本发明涉及在汽车用骨架构件的用途中有用的兼具拉伸强度(ts)：980mpa以上的高强度和优异的弯曲性的高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及它们的制造方法。
背景技术：
近年来，从保护地球环境的观点考虑，出于限制co2排出量的目的在整个汽车业界中指向汽车的油耗改善。对于汽车的油耗改善，通过使用构件的薄壁化而得到的汽车的轻量化是最有效的，因此，近年来，作为汽车构件用材料的高强度钢板的使用量不断增加。另一方面，通常存在伴随钢板的高强度化而钢板的延展性、弯曲性恶化的趋势，该恶化导致在汽车构件的成型时产生断裂、裂缝产生之类的不良情况。因此，在将汽车构件等轻量化的方面，要求制成除高强度以外还兼具良好的延展性、弯曲性的冷轧钢板。
需要开发兼具高强度和良好的延展性、弯曲性的冷轧钢板，迄今为止均是提出了着眼于钢组织的构成、表层部的硬度的方案。
例如，专利文献1中公开了如下技术：通过具有如下的组成和组织，并且使钢板表层部的铁素体面积率高于内部，从而缓和在弯曲加工时对表层部施加的拉伸·压缩应力而改善弯曲性，所述组成以质量％计含有c：0.05～0.30％、si：3.0％以下、mn：0.1～5.0％、p：0.1％以下、s：0.02％以下、al：0.01～1.0％，n：0.01％以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成的成分组成，所述组织中，以面积率计含有20～50％的作为软质第1相的铁素体，剩余部分由作为硬质第2相的回火马氏体和/或回火贝氏体构成。
专利文献2中公开了一种钢材，所述钢板通过以质量％计含有c：0.050％～0.40％、si：0.50％～3.0％、mn：3.0％～8.0％、p：0.05％以下、s：0.01％以下、sol.al：0.001％～3.0％以及n：0.01％以下，以面积率计含有10％～40％的奥氏体，从而高强度且延展性和冲击特性得到改善。
专利文献3中公开了一种高强度镀锌钢板，通过控制高强度镀锌钢板的板厚方向的硬度分布来改善弯曲性，所述高强度镀锌钢板以质量％计含有c：0.075～0.300％、si：0.30～2.50％、mn：1.30～3.50％、p：0.001～0.050％、s：0.0001～0.0100％、al：0.005～1.500％、n：0.0001～0.0100％、o：0.0001～0.0100％。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013－249502号公报
专利文献2：日本特开2014－25091号公报
专利文献3：国际公开号wo2013/018739号公报
技术实现要素：
专利文献1中提出的技术如专利文献1的实施例的图1所示，铁素体晶粒直径大且铁素体晶粒直径的偏差大，因此，有因弯曲加工而局部存在应变的情况。此时拉伸应力的缓和作用不充分，有产生龟裂的情形。
专利文献2中提出的技术是灵活运用奥氏体相的技术，由于来自表层的脱碳、相对于板厚方向的热历程的变化等的影响，在弯曲加工中重要的到钢板表层为止稳定地生成奥氏体相是极其困难的。因此，难以利用专利文献2中记载的技术来改善弯曲性。
专利文献3中提出的技术也与专利文献1同样地有在弯曲加工时在应变局部集中时导致龟裂的情况。
本发明是为了解决上述课题而作出的，其目的在于提供兼具拉伸强度(ts)：980mpa以上的高强度和优异的弯曲性的高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及它们的制造方法。
