本发明涉及高强度热镀锌钢板及其制造方法。本发明的高强度热镀锌钢板适合于作为汽车用钢板的用途。
背景技术：
从保护地球环境的观点出发，为了削减co2排放量，在维持汽车车身的强度的同时实现其轻量化、改善汽车的燃料效率在汽车业界中始终是重要的课题。在维持汽车车身的强度的同时实现其轻量化的方面，通过作为汽车部件用原材料的热镀锌钢板的高强度化而将钢板薄壁化是有效的。另一方面，以钢板作为原材料的汽车部件大多利用冲压加工、去毛刺加工等进行成形，因此，作为汽车部件用原材料使用的高强度热镀锌钢板除了要求具有期望的强度以外，还要求优良的成形性。
近年来，作为汽车车身的骨架用原材料，拉伸强度(ts)为1180mpa以上的高强度热镀锌钢板的应用不断扩大，在高强度热镀锌钢板的成形时，需要优良的弯曲性和延展性、特别是均匀伸长率。另外，从撞击安全性的观点考虑，这样的高强度热镀锌钢板的应用部位需要具有高的屈服强度，兼顾这两种特性是极为重要的。在这样的背景下，开发了各种各样的高强度热镀锌钢板。
在专利文献1中公开了通过控制析出物而使弯曲加工性优良的高强度热镀锌钢板、以及作为其制造方法的对铁水的凝固前的冷却速度、退火中的退火温度和之后的冷却速度进行控制的技术。
在专利文献2中公开了通过si与al的平衡、残余γ和紧挨表面表面下方的维氏硬度的大小的控制而使延展性和弯曲性优良的高强度热镀锌钢板、以及作为其制造方法的对精轧温度、卷取温度、退火温度范围、退火后的冷却速度、冷却停止温度和冷却停止保持时间进行控制的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-16319号公报
专利文献2：日本特开2009-270126号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
在专利文献1记载的技术中，析出强化钢的屈服强度(ys)高，但另一方面，均匀伸长率(uel)并不优良，另外，也没有在ts为1180mpa以上的区域中的见解。此外，也没有通过进行多次退火来实现材质改善的见解。
在专利文献2记载的技术中，强度以拉伸强度计低至低于900mpa，有改善的余地。另外，也没有通过进行多次退火来实现材质改善的见解。
本发明是鉴于上述现有技术所存在的问题而完成的。本发明要解决的课题在于提供ts为1180mpa以上、ys高且均匀伸长率和弯曲性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了达成上述课题并制造在确保高强度的同时均匀伸长率和弯曲性优良的热镀锌钢板，从钢板的成分组成、组织和制造方法的观点出发反复进行了深入研究。结果，发现了下述内容。
以质量％计设定为c：0.15％以上且0.25％以下、si：0.50％以上且2.5％以下、mn：2.3％以上且4.0％以下、al：0.01％以上且2.5％以下，在适当条件下进行热轧、冷轧和退火，以面积率计为回火马氏体相：30％以上且73％以下、铁素体相：25％以上且68％以下、残余奥氏体相：2％以上且20％以下、其他相：10％以下(包括0％)，并且，作为该其他相，含有马氏体相：3％以下(包括0％)、贝氏体铁素体相：低于5％(包括0％)，上述回火马氏体相的平均结晶粒径控制为8μm以下、上述残余奥氏体相中的c量控制为低于0.7质量％，由此，使ts为1180mpa以上、ys为850mpa以上、均匀伸长率为7.0％以上并且能够达到优良的弯曲性。
本发明是基于这样的见解而完成的，其主旨如下。
[1]一种高强度热镀锌钢板，其具有如下成分组成：以质量％计，含有c：0.15％以上且0.25％以下、si：0.50％以上且2.5％以下、mn：2.3％以上且4.0％以下、p：0.100％以下、s：0.02％以下、al：0.01％以上且2.5％以下，余量由fe和不可避免的杂质构成，
