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、薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法。
背景技术
从改善汽车的碰撞安全性和提高燃料效率的观点考虑，对汽车用部件中使用的钢板要求高强度化。但是，材料的强化通常会导致加工性的降低。因此，需要开发强度和加工性这两者都优良的钢板。特别是，拉伸强度(以下有时也称为ts)超过1180mpa的高强度钢板的成形难度高，因此，大多像横梁、边梁部件等那样以刚直形状实施弯曲主体的加工，要求弯曲性优良的钢板。另外，这样的部件处于腐蚀环境下，因此要求高防锈性。
弯曲加工中，表层附近的硬质组织在弯曲加工时促使空隙产生，成为裂纹的起点，因此，从改善弯曲性的观点考虑，在ts超过1180mpa的级别的钢中抑制与硬质组织相关的空隙的产生是极其重要的。
针对上述问题，在专利文献1中公开了通过控制回火马氏体和铁素体的硬度来得到弯曲性优良的热镀锌钢板的技术。
在专利文献2中公开了通过使铁素体硬化并且减少马氏体来得到弯曲性优良的热轧钢板的技术。
在专利文献3中公开了通过降低表层附近的强度来得到弯曲性优良的热镀锌钢板的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-275627号公报
专利文献2：日本特开2006-161111号公报
专利文献3：日本特开2015-34334号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
但是，在专利文献1中，对于在钢板表面发生的微小破裂没有进行研究，可以看出改善的余地。另外，尽管大量含有阻碍镀覆性的si、mn，但在制造技术中没有公开对策，因此认为会发生不上镀而使防锈变得不充分。
专利文献2中，由于是热轧钢板，因此，对于镀覆性、赋予了镀层的状态下的弯曲加工性、以及弯曲加工表面的微小裂纹没有进行研究，存在改善的余地。
专利文献3中，对于在钢板表面发生的微小破裂没有进行研究，可以看出改善的余地。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供具有1180mpa以上的拉伸强度、弯曲性和镀覆性优良的镀覆钢板及其制造方法，并且目的还在于提供用于得到上述镀覆钢板所需的薄钢板、以及提供用于得到上述镀覆钢板所需的热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、薄钢板的制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题而反复进行了深入研究。结果，得到了以下的见解。
与钢板表层附近存在的马氏体相关的空隙受到马氏体与其他相的硬度差、马氏体的百分率、马氏体中的mn量的强烈影响。另外，在钢板表面产生mn富集部时，会产生以此为起点的微小的不上镀。
对此，发现了：在使钢成分组成和显微组织优化的基础上，将从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内存在的马氏体中的mn量[mn]sm与主体中的mn量[mn]b设定为[mn]sm/[mn]b≤1.5，由此，在ts超过1180mpa的级别的钢板中不产生微小的不上镀并且表现出优良的弯曲性。
本发明是基于上述的见解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种薄钢板，其特征在于，具有以质量％计含有c：0.05～0.25％、si：1.0％以下、mn：2.0～4.0％、p：0.100％以下、s：0.02％以下、al：1.0％以下、n：0.001～0.015％、以及选自ti：0.003～0.100％、nb：0.003～0.100％、mo：0.005～0.500％中的一种以上、并且余量由fe和不可避免的杂质构成的成分组成，
在从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内，以面积率计，多边形铁素体为0～60％、马氏体和贝氏体以及残余奥氏体合计为40～100％，
从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内存在的马氏体中的mn量：[mn]sm与在板厚中心方向上距钢板表面为板厚1/4的位置处(主体中)的mn量：[mn]b满足[mn]sm/[mn]b≤1.5，
在板厚方向上距钢板表面300μm的位置处，马氏体的面积率为40～80％，多边形铁素体的平均结晶粒径和贝氏体的平均结晶粒径分别小于15μm。
[2]如上述[1]所述的薄钢板，其特征在于，以质量％计还含有选自cr：0.005～2.000％、v：0.005～2.000％、cu：0.005～2.000％、ni：0.005～2.000％、b：0.0001～0.0050％、ca：0.0001～0.0050％、rem：0.0001～0.0050％、sb：0.0010～0.1000％、sn：0.0010～0.5000％中的一种以上。
[3]如上述[1]或[2]所述的薄钢板，其特征在于，从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内的马氏体的平均结晶粒径为20μm以下。