对具有良好的弯曲性、并且能够将冷轧钢板高强度化的构成进行了深入研究，结果可知对在弯曲加工部的钢板表面产生龟裂的部位局部地赋予了较大的应变。根据该见解，认为如果能够使弯曲加工时的应变均匀地分散在弯曲加工部整体，则有能够稳定地除去不良情况的可能性，对应变的分散方法反复进行了研究。其结果，判明如果确保均匀伸长率在期望以上并且加工硬化指数为一定以上，则能够解决本发明的课题。这是因为通过导入有应变的部分进行加工硬化，依次向未导入应变的部分导入应变。接下来，对使均匀伸长率和加工硬化指数提高的构成进行了研究，发现通过制成存在在微细且整粒的铁素体相的铁素体晶粒的周围均匀地分散有微细的马氏体晶粒的趋势的钢组织，能够最大限度地灵活运用软质且富有延展性的铁素体相的延展性和加工硬化。本发明是基于上述见解而完成的，其要旨如下。
[1]一种高强度冷轧钢板，具有如下的成分组成和钢组织：所述成分组成以质量％计含有c：0.07％～0.17％，si：小于0.3％，mn：2.2％～3.0％，p：0.03％以下，s：0.005％以下，al：0.08％以下，n：0.0060％以下，mo：0.07％～0.50％，cr：0.001％～0.4％，满足下述(1)式，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述钢组织中，铁素体相的面积率为30％～70％，马氏体相的面积率为30％～70％，铁素体晶粒的平均粒径为3.5μm以下，铁素体晶粒的粒径的标准偏差为1.5μm以下，铁素体晶粒的平均长宽比为1.8以下，马氏体晶粒的平均粒径为3.0μm以下，马氏体晶粒的平均长宽比为2.5以下，连接的马氏体晶粒间的晶界的长度满足下述(2)式的马氏体晶粒的面积率的合计为马氏体相的面积率的10％以下，所述高强度冷轧钢板的拉伸强度为980mpa。
0.05[％c]－2.6[％si]+1.2[％mn]+2.6[％mo]+[％cr]≥3.15(1)
(1)式中，[％c]、[％si]、[％mn]、[％mo]以及[％cr]分别表示以质量％计的c、si、mn、mo以及cr含量。
l1≥0.2×l2(2)
(2)式中，l1表示连接的马氏体晶粒间的晶界的长度，l2表示连接的马氏体晶粒中粒径大的马氏体晶粒的周长。
[2]根据[1]所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有v：0.001％～0.3％，ti：0.001％～0.1％，nb：0.001％～0.08％中的1种或2种以上。
[3]一种高强度镀覆钢板，具有[1]或[2]所述的高强度冷轧钢板和所述高强度冷轧钢板上的如下成分组成的镀层，所述成分组成以质量％计含有fe：20.0％以下，al：0.001％～1.0％，并且含有合计0％～3.5％的选自pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi以及rem中1种或2种以上，剩余部分由zn和不可避免的杂质构成。
[4]根据[3]所述的高强度镀覆钢板，其中，所述镀层为热浸镀层或合金化热浸镀层。
[5]一种高强度冷轧钢板的制造方法：具有如下工序：热轧工序，将具有[1]或[2]所述的成分组成的钢坯材加热到1050℃～1300℃，在800℃以上的终轧温度结束精轧后，在500℃～700℃进行卷绕；冷轧工序，在所述热轧工序后对热轧板进行冷轧；第一退火工序，将所述冷轧工序后的冷轧板在从100℃到825℃以上的最高到达温度为止的平均加热速度为1.5℃/s以上的条件下进行加热，将加热至最高到达温度的冷轧板在到560℃为止的平均冷却速度为12℃/s以上的条件下进行冷却，使滞留在200℃～520℃的温度区域的时间为30秒以上；第二退火工序，将所述第一退火工序后的退火板加热至720℃～820℃的最高到达温度，将加热到至最高到达温度的退火板在到560℃为止的平均冷却速度为12℃/s以上的条件下进行冷却，使滞留在200℃～500℃的温度区域的时间为75秒以下。
