本发明涉及适合于汽车的结构构件等的、拉伸强度(ts)为980mpa以上、延展性和材质稳定性优良的高强度钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，由于环境问题变得严峻，co2排放限制变得严格，在汽车领域中，以提高燃料效率为目的的车身的轻量化成为课题。因此，正在推进将高强度钢板应用于汽车部件所带来的薄壁化，正在推进应用ts为980mpa以上的高强度钢板。对于用于通过冲压成型制造的汽车的结构用构件、增强用构件的高强度钢板而言，要求兼顾高强度和优良的延展性。此外，作为将高强度钢板用于构件时的课题，存在因钢板的高强度化而钢板的回弹变大所引起的冲压成型时的形状冻结性的显著降低。因此，在冲压技术的领域中，为了确保形状冻结性，广泛进行在冲压成型时预先预测脱模后的形状变化量并把形状变化量估计在内来设计冲压模具形状。但是，如果作为冲压原材料的钢板的ts变动增多，则回弹的变动也变多，即使利用相同模具进行冲压成型也难以得到相同形状的部件，冲压成型后一个一个地对形状进行钣金加工等修整是不可欠缺的，使得量产效率显著降低。因此，要求尽可能减小ts的变动量、即提高材质稳定性。
例如，在专利文献1中公开了一种780mpa以上的高强度热镀锌钢板，其具有以质量％计含有c：0.05～0.20％、si：0.01～小于0.6％、mn：1.6～3.5％、p：0.05％以下、s：0.01％以下、al：1.5％以下、n：0.01％以下、余量由fe和不可避免的杂质构成的钢组成。该钢板具有多边形铁素体组织和低温相变生成组织，上述低温相变生成组织至少含有贝氏体，可以进一步含有马氏体。对于自钢板的表面起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，对各视野中的50μm×50μm的区域进行图像分析时，满足下述(a)～(d)的全部条件。
(a)多边形铁素体面积率的最大值(fmax)≤80％
(b)多边形铁素体面积率的最小值(fmin)≥10％
(c)fmax-fmin≤40％
(d)马氏体在低温相变生成组织中所占的面积率的最大值(mmax)≤50％
在专利文献2中公开了一种延展性和耐延迟断裂特性良好的具有900mpa以上的最大拉伸强度的高强度钢板，其以质量％计含有c：0.07～0.25％、si：0.3～2.50％、mn：1.5～3.0％、ti：0.005～0.09％、b：0.0001～0.01％、p：0.001～0.03％、s：0.0001～0.01％、al：2.5％以下、n：0.0005～0.0100％、o：0.0005～0.007％、余量由铁和不可避免的杂质构成。该钢板的钢板组织以铁素体为主，含有由1μm以下的块大小构成的马氏体，铁素体的体积率为60％以上，马氏体中的c浓度为0.3～0.9％，由最大拉伸强度(ts)与屈服应力(ys)之比得到的屈服比(yr)为0.75以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-209428号公报
专利文献2：日本特开2011-111671号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
但是，在专利文献1公开的技术中，拉伸强度(ts)×总伸长率(el)为15150mpa·％以下。另外，在专利文献1和专利文献2中，对于材质稳定性没有考虑。
本发明是鉴于上述情况而开发的，目的在于得到ts为980mpa以上、延展性且材质稳定性优良的高强度钢板并同时提供高强度钢板的制造方法。
需要说明的是，在本发明中，延展性优良设定为ts×el的值为17000mpa·％以上。另外，材质稳定性可以使用卷材和切割板进行评价。在能够使用卷材的情况下，调查10处以上在相同的卷材内的轧制方向上相隔50m以上的位置的ts。在难以使用卷材的情况下，调查10处以上在切割板内轧制方向和宽度方向的不同位置的ts。在各调査的ts中，将最大ts与最小ts之差作为ts变动，将ts变动(δts＝最大ts-最小ts)小于45mpa的情况判定为材质稳定性优良。
用于解决问题的方法
本发明人为了得到ts为980mpa以上、具有ts×el≥17000mpa·％、并且ts变动小的材质稳定性优良的高强度钢板及其制造方法反复进行了深入研究，结果发现了以下内容。
