高强度钢板用原材料、高强度钢板用热轧材料、高强度钢板用热轧退火材料、高强度钢板、高强度熔融镀敷钢板及高强度电镀钢板、以及它们的制造方法

摘要

本发明提供一种具有980MPa以上的拉伸强度且具有30000MPa％以上的TS‑El平衡的高强度钢板，其通过提高铸造时的钢坯表面品质及偏析等内部品质而具有优异的表面品质与成型性。所述高强度钢板具有如下成分组成：在满足1.1≤(Ti+Mn

说明书

技术领域

本发明涉及供于汽车用钢板或结构用材料、建筑机械、管道这样的要求兼顾高强度与高成型性的用途的、表面品质及强度与延展性的平衡性优异的高强度钢板、及制造该高强度钢板时优选的中间产品、以及它们的制造方法。

背景技术

对于汽车用钢板或结构用材料、建筑机械、管道这样的领域所使用的钢而言，对于来自外部的冲击、负载，为了保持钢产品本身的功能、保护由钢构成的结构体内部的人、物，要求其具有高强度。特别是近年来，从减轻环境负担、降低成本的观点考虑，要求钢板的轻质化，因此需要即使薄壁化也可保持耐久性，对高强度化的要求不断增加。

然而，钢的高强度化通常导致成型性变差，因此，提出了保持高成型性的课题。作为兼顾强度与成型性的指标，以拉伸试验中的拉伸强度(TS)与伸长率(El)之积TS×El所表示的TS-El平衡性高是重要的。

目前，作为适于这样用途的材料，提出了TRIP钢，所述TRIP钢充分利用了相变诱导塑性(TRIP：Transformation Induced Plasticity)效果，该效果是通过使微观组织的一部分或全部形成亚稳奥氏体，并使其发生应变致马氏体相变，从而提高均匀伸长率。

例如，专利文献1中公开了一种被称为TRIP钢(或TRIP aided steel)的钢，其通过在退火后的冷却过程中将添加了Al、Si、Mn的钢保持为贝氏体相变温度范围而使C富集于铁素体母相中的奥氏体，在室温下也可少量形成亚稳奥氏体(残留奥氏体)。这样的钢在TS为590-980MPa的范围时也可表现出TS-El平衡超过20000MPa％的较高的成型性，但对于TS超过980MPa级的进一步高强度化的要求而言，难以确保足够的成型性而不追随伸长率的改善。

对此，提出了TWIP钢，其利用了孪晶诱导塑性(Twin Induced Plasticity)效果，该效果是通过添加超过10％的奥氏体稳定化元素Mn使奥氏体在室温下也稳定化，从而发生应变诱导的孪晶相变来提高延展性。例如，在专利文献2中，当TS为700MPa以上、El为40-60％、且TS-El平衡为40000MPa％以上时，表现出显著优异的成型性。然而，这样的钢的合金成本高，且在钢坯阶段的热延展性差，在连铸机的弯曲矫直、热轧时钢坯表层破裂而使最终产品的表面品质变差，因此需要进行钢坯的修整。另外，由于需要特殊的铸造设备，因此制造成本也显著增加。

因此，专利文献3中提出了TS为980-1180MPa、El为30-25％、且TS-El平衡超过30000MPa％的TRIP钢，所述TRIP钢将Mn量设为5～10％左右而改善了制造性，且通过将Mn分配至奥氏体而实现了奥氏体稳定化。然而，对于这样的钢而言，铸造时弯曲矫直部的钢坯破裂是严重问题，尚未解决因钢坯修整所导致的成本增加、最终产品的表面品质变差所导致的成品率下降。

专利文献4中公开了通过优化钢成分中的Ti、N添加量而减少钢坯破裂的高强度钢板的制造方法，其以Mn为3.0％以下的较低强度的钢作为对象，并未公开与Mn超过3.0％的高强度钢板相关的适宜的制造方法。

专利文献5中公开了在到达弯曲部前将钢暂时骤冷至Ar₃温度以下，然后利用回热时的相变使钢坯内的微观组织微细化，从而抑制破裂的方法，但对于Mn超过3.0％的高合金成分钢而言，由于相变显著延迟或被低温化，因此，为了在连铸机的弯曲矫直部之前使其相变，需要特别缓慢的铸造速度、导致钢坯破裂的程度的过强的冷却，因此该方法并不一定有效。

另外，专利文献6中记载了缓慢冷却而在高温侧避开脆化温度范围的方法。但是，在该方法中，因缓慢冷却而使凝固壳(壳)厚度变薄，壳因钢水压力而向外侧膨胀的凸起现象的程度变得严重，由此会引起纵向裂纹、表层下裂纹所导致的表面品质变差，以及内部裂纹、中心偏析严重所导致的局部硬质部引起延展性、拉伸凸缘性等材质变差。另外，由于在保持长时间高温的状态下受到应变，因此Ti、Nb、V这样的为了最终产品的析出强化而添加的元素在钢坯中明显粗大化，即使在随后的热轧时的加热炉内也不能充分地完全固溶，因此存在析出强化量降低的缺点。另外，为了在连铸机内完全凝固，需要减慢铸造速度(Vc)，会使制造效率降低。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-335908号公报

专利文献2：日本特表2008-519160号公报

专利文献3：日本专利第5440672号公报

专利文献4：日本专利第3596316号公报

专利文献5：日本专利第3622687号公报

专利文献6：日本特开2011-218403号公报

发明内容

发明要解决的课题

本发明是鉴于上述背景而完成的，其目的在于提供一种拉伸强度为980MPa以上且TS-El平衡为30000MPa％以上的表面品质与成型性优异的高强度钢板、在制造该高强度钢板时优选的中间产品、以及能够提高铸造时的钢坯表面品质及偏析等内部品质的制造方法。

解决课题的方法

关于Mn量超过3.0质量％的成分组成的钢，本发明人等对于能够制造可抑制高温脆化导致的钢坯破裂、轧制破裂且兼顾高强度和高延展性的钢的方法进行了深入研究，结果是获得了以下见解。

即，高Mn钢的高温脆化的原因在于以下因素的共同作用：铸造后的冷却过程中随着奥氏体晶粒粗大化，变形应变向晶界集中；微细的AlN、Nb(CN)、MnS等析出物在晶界生成而导致晶界脆化。为了抑制这些因素，适当地控制Ti、N及Mn的添加量是非常有效的。

Ti在微观组织内形成微细的Ti系碳氮化物及硫化物，显著抑制奥氏体的晶粒生长，另一方面，抑制AlN及Nb(CN)、或微细的MnS这样的使奥氏体晶界脆化的析出物的生成。目前已知，公开了添加以固定N的观点考虑的N量和以化学计量计的当量的Ti的技术，但对于Mn超过3.0质量％的钢而言，这不是足够的量，需要添加更大量的Ti。其原因尚不明确，但可以认为，大量的Ti从高温范围起生成TiN，有效地抑制高温范围的γ晶粒生长，并且形成Ti碳化物、与C的团簇，由此可有效地抑制奥氏体的晶粒生长，改善热延展性。

