扩孔性优异的高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种适合于汽车用材料的钢，具体地涉及一种扩孔性优异的高强度钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，在汽车产业领域中，由于各种环境管制和能源使用管制，为了提高燃油效率或耐久性，需要使用高强度钢。

特别地，随着汽车的冲击稳定性管制的扩大，作为用于提高车身的耐冲击性的骨架件(member)、座椅导轨(seat rail)、柱(pillar)等结构部件的材料应用强度优异的高强度钢。

这种汽车部件根据稳定性和设计而具有复杂的形状，并且主要使用冲压模具来成型并制造，因此需要高强度和高水平的成型性。

随着钢的强度增加，具有有利于吸收冲击能量的特征，但通常随着强度增加，伸长率会减少，因此存在成型加工性降低的问题。此外，在屈服强度过高的情况下，成型时由于模型中的材料的引入会减少，因此存在成型性变差的问题。

此外，汽车部件在加工孔后扩张的成型部位较多，因此需要扩孔性(HoleExpandability)以顺利成型，但高强度钢的扩孔性低，在成型过程中存在产生裂纹(crack)等缺陷的问题。如上所述，如果扩孔性差，则汽车碰撞时孔成型部产生裂纹，导致部件容易被破坏，因此乘客的安全可能会受到威胁。

另外，代表性的用作汽车用材料的高强度钢包括双相钢(Dual Phase Steel，DP钢)、相变诱导塑性钢(Transformation Induced Plasticity Steel，TRIP钢)、复相钢(Complex Phase Steel，CP钢)、铁素体-贝氏体钢(Ferrite Bainite steel，FB钢)等。

作为超高张力钢的DP钢具有约0.5至0.6水平的低屈强比，因此易于加工，具有仅次于TRIP钢的高伸长率的优点。因此，主要应用于外门、座椅导轨、安全带、悬架、臂、轮盘等。

TRIP钢具有0.57至0.67范围的屈强比，从而具有成型性(高延展性)优异的特征，因此适于骨架件、车顶、安全带、保险杠等需要高成型性的部件。

CP钢具有低屈强比、高伸长率和弯曲加工性，因此应用于侧板、车身底部加强件等，并且FB钢具有优异的扩孔性，因此主要应用于悬架下臂或轮盘等。

其中，DP钢主要由延展性优异的铁素体和强度高的硬质相(马氏体相和贝氏体相)组成，并且可能会存在微量的残余奥氏体。这种DP钢的屈服强度低且拉伸强度高，从而具有低屈强比(Yield Ratio，YR)、高加工硬化率、高延展性、连续屈服行为、常温抗时效性、烘烤硬化性等优异的特性。此外，当控制组织中的贝氏体相的分数和形态(形状)时，可以制造成扩孔性高的高强度钢。

但是，为了确保拉伸强度为980MPa以上的超高强度，需要增加有利于提高强度的如马氏体相的硬质相(hard phase)的分数，在这种情况下，屈服强度上升，因此存在冲压成型中产生裂纹(crack)等缺陷的问题。

通常，汽车用DP钢是通过炼钢和连铸工艺制作板坯后，对该板坯进行[加热-粗轧-热精轧]以获得热轧卷材后经过退火工艺来制造最终产品。

其中，退火工艺主要是制造冷轧钢板时进行的工艺，冷轧钢板如下制造：通过对热轧卷材进行酸洗以去除表面氧化皮(scale)，并在常温下以规定的压下率进行冷轧，然后经过退火工艺和根据需要进行的进一步地平整轧制工艺来制造。

就经冷轧而获得的冷轧钢板(冷轧材料)而言，其本身是非常硬化的状态，不适合制作需要加工性的部件，因此可以通过作为后续工艺的在连续退火炉内的热处理进行软化来提高加工性。

作为一个实例，退火工艺是在加热炉内将钢板(冷轧材料)加热至约650-850℃后保持一定时间，从而可以通过再结晶和相变现象来降低硬度并改善加工性。

就未经退火工艺的钢板而言，其硬度特别是表面硬度高且加工性不足，但进行退火工艺的钢板具有再结晶组织，从而硬度、屈服点、抗拉强度降低，因此可以有助于提高加工性。

作为降低DP钢的屈服强度的代表性的方法，在连续退火时的加热工艺中，通过使铁素体完全再结晶来制成等轴晶体形式，以使后续工艺中形成和生长奥氏体时成为等轴晶体形式，因此有利于形成颗粒尺寸小且均匀的奥氏体相。