并具有如下钢板组织：以面积率计为回火马氏体相：30％以上且73％以下、铁素体相：25％以上且68％以下、残余奥氏体相：2％以上且20％以下、其他相：10％以下(包括0％)，并且，作为该其他相，含有马氏体相：3％以下(包括0％)、贝氏体铁素体相：低于5％(包括0％)，上述回火马氏体相的平均结晶粒径为8μm以下，上述残余奥氏体相中的c量低于0.7质量％。
[2]如[1]所述的高强度热镀锌钢板，其中，在成分组成中，进一步以质量％计含有选自cr：0.01％以上且2.0％以下、ni：0.01％以上且2.0％以下、cu：0.01％以上且2.0％以下中的至少一种元素。
[3]如[1]或[2]所述的高强度热镀锌钢板，其中，在成分组成中，进一步以质量％计含有b：0.0002％以上且0.0050％以下。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其中，在成分组成中，进一步以质量％计含有选自ca：0.001％以上且0.005％以下、rem：0.001％以上且0.005％以下中的至少一种元素。
[5]如[1]～[4]中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其中，上述热镀锌钢板包含合金化热镀锌钢板。
[6]如[1]～[5]中任一项所述的高强度热镀锌钢板，其中，上述热镀锌钢板具有1180mpa以上的拉伸强度。
[7]一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其具有：
使具有[1]～[4]中任一项所述的成分组成的板坯为1100℃以上的温度，在800℃以上的精轧温度下进行热轧而制造热轧钢板，在550℃以下的卷取温度下进行卷取的热轧工序；
以超过20％的累积压下率进行冷轧而制造冷轧钢板的冷轧工序；
加热至800℃以上且1000℃以下的退火温度，在该退火温度下保持10秒以上后，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃以下的冷却停止温度的预退火工序；
以10℃/s以下的平均加热速度加热至680℃以上且790℃以下的退火温度，在该退火温度下保持30秒以上且1000秒以下，接着，以1.0℃/s以上的平均冷却速度冷却至460℃以上且550℃以下的冷却停止温度后，在该冷却停止温度下保持500秒以下的主退火工序；
对主退火后的冷轧钢板进行镀锌，冷却至室温的镀锌工序；和
在50℃以上且400℃以下的回火温度下进行回火的回火工序。
[8]如[7]所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其中，上述镀锌工序包括：进行镀锌，进一步进行在460℃以上且580℃以下的温度范围内保持1秒以上且120秒以下的镀层合金化处理，然后冷却至室温。
[9]如[7]或[8]所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其中，进一步具有在上述回火工序之前或之后、或者在上述回火工序之前和之后以0.05％以上且1.00％以下的伸长率进行平整轧制的平整轧制工序。
需要说明的是，在本发明中，“高强度热镀锌钢板”是拉伸强度为1180mpa以上的钢板，不仅包含热镀锌钢板，也包含合金化热镀锌钢板。另外，“热镀锌”不仅包含热镀锌，也包含合金化热镀锌。需要说明的是，在需要区别热镀锌钢板和合金化热镀锌钢板来进行说明的情况下，将这些钢板区别地进行记载。
发明效果
