本发明涉及一种高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板。
背景技术：
近年来，从伴随全球变暖对策的温室气体排放量控制的角度出发，为了提高汽车的燃油经济性，要求减轻车身的重量。此外，由于还需要确保碰撞安全性，因此高强度钢板的应用正在扩大。特别是最近，对于拉伸强度为980mpa以上，优选为1180mpa以上的超高强度钢板的需求提高。而且，车身上要求防锈性能的部位上也谋求在表面上实施了热浸镀锌的超高强度热浸镀锌钢板。
作为使用这样的高强度钢板形成汽车的车辆或部件的方法，可以列举出冲压加工等的弯曲加工。一般来说，越提高钢板的强度，则弯曲性越表现出恶化的倾向。因此，对高强度钢板实施弯曲加工时，存在在变形部的钢板内部出现龟裂(裂纹)的问题。
已知作为对高强度钢板的弯曲性起支配作用的因素，(a)颈缩的发生的难易度、(b)钢板内部的裂纹(空隙)发生的难易度很重要。认为原因在于，伸长率低的钢板中，由于弯曲加工时发生颈缩、局部变形而导致弯曲性变差。
钢板的弯曲加工中，弯曲外周表层部在圆周方向会产生大的拉伸应变，而弯曲内周表层部会产生大的压缩应变。因此，对于超高强度钢板的弯曲性，不仅钢板内部的钢组织，而且钢板表层部的钢组织也会产生很大影响。具体来说，已知通过使钢板表层部为软质层，能够缓和弯曲加工时在钢板表面发生的局部变形，改善弯曲性。利用该技术从而改善了超高强度钢板的弯曲性的技术方案，公开于下述的专利文献1～4中。
专利文献1中公开了一种关于拉伸强度为1180mpa以上的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板的技术，其通过使zn固溶于钢板表层部的同时，使钢板表层部软质化，进而使构成钢板的金相组织成为以马氏体和贝氏体为主的组织，从而改善了弯曲性。
专利文献2和3中公开了一种关于超高强度冷轧钢板的技术，其通过将连续退火时的气氛控制为氧化气氛，使钢板表层上形成脱碳层，从而分别在表层上形成以铁素体为主体的软质层、在内层形成以马氏体和贝氏体为主体的硬质层，从而改善了弯曲性。
专利文献4中公开了一种关于高强度冷轧钢板的技术，其通过将钢板加热后，向表面喷水冷却表层部，然后从钢板表层至内部均匀地冷却，使表层部与钢板内部的冷却模式发生变化，分别在表层形成以铁素体为主体的软质层、在内层形成以低温相变相为主体的硬质层，从而改善了弯曲性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:特开2014-237887号公报
专利文献2:特开平10-130782号公报
专利文献3:特开平5-195149号公报
专利文献4:特开2005-273002号公报
非专利文献
非专利文献1:铁与钢，vol.74(1988)，p.2353
技术实现要素：
发明要解决的问题
如上所述，至今为止，为了改善弯曲性，在控制钢板表层和钢板内层各自的硬度和组织上进行了诸多努力。
但是，专利文献1所记载的技术中，为了使zn固溶于钢板表层部，需要将退火时的加热温度设为ac3点+50℃以上这样的高温。这样会加速连续退火炉的炉体损伤，故而不优选。
另外，专利文献2和3所记载的技术中，为了进行脱碳，使退火时的气氛为氧化气氛，在钢板表层形成mn、si等的合金元素的内部氧化层。由于该内部氧化层的存在，有时会出现疲劳强度大幅度降低的情况，还有改善的余地。
进而专利文献4所记载的技术中，由于必须向钢片表面喷射水，因此存在难以应用至热浸镀锌生产线上的热处理中的问题。
可见，对于高强度钢板，采用各种各样的方法进行了以提高弯曲性为目的研究和开发。但是，在提高弯曲性的同时保持强度这样的技术还未确立，并且若考虑到高强度热浸镀锌钢板中的弯曲性的话，现有技术中的研究还不充分。
本发明的目的在于，解决上述的问题点，提供一种弯曲性优异的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板。
用于解决问题的方案
本发明是为了解决上述问题而提出的，其主要目的在于提供下述的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板。
(1)一种高强度冷轧钢板，其化学组成以质量％计为
c：0.050～0.40％、
si：0.01～3.0％、
mn：1.0～5.0％、
sol.al：0.001～1.0％、
ti：0.005～0.20％、
b：0.0005～0.010％、
p：0.1％以下、
s：0.01％以下、
o：0.1％以下、
n：0.01％以下、
cr：0～1.0％、
mo：0～1.0％、
ni：0～1.0％、
cu：0～1.0％、
sn：0～0.50％、
nb：0～0.20％、
v：0～0.50％、
w：0～0.50％、
ca：0～0.01％、
mg：0～0.01％、
bi：0～0.01％、
sb：0～0.10％、
zr：0～0.01％、
rem：0～0.01％、
余量为fe和杂质，
满足下述式(i)和式(ii)。
sol.bs/b≤0.50···(i)
sol.bq/b＞0.50···(ii)
