的板厚。對(duì)于 酸洗的條件，沒(méi)有特別限制，按照使用鹽酸的酸洗等以往公知的方法進(jìn)行即可。對(duì)于冷乳， 也沒(méi)有特別限制，按照以往公知的方法進(jìn)行即可。另外，冷乳的壓下率沒(méi)有特別限定，但優(yōu) 選設(shè)定為30%以上，此外，優(yōu)選設(shè)定為60%以下。因此，優(yōu)選將冷乳的壓下率設(shè)定為30~ 60%左右。
[0060] 對(duì)于冷乳后的鋼板，進(jìn)行加熱至800~950°C的溫度范圍后再冷卻的熱處理，隨 后進(jìn)行如下熱處理：加熱至700~850°C的溫度范圍，以5~50°C /秒的冷卻速度冷卻至 100~300°C的溫度范圍，停止該冷卻后，接著加熱至350~600°C的溫度范圍，保持10~ 500秒，在該保持之后，浸漬到熱鍍鋅浴中實(shí)施熱鍍鋅，并加熱至480~580°C實(shí)施合金化。
[0061] 冷乳后加熱至800~950°C的溫度范圍后再冷卻
[0062] 對(duì)冷乳后的鋼板（冷乳板）實(shí)施熱處理（退火）。當(dāng)該熱處理的溫度低于800°C 時(shí)，熱處理中的奧氏體百分率少，C、Mn向奧氏體中的分配進(jìn)行，形成C和Mn濃度高的奧氏 體微細(xì)分散的狀態(tài)。結(jié)果，由于C、Mn等元素的不均勻存在，在后述的最終熱處理后，原來(lái) C濃度高的區(qū)域優(yōu)先形成馬氏體相，因此馬氏體相的面積比率變多，并且再次成為馬氏體相 以層狀存在的不均勻組織。因此，導(dǎo)致伸長(zhǎng)率的下降，無(wú)法得到TSXEl彡20000MPa ? %。 由此，將對(duì)冷乳后的鋼板實(shí)施的熱處理（退火）的溫度設(shè)定為800°C以上。優(yōu)選該溫度為 840°C以上。另一方面，如果熱處理溫度超過(guò)950°C而加熱至奧氏體單相的溫度范圍，則由于 奧氏體粒徑過(guò)度粗大化，最終得到的晶粒也過(guò)度粗大化，作為鐵素體相的成核點(diǎn)的晶界減 少。結(jié)果，在之后的最終熱處理中鐵素體相的生成被抑制，回火馬氏體相和馬氏體相的面積 比率增加，導(dǎo)致伸長(zhǎng)率的下降。由此，將對(duì)冷乳后的鋼板實(shí)施的熱處理（退火）的溫度設(shè)定 為950°C以下。優(yōu)選該溫度為900°C以下。因此，將熱處理溫度（退火溫度）設(shè)定為800°C 以上且950°C以下。優(yōu)選為840°C以上且900°C以下的范圍。
[0063] 對(duì)于退火后的冷卻，沒(méi)有特別規(guī)定，只要適當(dāng)冷卻至常溫即可。需要說(shuō)明的是，為 了促進(jìn)貝氏體相變，生成所希望的殘余奧氏體相，得到良好的伸長(zhǎng)率，進(jìn)而得到高TS - El 平衡，優(yōu)選將退火后的冷卻的冷卻停止溫度設(shè)定為300°C以上，更優(yōu)選為350°C以上。此外， 優(yōu)選將該冷卻停止溫度設(shè)定為500°C以下，更優(yōu)選為450°C以下。因此，優(yōu)選將冷卻停止溫 度設(shè)定為300~500°C的范圍。此外，為了進(jìn)行C向奧氏體相的富集，得到所希望的殘余奧 氏體量，優(yōu)選在該冷卻停止溫度范圍中保持100秒以上，更優(yōu)選保持200秒以上。此外，優(yōu) 選將在該冷卻停止溫度范圍中保持的時(shí)間設(shè)定為1000秒以下，更優(yōu)選保持500秒以下。因 此，優(yōu)選在該冷卻停止溫度范圍中保持100~1000秒的范圍。
[0064] 在上述冷乳后的熱處理（退火）后，實(shí)施最終熱處理。最終熱處理是如下的熱處 理：加熱至700~850°C的溫度范圍，以5~50°C /秒的冷卻速度冷卻至100~300°C的溫 度范圍，停止冷卻，也就是將冷卻停止溫度設(shè)定為100~300°C進(jìn)行冷卻，接著加熱至350~ 600°C的溫度范圍，保持10~500秒，在該保持之后，浸漬到熱鍍鋅浴中實(shí)施熱鍍鋅，并加熱 至480~580 °C實(shí)施合金化。
[0065] 最終熱處理的熱處理溫度：700~850°C
