本发明涉及一种用于汽车的超高强度钢板，更详细地，涉及一种成型性和扩孔性优异的超高强度钢板及其制造方法。
背景技术：
为了实现汽车钢板的轻量化，应减少钢板的厚度，然而，为了确保碰撞稳定性，应增加钢板的厚度或提高强度，因此，存在彼此矛盾的问题。
为了解决所述问题，应在提高基材的强度的同时提高成型性，众所周知，符合的钢板有被称为先进高强度钢(advancedhighstrengthsteel，ahss)的双相钢(dualphasesteel，dp钢)、相变诱导塑性钢(transformationinducedplasticity，trip钢)、多相钢(complexphasesteel，cp钢)等各种用于汽车的钢板。
如上所述的先进的高强度钢可以通过增加碳含量或合金成分来进一步提高强度，但是从点焊性等实用性方面考虑时，可实现的拉伸强度局限在约1200mpa级水平。
因此，为了实现更高的强度，有积极利用马氏体(martensite)组织的马氏体钢(martensitesteel)，但是，其延伸率非常低，仅限用于简单形状的辊轧成型部件。
另外，作为可用于确保碰撞稳定性的结构部件的钢板，备受瞩目的有在高温成型之后进行水冷，即通过与模具(die)直接接触的快速冷却来确保最终强度的热压成型(hotpressforming，hpf)钢，但是，因设备的投资比例过高、热处理及工艺成本的增加，难以广泛应用。
因此，对能够进行比热压成型低廉的冷压成型的材料的需求增加。
以往，开发了将拉伸强度与延伸率的乘积实现为25000mpa％以上的各种技术。
例如，在专利文献1中，利用包含3.5～9.0％的mn的钢来确保拉伸强度与延伸率的乘积为30000mpa％以上的非常优异的物理性质，然而，由于这种钢的屈服比低至0.43～0.65水平、最高屈服强度也低至720mpa水平，因此难以与热处理后屈服强度为1050mpa水平的传统的1.5g级热压成型钢竞争。
并且，专利文献2涉及一种技术，即，在100℃～ac1+50℃的温度区间中，使包含2～9％的mn且通过逆相变获得的双相组织钢发生热变形，以使晶粒细化，从而提高低温韧性，虽然上述技术可提高屈服强度，但是需要在制造工艺的最后步骤中执行温变形。
不仅如此，在所述专利文献1和专利文献2中，没有对冲压成型时可以确保延伸凸缘部的成型性的扩孔性或延伸凸缘性、边缘延展性(edgeductility)的评价结果，而且也没有给出关于改善方案的启示。
但是，如果考虑利用各种成型模具的实际冲压成型，需要开发可以对显示拉拔和延展特性的延伸率以及弯曲性和边缘延展性全部做出评价且改善扩孔性的产品。
另外，在专利文献3中，提出了通过在包含3～7％的mn的钢中增加al来提高ac1的温度，以能够进行连续退火的方法，虽然该方法具有拉伸强度与延伸率的乘积高的优点，但是没有改善扩孔性，从而无法明确确保冲压成型性。
并且，在专利文献4和专利文献5中，提供了利用包含3.5～10％的mn的钢制造拉伸强度为980mpa以上，且拉伸强度与延伸率的乘积为24000mpa％以上的高强度钢板的方法，但是，在对热轧后收卷的卷板进行热处理时，由于在ac1相变点以下进行收卷，抑制由于优先分配(partitioning)mn导致的奥氏体的增加和退火马氏体的形成，从而无法有效地确保冷变形性，并且，随着最终退火和中间退火等只在两相域中进行，在最终组织中，铁素体与其他相(phase)之间的硬度差可能非常大，而这很有可能会导致最终产品的屈服强度和扩孔性变差。不仅如此，所述文献中没有试图改善屈服强度和扩孔性，而仅仅简单地评价了弯曲性，这尽管可适用于简单部件的成型，但是无法针对复杂的冲压成型给出合适的方案。
现有技术文献
(专利文献1)中国专利公开号第101638749号
(专利文献2)中国专利公开号第103060678号
(专利文献3)韩国公开专利公报第2012-0070739号
(专利文献4)韩国公开专利公报第2014-0060574号
(专利文献5)国际申请号pct-jp2012-005706
技术实现要素：
