CN109072387B - 屈服比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及汽车用超高强度钢板，更详细地，涉及屈服比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法。本发明的一个方面提供用于冷压成型的超高强度高延展性钢板及其制造方法，其通过控制钢的合金成分及制造条件来确保超高强度及高延展性，同时具有高屈服强度比(屈服比)，从而碰撞特性优异。根据本发明，具有提供能够满足用于冷成型的汽车钢板所需的成型性及碰撞稳定性的钢板的效果。此外，代替现有的用于热压成型的钢板，从而具有降低制造成本的效果。

Description

屈服比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及汽车用超高强度钢板，更详细地，涉及屈服比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法。
背景技术
为了确保汽车碰撞时乘客的安全性，正在强化对汽车的安全管制，为此需要提高汽车用钢板的强度或增加厚度。
然而，由于目前正在强化的汽车的CO2排放管制以及为了实现燃料效率的提高，不断要求车身的轻量化，因此汽车用钢板的高强度化是必然的。
但是，提高汽车用钢板的强度时，具有延展性降低的倾向，因此高强度钢在要求成型性的部件中的应用受到限制。
作为用于克服这种高强度钢的缺点的一个环节，开发了热压成型(Hot PressForming)钢，其在成型性良好的高温下成型部件之后急速冷却至常温，从而确保低温组织，由此最终实现高屈服强度及拉伸强度。
然而，发现了如下问题，即，由于汽车部件制造商对热压成型设备的新的投资以及高温热处理导致的工序费用的增加，最终会诱发汽车部件成本的上升。
因此，正在持续进行对于高强度且伸长率优异的可冷压成型的钢材的研究。
作为一个例子，专利文献1提出了分别以0.5～1.5％、10～25％添加C及Mn而具有700～900MPa的拉伸强度及50～90％水平的非常优异的延展性的超高张力钢板。但是，与热压成型钢相比，所述钢板的屈服强度及拉伸强度低，从而碰撞特性差，因此具有作为汽车用结构部件的使用受限的缺点。
另外，专利文献2提出了分别以0.4～0.7％、12～24％添加C及Mn而具有1300MPa以上的拉伸强度的同时具有1000MPa以上的屈服强度的碰撞特性优异的超高强度钢板。然而，所述钢板的伸长率为10％左右的低水平，在通过冷压成型制造复杂形状的部件方面受到限制，并且可以通过工序步骤中退火后的再轧来确保超高强度，因此具有工序程序及制造成本上升的缺点。
因此，需要开发如下钢板，即，可代替用于热压成型的钢板，并且在不追加工序的情况下，不仅强度及延展性优异，而且屈服强度比也优异而具有碰撞特性的钢板。
(专利文献1)国际公开专利公报WO2011-122237
(专利文献2)韩国公开专利公报第10-2013-0138039号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供用于冷压成型的超高强度高延展性钢板及其制造方法，其通过控制钢的合金成分及制造条件来确保超高强度及高延展性，同时具有高屈服强度比(屈服比)，从而碰撞特性优异。
技术方案
本发明的一个方面提供屈服比优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.4～0.9％、硅(Si)：0.1～2.0％、锰(Mn)：10～25％、磷(P)：0.05％以下(0％除外)、硫(S)：0.02％以下(0％除外)、铝(Al)：4％以下(0％除外)、钒(V)：0.7％以下(0％除外)、钼(Mo)：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，
由下述关系式1表示的X值为40以上时，微细组织由稳定奥氏体单相组成，所述X值小于40时，微细组织由面积分数为50％以上(包括100％)的亚稳奥氏体及铁素体组成。
