设定为1.0%以上。优 选Mn量为1.5%以上，更优选为1.7%以上。另一方面，如果Mn量超过3.0%，则淬透性过 度提高，无法得到所希望的铁素体相和贝氏体相，回火马氏体相和马氏体相的面积比率增 加，过度硬质化，从而难以确保优良的伸长率。由此，将Mn设定为3.0%以下。优选Mn量 为2. 5%以下，更优选为2. 3%以下。因此，将Mn量设定为1.0%以上且3.0%以下的范围。 优选为1.5%以上且2. 5%以下，更优选为1.7%以上且2. 3%以下的范围。
[0031] P:0.020%以下
[0032] P是对焊接性产生不良影响的元素，优选P量较少。特别是当P量超过0.020 %时 焊接性显著变差，但是可以允许至0.020%。因此，将P量的范围设定为0.020%以下。优 选P量小于〇. 010%。另一方面，如果过度减少，则炼钢工序中的生产效率下降，成本变高， 因此优选将P量设定为0. 001 %以上。因此，P量的范围优选为0. 001 %以上且0. 020%。 如果考虑到焊接性，则更优选为0. 001 %以上且小于0. 010%的范围。
[0033] S:0.0040%以下
[0034] S作为夹杂物存在于钢中，由于其成为夹杂物裂纹的起点，因此优选S量较少。特 别是当S量超过0. 0040%时延伸凸缘性显著下降，但是可以允许至0. 0040%。因此，将S量 的范围设定为0. 0040 %以下。优选S量为0. 0020 %以下。另一方面，过度减少在工业上难以 实施，会伴有炼钢工序中脱硫成本的增加、生产率的下降，因此优选将S量设定为0. 0001% 以上。因此，S量的范围优选为0.0001 %以上且0.0040%以下。更优选为0.0001 %以上且 0. 0020%以下的范围。
[0035] Al:0.01 ~0.1%
[0036] A1作为钢的脱氧剂添加，需要添加0. 01 %以上。优选A1量为0. 02%以上。另一方 面，如果添加超过〇. 1%，则氧化铝等钢板表层部中的夹杂物增加，伸长率、弯曲性下降。由 此，将A1量设定为0.1 %以下。优选A1量为0.08 %以下，更优选为0.06 %以下。因此，将 A1量设定为0. 01 %以上且0. 1 %以下。优选为0. 02%以上且0. 08%以下，更优选为0. 02% 以上且0.06%以下的范围。
[0037] N:0.01%以下
[0038] N是对时效性产生影响的元素，优选N量较少。特别是当N量超过0. 01 %时，应变 时效变得显著，因此将N量的范围设定为0.01 %以下。优选N量为0.0060%以下。另一方 面，过度的减少会伴有炼钢工序中脱氮成本的增加，并且会伴有生产率的下降，因此优选将 N量设定为0.0001%以上。因此，N量的优选范围为0.0001%以上且0.01%以下。更优选 的范围为0. 0001%以上且0. 0060%以下。
[0039] Ca :0? 0001 ~0? 0020%
[0040] Ca具有使成为变形时裂纹起点的硫化物的形状由板状球状化、抑制局部变形能力 下降的效果。为了得到该效果，需要将Ca量设定为0.0001 %以上。另一方面，如果添加超 过0. 0020%，Ca夹杂物过度增加，成为夹杂物裂纹的起点，伸长率、弯曲性下降。由此，将 Ca量设定为0.0020%以下。优选Ca量为0.0010 %以下。因此，将Ca量设定为0.0001 % 以上且0. 0020%以下的范围。优选为0. 0001 %以上且0. 0010%以下的范围。
[0041] 需要说明的是，在本发明的钢中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。但是， 只要是在不损害本发明效果的范围内，则不排除含有上述以外的成分。
[0042] 从不积极含有高价的合金元素的本发明目的出发，优选不含有Ti、Nb、V、Cu、Ni、 Cr、Mo〇
[0043] 接着，对于本发明重要条件之一的钢的组织的限定范围和限定理由进行详细说 明。
[0044] 铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率：30~70%
[0045] 与马氏体相相比，由渗碳体和铁素体相构成的贝氏体相和铁素体相更软质，有助 于伸长率。为了得到所希望的伸长率，需要使铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体 的面积比率为30 %以上。当铁素体相和贝氏体相的合计面积比率小于30 %时，硬质的马氏 体相的面积比率增加，过度地高强度化，仅能得到低伸长率。优选铁素体相和贝氏体相的 合计相对于组织整体的面积比率为45%以上。另一方面，如果铁素体相和贝氏体相的合计 面积比率超过70%，则难以确保900MPa以上的拉伸强度。并且，难以确保规定量的有助于 伸长率的残余奥氏体相。因此，将铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率 设定为70%以下。优选铁素体相和贝氏体相的合计相对于组织整体的面积比率为68%以 下，更加优选为65 %以下。由此，将铁素体相和贝氏体相的合计面积比率设定为30 %以上 且70%以下的范围。优选的范围是30%以上且68%以下，更加优选的范围是45%以上且 65%以下。