可知：通过使钢组织包含铁素体和硬质相，上述铁素体以面积率计为30％以上且70％以下，硬质相含有贝氏体铁素体、回火马氏体、马氏体和残余奥氏体，而且，铁素体的最大粒径dmax为2.5μm以下，并且，铁素体的面积率af与铁素体平均粒径df满足af[％]/df[μm]≥15，由此形成具有980mpa以上的ts、17000mpa·％以上的ts×el、进而材质稳定性也优良的高强度钢板。
另外可知，通过适当地调整合金元素，在冷轧时的赋予张力的最大值为98mpa以上的条件下进行轧制，加热至作为退火温度的720℃以上且tr温度(℃)(＝944-203×[％c]1/2+45×[％si]-30×[％mn]+150×[％al]-20×[％cu]+11×[％cr]+400×[％ti])以下，在该温度范围内保热10s以上。接着，以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至室温，由此能够制造具有980mpa以上的ts、17000mpa·％以上的ts×el、进而材质稳定性也优良的高强度钢板。其中，[％x]为钢板的成分元素x的质量％，不含有的情况下设为0(零)。
本发明是基于上述见解而完成的。即，本发明的主旨构成如下所述。
[1]一种高强度钢板，其具有：如下成分组成：以质量％计含有c：0.05％以上且0.20％以下、si：0.30％以上且2.50％以下、mn：1.50％以上且3.40％以下、p：0.001％以上且0.100％以下、s：0.0001％以上且0.0200％以下、al：0.010％以上且1.000％以下、n：0.0005％以上且0.0100％以下和nb：0.01％以上且0.100％以下，余量由fe和不可避免的杂质构成；以及如下钢组织：包含铁素体和硬质相，上述铁素体以面积率计为30％以上且70％以下，上述硬质相含有贝氏体铁素体、回火马氏体、马氏体(包括0％)和残余奥氏体(包括0％)，而且，铁素体的最大粒径dmax为2.5μm以下，并且，铁素体的面积率af与铁素体的平均粒径df满足af[％]/df[μm]≥15。
[2]如[1]所述的高强度钢板，其中，以质量％计还含有选自ti：0.100％以下、v：0.100％以下、b：0.0100％以下、mo：0.50％以下、cr：1.00％以下、cu：1.00％以下、ni：0.50％以下、as：0.500％以下、sb：0.200％以下、sn：0.200％以下、ta：0.100％以下、ca：0.0200％以下、mg：0.0200％以下、zn：0.020％以下、co：0.020％以下、zr：0.020％以下和rem：0.0200％以下中的至少一种以上的元素。
[3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀锌系覆膜。
[4]如[3]所述的高强度钢板，其中，上述镀锌系覆膜为热镀锌覆膜或合金化热镀锌覆膜。
[5]一种高强度钢板的制造方法，其中，对具有[1]或[2]所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗，以赋予张力的最大值为98mpa以上的条件进行冷轧，然后，加热至作为退火温度的720℃以上且tr温度以下，在该温度范围内保热10s以上后，接着以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至室温。
tr温度(℃)＝944-203×[％c]1/2+45×[％si]-30×[％mn]+150×[％al]-20×[％cu]+11×[％cr]+400×[％ti]
其中，[％x]为钢板的成分元素x的质量％，不含有的情况下设为0(零)。
[6]如[5]所述的高强度钢板的制造方法，其中，对表面实施镀锌处理。
发明效果
根据本发明，可以得到具有980mpa以上的ts、ts×el＝17000mpa·％以上、此外ts变动(δts：最大ts-最少ts)小于45mpa的材质稳定性也优良的高强度钢板。
具体实施方式
以下，将本发明的高强度钢板及其制造方法分成成分组成、钢组织和制造方法进行详细说明。
