本發明主要涉及用于汽車外板的高強度鋼板，更詳細地，涉及成型性優異的復合組織鋼板及其制造方法。
背景技術：
：最近，隨著強調汽車的沖擊安全性規則及燃料效率，為了同時滿足汽車車體的輕量化及高強度化，積極使用高張力鋼，隨著這種趨勢，汽車外板中使用高強度鋼的情況也增多。目前，大部分情況下汽車外板使用340mpa級烘烤硬化鋼，但一些情況下則使用490mpa級鋼板，預期會繼續擴大使用到590mpa級。然而，如此地，輕量化和耐沖擊性會隨著外板的強度的增加而提高，但是加工時的成型性卻隨著強度的增加而變差。因此，最近汽車制造商為了將高強度鋼適用于外板的同時彌補不足的加工性而要求屈服比(yr＝ys/ts)低且拉伸強度和延展性的乘積(拉伸強度(mpa)×延展性(el))優異的鋼板。另外，為了適用于汽車外板，首先鋼材的表面品質需要優異，但是因用于確保鋼的高強度而添加的淬透性元素或氧化性元素si、mn等而難以確保外板用的鍍覆鋼板的表面品質。不僅如此，汽車用鋼板還需要高耐蝕性，因此，一直以來作為汽車用鋼板而使用的是耐蝕性優異的熱鍍鋅鋼板。由于這種熱鍍鋅鋼板是通過在同一個生產線上實施再結晶、退火及鍍覆的連續熱鍍鋅設備來制造，因此，能夠以低廉的價格制造耐蝕性優異的鋼板。此外，就進行熱鍍鋅后再次進行加熱處理的合金化熱鍍鋅鋼板而言，其具有優異的耐蝕性的同時還具有優異的焊接性或成型性，從而目前廣泛地被使用。由此，為了汽車外板的輕量化及成型性的提高要求開發鋼板的屈服比(ys/ts)低、強度及延展性都優異的同時表面品質優異，且耐蝕性及焊接性優異的高張力熱鍍鋅鋼板。就所述高張力鋼板而言，提高加工性的現有技術有專利文獻1，其中公開了為了提高加工性而在組織內部分散了粒徑為1～100nm的析出銅顆粒的高張力鋼板的制造方法，所述鋼板是由以馬氏體作為主體的復合組織組成的鋼板。然而，所述技術中為了析出微細的cu顆粒而需要添加2～5％的過量的cu，這不僅存在由cu引起的紅熱脆性的危險，并且有制造費用過于上升的問題。專利文獻2中公開了延展性和延伸凸緣性(stretchflangeability)優異的復合組織鋼板的制造方法，該復合組織鋼板為含有作為主相的鐵素體和作為兩相的殘留奧氏體及作為低溫相變相的貝氏體和馬氏體的鋼板。然而，就該技術而言，由于添加了大量的si和al，因此難以確保鍍覆品質，并且在制鋼及連鑄時難以確保表面品質。此外，因相變誘導塑性而初期屈服強度(ys)值高，從而屈服比高，并且由于為了形成殘留奧氏體而大量添加的si及al而難以確保外板水平的鍍覆表面品質。另外，提供加工性良好的高張力熱鍍鋅鋼板的代表性現有技術可以例舉如專利文獻3，所述專利文獻3中公開了伸長率及r值(蘭克福特值(lankfordvalue))得到改善的熱鍍鋅鋼板的制造方法，該熱鍍鋅鋼板為具有軟質鐵素體和硬質馬氏體的復合組織的鋼板。但是，其中添加了大量的si，從而難以確保優異的鍍覆品質，進而由于添加大量的ti、v、mo等，因此制造成本會上升。(專利文獻1)日本公開專利公報第2005-264176號(專利文獻2)日本公開專利公報第2004-292891號(專利文獻3)韓國公開專利公報第2002-0073564號技術實現要素：要解決的技術問題本發明的一方面提供具有低屈服比，且表面品質優異的鋼板及其制造方法，該鋼板通過合金成分組成及制造條件的最優化能夠確保高強度和優異的成型性。