根据本发明，能够得到ts为1180mpa以上、具有850mpa以上的高ys、7.0％以上的均匀伸长率和以2.0mm的弯曲半径弯曲时的裂纹长度为0.5mm以下的优良的弯曲性的高强度热镀锌钢板。该高强度热镀锌钢板适合作为汽车部件用原材料。
具体实施方式
以下，对本发明的详细内容进行说明。需要说明的是，只要没有特别声明，则表示成分元素的含量的“％”是指“质量％”。
1)成分组成
c：0.15％以上且0.25％以下
c是用于通过使马氏体相生成或者提高马氏体相的硬度而使ts升高所需要的元素。另外，c是使残余奥氏体相稳定化、得到均匀伸长率所需要的元素。c量低于0.15％时，马氏体相的强度低并且残余奥氏体相的稳定化也不充分，因此，难以兼顾1180mpa以上的ts和7.0％以上的均匀伸长率。另一方面，c量超过0.25％时，弯曲性的劣化变得显著。因此，c量设定为0.15％以上且0.25％以下。关于含量，下限侧优选为0.16％以上。上限侧优选为0.22％以下。
si：0.50％以上且2.5％以下
si是对于将钢进行固溶强化而使ts升高有效的元素。另外，si是对于抑制渗碳体生成而得到残余奥氏体相有效的元素。为了得到这种效果，需要使si量为0.50％以上。另一方面，si的含量增加时，因铁素体相的过量生成而导致弯曲性的降低或镀覆性、焊接性的劣化，因此优选适量添加。因此，si量设定为0.50％以上且2.5％以下。优选设定为0.50％以上且2.0％以下、更优选设定为0.50％以上且1.8％以下。
mn：2.3％以上且4.0％以下
mn是对钢进行固溶强化而使ts升高、或者抑制铁素体相变或贝氏体相变而生成马氏体相从而使ts升高的元素。另外，mn是将奥氏体相稳定化而提高均匀伸长率的元素。为了充分得到这种效果，需要使mn量为2.3％以上。另一方面，mn量超过4.0％时，夹杂物的增加变得显著，成为弯曲性劣化的原因。因此，mn量设定为2.3％以上且4.0％以下。优选设定为2.3％以上且3.8％以下、更优选设定为2.3％以上且3.5％以下。
p：0.100％以下
p通过晶界偏析而使弯曲性、焊接性劣化，因此，其量优选尽量减少。在本发明中，作为p量的上限，可以允许至0.100％。需要说明的是，p量优选为0.050％以下、更优选为0.020％以下。下限没有特别规定，但低于0.001％时，会导致生产效率的降低，因此优选为0.001％以上。
s：0.02％以下
s以mns等夹杂物的形式存在，使焊接性劣化，因此，其量优选尽量减少。在本发明中，作为s量的上限，可以允许至0.02％。需要说明的是，s量优选为0.0040％以下。下限没有特别规定，但低于0.0005％时，导致生产效率的降低，因此优选为0.0005％以上。
al：0.01％以上且2.5％以下
al是对于使奥氏体相稳定化而得到残余奥氏体相有效的元素。al量低于0.01％时，无法使奥氏体相稳定化而得到残余奥氏体相。另一方面，al量超过2.5％时，不仅连铸时的板坯破裂的危险性增高，而且在退火时导致铁素体相的过量生成，难以兼顾1180mpa以上的ts和弯曲性。因此，al量设定为0.01％以上且2.5％以下。从抑制铁素体相的过量生成的观点考虑，优选设定为0.01％以上且1.0％以下、更优选设定为0.01％以上且0.6％以下。
余量为fe和不可避免的杂质，但可以根据需要适当含有下述元素中的一种以上。
选自cr：0.01％以上且2.0％以下、ni：0.01％以上且2.0％以下、cu：0.01％以上且2.0％以下中的至少一种元素
cr、ni、cu是生成马氏体相等低温相变相而对高强度化有效的元素。为了得到这种效果，使选自cr、ni、cu中的至少一种元素的含量为0.01％以上。另一方面，cr、ni、cu各自的含量超过2.0％时，其效果饱和。因此，在含有这些元素的情况下，cr、ni、cu的含量分别设定为0.01％以上且2.0％以下。关于各元素的含量，下限侧优选为0.1％以上。另外，上限侧优选为1.0％以下。