如图1所示，连续退火工艺是经过退火炉内的[加热带-均热带-缓冷带-急冷带-过时效带]来进行，此时，在加热带中通过充分的再结晶来形成微细铁素体相，之后，在均热带中由微细铁素体相形成细小且均匀的奥氏体相，然后在冷却过程中由奥氏体形成微细的贝氏体相和马氏体相的同时使铁素体相再结晶。

另外，作为用于提高高强度钢的加工性的现有技术，专利文献1提出了一种根据组织微细化的方法，具体地，公开了一种使粒径为1-100nm的微细析出铜颗粒分散在以马氏体相为主体的复相钢板的组织内部的方法。然而，该技术需要添加2-5％的Cu以获得良好的微细析出相颗粒，因此可能会发生由大量的Cu引起的红热脆性，并且存在制造成本过度增加的问题。

专利文献2公开了一种高强度钢板，所述钢板以铁素体为基体组织，并具有包含2-10面积％的珠光体(pearlite)的组织，并且通过添加碳·氮化物形成元素(例如，Ti等)来实现析出强化和晶粒微细化。在该技术的情况下，虽然具有相对于低制造成本可以容易实现高强度的优点，但由于微细析出导致再结晶温度急剧上升，因此为了确保充分的再结晶引起的高延展性，可知在连续退火时需要以相当高的温度进行加热。此外，通过在铁素体基体上析出碳·氮化物来强化钢的现有的析出强化钢，在获得600MPa以上的高强度的方面存在局限性。

专利文献3公开了如下技术：将含有0.18％以上的碳的钢材进行连续退火并水冷至常温，然后以120-300℃的温度进行过时效处理1-15分钟，以确保体积率为80-97％的马氏体。这种技术虽然有利于提高屈服强度，但水冷时由于钢板的宽度方向和长度方向的温度偏差导致卷材的形状质量变差，因此存在辊轧成形等加工时根据部位的材质缺陷、操作性降低等问题。

鉴于上述现有技术，为了提高高强度钢的扩孔性等成型性，需要开发一种可以降低屈服强度但提高延展性的方法。

(专利文献1)日本公开专利公报第2005-264176号

(专利文献2)韩国公开专利公报第2015-0073844号

(专利文献3)日本公开专利公报第1992-289120号

发明内容

要解决的技术问题

本发明的一个方面提供一种作为适合用于汽车结构部件等的材料的具有低屈强比和高强度，并通过提高延展性，从而扩孔性等成型性优异的高强度钢板及其制造方法。

本发明的技术问题不限定于上述内容。本发明的技术问题可以从本说明书的整体内容理解，本发明所述技术领域的技术人员可以容易地理解本发明的附加技术问题。

技术方案

本发明的一个方面提供一种扩孔性优异的高强度钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.05-0.15％、硅(Si)：0.5％以下、锰(Mn)：2.0-3.0％、钛(Ti)：0.1％以下(0％除外)、铌(Nb)：0.1％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.5％以下(0％除外)、磷(P)：0.1％以下、硫(S)：0.01％以下、余量的Fe及不可避免的杂质，

微细组织由面积分数为35-60％的铁素体、40-50％的贝氏体、余量的马氏体及残余奥氏体组成，并且所述贝氏体相的平均纵横比(长径:短径)为1.5至2.3:1。

本发明的另一个方面提供一种制造扩孔性优异的高强度钢板的方法，其特征在于，包括以下步骤：将具有上述合金组成的钢坯进行加热；以Ar3以上至1000℃以下的出口侧温度将加热的所述钢坯进行热精轧，从而制造热轧钢板；在400-700℃的温度范围内，将所述热轧钢板进行收卷；所述收卷后冷却至常温；所述冷却后以40-70％的压下率进行冷轧，从而制造冷轧钢板；将所述冷轧钢板进行连续退火；所述连续退火后进行一次冷却，冷却至650-700℃的温度范围；以及所述一次冷却后进行二次冷却，冷却至300-580℃的温度范围，

