本发明涉及延性和弯曲性优异的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板、以及它们的制造方法。详细而言，涉及在抗拉强度为980MPa以上的区域中，延性和弯曲性优异的高强度冷轧钢板、高强度电镀锌钢板、高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板、以及能够高效地制造这些钢板的制造方法。
背景技术：
为了实现汽车、输送机等的低燃料消耗，期望将汽车、输送机的自身重量轻量化。例如对于轻量化有效的是使用高强度钢板，并使板厚变薄。但是，如果使钢板高强度化则延性劣化，因此加工性变差。因此，高强度钢板要求具备在压制成形时所需要的延性和弯曲性优异的特性。此外，从耐腐蚀性的观点考虑，汽车用钢部件大多使用实施了电镀锌(EG、Electro-Galvanizing)、热浸镀锌(GI、Galvanized Iron)、合金化热浸镀锌(GA、Galva-Annealed)等镀锌的钢板。以下有时用“镀锌钢板”来代表电镀锌钢板、热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板。这些镀锌钢板也要求具备与高强度钢板同样的特性。
作为改善高强度钢板加工性的技术，例如在专利文献1～4中已提出有弯曲性优异的超高强度冷轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利公开公报特开2011-179030号
专利文献2：日本专利公报第5299591号
专利文献3：日本专利公开公报特开2011-225976号
专利文献4：国际专利公开公报第2012/036269号
技术实现要素：
发明要解决的问题
但是，迄今尚未提供在抗拉强度为980MPa以上的区域中的延性和弯曲性优异的钢板。
本发明是着眼于如上述的状况而完成的发明，其目的在于：提供一种抗拉强度为980MPa以上并且延性和弯曲性优异的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板、以及能够以良好的生产效率制造这些钢板的方法，详细而言，提供一种在抗拉强度为980MPa以上的区域中，延性和弯曲性优异的高强度冷轧钢板、高强度电镀锌钢板、高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板、以及能够高效地制造这些钢板的制造方法。
用于解决问题的方案
能够解决所述问题的本发明，其要点在于：钢板的成分组成以质量％计满足C：0.10％以上且0.30％以下、Si：1.2％以上且3％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：超过0％且0.1％以下、S：超过0％且0.05％以下、Al：0.005％以上且0.2％以下、N：超过0％且0.01％以下、和O：超过0％且0.01％以下，余部是铁和不可避免的杂质，并且，钢板的板厚1/4位置的组织满足下述(1)～(5)的全部条件。以下，钢板的成分组成中的“％”意味着“质量％”。
(1)用扫描型电子显微镜进行观察时，相对于全部组织，铁素体的面积率为5％以上且小于50％，余部为硬质相。
(2)进行里佩拉(RePera)腐蚀后，用光学显微镜进行观察时，相对于全部组织，淬火马氏体和残余奥氏体的混合组织的面积率为超过0％且30％以下。
(3)用电子探针显微分析仪进行分析时，Mn浓度浓缩为钢板中Mn浓度的1.2倍以上的区域存在5面积％以上；而且
(4)以2μm见方划区来测定所述Mn浓度浓缩为上述钢板中Mn浓度的1.2倍以上的区域的分率，测定100个划区时的标准偏差为4.0％以上。
(5)用电子探针显微分析仪进行分析时，铁素体相中的Mn浓度为所述钢板中Mn浓度的0.90倍以下。
在本发明中，优选的实施方式是，用X射线衍射法进行测定时，相对于全部组织，残余奥氏体的体积率为5％以上。
另外优选的是，所述硬质相包括：所述淬火马氏体和残余奥氏体的混合组织；以及，从由贝氏铁素体(bainitic ferrite)、贝氏体和回火马氏构成的组中选择的至少一种组织。
在实施本发明之际，另外优选的实施方式是，作为其它元素还含有以质量％计的下述(A)～(E)中的一种以上：(A)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种；(B)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下构成的组中选择的至少一种；(C)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种；(D)B：超过0％且0.005％以下；(E)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和REM：超过0％且0.01％以下构成的组中选择的至少一种。
本发明还包括：在所述的高强度冷轧钢板的表面形成有电镀锌层的高强度电镀锌钢板；在所述的高强度冷轧钢板的表面形成有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板；以及，在所述的高强度冷轧钢板的表面形成有合金化热浸镀锌层的高强度合金化热浸镀锌钢板。
另外，能够解决所述问题的本发明的高强度冷轧钢板的制造方法，其要点在于：对具有所述成分组成的钢板进行热轧工序时，在500℃以上且800℃以下的卷取温度下进行卷取，然后在500℃以上且800℃以下保持3小时以上后冷却至室温，冷轧后，在(Ac1点+20℃)以上且小于Ac3点的温度区域进行均热保持，然后，冷却至500℃以下的温度区域，其中，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下，接着，再加热至250℃以上且500℃以下的温度区域，保持30秒以上后冷却至室温。
在本发明中，另外优选的是，针对所述制造方法制得的钢板还实施电镀锌。
另外，能够解决所述问题的本发明的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其要点在于：对具有所述成分组成的钢板进行热轧工序时，在500℃以上且800℃以下的卷取温度下进行卷取，然后在500℃以上且800℃以下保持3小时以上后冷却至室温，冷轧后，在(Ac1点+20℃)以上且小于Ac3点的温度区域进行均热保持，然后，冷却至500℃以下的温度区域，其中，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下，接着，再加热至250℃以上且500℃以下的温度区域，保持30秒以上，并且在该保持时间内实施热浸镀锌，然后冷却至室温。
