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本发明的钢板的金属组织的纯度为0.08％以下、作为Mn偏析度的α为1.6以下、在热成型中受到5％以下的塑性应变的低应变成型部与受到20％以上的塑性应变的高应变成型部的所述热成型后的平均硬度之差ΔHv为40以下。

权利要求书
1.  一种钢板，其特征在于，
化学组成以质量％计含有
C：0.18％～0.275％、
Si：0.02％～0.15％、
Mn：1.85％～2.75％、
sol.Al：0.0002％～0.5％、
Cr：0.05％～1.00％、
B：0.0005％～0.01％、
P：0.1％以下、
S：0.0035％以下、
N：0.01％以下、
Ni：0～0.15％、
Cu：0～0.05％、
Ti：0～0.1％、
Nb：0～0.2％，
剩余部分为Fe和杂质；
金属组织的纯度为0.08％以下；
下述式1所示的作为Mn偏析度的α为1.6以下；
在热成型中受到5％以下的塑性应变的低应变成型部与受到20％以上的塑性应变的高应变成型部的所述热成型后的平均硬度之差ΔHv为40以下，
α＝(所述钢板的板厚中心部的单位为质量％的最大Mn浓度)/(距离所述钢板表面为板厚的1/4深度位置的单位为质量％的平均Mn浓度)式1。

2.  根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述化学组成进一步代替所述Fe的一部分，以质量％计含有选自由Ni：0.02％～0.15％和Cu：0.003％～0.05％构成的组中的1种或2种。

3.  根据权利要求1或权利要求2所述的钢板，其特征在于，所述化学组成进一步代替所述Fe的一部分，以质量％计含有选自由Ti：0.005％～0.1％和Nb：0.005％～0.2％构成的组中的1种或2种。

4.  根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其特征在于，在所述钢板的表面上进一步具有镀层。

说明书钢板
技术领域
本发明涉及例如在如热压制那样在与热成型同时或在热成型之后立即实施淬火的用途中优选的钢板(热成型用钢板)。更详细地说，本发明涉及例如即便在实施了伴随有高应变成型(是成型部受到20％以上的塑性应变的成型)的热成型时，也会抑制成型部中的应变诱导铁素体相变、在热成型后硬度均匀、韧性优良且热成型后的韧性的各向异性少的热成型用钢板。
本申请基于2012年08月28日在日本申请的日本特愿2012-187959号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
近年来，在汽车用钢板的领域中，由于汽车的燃料消耗费的提高或耐碰撞特性的提高，因此具有高抗拉强度的高强度钢板的应用范围扩大。一般来说，钢板发生高强度化时，压制成型性会降低。因此，随着高强度钢板的应用，变得难以制造复杂形状的制品。具体地说，由于随着钢板的高强度化，延展性降低，因此在加工度高的部位处发生断裂，或者随着钢板的高强度化，回弹或侧壁翘曲增大。其结果是，发生所加工的构件的尺寸精度产生劣化等问题。因此，使用高强度、特别是具有780MPa以上的抗拉强度的钢板、利用压制成型来制造具有复杂形状的制品是不容易的。
如果不通过压制成型、而是通过轧辊成型来进行成型，则对于高强度的钢板也可进行某种程度的加工。但是，在轧辊成型中，具有仅能应用于在长度方向上具有相同截面的构件的加工的制约，构件形状的自由度显著地受到限制。
