本发明涉及高强度镀覆钢板及其制造方法。本发明的高强度镀覆钢板兼具拉伸强度(ts)为780mpa以上的高强度和优良的成形性(formability)。因此，本发明的高强度镀覆钢板适合于汽车用骨架构件(structuralpartsforautomotive)的原材。
背景技术：
近年来，从保护地球环境的观点出发，以减少co2排放量为目的，在整个汽车业界中志在汽车的燃料效率改善。汽车的燃料效率改善中，使用部件的薄壁化所带来的汽车的轻量化是最有效的。因此，近年来，作为汽车部件用原材，高强度钢板的使用量不断增加。
另一方面，通常钢板伴随着高强度化，成形性降低，难以进行加工。因此，在使汽车部件等轻量化的方面，钢板除了高强度以外，还要求兼具良好的加工性。
基于以上情况，要求开发出兼具高强度和弯曲性(bendability)(也称为加工性、成形性)的钢板，迄今为止，对于着眼于加工性的高强度冷轧钢板和镀覆钢板，也提出了各种技术。
例如，在专利文献1中，在钢板的表面具备热镀锌层的热镀锌钢板中，具有以质量％计含有c：超过0.02％且为0.20％以下、si：0.01～2.0％、mn：0.1～3.0％、p：0.003～0.10％、s：0.020％以下、al：0.001～1.0％、n：0.0004～0.015％、ti：0.03～0.2％或者进一步含有nb：0.1％以下等且余量为fe和杂质的成分组成，并且具有含有以面积率计为30～95％的铁素体、余量的第二相由马氏体、贝氏体、珠光体、渗碳体和残余奥氏体中的一种或两种以上构成、并且含有马氏体时的马氏体的面积率为0～50％的钢组织(microstructure)，钢板以30～300nm的平均粒子间距含有粒径2～30nm的ti系碳氮化析出物，并且以50～500μm的平均粒子间距含有粒径3μm以上的结晶系tin，由此，可以得到拉伸强度实际为620mpa以上的弯曲加工性和耐缺口疲劳特性优良的高屈服比高强度钢板。
在专利文献2中，在以质量％计含有c：0.05～0.20％、si：0.01以上且小于0.6％、mn：1.6～3.5％、p：0.05％以下、s：0.01％以下、sol.al：1.5％以下、n：0.01％以下、余量由铁和不可避免的杂质构成的钢板中，具有多边形铁素体组织和低温相变生成组织(low-temperaturetransformedphases)，低温相变生成组织至少包含贝氏体，可以进一步含有马氏体，对于从钢板的表面起0.1mm深度的板面，改变板宽方向位置，利用显微镜对合计20个视野进行观察并对各视野中的50μm×50μm的区域进行图像分析时，确定多边形铁素体的面积率的最大值和最小值以及马氏体的面积率的最大值，由此，可以得到弯曲加工性和疲劳强度优良的拉伸强度780mpa以上的热镀锌钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-063360号公报
专利文献2：日本特开2010-209428号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
在专利文献1中提出的技术中，关于成分组成会对钢组织带来何种影响，在实施例中没有任何公开，通过考虑钢组织而带来的改善不充分，在整体上不能说改善是充分的。
另外，在专利文献2中提出的技术中，也没有充分掌握用于实现本发明中要求的高的加工硬化能力(strainhardenability)所带来的成形性提高而应当考虑的因素。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供具有780mpa以上的拉伸强度且加工性良好的高强度镀覆钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，本发明人对拉伸强度为780mpa且具有良好加工性的钢板的条件进行了深入研究。结果，为了得到高强度的钢板，着眼于使软质的铁素体相尽量少并且活用贝氏体相、马氏体相这样的低温相变相。另一方面，现有技术中，减少富有成形性的铁素体相时，无法得到良好的成形性。因此，对于提高不大量含有铁素体相的钢板的成形性的手段进行了研究。