延展性優異的高強度冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法與流程
本發明涉及一種用于建筑材料、汽車、火車等運輸工具的高強度鋼板，更具體地，涉及一種延展性優異的高強度冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術：
為了通過減小鋼板的厚度來實現用于建筑材料、汽車、火車等交通工具的結構件的輕量化，正在廣泛進行旨在提高現有鋼材強度的努力。然而，發現提高現有鋼板的強度時延展性相對降低。
因此，廣泛地進行了改善強度與延展性之間的關系的研究，結果，開發出了利用低溫組織的馬氏體、貝氏體以及殘余奧氏體相的組織轉變鋼并被應用。
組織轉變鋼分為所謂的雙相(dp，dualphase)鋼、相變誘導塑性(trip，transformationinducedplasticity)鋼、復相(cp，complexphase)鋼等，這些鋼根據母相和第二相的種類和分率，具有不同的機械性質，即拉伸強度和延伸率的水平不同，尤其，含有殘余奧氏體的trip鋼具有最高的拉伸強度和延伸率的平衡值(ts×ei)。
在如上所述的組織轉變剛中，cp鋼相比其他類型的鋼，具有低延伸率，因此只能用于輥壓成型等簡單加工，具有高延展性的dp鋼和trip鋼用于冷壓成型等。
除了上述的組織轉變鋼以外，還有鋼中添加大量的碳(c)和錳(mn)而鋼的微細組織由單相奧氏體形成的孿生誘導塑性(twip)鋼(專利文獻1)，所述twip鋼的拉伸強度和延伸率的平衡值(ts×ei)為50,000mpa％以上，顯示出非常優異的材質特性。
然而，為了制造所述twip鋼，當c的含量為0.4重量％時，要求mn含量為約25重量％以上，當c的含量為0.6重量％時，要求mn的含量為約20重量％以上，若不滿足上述條件，則不能穩定地確保在母相中引起孿晶(twinning)現象的奧氏體相，形成大大降低加工性的具有hcp結構的ε馬氏體(ε)和具有bct結構的馬氏體(α')，因此需要添加大量的奧氏體穩定化元素，使奧氏體在常溫下處于穩定狀態。如上所述，添加大量的合金成分的twip鋼，因合金成分引起的問題，難以進行鑄造、軋制等工藝，而且在經濟上會增加制造成本。
因此，近年來，開發了一種所謂的第三代鋼或超高強度鋼(x-ahss，extraadvancedhighstrengthsteel)，所述鋼的延展性高于作為所述組織轉變鋼的dp鋼和trip鋼，低于twip鋼，但是制造成本低，但是到目前為止還沒有取得明顯的成果。
作為一例，在專利文獻2中公開了一種作為主要組織形成殘余奧氏體和馬氏體的方法淬火配分工藝(q&p，quenchingandpartitioningprocess)，根據使用該方法的報告(非專利文獻1)，可以確認當碳的含量低而0.2％的程度時，屈服強度降低到約400mpa，而且最終產品只能獲得與現有trip鋼類似的延伸率。
此外，雖然獲得了通過增加碳和錳的合金量來大幅提高屈服強度的方法，但是在這種情況下，可能出現因過量添加合金成分而導致焊接性降低的問題。
現有技術文獻
(專利文獻1)韓國公開專利公報第1994-0002370號
(專利文獻2)美國公開公報第2006-0011274號
(非專利文獻1)isijinternational，vol.51，2011，p.137-144
技術實現要素：
(一)要解決的技術問題
