WO2018011978A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

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卓史 横山
邦夫 林
東　昌史
栄作 桜田
裕之 川田
玄紀 虻川
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新日鐵住金株式会社
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    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet having a high yield ratio and an ultra-high strength excellent in hydrogen embrittlement resistance. Specifically, the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet having a high yield ratio and an ultra-high strength excellent in hydrogen embrittlement resistance for automobiles, which is excellent in workability and is formed into various shapes mainly by press working or the like.
  • Hydrogen embrittlement is a phenomenon in which a steel member on which high stress is applied under usage conditions breaks with an additional stress that is less than the maximum tensile stress due to hydrogen entering from the environment.
  • Patent Document 1 a steel plate surface layer is decarburized to soften it by increasing the ferrite volume fraction of the steel plate surface layer, and the structure inside the steel plate is mainly composed of ferrite, and a small amount of martensite having fine blocks is provided.
  • a technique relating to a high-strength steel sheet that achieves both high strength and hydrogen embrittlement resistance by dispersing is disclosed.
  • the steel sheet described in Patent Document 1 contains a considerable amount of ferrite, which is a soft structure, it is not preferable for obtaining a high yield ratio.
  • Patent Document 2 discloses a technique relating to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that achieves both workability and hydrogen embrittlement resistance by appropriately controlling the average grain size and aspect ratio as the form of ferrite.
  • the steel sheet described in Patent Document 2 also contains a certain amount of ferrite, which is a soft structure, and therefore is not preferable for obtaining a high yield ratio.
  • Patent Document 3 hydrogen embrittlement resistance is improved by making the steel structure a martensite main structure and further depositing carbides such as Nb, V, Cr, Ti, and Mo to form hydrogen trap sites.
  • carbides such as Nb, V, Cr, Ti, and Mo.
  • a technique relating to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet is disclosed. However, even in the steel sheet described in Patent Document 3, a high yield ratio is not considered.
  • Patent Document 4 discloses a technique related to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet in which the steel structure is a bainite-based structure and the retained austenite is limited to less than 4% to improve hydrogen embrittlement resistance.
  • bainite produced in the hot dip galvanizing process is often upper bainite due to its holding temperature range.
  • Upper bainite is a structure inferior in toughness as compared with tempered martensite and lower bainite, and therefore, a steel sheet mainly composed of upper bainite has a concern about a decrease in toughness.
  • An object of the present invention is to provide a hot-dip galvanized steel sheet that is excellent in hydrogen embrittlement resistance and can obtain high tensile strength and yield ratio.
  • the present inventors diligently studied a method for obtaining a hot-dip galvanized steel sheet that is excellent in hydrogen embrittlement resistance and can obtain a high tensile strength, for example, a tensile strength of 1300 MPa or more, and a high yield ratio, for example, a yield ratio of 75% or more. As a result, the following knowledge was obtained.
  • the area ratio of ferrite and upper bainite is limited to a predetermined area ratio or less, and the structure is mainly composed of martensite.
  • B In order to prevent hydrogen embrittlement cracks from propagating along the prior austenite grain boundaries, a certain amount or more of B, which is a grain boundary strengthening element, is contained, and an average effective crystal grain size such as martensite is predetermined.
  • the particle size is controlled below.
  • the area ratio of martensite having Fe carbide of a predetermined number density or more in all martensite is 50% or more.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • V 0.001 to 0.50%
  • Nb 0.001 to 0.10%
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing the heat treatment and plating steps employed in Example 1.
  • FIG. 2 is a diagram schematically showing the heat treatment and plating steps employed in Example 2.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing the heat treatment and plating steps employed in Example 1.
  • the chemical composition of the hot-dip galvanized steel sheet and the slab used for manufacturing the same according to an embodiment of the present invention will be described. Although details will be described later, the hot dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention is manufactured through hot rolling, cold rolling, continuous annealing, hot dip galvanizing treatment, tempering, and the like of the slab. Therefore, the chemical composition of the hot dip galvanized steel sheet and the slab considers not only the characteristics of the hot dip galvanized steel sheet but also these treatments.
  • “%”, which is a unit of content of each element contained in a hot dip galvanized steel sheet means “mass%” unless otherwise specified.
  • the hot dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0.14 to 0.3%, Si: 0.001 to 2.0%, Mn: 2.0 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, Al: 0.001 to 1.0%, Ti: 0.001 to 0.10%, B: 0.0.
  • C is an essential element for obtaining a desired tensile strength. If it is less than 0.14%, the desired tensile strength cannot be obtained. Preferably it is 0.17% or more. On the other hand, if it exceeds 0.3%, hydrogen embrittlement resistance and weldability deteriorate, so the content is made 0.3% or less. Preferably it is 0.25% or less, More preferably, it is 0.22% or less.
  • Si is an element effective for increasing the strength of a steel sheet. If it is less than 0.001%, the effect of addition does not appear, so the content is made 0.001% or more. Preferably it is 0.010% or more. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the wettability with galvanizing and the alloying speed are lowered. Further, since Si is a ferrite-forming element, it is difficult to reduce the area ratio of polygonal ferrite to 10% or less when the Si content exceeds 2.0%. Therefore, the Si content is 2.0% or less. Preferably it is 1.50% or less, More preferably, it is 0.90% or less, More preferably, it is 0.50% or less.
  • Mn is a strong austenite stabilizing element and is an effective element for improving the hardenability of the steel sheet. If it is less than 2.0%, the effect of addition is not sufficiently exhibited, so the content is made 2.0% or more. Preferably it is 2.2% or more. On the other hand, if it exceeds 4.0%, the hydrogen embrittlement resistance decreases, so the content is made 4.0% or less. Preferably it is 3.5% or less, More preferably, it is 3.0% or less.
  • P is a solid solution strengthening element and is an element effective for increasing the strength of a steel sheet. However, if it exceeds 0.05%, weldability and toughness deteriorate, so 0.05% or less. Preferably it is 0.02% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but practically, about 0.001% is a practical lower limit.
  • S is an impurity element, and a smaller element is a more preferable element. If it exceeds 0.01%, MnS is formed in the steel and the toughness and hole expansibility are deteriorated. Preferably it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.002% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but practically, about 0.0001% is a practical lower limit.
  • N is an impurity element, and the smaller the better. If it exceeds 0.01%, coarse nitrides are formed in the steel and the hole expanding property is lowered, so the content is made 0.01% or less. Preferably it is 0.005% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but practically, about 0.001% is a practical lower limit.
  • Al 0.001 to 1.00%
  • Al is an element added for deoxidation. If it is less than 0.001%, the effect of addition does not appear, so the content is made 0.001% or more. Preferably it is 0.010% or more. On the other hand, if it exceeds 1.00%, the effect of addition is saturated and the cost increases, and the transformation temperature of the steel rises and the load during hot rolling increases, so the content is made 1.00% or less. Preferably it is 0.50% or less, More preferably, it is 0.20% or less.
  • Ti forms TiN in the steel to fix N and suppress the formation of BN, which is a decrease in hardenability, and also refines the austenite grain size during heating to improve toughness and hydrogen embrittlement resistance. It is an element that contributes to improvement. If it is less than 0.001%, the effect of addition does not appear, so the content is made 0.001% or more. Preferably it is 0.010% or more. On the other hand, if it exceeds 0.10%, coarse Ti carbide is generated, and the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the steel sheet are lowered, so the content is made 0.10% or less. Preferably it is 0.07% or less.
  • B segregates at the austenite grain boundary during heating of the steel sheet, stabilizes the austenite grain boundary and enhances the hardenability of the steel, and increases the grain boundary strength, contributing to the improvement of the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the steel sheet. Element. If it is less than 0.0001%, the effect of addition does not appear, so the content is made 0.0001% or more. Preferably it is 0.0006% or more, More preferably, it is 0.0011% or more.
  • borides are generated and the hardenability of the steel is hindered.
  • it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.004% or less.
  • Mo, Cr, Ni, Cu, V, Nb, Ca, Mg, and REM are not essential elements, but are arbitrary elements that may be appropriately contained in steel plates and steels up to a predetermined amount.
  • Mo is an element that contributes to the improvement of the hardenability of the steel sheet and also contributes to the formation of the required structure by delaying the bainite transformation that occurs during the cooling-plating immersion after heating in the annealing process. Mo is an element that contributes to improving toughness and hydrogen embrittlement resistance by refining the grain size of austenite during heating. Therefore, Mo may be contained. If the Mo content is less than 0.001%, the effect of addition does not appear, so the Mo content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.050% or more.
  • Mo content exceeds 0.50%, the effect of addition is saturated and the manufacturing cost increases, so the Mo content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less. That is, “Mo: 0.001 to 0.50%” is preferably satisfied.
  • Cr, Ni, and Cu are all effective elements for increasing the strength of the steel sheet. Therefore, Cr, Ni, or Cu, or any combination thereof may be contained. If Cr, Ni, or Cu is contained in an amount of less than 0.001%, the effect of addition is not manifested, so that the content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.80%, the Ni content exceeds 1.00%, or the Cu content exceeds 1.00%, the additive effect is saturated and the manufacturing cost increases. To do.
  • the Cr content is 0.80% or less
  • the Ni content is 1.00% or less
  • the Cu content is 1.00% or less
  • the Cr content is 0.50% or less
  • the Ni content is 0.50% or less
  • the Cu content is 0.50% or less. That is, “Cr: 0.001 to 0.80%”, “Ni: 0.001 to 1.00%”, “Cu: 0.001 to 1.00%”, or any combination thereof holds. It is preferable.
  • V and Nb are elements that form carbides and contribute to increasing the strength of the steel sheet. Therefore, V or Nb or both of them may be contained. If any element has a content of less than 0.001%, the effect of addition does not appear. Therefore, both the V content and the Nb content are preferably 0.001% or more, and more preferably the V content. The amount is 0.030% or more, and the Nb content is 0.005% or more.