结果发现，当形成微细的粒状马氏体分散于贝氏体相中的马氏体相时，贝氏体相的均匀变形得到促进，其结果，加工硬化能力升高，由此，成形性提高。发现：为了使微细的马氏体分散于贝氏体相中，在退火工序前组织中使渗碳体微细分散之后抑制退火中的奥氏体粒径的粗大化(coarsening)是有效的。另一方面，随着退火中的奥氏体粒径的微细化，成为铁素体相变的成核位点的奥氏体晶界面积增大，因此容易形成铁素体相。明确了：为了在使马氏体相微细化之后抑制铁素体相变，通过添加适当的元素而提高钢板的淬透性之后减少成为铁素体成核位点的5.0μm以上的夹杂物密度是重要的。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种高强度镀覆钢板，其为具有钢板和形成于该钢板上的镀层的高强度镀覆钢板，其特征在于，
上述钢板的成分组成以质量％计含有c：0.06％以上且0.18％以下、si：小于0.50％、mn：1.9％以上且3.2％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、nb：0.007％以上且0.030％以下，并且以满足下述(1)式的方式含有ti，余量由fe和不可避免的杂质构成，
上述钢板的钢组织含有以面积率计为20％以下(包括0％)的铁素体相、以面积率计为35％以上且90％以下的贝氏体相、以面积率计为10％以上且65％以下的马氏体相，并且含有以个数密度计为400个/mm2以下的圆当量直径超过5.0μm的夹杂物，
构成上述马氏体相的粒状马氏体的平均粒径为4.0μm以下，马氏体之间的最大长度为5.0μm以下，
将从钢板表面起在厚度方向上为1/4t(t为钢板的厚度)的位置的硬度设为100％时，上述钢板的表面硬度为95％以下。
[％n]-14[％ti]/48≤0(1)
(1)式中的[％n]表示n含量，[％ti]表示ti含量。
[2]如[1]所述的高强度镀覆钢板，其特征在于，
上述成分组成为进一步以质量％计含有cr：0.001％以上且0.9％以下、ni：0.001％以上且0.5％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％以下中的一种或两种以上的成分组成。
[3]如[1]或[2]所述的高强度镀覆钢板，其特征在于，
上述成分组成进一步以质量％计含有合计为0.0002％以上且0.01％以下的rem、mg、ca中的一种或两种以上。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的高强度镀覆钢板，其特征在于，
上述镀层为热镀层、合金化热镀层中的任意一种。
[5]一种高强度镀覆钢板的制造方法，其特征在于，具有：
将具有[1]～[3]中任一项所述的成分组成的钢原材在1000℃以上且1200℃以下加热，在800℃以上的精轧温度下结束精轧后，以从精轧温度至720℃的平均冷却速度为10℃/s以上的条件进行冷却，在580℃以上且720℃以下进行卷取的热轧工序；
在上述热轧工序后对热轧板进行冷轧的冷轧工序；
在上述冷轧工序后，将冷轧板加热至作为最高到达温度的ac3点以上，将该加热后的冷轧板以至580℃为止的冷却速度为5℃/s以上的条件进行冷却，在该加热和该冷却中使冷轧板在ac3点以上停留的时间为60秒以下、使ac3点以上的露点为-45℃以上且-20℃以下，在该冷却中使冷轧板在440℃以上且530℃以下停留的时间为20秒以上的预处理加热工序；
将上述预处理加热工序后的冷轧板以从100℃至(ac3点-10)℃以上的最高到达温度的平均加热速度为3.0℃/s以上的条件进行加热，将加热至最高到达温度的冷轧板以至560℃为止的平均冷却速度为10℃/s以上的条件进行冷却，在该加热和该冷却中使冷轧板在(ac3点-10)℃以上停留的时间为60秒以下，在该冷却中使冷轧板在440℃以上且530℃以下停留的时间为20秒以上且180秒以下的退火工序；和
在上述退火工序后实施镀覆而在退火板上形成镀层的镀覆工序。
[6]如[5]所述的高强度镀覆钢板的制造方法，其特征在于，
上述镀层以质量％计含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％，进一步含有合计为0～3.5％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。