在本发明中，另外优选的是，实施所述热浸镀锌后，在450℃以上且550℃以下的温度区域进行合金化。
发明效果
根据本发明，能够提供即使抗拉强度为980MPa以上、延性和弯曲性优异的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板，详细而言，能够提供所述特性优异的高强度冷轧钢板、高强度电镀锌钢板、高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板。另外，根据本发明的制造方法，能够高效地制造这些钢板。因此，本发明的高强度冷轧钢板等，特别是在汽车等产业非常有用。
附图说明
图1是表示本发明的制造方法中的热处理曲线的一例的示意性说明图。
具体实施方式
本发明人为了改善抗拉强度为980MPa以上的、尤其是高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板的延性和弯曲性，重复进行了深入研究。
其结果发现：以恰当控制成分组成为前提，使钢板金属组织中的铁素体相和硬质相最佳化，并且恰当控制Mn的偏析，则可以确保980MPa以上的高强度，而且能够改善延性和弯曲性，从而完成了本发明。
以下对本发明中规定金属组织的理由进行详述。应予说明，利用显微镜观察所测定的分率是指在钢板的全部组织100％中占有的比例。构成本发明的金属组织根据金属组织不同而测定方法有区别。因此，将本发明中规定的金属组织全部总计时，有时会超过100％，其原因是，构成淬火马氏体和残余奥氏体的混合组织的残余γ不仅利用光学显微镜观察来测定，而且还利用X射线衍射而重复测定。以下有时将残余奥氏体称为“残余γ”、将淬火马氏体和残余奥氏体的混合组织称为“MA(Martensite-Austenite Constituent)组织”。
铁素体的面积率：5％以上且小于50％
铁素体是具有使钢板的延性和弯曲性提高的效果的组织。本发明中通过增加铁素体的面积分率，从而可以提高抗拉强度为980MPa以上的高强度区域中的延性和弯曲性。为了发挥上述效果，铁素体的面积率为5％以上，优选为7％以上，更优选为10％以上。但是，如果铁素体变得过剩，则钢板的强度降低，难以确保980MPa以上的高强度。因此铁素体的面积率小于50％，优选为45％以下，更优选为40％以下。铁素体的面积率是利用扫描型电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscope)观察来测定钢板的板厚1/4位置所得的值。
硬质相
硬质相是提高抗拉强度所需要的组织。本发明通过增加硬质相的面积分率，从而可使软质的铁素体在上述面积率的范围内存在，并且实现980MPa以上的高强度。为了发挥上述效果，铁素体以外的余部金属组织必须为硬质相。本发明中，硬质相是指比铁素体更硬的相，从由例如贝氏铁素体、贝氏体、回火马氏体和MA组织构成的组中选择的至少一种，本发明中，如下所示，至少包含MA组织。上述硬质相中，贝氏铁素体、贝氏体和回火马氏体是对于钢板的板厚1/4位置利用SEM观察得到的测定值。应予说明，残余γ存在于贝氏铁素体的板条间或被包含在MA组织中。
MA组织相对于全部组织的面积率：超过0％且30％以下
如果存在MA组织则可提高强度和延性。因此，从提高强度与延性之平衡的观点考虑，MA组织的面积率优选为3％以上，更优选为4％以上。另一方面，如果MA组织的面积率变得过多，则弯曲性变差。因此本发明中，MA组织的面积率为30％以下，优选为20％以下，更优选为15％以下。
应予说明，构成MA组织的淬火马氏体是指：在将钢板从加热温度冷却至室温的过程中未相变奥氏体进行了马氏体相变的状态的物质，区别于加热处理后的回火马氏体。本发明中，将进行里佩拉腐蚀后，用光学显微镜观察时呈现白色的地方作为MA组织。应予说明，淬火马氏体和残余γ难以在光学显微镜观察中区别开，因此将淬火马氏体和残余γ的复合组织作为MA组织进行测定。MA组织是对于钢板的板厚1/4位置利用光学显微镜观察得到的测定值。
Mn浓度浓缩为钢板中Mn浓度的1.2倍以上的区域：5面积％以上，并且以2μm见方划区计Mn浓度浓缩为钢板中Mn浓度的1.2倍以上的区域的面积分率的标准偏差：4.0％以上
本发明中，Mn浓度浓缩的区域采用如下的Mn浓度来规定，该Mn浓度是对于钢板的横截面以光束直径1μm以下将20μm×20μm的范围通过利用电子探针显微分析仪(Electron Probe Microanalyzer、EPMA)的分析所得的Mn浓度。此外，“钢板中Mn浓度”是对于母材钢板用电感耦合等离子体发射光谱法进行化学分析而得的Mn浓度。因此Mn浓度浓缩为钢板中Mn浓度的1.2倍以上的区域是指：与母材钢板的Mn浓度相比，利用EPMA分析得到的Mn浓度的测定值高达1.2倍以上的区域，以20μm×20μm的范围进行测定。
此外，“2μm见方划区”是指边长2μm的方形划区，本发明中，将20μm×20μm的EPMA测定范围分割为引入纵横各2μm间隔的线而得的每一划区为边长2μm的方形的100个划区，测定在各划区内Mn浓度高达1.2倍以上的区域的面积分率，以100个划区求出统计学上的标准偏差。
本发明人发现：如果在Mn浓度分布中浓缩为钢板中Mn浓度的1.2倍以上的区域存在5面积％以上，并且以2μm见方划区来测定Mn浓缩为1.2倍以上的区域的分率时的标准偏差为4.0％以上，则弯曲性得到大幅提高。以下，有时将浓缩为钢板中Mn浓度的1.2倍以上的区域称为“Mn浓度1.2倍以上的区域”，并将以2μm见方的划区来测定Mn浓缩为1.2倍以上的区域的分率时的标准偏差称为“Mn浓度浓缩为1.2倍以上的区域的标准偏差”或者简称为“标准偏差”。
即，Mn浓度1.2倍以上的区域主要为硬质相。于是Mn浓度1.2倍以上的区域的面积率越大，则铁素体相中的Mn浓度相对降低而可以降低铁素体相的硬度，可以提高弯曲性。此外，Mn的偏析越多则标准偏差越大，但有助于弯曲性提高的铁素体相中的Mn浓度变低，可以使铁素体相的硬度降低。
为了获得上述效果，Mn浓度1.2倍以上的区域为5.0面积％以上，优选为5.2面积％以上，更优选为5.5面积％以上。另一方面，如果Mn浓度1.2倍以上的区域所占的比例过高则有时奥氏体的Ms点降低而MA组织增加，因此Mn浓度1.2倍以上的区域优选为20面积％以下，更优选为15面积％以下。
此外，Mn浓度浓缩为1.2倍以上的区域的标准偏差为4.0％以上，优选为4.5％以上，更优选为5.0％以上。标准偏差小于4.0％时，Mn的分布不充分且均匀地分布，因此有助于弯曲性提高的上述铁素体相的硬度降低不充分。另一方面，标准偏差的上限没有特别限定，优选为10％以下。
