TWI664300B - 鋼板及其製造方法 - Google Patents

Abstract

有關本發明一態樣的鋼板，具有預定的化學組成，且鋼板內部中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%，剩餘部分包含硬質肥粒鐵；鋼板內部中，縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵，其占全部的殘留沃斯田鐵之個數比率為50%以上；存在有自表面起算在板厚方向上厚度為1~100μm的軟質層；軟質層所含肥粒鐵中，縱橫比小於3.0的結晶粒之體積分率為50%以上；軟質層中的殘留沃斯田鐵之體積分率是：鋼板內部中的殘留沃斯田鐵之體積分率的50%以上；自表面起算大於0.2μm且自表面起算在5μm以下之範圍，會出現表示Si之波長的發光強度的峰。

Description

鋼板及其製造方法

發明領域 本發明是有關於一種鋼板及其製造方法。

發明背景 近年來，從伴隨地球暖化對策而來之規範溫室效應氣體排出量的觀點來看，要求更加提高汽車的燃料費。然後，為了車體輕量化同時確保衝撞安全性，高強度鋼板應用在汽車用構件的情形正逐漸擴大。 當然，就供應至汽車用構件的鋼板而言，不僅是強度，還要求壓製加工性、熔接性等在成形構件時所需的各種施工性。具體而言，從壓製加工性之觀點來看，對於鋼板則多半會要求優異的拉伸率(拉伸試驗中的總拉伸率；El)、拉伸凸緣性(擴孔率；λ)。

作為提升高強度鋼板中的壓製加工性的手法，已知的是一種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。然而，DP鋼因為硬質相會成為空隙(void)之形成起點，故擴孔性差。

另外，作為提升高強度鋼板的延展性之技術，有一種使沃斯田鐵相殘留在鋼組織中而利用TRIP(變態誘發塑性)效果的TRIP鋼(例如，專利文獻2參照。)。TRIP鋼則具有較DP鋼還高的延展性。然而，TRIP鋼的擴孔性則較差。再加上，在TRIP鋼中，為了使沃斯田鐵殘留，必須大量添加Si等的合金。因此，TRIP鋼的化學轉化處理性及鍍敷附著性也就較差。

另外，專利文獻3記載了一種抗拉強度在800MPa以上且擴孔性優異的高強度鋼板，其微組織含有以面積率計70%以上之變韌鐵或變韌肥粒鐵。專利文獻4則記載一種抗拉強度在800MPa以上且擴孔性及延展性優異的高強度鋼板，其微組織是令主相為變韌鐵或變韌肥粒鐵，令第2相為沃斯田鐵，令剩餘部分為肥粒鐵或麻田散鐵。

作為改善高強度鋼板的彎曲加工性之技術，例如，專利文獻5記載一種高強度冷軋鋼板，其係對鋼板進行脫碳處理所製造而成者，且其表層部分是由肥粒鐵主體所構成。另外，專利文獻6則記載一種超高強度冷軋鋼板，其係將鋼板進行脫碳退火所製造而成者，且其於表層部具有軟質層。惟，專利文獻5及專利文獻6所記載的技術中，耐疲勞特性是不夠的。

另外，非專利文獻1揭露：使用一種對鋼板做2次退火的2次退火法，藉此提升鋼板的拉伸率及擴孔性。惟，非專利文獻1所記載的技術中，彎曲性是不夠的。 先行技術文獻

專利文獻 專利文獻1：日本國特開平6-128688號公報 專利文獻2：日本國特開2006-274418號公報 專利文獻3：日本國特開2003-193194號公報 專利文獻4：日本國特開2003-193193號公報 專利文獻5：日本國特開平10-130782號公報 專利文獻6：日本國特開平5-195149號公報

非專利文獻 非專利文獻1： K. Sugimoto et al.：ISIJ int.,(1993),775.

發明概要 發明欲解決之課題 就習知高強度鋼板而言，並未出現具有優異彎曲性且具有良好的耐疲勞特性者。 本發明是有鑑於上述事由所完成者，課題在於提供一種延展性及擴孔性良好，且具有優異耐疲勞特性、彎曲性及鍍敷附著性的鋼板、熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。

用以解決課題之手段 本案發明人為了解決上述課題，反覆進行了精心探討。 結果發現，若為下述即可：對具有預定化學組成的熱軋鋼板或冷軋鋼板，進行條件不同的2次熱處理(退火)，藉此將鋼板內部作成預定鋼組織，並且在形成預定厚度及鋼組織之表層的同時，在預定深度形成一種含有Si氧化物的內部氧化層。

具體而言，藉由第1次的熱處理，將鋼板內部作成一種以麻田散鐵等板條狀組織為主體的鋼組織，並將表層作成一種以軟質肥粒鐵為主體的鋼組織。然後，在第2次的熱處理中，將最高加熱溫度設為α(肥粒鐵)與γ(沃斯田鐵)之二相區域。結果，在2次熱處理及隨意熔融鍍鋅後所得鋼板，其鋼板內部會變成一種分散有針狀殘留沃斯田鐵的鋼組織，而表層則變成一種以軟質肥粒鐵為主體而分散有微量麻田散鐵及殘留沃斯田鐵且具預定厚度的複合組織。此種鋼板及熔融鍍鋅鋼板，會具有優異延展性及擴孔性，且彎曲性與耐疲勞特性之均衡為良好。

更甚者，在上述第1次及第2次的熱處理中，鋼中所含Si等合金元素，在鋼板外部的氧化會被抑制，而在預定深度形成一種含有Si氧化物的內部氧化層，藉此可獲得優異的化學轉化處理性及鍍敷附著性。 本發明便是基於上述見解所完成者。本發明之要旨乃如以下所述。

(1)本發明之一態樣有關的鋼板，其具有下述化學組成：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%，剩餘部分由Fe及不純物所構成；自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中的鋼組織，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%，剩餘部分包含硬質肥粒鐵；自前述表面起算1/4厚之前述位置為中心之1/8厚~3/8厚的前述範圍中，縱橫比2.0以上的前述殘留沃斯田鐵，其占全部的前述殘留沃斯田鐵之個數比率為50%以上；將具有下述硬度的區域定義為軟質層：該硬度為前述1/8厚~3/8厚之前述範圍之硬度的80%以下；此時，存在有自前述表面起算在板厚方向上厚度為1~100μm的軟質層；前述軟質層所含肥粒鐵之結晶粒中，縱橫比小於3.0的結晶粒之體積分率為50%以上；前述軟質層中的殘留沃斯田鐵之體積分率是：前述1/8厚~3/8厚之前述範圍中的前述殘留沃斯田鐵之前述體積分率的50%以上；自前述表面起算在前述板厚方向上以高頻輝光放電分析法分析表示Si之波長的發光強度，此時，自前述表面起算大於0.2μm且自前述表面起算在5μm以下之範圍內，會出現表示前述Si之前述波長的前述發光強度的峰。 (2)上述(1)所記載之鋼板，其中，前述化學組成亦可含有選自於下述所構成群組之一種或二種以上：Ti：0.001%~0.300%、V：0.001%~1.00%、及Nb：0.001%~0.100%。 (3)上述(1)或(2)所記載之鋼板，其中，前述化學組成亦可含有選自於下述所構成群組之一種或二種以上：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)上述(1)至(3)中任一項所記載之鋼板，其中，前述化學組成亦可含有選自於下述所構成群組之一種或二種：Sn：0.001%~1.00%、及Sb：0.001%~1.00%。 (5)上述(1)至(4)中任一項所記載之鋼板，其中，前述化學組成亦可含有選自於下述所構成群組之一種或二種以上：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)上述(1)至(5)中任一項所記載之鋼板，其中，前述化學組亦可滿足下述式(1)： Si+0.1×Mn+0.6×Al≧0.35・・・(1) 式(1)中之Si、Mn及Al是設為以質量%計之各別元素的含量。 (7)上述(1)至(6)中任一項所記載之鋼板，其中，自前述表面起算1/4厚之前述位置為中心之1/8厚~3/8厚的前述範圍中，回火麻田散鐵之體積分率亦可為0%~50%。 (8)上述(1)至(7)中任一項所記載之鋼板，其亦可於表面具有熔融鍍鋅層。 (9)上述(1)至(7)中任一項所記載之鋼板，其亦可於表面具有電鍍鋅層。 (10)本發明之別的態樣有關的鋼板的製造方法，是製造上述(1)至(9)中任一項所記載之鋼板的方法，且係對熱軋鋼板或冷軋鋼板，施行滿足下述(a)~(e)的第1熱處理後，施行滿足下述(A)~(E)的第2熱處理；該熱軋鋼板是具有上述(1)~(6)中任一項所記載之化學組成的鋼坯經熱輥軋並酸洗而成者，而該冷軋鋼板則是前述熱軋鋼板經冷輥軋而成者；其中 (a)自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止之間，將前述熱軋鋼板或前述冷軋鋼板周圍的氣體環境設成：含有0.1體積%以上之H ₂且滿足下述式(2)的氣體環境； (b)在A _c3-30℃~1000℃之最高加熱溫度，保持1秒~1000秒； (c)自650℃起至最高加熱溫度為止，以平均加熱速度0.5℃/秒~500℃/秒進行加熱； (d)在最高加熱溫度進行保持後，自700℃起至Ms為止以平均冷卻速度5℃/秒以上進行冷卻； (e)進行平均冷卻速度5℃/秒以上的前述冷卻，直至Ms以下的冷卻停止溫度為止； (A)自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止之間，將前述熱軋鋼板或前述冷軋鋼板周圍的氣體環境設成：含有0.1體積%以上之H ₂且滿足下述式(3)的氣體環境； (B)在A _c1+25℃~A _c3-10℃之最高加熱溫度，保持1秒~1000秒； (C)自650℃起至最高加熱溫度為止，以平均加熱速度0.5℃/秒~500℃/秒進行加熱； (D)以600~700℃之間的平均冷卻速度為3℃/秒以上之方式，自最高加熱溫度冷卻至480℃以下為止； (E)以平均冷卻速度3℃/秒以上進行冷卻後，在300℃~480℃之間保持10秒以上； -1.1≦log(PH ₂O/PH ₂)≦-0.07・・・(2) 式(2)中，PH ₂O表示水蒸氣之分壓，PH ₂則表示氫之分壓； log(PH ₂O/PH ₂)＜-1.1・・・(3) 式(3)中，PH ₂O表示水蒸氣之分壓，PH ₂則表示氫之分壓。 (11)上述(10)所記載之鋼板的製造方法，其亦可為下述：係製造如上述(8)所記載之鋼板的方法；且在前述第2熱處理中，650℃~到達最高加熱溫度為止之間，前述氣體環境恆為含有0.1體積%以上的H ₂，O ₂為0.020體積%以下，並滿足前述式(3)；在前述第2熱處理中，在較前述(D)的冷卻過程之後的階段施行熔融鍍鋅處理。

發明效果 依照本發明，即可提供一種延展性及擴孔性良好，且具有優異耐疲勞特性、彎曲性及優異鍍敷附著性的鋼板、熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。 本發明的高強度鋼板及高強度熔融鍍鋅鋼板，因為延展性及擴孔性良好，且具有優異耐疲勞特性、彎曲性及鍍敷附著性，故適合作為藉由壓製加工等而成形為各種形狀的汽車用鋼板。

用以實施發明之形態 「鋼板」 圖1所示本實施形態之鋼板1具有：自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍的鋼板內部11、及配置於鋼板之表面的軟質層12。所謂1/4厚之位置，乃自鋼板表面起算鋼板厚度t的1/4深度的部位，在圖1中則是相當於標記了符號1/4t之區域。所謂1/8厚~3/8厚的範圍，乃自鋼板表面起算鋼板厚度t的1/8深度之區域與3/8深度之區域之間的範圍，1/8厚的位置及3/8厚的位置在圖1中則是相當於標記了符號1/8t及符號3/8t之位置。所謂軟質層12則如後所述，是具有鋼板內部11硬度80%以下的硬度之區域。鋼板1會有於其表面(即軟質層12之表面)進一步具備熔融鍍鋅層及電鍍鋅層等之情況。以下，就本實施形態之鋼板作詳細說明。 首先，就鋼板的化學組成進行說明。以下之說明中，表示元素含量的[%]乃意指[質量%]。

「C：0.050%~0.500%」 C是一種會大幅提高強度的元素。C會使沃斯田鐵安定化而獲得殘留沃斯田鐵，藉此能有效兼具強度與成形性。惟，一旦C含量大於0.500%，熔接性便會顯著惡化。因此，C含量設為0.500%以下。從點熔接性之觀點來看，C含量宜為0.350%以下，較宜為：0.300%以下、0.250%以下、或0.200%以下。另一方面，一旦C含量小於0.050%，便無法獲得充足的殘留沃斯田鐵，而變得難以確保充足的強度及成形性。因此，C含量設為0.050%以上。為了更為提高強度與成形性，C含量宜為0.075%以上，較宜為：0.100%以上或0.200%。

