技术领域本发明涉及一种抗张强度为980MPa级以上的超高强度钢板的制造方法，所述钢板主要作为汽车结构部件来使用。更详细地，涉及一种通过适当地控制铁素体、贝氏体及马氏体的面积含量的同时，控制转变相的硬度比、大小等来获得加工性及弯曲加工性优异的冷轧钢板、熔融镀锌钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，为了保护地球环境，在有关燃油效率的法规得到强化的同时，也在积极地展开对汽车车体的轻量化。作为一个应对方案，人们正在通过钢板的高强度化来减轻汽车材料的重量。通常，高强度汽车材料可分为析出强化钢、烘烤硬化钢、固溶强化钢、转变强化钢等。其中，转变强化钢有双相钢(DualPhaseSteel)、复合组织钢(ComplexPhaseSteel)、相变诱导塑性(TransformationInducedPlasticity)钢等。这些转变强化钢也被称为先进高强度钢(AdvanceHighStrengthSteel：AHSS)。所述双相钢(DP)是在软质的铁素体中均匀地分散硬质的马氏体，从而确保了高强度的钢。所述复合组织钢(CP)包括铁素体、马氏体、贝氏体的两相或三相，是为了提高强度而包含Ti、Nb等的析出硬化元素的钢。相变诱导塑性(TRIP)钢是在常温下对微细均匀分散的残留奥氏体进行加工而产生马氏体转变，从而确保高强度高延展性的钢种。最近，为了提高燃油效率及耐久性，需要具有更高强度的汽车用钢板，并且，从碰撞安全性及保护乘客方面考虑，以抗张强度为980MPa以上的超高强度钢板用于自身结构或用作加固件的使用量正在增大。然而，钢板的高强度化会引起成型加工性及焊接性降低，因此，需要开发出弥补这种缺陷的材料。应于这种需求，到目前为止已开发出了双相组织钢、TRIP钢或复合组织钢等组织转变钢板。例如，日本专利特公平6-145892公开了一种通过控制化学成分及钢板的残留奥氏体的量而具有优异的成型性的钢板的制造方法，日本专利第2660644号及专利第2704350号中公开了一种通过控制化学成分及钢板的微细组织而具有良好的加压成型性的高强度钢板的制造方法。另外，日本专利第3317303号中公开了一种包含5％以上的残留奥氏体的加工性优异的、尤其是局部拉伸性优异的钢板。然而，这些发明大部分都是为了提高延展性而开发出的，并没有充分考虑作为加工实际部件时的重要标准的弯曲加工性或焊接性等。在钢板所要求的特性中，在车体结构或加固件中主要使用的抗张强度为980MPa级以上的超高强度钢板的最重要的特性为弯曲加工性及扩孔性。由于需要对使用到这些高强度钢材的部位进行主要如侧梁(sillside)、座椅(seat)等配件那样的弯曲(bending)或拉伸凸缘性加工，因此，即使伸长率再优异，在弯曲加工性或拉伸凸缘性劣化的情况下，则不能作为配件使用。弯曲加工性表示对单位厚度的最小弯曲半径的比(R/t)，其中，最小弯曲半径比(R)表示在进行弯曲试验后，钢板的外圈部上不产生裂纹的最小半径。各汽车公司对于弯曲加工性的要求多少有些不同，以要求最为严格的日本丰田汽车作为标准来说，基于抗张强度980MPa级冷轧钢板，要求满足R/t≤1的条件。通过扩孔性试验来评价拉伸凸缘性，使用了日本JSFT1001-1996的等级。对扩孔性的要求没有确切的标准，但是对于980MPa级以上的高强度钢来说，为了防止在配件加工时因凸缘成型而产生的裂纹，至少要求20％以上的值。作为用于改善这种扩孔性及弯曲加工性的方法，已知需要适当控制钢中存在的转变相的组成及比率，并且软质相和硬质相的强度比越低，弯曲加工性越优异(参见图1)。为此，需要生成贝氏体或回火马氏体(TemperedMartensite)来代替马氏体。但是，这些转变相会急剧增加屈服强度而使伸长率显著降低(参见图2)，因此，适当确保转变相的组成比尤为重要。另外，在实际工序中制造抗张强度为980MPa级以上的超高强度钢板时，由于屈服强度非常高，因作为中间材料的热轧板的高的强度而使冷轧性大大降低，并且，由于在进行退火处理时需要使用快速冷却热处理条件，因此会使操作性大大降低。另外，对于这些材料来说，由于钢中存在的转变相对退火温度非常敏感，从而会根据退火温度而发生改变，因此，退火温度稍微有所变化，就会改变转变相的种类及组成。由此会导致屈服强度产生显著的变化，伸长率会降低，因此，需要开发出一种在更宽的退火温度范围下能够确保稳定材质的新产品。然而，日本专利公告第3729105号、日本专利公开2010-90432及特开平2005-105367等公知技术中并没有对上述内容进行充分的研究。
