本发明涉及一种适于作为汽车用钢板的用途、延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板，以及其制造方法。需要说明的是，此处所谓的熔融镀锌钢板也包含合金化熔融镀锌钢板。
背景技术：
从地球环境保护的观点考虑，为了减少CO2排放量，在维持汽车车体的强度的同时，谋求其轻质化、改善汽车的燃料效率成为汽车行业中非常重要的课题。在维持汽车车体的强度并谋求其轻质化的方面，通过成为汽车部件用原材料的钢板的高强度化而将钢板薄壁化是有效的。另一方面，以钢板作为原材料的汽车部件大多利用冲压加工、翻边加工等进行成型。因此，对于用作汽车部件用原材料的高强度钢板，要求除了具有希望的强度以外，还要求优异的成型性。近年来，作为汽车车体的骨架用原材料，拉伸强度为1300MPa以上的超高强度钢板的应用不断扩大，在超高强度钢板的成型时，需要优异的延伸凸缘性、弯曲性。在这样的背景下，持续开发了成型性优异的各种超高强度钢板。但是，另一方面，存在为了实现高强度化而增加钢中的合金元素含量，结果导致成型性、尤其是延伸凸缘性的面内偏差，从而无法提供具有充分的特性的材料这样的问题。因此，解决上述课题是极其重要的。
专利文献1中公开了涉及拉伸性及延伸凸缘性优异的高强度冷轧钢板的技术。然而，没有评价延伸凸缘性的面内偏差，也未提及具有延伸凸缘性的充分的面内稳定性。
专利文献2中公开了涉及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板的技术。然而，其强度以拉伸强度(TS)计低至1000MPa左右，并且也未考虑延伸凸缘性，尚具有改善的余地。
专利文献3中公开了涉及钢带内的强度的偏差小的高强度熔融镀锌钢带的技术。然而，没有考虑延伸凸缘性的偏差、弯曲性，尚具有改善的余地。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-237042号公报
专利文献2：日本特开2012-12703号公报
专利文献3：日本特开2011-32549号公报
技术实现要素：
本发明的目的在于，提高一种有利于解决上述现有技术具有的问题、适合作为汽车部件用原材料、并且延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板以及其制造方法。
本发明人为了达成上述课题，制造在确保高强度的同时，延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的熔融镀锌钢板而反复进行了研究，结果发现了以下内容。
在使C量为0.12～0.25％、Si量为0.01～1.00％、并将其他的合金元素调节为合适范围的基础上，使马氏体的面积率为80～100％、多边形铁素体的面积率为5％以下(包括0％)、残余奥氏体的面积率为小于3％(包括0％)，并且，马氏体的平均硬度按维氏硬度(Hv)计为400以上且500以下，并且，将马氏体的晶体粒径及晶体粒径分布控制为合适的范围，由此，TS为1300MPa以上，且能够实现优异的延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性。进而，本发明人还发现热轧、冷轧及退火中存在优选的条件。此外，对于轧制载荷，本发明人也获得了理想的结果。
本发明是基于上述的见解而完成的，因此，提供以下的发明。
[1]一种延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板，其具有下述成分组成：按质量％计，含有C：0.12～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.001～0.010％、Ti：0.005～0.100％、B：0.0005～0.0050％，且满足Ti＞4N(其中，Ti、N表示各元素的质量％)，余量由Fe及不可避免的杂质组成，并且，所述钢板包含按面积率计为80～100％的马氏体、按面积率计为5％以下(包括0％)的多边形铁素体及按面积率计小于3％(包括0％)的残余奥氏体，并且，马氏体的平均硬度按维氏硬度(Hv)计为400以上且500以下，并且，马氏体的平均晶体粒径为20μm以下，并且，马氏体的晶体粒径的标准偏差为7.0μm以下。