[关系式1]
X＝(80×C)+(0.5×Mn)-(0.2×Si)-(0.4×Al)-21
(所述关系式1中，C、Mn、Si及Al表示各相应元素的以重量为基准的含量。)
本发明的另一个方面提供制造屈服比优异的超高强度高延展性钢板的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：
准备具有上述合金组成的钢坯；
以1050～1300℃的温度范围，将所述钢坯进行再加热；
在800～1000℃的温度范围，将经过再加热的所述钢坯进行热精轧，从而制造热轧钢板；
在50～750℃的温度范围，将所述热轧钢板进行收卷；
将经过收卷的所述热轧钢板进行酸洗及冷轧，从而制造冷轧钢板；以及
对所述冷轧钢板进行退火热处理，
在进行所述退火热处理时，由下述关系式1表示的X值为40以上时，在超过700℃～840℃以下的温度范围进行10分钟以下，所述X值小于40时，在610℃以上～700℃以下的温度范围进行30秒以上。
发明效果
根据本发明，具有提供能够满足用于冷成型的汽车钢板所需的成型性及碰撞稳定性的钢板的效果。
此外，代替现有的用于热压成型的钢板，从而具有降低制造成本的效果。
附图说明
图1示出本发明的一个实施例中根据关系式1的X值的钢板的微细组织的电子背散射衍射(Electron Backscatter Diffraction，EBSD)相图(phase map)分析结果(a：发明例5的退火组织，b：发明例5的形变后的组织，c：发明例17的退火组织，d：发明例17的形变后的组织)。
其中，红色表示FCC(奥氏体)组织，绿色表示BCC(铁素体或α'马氏体)组织，白色表示HCP(ε马氏体)组织。
具体实施方式
本发明人进行了深入的研究，以开发能够代替现有的用于热压成型的钢板的同时与其相比具有同等以上的机械物理性能，并且可以降低制造成本的用于冷压成型的钢板。其结果，确认了通过对钢的成分组成及制造条件进行优化，能够提供具有适于冷压成型的机械物理性能及微细组织的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，从而完成了本发明。
下面，对本发明进行详细的说明。
本发明的一个方面的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，优选包含：碳(C)：0.4～0.9％、硅(Si)：0.1～2.0％、锰(Mn)：10～25％、磷(P)：0.05％以下(0％除外)、硫(S)：0.02％以下(0％除外)、铝(Al)：4％以下(0％除外)、钒(V)：0.7％以下(0％除外)、钼(Mo)：0.5％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0％除外)。
下面，对本发明提供的超高强度钢板的合金成分进行如上所述的控制的理由进行详细的说明。此时，若没有特别提及，各成分的含量表示重量％。
C：0.4～0.9％
碳(C)是用于强化钢的有效元素，在本发明中碳是为了控制奥氏体的稳定度及确保强度而添加的重要元素。为了得到上述效果，优选添加0.4％以上的C，但C的含量超过0.9％时，奥氏体的稳定度或堆垛层错能大幅增加，导致形变诱导马氏体相变或孪晶(twin)的生成减少，从而难以同时确保高强度及高延展性，并且具有电阻率增加而降低焊接性的可能性。
因此，本发明中优选将C的含量限制为0.4～0.9％。
Si：0.1～2.0％
硅(Si)通常是用作钢的脱氧剂的元素，但在本发明中，为了获得有利于提高钢的屈服强度及拉伸强度的固溶强化效果而添加硅。为此，优选添加0.1％以上的Si，但Si的含量超过2.0％时，具有如下问题，即，热轧时表面上形成大量的硅氧化物，导致酸洗性降低，并且电阻率增加，导致焊接性变差。
因此，本发明中优选将Si的含量限制为0.1～2.0％。
Mn：10～25％