首先，对成分组成的适当范围及其限定理由进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，表示钢的成分元素的含量的“％”是指“质量％”。
[c：0.05％以上且0.20％以下]
c是使硬质相的硬度升高、有助于钢板的高强度化的元素。为了得到980mpa以上的ts，需要至少含有0.05％以上的c。另一方面，c含量超过0.20％时，铁素体与硬质相的比例相对于退火温度的变化而急剧地变化，ts发生变动，因此材质稳定性降低。因此，c含量设定为0.20％以下。因此，c含量设定为0.05％以上且0.20％以下、优选设定为0.07％以上且0.15％以下。
[si：0.30％以上且2.50％以下]
si使铁素体的硬度升高，使铁素体与硬质相的硬度差减小。由此，能够抑制铁素体与硬质相的比例变化时的ts的变动。为了得到上述效果，需要含有0.30％以上的si。另一方面，si含量超过2.50％时，在退火时的冷却中铁素体相变被促进。如果在冷却中铁素体相变被促进，则铁素体与硬质相的比例相对于冷却速度的变化而急剧地变化，ts发生变动，因此材质稳定性降低。因此，在本发明中，si含量设定为0.30％以上且2.50％以下、优选设定为0.50％以上且1.00％以下。
[mn：1.50％以上且3.40％以下]
mn对于确保钢板的强度是有效的。另外，mn使淬透性提高，因此，抑制退火时的冷却过程中的珠光体、贝氏体的生成，使得从奥氏体向马氏体的相变变得容易。在此，mn的含量小于1.50％时，在退火时的冷却过程中生成贝氏体，延展性和材质稳定性降低。另一方面，mn含量超过3.40％时，冷却中的铁素体相变被抑制，退火后的硬质相的面积率增大，因此材质稳定性降低。因此，mn量设定为1.50％以上且3.40％以下、优选设定为1.70％以上且3.20％以下。
[p：0.001％以上且0.100％以下]
p是具有固溶强化的作用、可以根据期望的强度添加的元素。为了得到这样的效果，需要使p的含量为0.001％以上。另一方面，p含量超过0.100％时，在奥氏体晶界发生偏析而使晶界脆化，因此延展性降低。因此，p含量设定为0.001％以上且0.100％以下、优选设定为0.005％以上且0.050％以下。
[s：0.0001％以上且0.0200％以下]
s在晶界发生偏析而在热加工时使钢脆化，并且作为硫化物存在于钢板中使局部变形能降低，因此延展性降低。因此，s含量需要设定为0.0200％以下。需要说明的是，s含量的下限没有特别限定，从生产技术上的制约出发，s量通常为0.0001％以上。因此，s含量设定为0.0001％以上且0.0200％以下。
[al：0.010％以上且1.000％以下]
al是能够抑制退火时的冷却工序中的碳化物的生成、促进马氏体的生成的元素，对于确保钢板的强度是有效的。为了得到这样的效果，需要使al含量为0.010％以上。另一方面，al含量超过1.000％时，钢板中的夹杂物变多，局部变形能降低，延展性降低。因此，al含量设定为0.010％以上且1.000％以下、优选设定为0.020％以上且0.500％以下。
[n：0.0005％以上且0.0100％以下]
n与al结合而形成aln。另外，在添加了b的情况下，形成bn。n的含量多时，生成大量粗大的氮化物，因此局部变形能降低，延展性降低。因此，在本发明中，n含量设定为0.0100％以下。另一方面，从生产技术上的制约出发，n含量需要设定为0.0005％以上。因此，n含量设定为0.0005％以上且0.0100％以下、优选设定为0.0005％以上且0.0070％以下、更优选设定为0.0005％以上且0.0050％以下。
[nb：0.01％以上且0.100％以下]
nb对材质稳定性是有效的。nb与c结合而形成nbc，抑制退火时的再结晶，并且抑制退火后的铁素体的粒径的粗大化，使铁素体的硬度升高。由此，能够抑制铁素体与硬质相的比例变化时的ts的变化。为了得到上述效果，含有0.01％以上的nb。另一方面，nb含量超过0.100％时，延展性降低。另外，也成为导致成本上升的原因。因此，nb量设定为0.01％以上且0.100％以下。优选设定为0.02％以上且0.08％以下、更优选设定为0.03％以上且0.06％以下。