技術方案本發明的一方面提供成型性優異的復合組織鋼板，該復合組織鋼板按重量％計，由0.02～0.1％的碳(c)、1.3～2.0％的錳(mn)、0.2％以下(0％除外)的硅(si)、0.5～1.5％的鉻(cr)、0.1％以下(0％除外)的磷(p)、0.01％以下(0％除外)的硫(s)、0.01％以下(0％除外)的氮(n)、0.01～0.06％的酸溶鋁(sol.al)、0.2％以下(0％除外)的鉬(mo)、0.003％以下(0％除外)的硼(b)、余量的fe及不可避免的雜質組成，微細組織，以面積分數計，包含80％以上的鐵素體(f)、20％以下(0％除外)的馬氏體(m)及5％以下的貝氏體(b)，厚度1/4t部位基體組織內的馬氏體相的c平均濃度(cm)和鐵素體相的c平均濃度(cf)的比率(cm/cf)為50以下，鐵素體相的cr平均濃度(crf)和鐵素體相的c平均濃度(cf)的比率(crf/cf)為60以上。(所述1/4t中的“t”表示復合組織鋼板的厚度(mm)。)本發明的另一方面提供成型性優異的復合組織鋼板的制造方法，其包括以下步驟：準備滿足上述成分組成的鋼坯；對所述鋼坯進行再加熱；在ar3+50℃～950℃的溫度范圍下，對所述經過再加熱的鋼坯進行熱精軋而制造熱軋鋼板；在400～650℃的溫度范圍下，對所述熱軋鋼板進行收卷；以40～80％的壓下率對所述收卷的熱軋鋼板進行冷軋而制造冷軋鋼板；在770～850℃的溫度范圍下，對所述冷軋鋼板進行連續退火處理；進行一次冷卻，將所述經過連續退火處理的冷軋鋼板以2～20℃/s的平均冷卻速度冷卻至630～670℃的溫度范圍；進行二次冷卻，將所述經過一次冷卻的冷軋鋼板以3～100℃/s的平均冷卻速度冷卻至ms(馬氏體相變開始溫度)-20℃～ms+50℃的溫度范圍；以及對所述經過二次冷卻的冷軋鋼板進行平整軋制(temperrolling)至2％以下。有益效果根據本發明能夠提供強度及延展性優異的同時屈服比低且表面品質優異的鋼板，這種本發明的鋼板以多種形式適用于需要高加工性的汽車用外板材。此外，本發明能夠同時確保鋼板的材質及鍍覆特性，從而具有可在多種冷軋鋼板、鍍覆鋼板的制造中有效使用的優點。附圖說明圖1為將在本發明一實施例中根據厚度1/4t部位的基體組織內的m相的c平均濃度(cm)和f相的c平均濃度(cf)的比率(cm/cf)的拉伸強度×延展性(ts×el)值的變化進行圖表化并示出的圖。圖2為將在本發明一實施例中根據厚度1/4t部位的基體組織內的f相的cr平均濃度(crf)和f相的c平均濃度(cf)的比率(crf/cf)的拉伸強度×延展性(ts×el)值的變化進行圖表化并示出的圖。圖3為將在本發明一實施例中根據厚度1/4t部位的基體組織內的m相的硬度(hm)和f相的硬度(hf)的比率(hm/hf)的拉伸強度×延展性(ts×el)值的變化進行圖表化并示出的圖。圖4為將在本發明一實施例中根據厚度1/4t部位的基體組織內的m相總分數(mt)中呈帶狀的m相(mb)的比率(mb/mt)的拉伸強度×延展性(ts×el)值的變化進行圖表化并示出的圖。圖5為將在本發明一實施例中根據屈服比(yr，ys/ts)的拉伸強度×延展性(ts×el)值的變化進行圖表化并示出的圖。圖6為將在本發明一實施例中根據關系式1(cr/(c+cr))的拉伸強度×延展性(ts×el)值的變化進行圖表化并示出的圖。圖7為用光學顯微鏡(om)觀察在本發明一實施例中比較例2(a)及發明例1(b)中的熱軋步驟后的微細組織照片。圖8為用光學顯微鏡(om)觀察在本發明一實施例中比較例2(a)及發明例1(b)中的退火步驟后的微細組織照片。圖9為用掃描式電子顯微鏡(sem)觀察在本發明一實施例中比較例2(a)及發明例1(b)中的退火步驟后的微細組織照片。