锰(Mn)是抑制铁素体的相变的同时对残余奥氏体的形成及稳定化有效的元素。当添加小于10％的这种Mn时，残余奥氏体的稳定性不足，导致机械物理性能的降低，另一方面，当Mn的含量超过25％时，具有导致合金成本的增加及点焊性的降低的问题。
因此，本发明中优选将Mn的含量限制为10～25％。
P：0.05％以下(0％除外)
磷(P)是固溶强化元素，但是P的含量超过0.05％时，焊接性降低，并且具有发生钢的脆性的风险增加的问题，因此优选将P含量的上限限定为0.05％。更优选地，优选将P的含量限制为0.02％以下。
S：0.02％以下(0％除外)
硫(S)是不可避免地含在钢中的杂质元素，并且是阻碍钢板的延展性及焊接性的元素。当这种S的含量超过0.02％时，阻碍钢板的延展性及焊接性的可能性增加，因此优选将S含量的上限限定为0.02％。
Al：4％以下(0％除外)
铝(Al)通常是为了钢的脱氧而添加的元素，但是在本发明中起到增加堆垛层错能而提高钢的延展性及耐延迟断裂特性的作用。当这种Al的含量超过4％时，钢的拉伸强度降低，并且在铸造时通过与保护渣(mold flux)的反应而难以制造良好的板坯，而且存在形成表面氧化物而阻碍镀覆性的问题。
因此，本发明中优选将Al的含量限制为4％以下，并且0％除外。
V：0.7％以下(0％除外)
钒(V)是与碳或氮反应而形成碳化物或氮化物的元素，在本发明中在低温下形成微细的析出物而起到提高钢的屈服强度的重要作用。当这种V的含量超过0.7％时，在高温下会形成粗大的碳化物或氮化物，从而具有热加工性降低且钢的屈服强度降低的问题。
因此，本发明中优选将V的含量限制为0.7％以下，并且0％除外。
Mo：0.5％以下(0％除外)
钼(Mo)是形成碳化物的元素，与V等形成碳化物或氮化物的元素复合添加时，维持微细的析出物的尺寸，从而起到提高屈服强度及拉伸强度的作用。但是，当Mo的含量超过0.5％时，上述的效果会饱和，并且反而具有诱发制造成本上升的问题。
因此，本发明中优选将Mo的含量限制为0.5％以下，并且0％除外。
N：0.02％以下(0％除外)
氮(N)是固溶强化元素，但是N的含量超过0.02％时，发生脆性的风险大，并且与Al结合而析出过量的AlN，从而具有阻碍连铸质量的可能性。
因此，本发明中优选将N的上限限制为0.02％。
本发明中，除了上述成分之外，还可以进一步包含下述成分。
具体地，本发明还可以包含选自钛(Ti)：0.005～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.1％及钨(W)：0.005～0.5％中的一种以上。
所述钛(Ti)、铌(Nb)、钨(W)是与钢中的碳结合而对钢板的析出强化及晶粒微细化有效的元素，为了充分确保上述效果，优选分别添加0.005％以上。但是，Ti及Nb分别超过0.1％，或者W超过0.5％时，上述的效果会饱和，并且具有使合金成本增加的问题，而且随着形成过量的析出物而使钢中的C的浓度降低，具有强度及延展性变差的问题。
此外，本发明还可以包含选自镍(Ni)：1％以下(0％除外)、铜(Cu)：0.5％以下(0％除外)、铬(Cr)：1％以下(0％除外)中的一种以上。
所述镍(Ni)、铜(Cu)及铬(Cr)是有助于残余奥氏体的稳定化的元素，与上述的C、Si、Mn、Al等复合作用而有助于奥氏体的稳定化。
但是，当Ni及Cr的含量分别超过1％，Cu的含量超过0.5％时，具有制造成本过度增加的问题。其中，Cu在热轧时会引发脆性，因此在添加Cu时更优选一同添加Ni。
本发明的剩余成分为铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中会从原料或周围环境不可避免地混入并不需要的杂质，因此无法将其排除。对于通常的钢铁制造过程中的技术人员而言，这些杂质是众所周知的，因此，本说明书中没有对其所有内容进行特别提及。
具有上述合金组成的本发明的钢板的微细组织优选包含奥氏体相作为主相。
更优选地，就本发明的钢板而言，由下述关系式1表示的X值为40以上时，优选由稳定奥氏体单相组成，所述X值小于40时，优选由面积分数为50％以上(包括100％)的亚稳奥氏体及铁素体组成。
