CN111971408A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一方案所涉及的钢板具有规定的化学组成，钢板内部中的钢组织以体积分率计含有软质铁素体：0％～30％、残留奥氏体：3％～40％、新生马氏体：0％～30％、珠光体和渗碳体的合计：0％～10％，剩余部分包含硬质铁素体，在钢板内部中，长宽比为2.0以上的残留奥氏体在全部的残留奥氏体中所占的个数比例为50％以上，距离表面在板厚方向上存在厚度为1～100μm的软质层，软质层中包含的铁素体中长宽比低于3.0的晶粒的体积分率为50％以上，软质层中的残留奥氏体的体积分率为钢板内部中的残留奥氏体的体积分率的50％以上，在距离表面超过0.2μm并且距离表面为5μm以下的范围内出现表示Si的波长的发光强度的峰。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从伴随地球变暖对策的温室效应气体排放量限制的观点出发，要求汽车的燃料效率进一步提高。而且，为了将车体轻量化并且确保碰撞安全性，汽车用部件中的高强度钢板的适用正在逐渐扩大。
当然，在被供于汽车用部件的钢板中，不仅要求强度，而且要求压制加工性、焊接性等在部件成形时所要求的各种施工性。具体而言，从压制加工性的观点出发，大多对钢板要求优异的伸长率(拉伸试验中的总伸长率：El)、拉伸凸缘性(扩孔率：λ)。
作为提高高强度钢板中的压制加工性的方法，已知有具有铁素体相和马氏体相的DP钢(Dual Phase钢)(例如参照专利文献1)。DP钢具有优异的延展性。但是，DP钢由于硬质相成为空隙形成的起点，因此扩孔性差。
另外，作为提高高强度钢板的延展性的技术，有使钢组织中残存奥氏体相而利用TRIP(相变诱导塑性)效应的TRIP钢(例如参照专利文献2)。TRIP钢与DP钢相比具有较高的延展性。但是，TRIP钢的扩孔性低劣。此外，在TRIP钢中，为了使奥氏体残存，需要大量地添加Si等的合金。因此，TRIP钢的化学转化处理性及镀覆密合性也变得低劣。
另外，在专利文献3中记载了抗拉强度为800MPa以上的扩孔性优异的高强度钢板，其中，显微组织以面积率计含有70％以上的贝氏体或贝氏体铁素体。在专利文献4中记载了抗拉强度为800MPa以上的扩孔性及延展性优异的高强度钢板，其中，显微组织将主相设定为贝氏体或贝氏体铁素体，将第2相设定为奥氏体，将剩余部分设定为铁素体或马氏体。
作为改善高强度钢板的弯曲加工性的技术，例如在专利文献5中记载了一种高强度冷轧钢板，其是对钢板进行脱碳处理而制造的，表层部分包含铁素体主体。另外，在专利文献6中记载了一种超高强度冷轧钢板，其是将钢板进行脱碳退火而制造的，在表层部具有软质层。然而，就专利文献5及专利文献6中记载的技术而言，耐疲劳特性不充分。
另外，在非专利文献1中公开了通过使用将钢板进行两次退火的两次退火法而钢板的伸长率及扩孔性提高。然而，就非专利文献1中记载的技术而言，弯曲性不充分。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-128688号公报
专利文献2：日本特开2006-274418号公报
专利文献3：日本特开2003-193194号公报
专利文献4：日本特开2003-193193号公报
专利文献5：日本特开平10-130782号公报
专利文献6：日本特开平5-195149号公报
非专利文献
非专利文献1：K.Sugimoto et al.：ISIJ int.，(1993)，775.
发明内容
发明所要解决的课题
以往的高强度钢板并非是具有优异的弯曲性、并且具有良好的耐疲劳特性的钢板。
本发明是鉴于上述情况而进行的，课题是提供延展性及扩孔性良好、并且具有优异的耐疲劳特性、弯曲性及镀覆密合性的钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人为了解决上述课题而反复进行了深入研究。
其结果发现，只要通过对具有规定的化学组成的热轧钢板或冷轧钢板进行条件不同的两次热处理(退火)，从而使钢板内部设定为规定的钢组织，形成规定的厚度及钢组织的表层，并且在规定的深度处形成包含Si氧化物的内部氧化层即可。
具体而言，通过第一次的热处理，将钢板内部制成以马氏体等板条状组织作为主体的钢组织，将表层制成以软质铁素体作为主体的钢组织。而且，在第二次的热处理中，将最高加热温度设定为α(铁素体)与γ(奥氏体)的二相区域。其结果是，在两次热处理及任意的热浸镀锌后得到的钢板的钢板内部成为分散有针状的残留奥氏体的钢组织，表层成为以软质铁素体作为主体、且分散有微量的马氏体及残留奥氏体的规定的厚度的复合组织。这样的钢板及热浸镀锌钢板具有优异的延展性及扩孔性，弯曲性与耐疲劳特性的平衡良好。
进而，在上述的第一次及第二次的热处理中，抑制钢中包含的Si等合金元素在钢板的外部被氧化，通过在规定的深度处形成含有Si氧化物的内部氧化层，可得到优异的化学转化处理性及镀覆密合性。
本发明是基于上述认识而进行的。本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一方案所涉及的钢板具有下述化学组成，所述化学组成以质量％计含有：C：0.050％～0.500％、Si：0.01％～3.00％、Mn：0.50％～5.00％、P：0.0001％～0.1000％、S：0.0001％～0.0100％、Al：0.001％～2.500％、N：0.0001％～0.0100％、O：0.0001％～0.0100％、Ti：0％～0.300％、V：0％～1.00％、Nb：0％～0.100％、Cr：0％～2.00％、Ni：0％～2.00％、Cu：0％～2.00％、Co：0％～2.00％、Mo：0％～1.00％、W：0％～1.00％、B：0％～0.0100％、Sn：0％～1.00％、Sb：0％～1.00％、Ca：0％～0.0100％、Mg：0％～0.0100％、Ce：0％～0.0100％、Zr：0％～0.0100％、La：0％～0.0100％、Hf：0％～0.0100％、Bi：0％～0.0100％、及REM：0％～0.0100％，剩余部分包含Fe及杂质；以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织以体积分率计含有软质铁素体：0％～30％、残留奥氏体：3％～40％、新生马氏体(fresh martensite)：0％～30％、珠光体和渗碳体的合计：0％～10％，剩余部分包含硬质铁素体；在以距离上述表面为1/4厚的上述位置为中心的1/8厚～3/8厚的上述范围内，长宽比为2.0以上的上述残留奥氏体在全部的上述残留奥氏体中所占的个数比例为50％以上，在将具有上述1/8厚～3/8厚的上述范围的硬度的80％以下的硬度的区域定义为软质层时，从上述表面起在板厚方向上存在厚度为1～100μm的软质层，上述软质层中包含的铁素体的晶粒中长宽比低于3.0的晶粒的体积分率为50％以上，上述软质层中的残留奥氏体的体积分率为上述1/8厚～3/8厚的上述范围内的上述残留奥氏体的上述体积分率的50％以上，在从上述表面起在上述板厚方向上通过高频辉光放电分析法对表示Si的波长的发光强度进行分析时，在距离上述表面超过0.2μm并且距离上述表面为5μm以下的范围内，出现表示上述Si的上述波长的上述发光强度的峰。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，上述化学组成也可以含有选自由Ti：0.001％～0.300％、V：0.001％～1.00％及Nb：0.001％～0.100％构成的组中的一种或两种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，上述化学组成也可以含有选自由Cr：0.001％～2.00％、Ni：0.001％～2.00％、Cu：0.001％～2.00％、Co：0.001％～2.00％、Mo：0.001％～1.00％、W：0.001％～1.00％及B：0.0001％～0.0100％构成的组中的一种或两种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其中，上述化学组成也可以含有选自由Sn：0.001％～1.00％及Sb：0.001％～1.00％构成的组中的一种或两种。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的钢板，其中，上述化学组成也可以含有选自由Ca：0.0001％～0.0100％、Mg：0.0001％～0.0100％、Ce：0.0001％～0.0100％、Zr：0.0001％～0.0100％、La：0.0001％～0.0100％、Hf：0.0001％～0.0100％、Bi：0.0001％～0.0100％及REM：0.0001％～0.0100％构成的组中的一种或两种以上。
(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的钢板，其中，上述化学组成也可以满足下述式(1)。
Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35 (1)
式(1)中的Si、Mn及Al设定为以质量％计的各元素的含量。
(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的钢板，其中，在以距离上述表面为1/4厚的上述位置为中心的1/8厚～3/8厚的上述范围内，回火马氏体的体积分率也可以为0％～50％。
(8)根据上述(1)～(7)中任一项所述的钢板，其中，也可以在表面具有热浸镀锌层。
(9)根据上述(1)～(7)中任一项所述的钢板，其中，也可以在表面具有电镀锌层。
(10)本发明的另一方案所涉及的钢板的制造方法是制造上述(1)～(9)中任一项所述的钢板的方法，将具有上述(1)～(6)中任一项所述的化学组成的板坯进行热轧，对酸洗后的热轧钢板或将上述热轧钢板冷轧而得到的冷轧钢板实施满足下述(a)～(e)的第1热处理，然后实施满足下述(A)～(E)的第2热处理。
(a)在从650℃加热至最高加热温度为止的期间，将上述热轧钢板或上述冷轧钢板的周围的气氛设定为含有0.1体积％以上的H2、且满足下述式(2)的气氛。
(b)在Ac3-30℃～1000℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒。
(c)以平均加热速度0.5℃/秒～500℃/秒从650℃加热至最高加热温度。
(d)在最高加热温度下保持后，以平均冷却速度5℃/秒以上从700℃冷却至Ms。
(e)将以平均冷却速度5℃/秒以上的上述冷却进行至Ms以下的冷却停止温度。
(A)在从650℃加热至最高加热温度为止的期间，将上述热轧钢板或上述冷轧钢板的周围的气氛设定为含有0.1体积％以上的H2、且满足下述式(3)的气氛。
(B)在Ac1+25℃～Ac3-10℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒。
(C)以平均加热速度0.5℃/秒～500℃/秒从650℃加热至最高加热温度。
(D)按照600～700℃之间的平均冷却速度成为3℃/秒以上的方式，从最高加热温度冷却至480℃以下。
(E)以平均冷却速度3℃/秒以上冷却后，在300℃～480℃之间保持10秒以上。
-1.1≤log(PH2O/PH2)≤-0.07 (2)
式(2)中，PH2O表示水蒸汽的分压，PH2表示氢的分压。
log(PH2O/PH2)<-1.1 (3)
式(3)中，PH2O表示水蒸汽的分压，PH2表示氢的分压。
(11)上述(10)所述的钢板的制造方法是制造上述(8)所述的钢板的方法，在上述第2热处理中，在从650℃至达到最高加热温度为止的期间，上述气氛总是含有0.1体积％以上的H2，O2为0.020体积％以下，且满足上述式(3)；在上述第2热处理中，也可以在上述(D)的冷却过程之后的阶段实施热浸镀锌处理。
发明效果
根据本发明，能够提供延展性及扩孔性良好、并且具有优异的耐疲劳特性、弯曲性及优异的镀覆密合性的钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法。
本发明的高强度钢板及高强度热浸镀锌钢板由于延展性及扩孔性良好、并且具有优异的耐疲劳特性、弯曲性及镀覆密合性，因此适宜作为通过压制加工等而成形为各种形状的汽车用钢板。
附图说明
图1是本实施方式的钢板的与轧制方向及板厚方向平行的截面图。
图2是表示对于本实施方式的钢板从表面起在深度方向(板厚方向)上通过高频辉光放电分析法进行分析时的距离表面的深度与表示Si的波长的发光强度(Intensity)的关系的图。
图3是表示对于与本实施方式不同的钢板从表面起在深度方向(板厚方向)上通过高频辉光放电分析法进行分析时的距离表面的深度与表示Si的波长的发光强度(Intensity)的关系的图。
图4是本实施方式的钢板的制造方法的流程图。
图5是表示本实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法中的第2热处理～热浸镀锌/合金化处理的温度/时间的模式的第1例的线图。
图6是表示本实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法中的第2热处理～热浸镀锌/合金化处理的温度/时间的模式的第2例的线图。
图7是表示本实施方式的热浸镀锌钢板的制造方法中的第2热处理～热浸镀锌/合金化处理的温度/时间的模式的第3例的线图。
具体实施方式
“钢板”