  • the V content exceeds 0.50% or the Nb content exceeds 0.10%, the effect of addition is saturated and the cost increases, so the V content is 0.50% or less.
  • the Nb content is 0.10% or less, preferably the V content is 0.30% or less, and the Nb content is 0.05% or less. That is, it is preferable that “V: 0.001 to 0.50%”, “Nb: 0.001 to 0.10%”, or both of these hold.
  • Ca, Mg, and REM contribute to fine dispersion of inclusions in the steel. Bi also reduces microsegregation of substitutional alloy elements such as Mn and Si in steel. All are elements that contribute to the improvement of the toughness and workability of the steel sheet. Therefore, Ca, Mg, REM, or Bi, or any combination thereof may be contained. In any element, if the content is less than 0.0001%, the effect of addition does not appear, so the content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • any element exceeds 0.01%, the ductility is inhibited, so the content is made 0.01% or less, preferably 0.005% or less. That is, “Ca: 0.0001 to 0.01%”, “Mg: 0.0001 to 0.01%”, “REM: 0.0001 to 0.01%”, or “Bi: 0.0001 to 0” .01% "or any combination thereof is preferred.
  • % which is a unit of the ratio of phases or structures constituting the steel structure, means an area ratio (%) in an arbitrary cross section unless otherwise specified.
  • the hot dip galvanized steel sheet according to the embodiment of the present invention is in area ratio, polygonal ferrite: 10% or less, upper bainite: 20% or less, retained austenite: 5% or less, martensite: 70% or more, 1 ⁇ 10 6 / Mm 2 Martensite having Fe carbide at a number density of not less than 2 : It has a steel structure represented by 50% or more of the total martensite and an average effective crystal grain size of 5.0 ⁇ m or less.
  • polygonal ferrite 10% or less
  • upper bainite 20% or less
  • the steel sheet becomes soft and it becomes difficult to obtain a yield ratio of 75% or more. Is 20% or less.
  • the polygonal ferrite is 5% or less and the upper bainite is 10% or less.
  • martensite 70% or more If the martensite content is less than 70%, the required strength cannot be ensured. Preferably it is 80% or more.
  • Calculating the area ratio of the steel structure is as follows. Regarding the area ratio of polygonal ferrite, upper bainite, pearlite, cementite, martensite, and tempered martensite, cut the steel sheet in the rolling direction, reveal the steel structure with nital solution, and 1/8 ⁇ The 3/8 thickness position was photographed with a scanning electron microscope (magnification: 5000 times, 10 fields of view), and the average value calculated by the point counting method from the obtained tissue photograph is taken as the area ratio.
  • X-ray diffraction is performed with a 1 / 4-thickness surface of the steel sheet as the observation surface, and the value calculated from the peak area ratio of bcc and fcc is defined as the area ratio.
  • a martensite contained in the steel structure has a number density of 1.0 ⁇ 10 6 / mm in a region of 50% or more in area ratio.
  • the martensite has two or more Fe carbides.
  • the martensite having Fe carbide of number density 1.0 ⁇ 10 6 / mm 2 or more is less than 50% of the total martensite, it is difficult to obtain a yield ratio of 75% or more.
  • Martensite having Fe carbide of 0 ⁇ 10 6 / mm 2 or more is made 50% or more. Preferably it is 65% or more.
  • the Fe carbide number density is 1.0 ⁇ 10 6 / mm 2. That's it.
  • it is 5.0 ⁇ 10 6 / mm 2 or more.
  • the number density of Fe carbides present in martensite a section in the rolling direction of the steel sheet is cut out, the steel structure is revealed with a nital solution, and the 1/8 to 3/8 thickness position in the appearing steel structure is scanned with a scanning electron. Photographed with a microscope (magnification: 5000 times, 10 fields of view), the number of Fe carbides was measured in the obtained structure photograph, and the number density was calculated.
  • the effective crystal grain size means the size (grain size) of a region (described later) surrounded by a grain boundary having a crystal orientation difference of 10 ° or more. For example, in martensite, it corresponds to the block particle size.
  • the average effective crystal grain size is set to 5.0 ⁇ m or less. If the average effective crystal grain size exceeds 5.0 ⁇ m, the grain boundary area of the large-angle grain boundary decreases and the hydrogen embrittlement resistance decreases, so the average effective crystal grain size is set to 5.0 ⁇ m or less. Preferably it is 4.0 micrometers or less.
  • the average effective crystal grain size is measured by an EBSP-OIM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy) method.
  • EBSP-OIM Electro Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy
  • a highly inclined sample is irradiated with an electron beam in a scanning electron microscope (SEM), and a Kikuchi pattern formed by backscattering is photographed with a high sensitivity camera.
  • SEM scanning electron microscope
  • Kikuchi pattern formed by backscattering is photographed with a high sensitivity camera.
  • the crystal orientation of the irradiation point is measured in a short waiting time by image processing by a computer.
  • the EBSP-OIM method can quantitatively analyze the microstructure and crystal orientation of a steel structure.
  • the resolution in the EBSP-OIM method depends on the resolution of the SEM, but can be analyzed with a minimum resolution of 20 nm.
  • a grain boundary of steel is defined with a threshold of 10 ° in order to recognize a block boundary that can become an effective grain boundary, and the crystal grain is visualized in an image in which a grain boundary having an orientation difference of 10 ° or more is mapped. The average crystal grain size is obtained.
  • the average dislocation density of the entire steel should be 1.0 ⁇ 10 15 / m 2 to 1.0 ⁇ 10 16 / m 2. Is preferred. Since dislocations contribute to the strengthening of the material, it is better to contain a large amount from the viewpoint of increasing the strength, but a smaller amount is preferable from the viewpoint of hydrogen embrittlement characteristics.
  • the average dislocation density is less than 1.0 ⁇ 10 15 / m 2 , a tensile strength of 1300 MPa or more cannot be obtained, and therefore, preferably 1.0 ⁇ 10 15 / m 2 or more, more preferably 5.0 ⁇ . 10 15 / m 2 or more.
  • the average dislocation density exceeds 1.0 ⁇ 10 16 / m 2 , the amount of invading hydrogen in the steel increases due to the interaction between dislocations in the steel and hydrogen, and the hydrogen embrittlement resistance deteriorates.
  • 1.0 ⁇ 10 16 / m 2 or less Preferably 1.0 ⁇ 10 16 / m 2 or less, more preferably 0.5 ⁇ 10 16 / m 2 or less.
  • the average dislocation density of the entire steel was determined according to the method described in “Method for evaluating dislocation density using X-ray diffraction” in non-patent document “CAMP-ISIJ Vol.17 (2004) p.396” (110 ) ⁇ , (211) ⁇ , (220) The average dislocation density is calculated from the half width of ⁇ .
  • a tensile strength of 1300 MPa or more, a yield ratio of 75% or more, and excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained.
  • the tensile strength is less than 1300 MPa, it may be difficult to ensure weight reduction and collision safety, so that a tensile strength of 1300 MPa or more is preferable, and a tensile strength of 1350 MPa or more may be obtained. More preferred.
  • the yield ratio is less than 75%, it may be difficult to ensure collision safety. Therefore, a yield ratio of 75% or more is preferably obtained, and a yield ratio of 80% or more is obtained. preferable.
  • the amount of solute B is preferably 0.0010% by mass or more, and the prior austenite particle size is preferably 1.0 ⁇ m to 7.0 ⁇ m.
  • Solid solution B contributes to the improvement of the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the steel sheet by increasing the grain boundary strength of the prior austenite grains.
  • the amount of solute B is preferably 0.0010% by mass or more, and more preferably 0.0015% by mass or more.
  • the prior austenite particle size is preferably 1.0 ⁇ m or more, and preferably 2.0 ⁇ m or more.
  • the prior austenite grain size is preferably 7.0 ⁇ m or less.
  • the amount of solid solution B can be calculated by subtracting the mass of B contained in precipitates such as boronized products from the total mass of B contained in the hot-dip galvanized steel sheet.
  • the mass of B contained in the precipitate can be obtained by measuring the mass of the B precipitate by the extraction residue method and converting this to the mass of B contained in the B precipitate.
  • Non-Patent Document 2 describes a method for quantifying B precipitates in the extraction residue method.
  • the product of the amount of dissolved B and the prior austenite grain size is 0.0010% by mass or more.
  • the product of the amount of solute B and the prior austenite grain size is 0.0010 mass% ⁇ ⁇ m or more, particularly excellent hydrogen embrittlement resistance is exhibited. It became clear that it was obtained.
  • Slab heating temperature shall be 1180 °C or higher.
  • the slab heating temperature is less than 1180 ° C., the boron compound in the slab cannot be sufficiently dissolved, and a sufficient amount of solid solution boron cannot be secured.
  • a slab obtained by continuous casting, a slab produced by an ingot casting method, or a slab cast by a thin slab casting method can be used.
  • the slab may be supplied to a hot rolling facility while being kept at a temperature of 1180 ° C. or higher after casting, or may be heated to a temperature below 1180 ° C., for example, room temperature, and then heated to be used for a hot rolling facility.
  • the temperature is 1050 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower, and the total rolling reduction is 50% or higher. This is because sufficient recrystallization occurs during hot rolling to make the structure of the hot rolled steel sheet homogeneous.
  • the total rolling reduction from the first pass to the second pass from the first pass performed at a temperature of 1050 ° C. or less is set to 60% or more and 95% or less, and the rolling rate of the final pass is set to 5% or more and 30% or less,
  • the temperature of the final pass is set to 880 ° C. or higher and 980 ° C. or lower. If the total rolling reduction from the first pass performed at a temperature of 1050 ° C. or lower to the second pass from the last is over 95% or the rolling rate of the final pass is over 30%, boron during finish rolling The precipitation of the chemical compound is promoted, and a sufficient amount of solid solution boron cannot be secured.