(其中，上述式中各符号的含义如下所示。
b：钢板中含有的b的含量(质量％)
sol.bs：距钢板的表面30μm深的范围内以固溶状态存在的b的含量(质量％)
sol.bq：在钢板的1/4厚度位置处以固溶状态存在的b的含量(质量％)。)
(2)根据上述(1)所述的高强度冷轧钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
cr：0.001～1.0％、
mo：0.001～1.0％、
ni：0.001～1.0％、
cu：0.001～1.0％、
和sn：0.001～0.50％中的1种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度冷轧钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
nb：0.001～0.20％、
v：0.001～0.50％、
和w：0.001～0.50％中的1种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
ca：0.0001～0.01％、
mg：0.0001～0.01％、
bi：0.0001～0.01％、
sb：0.0001～0.10％、
zr：0.0001～0.01％、
和rem：0.0001～0.01％中的1种以上。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，距所述钢板的表面30μm深的范围内的钢组织以面积％计为
多边形铁素体：10～95％、
余量为选自马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的1种以上，
且回火马氏体占所述马氏体整体的比例为50％以上；
在所述钢板的1/4厚度位置处的钢组织以面积％计为
多边形铁素体：60％以下、
余量为选自马氏体、贝氏体、残留奥氏体中的1种以上，
且回火马氏体占所述马氏体整体的比例为50％以上。
(6)根据上述(5)所述的高强度冷轧钢板，其中，距所述钢板的表面30μm深的范围内的钢组织以面积％计为
多边形铁素体：30～95％，
在所述钢板的1/4厚度位置处的钢组织以面积％计为
多边形铁素体：10～60％。
(7)根据上述(5)所述的高强度冷轧钢板，其中，距所述钢板的表面30μm深的范围内的钢组织以面积％计为
多边形铁素体：10～80％，
在所述钢板的1/4厚度位置处的钢组织以面积％计为
多边形铁素体：20％以下、
马氏体：50％以上、
贝氏体：40％以下、
残留奥氏体：20％以下。
(8)根据上述(6)所述的高强度冷轧钢板，其中，拉伸强度为980mpa以上，且板厚t与最小弯曲半径r之比r/t为2.5以下。
(9)根据上述(7)所述的高强度冷轧钢板，其中，拉伸强度为1180mpa以上，且板厚t与最小弯曲半径r之比r/t为3.5以下。
(10)一种高强度热浸镀锌钢板，其在上述(1)～(9)中任一项所述的高强度冷轧钢板的表面上具有热浸镀锌层。
(11)一种高强度合金化热浸镀锌钢板，其在上述(1)～(9)中任一项所述的高强度冷轧钢板的表面上具有合金化热浸镀锌层。
发明的效果
根据本发明，能够得到弯曲性优异的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板。
附图说明
[图1]是为了说明除氧化皮工序中的喷嘴与钢板的位置关系的图。
具体实施方式
本发明人等为了得到弯曲性优异的高强度冷轧钢板，进行了深入研究。结果发现，通过使作为淬透性元素的b的存在状态，在钢板表层部主要为析出状态，而在钢板内部主要为固溶状态，能够改善弯曲性而不降低钢板的强度。
具体来说，发现通过使以固溶状态存在的b的含量与钢中所有的b的含量的比率在距钢板的表面30μm深的范围内(下文的说明中，也称为“表层部”)为0.50以下，且使在钢板的1/4厚度位置(下文的说明中，也称为“内部”)处的该比率超过0.50，能够实现强度的劣化抑制和弯曲性的改善。
并且发现，为了控制b的存在状态以满足上述的条件，将热轧钢卷刚卷取后的氧化皮厚度设定在规定的范围内，同时调整热轧钢卷卷取后的冷却条件是有效的。
本发明是基于上述的见解而得到的。以下，对本发明的各要件进行详细说明。
(a)化学组成
对于各元素进行限定的理由如下。其中，下文的说明中，关于含量的“％”表示“质量％”。
c：0.050～0.40％
c(碳)是钢板的高强度化所必须的一种元素。但过量含有的话，则会使弯曲性、冲压成形性和焊接性劣化。因此，将c含量设为0.050～0.40％。从提高强度的角度出发，c含量优选设为0.080％以上。另外，从抑制冲压成形性和焊接性的劣化的角度出发，c含量优选设为0.25％以下。
si：0.01～3.0％
si(硅)是一种固溶强化元素，是一种对于钢板的高强度化有效的元素。但过量含有的话，不仅会使钢板的化学转化处理性以及与热浸镀锌的润湿性显著劣化，还会使弯曲性也劣化。因此，将si含量设为0.01％～3.0％。从提高强度的角度出发，si含量优选设为0.10％以上，更优选设为0.20％以上。另外，从抑制化学转化处理性以及与热浸镀锌的润湿性的劣化的角度出发，si含量优选设为2.0％以下，更优选设为1.50％以下。