[4]一种镀覆钢板，其特征在于，在上述[1]～[3]中任一项所述的薄钢板的表面具备镀层。
[5]如上述[4]所述的镀覆钢板，其特征在于，上述镀层为热镀锌层或合金化热镀锌层。
[6]一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，对具有上述[1]或[2]所述的成分的钢坯实施热轧时，
在精轧中，将从自最终道次起数第二道次至最终道次的温度设定为800～950℃，将从自最终道次起数第二道次至最终道次的累计压下率设定为10～40％，将最终道次的压下率设定为8～25％，
在精轧结束后0.5～3.0s开始冷却，在600～720℃的温度范围内以30℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，在590℃以下进行卷取。
[7]一种冷轧全硬钢板的制造方法，其特征在于，以20％以上的压下率对通过上述[6]所述的制造方法得到的热轧钢板实施冷轧。
[8]一种薄钢板的制造方法，其特征在于，对通过上述[6]所述的制造方法得到的热轧钢板或通过上述[7]所述的制造方法得到的冷轧全硬钢板实施如下的退火：
以500～650℃的温度范围内的平均加热速度为1.0℃/s以上的条件加热至730～900℃，接着以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至400～590℃的冷却停止温度，
并且在进行从上述加热到上述冷却时的730～900℃的温度范围内保持10～1000s，在400～590℃的温度范围内保持1000s以下。
[9]如上述[8]所述的薄钢板的制造方法，其特征在于，将730～900℃的温度范围内的露点设定为-40℃以下。
[10]一种镀覆钢板的制造方法，其特征在于，对通过上述[8]或[9]得到的薄钢板实施镀覆，以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至室温。
需要说明的是，在本发明中，“高强度”是指ts为1180mpa以上，“弯曲性优良”是指后述的r/t为3.5以下，“镀覆性优良”是指在利用10倍的放大镜对镀锌钢板表面进行观察时未确认到直径为0.5mm以上的不上镀。
发明效果
根据本发明，可以得到具有1180mpa以上的拉伸强度、弯曲性和镀覆性优良的镀覆钢板。由于具有上述特性，本发明的镀覆钢板适合作为汽车部件用原材。
本发明的薄钢板、以及本发明的热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法和薄钢板的制造方法作为用于得到上述优良的镀覆钢板的中间制品或中间制品的制造方法，有助于汽车的碰撞安全性改善和燃料效率提高。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。
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、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。
本发明的薄钢板是用于得到本发明的镀覆钢板的中间制品。从钢坯等钢原材出发，经过形成热轧钢板、冷轧全硬钢板、薄钢板的制造过程而形成镀覆钢板。本发明的薄钢板是上述过程的薄钢板。
另外，本发明的热轧钢板的制造方法是得到上述过程的热轧钢板为止的制造方法。
本发明的冷轧全硬钢板的制造方法是上述过程中从热轧钢板到得到冷轧全硬钢板为止的制造方法。
本发明的薄钢板的制造方法是上述过程中从冷轧全硬钢板到得到薄钢板为止的制造方法。
本发明的镀覆钢板的制造方法是上述过程中从薄钢板到得到镀覆钢板为止的制造方法。
由于具有上述关系，热轧钢板、冷轧全硬钢板、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。
＜热轧钢板、冷轧全硬钢板、薄钢板、镀覆钢板的成分组成＞
热轧钢板、冷轧全硬钢板、薄钢板、镀覆钢板的成分组成以质量％计含有c：0.05～0.25％、si：1.0％以下、mn：2.0～4.0％、p：0.100％以下、s：0.02％以下、al：1.0％以下、n：0.001～0.015％，并且含有选自ti：0.003～0.100％、nb：0.003～0.100％、mo：0.005～0.500％中的一种以上，余量由fe和不可避免的杂质构成。
另外，上述成分组成可以以质量％计还含有选自cr：0.005～2.000％、v：0.005～2.000％、cu：0.005～2.000％、ni：0.005～2.000％、b：0.0001～0.0050％、ca：0.0001～0.0050％、rem：0.0001～0.0050％、sb：0.0010～0.1000％、sn：0.0010～0.5000％中的一种以上。
以下，对各成分进行说明。在下述的说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。另外，“量”是指“含量”。
c：0.05～0.25％