因此，作为对高强度钢板等难压制成型材料进行压制成型的技术，例如专利文献1公开了对供至成型的材料进行加热之后进行成型的热成型(例如热压制)技术。该技术是对在成型前为软质的钢板与成型同时或者在成 型之后立即进行淬火，从而在成型时确保良好的成型性，在此基础上进行成型后，通过淬火获得具有高强度的成型构件的技术。根据该技术，淬火后可获得主要由马氏体构成的组织，与使用具有由多相组织构成的组织的高强度钢板的情况相比，可获得局部变形能力或韧性优良的成型构件。
目前，上述的热压制促进了对具有较单纯的形状的构件的应用，今后期待在实施去飞翅成型等更为严格的成型的构件中的应用。但是，在应用于实施更为严格的成型的构件时，在高应变成型部中会发生应变诱导铁素体相变，在热成型后的构件中有硬度会局部地降低的可能性。
为了抑制这种应变诱导铁素体相变，在更高温区域内进行热成型即可。但是，热成型温度的高温化会导致生产率的降低、制造成本的增加、表面性状的劣化等，因此难以应用于大量生产的技术。例如，专利文献1记载了在850℃以上实施压制加工的内容，但在实际的热压制中有下述情况：在将在加热炉等中加热至900℃左右的钢板从加热炉中抽出、搬送并投入至压制机的期间，会发生温度降低至850℃以下。这种情况难以抑制成型中的应变诱导铁素体相变。
从提高热压制的生产率、同时提高成型后的构件内的材质稳定性的观点出发，专利文献2中公开了能够省略利用压制模具中的排热进行的材料的冷却工序的生产率优良的热压制高强度钢制构件的制造方法。专利文献2所公开的方法是非常优良的发明，但需要在钢中大量地含有Mn、Cr、Cu、Ni等具有提高淬火性的作用的元素。因此，专利文献2的技术具有成本增加的问题。另外，在使用专利文献2的技术制造的构件中，有下述可能性：发生因所存在的各种夹杂物导致的韧性劣化及因在轧制方向上延伸的夹杂物(主要是MnS)导致的韧性的各向异性。由于实际的构件性能被低韧性侧的特性所主导，因此当有韧性的各向异性时，无法充分地发挥原本的母材特性。例如专利文献3所记载的通过利用Ca处理进行所延伸的夹杂物的形态控制，能够减少韧性的各向异性。但是，此时具有下述课题：虽然韧性最为降低的方向上的韧性值提高、但构件中的夹杂物量本身增加，因此其他的方向性韧性值降低。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-102980号公报
专利文献2：日本特开2006-213959号公报
专利文献3：日本特开2009-242910号公报
发明内容
发明要解决的课题
如上所述，在现有技术中热压制停留在应用于具有较单纯的形状的构件。因此，对于考虑到应用于实施去飞翅成型等更为严格的成型的构件时可能发生的、因高应变成型部的应变诱导铁素体相变所导致的热成型后的构件(经过热成型工序的钢板)的局部的硬度降低、韧性的各向异性及韧性值的降低的技术课题，在此之前并未探讨。
本发明的目的在于提供即便在上述课题、即实施了伴随有高应变成型的热成型时、也会抑制成型部中的应变诱导铁素体相变、热成型后的硬度均匀(硬度的差异小)、热成型后的韧性优良且韧性的各向异性小的热成型用钢板。
用于解决课题的手段
本发明人们为了解决上述课题进行了深入研究。
结果有新发现：通过控制钢板的化学组成、夹杂物量及中心偏析，即便在实施了伴随有高应变成型的热成型时，也会抑制应变诱导铁素体相变，可获得在热成型后硬度均匀、热成型后韧性优良且韧性的各向异性小的热成型用钢板。另外，以下的说明中有时将硬度均匀称为硬度分布稳定。
基于上述新发现的本发明的要旨如下所示。
(1)本发明的一个方式的钢板涉及一种钢板，其特征在于，化学组成以质量％计含有C：0.18％～0.275％、Si：0.02％～0.15％、Mn：1.85％～2.75％、sol.Al：0.0002％～0.5％、Cr：0.05％～1.00％、B：0.0005％～0.01％、P：0.1％以下、S：0.0035％以下、N：0.01％以下、Ni：0～0.15％、Cu：0～0.05％、Ti：0～0.1％、Nb：0～0.2％，剩余部分为Fe和杂质；金属组织的纯度为0.08％以下；下述式a所示的作为Mn偏析度的α为1.6以下；在热成型中受到5％以下的塑性应变的低应变成型部与受到20％以上的塑性应变的高应变成型部的上述热成型后的平均硬度之差ΔHv为40以下。