此外，通过使上述Mn浓度1.2倍以上的区域为5面积％以上且使标准偏差为4.0％以上，可以使球形化的硬质相在铁素体相中分散，可兼具钢材的强度提高效果和由铁素体带来的弯曲性提高效果。以下，将上述球形化的硬质相称为“球形硬质相”。在此，球形硬质相是硬质相的一部分，与上述硬质相同样由贝氏铁素体、贝氏体、回火马氏体、MA组织等构成。以往被认为：如果硬质相与铁素体相的硬度差较大，则在弯曲加工时产生界面龟裂，从而弯曲性变差，但是发现到：铁素体相中的球形硬质相可以抑制界面龟裂。为了获得上述效果，铁素体相中的球形硬质相较小者为佳，以纵横比计：优选为3以下，更优选为2.5以下，进一步优选为2以下，以当量圆直径计：优选为2μm以下，更优选为1.8μm以下，进一步优选为1.5μm以下。此外，为了发挥上述效果，相对于上述硬质相，球形硬质相优选为0.70体积％以上，更优选为0.75体积％以上，进一步优选为0.80体积％以上。
铁素体中的Mn浓度为钢板中Mn浓度的0.90倍以下
如果铁素体相中的Mn浓度过高，则不能充分降低铁素体相的硬度，弯曲性变差，因此铁素体相中的Mn浓度必须低于钢板中Mn浓度。因此铁素体相中的Mn浓度为钢板中Mn浓度的0.90倍以下，优选为0.85倍以下，更优选为0.80倍以下。另一方面，如果铁素体中的Mn浓度变得过低，则铁素体的硬度降低，有时强度不够，因此铁素体中的Mn浓度优选为钢板中Mn浓度的0.3倍以上，更优选为0.4倍以上。应予说明，铁素体相中的Mn浓度可以采用EPMA进行测定。
残余γ相对于全部组织的体积率：5％以上
残余γ在加工钢板之际受到应变而变形，相变为马氏体，从而可确保良好的延性，并且在加工时促进变形部的硬化而具有抑制应变集中的效果，因此其是提高钢板的强度与延性之平衡所需要的组织。为了有效地发挥上述效果，残余γ的体积率优选为5％以上，更优选为6％以上，进一步优选为7％以上。应予说明，残余γ的体积率的上限没有特别限定，但在本发明的成分组成和制造条件的范围内，至多为20％以下。残余γ是对于钢板的板厚1/4位置采用X射线衍射法得到的测定值。
应予说明，残余γ存在于贝氏铁素体的板条间或被包含在MA组织中。上述残余γ的效果不依赖于存在形态而得到发挥，因此在本发明中，在测定时可确认的残余γ不论其存在形态而作为残余γ。
以下对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。
C：0.10％以上且0.30％以下
C是为了确保强度并且提高残余γ的稳定性所需要的元素。为了确保980MPa以上的抗拉强度，C含量设为0.10％以上，优选设为0.12％以上，更优选设为0.15％以上。然而，如果C含量变得过剩，热轧后的强度上升，冷轧时产生断裂，最终产品的熔接性降低，因此，C含量设为0.30％以下，优选设为0.26％以下，更优选设为0.23％以下。
Si：1.2％以上且3.0％以下
Si是作为固溶强化元素对钢的高强度化具有贡献的元素。而且，对于抑制碳化物的生成、有效地作用于残余γ的生成、确保优异的TS×EL平衡也是有效的元素。为了有效地发挥这些作用，将Si含量设为1.2％以上，优选设为1.35％以上，更优选设为1.5％以上。然而，如果Si含量变得过剩，在热轧时会形成明显的氧化皮在钢板表面付着氧化皮的痕迹，使得钢板的表面性状恶化。而且，酸洗属性也变差。因此，Si含量设为3％以下，优选设为2.8％以下，更优选设为2.6％以下。
Mn：0.5％以上且3.0％以下
Mn是为了提高淬火性对钢板的高强度化具有贡献的元素。而且，也是使γ稳定化而有效地作用于生成残余γ的元素。为了有效地发挥这些作用，将Mn含量设为0.5％以上，优选设为0.6％以上，更优选设为1.0％以上，进一步优选设为1.5％以上，更进一步优选设为2.0％以上。然而，如果Mn含量变得过剩，热轧后的强度上升，冷轧时产生断裂，成为最终产品的熔接性劣化的原因。而且，过剩的Mn的添加会成为使Mn偏析加工性劣化的原因。因此，将Mn含量设为3.0％以下，优选设为2.8％以下，更优选设为2.6％以下。
P：超过0％且0.1％以下
P是不可避免地而含有的元素，且是使钢板的熔接性劣化的元素。因此，将P含量设为0.10％以下，优选设为0.08％以下，更优选设为0.05％以下。另外，因为P含量越少越好，所以对下限没有特别地限制，但在工业生产的情况下其下限设为0.0005％。
S：超过0％且0.05％以下
S是和P同样地不可避免地而含有的元素，且是使钢板的熔接性劣化的元素。而且，S在钢板中形成硫化物系夹杂物，成为使钢板的加工性降低的原因。因此，将S含量设为0.05％以下，优选设为0.01％以下，更优选设为0.005％以下。因为S含量越少越好，所以对下限没有特别地限制，但在工业生产的情况下其下限设为0.0001％。
Al：0.005％以上且0.2％以下
Al是作为脱氧剂而作用的元素。为了有效地发挥该作用，将Al含量设为0.005％以上，优选设为0.01％以上。然而，如果Al含量变得过剩，钢板的熔接性显著地劣化，因此，将Al含量设为0.2％以下，优选设为0.15％以下，更优选设为0.10％以下。
N：超过0％且0.01％以下
N是不可避免地而含有的元素，但对在钢板中析出氮化物提高钢板的强度是具有贡献的元素。从该观点考虑，N含量优选设为0.001％以上。然而，如果N含量变得过剩，氮化物被大量地析出，会引起延伸、延伸凸缘性λ以及弯曲性等的劣化。因此，将N含量设为0.01％以下，优选设为0.008％以下，更优选设为0.005％以下。
O：超过0％且0.01％以下
O是不可避免地而含有的元素，如果过剩地含有会导致延性以及加工时的弯曲性降低。因此，将O含量设为0.01％以下，优选设为0.005％以下，更优选设为0.003％以下。另外，因为O含量越少越好，所以对下限没有特别地限制，但在工业生产的情况下其下限设为0.0001％。
其它成分
本发明的钢板，满足上述成分组成，余部为铁和不可避免的杂质。作为该不可避免的杂质，例如，有可能含有因钢中的原料、材料、制造设备等的状况而带进来的上述P、S、N、O以及Pb、Bi、Sb、Sn等的杂质元素。另外，在不给本发明的作用带来不好的影响的范围内，也可以作为其它元素，积极地还含有以下的元素。
本发明的钢板，作为其它元素还可以含有：
(A)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种；
(B)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下构成的组中选择的至少一种；
(C)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种；
(D)B：超过0％且0.005％以下；
(E)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和REM：超过0％且0.01％以下构成的组中选择的至少一种；等等。这些(A)～(E)的元素，可以单独或任意地组合而含有。决定这样的范围的理由如下。
