"重量で、C:0.6~1.0、Si:0.1~2.5、Mn:10~15、P:0.02以下、S:0.015以下、Al:5~8、Ti:0.01~0.20、N:0.02以下、残部Fe及びその他の不可避の不純物からなり、比重が7.4g/cm3以下、Mn/Al比が2~3である、降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。前記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板またはめっき鋼板のうちいずれか一つである、請求項1に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。前記鋼板は、Cr:0.1~3.0、Ni:0.05~2.0、Cu:0.1~2.0及びMo:0.05~0.5からなるグループより選択された1種以上をさらに含む、請求項2に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。前記鋼板は、V:0.005~0.5、Nb:0.005~0.2、Zr:0.005~0.2及びB:0.0005~0.0030からなるグループより選択された1種以上をさらに含む、請求項2または3に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。前記鋼板は、Sb:0.005~0.2及びCa:0.001~0.02のうち1種または2種をさらに含む、請求項2または3に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。前記鋼板は、Sb:0.005~0.2及びCa:0.001~0.02のうち1種または2種をさらに含む、請求項4に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。前記鋼板の微細組織は、オーステナイト単相組織である、請求項1または2に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。前記鋼板は、引張強度が800~1200MPa、降伏比が60以上、延伸率が30以上である、請求項1または2に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。重量で、C:0.6~1.0、Si:0.1~2.5、Mn:10~15、P:0.02以下、S:0.015以下、Al:5~8、Ti:0.01~0.20、N:0.02以下、残部Fe及びその他の不可避の不純物からなり、比重が7.4g/cm3以下、Mn/Al比が2~3であるスラブの熱間圧延を1000~1200°Cにおいて開始した後、850°C以上において熱間圧延を仕上げる熱間圧延段階と、前記熱間圧延された鋼材を600°C以下において巻き取る段階とを含む、降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板の製造方法。前記熱間圧延段階の前に、スラブを冷却してから1000~1200°Cに再加熱する再加熱段階をさらに含む、請求項9に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板の製造方法。前記巻取段階の後に、巻取られた鋼材を20~70の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、前記冷間圧延された鋼材を1~50°C/sの速度で再結晶温度以上900°C以下の温度領域まで加熱した後、10~180秒間焼鈍する焼鈍段階と、前記焼鈍された鋼材を1~100°C/sの速度で冷却する冷却段階をさらに含む、降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板の製造方法。前記鋼板にZn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si及びAl-Mg-Siからなるグループより選択された1種以上を20~120g/m2の範囲でめっきするめっき段階をさらに含む、請求項9から11のいずれか一項に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板の製造方法。本発明の一側面は、MnやSi、Alなどの合金成分を適切に制御することで、従来の高炭素高マンガン鋼または高マンガン軽量鋼板から確保することが困難である800MPa以上の引張強度及び30以上の優れた延伸率をともに有し、降伏比が60以上であるオーステナイト系軽量高強度鋼板及びその製造方法を提供する。