技术实现要素：
要解决的技术问题因此，本发明是为了解决上述的现有技术中存在的问题而提出的，其目的在于，提供一种低屈强比型高强度冷轧钢板及熔融镀锌钢板，即，在制造抗张强度为980Mpa级以上的超高强度薄钢板时，通过适当地控制铁素体、贝氏体及马氏体的面积含量的同时，控制各相之间的硬度比及大小等来提供一种延展性和弯曲加工性及扩孔性优异的低屈强比型高强度冷轧钢板及熔融镀锌钢板。并且，本发明的目的在于，提供一种所述冷轧钢板及熔融镀锌钢板的制造方法。然而，本发明要解决的技术问题并不限定于在上面所提及的技术问题，本领域技术人员根据以下记载可以明确理解上面未提及的其他技术问题。技术方案用于实现上述目的的本发明涉及一种弯曲加工性及扩孔性优异的高强度冷轧钢板，所述高强度冷轧钢板具有如下化学组成：以重量％计，含有0.06～0.1％的C、0.05～0.5％的Si、2.0～2.5％的Mn、0.001～0.10％的P、0.010％以下的S、0.01～0.10％的可溶Al、0.010％以下的N及分别为0.003～0.08％范围的Ti和Nb中的一种以上，及余量的Fe和杂质；钢的微细组织由以面积含量计为40％以下的马氏体、30～40％的贝氏体及20～30％的铁素体构成；贝氏体/马氏体的硬度比为0.7以上；所述铁素体中形成有1.5×106个/mm2以上的大小为10nm以下的析出物，以满足贝氏体/铁素体的硬度比为2以下。此外，本发明中的所述铁素体的结晶粒径优选为10μm以下，马氏体的平均大小优选为5μm以下。此外，(贝氏体+马氏体)/铁素体的硬度比优选为4以下。此外，优选地，所述冷轧钢板进一步含有0.5～1.0％的Cr和0.01～0.15％的Mo中的一种以上。此外，优选地，所述冷轧钢板进一步含有0.0010～0.0060％的B。此外，优选地，所述冷轧钢板进一步含有0.10％以下的Sb。此外，本发明涉及一种弯曲加工性及扩孔性优异的高强度熔融镀锌钢板，所述高强度熔融镀锌钢板是在上述冷轧钢板表面上形成有熔融镀锌层的高强度熔融镀锌钢板。此外，本发明涉及一种弯曲加工性及扩孔性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，所述高强度合金化熔融镀锌钢板是在上述冷轧钢板表面上形成有合金化熔融镀锌层的高强度合金化熔融镀锌钢板。此外，本发明涉及一种弯曲加工性及扩孔性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，所述高强度冷轧钢板的制造方法包括以下工序：准备具有如上所述的合金组成的钢坯后，对其进行再加热；对于经过再加热的所述钢坯，在Ar3～Ar3+50℃温度范围下进行热精轧后，在600～750℃温度范围下进行卷绕；对于经过卷绕的所述热轧板，用40～70％的冷轧压下率进行冷轧后，在Ac1+30℃～Ac3-30℃的温度区间进行连续退火处理；以及对于经过连续退火处理的所述钢板，进行第一段冷却，直至达到650～700℃，接着进行第二段冷却，直至达到400～500℃的温度范围，然后进行过时效处理，直至达到300～400℃的温度区间。此外，本发明涉及一种弯曲加工性及扩孔性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，所述高强度熔融镀锌钢板的制造方法包括以下工序：准备具有如上所述的合金组成的钢坯后，对其进行再加热；对于经过再加热的所述钢坯，在Ar3～Ar3+50℃温度范围下进行热精轧后，在600～750℃温度范围下进行卷绕；对于经过卷绕的所述热轧板，用40～70％的冷轧压下率进行冷轧后，在Ac1+30℃～Ac3-30℃的温度区间进行连续退火处理；对于经过连续退火处理的所述钢板，进行第一段冷却，直至达到650～700℃，接着以3～30℃/s的平均冷却速度进行第二段冷却，直至达到600℃以下的温度范围；以及在常规条件下对经过冷却的所述钢板进行退火后，进行熔融镀锌。