c是使马氏体、贝氏体生成而对于升高ts有效的元素。低于0.05％时，不能充分得到这样的效果，得不到1180mpa以上的ts。另一方面，c含量超过0.25％时，马氏体硬化，弯曲性的劣化变得显著。因此，c含量设定为0.05～0.25％。优选为0.07％以上。优选为0.22％以下，更优选为0.20％以下。
si：1.0％以下
si是对于使钢固溶强化而使ts升高有效的元素，但也是显著阻碍镀覆性而导致不上镀的元素。在本发明中，可以允许至1.0％。因此，si含量设定为1.0％以下，优选设定为0.8％以下，更优选设定为0.6％以下。下限没有特别规定，从作业性的观点考虑，优选为0.005％以上。
mn：2.0～4.0％
mn是使马氏体、贝氏体生成而对于升高ts有效的元素。低于2.0％时，不能充分得到这样的效果，另外，多边形铁素体过量生成，导致ts的降低、弯曲性的劣化。另一方面，超过4.0％时，钢发生脆化，得不到本发明的弯曲性。因此，mn含量设定为2.0～4.0％。优选设定为3.5％以下。更优选设定为3.0％以下。
p：0.100％以下
p使晶界脆化而使弯曲性劣化，因此，优选尽可能地降低其量。但是，在本发明中，可以允许至0.100％。因此，p含量设定为0.100％以下。下限没有特别规定，在制造上，有时会不可避免地混入约0.001％的p。因此，低于0.001％时，导致生产效率的降低，因此，优选为0.001％以上。
s：0.02％以下
s使夹杂物增加而使弯曲性劣化，因此，优选尽可能地减少其含有。但是，在本发明中，可以允许至0.02％。因此，s含量设定为s：0.02％以下。下限没有特别规定，低于0.0005％时，导致生产效率的降低，因此，优选为0.0005％以上。
al：1.0％以下
al作为脱氧剂发挥作用，优选在脱氧工序中含有，但大量含有时，多边形铁素体大量生成，导致ts的降低、弯曲性的劣化。但是，在本发明中，可允许至1.0％。因此，al含量设定为1.0％以下。优选为0.010％以上。优选为0.50％以下。
从镀覆性的观点考虑，si与al的合计优选低于0.8％。低于0.8％时，也能够充分得到本发明效果。
n：0.001～0.015％
n是生成aln等氮化物、对粒径的微细化有效的元素。为了得到这样的效果，需要设定为0.001％以上。另一方面，超过0.015％时，氮化物粗大化，细粒化效果减小，不仅如此，还会由于粗大的氮化物而使弯曲性劣化。因此，n含量设定为0.001～0.015％。优选为0.002％以上，更优选为0.003％以上。优选为0.012％以下，更优选为0.010％以下。
选自ti：0.003～0.100％、nb：0.003～0.100％、mo：0.005～0.500％中的一种以上
ti、nb、mo通过在退火时形成碳化物而使组织微细化，并且通过析出强化抑制弯曲加工时的裂纹，使弯曲性提高。为了得到这样的效果，需要含有选自ti：0.003％以上、nb：0.003％以上、mo：0.005％以上中的一种以上。另一方面，含量分别超过规定值时，碳化物粗大化，反而使弯曲性劣化。因此，在含有的情况下，ti、nb、mo设定为ti：0.003～0.100％、nb：0.003～0.100％、mo：0.005～0.500％。优选ti为0.010％以上、nb为0.010％以上、mo为0.010％以上。优选ti为0.060％以下、nb为0.080％以下、mo为0.300％以下。
余量为fe和不可避免的杂质。
以上是本发明的基本成分组成。可以根据需要适当含有下述元素中的一种以上。
选自cr：0.005～2.000％、v：0.005～2.000％、cu：0.005～2.000％、ni：0.005～2.000％、b：0.0001～0.0050％、ca：0.0001～0.0050％、rem：0.0001～0.0050％、sb：0.0010～0.1000％、sn：0.0010～0.5000％中的一种以上
cr、v、cu是使马氏体、贝氏体生成而对高强度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选设定为cr：0.005％以上、v：0.005％以上、cu：0.005％以上。另一方面，cr超过2.000％、v超过2.000％、cu超过2.000％时，导致弯曲性的劣化、或由于阻碍镀覆性而导致不上镀。因此，在含有的情况下，设定为cr：0.005～2.000％、v：0.005～2.000％、cu：0.005～2.000％。
ni是使马氏体、贝氏体生成而对高强度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选设定为0.005％以上。另一方面，超过2.000％时，马氏体的性质发生变化，导致弯曲性的劣化。因此，在含有的情况下，设定为0.005～2.000％。
b是提高钢板的淬透性、使马氏体、贝氏体生成而对高强度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选设定为0.0001％以上。另一方面，b的含量超过0.0050％时，夹杂物增加，弯曲性劣化。因此，在含有的情况下，设定为0.0001～0.0050％。
ca、rem是通过夹杂物的形态控制对弯曲性的提高有效的元素。为了得到这样的效果，优选设定为ca：0.0001％以上、rem：0.0001％以上。另一方面，ca、rem的含量分别超过0.0050％时，夹杂物量增加，弯曲性劣化。因此，在含有的情况下，设定为ca：0.0001～0.0050％、rem：0.0001～0.0050％。