α＝(上述钢板的板厚中心部的单位为质量％的最大Mn浓度)/(距离上述钢板表面为板厚的1/4深度位置的单位为质量％的平均Mn浓度)
式a
(2)上述(1)所述的钢板中，上述化学组成可进一步代替上述Fe的一部分，以质量％计含有选自由Ni：0.02％～0.15％和Cu：0.003％～0.05％构成的组中的1种或2种。
(3)上述(1)或(2)所述的钢板中，上述化学组成可进一步代替上述Fe的一部分，以质量％计含有选自由Ti：0.005％～0.1％和Nb：0.005％～0.2％构成的组中的1种或2种。
(4)上述(1)～(3)中任一项所述的钢板中，在上述钢板的表面上可进一步具有镀层。
发明效果
根据本发明的上述方式，即便在实施了去飞翅成型等伴随有高应变成型的热成型时，也可抑制成型部的应变诱导铁素体相变，因此可获得在热成型后具有稳定的硬度分布、热成型后的韧性优良且韧性的各向异性低的钢板。该钢板例如作为以汽车的车壳构造构件、车辆行走构件等为首的机械构造构件等的原料优选，因此本发明在产业上是极有益的。
另外，热成型根据常规方法进行即可。例如可将原料钢板加热至Ac3点以上(约800℃)且Ac3点+200℃以下的温度，进行0秒以上且600秒以下的保持，搬送至压制机进行压制成型，在下止点进行5秒以上的保持。此时，加热方式可适当地选择，在急速加热的情况下，可进行通电加热或高频率加热。另外，对于通常加热来说，可使用设定至加热温度的炉加热等。在搬送至压制机的期间进行空气冷却，因此当搬送时间变长时，有在压制开始之前引起铁素体相变、发生软化的可能性。因此，搬送时间优选为15秒以下。为了防止模具温度的上升，可进行模具的冷却。此时，冷却方法只要进行在模具内进行冷却配管、流动制冷剂等根据需要的冷却方式即可。
具体实施方式
以下对本发明的一个实施方式的钢板(有时称作本实施方式的钢板) 更详细地说明。以下的说明中与钢板的化学组成有关的％全部是质量％。
1.化学组成
(1)C：0.18％～0.275％
C是用于提高钢的淬火性、决定淬火后的强度、进而控制热成型后的局部延展性和韧性的重要的元素。另外，C是奥氏体生成元素，因此具有下述作用：抑制高应变成型时的应变诱导铁素体相变，在热成型后的构件中易于获得稳定的硬度分布。但是，当C含量小于0.18％时，在淬火后难以确保作为优选强度的1100MPa以上的抗拉强度，并且，无法得到获得由上述作用带来的稳定的硬度分布的效果。另一方面，当C含量超过0.275％时，局部延展性和韧性降低。因此，使C含量为0.18％～0.275％。C含量的优选上限为0.26％、更优选的上限为0.24％。
(2)Si：0.02％～0.15％
Si是在提高淬火性的同时提高热成型后的氧化皮密合性的元素。但是，当Si含量小于0.02％时，有无法充分地获得上述效果的情况。因此，使Si含量的下限为0.02％。优选的下限为0.03％。另一方面，当Si含量超过0.15％时，热成型时使奥氏体相变所需要的加热温度显著地变为高温。因此，有导致热处理所需要的成本提高、或因加热不足而淬火变得不充分的情况。另外，Si是铁素体生成元素，因此当Si含量过高时，则有下述情况：高应变成型时易于发生应变诱导铁素体相变、在热成型后的构件中硬度局部地降低、无法获得稳定的硬度分布。进而，对于大量Si的含有来说，有由于实施热浸镀处理时的润湿性降低而发生不镀覆的情况。因此，Si含量的上限为0.15％。
(3)Mn：1.85％～2.75％
