00°C或大于500°C，则无法将贝氏体板条间隔 和Fe系碳化物的分布状态均调整为所需的最佳范围。由此，将冷却停止温度（卷取温度） 限定于300~500°C的范围的温度。另外，优选为350~500°C。
[0107] 可以在卷取后按照常法施行酸洗（pickling)而除去在表面上形成的氧化皮 (scale)。此外，也可以在酸洗处理后对热乳钢板施行调质乳制（temperrolling)。此外， 也可以在酸洗处理后或调质乳制后，进一步在均热温度：730°C以下施行退火处理，通过熔 融镀锌浴（hotdipgalvanizingbath)，在表面上形成镀锌层，制成恪融镀锌钢板。若退火 处理的均热温度大于730°C，则贝氏体回火，因此难以确保具有以体积率计大于90%的贝 氏体相且具有所需的贝氏体板条间隔的组织。因此，退火处理的均热温度设为730°C以下。 另外，退火温度的下限没有特别限定，从熔融镀锌层与基底钢板的密合性的观点出发，退火 处理的均热温度优选为600°C以上。此外，也可以在浸渍于熔融镀锌槽后，进一步施行该镀 锌层的合金化处理，制成合金化熔融镀锌钢板。
[0108] 此外，也可以不仅使用熔融镀锌钢板，也使用所得的热乳钢板而制成电镀锌钢板 等链覆钢板。
[0109] 以下，基于实施例进一步对本发明高强度热乳钢板进行说明。
[0110] [实施例1]
[0111] 对具有表1所示的组成的钢坯施行表2所示的加热、精乳、乳制后冷却，制成热乳 钢板。连续铸造时，对于后述的表1~3中的钢A1的热乳钢板No. 1'以外的钢板，为了成 分的偏析减少处理，进行电磁搅拌（EMS)。另外，将由热膨胀曲线求出的各钢坯的相变 点并记于表1。另外，对于一部分热乳钢板，在酸洗后使钢板通过连续熔融镀锌线，在表2所 示的条件下施行退火处理后，施行熔融镀锌处理，制成熔融镀锌钢板（GI)。另外，熔融镀锌 处理设为将退火处理后的热乳钢板浸渍于480°C的镀锌浴（0. 1质量％A1-Zn)中，在钢板两 面上形成每单面的附着量为45g/m2的熔融镀锌层的处理。此外，对一部分热乳钢板在熔融 镀锌处理后，进一步施行合金化处理，制成合金化熔融镀锌钢板（GA)。另外，合金化处理温 度设为520 °C。
[0112] 从所得的热乳钢板（一部分，包含镀覆钢板）采集试验片，实施组织观察、拉伸试 验和量产冲裁性试验。试验方法如下。
[0113] (1)组观察
[0114] 从所得的热乳钢板（镀覆钢板）采集组织观察用试验片，研磨与乳制方向平行的 板厚截面（L截面）后，以3%硝酸乙醇液（nitalsolution)进行腐蚀而使组织出现。然 后，在L截面的板厚1/4位置，以扫描型电子显微镜（scanningelectronmicroscope)(倍 率：3000倍）观察组织，以10视角拍摄组织，通过图像解析处理（imageanalysis)分离贝 氏体相以外的相而决定贝氏体以外的相的组织分率，算出贝氏体相的面积率。将以这种方 式得到的面积率作为贝氏体相的体积率。
[0115] 此外，从所得的热乳钢板（镀覆钢板）的板厚1/4位置采集薄膜用试样，通过 机械研磨、电解研磨而制成薄膜试片，使用透射型电子显微镜（transmissionelectron microscope)(倍率：约30000倍）观察组织，以10视角拍摄组织，测定贝氏体板条间隔，求 出它们的平均值，作为各热乳钢板的贝氏体板条间隔。
[0116] 此外，从所得的热乳钢板（镀覆钢板）采集组织观察用试验片，研磨与乳制方向平 行的板厚截面（L截面）后，以3%硝酸乙醇液进行腐蚀而露出组织，对于板厚1/4位置制作 复制试样（replicasample)。使用所得的复制试样，以透射型电子显微镜（倍率：约30000 倍）观察组织，以10视角拍摄组织。使用所得的组织照片，在每个其析出位置（晶界和晶 粒内）测定Fe系析出物的个数，算出析出至贝氏体板条的晶粒内的Fe系析出物相对于全 部Fe系析出物的个数的比率。另外，Fe系析出物的判别是通过析出物的形态和EDX分析 (energydispersiveX-rayanalysis)进行的。
