本发明涉及镀覆钢板及其制造方法，特别是涉及适合作为汽车等的结构部件的构件的镀覆钢板。
背景技术：
近年来，由于环境问题变严重，co2排放限制变得更加严格，在汽车领域中，为了提高油耗效率而使车体轻量化成为了课题。因此，通过将高强度的钢板应用于汽车部件而在进行汽车部件的薄壁化，拉伸强度(ts)为980mpa以上的钢板的应用得到了发展。另外，从耐腐蚀性的观点考虑，对于暴露于雨水的部位，在使用具有热浸镀锌层的镀覆钢板。
在专利文献1中公开了通过在钢板组织内控制含有si或si和al的铁系碳化物来提高耐延迟断裂特性(耐氢脆化特性)的技术。
另外，在专利文献2中公开了通过控制si、al、mn的添加量来改善电阻焊接时的表面开裂的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利4949536号公报
专利文献2：日本专利3758515号公报
技术实现要素：
然而，专利文献1中记载的技术中，即使铁系碳化物可以成为氢的陷阱位点，也有可能不具有耐电阻焊接开裂特性的改善效果，而且有可能因该铁系碳化物存在于晶界而促进电阻焊接时的开裂。
另外，专利文献2中记载的技术中，难以实现980mpa以上的高强度，而且也难以得到优异的耐延迟断裂特性。如此，在980mpa以上的镀覆钢板中，不易兼顾耐延迟断裂特性和耐电阻焊接开裂特性这两者而进行改善，实际情况是包括镀覆钢板以外的钢板在内，均还未开发出兼备这些特性的钢板。
另外，汽车的结构用构件或加强用构件中所使用的高强度的钢板，由于其使用环境，有可能因侵入的氢引起延迟断裂(氢脆化)。另外，对于高强度的钢板而言，大多是通过电阻焊接(点焊)将经压制成型的部件进行组合。然而，在这样的点焊时由于钢板表面的锌熔化以及在焊接部附近生成残留应力，有可能产生液态金属致脆性，导致钢板产生开裂。因此，为了应用高强度的热浸镀锌钢板，需要使耐延迟断裂特性和耐电阻焊接开裂特性这两者优异。
本发明是鉴于这样的情况而完成的，其目的在于解决上述现有技术的问题点，提供耐延迟断裂特性和耐电阻焊接开裂特性优异的镀覆钢板及其制造方法。
本发明人等为了提高耐延迟断裂特性和耐电阻焊接开裂特性这两者而反复进行了深入研究。其结果发现通过以特定的比率控制铁素体、残留奥氏体、马氏体、贝氏体、未再结晶铁素体的钢板组织的体积分率，并且将各钢板组织的平均晶体粒径微细化，在钢板组织内生成ti或nb系的微细碳化物，从而能够同时得到优异的耐延迟断裂特性和耐电阻焊接开裂特性。本发明立足于上述的见解。
延迟断裂是由于氢侵入钢板内，生成龟裂并发展而产生断裂所致的。例如，对于还可以作为汽车用薄钢板使用的热浸镀锌钢板而言，有可能由于某种原因而划伤其涂装，铁基表面被暴露出来。如果在这样的状况下雨水等附着于钢板表面，则因锌成为阳极，铁成为阴极，在铁表面加速氢的产生。因此，对于镀覆钢板而言，需要考虑钢板的延迟断裂特性，而不是镀覆层的成分和组成。
另外，关于因电阻焊接时的液态金属致脆性所导致的开裂，是起因于在焊接时熔解(熔化)的zn而产生内部应力，在焊点附近的热影响部(haz)产生开裂。以往，对于镀覆钢板，如果在焊接时以产生飞溅(焊渣)这样的高电流值进行焊接，则有时在电极接触侧的表面产生因液态金属致脆性所导致的开裂，但如果以不出现飞溅的适当的电流值进行焊接，则不会产生这样的问题。然而，如果拉伸强度为到达980mpa级的高强度，则即使在不出现飞溅的适当的电流范围，也有在钢板相互重叠的表面产生开裂(内裂)的情况。特别是如果焊接用的电极与钢板形成角度地进行焊接，则内部应力增加而容易产生开裂。在此，本发明中的电阻焊接开裂表示该内裂。如果产生该内裂，则尤其有可能降低焊接部的疲劳强度等。因此，为了在汽车等中使用，需要避免该内裂。如果对内裂部进行观察，则能发现在热影响部(haz)的焊接后成为马氏体单相的位置产生因沿晶断裂所致的开裂。
因此，发明人等反复进行了深入研究，结果发现通过控制微细的ti或nb系碳化物的大小和数量，能够生成氢的陷阱位点，提高耐延迟断裂特性。另外，发现通过使钢板的晶粒微细化，能够改善焊接时的液态金属致脆性的敏感性。进而，发现通过控制钢板组织的体积分率，能提高强度、耐延迟断裂特性和耐电阻焊接开裂特性。微细的ti或nb系碳化物不仅成为氢的陷阱位点，而且在退火的再结晶时抑制铁素体和奥氏体的晶核生长而促进铁素体和奥氏体的晶核形成。因此，微细的ti或nb系碳化物对于钢板组织的微细化非常有效。如此，发现通过将钢板组织微细化，晶粒在电阻焊接时也不会粗大化，钢板的韧性得到提高，因此，电阻焊接开裂也能得到抑制。
