近年来，由于全球环境保护，已强烈需求改善汽车的燃料效率。 因此，已经积极地进行了将形成汽车车身的材料强度增加、将厚度减 少和将重量降低。然而，由于延展性的劣化，钢板强度的增加可引起 可成形性的劣化，因此期望开发同时具有高强度和高延展性的材料。
迄今为止，对于适应上述需求的材料，已开发了复合微组织钢板， 例如由铁素体和马氏体组成的相变硬化型DP钢(双相钢)和利用残余奥 氏体的TRIP(相变诱发塑性)现象的TRIP钢。
例如，在专利文件1和2中，已公开了利用残余奥氏体的应变诱 导相变的TRIP钢。然而，由于该TRIP钢需要添加大量的Si，因此出 现了钢板表面的磷化处理性能和/或合金化热浸镀锌性能劣化的问题， 并且另外，由于为了增加强度而需要添加大量的C，例如还容易出现在 点焊接头易于发生熔核断裂的问题。
另外，在专利文件3中，已公开了一种具有优异可成形性的合金 化热浸镀锌钢板，其通过添加大量的Si确保残余γ而达到高的延展性。 然而，由于Si引起镀Zn性能的劣化，因此当在上述钢上进行镀Zn时， 必须进行诸如预镀覆Ni、施加特定的化学品或还原钢表面上的氧化层 以控制氧化层厚度的复杂步骤。
另外，在专利文件4和5中，已公开了一种包含少量Si的TRIP 钢。然而，由于该TRIP钢为了确保高强度而需要添加大量的C，因此 仍存在与焊接相关的问题，并且另外，由于屈服应力在980MPa以上的 拉伸强度下显著增加，因此在金属板材冲压中出现了尺寸精度劣化的 问题。
此外，一般来讲，在TRIP钢中，由于存在大量残余奥氏体，因此 在通过成形时的诱导相变产生的马氏体相与附近的相之间的界面处， 产生大量孔隙和位错。因此，已经指出在上述位置，氢被积聚，结果， 不利地易于发生延迟断裂。
另一方面，虽然已知由铁素体和马氏体组成的相变硬化型DP钢 是具有低屈服应力和较高延展性的钢板，但为了实现高强度和高延展 性，仍需要添加大量的Si，结果，发生了磷化处理性能和/或合金化热 浸镀锌性能劣化的问题。因此，在专利文件6和7中，为了确保合金 化热浸镀锌性能，已公开了一种钢板，其中Si的量减少并且添加Al； 然而，还不能说实现了足够的延展性。
[专利文件1]日本未审查专利申请公开No.61-157625
[专利文件2]日本未审查专利申请公开No.10-130776
[专利文件3]日本未审查专利申请公开No.11-279691
[专利文件4]日本未审查专利申请公开No.05-247586
[专利文件5]日本未审查专利申请公开No.2000-345288
[专利文件6]日本未审查专利申请公开No.2005-220430
[专利文件7]日本未审查专利申请公开No.2005-008961

如上所述，通过传统的DP钢和TRIP钢，目前还未实现同时具有 高强度和高延展性并且还具有优异磷化处理性能、镀Zn性能等的高强 度冷轧钢板。另外，在上述钢板中，当制造中执行的退火条件改变时， 机械性能的变化、特别是拉伸强度的变化大，因此出现了制造稳定性 不够好的问题。
因此，为了解决常规技术的上述问题，已经构想出本发明，并且 本发明的目的是提出一种高强度钢板和用于制造该高强度钢板的方 法，该高强度钢板具有950MPa以上的拉伸强度和高延展性；优异的磷 化处理性能和合金化热浸镀锌性能；以及随退火条件变化，机械性能 的变化小。
为了达到上述目的，本发明的发明人已经对高强度钢板的成分组 成和微组织进行了集中和深入的研究。结果，发现当通过在适当的范 围内控制钢的成分组成(即，特别是通过添加适量的Al增加铁素体和 奥氏体的临界温度区域)降低机械性能随退火步骤中均热温度改变的 变化时，此外，当通过添加适量的Cr、Mo和B以增强退火中产生的 奥氏体的淬火性能，由此降低机械性能随退火后冷却条件改变而发生 的变化时，能够稳定地获得冷轧钢板，该钢板由包含铁素体和马氏体 作为主要成分的微组织组成、具有高强度和高延展性并且还具有优异 的磷化处理性能和镀Zn性能。
