延性、延伸凸缘性和焊接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的制作方法与工艺

本发明涉及延性、延伸凸缘性和焊接性优异并且抗拉强度为980MPa以上且0.2％屈服强度为700MPa以上的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板。以下有时将这些钢板一并简称为高强度钢板。

背景技术：
近年来，伴随着如汽车用钢板、输送机械用钢板等构件的高强度化，延性及延伸凸缘性这样的可加工性降低，难以对复杂形状的构件进行压制成形。因此，针对高强度钢板，还要求提供上述可加工性优异的技术。此外，利用点焊来接合上述构件的方式成为生产主流，针对汽车用钢板等还要求焊接性优异。对于高强度钢板的焊接部的质量而言，通常采用对彼此相同钢板进行点焊，并且在剥离方向进行十字拉伸试验而获得十字抗拉强度[CTS(CrossTensionTest)]，由此进行评价。上述要求特性中，下述专利文献提出了提高高强度钢板的可加工性的技术。专利文献1提出有如下方案，即：使特别地含有B且使Ti含量与N含量的比率确切地调整，并且使钢组织形成为以回火马氏体为主体而且残余奥氏体满足期望面积率或者进一步铁素体和马氏体各自满足期望面积率的组织。其结果，专利文献1示出了能够同时实现钢板的高强度化和成形性(延伸率和延伸凸缘性)的提高。而且，还示出了通过含有5面积％以上的残余奥氏体，来可以确保总延伸率(EL)。但是，专利文献1只对于高强度化和上述成形性进行了研究，没有考虑焊接性。专利文献2提出有如下方案，即：在不增加马氏体的体积率的情况下，提高马氏体组织的强度，并将有助于确保延性的铁素体体积的减少抑制到最小限度，从而将铁素体的体积率控制为50％以上。其结果，专利文献2示出了可以确保延性和耐延迟断裂特性的同时，还可以确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度的高强度冷轧钢板和高强度镀锌钢板。但是，与上述专利文献1同样地没有对焊接性进行研究。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2012-31462号专利文献2：日本专利公开公报特开2011-111671号

技术实现要素：
发明要解决的问题如上所述，上述专利文献1和2对于抗拉强度、延性以及延伸凸缘性进行了研究，但是都没有对焊接性进行研究。本发明是鉴于上述情况而完成的发明，其目的在于：提供一种对于抗拉强度为980MPa以上且0.2％屈服强度为700MPa以上的高强度区域，具有优异的延性和延伸凸缘性，而且还具有优异的焊接性的高强度钢板。用于解决问题用的方案能够达到上述目的而完成的本发明所涉及的抗拉强度为980MPa以上且0.2％屈服强度为700MPa以上的高强度冷轧钢板，其要点在于：以质量％计含有C：0.07～0.15％、Si：1.1～1.6％、Mn：2.0～2.8％、P：超过0％且0.015％以下、S：超过0％且0.005％以下、Al：0.015～0.06％、Ti：0.010～0.03％、和B：0.0010～0.004％，余部为铁和不可避免的杂质，在钢板的板厚的1/4位置中，下述金属组织的面积率满足回火马氏体：30面积％以上、贝氏体：15面积％以上且70面积％以下、回火马氏体和贝氏体的合计：90面积％以上、铁素体：0面积％以上且5面积％以下、以及残余奥氏体：0面积％以上且4面积％以下。在本发明的优选实施方式中，所述的高强度冷轧钢板，以质量％计还可以含有从由Cu：超过0％且0.3％以下、Ni：超过0％且0.3％以下、Cr：超过0％且0.3％以下、Mo：超过0％且0.3％以下、V：超过0％且0.3％以下、和Nb：超过0％且0.03％以下构成的组中选择的1种以上。在本发明的优选实施方式中，所述的高强度冷轧钢板，以质量％计还可以含有Ca：超过0％且0.005％以下。在本发明的优选实施方式中，所述的高强度冷轧钢板，在从该钢板的最表层部起板厚方向20μm的表层部位中，下述金属组织的面积率满足铁素体：80面积％以上、以及马氏体和贝氏体的合计面积率：0面积％以上且20面积％以下。本发明还包括：在所述的高强度冷轧钢板的表面具有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具有合金化镀锌层的高强度合金化热浸镀锌钢板。发明效果根据本发明，由于钢中的成分及组织得到了适当的控制，因此能够提供延性、延伸凸缘性以及焊接性优异并且具有抗拉强度为980MPa以上且0.2％屈服强度为700MPa以上的高强度的冷轧钢板、镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板。附图说明图1是表示实施例中热轧后的热处理条件的概略图。图2是说明实施例中在硝酸乙醇腐蚀后用SEM观察到近似黑色的灰色部分时的马氏体的概略示意图。图3是说明实施例中在硝酸乙醇腐蚀后用SEM观察到近似黑色的灰色部分时的贝氏体的概略示意图。图4是表示实施例中基于EBSD测定而得到的IQ的直方图。