屈强比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法与流程

1.本发明涉及一种屈强比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法，详细地，涉及一种适合用作冷成型用汽车结构部件的屈强比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法。


背景技术：

2.由于与环境问题有关的二氧化碳排放管制，汽车制造商持续地追求车辆的轻量化。用于减少汽车车身重量的最有效的方案是减少钢板的厚度，但单纯只减少钢板的厚度时，由于汽车车身刚性的降低，可能会发生不能确保乘客的安全的问题。因此，必须使用超高强度钢，以减少汽车的车身重量的同时确保乘客的安全性。
3.但是，通常，随着强度的增加，钢铁材料显示出伸长率降低的倾向，将超高强度钢应用于需要复杂的成型性的汽车用结构部件时，在加工性方面受到各种限制。
4.作为克服这些问题的一种方法，提出了使用热成型钢的方法。就热成型钢而言，将钢铁制造商提供的钢板加热至高温并进行成型后进行冷却，以将低温相变相导入钢板中，因此在制造需要成型性的汽车用结构部件时，可以确保加工性的同时确保高强度。作为一个实例，1.5gpa级热成型钢在商业上用于诸如汽车的a柱(a
‑
pillar)的具有复杂的成型性且需要耐冲击性的汽车用结构部件中。但是，这种热成型钢伴随以下问题，即增加汽车部件公司的热成型设备的投资和高温热处理引起的制造成本。
5.为了解决如上所述的问题，持续进行了对一种确保高强度的同时可以进行冷成型的钢材的研究。作为一个实例，专利文献1提出了一种超高强度钢，其中，以重量％计，通过添加0.2
‑
0.3％的碳(c)和2.0
‑
3.5％的锰(mn)，所述超高强度钢具有1344mpa的屈服强度和1520mpa的拉伸强度。专利文献1的钢材的优点在于，具有优异的屈强比，因此具有优异的耐冲击特性和优异的弯曲特性，但伸长率为小于7％的水平而差，因此冷成型时其用途仅限于制造形状相对简单的构件。
6.此外，专利文献2提出了一种冲击特性优异的超高强度钢板，其中，以重量％计，通过添加0.4
‑
0.7％的碳(c)和12
‑
24％的锰(mn)，所述超高强度钢板具有1300mpa以上的拉伸强度和1000mpa以上的屈服强度。但是，专利文献2的钢材的伸长率为10％左右，伸长率也是低的水平，因此在冷成型时应用于形状复杂的构件方面受到限制。此外，专利文献2通过退火后的再轧来确保高强度，因此存在增加工艺流程和成本的问题。
7.因此，作为用于代替热成型钢的用于冷成型的钢材，目前需要开发一种屈强比优异的超高强度高延展性钢板。
8.(现有技术文献)
9.(专利文献1)韩国授权专利公报第10
‑
1586933号(2016年01月19日公告)
10.(专利文献2)韩国公开专利公报第10
‑
2013
‑
0138039号(2013年12月18日公开)


技术实现要素：

11.要解决的技术问题
12.根据本发明的一个方面，可以提供一种屈强比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法。
13.本发明要解决的技术问题并不受限于上述内容。对本领域技术人员而言，在从本说明书的整体内容理解本发明的附加技术问题方面没有任何困难。
14.技术方案
15.本发明的一个方面的屈强比优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，包含：碳(c)：0.1
‑
0.3％、硅(si)：2％以下、锰(mn)：6
‑
10％、磷(p)：0.05％以下、硫(s)：0.02％以下、氮(n)：0.02％以下、铝(al)：0.5％以下(0％除外)、余量的fe和不可避免的杂质，还包含选自钛(ti)：0.1％以下、铌(nb)：0.1％以下、钒(v)：0.2％以下和钼(mo)：0.5％以下中的一种以上，所述钢板包含20面积％以上的残留奥氏体作为微细组织，所述残留奥氏体的平均纵横比(aspect ratio)为2.0以上。