[2]如上述[1]所述的延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板，其按质量％计含有选自Cr：0.005～2.0％、Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、Nb：0.005～2.0％中的至少1种元素。
[3]如上述[1]或[2]所述的延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板，其按质量％计含有选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少1种元素。
[4]延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，所述制造方法具有：热轧工序，对具有上述[1]至[3]中任一项所述的成分组成的板坯实施板坯的再加热温度或加热炉插入温度为1100℃以上、终轧温度为800℃以上的热轧，终轧结束后，以使600～700℃的温度范围中的滞留时间的总和为10秒以下的方式进行冷却，并于下述温度进行卷绕：平均卷绕温度为400℃以上且低于600℃，且卷材的宽度中央位置的100mm的区域与端部100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差为70℃以下；冷轧工序，将所述热轧工序中得到的热轧板以大于20％的累积压下率进行冷轧；退火工序，将所述冷轧工序中得到的冷轧板以5℃/s以上的平均加热速度加热至700℃以下，然后以1℃/s以下的平均加热速度加热至退火温度，于退火温度780～1000℃保持30～1000秒；冷却工序，将所述退火工序后的冷轧板以3℃/s以上的平均冷却速度冷却；镀锌工序，对所述冷却工序后的冷轧板实施镀锌；镀后冷却工序，对所述镀锌工序后的镀板实施在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间为2秒以上的冷却；所述钢板包含按面积率计为80～100％的马氏体、按面积率计为5％以下(包括0％)的多边形铁素体及按面积率计小于3％(包括0％)的残余奥氏体，并且，马氏体的平均硬度按维氏硬度(Hv)计为400以上且500以下，并且，马氏体的平均晶体粒径为20μm以下，并且，马氏体的晶体粒径的标准偏差为7.0μm以下。
[5]如上述[4]所述的延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性、及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀锌工序后且所述镀后冷却工序前，具有实施在460℃～580℃的温度范围保持1秒以上且40秒以下的合金化处理的镀层合金化工序。
[6]如上述[4]或[5]所述的延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性、及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀后冷却工序之后，还具有于350℃以下的温度实施回火处理的回火工序。
需要说明的是，本发明中，所谓高强度钢板，是具有TS 1300MPa以上的拉伸强度的钢板，所谓延伸凸缘性是指λ为15％以上、且TS×λ为25000MPa·％以上，所谓延伸凸缘性的面内稳定性是指λ的标准偏差小于4％，所谓弯曲性是指将厚度为1.4mm的钢板以半径3.0mm进行90°V弯曲试验时、在脊线产生的裂纹的最大长度小于0.5mm。
根据本发明，可以得到适合作为汽车部件用原材料的、TS：1300MPa以上、且延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性、及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板。
具体实施方式
以下对本发明进行详细说明。需要说明的是，表示成分元素的含量的“％”，只要不特别声明即为“质量％”。
1)成分组成
C：0.12～0.25％
C是为了使马氏体生成、使TS上升所必需的元素。C量小于0.12％时，马氏体的强度低、无法使TS为1300MPa以上。另一方面，若C量大于0.25％，则延伸凸缘性的劣化变得显著。因此，C量为0.12～0.25％。从TS和延伸凸缘性的观点考虑，对于C量的下限而言优选为0.13％以上。另一方面，从同样的观点考虑，对于C量的上限而言优选为0.23％以下。
Si：0.01～1.00％