b：0.0002％以上且0.0050％以下
b是偏析于晶界而对于抑制铁素体相和贝氏体相的生成、促进马氏体相的生成有效的元素。为了充分得到这种效果，需要使b量为0.0002％以上。另一方面，b量超过0.0050％时，其效果饱和，导致成本升高。因此，在含有b的情况下，b量设定为0.0002％以上且0.0050％以下。从马氏体相生成的观点考虑，关于含量，下限侧优选为0.0005％以上。上限侧优选为0.0030％以下、更优选为0.0020％以下。
选自ca：0.001％以上且0.005％以下、rem：0.001％以上且0.005％以下中的至少一种元素
ca、rem均是通过控制硫化物的形态而对于改善成形性有效的元素。为了得到这种效果，使选自ca、rem中的至少一种元素的含量为0.001％以上。另一方面，ca、rem各自的含量超过0.005％时，有可能对钢的洁净度造成不良影响而使特性降低。因此，在含有这些元素的情况下，ca、rem的含量设定为0.001％以上且0.005％以下。
2)钢板组织
回火马氏体相的面积率：30％以上且73％以下
回火马氏体相的面积率低于30％时，难以兼顾ts为1180mpa以上的高强度和弯曲性。另一方面，超过73％时，得不到本发明的均匀伸长率。因此，回火马氏体的面积率设定为30％以上且73％以下。关于面积率，下限侧优选为40％以上。上限侧优选为70％以下、更优选为65％以下。
铁素体相的面积率：25％以上且68％以下
铁素体相的面积率低于25％时，得不到本发明的均匀伸长率。另一方面，超过68％时，得不到本发明的ys。因此，铁素体相的面积率设定为25％以上且68％以下。关于面积率，下限侧优选为35％以上。上限侧优选为60％以下。在本发明中，对于延展性、弯曲性而言不优选的未再结晶铁素体相不包含在铁素体相中。
残余奥氏体相的面积率：2％以上且20％以下
残余奥氏体相的面积率低于2％时，难以兼顾ts为1180mpa以上的高强度和7.0％的均匀伸长率。另一方面，超过20％时，弯曲性劣化。因此，残余奥氏体相的面积率设定为2％以上且20％以下。关于面积率，下限侧优选为3％以上。上限侧优选为15％以下。
本发明的钢板组织可以由回火马氏体相、铁素体相和残余奥氏体相这三相构成。另外，只要以面积率计为10％以下，则可以允许有其他相。该其他相在弯曲性、ts方面是不优选的，因此，以面积率计设定为10％以下。优选低于5％、更优选低于3％。作为该其他相，例如有马氏体相、贝氏体铁素体相、珠光体相、未再结晶铁素体相等。
作为该其他相，基于下述理由，进一步对马氏体相和贝氏体铁素体相可允许的面积率进行规定。
马氏体相的面积率：3％以下(包括0％)
马氏体相的面积率超过3％时，弯曲性的劣化变得显著。因此，马氏体相的面积率设定为3％以下。优选为2％以下、更优选为1％以下。
贝氏体铁素体相的面积率：低于5％(包括0％)
贝氏体铁素体相的面积率为5％以上时，难以兼顾ts为1180mpa以上的高强度和7.0％以上的均匀伸长率。因此，贝氏体铁素体相的面积率设定为低于5％。
回火马氏体相的平均结晶粒径：8μm以下
回火马氏体相的平均结晶粒径超过8μm时，弯曲性的劣化变得显著。因此，回火马氏体的平均结晶粒径设定为8μm以下。平均结晶粒径优选为4μm以下。需要说明的是，本发明中，回火马氏体相的晶粒是指由原奥氏体相晶界或回火马氏体相与铁素体相和贝氏体铁素体相等其他相的晶界包围的回火马氏体相的晶粒。
残余奥氏体相中的c量：低于0.7质量％