  • Cooling is performed after 1 second or more has elapsed from the end of finish rolling, and is cooled to a temperature of 450 ° C. or more and 700 ° C. or less at a cooling rate of 5 ° C./second or more and 50 ° C./second or less, and winding is performed at that temperature.
  • the cooling is started before 1 second or more has elapsed from the end of finish rolling, the austenite is not sufficiently recrystallized, and anisotropy becomes apparent.
  • the cooling rate is less than 5 ° C./second, ferrite transformation in a high temperature range is promoted, the structure of the hot-rolled steel sheet is coarsened, and a desired effective crystal grain size cannot be obtained.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly set, but it is difficult to set the upper limit of 50 ° C./second or more.
  • the coiling temperature exceeds 700 ° C., the structure of the hot-rolled steel sheet becomes coarse, and a desired effective crystal grain size cannot be obtained, or precipitation of boronated products is promoted, so that a sufficient amount of solid solution boron cannot be secured. To do.
  • the coiling temperature is less than 450 ° C., the strength of the hot-rolled steel sheet becomes excessive and subsequent cold rolling becomes difficult.
  • the winding temperature is preferably 500 ° C. or higher and 650 ° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet is pickled according to a conventional method. You may perform the skin pass rolling of a hot-rolled steel plate. Skin pass rolling can correct the shape and improve pickling properties.
  • the rolling reduction is 20% or more and 80% or less. If the rolling reduction is less than 20%, fine austenite grains cannot be obtained in annealing. On the other hand, if the rolling reduction is over 80%, the rolling load becomes excessive and the load on the cold rolling mill increases.
  • the rolling reduction is preferably 30% or more and 70% or less.
  • the average heating rate in the temperature range of 700 ° C. or more and Ac 3 points or less is set to 0.1 ° C./second or more and 10 ° C./second or less.
  • the average heating rate is set to 10 ° C./second or less, segregation of boron elements to the austenite grain boundaries can be promoted.
  • the average heating rate is less than 0.1 ° C./second, it takes a long time to heat the steel sheet, and the productivity is impaired.
  • the average cooling rate from the holding temperature to 650 ° C. is 0.5 ° C./second or more. If this average cooling rate is less than 0.5 ° C./second, ferrite transformation proceeds excessively, and the area ratio of polygonal ferrite may exceed 10%.
  • the average cooling rate from 650 ° C. to 450 ° C. or more and 600 ° C. or less is 3 ° C./second or more. When the average cooling rate is less than 3 ° C./second, the ferrite transformation proceeds excessively, and the area ratio of polygonal ferrite may exceed 10%. When cooling is continued to a temperature of less than 450 ° C.
  • Cooling at an average cooling rate of 3 ° C./second or higher is preferably stopped at 470 ° C. or higher.
  • cooling at an average cooling rate of 3 ° C./second or more is stopped at over 600 ° C., ferrite formation is promoted thereafter, and the ferrite area ratio may exceed 10%.
  • the average cooling rate from the holding temperature to a temperature of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower may be 3 ° C./second or higher.
  • the holding time starts from cooling at an average cooling rate of 3 ° C./second or higher for continuous annealing, the holding temperature is 450 ° C. to 600 ° C., and the holding time is 1 second to 1000 seconds.
  • the holding temperature is less than 450 ° C., the formation of upper bainite is promoted, and when the holding temperature exceeds 600 ° C., the formation of ferrite is promoted.
  • the holding time exceeds 1000 seconds, the upper bainite is excessively generated.
  • the holding time is preferably 500 seconds or shorter, more preferably 100 seconds or shorter. Setting the holding time to less than 1 second is difficult in actual operation.
  • the plating bath may contain impurities such as Fe, Si, Al, Mg, Mn, Cr, Ti and Pb.
  • the temperature of the plating bath is 420 ° C. or more and 500 ° C. or less
  • the penetration plate temperature of the steel plate is 420 ° C. or more and 500 ° C. or less
  • the immersion time is 5 seconds or less
  • the basis weight is 25 g / m 2 or more and 75 g / m 2 or less per side. To do.
  • the basis weight can be controlled by a known method such as gas wiping.
  • the process temperature is controlled and cooled.
  • the treatment temperature for the alloying treatment is 480 ° C. or more and 600 ° C. or less.
  • the treatment temperature is preferably 500 ° C. or higher.
  • the treatment temperature is preferably 580 ° C. or lower.
  • the average cooling rate in this cooling is 5 ° C./second or more.
  • bainite is excessively generated, and it may be difficult to obtain a desired microstructure.
  • the cooling stop temperature at an average cooling rate of 5 ° C./second or higher is preferably (Ms point ⁇ 120) ° C. or lower.
  • tempering holding is performed in a temperature range of 200 ° C. or higher and 400 ° C. or lower for 5 seconds or more and 500 seconds or less.
  • the holding temperature is less than 200 ° C. or the holding time is less than 5 seconds, tempering is insufficient, and as a result, all martensite having Fe carbide with a number density of 1 ⁇ 10 6 / mm 2 or more is obtained.
  • the martensite may be less than 50%, or the average dislocation density may exceed 1.0 ⁇ 10 16 / m 2 .
  • the holding temperature is preferably 220 ° C. or higher. On the other hand, if the holding temperature exceeds 400 ° C.
  • tempering becomes excessive, and as a result, sufficient tensile strength cannot be obtained.
  • the holding temperature is preferably 350 ° C. or lower. Tempering may be performed as a series of heat treatments in a hot dip galvanizing line, or may be performed as a heat treatment using a heat treatment apparatus after being wound at room temperature after the hot dip galvanizing treatment.
  • the temperature at an average cooling rate of 5 ° C./second or higher in the alloying treatment is 200 ° C. or higher and 400 ° C. or lower
  • the temperature is kept in the temperature range of 200 ° C. or higher and 400 ° C. or lower for 5 seconds or longer and 500 seconds or shorter. Also good.
  • the cooling stop temperature at an average cooling rate of 5 ° C./second or more in the alloying treatment is less than 200 ° C.
  • the alloy is heated to a temperature of 200 ° C. to 400 ° C.
  • the heating rate at this time is preferably 1 ° C./second or more from the viewpoint of productivity.
  • Alloying treatment may be omitted.
  • the steel sheet discharged from the plating bath is cooled to a temperature of (Ms point ⁇ 80 ° C.) or less at an average cooling rate of 5 ° C./second or more, and then is heated to a temperature range of 200 ° C. or more and 400 ° C. or less for 500 seconds or more for 500 seconds. Temper holding for less than 2 seconds.
  • the temperature when discharged from the plating bath is 200 ° C. or higher and 360 ° C. or lower, the temperature is kept in the temperature range of 200 ° C. or higher and 400 ° C. or lower for tempering for 5 seconds or more and 500 seconds or less. May be.
  • the temperature when discharged from the plating bath is less than 200 ° C., it is heated to a temperature of 200 ° C. or more and 400 ° C. or less for tempering.
  • the heating rate at this time is preferably 1 ° C./second or more from the viewpoint of productivity.
  • Temper rolling may be performed after the hot dip galvanizing treatment.
  • temper rolling for example, the flatness of the steel sheet can be corrected, or the surface roughness can be adjusted.
  • the elongation by temper rolling is preferably 2% or less in order to avoid deterioration of ductility.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Example 1 Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted to form a slab, and the slab was hot-rolled under the hot rolling conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3 mm.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled under the cold-rolling conditions (rolling rate) shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • a blank in Table 1 indicates that the content of the element was less than the detection limit, and the balance is Fe and impurities.
  • the underline in Table 1 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heat treated under the heat treatment conditions shown in FIG. 1 and Table 3, and then hot dip galvanized under the plating conditions shown in FIG. 1 and Table 3. Further, alloying treatment, secondary cooling, reheating, and tertiary cooling were performed under the conditions shown in FIG. 1 and Table 3 to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was taken in a direction perpendicular to the rolling direction, a tensile test was performed, and tensile strength (TS) and total elongation (EL) were measured.
  • the hole expansion ratio ( ⁇ ) was measured according to the “JFS T 1001 Hole Expansion Test Method” of the Japan Iron and Steel Federation standard. Furthermore, the steel structure was identified according to the above-mentioned method.
  • test piece punched to 30 mm ⁇ with a clearance of 10% was collected from the obtained galvannealed steel sheet, and the punched test piece was immersed in a pH 1 hydrochloric acid aqueous solution for a maximum of 24 hours.
  • the punched end face of the test piece was observed every 3 hours to observe the presence or absence of cracks. Those in which no cracks were observed after 12 hours of immersion were considered acceptable.
  • Tables 4 and 5 (continuation of Table 4) show the results obtained.
  • the underline in Table 4 or Table 5 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • the steel structure is within the scope of the present invention, the tensile strength of 1300 MPa or more, the yield ratio (YR) of 75% or more, and the good hydrogen embrittlement resistance. Has been obtained.
  • desired mechanical properties are not obtained.
  • Example 2 A part of the steel sheet having the chemical composition shown in Table 1 was hot-rolled under the hot rolling conditions shown in Table 6 to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3 mm. The hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled under the cold rolling conditions (rolling ratio) shown in Table 6 to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to heat treatment under the heat treatment conditions shown in FIG. 2 and Table 7 and then hot dip galvanized under the plating conditions shown in FIG. 2 and Table 7. Furthermore, secondary cooling, reheating, and tertiary cooling were performed under the conditions shown in FIG. 2 and Table 7 to obtain a hot dip galvanized steel sheet.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was taken in a direction perpendicular to the rolling direction, a tensile test was performed, and tensile strength (TS) and total elongation (EL) were measured.