「Si：0.01%~3.00%」 Si是一種會藉由抑制鋼板中鐵系碳化物之生成來使殘留沃斯田鐵安定化，並提高強度與成形性之元素。惟，Si是會讓鋼材脆化的元素。一旦Si含量大於3.00%，則鋼板的擴孔性會變得不足。又，一旦Si含量大於3.00%，就會變得容易出現鑄造後鋼胚有裂紋等問題。因此，Si含量設為3.00%。進一步地，由於Si會損及鋼板的耐衝撃特性，故Si含量宜為2.50%以下，較宜為：2.00%以下或1.80%以下。另一方面，就Si含量小於0.01%時而言，粗大鐵系碳化物會大量生成，而強度及成形性會惡化。因此，Si含量設為0.01%以上。由此觀點來看，Si的下限值宜為0.10%，較宜為：0.25%、0.30%、或0.50%。

「Mn：0.50%~5.00%」 Mn是為了提高鋼板的淬火性來提高強度而添加。惟，一旦Mn含量大於5.00%，鋼板的拉伸率及擴孔性會變得不足。另外，一旦Mn含量大於5.00%，則於鋼板的板厚中央部會生成粗大的Mn變濃部，且會變得容易發生脆化，就會變得容易出現鑄造後鋼胚有裂紋等問題。因此，Mn含量設為5.00%以下。另外，一旦Mn含量增多則點熔接性也會惡化，由此來看，Mn含量宜為3.50%以下，較宜為：3.00%以下或2.80%以下。另一方面，一旦Mn含量小於0.50%，則在退火後之冷卻中會大量形成軟質組織，因而會變得難以確保足夠高的最大拉伸強度。據此，Mn含量必須設為0.50%以上。為了更加提高強度，Mn含量宜為0.80%以上，較宜為：1.00%以上或1.50%以上。

「P：0.0001%~0.1000%」 P是一種會使鋼材脆化的元素。一旦P含量大於0.1000%，則鋼板的拉伸率及擴孔性會變得不足。另外，一旦P含量大於0.1000%，就會變得容易出現鑄造後鋼胚有裂紋等問題。因此，P含量設為0.1000%以下。另外，P是一種會讓點熔接所生成之熔融部發生脆化的元素。為了獲得充足的熔接接頭強度，P含量宜設為0.0400%以下，更宜設為：0.3000%以下或0.0200%以下。另一方面，要將P含量設為小於0.0001%，會導致製造成本大幅增加。由此來看，P含量設為0.0001%以上。P含量宜設為0.0010%以上、0.0012%、或0.0015%以上。

「S：0.0001%~0.0100%」 S會與Mn結合而形成粗大的MnS，而讓延展性、擴孔性(拉伸凸緣性)及彎曲性這類成形性下降。因此，S的上限值設為0.0100%以下。另外，S會讓點熔接性惡化，故宜設為0.0070%以下，較宜設為：0.0050%以下或0.0030%以下。另一方面，要將S含量設為小於0.0001%，會導致製造成本大幅增加。因此，S含量設為0.0001%以上。S含量宜設為0.0003%以上，較宜設為：0.0006%以上或0.0010%以上。

「Al：0.001%~2.500%」 Al是一種會讓鋼材脆化的元素。一旦Al含量大於2.500%，就會變得容易出現鑄造後鋼胚有裂紋等問題。因此，Al含量設為2.500%以下。另外，一旦Al含量增加則點熔接性會惡化。因此，Al含量宜設為2.000%以下，更宜設為：1.500%以下或1.000%以下。另一方面，Al含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但Al是微量存在於原料中的不純物，要將其含量設為小於0.001%會導致製造成本大幅增加。據此，Al含量設為0.001%以上。另外，Al也是作為脫氧材的有效元素，為了獲得充足的脫氧效果，Al含量宜設為0.010%以上。進一步地，Al是一種會抑制粗大碳化物生成的元素，亦無妨以殘留沃斯田鐵之安定化為目的來添加。為了殘留沃斯田鐵的安定化，Al含量宜設為0.100%以上，更宜設為0.250%以上。

「N：0.0001%~0.0100%」 N會形成粗大的氮化物，而讓延展性、擴孔性(拉伸凸緣性)及彎曲性這類成形性惡化，由此來看，需抑制其添加量。一旦N含量大於0.0100%，成形性的惡化就會變得顯著。由此來看，N含量的上限設為0.0100%。另外，N會是熔接時產生氣孔(blowhole)的原因，由此來看，含量越少越好。N含量宜為0.0075%以下，較宜為：0.0060%以下或0.0050%以下。N含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但要將N含量設為小於0.0001%，會招致製造成本大幅增加。由此來看，N含量下限設為0.0001%以上。N含量宜為0.0003%以上，較宜為：0.0005%以上或0.0010%以上。

「O：0.0001%~0.0100%」 O會形成氧化物，而讓延展性、擴孔性(拉伸凸緣性)及彎曲性這類成形性惡化，因而有必要抑制含量。一旦O含量大於0.0100%，成形性的惡化就會變得顯著，由此來看，O含量的上限設為0.0100%。進一步，O含量宜為0.0050%以下，較宜為0.0030%以下或0.0020%以下。O含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但要將O含量設為小於0.0001%，會導致製造成本大幅增加，故以0.0001%作為下限。O含量亦可設為：0.0005%以上、0.0010%以上、或0.0012%以上。

「Si+0.1×Mn+0.6×Al≧0.35」 殘留沃斯田鐵會有在熱處理中分解成變韌鐵、波來鐵或粗大雪明碳鐵之隱憂。Si、Mn及Al，則是用以抑制殘留沃斯田鐵分解而提高成形性尤為重要的元素，宜滿足下述式(1)。式(1)左邊的值較宜為0.60以上，更宜為：0.80以上或1.00%以上。 Si+0.1×Mn+0.6×Al≧0.35・・・(1) (式(1)中之Si、Mn及Al是設為以質量%計之各別元素的含量。)

本實施形態之鋼板亦可因應需求，而進一步含有以下一種或二種以上的任意元素。惟，本實施形態之鋼板因為不含以下的任意元素即可解決其課題，故以下的任意元素之含量亦可為0%。

「Ti：0%~0.300%」 Ti是一種透過析出物所致強化、抑制肥粒鐵結晶粒成長所致細粒強化、及抑制再結晶所得差排強化，而有助於提高鋼板強度之元素。然而，一旦Ti含量大於0.300%，碳氮化物的析出就會變多而成形性會惡化。因此，Ti含量宜為0.300%以下。另外，從成形性之觀點來看，Ti含量較宜為0.150%以下。Ti含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但為了充分獲得Ti所帶來的提高強度效果，Ti含量宜為0.001%以上。為了使鋼板更加高強度化，Ti含量較宜為0.010%以上。

「V：0%~1.00%」 V是一種透過析出物強化、抑制肥粒鐵結晶粒成長所致細粒強化、及抑制再結晶所得差排強化，而有助於提高鋼板強度之元素。然而，一旦V含量大於1.00%，碳氮化物就會過度析出而成形性會惡化。因此，V含量宜為1.00%以下，更宜為0.50%以下。V含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但為了充分獲得V所帶來的提高強度效果，V含量宜為0.001%以上，更宜為0.010%以上。

「Nb：0%~0.100%」 Nb是一種透過析出物強化、抑制肥粒鐵結晶粒成長所致細粒強化、及抑制再結晶所得差排強化，而有助於提高鋼板強度之元素。然而，一旦Nb含量大於0.100%，碳氮化物的析出就會變多而成形性會惡化。因此，Nb含量宜為0.100%以下。從成形性之觀點來看，Nb含量較宜為0.060%以下。Nb含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但為了充分獲得Nb所帶來的提高強度效果，Nb含量宜為0.001%以上。為了使鋼板更加高強度化，Nb含量較宜為0.005%以上。

「Cr：0%~2.00%」 Cr是一種會提高淬火性而對高強度化屬有效的元素，亦可取代部份的C及/或Mn來添加。一旦Cr含量大於2.00%，則在高溫下的加工性會受損而生產性會下降。由此來看，Cr含量宜設為2.00%以下，更宜為1.20%以下。Cr含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但為了充分獲得Cr所帶來的高強度化效果，Cr含量宜為0.001%以上，更宜為0.010%以上。

「Ni：0%~2.00%」 Ni是一種會抑制在高溫下的相變態而對高強度化屬有效的元素，亦可取代部份的C及/或Mn來添加。一旦Ni含量大於2.00%，熔接性就會受損。由此來看，Ni含量宜設為2.00%以下，更宜為1.20%以下。Ni含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但為了充分獲得添加Ni所帶來的高強度化效果，Ni含量宜為0.001%以上，更宜為0.010%以上。

「Cu：0%~2.00%」 Cu是一種作為微細粒子而存在於鋼中來提高強度之元素，可添加來代替部分的C及/或Mn。一旦Cu含量大於2.00%，便會損及熔接性，由此點來看，Cu含量宜設為2.00%以下，更宜為1.20%以下。Cu含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但為了充分獲得添加Cu所帶來的高強度化效果，Cu含量宜為0.001%以上，更宜為0.010%以上。

「Co：0%~2.00%」 Co是一種會提高淬火性而對高強度化屬有效的元素，亦可取代部份的C及/或Mn來添加。一旦Co含量大於2.00%，則在高溫下的加工性會受損而生產性會下降。由此來看，Co含量宜設為2.00%以下，更宜為1.20%以下。Co含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但為了充分獲得添加Co所帶來的高強度化效果，Co含量宜為0.001%以上，更宜為0.010%以上。

「Mo：0%~1.00%」 Mo是一種會抑制在高溫下的相變態而對高強度化屬有效的元素，亦可取代部份的C及/或Mn來添加。一旦Mo含量大於1.00%，則在高溫下的加工性會受損而生產性會下降。由此來看，Mo含量宜設為1.00%以下，更宜為0.50%以下。Mo含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但為了充分獲得添加Mo所帶來的高強度化效果，Mo含量宜為0.001%以上，更宜為0.005%以上。

「W：0%~1.00%」 W是一種會抑制在高溫下的相變態而對高強度化屬有效的元素，亦可取代部份的C及/或Mn來添加。一旦W含量大於1.00%，則在高溫下的加工性會受損而生產性會下降。由此來看，W含量宜為1.00%以下，更宜為0.50%以下。W含量下限不特別限定而本實施形態之鋼板即會發揮效果，但為了充分獲得W所帶來的高強度化，W含量宜為0.001%以上，更宜為0.010%以上。

「B：0%~0.0100%」 B是一種會抑制在高溫下的相變態而對高強度化屬有效的元素，亦可取代部份的C及/或Mn來添加。一旦B含量大於0.0100%，則在高溫下的加工性會受損而生產性會下降。由此來看，B含量宜設為0.0100%以下。從生產性之觀點來看，B含量則較宜為0.0050%以下。B含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但為了充分獲得添加B所帶來的高強度化效果，B含量宜設為0.0001%以上。為了更加高強度化，B含量較宜為0.0005%以上。

「Sn：0%~1.00%」 Sn是一種會抑制組織的粗大化而對高強度化屬有效的元素，令1.00%為上限來添加亦無妨。一旦Sn的添加量大於1.00%，則鋼板會過度脆化，而會出現輥軋時鋼板斷裂之情況。因此，Sn含量宜為1.00%以下。Sn含量下限不特別限定而本實施形態之鋼板即會發揮效果，但為了充分獲得Sn所帶來的高強度化效果，Sn含量宜為0.001%以上，更宜為0.010%以上。

「Sb：0%~1.00%」 Sb是一種會抑制組織的粗大化而對高強度化屬有效的元素，令1.00%為上限來添加亦無妨。一旦Sb的添加量大於1.00%，則鋼板會過度脆化，而會出現輥軋時鋼板斷裂之情況。因此，Sb含量宜為1.00%以下。Sb含量下限不特別限定而本實施形態之鋼板即會發揮效果，但為了充分獲得Sb所帶來的高強度化效果，Sb含量宜為0.001%以上，更宜為0.005%以上。

「由Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM所構成群組選擇一種或二種以上：分別為0%~0.0100%」 所謂的REM，是Rare Earth Metal的略稱，通常是指鑭系元素系列所屬元素。但是，本實施形態中REM則是指排除Ce及La之外者。本實施形態中，La及/或Ce多以，稀土金屬合金(mischmetall)來添加，有時是複合含有La及/或Ce之外的鑭系元素系列元素。本實施形態之鋼板就算含有La及/或Ce以外的鑭系元素系列元素作為不純物，其也仍會發揮效果。另外，就算添加金屬La及/或Ce，本實施形態之鋼板也仍會發揮效果。又，本實施形態中，所謂REM含量，是鑭系元素系列所屬元素之含量的合計值。

這些元素的效果則如下所述。 Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM是對於改善成形性屬有效的元素，可分別以0.0001%~0.0100%含有一種或二種以上。一旦Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM之一種或二種以上的各別含量大於0.0100%，恐會損及延展性。因此，上述各個元素之含量宜為0.0100%以下，更宜為0.0070%以下。另外，若含有上述元素二種以上時，Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM含量則宜設為合計0.0100%以下。上述各個元素之含量下限就算不特別限定，本實施形態之鋼板也會發揮效果，但為了充分獲得改善鋼板成形性之效果，各個元素之含量宜為0.0001%以上。從成形性之觀點來看，Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM之一種或二種以上的含量則更宜為0.0010%以上。