其中，稳定奥氏体相是对外部形变(例如，加工、拉伸应变等)不会产生相(phase)变的稳定的组织，亚稳奥氏体相是对外部形变产生相(phase)变的组织。优选地，所述亚稳奥氏体相对外部形变可以相变为诸如α'马氏体或ε马氏体的硬组织。所述稳定奥氏体相及亚稳奥氏体相均有利于确保超高强度。
本发明中，所述X值小于40时，通过确保50％以上的分数的亚稳奥氏体相，能够优异地确保所期望的所有机械物理性能(超高强度、延展性、碰撞特性等)。所述亚稳奥氏体相在外部形变时优选产生至少10％以上的相变。
[关系式1]
X＝(80×C)+(0.5×Mn)-(0.2×Si)-(0.4×Al)-21
(所述关系式1中，C、Mn、Si及Al表示各相应元素的以重量为基准的含量。)
如上所述，本发明的钢板的微细组织包含稳定的奥氏体相，或者包含加工时相变为硬质相的亚稳奥氏体相和铁素体的复合组织，因此不仅拉伸强度非常高为1400MPa以上，而且屈服强度也优异，从而能够确保0.65以上的屈服比(屈服强度(YS)/拉伸强度(TS))。即，能够提供碰撞特性优异的钢板。
此外，由于能够确保高延展性，拉伸强度和伸张率的乘积优异为25,000MPa％以上。
另外，本发明中提及的钢板不仅可以是冷轧钢板，还可以是对所述冷轧钢板进行镀覆而得到的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。
下面，对本发明的另一个方面的制造屈服比优异的超高强度高延展性钢板的方法进行详细的说明。
首先，对制造本发明的冷轧钢板的方法进行如下具体的说明。
本发明的冷轧钢板可以通过如下方法制造：准备满足上述的成分组成的钢坯后，将其经过再加热-热轧-收卷-冷轧-退火热处理工序，下面对各工序条件进行详细的说明。
钢坯的再加热工序
本发明中，在进行热轧之前，优选经过对准备的钢坯进行再加热而进行均质化处理的工序，此时，优选在1050～1300℃下进行再加热工序。
当所述再加热温度低于1050℃时，具有在后续的热轧时负荷急剧增加的问题，另一方面，当所述再加热温度超过1300℃时，不仅会增加能源成本，而且表面氧化皮的量也会增加，导致材料的损失，并且在含有大量Mn的情况下，可能会存在液相。
因此，在对钢坯进行再加热时，优选在1050～1300℃的温度范围进行。
热轧工序
优选地，将经过再加热的所述钢坯进行热轧，从而制造热轧钢板，此时，优选在800～1000℃的温度范围进行热精轧。
当所述热精轧的温度低于800℃时，具有轧制负荷大幅增加的问题，另一方面，当所述热精轧的温度超过1000℃时，会诱发由氧化皮引起的表面缺陷及轧辊的寿命缩短。
因此，在进行热精轧时，优选在800～1000℃的温度范围进行。
收卷工序
优选地，在50～750℃的温度范围，将根据上述制造的热轧钢板进行收卷。
当所述收卷温度超过750℃时，钢板的表面上会形成过多的氧化皮，从而诱发缺陷，并且这会成为使镀覆性劣化的原因。另一方面，钢的成分组成中含有10％以上的Mn时，淬透性大幅增加，因此在热轧收卷之后，即使冷却至常温，也不会发生铁素体的相变。因此，没有必要对收卷温度的下限进行特别的限制。但是，当收卷温度低于50℃时，为了降低钢板的温度，需要通过喷射冷却水进行冷却，这会诱发不必要的工序费用的上升，因此优选将收卷温度限制为50℃以上。
根据钢的成分组成中的Mn的添加量，马氏体的相变起始温度为常温以上时，在常温下可以生成马氏体。在这种情况下，由于马氏体组织，热轧板的强度非常高，因此，为了降低后续冷轧时的负荷，可以在冷轧前进一步进行热处理。另一方面，当Mn的添加量增加，相变起始温度为常温以下时，在常温下会维持奥氏体单相，因此，在这种情况下，可以立即进行冷轧。
酸洗及冷轧工序
优选地，将根据上述进行收卷的热轧钢板通过常规的酸洗处理去除氧化层后进行冷轧，以确保钢板的形状和客户所需的厚度。
对所述冷轧时的压下率不作特别的建议，但是为了在后续的退火热处理工序中的再结晶时抑制粗大铁素体晶粒的生成，优选以25％以上的冷轧压下率进行。