sb、sn是抑制脱氮、脱硼等而对抑制钢的强度降低有效的元素。为了得到这样的效果，优选设定为sb：0.0010％以上、sn：0.0010以上。另一方面，sb超过0.1000％、sn超过0.5000％时，由于晶界脆化而使弯曲性劣化。因此，在含有的情况下，设定为sb：0.0010～0.1000％、sn：0.0010～0.5000％。
另外，本发明中，作为其他元素，可以含有合计为0.002％以下的zr、mg、la、ce。
从钢板表面起在板厚方向上至20μm为止的范围内存在的马氏体中的mn量：[mn]sm与主体中的mn量：[mn]b之比即[mn]sm/[mn]b为1.5以下
[mn]sm/[mn]b大于1.5时，弯曲性劣化，并且镀覆性也劣化。弯曲性劣化的机制尚不清楚，但推测是，硬质的马氏体中的mn量增高、与其他组织的mn量的差异增大时，在变形时由于其界面的陡峭的mn浓度梯度而助长空隙生成，变得容易产生裂纹。出于这样的理由，[mn]sm/[mn]b设定为1.5以下，优选设定为1.4以下，更优选设定为1.3以下。
需要说明的是，主体中的mn量是指在板厚中心方向上距钢板表面为板厚1/4的位置处的mn含量。
另外，[mn]sm、[mn]b通过以下的方法进行测定。从退火后的钢板切下样品，对与轧制方向平行的板厚截面进行显微组织观察。对于从钢板表面起在板厚方向上至20μm为止的范围，对除碳化物以外的白色和亮灰色部所对应的组织的中央部进行各视野10点的edx分析，算出其平均mn含量(马氏体中的mn含量)，将其作为[mn]sm。对于在板厚中心方向上距钢板表面为板厚1/4的位置，对除碳化物以外的白色和亮灰色部所对应的组织的中央部进行各视野10点的edx分析，算出其平均mn含量(马氏体中的mn含量)，并且对白色和亮灰色部以外进行各视野10点的edx分析，算出其平均mn含量(马氏体以外的mn含量)，由马氏体的百分率与马氏体中的mn含量和马氏体以外的百分率与马氏体以外的mn含量求出[mn]b。
＜薄钢板、镀覆钢板的钢组织＞
在从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内，以面积率计，多边形铁素体为0～60％
在从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内产生多边形铁素体时，由于与马氏体的硬度差而使弯曲性劣化，因此，优选尽可能地减少。在本发明中，可以允许至60％。因此，从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内的多边形铁素体的面积率设定为0～60％。上限优选小于40％，更优选为38％以下，进一步更优选为34％以下。下限优选大于10％，更优选为13％以上。
在从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内，以面积率计，马氏体、贝氏体和残余奥氏体合计为40～100％
在从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内，生成大量包含马氏体、贝氏体和残余奥氏体的组织，由此，在本发明的薄钢板和镀覆钢板中得到优良的弯曲性。因此，从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内的马氏体、贝氏体和残余奥氏体的面积率的合计设定为40～100％。优选为50％以上。
在板厚方向上距钢板表面300μm的位置处，马氏体的面积率为40～80％
在板厚方向上距钢板表面300μm附近的马氏体的面积率小于40％时，得不到1180mpa以上的ts。另一方面，超过80％时，弯曲性劣化。因此，距钢板的表面300μm附近的马氏体的面积率设定为40～80％，优选设定为45％以上。优选设定为75％以下。
需要说明的是，在本发明中，基本上不含有珠光体，但在含有的情况下，优选以面积率计设定为3％以下。
在本发明中，多边形铁素体、马氏体、贝氏体和残余奥氏体的面积率是指各组织的面积在观察面积中所占的比例，这些面积率的测定方法如下所述。从退火后的钢板切下样品，对与轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，利用3％硝酸乙醇溶液腐蚀，利用sem(扫描电子显微镜)以1500倍的倍率对钢板表面附近(在板厚方向上距钢板表面20μm)和在板厚方向上距钢板表面300μm的位置分别拍摄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组织的面积率，将视野的平均面积率作为各组织的面积率。上述图像数据中，多边形铁素体以具有平滑的曲线状的晶界的黑色进行区分，马氏体和残余奥氏体以白色或亮灰色进行区分，贝氏体以包含具有直线状的晶界且取向一致的碳化物或岛状马氏体的灰色或暗灰色进行区分。需要说明的是，在本发明中，马氏体包含含有碳化物的自回火马氏体。另外，根据本发明的方法，不会生成具有暗灰色或黑色、含有碳化物这样的特征的回火马氏体，但由于这样的回火马氏体有时使弯曲性劣化，因此优选不含有。需要说明的是，含有碳化物的马氏体的碳化物取向不一致，与贝氏体有所不同。另外，在本发明中，碳化物可以以白色的点状或线状进行区分。另外，在本发明中，虽然不含有，但珠光体可以以黑色与白色的层状组织进行区分。