Si是对于将钢固溶强化、使TS上升而言有效的元素。为了得到这样的效果，必须使Si量为0.01％以上。另一方面，若Si的含量增加，则会引起由铁素体的过量生成导致的延伸凸缘性及弯曲性的降低、镀敷性及焊接性的劣化，从而使轧制载荷增大，使最终制品的板形状，因此，优选适量添加。本发明中，主要从镀敷性的观点考虑，可允许1.00％以下。优选为0.01～0.60％、更优选为0.01～0.20％。
Mn：1.5～4.0％
Mn是将钢固溶强化并使TS上升、或抑制铁素体相变、贝氏体相变而使马氏体生成、并使TS上升的元素。为了充分地得到这样的效果，必须使Mn量为1.5％以上。进而，从TS和延伸凸缘性的观点考虑，对于Mn量的下限而言优选为1.8％以上，更优选为2.0％以上。另一方面，若Mn量大于4.0％，则夹杂物的增加变得显著，成为延伸凸缘性、钢的清洁度降低的原因。因此，Mn量为1.5～4.0％。从TS和延伸凸缘性的观点考虑，对于Mn量的上限而言优选为3.8％以下，更优选为3.5％以下。
P：0.100％以下
对于P而言，其通过晶界偏析而使弯曲性、焊接性劣化，因此，优选尽可能地降低P的量。本发明中，对于P量而言，作为上限可允许0.100％以下。下限没有特别规定，但小于0.001％时会导致生产效率的降低，因此，优选0.001％以上。
S：0.02％以下
S作为MnS等夹杂物而存在，从而使焊接性劣化，因此，优选尽可能地降低S的量。本发明中，对于S量而言，作为上限可允许0.02％以下。下限没有特别规定，但小于0.0005％时会导致生产效率的降低，因此，优选0.0005％以上。
Al：0.01～0.10％
Al作为脱氧剂而发挥作用，因此优选在脱氧工序中添加。为了得到这样的效果，必须使Al量为0.01％以上。另一方面，若Al量大于0.10％，则不仅连续铸造时的板坯破裂的危险性升高，在退火时还会引起铁素体的过量生成，存在使延伸凸缘性降低的情况。因此，Al量为0.01～0.10％。
N：0.001～0.010％
N被Ti所固定，为了发挥B的效果，必须为Ti＞4N的范围，但若大于0.010％，则TiN变得过量，无法得到本发明的钢板的组织。另一方面，小于0.001％时会导致生产效率的降低，因此，优选0.001％以上。
Ti：0.005～0.100％
Ti是在退火时抑制铁素体的重结晶、对于将晶体粒子微细化而言有效的元素。为了得到这样的效果，必须使Ti量为0.005％以上。对于Ti量的下限而言，优选为0.010％以上。另一方面，若Ti量大于0.100％，则其效果饱和，导致成本上升。另外，有时会形成粗大析出物、妨碍晶体粒子微细化。因此，Ti量为0.005～0.100％。从晶体粒子微细化的观点考虑，对于Ti量的上限而言优选为0.080％以下，更优选为0.060％以下。
B：0.0005～0.0050％
B是向晶界处偏析从而抑制铁素体及贝氏体生成、对于促进马氏体的生成而言有效的元素。为了充分地得到这样的效果，必须使B量为0.0005％以上。另一方面，若B量大于0.0050％，则其效果饱和，导致成本上升。因此，B量为0.0005～0.0050％。从马氏体生成的观点考虑，优选为0.0005～0.0030％，更优选为0.0005～0.0020％。
Ti＞4N(其中，Ti、N表示各元素的质量％)
Ti将N固定，其抑制BN的生成，是对于发挥B的效果而言有效的元素。为了得到这样的效果，Ti和N的含量必须满足Ti＞4N。
余量为Fe及不可避免的杂质。根据需要，可适当含有1种以上的以下元素。
选自Cr：0.005～2.0％、Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、Nb：0.005～2.0％中的至少1种
Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb是使马氏体等低温相变相生成，对于高强度化而言有效的元素。为了得到这样的效果，必须使选自Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb中的至少1种元素的含量分别为0.005％以上。另一方面，若Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb各自的含量分别大于2.0％，则其效果饱和。因此，Cr、Mo、V、Ni、Cu、Nb的含量分别为0.005～2.0％。另外，Nb使轧制载荷过度地增大，因此，对于Nb而言优选为0.005～0.050％，更优选为0.005～0.030％。
