本发明涉及拉伸强度(ts)为980mpa以上的高强度、兼具高屈服比(＝屈服强度/拉伸强度)及优异的延展性的对汽车用车架构件用途有用的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，从保护地球环境的观点考虑，将全球变暖视为问题，为了限制co2排放量，整个汽车业界关注汽车油耗的改善。为了改善汽车油耗，通过所使用的部件的薄壁化来进行汽车的轻质化是最有效的。即，为了在保持汽车车身的强度的同时实现其轻质化，通过作为汽车部件用原材料的钢板的高强度化来对钢板进行薄壁化是有效的。因此，近年来作为汽车部件用原材料的高强度钢板的使用量不断增加。另一方面，汽车部件等的轻质化与安全性通常是折衷选择的关系，汽车部件，例如车架构件需要更好的耐冲击性，同时也要求高屈服强度。
根据以上情况，需要开发兼具高强度和高屈服比的钢板，目前为止，对于着眼于高强度及高屈服比钢板的高强度冷轧钢板及熔融镀敷钢板，提出了各种技术。
例如，在专利文献1中，使钢板组成满足以质量％计c：0.05％以上且小于0.12％、si：0.1％以下(不包含0％)、mn：2.0％以上且3.5％以下、选自ti、nb及v中的至少一种元素总计为0.01％以上且0.2％以下、b：0.0003％以上且0.005％以下、p：0.05％以下、s：0.05％以下、al：0.1％以下、n：0.015％以下，金属组织含有贝氏体及马氏体，还可以含有铁素体，以相对于全部组织的面积率计，满足马氏体为15～50％、铁素体为5％以下(包含0％)、除了贝氏体、马氏体及铁素体以外的剩余组织为3％以下(包含0％)，而且贝氏体的平均结晶粒径为7μm以下，由此得到了拉伸强度为980mpa以上且加工性优异的高屈服比高强度钢板，
在专利文献2中，使钢板具有以下组成：以质量％计含有c：0.03％以上且0.20％以下、si：1.0％以下、mn：超过1.5％且3.0％以下、p：0.10％以下、s：0.05％以下、al：0.10％以下、n：0.010％以下，且含有总含量为0.010％以上且1.000％以下的选自ti、nb及v中任1种或2种以上，余量由fe及不可避免的杂质构成，作为微观组织，所述钢板具有包含铁素体相和第2相的组织，所述铁素体相的面积率为50％以上且其平均结晶粒径为18μm以下，所述第2相包含面积率为1％以上且小于7％的马氏体，对由该第2相所形成的带状组织的厚度进行控制，由此得到了高屈服比型高强度钢板。
在专利文献3中，使钢板组成为以质量％计含有c：0.04％以上且0.13％以下、si：0.9％以上且2.3％以下、mn：0.8％以上且2.4％以下、p：0.1％以下、s：0.01％以下、al：0.01％以上且0.1％以下、n：0.008％以下，余量由fe及不可避免的杂质构成，所述钢板的组织为：以面积率计，铁素体相为94％以上，马氏体相为2％以下，铁素体相的平均结晶粒径为10μm以下，铁素体相的维氏硬度为140以上，且存在于铁素体相的结晶晶界上的碳化物的平均结晶粒径为0.5μm以下，存在于铁素体相的结晶晶界上的碳化物的长径比为2.0以下，由此得到了延展性和扩孔性优异的高屈服比高强度熔融镀锌钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-147736号公报
专利文献2：日本特开2013-237877号公报
专利文献3：日本特开2012-36497号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题
然而，在专利文献1提出的技术中，由于没有考虑到奥氏体的软化，因此认为没有生成自回火马氏体(autotemperedmartensite)，可以认为因此在很多情况下延展性不足，例如难以稳定地获得良好的弯曲性。
在专利文献2提出的技术中，带状厚度的控制要素不明确，难以得到希望的钢板。
在专利文献3提出的技术中，由于需要含有大量的si，因此难以稳定地制造具有良好表面性状的镀敷钢板。
本发明鉴于上述情况，其目的在于提供一种具有可加工的延展性(el≥8.0％)且拉伸强度为980mpa以上、而且屈服比为0.65以上的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
解决课题的方法