16.所述钢板，以重量％计，还可以包含选自镍(ni)：1％以下、铜(cu)：0.5％以下和铬(cr)：1％以下中的一种以上。
17.所述钢板可以包含铁素体、退火马氏体和新生马氏体中的一种以上作为余量组织。
18.所述钢板可以包含总分数为50
‑
80面积％的所述铁素体、退火马氏体和新生马氏体中的一种以上的余量组织。
19.所述钢板的拉伸强度可以为1400mpa以上，所述钢板的屈强比可以为0.7以上，所述钢板的拉伸强度与伸长率的乘积(ts*el)可以为22000mpa％以上。
20.本发明的一个方面的屈强比优异的超高强度高延展性钢板通过以下方法制造：将板坯加热至1050
‑
1300℃的温度范围，以重量％计，所述板坯包含：碳(c)：0.1
‑
0.3％、硅(si)：2％以下、锰(mn)：6
‑
10％、磷(p)：0.05％以下、硫(s)：0.02％以下、氮(n)：0.02％以下、铝(al)：0.5％以下(0％除外)、余量的fe和不可避免的杂质，还包含选自钛(ti)：0.1％以下、铌(nb)：0.1％以下、钒(v)：0.2％以下和钼(mo)：0.5％以下中的一种以上，在800
‑
1000℃的温度范围内，将加热的所述板坯进行热精轧，以制造热轧钢板，在50
‑
750℃的温度范围内，将所述热轧钢板进行收卷，将收卷的所述热轧钢板进行酸洗，然后以15％以上的压下率进行冷轧，以提供冷轧钢板，根据第一退火条件和第二退火条件中的任一种退火条件，选择性地对所述冷轧钢板进行退火热处理，其中，所述第一退火条件是在600
‑
720℃的温度范围内对所述冷轧钢板进行退火热处理10
‑
3600秒，所述第二退火条件是在超过720℃且900℃以下的温度范围内进行一次退火热处理10
‑
3600秒，然后冷却至常温，并在480
‑
700℃的温度范围内进行二次退火热处理10
‑
3600秒。
21.以重量％计，所述板坯还可以包含选自镍(ni)：1％以下、铜(cu)：0.5％以下和铬(cr)：1％以下中的一种以上。
22.有益效果
23.根据本发明的一个方面，可以提供一种屈强比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法。
24.根据本发明的优选的一个方面，可以提供一种超高强度钢板及其制造方法，所述
超高强度钢板具有1400mpa以上的拉伸强度，并同时满足0.7以上的屈强比和22000mpa％以上的拉伸强度与伸长率的乘积，因此特别适合用于冷成型。
25.此外，根据本发明的优选的一个方面，提供一种适于汽车结构部件的用于冷成型的超高强度钢板及其制造方法，因此可以有效地降低设备投资成本和构件制造成本。
附图说明
26.图1是示出用透射电子显微镜(tem)观察发明例1的截面的照片。
27.图2是示出用扫描电子显微镜(sem)观察发明例1的截面的照片。
28.最佳实施方式
29.本发明涉及一种屈强比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法，以下，对本发明的优选的具体实施方案进行说明。本发明的具体实施方案可以变更为各种实施方案，并且不应解释为本发明的范围受限于以下说明的具体实施方案。提供这些具体实施方案是为了向本技术领域的技术人员更详细地说明本发明。
30.本发明的一个方面的屈强比优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，包含：碳(c)：0.1
‑
0.3％、硅(si)：2％以下、锰(mn)：6
‑
10％、磷(p)：0.05％以下、硫(s)：0.02％以下、氮(n)：0.02％以下、铝(al)：0.5％以下(0％除外)、余量的fe和不可避免的杂质，并包含选自钛(ti)：0.1％以下、铌(nb)：0.1％以下、钒(v)：0.2％以下和钼(mo)：0.5％以下中的一种以上，所述钢板包含20面积％以上的残留奥氏体作为微细组织，所述残留奥氏体的平均纵横比可以为2.0以上。
31.此外，本发明的一个方面的屈强比优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，还可以进一步包含选自镍(ni)：1％以下、铜(cu)：0.5％以下和铬(cr)：1％以下中的一种以上。