mn：1.0～5.0％
mn(锰)是一种强大的奥氏体稳定化元素，是一种对于钢板的淬透性的提高有效的元素。但过量含有的话，会使弯曲性、焊接性和低温韧性劣化。因此，将mn含量设为1.0～5.0％。从提高淬透性的角度出发，mn含量优选设为1.5％以上。另外，从抑制焊接性和低温韧性的劣化的角度出发，mn含量优选设为3.0％以下。
sol.al：0.001～1.0％
为了使钢脱氧，至少含有0.001％的al(铝)。但是，即使过量含有，其效果会饱和，不仅会导致成本增加，还会使钢的相变温度变高，增大热轧时的负荷。因此，将sol.al含量设为1.0％以下。sol.al含量优选设为0.005％以上，优选设为0.5％以下。
ti：0.005～0.20％
ti(钛)在钢中通过以tin的形式固定n，抑制作为引起淬透性下降的原因的bn的形成。另外，加热时的奥氏体粒径微细化，提高韧性。另一方面，若过量含有，则钢板的延性会降低。因此，将ti含量设为0.005～0.20％。ti含量优选设为0.010％以上，优选设为0.050％以下。
b：0.0005～0.010％
b(硼)通过在钢板的加热时在奥氏体晶界、或铁素体/奥氏体晶界处偏析，使晶界稳定化，从而提高钢的淬透性，因此是本发明中所必须的一种元素。但过量含有的话，会形成硼化物，从而损害钢的淬透性。因此，将b含量设为0.0005～0.010％。b含量优选设为0.0010％以上，优选设为0.0050％以下。
p：0.1％以下
p(磷)是一种固溶强化元素，虽然对于钢板的高强度化有效，但过量含有的话，将使焊接性和韧性劣化。因此，将p含量设为0.1％以下。p含量更优选设为0.05％以下。但是，为了极力降低p含量，会导致脱p成本升高，因此从经济性的角度出发，优选将下限设为0.001％。
s：0.01％以下
s(硫)是一种作为杂质而含有的元素，会在钢中形成mns而使韧性和和扩孔性劣化。因此，作为韧性和扩孔性的劣化不明显的范围，将s含量设为0.01％以下。s含量优选设为0.005％以下，更优选设为0.002％以下。但是，为了极力降低s含量，会导致脱硫成本升高，因此从经济性的角度出发，优选将下限设为0.0005％。
o：0.1％以下
o(氧)是一种作为杂质而含有的元素，其含量超过0.1％的话，会在钢中形成粗大的氧化物，而使弯曲性和扩孔性劣化。因此，将o含量设为0.1％以下。o含量优选设为0.01％以下，更优选设为0.005％以下。但是，从制造成本的角度出发，优选将下限设为0.0001％。
n：0.01％以下
n(氮)是一种作为杂质而含有的元素，其含量超过0.01％的话，会在钢中形成粗大的氮化物，而使弯曲性和扩孔性劣化。因此，将n含量设为0.01％以下。n含量优选设为0.005％以下。但是，为了极力降低n含量，会导致脱n成本升高，因此从经济性的角度出发，优选将下限设为0.0005％。
本发明的高强度钢板中，除了上述元素以外，还可以含有下述所示含量的选自cr、mo、ni、cu、sn、nb、v、w、ca、mg、bi、sb、zr和rem中的1种以上的元素。
cr：0～1.0％
mo：0～1.0％
ni：0～1.0％
cu：0～1.0％
sn：0～0.50％
由于cr(铬)、mo(钼)、ni(镍)、cu(铜)、sn(锡)都是对钢板的高强度化有效的元素，因此根据需要，也可以含有这些元素。但是，若过量含有这些元素，会导致效果饱和，导致成本增加。因此，将cr、mo、ni和cu的含量均设为1.0％以下，sn含量设为0.50％以下。cr、mo、ni和cu的含量均优选设为0.60％以下，sn含量优选设为0.30％以下。
为了得到上述效果，优选含有0.001％以上的选自cr、mo、ni、cu和sn中的1种以上，更优选含有0.05％以上。
nb：0～0.20％
v：0～0.50％
w：0～0.50％
nb(铌)、v(钒)和w(钨)是碳化物形成元素，由于这些元素是对钢板的高强度化有效的元素，因此也可以根据需要含有。但是，即使过量含有，其效果会饱和，导致成本增加。因此，将nb含量设为0.20％以下，v和w的含量均设为0.50％以下。nb含量优选设为0.10％以下，v和w的含量均优选设为0.30％以下。
为了得到上述效果，优选含有0.001％以上的选自nb、v和w中的1种以上，更优选含有0.005％以上。
ca：0～0.01％
mg：0～0.01％
bi：0～0.01％
sb：0～0.10％
zr：0～0.01％
rem：0～0.01％
ca(钙)、mg(镁)、sb(锑)、zr(锆)、rem(稀土元素)是有助于钢中夹杂物的微细分散的元素，bi(铋)是一种减少钢中的mn、si等的代位合金元素的微观偏析的元素。由于这些元素都有助于提高钢板的弯曲性，因此可以根据需要含有。但是，若过量含有，会引起延性的劣化。因此，ca、mg、bi、zr和rem的含量均设为0.01％以下，sb含量设为0.10％以下。ca、mg、bi、zr和rem的含量均优选设为0.006％以下，sb含量优选设为0.080％以下。