本发明是鉴于上述的新的见解而完成的，具有以下的构成。
1.一种镀覆钢板，具有如下的成分组成：以质量％计含有c：0.05％～0.22％、si：0.05％～1.80％、mn：1.45％～3.35％、p：0.05％以下、s：0.005％以下、al：0.01％～0.10％、n：0.010％以下和b：0.0002％～0.0045％，并且，进一步含有选自ti：0.005％～0.090％和nb：0.005％～0.090％中的1种以上，剩余部分为fe和不可避免的杂质，
并且，具有如下的组织：含有以体积分率计35％～70％的铁素体、以体积分率计12％以下的残留奥氏体，以体积分率计15％～60％的马氏体、以及作为剩余部分的以体积分率计30％以下的贝氏体和以体积分率计5％以下的未再结晶铁素体，
所述铁素体的平均晶体粒径为5μm以下，
所述残留奥氏体的平均晶体粒径为2μm以下，
所述马氏体的平均晶体粒径为2μm以下，
所述贝氏体的平均晶体粒径为3μm以下，
所述组织在每100μm2中平均含有30个以上的平均粒径为0.10μm以下的ti或nb系析出物。
2.根据上述1所述的镀覆钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自v：0.10％以下、cu：0.50％以下、ni：0.50％以下、mo：0.50％以下、cr：0.80％以下以及ca和/或rem：0.0050％以下中的1种或2种以上。
3.一种镀覆钢板的制造方法，对具有如下成分组成的钢坯，在精轧的结束温度为850℃～950℃的条件下实施热轧而制成热轧钢板，
将该热轧钢板以75℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至680℃以下，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至400℃～580℃的范围，然后，进行卷取，实施冷轧而制成冷轧钢板，
对该冷轧钢板实施退火，所述退火是以3～30℃/s的平均加热速度加热至760℃～900℃的温度区域，在760℃～900℃的温度区域保持15秒以上而进行均热后，以3～30℃/s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域，
对该退火后的冷轧钢板实施镀覆处理；
所述钢坯的成分组成是以质量％计含有c：0.05％～0.22％、si：0.05％～1.80％、mn：1.45％～3.35％、p：0.05％以下、s：0.005％以下、al：0.01％～0.10％、n：0.010％以下和b：0.0002％～0.0045％，并且，以质量％计进一步含有选自ti：0.005％～0.090％、nb：0.005％～0.090％中的1种以上，剩余部分为fe和不可避免的杂质。
4.根据上述3所述的镀覆钢板的制造方法，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自v：0.10％以下、cu：0.50％以下、ni：0.50％以下、mo：0.50％以下、cr：0.80％以下以及ca和/或rem：0.0050％以下中的1种或2种以上。
5.根据上述3或4所述的镀覆钢板的制造方法，其中，在实施所述镀覆处理后，在450℃～600℃的温度区域实施镀覆的合金化处理。
根据本发明，具有极高的拉伸强度，并且具有对构件进行成形加工后也不会产生因从环境侵入的氢引起的延迟断裂的优异的耐延迟断裂特性，具有在电阻焊接时也不会产生开裂的优异的耐电阻焊接开裂特性。例如，能够稳定地得到一种强度、耐延迟断裂特性、耐电阻焊接开裂特性优异的高强度的镀覆钢板，其拉伸强度为980mpa以上，在u形弯曲加工后在20℃的ph＝1.5的盐酸浸渍环境下100小时不会产生断裂，以与钢板形成角度(0.5～10°程度)的电极进行焊接时也不会产生电阻焊接开裂。
具体实施方式
以下，对本发明的一实施方式的镀覆钢板进行说明。首先，对钢的成分组成的限定理由进行描述。应予说明，在本说明书中，表示各成分元素的含量的“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。
c：0.05％～0.22％
c是对钢板的高强度化有效的元素，还有助于本发明中的贝氏体、马氏体和残留奥氏体的第2相(作为第1相的铁素体以外的组织)形成。小于0.05％时，难以确保需要的贝氏体、马氏体和残留奥氏体体积率，因此，难以确保强度。优选为0.06％以上。进一步优选为0.065％以上。另一方面，如果过量地添加，则电阻焊接后的硬度变高，电阻焊接时的韧性降低而耐电阻焊接开裂特性劣化，因此，其含量为0.22％以下。优选为0.20％以下，进一步优选为0.18％以下。