以上各個元素的剩餘部分則為Fe及不純物。又，就前述Ti、V、Nb、Cr、Ni、Cu、Co、Mo、W、B、Sn、Sb而言，其任一者都是作為不純物而以小於前述適宜下限值之微量來含有，這是容許的。 另外，就Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM而言，作為不純物而以小於前述適宜下限值之極微量來含有，這也是容許的。 另外，含有合計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作為不純物，這是容許的。

接著，就本實施形態之鋼板的鋼板內部11之鋼組織(微組織)進行說明。又，各個組織含量之說明中的[%]是[體積%]。

(鋼板內部11的微組織) 本實施形態之鋼板中，自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中的鋼組織(以下，有時稱為「鋼板內部的鋼組織」)含有：軟質肥粒鐵：30%以下、殘留沃斯田鐵：3%~40%、新生麻田散鐵：30%以下、波來鐵與雪明碳鐵之合計：10%以下；且縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵占全部殘留沃斯田鐵之個數比率為50%以上。

「軟質肥粒鐵：0%~30%」 肥粒鐵是一種具有優異延展性的組織。然而，肥粒鐵因為強度低而是一種難以活用於高強度鋼板之組織。在本實施形態之鋼板中，鋼板內部的鋼組織含有0%~30%的軟質肥粒鐵。本實施形態中的「軟質肥粒鐵」，乃意指晶粒內不含殘留沃斯田鐵的肥粒鐵。軟質肥粒鐵其強度低，比起周邊部而較容易產生應變集中，而容易發生破壞。一旦軟質肥粒鐵的體積分率大於30%，則強度-成形性之均衡會顯著惡化。因此，軟質肥粒鐵限制在30%以下。軟質肥粒鐵更宜限制在15%以下，亦無妨為0%。

「殘留沃斯田鐵：3%~40%」 殘留沃斯田鐵是一種會提高強度-延展性的均衡之組織。在本實施形態之鋼板中，鋼板內部的鋼組織含有3%~40%的殘留沃斯田鐵。從成形性之觀點來看，鋼板內部的殘留沃斯田鐵的體積分率設為3%以上，宜設為5%以上，更宜設為7%以上。另一方面，要將殘留沃斯田鐵的體積分率設為大於40%，會需要添加大量的C、Mn及/或Ni，而熔接性會顯著受損。因此，殘留沃斯田鐵的體積分率設為40%以下。為了提高鋼板的熔接性、提高便利性，殘留沃斯田鐵的體積分率宜設為30%以下，更宜設為20%以下。

「新生麻田散鐵：0%~30%」 新生麻田散鐵會大幅提升抗拉強度。另一方面，新生麻田散鐵會成為破壞起點而使耐衝撃特性顯著惡化。因此，新生麻田散鐵的體積分率設為30%以下。尤其是為了提升耐衝撃特性，新生麻田散鐵的體積分率宜設為15%以下，更宜設為7%以下。新生麻田散鐵雖可為0%，但為了確保鋼板的強度而宜為2%以上。

「波來鐵與雪明碳鐵之合計：0%~10%」 鋼板的鋼板內部之微組織中，亦可含有波來鐵及/或雪明碳鐵。然而，一旦波來鐵及/或雪明碳鐵的體積分率較多時，延展性會惡化。因此，波來鐵與雪明碳鐵的體積分率限制在合計10%以下。波來鐵與雪明碳鐵的體積分率宜為5%以下，亦無妨為0%。

「縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵之個數比率為全部殘留沃斯田鐵的50%以上」 在本實施形態中，鋼板內部中的殘留沃斯田鐵粒之縱橫比很重要。縱橫比大，也就是伸長後的殘留沃斯田鐵，其在加工所致鋼板變形之初期很安定。然而，在縱橫比大的殘留沃斯田鐵中，隨著加工進展而在先端部分會發生應變集中，並適度變態而產生TRIP(變態誘發塑性)效果。因此，鋼板內部的鋼組織藉由含有縱橫比大的殘留沃斯田鐵，可不損及韌性、耐氫脆化特性、擴孔性等就改善延展性。從以上之觀點來看，在本實施形態中，縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵，其占全部殘留沃斯田鐵之個數比率設為50%以上。縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵之個數比率宜為60%以上，更宜為70%以上，尤以80%以上為宜。

「回火麻田散鐵」 回火麻田散鐵是一種不損及耐衝撃特性就會大幅提升鋼板抗拉強度之組織，亦無妨為鋼板內部的鋼組織所含有。然而，一旦鋼板內部生成大量的回火麻田散鐵，則會有無法充分獲得殘留沃斯田鐵之情況。因此，回火麻田散鐵之體積分率宜限制在50%以下或30%以下。又，回火麻田散鐵的含有，對本實施形態之鋼板而言並非必要，故回火麻田散鐵的下限值為0%。

在本實施形態之鋼板中，鋼板內部的鋼組織中的剩餘部分組織是以下述為主：將殘留沃斯田鐵包圍於晶粒內的「硬質肥粒鐵」。硬質肥粒鐵則是藉由對於具有下述鋼組織之熱處理用鋼板，進行後述第2熱處理來形成；該鋼組織含有：由上變韌鐵、變韌肥粒鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵的1種或2種以上所構成之板條狀組織。硬質肥粒鐵由於將殘留沃斯田鐵包圍於晶粒內，因而具有高強度。另外，相較於殘留沃斯田鐵存在於肥粒鐵晶界之情況，硬質肥粒鐵由於不易產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。

另外，鋼板內部的鋼組織中的剩餘部分組織，亦無妨含有變韌鐵。又，本實施形態中的變韌鐵含有：由微細BCC結晶與粗大鐵系碳化物所構成的粒狀變韌鐵、由板條狀BCC結晶與粗大鐵系碳化物所構成的上變韌鐵、及由板狀BCC結晶與在其內部平行並排的微細鐵系碳化物所構成的下變韌鐵。在本實施形態之鋼板中，鋼板內部的鋼組織中的剩餘部分組織是以硬質肥粒鐵為主。即，鋼板內部的鋼組織中的剩餘部分組織是含有硬質肥粒鐵多於變韌鐵。

(表層的微組織) 「具有下述硬度的區域定義為軟質層：該硬度為1/8厚~3/8厚之範圍之硬度的80%以下；此時，於表層存在有1~100μm的軟質層」 為了改善鋼板的彎曲性，使鋼板表層軟質化是必要要件之一。在本實施形態之鋼板中，將硬度為鋼板內部硬度(平均硬度)80%以下的區域定義為軟質層時，自鋼板表面起算在板厚方向上存在有1~100μm的軟質層。換言之，於鋼板表層部，存在有硬度為鋼板內部平均硬度80%以下的軟質層，且該軟質層之厚度為1~100μm。

一旦軟質層之厚度自表面起算在深度方向(板厚方向)上為小於1μm，便無法獲得充分的彎曲性。軟質層之厚度(自表面起算的深度範圍)宜為5μm以上，較宜為10μm以上。

另一方面，一旦軟質層之厚度大於100μm，則鋼板的強度會大幅下降。因此，軟質層之厚度設為100μm以下。軟質層之厚度宜為70μm以下。

「軟質層所含肥粒鐵之結晶粒中，縱橫比小於3.0的結晶粒之體積分率為50%以上」 軟質層所含肥粒鐵之結晶粒中，縱橫比小於3.0的結晶粒之體積分率(相對於肥粒鐵全部結晶粒占軟質層中的體積分率，縱橫比小於3.0之肥粒鐵結晶粒的比率)一旦小於50%，彎曲性便會惡化。因此，軟質層所含肥粒鐵之中，縱橫比小於3.0的結晶粒之體積分率設為50%以上。該體積分率宜為60%以上，較宜為70%。又，軟質層所含肥粒鐵是包含上述硬質肥粒鐵及軟質肥粒鐵這兩者。

「軟質層中的殘留沃斯田鐵之體積分率是：鋼板內部中的殘留沃斯田鐵之體積分率的50%以上」 軟質層所含殘留沃斯田鐵會藉由抑制疲勞龜裂之進展來提升鋼板的疲勞強度。據此，軟質層所含殘留沃斯田鐵的體積分率是設為鋼板內部中的殘留沃斯田鐵之體積分率的50%以上。較宜的是，軟質層所含殘留沃斯田鐵的體積分率為：鋼板內部中的殘留沃斯田鐵之體積分率的60%以上、70%以上、或80%以上。所謂鋼板內部中的殘留沃斯田鐵之面積率，係指自表面起算鋼板板厚的1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍所含殘留沃斯田鐵之面積率。

「含有Si氧化物的內部氧化層」 就本實施形態之鋼板而言，自表面起算在深度方向(板厚方向)上以高頻輝光放電(高頻GDS)分析法進行分析時，自表面起算大於0.2μm且自表面起算在5μm以下的範圍內，會出現表示Si之波長的發光強度的峰。此即表示：鋼板呈內部氧化，且自鋼板表面起算大於0.2μm且自表面起算在5μm以下的範圍內具有一種含有Si氧化物的內部氧化層。具有這種內部氧化層的鋼板，會抑制隨著製造時的熱處理而在鋼板表面生成Si氧化物等的氧化膜。因此，具有這種內部氧化層的鋼板，便具有優異的化學轉化處理性及鍍敷附著性。

本實施形態之鋼板自表面起算在深度方向上以高頻輝光放電分析法進行分析時，自表面起算大於0.2μm且在5μm以下之範圍、與自表面起算0μm~0.2μm之範圍(深度較0.2μm還淺的區域)這兩者內，亦可具有表示Si之波長的發光強度之峰。在這兩者的範圍中存在有峰，即表示：鋼板具有內部氧化層的同時，在表面具有含有Si氧化物的外部氧化層。

圖2是顯示下述的圖表：對本實施形態之鋼板，自表面起算在深度方向上以高頻輝光放電分析法進行分析時，自表面起算的深度與表示Si之波長的發光強度(Intensity)之關係。在圖2所示本實施形態之鋼板中，自表面起算0.2μm且在5μm以下之範圍內，出現了表示Si之波長的發光強度之峰(來自內部氧化層)。進一步自表面起算0(最外表面)~0.2μm之範圍內，也出現了表示Si之波長的發光強度之峰(來自外部氧化層(I _MAX))。據此可知，圖2所示鋼板具有內部氧化層之同時，具有外部氧化層。

圖3則是顯示下述的圖表：對與本實施形態不同的鋼板，自表面起算在深度方向(板厚方向)上以高頻輝光放電分析法進行分析時，自表面起算的深度與表示Si之波長的發光強度(Intensity)之關係。在圖3所示鋼板中，表示Si之波長的發光強度之峰，雖有出現於自表面起算0(最外表面)~0.2μm之範圍，但在大於0.2μm且在5μm以下之範圍則未出現。此即表示：鋼板不具有內部氧化層，而僅具有外部氧化層。

「熔融鍍鋅層」 本實施形態之鋼板亦可於其表面(雙面或單面)上形成有熔融鍍鋅層(以下，將具有熔融鍍鋅的本實施形態鋼板稱為「本實施形態之熔融鍍鋅鋼板」)。該熔融鍍鋅層亦可為熔融鍍鋅層經合金化的合金化熔融鍍鋅層。 若是熔融鍍鋅層未經合金化的情況，熔融鍍鋅層中的鐵含量宜小於7.0質量%。若是熔融鍍鋅層已經合金化的合金化熔融鍍鋅層之情況，則鐵含量宜為6.0質量%以上。合金化熔融鍍鋅鋼板具有較熔融鍍鋅鋼板還優異的熔接性。

熔融鍍鋅層的鍍敷附著量雖未特別限制，但從耐蝕性之觀點來看，宜為每單面5g/m ²以上，較宜為：20~120g/m ²、進一步25~75g/m ²之範圍內之範圍內。

本實施形態之熔融鍍鋅鋼板中，於熔融鍍鋅層上，亦可在改善塗裝性、熔接性等目的下，進一步設置有上層鍍敷層。另外，本實施形態之熔融鍍鋅鋼板中，於熔融鍍鋅層上，亦可施予各種處理，例如：鉻酸鹽處理、磷酸鹽處理、提升潤滑性之處理、提升熔接性之處理等。

「電鍍鋅層」 本實施形態之鋼板之表面上，亦可形成有電鍍鋅層。電鍍鋅層可採習知方法來形成。

「熱處理用鋼板」 關於作為本實施形態鋼板的素材所使用的熱處理用鋼板(稱為「本實施形態之熱處理用鋼板」)，乃說明如下。 具體而言，本實施形態之熱處理用鋼板具有上述鋼板中任一者的化學組成，並具有以下所示鋼組織(微組織)。又，各個組織含量之說明中的[%]是[體積%]。

(熱處理用鋼板內部的微組織) 「板條狀組織以體積分率計合計70%以上」 本實施形態之熱處理用鋼板中，自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中的鋼組織(熱處理用鋼板內部的鋼組織)含有以體積分率計合計70%以上的板條狀組織；該板條狀組織是由上變韌鐵、變韌肥粒鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵之1種或2種以上所構成。

