本發(fā)明主要涉及用于汽車外板的高強(qiáng)度鋼板，更詳細(xì)地，涉及成型性優(yōu)異的復(fù)合組織鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
：最近，隨著強(qiáng)調(diào)汽車的沖擊安全性規(guī)則及燃料效率，為了同時(shí)滿足汽車車體的輕量化及高強(qiáng)度化，積極使用高張力鋼，隨著這種趨勢，汽車外板中使用高強(qiáng)度鋼的情況也增多。目前，大部分情況下汽車外板使用340mpa級烘烤硬化鋼，但一些情況下則使用490mpa級鋼板，預(yù)期會繼續(xù)擴(kuò)大使用到590mpa級。然而，如此地，輕量化和耐沖擊性會隨著外板的強(qiáng)度的增加而提高，但是加工時(shí)的成型性卻隨著強(qiáng)度的增加而變差。因此，最近汽車制造商為了將高強(qiáng)度鋼適用于外板的同時(shí)彌補(bǔ)不足的加工性而要求屈服比(yr＝y(tǒng)s/ts)低且拉伸強(qiáng)度和延展性的乘積(拉伸強(qiáng)度(mpa)×延展性(el))優(yōu)異的鋼板。另外，為了適用于汽車外板，首先鋼材的表面品質(zhì)需要優(yōu)異，但是因用于確保鋼的高強(qiáng)度而添加的淬透性元素或氧化性元素si、mn等而難以確保外板用的鍍覆鋼板的表面品質(zhì)。不僅如此，汽車用鋼板還需要高耐蝕性，因此，一直以來作為汽車用鋼板而使用的是耐蝕性優(yōu)異的熱鍍鋅鋼板。由于這種熱鍍鋅鋼板是通過在同一個生產(chǎn)線上實(shí)施再結(jié)晶、退火及鍍覆的連續(xù)熱鍍鋅設(shè)備來制造，因此，能夠以低廉的價(jià)格制造耐蝕性優(yōu)異的鋼板。此外，就進(jìn)行熱鍍鋅后再次進(jìn)行加熱處理的合金化熱鍍鋅鋼板而言，其具有優(yōu)異的耐蝕性的同時(shí)還具有優(yōu)異的焊接性或成型性，從而目前廣泛地被使用。由此，為了汽車外板的輕量化及成型性的提高要求開發(fā)鋼板的屈服比(ys/ts)低、強(qiáng)度及延展性都優(yōu)異的同時(shí)表面品質(zhì)優(yōu)異，且耐蝕性及焊接性優(yōu)異的高張力熱鍍鋅鋼板。就所述高張力鋼板而言，提高加工性的現(xiàn)有技術(shù)有專利文獻(xiàn)1，其中公開了為了提高加工性而在組織內(nèi)部分散了粒徑為1～100nm的析出銅顆粒的高張力鋼板的制造方法，所述鋼板是由以馬氏體作為主體的復(fù)合組織組成的鋼板。然而，所述技術(shù)中為了析出微細(xì)的cu顆粒而需要添加2～5％的過量的cu，這不僅存在由cu引起的紅熱脆性的危險(xiǎn)，并且有制造費(fèi)用過于上升的問題。專利文獻(xiàn)2中公開了延展性和延伸凸緣性(stretchflangeability)優(yōu)異的復(fù)合組織鋼板的制造方法，該復(fù)合組織鋼板為含有作為主相的鐵素體和作為兩相的殘留奧氏體及作為低溫相變相的貝氏體和馬氏體的鋼板。然而，就該技術(shù)而言，由于添加了大量的si和al，因此難以確保鍍覆品質(zhì)，并且在制鋼及連鑄時(shí)難以確保表面品質(zhì)。此外，因相變誘導(dǎo)塑性而初期屈服強(qiáng)度(ys)值高，從而屈服比高，并且由于為了形成殘留奧氏體而大量添加的si及al而難以確保外板水平的鍍覆表面品質(zhì)。另外，提供加工性良好的高張力熱鍍鋅鋼板的代表性現(xiàn)有技術(shù)可以例舉如專利文獻(xiàn)3，所述專利文獻(xiàn)3中公開了伸長率及r值(蘭克福特值(lankfordvalue))得到改善的熱鍍鋅鋼板的制造方法，該熱鍍鋅鋼板為具有軟質(zhì)鐵素體和硬質(zhì)馬氏體的復(fù)合組織的鋼板。但是，其中添加了大量的si，從而難以確保優(yōu)異的鍍覆品質(zhì)，進(jìn)而由于添加大量的ti、v、mo等，因此制造成本會上升。(專利文獻(xiàn)1)日本公開專利公報(bào)第2005-264176號(專利文獻(xiàn)2)日本公開專利公報(bào)第2004-292891號(專利文獻(xiàn)3)韓國公開專利公報(bào)第2002-0073564號技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：要解決的技術(shù)問題本發(fā)明的一方面提供具有低屈服比，且表面品質(zhì)優(yōu)異的鋼板及其制造方法，該鋼板通過合金成分組成及制造條件的最優(yōu)化能夠確保高強(qiáng)度和優(yōu)異的成型性。