此外，本发明涉及一种弯曲加工性及扩孔性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，所述高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法包括在进行所述熔融镀锌处理后，在450～600℃的温度范围下进行熔融镀锌的合金化处理的工序。在本发明中，对于所述冷轧钢板、熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板，优选地，钢的微细组织由以面积含量计为40％以下的马氏体、30～40％的贝氏体及20～30％的铁素体构成；贝氏体/马氏体的硬度比为0.7以上；所述铁素体中形成有1.5×106个/mm2以上的大小为10nm以下的析出物，以满足贝氏体/铁素体的硬度比为2以下。此外，在本发明中，所述铁素体的结晶粒径优选为10μm以下，所述马氏体的平均大小优选为5μm以下，(贝氏体+马氏体)/铁素体的硬度比优选为4以下。此外，所述冷轧钢板中优选含有0.5～1.0％的Cr和0.01～0.15％的Mo中的一种以上。此外，优选地，进一步含有0.0010～0.0060％的B。此外，优选地，进一步含有0.10％以下的Sb。在本发明中，还可以在0.2～1.0％的压下率范围下对经过第二段冷却的钢板进行辊压压光(skinpassrolling)。有益效果具有如上所述的组成的本发明可以有效地提供一种弯曲加工性及扩孔性优异的抗张强度为980Mpa级以上的冷轧钢板及熔融镀锌钢板，其伸长率为12％以上，屈强比为0.7以下，弯曲加工性(R/t)为0.5以下的同时扩孔性为30％以上。附图说明图1为示出硬度比与扩孔比(HER)的关系的图表。图2为示出伸长率与扩孔比的关系的图表。图3为本发明一实施例中所制造的钢板(钢号1，1-1)根据不同的第二段冷却终止温度(RCS)而显示出的微硬度分布的图表。图4为图3所示的钢板在不同RCS下的微细组织分布照片。图5为本发明一实施例中所制造的钢板(发明例1)的纳米析出物分布状态照片。优选实施方式下面，对本发明进行说明。本发明人为了得到具有980Mpa以上的抗张强度，并且扩孔性或弯曲性优异的高强度冷轧钢板而反复进行研究的结果，发现了以下内容。(1)将成分的组成优化之后，以面积含量计，含有20～30％的铁素体相、30～40％的贝氏体相及40％以下的马氏体相，并且，为了使组织细化，优选将铁素体的粒径控制在10μm以下，将马氏体的平均大小控制在5μm以下。(2)作为用于改善扩孔性及弯曲性的方法，优选使微细组织内各相之间的强度差最小化，为了增加铁素体相内的强度，通过将纳米大小的析出物控制在1.5×106个/mm2以上，以使贝氏体相/铁素体相的硬度比控制在2以下。此外，为了减小作为转变组织的马氏体相和贝氏体相的强度差，通过将贝氏体相/马氏体相的硬度比控制在0.7以上，以使马氏体相和贝氏体相的强度维持在几乎相似的水平。希望通过对转变组织的硬度进行这样的控制来使(贝氏体相+马氏体相)/铁素体相的硬度比被控制在4以下，从而尽可能地降低转变相和作为母相的铁素体的硬度差。通过这样的常识能够实现980Mpa以上的抗张强度及优异的扩孔性或弯曲性。另外，上述钢板的微细组织在进行退火时通过在两相区域的温度条件下加热/维持，从而确保一定量的铁素体后，(3)对于冷轧退火钢板使用缓慢冷却方法，所述冷却方法为以5～30℃/s的平均冷却速度冷却至400～500℃的温度区域后，进行过时效处理至300～400℃的温度区域。(4)此外，为了制造熔融镀锌钢板，利用以3～30℃/s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域的热处理方法。这种循环热处理是在冷却时用于确保适当贝氏体的工序。通过这种确保贝氏体的方法可以减小相间硬度差。下面，将对本发明所要求的用于确保30％以上的HER性和1.0以下的弯曲加工性(R/t)的微细组织及析出物特性进行详细说明。为了确保本发明中所要求的适当的延展性，需要通过两相区退火处理来得到20～30％的铁素体。并且，为了实现预期的强度和弯曲特性等，需要确保一定面积含量的贝氏体相。当由马氏体构成且不含有贝氏体时，因马氏体相和铁素体相之间产生强度差而引起伸长率高，但弯曲性和扩孔性劣化的问题。因此，可知为了提高弯曲性和扩孔性，需要确保一定量的贝氏体相，本发明人通过实验确认了合适的贝氏体为30～40％，而这一结果可以通过在退火冷却后，在贝氏体区域进行过时效处理来获得。