具体实施方式本发明人为了提供虽然抗拉强度为980MPa以上且0.2％屈服强度为700MPa以上，但是延性和延伸凸缘性(以下有时称为可加工性)优异并且焊接性也得到改善的高强度钢板，尤其关注于钢中成分和金属组织，反复进行了深入研究。其结果发现：对于钢中成分，为了确保焊接性，将C量适当控制为较低水平是有效的。于是明确了如下内容：即使为这样的低C量，为了确保优异的可加工性，在从钢板的板厚t的最表层部起1/4的部位(以下有时称为t/4部)中，将下述金属组织的面积率控制为回火马氏体：30面积％以上、贝氏体：15面积％以上且70面积％以下、回火马氏体和贝氏体的合计：90面积％以上、铁素体：0面积％以上且5面积％以下、以及残余奥氏体：0面积％以上且4面积％以下即可。并且，本发明人发现：为了优选地确保良好的弯曲可加工性，在从钢板的最表层部起板厚方向20μm的表层部位中，将下述金属组织的面积率控制为铁素体：80面积％以上、以及马氏体和贝氏体的合计面积率：0面积％以上且20面积％以下即可，从而完成了本发明。应予说明，对于马氏体而言，本发明中在钢板的t/4部规定回火马氏体的比率，在表层部规定包含回火马氏体的马氏体的比率。其理由在于：表层部残留淬火状态的马氏体，因此需要以包含其的方式进行规定，但是在t/4部中的淬火状态的马氏体全部回火而成为回火马氏体，因此不需要考虑淬火状态的马氏体。本说明书中，高强度是指抗拉强度为980MPa以上并且0.2％屈服强度为700MPa以上。应予说明，抗拉强度的上限只要满足本发明的要件则没有特别限定，例如抗拉强度为1370MPa左右并且0.2％屈服强度为980MPa左右的强度也包含在本说明书中的高强度中。首先，对于最赋予本发明特征的金属组织进行详细说明。对于各金属组织的面积率而言，铁素体、贝氏体、和马氏体采用点算法进行了测定，残余奥氏体采用X射线衍射法进行了测定。应予说明，对于铁素体的有无，除了上述点算法之外，还利用基于EBSD(ElectronBackScatterDiffraction、电子背散射衍射像)图案的清晰度的IQ(ImageQuality、花样质量)来进行了确认。这些测定方法的详细内容在后述实施例的栏中进行说明。(1)钢板的板厚的1/4位置中的金属组织将本发明的钢板的板厚设为t时，在从最表层部起1/4的部位中的金属组织对于同时实现所期望的强度(抗拉强度和0.2％屈服强度)和可加工性(延性和延伸凸缘性)是很重要的。[回火马氏体：30面积％以上]回火马氏体是确保强度的重要组织。如果回火马氏体小于30面积％则抗拉强度或0.2％屈服强度降低。为了发挥上述效果，回火马氏体的面积率的下限为30面积％以上。优选为33面积％以上，更优选为35面积％以上。但是，如果回火马氏体的面积率变得过大，则贝氏体的面积率相对减少，有时延性和延伸凸缘性降低。因此，回火马氏体的面积率的上限优选为85面积％以下，更优选为75面积％以下。[贝氏体：15面积％以上且70面积％以下]贝氏体是与回火马氏体相比延性更加优异的组织，有助于延性的提高，进而有助于延伸凸缘性的提高。如果贝氏体小于15面积％则延性降低。因此，贝氏体的面积率的下限为15面积％以上。优选为20面积％以上，更优选为25面积％以上。但是，如果贝氏体的面积率变得过大，则回火马氏体的面积率相对减少，抗拉强度或0.2％屈服强度降低。因此，贝氏体的面积率的上限为70面积％以下。优选为67面积％以下，更优选为65面积％以下。[回火马氏体和贝氏体的合计：90面积％以上]如果回火马氏体和贝氏体的合计小于90面积％，则抗拉强度、0.2％屈服强度和延伸凸缘性降低。因此，回火马氏体和贝氏体的合计面积率的下限为90面积％以上。优选为95面积％以上，更优选为99面积％以上，最优选为100面积％。[铁素体：0面积％以上且5面积％以下]铁素体是使延伸凸缘性降低的组织。详细而言，如果铁素体的面积率变大，则微观组织间的硬度差变动部变大，在冲裁加工时容易产生微小裂纹，延伸凸缘性降低。因此，铁素体的面积率的上限为5面积％以下。优选为3面积％以下，更优选为1面积％以下。最优选为0面积％。[残余奥氏体：0面积％以上且4面积％以下]残余奥氏体是使延伸凸缘性降低的组织。详细而言，残余奥氏体在扩孔试验中进行冲裁加工之际，相变为硬质的马氏体，其结果导致组织间的硬度差增加，容易产生微小裂纹，延伸凸缘性降低。进而，如果残余奥氏体的面积率变大，则抗拉强度和0.2％屈服强度也降低。因此，残余奥氏体的面积率的上限为4面积％以下。优选为2面积％以下，更优选为1面积％以下。最优选为0面积％。钢板的t/4部中的金属组织如上所述，本发明的钢板可以仅由上述金属组织构成。但是，也可以在例如3面积％以下的范围内含有在制造方法上不可避免地包含的余部组织。作为这种余部组织，例如可列举珠光体等。(2)在从钢板的最表层部起板厚方向20μm的表层部位中的金属组织进而，在从钢板的最表层部起板厚方向20μm的表层部位(以下有时简称为表层部。)中的钢板内部的金属组织对于提高上述特性、进而提高弯曲可加工性是很重要的。[铁素体：优选为80面积％以上]对于弯曲变形时的表层的最大拉伸应变产生部即表层部的组织，通过增加延性高的铁素体的面积率，可以抑制表层部的局部延伸(即：缩颈)，可以提高弯曲可加工性。