(一)要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于，提供一种超高强度钢板及其制造方法，所述钢板的屈服强度优异，从而容易应用于碰撞结构部件，并且，所述钢板的扩孔性优异，从而能够确保优异的冲压成型性。
(二)技术方案
本发明的一个方面提供一种成型性和扩孔性优异的超高强度钢板，以重量％计，所述钢板包括：碳(c)：0.04～0.17％、硅(si)：2％以下、锰(mn)：4～10％、磷(p)：0.05％以下且0％除外、硫(s)：0.02％以下且0％除外、铝(al)：0.5％以下且0％除外、氮(n)：0.02％以下且0％除外及余量的fe和其他不可避免的杂质，所述c和mn满足下述关系式1，并且，以体积分数计，作为微细组织包括20％以上的残余奥氏体和50％以上的退火马氏体，
[关系式1]
c+(mn/25)≤0.46。
本发明的另一个方面提供一种成型性和扩孔性优异的超高强度钢板的制造方法，包括以下步骤：将满足所述组成成分和关系式的钢坯再加热至1100～1300℃的温度范围；在ar3～1000℃的温度范围下，对所述再加热的钢坯进行热精轧，从而制造热轧钢板；在720℃以下的温度下，收卷所述热轧钢板；在ac1～ac1+((ac3-ac1)/2)的温度范围下，对收卷的所述热轧钢板进行30分钟以上的热处理；对热处理的所述热轧钢板进行酸洗及冷轧，从而制造冷轧钢板；在ac3以上的温度下，对制造的所述冷轧钢板进行30秒以上的一次退火热处理，然后进行冷却；及在550～620℃的温度范围下，对经过一次退火热处理及冷却的所述冷轧钢板进行30分钟以上的二次退火热处理。
(三)有益效果
根据本发明，提供一种超高强度钢板，所述钢板的用于提高汽车结构部件所需的碰撞性能和成型性的机械物理性质，即屈服强度、延伸率及扩孔性均优异。
本发明的所述超高强度钢板具有适用于冷压成型的优点，因此，能够将现有的热压成型部件替换为低成本的冷压成型部件，并且抑制高温成型时引起的co2的产生等，从而可作为有利的环保材料。
附图说明
图1是对本发明的一个实施例的发明钢4进行最终退火(二次退火)热处理时机械物理性质随温度而变化的图表。
图2是示出利用thermo-calc计算的0.14c-7mn-1si钢(对应于发明钢4)的平衡状态图(其中，thermo-calc表示thermo-calcsoftware公司的热学计算程序)。
图3是对本发明的一个实施例的发明钢7进行最终退火(二次退火)热处理时机械物理性质随温度而变化的图表。
图4是观察本发明的一个实施例的发明钢7的最终退火后的tem析出物的照片(4a)和eds结果(4b)的图(4a的数值表示析出物的大小(直径))。
图5是观察本发明的一个实施例的发明钢7的各工艺的微细组织和相分率的变化的结果的图。
最佳实施方式
为了开发一种钢材，即，适用于与现有的热压成型相比可降低成本的冷压成型的同时，与热压成型部件相比，具有同等以上的机械物理性质的钢材，本发明的发明人进行了深入研究，结果确认可以通过优化钢的组成成分和制造条件来提供具有适用于冷压成型的微细组织的钢板，并完成了本发明。
下面，对本发明进行详细说明。
本发明的一个方面的成型性和扩孔性优异的超高强度钢板，以重量％计，包括：碳(c)：0.04～0.17％、硅(si)：2％以下、锰(mn)：4～10％、磷(p)：0.05％以下(0％除外)、硫(s)：0.02％以下(0％除外)、铝(al)：0.5％以下(0％除外)、氮(n)：0.02％以下(0％除外)、余量的fe及其他不可避免的杂质，所述c和mn优选满足下述关系式1。
[关系式1]
c+(mn/25)≤0.46
下面，对如上控制本发明提供的超高强度钢板的合金组成成分的原因进行详细说明。在此，除非另有说明，各成分的含量表示重量％。
c：0.04～0.17％
碳(c)是为了残余奥氏体的稳定化而添加的重要元素，为此，优选添加0.04％以上。但是，当碳的含量超过0.17％时，c与mn的关系无法满足本发明中提及的范围，会导致作为汽车结构部件的主要接合技术的点焊性变差。
