TW201942387A - 鋼板及其製造方法 - Google Patents

Abstract

此鋼板具有預定化學組成，且鋼板內部之鋼組織以體積分率計含有：軟質肥粒鐵：0%~30%、殘留沃斯田鐵：3%~40%、新生麻田散鐵：0%~30%、波來鐵與雪明碳鐵之合計：0%~10%，且剩餘部分含有硬質肥粒鐵；長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵佔總殘留沃斯田鐵之個數比率為50%以上，自前述表面起於板厚方向上存在厚度為1~100μm之軟質層，前述軟質層所含肥粒鐵中，長寬比3.0以上之晶粒的體積分率為50%以上，前述軟質層中之殘留沃斯田鐵的體積分率係鋼板內部中之殘留沃斯田鐵的體積分率的80%以下，自前述表面起於大於0.2μm且在10.0μm以下之範圍出現前述顯示Si之波長的發光強度之波峰。

Description

鋼板及其製造方法

本發明涉及一種鋼板及其製造方法。

近年來對環境問題之意識高漲。因此，在汽車業界中以改善油耗為目的之車體輕量化即很重要。另一方面，亦衍生出提高汽車的車體強度以確保衝撞安全性之需求。而為了兼顧車體輕量化與衝撞安全性，使用高強度鋼板作為車體材料即可。但，鋼板強度越高，壓製成形就越困難。其係因一般而言鋼板強度變得越高，延展性、彎曲性、擴孔性等成形性就會越低之故。

而且，像拉伸強度大於980MPa之超高強度鋼板，其不僅成形性還須解決鋼板的氫脆化破裂之問題。氫脆化破裂係一種在使用狀況下發揮高應力之鋼構件因氫從環境侵入鋼中而突然破損之現象。該現象由破損產生之形態來看亦被稱為延遲破壞。一般周知，鋼板的拉伸強度越提升就越容易發生鋼板的氫脆化破裂。其係因鋼板的拉伸強度越高，零件成形後殘留於鋼板之應力越增之故。對該氫脆化破裂(延遲破壞)之感度即稱耐氫脆化特性。使用汽車用鋼板時，氫脆化破裂特別容易在會被施予大塑性應變之彎曲加工部發生。因此，將高強度鋼板用於汽車構件時，不僅延展性、彎曲性、擴孔性等成形性，還要求提升彎曲加工部之耐氫脆化特性。

以往，壓製加工性高的高強度鋼板已知有具有肥粒鐵相與麻田散鐵相之DP鋼(Dual Phase鋼)(例如參照專利文獻1)。DP鋼具有優異的延展性。但，DP鋼的硬質相會成為空隙形成之起點，故擴孔性及彎曲性差。

又，延展性佳的高強度鋼板已知有使鋼組織中殘存沃斯田鐵相以利用TRIP(變態誘發塑性)效果之TRIP鋼(例如參照專利文獻2、專利文獻3)。TRIP鋼的延展性比DP鋼更高。但，TRIP鋼的擴孔性差。而且，TRIP鋼因使沃斯田鐵殘存，故必須含有大量的Si等合金。因此，TRIP鋼的鍍敷密著性及化學轉化處理性差。

又，專利文獻4記載了一種擴孔性優異的高強度鋼板，其微觀組織以面積率計含有70%以上之變韌鐵或變韌肥粒鐵，且拉伸強度在800MPa以上。專利文獻5中則係記載了一種拉伸強度在800MPa以上且擴孔性及延展性佳的高強度鋼板，其微觀組織係以變韌鐵或變韌肥粒鐵為主相，第2相為沃斯田鐵，且剩餘部分為肥粒鐵或麻田散鐵。

而非專利文獻1中揭示了藉由使用將鋼板進行2次退火之2次退火法，可提升鋼板的延伸率及擴孔性。 但，以以往高強度鋼板的延展性及擴孔性以及彎曲加工部的耐氫脆化特性來說，要同時提升卻很困難。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利特開平6-128688號公報 專利文獻2：日本專利特開2006-274418號公報 專利文獻3：日本專利特開2008-56993號公報 專利文獻4：日本專利特開2003-193194號公報 專利文獻5：日本專利特開2003-193193號公報 非專利文獻

非專利文獻1：K.Sugimoto et al,, ISIJ International, Vol.33(1993), No.7, pp775-782

發明概要 發明欲解決之課題 本發明係鑑於上述情事而成者。本發明之課題在於提供一種具優異成形性、疲勞特性、彎曲加工部的耐氫脆化特性之高強度鋼板及其製造方法。

用以解決課題之手段 本發明人等為解決上述課題反覆積極努力檢討。結果發現：對具有預定化學組成之熱軋鋼板或冷軋鋼板進行條件相異之2次熱處理(退火)，藉此可有效將鋼板內部製成預定鋼組織且可有效形成具預定厚度及鋼組織之表層。 而且發現：藉由於預定深度形成含Si氧化物之內部氧化層，亦可確保汽車用鋼板所尋求之鍍敷密著性及化學轉化處理性。

具體來說，藉由第1次的熱處理將鋼板內部及鋼板表層的金屬組織製成以麻田散鐵等板條狀組織為主體之組織。然後在第2次的熱處理中，將最高加熱溫度設成α(肥粒鐵)與γ(沃斯田鐵)之二相區域，同時施行脫碳處理。結果，2次熱處理後所製得之鋼板其鋼板內部為分散有針狀殘留沃斯田鐵之鋼組織，且表層之鋼組織以長寬比大的板條狀肥粒鐵為主體且具有預定厚度。且發現了上述鋼板具有優異成形性、疲勞特性、彎曲加工部的耐氫脆化特性之全部特性皆優異。

並且在上述第1次及第2次的熱處理中，可抑制鋼中所含Si等合金元素在鋼板外部氧化，而於預定深度形成含Si氧化物之內部氧化層，從而獲得優異的化學轉化處理性。並且，於鋼板在表面形成鍍敷層時，可獲得優異的鍍敷密著性。 本發明即係根據上述見解而完成。本發明主旨如下。

(1)本發明之一態樣之鋼板，具有以下化學組成：以質量%計含有：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%，且剩餘部分由Fe及不純物構成；自表面起以1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍的鋼組織，以體積分率計含有：軟質肥粒鐵：0%~30%、殘留沃斯田鐵：3%~40%、新生麻田散鐵：0%~30%、波來鐵與雪明碳鐵之合計：0%~10%，且剩餘部分含有硬質肥粒鐵；前述1/8厚度~3/8厚度之前述範圍中，長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵佔總殘留沃斯田鐵之個數比率為50%以上，將具有硬度在前述1/8厚度~3/8厚度之前述範圍之硬度的80%以下之區域定義為軟質層時，自前述表面起於板厚方向上存在厚度為1~100μm之軟質層，前述軟質層所含肥粒鐵中，長寬比3.0以上之晶粒的體積分率為50%以上，前述軟質層中之殘留沃斯田鐵的體積分率係前述1/8厚度~3/8厚度之前述範圍中的殘留沃斯田鐵的體積分率的80%以下，自前述表面起於前述板厚方向上以高頻輝光放電分析法分析顯示Si之波長的發光強度時，自前述表面起於大於0.2μm且在10.0μm以下之範圍中出現前述顯示Si之波長的發光強度之波峰。

(2)如上述(1)之鋼板，其中前述化學組成含有以下中之一種或二種以上元素：Ti：0.001%~0.300%、V：0.001%~1.00%、及Nb：0.001%~0.100%。

(3)如上述(1)或(2)之鋼板，其中前述化學組成含有以下中之一種或二種以上元素：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%。

(4)如上述(1)~(3)中任一項之鋼板，其中前述化學組成含有以下元素中之一種或二種元素：Sn：0.001%~1.00%、Sb：0.001%~1.00%。

(5)如上述(1)~(4)中任一項之鋼板，其中前述化學組成含有以下中之一種或二種以上元素：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%。

(6)如上述(1)~(5)中任一項之鋼板，其中前述化學組成滿足下述式(i)。 Si+0.1×Mn+0.6×Al≧0.35・・・(i) (式(i)中之Si、Mn及Al表示各元素以質量%計之含量)。

(7)如上述(1)~(6)中任一項之鋼板，其於表面具有熔融鍍鋅層或電鍍鋅層。

(8)本發明之另一態樣之鋼板之製造方法，係製造如上述(1)~(6)中任一項之鋼板的方法，該方法係對熱軋鋼板或冷軋鋼板施行滿足下述(a)~(e)之第1熱處理後，施行滿足下述(A)~(E)之第2熱處理，前述熱軋鋼板係將具有如上述(1)~(6)中任一項之化學組成的鋼胚進行熱軋延並酸洗而製得，前述冷軋鋼板係將前述熱軋鋼板進行冷軋延而製得。 (a)於650℃達至最高加熱溫度為止之期間，設成含有0.1體積%以上之H2且滿足下述式(ii)之氣體環境。 (b)於Ac3-30℃~1000℃之最高加熱溫度下保持1秒~1000秒。 (c)以650℃至最高加熱溫度為止之溫度範圍的平均加熱速度為0.5℃/秒~500℃/秒之方式進行加熱。 (d)於最高加熱溫度下保持後，以700℃至Ms為止之溫度範圍的平均冷卻速度為5℃/秒以上之方式進行冷卻。 (e)將以平均冷卻速度5℃/秒以上之冷卻進行至Ms以下之冷卻停止溫度為止。 (A)於650℃達至最高加熱溫度為止之期間，設成H2為0.1體積%以上、O2為0.020體積%以下且log(PH2O/PH2)滿足下述式(iii)之氣體環境。 (B)於Ac1+25℃~Ac3-10℃之最高加熱溫度下保持1秒~1000秒。 (C)以650℃至最高加熱溫度為止之平均加熱速度為0.5℃/秒~500℃/秒之方式進行加熱。 (D)以700至600℃為止之溫度範圍的平均冷卻速度為3℃/秒以上之方式進行冷卻。 (E)以平均冷卻速度3℃/秒以上進行冷卻後，於300℃~480℃之間保持10秒以上。 log(PH2O/PH2)＜-1.1・・・(ii) -1.1≦log(PH2O/PH2)≦-0.07・・・(iii) (式(ii)及式(iii)中，PH2O表示水蒸氣分壓，PH2表示氫分壓)。

(9)如上述(8)之鋼板之製造方法，其於前述(D)之冷卻過程之後的階段中施行熔融鍍鋅處理。

發明效果 根據本發明之上述態樣，可提供一種具優異延展性及擴孔性、化學轉化處理性、鍍敷密著性佳、且疲勞特性與彎曲加工部的耐氫脆化特性良好之高強度鋼板及其製造方法。

用以實施發明之形態 「鋼板」 以下，詳細說明本發明之一實施形態之鋼板(本實施形態之鋼板)。 首先，說明本實施形態之鋼板具有之化學組成。以下說明中，表示元素含量之[%]意指[質量%]。

「C：0.050~0.500%」 C係可大幅提高鋼板強度之元素。且，C可使沃斯田鐵穩定化，故為獲得有助於提升延展性之殘留沃斯田鐵所需之元素。因此，C可有效兼顧強度與成形性。C含量若少於0.050%，則無法充分獲得殘留沃斯田鐵，而難以確保充分的強度及成形性。故設C含量為0.050%以上。為了更提升強度與成形性，C含量宜為0.075%以上，且0.100%以上更佳。 另一方面，C含量若大於0.500%，熔接性會顯著變差。因此設C含量為0.500%以下。由點熔接性之觀點，C含量宜為0.350%以下，且0.250%以下更佳。