残余奥氏体相中的c量为0.7质量％以上时，残余奥氏体相变得过度稳定，难以兼顾ts为1180mpa以上的高强度和7.0％以上的均匀伸长率。因此，残余奥氏体相中的c量设定为低于0.7质量％。优选为0.6质量％以下。本发明中，残余奥氏体相中的c量设定为由x射线衍射求出的值。
本发明中，马氏体相、回火马氏体相、铁素体相、贝氏体铁素体相、珠光体相、未再结晶铁素体相的面积率是指各相的面积在观察面积中所占的比例，关于它们的面积率，从最终制造工序后的钢板切出样品，对与轧制方向平行的断面进行研磨后，用3％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，利用sem(扫描型电子显微镜)以1500倍的倍率对锌镀层下的钢基钢板中的板厚1/4位置分别拍摄3个视野，使用mediacybernetics公司制造的image-pro，由所得到的图像数据求出各相的面积率，将视野的平均面积率作为各相的面积率。在上述图像数据中，可以按照铁素体相为黑色、马氏体相为不含碳化物的白色、回火马氏体相为包含碳化物的灰色、贝氏体铁素体相为包含碳化物或岛状马氏体相的暗灰色、珠光体相为黑色与白色的层状来进行区别。另外，未再结晶铁素体相作为包含亚晶界的黑色而区别于铁素体相。需要说明的是，本发明中，岛状马氏体相为回火马氏体相，因此，将该岛状马氏体相作为回火马氏体相而求出面积率。
另外，关于回火马氏体相的平均结晶粒径，对于求出了面积率的上述图像数据，用视野的回火马氏体相的面积的合计除以回火马氏体相的个数而求出平均面积，将其平方根作为平均结晶粒径。
关于残余奥氏体相的面积率，将最终制造工序后的钢板以使锌镀层下的钢基钢板中的板厚的1/4位置成为测定面的方式进行磨削后，对于通过化学研磨进一步研磨0.1mm而得到的板厚的1/4位置面，利用x射线衍射装置，使用mo的kα射线，测定fcc铁(奥氏体相)的(200)面、(220)面、(311)面和bcc铁(铁素体相)的(200)面、(211)面、(220)面的积分反射强度，由来自fcc铁(奥氏体相)的各面的积分反射强度相对于来自bcc铁(铁素体相)的各面的积分反射强度的强度比求出体积率，将该体积率的值作为面积率的值。另外，关于残余奥氏体相中的c量，利用x射线衍射装置，使用co的kα射线，由(220)面的衍射峰的位移量通过下式算出。
a＝1.7889×(2)1/2/sinθ
a＝3.578+0.033[c]+0.00095[mn]+0.0006[cr]+0.022[n]+0.0056[al]+0.0015[cu]+0.0031[mo]
在此，a为奥氏体的晶格常数
3)钢板的用途等
本发明的高强度热镀锌钢板的用途没有特别限定，优选用于汽车部件。
本发明的高强度热镀锌钢板的板厚(不包含镀层)没有特别限定，但优选为0.4mm以上且3.0mm以下。
4)制造条件
本发明的高强度热镀锌钢板例如可以通过具有如下工序的制造方法来制造：使具有上述成分组成的板坯为1100℃以上的温度，在800℃以上的精轧温度下进行热轧而制造热轧钢板，在550℃以下的卷取温度下进行卷取的热轧工序；以超过20％的累积压下率进行冷轧而制造冷轧钢板的冷轧工序；加热至800℃以上且1000℃以下的退火温度，在该退火温度下保持10秒以上后，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃以下的冷却停止温度的预退火工序；以10℃/s以下的平均加热速度加热至680℃以上且790℃以下的退火温度，在该退火温度下保持30秒以上且1000秒以下，接着，以1.0℃/s以上的平均冷却速度冷却至460℃以上且550℃以下的冷却停止温度后，在该冷却停止温度下保持500秒以下的主退火工序；对主退火后的冷轧钢板进行镀锌，或者进一步加热至460～580℃进行镀层合金化处理，冷却至室温的镀锌工序；和在50℃以上且400℃以下的回火温度下进行回火的回火工序。以下详细进行说明。