图1中所示的本实施方式的钢板1具有以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围的钢板内部11、和配置于钢板的表面的软质层12。所谓1/4厚的位置是距离钢板的表面为钢板的厚度t的1/4的深度的部位，相当于图1中带有符号1/4t的区域。所谓1/8厚～3/8厚的范围是距离钢板的表面为钢板的厚度t的1/8的深度的区域与3/8的深度的区域之间的范围，1/8厚的位置及3/8厚的位置相当于图1中带有符号1/8t及符号3/8t的位置。所谓软质层12是如后述的那样具有钢板内部11的硬度的80％以下的硬度的区域。钢板1有时在其表面(即软质层12的表面)进一步具备热浸镀锌层及电镀锌层等。以下，对本实施方式的钢板进行详细说明。
首先，对钢板的化学组成进行说明。在以下的说明中，表示元素的含量的[％]是指[质量％]。
“C：0.050％～0.500％”
C是大大提高强度的元素。C通过将奥氏体稳定化、得到残留奥氏体从而对于兼顾强度和成形性是有效的。然而，若C的含量超过0.500％，则焊接性显著劣化。因此，将C的含量设定为0.500％以下。从点焊性的观点出发，C的含量优选为0.350％以下，更优选为0.300％以下、0.250％以下或0.200％以下。另一方面，若C的含量低于0.050％，则无法充分获得残留奥氏体，变得难以确保充分的强度及成形性。因此，将C的含量设定为0.050％以上。为了更进一步提高强度和成形性，C的含量优选为0.075％以上，更优选为0.100％以上或0.200％。
“Si：0.01％～3.00％”
Si是通过抑制钢板中的铁系碳化物的生成而将残留奥氏体稳定化、提高强度和成形性的元素。然而，Si是使钢材脆化的元素。若Si含量超过3.00％，则钢板的扩孔性变得不充分。另外，若Si含量超过3.00％，则变得容易引起铸造的板坯开裂等故障。因此，Si的含量设定为3.00％以下。进而，由于Si会损害钢板的耐冲击特性，因此Si的含量优选为2.50％以下，更优选为2.00％以下或1.80％以下。另一方面，Si的含量低于0.01％时，会大量地生成粗大的铁系碳化物，强度及成形性劣化。因此，Si的含量设定为0.01％以上。从该观点出发，Si的下限值优选为0.10％，更优选为0.25％、0.30％或0.50％。
“Mn：0.50％～5.00％”
Mn是为了提高钢板的淬透性且提高强度而添加的。然而，若Mn的含量超过5.00％，则钢板的伸长率及扩孔性变得不充分。另外，若Mn的含量超过5.00％，则在钢板的板厚中央部产生粗大的Mn浓化部，变得容易引起脆化，变得容易引起铸造的板坯开裂等故障。因此，Mn的含量设定为5.00％以下。另外，由于若Mn的含量增大则点焊性也劣化，因此Mn的含量优选为3.50％以下，更优选为3.00％以下或2.80％以下。另一方面，若Mn的含量低于0.50％，则由于在退火后的冷却中大量地形成软质的组织，因此变得难以确保充分高的抗拉最大强度。因此，Mn的含量需要设定为0.50％以上。为了进一步提高强度，Mn的含量优选为0.80％以上，更优选为1.00％以上或1.50％以上。
“P：0.0001％～0.1000％”
P是使钢材脆化的元素。若P的含量超过0.1000％，则钢板的伸长率及扩孔性变得不充分。另外，若P的含量超过0.1000％，则变得容易引起铸造的板坯开裂等故障。因此，P的含量设定为0.1000％以下。另外，P是使通过点焊而产生的熔融部脆化的元素。为了获得充分的焊接接头强度，P的含量优选设定为0.0400％以下，进一步优选设定为0.3000％以下或0.0200％以下。另一方面，将P的含量设定为低于0.0001％会伴随制造成本的大幅的增加。由此，P含量设定为0.0001％以上。P含量优选设定为0.0010％以上、0.0012％或0.0015％以上。
“S：0.0001％～0.0100％”
S与Mn结合而形成粗大的MnS，使延展性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性之类的成形性降低。因此，将S的上限值设定为0.0100％以下。另外，S由于会使点焊性劣化，因此优选设定为0.0070％以下，更优选设定为0.0050％以下或0.0030％以下。另一方面，将S的含量设定为低于0.0001％会伴随制造成本的大幅的增加。因此，S含量设定为0.0001％以上。S含量优选设定为0.0003％以上，更优选设定为0.0006％以上或0.0010％以上。
“Al：0.001％～2.500％”
Al是使钢材脆化的元素。若Al的含量超过2.500％，则变得容易引起铸造的板坯开裂等故障。因此，Al的含量设定为2.500％以下。另外，若Al的含量增加则点焊性恶化。因此，Al的含量更优选设定为2.000％以下，进一步优选设定为1.500％以下或1.000％以下。另一方面，Al的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但Al是在原料中微量存在的杂质，为了将其含量设定为低于0.001％会伴随制造成本的大幅的增加。因此，Al含量设定为0.001％以上。另外，Al是作为脱氧材也有效的元素，但为了充分获得脱氧的效果，Al的含量优选设定为0.010％以上。进而，Al是抑制粗大的碳化物的生成的元素，也可以以残留奥氏体的稳定化为目的而添加。为了残留奥氏体的稳定化，优选将Al的含量设定为0.100％以上，进一步优选设定为0.250％以上。
“N：0.0001％～0.0100％”
N由于会形成粗大的氮化物而使延展性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性之类的成形性劣化，因此需要抑制其添加量。若N的含量超过0.0100％，则成形性的劣化变得显著。由此，将N含量的上限设定为0.0100％。另外，N由于成为焊接时的气孔产生的原因，因此含量少较好。N含量优选为0.0075％以下，更优选为0.0060％以下或0.0050％以下。N的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但将N的含量设定为低于0.0001％会导致制造成本的大幅的增加。由此，将N含量的下限设定为0.0001％以上。N含量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上或0.0010％以上。
“O：0.0001％～0.0100％”
O由于会形成氧化物而使延展性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性之类的成形性劣化，因此需要抑制含量。若O的含量超过0.0100％，则成形性的劣化变得显著，因此将O含量的上限设定为0.0100％。进而O的含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下或0.0020％以下。O的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但将O的含量设定为低于0.0001％会伴随制造成本的大幅的增加，因此将0.0001％设定为下限。也可以将O含量设定为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0012％以上。
“Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35”
残留奥氏体有可能在热处理中分解成贝氏体、珠光体或粗大的渗碳体。Si、Mn及Al是为了抑制残留奥氏体的分解、提高成形性而特别重要的元素，优选满足下述式(1)。式(1)的左边的值更优选为0.60以上，进一步优选为0.80以上或1.00％以上。
Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35 (1)
(式(1)中的Si、Mn及Al设定为以质量％计的各元素的含量。)
本实施方式的钢板根据需要也可以进一步含有以下的一种或两种以上的任选元素。但是，本实施方式所涉及的钢板由于即使不含有以下的任选元素也能够解决该课题，因此以下的任选元素的含量也可以为0％。
“Ti：0％～0.300％”
Ti是通过由析出物带来的强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及经由抑制再结晶的位错强化而有助于钢板的强度上升的元素。但是，若Ti的含量超过0.300％，则碳氮化物的析出变多而成形性劣化。因此，Ti的含量也优选为0.300％以下。另外，从成形性的观点出发，Ti的含量更优选为0.150％以下。Ti的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由Ti带来的强度上升效果，Ti的含量优选为0.001％以上。为了钢板的更进一步的高强度化，Ti的含量更优选为0.010％以上。
“V：0％～1.00％”
V是通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及经由抑制再结晶的位错强化而有助于钢板的强度上升的元素。但是，若V的含量超过1.00％，则碳氮化物过度析出而成形性劣化。因此，V的含量也优选为1.00％以下，进一步优选为0.50％以下。V的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由V带来的强度上升效果，V的含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.010％以上。
“Nb：0％～0.100％”
Nb是通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及经由抑制再结晶的位错强化而有助于钢板的强度上升的元素。但是，若Nb的含量超过0.100％，则碳氮化物的析出变多而成形性劣化。因此，Nb的含量也优选为0.100％以下。从成形性的观点出发，Nb的含量更优选为0.060％以下。Nb的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由Nb带来的强度上升效果，Nb的含量优选为0.001％以上。为了钢板的更进一步的高强度化，Nb的含量更优选为0.005％以上。
“Cr：0％～2.00％”
Cr是提高淬透性而对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。若Cr的含量超过2.00％，则热加工性受损而生产率降低。由此，Cr的含量优选设定为2.00％以下，进一步优选为1.20％以下。Cr的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由Cr带来的高强度化的效果，Cr的含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.010％以上。
“Ni：0％～2.00％”
Ni是抑制高温下的相变而对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。若Ni的含量超过2.00％，则焊接性受损。由此，Ni的含量优选设定为2.00％以下，进一步优选为1.20％以下。Ni的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由添加Ni带来的高强度化的效果，Ni的含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.010％以上。
“Cu：0％～2.00％”
Cu是作为微细的粒子存在于钢中而提高强度的元素，可以代替C和/或Mn的一部分而添加。由于若Cu的含量超过2.00％，则焊接性受损，因此Cu的含量优选设定为2.00％以下，进一步优选为1.20％以下。Cu的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由添加Cu带来的高强度化的效果，Cu的含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.010％以上。
“Co：0％～2.00％”
Co是提高淬透性而对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。若Co的含量超过2.00％，则热加工性受损而生产率降低。由此，Co的含量优选设定为2.00％以下，进一步优选为1.20％以下。Co的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由添加Co带来的高强度化的效果，Co含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.010％以上。
“Mo：0％～1.00％”
Mo是抑制高温下的相变、对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。若Mo的含量超过1.00％，则热加工性受损而生产率降低。由此，Mo的含量也优选设定为1.00％以下，进一步优选为0.50％以下。Mo的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由添加Mo带来的高强度化的效果，Mo的含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.005％以上。
“W：0％～1.00％”