根据通过上述发现作出的本发明，提供一种包含如下成分组成的 高强度钢板，该成分组成包含0.05～0.20质量％的C，0.5质量％以下的 Si，1.5～3.0质量％的Mn，0.06质量％以下的P，0.01质量％以下的S， 0.3～1.5质量％的Al，0.02质量％以下的N，0.01～0.1质量％的Ti和 0.0005～0.0030质量％的B；0.1～1.5质量％的Cr与0.01～2.0质量％的 Mo的至少一种；以及余量为Fe和不可避免的杂质，上述高强度钢板 由包括铁素体和马氏体的微组织组成并且具有950MPa以上的拉伸强 度。
除上述成分组成外，根据本发明的高强度钢板可进一步包含 0.01～0.1质量％的Nb与0.01～0.12质量％的V中的至少一种，和/或总 含量为0.01～4.0质量％的Cu和Ni的至少一种。
另外，根据本发明的高强度钢板的微组织可包括20～70体积％的 铁素体和20体积％以上的马氏体，或还可包括小于10体积％的残余奥 氏体。
另外，根据本发明的高强度钢板可在其上具有热浸镀锌层或合金 化热浸镀锌层。
另外，根据本发明，提出一种用于制造高强度钢板的方法，其包 括以下步骤：将具有上述成分组成的钢坯进行热轧，接着进行冷轧； 然后在780～900℃的温度下进行300秒以下的退火；然后在5℃/秒以上 的平均冷却速率下冷却至500℃以下的温度。
在用于制造高强度钢板的方法中，根据本发明，热浸镀锌可在退 火步骤后在钢板的表面上进行，或者可接着进一步进行合金化处理。
由于根据本发明的高强度钢板不仅具有高强度，还具有优异的延 展性，因此能优选该钢板用于需要同时具有优良可成形性和高强度的 汽车结构构件。另外，由于还具有优异的磷化处理性能、合金化热浸 镀锌性能和合金化处理性能，根据本发明的高强度钢板还优选用于， 例如需要具有优良耐腐蚀性能的汽车悬架和底盘部件、家用电器和电 气部件。

首先，将描述用于限制根据本发明高强度钢板的成分组成的原因。
C：0.05～0.20质量％
C是确保适量马氏体和获得高强度的必要成分。当C的量小于0.05 质量％时，难以获得本发明期望的钢板强度。另一方面，当C的含量 大于0.20质量％时，焊接部分和热影响区被显著硬化，因此焊接性被 劣化。因此，在本发明中，C的含量被设定在0.05～0.20质量％的范围 内。另外，为了稳定地获得950MPa以上的拉伸强度，C的含量优选设 定为0.085质量％以上，并且更优选为0.10质量％以上。
Si：0.5质量％以下
Si是增加强度而不劣化延展性的有效成分。然而，当Si的含量大 于0.5质量％时，在热浸镀锌钢板中产生裸点和/或随后进行的合金化反 应被抑制；因此，结果，可能发生表面质量的劣化和/或耐腐蚀性的劣 化，或者在冷轧钢板的情况下，在某些情况下可发生磷化处理性能的 劣化。因此，在本发明中，Si的含量被设定为0.5质量％以下。另外， 在合金化热浸镀锌性能为显著重要的情况下，Si的含量优选被设定为 0.3质量％以下。
Mn：1.5～3.0质量％
Mn是不仅在钢的固溶强化中有效，而且在改善淬火方面也有效的 元素。当Mn的含量小于1.5质量％时，不能获得本发明期望的高强度， 并且另外，因为由于淬透性的劣化而在冷却(在退火后进行)中形成 珠光体，所以延展性也劣化。另一方面，在Mn的含量大于3.0质量％ 的情况下，当钢水通过浇铸形成钢坯时，在钢坯表面和/或拐角部分易 于发生断裂。此外，在通过热轧和冷轧钢坯、接着退火而获得的钢板 中，严重地产生表面缺陷。因此，根据本发明，Mn的含量被设定在 1.5～3.0质量％的范围内。另外，当降低热轧和冷轧中的轧制负荷并确 保轧制性能时，Mn的含量优选为2.5质量％以下。
P：0.06质量％以下
P是不可避免地包含在钢中的杂质，并且为了改善可成形性和镀 层附着性，优选降低P的含量。因此，在本发明中，P的含量被设定为 0.06质量％以下。另外，P的含量优选为0.03质量％以下。