本发明的高强度钢板在上述成分组成的基础上以质量％计还可以任选地含有选自ti：0.100％以下、v：0.100％以下、b：0.0100％以下、mo：0.50％以下、cr：1.00％以下、cu：1.00％以下、ni：0.50％以下、as：0.500％以下、sb：0.200％以下、sn：0.200％以下、ta：0.100％以下、ca：0.0200％以下、mg：0.0200％以下、zn：0.020％以下、co：0.020％以下、zr：0.020％以下和rem(稀土金属(rareearthmetal)的缩写)：0.0200％以下中的一种以上。需要说明的是，钢板的成分组成的余量为fe和不可避免的杂质。
ti和v通过在热轧时或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物，使钢板的强度升高。ti和v的含量各自超过0.100％时，在作为母相的铁素体、回火马氏体和马氏体的下部组织或原始奥氏体晶界析出大量粗大的碳化物、氮化物或碳氮化物，局部变形能降低，延展性降低。因此，在添加ti和v的情况下，其含量各自设定为0.100％以下、优选设定为0.001％以上且0.100％以下、更优选设定为0.001％以上且0.050％以下。
b是能够在不使马氏体相变起始温度降低的情况下提高淬透性的元素，能够抑制退火时的冷却过程中的珠光体、贝氏体的生成，能够使从奥氏体向马氏体的相变变得容易。b含量超过0.0100％时，在热轧中在钢板内部产生裂纹，因此延展性大幅降低。因此，在添加b的情况下，其含量设定为0.0100％以下、优选设定为0.0001％以上且0.0100％以下、更优选设定为0.0001％以上且0.0050％以下、进一步优选设定为0.0001％以上且0.0030％以下。
mo是能够使淬透性提高的元素，是对于生成回火马氏体和淬火马氏体有效的元素。即使mo含量超过0.50％，也难以得到进一步的效果，而且引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，在添加mo的情况下，设定为0.50％以下、优选设定为0.01％以上且0.50％以下、更优选设定为0.02％以上且0.35％以下、进一步更优选设定为0.02％以上且0.25％以下。
cr和cu不仅具有作为固溶强化元素的作用，而且在退火(对冷轧钢板的加热和冷却处理)时的冷却过程中，使奥氏体稳定化，使回火马氏体和马氏体的生成变得容易。cr和cu的含量超过1.00％时，有可能在热轧中产生表层裂纹，而且引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，在添加cr和cu的情况下，其含量各自设定为1.00％以下。优选设定为0.01％以上且1.00％以下、更优选设定为0.01％以上且0.50％以下。
ni通过固溶强化和相变强化有助于高强度化。使ni超过0.50％而过量地添加时，不仅有可能在热轧中产生表层裂纹，而且引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，在添加ni的情况下，其含量设定为0.50％以下。优选设定为0.01％以上且0.50％以下。
as是对于提高耐腐蚀性有效的元素。使as超过0.500％而过量地添加时，不仅红热脆性被促进，而且引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，在添加as的情况下，其含量设定为0.500％以下的范围。优选设定为0.001％以上且0.500％以下。
从抑制由钢板表面的氮化、氧化而产生的、自钢板表面起在板厚方向上约数十μm的区域的脱碳的观点出发，sb和sn可以根据需要添加。这是因为，如果抑制这样的氮化、氧化，则防止钢板表面的马氏体的生成量减少，有效地确保钢板的强度。对于它们中的任一种元素，如果超过0.200％过量地添加，则导致延展性的降低。因此，在添加sb和sn的情况下，其含量各自设定为0.200％以下。优选设定为0.001％以上且0.200％以下。