[7]如[5]或[6]所述的高强度镀覆钢板的制造方法，其特征在于，
上述镀覆处理为热镀锌处理、合金化热镀锌处理中的任意一种。
发明效果
根据本发明，本发明的高强度镀覆钢板兼具拉伸强度(ts)为780mpa以上的高强度和优良的成形性。将本发明的高强度镀覆钢板应用于汽车部件时，可实现汽车部件的进一步轻量化。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限定于以下的实施方式。
<高强度镀覆钢板>
本发明的高强度镀覆钢板具有钢板和形成在该钢板上的镀层。按照钢板、镀层的顺序进行说明。
钢板的成分组成为以质量％计含有c：0.06％以上且0.18％以下、si：小于0.50％、mn：1.9％以上且3.2％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、nb：0.007％以上且0.030％以下并且以满足上述(1)式的方式含有ti的成分组成。对以下的各成分进行说明。在以下的说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
c：0.06％以上且0.18％以下
c使马氏体的硬度升高，具有抑制铁素体相变的淬透性。为了得到拉伸强度为780mpa以上的钢板，至少需要使c含量为0.06％以上。另一方面，c含量超过0.18％时，马氏体相的面积率超过65％，丧失延展性和成形性。因此，c含量设定为0.06％以上且0.18％以下。优选为0.07％以上且0.18％以下。
si：小于0.50％
si是通过固溶强化而有助于高强度化的元素。另一方面，si使从铁素体相向奥氏体相的相变点(ac3点)升高，因此，难以将退火时的铁素体相除去。此外，si使镀层与钢板表面的润湿性降低，因此，si的过量含有会成为不上镀等缺陷的原因。本发明中，si含量若为小于0.50％的范围则是允许的。优选小于0.30％。下限没有特别限定，但有时在钢中不可避免地混入0.01％的si。
mn：1.9％以上且3.2％以下
mn通过固溶强化(solidsolutionstrengthening)而有助于高强度化，并且使ac3相变点降低，使得退火中的铁素体相易于除去，另外还具有提高钢板的淬透性的效果。为了得到目标钢组织，需要使mn含量为1.9％以上。另一方面，mn含量超过3.2％时，贝氏体相变不进行，结果，马氏体相的面积率超过65％。因此，将mn含量的上限设定为3.2％。优选的mn含量的范围为2.0％以上且3.0％以下。
p：0.03％以下
p是在晶界偏析而成为成形时的破裂的起点、因此对成形性产生不良影响的元素。因此，优选尽量减少p含量。在本发明中，为了避免上述问题，将p含量设定为0.03％以下。优选为0.02％以下。虽然优选尽量减少，但在制造上有时不可避免地混入0.002％。
s：0.005％以下
s在钢中以形成mns等夹杂物的状态存在。该夹杂物通过热轧和冷轧而形成楔状的形态。在为这种形态时，容易成为孔隙生成的起点，对成形性也有不良影响。因此，在本发明中，优选尽量减少s含量，设定为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0.0005％。
al：0.08％以下
在炼钢的阶段添加al作为脱氧剂的情况下，优选含有0.02％以上的al。另一方面，al含量超过0.08％时，因氧化铝等夹杂物的影响而使铁素体相变被促进，拉伸强度低于780mpa。因此，al含量设定为0.08％以下。优选为0.07％以下。
n：0.006％以下
本发明中，n与ti结合而以粗大的ti系氮化物的形式析出。该粗大的ti系氮化物成为铁素体相变的成核位点(nucleationsite)，因此需要尽量减少n含量，将上限设定为0.006％。优选的n含量为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0.0005％。
b：0.0002％以上且0.0030％以下