圖10為在本發明一實施例中用掃描式電子顯微鏡(sem)觀察比較例2(a)及發明例1(b)中的根據拉伸變形所引起的微孔(microvoid)的生成及合體舉動的圖。具體實施方式本發明人對能夠提供很好地確保目前用作汽車用外板材的高強度鋼的成型性的同時具有低屈服比，并且在鍍覆時具有優異的表面品質的鋼板的方案進行了深入研究。其結果，確認到通過最優化鋼合金組成及制造條件來確保適合上述目的的組織時，能夠提供所需的鋼板，并完成了本發明。尤其，技術意義在于，降低高價元素的含量的同時最優化熱軋及退火條件，從而能夠適當控制硬質相及軟質相的分數，尤其是降低馬氏體相內的c濃度，同時提高鐵素體相內的cr濃度，從而確保相(phase)之間的硬度差低的微細組織，由此改善成型性。下面，對本發明進行詳細說明。根據本發明一方面的成型性優異的復合組織鋼板的合金組成，按重量％計，優選包含0.02～0.1％的碳(c)、1.3～2.0％的錳(mn)、0.2％以下(0％除外)的硅(si)、0.5～1.5％的鉻(cr)、0.1％以下(0％除外)的磷(p)、0.01％以下(0％除外)的硫(s)、0.01％以下(0％除外)的氮(n)、0.01～0.06％的酸溶鋁(sol.al)、0.2％以下(0％除外)的鉬(mo)、0.003％以下(0％除外)的硼(b)。下面，將詳細說明對本發明提供的復合組織鋼板的合金成分進行控制的理由。其中，若沒有特別的標注，則各成分的含量表示重量％。c：0.02～0.1％碳(c)為制造具有復合組織的鋼板的重要的成分，其為形成作為兩相組織中的一種的馬氏體而有利于確保強度的元素。通常而言，隨著c含量的增加容易形成馬氏體，從而有利于復合組織鋼的制造，但是為了控制所需的強度及屈服比(ys/ts)，則需要控制在適當水平的含量。尤其，隨著c含量的增加，在退火后冷卻時會同時發生貝氏體相變，從而有提高鋼的屈服比的趨勢。因此，在本發明中重要的是盡可能最少化貝氏體的形成，并形成適當水平的馬氏體，從而確保所需的材質的特性。因此，本發明中優選將c的含量控制在0.02％以上。如果c的含量少于0.02％，則在本發明中難以形成適當水平的馬氏體，從而難以確保所需的590mpa級的強度。另一方面，如果c的含量超過0.1％，則在退火后冷卻時促進貝氏體的形成，從而隨著屈服強度的升高，屈服比會升高，并且在進行汽車部件加工時容易產生彎曲及表面缺陷。因此，本發明中優選將c的含量控制在0.02～0.1％，更優選地，控制在0.02～0.08％。mn：1.3～2.0％錳(mn)為在具有復合組織的鋼板中提高淬透性的元素，尤其在馬氏體的形成中為重要的元素。尤其，在固溶強化鋼中因固溶強化效果而對強度的提高有效，并且將鋼中不可避免地被添加的s以mns的形式析出，從而起到可抑制熱軋時s所引起的板斷裂的產生及高溫脆化現象的重要作用的元素。本發明中優選將這種mn以1.3％以上的量添加，如果其含量少于1.3％，則無法形成馬氏體，從而難以制造復合組織鋼。另一方面，如果mn含量超過2.0％，則會形成過多的馬氏體，從而導致材質不穩定，并且組織內會形成mn-帶(band)(mn氧化物的帶)，從而使產生加工裂縫及板斷裂的危險性上升。此外，在退火時表面上會析出mn氧化物，從而大大阻礙鍍覆性。因此，本發明中優選將mn的含量限制在1.3～2.0％。si：0.2％以下(0％除外)硅(si)為不降低鋼板的延展性的同時能夠確保強度的有效的元素。此外，硅(si)是促進鐵素體的形成，并幫助未相變奧氏體中的c的濃縮，從而促進馬氏體的形成的元素。