因此，本发明中，c的含量优选控制为0.04～0.17％。
si：2％以下
硅(si)作为抑制铁素体内的碳化物的析出，并助长铁素体内的碳向奥氏体扩散的元素，有助于残余奥氏体的稳定化。当这种si的含量超过2％时，热轧性和冷轧性非常差，并在钢表面形成si氧化物，从而阻碍热浸镀性，因此，硅的含量优选控制为2％以下。
另外，本发明中也可以包含0％的所述si，这是因为如后续说明，随着含有大量的mn，即使没有添加si，也容易确保残余奥氏体的稳定性。
mn：4～10％
锰(mn)是为了残余奥氏体的形成和稳定化以及抑制冷却时铁素体相变，相变组织钢所需的必要元素。当添加的所述mn小于4％时，容易发生铁素体相变，获取的奥氏体不足，从而难以确保25000mpa％以上的拉伸强度与延伸率的乘积值。但是，当添加的mn超过10％时，mn与c的关系无法满足本发明中提及的范围。
因此，本发明中，mn的含量优选控制为4～10％。
另外，本发明中，所述c与mn的关系优选满足下述关系式1，但是，当下述值超过0.46时，无法确保稳定的扩孔性(her)，因此，下述关系式1的值优选满足0.46以下。
[关系式1]
c+(mn/25)≤0.46
p：0.05％以下(0％除外)
磷(p)是固溶强化元素，但是，当磷的含量超过0.05％时，焊接性下降，发生钢的脆性的危险性大增，因此，磷的上限优选控制为0.05％。更优选地，控制为0.02％。
s：0.02％以下(0％除外)
硫(s)是钢中的杂质元素，并且是阻碍钢板的延展性和焊接性的元素。当硫的含量超过0.02％时，阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性变高，因此，硫的上限优选控制为0.02％。
al：0.5％以下(0％除外)
铝(al)同样通过抑制铁素体内碳化物的生成来有助于残余奥氏体的稳定化。但是，当铝的含量增加时，铸造时与保护渣反应，从而难以制造完好的板坯，并且，形成表面氧化物，从而阻碍热浸镀性。并且，al是提高ac1的元素，考虑到此，al的含量优选控制为0.5％以下。
n：0.02％以下(0％除外)
氮(n)是对奥氏体的稳定化起到有效作用的元素，但是，当氮的含量超过0.02％时，发生脆性的危险性大，并且，因氮与al结合析出过量的aln，从而导致连铸质量下降，因此，氮的上限优选控制为0.02％。
为了提高机械性质等，除了上述成分以外，本发明的超高强度钢还可以包括以下成分。
首先，还可以包括mo、ti、nb及v中的一种以上的成分。
mo：0.5％以下(0％除外)
钼(mo)可通过提高钢的淬透性来有效地抑制铁素体的形成，而且在退火后冷却时抑制铁素体的形成。并且，形成微细的碳化物，从而对强度的提高也作出很大贡献。当所述mo的含量超过0.5％时，由于合金的投入量过多，导致合金铁成本上升，因此，钼的含量优选控制为0.5％以下。
ti：0.1％以下(0％除外)
钛(ti)是通过形成微细碳化物来确保强度的元素。并且，ti是氮化物形成元素，可将钢中的n析出为tin并通过清除(scavenging)来抑制aln的析出，从而在连铸时降低发生裂纹的危险性。以化学当量计，优选添加48/14*[n]以上的所述ti，但是，当钛的含量超过0.1％时，由于析出粗大的碳化物及钢中的碳含量的减少，因此可能导致强度的下降，并且，连铸时会引起喷嘴堵塞。
nb：0.1％以下(0％除外)
铌(nb)是偏析在奥氏体晶界上，退火热处理时抑制奥氏体晶粒的粗大化，并通过形成微细碳化物来提高强度的元素。当所述nb的含量超过0.1％时，由于析出粗大的碳化物及钢中的碳含量减少，从而会导致强度的下降，并且，由于合金的投入量过多，导致合金铁成本上升。
v：0.2％以下(0％除外)
钒(v)是通过形成低温析出物来提高强度的元素。当所述v的含量超过0.2％时，由于析出粗大的碳化物及钢中的碳含量减少，从而会导致强度的下降，并且，由于合金的投入量过多，导致合金铁的成本上升，因此不优选。
并且，本发明还可以包括zr和w中的一种以上的成分。
