劳强度提高。

另外，如果作为第二相的低温相变产物的平均晶体直径为3～15μm、最接近距离的平均值为10～20μm、为以1～10％的面积分数呈岛状分散的状态，则可以得到复合组织钢所具有的优异的均匀伸长率。

以上，对本发明的特征从原理上进行了说明，接着，对限定本发明的特征、优选特征依次进行说明。首先，对本发明的成分进行详细地说明。需要说明的是，成分中％表示质量％。

C：0.01～0.1％

C为本发明中重要的元素之一。C不仅使低温相变产物生成、通过组织强化而有利于强度，而且与Ti形成析出物，通过析出强化而有利于强度。其中，小于0.01％时，无法得到用于确保540MPa以上的强度的这些效果。含有超过0.1％时，作为硬质第二相的低温相变产物的面积率增加，扩孔性降低。因此，将C的含量设为0.01％～0.1％。

另外，将第二相的面积分数设为fsd(％)时，

如果0.001≤Ex.C(％)/fsd(％)≤0.01

(Ex.C(％)＝[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]})，

则使作为硬质第二相的低温相变产物的分散状态、硬度等最适化，空隙的生成、生长、连结延迟，可得到优异的扩孔值，且疲劳龟裂的前端停留或迂回，从而疲劳龟裂的传播速度降低，可得到优异的缺口疲劳强度。需要说明的是，表示Ex.C(％)的式子中，[C]为C的含量(质量％)、[Ti]为Ti的含量(质量％)、[Nb]为Nb的含量(质量％)、[N]为N的含量(质量％)、[S]为S的含量(质量％)。

Mn：0.2～3％

Mn不仅是与铁素体的强化有关的元素，而且是伴随着其含量的增加、使奥氏体区域温度扩大到低温侧从而扩大铁素体与奥氏体的二相区域温度区域的元素。为了得到本发明的复合组织钢，需要在精轧后的冷却中促进铁素体与奥氏体的二相分离。为了获得该效果，需要含有0.2％以上。另一方面，含有超过3％时，铸造时显著产生板坯裂纹，因此将其含量设为3％以下。

另外，含有超过2.5％的Mn时，淬火性变得过高，利用通常的方法无法得到目标显微组织。为了得到目标显微组织，需要在精轧后的冷却中为了使铁素体析出而保持长时间的空气冷却，生产率降低，因此期望其含量为2.5％以下。进而期望为2.2％以下。进而，为了抑制由S导致的热裂纹的产生，在未充分添加除Mn以外的元素时，期望含有Mn含量([Mn])和S含量([S])以质量％计为[Mn]/[S]≥20的Mn量。

Al：0.04～1.5％

Al为脱氧元素，同时与Si同样地与铁素体的生成有关，为本发明中重要的元素之一。为伴随着其含量的增加，使铁素体区域温度向高温侧扩大，扩大铁素体和奥氏体的二相区域温度区域的元素，因此本发明中作为Si的替代而积极地含有。为了获得该效果，需要含有0.04％以上，但含有超过1.5％时，铁素体区域温度过度地向高温侧扩大，在奥氏体区域中结束精轧变得困难，制品板中残留加工铁素体，韧性劣化。因此，将其含量设为0.04％以上且1.5％以下。另外，含有超过1％的Al时，有使氧化铝等非金属夹杂物增大、使局部韧性劣化的担心，因此期望为1％以下。

Ti：0.015～0.2％

Ti为本发明中最重要的元素之一。在热轧中的奥氏体区域中，以TiN的形式析出的剩余的Ti在热轧结束后的冷却中进行铁素体相变，同时以TiC等碳化物的形式精细析出，将本发明的复合组织钢的铁素体粒析出强化，从而提高强度。为了获得该效果，需要含有0.015％以上、且满足下式的Ti

[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≥0％。

另一方面，即使含有超过0.2％的Ti，这些效果也饱和。另外，将第二相的面积分数设为fsd(％)时，

通过设为0.001≤Ex.C(％)/fsd(％)≤0.01

(Ex.C(％)＝[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]})，

从而作为硬质第二相的低温相变产物的分散状态、硬度等最适化，使空隙的生成、生长、连结延迟，可得到优异的扩孔值。另外，疲劳龟裂的前端在低温相变产物中停留、或在低温相变产物中迂回，从而疲劳龟裂的传播速度降低，可以得到优异的缺口疲劳强度。进而，含有超过0.15％的Ti时，铸造时有中间包水口(tundish nozzle)容易堵塞的担心，因此期望为0.15％以下。

本发明的钢板中使用的钢将以上的元素作为必要成分，进而根据需要还可以含有Si、Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W、Mg、Ca、REM、B。以下，对这些各元素进行描述。

Si：0～0.5％

本发明中，Si不是必要的。Si为脱氧元素，同时与铁素体的生成有关，为伴随着其含量的增加而使铁素体区域温度向高温侧扩大从而将铁素体和奥氏体的二相区域温度区域扩大的元素。为了得到本发明的复合组织钢，本来期望含有Si。然而，Si在钢板表面使迷彩状的Si氧化皮图案显著产生，使表面性状明显劣化。另外，有时使最终加工线中的氧化皮去除工序(酸洗等)的生产率极度降低。

含有超过0.07％的Si时，Si氧化皮图案在钢板表面各处开始被看到。超过0.5％时，表面性状明显劣化，酸洗工序的生产率极度恶化。另外，无论实施何种氧化皮去除方法，化学转化处理性均劣化，涂装后耐腐蚀性降低。因此，将Si的含量设为0.5％以下。

另一方面，Si为有抑制鳞屑、纺锤氧化皮之类的氧化皮系缺陷的产生的效果的元素，含有0.02％以上时，可以获得该效果。然而，含有超过0.1％时，该效果不仅饱和，而且化学转化处理性劣化，涂装后耐腐蚀性降低。因此，含有Si时，将Si的含量设为0.02％以上且0.5％以下，期望为0.1％以下。进而，为了消除Si氧化皮图案，Si的含量期望为0.07％以下。其中，鳞屑、纺锤氧化皮之类的氧化皮系缺陷根据需求等级不同，Si可以小于0.02％。不含有Si的钢成分也在本发明的范围内。

Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W的一种或二种以上

本发明中，Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W不是必要的。Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W为有通过析出强化或固溶强化而提高钢板的强度的效果的元素。因此，根据需要含有Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W的一种或二种以上。Nb含量小于0.005％、Cu含量小于0.02％、Ni含量小于0.01％、Mo含量小于0.01％、V含量小于0.01％、Cr含量小于0.01％、W含量小于0.01％时，无法充分获得上述效果。另外，分别添加超过0.06％的Nb含量、超过1.2％的Cu含量、超过0.6％的Ni含量、超过1％的Mo含量、超过0.2％的V含量、超过2％的Cr含量、超过0.5％的W含量，上述效果也饱和，经济性降低。