此外，过时效处理后未转变的奥氏体将转变为马氏体，从而形成40％以上的马氏体面积含量。另外，本发明中，为了使组织微细化，可以将铁素体的结晶粒径限制在10μm以下，将马氏体的平均大小限制在5μm以下。即，为了改善扩孔性、弯曲性，重要的是确保均匀的组织，这种均匀的组织包括相间强度偏差减小及组织微细化。为了在980Mpa以上的区域中实现良好的弯曲性及扩孔性，需要尽可能地将微细组织的大小控制在低的水平。当F的直径为10μm以上，并且硬质转变相的平均粒径为5.0μm以上时，因组织的不均匀化，将不能够满足本发明中所公开的弯曲加工性或扩孔性。如在前面所提及的那样，尽可能地降低微细组织内的各相的硬度差对弯曲特性及扩孔性有利。其原因在于，当施加外部应力时，由于裂纹会沿相间的界面传递，因此，为了防止沿相间界面产生的裂纹，优选尽可能地降低各相间的强度差。确保单相组织最为优异。然而，对于单相铁素体钢，因软质的铁素体而无法确保预期的强度；对于单相贝氏体钢或单相马氏体钢，虽然强度优异，但是在确保预期的伸长率方面存在问题。因此，为了在确保延展性的同时确保弯曲性和扩孔性，需要适当控制组织内生成的微细组织的面积含量，并且，尽可能地降低各相间的硬度差。考虑到这些，本发明中，将贝氏体相/马氏体相的硬度比限制在0.7以上，当满足这些条件时，则能够确保本发明所预期的弯曲性和扩孔性。此外，为了减小各相间硬度差，需要提高软质的铁素体相的强度。考虑到这些，本发明的特征在于，使铁素体相内以1.5×106个/mm2以上的分布来形成10nm以下的析出物，以满足贝氏体相/铁素体相的硬度比为2以下。由此能够充分提高铁素体的强度，从而满足本发明所公开的弯曲加工性及扩孔性。为了具有如本发明中所述的优异的弯曲性及扩孔性，不仅要求转变相的硬度得到提高，而且还同时要求作为母相的铁素体的硬度也得到提高。为了提高铁素体相的强度，可以将添加固溶元素作为一种方法使用，但是，当添加合金元素时，会因强度的增加而使转变组织的面积含量增加、并且还会伴随焊接性的劣化等。因此，作为提高铁素体相的强度的另一种方法，本发明人考虑到使用钢中的纳米析出物。根据本发明人进行的研究，如果确保1.5×106个/mm2以上的10nm以下的析出物，则能够使铁素体的强度得到充分的提高，从而能够满足本发明所公开的弯曲加工性及扩孔性。更优选地，使(贝氏体相+马氏体相)/铁素体相的硬度比控制在4以下，由此能够确保更加优异的弯曲性及扩孔性。下面，对本发明的钢的组成成分及这样限制成分的原因进行详细说明。钢中的碳(C)是为了强化转变组织而添加的非常重要的元素。碳有助于高强度化，还促进复合组织钢中的马氏体的形成。如果碳含量增加，则钢中的马氏体的量会增加。然而，如果碳含量超过0.1％，则虽然会增加马氏体的强度，但与碳浓度低的铁素体的强度差会增加。这样的强度差在附加应力时，会在相间界面上容易产生破裂，因此会降低弯曲特性及拉伸凸缘性。此外，由于焊接性相对较差，因此，客户方公司在加工部件时会引起焊接缺陷。另一方面，如果碳含量降至0.06％以下，则非常难以确保预期的强度，因此，本发明中优选将碳含量控制在0.06～0.1％。钢中的硅(Si)促进铁素体的转变，并且提高未转变奥氏体中的碳含量，从而使铁素体和马氏体的复合组织容易地形成，并且引起硅自身的固溶强化效果。如此地，硅是用于确保强度及材质的非常有用的元素，但是，在表面特性方面，不仅会引起表面氧化皮缺陷,而且还会降低化学转化处理性(chemicalconversiontreatment)，因此，优选控制硅的添加范围。因此，本发明希望在确保一定量的铁素体和马氏体面积含量的同时，将硅的含量控制在不会降低焊接性的0.05～0.5％的范围。当硅的含量不足0.05％时，由于不能确保充分的铁素体，因此，延展性可能会降低；当硅的含量超过0.5％时，会降低强度的同时，还会使焊接性劣化。钢中的锰(Mn)是起到以下作用的元素。锰在不破坏延展性的情况下，使粒子微细化，并且使钢中的硫完全以MnS的形式析出，从而不仅能够防止由FeS的生成带来的热脆性，而且还能够对钢起到强化作用。并且，锰在复合组织钢中能够起到降低获得马氏体相的临界冷却速度的作用，从而能够更容易地形成马氏体。