延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法

摘要

本发明的高强度钢板是以质量%计含有C：0.05～0.4%、Si：0.1～2.5%、Mn：1.0～3.5%、P：0.001～0.03%、S：0.0001～0.01%、Al：0.001～2.5%、N：0.0001～0.01%、O：0.0001～0.008%、且余量为铁及不可避免的杂质的钢，钢板组织由以体积分率计为10～50%的铁素体相、10～50%的回火马氏体相和余量硬质相构成，在钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，98%硬度是2%硬度的1.5倍以上，2%硬度与98%硬度之间的硬度分布的峰度K*为－1.2以上且－0.4以下，钢板组织中的平均晶体粒径为10μm以下。

说明书

技术领域

本发明涉及延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法。

本申请基于2010年9月16日在日本提出申请的日本特愿2010-208329号及日本特愿2010-208330号主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

近年来，对汽车等中使用的钢板的高强度化的要求越来越高，最大拉伸应力为900MPa以上的高强度冷轧钢板也已被采用。

通常，使钢板的强度提高时，延展性、拉伸凸缘性降低，加工性劣化。然而，近年来对高强度钢板也要求具有充分的加工性。

作为以往的提高高强度钢板的延展性、拉伸凸缘性的技术，可举出下述延展性及拉伸凸缘性优异的高张力热浸镀锌钢板：具有以质量%计含有C：0.05～0.20%、Si：0.3～1.8%、Mn：1.0～3.0%、S：0.005%以下且余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成、以及由铁素体、回火马氏体、残留奥氏体及低温相变相构成的复合组织，且含有以体积率计为30%以上的上述铁素体、以体积率计为20%以上的上述回火马氏体、以体积率计为2%以上的上述残留奥氏体，并且，上述铁素体及回火马氏体的平均晶体粒径为10μm以下（例如参照专利文献1）。

另外，作为以往的提高高强度钢板的加工性的技术，有下述显示780MPa以上的抗拉强度的高张力冷轧钢板：作为对C、Si、Mn、P、S、Al及N量进行调整、根据需要进一步还含有Ti、Nb、V、B、Cr、Mo、Cu、Ni、Ca中的1种以上的钢板的金属组织，具有以下组织，即：含有3%以上的铁素体、合计为40%以上的包含碳化物的贝氏体及包含碳化物的马氏体，且上述铁素体和贝氏体及马氏体的合计量为60%以上，并且粒内具有渗碳体或马氏体或残留奥氏体的铁素体粒的数量是总铁素体的数量的30%以上（例如参照专利文献2）。

另外，作为以往的提高高强度钢板的拉伸凸缘性的技术，可举出减小了钢板内的硬质部位与软质部位的硬度差的钢板。例如，专利文献3中，减小钢板内部的硬度的标准偏差，从而使钢板整个区域具有同等的硬度。专利文献4中，通过热处理使硬质部位的硬度降低，从而减小了与软质部的硬度差。专利文献5中，通过将硬质部位制成比较软质的贝氏体从而减小了与软质部的硬度差。

另外，作为以往的提高高强度钢板的拉伸凸缘性的技术，可举出下述钢板：对于具有以面积率计为40～70%的回火马氏体和余量由铁素体构成的组织的钢板，减小了钢板的厚度方向剖面中的Mn浓度的上限值与下限值之比（例如参照专利文献6）。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-192768号公报

专利文献2：日本特开2004-68050号公报

专利文献3：日本特开2008-266779号公报

专利文献4：日本特开2007-302918号公报

专利文献5：日本特开2004-263270号公报

专利文献6：日本特开2010-65307号公报

发明内容

发明要解决的技术问题

但是，在以往的技术中，最大抗拉强度为900MPa以上的高强度钢板的加工性不充分，希望进一步提高延展性和拉伸凸缘性从而进一步提高加工性。

本发明是鉴于这种情况而完成的发明，其技术问题在于提供确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度的同时、可得到优异的延展性和拉伸凸缘性的加工性优异的高强度钢板及其制造方法。

用于解决技术问题的手段

本发明人为了解决上述技术问题进行了潜心研究。其结果发现：通过增大钢板内部的显微的Mn分布，制成硬度差大、限制硬度分布不均、平均晶体粒径十分小的钢板，从而可以在确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度的同时大大提高延展性和拉伸凸缘性（扩孔性）。

[1]一种延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其特征在于，

其是以质量%计含有

C：0.05～0.4%、

Si：0.1～2.5%、

Mn：1.0～3.5%、

P：0.001～0.03%、

S：0.0001～0.01%、

Al：0.001～2.5%、

N：0.0001～0.01%、

O：0.0001～0.008%、且余量为铁及不可避免的杂质的钢，

钢板组织由以体积分率计为10～50%的铁素体相、10～50%的回火马氏体相和余量硬质相构成，

在钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，设定多个直径为1μm以下的测定区域，将上述多个测定区域中的硬度的测定值按从小到大的顺序排列得到硬度分布，并且求出下述整数N0.02，所述整数N0.02是将硬度的测定值的总数乘以0.02得到的数且在该数包含小数时将该小数进位而得到，将从最小硬度的测定值起第N0.02大的测定值的硬度设为2%硬度，另外，求出下述整数N0.98，所述整数N0.98是将硬度的测定值的总数乘以0.98得到的数且在该数包含小数时将该小数进位而得到，将从最小硬度的测定值起第N0.98大的测定值的硬度设为98%硬度，此时，上述98%硬度为上述2%硬度的1.5倍以上，上述2%硬度与上述98%硬度之间的上述硬度分布的峰度K*为－1.2以上且－0.4以下，上述钢板组织中的平均晶体粒径为10μm以下。

[2]根据[1]所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其特征在于，钢板的1/8厚～3/8厚处的基底金属中的Mn浓度的最大值与最小值之差换算成质量%为0.4%以上且3.5%以下。

[3]根据[1]或[2]所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其特征在于，将从上述2%硬度至98%硬度为止的区间进行10等分而设定10个1/10区间时，各1/10区间中的硬度的测定值的个数在全部测定值的个数的2～30%的范围内。

[4]根据[1]至[3]中任一项所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其特征在于，上述硬质相是以体积分率计为10～45%的贝氏体铁素体相或贝氏体相中的任一者或两者、和10%以下的初生马氏体（freshmartensite）相。

[5]根据[1]至[4]中任一项所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其特征在于，作为钢板组织，进一步含有2～25%的残留奥氏体相。

[6]根据[1]至[5]中任一项所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其特征在于，进一步以质量%计含有Ti：0.005～0.09%、Nb：0.005～0.09%中的1种或2种以上。

[7]根据[1]至[6]中任一项所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其特征在于，进一步以质量%计含有B：0.0001～0.01%、Cr：0.01～2.0%、Ni：0.01～2.0%、Cu：0.01～2.0%、Mo：0.01～0.8%中的1种或2种以上。

[8]根据[1]至[7]中任一项所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其特征在于，进一步以质量%计含有V：0.005～0.09%。

[9]根据[1]至[8]中任一项所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其特征在于，进一步以质量%计合计含有0.0001～0.5%的Ca、Ce、Mg、REM中的1种或2种以上。

[10]一种延展性和拉伸凸缘性优异的高强度镀锌钢板，其特征在于，其是通过在[1]至[9]中任一项所述的高强度钢板的表面形成镀锌层而成的高强度镀锌钢板。

[11]一种延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具备下述工序：

热轧工序，其将具有[1]或[6]～[9]中任一项记载的化学成分的板坯直接或暂时冷却后加热至1050℃以上，在800℃或Ar3相变点中任一较高的温度以上的温度下进行热轧，以轧制后的轧制材的组织中的奥氏体相达到50体积%以上的方式在750℃以下的温度区域进行卷取；

冷却工序，其将上述热轧后的钢板在满足下述式（1）的同时从卷取温度至（卷取温度－100）℃为止以20℃/小时以下的速度进行冷却；以及

将上述冷却后的钢板进行连续退火的工序，

上述连续退火工序是下述工序：

将上述钢板在最高加热温度750～1000℃下进行退火，

接着，进行从上述最高加热温度冷却至铁素体相变温度区域以下并在铁素体相变温度区域中停留20～1000秒的第1次冷却，

接着，进行第2次冷却，所述第2次冷却将贝氏体相变温度区域中的冷却速度设为平均10℃/秒以上进行冷却，在马氏体相变开始温度以下且马氏体相变开始温度-120℃以上的范围中停止，

接着，将第2次冷却后的钢板在马氏体相变开始温度以下且第2次冷却停止温度以上的范围中停留2秒～1000秒；

接着，将贝氏体相变温度区域中的升温速度设为平均10℃/秒以上，再加热至贝氏体相变开始温度－100℃以上的再加热停止温度，

接着，进行第3次冷却，所述第3次冷却将上述再加热后的钢板从上述再加热停止温度冷却至低于贝氏体相变温度区域并使其在贝氏体相变温度区域中停留30秒以上。

$>{[{\int }_{T_{c-100}}^{T_c}9.47\times {10}^5·\exp (-\frac{18480}{T+273})·t\left(T\right)·\mathrm{dT}]}^{0.5}\ge 1.0···\left(1\right)$>

[其中，在式（1）中，t（T）是上述卷取后的冷却工序中的温度T℃下的钢板的滞留时间（秒）。]

[12]根据[11]所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将上述热轧后的卷取温度设为Bs点以上且750℃以下。

[13]根据[11]或[12]所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述冷却工序与上述连续退火工序之间，具备酸洗后以35～80%的压下率进行冷轧的冷轧工序。