W是抑制高温下的相变、对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。若W的含量超过1.00％，则热加工性受损而生产率降低。由此，W的含量也优选为1.00％以下，进一步优选为0.50％以下。W的含量的下限不特别规定而发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由W带来的高强度化，W的含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.010％以上。
“B：0％～0.0100％”
B是抑制高温下的相变、对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分而添加。若B的含量超过0.0100％，则热加工性受损而生产率降低。由此，B的含量优选设定为0.0100％以下。从生产率的观点出发，B的含量更优选为0.0050％以下。B的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由添加B带来的高强度化的效果，优选将B的含量设定为0.0001％以上。为了进一步的高强度化，B的含量更优选为0.0005％以上。
“Sn：0％～1.00％”
Sn是抑制组织的粗大化、对高强度化有效的元素，也可以将1.00％设定为上限而添加。若Sn的添加量超过1.00％，则有时钢板过度脆化、在轧制时钢板断裂。因此，Sn含量优选为1.00％以下。Sn的含量的下限不特别规定而发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得由Sn带来的高强度化效果，Sn的含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.010％以上。
“Sb：0％～1.00％”
Sb是抑制组织的粗大化、对高强度化有效的元素，也可以将1.00％设定为上限而添加。若Sb的添加量超过1.00％，则有时钢板过度脆化、在轧制时钢板断裂。因此，Sb含量优选为1.00％以下。Sb的含量的下限不特别规定而发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，为了充分获得由Sb带来的高强度化效果，Sb的含量优选为0.001％以上，进一步优选为0.005％以上。
“选自由Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM构成的组中的一种或两种以上：分别为0％～0.0100％”
REM是Rare Earth Metal的缩写，通常是指属于镧系元素系列的元素。但是，在本实施方式中REM设定为除Ce及La以外。在本实施方式中，La和/或Ce大多以混合稀土金属添加，有时除了La和/或Ce以外还复合地含有镧系元素系列的元素。即使含有La和/或Ce以外的镧系元素系列的元素作为杂质也可发挥本实施方式所涉及的钢板的效果。另外，即使添加金属La和/或Ce，也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果。需要说明的是，在本实施方式中，所谓REM的含量是属于镧系元素系列的元素的含量的合计值。
这些元素的效果如下所述。
Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM是对成形性的改善有效的元素，可以分别含有0.0001％～0.0100％的这些元素中的一种或两种以上。若Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM中的一种或两种以上的各含量超过0.0100％，则有可能会损害延展性。因此，上述的各元素的含量优选为0.0100％以下，进一步优选为0.0070％以下。另外，在包含两种以上上述的元素的情况下，Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM的含量优选合计设定为0.0100％以下。上述各元素的含量的下限即使不特别规定也发挥本实施方式所涉及的钢板的效果，但为了充分获得改善钢板的成形性的效果，各元素的含量优选为0.0001％以上。从成形性的观点出发，Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM中的一种或两种以上的含量进一步优选为0.0010％以上。
以上的各元素的剩余部分为Fe及杂质。需要说明的是，关于上述的Ti、V、Nb、Cr、Ni、Cu、Co、Mo、W、B、Sn、Sb，均允许含有低于上述优选的下限值的微量作为杂质。
另外，关于Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM，也允许含有低于上述优选的下限值的极微量作为杂质。
另外，作为杂质，允许合计含有0.0100％以下的H、Na、Cl、Sc、Zn、Ga、Ge、As、Se、Y、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Te、Cs、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au、Pb。
接着，对本实施方式所涉及的钢板的钢板内部11的钢组织(显微组织)进行说明。需要说明的是，各组织的含量的说明中的[％]为[体积％]。
(钢板内部11的显微组织)
在本实施方式的钢板中，以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织(以下，有时称为“钢板内部的钢组织”。)含有30％以下的软质铁素体、3％～40％的残留奥氏体、30％以下的新生马氏体、10％以下的珠光体和渗碳体的合计，长宽比为2.0以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的个数比例为50％以上。
“软质铁素体：0％～30％”
铁素体是具有优异的延展性的组织。但是，铁素体由于强度低，因此是在高强度钢板中难以有效利用的组织。在本实施方式的钢板中，钢板内部的钢组织含有0％～30％的软质铁素体。本实施方式中的“软质铁素体”是指在晶粒内不含残留奥氏体的铁素体。软质铁素体的强度低，与周边部相比应变容易集中，容易产生断裂。若软质铁素体的体积分率超过30％，则强度-成形性的平衡显著劣化。因此，软质铁素体限制为30％以下。软质铁素体进一步优选限制为15％以下，也可以为0％。
“残留奥氏体：3％～40％”
残留奥氏体是提高强度-延展性平衡的组织。在本实施方式的钢板中，钢板内部的钢组织包含3％～40％的残留奥氏体。从成形性的观点出发，钢板内部中的残留奥氏体的体积分率设定为3％以上，优选设定为5％以上，进一步优选设定为7％以上。另一方面，为了将残留奥氏体的体积分率设定为超过40％，需要添加大量的C、Mn和/或Ni，焊接性显著受损。因此，残留奥氏体的体积分率设定为40％以下。为了提高钢板的焊接性、提高便利性，残留奥氏体的体积分率优选设定为30％以下，进一步优选设定为20％以下。
“新生马氏体：0％～30％”
新生马氏体使抗拉强度大大提高。另一方面，新生马氏体成为断裂的起点而使耐冲击特性显著劣化。因此，新生马氏体的体积分率设定为30％以下。特别是为了提高耐冲击特性，优选将新生马氏体的体积分率设定为15％以下，进一步优选设定为7％以下。新生马氏体也可以为0％，但为了确保钢板的强度，优选为2％以上。
“珠光体和渗碳体的合计：0％～10％”
在钢板的钢板内部的显微组织中，也可以包含珠光体和/或渗碳体。但是，若珠光体和/或渗碳体的体积分率多，则延展性劣化。因此，将珠光体和渗碳体的体积分率合计限制为10％以下。珠光体和渗碳体的体积分率优选为5％以下，也可以为0％。
“长宽比为2.0以上的残留奥氏体的个数比例为全部残留奥氏体的50％以上”
在本实施方式中，钢板内部中的残留奥氏体晶粒的长宽比很重要。长宽比大、即伸长后的残留奥氏体在因加工而引起的钢板的变形初期稳定。但是，对于长宽比大的残留奥氏体，伴随着加工的进展而在前端部分引起应变的集中，适度地相变而产生TRIP(相变诱导塑性)效应。因此，通过钢板内部的钢组织包含长宽比大的残留奥氏体，能够不损害韧性、耐氢脆特性、扩孔性等而改善延展性。从以上的观点出发，在本实施方式中，将长宽比为2.0以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的个数比例设定为50％以上。长宽比为2.0以上的残留奥氏体的个数比例优选为60％以上，进一步优选为70％以上，特别优选为80％以上。
“回火马氏体”
回火马氏体是不会损害耐冲击特性而大大提高钢板的抗拉强度的组织，也可以包含于钢板内部的钢组织中。但是，若在钢板内部生成大量的回火马氏体，则有时无法充分获得残留奥氏体。因此，回火马氏体的体积分率优选限制为50％以下或30％以下。需要说明的是，回火马氏体的含有由于对于本实施方式所涉及的钢板而言不是必须的，因此回火马氏体的下限值为0％。
在本实施方式的钢板中，钢板内部的钢组织中的剩余部分组织以将残留奥氏体内包于晶粒内的“硬质铁素体”为主。硬质铁素体通过对具有包含由上贝氏体、贝氏体铁素体、回火马氏体、新生马氏体的1种或2种以上构成的板条状组织的钢组织的热处理用钢板进行后述的第2热处理而形成。硬质铁素体由于将残留奥氏体内包于晶粒内，因此具有高强度。另外，硬质铁素体与在铁素体晶界中存在残留奥氏体的情况相比，由于不易引起铁素体与残留奥氏体的界面剥离，因此具有良好的成形性。
另外，在钢板内部的钢组织中的剩余部分组织中，也可以包含贝氏体。需要说明的是，在本实施方式中的贝氏体中，包含由微细的BCC晶体和粗大的铁系碳化物形成的粒状贝氏体、由板条状的BCC晶体和粗大的铁系碳化物形成的上贝氏体及由板状的BCC晶体和在其内部平行地排列的微细的铁系碳化物形成的下贝氏体。在本实施方式所涉及的钢板中，钢板内部的钢组织中的剩余部分组织以硬质铁素体为主。即，在钢板内部的钢组织中的剩余部分组织中，与贝氏体相比更多地包含硬质铁素体。
(表层的显微组织)
“在将具有1/8厚～3/8厚的范围的硬度的80％以下的硬度的区域定义为软质层时，在表层存在1～100μm的软质层”
为了改善钢板的弯曲性，将钢板的表层软质化是必要的要件之一。在本实施方式所涉及的钢板中，在将硬度为钢板内部的硬度(平均硬度)的80％以下的区域定义为软质层时，从钢板的表面起在板厚方向上存在1～100μm的软质层。若换而言之，则在钢板的表层部存在硬度为钢板内部的平均硬度的80％以下的软质层，该软质层的厚度为1～100μm。
若软质层的厚度从表面起在深度方向(板厚方向)上低于1μm，则无法充分得到弯曲性。软质层的厚度(距离表面的深度范围)优选为5μm以上，更优选为10μm以上。
另一方面，若软质层的厚度超过100μm，则钢板的强度大大降低。因此，软质层的厚度设定为100μm以下。软质层的厚度优选为70μm以下。
“软质层中包含的铁素体的晶粒中长宽比低于3.0的晶粒的体积分率为50％以上”
在软质层中包含的铁素体的晶粒中长宽比低于3.0的晶粒的体积分率(长宽比低于3.0的铁素体晶粒相对于铁素体的全部晶粒在软质层中所占的体积分率的比例)低于50％，则弯曲性劣化。因此，将软质层中包含的铁素体中长宽比低于3.0的晶粒的体积分率设定为50％以上。该体积分率优选为60％以上，更优选为70％以上。需要说明的是，软质层中包含的铁素体包含上述的硬质铁素体及软质铁素体这两者。
“软质层中的残留奥氏体的体积分率为钢板内部中的残留奥氏体的体积分率的50％以上”
软质层中包含的残留奥氏体通过抑制疲劳龟裂的进展而使钢板的疲劳强度提高。因此，软质层中包含的残留奥氏体的体积分率设定为钢板内部中的残留奥氏体的体积分率的50％以上。更优选软质层中包含的残留奥氏体的体积分率为钢板内部中的残留奥氏体的体积分率的60％以上、70％以上或80％以上。钢板内部中的残留奥氏体的面积率是指以距离表面为钢板的板厚的1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内包含的残留奥氏体的面积率。
“包含Si氧化物的内部氧化层”
本实施方式的钢板在从表面起在深度方向(板厚方向)上通过高频辉光放电(高频GDS)分析法进行分析时，在距离表面超过0.2μm且距离表面为5μm以下的范围内出现表示Si的波长的发光强度的峰。这表示钢板发生内部氧化、在距离钢板的表面超过0.2μm且距离表面在5μm以下的范围内具有包含Si氧化物的内部氧化层。对于具有这样的内部氧化层的钢板，伴随制造时的热处理的钢板表面中的Si氧化物等氧化膜的生成得以抑制。因此，具有这样的内部氧化层的钢板具有优异的化学转化处理性及镀覆密合性。
本实施方式的钢板在从表面起在深度方向上通过高频辉光放电分析法进行分析时，也可以在距离表面超过0.2μm且5μm以下的范围和距离表面为0μm～0.2μm的范围(比深度0.2μm浅的区域)这两者中，具有表示Si的波长的发光强度的峰。在这两个范围内存在峰表示钢板具有内部氧化层、并且在表面具有包含Si氧化物的外部氧化层。
图2是表示对于本实施方式的钢板从表面起在深度方向上通过高频辉光放电分析法进行分析时的距离表面的深度与表示Si的波长的发光强度(Intensity)的关系的图。在图2中所示的本实施方式的钢板中，在距离表面超过0.2μm且5μm以下的范围内，出现表示Si的波长的发光强度的峰(来源于内部氧化层)。进而，在距离表面为0(最表面)～0.2μm的范围内，也出现表示Si的波长的发光强度的峰(来源于外部氧化层(IMAX))。因此，可知图2中所示的钢板具有内部氧化层，并且具有外部氧化层。
