的板厚。对于 酸洗的条件，没有特别限制，按照使用盐酸的酸洗等以往公知的方法进行即可。对于冷乳， 也没有特别限制，按照以往公知的方法进行即可。另外，冷乳的压下率没有特别限定，但优 选设定为30%以上，此外，优选设定为60%以下。因此，优选将冷乳的压下率设定为30~ 60%左右。
[0060] 对于冷乳后的钢板，进行加热至800~950°C的温度范围后再冷却的热处理，随 后进行如下热处理：加热至700~850°C的温度范围，以5~50°C /秒的冷却速度冷却至 100~300°C的温度范围，停止该冷却后，接着加热至350~600°C的温度范围，保持10~ 500秒，在该保持之后，浸渍到热镀锌浴中实施热镀锌，并加热至480~580°C实施合金化。
[0061] 冷乳后加热至800~950°C的温度范围后再冷却
[0062] 对冷乳后的钢板（冷乳板）实施热处理（退火）。当该热处理的温度低于800°C 时，热处理中的奥氏体百分率少，C、Mn向奥氏体中的分配进行，形成C和Mn浓度高的奥氏 体微细分散的状态。结果，由于C、Mn等元素的不均匀存在，在后述的最终热处理后，原来 C浓度高的区域优先形成马氏体相，因此马氏体相的面积比率变多，并且再次成为马氏体相 以层状存在的不均匀组织。因此，导致伸长率的下降，无法得到TSXEl彡20000MPa ? %。 由此，将对冷乳后的钢板实施的热处理（退火）的温度设定为800°C以上。优选该温度为 840°C以上。另一方面，如果热处理温度超过950°C而加热至奥氏体单相的温度范围，则由于 奥氏体粒径过度粗大化，最终得到的晶粒也过度粗大化，作为铁素体相的成核点的晶界减 少。结果，在之后的最终热处理中铁素体相的生成被抑制，回火马氏体相和马氏体相的面积 比率增加，导致伸长率的下降。由此，将对冷乳后的钢板实施的热处理（退火）的温度设定 为950°C以下。优选该温度为900°C以下。因此，将热处理温度（退火温度）设定为800°C 以上且950°C以下。优选为840°C以上且900°C以下的范围。
[0063] 对于退火后的冷却，没有特别规定，只要适当冷却至常温即可。需要说明的是，为 了促进贝氏体相变，生成所希望的残余奥氏体相，得到良好的伸长率，进而得到高TS - El 平衡，优选将退火后的冷却的冷却停止温度设定为300°C以上，更优选为350°C以上。此外， 优选将该冷却停止温度设定为500°C以下，更优选为450°C以下。因此，优选将冷却停止温 度设定为300~500°C的范围。此外，为了进行C向奥氏体相的富集，得到所希望的残余奥 氏体量，优选在该冷却停止温度范围中保持100秒以上，更优选保持200秒以上。此外，优 选将在该冷却停止温度范围中保持的时间设定为1000秒以下，更优选保持500秒以下。因 此，优选在该冷却停止温度范围中保持100~1000秒的范围。
[0064] 在上述冷乳后的热处理（退火）后，实施最终热处理。最终热处理是如下的热处 理：加热至700~850°C的温度范围，以5~50°C /秒的冷却速度冷却至100~300°C的温 度范围，停止冷却，也就是将冷却停止温度设定为100~300°C进行冷却，接着加热至350~ 600°C的温度范围，保持10~500秒，在该保持之后，浸渍到热镀锌浴中实施热镀锌，并加热 至480~580 °C实施合金化。
[0065] 最终热处理的热处理温度：700~850°C
[0066] 当最终热处理的热处理温度低于700°C时，热处理中的铁素体相的面积比率过度 增大，难以确保900MPa以上的TS。由此，将最终热处理的热处理温度设定为700°C以上。优 选该热处理温度为750°C以上。另一方面，如果最终热处理的热处理温度超过850°C，则热 处理中的奥氏体相的面积比率增加，热镀锌处理后钢板的铁素体相的面积比率少，铁素体 相以外的面积比率变多，难以确保伸长率。由此，将最终热处理的热处理温度设定为850°C 以下。优选该热处理温度为830°C以下。因此，将最终热处理的热处理温度设定为700°C以 上且850°C以下。更优选的热处理温度为750°C以上且830°C以下。
[0067] 冷却速度：5~50°C /秒
[0068] 从上述最终热处理温度起的冷却速度对于得到所希望的相的面积比率来说是重 要的。需要说明的是，在本发明中，该冷却速度是从最终热处理的热处理温度到冷却停止温 度的平均冷却速度。当该冷却速度小于5°C /秒时，过度地生成了铁素体相，过度地软质化， 因此难以确保900MPa以上的TS。由此，将该冷却速度设定为5°C /秒以上。优选该冷却速 度为KTC /秒以上。另一方面，如果该冷却速度超过50°C /秒，则铁素体相以外的面积比 率变多，过度地硬质化，因此伸长率下降。由此，将该冷却速度设定为50°C/秒以下。优选 该冷却速度为40°C /秒以下，更优选为30°C /秒以下。因此，将该冷却速度设定为5°C /秒 以上且50°C /秒以下的范围。优选为10°C /秒以上且40°C /秒以下，更优选为10°C /秒 以上且30°C /秒以下的范围。另外，该冷却优选为气体冷却，但并不需要特别规定，可以组 合炉冷、喷雾冷却、乳辊冷却、水冷等进行。