(A)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种
Cr和Mo是对于提高淬火性从而提高钢板的强度有效的元素，可以单独或同时使用。为了有效地发挥这些作用，Cr、Mo的含量分别优选设为0.1％以上，更优选设为0.3％以上。但是，如果过剩地含有会使加工性降低成本上升，因此，Cr、Mo的含量，在分别单独含有的情况下，优选设为1％以下，更优选设为0.8％以下，进一步优选设为0.5％以下。在同时使用Cr、Mo的情况下，各自单独分别在上述上限的范围内，并且，优选合计量为1.5％以下。
(B)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下构成的组中选择的至少一种
Ti、Nb以及V是具有在钢板中形成碳化物或氮化物的析出物、提高钢板的强度、并使γ粒子微细化作用的元素，可以单独或同时使用。为了有效地发挥这些作用，Ti、Nb以及V的含量分别优选设为0.005％以上，更优选设为0.010％以上。然而，如果过剩地含有，碳化物在晶界析出，会引起钢板的延伸凸缘性和弯曲性劣化。因此，Ti、Nb以及V的含量分别优选设为0.15％以下，更优选设为0.12％以下，进一步优选设为0.10％以下。
(C)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种
Cu和Ni是对残余奥氏体的生成和稳定有效地作用的元素，且是具有进一步提高耐腐蚀性效果的元素，可以单独或同时使用。为了发挥这些作用，Cu、Ni的含量分别优选设为0.05％以上，更优选设为0.10％以上。然而，如果Cu过剩地含有会使热加工性能劣化，在单独添加时，Cu含量优选设为1％以下，更优选设为0.8％以下，进一步优选设为0.5％以下。如果Ni过剩地含有会使成本上升，Ni含量优选设为1％以下，更优选设为0.8％以下，进一步优选设为0.5％以下。如果同时使用Cu和Ni，更容易发现上述的作用，而且，通过含有Ni可以抑制因添加Cu带来的热加工性能的劣化，在同时使用Cu和Ni的情况下，合计量优选设为1.5％以下，更优选设为1.0％以下。
(D)B：超过0％且0.005％以下
B是使淬火性提高的元素，且是对稳定地使奥氏体存在于室温有效的元素。为了有效地发挥这些作用，B含量优选设为0.0005％以上，更优选设为0.0010％以上，进一步优选设为0.0015％以上。然而，如果过剩地含有会生成硼化物使延性劣化，B含量优选设为0.005％以下，更优选设为0.004％以下，进一步优选设为0.0035％以下。
(E)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和REM：超过0％且0.01％以下构成的组中选择的至少一种
Ca、Mg以及REM是具有使钢板中的夹杂物微细分散作用的元素，即可以分别单独含有也可以任意地挑选2种以上含有。为了有效地发挥这些作用，Ca、Mg、REM的含量分别单独地优选设为0.0005％以上，更优选设为0.0010％以上。然而，如果过剩地含有，成为使铸造性或热加工性等劣化的原因。因此，Ca、Mg以及REM的含量分别单独地优选设为0.01％以下，更优选设为0.008％以下，进一步优选设为0.007％以下。
应予说明，本发明中REM是稀土类元素的简称，意指包含镧系元素、即从La到Lu的15个元素、以及钪和钇。
接着，对于本发明的高强度冷轧钢板、高强度电镀锌钢板、高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法、尤其是高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。应予说明，在高强度冷轧钢板的制造方法和高强度热浸镀锌钢板的制造方法中，“对具有所述成分组成的钢板进行热轧工序时，在500℃以上且800℃以下的卷取温度下进行卷取，然后在500℃以上且800℃以下保持3小时以上之后冷却至室温，冷轧后，在(Ac1点+20℃)以上且小于Ac3点的温度区域中进行均热保持，然后，冷却至500℃以下的温度区域，其中，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下”，对于到此为止的工序是相同的，因此对于该工序合并进行说明，对于上述“冷却至500℃以下的温度区域”后的再加热工序，两者存在不同，对于该工序分为高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板的情形进行说明。
本发明的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板的制造方法中，对于满足上述成分组成的钢进行热轧和冷轧而得到钢板，进行后述的退火。高强度冷轧钢板的制造方法中，在上述退火后进行再加热。进而根据需要，通过适当组合进行电镀锌处理而可以得到高强度电镀锌钢板。高强度热浸镀锌钢板的制造方法中，进行了退火之后，进行再加热，并且进行热浸镀锌处理。进而根据需要，通过适当组合进行合金化处理而可以得到高强度合金化热浸镀锌钢板。本发明中通过适当控制制造条件，可以得到具有所需组织的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板等。
例如图1所示，将具有上述成分组成的钢根据常规方法进行热轧。热轧中，例如以精轧温度为Ac3点以上的方式进行热轧后，在500℃以上且800℃以下的卷取温度下进行卷取。然后在500℃以上且800℃以下保持3小时以上后，冷却至室温并进行冷轧。应予说明，精轧后的冷却在操作上的上限为约500℃/秒。
冷轧后，作为退火工序，在Ac1点+20℃以上且小于Ac3点的2相温度区域中进行均热保持，然后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃，接着以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下的温度区域。在高强度冷轧钢板的制造方法中包括如下工序：接着,再加热至250℃以上且500℃以下的温度区域并在该温度区域中保持30秒以上，然后冷却至室温。另一方面，高强度热浸镀锌钢板的制造方法中包括如下工序：如上所述地冷却至500℃以下的温度区域后，接着，再加热至250℃以上且500℃以下的温度区域并在该温度区域中保持30秒以上，并且在该保持时间内实施热浸镀锌，然后冷却至室温。
以下对于规定上述各条件的理由进行详述。
在500℃以上且800℃以下的卷取温度下进行卷取，然后在500℃以上且800℃以下保持3小时以上后，冷却至室温