  • the hole expansion ratio ( ⁇ ) was measured according to the “JFS T 1001 Hole Expansion Test Method” of the Japan Iron and Steel Federation standard.
  • the steel structure was identified according to the method described above.
  • test piece punched to 30 mm ⁇ with a clearance of 10% was collected from the obtained hot-dip galvanized steel sheet, and the punched test piece was immersed in a pH 1 hydrochloric acid aqueous solution for a maximum of 24 hours.
  • the punched end face of the test piece was observed every 3 hours to observe the presence or absence of cracks. Those in which no cracks were observed after 12 hours of immersion were considered acceptable.
  • the tensile strength is 1300 MPa or more, and 75% or more. Yield ratio (YR) and good hydrogen embrittlement resistance are obtained.
  • the present invention can be used, for example, in industries related to steel sheets suitable for automobile bodies and parts.

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Abstract

溶融亜鉛めっき鋼板は所定の化学組成を有し、面積率で、ポリゴナルフェライト：１０％以下、上部ベイナイト：２０％以下、残留オーステナイト：５％以下、マルテンサイト：７０％以上、１×１０６／ｍｍ２以上の個数密度でＦｅ炭化物を有するマルテンサイト：全マルテンサイトに対して５０％以上、かつ、平均有効結晶粒径：５．０μｍ以下で表される鋼組織を有する。

Description

溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、耐水素脆性に優れた高降伏比かつ超高強度の溶融亜鉛めっき鋼板に関する。具体的には、主としてプレス加工等により様々な形状に成形される、加工性に優れた自動車用の耐水素脆性に優れた高降伏比かつ超高強度の溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
　近年、地球温暖化対策として温室効果ガスの排出量を規制する観点から、自動車の燃費向上が求められている。そこで、車体を軽量化するとともに衝突安全性を確保するために、高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。また、防錆性が要求される部位には、溶融亜鉛めっきを施した超高強度鋼板が求められる。
　特に、最近では、引張強度１３００ＭＰａ以上の超高強度鋼板及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板のニーズが高まりつつある。さらに、衝突時の変形を抑制することが求められる部材には、高い降伏比を有する超高強度鋼板が求められる。
　しかし、引張強度が１３００ＭＰａを超える超高強度鋼板の適用にあたっては、鋼板の水素脆化を解決する必要がある。水素脆化とは、使用状況下において高い応力が作用している鋼部材が、環境から侵入する水素に起因して、引張最大応力以下の付加応力で破壊する現象である。
　一般に、鋼板の耐水素脆性は、鋼板の引張強度が上昇するほど劣化するが、このメカニズム自体は未だ明確にはなっていない。
　これまでにも、鋼板の水素脆性を改善しようとする種々の試みがなされてきた。その検討事例を以下に示す。
　特許文献１には、鋼板表層を脱炭処理して鋼板表層のフェライト体積率の増加により軟質化させ、かつ、鋼板内部の組織をフェライト主体とし、さらに、微細なブロックを有する少量のマルテンサイトを分散させることにより、高強度化と耐水素脆性とを両立させた高強度鋼板に関する技術が開示されている。しかし、特許文献１に記載の鋼板は、軟質組織であるフェライトを相当量含有するので、高降伏比を得るには好ましくない。
　特許文献２には、フェライトの形態として平均粒径及びアスペクト比を適切に制御して、加工性と耐水素脆性とを両立させた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。しかし、特許文献２に記載の鋼板においても、軟質組織であるフェライトを一定量含有するので、高降伏比を得るには好ましくないと予想される。
　特許文献３には、鋼組織をマルテンサイト主体組織とし、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、及び、Ｍｏ等の炭化物を析出させて、水素トラップサイトとすることにより、耐水素脆性を改善した高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。しかし、特許文献３に記載の鋼板においても、高降伏比は考慮されていない。
　特許文献４には、鋼組織をベイナイト主体組織とし、さらに、残留オーステナイトを４％未満に制限して、耐水素脆性を向上させた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
　しかし、溶融亜鉛めっき工程において生成されるベイナイトは、その保持温度域から、上部ベイナイトである場合が多い。上部ベイナイトは、焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトと比較して、靭性に劣る組織であるので、上部ベイナイトを主体組織とする鋼板では、靭性の低下が懸念される。
国際公開第２０１１／０６５５９１号 特開２０１０－１２６７８７号公報 特開２００４－３２３９５１号公報 特開平０６－１４５８９３号公報 特開２０１３－１４４８３０号公報 特開２００９－２０３５４９号公報 国際公開第２０１３／０４７８２１号 国際公開第２０１３／０４７７５５号 国際公開第２０１１／０６５５９１号 特開平１０－００１７４０号公報 特開平０９－１１１３９８号公報 特開平０６－１４５８９１号公報 国際公開第２０１１／１０５３８５号明細書 特開２００７－１９７８１９号公報
ＣＡＭＰ－ＩＳＩＪ　Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６ 鉄と鋼，ｖｏｌ．７４（１９８８），ｐ．２３５３
　本発明は、耐水素脆性に優れ、高い引張強度及び降伏比を得ることができる溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、耐水素脆性に優れ、高い引張強度、例えば１３００ＭＰａ以上の引張強度、及び高い降伏比、例えば７５％以上の降伏比を得ることができる溶融亜鉛めっき鋼板を得る手法について鋭意検討した結果、以下の知見を得るに至った。
　（ａ）フェライト及び上部ベイナイトの面積率を所定の面積率以下に制限し、マルテンサイト主体の組織とする。
　（ｂ）水素脆化割れが旧オーステナイト粒界に沿って進展することを抑制するため、粒界強化元素であるＢを一定量以上含有させるとともに、マルテンサイトなどの平均有効結晶粒径を、所定の粒径以下に制御する。
　（ｃ）全マルテンサイトに占める所定の個数密度以上のＦｅ炭化物を有するマルテンサイトの面積率を５０％以上とする。
　（ａ）、（ｂ）、及び、（ｃ）を全て満足した場合、所望とする機械特性と耐水素脆性とを達成することができることを見出した。
　本発明は上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ　：０．１４～０．３％、
　Ｓｉ：０．００１～２．０％、
　Ｍｎ：２．０～４．０％、
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ｎ　：０．０１％以下、
　Ａｌ：０．００１～１．０％、
　Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
　Ｂ　：０．０００１～０．０１％、
　Ｍｏ：０～０．５０％、
　Ｃｒ：０～０．８０％、
　Ｎｉ：０～１．００％、
　Ｃｕ：０～１．００％、
　Ｖ　：０～０．５０％、
　Ｎｂ：０．０～０．１０％、
　Ｃａ：０．００～０．０１％、
　Ｍｇ：０．００～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．００～０．０１％、
　Ｂｉ：０．００～０．０１％、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
　で表される化学組成を有し、
　面積率で、
　ポリゴナルフェライト：１０％以下、
　上部ベイナイト：２０％以下、
　残留オーステナイト：５％以下、
　マルテンサイト：７０％以上、
　１×１０６／ｍｍ２以上の個数密度でＦｅ炭化物を有するマルテンサイト：全マルテンサイトに対して５０％以上、かつ、
　平均有効結晶粒径：５．０μｍ以下、
　で表される鋼組織を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
　（２）
　固溶Ｂ量が０．００１０質量％～０．０１００質量％であり、旧オーステナイト粒径が１．０μｍ～７．０μｍであることを特徴とする（１）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
　（３）
　固溶Ｂ量と旧オーステナイト粒径との積が０．００１０質量％・μｍ以上であることを特徴とする（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
　（４）
　前記化学組成において、
　Ｍｏ：０．００１～０．５０％
が成り立つことを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
　（５）
　前記化学組成において、
　Ｃｒ：０．００１～０．８０％、
　Ｎｉ：０．００１～１．００％、若しくは
　Ｃｕ：０．００１～１．００％
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
　（６）
　前記化学組成において、
　Ｖ：０．００１～０．５０％、若しくは
　Ｎｂ：０．００１～０．１０％
　又はこれらの両方が成り立つことを特徴とする（１）～（５）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
　（７）
　前記化学組成において、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％、若しくは
　Ｂｉ：０．０００１～０．０１％
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）～（６）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
　本発明によれば、耐水素脆性に優れ、高い引張強度及び降伏比を得ることができる。
図１は、実施例１で採用した熱処理とめっきとの工程を模式的に示す図である。 図２は、実施例２で採用した熱処理とめっきとの工程を模式的に示す図である。
　まず、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、スラブの熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、溶融亜鉛めっき処理及び焼戻し等を経て製造される。従って、溶融亜鉛めっき鋼板及びスラブの化学組成は、溶融亜鉛めっき鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、溶融亜鉛めっき鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１４～０．３％、Ｓｉ：０．００１～２．０％、Ｍｎ：２．０～４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～１．０％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～０．８０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｎｂ：０．０～０．１０％、Ｃａ：０．００～０．０１％、Ｍｇ：０．００～０．０１％、ＲＥＭ（希土類金属：rare earth metal）：０．００～０．０１％、Ｂｉ：０．００～０．０１％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有する。ここで、不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｃ：０．１４～０．３％）
　Ｃは、所望の引張強度を得るために必須の元素である。０．１４％未満では、所望の引張強度が得られないので、０．１４％以上とする。好ましくは０．１７％以上である。一方、０．３％を超えると、耐水素脆性や溶接性が低下するので、０．３％以下とする。好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２２％以下である。
　（Ｓｉ：０．００１～２．０％）
　Ｓｉは、鋼板の高強度化に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が発現しないので、０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、２．０％を超えると、溶融亜鉛めっきとの濡れ性及び合金化速度が低下する。また、Ｓｉがフェライト生成元素であるため、Ｓｉ含有量が２．０％超では、ポリゴナルフェライトの面積率を１０％以下にするのが困難になる。従って、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．５０％以下、より好ましくは０．９０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