本發明的一個方面，其目的在于提供一種與現有的twip鋼相比能夠降低合金成本，并且具有更優異的延展性的冷軋鋼板、利用所述冷軋鋼板來制造的熱浸鍍鋅鋼板、合金化熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。
(二)技術方案
本發明的一個方面提供一種延展性優異的高強度冷軋鋼板，包括：按重量％計，碳(c)：0.1～0.3％、硅(si)：0.1～2.0％、鋁(al)：0.005～1.5％、錳(mn)：1.5～3.0％、磷(p)：0.04％以下(0％除外)、硫(s)：0.015％以下(0％除外)、氮(n)：0.02％以下(0％除外)、余量fe以及不可避免的雜質，所述si與al之和(si+al，重量％)滿足1.0％以上，微細組織，按面積分數計，包括：5％以下的多邊形鐵素體，其短軸與長軸之比超過0.4；70％以下的針狀鐵素體，其短軸與長軸之比為0.4以下；25％以下(0％除外)的針狀殘余奧氏體；以及余量馬氏體。
本發明的另一個方面提供一種通過對所述冷軋鋼板進行熱浸鍍鋅處理的熱浸鍍鋅鋼板和通過對所述熱浸鍍鋅鋼板進行合金化熱處理的合金化熱浸鍍鋅鋼板。
本發明的另一個方面提供一種延展性優異的高強度冷軋鋼板的制造方法，其包括以下步驟：在1000～1300℃溫度下對滿足上述組成成分的鋼坯進行再加熱；在800～950℃溫度下對再加熱的所述鋼坯進行熱精軋來制造熱軋鋼板；在750℃以下的溫度下收卷所述熱軋鋼板；對收卷的所述熱軋鋼板進行冷軋來制造冷軋鋼板；第一次退火，在ac3以上的溫度下進行退火并冷卻所述冷軋鋼板；以及第二次退火，在所述第一次退火后，將所述冷軋鋼板加熱并保持在ac1～ac3的溫度，并以20℃/s以上的冷卻速度冷卻至ms～mf，然后再加熱至ms以上并保持1秒以上后進行冷卻。
本發明的另一個方面提供一種熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其除了包括上述的制造方法外還包括熱浸鍍鋅步驟；以及一種合金化熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其除了包括所述熱浸鍍鋅鋼板的制造方法外還包括合金化熱處理步驟。
(三)有益效果
根據本發明，可以提供一種相比現有的dp鋼或trip鋼等高延展性組織轉變鋼以及經過q&p(quenching&partitioning)熱處理的q&p鋼，具有優異的延展性的拉伸強度為780mpa以上的高強度冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板以及合金化熱浸鍍鋅鋼板。
此外，根據本發明的冷軋鋼板具有在建筑構件、汽車鋼板等工業領域中實用性高的優點。
附圖說明
圖1是示出本發明的退火工藝的一個例子的圖(圖1(b)的虛線表示合金化熱浸鍍時的熱歷史記錄)。
圖2是示出根據最終退火之前的微細組織在退火溫度下的保持期間奧氏體轉變速度的差異的圖。
圖3是觀察通過現有的q&p熱處理來制造的冷軋鋼板(比較例6)的微細組織的照片。
圖4是觀察通過本發明制造的冷軋鋼板(發明例12)的微細組織的照片。
最佳實施方式
本發明人對改善通過現有的淬火配分(q&p，quenching&partitioning)熱處理制造的高延展性、高強度鋼的低延展性的方案進行了深入的研究，結果確認，通過控制q&p熱處理前的初始組織，能夠改善最終q&p熱處理后組織的微細化及最終產品的物理性質，并完成了本發明。
下面將對本發明進行詳細的說明。