热轧后，在500℃以上且800℃以下的卷取温度下进行卷取，然后在500℃以上且800℃以下保持3小时以上，由此产生上述所定的Mn浓度分布，析出含Mn的碳化物，并且因冷轧后的退火而在铁素体相中形成球形化的硬质相。为了获得上述效果，卷取温度为500℃以上，优选为550℃以上，更优选为600℃以上。但是如果卷取温度过高则在钢板产生大量的氧化皮、晶界氧化等，酸洗性劣化，因此卷取温度为800℃以下，优选为750℃以下，更优选为700℃以下。此外在卷取后进行保持的温度区域为500℃以上，优选为510℃以上，更优选为520℃以上，进一步优选为550℃以上，更进一步优选为580℃以上。另一方面，如果保持温度过高则与卷取温度过高的情形同样，在钢板产生大量的氧化皮、晶界氧化等，酸洗性劣化，因此保持温度为800℃以下，优选为780℃以下，更优选为750℃以下，进一步优选为700℃以下。在该温度区域的保持时间为3小时以上，优选为4小时以上，更优选为5小时以上，进一步优选为7小时以上，更进一步优选为10小时以上。另一方面，如果保持时间过长则与卷取温度过高的情形同样，在钢板产生大量的氧化皮、晶界氧化等，酸洗性劣化，因此保持时间优选为72小时以下，更优选为60小时以下。
本发明中，在所定温度下进行保持的意思是指：不一定是在同一温度下持续保持，只要在所定的温度范围内，也可以变动。例如：可以在上述保持温度的范围内恒温保持；也可以在该范围内变化，也就是，还包含温度降低或者因加热而温度上升、因相变的回热而温度上升等情况。
本发明中，在上述温度区域中保持所定的时间后，冷却至室温，此时的冷却速度没有特别限定，例如可以是空气冷却等。
酸洗、冷轧
热轧后，根据需要进行酸洗后，进行冷轧率30～80％左右的冷轧。
退火
作为冷轧后的退火工序，在Ac1点+20℃以上且小于Ac3点的2相区域进行均热保持，然后，对于到500℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，接着对于500℃以下的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，以便冷却至500℃以下的温度区域。
通过使均热保持温度为Ac1点+20℃以上且小于Ac3点的2相区域进行均热保持，可以维持本发明的上述Mn浓度分布，并且可以确保上述所需量的铁素体。均热保持温度如果低于Ac1点+20℃，则最终所得钢板的金属组织的铁素体量变得过多而无法确保充分的强度。因此，均热保持温度为Ac1点+20℃以上，优选为Ac1点+25℃以上，更优选为Ac1点+50℃以上，进一步优选为Ac1点+80℃以上。另一方面，如果为Ac3点以上，则在均热保持中铁素体无法充分生成及生长，使延性降低，而且使Mn浓度分布变得均匀，在铁素体相中生成的球形硬质相减少。因此，均热保持温度小于Ac3点，优选为Ac3点-5℃以下，更优选为Ac3点-10℃以下，进一步优选为Ac3点-20℃以下的温度。
应予说明，升温至上述均热保持温度区域之际的平均升温速度没有特别限定，可以适当选择，例如可以是0.5～50℃/秒左右的平均升温速度。
本发明中，在上述均热保持温度区域中的保持时间没有特别限定。但是如果保持时间过短则加工组织残存，有时使钢的延性降低，因此保持时间优选为40秒以上，更优选为60秒以上。另一方面，如果保持时间过长则促进Mn在奥氏体相中的浓缩，Ms点降低而有时增加MA组织，因此保持时间优选为3600秒以下，更优选为3000秒以下。
此外，如上所述，本发明中在所定温度下进行保持的意思是指：不一定是在同一温度下持续保持，只要在所定的温度范围内，也可以变动。例如在上述均热保持温度下进行保持的情况下，可以在Ac1点+20℃以上且小于Ac3点的范围内恒温保持，也可以在该范围内变化。
上述Ac1点和Ac3点可以由“莱斯利铁钢材料学”、丸善株式会社、1985年5月31日发行、273页中记载的下述(a)式和(b)式求出。式中[]表示以各元素的质量％计的含量，将钢板不含有的元素的含量设为0质量％而求出。
Ac1(℃)＝723－10.7×[Mn]－16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W] (a)
上述均热保持后，对于到500℃为止的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。通过控制从上述均热保持温度开始的冷却速度，可以抑制Mn浓度高的铁素体的生成，并且可以抑制铁素体的生成量。平均冷却速度较慢时，在冷却中生成Mn浓度高的铁素体，有时使弯曲性劣化、或者使强度降低。因此，平均冷却速度为10℃/秒以上，优选为15℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限制，可以是水冷或油冷。
如上所述的对于到500℃为止的温度区域以上述平均冷却速度进行冷却后，对于500℃以下的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。通过使500℃以下的平均冷却速度为10℃/秒以上，可以抑制软质的高温贝氏体的生成，并且可以抑制马氏体的自回火而提高强度。为了获得上述效果，500℃以下的平均冷却速度为10℃/秒以上，优选为15℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限制，可以是水冷或油冷。
应予说明，到500℃为止的平均冷却速度和500℃以下的平均冷却速度可以相同或不同，可以在上述范围内适当调整。
如上所述的对于述500℃以下的温度区域以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却时的冷却停止温度处于500℃以下的温度区域。如果冷却停止温度高于500℃，则导致硬质相变少，无法确保强度，而且MA组织增加而弯曲性劣化。因此，冷却停止温度为500℃以下，优选为400℃以下，更优选为350℃以下，进一步优选为300℃以下。冷却停止温度的下限没有特别限定，在操作上可以设到室温为止。
以下，对于再加热工序，分为冷轧钢板的制造方法和热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。
冷轧钢板的制造方法中的再加热
在上述500℃以下的温度区域中停止冷却后，接着再加热至250℃以上且500℃以下的温度区域，保持30秒以上后冷却至室温。
在冷却停止后，通过进行再加热至250℃以上且500℃以下的温度区域，并保持30秒以上，从而可以将马氏体等硬质相回火，并且使未相变奥氏体进行相变。不进行再加热的情况或保持温度过低的情况下，有时硬质相的回火不进行，产生高密度的位错，或者MA组织大量残存，弯曲性变差。因此，再加热温度为250℃以上，优选为300℃以上，更优选为350℃以上。另一方面，如果上述保持温度变得过高则强度降低。因此再加热温度为500℃以下，优选为470℃以下，更优选为450℃以下。应予说明，本发明中，该“再加热”如其文字所示，是指从上述冷却至500℃以下的冷却停止温度开始的加热、即升温。因此再加热温度是比上述冷却停止温度更高的温度，即使是上述250℃以上且500℃以下的温度区域，冷却停止温度与再加热温度相同的等温保持、从冷却停止温度到更低温度的冷却过程也不包括在该再加热之内。