　（Ｍｎ：２．０～４．０％）
　Ｍｎは、強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の焼入性向上に有効な元素ではある。２．０％未満では、添加効果が充分に発現しないので、２．０％以上とする。好ましくは２．２％以上である。一方、４．０％を超えると、耐水素脆性が低下するので、４．０％以下とする。好ましくは３．５％以下、より好ましくは３．０％以下である。
　（Ｐ：０．０５％以下）
　Ｐは、固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。しかし、０．０５％を超えると、溶接性及び靱性が低下するので、０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。下限は特に限定しないが、実用的には、０．００１％程度が実質的な下限である。
　（Ｓ：０．０１％以下）
　Ｓは、不純物元素で、少ないほど好ましい元素である。０．０１％を超えると、鋼中でＭｎＳを形成して靱性及び穴広げ性を劣化させるので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００２％以下である。下限は特に限定しないが、実用的には、０．０００１％程度が実質的な下限である。
　（Ｎ：０．０１％以下）
　Ｎは、不純物元素で、少ないほど好ましい元素である。０．０１％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が生成して穴広げ性が低下するので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。下限は特に限定しないが、実用的には、０．００１％程度が実質的な下限である。
　（Ａｌ：０．００１～１．００％）
　Ａｌは、脱酸のために添加する元素である。０．００１％未満では、添加効果が発現しないので、０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、１．００％を超えると、添加効果が飽和するとともに、コストが上昇する他、鋼の変態温度が上昇して熱間圧延時の負荷が増大するので、１．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
　（Ｔｉ：０．００１～０．１０％）
　Ｔｉは、鋼中でＴｉＮを形成してＮを固定し、焼入性の低下因子となるＢＮの生成を抑制する作用をなすとともに、加熱時のオーステナイト粒径を微細化し靱性及び耐水素脆性の向上に寄与する元素である。０．００１％未満であると、添加効果が発現しないので、０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．１０％を超えると、粗大なＴｉ炭化物が生成し、鋼板の靭性及び耐水素脆性が低下するので、０．１０％以下とする。好ましくは０．０７％以下である。
　（Ｂ：０．０００１～０．０１％）
　Ｂは、鋼板の加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、オーステナイト粒界を安定化して鋼の焼入性を高める作用をなすとともに、粒界強度を高めて鋼板の靭性及び耐水素脆性の向上に寄与する元素である。０．０００１％未満であると、添加効果が発現しないので、０．０００１％以上とする。好ましくは０．０００６％以上、より好ましくは０．００１１％以上である。
　一方、０．０１％を超えると、ホウ化物が生成して、鋼の焼入性が阻害されるので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下である。
　Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、必須元素ではなく、鋼板及び鋼に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｍｏ：０～０．５０％）
　Ｍｏは、鋼板の焼入れ性の向上に寄与するとともに、焼鈍工程における加熱後の冷却～めっき浸漬中に生じるベイナイト変態を遅延させて、所要組織の形成に寄与する元素である。また、Ｍｏは、加熱中のオーステナイトの粒径を微細化して靭性及び耐水素脆性の向上に寄与する元素である。従って、Ｍｏが含有されていてもよい。Ｍｏ含有量が０．００１％未満では、添加効果が発現しないので、Ｍｏ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．０５０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、添加は効果が飽和するとともに、製造コストが上昇するので、Ｍｏ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．３０％以下である。つまり、「Ｍｏ：０．００１～０．５０％」が成り立つことが好ましい。
　（Ｃｒ：０～０．８０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％）
　Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも、鋼板の高強度化に有効な元素である。従って、Ｃｒ、Ｎｉ、若しくはＣｕ、又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕのいずれも、含有量が０．００１％未満であると、添加効果が発現しないので、それぞれ、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは、０．０１０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が０．８０％を超えるか、Ｎｉ含有量が１．００％を超えるか、もしくはＣｕ含有量が１．００％を超えると、添加効果が飽和するとともに、製造コストが上昇する。従って、Ｃｒ含有量は０．８０％以下、Ｎｉ含有量は１．００％以下、Ｃｕ含有量は１．００％以下とし、好ましくは、Ｃｒ含有量は０．５０％以下、Ｎｉ含有量は０．５０％以下、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。つまり、「Ｃｒ：０．００１～０．８０％」、「Ｎｉ：０．００１～１．００％」、若しくは「Ｃｕ：０．００１～１．００％」、又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことが好ましい。
　（Ｖ：０～０．５０％、Ｎｂ：０．０～０．１０％）
　Ｖ及びＮｂは、炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する元素である。従って、Ｖ若しくはＮｂ又はこれらの両方が含有されていてもよい。いずれの元素も、含有量が０．００１％未満であると、添加効果が発現しないので、Ｖ含有量及びＮｂ含有量はいずれも、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは、Ｖ含有量は０．０３０％以上、Ｎｂ含有量は０．００５％以上である。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えるか、もしくはＮｂ含有量が０．１０％を超えると、添加効果が飽和するとともに、コストが上昇するので、Ｖ含有量は０．５０％以下、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とし、好ましくはＶ含有量は０．３０％以下、Ｎｂ含有量は０．０５％以下である。つまり、「Ｖ：０．００１～０．５０％」、若しくは「Ｎｂ：０．００１～０．１０％」、又はこれらの両方が成り立つことが好ましい。
　（Ｃａ：０．００～０．０１％、Ｍｇ：０．００～０．０１％、ＲＥＭ：０．００～０．０１％、Ｂｉ：０．００～０．０１％）
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、鋼中介在物の微細分散化に寄与する。また、Ｂｉは、鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する。いずれも、鋼板の靭性及び加工性の向上に寄与する元素である。従って、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、若しくはＢｉ、又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。いずれの元素も、含有量が０．０００１％未満では、添加効果が発現しないので、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、いずれの元素も、０．０１％を超えると、延性を阻害するので、０．０１％以下とし、好ましくは０．００５％以下である。つまり、「Ｃａ：０．０００１～０．０１％」、「Ｍｇ：０．０００１～０．０１％」、「ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％」、若しくは「Ｂｉ：０．０００１～０．０１％」、又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことが好ましい。
　次に、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の鋼組織の限定理由について説明する。以下の説明において、鋼組織を構成する相又は組織の割合の単位である「％」は、特に断りがない限り任意の断面における面積率（％）を意味する。本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、面積率で、ポリゴナルフェライト：１０％以下、上部ベイナイト：２０％以下、残留オーステナイト：５％以下、マルテンサイト：７０％以上、１×１０６／ｍｍ２以上の個数密度でＦｅ炭化物を有するマルテンサイト：全マルテンサイトに対して５０％以上、かつ、平均有効結晶粒径：５．０μｍ以下で表される鋼組織を有する。
　（ポリゴナルフェライト：１０％以下、上部ベイナイト：２０％以下）
　ポリゴナルフェライトが１０％を超える、又は、上部ベイナイトが２０％を超えると、鋼板が軟質化し７５％以上の降伏比を得ることが困難となるので、ポリゴナルフェライトは１０％以下とし、上部ベイナイトは２０％以下とする。好ましくは、ポリゴナルフェライトは５％以下、上部ベイナイトは１０％以下である。
　（残留オーステナイト：５％以下）
　残留オーステナイトが５％を超えると、プレス成型後に加工誘起変態により残留オーステナイトから変態したフレッシュマルテンサイトが水素脆化に影響し、優れた耐水素脆化特性を得ることが困難となるので、残留オーステナイトは５％以下とする。好ましくは２％以下である。
　（マルテンサイト：７０％以上）
　マルテンサイトが７０％未満であると、所要の強度を確保できないので、７０％以上とする。好ましくは８０％以上である。
　鋼組織の面積率の算出は次のように行う。ポリゴナルフェライト、上部ベイナイト、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積率については、鋼板の圧延方向断面を切出し、ナイタール液で鋼組織を現出し、現出した鋼組織における１／８～３／８厚さ位置を走査型電子顕微鏡（倍率：５０００倍、１０視野）で撮影し、得られた組織写真から、ポイントカウンティング法によって算出した平均値を面積率とする。
　残留オーステナイトの面積率については、鋼板の１／４厚さの面を観察面としてＸ線回折を行い、ｂｃｃとｆｃｃのピーク面積比から算出した値を面積率とする。
　（１×１０６／ｍｍ２以上の個数密度でＦｅ炭化物を有するマルテンサイト：全マルテンサイトに対して５０％以上）
　７５％以上の降伏比と優れた耐水素脆化特性とを両立させるため、鋼組織に含まれるマルテンサイトのうち、面積率で５０％以上の領域を、個数密度１．０×１０６／ｍｍ２以上のＦｅ炭化物を有するマルテンサイトとする。
　個数密度１．０×１０６／ｍｍ２以上のＦｅ炭化物を有するマルテンサイトが全マルテンサイトの５０％未満であると、７５％以上の降伏比を得ることが困難であるので、個数密度１．０×１０６／ｍｍ２以上のＦｅ炭化物を有するマルテンサイトは５０％以上とする。好ましくは６５％以上である。また、Ｆｅ炭化物の個数密度が１．０×１０６／ｍｍ２未満であると、優れた耐水素脆化特性が得られないので、Ｆｅ炭化物の個数密度は１．０×１０６／ｍｍ２以上とする。好ましくは５．０×１０６／ｍｍ２以上である。
　マルテンサイトに存在するＦｅ炭化物の個数密度については、鋼板の圧延方向断面を切出し、ナイタール液で鋼組織を現出し、現出した鋼組織における１／８～３／８厚さ位置を走査型電子顕微鏡（倍率：５０００倍、１０視野）で撮影し、得られた組織写真においてＦｅ炭化物の個数を測定し、個数密度を算出する。
　（平均有効結晶粒径：５．０μｍ以下）
　有効結晶粒径は、結晶方位差１０°以上の粒界に囲まれた領域（後述する）の大きさ（粒径）を意味する。例えば、マルテンサイトでは、ブロック粒径に相当する。
　優れた耐水素脆化特性を得るため、平均有効結晶粒径を５．０μｍ以下とする。平均有効結晶粒径が５．０μｍを超えると、大角粒界の粒界面積が減少して耐水素脆化特性が低下するので、平均有効結晶粒径は５．０μｍ以下とする。好ましくは４．０μｍ以下である。
　平均有効結晶粒径については、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy）法で測定する。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱で形成される菊池パターンを高感度カメラで撮影する。そして、コンピュータによる画像処理で照射点の結晶方位を短待間で測定する。また、ソフトウエアを用いて測定値を解析することが可能である。
　ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、鋼組織の微細構造及び結晶方位を定量的に解析することができる。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法における分解能は、ＳＥＭの分解能に依存するが、最小２０ｎｍの分解能で解析することができる。本発明においては、有効結晶粒界となりうるブロック境界を認識するため閾値１０°で鋼の結晶粒界を定義し、方位差１０°以上の結晶粒界をマッピングした画像において結晶粒を可視化して、平均結晶粒径を求める。