对拉伸强度980mpa以上且具有高屈服比的钢板的必要条件进行了深入研究，结果发现，尽量减少软质的铁素体相，有效利用强度与延展性的平衡性良好的自回火马氏体是有效的。可知，为了利用连续退火熔融镀敷线生成自回火马氏体，通过尽量减少对作为相变前组织的奥氏体的元素分配，并且停留在比奥氏体的马氏体相变开始点(ms点)更高的温度下，从而使奥氏体发生软化，在更高温度下使马氏体相变开始，并在冷却中使马氏体回火是有效的。
本发明是基于以上见解而完成的，以下是其主旨。
[1]一种高强度熔融镀锌钢板，其成分组成以质量％计含有c：0.11％以上且0.20％以下、si：小于0.50％、mn：2.2％以上且3.5％以下、p：0.03％以下、s：0.005％以下、al：0.08％以下、n：0.006％以下、b：0.0002％以上且0.0030％以下，余量由fe及不可避免的杂质构成，
所述高强度熔融镀锌钢板的组织为：以面积率计，铁素体相小于20％(包含0％)，贝氏体相为50％以下(包含0％)，马氏体相为50％以上(包含100％)，该马氏体相中包含的自回火马氏体为70％以上(包含100％)，残留奥氏体为2％以下(包含0％)，
所述高强度熔融镀锌钢板的拉伸强度为980mpa以上，屈服比为0.65以上。
[2]上述[1]所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，分散于所述自回火马氏体晶粒内的碳化物的平均粒径为200nm以下。
[3]上述[1]或[2]所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计还含有ti：0.001％以上且0.1％以下、nb：0.001％以上且0.1％以下中的1种以上。
[4]上述[1]～[3]中任一项所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计还含有cr：0.001％以上且0.6％以下、ni：0.001％以上且0.08％以下、v：0.001％以上且0.3％以下、mo：0.001％以上且0.3％以下、w：0.001％以上且0.2％以下、hf：0.001％以上且0.3％以下中的1种或2种以上。
[5]上述[1]～[4]中任一项所述的高强度熔融镀锌钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计还含有总计为0.0002％以上且0.01％以下的rem、mg、ca中的1种或2种以上。
[6]一种高强度熔融镀锌钢板的制造方法，该方法包括：
在1100℃以上且1350℃以下的温度下对具有上述[1]、[3]、[4]、[5]中任一项所述的成分组成的钢原材料进行加热，接着，实施精轧温度为800℃以上的热轧，在680℃以下的温度下进行卷取、冷轧，实施退火处理，再实施镀敷处理，在所述退火处理中，从ac1点以上至最高到达温度以平均加热速度4.0℃/秒以下进行加热，从ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为20秒钟以上，以800℃至550℃的平均冷却速度为8℃/秒以上，冷却停止温度为(ms点+55℃)以上且低于550℃进行冷却，在(ms点+55℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间为10秒钟以上且120秒钟以下。需要说明的是，上述ms点是通过以下的式(1)求出的值。
[数学式1]
[％c]及[％mn]分别表示c及mn的质量％，vf表示铁素体面积率(％)。
[7]上述[6]所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，所述镀敷处理为熔融镀锌处理、合金化熔融镀锌处理中的任意处理。
[8]上述[6]或[7]所述的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀敷处理中形成的镀敷层的组成以质量％计含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％、总计为0％～3.5％的pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi、rem中的1种或2种以上，余量由zn及不可避免的杂质构成。
