材质不均匀性低且成型性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及制造方法

摘要

本发明提供一种材质不均匀性低且成型性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法。本发明涉及一种各方向材质的不均匀性低且成型性优异的低屈服比型高强度冷轧钢板，其以重量％计，包括：C：0.05～0.15％、Si：0.2～1.5％、Mn：2.2～3.0％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下、Sol.Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下，并且，Si/(Mn+Si)≤0.5，余量为Fe及杂质，钢板的微细组织包括40％以上的铁素体、10％以下的贝氏体、3％以下的残余奥氏体以及余量马氏体。此外，存在于所述马氏体相内的Mn带的面积分数为5％以下。

说明书

技术领域

本发明涉及一种适合汽车的结构部件的高强度钢带和热浸镀锌钢带的制造，更具体地，涉及一种具有780MPa以上的抗张强度且钢带内的材质的不均匀性低且成型性优异的高强度冷轧钢板或热浸镀锌钢板及制造方法。

背景技术

随着作为地球环境保护课题的燃油效率标准的加强，积极着手汽车车体的轻量化。作为其对策的一种，力图通过钢板的高强度化来减少汽车材料的重量。

一般而言，高强度汽车材料可以区分为析出强化钢、烘烤硬化钢、固溶强化钢、相变强化钢等。其中，相变强化钢包括双相钢(Dual Phase Steel)、复相钢(Complex Phase Steel)或相变诱导塑性钢(Transformation Induced Plasticity Steel)等。并且，所述相变强化钢也称为先进高强度钢(AHSS，Advance High Strength Steel)。所述双相钢(DP钢)是指硬质的马氏体微细均匀地分散在软质的铁素体内以确保高强度的钢。复相钢(CP钢)是包括铁素体、马氏体、贝氏体的两相或三相且包括用于提高强度的Ti、Nb等的析出硬化元素的钢。相变诱导塑性钢(TRIP钢)是在常温下加工微细均匀地分散的残余奥氏体时引起马氏体相变而获得高强度、高延展性的钢种。

近年来，以碰撞时确保搭乘人员的安全性或基于车体轻量化改善燃料费为目的，积极地将抗张强度(TS)为780MPa以上且厚度薄的高强度钢板应用于汽车结构部件。尤其，近来，考虑适用具有980MPa级、1180MPa级的高TS的高强度钢板。

但是，一般而言，钢板的高强度化会降低钢板的成型特性、扩孔性、弯曲性等，随之降低成型性，因此，优选地，需要一种能够同时确保高强度和优异的成型性并进一步确保耐蚀性的优异的热浸镀锌钢板的制造技术。

对于这种需要，例如，特开平9-13147号公报公开了一种成型性及镀覆粘附性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板，其以质量％计，包括：C：0.04～0.1％、Si：0.4～2.0％、Mn：1.5～3.0％、B：0.0005～0.005％、P≤0.1％、4N＜Ti≤0.05％、Nb≤0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质，在其表层具有合金化热浸镀锌层，合金化热浸镀锌层中的Fe％为5～25％，钢板的组织为铁素体相和马氏体相的混合组织，钢板的抗张强度为800MPa以上。

并且，特开平11-279691号公报公开了一种成型性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板，其以质量％计，包括：C：0.05～0.15％、Si：0.3～1.5％、Mn：1.5～2.8％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.005～0.5％、N：0.0060％以下、余量Fe以及不可避免的杂质，并且，满足(Mn％)/(C％)≥15或(Si％)/(C％)≥4，铁素体中，以体积率计，包括3～20％的马氏体相和残余奥氏体相。

并且，特开2002-69574号公报公开了一种扩孔性优异的低屈服比高强度镀覆钢板，其以质量％计，包括C：0.04～0.14％、Si：0.4～2.2％、Mn：1.2～2.4％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Al：0.002～0.5％、Ti：0.005～0.1％、N：0.006％以下，并且，满足(Ti％)/(S％)≥5且包括余量Fe以及不可避免的杂质，其中，马氏体相和残余奥氏体相的体积率之和为6％以上，并且，当马氏体相、残余奥氏体相及贝氏体相的硬质相组织的体积率为α％时，满足α≤50000×{(Ti％)/48+(Nb％)/93+(Mo％)/96+(V％)/51}。

但是，在所述专利文献1～3中记载的有关高强度钢板的技术中存在钢板内的材质的不均匀性非常大的问题。

发明内容

(一)要解决的技术问题

因此，本发明为了解决上述现有技术中存在的问题，其目的在于提供一种材质的不均匀性非常低且成型性优异的低屈服比型高强度冷轧钢板和热浸镀锌钢板，其抗张强度为780MPa以上且轧制直角方向和轧制方向的抗张强度与屈服强度之差分别为50Mpa以下。