与ti、nb同样地，ta生成碳化物、碳氮化物而有助于高强度化。除此以外，对于ta而言，一部分固溶在nb碳化物、nb碳氮化物中，生成如(nb、ta)(c、n)这样的复合析出物，具有显著地抑制析出物的粗大化、使析出强化所带来的对钢板的强度提高的贡献率稳定化的效果。因此，优选含有ta。即使使ta超过0.100％而过量地添加，析出物稳定化效果也饱和，而且会引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，在添加ta的情况下，其含量设定为0.100％以下。优选设定为0.001％以上且0.100％以下。
ca和mg是用于脱氧的元素，并且是用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对延展性、特别是局部延展性的不良影响的有效元素。ca和mg中的至少一种元素的含量超过0.0200％时，引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，在添加ca和mg的情况下，其含量各自设定为0.0200％以下。优选设定为0.0001％以上且0.0200％以下。
zn、co和zr均是用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对局部延展性和拉伸凸缘性的不良影响的有效元素。zn、co和zr中的至少一种元素的含量超过0.020％时，夹杂物等增加，在表面、内部产生缺陷等，因此延展性降低。因此，在添加zn、co和zr的情况下，其含量各自设定为0.020％以下。优选设定为0.001％以上且0.020％以下。
rem是对于高强度化以及耐腐蚀性的提高有效的元素。rem的含量超过0.0200％时，夹杂物等增加，在表面、内部产生缺陷等，因此延展性降低。因此，在添加rem的情况下，其含量设定为0.0200％以下。优选设定为0.0001％以上且0.0200％以下。
上述成分以外的余量为fe和不可避免的杂质。
接着，对显微组织进行说明。
[铁素体的面积率：30％以上且70％以下]
在本发明中是极其重要的发明技术特征。对于确保980mpa以上的ts、并且提高延展性、确保ts×el≥17000mpa·％是有效的。铁素体的面积率小于30％时，硬质相的面积率增加，因此延展性降低。另一方面，铁素体的面积率超过70％时，拉伸强度降低。因此，铁素体的面积率设定为30％以上且70％以下、优选设定为40％以上且60％以下。
硬质相含有贝氏体铁素体、回火马氏体、马氏体和残余奥氏体。贝氏体铁素体和回火马氏体的总面积率优选为30～70％，马氏体的面积率优选为5％以下，残余奥氏体的面积率优选为5％以下。需要说明的是，马氏体和残余奥氏体的面积率可以为0％。
[铁素体的最大粒径dmax为2.5μm以下]
在本发明中是极其重要的发明技术特征。铁素体的粒径的微细化使铁素体的硬度升高。由此，能够抑制铁素体与硬质相的比例变化时的ts的变化，材质稳定性提高。另一方面，铁素体的最大粒径dmax大于2.5μm时，铁素体的硬度降低，铁素体与硬质相的比例变化时的ts的变化大，材质稳定性降低。因此，铁素体的最大粒径dmax设定为2.5μm以下。
[铁素体的面积率af与铁素体平均粒径df满足不等式af[％]/df[μm]≥15]
在本发明中是极其重要的发明技术特征。铁素体的面积率af和铁素体平均粒径df是用于确保期望的拉伸强度的重要的参数。上述不等式决定铁素体平均粒径df相对于铁素体的面积率的最大值。在满足上述不等式的情况下，能够通过铁素体的结晶粒径微细化效果抑制铁素体的面积率的增加引起的拉伸强度的降低。因此，能够抑制铁素体与硬质相的比例发生变化时的ts的变化，材质稳定性提高。
接着，对制造方法进行说明。
本发明的高强度钢板如下制造：对具有上述规定的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗，以赋予张力的最大值为98mpa以上的条件进行冷轧，然后，加热至作为退火温度的720℃以上且tr温度以下，在该温度范围内保热10s以上后，接着以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至室温。
以下，对各工序进行详细说明。