为了有效地发挥上述效果，铁素体的面积率的下限优选为80面积％以上，更优选为85面积％以上，进一步优选为90面积％以上。最优选为100面积％。[马氏体和贝氏体的合计面积率：优选为0面积％以上且20面积％以下]如果马氏体和贝氏体的合计面积率变大，则铁素体的面积率变小，弯曲可加工性降低。因此，合计面积率的上限优选为20面积％以下，更优选为15面积％以下，进一步优选为10面积％以下。最优选为0面积％。钢板的表层部中的金属组织如上所述，本发明的钢板可以仅由上述金属组织构成。但是，也可以在例如3面积％以下的范围内含有在制造方法上不可避免地包含的余部组织。作为这种余部组织，例如可列举珠光体等。进一步，在本发明除了如上所述地控制金属组织以外，还需要对钢板中的化学成分进行如下所述的控制。[C：0.07～0.15％]C是为了确保钢板的强度而需要的元素，如果C量不足则抗拉强度以及0.2％屈服强度降低。为此将C量的下限设为0.07％以上。C量的下限优选为0.08％以上。但是，如果C量过量作为焊接性指标的十字抗拉强度(CTS)降低，因此将C量的上限设为0.15％以下。C量的上限优选为0.13％以下。[Si：1.1～1.6％]Si作为固溶强化元素而被公知，能有效地发挥抑制延性的降低并提高抗拉强度的作用。而且也是可以提高弯曲可加工性的元素。为了有效地发挥上述效果，将Si量的下限设为1.1％以上。Si量的下限优选为1.2％以上。但是，如果过量地添加上述效果会饱和反而浪费，因此将Si量的上限设为1.6％以下。Si量的上限优选为1.55％以下。[Mn：2.0～2.8％]Mn是提高淬火性有助于钢板的高强度化的元素。为了有效地发挥上述效果，将Mn量的下限设为2.0％以上。Mn量的下限优选为2.1％以上。但是，如果Mn量过量有可能使可加工性变差。另外，通过降低Mn量有可能提高延伸凸缘性。因此，将Mn量的上限设为2.8％以下。Mn量的上限优选为2.6％以下。[P：超过0％且0.015％以下]P是不可避免地含有的元素，因为会在晶粒间界偏析助长晶粒间脆化使扩孔性(holeexpandability)变差，所以建议尽量减少P量。因此，将P量的上限设为0.015％以下。P量的上限优选为0.013％以下。另外，P是在钢中不可避免地含有的杂质，将其含量设为0％在工业生产中是不现实的。[S：超过0％且0.005％以下]S与P同样是不可避免地含有的元素，因为会生成夹杂物，使可加工性劣化，所以建议尽量减少S量。因此，将S量的上限设为0.005％以下。S量的上限优选为0.003％以下，更优选为0.002％以下。另外，S是在钢中不可避免地含有的杂质，将其含量设为0％在工业生产中是不现实的。[Al：0.015～0.06％]Al是作为脱氧剂起作用的元素。为了有效地发挥该作用，将Al量的下限设为0.015％以上。Al量的下限优选为0.025％以上。但是，如果Al量过剩则在钢板中会大量地生成氧化铝等夹杂物，使可加工性劣化，因此，将Al量的上限设为0.06％以下。Al量的上限优选为0.050％以下。[Ti：0.010～0.03％]Ti是用于形成碳化物或氮化物提高强度的元素。也是有效地利用B的淬火性的元素。具体而言，通过Ti氮化物的形成来降低钢中的N，抑制B氮化物的形成，B变成固溶状态，能够有效地发挥淬火性。如此，Ti通过提高淬火性对钢板的高强度化作出贡献。为了有效地发挥这些作用，将Ti量的下限设为0.010％以上。Ti量的下限优选为0.015％以上。但是，如果Ti量过剩则Ti碳化物或Ti氮化物过剩，使得延性、延伸凸缘性以及弯曲可加工性劣化，因此，将Ti量的上限设为0.03％以下。Ti量的上限优选为0.025％以下。[B：0.0010～0.004％]B是提高淬火性有助于钢板的高强度化的元素。为了有效地发挥上述效果，将B量的下限设为0.0010％以上。B量的下限优选为0.0020％以上。但是，如果B量过剩则其效果饱和而只增加成本，因此将B量的上限设为0.004％以下。B量的上限优选为0.0035％以下。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。本发明中，进一步可以含有以下的选择成分。[从由Cu：超过0％且0.3％以下、Ni：超过0％且0.3％以下、Cr：超过0％且0.3％以下、Mo：超过0％且0.3％以下、V：超过0％且0.3％以下、和Nb：超过0％且0.03％以下构成的组中选择的1种以上]Cu、Ni、Cr、Mo、V以及Nb都是对于钢板的强度提升有效的元素。这些元素可以单独地含有也可以将它们适当地组合含有。[Cu：超过0％且0.3％以下]Cu是对于进一步提高钢板的耐腐蚀性有效的元素，可根据需要进行添加。为了有效地发挥其效果，优选将Cu量的下限设为0.03％以上，更优选为0.05％以上。但是，如果Cu量过剩则其效果饱和而只增加成本。因此，优选将Cu量的上限设为0.3％以下，更优选为0.2％以下。[Ni：超过0％且0.3％以下]Ni是对于进一步提高钢板的耐腐蚀性有效的元素，可根据需要进行添加。为了有效地发挥其效果，优选将Ni量的下限设为0.03％以上，更优选为0.05％以上。但是，如果Ni量过剩则其效果饱和而只增加成本。