本發明的一個方面的延展性優異的高強度冷軋鋼板，包括：碳(c)：0.1～0.3％、硅(si)：0.1～2.0％、鋁(al)：0.005～1.5％、錳(mn)：1.5～3.0％、磷(p)：0.04％以下(0％除外)、硫(s)：0.015％以下(0％除外)、氮(n)：0.02％以下(0％除外)、余量fe以及不可避免的雜質，所述si與al之和(si+al，重量％)優選滿足1.0％以上。
以下將詳細說明如上所述限制本發明中提供的冷軋鋼板的合金成分組成的原因。此時，除非另有說明，各成分的含量是指重量％。
c：0.1～0.3％
碳(c)是強化鋼的有效元素，在本發明中為了使殘余奧氏體的穩定化及確保強度而添加的重要元素。為了獲得所述效果，優選添加0.1％以上的c，但是當其含量超過0.3％時，會導致增加鋼坯缺陷的風險，并且顯著降低焊接性。因此，在本發明中，將c的含量優選限制為0.1～0.3％。
si：0.1～2.0％
硅(si)是抑制碳化物在鐵素體內析出，促使鐵素體中含有的碳擴散到奧氏體中，從而有助于殘余奧氏體的穩定化的元素。為了獲得所述效果優選添加0.1％以上的si，但當其含量超過2.0％時，其熱軋和冷軋性顯著劣化，并且因為在鋼表面上形成氧化物，導致鍍覆性降低。因此，在本發明中，將si的含量優選限制為0.1～2.0％。
al：0.005～1.5％
鋁(al)是與鋼中含有的氧結合以起脫氧作用的元素，為此，優選將al含量保持在0.005％以上。另外，al如同所述si，通過抑制鐵素體中的碳化物的生成，有助于殘余奧氏體的穩定化。當所述al的含量超過1.5％時，在鑄造時與保護渣(moldflux)反應，難以制造正常的板坯，并且由于表面上同樣形成氧化物，會降低鍍覆性。因此，在本發明中，將al含量優選限制為0.005～1.5％。
如上所述，si和al都是有助于殘余奧氏體的穩定化的元素，為了有效地實現所述效果，si與al的含量之和(si+al，重量％)優選滿足1.0％以上。
mn：1.5～3.0％
錳(mn)是抑制鐵素體相變的同時對殘余奧氏體的形成和穩定化有效的元素。當所述mn的含量小于1.5％時，發生大量鐵素體相變，難以確保目標強度，另一方面，當mn的含量超過3.0％時，本發明的第二次退火熱處理步驟的相變延遲過長，形成大量的馬氏體，從而難以確保所期望的延展性。因此，在本發明中，將mn的含量優選限制為1.5～3.0％。
p：0.04％以下(0％除外)
磷(p)是能夠獲得固溶強化效果的元素，但當其含量超過0.04％時，焊接性降低，并且發生鋼的脆性(brittleness)的風險增加。因此，在本發明中，將p的含量優選限制為0.04％以下，更優選為0.02％以下。
s：0.015％以下(0％除外)
硫(s)是鋼中不可避免地含有的雜質元素，優選盡量抑制其含量。雖然理論上將s的含量限制為0％比較有利，但是在制造工藝中不可避免地含有，因此重要的是控制好上限，當其含量超過0.015％時，阻礙鋼板的延展性和焊接性的可能性很高。因此，在本發明中，將s的含量優選限制為0.015％以下。
n：0.02％以下(0％除外)
氮(n)是有效地穩定奧氏體的元素，但是當其含量超過0.02％時，發生鋼的脆性的風險增加，并且與al反應而析出過量的aln，導致連鑄的質量降低。因此，在本發明中，將n含量優選限制為0.02％以下。
為了提高強度，除了上述的成分以外，本發明的冷軋鋼板還可以包括ti、nb、v、zr及w中的一種以上。
ti：0.005～0.1％，nb：0.005～0.1％，v：0.005～0.1％，zr：0.005～0.1％以及w：0.005～0.5％中的一種以上。