S：0.01质量％以下
S是不可避免地包含在钢中的杂质，并且因为S严重地劣化了钢 的延展性，优选降低S的含量。因此，在本发明中，S的含量被设定为 0.01质量％以下。另外，S的含量优选为0.005质量％以下。
Al：0.3～1.5质量％
Al是作为脱氧剂添加的成分，并且也是有效改善延展性的成分。 另外，通过增加铁素体和奥氏体的临界温度区域，Al具有使机械性能 随退火步骤中均热温度改变的变化减少的效果。为了获得上述效果， 必须添加0.3质量％以上的Al。另一方面，当Al过多地存在于钢中时， 钢板在热浸镀锌后的表面质量被劣化；然而，当Al的含量为1.5质量 ％以下时，可保持优异的表面质量。因此，Al的含量被设定在0.3～1.5 质量％的范围内。Al的含量优选在0.3～1.2质量％的范围内。
N：0.02质量％以下
N是不可避免地包含在钢中的元素，并且当包含大量N时，除机 械性能由于老化而劣化外，因为AlN的析出量增加，Al的添加效果也 被劣化。另外，也增加了必需用于以TiN形式固定N的Ti量。因此， N含量的上限被设定为0.02质量％。另外，N的含量优选为0.005质量 ％以下。
Ti：0.01～0.1质量％
Ti以TiN形式固定N并且在浇铸中抑制引起钢坯表面断裂的AlN 的产生。该效果可通过添加0.01质量％以上的Ti获得。然而，当添加 量大于0.1质量％时，退火后的延展性严重劣化。因此，Ti的含量被设 定在0.01～0.1质量％的范围内。另外，Ti的含量优选在0.01～0.05质量 ％的范围内。
B：0.0005～0.0030质量％
B在退火后进行的冷却期间抑制从奥氏体到铁素体的转变，并且 促进硬的马氏体的产生；因此，B有助于增加钢板的强度。上述效果可 通过添加0.0005质量％以上的B获得。然而，若添加大于0.0030质量 ％的B，则改善淬透性的效果饱和，另外，通过在钢板表面上形成B氧 化物，也劣化了磷化处理性能和合金化热浸镀锌性能。因此，以 0.0005～0.0030质量％的量添加B。B的含量优选在0.0007～0.0020质量 ％的范围内。
Cr：0.1～1.5质量％，以及Mo：0.01～2.0质量％
Cr和Mo在退火后进行的冷却中将铁素体-珠光体的转变前端 (nose)改变至长时间侧，并促进马氏体产生；因此，它们是改善淬透性 和增加强度的有效元素。为了获得上述效果，必须添加0.1质量％以上 的Cr和0.01质量％以上的Mo的至少一种。另一方面，当Cr大于1.5 质量％或Mo大于2.0质量％时，由于产生稳定的碳化物，淬透性被劣 化，另外，也增加了合金化成本。因此，在本发明中，添加0.1～1.5质 量％的Cr与0.01～2.0质量％的Mo的至少一种。此外，为了达到TS× El大于18,000Mpa·％的目的，Cr的含量优选被设定为0.4质量％以上。 另外，当进行热浸镀锌处理时，由Cr形成的Cr氧化物可在表面上产 生并且可引起裸点，因此，Cr的含量优选被设定为1.0质量％以下。另 外，Mo可劣化冷轧钢板的磷化处理性能，或过量添加Mo可引起合金 化成本的增加；因此，所述含量优选被设定为0.5质量％以下。
除了上述成分，必要时，以下成分也可添加到本发明的高强度钢 板中，
Nb：0.01～0.1质量％
Nb形成细小碳氮化物并且具有抑制再结晶的铁素体晶粒生长以 及在退火中使奥氏体核产生点的数量增加的效果；因此，可改善钢板 在退火后的延展性。为了获得上述效果，Nb的含量优选被设定为0.01 质量％以上。另一方面，当所述含量大于0.1质量％时，大量碳氮化物 析出，并且延展性被相反地劣化。此外，由于增加了热轧和冷轧中的 轧制负荷，可劣化轧制效率，和/或可发生合金化成本的增加。因此， 当添加Nb时，其含量优选被设定在0.01～0.1质量％的范围内。另外， 所述含量更优选在0.01～0.08质量％的范围内。