因此，根据需要含有它们时，期望的是，Nb含量为0.005％以上且0.06％以下，Cu含量为0.02％以上且1.2％以下，Ni含量为0.01％以上且0.6％以下，Mo含量为0.01％以上且1％以下，V含量为0.01％以上且0.2％以下，Cr含量为0.01％以上且2％以下，W含量为0.01％以上且0.5％以下。

Mg、Ca、REM的一种或二种以上

本发明中，Mg、Ca、REM不是必要的。Mg、Ca和REM(稀土元素)是抑制形成断裂的起点而成为使加工性劣化的原因的非金属夹杂物的形态、提高加工性的元素。因此，根据需要含有Mg、Ca、REM的一种或二种以上。即使含有小于0.0005％的Ca、REM和Mg也不会发挥上述效果。另外，即便将Mg的含量设为超过0.01％、Ca的含量设为超过0.01％、REM的含量设为超过0.1％，上述效果也饱和，经济性降低。

因此，根据需要含有它们时，期望的是，Mg含量为0.0005％以上且0.01％以下，Ca含量为0.0005％以上且0.01％以下，REM含量为0.0005以上且0.1％以下。需要说明的是，本发明中，REM是指La和镧系元素系列的元素，

多以混合稀土合金的方式添加，复合地含有La、Ce等系列的元素。也可以含有金属La、Ce。

B：0.0002～0.002％

本发明中，B不是必要的。B由于有提高淬火性、增加作为硬质相的低温相变生成相的组织分率的效果，所以根据需要而含有。但是，小于0.0002％时，无法获得该效果，即便含有超过0.002％，其效果也饱和。因此，期望B的含量为0.0002％以上且0.002％以下。另一方面，B为在连续铸造后的冷却工序中有可能带来板坯裂纹的元素，从该观点出发，期望其含量为0.0015％以下。即，期望为0.001％以上且0.0015％以下。

本发明的热轧钢板的钢成分中，除上述元素以外的余量为Fe和杂质。作为杂质，可以举出：矿石、废料等原材料中所含的杂质、制造工序中所含的杂质。在不破坏本发明的作用效果的范围内，允许适当地含有各杂质元素。

P：0.01％以下

P为杂质元素，超过0.01％时，向晶界的偏析显著，助长结晶间界脆化，局部韧性劣化。另外，焊接部的脆化也显著，因此将上限设为0.01％以下。对P的下限值没有特别限定，设为小于0.0001％时，在经济上不利。

S：0.005％以下

S为杂质元素，由于对焊接性、铸造时和热轧时的制造性造成不良影响，所以将上限设为0.005％以下。另外，过量地含有S时形成粗大的MnS，使扩孔性降低，因此为了提高扩孔性，优选降低含量。对S的下限值没有特别限定，设小于0.0001％时，不利于经济，因此优选将该值设为下限值。

N：0.01％以下

N为钢的精炼时不可避免混入的杂质元素，而且为与Ti、Nb等化合形成氮化物的元素。N的含量超过0.01％时，该氮化物在较高温下析出，因此易于粗大化，有粗大化后的晶粒变为冲缘裂纹的起点的担心。另外，如后述那样，为了有效运用Nb、Ti，该氮化物越少越优选。因此，对于N的含量，将其上限设为0.01％。

需要说明的是，对经时劣化成为问题的构件应用本发明时，N含量超过0.006％时，经时劣化变得严重，因此期望为0.006％以下。进而，对以制造后在室温下放置二周以上，然后用于加工为前提的构件应用本发明时，N含量从经时劣化对策的观点出发，期望为0.005％以下。另外，考虑夏季的高温环境下的放置、或在伴随着利用船舶等对穿越赤道的地域的输出的环境下使用时，N含量期望小于0.004％。

作为其他杂质，合计含有1％以下的Zr、Sn、Co、Zn也没有关系。然而，Sn有在热轧时产生瑕疵的担心，因此期望为0.05％以下。

接着，对本发明的复合组织钢板的显微组织进行详细地说明。本发明的复合组织钢板的显微组织如以下那样限定。

在板厚的1/4厚度的位置处，显微组织是如下的复合组织：主相包含由于Ti碳化物而被析出强化的多边形铁素体，第二相为包含以面积分数(fsd(％))计为1～10％的、多个分散的低温相变产物。前述低温相变产物的平均晶体直径为3～15μm。各低温相变产物间的最接近距离的平均值为10～20μm。需要说明的是，显微组织特定在呈现平均的性质的板厚的1/4厚度的位置。

铁素体为在确保均匀伸长率方面最重要的组织。即便作为硬质的第二相的低温相变产物的面积分数为10％以下，为了得到540MPa等级以上的强度，也需要通过析出强化来强化铁素体组织。另外，为了确保伸长率，重要的是，显微组织的主相为位错密度低、富有韧性的多边形铁素体而不是位错密度高的贝氏体铁素体。因此，将本发明钢的主相设为由于Ti碳化物而被析出强化的多边形铁素体。需要说明的是，此处所谓Ti碳化物为以有利于铁素体组织的析出强化的Ti和C作为主要成分的化合物，除Ti和C之外，还可以含有例如N、V、Mo等。

如果成分一定，则含有TiC的析出物的平均粒径与密度(个/cm³)存在大致反相关的关系。为了使基于析出强化的强度的提高率成为以拉伸强度计为100MPa以上，需要含有TiC的析出物的平均粒径为3nm以下、且其密度为1×10¹⁶个/cm³以上。

本发明中，作为硬质第二相的低温相变产物主要为马氏体或板条间不含粗大的碳化物的贝氏体(αB)。但是允许包含面积率的合计小于3％的残留奥氏体(γr)和Martensite-Austenite constituent(MA)。另外，本发明中所谓的马氏体是指在碳的扩散速度足够慢的100℃以下的温度区域中卷取时新马氏体(M)。卷取的温度超过100℃且为Ms点(在精轧后的冷却中进行铁素体相变、其余量的奥氏体的Ms点)以下时，为回火马氏体(tM)。后者情况下的低温相变产物为混合有回火马氏体与贝氏体的组织。

该混合组织(后者情况下的低温相变产物)的回火马氏体与贝氏体的比率由卷取温度、卷取温度与上述Ms点温度的相对关系而决定。需要说明的是，Ms点低于350℃时，低温相变产物的大部分为在超过Ms点且在350℃以下产生相变的板条间不含粗大的碳化物的贝氏体。但是，此处所谓的回火马氏体与贝氏体难以从金属组织学上区别，在本发明中，将它们总称为回火马氏体(tM)。

