本发明涉及薄钢板和镀覆钢板、以及热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、热处理板的制造方法、薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法。本发明的薄钢板等能够适合用作汽车用部件等结构构件。
背景技术
近年来，由于地球环境的保护意识的提高，强烈要求面向减少汽车的co2排放量的燃料效率改善。与此相伴，使车身材料高强度化而实现薄壁化、从而使车身轻量化的趋势变得活跃。但是，因钢板的高强度化而担心延展性的降低。因此，期望开发出高强度高延展性钢板。另外，因钢板的高强度化、薄壁化使得形状冻结性显著降低。为了应对该问题，广泛进行在压制成形时预先预测脱模后的形状变化并估计出形状变化量而设计模具。但是，钢板的屈服应力(yp)变化时，距使其恒定的估计量的偏差增大，产生形状不良，压制成形后对一个一个形状进行钣金加工等修整是不可欠缺的，使得量产效率显著降低。因此，要求钢板的yp的偏差尽可能地减小。
对于提高高强度冷轧钢板和高强度热镀锌钢板的延展性，迄今为止开发了铁素体-马氏体双相钢(dual-phase钢)、利用了残余奥氏体的相变诱发塑性(transformationinducedplasticity)的trip钢等各种复合组织型高强度钢板。
例如，关于高强度冷轧钢板和高强度热镀锌钢板，在专利文献1中公开了如下技术：通过添加规定量的p、并且对在ac1相变点到950℃的温度范围的停留时间和之后的冷却速度进行规定，得到延展性良好的低屈服比高张力薄钢板。
在专利文献2中，公开了一种钢板，其中，为了兼顾加工性和形状冻结性，在复合组织钢板中使织构为适当范围。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭58-22332号公报
专利文献2：日本特开2004-124123号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
但是，对于专利文献1所记载的高强度钢板而言，如果要得到590mpa以上的高拉伸强度(ts)，则存在无法得到充分的化学转化处理性的问题。
另外，对于专利文献2所记载的高强度钢板而言，在实施例中没有示出总伸长率(e1)，难以认为一定能够得到优良的强度-延展性平衡。
另外，在任一篇专利文献中，都没有考虑yp的面内各向异性。
本发明是鉴于上述情况而开发的，其目的在于提供一种具有590mpa以上的ts、延展性(强度-延展性平衡)优良、屈服比(yr)低、并且yp的面内各向异性优良、进而进行镀覆的情况下镀覆性也优良的薄钢板和镀覆钢板以及它们的制造方法，目的还在于提供为了得到上述薄钢板、镀覆钢板而所需的热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、热处理板的制造方法。
需要说明的是，在本发明中，延展性即e1优良是指ts×e1的值为12000mpa·％以上。另外，yr低是指yr＝(yp/ts)×100的值为75％以下。另外，yp的面内各向异性优良是指作为yp的面内各向异性的指标的|δyp|的值为50mpa以下。需要说明的是，|δyp|通过下式(1)求出。
|δyp|＝(ypl-2×ypd+ypc)/2…(1)
其中，ypl、ypd以及ypc为使用分别从钢板的轧制方向(l方向)、相对于钢板的轧制方向为45°的方向(d方向)、相对于钢板的轧制方向为直角的方向(c方向)三个方向裁取的jis5号试验片依照jisz2241(2011年)的规定以10mm/分钟的十字头速度进行拉伸试验而测定的yp的值。
另外，镀覆性优良设定为每100个卷材的不上镀缺陷的产生率为0.8％以下的情况。
用于解决问题的方法
本发明人为了得到具有590mpa以上的ts、强度-延展性平衡优良、yr被抑制得较低、yp的面内各向异性优良、进行镀覆的情况下镀覆性优良的薄钢板以及使用该薄钢板而得到的镀覆钢板反复进行了深入研究，结果发现下述见解。
发现：通过在退火(冷轧后(未进行冷轧的情况下为热轧后)所进行的加热以及冷却处理)时的升温中促进铁素体的再结晶，能够同时实现延展性的提高、yr的降低、以及yp的面内各向异性的降低。另外，同时还确认了镀覆性也良好、拉伸强度也处于期望的范围内。
其结果是，能够得到具有590mpa以上的ts、延展性优良、而且屈服比(yr)低、并且yp的面内各向异性优良、进行镀覆的情况下镀覆性也优良的薄钢板以及使用该薄钢板而得到的镀覆钢板。
本发明是基于上述见解而完成的。
[1]一种薄钢板，其具有以质量％计含有c：0.030％以上且0.200％以下、si：0.70％以下、mn：1.50％以上且3.00％以下、p：0.001％以上且0.100％以下、s：0.0001％以上且0.0200％以下、al：0.001％以上且1.000％以下、n：0.0005％以上且0.0100％以下且余量由fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且，具有如下钢组织：以面积率计含有20％以上的铁素体、5％以上的马氏体，上述铁素体的平均结晶粒径为20μm以下，上述马氏体的平均尺寸为15μm以下，上述铁素体的平均结晶粒径与上述马氏体的平均尺寸之比(铁素体的平均结晶粒径/马氏体的平均尺寸)为0.5～10.0，上述铁素体与上述马氏体的硬度之比(铁素体的硬度/马氏体的硬度)为1.0以上且5.0以下，并且，上述铁素体的织构以γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比计为0.8以上且7.0以下，所述薄钢板的拉伸强度为590mpa以上。
[2]如[1]所述的薄钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自cr：0.01％以上且1.00％以下、nb：0.001％以上且0.100％以下、v：0.001％以上且0.100％以下、ti：0.001％以上且0.100％以下、b：0.0001％以上且0.0100％以下、mo：0.01％以上且0.50％以下、cu：0.01％以上且1.00％以下、ni：0.01％以上且1.00％以下、as：0.001％以上且0.500％以下、sb：0.001％以上且0.200％以下、sn：0.001％以上且0.200％以下、ta：0.001％以上且0.100％以下、ca：0.0001％以上且0.0200％以下、mg：0.0001％以上且0.0200％以下、zn：0.001％以上且0.020％以下、co：0.001％以上且0.020％以下、zr：0.001％以上且0.020％以下以及rem：0.0001％以上且0.0200％以下中的至少一种元素。
[3]一种镀覆钢板，其在[1]或[2]所述的薄钢板的表面具备镀层。
[4]一种热轧钢板的制造方法，其中，将具有[1]或[2]所述的成分组成的钢坯加热，进行粗轧，在之后的精轧中，在精轧入口侧温度为1020℃以上且1180℃以下、精轧的最终道次的压下率为5％以上且15％以下、该最终道次之前的道次的压下率为15％以上且25％以下、精轧出口侧温度为800℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧，该热轧后，在平均冷却速度为5℃/秒以上且90℃/秒以下的条件下进行冷却，在卷取温度为300℃以上且700℃以下的条件下进行卷取。