鈦(ti)、鈮(nb)、釩(v)、鋯(zr)、鎢(w)是對鋼板的析出強化以及晶粒微細化有效的元素，當其含量分別少于0.005％時，難以確保所述效果。但是，當ti、nb、v及zr的含量超過0.1％且w的含量超過0.5％時，所述效果會飽和
此外，本發明的冷軋鋼板還可以包括mo、ni、cu和cr中的一種以上。
mo：1％以下(0％除外)、ni：1％以下(0％除外)、cu：0.5％以下(0％除外)及cr：1％以下(0％除外)中的一種以上。
鉬(mo)、鎳(ni)、銅(cu)和鉻(cr)是有助于殘余奧氏體的穩定化的元素，這些元素與c、si、mn、al等元素復合作用而有助于奧氏體的穩定化。當這些元素中mo、ni和cr的含量超過1.0％且cu的含量超過0.5％時，制造成本過度增加，因此，優選控制其含量不超過所述含量。
此外，添加cu時，在熱軋時可能會引發脆性，因此，更優選的是cu與ni一起添加。
同時，本發明的冷軋鋼板還可以包括sb、ca、bi及b中的一種以上。
sb：0.04％以下(0％除外)、ca：0.01％以下(0％除外)、bi：0.1％以下(0％除外)及b：0.01％以下(0％除外)中的一種以上。
銻(sb)和鉍(bi)是通過阻礙如si和al等的表面氧化元素通過晶界偏析的移動而有效改善鍍覆表面質量的元素，當sb的含量超過0.04％，bi的含量超過0.1％時，所述效果會飽和，因此，優選添加0.04％以下的sb和0.1％以下的bi。
鈣(ca)是通過控制硫化物的形態而有利于提高加工性的元素，當其含量超過0.01％時，所述效果會飽和，因此，優選添加0.01％以下的ca。
硼(b)通過與mn和cr的復合效果提高淬透性，從而有效地抑制軟質鐵素體在高溫下的相變，但是當其含量超過0.01％時，在進行鍍覆時，過量的b可能集中在鋼的表面，導致鍍覆粘附力劣化。因此，優選添加0.01％以下的b。
本發明中其余的成分為鐵(fe)。然而，雜質有可能在一般的鋼鐵制造過程中，從原料或周圍環境無意地被混入進去，因此無法排除。對于一般的鋼鐵制造過程中的技術人員來說是能夠知曉所述雜質，因此在本說明書中沒有特別地提及其全部內容。
優選地，滿足所述成分組成的本發明的冷軋鋼板，作為微細組織，以面積分數計，包含：5％以下的多邊形(polygonal)鐵素體，其短軸與長軸之比超過0.4；70％以下(0％除外)的針狀(accicular)鐵素體，其短軸與長軸之比為0.4以下；25％以下(0％除外)的針狀殘余奧氏體；以及余量馬氏體。
此時，優選地，冷軋鋼板以面積分數計包含：60％以上的所述針狀鐵素體和所述針狀殘余奧氏體的混合物；40％以下的所述馬氏體。如果所述針狀鐵素體與所述針狀殘余奧氏體的分數之和小于60％，則馬氏體的分數相對快速增加，有利于確保鋼的強度，但是無法確保足夠的延展性。
所述針狀鐵素體和所述針狀殘余奧氏體是本發明的主要組織，是有利于確保強度和延展性的組織。在本發明中，在后述的制造工藝中，因熱處理而包含部分馬氏體，因此，所述針狀鐵素體和所述針狀殘余奧氏體的分數為兩相之和為95％以下。
尤其，所述針狀殘余奧氏體是有利地確保強度和延展性的平衡的必不可少的組織，當其分數過大而超過25％時，隨著碳分散和擴散，殘余奧氏體不能充分穩定。因此，在本發明中，針狀殘余奧氏體的分數優選滿足25％以下(0％除外)。
另外，在本發明中，所述針狀鐵素體是指包含在第二次退火熱處理時形成的貝氏體相的針狀鐵素體。更具體地，在本發明中，由鋼成分中的si和al，會形成與普通貝氏體不同的、未析出碳化物(carbide)的貝氏體相，實際上，未析出碳化物的貝氏體很難與針狀鐵素體區分開。在此，所述針狀鐵素體是在第二次退火熱處理的初始熱處理工藝中形成，未析出碳化物的所述貝氏體是在第二次退火熱處理的再加熱后的熱處理工藝中形成。