低温相变产物需要在铁素体粒的角、边缘和晶界面呈岛状分散。这是由于，被认为与冲缘加工性有关的韧性断裂在空隙的产生以及与其继续的生长、连结的机制中，被认为空隙的产生位点的低温相变产物本身的形状为岛状，由此会缓解应力集中，抑制因低温相变产物的破坏而引起的空隙的产生。

需要说明的是，期望岛状不仅表示低温相变产物不呈列状连结地排列的状态，其各个形状为应力集中位置少的近似于球的形状。如果低温相变产物的平均晶体直径为3～15μm、各低温相变产物间的最接近距离的平均值为10～20μm，则各个低温相变产物变为以合适的大小合适地分散的“岛状”。

进而，作为硬质第二相的低温相变产物是在确保均匀伸长率的方面重要的组织。呈岛状分散的低温相变产物的面积分数(fsd(％))变为小于1％时，例如难以以540MPa等级确保15％以上的均匀伸长率。另外，疲劳裂纹的传播的延迟效果受损。另一方面，超过10％时，被认为空隙的产生位点的低温相变产物彼此的间隔变短，空隙容易连结而容易导致韧性断裂，冲缘加工性劣化。因此，显微组织中的低温相变产物的面积分数(fsd(％))限定为1～10％。

低温相变产物的平均粒径以圆当量直径计需要限定为3～15μm。这是由于，低温相变产物的平均粒径小于3μm时，变为疲劳裂纹的传播的障碍而使传播速度延迟的效果受损，超过15μm时，形状必然复杂化，产生应力集中部，粗大的低温相变产物的断裂在早期发生，因空隙的产生而引起的局部的韧性断裂对冲缘加工性造成不良影响。期望为12μm以下。

进而，低温相变产物间的最接近距离的平均值需要限定为10～20μm。低温相变产物间的最接近距离的平均值小于10μm时，低温相变产物彼此的间隔短，空隙容易连结，容易导致韧性断裂，冲缘加工性劣化。另一方面，低温相变产物间的最接近距离的平均值超过20μm时，疲劳裂纹在软质的多边形铁素体中选择性地传播，疲劳裂纹的传播的延迟效果受损。

低温相变产物的平均纳米硬度期望为7～18GPa。这是由于，平均纳米硬度小于7GPa时，与软质的铁素体相的高度差变小，不体现复合组织钢的特征即优异的均匀伸长率。另一方面，超过18GPa时，相反与软质的铁素体相的高度差变大，由于在变形的初始的空隙的局部产生而使韧性断裂容易进展，致使局部变形能降低。另外，通过纳米硬度范围以标准偏差计变为1.2GPa以下，从而可以抑制在变形的初始空隙局部地产生。

接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。

本发明中，对先于热轧工序进行的、具有上述成分的钢片(板坯)的制造方法没有特别限定。即，作为具有上述成分的钢片(板坯)的制造方法，在利用高炉、转炉、电炉等的铸造工序之后，接着利用各种2次精炼工序以成为目标成分含量的方式进行成分调整，接着可以利用通常的连续铸造、或铸锭法的铸造，此外还可以利用薄板坯铸造等方法进行铸造工序。需要说明的是，原料也可以使用废料。另外，利用连续铸造得到板坯时，可以将高温铸坯原样直接输送至热轧，或者也可以在冷却至室温后利用加热炉进行再加热后进行热轧。

对于通过上述制造方法得到的板坯，在热轧前在板坯加热工序中，在加热炉内在基于式(1)算出的最小板坯再加热温度(＝SRTmin)以上进行再加热。

SRTmin＝10780/{5.13-log([Ti]×[C])}-273···式(1)

低于该温度时，Ti的碳氮化物无法充分地溶解于母材中。该情况下，在精轧结束后的冷却中或卷取后，Ti以碳化物的形式精细析出，因此无法获得利用析出强化的强度的提高效果。因此，将板坯加热工序中的加热温度设为用式(1)算出的最小板坯再加热温度(＝SRTmin)以上。需要说明的是，低于1100℃的加热温度时，显著地损害调度上的操作效率，因此期望加热温度为1100℃以上。

另外，对板坯加热工序中的加热时间没有特别限定，为了使Ti的碳氮化物的溶解充分进行，期望从达到上述加热温度开始保持30分钟以上。另外，期望沿板坯的厚度方向充分且均等地进行加热时，保持60分钟以上。另一方面，从由氧化皮剥落导致的产量降低的观点出发，期望为240分钟以下。但是，将铸造后的铸坯在高温下直接输送并进行轧制的情况下，不限定于此。

板坯加热工序后，对从加热炉取出的板坯不特意地等待，开始热轧的粗轧工序，得到粗棒。该粗轧工序中，需要在1050℃以上且1150℃以下的温度区域中，至少进行1道次轧制率至少为20％以上的粗轧。

粗轧结束温度低于1050℃时，有粗轧中的热变形阻力增大，给粗轧操作带来妨碍的担心。超过1150℃时，有粗轧中生成的二次氧化皮过度生长，后续实施的除氧化皮、精轧中难以去除氧化皮的担心。

另外，该温度区域中的粗轧中，不进行轧制率为20％以上的轧制时，可以期待由运用奥氏体的加工、紧接着其的再结晶的晶粒的细粒化和凝固组织导致的各向异性的消除。由此，对精轧后的相变行为造成影响，以及复合组织钢板的显微组织中的作为第二相的低温相变产物的形态从岛状变为薄膜状，冲缘加工性劣化。进而，将铸造后的铸坯在高温下直接输送并轧制时，有铸造组织残留，作为第二相的低温相变产物的形态向薄膜状的变化显著的担心。

粗轧中的轧制道次数优选为2道次以上的多道次。为多道次时，重复奥氏体中的加工和再结晶，精轧前的平均奥氏体晶粒被细粒化为100μm以下，作为其结果，作为硬质第二相的低温相变产物的平均粒径稳定地变为12μm以下。

另外，粗轧中的合计压下率优选为60％以上。合计压下率小于60％时，无法充分获得上述奥氏体晶粒的细粒化效果。但是，粗轧中的合计压下率即便超过90％，该效果不仅饱和，而且有道次数增加而妨碍生产率，或者导致温度降低的担心。另外，基于同样的理由，期望道次数为11以下。