本発明は、重量で、C:0.6~1.0、Si:0.1~2.5、Mn:10~15、P:0.02以下、S:0.015以下、Al:5~8、Ti:0.01~0.20、N:0.02以下、残部Fe及びその他の不可避の不純物からなり、比重が7.4g/cm3以下、Mn/Al比が2~3である降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板を提供する。上記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板またはめっき鋼板のうちいずれか一つであることが好ましい。上記鋼板は、Cr:0.1~3.0、Ni:0.05~2.0、Cu:0.1~2.0及びMo:0.05~0.5からなるグループより選択された1種以上をさらに含むことができ、V:0.005~0.5、Nb:0.005~0.2、Zr:0.005~0.2及びB:0.0005~0.0030からなるグループより選択された1種以上をさらに含むことができ、Sb:0.005~0.2及びCa:0.001~0.02のうち1種または2種をさらに含むことができる。上記鋼板の微細組織はオーステナイト単相組織であることが好ましく、引張強度が800~1200MPa、降伏比が60以上、延伸率が30以上であることが好ましい。本発明は、重量で、C:0.6~1.0、Si:0.1~2.5、Mn:10~15、P:0.02以下、S:0.015以下、Al:5~8、Ti:0.01~0.20、N:0.02以下、残部Fe及びその他の不可避の不純物からなり、比重が7.4g/cm3以下、Mn/Al比が2~3であるスラブの熱間圧延を1000~1200°Cにおいて開始した後、850°C以上において熱間圧延を仕上げる熱間圧延段階と、上記熱間圧延された鋼材を600°C以下において巻き取る段階と、を含む降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板の製造方法を提供する。上記熱間圧延段階の前に、スラブを冷却してから1000~1200°Cで再加熱する再加熱段階をさらに含むことができる。また、上記巻取段階の後、巻取られた鋼材を20~70の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、上記冷間圧延された鋼材を1~50°C/sの速度で再結晶温度以上900°C以下の温度領域まで加熱した後、10~180秒間焼鈍する焼鈍段階と、上記焼鈍された鋼材を1~100°C/sの速度で冷却する冷却段階と、をさらに含むことができる。なお、上記鋼板にZn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si及びAl-Mg-Siからなるグループより選択された1種以上を20~120g/m2の範囲でめっきするめっき段階をさらに含むことができる。本発明の一側面によると、従来のAHSSのような高強度鋼より比重が低く、降伏比は高く、延性に非常に優れて構造部材の剛性を維持するのに効果的であり、プレス加工性に優れるため、自動車部品の軽量化はもちろん、複数の部品を一つの部品に一体化することができ、加工工程を単純化することができる効果を奏するようになる。本発明は、従来の高炭素高マンガン鋼の降伏強度に対する引張強度の比率である降伏比が60未満の低い水準であるという問題点を改善するために、多量のAlを添加してFe原子とAl原子の半径差による初期変形抵抗を高めることで、降伏強度を増加させる。また、CやAl、Mnなどの積層欠陥エネルギーを上昇させる元素の含量を調節して適切な範囲の積層欠陥エネルギーを有するようにすることで、加工硬化速度を減らす。なお、Al、Siの添加による動的ひずみ時効DynamicStrainAging、DSAを抑制することで、引張強度の上昇を抑制して降伏比を制御する。また、強度に対して優れた延性を確保するために、C、Mnによるオーステナイトの熱的安定化及びAl含量の制限によるイプシロンマルテンサイトの形成抑制を図り、過剰なAl添加によるFe,Mn3AlCの析出を抑制する。なお、CやMn、Al、Siなどの影響を受ける積層欠陥エネルギーを制御して転位滑り及び双晶変形機構をともに作動させることで、TWIP効果による延性を確保できるようにする。以下では、本発明について詳細に説明する。C:0.6~1.0以下、は重量を意味するCは、オーステナイトを安定化させ、積層欠陥エネルギーを増加させ、動的ひずみ時効を誘発するため、炭素含量が増加すると、降伏比は多少減少するが、延性は増加する。また、炭素を過剰に添加すると、Fe,Mn3AlCを形成して延性及び水素による遅延破壊をもたらすとともに、溶鋼の凝固温度を下げて連続連鋳時に低温連鋳をもたらしてスラブ製造過程において設備を劣化させる。