本發(fā)明涉及高強度鋼板，更詳細地，涉及成型性優(yōu)異從而能夠適用于汽車板等的復合組織鋼板及其制造方法。

背景技術：

隨著強調汽車沖擊穩(wěn)定性的管制和燃油效率，為了同時滿足汽車車身的輕量化和高強度化，正在積極使用高張力鋼，跟隨這種趨勢，汽車外板中也正在擴大適用高強度鋼。

當前，作為汽車外板，大部分適用340mpa級烘烤硬化鋼，然而，部分還適用490mpa級鋼板，這提示了將會擴大適用590mpa級鋼板的前景。

如上所述，將強度得到增加的鋼板用作外板時，會提高輕量化和耐沖擊性，另一方面，隨著強度的增加，加工時具有成型性變差的缺點。由此，最近客戶為了在外板適用高強度鋼的同時完善不足的加工性，要求屈服比(yr＝y(tǒng)s/ts)低且延展性優(yōu)異的鋼板。

而且，對于用于汽車外板的鋼板而言，最重要的是表面品質要優(yōu)秀，但目前實際情況是，由于用于確保高強度而添加的淬透性元素亦氧化性元素(例如，si、mn等)，難以確保鍍覆表面的品質。

另外，為適用于汽車，要求鋼板具備優(yōu)異的耐蝕性，由此，作為汽車用鋼板一直使用了耐蝕性優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板。這種鋼板通過在同一個生產線上進行再結晶退火和鍍覆的連續(xù)熱浸鍍鋅設備來制造，因此，具有能夠以低成本制造高耐蝕性鋼板的優(yōu)點。

此外，進行熱浸鍍鋅后再次進行加熱處理的合金化熱浸鍍鋅鋼板，具有優(yōu)異的耐蝕性的同時，還具有優(yōu)異的焊接性或成型性，從而被廣泛使用。

因此，為了提高汽車外板的輕量化和加工性，要求開發(fā)成型性優(yōu)異的高張力冷軋鋼板，與此同時，要求開發(fā)具有優(yōu)異的耐蝕性、焊接性及成型性的高張力熱浸鍍鋅鋼板。

高張力鋼板中，作為提高加工性的現(xiàn)有技術，在專利文獻1中公開了以馬氏體為主體的具有復合組織的鋼板，并公開了為了提高加工性而在組織內分散粒徑1～100nm的微細的cu析出物的高張力鋼板的制造方法。

上述專利文獻1中，為析出微細的cu晶粒，需要添加2～5％的過量的cu，這可能會發(fā)生cu引起的紅熱脆性，并具有制造成本上升過多的問題。

專利文獻2公開了包含作為主相的鐵素體、作為第二相的余量奧氏體以及作為低溫相變相的貝氏體和馬氏體的復合組織鋼板和改善所述鋼板的延展性和延伸凸緣性的方法。

然而，所述專利文獻2為了確保余量奧氏體相而添加大量的si和al，由此難以確保鍍覆品質，并在煉鋼及連鑄時具有難以確保表面品質的問題。此外，由于相變誘導塑性而使初始ys值高，從而具有屈服比高的缺點。

在專利文獻3中，作為用于提供加工性良好的高張力熱浸鍍鋅鋼板的技術，公開了復合性地包含軟質鐵素體和硬質馬氏體作為微細組織的鋼板和用于改善該鋼板的延伸率和r值(蘭克福德值(lankfordvalue))的制造方法。

然而，所述技術由于大量添加si而難以確保鍍覆品質，而且由于添加大量的ti和mo，從而具有增加制造成本的問題。

現(xiàn)有技術文獻

(專利文獻1)日本第2005-264176號公開專利公報

(專利文獻2)日本第2004-292891號公開專利公報

(專利文獻3)韓國第2002-0073564號公開專利公報

技術實現(xiàn)要素：

要解決的技術問題

本發(fā)明的一方面涉及適合用作汽車外板用鋼板的復合組織鋼板，目的在于提供成型性優(yōu)異的復合組織鋼板及其制造方法，其通過優(yōu)化合金設計和制造條件能夠大幅提高伸長率與屈服比的比值(el/yr)。

