TW201425599A - 複合組織鋼板及其製造方法 - Google Patents

Abstract

一種複合組織鋼板，以質量%計，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%以下並滿足[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0%，令Ex.C(%)=[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]}時，滿足0.001≦Ex.C(%)/fsd(%)≦0.01，且殘餘部分為Fe及雜質；在板厚1/4厚度之位置中係設為複合組織，該複合組織係微組織之主相由自Ti碳化物所析出強化的多角形肥粒鐵構成，且第二相由以面積分率(fsd(%))計為1~10%並複數分散的低溫變態生成物所構成者；前述低溫變態生成物之平均結晶直徑為3~15μm，各低溫變態生成物間的最近接距離之平均值為10~20μm。

Description

複合組織鋼板及其製造方法 發明領域

本發明係有關於一種由肥粒鐵及低溫變態生成物所構成之複合組織鋼板及其製造方法。本申請係依據已於2012年9月26日對日本提出申請之特願2012-212783號主張優先權，並於此沿用其內容。

發明背景

近年，以汽車燃料提升為目的，構成汽車的各種零件之輕量化不斷精進。輕量化機構依照零件各個要求性能而有所不同，例如在骨架零件係進行隨鋼板高強度化而來的薄化，而在面板零件係進行Al合金等輕金屬對鋼板的取代等。但，與鋼相較下，Al合金等輕金屬於較高價位，因此實際上主要適用在高級車。

另一方面，汽車需要已從先進國家移轉至新興國家，預測今後主要是要求輕量化及低價格化的並立。不論何種零件，皆必須達成隨鋼之高強度化及薄化而來的輕量化。

乘用車用車輪在創意性觀點下以鋁鑄造及鍛造物較為有利。但，最近在鋼壓製品中亦在材料、工法下工 夫，而出現與鋁輪同等創意性的製品。

尤其，在觸及終端用戶目光的輪盤當中，加上迄今皆不斷追求之卓越的疲勞耐久性、耐蝕性，並在創意性、美麗性上亦對鋼輪要求與鋁輪具同等的創意性、美麗性。同樣地，在輪盤用鋼板中加上達成薄化之高強度化、以及迄今的疲勞耐久性、耐蝕性，亦變得要求加工性提升即用以提升作為零件之創意性，及表面性狀改善即用以擔保美麗性。

迄今，作為輪盤用鋼板所要求的特性，尤其重視擴展加工性、引伸加工性及疲勞耐久性。此乃因為在輪盤的成形步驟中又以帽部的加工尤為嚴謹；又，在車輪的構件特性中以最為嚴密的基準進行管理的部分即為疲勞耐久性。

現在，作為該等輪盤用高強度熱軋鋼板，係重視構件中的疲勞耐久性而使用疲勞特性優異的590MPa級肥粒鐵-麻田散鐵之複合組織鋼板(即所謂的Dual Phase(雙相)鋼)。但，對該等鋼板要求的強度等級逐漸從590MPa級朝向780MPa級之更高強度化。

非專利文獻1中揭示一種方法係以如由肥粒鐵及麻田散鐵構成之Dual Phase鋼(以下表記為DP鋼)使鋼板的微組織複合組織化，藉此即便在相同強度下仍可確保均勻延伸。

另一方面，周知，DP鋼在以彎曲成形、擴孔加工或去毛頭加工為代表的局部變形能方面相當低。此理由在於因為肥粒鐵及麻田散鐵的強度差大，所以伴隨著成形 會在麻田散鐵附近的肥粒鐵產生巨大的應變及應力集中，而產生裂紋。

依據該見解，開發出一種藉由減低組織間之強度差來提高擴孔率的高強度鋼板。專利文獻1中提出一種以變韌鐵或變韌肥粒鐵作為主相以確保強度並大幅提升擴孔性的鋼板。藉由製成單一組織鋼，即不會產生如前述之應變、應力集中，而可獲得高擴孔率。

然而，藉由製成變韌鐵或變韌肥粒鐵的單一組織鋼會造成延伸大幅劣化，而無法達成延伸及擴孔性之並立。

此外，近年有提議一種高強度鋼板，其係利用延伸佳的肥粒鐵作為單一組織鋼之組織，並利用Ti、Mo等之碳化物，以圖謀高強度化(例如專利文獻2~4)。

但，專利文獻2中所提議之鋼板含有多量的Mo。專利文獻3中所提議之鋼板含有多量的V。此外專利文獻4中所提議之鋼板因將結晶粒微細化，故必須在軋延途中進行冷卻。所以，存有合金成本或製造成本提高之問題。又，在該鋼板中亦會因使肥粒鐵本身大幅高強度化而使延伸劣化。雖比變韌鐵或變韌肥粒鐵之單一組織鋼更提高延伸，但延伸-擴孔性平衡未必充分。

又，在專利文獻5中提出一種複合組織鋼板，其係使DP鋼中之麻田散鐵為變韌鐵，並縮小與肥粒鐵之組織間強度差，藉以提高擴孔性。

但，為了確保強度而提高變韌鐵組織之面積率的結果，使延伸劣化，且延伸-擴孔性平衡並不充分。

此外，在專利文獻7~9中亦提出一種藉由將DP鋼之肥粒鐵析出強化，以減低與硬質組織之強度差的鋼板。

但，在該技術Mo為必須元素，存有製造成本增高之問題。又，即便將肥粒鐵析出強化，與硬質組織之麻田散鐵的強度差依然極大，無法獲得高的擴孔性提升效果。

另一方面，該等DP鋼為了將微組織製成肥粒鐵及麻田散鐵的複合組織，在促進肥粒鐵變態之目的下多添加有Si。但，Si之含有會在鋼板表面生成一種被稱為紅鏽皮(Si鏽皮)的虎紋狀之鏽皮模樣，因此難以適用在追求美麗性之高創意輪盤所用的各種鋼板。

專利文獻10中揭示出一技術，其係有關在780MPa以上等級之鋼板中將DP鋼之麻田散鐵分率控制在3~10%，藉以使延伸及擴孔性平衡良好的鋼板之技術。然而，由於添加有0.5%以上之Si，難以避免Si鏽皮模樣，因此難以適用在追求美麗性之高創意輪盤所用的各種鋼板。

針對上述課題，已揭示出一種高張力熱軋鋼板之技術，該高張力熱軋鋼板係將Si之添加量抑制在0.3%以下，以抑制紅鏽皮之產生，此外添加Mo以使析出物微細化，令可成為高強度的同時並具有優異的延伸凸緣性(例如專利文獻11、12)。

然而，適用上述專利文獻11、12中所揭示之技術的鋼板Si添加量雖然在0.3%以下左右，但難以充分抑制紅鏽皮產生，又必須添加0.07%以上之高價的合金元素Mo，因此存有製造成本高之問題點。

又，專利文獻13中揭示出一種規定Si含量之上限以避免紅鏽皮產生的技術。然而，針對缺口疲勞特性則無任何技術性揭示。

此外，專利文獻14中揭示出一種添加Al以提升低週期疲勞特性的技術。然而，針對在應力集中下之疲勞特性的缺口疲勞特性則無任何技術性揭示。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：特開2003-193190號公報

專利文獻2：特開2003-089848號公報

專利文獻3：特開2007-063668號公報

專利文獻4：特開2004-143518號公報

專利文獻5：特開2004-204326號公報

專利文獻6：特開2007-302918號公報

專利文獻7：特開2003-321737號公報

專利文獻8：特開2003-321738號公報

專利文獻9：特開2003-321739號公報

專利文獻10：特開2011-184788號公報

專利文獻11：特開2002-322540號公報

專利文獻12：特開2002-322541號公報

專利文獻13：特願2007-082567號公報

專利文獻14：特開2010-150581號公報

非專利文獻

非專利文獻1：O. Matsumura et al、Trans. ISIJ(1987)vol.27,p.570

發明概要

本發明目的在於提供一種具有540MPa以上之拉伸強度，且表面性狀及缺口疲勞特性優異的高去毛頭加工性高強度複合組織鋼板及其製造方法。

本發明人等為了避免Si鏽皮模樣而以不含Si之鋼成分為前提，針對可成為高強度的同時並具有高延性之複合組織鋼的組織構成，與均勻延伸、去毛頭加工性及缺口疲勞特性之關係重複精闢研討。其結果發現藉由控制鋼成分、以及第二相之低溫變態生成物的分散狀態、形狀、尺寸、奈米硬度，可在高次元下使均勻延伸、去毛頭加工性及缺口疲勞特性平衡之手法。即，適當添加Al以作為Si之代替，可避免Si鏽皮模樣，並可促進以多角形肥粒鐵為主相且以低溫變態生成物為第二相的複合組織化。更獲知可使延伸、去毛頭加工性及缺口疲勞特性並立的低溫變態生成物之分率、尺寸等的最佳範圍。又表明：不僅鋼成分，藉由在熱軋延方法下工夫，可良好地重現獲得該等的最佳範圍。本發明係依據上述見解而進行者，其主旨如下。