图3是表示对于与本实施方式不同的钢板从表面起在深度方向上通过高频辉光放电分析法进行分析时的距离表面的深度与表示Si的波长的发光强度(Intensity)的关系的图。在图3中所示的钢板中，表示Si的波长的发光强度的峰在距离表面为0(最表面)～0.2μm的范围内出现，但在超过0.2μm且5μm以下的范围内未出现。这表示钢板不具有内部氧化层、仅具有外部氧化层。
“热浸镀锌层”
本实施方式的钢板也可以在其表面(两面或单面)形成热浸镀锌层(以下，将具有热浸镀锌的本实施方式所涉及的钢板称为“本实施方式所涉及的热浸镀锌钢板”)。该热浸镀锌层也可以是将热浸镀锌层合金化而得到的合金化热浸镀锌层。
在热浸镀锌层未合金化的情况下，热浸镀锌层中的铁含量优选为低于7.0质量％。在热浸镀锌层为合金化的合金化热浸镀锌层的情况下，铁含量优选为6.0质量％以上。合金化热浸镀锌钢板具有比热浸镀锌钢板优异的焊接性。
热浸镀锌层的镀覆附着量不特别设定限制，但从耐蚀性的观点出发，每一面优选为5g/m2以上，更优选为20～120g/m2、进而25～75g/m2的范围内的范围内。
在本实施方式的热浸镀锌钢板中，在热浸镀锌层上，出于改善涂装性、焊接性等目的，也可以进一步设置上层镀层。另外，在本实施方式的热浸镀锌钢板中，也可以对热浸镀锌层上实施各种处理例如铬酸盐处理、磷酸盐处理、润滑性提高处理、焊接性提高处理等。
“电镀锌层”
在本实施方式的钢板的表面，也可以形成有电镀锌层。电镀锌层可以通过以往公知的方法而形成。
“热处理用钢板”
以下对作为本实施方式的钢板的原材料使用的热处理用钢板(称为“本实施方式的热处理用钢板”)进行说明。
具体而言，本实施方式的热处理用钢板具有上述的钢板中的任一化学组成，且具有以下所示的钢组织(显微组织)。需要说明的是，各组织的含量的说明中的[％]为[体积％]。
(热处理用钢板内部的显微组织)
“板条状组织以体积分率计合计为70％以上”
本实施方式的热处理用钢板以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织(热处理用钢板内部的钢组织)以体积分率计含有合计70％以上的包含上贝氏体、贝氏体铁素体、回火马氏体、新生马氏体中的1种或2种以上的板条状组织。
热处理用钢板通过以体积分率计含有合计70％以上的上述的板条状组织，从而对热处理用钢板实施后述的第2热处理而得到的钢板成为热处理用钢板内部的钢组织以硬质铁素体作为主体的钢板。若在热处理用钢板中上述的板条状组织的合计体积分率低于70％，则对热处理用钢板实施第2热处理而成的钢板成为钢板内部的钢组织包含许多软质铁素体的钢板。其结果是，变得不能得到本实施方式的钢板。热处理用钢板中的热处理用钢板内部的钢组织优选以体积分率计含有合计80％以上的上述的板条状组织，更优选含有合计90％以上，也可以为100％。
“热处理用钢板中的长宽比低于1.3且长径超过2.5μm的残留奥氏体晶粒的个数密度”
本实施方式的热处理用钢板的内部的钢组织除了上述的板条状组织以外还包含残留奥氏体，将长宽比低于1.3并且长径超过2.5μm的残留奥氏体晶粒的个数密度限制为1.0×10-2个/μm2以下。
若热处理用钢板的内部的钢组织中存在的残留奥氏体为粗大的块状，则在对热处理用钢板实施第2热处理而得到的钢板的钢板内部存在粗大的块状的残留奥氏体晶粒，有时无法充分确保长宽比为2.0以上的残留奥氏体。因此，在热处理用钢板中，将长宽比低于1.3且长径超过2.5μm的粗大的块状的残留奥氏体晶粒的个数密度设定为1.0×10-2个/μm2以下。热处理用钢板中的粗大的块状的残留奥氏体晶粒的个数密度越低越优选，优选为0.5×10-2个/μm2以下。
另外，若在热处理用钢板的内部过度存在残留奥氏体，则通过对热处理用钢板实施后述的第2热处理，一部分残留奥氏体各向同性化。其结果是，在第2热处理后得到的钢板的钢板内部中，有时无法充分确保长宽比为2.0以上的残留奥氏体。因此，热处理用钢板的内部的钢组织中包含的残留奥氏体的体积分率优选为10％以下。
(热处理用钢板的表层的显微组织)
“以体积分率计包含80％以上的软质铁素体的软质层”
在成为本实施方式所涉及的钢板的原材料的热处理用钢板中，形成有由以体积分率计包含80％以上的软质铁素体的软质层构成的表层。在热处理用钢板中软质层的厚度设定为1μm～50μm。若在热处理用钢板中软质层的厚度从表面起在深度方向上低于1μm，则对热处理用钢板实施第2热处理而成的钢板上形成的软质层的厚度(距离表面的深度范围)不足。另一方面，若在热处理用钢板中软质层的厚度从表面起在深度方向上超过50μm，则由于对热处理用钢板实施第2热处理而成的钢板上形成的软质层的厚度(距离表面的深度范围)变得过量，因此由具有软质层带来的钢板的强度降低明显化。因此，在热处理用钢板中软质层的厚度设定为50μm以下，优选为10μm以下。
“包含Si氧化物的内部氧化层”
本实施方式的热处理用钢板在从表面起在深度方向上通过高频辉光放电(高频GDS)分析法进行分析时，在距离表面超过0.2μm且5μm以下的范围内出现表示Si的波长的发光强度的峰。这表示热处理用钢板发生内部氧化、在距离表面超过0.2μm且5μm以下的范围内具有包含Si氧化物的内部氧化层。对于在上述的范围内具有内部氧化层的热处理用钢板，伴随制造时的热处理的钢板表面中的Si氧化物等氧化膜的生成得以抑制。
本实施方式的热处理用钢板在从表面起在深度方向上通过高频辉光放电分析法进行分析时，也可以在距离表面超过0.2μm且5μm以下的范围和距离表面为0μm～0.2μm的范围(比深度0.2μm浅的区域)这两者中，具有表示Si的波长的发光强度的峰。这表示热处理用钢板具有内部氧化层、并且在表面具有包含Si氧化物的外部氧化层。
“本实施方式所涉及的钢板的制造方法”
接着，对本实施方式的钢板的制造方法进行说明。
在本实施方式的钢板的制造方法中，如图4中所示的那样通过将具有上述的化学组成的板坯进行热轧，对酸洗后的热轧钢板或将热轧钢板冷轧而得到的冷轧钢板实施以下所示的第1热处理而制造热处理用钢板。之后，对热处理用钢板实施以下所示的第2热处理。第1热处理和/或第2热处理可以使用专用的热处理生产线来实施，也可以使用现有的退火生产线来实施。
(铸造工序)
为了制造本实施方式的钢板，首先，将具有上述的化学成分(组成)的板坯进行铸造。供于热轧的板坯可以使用连续铸造板坯或通过薄板坯连铸机等而制造的板坯。铸造后的板坯可以暂且冷却至常温后进行热轧，也可以以高温的状态直接热轧。将铸造后的板坯以高温的状态直接供于热轧由于能够削减热轧的加热所需的能量，因此优选。
(板坯加热)
在热轧之前，将板坯进行加热。在制造本实施方式的钢板的情况下，优选选定满足以下所示的式(4)的板坯加热条件。
[数学式1]
Figure BDA0002700398600000211
(式(4)中，fγ为下述式(5)所示的值，WMnγ为下述式(6)所示的值，D为下述式(7)所示的值，Ac1为下述式(8)所示的值，Ac3为下述式(9)所示的值，ts(T)为板坯加热温度T下的板坯的滞留时间(sec)。)
[数学式2]
Figure BDA0002700398600000212
(式(5)中，T为板坯加热温度(℃)，WC为钢中的C量(质量％)，Ac1为下述式(8)所示的值，Ac3为下述式(9)所示的值。)
[数学式3]
Figure BDA0002700398600000221
(式(6)中，T为板坯加热温度(℃)，WMn为钢中的Mn量(质量％)，Ac1为下述式(8)所示的值，Ac3为下述式(9)所示的值。)
[数学式4]
Figure BDA0002700398600000222
(式(7)中，T为板坯加热温度(℃)，R为气体常数：8.314J/mol。)
Ac1＝723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr (8)
(式(8)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％。)
Ac3＝879-346×C+65×Si-18×Mn+54×Al (9)
(式(9)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％。)
式(4)的分子表示在α(铁素体)与γ(奥氏体)的二相区域滞留中从α向γ分配的Mn含量的程度。式(4)的分子变得越大，则钢中的Mn浓度分布越不均质化。式(4)的分母是与在γ单相域滞留中在γ中扩散的Mn原子的距离相对应的项。式(4)的分母变得越大，则Mn浓度分布越均质化。为了使钢中的Mn浓度分布充分均质化，优选按照式(4)的值成为1.0以下的方式选定板坯加热条件。式(4)的值越小，则越能够降低热处理用钢板及钢板的钢板内部中的粗大的块状的奥氏体晶粒的个数密度。
(热轧)
将板坯进行加热后，进行热轧。热轧的完成温度(成品温度)低于850℃时，轧制反作用力提高，变得难以稳定地获得指定的板厚。因此，热轧的完成温度优选设定为850℃以上。从轧制反作用力的观点出发，热轧的完成温度优选设定为870℃以上。另一方面，为了将热轧的完成温度设定为超过1050℃，在从板坯的加热结束至热轧的完成为止的工序中，需要使用加热装置等将钢板进行加热，变得需要高成本。因此，优选将热轧的完成温度设定为1050℃以下。为了易于确保热轧中的钢板温度，热轧的完成温度优选设定为1000℃以下，进一步优选设定为980℃以下。
(酸洗)
接着，将像这样操作而制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗是将热轧钢板的表面的氧化物除去的工序，为了钢板的化学转化处理性的提高是重要的。热轧钢板的酸洗可以是一次，也可以分成多次而进行。
(冷轧)
酸洗后的热轧钢板也可以进行冷轧而制成冷轧钢板。通过对热轧钢板进行冷轧，能够以高精度制造具有规定的板厚的钢板。在冷轧中，若压下率的合计超过85％，则钢板的延展性消失，在冷轧中钢板断裂的危险性提高。因此，优选将压下率的合计设定为85％以下，更优选设定为75％以下。冷轧工序中的合计的压下率的下限没有特别规定，也可以不实施冷轧。为了提高钢板的形状均质性而获得良好的外观，并且使第1热处理中及第2热处理中的钢板温度变得均匀而获得良好的延展性，冷轧的压下率合计优选设定为0.5％以上，进一步优选设定为1.0％以上。
(第1热处理)
接着，对酸洗后的热轧钢板或将热轧钢板冷轧而得到的冷轧钢板实施第1热处理而制造热处理用钢板。第1热处理以满足下述(a)～(e)的条件进行。
(a)在从650℃加热至最高加热温度为止的期间，将热轧钢板或冷轧钢板的周围的气氛设定为含有0.1体积％以上的H2、且满足下述式(2)的气氛。
-1.1≤log(PH2O/PH2)≤-0.07 (2)
(式(2)中，PH2O表示水蒸汽的分压，PH2表示氢的分压。)
在第1热处理中，通过满足上述(a)，从而抑制钢板外部的氧化反应，同时促进脱碳反应。在第1热处理中，需要在从650℃加热至最高加热温度为止的期间的一部分温度带中，将钢板的周围设定为上述(a)中记载的气氛，优选在从650℃加热至最高加热温度为止的期间的全部的温度带中，将钢板的周围设定为上述(a)中记载的气氛。
若气氛中的H2低于0.1体积％，则无法将存在于钢板表面的氧化膜充分还原，在钢板上形成氧化膜。因此，在第2热处理后获得的钢板的化学转化处理性及镀覆密合性降低。另一方面，若气氛中的H2含量超过20体积％，则效果饱和。另外，若气氛中的H2含量超过20体积％，则在操作上氢爆炸的危险性增加。因此，优选将气氛中的H2含量设定为20体积％以下。
另外，在log(PH2O/PH2)低于-1.1的情况下，引起钢板表层部中的Si、Mn的外部氧化，而且脱碳反应变得不充分，形成热处理用钢板的表层的软质层的厚度变薄。另一方面，若log(PH2O/PH2)超过-0.07，则由于脱碳反应过度进行，因此第2热处理后的钢板的强度不足。
(b)在(Ac3-30)℃～1000℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒。
在第1热处理中，将最高加热温度设定为(Ac3-30)℃以上。若最高加热温度低于(Ac3-30)℃，则在热处理用钢板中的钢板内部的钢板组织中残存块状的粗大的铁素体。其结果是，在热处理用钢板的第2热处理后获得的钢板的软质铁素体相变得过量，而且长宽比为2.0以上的残留奥氏体的个数比例不足，特性劣化。最高加热温度优选为(Ac3-15)℃以上，进一步优选设定为(Ac3+5)℃以上。另一方面，若过度加热至高温则有时表层的脱碳过度进行而耐疲劳特性变得不充分，加热所需的燃料成本增大，另外，导致炉体的损伤。因此，最高加热温度优选设定为1000℃以下。
在第1热处理中，将最高加热温度下的保持时间设定为1秒～1000秒。若保持时间低于1秒，则在热处理用钢板中的钢板内部的钢板组织中残存块状的粗大的铁素体。其结果是，在第2热处理后获得的钢板的软质铁素体的体积率变得过量，特性劣化。保持时间优选为10秒以上，进一步优选为50秒以上。另一方面，若保持时间过长，则不仅由加热至最高加热温度带来的效果饱和，而且生产率受损。因此，保持时间设定为1000秒以下。
(c)按照从650℃至最高加热温度为止的平均加热速度成为0.5℃/秒～500℃/秒的方式进行加热。
在第1热处理中，若从650℃至最高加热温度为止的平均加热速度低于0.5℃/秒，则在加热处理中进行Mn偏析，形成粗大的块状Mn浓化区域，在第2热处理后获得的钢板的特性劣化。为了抑制块状的奥氏体的生成，平均加热速度优选设定为1.5℃/秒以上。另一方面，若平均加热速度超过500℃/秒，则脱碳反应没有充分进行。因此，将平均加热速度设定为500℃/秒以下。需要说明的是，从650℃至最高加热温度为止的平均加热速度是通过将650℃与最高加热温度之差除以钢板表面温度从650℃至达到最高加热温度为止的经过时间而获得的值。