zr：0.001～0.1％和w：0.001～0.5％中的一种以上
与所述ti、nb、v、mo相同，锆(zr)和钨(w)是对钢板的析出强化和晶粒细化有效的元素。当所述zr和w的含量分别小于0.001％时，难以确保如上所述的效果，但是，当zr的含量超过0.1％，w的含量超过0.5％时，所述效果饱和，制造成本增加，而且形成过多的析出物，从而可能会降低延展性。
不仅如此，还可以包括ni、cu和cr中的一种以上的成分。
ni：1％以下(0％除外)、cu：0.5％以下(0％除外)和cr：1％以下(0％除外)中的一种以上
镍(ni)、铜(cu)和铬(cr)是有助于残余奥氏体的稳定化的元素，这些元素与所述c、si、mn、al等一起发生复合作用，从而有助于奥氏体的稳定化。但是，当添加的ni、cu和cr的含量分别超过1％、0.5％、1％时，会增加过多的制造成本。
其中，cu可能会在热轧时引发脆性，因此，当添加所述cu时，更优选复合添加ni。
并且，还可以包括sb、ca和b中的一种以上的成分。
sb：0.04％以下(0％除外)、ca：0.01％以下(0％除外)及b：0.01％以下(0％除外)中的一种以上
锑(sb)具有通过阻碍基于晶界偏析的si、al等表面氧化元素的移动来提高镀覆表面质量的效果，但是，当锑的含量超过0.04％时，所述效果将饱和。
钙(ca)是通过控制硫化物的形态来有效提高加工性的元素，当添加的钙含量超过0.01％时，所述效果将饱和。
并且，硼(b)通过与mn、cr等的复合效果来提高淬透性，从而在高温冷却时可抑制软质铁素体相变，但是，当硼的含量超过0.01％时，在制造镀覆钢板时，其表面会浓缩过多的b，从而导致镀覆附着性变差，因此，硼的上限优选控制为0.01％。
本发明的其余成分为铁(fe)。但是，在传统的钢铁制造过程中，会从原料或周围环境中不可避免地混入杂质，因此，无法排除。对于传统的钢铁制造过程中的技术人员来说这种杂质是众所周知的，因此，在本说明书中，不会有意提及有关杂质的全部内容。
优选地，在满足所述组成成分的本发明的超高强度钢板中的微细组织，以体积分数计，优选包括20％以上的残余奥氏体和50％以上的退火马氏体，还可包括余量的其他相，其他相包括新鲜马氏体(freshmartensite)和ε-马氏体(ε-martensite)。
如上所述，本发明复合包括残余奥氏体和退火马氏体，从而拉伸强度达到980mpa以上，屈服强度变得优异，因此，能够确保0.6以上的屈服比(屈服强度/拉伸强度)，并且，能够确保25000mpa％以上的拉伸强度与延伸率的乘积，15％以上的扩孔性。
当残余奥氏体小于20％或退火马氏体小于50％时，无法确保超高强度，而且无法确保稳定的延展性及扩孔性。
另外，本发明的超高强度钢板通过后续说明的制造工艺来制造，此时，一次退火步骤之后的微细组织，即二次退火步骤之前的微细组织优选为双相组织，即包括马氏体和残余奥氏体，此时，优选包括1％以上的残余奥氏体。
这不仅是为了抑制对经过冷轧的钢板进行退火处理时发生的再结晶所导致的相之间的硬度偏差，同时也为了在二次退火步骤中促进奥氏体的形成，从而提高最终组织内残余奥氏体的分率。
具有所述组成成分和微细组织的本发明的钢板可以是冷轧钢板，而且还可以是热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。
下面，对本发明的一个方面的制造成型性和扩孔性优异的超高强度钢板的方法进行详细说明。
首先，对制造本发明的钢板中的冷轧钢板的方法进行详细说明。
本发明的冷轧钢板可以通过对满足本发明中提出的组成成分和成分关系的钢坯进行再加热-热轧-收卷-热处理-冷轧-多段退火工艺而制造，下面，对所述各工艺条件进行详细说明。
(再加热钢坯)
本发明中，在执行热轧之前，优选执行将钢坯再加热并进行同质化处理的工艺，此时，优选在1100～1300℃下进行再加热工艺。
当再加热温度小于1100℃时，在后续的热轧时荷重急剧增加，但是，当再加热温度超过1300℃时，表面氧化皮的量增多，从而导致材料的损失，并且，在含有大量的mn时，可能存在液相，因此，再加热温度优选控制为1100～1300℃。