[6]一种高强度镀覆钢板的制造方法，具有在通过[5]所述的制造方法制造的高强度冷轧钢板上形成镀层的镀覆工序，所述镀层以质量％计含有fe：20.0％以下、al：0.001％～1.0％，并且含有合计0％～3.5％的选自pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi以及rem中的1种或2种以上，剩余部分由zn和不可避免的杂质构成。
[7]根据[6]所述的高强度镀覆钢板的制造方法，其中，所述镀层为热浸镀层或合金化热浸镀层。
根据本发明，可得到适于汽车的结构构件等用途、具有良好的延展性和弯曲性的高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板。本发明提高汽车构件的轻量化、其可靠性。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限定于以下的实施方式。
＜高强度冷轧钢板＞
成分组成
本发明的高强度冷轧钢板以质量％计含有c：0.07％～0.17％、si：小于0.3％、mn：2.2％～3.0％、p：0.03％以下、s：0.005％以下、al：0.08％以下、n：0.0060％以下、mo：0.07％～0.50％、cr：0.001％～0.4％。以下的各成分的说明中“％”表示“质量％”。
c：0.07％～0.17％
c是使马氏体硬化、实质上有助于钢板的高强度化的元素。为了得到本发明所要求的拉伸强度：980mpa以上，c含量需要为0.07％以上。另一方面，如果c含量超过0.17％，则马氏体相的面积率过度增大，无法灵活运用铁素体相的加工硬化，延展性和弯曲性降低。因此，c含量为0.07％～0.17％。对于下限，优选的c含量为0.08％以上，对于上限，优选的c含量为0.15％以下。
si：小于0.3％
si是容易生成铁素体相的元素。如果si含量过量，则在退火中残留粗大的铁素体晶粒，得不到微细且整粒的铁素体相，弯曲性降低。因此，在本发明中，需要使si含量小于0.3％。优选的si含量为0.25％以下。下限没有特别规定，但有时0.01％的si不可避免地混入钢中。
mn：2.2％～3.0％
mn是除去退火中的钢组织中所含的粗大的铁素体晶粒、提高淬透性而对在滞留过程生成微细铁素体晶粒有效的元素。另一方面，如果过量含有，则在冷却和保持过程中阻碍铁素体相生成，延展性和弯曲性降低。从以上的观点考虑，mn含量为2.2％～3.0％。对于下限，优选的mn含量为2.3％以上，对于上限，优选的mn含量为2.8％以下。
p：0.03％以下
p由于在晶界偏析而在弯曲加工时成为晶界破裂的主要因素，因此，优选尽可能减少p含量。本发明中可以允许p含量为0.03％以下。优选的p含量为0.02％以下。虽然优选尽可能减少p含量，但制造上有时0.001％不可避免地混入。
s：0.005％以下
s在钢中以mns等夹杂物的形式存在。该夹杂物通过轧制而成为呈楔形伸展的夹杂物，对弯曲性造成显著的不良影响。因此，在本发明中，优选尽可能减少s含量，设为0.005％以下。优选的s含量为0.003％以下。虽然优选尽可能减少s含量，但制造上有时不可避免地混入0.0001％。
al：0.08％以下
在制钢的阶段将al作为脱氧剂添加时，优选al含量为0.02％以上。另一方面，如果al含量超过0.08％，则因氧化铝等夹杂物的影响而对弯曲性的不良影响显著。因此，al含量为0.08％以下。优选为0.07％以下。
n：0.0060％以下
n对耐时效性造成不良影响。如果n含量超过0.0060％，则无法忽略对延展性和弯曲性的经时劣化的影响。因此，n含量上限为0.0060％。优选的n含量为0.0050％以下。
mo：0.07％～0.50％
mo与mn同样地是提高淬透性、对生成微细且整粒的铁素体相有效的元素。为了提高该效果，mo含量需要至少为0.07％。另一方面，如果mo含量超过0.50％，则马氏体相的面积率从本发明所要求的范围脱离，因此延展性和弯曲性降低。综上所述，mo含量为0.07％～0.50％。对于下限，优选的mo含量为0.07％以上，对于上限，优选的mo含量为0.30％以下。