si：0.05％～1.80％
si是使铁素体固溶强化，对高强度化有效的元素。为了得到该效果，需要添加0.05％以上。优选为0.10％以上。进一步优选为0.20％以上。然而，过量添加si时，镀覆性降低而成为局部未镀满，因此，其含量为1.80％以下。优选为1.60％以下。进一步优选为1.50％以下。
mn：1.45％～3.35％
mn是通过固溶强化以及生成第2相而有助于高强度化的元素。另外，是使奥氏体稳定化的元素，是控制第2相的分率所需的元素。为了得到该效果，需要含有1.45％以上。优选为1.60％以上。进一步优选为1.80％以上。另一方面，过量地含有时，第2相的体积率变得过量，此外，氢侵入钢板内时，晶界的滑动限制增加，晶界中的龟裂容易发展，因此，耐延迟断裂特性降低。因此，使含量为3.35％以下。优选为3.20％以下。进一步优选为3.0％以下。
p：0.05％以下
p通过固溶强化而有助于高强度化，但过量地添加时，向晶界的偏析变显著而使晶界脆化，因此，降低耐电阻焊接开裂特性。因此，使含量为0.05％以下。优选为0.04％以下。进一步优选为0.03％以下。没有特别的下限，但极低p化使炼钢成本上升，因此，优选含有0.0005％以上。进一步优选为0.0008％以上。
s：0.005％以下
s的含量多时，大量生成mns等硫化物，在氢侵入时从mns生成龟裂，因此，耐延迟断裂特性降低。因此，使含量的上限为0.005％。优选为0.0045％以下。进一步优选为0.004％以下。没有特别的下限，但极低s化也与p同样地使炼钢成本上升，因此，优选含有0.0002％以上。进一步优选为0.0004％以上。
al：0.01％～0.10％
al是脱氧所必需的元素，为了得到该效果，需要含有0.01％以上。优选为0.015％以上。另一方面，即使含有超过0.10％，效果也饱和，因此为0.10％以下。优选为0.06％以下。进一步优选为0.05％以下。
n：0.010％以下
n由于形成粗大的氮化物而使耐延迟断裂特性劣化，因此，需要抑制含量。特别是n超过0.010％时，该趋势变得显著，因此，使n的含量为0.010％以下。优选为0.008％以下。进一步优选为0.006％以下。
b：0.0002％～0.0045％
b是提高淬透性，通过生成第2相而有助于高强度化，确保淬透性的同时不使马氏体相变开始点降低的元素。另外，通过在晶界偏析而提高晶界强度，因此，对于耐延迟断裂特性是有效的。为了发挥该效果，含有0.0002％以上。优选为0.0003％以上。但是，过量的添加会使韧性劣化，因此，使耐电阻焊接开裂特性降低，所以，使其含量为0.0045％以下。优选为0.0035％以下。进一步优选为0.0030％以下。
选自ti：0.005％～0.090％和nb：0.005％～0.090％中的1种以上
ti是通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度上升的元素。另外，ti的微细的碳氮化物成为氢的陷阱位点且对晶粒微细化有效，因此，对电阻焊接开裂的抑制也有效。为了发挥这样的效果，使ti的含量的下限为0.005％。优选的下限为0.008％。进一步优选的下限为0.010％。另一方面，如果大量地添加ti，则延展性显著降低，因此，其含量为0.090％以下。优选为0.080％以下。进一步优选为0.070％以下。
nb也与ti同样地通过形成微细的碳氮化物，除有助于强度上升以外还成为氢的陷阱位点，并且对晶粒微细化有效。为了发挥这样的效果，使nb的含量的下限为0.005％。优选的下限为0.008％。进一步优选的下限为0.010％。另一方面，如果大量地添加nb，则不仅延展性显著降低，而且使再结晶速度显著降低，因此，未再结晶铁素体增加。所以，其含量为0.090％以下。优选为0.080％以下。进一步优选为0.070％以下。
以上，对本发明的基本成分进行了说明。上述成分以外的剩余部分为fe和不可避免的杂质，在本发明中，除上述的基本成分，还可以添加1种或2种以上的下述成分。
v：0.10％以下
v通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度上升。为了具有这样的作用，优选含有0.01％以上的v。进一步优选为0.02％以上。另一方面，即使添加大量的v，超过0.10％的部分的强度上升效果也小，此外，会招致合金成本的增加。因此，v的含量优选0.10％以下。进一步优选为0.08％以下。