为了得到上述效果，优选含有0.0001％以上的选自ca、mg、bi、sb、zr和rem中的1种以上，更优选含有0.0010％以上。
此处，本发明中，rem是指sc、y和镧系元素的共计17种元素，所述rem的含量是指这些元素的总含量。其中，镧系元素在工业生产中以混合稀土合金的形式添加。
本发明的钢板的化学组成中，余量为fe和杂质。
此处，“杂质”是指在钢板的工业生产中，由于矿石、废料等的原料、制造工序等各种原因混入，并在不影响本发明的范围内允许含有的成分。
(b)b的存在状态
如上所述，本发明中，为了改善弯曲性而不降低钢板的强度，需要控制作为淬透性元素的b的存在状态以满足下述式(i)和式(ii)。
sol.bs/b≤0.50···(i)
sol.bq/b＞0.50···(ii)
其中，上述式中各符号的含义如下所示。
b：钢板中含有的b的含量(质量％)
sol.bs：距钢板的表面30μm深的范围内以固溶状态存在的b的含量(质量％)
sol.bq：在钢板的1/4厚度位置处以固溶状态存在的b的含量(质量％)。
钢板表层部中，使b主要以析出状态存在很重要。若sol.bs/b的值超过0.50，则由于表层部的淬透性会过度增加，将无法保证弯曲性。sol.bs/b的值优选设为0.30以下，更优选设为0.20以下。
另一方面，钢板内部中，使b主要以固溶状态存在很重要。若sol.bq/b的值为0.50以下，则由于钢板内部的淬透性会降低，因此，将无法保证需要的强度。sol.bq/b的值优选设为0.65以上，更优选设为0.80以上。
其中，sol.bs和sol.bq的值，通过在各自限定的位置处，采用电解提取残渣法测定钢中的硼化物的质量，算出作为析出物而消耗的b的含量后，将其从钢中含有的b的含量中减去而求得。
具体来说，对于距钢板的表面30μm深的范围内作为硼化物存在的b的含量，不对钢板表面进行磨削，通过电解提取至30μm深处来测定。而对于钢板的1/4厚度位置处作为硼化物存在的b的含量，通过对钢板机械性磨削至1/4厚度位置后，电解提取至30μm深处来测定。其中，对于采用提取残渣法的析出b的含量的定量法，采用非专利文献1中公开的方法。
(c)钢组织
对本发明的钢板的钢组织进行说明。其中，下文的说明中，“％”表示“面积％”。
对于本发明的钢板的钢组织，无特别限定，为了兼顾强度与弯曲性，优选对钢板的表层部和内部各自的钢组织进行调整。具体来说，优选在距钢板的表面30μm深的范围内，将多边形铁素体的面积率设为10～95％，余量设为选自马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的1种以上，并且在钢板的1/4厚度位置处，将多边形铁素体的面积率设为60％以下，余量设为选自马氏体、贝氏体、残留奥氏体中的1种以上。
前述的马氏体中包括保持淬火状态的马氏体和进行了回火的回火马氏体。与回火马氏体相比，保持淬火状态的马氏体较脆，因此在施加了弯曲加工等塑性变形时，容易成为断裂的起点。因此，为了确保期望的弯曲性，优选分别在钢板的表层部和内部，将回火马氏体占马氏体整体的比例设为50％以上，更优选设为70％以上。
另外，着眼于弯曲性时，进一步优选在钢板的表层部，将多边形铁素体的面积率设为30～95％，并且在钢板的内部，将多边形铁素体的面积率设为10～60％。钢板的表层部的多边形铁素体的面积率更优选为50～90％，进一步优选为70～90％。另外，钢板内部的多边形铁素体的面积率更优选为20～40％。
另一方面，着眼于强度时，进一步优选在钢板的表层部，将多边形铁素体的面积率设为10～80％，并且在钢板的内部，将多边形铁素体的面积率设为20％以下，马氏体的面积率设为50％以上，贝氏体的面积率设为40％以下，残留奥氏体的面积率设为20％以下。钢板的表层部的多边形铁素体的面积率更优选为30％以上，进一步优选为50％以上。另外，钢板内部的多边形铁素体的面积率更优选为低于10％，进一步优选为低于5％，马氏体的面积率更优选为70％以上。
本发明中的钢组织通过下述所示的方法进行测定。首先，切取钢板的轧制方向截面，通过硝酸乙醇溶液使钢组织显现。之后，使用扫描型电子显微镜(倍率：5000倍、5视场)，对表面～30μm深处位置和1/4厚度位置进行拍照。然后，根据得到的组织照片，通过点计数法，算出多边形铁素体、贝氏体、马氏体、回火马氏体的面积率。
另外，针对残留奥氏体的面积率，通过ebsp-oim(electronbackscatterdiffractionpattern-orientationimagemicroscopy)法，算出具有fcc结构的区域的面积来求出。
(d)机械特性
如上所述，本发明涉及的钢板兼具高的强度和优异的弯曲性。对于机械特性，无特别限定，着眼于弯曲性时，优选拉伸强度为980mpa以上，且板厚t与最小弯曲半径r之比r/t为2.5以下。而着眼于强度时，优选拉伸强度为1180mpa以上，且板厚t与最小弯曲半径r之比r/t为3.5以下。更着眼于强度时，更优选拉伸强度为1470mpa以上。