4-1)热轧工序
板坯温度：1100℃以上
板坯的温度低于1100℃时，碳化物有未熔化的，得不到本发明的钢板组织。因此，板坯加热温度设定为1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失的增大，板坯的加热温度优选设定为1300℃以下。需要说明的是，本发明的热轧工序中，板坯等被轧制材料的温度是指板坯等被轧制材料的宽度中央部且长度中央部的表面温度。
为了防止宏观偏析，板坯优选利用连铸法进行制造，但也可以利用铸锭法、薄板坯铸造法进行制造。对板坯进行热轧时，可以先将板坯冷却至室温，然后再加热而进行热轧，也可以在不使板坯冷却至室温的情况下装入加热炉中进行热轧。或者，也可以应用在稍微进行保温后立即进行热轧的节能工艺。
精轧温度：800℃以上
精轧温度低于800℃时，生成铁素体相等而成为双相区轧制，钢板组织变得不均匀，得不到本发明的钢板组织。因此，精轧温度设定为800℃以上。另一方面，精轧温度的上限没有特别限定，优选为950℃以下。
对板坯进行热轧时，从即使降低板坯的加热温度也可防止轧制时的故障的观点考虑，也可以对粗轧后的粗制型材进行加热。另外，可以应用将粗制型材彼此接合并连续地进行精轧的所谓连轧工艺。精轧有时会使各向异性增大而降低冷轧、退火后的加工性，因此，优选在ar3相变点以上的精轧温度下进行。另外，为了降低轧制载荷、使形状和材质均匀化，优选在精轧的全部道次或部分道次中进行摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
卷取温度：550℃以下
卷取温度超过550℃时，铁素体相、珠光体相等软质相会混入到热轧卷材中，得不到本发明的钢板组织。因此，卷取温度设定为550℃以下。下限没有特别规定，但低于400℃时，板形状劣化，因此优选为400℃以上。
卷取后的钢板在通过酸洗等除去氧化皮后，在上述条件下实施冷轧、预退火、主退火、热镀锌、回火等。
4-2)冷轧工序
累积压下率：超过20％
累积压下率为20％以下时，在退火时容易生成粗大晶粒，得不到本发明的钢板组织。因此，冷轧工序的累积压下率设定为超过20％。优选为30％以上。需要说明的是，上限没有特别规定，但从板形状的稳定性等观点考虑，优选为约90％以下，更优选为75％以下。
在本发明中，通过预退火工序、主退火工序和回火工序形成组织。在预退火工序中，形成奥氏体相后，以抑制铁素体相、珠光体相等软质组织的方式进行冷却，形成由贝氏体相、马氏体相等构成的硬质组织。接着，在主退火工序中，在硬质组织基体中，通过控制升温速度、退火温度而使奥氏体相微细地生成。进一步通过冷却保持控制而抑制贝氏体相，形成c少的残余奥氏体相和马氏体相。在回火工序中，将马氏体相回火，形成回火马氏体相。以下详细进行说明。
4-3)预退火工序
退火温度：800℃以上且1000℃以下
预退火工序的退火温度低于800℃时，奥氏体相的生成变得不充分，得不到本发明的钢板组织。另一方面，超过1000℃时，奥氏体晶粒变得粗大，得不到本发明的钢板组织。因此，预退火工序的退火温度设定为800℃以上且1000℃以下。优选为800℃以上且930℃以下。
在退火温度下保持10秒以上
预退火的退火保持时间少于10秒时，奥氏体的生成变得不充分，得不到本发明的钢板组织。因此，预退火工序的退火保持时间设定为10秒以上。预退火的退火保持时间没有特别限定，优选设定为500秒以下。
平均冷却速度：5℃/s以上
从退火温度至550℃的平均冷却速度低于5℃/s时，在冷却中生成铁素体相、珠光体相，得不到本发明的钢板组织。因此，至550℃为止的平均冷却速度设定为5℃/s以上。优选为8℃/s以上。