在板厚方向上距钢板表面300μm的位置处，多边形铁素体和贝氏体的平均结晶粒径分别小于15μm低
多边形铁素体和贝氏体的平均结晶粒径中的任意一者达到15μm以上时，都不能兼顾本发明的高强度和弯曲性。因此，在板厚方向上距钢板表面300μm的位置处，多边形铁素体和贝氏体的平均结晶粒径分别小于15μm。优选为10μm以下，更优选为8μm以下。
从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内的马氏体的平均结晶粒径：20μm以下(优选条件)
通过将马氏体的平均结晶粒径设定为20μm以下，使弯曲变形中的粗大空隙生成得到抑制，能够进一步改善弯曲性。因此，从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内的马氏体的平均结晶粒径优选为20μm以下。更优选为15μm以下、进一步优选为10μm以下。
多边形铁素体和贝氏体的平均结晶粒径、马氏体的平均结晶粒径可以通过以下的方法进行测定。
关于多边形铁素体和贝氏体的平均结晶粒径，用与上述面积率的测定方法相同的视野内存在的具有多边形铁素体和贝氏体的特征的组织的面积除以各个组织的个数，将其平均值的平方根作为各自的平均结晶粒径。关于马氏体的平均结晶粒径，用与上述面积率的测定方法相同的视野内存在的白色和亮灰色的组织的合计面积除以组织的个数，将其平均值的平方根作为马氏体的平均结晶粒径。需要说明的是，在本发明中，板条束边界和板条块边界不包含在晶界中。
＜薄钢板＞
薄钢板的成分组成和钢组织如上所述。另外，薄钢板的厚度没有特别限定，通常为0.4mm以上且6.0mm以下。
＜镀覆钢板＞
本发明的镀覆钢板是在本发明的薄钢板的表面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、电镀层中的任意一种。另外，镀层可以为进行了合金化的镀层。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-镁合金层(zn-al-mg镀层)。这种情况下，优选将al含量设定为1质量％以上且22质量％以下、mg含量设定为0.1质量％以上且10质量％以下。进而，可以含有合计为1质量％以下的选自si、ni、ce、la中的一种或两种以上。需要说明的是，镀层金属没有特别限定，因此，除了如上所述的zn镀层以外，还可以为al镀层等。
另外，镀层的组成也没有特别限定，只要是通常的组成即可。作为镀层，可以列举含有fe：20.0质量％以下、al：0.001质量％以上且1.0质量％以下、并且含有合计为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、余量由zn和不可避免的杂质构成的热镀锌层或合金化热镀锌层。例如，优选具有每单面的镀层附着量为20～80g/m2的热镀锌层、对该热镀锌层进一步进行了合金化的合金化热镀锌层。另外，在镀层为热镀锌层的情况下，镀层中的fe含量优选低于7质量％。在镀层为合金化热镀锌层的情况下，镀层中的fe含量优选为7～15质量％。
对接着，本发明的制造方法进行说明。
＜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：对具有上述“热轧钢板、冷轧全硬钢板、薄钢板、镀覆钢板的成分组成”中说明的成分组成的钢坯实施热轧时，在精轧中，将从自最终道次起数第二道次至最终道次的温度设定为800～950℃，将从自最终道次起数第二道次至最终道次的累计压下率设定为10～40％，将最终道次的压下率设定为8～25％，在精轧结束后0.5～3.0s开始冷却，在600～720℃的温度范围内以30℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，在590℃以下进行卷取。以下，对各条件进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，则温度设定为钢板表面温度。钢板表面温度可以使用辐射温度计等来测定。另外，平均冷却速度设定为((冷却前的表面温度-冷却后的表面温度)/冷却时间)。
钢坯的制造
用于制造钢坯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二次精炼。然后，为了防止宏观偏析，优选通过连续铸造法制成钢坯(钢原材)。另外，也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成钢坯。
为了对钢坯进行热轧，可以将钢坯暂时冷却至室温、然后再加热来进行热轧，也可以不将钢坯冷却至室温而装入到加热炉中进行热轧。或者，也可以应用稍微进行保热后立即进行热轧的节能工艺。
在对钢坯进行加热的情况下，为了使碳化物溶解、或者防止轧制载荷的增大，优选加热至1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失的增大，钢坯的加热温度优选设定为1300℃以下。需要说明的是，钢坯温度为钢坯表面的温度。
