CN107849652A - 加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种加工诱发相变型复合组织钢板，具有规定的化学组成，板厚的1/4厚度处的组织以面积率计包含50％～85％的多边形铁素体、3～10％的残余奥氏体、5～47％的贝氏体、和合计为1％以下的新鲜马氏体和回火马氏体，并且满足下述式：0.01＜Ex.C/fsd≤0.015，在所述组织中含有1×10¹⁶个/cm³以上的包含TiC的析出物，所述残余奥氏体的平均粒径以等效圆直径计为1.0～5.0μm，所述残余奥氏体的最接近距离的平均值为3.0～10.0μm，所述析出物的平均直径为3nm以下。

Description

加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法，尤其涉及表面性状及扩孔性优异的高强度加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，以提高汽车的燃油经济性为目的，构成汽车的各种部件的轻量化不断推进。轻量化的手段根据部件的各种要求性能而不同，例如，对于骨架部件而言，通过钢板的高强度化来进行薄壁化，对于面板部件而言，进行将钢板置换成Al合金等轻金属等的工作。然而，在与钢比较的情况下，Al合金等轻金属价格高，因此现状是其应用对象主要限于高级车。另一方面，可预想到汽车需求将从发达国家转向新兴国家，今后会要求轻量化且低价格化。因此，不论部件如何，通过钢的高强度化和薄壁化来轻量化的要求在高涨。

另外，在汽车部件之中的乘用车用车轮，以往从设计性的观点出发，大多使用铝铸造品及锻造品。然而，最近，即使是钢压制品，也出现了通过对材料、制法下工夫从而具有与铝车轮同等的设计性的制品。为了用钢车轮实现与铝车轮同等的设计性及美观性，除了优异的疲劳耐久性及耐蚀性外，尤其是对于终端用户的眼睛所看到的车轮盘还要求设计性及美观性。因此，对于车轮盘所用的钢板(车轮盘用钢板)，除了要求提高用于实现薄壁化的高强度化、疲劳耐久性及耐蚀性以外，还要求加工性的提高、用于使作为部件的设计性及美观性提高的表面性状的改善。

在车轮盘的成形工序中，帽部的加工特别严格。另外，在车轮的构件特性中，以最严格的基准管理的是疲劳耐久性。因此，以往，作为对车轮盘用钢板所要求的特性，胀形性、拉深加工性及疲劳耐久性特别受重视。特别是关于疲劳耐久性，对于车轮，在车载的实际行驶时被施加交变载荷的情况下，在帽部里侧、装饰孔这样的部位产生起因于几何学形状、载荷负载模式及载荷负载方向的应力集中。因此，对于车轮盘用钢板而言，由于上述的原因，作为在应力集中下的疲劳特性的缺口疲劳特性受到重视。

另外，一般而言，对车轮盘用钢板要求540MPa以上的高强度，但近年来也有高强度化至780MPa以上的要求。

以往，作为这些车轮盘用钢板，重视在构件中的疲劳耐久性而使用了疲劳特性优异的、具有由铁素体和马氏体构成的复合组织的复合组织钢板(所谓的双相(Dual Phase)钢。以下表述为“DP钢”。)。

在非专利文献1中公开了以下内容：通过将钢板的组织(显微组织)如由铁素体和马氏体构成的DP钢那样进行复合组织化，从而即使是相同强度，均匀伸长率也提高。

如上述那样，公开了对于DP钢能够提高强度及伸长率的内容。然而，已知对于DP钢而言，以弯曲成形性、扩孔性、翻边加工性为代表的局部变形能力低。其原因是：组织中的铁素体和马氏体的强度差大，因此在成形时大的应变及应力集中于马氏体附近的铁素体中，会产生裂纹。

以上述的见解为基础，曾提出了通过降低组织间的强度差而得到的、具有优异的扩孔性的高强度钢板。例如，在专利文献1中提出了一种钢板，其通过使组织主要为贝氏体或贝氏体铁素体，从而确保强度并且大大提高了扩孔性。专利文献1的技术为以下技术：通过使组织大致为贝氏体或贝氏体铁素体的单一组织，从而抑制由上述的硬度差引起的应变及应力集中，得到优异的扩孔性。

然而，专利文献1记载的高强度钢板，由于为贝氏体或贝氏体铁素体的单一组织，因此虽然扩孔性优异，但是在设想应用于车轮盘等的情况下，不能够得到充分的伸长率。

对于这样的课题，例如在专利文献2～4中提出了使组织为伸长率优异的铁素体的单一组织、并且通过Ti、Mo等的碳化物的析出强化而谋求了高强度化的高强度钢板。

然而，专利文献2所公开的钢板，需要含有大量的Mo，专利文献3所公开的钢板，需要含有大量的Ti、Mo、V。因此，在专利文献2及3的技术中存在合金成本变高的问题。另外，专利文献4所公开的钢板，需要含有大量的V，而且为了晶粒微细化而需要在轧制的途中进行冷却。因此，在制造成本方面存在课题。

另外，在这些钢板中，虽然与贝氏体、贝氏体铁素体的单一组织钢相比显示出较高的伸长率，但是由于使铁素体本身大大地高强度化而导致伸长率劣化。因此，不能够以高水平兼顾伸长率和扩孔性。

在专利文献5中提出了一种扩孔性优异的DP钢，其中，通过代替DP钢中的马氏体而生成贝氏体，形成为铁素体与贝氏体的复合组织，从而使组织间的强度差较小。

然而，在专利文献5所公开的技术中，由于利用与马氏体相比对提高强度的贡献较小的贝氏体确保强度，因此需要提高贝氏体组织的面积率。若贝氏体的面积率高，则伸长率劣化，不能够以高水平兼顾伸长率和扩孔性。

而且，在专利文献6～8中提出了一种通过将DP钢的铁素体析出强化而使其与硬质组织的组织间的强度差降低了的钢板。

然而，在专利文献6～8记载的技术中必须含有Mo，存在制造成本变高的问题。而且，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，不能够得到充分的扩孔性。

专利文献9中提出了一种通过在抗拉强度为780MPa以上的DP钢中将马氏体分数(分率)控制在3～10％而使伸长率及扩孔性提高了的钢板。

如专利文献9所示，对于DP钢而言，在使显微组织为铁素体与马氏体的复合组织的情况下，出于促进铁素体相变的目的而大多含有大量的Si。然而，大量含有Si的DP钢，在钢板的表面生成被称作红氧化皮(Si氧化皮)的虎纹状的氧化皮花纹。因此，较多地含有Si的钢板难以应用于要求美观性的高设计性车轮盘中。

在专利文献9所记载的钢板中，虽然得到了优异的伸长率及扩孔性，但是由于含有0.5％以上的Si，因此难以避免上述的Si氧化皮花纹的问题。因此，难以应用于要求美观性的高设计性车轮盘所使用的各种钢板。

对于该课题，例如在专利文献10及11中公开了以下技术：通过将Si的含量抑制为0.3％以下从而抑制红氧化皮的产生，而且添加Mo将析出物微细化，由此得到尽管为高强度但是具有优异的放边性的高强度热轧钢板。

然而，专利文献10及11所公开的钢板必须含有高价格的Mo，因此成本变高。另外，在这些发明中，实质上是由被析出强化了的铁素体单相构成的组织，伸长率不充分。另外，也并未对缺口疲劳特性进行研究。

作为使具有复合组织的钢板的疲劳特性提高的技术，在专利文献12中公开了通过以成为规定的关系的方式含有Si、Al、Mn来使低循环疲劳特性提高的技术。

然而，在专利文献12中，关于作为应力集中下的疲劳特性的缺口疲劳特性，并没有技术上的公开。另外，在专利文献12的技术中，需要含有0.6％以上的Si，因此难以避免Si氧化皮花纹的生成。

在专利文献13及14中公开了以下技术：通过复合地含有Al和Si、并形成为包含残余奥氏体的显微组织，来制造延展性比DP钢优异的加工诱发相变型复合组织钢板(以下表述为“TRIP钢”。)。另外，在专利文献13及14的钢板中，通过以多边形铁素体为主相，也改善了扩孔性。

然而，在专利文献13及14中，关于作为应力集中下的疲劳特性的缺口疲劳特性，没有技术上的公开。另外，这样的TRIP钢，在设想应用于钢车轮的情况下，存在加工车轮的轮毂孔和装饰孔时所需要的扩孔性等的局部变形能力低的课题。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2003－193190号公报

专利文献2：日本国特开2003－089848号公报

专利文献3：日本国特开2007－063668号公报

专利文献4：日本国特开2004－143518号公报

专利文献5：日本国特开2004－204326号公报

专利文献6：日本国特开2003－321737号公报

专利文献7：日本国特开2003－321738号公报

专利文献8：日本国特开2003－321739号公报

专利文献9：日本国特开2011－184788号公报

专利文献10：日本国特开2002－322540号公报

专利文献11：日本国特开2002－322541号公报

专利文献12：日本国特开2010－150581号公报

专利文献13：日本国特开平5－112846号公报

专利文献14：日本国特开2002－256389号公报

非专利文献

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

发明内容

TRIP钢是使软质的铁素体中分散了残余奥氏体和贝氏体的钢板，虽然为高强度但是具有非常高的均匀伸长率。然而，在铁素体或贝氏体与残余奥氏体之间、或者在铁素体或贝氏体与残余奥氏体发生加工诱发相变而生成的马氏体之间存在强度差。因此，在变形时会在晶体的边界面产生由上述的强度差引起的应变及应力集中。而且，引起延性断裂的空隙容易生成、长大，因此与扩孔性相关的TRIP钢的局部变形能力非常低。

另一方面，已知：对于在评价应力集中下的疲劳特性上较为重要的缺口疲劳特性，与在断裂寿命上直至疲劳裂纹发生为止的情况占据了大部分的通常的疲劳特性不同，其断裂寿命的大部分由疲劳裂纹的传播所左右。TRIP钢具有软质的铁素体、和分散于铁素体中的残余奥氏体及贝氏体。可以认为：在具有这样的组织的TRIP钢中，疲劳裂纹在软质的铁素体中优先传播，较硬质的残余奥氏体或残余奥氏体发生加工诱发相变而生成的硬质的马氏体成为疲劳裂纹传播的障碍，使传播速度降低，因此缺口疲劳特性高。