但是，当锰的含量不足2.0％时，难以确保本发明所预期的强度，另一方面，当锰的含量超过2.5％时，会使引起焊接性、热轧性等问题的可能性变大。考虑到这一点，本发明中优选将Mn的含量控制在2.0～2.5％范围。钢中的磷(P)作为固溶强化效果最大的取代型合金元素，起到改善面内各向异性及提高强度的作用。当磷的含量不足0.001％时，不仅不能确保其效果，而且还会引起制造费用方面的问题。另一方面，当添加量过多时，会使加压成型性劣化，并且会使钢产生脆性，因此，优选将P的含量控制为0.001～0.10％。钢中的硫(S)为钢中的杂质元素，是阻碍钢板的延展性及焊接性的元素。当硫的含量超过0.010％时，阻碍钢板的延展性及焊接性的可能性大，因此，优选将所述S的含量控制在0.010％以下。钢中的可溶铝(Sol.Al)通过与钢中的氧结合而起到脱氧作用，并且同Si起到的作用一样，是将铁素体内的碳分配为奥氏体，从而提高马氏体的淬透性的有效成分。当可溶铝的含量不足0.01％时，不能确保上述效果，另一方面，当可溶铝的含量超过0.10％时，不仅会使上述效果饱和，而且还会增加制造费用。因此，本发明中优选将所述可溶铝的含量控制在0.01～0.10％范围内。钢中的氮(N)是对奥氏体的稳定化起到有效作用的成分。但是，当氮的含量超过0.010％时，奥氏体的稳定性会大大增加，从而会阻碍本发明所预期的30～40％水平的贝氏体的形成，因此，优选将其含量控制在0.010％以下。钢中的Ti及Nb是对提高钢板的强度及粒径的微细化有效的元素，本发明中更优选含有分别为0.003～0.08％范围的Ti和Nb中的一种以上。当所述Ti及Nb的含量分别不足0.003％时，难以确保这种效果，当所述Ti及Nb的含量超过0.08％时，会因制造费用的提高及过多的析出物而大大降低延展性。本发明的钢板在上述的钢成分的基础上，可以选择性地进一步包含下述成分。首先，本发明的钢板更优选含有0.5～1.0％的Cr和0.01～0.15％的Mo中的一种以上。钢中的铬(Cr)是为了提高钢的淬透性且确保高强度而添加的成分，其在本发明中为促进贝氏体形成的元素，是起到非常重要的作用的元素。当所述铬的含量不足0.5％时，难以确保上述效果，当所述铬的含量超过1.0％时，其效果会饱和，而且对于经济方面不利，因此，优选将所述Cr的含量控制在0.5～1.0％。如同Cr，钢中的Mo是为了提高钢的淬透性且确保高强度而添加的成分。并且，Mo能够在钢中生成Mo类微细碳化物，从而起到改善铁素体基本组织的强度的作用。这种效果能够使转变组织和铁素体的相间强度差减少，从而起到对弯曲加工性有利的作用。当Mo的含量在0.01％以下时，难以得到这种效果，当Mo的含量超过0.15％时，可能会使制造费用过度增加。此外，本发明的钢板可以进一步包含0.0010～0.0060％的B。钢中的B是在进行退火时的冷却的过程中，用于延迟奥氏体转变为铁素体的成分，其作为抑制铁素体的形成且促进贝氏体的形成的元素而被添加。然而，当所述B的含量不足0.0010％时，难以得到上述效果，当所述B的含量超过0.0060％时，在表面上会浓缩过多的B，从而会导致镀金粘附性的劣化。考虑到这一问题，本发明中优选将所述B的含量控制在0.0010％～0.0060％。进一步地，本发明的钢板可以进一步包含0.10％以下的Sb。钢中的Sb是在本发明中为了确保优异的耐冲击性(dentresistance)而添加的成分。所述Sb通过抑制对于MnO、SiO2、Al2O3等氧化物的表面浓缩来降低因冲击带来的表面缺陷，在抑制由温度上升及热轧工序变化带来的表面浓缩物的粗大化方面效果显著。当所述Sb的含量超过0.1％时，即使其含量继续增加，这种效果也不会增加得太多，而且还会导致制造费用及加工性劣化等问题，因此，优选将所述Sb的含量控制在0.1％以下。具有如上所述的钢的组成成分及钢微细组织等的本发明的钢板可以显示出以下效果，本发明的钢板的伸长率为12％以上，同时屈强比为0.7以下，弯曲加工性(R/t)为0.5以下，扩孔性为30％以上。下面，对本发明的冷轧钢板、熔融镀锌钢板及合金化熔融镀锌钢板的制造方法进行具体说明。本发明中，首先准备具有如上所述的钢的组成成分的钢坯后，对其进行再加热。本发明中的再加热条件不受具体限制，可以利用常规的再加热条件来实施。接着，对于经过再加热的所述钢坯，在Ar3～Ar3+50℃温度范围下进行热精轧。