另外，Mn的效果也尚不明确，但可以认为，随着添加大量Mn，凝固温度降低，MnS的早期形成及奥氏体晶界的拖曳(Solute-drag)效果等妨碍奥氏体的晶粒生长。

即使通过连铸机的矫直带的钢坯温度降低，该钢也不发生脆化导致的破裂，因此，可以得到表面品质优异的钢坯。另外，凝固壳厚度增加可以抑制凸起，也能够减少纵向裂纹、表层下裂纹导致的表面品质下降，而且可以减少内部裂纹、中心偏析，对于提高成型性也是有效的。

另一方面，在得到高强度且高延展性的钢方面，通过热轧后箱式退火(BAF：BatchAnnealing Furnace)对添加超过3.0％的Mn的钢进行均热处理是极其有效的。由此，平均1.5倍以上的Mn从回火后的铁素体、贝氏体或马氏体富集于残留奥氏体，能够在冷轧～退火后发挥优异的延展性。

另外可知，添加Ti还具有提高最终产品的强度而不降低延展性的附加效果。特别是通过添加Ti代替Mn来确保强度对于改善焊接性、镀敷性、以及提高拉伸凸缘成型性、深冲性等延展性以外的加工性有很大贡献。可以推测这是在如上所述的钢中析出的Ti碳氮化物在钢板再加热时抑制微观组织的再结晶和晶粒生长，使微观组织微细化的效果。从该观点考虑得到了以下新见解，即，如果将Ti与Mn的替代效果公式化，则下式(Ti+Mn^1/2/400)/(0.01+5N)为给定的数值范围是适于兼顾上述的热延展性提高和高强度化的。

本发明是基于以上见解而完成的，其主旨如下。

1.一种高强度钢板用原材料，其具有以下成分组成：

以质量％计，在满足下述式(1)的范围含有

C：0.08％以上且0.30％以下、

Si：2.0％以下、

Mn：大于3.0％且10.0％以下、

P：0.05％以下、

S：0.01％以下、

Al：1.5％以下、

Ti：0.010％以上且0.300％以下、及

N：0.0020％以上且0.0100％以下，

余量为Fe及不可避免的杂质，

所述高强度钢板用原材料的按照下述式(2)得到的ΔMn为0.45％以上。

1.1≤([Ti]+[Mn]^1/2/400)/(0.01+5[N])≤6.0···(1)

式中，[]为该括号内元素的含量(质量％)，

ΔMn＝Σ(Mn_max,i－Mn_min,i)/i···(2)

式中，Mn_max,i及Mn_min,i是在距原材料表面为厚度t的1/4深度位置沿宽度方向的任意10mm间的EPMA线分析(射束径1μm)中，邻接的Mn的正偏析部的最大值及负偏析部的最小值的浓度，将这些位于10mm间的全部i个正/负偏析组的浓度差的平均值作为ΔMn。

2.上述1所述的高强度钢板用原材料，其中，以质量％计，所述成分组成还含有选自以下元素中的1种或2种以上：

Cr：1.0％以下、

Ni：1.0％以下、

Mo：1.0％以下、

Cu：1.0％以下、

Nb：0.1％以下、

V：0.1％以下、

B：0.0050％以下、

Ca：1.0％以下、

REM：1.0％以下、

Sn：0.20％以下、及

Sb：0.2％以下。

3.一种高强度钢板用原材料的制造方法，该方法包括：在由具有上述1或2所述的成分组成的钢水连铸钢坯时，实施比水量S为0.5L/kg钢以上且2.5L/kg钢以下的冷却，直至二冷区的凝固壳表层部温度为900℃，使弯曲部及矫直部在600℃以上且1150℃以下通过，然后实施从400℃至200℃的平均冷却速度为1.0℃/秒以下的冷却。

4.一种高强度钢板用热轧材料，其具有以下成分组成：

以质量％计，在满足下述式(1)的范围含有

C：0.08％以上且0.30％以下、

Si：2.0％以下、

Mn：大于3.0％且10.0％以下、

P：0.05％以下、

S：0.01％以下、

Al：1.5％以下、

Ti：0.010％以上且0.300％以下、及

N：0.0020％以上且0.0100％以下，

余量为Fe及不可避免的杂质，

所述高强度钢板用热轧材料的按照下述式(2)得到的ΔMn为0.50％以上。

1.1≤([Ti]+[Mn]^1/2/400)/(0.01+5[N])≤6.0···(1)

式中，[]为该括号内元素的含量(质量％)，

ΔMn＝Σ(Mn_max,i－Mn_min,i)/i···(2)

式中，Mn_max,i及Mn_min,i是在距热轧材料表面为厚度t的1/4深度位置沿板宽方向的任意10mm间的EPMA线分析(射束径1μm)中，邻接的Mn的正偏析部的最大值及负偏析部的最小值的浓度，将这些位于10mm间的全部i个正/负偏析组的浓度差的平均值作为ΔMn。

5.上述4所述的高强度钢板用热轧材料，其中，以质量％计，所述成分组成还含有选自以下元素中的1种或2种以上：

Cr：1.0％以下、

Ni：1.0％以下、

Mo：1.0％以下、

Cu：1.0％以下、

Nb：0.1％以下、

V：0.1％以下、

B：0.0050％以下、

Ca：1.0％以下、

REM：1.0％以下、

Sn：0.20％以下、及

Sb：0.2％以下。

6.一种高强度钢板用热轧材料的制造方法，该方法包括：在由具有上述4或5所述的成分组成的钢水连铸钢坯时，实施比水量S为0.5L/kg钢以上且2.5L/kg钢以下的冷却，直至二冷区的凝固壳表层部温度为900℃，使弯曲部及矫直部在600℃以上且1150℃以下通过，然后实施从400℃至200℃的平均冷却速度为1.0℃/秒以下的冷却，在Ar₃点以上的精轧温度下对得到的钢坯实施热轧，然后在[Ms点+50℃]以上且700℃以下的温度范围进行卷取，并冷却至200℃以下。

7.一种高强度钢板用热轧退火材料，其具有以下成分组成：

以质量％计，在满足下述式(1)的范围含有

C：0.08％以上且0.30％以下、

Si：2.0％以下、

Mn：大于3.0％且10.0％以下、

P：0.05％以下、

S：0.01％以下、

Al：1.5％以下、

Ti：0.010％以上且0.300％以下、及

N：0.0020％以上且0.0100％以下，

余量为Fe及不可避免的杂质，

所述高强度钢板用热轧退火材料具有包含残留奥氏体相及铁素体相的组织，且残留奥氏体相的平均Mn浓度(γMn)相对于所述铁素体相的平均Mn浓度(αMn)之比γMn/αMn为1.5以上。

1.1≤([Ti]+[Mn]^1/2/400)/(0.01+5[N])≤6.0···(1)

式中，[]为该括号内元素的含量(质量％)