技術方案

本發(fā)明的一方面提供成型性優(yōu)異的復合組織鋼板，所述鋼板以重量％計，包含：碳(c)：0.01～0.08％、錳(mn)：1.5～2.5％、鉻(cr)：1.0％以下且0％除外、硅(si)：1.0％以下且0％除外、磷(p)：0.1％以下且0％除外、硫(s)：0.01％以下且0％除外、氮(n)：0.01％以下且0％除外、酸溶鋁(sol.al)：0.02～0.1％、鉬(mo)：0.1％以下且0％除外、硼(b)：0.003％以下且0％除外、余量fe及其他不可避免的雜質，所述mn和cr的重量％的合(mn+cr)滿足1.5～3.5％，

其中，所述鋼板作為主相包含鐵素體，以整個厚度(t)為基準，在1/4t位置中的微細馬氏體的分率為1～8％，以下述式(1)定義的存在于鐵素體晶界上的平均粒徑小于1μm的馬氏體的占有率(m％)為90％以上，以下述式(2)定義的整個第二相組織中貝氏體的面積比(b％)為3％以下且包括0％，

式(1)：

m(％)＝{mgb/(mgb+min)}×100

(其中，mgb表示存在于鐵素體晶界的馬氏體的數(shù)量，min表示存在于鐵素體晶粒內的馬氏體的數(shù)量。)

式(2)：

b(％)＝{ba/(ma+ba)}×100

(其中，ba表示貝氏體占有面積，ma表示馬氏體占有面積。)

本發(fā)明的另一方面提供成型性優(yōu)異的復合組織鋼板的制造方法，其包括以下步驟：對滿足上述成分體系的鋼錠進行再加熱；在ar3相變點以上的溫度下，對所述經過再加熱的鋼錠進行熱精軋，以制造熱軋鋼板；在450～700℃的溫度下，對所述熱軋鋼板進行收卷；以40～80％的壓下率，對所述經過收卷的熱軋鋼板進行冷軋，以制造冷軋鋼板；以及在連續(xù)退火爐或合金化熱浸鍍連續(xù)爐中以760～850℃的溫度范圍，對所述冷軋鋼板進行退火處理，其中，所述經過退火處理的鋼板作為主相包含鐵素體，以整個厚度(t)為基準，在1/4t位置中的微細馬氏體的分率為1～8％，以上述式(1)定義的存在于鐵素體晶界上的平均粒徑小于1μm的馬氏體的占有率(m％)為90％以上，以上述式(2)定義的整個第二相組織中貝氏體的面積比(b％)為3％以下(包括0％)。

有益效果

根據本發(fā)明可以提供能夠同時確保優(yōu)異的強度和延展性的復合組織鋼板，其具有適合用作要求具備高加工性的汽車外板的效果。

附圖說明

圖1示出本發(fā)明的一方面的復合組織鋼板根據平整壓下率的屈服比(ys/ts)變化的圖表。

最佳實施方式

本發(fā)明的發(fā)明人為了提供同時確保強度和延展性以適合用作汽車外板的成型性優(yōu)異的鋼板而進行了深入的研究，其結果確認到可以通過合金設計和制造條件的優(yōu)化來提供滿足所需物理性質的復合組織鋼板，從而完成了本發(fā)明。

下面，對本發(fā)明進行詳細說明。

首先，對本發(fā)明一方面的成型性優(yōu)異的復合組織鋼板進行詳細說明。

本發(fā)明的復合組織鋼板，以重量％計，包含：碳(c)：0.01～0.08％、錳(mn)：1.5～2.5％、鉻(cr)：1.0％以下且0％除外、硅(si)：1.0％以下且0％除外、磷(p)：0.1％以下且0％除外、硫(s)：0.01％以下且0％除外、氮(n)：0.01％以下且0％除外、酸溶鋁(sol.al)：0.02～0.1％、鉬(mo)：0.1％以下且0％除外、硼(b)：0.003％以下且0％除外、余量fe及其他不可避免的雜質，所述mn和cr的重量％的合(mn+cr)優(yōu)選滿足1.5～3.5％。