由于所述多邊形鐵素體起到降低鋼的屈服強度的作用，因此優選限制在5％以下。
滿足上述的微細組織的本發明的冷軋鋼板的拉伸強度為750mpa以上，相比通過現有的q&p熱處理制造的鋼板能夠確保優異的延展性。
另一方面，本發明的冷軋鋼板是通過后述的制造工藝制造，此時，第一次退火步驟之后的微細組織，即第二次退火步驟之前的微細組織優選由面積分數為90％以上的貝氏體和馬氏體構成。
這是為了確保通過最終的第二次退火步驟制造的冷軋鋼板具有優異的強度和延展性，如果在第一次退火步驟后確保的低溫組織相的面積分數小于90％，則可能無法獲得如上所述的由鐵素體、殘余奧氏體及低溫組織相構成的本發明的冷軋鋼板。
本發明的另一個方面的熱浸鍍鋅鋼板是在上述的本發明的冷軋鋼板上進行熱浸鍍鋅處理而形成，包括熱浸鍍鋅層。
另外，本發明提供一種合金化熱浸鍍鋅鋼板，其通過對熱浸鍍鋅鋼板進行合金化熱處理而形成，包括合金化熱浸鍍鋅層。
以下，將詳細說明根據本發明的一個方面的冷軋鋼板的制造方法。
根據本發明的冷軋鋼板，可以通過對滿足本發明中提出的成分組成的鋼坯進行再加熱-熱軋-收卷-冷軋-退火工藝來制造，下面將詳細說明所述每個工藝的條件。
(再加熱鋼坯)
在本發明中，在進行熱軋之前，優選實施對鋼坯進行再加熱來進行同質化處理的工藝，更優選所述工藝是在1000～1300℃的溫度范圍內進行。
在進行所述再加熱時，如果溫度低于1000℃，則導致急劇增加軋制負荷，相反，如果溫度高于1300℃，則不僅導致能量成本增加，而且會形成過多的表面氧化皮。因此，在本發明中，再加熱工藝是優選在1000～～1300℃的溫度下進行。
(熱軋)
將對再加熱的所述鋼坯進行熱軋而制造熱軋鋼板，此時，熱精軋優選在800～950℃的溫度下進行。
在進行所述熱精軋時，如果軋制溫度低于800℃，則導致軋制負荷大大增加而難以進行軋制，相反，如果熱精軋溫度高于950℃，則導致軋輥的熱疲勞大大增加而降低其壽命。因此，在本發明中，熱軋時的熱精軋的溫度優選限制為800～950℃。
(收卷)
將如上所述制造的熱軋鋼板進行收卷，此時收卷溫度優選為750℃以下。
當收卷時的收卷溫度過高時，在熱軋鋼板的表面上會形成過多的氧化皮，引發表面缺陷，導致鍍覆性能劣化。因此，收卷工藝優選在750℃以下進行。此時，沒有特別限定收卷溫度的下限，但是考慮到基于馬氏體形成的熱軋鋼板的強度過度增加而難以進行后續冷軋，收卷工藝優選在ms(馬氏體相變開始溫度)～750℃下進行。
(冷軋)
優選地，將對收卷的所述熱軋鋼板進行酸洗處理來除去氧化層，然后進行冷軋以固定鋼板的形狀和厚度，由此制造冷軋鋼板。
通常，冷軋是為了確保客戶所要求的厚度而實施，此時，雖然對壓下率沒有做限制，但是為了抑制后續的退火工藝中的再結晶時生成粗大的鐵素體晶粒，優選以25％以上的冷軋壓下率實施。
(退火)
本發明的目的是制造作為最終微細組織的主相包括短軸與長軸之比為0.4以下的針狀鐵素體和針狀殘余奧氏體相的冷軋鋼板。為了得到所述冷軋鋼板，重要的是對后續的退火工藝進行控制。尤其，本發明的特征在于，為了在退火時通過諸如碳和錳元素的再分配(partitioning)來確保目標微細組織，在一般的冷軋之后，不進行q&p連續退火工藝，而是通過如下所述的第一次退火來確保低溫組織，接著在進行第二次退火時進行q&p熱處理。
第一次退火
首先，優選進行將制造的所述冷軋鋼板以ac3以上的溫度進行退火后進行冷卻的第一次退火熱處理(參照圖1(a))。