8.上述7所述的高强度钢板用热轧退火材料，其中，以质量％计，所述成分组成还含有选自以下元素中的1种或2种以上：

Cr：1.0％以下、

Ni：1.0％以下、

Mo：1.0％以下、

Cu：1.0％以下、

Nb：0.1％以下、

V：0.1％以下、

B：0.0050％以下、

Ca：1.0％以下、

REM：1.0％以下、

Sn：0.20％以下、及

Sb：0.2％以下。

9.一种高强度钢板用热轧退火材料的制造方法，该方法包括：在对具有上述7或8所述的成分组成的钢水进行连铸制成钢坯时，实施比水量S为0.5L/kg钢以上且2.5L/kg钢以下的冷却，直至所述连铸中的凝固壳表层部温度为900℃，使弯曲部及矫直部在600℃以上且1150℃以下通过，然后实施从400℃至200℃的平均冷却速度为1.0℃/秒以下的冷却，在Ar₃点以上的精轧温度下对得到的钢坯实施热轧，然后在[Ms点+50℃]以上且700℃以下的温度范围进行卷取，并冷却至200℃以下，将由此得到的钢带进一步在[Ac₁相变点－200℃]以上且[Ac₁相变点+100℃]以下的温度范围保持30分钟以上，接着冷却至200℃以下。

10.一种高强度钢板，其具有以下成分组成：

以质量％计，在满足下述式(1)的范围含有

C：0.08％以上且0.30％以下、

Si：2.0％以下、

Mn：大于3.0％且10.0％以下、

P：0.05％以下、

S：0.01％以下、

Al：1.5％以下、

Ti：0.010％以上且0.300％以下、及

N：0.0020％以上且0.0100％以下，

余量为Fe及不可避免的杂质，

所述高强度钢板具有包含残留奥氏体相及铁素体相的组织，且残留奥氏体相的平均Mn浓度(γMn)相对于所述铁素体相的平均Mn浓度(αMn)之比γMn/αMn为1.5以上。

1.1≤([Ti]+[Mn]^1/2/400)/(0.01+5[N])≤6.0···(1)

式中，[]为该括号内元素的含量(质量％)

11.上述10所述的高强度钢板，其中，以质量％计，所述成分组成还含有选自以下元素中的1种或2种以上：

Cr：1.0％以下、

Ni：1.0％以下、

Mo：1.0％以下、

Cu：1.0％以下、

Nb：0.1％以下、

V：0.1％以下、

B：0.0050％以下、

Ca：1.0％以下、

REM：1.0％以下、

Sn：0.20％以下、及

Sb：0.2％以下。

12.一种高强度钢板的制造方法，该方法包括：在由具有上述10或11所述的成分组成的钢水连铸钢坯时，实施比水量S为0.5L/kg钢以上且2.5L/kg钢以下的冷却，直至二冷区的凝固壳表层部温度为900℃，使弯曲部及矫直部在600℃以上且1150℃以下通过，然后实施从400℃至200℃的平均冷却速度为1.0℃/秒以下的冷却，在Ar₃点以上的精轧温度下对得到的钢坯实施热轧，然后在[Ms点+50℃]以上且700℃以下的温度范围进行卷取，并冷却至200℃以下，然后以15％以上的压下率对热轧钢板实施冷轧或温轧，接着在Ac₁温度以上至Ac₁相变点+(Ac₃相变点－Ac₁相变点)/2以下的温度范围保持30秒钟以上且400分钟以下。

13.一种高强度钢板的制造方法，该方法包括：在由具有上述10或11所述的成分组成的钢水连铸钢坯时，实施比水量S为0.5L/kg钢以上且2.5L/kg钢以下的冷却，直至二冷区的凝固壳表层部温度为900℃，使弯曲部及矫直部在600℃以上且1150℃以下通过，然后实施从400℃至200℃的平均冷却速度为1.0℃/秒以下的冷却，在Ar₃点以上的精轧温度下对得到的钢坯实施热轧，然后在[Ms点+50℃]以上且700℃以下的温度范围进行卷取，并冷却至200℃以下，将由此得到的钢带进一步在[Ac₁相变点－200℃]以上且[Ac₁相变点+100℃]以下的温度范围保持30分钟以上，接着冷却至200℃以下，然后以15％以上的压下率对热轧钢板实施冷轧或温轧，接着在Ac₁温度以上至Ac₁相变点+(Ac₃相变点－Ac₁相变点)/2以下的温度范围保持30秒钟以上且400分钟以下。

14.一种高强度熔融镀敷钢板，其在上述10或11所述的高强度钢板的表面具有熔融镀锌被膜或熔融镀铝被膜。

15.一种高强度电镀钢板，其在上述14所述的高强度熔融镀敷钢板的表面具有电镀层。

发明的效果

根据本发明，可以提供一种拉伸强度(TS)为980MPa以上、TS-El平衡为30000MPa％以上的加工性优异的、且表面品质也优异的高强度钢板。另外，可以提供一种用于切实地获得该高强度钢板的优选的中间产品。该高强度钢板例如在应用于汽车结构构件时，可实现基于复杂形状的部件的成型所带来的车身强度/刚性的提高，提高乘客的安全性，并且可基于车身轻质化而改善燃油效率。另外，能够因制造过程中的成品率显著提高而降低CO₂排放量，有助于综合性地减少地球环境负担。

具体实施方式

以下，对本发明的高强度钢板用原材料、高强度钢板用热轧材料、高强度钢板用热轧退火材料、高强度钢板、高强度熔融镀锌钢板及高强度电镀钢板进行详细说明。这里，在从原材料至高强度钢板、高强度镀敷钢板的最终产品中，钢的成分组成是相同的。以下，根据成分组成中的各元素的限定原因依次进行说明。需要说明的是，在没有特别说明的情况下，该成分组成中的“％”表示“质量％”。

[成分组成]

C：0.08％以上且0.30％以下

C(碳)不仅使奥氏体的体积分率增加而高强度化，而且提高奥氏体的稳定性，还提高延展性，因此是有助于提高TS-El平衡的重要元素。在C含量低于0.08％时，无法充分发挥该效果，强度不足，因此将下限设为0.08％。另一方面，C含量超过0.30％时，硬质相过度增加，使延展性、弯曲性、扩孔性或耐氢脆性变差，因此，其上限设为0.30％。

Si：2.0％以下

Si(硅)可增加奥氏体的固溶C量，因此有助于提高奥氏体的稳定性。另外，通过扩大退火时的二相区域温度范围，可减少退火时第二相分率的波动，也有助于材质稳定化。另外，Si通过促进退火过程中的内部氧化，减少Mn的表面富集，从而有助于提高镀敷性。为了获得这些效果，优选至少添加0.1％以上。但是，如果过量添加Si，则在加热时形成牢固的氧化皮，因此会导致因表面裂纹、氧化皮痕迹所引起的表面品质变差。另外，在退火时在钢板表面形成氧化物，妨碍镀敷性、化学法表面处理性。为了防止这些，Si含量的上限设为2.0％，更优选为1.0％以下，从确保更优异的表面品质的观点考虑，优选设为0.5％以下。

Mn：大于3.0％且10.0％以下

Mn(锰)通过富集于奥氏体相而在室温下也可形成热稳定的奥氏体，因此是本发明中必需的元素。Mn有助于形成后面叙述的最终产品中给定的微观组织，可以得到高强度且高延展性的钢。另外，也有助于抑制从连铸的奥氏体晶界生成膜状铁素体，有助于奥氏体粒径的微细化，因此可抑制钢坯的表面裂纹，还有助于提高表面品质。