需要说明的是，在本发明中，高强度熔融镀锌钢板是指拉伸强度(ts)为980mpa以上的熔融镀锌钢板，以实施了熔融镀锌处理的钢板(gi)、熔融镀锌处理后进一步实施了合金化处理的钢板(ga)中的任一者作为对象。
发明的效果
根据本发明，可以得到具有可加工的延展性(el≥8.0％)且拉伸强度为980mpa以上、而且屈服比为0.65以上的高强度熔融镀锌钢板。本发明的高强度熔融镀锌钢板具有延展性(el≥8.0)且拉伸强度为980mpa以上、而且屈服比为0.65以上，因此能够适用于汽车的结构构件等用途，使汽车部件轻质化及使其可靠性提高等效果显著。
需要说明的是，在本发明中，屈服比的优选范围为0.67以上。另外，在本发明中，从兼顾拉伸强度和良好的延展性的观点考虑，优选拉伸强度为1300mpa以下。
附图说明
图1是示出组织的代表例的图。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，以下的％是指质量％的意思。
首先，对本发明钢板的成分组成的限定理由进行说明。
c：0.11％以上且0.20％以下
c(碳)具有使马氏体的硬度升高并抑制铁素体相变的淬火性。在本发明中，由于在淬火状态下以硬度低于马氏体的自回火马氏体为主体而获得强度，因此如果不是0.11％以上的c含量就不能得到拉伸强度为980mpa以上的钢板。另一方面，c含量超过0.20％时，马氏体相变点过度降低，难以生成目标的自回火马氏体。因此，c含量设为0.11％以上且0.20％以下，优选为0.12％以上且0.16％以下。
si：低于0.50％
si(硅)是通过固溶强化而有助于高强度化的元素。另一方面，si使铁素体→奥氏体相变点(ac3点)升高，因此在退火中容易生成铁素体。另外，si使镀层与钢板表面的润湿性降低，因此成为未镀敷等缺陷的原因。在本发明中，si含量在低于0.50％的范围是允许的，优选低于0.30％。优选在不对相变点升高、镀敷性造成不良影响的范围内含有si，优选为0.05％以上。
mn：2.2％以上且3.5％以下
mn(锰)具有如下效果：通过固溶强化而有助于高强度化，并且使ac3相变点降低，使退火中的铁素体易于除去，抑制冷却中的铁素体相变的开始。从上述观点考虑，mn含量设为2.2％以上。另一方面，mn含量超过3.5％时，ms点过度降低，难以生成自回火马氏体，因此mn上限量设为3.5％，优选的mn含量范围为2.3％以上且3.1％以下。
p：0.03％以下
p(磷)是在晶界偏析而对耐碰撞特性、焊接性等带来不良影响的元素。因此，优选尽量减少p。在本发明中，为了避免上述问题，将p含量设为0.03％以下，优选为0.02％以下。虽然优选尽量减少p含量，但在制造上有时不可避免地混入0.002％，因此其下限优选为0.002％。
s：0.005％以下
s(硫)在钢中以mns等夹杂物的形式存在。该夹杂物通过热轧及冷轧而形成楔状的形态。如果成为这样的形态，则s成为孔隙生成的起点，对耐冲击性造成不良影响。因此，在本发明中，优选尽量减少s含量，设为0.005％以下，优选为0.003％以下。虽然优选尽量减少s含量，但在制造上有时不可避免地混入0.0002％，因此其下限优选为0.0002％。
al：0.08％以下
炼钢阶段中，在含有al(铝)作为脱氧剂的情况下，含有0.02％以上。另一方面，al含量超过0.08％时，因氧化铝等夹杂物而使对耐冲击性的不良影响变得明显。因此，al含量设为0.08％以下，优选为0.07％以下。
n：0.006％以下
n(氮)通过与作为淬火性元素的b结合而使b失去淬火性效果。因此，优选尽量减少n含量，将其上限量设为0.006％，优选为0.005％以下。虽然优选尽量减少n含量，但在制造上有时不可避免地混入0.001％，因此其下限优选为0.001％。
b：0.0002％以上且0.0030％以下
b(硼)在相变前的奥氏体的晶界偏析而具有显著延迟生成铁素体相的核的效果，具有抑制生成铁素体相的效果。为了获得该效果，需要含有0.0002％以上的b。另一方面，在超过0.0030％时，不仅淬火性的效果饱和，而且对延展性造成不良影响。根据以上情况，b含量设为0.0002％以上且0.0030％以下，优选为0.0003％以上且0.0020％以下。
以上是本发明的基本成分组成。需要说明的是，本发明的成分组成可以根据需要因下述目的而含有下述元素。
含有ti：0.001％以上且0.1％以下、nb：0.001％以上且0.1％以下中的1种或2种