下面，詳細說明如上所述對本發(fā)明的復合組織鋼板的合金成分進行限制的理由。其中，若沒有特別說明，各成分的含量均表示重量％。

c：0.01～0.08％

碳(c)作為制造具有復合組織的鋼板的重要成分，是通過形成作為第二相組織中一種的馬氏體，從而有利于確保強度的元素。一般而言，隨著c含量的增加容易形成馬氏體，從而有利于制造復合組織鋼，但是，為了控制所需的強度和屈服比(ys/ts)，有必要將c含量控制在適當水平的含量。

尤其，隨著c含量的增加，在退火后冷卻時，同時發(fā)生貝氏體相變，從而具有提高鋼的屈服比的傾向。就本發(fā)明而言，重要的是盡可能最小化貝氏體的形成，并形成適當水平的馬氏體，從而確保所需的材質特性。

因此，優(yōu)先將c含量控制在0.01％以上。當c含量小于0.01％時，難以確保本發(fā)明所需的490mpa級的強度，具有難以形成適當水平的馬氏體的問題。另一方面，當c含量超過0.08％時，在退火后冷卻時將促進晶界貝氏體的形成，從而隨著屈服強度的上升，在加工汽車部件時具有容易發(fā)生彎曲及表面缺陷的問題。因此，在本發(fā)明中優(yōu)選將c含量控制為0.01～0.08％。

mn：1.5～2.5％

錳(mn)是在具有復合組織的鋼板中提高淬透性的元素，尤其是在形成馬氏體方面的重要元素。在現(xiàn)有的固溶強化鋼中起到固溶強化效果而對增加強度有效，并且將鋼中不可避免地被添加的s以mns析出，從而在熱軋時起到抑制由s導致的板斷裂的發(fā)生和高溫脆化現(xiàn)象的重要作用。

在本發(fā)明中優(yōu)選添加1.5％以上的mn，當mn的含量小于1.5％時，無法形成馬氏體，從而難以制造復合組織鋼，另一方面，當mn的含量超過2.5％時，由于過度形成馬氏體，從而使材質不穩(wěn)定，并且組織內形成mn氧化物帶(mn-band)，從而具有提高加工裂紋及板斷裂的危險。此外，在退火時，表面上析出mn氧化物，從而具有嚴重阻礙鍍覆性的問題。因此，在本發(fā)明中優(yōu)選將mn的含量控制為1.5～2.5％。

cr：1.0％以下(0％除外)

鉻(cr)作為具有與上述mn相似特性的成分，是為了提高鋼的淬透性并確保高強度而添加的元素。這種cr對馬氏體的形成有效，并且在熱軋過程中形成諸如cr23c6的粗大的cr系碳化物，以適當水平以下來析出鋼中固溶c含量，因此，抑制了屈服點延伸(yp-ei)的發(fā)生，從而有利于制造屈服比低的復合組織鋼的元素。此外，也有利于制造相對于強度上升而最小化延伸率降幅的具有高延展性的復合組織鋼。

在本發(fā)明中，所述cr通過提高淬透性而容易形成馬氏體，然而，當其含量超過1.0％時，過度增加馬氏體形成比率，從而具有導致強度和延伸率降低的問題。因此，在本發(fā)明中，優(yōu)選將cr含量控制在1.0％以下，考慮到制造過程中不可避免地被添加的量將0％除外。

另外，所述mn和cr是提高淬透性的重要元素，通常為了形成馬氏體而添加超過0.08％的c來制造復合組織鋼時，即使mn和cr的含量低，也可以制造復合組織鋼，但是在這種情況下具有延伸率降低且難以制造低屈服比型鋼板的問題。