V：0.01～0.12质量％
V具有改善淬透性的效果。当添加0.01质量％以上的V时，可获 得该效果。然而，当其含量大于0.12质量％时，该效果饱和，另外， 增加了合金化成本。因此，当添加V时，其含量优选被设定在0.01～0.12 质量％的范围内。另外，所述含量更优选在0.01～0.10质量％的范围内。
Cu和Ni的至少一种：总含量为0.01～4.0质量％
Cu和Ni具有通过固溶强化的强度改善效果，并且为了强化钢， 可添加总含量为0.01质量％以上的Cu和Ni的至少一种。然而，当Cu 和Ni的含量大于4.0质量％时，延展性和表面质量被严重劣化。因此， 当添加Cu和Ni时，上述两种元素的至少一种的总含量优选被设定在 0.01～4.0质量％的范围内。
在本发明的高强度钢板中，除上述成分外的余量包括Fe和不可避 免的杂质。然而，只要本发明的效果不受到不良影响，也可包含除上 述成分外的任何成分。
接着，将描述本发明高强度钢板的微组织。
为了达到950MPa以上的拉伸强度和高延展性，本发明高强度钢 板的微组织必须由作为主要相的铁素体和马氏体(各自具有下述体积 分数)以及作为余量的残余奥氏体组成。在这种情况下，上述铁素体 显示出多边形铁素体和贝氏体铁素体。
铁素体的份数：20～70体积％
为了确保延展性，铁素体的体积分数优选被设定为20体积％以上。 另外，为了获得950MPa以上的拉伸强度，铁素体的体积分数优选被设 定为70体积％以下。因此，本发明高强度钢板的铁素体份数优选被设 定在20～70体积％的范围内。
马氏体的份数：20体积％以上
为了获得950MPa以上的拉伸强度，马氏体的体积分数优选被设 定为20体积％以上，并且更优选被设定为30体积％以上。另外，没有 特别规定马氏体份数的上限；然而，为了确保高延展性，该份数优选 小于70体积％。
残余奥氏体的份数：小于10体积％
当奥氏体(γ)残留在钢板微组织中时，由于易于发生二次加工脆 化和延迟断裂，优选尽可能地减少残余奥氏体的份数。当残余γ的体积 分数小于10体积％时，其不利影响并不显着，并且上述份数在可允许 的范围内。所述含量优选为7体积％以下，并且更优选为4体积％以下。
接着，将描述用于制造本发明高强度钢板的方法。
本发明的高强度钢板可通过以下步骤形成：利用转炉、电弧炉等 通过通常已知的方法熔融具有上述成分组成的钢，进行连续浇铸以形 成钢坯，然后立即进行热轧，或者在钢坯一旦冷却到约室温后，进行 再加热，接着热轧。
热轧的精轧温度被设定为800℃以上。当精轧温度小于800℃时， 除轧制负荷增加外，钢板微组织在最终轧制阶段变成双相微组织，并 且发生了铁素体晶粒的严重粗化。粗化的晶粒并未通过随后的冷轧和 退火而完全移除，因此，在某些情况下不能获得具有优良可成形性的 钢板。另外，为了确保冷轧中的负荷和酸洗性能，热轧后的卷取温度 优选被设定在400～700℃的范围内。
接着，在热轧钢板的表面上形成的鳞状物优选通过酸洗等移除后， 进行冷轧以获得具有期望厚度的钢板。在该步骤中，冷轧压下率优选 被设定为40％以上。当冷轧压下率小于40％时，由于冷轧后引入钢板 的张力较小，因此再结晶铁素体在退火后的粒径显著增加，结果，延 展性被劣化。
为了获得期望的强度和延展性，即为了获得优异的强度和延展性 的平衡，在冷轧后通过退火处理钢板。该退火必须通过以下步骤进行： 将钢板在780～900℃范围内的均热温度下保持300秒以下，然后在5℃ /秒以上的平均冷却速率下冷却至500℃以下的温度。在这种情况下， 为了引起马氏体转变，均热温度必须被设定在奥氏体和铁素体的临界 区域的温度以上；然而，为了增加奥氏体的份数和促进C浓缩到奥氏 体中，均热温度必须被设定为780℃以上。另一方面，当均热温度大于 900℃时，奥氏体的粒径严重粗化，并且钢板在退火后的延展性被劣化。 因此，均热温度被设定在780～900℃的范围内。为了达到TS×El大于 18,000，均热温度优选在780～860℃的范围内。