ti(钛)及nb(铌)具有以下效果：与n结合而稳定地表现出由b带来的淬火性效果。另外，ti及nb为少量时，以微细的碳化物的形式析出，因此对高强度化有效果。另一方面，大量含有ti及nb时，以粗大的碳化物的形式生成。粗大的碳化物成为铁素体的核生成位点，易于生成铁素体相。从这样的观点考虑，在含有的情况下，ti及nb的含量均设为0.001％以上且0.1％以下，优选ti及nb总计为0.005％以上且0.06％以下。
含有cr：0.001％以上且0.6％以下、ni：0.001％以上且0.08％以下、v：0.001％以上且0.3％以下、mo：0.001％以上且0.3％以下、w：0.001％以上且0.2％以下、hf：0.001％以上且0.3％以下中的1种或2种以上
cr(铬)、ni(镍)、v(钒)、mo(钼)、w(钨)及hf(铪)具有延迟铁素体相变开始的效果，如果含有这些元素，则除了b所带来的淬火性效果以外，还容易稳定地得到希望的钢板组织。另一方面，cr含量超过0.6％时，对镀敷性造成不良影响。另外，ni、v、mo、w及hf超过上述范围时，淬火性的效果饱和。根据以上情况，在含有的情况下，设为cr：0.001％以上且0.6％以下、ni：0.001％以上且0.08％以下、v：0.001％以上且0.3％以下、mo：0.001％以上且0.3％以下、w：0.001％以上且0.2％以下、hf：0.001％以上且0.3％以下。
含有总计为0.0002％以上且0.01％以下的rem、mg、ca中的1种或2种以上
rem(rem：原子序数57～71的镧系元素)、mg(镁)及ca(钙)使在马氏体及贝氏体中析出的渗碳体球状化，使渗碳体周围的应力集中降低。其结果是具有改善耐冲击性的效果。另一方面，rem、mg、ca中的1种或2种以上的含量总计超过0.01％时，不仅渗碳体的形态变化的效果饱和，而且对加工性造成不良影响。根据以上情况，在含有这些元素的情况下，将rem、mg、ca中的1种或2种以上设为总计为0.0002％以上且0.01％以下，优选将rem、mg、ca中的1种或2种以上设为总计为0.0005％以上且0.005％以下。
上述以外的成分组成为fe及不可避免的杂质。
接下来，对作为本发明钢板的重要要件的组织进行说明。
铁素体相的面积率：小于20％(包含0％)
铁素体相是软质的组织，在制造拉伸强度980mpa以上且具有高屈服比的钢板中是应该尽量减少的组织。另外，铁素体相的c及mn的溶解度低于奥氏体相，因此在生成铁素体相时，c及mn富集于奥氏体相，使ms点降低，抑制自回火马氏体相的生成。然而，铁素体相在小于20％的范围内是允许的。因此，铁素体相的面积率设为小于20％(包含0％)，优选为小于10％。
贝氏体相的面积率：50％以下(包含0％)
贝氏体相是硬质相与软质的铁素体相混合存在的组织，通过局部的应力梯度而降低屈服强度。为了制造具有0.65以上的屈服比的钢板，贝氏体相需要设为50％以下，优选为40％以下。另一方面，对于生成自回火马氏体而言，需要在ms点+55℃以上且低于550℃的范围内使奥氏体软化，有时在该温度范围内会不可避免地发生贝氏体相变。
马氏体相的面积率：50％以上(包含100％)、马氏体相中所包含的自回火马氏体的面积率：70％以上(包含100％)
为了得到拉伸强度为980mpa以上的钢板，马氏体相的面积率的下限为50％，优选为60％以上。晶粒内未确认到碳化物的淬火状态下的马氏体相的硬度显著增高，缺乏延展性。在该马氏体相周围存在铁素体或贝氏体相时，产生应力梯度，因此屈服比降低。为了防止这些情况，需要回火加热工序。但是，本发明的特征在于，不需要回火加热工序(赋予镀敷层后的再加热)。即，其特征在于，充分利用不需要回火加热工序(赋予镀敷层后的再加热)的自回火马氏体相。自回火马氏体相是晶粒内可确认到碳化物的组织。为了得到具有高屈服比和能够实用的延展性的钢板，马氏体相中所包含的自回火马氏体相的面积率(自回火马氏体相的面积率相对于全部马氏体相的面积率的比率)需要为70％以上，更优选为80％以上的范围。
残留奥氏体相の面积率：2％以下(包含0％)
在生成残留奥氏体的情况下，局部的ms点为室温以下，在该情况下，基本上不生成自回火马氏体。因此，需要尽量减少残留奥氏体相。在本发明中，实质上不含有残留奥氏体相。但是，在含有的情况下，允许为2％以下，优选为0.5％以下。