よって、オーステナイトの安定化、引張強度の確保及び延性改善のために、上記C含量の範囲を0.6~1.0にすることが好ましい。Si:0.1~2.5Siは、Alと同様に、鋼の比重を低下させ、強度を向上させ、積層欠陥エネルギーを上昇させる一方、動的ひずみ時効は減少させる元素である。また、Siは、溶接過程において溶接部の高温粘性に影響を及ぼすため、特に高マンガン鋼においてはMn/Si比が30を超過しないようにすることが好ましい。しかし、Siを多量に添加する場合は、鋼表面に高温酸化皮膜を厚く、不規則に形成し、延性を大きく低下させるため、上記Si含量の範囲を0.1~2.5にしつつ、できる限り減らすことが好ましい。Mn:10~15Mnは、Cとともにオーステナイトの熱的安定化のための最も必需的な元素であり、積層欠陥エネルギーを増加させる元素である。一方、Mnは、鋼の格子定数を増加させて密度を低下させるため、鋼材の比重を減らす役割をする。本発明においては、降伏比を高めるために多量のAlを添加することにより、積層欠陥エネルギーが過度に増加することから、Mnの含量はC含量と連携してオーステナイトの熱的活性化を確保しながら、積層欠陥エネルギーを減らすことができる10~15にすることが好ましい。このようなMn含量は、高マンガン鋼の製造時に合金鉄の費用を減らす効果も発揮する。P:0.02以下Pは、凝固過程において柱状晶または等軸晶粒界に偏析して高温脆性及び常温脆性を誘発してスラブクラックをもたらす。また、Pは、加工後に延性-脆性遷移温度を高め、水素脆性に対する鋭敏性を高めるため、その上限を0.02以下に限定することが好ましい。S:0.015以下Sは、Pと同様に、高温脆性を誘発し、MnSのような介在物を形成して熱延及び冷延時に圧延板破断の原因になるため、その上限を0.015以下に限定することが好ましい。Al:5~8Alは、本発明鋼においてC、Mnとともに最も重要な元素である。Alは、Fe原子半径と差異が大きいため、初期変形過程において原子間摩擦による強度上昇を誘発して降伏強度を上昇させ、積層欠陥エネルギーを最も大きく増加させる元素で、本発明鋼の加工硬化の挙動を制御する重要な元素である。また、鋼材の比重を低減させるため、多量に添加することが好ましいが、過剰に添加すると、Fe,Mn3AlCのような金属間化合物が増加して鋼の延性を顕著に低下させることから、上記Alの範囲を5~8にすることが好ましい。Ti:0.01~0.20Tiは、高温ではTiNに晶出して鋼中AlNの形成を抑制し、中温ではTiCを形成して降伏強度を増加させる役割をする。しかし、多量に添加する場合、過剰なTiN晶出によって連鋳ノズル詰まりまたは介在物欠陥を誘発させる可能性があるため、その範囲を0.01~0.2にすることが好ましい。N:0.02以下Nは、オーステナイト鋼中に比較的多量に固溶されてオーステナイトを安定化させる効果的な元素であるが、本発明のように多量のAlを含有させる場合、溶鋼中においてAlN晶出を発生させて連鋳ノズル詰まりまたは介在物欠陥を誘発したり、スラブ内に多量に存在する場合、クラックの原因になる。また、過剰に添加する場合は、高圧において溶鋼を製造しなければならなくなって設備費用が増加し、AlN析出による延性低下の原因になる。よって、上記Nの上限を0.02に限定することが好ましい。上記組成を満たしても、C、Mn、Alの適切な組み合わせが高降伏比及び高延性を確保する上で重要になる。特に、高降伏比及び軽量化のためには、多量のAlを添加することが有利であるが、Mn/Al比が低いと、フェライト相が現れたり、変形機構が双晶変形よりは転位滑りの方式に変化し、Fe,Mn3AlCが多量に発生して延性を急激に低下させるようになる。よって、Mn/Al比が2以上になるように制御することが重要であり、2~3に制御することがより好ましい。特に、Alが高くてMn/Al比も高いと、MBIPMicrobandInducedPlasticityによるさらなる延性改善を期待することができる。従来の軽量鋼板の場合、Mn/Al比は0.7~2.9の範囲であるが、Al含量が本発明に比べて8以上と過多であるため、Fe,Mn3AlCの形成による第2相分率の増加により、強度が増加して冷間圧延負荷が顕著に増加するのみならず、圧延中に冷間脆性が生じるという問題点がある。以上が本発明の基本成分系であり、求められる強度、延性水準及び鋼材の特性のために、Cr:0.1~3.0、Ni:0.05~2.0、Cu:0.1~2.0、Mo:0.05~0.5、V:0.005~0.5、Nb:0.005~0.2、Zr:0.005~0.2、B:0.0005~0.0030、Sb:0.005~0.2及びCa:0.001~0.02のうち1種または2種以上を微量添加することができる。