藉由熱處理用鋼板含有以體積分率計合計70%以上的上述板條狀組織，對熱處理用鋼板施行後述第2熱處理所得鋼板而言，熱處理用鋼板內部的鋼組織就會變成是以硬質肥粒鐵為主體。熱處理用鋼板中上述板條狀組織之合計體積分率一旦小於70%，對熱處理用鋼板施行第2熱處理而成之鋼板，其鋼板內部的鋼組織就會變成富含軟質肥粒鐵。結果，就無法獲得本實施形態之鋼板。熱處理用鋼板中的熱處理用鋼板內部的鋼組織，宜含有以體積分率計合計80%以上的上述板條狀組織，較宜含有合計90%以上，亦無妨為100%。

「熱處理用鋼板中縱橫比小於1.3且長徑大於2.5μm之殘留沃斯田鐵粒的個數密度」 本實施形態之熱處理用鋼板內部的鋼組織，除了上述板條狀組織之外還含有殘留沃斯田鐵，且其係將縱橫比小於1.3且長徑大於2.5μm之殘留沃斯田鐵粒的個數密度限制在1.0×10 ^-2個/μm ²以下。

存在於熱處理用鋼板內部的鋼組織內的殘留沃斯田鐵一旦是粗大塊狀，則對熱處理用鋼板施行第2熱處理所得鋼板其鋼板內部，便會存在有粗大塊狀的殘留沃斯田鐵粒，而有無法充分確保縱橫比為2.0以上的殘留沃斯田鐵之情況。因此，熱處理用鋼板中，縱橫比小於1.3且長徑大於2.5μm之粗大塊狀殘留沃斯田鐵粒的個數密度設為1.0×10 ^-2個/μm ²以下。熱處理用鋼板中粗大塊狀殘留沃斯田鐵粒的個數密度是越低越好，宜為0.5×10 ^-2個/μm ²以下。

另外，一旦殘留沃斯田鐵過度存在於熱處理用鋼板的內部，則藉由對熱處理用鋼板施行後述第2熱處理，部分的殘留沃斯田鐵會等向化。結果，第2熱處理後所得鋼板其鋼板內部，便會有無法充分確保縱橫比為2.0以上的殘留沃斯田鐵之情況。因此，熱處理用鋼板內部之鋼組織所含殘留沃斯田鐵的體積分率宜為10%以下。

(熱處理用鋼板之表層的微組織) 「含有以體積分率80%以上之軟質肥粒鐵的軟質層」 會成為本實施形態鋼板素材的熱處理用鋼板，其形成有由軟質層所構成的表層，該軟質層含有以體積分率計80%以上的軟質肥粒鐵。熱處理用鋼板中軟質層之厚度設為1μm~50μm。熱處理用鋼板中軟質層之厚度自表面起算在深度方向上一旦小於1μm，則對熱處理用鋼板施行第2熱處理而成的鋼板，其中所形成的軟質層之厚度(自表面起算的深度範圍)便會不足。另一方面，熱處理用鋼板中軟質層之厚度自表面起算在深度方向上一旦大於50μm，則對熱處理用鋼板施行第2熱處理而成之鋼板，其中所形成的軟質層之厚度(自表面起算的深度範圍)會變得過高，因此，藉由具有軟質層所帶來的鋼板強度下降會顯現出來。因此，熱處理用鋼板中軟質層之厚度設為50μm以下，宜為10μm以下。

「含有Si氧化物的內部氧化層」 就本實施形態之熱處理用鋼板而言，自表面起算在深度方向上以高頻輝光放電(高頻GDS)分析法進行分析時，自表面起算大於0.2μm且在5μm以下之範圍內，會出現表示Si之波長的發光強度之峰。此即表示：熱處理用鋼板呈內部氧化，且自表面起算大於0.2μm且在5μm以下之範圍內具有一種含有Si氧化物的內部氧化層。於上述範圍具有內部氧化層的熱處理用鋼板，會抑制隨著製造時的熱處理而在鋼板表面生成Si氧化物等的氧化膜。

本實施形態之熱處理用鋼板自表面起算在深度方向上以高頻輝光放電分析法進行分析時，自表面起算大於0.2μm且在5μm以下之範圍、與自表面起算0μm~0.2μm之範圍(深度較0.2μm還淺的區域)這兩者內，亦可具有表示Si之波長的發光強度之峰。此即表示：熱處理用鋼板具有內部氧化層的同時，在表面具有含有Si氧化物的外部氧化層。

「本實施形態之鋼板的製造方法」 接著，就本實施形態之鋼板的製造方法進行說明。

在本實施形態之鋼板的製造方法中，如圖4所示，對熱軋鋼板或冷軋鋼板施行以下所示第1熱處理，藉此製造熱處理用鋼板；該熱軋鋼板是具有上述化學組成的鋼胚經熱輥軋並酸洗而成者，而該冷軋鋼板則是熱軋鋼板經冷輥軋而成者。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熱處理可使用專門用的熱處理產線來實施，亦無妨使用既有的退火產線來實施。

(鑄造步驟) 在本實施形態鋼板之製造上，首先是鑄造出具有上述化學成分(組成)的鋼胚。供應至熱輥軋的鋼胚，可使用連續鑄造鋼胚或以薄鋼胚鑄造機等製造而成者。鑄造後的鋼胚，可先暫時冷卻至常溫後再進行熱輥軋，亦可在高溫原樣狀態就直接進行熱輥軋。將鑄造後的鋼胚在高溫原樣狀態就直接供應至熱輥軋之方式，由於可省去熱輥軋加熱所需能量而較適宜。

(加熱鋼胚) 熱輥軋之前，先加熱鋼胚。在製造本實施形態之鋼板的情況時，宜選擇滿足以下所示之式(4)的鋼胚加熱條件。

[數學式1] (式(4)中，fγ是以下述式(5)所示之值，WMnγ是以下述式(6)所示之值，D是以下述式(7)所示之值，A _c1是以下述式(8)所示之值，A _c3是以下述式(9)所示之值，ts(T)則是在鋼胚加熱溫度T中的鋼胚滯留時間(sec)。)

[數學式2] (式(5)中，T是鋼胚加熱溫度(℃)，WC是鋼中的C量(質量%)，A _c1是以下述式(8)所示之值，A _c3則是以下述式(9)所示之值。)

[數學式3] (式(6)中，T是鋼胚加熱溫度(℃)，WMn是鋼中的Mn量(質量%)，A _c1是以下述式(8)所示之值，A _c3則是以下述式(9)所示之值。)

[數學式4] (式(7)中，T是鋼胚加熱溫度(℃)，R則是氣體常數：8.314J/mol。)

A _c1＝723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr・・(8) (式(8)式中的元素符號是該元素在鋼中的質量%。) A _c3＝879-346×C+65×Si-18×Mn+54×Al・・(9) (式(9)式中的元素符號是該元素在鋼中的質量%。)

式(4)的分子，是表示：α(肥粒鐵)與γ(沃斯田鐵)的二相區域滯留中，Mn含量從α到γ之分布程度。式(4)的分子越大，則鋼中的Mn濃度分布就越不均質化。式(4)的分母則是對應於γ單相區域滯留中Mn原子在γ中擴散距離的項。式(4)的分母越大，則Mn濃度分布就越均質化。為了使鋼中的Mn濃度分布足夠均質化，宜將鋼胚加熱條件選擇、設定成使式(4)的值為1.0以下之方式。式(4)的值越小，熱處理用鋼板及鋼板的鋼板內部中粗大塊狀沃斯田鐵粒之個數密度就越能減少。

(熱輥軋) 加熱鋼胚後，進行熱輥軋。熱輥軋的完成溫度(完工溫度)小於850℃時，輥軋反作用力會提高，而會變得難以穩定獲得指定的板厚。因此，熱輥軋的完成溫度宜設為850℃以上。從輥軋反作用力之觀點來看，熱輥軋的完成溫度則宜設為870℃以上。另一方面，要將熱輥軋的完成溫度設為大於1050℃，就需要在鋼胚加熱結束起至熱輥軋完成為止的步驟中，使用加熱裝置等來加熱鋼板，且需要高成本。因此，宜將熱輥軋的完成溫度設為1050℃以下。為了方便確保熱輥軋中的鋼板溫度，熱輥軋的完成溫度宜設為1000℃以下，更宜設為980℃以下。

(酸洗) 接著，將如此製造後的熱軋鋼板進行酸洗。酸洗是一種除去熱軋鋼板表面之氧化物的步驟，為了提升鋼板化學轉化處理性而言很重要。熱軋鋼板的酸洗一次即可，亦可分作數次來進行。

(冷輥軋) 酸洗後的熱軋鋼板亦無妨以冷輥軋來作成冷軋鋼板。藉由對熱軋鋼板進行冷輥軋，即可以高精度製造出具有預定板厚的鋼板。在冷輥軋中，一旦軋縮率合計大於85%，則鋼板會喪失延展性，而在冷輥軋中鋼板發生斷裂之危險性會提高。因此，宜將軋縮率合計設為85%以下，較宜設為75%以下。冷軋步驟中的合計軋縮率之下限並未特別限定，即使不施行冷輥軋也沒關係。為了提升鋼板形狀均質性以獲得良好外觀，同時為了使第1熱處理中及第2熱處理中的鋼板溫度相等以獲得良好延展性，冷輥軋之軋縮率宜設為合計0.5%以上，更宜設為1.0%以上。

(第1熱處理) 接著，對於酸洗後的熱軋鋼板、或對於將熱軋鋼板進行冷輥軋後的冷軋鋼板，藉由施行第1熱處理來製造熱處理用鋼板。第1熱處理是以滿足下述(a)~(e)之條件來進行。

(a)自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止之間，將熱軋鋼板或冷軋鋼板周圍的氣體環境設成：含有0.1體積%以上之H ₂且滿足下述式(2)的氣體環境。 -1.1≦log(PH ₂O/PH ₂)≦-0.07・・・(2) (式(2)中，PH ₂O表示水蒸氣之分壓，PH ₂則表示氫之分壓。) 在第1熱處理中，藉由滿足上述(a)，會抑制鋼板外部處的氧化反應，同時會促進脫碳反應。在第1熱處理中，自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止之間部分的溫度帶中，必須將鋼板周圍設定成上述(a)所記載的氣體環境；自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止之間全部的溫度帶中，宜將鋼板周圍設定成上述(a)所記載的氣體環境。

一旦氣體環境中的H ₂小於0.1體積%，便無法將鋼板表面所存在的氧化膜充分還元，而在鋼板上會有氧化膜形成。因此，第2熱處理後所得鋼板，其化學轉化處理性及鍍敷附著性會下降。另一方面，一旦氣體環境中的H ₂含量大於20體積%，則效果達飽和。另外，一旦氣體環境中的H ₂含量大於20體積%，則機械作業上氫***的危險性會增加。因此，宜將氣體環境中的H ₂含量設為20體積%以下。

另外，log(PH ₂O/PH ₂)小於-1.1時，除了鋼板表層部中的Si、Mn會發生外部氧化之外，脫碳反應會變得不足，而形成熱處理用鋼板表層之軟質層其厚度會變薄。另一方面，一旦log(PH ₂O/PH ₂)大於-0.07，則脫碳反應會過度進行，故第2熱處理後的鋼板的強度會不足。

(b)在(A _c3-30)℃~1000℃之最高加熱溫度，保持1秒~1000秒。 在第1熱處理中，是將最高加熱溫度設為(A _c3-30)℃以上。一旦最高加熱溫度小於(A _c3-30)℃，則熱處理用鋼板中於鋼板內部之鋼板組織內會殘留塊狀粗大的肥粒鐵。結果，熱處理用鋼板的第2熱處理後所得鋼板其軟質肥粒鐵相會變得過多，同時縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵之個數比率會不足，特性會惡化。最高加熱溫度宜為(A _c3-15)℃以上，更宜設為(A _c3+5)℃以上。另一方面，一旦過度加熱至高溫，則會有表層脫碳過度進行而耐疲勞特性變得不足之情況，且加熱所需燃料成本會增高；另外，會招致爐體損傷。因此，最高加熱溫度宜設為1000℃以下。

在第1熱處理中，是將在最高加熱溫度的保持時間設為1秒~1000秒。一旦保持時間小於1秒，則熱處理用鋼板中於鋼板內部之鋼板組織內會殘留塊狀粗大的肥粒鐵。結果，第2熱處理後所得鋼板其軟質肥粒鐵體積率會變得過多，特性會惡化。保持時間宜為10秒以上，更宜為50秒以上。另一方面，一旦保持時間過長，則不僅加熱至最高加熱溫度所帶來的效果達飽和，還會損害生產性。因此，保持時間設為1000秒以下。

(c)自650℃起至最高加熱溫度為止之平均加熱速度為0.5℃/秒~500℃/秒之方式來進行加熱。 第1熱處理中自650℃起至最高加熱溫度為止之平均加熱速度一旦小於0.5℃/秒，則於加熱處理中會進行Mn偏析，並形成粗大塊狀Mn變濃區域，而在第2熱處理後所得鋼板之特性會惡化。為了抑制塊狀沃斯田鐵的生成，平均加熱速度宜設為1.5℃/秒以上。另一方面，平均加熱速度一旦大於500℃/秒，則脫碳反應便不會充分進行。因此，將平均加熱速度設為500℃/秒以下。又，所謂自650℃起至最高加熱溫度為止之平均加熱速度，是將650℃與最高加熱溫度之差，除以鋼板表面溫度自650℃起至達到最高加熱溫度為止所經過的時間，藉此所得之值。