然而，迄今为止尚未进行关于残余奥氏体的分数、尺寸等的TRIP钢的组织和引起延性断裂的空隙生成、长大行为及疲劳裂纹的传播速度的详细调查。因此，尚未提供使扩孔性等的局部变形能力提高、且使疲劳裂纹的传播速度降低的加工诱发相变型复合组织钢板(TRIP钢)。

而且，关于为了用钢车轮实现与铝车轮同等的设计性、美观性而避免了Si氧化皮花纹的生成、而且强度-伸长率均衡性、耐蚀性、扩孔性及缺口疲劳特性都优异的钢板，也尚未提供。

本发明鉴于上述的课题而完成。本发明的目的是提供具有540MPa以上的抗拉强度、同时强度-伸长率均衡性(TS×El)、扩孔性、耐蚀性及缺口疲劳特性优异、而且表面性状也优异的高强度加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法。

为了避免Si氧化皮花纹的生成并得到优异的表面性状及耐蚀性，本发明人以具有限制了Si含量的钢成分(化学组成)的TRIP钢(加工诱发相变型复合组织钢板)为前提，对TRIP钢的成分及组织与强度、伸长率、扩孔性及缺口疲劳特性的关系进行了锐意研究。其结果发现了：通过控制钢成分(化学组成)以及残余奥氏体的分散状态、形状及尺寸从而使强度、伸长率、扩孔性及缺口疲劳特性提高的方法。

具体地得到了以下见解：通过代替一般在TRIP钢中作为铁素体形成元素(铁素体相变促进元素)使用的Si而含有适当量的Al，来避免Si氧化皮花纹的生成，而且促进以多边形铁素体为主相、以残余奥氏体及贝氏体为第二相的复合组织化，且将残余奥氏体的分数、尺寸等控制在最适范围，由此能够提高伸长率、扩孔性及缺口疲劳特性。

另外，弄清了以下情况：通过不仅对钢成分下工夫而且对热轧的方法下工夫，能够再现性良好地得到这些最适的材质。

本发明基于上述的见解而完成。其要旨如下。

(1)本发明的一个方案涉及的加工诱发相变型复合组织钢板，化学组成以质量％计含有C：大于0.075％且为0.150％以下、Si：0.50％以下、Mn：0.20～3.00％、P：0.010％以下、S：0.005％以下、Al：0.040～1.500％、N：0.0100％以下、Ti：0.015～0.200％、Nb：0～0.060％、Cu：0～1.20％、Ni：0～0.60％、Mo：0～1.00％、V：0～0.200％、Cr：0～2.00％、W：0～0.50％、Mg：0～0.0100％、Ca：0～0.0100％、REM：0～0.100％、B：0～0.0020％，余量为Fe和杂质，并且，满足下述(i)式；板厚的1/4厚度处的组织以面积率计含有50％～85％的多边形铁素体、3～10％的残余奥氏体、5～47％的贝氏体、以及合计为1％以下的新鲜马氏体(fresh martensite)和回火马氏体，并且满足下述(ii)式，在上述组织中含有1×10¹⁶个/cm³以上的包含TiC的析出物，上述残余奥氏体的平均粒径按等效圆直径(当量圆直径)计为1.0～5.0μm，上述残余奥氏体的最接近距离的平均值为3.0～10.0μm，上述析出物的平均直径为3nm以下。

Ti－48×(N/14+S/32)≥0 (i)

0.01＜Ex.C/fsd≤0.015 (ii)

其中，式中的各元素符号是钢材中所含的各元素的以质量％为单位的含量，(ii)式中的fsd是显微组织中的上述残余奥氏体的面积率(％)，Ex.C用下述(iii)式计算。

Ex.C＝C－12×(Ti/48+Nb/93－N/14－S/32) (iii)

(2)根据上述(1)所述的加工诱发相变型复合组织钢板，上述化学组成以质量％计也可以含有选自Nb：0.005～0.060％、Cu：0.02～1.20％、Ni：0.01～0.60％、Mo：0.01～1.00％、V：0.01～0.200％、Cr：0.01～2.00％及W：0.01～0.50％中的1种以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的加工诱发相变型复合组织钢板，上述化学组成以质量％计也可以含有选自Mg：0.0005～0.0100％、Ca：0.0005～0.0100％及REM：0.0005～0.100％中的1种以上。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的加工诱发相变型复合组织钢板，上述化学组成以质量％计也可以含有B：0.0002～0.0020％。

(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的加工诱发相变型复合组织钢板，进而也可以在表面具有镀锌层。

(6)本发明的另一方案涉及的加工诱发相变型复合组织钢板的制造方法，具备以下工序，即

加热工序：将具有(1)～(4)的任一项中所述的化学组成的板坯加热至用下述(iv)式定义的SRTmin(℃)以上；

粗轧工序：在上述加热工序后，在950～1050℃的第1温度区域对上述板坯进行使合计压下率为60～90％、且其中的压下率为20％以上的道次数为1道次以上的轧制，得到粗棒；

精轧工序：在上述粗轧后150s以内对上述粗棒进行在930℃以上且低于1000℃的第2温度区域开始、并且在用下述式(x)表示的Ar₃相变点以上且Ar₃相变点+80℃以下的第3温度区域结束的精轧，得到钢板；和

冷却工序：进行第1冷却、第2冷却、第3冷却和卷取，所述第1冷却是在上述精轧工序后3s以内对上述钢板以15℃/s以上的平均冷却速度冷却至600℃以上且低于Ar₃相变点的第4温度区域，所述第2冷却是用1s以上且小于10s的时间从上述第4温度区域以10℃/s以下的平均冷却速度冷却至高于600℃且为700℃以下的第5温度区域，所述第3冷却是从上述第5温度区域以15℃/s以上的冷却速度冷却至高于350℃且为450℃以下的第6温度区域，所述卷取是在上述第6温度区域卷取，

在上述精轧工序中，进行至少2道次的压下，并且，合计压下率为75～95％，在上述冷却工序中，用下述(vii)式表示的Ti在多边形铁素体中的总累积扩散距离Ltotal(μm)满足下述(v)式。

SRTmin＝7000/{2.75－log₁₀(Ti×C)}－273 (iv)

Ar₃＝910－310×C+25×(Si+2×Al)－80×Mneq (x)

其中，式中的各元素符号表示钢材中所含的各元素的以质量％为单位的含量，Mneq在不含B的情况下用下述(xi)式表示，在含有B的情况下用下述(xii)式表示。

Mneq＝Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb－0.02) (xi)

Mneq＝Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb－0.02)+1 (xii)

0.15≤Ltotal≤0.4 (v)

其中，上述(vii)式中的D×(T+273)为在T(℃)下的体扩散系数(μm²/s)，如下述(viii)式所示那样用Ti的扩散系数D₀(μm²/s)、活化能Q(kJ/mol)及气体常数R(kJ/(mol·K))表示，Δt为从上述第3冷却到上述卷取为止的微小时间。

D×(T+273)＝D₀×Exp(－Q/R×(T+273)) (viii)

(7)根据上述(6)所述的加工诱发相变型复合组织钢板的制造方法，在上述粗轧工序中，可以进行至少2道次的压下，合计压下率可以为60～90％。

(8)根据上述(6)或(7)所述的加工诱发相变型复合组织钢板的制造方法，在上述冷却工序后可以进一步具备使上述钢板浸渍于镀锌浴中从而对上述钢板进行镀锌的镀锌工序。

(9)根据上述(8)所述的加工诱发相变型复合组织钢板的制造方法，在上述镀锌工序后可以进一步具备将上述钢板加热至450～600℃的温度范围来进行合金化处理的合金化处理工序。

根据本发明的上述方案，能够得到具有540MPa以上的抗拉强度、同时强度-伸长率均衡性、扩孔性、耐蚀性及缺口疲劳特性优异、而且表面性状也优异的高强度加工诱发相变型复合组织钢板。该加工诱发相变型复合组织钢板能够很好地用作为车轮盘用的钢板等。

附图说明

图1是表示缺口疲劳试样的形状的图。

图2是表示本实施方式涉及的加工诱发相变型复合组织钢板的制造方法的一例的流程图。

具体实施方式

本发明的一个实施方式涉及的加工诱发相变型复合组织钢板(以下有时称为本实施方式涉及的钢板)具有以下的特征(a)～(f)。

(a)化学组成，以质量％计含有C：大于0.075％且为0.150％以下、Si：0.50％以下、Mn：0.20～3.00％、P：0.010％以下、S：0.005％以下、Al：0.040～1.500％、N：0.0100％以下、Ti：0.015～0.200％、Nb：0～0.060％、Cu：0～1.20％、Ni：0～0.60％、Mo：0～1.00％、V：0～0.200％、Cr：0～2.00％、W：0～0.50％、Mg：0～0.0100％、Ca：0～0.0100％、REM：0～0.100％、B：0～0.0020％，余量为Fe及杂质，并且，满足下述(i)式。

Ti－48×(N/14+S/32)≥0(i)

(b)板厚的1/4厚度处的组织，以面积率计，包含50～85％的多边形铁素体、3～10％的残余奥氏体、5～47％的贝氏体、以及合计为1％以下的新鲜马氏体和回火马氏体，并且，满足下述(ii)式。

0.01＜Ex.C/fsd≤0.015 (ii)

(c)在上述组织中含有1×10¹⁶个/cm³以上的包含TiC的析出物。

(d)上述残余奥氏体的平均粒径按等效圆直径计为1.0～5.0μm。

(e)上述残余奥氏体的最接近距离的平均值为3.0～10.0μm。

(f)上述析出物的平均直径为3nm以下。

在上述中，式中的各元素符号是钢材中所含的各元素的以质量％为单位的含量，(ii)式中的fsd是显微组织中的残余奥氏体的面积率(％)，Ex.C使用各元素的以质量％计的含量用下述(iii)式计算。