b在相变前的奥氏体的晶界偏析而具有显著延迟铁素体相的成核的效果，具有抑制铁素体相的生成的效果。为了得到该效果，需要将b含量设定为0.0002％以上。另一方面，b含量超过0.0030％时，不仅淬透性的效果饱和，还对延展性产生不良影响。因此，b含量设定为0.0002％以上且0.0030％以下。优选为0.0005％以上且0.0020％以下。
nb：0.007％以上且0.030％以下
nb是用于抑制退火中的奥氏体晶粒的粗大化的重要元素。nb含量变得过量时，含有nb的粗大的碳氮化物(碳化物、氮化物、碳氮化物的统称。以下在本发明中同样)析出，因此，铁素体相的面积率增大。为了抑制奥氏体晶粒的粗大化，需要将nb含量设定为0.007％以上。另一方面，nb含量超过0.030％时，在本发明中规定的制造条件下会析出粗大的nb系碳氮化物。因此，将nb含量的上限设定为0.030％。优选的nb含量为0.012％以上且0.027％以下。
ti：[％n]-14[％ti]/48≤0
在ti含量不满足上述不等式而使[％n]-14[％ti]/48>0的情况下，n与b结合，因此淬透性降低，铁素体相的面积率超过20％。若为[％n]-14[％ti]/48≤0的范围，则n为与ti结合的状态，因此，不会丧失钢板的淬透性。另一方面，过度含有ti时，通过与c结合而形成碳化物。该碳化物析出于位错上，显著阻碍位错的运动，因此，成为成形性降低的原因。从该观点出发，(1)式左边优选为-0.010以上。更优选为-0.006以上。
本发明的高强度镀覆钢板可以进一步以质量％计含有cr：0.001％以上且0.9％以下、ni：0.001％以上且0.5％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％以下中的一种或两种以上。
cr、ni、v、mo、w和hf具有延迟铁素体相变的开始的效果。若在b所产生的淬透性的效果的基础上具有这些元素所产生的效果，则容易稳定地得到所期望的钢组织。另一方面，cr含量超过0.9％时，对镀覆性造成不良影响。另外，ni超过0.5％、v超过0.3％、mo超过0.3％、w超过0.2％和hf超过0.3％时，淬透性的效果饱和。因此，设定为cr：0.001％以上且0.9％以下、ni：0.001％以上且0.5％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。
本发明的高强度镀覆钢板可以进一步以质量％计含有合计为0.0002％以上且0.01％以下的rem、mg、ca中的一种或两种以上。
rem(rem：原子序号57～71的镧系元素)、mg和ca使析出在贝氏体中的渗碳体球状化。其结果，渗碳体周围的应力集中降低，成形性改善。另一方面，rem、mg和ca的合计含量超过0.01％时，渗碳体的形态变化的效果饱和，并且对延展性带来不良影响。因此，在含有这些元素的情况下，优选含有合计为0.0002％以上且0.01％以下的rem、mg、ca中的一种或两种以上。优选含有合计为0.0005％以上且0.005％以下的rem、mg和ca中的一种或两种以上。
上述成分以外的成分为fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明的高强度镀覆钢板的钢组织进行说明。本发明的高强度镀覆钢板的钢组织含有以面积率计为20％以下(包括0％)的铁素体相、以面积率计为35％以上且90％以下的贝氏体相、以面积率计为10％以上且65％以下的马氏体相，并且含有个数密度为400个/mm2以下的圆当量直径超过5.0μm的夹杂物。而且，构成上述马氏体相的粒状马氏体的平均粒径为4.0μm以下，马氏体之间的最大长度为5.0μm以下。
铁素体相
铁素体相为软质组织，铁素体相的含量超过20％时，拉伸强度低于780mpa。另外，铁素体相的元素的溶解度小，因此，铁素体相的含量变得过量时，会改变在退火前组织中微细分散的渗碳体的配置，也无法得到微细的马氏体相。因此，优选尽量减少铁素体相的含量，本发明中，铁素体相的含量需要抑制为20％以下。优选为15％以下。
贝氏体相
贝氏体相的硬度比铁素体相高，并且对于微细地生成马氏体相是有效的。为了得到所期望的钢组织，需要将贝氏体相的含量设定为35％以上。另一方面，贝氏体相的含量超过90％时，马氏体之间的间隔的最大长度(最大距离)超过5.0μm，无法得到良好的成形性。优选的贝氏体相的含量以面积率计为40％以上且80％以下。