(热轧)
优选地，对所述经过再加热的钢坯进行热轧，从而制造热轧钢板，此时，优选在ar3以上且1000℃以下的温度下进行热精轧。
当热精轧温度小于ar3(冷却时奥氏体开始相变成铁素体的温度)时，执行铁素体+奥氏体两相区或铁素体区的轧制，因此，形成混合粒组织，并且，可能发生因热轧荷重的变化引起的误操作，因此，不优选。另外，当热精轧温度超过1000℃时，因氧化皮而引起表面缺陷的可能性变高，因此，不优选。
(收卷)
优选地，在720℃以下的温度下，收卷经过上述步骤所制造的热轧钢板。
当所述收卷时的温度超过720℃时，过多形成钢板表面的氧化膜，从而存在引发缺陷的可能性，因此，收卷温度的上限优选控制为720℃。
另外，随着收卷温度逐渐降低，热轧钢板的强度逐渐增加，因此具有作为后续工艺的冷轧的轧制荷重变高的缺点，当如本发明所述，含有大量的mn时，由于淬透性增加，因此在热轧收卷后冷却至常温时，在没有相变成铁素体等软质相的状态下被导入大量的马氏体，从而热轧强度变得非常高。因此，本发明中，在执行冷轧之前，进行如下的热处理。在执行如下的热处理时，即使所述收卷温度低，也不会产生问题，因此，对收卷温度的下限不作特别限制。
(热处理)
在对所述收卷的热轧钢板进行冷轧之前，优选在预定的温度范围下，执行热处理。此时，优选在ac1～ac1+((ac3-ac1)/2)的温度范围下，进行30分钟以上的热处理。
所述ac1表示从低温升温时开始出现奥氏体的温度，ac3表示升温时奥氏体相变为100％的温度。这些温度不是相平衡温度而是考虑实际升温时的相变动力(kinetic)的温度。
就本发明而言，由于钢中含有的大量的mn，在热轧收卷后形成大量的马氏体，并且，由于高合金，存在一部分奥氏体。在将这种热轧钢板升温时，通过马氏体的回火，减少强度，但是，仅通过回火无法有效降低强度。因此，在ac1以上的温度下进行热处理，才能进一步地出现奥氏体，并且，碳有效地从作为bcc结构的马氏体移动到奥氏体，从而降低强度。但是，当热处理温度变高时，会出现过多的奥氏体，而冷轧时所述奥氏体大量相变为马氏体，因此反而会增加冷轧荷重。因此，本发明中，优选地，在收卷后执行冷轧之前，在ac1～ac1+((ac3-ac1)/2)的温度范围下，进行冷轧前的热处理。
(酸洗和冷轧)
优选地，在对所述经过热处理的热轧钢板进行酸洗处理并去除氧化层之后，为了匹配钢板的形状和厚度，进行冷轧以制造冷轧钢板。
所述冷轧是用于确保客户所要求的厚度的工艺，此时，对压下率不作特别限定。通常，考虑到后续退火工艺时的再结晶而限定冷轧压下率的下限，但是，就本发明而言，一次退火时，在ac3以上的温度下进行奥氏体单相退火，因此，不限定冷轧压下率。
(退火)
本发明是用于制造屈服强度、延伸率及扩孔性均优异的超高强度钢板，为了获得如上所述的钢板，控制后续的退火工艺很重要。
尤其，为了确保最终微细组织为复合存在的残余奥氏体和退火马氏体，并由此获得目标机械物理性质，最终退火(相当于后续的二次退火热处理)时的温度范围非常重要。
一次退火热处理
优选地，在ac3以上的温度下，对如所制造的冷轧钢板进行30秒以上的退火热处理之后，进行冷却工艺。
本发明中，如上所述进行一次退火热处理的目的在于，在最终退火(相当于后续的二次退火热处理)之后，确保退火马氏体和残余奥氏体的两相组织为主相。并且，其目的在于抑制硬度偏差，即，当对经过冷轧的钢板不进行一次退火热处理的情况下进行最终退火时，由冷轧时导入的已变形的退火马氏体在最终退火时再结晶而产生的相之间的硬度偏差。因此，在一次退火热处理时，优选进行单相区退火，并且，至少进行30秒以上。
二次退火热处理
优选地，在两相区温度范围下，对所述一次退火热处理及冷却的冷轧钢板进行退火热处理，更优选地，在550～620℃温度范围下，进行30分钟以上的二次退火热处理。
当所述二次退火热处理温度小于550℃时，无法充分形成奥氏体，从而无法稳定地确保强度和延展性，但是，当二次退火热处理温度超过620℃时，虽然可以充分确保强度和延展性，但是因过度形成奥氏体，c、mn等的分配过度进行，并且相之间的硬度偏差变大，从而存在扩孔性变差的问题。