[1]一種複合組織鋼板，以質量%計：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，並滿足[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0%，令Ex.C(%)=[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]}時，滿足0.001≦Ex.C(%)/fsd(%)≦0.01，且殘餘部分為Fe及雜質；並且，板厚1/4厚度之位置為複合組織，其微組織之主相係由經Ti碳化物析出強化的多角形肥粒鐵構成，第二相係由以面積分率(fsd(%))計1~10%且已複數分散的低溫變 態生成物所構成；前述低溫變態生成物之平均結晶直徑為3~15μm，各低溫變態生成物間之最近接距離的平均值為10~20μm。

[2]如請求項[1]記載之複合組織鋼板，其以質量%計含有Si：0.02%~0.5%。

[3]如[1]或[2]中任一項記載之複合組織鋼板，其以質量%計含有一種或二種以上下述元素：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]如[1]~[3]中任一項記載之複合組織鋼板，其以質量%計含有一種或二種以上下述元素：Mg：0.0005~0.01%、Ca：0.0005~0.01%、REM：0.0005~0.1%。

[5]如請求項[1]~[4]中任一項記載之複合組織鋼板，其以質量%計含有B：0.0002~0.002%。

[6]如[1]~[5]中任一項記載之複合組織鋼板，其表面施加有鋅鍍層。

[7]一種複合組織鋼板之製造方法，係將鋼胚加 熱至以下述式(1)定義之溫度SRTmin(℃)以上後，在熱軋延中以1050℃以上至1150℃以下之溫度區域進行至少1道次的軋縮率20%以上之粗軋延，其後150秒內，以1000℃以上至低於1080℃之溫度區域開始最後軋延，並在Ar3變態點溫度+50℃以上至1000℃以下之溫度區中結束複數道次的合計軋縮率在75%以上且在95%以下之最後軋延，以15℃/sec以上之平均冷卻速度，在3秒以內冷卻至低於Ar3變態點溫度，接著以10℃/sec以下之平均冷卻速度在1秒以上至低於100秒之時間內冷卻至超過600℃的溫度區域，接下來以15℃/sec以上之冷卻速度冷卻至350℃以下之溫度區，進行捲取；SRTmin=10780/{5.13-10g([Ti]×[C])}-273...式(1)其中，前述鋼胚以質量%計如下：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，且滿足[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0%，令Ex.C(%)=[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]}時，滿足0.001≦Ex.C(%)/fsd(%)≦0.01，且殘餘部分為Fe及雜質。

[8]如[7]記載之複合組織鋼板之製造方法，其係在前述熱軋延中以1050℃以上至1150℃以下之溫度區域進行複數道次的軋縮率20%以上之粗軋延，且粗軋延之合計軋縮率在60%以上且在90%以下。

[9]如[7]或[8]中任一項記載之複合組織鋼板之製造方法，其係冷卻至100℃以下之溫度區域後進行捲取。

[10]如[7]~[9]中任一項記載之複合組織鋼板之製造方法，其以前述10℃/sec以下之平均冷卻速度在1秒以上至低於100秒之時間內冷卻至600℃的溫度區域時，以從冷卻結束溫度起至進行捲取為止的微時間△t/sec來累算下述式(2)表示之Ti在肥粒鐵中之擴散距離L，並以下述式(3)表示Ti在肥粒鐵中之總累積擴散距離Ltotal時，係0.15≦ Ltotal≦0.5；

在此，D(T+273)係在T℃下之粒子擴散係數；t係擴散時間；D(T)係使用Ti之擴散係數D0、活性化能量Q及氣體常數R而以下述式(4)表示：D(T)=DO×Exp(-Q/R‧(T+273))...(4)

[11]如[7]~[10]中任一項記載之複合組織鋼板之製造方法，其以前述10℃/sec以下之平均冷卻速度在1秒以上至低於100秒之時間內冷卻至超過600℃之溫度區域時，係使鋼板浸漬於鍍鋅浴中而將表面鍍鋅。

[12]如[11]記載之複合組織鋼板之製造方法，其進一步在450~600℃之溫度範圍下將經鍍鋅之複合組織鋼板進行合金化處理。

依據本發明，可獲得具有540MPa以上之拉伸強度，同時均勻延伸、去毛頭加工性及缺口疲勞特性皆優異，此外表面性狀亦佳的高強度複合組織鋼板，在產業上之貢獻極為顯著。

圖1係顯示缺口疲勞試驗片之圖。

用以實施發明之形態

複合組織鋼板係使以麻田散鐵為代表之硬質的低溫變態生成物分散至軟質的肥粒鐵中之鋼板，既可為高強度的同時亦可實現高均勻延伸。然而，變形時會產生因肥粒鐵及麻田散鐵之強度差所致之應變、應力集中，而容易生成、成長引起延性破壞的空隙，因此一般而言與去毛頭加工性相關的局部變形能非常低。

另一方面，周知，評估應力集中下之疲勞特性的缺口疲勞特性係疲勞龜裂的傳播占其破裂壽命的大部分。在使以麻田散鐵為代表之硬質的低溫變態生成物分散至軟質的肥粒鐵中之複合組織鋼中，疲勞龜裂傳播在軟質的肥粒鐵時，硬質的低溫變態生成物會成為疲勞龜裂傳播的障礙而降低傳播速度，故可提升缺口疲勞特性。

然而，尚未有任何關於複合組織鋼板的低溫變態生成物之分率、尺寸等，與引起延性破壞之空隙生成、成長舉動及疲勞龜裂之傳播速度的詳細調查。可使與複合組織鋼板之去毛頭加工性相關的局所變形能提升且疲勞龜裂之傳播速度降低兩點並立的最佳微組織尚不明確。

此外，為了以鋼輪實現與鋁輪同等的創意性、美麗性並避免鋼板表面性狀相關的Si鏽皮模樣，另外還有塗裝後耐蝕性之擔保、去毛頭加工性及缺口疲勞特性，皆可滿足上述的鋼板之成分及製造方法尚不明確。

爰此，本發明人等針對在為了避免Si鏽皮模樣而不含Si之鋼成分為前提下，可為高強度的同時具有高延性之複合組織鋼的組織構成與均勻延伸、去毛頭加工性及缺 口疲勞特性的關係重複精闢研討。其結果發現：藉由控制鋼成分、第二相之低溫變態生成物的分散狀態、形狀、尺寸、奈米硬度，可在高次元使均勻延伸、去毛頭加工性及缺口疲勞特性平衡之手法。

具體上，係將Si含量控制在0.5%以下來避免Si鏽皮模樣。又，為了將低溫變態生成物之面積分率(fsd(%))、尺寸等收在適當範圍，將Ex.C量控制在滿足0.001≦Ex.C(%)/fsd(%)≦0.01(在此，Ex.C(%)=[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]})之範圍。此外，在板厚1/4厚度之位置中係設為複合組織，該複合組織係微組織之主相由自Ti碳化物所析出強化的多角形肥粒鐵構成，且第二相由以面積分率(fsd(%))計為1~10%並複數分散的低溫變態生成物所構成者。而且，將前述低溫變態生成物之平均結晶直徑定為3~15μm，將低溫變態生成物間之最近接距離的平均值定為10~20μm。其結果明示，可在高次元使均勻延伸、去毛頭加工性及缺口疲勞特性平衡。

就可明顯表現去毛頭加工性之差異的試驗方法而言，有提議一擴孔試驗。以該試驗而獲得的擴孔值被廣泛地作為用以評估去毛頭加工性相關的局部變形能之指標使用。擴孔加工中之龜裂的產生及進展係因以空隙之生成、成長、連結作為基本過程(elementary step)之延性破壞而引起。在如複合組織鋼板般強度差的大型組織中，會因硬質的低溫變態生成物而產生高的應變及應力集中，進而 易於產生、生成空隙，且擴孔值很低。

然而，詳細調查組織與空隙生成、成長舉動之關係及其等與擴孔性之關係的結果明示，依硬質的第二相之低溫變態生成物的分散狀態有時會使空隙之生成、成長、連結延遲而獲得優異的擴孔值。

具體上，分散成島狀的低溫變態生成物之面積分率fsd若在10%以下且平均結晶直徑在15μm以下，且各低溫變態生成物間之最近接距離的平均值在20μm以下，則空隙之生成、成長、連結即延遲而可獲得優異的擴孔值。

此乃因為低溫變態生成物若變小並且每單位體積之個數減少，則空隙產生部位的低溫變態生成物其本身或肥粒鐵與低溫變態生成物之邊界附近即減少，同時各低溫變態生成物彼此的間隔擴大，使得空隙難以連結，而抑制空隙之成長。又，藉由將低溫變態生成物之硬度限定在某範圍，可避免變形初始局部空隙之產生，可抑制不均勻的空隙成長。

另一方面，缺口疲勞特性可藉由使硬質的低溫變態生成物分散，使疲勞龜裂之傳播速度降低而提升。周知，在複合組織鋼之情況下，疲勞龜裂傳播速度會依硬質第二相之低溫變態生成物的分散狀態而變化，藉由使分散狀態最佳化可發揮其效果。

