本发明涉及用作汽车用钢板等的超高强度钢板，更具体地，涉及化学转化处理性及扩孔性优异的超高强度钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，就汽车用钢板而言，为了用于保护地球环境的燃油效率的规定和确保乘员的冲撞稳定性，正在扩大超高强度钢材的使用。为了制造这种超高强度钢，仅通过常规的利用固溶强化的钢材或利用析出强化的钢材难以确保充分的强度和延展性。
因此，开发了利用相变组织来提高强度和延展性的相变强化钢，这种相变强化钢有双相钢(dualphasesteel，以下称为dp钢)、复相钢(complexphasesteel，以下称为cp钢)、相变诱导塑性钢(transformationinducedplasticitysteel，以下称为trip钢)等。
所述相变强化钢中，dp钢是在软质的铁素体内微细且均质地分散硬质的马氏体而确保高强度和延展性的钢种，cp钢是包含铁素体、马氏体、贝氏体中的二相或三相且为了提高强度而包含ti、nb等析出硬化元素的钢种。trip钢是通过在常温下加工微细且均质地分散的残余奥氏体来引起马氏体相变，从而确保强度和延展性的钢种。
所述trip钢的代表性技术可以列举专利文献1，该技术涉及通过控制钢板的残余奥氏体的量来制造成型性优异的钢板的方法。另外，专利文献2中公开了通过控制合金成分和钢板的微细组织来制造冲压成型性良好的高强度钢板的方法，专利文献3中公开了包含5％以上的残余奥氏体且加工性、尤其局部延展性优异的钢板。
考虑到正在加速化汽车用钢板的高强度化的现况，即使想利用如上所述的各种相变组织来确保延伸率，但实际上难以确保充分的延伸率。
尤其，随着加强用于确保乘客安全性的冲撞特性的规定，采用超高强度钢作为耐冲撞部件的比例正在增加，但是即使屈服强度高，也存在如下问题，即，在冲撞时因冲击而容易发生断裂，或者无法顺利吸收能量。
因此，为了使超高强度钢顺利吸收能量而不会发生断裂，并且为了抑制在弯曲加工或辊轧成型加工等复杂的加工时凸缘部所产生的裂纹，需要改善扩孔性。
扩孔性优异的代表性钢材有热轧高冲缘性钢材(highburringsteel)，为了提高扩孔性而对最小化相(phase)间的硬度差投入了很大的精力。通常，就高凸缘性钢的基本组织而言，已公开有如下方案，即，在铁素体单相中应用纳米大小的微细析出物，或者在贝氏体单相或铁素体和贝氏体的复合组织中应用析出物的方案等，并且针对冷轧钢板也进行了相似形态的努力
另外，为了同时确保超高强度和扩孔性，需要开发同时利用相变组织和析出物的cp钢。但是，cp钢具有根据相(phase)的组成比延展性和扩孔性的变化大的缺点，并且到目前为止，还没有完成对适当的相分数和制造范围的充分研究，因此研究开发的必要性正在增加。
另外，以稳定地确保硬质相以及缩小相间硬度差为目的，需要添加大量的固溶强化元素，即，需要添加大量的si、cr等合金元素，但是，就包含si或cr的钢而言，在退火过程中会形成表层氧化物，并且在退火后的酸洗过程中难以去除所述氧化物而存在最终产品的化学转化处理性变差的问题。
因此，需要开发能够确保超高强度和扩孔性的同时能够确保化学转化处理性的技术。
(专利文献1)日本公开专利公报第1994-145892号
(专利文献2)日本授权专利公报第2704350号
(专利文献3)日本授权专利公报第3317303号
技术实现要素：
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供通过合金的成分组成和制造条件的优化确保优异的扩孔性的同时化学转化处理性优异的超高强度钢板及其制造方法。
技术方案