Mn是对于提高钢的淬火性且稳定地确保淬火后的钢的强度而有效的元素。另外，Mn是奥氏体生成元素，因此会抑制高应变成型时的应变诱导铁素体相变、在热成型后的构件中易于获得稳定的硬度分布。但是，当Mn含量小于1.85％时，有无法充分获得上述效果的情况。因此，使Mn含量的下限为1.85％。另一方面，当Mn含量超过2.75％时，上述效果饱和、反而导致淬火后的韧性劣化。因此，使Mn含量的上限为2.75％。Mn含量的优选上限为2.5％。
(4)sol.Al：0.0002％～0.5％
Al是对钢水进行脱氧、使钢完整化的元素。当sol.Al含量小于0.0002％时，脱氧不充分。因此，使sol.Al含量的下限为0.0002％。进而，Al也是对于提高钢板的淬火性且稳定地确保淬火后的强度而有效的元素，因此可积极地含有。但是，即便超过0.5％而含有，不仅其效果饱和而且也导致成本的增加。因此，使Al含量的上限为0.5％。
另外，sol.Al表示酸可溶性Al，其含量中不包含不溶解于酸的Al2O3等中所含的Al量。
(5)Cr：0.05％～1.00％
Cr是提高钢的淬火性的元素。另外，Cr是奥氏体生成元素，因此会抑制高应变成型时的应变诱导铁素体相变、在热成型后的构件中易于获得稳定的硬度分布。但是，当Cr含量小于0.05％时，有无法充分地获得上述效果的情况。因此，使Cr含量的下限为0.05％。优选的下限为0.1％、更优选的下限为0.2％。另一方面，当Cr含量超过1.00％时，Cr向钢中的碳化物发生富集。结果是，供至热成型时的加热工序中的碳化物的固溶发生延迟、淬火性降低。因此，使Cr含量的上限为1.00％。Cr含量的优选上限为0.8％。
(6)B：0.0005％～0.01％
B是对于提高钢的淬火性且稳定地确保淬火后的强度而有效的元素。但是，当B含量小于0.0005％时，有无法充分地获得上述效果的情况。因此，使B含量的下限为0.0005％。另一方面，当B含量超过0.01％时，上述效果饱和、进而导致淬火部的韧性劣化。因此，使B含量的上限为0.01％。B含量的优选上限为0.005％。
(7)P：0.1％以下
P一般来说是作为杂质含有的元素。但是，由于具有提高钢的淬火性、进而稳定地确保淬火后的钢的强度的作用，因此可积极地含有。但是，当P含量超过0.1％时，韧性显著地发生劣化。因此，将P含量限制为0.1％。P含量的优选上限为0.05％。P含量的下限并不需要特别地限定，但P含量的过度减少会导致显著的成本提高。因此，可以使P含量的下限为0.0002％。
(8)S：0.0035％以下
S是作为杂质含有的元素。另外，特别是形成MnS、成为导致韧性降 低和韧性的各向异性的主要原因。当S含量超过0.0035％时，韧性的劣化变得显著，因此将S含量限制为0.0035％。S含量的下限并不需要特别地限定，但S含量的过度减少会导致显著的成本提高，因此可以使S含量的下限为0.0002％。
(9)N：0.01％以下
N是作为杂质含有的元素。当N含量超过0.01％时，在钢中形成粗大的氮化物、使局部变形能力及韧性显著地劣化。因此，将N含量限制为0.01％。N含量的下限并不需要特别地限定，但N含量的过度减少会导致显著的成本提高。因此，N含量的下限可为0.0002％。N含量的更优选的下限为0.0008％以上。
除了以上的元素之外，本实施方式的钢板还可含有下述的任意元素。这些元素并不需要一定含有。因此，并不需要特别地限制含量的下限，它们的下限为0％。
(10)Ni：0.15％以下、Cu：0.05％以下
Ni和Cu是对于提高钢的淬火性且稳定地确保淬火后的强度而有效的元素。因此，可含有这些元素的1种或2种。但是，即便是超过上述上限值而含有任一种元素，上述效果也饱和而且在成本上也变得不利。因此，各元素的含量如上所述。优选Ni含量为0.10％以下、Cu含量为0.03％以下。为了更为可靠地获得上述效果，优选含有选自由Ni：0.02％以上和Cu：0.003％以上构成的组中的1种或2种。