「Si：0.01~3.00%」 Si係可抑制於鋼板中生成鐵系碳化物以使殘留沃斯田鐵穩定化，以提高強度與成形性之元素。Si含量小於0.01%時，會大量生成粗大的鐵系碳化物，使強度及成形性變差。因此，將Si含量設在0.01%以上。由此觀點來看，Si的下限值宜為0.10%以上，且以0.25%以上為佳。 另一方面，Si係會使鋼材脆化之元素。Si含量若大於3.00%，會使鋼板的擴孔性不充分。且，Si含量若大於3.00%，會易發生鑄造出的鋼胚破裂等問題。因此，設Si含量在3.00%以下。並且，Si會損害鋼板的耐衝撃特性。故Si含量宜為2.50%以下，且2.00%以下較佳。

「Mn：0.50~5.00%」 Mn因可提高鋼板的淬火性以提升強度而含有。Mn含量若小於0.50%，則於退火後的冷卻中會大量形成軟質的組織，從而難以確保夠高的拉伸強度。因此，須設Mn含量為0.50%以上。為了更提高強度，Mn含量宜為0.80%以上，且1.00%以上更佳。 另一方面，Mn含量若大於5.00%，會使鋼板的延伸率及擴孔性不充分。且，Mn含量若大於5.00%，會使鋼板板厚中央部生成粗大的Mn濃化部，易引起脆化，而易發生鑄造出的鋼胚破裂等問題。因此，設Mn含量在5.00%以下。且，若Mn含量增加亦會使點熔接性變差，故Mn含量宜為3.50%以下，且3.00%以下更佳。

「P：0.0001~0.1000%」 P係會使鋼材脆化之元素。P含量若大於0.1000%，鋼板的延伸率及擴孔性不充分。且，P含量若大於0.1000%，會易發生鑄造出的鋼胚破裂等問題。因此，將P含量設在0.1000%以下。且，P係會使由點熔接生成之熔融部脆化之元素。為獲得充分的熔接接頭強度，P含量宜設為0.0400%以下，且設為0.0200%以下更佳。 另一方面，設P含量低於0.0001%會伴隨製造成本的大幅增加。因此，設P含量為0.0001%以上。且P含量宜設為0.0010%以上。

「S：0.0001~0.0100%」 S係會與Mn連結形成粗大的MnS，使延展性、擴孔性(延伸率凸緣性)及彎曲性等成形性降低之元素。因此，設S含量在0.0100%以下。又，S會使點熔接性變差。故宜設S含量在0.0070%以下，且設為0.0050%以下更佳。 另一方面，將S含量設為小於0.0001%時，會伴隨製造成本的大幅增加。因此，設S含量在0.0001%以上。S含量宜設為0.0003%以上，且0.0006%以上更佳。

「Al：0.001~2.500%」 Al係會使鋼材脆化的元素。Al含量若大於2.500%，會易發生鑄造出的鋼胚破裂等問題。因此，設Al含量在2.500%以下。且，Al含量若增加會使點熔接性變差。因此，宜設Al含量在2.000%以下，且設為1.500%以下更佳。 另一方面，不特別限定Al含量的下限雖亦可獲得效果，但Al係在原料中微量存在之不純物，而若設其含量小於0.001%則會伴隨製造成本的大幅增加。因此，設Al含量為0.001%以上。Al亦為可有效作為脫氧材之元素，故為充分獲得脫氧效果，宜設Al含量為0.010%以上。並且，Al係可抑制粗大的碳化物生成之元素，故亦可為了使殘留沃斯田鐵穩定化而含有。為使殘留沃斯田鐵穩定化，宜設Al含量為0.100%以上，且設為0.250%以上更佳。

「N：0.0001~0.0100%」 N會形成粗大的氮化物，使延展性、擴孔性(延伸率凸緣性)及彎曲性等成形性變差，故必須抑制其含量。N含量若大於0.0100%，會使成形性劣化明顯。因此，設N含量在0.0100%以下。且，N會造成熔接時產生氣孔，故其含量宜少。N含量在0.0075%以下為佳，在0.0060%以下較佳。 N含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但若設N含量小於0.0001%會招致製造成本大幅增加。因此，設N含量為0.0001%以上。N含量宜為0.0003%以上，更宜為0.0005%以上。

「O：0.0001~0.0100%」 O會形成氧化物，使延展性、擴孔性(延伸率凸緣性)及彎曲性等成形性變差，故必須抑制其含量。O含量若大於0.0100%，會使成形性劣化明顯，故宜設O含量的上限為0.0100%。O含量宜為0.0050%以下，且0.0030%以下更佳。 O含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但若設O含量小於0.0001%會伴隨製造成本的大幅增加，故宜設下限為0.0001%。

「Si+0.1×Mn+0.6×Al≧0.35」 殘留沃斯田鐵有於熱處理中分解成變韌鐵、波來鐵或粗大的雪明碳鐵之虞。而為抑制殘留沃斯田鐵分解、提升成形性，Si、Mn及Al即為特別重要之元素。為抑制殘留沃斯田鐵之分解，宜滿足下述式(1)。式(1)左邊的值宜為0.60以上，且0.80以上更佳。 Si+0.1×Mn+0.6×Al≧0.35　・・・(1) (式(1)中之Si、Mn及Al表示各元素以質量%計之含量)。

本實施形態之鋼板基本係包含上述元素，但亦可因應需要含有選自於Ti、V、Nb、Cr、Ni、Cu、Co、Mo、W、B、Sn、Sb、Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM之一種或二種以上之元素。該等元素為任意元素且非必須含有，故下限為0%。

「Ti：0~0.300%」 Ti係可透過析出強化、抑制肥粒鐵晶粒的成長使細粒強化、及抑制再結晶所行之差排強化而有助於提高鋼板強度的元素。但Ti含量若大於0.300%，則碳氮化物的析出會變多而使成形性變差。因此於含有時，Ti含量宜為0.300%以下。又，從成形性的觀點來看，Ti含量在0.150%以下較佳。 Ti含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得含有Ti而使強度提升之效果，Ti含量宜為0.001%以上。為使鋼板更高強度化，Ti含量以0.010%以上更佳。

「V：0~1.00%」 V係可透過析出強化、抑制肥粒鐵晶粒的成長使細粒強化、及抑制再結晶所行之差排強化而有助於提高鋼板強度的元素。但V含量若大於1.00%，則碳氮化物會過度析出而使成形性變差。因此於含有時，V含量宜為1.00%以下，且0.50%以下更佳。V含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得含有V而使強度提升之效果，V含量宜為0.001%以上，且0.010%以上更佳。

「Nb：0~0.100%」 Nb係可透過析出強化、抑制肥粒鐵晶粒的成長使細粒強化、及抑制再結晶所行之差排強化而有助於提高鋼板強度的元素。但Nb含量若大於0.100%，則碳氮化物的析出會變多而使成形性變差。因此於含有時，Nb含量宜為0.100%以下。從成形性的觀點來看，Nb含量在0.060%以下較佳。Nb含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得含有Nb而使強度提升之效果，Nb含量宜為0.001%以上。為使鋼板更高強度化，Nb含量以0.005%以上更佳。

「Cr：0~2.00%」 Cr係可提高鋼板之淬火性而有效高強度化之元素。但Cr含量若大於2.00%，會損及熱處理中之加工性而使生產性降低。基於此，於含有時Cr含量宜設為2.00%以下，且1.20%以下更佳。 Cr含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得含有Cr所帶來之高強度化的效果，Cr含量宜為0.001%以上，且0.010%以上更佳。

「Ni：0~2.00%」 Ni係可抑制在高溫下之相變態而對鋼板之高強度化有效之元素。但Ni含量若大於2.00%，會損及熔接性。基於此，於含有時Ni含量宜設為2.00%以下，且1.20%以下更佳。 Ni含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得含有Ni所帶來之高強度化的效果，Ni含量宜為0.001%以上，且0.010%以上更佳。

「Cu：0~2.00%」 Cu係可作為微細粒子存在於鋼中以提高鋼板強度之元素。但Cu含量若大於2.00%，會損及熔接性。因此於含有時，Cu含量宜設為2.00%以下，且1.20%以下更佳。Cu含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得含有Cu所帶來之高強度化的效果，Cu含量宜為0.001%以上，且0.010%以上更佳。

「Co：0~2.00%」 Co係可提高淬火性而對鋼板之高強度化有效之元素。但Co含量若大於2.00%，會損及熱處理中之加工性而使生產性降低。基於此，於含有時Co含量宜設為2.00%以下，且1.20%以下更佳。 Co含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得含有Co所帶來之高強度化的效果，Co含量宜為0.001%以上，且0.010%以上更佳。

「Mo：0~1.00%」 Mo係可抑制在高溫下之相變態而對鋼板之高強度化有效之元素。但Mo含量若大於1.00%，會損及熱處理中之加工性而使生產性降低。基於此，於含有時Mo含量宜設為1.00%以下，且0.50%以下更佳。 Mo含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得含有Mo所帶來之高強度化的效果，Mo含量宜為0.001%以上，且0.005%以上更佳。

「W：0~1.00%」 W係可抑制在高溫下之相變態而對鋼板之高強度化有效之元素。但W含量若大於1.00%，會損及熱處理中之加工性而使生產性降低。基於此，於含有時W含量1.00%以下，且0.50%以下更佳。 W含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得W所帶來之高強度化的效果，W含量宜為0.001%以上，且0.010%以上更佳。

「B：0~0.0100%」 B係可抑制在高溫下之相變態而對鋼板之高強度化有效之元素。但B含量若大於0.0100%，會損及熱處理中之加工性而使生產性降低。基於此，於含有時B含量宜設為0.0100%以下。從生產性的觀點來看，B含量在0.0050%以下較佳。 B含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得含有B所帶來之高強度化的效果，宜設B含量為0.0001%以上。為更高強度化，B含量以0.0005%以上更佳。

「Sn：0~1.00%」 Sn係可抑制組織之粗大化而對鋼板之高強度化有效之元素。但Sn含量若大於1.00%，會使鋼板過度脆化而有鋼板於軋延時斷裂的情形。因此於含有時，Sn含量宜為1.00%以下。 Sn含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得Sn所帶來之高強度化的效果，Sn含量宜為0.001%以上，且0.010%以上更佳。

「Sb：0~1.00%」 Sb係可抑制組織之粗大化而對鋼板之高強度化有效之元素。但Sb含量若大於1.00%，會使鋼板過度脆化而有鋼板於軋延時斷裂的情形。因此於含有時，Sb含量宜為1.00%以下。 Sb含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得Sb所帶來之高強度化的效果，Sb含量宜為0.001%以上，且0.005%以上更佳。

「Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM之一種或二種以上分別為0~0.0100%」 REM係Rare Earth Metal之簡稱，於本實施形態中係指除Ce、La外屬鑭系列之元素。於本實施形態中，REM、Ce、La大多係以稀土金屬型態作添加，且有時會複合含有鑭系元素。而即便將La及/或Ce以外之鑭系元素作為不純物來含有亦可獲得其效果。且，即便添加金屬La及/或Ce亦可獲得其效果。於本實施形態中，REM之含量係除Ce、La外屬鑭系元素之含量的合計值。

使含有該等元素之理由如下。 Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM係可有效改善成形性之元素，而可各以0.0001%~0.0100%含有一種或二種以上。Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM之一種或二種以上之各含量若大於0.0100%，則有延展性降低之虞。因此於含有時，上述各元素含量宜為0.0100%以下，且0.0070%以下更佳。又，含有二種以上上述元素時，Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM含量合計宜設為0.0100%以下。 上述各元素含量的下限不特別限定雖亦可獲得效果，但為充分獲得改善鋼板成形性之效果，各元素含量宜為0.0001%以上。由成形性之觀點，Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM之一種或二種以上之含量合計以0.0010%以上更佳。

本實施形態之鋼板包含上述元素且剩餘部分為Fe及不純物。前述Ti、V、Nb、Cr、Ni、Cu、Co、Mo、W、B、Sn、Sb皆可允許以低於前述下限值之微量含有作為不純物。 且，Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM皆可允許以低於前述下限值之極微量含有作為不純物。 且，可允許以合計0.0100%以下含有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作為不純物。