Ex.C＝C－12×(Ti/48+Nb/93－N/14－S/32) (iii)

以下，对本实施方式涉及的钢板进行详细说明。

1.化学组成

首先，对化学组成的限定理由进行说明。在以下的说明中，关于含量的“％”意指“质量％”。

＜C：大于0.075％且为0.150％以下＞

C是促使残余奥氏体生成、且有助于通过相变诱发塑性来提高强度-伸长率均衡性(TS×El)的元素。另外，C是与Ti形成析出物，有助于通过析出强化来提高强度的元素。因此，C是重要的元素。当C含量为0.075％以下时，不能够得到540MPa以上的强度。另外，当C含量为0.075％以下时，不能够得到由确保残余奥氏体带来的延展性(伸长率)提高效果。另一方面，若C含量超过0.150％，则残余奥氏体的面积率变得超过10％，扩孔性降低。因此，C含量设为大于0.075％且为0.150％以下。

＜Si：0.50％以下＞

Si也是本实施方式中很重要的元素之一。Si为脱氧元素，同时是伴随其含量的增加，使铁素体区温度向高温侧扩大从而扩大铁素体与奥氏体的双相区域的温度范围的元素。因此，为了得到加工诱发相变型复合组织钢，本来期望含有Si。

然而，Si使钢板表面显著地产生虎纹状的Si氧化皮花纹，使表面性状显著地劣化。而且，Si有时会极端地降低精整生产线上的氧化皮除去工序(酸洗等)的生产率。若Si含量超过0.50％，则表面性状显著地劣化，酸洗工序的生产率极端恶化。另外，不管实施怎样的氧化皮除去方法，化学转化处理性都劣化，涂装后耐蚀性降低。因此，将Si含量设为0.50％以下。为了不产生Si氧化皮花纹，优选将Si含量设为0.10％以下，更优选将Si含量设为0.07％以下，进一步优选将Si含量设为0.05％以下。

另一方面，Si是具有抑制鳞屑、纺锤氧化皮这样的氧化皮类缺陷的发生的效果的元素。上述的效果在Si含量为0.02％以上的情况下能够得到。因此，也可以将Si含量的下限设为0.02％。

＜Mn：0.20～3.00％＞

Mn是有助于铁素体的强化的元素。另外，Mn也是随着其含量的增加使奥氏体区温度向低温侧扩大从而扩大铁素体与奥氏体的双相区域的温度范围的元素。若双相区域的温度范围扩大，则在精轧后的冷却中容易引起铁素体和奥氏体的二相分离，有利于得到加工诱发相变型复合组织钢。为了得到上述效果，将Mn含量设为0.20％以上。另一方面，若Mn含量超过3.00％，则铸造时显著地发生板坯裂纹。因此，将Mn的含量设为3.00％以下。

另外，若含有超过2.50％的Mn，则淬火性变得过高，为了得到目标组织而需要进行用于在精轧后的冷却中使铁素体析出的长时间的空冷保持，有时使生产率降低。因此，Mn含量优选为2.50％以下，更优选为2.20％以下。

另一方面，为了抑制由S所致的热裂纹的发生，优选Mn含量和S含量满足Mn/S≥20。式中的各元素符号表示钢材中所含的各元素的含量(质量％)。

＜P：0.010％以下＞

P是杂质元素。若P含量超过0.010％，则向晶界的偏析变得显著。该情况下，助长晶界脆化，局部延展性劣化，缺口疲劳特性降低。另外，焊接部(焊接区)的脆化也变得显著。因此，将P含量设为0.010％以下。优选P含量少，P含量的下限并无特别规定。然而，将P含量设为小于0.0001％时，制造成本显著增加，在经济性上不利，因此可以将P含量设为0.0001％以上。

＜S：0.005％以下＞

S是杂质元素。S对焊接性、铸造时及热轧时的制造性造成不良影响。另外，S在钢板中形成粗大的MnS，使扩孔性降低。若S含量超过0.005％，则其影响变得显著，因此将S含量设为0.005％以下。优选S含量少，S含量的下限并无特别规定。然而，将S含量设为小于0.0001％时，在经济性上不利，因此可以将S含量设为0.0001％以上。

＜Al：0.040～1.500％＞

Al是脱氧元素，同时与Si同样是伴随其含量的增加使铁素体区温度向高温侧扩大从而使铁素体与奥氏体的双相区域的温度范围扩大的元素。因此，Al是在本实施方式中很重要的元素之一。为了得到该效果，将Al含量设为0.040％以上。另一方面，若Al含量大于1.500％，则铁素体区温度过于向高温侧扩大，难以在奥氏体区结束精轧。该情况下，在成为制品的钢板中残留加工铁素体，延展性、扩孔性劣化。另外，若Al含量大于1.500％，则还存在在铸造时中间包水口(tundishnozzle)容易堵塞的危险。因此，将Al含量设为1.500％以下。但是，若Al含量大于1.000％，则氧化铝等非金属夹杂物增大，有时局部延展性劣化，因此优选Al含量为1.000％以下。

＜N：0.0100％以下＞

N是在钢的精炼时不可避免地混入的杂质。另外，N是与Ti、Nb等结合而形成氮化物的元素。若N含量大于0.0100％，则氮化物在较高温下容易粗大地析出，存在粗大的氮化物成为翻边加工时的裂纹的起点的危险。因此，将N的含量设为0.0100％以下。另外，若N与Ti、Nb形成氮化物，则后述的Nb、Ti的效果降低。因此，为了有效利用Ti、Nb，也优选N含量少。

若N含量大于0.0060％，则时效劣化变得激烈。因此，在要抑制时效劣化的情况下，优选将N含量设为0.0060％以下。进而，对于以制造后在室温下放置两个星期以上后供加工为前提的构件，应用本实施方式的钢板的情况下，从时效劣化对策的观点出发，更优选N含量设为0.0050％以下。另外，若考虑在夏季的高温环境下的放置、或伴有利用船舶等进行的向低纬度地区的输出的环境下的使用，则进一步优选N含量小于0.0040％。

＜Ti：0.015～0.200％＞

Ti是在本实施方式涉及的钢板中很重要的元素之一。Ti在热轧中的奥氏体区中以TiN形式析出，有助于奥氏体粒径的微细化，而且在热轧结束后的冷却中铁素体相变进行的同时，残留的Ti以TiC等碳化物形式微细地析出。通过由TiN析出带来的奥氏体粒径微细化、和TiC等碳化物将铁素体粒析出强化，强度提高。为了得到这些效果，需要将Ti含量设为0.015％以上。另一方面，当Ti含量大于0.200％时，不仅效果饱和，而且在奥氏体区中也会析出Ti碳化物或Ti碳硫化物，由此固溶C降低，难以在相变后得到所期望的金属组织。因此，将Ti含量设为0.200％以下。另外，若Ti含量大于0.150％，则有时在铸造时中间包水口容易堵塞。因此，优选将Ti含量设为0.150％以下。

另外，为了得到上述的效果，Ti含量需要在与N含量和S含量的关系上满足下述(i)式。

Ti－48×(N/14+S/32)≥0 (i)

若式(i)小于0，则变得不存在能够以TiC形式析出的Ti，因此不能够得到析出强化。

式中的各元素符号表示钢材中所含的各元素的含量(质量％)。

本实施方式涉及的钢板，基本组成是：含有上述的化学成分，余量为Fe及杂质。然而，为了进一步提高强度、扩孔性，也可以代替一部分Fe而在以下所示的范围内含有选自Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W中的一种以上。但是，由于这些元素不一定需要含有，因此其下限为0％。在此，“杂质”是指在工业性制造钢时通过矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，是在不对本发明给予不良影响的范围内允许含有的成分。

＜Nb：0～0.060％＞

＜Cu：0～1.20％＞

＜Ni：0～0.60％＞

＜Mo：0～1.00％＞

＜V：0～0.200％＞

＜Cr：0～2.00％＞

＜W：0～0.50％＞

Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr及W是具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，可以根据需要含有选自这些元素中的1种以上。为了得到上述的效果，优选含有选自Nb：0.005～0.060％、Cu：0.02～1.20％、Ni：0.01～0.60％、Mo：0.01～1.00％、V：0.01～0.200％、Cr：0.01～2.00％和W：0.01～0.50％中的1种以上。

另一方面，即使过量地含有这些元素，其效果也饱和，经济性降低。因此，在含有这些元素的情况下，也将Nb含量设为0.060％以下、将Cu含量设为1.20％以下、将Ni含量设为0.60％以下、将Mo含量设为1.00％以下、将V含量设为0.200％以下、将Cr含量设为2.00％以下、将W含量设为0.50％以下。

＜Mg：0～0.0100％＞

＜Ca：0～0.0100％＞

＜REM：0～0.100％＞

Mg、Ca及REM(稀土元素)是控制非金属夹杂物的形态、使钢板的加工性提高的元素，所述非金属夹杂物成为破坏的起点，成为使延展性及扩孔性劣化的原因。因此，可以根据需要含有选自这些元素中的1种以上。为了得到上述的效果，优选含有选自Mg：0.0005～0.0100％、Ca：0.0005～0.0100％和REM：0.0005～0.100％中的1种以上。另一方面，即使过量地含有这些元素，其效果也饱和，经济性降低。因此，在含有这些元素的情况下，也将Mg含量设为0.0100％以下、将Ca含量设为0.0100％以下、将REM含量设为0.100％以下。REM是指镧系元素的15种元素加上Y和Sc之后的17种元素，REM含量是指这些元素的合计量。

＜B：0～0.0020％＞

B是具有提高钢的淬火性、使残余奥氏体的组织分数增加的效果的元素。为了得到该效果，可以将B含量设为0.0002％以上。更优选设为0.0010％以上。另一方面，若B含量变得过量，则其效果饱和，经济性降低。因此，在含有它的情况下，也将B含量设为0.0020％以下。另外，B是成为在连铸后的冷却工序中引起板坯裂纹的原因的元素，从该观点出发，优选将B含量设为0.0015％以下。