[5]一种冷轧全硬钢板的制造方法，其中，对通过[4]所述的制造方法得到的热轧钢板进行酸洗，以35％以上的压下率进行冷轧。
[6]一种薄钢板的制造方法，其中，将通过[4]所述的制造方法得到的热轧钢板或通过[5]所述的制造方法得到的冷轧全硬钢板在最高到达温度为t1温度以上且t2温度以下、从450℃到[t1温度-10℃]的温度范围内的平均加热速度为50℃/秒以下的条件下进行加热，然后，在从[t1温度-10℃]到550℃的温度范围内的平均冷却速度为3℃/秒以上的条件下进行冷却，并且，600℃以上的温度范围的露点为-40℃以下。
[7]一种热处理板的制造方法，其中，将通过[4]所述的制造方法得到的热轧钢板或通过[5]所述的制造方法得到的冷轧全硬钢板在最高到达温度为t1温度以上且t2温度以下、从450℃到[t1温度-10℃]的温度范围内的平均加热速度为50℃/秒以下的条件下进行加热，该加热后，进行冷却、酸洗。
[8]一种薄钢板的制造方法，其中，将通过[7]所述的制造方法得到的热处理板再次加热至t1温度以上，接着在从[t1温度-10℃]到550℃的温度范围内的平均冷却速度为3℃/秒以上的条件下进行冷却，并且，600℃以上的温度范围的露点为-40℃以下。
[9]一种镀覆钢板的制造方法，对通过[6]或[8]所述的制造方法得到的薄钢板实施镀覆。
发明效果
通过本发明得到的薄钢板和镀覆钢板具有590mpa以上的ts、延展性优良、而且屈服比(yr)低、并且yp的面内各向异性优良、镀覆性也优良。另外，将通过本发明得到的薄钢板和镀覆钢板应用于例如汽车结构构件，由此，能够实现由车身轻量化带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。
另外，本发明的热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、热处理板的制造方法作为用于得到上述优良的薄钢板、镀覆钢板的中间产品的制造方法，有助于改善薄钢板、镀覆钢板的上述特性。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并非限定于以下实施方式。
本发明是薄钢板和镀覆钢板、以及热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、热处理板的制造方法、薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法。首先，对它们的关系进行说明。
本发明的薄钢板也是用于得到本发明的镀覆钢板的中间产品。一次法的情况下，从钢坯等钢原材出发，经过制成热轧钢板、冷轧全硬钢板、薄钢板的制造过程而制成镀覆钢板(其中，不进行冷轧的情况下不经由冷轧全硬钢板)。二次法的情况下，从钢坯等钢原材出发，经过制成热轧钢板、冷轧全硬钢板、热处理板、薄钢板的制造过程而制成镀覆钢板(其中，不进行冷轧的情况下不经由冷轧全硬钢板)。本发明的薄钢板为上述过程的薄钢板。需要说明的是，薄钢板有时也是最终产品。
另外，本发明的热轧钢板的制造方法是直至得到上述过程的热轧钢板的制造方法。
本发明的冷轧全硬钢板的制造方法是在上述过程中从热轧钢板至得到冷轧全硬钢板的制造方法。
本发明的热处理板的制造方法是在上述过程中二次法的情况下从热轧钢板或冷轧全硬钢板至得到热处理板的制造方法。
本发明的薄钢板的制造方法是在上述过程中一次法的情况下从热轧钢板或冷轧全硬钢板至得到薄钢板的制造方法、二次法的情况下为从热处理板至得到薄钢板的制造方法。
本发明的镀覆钢板的制造方法是在上述过程中从薄钢板至得到镀覆钢板的制造方法。
由于存在上述关系，热轧钢板、冷轧全硬钢板、热处理板、薄钢板、镀覆钢板的成分组成是共通的，薄钢板、镀覆钢板的钢组织是共通的。以下，按照共通事项、薄钢板、镀覆钢板、制造方法的顺序进行说明。
<成分组成>
本发明的薄钢板等具有如下成分组成：以质量％计含有c：0.030％以上且0.200％以下、si：0.70％以下、mn：1.50％以上且3.00％以下、p：0.001％以上且0.100％以下、s：0.0001％以上且0.0200％以下、al：0.001％以上且1.000％以下、n：0.0005％以上且0.0100％且余量由fe和不可避免的杂质构成。
另外，上述成分组成以质量％计还可以含有选自cr：0.01％以上且1.00％以下、nb：0.001％以上且0.100％以下、v：0.001％以上且0.100％以下、ti：0.001％以上且0.100％以下、b：0.0001％以上且0.0100％以下、mo：0.01％以上且0.50％以下、cu：0.01％以上且1.00％以下、ni：0.01％以上且1.00％以下、as：0.001％以上且0.500％以下、sb：0.001％以上且0.200％以下、sn：0.001％以上且0.200％以下、ta：0.001％以上且0.100％以下、ca：0.0001％以上且0.0200％以下、mg：0.0001％以上且0.0200％以下、zn：0.001％以上且0.020％以下、co：0.001％以上且0.020％以下、zr：0.001％以上且0.020％以下以及rem：0.0001％以上且0.0200％以下中的至少一种元素。
以下，对各成分进行说明。在以下说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
c：0.030％以上且0.200％以下
c是钢的重要的基本成分之一，尤其在本发明中对加热至双相区时的奥氏体的面积率、甚至相变后的马氏体的面积率有影响，因此是重要的元素。另外，所得到的钢板的强度等机械特性很大程度地被该马氏体百分率(面积率)和马氏体的硬度所左右。在此，c的含量小于0.030％时，难以生成马氏体相，难以确保钢板的强度和加工性。另一方面，c的含量超过0.200％时，点焊性劣化。因此，c含量设定为0.030％以上且0.200％以下的范围内。关于下限，c含量优选设定为0.030％以上、更优选设定为0.040％以上。关于上限，c含量优选设定为0.150％以下、更优选设定为0.120％以下。
si：0.70％以下
si是通过减少α相中的固溶c量而提高伸长率等加工性的元素。但是，含有超过0.70％的量的si时，引起因产生红锈等导致的表面性状的劣化、实施热浸镀的情况下引起镀层附着性以及密合性的劣化。因此，si含量设定为0.70％以下、优选设定为0.60％以下、更优选设定为0.50％以下。另外，si含量如下所述，进一步优选为0.40％以下。需要说明的是，在本发明中，通常si含量为0.01％以上。
si是通过减少α相中的固溶c量而提高伸长率等加工性的元素。但是，含有超过0.40％的量的si时，具有在退火时的冷却中促进铁素体相变的效果、以及抑制碳化物生成的效果，因此，马氏体的硬度升高，铁素体与马氏体的硬度比增大，结果具有局部伸长率降低、总伸长率降低的倾向。另外，实施热镀锌的情况下，si含量为0.40％以下时，在退火中可充分抑制si的表面富集量增大，退火板表面的润湿性变得更良好，因此，更加不容易产生镀层附着性以及密合性劣化的问题。因此，si含量进一步优选为0.40％以下、更优选设定为0.35％以下。进一步优选为小于0.30％、最优选为0.25％以下。