具體上，分散成島狀的低溫變態生成物之面積分率fsd若在1%以上且平均結晶直徑在3μm以上，且其低溫變態生成物間之最近接距離的平均值在10μm以上，則進展軟 質的肥粒鐵之疲勞龜裂會依硬質第二相之低溫變態生成物而停留或迂迴，藉此降低疲勞龜裂之傳播速度，並提升缺口疲勞強度。

又，第二相之低溫變態生成物若係平均結晶直徑為3~15μm，最近接距離的平均值為10~20μm，且以1~10%面積分率計分散成島狀之狀態，即可獲得複合組織鋼具有之優異的均勻延伸。

以上，係針對本發明特徵進行原理性說明，接下來依序說明有關規定本發明之主要條件及理想的主要條件。首先，針對本發明之成分詳細說明。而，有關成分，符號%表示質量%。

C：0.01~0.1%

C在本發明中係重要元素之一。C不僅可使低溫變態生成物生成而藉由組織強化貢獻於強度，並可形成Ti及析出物而藉由析出強化貢獻於強度。惟，低於0.01%時，無法獲得用以確保540MPa以上之強度的該等效果。若含有超過0.1%，則硬質第二相之低溫變態生成物的面積率會增加而降低擴孔性。因此，C含量定為0.01%~0.1%。

又，若將第二相之面積分率定為fsd(%)， 則0.001≦Ex.C(%)/fsd(%)≦0.01

(Ex.C(%)=[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]}) ，如此一來即可使硬質第二相之低溫變態生成物的分散狀態、硬度等最佳化，延遲空隙之生成、成長、連結，而獲 得優異的擴孔值，且藉由疲勞龜裂之前端停留或迂迴，可降低疲勞龜裂之傳播速度而獲得優異的缺口疲勞強度。而，在表示Ex.C(%)之式中，[C]係C含量(質量%)，[Ti]係Ti含量(質量%)，[Nb]係Nb含量(質量%)，[N]係N含量(質量%)，[S]係S含量(質量%)。

Mn：0.2~3%

Mn不僅係關於肥粒鐵強化的元素，亦是伴隨其含量之增加使沃斯田鐵區溫度在低溫側擴大，而將肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域溫度區擴大之元素。為了獲得本發明之複合組織鋼，必須在最後軋延後之冷卻中促進肥粒鐵及沃斯田鐵的二相分離。為了獲得其效果，必須含有0.2%以上。另一方面，一旦含有超過3%，則鑄造時會顯著產生鋼胚裂痕，因此將其含量定在3%以下。

又，一旦含有超過2.5%的Mn，則淬火性會變得過高而無法以通常的方法獲得目的之微組織。為了獲得目的之微組織，並為了在最後軋延後之冷卻中使肥粒鐵析出，必須長時間保持空冷，進而降低生產性，因此其含量在2.5%以下為宜。更理想係在2.2%以下。此外，為了抑制因S所致之熱裂痕產生，在未充分添加Mn以外之元素的情況下，Mn含量([Mn])及S含量([S])以質量%計含有成為[Mn]/[S]≧20之Mn量為宜。

Al：0.04~1.5%

Al係脫氧元素的同時與Si同樣地有關於肥粒鐵之生成，在本發明中為重要元素之一。亦是伴隨其含量之增加 使肥粒鐵域溫度在高溫側擴大，而將肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域溫度區擴大的元素，因此在本發明中可積極地含有以作為Si之代替。為了獲得其效果，必須含有0.04%以上；一旦含有超過1.5%，則肥粒鐵域溫度會在高溫側過度擴大而難以在沃斯田鐵區結束最後軋延，進而於製品板殘留加工肥粒鐵，使延性劣化。因此，其含量定在0.04%以上且在1.5%以下。又，一旦含有超過1%之Al，則有使氧化鋁等非金屬夾雜物增大，使局部延性劣化之虞，故以1%以下為宜。

Ti：0.015~0.2%

Ti係在本發明中最重要元素之一。在熱軋延中之沃斯田鐵區作為TiN析出的剩餘Ti會於熱軋延結束後之冷卻中肥粒鐵變態進行的同時作為TiC等碳化物而微細析出，並藉由將本發明之複合組織鋼的肥粒鐵粒析出強化來使強度提升。為了獲得該效果，必須含有0.015%以上且滿足下式之Ti：[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0%。

另一方面，即使含有超過0.2%之Ti，該等效果會達飽和。又，若令第二相之面積分率為fsd(%)，則定為：0.001≦Ex.C(%)/fsd(%)≦0.01

(Ex.C(%)=[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]}) ，藉此硬質第二相之低溫變態生成物的分散狀態、硬度等會使空隙之生成、成長、連結延遲，而獲得優異的擴孔值。又，疲勞龜裂之前端會以低溫變態生成物停留或使低溫變 態生成物迂迴，藉此降低疲勞龜裂之傳播速度，而獲得優異的缺口疲勞強度。此外，一旦含有超過0.15%之Ti，鑄造時即有餵槽噴嘴容易阻塞之虞，因此在0.15%以下為宜。

本發明之鋼板使用的鋼係以上述元素為必須成分，此外亦可因應需求含有Si、Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W、Mg、Ca、REM、B。以下，將就該等各元素敘述。

Si：0~0.5%

本發明中，Si非必須。Si係脫氧元素的同時係有關肥粒鐵之生成，且伴隨其含量之增加會使肥粒鐵域溫度在高溫側擴大而使肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域溫度區擴大的元素。為了獲得本發明之複合組織鋼，原本宜含有Si。然而，Si會於鋼板表面顯著地產生虎紋狀之Si鏽皮模樣，使表面性狀明顯劣化。又，有時會使精整線中的鏽皮除去步驟(酸洗等)之生產性極端降低。

一旦含有超過0.07%之Si，Si鏽皮模樣會開始散見於鋼板表面。超過0.5%時，表面性狀會明顯劣化，而使酸洗步驟之生產性極端惡化。又，不論實施何種鏽皮除去方法，化成處理性皆劣化，且塗裝後耐蝕性降低。因此，將Si含量定在0.5%以下。

另一方面，Si係具有抑制細紋、紡錘鏽皮等鏽皮系缺陷產生之效果的元素，含有0.02%以上時即可獲得其效果。然而，即便含有超過0.1%，其效果不僅飽和，還會使化成處理性劣化，且塗裝後耐蝕性降低。因此，含有Si時，宜將Si含量定在0.02%以上且在0.5%以下，在0.1%以下為 宜。此外，為了使皆無Si鏽皮模樣，Si含量在0.07%以下為宜。惟，細紋、紡錘鏽皮等鏽皮系缺陷依需求有不同品級，故Si亦可低於0.02%。不含Si之鋼成分亦在本發明範圍內。

Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W中之一種或二種以上

本發明中，Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W非必須。Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W係具有藉由析出強化或固溶強化使鋼板強度提升之效果的元素。所以，可因應需求含有Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W中之一種或二種以上。Nb含量低於0.005%、Cu含量低於0.02%、Ni含量低於0.01%、Mo含量低於0.01%、V含量低於0.01%、Cr含量低於0.01%、及W含量低於0.01%時，無法充分獲得上述效果。又，即便分別添加Nb含量超過0.06%、Cu含量超過1.2%、Ni含量超過0.6%、Mo含量超過1%、V含量超過0.2%、Cr含量超過2%、及W含量超過0.5%，上述效果會飽和而使經濟性降低。

因此，因應需求含有該等時，Nb含量在0.005%以上且在0.06%以下、Cu含量在0.02%以上且在1.2%以下、Ni含量在0.01%以上且在0.6%以下、Mo含量在0.01%以上且在1%以下、V含量在0.01%以上且在0.2%以下、Cr含量在0.01%以上且在2%以下、及W含量在0.01%以上且在0.5%以下為宜。

Mg、Ca、REM中之一種或二種以上

本發明中，Mg、Ca、REM非必須。Mg、Ca及REM(稀土類元素)係控制成為破壞起點而成為使加工性劣化之原因的非金屬夾雜物之形態，使加工性提升的元素。所以， 可因應需求含有Mg、Ca、REM中之一種或二種以上。即便含有低於0.0005%的Ca、REM及Mg，仍無法發揮上述效果。又，即使Mg含量超過0.01%、Ca含量超過0.01%、REM含量超過0.1%，上述效果會達飽和而降低經濟性。

因此，因應需求含有該等時，Mg含量在0.0005%以上且在0.01%以下、Ca含量在0.0005%以上且在0.01%以下、及REM含量在0.0005以上且在0.1%以下為宜。而，本發明中，REM係指La及鑭系列之元素，多以稀土金屬合金進行添加，並複合含有La及Ce等系列之元素。亦可含有金屬La及Ce。

B：0.0002~0.002%

本發明中，B非必須。由於B具有提高淬火性使硬質相之低溫變態生成相的組織分率增加之效果，因此可因應需求含有。惟，低於0.0002%時無法獲得其效果；即便含有超過0.002%，其效果亦達飽和。因此，B含量在0.0002%以上且在0.002%以下為宜。另一方面，B係在連續鑄造後之冷卻步驟中有鋼胚裂痕疑慮的元素，由此觀點，其含量宜在0.0015%以下。即，理想係在0.001%以上且在0.0015%以下。