cu：0.50％以下
cu是通过固溶强化而有助于高强度化，并且通过生成第2相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这样的效果，优选含有0.05％以上。进一步优选为0.08％以上。另一方面，即使含有超过0.50％，效果也饱和，另外，容易产生起因于cu的表面缺陷，因此，其含量优选0.50％以下。进一步优选为0.35％以下。
ni：0.50％以下
ni也与cu同样地是通过固溶强化而有助于高强度化且通过生成第2相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这样的效果，优选含有0.05％以上。进一步优选为0.08％以上。另外，如果与cu同时添加，则具有抑制起因于cu的表面缺陷的效果，因此，在添加cu时有效。另一方面，即使含有超过0.50％，效果也饱和，因此，其含量优选0.50％以下。进一步优选为0.35％以下。
mo：0.50％以下
mo是通过生成第2相而有助于高强度化且生成部分碳化物而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这样的效果，优选含有0.05％以上。进一步优选为0.08％以上。另一方面，即使含有超过0.50％，效果也饱和，因此，其含量优选0.50％以下。进一步优选为0.35％以下。
cr：0.80％以下
cr是通过生成第2相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这样的效果，优选含有0.10％以上。进一步优选为0.13％以上。另一方面，如果含有超过0.80％，则热浸镀锌性降低，因此，成为局部未镀满，所以，其含量为0.80％以下。进一步优选为0.70％以下。
ca和/或rem：合计(总计)0.0050％以下
ca和rem(稀土类元素)是使硫化物的形状为球状化而有助于改善对耐延迟断裂特性的不良影响的元素，可以根据需要添加。为了发挥这样的效果，优选含有0.0005％以上。进一步优选为0.0008％以上。另一方面，即使含有超过0.0050％，效果也饱和，因此，使其含量为0.0050％以下。进一步优选为0.0035％以下。
上述以外的剩余部分为fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可举出sb、zn、co、sn、zr等，作为它们的含量的容许范围，sb：0.01％以下、zn：0.01％以下、co：0.10％以下、sn：0.10％以下、zr：0.10％以下。另外，在本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含有ta、mg，其效果也不会丧失。
接着，对本发明的镀覆钢板的微观组织详细地进行说明。在本发明中，具有如下的组成：含有以体积分率计35％～70％的铁素体，以体积分率计12％以下(包括0％)的残留奥氏体，以体积分率计15％～60％的马氏体，作为剩余部分的以体积分率计30％以下(包括0％)的贝氏体和以体积分率计5％以下(包括0％)的未再结晶铁素体，铁素体的平均晶体粒径为5μm以下，残留奥氏体的平均晶体粒径为2μm以下，马氏体的平均晶体粒径为2μm以下，贝氏体的平均晶体粒径为3μm以下。在此描述的体积分率为相对于钢板整体的体积分率，以下相同。
铁素体以体积分率计为35％～70％
铁素体的体积分率超过70％时，难以实现拉伸强度980mpa以上。因此，铁素体的体积分率为70％以下。优选为65％以下，进一步优选为60％以下。另外，体积分率小于35％时，位错密度高的第2相变多，因此，耐延迟断裂特性劣化。所以，铁素体的体积分率为35％以上。为了提高伸长率，优选为40％以上。
铁素体的平均晶体粒径为5μm以下
铁素体的平均晶体粒径超过5μm时，由于晶粒在电阻焊接时进一步粗大化而韧性劣化，产生内裂。因此，铁素体的晶体粒径为5μm以下。优选为4μm以下。为了提高伸长率，优选为0.5μm以上。
残留奥氏体以体积分率计为12％以下
残留奥氏体通过进行加工诱发马氏体相变而有助于强度。另外，由于成为氢陷阱位点，对耐延迟断裂特性也有效。然而，如果进行马氏体相变，则会保持高位错密度，所以，因氢侵入而生成龟裂，耐延迟断裂特性变差。因此，残留奥氏体的体积分率为12％以下。优选为超过0％且为10％以下。进一步优选为1％以上。进一步优选为7％以下。应予说明，残留奥氏体的体积分率也可以为0％。
残留奥氏体的平均晶体粒径为2μm以下