但是，如果這種si的含量超過0.2％，則鍍覆表面品質會變差，因此無法確保外板材所要求的表面品質。因此，優選將所述si的含量限制在0.2％以下，本發明中即使不添加所述si，在確保物理性質方面也沒有大問題，但是考慮到制造時不可避免地被添加的量，將0％除外。cr：0.5～1.5％鉻(cr)為與上述mn具有類似特性的成分，是為了提高鋼的淬透性且確保高強度而添加的元素。這種cr對馬氏體的形成有效，并且與強度的上升相比，最小化了伸長率的下降，從而有利于制造具有高延展性的復合組織鋼。尤其是在熱軋過程中會形成諸如cr23c6的cr系碳化物，在退火過程中該碳化物的一部分會被溶解，而另一部分則不會被溶解而殘留，從而在冷卻后能夠將馬氏體內的固溶c的量控制在適當水平以下，由此抑制了屈服點伸長(yp-el)的產生，從而對制造屈服比低的復合組織鋼具有有利的效果。本發明中，所述cr通過淬透性的提高使得容易形成馬氏體，因此優選以0.5％以上的量添加，但是，如果cr含量超過1.5％，則會過度提高馬氏體的形成比例，并且隨著cr系碳化物分數的提高并粗大化，使得退火后的馬氏體的大小粗大化，從而導致降低伸長率。因此，本發明中優選將cr的含量控制在0.5～1.5％。p：0.1％以下(0％除外)鋼中的磷(p)為對成型性不會造成很大影響且對強度的確保最為有利的元素，但是，如果添加過多，則會大幅度增加產生脆性破壞的可能性，因此會增加在熱軋途中產生板坯的板斷裂的可能性。此外，p會起到阻礙鍍覆表面特性的元素的作用。因此，本發明中將這種p的含量最高限制在0.1％，但是考慮到制造時不可避免地被添加的水平，將0％除外。s：0.01％以下(0％除外)硫(s)為鋼中的雜質元素，因此將硫控制在盡可能低的含量尤為重要。尤其，鋼中的s會提高產生紅熱脆性的可能性，因此優選將其含量控制在0.01％以下。但是，考慮到制造過程中不可避免地被添加的水平，將0％除外。n：0.01％以下(0％除外)氮(n)為鋼中的雜質元素，是不可避免地被添加的元素。這種n控制在盡可能低的含量尤為重要，但是這種情況下會提高鋼的精煉費用，因此優選控制在可實現操作的范圍0.01％以下。但是，考慮到不可避免地被添加的水平，將0％除外。sol.al：0.01～0.06％酸溶鋁(sol.al)是為了鋼的粒度精細化和脫酸而添加的元素。如果這種酸溶鋁的含量少于0.01％，則無法以常規的穩定的狀態制造鋁鎮靜(al-killed)鋼。另一方面，如果酸溶鋁的含量超過0.06％，則因晶粒精細化效果對強度的上升有利，但另一方面，在制鋼連鑄操作時會形成過多的夾雜物，從而不僅增加產生鍍覆鋼板表面不良的可能性，而且會導致制造成本的增加。因此，本發明中優選將酸溶鋁的含量控制在0.01～0.06％。mo：0.2％以下(0％除外)鉬(mo)是為了延遲奧氏體相變為珠光體的同時為了鐵素體的精細化及強度的提高而添加的元素。這種mo的優點在于提高鋼的淬透性，使得在晶界(grainboundary)形成精細的馬氏體，從而可實現屈服比的控制。但是，mo為高價元素，所以隨著其含量的升高，對制造產生不利影響，因此優選地，對其含量進行適當地控制。本發明中，為了獲得上述效果，優選最多添加0.2％的mo。如果所述mo的含量超過0.2％，則會導致合金成本的急劇上升，從而經濟性下降，并且因過度的晶粒精細化效果和固溶強化效果反而會使鋼的延展性降低。因此，本發明中優選將mo的含量控制在0.2％以下。另外，更有利的mo的最優水平為0.05％，但即使作為必需的元素而沒有添加，在確保所需的物理性質方面沒有很大影響。