并且，本发明的目的在于提供一种所述钢板的制造方法。

但是，本发明所要解决的问题并不限定于以上提及的问题，本发明所述技术领域的普通技术人员可以通过下面的记载明确理解未提及的其他问题。

(二)技术方案

实现上述目的的本发明涉及一种各方向材质的不均匀性低且成型性优异的低屈服比型高强度冷轧钢板，以重量％计，其包括：C：0.05～0.15％、Si：0.2～1.5％、Mn：2.2～3.0％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下、Sol.Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下，并且，Si/(Mn+Si)≤0.5，余量为Fe和杂质，钢板的微细组织包括40％以上的铁素体、10％以下的贝氏体、3％以下的残余奥氏体以及余量马氏体；其中，存在于所述马氏体相内的Mn带的面积分数为5％以下。

在本发明中，所述冷轧钢板的TS(tr.)-TS(lo.)与YS(tr.)-YS(lo.)可分别为50Mpa以下，其中，tr表示轧制直角方向，lo表示轧制方向。

并且，本发明的冷轧钢板可以分别以0.05％以下的范围包括Ti和Nb中的一种以上。

并且，可以进一步包括Cr：0.1～0.7％、Mo：0.1％以下中的一种以上。

并且，可以进一步包括B：0.0060％以下。

进而，可以进一步包括Sb：0.5％以下。

并且，本发明可以在所述冷轧钢板的表面上形成热浸镀锌层。

并且，本发明可以在所述冷轧钢板的表面上形成合金化热浸镀锌层。

并且，本发明涉及一种各方向材质的不均匀性低且成型性优异的低屈服比型高强度冷轧钢板的制造方法，其包括以下工艺：利用如上组成的钢水对钢材进行连铸时，利用轻压下制造钢坯，之后进行再加热；在Ar3～Ar3+50℃的温度范围下，对再加热的所述钢坯进行热精轧，然后在600～750℃的温度范围下收卷；以40～70％的冷轧压下率，对收卷的所述钢板进行冷轧之后，在Ac1+30～Ac3-30℃的温度范围下进行连续退火；以及将连续退火的所述钢板第一次冷却至650～700℃的温度范围，接着，第二次冷却至Ms-50℃以下的温度范围。

并且，本发明涉及一种各方向材质的不均匀性低且成型性优异的低屈服比型高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其包括以下工艺：利用如上组成的钢水对钢材进行连铸时，利用轻压下制造钢坯，之后进行再加热；在Ar3～Ar3+50℃的温度范围下，对再加热的所述钢坯进行热精轧，然后在600～750℃的温度范围下收卷；以40～70％的冷轧压下率，对收卷的所述钢板进行冷轧之后，在Ac1+30～Ac3-30℃的温度范围下进行连续退火；将连续退火的所述钢板第一次冷却至650～700℃的温度范围，接着，以3～30℃/s的平均冷却速度，第二次冷却至600℃以下的温度范围；以及以常规条件，对冷却的所述钢板进行退火之后，进行热浸镀锌处理。

并且，本发明涉及一种各方向材质的不均匀性低且成型性优异的低屈服比型高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，还包括：在进行所述热浸镀锌处理之后，在450～600℃的温度范围下实施热浸镀锌的合金化处理的工艺。

在本发明中，所述冷轧钢板、热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板的微细组织包括40％以上的铁素体、10％以下的贝氏体、3％以下的残余奥氏体及余量马氏体，存在于所述马氏体相内的Mn带的面积分数可以为5％以下。

本发明中，所述冷轧钢板、热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板的TS(tr.)-TS(lo.)和YS(tr.)-YS(lo.)可分别为50Mpa以下，其中，tr表示轧制直角方向，lo表示轧制方向。

并且，本发明的冷轧钢板、热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板可以分别以0.05％以下的范围包括Ti和Nb中的一种以上。

并且，可以进一步包括Cr：0.1～0.7％、Mo：0.1％以下中的一种以上。

并且，可以进一步包括B：0.0060％以下。

进而，可以进一步包括Sb：0.5％以下。

并且，在本发明中，可以以0.2～1.0％的压下率范围，对第二次冷却的钢板进行平整轧制。

(三)有益效果

如上所述的本发明可以有效地提供一种屈服比为0.75以下，弯曲加工性(R/t)为0.5以下，扩孔性为30％以上，延伸率为15％以上，同时各方向抗张强度与屈服强度之差为50MPa以下的各方向材质不均匀性低且抗张强度为780MPa以上的低屈服比型高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板。