粗轧结束后进行精轧。从粗轧结束后至精轧开始为止的时间为150秒以内。

该时间超过150秒时，粗棒中，奥氏体中的Ti以粗大的TiC的碳化物的形式析出。其结果，后续的冷却中的奥氏体/铁素体相变时或卷取后的铁素体相变完成时在铁素体中微细地析出，由于析出强化而有利于强度的TiC的量减少，强度降低。不仅如此，而且存在奥氏体的晶粒生长进行，精轧前的平均奥氏体晶粒粗大化至超过100μm，作为硬质第二相的低温相变产物的平均粒径超过15μm的情况。

另一方面，对从粗轧结束后至精轧开始为止的时间的下限值无需特别限定。但是，小于30秒时，只要不使用特殊的冷却装置，精轧开始温度就不会变得低于1080℃，在精轧前和道次间在钢板铁素体的表面氧化皮间发生成为鳞屑、纺锤氧化皮缺陷的起点的起泡，因此有容易生成这些氧化皮缺陷的担心。因此，期望为30秒以上。

对于精轧，将其轧制开始温度设为1000℃以上且低于1080℃。

该温度低于1000℃时，精轧中由于加工诱发析出而在奥氏体中Ti以粗大的TiC的碳化物的形式析出。其结果，后续的冷却中的奥氏体/铁素体相变时或卷取后的铁素体相变完成时在铁素体中微细地析出，由于析出强化而有利于强度的TiC的量减少，强度降低。

另一方面，超过1080℃时，在精轧前和道次间，在钢板铁素体的表面和氧化皮间发生成为鳞屑、纺锤氧化皮缺陷的起点的起泡，因此有容易生成这些氧化皮缺陷的担心。

将精轧结束温度设为Ar3相变点温度+50℃以上且1000℃以下。

Ar3相变点温度例如通过以下的计算式、以与钢成分的关系的形式简易地表示。即，如下述式(5)所示。

Ar3＝910-310×[C]+25×{[Si]+2×[Al]}-80×[Mneq]···式(5)

此处，不添加B时，[Mneq]如下述式(6)所示。

[Mneq]＝[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10([Nb]-0.02)···式(6)

另外，添加B时，[Mneq]如下述式(7)所示。

[Mneq]＝[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10([Nb]-0.02)+1···式(7)

需要说明的是，[C]为C的含量(质量％)、[Si]为Si的含量(质量％)、[Al]为Al的含量(质量％)、[Cr]为Cr的含量(质量％)、[Cu]为Cu的含量(质量％)、[Mo]为Mo的含量(质量％)、[Ni]为Ni的含量(质量％)、[Nb]为Nb的含量(质量％)。

精轧结束温度为低于Ar3相变点温度+50℃时，复合组织钢板的显微组织中的低温相变产物变为以列状连结地排列的分散状态。不仅如此，各低温相变产物间的最接近距离的平均值变为小于10μm，容易进行空隙的连结，容易导致韧性断裂，冲缘加工性劣化。

另一方面，超过1000℃时，无论怎样控制轧制以后的冷却模式，铁素体相变都变得不充分，制品板的显微组织中的低温相变产物的面积分数变为超过10％，冲缘加工性仍然劣化。

另外，对于精轧，利用串联轧制机的多道次的轧制中合计的压下率为75％以上且95％以下。

精轧如果利用能够进行多道次的轧制的串联轧制机来实施，则在该轧制中以多道次来进行压下，从而重复多次基于轧制的未再结晶和下一道次为止的道次间时间内的再结晶。其结果，奥氏体晶粒细粒化，可以将复合组织钢板的显微组织中的低温相变产物的平均粒径设为15μm以下。但是，合计的压下率小于75％时，无法充分地使奥氏体晶粒细粒化，无法将复合组织钢板的显微组织中的低温相变产物的平均粒径设为15μm以下。

另一方面，超过95％时，其效果不仅饱和，带给轧制机的过度的载荷负荷，操作上不期望。

进而，各道次的压下率期望为10％以上。特别是，精轧机后段的3道次中，各道次的压下率小于10％、且3道次的平均轧制率小于10％时，有3道次间和精轧结束后晶粒生长明显进行，复合组织钢板的显微组织中的低温相变产物的平均粒径无法稳定地设为12μm以下的担心。

需要说明的是，本发明中对轧制速度没有特别限定。但是，精加工最终轧机中的轧制速度小于400mpm时，各精轧道次间的时间变长。其结果，有奥氏体晶粒生长粗大化，制品版的显微组织中的低温相变产物的平均粒径无法稳定地设为15μm以下的担心。因此，期望轧制速度为400mpm以上。进而，为650mpm时，由于可以将低温相变产物的平均粒径稳定地设为12μm以下，所以进一步期望为650mpm。另外，对于上限，只要发挥本发明的效果就没有特别限定，但在设备制约方面1800mpm以下是现实的。

为了精心制作制品的显微组织，精轧结束后通过控制输出辊道(run-out-table)，而进行最佳化的冷却。

首先，精轧结束后开始冷却为止的时间为3秒以内。该开始冷却为止的时间超过3秒时，有相变前的奥氏体中进行粗大且非整齐(unaligned)的Ti的碳氮化物的析出，后续的冷却中，在铁素体中析出的微细、且整齐的Ti的碳化物的析出量减少，有强度降低的担心。另外，有奥氏体晶粒生长粗大化，无法将制品版的显微组织中的低温相变产物的平均粒径设为15μm以下的担心。

对于该冷却开始为止的时间的下限值，本发明中无需特别限定，但小于0.4秒时，有在残留有利用轧制的层状加工组织的状态下被冷却，得到在制品板中呈列状连结地排列的低温相变产物，冲缘加工性劣化的担心。

轧制结束后，最初实施的第1阶段的冷却工序的速度必须为15℃/秒以上的平均冷却速度。该冷却速度小于15℃/秒时，有在冷却中生成珠光体，无法得到目标显微组织的担心。需要说明的是，第1阶段的冷却工序中的冷却速度的上限只要可以获得本发明的效果就没有特别限定。但是，为超过150℃/秒的冷却速度时，控制冷却结束温度极难，显微组织的精心制作变困难，因此期望设为150℃/秒以下。

第1阶段的冷却工序的冷却停止温度为低于Ar3相变点温度。冷却停止温度为Ar3相变点以上时，接下来的第2阶段的冷却工序中的冷却中，奥氏体/铁素体相变时在铁素体中微细地析出，无法进行有利于强度的TiC的析出的控制。另一方面，对第1阶段的冷却工序的冷却停止温度的下限没有特别限定。但是，为了表现铁素体的析出强化而进行的接下来的第2阶段的冷却工序的冷却的停止温度为超过600℃，作为用于表现铁素体的析出强化的条件。由此，第1阶段的冷却工序的冷却停止温度为600℃以下时，无法得到析出强化。另外，变为Ar1点以下时，无法得到铁素体，无法得到目标显微组织。