接下來，說明本實施形態之鋼板的鋼組織(微觀組織)。各組織含量說明中的[%]為[體積%]。 (鋼板內部的鋼組織) 如圖1所示，本實施形態之鋼板1中，自鋼板1之表面起以板厚1/4厚度之位置(從表面起於板厚方向上板厚1/4之位置)為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍11的鋼組織(以下稱為「鋼板內部的鋼組織」)，含有0~30%之軟質肥粒鐵、3%~40%之殘留沃斯田鐵、0~30%之新生麻田散鐵、波來鐵與雪明碳鐵織之合計為0~10%，且長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵佔總殘留沃斯田鐵之個數比率為50%以上。

「軟質肥粒鐵：0~30%」 肥粒鐵係具有優異延展性之組織。但因肥粒鐵之強度低，故對高強度鋼板來說為難以活用之組織。本實施形態之鋼板中，鋼板內部的鋼組織(鋼板內部的微觀組織)含有0%~30%之軟質肥粒鐵。 本實施形態之「軟質肥粒鐵」意指晶粒內不含殘留沃斯田鐵之肥粒鐵。軟質肥粒鐵之強度低，相較於周邊部應變易集中而易發生破壞。軟質肥粒鐵之體積分率若大於30%，會使強度與成形性之平衡顯著變差。因此，將軟質肥粒鐵限制在30%以下。將軟質肥粒鐵限制在15%以下更佳，0%亦無妨。

「殘留沃斯田鐵：3%~40%」 殘留沃斯田鐵係可提高強度-延展性平衡之組織。本實施形態之鋼板中，鋼板內部的鋼組織含有3%~40%之殘留沃斯田鐵。由成形性之觀點，鋼板內部中的殘留沃斯田鐵的體積分率設為3%以上，且宜設為5%以上，設為7%以上更佳。 另一方面，要設殘留沃斯田鐵之體積分率大於40%時，則需含有大量的C、Mn及/或Ni。而此時會使熔接性顯著變差。因此，設殘留沃斯田鐵的體積分率為40%以下。為提高鋼板的熔接性、提高便利性，宜設殘留沃斯田鐵的體積分率為30%以下，設為20%以下更佳。

「新生麻田散鐵：0~30%」 新生麻田散鐵可大幅提升拉伸強度。另一方面，新生麻田散鐵會成為破壞的起點使耐衝撃特性顯著變差。因此，設新生麻田散鐵的體積分率為30%以下。尤其為了提升耐衝撃特性，宜設新生麻田散鐵的體積分率為15%以下，設為7%以下更佳。新生麻田散鐵亦可為0%，但為確保鋼板的強度，宜為2%以上。

「波來鐵與雪明碳鐵之合計：0~10%」 鋼板內部的鋼組織中亦可含有波來鐵及/或雪明碳鐵。但，波來鐵及/或雪明碳鐵的體積分率一多，延展性即會變差。因此，宜將波來鐵及/或雪明碳鐵的體積分率以合計計限制在10%以下。波來鐵及/或雪明碳鐵的體積分率較佳為合計為5%以下，0%亦無妨。

「長寬比2.0以上的殘留沃斯田鐵的個數比率為總殘留沃斯田鐵的50%以上」 本實施形態中，鋼板內部的鋼組織中之殘留沃斯田鐵粒的長寬比很重要。長寬比大、即延伸過的殘留沃斯田鐵在鋼板經加工之變形初期係穩定的。但長寬比大的殘留沃斯田鐵伴隨加工的進展會使應變集中於前端部分，適度地變態而產生TRIP(變態誘發塑性)效果。因此，鋼板內部的鋼組織藉由含有長寬比大的殘留沃斯田鐵，可在不損及靭性、耐氫脆化特性、擴孔性等下改善延展性。由以上觀點，本實施形態之鋼板中，係設長寬比2.0以上的殘留沃斯田鐵佔總殘留沃斯田鐵之個數比率為50%以上。長寬比2.0以上的殘留沃斯田鐵的個數比率宜為70%以上，更宜為80%以上。

「回火麻田散鐵」 回火麻田散鐵係可在不損耐衝撃特性下大幅提升鋼板的拉伸強度之組織，而含於鋼板內部的鋼組織中亦無妨。但，若使鋼板內部生成大量回火麻田散鐵，則有無法充分獲得殘留沃斯田鐵之情形。因此，宜將回火麻田散鐵的體積分率限制在50%以下，且限制在30%以下更佳。

本實施形態之鋼板中，鋼板內部的鋼組織中之剩餘部分組織主要為將殘留沃斯田鐵內包於晶粒內之「硬質肥粒鐵」。所謂主要為係指剩餘部分組織中硬質肥粒鐵具有最大體積分率。 硬質肥粒鐵係藉由對具有包含由變韌鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵之1種或2種以上所構成之板條狀組織的鋼組織之熱處理用鋼板進行後述第2熱處理而形成。硬質肥粒鐵因將殘留沃斯田鐵內包於晶粒內，故具有高強度。且，相較於肥粒鐵晶界存在有殘留沃斯田鐵之情況，硬質肥粒鐵其不易發生肥粒鐵與殘留沃斯田鐵之界面剝離，故具有良好的成形性。

又，鋼板內部的鋼組織中之剩餘部分組織中除上述硬質肥粒鐵外含有變韌鐵亦無妨。本實施形態之變韌鐵包含：由微細的BCC結晶與粗大的鐵系碳化物構成之粒狀變韌鐵、由板條狀BCC結晶與粗大的鐵系碳化物構成之上變韌鐵、由板狀BCC結晶與排列成與其內部平行之微細的鐵系碳化物構成之下變韌鐵、及不包含鐵系碳化物之變韌肥粒鐵。

(表層的微觀組織) 接下來，說明鋼板表層的鋼組織(微觀組織)。

「將具有硬度在1/8厚度~3/8厚度之範圍(鋼板內部)之硬度的80%以下之區域定義為軟質層時，表層存在厚度為1~100μm之軟質層」 為改善加工後的彎曲性，必要要件之一為使鋼板表層軟質化。本實施形態之鋼板中，當將硬度在鋼板內部之硬度(平均硬度)的80%以下之區域定義為軟質層時，從鋼板表面起於板厚方向上具有厚度為1~100μm之軟質層。換言之，鋼板表層部存在硬度在鋼板內部之平均硬度的80%以下之軟質層，且該軟質層的厚度為1~100μm。

軟質層之厚度若從表面起於深度方向(板厚方向)上小於1μm，會無法充分獲得加工後的彎曲性。軟質層之厚度(從表面起算的深度範圍)宜為5μm以上，10μm以上更佳。 另一方面，軟質層之厚度若大於100μm，會使鋼板強度大幅降低。因此，設軟質層之厚度為100μm以下。軟質層之厚度宜為70μm以下。

[軟質層所含肥粒鐵中，長寬比3.0以上之晶粒的體積分率為50%以上] 軟質層所含肥粒鐵中長寬比3.0以上之晶粒的體積分率(相對於肥粒鐵之總晶粒佔軟質層之體積分率，長寬比小於3.0之肥粒鐵晶粒的比率)若小於50%，則彎曲加工部的耐氫脆化特性會變差。因此，設軟質層所含肥粒鐵中長寬比3.0以上之晶粒的體積分率為50%以上。宜為60%以上，較宜為70%以上。於此，所欲目標之肥粒鐵包含軟質肥粒鐵及硬質肥粒鐵。 軟質層中之肥粒鐵的長寬比會影響彎曲加工部的耐氫脆化之理由雖尚未明瞭，但吾等推測如下。亦即，本實施形態之鋼板中，軟質層之鋼組織與鋼板內部的鋼組織(內部組織)大不相同。但，本實施形態之鋼板中，表層所含長寬比3.0以上之晶粒的個數比率為50%以上，故表層與內部組織之形狀類似性高。所以，吾等推測可抑制對表層與內部之邊界進行彎曲加工而引起的應力及應變之局部集中，從而改善耐氫脆化特性。

[軟質層中之殘留沃斯田鐵的體積分率為鋼板內部中之殘留沃斯田鐵的體積分率的80%以下] 將軟質層所含殘留沃斯田鐵的體積分率限制為從表面起以鋼板板厚1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍所含殘留沃斯田鐵的體積分率的80%以下，可提升彎曲加工部的耐氫脆化特性。相對於1/8厚度~3/8厚度之範圍所含殘留沃斯田鐵的體積分率，軟質層所含殘留沃斯田鐵的體積分率宜為50%以下，且30%以下更佳。 藉由軟質層中之殘留沃斯田鐵的體積分率來提升彎曲加工部的耐氫脆化特性之機制尚未明瞭，但吾等推測如下。即，彎曲加工部中，從板厚中央起越朝向彎曲外表面就會產生越大的塑性應變。因此，存在於彎曲外側表面附近的殘留沃斯田鐵大半會因加工誘發變態變態成麻田散鐵。而這種殘留沃斯田鐵加工誘發變態而成之麻田散鐵極硬質且脆，故會對耐氫脆化破裂特性帶來不良影響。因此，吾等認為軟質層所含殘留沃斯田鐵的體積分率相較鋼板之1/8厚度~3/8厚度之範圍所含殘留沃斯田鐵的體積分率越小，可越提升彎曲加工部的耐氫脆化特性。

「含Si氧化物之內部氧化層」 本實施形態之鋼板利用高頻輝光放電(高頻GDS)分析法自表面於深度方向(板厚方向)上分析顯示Si之波長的發光強度時，從表面起於大於0.2μm且至10.0μm以下之範圍中會出現顯示Si之波長的發光強度的波峰。從表面起於大於0.2μm且至10.0μm以下之範圍中出現顯示Si之波長的發光強度的波峰係表示鋼板內部氧化，而從鋼板表面起於大於0.2μm且至10.0μm以下之範圍中具有含Si氧化物之內部氧化層。於上述深度範圍中具有內部氧化層之鋼板因製造時之熱處理伴隨產生之鋼板表面的Si氧化物等氧化膜的生成受到抑制，故具有優異的化學轉化處理性及鍍敷密著性。

本實施形態之鋼板利用高頻輝光放電分析法自表面起於深度方向上分析時，亦可於從表面起於大於0.2μm且至10.0μm以下之範圍、與從表面起0μm~0.2μm之範圍(比深度0.2μm淺之區域)之兩範圍中，具有顯示Si之波長的發光強度的波峰。於兩範圍中具有波峰表示不僅鋼板具有內部氧化層，還於表面具有含Si氧化物之外部氧化層。

圖2係顯示本實施形態之鋼板利用高頻輝光放電分析法自表面起於深度方向上分析顯示Si之波長的發光強度時，自表面起算之深度與顯示Si之波長的發光強度(Intensity)之關係的圖表。圖2所示之本實施形態之鋼板中，從表面起於大於0.2μm且至10.0μm以下之範圍中有出現顯示Si之波長的發光強度的波峰(來自內部氧化層)。並且，從表面起0(最表面)~0.2μm之範圍中亦有出現顯示Si之波長的光強度的波峰(來自外部氧化層(I_MAX ))。因此可知，圖2所示之鋼板不僅具有內部氧化層還具有外部氧化層。

圖3係顯示與本實施形態相異之鋼板利用高頻輝光放電分析法自表面起於深度方向上分析時，自表面起算之深度與顯示Si之波長的發光強度(Intensity)之關係的圖表。圖3所示鋼板中，顯示Si之波長的光強度的波峰係出現於自表面起0(最表面)~0.2μm之範圍中，但未出現於大於0.2μm且至10.0μm以下之範圍中。該情形表示鋼板不具有內部氧化層而僅具有外部氧化層。