因此，优选将Ni量的上限设为0.3％以下，更优选为0.2％以下。[Cr：超过0％且0.3％以下]Cr是进一步抑制从高温领域冷却的过程中生成的铁素体的元素，可根据需要进行添加。为了有效地发挥其效果，优选将Cr量的下限设为0.03％以上，更优选为0.05％以上。但是，如果Cr量过剩则其效果饱和而只增加成本。因此，优选将Cr量的上限设为0.3％以下，更优选为0.2％以下。[Mo：超过0％且0.3％以下]Mo是进一步抑制从高温领域冷却的过程中生成的铁素体的元素，可根据需要进行添加。为了有效地发挥其效果，优选将Mo量的下限设为0.03％以上，更优选为0.05％以上。但是，如果Mo量过剩则其效果饱和而只增加成本。因此，优选将Mo量的上限设为0.3％以下，更优选为0.2％以下。[V：超过0％且0.3％以下]V是进一步使组织微细化提高强度和韧性的元素，可根据需要进行添加。为了有效地发挥其效果，优选将V量的下限设为0.03％以上，更优选为0.05％以上。但是，如果V量过剩则其效果饱和而只增加成本。因此，优选将V量的上限设为0.3％以下，更优选为0.2％以下。[Nb：超过0％且0.03％以下]Nb是进一步使组织微细化提高强度和韧性的元素，可根据需要进行添加。为了有效地发挥其效果，优选将Nb量的下限设为0.003％以上，更优选为0.005％以上。但是，如果Nb量过剩则可加工性劣化。因此，优选将Nb量的上限设为0.03％以下，更优选为0.02％以下。[Ca：超过0％且0.005％以下]Ca是使钢中的硫化物球状化，对提高延伸凸缘性有效的元素。为了有效地发挥其效果，优选将Ca量的下限设为0.005％以上，更优选为0.001％以上。但是，如果Ca量过剩则其效果饱和而只增加成本。因此，优选将Ca量的上限设为0.005％以下，更优选为0.003％以下。本发明的钢板，在抗拉强度980MPa以上且0.2％屈服强度700MPa以上的区域，延性、延伸凸缘性以及焊接性的所有方面都优异。下面对制造本发明的钢板的方法进行说明。满足上述要件的本发明钢板，在热轧、冷轧和退火(均热和冷却)的工序中，尤其是适当控制冷轧后的退火工序来进行制造，从而具备其特征。以下以热轧、冷轧、然后退火的顺序对于赋予本发明特征的工序进行说明。热轧的优选条件例如如下所述。如果热轧前的加热温度较低，则TiC等碳化物在奥氏体中的固溶可能会降低，因此热轧前的加热温度的下限优选为1200℃以上，更优选为1250℃以上。如果热轧前的加热温度较高则成本增加，因此热轧前的加热温度的上限优选为1350℃以下，更优选为1300℃以下。如果热轧的精轧温度较低，则无法在奥氏体单相区域中进行轧制，可能无法使微观组织均质化，因此精轧温度优选为850℃以上，更优选为870℃以上。如果精轧温度较高则组织可能会粗大化，因此优选为980℃以下，更优选为950℃以下。从生产效率方面考虑，从热轧的精轧到卷取的平均冷却速度优选为10℃/s以上，更优选为20℃/s以上。另一方面，如果平均冷却速度较快则设备成本增加，因此优选为100℃/s以下，更优选为50℃/s以下。以下对于热轧后的工序的优选条件进行说明。[热轧后的卷取温度CT：优选为660℃以上]如果热轧后的卷取温度CT小于660℃，则热轧板的表层脱碳，或者表层的固溶Mn及固溶Cr减少，由此在退火板的表层也形成元素浓度分布，表层的铁素体增加，弯曲可加工性改善。因此，CT的下限优选为660℃以上，更优选为670℃以上。另一方面，如果CT变得过高则用于除去氧化皮的酸洗性变差。因此，CT的上限优选为800℃以下，更优选为750℃以下。[冷轧率：优选为20％以上且60％以下]对于热轧钢板，实施用于除去氧化皮的酸洗，供于冷轧。如果冷轧的冷轧率小于20％，则为了得到所定厚度的钢板而在热轧工序中必需使板厚为较薄程度，如果在热轧工序中使板厚较薄则钢板长度变长，因此酸洗费时间，生产效率降低。因此，冷轧率的下限优选为20％以上，更优选为25％以上。另一方面，如果冷轧率超过60％，则需要冷轧机具有较高能力。因此，冷轧率的上限优选为60％以下，更优选为55％以下，进一步优选为50％以下。[退火时的平均加热速度：优选为1℃/s以上且20℃/s以下]如果上述冷轧后的退火时的平均加热速度小于1℃/s，则生产效率变差。因此，上述平均加热速度的下限优选为1℃/s以上，更优选为3℃/s以上，进一步优选为5℃/s以上。另一方面，如果上述平均加热速度超过20℃/s，则难以控制钢板温度，设备成本也增加。因此，上述平均加热速度的上限优选为20℃/s以下，更优选为18℃/s以下，进一步优选为15℃/s以下。[退火时的均热温度T1：Ac3点+25℃～Ac3点+70℃]如果上述冷轧后的退火时的均热温度T1小于Ac3点+25℃，则贝氏体或铁素体增加，难以确保0.2％屈服强度。因此，T1的下限为Ac3点+25℃以上，优选为Ac3点+35℃以上。另一方面，如果上述T1超过Ac3点+70℃，则贝氏体减少，延伸率及延伸凸缘性劣化。因此，T1的上限为Ac3点+70℃以下，优选为Ac3点+60℃以下。此处，上述Ac3点温度基于下式计算。式中(％)为各元素的含量(质量％)。该式记载于“莱斯利铁钢材料学”(丸善株式会社发行，WilliamC.Leslie著，p.273)。