马氏体相
马氏体相的含量和马氏体相的形态对强度和成形性产生很大影响。马氏体相的含量以面积率计低于10％时，拉伸强度低于780mpa。另一方面，马氏体相的含量以面积率计超过65％时，丧失延展性和成形性。优选的马氏体相的含量以面积率计为20％以上且55％以下。
另外，本发明的高强度镀覆钢板中，马氏体相由粒状马氏体构成。马氏体的平均粒径超过4.0μm时，在粗大的马氏体附近的变形受到约束，钢板在成形中不均匀地变形。这种情况下，在优先变形的部分容易产生裂纹，无法得到良好的成形性。马氏体的平均粒径优选为3.0μm以下。需要说明的是，马氏体的平均粒径的下限值没有特别限定，从稳定地得到10％以上的马氏体百分率的观点出发，优选为0.5μm以上。
另外，马氏体之间的间隔的最大长度为5.0μm以下。马氏体之间的间隔的最大长度为该范围时，形成大量贝氏体相与马氏体相接触的状态。与马氏体相接触的贝氏体相容易产生位错，容易进行加工硬化。结果，加工硬化指数(workhardeningexponent)增大而均匀地变形，因此，能够得到良好的成形性。马氏体之间的最大间隔长度(最大长度)优选为4.0μm以下。需要说明的是，马氏体之间的最大间隔长度(最大长度)的下限值没有特别限定，但在马氏体之间的距离过近的情况下，由于马氏体相变发生中产生的相变应变而在马氏体附近导入位错，由此阻碍马氏体之间的新位错的产生，难以进行加工硬化，因此优选为1.0μm以上。
夹杂物
本发明的高强度镀覆钢板的钢组织中，以圆当量直径计粒径超过5.0μm的夹杂物的个数密度为400个/mm2以下。粒径超过5.0μm的夹杂物容易成为铁素体相的成核位点，使得铁素体相的以面积率计的含量达不到所期望的范围。在此，作为超过5.0μm的夹杂物，可以列举含有al或ti的氧化物、含有ti的氮化物、含有nb的碳氮化物。
接着，对本发明的高强度镀覆钢板中的钢板的性质进行说明。
硬度
本发明的高强度镀覆钢板中，将从钢板表面起在厚度方向上为1/4t(t为钢板的厚度)的位置的硬度设为100％时，钢板的表面硬度为95％以下。成形时的裂纹多数产生于钢板表面。在本发明中，通过卷取温度的调节和退火工序中的钢板表层部的脱碳使钢板表层部的延展性提高，由此能够提高成形性。硬度与延展性处于悖反关系，因此，钢板表层部的延展性可以通过钢板表面的硬度的降低来进行推测。钢板表面的硬度为钢板内部(从钢板表面起在厚度方向上为1/4t(t为钢板的厚度)的位置)的硬度的95％时，成形性观察到改善。优选的是，将从钢板表面起在厚度方向上为1/4t(t为钢板的厚度)的位置的硬度设为100％时，钢板的表面硬度为90％以下。关于弯曲加工所引起的成形时的不良情况，大多在从表面起至100μm为止的范围内产生裂纹的起点。因此，将钢板表层设定为从钢板表面起在厚度方向上至100μm为止的范围。
接着，对镀层进行说明。本发明的高强度镀覆钢板中，构成镀层的成分没有特别限定，只要为通常的成分即可。例如，镀层以质量％计含有fe：5.0～20.0％、al：0.001％～1.0％，进一步含有合计为0～3.5％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。另外，镀层可以为合金化后的镀层(含有通过合金化反应使钢中的fe扩散至锌镀层中而形成的fe-zn合金作为主体的镀层)。
接着，对本发明的高强度镀覆钢板的制造方法进行说明。本发明的高强度镀覆钢板的制造方法可以具有热轧工序、冷轧工序、预处理加热工序、退火工序和镀覆工序。另外，可以根据需要在镀覆工序后具有合金化工序。以下，对各工序进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，若无特别声明，则温度设定为表面温度。另外，平均加热速度设定为((加热后的表面温度-加热前的表面温度)/加热时间)，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)。
热轧工序为如下工序：将具有上述成分组成的钢原材在1000℃以上且1200℃以下加热，在800℃以上的精轧温度下结束精轧后，以从精轧温度至720℃的平均冷却速度为10℃/s以上的条件进行冷却，在580℃以上且720℃以下进行卷取。