本发明的一个方面提供化学转化处理性及扩孔性优异的超高强度钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(c)：0.08～0.2％、硅(si)：0.05～1.3％、锰(mn)：2.0～3.0％、磷(p)：0.001～0.10％、硫(s)：0.010％以下、铝(al)：0.01～0.1％、铬(cr)：0.3～1.2％、硼(b)：0.0010～0.0030％、钛(ti)：0.01～0.05％、氮(n)：0.001～0.01％、余量的fe及其他不可避免的杂质，
所述ti及n满足下述关系式1，所述mn、si及cr满足下述关系式2，表层(从表面到厚度方向的0.1μm为止)中的mn、si及cr的含量满足下述关系式3，并且所述钢板具有0.8以上的屈服比。
[关系式1]
3.4≤ti/n≤10
[关系式2]
1.0≤mn/(si+cr)
[关系式3]
0.7≤mn*/(si*+cr*)≤mn/(si+cr)
本发明的另一个方面提供制造化学转化处理性及扩孔性优异的超高强度钢板的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：准备满足所述成分组成和成分关系的钢材；对所述钢材进行热轧及冷轧，从而制造冷轧钢板；在800～850℃下，对所述冷轧钢板进行退火热处理；将经过所述退火热处理的冷轧钢板快速冷却至ms(马氏体相变开始温度)～bs(贝氏体相变开始温度)范围后维持；在所述维持后，以10～50℃/分钟的速度进行冷却；以及在所述冷却后，去除冷轧钢板的表层氧化物；
所述维持步骤在满足下述关系式5的时间段期间进行，所述去除表层氧化物的步骤以满足下述关系式6的条件进行。
[关系式5]
300≤4729+71c+25mn-16si+117cr-20.1t+0.0199t2≤500
[关系式6]
(hcl的浓度×hcl的温度)/(1.33+mn+7.4si+0.8cr)×(47+2.1mn+13.9si+4.3cr)≥1
有益效果
根据本发明能够提供超高强度钢板，所述钢板具有拉伸强度为1gpa以上的超高强度和0.8以上的屈服比的同时具有优异的扩孔性，从而成型时不会产生凸缘裂纹，并且不仅具有冲撞时的优异的能量吸收能力，而且还具有优异的化学转化处理性。
最佳实施方式
本发明人为了得到具有高拉伸强度和优异的扩孔性及化学转化处理性的超高强度钢板而进行深入研究的结果，确认了通过合金组成和制造条件的优化来确保适于所述目的的组织分数时，能够提供具有所期望的物理性质的钢板，并完成了本发明。
下面，对本发明进行详细说明。
优选地，以重量％计，本发明的一个方面的化学转化处理性及扩孔性优异的超高强度钢板的合金组成包含：碳(c)：0.08～0.2％、硅(si)：0.05～1.3％、锰(mn)：2.0～3.0％、磷(p)：0.001～0.10％、硫(s)：0.010％以下、铝(al)：0.01～0.1％、铬(cr)：0.3～1.2％、硼(b)：0.0010～0.0030％、钛(ti)：0.01～0.05％、氮(n)：0.001～0.01％，并且适当地控制所述ti和n，以及所述mn、si及cr的成分比。
首先，下面详细说明对本发明中提供的超高强度钢板的合金成分和成分关系进行控制的理由。此时，除非另有特别说明，各成分的含量表示重量％。
c：0.08～0.2％
碳(c)是在相变组织钢中用于确保强度的重要元素。
为此，优选包含0.08％以上的c，当c的含量小于0.08％时，无法确保1gpa以上的拉伸强度。另一方面，当c的含量超过0.2％时，扩孔性和成型性会降低，从而存在如下问题，即，不仅冲压成型性和辊轧成型性会降低，而且点焊性会变差。
因此，本发明中优选将c的含量限制为0.08～0.2％。
si：0.05～1.3％
硅(si)是同时提高钢材的强度和延伸率的元素，并且在奥氏体回火时具有抑制碳化物形成的效果。
为了充分得到上述效果，优选添加0.05％以上的si，但是硅的含量超过1.3％时，在退火热处理工序中会产生大量的氧化物，导致在酸洗工序时难以去除氧化物，由此显著降低化学转化处理性，从而存在引发不良的问题。此外，为了确保适当的二相分数而需要升温的退火温度变高，从而存在导致退火加热炉的负荷的问题。