接下来进行的第2阶段的冷却工序中，平均冷却速度为10℃/秒以下，本发明中以空气冷却(放置冷却)作为构思。对于该温度区域内的冷却，促进从奥氏体向铁素体的相变，且与相变同时地在铁素体中使微细的Ti碳化物析出，得到目标钢板的强度。该冷却速度超过10℃/秒时，从奥氏体向铁素体相变时的它们二相的界面的动速度变得过快，赶不上相间界面中的Ti碳化物的析出，无法得到充分的析出强化。

另外，超过10℃/秒时，从奥氏体向铁素体的相变延迟，无法得到目标显微组织。另一方面，本发明中，对第2阶段的冷却工序中的冷却速度的下限无需特别限定。但是，只要不进行利用加热装置等的来自外部的供热，即使为本发明设想的上限板厚即半英寸左右的板厚，空气冷却中的冷却速度也为3℃/秒左右。

另外，第2阶段的冷却工序的冷却时间为1秒以上且小于100秒。该工序不仅是为了促进铁素体与奥氏体的二相分离而得到目标第二相分率的工序，还是为了完成了相变的铁素体中通过Ti微细碳化物来促进析出强化的非常重要的工序。该时间小于1秒时，铁素体相变不进行，而无法得到目标显微组织，不仅如此，由于相变后的铁素体中的Ti碳化物的析出不进行，所以无法得到目标钢板的强度、冲缘加工性。小于3秒时，铁素体相变和碳化物的析出不会充分地进行，因此有无法充分得到低温相变产物和铁素体的强度的担心，因此期望为3秒以上。

另一方面，即使为100秒以上，不仅上述效果饱和，而且生产率明显降低。15秒以上时，复合组织钢板的低温相变产物的平均粒径不仅粗大化，还有在显微组织中混入珠光体的担心，因此期望小于15秒。

第2阶段的冷却工序的冷却停止温度大于600℃。该温度为600℃以下时，相变后的铁素体中的Ti碳化物的析出不会进行，因此强度降低。

另一方面，对第2阶段的冷却工序的冷却停止温度的上限没有特别限定，但超过700℃时，铁素体与奥氏体的二相分离不充分，无法得到目标低温相变产物的分率，不仅如此，铁素体中的Ti碳化物的析出变为过度时效，强度降低。

接下来进行的第3阶段的冷却工序中，以15℃/秒以上的冷却速度进行冷却。该冷却速度小于15℃/秒时，有在显微组织中混入珠光体，无法得到目标显微组织的担心。需要说明的是，第3阶段的冷却工序的结束温度为卷取温度。第3阶段的冷却工序中的冷却速度的上限只要可以获得本发明的效果就没有特别限定，但考虑由热应变导致的板翘曲时，期望设为300℃/秒以下。

第3阶段的冷却工序中，冷却至350℃以下的温度区域，进行卷取。该温度超过350℃时，无法得到作为目标的低温相变产物。具体而言，构成低温相变产物的贝氏体的板条间生成粗大的碳化物，冲缘加工时，变为裂纹产生的起点，冲缘加工性劣化。

另一方面，对卷取温度的下限值无需特别限定，但卷材长时间处于水湿润的状态时，担心由锈导致的外观不良，因此期望为50℃以上。另外，该温度为100℃以下时，低温相变产物的大部分变为新马氏体(fresh martensite)，均匀伸长率提高，拉伸成形等的n值变得有利于支配性的成形。

精轧后的冷却工序中，为了效率更良好地通过Ti碳化物表现析出强化，需要控制卷取为止的冷却模式本身。具体而言，将下述式(2)所示的Ti的铁素体中的总累积扩散距离Ltotal控制在0.15以上且0.5以下的范围。

即，通过将下述式(2)所示的Ti的铁素体中的扩散距离L用从冷却结束温度至卷取为止的微小时间Δt/秒积分，将铁素体中的Ti的总累积扩散距离Ltotal以下述式(3)表示时，为0.15≤Ltotal≤0.5。

···式(2)

···式(3)

此处，D(T+273)为T℃下的体扩散系数，t为扩散时间，D(T)使用Ti的扩散系数D0、活化能量Q和气体常数R、以下述式(4)表示。

D(T)＝D0×Exp(-Q/R(T+273))···式(4)

该Ltotal值小于0.15μm时，冷却中Ti碳化物的析出不会进行，变为时效不足(underaging)，无法有效率地得到析出强化能力。另一方面，超过0.5μm时，冷却中Ti碳化物的析出过度进行，变为过度时效(overaging)，仍然无法有效地得到析出强化能力。

需要说明的是，为了通过钢板形状的矫正、可动位错导入来实现韧性的提高，期望在全部工序结束后，实施压下率0.1％以上且2％以下的表皮光轧。另外，全部工序结束后，为了去除附着于所得热轧钢板的表面的氧化皮，可以根据需要对所得热轧钢板进行酸洗。进而，酸洗后，可以对所得热轧钢板，以在线或离线的方式实施压下率10％以下的表皮光轧或压下率40％左右为止的冷轧。

进而，在表皮光轧之前或之后、之前和之后，去除表面的氧化皮。对去除氧化皮的工序没有特别限定。例如使用盐酸、硫酸的一般的酸洗、或为利用打磨机等的表面磨削、或利用等离子体、燃气喷嘴等的表面熔削等与生产线相适应的装置。

进而，应用本发明的热轧钢板可以在铸造后、热轧后、冷却后的任意情况下，在熔融镀覆生产线上实施热处理，也可以进而对这些热轧钢板另行实施表面处理。通过在熔融镀覆生产线上实施镀覆，从而使热轧钢板的耐腐蚀性提高。

需要说明的是，对酸洗后的热轧钢板实施镀锌时，也可以将所得钢板浸渍于镀锌浴中，根据需要进行合金化处理。通过实施合金化处理，热轧钢板在提高耐腐蚀性的基础上，对点焊等各种焊接的焊接耐性(welding resistance)提高。

实施例

将具有表1所示的化学成分的A～Z、a～d的钢在转炉精炼、二次精炼工序中进行铸造，对连续铸造而制造的铸坯(板坯)进行再加热，紧接着粗轧的精轧中，压下至2.3～3.4mm的板厚，在输出辊道中冷却后进行卷取，制作热轧钢板。更详细而言，按照表2、3所示的制造条件，制作热轧钢板。需要说明的是，表1中的化学组成全部为质量％。

表1中的Ti＊表示[Ti]-48/14[N]-48/32[S]，表1、2中的Ex.C表示[C]-12/48×([Ti]+48/93[Nb]-48/14[N]-48/32[S])，表1中的Mn/S表示[Mn]/[S]。另外，表1中的成分的余量为Fe和杂质，表1、2中的下划线表示本发明的范围外。钢K、R为不是特意地含有Si。表1中的“-”表示不特意地含有。