退火热处理工序
本发明的目的在于制造强度及延展性优异且尤其具有优异的屈服强度比的钢板，为此，在进行退火热处理工序时，优选根据下述条件进行。
具体地，本发明中进行退火热处理时，由下述关系式1表示的X值为40以上时，优选在超过700℃～840℃以下进行10分钟以下，所述X值小于40时，优选在610℃以上～700℃以下进行30秒以上。
[关系式1]
X＝(80×C)+(0.5×Mn)-(0.2×Si)-(0.4×Al)-21
(所述关系式1中，C、Mn、Si及Al表示各相应元素的以重量为基准的含量。)
所述关系式1是对影响奥氏体稳定化的元素的含量关系进行限制的关系式，相对地表示奥氏体的堆垛层错能(Stacking Fault Energy)的大小或奥氏体的稳定性。
在退火热处理后，钢中存在奥氏体时，形变模式会根据堆垛层错能的值发生变化。例如，在堆垛层错能相对低的情况下，出现对于外部形变奥氏体相变为α'马氏体或ε马氏体的相变诱导塑性(transformation induced plasticity)现象，在堆垛层错能具有大于其的值(大约10～40mJ/m2)的情况下，出现孪晶诱导塑性(Twining induced plasticity)现象，在堆垛层错能具有更大的值(大约40mJ/m2以上)的情况下，没有特定的相变，并且会形成位错胞(dislocation cell)。根据这种形变模式，诸如钢的拉伸强度及伸张率的拉伸特性会发生变化。因此，本发明的目的在于，通过钢的成分组成和退火热处理的条件，对钢中奥氏体的堆垛层错能进行控制，从而得到目标水平的机械物理性能。
对于钢的成分组成中C及Mn的含量相对高而所述X值为40以上的冷轧钢板而言，在进行退火热处理时，在常温下大部分由奥氏体单相组成，此时，奥氏体所具有的堆垛层错能是出现孪晶诱导塑性(Twining induced plasticity)现象的程度。因此，为了使X值为40以上的冷轧钢板充分发生再结晶的同时最小化奥氏体的晶粒尺寸(grain size)，在相对高的温度范围，即，在超过700℃～840℃以下的温度范围进行30秒以上且10分钟以下的热处理，这有利于确保拉伸物理性能。此时，当退火时间小于30秒时，无法充分发生再结晶，从而具有伸长率变差的可能性，另一方面，当退火时间超过10分钟时，晶粒变得粗大，从而无法确保目标水平的强度，并且退火氧化物的形成增加，从而具有镀覆性变差的问题。
此外，当退火温度为700℃以下时，冷轧钢板无法充分发生再结晶，从而难以确保伸长率，另一方面，当退火温度超过840℃或退火时间超过10分钟时，生长为粗大的奥氏体晶粒，从而无法确保1400MPa以上的拉伸强度。
另一方面，当钢的成分组成中含有的C及Mn的含量相对低而X值小于40时，需要利用两相区退火及元素的分配行为，在常温下确保残余奥氏体来进行热处理，或者即使在奥氏体单相区进行热处理，也需要进行使奥氏体的晶粒尺寸最小化来增加稳定性的热处理，因此，优选在较低的温度范围，即，在610℃以上～700℃以下的温度范围进行热处理。
此时，当退火温度低于610℃时，热处理时无法确保适当的奥氏体的分数，或者由于退火温度低，导致再结晶得到延迟，从而具有不利于确保伸长率的缺点。另一方面，当退火温度超过700℃时，奥氏体的晶粒会变得粗大，导致奥氏体的机械稳定性降低，从而无法同时确保优异的强度及延展性。在如上所述的较低的温度范围进行退火热处理时，考虑到相变动力学(kinetic)，优选进行30秒以上的热处理。对其上限不作特别的限定，但考虑到生产性等，优选进行60分钟以内。
另一方面，本发明中可以将根据上述进行退火热处理的冷轧钢板进行镀覆处理，从而制造镀覆钢板。
此时，可以利用电镀法、热浸镀法或合金化热浸镀法，具体地，可以将所述冷轧钢板浸渍在镀锌浴中来制造热浸镀锌钢板。进一步地，可以对所述热浸镀锌钢板进行合金化热处理来制造合金化热浸镀锌钢板。
对所述镀覆处理时的条件不作特别的限定，可以以通常进行镀覆处理的条件进行。