Cr:0.1~3.0Crは、積層欠陥エネルギーを減らすことから、高Al含有鋼である本発明鋼では、積層欠陥エネルギーを調節するために添加されることができる。また、耐食性を改善させることから、腐食過程において水素吸蔵を抑制するための役割もする。Cr添加量が過剰であると、クロム炭化物を形成して延性が低下する可能性があるため、その範囲を0.1~3.0にすることが好ましい。Ni:0.05~2.0Niは、オーステナイトを安定化させ、積層欠陥エネルギーを増加させる元素で、本発明に適した元素であるが、高価な元素であるため、本発明ではNiの役割をC、Mnに代替した。また、表層に濃化されて耐食性及び耐酸化性に優れるため、熱延工程におけるスケール欠陥を減少させ、めっき密着性を改善し、腐食過程における水素吸蔵を抑制する効果がある。よって、上記Niの含量範囲を0.05~2.0にすることが好ましい。Cu:0.1~2.0Cuは、Niと同様に、オーステナイトを安定化させ、積層欠陥エネルギーを増加させる元素で、Niに比べて安価な元素である。よって、本発明に適した元素であるが、多量に添加される場合、高温において粒界に液状で存在して溶融金属による粒界脆性を誘発し、圧延板の鋸歯発生の原因になり得るため、上記Cuの含量範囲を0.1~2.0にすることが好ましい。Mo:0.05~0.5Moは、Crと同様に、フェライトの形成元素であるが、オーステナイト熱的安定化に影響を及ぼす元素で、微細な炭化物を形成させて強度を上昇させる効果がある。しかし、Moも高価な元素で、多量に含有されると鋼の延性を低下させる可能性があるため、その含量範囲を0.05~0.5にすることが好ましい。V:0.005~0.5Vは、鋼中において炭窒化物を形成して強度を上昇させるのに効果的な元素である。しかし、凝固過程において粒界に析出してスラブクラックを誘発し、熱間圧延工程では高溶鋼化及び最結晶を顕著に遅らせて圧延荷重を著しく増加させるという問題がある。よって、上記Vの含量範囲を0.005~0.5にすることが好ましい。Nb:0.005~0.2Nbは、Vと同様に、強力な炭窒化物の形成元素で、再結晶遅延効果が大きいことから、強度上昇のために添加されることができる。このような効果のためには、上記Nbの範囲を0.005~0.2にすることが好ましい。Zr:0.005~0.2Zrには、Tiと同様に、鋼中窒素を予め除去してAlNの形成を抑制する効果があるが、合金鉄の価格が高いため、その範囲を0.005~0.2にすることが好ましい。B:0.0005~0.0030Bには、鋼中においてPより粒界に偏析し、Pの偏析による問題点を改善する効果があるが、過剰に添加されると、酸化物によって表面に濃化されて亜鉛めっきの濡れ性を低下させたり、ボロンカーバイドBoron-Carbideを形成して鋼の延性を低下させるため、その範囲を0.0005~0.003にすることが好ましい。Sb:0.005~0.2Sbは、本発明におけるもう一つの特徴的な元素になり得る。上記Sbは、粒界に偏析して粒界エネルギーを低下させるため、Fe,Mn3AlCの形成を抑制するとともに、炭素またはアルミニウムの粒界拡散を抑制し、酸化による表層部の成分低減を防止して表層組織を安定化させるのに効果がある。しかし、過剰に添加されると、延性を低下させるため、その範囲を0.005~0.2にすることが好ましい。Ca:0.001~0.02Caは、主に鋼中に含まれるSを除去するために添加される元素で、CaSのような粗大な乳化物を形成して鋼の熱間加工性を改善する。しかし、揮発性元素であることから、製鋼において多量に添加される場合、合金鉄の添加量が急増し、過剰に添加されると、鋼の靭性を低下させるため、その範囲を0.001~0.02にすることが好ましい。以下では、本発明の製造方法について詳細に説明する。上記組成成分及び範囲を満たすスラブの熱間圧延を1000~1200°Cにおいて開始した後、850°C以上において熱間圧延を仕上げる。このとき、上記熱間圧延は、スラブ製造直後に行われたり、スラブを冷却した後に1000~1200°Cで再加熱してから熱間圧延を行うことができる。上記熱間圧延開始温度がこの範囲を外れると、熱間圧延中にエッジクラックedgecrackが発生しやすい。また、再加熱温度が1200°Cを超過すると、粒界に低融点化合物が形成されて圧延板にクラックを誘発する可能性があり、スクラップ欠陥を発生させるおそれがある。熱間仕上圧延は、できるだけ低い温度で行うことが微細粒を確保するのに有利であるが、850°C未満の温度において圧延を仕上げると、熱間変形抵抗が増加して薄鋼板が製造できなくなり、Fe,Mn3AlCの析出によって鋼板の延性低下を誘発する可能性がある。