「鍍鋅層」 本實施形態之鋼板表面(兩面或單面)亦可形成有鍍鋅層(熔融鍍鋅層或電鍍鋅層)。熔融鍍鋅層亦可為熔融鍍鋅層合金化而成之合金化熔融鍍鋅層。 當熔融鍍鋅層為未合金化者時，熔融鍍鋅層中之Fe含量宜小於7.0質量%。 而當熔融鍍鋅層為經合金化而成之合金化熔融鍍鋅層時，Fe含量宜為6.0質量%以上。合金化熔融鍍鋅鋼板具有比熔融鍍鋅鋼板更佳之熔接性。

鍍鋅層的鍍敷附著量並無特別限制，而由耐蝕性之觀點宜為每單面5g/m² 以上，且為20~120g/m² 之範圍內，並且宜為25~75g/m² 之範圍內。

本實施形態之鋼板亦可設有鍍鋅層並且為了改善塗裝性、熔接性等進一步於鍍鋅層上設置上層鍍敷層。且，亦可對經鍍鋅之鋼板施行各種處理，例如鉻酸鹽處理、磷酸鹽處理、潤滑性提升處理、熔接性提升處理等。

本實施形態之鋼板係藉由對經包含第1熱處理之步驟所製得之以下鋼板(第2熱處理前之素材；以下記載為“熱處理用鋼板”)進行後述第2熱處理而形成。

「熱處理用鋼板」 本實施形態之熱處理用鋼板可用作本實施形態之鋼板的素材。 具體而言，作為本實施形態之鋼板的素材之熱處理用鋼板宜具有與上述本實施形態之鋼板相同之化學組成，且具有以下所示鋼組織(微觀組織)。此外，各組織含量說明中之[%]只要無特別限制即表示[體積%]。

亦即宜為：自表面起以1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍的鋼組織(鋼板內部的鋼組織)以體積分率計含有合計70%以上之由變韌鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵之1種或2種以上所構成之板條狀組織，且含有殘留沃斯田鐵，長寬比小於1.3且長徑大於2.5μm之殘留沃斯田鐵粒的個數密度為1.0×10^-2 個/μm² 以下，自表面起於深度方向上0~20μm之範圍的表層部的鋼組織中，肥粒鐵的體積分率小於50%。此外，變韌鐵包含：由微細的BCC結晶與粗大的鐵系碳化物構成之粒狀變韌鐵、由板條狀BCC結晶與粗大的鐵系碳化物構成之上變韌鐵、由板狀BCC結晶與排列成與其內部平行之微細的鐵系碳化物構成之下變韌鐵、及不包含鐵系碳化物之變韌肥粒鐵。

以下說明作為上述本實施形態之鋼板的素材之熱處理用鋼板的較佳鋼組織(微觀組織)。各組織含量說明中的[%]為[體積%]。

(熱處理用鋼板之內部的鋼組織) 「以體積分率計含有合計70%以上之板條狀組織」 本實施形態之熱處理用鋼板從表面起以鋼板板厚1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍的鋼組織(鋼板內部的鋼組織)，宜以體積分率計含有合計70%以上之由變韌鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵之1種或2種以上構成之板條狀組織。

藉由以體積分率計含有合計70%以上之上述板條狀組織，對熱處理用鋼板施行後述第2熱處理而製得之鋼板其鋼板內部的鋼組織會以硬質肥粒鐵為主體。當上述板條狀組織之合計體積分率小於70%時，對熱處理用鋼板施行第2熱處理而製得之鋼板其鋼板內部的鋼組織會變成含大量軟質肥粒鐵者，而無法製得本實施形態之鋼板。熱處理用鋼板之鋼板內部的鋼組織宜以體積分率計含有合計80%以上之上述板條狀組織，且含有合計90%以上更佳，100%亦無妨。

「長寬比小於1.3且長徑大於2.5μm之殘留沃斯田鐵粒的個數密度」 熱處理用鋼板之鋼板內部的鋼組織除上述板條狀組織外亦可含有殘留沃斯田鐵。惟，含有殘留沃斯田鐵時，宜將長寬比小於1.3且長徑大於2.5μm的殘留沃斯田鐵粒的個數密度限制為1.0×10^-2 個/μm² 以下。

存在於鋼板內部的鋼組織之殘留沃斯田鐵若為粗大塊狀，對熱處理用鋼板施行第2熱處理而製得之鋼板的內部會存在粗大塊狀的殘留沃斯田鐵粒，而有難以充分確保長寬比在2.0以上的殘留沃斯田鐵的個數比率之情形。因此，設長寬比小於1.3且長徑大於2.5μm之粗大塊狀的殘留沃斯田鐵粒的個數密度為1.0×10^-2 個/μm² 以下。粗大塊狀之的殘留沃斯田鐵粒的個數密度宜越低越好，0.5×10^-2 個/μm² 以下為佳。

且，若熱處理用鋼板的鋼板內部過度存在殘留沃斯田鐵，對熱處理用鋼板施行後述第2熱處理會使一部分的殘留沃斯田鐵各向同性化。結果，會有無法於第2熱處理後製得之鋼板的內部充分確保長寬比在2.0以上的殘留沃斯田鐵之情形。因此，熱處理用鋼板之鋼板內部的鋼組織所含殘留沃斯田鐵的體積分率宜為10%以下。

(熱處理用鋼板表層的微觀組織) 「自鋼板表面起於深度方向上至20μm之範圍的表層部中，肥粒鐵的體積分率小於20%」 作為本實施形態之鋼板的素材之熱處理用鋼板宜為自鋼板表面起於深度方向上至20μm之範圍中，肥粒鐵以體積分率計小於20%。肥粒鐵的體積分率若在20%以上，形成於對熱處理用鋼板施行第2熱處理而製得之鋼板的軟質層中，長寬比大於3.0之肥粒鐵粒的體積分率會無法滿足預定之範圍。肥粒鐵的體積分率越少越好，且10%以下更佳，0%亦無妨。

「本實施形態之鋼板之製造方法」 接下來說明本實施形態之鋼板之製造方法。

本實施形態之鋼板之製造方法，係對具有上述化學組成之鋼胚經熱軋延且酸洗而得之熱軋鋼板、或對熱軋鋼板經冷軋延而得之冷軋鋼板，施行以下所示第1熱處理來製造熱處理用鋼板。之後，對熱處理用鋼板施行以下所示第2熱處理。第1熱處理及/或第2熱處理可使用專用之熱處理產線來實施，而使用以往之退火產線亦無妨。

(鑄造步驟) 製造本實施形態之鋼板時，首先係鑄造具有上述化學成分(組成)之鋼胚。供於熱軋延之鋼胚可使用連續鑄造鋼胚或利用薄鋼胚連鑄機等所製出者。鑄造後之鋼胚可先暫時冷卻至常溫後再進行熱軋延，亦可在高溫狀態下直接進行熱軋延。將鑄造後之鋼胚在高溫狀態下直接供於熱軋延因可削減熱軋延加熱所需之能量故而為佳。

(鋼胚加熱) 熱軋延前先將鋼胚加熱。製造本實施形態之鋼板時，宜選定滿足以下所示式(4)之鋼胚加熱條件。

[數學式1](式(4)中，fγ係下述式(5)所示之值，WMnγ係下述式(6)所示之值，D係下述式(7)所示之值，A_c1 係下述式(8)所示之值，A_c3 係下述式(9)所示之值，ts(T)係鋼胚加熱溫度T之鋼胚滯留時間(sec))。

[數學式2](式(5)中，T係鋼胚加熱溫度(℃)，WC係鋼中之C含量(質量%)，A_c1 係下述式(8)所示之值，A_c3 係下述式(9)所示之值)。

[數學式3](式(6)中，T係鋼胚加熱溫度(℃)，WMn係鋼中之Mn含量(質量%)，A_c1 係下述式(8)所示之值，A_c3 係下述式(9)所示之值)。

[數學式4](式(7)中，T係鋼胚加熱溫度(℃)，R係氣體常數；8.314J/mol)。

A_c1 =723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr・・(8) (式(8)式中之元素符號為該元素在鋼中之質量%)。 A_c3 =879-346×C+65×Si-18×Mn+54×Al・・(9) (式(9)式中之元素符號為該元素在鋼中之質量%)。

式(4)之分子係表示於α(肥粒鐵)與γ(沃斯田鐵)之二相區域滯留中α分配到γ之Mn含量的程度。式(4)之分子越大，鋼中之Mn濃度分布越不均質化。 式(4)之分母係對應於γ單相區域滯留中在γ中擴散之Mn原子的距離之項次。式(4)之分母越大，Mn濃度分布越均質化。為使鋼中之Mn濃度分布充分均質化，宜選定鋼胚加熱條件使式(4)之值為1.0以下。式(4)之值越小，越可降低熱處理用鋼板及對熱處理用鋼板進行第2熱處理後製得之鋼板的鋼板內部中之粗大塊狀的沃斯田鐵粒的個數密度。

(熱軋延) 加熱鋼胚後進行熱軋延。熱軋延之完成溫度(完工溫度)若低於850℃，則軋延反作用力會提高，而難以穩定製得指定之板厚。因此，宜設熱軋延之完成溫度為850℃以上。由軋延反作用力之觀點，熱軋延之完成溫度宜設為870℃以上。另一方面，若設熱軋延之完成溫度高於1050℃，則於從鋼胚加熱結束至熱軋延完成為止之步驟中，必須使用加熱裝置等加熱鋼板，造成需高成本。因此，宜設熱軋延之完成溫度在1050℃以下。為易確保熱軋延中之鋼板溫度，宜設熱軋延之完成溫度在1000℃以下，且設980℃以下更佳。

(酸洗步驟) 接著，將依上述製出之熱軋鋼板進行酸洗。酸洗係去除熱軋鋼板表面之氧化物的步驟，對用以提升鋼板之化學轉化處理性、鍍敷密著性很重要。熱軋鋼板之酸洗可為一次，亦可分數次進行。

(冷軋延) 將酸洗後之熱軋鋼板進行冷軋延而製成冷軋鋼板亦無妨。藉由對熱軋鋼板進行冷軋延可高精度製造具有預定板厚之鋼板。冷軋延中，軋縮率合計(冷軋延中之累積軋縮率)若大於85%，會使鋼板喪失延展性，從而提高鋼板在冷軋延中斷裂之危險性。因此，宜設軋縮率合計在85%以下，且設為75%以下更佳。冷軋延步驟中之合計軋縮率的下限並無特別限定，不施行冷軋延亦無妨。為提升鋼板之形狀均質性以獲得良好之外觀、且使第1熱處理中及第2熱處理中之鋼板溫度均一以獲得良好之延展性，冷軋延之軋縮率以合計計宜設為0.5%以上，且設為1.0%以上更佳。

(第1熱處理) 接著，對酸洗後之熱軋鋼板、或對熱軋鋼板經冷軋延所得之冷軋鋼板進行第1熱處理來製造熱處理用鋼板。第1熱處理係以滿足下述(a)~(e)之條件來進行。 (a)於650℃達至最高加熱溫度為止之期間，設成含有0.1體積%以上之H₂ 且滿足下述式(3)之氣體環境。 log(PH₂ O/PH₂ )＜-1.1・・・(3) (式(3)中，log表示常用對數，PH₂ O表示水蒸氣分壓，PH₂ 表示氫分壓)。

第1熱處理中，藉由滿足上述(a)，可抑制鋼板表層部之脫碳反應，從而抑制肥粒鐵形成。

氣體環境中之H₂ 若小於0.1體積%，則無法充分使存在於鋼板表面之氧化膜還原，而於鋼板上形成氧化膜。因此，會使第2熱處理後製得之鋼板的化學轉化處理性及鍍敷密著性降低。 另一方面，氣體環境中之H₂ 含量若大於20體積%，則效果會飽和。且，氣體環境中之H₂ 含量若大於20體積%，會增加操作上氫爆之危險性。因此，宜設氣體環境中之H₂ 含量在20體積%以下。 且，log(PH₂ O/PH₂ )在-1.1以上時，會促使鋼板表層部之脫碳反應，而於表層部形成肥粒鐵。結果使第2熱處理後之鋼板中之長寬比小於3.0之肥粒鐵粒比率增加。