32.以下，对本发明的钢组分进行更详细的说明。以下，除非另有说明，否则表示各元素的含量的％是以重量为基准。
33.本发明的一个方面的屈强比优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，可以包含：碳(c)：0.1
‑
0.3％、硅(si)：2％以下、锰(mn)：6
‑
10％、磷(p)：0.05％以下、硫(s)：0.02％以下、氮(n)：0.02％以下、铝(al)：0.5％以下(0％除外)、余量的fe和不可避免的杂质。
34.碳(c)：0.1
‑
0.3％
35.碳(c)是用于强化钢的有效的元素，在本发明中，碳(c)是为了控制奥氏体的稳定性及确保强度而添加的重要的元素。在本发明中，为了获得如上所述的效果，可以添加0.1％以上的碳(c)。碳(c)含量的优选的下限可以为0.11％，更优选的下限可以为0.12％。但是，当添加大量的碳(c)时，焊接性可能会降低，因此，本发明可以将碳(c)含量的上限限制为0.3％。碳(c)含量的优选的上限可以为0.27％，更优选的上限可以为0.25％。
36.硅(si)：2％以下
37.硅(si)是抑制铁素体中的碳化物的析出并促进铁素体中的碳向奥氏体扩散的元素，并且是有助于残留奥氏体的稳定化的元素。但是，当添加大量的硅(si)时，热轧性和冷轧性可能会变得非常差，并且在钢表面形成硅(si)氧化物，从而可能会损害热浸镀性能，因此，本发明可以将硅(si)含量的上限限制为2％。优选的硅(si)含量的上限可以为1.9％，更优选的硅(si)含量的上限可以为1.7％。
38.另外，本发明的硅(si)含量可以是指包括0％。即，本发明可以排除特意添加的硅(si)。如下所述，由于本发明含有大量的锰(mn)，因此即使不添加硅(si)也可以容易确保残留奥氏体的稳定性。但是，考虑到不可避免地引入的硅(si)含量时，本发明的硅(si)含量的下限可以为0.03％、0.05％或0.1％。
39.锰(mn)：6
‑
10％
40.锰(mn)是抑制铁素体的相变的同时对残留奥氏体的形成和稳定化有效的元素，并且是确保钢的机械物理性能的有效的元素。在本发明中，为了获得如上所述的效果，可以添加6％以上的锰(mn)。优选的锰(mn)含量的下限可以为6.2％，更优选的锰(mn)含量的下限可以为6.5％。但是，当添加大量的mn时，可能会引起合金成本的上升和点焊性的降低，因此本发明可以将mn含量的上限限制为10％。优选的锰(mn)含量的上限可以为9.8％，更优选的锰(mn)含量的上限可以为9,5％。
41.磷(p)：0.05％以下
42.磷(p)是固溶强化元素，但添加大量的磷(p)时，焊接性可能会降低，并且可能会增加产生钢的脆性的风险。因此，本发明可以将磷(p)含量的上限限制为0.05％，优选地，可以将磷(p)含量的上限限制为0.02％。但是，考虑到不可避免地引入的磷(p)含量时，本发明的磷(p)含量的下限可以为0.001％或0.002％。
43.硫(s)：0.02％以下
44.硫(s)是钢中不可避免地含有的杂质元素，并且是损害钢的延展性和焊接性的元素。因此，在本发明中，为了确保钢的延展性和焊接性，可以将硫(s)含量的上限限制为0.02％，优选地，可以将硫(s)含量的上限限制为0.015％。但是，考虑到不可避免地引入的硫(s)含量时，本发明的硫(s)含量的下限可以为0.001％或0.002％。
45.氮(n)：0.02％以下
46.氮(n)是固溶强化元素。但是，当添加大量的氮(n)时，产生脆性的风险大，并且氮(n)与铝(al)结合而析出过多的aln，因此可能会损害连铸质量。因此，本发明可以将氮(n)含量的上限限制为0.02％，优选地，可以将氮(n)含量的上限限制为0.015％。但是，考虑到不可避免地引入的氮(n)含量时，本发明的氮(n)含量的下限可以为0.001％或0.002％。
47.铝(al)：0.5％以下(0％除外)