(d)在最高加熱溫度進行保持後，自700℃起至Ms為止之溫度範圍的平均冷卻速度為5℃/秒以上之方式來進行冷卻。 在第1熱處理中，為了將熱處理用鋼板中鋼板內部的鋼板組織作成板條狀組織主體，是在最高加熱溫度進行保持後，700℃~以下述式(10)所示Ms為止之溫度範圍的冷卻速度為平均冷卻速度計5℃/秒以上之方式進行冷卻。一旦平均冷卻速度小於5℃/秒，則會有生成塊狀肥粒鐵之情況。平均冷卻速度宜設為10℃/秒以上，更宜設為30℃/秒以上。另外，平均冷卻速度的上限雖無需特別限定，但要以大於500℃/秒之平均冷卻速度進行冷卻，就會需要特別的設備。因此，平均冷卻速度宜為500℃/秒以下。又，所謂自700℃起至Ms為止之溫度範圍的平均冷卻速度，是將700℃與Ms之差，除以鋼板表面溫度從700℃起至達到Ms為止所經過的時間，藉此所得之值。Ms則是以下述式來算出。

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)式中的元素符號是該元素在鋼中的質量%。)

(e)進行以平均冷卻速度5℃/秒以上之冷卻，直至Ms以下的冷卻停止溫度為止。 在第1熱處理中，是將自700℃起至Ms為止之溫度範圍的平均冷卻速度為5℃/秒以上的冷卻，進行至Ms以下的冷卻停止溫度為止。冷卻停止溫度亦可為室溫(25℃)。藉由將冷卻停止溫度設為Ms以下，第1熱處理後所得熱處理用鋼板中鋼板內部的鋼板組織就變成板條狀組織主體。又，所謂冷卻停止溫度，是用來使鋼板溫度降下的冷媒(冷卻水、大氣等)其噴射結束後當下鋼板之表面溫度。

在本實施形態之製造方法中，將鋼板於第1熱處理而冷卻至Ms以下、室溫以上的冷卻停止溫度後，亦可連續對該鋼板施行以下所示的第2熱處理。另外，亦可在第1熱處理中冷卻至室溫並捲取之後，施行以下所示的第2熱處理。

於第1熱處理而冷卻至室溫的鋼板，是上述本實施形態之熱處理用鋼板。熱處理用鋼板透過進行以下所示的第2熱處理，則變成本實施形態之鋼板。另外，對此施行熔融鍍鋅(進一步視需求施行合金化處理)，藉此即變成本實施形態之熔融鍍鋅鋼板。 在本實施形態中，對於將要施行第2熱處理前的熱處理用鋼板，亦無妨施行各種處理。例如，為了矯正熱處理用鋼板的形狀，亦可對熱處理用鋼板施行調質輥軋處理。另外，為了除去熱處理用鋼板表面所存在的氧化物，亦無妨對熱處理用鋼板施行酸洗處理。

(第2熱處理) 對施行了第1熱處理的鋼板(熱處理用鋼板)，施行第2熱處理。第2熱處理滿足下述(A)~(E)。 (A)自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止，將鋼板周圍的氣體環境設成：含有0.1體積%以上之H ₂且滿足下述式(3)的氣體環境。 log(PH ₂O/PH ₂)＜-1.1・・・(3) (式(3)中，PH ₂O表示水蒸氣之分壓，PH ₂則表示氫之分壓。)

在第2熱處理中，自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止之間部分的溫度帶中，必須將熱軋鋼板或冷軋鋼板周圍的氣體環境設定成上述(A)所記載的氣體環境；自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止之間全部的溫度帶中，宜將鋼板周圍設定成上述(A)所記載的氣體環境。又，鋼板會進行熔融鍍鋅之情況下，在第2熱處理中，自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止之間全部的溫度帶中，則必須將鋼板的周圍設定成上述(A)所記載的氣體環境。進一步地，會將鋼板進行熔融鍍鋅之情況下，在第2熱處理中，必須將鋼板周圍的氣體環境設定成含有0.1體積以上之H ₂、O ₂為0.020體積%以下，且滿足上述式(3)。 在第2熱處理中，因為滿足上述(A)，故鋼板表面處的脫碳反應會受抑制，且在第1熱處理時脫碳後的表層部上，會受到從鋼板內部供給而來的碳原子。結果，第2熱處理後的鋼板表面上，就會形成一種分散有微量麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之預定厚度的複合組織。

一旦氣體環境中的H ₂小於0.1體積%，便無法將鋼板表面所存在的氧化膜充分還元，而鋼板上會有氧化膜形成。因此，第2熱處理後所得鋼板其化學轉化處理性會下降。進一步地，一旦是會對鋼板進行熔融鍍鋅之情況且氣體環境中的H ₂小於0.1體積%或氣體環境中的O ₂大於0.020體積%時，鋼板的鍍敷附著性便會下降。另外，一旦氣體環境中的H ₂含量大於20體積%，效果達飽和。另外，一旦氣體環境中的H ₂含量大於20體積%，則機械作業上氫***的危險性會增加。因此，宜將氣體環境中的H ₂含量設為20體積%以下。適宜的H ₂範圍是2.0體積%以上，較宜則為3.0體積%以上。適宜的O ₂範圍是0.010體積%以下，較宜則為0.005體積%以下。

另外，一旦log(PH ₂O/PH ₂)為-1.1以上，則鋼板表面處的脫碳反應會過度進行，故第2熱處理後所得且會形成鋼板表層之軟質層其厚度會變厚，鋼板的強度會不足。log(PH ₂O/PH ₂)之數值是越低越好，故無需對該數值設定下限。然而，要將log(PH ₂O/PH ₂)之數值設為小於-2.2，就會需要特別設備，故宜將log(PH ₂O/PH ₂)之數值下限設為-2.2。

(B)在(A _c1+25)℃~(A _c3-10)℃之最高加熱溫度，保持1秒~1000秒。 在第2熱處理中，是將最高加熱溫度設為(A _c1+25)℃~(A _c3-10)℃。一旦最高加熱溫度小於(A _c1+25)℃，則鋼中的雪明碳鐵會熔解不全而殘留，而第2熱處理後所得鋼板其內部組織中殘留沃斯田鐵分率會不足，特性會惡化。為了提高第2熱處理後所得鋼板中的硬質組織分率以獲得更高強度的鋼板，宜將最高加熱溫度設為(A _c1+40)℃以上。

另一方面，一旦最高加熱溫度大於(A _c3-10)℃，則微組織大致或全部都會變成沃斯田鐵，第2熱處理前鋼板(熱處理用鋼板)中的板條狀組織會消失，而變得無法續存於鋼板中。結果，第2熱處理後所得鋼板其內部組織中的殘留沃斯田鐵分率會不足，同時縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵之個數比率會不足，且特性會大幅惡化。由此來看，最高加熱溫度設為A _c3-10℃以下。為了讓第2熱處理前鋼板中的板條狀組織充分續存於鋼板以更為提升鋼板特性，最高加熱溫度宜設為(A _c3-20)℃以下，更宜設為(A _c3-30)℃以下。

在第2熱處理中，是在最高加熱溫度下的保持時間設為1秒~1000秒。一旦保持時間小於1秒，則碳原子自鋼板內部朝表層的擴散會變得不足，同時鋼中的雪明碳鐵會熔解不全而殘留，而有鋼板特性惡化之隱憂。保持時間宜為30秒以上。另一方面，一旦保持時間過長，則碳原子自鋼板內部朝表層的擴散會過度進行，而在第1熱處理中將表層脫碳後的效果會消失。因此，保持時間是以1000秒設為上限。

(C)自650℃起至最高加熱溫度為止之平均加熱速度為0.5℃/秒~500℃/秒之方式來進行加熱。 第2熱處理中自650℃起至最高加熱溫度為止的平均加熱速度一旦小於0.5℃/秒，則藉由第1熱處理精心製成的板條狀組織便會進行回復，因而在晶粒內不具有沃斯田鐵粒的軟質肥粒鐵其體積分率會增多。另一方面，平均加熱速度一旦大於500℃/秒，則脫碳反應便不會充分進行。又所謂自650℃起至最高加熱速度為止的平均加熱速度，是將650℃與最高加熱速度之差，除以鋼板表面溫度自650℃起至最高加熱速度為止所經過的時間，藉此所得之值。

(D)以600~700℃之間的平均冷卻速度為3℃/秒以上之方式，自最高加熱溫度冷卻至480℃以下為止 第2熱處理中，是以600~700℃之間的平均冷卻速度為3℃/秒以上之方式，自最高加熱溫度冷卻至480℃。該溫度範圍內之平均冷卻速度小於3℃/秒時，粗大碳化物會生成而鋼板的特性會受損。該溫度範圍內的平均冷卻速度宜設為10℃/秒以上。該溫度範圍內的平均冷卻速度之上限就算不特別設定亦無妨，但因為要設為大於200℃/秒便需要特殊的冷卻裝置，故宜設為200℃/秒以下。又，該溫度範圍內的平均冷卻速度，是將600~700℃間的溫度差(即，100℃)，除以自700℃起冷卻至600℃為止冷卻所需時間，藉此所得之值。

(E)以平均冷卻速度3℃/秒以上進行冷卻後，在300℃~480℃之間保持10秒以上。 第2熱處理中，一旦在300℃~480℃之間的保持時間低於10秒，碳便不會在未變態沃斯田鐵中充分變濃，故板條狀肥粒鐵不會充分成長，而C朝沃斯田鐵變濃也不會進展。結果，導致新生麻田散鐵生成，而鋼板的特性會大幅惡化。為了使碳朝沃斯田鐵中的變濃能充分進展，並減少麻田散鐵之生成量，以改善鋼板的特性，宜將保持時間設為100秒以上。又，所謂在300℃~480℃之間保持N秒以上保持，乃意指鋼板溫度在300℃~480℃之溫度範圍內的期間設為N秒以上。

透過進行以上說明之第2熱處理，即可獲得上述本實施形態之鋼板。 在本實施形態中，對鋼板亦無妨以矯正形狀為目的而施行冷輥軋。冷輥軋可在進行第一熱處理後施行，在進行第二熱處理後才施行亦無妨。另外，就算是在進行第一熱處理後與進行第二熱處理後的兩者來施行也無妨。就冷輥軋的軋縮率而言，軋縮率宜設為3.0%以下，更宜設為1.2%以下。一旦冷輥軋的軋縮率大於3.0%，部分沃斯田鐵會因加工誘發變態而消失，而會有特性受損之隱憂。另一方面，冷輥軋的輥軋率的下限值未特別限定，就算不施行冷輥軋，本實施形態鋼板的特性仍會發揮。

(熔融鍍鋅) 在本實施形態之鋼板的製造方法中，亦可進行一個在第2熱處理後母材鋼板表面形成熔融鍍鋅層的熔融鍍鋅步驟。亦可緊接著熔融鍍鋅層的形成，而施行鍍敷層的合金化處理。

熔融鍍鋅及合金化處理來說，只要滿足本實施形態之製造方法規定的條件，第2熱處理中的冷卻步驟(D)完成之後，在任何時間點進行皆無妨。例如，如圖5中作為模式[1]所示，亦可於冷卻步驟(D)、等溫保持步驟(E)之後，施行鍍敷處理(進一步視需求而進行合金化處理)；如圖6中作為模式[2]所示，亦可於冷卻步驟(D)之後，施行鍍敷處理(進一步視需求而進行合金化處理)，之後再施行等溫保持(E)。或者，如圖7中作為模式[3]所示，亦可於冷卻步驟(D)、等溫保持步驟(E)之後，一度先冷卻至室溫，之後再施行鍍敷處理(進一步視需求而進行合金化處理)。

熔融鍍鋅步驟中的鍍鋅浴溫度、鍍鋅浴組成等的鍍敷條件，可使用一般條件，並無特別限制。例如，鍍敷浴溫可為420~500℃，鋼板的浸入板溫為420~500℃，浸漬時間為5秒以下。鍍敷浴雖宜為含有Al:0.08~0.2%的鍍敷浴，但亦可含有其他不純物之Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti、Pb等。又，熔融鍍鋅的單位面積重量宜以氣體拭焊等習知方法來控制。單位面積重量通常每單面為5g/m ²以上即可，不過，宜為25~75g/m ²，較宜是設為20~120g/m ²。

對於形成有熔融鍍鋅層的高強度熔融鍍鋅鋼板而言，如前所述，亦可視需求進行合金化處理。 合金化處理雖依循通常方法來進行即可，不過合金化處理溫度則宜設為460~600℃。一旦合金化處理小於460℃，則不僅合金化速度會變慢而損害生產性，還會產生合金化處理不均，故合金化處理溫度宜設為460℃以。另一方面，一旦合金化處理溫度大於600℃，則合金化會過度進行而鋼板的鍍敷附著性會惡化，故合金化處理溫度宜設為600℃以下。合金化處理溫度較宜設為480~580℃以下。又，合金化處理之加熱時間宜設為5~60秒。 另外，合金化處理宜以熔融鍍鋅層中的鐵濃度為6.0質量%以上之條件來進行。