用于制造上述钢原材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，也可以在真空脱气炉中进行二次精炼。然后，从生产率、品质上的问题考虑，优选利用连铸法制成板坯(钢原材)。另外，也可以利用铸锭-开坯轧制法(ingotcastingandblooming)、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成板坯。
钢原材的加热温度：1000℃以上且1200℃以下
本发明中，需要在粗轧之前将钢原材加热，使钢原材的钢组织成为实质上均质的奥氏体相。另外，为了抑制粗大夹杂物的生成，加热温度的控制变得重要。加热温度低于1000℃时，无法在800℃以上的精轧温度下完成热轧。另一方面，加热温度超过1200℃时，特别粗大的包含ti的氮化物的生成被促进，超过5.0μm的夹杂物的个数密度增大。因此，钢原材的加热温度设定为1000℃以上且1200℃以下。优选为1020℃以上且1150℃以下。需要说明的是，对于上述加热后的粗轧的粗轧条件，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，形成铁素体晶粒伸展的组织，并且形成铁素体晶粒局部生长而得到的混合晶粒组织(duplexgrainmicrostructure)。因此，给冷轧时的板厚精度带来不良影响，无法形成在退火前的钢组织中微细分散有渗碳体的形态。因此，精轧温度设定为800℃以上。优选为820℃以上。另外，精轧温度过高时，由于氧化皮的咬入而导致表面性状劣化，基于该理由，优选为940℃以下。
从精轧温度至720℃的平均冷却速度为10℃/s以上
精轧后，通过强制冷却刚好冷却至卷取温度之上。强制冷却带(输出辊道)的长度是有限的，在以小于10℃/s进行冷却的情况下，无法达到所期望的卷取温度。因此，平均冷却速度设定为10℃/s以上。需要说明的是，上限没有特别限定，但实质上为200℃/s。需要说明的是，在卷取温度低于720℃的情况下，720℃至冷却停止温度的平均冷却速度可以为10℃/s以上，也可以小于10℃/s。
卷取温度：580℃以上且720℃以下
卷取中，会促进从氧化皮的脱碳，降低钢板表层部的c浓度。卷取温度低于580℃时，脱碳不进行，钢板表层部的硬度不降低。另一方面，卷取温度超过720℃时，在钢板表层部生成内部氧化层，成为成形时产生裂纹的原因。因此，卷取温度设定为580℃以上且720℃以下。优选为600℃以上且690℃以下。
接着进行的冷轧工序是在上述热轧工序后对热轧板进行冷轧的工序。为了得到所期望的板厚，需要对热轧工序后的热轧板实施冷轧。冷轧率没有限制，但由于制造生产线的制约，多数情况下冷轧率设定为30％以上且80％以下。
接着进行的预处理加热工序为如下工序：在冷轧工序后将冷轧板加热至作为最高到达温度的ac3点以上，将该加热后的冷轧板以至580℃为止的冷却速度为5℃/s以上的条件进行冷却，在该加热和该冷却中使冷轧板在ac3点以上停留的时间为60秒以下、使ac3点以上的露点为-45℃以上且-20℃以下，在该冷却中使冷轧板在440℃以上且530℃以下停留的时间为20秒以上。
加热温度(最高到达温度)：ac3点以上
需要在连续退火生产线中进一步进行脱碳，使钢板表层部的硬度降低。因此，需要在连续热镀生产线之前使钢板在连续退火生产线中进行通板(在连续退火生产线中进行的处理为预处理加热，在连续热镀生产线内的炉中进行的处理为本发明中的退火处理)。ac3点是从铁素体和奥氏体的双相区变为奥氏体单相区时的温度。在连续退火生产线中的处理中，需要促进贝氏体相变、使渗碳体微细分散。但是，不充分抑制铁素体相的生成时，铁素体相的元素(c(碳))的溶解度小，因此，在铁素体相内部不析出渗碳体，渗碳体的分散形态变得不均匀，在最终制品中无法形成马氏体微细分散的形态。因此，在该工序中需要将铁素体相充分除去。因此，加热温度设定为ac3点以上。加热温度的上限没有特别限定，但超过1000℃的温度会使退火炉的因热产生的负荷增大，缩短设备寿命，因此优选为1000℃以下。
最高到达温度至580℃的冷却速度：5℃/s以上