但是，考慮到制造過程中不可避免地被加入的水平，將0％除外。b：0.003％以下(0％除外)所述b為在退火中的冷卻過程中延遲奧氏體相變為珠光體的成分，如果所述b的含量超過0.003％，則表面上會有很多b被濃化從而可能會導致鍍覆粘附性的劣化。因此，本發明中將所述b的含量控制在0.003％以下，考慮到不可避免地被添加的水平，將0％除外。本發明中，其余成分為鐵(fe)。但是，常規的鋼鐵制造過程中不可避免地從原料或周圍環境混入并不需要的的雜質，因此不能排除這種情況。對于常規的鋼鐵制造過程的技術人員來說，都知道這些雜質的存在，因此在本說明書中不會特別提及其所有內容。具有上述合金組成的本發明的復合組織鋼板作為微細組織優選包含面積分數80％以上的鐵素體(f)、20％以下(0％除外)的馬氏體(m)及5％以下的貝氏體(b)。本發明中重要的是將除作為基體組織的鐵素體之外的兩相中的貝氏體相的分數控制在低的水平。其原因在于，相比于馬氏體，貝氏體的晶粒內存在的固溶元素即c和n容易固著在位錯，從而妨礙位錯的移動，并且隨著顯示出不連續舉動，會使屈服比顯著增加。因此，在微細組織的兩相中優選將貝氏體相的分數控制在5％以下，在滿足這種條件的情況下，具有0.6％以下的屈服比，并且拉伸強度(mpa)和伸長率(％)的乘積(拉伸強度×伸長率)的值能夠滿足16000mpa以上。此外，優選將所述微細組織中的馬氏體分數控制在20％以下，鐵素體分數控制在80％以上，如果所述馬氏體分數超過20％，且鐵素體分數小于80％，則強度會過度提高，從而難以確保所需的成型性。更有利的方案為，所述馬氏體的分數優選為15％以下。另外，優選地，本發明不僅具有如上所述的組織相分數，而且鋼板厚度1/4t(其中“t”表示厚度(mm))部位的基體組織內的cr和c的含量關系滿足下述關系式1。[關系式1]cr/(c+cr)≥0.8(所述關系式1中，cr及c表示各元素的重量含量)這是為了在制造本發明所需的鋼板的過程中確保微細的組織，通過最優化所述鋼板的特定的部位內的cr及c的含量關系，同時最優化制造條件，尤其是最優化收卷工序時的溫度范圍，從而能夠獲得微細地分散有滲碳體的組織。如此，微細地分散并形成的滲碳體將成為后續工序即退火時奧氏體核形成位置(site)，因此，在控制溫度范圍的情況下進行退火，則能夠獲得均勻分散有馬氏體的組織。不僅如此，還能夠獲得抑制形成退火后馬氏體帶(m-band)的效果。如上所述，通過控制成分關系的同時控制制造條件來降低最終生成的馬氏體相的c濃度，并且提高鐵素體相內的cr濃度，從而能夠確保相之間的硬度差小的微細組織。此外，將貝氏體分數最小化的同時具有微細的馬氏體分散在鐵素體內的組織，而不會具有馬氏體帶組織，從而在塑性變形初期步驟中從低的應力中開始變形而顯示出屈服比降低、加工硬化率高的特性。這最終會緩解局部性應力及變形，從而延遲氣孔的生成、生長及合體，因此具有提高延展性的效果。由此，能夠獲得屈服比低的同時因拉伸強度和延展性的乘積變得優異而成型性優異的鋼板。更具體地，優選按照如下所述控制本發明的鋼板的厚度1/4t部位的基體組織內的c、cr的濃度。首先，優選地，基體組織內馬氏體(m)相的c平均濃度(cm)和鐵素體(f)相的c平均濃度(cf)的比率(cm/cf)為50以下，鐵素體(f)相的cr平均濃度(crf)和鐵素體(f)相的c平均濃度(cf)的比率(crf/cf)為60以上。此外，優選地，馬氏體(m)相的硬度(hm)和鐵素體(f)相的硬度(hf)的比率(hm/hf)滿足4以下的同時，馬氏體相總分數(mt(total))中呈帶(band)狀的馬氏體相的分數(mb)的比率(mb/mt)滿足30以下。