這是為了得到作為經過第一次退火后的冷軋鋼板的微細組織的主相的面積分數為90％以上的貝氏體和馬氏體，當退火溫度達不到ac3時，形成大量的軟質多邊形鐵素體，因此在后續的第二次退火熱處理時的兩相區域退火時，已形成的多邊形鐵素體導致獲得最終微細組織的效果降低。
第二次退火
在完成所述第一次退火熱處理后，優選在ac1～ac3的溫度范圍內進行加熱并保持后進行冷卻的第二次退火熱處理(q&p熱處理)(參照圖1(b))。
在本發明中，在ac1～ac3的溫度范圍內進行加熱的目的是通過在退火時向奧氏體分配合金元素來確保奧氏體的穩定性，在常溫下的最終微細組織中確保殘余奧氏體，從而可通過將冷軋鋼板加熱后保持其溫度來誘導在第一次退火熱處理后形成的低溫組織相(貝氏體和馬氏體)的逆轉變以及碳、錳等合金元素的再分配。此時的再分配稱為第一次再分配。
此時，為了保持合金元素的第一次再分配的時間，只要使合金元素向奧氏體充分擴散即可，對其時間并沒有特別限制。但是，若保持時間過長，則可能會導致生產性降低，并且再分配效果也會飽和，因此考慮到這些因素，優選實施2分鐘以下。
如上所述，在完成合金元素的第一次再分配后，將冷軋鋼板冷卻至ms(馬氏體相變開始溫度)～mf(馬氏體相變結束溫度)的溫度范圍，然后優選將其以ms以上的溫度下進行再加熱，以重新誘導合金元素的再分配，將此時的再分配稱為第二次再分配。
在進行所述冷卻時的平均冷卻速度優選為20℃/s以上，這是為了在冷卻時抑制多邊形鐵素體的形成。
當所述冷卻后進行再加熱時的溫度超過500℃并保持長時間時，奧氏體相會轉變為珠光體，無法確保所需的微細組織。因此，優選在再加熱時將冷軋鋼板加熱至500℃以下的溫度。但是，當進行熔融合金化熱處理時，冷軋鋼板不可避免地需要被加熱到超過500℃的溫度，并且1分鐘以內進行的熔融合金化熱處理不會大大降低所期望的物理性質。
另一方面，為了抑制退火后進行冷卻時的鋼板的蛇行，可以使鋼板退火后立即通過緩慢冷卻區間，但是在這樣的緩慢冷卻區間中，只有盡可能抑制多邊形鐵素體的轉變，才能確保本發明中所期望的微細組織和物理性質。
在應用本發明的退火工藝時，與以往的退火工藝即冷軋后進行連續退火工藝的情況相比，向奧氏體的逆轉變速度增加，因此，不僅能夠減少退火時間，而且由于組織的微細化而有利于確保強度和延展性。
這可以通過圖2來確認。圖2示出了在退火時的退火溫度保持期間，向奧氏體轉變的時間函數，并且可以看出，與使用現有的冷軋鋼板的連續退火工藝(紅線)相比，如本發明，在第一次退火步驟中確保低溫組織，并且進行附加退火工藝(第二次退火步驟)時(綠線)，可以在更短的時間內完成向奧氏體的轉變。
因此，本發明將在第一次退火步驟后形成的低溫組織在ac1～ac3溫度范圍內進行加熱并保持，以誘導快速逆轉變以及碳、錳等合金元素的第一次再分配，然后再次進行冷卻、再加熱，誘導合金元素的第二次再分配，從而與通過現有的q&p熱處理獲得的組織相比，能夠確保微細的組織和優異的延展性。
(鍍覆)
鍍覆鋼板可通過對經過第一次和第二次退火熱處理的所述冷軋鋼板進行鍍覆處理來制造。此時，優選使用熱浸鍍覆法或合金化熱浸鍍覆法進行鍍覆，并且由此形成的鍍覆層優選為鋅基。
在使用所述熱浸鍍覆法時，將冷軋鋼板浸漬在鍍鋅浴中來制造熱浸鍍覆鋼板，在使用合金化熱浸鍍覆法時，對冷軋鋼板進行通常的合金化熱浸鍍覆處理來制造合金化熱浸鍍覆鋼板。
下面，將通過實施例更具體地說明本發明。但是，需要注意的是，下述實施例僅僅是為了更具體地說明本發明而例示的，其并不限定本發明的權利范圍。本發明的權利范圍是根據權利要求書中記載的內容和由此合理推導的內容決定。