(d)在最高加热温度下保持后，按照从700℃至Ms为止的温度范围的平均冷却速度成为5℃/秒以上的方式进行冷却。
在第1热处理中，为了将热处理用钢板中的钢板内部的钢板组织制成板条状组织主体，在最高加热温度下保持后，按照700℃～下述式(10)所示的Ms为止的温度范围的冷却速度以平均冷却速度计成为5℃/秒以上的方式进行冷却。若平均冷却速度低于5℃/秒，则有时生成块状铁素体。平均冷却速度优选设定为10℃/秒以上，进一步优选设定为30℃/秒以上。另外，平均冷却速度的上限没有必要特别规定，但为了以超过500℃/秒的平均冷却速度进行冷却，变得需要特殊的设备。因此，平均冷却速度优选为500℃/秒以下。需要说明的是，从700℃至Ms为止的温度范围的平均冷却速度是通过将700℃与Ms之差除以钢板表面温度从700℃至达到Ms为止的经过时间而获得的值。Ms通过下述式子算出。
Ms＝561-407×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo(10)
(式(10)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％。)
(e)将以平均冷却速度5℃/秒以上的冷却进行至Ms以下的冷却停止温度。
在第1热处理中，将从700℃至Ms为止的温度范围的平均冷却速度成为5℃/秒以上的冷却进行至Ms以下的冷却停止温度。冷却停止温度也可以为室温(25℃)。通过将冷却停止温度设定为Ms以下，在第1热处理后获得的热处理用钢板中的钢板内部的钢板组织成为板条状组织主体的组织。需要说明的是，所谓冷却停止温度是结束喷射使钢板产生温度下降的制冷剂(冷却水、大气等)的时刻的钢板的表面温度。
在本实施方式的制造方法中，也可以对在第1热处理中冷却至Ms以下且室温以上的冷却停止温度的钢板连续地进行以下所示的第2热处理。另外，也可以在第1热处理中冷却至室温并卷取后，进行以下所示的第2热处理。
在第1热处理中冷却至室温的钢板为上述的本实施方式的热处理用钢板。热处理用钢板通过进行以下所示的第2热处理而成为本实施方式的钢板。另外，通过对其进行热浸镀锌(进一步根据需要合金化处理)，成为本实施方式的热浸镀锌钢板。
在本实施方式中，也可以对进行第2热处理之前的热处理用钢板实施各种处理。例如，为了矫正热处理用钢板的形状，也可以对热处理用钢板实施调质轧制处理。另外，为了将存在于热处理用钢板的表面的氧化物除去，也可以对热处理用钢板实施酸洗处理。
(第2热处理)
对实施了第1热处理的钢板(热处理用钢板)实施第2热处理。第2热处理满足下述(A)～(E)。
(A)在从650℃加热至最高加热温度为止，将钢板的周围的气氛设定为含有0.1体积％以上的H2、满足上述式(3)的气氛。
log(PH2O/PH2)<-1.1 (3)
(式(3)中，PH2O表示水蒸汽的分压，PH2表示氢的分压。)
在第2热处理中，需要在从650℃加热至最高加热温度为止的期间的一部分温度带中，将热轧钢板或冷轧钢板的周围的气氛设定为上述(A)中记载的气氛，优选在从650℃加热至最高加热温度为止的期间的全部的温度带中，将钢板的周围设定为上述(A)中记载的气氛。需要说明的是，在对钢板进行热浸镀锌的情况下，在第2热处理中，需要在从650℃加热至最高加热温度为止的期间的全部的温度带中，将钢板的周围设定为上述(A)中记载的气氛。进而，在对钢板进行热浸镀锌的情况下，在第2热处理中，需要使钢板的周围的气氛含有0.1体积以上的H2，O2被设定为0.020体积％以下，并且满足上述式(3)。
在第2热处理中，由于满足上述(A)，因此钢板表面中的脱碳反应得以抑制，碳原子从钢板的内部被供给至在第1热处理时脱碳的表层部。其结果是，在第2热处理后的钢板表面形成分散有微量的马氏体及残留奥氏体的规定的厚度的复合组织。
若气氛中的H2低于0.1体积％，则无法将存在于钢板表面的氧化膜充分还原，在钢板上形成氧化膜。因此，在第2热处理后获得的钢板的化学转化处理性降低。进而，在将钢板进行热浸镀锌的情况下若气氛中的H2低于0.1体积％或气氛中的O2超过0.020体积％，则钢板的镀覆密合性降低。另外，若气氛中的H2含量超过20体积％，则效果饱和。另外，若气氛中的H2含量超过20体积％，则在操作上氢爆炸的危险性增加。因此，优选将气氛中的H2含量设定为20体积％以下。优选的H2的范围为2.0体积％以上，更优选为3.0体积％以上。优选的O2的范围为0.010体积％以下，更优选为0.005体积％以下。
另外，若log(PH2O/PH2)为-1.1以上，则由于钢板表面中的脱碳反应过度进行，因此在第2热处理后获得的形成钢板的表层的软质层的厚度变厚，钢板的强度不足。log(PH2O/PH2)的数值由于越低越优选，因此没有必要对其数值设置下限。但是，由于为了将log(PH2O/PH2)的数值设定为低于-2.2，变得需要特殊的设备，因此优选将log(PH2O/PH2)的数值的下限设定为-2.2。
(B)在(Ac1+25)℃～(Ac3-10)℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒。
在第2热处理中，将最高加热温度设定为(Ac1+25)℃～(Ac3-10)℃。若最高加热温度低于(Ac1+25)℃，则钢中的渗碳体熔化残留，在第2热处理后获得的钢板的内部组织中的残留奥氏体分率不足，特性劣化。为了提高在第2热处理后获得的钢板中的硬质组织分率、获得更高强度的钢板，优选将最高加热温度设定为(Ac1+40)℃以上。
另一方面，若最高加热温度超过(Ac3-10)℃，则显微组织的大部分或全部成为奥氏体，第2热处理前的钢板(热处理用钢板)中的板条状组织消失，变得不被钢板继承。其结果是，在第2热处理后获得的钢板的内部组织中的残留奥氏体分率不足，并且长宽比为2.0以上的残留奥氏体的个数比例不足，特性大幅劣化。由此，最高加热温度设定为Ac3-10℃以下。为了使第2热处理前的钢板中的板条状组织充分被钢板继承，进一步提高钢板的特性，最高加热温度优选设定为(Ac3-20)℃以下，进一步优选设定为(Ac3-30)℃以下。
在第2热处理中，将最高加热温度下的保持时间设定为1秒～1000秒。若保持时间低于1秒，则碳原子从钢板的内部向表层的扩散变得不充分，并且钢中的渗碳体熔化残留，有可能钢板的特性劣化。保持时间优选为30秒以上。另一方面，若保持时间过长，则碳原子从钢板内部向表层的扩散过度进行，在第1热处理中将表层脱碳的效果消失。因此，保持时间将1000秒设定为上限。
(C)按照从650℃至最高加热温度为止的平均加热速度成为0.5℃/秒～500℃/秒的方式进行加热。
若第2热处理中的从650℃至最高加热温度为止的平均加热速度低于0.5℃/秒，则由于第1热处理中制成的板条状组织进行恢复，因此在晶粒内不具有奥氏体晶粒的软质铁素体的体积分率增大。另一方面，若平均加热速度超过500℃/秒，则脱碳反应不充分进行。需要说明的是，所谓从650℃至最高加热速度为止的平均加热速度是通过将650℃与最高加热速度之差除以钢板表面温度从650℃至达到最高加热速度为止的经过时间而获得的值。
(D)按照600～700℃之间的平均冷却速度成为3℃/秒以上的方式，从最高加热温度冷却至480℃以下
在第2热处理中，按照600～700℃之间的平均冷却速度成为3℃/秒以上的方式，从最高加热温度冷却至480℃。在该温度范围内的平均冷却速度低于3℃/秒的情况下，生成粗大的碳化物而钢板的特性受损。该温度范围内的平均冷却速度优选设定为10℃/秒以上。该温度范围内的平均冷却速度的上限也可以没有特别设定，但由于为了设定为超过200℃/秒而变得需要特殊的冷却装置，因此优选设定为200℃/秒以下。需要说明的是，该温度范围内的平均冷却速度为通过将600～700℃间的温度差(即100℃)除以从700℃冷却至600℃所需的时间而获得的值。
(E)以平均冷却速度3℃/秒以上冷却后，在300℃～480℃之间保持10秒以上。
在第2热处理中，若300℃～480℃之间的保持时间低于10秒，则由于在未相变奥氏体中碳没有充分浓化，因此板条状的铁素体未充分生长，没有进行向奥氏体的C浓化。其结果是，生成新生马氏体，钢板的特性大大劣化。为了充分进行向奥氏体中的碳浓化、减少马氏体的生成量、改善钢板的特性，保持时间优选设定为100秒以上。需要说明的是，所谓在300℃～480℃之间保持N秒以上是指将使钢板的温度处于300℃～480℃的温度范围内的期间设定为N秒以上。
通过进行以上说明的第2热处理，得到上述的本实施方式的钢板。
在本实施方式中，也可以对钢板以形状矫正为目的而实施冷轧。冷轧可以在进行第一热处理后实施，也可以在进行第二热处理后实施。另外，也可以在进行第一热处理之后和进行第二热处理之后这两者实施。关于冷轧的压下率，压下率优选设定为3.0％以下，进一步优选设定为1.2％以下。若冷轧的压下率超过3.0％，则一部分奥氏体因加工诱导相变而消失，有可能特性受损。另一方面，冷轧的轧制率的下限值没有特别规定，即使不实施冷轧也可发挥本实施方式所涉及的钢板的特性。
(热浸镀锌)
在本实施方式所涉及的钢板的制造方法中，也可以对第2热处理后的母材钢板的表面进行形成热浸镀锌层的热浸镀锌工序。也可以紧接着热浸镀锌层的形成而进行镀层的合金化处理。
热浸镀锌及合金化处理只要满足本实施方式所涉及的制造方法的规定条件，则在第2热处理中的冷却工序(D)的完成以后，可以在任一时机进行。例如可以如图5中以模式[1]表示的那样，在冷却工序(D)、等温保持工序(E)之后实施镀覆处理(进而根据需要合金化处理)，也可以如图6中以模式[2]表示的那样，在冷却工序(D)之后实施镀覆处理(进而根据需要合金化处理)，之后实施等温保持(E)。或者，也可以如图7中以模式[3]表示的那样，在冷却工序(D)、等温保持工序(E)之后，一度冷却至室温，之后实施镀覆处理(进而根据需要合金化处理)。
作为热浸镀锌工序中的镀锌浴温度或镀锌浴组成等镀覆条件，可以使用一般的条件，没有特别限制。例如，镀覆浴温为420～500℃、钢板的浸入板温为420～500℃、浸渍时间为5秒以下较佳。镀覆浴优选含有0.08～0.2％的Al的镀覆浴，但此外，也可以含有杂质的Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti、Pb等。另外，优选通过气体擦拭等公知的方法来控制热浸镀锌的单位面积重量。单位面积重量通常只要每一面为5g/m2以上即可，但优选为25～75g/m2，更优选设定为20～120g/m2。
对于形成有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板，如上所述，根据需要也可以进行合金化处理。
合金化处理只要按照常规方法进行即可，合金化处理温度优选设定为460～600℃。由于若合金化处理低于460℃，则不仅合金化速度变慢而损害生产率，而且产生合金化处理不均，因此合金化处理温度优选设定为460℃以上。另一方面，由于若合金化处理温度超过600℃，则合金化过度进行，钢板的镀覆密合性劣化，因此合金化处理温度优选设定为600℃以下。合金化处理温度更优选设定为480～580℃以下。另外合金化处理的加热时间优选设定为5～60秒。
另外，合金化处理优选以热浸镀锌层中的铁浓度成为6.0质量％以上那样的条件进行。
另外，也可以在本实施方式的钢板的表面形成电镀锌层。电镀锌层可以通过以往公知的方法来形成。
接着，对本实施方式的钢板及热处理用钢板所具有的各构成的测定方法进行说明。
“钢组织的测定”
在钢板及热处理用钢板中，钢板内部及表层的钢组织中包含的铁素体(软质铁素体及硬质铁素体)、贝氏体、回火马氏体、新生马氏体、珠光体、渗碳体、上贝氏体、贝氏体铁素体的体积分率可以使用以下所示的方法来测定。
将与钢板的轧制方向及板厚方向平行的截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨并进行硝酸乙醇蚀刻。接着，在观察面中的以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个或多个观察视野中，对合计为2.0×10-9m2以上的面积通过场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)进行观察。然后，分别测定铁素体、贝氏体、回火马氏体、新生马氏体、珠光体、渗碳体的面积分率，将其视为体积分率。这里，将在晶粒内具有下部组织、并且碳化物以多个变体析出的区域判断为回火马氏体。另外，将渗碳体以片层状析出的区域判断为珠光体。将亮度小、并且未见到下部组织的区域判断为铁素体(软质铁素体或硬质铁素体)。将亮度大、并且下部组织未通过蚀刻而显现出的区域判断为新生马氏体或残留奥氏体。通过利用点计数法算出各自的体积分率，设定为各组织的体积分率。关于新生马氏体的体积率，可以通过减去通过X射线衍射法求出的残留奥氏体的体积率而求出。
关于硬质铁素体及软质铁素体的体积分率，基于所测定的铁素体的体积分率，通过后述的方法，求出各自的体积分率。
关于新生马氏体的体积分率，可以通过从新生马氏体或残留奥氏体的体积分率减去通过后述的X射线衍射法求出的残留奥氏体的体积分率而求出。
在钢板及热处理用钢板中，钢板内部包含的残留奥氏体的体积分率通过X射线衍射法来进行评价。在以距离板厚的表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，将与板面平行的面精加工成镜面，通过X射线衍射法而测定FCC铁的面积分率，将其设定为残留奥氏体的体积分率。
“软质层中包含的残留奥氏体体积分率与钢板内部包含的残留奥氏体体积分率的比例”