技術(shù)方案本發(fā)明的一方面提供成型性優(yōu)異的復(fù)合組織鋼板，該復(fù)合組織鋼板按重量％計(jì)，由0.02～0.1％的碳(c)、1.3～2.0％的錳(mn)、0.2％以下(0％除外)的硅(si)、0.5～1.5％的鉻(cr)、0.1％以下(0％除外)的磷(p)、0.01％以下(0％除外)的硫(s)、0.01％以下(0％除外)的氮(n)、0.01～0.06％的酸溶鋁(sol.al)、0.2％以下(0％除外)的鉬(mo)、0.003％以下(0％除外)的硼(b)、余量的fe及不可避免的雜質(zhì)組成，微細(xì)組織，以面積分?jǐn)?shù)計(jì)，包含80％以上的鐵素體(f)、20％以下(0％除外)的馬氏體(m)及5％以下的貝氏體(b)，厚度1/4t部位基體組織內(nèi)的馬氏體相的c平均濃度(cm)和鐵素體相的c平均濃度(cf)的比率(cm/cf)為50以下，鐵素體相的cr平均濃度(crf)和鐵素體相的c平均濃度(cf)的比率(crf/cf)為60以上。(所述1/4t中的“t”表示復(fù)合組織鋼板的厚度(mm)。)本發(fā)明的另一方面提供成型性優(yōu)異的復(fù)合組織鋼板的制造方法，其包括以下步驟：準(zhǔn)備滿足上述成分組成的鋼坯；對所述鋼坯進(jìn)行再加熱；在ar3+50℃～950℃的溫度范圍下，對所述經(jīng)過再加熱的鋼坯進(jìn)行熱精軋而制造熱軋鋼板；在400～650℃的溫度范圍下，對所述熱軋鋼板進(jìn)行收卷；以40～80％的壓下率對所述收卷的熱軋鋼板進(jìn)行冷軋而制造冷軋鋼板；在770～850℃的溫度范圍下，對所述冷軋鋼板進(jìn)行連續(xù)退火處理；進(jìn)行一次冷卻，將所述經(jīng)過連續(xù)退火處理的冷軋鋼板以2～20℃/s的平均冷卻速度冷卻至630～670℃的溫度范圍；進(jìn)行二次冷卻，將所述經(jīng)過一次冷卻的冷軋鋼板以3～100℃/s的平均冷卻速度冷卻至ms(馬氏體相變開始溫度)-20℃～ms+50℃的溫度范圍；以及對所述經(jīng)過二次冷卻的冷軋鋼板進(jìn)行平整軋制(temperrolling)至2％以下。有益效果根據(jù)本發(fā)明能夠提供強(qiáng)度及延展性優(yōu)異的同時(shí)屈服比低且表面品質(zhì)優(yōu)異的鋼板，這種本發(fā)明的鋼板以多種形式適用于需要高加工性的汽車用外板材。此外，本發(fā)明能夠同時(shí)確保鋼板的材質(zhì)及鍍覆特性，從而具有可在多種冷軋鋼板、鍍覆鋼板的制造中有效使用的優(yōu)點(diǎn)。附圖說明圖1為將在本發(fā)明一實(shí)施例中根據(jù)厚度1/4t部位的基體組織內(nèi)的m相的c平均濃度(cm)和f相的c平均濃度(cf)的比率(cm/cf)的拉伸強(qiáng)度×延展性(ts×el)值的變化進(jìn)行圖表化并示出的圖。圖2為將在本發(fā)明一實(shí)施例中根據(jù)厚度1/4t部位的基體組織內(nèi)的f相的cr平均濃度(crf)和f相的c平均濃度(cf)的比率(crf/cf)的拉伸強(qiáng)度×延展性(ts×el)值的變化進(jìn)行圖表化并示出的圖。圖3為將在本發(fā)明一實(shí)施例中根據(jù)厚度1/4t部位的基體組織內(nèi)的m相的硬度(hm)和f相的硬度(hf)的比率(hm/hf)的拉伸強(qiáng)度×延展性(ts×el)值的變化進(jìn)行圖表化并示出的圖。圖4為將在本發(fā)明一實(shí)施例中根據(jù)厚度1/4t部位的基體組織內(nèi)的m相總分?jǐn)?shù)(mt)中呈帶狀的m相(mb)的比率(mb/mt)的拉伸強(qiáng)度×延展性(ts×el)值的變化進(jìn)行圖表化并示出的圖。圖5為將在本發(fā)明一實(shí)施例中根據(jù)屈服比(yr，ys/ts)的拉伸強(qiáng)度×延展性(ts×el)值的變化進(jìn)行圖表化并示出的圖。圖6為將在本發(fā)明一實(shí)施例中根據(jù)關(guān)系式1(cr/(c+cr))的拉伸強(qiáng)度×延展性(ts×el)值的變化進(jìn)行圖表化并示出的圖。圖7為用光學(xué)顯微鏡(om)觀察在本發(fā)明一實(shí)施例中比較例2(a)及發(fā)明例1(b)中的熱軋步驟后的微細(xì)組織照片。圖8為用光學(xué)顯微鏡(om)觀察在本發(fā)明一實(shí)施例中比較例2(a)及發(fā)明例1(b)中的退火步驟后的微細(xì)組織照片。圖9為用掃描式電子顯微鏡(sem)觀察在本發(fā)明一實(shí)施例中比較例2(a)及發(fā)明例1(b)中的退火步驟后的微細(xì)組織照片。