本發明之熱軋鋼板的鋼成分中，上述元素以外的殘餘部分為Fe及雜質。作為雜質，係含於礦石及廢料等原材料者，例如在製造步驟中所含者。在不危害本發明之作用效果的範圍內，容許適當含有各雜質元素。

P：0.01%以下

P係雜質元素，一旦超過0.01%，對結晶粒界之偏析即 顯著，會助長粒界脆化而使局部延性劣化。又，熔接部之脆化亦變顯著，因此將上限定在0.01%以下。P之下限值無特別規定，但若低於0.0001%在經濟上有所不利。

S：0.005%以下

S係雜質元素，從會對熔接性、鑄造時及熱軋時之製造性波及不良影響一點看來，將上限定在0.005%以下。又，一旦含有過剩的S，即會形成粗大的MnS而使擴孔性降低，由此一點看來，為了擴孔性提升，宜減低含量。S之下限值無特別規定，但若低於0.0001%在經濟上有所不利，由此一點看來，宜將該值定為下限值。

N：0.01%以下

N係在鋼精鍊時無法避免混入之雜質元素，又係與Ti、Nb等化合而形成氮化物之元素。N含量超過0.01%時，該氮化物會在較高溫下析出，故而容易粗大化，而已粗大化的結晶粒有成為去毛頭裂痕起點之虞。又，該氮化物如後述，為了有效活用Nb、Ti，以少量為佳。因此，N含量將其上限定為0.01%。

而，將本發明適用於以時效劣化為問題之構件時，N含量一旦超過0.006%，時效劣化即嚴重，因此在0.006%以下為宜。此外，於製造後在室溫下放置二週以上後，將本發明適用於以供於加工為前提之構件時，從時效劣化對策之觀點看來，N含量在0.005%以下為宜。又，若考慮到在夏季之高溫環境下的放置、或如隨船舶等之輸出至超越赤道地區之環境下的使用，N含量宜低於0.004%。

作為其他雜質，可合計含有1%以下之Zr、Sn、Co、Zn。然而，Sn在熱軋延時有產生軋痕之虞，因此在0.05%以下為宜。

接下來，針對本發明之複合組織鋼板的微組織詳細說明。本發明之複合組織鋼板的微組織係如以下限定。

在板厚1/4厚度之位置中係設為複合組織，該複合組織係微組織之主相由自Ti碳化物所析出強化的多角形肥粒鐵構成，且第二相由以面積分率(fsd(%))計為1~10%並複數分散的低溫變態生成物所構成者。前述低溫變態生成物之平均結晶直徑為3~15μm。各低溫變態生成物間之最近接距離的平均值為10~20μm。而，微組織係特定在可顯現平均性質之板厚1/4厚度的位置。

肥粒鐵在確保均勻延伸上係最重要的組織。為了可在即便硬質的第二相之低溫變態生成物的面積分率在10%以下仍可獲得540MPa等級以上的強度，肥粒鐵組織必須經析出強化而強化。又，為了確保延伸，微組織之主相為差排密度低且富於延性的多角形肥粒鐵而非差排密度高的變韌肥粒鐵一點相當重要。因此，本發明鋼之主相係定為藉由Ti碳化物而析出強化的多角形肥粒鐵。而，在此所謂之Ti碳化物係有利於肥粒鐵組織之析出強化且以Ti及C為主成分的化合物，Ti及C以外，亦可含有例如N、V、Mo等。

成分若一定，含TiC之析出物的平均粒徑與密度(個/cm³)具有幾乎呈逆相關之關係。為了使隨析出強化而來的強度提升量以拉伸強度計在100MPa以上，含TiC之析出 物的平均粒徑必須在3nm以下，且其密度必須在1×10¹⁶個/cm³以上。

在本發明中，硬質第二相之低溫變態生成物主要係麻田散鐵或條狀體間不含粗大碳化物的變韌鐵(αB)。惟，以面積率合計容許含有低於3%之殘留沃斯田鐵(γr)及麻田散鐵-沃斯田鐵組成分(MA)。又，在碳之擴散速度充分夠慢且在100℃以下之溫度區中進行捲取時，本發明中所言之麻田散鐵係新麻田散鐵(M)。而，在捲取溫度超過100℃且在Ms點(於最後軋延後之冷卻中肥粒鐵變態進行，其殘餘部分之沃斯田鐵的Ms點)以下時，本發明中所言之麻田散鐵係回火麻田散鐵(tM)。後者情況下的低溫變態生成物係回火麻田散鐵與變韌鐵混合之組織。

該混合組織(後者情況下的低溫變態生成物)的回火麻田散鐵與變韌鐵之比率係受捲取溫度或捲取溫度與上述Ms點溫度之相對關係左右。而，Ms點低於350℃時，低溫變態生成物的大部分係在超過Ms點且在350℃以下已變態的條狀體間不含粗大碳化物的變韌鐵。惟，在此所言之回火麻田散鐵及變韌鐵之區別在金屬組織學上相當困難，本發明中將該等均總稱為回火麻田散鐵(tM)。

低溫變態生成物必須在肥粒鐵粒之角隅、邊緣及粒界面分散成島狀。此乃因為被認為與去毛頭加工性相關的延性破壞在空隙產生及其後續之成長、連結之機制中，係因被認為是空隙產生部位的低溫變態生成物本身之形狀為島狀而使應力集中緩和，進而抑制因低溫變態生成物之 破壞所造成的空隙產生。

而，島狀不僅表示低溫變態生成物未連結地配列成列狀之狀態，其各個形狀以近似於應力集中處少的球狀之形狀為宜。低溫變態生成物之平均結晶直徑若為3~15μm，且各低溫變態生成物間之最近接距離的平均值為10~20μm，則各個低溫變態生成物即為以適當的大小適當分散之「島狀」。

此外，硬質第二相之低溫變態生成物在確保均勻延伸上為重要組織。分散成島狀的低溫變態生成物之面積分率(fsd(%))若低於1%，則難以確保例如540MPa等級且15%以上的均勻延伸。又，會失去疲勞龜裂的傳播延遲效果。另一方面，一旦超過10%，被認為是空隙產生部位的低溫變態生成物彼此之間隔即變短，使空隙容易連結以致延性破壞，使去毛頭加工性劣化。因此，微組織中之低溫變態生成物的面積分率(fsd(%))限定為1~10%。

低溫變態生成物之平均結晶粒徑必須限定在以圓有效直徑計為3~15μm。此乃因為低溫變態生成物的平均結晶粒徑低於3μm時，會成為疲勞龜裂的傳播障礙，而失去使傳播速度延遲之效果；一旦超過15μm，則必然地形狀會複雜化而產生應力集中部，在早期引起粗大的低溫變態生成物之破壞，進而使空隙產生所致之局部的延性破壞對去毛頭加工性波及不良影響。理想在12μm以下。

此外，低溫變態生成物間之最近接距離的平均值必須限定在10~20μm。低溫變態生成物間之最近接距離的 平均值一旦低於10μm，低溫變態生成物彼此之間隔即短，空隙容易連結以致容易延性破壞，使去毛頭加工性劣化。另一方面，低溫變態生成物間之最近接距離的平均值一旦超過20μm，疲勞龜裂會選擇性地傳播軟質的多角形肥粒鐵，而失去疲勞龜裂的傳播延遲效果。

低溫變態生成物之平均奈米硬度以7~18GPa為宜。此乃因為平均奈米硬度一旦低於7GPa，與軟質的肥粒鐵相之高度差即變小，進而無法顯現複合組織鋼之特徵即優異的均勻延伸。另一方面，一旦超過18GPa，相反地與軟質的肥粒鐵相之高度差即變大，因在變形初始局部產生空隙而使延性破壞變得容易進展，使局部變形能降低。又，藉由使奈米硬度範圍以標準偏差計在1.2GPa以下，可抑制在變形初始局部產生空隙。

接下來，就本發明之鋼板之製造方法加以說明。

本發明中，先行於熱軋延步驟所進行的具有上述成分之鋼片(鋼胚)的製造方法並無特別限定。即，作為具有上述成分之鋼片(鋼胚)的製造方法，可緊接於利用高爐、轉爐或電爐等的熔製步驟，以各種2次精鍊步驟進行成分調整以成為目的之成分含量，接著除通常的連續鑄造、或利用鑄錠法之鑄造以外，以薄鋼胚鑄造等方法進行鑄造步驟。而，於原料亦可使用廢料。又，藉由連續鑄造獲得鋼胚時，可維持在高溫鑄片的狀態直接送至熱軋延，亦可於冷卻至室溫後，以加熱爐再加熱後進行熱軋延。

藉由上述製造方法所製得的鋼胚係於熱軋延前 在鋼胚加熱步驟中，在依據式(1)算出之最小鋼胚再加熱溫度(=SRTmin)以上，在加熱爐內進行加熱。

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

若低於該溫度，則Ti碳氮化物無法充分熔解於母材中。此時，在最後軋延結束後之冷卻中或捲取後，將無法獲得利用藉由Ti作為碳化物進行微細析出而析出強化之強度提升的效果。因此，鋼胚加熱步驟中之加熱溫度係定在以式(1)算出之最小鋼胚再加熱溫度(=SRTmin)以上。而，在低於1100℃之加熱溫度下會明顯損害排程上操作效率，因此加熱溫度在1100℃以上為宜。