在至580℃为止的冷却速度慢的情况下，在冷却过程中开始铁素体相变，进行铁素体晶粒生长。铁素体晶粒生长时，微细分散的渗碳体的配置发生变化，无法得到微细的马氏体组织。因此，需要抑制过度的铁素体晶粒生长。为此，需要实施冷却开始温度(最高到达温度)至580℃的平均冷却速度为5℃/s以上的强制冷却。优选为7℃/s以上。需要说明的是，在作为下一工序的退火工序中从100℃起控制平均加热速度，因此，该冷却的冷却停止温度设定为100℃以下。
ac3点以上的温度范围内的露点：-45℃以上且-20℃以下
在加热和冷却中，ac3点以上的温度范围内的露点低于-45℃时，脱碳不进行，因此，钢板表层部的硬度不降低。另一方面，上述露点超过-20℃时，在钢板表层部生成内部氧化层、氧化铁，因此，成形性和表面性状受损。因此，上述露点设定为-45℃以上且-20℃以下。优选为-45℃以上且-25℃以下。需要说明的是，低于ac3点的温度范围内的露点没有特别限定，适当决定即可。
ac3点以上的温度范围内的停留时间：60秒以下
在加热和冷却中，冷轧板处于ac3点以上的状态的时间长时，奥氏体晶粒粗大化，无法得到微细分散有马氏体的钢组织。在本发明中，可以允许至60秒。
440℃以上且530℃以下的温度范围内的停留时间：20秒以上
在440℃以上且530℃以下的温度范围内，通过贝氏体相变进行而在钢板中形成微细的渗碳体，由此，在通过连续镀覆生产线时能够得到微细的马氏体。本发明中贝氏体相变最容易进行的温度范围是440℃以上且530℃以下的温度范围。优选为460℃以上且520℃以下。为了使贝氏体相变进行，需要使冷却中的上述温度范围内的停留时间为20秒以上，因此，将停留时间下限设定为20秒。优选为30秒以上。停留时间的上限没有特别限定，基于设备制约方面的理由，优选为900秒以下。
需要说明的是，为了进一步降低钢板表层部的硬度，可以在用于进行上述预处理加热工序的连续退火生产线中进行2次以上的通板。但是，从奥氏体晶粒的粗大化的观点出发，优选将通板次数设定为4次以下。
接着进行的退火工序为如下工序：将预处理加热工序后的冷轧板以从100℃至(ac3点-10)℃以上的最高到达温度的平均加热速度为3.0℃/s以上的条件进行加热，将加热至最高到达温度的冷轧板在至560℃为止的平均冷却速度为10℃/s以上的条件下进行冷却，在该加热和该冷却中使冷轧板在(ac3点-10)℃以上停留的时间为60秒以下，在该冷却中使冷轧板在440℃以上且530℃以下停留的时间为20秒以上且180秒以下。
从100℃至最高到达温度的平均加热速度：3.0℃/s以上
100℃是c开始扩散的温度，在c或fe发生扩散的100℃以上的平均加热速度小于3.0℃/s的加热条件下，微细分散的渗碳体粗大化。渗碳体成为马氏体生成位点，但在渗碳体粗大化的状态下，无法得到微细的马氏体。为了得到更微细的马氏体，还需要抑制退火中的奥氏体的粗大化。平均加热速度小于3.0℃/s时，奥氏体粗大化，无法得到所期望的马氏体相的平均粒径。如上所述，从100℃至最高到达温度的平均加热速度设定为3.0℃/s以上。优选的加热速度为4.0℃/s以上。在此，最高到达温度为(ac3点-10)℃以上。若不至少加热至(ac3点-10)℃，则铁素体相的面积率不会达到20％以下。优选的最高到达温度为ac3点以上。
从最高到达温度至560℃的平均冷却速度：10℃/s以上
在上述加热后的冷却中，在至560℃为止的冷却速度慢的情况下，在冷却过程中开始铁素体相变，过度地生成铁素体相。为了避免这种情况，需要使至560℃为止的平均冷却速度为10℃/s以上。另外，该冷却中的冷却停止温度没有特别限定，但通常冷却停止温度为460～540℃。另外，达到560℃之后的至冷却停止温度为止的冷却速度没有特别限定，可以为10℃/s以上，也可以小于10℃/s。
在(ac3点-10)℃以上的温度范围内停留的时间：60秒以下
在加热和冷却中，使冷轧板在(ac3点-10)℃以上的温度范围内停留的时间超过60秒时，退火中的奥氏体粗大化，无法得到微细的马氏体。从上述观点出发，在(ac3点-10)℃以上的温度范围内停留的时间设定为60秒以下，优选设定为50秒以下。
在440℃以上且530℃以下的温度范围内停留的时间：20秒以上且180秒以下