选自Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％中的至少1种
Ca、REM均是通过控制硫化物的形态而对于改善成型性有效的元素。为了得到这样的效果，必须使选自Ca、REM中的至少1种元素的含量分别为0.001％以上。另一方面，若Ca、REM各自的含量大于0.005％，则对于钢的清洁度造成不利影响，有特性降低的可能性。因此，Ca、REM的含量为0.001％～0.005％。
2)钢板的组织
马氏体的面积率：80～100％
马氏体的面积率小于80％时，难以同时实现TS1300MPa以上的高强度和延伸凸缘性。因此，马氏体的面积率为80～100％，优选为85～100％。需要说明的是，本发明中，所谓马氏体是自回火马氏体及回火马氏体这二者或其中任一者，且为包含碳化物的马氏体。另外，含有的回火马氏体越多，则延伸凸缘性提高。
多边形铁素体的面积率：5％以下(包括0％)
若多边形铁素体大于5％，则延伸凸缘性的劣化变得显著。因此，多边形铁素体的面积率为0～5％。
残余奥氏体的面积率：小于3％(包括0％)
残余奥氏体通过在延伸凸缘端面中形成硬质的、不包含碳化物的马氏体而使延伸凸缘性劣化。因此，残余奥氏体的面积率小于3％，优选为2％以下，更优选为1％以下。
马氏体的平均硬度：按维氏硬度(Hv)计为400～500
在使马氏体的面积率为80～100％的基础上，通过使马氏体的平均硬度按维氏硬度(Hv)计为400以上，TS能够达到1300MPa以上。另一方面，若马氏体的平均硬度按维氏硬度(Hv)计大于500，则延伸凸缘性及弯曲性显著地劣化。因此，马氏体的平均硬度按维氏硬度(Hv)计为400～500。
马氏体的平均晶体粒径：20μm以下
若马氏体的平均晶体粒径大于20μm，则延伸凸缘性的劣化变得显著。因此，马氏体的平均晶体粒径为20μm以下，优选为15μm以下。
马氏体的晶体粒径的标准偏差：7.0μm以下
本发明中，作为主相的马氏体的晶体粒径的偏差对于延伸凸缘性的面内稳定性造成影响，因此，是本发明中重要的因素。若马氏体的晶体粒径的标准偏差大于7.0μm，则面内的材质偏差显著地增大。因此，马氏体的晶体粒径的标准偏差为7.0μm以下，优选为6.0μm以下，更优选为5.0μm以下。需要说明的是，标准偏差σ利用下式(1)计算。
[数1]
此处，n为对象马氏体的晶粒数量，x为成为对象的各个马氏体的晶体粒径，表示对象马氏体的平均晶体粒径。
需要说明的是，存在作为马氏体、多边形铁素体、残余奥氏体以外的相而含有贝氏体铁素体、珠光体、新马氏体的情况，贝氏体铁素体、珠光体、新马氏体对于延伸凸缘性而言不利，因此，其按总和面积率计小于20％，优选小于10％。
此处，所谓马氏体、多边形铁素体的面积率，是各相在观察面积中占据的面积的比例，马氏体、多边形铁素体的面积率通过下述方法求出：从退火后的卷材的宽度中央部、1/4部、3/4部、两端部切出试样，研磨板厚断面后，用3％硝酸乙醇腐蚀，将板厚1/4位置用SEM(扫描电子显微镜)以1500倍的倍率分别拍摄3个视野，使用Media Cybernetics公司制的Image-Pro由得到的图像数据求出各相的面积率，将视野的平均面积率作为各相的面积率。上述图像数据中，可根据多边形铁素体为黑色，马氏体为包含碳化物的白色进行区别。另外，对于马氏体的平均晶体粒径而言，对于求出了面积率求出的上述图像数据，将视野的马氏体的面积的总和除以马氏体的个数求出平均面积，将其平方根作为平均粒径。对于马氏体的晶体粒径的标准偏差而言，针对上述的图像数据的各个马氏体的晶粒求出面积，将其平方根作为各晶粒的粒径，对于得到的全部马氏体粒径求出标准偏差，将其作为马氏体的晶体粒径的标准偏差。另外，残余奥氏体的面积率通过下述方法求出：将钢板研削至板厚的1/4位置后，利用化学研磨进一步研磨了0.1mm，对于经过研磨的面，在X射线衍射装置中使用Mo的Kα射线，测定fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面、和bcc铁(铁素体)的(200面)、(211)面、(220)面的积分反射强度，由fcc铁(奥氏体)各面的积分反射强度相对于来自bcc铁(铁素体)的各面的积分反射强度的强度比求出体积率，将其作为残余奥氏体的面积率。
3)制造条件