　（鋼全体の平均転位密度：１．０×１０１５／ｍ２～１．０×１０１６／ｍ２）
　１３００ＭＰａ以上の引張強度と、優れた耐水素脆化特性とを両立させるために、鋼全体の平均転位密度を１．０×１０１５／ｍ２～１．０×１０１６／ｍ２とすることが好ましい。転位は、材料の強化に寄与するため、高強度化という観点では多量に含む方が良いが、水素脆化特性の観点で、少ない方が好ましい。平均転位密度が１．０×１０１５／ｍ２未満であると、１３００ＭＰａ以上の引張強度が得られないため、好ましくは１．０×１０１５／ｍ２以上とし、より好ましくは５．０×１０１５／ｍ２以上である。
　一方、平均転位密度が１．０×１０１６／ｍ２を超えると、鋼中の転位と水素との相互作用により、鋼材中の侵入水素量が増加して耐水素脆化特性が劣化するため、好ましくは１．０×１０１６／ｍ２以下とし、より好ましくは０．５×１０１６／ｍ２以下である。
　鋼全体の平均転位密度については、非特許文献「ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６」の「Ｘ線回折を利用した転位密度の評価方法」に記載の方法に準じて、（１１０）α、（２１１）α、（２２０）αの半価幅から平均転位密度を算出する。
　上記のような構成の本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板によれば、例えば、１３００ＭＰａ以上の引張強度、７５％以上の降伏比、及び優れた耐水素脆化特性が得られる。引張強度が１３００ＭＰａ未満であると、軽量化と衝突安全性を確保することが困難になることがあるため、１３００ＭＰａ以上の引張強度が得られることが好ましく、１３５０ＭＰａ以上の引張強度が得られることがより好ましい。降伏比が７５％未満であると、衝突安全性を確保することが困難になることがあるため、７５％以上の降伏比が得られることが好ましく、８０％以上の降伏比が得られることが好ましい。
　固溶Ｂ量が０．００１０質量％以上であることが好ましく、旧オーステナイト粒径が１．０μｍ～７．０μｍであることが好ましい。固溶Ｂは旧オーステナイト粒の粒界強度を高めて鋼板の靭性及び耐水素脆性の向上に寄与する。しかし、固溶Ｂ量が０．００１０質量％未満では、十分な靱性及び耐水素脆性が得られないことがある。従って、固溶Ｂ量は好ましくは０．００１０質量％以上とし、より好ましくは０．００１５質量％以上とする。また、旧オーステナイト粒径が１．０μｍ未満では、旧オーステナイト粒の粒界面積が大きすぎて固溶Ｂによる粒界強度の向上が十分とならないことがある。従って、旧オーステナイト粒径は好ましくは１．０μｍ以上とし、好ましくは２．０μｍ以上である。一方、旧オーステナイト粒径が７．０μｍ超では、材料の靭性が劣化するため耐水素脆化特性も劣化する。従って、旧オーステナイト粒径は好ましくは７．０μｍ以下とする。
　固溶Ｂ量は、溶融亜鉛めっき鋼板に含まれるＢの総質量からボロン化物等の析出物に含まれるＢの質量を減ずることにより算出できる。析出物に含まれるＢの質量は、抽出残渣法によりＢ析出物の質量を測定し、これをＢ析出物に含まれるＢの質量に換算することで得られる。抽出残渣法にＢ析出物の定量方法は、例えば非特許文献２に記載されている。旧オーステナイト粒径は、鋼板の圧延方向断面を切出し、ピクリン酸アルコール溶液で旧オーステナイト粒界を現出し、現出した旧オーステナイト粒界における１／８～３／８厚さ位置を走査型電子顕微鏡（倍率：１０００倍、５視野）で撮影し、得られた組織写真から線分法により算出した平均値を用いる。
　固溶Ｂ量と旧オーステナイト粒径との積が０．００１０質量％・μｍ以上であることが好ましい。旧オーステナイト粒径が小さいほど、旧オーステナイト粒の粒界面積が大きい。このため、一定の粒界強度を得るためには、旧オーステナイト粒径が小さいほど、多くの固溶Ｂが必要とされる。このような観点で本発明者らが調査を行ったところ、固溶Ｂ量と旧オーステナイト粒径との積が０．００１０質量％・μｍ以上の場合に、特に優れた耐水素脆化特性が得られることが明らかになった。
　次に、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。この製造方法では、上記の化学組成を有するスラブの熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理及び焼戻しをこの順で行う。
　熱間圧延では、スラブ加熱、粗圧延、仕上げ圧延及び冷却を行う。
　スラブ加熱温度は１１８０℃以上とする。スラブ加熱温度が１１８０℃未満では、スラブ中のボロン化合物を十分に溶解させることができず、十分な量の固溶ボロンを確保できない。スラブとしては、例えば、連続鋳造で得たスラブ、造塊法で作製したスラブ、薄スラブ鋳造法で鋳造したスラブを用いることができる。スラブは鋳造後に１１８０℃以上の温度に保持したまま熱間圧延設備に供してもよく、１１８０℃未満の温度、例えば室温まで冷却した後に加熱して熱間圧延設備に供してもよい。
　粗圧延では、温度を１０５０℃以上１１５０℃以下とし、総圧下率を５０％以上とする。熱間圧延中に十分に再結晶を生じさせ、熱延鋼板の組織を均質なものにするためである。
　仕上げ圧延では、１０５０℃以下の温度で行う最初のパスから、最後から２番目のパスまでの総圧下率を６０％以上９５％以下とし、最終パスの圧延率を５％以上３０％以下とし、最終パスの温度を８８０℃以上９８０℃以下とする。１０５０℃以下の温度で行う最初のパスから、最後から２番目のパスまでの総圧下率が９５％超であったり、最終パスの圧延率が３０％超であったりすると、仕上げ圧延中にボロン化物の析出が促進され、十分な量の固溶ボロンを確保できない。最終パスの温度を８８０℃未満でも、仕上げ圧延中にボロン化物の析出が促進され、十分な量の固溶ボロンを確保できない。１０５０℃以下の温度で行う最初のパスから、最後から２番目のパスまでの総圧下率が６０％未満であったり、最終パスの圧延率が１０％未満であったりすると、熱延鋼板の組織が粗大化し、所望の有効結晶粒径が得られない。
　冷却は仕上げ圧延終了から１秒間以上経過してから行い、５℃／秒以上５０℃／秒以下の冷却速度で４５０℃以上７００℃以下の温度まで冷却し、その温度で巻き取りを行う。冷却を仕上げ圧延終了から１秒間以上経過する前に開始すると、オーステナイトが十分に再結晶せず、異方性が顕在化する。冷却速度が５℃／秒未満であると、高温域でのフェライト変態が促進され、熱延鋼板の組織が粗大化し、所望の有効結晶粒径が得られない。冷却速度の上限は特に設けないが、実質５０℃／秒以上とすることは困難である。巻き取り温度が７００℃超では、熱延鋼板の組織が粗大化し、所望の有効結晶粒径が得られなかったり、ボロン化物の析出が促進され、十分な量の固溶ボロンを確保できなかったりする。巻き取り温度が４５０℃未満では、熱延鋼板の強度が過剰となり、その後の冷間圧延が困難になる。巻き取り温度は好ましくは５００℃以上６５０℃以下とする。
　巻き取り後に、熱延鋼板の酸洗を常法に従って行う。熱延鋼板のスキンパス圧延を行ってもよい。スキンパス圧延により、形状を矯正したり、酸洗性を向上したりすることができる。
　冷間圧延では、圧下率を２０％以上８０％以下とする。圧下率が２０％未満では、焼鈍において微細なオーステナイト粒を得ることができない。一方、圧下率が８０％超では、圧延加重が過大となり冷延ミルの負荷増大を招く。圧下率は好ましくは３０％以上７０％以下とする。
　連続焼鈍では、昇温、保持、及び冷却を行う。
　昇温では、７００℃以上Ａｃ３点以下の温度域における平均加熱速度を０．１℃／秒以上１０℃／秒以下とする。この平均加熱速度を１０℃／秒以下とすることで、ボロン元素のオーステナイト粒界への偏析を促進することができる。一方、この平均加熱速度が０．１℃／秒未満では、鋼板の加熱に長時間を要し、生産性が損なわれるため、これを実質的な下限とする。
　昇温後、Ａｃ３点以上９００℃以下の温度域に１秒間以上５００秒間以下の時間だけ保持する。保持温度がＡｃ３点未満であったり、保持時間が１秒間未満であったりすると、十分にオーステナイト化することができない。一方、保持温度が９００℃超では、オーステナイト粒が粗大化し、有効結晶粒径が過大となって耐水素脆性が劣化する。保持時間が５００秒間超では、生産性が損なわれる。
　保持後、保持温度から４５０℃以上６００℃以下の温度までの冷却を行う。保持温度から６５０℃までの平均冷却速度は０．５℃／秒以上とする。この平均冷却速度が０．５℃／秒未満では、フェライト変態が過剰に進行し、ポリゴナルフェライトの面積率が１０％を超えることがある。６５０℃から４５０℃以上６００℃以下の温度までの平均冷却速度は３℃／秒以上とする。この平均冷却速度が３℃／秒未満では、フェライト変態が過剰に進行し、ポリゴナルフェライトの面積率が１０％を超えることがある。３℃／秒以上の平均冷却速度で４５０℃未満の温度まで冷却を継続すると、上部ベイナイトの生成が促進されて、上部ベイナイトの面積率が２０％を超えることがある。３℃／秒以上の平均冷却速度での冷却は、好ましくは４７０℃以上で停止する。３℃／秒以上の平均冷却速度での冷却を６００℃超で停止すると、その後にフェライトの生成が促進されて、フェライト面積率が１０％を超えることがある。保持温度から４５０℃以上６００℃以下の温度までの平均冷却速度を３℃／秒以上としてもよい。
　溶融亜鉛めっき処理では、保持及びめっき浴への浸漬を行う。
　保持時間は、連続焼鈍の３℃／秒以上の平均冷却速度での冷却から開始し、保持温度を４５０℃以上６００℃以下、保持時間を１秒間以上１０００秒間以下とする。保持温度が４５０℃未満では、上部ベイナイトの生成が促進され、保持温度が６００℃超では、フェライトの生成が促進される。保持時間が１０００秒間超では、上部ベイナイトが過剰に生成する。保持時間は好ましくは５００秒以下、より好ましくは１００秒以下とする。保持時間を１秒未満とすることは、実操業上困難である。
　めっき浴としては、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ及びＰｂ等の不純物が含まれていてもよい。例えば、めっき浴の温度は４２０℃以上５００℃以下、鋼板の侵入板温は４２０℃以上５００℃以下、浸漬時間は５秒間以下、目付量は片面あたり２５ｇ／ｍ２以上７５ｇ／ｍ２以下とする。目付量は、例えばガスワイピング等の公知の方法で制御することができる。
　合金化処理では、処理温度への制御及び冷却を行う。
　合金化処理の処理温度は４８０℃以上６００℃以下とする。めっき浴後の鋼板の温度が４８０℃未満になっている場合、４８０℃以上６００℃以下の温度まで加熱する。処理温度が４８０℃未満では、合金化の進行が遅く、生産性が損われたり、合金化のむらが発生したりすることがある。処理温度は好ましくは５００℃以上とする。一方、処理温度が６００℃超では、合金化が過度に進行して、鋼板のパウダリング性が劣化する。処理温度は好ましくは５８０℃以下とする。
　その後、合金化処理の処理温度から（Ｍｓ点－８０℃）以下の温度までの冷却を行う。この冷却での平均冷却速度は５℃／秒以上とする。この平均冷却速度が５℃／秒未満では、ベイナイトが過剰に生成し、所望のミクロ組織を得ることが困難となることがある。５℃／秒以上の平均冷却速度での冷却を（Ｍｓ点－８０℃）超で停止すると、マルテンサイトの生成量が不足し、１×１０６／ｍｍ２以上の個数密度でＦｅ炭化物を有するマルテンサイトの量が不足する。５℃／秒以上の平均冷却速度での冷却の停止温度は好ましくは（Ｍｓ点－１２０）℃以下とする。
　焼戻しでは、２００℃以上４００℃以下の温度域に５秒間以上５００秒間以下の保持を行う。保持温度が２００℃未満であったり、保持時間が５秒間未満であったりすると、焼戻しが不十分となり、その結果、１×１０６／ｍｍ２以上の個数密度でＦｅ炭化物を有するマルテンサイトが全マルテンサイトの５０％未満となったり、平均転位密度が１．０×１０１６／ｍ２超となったりすることがある。保持温度は好ましくは２２０℃以上とする。一方、保持温度が４００℃超であったり、保持時間が５００秒間超であったりすると、焼戻しが過剰になり、その結果、十分な引張強度が得られない。保持温度は好ましくは３５０℃以下とする。焼戻しは、溶融亜鉛めっきライン内にて一連の熱処理として行ってもよく、溶融亜鉛めっき処理の後に常温で巻き取った後に熱処理装置を用いた熱処理として行ってもよい。
　合金化処理における５℃／秒以上の平均冷却速度での冷却の停止温度が２００℃以上４００℃以下である場合、そのまま２００℃以上４００℃以下の温度域に５秒間以上５００秒間以下保持してもよい。合金化処理における５℃／秒以上の平均冷却速度での冷却の停止温度が２００℃未満の場合は、２００℃以上４００℃以下の温度まで加熱する。この際の昇温速度は生産性の観点から好ましくは１℃／秒以上とする。
　合金化処理は省略してもよい。この場合、めっき浴から排出した鋼板を５℃／秒以上の平均冷却速度で（Ｍｓ点－８０℃）以下の温度まで冷却し、その後、２００℃以上４００℃以下の温度域に５秒間以上５００秒間以下保持する焼戻しを行う。合金化処理を省略した場合でめっき浴から排出した時の温度が２００℃以上３６０℃以下である場合、焼戻しのためにそのまま２００℃以上４００℃以下の温度域に５秒間以上５００秒間以下保持してもよい。めっき浴から排出した時の温度が２００℃未満の場合は、焼戻しのために２００℃以上４００℃以下の温度まで加熱する。この際の昇温速度は生産性の観点から好ましくは１℃／秒以上とする。
　溶融亜鉛めっき処理後に調質圧延を行ってもよい。調質圧延により、例えば、鋼板の平坦度を矯正したり、表面粗度を調整したりすることができる。調質圧延による伸び率は、延性の劣化を避けるため、２％以下とすることが好ましい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（実施例１）
　表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋳片とし、該鋳片に、表２に示す熱延条件で熱間圧延を施して、厚さ３ｍｍの熱延鋼板とした。該熱延鋼板に酸洗を施した後、表２に示す冷延条件（圧下率）で冷間圧延を施し、厚さ１．２ｍｍの冷延鋼板とした。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた冷延鋼板に、図１及び表３に示す熱処理条件で熱処理を施した後、図１及び表３に示すめっき条件で溶融亜鉛めっきを施した。さらに、図１及び表３に示す条件で合金化処理、二次冷却、再加熱、及び三次冷却を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に直角の方向においてＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ　Ｔ　１００１　穴拡げ試験方法」に従って、穴広げ率（λ）を測定した。さらに前述の方法に従って、鋼組織を同定した。