如果热精轧温度不足Ar3，则热变形阻力急剧增加的可能性大，并且，由于热轧卷的头部(top)、尾部(tail)以及边缘成为单相区，会使面内的各向异性增加，并且会使成型性劣化。另一方面，当热精轧的温度超过Ar3+50℃时，不仅会产生过厚的氧化皮，而且钢板的微细组织粗大化的可能性会变大。接着，结束所述热精轧后，在600～750℃的温度范围下进行卷绕。当所述卷绕温度不足600℃时，由于生成过多的马氏体或贝氏体，从而会导致热轧钢板的强度提高，因此在冷轧时会引起因负荷带来的形状不良等制造方面的问题。另一方面，当卷绕温度超过750℃时，会加深由降低熔融镀锌的润湿性的Si、Mn及B等元素所引起的表面浓缩，因此，优选将卷绕温度控制在600～750℃。接着，可以在常规条件下对所述卷绕的热轧板进行后续的酸洗处理。另外，在本发明中，对于经过卷绕的所述钢板，用40～70％的冷轧压下率进行冷轧。当压下率不足40％时，再结晶驱动力会变弱，在得到良好的再结晶晶粒方面产生问题的几率高，并且非常难以校正形状。然而，当压下率超过70％时，在钢板边缘部产生裂纹的可能性大，而且轧制负荷会急剧增加。接着，对于经过冷轧的钢板进行连续退火处理。此时，优选将连续退火温度设定为Ac1+30～Ac3-30℃的温度范围。当连续退火时的温度不足Ac1+30℃时，产生不再结晶晶粒的危险性会增大，并且难以充分形成奥氏体，从而难以确保本发明所预期的目标强度。另外，当退火温度超过Ac3-30℃时，因形成过多的奥氏体而会使贝氏体的量急剧增加，从而贝氏体的面积含量不能满足本发明所公开的10％以下的范围。这种贝氏体面积含量的增加会导致屈服强度过度增加及延展性的劣化。接着，对于在连续退火工序中经过均热退火处理的所述钢板，进行第一段冷却，直至达到650～700℃的温度范围。所述第一段冷却是为了通过确保铁素体和奥氏体的平衡的碳浓度来提高钢板的延展性和强度而实施的工序，当所述第一段冷却终止温度不足650℃或超过700℃时，难以确保在本发明所预期的延展性及强度，因此，优选将所述第一段冷却终止温度控制在650～700℃。本发明中，优选将此时的冷却速度设定为1～10℃/s的范围。接着，对于经过第一段冷却的所述钢板，进行第二段冷却，直至达到400～500℃的温度范围后，在贝氏体区间进行过时效处理，直至达到300～400℃的温度范围。所述第二段冷却终止温度是为了同时确保延展性和弯曲加工性而使用的非常重要的温度条件。当冷却终止温度为400℃以下时，在进行过时效处理时停留在贝氏体区域的时间短，因此难以确保充分的贝氏体量，当冷却终止温度超过500℃时，主要是在进行过时效处理时停留在贝氏体区域的时间非常长，会因产生过多的贝氏体而使屈服强度增加，以及使延展性劣化。本发明中，优选将此时的第二段冷却速度设定为5～20℃/s的范围。另外，在这种缓慢冷却热处理条件下，铁素体、贝氏体及马氏体的比率被优化，从而能够制造出非常稳定的钢材，所述钢材在满足本发明中所要求的弯曲加工性及延展性的同时，即使在±20℃的宽的退火温度区间，屈服强度的变化也能够为±40Mpa以下。本发明中，根据需要可以对经过第二段冷却的钢板进行平整轧制，此时的压下率优选设定为0.2～1.0％。通常，对转变组织钢进行平整轧制时，屈服强度会上升50Mpa以上，而抗张强度几乎不会增加。然而，当压下率不足0.2％时，在制造本发明中所述的超高强度钢时非常难以控制形状，当用1.0％以上的压下率处理时，因屈服强度的过度增加，从而会使屈强比超出本发明所公开的预期屈强比0.7，并且会因高拉伸操作而导致操作性的不稳定。另外，为了制造本发明的熔融镀锌钢板，在如同上述的冷轧钢板的制造条件下，经过热轧、冷轧、连续退火及第一段冷却工序。之后，在第二段冷却工序中，以3～30℃/s的平均冷却速度进行第二段冷却而冷却，直至达到600℃以下的温度范围。这时，当平均冷却速度不足3℃/s时，在进行冷却的过程中铁素体会发生转变，从而会使马氏体相的比率减小，进而导致强度降低，同时，因不均匀生成的铁素体相而会导致材质的劣化。另外，当平均冷却速度超过30℃/s时，抑制铁素体转变的效果会饱和，同时因马氏体相的比率过剩而会引发延展特性及扩孔性的降低。并且，当冷却终止温度超过600℃时，因铁素体相或珠光体相的生成而会使马氏体相的比率显著降低，由此，马氏体在整体组织中所占的面积率将不足20％，从而不仅不能得到780Mpa以上的TS，而且不均匀生成的铁素体相或珠光体相会使伸长率降低，并且会导致扩孔性等材质的劣化。