又，針對鋼胚加熱步驟中之加熱時間雖無特別規定，但為了使Ti碳氮化物之熔解充分進行，自達到上述加熱溫度後宜保持30分以上。又，欲將鋼胚之厚度方向充分且均等加熱時，宜保持60分以上。另一方面，從去鏽皮所致之成品率降低觀點看來，在240分以下為宜。惟，將鑄造後之鑄片維持高溫狀態下直接輸送進行軋延時則不在此限。

鋼胚加熱步驟後，針對從加熱爐抽出之鋼胚，未特別等待即開始熱軋延之粗軋延步驟而獲得粗條。在該粗軋延步驟中，必須在1050℃以上至1150℃以下之溫度區，進行至少1道次之至少軋延率20%以上的粗軋延。

粗軋延結束溫度低於1050℃時，粗軋延中之熱變形阻力會增加，而有對粗軋延之操作帶來障礙之虞。超過1150℃時，則有粗軋延中生成之二次鏽皮過度成長而難以在後續實施之去鏽或最後軋延中除去鏽皮之虞。

又，若未在該溫度區下之粗軋延中進行軋延率20%以上的軋延，將無法期待得解除因活用沃斯田鐵加工、接續其之再結晶的結晶粒細粒化及凝固組織所造成的異向性。藉此，會對最後軋延後之變態舉動波及影響，使複合組織鋼板之微組織中之第二相的低溫變態生成物之形態從島狀變化成膜狀，而使去毛頭加工性劣化。此外，將鑄造後之鑄片維持高溫狀態下直接輸送進行軋延時，有鑄造組織殘留且第二相之低溫變態生成物的形態變化成膜狀變得顯著之虞。

粗軋延中之軋延道次數以2道次以上之複數道次為佳。若為複數道次，即可重複沃斯田鐵中之加工及再結晶，使最後軋延前的平均沃斯田鐵粒細粒化至100μm以下，其結果可使硬質第二相之低溫變態生成物的平均粒徑穩定地在12μm以下。

又，粗軋延中之合計軋縮率在60%以上為佳。合計軋縮率若低於60%，則無法充分獲得上述沃斯田鐵粒的細粒化效果。惟，粗軋延中之合計軋縮率如超過90%，不僅其效果達飽和，亦有道次數增加而阻礙生產性，招致溫度降低之虞。又，在同樣理由下，道次數在11以下為宜。

粗軋延結束後進行最後軋延。粗軋延結束後至最後軋延開始之時間在150秒以內。

該時間一旦超過150秒，在粗條中沃斯田鐵中之Ti即會作為粗大的TiC碳化物而析出。其結果在後續冷卻中之沃斯田鐵/肥粒鐵變態時或捲取後的肥粒鐵變態完畢時 即會在肥粒鐵中微細地析出，使藉由析出強化而貢獻於強度的TiC量減少，進而使強度降低。不僅如此，有時沃斯田鐵之粒成長會進行，使最後軋延前之平均沃斯田鐵粒粗大化至超過100μm，進而使硬質第二相之低溫變態生成物的平均粒徑超過15μm。

另一方面，粗軋延結束後至最後軋延開始之時間的下限值無須特別限定。但，一旦低於30秒，若不使用特別的冷卻裝置，最後軋延開始溫度即無法低於1080℃，而在最後軋延前及道次間，於鋼板底鐵之表面鏽皮間產生成為細紋、紡錘鏽皮缺陷之起點的起泡，因而有容易生成該等鏽皮缺陷之虞。因此，在30秒以上為宜。

最後軋延係將其軋延開始溫度定在1000℃以上且低於1080℃。

該溫度一旦低於1000℃，於最後軋延中Ti即會因加工誘發析出而在沃斯田鐵中作為粗大的TiC碳化物析出。其結果，於後續冷卻中之沃斯田鐵/肥粒鐵變態時或捲取後的肥粒鐵變態完畢時便會在肥粒鐵中微細地析出，而減少藉由析出強化而貢獻於強度之TiC量，使強度降低。

另一方面，一旦超過1080℃，會在最後軋延前及道次間，於鋼板底鐵之表面及鏽皮間產生成為細紋、紡錘鏽皮缺陷之起點的起泡，因而有容易生成該等鏽皮缺陷之虞。

最後軋延結束溫度係定在Ar3變態點溫度+50℃以上且在1000℃以下。

Ar3變態點溫度例如可藉由下述計算式，以與鋼 成分之關係簡易地表示。即，如下述式(5)記述。

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

在此，未添加B時，[Mneq]係以下述式(6)表示。

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

又，經添加B時，[Mneq]係以下述式(7)表示。

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

而，[C]係C含量(質量%)，[Si]係Si含量(質量%)，[Al]係Al含量(質量%)，[Cr]係Cr含量(質量%)，[Cu]係Cu含量(質量%)，[Mo]係Mo含量(質量%)，[Ni]係Ni含量(質量%)，[Nb]係Nb含量(質量%)。

最後軋延結束溫度若低於Ar3變態點溫度+50℃，則複合組織鋼板之微組織中之低溫變態生成物會成為連結地配列成列狀之分散狀態。不僅如此，各低溫變態生成物間之最近接距離的平均值會變得低於10μm，空隙即容易連結以致延性破壞，使去毛頭加工性劣化。

另一方面，一旦超過1000℃，不論如何控制軋延以後的冷卻模式，肥粒鐵變態皆不夠充分，使製品板之微組織中之低溫變態生成物的面積分率變得容易超過10%，而使去毛頭加工性劣化。

又，最後軋延在利用串聯軋延機之複數道次的軋延下，合計軋縮率在75%以上且在95%以下。

最後軋延只要以可進行複數道次之軋延的串聯軋延機實施，在其軋延中以複數道次進行軋縮，藉此可重複複數次利用軋延的未再結晶及至下一道次為止之道次間 之時間中的再結晶。其結果，沃斯田鐵粒可細粒化，而使複合組織鋼板之微組織中之低溫變態生成物的平均粒徑在15μm以下。惟，合計軋縮率一旦低於75%，即無法將沃斯田鐵粒充分細粒化，而無法使複合組織鋼板之微組織中之低溫變態生成物的平均粒徑在15μm以下。

另一方面，超過95%時，不僅其效果會飽和，且會附加軋延機的過度荷重負荷，在操作上不甚理想。

此外，各道次之軋縮率在10%以上為宜。尤其若在最後軋延機後段的3道次中各道次之軋縮率低於10%，且3道次之平均軋延率低於10%，則3道次間及最後軋延結束後粒成長會顯著進行，進而使複合組織鋼板之微組織中之低溫變態生成物的平均粒徑無法穩定地在12μm以下之虞。

而，本發明中針對軋延速度無特別限定。但，在最後最終軋台的軋延速度一旦低於400mpm，各最後軋延道次間之時間即增長。其結果，沃斯田鐵粒有成長粗大化，而使製品版之微組織中之低溫變態生成物的平均粒徑無法穩定地在15μm以下之虞。所以，軋延速度在400mpm以上為宜。此外，若為650mpm即可使低溫變態生成物的平均粒徑穩定地在12μm以下，因此以650mpm更佳。又，針對上限無須特別限定即可發揮本發明效果，但在設備制約上以1800mpm以下實屬現況。

最後軋延結束後，為了置入製品的微組織進行冷卻，該冷卻係以輸出承接台(run-out table)之控制而最佳化。

首先，最後軋延結束後至開始冷卻之時間在3秒以內。 至該冷卻開始之時間一旦超過3秒，即可能在變態前之沃斯田鐵析出粗大且非整合的Ti碳氮化物，而於後續之冷卻中在肥粒鐵中使析出之微細且整合的Ti碳化物之析出量減少，使強度降低之虞。又，有沃斯田鐵粒成長粗大化，而無法使製品版之微組織中之低溫變態生成物的平均粒徑在15μm以下之虞。

有關至該冷卻開始之時間的下限值，在本發明中無須特別限定，但一旦低於0.4秒，則有軋延所致之層狀的加工組織維持殘留狀態地被冷卻，並亦在製品板獲得連結地配列成列狀的低溫變態生成物，而使去毛頭加工性劣化之虞。

軋延結束後最初實施的第1階段之冷卻步驟的速度必須係15℃/sec以上的平均冷卻速度。該冷卻速度一旦低於15℃/sec，即有在冷卻中生成波來鐵而無法獲得目的之微組織之虞。而，第1階段之冷卻步驟中的冷卻速度之上限無須特別限定即可獲得本發明效果。但，在超過150℃/sec之冷卻速度下，將極度難以控制冷卻結束溫度，進而使微組織之置入變得困難，故在150℃/sec以下為宜。