表2中，“钢”表示具有与表1所示的各符号对应的成分的钢。“溶体化温度”表示利用式(1)算出的最低板坯再加热温度(＝SRTmin)。“Ar3相变点温度”表示利用式(5)、(6)或(7)算出的温度。“Ex.C”表示利用[C]-12/48×([Ti]+48/93[Nb]-48/14[N]-48/32[S]算出的值。

表2、3的制造条件中，加热工序的“加热温度”表示板坯再加热时的最高达到温度，“保持时间”表示规定的加热温度下的保持时间。粗轧中，“总道次数”表示粗轧的轧制道次数的合计值，“合计压下率”表示从粗轧开始至结束为止的粗轧中的压下率，“1050～1150℃且20％以上的道次数”表示在1050～1150℃的温度区域中进行20％以上的轧制率的轧制的道次数，“至精轧开始为止的时间”表示从粗轧结束至精轧开始为止的时间，“即将精轧前的平均奥氏体粒径”表示粗棒即将在精轧的最初的轧机中夹紧之前的奥氏体晶粒的平均粒径。为了确认该奥氏体粒径，将进入精轧前的粗棒用切料头机(crop shear)等截断，将所得剪切片尽可能地骤冷，冷却至室温左右，对与该轧制方向平行的截面进行蚀刻，使奥氏体晶界浮现，利用光学显微镜进行测定，从而得到。此时，在板厚1/4位置处，以50倍以上的倍率利用图像解析、计点法等测定20个视野以上。

精轧中，“轧制开始温度”表示即将在精轧的最初的轧机中夹紧之前的温度，“合计压下率”表示从精轧开始至结束为止的精轧中的压下率，“后段3道次的平均压下率”表示通常进行多道次的连续轧制的精轧中从包含最终道次的最终道次至第3道次的各道次为止的压下率的平均值，“精轧出口侧速度”表示精轧最终压下道次结束后的在该轧制轧机中的出口侧通板速度，“结束温度”表示刚从精轧最终道次的轧制轧机出口侧出去之后的温度。需要说明的是，对于压下率，可以为由板厚算出的实际值，也可以为轧制轧机的设定值。另外，对于温度，期望利用放射温度计或接触温度计在该工序位置进行测定，也可以为利用温度模型等的推定值。

输出辊道中实施的冷却工序从析出控制和组织控制的观点出发，分为第1～3阶段的冷却工序。首先，“第1阶段的冷却工序”中，“至冷却开始为止的时间”表示从精轧最终道次的轧制轧机出来后至利用输出辊道的冷却开始为止的时间，“冷却速度”表示利用水冷的平均冷却速度，“冷却停止温度”表示第1阶段的冷却工序中的停止水冷的温度。“第2阶段的冷却工序”中，“冷却速度”表示主要利用不带水的空气冷却的平均冷却速度，“保持时间”表示不带水的空气冷却保持的时间，“冷却停止温度”表示不带水的空气冷却保持结束的温度。“第3阶段的冷却工序”中，“冷却速度”表示空气冷却保持后、水冷再次开始、并卷取为止的平均冷却速度，“卷取温度”表示水冷停止，即将利用卷取机将钢板卷取为卷材状前的温度。需要说明的是，“总累积扩散距离”表示Ti的铁素体中的总累积扩散距离Ltotal，将式(2)所示的Ti的铁素体中的扩散距离L用从冷却结束温度至卷取为止的微小时间Δt/秒积分，用式(3)求出。

将由表2、3所述的制造方法得到的钢板的显微组织示于表4，将机械性质、表面特性和耐腐蚀性示于表5。

首先，从所得钢板的板宽的1/4W位置或3/4W位置采集试样，使用光学显微镜，进行板厚1/4厚处的显微组织的观察。作为试样的调整，将轧制方向的板厚截面作为观察面进行研磨，利用硝酸乙醇试剂(nital reagent)、LePera试剂进行蚀刻。根据利用硝酸乙醇试剂和LePera试剂蚀刻的倍率500倍的光学显微镜照片，将“显微组织”分类。

另外，根据利用LePera试剂蚀刻的倍率500倍的光学显微镜照片，通过图像解析，确认作为第二相的低温相变产物的分布状态即“第二相的特征”。此处，对于低温相变产物的分散状态，将在铁素体粒的角、边缘和晶界面呈岛状分散的状态分类为“岛状”、虽然为岛状但与轧制方向平衡地连接而分布的状态分类为“列状”、主要以包围铁素体粒的晶界面的方式分散的状态分类为“薄膜状”。

进而，通过图像解析，求出作为第二相的低温相变产物的面积分数即“第二相分率”和低温相变产物的平均粒径即“第二相平均粒径”。“Ex.C(％)/fsd(％)”为将表2的“Ex.C(％)”除以“第二相分率”所得的值。需要说明的是，低温相变产物的平均粒径是将圆当量直径进行个数平均而得到的。另外，任意选择多个低温相变产物，分别求出它们的最接近的距离，将20个点的平均值作为“第二相的最接近距离的平均值”。

纳米硬度Hn使用Hysitron公司制造的TriboScope/TriboIndenter测定。测定条件如下：以1mN的载荷，测定20个点以上的低温相变产物的硬度，算出该算术平均和标准偏差。

TiC析出物密度即“铁素体TiC密度”的测定通过三维原子探针测定法进行。首先，通过截断和电解研磨法，根据需要与电解研磨法一起运用聚焦离子束加工方法，由测定对象的试样制作针状的试样。三维原子探针测定中，可以再构筑积分后的数据，以实际空间中的实际的原子的分布图像来求出。根据TiC析出物的立体分布像的体积和TiC析出物的数量，求出TiC析出物的个数密度。需要说明的是，对于测定而言，特定铁素体粒，对各试样用5个以上的铁素体粒实施。另外，对于上述TiC析出物的尺寸，将根据观察的TiC析出物的构成原子数和TiC的晶格常数、将析出物假定为球状而算出的直径作为尺寸。任意测定30个以上的TiC析出物的直径。其平均值为2～30nm左右。

对于机械性质中的拉伸强度特性(YP、TS、El)，使用从板宽的1/4W位置或3/4W位置、沿与轧制方向垂直的方向采集的JIS Z 2201‐1998的5号试验片，按照JIS Z 2241‐1998进行评价。作为冲缘加工性的指标，采用扩孔试验。扩孔试验中，从与拉伸试验片采集位置同样的位置采集试验片，按照日本铁钢联盟标准JFS T 1001-1996所述的试验方法进行评价。