关于残留奥氏体的平均晶体粒径，由于残留奥氏体内的c分布的影响，在压制成型时容易生成马氏体，耐延迟断裂特性降低，所以，将其上限为2μm。下限没有特别规定，如果为0.3μm以上，则对伸长率的贡献变大，因此，优选0.3μm以上。
马氏体以体积分率计为15％～60％
为了确保期望的强度，马氏体的体积分率为15％以上。优选为20％以上。进一步优选为23％以上。另一方面，马氏体的体积分率超过60％时，不仅在氢侵入时容易引起龟裂生成，而且龟裂发展速度也增加，因此，其上限为60％。优选为57％以下。进一步优选为55％以下。
马氏体的平均晶体粒径为2μm以下
马氏体的平均粒径超过2μm时，由于晶粒在电阻焊接时进一步粗大化而韧性劣化，产生内裂。因此，马氏体的平均晶体粒径为2μm以下。优选为1.8μm以下。应予说明，在此所谓的马氏体是指在退火后生成的马氏体，包括在退火的冷却时进行马氏体相变的自回火(autotemper)马氏体、在马氏体相变后进行了回火处理的回火马氏体以及未进行回火而从奥氏体进行马氏体相变的新生马氏体(freshmartensite)。
作为剩余部分的贝氏体以体积分率计为30％以下
贝氏体有助于高强度化，但由于包含高位错密度，因此，体积分率超过30％时，耐延迟断裂特性劣化。因此，上限为30％。优选为超过0％且为25％以下。进一步优选为5％以上。进一步优选为20％以下。应予说明，贝氏体的体积分率也可以为0％。
贝氏体的平均晶体粒径为3μm以下
贝氏体的平均粒径超过3μm时，由于晶粒在电阻焊接时进一步粗大化而韧性劣化，产生内裂，因此，贝氏体的平均晶体粒径为3μm以下。优选为2.5μm以下。
作为剩余部分的未再结晶铁素体以体积分率计为5％以下
另外，未再结晶铁素体也有助于高强度化，但由于与贝氏体同样地包括高位错密度，因此，其上限为5％。优选超过0％且为3％以下。进一步优选为1％以下。应予说明，未再结晶铁素体的体积分率也可以为0％。
在本发明中，除铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体和未再结晶铁素体以外，有时还生成珠光体，但只要上述的铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体和未再结晶铁素体的体积分率、铁素体、贝氏体、马氏体和残留奥氏体的平均晶体粒径、ti或nb系析出物(碳化物)的分布状态满足作为本发明所规定的范围，就能够实现本发明的效果。其中，珠光体的体积分率优选5％以下，进一步优选为3％以下。
平均粒径为0.10μm以下的ti或nb系析出物在每100μm2中平均为30个以上
在本发明中，需要在每100μm2中平均含有30个以上的平均粒径为0.10μm以下的ti或nb系析出物。这是因为ti或nb系析出物成为氢的陷阱位点而使耐延迟断裂特性提高，此外对晶粒微细化有效，使耐电阻焊接开裂特性提高。如果粒径超过0.10μm或者上述析出物在每100μm2中平均小于30个，则耐延迟断裂特性和耐电阻焊接开裂特性降低。优选在每100μm2中为50个以上。进一步优选在每100μm2中为60个以上。作为ti或nb系析出物，具体而言，可举出碳化物。
接着，对本发明的镀覆钢板的制造条件进行说明。
将具有上述成分组成(化学成分)的钢坯，在精轧的结束温度为850℃～950℃的条件下进行热轧，作为1次冷却，以75℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至680℃以下后，作为2次冷却，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至400℃～580℃的范围，然后，进行卷取，对该热轧钢板实施酸洗后，接着进行冷轧，接着，在退火工序中，将冷轧钢板以3～30℃/s的平均加热速度加热至760℃～900℃的温度区域，作为第1均热温度，在760℃～900℃的温度区域保持15秒以上后，以3～30℃/s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域而进行退火后，实施热浸镀锌处理，冷却至室温。
在热轧工序中，优选将钢坯在铸造后，不进行再加热的情况下在1150℃～1300℃开始热轧，或者再加热到1150℃～1300℃后，开始热轧。为了防止成分的宏观偏析，使用的钢坯优选通过连续铸造法来制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法来制造。在本发明中，除在制造钢坯后，临时冷却至室温，然后进行再加热的现有方法以外，在不进行冷却的情况下直接以温片的状态装入加热炉，或者进行保热后立即进行轧制，或者铸造后直接进行轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺也能够没有问题地应用。