另外，在本實施形態之鋼板的表面，亦可形成電鍍鋅層。電鍍鋅層則可藉由過去習知方法來形成。

接著，就本實施形態鋼板及熱處理用鋼板所具有之各個構成的測定方法進行說明。 「鋼組織之測定」 鋼板及熱處理用鋼板中，鋼板內部及表層的鋼組織所含有的肥粒鐵(軟質肥粒鐵及硬質肥粒鐵)、變韌鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵、波來鐵、雪明碳鐵、上變韌鐵、變韌肥粒鐵的體積分率，可使用以下所示方法來測定。

以平行於鋼板的輥軋方向及板厚方向之剖面作為觀察面來採取樣品，並將觀察面進行研磨再以硝太蝕劑蝕刻。接著，觀察面中自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍一至數個觀察視野中，以場發射型掃描型電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察合計2.0×10 ^-9m ²以上的面積。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、雪明碳鐵的面積分率，並以此視為體積分率。在本案中，晶粒內具有下部組織且碳化物有數種變體(variant)而析出之區域，判斷為回火麻田散鐵。另外，雪明碳鐵以層狀析出之區域，判斷為波來鐵。亮度較小且無法辨認出下部組織之區域，判斷為肥粒鐵(軟質肥粒鐵或硬質肥粒鐵)。亮度較大且下部組織未因蝕刻而現形之區域，判斷為新生麻田散鐵或殘留沃斯田鐵。透過標點計數法(point counting method)算出各自的體積分率，並以此當作各個組織的體積分率。就新生麻田散鐵之體積率而言，則可藉由減去X光繞射法所求得之殘留沃斯田鐵的體積率來求得。 硬質肥粒鐵及軟質肥粒鐵的體積分率，則是連同所測定之肥粒鐵的體積分率一起，以後述方法而分別求出各自的體積分率。 就新生麻田散鐵的體積分率而言，可從新生麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的體積分率，減去後述X光繞射法所求得之殘留沃斯田鐵的體積分率，藉此來求得。

鋼板及熱處理用鋼板中，鋼板內部所含殘留沃斯田鐵的體積分率，則是以X光繞射法來評價。自板厚表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中，將平行於板面的面精加工成鏡面，再以X光繞射法來測定FCC鐵的面積分率，以此當作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殘留沃斯田鐵的體積分率之比率，是藉由EBSD法(電子背向散射繞射法)進行高解析度結晶構造解析來評價。具體而言，以平行於鋼板輥軋方向之板厚剖面作為觀察面來採取樣品，並將觀察面進行研磨並精加工成鏡面。另外，為了除去表層的加工層而進行電解研磨或者進行使用了膠體二氧化矽的機械研磨。接著，對於含軟質層的鋼板表層部、及鋼板內部(自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍)，以觀察視野總面積合計為2.0×10 ^-9m ²以上(數個視野至同一個視野皆可)之方式，以EBSD法進行結晶構造解析。測定時以EBSD法所得資料在解析上，是使用TSL公司製作的「OIM Analysys 6.0」。另外，評點間距離(step)是設為0.01~0.20μm。根據觀察結果，把會被判斷成FCC鐵之區域，判斷為殘留沃斯田鐵，而分別算出軟質層及鋼板內部的殘留沃斯田鐵體積分率。

「殘留沃斯田鐵粒的縱橫比及長徑之測定」 鋼板及熱處理用鋼板中，鋼板內部的鋼組織所含殘留沃斯田鐵粒的縱橫比及長徑，是使用FE-SEM觀察結晶粒，並藉由EBSD法(電子背向散射繞射法)進行高解析度結晶方位解析來作評價。

首先，以平行於鋼板的輥軋方向及板厚方向之剖面作為觀察面並採取樣品，再將觀察面進行研磨並精加工成鏡面。接著，觀察面中自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍一至數個觀察視野中，對於合計2.0×10 ^-9m ²以上(數個視野及同一個視野的任一者皆可)的面積，以EBSD法進行結晶構造解析。接著，為了避免測定錯誤，從上述方法所測定的殘留沃斯田鐵粒結晶方位，僅挑出長軸長度為0.1μm以上的沃斯田鐵來描繪結晶方位分布圖。產生10°以上結晶方位差的邊界，視為殘留沃斯田鐵粒的結晶晶界。縱橫比則設定為：將殘留沃斯田鐵粒的長軸長度除以短軸長度後之值。長徑設定為：殘留沃斯田鐵粒之長軸長度。測定時以EBSD法所得資料在解析上，是使用TSL公司製作的「OIM Analysys 6.0」。另外，評點間距離(step)是設為0.01~0.20μm。根據觀察結果，把會被判斷成FCC鐵之區域，判斷為殘留沃斯田鐵。由此結果來求出，縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵占全部殘留沃斯田鐵之個數比率。 另外，肥粒鐵之縱橫比，是使用FE-SEM觀察結晶粒，並藉由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價。以EBSD法所得資料在解析上，是使用TSL公司製作的「OIM Analysys 6.0」。另外，評點間距離(step)是設為0.01~0.20μm。根據觀察結果，把會被判斷成BCC鐵之區域當作肥粒鐵，並描繪出結晶方位分布圖。然後，產生15°以上結晶方位差之邊界視為結晶晶界。縱橫比則是設為：將各個肥粒鐵粒的長軸長度除以短軸長度後的值。 又，就同樣為縱橫比大的肥粒鐵而言，存在有因冷輥軋而在輥軋方向伸長的未再結晶肥粒鐵，但其與本實施形態鋼板中縱橫比大的肥粒鐵是可明確區別。未再結晶肥粒鐵之結晶晶粒內方位梯度，是比本實施形態鋼板中的肥粒鐵還大。具體而言，兩者是可以透過EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)法所得GAM值(Grain Average Misorientation)來加以區別。一般而言，未再結晶肥粒鐵的GAM值為0.5°以上，而本實施形態鋼板中縱橫比大的肥粒鐵其GAM值則為0.5°以下。

「含沃斯田鐵粒的肥粒鐵粒(硬質肥粒鐵)/不含沃斯田鐵粒的肥粒鐵粒(軟質肥粒鐵)」 肥粒鐵粒中，就含沃斯田鐵粒者與不含者的分辨手法進行說明。首先，使用FE-SEM來觀察結晶粒，並藉由EBSD法進行高解析度結晶方位解析。具體而言，將平行於鋼板輥軋方向之板厚剖面作為觀察面並採取樣品，將觀察面進行研磨並精加工成鏡面。另外，為了除去表層的加工層而進行電解研磨或進行使用了膠體二氧化矽的機械研磨。接著，對於鋼板內部(自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍)，以合計2.0×10 ^-9m ²以上(數個視野至同一個視野皆可)之面積，以EBSD法進行結晶構造解析。接著，對於從BCC鐵所得資料，產生15°以上結晶方位差之邊界當作結晶晶界，並描繪出肥粒鐵的結晶晶界分布圖。接著，為了避免測定錯誤，從FCC鐵所得資料，僅以長軸長度為0.1μm以上之沃斯田鐵粒來描繪結晶粒的分布圖，並將之與肥粒鐵粒的結晶晶界分布圖作重疊。 在一個肥粒鐵粒中，完全納入其內部之沃斯田鐵粒若有一個以上，則當作「含沃斯田鐵粒之肥粒鐵粒」。另外，並未鄰接沃斯田鐵粒、或僅在與另一晶粒的邊界上才與沃斯田鐵粒隣接者，則當作「不含沃斯田鐵粒的肥粒鐵粒」。

「軟質層之厚度」 表層~鋼板內部之硬度分布，可藉由例如以下的手法來求得。將平行於鋼板輥軋方向的板厚剖面作為觀察面並採取樣品，將觀察面進行研磨並精加工成鏡面，另外，為了除去表層的加工層而使用膠體二氧化矽進行化學性研磨。就所得樣品的觀察面，使用微小硬度測定裝置，從最表層起算5μm深度之位置當作起點，自表面起算至板厚1/8厚度之位置為止，在鋼板厚度方向上以10μm間距，將頂角136°的四角錐形狀維氏壓子以荷重2g壓入。此時，壓入荷重是設定成維氏壓痕不會相互干涉。之後，使用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡等，測定壓痕的對角線長度，並換算成維氏硬度(Hv)。 接著，在輥軋方向上將測定位置移動10μm以上，將起點設為從最表層起算10μm深度位置，並且直到板厚1/8厚度之位置為止進行同樣的測定。藉此，事實上，可獲得深度方向上5μm間距的硬度測定資料。之所以不將測定間隔單純設為5μm間距，是為了避免壓痕彼此干涉。就維氏硬度而言，對各個厚度位置分別測定5點，並以其平均值作為在該厚度位置的硬度。各個資料間以直線來內插，藉此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，藉此求出軟質層之厚度。

「高頻輝光放電(高頻GDS)分析」 將鋼板及熱處理用鋼板以高頻輝光放電分析法進行分析時，是可以使用習知的高頻GDS分析方法。 具體而言是使用下述方法：使鋼板表面處於Ar氣體環境，並施加電壓以產生輝光電漿，在此狀態下，對鋼板表面一邊進行濺射一邊在深度方向進行分析。然後，在輝光電漿中原子被激發而發出元素特有的發光光譜波長，從該元素特有的發光光譜波長來鑑定材料(鋼板)所含元素，並從鑑定出的元素其發光強度來估算材料所含元素的量。深度方向的資料可從濺射時間來估算。具體而言，預先使用標準樣品來求出濺射時間與濺射深度之關係，藉此即可將濺射時間換算成濺射深度。據此，即可將濺射時間換算而來的濺射深度定義為材料自表面起算的深度。 另外，在本實施形態之鋼板及熱處理用鋼板的高頻GDS分析中，可使用市售的分析裝置。本實施形態中則是使用堀場製作所公司(HORIBA, Ltd.)製作的高頻輝光放電發光分析裝置GD-Profiler2。

[實施例] 接著，說明本發明之實施例。在實施例的條件，是用以確認本發明的可實施性及效果所採用的一條件例。本發明並不受此一條件例所限定。只要不脫離本發明的要旨並達成本發明之目的，本發明可採用各種條件。

(實施例1) 熔煉具有表1所示化學組成的鋼，並製作出鋼胚。以表2及表3所示鋼胚加熱溫度、表2及表3所示式(4)的數值作為鋼胚加熱條件，以此鋼胚加熱條件對該鋼胚進行加熱，將輥軋完成溫度設成表2及表3所示溫度而進行熱輥軋，並製造出熱軋鋼板。之後，將熱軋鋼板進行酸洗並除去表面的鏽垢。之後，對部分的熱軋鋼板進行冷輥軋而作成冷軋鋼板。

[表1]

[表2]

[表3]

對於如此所得之板厚1.2mm的熱軋鋼板或板厚1.2mm的冷軋鋼板，施行以下所示第1熱處理及/或第2熱處理。又，對部分的鋼板而言，第1熱處理中將冷軋鋼板冷卻至表4及表5所示冷卻停止溫度後，不將該冷軋鋼板冷卻至室溫而是連續進行第2熱處理。對其他的實施例而言，第1熱處理中冷卻至冷卻停止溫度後，再冷卻至室溫後才進行第2熱處理。另外，對部分的鋼板而言，並不施行第1熱處理。

(第1熱處理) 以表4及表5所示650℃~最高加熱溫度為止的平均加熱速度，加熱至表4及表5所示最高加熱溫度，並在最高加熱溫度下保持了表4及表5所示保持時間。之後，700℃~Ms中以表4及表5所示平均冷卻速度進行冷卻，並冷卻至表4及表5所示冷卻停止溫度為止。又，在第1熱處理中，是以含有表4及表5所示濃度的H ₂且log(PH ₂O/PH ₂)為表4及表5所示數值的氣體環境，650℃~到達最高加熱溫度為止進行加熱。

表4及表5所示A _c3是以下述式(9)來求得，而Ms則是以下述式(10)來求得。 A _c3＝879-346×C+65×Si-18×Mn+54×Al・・(9) (式(9)式中的元素符號是該元素在鋼中的質量%。) 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)式中的元素符號是該元素在鋼中的質量%。)

[表4]

[表5]

(第2熱處理) 以表6及表7所示650℃~最高加熱溫度為止的平均加熱速度，加熱至表6及表7所示最高加熱溫度，並在最高加熱溫度下保持了表6及表7所示保持時間。之後，以表6及表7所示平均冷卻速度進行冷卻，並冷卻至表6及表7所示冷卻停止溫度為止。之後，在300℃~480℃之間保持了表6及表7所示保持時間，並冷卻至室溫而獲得鋼板。又，在第2熱處理中，是以含有表6及表7所示濃度的H ₂且log(PH ₂O/PH ₂)為表6及表7所示數值的氣體環境，650℃~到達最高加熱溫度為止進行加熱。 接著，對於第2熱處理後部分的鋼板進行電鍍鋅步驟，而在鋼板雙面的表面上形成電鍍鋅層，並獲得電鍍鋅鋼板(EG)。

表6及表7所示A _c1是以下述式(8)來求得。 A _c1＝723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr・・(8) (式(8)式中的元素符號是該元素在鋼中的質量%。)

[表6]

[表7]