因此，本发明中优选将si的含量限制为0.05～1.3％。
mn：2.0～3.0％
锰(mn)是固溶强化效果非常大的元素。
当所述mn的含量小于2.0％时，难以确保本发明所期望的强度，另一方面，当所述mn的含量超过3.0％时，发生焊接性变差、冷轧负荷增加等问题的可能性变高。此外，会形成大量的退火氧化物，从而存在化学转化处理性变差的问题。
因此，本发明中优选将mn的含量限制为2.0～3.0％。
p：0.001～0.10％
磷(p)是具有强化钢的效果的元素。
当所述p的含量小于0.001％时，不仅无法确保上述的效果，而且在炼钢工序中控制p为极少时，会导致制造成本的上升，因此不优选。另一方面，当所述p的含量过多而超过0.10％时，晶界偏析导致冲击特性变差，从而会引发钢的脆性，因此不优选。
因此，本发明中优选将p的含量限制为0.001～0.10％。
s：0.010％以下
硫(s)是钢中的杂质元素，阻碍钢的延展性、扩孔性及焊接性，因此优选最小化硫的含量。
当所述s的含量超过0.010％时，会形成mns而显著降低扩孔性，而且阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性变高，因此优选将所述s的含量限制为0.010％以下。
al：0.01～0.1％
铝(al)是在炼钢工序中与钢中的氧结合而起到脱氧作用，并与si一起促进相转变时碳在奥氏体中的分配的有效元素。
为此，优选添加0.01％以上的al，但是al的含量超过0.1％时，存在如下问题，即，降低钢坯的表面品质，并且制造成本会增加。
因此，本发明中优选将al的含量限制为0.01～0.1％。
cr：0.3～1.2％
铬(cr)是提高钢的淬透性且为了确保高强度而添加的成分，本发明中铬是延缓铁素体的相变而诱导贝氏体的形成的有效元素。
当所述cr的含量小于0.3％时，难以确保上述效果，另一方面，当所述cr的含量超过1.2％时，不仅使上述效果饱和，而且热轧材料的强度会过度上升，导致冷轧时的负荷增加，并且制造成本会大幅增加。此外，在退火热处理时形成退火氧化物，导致在酸洗工序时难以进行控制，从而存在化学转化处理性严重变差的问题。
因此，本发明中优选将cr的含量限制为0.3～1.2％。
b：0.0010～0.0030％
硼(b)是在退火中的冷却过程中抑制奥氏体转变为铁素体而增加贝氏体的分数的有效元素。
当所述b的含量小于0.0010％时，难以确保上述效果，另一方面，当所述b的含量超过0.0030％时，由于b的晶界偏析，不仅使上述效果饱和，而且在退火热处理时浓缩在表面，从而存在使化学转化处理性变差的问题。
因此，本发明中优选将b的含量限制为0.0010～0.0030％。
ti：0.01～0.05％
钛(ti)是为了强度的提升以及去除钢中存在的氮(n)而添加的元素。
当所述ti的含量小于0.01％时，难以确保上述效果，另一方面，当所述ti的含量超过0.05％时，不仅使其效果饱和，而且连续铸造工序中存在引发喷嘴堵塞等工序缺陷的可能性。
因此，本发明中优选将ti的含量限制为0.01～0.05％。
n：0.001～0.01％
氮(n)与c相同，均是代表性的侵入型固溶强化元素。这种n是通常从大气混入的元素，因此需要在炼钢工序的脱气工序中进行控制。
当所述n的含量小于0.001％时，需要进行过度的脱气处理，因此存在引发制造成本的上升的问题，另一方面，当所述n的含量超过0.01％时，会形成过多的aln、tin等析出物，从而存在降低高温延展性的问题。
因此，本发明中优选将n的含量限制为0.001～0.01％。
另外，本发明的钢板的所述合金元素中的ti和n优选满足由下述关系式1表示的成分关系。
[关系式1]
3.4≤ti/n≤10
(所述关系式1中，ti和n表示各元素的重量含量。)
当所述ti/n的比率小于3.4时，相比于溶存n的量，ti的添加量不足，从而由于残留的n形成nb等，降低添加b所带来的强度上升效果，由此导致强度的降低。另一方面，当所述ti/n的比率超过10时，脱氮处理成本会增加，并且在连铸工序中引发喷嘴堵塞等的可能性变高。