另外，本发明中，可以根据需要用0.2～1.0％的压下率对经过第二段冷却的所述钢板进行平整轧制。接着，以常规的条件对经过第二段冷却的所述钢板进行退火处理后进行熔融镀锌处理，从而能够制造出熔融镀锌钢板。在进行退火后，在常规的条件下实施熔融镀锌处理。进一步地，在本发明中，可以对经过如上所述的熔融镀锌处理的钢板进行合金化处理，从而能够制造出合金化熔融镀锌钢板。这种熔融镀锌的合金化处理在450～600℃的温度范围下，使镀金层中的Fe的浓度成为8～12％，从而能够提高镀金粘附性或涂覆后的耐蚀性。另外，当所述合金化温度不足450℃时，不仅使合金化不能充分地进行，而且还会引起牺牲保护(sacrificedprotection)作用的降低或镀金粘附性的降低。并且，当所述合金化温度超过600℃时，合金化会过度进行而会降低粉化性，或者会因大量生成珠光体相或贝氏体相而导致强度不足或扩孔性的降低。本发明中，对其它的制造方法的条件没有具体限定，但是从生产性方面考虑，所述退火、熔融镀锌、合金化处理等一系列处理优选在连续的熔融镀锌作业线上实施。并且，进行熔融镀锌时，优选使用包含0.10～0.20％的Al的锌镀液。通过上述的制造工序而制造的本发明的冷轧钢板、熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板的钢的微细组织由以面积含量计为40％以下的马氏体、30～40％的贝氏体及20～30％的铁素体构成；贝氏体/马氏体的硬度比为0.7以上；所述铁素体中形成有1.5×106个/mm2以上的大小为10nm以下的析出物，以满足贝氏体/铁素体的硬度比为2以下。此外，所述铁素体结晶粒径可以为10μm以下，马氏体的平均大小可以为5μm以下，并且(贝氏体+马氏体)/铁素体的硬度比可以为4以下。另外，所述钢板可以显示出以下特性。所述钢板的伸长率为12％以上，同时屈强比为0.7以下，弯曲加工性(R/t)为0.5以下，扩孔性为30％以上。具体实施方式下面，通过本发明的优选实施例来对本发明进行详细说明。准备具有下述表1中所记载的组成的钢坯后，在加热炉中进行加热，所述加热是在1200℃的再加热温度下进行1小时。接着，对经过再加热的所述钢坯实施热轧而制造出热轧板，然后将上述热轧板进行卷绕。此时，在Ar3以上的880～900℃的温度范围下完成热轧，将卷绕温度设定为680℃。然后，对经过热轧的钢板进行酸洗后，以50％的冷轧压下率进行冷轧。在表1中所示的条件下对经过冷轧的所述钢板进行连续退火处理，之后，对经过连续退火处理的钢板进行第一段冷却，直至达到650℃，接着，在表2中所示的条件下进行第二段冷却，从而最终制得冷轧钢板。另外，为了制造熔融镀锌钢板，在表4中所示的条件下对经过冷轧的所述钢板进行连续退火处理后，对经过连续退火处理的钢板进行第一段冷却，直至达到650℃，接着，进行第二段冷却，直至达到600℃的温度范围。之后，将经过冷却的所述钢板浸渍到维持在特定温度下的镀锌槽中，从而制造出在上述钢板表面具有熔融镀锌层的熔融镀锌钢板。接着，在500℃的温度范围下对所述熔融镀锌钢板中的一部分进行合金化热处理，从而制造出合金化熔融镀锌钢板。并且，对于经过退火处理的钢材，将平整轧制率最终固定在0.7％。下述表1中的26～34号钢材仅用于冷轧钢板的制造中，其它的钢材同时使用在冷轧钢板及熔融镀锌钢板的制造中。另外，下述表2-3是关于冷轧钢板的。另外，下述表4-5中的1-3号及14-16号是关于熔融镀锌钢板(GI)的，其它的钢材是关于合金化熔融镀锌钢板(GA)的。此外，下述表2-3中显示出了按照上述方法制造的最终的冷轧钢板的机械特性及转变相的面积含量，下述表4-5中显示了按照上述方法制造的熔融镀锌钢板的机械特性及转变相的面积含量等。另外，由经过连续退火处理的冷轧钢板制作出JIS5号拉伸试验片，从而测定了材质。此外，表2及表4中显示的弯曲加工性是通过以下方式进行评价的。将试片加工成V型弯曲(bending)后，使弯曲部内侧的半径(R，radius)从0到5进行改变，然后观察表面产生裂纹与否，并且将没有产生裂纹的最终半径表示为相应钢材的弯曲加工性R值，然后将R值除以厚度来表示弯曲加工性。