cr：0.001％～0.4％
cr也与mn和mo同样地是具有提高淬透性的效果的元素。为了得到该效果，cr含量需要至少为0.001％。另一方面，如果cr含量超过0.4％，则对钢板的表面特性带来不良影响，化成处理性、镀覆品质降低。因此，cr含量为0.001％～0.4％。对于下限，优选的cr含量为0.005％以上，对于上限，优选的cr含量为0.3％以下。
另外，本发明的成分组成中，c含量、si含量、mn含量、mo含量以及cr含量满足下述(1)式。
0.05[％c]－2.6[％si]+1.2[％mn]+2.6[％mo]+[％cr]≥3.15(1)
(1)式中，[％c]、[％si]、[％mn]、[％mo]以及[％cr]分别表示以质量％计的c、si、mn、mo以及cr含量。
在本发明中，为了得到微细且整粒的铁素体相，需要在退火中除去粗大铁素体晶粒、确保抑制退火后的冷却中的铁素体相变的淬透性。从上述的观点考虑，根据调查各元素的效果的结果，求出(1)式的各元素的系数。(1)式左边小于3.15时，因粗大铁素体晶粒残留或淬透性不足所致的高温下的铁素体晶粒生长而得不到微细且整粒的铁素体相。另一方面，(1)式左边超过4.30时，有时难以得到铁素体相，因此(1)式左边优选为4.30以下。
以上是本发明的高强度冷轧钢板的成分组成的必需成分。上述成分组成也可以含有选自v、ti以及nb中的至少1种作为任意成分。
v：0.001％～0.3％，ti：0.001％～0.1％，nb：0.001％～0.08％中的1种或2种以上
上述的元素是主要以析出物的形式微细地分散，因此，有助于钢板的高强度化的元素。另一方面，过量含有这些元素时，在加热板坯时不熔解而以粗大的碳化物的形式残存。粗大的碳化物对弯曲性造成不良影响。从以上的观点考虑，v含量为0.001％～0.3％，ti含量为0.001％～0.1％，nb含量为0.001％～0.08％。
上述必需成分和任意成分以外的成分是fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质除在制造中不可避免地混入的成分以外，还包含为了赋予期望的特性而在不损害本发明的效果的范围内添加的成分。另外，上述任意成分的含量小于上述下限值时，上述任意成分作为不可避免的杂质而含有。
钢组织
对于本发明的高强度冷轧钢板的钢组织，铁素体相的面积率为30％～70％，马氏体相的面积率为30％～70％，铁素体晶粒的平均粒径(有时称为铁素体平均粒径。)为3.5μm以下，铁素体晶粒的粒径的标准偏差为1.5μm以下，铁素体晶粒的平均长宽比为1.8以下，马氏体晶粒的平均粒径(马氏体平均粒径)为3.0μm以下，马氏体晶粒的平均长宽比为2.5以下，连接的马氏体晶粒间的晶界的长度满足(2)式的马氏体晶粒的面积率的合计为马氏体相的面积率(全马氏体晶粒的合计面积率)的10％以下。
铁素体相：30％～70％，马氏体相：30％～70％
本发明中，利用铁素体相与马氏体相的复合组织实现铁素体相的加工硬化提高。该复合组织中，有在铁素体相的铁素体晶粒的周围存在马氏体晶粒的趋势。通过成为处于该趋势的钢组织，能够使铁素体相加工硬化。如果铁素体相和马氏体相中的任一组织的面积率过度变大，则得不到目标组织。从该观点考虑，铁素体相的面积率为30％～70％，马氏体相的面积率为30％～70％。对于下限，优选的铁素体相的面积率为35％以上，对于上限，优选的铁素体相的面积率为65％以下。另外，对于下限，优选的马氏体相的面积率为35％以上，对于上限，优选的马氏体相的面积率为65％以下。
铁素体平均粒径为3.5μm以下，铁素体晶粒直径的标准偏差：1.5μm以下，铁素体晶粒的平均长宽比：1.8以下