圖10為在本發(fā)明一實(shí)施例中用掃描式電子顯微鏡(sem)觀察比較例2(a)及發(fā)明例1(b)中的根據(jù)拉伸變形所引起的微孔(microvoid)的生成及合體舉動的圖。具體實(shí)施方式本發(fā)明人對能夠提供很好地確保目前用作汽車用外板材的高強(qiáng)度鋼的成型性的同時(shí)具有低屈服比，并且在鍍覆時(shí)具有優(yōu)異的表面品質(zhì)的鋼板的方案進(jìn)行了深入研究。其結(jié)果，確認(rèn)到通過最優(yōu)化鋼合金組成及制造條件來確保適合上述目的的組織時(shí)，能夠提供所需的鋼板，并完成了本發(fā)明。尤其，技術(shù)意義在于，降低高價(jià)元素的含量的同時(shí)最優(yōu)化熱軋及退火條件，從而能夠適當(dāng)控制硬質(zhì)相及軟質(zhì)相的分?jǐn)?shù)，尤其是降低馬氏體相內(nèi)的c濃度，同時(shí)提高鐵素體相內(nèi)的cr濃度，從而確保相(phase)之間的硬度差低的微細(xì)組織，由此改善成型性。下面，對本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。根據(jù)本發(fā)明一方面的成型性優(yōu)異的復(fù)合組織鋼板的合金組成，按重量％計(jì)，優(yōu)選包含0.02～0.1％的碳(c)、1.3～2.0％的錳(mn)、0.2％以下(0％除外)的硅(si)、0.5～1.5％的鉻(cr)、0.1％以下(0％除外)的磷(p)、0.01％以下(0％除外)的硫(s)、0.01％以下(0％除外)的氮(n)、0.01～0.06％的酸溶鋁(sol.al)、0.2％以下(0％除外)的鉬(mo)、0.003％以下(0％除外)的硼(b)。下面，將詳細(xì)說明對本發(fā)明提供的復(fù)合組織鋼板的合金成分進(jìn)行控制的理由。其中，若沒有特別的標(biāo)注，則各成分的含量表示重量％。c：0.02～0.1％碳(c)為制造具有復(fù)合組織的鋼板的重要的成分，其為形成作為兩相組織中的一種的馬氏體而有利于確保強(qiáng)度的元素。通常而言，隨著c含量的增加容易形成馬氏體，從而有利于復(fù)合組織鋼的制造，但是為了控制所需的強(qiáng)度及屈服比(ys/ts)，則需要控制在適當(dāng)水平的含量。尤其，隨著c含量的增加，在退火后冷卻時(shí)會同時(shí)發(fā)生貝氏體相變，從而有提高鋼的屈服比的趨勢。因此，在本發(fā)明中重要的是盡可能最少化貝氏體的形成，并形成適當(dāng)水平的馬氏體，從而確保所需的材質(zhì)的特性。因此，本發(fā)明中優(yōu)選將c的含量控制在0.02％以上。如果c的含量少于0.02％，則在本發(fā)明中難以形成適當(dāng)水平的馬氏體，從而難以確保所需的590mpa級的強(qiáng)度。另一方面，如果c的含量超過0.1％，則在退火后冷卻時(shí)促進(jìn)貝氏體的形成，從而隨著屈服強(qiáng)度的升高，屈服比會升高，并且在進(jìn)行汽車部件加工時(shí)容易產(chǎn)生彎曲及表面缺陷。因此，本發(fā)明中優(yōu)選將c的含量控制在0.02～0.1％，更優(yōu)選地，控制在0.02～0.08％。mn：1.3～2.0％錳(mn)為在具有復(fù)合組織的鋼板中提高淬透性的元素，尤其在馬氏體的形成中為重要的元素。尤其，在固溶強(qiáng)化鋼中因固溶強(qiáng)化效果而對強(qiáng)度的提高有效，并且將鋼中不可避免地被添加的s以mns的形式析出，從而起到可抑制熱軋時(shí)s所引起的板斷裂的產(chǎn)生及高溫脆化現(xiàn)象的重要作用的元素。本發(fā)明中優(yōu)選將這種mn以1.3％以上的量添加，如果其含量少于1.3％，則無法形成馬氏體，從而難以制造復(fù)合組織鋼。另一方面，如果mn含量超過2.0％，則會形成過多的馬氏體，從而導(dǎo)致材質(zhì)不穩(wěn)定，并且組織內(nèi)會形成mn-帶(band)(mn氧化物的帶)，從而使產(chǎn)生加工裂縫及板斷裂的危險(xiǎn)性上升。此外，在退火時(shí)表面上會析出mn氧化物，從而大大阻礙鍍覆性。因此，本發(fā)明中優(yōu)選將mn的含量限制在1.3～2.0％。si：0.2％以下(0％除外)硅(si)為不降低鋼板的延展性的同時(shí)能夠確保強(qiáng)度的有效的元素。此外，硅(si)是促進(jìn)鐵素體的形成，并幫助未相變奧氏體中的c的濃縮，從而促進(jìn)馬氏體的形成的元素。