48.铝(al)是为了钢的脱氧而添加的元素，并且是通过抑制铁素体中的碳化物的形成而有助于残留奥氏体的稳定化的元素。在本发明中，为了获得如上所述的效果，可以添加铝(al)。优选的铝(al)含量的下限可以为0.005％，更优选的铝(al)含量的下限可以为0.01％。但是，当添加大量的铝(al)时，钢的拉伸强度降低，并且铸造时通过与保护渣的反应，板坯的完整性变差，并且形成表面氧化物，从而可能会损害镀覆性，因此本发明可以将铝(al)含量的上限限制为0.5％。优选的铝(al)含量的上限可以为0.45％，更优选的铝(al)含量的上限可以为0.4％。
49.本发明的其余成分是铁(fe)。但是，在通常的制造过程中可能从原料或周围环境不可避免地混入并不期望的杂质，因此不能完全排除这些杂质。这些杂质对于通常的制造过程的技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中不特别提及其所有内容。
50.本发明的一个方面的屈强比优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，还可以包含选自钛(ti)：0.1％以下、铌(nb)：0.1％以下、钒(v)：0.2％以下和钼(mo)：0.5％以下中
的一种以上。
51.钛(ti)：0.1％以下
52.钛(ti)是微细碳化物形成元素，并且是有助于确保屈服强度和拉伸强度的元素。此外，钛(ti)是氮化物形成元素，与钢中的氮(n)结合而形成tin析出物，因此钛(ti)是通过抑制aln析出物的形成而有助于降低连铸时产生裂纹的风险的元素。在本发明中，为了获得如上所述的效果，可以添加钛(ti)。但是，当添加大量的钛(ti)时，析出粗大的碳化物，并且由于钢中碳含量的降低，强度和伸长率可能会降低，并且连铸时可能会引起喷嘴的堵塞，因此，本发明可以将钛(ti)含量的上限限制为0.1％。优选的钛(ti)含量可以为0.09％，更优选的钛(ti)含量可以为0.08％。此外，本发明并不特别限制钛(ti)含量的下限，但钛(ti)含量的下限可以为0.005％或0.01％。
53.铌(nb)：0.1％以下
54.铌(nb)是偏析在奥氏体晶界而抑制退火热处理时的奥氏体晶粒的粗大化，并形成微细的碳化物而有助于增加强度的元素。在本发明中，为了获得如上所述的效果，可以添加铌(nb)。但是，当添加大量的铌(nb)时，析出粗大的碳化物，并且由于钢中碳含量的降低，强度和伸长率可能会降低，并且存在增加制造成本的问题，因此本发明可以将铌(nb)含量的上限限制为0.1％。优选的铌(nb)含量可以为0.09％，更优选的铌(nb)含量可以为0.08％。
55.钒(v)：0.2％以下
56.钒(v)是与钢中的c或n反应而形成碳氮化物的元素，并且是在低温下形成微细的析出物而起到增加钢的屈服强度的重要的作用的元素。在本发明中，为了获得如上所述的效果，可以添加v。但是，当添加大量的v时，析出粗大的碳化物，并且由于钢中碳含量的降低，强度和伸长率可能会降低，并且存在增加制造成本的问题，因此可以将本发明的v含量的上限限制为0.2％。优选的钒(v)含量的上限可以为0.18％。
57.钼(mo)：0.5％以下
58.钼(mo)是形成碳化物的元素，钼(mo)与钛(ti)、铌(nb)、钒(v)等碳氮化物形成元素混合添加时，使析出物的尺寸保持微细，因此起到提高屈服强度和拉伸强度的作用。在本发明中，为了获得如上所述的效果，可以添加钼(mo)。但是，当添加大量的钼(mo)时，上述效果饱和，反而存在增加制造成本的问题，因此本发明可以将钼(mo)含量的上限限制为0.5％。优选的钼(mo)含量的上限可以为0.4％。
59.本发明的一个方面的超高强度高延展性钢板，以重量％计，还可以包含选自镍(ni)：1％以下、铜(cu)：0.5％以下、铬(cr)：1％以下中的一种以上。
60.镍(ni)、铜(cu)和铬(cr)是与上述碳(c)、硅(si)和铝(al)等一同复合作用而有助于奥氏体的稳定化的元素。但是，当添加超过一定水平的镍(ni)、铜(cu)和铬(cr)时，引起制造成本的过度增加，因此可以将本发明的镍(ni)、铜(cu)和铬(cr)含量的上限分别限制为1％、0.5％和1％。此外，铬(cr)在热轧时可能会引起脆性，因此，更优选与镍(ni)一同添加铬(cr)。
61.以下，对本发明的一个方面的超高强度高延展性钢板的微细组织进行更详细的说明。以下，除非另有说明，否则微细组织的分数和纵横比(aspect ratio)是指以钢板截面为基准进行测量的值。