在本发明中，钢原材(钢坯)的熔炼方法没有特别限定，转炉、电炉等公知的熔炼方法均适合。铸造方法也没有特别限定，优选连铸方法。为了防止宏观偏析，优选通过连铸法制造钢原材(钢坯)，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等来制造。
对如上所述得到的钢原材(钢坯)实施热轧。热轧条件优选加热温度为1100～1300℃、热轧结束出口侧温度为800～950℃、卷取温度为750℃以下。
除了制造钢坯后暂时冷却至室温然后再次加热的现有方法之外，不冷却至室温而直接以温片的状态装入加热炉中或者略微进行保热后立即进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺也可以没有问题地应用。另外，钢坯在通常的条件下通过粗轧而制成薄板坯，在降低加热温度的情况下，从防止热轧时的故障的观点出发，优选在精轧前使用棒加热器等对薄板坯进行加热。另外，在对钢坯进行热轧时，可以利用加热炉对钢坯进行再加热后进行热轧，也可以以温度补偿为目的而在1250℃以上的加热炉中进行短时间加热后提供于热轧。热轧方法没有特别限定，既可以是基于粗轧和精轧的轧制，也可以是省略了粗轧的只有精轧的轧制。另外，也可以是在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行轧制的精轧、将粗轧板暂时卷取后进行轧制的精轧、为了降低热轧时的轧制载荷而对精轧的一部分或全部进行润滑轧制的精轧。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下的范围。
对如此制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此对于确保最终产品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质是重要的。另外，酸洗可以是一次，也可以分成多次。
对如上所述得到的热轧后酸洗处理板实施冷轧时，可以在热轧后酸洗处理板的状态下实施冷轧，也可以在实施热处理后实施冷轧。
[冷轧时的赋予张力的最大值为98mpa以上]
在本发明中是极其重要的发明技术特征。在此，赋予张力是指轧制时在轧制方向上施加的每单位截面积的张力。冷轧时的赋予张力的最大值小于98mpa时，难以确保为了表现出恢复、再结晶带来的晶粒微细化效果所需的应变量，退火处理后的铁素体粒径粗大化。因此，拉伸强度的变动增大，材质稳定性降低。因此，冷轧中的赋予张力的最大值设定为98mpa以上。另一方面，赋予张力的最大值过大时，导致成本上升，因此赋予张力的最大值优选为392mpa以下。更优选为98mpa以上且294mpa以下。
[退火工序中的退火温度：720℃以上且tr温度以下]
在本发明中是极其重要的发明技术特征。退火工序中的退火温度低于720℃时，在退火中不能确保奥氏体的百分率，最终不能确保期望的硬质相的面积率。因此，难以确保强度以及难以确保良好的强度与延展性的平衡。另一方面，退火工序中的退火温度超过下述tr温度时，变为奥氏体单相的温度范围内的退火。因此，在冷却工序中不生成铁素体，最终得不到期望的面积率的铁素体，延展性降低。因此，退火工序中的退火温度设定为720℃以上且tr温度以下、优选设定为750℃以上且tr温度以下。
可以通过下式来算出tr温度。
tr温度(℃)＝944-203×[％c]1/2+45×[％si]-30×[％mn]+150×[％al]-20×[％cu]+11×[％cr]+400×[％ti]
其中，[％x]为钢板的成分元素x的质量％，不含有的情况下设为0(零)。
[退火工序中的保热时间：10s以上]
退火工序中的保热时间小于10s的情况下，在退火中不能确保奥氏体的百分率，最终超过期望的铁素体的面积率。因此，难以确保强度以及难以确保良好的强度与延展性的平衡。需要说明的是，退火工序中的保热时间的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为600s以下。因此，退火温度下的保热时间设定为10s以上、优选设定为30s以上、更优选设定为30s以上且600s以下。
[以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至室温]