只有在滿足上述所有條件的情況下，才能夠制造具有本發明所需的特性的成型性優異的復合組織鋼，所述本發明所需的特性為屈服比(yr＝ys/ts)低至0.6以下，拉伸強度(ts)和延展性(el)的乘積(拉伸強度(mpa)×延展性(％))為16000mpa％以上。這種本發明的復合組織鋼板可以為冷軋鋼板、熱鍍鋅鋼板或合金化熱鍍鋅鋼板。下面，對本發明另一方面的成型性優異的復合組織鋼板的制造方法進行詳細的說明。首先，優選地，準備滿足上述合金組成的鋼坯，然后以常規的條件對其進行再加熱。所述再加熱工序是為了順利進行后續的軋制工序，并充分獲得所需鋼板的物理性質而進行的工序，本發明不對這種再加熱工序的條件進行特別的限制。但是，優選以常規的再加熱條件進行再加熱，作為一實施例，在1100～1300℃的溫度范圍內進行再加熱。優選地，在ar3相變點以上的溫度下對所述經過再加熱的鋼坯進行熱精軋，從而制備熱軋鋼板。更具體地，所述熱精軋優選在ar3+50℃～950℃的溫度范圍內實施，如果所述溫度低于ar3+50℃，則隨著在低溫度下開始相變，導致軋制負荷過度，另一方面，如果所述溫度超過950℃，則會形成過多的熱軋氧化物，從而導致鍍覆性變差。作為一實施例，所述熱精軋可以在800～950℃的溫度范圍內實施。按照上述方法制造的熱軋鋼板優選在特定的溫度范圍內進行收卷。如上所述，所述收卷工序是為了得到微細地分散的滲碳體而進行的，從而優選在400～650℃的溫度范圍內進行。微細地分散的滲碳體在后續的退火工序中會成為奧氏體核形成位置(site)，因此，能夠獲得均勻分散有馬氏體的組織。如果收卷溫度低于400℃，則會形成過多的馬氏體或貝氏體，導致熱軋鋼板的強度過度增加，這種現象在后續的冷軋時會誘發由負荷引起的形狀不良等制造上的問題。另一方面，如果收卷溫度超過650℃，則會產生珠光體帶組織，從而在退火后隨著馬氏體帶組織的形成而會使延展性降低。不僅如此，因si、mn、b等降低熱鍍鋅潤濕性(wetavility)的元素而會使表面濃化加劇。因此，本發明中優選將收卷溫度限制為400～650℃，更優選地，可以在450～600℃的溫度范圍內進行收卷。之后，優選地，對按照上述方法收卷的熱軋鋼板進行酸洗后以40～80％的壓下率進行冷軋，從而制造冷軋鋼板。這時，如果冷軋壓下率小于40％，則不僅難以確保所需的厚度，而且難以對鋼板進行形狀矯正。另一方面，如果冷軋壓下率超過80％，則鋼板的邊緣(edge)部產生裂縫(crack)的可能性變高，并且會帶來冷軋負荷。優選地，在特定的溫度范圍內對按照上述方法制造的冷軋鋼板進行連續退火處理。這時，可以在連續退火爐或合金化熱鍍覆連續爐中進行。所述連續退火工序是為了再結晶的同時形成鐵素體及奧氏體，并為了分解碳而進行的，優選在770～850℃的溫度范圍內進行。如果，連續退火溫度低于770℃，則不僅再結晶不充分，而且難以形成充分的奧氏體，從而難以確保本發明所需的強度。另一方面，如果連續退火溫度超過850℃，則導致生產性的下降的同時形成過多的奧氏體，使得在冷卻后包含大量的貝氏體而降低延展性。此外，si、mn、b等降低熱鍍鋅潤濕性(wetavility)的元素所引起的表面濃化會加劇，因此鍍覆表面品質會下降。因此，本發明中在進行連續退火處理時優選將其溫度范圍限制在770～850℃。之后，進行一次冷卻，將所述經過連續退火處理的冷軋鋼板以2～20℃/s的平均冷卻速度冷卻至630～670℃的溫度范圍，然后進行二次冷卻，以3～100℃/s的平均冷卻速度冷卻至ms(馬氏體相變開始溫度)-20℃～ms+50℃的溫度范圍。