(b)於A_c3 -30℃~1000℃之最高加熱溫度下保持1秒~1000秒。 第1熱處理中，係設最高加熱溫度為A_c3 -30℃以上。最高加熱溫度低於A_c3 -30℃時，熱處理用鋼板之鋼板內部的鋼組織中會殘存塊狀粗大的肥粒鐵。結果，熱處理用鋼板之第2熱處理後製得之鋼板的軟質肥粒鐵相的體積分率會過多，且長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵的個數比率會不夠，致使特性變差。最高加熱溫度宜為A_c3 -15℃以上，且設為A_c3 +5℃以上更佳。另一方面，過度加熱至高溫會增加加熱所需燃料成本且會使爐體損傷。因此，最高加熱溫度是設為1000℃以下。

第1熱處理中，設最高加熱溫度下之保持時間為1秒~1000秒。保持時間若少於1秒，熱處理用鋼板之鋼板內部的鋼組織中會殘存塊狀粗大的肥粒鐵。結果，第2熱處理後製得之鋼板的軟質肥粒鐵的體積分率會過多而使特性變差。保持時間宜為10秒以上，且50秒以上更佳。另一方面，保持時間若過長，則不僅加熱至最高加熱溫度所帶來之效果會飽和，還會損及生產性。因此，保持時間設為1000秒以下。

(c)以650℃至最高加熱溫度為止之溫度範圍的平均加熱速度為0.5℃/秒~500℃/秒之方式進行加熱。 第1熱處理中，加熱時，於650℃至最高加熱溫度為止之溫度範圍中，平均加熱速度若小於0.5℃/秒，則於加熱處理中會促使Mn偏析，而形成粗大塊狀Mn濃化區域。此時，會使第2熱處理後製得之鋼板特性變差。為抑制塊狀沃斯田鐵的生成，設650℃~最高加熱溫度之平均加熱速度為0.5℃/秒以上。且宜為1.5℃/秒以上。 另一方面，平均加熱速度之上限要設為大於500℃/秒在實際操作上很困難，且溫度控制亦不易，故設平均加熱速度之上限為500℃/秒。650℃至最高加熱溫度為止之平均加熱速度係以鋼板表面溫度從650℃至最高加熱溫度為止之經過時間除以650℃與最高加熱溫度之差而得。

(d)於最高加熱溫度下保持後，以700℃至Ms為止之溫度範圍的平均冷卻速度為5℃/秒以上之方式進行冷卻。 第1熱處理中，為使熱處理用鋼板之鋼板內部的鋼組織以板條狀組織為主體，於最高加熱溫度下保持後，700℃至下述式(10)所示Ms為止之溫度範圍的冷卻速度係以平均冷卻速度為5℃/秒以上之方式進行冷卻。平均冷卻速度若低於5℃/秒，則熱處理用鋼板中會有生成塊狀肥粒鐵之情形。此時，第2熱處理後製得之鋼板的軟質肥粒鐵的體積分率會過多，使拉伸強度等特性變差。平均冷卻速度宜設為10℃/秒以上，且設為30℃/秒以上更佳。 平均冷卻速度的上限雖無須特別限定，但若以大於500℃/秒之平均冷卻速度進行冷卻則須特別之設備。因此，宜設平均冷卻速度在500℃/秒以下。700℃至Ms以下為止之溫度範圍的平均冷卻速度係以鋼板表面溫度從700℃至Ms為止之經過時間除以700℃與Ms之差而得。

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)式中之元素符號為該元素在鋼中之質量%)。

(e)在上述平均冷卻速度5℃/秒以上之冷卻係進行至Ms以下之冷卻停止溫度為止。 第1熱處理中，700℃至Ms為止之溫度範圍的平均冷卻速度為5℃/秒以上之冷卻係進行至式(10)所示Ms以下之冷卻停止溫度為止。冷卻停止溫度亦可為室溫(25℃)。藉由設冷卻停止溫度在Ms以下，可得第1熱處理後製得之熱處理用鋼板的鋼板內部的鋼組織以板條狀組織為主體者。

本實施形態之製造方法中，於第1熱處理中，亦可對經冷卻至Ms以下且室溫以上之冷卻停止溫度的鋼板接續進行以下所示第2熱處理。又，第1熱處理中亦可於冷卻至室溫為止並捲取後進行以下所示第2熱處理。

於第1熱處理中冷卻至室溫為止之鋼板係上述本實施形態之熱處理用鋼板。藉由對熱處理用鋼板進行以下所示第2熱處理可製成本實施形態之鋼板。 本實施形態中，亦可對進行第2熱處理前之熱處理用鋼板施行各種處理。例如，為矯正熱處理用鋼板之形狀，亦可對熱處理用鋼板施行調質軋延處理。又，為去除熱處理用鋼板表面存在之氧化物，對熱處理用鋼板施行酸洗處理亦無妨。

(第2熱處理) 對施行第1熱處理後之鋼板(熱處理用鋼板)施行第2熱處理。第2熱處理係以滿足下述(A)~(E)之條件下進行。 (A)650℃達至最高加熱溫度為止之期間，設成H₂ 為0.1體積%以上、O₂ 為0.020體積%以下且log(PH₂ O/PH₂ )滿足下述式(4)之氣體環境。 -1.1≦log(PH₂ O/PH₂ )≦-0.07・・・(4) (式(3)中，log表示常用對數，PH₂ O表示水蒸氣分壓，PH₂ 表示氫分壓)。 第2熱處理中，藉由滿足上述(A)，可抑制在鋼板外部之氧化反應，並促進表層部之脫碳反應。

氣體環境中之H₂ 若小於0.1體積%、或O₂ 大於0.020體積%，則無法充分使存在於鋼板表面之氧化膜還原，而於鋼板上形成氧化膜。結果，會使第2熱處理後製得之鋼板的化學轉化處理性及鍍敷密著性降低。較佳H₂ 之範圍為1.0%體積以上，且2.0體積%以上更佳。較佳O₂ 之範圍為0.010體積%以下，且0.005體積%以下更佳。 又，氣體環境中之H₂ 含量若大於20體積%，則效果會飽和。且，氣體環境中之H₂ 含量若大於20體積%，會增加操作上氫爆之危險性。因此，宜設氣體環境中之H₂ 含量在20體積%以下。

log(PH₂ O/PH₂ )小於-1.1時，會發生鋼板表層之Si、Mn的外部氧化，使脫碳反應不充分，而第2熱處理後製得之鋼板的表層組織無法滿足所期望之範圍。因此，設log(PH₂ O/PH₂ )為-1.1以上。較佳為log(PH₂ O/PH₂ )在-0.8以上。 另一方面，log(PH₂ O/PH₂ )若大於-0.07，則脫碳反應會過度進行從而使第2熱處理後製得之鋼板強度不充分。因此，設log(PH₂ O/PH₂ )在-0.07以下。

(B)於(A_c1 +25)℃~(A_c3 -10)℃之最高加熱溫度下保持1秒~1000秒。 於第2熱處理中，係設最高加熱溫度為(A_c1 +25)℃~(A_c3 -10)℃。最高加熱溫度若低於(A_c1 +25)℃，鋼中的雪明碳鐵會熔融殘留，使第2熱處理後製得之鋼板的內部組織中之殘留沃斯田鐵分率不夠，致使特性變差。為提高第2熱處理後製得之鋼板中的硬質組織分率以獲得更高強度之鋼板，宜設最高加熱溫度為(A_c1 +40)℃以上。

另一方面，最高加熱溫度若高於(A_c3 -10)℃，則內部鋼組織幾乎或全部會變成沃斯田鐵，而第2熱處理前之鋼板(熱處理用鋼板)中的板條狀組織會消失，致使第2熱處理前之鋼板的板條狀組織無法存於第2熱處理後之鋼板中。結果，第2熱處理後製得之鋼板的內部組織中之殘留沃斯田鐵分率會不夠，且長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵的個數比率亦會不夠，致使特性大幅變差。因此，設最高加熱溫度為(A_c3 -10)℃以下。為使第2熱處理前之鋼板中的板條狀組織可充分持續存在，更提升鋼板之特性，宜設最高加熱溫度在(A_c3 -20)℃以下，且設在(A_c3 -30)℃以下更佳。

第2熱處理中，係設最高加熱溫度下之保持時間為1秒~1000秒。保持時間若少於1秒，鋼中的雪明碳鐵會熔融殘留，而有鋼板特性變差之虞。保持時間宜設為30秒以上。另一方面，保持時間若過長，則不僅加熱至最高加熱溫度所帶來之效果會飽和，還會使生產性降低。因此，保持時間設為1000秒以下。

(C)以650℃至最高加熱溫度為止之平均加熱速度為0.5℃/秒~500℃/秒之方式進行加熱。 第2熱處理中650℃至最高加熱溫度為止之平均加熱速度若小於0.5℃/秒，會促使於第1熱處理作成之板條狀組織回復，使晶粒內不具有沃斯田鐵粒之軟質肥粒鐵的體積分率增加。另一方面，平均加熱速度若大於500℃/秒，則無法充分進行脫碳反應。

(D)以700至600℃為止之平均冷卻速度為3℃/秒以上之方式從最高加熱溫度冷卻至480℃以下。 於第2熱處理中，從最高加熱溫度冷卻至480℃以下為止。此時，設700~600℃之間之平均冷卻速度為3℃/秒以上。若以平均冷卻速度小於3℃/秒在上述範圍中冷卻，會生成粗大的碳化物而損及鋼板特性。平均冷卻速度宜設為10℃/秒以上。平均冷卻速度的上限無特別限定亦無妨，但若大於200℃/秒需特殊的冷卻裝置，故設為200℃/秒以下。

(E)在300℃~480℃之間保持10秒以上。 接著，在300℃~480℃之間的溫度區域中將鋼板保持10秒以上。保持時間若少於10秒，則無法使碳於未變態沃斯田鐵中充分濃化。此時，板條狀肥粒鐵無法充分成長而無法使C於沃斯田鐵濃化。結果，上述保持後於最終冷卻時會生成新生麻田散鐵，造成鋼板特性大大變差。為充分使碳往沃斯田鐵中濃化、降低麻田散鐵之生成量以改善鋼板特性，宜設保持時間在100秒以上。雖無須限定保持時間的上限，但過長亦會使生產性降低，故亦可設保持時間在1000秒以下。 冷卻停止溫度低於300℃時，亦可再加熱至300~480℃後進行保持。

＜鍍鋅步驟＞ 亦可對第2熱處理後之鋼板進行用以於表面形成熔融鍍鋅層之熔融鍍鋅。且，熔融鍍鋅層形成後亦可接著進行鍍敷層之合金化處理。 又，亦可對第2熱處理後之鋼板進行用以於表面形成電鍍鋅層之電鍍鋅。

熔融鍍鋅及合金化處理以及電鍍鋅只要滿足本發明規定之條件，則可於第2熱處理之冷卻步驟(D)完成之後於任一時間點進行。例如，如圖4所示模式[1]，冷卻步驟(D)、等溫保持步驟(E)後亦可施行鍍敷處理(可進一步因應需要施行合金化處理)，且如圖5所示模式[2]，冷卻步驟(D)後亦可施行鍍敷處理(可進一步因應需要施行合金化處理)，之後再施行等溫保持(E)。或是，如圖6所示模式[3]，冷卻步驟(D)、等溫保持步驟(E)後可先暫時冷卻至室溫為止，之後再施行鍍敷處理(可進一步因應需要施行合金化處理)。