在Mn含量不大于3.0％时，无法充分获得上述效果，因此其下限设为大于3.0％，更优选为3.5％以上，更优选为4.0％以上。另一方面，含有大于10.0％时，不仅合金成本增加，而且随着脆化相的生成，热延展性明显变差，在连铸、热轧时发生表面裂纹，成品率显著降低。另外，镀敷性、化学法表面处理性、焊接性变差。因此，Mn含量设为10.0％以下，更优选为8.0％以下，特别优选为6.0％以下。

Ti：0.010％以上且0.300％以下

Ti(钛)在钢中形成微细的碳氮化物、团簇，因此在铸造时有助于奥氏体的微细化。另外，减少AlN等引起奥氏体晶界脆化的析出物，有助于提高热延展性，因此是本发明中必需的元素。另外，Ti使热轧卷材的奥氏体粒径微细化，因此促进轧制集合组织的发展，有助于提高退火板的深冲性。此外，对于热轧退火板中的组织形成也是不可缺少的，有助于后面叙述的铁素体和奥氏体的微细化、赋予长径比，从而可实现最终产品的高强度化和高成型性化。

为了获得这些效果，需要至少0.010％的Ti。为了获得更好的效果，优选设为0.030％以上。另一方面，在含有超过0.300％时，形成粗大的TiN、大量的TiC，使热延展性、韧性、耐疲劳破坏性、或均匀伸长这样的特性明显变差。因此，Ti含量的上限设为0.300％，更优选为0.200％以下，进一步优选为0.150％以下。

N：0.0020％以上且0.0100％以下

在本发明中，N(氮)量的控制是重要的。N通过与Ti结合形成微细的TiN而抑制铸造时钢坯中的奥氏体晶粒的晶粒生长，有助于抑制钢坯、热轧板的表面裂纹。为了获得该效果，需要添加0.0020％以上的N。但是，超过0.0100％而过量添加时，形成粗大的TiN，成为破坏的起点，使热延展性、韧性、耐疲劳破坏性、或耐氢脆性等各特性变差。另外，过量的N在固溶状态也会显著促进最终产品的时效，随着材质变化，有时延展性明显变差。因此，其上限设为0.0100％，从上述观点考虑，更优选为0.0080％以下。

另外，对于上述的Mn、Ti及N这3种成分的含量，使其满足下式是关键的。

1.1≤(Ti+Mn^1/2/400)/(0.01+5N)≤6.0

在N相对于Ti、Mn过量存在时，会导致铸造时钢坯表层的奥氏体粒径粗大化、随着AlN析出等的析出而使晶界脆化。另外，如果Ti以粗大TiN的形式被固定，则有助于退火板的微细化的微细Ti析出物减少，加工性降低。因此，Ti含量及Mn含量需要与N含量取得适当的平衡，对于这一点进行了深入研究，结果新发现，如果(Ti+Mn^1/2/400)/(0.01+5N)为1.1以上，则可抑制钢坯表面裂纹，并且能够制造可兼顾最终产品的高强度-高加工性的钢。因此，将上式的下限设为1.1。

另一方面，过量添加Ti及Mn至上式超过6.0时，上述效果饱和，上述的Ti、Mn的硬质相/脆化相所导致的热延展性降低、Mn所导致的镀敷性降低变得特别明显，因此将上限设为6.0，更优选为4.0以下，进一步优选为2.5以下。

如上所述，从更稳定地获得希望的特性的观点考虑，优选将Mn量设为3.5～8.0％，此时，在兼顾高热延展性和强度方面，特别优选将上式的下限设为1.2。由此，可以促进Ti增加及N降低中的一者或两者，能够更稳定地实现抑制Ti所导致的裂纹和提升强度。

P：0.05％以下

P(磷)是强力的固溶强化元素，有助于钢的高强度化。但是，过量添加时，凝固偏析增大，助长钢坯破裂。另外，会导致产品的材质变差、焊接强度变差、或者因妨碍镀敷合金化而导致表面品质变差。因此，P含量的上限设为0.05％，优选为0.020％以下，更优选为0.010％以下。

S：0.01％以下

过量添加S(硫)时，助长凝固偏析，焊接强度变差，而且形成MnS，钢板的加工性变差。另外，会导致红热脆化，热延展性降低。因此，S含量的上限设为0.01％，优选为0.0030％以下，更优选为0.0020％以下。

Al：1.5％以下

Al(铝)增加奥氏体的固溶C量，因此有助于提高奥氏体的稳定性。另外，通过扩大退火时的二相区域温度范围，可减少退火时第二相分率的波动，也有助于材质稳定化。为了获得这些效果，优选至少添加0.1％。但是，如果过量添加，则在退火时于钢板表面形成氧化物，妨碍镀敷性、化学法表面处理性。为了防止这些，Al含量的上限设为1.5％，更优选为1.0％以下，从确保更优异的表面品质的观点考虑，优选设为0.5％以下，特别优选为低于0.3％。

以上基本成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。

另外，除了上述基本成分以外，还可以根据需要添加以下成分元素中的1种或2种以上。

Cr、Ni、Mo及Cu：各1.0％以下

Cr(铬)、Ni(镍)、Mo(钼)及Cu(铜)具有使奥氏体稳定化的效果，因此可以优选分别添加0.02％以上来代替Mn。但是，大量添加会导致合金成本增加，它们的添加量设为以各元素计为1.0％以下。

需要说明的是，在单独添加Cu时，加热时偏析于基础钢板的结晶晶界而熔融，形成表面裂纹，因此，为了抑制这种情况，优选添加与Cu添加量同等以上的Ni。

Nb及V：各0.1％以下

Nb(铌)及V(钒)形成微细的碳氮化物，有助于钢的高强度化。因此，优选分别添加0.005％以上。然而，在铸造时，在奥氏体晶界局部生成的这些析出物(碳氮化物)会使热延展性明显变差。在本发明钢中，虽然可以通过积极地添加Ti而有效地抑制Nb及V的碳氮化物的形成，但在大量添加时存在导致碳氮化物形成的隐患，因此，它们的含量设为以各元素计为0.1％以下，优选为0.05％，更优选为0.02％以下。特别是从抑制钢坯破裂的观点考虑，优选设为Ti量的一半以下。

B：0.0050％以下

B(硼)即使是极微量也具有提高钢的淬火性的效果，可以在需要抑制生成铁素体、贝氏体的情况下添加。为了获得该效果，优选添加0.0005％以上。

另一方面，添加量越是增加，奥氏体的热强度越是增大，难以进行热轧，因此不优选过量添加。另外，在退火工序中，富集于表面而使镀敷性变差。为了抑制以上缺点，B添加量的上限设为0.0050％，更优选为0.0015％以下。

Ca及REM：各1.0％以下

Ca(钙)或REM(稀土元素)可抑制钢中的硫化物的形态，提高韧性等，因此可以含有。但是，添加超过1.0％时，成本增加而效果饱和。因此，将含量的上限设为以各元素计为1.0％。