本实施方式涉及的本发明的钢板，即使含有合计为1.0％以下的作为杂质元素的Zr、Sn、Co、Zn，也不会损害其效果。然而，若大量含有Sn，则存在在热轧时产生缺陷瑕疵的危险，因此优选将Sn含量设为0.05％以下。

2.显微组织

接着，对本实施方式涉及的钢板的组织(显微组织)进行说明。本实施方式涉及的钢板的组织，是被认为能得到代表性的组织的、板厚的1/4厚度处的位置(在板厚方向上距离表面为板厚度的1/4的位置)的组织。

＜以面积率计含有50％～85％的多边形铁素体、3～10％的残余奥氏体、合计为5％～47％的贝氏体和贝氏体铁素体、以及合计为1％以下的新鲜马氏体和回火马氏体，并且满足0.01＜Ex.C/fsd≤0.015＞

多边形铁素体是在确保伸长率上很重要的组织。铁素体之中，与位错密度高的贝氏体铁素体相比，位错密度低、延展性优异的多边形铁素体有助于提高伸长率。因此，为了得到优异的伸长率，将多边形铁素体的面积率设为50％以上。另一方面，若多边形铁素体超过85％，则难以确保强度。因此将多边形铁素体的面积率设为85％以下。

利用扩散性机制而生成的多边形铁素体在粒内不具有内部结构、且晶界成为直线或圆弧状。另一方面，贝氏体铁素体、贝氏体具有内部结构、且晶界形状为针状，具有与多边形铁素体明显不同的组织。因此，多边形铁素体、和贝氏体或贝氏体铁素体，可以从在用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后使用光学显微镜得到的组织照片，通过晶界形状以及有无内部结构来判断。在存在没有明显地显现内部结构、且晶界形状为针状的组织(准多边形铁素体)的情况下，作为贝氏体铁素体来统计。

再者，有热轧的温度过低的情况等的在生成铁素体后受到轧制加工的情况。受到那样的加工的铁素体作为加工铁素体而与多边形铁素体相区别。加工铁素体，其晶界形状为直线状，且由于轧制加工而呈在轧制方向上延伸的形状，因此能够进行与多边形铁素体等其他组织的判别。在本实施方式中，不论有无内部结构，都将晶界形状为直线状且晶粒的轧制方向的最大长度与板厚方向的最大长度之比即纵横比为4以上的情况作为加工铁素体统计。

残余奥氏体是为了通过相变诱发塑性(TRIP：TRansformation InducedPlasticity)来体现优异的伸长率较为重要的组织。若分散成岛状的残余奥氏体的面积率小于3％，则难以确保充分的伸长率。另外，会丧失延迟疲劳裂纹传播的效果。另一方面，若残余奥氏体的面积率大于10％，则被认为是空隙的发生位点的、由残余奥氏体通过加工诱发相变而生成的硬质的马氏体彼此的间隔变短，空隙变得容易连结。在该情况下，容易导致延性断裂，扩孔性劣化。因此，将残余奥氏体的面积率设为3～10％。

在本实施方式涉及的钢板中，包含面积率为5～47％的贝氏体。当贝氏体低于5％时，C向奥氏体中的浓化变得不充分，难以确保残余奥氏体。因此，将贝氏体的面积率的下限设为5％。从上述观点出发，优选为10％以上。另一方面，若贝氏体超过47％，则延展性降低。因此，将贝氏体的面积率的上限设为47％。从上述观点出发，优选贝氏体的面积率为40％以下。

在本实施方式涉及的钢板中，允许包含合计量小于1％的新鲜马氏体(M)和回火马氏体(tM)。若新鲜马氏体和回火马氏体的合计量大于1％，则扩孔性劣化。马氏体和回火马氏体也可以为0％。

另外，本实施方式涉及的钢板，即使除了多边形铁素体、残余奥氏体、贝氏体、贝氏体铁素体、新鲜马氏体和回火马氏体以外，还含有1％以下的其他的组织(例如珠光体、加工铁素体等)，也并不会损害其效果。

在此，加工铁素体是指：在热轧温度为Ar₃相变点以下进行热轧时，多边形铁素体受到轧制加工从而在轧制方向上延伸、且在粒内包含了通过加工而导入的位错的状态。

在本实施方式中，所谓贝氏体是在板条间不含粗大的碳化物的贝氏体(αB)。这在贝氏体相变中向奥氏体排出碳从而在室温下含有充分稳定的残余奥氏体的情况下为特征性的显微组织。

各组织可如以下那样判断。即，组织分数(面积率)可以利用以下的方法得到。首先，将从热轧钢板制取的试样用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀。对于在腐蚀后使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置以300μm×300μm的视场得到的组织照片进行图像解析，由此得到多边形铁素体、加工铁素体及珠光体的面积率、以及贝氏体和马氏体的合计面积率。接着，对于使用经过Lepera(偏重亚硫酸钠的水溶液与苦味酸的乙醇溶液的混合液)腐蚀的试样，使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置以300μm×300μm的视场得到的组织照片，进行图像解析，由此算出残余奥氏体与马氏体的合计面积率。

进而，使用从轧制面法线方向面切削至板厚的1/4深度的试样，通过X射线衍射测定，采用以下的方法求出残余奥氏体的体积率。即，使用Mo的Kα射线，根据奥氏体与铁素体的反射面强度的不同，使用下述(ix)式简便地求出其体积分数。

Vγ＝(2/3)×{100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3)×{100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)} (ix)

其中，α(211)、γ(220)及γ(311)分别为铁素体(α)、奥氏体(γ)的X射线反射面强度。

由于残余奥氏体的体积率与面积率相等，因此将其作为残余奥氏体的面积率。

可以利用该方法得到多边形铁素体、加工铁素体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体、珠光体各自的面积率。

残余奥氏体的体积分数，不论使用光学显微镜观察和X射线衍射法中的哪种方法都能得到大致一致的值，因此不论使用哪种方法的测定值都可以。

＜包含TiC的析出物的个数密度：1×10¹⁶个/cm³＞

＜析出物的平均直径：3nm以下＞

另一方面，在多边形铁素体为上述的面积率、且残余奥氏体的面积率为10％以下的情况下，为了得到540MPa以上的抗拉强度，组织需要通过析出强化来进行强化。即，需要将多边形铁素体利用Ti碳化物进行析出强化。

另外，如果成分一定，则包含TiC的析出物的平均直径(等效圆直径)与密度具有大致逆相关的关系。在本实施方式中，为了通过析出强化得到100MPa以上的抗拉强度的上升，将包含TiC的析出物的平均直径按等效圆直径计设为3nm以下，且将其密度设为1×10¹⁶个/cm³以上。

若包含TiC的析出物的平均直径大于3nm，则对析出强化的贡献不充分。另外，当个数密度小于1×10¹⁶个/cm³时，作为析出强化的效果也不充分。

包含TiC的析出物的平均直径、个数密度可以利用以下的方法测定。

从热轧钢板通过切割及电解研磨法制作针状试样。此时，可以根据需要与电解研磨法配合来有效利用聚焦离子束加工法。由该针状试样通过三维原子探针测定法取得复合碳氮化物的立体分布像。

根据三维原子探针测定法，可再构建所累积的数据，取得在实际空间中的实际的原子的立体分布像。在包含TiC的析出物的粒径的测定中，由作为观察对象的析出物的构成原子数及其晶格常数求出将该析出物视作球体时的直径，将所求得的直径定义为包含TiC的析出物的粒径。

在本实施方式中，统计包含TiC的析出物之中的、粒径为3nm以下的析出物。粒径的下限并无特别限定，但是在小于0.5nm的情况下，由于粒径变得小于TiC的晶格常数，因此不视为析出物。基于所测定的包含TiC的析出物的个数，求出个数密度(个/cm³)。

＜残余奥氏体的平均粒径(等效圆直径)：1.0～5.0μm＞

＜残余奥氏体的最接近距离的平均值：3.0～10.0μm＞

＜0.01＜Ex.C/fsd≤0.015＞

作为可直截了当地表达翻边加工性、扩孔性的不同的试验方法，提出了扩孔试验，在该试验中所得到的扩孔值被广泛用作为评价局部变形能力的指标。扩孔加工中的裂纹的发生及进展由以空隙的生成、长大、连结为普通过程的延性断裂引起。在如TRIP钢那样显微组织间的强度差大的情况下，以较硬质的残余奥氏体或残余奥氏体进行加工诱发相变而产生的硬质的马氏体为起因而发生较高的应变、应力的集中。因此，一般地，空隙容易产生、长大，扩孔值低。然而，本发明人发现：通过控制残余奥氏体的尺寸、分散状态，能够使空隙的生成、长大、连结延迟，能够提高扩孔性。

被认为与扩孔性相关的延性断裂，可以认为由空隙的发生和继此之后的长大、连结所引起。另外，认为空隙的发生位点是由残余奥氏体通过加工诱发相变而生成的硬质的马氏体。因此，可以认为：若残余奥氏体的形状为岛状，则应力集中会得到松弛，能抑制相变后的来自马氏体的空隙的产生。所谓岛状，不仅表示残余奥氏体没有连结地排列成列状的状态，也包括：其各个的形状为接近于应力集中部位少的球的形状的情况。优选：残余奥氏体以岛状分散于铁素体粒或贝氏体粒的拐角、边缘及晶界面。

本发明人发现：通过满足下述(ii)式，且将残余奥氏体的分散状态、硬度等最适化，使空隙的生成、长大、连结延迟，由此能够得到优异的扩孔值。另外发现：通过使疲劳裂纹的进展停滞或迂回，从而疲劳裂纹的传播速度降低，能够得到优异的缺口疲劳强度。

0.01＜Ex.C/fsd≤0.015 (ii)

(ii)式中的Ex.C为用下述(iii)式定义的值，fsd表示显微组织中的残余奥氏体的面积率(％)。

Ex.C＝C－12×(Ti/48+Nb/93－N/14－S/32) (iii)