62.本发明的一个方面的超高强度高延展性钢板可以包含残留奥氏体作为微细组织。
残留奥氏体是确保钢的强度特性和伸长率特性的有效的组织，因此以钢板截面为基准，可以将残留奥氏体的分数限制为20面积％以上。
63.本发明的一个方面的超高强度高延展性钢板可以包含铁素体、退火马氏体和新生马氏体中的一种以上作为余量组织，以钢板截面为基准，这些余量组织的总分数可以为50
‑
80面积％。本发明的一个方面的超高强度高延展性钢板是相变诱导塑性钢(trip)，即施加外部变形时残留奥氏体转变为马氏体而增加伸长率，为了最佳的强度和伸长率的组合，残留奥氏体的机械稳定性及其分数是重要的因素。当残留奥氏体的分数超过50面积％时，残留奥氏体的机械稳定性降低，因此可以将余量组织的总分数限制为50面积％以上。此外，当余量组织超过80面积％时，不能确保所期望的残留奥氏体的分数，因此可以将余量组织的总分数限制为80面积％以下。
64.所述残留奥氏体的平均纵横比可以为2.0以上。其中，纵横比是指将晶粒的长轴的长度除以短轴的长度的值，本发明中的奥氏体的平均纵横比是指在截面中观察到的奥氏体晶粒的纵横比的平均值。当残留奥氏体的平均纵横比为2.0以上时，残留奥氏体以针状的形状存在，因此稳定性高，并且断裂时阻碍裂纹的传播，从而可以有效地确保伸长率。
65.本发明的一个方面的超高强度高延展性钢板同时满足20面积％以上的残留奥氏体的分数和2.0以上的残留奥氏体的平均纵横比，因此具有1400mpa以上的拉伸强度，并且屈服强度优异，从而可以确保0.7以上的屈强比(屈服强度/拉伸强度)，进一步地，可以确保22000mpa％以上的拉伸强度与伸长率的乘积。
66.目前最广泛使用的热成型用钢的热成型后的拉伸强度为约1470mpa的水平，但本发明的一个方面的超高强度高延展性钢板具有1400mpa以上的拉伸强度，并具有0.7以上的屈强比，因此可以提供可代替热成型用钢的冷成型用钢。此外，用于汽车的结构部件，特别是b柱(b
‑
pillar)的情况下，由于结构的复杂性和冲击稳定性等的理由，目前由热成型用钢制造，但本发明的一个方面的超高强度高延展性钢板确保22000mpa％以上的拉伸强度与伸长率的乘积，因此可以提供一种特别适合制造用于汽车的结构部件的冷成型用钢。
67.此外，本发明的一个方面的超高强度高延展性钢板还可以具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
68.以下，对本发明的制造方法进行更详细的说明。
69.本发明的一个方面的屈强比优异的超高强度高延展性钢板可以通过以下方法制造：将具有上述组分的板坯加热至1050
‑
1300℃的温度范围，在800
‑
1000℃的温度范围内，将加热的所述板坯进行热精轧，以制造热轧钢板，在50
‑
750℃的温度范围内，将所述热轧钢板进行收卷，将收卷的所述热轧钢板进行酸洗，然后以15
‑
50％的压下率进行冷轧，以制造冷轧钢板，根据第一退火条件和第二退火条件中的任一种退火条件，选择性地对所述冷轧钢板进行退火热处理，其中，所述第一退火条件是在600
‑
720℃的温度范围内对所述冷轧钢板进行退火热处理10
‑
3600秒，所述第二退火条件是在超过720℃且900℃以下的温度范围内进行一次退火热处理10
‑
3600秒，然后冷却至常温，并在480
‑
700℃的温度范围内进行二次退火热处理10
‑
3600秒。
70.加热板坯
71.本发明的板坯组分对应于上述超高强度高延展性钢板的组分，因此用对上述超高强度高延展性钢板的组分的说明代替对板坯组分的说明。
72.在本发明中，在热轧之前，可以通过加热板坯来进行均质化处理。此时，当板坯的加热温度小于1050℃时，后续的热轧时可能会发生轧制负荷急剧增加的问题。另一方面，当板坯的加热温度超过1300℃时，不仅增加能源成本，而且增加表面氧化皮的量，因此可能会导致材料的损耗，并且含有大量的锰(mn)时，可能会存在液相。因此，本发明的板坯的加热温度范围可以为1050
‑
1300℃。
73.热轧