[14]根据[11]至[13]中任一项所述的延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，上述第2次冷却中在贝氏体相变温度区域中停留的时间与上述再加热中在贝氏体相变区域中停留的时间合计为25秒以下。

[15]一种延展性和拉伸凸缘性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在用[11]至[14]中任一项所述的制造方法制造高强度钢板时的上述再加热中，将上述钢板浸渍于镀锌液中。

[16]一种延展性和拉伸凸缘性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在用[11]至[14]中任一项所述的制造方法制造高强度钢板时的上述第3次冷却的贝氏体相变温度区域中，将上述钢板浸渍于镀锌液中。

[17]一种高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，用[11]至[14]中任一项所述的制造方法制造高强度钢板后，实施电镀锌。

[18]一种高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，用[11]至[14]中任一项所述的制造方法制造高强度钢板后，实施热浸镀锌。

发明效果

本发明的高强度钢板由于具有规定的化学成分，且在钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，设定多个直径为1μm以下的测定区域，将上述多个测定区域中的硬度的测定值按从小到大的顺序排列得到硬度分布，并且求出作为将硬度的测定值的总数乘以0.02得到的数且在该数包含小数时将该小数进位而得到的整数N0.02，将从最小硬度的测定值起第N0.02大的测定值的硬度设为2%硬度，另外，求出作为将硬度的测定值的总数乘以0.98得到的数且在该数包含小数时将该小数进位而得到的整数N0.98，将从最小硬度的测定值起第N0.98大的测定值的硬度设为98%硬度时，上述98%硬度为上述2%硬度的1.5倍以上，上述2%硬度与上述98%硬度之间的上述硬度分布的峰度K*为－0.40以下，钢板组织中的平均晶体粒径为10μm以下，因此成为在确保抗拉强度为900MPa以上的高强度的同时延展性和拉伸凸缘性优异的钢板。

另外，在本发明的高强度钢板的制造方法中，将具有规定的化学成分的板坯制成热轧卷的工序将热轧后的钢板在750℃下卷取成卷，使从卷取温度至（卷取温度－100）℃为止在满足上述式（1）的同时以20℃/小时以下的冷却速度进行冷却，从而使钢板内部的显微的Mn分布变大。

而且，将Mn分布变大后的钢板进行连续退火的工序由下述工序构成：在最高加热温度750℃～1000℃下进行退火的加热工序；作为将钢板从最高加热温度冷却至铁素体相变温度区域以下的工序、且在铁素体相变温度区域中停留20～1000秒的第1冷却工序；第2冷却工序，其将贝氏体相变温度区域中的冷却速度设为平均10℃/秒以上对第1冷却工序后的钢板进行冷却，并在马氏体相变开始温度以下且马氏体相变开始温度－120℃以上的范围中停止；使第2冷却工序后的钢板在Ms点以下且第2冷却停止温度以上的范围中停留2秒～1000秒的停留工序；再加热工序，其将贝氏体相变温度区域中的升温速度设为平均10℃/秒以上，将停留工序后的钢板再加热至贝氏体相变开始温度－80℃以上的再加热停止温度；作为将再加热工序后的钢板从再加热停止温度冷却至低于贝氏体相变温度区域的工序、且在贝氏体相变温度区域中停留30秒以上的第3冷却工序。因此钢板组织得到控制，成为钢板内部的硬度差大、平均晶体粒径变得足够小的钢板，可得到能够确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度且具有优异的延展性和拉伸凸缘性（扩孔性）的加工性优异的高强度冷轧钢板。

进而，通过追加形成镀锌层的工序，可得到能够确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度且具有优异的延展性和拉伸凸缘性（扩孔性）的加工性优异的高强度镀锌钢板。

附图说明

图1是表示本发明的高强度钢板的一个例子中将硬度的测定值的最大值与最小值之差设为100%来换算各测定值从而划分成多个级别而成的硬度与各级别中的测定值的个数之间的关系的曲线图。

图2是将本发明的高强度钢板的硬度分布与正态分布进行比较的图。

图3是示意地表示基底金属中的Mn浓度的最大值与最小值之差较大时的相变率与相变处理的经过时间之间的关系的曲线图。

图4是示意地表示基底金属中的Mn浓度的最大值与最小值之差较小时的相变率与相变处理的经过时间之间的关系的曲线图。

图5是用于说明使冷轧钢板通过连续退火线时的温度过程的曲线图，是表示冷轧钢板的温度与时间之间的关系的曲线图。

具体实施方式

本发明的高强度钢板是下述钢板：具有规定的化学成分，钢板组织中的平均晶体粒径为10μm以下，在钢板的1/8厚～3/8厚的范围内设定多个直径为1μm以下的测定区域，将多个测定区域中的硬度的测定值按从小到大的顺序排列得到硬度分布时，该硬度分布中的98%硬度是2%硬度的1.5倍以上，2%硬度与98%硬度之间的硬度分布的峰度K*为－0.40以下。本发明的高强度钢板的硬度分布的一个例子示于图1。

（硬度的规定）

以下，对硬度的规定进行说明，首先对2%硬度及98%硬度进行说明。在钢板的1/8厚～3/8厚的范围内设定的多个测定区域中求出硬度的测定值，求出作为将硬度的测定值的总个数乘以0.02得到的数且当该数包含小数时将该小数进位而得到的整数N0.02。另外，求出作为将硬度的测定值的总个数乘以0.98得到的数且当该数包含小数时将该小数进位而得到的整数N0.98。而且，将多个测定区域中从最小硬度的测定值起第N0.02大的测定值的硬度设为2%硬度。另外，将多个测定区域中从最小硬度的测定值起第N0.98大的测定值的硬度设为98%硬度。而且，在本发明的高强度钢板中，优选98%硬度为2%硬度的1.5倍以上，2%硬度与98%硬度之间的上述硬度分布的峰度K*为－0.40以下。

在设定多个测定区域时，将该测定区域的大小限定于直径为1μm以下的理由是：为了正确地评价由铁素体相、贝氏体相、马氏体相等钢板组织引起的硬度的不均。本发明的高强度钢板由于钢板组织中的平均晶体粒径为10μm以下，因此为了正确地评价由钢板组织引起的硬度的不均，需要在比平均晶体粒径更窄的测定区域中得到硬度的测定值，具体而言需要将直径为1μm以下的区域设为测定区域。当使用常规的维氏试验机测定硬度时，压痕尺寸过大，无法正确地评价由组织引起的硬度的不均。

因此，本发明中的“硬度的测定值”是指由以下所示的方法测定的值。即，在本发明的高强度钢板中，采用通过下述方法得到的测定值：使用具备Berkovich型的三角锥压头的DynaMIC微小硬度计，利用压入深度测定法，以压入负荷为1g重来测定硬度。硬度的测定位置设为与钢板的轧制方向平行的板厚剖面中以板厚的1/4为中心的1/8～3/8的范围。另外，硬度的测定值的总数设为100～10000的范围，优选设为1000以上。关于如此进行测定时的压痕尺寸，当假设压痕的形状为圆形时，其直径为1μm以下。当压痕的形状为除圆形以外的矩形或三角形时，只要压痕形状的长度方向的尺寸为1μm以下即可。

另外，本发明中的“平均晶体粒径”是指通过以下所示的方法测定的粒径。即，在本发明的高强度钢板中，优选采用使用EBSD（电子背散射衍射：Electric Back Scattering Diffraction）法测定的晶体粒径。晶体粒径的观察面设为与钢板的轧制方向平行的板厚剖面中以板厚的1/4为中心的1/8～3/8的范围。而且，优选对晶界图适用切断法来算出平均晶体粒径，所述晶界图通过将观察面中与bcc晶体取向邻接的测定点间的晶体取向差为15度以上的边界线视为晶界而获得。

为了得到延展性优异的钢板，利用以铁素体为代表的延展性优异的组织作为钢板组织很重要。但是，延展性优异的组织是软质的。因此，为了得到在确保充分的强度的同时具有高延展性的钢板，需要将钢板组织制成包含软质的组织和以马氏体为代表的硬质的组织的钢板组织。

在具有包含软质的组织和硬质的组织这两者的钢板组织的钢板中，软质部与硬质部的硬度差越大，伴随着变形而产生的应力越容易蓄积于软质部，不易被分配到硬质部，因此延展性提高。

本发明的高强度钢板由于98%硬度为2%硬度的1.5倍以上，因此软质部与硬质部的硬度差足够大，由此可以得到足够高的延展性。为了得到更高的延展性，优选将98%硬度设为2%硬度的3.0倍以上，进一步优选设为超过3.0倍，更优选为3.1倍以上，更进一步优选设为4.0倍以上，4.2倍以上则更好。当98%的硬度的测定值低于2%的硬度的测定值的1.5倍时，由于软质部与硬质部的硬度差没有足够大，因此延展性不充分。另外，当98%的硬度的测定值为2%的硬度的测定值的4.2倍以上时，软质部与硬质部的硬度差足够大，延展性和扩孔性两者进一步提高，因而优选。

如上所述，从延展性的观点出发，软质部与硬质部的硬度差越大越好。但是，当硬度差大的区域彼此相接时，在其边界部分会产生伴随着钢板的变形的应变的裂隙，容易产生微小的开裂。微小的开裂会成为龟裂的起点，因此会使拉伸凸缘性劣化。为了抑制由这种软质部与硬质部的硬度差大所引起的拉伸凸缘性的劣化，在减少硬度差大的区域彼此相接的边界的同时缩短硬度差大的区域彼此相接的边界的长度是有效的。