本发明的高强度钢板特征在于即使当退火中的均热温度改变时， 机械性能的变化仍很小。这样的原因是由于Al的含量高，因此增加了 奥氏体和铁素体的临界区域的温度范围，结果，即使当均热温度显著 改变时，退火后钢板微组织的变化仍很小；因此，可抑制退火后机械 性能(特别是拉伸强度)的变化。结果，即使当均热温度在780～860 ℃的范围内改变时，所得钢板的拉伸强度的变化ΔTS(最大和最小值 间的差值)仍被减少到100MPa以下，因此本发明的高强度钢板具有显 著优异的制造稳定性。
在退火中从均热温度冷却对于马氏体相的产生很重要，并且从均 热温度到500℃以下的平均冷却速率必须被设定为5℃/秒以上。当平均 冷却速率小于5℃/秒时，从奥氏体产生珠光体，因此不能获得高延展 性。平均冷却速率优选为10℃/秒以上。另外，当冷却停止温度大于500 ℃时，产生渗碳体和/或珠光体，结果，不能获得高延展性。
在根据上述条件进行退火和冷却之后，本发明的高强度钢板可通 过进行热浸镀锌形成热浸镀锌钢板(GI)。热浸镀锌的镀覆量在这种 情况下可根据所需的耐腐蚀性适当地确定，并且没有特别限制；然而， 在用于汽车结构构件的钢板中，所述量通常为30～60g/m2。
在进行上述热浸镀锌之后，本发明的高强度钢板必要时还可进行 合金化处理，其中，当热浸镀锌层保持在450～580℃的温度范围内时， 使其合金化。在该合金化处理中，当处理温度变高时，镀层的Fe含量 大于15质量％，并且难以确保镀层附着性和可成形性；因此，处理温 度优选被设定为580℃以下。另一方面，当合金处理温度小于450℃时， 由于合金化进行缓慢，因此降低了生产率。因此，合金化处理温度优 选被设定在450～580℃的范围内。
实施例
实施例1
在将具有表1所示成分组成的钢No.1～26各自在真空熔化炉中熔 融以形成小铸锭后，接着将该铸锭加热到1,250℃并保持1小时，随后 热轧，以便获得厚度为3.5mm的热轧钢板。在该过程中，将热轧的精 轧最终温度设定为890℃，在轧制后以20℃/秒的平均冷却速率进行冷 却，然后在600℃下进行1小时的热处理，其对应于600℃的卷取温度。 接着，在通过酸洗处理该热轧钢板后，并接着将其冷轧至1.5mm厚后， 对该冷轧钢板，在表2所示的条件下于还原气体(含N2和5体积％的 H2)中进行退火，使得形成冷轧钢板(CR)。另外，在进行上述退火 后，在用于热浸镀锌处理的470℃温度下，将部分冷轧钢板浸入热浸镀 锌浴中，接着冷却至室温，以形成热浸镀锌钢板(GI)，或者在上述 热浸镀锌后，在550℃下通过合金化处理进一步加工如此处理的所述部 分冷轧钢板15秒，以形成合金化热浸镀锌钢板(GA)。将上述热浸镀 锌的量设定为每个表面60g/m2。
使冷轧钢板(CR)、热浸镀锌钢板(GI)和由此获得的合金化热 浸镀锌钢板(GA)经历以下试验。
<微组织>
在使用SEM观察以上三种类型钢板平行于轧制方向的截面微组 织，并图像分析微组织的照片后，从铁素体和珠光体的占据面积，获 得其各自的面积比率并将其作为体积分数。另外，残余奥氏体的体积 分数可通过以下方法进行测量：在相应于薄片厚度的四分之一的深度 处将钢板化学抛光成平面，接着对该抛光平面进行X射线衍射。将 Mo-Kα线用作上述X射线衍射的入射X射线，并且相对于铁素体相的 {110}、{200}和{211}面的衍射X射线强度，获得残余奥氏体相的{111}、 {200}和{311}面的衍射X射线强度，使得将其平均值作为残余奥氏体 相的体积分数。另外，将铁素体、珠光体和残余奥氏体的体积分数总 值的余量视为马氏体的体积分数。
<拉伸试验>
在根据JIS Z2201从上述三种类型钢板获得JIS No.5拉伸试样使得 拉伸方向沿着轧制方向后，根据JIS Z2241进行拉伸试验，以便测量屈 服应力YP、拉伸强度TS和伸长率El。另外，从上述结果，为了评价 强度-延展性的平衡，获得TS×El值。