附图说明

图1是示出本发明的连铸工艺中的轻压下原理的模式图。

图2是示出应用或未应用轻压下时的连铸材的中心部微细组织的照片。

图3是示出本发明的Si/(Si+Mn)组成比不同时的热轧钢板内部组织的照片。

图4是示出本发明一实施例的应用或未应用轻压下时的冷轧退火材的内部组织的照片。

图5是示出本发明另一个实施例的应用或未应用轻压下时的冷轧退火材的内部组织的照片。

最佳实施方式

下面，对本发明进行说明。

本发明中提出的重要的特征之一是控制钢板的各方向材质不均匀性保持低水平。其中，各方向材质不均匀性是指轧制直角方向和轧制方向的抗张强度与屈服强度之差，将其控制为50Mpa以下。对于汽车用钢板，加工部件时材质的各向异性是一项非常重要的一项。即，汽车用部件向多个方向发生变形而不是像抗张试验发生单轴变形。如果各方向材质相差较大，则各方向的变形程度不同，导致在变形小的部位发生加工裂纹(crack)等。例如，为了增加780Mpa级以上的重要成型因素的扩孔性，应向所有方向发生均匀的变形。如果变形集中发生在特定部分，则因应力集中到该方向而发生crack，从而扩孔性变差。微细组织内各相之间的强度差越小，这种扩孔性就越优异，但是，即使相之间的强度差小，如果各方向材质差大，也会在具有高强度的方向上优先发生裂纹，从而导致扩孔性的劣化。

本发明人通过调查高强度钢中的成型特性来调查与各方向强度的相关性的结果，能够确认当轧制直角方向和轧制方向的强度被控制在50MPa以下时，能够使材质不均匀导致的成型性的劣化最小化。

可以确认，为了降低本发明中提出的各方向强度的不均匀性，以本发明中提出的成分组成，使钢组成成分最佳化，然后通过(1)使钢板的微细组织，以面积％计，包括40％以上的铁素体、10％以下的贝氏体、3％以下的奥氏体及残余马氏体，(2)并将存在于所述马氏体相内的Mn带的面积率控制为5％以下，从而获得780MPa以上的成型性优异的屈服比0.75以下的低屈服比型高强度钢板。并且，就冷轧钢板而言，通过以40～70％的压下率为条件，对热轧钢带进行冷轧之后，在退火工艺中的Ac1+30～Ac3-30℃的温度范围下保持均热，然后以1～10℃/秒的冷却速度第一次冷却至650～700℃，然后以5～30℃/秒的冷却速度快速冷却至Ms-50℃以下的温度范围，由此，所述微细组织可以防止回火(tempered)马氏体的生成。

本发明的高强度钢板在延展性丰富的软质铁素体相中，主要由微细分散硬质马氏体相的复合组织构成。具体地，本发明的钢板的微细组织，以面积％计，包括40％以上的铁素体、10％以下的贝氏体、3％以下的奥氏体及残余马氏体。

所述铁素体相是为了确保充分的延展性而需要的，本发明中，以整个组织中所占的面积率计，需要40％以上的铁素体相。

并且，所述马氏体相的面积率是本发明中最重要的必要条件之一。为了达到780MPa以上的抗张强度，整个组织中的马氏体相所占的面积率需要达到20％以上。若所述马氏体相的面积率超过50％，则无法得到充分的延展性。因此，优选地，将整个组织中的马氏体相所占的面积率限制为20～50％。

并且，在本发明中，将所述贝氏体分率限制为10％以下，这是为了抑制屈服强度、屈服比的上升，并且，不包含这种贝氏体相也无妨。并且，在本发明中，有必要使所述残余奥氏体相尽可能地具有较低的面积率，因此，将其上限控制为3％，优选地，控制为1％以下，更优选地，将其分数控制为零(0)状态。

一方面，本发明的特征在于，为了改善钢板的各方向强度差，除了控制所述钢板内部的微细组织的分布之外，还控制存在于马氏体相内的Mn带的面积分数。

这种Mn带相组织是针对含有大量C、Mn的钢，在板坯的冷却步骤中，沿晶界凝集的C、Mn的浓缩层在热轧时和之后的冷却时被拉伸而生成的，所述组织通常由在退火钢板中向轧制方向或板宽度方向形成列状、层状而形成的第二相群组成。

本发明人发现，在退火处理的钢板中，当存在于马氏体相内的Mn带(Mn band)相面积分数在整个马氏体相中超过5面积％时，延展性、屈服比产生显著变化，并确认到当Mn带相比率小于5面积％时，可以制造不仅具有低至0.75以下的屈服比，还具有0.5以下的弯曲加工性(R/t)，30％以上的扩孔性的成型性优异的钢材。