另外，最小弯曲半径r通过弯曲试验：jisz2248规定的v形模具式弯曲法(v-blockmethod)进行评价。具体来说，在轧制方向和与厚度方向垂直的方向(宽度方向)上切取条状试验片，改变弯曲半径，进行90°v弯曲，将不发生裂纹的最小的弯曲半径作为最小弯曲半径。
(e)镀层
另外，上述本发明涉及的高强度冷轧钢板也可以在钢板表面具有热浸镀锌层。通过在钢板表面赋予热浸镀锌层，可以提高耐腐蚀性。
另外，热浸镀锌层也可以被合金化。被合金化的热浸镀锌层中，由于通过合金化处理，fe进入至了热浸镀锌层中，因此能够得到优异的焊接性和涂装性。
另外，出于改善涂装性和焊接性的目的，也可以在热浸镀锌层上进行上层镀覆。另外，本发明的高强度冷轧钢板中，可以在热浸镀锌层上进行各种处理，例如铬酸盐处理、磷酸盐处理、润滑性改进处理、焊接性改进处理等。
(f)制造方法
对于本发明涉及的高强度冷轧钢板的制造条件，无特别限制，可以通过包含下述所示的工序的方法来制造。
(a)热轧工序
(a-1)板坯加热工序
首先，将板坯加热至1150℃以上的温度。为了在最终产品板中，使足够的sol.bq/b的值在规定的范围内，优选将板坯加热温度设为1150℃以上，以促进硼化物的熔解。其中，使用的钢板坯，从制造性的角度出发，优选通过连铸法来铸造，也可以采用铸锭法、薄板坯铸造法。另外，铸造的板坯可以先冷却至室温，也可以不冷却至室温而直接送至加热炉中。
(a-2)粗轧工序
然后，对经加热的板坯进行轧制，以使1050～1150℃的温度范围内的总压下率达到50％以上。若上述温度范围内的总压下率低于50％，则热轧中的再结晶不充分，可能导致热轧板组织出现不均匀。
(a-3)精轧工序
将从1050℃以下的温度至精轧工序的最终道次(精轧最终道次)前的总压下率设为60～95％，并且将精轧最终道次的压下率设为10～30％，精轧最终道次的温度设为850～1000℃。
从1050℃以下的温度至精轧最终道次前的总压下率超过95％时，精轧最终道次的压下率超过30％时，或精轧最终道次的温度低于850℃时，会促进硼化物在热轧中的析出。其结果，使最终产品板中的sol.bq/b的值在规定的范围将变得困难。而从1050℃以下的温度至精轧最终道次前的总压下率低于60％时，精轧最终道次的压下率低于10％时，或精轧最终道次的温度超过1000℃时，将引起热轧板组织的粗大化，可能导致最终产品板组织的粗大化乃至加工性的劣化。
(a-4)除氧化皮工序
从粗轧至精轧的工序中，在钢板表面进行1次以上的除氧化皮。此时，将最终除氧化皮温度设为950～1100℃。最终除氧化皮温度低于950℃时，由于会抑制除氧化皮后的氧化皮的生长，因此将后述的热轧钢卷刚卷取后的钢板的氧化皮的平均厚度tsc控制在期望的范围内将变得困难。但是，最终除氧化皮温度若超过1100℃，则由于最终除氧化皮后氧化皮会过度生长，因此，轧制中氧化皮发生剥离，可能导致发生由氧化皮的咬入引起的外观不良。对于除氧化皮的总次数，无特别限定，为了抑制轧制中由剥离的氧化皮的咬入引起的外观不良，优选实施2次以上。
作为其他会对tsc产生影响的作业条件，可以列举出除氧化皮水压、最终除氧化皮～卷取的经过时间。另外，如图1所示，自喷嘴至钢板的距离(d)、喷嘴与钢板的板厚方向所成的角度(θ)也可能成为重要的要素。只要将tsc控制在了期望的范围内，本发明中对于上述条件无特别限制，例如，通过设定除氧化皮水压：10～20mpa；最终除氧化皮～卷取的经过时间：15～40秒；自喷嘴至钢板的距离d：150～250mm；喷嘴与钢板的板厚方向所成的角θ：5～10°，可以得到期望的tsc。
(a-5)冷却工序
从精轧工序结束，经过1秒以上，之后以5℃/秒以上的平均冷却速度，冷却至卷取温度400～700℃。若从精轧结束至冷却开始的时间低于1秒，则奥氏体的再结晶不充分，钢板的各向异性变得明显，因此不优选。另外，若精轧结束至卷取温度时的平均冷却速度低于5℃/秒，则会促进高温区域中的铁素体相变，使热轧板组织粗大化，因此不优选。
进而，卷取温度若超过700℃，由于会促进硼化物的析出，使最终产品板中的sol.bq/b的值在规定的范围将变得困难。而若卷取温度低于400℃，则由于热轧板强度过度增大，有可能影响之后的冷轧性。
热轧钢卷刚卷取后的氧化皮的平均厚度tsc：3μm以上
为了使sol.bq/b的值在规定的范围，需要促使仅在钢板最表层部的硼化合物的析出。为此，优选使作为向钢板表层部供给氧的供给源的氧化皮在刚卷取后为3μm以上。对于氧化皮的厚度的上限，无特别限定，若tsc超过15μm，则之后的酸洗变得困难，作业性将恶化。因此，tsc优选设为15μm以下。
其中，对热轧钢卷刚卷取后的钢板的氧化皮的平均厚度进行直接测定，实际上是困难的。因此，另外制作一种在满足了钢板的化学组成和卷取以前的热轧条件的基础上，在卷取后氧化皮未充分生长的温度，具体来说在300℃以下进行了卷取的热轧钢板，通过测定其的氧化皮厚度来测定tsc。
10-5＜do＜10-3···(iii)
热轧钢卷卷取后，优选以满足上述式(iii)地进行冷却。do是与氧原子在钢中的扩散长度相关的值，通过对于卷取后经过t秒后的热轧钢卷的由温度t(t)[k]限定的函数，自卷取后0秒至tf为止进行时间积分来求出(参照下述式(iv))。其中，式(iv)中的“tf”表示热轧钢卷的温度达到400℃所经过的时间。