[热轧工序]
·精轧结束温度：850℃～950℃
为了通过钢板内的组织均匀化、减少材质的各向异性来提高退火后的耐延迟断裂特性、耐电阻焊接开裂特性，需要使热轧在奥氏体单相区域结束。因此，精轧结束温度为850℃以上。另一方面，如果精轧结束温度超过950℃，则热轧组织变得粗大，退火后的晶粒也粗大化。因此，精轧结束温度为850℃～950℃。
·精轧后的冷却条件
作为1次冷却，以75℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至680℃以下后，作为2次冷却，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至400℃～580℃的范围
在本发明中，通过在热轧时控制ti或nb的析出物的析出形态来控制退火后的钢板组织，因此，精轧后的冷却是重要的工序。热轧结束后，在冷却过程中奥氏体进行铁素体相变，但在高温时该铁素体粗大化。因此，通过在热轧结束后将钢板进行骤冷，将组织尽可能均质化的同时控制析出物的生成。因此，作为1次冷却，以75℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至680℃以下。
第1平均冷却速度小于75℃/s时，铁素体粗大化，因此，热轧钢板的钢板组织变得不均质，耐电阻焊接开裂特性降低。另外，对于铁素体、马氏体和贝氏体，得不到期望的平均晶体粒径。优选为85℃/s以上。
如果1次冷却中进行冷却的温度超过680℃，则热轧钢板的钢板组织中的珠光体过量地生成，钢板组织变得不均质，因此，耐电阻焊接开裂特性降低。另外，对于马氏体，得不到期望的平均晶体粒径。优选为650℃以下。另外，由于马氏体在热轧钢板的钢板组织中过量地增加，因此，优选为400℃以上。
之后的2次冷却以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至400℃～580℃的范围。小于5℃/s或者超过580℃的冷却中，铁素体或珠光体在热轧钢板的钢板组织中过量地生成，退火后的耐电阻焊接开裂特性降低。另外，对于马氏体，得不到期望的平均晶体粒径，也无法在每100μm2中得到平均为30个以上的平均晶体粒径为0.10μm以下的ti或nb系析出物。优选为10℃/s以上。另外，由于ti和nb过量地固溶，因此，优选为65℃/s以下。
·卷取温度：400℃～580℃
卷取温度超过580℃时，热轧钢板的钢板组织中的铁素体和珠光体过量地生成。另外，对于残留奥氏体，得不到期望的平均晶体粒径，也无法在每100μm2中得到平均为30个以上的平均晶体粒径为0.10μm以下的ti或nb系析出物。因此，卷取温度的上限优选为580℃。更优选为550℃以下。另外，卷取温度小于400℃时，ti和nb的析出物不能充分地析出而成为固溶的状态，因此，无法期待对退火后的微细化的效果。另外，无法在每100μm2中得到平均为30个以上的平均晶体粒径为0.10μm以下的ti或nb系析出物。因此，卷取温度优选为400℃以上。更优选为420℃以上。
[酸洗工序]
在热轧工序后，优选实施酸洗工序而除去热轧板表层的氧化皮。酸洗工序没有特别限定，只要依照常规方法实施即可。
[冷轧工序]
进行轧制成规定板厚的冷轧板的冷轧工序。冷轧工序没有特别限定，只要通过常规方法实施即可。冷轧中的压下率的优选的范围为30％～95％。
[退火工序]
退火工序中，进行再结晶的同时为了高强度化而在钢板组织形成微细的贝氏体、残留奥氏体、马氏体而实施。因此，在退火工序中，以3～30℃/s的平均加热速度加热至760℃～900℃的温度区域，在作为均热温度的760℃～900℃的温度区域保持15秒以上后，以3～30℃/s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域。
应予说明，可以在退火后实施调质轧制。伸长率的优选范围为0.05％～2.0％。
·平均加热速度：3～30℃/s
通过使平均加热速度为3～30℃/s，能够使退火后的晶粒微细化。如果急速地进行加热，则再结晶难以进行。另外，对于贝氏体，得不到期望的平均晶体粒径，得不到未再结晶铁素体的期望的体积分率以及每100μm2中平均为30个以上的平均晶体粒径为0.10μm以下的ti或nb系析出物。因此，平均加热速度的上限为30℃/s。由于未再结晶铁素体增加，因此，优选为25℃/s以下。