需要说明的是，在本发明中，平均加热速度和平均冷却速度的单位中的“s”表示“秒”。
冷却停止温度：550℃以下
5℃/s以上的平均冷却速度下的冷却停止温度超过550℃时，大量生成铁素体相、珠光体相，得不到本发明的钢板组织。因此，5℃/s以上的平均冷却速度下的冷却停止温度设定为550℃以下。另外，在设定为低于550℃的冷却停止温度的情况下，低于550℃的范围的冷却速度没有特别限定，可以低于5℃/s。冷却停止温度的下限可以适当调节，优选设定为0℃以上。需要说明的是，本发明中，在预退火工序中，可以在冷却后进行再加热。从抑制铁素体相、珠光体相的观点考虑，该再加热温度优选为50～550℃。另外，从抑制铁素体相、珠光体相的观点考虑，再加热温度下的保持时间优选为1～1000秒。预退火后，冷却至50℃以下。
4-4)主退火工序
平均加热速度：10℃/s以下
至退火温度为止的平均加热速度超过10℃/s时，生成粗大的奥氏体，得不到本发明的钢板组织。因此，平均加热速度设定为10℃/s以下。需要说明的是，该平均加热速度是用退火温度与200℃的温度差除以从200℃至退火温度的加热时间而得到的值。
退火温度：680℃以上且790℃以下
退火温度低于680℃时，奥氏体相的生成变得不充分，得不到本发明的钢板组织。另一方面，超过790℃时，过量地生成奥氏体相，得不到本发明的钢板组织。因此，退火温度设定为680℃以上且790℃以下。优选为700℃以上且790℃以下。
在退火温度下保持30秒以上且1000秒以下
退火保持时间少于30秒时，奥氏体相的生成变得不充分，得不到本发明的钢板组织。另一方面，超过1000秒时，奥氏体相粗大化，得不到本发明的钢板组织。因此，退火保持时间设定为30～1000秒。关于退火保持时间，下限侧优选为60秒以上。上限侧优选为600秒以下。
平均冷却速度：1.0℃/s以上
从退火温度至冷却停止温度的平均冷却速度低于1.0℃/s时，在冷却中大量生成铁素体相、珠光体相或贝氏体相，得不到本发明的钢板组织。因此，平均冷却速度设定为1.0℃/s以上。平均冷却速度的上限没有特别限定，可以适当调节。优选为100℃/s以下。
冷却停止温度：460℃以上且550℃以下
1.0℃/s以上的平均冷却速度下的冷却停止温度低于460℃时，大量生成贝氏体相，得不到本发明的钢板组织。另一方面，超过550℃时，大量生成铁素体相、珠光体相，得不到本发明的钢板组织。因此，冷却停止温度设定为460℃以上且550℃以下。
冷却停止保持时间：500秒以下
冷却停止保持时间超过500秒时，大量生成贝氏体、珠光体，得不到本发明的钢板组织。因此，冷却停止保持时间设定为500秒以下。另一方面，冷却停止保持时间的下限没有特别限定，可以适当调节，也可以不进行保持。需要说明的是，在此，冷却停止保持时间是指从退火后冷却至550℃以下后起至锌镀浴浸渍为止的时间，不需要严格地在冷却停止后保持冷却停止时的温度，只要在460℃以上且550℃以下的温度范围内，则可以进行冷却或升温。
4-5)镀锌工序
镀覆处理优选通过将上述得到的钢板浸渍于440℃以上且500℃以下的锌镀浴中、然后利用气体擦拭等调节镀层附着量来进行。进一步对锌镀层进行合金化时，优选在460℃以上且580℃以下的温度范围内保持1秒以上且120秒以下来进行合金化。镀锌优选使用al量为0.08质量％以上且0.25质量％以下的锌镀浴。
另外，也可以对镀锌后的钢板实施树脂和油脂涂覆等各种涂装处理。
4-6)回火工序
回火温度：50℃以上且400℃以下