分散于自回火马氏体晶粒内的碳化物的平均粒径为200nm以下的碳化物
在本发明中，自回火马氏体晶粒内的碳化物优选为微细的，优选使微细的碳化物分散于自回火马氏体晶粒内。该情况下的分散是指渗碳体析出的状态。通过使微细的碳化物在自回火马氏体晶粒内析出，可以得到强度及延展性优异的钢。此时的碳化物为fe系碳化物(渗碳体或ε碳化物)。平均粒径为200nm以下时，容易获得本发明所要求的980mpa以上的拉伸强度，因此，分散于自回火马氏体晶粒内的碳化物的平均粒径的上限优选为200nm，更优选为100nm以下。在ms点低时，无法生成自回火马氏体，碳化物充分析出而不生长。因此，考虑到ms点低的情况，在自回火马氏体晶粒内析出的碳化物的平均粒径优选为10nm以上。
需要说明的是，上述组织可以通过在后面叙述的制造方法中对退火条件进行控制而得到。特别是通过在(ms点+55℃)以上且低于550℃的温度范围停留10秒钟以上且120秒钟以下，可以使马氏体相中所包含的自回火马氏体以面积率计为70％以上(包含100％)。另外，上述组织可以利用后面叙述的实施例中记载的方法来测定。
接下来，对本发明的高强度熔融镀锌钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度熔融镀锌钢板可以通过以下方法来制造：在1100℃以上且1350℃以下的温度下对上述成分组成的钢原材料(钢坯)进行加热，接着，实施精轧温度为800℃以上的热轧，在680℃以下的温度进行卷取、冷轧，实施退火处理，再实施镀敷处理，在所述退火处理中，从ac1点以上至最高到达温度以平均加热速度4.0℃/秒以下进行加热，从ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为20秒钟以上，以800℃至550℃的平均冷却速度为8℃/秒以上、冷却停止温度为(ms点+55℃)以上且低于550℃进行冷却，在(ms点+55℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间为10秒钟以上且120秒钟以下。具体而言，该制造方法包括：热轧工序，在1100℃以上且1350℃以下的温度下对上述成分组成的钢原材料(钢坯)进行加热，接着，实施精轧温度为800℃以上的热轧，在680℃以下的温度下进行卷取；冷轧工序，对上述热轧工序中得到的热轧钢板进行冷轧；退火工序，对上述冷轧工序中得到的冷轧钢板从ac1点以上至最高到达温度以平均加热速度4.0℃/秒以下进行加热，从ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为20秒钟以上，以800℃至550℃的平均冷却速度为8℃/秒以上、冷却停止温度为(ms点+55℃)以上且低于550℃进行冷却，在(ms点+55℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间为10秒钟以上且120秒钟以下；镀敷工序，对上述退火工序中得到的退火板进行镀敷处理。需要说明的是，上述ms点是通过下面的式(1)求出的值。
[数学式1]
[％c]及[％mn]分别表示c及mn的质量％，vf表示铁素体面积率(％)。
另外，ac1点及ac3点是根据使用热膨胀测定装置以平均加热速度3℃/秒得到的相变膨胀曲线求出的值。
在本发明中，钢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2次精炼。然后，从生产性、品质上的问题考虑，优选通过连续铸造法制成钢坯(钢原材料)，也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄钢坯连铸法等公知的铸造方法制成板坯。
钢原材料的加热温度：1100℃以上且1350℃以下
需要在热轧之前对钢原材料进行加热而形成实质上均匀的奥氏体相。加热温度低于1100℃时，无法在精轧温度800℃以上完成热轧。另一方面，加热温度高于1350℃时，产生氧化皮而使热轧钢板的表面性状变差。因此，钢原材料的加热温度设为1100℃以上且1350℃以下，优选为1150℃以上且1300℃以下。其中，对钢原材料实施热轧时，在铸造后的钢原材料为1100℃以上且1350℃以下的温度范围的情况下、或者在钢原材料的碳化物熔融的情况下，可以直接轧制钢原材料而不对其进行加热。需要说明的是，对粗轧条件没有特别限定。