并且，当所述二次退火热处理时间小于30分钟时，形成小于20％的残余奥氏体相，从而无法确保目标机械物理性质，因此，优选进行30分钟以上的二次退火热处理。
当利用本发明的退火工艺时，即使进行成本相对低廉的冷压成型来替代现有的热压成型，通过成型后的加工硬化，部件的屈服强度水平变高，从而可以与热压成型部件匹敌，并且，与延伸率为数％水平的热压成型部件相比，具有更高的延伸率，因此，在制造部件后，碰撞能量的吸收性能非常优异。
另外，将经过所述所有工艺而制造的冷轧钢板浸渍于镀锌浴或镀锌合金浴中，从而可以制造具有热浸镀锌层或热浸镀锌合金层的镀覆钢板。
此时，作为镀锌合金浴可以利用镀锌-铝浴、镀锌-铝-镁浴等。
此外，还可以利用镀铝-硅浴、镀铝-硅-镁浴来制造镀覆钢板。
并且，在480～600℃的温度下，对具有所述镀层的镀覆钢板进行合金化热处理，从而能够制造合金化镀覆钢板。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更详细说明。但是，需要注意的是，以下的实施例仅仅为了更详细说明本发明而例示的，并不限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容而决定。
(实施例)
将具有下述表1的组成成分的钢真空溶解成30kg的钢锭，然后，在1200℃的温度下，维持1小时之后，进行热轧，并在900℃下完成精轧，然后，装入预先加热至600℃的炉中，并维持1小时，然后通过炉冷进行热轧收卷。然后，将试片冷却至常温之后，在600℃下进行10小时的热处理，然后，将其酸洗并以50％的冷压下率进行冷轧，从而制造冷轧钢板。
以下述表2中示出的条件，对制造的所述冷轧钢板进行退火热处理(仅进行最终退火或进行一次退火和二次退火(最终退火))，然后，测定各试片的机械物理性质，并将结果示出在下述表2中。
[表1]
[表2]
(上述表2中，ys(yieldstrength)表示屈服强度，ts(tensilestrength)表示拉伸强度，el(elongation)表示延伸率，her(holeexpansionratio)表示扩孔性。
上述表2中，没有测定her的情况是因为延伸率或ts*el值低而不需要做评价，或者在相同的热处理条件的情况下没有做评价。)
本发明中，利用上述表2中评价扩孔性的试片，得出如下的ts*her回归方程，其中，将组成成分(重量％)、二次退火热处理温度(℃)及时间(小时)用作自变量。
[ts*her回归方程]
ts*her＝365359-(28706*c)-(1000*si)-(5205*mn)-(194664*ti)+(153908*nb)+(44019*v)-(20397*mo)-(11305*al)-(4410759*p)+(259652*s)+(1510558*n)-(442*温度)-(537*时间)
并且，本发明中，确认所述回归方程中决定her的主要因子中的一种的c与mn之间的影响，并得出关系式1。
更具体地，将所述c和mn的系数分别除以原子量12和54.9时，分别得到2392.2和94.8。这意味着c与mn相比，起到约25倍的影响，因此，将c+(mn/25)的值用于同时确保本发明中要求的强度和扩孔性的因子。
尤其，对于不满足本发明中提出的合金成分的比较钢，c+(mn/25)的值均显示0.468以上，然而，在要求同时实现强度和扩孔性的本发明中，c+(mn/25)的值需要满足0.46以下。
如上述表1和表2所示，均满足本发明的合金组成成分和制造条件的发明例1至发明例22不仅能够确保1000mpa以上的拉伸强度，而且能够确保700mpa以上的屈服强度，因此，能够获得具有0.6以上的屈服比的钢板。并且，确保21％以上的延伸率，从而ts*el的值达到25000mpa％以上，同时能够确保15％以上的扩孔性，因此，具有有利于冲压成型性的效果。