因此，在本發(fā)明中，盡量添加少量的c，并通過控制作為強有力的淬透性元素的mn和cr的含量來形成適當水平的馬氏體，從而能夠實現(xiàn)所需的低屈服比、延伸率提高等的物理性質。此時，優(yōu)選將所述mn和cr的含量之合(mn+cr，重量％)控制在1.5～3.5％。當mn和cr的含量之合小于1.5％時，幾乎不形成馬氏體，從而屈服比會急劇上升且產生屈服點延伸現(xiàn)象，從而具有材質變得不穩(wěn)定的問題，另一方面，當mn和cr的含量之合超過3.5％時，不僅形成過多的馬氏體，而且同時形成貝氏體，從而屈服比即屈服強度與拉伸強度之比急劇上升，因此在加工部件時具有容易發(fā)生裂紋及彎曲等缺陷的問題。因此，在本發(fā)明中優(yōu)選將所述mn和cr的含量之合控制在1.5～3.5％。

si：1.0％以下(0％除外)

通常而言，硅(si)是在退火冷卻時形成適當水平的余量奧氏體以對提高延伸率起到很大作用的元素，但當c含量較高約為0.6％時才發(fā)揮其特性。此外，已知所述si通過固溶強化效果起到提高鋼的強度的效果，或者在適當水平以上起到提高鍍覆鋼板的表面特性的效果。

在本發(fā)明中，將所述si含量控制在1.0％以下且0％除外，這是為了確保強度和改善延伸率。然而，即使不添加所述si也不會對確保物理性質方面產生太大的影響，但考慮到制造過程中不可避免地被添加的量而將0％除外。當si含量超過1.0％時，鍍覆表面特性變差，固溶c含量低，不形成余量奧氏體，從而對提高延伸率方面不產生有利的效果。

p：0.1％以下(0％除外)

鋼中的磷(p)是不對成型性形成大的損壞的情況下，對確保強度最有利的元素，但添加過多量時，急劇增加發(fā)生脆性破壞的可能性，從而增加在熱軋過程中發(fā)生鋼錠的板斷裂的可能性，具有作用為阻礙鍍覆表面特性的元素的問題。

因此，在本發(fā)明中將p含量的最大值控制在0.1％，但考慮到不可避免地被添加的量而將0％除外。

s：0.01％以下且0％除外

硫(s)作為鋼中的雜質元素，是不可避免地被添加的元素，將其含量盡可能控制在低水平上是很重要的。尤其，鋼中s具有提高產生紅熱脆性的可能性的問題，因此優(yōu)選將其含量控制在0.01％以下。然而，考慮到在制造過程中不可避免地被添加的量而將0％除外。

n：0.01％以下且0％除外

氮(n)是鋼中的雜質元素，是不可避免地被添加的元素。將n含量盡可能控制在低水平上是很重要的，但為此會具有煉鋼費用急劇上升的問題，因此優(yōu)選控制在作為作業(yè)條件允許范圍的0.01％以下。然而，考慮到不可避免地被添加的量而將0％除外。

sol.al：0.02～0.1％

酸溶鋁(sol.al)是為了鋼的粒度微細化和脫氧而添加的元素，當其含量小于0.02％時，則無法以常規(guī)的穩(wěn)定狀態(tài)制造鋁鎮(zhèn)靜(alkilled)鋼，另一方面，當其含量超過0.1％時，雖然由于晶粒微細化效果而有利于強度的上升，而另一方面，在煉鋼連鑄作業(yè)時，由于形成過多的夾雜物，不僅會提高發(fā)生鍍覆鋼板的表面不良的可能性，而且具有提高制造成本的問題。因此，在本發(fā)明中優(yōu)選將sol.al的含量控制在0.02～0.1％。

mo：0.1％以下且0％除外

鉬(mo)是延遲奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的同時，是用于鐵素體的微細化和提高強度而添加的元素。mo提高鋼的淬透性，從而在晶界(grainboundary)形成微細的馬氏體，具有能夠控制屈服比的優(yōu)點。然而，由于是高價元素，其含量越高，具有對制造方面不利的問題，因此，優(yōu)選適當?shù)目刂破浜俊?/p>