精轧温度：800℃以上
精轧温度低于800℃时，在精轧中开始铁素体相变而形成铁素体晶粒伸展的组织，并且部分地形成铁素体晶粒生长而成的混晶组织，因此对冷轧时的板厚精度造成不良影响。因此，精轧温度设为800℃以上，优选为840℃以上。另外，从抑制产生氧化皮性质缺陷的观点考虑，优选精轧温度为950℃以下。
卷取温度：680℃以下
卷取温度超过680℃时，在钢板表面生成内部氧化层，对镀敷性、加工性造成不良影响。因此，卷取温度需要设为680℃以下。卷取温度的下限没有特别设定。通常，受到生产线的限制，卷取温度为350℃以上。另外，为了提高冷轧时的板厚精度，优选设为570℃以上。
冷轧
为了得到希望的板厚，需要实施冷轧。冷轧率没有特别限定，由于生产线的限制，优选为30％以上且80％以下。
从ac1点以上至最高到达温度以平均加热速度4.0℃/秒以下进行加热，从ac3点至最高到达温度的温度范围的停留时间为20秒钟以上
利用连续退火熔融镀锌线的加热工序中，重要的是，抑制奥氏体相的硬化，促进软化，并且使铁素体→奥氏体相变接近完成。为了抑制奥氏体相的硬化，需要降低从铁素体→奥氏体相变开始温度(ac1点)起的平均加热速度。在加热速度快时，急剧地进行铁素体→奥氏体相变，产生相变应变而使奥氏体硬化。因此，将从ac1点至最高到达温度的平均加热速度设为4.0℃/秒以下，优选为3.5℃/秒以下。另外，从生产性的观点考虑，上述平均加热速度优选为1℃/秒以上。
另外，为了使铁素体→奥氏体相变接近完成，对铁素体→奥氏体相变结束温度(ac3点)以上的温度范围的钢板赋予的热能总量也是重要的。即，即使在ac3点以上，也会因元素分配的影响而残留具有纳米级粒径的铁素体晶粒。为了使包括具有纳米级粒径的铁素体晶粒完全形成奥氏体单相，需要将铁素体→奥氏体相变结束温度(ac3点)至最高到达温度的温度范围的停留时间(在最高到达温度为ac3的情况下，为在最高到达温度下钢板停留的时间)设为20秒钟以上。另外，从生产性的观点考虑，上述停留时间优选为300秒钟以下。需要说明的是，停留时间是指钢板的温度处于上述温度范围的时间。需要说明的是，最高到达温度优选为ac3～ac3+50℃。
以800℃至550℃的平均冷却速度为8℃/秒以上、冷却停止温度为(ms点+55℃)以上且低于550℃进行冷却，(ms点+55℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间为10秒钟以上且120秒钟以下
在冷却至550℃的冷却速度慢的情况下，在冷却过程中开始铁素体相变，c及mn富集于奥氏体相。为了避免这样的情况，需要在800℃至550℃实施平均冷却速度为8℃/秒以上的强制冷却。另外，从设备限制的观点考虑，上述平均冷却速度优选为50℃/秒以下。需要说明的是，从最高到达温度至800℃的冷却条件没有特别限定。
需要在强制冷却后使未相变的奥氏体相软化，缓和力学上的束缚，从而使ms点升高。该奥氏体相的软化优选高温且长时间保持。另一方面，由于可形成铁素体相、贝氏体相这样的不希望的组织，因此需要在最有效的温度、时间内进行保持。下述式(1)是考虑到未相变奥氏体相的局部区域的马氏体相变开始温度(ms点)。[％c]及[％mn]分别为c含量及mn含量，vf为铁素体相的面积率。[％c]及[％mn]的系数表示因铁素体相的生成而富集于奥氏体相的c或mn的元素量所引起的ms点降低的斜率。
[数学式1]
[％c]及[％mn]分别表示c及mn的质量％，vf表示铁素体面积率(％)。
在低于由上述式(1)计算的ms+55℃的温度范围，奥氏体相不能高效地软化。另一方面，在停留于550℃以上的温度范围的情况下，由于生成铁素体相，因此ms点降低，难以生成自回火马氏体。因此，强制冷却后的冷却停止温度设为(ms点+55℃)以上且低于550℃。为了使奥氏体相软化，停留时间为10秒钟以上。另一方面，停留超过120秒钟时，过度生成贝氏体相。因此，(ms点+55℃)以上且低于550℃的温度范围的停留时间设为10秒钟以上且120秒钟以下。需要说明的是，预先在实验室对冷却停止温度与铁素体面积率的关系进行研究，根据其铁素体面积率来计算ms点。
另外，自回火马氏体在高温下发生马氏体相变，在冷却过程中生成碳化物，因此希望ms点尽量高，ms点优选为350℃以上。