此外，如果在上述再加热温度区域中的保持时间过短，则硬质相不能充分回火，而且不能使未相变奥氏体进行相变。因此保持时间为30秒以上，优选为50秒以上，更优选为100秒以上，进一步优选为200秒以上。另一方面，保持时间的上限没有特别限定，但如果过长时间保持，则生产效率降低，而且强度降低，因此优选为1500秒以下，更优选为1000秒以下。
在上述再加热温度区域中保持所定时间后，冷却至室温。此时的平均冷却速度没有特别限定，优选以0.1℃/秒以上，更优选以0.4℃/秒以上，优选以200℃/秒以下，更优选以150℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却即可。
本发明中，可以在上述得到的钢板表面形成电镀锌层。
上述电镀锌层的形成方法没有特别限定，可以采用常规方法的电镀锌处理法。例如可列举：在制造电镀锌钢板时，浸渍于55℃的锌溶液中并通电，进行电镀锌处理的方法。此外，每一面的镀层附着量没有特别限定，例如电镀锌钢板的情况下可列举10～100g/m2左右。
热浸镀锌钢板的制造方法中的再加热
在上述500℃以下的温度区域中停止冷却后，接着再加热至250℃以上且500℃以下的温度区域，保持30秒以上，并且在该保持时间内实施热浸镀锌，然后冷却至室温。
在冷却停止后，通过进行再加热至250℃以上且500℃以下的温度区域，并保持30秒以上，从而可以将马氏体等硬质相回火，并且使未相变奥氏体进行相变。不进行再加热的情况或保持温度过低的情况下，有时硬质相的回火不进行，产生高密度的位错，或者MA组织大量残存，弯曲性变差。因此，再加热温度为250℃以上，优选为300℃以上，更优选为350℃以上。另一方面，如果上述保持温度变得过高则强度降低。因此再加热温度为500℃以下，优选为470℃以下，更优选为450℃以下。应予说明，本发明中，该“再加热”如其文字所示，是指从上述冷却至500℃以下的冷却停止温度开始的加热、即升温。因此再加热温度是比上述冷却停止温度更高的温度，即使是上述250℃以上且500℃以下的温度区域，冷却停止温度与再加热温度相同的等温保持、从冷却停止温度到更低温度的冷却过程也不包括在该再加热之内。
此外，如果在上述再加热温度区域中的保持时间过短，则硬质相不能充分回火，而且不能使未相变奥氏体进行相变。因此保持时间为30秒以上，优选为50秒以上，更优选为100秒以上，进一步优选为200秒以上。另一方面，保持时间的上限没有特别限定，但如果过长时间保持，则生产效率降低，而且强度降低，因此优选为1500秒以下，更优选为1000秒以下。
本发明中，在上述再加热温度区域中的30秒以上的保持时间内实施热浸镀锌，在钢板表面形成热浸镀锌层。在本发明中，兼顾实施热浸镀锌和上述再加热温度区域中的保持。即，为了进行对因再加热引起的金属组织或强度等的恰当的处理，需要在再加热温度区域的上述保持时间实施热浸镀锌。热浸镀锌层的形成方法没有特别限定，可以采用通常的热浸镀锌处理法。例如，可以将钢板浸渍于在上述再加热温度区域进行了温度调整后的镀锌浴中实施热浸镀锌处理。镀锌时间只要能够满足上述保持时间即可，只需进行恰当地调整能够确保所期望的镀锌量即可。浸渍时间，例如优选为1～10秒。
作为再加热过程中的热浸镀锌处理和只加热不进行镀锌处理的组合，有以下各种组合方式。
(ⅰ)只进行加热后，实施热浸镀锌处理。
(ⅱ)实施热浸镀锌处理后，只进行加热。
(ⅲ)按照只加热、热浸镀锌、只加热的顺序进行。
其包含如下情况：在上述只加热时的再加热温度和热浸镀锌温度即镀锌浴的温度不相同的情况，从一方的温度向另一方的温度加热或冷却的情况。作为上述加热的方法，可以采用炉加热或感应加热。
在钢板表面形成合金化热浸镀锌层的情况下，只需在上述热浸镀锌之后实施合金化即可。合金化温度没有特别限定，但如果合金化温度过低就不能充分地实施合金化，优选在450℃以上，更优选在460℃以上，进一步优选在480℃以上。另一方面，如果合金化温度过高合金化进展过度镀层中的Fe浓度变高电镀附着性能恶化，优选在550℃以下，更优选在540℃以下，进一步优选在530℃以下。另外，合金化处理的时间没有特别限定，只需进行适当地调整能够得到所期望的合金化即可。合金化处理时间优选在10秒以上且60秒以下。另外，因为合金化处理是在上述再加热温度区域内保持了所定时间后才进行，所以合金化处理时间不被包含在上述再加热温度区域内的保持时间内。
在上述再加热温度区域保持了所定时间后，冷却至室温。此时的平均冷却速度没有特别限定，优选以0.1℃/秒以上，更优选以0.4℃/秒以上，优选以200℃/秒以下，更优选以150℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却即可。
本发明的技术特别适合于被采用在钢板厚度在6mm以下的薄钢板。
本发明的高强度冷轧钢板以及高强度热浸镀锌钢板，以抗拉强度为980MPa以上，优选1000MPa以上，更优选1010MPa以上的钢板为对象。延性是由强度与延性之平衡，即“单位以MPa为单位的抗拉强度×以％为单位的延性”来表示，优选15,000MPa·％以上，更优选15,100MPa·％以上，进一步优选15,200MPa·％以上。弯曲性是强度和用后述的实施例记载的方法求出的VDA(Verband der Automobilindustrie)弯曲角度的平衡，即“以MPa为单位的抗拉强度×单位°”来表示，优选100,000MPa·°以上，更优选100,500MPa·°以上，进一步优选101,000MPa·°以上。
本申请基于2014年3月17日申请的日本国专利申请第2014-053399号、2014年3月17日申请的日本国专利申请第2014-053400号以及2014年9月22日申请的日本国专利申请第2014-192757号主张优先权的利益。2014年3月17日申请的日本国专利申请第2014-053399号的说明书的全部内容、2014年3月17日申请的日本国专利申请第2014-053400号的说明书的全部内容以及2014年9月22日申请的日本国专利申请第2014-192757号的说明书的全部内容引入本申请用于参考。
实施例
以下列举实施例更具体地说明本发明，但本发明根本不受下述实施例限制，当然可以在能符合前述和后述的主旨的范围内适当地加以变更进行实施，这些也都包含在本发明的技术范围内。
实施例1