接着，为了调查缺口疲劳强度，从与拉伸试验片采集位置同样的位置，以轧制方向变为长边的方式，采集图1所示的形状的疲劳试验片用于疲劳试验。此处，图1所示的疲劳试验片是为了得到缺口疲劳强度而制作的切口试验片。该切口试验片的侧面角部(由图1的虚线所包围的部分)用1R倒角，沿长度方向用#600研磨。

为了接近汽车部件的实际使用中疲劳特性评价，切口与扩孔试验片同样地用圆筒冲头冲压。需要说明的是，将冲压间隙设为12.5％。其中，对疲劳试验片实施对应3个▽的精度的磨削(在日本旧JIS规格中，在图纸上用(▽)的个数表示表面粗糙度)直至距离最表层为0.05mm左右的深度。疲劳试验使用Schenck型疲劳试验机，试验方法按照JIS Z 2273‐1978和JIS Z 2275‐1978。表3中的缺口疲劳特性的定义为“σwk/TS”，其为将该试验中得到的200万次疲劳强度除以拉伸强度得到的值。

表面特性用酸洗前的“表面缺陷”和“粗糙度”评价。该评分为基准以下时存在，即便酸洗后由于氧化皮缺陷导致的图案、表面的凹凸从而也被顾客评价为表面品位低劣的情况。此处，“表面缺陷”表示以目视确认有无Si氧化皮、鳞屑、纺锤等氧化皮缺陷的结果，有氧化皮缺陷的情况表示为“×”，无氧化皮缺陷的情况表示为“○”。需要说明的是，将这些缺陷为部分或基准以下的情况作为“轻微”，用“△”表示。“粗糙度”用Rz评价，表示由JIS B0601-2001所述的测定方法得到的值。需要说明的是，如果Rz变为20μm以下，则是表面品位为没有问题的水平。

耐腐蚀性用“化学转化处理性”和“涂装后耐腐蚀性”评价。首先，将制造好的钢板进行酸洗，然后实施使2.5g/m²的磷酸锌皮膜附着的化学转化处理。在该阶段中，作为“化学转化处理性”，实施无附着(lack of hiding)的有无和P比的测定。

磷酸化学转化处理为使用以磷酸和Zn离子为主要成分的药液的处理，是在与自钢板溶析的Fe离子之间生成被称为磷叶石(phosphophylite)：FeZn₂(PO₄)₃·4H₂O的晶体的化学反应。磷酸化学转化处理的技术上的要点在于，(1)使Fe离子溶析从而促进反应；以及(2)将磷叶石结晶致密地形成于钢板表面。特别是，对于(1)，存在在钢板表面残留有导致Si氧化皮形成的氧化物时，妨碍Fe的溶析，出现被称为无附着的未附着化学转化皮膜的部分，或者由于Fe不溶析，所以在被称为磷锌矿：Zn₃(PO₄)₃·4H₂O的铁表面形成本来不形成的异常的化学转化处理皮膜，使涂装后的性能劣化的情况。因此，以利用磷酸使钢板表面的Fe溶析并充分供给Fe离子的方式使表面正常变得重要。

对于该无附着，可以通过扫描型电子显微镜以观察确认，以1000倍的倍率观察20个视野左右，将全面均匀附着、无法确认到无附着的情况作为无无附着，用“○”表示。另外，将能够确认到无附着的视野为5％以下时作为轻微，用“△”表示。超过5％评价为有无附着，用“×”表示。

另一方面，P比可以使用X射线衍射装置测定，取磷叶石(100)面的X射线衍射强度P、与磷锌矿(020)面的X射线衍射强度H的比，用P比＝P/(P+H)评价。即，对于P比，表示进行化学转化处理得到的皮膜中的磷锌矿与磷叶石的比率时，P比越高，表示含有磷叶石越多，磷叶石结晶在钢板表面致密地形成。一般来说，P比≥0.80时满足耐腐蚀性能、涂装性能因此是所谋求的，另外，在融雪盐散布地域等严苛的腐蚀环境下，谋求P比≥0.85。

接着，对于耐腐蚀性，化学转化处理后进行25μm厚的电沉积涂装，进行170℃×20分钟的涂装烧结处理，然后用前端尖的刀将电沉积涂膜切成长度130mm的切口直至到达铁素体，在JIS Z 2371所示的盐水喷雾条件下，连续实施700小时的35℃的温度下的5％盐水喷雾，然后在切口部上与切口部平行地粘贴宽24mm的胶带(Nichiban Co.,Ltd.405A-24JISZ 1522)130mm长，测定将其剥离时的最大涂膜剥离宽。该最大涂膜剥离宽超过4mm时，作为耐腐蚀性低劣。

接着，对结果说明。需要说明的是，对于钢编号32、36、46，在酸洗处理后对合金化熔融镀锌生产线进行通板，在Zn浴温度430～460℃下实施镀浴浸渍，进而其中对于钢32、46，在合金化温度500～600℃下实施合金化处理。

根据本发明的是钢编号1、4、9、10、11、20、23、24、25、26、27、28、29、30、31、32、33、34、35、36、37、38、39。

这些钢板为具有以下特征的540MPa级以上的等级的钢板：含有规定量的钢成分，在板厚的1/4的厚度位置，显微组织是如下复合组织：主相为由于Ti碳化物而被析出强化的多边形铁素体，第二相包含以面积分数(fsd(％))计为1～10％的呈岛状分散的低温相变产物，并且满足0.001≤Ex.C(％)/fsd(％)≤0.01、(Ex.C(％)＝[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]})，低温相变产物的平均晶体直径为3～15μm，低温相变产物间的最接近距离的平均值为10～20μm，可以得到扩孔值λ≥70％、缺口疲劳特性σWK/TS≥0.35、且表面缺陷为轻微以下的高强度钢板。

钢编号32、39为不特意含有Si的钢K、R，它们的Si含量为0或杂质水平。然而，这些钢编号32、39也满足本发明的机械特性。

除上述以外的钢基于以下的理由在本发明的范围外。

即，钢编号2的加热温度在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度低。

钢编号3的粗轧的合计压下率在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值低。

钢编号5的1050～1150℃且20％以上道次数在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值低。

钢编号6的至精轧开始为止的时间在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度和扩孔值低。

钢编号7的精轧开始温度在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度低。

钢编号8的精轧的合计压下率在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值低。

钢编号12的精轧结束温度在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值低。

钢编号13的精轧结束温度在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值低。

钢编号14的至冷却为止的时间在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度和扩孔值低。

钢编号15的冷却(a)的冷却速度在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值和缺口疲劳特性低。

钢编号16的冷却(a)的冷却停止温度在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度和缺口疲劳特性低。