但是，如果這種si的含量超過0.2％，則鍍覆表面品質(zhì)會變差，因此無法確保外板材所要求的表面品質(zhì)。因此，優(yōu)選將所述si的含量限制在0.2％以下，本發(fā)明中即使不添加所述si，在確保物理性質(zhì)方面也沒有大問題，但是考慮到制造時(shí)不可避免地被添加的量，將0％除外。cr：0.5～1.5％鉻(cr)為與上述mn具有類似特性的成分，是為了提高鋼的淬透性且確保高強(qiáng)度而添加的元素。這種cr對馬氏體的形成有效，并且與強(qiáng)度的上升相比，最小化了伸長率的下降，從而有利于制造具有高延展性的復(fù)合組織鋼。尤其是在熱軋過程中會形成諸如cr23c6的cr系碳化物，在退火過程中該碳化物的一部分會被溶解，而另一部分則不會被溶解而殘留，從而在冷卻后能夠?qū)ⅠR氏體內(nèi)的固溶c的量控制在適當(dāng)水平以下，由此抑制了屈服點(diǎn)伸長(yp-el)的產(chǎn)生，從而對制造屈服比低的復(fù)合組織鋼具有有利的效果。本發(fā)明中，所述cr通過淬透性的提高使得容易形成馬氏體，因此優(yōu)選以0.5％以上的量添加，但是，如果cr含量超過1.5％，則會過度提高馬氏體的形成比例，并且隨著cr系碳化物分?jǐn)?shù)的提高并粗大化，使得退火后的馬氏體的大小粗大化，從而導(dǎo)致降低伸長率。因此，本發(fā)明中優(yōu)選將cr的含量控制在0.5～1.5％。p：0.1％以下(0％除外)鋼中的磷(p)為對成型性不會造成很大影響且對強(qiáng)度的確保最為有利的元素，但是，如果添加過多，則會大幅度增加產(chǎn)生脆性破壞的可能性，因此會增加在熱軋途中產(chǎn)生板坯的板斷裂的可能性。此外，p會起到阻礙鍍覆表面特性的元素的作用。因此，本發(fā)明中將這種p的含量最高限制在0.1％，但是考慮到制造時(shí)不可避免地被添加的水平，將0％除外。s：0.01％以下(0％除外)硫(s)為鋼中的雜質(zhì)元素，因此將硫控制在盡可能低的含量尤為重要。尤其，鋼中的s會提高產(chǎn)生紅熱脆性的可能性，因此優(yōu)選將其含量控制在0.01％以下。但是，考慮到制造過程中不可避免地被添加的水平，將0％除外。n：0.01％以下(0％除外)氮(n)為鋼中的雜質(zhì)元素，是不可避免地被添加的元素。這種n控制在盡可能低的含量尤為重要，但是這種情況下會提高鋼的精煉費(fèi)用，因此優(yōu)選控制在可實(shí)現(xiàn)操作的范圍0.01％以下。但是，考慮到不可避免地被添加的水平，將0％除外。sol.al：0.01～0.06％酸溶鋁(sol.al)是為了鋼的粒度精細(xì)化和脫酸而添加的元素。如果這種酸溶鋁的含量少于0.01％，則無法以常規(guī)的穩(wěn)定的狀態(tài)制造鋁鎮(zhèn)靜(al-killed)鋼。另一方面，如果酸溶鋁的含量超過0.06％，則因晶粒精細(xì)化效果對強(qiáng)度的上升有利，但另一方面，在制鋼連鑄操作時(shí)會形成過多的夾雜物，從而不僅增加產(chǎn)生鍍覆鋼板表面不良的可能性，而且會導(dǎo)致制造成本的增加。因此，本發(fā)明中優(yōu)選將酸溶鋁的含量控制在0.01～0.06％。mo：0.2％以下(0％除外)鉬(mo)是為了延遲奧氏體相變?yōu)橹楣怏w的同時(shí)為了鐵素體的精細(xì)化及強(qiáng)度的提高而添加的元素。這種mo的優(yōu)點(diǎn)在于提高鋼的淬透性，使得在晶界(grainboundary)形成精細(xì)的馬氏體，從而可實(shí)現(xiàn)屈服比的控制。但是，mo為高價(jià)元素，所以隨著其含量的升高，對制造產(chǎn)生不利影響，因此優(yōu)選地，對其含量進(jìn)行適當(dāng)?shù)乜刂?。本發(fā)明中，為了獲得上述效果，優(yōu)選最多添加0.2％的mo。如果所述mo的含量超過0.2％，則會導(dǎo)致合金成本的急劇上升，從而經(jīng)濟(jì)性下降，并且因過度的晶粒精細(xì)化效果和固溶強(qiáng)化效果反而會使鋼的延展性降低。因此，本發(fā)明中優(yōu)選將mo的含量控制在0.2％以下。另外，更有利的mo的最優(yōu)水平為0.05％，但即使作為必需的元素而沒有添加，在確保所需的物理性質(zhì)方面沒有很大影響。但是，考慮到制造過程中不可避免地被加入的水平，將0％除外。b：0.003％以下(0％除外)所述b為在退火中的冷卻過程中延遲奧氏體相變?yōu)橹楣怏w的成分，如果所述b的含量超過0.003％，則表面上會有很多b被濃化從而可能會導(dǎo)致鍍覆粘附性的劣化。