将下述表1所示成分组成的钢进行熔炼，在下述条件下进行热轧→冷轧→连续退火，制造了冷轧钢板。对于表1所示成分组成的钢，余部为铁和不可避免的杂质，空栏表示没有添加元素。
热轧
将板坯加热至1250℃，以压下率90％、精轧温度为920℃的方式进行热轧至板厚2.3mm。然后，从该温度以30℃/秒的平均冷却速度冷却至表2或表3所示的“卷取温度(℃)”并进行卷取后，在表2所示“保持温度1(℃)”和“保持时间(小时)”的条件下进行保持，或者在表3所示“保持开始温度(℃)”、“保持结束温度(℃)”和“保持时间(小时)”的条件下进行保持。接着进行空气冷却至室温，由此制造了热轧钢板。
冷轧
将所得热轧钢板进行酸洗而除去表面的氧化皮后，进行冷轧，制造了板厚1.2mm的冷轧钢板。
冷轧钢板的退火
将所得的冷轧钢板在表2或表3所示的条件下进行均热保持→冷却→再加热，制造了供试钢。应予说明，表2的No.32是未进行再加热的比较例，在再加热的栏中表示着“从冷却停止温度480℃冷却至350℃后、在该温度下保持300秒，来替代了再加热”。
表中，均热保持的温度记为“均热温度(℃)”、均热后到500℃为止的平均冷却速度记为“平均冷却速度1(℃/秒)”、500℃以下的冷却速度记为“平均冷却速度2(℃/秒)”、冷却停止温度记为“冷却停止温度(℃)”、冷却停止后再加热时的保持温度记为“再加热保持温度(℃)”、在该保持温度下的保持时间记为“再加热保持时间(秒)”。应予说明，本实施例中，将均热保持温度下的保持时间设为100秒～600秒。在上述“再加热保持温度(℃)”下保持“再加热保持时间(秒)”后，放冷至室温而得到了供试钢。应予说明，对于后述未进行电镀锌的冷轧钢板，在表中的“品种”栏中记为“CR”。
电镀锌钢板的制造
将上述供试钢的一部分浸渍于55℃的镀锌浴中，在电流密度30～50A/dm2的条件下实施电镀处理后，进行水洗、干燥而得到了电镀锌钢板。应予说明，每一面的锌镀层附着量为10～100g/m2。此外，在上述镀锌处理中，适当进行碱水溶液浸渍脱脂、水洗、酸洗等洗涤处理，得到了在表面上具有电镀锌层的供试钢。经电镀锌的钢板在表中的“品种”栏中记为“EG”。
对于各供试钢，如下所述，进行了金属组织、Mn浓度、各种机械特性的评价，示于表4或表5。
金属组织的测定
铁素体的面积率、硬质相的面积率、MA组织的面积率、残余γ的体积率、球形硬质相的比例如下进行了测定。即，对供试钢的截面进行研磨，如下所示进行腐蚀，然后使用光学显微镜或扫描型电子显微镜来观察了板厚的1/4位置。于是，对于用光学显微镜或SEM拍摄的金属组织照片进行图像解析来测定了各组织的比例。在下文中详细描述。
铁素体的面积率
上述研磨后，用硝酸乙醇进行腐蚀，用SEM以倍率1000倍、以1个视野尺寸为100μm×100μm观察总计3个视野，采用晶格间隔5μm、晶格点数20×20的点算法来测定铁素体的面积率，计算了3个视野的平均值。结果记载于表中的“铁素体(面积％)”。应予说明，在铁素体的面积率中，铁素体相中的硬质相除外。
硬质相的面积率
将上述铁素体以外的组织作为硬质相，将从上述观察视野100面积％除去了铁素体面积率后的值作为硬质相的面积率。结果记载于表中的“硬质相(面积％)”。应予说明，对于硬质相的组织也进行观察，确认了硬质相是从由贝氏铁素体、贝氏体、回火马氏体、残余γ、和MA组织构成的组中选择的至少一种。
MA组织的面积率
上述研磨后，用里佩拉进行腐蚀，用光学显微镜以倍率1000倍、以1个视野尺寸为100μm×100μm观察总计3个视野，采用晶格间隔5μm、晶格点数20×20的点算法来测定MA组织的面积率，计算了3个视野的平均值。结果记载于表中的“MA(面积％)”。应予说明，上述里佩拉腐蚀中将呈白色的部位作为MA组织进行了观察。
残余γ的体积率
使用#1000～#1500的砂纸研磨至板厚1/4位置后，进一步对表面进行电解抛光至深度10～20μm，然后使用X射线衍射装置、Rigaku公司制RINT1500进行了测定。具体而言，使用Co靶材，输出功率40kV-200mA，以2θ测定40°～130°的范围，由所得的bcc(α)的衍射峰(110)、(200)、(211)、和fcc(γ)的衍射峰(111)、(200)、(220)、(311)进行了残余γ的定量测定。结果记载于表中的“残余γ(体积％)”。
铁素体相中的球形硬质相
上述研磨后，用硝酸乙醇进行腐蚀，对于存在于铁素体相的以当量圆直径计为2μm以下且纵横比为1～3的球形硬质相，用SEM以倍率1000倍、以1个视野尺寸为100μm×100μm观察总计3个视野，进行图像解析求出了球形硬质相在上述硬质相中所占的比例。结果记载于表中的“球形硬质相(面积％)”。
Mn浓度浓缩为钢板中Mn浓度的1.2倍以上的区域的比例
Mn浓度如下测定：将供试钢在横截面切断，埋入树脂中，研磨后，对于20μm×20μm的范围使用EPMA在光束直径1μm以下的条件下进行了测定。用所得的Mn浓度除以由电感耦合等离子体发射光谱法进行化学分析而得的钢板Mn浓度，求出了Mn浓度相对于钢板中Mn浓度浓缩为1.2倍以上的区域的比例。然后，对于Mn浓度为1.2倍以上的区域与小于1.2倍的区域分别用颜色区分，求出了Mn浓度具有1.2倍以上的区域的面积％。结果记载于表中的“Mn浓度1.2倍的面积率(％)”。
Mn浓度浓缩为钢板中Mn浓度的1.2倍以上的区域的标准偏差
将根据上述钢板中Mn浓度而用颜色区分的图像以2μm见方划区划分为100个划区，测定各划区内Mn浓度浓缩为1.2倍以上的区域的分率，求出了100个划区的标准偏差。结果记载于表中的“Mn浓度1.2倍区域的标准偏差(面积％)”。
铁素体相中的Mn浓度在钢板中Mn浓度中所占的比例
对于与用EPMA分析来测定上述Mn浓度的20μm×20μm相同的视野进行了SEM观察。将EPMA分析结果与SEM图像进行对比，鉴定了各铁素体粒及其Mn浓度分布。将铁素体粒的长轴和短轴相交的点作为铁素体粒的中心位置，将该中心位置的Mn浓度作为该铁素体粒的Mn浓度。采用上述方法来鉴定20μm×20μm范围中的铁素体粒中心位置的Mn浓度，用各20μm×20μm范围中的Mn浓度最高的铁素体粒的Mn浓度除以钢板的Mn浓度，由此求出了铁素体相中的Mn浓度在钢板的Mn浓度中所占的比例。本发明中，将20μm×20μm作为1个视野，将3个视野的平均值作为铁素体相中的Mn浓度在钢板的Mn浓度中所占的比例。结果记载于表中的“铁素体相中的Mn浓度的比例”。
机械特性的评价
对于供试钢的机械特性，使用JIS Z2201中规定的5号试验片进行拉伸试验，测定了抗拉强度和延性。从供试钢中以垂直于轧制方向的方向为长度方向的方式切出了上述试验片。由所得的抗拉强度和延性计算了强度与延性之平衡。表中，抗拉强度为“TS(MPa)”、延性为“EL(％)”、强度与延性之平衡为“TS×EL(MPa·％)”。