[均热时间：优选为1s以上且100s以下]如果上述均热温度T1下的均热时间小于1s，则无法充分发挥上述均热的效果。因此，上述均热时间的下限优选为1s以上，更优选为10s以上。另一方面，如果上述均热时间超过100s，则生产效率变差。因此，上述均热时间的上限优选为100s以下，更优选为80s以下。接着，在上述均热后冷却至室温。在冷却至室温时，冷却条件如以下的(1)和(2)那样分为两个阶段进行控制。(1)对于从均热温度T1到冷却停止保持温度T2的1次冷却工序[冷却停止保持温度T2：460℃以上且550℃以下]首先，从均热温度T1冷却至冷却停止温度(460℃以上且550℃以下)后，在该冷却停止温度保持所定时间(后述的t2)。本说明书中，由于在冷却停止温度进行保持，因此有时将冷却停止温度和保持温度一并称为冷却停止保持温度T2。如果冷却停止保持温度T2低于460℃，则残余奥氏体增加，延伸凸缘性劣化。因此，T2的下限为460℃以上，优选为480℃以上。另一方面，如果超过550℃，则贝氏体减少，可加工性劣化。因此，T2的上限为550℃以下，优选为520℃以下。[平均冷却速度：优选为1℃/s以上且50℃/s以下]如果从上述均热温度到上述冷却停止保持温度T2的平均冷却速度小于1℃/s，则生产效率变差。因此，上述平均冷却速度的下限优选为1℃/s以上，更优选为5℃/s以上。另一方面，如果上述平均冷却速度超过50℃/s，则难以控制钢板温度，设备成本增加。因此，上述平均冷却速度的上限优选为50℃/s以下，更优选为40℃/s以下，进一步优选为30℃/s以下。[冷却停止保持时间t2：20s以上且100s以下]将冷却停止保持温度T2下的保持时间设为t2时，如果上述t2小于20s，则贝氏体减少，可加工性劣化。因此，t2的下限为20s以上，优选为25s以上。另一方面，如果上述t2超过100s，则回火马氏体减少，难以实现强度。因此，t2的上限为100s以下，优选为80s以下。(2)对于从上述冷却停止保持温度T2到室温的2次冷却工序[平均冷却速度：优选为1℃/s以上且20℃/s以下]接着，从冷却停止保持温度T2冷却至室温。如果该2次冷却工序中的平均冷却速度小于1℃/s，则生产效率劣化。因此，2次冷却工序中的平均冷却速度的下限优选为1℃/s以上，更优选为3℃/s以上。另一方面，如果上述平均冷却速度超过20℃/s，则设备成本增加。因此，上述平均冷却速度的上限优选为20℃/s以下，更优选为15℃/s以下，进一步优选为10℃/s以下。本发明还包含在高强度冷轧钢板的表面具有镀锌层的高强度热浸镀锌钢板、以及在高强度冷轧钢板的表面具有合金化镀锌层的高强度合金化热浸镀锌钢板。本发明的高强度热浸镀锌钢板可以通过在上述冷却停止保持温度T2的工序、或从上述冷却停止保持温度T2到室温的2次冷却工序中，利用通常的方法进行镀锌来制造。此外，本发明的高强度合金化热浸镀锌钢板可以通过如上述那样进行镀锌后，利用通常的方法进行合金化处理来制造。本申请基于2014年3月31日申请的日本国专利申请第2014-073441号、和2015年1月29日申请的日本国专利申请第2015-015866号要求优先权的利益。2014年3月31日申请的日本国专利申请第2014-073441号、和2015年1月29日申请的日本国专利申请第2015-015866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，但本发明不受下述实施例的限制，还可以在能符合前述和后述的主旨的范围内适当地加入变更进行实施，这些也都包含在本发明的技术范围内。将下述表1所示成分组成的钢块进行了真空熔炼。然后加热至1250℃，实施了热轧至板厚2.8mm。在精轧温度为900℃、从热轧的精轧到卷取的平均冷却速度为20℃/s、卷取温度CT为下述表2和表3所示温度的条件下进行了。接着将所得热轧钢板进行酸洗后，实施了冷轧至板厚2.0mm。然后，在图1、表2、和表3所示的条件下进行了热处理。进而实施了延伸率0.2％的平整轧制。应予说明，表1中空栏表示0％。表2表3对于如上述那样得到的各冷轧钢板，如下述那样测定了组织的分率和各种特性。[组织的分率]本实施例中，存在于钢板的t/4部的马氏体、贝氏体、铁素体以及残余奥氏体的分率、和存在于从钢板的最表层部起20μm位置(表层部)的马氏体、贝氏体以及铁素体的分率如下述那样进行了测定。根据本实施例的制造方法，在各区域中上述以外的组织存在的可能性极低，因此没测定上述以外的组织。故此，钢板的t/4部中以马氏体、贝氏体、铁素体以及残余奥氏体的合计为100面积％的方式进行了计算；钢板的表层部中以马氏体、贝氏体以及铁素体的合计为100面积％的方式进行了计算。应予说明，对于马氏体而言，如上述那样在本发明中根据钢板的存在位置来详细区分马氏体，将存在于钢板的t/4部的马氏体判断为回火马氏体。另一方面，将存在于钢板的表层部的马氏体判断为包含回火马氏体和淬火马氏体这两者的马氏体。该“组织的分率”的栏中将它们不加区分而仅记为“马氏体”。详细而言，以如下方式对残余奥氏体进行了测定，即：从上述钢板切出2mm×20mm×20mm的试验片，磨削至板厚的t/4部后，进行化学研磨，然后利用X射线衍射法测定了残余奥氏体量(ISIJInt.Vol.33.