在本发明的以5％以下限制马氏体内的Mn带的面积率的方法中，主要考虑了两种控制因素。

第一，利用本发明中提出的成分制造钢时，在连铸工艺中实施轻压下(soft reduction)。

一般，钢的制造工艺是将炼钢炉中制造的熔融金属在转炉中控制制造钢所需要的成分的含量之后，通过铸造工艺制造板坯。但是，铸造工艺中熔融金属以非常慢的速度流动并冷却，因此，在冷却熔融金属时，Mn等的重元素通常以偏析的形式存在于板坯的中心部。即使这种偏析经过后续的热轧和冷轧，也存在于钢的中心部并形成带相，并且，一旦形成就很难去除带相。

因此，本发明人研究的结果为，为了从根本上控制如上所述的带相的形成，优选地，从铸造步骤开始去除带相。并且，为此，优选地，在连铸工艺中应用轻压下工艺。如图1所示，轻压下是在连铸工艺的凝固末期，根据凝固收缩程度来压下钢坯，并抑制存在于柱状晶之间的浓缩钢液流入钢坯中心部的技术。如图2所示，本发明人通过控制这种轻压下技术确认了最终铸造组织的中心部中不存在偏析。

第二，为了去除Mn带添加一定量以上的Si。

一般，Si通过增加C的活性(activity)来防止热轧时珠光体的生成，是对抑制微细组织的偏析非常有利的元素。因此，通过添加Si能够使带相组织的厚度变薄，并使其细细地分散。结果，在连续退火工艺中，也因Si导致奥氏体相中的C、Mn的浓缩量增加，因此，可分散冷却后的铁素体基材内的马氏体。为了得到这种效果，将Si至少添加0.2％以上。但是，当Si的添加量超过1.5％时，虽然基于Si的带相去除效果优异，但由于Si的表面浓缩，制造热浸镀覆钢板时会发生未镀覆等缺陷，因此，将其添加量限制为0.2～1.5％。

一方面，作为控制热浸镀覆时未镀覆性的方法，本发明中除了需要控制Si，还需要控制与Si、Mn的相关式。在制造热浸镀覆钢板时，为了改善未镀覆性，有必要尽可能地抑制钢板表面上的SiO2。根据本发明人的实验，将钢组成成分中的Si/(Si+Mn)比控制为0.5以下，从而在钢板表面中，相比Si的浓缩，Mn的浓缩占优势，从而生成在钢板表面的SiO2的影响会减少，因此，确认能够防止未镀覆的发生。控制这种Si、Mn的含量比会抑制添加过多的Si，从而对改善热轧工艺中的内部氧化等起到很大的效果。图3(a-b)是以Si/(Si+Mn)之比超过0.5的钢材和小于0.5的钢材为对象，观察热轧后钢板的表面的结果。如图3(a)所示，可以知晓，当Si/(Si+Mn)之比超过0.5时，钢板内部已深度氧化。这种内部氧化即使经过酸洗、冷轧和退火工艺，也存在于钢内部，不仅导致镀覆性劣化，当发生外部应力时，还成为发生crack的原因而引发材质的劣化，因此，脱离改善各方向材质均匀的本发明的特性。一方面，如图3(b)所示，当Si/(Si+Mn)之比小于0.5时，完全没有发生热轧板内部的氧化，因此，热浸镀覆钢板的镀覆性也优异。

下面，对本发明的钢的组成成分和限制其组成成分的原因进行详细说明。

碳(C)是用于强化相变组织而添加的非常重要的元素。碳有助于实现高强度化，并在复合组织钢中促进马氏体的形成。当碳含量增加时，钢中的马氏体含量随之增加。但是，当其含量超过0.15％时，导致焊接性劣化，并且，由于形成偏析层，导致成型性的降低。相反，当碳含量小于0.05％时，不仅很难获得所需面积率的马氏体相，而且因马氏体相未硬质化而无法获得充分的强度。因此，本发明中，优选地，将碳含量限制为0.05～0.15重量％。

硅(Si)促进铁素体相变，增加未相变奥氏体中的碳的含量，从而容易形成铁素体和马氏体的复合组织，并且，引发Si自身的固溶强化效果。硅是用于确保强度和材质的非常有用的元素，但是，不仅引发有关表面特性的氧化皮缺陷，还降低化学转化处理性、热浸镀覆性，因此，优选地，限制其添加量。本发明中，优选地，确保一定量的铁素体和马氏体的分率的同时，以不降低热浸镀覆性的范围包含0.2～1.5％的范围的硅。这是因为当Si的含量为0.2％以下时，不能确保充分的铁素体，无法满足本发明中提出的铁素体分率，可能降低延展性，当超过1.5％时，除了降低镀覆性、化学转化处理性等的表面特性之外，还导致焊接性劣化。