与此同时，优选地，所述合金元素中的mn、si及cr满足由下述关系式2表示的成分关系，而且钢表层(从表面到厚度方向的0.1μm为止)中的mn、si及cr的含量满足下述关系式3。
[关系式2]
1.0≤mn/(si+cr)
[关系式3]
0.7≤mn*/(si*+cr*)≤mn/(si+cr)
(所述关系式2和关系式3中，mn、si及cr表示各元素的重量含量，所述关系式3中，mn*、si*、cr*分别表示从表面到厚度方向的0.1μm为止的gds成分分析值的平均值。)
为了确保本发明的超高强度钢板的化学转化处理性，需要控制所述关系式2和关系式3，当所述关系式2的值小于1时，在退火热处理过程中形成非常致密的si及cr氧化物层，从而即使强化最终酸洗工序，也存在难以去除所述氧化物层的问题。此外，在酸的浓度和温度过高的条件下去除氧化层时，相对脆弱的晶界优先被侵蚀，从而存在显著降低钢的加工性和疲劳特性的问题。
此外，经过最终酸洗工序后，当表示钢板表面的成分浓度的关系式3的值小于0.7时，随着化学转化处理性差的si氧化物或cr氧化物或浓缩层残留在钢板的极表层或晶界等，存在阻碍磷酸盐结晶的形成的问题。另一方面，当关系式3的值超过mn/(si+cr)比时，形成在极表层中的mn类氧化物在退火热处理工序中的初期进行升温时被氧化，然后在退火炉内的还原气氛下一部分被还原，或者在初期选择性地被粗大化，导致在最终酸洗工序中无法完全被去除，因此也会在形成磷酸盐结晶时产生偏差，从而存在化学转化处理性变差的问题。
除了上述合金成分以外，本发明的超高强度钢板还可以以如下含量包含nb、mo、c及w中的一种以上。
nb：0.01～0.05％
铌(nb)是代表性的析出强化元素，并且是为了提高钢的强度以及晶粒微细化而添加的元素。
当所述nb的含量小于0.01％时，难以充分确保上述效果，另一方面，当所述nb的含量超过0.05％时，不仅使制造成本过度增加，而且会形成过多的析出物，因此存在显著降低延展性的可能性。
因此，本发明中添加nb时，优选将nb的含量限制为0.01～0.05％。
mo、v及w：分别为0.01～0.20％
钼(mo)、钒(v)及钨(w)是与所述nb起到相似的作用的元素，当钼、钒及钨的含量分别小于0.01％时，难以充分确保提高钢的强度以及晶粒的微细化效果，另一方面，当钼、钒及钨的含量分别超过0.20％时，相比于强度效果，制造成本可能会过度增加。
因此，本发明中添加mo、v及w时，优选将其含量分别限制为0.01～0.20％。
此外，所述nb、mo、v及w优选满足下述关系式4。
[关系式4]
0.01≤nb+0.2(mo+v+w)≤0.05
(所述关系式4中，nb、mo、v及w表示各元素的重量含量。)
当所述nb、mo、v及w的关系小于0.01时，难以得到晶粒微细化及析出强化效果，另一方面，当所述nb、mo、v及w的关系超过0.05时，相比于上述效果，制造成本可能会过度增加，因此不优选。
本发明的余下成分为铁(fe)。但是，在通常的钢铁制造过程中从原料或周围环境不可避免地混入并不需要的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于通常的钢铁制造过程的技术人员来说是众所周知的，因此在本说明书中不会特别提及其所有内容。
本发明中提出的超高强度钢板中，以面积分数计，作为微细组织优选包含50～80％的马氏体或回火(tempered)马氏体、10～30％的贝氏体、小于5％的残余奥氏体及余量的铁素体。这是为了使回火马氏体和贝氏体的分数最大化而减少相(phase)之间产生大的硬度差的铁素体分数，从而用于抑制冲孔时形成的空隙(void)。