在此，式(iii)中的各元素符号表示钢材中所含的各元素的含量(质量％)。

另外，本实施方式涉及的钢板，残余奥氏体的平均粒径(等效圆直径)为1.0～5.0μm。当残余奥氏体的平均粒径小于1.0μm时，不会成为疲劳裂纹的传播的障碍，因此不能够得到使裂纹传播速度减缓的效果。另一方面，若平均粒径大于5.0μm，则必然地形状复杂化，产生应力集中。该情况下，会提早地引起由粗大的残余奥氏体通过加工诱发相变生成的硬质的马氏体的断裂，因该空隙的产生而引起的局部的延性断裂对扩孔性造成不良影响。残余奥氏体的平均粒径优选为3.0μm以下。若残余奥氏体的尺寸变小、且每单位体积的个数变少，则作为空隙的发生位点的残余奥氏体本身、或者铁素体与残余奥氏体的边界以及贝氏体与残余奥氏体的边界减少，能抑制空隙的发生，并且残余奥氏体彼此的间隔扩大，由此空隙难以连结，能够抑制空隙的生长。

残余奥氏体的平均粒径，可以从利用Lepera试剂腐蚀而得到的倍率500倍的光学显微镜照片通过图像解析求得。

进而，本实施方式涉及的钢板，残余奥氏体的最接近距离的平均值为3.0～10.0μm。在本实施方式中，残余奥氏体的最接近距离的平均值，是指测定20处的从任意选择的残余奥氏体到最接近的残余奥氏体的距离，求其平均值而得到的值。若残余奥氏体的最接近距离的平均值小于3.0μm，则由残余奥氏体通过加工诱发相变生成的硬质的马氏体彼此的间隔变短，空隙容易连结。该情况下，变得容易导致延性断裂，扩孔性劣化。另一方面，若残余奥氏体的最接近距离的平均值大于10.0μm，则疲劳裂纹在软质的多边形铁素体中选择性地传播，会丧失延迟疲劳裂纹传播的效果。

优选残余奥氏体的平均纳米硬度为7～14GPa。通过将残余奥氏体的硬度限定在某个范围，能够避免变形初期的局部的空隙的发生，并且能够抑制不均匀的空隙的长大。在平均纳米硬度小于7GPa的情况下，残余奥氏体在热力学上变得不稳定，有时在变形的最初期发生加工诱发相变，变得不能够体现作为加工诱发相变型复合组织钢的特征的优异的均匀伸长率。另一方面，若平均纳米硬度大于14GPa，则残余奥氏体与软质的多边形铁素体的硬度差、或者、由残余奥氏体通过加工诱发相变生成的马氏体与软质的多边形铁素体的硬度差变大。该情况下，由于从变形的初期到后期局部地产生空隙，因此延性断裂变得容易进展，担心局部变形能力降低。更优选残余奥氏体的平均纳米硬度为12GPa以下。另外，如果纳米硬度范围按标准偏差计为1.5GPa以下，则能抑制在变形的初期局部性地产生空隙，因此优选。

残余奥氏体的纳米硬度，例如可以使用Hysitron公司制的TriboScope/TriboIndenter测定。可在1mN的载荷下测定20点以上的残余奥氏体的硬度，并由其结果算出残余奥氏体的平均纳米硬度以及标准偏差。

本实施方式涉及的钢板，也可以在其表面上具有公知的镀锌层。镀锌层可以是热浸镀锌层，也可以是进行了合金化的合金化热浸镀锌层。在具有镀锌层的情况下，能抑制锈的产生，因此钢板的耐蚀性提高。

3.制造方法

本实施方式涉及的钢板(加工诱发相变型复合组织钢板)，并不被制造方法限定，只要具有上述的特征，就能得到其效果。然而，例如，通过使用包含如以下那样的加热工序、粗轧工序、精轧工序、冷却工序的制造方法，能够再现性良好地得到最适的金属组织。

以下，对各工序的优选的条件进行说明。

在本实施方式涉及的钢板的制造方法中，先于热轧而进行的、具有上述的成分的钢坯的制造方法并不特别限定。作为钢坯的制造方法，只要按照常规方法利用高炉、转炉、电炉等进行熔炼，在各种二次精炼工序中进行成分调整以使得成为目标的成分含量，接着，采用通常的连铸、或基于铸锭法的铸造、以及薄板坯铸造等方法实施铸造工序即可。在原料中也可以使用废料。另外，在通过连铸得到板坯的情况下，可以以高温铸坯的状态直接送至热轧机，也可以冷却至室温后在加热炉中进行再加热，然后进行热轧。

＜加热工序＞

在加热工序中，在热轧前对通过铸造等得到的板坯进行加热。加热温度设为基于下述(iv)式算出的最小板坯再加热温度(SRTmin)℃以上且1350℃以下，在加热炉中进行加热。

SRTmin＝7000/{2.75－log₁₀(Ti×C)}－273 (iv)

其中，式中的各元素符号表示钢材中所含的各元素的含量(质量％)。

如果加热温度小于SRTmin(℃)，则在铸造中生成的Ti的碳氮化物不会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不会以碳化物形式微细析出，不能够得到利用了析出强化的强度提高效果。因此，加热工序中的加热温度设为SRTmin(℃)以上。另外，当为低于1100℃的加热温度时，在时间计划上显著损害操作效率，因此加热温度优选为1100℃以上。

另一方面，当使加热温度大于1350℃时，会显著损害生产率，并且招致奥氏体粒径的粗大化，成为韧性和扩孔性降低的主要因素。因此，将加热温度设为1350℃以下。

对于加热工序中的加热时间并无特别限定。然而，为了充分进行Ti的碳氮化物的溶解，优选自达到上述的加热温度后保持30分钟以上。另外，要在板坯的厚度方向上充分地均等地加热的情况下，优选保持60分钟以上。另一方面，从由氧化皮剥离所致的成品率降低的观点出发，加热时间优选为240分钟以下。但是，在将铸造后的铸坯以高温的状态直接运送而进行轧制的情况下，并无此限制。

＜粗轧工序＞

在加热工序后，对从加热炉取出的板坯，不特别地等待就进行粗轧，得到粗棒。在该粗轧工序中，在950～1050℃的温度区域(第1温度区域)进行1道次以上的压下率为20％以上的压下。当粗轧的温度小于950℃时，在粗轧中的热变形阻力增加，存在给粗轧的操作带来障碍的危险。另一方面，若粗轧的温度大于1050℃，则在粗轧中生成的二次氧化皮过于生长，存在在其后实施的去氧化皮或精轧中难以除去氧化皮的危险。

另外，若在该温度区域的粗轧中没有进行至少1道次的压下率为20％以上的轧制，则不能够期待通过有效利用奥氏体的加工以及继此之后的再结晶来细化晶粒以及消除由凝固组织引起的各向异性。该情况下，残余奥氏体的形态从岛状变化为薄膜状，扩孔性劣化。尤其是在将铸造后的铸坯以高温的状态直接运送而进行轧制的情况下，存在残留铸造组织、残余奥氏体的形态向薄膜状的变化变得显著的危险。

如果粗轧工序中的轧制道次数为2道次以上的多道次，则奥氏体中的加工和再结晶反复进行，精轧前的平均奥氏体粒会被细粒化为100μm以下，因此优选。在进行了2道次以上的轧制的情况下，能够使残余奥氏体的平均粒径稳定地成为5μm以下。但是，若该多道次的合计压下率小于60％，则不能够充分得到上述效果。另一方面，当合计压下率大于90％时，不仅其效果饱和，而且存在道次数增加，损害生产率，招致温度降低的危险。另外，由于同样的原因，道次数优选为11以下。所谓合计压下率，是指：以最初的道次前的入口板厚为基准，相对于该基准的合计压下量(轧制中的最初的道次前的入口板厚与轧制中的最终道次后的出口板厚之差)的百分数。另外，合计压下率，按粗轧、精轧各自分开地算出。即，在粗轧中的合计压下率为粗轧中的最初的道次前的入口板厚与粗轧中的最终道次后的出口板厚之差的百分率。

＜精轧工序＞

在粗轧工序结束后进行精轧。从粗轧结束后到精轧开始为止的时间设为150s以内。若大于150s，则在粗棒中奥氏体中的Ti以粗大的TiC这样的碳化物的形式析出，在后面的冷却工序中的奥氏体/铁素体相变时或卷取后的铁素体相变结束时，铁素体中微细地析出的TiC减少，不能够得到通过析出强化带来的强度提高效果。另外，奥氏体的晶粒生长进行，精轧前的平均奥氏体晶粒粒径超过100μm而粗大化，有时残余奥氏体的平均晶体粒径超过5μm。

另一方面，从粗轧结束后到精轧开始为止的时间的下限值不需要特别限定，但是若小于30s，则只要不使用特别的冷却装置，精轧开始温度就不会低于1000℃，在精轧前以及道次间的钢板基体的表面氧化皮之间发生成为鳞、纺锤氧化皮缺陷等的起点的泡疤。该情况下，容易生成氧化皮缺陷。因此，优选从粗轧结束后到精轧开始为止的时间设为30s以上。

在精轧工序中，将轧制开始温度设为930℃以上且低于1000℃(第2温度区域)。若精轧开始温度小于930℃，则通过加工诱发析出而在奥氏体中Ti以粗大的TiC这样的碳化物的形式析出。该情况下，在后面的冷却中的奥氏体/铁素体相变时或卷取后的铁素体相变结束时铁素体中微细地析出的TiC减少，不能够充分得到由析出强化带来的强度提高效果。另一方面，若精轧开始温度为1000℃以上，则在精轧前以及道次间的钢板基体的表面氧化皮之间发生成为鳞、纺锤氧化皮缺陷的起点的泡疤，存在容易生成这些氧化皮缺陷的危险。