因此，本發(fā)明中將所述b的含量控制在0.003％以下，考慮到不可避免地被添加的水平，將0％除外。本發(fā)明中，其余成分為鐵(fe)。但是，常規(guī)的鋼鐵制造過程中不可避免地從原料或周圍環(huán)境混入并不需要的的雜質(zhì)，因此不能排除這種情況。對于常規(guī)的鋼鐵制造過程的技術(shù)人員來說，都知道這些雜質(zhì)的存在，因此在本說明書中不會特別提及其所有內(nèi)容。具有上述合金組成的本發(fā)明的復(fù)合組織鋼板作為微細(xì)組織優(yōu)選包含面積分?jǐn)?shù)80％以上的鐵素體(f)、20％以下(0％除外)的馬氏體(m)及5％以下的貝氏體(b)。本發(fā)明中重要的是將除作為基體組織的鐵素體之外的兩相中的貝氏體相的分?jǐn)?shù)控制在低的水平。其原因在于，相比于馬氏體，貝氏體的晶粒內(nèi)存在的固溶元素即c和n容易固著在位錯，從而妨礙位錯的移動，并且隨著顯示出不連續(xù)舉動，會使屈服比顯著增加。因此，在微細(xì)組織的兩相中優(yōu)選將貝氏體相的分?jǐn)?shù)控制在5％以下，在滿足這種條件的情況下，具有0.6％以下的屈服比，并且拉伸強(qiáng)度(mpa)和伸長率(％)的乘積(拉伸強(qiáng)度×伸長率)的值能夠滿足16000mpa以上。此外，優(yōu)選將所述微細(xì)組織中的馬氏體分?jǐn)?shù)控制在20％以下，鐵素體分?jǐn)?shù)控制在80％以上，如果所述馬氏體分?jǐn)?shù)超過20％，且鐵素體分?jǐn)?shù)小于80％，則強(qiáng)度會過度提高，從而難以確保所需的成型性。更有利的方案為，所述馬氏體的分?jǐn)?shù)優(yōu)選為15％以下。另外，優(yōu)選地，本發(fā)明不僅具有如上所述的組織相分?jǐn)?shù)，而且鋼板厚度1/4t(其中“t”表示厚度(mm))部位的基體組織內(nèi)的cr和c的含量關(guān)系滿足下述關(guān)系式1。[關(guān)系式1]cr/(c+cr)≥0.8(所述關(guān)系式1中，cr及c表示各元素的重量含量)這是為了在制造本發(fā)明所需的鋼板的過程中確保微細(xì)的組織，通過最優(yōu)化所述鋼板的特定的部位內(nèi)的cr及c的含量關(guān)系，同時(shí)最優(yōu)化制造條件，尤其是最優(yōu)化收卷工序時(shí)的溫度范圍，從而能夠獲得微細(xì)地分散有滲碳體的組織。如此，微細(xì)地分散并形成的滲碳體將成為后續(xù)工序即退火時(shí)奧氏體核形成位置(site)，因此，在控制溫度范圍的情況下進(jìn)行退火，則能夠獲得均勻分散有馬氏體的組織。不僅如此，還能夠獲得抑制形成退火后馬氏體帶(m-band)的效果。如上所述，通過控制成分關(guān)系的同時(shí)控制制造條件來降低最終生成的馬氏體相的c濃度，并且提高鐵素體相內(nèi)的cr濃度，從而能夠確保相之間的硬度差小的微細(xì)組織。此外，將貝氏體分?jǐn)?shù)最小化的同時(shí)具有微細(xì)的馬氏體分散在鐵素體內(nèi)的組織，而不會具有馬氏體帶組織，從而在塑性變形初期步驟中從低的應(yīng)力中開始變形而顯示出屈服比降低、加工硬化率高的特性。這最終會緩解局部性應(yīng)力及變形，從而延遲氣孔的生成、生長及合體，因此具有提高延展性的效果。由此，能夠獲得屈服比低的同時(shí)因拉伸強(qiáng)度和延展性的乘積變得優(yōu)異而成型性優(yōu)異的鋼板。更具體地，優(yōu)選按照如下所述控制本發(fā)明的鋼板的厚度1/4t部位的基體組織內(nèi)的c、cr的濃度。首先，優(yōu)選地，基體組織內(nèi)馬氏體(m)相的c平均濃度(cm)和鐵素體(f)相的c平均濃度(cf)的比率(cm/cf)為50以下，鐵素體(f)相的cr平均濃度(crf)和鐵素體(f)相的c平均濃度(cf)的比率(crf/cf)為60以上。此外，優(yōu)選地，馬氏體(m)相的硬度(hm)和鐵素體(f)相的硬度(hf)的比率(hm/hf)滿足4以下的同時(shí)，馬氏體相總分?jǐn)?shù)(mt(total))中呈帶(band)狀的馬氏體相的分?jǐn)?shù)(mb)的比率(mb/mt)滿足30以下。只有在滿足上述所有條件的情況下，才能夠制造具有本發(fā)明所需的特性的成型性優(yōu)異的復(fù)合組織鋼，所述本發(fā)明所需的特性為屈服比(yr＝y(tǒng)s/ts)低至0.6以下，拉伸強(qiáng)度(ts)和延展性(el)的乘積(拉伸強(qiáng)度(mpa)×延展性(％))為16000mpa％以上。