第1階段之冷卻步驟的冷卻停止溫度低於Ar3變態點溫度。冷卻停止溫度一旦在Ar3變態點以上，在接續的第2階段之冷卻步驟的冷卻中，於沃斯田鐵/肥粒鐵變態時即無法控制可在肥粒鐵中微細地析出而貢獻於強度的TiC之析出。另一方面，第1階段之冷卻步驟的冷卻停止溫度之下限無特別限定。但，為了顯現肥粒鐵之析出強化而進行 之接續的第2階段之冷卻步驟的冷卻停止溫度，在用以使肥粒鐵之析出強化顯現之條件下係超過600℃。因此，第1階段之冷卻步驟的冷卻停止溫度在600℃以下時，將無法獲得析出強化。又，一旦在Ar1點以下，將無法獲得肥粒鐵且無法獲得目的之微組織。

接著進行之第2階段的冷卻步驟係平均冷卻速度在10℃/sec以下，而在本發明中係將空冷(放冷)置於念頭。在該溫度區之冷卻中，可促進從沃斯田鐵至肥粒鐵的變態，並且在變態同時可於肥粒鐵中析出微細的Ti碳化物而獲得目的之鋼板強度。該冷卻速度一旦超過10℃/sec，從沃斯田鐵變態至肥粒鐵時的該等二相之界面移動速度會過快，而相間界面中之Ti碳化物的析出無法追及，進而無法獲得充分的析出強化。

又，一旦超過10℃/sec，從沃斯田鐵至肥粒鐵的變態會延遲而無法獲得目的之微組織。另一方面，在本發明第2階段之冷卻步驟中的冷卻速度之下限無須特別限定。但，在未進行利用加熱裝置等從外部來的熱輸入之情況下，即便是本發明中所預定的上限板厚之半寸左右的板厚，空冷下的冷卻速度仍為3℃/sec左右。

又，第2階段之冷卻步驟的冷卻時間在1秒以上且低於100秒。該步驟不僅係為了促進肥粒鐵及沃斯田鐵之二相分離以獲得目的之第二相分率，更是為了在變態完畢之肥粒鐵中藉由Ti微細碳化物促進析出強化之非常重要的步驟。該時間一旦低於1秒，不僅肥粒鐵變態未進行而無法獲 得目的之微組織，且變態後之肥粒鐵中的Ti碳化物之析出未進行，故而無法獲得目的之鋼板的強度及去毛頭加工性。低於3秒時，肥粒鐵變態及碳化物之析出無法充分進行，因而有無法充分獲得低溫變態生成物及肥粒鐵之強度之虞，故以3秒以上為宜。

另一方面，即便在100秒以上，不僅上述效果飽和且生產性明顯降低。在15秒以上時，不僅複合組織鋼板之低溫變態生成物的平均結晶粒徑粗大化，且有波來鐵混入至微組織之疑慮，故理想係低於15秒。

第2階段之冷卻步驟的冷卻停止溫度超過600℃。該溫度一旦在600℃以下，則不會進行變態後之肥粒鐵中的Ti碳化物析出，因而強度降低。

另一方面，第2階段之冷卻步驟的冷卻停止溫度之上限雖無特別規定，但一超過700℃，不僅肥粒鐵及沃斯田鐵之二相分離不夠充分而無法獲得目的之低溫變態生成物的分率，且肥粒鐵中之Ti碳化物的析出過時效，強度降低。

接著進行之第3階段的冷卻步驟係在15℃/sec以上之冷卻速度下進行冷卻。該冷卻速度一旦低於15℃/sec，有波來鐵混入至微組織而無法獲得目的之微組織之虞。而，第3階段之冷卻步驟的結束溫度係捲取溫度。第3階段之冷卻步驟中的冷卻速度上限即便無特別限定仍可獲得本發明效果，然若考慮到熱應變所致之板翹曲，宜定在300℃/sec以下。

在第3階段之冷卻步驟中係冷卻至350℃以下之 溫度區並進行捲取。該溫度一旦超過350℃，即無法獲得目的之低溫變態生成物。具體上，會於構成低溫變態生成物之變韌鐵的條狀體間生成粗大的碳化物，而在去毛頭加工時成為龜裂產生之起點，使去毛頭加工性劣化。

另一方面，捲取溫度之下限值無須特別限定，捲料一旦長時間在水濕潤之狀態下，即有因生鏽造成外觀不良之疑慮，故在50℃以上為宜。又，該溫度若在100℃以下，低溫變態生成物的大部分會成為新麻田散鐵，使均勻延伸提升，且擴展成形等之n值對支配性的成形相當有利。

最後軋延後之冷卻步驟中，為了更有效率地藉由Ti碳化物顯現析出強化，必須進行控制直到捲取為止的冷卻模式本身。具體上，將以下述式(2)表示之Ti在肥粒鐵中的總累積擴散距離Ltotal控制在0.15以上且在0.5以下之範圍。

即，以冷卻結束溫度起至捲取為止的微時間△t/sec來累算以下述式(2)表示之Ti在肥粒鐵中之擴散距離L，並以下述式(3)表示Ti在肥粒鐵中之總累積擴散距離Ltotal時，定為0.15≦Ltotal≦0.5。

在此，D(T+273)係在T℃下之粒子擴散係數，t係擴散時間，D(T)係使用Ti之擴散係數D0、活性化能量Q及氣體常數R，以下述式(4)表示。

D(T)=D0×Exp(-Q/R(T+273))...式(4)

該Ltotal值一旦低於0.15μm，冷卻中即無法進行 Ti碳化物之析出而成為亞時效(under-aging)，無法有效率地獲得析出強化能。另一方面，一旦超過0.5μm，則冷卻中Ti碳化物之析出過度進行而成為過時效，仍舊無法有效率地獲得析出強化能。

而，在藉由鋼板形狀之矯正或可動差排導入圖謀延性提升之目的下，在總步驟結束後宜實施軋縮率在0.1%以上至2%以下的整面軋延。又，總步驟結束後，在除去已附著於獲得之熱軋鋼板表面鏽皮之目的下，亦可因應需求對獲得之熱軋鋼板進行酸洗。此外，酸洗後亦可對獲得之熱軋鋼板以線上或離線的方式施行軋縮率10%以下的整面軋延或軋縮率40%左右為止的冷軋延。

此外，於整面軋延之前或後、前及後除去表面之鏽皮。除去鏽皮之步驟無特別規定。例如可為使用鹽酸或硫酸之一般的酸洗或利用砂磨機等之表面研削、或利用電漿及燃氣器等之表面熔削等因應工作線之裝置。

此外，適用本發明之熱軋鋼板在鑄造後、熱軋延後、冷卻後皆可任擇地在熔融鍍覆工作線施行熱處理，更可針對該等熱軋鋼板另外施行表面處理。藉由在熔融鍍覆工作線施行鍍覆，可提升熱軋鋼板之耐蝕性。

而，對酸洗後之熱軋鋼板施行鍍鋅時，可將獲得之鋼板浸漬於鍍鋅浴中，並因應需求進行合金化處理。藉由施行合金化處理，加上耐蝕性之提升，熱軋鋼板還可提升相對於點熔接等各種熔接之熔接阻力性。

實施例

將具有表1顯示之化學成分的A~Z、a~d之鋼以轉爐精鍊、二次精鍊步驟進行熔製、連續鑄造而製出的鑄片(鋼胚)再加熱，並以接續粗軋延的最後軋延軋縮成2.3~3.4mm的板厚，以輸出承接台冷卻後進行捲取而製作出熱軋鋼板。較詳細而言，係依照表2顯示之製造條件製作出熱軋鋼板。而，表1中之化學組成全部為質量%。

表1中之Ti*表示[Ti]-48/14[N]-48/32[S]，表1、2中之Ex.C表示[C]-12/48×([Ti]+48/93[Nb]-48/14[N]-48/32[S])，表1中之Mn/S表示[Mn]/[S]。又，表1中之成分的殘餘部分係Fe及雜質，表1、2中之下線表示在本發明範圍外。鋼K、R係意圖性未含有Si。表1中之「-」表示意圖性未含有之意。

表2中，「鋼」表示具有因應表1所示之各記號之成分的鋼。「溶體化溫度」表示以式(1)算出之最低鋼胚再加熱溫度(=SRTmin)。「Ar3變態點溫度」表示以式(5)、(6)或(7)算出之溫度。「Ex.C」表示以[C]-12/48×([Ti]+48/93[Nb]-48/14[N]-48/32[S]算出之值。

在表2之製造條件中，加熱步驟之「加熱溫度」表示鋼胚再加熱中之最高到達溫度，「保持時間」表示在預定加熱溫度下的保持時間。粗軋延中，「總道次數」表示粗軋延之軋延道次數的合計值，「合計軋縮率」表示粗軋延開始至結束的粗軋延中之軋縮率，「1050~1150℃且20%以上的道次數」表是在1050~1150℃之溫度區進行20%以上軋延率的軋延之道次數，「至最後軋延開始為止的時間」表示粗軋延結束起至最後軋延開始為止的時間，「最後軋延瞬前 之平均沃斯田鐵粒徑」表示於最後軋延之最初軋台咬入粗條之瞬前的沃斯田鐵粒之平均粒徑。為了確認該沃斯田鐵粒徑，將放入最後軋延前之粗條以截剪機等切斷而獲得之截剪片盡可能地急冷使冷卻室溫左右，將與其軋延方向平行的截面蝕刻，使沃斯田鐵粒界浮起，並以光學顯微鏡測定即可獲得。此時，於板厚1/4位置在50倍以上之倍率下以圖像解析或點計法等測定20視野以上。