接着，实施热轧。关于粗轧的粗轧条件，没有特别限定。另外，也可以对粗轧后的薄板坯进行加热。另外，可以应用将薄板坯彼此接合并连续地进行精轧的所谓连轧工艺。
从自最终道次起数第二道次至最终道次的温度为800～950℃
本发明中，从热轧组织和退火组织形成的观点考虑，在精轧中对从自最终道次起数第二道次至最终道次的累计压下率、温度进行规定是重要的。
精轧温度低于800℃时，生成铁素体，在热轧板的表层产生mn的浓度不均，在退火时导致mn向奥氏体中的富集，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。另一方面，超过950℃时，在热轧板的表层生成粗大晶粒，在之后的退火时导致粗大的多边形铁素体，并且，mn富集于奥氏体中，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。因此，从自最终道次起数第二道次至最终道次的温度设定为800～950℃。优选为830℃以上。优选为920℃以下。
从自最终道次起数第二道次至最终道次的累计压下率为10～40％
从自最终道次起数第二道次至最终道次的累计压下率小于10％时，加工奥氏体残留，助长铁素体生成，在热轧板的表层产生mn的浓度不均，在退火时导致奥氏体的mn富集，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。另一方面，从自最终道次起数第二道次至最终道次的累计压下率大于40％时，再结晶被过度促进，在热轧板的表层残留粗大组织，在之后的退火时导致粗大的多边形铁素体，mn富集于奥氏体中，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。
最终道次的压下率为8～25％
最终道次的压下率小于8％时，伸长晶粒残留，在退火时导致粗大的多边形铁素体，mn富集于奥氏体中，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。另一方面，大于25％时，铁素体的生成被促进，在热轧板的表层产生mn的浓度不均，在退火时导致mn向奥氏体中的富集，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。因此，最终道次的压下率设定为8～25％。优选为10％以上。优选为20％以下。
在精轧结束后0.5～3.0s开始冷却
从精轧结束至冷却开始的时间少于0.5s时，奥氏体中的应变蓄积过大，因此，铁素体的生成被促进，在热轧板的表层产生mn的浓度不均，在退火时导致mn向奥氏体中的富集，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。另一方面，超过3.0s时，奥氏体中的应变完全被释放，在热轧板的表层残留粗大组织，在之后的退火时导致粗大的多边形铁素体，mn富集于奥氏体中，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。因此，精轧后至冷却开始为止的时间设定为0.5～3.0s。
在600～720℃的温度范围内以30℃/s以上的平均冷却速度进行冷却
600～720℃的温度范围内的平均冷却速度小于30℃/s时，生成铁素体，在热轧板的表层产生mn的浓度不均，在退火时导致奥氏体的mn富集，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。因此，600～720℃的温度范围内的平均冷却速度设定为30℃/s以上。上限没有特别规定，超过1000℃/s时，有时会因温度不均而导致特性波动，因此，优选为1000℃/s以下。
需要说明的是，在热轧中，为了轧制载荷的降低、形状和材质的均匀化，优选进行精轧的全部道次或者一部分道次中摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
在590℃以下进行卷取
卷取温度超过590℃时，生成铁素体，在热轧板的表层产生mn的浓度不均，在退火时导致mn向奥氏体中的富集，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。因此，卷取温度设定为590℃以下。从弯曲性的观点考虑，优选超过300℃。
上述卷取后，通过空冷等将钢板冷却，用于下述的冷轧全硬钢板的制造。需要说明的是，在热轧钢板作为中间制品而成为交易对象的情况下，通常在卷取后被冷却后的状态下成为交易对象。
＜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是以20％以上的压下率对通过上述制造方法得到的热轧钢板进行冷轧的制造方法。
在本发明中，在实施冷轧的情况下，需要将压下率设定为20％以上。小于20％时，在退火时产生粗大铁素体，mn富集于奥氏体中，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。因此，在实施冷轧的情况下，将压下率设定为20％以上，优选设定为30％以上。上限没有特别规定，从形状稳定性等观点考虑，优选为95％以下。
需要说明的是，可以在上述冷轧之前进行酸洗。酸洗条件适当设定即可。
＜薄钢板的制造方法＞