下面，通过实施例对本发明进行更加具体的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅是为了例示本发明以进行更加详细的说明，而并不是为了限定本发明的权利范围。本发明的权利范围是根据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)
将具有下述表1的成分组成的钢进行真空熔炼为30kg的钢锭(ingot)，然后在1200℃的温度下维持1小时。之后，在900℃下进行热精轧制造热轧钢板，然后将所述热轧钢板装入预先加热至600℃的炉中维持1小时后进行炉冷，以此模拟热轧收卷。之后，将各试片冷却至常温后进行酸洗及冷轧，从而制造冷轧钢板。所述冷轧是以40％以上的冷轧压下率进行。
以下述表2所示的条件，将根据上述制造的各个冷轧钢板进行退火热处理，然后测量各试片的机械物理性能，并且观察微细组织并测量各组织的分数，将上述测量结果示于下述表2中。
就所述机械物理性能而言，根据JIS5号标准加工拉伸试片后，利用万能拉伸试验机进行拉伸试验。
[表1]
Figure GDA0001842632690000121
[表2]
Figure GDA0001842632690000122
Figure GDA0001842632690000131
Figure GDA0001842632690000141
(所述表2中，YS表示屈服强度，TS表示拉伸强度，El表示伸长率，YR表示屈服比(YS/TS)，F表示铁素体，γ表示奥氏体。)
如所述表1及2所示，满足本发明中提出的所有成分组成及制造条件的发明例1～19不仅是拉伸强度为1400MPa以上的超高强度，而且屈服比为0.65以上的同时伸长率优异，从而能够确保拉伸强度×伸长率的值为25000MPa％以上。因此，可以确认本发明的所述钢板作为能够代替现有的用于热压成型的钢板的用于冷压成型的钢板非常有利。
尤其，X的值为40以上的发明例1～8中，均形成稳定奥氏体单相组织。此外，X的值小于40的发明例9～19中，形成奥氏体单相组织或形成奥氏体+铁素体复合组织，此时的奥氏体相均为亚稳奥氏体相。
另一方面，即使满足本发明的成分组成，但是制造条件(退火热处理工序)不满足本发明的情况下，难以确保所期望的机械物理性能。
其中，比较例1～3、8～10的退火热处理温度低于700℃，导致无法充分发生再结晶，因此伸长率差，比较例4和5～7、11、12～14的退火热处理时间超过10分钟或退火热处理温度超过840℃，导致生长为粗大的晶粒，从而强度及屈服比差。
此外，退火热处理温度低于610℃的比较例15、18及22的伸长率差，退火热处理温度超过700℃的比较例16、17、19～21及23则难以确保超高强度。
不仅如此，即使钢的制造条件满足本发明，但是钢的成分组成不满足本发明的情况下，即，比较例25～26、29～30、33～34、37～40、42～43的强度或伸长率差。
图1是利用电子背散射衍射(Electron Backscatter Diffraction，EBSD)相图(phase map)分析对根据关系式1的X值的钢板的微细组织进行观察并示出其结果的图。所述微细组织是对如下微细组织进行观察的，即，完成退火热处理的钢板的微细组织(退火组织)，以及对所述钢板施加拉伸应变之后的微细组织。
如图1所示，可以知道X值为40以上的发明例5的退火组织由奥氏体单相组成(a)，并且所述奥氏体在形变后也没有发生相变，因此是稳定的奥氏体(b)。另一方面，X值小于40的发明例17的退火组织由50％以上的奥氏体和余量的铁素体组成(c)，此时的奥氏体是由于形变而发生相变为α'马氏体或ε马氏体的亚稳奥氏体(d)。

Claims (9)

1.屈服比优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.4～0.9％、硅(Si)：0.1～2.0％、锰(Mn)：10～25％、磷(P)：0.05％以下且0％除外、硫(S)：0.02％以下且0％除外、铝(Al)：4％以下且0％除外、钒(V)：0.7％以下且0％除外、钼(Mo)：0.5％以下且0％除外、氮(N)：0.02％以下且0％除外、余量的Fe及其他不可避免的杂质，