更优选地，优选含有50～80％的包含回火马氏体的马氏体相，当包含回火马氏体的马氏体相的分数小于50％时，存在难以确保所期望的拉伸强度为1gpa以上的超高强度且难以确保扩孔性的问题。另一方面，当包含回火马氏体的马氏体相的分数超过80％时，存在强度过度上升而导致扩孔性变差的问题。
此外，当贝氏体的分数小于10％时，由于强度的过度增加而使扩孔性急剧降低，从而难以确保所期望的(拉伸强度(mpa)×扩孔性(her))的值为40000以上，另一方面，当贝氏体的分数超过30％时，存在难以确保超高强度的问题。
确保本发明所期望的扩孔性的重要组织为在高温下形成的回火马氏体，回火马氏体可以在冷却中的仅低于马氏体相变开始温度的区间进行缓慢冷却而能够大量获得。
另外，微细组织中的残余奥氏体的分数超过5％时，存在使耐延迟断裂特性变差的问题，因此优选将残余奥氏体的分数限制为5％以下。
此外，对铁素体的分数不作特别限定，但是为了有利于确保扩孔性，优选以20％以下的分数包含铁素体。
具有如上所述的微细组织的本发明的超高强度钢板的拉伸强度为1gpa以上，同时确保(拉伸强度(mpa)×扩孔性(her))的值为40000以上，从而能够确保在冲压成型或辊轧成型时不会发生凸缘裂纹且可以进行成型的程度的扩孔性。
上述(拉伸强度(mpa)×扩孔性(her))的值小于40000时，虽然扩孔性优异，但是难以确保超高强度，或者虽然可以确保超高强度，但是扩孔性变差，从而存在成型时产生凸缘裂纹或冲撞时能量吸收能力变差的问题。
此外，本发明的超高强度钢板的屈服比为0.8以上，屈服比降低且小于0.8时，通常是铁素体的分数增加的情况，这不仅会降低强度，而且使扩孔性变差，因此不优选。
如上所述具有1000mpa以上的拉伸强度以及扩孔性优异的本发明的超高强度钢板具有如下优点，即，均可以进行冲压成型和辊轧成型且冲撞特性优异。
这种本发明的超高强度钢板可以是冷轧钢板或热浸镀锌钢板。
下面，对本发明的另一个方面的制造化学转化处理性及扩孔性优异的超高强度钢板的方法进行详细说明。
优选地，首先，准备满足上述的合金组成和成分关系的钢材，然后对其进行热轧及冷轧，从而制造成冷轧钢板。
此时，冷轧和热轧可以通过制造超高强度钢板的常规的方法，作为一个例子，可以是制造cp钢的方法中的热轧及冷轧条件。但是，并不限定于此。
优选地，使如上所述制造的冷轧钢板经过在800～850℃下进行退火热处理的步骤。
当所述退火热处理时的温度低于800℃时，铁素体组织的分数超过20％，从而难以确保所期望的超高强度及扩孔性，另一方面，当所述退火热处理时的温度超过850℃时，虽然会改善扩孔性，但是高温退火时产生的si、mn、cr、b等的表面氧化物或浓缩物的量会大幅增加，从而即使之后进行酸洗工序也会残留在表面，从而存在化学转化处理性变差的问题。
所述退火热处理在退火炉内由氢气和氮气组成的还原气氛条件下进行，此时，优选以露点温度为-35～-50℃的条件控制炉内的气氛。当露点温度超过-35℃时，钢中含有的如mn、si、cr、b等氧亲和力大的元素容易形成为表面氧化物或浓缩物，因此即使之后进行酸洗工序，也存在无法容易控制且会残留的可能性。此外，会附着于炉内的辊之后生长，从而存在引发凹痕缺陷的可能性。另一方面，当露点温度低于-50℃时，制造成本会大幅增加，因此不优选。
优选地，将如上所述经过退火热处理的冷轧钢板快速冷却至一定的冷却终止温度范围之后进行维持。
此时，冷却终止温度范围优选限定为ms(马氏体相变开始温度)～bs(贝氏体相变开始温度)，并且优选在所述温度范围内维持一定时间。在进行所述维持时，优选在由下述关系式5表示的时间段期间进行。
[关系式5]
300≤4729+71c+25mn-16si+117cr-20.1t+0.0199t2≤500
(所述关系式5中，mn、si、cr及c表示各元素的重量含量，所述关系式5中，t表示快速冷却终止温度(℃)，由此得出的值的单位为秒(sec)。)