為了得到上述效果，優(yōu)選最多添加0.1％，當所述mo含量超過0.1％時，導致合金成本的急劇上升，從而降低經濟性，并且也會降低鋼的延展性。雖然本發(fā)明中mo的最佳水平為0.05％，但即使不添加，在確保所需物理性質方面不存在大問題。然而，考慮到在制造過程中不可避免地被添加的量而將0％除外。

b：0.003％以下且0％除外

鋼中的硼(b)是為了防止由于添加p而導致的抗二次加工脆性而添加的元素。當b含量超過0.003％時，具有降低延伸率的問題，因此，將所述b含量控制在0.003％以下，此時考慮到不可避免地被添加的水平而將0％除外。

優(yōu)選地，本發(fā)明除了所述成分以外，還包含余量fe及其他不可避免的雜質。

滿足上述組成成分的本發(fā)明的復合組織鋼板，其微細組織優(yōu)選包含作為主相的鐵素體(f)及作為第二相的馬氏體(m)，此時，可以包含部分貝氏體(b)。其中，以面積分數(shù)計，在整個微細組織中優(yōu)選包含1～8％的所述馬氏體。

此時，以整個厚度(t)為基準，微細馬氏體分率在1/4t位置優(yōu)選滿足1～8％。當所述分率小于1％時，難以確保強度，另一方面，當所述分率超過8％時，強度過高，從而難以確保所需的加工性。

此外，以下述式(1)定義的存在于鐵素體晶界上的平均粒徑小于1μm的馬氏體的占有率(m％)優(yōu)選滿足90％以上。即，相比鐵素體晶粒內，所述平均粒徑為1μm以下的微細馬氏體主要存在于鐵素體晶界時，保持低的屈服比，并且有利于提高延展性。

式(1)：

m(％)＝{mgb/(mgb+min)}×100

(其中，mgb表示存在于鐵素體晶界的馬氏體的數(shù)量，min表示存在于鐵素體晶粒內的馬氏體的數(shù)量。所述馬氏體的平均粒徑為1μm以下。)

如上所述，當鐵素體晶界的馬氏體占有率為90％以上時，可以將平整軋制前的屈服比控制在0.55以下，之后通過進行平整軋制可以控制為適當?shù)那?。當所述馬氏體的占有率小于90％時，形成在晶粒內的馬氏體，在進行拉伸變形時提高屈服強度而提高屈服比，從而具有無法通過平整軋制控制屈服比的問題。并且，會導致延伸率的降低，這是由于存在于晶粒內的馬氏體在進行加工時，明顯妨礙位錯的進行，導致屈服強度相比拉伸強度更快速進行，并且，在鐵素體晶粒內大量形成馬氏體，并在鐵素體晶粒內產生過多的位錯，從而在加工時妨礙可移動位錯的移動。

并且，本發(fā)明的復合組織鋼板，以下述式(2)定義的整個第二相組織中貝氏體的面積比(b％)優(yōu)選滿足3％以下。

式(2):

b(％)＝{ba/(ma+ba)}×100

(其中，ba表示貝氏體占有面積，ma表示馬氏體占有面積。)

在本發(fā)明中，重要的是將整個第二相組織中的貝氏體面積比控制在低水平，這是由于相比馬氏體，貝氏體將存在于貝氏體晶粒內的固溶元素c和n容易地固著在位錯上，從而妨礙位錯的移動，并顯示不連續(xù)的屈服特性，因此，明顯增加屈服比。

因此，在整個第二相組織中，當貝氏體的面積比為3％以下時，可以將平整軋制前的屈服比控制在0.55以下，之后通過進行平整軋制能夠將屈服比控制在適當水平。當所述貝氏體的面積比超過3％時，平整軋制前的屈服比將超過0.55，從而難以制造低屈服比型復合組織鋼板，并具有導致延展性降低的問題。

均滿足上述組成成分和微細組織的本發(fā)明的復合組織鋼板，可以通過平整軋制控制屈服比，此時可以通過控制平整壓下率來實現(xiàn)。

在本發(fā)明中，可以將通過以下述式(3)定義的條件式來得出的值(計算值)定義為通過理論得出的屈服比，并且由此能夠提供所需的低屈服比型或高屈服比型復合組織鋼板。