本发明的高强度钢板由于用EBSD法测定的平均晶体粒径为10μm以下，因此钢板中硬度差大的区域彼此相接的边界变短，由软质部与硬质部的硬度差大引起的拉伸凸缘性的劣化得到抑制，可得到优异的拉伸凸缘性。为了得到更优异的拉伸凸缘性，平均晶体粒径优选设为8μm以下，进一步优选设为5μm。当平均晶体粒径超过10μm时，使钢板中硬度差大的区域彼此相接的边界变短的效果不充分，无法充分抑制拉伸凸缘性的劣化。

另外，为了减少硬度差大的区域彼此相接的边界，只要将钢板组织制成由微细地分散的具有多样的硬度的组织构成、且钢板中的硬度的分布不均小的钢板组织即可。

本发明的高强度钢板通过将硬度分布的峰度K*设为－0.40以下，钢板中的硬度的分布不均变小，硬度差大的区域彼此相接的边界变少，可得到优异的拉伸凸缘性。为了得到更优异的拉伸凸缘性，峰度K*优选为－0.50以下，进一步优选为－0.55以下。峰度K*的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但从经验上很难将K*设为低于－1.20，因此将其设为下限。

另外，峰度K*是指由硬度分布利用下述式（2）求得的值，是将硬度分布与正态分布进行比较评价而得到的数值。当峰度为负值时，表示硬度分布曲线相对平坦，绝对值越大意味着越偏离正态分布。

$>K*\left\{\frac{(N_{0.98}-N_{0.02}+1)(N_{0.98}-N_{0.02}+2)}{(N_{0.98}-N_{0.02})(N_{0.98}-N_{0.02}-1)(N_{0.98}-N_{0.02}-2)}\right\}·{\Sigma }_{i=N_{0.02}}^{N_{0.98}}{\left(\frac{H_{i}H*}{s*}\right)}^4$>

$>-\left(\frac{3{(N_{0.98}-N_{0.02})}^2}{(N_{0.98}-N_{0.02}-1)(N_{0.98}-N_{0.02}-2)}\right)···\left(2\right)$>

Hi：从最小硬度的测定值起第i大的测定点的硬度

H*：从最小硬度起第N0.02大的测定点至第N0.98大的测定点的平均硬度

s*：从最小硬度起第N0.02大的测定点至第N0.98大的测定点的标准偏差

另外，当峰度K*超过－0.40时，钢板组织不是由足够微细地分散的具有足够多样的硬度的组织构成的钢板组织，因此钢板中的硬度的分布不均大，硬度差大的区域彼此相接的边界多，无法充分抑制拉伸凸缘性的劣化。

接着，用图1对钢板中的硬度的分布不均进行详细说明。图1是表示本发明的高强度钢板的一个例子中将硬度的测定值的最大值与最小值之差设为100%来换算各测定值从而划分成多个级别而成的硬度与各级别中的测定值的个数之间的关系的曲线图。在图1所示的曲线图中，横坐标表示硬度，纵坐标表示各级别中的测定值的个数。另外，图1所示的曲线图的实线是将各级别中的测定值的个数连接而成的线。

在本发明的高强度钢板中，在图1所示的曲线图中，优选将从2%硬度至98%硬度为止的范围分割成10等分而成的各分割范围D内的测定值的个数都为全部测定值的个数的2%～30%的范围。

对于这样的高强度钢板，在图1所示的曲线图中，将各级别中的测定值的个数连接而成的线成为没有陡峭的峰或谷的平稳的曲线，钢板中的硬度的分布不均非常小。因此，这样的高强度钢板成为硬度差大的区域彼此相接的边界少、可得到优异的拉伸凸缘性的钢板。

另外，在图1所示的曲线图中，被10等分的分割范围D中，当某一测定值的个数为全部测定值的个数的2%～30%的范围外时，将各级别中的测定值的个数连接而成的线容易形成具有陡峭的峰或谷的线，由钢板中的硬度分布不均小带来的拉伸凸缘性的提高效果变小。

具体而言，例如当被10等分的分割范围D中仅中央附近的分割范围D的测定值的个数超过全部测定值的个数的30%时，将各级别中的测定值的个数连接而成的线会成为在中央附近的分割范围D具有峰的线。

另外，当仅中央附近的分割范围D的测定值的个数低于全部测定值的个数的2%时，将各级别中的测定值的个数连接而成的线会成为在中央附近的分割范围D具有谷的线，成为具有配置在谷两侧的不同分割范围D的硬度的硬度差大的组织多的线。

在本发明的高强度钢板中，为了进一步提高拉伸凸缘性，各分割范围D内的测定值的个数进一步优选都为全部测定值的个数的25%以下，更优选为20%以下。另外，为了进一步提高拉伸凸缘性，各分割范围D内的测定值的个数进一步优选都为全部测定值的个数的4%以上，更优选为5%以上。

关于本发明的高强度钢板的硬度分布，一边与普通的正态分布进行对比一边进行详细描述。正态分布的峰度K*一般为0。另一方面，本发明的钢板的硬度分布的峰度为－0.4以下，由此可知是与正态分布不同的分布。如图2所示，本发明的钢板的硬度分布与正态分布相比是平坦且末端长的分布。本发明的高强度钢板由于具有这样的硬度分布、且相当于分布的两末端的部分的98%硬度与2%硬度之差极大，为1.5倍以上，因此钢板的组织中的软质部与硬质部的硬度差变得十分大，可得到高延展性。即，本发明人发现：当硬度分布是不同于以往的、峰度达到－0.4以下的分布时，98%硬度与2%硬度之比变大者的扩孔性会得到改善。另一方面，现有技术认为组织的硬度之比较小者的扩孔性好。现有技术是以接近正态分布的硬度分布为前提的结果，与本发明示出的技术从根本上不同。

（Mn分布）

为了得到上述硬度分布，本发明的高强度钢板优选：钢板的1/8厚～3/8厚处的基底金属中的Mn浓度的最大值与最小值之差换算成质量%为0.40%以上且3.50%以下。

将钢板的1/8厚～3/8厚处的基底金属中的Mn浓度的最大值与最小值之差换算成质量%规定为0.40%以上的理由是：Mn浓度的最大值与最小值之差越大，在冷轧后的连续退火时相变的进行越缓慢，能够以所需的体积分率切实地生成各相变产物，由此可得到具有上述硬度分布的高强度钢板。更详细而言，可以均衡地生成从铁素体那样的硬度较低的相变产物至马氏体那样的硬度较高的相变产物，因此在高强度钢板的硬度分布中不存在尖锐的峰，即峰度变小，可得到图1所示的平坦的硬度分布曲线。另外，通过使各种相变产物均衡地生成，硬度分布的幅度变宽，由此可以使98%硬度为2%硬度的1.5倍以上、优选为3.0倍以上、进一步优选为超过3.0倍、更优选为3.1倍以上、更进一步优选为4.0倍以上、更优选为4.2倍以上。

例如以铁素体相的相变为例进行说明，在使铁素体相的相变发生的热处理工序中，在Mn浓度低的区域，从奥氏体向铁素体的相变的开始时期较早。另一方面，在Mn浓度高的区域，从奥氏体向铁素体的相变的开始时期与Mn浓度低的区域相比较迟。因此，钢板中的Mn浓度越是不均且浓度差越大，钢板中从奥氏体向铁素体的相变进行地越缓慢。换言之，铁素体相的体积率从0%例如达到50%为止的相变速度变慢。

以上的现象不限于铁素体相，在回火马氏体相及余量硬质相中也同样。

图3示意地示出了相变率与相变处理的经过时间之间的关系。例如，从奥氏体向铁素体相变时，相变率是钢板组织中的铁素体的体积率，相变处理的经过时间是引起铁素体相变的热处理的经过时间。图3所示的本发明例是Mn浓度的最大值与最小值之差较大的情况，显示钢板整体的相变率的曲线的斜率小（相变速度低）。另一方面，图4所示的比较例是Mn浓度的最大值与最小值之差较小的情况，显示钢板整体的相变率的曲线的斜率大（相变速度高）。因此，在图3所示的例子中，在想将相变率（体积率）控制在y₁～y₂（%）之间时，只要在x₁～x₂之间结束相变处理即可，在图4所示的例子中，需要在x₃～x₄之间结束相变处理，处理时间的控制变难。

当Mn浓度之差低于0.40%时，无法充分抑制相变速度，得不到充分的效果，因此将其设为下限。Mn浓度之差优选为0.60%以上，更优选为0.80%以上。Mn浓度之差越大，相变的控制变得越容易，但要使Mn浓度之差超过3.50%，则需要过度地提高钢板中的Mn的添加量，铸造的板坯的开裂或焊接性的劣化令人担心，因此Mn浓度之差优选设为3.50%以下。从焊接性的观点出发，Mn浓度之差进一步优选为3.40%以下，更优选为3.30%以下。

1/8厚～3/8厚处的Mn的最大值与最小值之差的确定方法如下所述。首先，将与钢板的轧制方向平行的板厚剖面作为观察面采集试样。接着，在以1/4厚为中心的1/8厚至3/8厚的范围中进行EPMA分析，测定Mn量。关于测定，将探针直径设为0.2～1.0μm、将每1点的测定时间设为10ms以上来进行，通过线分析或面分析对1000点以上的点测定Mn量。测定结果中，Mn浓度超过添加Mn浓度的3倍的点可认为是对Mn硫化物等夹杂物进行了测定的点。另外，Mn浓度低于添加Mn浓度的1/3倍的点可认为是对Al氧化物等夹杂物进行了测定的点。这些夹杂物中的Mn浓度几乎不会影响基底金属中的相变行为，因此从测定结果中减去夹杂物的测定结果后，分别求出Mn浓度的最大值和最小值。然后，算出求得的Mn浓度的最大值与最小值之差。