　耐水素脆化特性の評価は、以下の試験方法で行った。
　得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、クリアランス１０％で３０ｍｍφに打ち抜いた試験片を採取し、打ち抜いた試験片をｐＨ１の塩酸水溶液に最長２４時間浸漬した。３時間毎に試験片の打抜き端面を観察し、割れの有無を観察した。１２時間の浸漬の後も割れが認められないものを合格とした。
　表４と表５（表４の続き）に、得られた結果を示す。表４又は表５中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　化学組成及び製造方法が、本発明の範囲内にある発明例では、鋼組織が本発明の範囲にあり、１３００ＭＰａ以上の引張強度、７５％以上の降伏比（ＹＲ）、良好な耐水素脆性が得られている。一方、化学組成及び鋼組織の一方又は両方が、本発明の範囲外にある比較例では、所望の機械特性が得られていない。
　（実施例２）
　表１に示す化学組成の鋼板の一部に、表６に示す熱延条件で熱間圧延を施し、厚さ３ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板に酸洗を施した後、表６に示す冷延条件（圧下率）で冷間圧延を施し、厚さ１．２ｍｍの冷延鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　得られた冷延鋼板に、図２及び表７に示す熱処理条件で熱処理を施した後、図２及び表７に示すめっき条件で溶融亜鉛めっきを施した。さらに、図２及び表７に示す条件で二次冷却、再加熱、及び三次冷却を行い、溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に直角の方向においてＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ　Ｔ　１００１　穴拡げ試験方法」に従って、穴広げ率（λ）を測定した。前述の方法に従って、鋼組織を同定した。
　耐水素脆化特性の評価は、以下の試験方法で行った。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、クリアランス１０％で３０ｍｍφに打ち抜いた試験片を採取し、打ち抜いた試験片をｐＨ１の塩酸水溶液に最長２４時間浸漬した。３時間毎に試験片の打抜き端面を観察し、割れの有無を観察した。１２時間の浸漬の後も割れが認められないものを合格とした。
　表８に、得られた結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８に示す実施例（発明例）においては、いずれも、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつ、鋼組織が本発明の範囲にあるので、１３００ＭＰａ以上の引張強度、７５％以上の降伏比（ＹＲ）、良好な耐水素脆性が得られている。
　本発明は、例えば、自動車の車体や部品に好適な鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１４～０．３％、
    　Ｓｉ：０．００１～２．０％、
    　Ｍｎ：２．０～４．０％、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０１％以下、
    　Ｎ　：０．０１％以下、
    　Ａｌ：０．００１～１．０％、
    　Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
    　Ｂ　：０．０００１～０．０１％、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｃｒ：０～０．８０％、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｖ　：０～０．５０％、
    　Ｎｂ：０．０～０．１０％、
    　Ｃａ：０．００～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．００～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．００～０．０１％、
    　Ｂｉ：０．００～０．０１％、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    　で表される化学組成を有し、
    　面積率で、
    　ポリゴナルフェライト：１０％以下、
    　上部ベイナイト：２０％以下、
    　残留オーステナイト：５％以下、
    　マルテンサイト：７０％以上、
    　１×１０６／ｍｍ２以上の個数密度でＦｅ炭化物を有するマルテンサイト：全マルテンサイトに対して５０％以上、かつ、
    　平均有効結晶粒径：５．０μｍ以下、
    　で表される鋼組織を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　固溶Ｂ量が０．００１０質量％～０．０１００質量％であり、旧オーステナイト粒径が１．０μｍ～７．０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　固溶Ｂ量と旧オーステナイト粒径との積が０．００１０質量％・μｍ以上であることを特徴とする請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記化学組成において、
    　Ｍｏ：０．００１～０．５０％
    が成り立つことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記化学組成において、
    　Ｃｒ：０．００１～０．８０％、
    　Ｎｉ：０．００１～１．００％、若しくは
    　Ｃｕ：０．００１～１．００％
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記化学組成において、
    　Ｖ：０．００１～０．５０％、若しくは
    　Ｎｂ：０．００１～０．１０％
    　又はこれらの両方が成り立つことを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 　前記化学組成において、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％、若しくは
    　Ｂｉ：０．０００１～０．０１％
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
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Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020162561A1 (ja) * 2019-02-06 2020-08-13 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2020203158A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日本製鉄株式会社 鋼板
KR20200128743A (ko) * 2018-04-17 2020-11-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
WO2021125283A1 (ja) 2019-12-19 2021-06-24 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JPWO2021149676A1 (ja) * 2020-01-22 2021-07-29
US11274355B2 (en) * 2017-02-16 2022-03-15 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet and method for producing same
WO2022270100A1 (ja) * 2021-06-24 2022-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材
US20230125053A1 (en) * 2020-01-31 2023-04-20 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Galvanized steel sheet for hot stamping, hot stamped part, and method for producing hot-stamped part
JP7488351B2 (ja) 2020-03-02 2024-05-21 アルセロールミタル 高強度冷間圧延合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3318652B1 (en) * 2015-06-30 2021-05-26 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength galvannealed steel sheet
KR102164088B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-13 주식회사 포스코 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102164092B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-13 주식회사 포스코 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판
KR102209612B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-29 주식회사 포스코 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판과 이들의 제조방법
KR102164086B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-13 주식회사 포스코 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판과 이들의 제조방법
JP7028381B1 (ja) * 2020-06-30 2022-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP7031801B1 (ja) * 2020-06-30 2022-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2022019209A1 (ja) * 2020-07-20 2022-01-27 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法

Citations (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06145893A (ja) 1992-11-05 1994-05-27 Kawasaki Steel Corp 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JPH06145891A (ja) 1992-11-05 1994-05-27 Kawasaki Steel Corp 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH09111398A (ja) 1995-10-19 1997-04-28 Nkk Corp 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
JPH101740A (ja) 1996-06-12 1998-01-06 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法
JP2004323951A (ja) 2003-04-28 2004-11-18 Nippon Steel Corp 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2007197819A (ja) 2005-12-28 2007-08-09 Kobe Steel Ltd 超高強度薄鋼板
JP2009203549A (ja) 2008-01-31 2009-09-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板とその製造方法
JP2009287102A (ja) * 2008-05-30 2009-12-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2010126787A (ja) 2008-11-28 2010-06-10 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性および加工性に優れた超高強度鋼板とその製造方法
JP2011052321A (ja) * 2009-08-06 2011-03-17 Jfe Steel Corp 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2011065591A1 (ja) 2009-11-30 2011-06-03 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰa以上の高強度鋼板及びその製造方法
WO2011105385A1 (ja) 2010-02-26 2011-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
WO2013047821A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2013047755A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013144830A (ja) 2012-01-13 2013-07-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2014118613A (ja) * 2012-12-18 2014-06-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法