[0117] 另外，对板厚方向的中心部也进行同样的组织观察，确认了具有大体上同样的组 织。
[0118] (2)拉伸试验
[0119] 从所得的热乳钢板（镀覆钢板）以拉伸方向与乳制方向成为直角方向的方式采集 JIS5号拉伸试验片各3片，按照JISZ2241的规定实施拉伸试验。另外，拉伸速度设为 10mm/min。另外，将所得的拉伸特性（拉伸强度TS，伸长率E1)的平均值作为该钢板的拉伸 特性。
[0120] (3)量产冲裁性试验
[0121] 从所得的热乳钢板（镀覆钢板）采集板料（大小：150X150_)。然后，将冲裁冲 头设为50mm<p的平底型，以冲裁间隙为30%的方式决定模头侧的孔径，进一步在冲裁模 头上放置隔板，在其上放置板料后进行板挤压而固定而进行冲裁冲孔。冲裁后，在冲孔的 整个圆周对冲裁端面的破裂面状况以扫描型电子显微镜（倍率：1〇〇倍）观察有无裂纹、破 损、脆性破裂面、2次剪切面（secondaryshearsurface)和截面皲裂。以没有裂纹、破损、 脆性破裂面、2次剪切面和截面皲裂的钢板为〇（合格），以仅有截面皲裂的钢板为A(合 格），除此以外为X(不合格）而评价量产冲裁性。
[0122] 将所得的结果示于表3。
[0123][表1]
[0124]
[0125][表2]
[0126]
[0127][表3]
[0128]
[0129] 本发明例均成为具有拉伸强度TS:900MPa以上的高强度且具有更加优异的量产 冲裁性的热乳钢板（镀覆钢板）。另一方面，偏离本发明范围的比较例的量产冲裁性下降。
[0130] [实施方式2]
[0131] 对实施方式2的高强度热乳钢板的组成限定理由进行说明。另外，"％"只要没有 特别说明就意味着"质量％ "。实施方式2中的"高强度"是指拉伸强度TS:700~900MPa 的情况。
[0132]C:0.05 ~0.15%
[0133]C是有效地有助于钢板的高强度化的元素，此外，是促进贝氏体相变、有助于贝氏 体相形成的有用的元素。此外，适当量的C含有具有提高贝氏体板条的晶粒内的碳化物、 提高量产冲裁性的作用。为了体现这样的效果，需要大于0.05%的含有。另一方面，大于 0.15%的过量含有会损害加工性、焊接性。由此，C限定于0.05~0.15%的范围。另外，优 选为0.071%以上，进一步优选为0.080%~0? 14%。
[0134] Si:1.5% 以下
[0135] Si是通过固溶强化而使钢板强度增加，并且也有助于提高钢板的延展性的元素。 为了体现这样的效果，优选含有0. 05%以上。另一方面，大于1. 5%的过量的Si含有会使 相变点上升，阻碍贝氏体相形成。因此，Si限定于1.5%以下。另外，优选为1.0%以下。
[0136] Mn:1.0 ~2. 0%
[0137] Mn是通过固溶强化和相变强化而有助于钢板的高强度化的有效的元素。进而，Mn 具有使相变点下降而使贝氏体板条微细化的效果。为了得到这种效果，需要含有1. 〇%以 上。另一方面，若含有量大于2.0%，则中心偏析变得显著，加工性显著下降。因此，Mn限定 于1.0~2.0%的范围。另外，优选为1.2~1.9%。
[0138] P:0.05% 以下
[0139]P是具有固溶而使钢板的强度增加的作用的元素，但若大量地含有，则有可能出 现在晶界等容易偏析、导致加工性等下降的不良影响，优选尽量减少，但可以容许含有至 0.05%为止。另外，优选为0.03%以下。
[0140] S:0.005% 以下
[0141] S若形成硫化物，尤其是形成粗大的硫化物，则钢板的延展性、加工性下降，因此 优选尽量减少，但可以容许至0.005%为止。因此，S限定于0.005%以下。另外，优选为 0. 003%以下，更优选为0. 0015%以下。
[0142] Al:0.1% 以下