Mn量的测定方法不限于上述方法。例如，也可以使用EMA法或三维原子探针（3D-AP）进行直接观察来测定Mn浓度。

（钢板组织）

另外，本发明的高强度钢板的钢板组织以体积分率计由10～50%的铁素体相、10～50%的回火马氏体相和余量硬质相构成。另外，在余量硬质相中，以体积分率计含有10～60%的贝氏体铁素体相或贝氏体相中的任一者或两者和10%以下的初生马氏体相。进而，作为钢板组织，还可以含有2～25%的残留奥氏体相。当本发明的高强度钢板是具有这样的钢板组织的钢板时，钢板内部的硬度差更大，且平均晶体粒径足够小，具有更高强度且更优异的延展性和拉伸凸缘性（扩孔性）。

“铁素体”

铁素体是对延展性的提高有效的组织，优选在钢板组织中以体积分率计含有10～50%。关于钢板组织中含有的铁素体的体积分率，从延展性的观点出发，进一步优选含有15%以上，更优选含有20%以上。另外，为了充分提高钢板的抗拉强度，优选将钢板组织中含有的铁素体的体积分率设为45%以下，更优选设为40%以下。当铁素体的体积分率低于10%时，有可能得不到充分的延展性。另一方面，由于铁素体是软质的组织，因此当体积分率超过50%时，有时屈服应力会降低。

“贝氏体铁素体及贝氏体”

贝氏体铁素体和贝氏体是具有软质的铁素体与硬质的回火马氏体及初生马氏体之间的硬度的组织。在本发明的高强度钢板中，只要含有贝氏体铁素体或贝氏体中的任一者即可，也可以含有两者。为了使钢板内部的硬度分布平坦，贝氏体铁素体及贝氏体的合计量优选在钢板组织中以体积分率计含有10～45%。关于钢板组织中含有的贝氏体铁素体及贝氏体的体积分率的合计，从拉伸凸缘性的观点出发，进一步优选含有15%以上，更优选含有20%以上。另外，为了使延展性与屈服应力的平衡良好，更优选将贝氏体铁素体及贝氏体的体积分率的合计设为40%以下，更优选设为35%以下。

当贝氏体铁素体及贝氏体的体积分率的合计低于10%时，硬度的分布产生偏倚，拉伸凸缘性可能会劣化。另一方面，当贝氏体铁素体及贝氏体的体积分率的合计超过45%时，很难同时适量地生成铁素体及回火马氏体，延展性与屈服应力的平衡劣化，因而不优选。

“回火马氏体”

回火马氏体是大大提高抗拉强度的组织，优选在钢板组织中以体积分率计含有10～50%。当钢板组织中含有的回火马氏体的体积分率低于10%时，有可能得不到充分的抗拉强度。另一方面，当钢板组织中含有的回火马氏体的体积分率超过50%时，很难确保延展性的提高所需的铁素体及残留奥氏体。为了充分提高高强度钢板的延展性，进一步优选将回火马氏体的体积分率设为45%以下，更优选设为40%以下。另外，为了确保抗拉强度，进一步优选将回火马氏体的体积分率设为15%以上，更优选设为20%以上。

“残留奥氏体”

残留奥氏体是对延展性的提高有效的组织，优选在钢板组织中以体积分率计含有2～25%。当钢板组织中含有的残留奥氏体的体积分率为2%以上时，可得到更充分的延展性。另外，当残留奥氏体的体积分率为25%以下时，无需大量添加以C、Mn为代表的奥氏体稳定化元素，焊接性提高。另外，在本发明的高强度钢板的钢板组织中含有残留奥氏体由于对延展性的提高有效而优选，但是在可得到充分的延展性的情况下，可以不含残留奥氏体。

“初生马氏体”

初生马氏体大大提高抗拉强度，但另一方面会成为断裂的起点而使拉伸凸缘性劣化，因此优选在钢板组织中以体积分率计含有10%以下。为了提高拉伸凸缘性，进一步优选将初生马氏体的体积分率设为5%以下，更优选设为2%以下。

“其它”

在本发明的高强度钢板的钢板组织中可以含有珠光体、粗大的渗碳体等除上述以外的组织。但是，当高强度钢板的钢板组织中珠光体、粗大的渗碳体增多时，延展性会劣化。因此，钢板组织中含有的珠光体及粗大的渗碳体的体积分率合计优选为10%以下，进一步优选为5%以下。

本发明的高强度钢板的钢板组织中含有的各组织的体积分率例如可以通过以下所示的方法来测定。

关于残留奥氏体的体积分率，将与钢板的板面平行且1/4厚的面作为观察面进行X射线分析，算出面积分率，可以将其视为体积分率。

另外，关于铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体及初生马氏体的体积分率，将与钢板的轧制方向平行的板厚剖面作为观察面采集试样，对观察面进行研磨、硝酸乙醇蚀刻，对以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围用场致发射型扫描式电子显微镜（FE-SEM：Field EmissionScanning Electron Microscope）进行观察，测定面积分率，可以将其视为体积分率。

另外，用FE-SEM观察的观察面的面积例如可设为一边为30μm的正方形，各观察面中各组织可以如下所示那样进行区别。

铁素体是块状的晶粒，是内部没有长径为100nm以上的铁系碳化物的区域。另外，铁素体的体积分率是在最高加热温度下残存的铁素体与在铁素体相变温度区域新生成的铁素体的体积分率之和。但是，在制造中对铁素体的体积分率直接进行测定是很困难的。因此，在本发明中，切取通过连续退火线之前的冷轧钢板的小片，将该小片以与通过连续退火线时相同的温度过程进行退火，测定小片的铁素体的体积变化，将用该结果算出的数值作为铁素体的体积分率。

另外，贝氏体铁素体是板条状的晶粒的集合，在板条的内部不含长径为20nm以上的铁系碳化物。

另外，贝氏体是板条状的晶粒的集合，在板条的内部具有多个长径为20nm以上的铁系碳化物，而且这些碳化物属于单一的变种、即向同一方向伸长的铁系碳化物组。这里，向同一方向伸长的铁系碳化物组是指铁系碳化物组的伸长方向的差异在5°以内。

另外，回火马氏体是板条状的晶粒的集合，在板条的内部具有多个长径为20nm以上的铁系碳化物，而且这些碳化物属于多个变种、即向不同方向伸长的多个铁系碳化物组。

另外，通过使用FE-SEM观察板条状晶粒内部的铁系碳化物，对其伸长方向进行分析，即可容易地区别贝氏体和回火马氏体。

另外，初生马氏体及残留奥氏体不会因硝酸乙醇蚀刻而被充分腐蚀。因此，在利用FE-SEM的观察中，可明显区别于上述组织（铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体）。

因此，初生马氏体的体积分率作为用FE-SEM观察到的未腐蚀的区域的面积分率和利用X射线测定的残留奥氏体的面积分率的差分来求出。

（关于化学组成的规定）

接着，对本发明的高强度钢板的化学成分（组成）进行说明。另外，以下说明中的[%]是[质量%]。

“C：0.050～0.400%”

C是为了提高高强度钢板的强度而含有的。但是，当C的含量超过0.400%时，焊接性变得不充分。从焊接性的观点出发，C的含量优选为0.350%以下，进一步优选为0.300%以下。另一方面，当C的含量低于0.050%时，强度降低，无法确保900MPa以上的最大抗拉强度。为了提高强度，C的含量优选为0.060%以上，进一步优选为0.080%以上。

“Si：0.10～2.50%”

Si是为了抑制马氏体的回火软化、使钢板高强度化而添加的。但是，当Si的含量超过2.50%时，钢板脆化，延展性劣化。从延展性的观点出发，Si的含量优选为2.20%以下，进一步优选为2.00%以下。另一方面，当Si的含量低于0.10%时，回火马氏体的硬度大幅降低，无法确保900MPa以上的最大抗拉强度。为了提高强度，Si的下限值优选为0.30%以上，进一步优选为0.50%以上。

“Mn：1.00～3.50%”

Mn是提高钢板的强度的元素，由于通过控制钢板内部的Mn分布可以控制钢板内部的硬度分布，因此添加于本发明的钢板中。但是，当Mn的含量超过3.50%时，在钢板的板厚中央部会产生粗大的Mn浓稠部，容易引起脆化，容易产生铸造的板坯开裂等问题。另外，当Mn的含量超过3.50%时，焊接性也会劣化。因此，Mn的含量需要设为3.50%以下。从焊接性的观点出发，Mn的含量优选为3.20%以下，进一步优选为3.00%以下。另一方面，当Mn的含量低于1.00%时，在退火后的冷却中会形成大量软质的组织，因而难以确保900MPa以上的最大抗拉强度，因此需要将Mn的含量设为1.00%以上。为了提高强度，Mn的含量优选为1.30%以上，进一步优选为1.50%以上。

“P：0.001～0.030%”

P具有在钢板的板厚中央部偏析的倾向，会使焊接部脆化。当P的含量超过0.030%时，焊接部会大幅脆化，因此将P的含量限定在0.030%以下。P的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但将P的含量设为低于0.001%会伴随着制造成本的大幅增加，因此将0.001%设为下限值。

“S：0.0001～0.0100%”