对于本发明的高强度熔融镀锌钢板而言，例如，可利用具有下述工序的制造方法进行制造：热轧工序，对具有上述的成分组成的板坯实施板坯的再加热温度或加热炉插入温度为1100℃以上、终轧温度为800℃以上的热轧，终轧结束后，以使600～700℃的温度范围中的滞留时间的总和为10秒以下的方式进行冷却，并于下述温度进行卷绕：平均卷绕温度为400℃以上且低于600℃，且卷材的宽度中央位置的100mm的区域与端部100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差为70℃以下；冷轧工序，将所述热轧工序中得到的热轧板以大于20％的累积压下率进行冷轧；退火工序，将所述冷轧工序中得到的冷轧板以5℃/s以上的平均加热速度加热至700℃以下，然后以1℃/s以下的平均加热速度加热至退火温度，于退火温度780～1000℃保持30～1000秒；冷却工序或镀层合金化工序，所述冷却工序将所述退火工序后的冷轧板以3℃/s以上的平均冷却速度冷却的，所述镀层合金化工序实施在460℃～580℃的温度范围保持1秒以上且40秒以下的合金化处理；继而，镀后冷却工序或回火工序，所述镀后冷却工序实施在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间为2秒以上的冷却，所述回火工序于350℃以下的温度实施回火处理。以下，进行详细说明。
板坯的再加热温度、或加热炉插入温度为1100℃以上
板坯的再加热温度、或加热炉插入温度小于1100℃时，碳化物不能熔融而残留，无法得到本发明的钢板的组织。因此，板坯再加热温度、或加热炉插入温度为1100℃以上。为了防止氧化皮损耗的增大，板坯的再加热温度、或加热炉插入温度优选1300℃以下。
终轧温度为800℃以上
若终轧温度小于800℃，则铁素体等生成，成为两相区轧制，组织变得不均匀，无法得到本发明的钢板的组织。因此，终轧温度为800℃以上。上限温度没有特别规定，从晶体粒子均匀化等的观点考虑，优选950℃以下。
600～700℃的温度范围中的滞留时间的总和为10秒以下
终轧后，若600～700℃的温度范围中的滞留时间大于10秒，则生成B碳化物等含有B的化合物，钢中的固溶B减少，由于贝氏体和铁素体混合存在于热轧板中而导致退火后的组织不均匀，同时，退火时的B的效果减弱，从而无法得到本发明的钢板的组织。因此，600～700℃的温度范围中的滞留时间的总和为10秒以下，优选为8秒以下。
于400℃以上且小于600℃的平均卷绕温度进行卷绕
平均卷绕温度为600℃以上时，生成B碳化物等含有B的化合物，钢中的固溶B减少，由于贝氏体和铁素体混合存在于热轧板中而导致退火后的组织不均匀，同时，退火时的B的效果减弱，从而无法得到本发明的钢板的组织。另一方面，平均卷绕温度小于400℃时，板形状恶化。因此，平均卷绕温度为400℃以上且小于600℃。需要说明的是，本发明中，所谓平均卷绕温度，是卷材的宽度中央部的总长度的平均卷绕温度。
卷材的宽度中央位置的100mm的区域与端部100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差为70℃以下
卷材端部一般而言容易冷却，因此与宽度中央部相比温度较低。本发明中，若卷绕时的卷材端部100mm位置处的温度的平均值与宽度中央部之差大于70℃，则端部付近的热轧板组织中包含的马氏体的增加变得显著，退火后的马氏体的粒径偏差变大，无法得到本发明的钢板的组织。因此，卷材的宽度中央位置的100mm的区域与端部100mm的区域中的卷绕温度的平均值之差为70℃以下，优选为50℃以下。温度的均匀化的方法没有特别限制，可通过例如在冷却时的卷材两端部的遮蔽(masking)等实现。需要说明的是，此处，所谓卷绕温度的平均值是指卷材总长度的卷绕温度的平均值，所谓宽度中央位置的100mm的区域是指距离宽度中央位置为±50mm的区域，所谓端部100mm的区域的平均卷绕温度是指两端部100mm中的平均卷绕温度更低的一方。
以大于20％的累积压下率进行冷轧
累积压下率为20％以下时，在退火时表层与内部的应变容易产生差异，导致马氏体的粒径的不均匀，因此无法得到本发明的钢板的组织。因此，冷轧的累积压下率大于20％，优选为30％以上。需要说明的是，上限没有特别规定，从板形状的稳定性等的观点考虑，优选为90％以下。
以5℃/s以上的平均加热速度加热至700℃以下