所述连续退火步骤在设有加热带、均热带和冷却带的设备中进行，并且所述加热带的终止温度比所述均热带的终止温度高10℃以上。

有益效果

根据本发明，可以提供一种即使具有高强度也具有优异的扩孔性，从而成型性得到提高的钢板。

如上所述，成型性得到提高的本发明的钢板在冲压成型时可以防止裂纹或褶皱等加工缺陷，因此具有适合应用于需要加工成复杂形状的结构用等的部件的效果。进而，还有效地制造耐碰撞性提高的材料，使得使用这种部件的汽车不可避免地发生碰撞时，避免容易形成裂纹等缺陷。

附图说明

图1是常规的连续退火工艺(CAL)的热处理的示意图。

图2是根据本发明的一个方面的连续退火工艺(CAL)的热处理示意图，并且与图1的图表(灰色线)一同示出。

图3示出根据本发明的一个实施方案的发明例的微细组织照片。

图4示出根据本发明的一个实施方案的比较例的微细组织照片。

图5示出本发明的一个实施方案的贝氏体晶粒的纵横比的示意图。

最佳实施方式

本发明的发明人为了开发具有可以适合用于汽车用材料中需要加工成复杂形状的部件等的水平的成型性的材料而进行了深入的研究。

特别地，本发明人确认到可以通过诱导对钢的延展性产生影响的软质相的充分的再结晶，并通过控制有利于确保强度的硬质相的微细化和晶粒的形状来实现目标，从而完成了本发明。

以下，对本发明进行详细的说明。

以重量％计，根据本发明的一个方面的扩孔性优异的高强度钢板可以包含：碳(C)：0.05-0.15％、硅(Si)：0.5％以下、锰(Mn)：2.0-3.0％、钛(Ti)：0.1％以下(0％除外)、铌(Nb)：0.1％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.5％以下(0％除外)、磷(P)：0.1％以下、硫(S)：0.01％以下。

以下，对如上所述限制本发明中所提供的钢板的合金组成的理由进行详细的说明。

另外，除非另有特别说明，否则本发明中的各元素的含量是以重量为基准，并且组织的比例是以面积为基准。

碳(C)：0.05-0.15％

碳(C)是为了固溶强化而添加的重要的元素，这种C与析出元素结合而形成微细析出物，因此有助于提高钢的强度。

当C的含量超过0.15％时，淬透性增加，并且由于制造钢时在冷却过程中形成马氏体，因此强度过度增加，另外存在引起伸长率的降低的问题。此外，由于焊接性差，具有加工成部件时产生焊接缺陷的可能性。另外，当所述C的含量小于0.05％时，难以确保目标水平的强度。

因此，所述C的含量可以为0.05-0.15％。所述C的含量更优选可以为0.06％以上，并且可以为0.13％以下。

硅(Si)：0.5％以下

硅(Si)是铁素体稳定化元素，通过促进铁素体相变，有利于确保目标水平的铁素体分数。此外，由于固溶强化能力优异，因此对提高铁素体的强度方面有效，并且是不降低钢的延展性的同时有用地确保强度的元素。

当这种Si的含量超过0.5％时，固溶强化效果过度，反而会降低延展性，并且引发表面氧化皮缺陷，从而对镀覆表面质量产生不良影响。此外，存在阻碍化学处理性的问题。

因此，所述Si的含量可以为0.5％以下，并且0％可以除外。所述Si的含量更优选可以为0.1％以上。

锰(Mn)：2.0-3.0％

锰(Mn)是使钢中的硫(S)析出为MnS，从而防止FeS的形成所导致的热脆性，并且有利于钢的固溶强化的元素。

当这种Mn的含量小于2.0％时，不仅无法获得上述的效果，而且难以确保目标水平的强度。另一方面，当Mn的含量超过3.0％时，发生焊接性和热轧性等问题的可能性高，并且由于淬透性的增加而更容易形成马氏体，因此可能会降低延展性。此外，组织内形成过多的Mn带(Band)(Mn氧化物带)，因此存在发生如加工裂纹的缺陷的风险变高的问题。并且，退火时表面溶出Mn氧化物，因此存在大幅阻碍镀覆性的问题。

因此，所述Mn的含量可以为2.0-3.0％，更优选可以为2.2-2.8％。

钛(Ti)：0.1％以下(0％除外)

钛(Ti)是形成微细碳化物的元素，有助于确保屈服强度和拉伸强度。此外，Ti是使钢中的N析出为TiN，从而具有抑制钢中不可避免地存在的Al引起的AlN的形成的效果，因此具有连续铸造时降低产生裂纹的可能性的效果。