mn：1.50％以上且3.00％以下
为了确保钢板的强度，mn是有效的。另外，mn使淬透性提高而使复合组织化变得容易。同时，mn具有抑制冷却过程中生成珠光体、贝氏体的的作用，具有使从奥氏体向马氏体的相变变得容易的倾向。为了得到如上效果，需要将mn含量设定为1.50％以上。另一方面，mn含量超过3.00％时，损害点焊性以及镀覆性。另外，引起铸造性的劣化等。另外，mn含量超过3.00％时，板厚方向的mn偏析变得显著，yr升高，ts×e1的值降低。因此，mn含量设定为1.50％以上且3.00％以下。关于下限，mn含量优选设定为1.60％以上。关于上限，mn含量优选设定为2.70％以下、更优选设定为2.40％以下。
p：0.001％以上且0.100％以下
p具有固溶强化的作用，是根据期望的强度可以添加的元素。另外，由于促进铁素体相变，因此也是对于复合组织化有效的元素。为了得到如上效果，需要将p含量设定为0.001％以上。另一方面，p含量超过0.100％时，导致焊接性的劣化，并且对热镀锌进行合金化处理的情况下使合金化速度大幅延迟而损害镀层的品质。另外，p含量超过0.100％时，由于晶界偏析而发生脆化导致耐冲击性劣化。因此，p含量设定为0.001％以上且0.100％以下。关于下限，p含量优选设定为0.005％以上。关于上限，p含量优选设定为0.050％以下。
s：0.0001％以上且0.0200％以下
s在晶界发生偏析而在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在而使得局部变形能降低。因此，s含量需要设定为0.0200％以下。另一方面，由于生产技术上的制约，需要将s含量设定为0.0001％以上。因此，s含量设定为0.0001％以上且0.0200％以下。关于下限，s含量优选设定为0.0005％以上。关于上限，s含量优选设定为0.0050％以下。
al：0.001％以上且1.000％以下
al对于抑制碳化物的生成、促进残余奥氏体的生成而言是有效的元素。另外，al是在炼钢工序中作为脱氧剂添加的元素。为了得到如上效果，需要将al含量设定为0.001％以上。另一方面，al含量超过1.000％时，钢板中的夹杂物增多、延展性劣化。因此，al含量设定为0.001％以上且1.000％以下。关于下限，al含量优选设定为0.030％以上。关于上限，al含量优选设定为0.500％以下。
n：0.0005％以上且0.0100％以下
n是使钢的耐时效性最大幅劣化的元素。特别是，n含量超过0.0100％时，耐时效性的劣化变得显著，因此，其量越少越优选。但是，由于生产技术上的制约，n含量需要设定为0.0005％以上。因此，n含量设定为0.0005％以上且0.0100％以下。n含量优选设定为0.0005％以上且0.0070％以下。
本发明的薄钢板等可以在上述成分组成的基础上以质量％计还含有选自cr：0.01％以上且1.00％以下、nb：0.001％以上且0.100％以下、v：0.001％以上且0.100％以下、ti：0.001％以上且0.100％以下、b：0.0001％以上且0.0100％以下、mo：0.01％以上且0.50％以下、cu：0.01％以上且1.00％以下、ni：0.01％以上且1.00％以下、as：0.001％以上且0.500％以下、sb：0.001％以上且0.200％以下、sn：0.001％以上且0.200％以下、ta：0.001％以上且0.100％以下、ca：0.0001％以上且0.0200％以下、mg：0.0001％以上且0.0200％以下、zn：0.001％以上且0.020％以下、co：0.001％以上且0.020％以下、zr：0.001％以上且0.020％以下以及rem：0.0001％以上且0.0200％以下中的至少一种元素。
cr不仅具有作为固溶强化元素的作用，而且在退火时的冷却中使奥氏体稳定化、使复合组织化变得容易。为了得到如上效果，通过将cr的含量设定为0.01％以上可以得到。但是，即使cr含量超过1.00％也难以得到进一步的效果，而且有可能在热轧中引起表层裂纹，而且引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，cr含量设定为0.01％以上且1.00％以下的范围内。关于下限，cr含量优选设定为0.02％以上。关于上限，cr含量优选设定为0.50％以下、更优选设定为0.25％以下。
nb在热轧时或退火时形成微细的析出物而使强度升高。另外，将热轧时的粒径微细化，在冷轧及之后的退火时促进有助于减少yp的面内各向异性的铁素体的再结晶。此外，由于使退火后的铁素体晶粒径微细化，因此，马氏体的百分率也增大，有助于强度的升高。为了得到如上效果，nb含量需要设定为0.001％以上。另一方面，nb含量超过0.100％时，生成过量的nb-(c，n)之类的复合析出物，并且，铁素体的粒径微细化，屈服比yr显著增加。因此，添加nb的情况下，其含量设定为0.001％以上且0.100％以下的范围内。关于下限，nb含量优选设定为0.005％以上。关于上限，nb含量优选设定为0.060％以下、更优选设定为0.040％以下。
v通过形成碳化物、氮化物或碳氮化物而能够使钢高强度化。为了得到如上效果，通过将v的含量设定为0.001％以上可以得到。另一方面，v含量超过0.100％时，v在作为母相的铁素体、马氏体的下部组织或原奥氏体晶界处以大量的碳化物、氮化物或碳氮化物的形式析出，使得加工性显著劣化。因此，添加v的情况下，其含量设定为0.001％以上且0.100％以下的范围内。关于下限，v含量优选为0.010％以上、更优选为0.020％以上。关于上限，v含量优选为0.080％以下、更优选为0.070％以下。
ti是对于将引起时效劣化的n以tin的形式固定而言是有效的元素。该效果通过将ti含量设定为0.001％以上可以得到。另一方面，ti含量超过0.100％时，tic过量地生成而屈服比yr显著增加。因此，添加ti的情况下，其含量设定为0.001％以上且0.100％以下的范围内。
b对于钢的强化而言是有效的元素，其添加效果在b含量为0.0001％以上时可以得到。另一方面，b含量超过0.0100％时，马氏体的面积率变得过大，产生显著的强度升高所导致的延展性降低的担心。因此，b含量设定为0.0001％以上且0.0100％以下。关于下限，b含量优选为0.0005％以上，关于上限，b含量优选为0.0050％以下。
mo对于在不损害化学转化处理性以及镀覆性的情况下得到马氏体相而言是有效的。该效果通过将mo的含量设定为0.01％以上可以得到。但是，即使mo含量超过0.50％也难以得到进一步的效果，而且引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，mo含量设定为0.01％以上且0.50％以下的范围内。
cu不仅具有作为固溶强化元素的作用，而且在退火时的冷却过程中使奥氏体稳定化、使复合组织化变得容易。为了得到如上效果，cu含量需要设定为0.01％以上。另一方面，cu含量超过1.00％时，有可能在热轧中引起表层裂纹，而且引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，添加cu的情况下，其含量设定为0.01％以上且1.00％以下。