本发明中，抗拉强度为980MPa以上情形作为高强度，评价为合格；抗拉强度低于980MPa的情形作为强度不足，评价为不合格。
此外，延性用强度与延性之平衡来进行了评价，TS×EL为15,000MPa·％以上的情形作为延性优异而评价为合格，低于15,000MPa·％的情形作为延性差而评价为不合格。
弯曲性的评价
弯曲性基于德国汽车工业会规定的VDA基准“VDA238-100”在以下测定条件下进行了评价。本发明中，将弯曲试验中得到的最大负荷时的变位以VDA基准变换为角度，求出了弯曲角度。结果记载于表中的“VDA弯曲角度(°)”。此外，用抗拉强度和弯曲角度来评价了弯曲性。结果记载于表中的“TS×VDA(MPa·°)”。TS×VDA为100,000MPa·°以上的情形作为弯曲性优异而评价为合格，低于100,000MPa·°的情形作为弯曲性不足而评价为不合格。
测定条件
试验方法：辊支撑，冲头压入
辊直径：φ30mm
冲头形状：前端R＝0.4mm
辊间距离：2.9mm
压入速度：20mm/min
试验片尺寸：60mm×60mm
弯曲方向：轧制直角方向
试验机：SIMAZU AUTOGRAPH 20kN
由表1～5可知如下内容。使用满足本发明成分组成的钢种A～T和W～AC并且在本发明中规定的退火条件下制造的实验No.1～18、20、24～26、28、29和33～43的钢板在抗拉强度980MPa以上的区域中延性和弯曲性优异。
相对于此，如下所述，上述以外的钢板不满足本发明中规定的成分组成或制造条件，无法获得所期望的特性。
表1的钢种U中C含量超过本发明的上限，钢种V中Mn含量超过本发明的上限，冷轧时各自产生断裂，因此不能制造供试钢。
实验No.19是冷却至500℃以下后，不进行再加热的例子，MA组织增加而弯曲性劣化。
实验No.21是卷取后不在所定温度下保持的例子，Mn浓度1.2倍区域的标准偏差低，弯曲性变差。
实验No.22是卷取温度和保持温度较低的例子，Mn浓度1.2倍的面积率以及Mn浓度1.2倍区域的标准偏差低，弯曲性变差。
实验No.23是卷取后在所定温度下的保持时间较短的例子，Mn浓度1.2倍区域的标准偏差低，弯曲性变差。
实验No.27是均热温度较高的例子，不生成铁素体，而且Mn浓度1.2倍的面积率以及Mn浓度1.2倍区域的标准偏差低，因此延性变差。
实验No.30是冷却停止温度较高的例子，铁素体和MA组织变多，强度低，另一方面，延性和弯曲性也差。
实验No.31是到500℃为止的冷却速度较慢的例子，铁素体相中的Mn浓度变得过高，因此弯曲性变差。
实验No.32是冷却至500℃以下后不进行再加热的例子，MA组织增加而弯曲性劣化。
实施例2
将下述表6所示成分组成的钢进行熔炼，在下述条件下进行热轧→冷轧→连续退火，制造了冷轧钢板。对于表6所示成分组成的钢，余部为铁和不可避免的杂质，空栏表示没有添加元素。
热轧
将板坯加热至1250℃，以压下率90％、精轧温度为920℃的方式进行热轧至板厚2.3mm。然后，从该温度以30℃/秒的平均冷却速度冷却至表7或表8所示的“卷取温度(℃)”并进行卷取后，在表7所示的“保持温度1(℃)”和“保持时间(小时)”的条件下进行保持，或者在表8所示的“保持开始温度(℃)”、“保持结束温度(℃)”和“保持时间(小时)”的条件下进行保持。接着空气冷却至室温，由此制造了热轧钢板。
冷轧
将所得的热轧钢板酸洗而除去表面的氧化皮后，进行冷轧，制造了板厚1.2mm的冷轧钢板。
冷轧钢板的退火、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板的制造
将所得的冷轧钢板在表9或表10所示的条件下进行均热保持→冷却→再加热→镀锌处理，制造了供试钢。应予说明，表7的No.29是未进行再加热的比较例，在再加热的栏中表示着为“从冷却停止温度470℃冷却至400℃后、在该温度下保持45秒，来替代了再加热”。
表中，均热保持的温度记为“均热温度(℃)”、均热后到500℃为止的平均冷却速度记为“平均冷却速度1(℃/秒)”、500℃以下的冷却速度记为“平均冷却速度2(℃/秒)”、冷却停止温度记为“冷却停止温度(℃)”、冷却停止后再加热时的保持温度记为“再加热保持温度(℃)”、在该保持温度下的保持时间记为“再加热保持时间(秒)”、镀锌浴的温度记为“镀锌浴温度(℃)”、镀锌处理时间记为“热浸镀锌处理时间(秒)”。应予说明，“再加热保持时间(秒)”是包括“热浸镀锌处理时间(秒)”的总计时间。
在上述“再加热保持温度(℃)”下大致保持(“再加热保持时间(秒)”－“热浸镀锌处理时间(秒)”)后，将钢板浸渍于镀锌浴，以“热浸镀锌处理时间(秒)”形成了热浸镀锌层。实验No.31、33中，在临浸渍于镀锌浴之前，从表8的“再加热保持温度(℃)”加热至“镀锌浴温度(℃)”后再浸渍于镀锌浴。应予说明，对于部分钢板实施热浸镀锌处理后，进行了合金化处理。表中，此时的合金化温度记为“合金化温度(℃)”、合金化温度下的保持时间记为“合金化处理时间(秒)”。保持所定时间后，放冷至室温而得到了供试钢。应予说明，表中的“品种”栏中将仅进行了热浸镀锌处理的钢板记为“GI”、还进行了合金化处理的钢板记为“GA”。
对于各供试钢，如下所述，与实施例1同样进行了金属组织、Mn浓度、各种机械特性的评价，示于表9或表10。
由表6～10可知如下内容。使用满足本发明的成分组成的钢种A～N和Q～U，在本发明中规定的退火条件下制造的实验No.1、2、4、5、10、11、13～16、18～23、25～28和30～35的钢板，在抗拉强度980MPa以上的区域中延性和弯曲性优异。
相对于此，如下所述，上述以外的钢板不满足本发明中规定的成分组成或制造条件，无法获得所期望的特性。
表6的钢种O中C含量超过本发明的上限，钢种P中Mn含量超过本发明的上限，冷轧时各自产生断裂，因此不能制造供试钢。
实验No.3是冷却至500℃以下后的再加热保持温度下的保持时间较短的例子，MA组织增加而弯曲性劣化。
实验No.6是卷取后未在所定温度下保持的例子，Mn浓度1.2倍区域的标准偏差低，弯曲性变差。
实验No.7是卷取温度和保持温度较低的例子，Mn浓度1.2倍的面积率以及Mn浓度1.2倍区域的标准偏差低，弯曲性变差。
实验No.8是卷取后在所定温度下的保持时间较短的例子，Mn浓度1.2倍区域的标准偏差低，弯曲性变差。
实验No.9是冷却至500℃以下后的再加热较低的例子，MA组织增加而弯曲性劣化。
实验No.12是均热温度较高的例子，未充分生成铁素体，而且铁素体相中的Mn浓度变得过高，因此延性变差。
实验No.17是冷却停止温度较高的例子，铁素体和MA组织变多，强度低，另一方面，弯曲性也差。
实验No.24是到500℃为止的温度区域的冷却速度较慢的例子，铁素体相中的Mn浓度变得过高，弯曲性变差。
实验No.29是冷却至500℃以下后未进行再加热的例子，MA组织增加而弯曲性劣化。