S会对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性产生不良影响。因此，将S的含量的上限值设为0.0100%以下。另外，由于S会与Mn结合形成粗大的MnS而导致拉伸凸缘性降低，因此优选设为0.0050%以下，进一步优选设为0.0025%以下。S的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但将S的含量设为低于0.0001%会伴随着制造成本的大幅增加，因此将0.0001%设为下限值。

“Al：0.001%～2.500%”

Al是抑制铁系碳化物的生成从而提高强度的元素。但是，当Al的含量超过2.50%时，钢板中的铁素体分率过高，强度反而降低，因此将Al的含量的上限设为2.500%。Al的含量优选设为2.000%以下，进一步优选设为1.600%以下。Al的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但当Al的含量为0.001%以上时，可获得作为脱氧剂的效果，因此将0.001%设为下限。为了得到作为脱氧剂的充分的效果，优选将Al的含量设为0.005%以上，进一步优选设为0.010%以上。

“N：0.0001～0.0100%”

N由于会形成粗大的氮化物、导致拉伸凸缘性劣化，因此需要抑制添加量。当N的含量超过0.0100%时，该倾向变得显著，因此将N含量的范围设为0.0100%以下。另外，N由于会成为焊接时的气孔发生的原因，因此越少越好。N的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但将N的含量设为低于0.0001%时，会导致制造成本的大幅增加，因此将0.0001%设为下限值。

“O：0.0001～0.0080%”

O会形成氧化物、导致拉伸凸缘性劣化，因此需要抑制添加量。当O的含量超过0.0080%时，拉伸凸缘性的劣化变得显著，因此将O含量的上限设为0.0080%以下。O的含量优选为0.0070%以下，更优选为0.0060%以下。O的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但将O的含量设为低于0.0001%会伴随着制造成本的大幅增加，因此将0.0001%设为下限。

在本发明的高强度钢板中，进而根据需要还可以含有以下所示的元素。

“Ti：0.005～0.090%”

Ti是利用析出物强化、由铁素体晶粒的成长抑制引起的细粒强化以及通过再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板的强度升高的元素。但是，当Ti的含量超过0.090%时，碳氮化物的析出增多，成形性劣化，因此Ti的含量优选为0.090%以下。从成形性的观点出发，Ti的含量进一步优选为0.080%以下，更优选为0.070%以下。Ti的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但为了充分得到由Ti引起的强度升高效果，Ti的含量优选为0.005%以上。为了钢板的高强度化，Ti的含量进一步优选为0.010%以上，更优选为0.015%以上。

“Nb：0.005～0.090%”

Nb是利用析出物强化、由铁素体晶粒的成长抑制引起的细粒强化以及通过再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板的强度升高的元素。但是，当Nb的含量超过0.090%时，碳氮化物的析出增多，成形性劣化，因此Nb的含量优选为0.090%以下。从成形性的观点出发，进一步优选使Nb的含量为0.070%以下，更优选为0.050%以下。Nb的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但为了充分得到由Nb引起的强度升高效果，Nb的含量优选为0.005%以上。为了钢板的高强度化，Nb的含量进一步优选为0.010%以上，更优选为0.015%以上。

“V：0.005～0.090%”

V是利用析出物强化、由铁素体晶粒的成长抑制引起的细粒强化以及通过再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板的强度升高的元素。但是，当V的含量超过0.090%时，碳氮化物的析出增多，成形性劣化，因此Nb的含量优选为0.090%以下。V的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但为了充分得到由V引起的强度升高效果，V的含量优选为0.005%以上。

“B：0.0001～0.0100%”

B由于会延迟热轧后的冷却工艺中从奥氏体开始的相变，因此通过添加B可以有效地促进Mn的分配。当B的含量超过0.0100%时，有热加工性，生产率降低，因此B的含量优选为0.0100%以下。从生产率的观点出发，B的含量进一步优选为0.0050%以下，更优选为0.0030%以下。B的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但为了充分得到由B引起的相变的延迟效果，优选将B的含量设为0.0001%以上。为延迟相变，B的含量进一步优选为0.0003%以上，更优选为0.0005%以上。

“Mo：0.01～0.80%”

Mo由于会延迟热轧后的冷却工艺中从奥氏体开始的相变，因此通过添加Mo可以有效地促进Mn的分配。当Mo的含量超过0.80%时，有损热加工性，生产率降低，因此Mo的含量优选为0.80%以下。Mo的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但为了充分得到由Mo引起的相变的延迟效果，Mo的含量优选为0.01%以上。

“Cr：0.01～2.00%”、“Ni：0.01～2.00%”、“Cu：0.01～2.00%”

Cr、Ni及Cu是有助于强度提高的元素，可以添加1种或2种以上来代替C和/或Si的一部分。当各元素的含量分别超过2.00%时，酸洗性、焊接性、热加工性等劣化，因此Cr、Ni及Cu的含量分别优选为2.00%以下。Cr、Ni及Cu的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但为了充分得到钢板的高强度化效果，Cr、Ni及Cu的含量分别优选为0.01%以上。

“Ca、Ce、Mg、REM中的1种或2种以上合计为0.0001～0.5000%”

Ca、Ce、Mg、REM是对成形性的改善有效的元素，可以添加1种或2种以上。但是，当Ca、Ce、Mg及REM中的1种或2种以上的含量合计超过0.5000%时，反而可能会有损延展性，因此各个元素的含量的合计优选为0.5000%以下。Ca、Ce、Mg及REM中的1种或2种以上的含量的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但为了充分得到改善钢板的成形性的效果，各元素的含量的合计优选为0.0001%以上。从成形性的观点出发，Ca、Ce、Mg及REM中的1种或2种以上的含量的合计进一步优选为0.0005%以上，更优选为0.0010%以上。另外，REM是Rare Earth Metal（稀土金属）的简称，是指属于镧系列的元素。在本发明中，REM、Ce多以铈镧稀土合金的方式添加，有时除La、Ce外复合含有镧系列的元素。作为不可避免的杂质，即使含有这些除La、Ce以外的镧系列的元素，本发明的效果也会发挥。另外，即使添加了金属La、Ce，本发明的效果也会发挥。

另外，本发明的高强度钢板通过在表面形成镀锌层或合金化的镀锌层，可以制成高强度镀锌钢板。通过在高强度钢板的表面上形成有镀锌层，成为具有优异的耐蚀性的钢板。另外，通过在高强度钢板的表面上形成有合金化的镀锌层，成为具有优异的耐蚀性且涂料的密合性优异的钢板。

（高强度钢板的制造方法）

接着，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。

为了制造本发明的高强度钢板，首先，铸造具有上述化学成分（组成）的板坯。

供至热轧的板坯可以使用连续铸造板坯或用薄板坯连铸机等制造的板坯。本发明的高强度钢板的制造方法适合于铸造后立即进行热轧的连续铸造-直接轧制（CC-DR）这样的工艺。

在热轧工序中，板坯加热温度需要设为1050℃以上。当板坯加热温度过低时，精轧温度低于Ar3相变点，成为铁素体及奥氏体的二相区域轧制，热轧板组织成为不均匀的混晶组织，即使经过了冷轧及退火工序，不均匀的组织也不会消失，延展性、弯曲性差。另外，精轧温度的降低会导致过度的轧制负荷的增加，有可能会使轧制变得困难、或导致轧制后的钢板的形状不良，因此板坯加热温度需要设为1050℃以上。板坯加热温度的上限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但当加热温度为过度高温时，经济上不优选，因此板坯加热温度的上限优选设为1350℃以下。

另外，Ar₃温度通过下式来计算。

Ar₃=901－325×C+33×Si－92×（Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2）+52×Al

在上述式子中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Al是各元素的含量[质量%]。

热轧的精轧温度将800℃或Ar3点中较高的一方设为下限、将1000℃设为上限。当精轧温度低于800℃时，精轧时的轧制负荷变高，有可能会使热轧变困难、或导致热轧后得到的热轧钢板的形状不良。另外，当精轧温度低于Ar3点时，热轧成为铁素体及奥氏体的二相区域轧制，有时热轧钢板的组织会成为不均匀的混晶组织。

另一方面，精轧温度的上限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但当精轧温度为过度高温时，为了确保其温度，必须使板坯加热温度为过度高温。因此，精轧温度的上限温度优选设为1000℃以下。

热轧后的卷取工序及其前后的冷却工序对于分配Mn非常重要。将卷取后的缓慢冷却中的显微组织制成铁素体和奥氏体的双相组织，在高温下进行长时间处理，使Mn从铁素体向奥氏体扩散，可得到本钢板的Mn分配。

为了控制在钢板的1/8厚～3/8厚处的基底金属中的Mn浓度的分布，卷取钢板时在1/8厚～3/8厚处奥氏体的体积分率需要为50%以上。当1/8厚～3/8厚处的奥氏体的体积分率低于50%时，由于相变的进行，卷取后奥氏体马上消失，因此Mn的分配没有充分进行，得不到本钢板的Mn浓度分布。为了有效地促进Mn的分配，奥氏体的体积分率优选为70%以上，更优选为80%以上。另一方面，即使奥氏体的体积分率为100%，由于在卷取后会进行相变，生成铁素体而开始Mn的分配，因此对奥氏体的体积分率不特别设置上限。

为了提高卷取钢板时的奥氏体分率，从热轧结束至卷取为止的冷却速度需要设成平均10℃/秒以上。当冷却速度低于10℃/秒时，冷却中进行铁素体相变，存在卷取时的奥氏体的体积分率低于50%的可能性。为了提高奥氏体的体积分率，冷却速度优选为13℃/秒以上，更优选为15℃/秒以上。冷却速度的上限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但为了将冷却速度设为超过200℃/秒，需要特殊的设备，制造成本显著上升，因此优选设为200℃/秒以下。