Sn及Sb：各0.20％以下

Sn(锡)或Sb(锑)抑制钢板表面的脱碳、氮化、或氧化物的生成，因此可以为了提高表面品质、稳定材质而添加。为了获得该效果，特别优选添加以各元素计为0.006％以上，更优选为0.010％以上。但是，即使过量添加，效果也饱和，反而导致延展性降低，因此添加量的上限设为以各元素计为0.20％。

另外，使用本发明的高强度钢板用原材料制造的高强度钢板用热轧退火材料及高强度钢板分别具有以下所示的组织是重要的。

[组织]

作为组织，包含残留奥氏体相及铁素体相。即，通过形成以铁素体作为主相、且在其中至少具有残留奥氏体相的组织，可以获得上述的TRIP效果所带来的强度及延展性提高的效果。

在上述组织中，残留奥氏体相的平均Mn浓度(γMn)相对于上述铁素体相的平均Mn浓度(αMn)之比γMn/αMn在高强度钢板用热轧退火材料的情况下为1.5以上，在高强度钢板的情况下为1.5以上，这是很关键的。

即，为了获得稳定的残留奥氏体，在全部组成中的Mn中，将铁素体中的Mn分配于奥氏体是必不可少的。在最终的冷轧板阶段，比率γMn/αMn低于1.5时，铁素体变硬，成型性变差，而且残留奥氏体变得不稳定，延展性变差。因此，比率γMn/αMn需要设为1.5以上，更优选为3以上，进一步优选为6以上。另一方面，比率γMn/αMn超过20时，虽然可促进上述分配，但残留奥氏体的稳定性过高，延展性提高的效果饱和，铁素体与奥氏体的硬度差反而变得过大，因此可能在界面产生孔，加工性变差。另外，比率γMn/αMn超过20时，也需要明显长时间的热处理。为了可靠地避免这些问题，优选将比率γMn/αMn的上限设为20以下。

需要说明的是，各相的Mn浓度可以如下测定：对于将与钢板的轧制方向(L方向)平行的截面进行了镜面抛光的样品，使用电子探针(Electron ProbeMicro Analyzer、EPMA)装置，在探针径1μm的条件下对特定区域内的Mn浓度分布进行了定量分析，然后在相同观察区域通过抛光腐蚀法和/或电子背散射衍射法(Electron Back Scatter Diffraction：EBSD)对相的种类及分布进行鉴定，并将两组数据进行组合。

如上所述，微观组织是以铁素体作为主相、且在第二相中至少具有残留奥氏体相的组织，第二相中可以含有马氏体及贝氏体。这些相的适宜比率优选为铁素体：30～80％、残留奥氏体：10～60％、马氏体：5～40％及贝氏体：5％以下。需要说明的是，在没有特别说明的情况下，组织中的“％”表示“体积％”。

铁素体：30～80％

在本发明中，为了获得优异的延展性，变形特性良好的铁素体的存在是必不可少的。即，在铁素体低于30％时，延展性、扩孔性这样的加工性明显变差，因此铁素体的体积分率的下限优选设为30％以上。另一方面，铁素体超过80％时，难以获得希望的强度。因此，铁素体优选设为80％以下，更优选为70％以下。

因此，本发明钢中的第二相分率优选为20～70％。第二相是指铁素体以外的所有的相，由于各相分别具有可以含有的适当的相分率范围，因此在以下进行说明。

残留奥氏体：10～60％

残留奥氏体通过加工时的TRIP效果而有助于延展性的提高，因此是本发明中不可缺少的相。其体积分率低于10％时，存在难以确保希望的强度、且难以发挥相同强度下的优异的加工性的隐患。因此，残留奥氏体的体积分率的下限优选设为10％以上，更优选为15％以上，从特别优异的延展性的观点考虑，优选为20％以上。

另一方面，如果存在过量残留奥氏体，则邻近的残留奥氏体会对铁素体赋予很大的应变，促进加工硬化、产生孔隙，结果是拉伸凸缘性、韧性降低。因此，上限优选设为60％。从在希望的强度水平下得到更高的延展性的观点考虑，优选为50％以下。

马氏体：5～40％

马氏体促进低应变范围的铁素体的加工硬化，在使钢板均匀地加工硬化方面是有用的相。因此，优选存在5％以上。但是，大量存在时，残留奥氏体的体积分率相对减少，过度促进低应变范围的铁素体的加工硬化，在更低的应变下会引起残留奥氏体的TRIP现象，因此延展性降低。因此，马氏体的体积分率的上限优选设为40％。特别是从优异的延展性的观点考虑，优选将其体积分率设为与残留奥氏体的体积分率同等以下，更优选为2/3以下，进一步优选为1/2以下。

贝氏体：5％以下

贝氏体在退火过程以渗碳体的形式使富集于奥氏体中的碳析出，因此残留奥氏体的稳定性降低，因此不优选。因此，贝氏体的体积分率优选设为5％以下，更优选为3％以下，进一步优选为1％以下。

另外，残留奥氏体的平均结晶粒径及平均长径比优选为以下的范围。

残留奥氏体的平均结晶粒径：2μm以下

残留奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下时，在相对于加工应变残留奥氏体不易进行马氏体相变的效果、和伴随着加工的来自于铁素体的应变累积被缓和的效果的相互作用下，残留奥氏体甚至在更高应变范围残留，TRIP现象持续，由此显著提高延展性。因此，残留奥氏体的平均结晶粒径优选设为2μm以下。需要说明的是，其下限没有限定，但由于在低于0.1μm时需要特殊处理，因此在本发明的制造方法中允许为0.1μm以上。

残留奥氏体的平均长径比：1.2～4.0

对于残留奥氏体晶粒而言，从提高延展性的观点考虑，优选为沿轧制方向伸展的形态。其原因并不充分明确，但可以认为这是由于，因残留奥氏体的长轴方向沿着冲裁加工、凸肚成型及深冲成型中作为钢板的宏观变形方向的板面方向，因此减少应变在残留奥氏体与铁素体的界面的累积，残留奥氏体残留至更高应变范围，可抑制孔隙的产生。为了获得该效果，优选将残留奥氏体的平均长径比设为1.2以上。另一方面，在长径比超过4.0的情况下，各奥氏体晶粒邻近而呈现连结的形态，易于形成孔隙，加工性变差。因此，奥氏体的平均长径比优选设为4.0以下，更优选为3.0以下，进一步优选为2.0以下。

另外，残留奥氏体的粒子数及铁素体的粒子数之比优选为以下的范围。

残留奥氏体的粒子数/铁素体的粒子数之比：0.3～1.5

相对于微细的残留奥氏体，在铁素体粒径粗大的情况下，Mn的扩散路径不均匀，在残留奥氏体中产生Mn浓度低的区域，导致延展性降低。因此，优选将残留奥氏体粒子数除以铁素体粒子数所得到的比率设为1.5以下。另一方面，铁素体晶粒变得过于微细，该比率低于0.3时，残留奥氏体所带来的TRIP效果对所有铁素体粒子不均等地产生作用，存在延展性降低的隐患。因此，该比率优选设为0.3以上。