74.可以对加热的板坯进行热轧，以制造热轧钢板。此时，当热精轧温度小于800℃时，可能会发生轧制负荷急剧增加的问题。另一方面，当热精轧温度超过1000℃时，由于表面氧化皮而产生的表面缺陷和轧辊的寿命的缩短可能会成为问题。因此，本发明的热精轧温度可以为800
‑
1000℃。
75.收卷
76.热轧后，可以将热轧钢板进行收卷。当收卷温度过高时，形成过多的钢板的表面氧化皮，由此可能会使镀覆性变差，因此本发明的收卷温度可以为750℃以下。另外，含有5％以上的锰(mn)的钢板由于增加的淬透性，热轧收卷后冷却至常温时，没有铁素体的相变，因此无需特别限制收卷温度的下限。但是，当收卷温度小于50℃时，为了降低钢板的温度而需要伴随通过喷射冷却水的冷却工艺，因此不可避免地增加工艺成本。因此，本发明的收卷温度范围可以为50
‑
750℃。
77.另外，随着添加锰(mn)，马氏体的相变起始温度(ms)可能会降低，并且还可以在常温下形成马氏体。在这种情况下，由于马氏体组织，热轧钢板的硬度变得非常高，由此冷轧的负荷可能会增加，因此可以选择性地在冷轧前对热轧钢板进行进一步的热处理。
78.酸洗和冷轧
79.展开收卷的热轧钢板，然后进行酸洗处理以去除氧化层，并且为了根据客户公司要求的条件调节钢板的厚度和形状，可以进行冷轧来制造冷轧钢板。当冷轧压下率未达到一定水平时，难以确保本发明中作为目标的残留奥氏体的分数和残留奥氏体的平均纵横比。这是因为当冷轧压下率低时，最终退火时的用于奥氏体的逆相变和生长的驱动力不足。因此，本发明的冷轧压下率可以为15％以上。此外，本发明含有大量的锰(mn)，从而热轧钢板具有相对高的强度，因此，当冷轧压下率超过一定水平时，可能会引发冷轧设备的过度的负荷。因此，本发明的冷轧压下率可以为50％以下，更优选的冷轧压下率的上限可以为45％。
80.退火热处理
81.冷轧后，可以在一定条件下进行退火热处理。特别地，为了确保本发明所需的物理性能，需要将残留奥氏体的面积分数和残留奥氏体的平均纵横比控制在目标水平，这可以通过严格控制退火热处理条件来实现。本发明的退火热处理可以选择第一退火条件或第二退火条件中的任一种条件来进行，其中，第一退火条件是在相对低的退火温度下进行退火热处理，第二退火条件是在相对高的退火温度下进行退火热处理后进一步进行后续的热处理。
82.即，第一退火条件的情况下，可以在600
‑
720℃的温度范围内对冷轧钢板进行退火热处理10
‑
3600秒，第二退火条件的情况下，可以在超过720℃且900℃以下的温度范围内进行一次退火热处理10
‑
3600秒，然后冷却至常温，并且在480
‑
700℃的温度范围内进行二次
退火热处理10
‑
3600秒。
83.以下，对本发明的退火热处理条件中的第一退火条件的限制理由进行更详细的说明。
84.根据第一退火条件的退火热处理可以在600
‑
720℃的温度范围内进行10
‑
3600秒。
85.对于本发明的钢成分系而言，600
‑
720℃的温度范围属于两相区温度范围。在进行两相区退火时，诸如碳(c)和锰(mn)的元素富集在奥氏体中，从而增加奥氏体的稳定性并在常温下残留。之后，对钢板施加变形时，残留奥氏体转变为马氏体，并延迟钢板的颈缩(necking)现象，由此有助于提高钢板的伸长率和强度。
86.当在第一退火条件下的退火温度小于600℃时，由于两相区奥氏体分数小，不能充分确保最终残留在钢板的奥氏体分数，因此不能确保所期望的机械物理性能。另外，当在第一退火条件下的退火温度超过720℃时，两相区和单相区奥氏体的稳定性不足，因此难以确保最终钢板的残留奥氏体分数为20面积％以上，并且无法确保所期望的机械物理性能。因此，本发明的第一退火条件的退火热处理温度范围可以为600
‑
720℃。
87.根据第一退火条件进行退火热处理时，考虑相变机制(mechanism)和驱动力(driving force)，优选进行热处理时间至少为10秒以上的热处理。随着退火热处理时间的增加，接近平衡相，因此可以获得均匀的组织，但可能会发生增加工艺成本的问题。此外，当退火热处理时间超过3600秒时，由于奥氏体的晶粒生长和再结晶，不能实现2.0以上的奥氏体的平均纵横比。因此，本发明的第一退火条件的退火热处理时间可以为10
‑
3600秒。
88.以下，对退火热处理条件中的第二退火条件的限制理由进行更详细的说明。