但是，即使满足本发明的组成成分，在脱离本发明的退火热处理条件的情况下(比较例3-4、7-9、17-31)，没有满足本发明中要求的物理性质。
尤其，对于退火热处理时只进行最终退火的比较例4、8、23-25、28-29、31，强度、延展性及扩孔性中的一种以上的物理性质较差。
并且，即使进行一次退火热处理和二次退火热处理，在最终退火温度超过620℃时(比较例3、7、9、17、22、26、27、30)，扩孔性均差，但是，在最终退火温度小于550℃(比较例18-20)和最终退火时间小于30分钟时(比较例21)，延展性不充分，ts*el的值小于25000mpa％，达到不需要评价扩孔性的程度。
不仅如此，在利用钢组成成分没有满足本发明的钢种的情况下，即使制造条件满足本发明，但钢组成成分没有满足本发明，使得比较例1和比较例2的强度不充分，无法确保25000mpa％以上的ts*el的值，达到不需要评价扩孔性的程度。
并且，对于比较例12、32-33，可以确保强度和延展性，但是，扩孔性差，对于比较例34，强度、延展性及扩孔性均差。
均没有满足钢组成成分和制造条件的比较例5、10-11、13-16的扩孔性全部差。
另外，将具有发明钢4的组成成分的冷轧钢板在750℃下进行3小时热处理(一次退火)，然后，在300～630℃下进行3小时热处理(二次退火)，然后评价物理性质，并将结果显示在图1中。
结果，二次退火时在500℃以下进行热处理的试片的ts*el值显示为小于25000mpa％，分别在600℃和630℃下进行热处理的试片显示非常高的ts*el值，yr也均显示0.6以上。但是，从扩孔性方面可以确认，在630℃下进行热处理的试片显示出5％的her值，在600℃下进行热处理的试片显示28％的非常高的her值。
尤其，如图1所示，显示了随着二次退火时热处理温度的增加，拉伸强度逐渐降低，随后又重新提高的现象，在300～500℃下的热处理判断为通过在一次热处理(一次退火)时形成的马氏体回火引起的强度的降低和延伸率的增加。
并且，在300～500℃的低温下进行比二次退火时的3小时更长时间的热处理时，如图2的平衡状态图所示，虽然能够形成大量的fcc结构的奥氏体，但是，由于奥氏体内c、mn等分配导致的相之间的硬度偏差，her会低。
不仅如此，通过将二次热处理温度提高至超过500℃，延伸率会急剧增加，但是，相比600℃，在630℃下进行热处理时，拉伸强度也重新呈现增加的倾向。这种现象可认为是，因退火温度高，二次退火热处理时的奥氏体的数量增加，且随着退火马氏体的强度降低，增加相之间的硬度差，从而使得扩孔性变差。
并且，利用具有发明钢7的组成成分的冷轧钢板，将最终热处理(二次退火)时随温度的变化的物理性质显示在图3中。
结果，如图3所示，与在570℃和600℃下进行热处理的情况相比，在630℃下进行热处理时，拉伸强度逐渐增加，ts*el值也呈逐渐提高的倾向，这与利用所述发明钢4的情况相同。并且，在570℃、600℃下进行热处理时，扩孔性也显示非常优异的值，但是，在630℃下进行热处理时，扩孔性急剧下降。
可以确认，所述发明钢7作为额外包括mo的钢种，与作为没有添加mo的钢的发明钢4相比，具有更高的屈服强度。这可以通过利用透射电子显微镜(tem)观察利用发明钢7的发明例16的微细组织而清楚地知晓，如图4a所示，原因在于形成了30nm以下的非常微细的碳化物，即(ti,nb,mo)c。
此时，用于透射电子显微镜检测的试片是利用碳薄膜提取方法而制造的。
另外，本发明的发明人观察利用发明钢7的组成成分的发明例16的从热轧到最终退火热处理(二次退火)的扫描式电子显微镜(sem)下的微细组织和相分率的变化，并将结果显示在图5中。此时，利用扫描式电子显微镜观察时，蚀刻方式采用酸洗(nitaletching)，并且，由于微细组织非常微细，难以区分相，因此，利用x-ray方法测定相分率。在显示相分率时，α表示所有具有bcc结构的马氏体、退火马氏体、铁素体。
如图5所示，可以确认在热轧后进行冷却时，实现向马氏体的相变，这是因为所述发明钢7作为包含7％以上(7.16％)的mn的钢种，具有高淬透性(hardenability)。