本发明的薄钢板的制造方法为对于通过上述制造方法得到的热轧钢板或冷轧全硬钢板在以下条件下实施退火的方法，所述条件为：以500～650℃的温度范围内的平均加热速度为1.0℃/s以上的条件加热至730～900℃，接着以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至400～590℃的冷却停止温度，并且在进行从上述加热到上述冷却时的730～900℃的温度范围内保持10～1000s，在400～590℃的温度范围内保持1000s以下。退火后，可以进一步根据需要实施平整轧制。
以500～650℃的温度范围内的平均加热速度为1.0℃/s以上的条件加热至730～900℃(退火温度)
500～650℃的温度范围的平均加热速度：1.0℃/s以上
平均加热速度小于1.0℃/s时，多边形铁素体、贝氏体形成粗粒，得不到本发明的显微组织。因此，500～650℃的平均加热速度设定为1.0℃/s以上。上限没有特别规定，像感应加热器等那样超过1000℃/s也没有关系。
退火温度低于730℃时，奥氏体的生成变得不充分。另外，粗粒残留。通过退火生成的奥氏体通过贝氏体相变、马氏体相变而形成最终组织中的马氏体或贝氏体，因此，奥氏体的生成变得不充分时，得不到本发明的显微组织。另外，在稍微生成奥氏体时，mn向奥氏体中的富集被促进，因此，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。另一方面，超过900℃时，产生粗粒，si、mn的表面富集增加，产生不上镀。因此，退火温度设定为730～900℃。优选为740℃以上。优选为860℃以下。
以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至400～590℃的冷却停止温度
从退火温度至400～590℃的冷却停止温度的平均冷却速度小于5℃时，多边形铁素体过量生成，得不到本发明的显微组织。因此，从退火温度至400～590℃的冷却停止温度的平均冷却速度设定为5℃/s以上。优选为8℃/s以上。
冷却停止温度低于400℃时，产生回火马氏体，导致ts的降低、弯曲性的劣化。另一方面，超过590℃时，多边形铁素体过量生成，得不到本发明的显微组织。因此，冷却停止温度设定为400～590℃。优选为440℃以上。优选为560℃以下。
在进行从加热到冷却时的730～900℃的温度范围内保持10～1000s
730～900℃的温度范围内的保持时间少于10s时，奥氏体的生成变得不充分，得不到本发明的显微组织。另一方面，超过1000s时，mn富集于奥氏体中，[mn]sm/[mn]b变得大于1.5，弯曲性和镀覆性劣化。因此，保持时间设定为10～1000s。优选为30s以上。优选为500s以下。需要说明的是，上述保持时间是指上述退火温度范围内的钢板的停留时间(通过时间)，未必需要保持恒定，也包含730～900℃的范围内的加热、冷却状态。
在400～590℃的温度范围内保持1000s以下
400～590℃的保持时间超过1000s时，铁素体相变、贝氏体相变的进行变得过量，或者生成珠光体而得不到本发明的显微组织。因此，400～590℃的保持时间设定为1000s以下，优选设定为500s以下，更优选设定为200s以下。需要说明的是，上述保持时间是指上述温度范围内的钢板的停留时间(通过时间)，未必需要保持恒定。
730～900℃的温度范围内的露点为-40℃以下(优选条件)
通过将730～900℃的温度范围内的露点设定为-40℃以下，抑制si和mn向钢板表面的富集，钢板表层附近的贝氏体相变得到促进，能够进一步使马氏体的粒径微细化。其结果是，能够进一步改善弯曲性和镀覆性。因此，730～900℃的温度范围内的露点优选为-40℃以下。更优选为-45℃以下。另外，露点的下限没有特别规定，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作为基准。即，在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。
平整轧制的伸长率：0.6％以下(优选条件)
上述冷却后，根据需要实施平整轧制。平整轧制会引入位错，耐时效性降低。因此，平整轧制的伸长率优选为0.6％以下。另一方面，从板表面性状、板形状的观点考虑，平整轧制的伸长率优选设定为0.1％以上。
需要说明的是，在薄钢板成为交易对象的情况下，通常在冷却后或上述平整轧制后冷却至室温后成为交易对象。
另外，如上所述，在本发明中，关于退火，仅通过一次退火就能够得到期望的薄钢板。通过进行二次退火，也能够得到本发明的期望的组织、或从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内存在的马氏体中的mn量：[mn]sm与在板厚中心方向上距钢板表面为板厚1/4的位置处(主体中)的mn量：[mn]b为[mn]sm/[mn]b≤1.5，但为了稳定地得到本发明的期望的组织、或从钢板表面起在板厚方向上20μm的范围内存在的马氏体中的mn量：[mn]sm与在板厚中心方向上距钢板表面为板厚1/4的位置处(主体中)的mn量：[mn]b为[mn]sm/[mn]b≤1.5，优选仅通过一次退火来制造薄钢板。
＜镀覆钢板的制造方法＞