到达700℃以下的第一加热到达温度为止的平均加热速度(第一平均加热速度)小于5℃/s时，碳化物粗大化，在退火后不能熔融而残留，导致马氏体的硬度降低、铁素体、贝氏体的过量生成。因此，平均加热速度为5℃/s以上。上限没有特别规定，从生产稳定性的观点考虑，优选500℃/s以下。若以5℃/s以上的平均加热速度进行加热时的第一加热到达温度大于700℃，则奥氏体的生成急剧且不均匀地发生，无法得到本发明的钢板的组织。因此以5℃/s以上的平均加热速度进行加热时的第一加热到达温度为700℃以下。下限没有特别规定，但若小于550℃，则阻碍生产率，因此优选550℃以上。需要说明的是，此处，所谓平均加热速度，是指从加热开始温度直到加热结束温度为止的温度差除以加热所需时间而得到的速度。
以1℃/s以下的平均加热速度加热至退火温度
直到退火温度即780～1000℃为止的平均加热速度(第二平均加热速度)大于1℃/s时，奥氏体粒径变得不均匀，无法得到本发明的钢板的组织。因此，直到780～1000℃为止的平均加热速度为1℃/s以下。需要说明的是，此处，所谓平均加热速度是指从第一加热到达温度开始直到退火温度为止的温度差除以加热所需时间而得到的速度。
于退火温度780～1000℃保持30～1000秒
退火温度小于780℃时，奥氏体的生成变得不充分，铁素体、贝氏体过量地生成，无法得到本发明的钢板的组织。另一方面，若大于1000℃，则奥氏体粒变得粗大，无法得到本发明的钢板的组织。因此，退火温度为780～1000℃。对于退火温度的下限而言优选为790℃以上，更优选为800℃以上。另一方面，对于退火温度的上限而言优选为920℃以下。在780℃～1000℃中的保持时间小于30秒时，奥氏体的生成变得不充分，无法得到本发明的钢板的组织。另一方面，若大于1000秒，则奥氏体粒变得粗大，无法得到本发明的钢板的组织。因此，在780℃～1000℃中的保持时间为30～1000秒，优选为30～500秒。
3℃/s以上的平均冷却速度
平均冷却速度小于3℃/s时，在冷却中、保持中，铁素体、贝氏体过量地生成，无法得到本发明的钢板的组织。因此，平均冷却速度为3℃/s以上，优选为5℃/s以上。另一方面，从钢板形状的稳定性的观点考虑，平均冷却速度优选为100℃/s以下。需要说明的是，此处，所谓平均冷却速度，是指从退火温度直到冷却停止温度为止的温度差除以冷却所需时间而得到的速度。需要说明的是，所谓冷却停止温度，是指浸入镀锌浴时的钢板板温。
镀锌处理
镀锌处理优选如下进行：将经过上述而得到的钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中，然后，利用气刀吹扫(gas wiping)等调节镀层附着量。进而，在将镀层合金化时，优选在460～580℃的温度范围保持1～40秒而进行合金化。镀锌优选使用Al量为0.08～0.25％的镀锌浴。
对于实施了后述的镀后冷却工序后的钢板，可出于形状矫直、表面粗糙度的调节等目的而实施调质轧制。另外，也可实施树脂、油脂涂布等各种涂布处理。
在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间为2秒以上的冷却
在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间小于2秒时，马氏体的自回火变得不充分，延伸凸缘性劣化。因此，在(Ms点-50℃)～Ms点的温度范围中的滞留时间为2秒以上，优选为5秒以上。另一方面，从抑制由碳化物粗大化导致的λ降低的观点考虑，滞留时间优选为50秒以下。需要说明的是，此处，所谓Ms点是指马氏体相变开始的温度。另外，所谓自回火是指生成的马氏体在冷却中回火的现象。本发明中，Ms点通过冷却中的试样的膨胀测定而求出。
于350℃以下的温度实施回火处理(适宜条件)
本发明中，通过在镀锌钢板的冷却后实施再加热，可进一步提高延伸凸缘性。若回火温度大于350℃，则有时镀层品质显著劣化，因此，回火温度优选为350℃以下。回火处理可使用连续退火炉、箱型退火炉等任意的方法。将卷材直接回火处理时等存在钢板彼此的接触的情况下，从粘附抑制等的观点考虑，回火时间优选为24h以下。
其他的制造方法的条件没有特别限定，但优选在以下的条件下进行。
对于板坯而言，为了防止宏观偏析，优选用连续铸造法制造，但也可利用铸锭法、薄板坯铸造法而制造。为了将板坯热轧，可将板坯暂时冷却至室温、然后再加热进行热轧，也可不将板坯冷却至室温地装入加热炉来进行热轧。或者，也可应用实施短期的保热后立即进行热轧的节能工艺。