当这种Ti的含量超过0.1％时，析出粗大的碳化物，并且由于钢中的碳含量的减少，具有强度和伸长率减少的可能性。此外，具有连续铸造时引发喷嘴堵塞的可能性，并且存在制造成本增加的问题。

因此，所述Ti的含量可以为0.1％以下，并且0％除外。

铌(Nb)：0.1％以下(0％除外)

铌(Nb)是在奥氏体晶界偏析而在退火热处理时抑制奥氏体晶粒的粗大化，并形成微细的碳化物，从而有助于提高强度的元素。

当这种Nb的含量超过0.1％时，析出粗大的碳化物，由于钢中的碳含量的减少，强度和伸长率可能会差，并且存在制造成本增加的问题。因此，所述Nb的含量可以为0.1％以下，并且0％除外。

铬(Cr)：1.5％以下(0％除外)

铬(Cr)是容易形成贝氏体相的元素，并且是在退火热处理时抑制马氏体相的形成的同时，形成微细的碳化物，从而有助于提高强度的元素。

当这种Cr的含量超过1.5％时，形成过多的贝氏体相，伸长率会减少，当晶界上形成碳化物时，可能会导致强度和伸长率变差。此外，存在制造成本增加的问题。

因此，所述Cr的含量可以为1.5％以下，并且0％除外。

磷(P)：0.1％以下

磷(P)是固溶强化效果最大的置换型元素，并且是改善面内各向异性且不会大幅降低成型性的同时有利于确保强度的元素。但是，当添加过多的这种P时，产生脆性破坏的可能性大幅增加，导致热轧过程中产生板坯的板断裂的可能性增加，并且存在阻碍镀覆表面特性的问题。

因此，本发明中可以将所述P的含量控制在0.1％以下，考虑到不可避免地被添加的水平，0％可以除外。

硫(S)：0.01％以下

硫(S)是钢中的杂质元素，并且是不可避免地添加的元素，由于阻碍延展性，因此优选将硫的含量尽可能控制为低的含量。特别地，S存在提高产生红热脆性的可能性的问题，因此优选将硫的含量控制在0.01％以下。但考虑到制造过程中不可避免地被添加的水平，0％可以除外。

本发明的其余成分为铁(Fe)。但是，可能会在常规的制造过程中不可避免地从原料或周围环境混入并不期望的杂质，因此不能排除该杂志。这些杂质对于常规的制造过程的技术人员而言是众所周知的，因此本说明书中对其所有内容不作特别说明。

具有上述合金组成的本发明的钢板作为微细组织可以由铁素体和作为硬质相的贝氏体相和马氏体相组成。

具体地，本发明的钢板可以包含面积分数为35-60％的铁素体相，并包含40-50％的贝氏体相。除此之外的余量可以包含马氏体相和微量的残余奥氏体相。

当所述贝氏体相的分数过高时，相对软质相的分数变低，从而无法确保目标水平的成型性，另一方面，当所述贝氏体相的分数小于40％时，可能会导致扩孔性变差。

另外，就所述残余奥氏体相而言，该分数不超过3％是有利的，即使分数为0％，在确保所期望的物理性能方面也没有问题。

本发明的钢板以上述分数范围包含贝氏体相，并通过控制所述贝氏体相的形状，可以更有利地确保所期望的成型性。

具体地，所述贝氏体相的平均纵横比(长径:短径)优选为1.5至2.3:1。

当所述贝氏体的平均纵横比超过2.3时，存在局部的变形和应力集中在轧制方向上分布的贝氏体而导致延展性变差的问题。虽然不需要特别限制贝氏体相的平均纵横比的下限，但考虑到加工引起的贝氏体相的形状，可以将所述平均纵横比的下限设定为1.5以上。

在本发明中，纵横比是指相对于轧制方向的晶体粒度的纵向(长径)与横向(短径)之比(长径:短径)，例如，如图5所示。图5的(a)是示出纵横比为约1:1左右的贝氏体的晶体粒度的示意图，图5的(b)是示出具有本发明所限制的水平的纵横比的贝氏体的晶体粒度的示意图。此外，在本发明中，纵横比值是指贝氏体晶粒的平均纵横比值。