在最後軋延中，「軋延開始溫度」表示最後軋延之咬入至最初軋台之瞬前的溫度，「合計軋縮率」表示最後軋延開始起至結束之最後軋延中的軋縮率，「後段3道次之平均軋縮率」表示在進行通常複數道次之連續軋延的最後軋延中，各道次之包含最終道次之最終道次起至第3項為止之軋縮率的平均值，「最後軋延出側速度」表示結束最後軋延最終軋縮道次後之該軋延軋台中的出側通板速度，「結束溫度」表示最後軋延最終道次之軋延軋台出側瞬後的溫度。而，有關軋縮率，可為自板厚算出之實測值，亦可為軋延軋台之設定值。又，有關溫度係宜以放射溫度計或接觸溫度計在該步驟位置中測定，亦可為利用溫度模型等之推定值。

以輸出承接台實施之冷卻步驟從析出控制及組織控制之觀點，可區分為第1~3階段冷卻步驟。首先，在「第1階段冷卻步驟」中，「至冷卻開始為止的時間」表示從最後軋延最終道次之軋延軋台出來起算至輸出承接台之冷卻開始為止的時間，「冷卻速度」表示利用水冷的平均冷 卻速度，「冷卻停止溫度」表示停止在第1階段冷卻步驟中之水冷的溫度。在「第2階段冷卻步驟」中，「冷卻速度」表示主要利用未灑水的空冷之平均冷卻速度，「保持時間」表示未灑水的空冷保持時間，「冷卻停止溫度」表示結束未灑水的空冷保持溫度。在「第3階段冷卻步驟」中，「冷卻速度」表示空冷保持後再度開始水冷至進行捲取為止之平均冷卻速度，「捲取溫度」表示停止水冷並藉由捲取機將鋼板捲取成捲狀之瞬前的溫度。而「總累積擴散距離」表示Ti在肥粒鐵中之總累積擴散距離Ltotal，係以冷卻結束溫度起至捲取為止的微時間△t/sec來累算以式(2)表示之Ti在肥粒鐵中之擴散距離L，以式(3)求算。

以表2記載之製造方法獲得的鋼板之微組織、機械性質、表面特性及耐蝕性顯示於表3。

首先，從獲得之鋼板的板寬1/4W位置或3/4W位置採取試料，使用光學顯微鏡觀察板厚1/4厚中之微組織。作為試料調整，係將軋延方向之板厚截面作為觀察面進行研磨，並以硝太蝕劑試藥、勒培拉劑試藥進行蝕刻。從以硝太蝕劑試藥及勒培拉劑試藥進行蝕刻之倍率500倍的光學顯微鏡照片分類出「微組織」。

又，從以勒培拉劑試藥進行蝕刻之倍率500倍的光學顯微鏡照片，藉由圖像解析確認第二相之低溫變態生成物的分布狀態之「第二相特徵」。在此，低溫變態生成物之分散狀態係將於肥粒鐵粒之角隅、邊緣及粒界面分散成島狀者分類成「島狀」，將即使為島狀但在軋延方向平衡地 連結分布者分類成「列狀」，並將主要分散成包圍肥粒鐵粒之粒界面者分類成「膜狀」。

此外，藉由圖像解析求出第二相之低溫變態生成物的面積分率之「第二相分率」，及低溫變態生成物之平均粒徑之「第二相平均粒徑」。「Ex.C(%)/fsd(%)」係將表2之「Ex.C(%)」除以「第二相分率」之值。而，低溫變態生成物之平均結晶粒徑係將圓有效直徑進行個數平均者。又，任意選擇複數低溫變態生成物，分別求出其等的最近接距離，並將20點之平均值定為「第二相之最近接距離的平均值」。

奈米硬度Hn係使用Hysitron公司製TriboScope/TriboIndenter進行測定。測定條件係在1mN之荷重下測定20點以上之低溫變態生成物的硬度，並算出其算術平均及標準偏差。

TiC析出物密度之「肥粒鐵TiC密度」的測定係藉由三維原子探針測定法進行。首先，從測定對象之試料藉由切斷及電解研磨法因應需求與電解研磨法合併活用集束離子束加工法，以製作針狀試料。在三維原子探針測定中，可將業經累算之數據再建構並求出作為實際空間中之實際的原子分布像。從TiC析出物之立體分布像的體積及TiC析出物之數量可求出TiC析出物的個數密度。而，測定係特定肥粒鐵粒，針對各試料以5個以上之肥粒鐵粒加以實施。又，上述TiC析出物之尺寸係從所觀察之TiC析出物的構成原子數及TiC之晶格常數，將析出物假設成球狀予以算出之直徑作為尺寸。任意測定30個以上之TiC析出物的直徑。其 平均值在2~30nm左右。

機械性質中，拉伸強度特性(YP、TS、El)係使用從板寬1/4W位置或3/4W位置採取與軋延方向呈垂直方向的JIS Z 2201-1998之5號試驗片，並依據JIS Z 2241-1998進行評估。作為去毛頭加工性之指標係採用擴孔試驗。擴孔試驗係從與拉伸試驗片採取位置同樣的位置採取試驗片，依據日本鐵鋼連盟規格JFS T 1001-1996記載之試驗方法進行評估。

接下來，為了調查缺口疲勞強度，從與拉伸試驗片採取位置同樣的位置，以軋延方向為長邊採取圖1顯示之形狀的疲勞試驗片，並供於疲勞試驗。在此，圖1記載之疲勞試驗片係為了獲得缺口疲勞強度所製作的缺口試驗片。該缺口試驗片之側面角隅部(為圖1之點線，過去所生成的部分)係在1R去角並於長邊方向經#600研磨。

為了接近汽車零件在實際使用時的疲勞特性評估，缺口係與擴孔試驗片同樣地以圓筒衝頭打孔者。而，打孔間隙定為12.5%。惟，對疲勞試驗片由最表層起至0.05mm左右的深度有施以三個倒三角形的最後研磨。疲勞試驗係使用Schenk型疲勞試驗機，試驗方法係依照JIS Z 2273-1978及JIS Z 2275-1978。表3中之缺口疲勞特性的定義係「σ_wk/TS」為將該試驗中所獲得之200萬次疲勞強度除以拉伸強度之值。

表面特性係以酸洗前之「表面缺陷」及「粗度」評估。該評點一旦在基準以下，即便酸洗後有時仍會在鏽 皮缺陷起因之模樣及表面凹凸即被需求者將表面品級評估為劣級。在此，「表面缺陷」係表示以目測確認Si鏽皮、細紋、紡錘等鏽皮缺陷之有無的結果，有鏽皮缺陷時表示為「×」，無鏽皮缺陷時表示為「○」。而，該等缺陷部分或在基準以下者係作為「輕微」，以「△」表示。「粗度」係以Rz評估，係以藉由JIS B 0601-2001記載之測定方法獲得之值表示。而，Rz若在20μm以下，表面品級即為無問題之等級。

耐蝕性係以「化成處理性」及「塗裝後耐蝕性」評估。首先，將製出的鋼板酸洗後，施行使2.5g/m²之磷酸鋅皮膜附著之化成處理。在該階段中作為「化成處理性」係實施鏽皮之有無及P比的測定。

磷酸化成處理係使用以磷酸及Zn離子為主成分之藥液的處理，即在與從鋼板溶出之Fe離子之間生成被稱為磷葉石：FeZn₂(PO₄)₃‧4H₂O之結晶的化學反應。磷酸化成處理的技術性重點在於：(1)使Fe離子溶出以促進反應；及(2)使磷葉石結晶緻密地形成於鋼板表面。尤其，針對(1)一旦在鋼板表面有殘存因Si鏽皮形成所造成的氧化物，即可能會妨礙Fe之溶出，而出現被稱為空缺之未附著化成皮膜的部分，因Fe未溶出，而在稱為磷鋅礦：Zn₃(PO₄)₃‧4H₂O之鐵表面形成原本不會形成之異常的化成處理皮膜，而使塗裝後之性能劣化。因此，藉由磷酸使鋼板表面之Fe溶出以可充分供給Fe離子，使表面正常即相當重要。

針對該空缺，可利用掃描型電子顯微鏡之觀察來確認，在1000倍之倍率下觀察20視野左右且全面均勻附著 未確認空缺之情況即為無空缺，評估為「○」。又，確認有空缺之視野若在5%以下即為輕微，評估為「△」。超過5%則為有空缺，評估為「×」。