另外，如果加热速度过小，则铁素体、马氏体粒粗大化而得不到规定的平均粒径。另外，无法在每100μm2中得到平均为30个以上的平均晶体粒径为0.10μm以下的ti或nb系析出物。因此，需要3℃/s以上的平均加热速度。优选为5℃/s以上。
·均热温度(保持温度)：760℃～900℃
作为均热温度，在属于铁素体与奥氏体的2相区域或者奥氏体单相区域的温度区域进行均热。小于760℃时，铁素体分率变多，因此，难以确保强度。另外，对于铁素体和马氏体，得不到期望的平均晶体粒径。因此，均热温度的下限为760℃。优选为780℃以上。如果均热温度过高，则铁素体、马氏体和奥氏体的晶粒生长变得显著，由于晶粒粗大化而耐电阻焊接开裂特性降低。另外，无法在每100μm2中得到平均为30个以上的平均晶体粒径为0.10μm以下的ti或nb系析出物。因此，均热温度的上限为900℃。优选为880℃以下。
·均热时间：15秒以上
在上述的均热温度下，为了再结晶的进行以及使一部分或全部进行奥氏体相变，均热时间需要保持15秒以上。由于未再结晶铁素体的体积率增加，因此，优选为20秒以上。上限没有特别限定，但优选600秒以内。
·退火时的冷却条件：以3～30℃/s的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域
在上述均热后，需要以3～30℃/s的平均冷却速度从均热温度冷却至600℃以下的温度区域(冷却停止温度)。平均冷却速度小于3℃/s时，在冷却中进行铁素体相变，第2相的体积分率减少，因此，难以确保强度。另外，对于马氏体、残留奥氏体和贝氏体，得不到期望的平均晶体粒径。另一方面，平均冷却速度超过30℃/s时，不仅过量地生成马氏体，而且在设备上也难以将其实现。另外，冷却停止温度超过600℃时，由于珠光体过量地生成，因此，得不到钢板的微观组织中的规定的体积分率，难以确保强度。另外，无法在每100μm2中得到平均为30个以上的平均晶体粒径为0.10μm以下的ti或nb系析出物，耐延迟断裂特性和耐电阻焊接开裂特性降低。应予说明，上述的平均冷却速度是600℃以下的、向镀覆浴进行浸渍为止的范围的冷却速度的平均值，只要在该温度区域维持3～30℃/s的平均冷却速度即可。
[镀覆处理]
在上述退火后实施镀覆处理，冷却至室温。镀覆处理有热浸镀锌处理、电镀锌处理等。例如，热浸镀锌处理的情况时，浸渍于镀覆浴的钢板温度优选为(热浸镀锌浴温度－40)℃～(热浸镀锌浴温度+50)℃。如果浸渍于镀覆浴的钢板温度低于(热浸镀锌浴温度－40)℃，则在将钢板浸渍于镀覆浴时，有时熔融锌的一部分凝固，使镀覆外观劣化。因此，使下限为(热浸镀锌浴温度－40)℃。另外，如果浸渍于镀覆浴的钢板温度超过(热浸镀锌浴温度+50)℃，则镀覆浴的温度上升，因此，对量产性带来问题。对于其它条件，可以使用通常的镀覆处理所进行的条件。
[合金化处理]
在上述镀覆后，可以在450℃～600℃的温度区域对镀覆进行合金化处理。通过在450℃～600℃的温度区域进行合金化处理，镀覆中的fe浓度成为7～15质量％，镀覆的密合性、涂装后的耐腐蚀性提高。小于450℃时，合金化无法充分地进行，招致牺牲防蚀作用的降低和滑动性的降低，在高于600℃的温度时，合金化过度进行，抗粉化性降低。
对其它制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点考虑，在进行热浸镀锌处理时，上述的退火、镀覆处理、镀覆的合金化处理等一系列的处理优选以连续热浸镀锌生产线(cgl)进行。另外，热浸镀锌优选使用含有0.10～0.20质量％的al的锌镀覆浴。在镀覆后，为了调整镀覆的单位面积重量，可以进行擦拭。
(实施例)
以下，对本发明的实施例进行说明。
但是，本发明不受下述实施例的限制，还可以在适合本发明的主旨的范围进行适当变更来实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
将表1所示的成分组成的钢熔炼，进行铸造而制造板坯，使热轧加热温度为1250℃、使精轧的结束温度(fdt)为表2所示的条件而进行热轧，制成板厚：3.2mm的热轧钢板后，以表2所示的第1平均冷却速度(冷速1)冷却至第1冷却温度后，以第2平均冷却速度(冷速2)冷却至第2冷却温度，以卷取温度(ct)进行卷取。接着，将得到的热轧板进行酸洗后，实施冷轧，制造冷轧板(板厚：1.4mm)。