将板坯热轧时，可将板坯的加热温度降低，也可从防止轧制时的故障的观点考虑，加热粗轧后的粗棒材(rough bar)。另外，也可应用将粗棒材之间接合、连续地进行终轧的所谓连续轧制工艺。另外，为了实现轧制载荷的降低、形状·材质的均匀化，优选在终轧的整个轧道或部分的轧道实施摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
对于卷绕后的钢板而言，利用酸洗等除去氧化皮后，在上述的条件下，实施冷轧、退火、熔融镀锌。
实施例1
将表1所示的成分组成的钢利用熔融炉熔炼，通过连续铸造法制成钢板坯。将该钢板坯在表2所示的条件下，在加热后实施粗轧，进行终轧并冷却，卷绕，制成热轧钢板。接下来，冷轧至1.4mm，制造冷轧钢板，供于退火。以表2所示的条件在连续熔融镀锌生产线上实施退火。接下来，实施镀锌处理(部分进一步实施合金化处理)，进行冷却(部分进一步实施回火处理)，制作熔融镀锌钢板及合金化熔融镀锌钢板1～29。通过浸渍在460℃的镀锌浴中、形成附着量为35～45g/m2的镀层制作熔融镀锌钢板，通过在镀层形成后于460～580℃实施合金化处理而制作合金化熔融镀锌钢板。接下来，在对于得到的镀锌钢板实施0.2％的表皮光轧(skin pass)后，按照以下的试验方法，求出拉伸特性、延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性、弯曲性及硬度。另外，轧制载荷根据热轧的线载荷与冷轧的线载荷的乘积进行评价，小于4000000kgf2/mm2为良好。优选小于3000000kgf2/mm2。
<拉伸试验>
从退火后的卷材宽度中央部沿着相对于轧制方向成直角的方向采集JIS5号拉伸试验片(JIS Z2201)，按照JIS Z 2241的规定实施应变速率为10-3/s的拉伸试验，求出TS。
<开孔试验>
从退火后的卷材宽度中央部中采集3片150mm×150mm的试验片，按照JFST 1001(铁联规格)实施3次开孔试验，求出其平均的开孔率λ(％)，评价延伸凸缘性。λ为15％以上、且TS×λ为25000MPa·％以上时，延伸凸缘性评价为良好。
另外，延伸凸缘性的面内稳定性通过下述方法评价：从退火后的卷材的两端部、宽度1/4部、宽度3/4部及宽度中央部分别采集3片150mm×150mm的试验片，与上述同样地实施开孔试验，计算而得到的15个λ(％)的标准偏差，将该值小于4的情况评价为延伸凸缘性的面内材质稳定性良好。
<硬度试验>
以相对于轧制方向平行的方向作为断面，采集宽度为10mm、长度为15mm的试验片，在距表面200μm的位置测定马氏体的维氏硬度(Hv)。以载荷为0.98N(0.1kgf)测定5处，将除去最大值和最小值后的3处的平均值作为维氏硬度(Hv)。
<弯曲试验>
将相对于轧制方向平行的方向作为弯曲试验轴向，从卷材的两端部、宽度1/4部、宽度3/4部及宽度中央部分别采集宽度为35mm、长度为100mm的长条形试验片，实施弯曲试验。冲程速度为10mm/s、压入载荷为10ton、推压保持时间为5秒、弯曲半径R为3.0mm实施90°V弯曲试验，将弯曲顶点的脊线部用10倍的放大镜观察，将在宽度位置的至少1处确认到0.5mm以上的裂纹情况判定为差，将裂纹小于0.5mm的情况判定为优。
<镀层品质>
对于镀层品质而言，通过以目视观察钢板表面、基于以下5个阶段进行评价。3以上为合格，优选为4以上，更优选为5。
1：存在多处未镀上的现象
2：局部存在未镀上的现象
3：没有未镀上的现象，但存在多处清楚的氧化皮痕迹
4：没有未镀上的现象，存在少许氧化皮痕迹
5：没有未镀上的现象，也没有氧化皮痕迹
对于本发明的任一个例子而言，TS为1300MPa以上、λ为15％以上、且TS×λ为25000MPa·％以上、且λ的标准偏差小于4％，是具有优异的延伸凸缘性及延伸凸缘性的面内稳定性、弯曲性的高强度熔融镀锌钢板。另一方面，对于在本发明的范围之外的比较例而言，无法得到希望的强度、或无法得到希望的延伸凸缘性、或无法得到希望的延伸凸缘性的面内稳定性、或无法得到希望的弯曲性。
另外，本发明例实现了使轧制载荷小于4000000kgf2/mm2，从钢板形状的观点考虑，也成为良好的结果。另一方面，对于轧制载荷为4000000kgf2/mm2以上的比较例26而言，发生了边缘波纹(edge wave)、中央波纹(center buckle were)，钢板形状不佳。
产业上的可利用性
将本发明的高强度熔融镀锌钢板用于汽车用部件用途中，可有助于汽车的轻质化，并极大地有助于汽车车体的高性能化。