如果铁素体晶粒为粗大或混粒的状态，则全部的铁素体晶粒无法均匀地加工硬化。并且，即便是铁素体晶粒伸展的形状，也会对加工硬化行为造成不良影响，因此，为了得到加工硬化指数高的钢组织，需要制成微细且粒径没有偏差的等轴的铁素体晶粒。因此，铁素体晶粒的平均粒径为3.5μm以下，并且铁素体晶粒直径的标准偏差和铁素体晶粒的平均长宽比分别为1.5μm以下和1.8以下。优选铁素体晶粒的平均粒径为3.0μm以下，并且铁素体晶粒直径的标准偏差和铁素体晶粒的平均长宽比分别为1.0μm以下和1.5以下。本发明中定义的混粒是指平均长宽比大于1.8且铁素体晶粒直径有偏差的(铁素体晶粒直径的标准偏差超过1.5μm)结晶粒群。另外，整粒是指上述平均长宽比为1.8以下、标准偏差为1.5μm以下。
马氏体平均粒径为3.0μm以下，马氏体晶粒的平均长宽比为2.5以下，连接的马氏体晶粒间的晶界的长度满足下述(2)式的马氏体晶粒的合计面积率相对于马氏体相的面积率的比例：10％以下
如上所述，通过大量的铁素体晶粒形成与马氏体晶粒接触的状态，能够得到铁素体相高的加工硬化。因此，存在的马氏体晶粒粗大时，马氏体晶粒的分布局部化，因此，得不到期望的组织。另外，如果作为微细的马氏体晶粒分散的马氏体相也为马氏体晶粒彼此连接的状态，则加工硬化降低。因此，为了为微细的马氏体，将马氏体晶粒的平均粒径限定为3.0μm以下。另外，为了确定几乎没有马氏体晶粒彼此连接的状态，使连接的马氏体晶粒间的晶界的长度满足下述(2)式的马氏体晶粒的合计面积率相对于马氏体相的面积率的比例为10％以下，使马氏体晶粒的平均长宽比为2.5以下。优选上述平均粒径为2.5μm以下，上述比例为5％以下，上述平均长宽比为2.0以下。
l1≥0.2×l2(2)
(2)式中，l1表示连接的马氏体晶粒间的晶界的长度，l2表示连接的马氏体晶粒中粒径大的马氏体晶粒的周长。
这里，各相的面积率、平均粒径、标准偏差、平均长宽比、满足上述(2)式的马氏体晶粒的合计面积率相对于马氏体相的面积率的比例通过以下的方法导出。
首先，从长度约为1000m的冷轧钢板，沿卷材长边方向以50m间隔从宽度方向中央位置采取20个样品。接着，各样品的观察视场数为10，在各视场下观察钢组织，算出铁素体相的面积率在10个视场下的平均值、马氏体相的面积率在10个视场下的平均值。其后，算出20个样品的铁素体相的面积率的平均值、马氏体相的平均值，将该平均值作为铁素体相的面积率、马氏体相的面积率。
在各样品的1个视场下的观察中，随机选取50～100个的铁素体晶粒并导出它们的铁素体晶粒直径(将铁素体晶粒进行圆近似时的直径)的平均粒径、铁素体晶粒的长宽比的平均值(平均长宽比)、铁素体晶粒直径的标准偏差。接着，算出1个样品(10个视场)的平均值，并且，其它19个的样品也同样地进行，算出整体(20个)的平均值，将该整体的平均值作为铁素体平均粒径、铁素体晶粒的标准偏差、铁素体晶粒的平均长宽比。马氏体晶粒的平均粒径和平均长宽比以与铁素体晶粒的平均粒径、铁素体晶粒的平均长宽比同样的方法算出。另外，连接的马氏体晶粒间的晶界的长度满足上述(2)式的马氏体晶粒的合计面积率相对于全马氏体的面积率的比例用以下方法求出。这里，连接的马氏体是指马氏体晶粒夹着晶界而连接。换句话说，连接的马氏体晶粒中，上述晶界是可以说是一方的马氏体晶粒的周长的一部分、并且也可以说是另一方的马氏体晶粒的周长的一部分的部分。该晶界的长度与“连接的马氏体晶粒间的晶界的长度”相当。而且，将上述一方的马氏体晶粒的周长与上述另一方的马氏体晶粒的周长比较时，将长的一方设为l2。在各样品的1个视场下的观察中，着眼于马氏体晶粒彼此连接的样品，对所有连接的样品测定各马氏体晶粒的周长，将大的一方设为l2，另外，测定晶界的长度。而且，算出满足(2)式的马氏体晶粒的合计的面积率，由该面积率和上述马氏体相的面积率算出满足上述(2)式的马氏体晶粒的合计面积率相对于马氏体相的面积率的比例。在全部视场下同样地进行，算出平均值，该平均值为满足上述(2)式的马氏体晶粒的合计面积率相对于马氏体相的面积率的比例。应予说明，如果连接马氏体晶粒满足(2)式，则连接的2个马氏体晶粒的面积率的合计成为满足(2)式的马氏体晶粒的面积率。另外，3个马氏体晶粒并排连接时，例如，马氏体晶粒与右邻的马氏体晶粒连接，并且也与左邻的马氏体晶粒连接时，确认右邻的马氏体晶粒和中央的马氏体晶粒是否满足(2)式，确认左邻的马氏体晶粒和中央的马氏体晶粒是否满足(2)式，只要任一者满足(2)式，则中央的马氏体晶粒为满足(2)式的马氏体相的马氏体晶粒。