将这样得到的冷轧钢板在连续热浸镀锌生产线中，依照表2所示的制造条件进行退火处理，实施热浸镀锌处理后，进一步在表2所示的温度下进行合金化处理，得到合金化热浸镀锌钢板(ga)。在此，镀覆处理设为锌镀覆浴温度：460℃、锌镀覆浴al浓度：0.14质量％(进行合金化处理时)、0.18质量％(不实施合金化处理时)、每单面的镀覆附着量45g/m2(两面镀覆)。应予说明，一部分钢板中未进行锌镀覆的合金化，制成了非合金的热浸镀锌钢板(gi)。
以轧制直角方向成为长边方向(拉伸方向)的方式从制造的钢板中采取jis5号拉伸试验片，通过拉伸试验(jisz2241(1998))测定拉伸强度(ts)。
关于延迟断裂试验，使用将得到的冷轧钢板的轧制方向作为长边切断成30mm×100mm并对端面进行磨削加工的试验片，以冲头前端的曲率半径10mm对试验片实施180°弯曲加工。用螺栓以内侧间隔成为20mm的方式对实施了该弯曲加工的试验片产生的回弹进行紧固，对试验片负载应力后，浸渍在20℃、ph＝1.5的盐酸中，测定到产生断裂为止的时间，最长测定100小时。将在100小时以内试验片未产生龟裂的情况设为良好(○)，将试验片产生龟裂的情况设为差(×)。
关于电阻焊接开裂的试验，使用将与得到的冷轧钢板的轧制方向成直角的方向作为长边切断成50×150mm的试验片实施电阻焊接(点焊)。关于焊接，对于重叠有2片钢板的板组，利用安装于焊枪的伺服马达加压式且单相直流(50hz)的电阻焊接机，在使板组倾斜4°的状态下进行电阻点焊。焊接条件是将加压力设为3.5kn，保持时间设为0.36秒。焊接电流和焊接时间以焊点直径成为5.9mm的方式进行调整。焊接后将试验片切成一半，用光学显微镜观察截面，将未确认到0.2mm以上的龟裂的情况设为耐电阻焊接开裂特性良好(○)，将确认到0.2mm以上的龟裂的情况设为耐电阻焊接开裂特性差(×)。
关于钢板的铁素体、马氏体、未再结晶铁素体的体积分率，将与钢板的轧制方向平行的板厚截面研磨后，用3vol％硝酸乙醇腐蚀，使用sem(扫描型电子显微镜)以2000倍、5000倍的倍率进行观察，通过点计数法(依据astme562－83(1988))测定面积率，将该面积率作为体积分率。对于铁素体和马氏体的平均晶体粒径，使用mediacybernetics公司的image－pro输入从钢板组织照片中预先识别出各个铁素体和马氏体晶粒的照片，由此能够算出各相的面积，算出其等效圆直径，将这些值平均而求出。
对于残留奥氏体的体积分率，将钢板研磨至板厚方向的1/4面，通过该板厚1/4面的衍射x射线强度而求出。以mo的kα射线作为射线源，以加速电压50kev通过x射线衍射法(装置：rigaku公司制的rint2200)测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面和奥氏体的{200}面、{220}面、{311}面的x射线衍射线的积分强度，使用这些测定值，由“x射线衍射手册”(2000年)理学电机株式会社、p.26、62－64中记载的计算式求出残留奥氏体的体积分率。
对于残留奥氏体的平均晶体粒径，使用ebsd(电子束后方散射衍射法)以5000倍的倍率进行观察，使用image-pro算出等效圆直径，将这些值平均而求出。
另外，利用sem、tem(透射型电子显微镜)、fe-sem(场发射型扫描电子显微镜)观察钢板组织，观察贝氏体，与上述同样地求出体积分率。对于贝氏体的平均晶体粒径，也使用上述的image-pro由钢板组织照片算出等效圆直径，将这些值平均而求出。
对于ti或nb系析出物的粒径，使用sem和tem以5000倍、10000倍、20000倍的倍率进行观察，使用image-pro算出其等效圆直径，由此求出粒径。对于ti或nb系析出物的个数，使用sem和tem以5000倍、10000倍、20000倍的倍率进行观察，求出10处的平均个数。
将测定的拉伸特性、耐延迟断裂特性、耐电阻焊接开裂特性、钢板组织的测定结果示于表3。
根据表3所示的结果，本发明例均具有如下的复合组织：含有以体积分率计35～70％的平均晶体粒径小于5μm的铁素体、以体积分率计12％以下的平均晶体粒径为2μm以下的残留奥氏体、以体积分率计15～60％的平均粒径为2μm以下的马氏体、以体积分率计30％以下的平均粒径为3μm以下的贝氏体、以体积分率计含有5％以下的未再结晶铁素体，其结果，确认了得到980mpa以上的拉伸强度，在延迟断裂特性评价试验中100小时未产生断裂，具有优异的耐延迟断裂特性，并且电阻焊接后也未产生内裂，得到优异的耐电阻焊接开裂特性。