在本实施方式所涉及的钢板中，软质层中包含的残留奥氏体的体积分率与钢板内部的残留奥氏体的体积分率的比例通过利用EBSD法(电子射线背散射衍射法)进行高分辨率晶体结构解析来评价。具体而言，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨而精加工成镜面。进而，为了除去表层的加工层，进行电解研磨或使用胶体二氧化硅的机械研磨。接着，对于包含软质层的钢板的表层部及钢板内部(以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围)，按照观察视野的总面积合计成为2.0×10-9m2以上(多个视野或同一视野也可以)的方式利用EBSD法进行晶体结构解析。对于在测定时通过EBSD法而得到的数据的解析，使用TSL公司制的“OIM Analysys 6.0”。另外，评分间距离(step)设定为0.01～0.20μm。根据观察结果，将判断为FCC铁的区域判断为残留奥氏体，分别算出软质层及钢板内部的残留奥氏体的体积分率。
“残留奥氏体晶粒的长宽比及长径的测定”
在钢板及热处理用钢板中，钢板内部的钢组织中包含的残留奥氏体晶粒的长宽比及长径使用FE-SEM对晶粒进行观察，通过EBSD法(电子射线背散射衍射法)进行高分辨率晶体取向解析，进行评价。
首先，将与钢板的轧制方向及板厚方向平行的截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨而精加工成镜面。接着，在观察面中的以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个或多个观察视野中，对合计为2.0×10-9m2以上(可以是多个视野及同一视野中的任一者)的面积通过EBSD法进行晶体结构解析。接着，从通过上述的方法而测定的残留奥氏体晶粒的晶体取向中，为了避免测定误差，仅抽出长轴长度为0.1μm以上的奥氏体，描绘晶体取向图。将产生10°以上的晶体取向差的边界视为残留奥氏体晶粒的结晶晶界。长宽比设定为残留奥氏体晶粒的长轴长度除以短轴长度而得到的值。长径设定为残留奥氏体晶粒的长轴长度。对于在测定时通过EBSD法而得到的数据的解析，使用TSL公司制的“OIM Analysys 6.0”。另外，评分间距离(step)设定为0.01～0.20μm。根据观察结果，将判断为FCC铁的区域设定为残留奥氏体。由该结果求出长宽比为2.0以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的个数比例。
另外，铁素体的长宽比使用FE-SEM对晶粒进行观察，通过EBSD法(电子射线背散射衍射法)进行高分辨率晶体取向解析，进行评价。对于通过EBSD法而得到的数据的解析，使用TSL公司制的“OIM Analysys 6.0”。另外，评分间距离(step)设定为0.01～0.20μm。根据观察结果，将判断为BCC铁的区域设定为铁素体，描绘晶体取向图。而且，将产生15°以上的晶体取向差的边界视为结晶晶界。长宽比设定为各个铁素体晶粒的长轴长度除以短轴长度而得到的值。
需要说明的是，作为同样长宽比大的铁素体，有通过冷轧在轧制方向上伸长的未再结晶铁素体，但与本实施方式所涉及的钢板中的长宽比大的铁素体明确地相区别。未再结晶铁素体的晶粒内的取向梯度比本实施方式所涉及的钢板中的铁素体大。具体而言，两者可以通过利用EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)法得到的GAM值(Grain Average Misorientation)进行区别。一般而言，未再结晶铁素体的GAM值为0.5°以上，本实施方式所涉及的钢板中的长宽比大的铁素体的GAM值为0.5°以下。
“包含奥氏体晶粒的铁素体晶粒(硬质铁素体)/不含奥氏体晶粒的铁素体晶粒(软质铁素体)”
对将铁素体晶粒中包含奥氏体晶粒的晶粒与不含奥氏体晶粒的晶粒进行分离的方法进行叙述。首先，使用FE-SEM对晶粒进行观察，通过EBSD法进行高分辨率晶体取向解析。具体而言，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨而精加工成镜面。进而，为了除去表层的加工层，进行电解研磨或使用胶体二氧化硅的机械研磨。接着，对于钢板内部(以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围)，对合计为2.0×10-9m2以上(多个视野或同一视野也可以)的面积通过EBSD法进行晶体结构解析。接着，对于由BCC铁得到的数据，将产生15°以上的晶体取向差的边界设定为结晶晶界，描绘铁素体的结晶晶界图。接着，从由FCC铁得到的数据中，为了避免测定误差，仅以长轴的长度为0.1μm以上的奥氏体晶粒描绘结晶粒的分布图，与铁素体晶粒的结晶晶界图重叠。
若在一个铁素体晶粒中有一个以上完全被取入其内部的奥氏体晶粒则设定为“包含奥氏体晶粒的铁素体晶粒”。另外，将不与奥氏体晶粒邻接、或仅在与其他粒的边界与奥氏体晶粒邻接的情况设定为“不含奥氏体晶粒的铁素体晶粒”。
“软质层的厚度”
表层～钢板内部的硬度分布例如可以通过以下的方法来求出。以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨而精加工成镜面，进而为了除去表层的加工层，使用胶体二氧化硅进行化学研磨。对于所得到的试样的观察面，使用微小硬度测定装置，以距离最表层为5μm深度的位置作为起点，至距离表面为板厚的1/8厚度的位置，在钢板的厚度方向上以10μm间距以载荷2g压入顶角为136°的四角锥形状的维氏压头。此时，压入载荷按照彼此的维氏压痕不干涉的方式进行设定。之后，使用光学显微镜或扫描型电子显微镜等，测定压痕的对角线长度，转换成维氏硬度(Hv)。
接着，将测定位置在轧制方向上移动10μm以上，将起点设定为距离最表层为10μm深度位置而进行同样的测定至板厚1/8厚度的位置。通过这样操作，事实上，得到在深度方向上5μm间距的硬度测定数据。不将测定间隔单纯地设定为5μm间距是为了避免压痕彼此的干涉。关于维氏硬度，对各厚度位置测定各5点，将其平均值设定为该厚度位置处的硬度。各数据间通过以直线进行内插，得到深度方向的硬度分布图。通过由硬度分布图读取硬度成为母材硬度的80％以下的深度位置，求出软质层的厚度。
“高频辉光放电(高频GDS)分析”
在通过高频辉光放电分析法对钢板及热处理用钢板进行分析的情况下，可以使用公知的高频GDS分析方法。
具体而言，使用下述方法：将钢板的表面设定为Ar气氛，以施加电压而产生辉光等离子体的状态，一边对钢板表面进行溅射一边在深度方向上进行分析。然后，由在辉光等离子体中原子被激发而产生的元素特有的发光光谱波长，对材料(钢板)中包含的元素进行鉴定，由所鉴定的元素的发光强度估算材料中包含的元素的量。深度方向的数据可以由溅射时间来估算。具体而言，通过预先使用标准样品求出溅射时间与溅射深度的关系，可以将溅射时间转换成溅射深度。因此，可以将由溅射时间转换的溅射深度定义为距离材料的表面的深度。
另外，在本实施方式中的钢板及热处理用钢板的高频GDS分析中，可以使用市售的分析装置。在本实施方式中，使用堀场制作所公司制的高频辉光放电发光分析装置GD-Profiler2。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例。本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
(实施例1)
将具有表1中所示的化学组成的钢进行熔炼，制作了板坯。将该板坯以设定为表2及表3中所示的板坯加热温度、表2及表3中所示的式(4)的数值的板坯加热条件进行加热，进行将轧制完成温度设定为表2及表3中所示的温度的热轧，制造了热轧钢板。之后，将热轧钢板进行酸洗，除去表面的氧化皮。之后，对一部分热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板。
Figure BDA0002700398600000351
[表2]
Figure BDA0002700398600000361
※带下划线的值为本发明范围外。
[表3]
Figure BDA0002700398600000371
※带下划线的值为本发明范围外。
对像这样操作而得到的板厚为1.2mm的热轧钢板或板厚为1.2mm的冷轧钢板实施了以下所示的第1热处理和/或第2热处理。需要说明的是，对于一部分钢板，将在第1热处理中冷却至表4及表5中所示的冷却停止温度的冷轧钢板在不冷却至室温的情况下连续地进行第2热处理。对于其他的实施例，在第1热处理中冷却至冷却停止温度后，冷却至室温，然后进行第2热处理。另外，对于一部分钢板，未实施第1热处理。
(第1热处理)
以表4及表5中所示的650℃～最高加热温度为止的平均加热速度加热至表4及表5中所示的最高加热温度，在最高加热温度下保持表4及表5中所示的保持时间。之后，将700℃～Ms以表4及表5中所示的平均冷却速度进行冷却，冷却至表4及表5中所示的冷却停止温度。需要说明的是，在第1热处理中，在以表4及表5中所示的浓度含有H2、log(PH2O/PH2)为表4及表5中所示的数值的气氛中，从650℃加热至达到最高加热温度为止。
表4及表5中所示的Ac3通过下述式(9)而求出，Ms通过下述式(10)而求出。
Ac3＝879-346×C+65×Si-18×Mn+54×Al (9)
(式(9)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％。)
Ms＝561-407×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo
(10)
(式(10)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％。)
[表4]
Figure BDA0002700398600000391
※带下划线的值为本发明范围外。
[表5]
Figure BDA0002700398600000401
※带下划线的值为本发明范围外。
(第2热处理)
以表6及表7中所示的650℃～最高加热温度为止的平均加热速度加热至表6及表7中所示的最高加热温度，在最高加热温度下保持表6及表7中所示的保持时间。之后，以表6及表7中所示的平均冷却速度进行冷却，冷却至表6及表7中所示的冷却停止温度。之后，在300℃～480℃之间保持表6及表7中所示的保持时间，冷却至室温，得到钢板。需要说明的是，在第2热处理中，在以表6及表7中所示的浓度含有H2、log(PH2O/PH2)为表6及表7中所示的数值的气氛中，从650℃加热至达到最高加热温度为止。
接着，对第2热处理后的一部分钢板进行电镀锌工序，在钢板的两面的表面形成电镀锌层，得到电镀锌钢板(EG)。
表6及表7中所示的Ac1通过下述式(8)而求出。
Ac1＝723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr (8)
(式(8)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％。)
[表6]
Figure BDA0002700398600000421
※带下划线的值为本发明范围外。
[表7]
Figure BDA0002700398600000431
※带下划线的值为本发明范围外。
接着，对于像这样操作而得到的各钢板，通过上述的方法，测定以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织(钢板内部的钢组织)，对软质铁素体、残留奥氏体、回火马氏体、新生马氏体、珠光体和渗碳体的合计(珠光体+渗碳体)分别调查了体积分率。进而还调查了贝氏体及硬质铁素体的体积分率。
另外，对于各钢板的内部，通过上述的方法，调查了长宽比为2.0以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的个数比例。
将这些结果示于表8及表9中。
[表8]
Figure BDA0002700398600000451
※带下划线的值为本发明范围外。
[表9]
Figure BDA0002700398600000461
※带下划线的值为本发明范围外。
接着，对于各钢板，通过上述的方法进行钢组织的测定，调查了软质层的厚度(距离表面的深度范围)及软质层中包含的铁素体的晶粒中长宽比低于3.0的晶粒的个数比例。
另外，对于各钢板，通过上述的方法进行钢组织的测定，调查了软质层中的残留奥氏体的体积分率与1/8厚～3/8厚的范围内的残留奥氏体的体积分率之比(软质层中的残留γ体积率/钢板内部的残留γ体积率)。
将这些结果示于表10及表11中。
进而，对于各钢板，通过上述的方法，从表面起在深度方向上通过高频辉光放电分析法进行分析，调查了在超过0.2μm且5μm以下的深度之间是否出现表示Si的波长的发光强度的峰(表示具有包含Si氧化物的内部氧化层的峰)。而且，在各钢板中，将在距离表面在深度方向上超过0.2μm且5μm以下的深度之间出现了表示Si的波长的发光强度的峰的钢板评价为“有”内部氧化峰，将未出现峰的钢板评价为“无”内部氧化峰。将其结果示于表10及表11中。
表10及表11中的表面记载的“EG”表示为电镀锌钢板。
[表10]
Figure BDA0002700398600000481
※带下划线的值为本发明范围外。
[表11]
Figure BDA0002700398600000491
※带下划线的值为本发明范围外。
另外，对于各钢板，通过以下所示的方法，调查了最大拉伸应力(TS)、伸长率(E1)、扩孔性(扩孔率)、弯曲性(最小弯曲半径)、耐疲劳特性(疲劳极限/TS)。将其结果示于表12及表13中。