這種本發(fā)明的復(fù)合組織鋼板可以為冷軋鋼板、熱鍍鋅鋼板或合金化熱鍍鋅鋼板。下面，對本發(fā)明另一方面的成型性優(yōu)異的復(fù)合組織鋼板的制造方法進(jìn)行詳細(xì)的說明。首先，優(yōu)選地，準(zhǔn)備滿足上述合金組成的鋼坯，然后以常規(guī)的條件對其進(jìn)行再加熱。所述再加熱工序是為了順利進(jìn)行后續(xù)的軋制工序，并充分獲得所需鋼板的物理性質(zhì)而進(jìn)行的工序，本發(fā)明不對這種再加熱工序的條件進(jìn)行特別的限制。但是，優(yōu)選以常規(guī)的再加熱條件進(jìn)行再加熱，作為一實(shí)施例，在1100～1300℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行再加熱。優(yōu)選地，在ar3相變點(diǎn)以上的溫度下對所述經(jīng)過再加熱的鋼坯進(jìn)行熱精軋，從而制備熱軋鋼板。更具體地，所述熱精軋優(yōu)選在ar3+50℃～950℃的溫度范圍內(nèi)實(shí)施，如果所述溫度低于ar3+50℃，則隨著在低溫度下開始相變，導(dǎo)致軋制負(fù)荷過度，另一方面，如果所述溫度超過950℃，則會形成過多的熱軋氧化物，從而導(dǎo)致鍍覆性變差。作為一實(shí)施例，所述熱精軋可以在800～950℃的溫度范圍內(nèi)實(shí)施。按照上述方法制造的熱軋鋼板優(yōu)選在特定的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行收卷。如上所述，所述收卷工序是為了得到微細(xì)地分散的滲碳體而進(jìn)行的，從而優(yōu)選在400～650℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行。微細(xì)地分散的滲碳體在后續(xù)的退火工序中會成為奧氏體核形成位置(site)，因此，能夠獲得均勻分散有馬氏體的組織。如果收卷溫度低于400℃，則會形成過多的馬氏體或貝氏體，導(dǎo)致熱軋鋼板的強(qiáng)度過度增加，這種現(xiàn)象在后續(xù)的冷軋時(shí)會誘發(fā)由負(fù)荷引起的形狀不良等制造上的問題。另一方面，如果收卷溫度超過650℃，則會產(chǎn)生珠光體帶組織，從而在退火后隨著馬氏體帶組織的形成而會使延展性降低。不僅如此，因si、mn、b等降低熱鍍鋅潤濕性(wetavility)的元素而會使表面濃化加劇。因此，本發(fā)明中優(yōu)選將收卷溫度限制為400～650℃，更優(yōu)選地，可以在450～600℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行收卷。之后，優(yōu)選地，對按照上述方法收卷的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后以40～80％的壓下率進(jìn)行冷軋，從而制造冷軋鋼板。這時(shí)，如果冷軋壓下率小于40％，則不僅難以確保所需的厚度，而且難以對鋼板進(jìn)行形狀矯正。另一方面，如果冷軋壓下率超過80％，則鋼板的邊緣(edge)部產(chǎn)生裂縫(crack)的可能性變高，并且會帶來冷軋負(fù)荷。優(yōu)選地，在特定的溫度范圍內(nèi)對按照上述方法制造的冷軋鋼板進(jìn)行連續(xù)退火處理。這時(shí)，可以在連續(xù)退火爐或合金化熱鍍覆連續(xù)爐中進(jìn)行。所述連續(xù)退火工序是為了再結(jié)晶的同時(shí)形成鐵素體及奧氏體，并為了分解碳而進(jìn)行的，優(yōu)選在770～850℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行。如果，連續(xù)退火溫度低于770℃，則不僅再結(jié)晶不充分，而且難以形成充分的奧氏體，從而難以確保本發(fā)明所需的強(qiáng)度。另一方面，如果連續(xù)退火溫度超過850℃，則導(dǎo)致生產(chǎn)性的下降的同時(shí)形成過多的奧氏體，使得在冷卻后包含大量的貝氏體而降低延展性。此外，si、mn、b等降低熱鍍鋅潤濕性(wetavility)的元素所引起的表面濃化會加劇，因此鍍覆表面品質(zhì)會下降。因此，本發(fā)明中在進(jìn)行連續(xù)退火處理時(shí)優(yōu)選將其溫度范圍限制在770～850℃。