当在超过800℃的温度下卷取钢板时，钢板表面形成的氧化物的厚度过度增大，酸洗性劣化，因此卷取温度设为750℃以下。为了提高酸洗性，卷取温度优选为720℃以下，更优选为700℃以下。另一方面，当卷取温度低于Bs点时，热轧钢板的强度过度提高，冷轧变得困难，因此卷取温度设为Bs点以上。另外，为了提高卷取时的奥氏体分率，卷取温度优选设为500℃以上，进一步优选设为550℃以上，更优选设为600℃以上。

另外，由于在制造中对奥氏体的体积分率直接进行测定很困难，因此在本发明中确定卷取时的奥氏体的体积分率时，从热轧前的板坯切取小片，将该小片以与热轧的最终道次相同的温度及压下率进行轧制或压缩，以与从热轧至卷取为止相同的冷却速度进行冷却后立即进行水冷，然后测定小片的相分率，将淬火状态的马氏体、回火马氏体及残留奥氏体的体积分率之和作为卷取时的奥氏体的体积分率。

卷取后的钢板的冷却工序对控制Mn的分配很重要。通过将卷取时的奥氏体分率设为50%以上，在满足下述式（3）的同时，将从卷取温度至（卷取温度－100）℃为止以20℃/小时以下的速度进行冷却，可得到本发明的Mn分布。式（3）是表示铁素体与奥氏体之间的Mn的分配的进度的指标，左边的值越大，表示Mn的分配越取得进展。为了进一步促进Mn的分配，优选将左边的值设为2.5以上，更优选设为4.0以上。左边的值的上限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但要使值超过50.0需要长时间的保温，制造成本显著上升，因此优选设为50.0以下。

$>{[{\int }_{T_{c-100}}^{T_c}9.47\times {10}^5·\exp (-\frac{18480}{T+273})·t\left(T\right)·\mathrm{dT}]}^{0.5}\ge 1.0···\left(3\right)$>

Tc：卷取温度（℃）、T：钢板温度（℃）

t（T）：温度T下的滞留时间（秒）

为了促进铁素体与奥氏体之间的Mn的分配，需要保持双相共存的状态。若从卷取温度至（卷取温度－100）℃为止的冷却速度超过20℃/小时，则相变过度进行，钢板中的奥氏体消失，因此将从卷取温度至（卷取温度－100）℃为止的冷却速度设为20℃/小时以下。为了促进Mn的分配，从卷取温度至（卷取温度－100）℃为止的冷却速度优选设为17℃/小时以下，更优选设为15℃/小时以下。冷却速度的下限无需特别规定即可发挥本发明的效果，但要将冷却速度设为低于1℃/小时需要长时间的保温，制造成本显著上升，因此优选设为1℃/小时以上。另外，可以在满足式（3）及冷却速度的范围内在卷取后对钢板进行再加热。

对如此制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗可以除去钢板表面的氧化物，因此对最终制品的冷轧高强度钢板的化成性、热浸镀锌或合金化热浸镀锌钢板用的冷轧钢板的热浸镀性提高很重要。另外，酸洗可以是1次，也可以分多次进行。

接着，将酸洗后的热轧钢板以压下率为35～80%进行冷轧，使其通过连续退火线或连续热浸镀锌线。通过使压下率为35%以上，可以保持形状平坦，最终制品的延展性提高。

为了提高拉伸凸缘性，在之后的工序中使Mn分配时，优选使Mn浓度高的区域和低的区域微细地分散。为此，提高冷轧中的压下率、升温中使铁素体再结晶、使粒径变细是有效的。从此观点出发，压下率优选为40%以上，进一步优选为45%以上。另一方面，关于压下率为80%以下的冷轧，冷轧负荷不会过大，冷轧不困难。因此，将压下率80%以下设为上限。从冷轧负荷的观点出发，压下率优选为75%以下。

另外，对轧制道次的次数、各道次的压下率无需特别规定即可发挥本发明的效果。而且，可以省略冷轧。

接着，使得到的冷轧钢板通过连续退火线来制造高强度冷轧钢板。在使冷轧钢板通过连续退火线的工序中，用图5对通过连续退火线时的钢板的温度过程进行详细说明。图5是用于说明通过连续退火线时的冷轧钢板的温度过程的曲线图，是示出了冷轧钢板的温度与时间之间的关系的曲线图。另外，在图5中，作为“铁素体相变温度区域”，示出了（Ae3点－50℃）～Bs点的范围，作为“贝氏体相变温度区域”，示出了Bs点～Ms点的范围，作为“马氏体相变温度区域”，示出了Ms点～室温。

另外，Bs点通过下式来计算。

Bs点[℃]=820－290C/（1－VF）－37Si－90Mn－65Cr－50Ni+70Al

在上述式子中，VF表示铁素体的体积分率，C、Mn、Cr、Ni、Al、Si是各元素的添加量[质量%]。

另外，Ms点通过下式来计算。

Ms点[℃]=541－474C/（1－VF）－15Si－35Mn－17Cr－17Ni+19Al

在上述式子中，VF表示铁素体的体积分率，C、Si、Mn、Cr、Ni、Al是各元素的添加量[质量%]。另外，在制造中对铁素体的体积分率直接进行测定是很困难的，因此在本发明中确定Ms点时，切取通过连续退火线之前的冷轧钢板的小片，将该小片以与通过连续退火线时相同的温度过程进行退火，测定小片的铁素体的体积的变化，将用该结果算出的数值作为铁素体的体积分率VF。

如图5所示，使冷轧钢板通过连续退火线时，首先，进行在最高加热温度（T₁）750℃～1000℃下退火的加热工序。当加热工序中的最高加热温度T₁低于750℃时，奥氏体的量变得不充分，无法在之后的冷却中的相变中确保充分量的硬质组织。基于这点，最高加热温度T₁优选设为770℃以上。另一方面，当最高加热温度T₁超过1000℃时，奥氏体的粒径变得粗大，冷却中相变难以进行，特别是难以充分得到软质的铁素体组织。基于这点，最高加热温度T₁优选设为900℃以下。

接着，如图5所示，进行将冷轧钢板从最高加热温度T₁冷却至铁素体相变温度区域以下为止的第1冷却工序。在第1冷却工序中，在铁素体相变温度区域中使冷轧钢板停留20秒～1000秒。为了充分生成软质的铁素体组织，需要在第1冷却工序中在铁素体相变温度区域中停留20秒以上，优选停留30秒以上，进一步优选停留50秒以上。另一方面，当在铁素体相变温度区域中停留的时间超过1000秒时，铁素体相变过度进行，未相变奥氏体减少，得不到充分的硬质组织。

另外，将在第1冷却工序中在铁素体相变温度区域中停留20秒～1000秒而发生铁素体相变后的冷轧钢板如图5所示那样进行第2冷却工序，所述第2冷却工序以第2冷却速度进行冷却，在Ms点（马氏体相变开始温度）以下且Ms点－120℃以上的范围停止。通过进行第2冷却工序，可以促进未相变奥氏体的马氏体相变。

当停止第2冷却工序的第2冷却停止温度T₂超过Ms点时，不会生成马氏体。另一方面，当第2冷却停止温度T₂低于Ms点－120℃时，未相变奥氏体的大部分变成马氏体，在之后的工序中得不到充分量的贝氏体。为了残留充分量的未相变奥氏体，第2冷却工序停止温度T₂优选为Ms点－80℃以上，更优选为Ms点－60℃以上。

另外，在第2冷却工序中，从铁素体相变温度区域至马氏体相变温度区域为止以第2冷却速度进行冷却时，优选防止在铁素体相变温度区域与马氏体相变温度区域之间的温度区域即贝氏体相变温度区域中贝氏体相变过度地进行。因此，贝氏体相变温度区域中的第2冷却速度需要设为平均10℃/秒以上，优选为20℃/秒以上，进一步优选为50℃/秒以上。

另外，如图5所示，进行在Ms点以下且Ms点－120℃以上的范围停止的第2冷却工序后，为了进一步促进马氏体相变，进行在Ms点以下且第2冷却停止温度以上的范围停留2秒～1000秒的停留工序。在停留工序中，为了充分促进马氏体相变，需要停留2秒以上。当在停留工序中停留的时间超过1000秒时，会生成硬质的下部贝氏体，未相变奥氏体减少，得不到具有接近铁素体的硬度的贝氏体。

另外，如图5所示，在停留工序中在Ms点以下且第2冷却停止温度以上的范围停留而促进马氏体相变后，为了生成具有铁素体与马氏体之间的硬度的贝氏体，进行将钢板再加热的再加热工序。为了使钢板中的硬度分布不均小，在再加热工序中停止再加热的温度T₃（再加热停止温度）设为Bs点（贝氏体相变开始温度（贝氏体相变温度区域的上限值））－100℃以上。

为了进一步减小钢板中的硬度分布不均，优选生成与铁素体的硬度差小的软质的贝氏体。为了生成软质的贝氏体，优选尽量在高温下进行贝氏体相变。因此，再加热停止温度T₃优选设为Bs点－60℃以上，如图5所示，进一步优选设为Bs点以上。