熔融鍍鋅步驟中之鍍鋅浴溫度及鍍鋅浴組成等之鍍敷條件可使用一般條件，並無特別限制。例如鍍敷浴溫可為420~500℃、鋼板進入鍍敷浴之進入板溫可為420~500℃、浸漬時間可為5秒以下。鍍敷浴宜為含有0.08~0.2%之Al的鍍敷浴，且其他亦可含有不可避免之不純物的Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti、Pb。又，熔融鍍鋅之單位面積量宜可以氣體擦拭等公知方法來控制。單位面量通常只要每單面5g/m² 以上即可，但宜為20~120g/m² ，且以25~75g/m² 更佳。

對形成有熔融鍍鋅層之高強度熔融鍍鋅鋼板可如前述因應需要進行合金化處理。 合金化處理中宜設合金化處理溫度為460~600℃。合金化處理若低於460℃，則合金化速度會變慢，故不僅生產性會降低還會發生合金化處理不均。 另一方面，合金化處理溫度若高於600℃，則合金化會過度進行而使鋼板的鍍敷密著性變差。合金化處理溫度宜為480~580℃。合金化處理之加熱時間宜設為5~60秒。 且，合金化處理宜以可使熔融鍍鋅層中之鐵濃度成為6.0質量%以上之條件來進行。

進行電鍍鋅時無特別限定其條件。

藉由進行以上說明之第2熱處理可製得上述本實施形態之鋼板。 本實施形態中，可為了矯正形狀對鋼板施行冷軋延。冷軋延可於進行第1熱處理後施行，亦可於進行第2熱處理後施行。又，亦可於進行第1熱處理後與於進行第2熱處理後之兩者後施行。以冷軋延之軋縮率來說，軋縮率宜設為3.0%以下，且設為1.2%以下更佳。冷軋延之軋縮率若大於3.0%，則一部分之殘留沃斯田鐵會因加工誘發變態而變態成麻田散鐵，致使殘留沃斯田鐵的體積分率降低，而有損及特性之虞。另一方面，冷軋延之軋延率的下限值並無特別限定，不施行冷軋延仍能獲得本實施形態之鋼板的特性。

接下來，說明本實施形態之鋼板及本實施形態之熱處理用鋼板所具有之各構成的測定方法。 「鋼組織之測定」 鋼板內部及軟質層的鋼組織所含肥粒鐵(軟質肥粒鐵、硬質肥粒鐵)、變韌鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵、波來鐵、雪明碳鐵、殘留沃斯田鐵的體積分率可用以下所示方法測定。

以與鋼板之軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試料，研磨觀察面後進行硝太蝕刻。接著，於觀察鋼板內部的鋼組織時，係在觀察面中自表面起以1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍中之一個或多個觀察視野中，而於觀察軟質層的鋼組織時，係自鋼板的最表層起包含軟質層深度範圍之區域中之一個或多個觀察視野中，以場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察合計2.0×10^-9 m² 以上之面積。然後，分別測定肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵、波來鐵、雪明碳鐵、殘留沃斯田鐵之面積分率並將其作為體積分率。 在此，晶粒內具有下部組織且碳化物以多個變形體析出之區域判斷為回火麻田散鐵。又，雪明碳鐵析出成層狀之區域判斷為波來鐵或雪明碳鐵。亮度小且無法觀察到下部組織之區域判斷為肥粒鐵(軟質肥粒鐵或硬質肥粒鐵)。亮度大且未因蝕刻而出現下部組織之區域判斷為新生麻田散鐵或殘留沃斯田鐵。剩餘部分判斷為變韌鐵。藉由將各體積分率用點計數法算出作為各組織之體積分率。 硬質肥粒鐵及軟質肥粒鐵的體積分率係以測得之肥粒鐵的體積分率為基礎，利用後述方法求出個別之體積分率。 新生麻田散鐵的體積分率係從新生麻田散鐵或殘留沃斯田鐵之體積分率減去利用後述X射線繞射法求得之殘留沃斯田鐵的體積分率而求得。

本實施形態之鋼板及作為其素材之熱處理用鋼板中，鋼板內部所含殘留沃斯田鐵的體積分率係利用X射線繞射法評估。具體而言，於自板厚表面起以1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍中，將與板面平行之面佳工成鏡面，並用X射線繞射法測定FCC鐵的面積分率，並以此作為殘留沃斯田鐵的體積分率。

「軟質層中所含殘留沃斯田鐵體積分率與鋼板內部所含殘留沃斯田鐵體積分率之比率」 本實施形態之鋼板中，軟質層所含殘留沃斯田鐵的體積分率與鋼板內部的殘留沃斯田鐵的體積分率之比率係利用EBSD法(電子背向散射繞射法)進行高解析度結晶結構解析來評估。具體來說，係以與鋼板之軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試料，研磨觀察面加工成鏡面。並為去除表層的加工層而進行電解研磨或使用矽酸膠進行機械研磨。接著，對包含軟質層之鋼板的表層部及鋼板內部(自表面起以1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍)，利用EBSD法以觀察視野的總面積合計為2.0×10^-9 m² 以上(多個視野或同一視野皆可)進行結晶結構解析。測定時利用EBSD法測得之數據解析係使用TSL公司製之「OIM Analysys 6.0」。又，評點間距離(step)設為0.01~0.20μm。由觀察結果將判斷為FCC鐵之區域判斷為殘留沃斯田鐵，並個別算出軟質層及鋼板內部的殘留沃斯田鐵的體積分率。

「殘留沃斯田鐵粒之長寬比及長徑之測定」 鋼板內部的鋼組織所含殘留沃斯田鐵粒的長寬比及長徑係利用EBSD法進行高解析度結晶方位解析來評估。具體來說，係以與鋼板之軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試料，研磨觀察面加工成鏡面。並為去除表層的加工層而進行電解研磨或使用矽酸膠進行機械研磨。接著，針對鋼板內部(自表面起以1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍)利用EBSD法對合計2.0×10^-9 m² 以上(多個視野或同一視野皆可)之面積進行結晶結構解析。由觀察結果將判斷為FCC鐵之區域視為殘留沃斯田鐵。 然後，為避免測定錯誤，自經利用上述方法測得之殘留沃斯田鐵粒的結晶方位僅描繪長軸長度為0.1μm以上之沃斯田鐵粒的結晶方位分布圖。將產生10°以上結晶方位差之邊界視為殘留沃斯田鐵粒之晶界。長寬比係殘留沃斯田鐵粒之長軸長度除以短軸長度而得之值。長徑設為殘留沃斯田鐵粒之長軸長度。自該結果求出長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵佔總殘留沃斯田鐵之個數比率。 利用EBSD法測得之數據解析係使用TSL公司製之「OIM Analysys 6.0」。又，評點間距離(step)設為0.01~0.20μm。

「包含沃斯田鐵粒之肥粒鐵粒(硬質肥粒鐵)/不包含沃斯田鐵粒之肥粒鐵粒(軟質肥粒鐵)」 針對分離肥粒鐵粒中包含(內包)沃斯田鐵粒之晶粒與不包含沃斯田鐵粒之晶粒的手法進行說明。首先，利用FE-SEM觀察晶粒並用EBSD法進行高解析度結晶方位解析。具體來說，係以與鋼板之軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試料，研磨觀察面加工成鏡面。並為去除表層的加工層而進行電解研磨或使用矽酸膠進行機械研磨。接著，針對鋼板內部(自表面起以1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍)利用EBSD法對合計2.0×10^-9 m² 以上(多個視野或同一視野皆可)之面積進行結晶結構解析。然後，對自BCC鐵測得之數據以產生15°以上結晶方位差之邊境為晶界，描繪肥粒鐵粒之晶界分布。接著，為避免測定錯誤，自FCC鐵測得之數據僅描繪長軸長度為0.1μm以上之沃斯田鐵粒的晶粒分布圖後，與肥粒鐵粒之晶界分布圖重疊。 一個肥粒鐵粒中，只要有一個以上沃斯田鐵粒完全組入其內部即視為「包含沃斯田鐵粒之肥粒鐵粒」。而未鄰接沃斯田鐵粒或僅於與其他晶粒之邊界與沃斯田鐵隣接時視為「不包含沃斯田鐵粒之肥粒鐵粒」。

「表層~鋼板內部之硬度」 用以決定軟質層厚度之表層~鋼板內部的硬度分布例如可用以下手法求得。 以與鋼板之軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試料，研磨觀察面加工成鏡面，並為去除表層的加工層而使用矽酸膠進行化學研磨。針對製得試料之觀察面用微小硬度測定裝置以自最表層起5μm深度之位置為起點，從表面起至板厚1/8厚度之位置為止，沿鋼板厚度方向以10μm間距壓入頂角136°之四角錐狀維氏壓頭。此時，壓入荷重設成各維氏壓痕不會互相影響。例如為2gf。然後，用光學顯微鏡或掃描式電子顯微鏡等測定壓痕之對角線長度並轉換成維氏硬度(Hv)。 接著，將測定位置沿軋延方向移動10μm以上，並以自最表層起10μm深度位置為起點，至板厚1/8厚度之位置為止進行相同測定。然後，再將測定位置沿軋延方向移動10μm以上，並以自最表層起5μm深度之位置為起點，從表面起至板厚1/8厚度之位置為止進行相同測定。接著，將測定位置沿軋延方向移動10μm以上，並以自最表層起10μm深度位置為起點，至板厚1/8厚度之位置為止進行相同測定。如圖7所示，藉由反覆進行而就各厚度位置測定各5點之維氏硬度。如此一來，事實上即可獲得於深度方向上5μm間距之硬度測定數據。為避免壓痕彼此影響故而不僅將測定間隔設為5μm間距。將5點的平均值作為在該厚度位置上之硬度。各數據間藉由用直線插補而獲得深度方向的硬度分布圖。從硬度分布圖讀取硬度在母材硬度的80%以下之深度位置來求取軟質層的厚度。 另一方面，鋼板內部的硬度係針對以1/4厚度位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍，依與上述相同重點用微小硬度測定裝置測定至少5點硬度並將該值平均而求得。 微小硬度測定裝置例如可使用FISCHERSCOPE(註冊商標)HM2000 XYp。

「軟質層所含肥粒鐵之長寬比與長寬比在3.0以上之晶粒之比率」 軟質層中之肥粒鐵的長寬比係用FE-SEM觀察晶粒，並用EBSD法(電子背向散射繞射法)進行高解析度結晶方位解析來評估。利用EBSD法測得之數據解析係使用TSL公司製之「OIM Analysys 6.0」。又，評點間距離(step)設為0.01~0.20μm。 自觀察結果將判斷為BCC鐵之區域視為肥粒鐵並描繪結晶方位分布圖。然後，將產生15°以上結晶方位差之邊境視為晶界。長寬比係各肥粒鐵粒之長軸長度除以短軸長度而得之值。

「高頻輝光放電(高頻GDS)分析」 用高頻輝光放電分析法分析本實施形態之鋼板及熱處理用鋼板時，可使用公知之高頻GDS分析法。 具體來說係使用以下方法：將鋼板表面置於Ar氣體環境，且於施加電壓以產生輝光電漿之狀態下，一邊濺鍍鋼板表面一邊於深度方向上分析之方法。然後，自輝光電漿中原子可被激發之元素特有的發光光譜波長鑑定材料(鋼板)所含元素，並從所鑑定之元素的發光強度估算材料所含元素之量。深度方向之數據可從濺鍍時間估算。具體來說，可事先用標準試樣先求取濺鍍時間與濺鍍深度之關係，以將濺鍍時間變換成濺鍍深度。因此，可將從濺鍍時間變換而得之濺鍍深度定義為自材料表面起算之深度。 高頻GDS分析可使用市售之分析裝置。本實施形態中，係使用堀場製作所公司製之高頻輝光放電發光分析裝置GD-Profiler2。 實施例