(11)Ti：0.1％以下、Nb：0.2％以下
Ti和Nb是在将钢板加热至Ac3点以上、供至热成型时抑制重结晶、进而形成微细的碳化物、抑制粒成长、使奥氏体粒变为细粒的元素。当奥氏体粒变成细粒时，热成型构件的韧性大大地改善。另外，对于Ti来说，通过与钢中的N优先地键合而生成TiN，抑制因BN的析出导致的B的消耗。作为其结果是，通过含有Ti可以提高由B产生的淬火性。为了获得上述效果，可以含有这些元素的1种或2种。但是，当超过上述上限值而含有任一种元素时，有TiC或NbC的析出量增加、C被消耗、淬火后的强度降低的情况。因此，各元素的含量如上所述。优选Ti含量的上限为0.08％、Nb含量的上限为0.15％。另外，为了更可靠地获得上述效果，优选含有选 自由Ti：0.005％以上和Nb：0.005％以上构成的组中的1种或2种。
上述以外的剩余部分为Fe和杂质。杂质是指从矿石或矿渣等原材料或者从制造环境混入的物质。
本发明的钢板可以是热轧钢板、冷轧钢板的任一种，也可以是对热轧钢板或冷轧钢板实施了退火的退火热轧钢板或退火冷轧钢板。
2.金属组织
(1)纯度：0.08％以下
本实施方式的纯度用JIS G0555规定的钢板中所含的A系、B系和C系夹杂物量的算术计算的总和来定义。当夹杂物量增加时，龟裂传播变得容易、导致韧性劣化和韧性的各向异性増加。因此，使纯度的上限为0.08％。优选的上限为0.04％。本实施方式的钢板中，作为A系夹杂物的MnS成为主要的降低韧性各向异性的主要原因。因此，特别优选A系夹杂物为0.06％以下。更优选A系夹杂物为0.03％以下。
其中，优选纯度低者，但从成本的观点出发可以使其下限为0.003％或0.005％。
(2)Mn偏析度α：1.6以下
Mn在铸造时易于向钢板的板厚中心部附近发生偏析。当该中心偏析大时，MnS等夹杂物集中于偏析部，导致韧性的降低和韧性的各向异性的增加。进而，由于淬火时在偏析部中生成的马氏体是硬质的，因此韧性发生劣化。另外，通过Mn与P的相互作用，在Mn偏析部中P偏析也增加，由此也会导致韧性劣化。因此，使下述式1所示的Mn偏析度α为1.6以下。Mn偏析度α优选接近1.0(即不偏析)，但从成本的观点出发，可以使其下限为1.03或1.05。
α＝[板厚中心部的最大Mn浓度(质量％)]/[距离表面为板厚的1/4深度位置的平均Mn浓度(质量％)]    (式1)
3.镀层
以提高耐腐蚀性等为目的，可在本发明的热成型用钢板的表面上形成镀层而制成表面处理钢板。即便具有镀层、本实施方式的效果也不会受损。镀层可以是电镀层、也可以是热浸镀层。作为电镀层，可例示出电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌层、合金化热浸 镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀Zn-Al合金层、热浸镀Zn-Al-Mg合金层、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层等。镀覆附着量并无特别地限制，可以在一般的范围内。
4.制造方法
接着，对本发明的热成型用钢板的代表性的制造方法进行说明。通过使用包含以下工序的制造方法，可以容易地获得本实施方式的钢板。
(1)连续铸造工序(S1)
利用连续铸造法将具有上述化学组成的钢水制成钢片(板坯)。在该连续铸造工序中优选：使钢水温度为距离液相线温度高5℃以上的温度、且使每单位时间的钢水浇铸量为6ton/分钟以下、进而在铸片完全凝固之前实施中心偏析降低处理。