所述关系式5规定了基于合金组成和快速冷却温度的贝氏体的相变时间(单位为秒(sec))，当所述关系式的值为300秒以下时，存在所形成的贝氏体的分数超过30％的可能性。在这种情况下，马氏体或回火马氏体的分数会相对减少，从而存在难以同时确保拉伸强度为1gpa以上的超高强度以及扩孔性的问题。另一方面，当所述关系式的值超过500秒时，包含回火马氏体的马氏体的分数超过80％而使强度过度增加，由此存在扩孔性变差的问题。
所述快速冷却优选以100～600℃/分钟的速度进行，所述快速冷却的速度小于100℃/分钟时，微细组织中的铁素体和珠光体的分数会增加，从而无法确保本发明中所期望的超高强度和扩孔性。另一方面，当所述快速冷却的速度超过600℃/分钟时，硬质相会过度增加，从而存在延展性降低的可能性，并且会引起形状不良等问题。
优选地，如上所述进行快速冷却及维持之后，优选以较慢的冷却速度进行冷却(缓慢冷却)。此时，优选以10～50℃/分钟的冷却速度进行，当冷却速度小于10℃/分钟时，无法确保适当分数的马氏体，从而存在难以确保所期望的超高强度的问题，另一方面，当冷却速度超过50℃/分钟时，相比于回火马氏体，初生(fresh)马氏体的分数会增加而使强度过度上升，因此存在扩孔性变差的问题。
优选地，在本发明中对完成如上所述的缓慢冷却的钢板进行用于去除形成在表层的退火氧化物的工序，即，进行后酸洗工序。
所述后酸洗工序通过在升温的盐酸溶液槽中进行酸洗后进行水洗及干燥的工序来进行。
更具体地，本发明的后酸洗工序中，控制酸的浓度和酸的温度很重要，具体地，盐酸的浓度可以根据钢的合金组成进行调整，但优选控制为5～20％。当盐酸的浓度小于5％时，存在无法完全去除氧化物的可能性，另一方面，当盐酸的浓度超过20％时，由酸引起的侵蚀快，并且急剧产生对晶界的选择性侵蚀，从而存在材料的加工性和疲劳特性变差的问题。所述盐酸的温度也需要根据钢的合金组成进行调整，但优选控制为50～80℃。当盐酸的温度低于50℃时，反应性低而存在难以去除氧化物的问题，另一方面，当盐酸的温度超过80℃时，反应性变得过快而导致发生选择性侵蚀的可能性变高。
另外，在以如上所述的条件进行后酸洗工序时，所述盐酸的浓度和盐酸的温度优选满足如下所述的以与合金组成之间的关系表示的关系式6。
[关系式6]
(hcl的浓度×hcl的温度)/(1.33+mn+7.4si+0.8cr)×(47+2.1mn+13.9si+4.3cr)≥1
(所述关系式6中，mn、si、cr及c表示各元素的重量含量。)
当所述关系式6的值小于1时，酸洗性会降低，从而存在无法在指定的盐酸浓度和盐酸温度下完全去除退火氧化物的问题。即，只有所述关系式6的值为1以上时，才能容易去除所述钢板的表层氧化物。
并且，所述后酸洗工序优选进行5～15秒以内，酸洗时间小于5秒时，无法完整地进行酸洗，另一方面，当酸洗时间超过15秒时，存在降低生产性的问题。
如上所述完成去除表层氧化物的工序的本发明的超高强度钢板中，表层(从表面到厚度方向的0.1μm为止)中的mn、si及cr的含量满足如上所述的关系式3，从而能够确保优异的化学转化处理性。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，下述的实施例仅仅是为了例示本发明以进行更详细的说明，而并不是为了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所决定。
(实施例)
以通常的条件对具有下述表1的合金组成的钢坯进行热轧及冷轧，从而制造成冷轧钢板，然后以下述表2中示出的条件对其进行退火及冷却，然后进行后酸洗工序，从而制造各个冷轧钢板。
然后，将所制造的各个冷轧钢板的磷酸盐处理性(化学转化处理性)和表面gds分析结果示于下述表3中。
此时，gds分析是测量所制造的冷轧钢板的从表面到厚度方向的0.1μm为止的深度内的元素的浓度并计算平均值。