按照相对于轧制方向成直角的方向成为拉伸方向的方式采集JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z2241来测定最大拉伸应力及伸长率，依据JIS Z2256来测定扩孔性。而且，将最大拉伸应力为700MPa以上的钢板评价为良好。
另外，为了对强度与伸长率与扩孔性的平衡进行评价，使用通过上述的方法而测定的最大拉伸应力(TS)、伸长率(El)、扩孔性(扩孔率)的结果，算出下述式(11)所示的值。在式(11)所示的值为80×10-7以上的情况下，评价为强度与伸长率与扩孔性的平衡良好。
TS2×El×λ (11)
(式(11)中，TS表示最大拉伸应力(MPa)，El表示伸长率(％)，λ表示扩孔性(％)。)
将其结果示于表12及表13中。
基于JIS Z 2248，相对于轧制方向在垂直方向上切取钢板，将端面进行机械磨削，制作了35mm×100mm的试验片。然后，对所制作的试验片使用前端的R为0.5～6mm的90°的冲模和冲头进行90度V弯曲试验。用放大镜对弯曲试验后的试验片的弯曲棱线进行观察，将没有开裂的最小弯曲半径设定为极限弯曲半径。将极限弯曲半径低于3.0mm的钢板评价为弯曲性良好。
耐疲劳强度通过平面弯曲疲劳试验来进行评价。作为试验片，使用JIS1号试验片，应力比设定为-1。重复频率设定为25Hz，将在重复数107次时未断裂的最大的应力设定为疲劳极限。而且，将疲劳极限与最大拉伸应力(TS)之比(疲劳极限/TS)为0.45以上的钢板评价为耐疲劳特性良好。
另外，对于各钢板，通过以下所示的方法，测定化学转化处理性。
将各钢板切断成70mm×150mm，对其在40℃下喷雾涂布120秒钟的NihonParkerizing公司制的脱脂剂(商品名：FINECLEANER E2083)的18g/l水溶液。接着，将涂布有脱脂剂的钢板进行水洗而脱脂，在Nihon Parkerizing公司制的表面调整剂(商品名：PREPALENE XG)的0.5g/l水溶液中在常温下浸渍60秒钟。之后，将涂布有表面调整剂的钢板在Nihon Parkerizing公司制的磷酸锌处理剂(商品名：PALBOND L3065)中浸渍120秒钟，进行水洗，干燥。由此，在钢板的表面形成由磷酸锌被膜构成的化学转化处理膜。
从形成有化学转化处理膜的钢板采集宽度70mm×长度150mm的试验片。之后，对沿着试验片的长度方向的3处(中央部及两端部)使用扫描型电子显微镜(SEM)以1000倍的倍率进行观察。然后，对于各试验片，通过以下的基准，评价化学转化处理膜的晶粒的附着程度。
“G”(GOOD)在表面未明显见到未被化学转化处理被膜被覆的部位。
“B”(BAD)在表面明显见到未被化学转化处理被膜被覆的部位。
[表12]
Figure BDA0002700398600000521
※带下划线的值不满足本发明的是否合格标准。
[表13]
Figure BDA0002700398600000531
※带下划线的值不满足本发明的是否合格标准。
本发明例的钢板为高强度，强度与伸长率与扩孔性的平衡良好，耐疲劳特性、弯曲性、化学转化处理性良好。
关于实验例No.11、16、27、45、46的钢板，由于未实施第1热处理，因此在金属组织中不含硬质铁素体，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.2的钢板由于第1热处理中的最高加热温度低，因此长宽比为2.0以上的残留奥氏体的个数比例不足，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.3的钢板由于第1热处理中的最高加热温度高，因此热处理用钢板及钢板中的软质层厚度变厚，耐疲劳特性变低。
实验例No.5的钢板由于第1热处理中的650℃～最高加热温度为止的平均加热速度慢，因此长宽比为2.0以上的残留奥氏体的个数比例不足，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.6、15、23的钢板由于第1热处理中的log(PH2O/PH2)低，因此热处理用钢板的及钢板中的软质层厚度不足，弯曲性变差。
实验例No.8的钢板由于第1热处理中的冷却速度慢，因此热处理用钢板的板条状组织不足，钢板的内部组织中的软质铁素体的分率变多。因此，实验例No.8的钢板的强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.9、10、19、22、48的钢板由于第2热处理中的log(PH2O/PH2)高，因此软质层中的残留γ体积率与钢板内部的残留γ体积率之比不足，耐疲劳特性变差。
关于实验例No.6、15、23的钢板，由于第一热处理及第二热处理中的任一者log(PH2O/PH2)低，因此未形成内部氧化层，化学转化处理性的评价成为“B”。关于实验例No.11、16、46的钢板，由于未实施第一热处理，并且第二热处理的log(PH2O/PH2)低，因此未形成内部氧化层，化学转化处理性的评价成为“B”。
实验例No.24的钢板由于第2热处理中的最高达到温度高，因此在金属组织中不含硬质铁素体，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.33的钢板由于第2热处理中的300℃～480℃之间的保持时间不足，因此内部组织的新生马氏体的分率变多，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.36的钢板由于第1热处理中的冷却停止温度高，因此长宽比为2.0以上的残留奥氏体的个数比例不足，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.41的钢板由于第2热处理中的冷却速度慢，因此钢板的内部组织中的珠光体和渗碳体的合计的分率变多，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.62的钢板由于第2热处理中的最高加热温度低，因此钢板的内部组织中的残留奥氏体分率不足，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.68～72的钢板的化学组成为本发明的范围外。实验例No.68的钢板由于C含量不足，因此最大拉伸应力(TS)不充分。实验例No.69的钢板由于Nb含量多，因此弯曲性变差。实验例No.70的钢板由于Mn含量不足，因此最大拉伸应力(TS)不充分。实验例No.71的钢板由于Si含量多，因此扩孔性变差。实验例No.72的钢板由于Mn含量及P含量多，因此伸长率及扩孔性变差。
(实施例2)
将具有表14中所示的化学组成的钢进行熔炼，制作了板坯。将该板坯以设定为表15及表16中所示的板坯加热温度、表15及表16中所示的式(4)的数值的板坯加热条件进行加热，进行将轧制完成温度设定为表15及表16中所示的温度的热轧，制造了热轧钢板。之后，将热轧钢板进行酸洗，除去表面的氧化皮。之后，对一部分热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板。
Figure BDA0002700398600000561
[表15]
Figure BDA0002700398600000571
※带下划线的值为本发明范围外。
[表16]
Figure BDA0002700398600000581
※带下划线的值为本发明范围外。
对像这样操作而得到的板厚为1.2mm的热轧钢板或板厚为1.2mm的冷轧钢板实施了以下所示的第1热处理和/或第2热处理。需要说明的是，对于一部分实验例，将在第1热处理中冷却至表17及表18中所示的冷却停止温度的冷轧钢板在不冷却至室温的情况下连续地进行第2热处理。对于其他的实施例，在第1热处理中冷却至冷却停止温度后，冷却至室温，然后进行第2热处理。
(第1热处理)
以表17及表18中所示的650℃～最高加热温度为止的平均加热速度加热至表17及表18中所示的最高加热温度，在最高加热温度下保持了表17及表18中所示的保持时间。之后，将700℃～Ms以表17及表18中所示的平均冷却速度进行冷却，冷却至表17及表18中所示的冷却停止温度。需要说明的是，在第1热处理中，在以表17及表18中所示的浓度含有H2、log(PH2O/PH2)为表17及表18中所示的数值的气氛中，从650℃加热至达到最高加热温度为止。
表17及表18中所示的Ac3通过下述式(9)而求出，Ms通过下述式(10)而求出。
Ac3＝879-346×C+65×Si-18×Mn+54×Al (9)
(式(9)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％。)
Ms＝561-407×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo(10)
(式(10)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％。)
[表17]
Figure BDA0002700398600000601
※带下划线的值为本发明范围外。
[表18]
Figure BDA0002700398600000611
※带下划线的值为本发明范围外。
(第2热处理～热浸镀锌)
在各实验例中，对于实验例No.1’～76’，以表19及表20中所示的条件进行加热，以表19及表20中所示的冷却速度冷却至冷却停止温度，以表19及表20中所示的条件进行等温保持后，浸渍于热浸镀锌浴中，实施了合金化处理。即，在图5的模式[1]中所示的时机进行热浸镀锌处理。但是，对于实验例76‘，未实施合金化处理。
对于实验例No.77’～84’、86’及87’，以表20中所示的条件加热后，以表20中所示的冷却速度冷却至热浸镀锌浴温度后，浸渍于热浸镀锌浴中，实施了合金化处理。之后进一步冷却至表20中所示的冷却停止温度后，以表20中所示的条件进行了等温保持。即，在图6的模式[2]中所示的时机进行了热浸镀锌处理。但是，对于实验例82’，未实施合金化处理。
另外，对于实验例No.85’，以表20中所示的条件进行加热，以表20中所示的冷却速度冷却至冷却停止温度，以表20中所示的条件进行等温保持后，暂且冷却至室温。之后，再次将钢板加热至热浸镀锌浴温度后，浸渍于热浸镀锌浴中，进行了合金化处理。即，按照图7中所示的模式[3]，进行了热浸镀锌处理。
需要说明的是，热浸镀锌在各例中均通过浸渍于460℃的熔融锌浴中，在钢板的两面以每一面单位面积重量50g/m2实施。
需要说明的是，另外，在第2热处理中，在以表19及表20中所示的浓度含有H2、log(PH2O/PH2)为表19及表20中所示的数值的气氛中，从650℃加热至达到最高加热温度为止。
表6及表7中所示的Ac1通过下述式(8)而求出。
Ac1＝723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr (8)
(式(8)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％。)
[表19]
Figure BDA0002700398600000631
※带下划线的值为本发明范围外。
[表20]
Figure BDA0002700398600000641
※带下划线的值为本发明范围外。
接着，对于通过这样操作而得到的各热浸镀锌钢板，通过上述的方法，测定以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织(钢板内部的钢组织)，对软质铁素体、残留奥氏体、回火马氏体、新生马氏体、珠光体和渗碳体的合计(珠光体+渗碳体)分别调查了体积分率。进而还调查了贝氏体及硬质铁素体的体积分率。
另外，对于各热浸镀锌钢板的钢板内部，通过上述的方法，调查了长宽比为2.0以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的个数比例。
将这些结果示于表21及表22中。
[表21]
Figure BDA0002700398600000661
※带下划线的值为本发明范围外。
[表22]
Figure BDA0002700398600000671
※带下划线的值为本发明范围外。
接着，对于各热浸镀锌钢板，通过上述的方法进行钢组织的测定，调查了软质层的厚度(距离表面的深度范围)及软质层中包含的软质铁素体的晶粒中长宽比低于3.0的晶粒的个数比例。
另外，对于各热浸镀锌钢板，通过上述的方法进行钢组织的测定，调查了软质层中的残留γ体积率与钢板内部的残留γ体积率之比(软质层中的残留γ体积率/钢板内部的残留γ体积率)。
将这些结果示于表23及表24中。
进而，对于各热浸镀锌钢板，通过上述的方法，从表面起在深度方向上通过高频辉光放电分析法进行分析，调查了在超过0.2μm且5μm以下的深度之间是否出现表示Si的波长的发光强度的峰(表示具有包含Si氧化物的内部氧化层的峰)。
而且，在各热浸镀锌钢板中，将在距离表面在深度方向上超过0.2μm且5μm以下的深度之间出现了表示Si的波长的发光强度的峰的钢板评价为“有”内部氧化峰，将未出现峰的钢板评价为“无”内部氧化峰。将其结果示于表23及表24中。
[表23]
Figure BDA0002700398600000691
※带下划线的值为本发明范围外。
[表24]
Figure BDA0002700398600000701
※带下划线的值为本发明范围外。