另一方面，P比可使用X射線繞射裝置測定，取磷葉石(100)面之X射線繞射強度P與磷鋅礦(020)面之X射線繞射強度H之比，以P比=P/(P+H)進行評估。即，P比係表示進行化成處理所得之皮膜中磷鋅礦與磷葉石之比率，P比愈高即含愈多磷葉石，即表示鋼板表面緻密地形成有磷葉石結晶。一般而言P比≧0.80係為了滿足耐蝕性能及塗裝性能所作之要求，又，在溶雪鹽散布地域等嚴苛的腐蝕環境下則要求P比≧0.85。

接下來耐蝕性係於化成處理後進行25μm厚的電塗，並進行170℃×20分之塗裝燒黏處理後，以前端尖銳的刀件將電接塗膜切入一長130mm之切口直達底鐵，並在JIS Z 2371顯示之鹽水噴霧條件下，持續實施700小時之35℃溫度下的5%鹽水噴霧後，於切入部上黏貼一寬24mm的膠帶(Nichiban 405A-24 JIS Z 1522)平行於切入部且長130mm，以測定將之剝離時的最大塗膜剝離幅度。該最大塗膜剝離幅度一旦超過4mm，則耐蝕性即為劣級。

接下來說明結果。而，鋼號32、36、46係於酸洗處理後使鋼板通過合金化熔融鍍鋅線，在Zn浴溫度430~460℃下實施鍍浴浸漬，再將其中鋼32、46在合金化溫度500~600℃下施行合金化處理。

沿循本發明者為鋼號1、4、9、10、11、20、23、 24、25、26、27、28、29、30、31、32、33、34、35、36、37、38、39。

該等鋼板係540MPa級以上等級之鋼板，其特徵在於：含有預定量之鋼成分且在板厚1/4厚度位置中為複合組織，該複合組織係微組織之主相由自Ti碳化物所析出強化的多角形肥粒鐵及第二相由以面積分率(fsd(%))計為1~10%之分散成島狀的低溫變態生成物所構成，且0.001≦Ex.C(%)/fsd(%)≦0.01，滿足(Ex.C(%)=[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]})，低溫變態生成物之平均結晶直徑為3~15μm，低溫變態生成物間之最近接距離的平均值為10~20μm；可獲得擴孔值λ≧70%、缺口疲勞特性σWK/TS≧0.35且表面缺陷在輕微以下的高強度鋼板。

鋼號32、39係意圖性未含有Si之鋼K、R，該等之Si含量為0或雜質等級。然而，該等鋼號32、39亦滿足本發明之機械特性。

上述以外之鋼依以下理由在本發明之範圍外。

即，鋼號2係加熱溫度在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度低。

鋼號3係粗軋延之合計軋縮率在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值低。

鋼號5係1050~1150℃且20%以上道次數在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值低。

鋼號6係至最後軋延開始為止的時間在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度及擴孔值低。

鋼號7係最後軋延開始溫度在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度低。

鋼號8係最後軋延之合計軋縮率在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值低。

鋼號12係最後軋延結束溫度在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值低。

鋼號13係最後軋延結束溫度在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值低。

鋼號14係至冷卻為止的時間在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度及擴孔值低。

鋼號15係冷卻(a)之冷卻速度在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值及缺口疲勞特性低。

鋼號16係冷卻(a)之冷卻停止溫度在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度及缺口疲勞特性低。

鋼號17係冷卻(a)之冷卻停止溫度在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度及缺口疲勞特性低。

鋼號18係冷卻(b)之冷卻速度在本發明鋼之製造 方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度及擴孔值低。

鋼號19係冷卻(b)之保持時間在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度及缺口疲勞特性低。

鋼號21係冷卻(c)之冷卻速度在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值及缺口疲勞特性低。

鋼號22係捲取溫度在本發明鋼之製造方法的範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值低。

鋼號40係C含量在本發明鋼之範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值低。

鋼號41係C含量在本發明鋼之範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度低。

鋼號42係Si含量在本發明鋼之範圍外，因此表面特性差。

鋼號43係Mn含量在本發明鋼之範圍外，因此產生鋼胚裂痕而無法軋延。

鋼號44係Mn含量在本發明鋼之範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度低。

鋼號45係P含量在本發明鋼之範圍外，故而因脆化而使延伸及缺口疲勞特性降低。

鋼號46係S含量在本發明鋼之範圍外，因此MnS成為龜裂起點且擴孔值低。

鋼號47係N含量在本發明鋼之範圍外，因此粗大的TiN成為龜裂起點且擴孔值低。

鋼號48係Ti含量在本發明鋼之範圍外，因此無法獲得預定的微組織且缺口疲勞特性低。

鋼號49係Ti含量之值在本發明鋼之範圍外，因此無法獲得預定的微組織且拉伸強度低。

鋼號50係Ti*之值在本發明鋼之範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值及缺口疲勞特性低。

鋼號51係Al含量在本發明鋼之範圍外，因此無法獲得預定的微組織且擴孔值低。

產業上之可利用性

本發明之複合組織鋼板為高強度，並且以要求加工性、擴孔性、彎曲性之內板構件、結構構件、懸吊構件等的汽車構件為代表，可使用在造船、建築、橋樑、海洋結構物、壓力容器、管線、機械零件等各種用途。

Claims (12)

1. 一種複合組織鋼板，以質量%計：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，並滿足[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0%，且令Ex.C(%)=[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14 ×[N]-48/32×[S]}時，滿足0.001≦Ex.C(%)/fsd(%)≦0.01，殘餘部分則為Fe及雜質；並且，板厚1/4厚度之位置為複合組織，其微組織之主相係由經Ti碳化物析出強化的多角形肥粒鐵所構成，第二相係由以面積分率(fsd(%))計1~10%且已複數分散的低溫變態生成物所構成；前述低溫變態生成物之平均結晶直徑為3~15μm，各低溫變態生成物間之最近接距離的平均值為10~20μm。
2. 如請求項1之複合組織鋼板，其以質量%計含有Si：0.02%~0.5%。
3. 如請求項1或2之複合組織鋼板，其以質量%計含有一種或二種以上下述元素：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. 如請求項1至3中任一項之複合組織鋼板，其以質量%計含有一種或二種以上下述元素：Mg：0.0005~0.01%、Ca：0.0005~0.01%、 REM：0.0005~0.1%。
5. 如請求項1至4中任一項之複合組織鋼板，其以質量%計含有B：0.0002~0.002%。
6. 如請求項1至5中任一項之複合組織鋼板，其表面施加有鋅鍍層。
7. 一種複合組織鋼板之製造方法，係將鋼胚加熱至以下述式(1)定義之溫度SRTmin(℃)以上後，在熱軋延中以1050℃以上至1150℃以下之溫度區域進行至少1道次的軋縮率20%以上之粗軋延，其後150秒內，以1000℃以上至低於1080℃之溫度區域開始最後軋延，並在Ar3變態點溫度+50℃以上至1000℃以下之溫度區域中結束複數道次的合計軋縮率在75%以上且在95%以下的最後軋延，以15℃/sec以上之平均冷卻速度，於3秒以內冷卻至低於Ar3變態點溫度，接著以10℃/sec以下之平均冷卻速度，在1秒以上至低於100秒之時間內，冷卻至超過600℃的溫度區域，接下來以15℃/sec以上之冷卻速度冷卻至350℃以下之溫度區域，進行捲取；SRTmin=10780/{5.13-log([Ti]×[C])}-273...式(1)其中，前述鋼胚以質量%計如下：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，且滿足[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0%，令Ex.C(%)=[C]-12/48×{[Ti]+48/93×[Nb]-48/14×[N]-48/32×[S]}時，滿足0.001≦Ex.C(%)/fsd(%)≦0.01，殘餘部分為Fe及雜質。
8. 如請求項7之複合組織鋼板之製造方法，其係在前述熱軋延中，以1050℃以上至1150℃以下之溫度區進行複數道次的軋縮率20%以上之粗軋延，且粗軋延之合計軋縮率在60%以上且在90%以下。
9. 如請求項7或8之複合組織鋼板之製造方法，其係冷卻至100℃以下之溫度區域後進行捲取。
10. 如請求項7至9中任一項之複合組織鋼板之製造方法，其以前述10℃/sec以下之平均冷卻速度在1秒以上至低於100秒之時間內冷卻至超過600℃的溫度區域時，以從冷卻結束溫度起至進行捲取為止的微時間△t/sec來累算下述式(2)表示之Ti在肥粒鐵中之擴散距離L，並以下述式(3)表示Ti在肥粒鐵中之總累積擴散距離Ltotal時，係0.15≦Ltotal≦0.5； 在此，D(T+273)係在T℃下之粒子擴散係數；t係擴散時間；D(T)係使用Ti之擴散係數D0、活性化能量Q及氣體常數R而以下述式(4)表示：D(T)=D0×Exp(-Q/R‧(T+273))...(4)。
11. 如請求項7至10中任一項之複合組織鋼板之製造方法，其以前述10℃/sec以下之平均冷卻速度在1秒以上至低於100秒之時間內冷卻至超過600℃之溫度區域時，係使鋼板浸漬於鍍鋅浴中而將表面鍍鋅。
12. 如請求項11之複合組織鋼板之製造方法，其進一步在450~600℃之溫度範圍下將經鍍鋅之複合組織鋼板進行合金化處理。