在再加热工序中，贝氏体相变温度区域中的升温速度需要设为平均10℃/秒以上，优选为20℃/秒以上，进一步优选为40℃/秒以上。当再加热工序的贝氏体相变温度区域中的升温速度小时，在低温区域的阶段贝氏体相变过度进行，因此容易生成与铁素体的硬度差大的硬质的贝氏体，难以生成可减小钢板中的硬度分布不均的与铁素体的硬度差小的软质的贝氏体。因此，在再加热工序中，贝氏体相变温度区域中的升温速度优选大。

另外，在本实施方式中，为了抑制第2冷却工序及再加热工序中贝氏体相变的过度进行，优选将第2冷却工序中在贝氏体相变温度区域中停留的时间与再加热工序中在贝氏体相变区域中停留的时间的合计（合计停留时间）设为25秒以下，进一步优选设为20秒以下。

另外，如图5所示，再加热工序后，进行将钢板从再加热停止温度T₃冷却至低于贝氏体相变温度区域的第3冷却工序。在第3冷却工序中，为了促进贝氏体相变，在贝氏体相变温度区域中停留30秒以上。为了得到充分量的贝氏体，优选在第3冷却工序中在贝氏体相变温度区域中停留60秒以上，进一步优选停留120秒以上。另外，在第3冷却工序中，对在贝氏体相变温度区域中停留的时间的上限没有特别设置，优选为2000秒以下，进一步优选为1000秒以下。当在贝氏体相变温度区域中停留的时间为2000秒以下时，可以在未相变的奥氏体的贝氏体相变结束前冷却至室温，通过将未相变的奥氏体制成马氏体或残留奥氏体，可以进一步提高高强度冷轧钢板的屈服应力和延展性。

另外，如图5所示，在第3冷却工序后，进行将钢板从低于贝氏体相变温度区域的温度冷却至室温的第4冷却工序。第4冷却工序中的冷却速度没有特别规定，但为了将未相变的奥氏体制成马氏体或残留奥氏体，优选将平均冷却速度设为1℃/秒以上。通过以上的工序，可得到具有高的延展性和拉伸凸缘性的高强度冷轧钢板。

进而，在本发明中，按照上述方法使钢板通过连续退火线，对由此得到的高强度冷轧钢板实施电镀锌，从而可以制成高强度镀锌钢板。

另外，在本发明中，使用由上述方法得到的冷轧钢板，利用以下所示的方法，可以制造高强度镀锌钢板。即，在再加热工序中，将冷轧钢板浸渍到镀锌液中，除此以外均与使上述使冷轧钢板通过连续退火线时同样地操作，即可制造高强度镀锌钢板。由此，可得到表面形成了镀锌层的具有高的延展性和拉伸凸缘性的高强度镀锌钢板。

进而，在再加热工序中将冷轧钢板浸渍于镀锌液时，也可以将再加热工序中的再加热停止温度T₃设为460℃～600℃，对浸渍于镀锌液中后的冷轧钢板实施在再加热停止温度T₃下停留2秒以上的合金化处理，从而使表面的镀层合金化。通过进行这样的合金化处理，在表面形成由镀锌层合金化而成的Zn-Fe合金，可得到表面具有合金化的镀锌层的高强度镀锌钢板。

另外，高强度镀锌钢板的制造方法不限于上述例子，例如在第3冷却工序的贝氏体相变温度区域中，除了使钢板浸渍于镀锌液中以外，还可以进行与上述使冷轧钢板通过连续退火线时同样的工序来制造高强度镀锌钢板。由此，可得到表面形成了镀锌层的具有高的延展性和拉伸凸缘性的高强度镀锌钢板。

另外，在第3冷却工序的贝氏体相变温度区域中，将钢板浸渍于镀锌液中时，也可以对浸渍于镀锌液中后的冷轧钢板实施再加热至460℃～600℃并停留2秒以上的合金化处理，从而使表面的镀层合金化。在进行了这样的合金化处理的情况下，也会在表面形成由镀锌层合金化而成的Zn-Fe合金，得到表面具有合金化的镀锌层的高强度镀锌钢板。

另外，在本实施方式中，可以对退火后的冷轧钢板实施以形状矫正为目的的轧制。但是，当退火后的轧制率超过10%时，软质的铁素体部会加工硬化，延展性大幅劣化，因此轧制率优选设为低于10%。

另外，本发明不限于上述例子。

例如，在本发明的高强度镀锌钢板的制造方法中，为了提高镀覆密合性，可以对退火前的钢板实施选自Ni、Cu、Co、Fe中的1种或多种金属的镀覆。

实施例

铸造具有表1～2及19～20所示的A～AQ的化学成分的板坯，在表3、4、21、22、29所示的条件（热轧板坯加热温度、精轧温度）下进行热轧，在表3、4、21、22、29所示的条件（轧制后冷却速度、卷取温度、卷取后冷却速度）下进行卷取。然后，进行酸洗后，以表3、21、22所示的“压下率”进行冷轧，制成表3、21、22所示的厚度的实验例a～实验例bd及实验例ca～实验例ds的冷轧钢板。另外，卷取后酸洗，以不进行冷轧的状态，得到表29所示的厚度的实验例dt～实验例dz的热轧钢板。

然后，使实验例a～实验例bd及实验例ca～实验例ds的冷轧钢板以及实验例dt～实验例dz的热轧钢板通过连续退火线，制造实验例1～实验例134的钢板。在通过连续退火线时，在表5～12、23～25、30～31所示的条件（加热工序的最高加热温度、第1冷却工序的铁素体相变温度区域中的停留时间、第2冷却工序的贝氏体相变温度区域中的冷却速度、第2冷却工序的停止温度、停留工序的停留时间、再加热工序的贝氏体相变温度区域中的升温速度及再加热停止温度、第3冷却工序的贝氏体相变温度区域中的停止时间、第4冷却工序的冷却速度、第2冷却工序中在贝氏体相变温度区域中停留的时间与再加热工序中在贝氏体相变区域中停留的时间的合计（合计停留时间））下，用以下所示的方法，得到实验例1～实验例134的高强度冷轧钢板。

即，进行以下工序：将实验例a～实验例bd及实验例ca～实验例ds的冷轧钢板以及实验例dt～实验例dz的热轧钢板进行退火的加热工序；将冷轧钢板从最高加热温度冷却至铁素体相变温度区域以下为止的第1冷却工序；将第1冷却工序后的冷轧钢板进行冷却的第2冷却工序；使第2冷却工序后的冷轧钢板停留的停留工序；将停留工序后的冷轧钢板再加热至再加热停止温度的再加热工序；作为将再加热工序后的冷轧钢板从再加热停止温度冷却至低于贝氏体相变温度区域的工序且在贝氏体相变温度区域中停留30秒以上的第3冷却工序；以及将钢板从低于贝氏体相变温度区域的温度冷却至室温的第4冷却工序。通过以上的工序，得到实验例1～实验例134的高强度冷轧钢板及高强度热轧钢板。

然后，对通过连续退火线后的实验例的一部分、即实验例60～63的冷轧钢板，利用以下所示的方法，实施电镀锌，制造实验例60～实验例63的电镀锌钢板（EG）。首先，对通过连续退火线后的钢板，作为镀覆的前处理，依次实施碱脱脂、水洗、酸洗、以及水洗。然后，对前处理后的钢板，使用液体循环式的电镀装置，使用由硫酸锌、硫酸钠、硫酸构成的液体作为镀液，在电流密度为100A/dm²下以达到规定的镀覆厚度的方式进行电解处理，实施镀Zn。

另外，对实验例64～实验例68的冷轧钢板，在通过连续退火线时，在再加热工序中，将冷轧钢板浸渍于镀锌液中，制成高强度镀锌钢板。另外，对实验例69～实验例73的冷轧钢板，在再加热工序中对浸渍于镀锌液中后的冷轧钢板实施在表11所示的“再加热停止温度T₃”下停留表12所示的“停留时间”的合金化处理，从而使表面的镀层合金化，制成具有合金化的镀锌层的高强度镀锌钢板。

另外，对实验例74～实验例77的冷轧钢板，在通过连续退火线时，在第3冷却工序中，将冷轧钢板浸渍于镀锌液中，制成高强度镀锌钢板。另外，对实验例78～实验例82的冷轧钢板，对在第3冷却工序中浸渍于镀锌液中后的冷轧钢板实施再加热至表12所示的“合金化温度Tg”、并使其停留表12所示的“停留时间”的合金化处理，从而使表面的镀层合金化，制成具有合金化的镀锌层的高强度镀锌钢板。

另外，对实验例130的热轧钢板，将通过连续退火线后的钢板浸渍于镀锌液中后，实施再加热至表31所示的“合金化温度Tg”、并使其停留表31所示的“停留时间”的合金化处理，从而使表面的镀层合金化，制成具有合金化的镀锌层的高强度镀锌钢板。

另外，对实施例132的热轧钢板，在通过连续退火线时，在再加热工序中，将热轧钢板浸渍于镀锌液中，实施再加热至表31所示的“合金化温度Tg”、并使其停留表31所示的“停留时间”的合金化处理，从而使表面的镀层合金化，制成具有合金化的镀锌层的高强度镀锌钢板。

另外，对实验例134的热轧钢板，将从连续退火线通过的钢板浸渍于镀锌液中，制成高强度镀锌钢板。

对如此得到的实验例1～实验例134的高强度钢板，观察显微组织，用以下所示的方法求出铁素体（F）、贝氏体铁素体（BF）、贝氏体（B）、回火马氏体（TM）、初生马氏体（M）、残留奥氏体（残留γ）的体积分率。另外，表中的“B+BF”是铁素体与贝氏体铁素体的合计的体积分率。关于残留奥氏体的体积分率，将平行于钢板的板面且1/4厚的面作为观察面进行X射线分析，算出面积分率，将其作为体积分率。关于铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体以及初生马氏体的体积分率，将与钢板的轧制方向平行的板厚剖面作为观察面采集试样，对观察面进行研磨、硝酸乙醇蚀刻，在以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚处，设定一边为30μm的区域，用FE-SEM进行观察，测定面积分率，将其作为体积分率。其结果分别示于表13、14、17、26、32。