[数学式1]
上述式(iii)中，若do的值小于左边，则由于氧原子的扩散会变得不充分，因此在钢板最表层部硼化合物无法充分析出，使sol.bq/b的值在规定的范围变得困难。而若do的值大于右边，则由于氧原子的扩散会过度发生，因此不仅钢板最表层部，钢板内部也会有硼化合物析出，使sol.bq/b在规定的范围变得困难。其中，经过t秒后的热轧钢卷的温度t(t)可以使用热像仪从外部进行测定，也可以通过将热电偶插入热轧钢卷来测定。
(a-6)其他
对冷却后的热轧钢卷，也可以根据需要，按照常规方法实施酸洗。另外，为了对热轧钢卷进行形状矫正和提高酸洗性，也可以进行表面光轧。
(b)冷轧工序
冷轧率：20～80％
对上述热轧后的钢板进行冷轧。为了在后述的最终退火工序中使加热中的奥氏体粒径微细化，将冷轧率设为20％以上。而过度的压下会导致轧制载荷过大，而引起冷轧机的负荷增加，因此设为80％以下。冷轧率优选为30％以上，优选为70％以下。
(c)退火工序
(c-1)加热工序
接下来，对上述冷轧后的钢板，通过连续退火生产线进行退火。此时，为了促进硼原子向铁素体/奥氏体界面、或奥氏体界面的偏析，提高钢板的淬透性，将650℃～ac3点的温度范围内的平均加热速度设为10℃/秒以下。而若加热速度过低会影响钢板的制造性，因而设为0.1℃/秒以上。
其中，ac3点(℃)可以通过下述式(v)求出。
ac3＝910-203c0.5-15.2ni+44.7si+104v+31.5mo-30mn-11cr-20cu+700p+400al+400ti···(v)
其中，式中的各元素符号表示钢中含有的各元素的含量(质量％)，含量为0时，将0代入式中来计算。
(c-2)保持工序
升温后，将钢板在规定的最高加热温度下保持1秒以上。对于保持时间的上限值，没有特别限制。但是，若保持时间过长，会影响钢板的制造性，因此优选将1000秒作为保持时间的上限值。而对于最高加热温度的上下限，在能够使奥氏体化充分进行的范围内适当选择即可。
着眼于弯曲性时，最高加热温度优选为720℃以上，更优选为760℃以上。但是，若最高加热温度超过ac3点+30℃，将难以得到期望的多边形铁素体的量。因此，最高加热温度优选设为ac3点+30℃以下，更优选设为ac3点-10℃以下。
另一方面，着眼于强度时，最高加热温度优选设为ac3点-30℃以上，更优选设为ac3点以上。但是，若最高加热温度过高，会导致加热炉的损伤，因此将ac3点+100℃作为上限值。
将钢板在上述最高加热温度中保持后，优选分两阶段冷却之后，在规定的温度下进行热处理。即，在上述保持工序后，实施包含从最高加热温度至第1冷却停止温度的第1冷却工序、从与上述第1冷却停止温度相同的第2冷却开始温度至第2冷却停止温度的第2冷却工序、和在规定的温度范围下保持的热处理工序的处理。以下，针对各工序进行说明。
(c-3)第1冷却工序
首先，为了促进钢板表层部的铁素体相变，以10℃/秒以下的平均冷却速度，将钢板从最高加热温度冷却至750℃以下的温度(第1冷却停止温度)。平均冷却速度优选为5℃/秒以下。另外，停止温度优选为700℃以下，更优选为650℃以下。
(c-4)第2冷却工序
在上述第1冷却之后，将钢板从与第1冷却停止温度相同的第2冷却开始温度冷却至ms点以下的温度(第2冷却停止温度)。若第2冷却停止温度超过ms点，则难以使回火马氏体占所有马氏体的比例为50％以上，可能导致弯曲性劣化。
另外，着眼于强度时，平均冷却速度优选设为10℃/秒以上。若平均冷却速度低于10℃/秒，则多边形铁素体的面积率过大，可能导致强度降低。对平均冷却速度的上限，没有必要进行特别限定，但由于要实现超过300℃/秒的冷却速度，需要特别的设备，因此优选将300℃/秒作为上限。
其中，ms点(℃)可以通过下述式(vi)求出。
ms＝550-361c-39mn-35v-20cr-17ni-10cu-5mo+30al···(vi)
其中，式中的各元素符号表示钢中含有的各元素的含量(质量％)，含量为0时，将0代入式中来计算。
(c-5)热处理工序
第2冷却停止后，对钢板实施200～400℃的温度范围下保持10秒以上的热处理。若上述热处理温度低于200℃或上述保持时间低于10秒，则难以使回火马氏体占所有马氏体的比例为50％以上，可能导致弯曲性劣化。另外，上述热处理温度若超过400℃，则由于马氏体过度回火，难以保证强度。对于保持时间的上限，无特别限定，从生产率的角度出发，优选设为1000秒以下。
另外，对钢板表面进行热浸镀锌时，可以在上述连续退火生产线通板后实施电镀锌，也可以通过连续热浸镀锌生产线。对于电镀锌的条件，根据常规方法进行即可。而通过连续热浸镀锌生产线时，优选在上述第1冷却工序之后，在下述所示的条件下实施处理。
(c-6)镀覆工序
在上述第1冷却之后，将钢板从第1冷却停止温度冷却至420～520℃的温度(镀覆前温度)，然后浸渍于热浸镀锌浴中。
镀覆前温度若低于420℃，则热浸镀锌浴的散热增加，影响生产率。而镀覆前温度若超过520℃，则由于发生珠光体相变，将难以得到期望的钢组织。对于从冷却至镀覆前温度到浸渍于热浸镀锌浴中的时间，无特别限定，从生产率的角度出发优选为100秒以下。