回火温度低于50℃时，马氏体相的回火变得不充分，得不到本发明的钢板组织。另一方面，超过400℃时，奥氏体相分解，得不到本发明的钢板组织。因此，回火温度设定为50℃以上且400℃以下。关于回火温度，下限侧优选为100℃以上。上限侧优选为350℃以下。回火处理可以使用连续退火炉、箱型退火炉等中的任意一种。在像以卷材的状态进行回火处理的情况等那样存在钢板彼此的接触的情况下，从抑制粘附等的观点出发，回火时间优选设定为24小时以下。
4-7)平整轧制工序
伸长率：0.05％以上且1.00％以下
在本发明中，可以在回火工序之前或之后、或者在回火工序之前和之后实施伸长率为0.05％以上且1.00％以下的平整轧制。通过该平整轧制，ys升高。为了得到这样的效果，设定为0.05％以上的伸长率。另一方面，超过1.00％时，均匀伸长率有可能降低。因此，在进行平整轧制工序的情况下，平整轧制的伸长率设定为0.05％以上且1.00％以下。
实施例
以下，示出实施例。本发明的技术范围不限定于以下的实施例。需要说明的是，将表2-1和表2-2称为表2。
将表1所示的成分组成的钢利用真空熔化炉进行熔炼，进行轧制而制成钢坯。将这些钢坯在表2所示的条件下加热后，实施粗轧，进行精轧，并冷却，实施相当于卷取的处理，制成热轧钢板。接着，冷轧至1.4mm，制作冷轧钢板，供于预退火、主退火。然后，进行镀覆处理(使用al量为0.08质量％以上且0.25质量％以下的锌镀浴)，冷却至室温，进行回火处理。根据情况，在回火处理之前和/或之后进行平整轧制。在上述条件下制作钢板no.1～37。退火模拟连续热镀锌生产线在实验室中以表2所示的条件进行，制作热镀锌钢板(gi)和合金化热镀锌钢板(ga)。热镀锌钢板通过在460℃的镀浴中浸渍而形成附着量为35～45g/m2的镀层来制作，合金化热镀锌钢板通过在镀层形成后在460～580℃的范围内进行合金化处理来制作。对于所得到的镀覆钢板，按照下述试验方法求出拉伸特性、弯曲性。将结果示于表3。
<拉伸试验>
从最终制造工序后的钢板上沿相对于轧制方向成直角的方向裁取jis5号拉伸试验片(jisz2201)，进行应变速度设定为10-3/s的依据jisz2241的规定的拉伸试验，求出ts、ys、uel。将ts为1180mpa以上、ys为850mpa以上、uel为7.0％以上的情况作为合格。
<弯曲性试验>
从退火板上分别裁取以与轧制方向平行的方向作为弯曲试验轴方向的、宽度为35mm、长度为100mm的长条形试验片，进行弯曲试验。以冲程速度为10mm/s、压入载荷为10吨、按压保持时间为5秒、弯曲半径r为2.0mm的条件进行90°v弯曲试验，用10倍的放大镜对弯曲顶点的棱线部进行观察，将在宽度位置的一个部位观察到0.5mm以上的裂纹的试验片判定为劣，将裂纹小于0.5mm的试验片判定为优。
[表1]
[表2-1]
[表2-2]
*镀覆状态：gi：热镀锌钢板，ga：合金化热镀锌钢板
[表3]
*1)v(tm)、v(f)、v(γ)、v(m)、v(bf)，其他：分别为回火马氏体相、铁素体相、残余奥氏体相、马氏体相、贝氏体铁素体相的面积率。
其他：除v(m)、m(bf)以外还包含上述以外的相的面积率。
*2)d(tm)：回火马氏体相的平均结晶粒径
*3)c(γ)：残余奥氏体相中的c量
本发明例均是ts为1180mpa以上、ys为850mpa以上、且均匀伸长率为7.0％以上、并且具有优良的弯曲性的高强度热镀锌钢板。另一方面，偏离本发明范围的比较例中，或者未得到所期望的ts、或者未得到所期望的ys、或者未得到所期望的均匀伸长率、或者未得到所期望的弯曲性。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到ts为1180mpa以上、ys为850mpa以上、均匀伸长率为7.0％以上、弯曲性优良的高强度热镀锌钢板。将本发明的高强度热镀锌钢板用于汽车用部件用途时，能够有助于汽车的轻量化，并能够大大有助于汽车车身的高性能化。