之后，進(jìn)行一次冷卻，將所述經(jīng)過連續(xù)退火處理的冷軋鋼板以2～20℃/s的平均冷卻速度冷卻至630～670℃的溫度范圍，然后進(jìn)行二次冷卻，以3～100℃/s的平均冷卻速度冷卻至ms(馬氏體相變開始溫度)-20℃～ms+50℃的溫度范圍。這時(shí)，二次冷卻時(shí)優(yōu)選以比一次冷卻的冷卻速度更快的冷卻速度進(jìn)行冷卻。在進(jìn)行所述冷卻時(shí)，進(jìn)行多段冷卻是為了得到所需的微細(xì)組織。這時(shí)，如果一次冷卻時(shí)的溫度范圍不滿足630～670℃，則會形成過多的珠光體，或者會形成粗大的鐵素體，如果這時(shí)的冷卻速度過慢而小于2℃/s，則會形成過多的珠光體，從而難以確保所需的強(qiáng)度，另一方面，如果冷卻速度超過20℃/s，則會形成過多的馬氏體、貝氏體等的硬質(zhì)相，從而可能會劣化成型性，因此不優(yōu)選。此外，在上述的一次冷卻后的二次冷卻時(shí)，如果溫度范圍不能滿足ms-20℃～ms+50℃，則會形成超過5面積％的貝氏體，并且可能會形成粗大的馬氏體，因此不優(yōu)選。此外，如果這時(shí)的冷卻速度過慢而小于3℃/s，則可能會形成過多的貝氏體相，如果冷卻速度過快而超過100℃/s，則可能會形成過多的馬氏體相。更有利的方案為，優(yōu)選地，所述一次冷卻時(shí)以2～15℃/s的冷卻速度實(shí)施，二次冷卻時(shí)以10～50℃/s的冷卻速度實(shí)施。如此地，可進(jìn)一步對所述經(jīng)過二次冷卻的冷軋鋼板進(jìn)行平整軋制至2％以下，通過該步驟可以控制鋼板的形狀。另外，優(yōu)選地，在400～500℃的溫度范圍內(nèi)對按照上述條件經(jīng)過一次冷卻的冷軋鋼板進(jìn)行熱鍍鋅處理，從而制造熱鍍鋅鋼板。之后，可以進(jìn)一步實(shí)施平整軋制至2％以下。這時(shí)，上述溫度范圍是為了熱鍍鋅處理而設(shè)置的條件，如果所述溫度低于400℃，則可能會使熱鍍鋅形成的不充分，另一方面，如果所述溫度超過500℃，則可能會過度形成熱鍍鋅，從而不能均勻地形成鍍覆層，因此不優(yōu)選。另外，所述熱鍍鋅可以利用連續(xù)退火爐來進(jìn)行，在這種情況下，退火后經(jīng)過一次冷卻的冷軋鋼板會通過過時(shí)效區(qū)間(overagingsection)。通過所述過時(shí)效區(qū)間，使得所述冷軋鋼板能夠以20℃/s以下的冷卻速度冷卻至用于熱鍍覆的溫度范圍。進(jìn)而，可對通過上述方法獲得的熱鍍鋅鋼板進(jìn)行合金化熱處理，從而制造合金化熱鍍鋅鋼板。所述合金化熱處理可以在440～580℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行，如果超過所述溫度范圍，則合金化的進(jìn)行會不穩(wěn)定，從而難以獲得所需的鍍覆物理性質(zhì)，因此不優(yōu)選。如此地，在進(jìn)行合金化熱處理后優(yōu)選以3℃/s的以上的平均速度冷卻至ms～100℃的溫度范圍。之后，可以進(jìn)一步進(jìn)行平整軋制至2％以下。以下，通過實(shí)施例對本發(fā)明進(jìn)行更具體的說明。但是，需要注意的是下述實(shí)施例只是為了例示本發(fā)明而進(jìn)行更加詳細(xì)的說明而提出的，而不是為了限定本發(fā)明的保護(hù)范圍。本發(fā)明的保護(hù)范圍由權(quán)利要求書中記載的內(nèi)容和由此合理推導(dǎo)出的內(nèi)容所決定。(實(shí)施例)制造具有下述表1的成分組成的鋼坯后，再加熱至1050～1250℃的溫度范圍，然后在ar3相變點(diǎn)溫度以上的850～950℃下進(jìn)行熱精軋，從而制造熱軋鋼板。然后，對所述制造的各個熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后按照下述表2所示的條件進(jìn)行收卷，然后以40～80％的壓下率進(jìn)行冷軋，從而制造冷軋鋼板。然后，按照下述表2的條件對所述各冷軋鋼板進(jìn)行連續(xù)退火處理后進(jìn)行冷卻，然后平整軋制至2％以下而控制了形狀。這時(shí)，冷卻是在本發(fā)明中提出的范圍內(nèi)進(jìn)行一次冷卻(以2～20℃/s的平均冷卻速度冷卻至630～670℃)，然后進(jìn)行二次冷卻(以3～100℃/s的平均冷卻速度冷卻至ms-20℃～ms+50℃)。對通過上述方法制造的各個冷軋鋼板進(jìn)行了機(jī)械特性、鍍覆特性及微細(xì)組織特性的評價(jià)，并將其結(jié)果表示在下述表3中。