此外，化学转化处理性是使用匹兹堡平板玻璃公司(pittsburghplateglass，ppg)的脱脂剂chemkleen#177、作为表面调整剂的洗液调节剂(rinseconditioner)以及由chemfos#740a、chemfos#740r、chemfil缓冲剂(buffer)及促进剂(accelerator)四种制备的磷酸盐溶液进行了评价。就化学转化处理性是否合格而言，利用扫描电子显微镜(sem)将表面放大1000倍，测量是否产生未附着部位以及磷酸盐的附着量，并通过是否满足2～3g/m2来决定。
此外，测量各个冷轧钢板的微细组织分数和机械物理性质(屈服强度、拉伸强度、延伸率及扩孔性(holeexpandingratio，her))，并将其结果示于下述表4中。
此时，就微细组织而言，拍摄3000倍的sem照片，然后利用图像分析仪(imageanalyser)测量各个相的面积分数。此外，残余奥氏体的分数是利用xrd并通过奥氏体的峰值强度(peakintensity)来测量的。
拉伸试验是利用jis5号试片并以10mm/分钟的速度进行了评价。
并且，扩孔性(her)是基于jfst1001-1996规格来进行。
上述拉伸试验和her试验的结果是示出了进行三次试验后的平均值。
[表1]
(所述表1中，b*和n*的含量单位为“ppm”。
此外，所述表1中，比较钢3、比较钢4、比较钢5、比较钢9及比较钢10是下述表2的制造条件没有满足本发明的情况，因此在上述表1中表示为比较钢。)
[表2]
(所述表2中，发明钢1至发明钢11、比较钢1至比较钢10的快速冷却温度均满足ms～bs的范围。)
[表3]
(所述表3中，mn*、si*、cr*分别表示从表面到0.1μm为止的gds成分分析值的平均值。)
[表4]
(所述表4中，b表示贝氏体、m表示马氏体、f表示铁素体以及γ表示残余奥氏体。
此外，ys表示屈服强度、ts表示拉伸强度、el表示延伸率以及her表示扩孔性，物理性质关系式表示(拉伸强度(mpa)×扩孔性(her))的值。)
如所述表1至表4所示，在均满足本发明中提出的合金组成和制造条件的发明例1至发明例11的情况下，化学转化处理性满足标准，从而能够确认化学转化处理性优异。
此外，随着以适当的分数形成贝氏体和马氏体，拉伸强度为1gpa以上，并且屈服比满足0.8以上的同时确保(拉伸强度(mpa)×扩孔性(her))的值为40000以上。
上述结果表示本发明的发明钢不仅具有优异的化学转化处理性，而且具有优异的扩孔性。
另一方面，比较例1至比较例10是合金组成和制造条件中的任一种以上的条件脱离本发明的情况，可以确认均没有满足本发明所期望的物理性质。
其中，比较例1和比较例2分别是合金组成中的c和mn的含量没有满足本发明的情况，未能确保所期望的1gpa以上的拉伸强度，由此(拉伸强度(mpa)×扩孔性(her))的值小于40000。此外，屈服比也小于0.8而没有满足本发明。
比较例3和比较例4中，由于制造条件中的快速冷却后维持的工序(关系式5)没有满足本发明，因此形成过多的贝氏体相而无法确保所期望的分数的马氏体，由此(拉伸强度(mpa)×扩孔性(her))的值小于40000。
比较例5中，由于制造条件中的快速冷却后维持的工序，即关系式5的值超过了500，因此马氏体分数超过80％而导致扩孔性变差，由此(拉伸强度(mpa)×扩孔性(her))的值小于40000。
比较例6和比较例7中，由于分别添加了过多的si、cr，从而表示所述成分的关系的关系式2没有满足本发明，因此化学转化处理性变差。
比较例8中，由于添加了过多的si和cr，从而关系式2没有满足本发明，并且由于后酸洗工序(关系式6)没有满足本发明，因此化学转化处理性变差。
比较例9和比较例10的合金组成满足本发明，但是没有满足后酸洗工序(关系式6)，因此酸洗后钢的表面上残留氧化物，由此未能满足本发明的关系式3，最终化学转化处理性变差。
通过上述内容可以知道，只有在均满足本发明中提出的合金组成和制造条件，尤其在均满足关系式1至关系式6的情况下，才能制造本发明所期望的同时具有超高强度、优异的扩孔性及化学转化处理性的超高强度钢板。