锰(Mn)在不降低延展性的情况下使粒子微细化，并将钢中的硫完全析出成MnS，从而防止由于生成FeS导致的热脆性。并且，锰是强化钢的元素，在复合组织钢中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，当其含量小于2.2％时，难以确保本发明的目标强度，相反，当超过3.0％时，发生焊接性、热轧性等问题的可能性高。并且，添加过多的Mn会在退火处理的钢板组织中引发Mn带，因此，优选地，将Mn的含量限制为2.2～3.0％的范围。

磷(P)是固溶强化效果最大的置换型合金元素，起到改善面内各向异性并提高强度的作用。当其含量小于0.001％时，不仅无法确保基于添加的效果，还会导致制造成本的问题。相反，当添加过多时，导致冲压成型性劣化，可能发生钢的脆裂。

为此，本发明中，优选地，将磷(P)的含量限制为0.001～0.10％。

硫(S)是钢中的杂质，是阻碍延展性和焊接性的元素。当其含量超过0.01％时，阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性高，因此，优选地，将所述S的含量限制为0.01％以下。

铝(sol.Al)是与钢中的氧结合起到脱氧作用，并如同Si，将铁素体内的碳分配至奥氏体以提高马氏体淬透性的有效的成分。当其含量小于0.01％时，无法确保所述效果，相反，当超过0.1％时，不仅使所述效果饱和，还提高制造成本，因此，优选地，将所述可溶Al的含量限制为0.01～0.1％。

氮(N)是对稳定奥氏体起到有效作用的成分，当超过0.01％时，导致耐时效性劣化，因此，优选地，将其含量限制为0.01％以下。

本发明的钢板除了所述钢成分之外，还可以选择性地包括以下成分。

首先，更优选地，本发明的钢板分别以0.05％以下的范围，包括一种以上的Ti和Nb。钢中的Ti和Nb是对钢板的强度提高及粒径微细化有效的元素。当所述Ti及Nb的含量分别超过0.05％时，会提高制造成本并因过多的析出物而大大降低延展性。因此，优选地，将Ti和Nb的含量分别限制为0.05％以下。

并且，更优选地，本发明的钢板包括Cr：0.1～0.7％和Mo：0.1％以下中的一种以上。

钢中的铬(Cr)是用于提高钢的淬透性，确保高强度而添加的成分，其在退火时增加第二相的比率，减少未相变奥氏体相中的C含量，并降低最终产品的马氏体相的硬度，从而抑制局部变形，有助于提高扩孔性或弯曲性。同时，铬起到从奥氏体相抑制珠光体相或贝氏体相的生成的作用，因此，使得奥氏体相到马氏体相的相变变得容易，能够以充分的比率生成马氏体相。如果要获得如上所述的效果，铬(Cr)含量需为0.1％以上。另外，当铬(Cr)的含量超过0.7％时，会降低延展性，如第二相的比率过高或者生成过量的Cr碳化物等。

钢中的Mo不仅起到作为固溶强化元素的作用，还在退火时的冷却过程中，稳定奥氏体相并使复合组织化变得容易。但是，当其添加量超过0.1％时，导致镀覆性、成型性、电焊性劣化，估计会造成制造成本的过度增加。因此，优选地，将其添加量限制为0.1％以下。

并且，本发明的钢板还可以包括B：0.0060％以下。

钢中的B是在退火中的冷却的过程中，延迟奥氏体相变成珠光体的成分，并且可以作为抑制铁素体的形成并促进贝氏体的形成的元素而被添加。但是，当所述B的含量超过0.0060％时，过多的B浓缩在表面上，可能导致镀覆粘附性的劣化以及延展性的劣化，因此，优选地，将其添加量限制为0.0060％以下。

而且，本发明的钢板还可以包括Sb：0.5％以下。

钢中的Sb通过抑制MnO、SiO2、Al2O3等的氧化物的表面浓缩来降低的基于凹痕的表面缺陷，并且，对抑制基于温度上升和热轧工艺变化的表面浓缩物的粗大化起到卓越的效果。当所述Sb的含量超过0.5％时，即使继续增加其添加量，这种效果不仅不会大大增大，还导致制造成本以及加工性劣化等问题，因此，优选地，将所述Sb的含量限制为0.5％以下。

具有如上所述的钢组成成分、微细组织和Mn带相分率的本发明的冷轧钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板的TS[Tensile Strength](tr.)-TS(lo.)和YS[Yield Strength](tr.)-YS(lo.)可以分别为50Mpa以下，因此，可以有助于钢板的各方面材质的均匀性。其中，tr表示轧制直角方向，lo表示轧制方向。

接着，对本发明的冷轧钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板的制作方法进行具体说明。

首先，在本发明中，利用具有如上所述的钢组成成分的钢液，通过进行连铸制造钢坯。其中，在本发明中，连铸时利用如上所述的轻压下方法来制造钢坯。如上所述，连铸工艺中的轻压下是对去除板坯中心部偏析非常有效的方式，且为了确保如本发明制造的钢板的各方向均匀的材质而控制马氏体相内的Mn带的面积率为5％以下所必要的工艺。