接著，對於如此所得之各個鋼板，透過上述方法，測定自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中的鋼組織(鋼板內部的鋼組織)，並分別就軟質肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵、波來鐵與雪明碳鐵的合計(波來鐵+雪明碳鐵)之體積分率進行調查。進一步也調查了變韌鐵及硬質肥粒鐵的體積分率。

另外，就各個鋼板的內部，透過上述方法，調查了縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵占全部殘留沃斯田鐵之個數比率。 將此等結果列示在表8及表9。

[表8]

[表9]

接著，對於各個鋼板，透過上述方法施行鋼組織之測定，並調查軟質層之厚度(自表面起算的深度範圍)、及軟質層所含肥粒鐵之結晶粒中縱橫比小於3.0的結晶粒其個數比率。 另外，對於各個鋼板，透過上述方法施行鋼組織之測定，並調查軟質層中的殘留沃斯田鐵之體積分率與1/8厚~3/8厚的範圍中的殘留沃斯田鐵之體積分率的比(軟質層中的殘留γ體積率/鋼板內部的殘留γ體積率)。 將此等結果列示於表10及表11。

另外，對於對於各個鋼板，透過上述方法，自表面起算在深度方向上以高頻輝光放電分析法進行分析，來調查大於0.2μm且在5μm以下深度之間，表示Si之波長的發光強度之峰(此峰是表示具有下述：含有Si氧化物的內部氧化層)是否顯現。然後，在各個鋼板中，自表面起算在深度方向上大於0.2μm且在5μm以下深度之間，表示Si之波長的發光強度之峰有顯現者，評價為「有」內部氧化峰；峰未顯現者，則評價為「無」內部氧化峰。將此結果列示於表10及表11。

表10及表11中表面所記載的「EG」，是表示電鍍鋅鋼板。

[表10]

[表11]

另外，對於各個鋼板，透過以下所示方法，調查了最大拉伸應力(TS)、拉伸率(El)、擴孔性(擴孔率)、彎曲性(最小彎曲半徑)、耐疲勞特性(疲勞極限/TS)。將此結果列示於表12及表13。

對輥軋方向呈垂直之方向作為拉伸方向來採取JIS5號拉伸試驗片，並根據JIS Z2241來測定最大拉伸應力及拉伸率，根據JIS Z2256來測定擴孔性。然後，最大拉伸應力為700MPa以上者，評價為良好。

另外，為了評價出強度、拉伸率、擴孔性之均衡，使用上述方法所測定出之最大拉伸應力(TS)、拉伸率(El)、擴孔性(擴孔率)之結果，來算出下述式(11)所示之值。式(11)所示之值在80×10 ^-7以上時，評價為強度、拉伸率、擴孔性之均衡為良好。 TS ²×El×λ・・・(11) (式(11)中，TS表示最大拉伸應力(MPa)，El表示拉伸率(%)，λ則表示擴孔性(%)。) 將此結果列示於表12及表13。

根據JIS Z 2248，在對輥軋方向呈垂直方向上切出鋼板，並將端面進行機械研磨，而製作出35mm×100mm的試驗片。然後，對於所作製出的試驗片，使用前端的R為0.5~6mm之90°的模具和衝頭來進行90度V彎曲試驗。以放大鏡觀察彎曲試驗後試驗片的彎曲稜線，並將未有裂紋的最小彎曲半徑當作臨界彎曲半徑。臨界彎曲半徑小於3.0mm的鋼板，評價為彎曲性良好。

耐疲勞強度則是藉由平面彎曲疲勞試驗來評價。試驗片是使用JIS1號試驗片，而應力比設為-1。重複頻率設為25Hz，重複次數10 ⁷次仍未斷裂之最大應力設為疲勞極限。然後，疲勞極限與最大拉伸應力(TS)之比(疲勞極限/TS)在0.45以上的鋼板，評價為耐疲勞特性良好。

另外，對於各個鋼板，透過以下所示方法，測定化學轉化處理性。 將各個鋼板切成70mm×150mm，對此，以40℃進行噴灑、塗布日本帕卡瀨精公司(Nihon Parkerizing Co., Ltd.)製造的脫脂劑(商品名：Fine cleaner E2083)的18g/l水溶液120秒鐘。接著，將業已塗布脫脂劑的鋼板進行水洗並脫脂，再以常溫浸漬於日本帕卡瀨精公司製造的表面調整劑(商品名：Prepalene XG)的0.5g/l水溶液60秒鐘。之後，將業已塗布表面調整劑之鋼板，浸漬於日本帕卡瀨精公司製造的磷酸鋅處理劑(商品名：Palbond L3065)120秒鐘，再進行水洗並乾燥。藉此，在鋼板表面上形成一種由磷酸鋅覆覆膜所構成的化學轉化處理膜。

從業已形成化學轉化處理膜的鋼板，採取寬70mm×長150mm的試驗片。之後，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)以1000倍之倍率，觀察沿著試驗片長度方向的3處(中央部及兩端部)。然後，對於各個試驗片，藉由以下基準，來評價化學轉化處理膜之結晶粒附著程度。

「G」(GOOD)在表面上並未明顯看到未被化學轉化處理覆膜所被覆之部位。 「B」(BAD)在表面上可明顯看到未被化學轉化處理覆膜所被覆之部位。

[表12]

[表13]

本發明例的鋼板，其乃高強度，強度、拉伸率、擴孔性的均衡為良好，且耐疲勞特性、彎曲性、化學轉化處理性。

就實驗例No.11、16、27、45、46的鋼板而言，因為沒有施行第1熱處理，故金屬組織並不含有硬質肥粒鐵，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。 就實驗例No.2的鋼板而言，因為第1熱處理中的最高加熱溫度較低，故縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵之個數比率不足，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。 就實驗例No.3的鋼板而言，因為第1熱處理中的最高加熱溫度較高，故熱處理用鋼板及鋼板中的軟質層厚度變厚，且耐疲勞特性變低。

就實驗例No.5的鋼板而言，因為第1熱處理中650℃~最高加熱溫度為止的平均加熱速度較慢，故縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵之個數比率不足，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。 就實驗例No.6、15、23的鋼板而言，因為第1熱處理中的log(PH ₂O/PH ₂)較低，故熱處理用鋼板的及鋼板中的軟質層厚度不足，且彎曲性變差。

就實驗例No.8的鋼板而言，因為第1熱處理中的冷卻速度較慢，故熱處理用鋼板的板條狀組織不足，且鋼板的內部組織中軟質肥粒鐵分率變多。因此，實驗例No.8的鋼板，其強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。 就實驗例No.9、10、19、22、48的鋼板而言，因為第2熱處理中的log(PH ₂O/PH ₂)較高，故軟質層中殘留γ體積率與鋼板內部殘留γ體積率之比不足，且耐疲勞特性變差。

就實驗例No.6、15、23的鋼板而言，因為第一熱處理及第二熱處理都是log(PH ₂O/PH ₂)較低，故內部氧化層並未形成，且化學轉化處理性之評價為「B」。就實驗例No.11、16、46的鋼板而言，因為未施行第一熱處理，且第二熱處理的log(PH ₂O/PH ₂)較低，故內部氧化層並未形成，且化學轉化處理性之評價為「B」。

就實驗例No.24的鋼板而言，因為第2熱處理中的最高到達溫度較高，故金屬組織並不含有硬質肥粒鐵，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。 就實驗例No.33的鋼板而言，因為第2熱處理中在300℃~480℃之間的保持時間不足，故內部組織之新生麻田散鐵分率變多，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

就實驗例No.36的鋼板而言，因為第1熱處理中的冷卻停止溫度較高，故縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵之個數比率不足，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。 就實驗例No.41的鋼板而言，因為第2熱處理中的冷卻速度較慢，故鋼板的內部組織中波來鐵與雪明碳鐵之合計分率變多，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

就實驗例No.62的鋼板而言，因為第2熱處理中的最高加熱溫度較低，故鋼板的內部組織中的殘留沃斯田鐵分率不足，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

實驗例No.68~72的鋼板之化學組成在本發明之範圍外。就實驗例No.68的鋼板而言，因為C含量不足，故最大拉伸應力(TS)不夠。就實驗例No.69的鋼板而言，因為Nb含量較多，故彎曲性變差。就實驗例No.70的鋼板而言，因為Mn含量不足，故最大拉伸應力(TS)不夠。就實驗例No.71的鋼板而言，因為Si含量較多，故擴孔性變差。就實驗例No.72的鋼板而言，因為Mn含量及P含量較多，故拉伸率及擴孔性變差。

(實施例2) 熔煉具有表14所示化學組成的鋼，並製作出鋼胚。以表15及表16所示鋼胚加熱溫度、表15及表16所示式(4)的數值作為鋼胚加熱條件，以此鋼胚加熱條件對該鋼胚進行加熱，將輥軋完成溫度設成表15及表16所示溫度而進行熱輥軋，並製造出熱軋鋼板。之後，將熱軋鋼板進行酸洗並除去表面的鏽垢。之後，對部分的熱軋鋼板進行冷輥軋而作成冷軋鋼板。

[表14]

[表15]

[表16]

對於如此所得之板厚1.2mm的熱軋鋼板或板厚1.2mm的冷軋鋼板，施行以下所示第1熱處理及/或第2熱處理。又，對部分的實驗例而言，第1熱處理中將冷軋鋼板冷卻至表17及表18所示冷卻停止溫度後，不將該冷軋鋼板冷卻至室溫而是連續進行第2熱處理。對其他的實施例而言，第1熱處理中冷卻至冷卻停止溫度後，再冷卻至室溫後才進行第2熱處理。

(第1熱處理) 以表17及表18所示650℃~最高加熱溫度為止的平均加熱速度，加熱至表17及表18所示最高加熱溫度，並在最高加熱溫度下保持了表17及表18所示保持時間。之後，700℃~Ms中以表17及表18所示平均冷卻速度進行冷卻，並冷卻至表17及表18所示冷卻停止溫度為止。又，在第1熱處理中，是以含有表17及表18所示濃度的H ₂且log(PH ₂O/PH ₂)為表17及表18所示數值的氣體環境，650℃~到達最高加熱溫度為止進行加熱。

表17及表18所示A _c3是以下述式(9)來求得，而Ms則是以下述式(10)來求得。 A _c3＝879-346×C+65×Si-18×Mn+54×Al・・(9) (式(9)式中的元素符號是該元素在鋼中的質量%。)

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)式中的元素符號是該元素在鋼中的質量%。)

[表17]

[表18]

(第2熱處理~熔融鍍鋅) 各個實驗例之中，就實驗例No.1’~76’而言，是以表19及表20所示條件進行加熱，並以表19及表20所示冷卻速度冷卻至冷卻停止溫度為止，再以表19及表20所示條件進行等溫保持後，浸漬於熔融鍍鋅浴並施行合金化處理。亦即，以圖5的模式[1]所示時機來進行熔融鍍鋅處理。但是，就實驗例76’而言，則未施行合金化處理。

就實驗例No.77’~84’、86’及87’而言，是以表20所示條件進行加熱後，以表20所示冷卻速度冷卻至熔融鍍鋅浴溫度後，再浸漬於熔融鍍鋅浴並施行合金化處理。之後進一步冷卻至表20所示冷卻停止溫度後，以表20所示條件進行等溫保持。亦即，以圖6的模式[2]所示時機來進行熔融鍍鋅處理。但是，就實驗例82’而言，則未施行合金化處理。

又，就實驗例No.85’而言，則是以表20所示條件進行加熱，並以表20所示冷卻速度冷卻至冷卻停止溫度為止，再以表20所示條件進行等溫保持後，先暫時冷卻至室溫。之後，再度將鋼板加熱至熔融鍍鋅浴溫度後，浸漬於熔融鍍鋅浴並進行合金化處理。亦即，依循圖7所示模式[3]來進行熔融鍍鋅處理。

另外，就熔融鍍鋅而言，各例都是透過浸漬在460℃的熔融鋅浴中，藉此對鋼板的雙面以每單面單位面積重量50g/m ²來實施。 又另外，在第2熱處理中，是以含有表19及表20所示濃度的H ₂且log(PH ₂O/PH ₂)為表19及表20所示數值的氣體環境，650℃~到達最高加熱溫度為止進行加熱。

表6及表7所示A _c1是以下述式(8)來求得。 A _c1＝723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr・・(8) (式(8)式中的元素符號是該元素在鋼中的質量%。)

[表19]

[表20]

接著，對於如此所得之各個熔融鍍鋅鋼板，透過上述方法，測定自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中的鋼組織(鋼板內部的鋼組織)，並分別就軟質肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵、波來鐵與雪明碳鐵的合計(波來鐵+雪明碳鐵)之體積分率進行調查。進一步也調查了變韌鐵及硬質肥粒鐵的體積分率。

另外，就各個熔融鍍鋅鋼板的鋼板內部，透過上述方法，調查了縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵占全部殘留沃斯田鐵之個數比率。 將此等結果列示在表21及表22。

[表21]

[表22]

接著，對於各個熔融鍍鋅鋼板，透過上述方法進行鋼組織之測定，並調查軟質層之厚度(自表面起算的深度範圍)、及軟質層所含軟質肥粒鐵之結晶粒中縱橫比小於3.0的結晶粒其個數比率。