ni通过固溶强化以及相变强化而有助于高强度化。为了得到该效果，需要添加0.01％以上。另一方面，超过1.00％过量地添加ni时，有可能在热轧中引起表层裂纹，而且引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，添加ni的情况下，其含量设定为0.01％以上且1.00％以下的范围。更优选为0.50％以下。
as对于提高耐腐蚀性而言是有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.001％以上。另一方面，过量地添加as的情况下，促进红热脆性，而且引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，添加as的情况下，其含量设定为0.001％以上且0.500％以下的范围。
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的、自钢板表面起在板厚方向上约几十μm的区域的脱碳的观点出发，sb以及sn根据需要添加。这是因为：如果抑制这样的氮化、氧化，则对于防止钢板表面的马氏体的生成量减少而确保钢板的强度、材质稳定性是有效的。为了得到该效果，添加sb时、添加sn时的任一种情况下都需要将含量设定为0.001％以上。另一方面，对于它们中的任一种元素而言，也均是超过0.200％过量添加时会导致韧性的降低。因此，添加sb以及sn的情况下，其含量分别设定为0.001％以上且0.200％以下的范围内。
与ti、nb同样，ta生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。除此以外，认为还具有如下效果：ta部分固溶于nb碳化物、nb碳氮化物中，生成(nb，ta)(c，n)之类的复合析出物，显著地抑制析出物的粗大化，使对由析出强化带来的钢板的强度提高的贡献率稳定化。因此，优选含有ta。在此，上述析出物稳定化的效果通过将ta的含量设定为0.001％以上可以得到，另一方面，即使过量地添加ta，析出物稳定化效果也饱和，而且引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，添加ta的情况下，其含量设定为0.001％以上且0.100％以下的范围内。
ca以及mg是用于脱氧的元素，并且是用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对延展性、特别是局部延展性的不良影响的有效元素。为了得到这些效果，至少一种元素需要含有0.0001％以上。但是，ca以及mg中的至少一种元素的含量超过0.0200％时，引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，添加ca以及mg的情况下，其含量分别设定为0.0001％以上且0.0200％以下。
zn、co以及zr均是用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对局部延展性以及拉伸凸缘性的不良影响的有效元素。为了得到该效果，至少一种元素需要含有0.001％以上。但是，zn、co以及zr中的至少一种元素的含量超过0.020％时，夹杂物等增加，在表面、内部产生缺陷等，因此，延展性降低。因此，添加zn、co以及zr的情况下，其含量分别设定为0.001％以上且0.020％以下。
rem对于提高耐腐蚀性而言是有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.0001％以上。但是，rem的含量超过0.0200％时，夹杂物等增加，在表面、内部产生缺陷等，因此延展性降低。因此，添加rem的情况下，其含量设定为0.0001％以上且0.0200％以下。
上述成分以外的余量为fe和不可避免的杂质。需要说明的是，关于上述任选成分，在含量小于下限值的情况下不损害本发明效果，因此，含有小于下限值的这些任选元素的情况下，设定成含有这些任选元素作为不可避免的杂质。
<钢组织>
本发明的薄钢板等额钢组织以面积率计含有20％以上的铁素体、5％以上的马氏体，铁素体的平均结晶粒径为20μm以下，马氏体的平均尺寸为15μm以下，铁素体的平均结晶粒径与马氏体的平均尺寸之比(铁素体的平均结晶粒径/马氏体的平均尺寸)为0.5～10.0，铁素体与马氏体的硬度之比(铁素体的硬度/马氏体的硬度)为1.0以上且5.0以下，并且，铁素体的织构以γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比计为0.8以上且7.0以下。
铁素体的面积率：20％以上
在本发明中，是重要的发明构成要件。本发明的薄钢板等的钢组织是在富有延展性的软质的铁素体中存在主要能够赋予强度的马氏体的复合组织。为了确保充分的延展性以及强度与延展性的平衡，需要将铁素体的面积率设定为20％以上。优选为45％以上。需要说明的是，铁素体的面积率的上限没有特别限定，但是，为了确保马氏体的面积率、即确保强度，优选设定为95％以下、更优选设定为90％以下。
马氏体的面积率：5％以上
马氏体(是指淬火状态的马氏体)的面积率小于5％时，不能确保期望的ts。因此，马氏体的面积率设定为5％以上。需要说明的是，马氏体的面积率的下限没有特别限定，但是，超过50％时，局部延展性降低，因此总伸长率(e1)降低。因此，马氏体的面积率设定为5％以上、优选设定为5％以上且50％以下。关于下限，马氏体的面积率的范围更优选为7％以上。关于上限，马氏体的面积率更优选为40％以下。
需要说明的是，铁素体以及马氏体的面积率可以如下求出：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(l截面)进行研磨后，利用1体积.％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，针对板厚1/4位置(距钢板表面以深度方向计相当于板厚的1/4的位置)使用sem(scanningelectronmicroscope；扫描电子显微镜)以1000倍的倍率观察3个视野，对于所得到的组织图像，利用adobesystems公司的adobephotoshop算出3个视野区域的构成相(铁素体以及马氏体)的面积率，将它们的值平均从而求出铁素体以及马氏体的面积率。另外，在上述组织图像中，铁素体呈现灰色的组织(基体组织)，并且，马氏体呈现白色的组织。
另外，在上述钢组织中，优选将上述铁素体以及马氏体的总面积率设定为85％以上。在上述钢组织中，除了铁素体以及马氏体以外，在以面积率计为20％以下的范围内含有未再结晶铁素体、回火马氏体、贝氏体、回火贝氏体、珠光体、渗碳体、残余奥氏体等钢板中公知的相也不会损害本发明效果。
铁素体的平均结晶粒径：20μm以下
铁素体的平均结晶粒径超过20μm时，有助于强度升高的马氏体的生成被显著地抑制，因此，不能确保期望的ts。优选为18μm以下。需要说明的是，铁素体的平均结晶粒径的下限没有特别限定，优选为2μm以上。因此，铁素体的平均结晶粒径设定为20μm以下、优选设定为2μm以上且18μm以下。