本发明中，优选地，所述轻压下时点为连铸中固相率为0.5～0.8，即，就厚度而言，当厚度的50～80％左右为固体状态时进行操作。如果轻压下时点过早，偏析物质因无法分散而留到凝固末期，反而会加重中心偏析。相反，如果过晚，相当于在完成凝固之后进行压下，因此，偏析物质会原封不动地留在钢坯中心部。

本发明中，优选地，将轻压下范围控制为3～6mm。即，钢坯的厚度为250mm时3～6mm，因此，其压下率在1.2～2.4％范围。本发明中，当所述轻压下量小于3mm而过低时，可能无法获得轻压下效果且无法明显地减少中心偏析，当超过6mm时，可能发生设备问题。

接着，以常规条件，对通过所述连铸工艺制造的钢坯进行再加热。

接着，本发明中，在Ar3～Ar3+50℃的范围下，对再加热的所述钢坯进行热精轧。当热精轧温度小于Ar3时，热变形阻力急剧增加的可能性高，并且，热轧卷板的上(top)部、下(tail)部和边缘成为单相区，会增加面内各向异性并导致成型性劣化。但是，当超过Ar3+50℃时，不仅生成非常厚的氧化皮，钢板的微细组织粗大化的可能性也会非常高。

并且，本发明中，在完成上述热精轧之后，在600～750℃的温度范围下收卷。当所述收卷温度小于600℃时，生成过多的马氏体或贝氏体而导致热轧钢板的强度上升，因此，可能会发生由于冷轧时的负荷导致的形状不良等制造上的问题。相反，当超过750℃时，基于降低Si、Mn及B等的热浸镀锌的湿损性的元素的表面浓缩会加剧，因此，优选地，将所述收卷温度限制为600～750℃。

接着，还可以以常规条件，对收卷的所述热轧板进行后续的酸洗处理。

并且，本发明中，以40～70％的冷轧压下率，对收卷的所述钢板进行冷轧。当冷轧压下率小于40％时，再结晶驱动力变弱，从而无法获得良好的再结晶粒的可能性高，并很难进行形状校正。但是，当压下率超过70％时，钢板边缘(edge)部发生裂纹的可能性高，这是因为轧制负荷急剧增加的缘故。

接着，本发明中，对冷轧的所述钢板进行连续退火，其中，优选地，连续退火温度处于Ac1+30～Ac3-30℃的温度范围。当连续退火时的温度小于Ac1+30℃时，难以形成充分的奥氏体，从而难以确保本发明的目标马氏体分率，并且，由于低退火温度，再结晶铁素体分率低，从而导致钢板的各方向材质的各向异性增加。这相当于不能满足本发明中所要求的钢板的各方向强度差为50Mpa以下的条件。一方面，当退火温度超过Ac3-30℃时，由于形成过多的奥氏体，贝氏体急剧增加，从而无法满足本发明中提出的贝氏体分率为10％以下的范围。这种贝氏体分率的增加可以导致屈服强度过度增加以及延展性的劣化。

接着，本发明中，在所述连续退火工艺中将均热退火的钢板第一次冷却至650～700℃的温度范围。所述第一次冷却是用于确保铁素体和奥氏体的平衡碳浓度以增加钢板的延展性和强度，当所述第一次冷却的终止温度小于650℃或超过700℃时，难以确保本发明的目标延展性和强度，因此，优选地，将所述第一次冷却终止温度限制为650～700℃。本发明中，将此时的冷却速度优选为1～10℃/s的范围。

接着，本发明中，将第一次冷却的所述钢板第二次冷却至Ms-50℃以下的温度范围。所述第二次冷却工艺将冷却至Ms-50℃以下的温度。这是为了通过快速冷却确保马氏体相之后，在低温度下保持，从而尽可能抑制回火马氏体(tempered martensite)的生成。当回火马氏体快速冷却至Ms以下之后，保持在一定温度时，马氏体内析出碳化物，从而起到增加屈服强度的作用。如本发明所示，为了确保低屈服比，尽可能抑制回火马氏体是有利的。为此，本发明中，第二次冷却至Ms-50℃以下的温度范围。并且，优选地，将冷却速度保持在5～30℃/s范围。

本发明中，可以根据需要对第二次冷却的所述钢板进行平整轧制，其中，将压下率优选为0.2～1.0％。当对普通相变组织钢进行平整轧制时，在几乎不增加抗张强度的情况下，屈服强度至少可以上升50MPa以上。但是，当延伸率小于0.2％时，在制造如本发明的超高强度钢时很难控制形状，当超过1.0％时，由于屈服强度过度增加，将超过本发明中提出的目标屈服比0.75，并且，由于高延展性，其操作性会不稳定。