＜高强度冷轧钢板的制造方法＞
接下来，对本发明的钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度冷轧钢板的制造方法具有热轧工序、冷轧工序、第一退火工序和第二退火工序。以下，对各工序进行说明。
热轧工序
热轧工序是将具有上述成分组成的钢坯材加热到1050℃～1300℃，在800℃以上的终轧温度结束精轧后，在500℃～700℃进行卷绕的工序。
用于得到钢坯材的钢的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，可以利用真空脱气炉进行2次精炼。其后，从生产率、品质上的问题考虑，优选利用连续铸造法制成板坯(钢坯材)。可以利用造块－分块轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成板坯。
钢坯材的加热温度为1050℃～1300℃。对于如上所示得到的钢坯材实施粗轧制和精轧。本发明中，需要在粗轧制之前加热钢坯材而制成实质上均质的奥氏体相。如果加热温度低于1050℃，则无法在终轧温度为800℃以上结束热轧。另一方面，如果加热温度超过1300℃，则氧化皮咬入，热轧钢板的表面性状恶化，此外因氧化皮损耗而成品率降低。因此，钢坯材的加热温度为1050℃～1300℃。优选为1100℃～1270℃。但是，对钢坯材实施热轧时，铸造后的钢坯材在1050℃～1300℃的温度区域时，或者钢坯材的碳化物熔解时，可以不加热钢坯材而直送轧制。应予说明，粗轧制条件没有特别限定。
终轧温度为800℃以上。如果终轧温度低于800℃，则在精轧中铁素体相变开始而成为铁素体晶粒伸展的组织，此外，部分地成为铁素体晶粒生长的混粒组织，因此冷轧时的板厚精度恶化，这对弯曲性造成不良影响。因此，终轧温度为800℃以上。优选为820℃以上。应予说明，终轧温度的上限没有特别限定，本发明中，通常为1000℃以下。
卷取温度为500℃～700℃。如果卷取温度低于500℃，则马氏体相过度生成，冷轧时的变形阻力增大，对板厚精度造成不良影响。如果板厚精度降低，则在弯曲加工时应变局部化而成为龟裂产生的主要因素。另一方面，如果卷取温度超过700℃，则在钢板表层形成内部氧化层，由此弯曲性降低。因此，使卷取温度的范围为500℃～700℃。优选的卷取温度为520℃～670℃。
冷轧工序
冷轧工序是在上述热轧工序后对热轧板进行冷轧的工序。冷轧的条件没有特别限定，压下率优选为30～80％。
退火工序
本发明的制造方法中，进行在冷轧工序后进行的第一退火工序、在该第一退火工序后进行的第二退火工序这2次退火。首先，对本发明中需要2次退火的理由进行说明。
第一次的退火工序(第一退火工序)中，需要通过加热从因冷轧而伸展的组织中完全再结晶，使粗大铁素体晶粒消失，通过加热后的滞留而生成贝氏体单相。贝氏体是包含渗碳体的组织，这在第二次的退火时成为铁素体生成的核生成位点，因此，因渗碳体的数密度增大而第二次的退火后的铁素体晶粒变得微细并且整粒。为了形成分散有多个渗碳体的贝氏体相，在第一次的加热时，需要尽可能大量地生成微细的奥氏体相。以下，对第一退火工序、第二退火工序进行说明。
第一退火工序是将冷轧工序后的冷轧板在平均加热速度为1.5℃/s以上的条件下从100℃加热至825℃以上的最高到达温度，将加热至最高到达温度的冷轧板在到560℃为止的平均冷却速度为12℃/s以上的条件下进行冷却，使滞留在200℃～520℃的温度区域的时间为30秒以上的工序。