另外，对实验例1～实验例134的高强度钢板，将与钢板的轧制方向平行的板厚剖面精加工成镜面，对以板厚的1/4为中心的1/8～3/8的范围进行EPMA分析，测定Mn量。关于测定，将探针直径设为0.5μm、将每1点的测定时间设为20ms来进行，通过面分析对40000点测定Mn量。其结果示于表15、16、18、27、28、33。从测定结果中减去夹杂物的测定结果后，分别求出Mn浓度的最大值和最小值，算出求得的Mn浓度的最大值与最小值之差。其结果分别示于表15、16、18、27、28、33。

另外，关于实验例1～实验例134的高强度钢板，对“将硬度的测定值的最大值与最小值之差作为100%换算各测定值而得到的98%硬度的测定值（H98）与2%硬度的测定值（H2）的比例（H98/H2）；2%硬度的测定值与98%硬度的测定值之间的峰度（K*）；平均晶体粒径；在将硬度的测定值的最大值与最小值之差作为100%来对各测定值进行换算、并划分成多个级别而成的硬度与各级别的测定值的个数之间的关系的曲线图中，将从2%硬度至98%硬度的范围分割成10等分而成的各分割范围内的测定值的个数是否都为全部测定值的个数的2%～30%的范围”进行了分析。其结果示于表15、16、18、27、28、33。

另外，关于硬度，使用具备Berkovich型的三角锥压头的DynaMIC微小硬度计，利用压入深度测定法，以压入负荷为1g重进行测定。硬度的测定位置设为与钢板的轧制方向平行的板厚剖面中以板厚的1/4为中心的1/8～3/8的范围。另外，测定值的个数（压痕的点数）设为100～10000的范围，优选设为1000以上。

另外，平均晶体粒径采用EBSD（电子背散射衍射）法进行测定。晶体粒径的观察面设为与钢板的轧制方向平行的板厚剖面中以板厚的1/4为中心的1/8～3/8的范围。而且，将观察面的与bcc晶体取向邻接的测定点间的晶体取向差达到15度以上的边界线视为晶界，测定晶体粒径。然后，通过对得到的晶界的结果（图）应用切断法，算出平均晶体粒径。结果分别示于表13、14、17、26、32。

另外，从实验例1～实验例134的高强度钢板根据JIS Z2201采集拉伸试验片，根据JIS Z2241进行拉伸试验，测定最大抗拉强度（TS）和延展性（EL）。其结果示于表15、16、18、27、28、33。

表1

表5

表6

表7

表8

表9

表10

表12

表13

表14

表17

表19

表23

表24

表25

表26

如表15、16、18、27、28、33所示，在本发明的实施例中，确认到了：98%硬度的测定值为2%硬度的测定值的1.5倍以上，2%硬度的测定值与98%硬度的测定值之间的峰度（K*）为－0.40以下，平均晶体粒径为10μm以下，最大抗拉强度（TS）、延展性（EL）、拉伸凸缘性（λ）优异。

与此相对，作为本发明的比较例的实验例9、14、17、25、30、36、39、56～59、85、86、89、90、93、94、101、102、117、120、123如下所示，最大抗拉强度（TS）、延展性（EL）、拉伸凸缘性（λ）均不充分。特别是在实验例102中，贝氏体和贝氏体铁素体的体积分率的合计为50%以上，K*值也为－0.4以上，即硬度分布接近正态分布，因此即使硬度比是4.2，延展性也很低。

在实验例9中，在连续退火线的第3冷却工序中，贝氏体相变温度区域内的停留时间短，贝氏体相变未充分进行。因此，在实验例9中，贝氏体及贝氏体铁素体的比例小，峰度（K*）超过－0.40，硬度分布不平坦，变为具有“谷”的分布，因此拉伸凸缘性λ低。

另外，在实验例14中，冷轧工序中的压下率低于下限，钢板的平坦度差。另外，由于压下率小，因此在连续退火线中不进行再结晶，平均晶体粒径变粗大，因此拉伸凸缘性λ低。

另外，在实验例17中，在第1冷却工序中，在铁素体相变温度区域中的停留时间短，铁素体相变没有充分进行。因此，在实验例17中，软质的铁素体的比例小，H98/H2低于下限，硬质部与软质部的硬度差小，延展性EL处于劣势。

另外，在实验例25中，铁素体相变温度区域中的停留时间长，铁素体相变过度进行。另外，在实验例25中，在第2冷却工序中，冷却结束温度超过Ms点，不能充分得到回火马氏体。因此，在实验例25中，拉伸凸缘性λ低。

在实验例30中，在第2冷却工序中，冷却结束温度低于下限，在第3冷却工序中无法促进贝氏体相变。因此，在实验例30中，贝氏体及贝氏体铁素体的比例小，硬度分布具有“谷”，因而拉伸凸缘性λ处于劣势。

在实验例36中，最高加热温度超过上限，且第2冷却工序中的冷却结束温度低于下限。因此，在实验例36中，回火马氏体的比例变高，没有铁素体等软质组织，因此H98/H2低于下限，硬质部与软质部的硬度差变小，延展性EL处于劣势。

实验例39是在第2冷却工序中贝氏体相变温度区域中的平均冷却速度小、在该工序中贝氏体相变过度进行的例子。在实验例39中，由于不存在回火马氏体，因此抗拉强度TS不充分。

实验例56～59的钢板的化学成分为规定的范围外。更详细而言，实验例56中，钢W中C的含量低于本专利规定的下限。因此，在实验例56中，软质组织的比例高，抗拉强度TS不足。

另外，实验例57中，钢X中C的含量高于上限。因此，在实验例57中，软质组织的比例低，延展性EL不足。

实验例58中，钢Y中Si的含量低于下限。因此，在实验例58中，回火马氏体的强度低，抗拉强度TS不足。

另外，实验例59中，钢Z中Mn的含量低于下限。因此，在实验例59中，淬火性大幅降低，得不到作为硬质组织的回火马氏体及马氏体，因此抗拉强度TS不足。

另外，实验例85及实验例102中，从热轧结束至卷取为止的冷却速度低于下限。因此，在实验例85及实验例102中，卷取前相变过度进行，钢板中的奥氏体的大部分消失，没有进行Mn的分配，在连续退火线中得不到规定的显微组织。因此，峰度K*超过上限，拉伸凸缘性λ不足。

另外，实验例86中，在连续退火线的马氏体相变温度区域中的停留工序中，停留时间低于下限。因此，在实验例86中，回火马氏体的比例小，峰度（K*）超过－0.40，硬度分布不平坦，变为具有“谷”的分布，因此拉伸凸缘性λ低。

另外，实验例89中，卷取温度低于下限。因此，在实验例89中，Mn的分配没有进展，在连续退火线中得不到规定的显微组织。因此，峰度K*超过上限，拉伸凸缘性λ不足。

另外，实验例90中，连续退火线的再加热工序中的再加热停止温度低于下限。因此，生成的贝氏体及贝氏体铁素体的硬度过高，铁素体与贝氏体及贝氏体铁素体的硬度差变大，峰度（K*）超过－0.40，硬度分布变为具有“谷”的分布，拉伸凸缘性λ低。

另外，实验例93中，卷取后的冷却速度超过上限。因此，在实验例93中，Mn的分配没有进展，在连续退火线中得不到规定的显微组织。因此，峰度K*超过上限，拉伸凸缘性λ不足。

另外，实验例94中，连续退火线的再加热工序中的贝氏体相变温度区域中的平均升温速度超过上限。因此，生成的贝氏体及贝氏体铁素体的硬度过高，铁素体与贝氏体及贝氏体铁素体的硬度差变大，峰度（K*）超过－0.40，硬度分布变为具有“谷”的分布，拉伸凸缘性λ低。

另外，实验例101中，在连续退火线的马氏体相变温度区域中的停留工序中，停留时间超过上限。因此，生成硬质的下部贝氏体，得不到比较软质的贝氏体和/或贝氏体铁素体，峰度（K*）超过－0.40，硬度分布变为具有“谷”的分布，拉伸凸缘性λ低。

另外，实验例117中，连续退火线的最高加热温度超过上限。因此，在实验例117中，得不到软质的铁素体，H98/H2低于下限，硬质部与软质部的硬度差小，延展性EL处于劣势。

另外，实验例120中，连续退火线的最高加热温度低于下限。因此，在实验例120中，硬质组织少，强度TS处于劣势。

另外，实验例123中，连续退火线的第2冷却工序中的冷却停止温度超过上限。因此，在实验例123中，得不到回火马氏体，峰度（K*）超过－0.40，硬度分布变为具有“谷”的分布，拉伸凸缘性λ低。

产业上利用的可能性

本发明的高强度钢板具有规定的化学成分，98%硬度为2%硬度的1.5倍以上，2%硬度与98%硬度之间的硬度分布的峰度K*为－0.40以下，钢板组织中的平均晶体粒径为10μm以下，因此成为确保抗拉强度为900MPa以上的高强度的同时延展性及凸缘性优异的钢板。由此，不会损害加工性，能确保钢板的强度等，本发明在产业上的贡献非常显著。