接着，通过在最终产品的各阶段将上述的比率γMn/αMn限定为给定的范围，能够切实地得到最终成型性优异的高强度钢板。各阶段的比率γMn/αMn可以通过在上述的成分组成下以下面所示的制造条件来实现。

以下，对于高强度钢板用原材料、高强度钢板用热轧材料、高强度钢板用热轧退火材料、高强度钢板、高强度熔融镀锌钢板及高强度电镀钢板，示出各自的制造条件。

[高强度钢板用原材料]

在对具有上述成分的钢水进行熔炼后，从抑制成分的宏观偏析的观点及制造效率的观点考虑，使用连铸法(包括薄钢坯法)制作高强度钢板用原材料，具体来说制作钢坯(包括钢带)。在该连铸中，关键在于：实施比水量S为0.5L/kg钢以上且2.5L/kg钢以下的冷却，直至二冷区的凝固壳表层部温度为900℃，使弯曲部及矫直部在600℃以上且1150℃以下通过，然后实施从400℃至200℃的平均冷却速度为1.0℃/秒以下的冷却。

这里，凝固壳表层部是指从钢坯的角部沿宽度方向150mm的部分处距钢坯表面2mm深度的区域。另外，比水量S(L/kg钢)由下式求出。

S＝Q/(W×Vc)

这里，Q为冷却水量(L/分)，W为钢坯单体重量(individual weight)(kg钢/m)、Vc为铸造速度(m/分)。

即，通过将比水量设为0.5L/kg钢以上直至凝固壳表层部温度达到900℃，可抑制凝固壳的凸起，抑制因纵向裂纹、表层下裂纹所导致的表面品质降低，并且同时能够抑制内部裂纹、中心偏析，可以提高最终产品的延展性、拉伸凸缘性。

另一方面，在比水量超过2.5L/kg钢时，铸片的角部被极端过度冷却，与附近的高温部的热膨胀量之差所引起的拉伸应力过大地产生作用，横向裂纹增大，因此其上限设为2.5L/kg钢。

另外，弯曲部及矫直部的通过温度、即通过弯曲部及矫直部时钢坯表面的最低温度设为600℃以上且1150℃以下。这里，弯曲部及矫直部的通过温度设为1150℃以下在抑制上述铸片的凸起方面是有效的，且同时是为了降低赋予凝固壳的应变，减少表面裂纹、内部裂纹，得到表面品质与延展性、拉伸凸缘性优异的产品所必需的。该温度超过1150℃时，该效果减弱。另外，由于Ti的粗大析出，下一工序中的微观组织粗大化，最终产品的TS-El平衡变差。从上述观点考虑，更优选为1050℃以下，进一步优选为950℃以下。

另一方面，弯曲部及矫直部的通过温度低于600℃时，铸片硬质化，弯曲的矫直装置的变形负荷增大，缩短矫直部的辊寿命，凝固末期的辊的开度狭小化所带来的轻压下作用不足，中心偏析变差。

以往，对于高Mn钢而言，为了减少横向裂纹，避免上述温度范围、或者在以后实施钢坯修整，但是满足上述的钢成分和Ti、Mn关系式的本发明钢坯可以保持良好的表面品质。

另外，为了抑制钢坯中急剧的马氏体相变导致发生不均匀相变应变，将400℃至200℃的平均冷却速度设为1.0℃/秒以下进行冷却。由此，与上述的奥氏体粒径微细化结合起来，可以避免钢坯的淬裂、自发开裂(所伴随的表面裂纹)。另外，由于能够抑制钢坯的表面裂纹，因此可以在下一工序的热轧中应用以温热片输送钢坯的节能工艺。从抑制裂纹的观点考虑，该平均冷却速度更优选为0.1℃/秒以下，进一步优选为0.05℃/秒以下。

根据以上的铸造条件得到的高强度钢板用原材料(钢坯)形成以马氏体作为主相的组织，为了将高强度钢板用热轧退火材料及高强度钢板中的比率γMn/αMn限定为上述的范围，将作为它们的起始材料的高强度钢板用原材料中的Mn偏析度设定为给定的范围内是有利的。即，将根据下述式(2)得到的Mn浓度的波动ΔMn设为0.45％以上。通过使该ΔMn为0.45％以上，可以将高强度钢板用热轧退火材料及高强度钢板中的比率γMn/αMn控制为希望的范围。

ΔMn＝Σ(Mn_max,i－Mn_min,i)/i···(2)

式中，Mn_max,i及Mn_min,i是在距原材料表面为厚度t的1/4深度位置沿宽度方向的任意10mm间的EPMA线分析(射束径1μm)中，邻接的Mn的正偏析部(树枝状晶体枝间部)的最大值及负偏析部(树枝状晶体枝干部)的最小值的浓度。将这些位于10mm间的全部i个正/负偏析组的浓度差的平均值作为ΔMn。

需要说明的是，ΔMn为0.45％以上可以通过在连铸上述本发明范围的成分钢时，在钢坯1/4t厚的冷却速度为10℃/秒以下的条件下从液相线温度冷却至固相线温度来实现。因此，在将二次冷却喷雾的比水量设为0.5L/kg钢～2.5L/kg钢的本发明的制造条件下，本条件充分得到满足。在实施了上述冷却速度大于10℃/秒的骤冷的情况下，无法获得足够的Mn浓度偏差，导致最终产品的特性变差。

[高强度钢板用热轧材料]

在Ar₃点以上的精轧温度下对上述高强度钢板用原材料(钢坯)实施了热轧后，于[Ms点+50℃]以上且700℃以下的温度范围进行卷取，冷却至200℃以下，由此得到高强度钢板用热轧材料。

首先，将精轧温度设为Ar₃相变点以上，实施热轧，制成热轧板。在精轧温度低于Ar₃相变点时，由于热变形阻力增大而非常难以进行热轧。另一方面，在精轧温度超过1000℃时，在表面生成厚氧化皮，存在表面品质变差的隐患，因此优选设为1000℃以下。为了获得更优异的表面品质，优选将精轧温度设为950℃以下。

需要说明的是，在对具有上述成分的钢坯进行再加热的过程中，由于存在Ti的微细析出物，因此，奥氏体粒径微细化，使最终组织的微观组织微细化，可以获得提高TS-El平衡的附加效果。但是，这些Ti系析出物需要在热轧前充分熔解，因此优选将钢坯再加热至1100℃以上，更优选为1200℃以上。另一方面，在将钢坯加热至超过1300℃时，会导致热轧板因氧化皮损失增大、生成不均匀的氧化皮所引起的表面品质变差，因此其上限优选设为1300℃。

接着，在热轧后立即以任意的冷却速度冷却至[Ms点+50℃]以上且700℃以下的温度范围，并在该温度范围进行卷取。在Ms点以下的温度范围进行该卷取时，由于钢板整体快速相变为马氏体，因此在板上产生波纹、边缘裂纹，存在导致表面品质变差、成品率降低的隐患。因此，为了可靠地避免这些情况，在比Ms点高50℃的温度范围进行卷取。另一方面，卷取温度超过700℃时，氧化皮厚度增加，表面品质变差，因此在700℃以下进行卷取。