89.根据第二退火条件的退火热处理可以如下进行，即在超过720℃且900℃以下的温度范围内进行一次退火热处理10
‑
3600秒，然后冷却至常温，并在480
‑
700℃的温度范围内进行二次退火热处理10
‑
3600秒。
90.对于本发明的钢成分系而言，超过720℃且900℃以下的温度范围属于奥氏体分数过大的两相区或奥氏体单相区的温度范围。因此，当在超过720℃且900℃以下的温度范围内进行退火热处理时，奥氏体的稳定性大幅降低，因此在冷却步骤中大部分转变为马氏体，仅残留一部分奥氏体。如上所述残留的奥氏体的稳定性低且其分数也低，因此可以通过进一步的退火热处理来确保奥氏体的稳定性和分数。但是，即使第二退火条件的一次退火热处理温度超过900℃，也可以确保本发明中所期望的物理性能，但发生高温热处理导致的退火炉的设备寿命缩短和钢板表面氧化物的增加导致的镀覆性差等的问题，因此本发明的第二退火条件的一次退火热处理温度可以限制为900℃以下。
91.根据本发明的第二退火条件的退火热处理在超过720℃且900℃以下的温度范围内进行一次退火热处理10
‑
3600秒，然后冷却至常温，并在700℃以下的温度范围内进行二次退火热处理10
‑
3600秒，因此可以确保奥氏体的稳定性和分数。本发明的第二退火条件还可以解释为如下的补充退火热处理条件，即原本想根据第一退火条件进行退火热处理，但以超过第一退火条件中限制的退火温度范围来进行退火热处理的情况下用于确保奥氏体的稳定性和分数的补充退火热处理条件。
92.将第二退火条件中的二次退火热处理的温度范围和退火时间限制为480
‑
700℃和10
‑
3600秒的理由如下。
93.在二次退火热处理温度范围中的相对低的温度范围的480
‑
600℃下，一次退火热
处理后在马氏体中过饱和的碳再分配到一部分残留的奥氏体，因此具有增加奥氏体的稳定性的效果。当考虑相变机制和驱动力时，在该温度下进行退火热处理10秒以上时，可以实现如上所述的效果。当在该温度下的二次退火热处理时间超过一定水平时，析出碳化物，而不是发生相之间的碳的再分配，因此反而显示出伸长率降低的倾向。因此，在该温度下的二次退火热处理时间优选限制为3600秒以下。
94.在二次退火热处理温度范围中的相对高的温度范围的600
‑
700℃下，发生从一次退火组织到奥氏体的逆相变，因此具有增加奥氏体的分数的效果。考虑相变机制和驱动力时，当在该温度下进行二次退火热处理10秒以上时，可以实现如上所述的效果。随着在该温度下的二次退火热处理时间的增加，可以获得接近平衡相的均匀的组织，但可能会发生需要过多的工艺成本的问题。因此，在该温度下的二次退火热处理时间优选限制为3600秒以下。
95.当二次退火热处理温度超过700℃时，由于两相区奥氏体的分数增加，最终残留的奥氏体的稳定性降低，或者奥氏体的平均纵横比显示为小于2.0，因此可能难以确保本发明中所期望的物理性能。此外，如同第二退火条件，当在二次退火热处理前已进行一次退火热处理时，二次退火热处理时在相同的退火温度下加快奥氏体逆相变，因此发生增加两相区奥氏体的分数的现象。因此，第二退火条件的二次退火温度的上限优选限制为700℃，所述700℃稍微低于第一退火条件的退火温度的上限720℃。
96.本发明的一个具体实施方案的制造超高强度高延展性钢板的方法可以在所述冷轧钢板上进行热浸镀锌或合金化热浸镀锌。
具体实施方式
97.以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。
98.(实施例)
99.将具有下表1的成分组成的钢真空熔解形成为30kg的钢锭，然后将其在1200℃的温度下保持1小时，并进行热轧，在900℃下完成精轧，从而制造热轧钢板。将热轧钢板装入预先加热至600℃的炉中并保持1小时，然后通过炉冷模拟热轧收卷，之后冷却至常温后进行酸洗，并根据下表2的条件进行冷轧和退火热处理。在表2中，仅记载一次退火条件的试片表示应用一个阶段的退火条件的情况，同时记载一次退火条件和二次退火条件的试片表示应用两个阶段的退火条件的情况。对如上所述制造的冷轧钢板进行微细组织的观察和机械物理性能的评价，其结果如下表3所示。利用xrd测量各试片的奥氏体分数，并且各试片的物理性能是通过测量jis标准的拉伸试片的轧制方向和垂直方向的物理性能来进行评价。