当连续铸造时钢水的每单位时间的浇铸量(浇铸速度)超过6ton/分钟时，铸型内的钢水流动快，因此变得易于补充夹杂物、增加板坯中的夹杂物。另外，当钢水温度为距离液相线温度小于5℃时，粘度上升、夹杂物变得难以浮起、钢中的夹杂物量增加、纯度发生恶化(值增加)。在对钢水进行连续铸造时，更优选使钢水的温度比液相线温度高8℃以上、浇铸量为5ton/分钟以下。
作为中心偏析降低处理，例如可通过对铸片完全凝固之前的未凝固层进行电磁搅拌或未凝固层压下等来进行富集部的缓和或排出。
(2)板坯均质化处理工序(S2)
作为板坯完全凝固之后的偏析降低处理，可进一步进行将板坯加热至1150℃～1350℃、保持10小时～50小时的板坯均质化处理。通过在上述条件下进行板坯均质化处理，可以进一步降低偏析度。另外，加热温度的优选上限为1300℃、优选的保持时间的上限为30小时。
(3)热轧工序(S3)～冷却工序(S4)～卷绕工序(S5)
将通过进行了上述的连续铸造工序及根据需要进行了板坯均质化处理工序而获得的钢片加热至1050℃～1350℃之后实施热轧，制成钢板。将结束了热轧的钢板在该温度区域内保持5秒～20秒。保持后通过水冷将钢板冷却至400℃～700℃的温度区域。接着，对经冷却的钢板进行卷绕。
钢片有含有非金属夹杂物的情况，该非金属夹杂物是使对钢板进行了 淬火之后的构件的韧性和局部变形能力劣化的原因。因此，在将钢片供至热轧时，优选使这些非金属夹杂物充分地固溶。对于上述化学组成的钢片来说，通过在供至热轧时达到1050℃以上来促进上述非金属夹杂物的固溶。因此，优选供至热轧的钢片的温度为1050℃以上。另外，供至热轧的钢片的温度为1050℃以上即可，对低于1050℃的钢片进行加热、达到1050℃以上即可。
在精轧后在加工奥氏体的情况下使其相变时，轧制集合组织残留，在最终制品中成为发生各向异性的主要原因。因此，为了成为来自重结晶奥氏体的相变，优选在钢板的轧制结束后在其温度区域内进行5秒以上的保持。为了进行在制造线路中5秒以上的保持，例如在精轧后的冷却带中不进行水冷却而进行搬送即可。
通过使卷绕温度为400℃以上，可以提高金属组织中的铁素体面积率。当铁素体面积率高时，会抑制热轧钢板的强度，在后工序中进行冷轧时，负载控制或钢板平坦/板厚控制变得容易，制造效率提高。因此，优选卷绕温度为400℃以上。
另一方面，通过使卷绕温度为700℃以下，会抑制卷绕后的氧化皮成长、会抑制氧化皮缺陷的发生。另外，还会抑制卷绕后的因卷材的自重所导致的变形，会抑制因该变形所导致的卷材表面的刮痕的发生。因此，优选卷绕温度为700℃以下。另外，上述变形是由下述原因产生的：在卷绕后未相变奥氏体残存、该未相变奥氏体在卷绕后发生铁素体相变时，铁素体相变所导致的体积膨胀及之后的热收缩，因而会失去卷材的卷绕张力。
(4)酸洗工序(S6)
对于上述卷绕工序后的钢板来说，可进行酸洗。酸洗可根据常规方法进行。在酸洗前或酸洗后，为了平坦矫正或促进氧化皮剥离，可实施表皮光轧，不会影响本实施方式的效果。实施表皮光轧时的拉伸率并不需要特别地规定，例如为0.3％以上且小于3.0％即可。
(5)冷轧工序(S7)
对通过上述酸洗工序获得的酸洗钢板还可根据需要实施冷轧。对于冷轧方法来说，根据常规方法进行即可。冷轧的压下率在通常的范围内即可，一般来说为30％～80％。
(6)退火工序(S8)
对于上述卷绕工序(S5)中获得的热轧钢板或上述冷轧工序(S7)中获得的冷轧钢板来说，可根据需要实施700℃～950℃的退火。
通过对热轧钢板和冷轧钢板实施保持在700℃以上的温度区域的退火，可以降低热轧条件的影响、可以实现淬火后的特性的进一步稳定化。另外，对于冷轧钢板来说，可以通过重结晶从而钢板发生软质化，提高热成型前的加工性。因此，对热轧钢板或冷轧钢板实施退火时，优选保持在700℃以上的温度区域。