(1933)，No.7，P.776)。本实施例中，上述组织中只针对有可能包含在各区域内的残余奥氏体用X射线衍射法进行了测定，除此之外的铁素体等组织如后述那样在硝酸乙醇腐蚀后用点算法进行了测定。其理由在于：如果进行硝酸乙醇腐蚀，则残余奥氏体和渗碳体等碳化物都呈白色或灰色的组织被观察到，不能区别这两者。此外，对于铁素体、贝氏体以及马氏体以如下述那样利用点算法进行了测定。首先，从上述钢板切出2mm×20mm×20mm的试验片，对平行于轧制方向的截面进行研磨，实施硝酸乙醇腐蚀后，以SEM(ScanningElectronMicroscope)照片(倍率3000倍)观察了板厚t的1/4部和表层部的各组织。对于每一视野20μm×20μm，采用2μm间隔的格子进行观察，基于颗粒的颜色、尺寸等，区别铁素体、贝氏体以及马氏体，测定了各面积率。对总计5个视野进行测定，求出了其平均值。详细而言，在硝酸乙醇腐蚀后的SEM照片中，(i)呈现白色的组织为马氏体、残余奥氏体或渗碳体，(ii)呈现黑色的组织为贝氏体或铁素体。上述(i)中，在本实施例中，将尺寸为约5μm2以上的组织判断为马氏体。此外，上述(ii)中，在观察呈现黑色组织的内部时，将存在于黑色组织内的呈白色或灰色的部分(大致认为是渗碳体)小于3个的组织判断为铁素体，将3个以上的组织判断为贝氏体。基本上根据上述(i)和(ii)的方法可以区别各组织，但当组织为近似黑色的灰色的情况下，有时难以区别马氏体和贝氏体。该情况如图2和图3所示，对近似黑色的灰色组织的内部进行观察，关注存在于该内部的白色或灰色的部分(以下记载为白色部分。)，根据其尺寸或个数来区别它们。详细而言，如图2所示，将存在于近似黑色的灰色部内部的白色部分微细且大量存在的组织作为马氏体。具体地说，对于白色部分和邻接的白色部分测定它们的中心位置间距离时，该距离中将最短的距离(即：最接近距离)小于0.5μm的组织作为马氏体。另一方面，如图3所示，将存在于近似黑色的灰色部内部的白色部分稀疏且少量存在的组织作为贝氏体。具体地说，上述白色部分存在3个以上，在与马氏体同样地测定相邻接的白色部分的最接近距离时，将最接近距离为0.5μm以上的组织判断为贝氏体。如以上所详述，在本实施例中，用不同的方法测定残余奥氏体及其以外的组织(铁素体、贝氏体以及马氏体)，因此这些组织的合计不一定是100面积％。于是，在确定铁素体、贝氏体以及马氏体的各面积分率时，进行调整以使全部组织的合计为100面积％。具体地说，对于从100％减去用X射线衍射法测定的残余奥氏体的分率而得的数值，将用点算法测定的铁素体、贝氏体以及马氏体的各分率进行比例分配来进行矫正，最终确定铁素体、贝氏体以及马氏体的各分率。进而在本发明中，基于EBSD图案的清晰度采用IQ来确认了铁素体的有无。首先，对于采用上述指标的理由进行说明。如前所述，本发明的钢板是以回火马氏体和贝氏体为主体并且减少了铁素体比率(最优选的是铁素体为零，也就是铁素体不存在)的钢板。利用前述的点算法可以测定铁素体的分率，但有时难以必然明确地识别铁素体和其以外的贝氏体等组织。因此，本实施例中，除了点算法之外，还基于IQ来评价了铁素体存在的有无。在此，如前所述，IQ是EBSD图案的清晰度。此外，已知IQ受到结晶中应变量的影响，IQ越小，则有结晶中存在越多应变的趋势。因此，高位错密度的马氏体包含晶体结构的紊乱因而IQ值降低，铁素体为低位错密度因而IQ值有变高的趋势。因此，以往提出了将IQ值的绝对值作为指标，将例如IQ值为4000以上的组织判定为铁素体的方法等。但是，根据本发明人的研究，其结果发现到：基于IQ绝对值的方法，容易受到用于组织观察的研磨条件、检测器等的影响，IQ的绝对值容易变动。因此，本发明人准备满足本发明的要件的钢板(无铁素体)和铁素体较多的钢板，对IQ与铁素体有无的关系进行了详细研究。其结果明确了如下内容：在判定铁素体的有无之际，采用IQmin(IQ全部数据的最小值)和IQmax(IQ全部数据的最大值)进行相对化是有效的，满足规定量以上的IQ的测定分数相对于IQ的全部测定分数的比例是与铁素体的有无相关的。具体地说，明确了如下内容：基于下述式(1)计算铁素体(F)的IQ值[IQ(F)]，用IQ为下述式(1)以上的测定分数之和除以全部测定分数并乘以100而得的值为5％以下的情形，可判定为不存在铁素体。IQ(F)＝0.91×(IQmax-IQmin)+IQmin(1)式中，IQmin表示IQ全部数据的最小值，IQmax表示IQ全部数据的最大值。在此，如下进行了IQ值的测定。首先，将钢板的板厚设为t时，准备对t/4部位中的平行于轧制方向的截面进行机械研磨而得的试样。接着，将该试样置于TexSEMLaboratories公司制OIM系统，以倾斜70°的状态，将100μm×100μm的区域作为测定视野。接着，以加速电压：20kV且1步长(step)：0.25μm进行18万点的EBSD测量，测定包含体心正方晶格(BCT：BodycenteredTetragonal)的体心立方晶格(BCC：BodyCenteredCubic)结晶的IQ值。