100.[表1]
[0101][0102]
[表2]
[0103]
[0104]
[表3]
[0105][0106][0107]
如上述表1至表3所示，可以确认均满足本发明的合金组成和制造条件的发明例1至发明例13的情况下，不仅满足1400mpa以上的拉伸强度(ts)，而且满足0.7以上的屈强比(yr)和22000mpa％以上的拉伸强度与伸长率的乘积(ts*el)。即，可知发明例1至发明例13的情况下，确保超高强度的同时确保优异的屈服强度和伸长率，因此作为可以代替热成型钢的冷成型用钢材，具有合适的物理性能。
[0108]
发明例1至发明例13的优异的物理性能是基于残留奥氏体组织的分数和纵横比、晶粒和析出物的超微细化的特性。图1是示出用透射电子显微镜(tem)观察发明例1的截面的照片，可知大部分微细组织的尺寸为1μm以下而非常微细，因此可以有效地确保强度和伸长率。图2是示出用扫描电子显微镜(sem)观察发明例1的截面的照片，可以确认残留奥氏体形成为针状，并且平均纵横比具有2.0以上的值。
[0109]
另一方面，不满足本发明的合金组成和制造条件中的任一种以上的比较例1至比
较例13的情况下，可以确认不满足本发明的残留奥氏体组织的分数和残留奥氏体组织的平均纵横比中的任一种以上，并且不能确保本发明所期望的物理性能。
[0110]
比较例1和比较例2的情况下，虽然满足本发明的合金组成，但应用第一退火条件时，退火热处理温度分别为550℃和780℃而不在本发明的范围内，因此可以确认残留奥氏体分数小于20面积％。并且，可知由于比较例1和比较例2不满足本发明的残留奥氏体的分数范围，因此屈强比小于0.7或者拉伸强度与伸长率的乘积值小于22.000mpa％，无法确保所期望的物理性能。
[0111]
比较例3和比较例11的情况下，满足本发明的合金组成，并且一次退火热处理温度超过720℃，从而应用了进行二次退火热处理的第二退火条件，但二次退火热处理温度为460℃而未达到本发明的范围，因此可以确认残留奥氏体分数小于20面积％。并且，可知由于比较例3和比较例11不满足本发明的残留奥氏体分数的范围，因此拉伸强度与伸长率的乘积值小于22000mpa％，无法确保所期望的物理性能。
[0112]
比较例7和比较例8的情况下，满足本发明的合金组成，并且一次退火热处理温度超过720℃，从而应用了进行二次退火热处理的第二退火条件，但二次退火热处理温度分别为710℃和740℃而超出本发明的范围，因此可以确认残留奥氏体的平均纵横比小于2.0。并且，可知由于比较例7和比较例8不满足本发明的残留奥氏体的平均纵横比值，因此屈强比小于0.7，拉伸强度与伸长率的乘积值小于22.000mpa％，无法确保所期望的物理性能。
[0113]
比较例4和比较例5的情况下，满足本发明的合金组成和退火条件，但冷轧压下率为11％而未达到本发明的范围，因此残留奥氏体的分数小于20面积％，并且可以确认残留奥氏体的平均纵横比小于2.0。并且，可知由于比较例4和比较例5不满足本发明的残留奥氏体的分数和平均纵横比值，因此屈强比小于0.7，拉伸强度与伸长率的乘积值小于22000mpa％，无法确保所期望的物理性能。
[0114]
比较例6和比较例10的情况下，满足本发明的合金组成，并且一次退火热处理温度超过720℃，从而应用了进行二次退火热处理的第二退火条件，但二次退火热处理时间为7200秒而超出本发明的范围，因此可以确认残留奥氏体的分数小于20面积％。并且，可知由于比较例6和比较例10不满足本发明的残留奥氏体分数，因此拉伸强度与伸长率的乘积值小于22000mpa％，无法确保所期望的物理性能。
[0115]
比较例12和比较例13的情况下，虽然满足本发明的冷轧条件和退火条件，但碳(c)含量未达到本发明的范围，因此可以确认残留奥氏体的分数小于20面积％。并且，可知由于比较例12和比较例13不满足本发明的残留奥氏体分数，因此屈强比小于0.7，无法确保所期望的物理性能。
[0116]
以上，通过实施例对本发明进行了详细的说明，但还可以是其它形式的实施方案。因此，本发明的权利要求的技术思想和范围并不受限于实施例。