[0066] 當(dāng)最終熱處理的熱處理溫度低于700°C時(shí)，熱處理中的鐵素體相的面積比率過(guò)度 增大，難以確保900MPa以上的TS。由此，將最終熱處理的熱處理溫度設(shè)定為700°C以上。優(yōu) 選該熱處理溫度為750°C以上。另一方面，如果最終熱處理的熱處理溫度超過(guò)850°C，則熱 處理中的奧氏體相的面積比率增加，熱鍍鋅處理后鋼板的鐵素體相的面積比率少，鐵素體 相以外的面積比率變多，難以確保伸長(zhǎng)率。由此，將最終熱處理的熱處理溫度設(shè)定為850°C 以下。優(yōu)選該熱處理溫度為830°C以下。因此，將最終熱處理的熱處理溫度設(shè)定為700°C以 上且850°C以下。更優(yōu)選的熱處理溫度為750°C以上且830°C以下。
[0067] 冷卻速度：5~50°C /秒
[0068] 從上述最終熱處理溫度起的冷卻速度對(duì)于得到所希望的相的面積比率來(lái)說(shuō)是重 要的。需要說(shuō)明的是，在本發(fā)明中，該冷卻速度是從最終熱處理的熱處理溫度到冷卻停止溫 度的平均冷卻速度。當(dāng)該冷卻速度小于5°C /秒時(shí)，過(guò)度地生成了鐵素體相，過(guò)度地軟質(zhì)化， 因此難以確保900MPa以上的TS。由此，將該冷卻速度設(shè)定為5°C /秒以上。優(yōu)選該冷卻速 度為KTC /秒以上。另一方面，如果該冷卻速度超過(guò)50°C /秒，則鐵素體相以外的面積比 率變多，過(guò)度地硬質(zhì)化，因此伸長(zhǎng)率下降。由此，將該冷卻速度設(shè)定為50°C/秒以下。優(yōu)選 該冷卻速度為40°C /秒以下，更優(yōu)選為30°C /秒以下。因此，將該冷卻速度設(shè)定為5°C /秒 以上且50°C /秒以下的范圍。優(yōu)選為10°C /秒以上且40°C /秒以下，更優(yōu)選為10°C /秒 以上且30°C /秒以下的范圍。另外，該冷卻優(yōu)選為氣體冷卻，但并不需要特別規(guī)定，可以組 合爐冷、噴霧冷卻、乳輥冷卻、水冷等進(jìn)行。
[0069] 冷卻停止溫度：100~300 °C
[0070] 當(dāng)冷卻停止溫度低于100°C時(shí)，在冷卻停止時(shí)過(guò)度地生成馬氏體相。接著，通過(guò)之 后進(jìn)行的向350~600°C的溫度范圍的加熱（再升溫加熱）使馬氏體相回火，最終得到的回 火馬氏體相的面積比率增大，過(guò)度地硬質(zhì)化，因此難以確保優(yōu)良的伸長(zhǎng)率。由此，將冷卻停 止溫度設(shè)定為l〇〇°C以上。優(yōu)選冷卻停止溫度為150°C以上。另一方面，當(dāng)冷卻停止溫度超 過(guò)300°C時(shí)，冷卻停止時(shí)生成的馬氏體相少，通過(guò)之后進(jìn)行的向350~600°C的溫度范圍的 加熱（再升溫加熱）使馬氏體相回火，最終得到的回火馬氏體相的面積比率過(guò)于變少。而 且，在該350~600 °C的溫度范圍中保持后，奧氏體量變多，在保持后冷卻至室溫的過(guò)程中 過(guò)度地生成硬質(zhì)的馬氏體相，過(guò)于高強(qiáng)度化，難以確保優(yōu)良的伸長(zhǎng)率。由此，將冷卻停止溫 度設(shè)定為300°C以下。優(yōu)選冷卻停止溫度為250°C以下。因此，為了將鐵素體相、貝氏體相、 馬氏體相和殘余奧氏體相的面積比率控制在所希望的范圍，確保TS900MPa以上的拉伸強(qiáng) 度，同時(shí)得到優(yōu)良的伸長(zhǎng)率，將冷卻停止溫度設(shè)定為100°C以上且300°C以下的范圍。優(yōu)選 設(shè)定為100°C以上且250°C以下的范圍，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為150°C以上且250°C以下的范圍。
[0071] 加熱至350~600°C的溫度范圍，保持10~500秒