另外，虽然对组成所述硬质相的相中的马氏体相的分数不作具体的限定，但为了确保拉伸强度为980MPa以上的超高强度，在总组织分数中，可以包含最大15面积％的马氏体相，优选可以包含15面积％以下(0％除外)的马氏体相。

具有上述微细组织的本发明的钢板的拉伸强度为980MPa以上，屈服强度为680MPa以下，伸长率(总伸长率)为13％以上，屈强比为0.7以下，因此可以具有高强度、高延展性和低屈强比的特性。

并且，所述钢板具有30％以上的扩孔率(HER)，因此还可以具有扩孔性优异的效果。

以下，对根据本发明的另一个方面的制造扩孔性优异的高强度钢板的方法进行详细的说明。

简而言之，本发明可以经过[钢坯加热-热轧-收卷-冷轧-连续退火]的工艺制造所期望的钢板，下面对各个工艺进行详细的说明。

[钢坯的加热]

首先，可以准备满足上述合金组成的钢坯，然后对其进行加热。

本工艺是为了顺利进行后续的热轧工艺，并且充分获得所期望的钢板的物理性能而进行。在本发明中，对这种加热工艺的条件不作特别限制，只要是通常的条件即可。作为一个实例，可以在1100-1300℃的温度范围内进行加热工艺。

[热轧]

可以将如上所述加热的钢坯进行热轧以制造热轧钢板，此时，可以以Ar3以上至1000℃以下的出口侧温度进行热精轧。

当所述热精轧时的出口侧温度低于Ar3时，热变形阻力急剧增加，并且热轧卷材的上(top)部、下(tail)部和边缘(edge)部成为单相区，因此面内各向异性增加，从而具有成型性变差的可能性。另外，当所述热精轧时的出口侧温度超过1000℃时，轧制负荷相对减少而有利于生产性，但具有产生厚的氧化皮的可能性。

更具体地，所述热精轧可以在760-940℃的温度范围内进行。

[收卷]

可以将如上所述制造的热轧钢板收卷成卷材形状。

所述收卷可以在400-700℃的温度范围内进行。当收卷温度低于400℃时，由于形成过多的马氏体或贝氏体，引起热轧钢板的强度的过度增加，因此在之后的冷轧时可能发生负荷引起的形状缺陷等问题。另一方面，当收卷温度超过700℃时，由于表面氧化皮的增加，存在酸洗性变差的问题。

[冷却]

优选地，将收卷的所述热轧钢板以0.1℃/秒(s)以下(0℃/秒除外)的平均冷却速度冷却至常温。此时，收卷的所述热轧钢板可以经过输送、放置等过程后进行冷却，冷却之前的工艺并不限定于此。

如上所述，通过以规定的速度对收卷的热轧钢板进行冷却，可以获得微细地分散有作为奥氏体的成核位点(site)的碳化物的热轧钢板。

[冷轧]

可以将如上所述收卷的热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板。

此时，所述冷轧可以以40-70％的冷轧压下率进行。当所述冷轧压下率小于40％时，再结晶驱动力减弱，在获得良好的再结晶晶粒方面存在困难，另一方面，当所述冷轧压下率超过70％时，在钢板的边缘部产生裂纹的可能性高，并且具有轧制负荷急剧增加的可能性。

本发明可以在所述冷轧前对热轧钢板进行酸洗处理，并且所述酸洗处理工艺可以通过常规方法来进行。

[连续退火]

优选地，将如上所述制造的冷轧钢板进行连续退火处理。作为一个实例，所述连续退火处理可以在连续退火炉(CAL)中进行。

通常，连续退火炉(CAL)可以由[加热带-均热带-冷却带(缓冷带和急冷带)-过时效带]构成，并且经过如下工艺：将冷轧钢板装入如上所述的连续退火炉中，然后在加热带中加热至特定温度，在达到目标温度后在均热带中保持规定时间。

在本发明中，为了获得作为最终微细组织的再结晶铁素体以及微细的贝氏体相和马氏体相，期望建立一种连续退火时在由[加热带-均热带]组成的加热区间可以向钢板施加充分的热输入的方法。