這時，二次冷卻時優選以比一次冷卻的冷卻速度更快的冷卻速度進行冷卻。在進行所述冷卻時，進行多段冷卻是為了得到所需的微細組織。這時，如果一次冷卻時的溫度范圍不滿足630～670℃，則會形成過多的珠光體，或者會形成粗大的鐵素體，如果這時的冷卻速度過慢而小于2℃/s，則會形成過多的珠光體，從而難以確保所需的強度，另一方面，如果冷卻速度超過20℃/s，則會形成過多的馬氏體、貝氏體等的硬質相，從而可能會劣化成型性，因此不優選。此外，在上述的一次冷卻后的二次冷卻時，如果溫度范圍不能滿足ms-20℃～ms+50℃，則會形成超過5面積％的貝氏體，并且可能會形成粗大的馬氏體，因此不優選。此外，如果這時的冷卻速度過慢而小于3℃/s，則可能會形成過多的貝氏體相，如果冷卻速度過快而超過100℃/s，則可能會形成過多的馬氏體相。更有利的方案為，優選地，所述一次冷卻時以2～15℃/s的冷卻速度實施，二次冷卻時以10～50℃/s的冷卻速度實施。如此地，可進一步對所述經過二次冷卻的冷軋鋼板進行平整軋制至2％以下，通過該步驟可以控制鋼板的形狀。另外，優選地，在400～500℃的溫度范圍內對按照上述條件經過一次冷卻的冷軋鋼板進行熱鍍鋅處理，從而制造熱鍍鋅鋼板。之后，可以進一步實施平整軋制至2％以下。這時，上述溫度范圍是為了熱鍍鋅處理而設置的條件，如果所述溫度低于400℃，則可能會使熱鍍鋅形成的不充分，另一方面，如果所述溫度超過500℃，則可能會過度形成熱鍍鋅，從而不能均勻地形成鍍覆層，因此不優選。另外，所述熱鍍鋅可以利用連續退火爐來進行，在這種情況下，退火后經過一次冷卻的冷軋鋼板會通過過時效區間(overagingsection)。通過所述過時效區間，使得所述冷軋鋼板能夠以20℃/s以下的冷卻速度冷卻至用于熱鍍覆的溫度范圍。進而，可對通過上述方法獲得的熱鍍鋅鋼板進行合金化熱處理，從而制造合金化熱鍍鋅鋼板。所述合金化熱處理可以在440～580℃的溫度范圍內進行，如果超過所述溫度范圍，則合金化的進行會不穩定，從而難以獲得所需的鍍覆物理性質，因此不優選。如此地，在進行合金化熱處理后優選以3℃/s的以上的平均速度冷卻至ms～100℃的溫度范圍。之后，可以進一步進行平整軋制至2％以下。以下，通過實施例對本發明進行更具體的說明。但是，需要注意的是下述實施例只是為了例示本發明而進行更加詳細的說明而提出的，而不是為了限定本發明的保護范圍。本發明的保護范圍由權利要求書中記載的內容和由此合理推導出的內容所決定。(實施例)制造具有下述表1的成分組成的鋼坯后，再加熱至1050～1250℃的溫度范圍，然后在ar3相變點溫度以上的850～950℃下進行熱精軋，從而制造熱軋鋼板。然后，對所述制造的各個熱軋鋼板進行酸洗后按照下述表2所示的條件進行收卷，然后以40～80％的壓下率進行冷軋，從而制造冷軋鋼板。然后，按照下述表2的條件對所述各冷軋鋼板進行連續退火處理后進行冷卻，然后平整軋制至2％以下而控制了形狀。這時，冷卻是在本發明中提出的范圍內進行一次冷卻(以2～20℃/s的平均冷卻速度冷卻至630～670℃)，然后進行二次冷卻(以3～100℃/s的平均冷卻速度冷卻至ms-20℃～ms+50℃)。對通過上述方法制造的各個冷軋鋼板進行了機械特性、鍍覆特性及微細組織特性的評價，并將其結果表示在下述表3中。這時，對各個試片的拉伸試驗是利用jis規格對與軋制方向呈直角方向的c方向進行。微細組織分數是在經過連續退火處理的鋼板的板厚度1/4t部位進行基體組織分析并導出其結果。