另外，對於各個熔融鍍鋅鋼板，透過上述方法進行鋼組織之測定，並調查軟質層中的殘留γ體積率與鋼板內部的殘留γ體積率之比(軟質層中的殘留γ體積率/鋼板內部的殘留γ體積率)。 將此等結果列示於表23及表24。

另外，對於各個熔融鍍鋅鋼板，透過上述方法，自表面起算在深度方向上以高頻輝光放電分析法進行分析，來調查大於0.2μm且在5μm以下深度之間，表示Si之波長的發光強度之峰(此峰是表示具有下述：含有Si氧化物的內部氧化層)是否顯現。

然後，在各個熔融鍍鋅鋼板中，自表面起算在深度方向上大於0.2μm且在5μm以下深度之間，表示Si之波長的發光強度之峰有顯現者，評價為「有」內部氧化峰；峰未顯現者，則評價為「無」內部氧化峰。將此結果列示於表23及表24。

[表23]

[表24]

另外，對於各個熔融鍍鋅鋼板，透過以下所示方法，調查了最大拉伸應力(TS)、拉伸率(El)、擴孔性(擴孔率)、彎曲性(最小彎曲半徑)、耐疲勞特性(疲勞極限/TS)。將此結果列示於表25及表26。 對輥軋方向呈垂直之方向作為拉伸方向來採取JIS5號拉伸試驗片，並根據JIS Z2241來測定最大拉伸應力及拉伸率，根據JIS Z2256測定擴孔性。然後，最大拉伸應力為700MPa以上者，評價為良好。

另外，為了評價出強度、拉伸率、擴孔性之均衡，使用上述方法所測定出之最大拉伸應力(TS)、拉伸率(El)、擴孔性(擴孔率)之結果，來算出下述式(11)所示之值。式(11)所示之值在80×10 ^-7以上時，評價為強度、拉伸率、擴孔性之均衡為良好。

TS ²×El×λ・・・(11) (式(11)中，TS表示最大拉伸應力(MPa)，El表示拉伸率(%)，λ則表示擴孔性(%)。) 將此結果列示於表25及表26。

根據JIS Z 2248，在對輥軋方向呈垂直方向上切出鋼板，並將端面進行機械研磨，而製作出35mm×100mm的試驗片。然後，對於所作製出的試驗片，使用前端的R為0.5~6mm之90°的模具和衝頭來進行90度V彎曲試驗。以放大鏡觀察彎曲試驗後試驗片的彎曲稜線，並將未有裂紋的最小彎曲半徑當作臨界彎曲半徑。臨界彎曲半徑小於3.0mm的鋼板，評價為彎曲性良好。

耐疲勞強度則是藉由平面彎曲疲勞試驗來評價。試驗片是使用JIS1號試驗片，而應力比設為-1。重複頻率設為25Hz，重複次數10 ⁷次仍未斷裂之最大應力設為疲勞極限。然後，疲勞極限與最大拉伸應力(TS)之比(疲勞極限/TS)在0.45以上的鋼板，評價為耐疲勞特性良好。

另外，對於各個熔融鍍鋅鋼板，透過以下所示方法，測定鍍敷附著性。

從各個熔融鍍鋅鋼板採取30mm×100mm的試驗片，並進行90°V彎曲試驗。之後，將市售透明膠帶Cellotape(註冊商標)沿著彎曲稜線來黏貼，以膠帶所附著的鍍敷之寬度當作剝離寬度來測定。評價則如以下所述。

「G」(GOOD)：鍍敷剝離小、或在實際使用上不影響之程度的剝離(剝離寬度小於0~10mm) 「B」(BAD)：剝離很猛烈(剝離寬度為10mm以上) 就鍍敷附著性而言，評價為G之樣品判定為合格。

[表25]

[表26]

以下就各個實驗例的評價結果進行說明。

本發明例的熔融鍍鋅鋼板為高強度，其強度、拉伸率、擴孔性之均衡為良好，且其耐疲勞特性、彎曲性、鍍敷附著性良好。

就實驗例No.14’、19’、30’、48’、49’的鋼板而言，因為沒有施行第1熱處理，故金屬組織中並不含有硬質肥粒鐵，因而強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

就實驗例No.2’的鋼板而言，因為第1熱處理中的最高加熱溫度較低，故縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵之個數比率不足，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

就實驗例No.3’的鋼板而言，因為第1熱處理中的最高加熱溫度較高，故熱處理用鋼板及熔融鍍鋅鋼板中的軟質層厚度變厚，且耐疲勞特性變低。

就實驗例No.5’的鋼板而言，因為第1熱處理中650℃~最高加熱溫度為止的平均加熱速度較慢，故縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵之個數比率不足，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

就實驗例No.6’、18’、26’的鋼板而言，因為第1熱處理中的log(PH ₂O/PH ₂)較低，故彎曲性及鍍敷附著性變差。

就實驗例No.8’的鋼板而言，因為第1熱處理中的冷卻速度較慢，故熱處理用鋼板的板條狀組織不足，且熔融鍍鋅鋼板內部組織中軟質肥粒鐵分率變多。因此，實驗例No.8’的鋼板其強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

就實驗例No.9’、10’、22’、25’、30’、48’、51’的鋼板而言，因為第2熱處理中的log(PH ₂O/PH ₂)較高，故軟質層中殘留γ體積率與鋼板內部殘留γ體積率之比不足，且耐疲勞特性變差。

就實驗例No.27’的鋼板而言，因為第2熱處理中的最高到達溫度較高，故金屬組織並不含有硬質肥粒鐵，因而強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

就實驗例No.36’的鋼板而言，因為第2熱處理中在300℃~480℃之間的保持時間不足，故內部組織之新生麻田散鐵分率變多，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

就實驗例No.39’的鋼板而言，因為第1熱處理中的冷卻停止溫度較高，故縱橫比2.0以上的殘留沃斯田鐵之個數比率不足，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

就實驗例No.44’的鋼板而言，因為第2熱處理中的冷卻速度較慢，故熔融鍍鋅鋼板的內部組織中波來鐵與雪明碳鐵之合計分率變多，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

就實驗例No.65’的鋼板而言，因為第2熱處理中的最高到達溫度較低，故熔融鍍鋅鋼板的內部組織中的殘留沃斯田鐵分率不足，且強度、拉伸率、擴孔率之均衡變差。

實驗例No.71’~75’的鋼板之化學組成在本發明之範圍外。就實驗例No.71’的鋼板而言，因為C含量不足，故最大拉伸應力(TS)不夠。就實驗例No.72’的鋼板而言，因為Nb含量較多，故彎曲性變差。就實驗例No.73’的鋼板而言，因為Mn含量不足，故最大拉伸應力(TS)不夠。就實驗例No.74’的鋼板而言，因為Si含量較多，故擴孔性變差。就實驗例No.75’的鋼板而言，因為Mn含量及P含量較多，故拉伸率及擴孔性變差。

以上雖就本發明適宜的實施形態及實施例作了說明，但這些實施形態、實施例充其量也只是本發明要旨之範圍內的一例而已，在不脫離本發明要旨之範圍內，是可就構成作添加、省略、置換及其他變更。也就是說，本發明並不受限於前述說明，而僅受到附上的申請專利範圍所限定，當然，在該範圍內是可以適宜變更的。

1‧‧‧鋼板

11‧‧‧自鋼板表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍(鋼板內部)

12‧‧‧軟質層

圖1是本實施形態之鋼板其在平行輥軋方向及板厚方向上的剖面圖。 圖2是顯示下述的圖表：對本實施形態之鋼板，自表面起算在深度方向(板厚方向)上以高頻輝光放電分析法進行分析時，自表面起算的深度與表示Si之波長的發光強度(Intensity)之關係。 圖3是顯示下述的圖表：對與本實施形態不同的鋼板，自表面起算在深度方向(板厚方向)上以高頻輝光放電分析法進行分析時，自表面起算的深度與表示Si之波長的發光強度(Intensity)之關係。 圖4是本實施形態之鋼板的製造方法的流程圖。 圖5是顯示下述的線圖：本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的製造方法中，第2熱處理~熔融鍍鋅、合金化處理的溫度/時間之模式的第1例。 圖6是顯示下述的線圖：本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的製造方法中，第2熱處理~熔融鍍鋅、合金化處理的溫度/時間之模式的第2例。 圖7是顯示下述的線圖：本實施形態之熔融鍍鋅鋼板的製造方法中，第2熱處理~熔融鍍鋅、合金化處理的溫度/時間之模式的第3例。

Claims (11)

1. 一種鋼板，其特徵在於：其具有下述化學組成：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%，剩餘部分由Fe及不純物所構成；自表面起算1/4厚之位置為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中的鋼組織，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%，且剩餘部分包含硬質肥粒鐵；自前述表面起算1/4厚之前述位置為中心之1/8厚~3/8厚的前述範圍中，縱橫比2.0以上的前述殘留沃斯田鐵，其占全部的前述殘留沃斯田鐵之個數比率為50%以上；將具有下述硬度的區域定義為軟質層：該硬度為前述1/8厚~3/8厚之前述範圍之硬度的80%以下；此時，存在有自前述表面起算在板厚方向上厚度為1~100μm的軟質層；前述軟質層所含肥粒鐵之結晶粒中，縱橫比小於3.0的結晶粒之體積分率為50%以上；前述軟質層中的殘留沃斯田鐵之體積分率是：前述1/8厚~3/8厚之前述範圍中的前述殘留沃斯田鐵之前述體積分率的50%以上；自前述表面起算在前述板厚方向上以高頻輝光放電分析法分析表示Si之波長的發光強度，此時，自前述表面起算大於0.2μm且自前述表面起算在5μm以下之範圍內，會出現表示前述Si之前述波長的前述發光強度的峰。
2. 如請求項1之鋼板，其中，前述化學組成含有選自於下述所構成群組之一種或二種以上：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，前述化學組成含有選自於下述所構成群組之一種或二種以上：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或2之鋼板，其中，前述化學組成含有選自於下述所構成群組之一種或二種：Sn：0.001%~1.00%、及Sb：0.001%~1.00%。
5. 如請求項1或2之鋼板，其中，前述化學組成含有選自於下述所構成群組之一種或二種以上：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或2之鋼板，其中，前述化學組成滿足下述式(1)：Si+0.1×Mn+0.6×Al≧0.35‧‧‧(1)式(1)中之Si、Mn及Al是設為以質量%計之各別元素的含量。
7. 如請求項1或2之鋼板，其中，自前述表面起算1/4厚之前述位置為中心之1/8厚~3/8厚的前述範圍中，回火麻田散鐵之體積分率為0%~50%。
8. 如請求項1或2之鋼板，其於表面具有熔融鍍鋅層。
9. 如請求項1或2之鋼板，其於表面具有電鍍鋅層。
10. 一種鋼板的製造方法，是製造如請求項1至9中任一項之鋼板的方法，其特徵在於：對熱軋鋼板或冷軋鋼板，施行滿足下述(a)~(e)的第1熱處理後，施行滿足下述(A)~(E)的第2熱處理；該熱軋鋼板是具有如請求項1至6中任一項之化學組成的鋼坯經熱輥軋並酸洗而成者，而該冷軋鋼板則是前述熱軋鋼板經冷輥軋而成者；其中(a)自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止之間，將前述熱軋鋼板或前述冷軋鋼板周圍的氣體環境設成：含有0.1體積%以上之H₂且滿足下述式(2)的氣體環境；(b)在A_c3-30℃~1000℃之最高加熱溫度，保持1秒~1000秒；(c)自650℃起至最高加熱溫度為止，以平均加熱速度0.5℃/秒~500℃/秒進行加熱；(d)在最高加熱溫度進行保持後，自700℃起至Ms為止以平均冷卻速度5℃/秒以上進行冷卻；(e)進行以平均冷卻速度5℃/秒以上的前述冷卻，直至Ms以下的冷卻停止溫度為止；(A)自650℃起至加熱到最高加熱溫度為止之間，將前述熱軋鋼板或前述冷軋鋼板周圍的氣體環境設成：含有0.1體積%以上之H₂且滿足下述式(3)的氣體環境；(B)在A_c1+25℃~A_c3-10℃之最高加熱溫度，保持1秒~1000秒；(C)自650℃起至最高加熱溫度為止，以平均加熱速度0.5℃/秒~500℃/秒進行加熱；(D)以600~700℃之間的平均冷卻速度為3℃/秒以上之方式，自最高加熱溫度冷卻至480℃以下為止；(E)以平均冷卻速度3℃/秒以上進行冷卻後，在300℃~480℃之間保持10秒以上；-1.1≦log(PH₂O/PH₂)≦-0.07‧‧‧(2)式(2)中，PH₂O表示水蒸氣之分壓，PH₂則表示氫之分壓；log(PH₂O/PH₂)<-1.1‧‧‧(3)式(3)中，PH₂O表示水蒸氣之分壓，PH₂則表示氫之分壓。
11. 如請求項10之鋼板的製造方法，其係製造如請求項8之鋼板的方法；且在前述第2熱處理中，650℃~到達最高加熱溫度為止之間，前述氣體環境恆為含有0.1體積%以上的H₂，O₂為0.020體積%以下，並滿足前述式(3)；在前述第2熱處理中，在較前述(D)的冷卻過程之後的階段施行熔融鍍鋅處理。