精轧结束温度设为Ar₃相变点～Ar₃相变点+80℃的温度区域(第3温度区域)。若精轧结束温度低于Ar₃相变点，则在最终得到的钢板的组织中残余奥氏体不为岛状，而成为连结地排列成列状的分散状态。另外，残余奥氏体的最接近距离的平均值变得小于3μm，扩孔性劣化。另一方面，若精轧结束温度大于Ar₃相变点+80℃，则无论怎么控制轧制以后的冷却模式，铁素体相变都会被抑制，存在过度地生成残余奥氏体的危险。另外，残余奥氏体变得在热力学上不稳定，存在在变形的最初期发生加工诱发相变，不能够得到优异的伸长率的危险。

精轧的合计压下率设为75～95％。若该合计压下率小于75％，则不能够将奥氏体粒充分地细粒化，不能够使制品板的显微组织中的残余奥氏体的平均粒径成为5μm以下。另一方面，若合计压下率大于95％，则不仅其效果饱和，而且会对轧制机施加过度的载荷负荷，在操作上不优选。

精轧，进行多道次(至少2道次)的轧制。在以多道次的轧制来进行精轧的情况下，通过使由轧制所致的未再结晶和直至下一道次为止的道次间时间内的再结晶反复呈现多次，奥氏体粒细粒化，能够稳定地使残余奥氏体的平均粒径成为5μm以下。另外，在进行多道次的轧制的情况下，优选使用串列式轧制机。

进而，优选各道次中的压下率为10％以上。尤其是对于精轧机后段的3道次而言，若各压下率小于10％且平均压下率小于10％，则在轧制道次间及精轧结束后显著地进行晶粒生长，有时不能够使残余奥氏体的平均粒径稳定地成为5μm以下。

在本实施方式中，对轧制速度并无特别限定。然而，若在精轧最终机座侧的轧制速度小于400mpm，则各精轧道次间的时间变长，奥氏体粒长大粗化。该情况下，存在不能够使残余奥氏体的平均粒径稳定地成为5μm以下的危险。因此，优选精轧中的轧制速度设为400mpm以上。进而，若为650mpm，则能够使残余奥氏体的平均粒径稳定地成为5μm以下，因此更优选。对于轧制速度的上限，不需要特别限定，但是在设备制约上，1800mpm以下较为现实。

＜冷却工序＞

精轧结束后，对钢板进行通过控制输出辊道(run-out-table)来最适化的冷却，并进行卷取。首先，优选在精轧结束后直至开始第1冷却为止的时间为3s以内。若从精轧结束到第1冷却开始为止的时间大于3s，则在相变前的奥氏体中会进行粗大且非匹配的Ti的碳氮化物的析出，在后面的冷却中，在铁素体中析出的微细且匹配的包含TiC的碳化物的析出量减少，强度降低。另外，存在奥氏体粒长大粗化、不能够使制品板的显微组织中的残余奥氏体的平均粒径成为5μm以下的危险。对于从精轧结束到第1冷却开始为止的时间的下限，不需要特别限定，但是若小于0.4s，则会在残留有由轧制所致的层状的加工组织的状态下被冷却，会得到在制品板中也连结地排列成列状的残余奥氏体，存在扩孔性劣化的危险，因此优选设为0.4s以上。

优选精轧工序结束后的冷却工序是至少包含第1冷却、第2冷却和第3冷却以及卷取的工序。

在刚进行完精轧工序后实施的第1冷却中，以平均冷却速度15℃/s以上冷却至低于Ar₃相变点(第4温度区域)。若平均冷却速度小于15℃/s，则存在在冷却中生成珠光体而不能够得到目标组织的危险。第1冷却中的冷却速度的上限不需要特别限定，但当为大于150℃/s的冷却速度时，极难控制冷却结束温度，难以精心创制显微组织，因此优选设为150℃/s以下。

另外，若冷却停止温度为Ar₃相变点以上，则在接下来的第2冷却中，有时在奥氏体/铁素体相变时不能使铁素体中微细地析出TiC。另一方面，在本实施方式中，冷却停止温度的下限不需要特别限定。然而，如后述那样，为了体现铁素体的析出强化，而将第2冷却的停止温度设为了大于600℃的温度。由此，当第1冷却的停止温度为600℃以下时，存在不能够得到析出强化的危险。另外，若冷却停止温度为Bs点(贝氏体相变开始温度)以下，则存在不能够得到铁素体、残余奥氏体、不能够得到目标的显微组织的危险。

在与第1冷却接续地进行的第2冷却中，将钢板以10℃/s以下的平均冷却速度，以1s以上且小于100s的时间冷却到高于600℃且为700℃以下。若第2冷却的冷却速度大于10℃/s，则从奥氏体向铁素体相变时的这两相的界面的移动速度变得过快，存在相间界面的Ti碳化物的析出跟不上从而不能够得到充分的析出强化的危险。另外，有时从奥氏体向铁素体的相变延迟从而不能够得到目标的显微组织。另一方面，在该温度区域中的冷却的目的是：促进从奥氏体向铁素体的相变，并且，使铁素体中析出微细的Ti碳化物，得到目标的钢板的强度。因此，对于第2冷却的平均冷却速度的下限，不需要特别限定。在本实施方式中，第2冷却可以是空冷(自然冷却)。

只要不进行利用加热装置等的来自外部的热量输入，即使是半英寸左右的板厚，空冷中的冷却速度也3℃/s左右。

第2冷却中的冷却时间设为1s以上且小于100s。第2冷却是不仅是为了促进铁素体与奥氏体的二相分离、得到目标的第二相分数，而且还是为了在相变结束后的铁素体中通过Ti微细碳化物促进析出强化而非常重要的工序。当冷却时间小于1s(或未进行第2冷却)时，铁素体相变不会进行，不能够得到目标的组织。另外，由于未进行在相变后的铁素体中的Ti碳化物的析出，因此不能够得到目标的钢板的强度及扩孔性。为了充分地进行铁素体相变和碳化物的析出，优选使冷却时间为3s以上。另一方面，在为100s以上的情况下，不仅上述效果饱和，而且生产率显著降低。因此，将冷却时间设为小于100s。在冷却时间为15s以上的情况下，残余奥氏体的平均粒径容易粗大化，并且有可能在组织中混入珠光体，因此优选将冷却时间设为小于15s。

在第2冷却中的冷却停止温度设为高于600℃且为700℃以下(第5温度区域)。若冷却停止温度为600℃以下，则不会进行在相变后的铁素体中的Ti碳化物的析出，强度降低。另一方面，若冷却停止温度大于700℃，则铁素体与奥氏体的二相分离不充分，不能够得到目标的残余奥氏体的面积率。另外，铁素体中的Ti碳化物的析出成为过时效，强度降低。

Ar₃相变点温度(℃)例如可以采用以下的下述(x)式，按照与钢成分的关系简易地计算。

Ar₃＝910－310×C+25×(Si+2×Al)－80×Mneq (x)

在此，式中的各元素符号表示钢材中所含的各元素的含量(质量％)。另外，Mneq在不含B的情况下用下述(xi)式表示，在含有B的情况下用下述(xii)式表示。

Mneq＝Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb－0.02) (xi)

Mneq＝Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb－0.02)+1 (xii)

与第2冷却接续，进行第3冷却。在第3冷却中，将钢板从上述的第5温度区域以15℃/s以上的平均冷却速度冷却至大于350℃且为450℃以下(第6温度区域)。若该冷却速度小于15℃/s，则存在在组织中混入珠光体而不能够得到目标的组织的危险。该冷却中的结束温度与卷取温度相同。另外，第3冷却工序中的冷却速度的上限不需要特别限定，但是，若考虑由热应变所致的板翘曲，则优选设为300℃/s以下。

第3冷却后，在高于350℃且为450℃以下的温度下卷取钢板。若卷取温度大于450℃，则在卷取后进行的贝氏体相变中在贝氏体的板条间大量析出碳化物，不能够得到目标的残余奥氏体，不能够得到充分的伸长率。另外，粗大的碳化物成为裂纹发生的起点，存在扩孔性劣化的危险。另一方面，若卷取温度为350℃以下，则大量生成马氏体从而不能够得到残余奥氏体，不能够得到充分的伸长率。另外，由于在扩孔时产生的空隙的起点增加，因此扩孔性也劣化。

在精轧后的冷却工序中，为了通过Ti碳化物效率良好地体现析出强化，需要控制直至卷取为止的冷却模式本身。具体而言，Ti在铁素体中的总累积扩散距离Ltotal(μm)满足下述(v)式是重要的。

0.15≤Ltotal≤0.4 (v)

在此，总累积扩散距离Ltotal(μm)是将用下述(vi)式定义的Ti在铁素体中的扩散距离L(μm)采用从冷却结束温度到卷取为止的微小时间Δt(s)积分得到的值，用下述(vii)式表示。

Ltotal＝Σ(√(D×(T+273)×Δt)) (vii)

式中的D×(T+273)是在T(℃)下的体扩散系数(μm²/s)，如下述(viii)式所示那样用Ti的扩散系数D₀(μm²/s)、活化能Q(kJ/mol)及气体常数R(kJ/(mol·K))表示。另外，t为扩散时间(s)，Δt为将从冷却结束温度到卷取为止的时间以微小时间进行了划分的情况下的微小时间，在本实施方式中为0.2s。

D×(T+273)＝D₀×Exp(－Q/R×(T+273)) (viii)

若总累积扩散距离Ltotal小于0.15μm，则在冷却中不会进行Ti碳化物的析出，成为亚时效，不能够高效地得到析出强化能力。另一方面，若Ltotal大于0.4μm，则在冷却中过于进行Ti碳化物的析出，成为过时效，仍然不能够高效地得到析出强化能力。

如上所述，在考虑奥氏体粒径的微细化和由Ti碳化物析出所致的C减少的基础上，对冷却条件进行最适化，由此能够将组织最适化。

＜其他工序＞

在本实施方式涉及的钢板的制造方法中，进而也可以以通过钢板形状的矫正、可动位错引入来谋求延展性的提高为目的，而在全部工序结束后实施压下率为0.1～2％的表皮光轧。另外，也可以以除去附着于所得到的热轧钢板的表面的氧化皮为目的，根据需要进行酸洗。进而，也可以在酸洗后对所得到的热轧钢板以在线或离线的方式实施压下率为10％以下的表皮光轧或直至压下率40％左右的冷轧。