平均冷却速度小于10℃/s时，在冷却中发生铁素体的粗大化和珠光体的生成。因此，最终难以确保强度以及难以确保良好的强度与延展性的平衡。需要说明的是，平均冷却速度的上限没有特别限定，工业上能够进行的是120℃/s以下。因此，到室温为止的平均冷却速度设定为10℃/s以上、优选设定为10℃/s以上且120℃/s以下、更优选设定为15℃/s以上且100℃/s以下。
保持后的冷却无需特别规定，可以通过任意的方法冷却至期望的温度。需要说明的是，上述期望的温度优选为室温左右。
另外，也可以对上述高强度钢板实施平整轧制。平整轧制率超过1.5％时，延展性降低，因此优选设定为1.5％以下。需要说明的是，平整轧制率的下限没有特别限定，为了得到形状矫正效果，优选为0.1％以上。
[镀覆钢板的制造方法]
本发明的镀覆钢板(在表面具有镀覆覆膜的高强度钢板)的制造方法是对高强度钢板实施镀覆的方法。作为镀覆处理，是形成镀锌系覆膜的热镀锌处理、热镀锌后进行该镀覆覆膜的合金化的处理。另外，也可以用一条生产线进行退火和镀锌。此外，也可以通过电镀zn-ni合金等电镀形成镀层(镀覆覆膜)，可以实施热镀锌-铝-镁合金。
需要说明的是，实施热镀锌处理时，将高强度钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中，实施热镀锌处理后，通过气体擦拭等调整镀层附着量。热镀锌优选使用al量为0.10质量％以上且0.23质量％以下的镀锌浴。另外，实施锌镀层的合金化处理时，热镀锌后，在470℃以上且600℃以下的温度范围实施锌镀层的合金化处理。在超过600℃的温度下进行合金化处理时，有时未相变奥氏体相变为珠光体，ts降低。因此，进行锌镀层的合金化处理时，优选在470℃以上且600℃以下的温度范围实施合金化处理、更优选在470℃以上且560℃以下的温度范围实施合金化处理。另外，也可以实施电镀锌处理。另外，镀层附着量优选每单面为20～80g/m2(双面镀覆)，合金化热镀锌钢板(ga)优选通过下述合金化处理使镀层中的fe浓度为7～15质量％。
需要说明的是，尽管以镀锌的情况为中心进行了说明，但镀zn、镀al等镀覆金属的种类没有特别限定。
其它制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点出发，上述退火、热镀锌、锌镀层的合金化处理等一系列处理优选通过作为热镀锌生产线的cgl(连续热镀锌生产线，continuousgalvanizingline)进行。热镀锌后，为了调整镀层的单位面积重量，可以进行擦拭。需要说明的是，上述条件以外的镀覆等的条件可以依据热镀锌的常规方法。
镀覆处理后的表皮光轧的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。压下率小于0.1％时，效果小，也难以控制。另外，超过2.0％时，延展性降低，因此优选设定为2.0％以下。平整轧制既可以在线进行，也可以离线进行。另外，既可以一次性地进行目标压下率的平整轧制，也可以分成多次进行。
实施例
将具有表1所示的成分组成、余量由fe和不可避免的杂质构成的钢利用转炉熔炼，通过连铸法制成钢坯。对所得到的钢坯以加热温度1200℃、热轧结束出口侧温度900℃、卷取温度500℃的条件实施热轧，热轧后进行酸洗，接着在表2所示的条件下进行冷轧，制成板厚1.0～1.8mm的冷轧材料，接着实施退火处理，得到高强度冷轧钢板(cr)。对一部分高强度冷轧钢板实施镀锌处理，得到热镀锌钢板(gi)、合金化热镀锌钢板(ga)、电镀锌钢板(eg)。关于热镀锌浴，对于gi而言使用含有0.14质量％或0.19质量％al的锌浴，另外，对于ga而言使用含有0.14质量％al的锌浴，浴温设定为470℃。关于镀层附着量，对于gi而言设定为每单面72g/m2或45g/m2(双面镀覆)，另外，对于ga而言设定为每单面45g/m2(双面镀覆)。另外，对于ga而言，将镀层中的fe浓度设定为9质量％以上且12质量％以下。
需要说明的是，tr温度(℃)使用下式求出。
tr温度(℃)＝944-203×[％c]1/2+45×[％si]-30×[％mn]+150×[％al]-20×[％cu]+11×[％cr]+400×[％ti]
其中，[％x]为钢板的成分元素x的质量％，不含有的情况下设为0(零)。