[0143] A1是作为钢的脱氧剂发挥作用的重要元素。为了体现这样的效果，优选含有 0. 01 %以上。另一方面，若含有大于0. 1 %，则铸造性下降，或钢中存留大量的夹杂物（氧化 物）而导致表面性状、加工性的下降。因此，A1限定于0.1%以下。另外，优选为0.06%以 下。
[0144] N:0.01% 以下
[0145]N与氮化物形成元素结合并以氮化物的形式析出而有助于晶粒的微细化。然而，若 大于0. 01 %而N含量变多，则生成大量的氮化物，成为热延展性下降、去毛刺加工性显著下 降的原因，因此N优选尽量减少，但可以容许至0. 01 %为止。因此，N限定于0. 01 %以下。 另外，优选为〇. 006%以下，更优选为0. 004%以下。
[0146] Ti:0.05 ~0.2%
[0147]Ti是容易形成碳氮化物，使相变前的奥氏体（Y)晶粒微细化，藉此有助于相变后 的贝氏体板条间隔的微细化的本发明中最重要的元素之一。进而，Ti使微细的贝氏体板条 的晶粒内的碳化物（碳氮化物）增加，介由析出强化而有助于增加强度，并且在冲裁加工时 形成空隙生成位置而使空隙增加，有助于提高量产冲裁性。为了得到这种效果，需要含有 0. 05%以上。另一方面，若过量地含有大于0. 2%，则乳制负荷变得非常大，乳制操作变难， 或析出物的尺寸过于粗大而使加工性下降。因此，Ti限定于0. 05~0. 2%的范围。另外。 优选为0.065~0? 125 %，更优选为0.065~0? 10%。
[0148] 上述成分是基本成分，本发明中，可以在该基本组成的基础上进一步根据需要选 择并含有选自Nb:0? 005~0? 2%、B:0? 0002~0? 0030%中的1种或2种；和/或选自Cu: 0. 005~0. 3%、Ni:0. 005~0. 3%、Sn:0. 005~0. 3%中的1种或2种以上；和/或选自 Mo:0? 002 ~0? 3%、Cr:0? 002 ~0? 3% 中的 1 种或 2 种；和 / 或选自Ca:0? 0002 ~0? 004%、 REM:0. 0002~0. 004%中的1种或2种作为选择元素。
[0149] 选自Nb:0? 005 ~0? 2%、B:0? 0002 ~0? 0030% 中的 1 种或 2 种
[0150] Nb、B均为有助于提高量产冲裁性的元素，可以根据需要进行选择而含有1种或2 种。
[0151] Nb介由析出物（碳氮化物）的形成，通过组织的微细化、碳化物的微细分散化，有 助于减小冲裁加工时的微空隙的产生间隔而提高量产冲裁性。为了得到这种效果，优选含 有0. 005 %以上。另一方面，若大于0. 2 %而过量地含有，则导致析出物的粗大化，使加工性 下降，并且导致制造成本的急剧上涨。因此，含有的情况下，Nb优选限定于0. 005~0. 2% 的范围。另外，更优选为0.005~0.15%。
[0152] B介由贝氏体板条间隔的微细化而有助于量产冲裁性的提高。为了得到这种效 果，优选含有0.0002%以上。另一方面，若大于0.0030%而过量地含有，则导致加工性的下 降。因此，含有的情况下，B优选限定于0.0002~0.0030%的范围。更优选为0.0003~ 0? 0020%。
[0153]选自Cu:0? 005 ~0? 3%、Ni:0? 005 ~0? 3%、Sn:0? 005 ~0? 3% 中的 1 种或 2 种 以上
[0154] Cu、Ni、Sn均为介由固溶强化而有助于增加强度的元素，可以根据需要进行选择并 含有1种或2种以上。为了得到这种效果，优选含有Cu:0. 005%以上、Ni:0. 005%以上、 Sn:0. 005%以上。另一方面，若含有量分别大于Cu:0. 3%、Ni:0. 3%、Sn:0. 3%，则有可能 热加工性下降，热乳中产生表层裂纹。因此，含有的情况下，优选分别限定于Cu:0. 005~ 0? 3%、Ni:0? 005 ~0? 3%、Sn:0? 005 ~0? 3%的范围。另外，更优选为Cu:0? 005 ~0? 2%、 Ni:0? 005 ~0? 2%、Sn:0? 005 ~0? 2%。
[0155]