进而，优选在表皮光轧之前和/或之后除去表面的氧化皮。对于除去氧化皮的方法并无特别限定。例如，可以是使用盐酸或硫酸来进行的一般的酸洗、利用打磨机等进行的表面磨削、或利用等离子体、气体燃烧器等进行的表面熔削等，可以采用与生产线相应的装置。

另外，在本实施方式涉及的钢板的制造方法中，也可以在铸造后、热轧后、冷却后的任意的情况下，采用热浸镀生产线实施镀敷，从而在钢板的表面形成镀锌层。通过利用热浸镀生产线实施镀敷，热轧钢板的耐蚀性提高。进而，也可以对这些热轧钢板另行实施表面处理。

在对酸洗后的钢板实施镀锌的情况下，可以将所得到的钢板浸渍于镀锌浴中，并根据需要进行合金化处理(合金化处理工序)。通过实施合金化处理，热轧钢板除了耐蚀性提高以外，对点焊等各种焊接的耐焊接性提高。

图2中示出本实施方式涉及的钢板的制造方法的一例。

实施例

以下，通过实施例更具体地说明本发明，但是，本发明并不受这些实施例的限定。

采用转炉、二次精炼工序熔炼具有表1所示的化学成分的钢No.A～Z及a～d的铸坯，在连铸后直接运送或再加热，进行粗轧、精轧，在输出辊道上进行冷却，并将其卷取，制作出板厚为2.3～3.4mm的热轧钢板(试验No1～51)。各钢的制造条件示于表2－1、2－2及表3－1、3－2。

在表2－1、2－2中，板坯加热工序中的“加热温度”表示在板坯再加热中的最高到达温度，“保持时间”表示在规定的加热温度下的保持时间。另外，粗轧工序中的“总道次数”表示粗轧的轧制道次数，“合计压下率”表示从粗轧开始到结束为止的粗轧中的压下率，“20％以上的道次数”表示在950℃以上且1050℃以下的温度区域进行压下率为20％以上的轧制的次数，“合计压下率”表示在950℃以上且1050℃以下的温度区域的压下率，“直至精轧开始为止的时间”表示从粗轧工序结束到精轧工序开始为止的时间，“即将精轧前的平均奥氏体粒径”表示粗棒即将被精轧的最初的机座咬入之前的奥氏体粒的平均粒径。该即将精轧前的平均奥氏体粒径通过如下方式得到，即：将进入精轧之前的粗棒用切料头机等切断，并将所得的切料头片尽可能地急冷，冷却至室温左右，对与其轧制方向平行的截面进行腐蚀，使奥氏体晶界浮起，用光学显微镜进行测定。此时，在板厚的1/4位置处以50倍以上的倍率对20个以上的视场用图像解析或计点法等进行了测定。

进而，在表3－1、3－2中，精轧工序中的“轧制开始温度”表示即将被精轧的最初的机座咬入之前的温度，“总道次数”表示精轧的轧制道次数，“合计压下率”表示从精轧开始到结束为止的精轧中的压下率，“后段3道次的平均压下率”表示在进行通常的多道次的连续轧制的精轧中包含最终道次在内的从最终道次起算直到3个道次为止的压下率的平均值，“精轧出侧速度”表示精轧最终压下道次结束后的该轧制机座中的出侧通板速度，“结束温度”表示精轧最终道次的轧制机座出侧后的温度。关于压下率，可以是由板厚计算出的实际值，也可以是轧制机座的设置值。另外，关于温度，优选利用辐射温度计或接触温度计在各工序中进行测定，也可以是利用温度模型等得到的推定值。

在输出辊道实施的冷却工序，从析出控制和组织控制的观点出发，区分为第1冷却、第2冷却、第3冷却及其后的卷取。表3－1、3－2中，“第1冷却”的“直至冷却开始为止的时间”表示从精轧最终道次的轧制机座出来后直至通过输出辊道进行的冷却开始为止的时间，“冷却速度”表示第1冷却中的基于水冷的平均冷却速度，“冷却停止温度”表示第1冷却中的停止水冷的温度。接着，“第2冷却”的“冷却速度”表示主要基于不带水的空冷的平均冷却速度，“保持时间”表示不带水的空冷保持的时间，“冷却停止温度”表示不带水的空冷保持结束了的温度。在该第2冷却的冷却时间为0的情况下，表示没有停止水冷。进而，“第3冷却”的“冷却速度”表示在空冷保持后再次开始水冷、直至卷取为止的平均冷却速度，“卷取温度”表示停止水冷，即将利用卷取机将钢板卷取为卷状之前的温度。由于从水冷停止到卷取为止的时间较短，因此在本发明中，第3冷却的冷却停止温度与卷取温度大致相等。最后，“总累积扩散距离”表示利用上述的(vii)式计算得到的值。

在表4－1、4－2及表5－1、5－2中，示出利用表2－1、2－2及表3－1、3－2中记载的制造方法得到的钢板的显微组织、机械性质、表面特性及耐蚀性。首先，从所得到的钢板的板宽度的1/4或3/4的位置制取试样，使用光学显微镜，进行板厚的1/4厚度处的显微组织的观察。作为试样的制备，将轧制方向的板厚截面作为观察面进行研磨，利用硝酸乙醇腐蚀液试剂、LePera试剂进行腐蚀。从用硝酸乙醇腐蚀液试剂和LePera试剂腐蚀后的倍率500倍的光学显微镜照片对显微组织进行分类。在表4－1、4－2中的显微组织之中，马氏体面积率是新鲜马氏体与回火马氏体的合计面积率。

从用LePera试剂腐蚀后的倍率500倍的光学显微镜照片通过图像解析确认了作为第二相的残余奥氏体的分散状态。在此，关于残余奥氏体的分散状态，将在铁素体粒的拐角、边缘和晶界面分散成岛状的情况分类为“岛状”，将即使为岛状但与轧制方向平行地连绵而分布的情况分类为“列状”，将主要以包围铁素体粒的晶界面的方式分散的情况分类为“薄膜状”。

进而，通过图像解析，求出残余奥氏体的面积率及平均粒径。另外，表4－1、4－2的Ex.C/fsd为表1的Ex.C(％)除以残余奥氏体的面积率(％)所得到的值。残余奥氏体的平均晶体粒径，是将等效圆直径进行个数平均而得到的。另外，选择任意的残余奥氏体，对20个部位测定直至其最接近的残余奥氏体为止的距离，将其平均值作为“残余奥氏体的最接近距离的平均值”。

纳米硬度Hn使用Hysitron公司制的TriboScope/TriboIndenter进行测定。测定条件如下：在1mN的载荷下测定20个点以上的残余奥氏体的硬度，计算出其算术平均值和标准偏差。

包含TiC的析出物的密度即“铁素体TiC密度”的测定，通过三维原子探针测定法进行。首先，通过切断和电解研磨法，根据需要与电解研磨法配合地有效利用聚焦离子束加工方法，由作为测定对象的试样制作针状的试样。在三维原子探针测定中，可以再构建积分后的数据，作为实际空间中的实际的原子的分布像求出。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。关于测定，确定铁素体粒，对各试样用5个以上的铁素体粒实施。另外，关于上述TiC析出物的尺寸，将析出物假定为球状，由所观察到的TiC析出物的构成原子数和TiC的晶格常数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。

关于机械性质中的屈服强度(YP)、抗拉强度(TS)及伸长率(El)，使用从板宽度的1/4位置或3/4位置沿与轧制方向垂直的方向制取的JIS Z 2241(2011)的5号试样，并按照该标准进行评价。作为扩孔性的指标，使用扩孔试验。扩孔试验，是从与拉伸试样制取位置同样的位置制取试样，按照日本钢铁联盟标准JFS T 1001(1996)所记载的试验方法进行评价。

接着，为了调查缺口疲劳强度，从与拉伸试样制取位置同样的位置，以轧制方向成为长边的方式，制取图1所示的形状的疲劳试样，用于疲劳试验。在此，图1所示的疲劳试样是为了得到缺口疲劳强度而制作的切口试样。图1的试样，将侧面拐角部以1R倒角，在长度方向上用#600研磨。为了接近汽车部件实际使用中的疲劳特性评价，切口与扩孔试样同样地用圆筒冲头冲裁出来。将冲裁间隙设为12.5％。但是，对于疲劳试样，从最表层到0.05mm左右的深度实施了▽3磨削。疲劳试验使用申克型疲劳试验机，试验方法依据JIS Z 2273(1978)及JIS Z 2275(1978)进行。表3－1、3－2所示的缺口疲劳特性的“σwk/TS”是在该试验中得到的200万次疲劳强度除以抗拉强度所得到的值。

表面特性用酸洗前的表面缺陷和粗糙度进行评价。若该评分为基准以下，则即使在酸洗后也会出现因氧化皮缺陷所引起的花纹、表面的凹凸从而被用户评价为表面品质低劣的情况。此处，“表面缺陷”表示以目视确认有无Si氧化皮、鳞、纺锤等氧化皮缺陷的结果，有氧化皮缺陷的情况表示为“NG”，无氧化皮缺陷的情况表示为“GOOD”。将这些缺陷为部分性的或为基准以下的情况判为“轻微”，用“OK”表示。“粗糙度”用Rz评价，表示出利用JIS B0601(2013)记载的测定方法得到的值。若Rz为20μm以下，则是表面品质没有问题的水平。

耐蚀性用化学转化处理性和涂装后耐蚀性进行评价。具体而言，将制造的钢板进行酸洗后，实施使2.5g/m²的磷酸锌皮膜附着的化学转化处理，在阶段中，作为“化学转化处理性”，实施了有无遮盖不足(lack of hiding)、和P比的测定。