[0072] 在上述冷卻停止后，接著加熱至350~600°C的溫度范圍（再升溫加熱）。當(dāng)該加 熱溫度（也稱(chēng)為再升溫加熱溫度）低于350°C，或者保持時(shí)間小于10秒時(shí)，無(wú)法得到規(guī)定量 的回火馬氏體，最終在鋼板中過(guò)度地生成硬質(zhì)的馬氏體相，鋼板高強(qiáng)度化，難以確保優(yōu)良的 伸長(zhǎng)率。由此，將再升溫加熱溫度設(shè)定為350°C以上。此外，將該保持時(shí)間設(shè)定為10秒以 上。優(yōu)選再升溫加熱溫度為370°C以上。優(yōu)選該保持時(shí)間為20秒以上。另一方面，當(dāng)再升 溫加熱溫度超過(guò)600°C，或者保持時(shí)間超過(guò)500秒時(shí)，滲碳體過(guò)度地生成，或者貝氏體相變 過(guò)度進(jìn)行，貝氏體相增加。因此，最終得到的殘余奧氏體相的面積比率少，難以確保伸長(zhǎng)率， 或者馬氏體相的生成被抑制，難以確保900MPa以上的拉伸強(qiáng)度。由此，將再升溫加熱溫度 設(shè)定為600°C以下。此外，將該保持時(shí)間設(shè)定為500秒以下。優(yōu)選再升溫加熱溫度為500°C 以下。優(yōu)選該保持時(shí)間為180秒以下。因此，在上述冷卻停止后，加熱至350~600°C的溫 度范圍，保持10~500秒。
[0073] 合金化熱鍍鋅處理
[0074] 在上述再升溫加熱溫度下的保持后，進(jìn)行浸漬到熱鍍鋅浴中實(shí)施熱鍍鋅并加熱至 480~580°C實(shí)施合金化的合金化熱鍍鋅處理。鍍鋅按照常規(guī)方法進(jìn)行即可，例如，將鋼板 浸漬到以質(zhì)量％計(jì)含有Al量：0. 05~0. 25%的440~500°C的鍍鋅浴中后，通過(guò)氣體擦拭 等調(diào)整附著量來(lái)實(shí)施即可。接著，加熱至480°C~580°C，實(shí)施合金化處理。當(dāng)合金化處理 的溫度（合金化溫度）低于480°C時(shí)，合金化的進(jìn)行較慢，鍍層中的Fe含有率少，密合性等 鍍覆性差。由此，將合金化溫度設(shè)定為480°C以上。優(yōu)選合金化溫度為500°C以上。另一方 面，當(dāng)合金化溫度高于580°C時(shí)，滲碳體過(guò)量析出，并且最終得到的殘余奧氏體相的面積比 率減少，因此無(wú)法得到優(yōu)良的伸長(zhǎng)率。由此，將合金化溫度設(shè)定為580°C以下。優(yōu)選合金化 溫度為560°C以下。為了在確保TS900MPa以上的強(qiáng)度的同時(shí)得到優(yōu)良的伸長(zhǎng)率，將合金化 溫度設(shè)定為480°C以上且580°C以下的范圍。優(yōu)選為500°C以上且560°C以下的范圍。
[0075] 合金化處理后，沒(méi)有特別限定，只要通過(guò)空冷或氣體冷卻等常規(guī)方法冷卻至常溫 即可。此外，雖然沒(méi)有特別限定，但由于生產(chǎn)率的原因，包括上述合金化熱鍍鋅處理的最終 熱處理優(yōu)選使用具有連續(xù)退火爐的連續(xù)熱鍍鋅設(shè)備進(jìn)行。另外，為了調(diào)整表面粗糙度、形狀 矯正等，還可以對(duì)熱鍍鋅處理后的鋼板進(jìn)行表面光乳，或?qū)嵤┩坑?、涂覆等各種涂裝處理。
[0076] 此外，在本發(fā)明中，優(yōu)選在上述酸洗后、冷乳前，實(shí)施加熱至400~750°C的溫度范 圍的熱處理。在熱乳、酸洗后冷乳前實(shí)施的熱處理，在消除起因于熱乳組織的C、Mn等元素 的不均勻存在，形成以鐵素體相為母相、滲碳體微細(xì)分散的均勻組織，將最終熱處理后受C、 Mn等元素的不均勻存在的影響而過(guò)量生成的馬氏體相的面積比率控制在適當(dāng)范圍方面是 有效的。而且，對(duì)于消除馬氏體相以層狀存在的不均勻組織，得到更高的TS - El平衡、良好 的彎曲性來(lái)說(shuō)是有效的。為了得到上述作用，需要使熱乳、酸洗后的熱處理溫度為400°C以 上。優(yōu)選該熱處理溫度為450°C以上。然而，如果超過(guò)750°C，在鐵素體相和奧氏體相的雙 相區(qū)進(jìn)行熱處理，則在熱處理后再次成為C和Mn等元素不均勻存在的不均勻組織。這時(shí)， 由于從C和Mn不均勻存在的位置優(yōu)先生成馬氏體相，因此在最終熱處理后馬氏體相大量存 在，難以得到所希望的組織，難以得到TSXEl彡20000MPa ? %。由此，優(yōu)選將該熱處理溫度 設(shè)定為750°C以下。更優(yōu)選為700°C以下，進(jìn)一步優(yōu)選為650°C