<磷化处理性能>
在42℃的浴温下，使用商用磷化处理剂(由Nihon Parkerizing有 限公司制造的Palbond PB-L3020体系)对上述冷轧退火钢板进行磷化 性能处理达120秒的处理时间后，使用SEM观察在钢板表面上形成的 磷化膜，然后基于以下标准评价磷化处理性能。
：未在磷化膜上观察到遮盖力不足(lack of hiding)和不规则性。
○：未在磷化膜上观察到遮盖力不足，但在一定程度上观察到不规 则性。
△：在部分磷化膜上观察到遮盖力不足。
×：在磷化膜上明显地观察到遮盖力不足。
<镀Zn性能>
通过视觉检测和用具有10×放大率的放大镜观察热浸镀锌钢板 (GI)和合金化热浸镀锌钢板(GA)的表面，然后基于以下标准进行 评价。
○：不存在裸点(根本未观察到裸点)。
△：裸点略微存在(存在通过具有10×放大率的放大镜可观察到 的非常小的裸点部分，但该问题可通过改善的条件，诸如镀覆浴温或 当钢板浸入镀槽时的温度而解决)。
×：存在裸点(通过视觉检测观察到裸点，并且该问题不能通过改 善镀覆条件而解决)。
<外观评价>
通过视觉检测观察合金化热浸镀锌钢板(GA)的表面，并且研究了 由合金化延迟引起的不规则外观的产生。随后，基于以下标准进行评 价。
○：未通过合金化引起不规则性(优良)。
×：通过合金化引起不规则性(不好)。


上述评价试验的结果也在表2中示出。
从表2，发现所有使用具有本发明成分组成、并在本发明的制造条 件下制造的钢板均具有优良的强度-延展性平衡，因为拉伸强度TS为 950MPa以上并且TS×El为16,000MPa·％以上，并且该钢板也具有优 异的磷化处理性能、镀Zn性能和合金化处理性能。
另一方面，不满足本发明的成分组成和制造条件的钢板各自在至 少一种上述性能中较差。例如，在虽然满足钢的成分组成但均热温度 过高的钢板No.1A中，微组织粗化，并且延展性劣化；因此，劣化了 强度-延展性平衡。另外，在钢板No.2A中，由于均热温度过低，再结 晶未充分进行，因此延展性劣化。另外，在钢板No.13I中，由于从均 热温度的冷却速率过慢，从而不利地产生了22.1％水平的珠光体，并且 降低了马氏体的分数；因此，拉伸强度小于950MPa。
另外，钢板No.15A、16A、17C、18I、19A、20A、22C和24C全 部均具有小于16,000MPa·％的TS×El并且具有较差的强度-延展性平 衡。另外，在钢板No.21A中，虽然TS×El为16,000MPa·％以上，但 拉伸强度却小于950MPa。此外，在具有超出本发明范围的高Si含量 的钢板No.25A和26I以及具有超出本发明范围的高Cr含量的钢板 No.23A中，虽然TS×El为16,000MPa·％以上，但由于在钢板表面上形 成的氧化物的存在，镀Zn性能和合金化处理性能劣化。
实施例2
合金化热浸镀锌钢板(GA)各自通过以下步骤形成：在实施例1 所示的条件下，从表1所示的各铸锭No.2、5、18和21形成冷轧钢板， 在固定条件下进行退火，不同的是将均热温度变成表3所示的780、820 和860℃，然后进行热浸镀锌，接着进行合金化处理。
以类似于实施例1的方式，研究上述合金化热浸镀锌片的微组织 和机械性能，并且其结果也在表3中示出。

从表3看出，在从不满足本发明成分组成的钢No.18和21获得的 钢板中，当将均热温度在780～860℃的范围内改变时获得的拉伸强度变 化ΔTS显著大于100MPa；然而，在从满足本发明成分组成的钢No.2 和5获得的钢板中，拉伸强度的变化为100MPa以下。因此，发现本发 明的钢板在制造稳定性方面优异。
工业适用性
由于不仅具有高强度，还具有优异的延展性，本发明的高强度钢 板不仅能应用于汽车零部件，而且还优选用于家用电器和建筑/建造(由 于需要优良的可成形性，因此传统材料不易应用)的应用。