接下來，說明本發明之實施例。實施例中之條件為用以確認本發明可實施性及效果所採用之一條件例。本發明並不受限於該一條件例。只要不脫離本發明要旨而可達成本發明之目的，本發明即可採用各種條件。

熔製具有表1所示化學組成之鋼製出鋼胚。將該鋼胚進行以下熱軋延而製出熱軋鋼板：以表2~表5所示鋼胚加熱溫度、設為表2~表5所示式(4)之數值的鋼胚加熱條件進行加熱，且軋延完成溫度設為表2~表5所示溫度。之後，酸洗熱軋鋼板去除表面鏽皮。然後對一部份的熱軋鋼板進行冷軋延製成冷軋鋼板。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

對依上述所製得之板厚1.2mm之熱軋鋼板或板厚1.2mm之冷軋鋼板施行以下所示第1熱處理及/或第2熱處理。此外，一部份的實施例係將已於第1熱處理中冷卻至表6~表9所示冷卻停止溫度為止之冷軋鋼板不冷卻至室溫即接著進行第2熱處理。其他實施例則係於第1熱處理中冷卻至冷卻停止溫度為止後，冷卻至室溫為止後再進行第2熱處理。而一部份的實施例係不進行第1熱處理即進行第2熱處理。

(第1熱處理) 以表6~表9所示條件加熱至最高加熱溫度並在最高加熱溫度下保持。之後，冷卻至冷卻停止溫度為止。於第1熱處理中，在以表6~表9所示濃度含有H₂ 、log(PH₂ O/PH₂ )為表6~表9所示數值之氣體環境下，從650℃加熱達至最高加熱溫度為止。

A_c3 係利用下述式(9)求出，Ms係利用下述式(10)求出。 A_c3 ＝879-346C+65Si-18Mn+54Al・・(9) (式(9)式中之元素符號為該元素在鋼中之質量%)。 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)式中的元素符號為該元素在鋼中之質量%)。

[表6]

[表7]

[表8]

[表9]

(第2熱處理) 以650℃至最高加熱溫度為止之平均加熱速度為表10~表13所示條件，加熱至最高加熱溫度並於最高加熱溫度下保持。然後，以700~600℃之平均冷卻速度為表10~表13所示平均冷卻速度，冷卻至冷卻停止溫度為止。第2熱處理中，係於表10~表13所示氣體環境下從650℃加熱達至最高加熱溫度為止。

接著，對第2熱處理後之一部分之高強度鋼板(實驗例No.54、69)進行電鍍鋅，於高強度鋼板兩面表面形成電鍍鋅層而製得電鍍鋅鋼板(EG)。 而各實驗例中，實驗例No.1’~80’係於以表所示條件進行冷卻、等溫保持後之時間點(即於圖4之模式[1]所示時間點)施行合金化熔融鍍鋅。此外，該等實驗例No.1’~80’中，實驗例1’~16’、18’~58’、60’~73’，75’~80’係於熔融鍍鋅後進行合金化處理，實驗例17’、59’、74’係未於熔融鍍鋅後進行合金化處理。

實驗例No.81’~88’係依圖5所示模式[2]，如表所示加熱至最高加熱溫度後，以平均冷卻速度進行冷卻後，除實驗例No.86外施行合金化熔融鍍鋅、合金化處理，並以表10~13所示條件進行冷卻、等溫保持。

而實驗例No.89’係依圖6所示模式[3]，以表所示條件加熱至最高加熱溫度後，進行冷卻、等溫保持後，暫時先冷卻至室溫為止，之後再進行合金化熔融鍍鋅、合金化處理。

熔融鍍鋅係各例皆浸漬於460℃之熔融鋅浴中，對鋼板兩面以每單面單位面積量50g/m² 來實施。

A_c1 係利用下述式(8)求得，A_c3 係利用上述式(9)求得。 A_c1 ＝723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr・・(8)(式(8)式中之元素符號為該元素在鋼中之質量%)。

[表10]

[表11]

[表12]

[表13]

接著，經上述而製得之實驗例No.1~No.78及實驗例No.1’~No.89’之鋼板係利用上述方法測定自表面起以1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍中之鋼組織(鋼板內部的鋼組織)，分別調查軟質肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵、波來鐵與雪明碳鐵之合計、硬質肥粒鐵、變韌鐵之各體積分率。

而實驗例No.1~No.78及實驗例No.1’~No.89’之鋼板的鋼板內部係利用上述方法調查長寬比2.0以上的殘留沃斯田鐵佔總殘留沃斯田鐵之個數比率。 將該等結果顯示於表14~表17中。

[表14]

[表15]

[表16]

[表17]

接著，實驗例No.1~No.78及實驗例No.1’~No.89’之鋼板係利用上述方法測定鋼組織、硬度，調查軟質層之厚度、長寬比3.0以上之肥粒鐵佔軟質層中之肥粒鐵的體積分率、軟質層中之殘留沃斯田鐵與鋼板內部中之殘留沃斯田鐵之體積分率的比率。將該等結果顯示於表18~表21中。

並且，實驗例No.1~No.78及實驗例No.1’~No.89’之鋼板係利用上述方法自表面起於深度方向上以高頻輝光放電分析法分析顯示Si之波長的發光強度的波峰，調查於大於0.2μm且在10.0μm以下之深度的範圍中是否有出現顯示Si之波長的發光強度的波峰(顯示具有含Si氧化物之內部氧化層的波峰)。 而實驗例No.1~No.78及實驗例No.1’~No.89’之鋼板中，自表面起於深度方向上於大於0.2μm且在10.0μm以下之深度之間有出現顯示Si之波長的發光強度的波峰者評估內部氧化波峰為「有」，未出現波峰者評估內部氧化波峰為「無」。將結果顯示於表18~表21中。

[表18]

[表19]

[表20]

[表21]

且實驗例No.1~No.78及實驗例No.1’~No.89’之鋼板係利用以下所示方法調查最大拉伸應力(TS)、延伸率(El)、擴孔性(擴孔率)、彎曲加工部的耐氫脆化特性、化學轉化處理性或鍍敷密著性。將結果顯示於表22~表25中。

以對軋延方向呈直角方向為拉伸方向採取JIS5號拉伸試驗片，並依JIS Z2241測定最大拉伸應力及延伸率，且依JIS Z2256測定擴孔性。然後，將最大拉伸應力為700MPa以上者評估為良好。

又，為評估強度、延伸率與擴孔性之平衡，用經上述方法測得之最大拉伸應力(TS)、延伸率(El)、擴孔性(擴孔率)之結果算出下述式(11)所示之值。式(11)所示之值越大，強度與延伸率與擴孔性之平衡越佳。將式(11)之值為80×10^-7 以上者評估為良好。 TS² ×El×λ・・・(11) (式(11)中，TS表示最大拉伸應力(MPa)，El表示延伸率(%)，λ表示擴孔性(%))。 將結果顯示於表22~表25中。

彎曲加工部之耐氫脆化特性係依以下手法進行評估。 首先，以試驗片之長邊方向與鋼板之軋延方向垂直之方式，從鋼板採取30mm×120mm之短條狀試驗片，並對試驗片兩端進行螺栓緊固用之開孔加工。接著，以半徑5mm的衝頭對試驗片進行180°彎曲。然後，用螺栓與螺帽緊固彈回之U彎曲試驗片以負載應力。此時，於U彎曲試驗片之頂部貼附GL5mm的應變計，藉由應變量控制來負載拉伸強度的0.8倍之應力。此時，應力係從事先於拉伸試驗採取而得之應力-應變曲線將應變換算成應力來設定。U彎曲試驗片之端面為剪切完後之狀態。 對經賦予應力後之U彎曲試驗片用電化電池連續進行陰極充氫至試驗片斷裂為止。電解液係使用3%NaCl水溶液中添加有3g/L之硫氰酸銨者，並設充電流密度為-0.05mA/cm² 。斷裂後之試驗片係立即於液氮中保管，並用氣相層析儀進行升溫氫分析法(升溫速度：100℃/小時、測定至300℃為止)測定鋼中之氫量。將從室溫至200℃為止自鋼材釋放之氫量作為擴散性氫量。 進行3次相同試驗，並將該平均值定義為臨界擴散性氫量。關於拉伸強度在1100MPa以下之材料，係將臨界擴散性氫量在1.0ppm以上者判定為「Ex」、0.6~1.0ppm者判定「G」、小於0.6ppm者判定「B」。關於拉伸強度大於1100MPa且在1350MPa以下之材料，係將臨界擴散性氫量在0.8ppm以上者判定為「Ex」、0.5~0.8ppm者判定為「G」、小於0.5ppm者判定為「B」。關於拉伸強度大於1350MPa之材料，係將臨界擴散性氫量在0.6ppm以上者判定為「Ex」、0.3~0.6ppm者判定為「G」、小於0.3ppm者判定為「B」。

又，除實驗例No.54、No.69外之No.1~No.78之鋼板係利用以下所示方法測定化學轉化處理性。 將鋼板切成70mm×150mm，並對其於40℃下噴塗Nihon Parkerizing Co., Ltd.製之脫脂劑(商品名：Fine Cleaner E2083)之18g/l水溶液120秒。然後，水洗經塗佈脫脂劑後之鋼板並脫脂，將其於常溫下浸漬於Nihon Parkerizing Co., Ltd.製之表面調整劑(商品名：PREPALENE XG)的0.5g/l水溶液中60秒。之後，將塗佈表面調整劑後之鋼板浸漬於Nihon Parkerizing Co., Ltd.製之磷酸鋅處理劑(商品名：PALBOND L3065)中120秒並水洗、乾燥。藉此，而於鋼板表面形成由磷酸鋅被膜構成之化學轉化處理膜。

自形成有化學轉化處理膜之鋼板採取寬度70mm×長度150mm之試驗片。然後，使用掃描式電子顯微鏡(SEM)以1000倍之倍率觀察沿試驗片長度方向之3處(中央部及兩端部)。並對各試驗片依以下基準評估化學轉化處理膜之晶粒附著程度。

「Ex」表面緊密附著有化學轉化處理膜之磷酸鋅結晶。 「G」磷酸鋅結晶疏散、且於相鄰結晶間發現些微間隙(未附著磷酸鋅被膜，一般稱為「露出」之部分)。 「B」於表面明顯發現到有未被化學轉化處理被膜被覆之處。

表21~表25之表面所記載之「EG」表示電鍍鋅鋼板、「GI」表示熔融鍍鋅鋼板、「GA」表示合金化熔融鍍鋅鋼板。

又，實驗例No.54、No.69、No.1’~No.89’之鋼板係利用以下所示方法測定鍍敷密著性。

自該等鋼板採取30mm×100mm之試驗片並進行90°V彎曲試驗。然後，將市售之SELLOTAPE(註冊商標)沿彎曲稜線貼附，並測定附著於膠帶上之鍍敷寬度作為剝離寬度。評估如下。 Ex：鍍敷剝離小(剝離寬度小於5mm) G：不影響實際使用之程度的剝離(剝離寬度在5mm以上且小於10mm) B：剝離嚴重(剝離寬度10mm以上) 鍍敷密著性係以Ex、G為合格。

以下就各實驗例之評估結果進行說明。

[表22]

[表23]

[表24]

[表25]

屬本發明例之實驗例No.1、3、4、7、10、12~14、18、19、21~23、27、28、30~34、36、37、39~42、44~46、49、50、52~63、66~70、76~78、1’3’、4’、7’、10’~14’、16’~19’、23’、24’26’~28’、32’、33’、35’~39’、41’、42’、44’~47’、49’~51’、54’、55’、57’~68’、71’~75’、81’~89’具高強度且延展性及擴孔性佳、加工後之彎曲性及化學轉化處理性或鍍敷密著性良好。