需要说明的是，铁素体的平均结晶粒径如下算出。即，与上述相的观察同样地将板厚1/4位置设定为观察位置，使用sem(扫描电子显微镜)以约1000倍的倍率对所得到的钢板进行观察，使用上述adobephotoshop，通过用观察视野内的铁素体的面积的合计除以铁素体的个数而算出铁素体的平均面积。然后，将算出的平均面积乘以1/2而得到的值设定为铁素体的平均结晶粒径。
马氏体的平均尺寸：15μm以下
马氏体的平均尺寸超过15μm时，局部延展性降低，因此总伸长率(e1)降低。因此，马氏体的平均尺寸设定为15μm以下。需要说明的是，马氏体的平均尺寸的下限没有特别限定，优选为1μm以上。因此，马氏体的平均尺寸设定为15μm以下。关于下限，更优选为2μm以上。关于上限，平均尺寸优选设定为12μm以下。
实际的马氏体的平均尺寸如下算出。即，与上述相的观察同样地将板厚1/4位置设定为观察位置，使用sem以约1000倍的倍率对所得到的钢板进行观察，使用上述adobephotoshop，通过用观察视野内的马氏体的面积的合计除以马氏体的个数而算出马氏体的平均面积。然后，将算出的平均面积乘以1/2而得到的值设定为马氏体的平均尺寸。
铁素体的平均结晶粒径与马氏体的平均尺寸之比(铁素体的平均结晶粒径/马氏体的平均尺寸)：0.5～10.0
上述的铁素体的平均结晶粒径与马氏体的平均尺寸之比(铁素体的平均结晶粒径/马氏体的平均尺寸)小于0.5时，与铁素体的平均结晶粒径相比，马氏体的平均尺寸较大，对yp带来影响的晶粒变为马氏体，因此，ts以及yp升高，不能得到期望的yr。另一方面，铁素体的平均结晶粒径与马氏体的平均尺寸之比超过10.0时，马氏体非常小，不能得到期望的强度。因此，铁素体的平均结晶粒径与马氏体的平均尺寸之比设定为0.5～10.0。关于下限，上述比优选为1.0以上。关于上限，上述比优选为8.0以下、更优选为6.0以下。
铁素体与马氏体的硬度比(铁素体的硬度/马氏体的硬度)：1.0以上且5.0以下
在控制yr以及延展性方面，铁素体与马氏体的硬度比是极其重要的发明构成要件。铁素体与马氏体的硬度比小于1.0时，屈服比yr升高。另一方面，铁素体与马氏体的硬度比超过5.0时，局部延展性降低，因此总伸长率(e1)降低。因此，铁素体与马氏体的硬度比设定为1.0以上且5.0以下、优选设定为1.0以上且4.8以下。
需要说明的是，铁素体与马氏体的硬度比如下得到：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(l截面)进行研磨后，利用1体积.％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，对于板厚1/4位置(距钢板表面以深度方向计相当于板厚的1/4的位置)，使用微小硬度计(岛津制作所duh-w201s)，在载荷0.5gf的条件下，测定5点的铁素体以及马氏体各自相的硬度，求出各自相的平均硬度，由该平均硬度算出硬度比。
铁素体的织构的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比：0.8以上且7.0以下
α-纤维是指<110>轴与轧制方向平行的纤维织构，另外，γ-纤维是指<111>轴与轧制面的法线方向平行的纤维织构。体心立方金属具有如下特征：α-纤维以及γ-纤维因轧制变形而强烈发达，即使进行退火也形成属于它们的织构。
在本发明中，铁素体的织构的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比超过7.0时，织构沿钢板的特定方向取向，机械特性的面内各向异性、特别是yp的面内各向异性增大。另一方面，铁素体的织构的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比小于0.8时，同样地，机械特性的面内各向异性、特别是yp的面内各向异性也增大。因此，铁素体的织构的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比设定为0.8以上且7.0以下，关于下限，上述强度比优选为0.8以上。关于上限，上述强度比优选为6.5以下。
在本发明中，铁素体的织构的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比如下得到：对于与钢板的轧制方向平行的板厚截面(l截面)通过湿式研磨以及使用了胶态二氧化硅溶液的磨具研磨使表面平滑化后，利用0.1体积.％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，由此，尽可能地减少试样表面的凹凸，并且完全除去加工变质层，接着，对于板厚1/4位置(距钢板表面以深度方向计相当于板厚的1/4的位置)，使用sem-ebsd(electronback-scatterdiffraction；电子束背散射衍射)法测定晶体取向，对于所得到的数据，使用ametekedax公司的oimanalysis，利用ci(置信度指数，confidenceindex)以及iq(图像质量，imagequality)排除含有马氏体的第二相，可以提取出仅为铁素体的织构，作为结果，求出铁素体的α-纤维以及γ-纤维的逆强度比，由此能够算出。
<薄钢板>
薄钢板的成分组成以及钢组织如上所述。另外，薄钢板的厚度没有特别限定，通常为0.3mm以上且2.8mm以下。
<镀覆钢板>
本发明的镀覆钢板是在本发明的薄钢板上具备镀层的镀覆钢板。镀层的种类没有特别限定，例如可以为热镀层、电镀层中的任一者。另外，镀层可以是合金化后的镀层。镀层优选为锌镀层。锌镀层可以含有al、mg。另外，还优选热镀锌-铝-镁合金(zn-al-mg镀层)。这种情况下，优选使al含量为1质量％以上且22质量％以下、使mg含量为0.1质量％以上且10质量％以下且余量设定为zn。另外，zn-al-mg镀层的情况下，除了zn、al、mg以外，还可以含有合计为1质量％以下的选自si、ni、ce以及la中的一种以上。需要说明的是，镀覆金属没有特别限定，因此，除了如上所述的zn镀层以外，也可以为al镀层等。需要说明的是，镀覆金属没有特别限定，因此，除了如上所述的zn镀层以外，也可以为al镀层等。
另外，镀层的组成也没有特别限定，为通常的组成即可。例如，热镀锌层、合金化热镀锌层的情况下，通常为含有fe：20质量％以下、al：0.001质量％以上且1.0质量％以下、进一步含有合计为0质量％以上且3.5质量％以下的选自pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi、rem中的一种或两种以上、且余量由zn和不可避免的杂质构成的组成。在本发明中，优选具有每单面的镀层附着量为20～80g/m2的热镀锌层、其进一步被合金化的合金化热镀锌层。另外，镀层为热镀锌层的情况下，镀层中的fe含量小于7质量％，镀层为合金化热镀锌层的情况下，镀层中的fe含量为7～20质量％。
<热轧钢板的制造方法>
本发明的热轧钢板的制造方法为如下方法：将具有上述成分组成的钢坯加热，进行粗轧，在之后的精轧中，在精轧的最终道次的压下率为5％以上且15％以下、该最终道次之前的道次的压下率为15％以上且25％以下、精轧入口侧温度为1020℃以上且1180℃以下、精轧出口侧温度为800℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧，该热轧后，在平均冷却速度为5℃/秒以上且90℃/秒以下的条件下进行冷却，在卷取温度为300℃以上且700℃以下的条件下进行卷取。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别声明，温度是指钢板表面温度。钢板表面温度可以利用辐射温度计等测定。