[0069] 冷却停止温度：100~300 °C
[0070] 当冷却停止温度低于100°C时，在冷却停止时过度地生成马氏体相。接着，通过之 后进行的向350~600°C的温度范围的加热（再升温加热）使马氏体相回火，最终得到的回 火马氏体相的面积比率增大，过度地硬质化，因此难以确保优良的伸长率。由此，将冷却停 止温度设定为l〇〇°C以上。优选冷却停止温度为150°C以上。另一方面，当冷却停止温度超 过300°C时，冷却停止时生成的马氏体相少，通过之后进行的向350~600°C的温度范围的 加热（再升温加热）使马氏体相回火，最终得到的回火马氏体相的面积比率过于变少。而 且，在该350~600 °C的温度范围中保持后，奥氏体量变多，在保持后冷却至室温的过程中 过度地生成硬质的马氏体相，过于高强度化，难以确保优良的伸长率。由此，将冷却停止温 度设定为300°C以下。优选冷却停止温度为250°C以下。因此，为了将铁素体相、贝氏体相、 马氏体相和残余奥氏体相的面积比率控制在所希望的范围，确保TS900MPa以上的拉伸强 度，同时得到优良的伸长率，将冷却停止温度设定为100°C以上且300°C以下的范围。优选 设定为100°C以上且250°C以下的范围，进一步优选设定为150°C以上且250°C以下的范围。
[0071] 加热至350~600°C的温度范围，保持10~500秒
[0072] 在上述冷却停止后，接着加热至350~600°C的温度范围（再升温加热）。当该加 热温度（也称为再升温加热温度）低于350°C，或者保持时间小于10秒时，无法得到规定量 的回火马氏体，最终在钢板中过度地生成硬质的马氏体相，钢板高强度化，难以确保优良的 伸长率。由此，将再升温加热温度设定为350°C以上。此外，将该保持时间设定为10秒以 上。优选再升温加热温度为370°C以上。优选该保持时间为20秒以上。另一方面，当再升 温加热温度超过600°C，或者保持时间超过500秒时，渗碳体过度地生成，或者贝氏体相变 过度进行，贝氏体相增加。因此，最终得到的残余奥氏体相的面积比率少，难以确保伸长率， 或者马氏体相的生成被抑制，难以确保900MPa以上的拉伸强度。由此，将再升温加热温度 设定为600°C以下。此外，将该保持时间设定为500秒以下。优选再升温加热温度为500°C 以下。优选该保持时间为180秒以下。因此，在上述冷却停止后，加热至350~600°C的温 度范围，保持10~500秒。
[0073] 合金化热镀锌处理
[0074] 在上述再升温加热温度下的保持后，进行浸渍到热镀锌浴中实施热镀锌并加热至 480~580°C实施合金化的合金化热镀锌处理。镀锌按照常规方法进行即可，例如，将钢板 浸渍到以质量％计含有Al量：0. 05~0. 25%的440~500°C的镀锌浴中后，通过气体擦拭 等调整附着量来实施即可。接着，加热至480°C~580°C，实施合金化处理。当合金化处理 的温度（合金化温度）低于480°C时，合金化的进行较慢，镀层中的Fe含有率少，密合性等 镀覆性差。由此，将合金化温度设定为480°C以上。优选合金化温度为500°C以上。另一方 面，当合金化温度高于580°C时，渗碳体过量析出，并且最终得到的残余奥氏体相的面积比 率减少，因此无法得到优良的伸长率。由此，将合金化温度设定为580°C以下。优选合金化 温度为560°C以下。为了在确保TS900MPa以上的强度的同时得到优良的伸长率，将合金化 温度设定为480°C以上且580°C以下的范围。优选为500°C以上且560°C以下的范围。
[0075] 合金化处理后，没有特别限定，只要通过空冷或气体冷却等常规方法冷却至常温 即可。此外，虽然没有特别限定，但由于生产率的原因，包括上述合金化热镀锌处理的最终 热处理优选使用具有连续退火炉的连续热镀锌设备进行。另外，为了调整表面粗糙度、形状 矫正等，还可以对热镀锌处理后的钢板进行表面光乳，或实施涂油、涂覆等各种涂装处理。
[0076] 此外，在本发明中，优选在上述酸洗后、冷乳前，实施加热至400~750°C的温度范 围的热处理。在热乳、酸洗后冷乳前实施的热处理，在消除起因于热乳组织的C、Mn等元素 的不均匀存在，形成以铁素体相为母相、渗碳体微细分散的均匀组织，将最终热处理后受C、 Mn等元素的不均匀存在的影响而过量生成的马氏体相的面积比率控制在适当范围方面是 有效的。而且，对于消除马氏体相以层状存在的不均匀组织，得到更高的TS - El平衡、良好 的弯曲性来说是有效的。为了得到上述作用，需要使热乳、酸洗后的热处理温度为400°C以 上。优选该热处理温度为450°C以上。然而，如果超过750°C，在铁素体相和奥氏体相的双 相区进行热处理，则在热处理后再次成为C和Mn等元素不均匀存在的不均匀组织。这时， 由于从C和Mn不均匀存在的位置优先生成马氏体相，因此在最终热处理后马氏体相大量存 在，难以得到所希望的组织，难以得到TSXEl彡20000MPa ? %。由此，优选将该热处理温度 设定为750°C以下。更优选为700°C以下，进一步优选为650°C