为了促进贝氏体相变、得到包含微细马氏体的贝氏体组织，需要在冷却中使冷轧板在440℃以上且530℃以下的温度范围内停留20秒以上。另一方面，停留时间超过180秒时，贝氏体相过度生成，不与马氏体相接触的贝氏体相增多。优选的停留时间为25秒以上且150秒以下。
接着进行的镀覆工序是在上述退火工序后实施镀覆而在退火板上形成镀层的工序。例如，在进行多用于汽车用钢板的热镀作为镀覆处理的情况下，在连续热镀生产线中进行上述退火，在退火后的冷却后浸渍于热镀浴中，在表面上形成镀层即可。另外，也可以在上述镀覆工序后根据需要设置进行镀层的合金化处理的合金化工序。
实施例1
在表2所示的热轧条件下对具有表1所示的成分组成的壁厚250mm的钢原材实施热轧工序而制成热轧板，在表2所示的冷轧条件下实施冷轧工序而制成冷轧板，在连续退火生产线中实施表2所示条件的预处理加热处理，在连续热镀生产线中实施表2所示条件的退火。然后，实施镀覆处理，根据需要进一步实施合金化处理。在此，在连续热镀生产线中浸渍的镀浴(镀层组成：zn-0.13质量％al)的温度为460℃，镀层附着量对于gi材料(热镀覆钢板)、ga材料(合金化热镀覆钢板)均设定为每单面45～65g/m2，镀层中含有的fe量设定为6～14质量％的范围。ac3点使用热膨胀测定装置进行测定。ac3点的测定以5℃/s的平均加热速度进行。
从通过上述方法得到的热镀覆钢板或合金化热镀覆钢板上裁取试验片，利用下述方法进行评价。
(i)组织观察图像
各相的面积率利用下述方法进行评价。按照使与轧制方向平行的断面(放置钢板时的垂直且相对于轧制方向平行的断面)为观察面的方式从钢板上切下，利用1％硝酸乙醇溶液(nital)使板厚中心部腐蚀现出，利用扫描型电子显微镜放大至2000倍，对板厚1/4t部进行10个视野的拍摄。铁素体相为具有在晶粒内未观察到腐蚀痕迹、渗碳体的形态的组织，贝氏体相为在晶粒内观察到腐蚀痕迹、大的碳化物的组织。马氏体相为在晶粒内未观察到碳化物而以白色反差被观察到的组织。对于这些组织，通过图像解析将贝氏体相、贝氏体相和马氏体相分离，求出相对于观察视野的面积率。关于马氏体相的平均粒径，也通过图像解析求出马氏体相的各晶粒所占的面积，求出与其面积相等的圆当量直径。对于马氏体相以0.5μm以下的长度连结的部分，将与该部分连结的马氏体视为两个，求出各自的圆当量直径。关于马氏体之间的最大间隔长度，求出10个视野中最长的部分作为最大长度。上述间隔是指马氏体的外周与相邻的马氏体的外周最接近的部分的距离。
(ii)拉伸试验
从所得到的钢板上沿着与轧制方向垂直的方向(直角方向)制作jis5号拉伸试验片，进行5次依照jisz2241(2011)的规定的拉伸试验，求出平均的屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)、总伸长率(el)。拉伸试验的十字头速度设定为10mm/分钟。表3中，将拉伸强度：780mpa以上、加工硬化指数(n值)：0.16以上作为本发明钢所要求的钢板的机械性质。在此，加工硬化指数为按照jisz2253(1996)中规定的方法求出的值，由0.02至0.05的真应变区域求出。这是因为，该区域是冲压加工中对于加工硬化的影响所导致的裂纹产生现象敏感性最高的区域。
(iii)硬度试验
钢板表面和钢板内部的硬度通过维氏硬度试验来求出。关于钢板表面的硬度，从通过酸洗除去镀层后的钢板表面以0.2kgf的试验载荷测定共计20处，求出平均值。关于钢板内部的硬度，以1kgf的试验载荷对与轧制方向平行的断面的板厚1/4t部测定共计5处，求出平均值。钢板表面的硬度的平均值为钢板内部的硬度的平均值的95％以下(表中的0.95以下)时，作为本发明中要求的钢板特性。
将通过上述方法得到的结果示于表3中。
可知，本发明例均得到了拉伸强度ts为780mpa以上、具有高的加工硬化指数的钢板。另一方面，偏离本发明的范围的比较例、特别是未得到所期望的铁素体面积率的钢板中，拉伸强度低。在马氏体相的面积率和形态不是所期望的面积率和形态的情况下，加工硬化指数低。此外，在卷取温度或连续退火生产线中的条件不满足本发明中规定的范围的情况的一部分得到了钢板表面的硬度与钢板内部相比几乎没有变化的结果。