次に、上記熱間圧延された鋼材を600°C以下で巻取するが、巻取温度が600°Cを超過すると、過度なFe,Mn3AlCの形成によって熱延鋼板の延性を大きく低下させ、冷間圧延においても消滅せずに残留するようになって冷延鋼板の延性にも悪い影響を及ぼすようになる。このように製造された熱延鋼板は、比重が7.4g/cm3以下、引張強度が800~1200MPa、降伏比が60以上、延伸率が30以上である優れた物性を有する。上記熱延鋼板は、酸洗後、冷間圧延を行うが、上記巻取られた鋼材を20~70の圧下率で冷間圧延することが好ましい。冷間圧下率を20以上にしなければ、冷間加工によって蓄積エネルギーが確保されず、焼鈍過程において再結晶組織を得ることができない。もし、冷間圧下率が20未満になると、焼鈍板に比べて延伸率が低くなる。また、70を超過して冷間圧延すると、加工硬化速度が非常に高いため、過度な圧延負荷をもたらして圧延性酸性が急激に低くなる可能性がある。続いて、再結晶のために上記冷間圧延された鋼材を1~50°C/sの速度で再結晶温度以上900°C以下の温度領域まで加熱した後、10~180秒間焼鈍する。このとき、加熱速度が1°C/s未満になると、MnやSi、Alなどの元素の表面濃化が多量に発生して表面酸化物を形成することにより、製品の表面欠陥を誘発するのみならず、焼鈍装置を汚染させる原因になる。また、秒当たり50°C/sを超過する場合は、再結晶温度を過度に上昇させるという問題があり、別途の急速加熱設備などの製造費用が増加するという短所がある。焼鈍は、再結晶温度以上900°C以下において10秒~180秒の範囲で行われるが、再結晶温度未満であるか、10秒未満である場合は、加工硬化組織が残って延性を確保することが困難である。また、900°Cを超過したり、180秒を超過する場合は、焼鈍時間が長くて結晶粒の粗大化が生じ、強度が低下するとともに、酸化物も増加するという問題がある。本発明鋼の再結晶温度は600~650°Cである。焼鈍が完了した後、秒当たり1~100°Cの冷却速度で冷却を行う。冷却速度が遅いと、Fe,Mn3AlCの析出物が形成されて延性を低下させ、冷却速度が基準範囲より速いと、板形状が悪くなる。また、溶融めっきのために400~500°Cにおいて冷却を終了する場合、冷却終了温度を制御することが困難になる。このようにして得られた冷延鋼板は、熱延鋼板に比べて結晶粒がさらに微細になる。一方、上記冷延鋼板の耐食性を確保するために、Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si及びAl-Mg-Siからなるグループより選択された1種以上を20~120g/m2の範囲でめっきしてめっき鋼板を製造することができる。上記めっき付着量が20mg/m2未満であると、腐食雰囲気においてめっき層が破壊されて耐食性改善効果が十分ではなく、120mg/m2を超過する場合は、耐食性確保に必要なめっき層に比べて過剰なめっきによって製造費用が浪費されるという問題点がある。上記めっき方法としては、電気めっきまたは溶融めっきを用いることができる。以下では、実施例を通じて本発明についてより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより具体的に説明するための例に過ぎず、本発明の権利範囲を制限するものではない。実施例下記表1のような組成を有するインゴットを下記表2の条件を用いて鋼板を製造した。このとき、熱間圧延開始温度は1150°Cで、冷延鋼板の製造時の加熱速度は5°C/s、焼鈍時間は45秒であった。その後、上記のように製造された熱延鋼板及び冷延鋼板の物性、微細組織を測定し、その結果を下記表3に示した。上記表1~3から分かるように、本発明が提案する組成範囲及び製造条件を満たす発明材1~9は、降伏比が熱延鋼板では72~87、冷延鋼板では67~83を示しており、延伸率は熱延鋼板では34~44、冷延鋼板では36~48を示した。また、発明材1~9はオーステナイト単相組織からなることが分かり、5以上のAl添加によって7.4g/cm3以下の比重を有することが分かる。また、Mn/Al比が2~3、フラッシュ溶接性に関連してMn/Si比が30以下と良好な水準を示す。これに対し、比較材1及び2は、本発明の組成成分及び範囲に符合しているが、それぞれ仕上圧延温度及び巻取温度の範囲を満たしていないことから、発明材4に比べて延伸率が低い水準を示しており、微細組織もオーステナイトとセメンタイトの混合組織からなることが分かる。比較材3~6は、発明材4と同一の熱延鋼板特性を有する鋼種にもかかわらず、冷延時の圧下率、焼鈍温度及び冷却速度が本発明の範囲を外れることから、延伸率及び降伏比が劣位であることが分かる。比較材7~11の場合は、本発明の製造条件に符合するように製造されたが、成分系を満たしていないことから、延伸率または降伏比が低い水準を示す。"