由下述关系式1表示的X值为40以上时，微细组织由稳定奥氏体单相组成，所述X值小于40时，微细组织由面积分数为50％以上且包括100％的亚稳奥氏体及铁素体组成，
所述亚稳奥氏体相在外部形变时相变为α'马氏体或ε马氏体，
[关系式1]
X＝(80×C)+(0.5×Mn)-(0.2×Si)-(0.4×Al)-21
所述关系式1中，C、Mn、Si及Al表示各相应元素的以重量为基准的含量。
2.根据权利要求1所述的屈服比优异的超高强度高延展性钢板，其中，以重量％计，所述钢板还包含选自钛(Ti)：0.005～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.1％及钨(W)：0.005～0.5％中的一种以上。
3.根据权利要求1或2所述的屈服比优异的超高强度高延展性钢板，其中，以重量％计，所述钢板还包含选自镍(Ni)：1％以下且0％除外、铜(Cu)：0.5％以下且0％除外、铬(Cr)：1％以下且0％除外中的一种以上。
4.根据权利要求1所述的屈服比优异的超高强度高延展性钢板，其中，所述钢板为冷轧钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板中的一种。
5.制造屈服比优异的超高强度高延展性钢板的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：
准备钢坯，其中，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.4～0.9％、硅(Si)：0.1～2.0％、锰(Mn)：10～25％、磷(P)：0.05％以下且0％除外、硫(S)：0.02％以下且0％除外、铝(Al)：4％以下且0％除外、钒(V)：0.7％以下且0％除外、钼(Mo)：0.5％以下且0％除外、氮(N)：0.02％以下且0％除外、余量的Fe及其他不可避免的杂质；
以1050～1300℃的温度范围，将所述钢坯进行再加热；
在800～1000℃的温度范围，将经过再加热的所述钢坯进行热精轧，从而制造热轧钢板；
在50～750℃的温度范围，将所述热轧钢板进行收卷；
将经过收卷的所述热轧钢板进行酸洗及冷轧，从而制造冷轧钢板；以及
对所述冷轧钢板进行退火热处理，
在进行所述退火热处理时，由下述关系式1表示的X值为40以上时，在超过700℃～840℃以下的温度范围进行10分钟以下，所述X值小于40时，在610℃以上～700℃以下的温度范围进行30秒以上，
[关系式1]
X＝(80×C)+(0.5×Mn)-(0.2×Si)-(0.4×Al)-21
所述关系式1中，C、Mn、Si及Al表示各相应元素的以重量为基准的含量。
6.根据权利要求5所述的制造屈服比优异的超高强度高延展性钢板的方法，其中，以重量％计，所述钢坯还包含选自钛(Ti)：0.005～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.1％及钨(W)：0.005～0.5％中的一种以上。
7.根据权利要求5或6所述的制造屈服比优异的超高强度高延展性钢板的方法，其中，以重量％计，所述钢坯还包含选自镍(Ni)：1％以下且0％除外、铜(Cu)：0.5％以下且0％除外、铬(Cr)：1％以下且0％除外中的一种以上。
8.根据权利要求5所述的制造屈服比优异的超高强度高延展性钢板的方法，其中，所述方法还包括将经过退火热处理的所述冷轧钢板浸渍在镀锌浴中来制造热浸镀锌钢板的步骤。
9.根据权利要求8所述的制造屈服比优异的超高强度高延展性钢板的方法，其中，所述方法还包括对所述热浸镀锌钢板进行合金化热处理来制造合金化热浸镀锌钢板的步骤。
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