一方面，为了制造本发明的热浸镀锌钢板，将经过与所述冷轧钢板的制造条件相同的热轧、冷轧、连续退火和第一次冷却工艺。之后，在第二次冷却工艺中，以3～30℃/s的平均冷却速度，第二次冷却至600℃以下的温度范围。

其中，当平均冷却速度小于3℃/s时，冷却时发生铁素体相变，从而减少马氏体相的比率，降低强度的同时，由于不均匀生成的铁素体，损伤材质的均匀性。一方面，当平均冷却速度超过30℃/s时，抑制铁素体相变的效果饱和的同时，因马氏体相的比率过高而可能引发延伸特性及扩孔性的降低。

并且，当冷却终止温度超过600℃时，由于生成铁素体相或珠光体相，马氏体相的比率显著降低，导致马氏体占整体组织的面积率小于20％，因此，不仅无法获得780MPa以上的TS，由于不均匀地生成的铁素体相或珠光体相，还会损伤材质的均匀性。

并且，可以根据需要，以0.2～1.0％的压下率，对第二次冷却的所述钢板进行平整轧制。

接着，本发明中，以常规条件，退火处理第二次冷却的所述钢板之后，对其进行热浸镀锌处理，从而能够制造热浸镀锌钢板。热浸镀锌处理将在退火后的常规条件下进行。

进而，本发明中，对如上所述的经热浸镀锌处理的钢板进行合金化处理，从而能够制造合金化热浸镀锌钢板。这种热浸镀锌的合金化处理使450～600℃的温度范围下的镀层中的Fe浓度成为8～12％，从而能够提高镀覆粘附性或涂装后的耐蚀性。一方面，当所述合金化温度小于450℃时，不仅不能充分进行合金化，还会引发牺牲腐蚀保护作用的降低或镀覆粘附性的降低。并且，当超过600℃时，由于过度进行合金化，导致粉化性降低，或者由于生成大量珠光体相或贝氏体相等，导致强度的不足或扩孔性的降低。

本发明中未特别限制其他的制造方法的条件，但是，从生产性的观点来看，优选地，所述的退火、热浸镀锌、合金化处理等一系列处理在连续热浸镀锌线上进行。并且，优选地，热浸镀锌时利用包括0.10～0.20％的Al的镀锌液。

通过所述制造工艺制造的本发明的冷轧钢板、热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板的微细组织同样包括40％以上的铁素体、10％以下的贝氏体、3％以下的残余奥氏体及余量马氏体，存在于所述马氏体相内的Mn带的面积分数可以为5％以下。

并且，所述热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板的TS(tr.)-TS(lo.)与YS(tr.)-YS(lo.)可以分别为50Mpa以下，其中，tr表示轧制直角方向，lo表示轧制方向。

具体实施方式

下面，通过本发明的优选实施例对本发明进行详细说明。

(实施例)

在准备如下表1组成的钢坯之后(当应用轻压下时，在连铸的固相率为60％的时点时进行轻压下，其中，压下量为5mm，即，以2％的压下量进行操作)，在加热炉中以1200℃的再加热温度加热一个小时，接着对再加热的钢坯进行热轧，制造出热轧板之后进行收卷。其中，在Ar3以上的880～900℃的温度范围下终止热轧，并将收卷温度设为680℃。并且，对热轧的钢板进行酸洗之后，以50％的冷轧压下率进行冷轧。

以如表2所示的条件对冷轧的所述钢板进行了连续退火，之后将连续退火的钢板第一次冷却至650℃的温度，接着，以如表2所示的条件进行第二次冷却，制造出最终冷轧钢板。

一方面，为了制造热浸镀锌钢板，以如表4所示的条件对冷轧的所述钢板进行连续退火之后，将连续退火的钢板第一次冷却至650℃的温度，接着，第二次冷却至600℃以下的温度范围。之后，将冷却的所述钢板浸渍在保持预定温度的镀锌锅中，并在其表面上制造了具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板。之后，在500℃的温度范围下，对部分所述热浸镀锌钢板进行合金化热处理，制造出合金化热浸镀锌钢板。并且，以0.7％的平整轧制率，对经退火操作的钢材进行了最终平整轧制。

下表1中的18号和24号钢材仅用在热浸镀锌钢板的制造，26-34号钢材仅用在冷轧钢板的制造。余下的钢材则同时用在冷轧钢板和热浸镀锌钢板的制造。并且，下表2-3涉及冷轧钢板。并且，下表4-5中的编号1-3和16-19涉及热浸镀锌钢板(GI)，余下的钢板则涉及合金化热浸镀锌钢板(GA)。