[0046] 回火马氏体相相对于组织整体的面积比率：20~40%
[0047] 回火马氏体相在有助于强度的同时，与回火前的硬质马氏体相相比，对伸长率的 不良影响更小。回火马氏体相在高强度化时确保了优良的伸长率，对于得到高TS - E1平 衡、具体而言为TSXE1彡26000MPa* %是有效的。为了得到上述作用，需要使回火马氏体 相相对于组织整体的面积比率为20%以上。优选回火马氏体相相对于组织整体的面积比率 为25%以上。然而，如果回火马氏体相的面积比率超过40%，则难以确保规定量的有助于 伸长率的残余奥氏体相，无法确保TSXE1彡26000MPa* %。因此，将回火马氏体相相对于 组织整体的面积比率设定为40%以下。优选回火马氏体相的面积比率为35%以下。由此， 将回火马氏体相的面积比率设定为20%以上且40%以下的范围。优选的范围是25%以上 且35%以下。
[0048] 残余奥氏体相相对于组织整体的面积比率：10~20%
[0049] 残余奥氏体相具有如下效果：通过应变诱导相变（strain induced transformation)、即材料变形时承受应变的部分相变为马氏体相，从而使变形部硬质化， 防止应变集中，由此提高均匀伸长率。为了得到高均匀伸长率，得到所希望的优良伸长率 (总伸长率），需要含有10%以上的残余奥氏体相。因此，将残余奥氏体相相对于组织整体 的面积比率设定为10%以上。然而，残余奥氏体相的C浓度高，为硬质。如果残余奥氏体相 在钢板中超过20%而过度存在，则局部存在硬质的部分，因此成为妨碍局部伸长率的主要 因素，将难以确保优良的伸长率（总伸长率）和弯曲性。由此，将残余奥氏体相相对于组织 整体的面积比率设定为20%以下。优选残余奥氏体相相对于组织整体的面积比率为15% 以下。因此，将残余奥氏体相的面积比率设定为10%以上且20%以下。优选为10%以上且 15%以下的范围。
[0050] 马氏体相相对于组织整体的面积比率：2~20%
[0051 ] 位错密度高的硬质马氏体相与位错密度低的回火后的软质马氏体相被明确区分。 也就是说，本发明中所谓的马氏体相不包括回火马氏体相。硬质的马氏体相大大有助于拉 伸强度，为了确保900MPa以上的TS，需要使马氏体相的面积比率为2%以上。优选马氏体 相的面积比率为5%以上。然而，当马氏体相的面积比率过多时，过度地高强度化，伸长率下 降，因此需要使马氏体相的面积比率为20%以下。优选马氏体相的面积比率为18%以下， 更优选马氏体相的面积比率为15%以下。通过将马氏体相的面积比率设定为2%以上且 20%以下，可以得到良好的伸长率。优选马氏体相的面积比率为2%以上且15%以下，进一 步优选为5%以上且15%以下的范围。
[0052] 此外，本发明的钢板为高强度热镀锌钢板，在具有上述的成分组成、组织的高强度 钢板的表面上具有热镀锌被膜。在此，本发明的热镀锌钢板是如后所述浸渍到热镀锌浴中 制造的非合金的热镀锌钢板（GI)。作为热镀锌层的附着量，没有特别限定，优选每单面为 30g/m 2~120g/m2的双面镀覆或单面镀覆。
[0053] 接着对本发明的高强度热镀锌钢板的制造方法进行说明。对具有上述成分组成的 钢坯进行热乳、酸洗后，进行冷乳，接着进行加热至800~950°C的温度范围后再冷却的热 处理，随后进行如下热处理：加热至700~850°C的温度范围，以5~50°C /秒的冷却速度 冷却至100~300°C的温度范围，停止该冷却后，接着加热至350~600°C的温度范围，保持 10~500秒，随后实施热镀锌，由此可以得到作为本发明目的的高强度热镀锌钢板。在本发 明的方法中，优选在所述酸洗后、所述冷乳前，实施加热至400~750°C的温度范围的热处 理。此外，还可以对热镀锌后的钢板实施表皮光乳（temper rolling)。
[0054] 以下，对制造条件的限定范围和限定理由进行详细说明。
[0055] 在本发明中，对钢坯的制造没有特别限定，只要通过薄板坯铸造、铸锭等进行制造 即可。特别是为了减少偏析，优选采用连铸法制造。
[0056] 对于热乳也没有特别限制，根据常规方法进行即可。另外，热乳时的加热温度优选 为1100°C以上，从减少锈皮生成、减少燃料消耗率的观点考虑，