(c-7)合金化处理工序
对热浸镀锌层实施合金化处理时，合金化处理温度设为460～580℃的范围。合金化处理温度若低于460℃，则由于合金化反应需要长时间，因此会影响生产率。而合金化处理温度若超过580℃，则由于发生珠光体相变，将难以得到期望的钢组织。
(c-8)第2冷却工序
浸渍于热浸镀锌浴中后，或合金化处理后，将钢板冷却至ms点以下的温度(第2冷却停止温度)。第2冷却停止温度若超过ms点，则难以使回火马氏体占所有马氏体的比例为50％以上，可能导致弯曲性劣化。
另外，着眼于强度时，平均冷却速度优选设为10℃/秒以上。平均冷却速度若低于10℃/秒，则贝氏体的面积率过大，可能导致强度降低。对于平均冷却速度的上限无需特别限定，但由于要实现超过300℃/秒的冷却速度，需要特别的设备，因此优选将300℃/秒作为上限。
(c-9)热处理工序
第2冷却停止后，对钢板进行200～400℃的温度范围下保持10秒以上的热处理。若上述热处理温度低于200℃或上述保持时间低于10秒，则难以使回火马氏体占所有马氏体的比例为50％以上，可能导致弯曲性劣化。另外，上述热处理温度若超过400℃，则由于马氏体过度回火，难以保证强度。对于保持时间的上限，无特别限定，从生产率的角度出发，优选设为1000秒以下。
(d)其他
在上述(c-5)或(c-9)中的热处理后，可以进行调质轧制以平整钢板并调整表面粗糙度。此时，为了避免延性劣化，优选将伸长率设定为2％以下。
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明并不限于这些实施例。
实施例1
将具有表1所示的化学组成的钢在实验室中熔炼铸造钢锭。之后，在表2所示的条件下实施热轧，得到厚度为2.0～3.0mm的热轧钢板。其中，在精轧前进行除氧化皮时，设定为除氧化皮水压：15mpa；最终除氧化皮～卷取的经过时间：30秒；自喷嘴至钢板的距离d：200mm；喷嘴与钢板的板厚方向所成的角θ：10°。
然后，进行酸洗后，进行表3所示的压下率的冷轧，得到厚度为1.0mm的冷轧钢板。对得到的冷轧钢板，在表3所示的条件下实施退火处理。
[表1]
[表2]
表2
＊表示落在本发明限定的范围外。
[表3]
表3
＊表示落在本发明限定的范围外。
＜表2中的项目＞
srt：板坯加热温度
r1：1050～1150℃下的总压下率
r2：1050℃以下～精轧最终道次前的总压下率
r3：精轧最终道次中的压下率
td：最终除氧化皮温度
ft：精轧最终道次的入口侧温度
δt：精轧结束至冷却开始的时间
cr1：ft～ct间的平均冷却速度
ct：卷取温度
tsc：刚卷取后的氧化皮厚度
do：式(iv)计算值
＜表3中的项目＞
hr：650℃～最高加热温度的温度范围内的平均加热速度
t1：最高加热温度
t：加热保持时间
cr2：第1冷却速度
t2：第2冷却开始温度
cr3：第2冷却速度
t3：第2冷却停止温度
t4：热处理温度
t2：热处理温度下的保持时间
从得到的冷轧钢板的轧制方向和与厚度方向成直角的方向(宽度方向)切取jis5号拉伸试验片，按照jisz2241进行拉伸试验，测定拉伸强度(ts)、屈服强度(ys)和总伸长率(el)。
另外，切取150mm×150mm的试验片，采用日本钢铁联盟标准的“jfst1001扩孔试验方法”，测定扩孔率(λ)。并且，在轧制方向和与厚度方向垂直的方向(宽度方向)上切取条状试验片，改变弯曲半径进行jisz2248中规定的v弯曲试验，求出不发生裂纹的最小弯曲半径r，通过冷轧钢板的板厚t与最小弯曲半径r之比(r/t)对弯曲性进行评价。
然后，根据下述所示的方法，测定钢组织的面积率，以及sol.bs/b和sol.bq/b的值。
首先，切取钢板的轧制方向截面，通过硝酸乙醇溶液使钢组织显现，之后，使用扫描型电子显微镜(倍率：5000倍、5视场)，对表面～30μm深处位置和1/4厚度位置进行拍照。然后，根据得到的组织照片，通过点计数法，算出多边形铁素体、贝氏体、马氏体、回火马氏体的面积率。
另外，对于残留奥氏体的面积率，通过ebsp-oim(electronbackscatterdiffractionpattern-orientationimagemicroscopy)法，算出具有fcc结构的区域的面积来求出。
进而，sol.bs和sol.bq的值，通过分别在钢板的表层部和内部，采用电解提取残渣法测定钢中的硼化物的质量，算出作为析出物消耗的b量后，将其从钢中含有的b的含量中减去而求得。
具体来说，对于在钢板的表层部作为硼化物存在的b的含量，不对钢板表面进行磨削，通过电解提取至30μm深处来测定。而对于钢板的内部作为硼化物存在的b的含量，通过对钢板机械性磨削至1/4厚度位置后，电解提取至30μm深处为止来测定。其中，对于采用提取残渣法的析出b量的定量法，采用非专利文献1中公开的方法。
将这些结果示于表4和5中。其中，本实施例中着眼于弯曲性，拉伸强度为980mpa以上，且板厚t与最小弯曲半径r之比r/t为2.5以下时，判定为结果良好。
[表4]
表4
＊表示落在本发明限定的范围外。