并且，下表2-3中示出如上制造的最终冷轧钢板的机械特性和相变相的分率，下表4-5中示出如上制造的热浸镀覆钢板的机械特性和相变相的分率等。

并且，利用连续退火冷轧钢板制作JIS5号抗张试片并测定材质。并且，在下表2和表4中，将试片加工成V形弯曲(bending)之后，从0到5改变bending部内侧的半径(R，radius)并观察是否发生裂纹，将未发生裂纹的最终radius表示为该钢材的弯曲加工性R值，并将其按厚度分开表示。并且，应用日本JSF T1001-1996标准对扩孔性(HER，Hole Expansion Ratio)进行了评价。并且，利用SEM电子显微镜测定下表3和表5中示出的相变相的相分率之后，利用图像分析仪(Image analyzer)设备进行了测定。

[表1]

*表1中的S*表示Si/(Si+Mn)

[表2]

*表2中，SS表示连续退火温度、RCS表示第二次冷却终止温度、并且，△YS和△TS分别表示轧制直角方向和轧制方向的屈服强度和抗张强度差。

[表3]

[表4]

*表4中，SS表示连续退火温度，并且，△YS和△TS分别表示轧制直角方向和轧制方向的屈服强度和抗张强度差。

[表5]

在表1-5中，如表2和表4中的材质特性所示，可以知晓，利用本发明的制造工艺制造的满足本发明的成分范围的冷轧钢板[发明例1～16,26～34]至热浸镀锌钢板[发明例1-16]满足0.75以下的屈服比、13％以上的延伸率(980DP钢)、18％以上的延伸率(780DP钢)。并且，轧制直角方向和轧制方向的屈服强度差为35MPa以下，抗张强度差为25MPa以下，满足本发明中提出的50Mpa以下的条件。并且，弯曲加工性和扩孔性的结果也完美地满足了本发明中所要求的0.5以下的弯曲加工性(R/t)、30％以上的扩孔性的条件。这种材质特性与本发明中提出的相变相的分率控制以及马氏体内的Mn带的面积分数有着密切的关系。即，如所述表3和表5所示，可以知晓，满足本发明的成分范围和制造方法的冷轧钢板的发明例(1～16和26-34)和热浸镀锌钢板的发明例(1-16)的Mn带的分率在冷轧钢板、热浸镀覆钢板中占整个马氏体分率的3％以下，满足本发明中提出的5％以下。

但是，即使钢的组成成分满足本发明的范围，在制造工艺中的连铸时，未应用轻压下的钢材的比较例1-1、2-1、4-1、9-1、11-1和34-1钢材的Mn带的分率均超过了5％。

图4和图5是示出连铸980Mpa级钢材和780Mpa级钢材时，基于有无应用轻压下的退火板的微细组织的图。如图4-5所示，可以看出，在未应用轻压下的轧制方向上明显存在Mn带，这种Mn带导致轧制直角方向和轧制方向的材质差。

一方面，比较例17是Si含量低于本发明的范围的情况，由于形成铁素体的Si元素的含量减少，延伸率相对低，并且，由于低Si含量，增加了Mn带的分率。由此，各方向强度差脱离了本发明中提出的50Mpa以下。

并且，比较例18和24是Si含量高于本发明的范围的情况，Si/(Si+Mn)的比值标准也没有满足本发明的标准。添加大量的Si会增加退火板的铁素体分率，从而增加延展性。但是，添加过多的Si会增加铁素体和相变相的相之间强度差，从而劣化弯曲加工性和扩孔性，并引发热浸镀覆钢板的未镀覆性。并且，如图3所述，Si/(Si+Mn)的比值超过0.5，因此，加剧热轧板的内部氧化。

并且，比较例19-20和24是C、Mn或Cr、Mo的含量超过本发明的成分范围的情况。这种元素是强化钢的元素，并起到增加退火板的相变相的分率的作用。当添加过多的合金元素时，即使在连铸时进行轻压下，也无法去除Mn带，从而没有满足本发明中提出的5％以下的条件。

并且，比较例22-23是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情况。如比较例22所示，当退火温度非常低时，由于再结晶未充分，延展性劣化，并且，各方向材质差也较大。一方面，针对退火温度为890℃而非常高的比较例23的情况，由于退火时生成过多的奥氏体导致的碳浓度的降低，冷却时增加贝氏体的分率，无法满足本发明中提出的贝氏体10％以下。并且，由此，增加了屈服强度和屈服比。

以上参照实施例进行了说明，但是，本发明所属技术领域的普通技术人员能够理解在不脱离记载在所述权利要求中的本发明的思想和领域的范围内，可以对本发明进行多种修改和变更。