在此，体心正方晶格是通过将C原子固溶于体心立方晶格内的特定侵入型位置，从而晶格朝一个方向伸长的晶格，结构本身与体心立方晶格同等，即使采用EBSD也无法区别这些晶格。因此，本实施例中体心立方晶格的测定中包含体心正方晶格。作为参考，在图4中示出了利用上述方法得到的IQ的直方图的一例。图4中，横轴[(IQ(F)-IQmin)/(IQmax-IQmin)×100]是将上述式(1)如下述那样变形后的式(1A)的左边，纵轴是频度(测定分数之和)。将相对于全部测定分数的图4的横轴的值为91％以上的区域在图4的右栏中用箭头表示。即，由该箭头表示的区域是上述式(1)以上的区域。用该区域的测定分数之和除以全部测定分数并乘以100而得的值为5％以下，是表示不存在铁素体。(IQ(F)-IQmin)/(IQmax-IQmin)×100≥91(1A)[拉伸特性]作为抗拉强度(TS)、0.2％屈服强度(YS)和延性的指标，对于延伸率(El)，将垂直于上述冷轧钢板的轧制方向的方向作为试验片的长度方向，采取JIS5号试验片(标距50mm、平行部宽25mm)，按照JISZ2241进行了试验。以下将延伸率(El)记载为延性(El)。进而，对于延伸凸缘性(λ)，从上述冷轧钢板采取2mm×90mm×90mm的试验片，按照JISZ2256进行了试验。[焊接性]作为焊接性的评价，按照JISZ3137，从上述冷轧钢板采取试验片，将彼此相同的钢板进行点焊，测定了十字抗拉强度(CTS)。详细而言，作为电极使用前端直径的半圆顶型Cu-Cr电极，焊接时间为20周期/60Hz，加压力为400kgf，使电流值变化并使焊接直径(参照JISZ3137)为6mm，测定了该条件下的CTS。[弯曲可加工性]对于弯曲可加工性(R/t)，将垂直于轧制方向的方向作为试验片的长度方向，从上述冷轧钢板采取2mm×40mm×100mm的试验片，按照JISZ2248的V形块法进行试验，测定了不产生裂纹或龟裂的最小弯曲半径R。应予说明，弯曲方向是试验片长度方向。将用由弯曲试验判明的R除以标称板厚2mm所得的值作为R/t。(i)对于抗拉强度为980MPa以上且小于1180MPa、而且0.2％屈服强度为700MPa以上的钢板，将延性(El)为14％以上且延伸凸缘性(λ)为20％以上作为合格。对于弯曲可加工性(R/t)，将2.5以下作为良好。对于焊接性，将CTS为20000N以上作为合格。各区域中，El、λ及CTS越高越好，R/t越小越好。(ii)另一方面，对于抗拉强度为1180MPa以上且1370MPa以下、而且0.2％屈服强度为700MPa以上的钢板，将延性(El)为11％以上且延伸凸缘性(λ)为20％以上作为合格。对于弯曲可加工性(R/t)，将2.5以下作为良好。对于焊接性，将CTS为20000N以上作为合格。各区域中，El、λ及CTS越高越好，R/t越小越好。这些结果示于表4和表5。由表4和表5可以如下进行考察。表4的试验No.1～17分别是使用满足本发明组成的表1的钢种1～14并且在表2的试验No.1～17的本发明优选的热处理条件下制造的本发明例。其中，板厚内部(t/4)的回火马氏体和贝氏体的合计面积率、回火马氏体的面积率、贝氏体的面积率、铁素体的面积率、以及残余奥氏体的面积率均满足本发明的要件。因此，可得到抗拉强度为980MPa以上且0.2％屈服强度为700MPa以上，而且延性(El)、延伸凸缘性(λ)和焊接性(CTS)优异的钢板。其中，试验No.1～14、17是满足本发明的组成和t/4部的组织，并且满足表层部的优选组织的例子。另一方面，试验No.15、16是满足本发明的组成和t/4部的组织，但由于CT(℃)较低，因而表层部的马氏体和贝氏体的合计面积率大于优选范围，进而铁素体的面积率小于优选范围的例子。将上述试验No.1～14、17与上述试验No.15、16进行对比时，试验No.1～14、17与试验No.15、16相比，弯曲可加工性(R/t)更优异。尤其是试验No.1、17与试验No.15、16，使用相同组成的钢种1，由此可知对于弯曲可加工性(R/t)的提高，使表层部的马氏体和贝氏体的合计面积率减小，使铁素体的面积率增大是有效的。相对于此，确认了不满足本发明的任一要件的下述例无法获得所期望的特性。表4的试验No.18～25是使用不满足本发明组成的表1的钢种15～22并且在表2的试验No.18～25的热处理条件下制造的例子。试验No.18是使用C量较少的表1的钢种15，使T1(℃)较低来制造的例子，回火马氏体和贝氏体的合计面积率、以及回火马氏体的面积率变小。其结果导致抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)变低。进而未生成贝氏体，但铁素体的面积率变大，因此延性(El)和延伸凸缘性(λ)没有降低。试验No.19是使用C量较多的表1的钢种16，使T1(℃)较高来制造的例子，未生成贝氏体而仅生成回火马氏体，因此抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)显著变高。其结果导致延性(El)、延伸凸缘性(λ)变低。此外，由于C量变多，焊接性(CTS)也变低。