磷酸化学转化处理是使用以磷酸和Zn离子为主成分的药液进行的处理，是在与从钢板溶出的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离子溶出从而促进反应；以及(2)在钢板表面致密地形成磷叶石晶体。特别是对于(1)，若在钢板表面残留由Si氧化皮的形成引起的氧化物，则会妨碍Fe的溶出，出现被称为遮盖不足的未附着化学转化皮膜的部分，并且Fe未溶出，由此形成被称为磷锌矿：Zn₃(PO₄)₃·4H₂O的在铁表面本来不应形成的异常的化学转化处理皮膜，使涂装后的性能劣化。因此，使表面正常，以使得通过磷酸而使钢板表面的Fe溶出并充分供给Fe离子变得很重要。

对于该遮盖不足，可以通过扫描型电子显微镜观察来确认，以1000倍的倍率观察20个左右的视场，将整面均匀附着而不能够确认到遮盖不足的情况判为无遮盖不足，评价为“GOOD”。另外，如果能够确认到遮盖不足的视场为5％以下则判为轻微，评价为“OK”。大于5％时判为有遮盖不足，评价为“NG”。

另一方面，P比可以使用X射线衍射装置测定，取得磷叶石(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之比，用P比＝P/(P+H)来评价。即，P比表示进行化学转化处理而得到的皮膜中的磷锌矿和磷叶石的比率，P比越高，表示含有磷叶石越多，磷叶石晶体在钢板表面越致密地形成。一般而言，P比≥0.80时满足耐蚀性能及涂装性能，因此是所谋求的，另外，在融雪盐散布地区等严苛的腐蚀环境下，谋求P比≥0.85。

利用以下的方法对涂装后的耐蚀性进行了评价。在化学转化处理后进行25μm厚的电沉积涂装，进行170℃×20分钟的烤漆处理。其后，用前端尖的刀将电沉积涂膜切出长度130mm的切口直至到达基体，在JIS Z2371所示的盐水喷雾条件下，连续实施700h的在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长度130mm的宽度24mm的胶带(ニチバン405A-24JIS Z1522)，测定了使其剥离的情况下的最大涂膜剥离宽度。若该最大涂膜剥离宽度大于4mm，则判为涂装后耐蚀性低劣。

试验No.1、4、10、11、20及23～39是本发明例。这些钢板全部满足本发明的规定，因此具有540MPa级以上的级别的强度，并且，在与强度的均衡性上，TS(MPa)×El(％)为19000MPa％以上，扩孔值λ≥70％、缺口疲劳特性σ_WK/TS≥0.35，且表面缺陷为轻微以下。即，为高强度、且伸长率、扩孔性、缺口疲劳特性、表面特性及耐蚀性优异。

另一方面，试验No.2、3、5～9及12～19、21、22，是虽然化学组成满足本发明的规定，但是显微组织脱离了本发明的规定的比较例。这些钢板得到了伸长率、扩孔性、缺口疲劳特性、表面特性、耐蚀性中的一项以上低劣的结果。另外，试验No.40～51的12种钢是化学组成脱离了本发明的规定的比较例，其中，试验No.45及46的钢板在显微组织方面满足本发明的规定。然而，这些钢板均是伸长率、扩孔性、缺口疲劳特性、表面特性、耐蚀性中的某个项低劣。

产业上的可利用性

根据本发明，可以得到具有540MPa以上的抗拉强度、同时强度-伸长率均衡性、扩孔性、耐蚀性及缺口疲劳特性优异、而且表面性状也优异的高强度加工诱发相变型复合组织钢板。该加工诱发相变型复合组织钢板可以适用作为车轮盘用的钢板等，产业上的可利用性很高。

Claims (9)

1.一种加工诱发相变型复合组织钢板，其特征在于，

化学组成以质量％计含有

C：大于0.075％且为0.150％以下、

Si：0.50％以下、

Mn：0.20～3.00％、

P：0.010％以下、

S：0.005％以下、

Al：0.040～1.500％、

N：0.0100％以下、

Ti：0.015～0.200％、

Nb：0～0.060％、

Cu：0～1.20％、

Ni：0～0.60％、

Mo：0～1.00％、

V：0～0.200％、

Cr：0～2.00％、

W：0～0.50％、

Mg：0～0.0100％、

Ca：0～0.0100％、

REM：0～0.100％、

B：0～0.0020％，

余量为Fe和杂质，

并且，满足下述(i)式；

板厚的1/4厚度处的组织以面积率计含有50％～85％的多边形铁素体、3～10％的残余奥氏体、5～47％的贝氏体、以及合计为1％以下的新鲜马氏体和回火马氏体，并且满足下述(ii)式，

在所述组织中含有1×10¹⁶个/cm³以上的包含TiC的析出物，

所述残余奥氏体的平均粒径按等效圆直径计为1.0～5.0μm，

所述残余奥氏体的最接近距离的平均值为3.0～10.0μm，

所述析出物的平均直径为3nm以下，

Ti－48×(N/14+S/32)≥0 (i)

0.01＜Ex.C/fsd≤0.015 (ii)

其中，式中的各元素符号是钢材中所含的各元素的以质量％为单位的含量，(ii)式中的fsd是显微组织中的所述残余奥氏体的以％为单位的面积率，Ex.C用下述(iii)式计算，

Ex.C＝C－12×(Ti/48+Nb/93－N/14－S/32) (iii)。

2.根据权利要求1所述的加工诱发相变型复合组织钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自

Nb：0.005～0.060％、

Cu：0.02～1.20％、

Ni：0.01～0.60％、

Mo：0.01～1.00％、

V：0.01～0.200％、

Cr：0.01～2.00％和

W：0.01～0.50％

中的1种以上。

3.根据权利要求1或2所述的加工诱发相变型复合组织钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自

Mg：0.0005～0.0100％、

Ca：0.0005～0.0100％和

REM：0.0005～0.100％

中的1种以上。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的加工诱发相变型复合组织钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有B：0.0002～0.0020％。

5.根据权利要求1～4的任一项所述的加工诱发相变型复合组织钢板，其特征在于，还在表面具有镀锌层。

6.一种加工诱发相变型复合组织钢板的制造方法，其特征在于，具备以下工序，即

加热工序：将具有权利要求1～4的任一项中所述的化学组成的板坯加热至用下述(iv)式定义的SRTmin℃以上；

粗轧工序：在所述加热工序后，在950～1050℃的第1温度区域对所述板坯进行使合计压下率为60～90％、且其中的压下率为20％以上的道次数为1道次以上的轧制，得到粗棒；

精轧工序：在所述粗轧后150s以内对所述粗棒进行在930℃以上且低于1000℃的第2温度区域开始、并且在用下述式(x)表示的Ar₃相变点以上且Ar₃相变点+80℃以下的第3温度区域结束的精轧，得到钢板；和

冷却工序：进行第1冷却、第2冷却、第3冷却和卷取，所述第1冷却是在所述精轧工序后3s以内对所述钢板以15℃/s以上的平均冷却速度冷却至600℃以上且低于Ar₃相变点的第4温度区域，所述第2冷却是用1s以上且小于10s的时间从所述第4温度区域以10℃/s以下的平均冷却速度冷却至高于600℃且为700℃以下的第5温度区域，所述第3冷却是从所述第5温度区域以15℃/s以上的冷却速度冷却至高于350℃且为450℃以下的第6温度区域，所述卷取是在所述第6温度区域卷取，

在所述精轧工序中，进行至少2道次的压下，并且，合计压下率为75～95％，

在所述冷却工序中，用下述(vii)式表示的Ti在多边形铁素体中的总累积扩散距离Ltotal满足下述(v)式，其中Ltotal的单位为μm，

SRTmin＝7000/{2.75－log₁₀(Ti×C)}－273 (iv)

Ar₃＝910－310×C+25×(Si+2×Al)－80×Mneq (x)

其中，式中的各元素符号表示钢材中所含的各元素的以质量％为单位的含量，Mneq在不含B的情况下用下述(xi)式表示，在含有B的情况下用下述(xii)式表示，

Mneq＝Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb－0.02) (xi)

Mneq＝Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb－0.02)+1 (xii)

0.15≤Ltotal≤0.4 (v)

<mrow> <mi>L</mi> <mi>t</mi> <mi>o</mi> <mi>t</mi> <mi>a</mi> <mi>l</mi> <mo>=</mo> <mo>&amp;Sigma;</mo> <mrow> <mo>(</mo> <msqrt> <mrow></mrow> </msqrt> <mo>(</mo> <mrow> <mi>D</mi> <mo>&amp;times;</mo> <mrow> <mo>(</mo> <mrow> <mi>T</mi> <mo>+</mo> <mn>273</mn> </mrow> <mo>)</mo> </mrow> <mo>&amp;times;</mo> <mi>&amp;Delta;</mi> <mi>t</mi> </mrow> <mo>)</mo> <mo>)</mo> </mrow> <mo>-</mo> <mo>-</mo> <mo>-</mo> <mrow> <mo>(</mo> <mi>v</mi> <mi>i</mi> <mi>i</mi> <mo>)</mo> </mrow> </mrow>

其中，所述(vii)式中的D×(T+273)为在T℃下的体扩散系数，单位为μm²/s，如下述(viii)式所示那样用Ti的以μm²/s为单位的扩散系数D₀、以kJ/mol为单位的活化能Q和以kJ/(mol·K)为单位的气体常数R表示，Δt为从所述第3冷却到所述卷取为止的微小时间，

D×(T+273)＝D₀×Exp(－Q/R×(T+273)) (viii)。

7.根据权利要求6所述的加工诱发相变型复合组织钢板的制造方法，其特征在于，在所述粗轧工序中，进行至少2道次的压下。

8.根据权利要求6或7所述的加工诱发相变型复合组织钢板的制造方法，其特征在于，在所述冷却工序后还具备使所述钢板浸渍于镀锌浴中从而对所述钢板进行镀锌的镀锌工序。

9.根据权利要求8所述的加工诱发相变型复合组织钢板的制造方法，其特征在于，在所述镀锌工序后还具备将所述钢板加热至450～600℃的温度范围来进行合金化处理的合金化处理工序。