在本发明中，钢原材(钢坯)的熔炼方法没有特别限定，转炉、电炉等公知的熔炼方法均适合。铸造方法也没有特别限定，连铸法是适合的。另外，为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连铸法来制造，也可以通过铸锭法、薄钢坯铸造法等来制造。另外，制造出钢坯后，除了暂时冷却至室温然后再次进行加热的现有方法以外，也可以毫无问题地应用在不冷却至室温的情况下以温片的状态装入加热炉中、或者略微进行保温后立即进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺。另外，钢坯在通常的条件下通过粗轧制成薄板坯，但是，在使加热温度降低的情况下，从防止热轧时的问题的观点出发，优选在精轧前利用条形加热器等对薄板坯进行加热。另外，对钢坯进行热轧时，可以在利用加热炉对钢坯进行再加热后进行热轧，也可以利用1250℃以上的加热炉进行短时间加热后提供至热轧。
对如上得到的钢原材(钢坯)实施热轧。该热轧既可以是基于粗轧和精轧的轧制、也可以是省略了粗轧而仅为精轧的轧制。无论哪种，精轧的最终道次的压下率、最终之前道次的压下率、精轧入口侧温度、精轧出口侧温度都是重要的。
精轧的最终道次的压下率为5％以上且15％以下
最终道次之前的道次的压下率为15％以上且25％以下
在本发明中，将最终道次之前的道次的压下率设定为最终道次的压下率以上，由此，能够适当地控制铁素体的平均结晶粒径、马氏体的平均尺寸以及织构，因此，是非常重要的。精轧的最终道次的压下率小于5％时，热轧时的铁素体的结晶粒径粗大化，结果冷轧及之后的退火时的结晶粒径变得粗大，强度降低。另外，铁素体从非常粗大的奥氏体晶粒成核、生长，因此，形成所生成的铁素体晶粒的粒径不均的所谓的混粒组织，其结果是再结晶退火时特定取向的晶粒生长，因此yp的面内各向异性增大。另一方面，最终道次的压下率超过15％时，热轧时的铁素体的结晶粒径微细化，冷轧及之后的退火时的铁素体的结晶粒径变得微细，结果是强度升高。另外，退火时的奥氏体的成核位点增大，生成微细的马氏体，结果yr升高。因此，精轧的最终道次的压下率设定为5％以上且15％以下。
最终道次之前的道次的压下率小于15％时，即使利用最终道次对非常粗大的奥氏体晶粒进行轧制，也形成在最终道次后的冷却中所生成的铁素体晶粒的粒径不均的所谓的混粒组织，其结果是再结晶退火时特定取向的晶粒生长，因此yp的面内各向异性增大。另一方面，最终道次之前的道次的压下率超过25％时，热轧时的铁素体的结晶粒径微细化，冷轧及之后的退火时的结晶粒径变得微细，结果是强度升高。另外，退火时的奥氏体的成核位点增大，生成微细的马氏体，结果是yr升高。因此，精轧的最终道次之前的道次的压下率设定为15％以上且25％以下。
精轧入口侧温度为1020℃以上且1180℃以下
加热后的钢坯通过粗轧以及精轧进行热轧，制成热轧钢板。此时，精轧入口侧温度超过1180℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基与氧化物的界面粗糙，去氧化皮时、酸洗时的氧化皮剥离性降低，退火后的表面品质劣化。另外，如果酸洗后存在部分热轧氧化皮的残留等，则对延展性带来不良影响。另一方面，精轧入口侧温度低于1020℃时，精轧后的精轧温度降低，热轧中的轧制载荷增大，轧制负荷增大。另外，奥氏体为未再结晶状态下的压下率升高，难以控制再结晶退火后的织构，最终产品的面内各向异性变得显著，由此，材质的均匀性、材质稳定性受损。另外，延展性本身也降低。因此，需要将热轧的精轧入口侧温度设定为1020℃以上且1180℃以下。优选设定为1020℃以上且1160℃以下。
精轧出口侧温度：800℃以上且1000℃以下
加热后的钢坯通过粗轧以及精轧进行热轧，制成热轧钢板。此时，精轧出口侧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基与氧化物的界面粗糙，酸洗、冷轧后的表面品质劣化。另外，如果酸洗后存在部分热轧氧化皮的残留等，则对延展性带来不良影响。此外，结晶粒径变得过度粗大，加工时有时产生压制品表面粗糙。另一方面，精轧出口侧温度低于800℃时，轧制载荷增大，轧制负荷增大，奥氏体为未再结晶状态下的压下率升高、异常织构发达、最终产品的面内各向异性变得显著，由此，材质的均匀性、材质稳定性受损。另外，延展性本身也降低。另外，精轧出口侧温度低于800℃时，导致加工性的降低。因此，需要将热轧的精轧出口侧温度设定为800℃以上且1000℃以下。关于下限，精轧出口侧温度优选为820℃以上。关于上限，精轧出口侧温度优选设定为950℃以下。
需要说明的是，如上所述，该热轧既可以为基于粗轧和精轧的轧制，也可以为省略了粗轧而仅为精轧的轧制。
从精轧后到卷取温度的平均冷却速度：5℃/秒以上且90℃/秒以下
通过适当地控制从精轧后到卷取温度的平均冷却速度，能够使热轧钢板中的相的结晶粒径微细化，能够提高之后的冷轧以及退火后向r-纤维(对与159中的说明的差异进行确认(使织构为{111}//nd取向)的集聚。在此，从精轧后到卷取的平均冷却速度超过90℃/秒时，板形状显著劣化，在之后的冷轧或退火(热轧后(不进行冷轧的情况)或者冷轧后的加热、冷却处理)时成为问题的原因。另一方面，小于5℃/秒时，在热轧板的组织中结晶粒径增大，在之后的冷轧以及退火后的织构中不能提高向γ-纤维的集聚。另外，在热轧时形成粗大碳化物，其在退火后也残留，由此导致加工性的降低。因此，从精轧后到卷取温度的平均冷却速度设定为5℃/秒以上且90℃/秒以下，关于下限，平均冷却速度优选为7℃/秒以上、更优选为9℃/秒以上。关于上限，平均冷却速度优选为60℃/秒以下、更优选为50℃/秒以下。
卷取温度：300℃以上且700℃以下
热轧后的卷取温度超过700℃时，热轧板(热轧钢板)的钢组织的铁素体的结晶粒径增大，难以在退火后确保期望的强度以及降低因织构引起的yp的面内各向异性。另一方面，热轧后的卷取温度低于300℃时，热轧板强度升高，冷轧中的轧制负荷增大，生产率降低。另外，对以马氏体为主体的硬质的热轧钢板实施冷轧时，容易产生马氏体的沿着原奥氏体晶界的微小的内部裂纹(脆性裂纹)，最终退火板(薄钢板)的延展性等降低。因此，需要将热轧后的卷取温度设定为300℃以上且700℃以下。关于下限，卷取温度优选设定为400℃以上。关于上限，卷取温度优选设定为650℃以下。
需要说明的是，可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，也可以将粗轧板暂时进行卷取。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以对精轧的一部分或全部进行润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下的范围。
<冷轧全硬钢板的制造方法>
本发明的冷轧全硬钢板的制造方法为如下方法：对上述热轧钢板进行酸洗，以35％以上的压下率进行冷轧。
酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此，为了确保最终产品薄钢板、镀覆钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质，其是重要的。另外，酸洗可以为一次、也可以分成多次。
冷轧工序中的压下率(轧制率)：35％以上
通过热轧后的冷轧，使α-纤维以及γ-纤维发达，由此，即使在退火后的组织中也能够使具有α-纤维以及γ-纤维、特别是具有γ-纤维的铁素体增大、从而使yp的面内各向异性降低。为了得到这样的效果，冷轧的压下率的下限设定为35％。需要说明的是，可以在对轧制道次的次数、各个道次的压下率没有特别限定的情况下得到本发明效果。另外，上述压下率的上限没有特别限定，工业上为约80％。
<薄钢板的制造方法>
在薄钢板的制造方法中，有：将热轧钢板或冷轧全硬钢板加热并进行冷却而制造薄钢板的方法(一次法)；和将热轧钢板或冷轧全硬钢板加热并进行冷却而制成热处理板然后将该热处理板加热并进行冷却而制造薄钢板的方法(二次法)。首先对一次法进行说明。
最高到达温度：t1温度以上且t2温度以下
最高到达温度低于t1温度的情况下，变为铁素体单相区中的热处理，因此，退火后不生成含有马氏体的第二相，不能得到期望的强度，并且yr也升高。另一方面，退火时的最高到达温度超过t2温度时，退火后生成的含有马氏体的第二相增大，强度升高，另一方面，延展性降低。因此，退火中的最高到达温度设定为t1温度以上且t2温度以下。
需要说明的是，在上述最高到达温度下保持时的保持时间没有特别限定，优选为10s以上且40000s以下的范围。
从450℃到[t1温度-10℃]的温度范围内的平均加热速度：50℃/秒以下
在到上述最高到达温度为止的加热中，从450℃到[t1温度-10℃]的温度范围内的平均加热速度超过50℃/秒时，铁素体的再结晶变得不充分，yp的面内各向异性增大。另外，上述平均加热速度超过50℃/秒时，铁素体的平均结晶粒径小，马氏体的平均结晶粒径大，并且，百分率增加，因此，yp以及yr升高。因此，上述平均冷却速度设定为50℃/秒以下。优选设定为40℃/秒以下、进一步优选设定为30℃/秒以下。需要说明的是，从450℃到[t1温度-10℃]的温度范围内的平均加热速度的下限没有特别限定，但平均加热速度小于0.001℃/秒时，退火板(薄钢板)的铁素体的结晶粒径增大，有利于强度升高的第二相的生成被显著抑制，因此优选为0.001℃/秒以上。
从[t1温度-10℃]到550℃的温度范围内的平均冷却速度：3℃/秒以上
在上述加热后的冷却中，从[t1温度-10℃]到550℃的温度范围内的平均冷却速度小于3℃/秒的情况下，冷却中铁素体以及珠光体过度地生成，不能得到期望的马氏体量。因此，从[t1温度-10℃]到550℃的温度范围内的平均冷却速度设定为3℃/秒以上。需要说明的是，从450℃到[t1温度-10℃]的温度范围内的平均加热速度的上限没有特别限定，但是，超过100℃/秒时，板形状因急剧的热收缩而劣化，有时导致蛇行等操作上的问题，因此优选设定为100℃/秒以下。
600℃以上的温度范围的露点：-40℃以下
退火时，在600℃以上的温度范围内露点升高时，脱碳通过空气中的水分而进行，不仅钢板表层部的铁素体晶粒粗大化而且硬度降低，因此，不能稳定地得到优良的拉伸强度、或者弯曲疲劳特性降低。另外，实施镀覆的情况下，作为阻碍镀覆的元素的si、mn等在退火中富集于钢板表面，阻碍镀覆性。因此，退火时600℃以上的温度范围的露点需要设定为-40℃以下。优选为-45℃以下。需要说明的是，在通常的经过加热、均热保持、冷却的过程的退火的情况下，需要在全部过程中使600℃以上的温度范围的露点为-40℃以下。气氛的露点的下限没有特别规定，但低于-80℃时效果饱和，在成本方面变得不利，因此优选为-80℃以上。需要说明的是，上述温度范围的温度以钢板表面温度为基准。即，钢板表面温度处于上述温度范围的情况下，将露点调整为上述范围。
需要说明的是，上述冷却中的冷却停止温度没有特别限定，通常为120～550℃。
接着，对二次退火(二次法)进行说明。二次法中，首先将热轧钢板或冷轧全硬钢板加热制成热处理板。得到该热处理板的制造方法为本发明的热处理板的制造方法。
用于得到上述热处理板的具体的方法为如下方法：将热轧钢板或冷轧全硬钢板在从450℃到[t1温度-10℃]的温度范围的平均加热速度为50℃/秒以下的条件下加热至t1温度以上且t2温度以下的最高到达温度，接着，在t1温度以上且t2温度以下的温度范围内根据需要保持规定时间，进行冷却、酸洗。
上述平均加热速度、最高到达温度的技术意义与一次法同样，因此省略说明。为了得到热处理板，根据上述需要所进行的保持后，进行冷却、酸洗。
上述冷却中的冷却速度没有特别限定，通常为5～350℃/秒。
需要说明的是，在后述的热处理板的再加热时si、mn等阻碍镀覆性的元素过度地表面富集，镀覆性变差，因此，需要通过酸洗等除去表面富集层。但是，关于热轧后的卷取之后所进行的利用酸洗的脱氧化皮，其实施的有无对本发明的效果没有任何影响。另外，到上述酸洗之前的期间，为了使通板性良好，可以对热处理板进行平整轧制。
再加热温度：t1温度以上
二次法的情况下，通过第一次加热冷却处理完成铁素体的再结晶，因此，热处理板的再加热温度可以为奥氏体生成的t1温度以上。但是，低于t1温度时，奥氏体的形成变得不充分，难以得到期望的马氏体量。因此，再加热温度设定为t1温度以上。上限没有特别规定，但是，超过850℃时，有时si、mn等元素再富集于表面，使得镀覆性降低，因此，优选设定为850℃以下。更优选为840℃以下。
从[t1温度-10℃]到550℃的温度范围内的平均冷却速度：3℃/秒以上
从[t1温度-10℃]到550℃的温度范围内的平均冷却速度小于3℃/秒时，在冷却中过度地生成铁素体以及珠光体，不能得到期望的马氏体量，yr升高。因此，从[t1温度-10℃]到550℃的温度范围内的平均冷却速度设定为3℃/秒以上。需要说明的是，从450℃到[t1温度-10℃]的温度范围内的平均加热速度的上限没有特别限定，但是，超过100℃/秒时，板形状因急剧的热收缩而变差，有时导致蛇行等操作上的问题，因此，优选设定为100℃/秒以下。
600℃以上的温度范围的露点：-40℃以下
退火时，在600℃以上的温度范围内露点升高时，脱碳通过空气中的水分而进行，不仅钢板表层部的铁素体晶粒粗大化而且硬度降低，因此，不能稳定地得到优良的拉伸强度、或者弯曲疲劳特性降低。另外，实施镀覆的情况下，作为阻碍镀覆的元素的si、mn等在退火中富集于钢板表面，阻碍镀覆性。因此，退火时600℃以上的温度范围的露点需要设定为-40℃以下。优选为-45℃以下。需要说明的是，在通常的经过加热、均热保持、冷却的过程的退火的情况下，需要在全部过程中使600℃以上的温度范围的露点为-40℃以下。气氛的露点的下限没有特别规定，但是，低于-80℃时效果饱和，在成本方面变得不利，因此，优选为-80℃以上。需要说明的是，在以下说明中，只要没有特别声明，温度是指钢板表面温度。钢板表面温度可以使用辐射温度计等来测定。
另外，可以对通过上述一次法或二次法得到的薄钢板实施平整轧制。平整轧制率小于0.1％的情况下，屈服点伸长率不消失，超过1.5％时，钢的屈服应力上升，yr升高，因此，更优选设定为0.1％以上且1.5％以下。关于下限，优选为0.5％以上。