具體而言，硝酸浸蝕液(nital)腐蝕后利用電場發射掃描電子顯微鏡(fe-sem)和影像分析儀(imageanalyzer)來測定了馬氏體、貝氏體、鐵素體及帶狀馬氏體的分數。另外，利用透射電子顯微鏡(tem，transmissionelectronmicroscopy)、能量色散光譜儀(eds，energydispersivespectroscopy)、電子能量損失光譜儀(eels，electronenergylossspectroscopy)分析設備測定基體組織內存在的鐵素體相及馬氏體相的c和cr的濃度，并且利用維氏顯微硬度計(vickersmicrohardnesstester)測定鐵素體相及馬氏體相的硬度10次，然后取平均值。此外，在460℃的鍍鋅浴中對經過連續退火熱處理后進行一次冷卻處理的各個冷軋鋼板進行熱鍍鋅，然后用肉眼確認是否產生未鍍覆。表1(在所述表1中，關系式1表示基體組織內的cr及c成分的關系式(cr/(c+cr))的值，利用光電直讀光譜儀(oes，opticalemissionspectrometer)設備測定了所述cr及c等成分含量。)表2鋼種收卷溫度(℃)退火溫度(℃)區分發明鋼1560810發明例1發明鋼2570810發明例2發明鋼2480830發明例3發明鋼3520810發明例4發明鋼4600810發明例5發明鋼4450830發明例6比較鋼1720810比較例1比較鋼1540870比較例2比較鋼2700760比較例3比較鋼2560830比較例4表3如上述表1～3所示，就鋼的成分組成或制造條件超出本發明的比較例1～4而言，由于沒能確保所需的微細組織(各組織分數、硬度比、濃度比等)，由此導致屈服比均超過0.6，拉伸強度和延展性的乘積(ts×el)的值小于16000mpa％，從而無法確保本發明所需的成型性。此外，它們的鍍覆特性都比較差，從而確認產生了未鍍覆。另一方面，就鋼的成分組成及制造條件均滿足本發明的所有要求的發明例1～6而言，由于形成了所需的微細組織，由此屈服比較低，均為0.6以下，拉伸強度和延展性的乘積(ts×el)的值較高，為16000mpa％以上，從而能夠確保本發明所需的成型性。此外，鍍覆特性也顯示出良好的結果。此外，用顯微鏡觀察發明例1和比較例2的微細組織的結果表示在圖7～圖9。圖7是用光學顯微鏡觀察熱軋以后的組織照片，能夠非常清楚地觀察到比較例2中形成了珠光體帶組織，而另一方面，發明例1中可以確認珠光體分散地形成。圖8是用光學顯微鏡觀察連續退火后的組織照片，可以確認在比較例2中形成了馬氏體帶組織，而另一方面，在發明例1中形成了分散的馬氏體。圖9是用掃描電子顯微鏡觀察連續退火后的組織照片，可以確認在比較例2中除了觀察到馬氏體及鐵素體之外還能觀察到貝氏體相，而在發明例1中沒有觀察到貝氏體相。而且，用顯微鏡觀察對發明例1和比較例2進行拉伸試驗而獲得的拉伸試片的垂直斷裂面下部的微細組織和延展性破壞舉動，并將其結果表示在圖10中。通常，就延展性破壞而言，由于馬氏體和鐵素體界面或馬氏體自身的斷裂而形成空隙(void)，這種空隙會隨著外部應力生長，同時與在周邊生長的空隙進行合體，最終會導致破壞。如圖10所示，在比較例2的情況下可以確認，因沿軋制方向形成長的馬氏體(包含一部分貝氏體)帶組織而在該部分聚集局部應力及變形，從而產生空隙的合體，由此會容易產生破壞。另一方面，就發明例1而言，具有鐵素體中均勻分散有馬氏體的組織，從而能夠緩解局部應力及變形而延遲空隙的合體，使得抗延展破壞性變大，由此延展性會增加。當前第1頁12