另一方面，通过使退火温度为950℃以下，可以在抑制退火所需成本的同时确保高的生产率。另外，由于能够抑制组织的粗粒化，因此在淬火后可确保更为良好的韧性。因而，在对热轧钢板或冷轧钢板实施退火时，优选保持在950℃以下的温度区域。
实施退火时的退火后冷却优选是以3℃/秒～20℃/秒的平均冷却速度冷却至550℃。通过使上述平均冷却速度为3℃/秒以上，可以抑制粗大珠光体或粗大渗碳体的生成、可以提高淬火后的特性。另外，通过使上述平均冷却速度为20℃/秒以下，易于实现材质的稳定化。
(7)镀覆工序(S9)
在钢板表面上形成镀层而制成镀覆钢板时，电镀和热浸镀都是根据常规方法进行即可。在热浸镀锌的情况下，可使用连续热浸镀锌设备、在设备内实施上述退火工序和接着的镀覆处理，另外也可与上述退火工序独立地实施镀覆处理。热浸镀锌可进一步实施合金化处理而进行合金化热浸镀锌。当实施合金化处理时，优选使合金化处理温度为480℃～600℃。通过使合金化处理温度为480℃以上，可以抑制合金化处理不均。另外，通过使合金化处理温度为600℃以下，可以在抑制制造成本的同时确保高的生产率。热浸镀锌之后，为了进行平坦矫正，可根据需要实施表皮光轧。对于表皮光轧的拉伸率来说，根据常规方法进行即可。
本钢板中的夹杂物量和偏析度在热轧之前的工序中基本被决定、在热成型前后实质上没有变化。因此，只要热成型前的钢板的化学组成、夹杂物量(纯度)和偏析度满足本实施方式的范围，则之后通过热压制制造的热压制构件也同样地满足本实施方式的范围。
实施例
在试验用转炉中对具有表1所示的化学组成的钢进行熔炼，使用试验用连续铸造机实施了连续铸造。如表2所示，在连续铸造工序中对铸造时的浇铸速度及钢水加热温度差(钢水温度-液相线温度)进行了各种改变。另外，在板坯凝固过程中，进行了电磁搅拌。进而，在板坯最终凝固部中，通过缩窄连续铸造机内的上下对的轧辊间隔的未凝固层压下(挤出)，进行了中心偏析部的排出。作为比较，一部分也制成了未进行电磁搅拌及/或挤出(中心偏析降低处理)的板坯。之后，在1300℃下进行了20小时的板坯均质化处理。一部分省略了板坯均质化处理。使用如此制作的板坯进行热轧，之后进行冷却、卷绕，得到了板厚为5.0mm或2.9mm的热轧钢板。此时的热轧条件是板坯的加热温度为1250℃、轧制开始温度为1150℃、轧制结束温度为900℃、卷绕温度为650℃。热轧是通过多道次轧制实施并在轧制结束后进行了10秒的保持。热轧后的冷却通过水冷进行了实施。为了比较，一部分未进行保持。
另外，浇铸速度在实际生产设备和本实施例中使用的试验用连续铸造机中设备的大小是不同的。因此，表2中记载了考虑到尺寸因素、换算成实际生产设备的浇铸速度的值。另外，表2中的钢水加热温度差是指钢水温度减去液相线温度后的值。
根据常规方法对所得的热轧钢板实施酸洗处理而制成了酸洗钢板。对于板厚为5.0mm的酸洗钢板来说，通过实施冷轧，制成了2.9mm的冷轧钢板。对一部分的热轧钢板实施了电镀。对一部分的冷轧钢板在连续退火设备中实施重结晶退火(退火温度为800℃、退火时间为60秒)，进而对其中的一部分在之后实施了电镀锌。并且，对热轧钢板和冷轧钢板的一部分在连续热浸镀锌设备中实施了退火(退火温度为800℃、退火时间为60秒)和热浸镀锌。通过使热浸镀锌浴的温度为460℃、一部分在540℃下实施20秒的合金化处理，从而得到了热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板。


将制造的钢板作为供试材料，使用热压制试验装置实施了热压制成型。将以坯料尺寸：150mm见方、打孔孔径：36mm(间隙10％)进行了打孔的钢板在加热炉内加热至钢板表面温度至900℃，在此温度下保持4分钟之后，从加热炉中取出。之后，通过放冷冷却至750℃，在到达750℃的时间点实施热去飞翅成型，在下止点保持了1分钟。热去飞翅成型条件如下所述。