需要说明的是，薄钢板为交易对象的情况下，通常冷却至室温后作为交易对象。
<镀覆钢板的制造方法>
本发明的镀覆钢板的制造方法是对薄钢板实施镀覆的方法。例如，作为镀覆处理，可以例示出热镀锌处理、热镀锌后进行合金化的处理。另外，可以利用一条生产线连续地进行退火和镀锌。此外，可以通过电镀zn-ni合金等电镀来形成镀层，也可以实施热镀锌-铝-镁合金。需要说明的是，以镀锌的情况为中心进行了说明，但是，镀zn、镀al等镀覆金属的种类没有特别限定。
需要说明的是，实施热镀锌处理时，将薄钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中实施热镀锌处理后，通过气体擦拭等调整镀层附着量。热镀锌优选使用al量为0.10质量％以上且0.23质量％以下的镀锌浴。另外，实施镀锌层的合金化处理时，热镀锌后在470℃以上且600℃以下的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。在超过600℃的温度下进行合金化处理时，有时未相变奥氏体向珠光体发生相变，ts降低。因此，进行镀锌层的合金化处理时，优选在470℃以上且600℃以下的温度范围内实施合金化处理。另外，也可以实施电镀锌处理。另外，镀层附着量优选为每单面20～80g/m2(双面镀层)，合金化热镀锌钢板(ga)优选通过实施下述合金化处理而使镀层中的fe浓度为7～15质量％。
镀覆处理后的表皮光轧的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。小于0.1％时，效果小，也难以控制，因此，该值为良好范围的下限。另外，超过2.0％时，生产率显著降低，因此，将该值作为良好范围的上限。表皮光轧可以在线进行、也可以离线进行。另外，可以一次性地进行目标压下率的表皮光轧，也可以分成多次进行。
其它的制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点出发，上述退火、热镀锌、镀锌层的合金化处理等一系列处理优选利用作为热镀锌线的cgl(continuousgalvanizingline)进行。热镀锌后，为了调整镀层的基重，可以进行擦拭。需要说明的是，上述条件以外的镀覆等条件可以依照热镀锌的常规方法。
实施例
将具有表1所示的成分组成、余量由fe和不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得到的钢坯在表2所示的条件下加热而进行热轧后，实施酸洗处理，表2所示的no.1～18、20～25、27、28、30～35实施了冷轧。
接着，在表2所示的条件下实施退火处理，得到薄钢板(在预退火栏有记载的为二次法)。
进一步，对一部分薄钢板实施镀覆处理，得到热镀锌钢板(gi)、合金化热镀锌钢板(ga)、电镀锌钢板(eg)、热镀锌-铝-镁合金钢板(zam)等。关于热镀锌浴，对于gi而言使用含有al：0.14～0.19质量％的锌浴，另外，对于ga而言使用含有al：0.14质量％的锌浴，浴温设定为470℃。关于镀层附着量，对于gi而言设定为每单面约45g/m2～约72g/m2(双面镀层)，另外，对于ga而言设定为每单面约45g/m2(双面镀层)。另外，对于ga而言，将镀层中的fe浓度设定为9质量％以上且12质量％以下。对于使镀层为zn-ni镀层的eg而言，将镀层中的ni含量设定为9质量％以上且25质量％以下。此外，对于使镀层为zn-al-mg镀层的zam而言，将镀层中的al含量设定为3质量％以上且22质量％以下、将mg含量设定为1质量％以上且10质量％以下。
需要说明的是，t1温度(℃)利用下述公式求出。
t1温度(℃)＝745+29×[％si]-21×[％mn]+17×[％cr]
另外，t2温度(℃)可以通过下述算出。
t2温度(℃)＝960-203×[％c]1/2+45×[％si]-30×[％mn]+150×[％al]-20×[％cu]+11×[％cr]+350×[％ti]+104×[％v]
需要说明的是，[％x]设定为钢板的成分元素x的质量％，不含有时设为0。
将按照以上方式所得到的薄钢板以及高强度镀覆钢板作为供试钢，对机械特性进行评价。机械特性如下所述进行拉伸试验来评价。将其结果示于表3中。另外，作为供试钢的各钢板的板厚也示于表3中。
拉伸试验如下：使用按照拉伸试验片的长度方向为钢板的轧制方向(l方向)、相对于钢板的轧制方向为45°的方向(d方向)、相对于钢板的轧制方向为直角的方向(c方向)三个方向的方式裁取样品而得到的jis5号试验片，依照jisz2241(2011年)进行，测定yp(屈服应力)、ts(拉伸强度)以及el(总伸长率)。需要说明的是，在本发明中，延展性即e1(总伸长率)优良是指将ts×e1的值为12000mpa·％以上的情况判断为良好。另外，yr低是指将yr＝(yp/ts)×100的值为75％以下的情况判断为良好。此外，yp的面内各向异性优良是指将作为yp的面内各向异性的指标的|δyp|的值为50mpa以下的情况判断为良好。另外，表3所示的yp、ts以及e1表示c方向的试验片的测定结果。|δyp|通过上述计算方法算出。
另外，按照上述方法，求出铁素体以及马氏体各自的面积率以及铁素体的平均结晶粒径与马氏体的平均尺寸、铁素体与马氏体的平均结晶粒径之比(铁素体的平均结晶粒径/马氏体的平均尺寸)(表3中表述为尺寸比)、铁素体与马氏体的硬度比、以及钢板的板厚1/4位置的铁素体的织构的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比。另外，对于余量组织，利用通常的方法确认，示于表3中。
另外，镀覆性是指将每100个卷材的不上镀缺陷的长度产生率为0.8％以下的情况判断为良好。需要说明的是，不上镀缺陷的长度产生率通过下式(2)求出，表面性状的评价是指将每100个卷材的氧化皮缺陷的长度产生率为0.2％以下的情况设为“优”、将大于0.2％且0.8％以下的情况设为“良”、将大于0.8％的情况设为“差”，利用表面检查装置进行判断。
(不上镀缺陷的长度产生率)＝(判断为不上镀缺陷的缺陷的l方向的总长度)/(出口侧卷材长度)×100…(2)
如表3所示，在本发明例中，ts为590mpa以上，延展性优良，而且屈服比(yr)低，并且，yp的面内各向异性以及镀覆性也优良。另一方面，在比较例中，强度、yr、强度与延展性的平衡、yp的面内各向异性、以及镀覆性中的某一者以上较差。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，本发明并不被由本实施方式构成本发明的公开的一部分的记载所限定。即，基于本实施方式由本领域技术人员等完成的其它实施方式、实施例以及运用技术等全部包含在本发明的范围内。例如，在上述制造方法中的一系列热处理中，只要满足热历程条件，则对钢板实施热处理的设备等没有特别限定。
产业上的可利用性
根据本发明，能够制造具有590mpa以上的ts、延展性优良、而且yr低、yp的面内各向异性优良的高强度钢板。另外，通过将按照本发明的制造方法得到的高强度钢板应用于例如汽车结构构件，能够实现由车身轻量化带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。