钢编号17的冷却(a)的冷却停止温度在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度和缺口疲劳特性低。

钢编号18的冷却(b)的冷却速度在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度和扩孔值低。

钢编号19的冷却(b)的保持时间在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度和缺口疲劳特性低。

钢编号21的冷却(c)的冷却速度在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值和缺口疲劳特性低。

钢编号22的卷取温度在本发明钢的制造方法的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值低。

钢编号40的C的含量在本发明钢的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值低。

钢编号41的C的含量在本发明钢的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度低。

钢编号42的Si的含量在本发明钢的范围外，因此表面特性差。

钢编号43的Mn的含量在本发明钢的范围外，因此产生板坯裂纹，无法轧制。

钢编号44的Mn的含量在本发明钢的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度低。

钢编号45的P的含量在本发明钢的范围外，因此由脆化导致伸长率和缺口疲劳特性低。

钢编号46的S的含量在本发明钢的范围外，因此MnS变为龟裂的起点，扩孔值低。

钢编号47的N的含量在本发明钢的范围外，因此粗大的TiN变为龟裂的起点，扩孔值低。

钢编号48的Ti的含量在本发明钢的范围外，因此无法得到规定的显微组织，缺口疲劳特性低。

钢编号49的Ti的含量的值在本发明钢的范围外，因此无法得到规定的显微组织，拉伸强度低。

钢编号50的Ti＊的值在本发明钢的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值和缺口疲劳特性低。

钢编号51的Al的含量在本发明钢的范围外，因此无法得到规定的显微组织，扩孔值低。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

产业上的可利用性

本发明的复合组织钢板可以用于以高强度，且要求加工性、扩孔性、弯曲性的内板构件、结构构件、行走构件等汽车构件为代表的造船、建筑、桥梁、海洋结构物、压力容器、干线用管、机械部件等一切用途。

Claims (10)

1.一种复合组织钢板，其以质量％计为，

C：0.01～0.1％、

Mn：0.2～3％、

Al：0.04～1.5％、

Ti：0.015～0.2％

Si：0～0.5％、

Nb：0～0.06％、

Cu：0～1.2％、

Ni：0～0.6％、

Mo：0～1％、

V：0～0.2％、

Cr：0～2％、

W：0～0.5％

Mg：0～0.01％、

Ca：0～0.01％、

REM：0～0.1％、

B：0～0.002％、

P：0.01％以下、

S：0.005％以下、

N：0.01％以下，

满足[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≥0％，

Ex.C(％)＝[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]}时，满足0.001≤Ex.C(％)/fsd(％)≤0.01，

余量为Fe和杂质，

在板厚的1/4厚度的位置处，显微组织是如下复合组织：主相包含含有TiC的析出物的密度为1×10¹⁶个/cm³以上的多边形铁素体，第二相包含以面积分数即fsd(％)计为1～10％的、多个分散的低温相变产物，

所述低温相变产物的平均晶体直径为3～15μm，各低温相变产物间的最接近距离的平均值为10～20μm。

2.根据权利要求1所述的复合组织钢板，其以质量％计含有Si：0.02％～0.5％。

3.根据权利要求1所述的复合组织钢板，其以质量％计含有以下一种或二种以上：

Nb：0.005～0.06％、

Cu：0.02～1.2％、

Ni：0.01～0.6％、

Mo：0.01～1％、

V：0.01～0.2％、

Cr：0.01～2％、

W：0.01～0.5％。

4.根据权利要求1所述的复合组织钢板，其以质量％计含有以下一种或二种以上：

Mg：0.0005～0.01％、

Ca：0.0005～0.01％、

REM：0.0005～0.1％。

5.根据权利要求1所述的复合组织钢板，其以质量％计含有B：0.0002～0.002％。

6.根据权利要求1所述的复合组织钢板，其表面实施了镀锌。

7.一种权利要求1所述的复合组织钢板的制造方法，将板坯加热至下述式(1)定义的温度SRTmin(℃)以上，之后在热轧中，在1050℃以上且1150℃以下的温度区域中，至少进行1道次压下率20％以上的粗轧，之后在150秒以内，在1000℃以上且低于1080℃的温度区域中，开始精轧，在Ar3相变点温度+50℃以上且1000℃以下的温度区域中，结束多道次的合计压下率为75％以上且95％以下的精轧，

在3秒以内以平均冷却速度15℃/秒以上冷却至低于Ar3相变点温度且超过600℃，接着，以平均冷却速度10℃/秒以下、在1秒以上且小于100秒的时间内冷却至700℃以下、大于600℃且小于所述平均冷却速度15℃/秒以上的冷却的冷却停止温度的温度区域，接着，以15℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下的温度区域，进行卷取，

SRTmin＝10780/{5.13-log([Ti]×[C])}-273···式(1)

其中，所述板坯以质量％计为，

C：0.01～0.1％、

Mn：0.2～3％、

Al：0.04～1.5％、

Ti：0.015～0.2％、

Si：0～0.5％、

Nb：0～0.06％、

Cu：0～1.2％、

Ni：0～0.6％、

Mo：0～1％、

V：0～0.2％、

Cr：0～2％、

W：0～0.5％

Mg：0～0.01％、

Ca：0～0.01％、

REM：0～0.1％、

B：0～0.002％、

P：0.01％以下、

S：0.005％以下、

N：0.01％以下，

满足[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≥0％，

Ex.C(％)＝[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]}时，满足0.001≤Ex.C(％)/fsd(％)≤0.01，余量为Fe和杂质。

8.根据权利要求7所述的复合组织钢板的制造方法，其中，在所述热轧中，在1050℃以上且1150℃以下的温度区域中，进行多道次压下率20％以上的粗轧，粗轧的合计压下率为60％以上且90％以下。

9.根据权利要求7所述的复合组织钢板的制造方法，其中，冷却至100℃以下的温度区域，进行卷取。

10.根据权利要求7所述的复合组织钢板的制造方法，其中，在所述以平均冷却速度10℃/秒以下、在1秒以上且小于100秒的时间内冷却至700℃以下、大于600℃且小于所述平均冷却速度15℃/秒以上的冷却的冷却停止温度的温度区域时，通过将下述式(2)所示的Ti在铁素体中的扩散距离L用从冷却结束温度至卷取为止的微小时间Δt/秒积分，将铁素体中的Ti的总累积扩散距离Ltotal以下述式(3)表示时，为0.15≤Ltotal≤0.5，

此处，D(T+273)为T℃下的体扩散系数，

t为扩散时间，

D(T)使用Ti的扩散系数D0、活化能量Q和气体常数R、以下述式(4)表示，

D(T)＝D0×Exp(-Q/R·(T+273))···(4)。