同时，对于扩孔性(HER，HoleExpansionRatio)的评价是使用日本JSFT1001-1996的等级来进行的。另外，对于下述表3及表5中显示的转变相的相面积含量，是用扫描电子显微镜(SEM)进行测定后，利用图像分析(Imageanalyzer)设备进行测定的。另外，对于转变组织的硬度，是利用纳米压痕仪(Nano-Indenter，NT110)在正方形区域内以2g的负荷测定100个点(point)，并使用去除了最大值和最小值后剩余的测定值。对于纳米析出物的分布密度，是将通过场发射透射电子显微镜(FE-TEM)测定的析出物组织照片利用图像分析设备来进行测定的。表1表2*表2中，SS表示连续退火温度(℃)，RCS表示第二段冷却终止温度(℃)。表3*表3中，F表示铁素体，B表示贝氏体，M表示马氏体。另外，纳米ppt数量表示(个数*106个/mm2)。表4*表4中，SS表示连续退火温度(℃)。表5*表5中，F表示铁素体，B表示贝氏体，M表示马氏体。另外，Nanoppt数量表示(个数*106个/mm2)。如上述表1-5中所示，满足本发明的钢成分范围及制造工序的发明例1～13及23～32，满足0.7以下的屈强比及13％以上的伸长率。此外，弯曲加工性及扩孔性的测定结果也完全满足本发明中所要求的条件，所述条件为，弯曲加工性(R/t)为1以下，扩孔性为30％以上。这种材质特性与转变相的面积含量控制及转变相和母相的相间硬度比、纳米析出物分布等具有密切的关系。即，如上述表3及表5中所示，可以看出满足本发明的成份范围和制造方法的发明例1～13及23-32的相面积含量及大小、硬度关系式及纳米析出物的分布等满足本发明所公开的条件。另一方面，如上述表2中所示，满足本发明的钢组成成分，但是第二段冷却终止温度(RCS)在Ms温度以下的、如250℃等而非常低的比较例1-1、2-1、4-1、9-1、10-1及32-1，在第一段冷却后在贝氏体区进行缓慢冷却的同时难以形成充分的贝氏体，而是直接生成了马氏体，从而使马氏体的面积含量增加，由此导致相间的硬度比增加且扩孔性劣化。图3为表示不同的第二段冷却终止温度(RCS)下的微细组织的硬度分布。从中可以看出，RCS维持在400℃下的钢材的相间硬度差得到大幅改善。如图4-5中所示，这种改善效果是源于维持在RCS为400℃的贝氏体区域，使得微细组织内的贝氏体面积含量增加，以及铁素体相中形成无数大量的10nm以下的纳米析出物，使得铁素体的强度提高所致。另外，比较例14是Si含量远远低于本发明中所公开的目标值的例子，由于作为铁素体形成元素的Si含量降低，因此在进行退火、过时效处理时贝氏体的面积含量得到增加，由此导致伸长率减小。此外，通过添加Si来促进碳进入马氏体相中的能力变低，从而导致转变相间的硬度比也未能满足本发明的条件。另外，比较例22的Si含量为1.0％，其为过度添加Si的情况。。添加大量的Si会导致在进行第一段冷却的缓慢冷却时，促进铁素体的生成，并且在进行第二段冷却时抑制贝氏体的转变。并且，起到提高马氏体强度的作用。这种效果表现出增加相间的硬度差的效果，使得延展性优异，但是导致弯曲加工性或扩孔性劣化。比较例15-16是碳、Mn或Cr及Mo的含量超出本发明的成分范围的例子。这些元素使用于强化钢的元素，起到增加退火板的转变相面积含量的作用。然而，由于过度添加了合金元素，从而使得转变相等超出了本发明的条件，由此导致材质劣化。另外，比较例17为碳含量非常低的例子。碳含量的减少导致强度的减少，从而不能满足本发明中所要求的抗张强度980Mpa级。另外，比较例18-19为钢的组成成分满足本发明的范围，但是退火温度过低或过高的例子。如比较例18的钢，当退火温度非常低时，由于再结晶不充分而导致延展性劣化。另外，退火温度为890℃而非常高的比较例19，由于在退火时生成过多的奥氏体而使碳浓度降低，导致冷却时贝氏体的面积含量增加，因此未能满足本发明中所公开的贝氏体面积含量标准。而且，比较例20-21是完全没有添加Ti、Nb的例子。Ti或Nb在钢中对形成微细析出物起到非常重要的作用。如果不添加这些元素，则钢中的纳米析出物的分布不能满足本发明的标准。即，因相间的硬度差不足而导致扩孔性及弯曲性的劣化。虽然参照以上实施例对本发明进行了说明，但本领域技术人员应该能够理解在不超出权利要求书中记载的本发明的思想及领域的范围内，可以对本发明进行多种修改及变更。