对于经过以上的热轧及卷取而得到的热轧材料而言，上述的根据式(2)得到的Mn浓度的波动ΔMn为0.50％以上。

[高强度钢板用热轧退火材料]

上述高强度钢板用热轧材料可以通过实施中间热处理而得到比率γMn/αMn为1.5以上的高强度钢板用热轧退火材料，所述中间热处理是在上述[Ms点+50℃]以上且700℃以下的温度范围卷取后，冷却至200℃以下，然后在[Ac₁相变点－200℃]以上且[Ac₁相变点+100℃]以下的温度范围保持30分钟以上。

通过将上述卷取后的热轧卷材在[Ac₁相变点－200℃]以上且[Ac₁相变点+100℃]以下的温度范围保持30分钟以上，马氏体、贝氏体等硬质的低温相变生成相发生回火，热轧板的轧制负荷减轻。另外，由于从Mn浓度高的部位形成奥氏体相，因此可进一步促进Mn从铁素体、回火马氏体或贝氏体的富集。在上述的温度范围以外的情况、保持时间短的情况下，无法获得这些效果。另一方面，即使保持超过750分钟，效果也饱和，会导致制造成本增加，因此优选设为750分钟以下。保持在该温度范围的热轧卷材暂时被冷却至200℃以下。

如上所述，通过在卷取后实施中间热处理，可以使热轧材料的比率γMn/αMn为1.5以上。

[高强度钢板]

上述卷取后或上述中间热处理后的热轧卷材在按照通常方法实施了酸洗后，优选以压下率15％以上实施冷轧或温轧，制成冷轧板。这里，压下率低于15％时，随后的退火过程中铁素体的再结晶不充分，加工组织残留，加工性降低。压下率优选为20％以上，更优选为25％以上。需要说明的是，优选将钢带再加热至150～600℃进行温轧。由此，残留奥氏体的稳定性增加，不易因轧制应变而发生马氏体相变，因此可以抑制轧制变形阻力的增加。温轧的温度低于150℃时，该效果不足。另一方面，在超过600℃时，在钢板表面产生氧化皮性缺陷，有时使表面品质变差，因此不优选。需要说明的是，对于压下率的上限没有特别限制，在超过80％时，对设备的负担过大，因此优选为80％以下。

在上述冷轧或温轧之后，在Ac₁相变点以上且[Ac₁相变点+(Ac₃相变点－Ac₁相变点)/2]以下的温度范围保持30秒钟以上且400分钟以下，形成奥氏体相，使C及Mn富集。热处理温度低于Ac₁相变点、或低于30秒钟的低温、或短时间的退火的情况下，碳化物的熔解不充分，奥氏体的分率及稳定性降低，延展性变差。另一方面，在超过上述温度范围的温度下保持时，奥氏体的生成量增加，各奥氏体的C及Mn富集量降低，奥氏体的稳定性降低，因此延展性变差。另外，由于各奥氏体晶粒连结而使长径比增大，因此冲裁性、韧性、弯曲性这样的诸特性变差。另外，保持超过400分钟时，铁素体、奥氏体的晶粒粗大化而使强度、延展性降低、Ti析出物粗大化而使拉伸强度降低。

需要说明的是，在上述温度范围下保持的加热工序中，优选以平均升温速度1.5℃/秒以上且10℃/秒以下加热(升温)至[Ac₁相变点－200℃]以上且Ac₁相变点以下的温度范围。由此，Ti碳化物或Ti团簇抑制铁素体的晶粒生长，使微观组织微细化，因此可以实现延展性的提高。平均升温速度低于1.5℃/秒时，促进铁素体的晶粒生长，铁素体、奥氏体的粒径粗大化，有时强度、延展性降低。另一方面，平均升温速度超过10℃/秒时，铁素体的未再结晶组织残留，与奥氏体粒子数相比，铁素体粒子数极度增加，存在延展性变差的隐患。

上述均热保持后的冷却速度及冷却方法没有特别限定。但是，在极慢的冷却速度下，由奥氏体生成渗碳体，有时稳定性降低，因此优选以0.01℃/秒以上冷却至200℃以下。另外，在极快的冷却速度下，钢板形状容易产生波纹，因此优选设为100℃/秒以下。

需要说明的是，退火工序在连续退火线(CAL)或连续熔融镀敷线(CGL)、箱式退火炉(BAF)中实施。优选通过一次热处理来实施，但也可以通过在过程中包括冷却的相同或不同的退火方法进行多次退火处理。在该情况下，只要将均热时间的总时间控制为30秒钟以上且400分钟以下即可。

这里，在进行上述的冷轧及退火的对象为上述卷取后的热轧卷材的情况下，通过进行上述的冷轧及退火，比率γMn/αMn为1.5以上。另一方面，在进行冷轧及退火的对象为上述中间热处理后的热轧卷材的情况下，通过进行上述的冷轧及退火，比率γMn/αMn为1.7以上。

对于上述的冷轧钢板，可以实施金属镀敷处理。作为金属镀敷处理，有(包括合金化的)熔融镀锌、电镀锌、熔融镀铝及电镀铝等。以下，从熔融镀锌起依次进行说明。

[高强度熔融镀锌钢板]

在实施熔融镀锌的情况下，优选在上述退火处理后的冷却过程中实施以下的处理。需要说明的是，在进行多次退火处理的情况下，在最终的退火工序中实施。即，优选在上述条件下将均热退火后的钢板以0.01℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度冷却至500℃以下，在浸渍于熔融镀锌浴后立即以0.01℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度冷却至100℃以下。另外，优选在浸渍于熔融镀锌浴后立即在450℃以上且650℃以下的温度范围保持10秒钟以上，实施镀敷的合金化处理，然后以0.01℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度冷却至100℃以下。上述的平均冷却速度低于0.01℃/秒时，生成渗碳体、贝氏体，有时延展性变差。另一方面，在超过100℃/秒时，有时在钢板上产生褶皱、波纹、裂纹。

[高强度熔融镀铝钢板]

可以实施熔融镀铝。在上述的退火处理后的冷却过程中实施以下的处理。需要说明的是，在进行多次退火处理的情况下，在最终的退火工序中实施。即，优选以0.01℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度将上述退火后的钢板冷却至700℃以下，并在浸渍于熔融镀铝浴后立即以0.01℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度冷却至100℃以下。另外，优选在浸渍于熔融镀铝浴后立即在700℃以上且800℃以下的温度范围保持10秒钟以上，促进镀敷的合金化处理，然后以0.01℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度冷却至100℃以下。

[高强度电镀钢板]

可以在将由上述的退火处理得到的冷轧钢板、上述熔融镀锌钢板或熔融镀铝钢板冷却后，实施电镀锌。作为电镀锌的处理条件，可以按照通常方法，通过将钢板配置于镀槽中并借助电来镀锌的方法来进行。

另外，可以根据需要，进行以下的回火处理及调质轧制。

[回火处理]