WO2014185405A1 (ja) * 2013-05-14 2014-11-20 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP2015175050A (ja) * 2014-03-17 2015-10-05 新日鐵住金株式会社 衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3587115B2 (ja) * 2000-01-24 2004-11-10 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4320913B2 (ja) * 2000-04-20 2009-08-26 住友金属工業株式会社 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
JP2004032951A (ja) 2002-06-28 2004-01-29 Fujitsu General Ltd 誘導電動機
JP4165272B2 (ja) * 2003-03-27 2008-10-15 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US8084143B2 (en) * 2003-09-30 2011-12-27 Nippon Steel Corporation High-yield-ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield-ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same
JP3889767B2 (ja) * 2005-03-31 2007-03-07 株式会社神戸製鋼所 溶融亜鉛めっき用高強度鋼板
US7887648B2 (en) 2005-12-28 2011-02-15 Kobe Steel, Ltd. Ultrahigh-strength thin steel sheet
JP4894863B2 (ja) * 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US7964499B2 (en) 2008-05-13 2011-06-21 Samsung Electronics Co., Ltd. Methods of forming semiconductor solar cells having front surface electrodes
JP5370104B2 (ja) * 2009-11-30 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5136609B2 (ja) 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2730666B1 (en) * 2011-07-06 2018-06-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a cold-rolled steel sheet
CA2850044C (en) * 2011-09-30 2016-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
JP6001883B2 (ja) 2012-03-09 2016-10-05 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
KR20150029736A (ko) * 2012-07-31 2015-03-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법
US10196726B2 (en) * 2013-02-26 2019-02-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent baking hardenability and low temperature toughness with maximum tensile strength of 980 MPa or more
KR101766567B1 (ko) 2013-05-21 2017-08-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
CN106661698B (zh) 2014-08-28 2018-09-04 杰富意钢铁株式会社 延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板以及其制造方法
MX2017010340A (es) * 2015-02-13 2018-01-23 Jfe Steel Corp Lamina de acero galvanizada de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.

Patent Citations (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06145893A (ja) 1992-11-05 1994-05-27 Kawasaki Steel Corp 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JPH06145891A (ja) 1992-11-05 1994-05-27 Kawasaki Steel Corp 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH09111398A (ja) 1995-10-19 1997-04-28 Nkk Corp 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
JPH101740A (ja) 1996-06-12 1998-01-06 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法
JP2004323951A (ja) 2003-04-28 2004-11-18 Nippon Steel Corp 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2007197819A (ja) 2005-12-28 2007-08-09 Kobe Steel Ltd 超高強度薄鋼板
JP2009203549A (ja) 2008-01-31 2009-09-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板とその製造方法
JP2009287102A (ja) * 2008-05-30 2009-12-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2010126787A (ja) 2008-11-28 2010-06-10 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性および加工性に優れた超高強度鋼板とその製造方法
JP2011052321A (ja) * 2009-08-06 2011-03-17 Jfe Steel Corp 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2011065591A1 (ja) 2009-11-30 2011-06-03 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰa以上の高強度鋼板及びその製造方法
WO2011105385A1 (ja) 2010-02-26 2011-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
WO2013047821A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2013047755A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013144830A (ja) 2012-01-13 2013-07-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2014118613A (ja) * 2012-12-18 2014-06-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法
WO2014185405A1 (ja) * 2013-05-14 2014-11-20 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP2015175050A (ja) * 2014-03-17 2015-10-05 新日鐵住金株式会社 衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
CAMP-ISIJ, vol. 17, 2004, pages 396
TETSU-TO-HAGANE, vol. 74, 1988, pages 2353

Cited By (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11274355B2 (en) * 2017-02-16 2022-03-15 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet and method for producing same
US11434555B2 (en) 2018-04-17 2022-09-06 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
KR20200128743A (ko) * 2018-04-17 2020-11-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
CN111971409A (zh) * 2018-04-17 2020-11-20 日本制铁株式会社 热轧钢板
KR102412013B1 (ko) * 2018-04-17 2022-06-22 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
JP6750772B1 (ja) * 2019-02-06 2020-09-02 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US11905570B2 (en) 2019-02-06 2024-02-20 Nippon Steel Corporation Hot dip galvanized steel sheet and method for producing same
WO2020162561A1 (ja) * 2019-02-06 2020-08-13 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3922745A4 (en) * 2019-02-06 2022-08-17 Nippon Steel Corporation HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
WO2020203158A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日本製鉄株式会社 鋼板
JP7196997B2 (ja) 2019-03-29 2022-12-27 日本製鉄株式会社 鋼板
JPWO2020203158A1 (ja) * 2019-03-29 2021-10-21 日本製鉄株式会社 鋼板
KR20220095232A (ko) 2019-12-19 2022-07-06 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
WO2021125283A1 (ja) 2019-12-19 2021-06-24 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
CN115003839A (zh) * 2020-01-22 2022-09-02 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
JPWO2021149676A1 (ja) * 2020-01-22 2021-07-29
JP7364942B2 (ja) 2020-01-22 2023-10-19 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
US20230125053A1 (en) * 2020-01-31 2023-04-20 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Galvanized steel sheet for hot stamping, hot stamped part, and method for producing hot-stamped part
JP7488351B2 (ja) 2020-03-02 2024-05-21 アルセロールミタル 高強度冷間圧延合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2022270100A1 (ja) * 2021-06-24 2022-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材
JP7193044B1 (ja) * 2021-06-24 2023-01-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材

Also Published As

Publication number Publication date
EP3438307A1 (en) 2019-02-06
BR112018071668A2 (pt) 2019-02-19
EP3438307A4 (en) 2019-08-28
US10718044B2 (en) 2020-07-21
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