這時(shí)，對各個試片的拉伸試驗(yàn)是利用jis規(guī)格對與軋制方向呈直角方向的c方向進(jìn)行。微細(xì)組織分?jǐn)?shù)是在經(jīng)過連續(xù)退火處理的鋼板的板厚度1/4t部位進(jìn)行基體組織分析并導(dǎo)出其結(jié)果。具體而言，硝酸浸蝕液(nital)腐蝕后利用電場發(fā)射掃描電子顯微鏡(fe-sem)和影像分析儀(imageanalyzer)來測定了馬氏體、貝氏體、鐵素體及帶狀馬氏體的分?jǐn)?shù)。另外，利用透射電子顯微鏡(tem，transmissionelectronmicroscopy)、能量色散光譜儀(eds，energydispersivespectroscopy)、電子能量損失光譜儀(eels，electronenergylossspectroscopy)分析設(shè)備測定基體組織內(nèi)存在的鐵素體相及馬氏體相的c和cr的濃度，并且利用維氏顯微硬度計(jì)(vickersmicrohardnesstester)測定鐵素體相及馬氏體相的硬度10次，然后取平均值。此外，在460℃的鍍鋅浴中對經(jīng)過連續(xù)退火熱處理后進(jìn)行一次冷卻處理的各個冷軋鋼板進(jìn)行熱鍍鋅，然后用肉眼確認(rèn)是否產(chǎn)生未鍍覆。表1(在所述表1中，關(guān)系式1表示基體組織內(nèi)的cr及c成分的關(guān)系式(cr/(c+cr))的值，利用光電直讀光譜儀(oes，opticalemissionspectrometer)設(shè)備測定了所述cr及c等成分含量。)表2鋼種收卷溫度(℃)退火溫度(℃)區(qū)分發(fā)明鋼1560810發(fā)明例1發(fā)明鋼2570810發(fā)明例2發(fā)明鋼2480830發(fā)明例3發(fā)明鋼3520810發(fā)明例4發(fā)明鋼4600810發(fā)明例5發(fā)明鋼4450830發(fā)明例6比較鋼1720810比較例1比較鋼1540870比較例2比較鋼2700760比較例3比較鋼2560830比較例4表3如上述表1～3所示，就鋼的成分組成或制造條件超出本發(fā)明的比較例1～4而言，由于沒能確保所需的微細(xì)組織(各組織分?jǐn)?shù)、硬度比、濃度比等)，由此導(dǎo)致屈服比均超過0.6，拉伸強(qiáng)度和延展性的乘積(ts×el)的值小于16000mpa％，從而無法確保本發(fā)明所需的成型性。此外，它們的鍍覆特性都比較差，從而確認(rèn)產(chǎn)生了未鍍覆。另一方面，就鋼的成分組成及制造條件均滿足本發(fā)明的所有要求的發(fā)明例1～6而言，由于形成了所需的微細(xì)組織，由此屈服比較低，均為0.6以下，拉伸強(qiáng)度和延展性的乘積(ts×el)的值較高，為16000mpa％以上，從而能夠確保本發(fā)明所需的成型性。此外，鍍覆特性也顯示出良好的結(jié)果。此外，用顯微鏡觀察發(fā)明例1和比較例2的微細(xì)組織的結(jié)果表示在圖7～圖9。圖7是用光學(xué)顯微鏡觀察熱軋以后的組織照片，能夠非常清楚地觀察到比較例2中形成了珠光體帶組織，而另一方面，發(fā)明例1中可以確認(rèn)珠光體分散地形成。圖8是用光學(xué)顯微鏡觀察連續(xù)退火后的組織照片，可以確認(rèn)在比較例2中形成了馬氏體帶組織，而另一方面，在發(fā)明例1中形成了分散的馬氏體。圖9是用掃描電子顯微鏡觀察連續(xù)退火后的組織照片，可以確認(rèn)在比較例2中除了觀察到馬氏體及鐵素體之外還能觀察到貝氏體相，而在發(fā)明例1中沒有觀察到貝氏體相。而且，用顯微鏡觀察對發(fā)明例1和比較例2進(jìn)行拉伸試驗(yàn)而獲得的拉伸試片的垂直斷裂面下部的微細(xì)組織和延展性破壞舉動，并將其結(jié)果表示在圖10中。通常，就延展性破壞而言，由于馬氏體和鐵素體界面或馬氏體自身的斷裂而形成空隙(void)，這種空隙會隨著外部應(yīng)力生長，同時(shí)與在周邊生長的空隙進(jìn)行合體，最終會導(dǎo)致破壞。如圖10所示，在比較例2的情況下可以確認(rèn)，因沿軋制方向形成長的馬氏體(包含一部分貝氏體)帶組織而在該部分聚集局部應(yīng)力及變形，從而產(chǎn)生空隙的合體，由此會容易產(chǎn)生破壞。另一方面，就發(fā)明例1而言，具有鐵素體中均勻分散有馬氏體的組織，從而能夠緩解局部應(yīng)力及變形而延遲空隙的合體，使得抗延展破壞性變大，由此延展性會增加。當(dāng)前第1頁12