本发明的镀覆钢板的制造方法是对通过上述方法得到的薄钢板实施镀覆的镀覆钢板的制造方法。例如，作为镀覆处理，可以例示热镀锌处理、在热镀锌后进行合金化的处理。另外，可以在一条生产线中连续地进行退火和镀锌。此外，也可以通过电镀zn-ni合金等电镀来形成镀层，也可以实施热镀锌-铝-镁合金。另外，如上述镀层的说明中所记载的那样，优选zn镀层，但也可以为al镀层等使用其他金属的镀覆处理。以下，以热镀的情况为例进行说明。
热镀通过在镀浴中浸渍钢板的方法来进行。在该方法的情况下，优选预先将浸渍于镀浴中的钢板(薄钢板)的温度调整至450℃以上且550℃以下。在偏离450℃以上且550℃以下的温度下，有时会在镀浴中生成异物、或者无法管理镀浴温度。因此，优选以达到450℃以上且550℃以上的温度范围的方式预先进行调整。进一步优选为460℃以上。进一步优选为540℃以下。
在热镀后，可以根据需要实施合金化处理。合金化处理时的处理温度和处理时间没有特别限定，适当设定即可。
需要说明的是，通过连续热镀生产线制造薄钢板后，可以使用该薄钢板立即制造镀覆钢板。
从兼顾ts和弯曲性的观点考虑，优选在对薄钢板实施镀覆后以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至室温。
实施例1
以下，基于实施例对本发明具体地进行说明。本发明的技术范围不限于以下的实施例。
将表1所示的成分组成的钢(余量为fe和不可避免的杂质)利用实验室的真空熔化炉进行熔炼，进行轧制而制成钢坯。将这些钢坯加热至1200℃后，进行粗轧，在表2所示的条件下实施热轧，制成热轧钢板(hr)。接着，将一部分冷轧至1.4mm，制成冷轧全硬钢板(cr)。将所得到的热轧钢板和冷轧全硬钢板供于退火。接着，进行热镀锌处理、根据需要进行合金化热镀锌处理，制作热镀锌钢板(gi)、合金化热镀锌钢板(ga)。退火在实验室中使用热处理和镀覆处理装置在表2所示的条件下进行。将热镀锌钢板在465℃的镀浴中浸渍，形成每单面的附着量为35～45g/m2的镀层。将合金化镀锌钢板在镀层形成后进行在500～600℃下保持1～60s的合金化处理，使镀层中含有的fe量为6质量％以上且14质量％以下的范围。镀覆处理后，以8℃/s的平均冷却速度冷却至室温。
对所得到的热镀锌钢板、合金化热镀锌钢板实施伸长率为0.3％的平整轧制后，依据以下的试验方法，对拉伸特性、弯曲性和镀覆性进行评价。另外，测定显微组织。将通过以上方法得到的结果示于表3中。
＜组织观察＞
各相的面积率通过以下的方法进行评价。从钢板以使与轧制方向平行的截面成为观察面的方式切下，研磨后，利用3％硝酸乙醇溶液腐蚀显现，利用sem(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率对钢板表面附近(在板厚方向上距钢板表面20μm)和在板厚方向上距钢板表面300μm的位置分别拍摄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组织的面积率，将视野的平均面积率作为各组织的面积率。对板厚1/4部拍摄10个视野。上述图像数据中，多边形铁素体以具有平滑的曲线状的晶界的黑色进行区分，马氏体和残余奥氏体以白色或亮灰色进行区分，贝氏体以包含具有直线状的晶界且取向一致的碳化物或岛状马氏体的灰色或暗灰色进行区分。需要说明的是，在本发明中，马氏体包含含有碳化物的自回火马氏体。
＜拉伸试验＞
从热镀锌钢板(gi)或合金化热镀锌钢板(ga)沿与轧制方向成直角的方向裁取jis5号拉伸试验片(jisz2201)，进行应变速度为10-3/s的依据jisz2241的规定的拉伸试验，求出ts。需要说明的是，在本发明中，将ts为1180mpa以上设定为合格。
＜弯曲性＞
从热镀锌钢板(gi)或合金化热镀锌钢板(ga)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30mm、长度为100mm的长方形试验片，进行弯曲试验。在冲程速度为500mm/s、挤压载荷为10ton、按压保持时间为5秒的条件下进行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，求出变得确认不到0.5mm以上的裂纹时的最小弯曲半径(mm)，算出用该最小弯曲半径除以板厚(mm)的r/t。将r/t为3.5以下设定为合格。
＜镀覆性＞
从热镀锌钢板或合金化热镀锌钢板裁取宽度为30mm、长度为30mm的长方形试验片，用10倍的放大镜对钢板表面进行观察，将确认不到直径为0.5mm以上的不上镀的情况设定为合格。
[表3]
*v(pf)：多边形铁素体的面积率、v(m+b+γ)：马氏体与贝氏体与残余奥氏体的合计面积率、v(m)：马氏体的面积率、其他：上述以外的相的面积率、
d(m)：马氏体的平均结晶粒径、d(pf)：多边形铁素体的平均结晶粒径、d(b)：贝氏体的平均结晶粒径、
发明例是ts为1180mpa以上且r/t为3.5以下、没有不上镀的高强度镀锌钢板。另一方面，偏离本发明的范围的比较例的ts、r/t、镀覆性中的某一项以上较差。
no28是露点偏离优选范围的发明例。与露点在优选范围内的其他发明例相比，贝氏体相变延迟，马氏体粒径增大，虽然效果没有问题，但弯曲性和镀覆性稍差。