具体而言，常规的连续退火工艺是将加热带的最终温度和均热带的温度控制为相同的温度，然而本发明具有独立地控制加热带的温度和均热带的温度的特征。

即，在常规的连续退火工艺中，将均热带的起始温度和终止温度控制为相同的温度，这意味着加热带的终止温度和均热带的起始温度是相同的。

与此不同，本发明通过将加热带的温度控制为高于均热带的温度，可以进一步促进在加热区间的铁素体的再结晶，由此诱导微细的铁素体的形成，因此在铁素体晶界形成的奥氏体也可以形成得微细且均匀。

优选地，本发明将所述加热带的终止温度控制为比所述均热带的终止温度高10℃以上，更优选可以满足以下关系式。

[关系式]

10≤加热带的终止温度-均热带的终止温度(℃)≤40

即，本发明通过将加热带的终止温度控制为高于均热带的终止温度，但当其温差低于10℃时，铁素体的再结晶延迟，因此难以获得微细且均匀的奥氏体相，另一方面，当其温差超过40℃时，由于过度的温差，无法充分地进行后续的冷却工艺，因此具有在最终组织中形成粗大的贝氏体相或粗大的马氏体相的可能性。

在本发明中，所述加热带的终止温度可以为790-830℃，当所述加热带的终止温度低于790℃时，无法施加用于再结晶的充分的热输入，另一方面，当所述加热带的终止温度超过830℃时，生产性降低，并且形成过多的奥氏体相，从而后续冷却后硬质相的分数大大增加，因此具有钢的延展性变差的可能性。

此外，所述均热带的终止温度可以为760-790℃，当所述均热带的终止温度低于760℃时，在加热带的终止温度下需要过多的冷却，因此不利于经济，并且用于再结晶的热量可能会不充分。另一方面，当所述均热带的终止温度超过790℃时，奥氏体的分数过大，在冷却过程中硬质相的分数超过，因此具有成型性降低的可能性。

另外，在本发明中，所述加热带的终止温度和均热带的终止温度之间的温差可以通过从完成加热带工艺的时间点至完成均热带工艺的时间点关闭加热手段的方式来实现，作为一个实例，可以在该区间进行炉冷处理。但是，并不限定于此。

[分段冷却]

通过将如上所述经过连续退火处理的冷轧钢板进行冷却来形成所期望的组织，此时，优选通过分段(stepwise)进行冷却。

在本发明中，所述分段冷却可以由一次冷却-二次冷却组成，具体地，所述连续退火后可以以1-10℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，冷却至650-700℃的温度范围，然后可以以5-50℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，冷却至300-580℃的温度范围。

此时，与二次冷却相比，一次冷却进行得更慢，从而可以抑制作为后续的相对急冷区间的二次冷却时的因急剧的温度下降引起的板形状缺陷。

当所述一次冷却时的终止温度低于650℃时，由于过低的温度，碳的扩散活动度低，铁素体内的碳浓度增加，另一方面，由于奥氏体内的碳浓度变低，硬质相的分数过大，从而屈强比增加，由此加工时产生裂纹的倾向增加。此外，由于均热带和缓冷带的冷却速度过快，发生板的形状变得不均匀的问题。

当所述终止温度超过700℃时，存在后续冷却(二次冷却)时需要过快的冷却速度的缺点。此外，当所述一次冷却时的平均冷却速度超过10℃/秒时，可能无法充分的进行碳的扩散。另外，考虑到生产性，可以以1℃/秒以上的平均冷却速度进行一次冷却工艺。

如上所述，在完成一次冷却后，可以以一定以上的冷却速度进行急冷(二次冷却)。此时，当二次冷却终止温度低于300℃时，在钢板的宽度方向和长度方向上产生冷却偏差，具有板形状变差的可能性，另一方面，当所述二次冷却终止温度超过580℃时，无法充分地确保硬质相，从而强度可能会降低。此外，当所述二次冷却时的平均冷却速度小于5℃/秒时，具有硬质相的分数过高的可能性，另一方面，当所述二次冷却时的平均冷却速度超过50℃/秒时，具有硬质相反而不充分的可能性。

另外，根据需要，在完成所述分段冷却后，可以进行过时效处理。

所述过时效处理是在所述二次冷却终止温度后保持一定时间的工艺，沿着卷材的宽度方向和长度方向进行均匀的热处理，从而具有提高形状质量的效果。为此，所述过时效处理可以进行200-800秒。