實驗例No.11、17、29、47、48之鋼板因未施行第1熱處理，故金屬組織中未含有硬質肥粒鐵，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。 實驗例No.2之鋼板因第1熱處理中之最高加熱溫度低，故軟質肥粒鐵多而長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵的個數比率不足，從而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.5之鋼板因第1熱處理中之650℃至最高加熱溫度為止之平均加熱速度慢，故長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵的個數比率不足，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。 實驗例No.6、15、16、24之鋼板因第1熱處理中之log(PH₂ O/PH₂ )高而無法獲得所期望之表層組織，故彎曲加工部的耐氫脆性差。

實驗例No.8之鋼板因第1熱處理中之冷卻速度慢，故鋼板的內部組織中之軟質肥粒鐵的分率變多。因此，實驗例No.8之鋼板的強度、延伸率、擴孔率的平衡差。 實驗例No.9、15、20、25、48、51之鋼板因第2熱處理中之log(PH₂ O/PH₂ )低而無法獲得所期望之表層組織，故彎曲加工部的耐氫脆化特性差。

關於實驗例No.9、20、25、48、51之鋼板，因無內部氧化波峰故化學轉化處理性之評估為「B」。

實驗例No.26之鋼板因第2熱處理中之最高加熱溫度高，故金屬組織中無含有硬質肥粒鐵，並且無法獲得所期望之表層組織，從而強度、延伸率、擴孔率的平衡差、且彎曲加工部的耐氫脆化特性差。 實驗例No.35之鋼板因第2熱處理中之在300℃~480℃之間的保持時間不夠，故內部組織的新生麻田散鐵分率變多，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.38之鋼板因第1熱處理中之冷卻停止溫度高，故長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵的個數比率不足，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。 實驗例No.43之鋼板因第2熱處理中之冷卻速度慢，故鋼板的內部組織中之波來鐵與雪明碳鐵的合計分率變多，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.64之鋼板因第2熱處理中之最高加熱溫度低，故鋼板的內部組織中之殘留沃斯田鐵分率不足，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。 實驗例No.65之鋼板因第2熱處理中之log(PH₂ O/PH₂ )大，故鋼板的表層組織中之軟質層厚度變厚，而使最大拉伸應力(TS)不充分。

實驗例No.71~75之鋼板的化學組成在本發明範圍外。實驗例No.71之鋼板因C含量不足，故最大拉伸應力(TS)不充分。實驗例No.72之鋼板因Nb含量多，故加工後之彎曲性差。實驗例No.73之鋼板因Mn含量不足，故最大拉伸應力(TS)不充分。實驗例No.74之鋼板因Si含量多，故擴孔性差。實驗例No.75之鋼板因Mn含量及P含量多，故延伸率及擴孔性差。

實驗例No.15’、22’、34’、52’、53’之鋼板因未施行第1熱處理，故金屬組織中未含有硬質肥粒鐵，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.2’之鋼板因第1熱處理中之最高加熱溫度低，故長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵的個數比率不足，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.5’之鋼板因第1熱處理中之650℃至最高加熱溫度為止之平均加熱速度慢，故長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵的個數比率不足，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.6’、20’、21’、29’之鋼板因第1熱處理中之log(PH₂ O/PH₂ )高而無法獲得所期望之表層組織，故彎曲加工部之耐氫脆性差。

實驗例No.8’之鋼板因第1熱處理中之冷卻速度慢，故軟質肥粒鐵分率變多。因此，強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.9’、20’、22’、25’、29’、30’、53’、56’之鋼板因第2熱處理中之log(PH₂ O/PH₂ )低而無法獲得所期望之表層組織，故彎曲加工部的耐氫脆化特性差。

實驗例No.9’、22’、25’、30’、53’、56’之鋼板因於鋼板之表層組織中未形成軟質層而無內部氧化波峰，故鍍敷密著性之評估為「B」。

實驗例No.31’之鋼板因第2熱處理中之最高到達溫度高，故金屬組織中未含有硬質肥粒鐵進而無法獲得所期望之表層組織，故強度、延伸率、擴孔率的平衡差，彎曲加工部的耐氫脆化特性差。

實驗例No.40’之鋼板因第2熱處理中之在300℃~480℃之間的保持時間不夠，故內部組織的新生麻田散鐵分率變多，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.43’之鋼板因第1熱處理中之冷卻停止溫度高，故長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵的個數比率不足，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.48’之鋼板因第2熱處理中之冷卻速度慢，故鋼板的內部組織中之波來鐵與雪明碳鐵的合計分率變多，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.69’之鋼板因第2熱處理中之最高到達溫度低，故鋼板的內部組織中之殘留沃斯田鐵分率不足，而強度、延伸率、擴孔率的平衡差。

實驗例No.70’之鋼板因第2熱處理中之log(PH₂ O/PH₂ )大，故鋼板的表層組織中之軟質層厚度變厚，而最大拉伸應力(TS)不充分。

實驗例No.76’~80’之鋼板的化學組成在本發明範圍外。該等中，實驗例No.76’之鋼板因C含量不足，故最大拉伸應力(TS)不充分。實驗例No.77’之鋼板因Nb含量多，故加工後之彎曲性差。實驗例No.78’之鋼板因Mn含量不足，故最大拉伸應力(TS)不充分。實驗例No.79’之鋼板因Si含量多，故擴孔性差。實驗例No.80’之鋼板因Mn含量及P含量多，故延伸率及擴孔性差。

以上已就本發明之較佳實施形態及實施例進行說明，惟該等實施形態、實施例僅為本發明要旨範圍內之一例，只要於不脫離本發明要旨之範圍內即可進行構成之附加、省略、取代其他變更。亦即，本發明並不受限於前述說明，僅受所附申請專利範圍之限，且於其範圍內可適當變更。

產業上之可利用性 根據本發明，可提供一種延展性及擴孔性優異、化學轉化處理性、鍍敷密著性佳、並且加工後之彎曲性良好之高強度鋼板及其製造方法。 本發明之鋼板因延展性及擴孔性優異、且加工後之彎曲性良好，故可適用作可利用壓製加工等成形成各種形狀之汽車用鋼板。且，本發明之鋼板因化學轉化處理性、鍍敷密著性佳，故適於在表面形成化學轉化處理皮膜或鍍敷層之鋼板。

1‧‧‧鋼板

11‧‧‧自鋼板表面起以1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍(鋼板內部)

12‧‧‧軟質層

圖1係本實施形態之鋼板之與軋延方向及板厚方向平行的截面圖。 圖2係顯示本實施形態之鋼板以高頻輝光放電分析法自表面起於深度方向(板厚方向)上分析時，自表面起算之深度與顯示Si之波長的發光強度(Intensity)之關係的圖表。 圖3係顯示與本實施形態相異之鋼板(比較鋼板)以高頻輝光放電分析法自表面起於深度方向(板厚方向)上分析時，自表面起算之深度與顯示Si之波長的發光強度(Intensity)之關係的圖表。 圖4係顯示本實施形態之鋼板之製造方法中第2熱處理~熔融鍍鋅、合金化處理之溫度/時間的模式之第1例的線圖。 圖5係顯示本實施形態之鋼板之製造方法中第2熱處理~熔融鍍鋅、合金化處理之溫度/時間的模式之第2例的線圖。 圖6係顯示本實施形態之鋼板之製造方法中第2熱處理~熔融鍍鋅、合金化處理之溫度/時間的模式之第3例的線圖。 圖7係顯示本實施形態之鋼板的硬度測定之例的示意圖。

Claims (9)

1. 一種鋼板，其特徵在於：具有以下化學組成：以質量%計含有：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%、 REM：0%~0.0100%，且剩餘部分由Fe及不純物構成；自表面起以1/4厚度之位置為中心之1/8厚度~3/8厚度之範圍的鋼組織，以體積分率計含有：軟質肥粒鐵：0%~30%、 殘留沃斯田鐵：3%~40%、 新生麻田散鐵：0%~30%、 波來鐵與雪明碳鐵之合計：0%~10%，且 剩餘部分含有硬質肥粒鐵； 前述1/8厚度~3/8厚度之前述範圍中，長寬比2.0以上之殘留沃斯田鐵佔總殘留沃斯田鐵之個數比率為50%以上， 將具有硬度在前述1/8厚度~3/8厚度之前述範圍之硬度的80%以下之區域定義為軟質層時，自前述表面起於板厚方向上存在厚度為1~100μm之軟質層， 前述軟質層所含肥粒鐵中，長寬比3.0以上之晶粒的體積分率為50%以上， 前述軟質層中之殘留沃斯田鐵的體積分率係前述1/8厚度~3/8厚度之前述範圍中之殘留沃斯田鐵的體積分率的80%以下，並且 自前述表面起於前述板厚方向上以高頻輝光放電分析法分析顯示Si之波長的發光強度時，自前述表面起於大於0.2μm且在10.0μm以下之範圍中出現前述顯示Si之波長的發光強度之波峰。
2. 如請求項1之鋼板，其中前述化學組成含有以下中之一種或二種以上元素：Ti：0.001%~0.300%、V：0.001%~1.00%、及Nb：0.001%~0.100%。
3. 如請求項1或2之鋼板，其中前述化學組成含有以下中之一種或二種以上元素：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%。
4. 如請求項1至3中任一項之鋼板，其中前述化學組成含有以下中之一種或二種元素：Sn：0.001%~1.00%、Sb：0.001%~1.00%。
5. 如請求項1至4中任一項之鋼板，其中前述化學組成含有以下中之一種或二種以上元素：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%。
6. 如請求項1至5中任一項之鋼板，其中前述化學組成滿足下述式(i)： Si+0.1×Mn+0.6×Al≧0.35・・・(i) (式(i)中之Si、Mn及Al表示各元素以質量%計之含量)。
7. 如請求項1至6中任一項之鋼板，其於表面具有熔融鍍鋅層或電鍍鋅層。
8. 一種鋼板之製造方法，係製造如請求項1至6中任一項之鋼板的方法，該方法之特徵在於：對熱軋鋼板或冷軋鋼板施行滿足下述(a)~(e)之第1熱處理後，施行滿足下述(A)~(E)之第2熱處理，前述熱軋鋼板係將具有如請求項1至6中任一項之化學組成的鋼胚熱軋延並酸洗而製得，前述冷軋鋼板係將前述熱軋鋼板冷軋延而製得； (a)於650℃達至最高加熱溫度為止之期間，設成含有0.1體積%以上之H₂ 且滿足下述式(ii)之氣體環境； (b)於A_c3 -30℃~1000℃之最高加熱溫度下保持1秒~1000秒； (c)以650℃至最高加熱溫度為止之溫度範圍的平均加熱速度為0.5℃/秒~500℃/秒之方式進行加熱； (d)於最高加熱溫度下保持後，以700℃至Ms為止之溫度範圍的平均冷卻速度為5℃/秒以上之方式進行冷卻；及 (e)將以平均冷卻速度5℃/秒以上之冷卻進行至Ms以下之冷卻停止溫度為止； (A)於650℃達至最高加熱溫度為止之期間，設成H₂ 為0.1體積%以上、O₂ 為0.020體積%以下且log(PH₂ O/PH₂ )滿足下述式(iii)之氣體環境； (B)於A_c1 +25℃~A_c3 -10℃之最高加熱溫度下保持1秒~1000秒； (C)以650℃至最高加熱溫度為止之平均加熱速度為0.5℃/秒~500℃/秒之方式進行加熱； (D)以700至600℃為止之溫度範圍的平均冷卻速度為3℃/秒以上之方式進行冷卻；及 (E)以平均冷卻速度3℃/秒以上進行冷卻後，於300℃~480℃之間保持10秒以上； log(PH₂ O/PH₂ )＜-1.1・・・(ii) -1.1≦log(PH₂ O/PH₂ )≦-0.07・・・(iii) (式(ii)及式(iii)中，PH₂ O表示水蒸氣分壓，PH₂ 表示氫分壓)。
9. 如請求項8之鋼板之製造方法，其於前述(D)之冷卻過程之後的階段中施行熔融鍍鋅處理。