进而由于抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)显著变高，因此尽管表层部满足本发明的优选组织，但弯曲可加工性(R/t)降低。试验No.20是使用Si量较少的表1的钢种17的例子，抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)变低。进而，由于Si量较少，因此尽管表层部满足本发明的优选组织，但弯曲可加工性(R/t)降低。试验No.21是使用Mn量较少的表1的钢种18的例子，抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)变低。由于P量较多但Mn量较少所带来的延伸凸缘性(λ)提高效果较大，延伸凸缘性(λ)未降低。试验No.22是使用Mn量较多的表1的钢种19的例子，未生成贝氏体而仅生成回火马氏体，因此抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)显著变高。其结果导致延性(El)和延伸凸缘性(λ)变低。进而由于抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)显著变高，因此尽管表层部满足本发明的优选组织，但弯曲可加工性(R/t)降低。试验No.23是使用Ti量较少的表1的钢种20的例子，铁素体的面积率变大，但回火马氏体和贝氏体的合计面积率变小，因此抗拉强度(TS)、0.2％屈服强度(YS)和延伸凸缘性(λ)变低。试验No.24是使用Ti量较多的表1的钢种21的例子，抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)变高。其结果导致延性(El)和延伸凸缘性(λ)变低。进而由于抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)变高，因此尽管表层部满足本发明的优选组织，但弯曲可加工性(R/t)降低。试验No.25是使用B量较少的表1的钢种22的例子，铁素体的面积率变大，但回火马氏体和贝氏体的合计面积率变小，因此抗拉强度(TS)、0.2％屈服强度(YS)和延伸凸缘性(λ)变低。表5的试验No.26～46是使用满足本发明组成的表1的钢种1～7、9～14并且在表3的试验No.26～46的热处理条件制造的例子。其中表5的试验No.26～31是使用满足本发明组成的表1的钢种1并且在表3的试验No.26～31的热处理条件下制造的例子。试验No.26是使用满足本发明组成的表1的钢种1的例子，T2(℃)较低，残余奥氏体(γ)的面积率变大，其结果导致抗拉强度(TS)、0.2％屈服强度(YS)和延伸凸缘性(λ)变低。试验No.27是使用满足本发明组成的表1的钢种1的例子，T2(℃)较高，因此贝氏体的面积率变小，其结果导致延性(El)和延伸凸缘性(λ)变低。试验No.28是使用满足本发明组成的表1的钢种1的例子，t2(秒)较短，因此贝氏体的面积率变小，其结果导致延性(El)变低。试验No.28与试验No.27相比，回火马氏体的面积率更大，因此延伸凸缘性(λ)没有变低。试验No.29是使用满足本发明组成的表1的钢种1的例子，t2(秒)较长，因此回火马氏体的面积率变小，贝氏体的面积率变大，其结果导致抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)变低。试验No.30是使用满足本发明组成的表1的钢种1的例子。试验No.30中，T1(℃)较低，未生成贝氏体，铁素体的面积率变大，但回火马氏体和贝氏体的合计面积率变小，其结果导致抗拉强度(TS)、0.2％屈服强度(YS)和延伸凸缘性(λ)降低。试验No.31是使用满足本发明组成的表1的钢种5的例子，T1(℃)较高，未生成贝氏体而仅生成回火马氏体，因此抗拉强度(TS)和0.2％屈服强度(YS)显著变高。其结果导致延性(El)和延伸凸缘性(λ)变低。试验No.32～35是使用满足本发明组成的表1的钢种1～4的例子，其是在表3的试验No.32～35的热处理条件下制造的例子。试验No.32～35中，由于T1(℃)较低而贝氏体的面积率变大，但回火马氏体的面积率变小，因此0.2％屈服强度(YS)变低，从而延伸凸缘性(λ)降低。试验No.36～43是使用满足本发明组成的表1的钢种6、7、9～14并且在表3的试验No.36～43的热处理条件下制造的例子。试验No.36～43中，由于T1(℃)较低，因而贝氏体的面积率变大，回火马氏体的面积率变小，其结果导致0.2％屈服强度(YS)变低。试验No.44～46是使用满足本发明组成的表1的钢种1，在表3的试验No.44～46的热处理条件下制造的例子。试验No.44～46中，由于T1(℃)较低，因而回火马氏体的面积率变小，其结果导致0.2％屈服强度(YS)变低。进而，试验No.44和试验No.45中，由于CT(℃)较低，因而表层部的回火马氏体和贝氏体的合计面积率变大，铁素体的面积率变小，其结果导致弯曲可加工性降低。试验No.46中，由于T1(℃)较低，因而贝氏体的面积率变大，但回火马氏体的面积率变小，因此0.2％屈服强度(YS)变低，从而延伸凸缘性(λ)降低。