对于实施上述退火处理或上述任意的镀敷处理并冷却至300℃以下而得到的、形成了马氏体的钢板，为了该马氏体的回火所带来的延展性、冲裁性的提高，可以追加在100℃以上且Ac₁相变点以下的温度范围保持30秒钟以上的回火处理。

[调质轧制]

为了使这样得到的冷轧钢板或镀敷钢板的屈服点伸长率消失、调整镀敷表面粗糙度、或矫正钢板的形状，可以实施调质轧制。但是，由于伸长率过大时延展性变差，因此伸长率优选设为2％以下。

实施例

用转炉对具有表1所示的成分组成、且余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢进行熔炼，然后按照表2所示的条件进行连铸，制造了厚度250mm的钢坯。接着，在表3记载的条件下对得到的钢坯进行热轧，制造了厚度3.2mm的热轧板。另外，在表4所示的条件下对该热轧板实施了中间热处理。另外，在表5所示的压下率实施冷轧，制成了1.6mm厚度的冷轧板。在表5记载的条件下对该冷轧板实施了1次或2次退火处理。实施了熔融镀锌的钢板通过以下方式制作：以单面45±3g/m²在两面形成被膜中的Fe浓度为10±1质量％的镀锌，在500℃下实施合金化处理。

各成分钢的Ms点、A_C1点及A_C3点根据下式求出。A_r3点与Ms点相同。

Ms点＝561－474C－33Mn－17Cr－17Ni－21Mo

A_C1点＝751－16C+11Si－28Mn－5.5Cu－16Ni+13Cr+3.4Mo

A_C3点＝910－203(C)^1/2+45Si－30Mn－20Cu－15Ni+11Cr+32Mo+104V+400Ti+200Al

表3

上述的原材料(钢坯)或热轧材料(热轧板)的ΔMn通过以下方式求出：在多个部位进行在距该钢坯表面或热轧板表面为板厚t的1/4深度位置沿板宽方向的任意10mm间的EPMA线分析(射束径1μm)，取N＝5的移动平均(moving average)，得到了Mn浓度的曲线，然后测定邻接的Mn的负偏析部(枝状晶体枝干部)和正偏析部(枝状晶体枝间部)的浓度的最大值与最小值，将150个以上的正/负偏析组的浓度差的平均值作为ΔMn。

另外，从热轧板、冷轧板上适当采集以下的样品，评价了微观组织、机械特性及表面品质。

首先，微观组织通过如下方式显现出来：在钢坯、热轧板及冷轧板(钢带)的各阶段采集L截面(与轧制方向平行且与宽度方向垂直的面)的钢片，在镜面抛光之后，用3％硝酸乙醇溶液对微观组织进行蚀刻。通过扫描电子显微镜，以5000倍对其随机拍摄了10个视场的板厚1/4位置。

在该组织照片中，将黑色对比度的区域判断为铁素体，将灰色对比度的区域判断为残留奥氏体及马氏体，将微细(0.1μm以下)白点判断为渗碳体，将渗碳体为点列状且与直线状(针状)的铁素体形成层状形态的区域判断为贝氏体，将未形成点列状的微细渗碳体与微细铁素体的混合组织判断为回火马氏体，将各相的区域面积相对于拍摄视场的总面积之比作为各相的体积分率。

同样地，残留奥氏体的体积分率通过以下方式计算：对于上述的各阶段的试样(钢片)，在通过磨削及化学抛光露出了距钢片表面为板厚的1/4厚度的深部的面中，以Mo-Kα射线作为射线源，在加速电压50keV下，使用X射线衍射装置(装置：Rigaku公司制造的RINT2200)对铁的铁素体相的{200}面、{211}面、{220}面、及奥氏体相的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射的积分强度进行测定，根据这些测定值，使用文献(理学电机株式会社：X射线衍射手册(2000)，第26、62-64)中记载的计算式计算出残留奥氏体的体积分率。从根据上述组织照片测定的马氏体与残留奥氏体的总体积分率中减去由X射线衍射法测定的残留奥氏体的体积分率，求出了马氏体的体积分率。

接着，对于机械特性而言，从冷轧板(钢带)采集以板宽方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片，实施了按照JISZ2241(1998年)标准进行的拉伸试验，测定了各种机械特性(拉伸强度(TS)、总伸长率(El))。在本发明中，将TS为980MPa以上、El为30.6％以上、即TS-El平衡为30000MPa％以上作为良好。

另外，拉伸凸缘性通过以日本铁钢联盟标准JFST1001(2008年)的规定为标准的扩孔试验进行评价。即，从冷轧后的退火板采集100mm×100mm见方尺寸的试验片，使用间隙为12.5％的冲裁工具制作冲裁孔，然后使用顶角60度的圆锥冲头进行扩孔加工，使得形成冲裁孔时产生的毛刺朝向外侧，根据裂纹贯穿板厚时的d₀：初始孔径(mm)、d：产生裂纹时的孔径(mm)，求出了扩孔率λ(％)＝{(d-d₀)/d₀}×100。在本发明中，将λ为40％以上作为良好。

另外，在热延展性的评价中，从钢坯采集平行部长度15mm、肩R5mm、平行部直径6mmφ的圆棒拉伸试验片，在用Thermec Master(富士电波工机制造)将平行部加热1300℃×300秒后，以-5℃/秒冷却至700℃、750℃及800℃，然后在该温度下以应变速度0.002(1/秒)进行拉伸加工，根据断裂时的D0：平行部的初始直径(mm)、D：断裂后的断裂部前端的直径(mm)求出拉深系数RA(％)＝{(D－D₀)/D₀}×100并进行平均。在本发明中，将RA为50％以上作为良好。将该平价结果一并示于表2。

对于钢坯的表面品质，对钢坯整体检查总计100m以上，将完全没有裂纹的情况作为1，将确认到了可以通过加热炉中去氧化皮而消失的程度的极轻微裂纹的情况作为2，将具有需要修整的钢坯破裂的情况作为3，将即使修整也难以除去且需要将钢坯切断除去、废弃的情况作为4，将2以下判断为优良，将3以上判断为不良。将该评价结果一并示于表2。

对于热轧板的表面品质，将热轧板(钢带)全长的表面背面均检查200m以上，将铸造时及热轧时的钢坯破裂所导致的氧化皮或基础钢板重叠的线状图案存在1m以上的情况作为“不良”，将低于1m的情况作为“良”。

对于冷轧板的表面品质，将冷轧板(钢带)全长的表面背面均检查1000m以上，将铸造时及热轧时的钢坯破裂所导致的氧化皮或基础钢板重叠的线状图案存在1m以上的情况作为“不良”，将低于1m的情况作为“良”。另外，对于镀敷钢板，将具有未镀敷的情况作为“不良”。

将该评价结果一并示于表5。

满足了本发明的成分范围及制造条件范围的发明例的高强度钢板均具有TS为980MPa以上的高强度，且兼顾TS-El平衡为30000MPa％以上的高延展性与λ为30％以上的高拉伸凸缘性，并且完全抑制了钢坯破裂及热延展性时的脆化破裂所导致的表面品质变差。