所述过时效处理可以在所述二次冷却终止之后进行，因此所述过时效处理的温度可以与所述二次冷却终止温度相同，或者所述过时效处理可以在所述二次冷却终止温度范围内进行。

如上所述制造的本发明的高强度钢板作为微细组织由硬质相和软质相组成，特别是通过优化的退火工艺，使铁素体的再结晶极大化，从而可以具有在最终再结晶的铁素体基体上均匀地分布有作为硬质相的贝氏体相和马氏体相的组织。

因此，本发明的钢板即使具有拉伸强度为980MPa以上的高强度，通过确保低屈强比和高延展性，可以确保优异的扩孔性和成型性。

以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。然而，这些实施例的记载仅仅是用于例示本发明的实施，本发明并不受限于这些实施例的记载。这是因为本发明的权利范围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。

具体实施方式

(实施例)

制造具有下表1中示出的合金组成的钢坯，然后在1200℃下将各个钢坯加热1小时，然后在880-920℃的精轧温度下进行热精轧以制造热轧钢板。之后，在650℃下将各个热轧钢板进行收卷后以0.1℃/秒的冷却速度冷却至常温。之后，以50％的压下率将收卷的热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板。以下表2中示出的温度条件，对所述各个冷轧钢板进行连续退火，然后进行分段冷却(一次冷却-二次冷却)，然后在360℃下进行过时效处理520秒，从而制造最终钢板。

此时，分段冷却时的一次冷却是以3℃/秒的平均冷却速度进行，二次冷却是以20℃/秒的平均冷却速度进行。

观察如上所述制造的各个钢板的微细组织，并评价机械特性和镀覆特性，然后将其结果示于下表3中。

此时，对各个试片的拉伸试验是通过在与轧制方向垂直的方向上采集JIS 5号尺寸的拉伸试片后以0.01/秒的应变速率(strain rate)进行拉伸试验。

另外，扩孔性(扩孔率(Hole Expanding Ratio)，HER)是测量在将冲孔或截面部进行扩张和拉伸的加工过程中受到超过钢板的均匀伸长率的较大应变时可承受的极限应变能力的试验。可以在测量扩孔过程中产生裂纹的时间点的直径值(df)后计算HER值(参照下式)，其根据ISO 16630标准方法进行。

HER＝(Df-Do)/Do×100(％)

(Do：初始冲孔直径(initial punched hole diameter)，Df：断裂后的内孔直径(inner hole diameter after fracture))

而且，组织相(phase)中的贝氏体是用硝酸酒精溶液(nital)浸蚀后通过5000倍率的SEM来观察。此时，从观察到的贝氏体相的晶粒形状中，将伸长的方向视为纵向，测量贝氏体颗粒的纵横比(长径:短径)，并测量其分数。

对其它相(phase)等也是用硝酸酒精溶液浸蚀后利用SEM和图像分析仪(Imageanalyzer)分别测量各个分数。

[表1]

[表2]

[表3]

如所述表1至表3所示，可以确认在钢的合金组成和制造条件、特别是连续退火工艺满足本发明中提出的条件的发明例1至发明例9中，形成了所期望的微细组织，因此具有高强度的同时具有优异的伸长率，从而具有优异的扩孔性，由此可见，可以确保目标水平的成型性。

另一方面，在制造钢板的工艺中的连续退火工艺中应用与现有的连续退火工艺相同的加热带的终止温度和均热带的终止温度的比较例1至比较例6中，贝氏体相过度伸长，显示出纵横比(长径:短径)超过2.3:1，并且不满足本发明中所期望的物理性能。其中，在退火温度相对低的比较例1至比较例2和比较例4至比较例5中，伸长率低，并且扩孔性差，在除此之外的比较例3和比较例6中，屈服强度超过了目标水平。

另外，在制造钢板的工艺中的连续退火时的均热带的终止温度与加热带的终止温度相比过高的比较例7中，贝氏体相形成为超过50面积％，虽然有利于确保强度，但扩孔性差。

图3示出发明例4的微细组织照片，图4示出比较例6的微细组织照片。

在发明例4中，可以确认在具有相对充分的分数的再结晶铁素体基体中形成了微细的贝氏体相和一定分数的马氏体相。

另一方面，在比较例6中，可以确认由于铁素体在轧制方向上伸长，贝氏体形成为相同的形状，并且由于贝氏体分数增加，导致屈服强度和屈强比高，因此成型性差。