式(3):

計算值＝(0.1699*x)+0.4545

(其中，x表示平整壓下率(％)。)

更具體地，當要求制造通過所述式(3)計算的值，即通過理論得出的屈服比值滿足0.45～0.6的低屈服比型復合組織鋼板時，平整壓下率可適用0.85％以下(0％除外)，當要求制造通過理論得出的屈服比值超過0.6的高屈服比型復合組織鋼板時，平整壓下率可適用0.86～2.0％。

圖1示出根據平整壓下率的屈服比變化的圖表，可確認隨著平整壓下率的增加，鋼板的屈服比增加。由此可知，本發(fā)明的復合組織鋼板可以通過調節(jié)平整壓下率來制造具有所需屈服比的鋼板。

根據所述平整壓下率的屈服比的控制，將在下面的制造條件中進行更詳細的說明。

下面，對本發(fā)明的另一方面的成型性優(yōu)異的復合組織鋼板的制造方法進行詳細說明。

大致地，本發(fā)明的復合組織鋼板，以常規(guī)的條件將滿足上述組分體系的鋼錠進行再加熱，然后將其進行熱軋以制造熱軋鋼板后進行收卷。之后，以適當?shù)膲合侣蕦⑺鍪站淼臒彳堜摪暹M行冷軋以制造冷軋鋼板，然后在連續(xù)退火爐或合金化熱浸鍍連續(xù)爐中進行退火處理，從而進行制造。

下面，對各步驟的詳細條件進行說明。

首先，在本發(fā)明中，優(yōu)選以常規(guī)的條件將如上所述組成的鋼錠進行再加熱，這是為了順利進行后續(xù)的熱軋工藝，并且充分獲得所需鋼板的物理性質。在本發(fā)明中，不對所述再加熱條件進行特別限定，常規(guī)的條件即可。作為一例，可以在1100～1300℃的溫度范圍內執(zhí)行再加熱工藝。

其次，優(yōu)選在ar3相變點以上的溫度下，以常規(guī)的條件對所述經過再加熱的鋼錠進行熱精軋，以制造熱軋鋼板。在本發(fā)明不對所述熱精軋條件進行限定，可利用常規(guī)的熱軋溫度。作為一例，可在800～1000℃的溫度范圍內進行熱精軋。

如上所述制造的熱軋鋼板優(yōu)選在450～700℃進行收卷。此時，當收卷溫度小于450℃時，生成過多的馬氏體或貝氏體，導致熱軋鋼板的強度過度上升，因此，在后續(xù)的冷軋時可能會產生由于負荷引起的形狀不良等問題。另一方面，當收卷溫度超過700℃時，根據鋼中的si、mn、b等降低熱浸鍍鋅潤濕性的元素，具有使表面濃縮嚴重的問題。因此，考慮到所述問題，優(yōu)選將收卷溫度控制在450～700℃。

然后，優(yōu)選將經過收卷的熱軋鋼板進行酸洗和冷軋以制造冷軋鋼板。進行所述冷軋時，優(yōu)選以40～80％的壓下率進行，當冷軋壓下率小于40％時，難以確保所需厚度，并難以校正鋼板形狀。另一方面，當冷軋壓下率超過80％時，在鋼板邊緣(edge)部發(fā)生裂痕的可能性高，并且具有會產生冷軋負荷的問題。

如上所述制造的冷軋鋼板優(yōu)選在760～850℃的溫度范圍內進行連續(xù)退火。此時，可以在連續(xù)退火爐或合金化鍍覆連續(xù)爐進行。

所述連續(xù)退火工藝是為了再結晶的同時形成鐵素體和奧氏體并分配碳，當此時的溫度小于760℃時，不僅無法實現(xiàn)充分的再結晶，而且難以形成充分的奧氏體，因此具有難以確保本發(fā)明所需強度的問題。另一方面，當溫度超過850℃時，降低生產性，并生成過多的奧氏體，冷卻后包含有貝氏體，從而具有降低延展性的問題。因此，考慮到所述問題，優(yōu)選將連續(xù)退火溫度范圍控制在760～850℃。