穿孔机形状：圆锥、
穿孔机直径：60mm、
压制速度：40mm/秒、
成型后的冷却是通过在下止点保持1分钟的模具冷却来进行的。
对于与经热压制的钢板的轧制方向平行的截面来说，利用维氏硬度计测定了去飞翅部(受到20％以上的塑性应变的高应变成型部)和凸缘部(塑性应变量为5％以下的低应变成型部)的截面的板厚的1/4深度位置的硬度。测定负载为98kN。测定方法以JIS Z2244为基准。在相同板厚位置处以200μm间隔一边移动一边实施了共计5次的该硬度测定。求得对各构件获得的5个维氏硬度值的平均值，作为平均硬度(Hv)。求得去飞翅部的平均硬度与凸缘部的平均硬度之差(ΔHv＝[凸缘部Hv]－[去飞翅部Hv])，将ΔHv为40以下的情况判定为硬度合格。将硬度的调查结果示于表3。
其中，应变量为测定经加工的钢板的各位置的板厚、由加工后的板厚相对于加工前的板厚的减少量求得。
另外，将所制造的钢板作为供试材料，对韧性值(韧性的绝对值)及韧性的各向异性进行了调查。
调查按照以下的要领来进行。首先，在加热炉内将上述2.9mm的钢板加热至钢板表面温度达到900℃，在此温度下保持4分钟之后，从加热炉中取出。接着，通过放冷冷却至750℃，在到达750℃的时间点使用平板模具从上下方夹持，保持了1分钟。之后，对来自供试材料的表背面进行研磨、制成了2.5mm的厚度。按照样品的长度方向与轧制方向成轧制直角方向的方式采集了夏比冲击试验样品。此时，缺口为2mm深度的V缺口。试验温度为室温、以JISZ 2242为基准进行了冲击试验。将轧制方向的冲击值(吸收能量/截面积)与轧制直角方向的冲击值之比作为各向异性的指标。
将结果示于表3。试验的结果如果是当长度轧制方向的冲击值为70J/cm2以上且冲击值比为0.65以上，则判定为特性良好。
钢板的纯度以JIS G0555为基准进行了调查。对于各试验编号的钢板，从5处切出供试材料，在板厚的1/8、1/4、1/2、3/4及7/8的各位置处，使用计点法调查了纯度。在各板厚位置的结果中，将纯度值最大的数值作为该供试材料的纯度。纯度为A系、B系和C系夹杂物的总和。
Mn偏析度是利用EPMA通过进行Mn的成分面分析而求得的。对各试验编号的钢板，自5处切出供试材料，在板厚的1/4、1/2的各位置处以500倍的倍率测定10个视场，采用了各视场的Mn偏析度的平均值。

试验编号16～19、21、22中，均是与作为低应变变形部的凸缘部的平均硬度相比，作为高应变变形部的去飞翅部的平均硬度显著地降低，ΔHv的值高达41～99。其原因在于，因去飞翅加工所引起的应变诱导铁素体相变、去飞翅部发生了软化。此时，所制造的热成型品的硬度局部地不同， 成型品的强度不会变得相同、部分地变成低强度，因此有损作为制品的可靠性。
另外，试验编号4、8、10、12、15、18、20、23、24中，化学组成、纯度或偏析度脱离了本发明的范围，因此轧制方向冲击值及/或冲击值比不充分。
与此相对，具有本发明化学组成的钢板无论是有无冷轧工序、有无退火工序以及镀覆种类如何，ΔHv均为－4～24，凸缘部的平均硬度与去飞翅部的平均度之差小、高应变成型时的硬度和强度的稳定性优良。
另外，对于热轧后的韧性及韧性的各向异性也示出了充分的值。
产业上的实用可能性
本发明的钢板即便是实施去飞翅成型等伴随有高应变成型的热成型时，也会抑制成型部中的应变诱导铁素体相变，因此可获得在热成型后具有稳定的硬度分布、热成型后的韧性优良、韧性的各向异性低的钢板。该钢板例如作为以汽车的车壳构造构件、车辆行走构件等为首的机械构造构件等原料优选，因此本发明在产业上是极为有益的。