如果从100℃到825℃以上的最高到达温度为止的平均加热速度小于1.5℃/s，则在升温中成为奥氏体相的核生成位点的位错恢复，奥氏体相变得粗大。另外，如果最高到达温度低于825℃，则得不到期望的奥氏体，微细的渗碳体分散的贝氏体不足，第二次的退火时得不到微细且整粒的铁素体相。从以上的观点考虑，将冷轧工序后的冷轧板的加热条件设为从100℃到最高到达温度为止的平均加热速度为1.5℃/s以上且最高到达温度为825℃以上。优选将冷轧工序后的冷轧板的加热条件设为从100℃到最高到达温度为止的平均加热速度为2.1℃/s以上且最高到达温度为830℃以上。应予说明，平均加热速度极度变快时，不发生再结晶而产生逆相变、微观组织变得不均匀，从这样的理由考虑，优选100℃/s以下。另外，最高到达温度的上限没有特别限定，但在本发明中通常为870℃以下。
接着，对将加热至最高到达温度的冷轧板在到560℃为止的平均冷却速度为12℃/s以上的条件下进行冷却，使滞留在200℃～520℃的温度区域的时间为30秒以上的理由进行说明。为了得到期望的贝氏体组织，需要防止在高温下产生的铁素体相变。因此，从最高到达温度到560℃的平均冷却速度需要为12℃/s以上。优选为15℃/s以上。其后，出于促进贝氏体相变的目的，需要使滞留在200℃～520℃的温度区域的时间为30秒以上。优选使滞留在300℃～500℃以下的温度区域的时间为30秒以上。应予说明，平均冷却速度的上限没有特别限定，但出于抑制退火生产线中钢板的振动而稳定作业这样的理由考虑，优选50℃/s以下。滞留时间的上限也没有特别限定，但出于生产率降低这样的理由考虑，优选300秒以下。
接着，对第二退火工序进行说明。第二退火工序是将第一退火工序后的退火板加热至720℃～820℃的最高到达温度，将加热至最高到达温度的冷轧板在到560℃为止的平均冷却速度为12℃/s以上的条件下进行冷却，使滞留在200℃～500℃的温度区域的时间为75秒以下的工序。
第二次的退火工序(第二退火工序)中的加热时需要形成含有微细的铁素体和奥氏体的组织。最高到达温度低于720℃时，不生成奥氏体。如果加热至超过820℃的温度，则奥氏体粗大化，得不到期望的组织。综上所述，将第一退火工序后的退火板的加热中的最高到达温度为720℃～820℃。优选的最高到达温度为720℃～810℃。
接着，对将加热至最高到达温度的冷轧板在到560℃为止的平均冷却速度为12℃/s以上的条件下进行冷却，使滞留在200℃～500℃的温度区域的时间为75秒以下的理由进行说明。与第一退火工序时同样地，在高温下铁素体相变开始时，铁素体晶粒发生晶粒生长，成为粗大且混粒的组织。因此，使从最高到达温度到560℃为止的平均冷却速度为12℃/s以上。优选的平均冷却速度为15℃/s以上。冷却后使奥氏体相发生马氏体相变，因此需要抑制冷却后的贝氏体相变。从该观点考虑，使滞留在200℃～500℃的温度区域的时间为75秒以下。应予说明，平均冷却速度的上限没有特别限定，但出于抑制退火生产线中钢板的振动而稳定作业这样的理由考虑，优选50℃/s以下。滞留时间的上限也没有特别限定，但出于生产率降低这样的理由考虑，优选300秒以下。
在200℃～500℃的温度区域滞留75秒以下的期间后，优选通过水冷进行马氏体相变，只要以30℃/s以上的冷却速度进行冷却即可。
＜高强度镀覆钢板及其制造方法＞
本发明的高强度镀覆钢板在上述高强度冷轧钢板上形成有镀层。镀层只要是一般的镀层即可，其成分组成是以质量％计含有fe：20.0％以下、al：0.001％～1.0％，并且含有合计0％～3.5％的选自pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi以及rem中的1种或2种以上，剩余部分由zn和不可避免的杂质构成的成分组成。该镀层也可以进行合金化处理。应予说明，镀层为热浸镀层时，fe含量小于5.0％，镀层为合金化热浸镀层时，fe含量为5.0％～20.0％。