由以上方法，可制造本发明的高强度熔融镀锌钢板。需要说明的是，本发明的高强度熔融镀锌钢板的材质不受镀敷处理、镀敷浴组成的影响，因此，作为镀敷处理，可以应用熔融镀锌处理、合金化熔融镀锌处理中的任意的处理。另外，作为镀敷浴的组成，优选含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％、总计为0％～3.5％的pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi、rem中的1种或2种以上，余量由zn及不可避免的杂质构成。通过以这样的镀敷浴组成进行镀敷处理，本发明的高强度熔融镀锌钢板具有以下的镀敷层，所述镀敷层以质量％含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％、总计为0％～3.5％的pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi、rem中的1种或2种以上，余量由zn及不可避免的杂质构成。
另外，即使是通过电镀锌处理制造的高强度镀锌钢板，也能够通过满足本发明的成分组成及组织而发挥具有可加工的延展性(el≥8.0％)且拉伸强度为980mpa以上(优选为980mpa以上且1300mpa以下)、而且屈服比为0.65以上(优选为0.67以上)的效果。
实施例
实施例1
在表2所示的热轧条件下，将具有表1所示成分组成的壁厚250mm的钢原材料制成热轧钢板，实施了冷轧率为30％以上且80％以下的冷轧，利用连续退火熔融镀锌线于表2所示的条件下制造了熔融镀锌钢板(“gi钢材”及“ga钢材”)。ac1点及ac3点根据使用热膨胀测定装置以平均加热速度3℃/秒得到的相变膨胀曲线而得到。连续退火熔融镀锌线中浸渍的镀敷浴(镀敷组合物组成：zn-0.13质量％al)的温度为460℃，对于gi钢材、ga钢材，镀敷量均为每一面45～65g/m2，镀敷层中含有的fe量为6～14％的范围。
从如上所述得到的熔融镀锌钢板上采集试验片，按照以下的方法观察组织，并对性能进行了评价。
(i)组织观察
各相的面积率通过以下方法进行了评价。以与轧制方向平行的截面为观察面的方式从钢板上切下，用1％硝酸乙醇腐蚀液对板厚中心部进行腐蚀并使其露出，使用扫描电子显微镜放大2000倍拍摄了10个视野。铁素体相是具有在晶粒内未观察到腐蚀痕迹、渗碳体的形态的组织，贝氏体相是晶粒内确认到腐蚀痕迹、比自回火马氏体更大的碳化物的组织。马氏体相是晶粒内未确认到碳化物、且以白色对比度观察到的组织，自回火马氏体是以白色对比度观察到、且晶粒内确认到碳化物的组织。将组织的代表例示于图1。通过对它们进行图像分析，区分贝氏体相、贝氏体相及马氏体相，根据相对于观察视野的面积率求出了各组织。
为了测定自回火马氏体晶粒内析出的碳化物的粒径，使用透射电子显微镜以135000倍以上进行拍撮，通过图像分析求出各碳化物的面积，并求出与该面积相等的等效圆直径，求出300个以上碳化物的等效圆直径的平均值作为碳化物的平均粒径。
(ii)x射线测定
将钢板在板厚方向磨削加工板厚的1/4，然后进一步实施厚度200μm以上的化学抛光，对化学抛光后的板面测定x射线衍射强度，对残留奥氏体量进行了定量。x射线的入射射线源使用mokα射线，对铁素体的晶面(200)α、(211)α、奥氏体的晶面(200)γ、(220)γ、(311)γ的峰(反射强度)进行测定，根据其反射强度求出了残留奥氏体的体积率。需要说明的是，在本发明中，得到的体积率以面积率进行处理。
(iii)拉伸试验
以相对于轧制方向的直角方向为拉伸方向的方式由熔融镀锌钢板制作jis5号拉伸试验片，进行5次基于jisz2241(2011)所规定的拉伸试验，求出了平均的屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)、总伸长率(el)。拉伸试验的滑块速度设为10mm/分。在表3中，将拉伸强度：980mpa以上、屈服比：0.65以上、伸长率：8.0％以上作为本发明钢所要求的钢板的机械性质。这里，伸长率设为8.0％以上是由于，在伸长率低于8.0％时，无法在冷压中进行实际使用。
将如上所述得到的结果示于表3。
可知，发明例均得到了拉伸强度ts为980mpa以上且伸长率为8.0％以上、具有高屈服比的钢板。另一方面，脱离本发明范围的比较例的拉伸强度ts(强度)、屈服比、伸长率(延展性)中的任意一个以上较差。