尤其，就热轧钢板而言，马氏体相具有95.8％的高马氏体相分率，因此，难以将热轧钢板冷轧以使其具有1500mpa以上的拉伸强度。但是，本发明中，在预定的温度范围下，对所述热轧钢板进行30分钟以上的热处理(冷轧前热处理)，从而热处理后可以获得高分率的残余奥氏体相，并且，可以确认从热轧钢板中观察到的马氏体相逆相变，一部分相变为奥氏体，其余相变为退火马氏体组织。
然后，在以客户要求的厚度进行冷轧时，大部分奥氏体因变形而相变为马氏体，退火马氏体通过冷轧变形而位错密度变高。即，冷轧后显示98.4％的分率的α分别由约1/2的由奥氏体通过变形而相变的马氏体和约1/2的通过冷轧变形提高位错密度的退火马氏体构成。
本发明对这种冷轧钢板进行一次退火热处理时，可以确认到通过在ac3以上的温度下进行热处理而残留12.2％的残余奥氏体，然后，在600℃下进行3小时的最终退火热处理时，促进奥氏体的形成，从而可以确保35.8％的分率。
从所述各工艺的微细组织相分率的观察结果来看，在包含4～10％的mn的本发明中，需要降低冷轧时的强度，因此，优选进行冷轧前热处理，但是，根据mn的含量，ac1发生变化，因此，优选在适当的温度范围下进行热处理。
如所述图1所确认，最终退火热处理中，在600℃和630℃下进行热处理时，her值急剧变化的倾向同样显示在各种成分体系，可以确认到，在利用发明钢1的发明例1与比较例3、利用发明钢2的发明例2与比较例7、利用发明钢3的发明例3与比较例9、利用发明钢6的发明例14与比较例27中获得同样的结果。
但是，对于在600℃下进行最终退火热处理的利用比较钢7和比较钢8的比较例32至比较例34，可以确认即使c的含量相似，也显示非常低的her值，这是因为mn的含量过多，从而c+(mn/25)值分别为0.47和0.51，无法满足本发明。但是，对于c的含量低、mn的含量高的发明钢11，可以确认c+(mn/25)值低至0.409，且扩孔性优异。
利用具有发明钢4和发明钢5的组成成分的冷轧钢板，分析了时间对最终退火热处理的影响，如在发明例7-9和比较例21中可以确认，最终退火时热处理时间短至10分钟的比较例21的延伸率和扩孔性差，热处理时间长的发明例7至发明例9均确保了优异的延伸率和扩孔性。由此，在最终退火热处理时，不仅要控制温度，还要控制最佳的时间。
并且，针对利用具有c的含量比较高的比较钢5的组成成分的冷轧钢板，同时改变最终退火热处理时的温度的比较例12和比较例13的情况，也显示与所述发明钢相似的结果，即在600℃下进行热处理的材料相比于在630℃下进行热处理的材料，具有更优异的扩孔性，但是，没有达到本发明所目标的15％，而且因c的含量高，使得用于汽车结构部件的钢材中的重要特性，即点焊性变差。
本发明中，为了确保优异的屈服强度、拉伸强度以及延展性和扩孔性，优选地，将冷轧后阶段性地进行退火处理作为必要条件来提出。
通过实施例可以清楚地确认，如利用具有发明钢4的组成成分的冷轧钢板的发明例7和比较例24所示，针对没有进行奥氏体单相区域中的热处理，即没有进行一次退火热处理的比较例24的情况，可以确认在600℃下进行最终退火热处理，虽然扩孔性优异，但是由0.2％的偏移量(offset)确定的屈服强度高于拉伸强度且延展性非常低，因此无法满足本发明中要求的25000mpa％以上的ts*el值。这是因为将冷轧的材料立即进行最终退火时所产生的变形组织的再结晶没有完全进行。并且，针对在没有进行一次退火热处理的情况下在630℃下进行最终退火热处理的比较例25，也显示了虽然强度和延展性优异，但是扩孔性非常差的结果，这种情况，因冷压成型性差，不适合用于汽车结构部件的冷压成型材料。
另外，即使如本发明所述对mn的含量小于4％的比较钢1和比较钢2阶段性地进行退火热处理，因延伸率低，无法满足本发明中要求的25000mpa以上的ts*el值。但是，如发明钢9和发明钢10所示，在分别包含6.18％、5.21％的mn的情况下，可以确认ts*el值满足25000mpa％以上。