另外，对于各热浸镀锌钢板，通过以下所示的方法，调查了最大拉伸应力(TS)、伸长率(El)、扩孔性(扩孔率)、弯曲性(最小弯曲半径)、耐疲劳特性(疲劳极限/TS)。将其结果示于表25及表26中。
按照相对于轧制方向成直角的方向成为拉伸方向的方式采集JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z2241来测定最大拉伸应力及伸长率，依据JIS Z2256来测定扩孔性。而且，将最大拉伸应力为700MPa以上的钢板评价为良好。
另外，为了对强度与伸长率与扩孔性的平衡进行评价，使用通过上述的方法而测定的最大拉伸应力(TS)、伸长率(El)、扩孔性(扩孔率)的结果，算出下述式(11)所示的值。在式(11)所示的值为80×10-7以上的情况下，评价为强度与伸长率与扩孔性的平衡良好。
TS2×El×λ (11)
(式(11)中，TS表示最大拉伸应力(MPa)，El表示伸长率(％)，λ表示扩孔性(％)。)
将其结果示于表25及表26中。
基于JIS Z 2248，相对于轧制方向在垂直方向上切取钢板，将端面进行机械磨削，制作了35mm×100mm的试验片。然后，对所制作的试验片使用前端的R为0.5～6mm的90°的冲模和冲头进行了90度V弯曲试验。用放大镜对弯曲试验后的试验片的弯曲棱线进行观察，将没有开裂的最小弯曲半径设定为极限弯曲半径。将极限弯曲半径低于3.0mm的钢板评价为弯曲性良好。
耐疲劳强度通过平面弯曲疲劳试验来进行评价。作为试验片，使用JIS1号试验片，应力比设定为-1。重复频率设定为25Hz，将在重复数107次时未断裂的最大的应力设定为疲劳极限。而且，将疲劳极限与最大拉伸应力(TS)之比(疲劳极限/TS)为0.45以上的钢板评价为耐疲劳特性良好。
另外，对于各热浸镀锌钢板，通过以下所示的方法，测定镀覆密合性。
从各热浸镀锌钢板采集30mm×100mm的试验片，进行了90°V弯曲试验。之后，沿着弯曲棱线贴附市售的透明胶带(注册商标)，测定附着于胶带上的镀层的宽度作为剥离宽度。评价设定为如下。
“G”(GOOD)：镀层剥离小、或实用上不妨碍的程度的剥离(剥离宽度0～低于10mm)
“B”(BAD)：剥离剧烈(剥离宽度为10mm以上)
镀覆密合性将评价成为G的试样判定为合格。
[表25]
Figure BDA0002700398600000721
※带下划线的值不满足本发明的是否合格标准。
[表26]
Figure BDA0002700398600000731
※带下划线的值不满足本发明的是否合格标准。
以下对关于各实验例的评价结果进行说明。
本发明例的热浸镀锌钢板为高强度，强度与伸长率与扩孔性的平衡良好，耐疲劳特性、弯曲性、镀覆密合性良好。
关于实验例No.14’、19’、30’、48’、49’的钢板，由于未实施第1热处理，因此在金属组织中不含硬质铁素体，因此强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.2’的钢板由于第1热处理中的最高加热温度低，因此长宽比为2.0以上的残留奥氏体的个数比例不足，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.3’的钢板由于第1热处理中的最高加热温度高，因此热处理用钢板及热浸镀锌钢板中的软质层厚度变厚，耐疲劳特性变低。
实验例No.5’的钢板由于第1热处理中的650℃～最高加热温度为止的平均加热速度慢，因此长宽比为2.0以上的残留奥氏体的个数比例不足，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.6’、18’、26’的钢板由于第1热处理中的log(PH2O/PH2)低，因此弯曲性及镀覆密合性变差。
实验例No.8’的钢板由于第1热处理中的冷却速度慢，因此热处理用钢板的板条状组织不足，热浸镀锌钢板的内部组织中的软质铁素体的分率变多。因此，实验例No.8’的钢板的强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.9’、10’、22’、25’、30’、48’、51’的钢板由于第2热处理中的log(PH2O/PH2)高，因此软质层中的残留γ体积率与钢板内部的残留γ体积率之比不足，耐疲劳特性变差。
实验例No.27’的钢板由于第2热处理中的最高达到温度高，因此在金属组织中不含硬质铁素体，因此强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.36’的钢板由于第2热处理中的300℃～480℃之间的保持时间不足，因此内部组织的新生马氏体的分率变多，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.39’的钢板由于第1热处理中的冷却停止温度高，因此长宽比为2.0以上的残留奥氏体的个数比例不足，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.44’的钢板由于第2热处理中的冷却速度慢，因此热浸镀锌钢板的内部组织中的珠光体和渗碳体的合计的分率变多，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.65’的钢板由于第2热处理中的最高达到温度低，因此热浸镀锌钢板的内部组织中的残留奥氏体分率不足，强度/伸长率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.71’～75’的钢板的化学组成为本发明的范围外。实验例No.71’的钢板由于C含量不足，因此最大拉伸应力(TS)不充分。实验例No.72’的钢板由于Nb含量多，因此弯曲性变差。实验例No.73’的钢板由于Mn含量不足，因此最大拉伸应力(TS)不充分。实验例No.74’的钢板由于Si含量多，因此扩孔性变差。实验例No.75’的钢板由于Mn含量及P含量多，因此伸长率及扩孔性变差。
以上，对本发明的优选的实施方式及实施例进行了说明，但这些实施方式、实施例仅仅是本发明的主旨的范围内的一个例子，在不脱离本发明的主旨的范围内，可以进行构成的附加、省略、置换及其他的变更。即，本发明不受上述的说明的限定，仅受所附的权利要求书的限定，当然可以在其范围内适当变更。
符号说明
1：钢板
11：以距离钢板的表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围(钢板内部)
12：软质层

Claims (11)

1.一种钢板，其特征在于，其具有下述化学组成，所述化学组成以质量％计含有：
C：0.050％～0.500％、
Si：0.01％～3.00％、
Mn：0.50％～5.00％、
P：0.0001％～0.1000％、
S：0.0001％～0.0100％、
Al：0.001％～2.500％、
N：0.0001％～0.0100％、
O：0.0001％～0.0100％、
Ti：0％～0.300％、
V：0％～1.00％、
Nb：0％～0.100％、
Cr：0％～2.00％、
Ni：0％～2.00％、
Cu：0％～2.00％、
Co：0％～2.00％、
Mo：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
B：0％～0.0100％、
Sn：0％～1.00％、
Sb：0％～1.00％、
Ca：0％～0.0100％、
Mg：0％～0.0100％、
Ce：0％～0.0100％、
Zr：0％～0.0100％、
La：0％～0.0100％、
Hf：0％～0.0100％、
Bi：0％～0.0100％、及
REM：0％～0.0100％，
剩余部分包含Fe及杂质；
以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织以体积分率计含有：
软质铁素体：0％～30％、
残留奥氏体：3％～40％、
新生马氏体：0％～30％、
珠光体和渗碳体的合计：0％～10％，
剩余部分包含硬质铁素体；
在以距离所述表面为1/4厚的所述位置为中心的1/8厚～3/8厚的所述范围内，长宽比为2.0以上的所述残留奥氏体在全部的所述残留奥氏体中所占的个数比例为50％以上，
在将具有所述1/8厚～3/8厚的所述范围的硬度的80％以下的硬度的区域定义为软质层时，从所述表面起在板厚方向上存在厚度为1～100μm的软质层，
所述软质层中包含的铁素体的晶粒中长宽比低于3.0的晶粒的体积分率为50％以上，
所述软质层中的残留奥氏体的体积分率为所述1/8厚～3/8厚的所述范围内的所述残留奥氏体的所述体积分率的50％以上，
在从所述表面起在所述板厚方向上通过高频辉光放电分析法对表示Si的波长的发光强度进行分析时，在距离所述表面超过0.2μm并且距离所述表面为5μm以下的范围内，出现表示所述Si的所述波长的所述发光强度的峰。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述化学组成含有选自由Ti：0.001％～0.300％、V：0.001％～1.00％及Nb：0.001％～0.100％构成的组中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述化学组成含有选自由Cr：0.001％～2.00％、Ni：0.001％～2.00％、Cu：0.001％～2.00％、Co：0.001％～2.00％、Mo：0.001％～1.00％、W：0.001％～1.00％及B：0.0001％～0.0100％构成的组中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成含有选自由Sn：0.001％～1.00％及Sb：0.001％～1.00％构成的组中的一种或两种。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成含有选自由Ca：0.0001％～0.0100％、Mg：0.0001％～0.0100％、Ce：0.0001％～0.0100％、Zr：0.0001％～0.0100％、La：0.0001％～0.0100％、Hf：0.0001％～0.0100％、Bi：0.0001％～0.0100％及REM：0.0001％～0.0100％构成的组中的一种或两种以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成满足下述式(1)，
Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35 (1)
式(1)中的Si、Mn及Al设定为以质量％计的各元素的含量。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的钢板，其特征在于，在以距离所述表面为1/4厚的所述位置为中心的1/8厚～3/8厚的所述范围内，回火马氏体的体积分率为0％～50％。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的钢板，其特征在于，在表面具有热浸镀锌层。
9.根据权利要求1～7中任一项所述的钢板，其特征在于，在表面具有电镀锌层。
10.一种钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求1～9中任一项所述的钢板的方法，
将具有权利要求1～6中任一项所述的化学组成的板坯进行热轧，对酸洗后的热轧钢板或将所述热轧钢板冷轧而得到的冷轧钢板实施满足下述(a)～(e)的第1热处理，然后实施满足下述(A)～(E)的第2热处理，
(a)在从650℃加热至最高加热温度为止的期间，将所述热轧钢板或所述冷轧钢板的周围的气氛设定为含有0.1体积％以上的H2、且满足下述式(2)的气氛，
(b)在Ac3-30℃～1000℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒，
(c)以平均加热速度0.5℃/秒～500℃/秒从650℃加热至最高加热温度，
(d)在最高加热温度下保持后，以平均冷却速度5℃/秒以上从700℃冷却至Ms，
(e)将以平均冷却速度5℃/秒以上的所述冷却进行至Ms以下的冷却停止温度；
(A)在从650℃加热至最高加热温度为止的期间，将所述热轧钢板或所述冷轧钢板的周围的气氛设定为含有0.1体积％以上的H2、且满足下述式(3)的气氛，
(B)在Ac1+25℃～Ac3-10℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒，
(C)以平均加热速度0.5℃/秒～500℃/秒从650℃加热至最高加热温度，
(D)按照600～700℃之间的平均冷却速度成为3℃/秒以上的方式，从最高加热温度冷却至480℃以下，
(E)以平均冷却速度3℃/秒以上冷却后，在300℃～480℃之间保持10秒以上，
-1.1≤log(PH2O/PH2)≤-0.07 (2)
式(2)中，PH2O表示水蒸汽的分压，PH2表示氢的分压，
log(PH2O/PH2)<-1.1 (3)
式(3)中，PH2O表示水蒸汽的分压，PH2表示氢的分压。
11.根据权利要求10所述的钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求8所述的钢板的方法，
在所述第2热处理中，在从650℃至达到最高加热温度为止的期间，所述气氛总是含有0.1体积％以上的H2，O2为0.020体积％以下，且满足所述式(3)，
在所述第2热处理中，在所述(D)的冷却过程之后的阶段实施热浸镀锌处理。
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