具體實施方式
(實施例)
將具有下表1所示的成分組成的熔融金屬通過真空熔煉制成厚度為90mm、寬度為175mm的鋼錠，之后將該鋼錠在1200℃下再加熱1小時以使其同質化，然后在ar3以上的溫度的900℃以上的溫度下進行熱精軋來制造熱軋鋼板。隨后，通過冷卻所述熱軋鋼板，投入到預先加熱至600℃的爐中并保持1小時，之后進行爐冷來模擬熱軋收卷。將經過熱軋的板材，以50％～60％的冷壓下率進行冷軋，然后在下述表2的條件下進行退火熱處理，制造最終冷軋鋼板。測定各冷軋鋼板的組織面積分數、屈服強度、拉伸強度以及延伸率，將測定結果示于下述的表2。
表1
(在上述表1中，bs＝830-270c-90mn-37ni-70cr-83mo，ms＝539-423c-30.4mn-12.1cr-17.7ni-7.5mo，ac1＝723-10.7mn-16.9ni+29.1si+16.9cr+290as+6.38w，ac3＝910-203√c-15.2ni+44.7si+104v+31.5mo+13.1w-30mn-11cr-20cu+700p+400al+120as+400ti。其中，化學元素表示所添加的元素的重量％，bs表示貝氏體相變開始溫度，ms表示馬氏體相變開始溫度，ac1表示升溫時的奧氏體相變開始溫度，ac3表示升溫時的單相奧氏體熱處理開始溫度。)
表2
(在上述表2的最終退火前的組織中，‘m’表示馬氏體，‘b’表示貝氏體。并且，在組織面積分數中，‘pf’表示多邊形鐵素體，‘lf’表示針狀形鐵素體，‘la’表示針狀形殘余奧氏體，并且‘m’包括在q&p熱處理時產生的回火(tempered)馬氏體和在最終冷卻過程中產生的新鮮(fresh)馬氏體。在這里，為了明確區分回火馬氏體和新鮮馬氏體，需要使用顯微鏡的精確觀察，因此在本實施例中統一表述。
并且，在所述表2中，在最終退火前的微細組織為‘冷軋組織’的實施例中，在冷軋后進行最終退火(q&p熱處理)，并且在最終退火前的微細組織為‘m’或‘b’的實施例中，利用本發明提出的退火工藝，即第一退火步驟(用于確保低溫組織的熱處理工藝)。
并且，在所述表2中，冷卻溫度表示在最終退火(表示本發明的第二次退火步驟)時，在ms至mf的溫度范圍內冷卻的溫度，再加熱溫度表示為了第二次再分配所提升的溫度。所述過時效溫度表示為‘無’的實施例是利用一般連續退火工藝的過時效處理的實施例。)
如所述表2所示，可以確認，即使是具有相同的成分系的鋼種，與對冷軋組織進行q&p熱處理的情況相比，在通過第一次退火轉變為低溫組織后進行最終退火時，其延伸率提高。
如圖3和圖4所示，這是由于通過極大地抑制一般的q&p熱處理時形成的多邊形鐵素體的面積分數的本發明的退火工藝，能夠確保針狀鐵素體和針狀殘余奧氏體。
另外，可以看出，即使利用本發明的退火工藝，在成分組成中碳的量不足時(比較鋼1)，難以確保目標強度，并且在mn的含量過高時(比較鋼2和比較鋼3)，由于通過由過量的mn引起的相變的延遲而形成的大量馬氏體的相變，導致延展性大幅下降，確保了比較鋼的延展性水平。尤其，包含大量奧氏體區域膨脹元素mn的比較鋼3的情況，由于鐵素體和奧氏體共存的ac1和ac3的溫度范圍非常窄，因此難以確保退火加工性。
鑒于所述結果，根據本發明制造的冷軋鋼板可以確保780mpa以上的拉伸強度和優異的延伸率，因此與通過現有的q&p熱處理工藝制造的鋼材相比，容易實施用于結構件的冷成形。
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