高强度镀覆钢板的制造方法可以用一般的方法进行。另外，在形成镀层的镀覆工序后，根据需要实施的合金化处理也只要用一般的方法进行即可。
实施例
将具有表1所示的成分组成的壁厚250mm的钢坯材在表2所示的热轧条件下制成热轧钢板，实施冷轧率为30％～80％的冷轧。接着，在表2所示的条件下在连续退火线中实施退火工序(第一退火工序、第二退火工序)，在连续退火线或连续退火热浸镀锌线中制造冷轧钢板(cr材)或热浸镀锌钢板(“gi材”和“ga材”)。这里，温度以利用多重反射温度计多重反射温度计测定的钢板表面温度为基准。另外，在连续退火热浸镀锌线中浸渍的镀浴(镀覆组成：zn－0.13质量％al)的温度为460℃，对于镀覆附着量，gi材、ga材均为每单面45～65g/m2，镀层中含有的fe量为6～14质量％，al量为0.001～1.0质量％的范围。
从通过上述得到的冷轧钢板或镀覆钢板采取试验片，用以下的方法观察组织，评价性能。
(i)组织观察图像
各相的面积率通过以下的方法进行评价。从约1000m的冷轧钢板、镀覆钢板相对于卷材长边方向以50m间隔采取20个样品。以与轧制方向平行的截面为观察面的方式切出，用1％硝酸乙醇溶液使板厚中心部出现腐蚀，利用扫描式电子显微镜放大至2000倍，对板厚1/4t部(距钢板表面在板厚方向1/4t的位置(t为板厚))拍摄10个视场。铁素体相是具有在晶粒内观察不到腐蚀痕、渗碳体的形态的组织，马氏体相为在晶粒内看不到碳化物，与铁素体相相比以白色反差观察到的组织。以求出的相相对于观察视场面积所占的面积为各相的面积率，通过图像解析求出。另外，该图像解析中，也求出由铁素体晶粒和马氏体晶粒的等效圆直径求出的平均粒径、铁素体晶粒的标准偏差、铁素体晶粒以及马氏体晶粒的平均长宽比。长宽比为将轧制方向的结晶粒的长度除以板厚方向的结晶粒的长度而得的商。另外，该图像解析中，确认连接的马氏体晶粒，以该马氏体晶粒为对象，求出各马氏体晶粒的周长，将长的一方的周长设为l2，求出晶界的长度l1相对于周长为20％以上的连接马氏体晶粒的面积率的合计，根据在视场中所占的全马氏体的面积率来分配。表3中，将该面积率记为“连接马氏体面积率”。
(ii)拉伸试验
从得到的冷轧钢板、镀覆钢板在相对于轧制方向为垂直的方向制作jis5号拉伸试验片，进行5次依照jisz2241(2011)的规定的拉伸试验，求出拉伸强度、屈服强度、伸长率、均匀伸长率、加工硬化指数(n值)。拉伸试验的十字头速度为10mm/min。加工硬化指数是依照jisz2253(1996)规定的方法求出的值，由0.02～0.05的真应变区域求出。
(iii)弯曲试验
相对于冷轧钢板、镀覆钢板的长边方向以100m间隔切出钢板片，以与轧制方向垂直的方向为试验片的长边方向的方式采取jisz2248记载的3号试验片，通过v型块法进行弯曲试验。将在弯曲棱线看到破裂时的按压金属件前端的半径(r(mm))除以板厚(t(mm))而求出极限弯曲半径(r/t)。对于全部样品，如果r/t为3.0以下，则作为本发明中求出的范围，表3中评价为“○”。
将以上得到的结果示于表3。
[表1]
※下划线是指本发明范围外。
[表2]
*1)从100℃到最高到达温度为止的平均加热速度
*2)从最高到达温度到560℃为止的平均冷却速度
*3)滞留在200℃～520℃的温度区域的时间
*4)滞留在200℃～500℃的温度区域的时间
※下划线是指本发明的制造条件范围外。
[表3]
※下划线是指本发明范围外。
可知本发明例均为拉伸强度：980mpa以上且可得到良好的弯曲性。而且，偏离本发明的范围的比较例无法兼得良好的弯曲性和高强度。特别是由仅第一退火工序在本发明范围内的比较例no.8等和仅第二退火工序在本发明范围内的比较例no.4等明确，通过2次退火均为规定的条件，n值高达0.14以上，强度延展性平衡也良好，为18420mpa·％。