[表5]
表5
＊表示落在本发明限定的范围外。
＜表4中的项目＞
vα：多边形铁素体的面积率
vb：贝氏体的面积率
vm：马氏体的面积率
vtm：回火马氏体的面积率
vγ：残留奥氏体的面积率
＜表5中的项目＞
sol.bs：表层部的固溶b量(质量ppm)
sol.bq：内部的固溶b量(质量ppm)
ys：屈服强度
ts：拉伸强度
el：总伸长率
λ：扩孔率
r/t：最小弯曲半径/板厚
化学组成和b的存在状态满足规定的本发明例中，拉伸强度为980mpa以上，并且r/t的值为2.5以下，获得了具有高的强度和良好的弯曲性的结果。
而化学组成和b的存在状态的任一者或两者落在本发明限定的范围外的比较例中，其结果未获得980mpa以上的拉伸强度或良好的弯曲性。
实施例2
将具有表1所示的化学组成的钢中的钢a和b在实验室中熔炼铸造钢锭。之后，在表6所示的条件下进行热轧，得到厚度为2.5mm的热轧钢板。其中，除氧化皮工序中的各种条件与实施例1相同。之后，实施酸洗后，进行表7所示的压下率的冷轧，得到厚度为1.0mm的冷轧钢板。对得到的冷轧钢板，在表7所示的条件下实施模拟连续热浸镀锌生产线的热处理。
[表6]
表6
[表7]
表7
＜表7中的项目＞
t5：镀覆前温度
t6：合金化处理温度
对得到的冷轧钢板，采用与实施例1相同的方法，进行拉伸强度(ts)、屈服强度(ys)、总伸长率(el)、扩孔率(λ)、板厚t与最小弯曲半径r之比(r/t)、钢组织的面积率、以及sol.bs/b和sol.bq/b的值的测定。
将这些结果示于表8和9中。其中，本实施例中也着眼于弯曲性，拉伸强度为980mpa以上，且板厚t与最小弯曲半径r之比r/t为2.5以下时，判定为结果良好。
[表8]
表8
[表9]
表9
＊表示落在本发明限定的范围外。
化学组成和b的存在状态满足规定的本发明例中，拉伸强度为980mpa以上，并且r/t的值为2.5以下，获得了具有高的强度和良好的弯曲性的结果。
而化学组成和b的存在状态的任一者或两者落在本发明限定的范围外的比较例中，其结果未获得980mpa以上的拉伸强度或良好的弯曲性。
实施例3
将具有表10所示的化学组成的钢在实验室中熔炼铸造钢锭。之后，在表11所示的条件下实施热轧，得到厚度为2.0～3.0mm的热轧钢板。其中，除氧化皮工序中的各种条件与实施例1相同。然后，进行酸洗后，进行表12所示的压下率的冷轧，得到厚度为1.0mm的冷轧钢板。对得到的冷轧钢板，在表12所示的条件下实施退火处理。
[表10]
[表11]
表11
＊表示落在本发明限定的范围外。
[表12]
表12
＊表示落在本发明限定的范围外。
对得到的冷轧钢板，采用与实施例1相同的方法，进行拉伸强度(ts)、屈服强度(ys)、总伸长率(el)、扩孔率(λ)、板厚t与最小弯曲半径r之比(r/t)、钢组织的面积率、以及sol.bs/b和sol.bq/b的值的测定。
将这些结果示于表13和14中。其中，本实施例中着眼于强度，拉伸强度为1180mpa以上，且板厚t与最小弯曲半径r之比r/t为3.5以下时，判定为结果良好。
[表13]
表13
＊表示落在本发明限定的范围外。
[表14]
表14
＊表示落在本发明限定的范围外。
化学组成和b的存在状态满足规定的本发明例中，拉伸强度为1180mpa以上，并且r/t的值为3.5以下，获得了具有高的强度和良好的弯曲性的结果。
而化学组成和b的存在状态的任一者或两者落在本发明限定的范围外的比较例中，其结果未获得1180mpa以上的拉伸强度或良好的弯曲性。
实施例4
将具有表10所示的化学组成的钢中的钢a、b、c、d、f、i和j在实验室中熔炼铸造钢锭。之后，在表15所示的条件下进行热轧，得到厚度为2.0～3.0mm的热轧钢板。其中，除氧化皮工序中的各种条件与实施例1相同。之后，实施酸洗后，进行表16所示的压下率的冷轧，得到厚度为1.0mm的冷轧钢板。对得到的冷轧钢板，在表16所示的条件下实施模拟连续热浸镀锌生产线的热处理。
[表15]
表15
[表16]
表16
对得到的冷轧钢板，采用与实施例1相同的方法，进行拉伸强度(ts)、屈服强度(ys)、总伸长率(el)、扩孔率(λ)、板厚t与最小弯曲半径r之比(r/t)、钢组织的面积率、以及sol.bs/b和sol.bq/b的值的测定。
将这些结果示于表17和18中。其中，本实施例中也着眼于强度，拉伸强度为1180mpa以上，且板厚t与最小弯曲半径r之比r/t为3.5以下时，判定为结果良好。
[表17]
表17
[表18]
表18
＊表示落在本发明限定的范围外。
化学组成和b的存在状态满足规定的本发明例中，拉伸强度为1180mpa以上，并且r/t的值为3.5以下，获得了具有高的强度和良好的弯曲性的结果。
而化学组成和b的存在状态的任一者或两者落在本发明限定的范围外的比较例中，其结果未获得1180mpa以上的拉伸强度或良好的弯曲性。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到弯曲性优异的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板。