如上所述制造的鋼板是本發(fā)明所要制造的復合組織鋼板，優(yōu)選地，其內部組織包括作為主相的鐵素體和作為第二相的馬氏體。此時，滿足以下條件：以整個厚度(t)為基準，在1/4t位置的微細馬氏體的分率為1～8％，以上述式(1)定義的存在于鐵素體晶界的平均粒徑小于1μm的馬氏體的占有率(m％)為90％以上，以上述式(2)定義的整個第二相組織中的貝氏體的面積比(b％)為3％以下。針對所述內部組織及其數(shù)值限定的說明如前所示。

另外，優(yōu)選地，本發(fā)明在所述連續(xù)退火后進一步進行平整軋制工藝，通過所述平整軋制工藝能夠調節(jié)鋼板的屈服比。更具體地，本發(fā)明通過控制平整壓下率，能夠提供低屈服比或高屈服比的所需的復合組織鋼板。

式(3)：

計算值＝(0.1699*x)+0.4545

其中，x表示平整壓下率(％)。

此時，當所述式(3)的平整壓下率控制在0.85％以下(0％除外)時，通過軋制而導入的可移動位錯在拉伸變形時使材料容易變形，因此，降低屈服強度與拉伸強度之比，從而能夠制造屈服比滿足0.45～0.6范圍的鋼板。

當不進行平整軋制時，可以確保最小限度的屈服比，但是為了鋼板的形狀調整及鍍覆層的均勻化，優(yōu)選以最小限度的平整壓下率進行平整軋制。因此，將0％除外。

當將所述平整壓下率控制在0.86～2.0％時，大量的位錯相互凝聚而增大加工硬化現(xiàn)象，因此，增加屈服強度與拉伸強度之比，從而能夠制造屈服比為超過0.6～0.8以下的鋼板。

要制造如上所述的高屈服比型復合組織鋼板時，優(yōu)選將平整壓下率控制在0.86％以上，當平整壓下率超過2.0％時，屈服比超過0.8，從而喪失作為復合組織鋼的功能，并由于過高的屈服強度，在加工部件時出現(xiàn)回彈(springback，加工部件的形狀精度不良)現(xiàn)象。

如上所述，本發(fā)明的復合組織鋼板可根據平整壓下率控制屈服比，是成型性優(yōu)異的鋼板，從而能夠適用于汽車外板。

下面，通過實施例進行更詳細的說明。然而，以下實施例只是用于更詳細地說明本發(fā)明的示例，并不限定本發(fā)明的權利范圍。

具體實施方式

(實施例)

以下表2中示出的條件制造具有下表1的組成成分的鋼種，然后，確認其物理性質。此時，作為本發(fā)明所需的材質特性，將0.5以下作為在未進行平整軋制的狀態(tài)下的屈服比的目標。

每個試片的拉伸試驗是利用jis規(guī)格以c方向進行，微細組織分率是在退火處理的鋼板厚度的1/4位置通過電子顯微鏡觀察并進行測量。此外，馬氏體占有率利用掃描式電子顯微鏡(sem，3000倍)進行觀察，然后通過計數(shù)點(countpoint)作業(yè)進行測量。

[表1]

[表2]

(在上述表2中，屈服比(1)表示平整軋制前測量的值，屈服比(2)、屈服強度、拉伸強度及延展性表示平整軋制后測量的值。

此外，所述表2中，m表示馬氏體，b表示貝氏體。)

如上述表1和表2所示，可以確認，均滿足本發(fā)明所提出的組成成分及制造條件的發(fā)明例，不僅能夠確保強度，而且還能夠確保優(yōu)異的延展性。

另一方面，可以確認，即使組成成分滿足本發(fā)明，當制造條件脫離本發(fā)明或組成成分脫離本發(fā)明時，根據內部組織中貝氏體的分率增加和整個馬氏體分率的增加，平整軋制后屈服比大幅上升。預計所述鋼種在加工時發(fā)生斷裂等缺陷的可能性大。