将如上所述得到的高强度冷轧钢板(cr)、热镀锌钢板(gi)、合金化热镀锌钢板(ga)、电镀锌钢板(eg)作为供试钢，评价机械特性。
将组织和机械特性示于表3中。
铁素体的面积率af和硬质相的面积率如下测定：对于与钢板的轧制方向平行的板厚截面通过研磨使平面平滑化后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，以1000～3000倍间的适当倍率拍摄板厚1/4位置的sem照片，进行测定。组织的规定通过目视判断铁素体、硬质相，组织百分率通过图像分析求出，将它们作为各个相的面积率。
铁素体的平均粒径df和铁素体的最大粒径dmax是以与钢板的轧制方向平行的截面的1000～3000倍间的适当的倍率拍摄板厚1/4位置的sem照片来进行测定。需要说明的是，关于铁素体的粒径，将被晶界包围的区域判断为一个晶粒，测定晶粒的面积后，转换为面积圆等效直径，由此来测定。根据通过上述方法测定的铁素体粒径，将实际长度50μm×50μm的区域内的铁素体的粒径的平均值作为铁素体的平均粒径df，将铁素体的粒径的最大值作为铁素体的最大粒径dmax。
贝氏体铁素体和回火马氏体的面积率可以通过从硬质相的面积率减去马氏体和残余奥氏体的面积率来求出。需要说明的是，在本制造方法中难以通过目视区别贝氏体铁素体和回火马氏体，因此使用它们的总面积率。
马氏体的面积率可以通过下述方法求出。对钢板的l截面进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用sem以2000倍的倍率观察10个视野的板厚1/4位置(自钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)。需要说明的是，在上述组织图像中，马氏体是硬质相内的凸部且组织内部具有微细的凹凸的组织，而且是在内部不具有碳化物的组织。可以由这些值的平均值求出马氏体的面积率。
残余奥氏体的面积率使用残余奥氏体的体积率的值。残余奥氏体的体积率如下求出：将钢板自板厚1/4位置起研磨至0.1mm的面后，通过化学研磨进一步研磨0.1mm，对于由此得到的面，通过x射线衍射装置利用cokα射线测定fcc铁的{200}、{220}、{311}面以及bcc铁的{200}、{211}、{220}面的衍射峰的各自的积分强度比，将所得到的9个积分强度比进行平均化，由此求出。
机械特性使用以试验片的长度方向相对于钢板的轧制方向为直角方向(c方向)的方式裁取的jis5号试验片，依据jisz2241：2011，通过拉伸试验测定ts和el。在本发明中，延展性优良是指ts×el的值为17000mpa·％以上。
材质稳定性使用卷材和切割板来评价。卷材的情况下，调查10处以上在相同卷材内的轧制方向上相隔50m以上的位置的ts。切割板的情况下，调查10处以上轧制方向和宽度方向的不同位置的ts。将各个调査的ts中最大ts与最少ts之差作为ts变动，将ts变动(δts＝最大ts-最小ts)小于45mpa的情况判定为材质稳定性优良。
在本发明例中，ts为980mpa以上，延展性和材质稳定性优良。另一方面，在比较例中，延展性或材质稳定性中某一项以上较差。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明不受构成基于本实施方式的本发明的公开内容的一部分的记载限定。即，本领域技术人员等基于本实施方式能够完成的其它实施方式、实施例以及运用技术等均包含在本发明的范畴内。例如，在上述制造方法中的一系列热处理中，只要满足热历程条件，则对钢板实施热处理的设备等没有特别限定。
[表2]
下划线部分：表示在本发明范围外。
(*)cr：冷轧钢板(无镀层)、gi：热镀锌钢板(无锌镀层的合金化处理)、ga：合金化热镀锌钢板、eg：电镀锌钢板
产业上的可利用性
根据本发明，能够制造具有980mpa以上的ts、具有ts×el≥17000mpa·％、并且ts变动(δts：最大ts-最小ts)小于45mpa的材质稳定性优良的高强度钢板。另外，通过将按照本发明的制造方法得到的高强度钢板应用于例如汽车结构构件，能够实现车身轻量化带来的燃料效率提高和材料成品率的提高，产业上的利用价值极大。